WO2023026465A1 - 鋼板およびプレス成形品 - Google Patents

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WO2023026465A1
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泰弘 伊藤
裕之 川田
真衣 永野
諭 弘中
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日本製鉄株式会社
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    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon

Definitions

  • the present invention relates to steel sheets and press-formed products.
  • panel system parts such as door outers are also being investigated for increased strength and reduced thickness.
  • these panel-type parts are required to have a high appearance quality because they are visible to the public. Therefore, even high-strength steel sheets, which have been conventionally applied to frame parts, are required to have excellent appearance quality after molding when applied to panel-type parts.
  • a ghost line is a fine unevenness on the order of several millimeters that occurs on the surface due to preferential deformation around the soft phase when a steel sheet having a hard phase and a soft phase is press-formed. Since the unevenness forms a striped pattern on the surface, a press-molded product with ghost lines has poor appearance quality.
  • the interface between the hot-dip galvanized layer and the base steel sheet has an average thickness of 0.1 ⁇ m to 2.0 ⁇ m, and the difference between the maximum thickness and the minimum thickness in the width direction of the steel sheet is within 0.5 ⁇ m.
  • the difference between the maximum thickness and the minimum thickness of the refined layer in the steel sheet width direction is within 2.0 ⁇ m.
  • the Vickers hardness at a depth of 0.05 mm from the front and back surfaces of the steel plate is 100 to 250 Hv, and (the Vickers hardness at a depth of 0.2 mm from the front and back surfaces) ⁇ 0.8 or less, the variation in Vickers hardness in the inner layer portion on the plate thickness center side from the position where the depth from the front and back is 0.2 mm is 100 Hv or less, and the inner layer portion has a total area ratio of bainite and martensite. It discloses a high-strength thin steel sheet containing 80% or more, having a surface roughness Ra of 0.4 to 1.2 ⁇ m, and having a tensile strength of 780 MPa or more.
  • Patent document 4 has a chemical composition in which the alloyed hot-dip galvanized layer contains 10 to 15% Fe and 0.20 to 0.45% Al, and the balance is Zn and impurities, It discloses a high-strength galvannealed steel sheet, wherein the interfacial adhesion strength between the steel sheet and the galvannealed layer is 20 MPa or more.
  • a high-strength steel sheet with less property deterioration after cutting characterized by:
  • An object of the present invention is to provide a press-formed article having high strength and excellent appearance quality, and a steel sheet from which the press-formed article can be produced.
  • the gist of the present invention is as follows.
  • the steel sheet according to one aspect of the present invention has a chemical composition in mass% of C: 0.040 to 0.100%, Mn: 1.00-2.00%, Si: 0.005 to 1.500%, P: 0.100% or less, S: 0.0200% or less, Al: 0.005 to 0.700%, N: 0.0150% or less, O: 0.0100% or less, Cr: 0 to 0.80%, Mo: 0-0.16%, B: 0 to 0.0100%, Ti: 0 to 0.100%, Nb: 0 to 0.060%, V: 0 to 0.50%, Ni: 0 to 1.00%, Cu: 0 to 1.00%, W: 0 to 1.00%, Sn: 0 to 1.00%, Sb: 0 to 0.200%, Ca: 0 to 0.0100%, Mg: 0-0.0100%, Zr: 0 to 0.0100%, REM: 0-0.0100%, and the balance: Fe and im
  • the steel sheet according to (1) above has the chemical composition, in mass %, Cr: 0.01 to 0.80%, Mo: 0.01-0.16%, B: 0.0001 to 0.0100%, Ti: 0.001 to 0.100%, Nb: 0.001 to 0.060%, V: 0.01 to 0.50%, Ni: 0.01 to 1.00%, Cu: 0.01 to 1.00%, W: 0.01 to 1.00%, Sn: 0.01 to 1.00%, Sb: 0.001 to 0.200%, Ca: 0.0001 to 0.0100%, Mg: 0.0001-0.0100%, Zr: 0.0001-0.0100% and REM: 0.0001-0.0100% It may contain one or more selected from the group consisting of.
  • the steel sheet according to (1) or (2) above is 3 times the thickness in the thickness direction from the surface of the steel sheet in the thickness direction from a position 1/8 of the thickness in the thickness direction from the surface of the steel sheet.
  • the average value of the Mn concentration in the region up to the position separated by /8 is ⁇ and the standard deviation of the Mn concentration is ⁇ , (3 ⁇ / ⁇ ) ⁇ 100 ⁇ 7.0 may be satisfied.
  • the steel sheet according to any one of (1) to (3) above may have a decarburized layer having a thickness of 20 ⁇ m or more on the surface of the steel sheet.
  • the steel sheet according to any one of (1) to (4) above may have a plating layer on at least one surface of the steel sheet.
  • a press-formed product according to another aspect of the present invention is obtained by press-forming the steel sheet according to any one of (1) to (5) above.
  • the inventors investigated a method for suppressing the generation of ghost lines after press forming a high-strength steel plate. As a result, the present inventors have found that it is effective to reduce the difference in hardness in steel and control the surface roughness of the steel sheet within a desired range.
  • One of the causes of the difference in hardness in steel is band-like Mn segregation that occurs during the solidification process of steel. If Mn segregation occurs in a band shape, the area around the portion with high Mn concentration is likely to transform into austenite during annealing, so hard martensite occurs in a band shape after annealing after cold rolling. As a result, the difference in hardness in the steel increases, and ghost lines are thought to occur during press forming.
  • the present inventors have found that in order to suppress the occurrence of ghost lines in press-formed products, it is important to moderately roughen the surface of the steel plate as a material to the extent that the appearance quality does not deteriorate. bottom.
  • the steel sheet according to the present embodiment has a chemical composition in mass% of C: 0.040 to 0.100%, Mn: 1.00 to 2.00%, Si: 0.005 to 1.500%, P : 0.100% or less, S: 0.0200% or less, Al: 0.005 to 0.700%, N: 0.0150% or less, O: 0.0100% or less, and the balance: Fe and impurities contains.
  • C 0.040 to 0.100%
  • Mn 1.00 to 2.00%
  • Si 0.005 to 1.500%
  • P 0.100% or less
  • S 0.0200% or less
  • Al 0.005 to 0.700%
  • N 0.0150% or less
  • O 0.0100% or less
  • Fe and impurities contains a chemical composition in mass% of C: 0.040 to 0.100%, Mn: 1.00 to 2.00%, Si: 0.005 to 1.500%, P : 0.100% or less, S: 0.0200% or less, Al: 0.005 to 0.700%, N: 0.0
  • C 0.040-0.100% C is an element that increases the strength of steel sheets and press-formed products.
  • the C content should be 0.040% or more.
  • the C content is preferably 0.050% or more, more preferably 0.060% or more, 0.070% or more, or 0.075% or more.
  • the C content is made 0.100% or less.
  • the C content is preferably 0.095% or less, more preferably 0.090% or less or 0.085% or less.
  • the C content is preferably more than 0.075%.
  • Mn 1.00-2.00%
  • Mn is an element that enhances the hardenability of steel and contributes to the improvement of strength.
  • the Mn content should be 1.00% or more.
  • the Mn content is preferably 1.05% or more, 1.10% or more, or 1.20% or more, more preferably 1.30% or more, 1.40% or more, or 1.50% or more.
  • the Mn content is set to 2.00% or less.
  • the Mn content is preferably 1.85% or less, more preferably 1.80% or less, and even more preferably 1.75% or less.
  • Si 0.005-1.500%
  • Si is an element that improves the strength-formability balance of the steel sheet.
  • the Si content should be 0.005% or more.
  • Si is 0.010% or more.
  • Si is also an element that forms coarse Si oxides that act as starting points for destruction.
  • the Si content is set to 1.500% or less.
  • the Si content is preferably 1.300% or less, more preferably 1.000% or less.
  • P 0.100% or less
  • P is an impurity element that embrittles steel.
  • the P content is set to 0.100% or less.
  • the P content is preferably 0.050% or less, more preferably 0.030% or less or 0.020% 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 0.0200% or less
  • S is an impurity element that forms Mn sulfides and deteriorates the formability of the steel sheet, such as ductility, hole expandability, stretch flangeability and bendability. If the S content is 0.0200% or less, it is possible to suppress a significant deterioration in the formability of the steel sheet. Therefore, the S content should be 0.0200% or less.
  • the S content is preferably 0.0100% or less, more preferably 0.0080% or less. Although 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 0.005-0.700%
  • Al is an element that functions as a deoxidizer. In order to sufficiently obtain the deoxidizing effect of Al, the Al content is made 0.005% or more. The Al content is preferably 0.010% or more or 0.025% or more. Al is also an element that embrittles steel by forming coarse oxides that serve as fracture starting points. By setting the Al content to 0.700% or less, it is possible to suppress the formation of coarse oxides that act as starting points for fracture, and to suppress the slab from becoming easily cracked. Therefore, the Al content is set to 0.700% or less. The upper limit of Al content is 0.600%, 0.400%, 0.200% or . 100% is preferred, and 0.085%, 0.070%, 0.065% or 0.060% is more preferred.
  • N is an impurity element that forms nitrides and deteriorates formability such as ductility, hole expandability, stretch flangeability and bendability of the steel sheet.
  • N content is made 0.0150% or less.
  • N is also an element that causes welding defects during welding and hinders productivity. Therefore, the N content is preferably 0.0120% or less, more preferably 0.0100% 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.
  • O is an impurity element that forms oxides and impairs the formability of the steel sheet, such as ductility, hole expandability, stretch flangeability and bendability.
  • the O content is set to 0.0100% or less. It is preferably 0.0080% or less, more preferably 0.0050% or less.
  • the lower limit of the O content includes 0%, the manufacturing cost can be further reduced by making the O content 0.0001% or more. Therefore, the O content may be 0.0001% or more.
  • the steel sheet according to the present embodiment may contain the following elements as optional elements instead of part of Fe.
  • the content is 0% when the following optional elements are not contained.
  • Cr 0-0.80% 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%. The Cr content is preferably 0.01% or more, more preferably 0.20% or more, and still more preferably 0.30% or more in order to sufficiently obtain the strength improvement effect of Cr. 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. In order to reduce alloy costs, the upper limit of Cr content may be set to 0.60%, 0.40%, 0.20%, 0.10% or 0.05%, as required.
  • Mo 0-0.16%
  • 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 0.01% or more, more preferably 0.05% or more, and still more preferably 0.10% or more. In addition, when the Mo content is 0.16% or less, it is possible to suppress a decrease in hot workability and a decrease in productivity. Therefore, Mo content shall be 0.16% or less. In order to reduce alloy costs, the upper limit of Mo content may be set to 0.12%, 0.10%, 0.08% or 0.04% as required. Including both Cr: 0.01 to 0.80% and Mo: 0.01 to 0.16% is preferable because the strength of the steel sheet can be more reliably improved.
  • B 0 to 0.0100%
  • 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 improvement 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 0.0100% 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 set to 0.0100% or less. In order to reduce the alloy cost, the upper limit of the B content may be 0.0050%, 0.0030%, 0.0020%, 0.0010% or 0.0005% as required.
  • 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 0.001% or more.
  • the Ti content is set to 0.100% or less.
  • the Ti content is preferably 0.080% or less, more preferably 0.060% or less.
  • the upper limit of the Ti content may be 0.040%, 0.020%, 0.010% or 0.005% as required.
  • 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 still more preferably 0.010% or more. Further, when the Nb content is 0.060% 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 0.060% or less. The Nb content is preferably 0.050% or less, more preferably 0.040% or less. In order to reduce the alloy cost, the upper limit of the Nb content may be 0.030%, 0.020%, 0.010% or 0.005% as required.
  • V 0-0.50%
  • 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 0.01% or more, more preferably 0.03% or more. Further, when the V content is 0.50% 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 0.50% or less. In order to reduce the alloy cost, the upper limit of the V content may be 0.30%, 0.20%, 0.10%, 0.05% or 0.02% as required.
  • 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%. The Ni content is preferably 0.01% or more, more preferably 0.05% or more, and still more preferably 0.20% or more in order to sufficiently obtain the strength improvement effect of Ni. Moreover, it can suppress that the weldability of a steel plate falls as Ni content is 1.00% or less. Therefore, the Ni content is set to 1.00% or less. In order to reduce the alloy cost, the upper limit of the Ni content may be 0.60%, 0.40%, 0.20%, 0.10% or 0.03% as required.
  • Cu 0-1.00%
  • 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. Since Cu does not necessarily have to be contained, the lower limit of the Cu content includes 0%.
  • the Cu content is preferably 0.01% or more, more preferably 0.05% or more, and still more preferably 0.15% or more in order to sufficiently obtain the strength improvement effect of Cu. Moreover, it can suppress that the weldability of a steel plate falls that Cu content is 1.00% or less. Therefore, the Cu content is set to 1.00% or less.
  • the upper limit of Cu content may be set to 0.60%, 0.40%, 0.20%, 0.10% or 0.03% as required.
  • W 0-1.00%
  • W is an element that suppresses phase transformation at high temperatures and contributes to improvement in strength of the steel sheet. Since W does not necessarily have to be contained, the lower limit of the W content includes 0%. In order to sufficiently obtain the strength improvement effect of W, the W content is preferably 0.01% or more, more preferably 0.03% or more, and even more preferably 0.10% or more. In addition, when the W content is 1.00% or less, it is possible to suppress a decrease in hot workability and a decrease in productivity. Therefore, the W content is set to 1.00% or less. In order to reduce the alloy cost, the upper limit of the W content may be 0.50%, 0.20%, 0.10%, 0.05% or 0.02% as required.
  • Sn 0-1.00%
  • Sn is an element that suppresses the coarsening of crystal grains and contributes to the improvement of the strength of the steel sheet. Since Sn does not necessarily have to be contained, the lower limit of the Sn content includes 0%. In order to sufficiently obtain the effect of Sn, the Sn content is more preferably 0.01% or more. Moreover, when the Sn content is 1.00% or less, it is possible to prevent the steel sheet from embrittlement and breakage during rolling. Therefore, the Sn content is set to 1.00% or less. In order to reduce the alloy cost, the upper limit of the Sn content may be 0.50%, 0.20%, 0.10%, 0.05% or 0.02% as required.
  • Sb 0-0.200%
  • Sb is an element that suppresses the coarsening of crystal grains and contributes to the improvement of the strength of the steel sheet. Since Sb does not necessarily have to be contained, the lower limit of the Sb content includes 0%. In order to sufficiently obtain the above effects, the Sb content is preferably 0.001% or more, more preferably 0.005% or more. Moreover, when the Sb content is 0.200% or less, it is possible to prevent the steel sheet from embrittlement and breakage during rolling. Therefore, the Sb content is set to 0.200% or less. In order to reduce the alloy cost, the upper limit of the Sb content may be set to 0.100%, 0.070%, 0.040%, 0.010% or 0.005% as required.
  • Ca, Mg, Zr, and REM are elements that contribute to improving the formability of steel sheets. Since Ca, Mg, Zr and REM do not necessarily have to be contained, the lower limit of the total content of these elements includes 0%. In order to sufficiently obtain the effect of improving formability, the content of each of these elements is preferably 0.0001% or more, more preferably 0.0010% or more. In order to sufficiently obtain the above effect, it is not necessary to contain all of the above elements, and the content of any one of the above elements should be 0.0001% or more.
  • the content of each of Ca, Mg, Zr and REM is 0.0100% or less, it is possible to suppress the decrease in ductility of the steel sheet. Therefore, the content of each of these elements is set to 0.0100% or less. Preferably, it is 0.0050% or less. In order to reduce alloy costs, the upper limits of the contents of Ca, Mg, Zr and REM may be set to 0.0030%, 0.0020%, 0.0010% or 0.0003%, respectively, if necessary.
  • REM Rotary Earth Metal
  • the REM content refers to 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 unavoidably mixed from steel raw materials or scraps 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 include H, Na, Cl, Co, Zn, Ga, Ge, As, Se, Y, 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 0.100% or less.
  • the chemical composition of the steel sheet described above may be measured by a general analytical method. For example, it may be measured using ICP-AES (Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrometry).
  • C and S can be measured using a combustion-infrared absorption method
  • N can be measured using an inert gas fusion-thermal conductivity method
  • O can be measured using an inert gas fusion-nondispersive infrared absorption method.
  • the coating layer on the surface may be removed by mechanical grinding, and then the chemical composition may be analyzed.
  • Arithmetic mean waviness Wa 0.10 to 0.30 ⁇ m
  • the present inventors have found that the surface of the steel sheet that is the material should be moderately roughened. By doing so, it was found that the occurrence of ghost lines in the press-molded product can be suppressed. Therefore, the steel sheet according to the present embodiment has an arithmetic mean waviness Wa of 0.10 ⁇ m or more. It is preferably 0.13 ⁇ m or more.
  • the arithmetic mean waviness Wa is set to 0.30 ⁇ m or less. It is preferably 0.25 ⁇ m or less.
  • the arithmetic mean waviness Wa is the arithmetic mean waviness of the steel sheet when the steel sheet does not have a coating layer, and the arithmetic mean waviness of the coating layer when the steel sheet has a coating layer on its surface.
  • the arithmetic mean waviness Wa is obtained by the following method.
  • a test piece of 50 mm x 50 mm is cut from a position 10 mm or more away from the end face of the steel plate.
  • a laser displacement measuring device Keyence VK-X1000
  • three lines of the profile are measured along the direction perpendicular to the rolling direction.
  • an undulation curve is obtained by successively applying contour filters with cutoff values ⁇ c and ⁇ f to the cross-sectional curve according to JIS B 0601:2013.
  • a wave curve is obtained by removing a component with a wavelength ⁇ c of 0.8 mm or less and a component with a wavelength ⁇ f of 2.5 mm or more from the obtained measurement results.
  • the arithmetic mean undulation is calculated according to JIS B 0601:2013, and the average value of a total of 3 lines is calculated.
  • the arithmetic mean of the calculated average values of the three lines is taken as the arithmetic mean waviness Wa of the steel plate.
  • the surface of the plating layer may be subjected to the line analysis described above.
  • the steel plate according to the present embodiment includes a region from a position 1/8 of the plate thickness in the thickness direction from the surface of the steel plate to a position 3/8 of the plate thickness in the thickness direction from the surface (surface of the steel plate).
  • the average value of the Mn concentration in the region from 1/8 depth to 3/8 depth from the surface of the steel sheet is ⁇ in unit mass%, and the standard deviation of the Mn concentration is ⁇ in unit mass%, ( 3 ⁇ / ⁇ ) ⁇ 100 ⁇ 7.0.
  • (3 ⁇ / ⁇ ) ⁇ 100 is more preferably 6.5 or less.
  • the lower limit of (3 ⁇ / ⁇ ) ⁇ 100 is not particularly limited, it may be 0.
  • Lowering (3 ⁇ / ⁇ ) ⁇ 100 increases the manufacturing cost, so the lower limit may be 2.0, 4.0 or 5.0.
  • the upper limit of (3 ⁇ / ⁇ ) ⁇ 100 may be set to 11.0, 10.0, 9.0 or 8.0 as required.
  • the average value ⁇ of the Mn concentration and the standard deviation ⁇ of the Mn concentration are obtained by the following method. After the thickness cross-section of the steel sheet is mirror-polished, the Mn concentration is measured at 600 points at predetermined depth positions in the rolling direction of the steel sheet at intervals of 1 ⁇ m. By calculating the average value of the obtained Mn concentrations, the Mn concentration (% by mass) at a predetermined depth position is obtained. This operation is performed every 1 ⁇ m in the plate thickness direction from a position 1/8 of the plate thickness away from the surface of the steel plate in the plate thickness direction to a position 3/8 of the plate thickness away from the surface in the plate thickness direction.
  • the average value ⁇ of the Mn concentration is obtained. Further, the standard deviation ⁇ of the Mn concentration is obtained by calculating the standard deviation from all the obtained Mn concentrations.
  • the device used is an electron probe microanalyzer (EPMA), and the measurement conditions are an acceleration voltage of 15 kV.
  • 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 7.0 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 sheet according to this embodiment may have a decarburized layer with a thickness of 20 ⁇ m or more on the surface of the steel sheet, regardless of the presence or absence of the plating layer.
  • the thickness of the decarburized layer is measured by the following method. At three arbitrary points on the steel sheet, the C concentration in the area from the surface of the steel sheet to a position separated by 1/2 of the thickness in the depth direction (thickness direction) is measured every 1 ⁇ m depth. The thickness of the decarburized layer is obtained by regarding the region where the C concentration is 1/2 or less of the C concentration at the position 1/2 of the plate thickness away from the surface as the decarburized layer, and calculating the thickness of the region. For the measurement, a Marcus type high-frequency glow discharge luminescence surface analyzer (GD-Profiler) manufactured by Horiba, Ltd. is used.
  • GD-Profiler high-frequency glow discharge luminescence surface analyzer
  • the plate thickness of the steel plate according to the present embodiment is not limited to a specific range, but is preferably 0.2 to 2.0 mm in consideration of versatility and manufacturability.
  • the plate thickness is preferably 0.2 mm or more. More preferably, it is 0.4 mm or more.
  • the plate thickness is preferably 2.0 mm or less. More preferably, it is 1.5 mm or less.
  • the steel plate according to this embodiment preferably has a tensile strength of 500 to 750 MPa.
  • a tensile strength of 500 to 750 MPa.
  • the tensile strength may have a lower limit of 540 MPa, 580 MPa or 600 MPa, and an upper limit of 680 MPa or 660 MPa.
  • the tensile strength is evaluated according to JIS Z 2241:2011.
  • the test piece shall be JIS Z 2241:2011 No. 5 test piece.
  • Tensile test pieces are taken from the 1/4 part from the edge in the width direction, and the direction perpendicular to the rolling direction is taken as the longitudinal direction.
  • the press-formed product according to this embodiment which can be manufactured by press-forming the steel plate described above, will be described.
  • the press-formed product according to this embodiment has the same chemical composition as the steel plate described above.
  • the press-formed product according to the present embodiment may have the above-described plated layer on at least one surface.
  • press-formed product according to the present embodiment is obtained by press-forming the above-described steel plate, the occurrence of ghost lines is suppressed and the appearance quality is excellent.
  • press-formed products include panel system parts such as door outers for automobile bodies.
  • excellent appearance quality means that striped patterns (that is, ghost lines) occurring on the surface at intervals of several millimeters are not observed.
  • the maximum length of streak patterns at intervals of several millimeters that can be observed when an arbitrary area of 100 mm ⁇ 100 mm is visually observed is 50 mm or less.
  • the maximum length of the streak pattern is preferably 20 mm or less. Moreover, it is more preferable that no streak pattern is observed.
  • Wz which is the sum of the maximum peak height Zp and the maximum valley height Zv of the undulation curve
  • Wz is 0.60 ⁇ m or less.
  • Wz is obtained in accordance with JIS B 0601:2013 by obtaining the undulation curve of the surface of the press-formed product, obtaining the maximum peak height Zp and the maximum valley height Zv, and calculating the sum of these.
  • 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. Moreover, it may be a steel strip instead of a steel plate.
  • a steel plate in which the arithmetic mean waviness Wa is preferably controlled can be stably manufactured. can do.
  • the condition (VI) in addition to the following conditions (I) to (IV).
  • Conditions (V) and (VI) are arbitrary conditions. Each condition will be described below.
  • the winding temperature is set to 550° C. or higher.
  • the pickling time shall be 50 seconds or longer.
  • Arithmetic mean roughness Ra of the roll surface in the final pass of cold rolling is set to 0.2 to 0.7 ⁇ m.
  • the reduction ratio of temper rolling is set to 0.3 to 0.7%, and the arithmetic mean roughness Ra of the rolling rolls is set to 1.5 to 3.5 ⁇ m.
  • V) The slab is heated to a temperature range of 1200° C. or higher and held in the temperature range for 5 hours or longer.
  • Annealing is performed with a dew point (average dew point in the annealing furnace) of ⁇ 20° C. or higher and a residence time of the steel sheet in a temperature range of 700° C. or higher for 50 to 400 seconds.
  • the winding temperature is more preferably 600°C or higher, and even more preferably 650°C or higher.
  • (II) Pickling Time 50 Seconds or More When the pickling time is set to 50 seconds or more after coiling and before cold rolling, unevenness is likely to occur on the surface of the steel sheet. More preferably, the pickling time is 70 seconds or longer.
  • V Slab heating temperature/holding time: 5 hours or longer in a temperature range of 1200°C or higher
  • Condition (V) is an arbitrary condition.
  • Condition (VI) is an arbitrary condition.
  • the cold-rolled steel sheet obtained by the above method may be annealed.
  • the dew point during annealing (average dew point in the annealing furnace) is -20 ° C. or higher, and the residence time of the steel plate in the temperature range of 700 ° C. or higher is 50 to 400 seconds, so that the surface of the steel plate is stably removed.
  • a decarburized layer having a thickness of 30 ⁇ m or more can be formed on the surface of the steel sheet.
  • the upper limit of the dew point need not be set, but may be about 10°C.
  • Conditions other than those described above are not particularly limited, but, for example, it is preferable to satisfy the following conditions. After heating the slab to a temperature range of 1100° C. or higher, the billet is hot rolled. After hot rolling, coiling is performed, and then pickling is performed. Cold rolling is performed after pickling. The cumulative rolling reduction in cold rolling is preferably 30 to 90%. Annealing is performed after cold rolling. After that, the plating layer described above is formed as necessary. Moreover, it is preferable to perform temper rolling after that.
  • the press molding method is not particularly limited.
  • automobile panel parts such as door outers can be formed by pressing a steel plate with a blank holder and a die, applying strain to the steel plate by pressing a punch, and stretching the steel plate.
  • Such forming is called draw forming or stretch forming.
  • a slab with a thickness of 240 to 300 mm was produced by melting steel having the chemical composition shown in Table 1 and continuously casting it. Using the obtained slabs, cold-rolled steel sheets and plated steel sheets were manufactured under conditions (I) to (V) described later. In Table 2, when the conditions were satisfied, "OK” was written in the condition column, and when the conditions were not satisfied, "NG” was written in the condition column. The thickness of the obtained steel sheet and plated steel sheet was 0.2 to 2.0 mm.
  • annealing was performed after cold rolling.
  • Manufacturing conditions other than conditions (I) to (VI) were as follows. After heating the slab to a temperature range of 1100° C. or higher, it was hot rolled. After hot rolling, coiling was performed, and then pickling was performed. After pickling, cold rolling was performed with a cumulative rolling reduction of 30 to 90%. Annealing was performed after cold rolling to form an alloyed hot-dip galvanized layer (GA), a hot-dip galvanized layer (GI), and an electroplated layer (EG) as necessary. After that, temper rolling was performed.
  • GA alloyed hot-dip galvanized layer
  • GI hot-dip galvanized layer
  • EG electroplated layer
  • Conditions (I) to (VI) in the table are as follows.
  • the winding temperature is set to 550° C. or higher.
  • the pickling time shall be 50 seconds or more.
  • Arithmetic mean roughness Ra of the roll surface in the final pass of cold rolling is set to 0.2 to 0.7 ⁇ m.
  • the reduction ratio of temper rolling is set to 0.3 to 0.7%, and the arithmetic mean roughness Ra of the rolling rolls is set to 1.5 to 3.5 ⁇ m.
  • the slab is heated to a temperature range of 1200° C. or higher and held in the temperature range for 5 hours or longer.
  • Annealing is performed with a dew point (average dew point in the annealing furnace) of ⁇ 20° C. or higher and a residence time of the steel sheet in a temperature range of 700° C. or higher for 50 to 400 seconds.
  • a roughly semi-cylindrical simulated part (press-molded product) simulating a door outer was manufactured by press molding.
  • the material steel plate or plated steel sheet
  • strain in any direction along the surface of the simulated part is applied at any position on the surface of the simulated part.
  • the ratio of the strain in the direction perpendicular to the direction (any direction thereof) to the strain was set to about 1. In other words, press molding was performed so that strain anisotropy did not occur at any position on the surface of the simulated part.
  • the arithmetic mean waviness Wa, the average value ⁇ and standard deviation ⁇ of the Mn concentration, the tensile strength, and the thickness of the decarburized layer were obtained by the methods described above.
  • the obtained tensile strength was 500 MPa or more, it was determined to be high strength and passed. On the other hand, when the obtained tensile strength was less than 500 MPa, it was determined to be unacceptable because the strength was inferior.
  • the appearance quality of the simulated parts was evaluated by the following method. Appearance quality was evaluated by the degree of ghost lines generated on the surface of the simulated part after molding.
  • the surface after press molding was ground with a grindstone, and striped patterns at intervals of several millimeters on the surface were judged to be ghost lines, and were rated on a scale of 1 to 5 depending on the degree of occurrence of the striped pattern.
  • An arbitrary area of 100 mm x 100 mm was visually checked, and the case where no streak pattern was confirmed was rated as "1", and the case where the maximum length of the streak pattern was 20 mm or less was rated as "2", and the maximum length of the streak pattern.
  • Wz is the sum of the maximum peak height Zp and the maximum valley height Zv of the undulation curve.
  • a waviness curve of the surface of the press-molded product (simulated part) was obtained in accordance with JIS B 0601:2013 by the same method as that used to obtain the arithmetic mean waviness Wa. From this undulation curve, the maximum peak height Zp and the maximum valley height Zv were obtained, and Wz was obtained by calculating the sum of these. When the obtained Wz was 0.40 ⁇ m or less, it was judged that the appearance quality was superior.
  • the press-molded product according to the comparative example had inferior strength or deteriorated appearance quality.
  • the steel sheets according to the comparative examples have high strength and could not produce press-formed products having excellent appearance quality.

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Abstract

この鋼板は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０４０～０．１００％、Ｍｎ：１．００～２．００％、Ｓｉ：０．００５～１．５００％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０２００％以下、Ａｌ：０．００５～０．７００％、Ｎ：０．０１５０％以下、Ｏ：０．０１００％以下、並びに、残部：Ｆｅおよび不純物を含有し、算術平均うねりＷａが０．１０～０．３０μｍである。

Description

鋼板およびプレス成形品
　本発明は、鋼板およびプレス成形品に関する。
　地球環境保護の観点から、自動車車体には軽量化・衝突安全性の向上が求められている。これらの要求に応えるべく、ドアアウタ等のパネル系部品についても、高強度化および薄肉化が検討されている。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が求められる。そのため、従来では骨格部品に適用されていた高強度の鋼板であっても、パネル系部品に適用する場合には、成形後において外観品質に優れることが要求される。
　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、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、表面に数ｍｍ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。
　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、前記基板の組織が、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。
　特許文献２は、溶融亜鉛めっき層と前記母材鋼板との界面に、平均厚さが０．１μｍ～２．０μｍであり、鋼板幅方向における最大厚さと最小厚さとの差が０．５μｍ以内であるＦｅ－Ａｌ合金層を有し、前記Ｆｅ－Ａｌ合金層に直接接する微細化層において、鋼板幅方向における前記微細化層の最大厚さと最小厚さとの差が２．０μｍ以内である溶融亜鉛めっき鋼板を開示している。
　特許文献３は、鋼板の表裏面からの深さが０．０５ｍｍの位置でのビッカース硬さが１００～２５０Ｈｖ、かつ（表裏面からの深さが０．２ｍｍの位置でのビッカース硬さ）×０．８以下、表裏面からの深さが０．２ｍｍの位置から板厚中心側の内層部におけるビッカース硬さのばらつきが１００Ｈｖ以下であり、前記内層部がベイナイトおよびマルテンサイトを合計面積率で８０％以上含有し、前記鋼板の表面粗さがＲａで０．４～１．２μｍであり、前記鋼板の引張強度が７８０ＭＰａ以上であることを特徴とする高強度薄鋼板を開示している。
　特許文献４は、合金化溶融亜鉛めっき層が質量％で、Ｆｅ：１０～１５％およびＡｌ：０．２０～０．４５％を含有し、残部がＺｎおよび不純物からなる化学組成を有するとともに、前記鋼板と前記合金化溶融亜鉛めっき層との界面密着強度が２０ＭＰａ以上であることを特徴とする高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板を開示している。
　特許文献５は、鋼板組織が主としてフェライトとベイナイトからなり、板厚方向のＭｎ偏析度（＝中心部Ｍｎピーク濃度／平均Ｍｎ濃度）が１．２０以下であり、引張最大強さが５４０ＭＰａ以上であることを特徴とする切断後の特性劣化の少ない高強度鋼板を開示している。
日本国特開２００５－２２０４３０号公報 国際公開第２０１９／０２６１１３号 日本国特開２００６－７０３２８号公報 日本国特開２００６－９７１０２号公報 日本国特開２００９－２６３６８５号公報
　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、高強度であり、優れた外観品質を有するプレス成形品、およびこのプレス成形品を製造できる鋼板を提供することを目的とする。
　本発明の要旨は以下の通りである。
（１）本発明の一態様に係る鋼板は、化学組成が、質量％で、
Ｃ　：０．０４０～０．１００％、
Ｍｎ：１．００～２．００％、
Ｓｉ：０．００５～１．５００％、
Ｐ　：０．１００％以下、
Ｓ　：０．０２００％以下、
Ａｌ：０．００５～０．７００％、
Ｎ　：０．０１５０％以下、
Ｏ　：０．０１００％以下、
Ｃｒ：０～０．８０％、
Ｍｏ：０～０．１６％、
Ｂ　：０～０．０１００％、
Ｔｉ：０～０．１００％、
Ｎｂ：０～０．０６０％、
Ｖ　：０～０．５０％、
Ｎｉ：０～１．００％、
Ｃｕ：０～１．００％、
Ｗ　：０～１．００％、
Ｓｎ：０～１．００％、
Ｓｂ：０～０．２００％、
Ｃａ：０～０．０１００％、
Ｍｇ：０～０．０１００％、
Ｚｒ：０～０．０１００％、
ＲＥＭ：０～０．０１００％、および
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
　算術平均うねりＷａが０．１０～０．３０μｍである。
（２）上記（１）に記載の鋼板は、前記化学組成が、質量％で、
Ｃｒ：０．０１～０．８０％、
Ｍｏ：０．０１～０．１６％、
Ｂ　：０．０００１～０．０１００％、
Ｔｉ：０．００１～０．１００％、
Ｎｂ：０．００１～０．０６０％、
Ｖ　：０．０１～０．５０％、
Ｎｉ：０．０１～１．００％、
Ｃｕ：０．０１～１．００％、
Ｗ　：０．０１～１．００％、
Ｓｎ：０．０１～１．００％、
Ｓｂ：０．００１～０．２００％、
Ｃａ：０．０００１～０．０１００％、
Ｍｇ：０．０００１～０．０１００％、
Ｚｒ：０．０００１～０．０１００％、および
ＲＥＭ：０．０００１～０．０１００％
からなる群から選択される１種または２種以上を含有してもよい。
（３）上記（１）または（２）に記載の鋼板は、前記鋼板の表面から板厚方向に板厚の１／８離れた位置から、前記表面から前記板厚方向に前記板厚の３／８離れた位置までの領域におけるＭｎ濃度の平均値をμとし、前記Ｍｎ濃度の標準偏差をσとしたとき、（３σ／μ）×１００≦７．０であってもよい。
（４）上記（１）～（３）のいずれか１項に記載の鋼板は、前記鋼板の表面に厚さが２０μｍ以上の脱炭層を有してもよい。
（５）上記（１）～（４）のいずれか１項に記載の鋼板は、前記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。
（６）本発明の別の態様に係るプレス成形品は、上記（１）～（５）の何れか１項に記載の鋼板をプレス成形して得られる。
　本発明に係る上記態様によれば、高強度であり、優れた外観品質を有するプレス成形品、およびこのプレス成形品を製造できる鋼板を提供することができる。
　本発明者らは、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。その結果、本発明者らは、鋼中の硬度差を低減し、且つ鋼板の表面粗さを所望の範囲に制御することが有効であることを知見した。鋼中に硬度差が生じる要因の一つとして、鋼の凝固過程に生じるバンド状のＭｎ偏析が挙げられる。バンド状にＭｎ偏析が生じると、Ｍｎ濃度が高い箇所の周辺は焼鈍中にオーステナイトに変態し易いため、冷間圧延後に焼鈍を行った後に、硬質なマルテンサイトがバンド状に生じる。その結果、鋼中の硬度差が大きくなり、プレス成形時にゴーストラインが発生すると考えられる。
　一般的には、素材となる鋼板の表面粗さは小さい程好ましいとされる。鋼板の表面粗さが過度に大きい場合、外観品質が劣るためである。しかし、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、外観品質が低下しない程度に、素材となる鋼板の表面を適度に粗くすることが重要であることを、本発明者らは知見した。
　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およびプレス成形品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：０．０４０～０．１００％、Ｍｎ：１．００～２．００％、Ｓｉ：０．００５～１．５００％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０２００％以下、Ａｌ：０．００５～０．７００％、Ｎ：０．０１５０％以下、Ｏ：０．０１００％以下、並びに、残部：Ｆｅおよび不純物を含有する。以下、各元素について説明する。
　Ｃ：０．０４０～０．１００％
　Ｃは、鋼板およびプレス成形品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０．０４０％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０．０５０％以上であり、より好ましくは０．０６０％以上、０．０７０％以上又は０．０７５％以上である。
　また、Ｃ含有量を０．１００％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、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０．１００％以下とする。Ｃ含有量は、０．０９５％以下が好ましく、０．０９０％以下又は０．０８５％以下がより好ましい。
　なお、Ｍｎ含有量が１．４０％以下である場合は、Ｃ含有量は０．０７５％超であることが好ましい。このように、Ｍｎ含有量およびＣ含有量を厳格に制御することで、高温において鋼中のＭｎ拡散が促進され、Ｍｎ偏析を低減することができる。
　Ｍｎ：１．００～２．００％
　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１．００％以上とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．０５％以上、１．１０％以上又は１．２０％以上、より好ましくは１．３０％以上、１．４０％以上又は１．５０％以上である。
　また、Ｍｎ含有量が２．００％以下であると、鋼の凝固時にバンド状のＭｎ偏析が生じることを抑制できる。そのため、Ｍｎ含有量は２．００％以下とする。Ｍｎ含有量は、１．８５％以下が好ましく、１．８０％以下がより好ましく、１．７５％以下がより一層好ましい。
　Ｓｉ：０．００５～１．５００％
　Ｓｉは、鋼板の強度－成形性バランスを向上する元素である。この効果を得るために、Ｓｉ含有量は０．００５％以上とする。好ましくは０．０１０％以上である。
　また、Ｓｉは、破壊の起点として働く粗大なＳｉ酸化物を形成する元素でもある。Ｓｉ含有量を１．５００％以下とすることで、Ｓｉ酸化物が形成されることを抑制でき、割れが発生しにくくなる。その結果、鋼の脆化を抑制することができる。そのため、Ｓｉ含有量は１．５００％以下とする。Ｓｉ含有量は１．３００％以下が好ましく、１．０００％以下がより好ましい。
　Ｐ：０．１００％以下
　Ｐは、不純物元素であり、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。生産性の観点から、Ｐ含有量は０．０５０％以下が好ましく、０．０３０％以下又は０．０２０％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：０．０２００％以下
　Ｓは、不純物元素であり、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０．０２００％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０．０２００％以下とする。Ｓ含有量は０．０１００％以下が好ましく、０．００８０％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：０．００５～０．７００％
　Ａｌは、脱酸材として機能する元素である。Ａｌによる脱酸効果を十分に得るために、Ａｌ含有量は０．００５％以上とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０１０％以上または０．０２５％以上である。
　また、Ａｌは、破壊の起点となる粗大な酸化物を形成し、鋼を脆化する元素でもある。Ａｌ含有量を０．７００％以下とすることで、破壊の起点として働く粗大な酸化物の生成を抑制でき、鋳片が割れ易くなることを抑制できる。そのため、Ａｌ含有量は０．７００％以下とする。Ａｌ含有量の上限は０．６００％、０．４００％、０．２００％または．１００％が好ましく、０．０８５％、０．０７０％、０．０６５％又は０．０６０％がより好ましい。
　Ｎ：０．０１５０％以下
　Ｎは、不純物元素であり、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０．０１５０％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０．０１５０％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０．０１２０％以下であり、より好ましくは０．０１００％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。
　Ｏ：０．０１００％以下
　Ｏは、不純物元素であり、酸化物を形成し、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阻害する元素である。Ｏ含有量が０．０１００％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、Ｏ含有量は０．０１００％以下とする。好ましくは０．００８０％以下、より好ましくは０．００５０％以下である。
　Ｏ含有量の下限は０％を含むが、Ｏ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、Ｏ含有量は０．０００１％以上としてもよい。
　本実施形態に係る鋼板は、Ｆｅの一部に代えて、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。
　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、０．０１％以上が好ましく、０．２０％以上がより好ましく、０．３０％以上がより一層好ましい。
　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。合金コスト低減のため、必要に応じて、Ｃｒ含有量の上限を０．６０％、０．４０％、０．２０％、０．１０％又は０．０５％としてもよい。
　Ｍｏ：０～０．１６％
　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、０．０１％以上が好ましく、０．０５％以上がより好ましく、０．１０％以上がより一層好ましい。
　また、Ｍｏ含有量が０．１６％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、０．１６％以下とする。合金コスト低減のため、必要に応じて、Ｍｏ含有量の上限を０．１２％、０．１０％、０．０８％又は０．０４％としてもよい。
　なお、Ｃｒ：０．０１～０．８０％およびＭｏ：０．０１～０．１６％の両方を含むことで、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。
　Ｂ：０～０．０１００％
　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％以上がより一層好ましい。
　また、Ｂ含有量が０．０１００％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０．０１００％以下とする。合金コスト低減のため、必要に応じて、Ｂ含有量の上限を０．００５０％、０．００３０％、０．００２０％、０．００１０％又は０．０００５％としてもよい。
　Ｔｉ：０～０．１００％
　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、０．００１％以上とすることがより好ましい。
　また、Ｔｉ含有量が０．１００％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０．１００％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。合金コスト低減のため、必要に応じて、Ｔｉ含有量の上限を０．０４０％、０．０２０％、０．０１０％又は０．００５％としてもよい。
　Ｎｂ：０～０．０６０％
　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％以上が好ましく、０．００５％以上とすることがより好ましく、０．０１０％以上とすることがより一層好ましい。
　また、Ｎｂ含有量が０．０６０％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０．０６０％以下とする。Ｎｂ含有量は好ましくは０．０５０％以下であり、より好ましくは０．０４０％以下である。合金コスト低減のため、必要に応じて、Ｎｂ含有量の上限を０．０３０％、０．０２０％、０．０１０％又は０．００５％としてもよい。
　Ｖ：０～０．５０％
　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、０．０１％以上が好ましく、０．０３％以上がより好ましい。
　また、Ｖ含有量が０．５０％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、０．５０％以下とする。合金コスト低減のため、必要に応じて、Ｖ含有量の上限を０．３０％、０．２０％、０．１０％、０．０５％又は０．０２％としてもよい。
　Ｎｉ：０～１．００％
　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、０．０１％以上が好ましく、０．０５％以上がより好ましく、０．２０％以上がより一層好ましい。
　また、Ｎｉ含有量が１．００％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１．００％以下とする。合金コスト低減のため、必要に応じて、Ｎｉ含有量の上限を０．６０％、０．４０％、０．２０％、０．１０％又は０．０３％としてもよい。
　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は必ずしも含有させなくてよいので、Ｃｕ含有量の下限は０％を含む。Ｃｕによる強度向上効果を十分に得るためには、Ｃｕ含有量は、０．０１％以上が好ましく、０．０５％以上がより好ましく、０．１５％以上がより一層好ましい。
　また、Ｃｕ含有量が１．００％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、Ｃｕ含有量は１．００％以下とする。合金コスト低減のため、必要に応じて、Ｃｕ含有量の上限を０．６０％、０．４０％、０．２０％、０．１０％又は０．０３％としてもよい。
　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は必ずしも含有させなくてよいので、Ｗ含有量の下限は０％を含む。Ｗによる強度向上効果を十分に得るためには、Ｗ含有量は、０．０１％以上が好ましく、０．０３％以上がより好ましく、０．１０％以上がより一層好ましい。
　また、Ｗ含有量が１．００％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、Ｗ含有量は１．００％以下とする。合金コスト低減のため、必要に応じて、Ｗ含有量の上限を０．５０％、０．２０％、０．１０％、０．０５％又は０．０２％としてもよい。
　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は必ずしも含有させなくてよいので、Ｓｎ含有量の下限は０％を含む。Ｓｎによる効果を十分に得るためには、Ｓｎ含有量は、０．０１％以上がより好ましい。
　また、Ｓｎ含有量が１．００％以下であると、鋼板が脆化して圧延時に破断することを抑制できる。そのため、Ｓｎ含有量は１．００％以下とする。合金コスト低減のため、必要に応じて、Ｓｎ含有量の上限を０．５０％、０．２０％、０．１０％、０．０５％又は０．０２％としてもよい。
　Ｓｂ：０～０．２００％
　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は必ずしも含有させなくてよいので、Ｓｂ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、Ｓｂ含有量は、０．００１％以上が好ましく、０．００５％以上がより好ましい。
　また、Ｓｂ含有量が０．２００％以下であると、鋼板が脆化して圧延時に破断することを抑制できる。そのため、Ｓｂ含有量は０．２００％以下とする。合金コスト低減のため、必要に応じて、Ｓｂ含有量の上限を０．１００％、０．０７０％、０．０４０％、０．０１０％又は０．００５％としてもよい。
　Ｃａ：０～０．０１００％
　Ｍｇ：０～０．０１００％
　Ｚｒ：０～０．０１００％
　ＲＥＭ：０～０．０１００％
　Ｃａ、Ｍｇ、ＺｒおよびＲＥＭは、鋼板の成形性の向上に寄与する元素である。Ｃａ、Ｍｇ、ＺｒおよびＲＥＭは必ずしも含有させなくてよいので、これらの元素の含有量の合計の下限は０％を含む。成形性向上効果を十分に得るためには、これらの元素の含有量はそれぞれ、０．０００１％以上が好ましく、０．００１０％以上がより好ましい。上記効果を十分に得るためには、上記元素の全てを含有する必要はなく、いずれか１種でもその含有量が０．０００１％以上であればよい。
　また、Ｃａ、Ｍｇ、ＺｒおよびＲＥＭのそれぞれの含有量が０．０１００％以下であると、鋼板の延性が低下することを抑制できる。そのため、これらの元素の含有量はそれぞれ、０．０１００％以下とする。好ましくは０．００５０％以下である。合金コスト低減のため、必要に応じて、Ｃａ、Ｍｇ、ＺｒおよびＲＥＭそれぞれの含有量の上限を、それぞれ０．００３０％、０．００２０％、０．００１０％又は０．０００３％としてもよい。
　ＲＥＭ（Ｒａｒｅ　Ｅａｒｔｈ　Ｍｅｔａｌ）は、Ｓｃ、Ｙ及びランタノイドからなる合計１７元素を指し、ＲＥＭの含有量とはこれらの元素の合計含有量を指す。
　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／または製鋼過程で不可避的に混入するもの、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、Ｙ、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０．１００％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、Ｏは不活性ガス融解－非分散型赤外線吸収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。
　算術平均うねりＷａ：０．１０～０．３０μｍ
　一般的には、素材となる鋼板の算術平均うねりＷａは小さい程、外観品質の観点において好ましいとされる。しかし、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、素材となる鋼板の表面を適度に粗くする、具体的には、算術平均うねりＷａを０．１０μｍ以上とすることで、プレス成形品における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、本実施形態に係る鋼板では、算術平均うねりＷａを０．１０μｍ以上とする。好ましくは０．１３μｍ以上である。
　また、算術平均うねりＷａが過度に大きい場合は鋼板自体の外観品質が低下し、プレス成形後においても低い外観品質が維持される。そのため、算術平均うねりＷａは０．３０μｍ以下とする。好ましくは０．２５μｍ以下である。
　なお、算術平均うねりＷａは、鋼板がめっき層を有しない場合は鋼板の算術平均うねりのことであり、鋼板が表面にめっき層を有する場合はめっき層の算術平均うねりのことである。
　本実施形態において算術平均うねりＷａは、以下の方法により得る。
　鋼板の端面から１０ｍｍ以上離れた位置から５０ｍｍ×５０ｍｍの試験片を切り出す。次に、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３ライン測定する。得られた結果から、ＪＩＳ　Ｂ　０６０１：２０１３に準拠し、断面曲線にカットオフ値λｃおよびλｆの輪郭曲線フィルタを順次適用することによってうねり曲線を得る。具体的には、得られた測定結果から、波長λｃが０．８ｍｍ以下の成分および波長λｆが２．５ｍｍ以上の成分を除去して、うねり曲線を得る。得られたうねり曲線をもとに、ＪＩＳ　Ｂ　０６０１：２０１３に準拠し、算術平均うねりを算出し、合計３ラインの平均値を算出する。算出された３ラインの平均値の算術平均を、鋼板の算術平均うねりＷａとする。
　鋼板が表面にめっき層を有する場合は、めっき層の表面について上述のライン分析を行えばよい。
　（３σ／μ）×１００≦７．０
　本実施形態に係る鋼板は、鋼板の表面から板厚方向に板厚の１／８離れた位置から、前記表面から板厚方向に板厚の３／８離れた位置までの領域（鋼板の表面から１／８深さ～鋼板の表面から３／８深さの領域）におけるＭｎ濃度の平均値を単位質量％でμとし、前記Ｍｎ濃度の標準偏差を単位質量％でσとしたとき、（３σ／μ）×１００≦７．０であることが好ましい。（３σ／μ）×１００を７．０以下とすることで、鋼板中のＭｎ偏析の発生をより低減でき、ゴーストラインの発生をより抑制することができ、より外観品質に優れるプレス成形品を得ることができる。（３σ／μ）×１００は６．５以下とすることがより好ましい。（３σ／μ）×１００の下限は特に限定しないが、０としてもよい。（３σ／μ）×１００を低くするためには製造コストが高くなるため、その下限を２．０、４．０または５．０としてもよい。必要に応じて、（３σ／μ）×１００の上限を１１．０、１０．０、９．０又は８．０としてもよい。
　本実施形態においてＭｎ濃度の平均値μおよびＭｎ濃度の標準偏差σは以下の方法により得る。
　鋼板の板厚断面を鏡面研磨した後に、所定の深さ位置において、鋼板の圧延方向に、測定間隔１μｍで６００点におけるＭｎ濃度を測定する。得られたＭｎ濃度の平均値を算出することで、所定の深さ位置におけるＭｎ濃度（質量％）を得る。この操作を、板厚方向に１μｍ毎に、鋼板の表面から板厚方向に板厚の１／８離れた位置から、前記表面から板厚方向に板厚の３／８離れた位置まで行う。得られたすべてのＭｎ濃度の平均値（算術平均）を算出することで、Ｍｎ濃度の平均値μを得る。また、得られたすべてのＭｎ濃度から標準偏差を算出することで、Ｍｎ濃度の標準偏差σを得る。
　使用する装置は電子プローブマイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）とし、測定条件は加速電圧を１５ｋＶとする。
　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７．０～１３．０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。
　本実施形態に係る鋼板は、めっき層の有無に関わらず、鋼板の表面に厚さが２０μｍ以上の脱炭層を有してもよい。脱炭層の厚さを２０μｍ以上とすることで、筋模様の原因となるバンド状のＭｎ偏析が低減し、プレス成形後の外観品質がより改善される。
　本実施形態において、脱炭層の厚さは、以下の方法により測定する。
　鋼板の任意の３か所について、鋼板の表面から深さ方向（板厚方向）に板厚の１／２離れた位置までの領域におけるＣ濃度を１μｍ深さ毎に測定する。表面から板厚の１／２離れた位置におけるＣ濃度の１／２以下のＣ濃度である領域を脱炭層とみなし、その厚さを求めることで、脱炭層の厚さを得る。
　測定には（株）堀場製作所製のマーカス型高周波グロー放電発光表面分析装置（ＧＤ－Ｐｒｏｆｉｌｅｒ）を用いる。
　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、０．２～２．０ｍｍが好ましい。板厚を０．２ｍｍ以上とすることで、鋼板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０．２ｍｍ以上が好ましい。より好ましくは０．４ｍｍ以上である。
　一方、板厚が２．０ｍｍ以下であると、製造過程で、適正なひずみ付与および温度制御を行うことが容易になり、均質な組織を得ることができる。そのため、板厚は２．０ｍｍ以下が好ましい。より好ましくは１．５ｍｍ以下である。
　本実施形態に係る鋼板は、引張強さが５００～７５０ＭＰａであることが好ましい。引張強さを５００ＭＰａ以上とすることで、パネル系部品に好適に適用することができる。引張強さを７５０ＭＰａ以下とすることで、プレス成形性を向上でき、且つゴーストラインの発生による外観品質の劣化を抑制することができる。引張強さは、下限を５４０ＭＰａ、５８０ＭＰａ又は６００ＭＰａとしてもよく、その上限を６８０ＭＰａ又は６６０ＭＰａとしてもよい。
　なお、引張強さは、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に準拠して評価する。試験片はＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１の５号試験片とする。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する。
　次に、上述した鋼板をプレス成形することで製造できる、本実施形態に係るプレス成形品について説明する。本実施形態に係るプレス成形品は、上述した鋼板と同じ化学組成を有する。また、本実施形態に係るプレス成形品は、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。
　本実施形態に係るプレス成形品は、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。プレス成形品の具体例としては例えば、自動車車体のドアアウタ等のパネル系部品が挙げられる。
　本実施形態に係るプレス成形品において、外観品質に優れるとは、表面に生じる数ｍｍオーダー間隔の縞模様（すなわちゴーストライン）が観察されないことをいう。更に換言すると、１００ｍｍ×１００ｍｍの任意の領域を目視で確認したときに確認される、数ｍｍオーダー間隔の筋模様の最大長さが５０ｍｍ以下である。筋模様の最大長さは２０ｍｍ以下であることが好ましい。また、筋模様は全く観察されないことがより好ましい。
　本実施形態に係るプレス成形品はゴーストラインの発生が抑制されているため、うねり曲線の最大山高さＺｐと最大谷高さＺｖとの和であるＷｚが０．６０μｍ以下である。
　また、３σ／μが好ましく制御された鋼板を用いてプレス成形品を製造することで、外観品質により優れたプレス成形品を得ることができる。つまり、うねり曲線の最大山高さＺｐと最大谷高さＺｖとの和であるＷｚが０．４０μｍ以下であるプレス成形品を得ることができる。
　Ｗｚは、ＪＩＳ　Ｂ　０６０１：２０１３に準拠して、プレス成形品の表面のうねり曲線を得て、最大山高さＺｐと最大谷高さＺｖと求め、これらの和を算出することで得る。
　次に、本実施形態に係る鋼板の製造方法について説明する。
　本実施形態に係る鋼板は、製造方法に依らず、上記の特徴を有していればその効果が得られる。また、鋼板ではなく、鋼帯であってもよい。しかし、上述した化学組成を有する鋼を用いて、例えば、下記条件（Ｉ）～（ＩＶ）を複合的且つ不可分に制御することで、算術平均うねりＷａが好ましく制御された鋼板を安定して製造することができる。また、３σ／μを好ましく制御するためには、下記条件（Ｉ）～（ＩＶ）に加えて更に、条件（Ｖ）を制御することが好ましい。また、脱炭層の厚さを好ましく制御するためには、下記条件（Ｉ）～（ＩＶ）に加えて更に、条件（ＶＩ）を制御することが好ましい。なお、条件（Ｖ）および（ＶＩ）は任意条件である。
　以下、各条件について説明する。
（Ｉ）巻取り温度を５５０℃以上とする。
（ＩＩ）酸洗時間を５０秒以上とする。
（ＩＩＩ）冷間圧延の最終パスの圧延ロール表面の算術平均粗さＲａを０．２～０．７μｍとする。
（ＩＶ）調質圧延の圧下率を０．３～０．７％とし、圧延ロールの算術平均粗さＲａを１．５～３．５μｍとする。
（Ｖ）スラブを１２００℃以上の温度域に加熱し、当該温度域で５時間以上保持する。
（ＶＩ）露点（焼鈍炉内の平均的な露点）を－２０℃以上とし、７００℃以上の温度域における鋼板の滞在時間を５０～４００秒とする焼鈍を行う。
（Ｉ）巻取り温度：５５０℃以上
　熱間圧延後の巻取り温度を５５０℃以上の高温域とすることで、鋼板の表面にスケールが生じやすくなる。その結果、酸洗後の鋼板の表面に凹凸が生じやすくなる。巻取り温度は、より好ましくは６００℃以上であり、より一層好ましくは６５０℃以上である。
（ＩＩ）酸洗時間：５０秒以上
　巻取り後、且つ冷間圧延前の酸洗において、酸洗時間を５０秒以上とすることで、鋼板の表面に凹凸が生じやすくなる。酸洗時間は７０秒以上とすることがより好ましい。
（ＩＩＩ）冷間圧延の最終パスの圧延ロールの算術平均粗さＲａ：０．２～０．７μｍ
　酸洗後、冷間圧延における最終パスの圧延ロール表面の算術平均粗さＲａを０．２～０．７μｍとすることで、冷間圧延時に鋼板の表面に適度な凹凸を形成することができる。圧延ロールの算術平均粗さＲａは０．３μｍ以上とすることがより好ましい。
　通常の圧延ロールでは上述の算術平均粗さＲａを有しないため、本実施形態に係る鋼板を製造することができない。本実施形態に係る鋼板を製造するためには、冷間圧延の最終パスにおいて、特殊な圧延ロールを用いることが望ましい。
（ＩＶ）調質圧延の圧下率：０．３～０．７％、圧延ロールの算術平均粗さＲａ：１．５～３．５μｍ
　焼鈍後（めっき材であれば、めっき後）の調質圧延において、圧下率を０．３～０．７％とし、圧延ロール表面の算術平均粗さＲａを１．５～３．５μｍとすることで、鋼板の表面に凹凸を形成することができる。調質圧延時の圧下率は０．５％以上とすることがより好ましく、圧延ロール表面の算術平均粗さＲａは２．３μｍ以上とすることがより好ましい。
（Ｖ）スラブの加熱温度・保持時間：１２００℃以上の温度域で５時間以上
　条件（Ｖ）は任意条件である。スラブを１２００℃以上の温度域で５時間以上加熱することによって、鋼板の表面から板厚方向に板厚の１／８離れた位置から、前記表面から板厚方向に板厚の３／８離れた位置までの領域（鋼板の表面から１／８深さ～鋼板の表面から３／８深さの領域）における３σ／μを好ましく制御することができる。その結果、鋼板中のＭｎ偏析の発生をより低減でき、より外観品質に優れるプレス成形品を得ることができる。
（ＶＩ）露点：－２０℃以上、７００℃以上の温度域における鋼板の滞在時間：５０～４００秒
　条件（ＶＩ）は任意条件である。本実施形態では、上述の方法により得た冷間圧延後の鋼板に対し、焼鈍を施してもよい。焼鈍時の露点（焼鈍炉内の平均的な露点）は－２０℃以上とし、７００℃以上の温度域における鋼板の滞在時間を５０～４００秒とすることで、安定して鋼板の表面を脱炭することができる。これにより、鋼板の表面に厚さが３０μｍ以上である脱炭層を形成することができる。なお、露点の上限は特に定める必要はないが、１０℃程度としてもよい。
　上述した条件以外については、特に限定されないが、例えば以下の条件を満足することが好ましい。
　鋼片を１１００℃以上の温度域にスラブを加熱した後、熱間圧延する。熱間圧延後は巻取りを行い、次いで酸洗を行う。酸洗後は冷間圧延を行う。冷間圧延における累積圧下率は３０～９０％とすることが好ましい。冷間圧延後は焼鈍を行う。その後、必要に応じて、上述しためっき層を形成する。また、その後に調質圧延を施すことが好ましい。
　次に、本実施形態に係るプレス成形品の製造方法について説明する。プレス成形の方法は特に限定されない。例えば、ドアアウタのような自動車のパネル系部品については、鋼板をブランクホルターとダイで押圧した後、パンチを押し当てることで鋼板にひずみを付与し、伸ばすことで形成することが可能である。このような成形を絞り成形あるいは張出成形と呼ぶ。
　次に、本発明の実施例について説明するが、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する一条件例である。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。
　表１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２４０～３００ｍｍのスラブを製造した。得られたスラブを用いて、後述の条件（Ｉ）～（Ｖ）により、冷延鋼板およびめっき鋼板を製造した。なお、表２において、条件を満足する場合にはその条件の欄に「ＯＫ」と記載し、条件を満足しない場合にはその条件の欄に「ＮＧ」と記載した。また、得られた鋼板およびめっき鋼板の板厚は０．２～２．０ｍｍであった。
　また、冷間圧延の後に焼鈍を実施した。
　条件（Ｉ）～（ＶＩ）以外の製造条件は次の通りとした。スラブを１１００℃以上の温度域に加熱した後、熱間圧延した。熱間圧延後は巻取りを行い、次いで酸洗を行った。酸洗後は、累積圧下率が３０～９０％となる冷間圧延を行った。冷間圧延後に焼鈍を実施し、必要に応じて合金化溶融亜鉛めっき層（ＧＡ）、溶融亜鉛めっき層（ＧＩ）、電気めっき層（ＥＧ）を形成した。その後、調質圧延を実施した。
　表中の条件（Ｉ）～（ＶＩ）は以下の通りである。
（Ｉ）巻取り温度を５５０℃以上とする。
（ＩＩ）酸洗時間を５０秒以上とする。
（ＩＩＩ）冷間圧延の最終パスの圧延ロール表面の算術平均粗さＲａを０．２～０．７μｍとする。
（ＩＶ）調質圧延の圧下率を０．３～０．７％とし、圧延ロールの算術平均粗さＲａを１．５～３．５μｍとする。
（Ｖ）スラブを１２００℃以上の温度域に加熱し、当該温度域で５時間以上保持する。
（ＶＩ）露点（焼鈍炉内の平均的な露点）を－２０℃以上とし、７００℃以上の温度域における鋼板の滞在時間を５０～４００秒とする焼鈍を行う。
　次に、製造した鋼板およびめっき鋼板を用いて、プレス成形によってドアアウタを模擬した略半円筒状の模擬部品（プレス成形品）を製造した。この模擬部品をプレス成形する際には、材料（鋼板またはめっき鋼板）を積極的に金型に流入させ、模擬部品の表面におけるいずれの位置においても、模擬部品の表面に沿う任意の方向のひずみに対する当該方向（その任意の方向）に垂直な方向のひずみの比が１程度になるようにした。つまり、模擬部品の表面のどの位置においても、ひずみの異方性が生じないようにプレス成形を行った。
　得られた鋼板およびめっき鋼板に対しては、上述の方法により、算術平均うねりＷａ、Ｍｎ濃度の平均値μおよび標準偏差σ、引張強さ、並びに、脱炭層の厚さを求めた。
　得られた引張強さが５００ＭＰａ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５００ＭＰａ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、以下の方法により模擬部品の外観品質を評価した。
　外観品質は、成形後の模擬部品の表面に発生するゴーストラインの程度により評価した。プレス成形後の表面を砥石掛けし、表面に生じた数ｍｍオーダー間隔の縞模様を、ゴーストラインと判断し、筋模様の発生程度によって、１～５で評点付けした。１００ｍｍ×１００ｍｍの任意の領域を目視で確認し、筋模様が全く確認されなかった場合を「１」とし、筋模様の最大長さが２０ｍｍ以下の場合を「２」とし、筋模様の最大長さが２０ｍｍ超、５０ｍｍ以下の場合を「３」とし、筋模様の最大長さが５０ｍｍ超、７０ｍｍ以下の場合を「４」とし、筋模様の最大長さが７０ｍｍを超える場合を「５」とした。評価が「３」以下であった場合、外観品質に優れるとして合格と判定した。一方、評価が「４」以上であった場合、外観品質に劣るとして不合格と判定した。
　更に、「うねり曲線の最大山高さＺｐと最大谷高さＺｖとの和であるＷｚ」によっても外観品質をより厳格に評価した。算術平均うねりＷａを求めた際と同様の方法により、ＪＩＳ　Ｂ　０６０１：２０１３に準拠して、プレス成形品（模擬部品）の表面のうねり曲線を得た。このうねり曲線より、最大山高さＺｐと最大谷高さＺｖと求め、これらの和を算出することでＷｚを得た。得られたＷｚが０．４０μｍ以下であった場合、外観品質がより優れると判断した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表２を見ると、本発明例に係るプレス成形品は、高強度であり、優れた外観品質を有することが分かる。また、本発明例に係る鋼板は、高強度であり、優れた外観品質を有するプレス成形品を製造できたことが分かる。更に、３σ／μが７．０以下であった本発明例は、プレス成形後において外観品質がより優れたことが分かる。
　一方、比較例に係るプレス成形品は、強度が劣ったか、外観品質が劣化したことが分かる。また、比較例に係る鋼板は、高強度であり、優れた外観品質を有するプレス成形品を製造できなかったことが分かる。
　本発明に係る上記態様によれば、高強度であり、優れた外観品質を有するプレス成形品、およびこのプレス成形品を製造できる鋼板を提供することができる。

Claims (6)

  1. 　化学組成が、質量％で、
    Ｃ　：０．０４０～０．１００％、
    Ｍｎ：１．００～２．００％、
    Ｓｉ：０．００５～１．５００％、
    Ｐ　：０．１００％以下、
    Ｓ　：０．０２００％以下、
    Ａｌ：０．００５～０．７００％、
    Ｎ　：０．０１５０％以下、
    Ｏ　：０．０１００％以下、
    Ｃｒ：０～０．８０％、
    Ｍｏ：０～０．１６％、
    Ｂ　：０～０．０１００％、
    Ｔｉ：０～０．１００％、
    Ｎｂ：０～０．０６０％、
    Ｖ　：０～０．５０％、
    Ｎｉ：０～１．００％、
    Ｃｕ：０～１．００％、
    Ｗ　：０～１．００％、
    Ｓｎ：０～１．００％、
    Ｓｂ：０～０．２００％、
    Ｃａ：０～０．０１００％、
    Ｍｇ：０～０．０１００％、
    Ｚｒ：０～０．０１００％、
    ＲＥＭ：０～０．０１００％、および
    残部：Ｆｅおよび不純物であり、
    　算術平均うねりＷａが０．１０～０．３０μｍである、ことを特徴とする鋼板。
  2. 　前記化学組成が、質量％で、
    Ｃｒ：０．０１～０．８０％、
    Ｍｏ：０．０１～０．１６％、
    Ｂ　：０．０００１～０．０１００％、
    Ｔｉ：０．００１～０．１００％、
    Ｎｂ：０．００１～０．０６０％、
    Ｖ　：０．０１～０．５０％、
    Ｎｉ：０．０１～１．００％、
    Ｃｕ：０．０１～１．００％、
    Ｗ　：０．０１～１．００％、
    Ｓｎ：０．０１～１．００％、
    Ｓｂ：０．００１～０．２００％、
    Ｃａ：０．０００１～０．０１００％、
    Ｍｇ：０．０００１～０．０１００％、
    Ｚｒ：０．０００１～０．０１００％、および
    ＲＥＭ：０．０００１～０．０１００％
    からなる群から選択される１種または２種以上を含有する、ことを特徴とする請求項１に記載の鋼板。
  3. 　前記鋼板の表面から板厚方向に板厚の１／８離れた位置から、前記表面から前記板厚方向に前記板厚の３／８離れた位置までの領域におけるＭｎ濃度の平均値をμとし、前記Ｍｎ濃度の標準偏差をσとしたとき、（３σ／μ）×１００≦７．０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. 　前記鋼板の表面に厚さが２０μｍ以上の脱炭層を有する、ことを特徴とする請求項１～３の何れか一項に記載の鋼板。
  5. 　前記鋼板の少なくとも一方の表面にめっき層を有する、ことを特徴とする請求項１～４の何れか一項に記載の鋼板。
  6. 　請求項１～５の何れか一項に記載の鋼板をプレス成形して得られる、ことを特徴とするプレス成形品。
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