WO2022254847A1 - 鋼板 - Google Patents

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WO2022254847A1
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steel sheet
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rolling
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諭 弘中
真衣 永野
泰弘 伊藤
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日本製鉄株式会社
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    • C21D2211/009—Pearlite

Definitions

  • the present invention relates to steel sheets.
  • Ghost lines are caused by preferential deformation around the soft phase when a steel plate having a hard phase and a soft phase such as DP (Dual Phase) steel is press-formed, resulting in minute irregularities on the surface of the order of 1 mm. That is. Since the unevenness forms a striped pattern on the surface, a press-molded product with ghost lines has poor appearance quality.
  • An object of the present invention is to provide a steel sheet capable of realizing excellent appearance quality in a molded product.
  • the gist of the present invention is the following steel plate.
  • Chemical composition is mass %, C: 0.030% to 0.145%, Si: 0% to 0.500%, Mn: 0.50% to 2.50%, P: 0% to 0.100%, S: 0% to 0.020%, Al: 0% to 1.000%, N: 0% to 0.0100%, B: 0% to 0.0050%, Mo: 0% to 0.80%, Ti: 0% to 0.200%, Nb: 0% to 0.10%, V: 0% to 0.20%, Cr: 0% to 0.80%, Ni: 0% to 0.25% O: 0% to 0.0100%, Cu: 0% to 1.00%, W: 0% to 1.00%, Sn: 0% to 1.00%, Sb: 0% to 0.20%, Ca: 0% to 0.0100%, Mg: 0% to 0.0100%, Zr: 0% to 0.0100%, REM: 0% to 0.0100%, the remainder being iron and impurities,
  • the metal structure consists of ferrite with a volume fraction of 70 to
  • the area of the hard phase connected in the rolling direction by 100 ⁇ m or more is 30% or less of the total area of the hard phase.
  • the steel plate according to (2) In the region of 1/4 to 1/2 in the plate thickness direction, the area of the hard phase connected in the rolling direction by 100 ⁇ m or more is 30% or less of the total area of the hard phase.
  • the average value of the Vickers hardness H 1/4 at the 1/4 position in the plate thickness direction is 150 to 300, The steel sheet according to any one of the above (1) to (4), wherein the average value of the Vickers hardness H 1/2 at the 1/2 position in the thickness direction is 155 to 305.
  • the present inventors have studied a method for suppressing the generation of ghost lines after press-forming a high-strength steel sheet.
  • a steel sheet such as DP (Dual Phase) steel in which a hard phase and a soft phase coexist
  • the area around the soft phase is mainly deformed during forming, and fine unevenness is generated on the surface of the steel sheet, resulting in ghost lines.
  • a so-called appearance defect may occur.
  • a ghost line is formed in a band shape (stripe shape) by swelling and deformation so that a soft phase is depressed during press forming of a steel sheet while a hard phase is not depressed or rather becomes convex.
  • a band-like structure is formed in a hard phase such as martensite.
  • the inventor found that it is possible to suppress the band-like hard phase in the final product by controlling the hot-rolled structure and suppressing the band-like structure during the production of the steel sheet.
  • the steel sheet according to the present embodiment has a chemical composition in mass% of C: 0.030% to 0.145%, Si: 0% to 0.500%, Mn: 0.50% to 2.50%, P: 0% to 0.100%, S: 0% to 0.020%, Al: 0% to 1.000%, N: 0% to 0.0100%, B: 0% to 0.0050%, Mo: 0% to 0.80%, Ti: 0% to 0.200%, Nb: 0% to 0.10%, V: 0% to 0.20%, Cr: 0% to 0.80%, Ni: 0% to 0.25% O: 0% to 0.0100%, Cu: 0% to 1.00%, W: 0% to 1.00%, Sn: 0% to 1.00%, Sb: 0% to 0.20%, Ca: 0% to 0.0100%, Mg: 0% to 0.0100%, Zr: 0% to 0.0100%, REM: 0% to 0.0100%, The balance is iron and impurities. Each element will be described below.
  • C is an element that increases the strength of the steel sheet.
  • the C content should be 0.030% or more.
  • the C content is preferably 0.035% or more, more preferably 0.040% or more, still more preferably 0.050% or more, still more preferably 0.060% That's it.
  • the C content is made 0.145% or less.
  • the C content is preferably 0.110% or less, more preferably 0.090% or less.
  • Si is a deoxidizing element for steel, and is an effective element for increasing the strength without impairing the ductility of the steel sheet.
  • the Si content is set to 0.500% or less.
  • the Si content is preferably 0.450% or less, more preferably 0.250% or less, even more preferably 0.100% or less.
  • the lower limit of the Si content includes 0%, but in order to improve the strength-formability balance of the steel sheet, the Si content may be 0.0005% or more or 0.0010% or more, more preferably 0.090 %, more preferably 0.100% or more.
  • Mn is an element that enhances the hardenability of steel and contributes to the improvement of strength.
  • the Mn content should be 0.50% or more.
  • the Mn content is preferably 1.20% or more, more preferably 1.40% or more, still more preferably over 1.60%, and even more preferably 1.65% or more.
  • the Mn content is set to 2.50% or less.
  • the Mn content is preferably 2.25% or less, more preferably 2.00% or less, even more preferably 1.80% or less.
  • P is an element that embrittles steel.
  • the P content is preferably 0.080% or less, more preferably 0.050% or less.
  • the lower limit of the P content includes 0%, the production cost can be further reduced by setting the P content to 0.001% or more. Therefore, the P content may be 0.001% or more.
  • S is an element that forms Mn sulfides and deteriorates formability such as ductility, hole expandability, stretch flangeability and bendability of the steel sheet.
  • S content is set to 0.020% or less.
  • the S content is preferably 0.010% or less, more preferably 0.008% or less.
  • the lower limit of the S content includes 0%, the production cost can be further reduced by setting the S content to 0.0001% or more. Therefore, the S content may be 0.0001% or more.
  • Al 0% to 1.000%
  • Al is an element that functions as a deoxidizer and is an element that is effective in increasing the strength of steel.
  • the Al content is set to 1.000% or less.
  • the Al content is preferably 0.650% or less, more preferably 0.600% or less, even more preferably 0.500% or less.
  • the lower limit of the Al content includes 0%, the Al content may be 0.005% or more in order to sufficiently obtain the deoxidizing effect of Al.
  • N is an element that forms nitrides and deteriorates formability such as ductility, hole expandability, stretch flangeability and bendability of the steel sheet.
  • the N content is set to 0.0100% or less.
  • N is also an element that causes welding defects during welding and hinders productivity. Therefore, the N content is preferably 0.0080% or less, more preferably 0.0070% or less, and even more preferably 0.0040% or less.
  • the lower limit of the N content includes 0%, the production cost can be further reduced by setting the N content to 0.0005% or more. Therefore, the N content may be 0.0005% or more.
  • the steel sheet according to this embodiment may contain the following elements as optional elements.
  • the content is 0% when the following optional elements are not contained.
  • B is an element that suppresses phase transformation at high temperatures and contributes to improvement in strength of the steel sheet. Since B does not necessarily have to be contained, the lower limit of the B content includes 0%. In order to sufficiently obtain the strength-improving effect of B, the B content is preferably 0.0001% or more, more preferably 0.0005% or more, and even more preferably 0.0010% or more. Further, when the B content is 0.0050% or less, it is possible to suppress the formation of B precipitates and the decrease in the strength of the steel sheet. Therefore, the B content is 0.0050% or less, preferably 0.0030% or less. The B content may be between 0.0001% and 0.0050%.
  • Mo is an element that suppresses phase transformation at high temperatures and contributes to improvement in strength of the steel sheet. Since Mo does not necessarily have to be contained, the lower limit of the Mo content includes 0%. In order to sufficiently obtain the strength improvement effect of Mo, the Mo content is preferably 0.001% or more, more preferably 0.05% or more, and even more preferably 0.10% or more. In addition, when the Mo content is 0.80% or less, it is possible to suppress a decrease in hot workability and a decrease in productivity. Therefore, the Mo content is 0.80% or less, preferably 0.40% or less, and more preferably 0.20% or less. The Mo content may be between 0.001% and 0.80%, or between 0% and 0.40%. In addition, by including both Cr and Mo, the content of Cr: 0.20% to 0.80% and Mo: 0.05% to 0.80%, the strength of the steel sheet is more reliably improved. preferred because it can
  • Ti is an element that has the effect of reducing the amounts of S, N, and O that generate coarse inclusions that act as starting points for fracture.
  • Ti has the effect of refining the structure and improving the strength-formability balance of the steel sheet.
  • the lower limit of the Ti content includes 0%.
  • the Ti content is preferably 0.001% or more, more preferably 0.010% or more.
  • the Ti content is set to 0.200% or less.
  • the Ti content is preferably 0.080% or less, more preferably 0.060% or less.
  • the Ti content may be from 0% to 0.100% or from 0.001% to 0.200%.
  • Nb is an element that contributes to the improvement of the strength of a steel sheet through strengthening by precipitates, grain refinement strengthening by suppressing the growth of ferrite grains, and dislocation strengthening by suppressing recrystallization. Since Nb does not necessarily have to be contained, the lower limit of the Nb content includes 0%. In order to sufficiently obtain the above effects, the Nb content is preferably 0.001% or more, more preferably 0.005% or more, and even more preferably 0.01% or more. Further, when the Nb content is 0.10% or less, it is possible to promote recrystallization and suppress the remaining non-recrystallized ferrite, thereby ensuring the formability of the steel sheet. Therefore, the Nb content is set to 0.10% or less. The Nb content is preferably 0.05% or less, more preferably 0.04% or less. The Nb content may be between 0.001% and 0.10%.
  • V is an element that contributes to the improvement of the strength of the steel sheet through strengthening by precipitates, grain refinement strengthening by suppressing the growth of ferrite grains, and dislocation strengthening by suppressing recrystallization. Since V does not necessarily have to be contained, the lower limit of the V content includes 0%. In order to sufficiently obtain the strength improvement effect of V, the V content is preferably 0.001% or more, more preferably 0.01% or more, and even more preferably 0.03% or more. Further, when the V content is 0.20% or less, it is possible to suppress the deterioration of the formability of the steel sheet due to the precipitation of a large amount of carbonitrides. Therefore, the V content is set to 0.20% or less. The V content is preferably 0.10% or less. The V content may be 0% to 0.10%, or may be 0.001% to 0.20%.
  • Cr 0% to 0.80%
  • Cr is an element that increases the hardenability of steel and contributes to the improvement of the strength of the steel sheet. Since Cr does not necessarily have to be contained, the lower limit of the Cr content includes 0%. In order to sufficiently obtain the strength improvement effect of Cr, the Cr content is preferably 0.001% or more, more preferably 0.20% or more, and particularly preferably 0.30% or more. In addition, when the Cr content is 0.80% or less, it is possible to suppress the formation of coarse Cr carbides that may serve as starting points for fracture. Therefore, the Cr content is set to 0.80% or less.
  • the Cr content is preferably 0.70% or less, more preferably 0.50% or less. The Cr content may be between 0% and 0.70%, or between 0.001% and 0.80%.
  • Ni is an element that suppresses phase transformation at high temperatures and contributes to improvement in strength of the steel sheet. Since Ni does not necessarily have to be contained, the lower limit of the Ni content includes 0%. In order to sufficiently obtain the strength improvement effect of Ni, the Ni content is preferably 0.001% or more, more preferably 0.05% or more. Moreover, it can suppress that the weldability of a steel plate falls as Ni content is 0.25% or less. Therefore, the Ni content is set to 0.25% or less. The Ni content is preferably 0.20% or less, more preferably 0.15% or less. The Ni content may be between 0.001% and 0.20%.
  • O is an element mixed in during the manufacturing process.
  • the O content may be 0%.
  • the refining time can be shortened and the productivity can be increased. Therefore, the O content may be 0.0001% or more, 0.0005% or more, or 0.0010% or more.
  • the O content should be 0.0100% or less.
  • the O content may be 0.0070% or less, 0.0040% or less, or 0.0020% or less.
  • Cu is an element that exists in steel in the form of fine particles and contributes to the improvement of the strength of the steel sheet.
  • the Cu content may be 0%, the Cu content is preferably 0.001% or more in order to obtain such effects.
  • the Cu content may be 0.01% or more, 0.03% or more, or 0.05% or more.
  • the Cu content is set to 1.00% or less.
  • the Cu content may be 0.60% or less, 0.40% or less, or 0.20% or less.
  • W is an element that suppresses phase transformation at high temperatures and contributes to improvement in strength of the steel sheet.
  • the W content may be 0%, the W content is preferably 0.001% or more in order to obtain such effects.
  • the W content may be 0.01% or more, 0.02% or more, or 0.10% or more.
  • the W content should be 1.00% or less.
  • the W content may be 0.80% or less, 0.50% or less, or 0.20% or less.
  • Sn is an element that suppresses the coarsening of crystal grains and contributes to the improvement of the strength of the steel sheet.
  • the Sn content may be 0%, the Sn content is preferably 0.001% or more in order to obtain such effects.
  • the Sn content may be 0.01% or more, 0.05% or more, or 0.08% or more.
  • the Sn content should be 1.00% or less.
  • the Sn content may be 0.80% or less, 0.50% or less, or 0.20% or less.
  • Sb is an element that suppresses the coarsening of crystal grains and contributes to the improvement of the strength of the steel sheet.
  • the Sb content may be 0%, the Sb content is preferably 0.001% or more in order to obtain such effects.
  • the Sb content may be 0.01% or more, 0.05% or more, or 0.08% or more.
  • the Sb content should be 0.20% or less.
  • the Sb content may be 0.18% or less, 0.15% or less, or 0.12% or less.
  • Ca, Mg, Zr, and REM are elements that contribute to improving the formability of steel sheets.
  • the Ca, Mg, Zr and REM contents may be 0%, but in order to obtain such effects, the Ca, Mg, Zr and REM contents are each preferably 0.0001% or more. , 0.0005% or more, 0.0010% or more, or 0.0015% or more.
  • the content of each of Ca, Mg, Zr and REM can be ensured.
  • the Ca, Mg, Zr and REM contents are each 0.0100% or less, and may be 0.0080% or less, 0.0060% or less, or 0.0030% or less.
  • REM refers to scandium (Sc) with atomic number 21, yttrium (Y) with atomic number 39, and lanthanide (La) with atomic number 57 to lutetium (Lu) with atomic number 71, which are lanthanoids.
  • the REM content is the total content of these elements.
  • the rest of the chemical composition of the steel sheet according to this embodiment may be Fe and impurities.
  • impurities include those that are mixed from steel raw materials or scrap and/or during the steelmaking process, or elements that are allowed within a range that does not impair the properties of the steel sheet according to the present embodiment.
  • impurities H, Na, Cl, Co, Zn, Ga, Ge, As, Se, Tc, Ru, Rh, Pd, Ag, Cd, In, Te, Cs, Ta, Re, Os, Ir, Pt, Au , Pb, Bi, and Po.
  • the total amount of impurities may be 0.200% or less.
  • the chemical composition of the steel sheet mentioned above can be measured by a general analytical method. For example, it may be measured using ICP-AES (Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrometry). Incidentally, C and S may be measured using the combustion-infrared absorption method, and N may be measured using the inert gas fusion-thermal conductivity method.
  • ICP-AES Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrometry
  • C and S may be measured using the combustion-infrared absorption method
  • N may be measured using the inert gas fusion-thermal conductivity method.
  • the coating layer on the surface may be removed by mechanical grinding, and then the chemical composition may be analyzed.
  • the metal structure consists of ferrite with a volume fraction of 70 to 95% and a hard phase with a volume fraction of 5 to 30%
  • the volume fraction of the hard phase is set to 5% or more.
  • the volume fraction of the hard phase is set to 30% or less, so that surface unevenness during molding can be reduced, and the appearance after molding can be improved.
  • the remainder of the metallographic structure other than the hard phase is ferrite, and the volume fraction of ferrite is 70 to 95%.
  • the volume fraction of ferrite is preferably 72% or more, more preferably 75% or more.
  • the volume fraction of the hard phase is preferably 28% or less, more preferably 25% or less.
  • the sum of the volume fractions of ferrite and hard phases in the metallographic structure is 100%.
  • the hard phase is a hard structure that is harder than ferrite, and is composed of, for example, one or more of martensite, bainite, tempered martensite, and pearlite. From the viewpoint of strength improvement, the hard phase preferably comprises one or more of martensite, bainite, and tempered martensite, and more preferably martensite.
  • the volume fraction of the hard phase in the metallographic structure can be obtained by the following method.
  • the metal structure (microstructure) from the W / 4 position or 3W / 4 position of the width W of the obtained steel plate (that is, the position of W / 4 in the width direction from either end of the steel plate in the width direction)
  • a sample (approximately 20 mm in the rolling direction, 20 mm in the width direction, and the thickness of the steel sheet) is collected, and the metal structure (microstructure) is observed from the surface at half the thickness of the plate using an optical microscope.
  • the plate thickness cross-section in the direction perpendicular to the rolling direction is polished as an observation surface and etched with a repeller reagent.
  • Microstructure is classified from optical micrographs at a magnification of 500 or 1000. When observed with an optical microscope after repeller corrosion, each structure is color-coded, for example, black for bainite and pearlite, white for martensite (including tempered martensite), and gray for ferrite. It can be easily distinguished from hard tissue. In the optical micrograph, the non-gray areas showing ferrite are the hard phases.
  • Image analysis is performed using software to determine the area fraction of the hard phase.
  • the maximum brightness value L max and the minimum brightness value L min of the image are obtained from the image, and pixels with brightness from L max ⁇ 0.3 (L max ⁇ L min ) to L max
  • a white region is defined as a white region
  • a portion having pixels from L min to L min +0.3 (L max ⁇ L min ) is defined as a black region
  • the other portion is defined as a gray region.
  • the inventors of the present invention have found that if the Vickers hardness distribution of the steel sheet is highly biased, the hard phase is likely to be connected in a band shape, and as a result, ghost lines tend to occur in the molded product obtained by press-molding the steel sheet. . In particular, attention was paid to the bias of the Vickers hardness distribution in a region relatively close to the surface of the steel plate.
  • the ghost line is formed as if it were interrupted in the middle, and it was found that the appearance defect caused by the long ghost line can be suppressed.
  • the value X1 obtained by dividing the standard deviation ⁇ 1/4 of the Vickers hardness H 1/4 at the 1/4 position in the plate thickness direction by the average value H AVE 1/4 of the Vickers hardness H 1/4 was 0.025 or less. It was found that it is effective to improve the surface quality of the surface of the steel sheet and the molded product obtained by press-molding the steel sheet.
  • Vickers hardness refers to hardness in accordance with JIS Z 2244:2009 Vickers hardness test.
  • the Vickers hardness here is HV0.2, which is the Vickers hardness at a test force of 1.9614 N (0.2 kgf).
  • the Vickers hardness is observed in a cross section parallel to the thickness direction and the rolling direction of the steel sheet (a cross section perpendicular to the width direction), which is the central cross section in the width direction of the steel sheet.
  • Observation at the “1/4 position in the plate thickness direction” means that 50 points are measured at a pitch of 150 ⁇ m in the rolling direction at a position that is 1/4 in the plate thickness direction from the surface of the steel plate, and the back surface of the steel plate. 1/4 in the plate thickness direction from 150 ⁇ m pitch in the rolling direction with 50 measurement points.
  • the pitch in the rolling direction of the object to be observed may be less than 150 ⁇ m or more than 150 ⁇ m, but the upper limit of the pitch in the rolling direction is 400 ⁇ m and the lower limit is 50 ⁇ m.
  • the number of measurement points in the rolling direction may be less than 50 or may be more than 50, but the lower limit of the number of measurement points in the rolling direction is 30. It is preferable that the length of the observation target in the rolling direction is 5 mm or more, in order to perform more accurate surface quality determination considering the positions with and without ghost lines.
  • At least one of cross sections in the middle in the width direction of the steel plate may have the same configuration as the configuration of the cross section.
  • the present inventors reduce the bias in the Vickers hardness distribution in the rolling direction near the surface of the steel sheet.
  • the value X1 is 0.025 or less.
  • the value X1 is set to 0.025 or less.
  • the value X1 is less than or equal to 0.020. Note that the lower limit of the value X1 is zero.
  • the value X2 obtained by dividing the standard deviation ⁇ 1/2 of the Vickers hardness H 1/2 at the 1/2 position in the plate thickness direction by the average value H AVE 1/2 of the Vickers hardness H 1/2 is 0.030 or less
  • the value X1 is 0.025 or less
  • the present inventors have also paid attention to the deviation of the Vickers hardness distribution in the region deep from the surface of the steel sheet.
  • the value X2 obtained by dividing the standard deviation ⁇ 1/2 of the Vickers hardness H 1/2 at the 1/2 position in the plate thickness direction by the average value H AVE 1/2 of the Vickers hardness H 1/2 was 0.030 or less. It was found that it is effective to further improve the surface quality of the surface of the steel sheet and the molded product obtained by press-molding the steel sheet.
  • the observation at the "1/2 position in the plate thickness direction” refers to the observation of 50 measurement points at a pitch of 150 ⁇ m in the rolling direction at a position that is 1/2 from the surface of the steel plate in the plate thickness direction.
  • Observation at the “1/2 position in the plate thickness direction” and observation at the “1/4 position in the plate thickness direction” are the same observation contents except that the positions to be observed in the plate thickness direction are different.
  • the inventors of the present invention reduce the deviation of the Vickers hardness distribution in the rolling direction at the center of the steel sheet. It has been found that the occurrence of ghost lines can be suppressed by setting the average particle size to 0.030 or less. Therefore, in this embodiment, the value X2 is set to 0.030 or less. Preferably, the value X2 is less than or equal to 0.025. Note that the lower limit of the value X2 is zero.
  • the average crystal grain size of ferrite is 5.0 to 30.0 ⁇ m
  • the average grain size of ferrite is preferably 30.0 ⁇ m or less. More preferably, the thickness is 15.0 ⁇ m or less.
  • the average crystal grain size of ferrite is 5.0 ⁇ m or more, it is possible to suppress the formation of agglomeration of ferrite grains having the ⁇ 001 ⁇ orientation. Even if the individual particles with the ⁇ 001 ⁇ orientation of ferrite are small, if these particles are aggregated and formed, deformation will concentrate on the aggregated parts.
  • the preferable average crystal grain size of ferrite is 5.0 ⁇ m or more. It is more preferably 8.0 ⁇ m or more, still more preferably 10.0 ⁇ m or more, and even more preferably 15.0 ⁇ m or more.
  • the average grain size of ferrite in steel sheets can be obtained by the following method. Specifically, 10 fields of view were observed at a magnification of 500 times in the area from the surface of the steel plate etched with a repeller reagent to the position of 1/2 of the plate thickness in the plate thickness direction. Image analysis is performed in the same manner as described above using image analysis software, and the area fraction occupied by ferrite and the number of ferrite particles are calculated. By summing them up and dividing the area fraction occupied by ferrite by the number of ferrite particles, the average area fraction per ferrite particle is calculated. The equivalent circle diameter is calculated from the average area fraction and the number of particles, and the obtained equivalent circle diameter is taken as the average crystal grain size of ferrite.
  • the average crystal grain size of the hard phase is 1.0 to 5.0 ⁇ m
  • the preferable average crystal grain size of the hard phase in the steel sheet is preferably 5.0 ⁇ m or less. It is more preferably 4.5 ⁇ m or less, still more preferably 4.0 ⁇ m or less.
  • the average crystal grain size of the hard phase is 1.0 ⁇ m or more, it is possible to suppress the generation of hard phase particles by agglomeration. By reducing the size of individual particles of the hard phase and suppressing aggregation of these particles, deterioration of appearance after molding can be suppressed. Therefore, it is preferable to set the preferable average crystal grain size of the hard phase in the steel sheet to 1.0 ⁇ m or more. It is more preferably 1.5 ⁇ m or more, and still more preferably 2.0 ⁇ m or more.
  • the average crystal grain size of the hard phase can be obtained by the following method. Specifically, 10 fields of view were observed at a magnification of 500 times in the area from the surface of the steel plate etched with a repeller reagent to the position of 1/2 of the plate thickness in the plate thickness direction. Image analysis is performed in the same manner as described above using image analysis software, and the area fraction occupied by the hard phase and the number of hard phase particles are calculated. By summing them up and dividing the area fraction occupied by the hard phase by the number of particles of the hard phase, the average area fraction per particle of the hard phase is calculated. The equivalent circle diameter is calculated from the average area fraction and the number of particles, and the obtained equivalent circle diameter is taken as the average crystal grain size of the hard phase.
  • the area of the hard phase connected to 100 ⁇ m or more in the rolling direction is 30% or less of the total area of the hard phase.
  • the area of the hard phase connected in the rolling direction by 100 ⁇ m or more is 30% or less of the total hard phase area, when the steel sheet is press-formed, the hard phase is deformed to bulge and the soft phase is recessed around the hard phase. The deformation is suppressed from continuing long in the rolling direction, and the occurrence of easily visible ghost lines can be suppressed. Therefore, in the present embodiment, it is preferable that the area of the hard phases connected in the rolling direction by 100 ⁇ m or more is 30% or less of the total area of the hard phases in the region of 1/4 to 1/2 in the plate thickness direction. More preferably, this ratio is 20% or less. The lower limit of this percentage is zero percent.
  • the method for measuring the above ratio in this embodiment is as follows. First, in a cross section parallel to the thickness direction and the rolling direction of the steel sheet, and in the cross section at the center of the width direction of the steel sheet, a region of 1/4 to 1/2 in the thickness direction from the surface of the steel sheet and rolled A 400 ⁇ m observation range (connected hard phase observation range) is defined in the direction.
  • the length of the connecting hard phase observation range in the rolling direction may be less than 400 ⁇ m (eg, 300 ⁇ m) or may be greater than 400 ⁇ m (eg, 500 ⁇ m). However, the lower limit of the length of the connected hard phase observation range in the rolling direction is up to 250 ⁇ m.
  • the area AR1 of the hard phase connected by 100 ⁇ m or more in the rolling direction is measured.
  • a hard phase connected by 100 ⁇ m or more in the rolling direction is extracted by image processing by the above-described hard phase measuring method.
  • "connected” indicates that the grain boundaries of the hard phase are in contact.
  • the area AR2 of all the hard phases is measured by the above-described hard phase measuring method. After that, AR1/AR2 is calculated.
  • the surface texture aspect ratio Str (ISO25178) of the test piece after applying 5% strain by a tensile test is 0.28 or more
  • the aspect ratio Str of the surface texture of the test piece after applying 5% strain by the tensile test (hereinafter referred to as the “post-tensile test piece”) is the surface of the molded product obtained by forming (for example, press forming) the steel plate It is an index showing the anisotropy of the unevenness of the surface.
  • the aspect ratio Str is defined by ISO (International Organization for Standardization) 25178 and is a numerical value between zero and one. The closer the aspect ratio Str is to zero, the greater the anisotropy, and the more streaks are present on the surface of the observation range. On the other hand, the closer the aspect ratio Str is to 1, the less the surface shape of the observation range depends on the specific direction.
  • the aspect ratio Str becomes a value close to 1 when there is no directionality in the uneven shape on the surface of the test piece after tension, and there is no convex shape or concave shape extending long in one direction.
  • the surface aspect ratio Str of the test piece after tension is large and the anisotropy in the surface shape is small. Therefore, the aspect ratio Str of the surface properties of the test piece after tension is preferably 0.28 or more.
  • the aspect ratio Str of the test piece after tension is 0.30 or more, more preferably 0.35 or more.
  • the method of measuring the aspect ratio Str of the test piece after tension in this embodiment is as follows. Specifically, a JIS No. 5 test piece is cut in a direction (width direction) perpendicular to the rolling direction of the steel plate from a quarter position in the plate width direction from the edge of the steel plate, and the surface of this test piece is polished with abrasive paper. This makes the surface mirror-like. Next, the specimen is subjected to a tensile test to apply a strain of 5%. The unevenness of the surface of the test piece to which 5% strain is applied is measured with a laser microscope. The aspect ratio Str is calculated from the measurement results. The aspect ratio Str can be calculated by processing the coordinate data of the surface shape obtained with a laser microscope with analysis software in compliance with ISO25178. In the analysis, no S filter was used and the L filter was 0.8 mm.
  • the average value H AVE1/4 of the Vickers hardness H 1/4 at the 1/4 position in the plate thickness direction is 150 to 300
  • the tensile strength of the steel plate can be ensured to be 540 MPa or more.
  • the average value HAVE1/4 of the Vickers hardness H 1/4 at the 1 ⁇ 4 position in the plate thickness direction is 300 or less, the steel plate does not become excessively hard at the 1 ⁇ 4 position in the plate thickness direction. As a result, the effect of leveling the unevenness of the surface during rolling of the steel sheet is sufficiently exhibited.
  • the Vickers hardness in this embodiment refers to hardness according to JIS Z 2244:2009 Vickers hardness test.
  • the average value H AVE1/4 of the Vickers hardness H 1/4 at the 1/4 position in the plate thickness direction is measured by the following method. A total of 100 points were measured at 50 points each at a pitch of 150 ⁇ m in the rolling direction at positions 1/4 in the plate thickness direction from the front and back surfaces of the steel plate, and the average value was defined as HAVE1/4 .
  • the average value H AVE1/2 of the Vickers hardness H 1/2 at the 1/2 position in the plate thickness direction is 155 to 305
  • the average value H AVE1/2 of the Vickers hardness H 1/2 at the 1/2 position in the sheet thickness direction is 155 or more
  • the tensile strength of the steel sheet can be ensured to be 540 MPa or more.
  • the average value H AVE1/2 of the Vickers hardness H 1/2 at the 1/2 position in the plate thickness direction is 305 or less, the steel plate does not become excessively hard at the 1/2 position in the plate thickness direction. As a result, the effect of leveling the unevenness of the surface during rolling of the steel sheet is sufficiently exhibited.
  • the method of measuring the average value H AVE1/2 of the Vickers hardness H 1/2 at the 1/2 position in the plate thickness direction is the Vickers hardness at the 1/4 position in the plate thickness direction, except that the measurement position in the plate thickness direction is different. It is the same as the method for measuring the average value H AVE1/4 of H 1/4 .
  • the molded product of the steel plate of this embodiment is suitable as an automobile panel.
  • Automotive panels include panel system parts such as door outers. Examples of the panel system parts include a hood outer panel, a quarter panel such as a fender panel, a door outer panel, a roof panel, and the like.
  • the strength of such automobile panels is also being increased in the same manner as automobile structural members, and the strength of hot-rolled steel sheets that are in the process of production of steel sheets to be automobile panels is also increasing. Furthermore, with the thinning of automobile panels, the rolling reduction in the cold rolling process during steel sheet production is also increasing.
  • Automobile panel steel sheets particularly door panel steel sheets, have a width exceeding 1000 mm, and hood panel steel sheets have a width exceeding 1500 mm.
  • Such a wide steel sheet tends to have a large reduction load (rolling mill load) in the cold rolling process.
  • rolling mill load rolling mill load
  • the rolling load during cold rolling becomes particularly large when the width is about 1500 mm or more
  • a steel sheet with a tensile strength of 780 MPa when the width is about 1200 mm or more
  • the rolling load during cold rolling increases. become particularly large.
  • the precision of the steel sheet shape deteriorates.
  • the plate thickness of the steel plate is 0.20 to 1.00 mm
  • the plate thickness of the steel plate according to the present embodiment is not limited to a specific range, but is preferably 0.20 to 1.00 mm in consideration of versatility and manufacturability.
  • the plate thickness is preferably 0.20 mm or more, preferably 0.35 mm or more, and more preferably 0.40 mm or more.
  • the plate thickness is preferably 1.00 mm or less, preferably 0.70 mm or less, and more preferably 0.60 mm or less.
  • the plate thickness of the steel plate can be measured with a micrometer.
  • the steel plate has a tensile strength of 540 to 980 MPa
  • the tensile strength of the steel sheet according to the present embodiment is not limited to a specific range, it is preferably 540-980 MPa.
  • the steel sheet has a tensile strength of 980 MPa or less, it is easy to secure formability when the steel sheet is pressed.
  • Tensile strength is measured by taking a JIS No. 5 tensile test piece with the longitudinal direction perpendicular to the rolling direction from the steel plate and performing a test in accordance with JIS (Japanese Industrial Standards) Z2241: 2011 Metal Material Tensile Test Method. be done.
  • the steel sheet according to this embodiment may have a plating layer on at least one surface of the steel sheet.
  • the plating layer includes a zinc plating layer, a zinc alloy plating layer, and an alloying zinc plating layer and an alloying zinc alloy plating layer obtained by subjecting these to an alloying treatment.
  • the zinc plating layer and the zinc alloy plating layer are formed by a hot dip plating method, an electroplating method, or a vapor deposition plating method.
  • the Al content of the galvanized layer is 0.5% by mass or less, the adhesion between the surface of the steel sheet and the galvanized layer can be sufficiently ensured, so the Al content of the galvanized layer is 0.5%. % by mass or less is preferable.
  • the galvanized layer is a hot-dip galvanized layer
  • the Fe content of the hot-dip galvanized layer is preferably 3.0% by mass or less in order to increase the adhesion between the steel sheet surface and the galvanized layer.
  • the galvanized layer is an electrogalvanized layer
  • the Fe content of the electrogalvanized layer is preferably 0.5% by mass or less from the viewpoint of improving corrosion resistance.
  • the zinc plating layer and the zinc alloy plating layer include Al, Ag, B, Be, Bi, Ca, Cd, Co, Cr, Cs, Cu, Ge, Hf, Zr, I, K, La, Li, Mg, Mn, One or more of Mo, Na, Nb, Ni, Pb, Rb, Sb, Si, Sn, Sr, Ta, Ti, V, W, Zr, and REM, in a range that does not impair the corrosion resistance and formability of the steel sheet and may contain In particular, Ni, Al and Mg are effective in improving the corrosion resistance of steel sheets.
  • the zinc plated layer or zinc alloy plated layer may be a zinc alloyed layer or a zinc alloy plated layer that has been alloyed.
  • the hot-dip galvanized layer after the alloying treatment is used from the viewpoint of improving the adhesion between the steel sheet surface and the alloyed coating layer.
  • the Fe content of the hot-dip zinc alloy plating layer is preferably 7.0% by mass to 13.0% by mass.
  • the Fe content in the plating layer can be obtained by the following method. Only the plated layer is dissolved and removed using a 5% by volume HCl aqueous solution containing an inhibitor. By measuring the Fe content in the obtained solution using ICP-AES (Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrometry), the Fe content (% by mass) in the plating layer is obtained.
  • ICP-AES Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrometry
  • the steel plate is an automobile outer panel
  • a press-formed product that can be manufactured by press-forming the steel plate described above will be described.
  • This press-formed product has the same chemical composition as the steel plate described above.
  • the press-formed product may have the above-described plated layer on at least one surface. Since the press-molded product is obtained by press-molding the steel plate described above, the occurrence of ghost lines is suppressed and the appearance quality is excellent. As a result, it is possible to realize automobiles with high market value due to the superior appearance that is directly visible to consumers.
  • Specific examples of the press-formed product include, as described above, panel system parts (automobile outer panel) such as door outers of automobile bodies. Examples of the panel system parts include a hood outer panel, a quarter panel such as a fender panel, a door outer panel, a roof panel, and the like.
  • the steel plate according to the present embodiment can obtain the effect as long as it has the above characteristics regardless of the manufacturing method. However, the following method is preferable because it can be produced stably.
  • the steel sheet according to the present embodiment can be manufactured by a manufacturing method including the following steps (i) to (iv). (i) a slab forming step of solidifying the molten steel having the above chemical composition to form a slab; (ii) a hot-rolling step of heating the slab and hot-rolling it so that the rolling end temperature is 950° C.
  • slab molding process In the slab forming process, molten steel having a predetermined chemical composition is formed into a slab.
  • the manufacturing method of the slab forming process is not limited. For example, it is possible to use a slab produced by melting molten steel having the above-mentioned chemical composition using a converter or an electric furnace and producing it by a continuous casting method. An ingot casting method, a thin slab casting method, or the like may be employed instead of the continuous casting method.
  • the slab is heated to 1100°C or higher prior to hot rolling.
  • the heating temperature is preferably less than 1300° C. from an economical point of view.
  • the steel slab heated to the above heating temperature is hot rolled.
  • finish rolling is performed after rough rolling.
  • reduction is performed multiple times. Finish rolling is performed in a plurality of consecutive rolling stands, and the rolling reduction in the latter half of the rolling stand is made larger than the rolling reduction in the first half of the rolling stand.
  • the rolling reduction in the first half of finish rolling is set to less than 35%, and the rolling reduction in the second half of finish rolling is set to 35% or more.
  • the ratio P2/P1 of the rolling reduction P1 in the first half of the rolling stand and the rolling reduction P2 in the latter half of the rolling stand is preferably more than 1.0 and 1.6 or less.
  • P2/P1 exceeds 1.0, the hot-rolled sheet can be sufficiently softened, and formation of band-like hard phases in the structure of the molded product, which is the final product, can be suppressed.
  • P2/P1 exceeds 1.0, the hot-rolled sheet can be sufficiently softened, and formation of band-like hard phases in the structure of the molded product, which is the final product, can be suppressed.
  • the rolling reduction at the final rolling stand is preferably 40% or more. As a result, it is possible to more easily suppress the formation of bands of hard phases such as pearlite and martensite in the structure of the hot-rolled sheet. can be more easily suppressed.
  • the first to third stands are the first half stands, and the fifth to seventh stands are the latter half stands.
  • the number of rolling stands is not limited, and the rolling rate of the rolling stands in the latter half of the plurality of rolling stands may be set higher than the rolling rate of the rolling stands in the first half.
  • the rolling end temperature shall be 950°C or less.
  • the average grain size of the hot-rolled steel sheet can be prevented from becoming excessively large.
  • the average crystal grain size of the final product sheet can be made small, and sufficient yield strength can be ensured and high surface quality after forming can be ensured.
  • the coiling temperature in the hot rolling process is preferably 450-650°C.
  • the coiling temperature in the hot rolling process is preferably 450-650°C.
  • the crystal grain size can be made minute, and sufficient strength of the steel sheet can be ensured.
  • the pickling property can be sufficiently secured.
  • the strength of the hot-rolled steel sheet does not increase excessively, and the load on equipment for the cold rolling process can be suppressed to further increase productivity.
  • Cold rolling process In the cold-rolling process, cold-rolling is performed at a cumulative reduction rate RCR of 50 to 90% to obtain a cold-rolled steel sheet.
  • RCR cumulative reduction rate
  • the cumulative reduction rate RCR is set to 50 to 90%.
  • annealing process is performed by heating the cold-rolled steel sheet to a soaking temperature of 750 to 900° C. and holding it.
  • the soaking temperature is 750° C. or higher, recrystallization of ferrite and reverse transformation from ferrite to austenite proceed sufficiently, and a desired texture can be obtained.
  • the soaking temperature is 900° C. or less, the crystal grains are densified and sufficient strength can be obtained.
  • the heating temperature is not excessively high, and productivity can be increased.
  • the cold-rolled steel sheet after soaking in the annealing step is cooled. Cooling is performed so that the average cooling rate from the soaking temperature is 5.0 to 50° C./sec. When the average cooling rate is 5.0° C./second or more, the ferrite transformation is not excessively accelerated, and the amount of hard phases such as martensite produced can be increased to obtain the desired strength. . Moreover, the steel sheet can be cooled more uniformly in the width direction of the steel sheet by setting the average cooling rate to 50° C./sec or less.
  • the cold-rolled steel sheet obtained by the above method may be further subjected to a plating step for forming a plating layer on the surface.
  • the plating layer formed in the plating step may be alloyed.
  • the alloying temperature is, for example, 450-600.degree.
  • a steel sheet with less hard phase connected can be obtained by applying a post-stage large reduction that increases the reduction rate in the latter half of finish rolling in the hot rolling process.
  • the anisotropy of the uneven shape on the surface is reduced, the occurrence of ghost lines can be suppressed, and excellent appearance quality can be obtained.
  • the hot-rolled sheet can be moderately softened, and the cold-rolling workability can be improved without requiring softening annealing or double cold rolling.
  • the steel sheet after hot rolling is not subjected to shape correction by a leveler as a shape correction device.
  • the steel sheet of the present embodiment is required to have high surface properties in order to ensure high appearance quality. Therefore, a steel plate that requires shape correction by a leveler cannot be used in this embodiment.
  • the steel sheet of the present embodiment is not expected to be manufactured by a manufacturing method including a special hot rolling process in which a leveler is arranged on the stand exit side of finish rolling. Therefore, a leveler is not used in combination with the steel sheet manufacturing method of the present embodiment.
  • the coil was unwound, and the resulting hot-rolled sheet was cut into a test piece to measure the tensile strength.
  • Tensile strength was evaluated according to JIS Z 2241:2011.
  • the test piece was JIS Z 2241:2011 No. 5 test piece.
  • the tensile test piece was sampled from the 1/4 part from the edge in the width direction, and the direction perpendicular to the rolling direction was taken as the longitudinal direction.
  • annealing and cooling were performed under the conditions of the soaking temperature and the cooling rate after heating (average cooling rate) shown in Table 3.
  • some of the steel sheets were subjected to various types of plating to form a plating layer on the surface, and then subjected to alloying treatment at the alloying temperature shown in Table 3.
  • CR indicates no plating, GI hot-dip galvanized, GA galvannealed, and EG electro-galvanized.
  • the product plate No. Tensile strength was measured for A1a to K1a. Tensile strength was evaluated according to JIS Z 2241:2011. The test piece was JIS Z 2241:2011 No. 5 test piece. The tensile test piece was sampled from the 1/4 part from the edge in the width direction, and the direction perpendicular to the rolling direction was taken as the longitudinal direction. When the obtained tensile strength was 540 MPa or more, it was determined to be high strength and passed. On the other hand, when the obtained tensile strength was less than 540 MPa, it was judged to be unacceptable because the strength was inferior.
  • the obtained product plate No. The volume fractions of ferrite and hard phases in the metal structures of A1a to K1a were measured by the method described above.
  • the Vickers hardness H 1/4 was measured at 50 points at 150 ⁇ m intervals in the rolling direction at 1/4 positions in the plate thickness direction from the surface by the method described above. Further, the Vickers hardness H 1/4 was measured at 50 points in the rolling direction at 150 ⁇ m intervals in the thickness direction from the back surface by the method described above. Then, a value X1 was calculated by dividing the standard deviation ⁇ 1/4 of the Vickers hardness H 1/4 at 100 points by the average value H AVE1/4 of the Vickers hardness H 1/4 at 100 points.
  • the obtained product plate No. For A1a to K1a, the Vickers hardness H 1/2 was measured at 50 points in the rolling direction at a measurement interval of 150 ⁇ m in the thickness direction 1/2 position from the surface by the method described above. Then, the value X2 was calculated by dividing the standard deviation ⁇ 1/2 of the Vickers hardness H 1/2 at these 50 points by the average value H AVE1/2 of the Vickers hardness H 1/2 at 50 points.
  • the obtained product plate No. With respect to A1a to K1a, the area ratio of the hard phase connected to 100 ⁇ m or more in the rolling direction was measured by the above-described method in the region of 1/4 to 1/2 in the plate thickness direction.
  • the product board No. For each of A1a to K1a, the aspect ratio Str of the surface texture was measured by the above-described method after applying 5% strain by a tensile test to a tensile test piece whose surface was mirror-finished with abrasive paper or the like.
  • the product plate No. For each of A1a to K1a, the surface roughness Wa (arithmetic mean waviness) after applying 5% strain by a tensile test to a tensile test piece whose surface was mirror-finished with abrasive paper or the like was measured by the following method. . Using a laser displacement measuring device (Keyence VK-X1000), 50 lines of the profile were measured along the direction perpendicular to the rolling direction. At this time, components with wavelengths of 0.8 mm or less and 2.5 mm or more were removed. From the obtained results, the arithmetic mean waviness is calculated according to JIS B 0601:2013, and the average value of a total of 50 lines is calculated. As a result, the surface roughness Wa of the product sheet was obtained.
  • a laser displacement measuring device Keyence VK-X1000
  • the product plate No The product of the tensile strength of each product sheet of A1a to K1a and the aspect ratio Str of the surface texture of the test piece after tension was calculated.
  • Tensile strength TS ⁇ aspect ratio Str is an index indicating that the higher the tensile strength, the smaller the anisotropy of the uneven shape of the surface despite the higher strength and lower workability.
  • the aspect ratio Str of the surface texture of the test piece after tension in the example tends to be clearly higher than the aspect ratio Str of the surface texture of the test piece after tension in the comparative example.
  • the uneven shape of the surface has little anisotropy and is excellent in strength and surface quality. More specifically, all of the examples had a tensile strength exceeding 540 MPa, indicating high strength.
  • the aspect ratio Str of the surface texture of the test piece after tension is 0.28 or more, the area of the connected hard phase of 100 ⁇ m or more is 30% or less with respect to the area of the total hard phase, and the ghost line was sufficiently suppressed.
  • the tensile strength TS ⁇ aspect ratio Str exceeds 200 and is sufficiently high, and despite the high strength and low workability, the anisotropy of the uneven surface shape is small. It is shown. Furthermore, the average value of (tensile strength of product sheet - tensile strength of hot rolled sheet) in 10 examples was 77, whereas in eight comparative examples (tensile strength of product sheet - The average value of hot-rolled sheet tensile strength) was about 54. That is, in Examples, there was a sufficient difference between the tensile strength of the product sheet and the tensile strength of the hot-rolled sheet, and the hot-rolled sheet was softened. In particular, it was demonstrated that the load on the rolling mill in the cold rolling process was reduced for wide product sheets suitable for automobile hood panels and automobile door panels.
  • the product plate No. 1 which is a comparative example, In A2a and B2a, the rolling reduction in the second half of finish rolling in hot rolling is small, so the streaky unevenness on the surface of the steel sheet cannot be sufficiently smoothed, and in the region of 1/4 to 1/2 in the rolling direction , The area ratio of the hard phase connected to 100 ⁇ m or more in the rolling direction exceeds 40%, the aspect ratio Str of the surface texture of the test piece after tension is less than 0.28, and the tensile strength TS ⁇ Since the aspect ratio Str was less than 180, the surface quality after molding was poor.
  • product plate No. 1, which is a comparative example was used.
  • the reduction ratio in the second half of finish rolling in hot rolling is small, so the streaky unevenness on the surface of the steel plate cannot be sufficiently smoothed, and in the region of 1/4 to 1/2 in the rolling direction ,
  • the area ratio of the hard phase connected to 100 ⁇ m or more in the rolling direction exceeds 30%, the aspect ratio Str of the surface texture of the test piece after tension is less than 0.28, and the tensile strength TS ⁇ Since the aspect ratio Str was less than 170, the surface quality after molding was poor.
  • product plate No. 1, which is a comparative example was used.
  • the rolling reduction in the latter half is small.
  • the streaky unevenness on the surface of the steel sheet cannot be sufficiently leveled, and the area ratio of the hard phase connected to the rolling direction by 100 ⁇ m or more in the region of 1/4 to 1/2 in the rolling direction exceeds 30%.
  • the aspect ratio Str of the surface properties of the test piece after tension is less than 0.28, and the tensile strength TS x aspect ratio Str is less than 170, so the surface quality after molding was low. .
  • No. 3 which is a comparative example.
  • band-like Mn segregation was likely to occur because the carbon content exceeded the preferred range.
  • the area ratio of the hard phase connected to 100 ⁇ m or more in the rolling direction exceeded 30%, and the tensile strength TS ⁇ aspect ratio Str was less than 180. Therefore, the surface quality after molding was low.
  • product plate No. 1, which is a comparative example was used.
  • F1a the carbon content did not reach the preferable range, the volume fraction of ferrite was excessive, and the volume fraction of the hard phase was small, so that the tensile strength of the product sheet did not reach 540 MPa and was low. .
  • product plate No. 1 which is a comparative example, was used.
  • G1a band-like Mn segregation occurred during solidification of the steel because the Mn content exceeded the preferred range.
  • the area ratio of the hard phase connected to 100 ⁇ m or more in the rolling direction exceeded 40%, and the tensile strength TS ⁇ aspect ratio Str was less than 170. Therefore, the surface quality after molding was low.
  • the product plate No. with the same plate thickness A1a and A2a, no. B1a and B2a, no. C1a and C2a, and No. Contrast D1a and D2a.
  • the surface roughnesses Wa of A1a, B1a, C1a, and D1a are 0.058 ⁇ m, 0.055 ⁇ m, 0.058 ⁇ m, and 0.055 ⁇ m, respectively.
  • the product sheet No. 1 which is a comparative example.
  • the surface roughnesses Wa of A2a, B2a, C2a and D2a are 0.050 ⁇ m, 0.053 ⁇ m, 0.056 ⁇ m and 0.055 ⁇ m, respectively.
  • the surface roughness Wa of A1a is the product sheet No. 1, which is a comparative example.
  • the surface roughness Wa of A2a is greater than or equal to that of product sheet No. 1, which is an example.
  • the surface roughnesses Wa of B1a, C1a, and D1a are also the same as those of product sheet No. 1, which is a comparative example. It is greater than or equal to the surface roughness Wa of B2a, C2a, and D2a.
  • product plate No. Aspect ratios Str of A1a, B1a, C1a, and D1a are all the same as those of product sheet No. 1, which is a comparative example.
  • the product plate No. 1 which is an example, was manufactured.
  • the surface roughness Wa is equal to that of product sheet No. 1, which is a comparative example. It was demonstrated that the aspect ratio Str is high even though the surface roughness Wa of A2a, B2a, C2a, and D2a is greater than or equal to Wa, so that the anisotropy of the unevenness of the surface is small and the surface quality is excellent.

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Abstract

成形品において優れた外観品質を実現できる鋼板を提供する。　鋼板において、化学組成が質量％で、Ｃ：０．０３０％～０．１４５％、Ｓｉ：０％～０．５００％以下、Ｍｎ：０．５０％～２．５０％、Ｐ：０％～０．１００％、Ｓ：０％～０．０２０％、Ａｌ：０％～１．０００％、Ｎ：０％～０．０１００％等であり、金属組織が、体積分率が７０～９５％のフェライトと、体積分率が５～３０％の硬質相とからなり、板厚方向１／４位置におけるビッカース硬さＨ１／４の標準偏差を前記ビッカース硬さＨ１／４の平均値で除した値Ｘ１が０．０２５以下、板厚方向１／２位置におけるビッカース硬さＨ１／２の標準偏差を前記ビッカース硬さＨ１／２の平均値で除した値Ｘ２が０．０３０以下、である。

Description

鋼板
　本発明は、鋼板に関する。
　地球環境保護の観点から、自動車には燃費向上のため、メンバー等の構造部品だけでなく、ルーフやドアアウタ等のパネル系部品についても軽量化ニーズが高まっている。これらのパネル系部品は、骨格部品とは異なり、人目に触れるため高い外観品質も求められる。外観品質として、意匠性および面品質を挙げることができる。
　特許文献１は、表面品質に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板を開示している。具体的には、特許文献１は、質量％で、Ｃ：０．０２～０．２０％、Ｓｉ：０．７％以下、Ｍｎ：１．５～３．５％、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．１～１．０％、Ｎ：０．０１０％以下、Ｃｒ：０．０３～０．５％を含有し、かつ、Ａｌ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ｍｎの含有量を同号項とした数式：Ａ＝４００Ａｌ／（４Ｃｒ＋３Ｓｉ＋６Ｍｎ）で定義された焼鈍時表面酸化指数Ａが２．３以上であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、さらに、鋼板（基板）の組織が、フェライトおよび第２相からなり、該第２相がマルテンサイト主体である鋼板（基板）と、当該基板表面に溶融亜鉛めっき層を有する、高強度溶融亜鉛めっき鋼板を開示している。
特開２００５－２２０４３０号公報
　外観品質を向上するために、ゴーストラインの発生を抑制することが１つの課題として挙げられる。ゴーストラインは、ＤＰ（Ｄｕａｌ　Ｐｈａｓｅ）鋼のような硬質相と軟質相とを有する鋼板をプレス成形した際、軟質相周辺が優先的に変形することで、表面に１ｍｍオーダーで生じる微小な凹凸のことである。この凹凸は表面に筋模様となって生じるため、ゴーストラインが発生したプレス成形品は、外観品質が劣る。
　自動車の軽量化のためパネル系部品の高強度および薄肉化、さらに形状の複雑化に伴い、成形後の鋼板の表面は凹凸が生じやすくなり、ゴーストラインが発生し易い傾向にある。
　本発明は上記実情に鑑みてなされたものである。本発明は、成形品において優れた外観品質を実現できる鋼板を提供することを目的とする。
　本発明は、下記の鋼板を要旨とする。
　（１）　化学組成が質量％で、
　Ｃ：０．０３０％～０．１４５％、
　Ｓｉ：０％～０．５００％、
　Ｍｎ：０．５０％～２．５０％、
　Ｐ：０％～０．１００％、
　Ｓ：０％～０．０２０％、
　Ａｌ：０％～１．０００％、
　Ｎ：０％～０．０１００％、
　Ｂ：０％～０．００５０％、
　Ｍｏ：０％～０．８０％、
　Ｔｉ：０％～０．２００％、
　Ｎｂ：０％～０．１０％、
　Ｖ：０％～０．２０％、
　Ｃｒ：０％～０．８０％、
　Ｎｉ：０％～０．２５％
　Ｏ：０％～０．０１００％、
　Ｃｕ：０％～１．００％、
　Ｗ：０％～１．００％、
　Ｓｎ：０％～１．００％、
　Ｓｂ：０％～０．２０％、
　Ｃａ：０％～０．０１００％、
　Ｍｇ：０％～０．０１００％、
　Ｚｒ：０％～０．０１００％、
　ＲＥＭ：０％～０．０１００％、
　残部が鉄および不純物であり、
　金属組織が、体積分率が７０～９５％のフェライトと、体積分率が５～３０％の硬質相とからなり、
　板厚方向１／４位置におけるビッカース硬さＨ１／４の標準偏差を前記ビッカース硬さＨ１／４の平均値で除した値Ｘ１が０．０２５以下、
　板厚方向１／２位置におけるビッカース硬さＨ１／２の標準偏差を前記ビッカース硬さＨ１／２の平均値で除した値Ｘ２が０．０３０以下、
である鋼板。
　（２）前記フェライトの平均結晶粒径が５．０～３０．０μｍ、前記硬質相の平均結晶粒径が、１．０～５．０μｍであることを特徴とする前記（１）に記載の鋼板。
　（３）板厚方向１／４～１／２の領域において、圧延方向に１００μｍ以上連結した硬質相の面積が全硬質相の面積に対し３０％以下、であることを特徴とする前記（１）または（２）に記載の鋼板。
　（４）引張試験により５％ひずみを付与した後の試験片における表面性状のアスペクト比Ｓｔｒ（ＩＳＯ２５１７８）が０．２８以上であることを特徴とする前記（１）～（３）のいずれか一項に記載の鋼板。
　（５）板厚方向１／４位置におけるビッカース硬さＨ１／４の平均値が１５０～３００、
　板厚方向１／２位置におけるビッカース硬さＨ１／２の平均値が１５５～３０５であることを特徴とする前記（１）～（４）のいずれか一項に記載の鋼板。
　（６）前記硬質相が、マルテンサイト、ベイナイト、焼き戻しマルテンサイト、およびパーライトのいずれか１種以上からなることを特徴とする前記（１）～（５）のいずれか一項に記載の鋼板。
　（７）前記鋼板の板厚が０．２０ｍｍ～１．００ｍｍであることを特徴とする、前記（１）～（６）の何れか一項に記載の鋼板。
　（８）前記鋼板が自動車外板パネルであることを特徴とする、前記（１）～（７）の何れか一項に記載の鋼板。
　本発明に係る上記態様によれば、成形品において優れた外観品質を実現できる鋼板を提供することができる。
＜本発明を想到するに至った経緯＞
　本発明者は、高強度の鋼板をプレス成形した後において、ゴーストラインの発生を抑制する方法について検討した。前述したように、ＤＰ（Ｄｕａｌ　Ｐｈａｓｅ）鋼のような硬質相と軟質相が混在する鋼板では、成形時に主に軟質相周辺が変形し、鋼板表面に微小な凹凸が生じることで、ゴーストラインと呼ばれる外観不良が発生することがある。ゴーストラインは、鋼板のプレス成形時に軟質相が凹む一方で硬質相は凹まないかむしろ凸となるように盛り上がって変形することで、バンド状（縞状）に生じる。バンド状組織は、マルテンサイト等の硬質相に形成される。
　本発明者は、鋭意研究の結果、鋼板の製造時に熱延組織を制御し、バンド状組織を抑制することで、最終製品でのバンド状の硬質相を抑制可能なことを見いだした。
　本発明は上記知見に基づいてなされたものであり、以下に本実施形態に係る鋼板について詳細に説明する。ただし、本発明は本実施形態に開示の構成のみに制限されることなく、本発明の趣旨を逸脱しない範囲で種々の変更が可能である。
　まず、本実施形態に係る鋼板の化学組成について説明する。以下に「～」を挟んで記載する数値限定範囲には、下限値および上限値がその範囲に含まれる。「未満」または「超」と示す数値には、その値が数値範囲に含まれない。以下の説明において、化学組成に関する％は特に指定しない限り質量％である。
　本実施形態に係る鋼板は、化学組成が、質量％で、
　Ｃ：０．０３０％～０．１４５％、
　Ｓｉ：０％～０．５００％、
　Ｍｎ：０．５０％～２．５０％、
　Ｐ：０％～０．１００％、
　Ｓ：０％～０．０２０％、
　Ａｌ：０％～１．０００％、
　Ｎ：０％～０．０１００％、
　Ｂ：０％～０．００５０％、
　Ｍｏ：０％～０．８０％、
　Ｔｉ：０％～０．２００％、
　Ｎｂ：０％～０．１０％、
　Ｖ：０％～０．２０％、
　Ｃｒ：０％～０．８０％、
　Ｎｉ：０％～０．２５％
　Ｏ：０％～０．０１００％、
　Ｃｕ：０％～１．００％、
　Ｗ：０％～１．００％、
　Ｓｎ：０％～１．００％、
　Ｓｂ：０％～０．２０％、
　Ｃａ：０％～０．０１００％、
　Ｍｇ：０％～０．０１００％、
　Ｚｒ：０％～０．０１００％、
　ＲＥＭ：０％～０．０１００％、
残部が鉄および不純物である。以下、各元素について説明する。
　（Ｃ：０．０３０％～０．１４５％）
　Ｃは、鋼板の強度を高める元素である。所望の強度を得るために、Ｃ含有量は０．０３０％以上とする。強度をより高めるため、Ｃ含有量は、好ましくは０．０３５％以上であり、より好ましくは０．０４０％以上であり、さらに好ましくは０．０５０％以上であり、さらに好ましくは０．０６０％以上である。
　また、Ｃ含有量を０．１４５％以下とすることで、凝固時のＭｎの拡散が助長され、これによりバンド状のＭｎ偏析が生じやすくなることを抑制できる。その結果、鋼板のプレス成形後のゴーストラインの発生を抑制できる。そのため、Ｃ含有量は０．１４５％以下とする。Ｃ含有量は、０．１１０％以下が好ましく、０．０９０％以下がより好ましい。
　（Ｓｉ：０％～０．５００％）
　Ｓｉは、鋼の脱酸元素であり、鋼板の延性を損なわずに強度を高めるのに有効な元素である。Ｓｉ含有量を０．５００％以下とすることで、スケール剥離性の低下による表面欠陥の発生を抑制できる。そのため、Ｓｉ含有量は０．５００％以下とする。Ｓｉ含有量は０．４５０％以下が好ましく、０．２５０％以下がより好ましく、０．１００％以下がさらに好ましい。
　Ｓｉ含有量の下限は０％を含むが、鋼板の強度－成形性バランスを向上するために、Ｓｉ含有量は０．０００５％以上または０．００１０％以上としてもよく、より好ましくは０．０９０％超、さらに好ましくは０．１００％以上である。
　（Ｍｎ：０．５０％～２．５０％）
　Ｍｎは、鋼の焼入れ性を高めて、強度の向上に寄与する元素である。所望の強度を得るために、Ｍｎ含有量は０．５０％以上とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．２０％以上、より好ましくは１．４０％以上、さらに好ましくは１．６０％超、さらに好ましくは１．６５％以上である。
　また、Ｍｎ含有量が２．５０％以下であると、鋼の凝固時に縞状のＭｎ偏析が生じることを抑制できる。そのため、Ｍｎ含有量は２．５０％以下とする。Ｍｎ含有量は、２．２５％以下が好ましく、２．００％以下がより好ましく、１．８０％以下がさらに好ましい。
　（Ｐ：０％～０．１００％）
　Ｐは、鋼を脆化する元素である。Ｐ含有量が０．１００％以下であると、鋼板が脆化して生産工程において割れ易くなることを抑制できる。そのため、Ｐ含有量は０．１００％以下とする。Ｐ含有量は０．０８０％以下が好ましく、０．０５０％以下がより好ましい。
　Ｐ含有量の下限は０％を含むが、Ｐ含有量を０．００１％以上とすることで、製造コストをより低減できる。そのため、Ｐ含有量は０．００１％以上としてもよい。
　（Ｓ：０％～０．０２０％）
　Ｓは、Ｍｎ硫化物を形成し、鋼板の延性、穴拡げ性、伸びフランジ性および曲げ性などの成形性を劣化させる元素である。Ｓ含有量が０．０２０％以下であると、鋼板の成形性が著しく低下することを抑制できる。そのため、Ｓ含有量は０．０２０％以下とする。Ｓ含有量は０．０１０％以下が好ましく、０．００８％以下がより好ましい。
　Ｓ含有量の下限は０％を含むが、Ｓ含有量を０．０００１％以上とすることで、製造コストをより低減できる。そのため、Ｓ含有量は０．０００１％以上としてもよい。
　（Ａｌ：０％～１．０００％）
　Ａｌは、脱酸材として機能する元素であり、鋼の強度を高めるのに有効な元素である。Ａｌ含有量を１．０００％以下とすることで鋳造性を高くできるので生産性を高くできる。そのため、Ａｌ含有量は１．０００％以下とする。Ａｌ含有量は０．６５０％以下が好ましく、０．６００％以下がより好ましく、０．５００％以下がさらに好ましい。
　Ａｌ含有量の下限は０％を含むが、Ａｌによる脱酸効果を十分に得るために、Ａｌ含有量は０．００５％以上としてもよい。
　（Ｎ：０％～０．０１００％）
　Ｎは、窒化物を形成し、鋼板の延性、穴拡げ性、伸びフランジ性および曲げ性などの成形性を劣化させる元素である。Ｎ含有量が０．０１００％以下であると、鋼板の成形性が低下することを抑制できる。そのため、Ｎ含有量は０．０１００％以下とする。また、Ｎは、溶接時に溶接欠陥を発生させて生産性を阻害する元素でもある。そのため、Ｎ含有量は、好ましくは０．００８０％以下であり、より好ましくは０．００７０％以下であり、さらに好ましくは０．００４０％以下である。
　Ｎ含有量の下限は０％を含むが、Ｎ含有量を０．０００５％以上とすることで、製造コストをより低減できる。そのため、Ｎ含有量は０．０００５％以上としてもよい。
　本実施形態に係る鋼板は、任意元素として、以下の元素を含有してもよい。以下の任意元素を含有しない場合の含有量は０％である。
　（Ｂ：０％～０．００５０％）
　Ｂは、高温での相変態を抑制し、鋼板の強度の向上に寄与する元素である。Ｂは必ずしも含有させなくてよいので、Ｂ含有量の下限は０％を含む。Ｂによる強度向上効果を十分に得るためには、Ｂ含有量は、０．０００１％以上が好ましく、０．０００５％以上がより好ましく、０．００１０％以上がさらに好ましい。
　また、Ｂ含有量が０．００５０％以下であると、Ｂ析出物が生成して鋼板の強度が低下することを抑制できる。そのため、Ｂ含有量は０．００５０％以下とし、好ましくは０．００３０％以下である。Ｂ含有量は、０．０００１％～０．００５０％であってもよい。
　（Ｍｏ：０％～０．８０％）
　Ｍｏは、高温での相変態を抑制し、鋼板の強度の向上に寄与する元素である。Ｍｏは必ずしも含有させなくてよいので、Ｍｏ含有量の下限は０％を含む。Ｍｏによる強度向上効果を十分に得るためには、Ｍｏ含有量は、０．００１％以上が好ましく、０．０５％以上がより好ましく、０．１０％以上がさらに好ましい。
　また、Ｍｏ含有量が０．８０％以下であると、熱間加工性が低下して生産性が低下することを抑制できる。そのため、Ｍｏ含有量は、０．８０％以下とし、好ましくは０．４０％以下であり、より好ましくは０．２０％以下である。Ｍｏ含有量は、０．００１％～０．８０％であってもよいし、０％～０．４０％であってもよい。
　なお、ＣｒおよびＭｏの両方を含み、その含有量をＣｒ：０．２０％～０．８０％およびＭｏ：０．０５％～０．８０％とすることで、鋼板の強度をより確実に向上することができるため、好ましい。
　（Ｔｉ：０％～０．２００％）
　Ｔｉは、破壊の起点として働く粗大な介在物を発生させるＳ量、Ｎ量およびＯ量を低減する効果を有する元素である。また、Ｔｉは組織を微細化し、鋼板の強度－成形性バランスを高める効果がある。Ｔｉは必ずしも含有させなくてよいので、Ｔｉ含有量の下限は０％を含む。上記効果を十分に得るためには、Ｔｉ含有量は０．００１％以上とすることが好ましく、０．０１０％以上とすることがより好ましい。
　また、Ｔｉ含有量が０．２００％以下であると、粗大なＴｉ硫化物、Ｔｉ窒化物およびＴｉ酸化物の形成を抑制でき、鋼板の成形性を確保することができる。そのため、Ｔｉ含有量は０．２００％以下とする。Ｔｉ含有量は０．０８０％以下とすることが好ましく、０．０６０％以下とすることがより好ましい。Ｔｉ含有量は、０％～０．１００％であってもよいし、０．００１％～０．２００％であってもよい。
　（Ｎｂ：０％～０．１０％）
　Ｎｂは、析出物による強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒化強化および再結晶の抑制による転位強化によって、鋼板の強度の向上に寄与する元素である。Ｎｂは必ずしも含有させなくてよいので、Ｎｂ含有量の下限は０％を含む。上記効果を十分に得るためには、Ｎｂ含有量は０．００１％以上とすることが好ましく、０．００５％以上とすることがより好ましく、０．０１％以上とすることがさらに好ましい。
　また、Ｎｂ含有量が０．１０％以下であると、再結晶を促進して未再結晶フェライトが残存することを抑制でき、鋼板の成形性を確保することができる。そのため、Ｎｂ含有量は０．１０％以下とする。Ｎｂ含有量は好ましくは０．０５％以下であり、より好ましくは０．０４％以下である。Ｎｂ含有量は、０．００１％～０．１０％であってもよい。
　（Ｖ：０％～０．２０％）
　Ｖは、析出物による強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒化強化および再結晶の抑制による転位強化によって、鋼板の強度の向上に寄与する元素である。Ｖは必ずしも含有させなくてよいので、Ｖ含有量の下限は０％を含む。Ｖによる強度向上効果を十分に得るためには、Ｖ含有量は、０．００１％以上が好ましく、０．０１％以上がより好ましく、０．０３％以上がさらに好ましい。
　また、Ｖ含有量が０．２０％以下であると、炭窒化物が多量に析出して鋼板の成形性が低下することを抑制できる。そのため、Ｖ含有量は、０．２０％以下とする。Ｖ含有量は好ましくは０．１０％以下である。Ｖ含有量は、０％～０．１０％であってもよいし、０．００１％～０．２０％であってもよい。
　（Ｃｒ：０％～０．８０％）
　Ｃｒは、鋼の焼入れ性を高め、鋼板の強度の向上に寄与する元素である。Ｃｒは必ずしも含有させなくてよいので、Ｃｒ含有量の下限は０％を含む。Ｃｒによる強度向上効果を十分に得るためには、Ｃｒ含有量は、０．００１％以上が好ましく、０．２０％以上がさらに好ましく、０．３０％以上が特に好ましい。
　また、Ｃｒ含有量が０．８０％以下であると、破壊の起点となり得る粗大なＣｒ炭化物が形成されることを抑制できる。そのため、Ｃｒ含有量は０．８０％以下とする。Ｃｒ含有量は好ましくは０．７０％以下であり、より好ましくは０．５０％以下である。Ｃｒ含有量は、０％～０．７０％であってもよいし、０．００１％～０．８０％であってもよい。
　（Ｎｉ：０％～０．２５％）
　Ｎｉは、高温での相変態を抑制し、鋼板の強度の向上に寄与する元素である。Ｎｉは必ずしも含有させなくてよいので、Ｎｉ含有量の下限は０％を含む。Ｎｉによる強度向上効果を十分に得るためには、Ｎｉ含有量は、０．００１％以上が好ましく、０．０５％以上がより好ましい。
　また、Ｎｉ含有量が０．２５％以下であると、鋼板の溶接性が低下することを抑制できる。そのため、Ｎｉ含有量は０．２５％以下とする。Ｎｉ含有量は好ましくは０．２０％以下であり、より好ましくは０．１５％以下である。Ｎｉ含有量は、０．００１％～０．２０％であってもよい。
　以下では、任意添加元素として、Ｏ、Ｃｕ、Ｗ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭのそれぞれについて、好ましい含有量を説明する。しかしながら、これらＯ、Ｃｕ、Ｗ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭは、何れも、以下に例示する含有量の範囲において、ゴーストライン低減には寄与しない。換言すれば、本実施形態では、後述する熱間圧延工程での仕上げ圧延の後半において圧下率を高くする後段大圧下を適用することで、連結した硬質相が少ない結果、成形後の表面凹凸の異方性を小さくできるという効果について、Ｏ、Ｃｕ、Ｗ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭは、影響を与えない。
（Ｏ：０％～０．０１００％）
　Ｏは、製造工程で混入する元素である。Ｏ含有量は０％であってもよい。なお、Ｏ含有量を０．０００１％以上とすることで、精錬時間を短くして生産性を高くできる。したがって、Ｏ含有量は０．０００１％以上、０．０００５％以上又は０．００１０％以上であってもよい。一方で、Ｏ含有量が０．０１００％以下であると、粗大な酸化物の形成を抑えることができ、鋼板の延性、穴広げ性、伸びフランジ性及び／又は曲げ性などの成形性を高くできる。したがって、Ｏ含有量は０．０１００％以下とする。Ｏ含有量は０．００７０％以下、０．００４０％以下又は０．００２０％以下であってもよい。
（Ｃｕ：０％～１．００％）
　Ｃｕは、微細な粒子の形態で鋼中に存在し、鋼板の強度の向上に寄与する元素である。Ｃｕ含有量は０％であってもよいが、このような効果を得るためには、Ｃｕ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。Ｃｕ含有量は０．０１％以上、０．０３％以上又は０．０５％以上であってもよい。一方で、Ｃｕ含有量を１．００％以下とすることで、鋼板の溶接性を良好にできる。したがって、Ｃｕ含有量は１．００％以下とする。Ｃｕ含有量は０．６０％以下、０．４０％以下又は０．２０％以下であってもよい。
（Ｗ：０％～１．００％）
　Ｗは、高温での相変態を抑制し、鋼板の強度の向上に寄与する元素である。Ｗ含有量は０％であってもよいが、このような効果を得るためには、Ｗ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。Ｗ含有量は０．０１％以上、０．０２％以上又は０．１０％以上であってもよい。一方で、Ｗ含有量を１．００以下にすることで、熱間加工性を高くして生産性を高くできる。したがって、Ｗ含有量は１．００％以下とする。Ｗ含有量は０．８０％以下、０．５０％以下又は０．２０％以下であってもよい。
（Ｓｎ：０％～１．００％）
　Ｓｎは、結晶粒の粗大化を抑制し、鋼板の強度の向上に寄与する元素である。Ｓｎ含有量は０％であってもよいが、このような効果を得るためには、Ｓｎ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。Ｓｎ含有量は０．０１％以上、０．０５％以上又は０．０８％以上であってもよい。一方で、Ｓｎ含有量を１．００％以下にすることで、鋼板の脆化を抑制できる。したがって、Ｓｎ含有量は１．００％以下とする。Ｓｎ含有量は０．８０％以下、０．５０％以下又は０．２０％以下であってもよい。
（Ｓｂ：０％～０．２０％）
　Ｓｂは、結晶粒の粗大化を抑制し、鋼板の強度の向上に寄与する元素である。Ｓｂ含有量は０％であってもよいが、このような効果を得るためには、Ｓｂ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。Ｓｂ含有量は０．０１％以上、０．０５％以上又は０．０８％以上であってもよい。一方で、Ｓｎ含有量を０．２０％以下にすることで、鋼板の脆化を抑制できる。したがって、Ｓｂ含有量は０．２０％以下とする。Ｓｂ含有量は０．１８％以下、０．１５％以下又は０．１２％以下であってもよい。
（Ｃａ：０％～０．０１００％）
（Ｍｇ：０％～０．０１００％）
（Ｚｒ：０％～０．０１００％）
（ＲＥＭ：０％～０．０１００％）
　Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ及びＲＥＭは、鋼板の成形性の向上に寄与する元素である。Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ及びＲＥＭ含有量は０％であってもよいが、このような効果を得るためには、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ及びＲＥＭ含有量はそれぞれ０．０００１％以上であることが好ましく、０．０００５％以上、０．００１０％以上又は０．００１５％以上であってもよい。一方で、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ及びＲＥＭのそれぞれについて、含有量を０．０１００％以下とすることで、鋼板の延性を確保できる。したがって、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ及びＲＥＭ含有量はそれぞれ０．０１００％以下とし、０．００８０％以下、０．００６０％以下又は０．００３０％以下であってもよい。本明細書におけるＲＥＭとは、原子番号２１番のスカンジウム（Ｓｃ）、原子番号３９番のイットリウム（Ｙ）及びランタノイドである原子番号５７番のランタン（Ｌａ）～原子番号７１番のルテチウム（Ｌｕ）の１７元素の総称であり、ＲＥＭ含有量はこれら元素の合計含有量である。
　本実施形態に係る鋼板の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物であってもよい。不純物としては、鋼原料もしくはスクラップからおよび／または製鋼過程で混入するもの、あるいは本実施形態に係る鋼板の特性を阻害しない範囲で許容される元素が例示される。不純物として、Ｈ、Ｎａ、Ｃｌ、Ｃｏ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｓｅ、Ｔｃ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｃｄ、Ｉｎ、Ｔｅ、Ｃｓ、Ｔａ、Ｒｅ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｕ、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｐｏが挙げられる。不純物は、合計で０．２００％以下含んでもよい。
　上述した鋼板の化学組成は、一般的な分析方法によって測定すればよい。例えば、ＩＣＰ－ＡＥＳ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ　Ｃｏｕｐｌｅｄ　Ｐｌａｓｍａ－Ａｔｏｍｉｃ　Ｅｍｉｓｓｉｏｎ　Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）を用いて測定すればよい。なお、ＣおよびＳは燃焼－赤外線吸収法を用い、Ｎは不活性ガス融解－熱伝導度法を用いて測定すればよい。鋼板が表面にめっき層を有する場合は、機械研削により表面のめっき層を除去してから、化学組成の分析を行えばよい。
　（金属組織が、体積分率で７０～９５％のフェライトと、体積分率で５～３０％の硬質相とからなる）
　金属組織における硬質相の体積分率を５％以上とすることで、鋼板の強度を十分に向上できる。そのため、硬質相の体積分率を５％以上とする。一方、硬質相の体積分率を３０％以下とすることで、硬質相をより均一に分散させることができるので、成形時の表面凹凸を少なくでき、成形後の外観を向上できる。
　また、金属組織における硬質相以外の残部はフェライトであり、該フェライトの体積分率は７０～９５％となる。なお、フェライトの体積分率は、７２％以上が好ましく、７５％以上がより好ましい。また、硬質相の体積分率は、２８％以下が好ましく、２５％以下がより好ましい。金属組織におけるフェライトと硬質相の体積分率の合計は、１００％である。
　本実施形態に係る鋼板において、硬質相は、フェライトよりも硬い硬質組織であり、例えばマルテンサイト、ベイナイト、焼き戻しマルテンサイト、および、パーライトのいずれか１種以上からなる。強度の向上の点からは、硬質相は、マルテンサイト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイトの１種以上からなることが好ましく、マルテンサイトからなることがより好ましい。
　金属組織における硬質相の体積分率は、以下の方法で求めることができる。
　得られた鋼板の板幅ＷのＷ／４位置もしくは３Ｗ／４位置（すなわち、鋼板のいずれかの幅方向端部から幅方向にＷ／４の位置）から金属組織（ミクロ組織）観察用の試料（サイズは、おおむね、圧延方向に２０ｍｍ×幅方向に２０ｍｍ×鋼板の厚さ）を採取し、光学顕微鏡を用いて表面から板厚１／２厚における金属組織（ミクロ組織）の観察を行い、鋼板の表面（めっきが存在する場合はめっき層を除いた表面）から板厚１／２厚までの硬質相の面積分率を算出する。試料の調整として、圧延直角方向の板厚断面を観察面として研磨し、レペラー試薬にてエッチングする。
　倍率５００または１０００倍の光学顕微鏡写真から「ミクロ組織」を分類する。レペラー腐食後に光学顕微鏡観察を行なうと、例えばベイナイトやパーライトは黒、マルテンサイト（焼戻しマルテンサイトを含む）は白、フェライトは灰色と、各組織が色分けして観察されるので、フェライトとそれ以外の硬質組織との判別を容易に行うことができる。光学顕微鏡写真で、フェライトを示す灰色以外の領域が硬質相である。
　レペラー試薬にてエッチングした鋼板の表面から板厚方向に板厚の１／２の位置までの領域において５００倍または１０００倍の倍率にて１０視野観察し、Ａｄｏｂｅ社製「Ｐｈｏｔｏｓｈｏｐ　ＣＳ５」の画像解析ソフトを用いて画像解析を行い、硬質相の面積分率を求める。画像解析手法として、例えば、画像の最大明度値Ｌｍａｘと最小明度値Ｌｍｉｎとを画像から取得し、明度がＬｍａｘ－０．３（Ｌｍａｘ－Ｌｍｉｎ）からＬｍａｘまでの画素を持つ部分を白色領域、ＬｍｉｎからＬｍｉｎ＋０．３（Ｌｍａｘ－Ｌｍｉｎ）の画素を持つ部分を黒色領域、それ以外の部分を灰色領域と定義して、灰色領域以外の領域である硬質相の面積分率を算出する。合計１０箇所の観察視野について、上記と同様に画像解析を行って硬質相の面積分率を測定し、これらの面積分率を平均して平均値を算出し、この平均値を体積分率とする。
　（板厚方向１／４位置におけるビッカース硬さＨ１／４の標準偏差σ１／４をビッカース硬さＨ１／４の平均値ＨＡＶＥ１／４で除した値Ｘ１が０．０２５以下）
　本発明者は、鋼板のビッカース硬さ分布に偏りが大きいと、硬質相がバンド状に連結し易く、その結果、鋼板をプレス成形した成形品にゴーストラインが生じ易い傾向にあることを知見した。特に、鋼板の表面に比較的近い領域におけるビッカース硬さ分布の偏りに着目した。そして、鋼板の圧延方向において、ビッカース硬さ分布の偏りが小さい箇所では、ゴーストラインが途中で途切れたように形成され、ゴーストラインが長尺であることに起因する外観不良を抑制できることを発見した。結果、板厚方向１／４位置におけるビッカース硬さＨ１／４の標準偏差σ１／４をビッカース硬さＨ１／４の平均値ＨＡＶＥ１／４で除した値Ｘ１を０．０２５以下とすることが、鋼板およびこの鋼板をプレス成形した成形品の表面の面品質を高くするのに有効であることを発見した。
　なお、本実施形態では、ビッカース硬さは、ＪＩＳ　Ｚ　２２４４：２００９　ビッカース硬さ試験に則った硬さをいう。ここでのビッカース硬さは、試験力が１．９６１４Ｎ（０．２ｋｇｆ）でのビッカース硬さであるＨＶ０．２である。
　本実施形態では、ビッカース硬さの観察対象は、鋼板の板厚方向および圧延方向に平行な断面（幅方向と直交する断面）であって、鋼板における幅方向の中央の断面である。
　そして、「板厚方向１／４位置」の観察とは、鋼板の表面から板厚方向に１／４となる位置において、圧延方向に１５０μｍピッチで５０点を測定点とし、且つ、鋼板の裏面から板厚方向に１／４となる位置において、圧延方向に１５０μｍピッチで５０点を測定点とした観察をいう。このように、圧延方向に１５０μｍ×５０＝７．５ｍｍの長さを観察対象とすることで、ゴーストラインが発生している箇所とゴーストラインが発生していない箇所の双方を含めてビッカース硬さを測定できる。すなわち、観察対象を圧延方向に十分な長さとすることで、ゴーストラインが無い箇所のみが測定される不具合を抑制でき、且つ、ゴーストラインのみが測定されることを抑制できる。これにより、ゴーストラインの有無を考慮した、より正確な面品質判定を行うことができる。
　なお、板厚方向１／４位置の観察対象は、上記の通りでなくてもよい。観察対象における圧延方向のピッチは、１５０μｍ未満でもよいし、１５０μｍを超えていてもよいが、圧延方向のピッチの上限は４００μｍまでとし、下限は５０μｍまでとする。また、圧延方向における測定点は、５０点未満でもよいし、５０点を超えていてもよいが、圧延方向における測定点の下限は３０点までとする。圧延方向における観察対象の長さは、５ｍｍ以上あることが、ゴーストラインの有る位置と無い位置とを考慮した、より正確な面品質判定を行うのに好ましい。また、本実施形態では、鋼板における幅方向の中央の断面での構成を説明するが、この通りでなくてもよい。鋼板における幅方向の中間の断面の少なくとも一つにおいて、断面の構成で説明するのと同じ構成を有していればよい。
　本発明者らは、プレス成形品においてゴーストラインの発生を抑制するためには、鋼板表面付近での圧延方向におけるビッカース硬さ分布の偏りを小さくする、具体的には値Ｘ１を０．０２５以下とすることで、ゴーストラインの発生を抑制できることを知見した。そのため、本実施形態では、値Ｘ１を０．０２５以下とする。好ましくは、値Ｘ１は０．０２０以下である。なお、値Ｘ１の下限はゼロである。
　（板厚方向１／２位置におけるビッカース硬さＨ１／２の標準偏差σ１／２をビッカース硬さＨ１／２の平均値ＨＡＶＥ１／２で除した値Ｘ２が０．０３０以下）
　前述したように、値Ｘ１が０．０２５以下であることにより、鋼板をプレス成形した成形品におけるゴーストラインの発生を抑制できる。本発明者は、さらに、鋼板の表面から深い領域でのビッカース硬さ分布の偏りにも着目した。結果、板厚方向１／２位置におけるビッカース硬さＨ１／２の標準偏差σ１／２をビッカース硬さＨ１／２の平均値ＨＡＶＥ１／２で除した値Ｘ２を０．０３０以下とすることが、鋼板およびこの鋼板をプレス成形した成形品の表面の面品質をより一層高くするのに有効であることを発見した。
　本実施形態では、「板厚方向１／２位置」の観察とは、鋼板の表面から板厚方向に１／２となる位置において、圧延方向に１５０μｍピッチで５０点を測定点とする観察をいう。「板厚方向１／２位置」の観察と、「板厚方向１／４位置」の観察とは、観察する箇所について板厚方向の位置が異なる点以外は、同じ観察内容である。
　本発明者らは、プレス成形品においてゴーストラインの発生をより一層確実に抑制するためには、鋼板中心での圧延方向におけるビッカース硬さ分布の偏りを小さくする、具体的には値Ｘ２を０．０３０以下とすることで、ゴーストラインの発生を抑制できることを知見した。そのため、本実施形態では、値Ｘ２を０．０３０以下とする。好ましくは、値Ｘ２は０．０２５以下である。なお、値Ｘ２の下限はゼロである。
　（フェライトの平均結晶粒径が５．０～３０．０μｍ）
　フェライトの平均結晶粒径が３０．０μｍ以下であることで、成形後の外観の低下を抑制できる。そのため、フェライトの平均結晶粒径は、好ましくは３０．０μｍ以下とすることが好ましい。より好ましくは１５．０μｍ以下とする。
　一方、フェライトの平均結晶粒径が５．０μｍ以上であることで、フェライトの｛００１｝方位を持つ粒子が凝集して生成されることを抑制できる。フェライトの｛００１｝方位を持つ個々の粒子が小さくても、これらの粒子が凝集して生成すると、凝集した部分に変形が集中するため、これらの粒子の凝集を抑制することで成形後の外観の低下を抑制できる。そのため、フェライトの好ましい平均結晶粒径を５．０μｍ以上とすることが好ましい。より好ましくは８．０μｍ以上、さらに好ましくは１０．０μｍ以上、さらにより好ましくは１５．０μｍ以上である。
　鋼板におけるフェライトの平均結晶粒径は、以下の方法で求めることができる。具体的には、レペラー試薬にてエッチングした鋼板の表面から板厚方向に板厚の１／２の位置までの領域において５００倍の倍率にて１０視野観察し、Ａｄｏｂｅ社製「Ｐｈｏｔｏｓｈｏｐ　ＣＳ５」の画像解析ソフトを用いて上記と同様に画像解析を行い、フェライトが占める面積分率とフェライトの粒子数とをそれぞれ算出する。それらを合算し、フェライトが占める面積分率をフェライトの粒子数で除すことにより、フェライトの粒子あたりの平均面積分率を算出する。この平均面積分率と粒子数とから、円相当直径を算出し、得られた円相当直径をフェライトの平均結晶粒径とする。
　（硬質相の平均結晶粒径が１．０～５．０μｍ）
　硬質相の平均結晶粒径が５．０μｍ以下であることで、成形後の外観の低下を抑制できる。そのため、鋼板における硬質相の好ましい平均結晶粒径は、５．０μｍ以下とすることが好ましい。より好ましくは４．５μｍ以下、さらに好ましくは４．０μｍ以下とする。
　一方、硬質相の平均結晶粒径が、１．０μｍ以上であることで、硬質相の粒子が凝集して生成されることを抑制できる。硬質相の個々の粒子を小さくし且つこれらの粒子の凝集を抑制することで成形後の外観の低下を抑制できる。そのため、鋼板における硬質相の好ましい平均結晶粒径を１．０μｍ以上とすることが好ましい。より好ましくは１．５μｍ以上であり、さらに好ましくは２．０μｍ以上である。
　硬質相の平均結晶粒径は、以下の方法で求めることができる。具体的には、レペラー試薬にてエッチングした鋼板の表面から板厚方向に板厚の１／２の位置までの領域において５００倍の倍率にて１０視野観察し、Ａｄｏｂｅ社製「Ｐｈｏｔｏｓｈｏｐ　ＣＳ５」の画像解析ソフトを用いて上記と同様に画像解析を行い、硬質相が占める面積分率と硬質相の粒子数とをそれぞれ算出する。それらを合算し、硬質相が占める面積分率を硬質相の粒子数で除すことにより、硬質相の粒子あたりの平均面積分率を算出する。この平均面積分率と粒子数とから、円相当直径を算出し、得られた円相当直径を硬質相の平均結晶粒径とする。
　（板厚方向１／４～１／２の領域において、圧延方向に１００μｍ以上連結した硬質相の面積が全硬質相の面積に対し３０％以下）
　圧延方向に１００μｍ以上連結した硬質相の面積が全硬質相の面積に対し３０％以下であることで、鋼板をプレス成形したときに硬質相の盛り上がり変形と当該硬質相の周囲の軟質相の凹み変形とが圧延方向に長く連続することが抑制され、視認し易いゴーストラインの発生を抑制できる。よって、本実施形態では、板厚方向１／４～１／２の領域において、圧延方向に１００μｍ以上連結した硬質相の面積が全硬質相の面積に対し３０％以下とすることが好ましい。この割合が２０％以下であることがより好ましい。この割合の下限はゼロ％である。
　本実施形態における上記の割合の測定方法は、以下の通りである。まず、鋼板の板厚方向および圧延方向に平行な断面であって、鋼板における幅方向の中央の断面について、鋼板表面から板厚方向に１／４～１／２の領域であって、且つ圧延方向に４００μｍの観察範囲（連結硬質相観察範囲）を規定する。なお、圧延方向における連結硬質相観察範囲の長さは、４００μｍ未満（例えば、３００μｍ）であってもよいし、４００μｍを超える値（例えば、５００μｍ）であってもよい。ただし、圧延方向における連結硬質相観察範囲の長さの下限は２５０μｍまでとする。
　次に、連結硬質相観察範囲において、圧延方向に１００μｍ以上連結した硬質相の面積ＡＲ１を計測する。具体的には、連結硬質相観察範囲において、上述した硬質相の測定方法によって、圧延方向に１００μｍ以上連結した硬質相を画像処理によって抽出する。この場合、「連結した」とは、硬質相の結晶粒界が接していることを示す。次に、連結硬質相観察範囲において、上述した硬質相の測定方法によって、全硬質相の面積ＡＲ２を計測する。その後、ＡＲ１／ＡＲ２を算出する。
　（引張試験により５％ひずみを付与した後の試験片における表面性状のアスペクト比Ｓｔｒ（ＩＳＯ２５１７８）が０．２８以上である）
　引張試験により５％ひずみを付与した後の試験片（以下、「引張後試験片」と称す）における表面性状のアスペクト比Ｓｔｒは、鋼板を成形（例えばプレス成形）して得られる成形品の表面の凹凸の異方性を示す指標である。なお、アスペクト比ＳｔｒはＩＳＯ（国際標準化機構）２５１７８に規定されており、ゼロ～１の間の数値である。アスペクト比Ｓｔｒがゼロに近いほど、異方性が大であり、観察範囲の表面に筋目が存在することとなる。一方、アスペクト比Ｓｔｒが１に近いほど、観察範囲の表面形状が特定の方向に依存しないことを示す。
　例えば、観察範囲の表面に所定の第１方向に延びる微小高さの凸形状が存在しており、この凸形状が上記第１方向と直交する第２方向に沿って複数配列されている場合、第１方向から見た表面形状と第２方向から見た表面形状とは、規則性が大きく異なる。このような場合、第１方向から視た表面形状と第２方向から視た表面形状とが大きく異なって異方性が大きく、アスペクト比Ｓｔｒはゼロに近い値となる。一方、引張後試験片の表面において凹凸形状に方向性がなく、一方向に長く延びる凸形状または凹形状が存在しない場合、アスペクト比Ｓｔｒは１に近い値となる。成形品の表面の面品質向上のためには、引張後試験片の表面のアスペクト比Ｓｔｒが大きく、表面形状における異方性が小さいことが好ましい。よって、引張後試験片における表面性状のアスペクト比Ｓｔｒは０．２８以上であることが好ましい。引張後試験片のアスペクト比Ｓｔｒが０．２８以上であることにより、成形品の表面のゴーストラインは過度に長いものではなく、ゴーストラインに起因する面品質低下度合いを小さくできる。好ましくは、引張後試験片のアスペクト比Ｓｔｒは０．３０以上であり、より好ましくは０．３５以上である。
　本実施形態における引張後試験片のアスペクト比Ｓｔｒの測定方法は、以下の通りである。具体的には、鋼板の端から板幅方向に１／４の位置から鋼板の圧延方向と直角な方向（幅方向）にＪＩＳ５号試験片を切り出し、この試験片の表面を研磨紙で研磨することで表面を鏡面状態にする。次に、試験片に引張試験を行うことで５％ひずみを付与する。５％ひずみを付与された試験片の表面の凹凸を、レーザー顕微鏡で測定する。測定結果から、アスペクト比Ｓｔｒを算出する。なお、アスペクト比Ｓｔｒは、ＩＳＯ２５１７８に準拠して、レーザー顕微鏡で得られる表面形状の座標データを、解析ソフトによって処理することにより、算出することができる。解析では、Ｓフィルターは使用せず、Ｌフィルターは０．８ｍｍとした。
　（板厚方向１／４位置におけるビッカース硬さＨ１／４の平均値ＨＡＶＥ１／４が１５０～３００である）
　板厚方向１／４位置におけるビッカース硬さＨ１／４の平均値ＨＡＶＥ１／４が１５０以上であることにより、鋼板の引張強さ５４０ＭＰａ以上を確保できる。また、板厚方向１／４位置におけるビッカース硬さＨ１／４の平均値ＨＡＶＥ１／４が３００以下であることにより、鋼板の板厚方向１／４位置において鋼板が過度に硬くならずに済み、鋼板の圧延時において表面の凹凸を均す効果が十分に発揮される。
　本実施形態でのビッカース硬さは、ＪＩＳ　Ｚ　２２４４：２００９　ビッカース硬さ試験に則った硬さをいう。板厚方向１／４位置におけるビッカース硬さＨ１／４の平均値ＨＡＶＥ１／４は、以下の方法で測定される。鋼板の表面および裏面から板厚方向に１／４となる位置において、圧延方向に１５０μｍピッチで５０点ずつ、計１００点を測定し、その平均値をＨＡＶＥ１／４とした。
　（板厚方向１／２位置におけるビッカース硬さＨ１／２の平均値ＨＡＶＥ１／２が１５５～３０５である）
　板厚方向１／２位置におけるビッカース硬さＨ１／２の平均値ＨＡＶＥ１／２が１５５以上であることにより、鋼板の引張強さ５４０ＭＰａ以上を確保できる。また、板厚方向１／２位置におけるビッカース硬さＨ１／２の平均値ＨＡＶＥ１／２が３０５以下であることにより、鋼板の板厚方向１／２位置において鋼板が過度に硬くならずに済み、鋼板の圧延時において表面の凹凸を均す効果が十分に発揮される。
　板厚方向１／２位置におけるビッカース硬さＨ１／２の平均値ＨＡＶＥ１／２の測定方法は、板厚方向における計測位置が異なる点以外は、板厚方向１／４位置におけるビッカース硬さＨ１／４の平均値ＨＡＶＥ１／４の測定方法と同様である。
　（鋼板の幅が１０００ｍｍ以上である）
　本実施形態の鋼板の成形品は、自動車パネルとして好適である。自動車パネルとして、ドアアウタ等のパネル系部品が挙げられる。パネル系部品として、フードのアウターパネル、フェンダーパネル等のクオーターパネル、ドアアウターパネル、ルーフパネル等を例示できる。
　このような自動車パネルにおいても、自動車構造部材と同様に高強度化が進められており、自動車パネルとなる鋼板の製造途中の熱延板の強度も増加している。さらに、自動車パネルの薄肉化に伴い、鋼板製造途中の冷間圧延工程における圧下率も増加している。そして、自動車パネル鋼板、特に、ドアパネル用鋼板は、幅が１０００ｍｍを超えるものがあり、フードパネル用鋼板は、幅が１５００ｍｍを超えるものがある。このような幅広の鋼板は、冷間圧延工程における圧下負荷（圧延機の負荷）が大きくなる傾向にある。例えば、引張強さ５４０ＭＰａ級の鋼板では、幅が１５００ｍｍ程度以上になると冷延時の圧下負荷が特に大きくなり、引張強さ７８０ＭＰａ級の鋼板では、幅が１２００ｍｍ程度以上になると冷延時の圧下負荷が特に大きくなる。
　このような冷間圧延時における圧下負荷の増大に対処しなければ、鋼板形状の精度が悪化する。また、このような冷間圧延時における圧下負荷の増大に対処する方法として、従来、冷間圧延前に軟質化焼鈍を行うことや、冷間圧延工程を２回に分けて行うこと等の対策を行っており、生産性が低く製造コストが増加していた。
　一方で、本実施形態では、（ｉ）本実施形態の化学組成および金属組織を有し、（ｉｉ）板厚方向１／４位置におけるビッカース硬さＨ１／４の標準偏差σ１／４をビッカース硬さＨ１／４の平均値ＨＡＶＥ１／４で除した値Ｘ１が０．０２５以下であり、且つ、（ｉｉｉ）板厚方向１／２位置におけるビッカース硬さＨ１／２の標準偏差σ１／２をビッカース硬さＨ１／２の平均値ＨＡＶＥ１／２で除した値Ｘ２が０．０３０以下である鋼板としている。これにより、前記のような幅広のパネルであっても、（ａ）熱延板組織をより軟質にすることで冷間圧延時の圧延負荷を低減しつつ、（ｂ）成形品のゴーストライン低減を実現できる。
（鋼板の板厚が０．２０～１．００ｍｍである）
　本実施形態に係る鋼板の板厚は、特定の範囲に限定されないが、汎用性や製造性を考慮すると、０．２０～１．００ｍｍが好ましい。板厚を０．２０ｍｍ以上とすることで、成形品形状を平坦に維持することが容易になり、寸法精度および形状精度を向上することができる。そのため、板厚は０．２０ｍｍ以上が好ましく、０．３５ｍｍ以上が好ましく、より好ましくは０．４０ｍｍ以上である。
　一方、板厚が１．００ｍｍ以下とすることで部材の軽量化効果が大きくなる。そのため、板厚は１．００ｍｍ以下が好ましく、０．７０ｍｍ以下が好ましく、より好ましくは０．６０ｍｍ以下である。鋼板の板厚は、マイクロメータで測定できる。
（鋼板の引張強さが５４０～９８０ＭＰａである）
　本実施形態に係る鋼板の引張強さは、特定の範囲に限定されないが、５４０～９８０ＭＰａであることが好ましい。鋼板の引張強さが５４０ＭＰａ以上であることにより、薄肉且つ高強度の鋼板を実現できる。また、鋼板の引張強さが９８０ＭＰａ以下であることにより、鋼板をプレス加工する際の成形性を確保し易い。
　引張強さは、圧延方向に直角な方向を長手方向とするＪＩＳ５号引張試験片を鋼板から採取し、ＪＩＳ（日本工業規格）Ｚ２２４１：２０１１　金属材料引張試験方法に則った試験を行うことで測定される。
　本実施形態に係る鋼板は、鋼板の少なくとも一方の表面に、めっき層を有してもよい。めっき層としては、亜鉛めっき層および亜鉛合金めっき層、並びに、これらに合金化処理を施した合金化亜鉛めっき層および合金化亜鉛合金めっき層が挙げられる。
　亜鉛めっき層および亜鉛合金めっき層は、溶融めっき法、電気めっき法、または蒸着めっき法で形成する。亜鉛めっき層のＡｌ含有量が０．５質量％以下であると、鋼板の表面と亜鉛めっき層との密着性を十分に確保することができるので、亜鉛めっき層のＡｌ含有量は０．５質量％以下が好ましい。
　亜鉛めっき層が溶融亜鉛めっき層の場合、鋼板表面と亜鉛めっき層との密着性を高めるため、溶融亜鉛めっき層のＦｅ含有量は３．０質量％以下が好ましい。
　亜鉛めっき層が電気亜鉛めっき層の場合、電気亜鉛めっき層のＦｅ含有量は、耐食性の向上の点で、０．５質量％以下が好ましい。
　亜鉛めっき層および亜鉛合金めっき層は、Ａｌ、Ａｇ、Ｂ、Ｂｅ、Ｂｉ、Ｃａ、Ｃｄ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｃｓ、Ｃｕ、Ｇｅ、Ｈｆ、Ｚｒ、Ｉ、Ｋ、Ｌａ、Ｌｉ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｎａ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｐｂ、Ｒｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｓｒ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、Ｚｒ、ＲＥＭの１種または２種以上を、鋼板の耐食性および成形性を阻害しない範囲で、含有してもよい。特に、Ｎｉ、ＡｌおよびＭｇは、鋼板の耐食性の向上に有効である。
　亜鉛めっき層または亜鉛合金めっき層は、合金化処理が施された、合金化亜鉛めっき層または合金化亜鉛合金めっき層であってもよい。溶融亜鉛めっき層または溶融亜鉛合金めっき層に合金化処理を施す場合、鋼板表面と合金化めっき層との密着性向上の観点から、合金化処理後の溶融亜鉛めっき層（合金化亜鉛めっき層）または溶融亜鉛合金めっき層（合金化亜鉛合金めっき層）のＦｅ含有量を７．０質量％～１３．０質量％とすることが好ましい。溶融亜鉛めっき層または溶融亜鉛合金めっき層を有する鋼板に合金化処理を施すことで、めっき層中にＦｅが取り込まれ、Ｆｅ含有量が増量する。これにより、Ｆｅ含有量を７．０質量％以上とすることができる。すなわち、Ｆｅ含有量が７．０質量％以上である亜鉛めっき層は、合金化亜鉛めっき層または合金化亜鉛合金めっき層である。
　めっき層中のＦｅ含有量は、次の方法により得ることができる。インヒビターを添加した５体積％ＨＣｌ水溶液を用いてめっき層のみを溶解除去する。ＩＣＰ－ＡＥＳ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ　Ｃｏｕｐｌｅｄ　Ｐｌａｓｍａ－Ａｔｏｍｉｃ　Ｅｍｉｓｓｉｏｎ　Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）を用いて、得られた溶解液中のＦｅ含有量を測定することで、めっき層中のＦｅ含有量（質量％）を得る。
（鋼板が自動車外板パネルである）
　次に、上述した鋼板をプレス成形することで製造できるプレス成形品について説明する。このプレス成形品は、上述した鋼板と同じ化学組成を有する。また、上記プレス成形品は、少なくとも一方の表面に上述しためっき層を備えていてもよい。上記プレス成形品は、上述した鋼板をプレス成形して得られるものであるため、ゴーストラインの発生が抑制されており、外観品質に優れる。その結果、直接消費者の目に触れる外観が優れていることで商品性の高い自動車を実現できる。プレス成形品の具体例としては例えば、上述したように、自動車車体のドアアウタ等のパネル系部品（自動車外板パネル）が挙げられる。パネル系部品として、フードのアウターパネル、フェンダーパネル等のクオーターパネル、ドアアウターパネル、ルーフパネル等を例示できる。
＜製造方法について＞
　次に、本実施形態に係る鋼板の好ましい製造方法について説明する。本実施形態に係る鋼板は、製造方法に関わらず上記の特徴を有していればその効果が得られる。しかしながら、以下の方法によれば安定して製造できるので好ましい。
　具体的には、本実施形態に係る鋼板は、以下の工程（ｉ）～（ｉｖ）を含む製造方法によって製造することができる。
（ｉ）上記の化学組成を有する溶鋼を凝固させてスラブを成形するスラブ成形工程、
（ｉｉ）スラブを加熱し、圧延終了温度が９５０℃以下となるように熱間圧延して熱延鋼板を得た後、４５０～６５０℃で巻き取る熱間圧延工程、
（ｉｉｉ）巻き取った熱延鋼板を巻き戻して、累積圧下率であるＲＣＲが５０～９０％である冷間圧延を行って冷延鋼板を得る冷間圧延工程、
（ｉｖ）冷延鋼板を焼鈍し、その後必要に応じて上述しためっき層を形成する工程、
　以下、各工程について説明する。
［スラブ成形工程］
　スラブ成形工程では、所定の化学組成を有する溶鋼を、スラブに成形する。スラブ成形工程の製法については限定されない。例えば、転炉又は電気炉等を用いて上記化学組成の溶鋼を溶製し、連続鋳造法により製造したスラブを用いることができる。連続鋳造法に代えて、造塊法、薄スラブ鋳造法等を採用してもよい。
［熱間圧延工程］
　スラブを、熱間圧延に先立って、１１００℃以上に加熱する。加熱温度を１１００℃以上とすることで、続く熱間圧延において圧延反力が過度に大きくならず、目的とする製品厚を得やすい。また、板形状の精度を高くでき、巻き取りをスムーズに行うことができる。
　加熱温度の上限については限定する必要はないが、経済上の観点から、鋼片加熱温度は１３００℃未満とすることが好ましい。
　熱間圧延工程では、上記の加熱温度に加熱された鋼片を熱間圧延する。熱間圧延時、粗圧延の後に仕上げ圧延を行う。仕上げ圧延では、複数回の圧下を行う。
　仕上げ圧延は、複数の連続する圧延スタンドで行われ、後半の圧延スタンドでの圧下率を前半の圧延スタンドでの圧下率より大きくする。前半の仕上げ圧延の圧下率を３５％未満とするとともに、後半の仕上げ圧延の圧下率を３５％以上とする。これにより、後半の仕上げ圧延の圧下率を高くでき、その結果、熱延加工された板としての熱延板を適度に軟質化できる。よって、冷間圧延工程時における圧延機の負荷を低減できる。さらに、熱延板の組織においてパーライトやマルテンサイト等の硬質相がバンド状に生成するのを抑制でき、最終製品である成形品の組織においても、マルテンサイト等の硬質相がバンド状に生成するのを抑制できる。
　前半の圧延スタンドでの圧下率Ｐ１と後半の圧延スタンドでの圧下率Ｐ２の比Ｐ２／Ｐ１は、１．０超１．６以下であることが好ましい。Ｐ２／Ｐ１を１．０超えとすることで、熱延板を十分に軟質化でき、かつ最終製品である成形品の組織において硬質相がバンド状に生成するのを抑制できる。また、Ｐ２／Ｐ１を１．６以下とすることで、後半の圧延スタンドへの負荷を軽減できる。
　最終の圧延スタンドでの圧下率は、４０％以上とすることが好ましい。これにより、熱延板の組織においてパーライトやマルテンサイト等の硬質相がバンド状に生成するのをより容易に抑制でき、最終製品である成形品の組織においても、マルテンサイト等の硬質相がバンド状に生成するのを、より容易に抑制できる。
　仕上げ圧延での圧延スタンドは、例えば７つ連続して設けられる。本実施形態では、第１から第３スタンドが前半のスタンドであり、第５から第７スタンドが後半のスタンドである。圧延スタンドの数は限定されず、複数の圧延スタンドにおける後半の圧延スタンドの圧延率を、前半の圧延スタンドの圧延率より大きくしていればよい。
　圧延終了温度は９５０℃以下とする。圧延終了温度を９５０℃以下とすることで、熱延鋼板の平均結晶粒径が過度に大きくならずに済む。この場合、最終の製品板の平均結晶粒径も小さくでき、十分な降伏強度の確保および成形後の高い表面品位の確保ができる。
　熱間圧延工程における巻き取り温度は、好ましくは４５０～６５０℃とする。巻き取り温度を６５０℃以下とすることで、結晶粒径を微小にでき、十分な鋼板強度を確保できる。さらに、スケール厚さを抑制できることで、酸洗性を十分に確保できる。また、巻き取り温度を４５０℃以上とすることで、熱延鋼板の強度が過度に増加せずに済み、冷間圧延工程を行う設備への負荷を抑制して生産性をより高くできる。
［冷間圧延工程］
　冷間圧延工程では、累積圧下率であるＲＣＲが５０～９０％である冷間圧延を行って冷延鋼板を得る。所定の残留応力が付与された熱延鋼板を上記の累積圧下率で冷間圧延することで、焼鈍、冷却後に、所望の集合組織を有するフェライトが得られる。
　累積圧下率ＲＣＲが５０％以上であることにより、鋼板の板厚から逆算して熱間圧延工程における鋼片の板厚を十分に確保でき、熱間圧延工程を行うことが現実的である。また、累積圧下率ＲＣＲが９０％以下であることにより、圧延荷重が大きくなり過ぎずに済み、板幅方向の材質の均一性を十分に確保できる。さらに、生産の安定性も十分に確保できる。そのため、冷間圧延における累積圧下率ＲＣＲを５０～９０％とする。
［焼鈍工程］
　焼鈍工程では、７５０～９００℃の均熱温度まで冷延鋼板を加熱して保持する焼鈍を行う。均熱温度が７５０℃以上であることにより、フェライトの再結晶およびフェライトからオーステナイトへの逆変態が十分に進行し、所望の集合組織を得ることができる。一方、均熱温度が９００℃以下であることにより、結晶粒が緻密化し、十分な強度を得られる。さらに、加熱温度が過度に高くなく、生産性を高くできる。
［冷却工程］
　冷却工程では、焼鈍工程での均熱後の冷延鋼板を冷却する。冷却に際しては、均熱温度からの平均冷却速度が５．０～５０℃／秒となるように冷却する。上記平均冷却速度が５．０℃／秒以上であることにより、フェライト変態が過剰に促進されずに済み、マルテンサイト等の硬質相の生成量を多くして、所望の強度を得ることができる。また、平均冷却速度が５０℃／秒以下であることにより、鋼板の幅方向において鋼板をより均一に冷却できる。
［めっき工程］
　上記の方法で得られた冷延鋼板に、さらに、表面にめっき層を形成するめっき工程を行ってもよい。
［合金化工程］
　前記めっき工程で形成されためっき層に対し合金化を行ってもよい。合金化工程では、合金化温度は、例えば４５０～６００℃である。
　上記の製造方法によれば、熱間圧延工程での仕上げ圧延の後半において圧下率を高くする後段大圧下を適用することで、連結した硬質相が少ない鋼板とすることができる。これにより、成形後の成形品においては、表面の凹凸形状の異方性が小さくなり、ゴーストラインの発生を抑制でき、優れた外観品質を得ることができる。しかも、鋼板の製造性の面においては、熱延板も適度に軟質化でき、軟質化焼鈍や２回冷間圧延を必須とせずに冷延加工性も高くできる。
　なお、本実施形態では、熱間圧延加工後の鋼板には、形状矯正装置としてのレベラーによる形状矯正は行われない。本実施形態の鋼板は、高い外観品質を確保するため高い表面性状が要求される。このため、レベラーによる形状矯正が必要な鋼板は、本実施形態では、用いることができない。換言すれば、本実施形態の鋼板は、仕上げ圧延のスタンド出口側にレベラーが配置される特殊な熱延工程を含む製法での製造を想定されていない。したがって、本実施形態における鋼板の製造方法に、レベラーを組み合わせることはしない。
　次に、本発明の実施例について説明する。なお、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
　表１の鋼片Ｎｏ．Ａ～Ｋに示す化学組成を有する鋼を溶製し、連続鋳造により厚みが２００～３００ｍｍのスラブを製造した。得られたスラブの一部について、表２に示す条件で熱間圧延を行い、巻き取った。なお、熱間圧延における仕上げ圧延では７つの圧延スタンドを連続して設け、最初の３つのスタンド（第１から第３スタンド）を前半スタンド、最後の３つのスタンド（第５から第７スタンド）を後半スタンドとした。
　その後、コイルを巻き戻して、得られた熱延板について、試験片を切り出して引張強さを測定した。引張強さは、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に準拠して評価した。試験片はＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１の５号試験片とした。引張試験片の採取位置は、板幅方向の端部から１／４部分とし、圧延方向に垂直な方向を長手方向とした。
　酸洗した後に、表２に示す累積圧下率ＲＣＲで冷間圧延を行って鋼板Ａ１～Ｋ１を得た。
　その後、表３に示す均熱温度および加熱後の冷却速度（平均冷却速度）の条件で、焼鈍及び冷却を行った。また、一部の鋼板には、各種めっきを行い、表面にめっき層を形成し、表３に示す合金化温度で合金化処理を行った。表４中、ＣＲはめっきなし、ＧＩは溶融亜鉛めっき、ＧＡは合金化溶融亜鉛めっき、ＥＧは電気亜鉛めっきを示す。
　得られた製品板Ｎｏ．Ａ１ａ～Ｋ１ａ（つまり製品板Ｎｏ．Ａ１ａ～Ａ２ａ、Ｂ１ａ～Ｂ２ａ、Ｃ１ａ～Ｃ２ａ、Ｄ１ａ～Ｄ５ａ、Ｅ１ａ、Ｆ１ａ、Ｇ１ａ、Ｈ１ａ、Ｉ１ａ、Ｊ１ａ、及びＫ１ａ）に対し、板幅および板厚を測定した。
　また、製品板Ｎｏ．Ａ１ａ～Ｋ１ａに対し、引張強さを測定した。引張強さは、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に準拠して評価した。試験片はＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１の５号試験片とした。引張試験片の採取位置は、板幅方向の端部から１／４部分とし、圧延方向に垂直な方向を長手方向とした。得られた引張強さが５４０ＭＰａ以上であった場合、高強度であるとして合格と判定した。一方、得られた引張強さが５４０ＭＰａ未満であった場合、強度に劣るとして不合格と判定した。
　また、得られた製品板Ｎｏ．Ａ１ａ～Ｋ１ａの金属組織におけるフェライトおよび硬質相の体積分率を上述した方法により測定した。製品板Ｎｏ．Ａ１ａ～Ｋ１ａの金属組織において、硬質相とフェライトの体積分率の合計は１００％である。
　また、得られた製品板Ｎｏ．Ａ１ａ～Ｋ１ａの金属組織におけるフェライトの平均結晶粒径と硬質相の平均結晶粒径を上述した方法により測定した。
　結果を表４に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　また、得られた製品板Ｎｏ．Ａ１ａ～Ｋ１ａに対し、表面から板厚方向１／４位置について、圧延方向に測定間隔１５０μｍで５０点のビッカース硬さＨ１／４を上述した方法により測定した。さらに、裏面から板厚方向１／４位置について、圧延方向に測定間隔１５０μｍで５０点のビッカース硬さＨ１／４を上述した方法により測定した。そして、これら１００点のビッカース硬さＨ１／４の標準偏差σ１／４を１００点のビッカース硬さＨ１／４の平均値ＨＡＶＥ１／４で除した値Ｘ１を算出した。
　また、得られた製品板Ｎｏ．Ａ１ａ～Ｋ１ａに対し、表面から板厚方向１／２位置について、圧延方向に測定間隔１５０μｍで５０点のビッカース硬さＨ１／２を上述した方法により測定した。そして、これら５０点のビッカース硬さＨ１／２の標準偏差σ１／２を５０点のビッカース硬さＨ１／２の平均値ＨＡＶＥ１／２で除した値Ｘ２を算出した。
　さらに、得られた製品板Ｎｏ．Ａ１ａ～Ｋ１ａに対し、板厚方向１／４～１／２の領域において、圧延方向に１００μｍ以上連結した硬質相の面積率を上述の方法により測定した。
　さらに、製品板Ｎｏ．Ａ１ａ～Ｋ１ａのそれぞれについて、表面を研磨紙等で鏡面状態にした引張試験片に引張試験により５％ひずみを付与した後の表面性状のアスペクト比Ｓｔｒを上述の方法により測定した。
　また、製品板Ｎｏ．Ａ１ａ～Ｋ１ａのそれぞれについて、表面を研磨紙等で鏡面状態にした引張試験片に、引張試験により５％ひずみを付与した後の表面粗さＷａ（算術平均うねり）を、以下の方法により測定した。レーザー変位測定装置（キーエンスＶＫ－Ｘ１０００）を用いて、圧延方向と直角の方向に沿ってプロファイルを５０ライン測定した。このとき、波長が０．８ｍｍ以下および２．５ｍｍ以上の成分は除去した。得られた結果から、ＪＩＳ　Ｂ　０６０１：２０１３に準拠して算術平均うねりを算出し、合計５０ラインの平均値を算出する。これにより、製品板の表面粗さＷａを得た。
　また、製品板Ｎｏ．Ａ１ａ～Ｋ１ａのそれぞれの製品板の引張強さと引張後試験片の表面性状のアスペクト比Ｓｔｒとの積を算出した。引張強さＴＳ×アスペクト比Ｓｔｒは、高いほど、高強度であり加工性が低いにもかかわらず表面の凹凸形状の異方性が小さいことを示す指標である。
　結果を表５に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　表１～表５に示される通り、実施例における引張後試験片の表面性状のアスペクト比Ｓｔｒは、比較例における引張後試験片の表面性状のアスペクト比Ｓｔｒよりも明らかに高い傾向にあることで表面の凹凸形状について異方性が小さく、強度および面品質に優れたものとなった。より詳細には、実施例は、何れも、引張強さが５４０ＭＰａを超えており、高強度であった。さらに、実施例は、引張後試験片の表面性状のアスペクト比Ｓｔｒが０．２８以上であり、１００μｍ以上の連結硬質相の面積が全硬質相の面積に対して３０％以下であり、ゴーストラインを十分に抑制できていた。しかも、実施例は、何れも、引張強さＴＳ×アスペクト比Ｓｔｒが２００を超えて十分に高く、高強度であり加工性が低いにもかかわらず表面の凹凸形状の異方性が小さいことが示されている。さらに、１０個の実施例における（製品板の引張強さ－熱延板引張強さ）の平均値が７７であったのに対して、８個の比較例における（製品板の引張強さ－熱延板引張強さ）の平均値が約５４であった。すなわち、実施例では、製品板の引張強さと熱延板の引張強さとの差が十分に生じており、熱延板の軟質化が実現されていた。特に、自動車フードパネルや自動車ドアパネルに好適な幅の広い製品板について、冷間圧延工程における圧延機の負荷が低減されていることが実証された。
　一方、比較例である製品板Ｎｏ．Ａ２ａ，Ｂ２ａでは、熱間圧延での仕上げ圧延の後半の圧下率が小さいことにより、鋼板表面の筋状凹凸を十分に均すことができず、圧延方向１／４～１／２の領域において、圧延方向に１００μｍ以上連結した硬質相の面積率が４０％を超えており、また、引張後試験片の表面性状のアスペクト比Ｓｔｒが０．２８を下回っており、さらに、引張強さＴＳ×アスペクト比Ｓｔｒが１８０を下回っていることにより、成形後の面品質が低かった。また、比較例である製品板Ｎｏ．Ｃ２ａ，Ｄ２ａでは、熱間圧延での仕上げ圧延の後半の圧下率が小さいことにより、鋼板表面の筋状凹凸を十分に均すことができず、圧延方向１／４～１／２の領域において、圧延方向に１００μｍ以上連結した硬質相の面積率が３０％を超えており、また、引張後試験片の表面性状のアスペクト比Ｓｔｒが０．２８を下回っており、さらに、引張強さＴＳ×アスペクト比Ｓｔｒが１７０を下回っていることにより、成形後の面品質が低かった。また、比較例である製品板Ｎｏ．Ｄ５ａでは、熱間圧延での仕上げ圧延の前半の圧下率Ｐ１と後半の圧下率Ｐ２の比Ｐ２／Ｐ１が１．０超１．６以下の範囲内であるものの、後半の圧下率が小さいことにより、鋼板表面の筋状凹凸を十分に均すことができず、圧延方向１／４～１／２の領域において、圧延方向に１００μｍ以上連結した硬質相の面積率が３０％を超えており、また、引張後試験片の表面性状のアスペクト比Ｓｔｒが０．２８を下回っており、さらに、引張強さＴＳ×アスペクト比Ｓｔｒが１７０を下回っていることにより、成形後の面品質が低かった。
　また、比較例であるＮｏ．製品板Ｅ１ａでは、炭素の含有量が好ましい範囲を超えていることにより、バンド状のＭｎ偏析が生じやすくなった。その結果、圧延方向１／４～１／２の領域において、圧延方向に１００μｍ以上連結した硬質相の面積率が３０％を超えており、また、引張強さＴＳ×アスペクト比Ｓｔｒが１８０を下回っていることにより、成形後の面品質が低かった。また、比較例である製品板Ｎｏ．Ｆ１ａでは、炭素の含有量が好ましい範囲に達しておらず、フェライトの体積分率が過剰で且つ硬質相の体積分率が少ないことにより、製品板の引張強さが５４０ＭＰａに至っておらず低かった。また、比較例である製品板Ｎｏ．Ｇ１ａでは、Ｍｎの含有量が好ましい範囲を超えていることにより、鋼の凝固時にバンド状のＭｎ偏析が生じた。その結果、圧延方向１／４～１／２の領域において、圧延方向に１００μｍ以上連結した硬質相の面積率が４０％を超えており、また、引張強さＴＳ×アスペクト比Ｓｔｒが１７０を下回っていることにより、成形後の面品質が低かった。
　ここで、板厚が同じである製品板Ｎｏ．Ａ１ａとＡ２ａ、Ｎｏ．Ｂ１ａとＢ２ａ、Ｎｏ．Ｃ１ａとＣ２ａ、およびＮｏ．Ｄ１ａとＤ２ａを対比する。実施例である製品板Ｎｏ．Ａ１ａ，Ｂ１ａ，Ｃ１ａ，Ｄ１ａの表面粗さＷａは、それぞれ、０．０５８μｍ、０．０５５μｍ、０．０５８μｍ、０．０５５μｍである。一方、比較例である製品板Ｎｏ．Ａ２ａ，Ｂ２ａ，Ｃ２ａ，Ｄ２ａの表面粗さＷａは、それぞれ、０．０５０μｍ、０．０５３μｍ、０．０５６μｍ、０．０５５μｍである。このように、実施例である製品板Ｎｏ．Ａ１ａの表面粗さＷａは、比較例である製品板Ｎｏ．Ａ２ａの表面粗さＷａ以上であり、実施例である製品板Ｎｏ．Ｂ１ａ，Ｃ１ａ，Ｄ１ａの表面粗さＷａも、それぞれ比較例である製品板Ｎｏ．Ｂ２ａ，Ｃ２ａ，Ｄ２ａの表面粗さＷａ以上である。一方で、実施例である製品板Ｎｏ．Ａ１ａ，Ｂ１ａ，Ｃ１ａ，Ｄ１ａのアスペクト比Ｓｔｒは、何れも、比較例である製品板Ｎｏ．Ａ２ａ，Ｂ２ａ，Ｃ２ａ，Ｄ２ａのアスペクト比Ｓｔｒよりも大きい。このように、実施例である製品板Ｎｏ．Ａ１ａ，Ｂ１ａ，Ｃ１ａ，Ｄ１ａについて、表面粗さＷａが、それぞれ比較例である製品板Ｎｏ．Ａ２ａ，Ｂ２ａ，Ｃ２ａ，Ｄ２ａの表面粗さＷａ以上であるにもかかわらずアスペクト比Ｓｔｒが高いことにより、表面の凹凸の異方性が小さく面品質に優れることが実証された。
　本発明に係る上記態様によれば、成形品において優れた外観品質を実現できる鋼板を提供することができる。

 

Claims (8)

  1. 　化学組成が質量％で、
    　Ｃ：０．０３０％～０．１４５％、
    　Ｓｉ：０％～０．５００％、
    　Ｍｎ：０．５０％～２．５０％、
    　Ｐ：０％～０．１００％、
    　Ｓ：０％～０．０２０％、
    　Ａｌ：０％～１．０００％、
    　Ｎ：０％～０．０１００％、
    　Ｂ：０％～０．００５０％、
    　Ｍｏ：０％～０．８０％、
    　Ｔｉ：０％～０．２００％、
    　Ｎｂ：０％～０．１０％、
    　Ｖ：０％～０．２０％、
    　Ｃｒ：０％～０．８０％、
    　Ｎｉ：０％～０．２５％
    　Ｏ：０％～０．０１００％、
    　Ｃｕ：０％～１．００％、
    　Ｗ：０％～１．００％、
    　Ｓｎ：０％～１．００％、
    　Ｓｂ：０％～０．２０％、
    　Ｃａ：０％～０．０１００％、
    　Ｍｇ：０％～０．０１００％、
    　Ｚｒ：０％～０．０１００％、
    　ＲＥＭ：０％～０．０１００％、
    　残部が鉄および不純物であり、
    　金属組織が、体積分率が７０～９５％のフェライトと、体積分率が５～３０％の硬質相とからなり、
    　板厚方向１／４位置におけるビッカース硬さＨ１／４の標準偏差を前記ビッカース硬さＨ１／４の平均値で除した値Ｘ１が０．０２５以下、
    　板厚方向１／２位置におけるビッカース硬さＨ１／２の標準偏差を前記ビッカース硬さＨ１／２の平均値で除した値Ｘ２が０．０３０以下、
    である鋼板。
  2. 　前記フェライトの平均結晶粒径が５．０～３０．０μｍ、前記硬質相の平均結晶粒径が、１．０～５．０μｍであることを特徴とする請求項１に記載の鋼板。
  3. 　板厚方向１／４～１／２の領域において、圧延方向に１００μｍ以上連結した硬質相の面積が全硬質相の面積に対し３０％以下、であることを特徴とする請求項１または２に記載の鋼板。
  4. 　引張試験により５％ひずみを付与した後の試験片における表面性状のアスペクト比Ｓｔｒ（ＩＳＯ２５１７８）が０．２８以上であることを特徴とする請求項１～３のいずれか一項に記載の鋼板。
  5. 　板厚方向１／４位置におけるビッカース硬さＨ１／４の平均値が１５０～３００、
    　板厚方向１／２位置におけるビッカース硬さＨ１／２の平均値が１５５～３０５であることを特徴とする請求項１～４のいずれか一項に記載の鋼板。
  6. 　前記硬質相が、マルテンサイト、ベイナイト、焼き戻しマルテンサイト、およびパーライトのいずれか１種以上からなることを特徴とする請求項１～５のいずれか一項に記載の鋼板。
  7. 　前記鋼板の板厚が０．２０ｍｍ～１．００ｍｍであることを特徴とする、請求項１～６の何れか一項に記載の鋼板。
  8. 　前記鋼板が自動車外板パネルであることを特徴とする、請求項１～７の何れか一項に記載の鋼板。
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WO2018151331A1 (ja) * 2017-02-20 2018-08-23 新日鐵住金株式会社 高強度鋼板

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2005220430A (ja) 2004-02-09 2005-08-18 Jfe Steel Kk 表面品質に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板
WO2017168957A1 (ja) * 2016-03-31 2017-10-05 Ｊｆｅスチール株式会社 薄鋼板およびめっき鋼板、並びに、熱延鋼板の製造方法、冷延フルハード鋼板の製造方法、薄鋼板の製造方法およびめっき鋼板の製造方法
WO2018151331A1 (ja) * 2017-02-20 2018-08-23 新日鐵住金株式会社 高強度鋼板

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