WO2023026468A1 - 鋼板およびプレス成形品 - Google Patents

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WO2023026468A1
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泰弘 伊藤
真衣 永野
裕之 川田
諭 弘中
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日本製鉄株式会社
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    • 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
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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
    • C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
    • C23C2/36—Elongated material
    • C23C2/40—Plates; Strips

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.
  • Patent Document 1 discloses a high-strength hot-dip galvanized steel sheet with excellent surface quality.
  • Patent Document 2 discloses a high-strength cold-rolled steel sheet and a high-strength plated steel sheet that have a tensile strength of the surface layer of 780 MPa or more and good formability, and methods for producing these.
  • Patent Document 3 discloses a high-strength automotive member capable of securing hydrogen embrittlement susceptibility due to post-processing after hot pressing without dehydrogenation in a method of forming a high-strength automotive member by hot pressing, and its A hot pressing method is disclosed.
  • Patent Document 4 discloses a hot-dip galvanized steel sheet with a tensile strength (TS) of 980 MPa or more, excellent coating adhesion and delayed fracture resistance, and a method for manufacturing the same.
  • TS tensile strength
  • Patent document 5 discloses a hot press steel plate member that can obtain excellent collision characteristics while having high strength, a method for manufacturing the same, and a steel plate for hot press.
  • Patent Document 6 discloses hot-dip galvanized steel sheets and alloyed hot-dip galvanized steel sheets having good elongation properties and bendability, and methods for producing them.
  • An object of the present invention is to provide a press-formed article having high strength (specifically, tensile strength: 500 MPa or more) and excellent appearance quality, and a steel sheet from which this 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 0.105%, Mn: 1.00-2.30%, Si: 0.005 to 1.500%, Al: 0.005 to 0.700%, P: 0.100% or less, S: 0.0200% or less, N: 0.0150% or less, O: 0.0100% or less, Cr: 0 to 0.80%, Mo: 0-0.16%, Ti: 0 to 0.100%, B: 0 to 0.0100%, 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%, Ti: 0.001 to 0.100%, B: 0.0001 to 0.0100%, 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 chemical composition may be C: 0.040 to 0.080% by mass.
  • the steel sheet according to any one of (1) to (3) above may have a ⁇ C of 0.30 to 0.80% by mass/mm.
  • 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.
  • the steel sheet according to any one of (1) to (5) above may have a tensile strength of 500 to 750 MPa.
  • the aspect of the present invention it is possible to provide a press-formed article having high strength and excellent appearance quality, and a steel sheet from which this press-formed article can be produced.
  • having excellent appearance quality means that the generation of ghost lines is suppressed.
  • the present inventors have found that the hardness difference in the steel can be reduced by decarburizing the surface layer of the steel sheet to form a uniform decarburized layer with a small hardness difference.
  • the C content is reduced from the area near the surface and a decarburized layer is formed.
  • the C concentration in the decarburized layer increases from a region near the surface of the steel sheet toward the base material side (inside the steel sheet), but the upper limit is the C content of the base material. That is, the C concentration gradient from the surface to the inside of the steel sheet depends on the decarburization conditions and the C content of the steel sheet.
  • a region with a low C concentration tends to become a ferrite single phase, so the surface of the steel sheet softens relative to the interior of the steel sheet.
  • the C concentration sharply increases toward the inside of the steel sheet, the difference in hardness increases, so it is thought that ghost lines occur after press forming.
  • the inventors have found that by setting the C concentration gradient in the decarburized layer within a desired range, the difference in hardness within the decarburized layer can be reduced, and the occurrence of ghost lines after press forming can be suppressed.
  • the steel sheet according to the present embodiment has a chemical composition in mass% of C: 0.040 to 0.105%, Mn: 1.00 to 2.30%, Si: 0.005 to 1.500%, Al : 0.005 to 0.700%, P: 0.100% or less, S: 0.0200% or less, N: 0.0150% or less, O: 0.0100% or less, and the balance: Fe and impurities contains.
  • C 0.040 to 0.105%
  • Mn 1.00 to 2.30%
  • Si 0.005 to 1.500%
  • Al 0.005 to 0.700%
  • P 0.100% or less
  • S 0.0200% or less
  • N 0.0150% or less
  • O 0.0100% or less
  • Fe and impurities contains each element will be described below.
  • C 0.040-0.105%
  • the C content should be 0.040% or more.
  • the C content is preferably 0.050% or more, more preferably 0.060% or more or 0.070% or more. Also, by setting the C content to 0.105% or less, it is possible to suppress occurrence of excessive hardness difference in the decarburized layer. As a result, generation of ghost lines after press molding can be suppressed. Therefore, the C content is made 0.105% or less.
  • the C content is preferably 0.090% or less, more preferably 0.080% or less.
  • Mn 1.00-2.30%
  • 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 or 1.10% or more, more preferably 1.20% or more, 1.30% or more or 1.40% or more.
  • the Mn content is set to 2.30% or less.
  • the Mn content is preferably 2.10% or less or 2.00% or less, more preferably 1.90% or less, 1.80% or less or 1.70% or less.
  • Si 0.005-1.500%
  • Si is 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 or 1.000% or less, more preferably 0.800% or less, 0.600% or less, or 0.500% or less.
  • the Si content is set to 0.005% or more in order to improve the strength-formability balance of the steel sheet.
  • the Si content is preferably 0.010% or more or 0.020% or more.
  • Al 0.005-0.700%
  • Al is an element that functions as a deoxidizer.
  • Al is also an element that embrittles steel by forming coarse oxides that serve as fracture starting points.
  • the Al content is set to 0.700% or less.
  • the Al content is preferably 0.650% or less, 0.400% or less, or 0.200% or less, and more preferably 0.100% or less, 0.080% or less, or 0.060% or less.
  • the Al content is set to 0.005% or more in order to sufficiently obtain the deoxidizing effect of Al.
  • the Al content is preferably 0.010% or more, 0.020% or more, 0.030% or more or 0.040% or more.
  • P 0.100% or less
  • P is an element mixed as an impurity and an 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 element that is mixed as an impurity, forms Mn sulfide, and is also an element that deteriorates formability such as ductility, hole expandability, stretch flangeability and bendability of the steel sheet. 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 or 0.0080% or less, more preferably 0.0060% or less or 0.0040% 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.
  • N 0.0150% or less
  • N is an element that is mixed as an impurity, forms nitrides, and is also an element that deteriorates the formability of the steel sheet, such as ductility, hole expandability, stretch flangeability and bendability.
  • the 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 or 0.0100% or less, more preferably 0.0080% or less or 0.0060% 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 0.0100% or less
  • O is an element that is mixed as an impurity, forms an oxide, and is also an element that 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 or 0.0050% or less, more preferably 0.0030% or less or 0.0020% 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, or 0.20% or more, 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 Cr content is preferably 0.60% or less or 0.40% or less, and is 0.20% or less, 0.10% or less, or 0.06% or less. is more preferred.
  • 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%. The Mo content is preferably 0.01% or more, or 0.05% or more, and more preferably 0.10% or more, in order to sufficiently obtain the strength improvement effect of Mo. 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 Mo content is preferably 0.12% or less or 0.08% or less, and is 0.06% or less, 0.04% or less, or 0.02% or less. is more preferred.
  • 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. Since Ti does not necessarily have to be contained, the lower limit of the Ti content includes 0%. In order to sufficiently obtain the above effects, the Ti content is preferably 0.001% or more, more preferably 0.010% or more. Further, when the Ti content is 0.100% or less, formation of coarse Ti sulfides, Ti nitrides and Ti oxides can be suppressed, and formability of the steel sheet can be ensured. Therefore, the Ti content is set to 0.100% or less. The Ti content is preferably 0.075% or less or 0.060% or less, more preferably 0.040% or less or 0.020% or less.
  • 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-improving effect of B, the B content is preferably 0.0001% or more, or 0.0005% or more, and 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 B content is preferably 0.0080% or less or 0.0060% or less, and is preferably 0.0040% or less, 0.0030% or less, or 0.0015% or less. more preferred.
  • 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 effect, the Nb content is preferably 0.001% or more or 0.005% or more, 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, 0.030% or less, or 0.015% or less.
  • 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 alloy costs, the V content is preferably 0.30% or less or 0.10% or less, and is 0.08% or less, 0.06% or less, or 0.03% or less. is more preferred.
  • 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, or 0.05% or more, 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 alloy costs, the Ni content is preferably 0.70% or less or 0.50% or less, and is 0.30% or less, 0.15% or less, or 0.08% or less. is more preferred.
  • 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, or 0.05% or more, 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. In order to reduce alloy costs, the Cu content is preferably 0.70% or less or 0.50% or less, and is 0.30% or less, 0.15% or less, or 0.08% or less. is more preferred.
  • 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, or 0.03% or more, and 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 alloy costs, the W content is preferably 0.70% or less or 0.50% or less, and is 0.30% or less, 0.15% or less, or 0.08% or less. is more preferred.
  • 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 Sn content is preferably 0.70% or less or 0.50% or less, and is 0.30% or less, 0.15% or less, or 0.08% or less. is more preferred.
  • 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 or 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 alloy costs, the Sb content is preferably 0.100% or less or 0.050% or less, and is 0.030% or less, 0.010% or less, or 0.005% or less. is more preferred.
  • 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 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. Also, when the contents of Ca, Mg, Zr and REM are each 0.0100% or less, it is possible to suppress the deterioration of the ductility of the steel sheet. Therefore, the content of each of these elements is set to 0.0100% or less. It is preferably 0.0050% or less or 0.0030% or less.
  • REM are Earth Metal
  • 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.
  • ⁇ C indicates the C concentration gradient in a region from a depth of 20 ⁇ m to a depth of 60 ⁇ m from the surface of the decarburized layer formed on the surface.
  • a sharp increase in the C concentration gradient in the decarburized layer can be suppressed by setting ⁇ C to 0.20 to 0.90% by mass/mm. As a result, it is possible to suppress the occurrence of ghost lines after press molding.
  • ⁇ C is set to 0.20% by mass/mm or more.
  • ⁇ C exceeds 0.90% by mass/mm, the hardness difference in the decarburized layer becomes significant, making it difficult to suppress the occurrence of ghost lines.
  • ⁇ C is preferably 0.30 mass %/mm or more, 0.35 mass %/mm or more, 0.40 mass %/mm or more, or 0.45 mass %/mm or more. Also, ⁇ C is preferably 0.80 mass %/mm or less or 0.75 mass %/mm or less.
  • the "surface” in the "20 ⁇ m depth position from the surface” and the “region at 60 ⁇ m depth position from the surface” refers to the interface between the plating layer and the base material.
  • the depth position where the Fe content is 95% by mass or more is regarded as the interface between the plating layer and the base material.
  • the reason why ⁇ C is specified at a depth position of 20 ⁇ m or more from the surface is that the C concentration at a depth of less than 20 ⁇ m from the surface does not affect ghost lines.
  • ⁇ C is obtained by the following method. Measure the C content (% by mass) from the surface of the steel sheet to 100 ⁇ m in the depth direction (plate thickness direction) by Glow Discharge Optical Emission Spectrometry (GDS analysis) for any three locations on the steel sheet. do. ⁇ C (% by mass/mm) is calculated from the C content (C 20 ) at a depth of 20 ⁇ m from the surface, the C content (C 60 ) at a depth of 60 ⁇ m from the surface, and the above formula (1). . ⁇ C is obtained by calculating the average value of ⁇ C at three locations. 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 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 zinc alloy plating layer are formed by hot dip plating, electroplating, or vapor deposition.
  • 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 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 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 tensile strength (TS) of the steel plate according to this embodiment is 500 MPa or more. Also, the tensile strength may be from 500 to 750 MPa. By setting the tensile strength to 500 MPa or more, the steel sheet according to the present embodiment can be suitably applied to panel system parts such as door outers.
  • the tensile strength is preferably 550 MPa or higher or 600 MPa or higher. Further, by setting the tensile strength to 750 MPa or less, it is possible to suppress deterioration of the appearance after press molding.
  • Tensile strength is preferably 700 MPa or less.
  • 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 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 press-formed product according to this embodiment has the same chemical composition as the steel plate described above.
  • the C concentration gradient is preferably 0.30 mass%/mm or more, 0.35 mass%/mm or more, 0.40 mass%/mm or more, or 0.45 mass%/mm or more, and 0.80 It is preferably set to mass %/mm or less or 0.75 mass %/mm or less.
  • the ⁇ C of the press-formed product is obtained by the same method as for the steel plate.
  • the 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.
  • excellent in appearance quality means that no striped pattern (ie, ghost line) occurring on the surface at intervals of several millimeters is 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.
  • press-formed products include panel parts such as door outers for automobile bodies.
  • 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.
  • ⁇ C C concentration gradient
  • a hot-rolled steel sheet is obtained by subjecting a slab having the chemical composition described above to hot rolling under general conditions.
  • the obtained hot-rolled steel sheet is subjected to primary annealing in a high temperature range in the atmosphere.
  • This primary annealing is performed under conditions of an annealing temperature of 550 to 700° C. and an annealing time of 2 hours or longer.
  • annealing temperature is less than 550°C or the annealing time is less than 2 hours, the ⁇ C of the steel sheet cannot be controlled favorably.
  • the steel is pickled and then cold-rolled with a cumulative rolling reduction of 70% or more to produce a steel plate or strip having a desired thickness.
  • a cumulative reduction ratio of cold rolling to 70% or more, austenite recrystallization is promoted during annealing after cold rolling, and an increase in the austenite fraction can be suppressed.
  • the ferrite fraction which has a large C diffusion coefficient, increases during annealing after cold rolling, promoting decarburization.
  • the dew point during secondary annealing (average dew point in the annealing furnace) is -10 ° 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. can be used to decarburize the surface of the steel sheet.
  • the upper limit of the dew point need not be specified, it may be about 10°C. If the dew point is too low or if the residence time is too short, decarburization will not proceed sufficiently, and ⁇ C cannot be controlled favorably. Moreover, when the residence time is too long, sufficient tensile strength may not be obtained.
  • the temperature during annealing is, for example, about 750 to 850.degree.
  • 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, it is hot rolled. After hot rolling, coiling is performed, primary annealing is performed, and then pickling is performed. The finish rolling temperature of hot rolling is preferably 900°C or higher, and the coiling temperature is preferably 650°C or lower. Cold rolling is performed after pickling. Secondary annealing may be performed after cold rolling, and then the above-described plating layer may be formed as necessary.
  • Cold working is preferable as the method of press molding in order to maintain the obtained structure and suppress the occurrence of ghost lines.
  • the cold working method is not particularly limited as long as the steel sheet can be formed by relatively moving the die and the punch.
  • 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. After heating the obtained slab to a temperature range of 1100° C. or higher, hot rolling was performed. After hot rolling, coiling was performed, primary annealing was performed under the conditions shown in Table 2, and then pickling was performed. The finish rolling temperature of hot rolling was set to 900°C or higher, and the coiling temperature was set to 650°C or lower. After pickling, cold rolling was performed with a cumulative rolling reduction of 70 to 90%.
  • a roughly semi-cylindrical simulated part (press-molded product) simulating a door outer was manufactured by press-molding steel sheets and plated steel sheets.
  • the material steel plate or plated steel sheet
  • 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.
  • ⁇ C was obtained by the method described above for the obtained steel sheets, plated steel sheets, and simulated parts (press-formed parts). Since ⁇ C of the steel plate and plated steel sheet and ⁇ C of the simulative component were the same value, ⁇ C of the simulative component is not shown in the table. Also, the tensile strength of the steel plate and the appearance quality of the simulated parts were evaluated by the following methods. Since there is no significant difference between the tensile strength of the steel plate and the tensile strength of the simulated part (press-formed product), it is evaluated whether or not the steel plate has the desired tensile strength as the simulated part. bottom.
  • 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.
  • the obtained tensile strength was 500 MPa or more, it was determined to be high strength and passed.
  • the obtained tensile strength was less than 500 MPa, it was determined to be unacceptable because the strength was inferior.
  • Appearance Quality 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.
  • 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

化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０４０～０．１０５％、Ｍｎ：１．００～２．３０％、Ｓｉ：０．００５～１．５００％、Ａｌ：０．００５～０．７００％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０２００％以下、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、表面から２０μｍ深さ位置のＣ含有量であるＣ２０と、前記表面から６０μｍ深さ位置のＣ含有量であるＣ６０と、下記式（１）とから算出されるΔＣが０．２０～０．９０質量％／ｍｍである鋼板、並びに、この鋼板をプレス成形して得られるプレス成形品を採用する。　ΔＣ＝（Ｃ６０－Ｃ２０）／（０．０４）　…（１）

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。
　例えば、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、表層部の引張強さ：７８０ＭＰａ以上を有し、かつ成形性が良好な高強度冷延鋼板、高強度めっき鋼板及びこれらの製造方法を開示している。
　特許文献３は、自動車用高強度部材を熱間プレスで形成する方法において、脱水素処理することなく、熱間プレス後の後加工に起因した水素脆性感受性を確保できる自動車用高強度部材およびその熱間プレス方法を開示している。
　特許文献４は、引張強さ（ＴＳ）９８０ＭＰａ以上で、めっき密着性および耐遅れ破壊特性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法を開示している。
　特許文献５は、高い強度を有しながら、優れた衝突特性を得ることができる熱間プレス鋼板部材、その製造方法及び熱間プレス用鋼板を開示している。
　特許文献６は、良好な伸び特性と曲げ性とを有する溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板、およびそれらの製造方法を開示している。
日本国特開２００５－２２０４３０号公報 国際公開第２０１６－１２１３８８号 日本国特開２００６－１０４５４６号公報 国際公開第２０１３－０４７８２０号 国際公開第２０１５－０９７８８２号 日本国特開２０１７－４８４１２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（具体的には引張強さ：５００ＭＰａ以上）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　：０．０４０～０．１０５％、
Ｍｎ：１．００～２．３０％、
Ｓｉ：０．００５～１．５００％、
Ａｌ：０．００５～０．７００％、
Ｐ　：０．１００％以下、
Ｓ　：０．０２００％以下、
Ｎ　：０．０１５０％以下、
Ｏ　：０．０１００％以下、
Ｃｒ：０～０．８０％、
Ｍｏ：０～０．１６％、
Ｔｉ：０～０．１００％、
Ｂ　：０～０．０１００％、
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％、並びに
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
　表面から２０μｍ深さ位置のＣ含有量であるＣ２０と、前記表面から６０μｍ深さ位置のＣ含有量であるＣ６０と、下記式（１）とから算出されるΔＣが０．２０～０．９０質量％／ｍｍである。
　ΔＣ＝（Ｃ６０－Ｃ２０）／（０．０４）　…（１）
（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％、
Ｔｉ：０．００１～０．１００％、
Ｂ　：０．０００１～０．０１００％、
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、前記化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０４０～０．０８０％であってもよい。
（４）上記（１）～（３）の何れか一項に記載の鋼板は、前記ΔＣが０．３０～０．８０質量％／ｍｍであってもよい。
（５）上記（１）～（４）の何れか一項に記載の鋼板は、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）上記（１）～（５）の何れか一項に記載の鋼板は、引張強さが５００～７５０ＭＰａであってもよい。
（７）本発明の別の態様に係るプレス成形品は、上記（１）～（６）の何れか一項に記載の鋼板をプレス成形して得られるプレス成形品であって、
　表面から２０μｍ深さ位置のＣ含有量であるＣ２０と、前記表面から６０μｍ深さ位置のＣ含有量であるＣ６０と、下記式（１）とから算出されるΔＣが０．２０～０．９０質量％／ｍｍである。
　ΔＣ＝（Ｃ６０－Ｃ２０）／（０．０４）　…（１）
　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。
　なお、優れた外観品質を有するとは、ゴーストラインの発生が抑制されていることをいう。
　本発明者は、高強度の鋼板をプレス成形する際に、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、本発明者は、鋼中の硬度差を低減することが有効であることを知見した。本発明者は、鋼板の表層を脱炭して、硬度差が小さい均質な脱炭層を形成することで、鋼中の硬度差を低減できることを知見した。
　鋼板に脱炭焼鈍を施すと、表面に近い領域からＣ含有量が低減し、脱炭層が形成される。脱炭の条件が強力なほど、脱炭層の厚さは増大する。脱炭層におけるＣ濃度は、鋼板の表面に近い領域から母材側（鋼板の内部）に向かって増加するが、その上限は母材のＣ含有量となる。つまり、鋼板の表面から内部までのＣ濃度勾配は、脱炭条件と鋼板のＣ含有量とに依存する。
　Ｃ濃度が低い領域はフェライト単相になり易いため、鋼板の表面は鋼板の内部に対して軟化する。脱炭層において、鋼板の内部に向かってＣ濃度が急激に増加すると硬度差が増大するため、プレス成形後にゴーストラインが発生すると考えられる。本発明者は、脱炭層におけるＣ濃度勾配を所望の範囲とすることで、脱炭層内における硬度差を低減でき、プレス成形後のゴーストラインの発生を抑制できることを知見した。
　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：０．０４０～０．１０５％、Ｍｎ：１．００～２．３０％、Ｓｉ：０．００５～１．５００％、Ａｌ：０．００５～０．７００％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０２００％以下、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：０．０４０～０．１０５％
　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。鋼板の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％以上または０．０７０％以上である。
　また、Ｃ含有量を０．１０５％以下とすることで、脱炭層における過度な硬度差の発生を抑制できる。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０．１０５％以下とする。Ｃ含有量は、０．０９０％以下が好ましく、０．０８０％以下がより好ましい。
　Ｍｎ：１．００～２．３０％
　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％以上または１．１０％以上、より好ましくは１．２０％以上、１．３０％以上または１．４０％以上である。
　また、Ｍｎ含有量を２．３０％以下とすることで、鋼中に硬度差が生じやすくなることを抑制できる。そのため、Ｍｎ含有量は２．３０％以下とする。Ｍｎ含有量は、２．１０％以下または２．００％以下が好ましく、１．９０％以下、１．８０％以下または１．７０％以下がより好ましい。
　Ｓｉ：０．００５～１．５００％
　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％以下または１．０００％以下が好ましく、０．８００％以下、０．６００％以下または０．５００％以下がより好ましい。
　Ｓｉ含有量は、鋼板の強度－成形性バランスを向上するために０．００５％以上とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．０１０％以上または０．０２０％以上である。
　Ａｌ：０．００５～０．７００％
　Ａｌは、脱酸材として機能する元素である。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含有量は０．６５０％以下、０．４００％以下または０．２００％以下が好ましく、０．１００％以下、０．０８０％以下または０．０６０％以下がより好ましい。
　Ａｌ含有量は、Ａｌによる脱酸効果を十分に得るために０．００５％以上とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０１０％以上、０．０２０％以上、０．０３０％以上または０．０４０％以上である。
　Ｐ：０．１００％以下
　Ｐは、不純物として混入する元素であり、鋼を脆化する元素でもある。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％以下または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、不純物として混入する元素であり、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もある。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％以下または０．００８０％以下が好ましく、０．００６０％以下または０．００４０％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。
　Ｎ：０．０１５０％以下
　Ｎは、不純物として混入する元素であり、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もある。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％以下または０．０１００％以下であり、より好ましくは０．００８０％以下または０．００６０％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、不純物として混入する元素であり、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もある。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％以下または０．００５０％以下、より好ましくは０．００３０％以下または０．００２０％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％以上または０．２０％以上が好ましく、０．３０％以上がより好ましい。
　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。合金コストの削減のためには、Ｃｒ含有量は０．６０％以下または０．４０％以下とすることが好ましく、０．２０％以下、０．１０％以下または０．０６％以下とすることがより好ましい。
　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％以上または０．０５％以上が好ましく、０．１０％以上がより好ましい。
　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。合金コストの削減のためには、Ｍｏ含有量は０．１２％以下または０．０８％以下とすることが好ましく、０．０６％以下、０．０４％以下または０．０２％以下とすることがより好ましい。
　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、０．０１０％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０．０７５％以下または０．０６０％以下とすることが好ましく、０．０４０％以下または０．０２０％以下とすることがより好ましい。
　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％以上または０．０００５％以上が好ましく、０．００１０％以上がより好ましい。
　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。合金コストの削減のためには、Ｂ含有量は０．００８０％以下または０．００６０％以下とすることが好ましく、０．００４０％以下、０．００３０以下または０．００１５％以下とすることがより好ましい。
　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％以上または０．００５％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、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、０．０３０％以下、０．０１５％以下である。
　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。合金コストの削減のためには、Ｖ含有量は０．３０％以下または０．１０％以下とすることが好ましく、０．０８％以下、０．０６％以下または０．０３％以下とすることがより好ましい。
　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％以上または０．０５％以上が好ましく、０．２０％以上がより好ましい。
　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。合金コストの削減のためには、Ｎｉ含有量は０．７０％以下または０．５０％以下とすることが好ましく、０．３０％以下、０．１５％以下または０．０８％以下とすることがより好ましい。
　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％以上または０．０５％以上が好ましく、０．１５％以上がより好ましい。
　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。合金コストの削減のためには、Ｃｕ含有量は０．７０％以下または０．５０％以下とすることが好ましく、０．３０％以下、０．１５％以下または０．０８％以下とすることがより好ましい。
　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％以上または０．０３％以上が好ましく、０．１０％以上がより好ましい。
　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。合金コストの削減のためには、Ｗ含有量は０．７０％以下または０．５０％以下とすることが好ましく、０．３０％以下、０．１５％以下または０．０８％以下とすることがより好ましい。
　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。合金コストの削減のためには、Ｓｎ含有量は０．７０％以下または０．５０％以下とすることが好ましく、０．３０％以下、０．１５％以下または０．０８％以下とすることがより好ましい。
　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％以上または０．００５％以上が好ましい。
　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。合金コストの削減のためには、Ｓｂ含有量は０．１００％以下または０．０５０％以下とすることが好ましく、０．０３０％以下、０．０１０％以下または０．００５％以下とすることがより好ましい。
　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。
　また、Ｃａ、Ｍｇ、ＺｒおよびＲＥＭの含有量がそれぞれ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％以下または０．００３０％以下である。
　ＲＥＭ（Ｒａｒｅ　Ｅａｒｔｈ　Ｍｅｔａｌ）は、ランタノイド系列に属する元素群を意味する。
　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。
　表面から２０μｍ深さ位置のＣ含有量であるＣ２０と、前記表面から６０μｍ深さ位置のＣ含有量であるＣ６０と、下記式（１）とから算出されるΔＣ：０．２０～０．９０質量％／ｍｍ
　ΔＣ＝（Ｃ６０－Ｃ２０）／（０．０４）　…（１）
　ΔＣは、表層に形成される脱炭層のうち、表面から２０μｍ深さ位置～前記表面から６０μｍ深さ位置の領域におけるＣ濃度勾配を示す。ΔＣを０．２０～０．９０質量％／ｍｍとすることで、脱炭層におけるＣ濃度勾配の急激な増加を抑制できる。その結果、プレス成形後にゴーストラインが発生することを抑制できる。
　本実施形態の化学組成を有する鋼板において、ΔＣが０．２０質量％／ｍｍ未満であることは、脱炭が十分に生じていないか、鋼板表面から非常に深い位置まで脱炭が過度に進行していることを意味する。脱炭が十分に生じていない場合、母材の硬さばらつきの影響が顕著となりゴーストラインの発生を抑制することが困難となる。一方、過度な脱炭が生じる場合、軟質化が進み、所望の鋼板強度が得られない場合がある。そのため、ΔＣは０．２０質量％／ｍｍ以上とする。また、ΔＣが０．９０質量％／ｍｍ超であると、脱炭層内の硬度差が顕著となり、ゴーストラインの発生を抑制することが困難となる。ΔＣは、０．３０質量％／ｍｍ以上、０．３５質量％／ｍｍ以上、０．４０質量％／ｍｍ以上または０．４５質量％／ｍｍ以上とすることが好ましい。また、ΔＣは、０．８０質量％／ｍｍ以下または０．７５質量％／ｍｍ以下とすることが好ましい。
　なお、鋼板が表面にめっき層を有する場合、「表面から２０μｍ深さ位置」および「表面から６０μｍ深さ位置の領域」における「表面」とはめっき層と母材との界面のことである。なお、後述の方法によりＧＤＳ分析を行い、表面からＦｅ含有量を測定したとき、Ｆｅ含有量が９５質量％以上となる深さ位置を、めっき層と母材との界面とみなす。
　また、表面から２０μｍ以上の深さ位置のΔＣを規定するのは、表面から２０μｍ未満のＣ濃度はゴーストラインに影響を及ぼさないからである。
　ΔＣは以下の方法により得る。
　鋼板の任意の３か所について、グロー放電発光分光法（Ｇｌｏｗ　Ｄｉｓｃｈａｒｇｅ　Ｏｐｔｉｃａｌ　Ｅｍｉｓｓｉｏｎ　Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ、ＧＤＳ分析）により、鋼板の表面から深さ方向（板厚方向）に１００μｍまでＣ含有量（質量％）を測定する。表面から２０μｍ深さ位置におけるＣ含有量（Ｃ２０）と、表面から６０μｍ深さ位置におけるＣ含有量（Ｃ６０）と、上記式（１）とから、ΔＣ（質量％／ｍｍ）を算出する。３か所におけるΔＣの平均値を算出することで、ΔＣ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の引張強さ（ＴＳ）は、５００ＭＰａ以上である。また、引張強さは、５００～７５０ＭＰａであってもよい。引張強さを５００ＭＰａ以上とすることで、本実施形態に係る鋼板をドアアウタ等のパネル系部品に好適に適用することができる。引張強さは、好ましくは５５０ＭＰａ以上または６００ＭＰａ以上である。
　また、引張強さを７５０ＭＰａ以下とすることで、プレス成形後の外観が劣化することを抑制することができる。引張強さは、好ましくは、７００ＭＰａ以下である。
　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。
　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。
　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。プレス成形後であっても脱炭層におけるＣ濃度勾配は変化しないため、本実施形態に係るプレス成形品は、表面から２０μｍ深さ位置のＣ含有量であるＣ２０と、前記表面から６０μｍ深さ位置のＣ含有量であるＣ６０と、下記式（１）とから算出されるΔＣが０．２０～０．９０質量％／ｍｍである。
　ΔＣ＝（Ｃ６０－Ｃ２０）／（０．０４）　…（１）
　上記Ｃ濃度勾配は、０．３０質量％／ｍｍ以上、０．３５質量％／ｍｍ以上、０．４０質量％／ｍｍ以上または０．４５質量％／ｍｍ以上とすることが好ましく、０．８０質量％／ｍｍ以下または０．７５質量％／ｍｍ以下とすることが好ましい。なお、プレス成形品のΔＣは、鋼板のときと同様の方法により得る。
　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。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。
　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。
　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。しかし、上述した化学組成を有する鋼を用いて、熱間圧延後且つ冷間圧延後に下記条件で焼鈍を行うことで、ΔＣ（Ｃ濃度勾配）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。
（熱間圧延後の焼鈍）
　まず、上述した化学組成を有するスラブに対して、一般的な条件で熱間圧延を行うことで、熱間圧延鋼板を得る。得られた熱間圧延鋼板に対して、大気中雰囲気にて高温域で一次焼鈍を行う。この一次焼鈍は、焼鈍温度５５０～７００℃、焼鈍時間：２時間以上の条件で行う。熱間圧延後に高温域で焼鈍を行うことで、鋼板の表層にＳｉおよびＭｎの内部酸化物が形成される。その結果、冷間圧延後の焼鈍においてＳｉおよびＭｎの表面濃化が抑制され、脱炭が促進される。これにより、ΔＣを好ましく制御することができる。
　焼鈍温度が５５０℃未満または焼鈍時間が２時間未満であると、鋼板のΔＣを好ましく制御することができない。
　上記焼鈍を行った後、酸洗処理を施し、累積圧下率が７０％以上である冷間圧延を行うことで、所望の厚さを有する鋼板あるいは鋼帯を製造する。冷間圧延の累積圧下率を７０％以上とすることで、冷間圧延後の焼鈍時にオーステナイト再結晶が促進され、オーステナイト分率の増加を抑制することができる。その結果、冷間圧延後の焼鈍時にＣの拡散係数が大きいフェライト分率が増加し、脱炭が促進される。
　なお、ここでいう累積圧下率とは、｛１－（冷間圧延後板厚／冷間圧延前板厚）｝×１００（％）で表される。
　冷間圧延後、更に二次焼鈍を施すことで所望の機械特性を有する鋼板を得る。その際、例えば、二次焼鈍時の露点（焼鈍炉内の平均的な露点）を－１０℃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。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。露点が低すぎる場合または上記滞在時間が短すぎる場合には、脱炭が十分に進行せず、ΔＣを好ましく制御することができない。また、上記滞在時間が長すぎる場合には、十分な引張強さが得られない場合がある。なお、焼鈍時の温度は、例えば、７５０～８５０℃程度である。
　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。
　スラブを１１００℃以上の温度域に加熱した後、熱間圧延する。熱間圧延後は巻取りを行い、一次焼鈍を行い、次いで酸洗を行う。熱間圧延の仕上げ圧延温度は９００℃以上が好ましく、巻取り温度は６５０℃以下であることが好ましい。酸洗後は冷間圧延を行う。冷間圧延後は二次焼鈍を実施し、その後必要に応じて、上述しためっき層を形成してもよい。
　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、得られた組織を維持させてゴーストラインの発生を抑制するために、冷間加工が好ましい。冷間加工方法は、特に限定されないが、ダイとパンチを相対移動させることで鋼板を成形できればよい。
　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１１００℃以上の温度域に加熱した後、熱間圧延を行った。熱間圧延後は巻取りを行い、表２の条件で一次焼鈍を行った後、酸洗を行った。熱間圧延の仕上げ圧延温度は９００℃以上とし、巻取り温度は６５０℃以下とした。酸洗後は、累積圧下率が７０～９０％となる冷間圧延を行った。冷間圧延後に、表２に示す条件で二次焼鈍を実施し、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）、電気亜鉛めっき層（ＥＧ）を形成した。以上の方法により、表２に示す鋼板およびめっき鋼板を得た。なお、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。
　冷間圧延後の焼鈍を行った後、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、めっき鋼板および模擬部品（プレス成形品）に対し、上述の方法により、ΔＣを求めた。なお、鋼板およびめっき鋼板のΔＣと、模擬部品のΔＣとは同じ値であったため、表中に模擬部品のΔＣは記載していない。
　また、以下の方法により、鋼板の引張強さおよび模擬部品の外観品質を評価した。なお、鋼板の引張強さと模擬部品（プレス成形品）の引張強さとの間には大きな差異は無いため、鋼板時点で、模擬部品として所望される引張強さを有しているか否かを評価した。
　引張強さ
　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。
　外観品質
　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。
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。
　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 (7)

  1. 　化学組成が、質量％で、
    Ｃ　：０．０４０～０．１０５％、
    Ｍｎ：１．００～２．３０％、
    Ｓｉ：０．００５～１．５００％、
    Ａｌ：０．００５～０．７００％、
    Ｐ　：０．１００％以下、
    Ｓ　：０．０２００％以下、
    Ｎ　：０．０１５０％以下、
    Ｏ　：０．０１００％以下、
    Ｃｒ：０～０．８０％、
    Ｍｏ：０～０．１６％、
    Ｔｉ：０～０．１００％、
    Ｂ　：０～０．０１００％、
    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％、並びに
    残部：Ｆｅおよび不純物であり、
    　表面から２０μｍ深さ位置のＣ含有量であるＣ２０と、前記表面から６０μｍ深さ位置のＣ含有量であるＣ６０と、下記式（１）とから算出されるΔＣが０．２０～０．９０質量％／ｍｍであり、
    　引張強さが５００ＭＰａ以上である、ことを特徴とする鋼板。
    　ΔＣ＝（Ｃ６０－Ｃ２０）／（０．０４）　…（１）
  2. 　前記化学組成が、質量％で、
    Ｃｒ：０．０１～０．８０％、
    Ｍｏ：０．０１～０．１６％、
    Ｔｉ：０．００１～０．１００％、
    Ｂ　：０．０００１～０．０１００％、
    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. 　前記化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０４０～０．０８０％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ΔＣが０．３０～０．８０質量％／ｍｍである、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. 　引張強さが５００～７５０ＭＰａである、ことを特徴とする請求項１～５の何れか一項に記載の鋼板。
  7. 　請求項１～６の何れか一項に記載の鋼板をプレス成形して得られるプレス成形品であって、
    　表面から２０μｍ深さ位置のＣ含有量であるＣ２０と、前記表面から６０μｍ深さ位置のＣ含有量であるＣ６０と、下記式（１）とから算出されるΔＣが０．２０～０．９０質量％／ｍｍである、ことを特徴とするプレス成形品。
    　ΔＣ＝（Ｃ６０－Ｃ２０）／（０．０４）　…（１）
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