WO2020166231A1 - 鋼板及びその製造方法 - Google Patents

鋼板及びその製造方法 Download PDF

Info

Publication number
WO2020166231A1
WO2020166231A1 PCT/JP2020/000126 JP2020000126W WO2020166231A1 WO 2020166231 A1 WO2020166231 A1 WO 2020166231A1 JP 2020000126 W JP2020000126 W JP 2020000126W WO 2020166231 A1 WO2020166231 A1 WO 2020166231A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
less
steel sheet
ferrite
rolling
odf
Prior art date
Application number
PCT/JP2020/000126
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
雅寛 久保
裕之 川田
研一郎 大塚
東　昌史
Original Assignee
日本製鉄株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 日本製鉄株式会社 filed Critical 日本製鉄株式会社
Priority to CN202080013899.4A priority Critical patent/CN113454245B/zh
Priority to KR1020217028300A priority patent/KR102562003B1/ko
Priority to US17/428,715 priority patent/US20220112569A1/en
Priority to MX2021009433A priority patent/MX2021009433A/es
Priority to JP2020530537A priority patent/JP6841383B2/ja
Publication of WO2020166231A1 publication Critical patent/WO2020166231A1/ja

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/005—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C21D9/48—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals deep-drawing sheets
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals

Definitions

  • the present invention relates to a steel plate and a method for manufacturing the steel plate.
  • the present application claims priority based on Japanese Patent Application No. 2019-025635 filed in Japan on Feb. 15, 2019, the contents of which are incorporated herein by reference.
  • the irregularities that occur after molding described here are irregularities that occur on the surface of the molded part by molding even if there is no irregularity on the surface of the steel sheet after manufacturing, and even if the formability of the steel sheet is improved, the occurrence is not necessarily suppressed. Therefore, it was a big problem in applying the high strength steel plate to the outer panel.
  • Patent Document 1 in order to improve the surface texture after the overhanging process, a ⁇ 001 ⁇ plane parallel to the steel sheet surface is disclosed. There is disclosed a ferritic thin steel sheet in which the area fraction of crystals having a crystal orientation within ⁇ 15° is 0.25 or less and the average grain size of the crystals is 25 ⁇ m or less.
  • Patent Document 1 relates to a ferritic thin steel sheet having a C content of 0.0060% or less.
  • Patent Document 1 As a result of examination by the present inventors, in the case of a steel sheet having a higher C content than the steel sheet described in Patent Document 1, a crystal having a crystal orientation within ⁇ 15° from a ⁇ 001 ⁇ plane parallel to the steel sheet surface. It was found that it is difficult to reduce the area fraction of. That is, the method of Patent Document 1 cannot satisfy both the high strength and the improvement of the surface quality after processing at the same time.
  • Patent Document 2 discloses a steel sheet which has ferrite as a main phase and which has an excellent Young's modulus in the direction perpendicular to the rolling direction, in which the X-ray random strength ratio in the sheet thickness 1 ⁇ 4 layer is controlled.
  • Patent Document 2 does not disclose the relationship between the appearance after molding and the structure from the viewpoint of measures against surface roughness and patterns.
  • An object of the present invention is to provide a high-strength steel sheet having excellent formability and capable of suppressing the occurrence of surface irregularities during forming, and a manufacturing method thereof.
  • the present inventors have examined a method for solving the above problems. As a result, it was found that the unevenness of the surface at the time of molding was caused by the non-uniform deformation at the time of molding due to the non-uniformity of the strength in the microscopic region.
  • the metal structure is controlled so that ferrite becomes the main phase in order to enhance the formability, and in the metal structure of the surface layer region, the average crystal grain size of ferrite and the aggregation of ferrite
  • the present inventors have found that by controlling the texture to a texture different from the inside of the steel sheet, it is possible to obtain a steel sheet that suppresses the occurrence of surface irregularities during molding and has an excellent appearance (surface quality) after molding.
  • the present invention was made based on the above findings, and the summary thereof is as follows.
  • the steel sheet according to an aspect of the present invention has a chemical composition, in mass %, of C: 0.0015% or more and 0.0400% or less, Mn: 0.20% or more, 1.50% or less, and P. : 0.010% or more and 0.100% or less, Cr: 0.001% or more, 0.500% or less, Si: 0.200% or less, S: 0.020% or less, sol.
  • the metallographic structure of the surface layer region contains 90% or more of ferrite by volume fraction, and in the surface layer region, the average crystal grain size of the ferrite is 1.0 to 15.0 ⁇ m, and the ⁇ 001 ⁇ orientation of the ferrite is And the ⁇ 111 ⁇ orientation intensity ratio X ODF ⁇ 001 ⁇ / ⁇ 111 ⁇ , S having a texture of 0.30 or more and less than 3.50 is included.
  • the chemical composition is, in mass %, Mo: 0.001% or more and 0.500% or less, B: 0.0001% or more and 0.0100% or less, Nb: 0.001% or more, 0.200% or less, Ti: 0.001% or more, 0.200% or less, Ni: 0.001% or more, 0.200% or less, and Cu: 0.001% or more. , 0.100% or less.
  • the steel sheet described in [1] or [2] has an intensity ratio X ODF ⁇ 001 ⁇ / ⁇ 111 ⁇ , I of ferrite of ⁇ 001 ⁇ orientation and ⁇ 111 ⁇ orientation of 0.
  • the texture may be 001 or more and less than 1.0.
  • a method of manufacturing a steel sheet according to another aspect of the present invention includes a heating step of heating a steel slab having the chemical composition according to the above [1] to 1000° C. or higher, and a rolling end temperature of the steel slab.
  • a hot rolling step of hot-rolling to obtain a hot-rolled steel sheet at 950° C. or lower, and a residual stress ⁇ s on the surface of the hot-rolled steel sheet after the hot-rolling step is 100 in absolute value.
  • the stress applying step may be performed at 40 to 500°C.
  • the finish rolling start temperature may be 900°C or lower in the hot rolling step.
  • the cold rolled steel sheet after the cooling step is held in a temperature range of 200 to 490° C. for 30 to 600 seconds. A holding step may be further provided.
  • the steel sheet of the above aspect of the present invention the occurrence of surface irregularities is suppressed even after various deformations caused by press deformation, as compared with conventional materials. Therefore, the steel sheet according to the above aspect of the present invention is excellent in surface beauty and can contribute to improvement in sharpness of coating and design. Since the steel sheet of the present invention has high strength, it can contribute to further weight reduction of automobiles and is excellent in formability, so that it can be applied to outer panel parts having complicated shapes. In the present invention, high strength means having a tensile strength of 340 MPa or more. Further, according to the method for manufacturing a steel sheet of the above aspect of the present invention, it is possible to manufacture a high-strength steel sheet having excellent formability and suppressing the occurrence of surface irregularities even after various deformations caused by press deformation.
  • a steel sheet according to an embodiment of the present invention (a steel sheet according to the present embodiment) has a chemical composition of, in mass %, C: 0.0015% or more, 0.0400% or less, Mn: 0.20% or more, 1 .50% or less, P: 0.010% or more, 0.100% or less, Cr: 0.001% or more, 0.500% or less, Si: 0.200% or less, S: 0.020% or less, sol .
  • Ti 0% or more and 0.200% or less
  • Cu 0% or more and 0.100% or less
  • the balance is iron and impurities.
  • the metallographic structure of the surface layer region contains 90% or more by volume fraction of ferrite, and the average crystal grain size of the ferrite is 1.0 to 15.0 ⁇ m in the surface layer region.
  • the texture ratio X ODF ⁇ 001 ⁇ / ⁇ 111 ⁇ , S of the ferrite of ⁇ 001 ⁇ orientation and ⁇ 111 ⁇ orientation is 0.30 or more and less than 3.50.
  • the strength ratio X ODF ⁇ 001 ⁇ / ⁇ 111 ⁇ ,I of the ⁇ 001 ⁇ orientation and the ⁇ 111 ⁇ orientation of ferrite is 0.001 or more and less than 1.00 in the internal region. It is preferred that a texture is included. Further, in the steel sheet according to the present embodiment, the strength ratio X ODF ⁇ 001 ⁇ / ⁇ 111 ⁇ ,S in the surface layer region and the strength ratio X between the ⁇ 001 ⁇ orientation and the ⁇ 111 ⁇ orientation of ferrite in the inner region. ODF ⁇ 001 ⁇ / ⁇ 111 ⁇ ,I satisfy the following formula (1), and the average crystal grain size of the ferrite in the surface layer region is smaller than the average crystal grain size of the ferrite in the internal region. preferable. -0.20 ⁇ X ODF ⁇ 001 ⁇ / ⁇ 111 ⁇ , S- X ODF ⁇ 001 ⁇ / ⁇ 111 ⁇ , I ⁇ 0.40 (1)
  • the steel sheet according to this embodiment will be described in detail below.
  • the present invention is not limited to the configuration disclosed in the present embodiment, and various modifications can be made without departing from the spirit of the present invention.
  • the numerical limit range described below includes the lower limit value and the upper limit value. Numerical values indicating “exceeding” and “less than” do not fall within the numerical range. All percentages with respect to chemical composition represent mass%. First, the reasons for limiting the chemical composition of the steel sheet according to this embodiment will be described.
  • C is an element that enhances the strength of the steel sheet. Further, as the C content decreases, the ⁇ 111 ⁇ texture easily develops. In order to obtain desired strength and texture, the C content is set to 0.0015% or more. It is preferably 0.0030% or more, more preferably 0.0060% or more. On the other hand, if the C content exceeds 0.0400%, the formability of the steel sheet deteriorates. Therefore, the C content is set to 0.0400% or less. Preferably, the C content is 0.0300% or less, more preferably 0.0200% or less.
  • Mn manganese
  • Mn manganese
  • MnS manganese
  • the Mn content is set to 0.20% or more. It is preferably 0.30% or more.
  • the Mn content is set to 1.50% or less. It is preferably 1.30% or less, more preferably 1.10% or less.
  • P phosphorus
  • the P content is set to 0.010% or more. It is preferably 0.015% or more, more preferably 0.020% or more.
  • the P content is set to 0.100% or less.
  • the P content is 0.080% or less.
  • Cr 0.001% or more, 0.500% or less
  • Cr is an element that improves the strength of the steel sheet.
  • the Cr content is 0.001% or more. It is preferably 0.050% or more.
  • the Cr content is 0.500% or less. It is preferably 0.350% or less.
  • Si silicon
  • Si is a deoxidizing element of steel, and is an element effective for increasing the strength of a steel sheet.
  • the Si content exceeds 0.200%, the scale releasability at the time of production is deteriorated, and surface defects are likely to occur in the product. Further, the cold rolling load at the time of cold rolling at a high pressure reduction rate increases, and the productivity decreases. Furthermore, the weldability and deformability of the steel sheet are reduced. Therefore, the Si content is limited to 0.200% or less. It is preferably 0.150% or less. Further, in order to surely obtain the deoxidizing effect and the strength improving effect of steel, the Si content may be 0.005% or more.
  • S sulfur
  • S is an impurity. If S is contained in steel excessively, MnS stretched by hot rolling is generated, and the deformability of the steel sheet is reduced. Therefore, the S content is limited to 0.020% or less. Since it is preferable that the S content is small, the S content may be 0%, but the S content may be 0.002% or more in consideration of the current general refining (including secondary refining).
  • Al (aluminum) is a deoxidizing element of steel.
  • sol. If the Al content exceeds 0.200%, the scale releasability at the time of production is deteriorated, and surface defects are likely to occur in the product. In addition, the weldability of the steel sheet is reduced. Therefore, sol.
  • the Al content is 0.200% or less. It is preferably 0.150% or less. In order to ensure the deoxidizing effect of steel, sol.
  • the Al content may be 0.020% or more.
  • N nitrogen
  • nitrogen is an impurity and an element that reduces the deformability of the steel sheet. Therefore, the N content is limited to 0.0150% or less. Since the N content is preferably small, it may be 0%. However, considering the current general refining (including secondary refining), the N content may be 0.0005% or more.
  • the steel sheet according to the present embodiment may contain the above elements, and the balance may be Fe and impurities. However, in order to improve various characteristics, the following elements (arbitrary elements) may be contained instead of part of Fe. Since it is not necessary to intentionally add these optional elements to the steel in order to reduce the alloy cost, the lower limits of the contents of these optional elements are all 0%. Impurities refer to components that are unintentionally included from raw materials or from other manufacturing processes in the manufacturing process of steel sheets.
  • Mo 0% or more, 0.500% or less
  • Mo molybdenum
  • the Mo content is preferably 0.001% or more. More preferably, it is 0.010% or more.
  • the Mo content is 0.500% or less. It is preferably 0.350% or less.
  • B boron
  • B is an element that fixes carbon and nitrogen in steel to form fine carbonitrides. Fine carbonitrides contribute to steel precipitation strengthening, microstructure control, fine grain strengthening, and the like. Therefore, B may be contained if necessary.
  • the B content is preferably 0.0001% or more.
  • the B content exceeds 0.0100%, not only the above effect is saturated but also the workability (deformability) of the steel sheet may be deteriorated.
  • the strength of the steel sheet to be subjected to cold rolling is increased by including B, the cold rolling load at the time of cold rolling at a high pressure reduction rate is increased. Therefore, when B is contained, the B content is 0.0100% or less.
  • Nb 0% or more and 0.200% or less
  • Nb niobium
  • the fine Nb carbonitride contributes to precipitation strengthening, structure control, fine grain strengthening and the like of steel. Therefore, Nb may be contained if necessary.
  • the Nb content is preferably 0.001% or more.
  • the Nb content exceeds 0.200%, not only the above effect is saturated, but also the strength of the steel sheet subjected to cold rolling increases, and the cold rolling load when cold rolling at a high pressure reduction rate is increased. Increase. Therefore, even when Nb is contained, the Nb content is 0.200% or less.
  • Ti 0% or more and 0.200% or less
  • Ti titanium is an element that fixes carbon and nitrogen in steel to form fine carbonitrides. Fine carbonitrides contribute to steel precipitation strengthening, microstructure control, fine grain strengthening, and the like. Therefore, Ti may be contained if necessary. When obtaining the above effect, the Ti content is preferably 0.001% or more. On the other hand, when the Ti content exceeds 0.200%, not only the above effect is saturated, but also the strength of the steel sheet subjected to cold rolling increases, and the cold rolling load during cold rolling at a high pressure reduction rate is increased. Increase. Therefore, even when Ti is contained, the Ti content is 0.200% or less.
  • Ni 0% or more, 0.200% or less
  • Ni nickel
  • the Ni content is preferably 0.001% or more.
  • the Ni content is set to 0.200% or less.
  • Cu 0% or more and 0.100% or less
  • Cu copper
  • the Cu content is preferably 0.001% or more.
  • the Cu content exceeds 0.100%, not only the above effect is saturated, but also the strength of the steel sheet subjected to cold rolling increases, and the cold rolling load during cold rolling at a high pressure reduction rate is increased. Increase. Therefore, even if Cu is contained, the Cu content is set to 0.100% or less.
  • the chemical composition of the steel sheet described above may be measured by a general analysis method.
  • the measurement may be performed using ICP-AES (Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrometry).
  • C and S may be measured by a combustion-infrared absorption method, and N may be measured by an inert gas melting-heat conductivity method.
  • the chemical composition may be analyzed after removing the plating layer on the surface by mechanical grinding.
  • the depth range from the surface to the plate thickness direction to t/4 is divided into two regions, and the surface is used as a starting point and a depth position of 50 ⁇ m in the depth direction.
  • the depth range ending with is the surface region, and the range closer to the center of the steel sheet than the surface region is the internal region.
  • the plate thickness of the steel plate is 0.20 mm or less
  • the area from the surface to the thickness direction at a depth of t/4 is the surface area
  • the area from the depth of t/4 to t/2 is the internal area.
  • the internal region is in the range from the position of more than 50 ⁇ m in the plate thickness direction to the position of 100 ⁇ m in the plate thickness direction from the surface.
  • the volume fraction of ferrite in the surface layer region is set to 90% or more. Preferably, it is 95% or more, and 98% or more. Since the metal structure of the surface layer region may be entirely ferrite, the upper limit may be 100%.
  • the remaining structure in the surface layer area is, for example, one or more of pearlite, bainite, martensite, and tempered martensite.
  • the volume fraction of ferrite in the surface layer region is 100%, the volume fraction of these residual structures is 0%.
  • the volume fraction of ferrite in the surface layer region is obtained by the following method.
  • a sample (size) for observing a metal structure (microstructure) from the W/4 position or the 3W/4 position of the plate width W of the steel plate that is, the position of W/4 in the width direction from one end of the steel plate in the width direction). Is approximately 20 mm in the rolling direction ⁇ 20 mm in the width direction ⁇ the thickness of the steel plate), and the metal structure (microstructure) at the plate thickness 1/4 thickness is observed from the surface using an optical microscope.
  • the area fraction of ferrite from the surface (the surface excluding the plating layer when plating is present) to 50 ⁇ m is calculated.
  • a plate thickness cross section in the direction perpendicular to the rolling direction is polished as an observation surface and etched with a Repeller reagent.
  • Areas of ferrite which are gray areas, are defined as white areas, areas having pixels of L min to L min +0.3 ⁇ (L max ⁇ L min ) as black areas, and other areas as gray areas. Calculate the fraction.
  • the area ratio of ferrite 100%, no white area is observed. Therefore, when the area is entirely gray, the ferrite fraction is set to 100%.
  • Image analysis is performed in the same manner as above for the total of 10 observation fields of view to measure the area fraction of ferrite, and these area fractions are averaged to calculate an average value. This average value is taken as the volume fraction of ferrite in the surface layer region.
  • the above-mentioned microstructure observation is carried out in a region from the surface to a depth of t/4 in the plate thickness direction.
  • the average crystal grain size of ferrite in the surface layer region is set to 15.0 ⁇ m or less. It is preferably 12.0 ⁇ m or less.
  • the average crystal grain size of ferrite is less than 1.0 ⁇ m, particles having a ⁇ 001 ⁇ orientation of ferrite are likely to aggregate and be generated. Even if the individual particles of the ferrite having the ⁇ 001 ⁇ orientation are small, if these particles agglomerate and form, the deformation concentrates on the agglomerated portion, and the appearance after molding deteriorates. Therefore, the average grain size of ferrite in the surface layer region is set to 1.0 ⁇ m or more. The thickness is preferably 3.0 ⁇ m or more, more preferably 6.0 ⁇ m or more.
  • the average crystal grain size of ferrite in the surface layer region can be obtained by the following method. Similarly to the above, 10 fields of view were observed at a magnification of 500 times in the region from the surface of the steel plate etched with the Repeller reagent to the position of 1/4 of the plate thickness in the plate thickness direction from the surface, and Select an area of 50 ⁇ m ⁇ 200 ⁇ m from the surface, perform image analysis in the same manner as above using the image analysis software of “Photoshop CS5” manufactured by Adobe, and calculate the area fraction occupied by ferrite and the number of ferrite particles respectively. .. The average area fraction per ferrite particle is calculated by summing them and dividing the area fraction occupied by ferrite by the number of ferrite particles.
  • the equivalent circle diameter is calculated from this average area fraction and the number of particles, and the obtained equivalent circle diameter is taken as the average crystal grain size of ferrite.
  • an image analysis is performed by selecting a region of 200 ⁇ m from the surface of the steel plate to t/4 in the optical micrograph.
  • the intensity ratio X ODF ⁇ 001 ⁇ / ⁇ 111 ⁇ ,S of the ⁇ 001 ⁇ orientation and the ⁇ 111 ⁇ orientation of the ferrite in the surface layer region can be obtained by the following method using the EBSD (Electron Back Scattering Diffraction) method. It can.
  • EBSD Electro Back Scattering Diffraction
  • a steel plate is polished by mechanical grinding, and then strain is removed by chemical polishing, electrolytic polishing, or the like, and at the same time, the range from the surface to the surface to a position 1 ⁇ 4 of the plate thickness in the plate thickness direction is removed.
  • the sample is adjusted so that the section including the plate thickness direction becomes the measurement surface, and the texture is measured.
  • the sampling position in the plate width direction a sample is sampled in the vicinity of the W/4 or 3W/4 plate width position (a position separated from the end surface of the steel plate by a distance of 1 ⁇ 4 of the plate width of the steel plate).
  • the ferrite is extracted using an IQ (Image Quality) value map that can be analyzed by EBSP-OIM (registered trademark, Electron Back Scatter Diffraction Pattern-Orientation Image Microscopy). Since ferrite has a characteristic of having a large IQ value, it is possible to easily separate it from other metal structures by this method.
  • the threshold value of the IQ value is set so that the area fraction of ferrite calculated by observing the microstructure by the above Repeller corrosion and the area fraction of ferrite calculated based on the IQ value are the same.
  • Ratio with the maximum value of the X-ray random intensity ratio of the group ( ⁇ -fiber) (maximum value of the X-ray random intensity ratio of the ⁇ 001 ⁇ direction group/ ⁇ 111 ⁇ X-ray random intensity ratio of the direction group ( ⁇ -fiber)) X ODF ⁇ 001 ⁇ / ⁇ 111 ⁇ ,S , which is the maximum value of).
  • the X-ray random intensity ratio is obtained by measuring the diffraction intensity of a standard sample having no accumulation in a specific direction and the diffraction intensity of the test material by the X-ray diffraction method under the same conditions. It is a numerical value obtained by dividing the diffraction intensity by the diffraction intensity of the standard sample. For example, when a steel sheet is rolled at a high pressure reduction rate of 70% or more and annealed, a texture develops and the X-ray random intensity of the ⁇ 111 ⁇ orientation group ( ⁇ -fiber) increases.
  • ⁇ hkl ⁇ indicates that the normal direction of the plate surface is parallel to ⁇ hkl> when the sample is taken by the above method.
  • the crystal orientation is usually expressed by (hkl) or ⁇ hkl ⁇ which is perpendicular to the plate surface.
  • ⁇ Hkl ⁇ is a generic term for equivalent planes, and (hkl) refers to individual crystal planes. That is, in the present embodiment, since the body-centered cubic structure (bcc structure) is targeted, for example, (111), (-111), (1-11), (11-1), (-1-11) ), (-11-1), (1-1-1), and (-1-1-1) are equivalent and indistinguishable.
  • orientations are collectively referred to as a ⁇ 111 ⁇ orientation group.
  • the ODF display is also used to display the orientation of other crystal structures with low symmetry, the ODF display generally displays each orientation as (hkl)[uvw], but in the present embodiment, Attention was paid to the normal direction azimuth ⁇ hkl ⁇ for which the finding that the normal direction of the plate surface has a great influence on the development of the unevenness after molding was obtained.
  • ⁇ Hkl ⁇ and (hkl) are synonymous.
  • the product is a steel sheet with a plating layer
  • the position from the surface to the thickness direction of more than 50 ⁇ m to the surface to the thickness direction position of 1 ⁇ 4 of the sheet thickness (sheet thickness Is defined as t: control is also performed on the metallographic structure of the internal region up to t/4) (if the plate thickness of the steel sheet is 0.20 mm or less, the range from the t/4 position to the t/2 position).
  • sheet thickness Is defined as t control is also performed on the metallographic structure of the internal region up to t/4 (if the plate thickness of the steel sheet is 0.20 mm or less, the range from the t/4 position to the t/2 position).
  • X ODF ⁇ 001 ⁇ / ⁇ 111 ⁇ which is the intensity ratio (ratio of the maximum X-ray random intensity ratios) of the ⁇ 001 ⁇ and ⁇ 111 ⁇ orientations of ferrite is 0.001 or more
  • the inclusion of the texture of less than 1.00 can further improve the appearance of the steel sheet after forming, which is preferable.
  • the average crystal grain size of the ferrite in the region is smaller than the average crystal grain size of the ferrite in the inner region, because non-uniform deformation is further suppressed in the surface layer region.
  • the average crystal grain size in the internal region ranges from a position of more than 50 ⁇ m in the plate thickness direction from the surface of the sample to a position of 1 ⁇ 4 of the plate thickness in the plate thickness direction, using a steel plate etched with a Repeller reagent. It can be obtained by selecting and analyzing by the same method as the surface area. Also, regarding the texture of ferrite in the internal region, using the above-mentioned EBSD method, the range from the position of more than 50 ⁇ m in the plate thickness direction to the position of 1/4 of the plate thickness in the plate thickness direction from the surface of the sample Can be obtained by selecting and analyzing in the same manner as the surface area. When the plate thickness of the steel sheet is 0.20 mm or less, the range from the t/4 position to the t/2 position is selected and analysis is performed.
  • the plate thickness of the steel plate according to this embodiment is not particularly limited. However, when applied to the outer plate member, if the plate thickness exceeds 0.55 mm, the contribution to weight reduction of the member is small. If the plate thickness is less than 0.12 mm, the rigidity may become a problem. Therefore, the plate thickness is preferably 0.12 to 0.55 mm.
  • the plate thickness of the steel plate is obtained by sampling the plate from the end in the longitudinal direction of the steel plate coil, obtaining a sample for plate thickness measurement from a position of 300 mm in the plate width direction from the end, and measuring it with a micrometer. ..
  • the steel sheet according to this embodiment may have a plating layer on its surface. It is preferable to have a plating layer on the surface because corrosion resistance is improved.
  • the plating to be applied is not particularly limited, but hot dip galvanizing, galvannealing galvanizing, electrogalvanizing, Zn-Ni plating (electrogalvanizing zinc plating), Sn plating, Al-Si plating, electrogalvanizing alloying, Examples include hot-dip zinc-aluminum alloy plating, hot-dip zinc-aluminum-magnesium alloy plating, hot-dip zinc-aluminum-magnesium alloy-Si plated steel sheets, zinc vapor deposition Al plating and the like.
  • the steel sheet according to the present embodiment can be manufactured by a manufacturing method including the following steps (i) to (vi). (I) a heating step of heating a steel slab having the above chemical composition to 1000° C. or higher; (Ii) a hot rolling step of hot rolling a billet to obtain a hot rolled steel sheet so that the rolling end temperature is 950° C.
  • the manufacturing method may further include the following steps.
  • (Vii) A holding step of holding the cold rolled steel sheet after the cooling step in a temperature range of 200 to 490° C. for 30 to 600 seconds. Each step will be described below.
  • Heating process In the heating step, a steel slab having a predetermined chemical composition is heated to 1000° C. or higher prior to rolling. If the heating temperature is less than 1000° C., the rolling reaction force increases in the subsequent hot rolling, and sufficient hot rolling cannot be performed, so that the desired product thickness may not be obtained. Alternatively, it may not be possible to wind the film due to the deterioration of the plate shape. It is not necessary to limit the upper limit of the heating temperature, but it is economically unfavorable to raise the heating temperature excessively high. From this, it is preferable that the billet heating temperature is less than 1300°C. Further, the steel billet to be subjected to the heating step is not limited.
  • a steel slab manufactured by a continuous casting method by melting molten steel having the above chemical composition using a converter or an electric furnace.
  • a continuous casting method an ingot making method, a thin slab casting method or the like may be adopted.
  • the steel piece heated to 1000° C. or higher in the heating step is hot rolled and wound to obtain a hot rolled steel sheet.
  • the rolling end temperature is set to 950°C or lower.
  • the finish rolling start temperature be 900° C. or lower. More preferably, it is 850° C. or lower.
  • the rolling start temperature is preferably 700°C or higher, more preferably 750°C or higher.
  • the temperature change (finishing rolling end temperature-finishing rolling start temperature) in the hot rolling step is +5° C. or more, recrystallization is promoted by the heat generated during processing in the hot rolling step, and the crystal grains are refined, which is preferable.
  • the winding temperature in the winding step is preferably 750° C. or lower, and more preferably 650° C. or lower in order to make the crystal grains fine. Further, the winding temperature is preferably 450° C. or higher, and more preferably 500° C. or higher, from the viewpoint of reducing the strength of the steel sheet used for cold rolling.
  • stress application process stress is applied to the hot rolled steel sheet after hot rolling so that the residual stress ⁇ s on the surface is 100 to 250 MPa in absolute value.
  • stress can be imparted by grinding the hot-rolled steel sheet using a surface-layer grinding brush after hot rolling or pickling. At that time, the contact pressure of the grinding brush on the surface of the steel plate may be changed, and the surface residual stress may be measured online by using a portable X-ray residual stress measuring device to control the residual stress within the above range. Cold rolling, annealing, and cooling are performed in a state where residual stress is applied to the surface within the above range, whereby a steel sheet having ferrite having a desired texture can be obtained.
  • the residual stress ⁇ s is less than 100 MPa or more than 250 MPa, the desired texture cannot be obtained after the subsequent cold rolling, annealing and cooling. Further, when the residual stress is applied after the cold rolling, not after the hot rolling, the residual stress is widely distributed in the plate thickness direction, so that a desired metallographic structure cannot be obtained only in the surface layer of the material.
  • the method of applying residual stress to the surface of the hot-rolled steel sheet is not limited to the above-mentioned grinding brush, and for example, there is a method of performing surface grinding such as shot blasting or machining.
  • the stress applying step is preferably performed at a steel plate temperature of 40 to 500°C. By performing in this temperature range, residual stress can be efficiently applied to the surface layer region, and cracking due to residual stress of the hot rolled steel sheet can be suppressed.
  • a cold rolled steel sheet is obtained by performing cold rolling with a cumulative reduction R CR of 70 to 90%.
  • R CR cumulative reduction ratio
  • the annealing step After heating the cold-rolled steel sheet to the soaking temperature T1° C. at an average heating rate according to Ac 1 , the residual stress applied in the stress applying step and the cumulative rolling reduction R CR in the cold rolling step, Ac 1. Hold at a soaking temperature according to the residual stress applied in the stress applying step and the cumulative rolling reduction R CR in the cold rolling step.
  • the cold-rolled steel sheet should have an average heating rate of 1.5 to 10.0° C./sec from 300° C. to a soaking temperature T1° C. that satisfies the following expression (2).
  • annealing is carried out at a soaking temperature T1° C. for 30 to 150 seconds.
  • the Ac 1 in the above formula (2) is represented by the following formula (3).
  • the element symbol in the following formula (3) is the content of the element in mass %, and 0 is substituted if the element is not contained.
  • Ac 1 723-10.7 ⁇ Mn-16.9 ⁇ Ni+29.1 ⁇ Si+16.9 ⁇ Cr (3)
  • the average heating rate is less than 1.5° C./sec, it takes time to heat and the productivity is lowered, which is not preferable. Further, if the average heating rate exceeds 10.0° C./sec, the uniformity of the temperature in the plate width direction is reduced, which is not preferable. If the soaking temperature T1 is lower than the left side of the formula (2), recrystallization of ferrite and reverse transformation of ferrite to austenite do not proceed sufficiently, and a desired texture cannot be obtained. In addition, the difference in strength between the non-recrystallized grains and the recrystallized grains promotes non-uniform deformation during molding, which is not preferable.
  • the average heating rate is calculated by (heating end temperature-heating start temperature)/(heating time).
  • the cold-rolled steel sheet after soaking in the annealing step is cooled.
  • the average cooling rate is further increased. Cool to a temperature range of 200 to 490° C. at a rate of 5 to 500° C./sec. If the average cooling rate from T1°C to 650°C is less than 1.0°C/sec, a desired metallographic structure cannot be obtained in the surface layer region.
  • the average cooling rate is higher than 10.0° C., the ferrite transformation does not proceed sufficiently and the desired volume fraction of ferrite cannot be obtained. Further, when the average cooling rate from the temperature range of 200 to 490° C. after cooling to the temperature range of 550 to 650° C. is less than 5° C./sec, a desired texture is obtained in ferrite. I can't. On the other hand, since it is difficult to set the temperature to more than 500° C./second due to equipment restrictions, the upper limit is set to 500° C./second.
  • the average cooling rate is calculated by (cooling start temperature-cooling end temperature)/(cooling time).
  • the cold-rolled steel sheet after being cooled to 200 to 490° C. may be held in this temperature range for 30 to 600 seconds. By holding in the temperature range for a predetermined time, the effect of tempering the hard phase present in a trace amount can be obtained, which is preferable.
  • the cold rolled steel sheet after cooling to 200 to 490° C. or the cold rolled steel sheet after the holding step may be cooled to room temperature at 10° C./sec or more.
  • the cold-rolled steel sheet obtained by the above method may be further subjected to a plating step of forming a plating layer on the surface.
  • a plating step of forming a plating layer on the surface examples include the following processes.
  • the cold rolled steel sheet after the cooling step or the holding step may be electroplated to form an electroplated layer on the surface.
  • the electroplating method is not particularly limited. The conditions may be determined according to the required characteristics (corrosion resistance, adhesion, etc.). Alternatively, the cold-rolled steel sheet after electroplating may be heated to alloy the plated metal.
  • the cold rolled steel sheet after the cooling step or the holding step may be hot dip galvanized to form a hot dip galvanized layer on the surface.
  • the hot dip galvanizing method is not particularly limited. The conditions may be determined according to the required characteristics (corrosion resistance, adhesion, etc.). Moreover, you may heat-process the cold-rolled steel plate after hot dip galvanizing and alloy a plating layer. When alloying, it is preferable that the cold rolled steel sheet is heat-treated at a temperature range of 400 to 600° C. for 3 to 60 seconds.
  • the steel sheet according to this embodiment can be obtained.
  • the conditions in the examples are one condition example adopted to confirm the feasibility and effects of the present invention, and the present invention is not limited to this one condition example.
  • the present invention can employ various conditions as long as the object of the present invention is achieved without departing from the gist of the present invention.
  • annealing and cooling were performed under the conditions shown in Tables 3A and 3B, and some of the steel sheets were further held at 200 to 490°C for 30 to 600 seconds. After cooling or holding, it was left to cool to room temperature. After that, various platings were performed on some of the steel plates to form a plating layer on the surface.
  • Tables 3A and 3B CR is unplated, GI is hot-dip galvanized, GA is alloyed hot-dip galvanized, EG is electroplated, EGA is alloyed electro-galvanized, Sn, Zn-Al-Mg, Al-Si. Indicates that plating containing these elements was performed. Further, the phosphate-treated EG in Table 3A and Table 3B indicates that the phosphate-treated electrogalvanization was performed, and the lubrication-treated GA indicates that the lubrication-treated alloyed hot dip galvanization was performed.
  • the evaluation criteria for the surface properties of the steel sheet were as follows. A: No pattern is generated (more desirable, it can be used as an exterior material). B: Acceptable minute pattern generation (can be used as an exterior material) C: Unacceptable pattern generation (can be used as a part, but not as an exterior material) D: Marked pattern defect (cannot be used as a part)
  • Step sheet forming test A molding test was performed on the manufactured product plate. Regarding the forming, with respect to the steel sheet whose surface texture was measured, a deep drawing tester, a ⁇ 50 mm cylindrical punch, and a ⁇ 54 mm cylindrical die were used to perform 10% in the rolling width direction in a cylindrical drawing forming test by the Marciniac method. It was given plastic strain. A test piece of 100 mm in the rolling width ⁇ 50 mm in the rolling direction is created from the deformed portion, and the arithmetic mean height Pa of the cross-sectional curve prescribed in JIS B0601 (2001) is rolled according to JIS B0633 (2001) standard. Measured in the direction perpendicular to the direction.
  • the evaluation was performed on the portion that is deformed by molding, and the evaluation length was 30 mm.
  • a test piece of 100 mm in the rolling width direction and 50 mm in the rolling direction was prepared, and the arithmetic mean of the cross-section curves specified in JIS B0601 (2001) was established in accordance with the JIS B0633 (2001) standard.
  • the height Pa was measured in the direction perpendicular to the rolling direction.
  • the evaluation length was 30 mm.
  • the surface property of the steel sheet after forming was evaluated based on ⁇ Pa.
  • the evaluation criteria are as follows.
  • the comprehensive evaluation standard of the surface properties was that the side having a lower score in the above two evaluations (evaluation of surface properties of steel sheet, evaluation of surface properties after forming) was the overall evaluation.
  • C or D it was judged as unacceptable because it could not be used as an exterior material or a part.
  • A More desirable and can be used as an exterior material.
  • B Can be used as an exterior material.
  • C Not applicable as an exterior material.
  • D Cannot be used as a part.
  • FIG. 1 is a diagram showing the relationship between the surface texture after molding and the texture parameter obtained in this example. 1 shows an example in which the average crystal grain size of ferrite in the surface layer region was more than 15.0 ⁇ m. As shown in FIG. 1, the texture parameter is within the range of the present invention (strength ratio X ODF ⁇ 001 ⁇ / ⁇ 111 ⁇ of ferrite, ⁇ 001 ⁇ orientation and ⁇ 111 ⁇ orientation , S is 0.30 or more, 3 or more. It can be seen that the surface properties after molding are excellent in the case of less than 0.50).

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

この鋼板は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．００１５％以上０．０４００％以下、Ｍｎ：０．２０％以上１．５０％以下、Ｐ：０．０１０％以上、０．１００％以下、Ｃｒ：０．００１％以上０．５００％以下、Ｓｉ：０．２００％以下、Ｓ：０．０２０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．２００％以下、Ｎ：０．０１５０％以下、Ｍｏ：０％以上０．５００％以下、Ｂ：０％以上０．０１００％以下、Ｎｂ：０％以上０．２００％以下、Ｔｉ：０％以上０．２００％以下、Ｎｉ：０％以上、０．２００％以下およびＣｕ：０％以上０．１００％以下を含有し、残部が鉄および不純物からなり、表層領域の金属組織が、体積分率で９０％以上のフェライトを含み、前記表層領域において、前記フェライトの、平均結晶粒径が１．０～１５．０μｍであり、｛００１｝方位と｛１１１｝方位との強度比ＸＯＤＦ｛００１｝／｛１１１｝，Ｓが０．３０以上３．５０未満である集合組織が含まれる。

Description

鋼板及びその製造方法
　本発明は、鋼板及びその製造方法に関する。
　本願は、２０１９年０２月１５日に、日本に出願された特願２０１９－０２５６３５号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　近年、地球環境保護のため、自動車の燃費向上が求められている。自動車の燃費向上に関し、自動車用鋼板に対しては、安全性を確保しつつ車体を軽量化するため、一層の高強度化が要求されている。このような高強度化の要求は、構造部材であるメンバーやピラー等に留まらず、自動車の外板部品（ルーフ、フード、フェンダー、ドア等）についても高まっている。このような要求に対しては、強度と伸び（成形性）との両立を目的とした材料開発が行われてきた。
　一方、自動車の外板パネル部品の造形はますます複雑化する傾向にある。軽量化のために鋼板を高強度化すると、複雑形状に加工し難くなる。また、軽量化のために鋼板を薄肉化すると、複雑な形状に成形した際に鋼板の表面に凹凸が生じやすくなる。表面に凹凸が生じると、成形後の外観が低下する。外板パネル部品は、強度等の特性だけでなく、意匠性および面品質も重要であるので、成形後外観に優れることが求められる。ここで述べる成形後に生じる凹凸とは、製造後の鋼板表面に凹凸が無くとも、成形をすることで成形部品の表面に生じる凹凸であり、鋼板の成形性を高めたとしても、必ずしも発生が抑制されるものではないので、高強度鋼板の外板パネルへの適用にあたって大きな課題であった。
　外板パネル部品に適用される鋼板の、成形後外観と材料特性との関連性について、例えば特許文献１には、張り出し加工後の表面性状を改善するため、鋼板表面に平行な｛００１｝面から±１５°以内の結晶方位を持つ結晶の面積分率を０．２５以下とし、当該結晶の平均粒径を２５μｍ以下としたフェライト系薄鋼板が開示されている。
　しかしながら、特許文献１は、Ｃ含有量が０．００６０％以下のフェライト系薄鋼板に関する。本発明者らが検討した結果、特許文献１に記載された鋼板に比べてＣ含有量が高い鋼板である場合、鋼板表面に平行な｛００１｝面から±１５°以内の結晶方位を持つ結晶の面積分率を低減することが困難であることが分かった。すなわち、特許文献１の方法では、高強度化と加工後の表面性状の改善とを同時に満足することはできない。
　例えば特許文献２には、フェライトを主相とし、板厚１／４層におけるＸ線ランダム強度比を制御した圧延直角方向のヤング率に優れた鋼板が開示されている。しかしながら、特許文献２には、表面荒れや模様対策の観点での成形後外観と組織との関係については開示されていない。
　すなわち、従来、成形後の表面荒れや模様欠陥を改善した、成形性に優れる高強度鋼板については提案されていなかった。
日本国特開２０１６－１５６０７９号公報 日本国特開２０１２－２３３２２９号公報
　本発明は、上記課題に鑑みてなされた。本発明は、成形性に優れ、且つ成形時の表面凹凸の発生が抑制される高強度鋼板およびその製造方法を提供することを課題とする。
　本発明者らは、上記課題を解決する方法について検討した。
　その結果、成形時の表面凹凸の発生は、ミクロな領域内での強度の不均一に起因する成形時の不均一変形によって生じることが分かった。
　本発明者らがさらに検討を行った結果、成形性を高めるために金属組織がフェライトを主相となるように制御するとともに、表層領域の金属組織において、フェライトの平均結晶粒径およびフェライトの集合組織を鋼板内部と異なる集合組織に制御することで、成形時の表面凹凸の発生を抑えて成形後外観（表面品位）に優れる鋼板が得られることを本発明者らは見出した。
　また、本発明者らが検討した結果、表層領域の金属組織を制御する為には、冷間圧延後ではなく熱間圧延後にひずみを付与し、その加工量に応じて、その後の冷延率及び熱処理条件を設定することが有効であることを見出した。
　本発明は、上記の知見に基づいてなされたものであり、そ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：０．００１５％以上、０．０４００％以下、Ｍｎ：０．２０％以上、１．５０％以下、Ｐ：０．０１０％以上、０．１００％以下、Ｃｒ：０．００１％以上、０．５００％以下、Ｓｉ：０．２００％以下、Ｓ：０．０２０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．２００％以下、Ｎ：０．０１５０％以下、Ｍｏ：０％以上、０．５００％以下、Ｂ：０％以上、０．０１００％以下、Ｎｂ：０％以上、０．２００％以下、Ｔｉ：０％以上、０．２００％以下、Ｎｉ：０％以上、０．２００％以下、およびＣｕ：０％以上、０．１００％以下を含有し、残部が鉄および不純物からなり、表層領域の金属組織が、体積分率で９０％以上のフェライトを含み、前記表層領域において、前記フェライトの平均結晶粒径が１．０～１５．０μｍであり、前記フェライトの、｛００１｝方位と｛１１１｝方位との強度比ＸＯＤＦ｛００１｝／｛１１１｝，Ｓが０．３０以上、３．５０未満である集合組織が含まれる。
［２］上記［１］に記載の鋼板は、前記化学組成が、質量％で、Ｍｏ：０．００１％以上、０．５００％以下、Ｂ：０．０００１％以上、０．０１００％以下、Ｎｂ：０.００１％以上、０．２００％以下、Ｔｉ：０.００１％以上、０．２００％以下、Ｎｉ：０.００１％以上、０．２００％以下、およびＣｕ：０.００１％以上、０．１００％以下のいずれか１種以上を含んでもよい。
［３］上記［１］または［２］に記載の鋼板は、内部領域において、フェライトの｛００１｝方位と｛１１１｝方位との強度比ＸＯＤＦ｛００１｝／｛１１１｝，Ｉが０．００１以上、１．０未満である集合組織を含んでもよい。
［４］上記［１］～［３］のいずれか一項に記載の鋼板は、前記表層領域の前記強度比ＸＯＤＦ｛００１｝／｛１１１｝，Ｓと、内部領域におけるフェライトの｛００１｝方位と｛１１１｝方位との強度比ＸＯＤＦ｛００１｝／｛１１１｝，Ｉとが下記（１）式を満たし、
　前記表層領域の前記フェライトの前記平均結晶粒径が、前記内部領域の前記フェライトの平均結晶粒径よりも小さくてもよい。
　－０．２０＜ＸＯＤＦ｛００１｝／｛１１１｝，Ｓ－ＸＯＤＦ｛００１｝／｛１１１｝，Ｉ＜０．４０　…　（１）
［５］上記［１］～［４］のいずれか一項に記載の鋼板は、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鋼板の製造方法は、上記［１］に記載の化学組成を有する鋼片を１０００℃以上に加熱する加熱工程と、前記鋼片を、圧延終了温度が９５０℃以下となるように熱間圧延して熱延鋼板を得る熱間圧延工程と、前記熱間圧延工程後の、前記熱延鋼板に、表面における残留応力であるσｓが絶対値で１００～２５０ＭＰａとなるように、応力を付与する応力付与工程と、前記応力付与工程後の前記熱延鋼板に、累積圧下率であるＲＣＲが７０～９０％である冷間圧延を行って冷延鋼板を得る冷間圧延工程と、前記冷延鋼板に、３００℃～下記（２）式を満足する均熱温度Ｔ１℃までの平均加熱速度が１．５～１０．０℃／秒となるように加熱した後、前記均熱温度Ｔ１℃で３０～１５０秒保持する焼鈍を行う焼鈍工程と、前記焼鈍工程後の前記冷延鋼板を、前記均熱温度Ｔ１℃～６５０℃までの平均冷却速度が１．０～１０．０℃／秒になるように５５０～６５０℃の温度域まで冷却した後、平均冷却速度が５～５００℃／秒となるように２００～４９０℃の温度域まで冷却する冷却工程と、を備える。
　Ａｃ１＋５５０－２５×ｌｎ（σｓ）－４．５×ＲＣＲ　≦　Ｔ１　≦　Ａｃ１＋５５０－２５×ｌｎ（σｓ）－４×ＲＣＲ　…　（２）
　ただし、上記式（２）中の前記Ａｃ１は下記式（３）により表される。下記式（３）中の元素記号は当該元素の質量％での含有量であり、当該元素が含まれない場合は０を代入する。
　Ａｃ１＝７２３－１０．７×Ｍｎ－１６．９×Ｎｉ＋２９．１×Ｓｉ＋１６．９×Ｃｒ
　…　（３）
［７］上記［６］に記載の鋼板の製造方法は、前記応力付与工程を、４０～５００℃で行ってもよい。
［８］上記［６］または［７］に記載の鋼板の製造方法は、前記熱間圧延工程において、仕上げ圧延開始温度が９００℃以下であってもよい。
［９］上記［６］～［８］のいずれか一項に記載の鋼板の製造方法は、前記冷却工程後の前記冷延鋼板を、２００～４９０℃の温度域で３０～６００秒保持する保持工程を更に備えてもよい。
　本発明の上記態様の鋼板では、従来の材料と比較し、プレス変形で生じる様々な変形後にも表面凹凸の発生が抑制される。そのため、本発明の上記態様の鋼板は、表面の美麗性に優れており、塗装の鮮鋭性、意匠性の向上に貢献できる。本発明の鋼板は高強度であるため、自動車のさらなる軽量化に貢献でき、また成形性にも優れるため、複雑な形状の外板部品にも適用することができる。本発明において、高強度とは、３４０ＭＰａ以上の引張強度を有することを意味する。
　また、本発明の上記態様の鋼板の製造方法によれば、成形性に優れ、且つプレス変形で生じる様々な変形後にも表面凹凸の発生が抑制される、高強度鋼板を製造することができる。
成形後の表面性状と集合組織パラメータとの関係を示す図である。
　本発明の一実施形態に係る鋼板（本実施形態に係る鋼板）は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．００１５％以上、０．０４００％以下、Ｍｎ：０．２０％以上、１．５０％以下、Ｐ：０．０１０％以上、０．１００％以下、Ｃｒ：０．００１％以上、０．５００％以下、Ｓｉ：０．２００％以下、Ｓ：０．０２０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．２００％以下、Ｎ：０．０１５０％以下、Ｍｏ：０％以上、０．５００％以下、Ｂ：０％以上、０．０１００％以下、Ｎｂ：０％以上、０．２００％以下、Ｔｉ：０％以上、０．２００％以下、Ｎｉ：０％以上、０．２００％以下およびＣｕ：０％以上、０．１００％以下を含有し、残部が鉄および不純物からなる。
　また、本実施形態に係る鋼板は、表層領域の金属組織が、体積分率で９０％以上のフェライトを含み、前記表層領域において、前記フェライトの平均結晶粒径が１．０～１５．０μｍであり、前記フェライトの、｛００１｝方位と｛１１１｝方位との強度比ＸＯＤＦ｛００１｝／｛１１１｝，Ｓが０．３０以上、３．５０未満である集合組織が含まれる。
　本実施形態に係る鋼板では、内部領域において、フェライトの｛００１｝方位と｛１１１｝方位との強度比ＸＯＤＦ｛００１｝／｛１１１｝，Ｉが０．００１以上、１．００未満である集合組織が含まれることが好ましい。
　また、本実施形態に係る鋼板では、前記表層領域の前記強度比ＸＯＤＦ｛００１｝／｛１１１｝，Ｓと、前記内部領域におけるフェライトの｛００１｝方位と｛１１１｝方位との強度比ＸＯＤＦ｛００１｝／｛１１１｝，Ｉとが下記（１）式を満たし、前記表層領域の前記フェライトの前記平均結晶粒径が、前記内部領域の前記フェライトの平均結晶粒径よりも小さいことが好ましい。
　－０．２０＜ＸＯＤＦ｛００１｝／｛１１１｝，Ｓ－ＸＯＤＦ｛００１｝／｛１１１｝，Ｉ＜０．４０　…　（１）
　以下、本実施形態に係る鋼板について詳細に説明する。ただし、本発明は本実施形態に開示の構成のみに制限されることなく、本発明の趣旨を逸脱しない範囲で種々の変更が可能である。以下に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。「超」、「未満」と示す数値には、その値が数値範囲に含まれない。化学組成についての％は全て質量％を示す。まず、本実施形態に係る鋼板の化学組成の限定理由について説明する。
＜化学組成について＞
［Ｃ：０．００１５％以上、０．０４００％以下］
　Ｃ（炭素）は、鋼板の強度を高める元素である。また、Ｃ含有量の減少に伴い｛１１１｝集合組織が発達しやすくなる。所望の強度および集合組織を得るために、Ｃ含有量を０．００１５％以上とする。好ましくは０．００３０％以上、より好ましくは０．００６０％以上である。
　一方、Ｃ含有量が０．０４００％超になると、鋼板の成形性が劣化する。そのため、Ｃ含有量を０．０４００％以下とする。好ましくは、Ｃ含有量は０．０３００％以下、より好ましくは０．０２００％以下である。
［Ｍｎ：０．２０％以上、１．５０％以下］
　Ｍｎ（マンガン）は、鋼板の強度を高める元素である。また、Ｍｎは、鋼中のＳ（硫黄）をＭｎＳ等として固定することにより、熱間圧延時の割れを防ぐ元素でもある。これらの効果を得るため、Ｍｎ含有量を０．２０％以上とする。好ましくは、０．３０％以上である。
　一方、Ｍｎ含有量が、１．５０％を超えると、高圧下率で冷間圧延を行う際の冷延荷重が増大し、生産性が低下する。また、Ｍｎの偏析が生じやすくなるので、焼鈍後に硬質相が凝集して成形後の表面の模様欠陥が生じやすくなる。そのため、Ｍｎ含有量を１．５０％以下とする。好ましくは、１．３０％以下、より好ましくは１．１０％以下である。
［Ｐ：０．０１０％以上、０．１００％以下］
　Ｐ（リン）は鋼板の強度を向上させる元素である。所望の強度を得るため、Ｐ含有量を０．０１０％以上とする。好ましくは、０．０１５％以上、より好ましくは０．０２０％以上である。
　一方、Ｐを過剰に鋼中に含有すると、熱間圧延または冷間圧延時の割れが助長される上、鋼板の延性および溶接性が低下する。そのため、Ｐ含有量を０．１００％以下とする。好ましくは、Ｐ含有量を０．０８０％以下とする。
［Ｃｒ：０．００１％以上、０．５００％以下］
　Ｃｒ（クロミウム）は、鋼板の強度を向上させる元素である。所望の強度を得るため、Ｃｒ含有量を０．００１％以上とする。好ましくは、０．０５０％以上である。
　一方、Ｃｒ含有量が０．５００％を超えると、冷間圧延に供する鋼板の強度が増加し、高圧下率で冷間圧延を行う際の冷延荷重が増大する。また、合金コストが増大する。そのため、Ｃｒ含有量を０．５００％以下とする。好ましくは、０．３５０％以下である。
［Ｓｉ：０．２００％以下］
　Ｓｉ（ケイ素）は、鋼の脱酸元素であり、鋼板の強度を高めるのに有効な元素である。しかしながら、Ｓｉ含有量が０．２００％超となると、生産時におけるスケール剥離性が低下し、製品に表面欠陥が発生しやすくなる。また、高圧下率で冷間圧延を行う際の冷延荷重が増大し、生産性が低下する。さらに、鋼板の溶接性および変形能が低下する。そのため、Ｓｉ含有量を０．２００％以下に制限する。好ましくは０．１５０％以下である。
　また、鋼の脱酸効果および強度の向上効果を確実に得るために、Ｓｉ含有量を０．００５％以上としてもよい。
［Ｓ：０．０２０％以下］
　Ｓ（硫黄）は、不純物である。Ｓを過剰に鋼中に含有すると、熱間圧延によって伸張したＭｎＳが生成され、鋼板の変形能が低下する。そのため、Ｓ含有量を０．０２０％以下に制限する。Ｓ含有量は少ない方が好ましいので、０％でもよいが、現行の一般的な精錬（二次精錬を含む）を考慮すると、Ｓ含有量を０．００２％以上としてもよい。
［ｓｏｌ．Ａｌ：０．２００％以下］
　Ａｌ（アルミニウム）は、鋼の脱酸元素である。しかしながら、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．２００％超となると、生産時におけるスケール剥離性が低下し、製品に表面欠陥が発生しやすくなる。また、鋼板の溶接性が低下する。そのため、ｓｏｌ．Ａｌ含有量を０．２００％以下とする。好ましくは０．１５０％以下である。
　また、鋼の脱酸効果を確実に得るために、ｓｏｌ．Ａｌ含有量を０．０２０％以上としてもよい。
［Ｎ：０．０１５０％以下］
　Ｎ（窒素）は、不純物であり、鋼板の変形能を低下させる元素である。したがって、Ｎ含有量を０．０１５０％以下に制限する。Ｎ含有量は少ない方が好ましいので、０％でもよい。しかしながら、現行の一般的な精錬（二次精錬を含む）を考慮すると、Ｎ含有量を０．０００５％以上としてもよい。
　本実施形態に係る鋼板は、上記の元素を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなっていてもよい。しかしながら、各種の特性を向上させるため、以下に示す元素（任意元素）をＦｅの一部に代えて含有させてもよい。合金コストの低減のためには、これらの任意元素を意図的に鋼中に添加する必要がないので、これらの任意元素の含有量の下限は、いずれも０％である。不純物とは、鋼板の製造過程において、原料から、またはその他の製造工程から、意図せず含まれる成分をいう。
［Ｍｏ：０％以上、０．５００％以下］
　Ｍｏ（モリブデン）は、鋼板の強度を向上させる元素である。所望の強度を得るため必要に応じて含有させる。上記効果を得る場合、Ｍｏ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。より好ましくは、０．０１０％以上とする。
　一方、Ｍｏ含有量が０．５００％を超えると、鋼板の変形能が低下する場合がある。また、合金コストが増大する。そのため、Ｍｏ含有量を０．５００％以下とする。好ましくは、０．３５０％以下である。
［Ｂ：０％以上、０．０１００％以下］
　Ｂ（ホウ素）、は、鋼中の炭素及び窒素を固定して微細な炭窒化物を生成する元素である。微細な炭窒化物は、鋼の析出強化、組織制御、細粒強化などに寄与する。そのため、Ｂを必要に応じて含有させてもよい。上記効果を得る場合、Ｂ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。
　一方、Ｂ含有量が０．０１００％を超えると、上記効果が飽和するだけでなく、鋼板の加工性（変形能）が低下する場合がある。また、Ｂを含有させることにより冷間圧延に供する鋼板の強度が増加するので、高圧下率で冷間圧延を行う際の冷延荷重が増大する。そのため、Ｂを含有させる場合、Ｂ含有量を０．０１００％以下とする。
［Ｎｂ：０％以上、０．２００％以下］
　Ｎｂ（ニオブ）、は、鋼中の炭素及び窒素を固定して微細な炭窒化物を生成する元素である。微細なＮｂの炭窒化物は、鋼の析出強化、組織制御、細粒強化などに寄与する。そのため、Ｎｂを必要に応じて含有させてもよい。上記効果を得る場合、Ｎｂ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
　一方、Ｎｂ含有量が０．２００％を超えると、上記効果が飽和するだけでなく、冷間圧延に供する鋼板の強度が増加し、高圧下率で冷間圧延を行う際の冷延荷重が増大する。このため、Ｎｂを含有させる場合でも、Ｎｂ含有量を０．２００％以下とする。
［Ｔｉ：０％以上、０．２００％以下］
　Ｔｉ（チタニウム）、は、鋼中の炭素及び窒素を固定して微細な炭窒化物を生成する元素である。微細な炭窒化物は、鋼の析出強化、組織制御、細粒強化などに寄与する。そのため、Ｔｉを必要に応じて含有させてもよい。上記効果を得る場合、Ｔｉ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
　一方、Ｔｉ含有量が０．２００％を超えると、上記効果が飽和するだけでなく、冷間圧延に供する鋼板の強度が増加し、高圧下率で冷間圧延を行う際の冷延荷重が増大する。このため、Ｔｉを含有させる場合でも、Ｔｉ含有量を０．２００％以下とする。
［Ｎｉ：０％以上、０．２００％以下］
　Ｎｉ（ニッケル）は、鋼板の強度の向上に寄与する元素である。そのため、Ｎｉを必要に応じて含有させてもよい。上記効果を得る場合、Ｎｉ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
　一方、Ｎｉ含有量が過剰になると、冷間圧延に供する鋼板の強度が増加し、高圧下率で冷間圧延を行う際の冷延荷重が増大する。また、Ｎｉを過剰に含有させると、合金コストが増大する。このため、Ｎｉを含有させる場合でも、Ｎｉ含有量を０．２００％以下とする。
［Ｃｕ：０％以上、０．１００％以下］
　Ｃｕ（銅）は、オーステナイトを安定化させる元素であるので、オーステナイトからフェライトへの変態を遅らせることで、結晶粒を微細化させて強度の向上に寄与する。そのため、Ｃｕを必要に応じて、含有させてもよい。上記効果を得る場合、Ｃｕ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
　一方、Ｃｕ含有量が０．１００％を超えると、上記効果が飽和するだけでなく、冷間圧延に供する鋼板の強度が増加し、高圧下率で冷間圧延を行う際の冷延荷重が増大する。このため、Ｃｕを含有させる場合でも、Ｃｕ含有量を０．１００％以下とする。
　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。ＣおよびＳは燃焼－赤外線吸収法を用い、Ｎは不活性ガス融解－熱伝導度法を用いて測定すればよい。鋼板が表面にめっき層を備える場合は、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。
＜表層領域の金属組織について＞
　本実施形態に係る鋼板では、板厚をｔとしたとき、表面から板厚方向にｔ／４までの深さ範囲を２つの領域に分け、表面を始点として深さ方向に５０μｍの深さ位置を終点とする深さ範囲を表層領域、表層領域よりも鋼板の中心側の範囲を内部領域とする。なお、鋼板の板厚が０．２０ｍｍ以下の場合は、表面から板厚方向にｔ／４までの深さの領域を表層領域、ｔ／４からｔ／２までの深さの領域を内部領域と定義する。また、鋼板の板厚が０．４０ｍｍ超の場合は、内部領域は、表面から板厚方向に５０μｍ超の位置～表面から板厚方向に１００μｍの位置までの範囲とすることが好ましい。
　本発明者らが検討した結果、成形時の表面凹凸の発生は、ミクロな領域内での強度の不均一に起因する成形時の不均一変形によって生じることが分かった。特に、表面の凹凸の発生に関しては、表層領域の金属組織の影響が大きいことが分かった。そのため、本実施形態に係る鋼板では、表層領域の金属組織を以下のように制御する。
［体積分率で９０％以上のフェライトを含む］
　表層領域におけるフェライトの体積分率が９０％未満であると、鋼板の成形後の表面品位が劣化し易くなる。そのため、フェライトの体積分率を９０％以上とする。好ましくは、９５％以上、また９８％以上である。表層領域の金属組織は全てがフェライトであってもよいので、上限を１００％としてもよい。
　表層領域における残部組織は、例えばパーライト、ベイナイト、マルテンサイト、焼き戻しマルテンサイトのいずれか１種以上である。表層領域におけるフェライトの体積分率が１００％の場合は、これら残部組織の体積分率は０％である。
　表層領域におけるフェライトの体積分率は、以下の方法で求める。
　鋼板の板幅ＷのＷ／４位置もしくは３Ｗ／４位置（すなわち、鋼板のいずれかの幅方向端部から幅方向にＷ／４の位置）から金属組織（ミクロ組織）観察用の試料（サイズは、おおむね、圧延方向に２０ｍｍ×幅方向に２０ｍｍ×鋼板の厚さ）を採取し、光学顕微鏡を用いて表面から板厚１／４厚における金属組織（ミクロ組織）の観察を行い、鋼板の表面（めっきが存在する場合はめっき層を除いた表面）から５０μｍまでのフェライトの面積分率を算出する。試料の調整として、圧延直角方向（圧延方向に直角な方向）の板厚断面を観察面として研磨し、レペラー試薬にてエッチングする。
　倍率５００倍の光学顕微鏡写真から「ミクロ組織」を分類する。レペラー腐食後に光学顕微鏡観察を行うと、例えばベイナイトは黒、マルテンサイト（焼戻しマルテンサイトを含む）は白、フェライトは灰色と、各組織が色分けして観察されるので、フェライトとそれ以外の硬質組織との判別を容易に行うことができる。
　レペラー試薬にてエッチングした鋼板の表面～表面から板厚方向に板厚の１／４の位置までの領域において５００倍の倍率にて１０視野観察し、得られた光学顕微鏡写真の鋼板の表面から５０μｍの領域部分を指定し、Ａｄｏｂｅ社製「Ｐｈｏｔｏｓｈｏｐ　ＣＳ５」の画像解析ソフトを用いて画像解析を行い、フェライトの面積分率を求める。画像解析手法として、例えば、画像の最大明度値Ｌｍａｘと最小明度値Ｌｍｉｎとを画像から取得し、明度がＬｍａｘ－０．３×（Ｌｍａｘ－Ｌｍｉｎ）からＬｍａｘまでの画素を持つ部分を白色領域、ＬｍｉｎからＬｍｉｎ＋０．３×（Ｌｍａｘ－Ｌｍｉｎ）の画素を持つ部分を黒色領域、それ以外の部分を灰色領域と定義して、灰色領域であるフェライトの面積分率を算出する。フェライト面積率が１００％の場合は白色領域が観察されないことから、全面灰色領域となった場合、フェライト分率を１００％とする。合計１０箇所の観察視野について、上記と同様に画像解析を行ってフェライトの面積分率を測定し、これらの面積分率を平均して平均値を算出する。この平均値を、表層領域におけるフェライトの体積分率とする。
　鋼板の板厚が０．２０ｍｍ以下の場合は、表面から板厚方向にｔ／４までの深さの領域について上述の組織観察を行う。
［フェライトの平均結晶粒径が１．０～１５．０μｍ］
　フェライトの平均結晶粒径が１５．０μｍを超えると、成形後の外観が低下する。そのため、表層領域におけるフェライトの平均結晶粒径を１５．０μｍ以下とする。好ましくは１２．０μｍ以下とする。
　一方、フェライトの平均結晶粒径が１．０μｍ未満では、フェライトの｛００１｝方位を持つ粒子が凝集して生成されやすくなる。フェライトの｛００１｝方位を持つ個々の粒子が小さくても、これらの粒子が凝集して生成すると、凝集した部分に変形が集中するため成形後の外観が低下する。そのため、表層領域におけるフェライトの平均粒径を１．０μｍ以上とする。好ましくは３．０μｍ以上、より好ましくは６．０μｍ以上である。
　表層領域におけるフェライトの平均結晶粒径は、以下の方法で求めることができる。
　上記と同様に、レペラー試薬にてエッチングした鋼板の表面～表面から板厚方向に板厚の１／４の位置までの領域において５００倍の倍率にて１０視野観察し、光学顕微鏡写真の鋼板の表面から５０μｍ×２００μｍの領域を選択し、Ａｄｏｂｅ社製「Ｐｈｏｔｏｓｈｏｐ　ＣＳ５」の画像解析ソフトを用いて上記と同様に画像解析を行い、フェライトが占める面積分率とフェライトの粒子数とをそれぞれ算出する。それらを合算し、フェライトが占める面積分率をフェライトの粒子数で除すことにより、フェライトの粒子あたりの平均面積分率を算出する。この平均面積分率と粒子数とから、円相当直径を算出し、得られた円相当直径をフェライトの平均結晶粒径とする。鋼板の板厚が０．２０ｍｍ以下の場合は、光学顕微鏡写真のうち、鋼板の表面からｔ／４まで×２００μｍの領域を選択して、画像解析を行う。
［フェライトの｛００１｝方位と｛１１１｝方位との強度比ＸＯＤＦ｛００１｝／｛１１１｝，Ｓが０．３０以上、３．５０未満である集合組織が含まれる］
　表層領域において、フェライトの｛００１｝方位と｛１１１｝方位との強度比（Ｘ線ランダム強度比の最大値の比）であるＸＯＤＦ｛００１｝／｛１１１｝，Ｓが０．３０以上、３．５０未満である集合組織が含まれることで、鋼板の成形後の外観が向上する。この理由は明らかではないが、フェライトの存在形態と結晶方位分布との相互作用による、表面における不均一変形の抑制によるものと考えられる。
　ＸＯＤＦ｛００１｝／｛１１１｝，Ｓが０．３０未満であると、材料の結晶毎の方位分布と強度差とに起因した不均一変形が生じやすく、フェライトの｛００１｝近傍方位への変形集中が顕著となる。一方、ＸＯＤＦ｛００１｝／｛１１１｝，Ｓが３．５０超となっても材料の結晶毎の方位分布と強度差とに起因した不均一変形が生じやすく、鋼板表面の凹凸が発達しやすくなる。
　表層領域のフェライトの｛００１｝方位と｛１１１｝方位との強度比ＸＯＤＦ｛００１｝／｛１１１｝，Ｓは、ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｂａｃｋ　Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ　Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）法を用いて、以下の方法で求めることができる。
　ＥＢＳＤ法に供する試料については、鋼板を機械研削により研磨し、次いで、化学研磨や電解研磨などによって歪みを除去すると同時に表面～表面から板厚方向に板厚の１／４の位置までの範囲を含む板厚方向断面が測定面となるように試料を調整し、集合組織を測定する。板幅方向の試料採取位置については、Ｗ／４もしくは３Ｗ／４の板幅位置（鋼板の端面から鋼板の板幅の１／４の距離だけ離れた位置）近傍で試料を採取する。
　試料の、鋼板の表面～表面から板厚方向に５０μｍまでの領域を、０．５μｍ以下のピッチでＥＢＳＤ法により結晶方位分布を測定する。なお、鋼板の板厚が０．２０ｍｍ以下の場合は、表面から板厚方向にｔ／４までの深さの領域について測定を行う。ＥＢＳＰ－ＯＩＭ（登録商標、Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｂａｃｋ　Ｓｃａｔｔｅｒ　Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ　Ｐａｔｔｅｒｎ－Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ　Ｉｍａｇｅ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）で分析可能なＩＱ（Ｉｍａｇｅ　Ｑｕａｌｉｔｙ）値マップを用いてフェライトを抽出する。フェライトはＩＱ値が大きいという特徴があるので、この方法により簡易に他の金属組織との分別が可能である。前述のレペラー腐食によるミクロ組織観察によって算出したフェライトの面積分率と、ＩＱ値を基準に算出したフェライトの面積分率とが一致するように、ＩＱ値の閾値を設定する。
　抽出したフェライトの結晶方位を用いて計算した３次元集合組織（ＯＤＦ：Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ　Ｄｉｓｔｒｉｂｕｔｉｏｎ　Ｆｕｎｃｔｉｏｎｓ）表示のφ２=４５°断面における｛００１｝方位群のＸ線ランダム強度比の最大値と、｛１１１｝方位群（γ―ｆｉｂｅｒ）のＸ線ランダム強度比の最大値との比（｛００１｝方位群のＸ線ランダム強度比の最大値／｛１１１｝方位群（γ－ｆｉｂｅｒ）のＸ線ランダム強度比の最大値）であるＸＯＤＦ｛００１｝／｛１１１｝，Ｓを得る。Ｘ線ランダム強度比は、特定の方位への集積を持たない標準試料の回折強度と、供試材の回折強度とを同条件でＸ線回折法等により測定し、得られた供試材の回折強度を標準試料の回折強度で除した数値である。例えば、７０％以上の高圧下率で鋼板を圧延し、焼鈍した場合、集合組織が発達し、｛１１１｝方位群（γ―ｆｉｂｅｒ）のＸ線ランダム強度が大きくなる。
　ここで、｛ｈｋｌ｝は、上述の方法で試料を採取した時、板面の法線方向が＜ｈｋｌ＞に平行であることを示している。結晶の方位は、通常板面に垂直な方位を（ｈｋｌ）または｛ｈｋｌ｝で表示する。｛ｈｋｌ｝は、等価な面の総称であり、（ｈｋｌ）は、個々の結晶面を指す。すなわち、本実施形態においては、体心立方構造（ｂｃｃ構造）を対象としているため、例えば、（１１１）、（－１１１）、（１－１１）、（１１－１）、（－１－１１）、（－１１－１）、（１－１－１）、（－１－１－１）の各面は、等価であり区別できない。このような場合、これらの方位を総称して｛１１１｝方位群と称する。ＯＤＦ表示は、他の対称性の低い結晶構造の方位表示にも用いられるため、ＯＤＦ表示では個々の方位を（ｈｋｌ）［ｕｖｗ］で表示するのが一般的であるが、本実施形態においては、板面の法線方向方位が成形後の凹凸の発達へ大きな影響を与える知見が得られた、法線方向方位｛ｈｋｌ｝に着目した。｛ｈｋｌ｝と（ｈｋｌ）とは同義である。
　製品がめっき層を有する鋼板の場合は、めっき層を除いた鋼板の表面を表層領域の起点として定義する。
＜内部領域の金属組織について＞
　本実施形態に係る鋼板では、上記の通り表層領域の金属組織を制御した上で、表面から板厚方向に５０μｍ超の位置～表面から板厚方向に板厚の１／４の位置（板厚をｔとした場合：ｔ／４）までの範囲（鋼板の板厚が０．２０ｍｍ以下の場合は、ｔ／４位置からｔ／２位置までの範囲）である内部領域の金属組織についても制御することが好ましい。
［フェライトの｛００１｝方位と｛１１１｝方位との強度比ＸＯＤＦ｛００１｝／｛１１１｝，Ｉが０．００１以上、１．００未満である集合組織が含まれる］
　内部領域において、フェライトの｛００１｝方位と｛１１１｝方位との強度比（Ｘ線ランダム強度比の最大値の比）であるＸＯＤＦ｛００１｝／｛１１１｝，Ｉが０．００１以上、１．００未満である集合組織が含まれることで、鋼板の成形後の外観をより向上することができるので、好ましい。
［強度比ＸＯＤＦ｛００１｝／｛１１１｝，Ｓと強度比ＸＯＤＦ｛００１｝／｛１１１｝，Ｉとが（１）式（－０．２０＜ＸＯＤＦ｛００１｝／｛１１１｝，Ｓ－ＸＯＤＦ｛００１｝／｛１１１｝，Ｉ＜０．４０）を満たし、表層領域のフェライトの平均結晶粒径が、内部領域のフェライトの平均結晶粒径よりも小さい］
　表層領域のフェライトの強度比ＸＯＤＦ｛００１｝／｛１１１｝，Ｓと、内部領域のフェライトの強度比ＸＯＤＦ｛００１｝／｛１１１｝，Ｉとが下記（１）式を満たし、且つ表層領域のフェライトの平均結晶粒径が、内部領域のフェライトの平均結晶粒径よりも小さいと、表層領域において不均一変形がより抑制されるので、好ましい。
　－０．２０＜ＸＯＤＦ｛００１｝／｛１１１｝，Ｓ－ＸＯＤＦ｛００１｝／｛１１１｝，Ｉ＜０．４０　…　（１）
　内部領域における平均結晶粒径は、レペラー試薬にてエッチングした鋼板を用い、試料の表面から板厚方向に５０μｍ超の位置～表面から板厚方向に板厚の１／４の位置までの範囲を選択し、表層領域と同様の手法で解析することによって得ることができる。
　また、内部領域におけるフェライトの集合組織についても、上述のＥＢＳＤ法を用いて、試料の表面から板厚方向に５０μｍ超の位置～表面から板厚方向に板厚の１／４の位置までの範囲を選択し、表層領域と同様の手法で解析することによって得ることができる。
　鋼板の板厚が０．２０ｍｍ以下の場合は、ｔ／４位置からｔ／２位置までの範囲を選択して解析を行う。
＜板厚について＞
　本実施形態に係る鋼板の板厚は特に限定されない。しかしながら、外板部材に適用する場合、板厚が０．５５ｍｍ超では、部材の軽量化への貢献が小さい。また、板厚が０．１２ｍｍ未満では剛性が問題となる場合がある。そのため、板厚は、０．１２～０．５５ｍｍであることが好ましい。
　鋼板の板厚は、鋼板コイルの長手方向の端部から板をサンプリングし、さらに端部から板幅方向に３００ｍｍの位置から板厚測定用のサンプルを取得し、マイクロメーターで計測することにより得る。
＜めっき層について＞
　本実施形態に係る鋼板では、表面にめっき層を有していてもよい。表面にめっき層を有することで、耐食性が向上するので好ましい。
　適用するめっきとしては、特に限定されないが、溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、電気亜鉛めっき、Ｚｎ－Ｎｉめっき（電気合金亜鉛めっき）、Ｓｎめっき、Ａｌ－Ｓｉめっき、合金化電気亜鉛めっき、溶融亜鉛－アルミニウム合金めっき、溶融亜鉛－アルミニウム－マグネシウム合金めっき、溶融亜鉛－アルミニウム－マグネシウム合金－Ｓｉめっき鋼板、亜鉛蒸着Ａｌめっきなどが例示される。
＜製造方法について＞
　次に、本実施形態に係る鋼板の好ましい製造方法について説明する。本実施形態に係る鋼板は、製造方法に関わらず上記の特徴を有していればその効果が得られる。しかしながら、以下の方法によれば安定して製造できるので好ましい。
　具体的には、本実施形態に係る鋼板は、以下の工程（ｉ）～（ｖｉ）を含む製造方法によって製造することができる。
（ｉ）上記の化学組成を有する鋼片を１０００℃以上に加熱する加熱工程、
（ｉｉ）鋼片を、圧延終了温度が９５０℃以下となるように熱間圧延して熱延鋼板を得る熱間圧延工程、
（ｉｉｉ）熱間圧延工程後の、熱延鋼板に、表面における残留応力であるσｓが絶対値で１００～２５０ＭＰａとなるように、応力を付与する応力付与工程、
（ｉｖ）応力付与工程後の熱延鋼板に、累積圧下率であるＲＣＲが７０～９０％である冷間圧延を行って冷延鋼板を得る冷間圧延工程、
（ｖ）冷延鋼板に、３００℃～下記（２）式を満足する均熱温度Ｔ１℃までの平均加熱速度が１．５～１０．０℃／秒となるように加熱した後、均熱温度Ｔ１℃で３０～１５０秒保持する焼鈍を行う焼鈍工程、
　Ａｃ１＋５５０－２５×ｌｎ（σｓ）－４．５×ＲＣＲ　≦　Ｔ１　≦　Ａｃ１＋５５０－２５×ｌｎ（σｓ）－４×ＲＣＲ　…　（２）
（ただし、上記式（２）中の前記Ａｃ１は式（３）（Ａｃ１＝７２３－１０．７×Ｍｎ－１６．９×Ｎｉ＋２９．１×Ｓｉ＋１６．９×Ｃｒ）により表される。）
（ｖｉ）焼鈍工程後の冷延鋼板を、均熱温度Ｔ１℃～６５０℃までの平均冷却速度が１．０～１０．０℃／秒となるように５５０～６５０℃の温度域まで冷却した後、平均冷却速度が５～５００℃／秒となるように２００～４９０℃の温度域まで冷却する冷却工程。
　また、微量に存在する硬質相の焼き戻し効果を得るために、さらに以下の工程を含む製造方法としてもよい。
　（ｖｉｉ）冷却工程後の前記冷延鋼板を、２００～４９０℃の温度域で３０～６００秒保持する保持工程。
　以下、各工程について説明する。
［加熱工程］
　加熱工程では、所定の化学組成を有する鋼片を、圧延に先立って、１０００℃以上に加熱する。加熱温度が１０００℃未満であると、続く熱間圧延において圧延反力が増加して、十分な熱間圧延が行えず、目的とする製品厚が得られない場合がある。または、板形状が悪化することにより巻き取ることができなくなる場合がある。
　加熱温度の上限については限定する必要はないが、加熱温度を過度に高温にすることは、経済上好ましくない。このことから、鋼片加熱温度は１３００℃未満とすることが好ましい。また、加熱工程に供する鋼片については限定されない。例えば、転炉又は電気炉等を用いて上記化学組成の溶鋼を溶製し、連続鋳造法により製造した鋼片を用いることができる。連続鋳造法に代えて、造塊法、薄スラブ鋳造法等を採用してもよい。
［熱間圧延工程］
　熱間圧延工程では、加熱工程によって１０００℃以上に加熱された鋼片を熱間圧延し、巻き取って熱延鋼板を得る。
　圧延終了温度が９５０℃超であると、熱延鋼板の平均結晶粒径が大きくなり過ぎる。この場合、最終の製品板の平均結晶粒径も大きくなり、降伏強度の低下および成形後の表面品位の劣化の原因となるので、好ましくない。そのため、圧延終了温度を９５０℃以下とする。
　また、鋼板の結晶粒径を微細化し、表面品位を高めるためには、仕上げ圧延開始温度を９００℃以下とすることが好ましい。より好ましくは、８５０℃以下である。また、熱間圧延時の圧延荷重を低減する点で、圧延開始温度は７００℃以上が好ましく、７５０℃以上がより好ましい。
　熱延工程での温度変化（仕上圧延終了温度－仕上圧延開始温度）が＋５℃以上であると、熱延工程の加工発熱により再結晶が促進され、結晶粒が微細化されるので好ましい。
　また、巻取り工程における巻取り温度は結晶粒を微細化させるために、７５０℃以下が好ましく、６５０℃以下がより好ましい。また、冷間圧延に供する鋼板の強度を低減する点で、巻取り温度は４５０℃以上が好ましく、５００℃以上がより好ましい。
［応力付与工程］
　応力付与工程では、熱間圧延後の熱延鋼板に対し、表面における残留応力であるσｓが絶対値で１００～２５０ＭＰａとなるように、応力を付与する。例えば、熱間圧延、または酸洗後に表層研削ブラシを用いて熱延鋼板を研削することで応力を付与することができる。その際、研削ブラシの鋼板表面への接触圧を変化させ、ポータブル型Ｘ線残留応力測定装置を用い、表層残留応力をオンライン計測して、上記範囲内となるように制御すればよい。表面に上記範囲内となるように残留応力が付与された状態で、冷間圧延、焼鈍、冷却を行うことで、所望の集合組織を有するフェライトを有する鋼板が得られる。
　残留応力σｓが１００ＭＰａ未満、または２５０ＭＰａ超であると、引き続いて行われる冷間圧延、焼鈍及び冷却の後に所望の集合組織を得ることができない。また、熱間圧延後ではなく冷間圧延後に残留応力を付与する場合、残留応力が板厚方向に広く分布するため、材料の表層のみに所望の金属組織を得ることができない。
　熱延鋼板の表面に残留応力を付与する方法については上記の研削ブラシに限定されず、例えばショットブラストや機械加工などの表面研削を行う方法等もある。ただし、ショットブラストの場合、投射材の衝突によって表面に微細な凹凸が生じたり、投射材のかみこみによって続く冷間圧延等で疵が生じたりする虞がある。そのため、ブラシによる研削によって応力を付与する方が好ましい。
　また、スキンパスのようなロールによる圧下では、鋼板の厚み方向全体に応力が付与されることになり、材料の表層のみに、所望の硬質相分布と集合組織とを得ることができない。
　応力付与工程は、鋼板温度が４０～５００℃で行うことが好ましい。この温度域で行うことで、表層領域となる範囲に効率よく残留応力を付与することができ、熱延鋼板の残留応力による割れを抑制することができる。
［冷間圧延工程］
　冷間圧延工程では、累積圧下率であるＲＣＲが７０～９０％である冷間圧延を行って冷延鋼板を得る。所定の残留応力が付与された熱延鋼板を上記の累積圧下率で冷間圧延することで、焼鈍、冷却後に、所望の集合組織を有するフェライトが得られる。
　累積圧下率ＲＣＲが７０％未満では、冷延鋼板の集合組織が十分に発達しないので、焼鈍後に所望の集合組織を得ることができない。また、累積圧下率ＲＣＲが９０％超では、冷延鋼板の集合組織が過度に発達し、焼鈍後に所望の集合組織を得ることができない。また、圧延荷重が増大し、板幅方向の材質の均一性が低下する。さらに、生産の安定性も低下する。そのため、冷間圧延における累積圧下率ＲＣＲを７０～９０％とする。
［焼鈍工程］
　焼鈍工程では、Ａｃ１、応力付与工程で付与された残留応力及び冷間圧延工程における累積圧下率ＲＣＲに応じた平均加熱速度で、均熱温度Ｔ１℃まで冷延鋼板を加熱した後、Ａｃ１、応力付与工程で付与された残留応力及び冷間圧延工程における累積圧下率ＲＣＲに応じた均熱温度で、保持を行う。
　具体的には、焼鈍工程では、冷延鋼板に、３００℃～下記（２）式を満足する均熱温度Ｔ１℃までの平均加熱速度が１．５～１０．０℃／秒となるように加熱した後、均熱温度Ｔ１℃で３０～１５０秒保持する焼鈍を行う。
　Ａｃ１＋５５０－２５×ｌｎ（σｓ）－４．５×ＲＣＲ　≦　Ｔ１　≦　Ａｃ１＋５５０－２５×ｌｎ（σｓ）－４×ＲＣＲ　…　（２）
　ただし、上記式（２）中の前記Ａｃ１は下記式（３）により表される。下記式（３）中の元素記号は当該元素の質量％での含有量であり、当該元素が含まれない場合は０を代入する。
　Ａｃ１＝７２３－１０．７×Ｍｎ－１６．９×Ｎｉ＋２９．１×Ｓｉ＋１６．９×Ｃｒ　…　（３）
　平均加熱速度が１．５℃／秒未満では、加熱に時間を要し、生産性が低下するので好ましくない。また、平均加熱速度が１０．０℃／秒超では、板幅方向の温度の均一性が低下するので好ましくない。
　また、均熱温度Ｔ１が式（２）の左辺よりも低いと、フェライトの再結晶およびフェライトからオーステナイトへの逆変態が十分に進行せず、所望の集合組織を得ることができない。また、未再結晶粒と再結晶粒との強度差により成形時の不均一変形が助長されるため好ましくない。一方、均熱温度Ｔ１が式（２）の右辺よりも高いと、フェライトの再結晶およびフェライトからオーステナイトへの逆変態が十分に進行するが、結晶粒が粗大化し、所望の集合組織を得ることができないので好ましくない。
　平均加熱速度は、（加熱終了温度－加熱開始温度）／（加熱時間）で求められる。
［冷却工程］
　冷却工程では、焼鈍工程での均熱後の冷延鋼板を、冷却する。冷却に際しては、均熱温度Ｔ１℃～６５０℃までの平均冷却速度が１．０～１０．０℃／秒となるように５５０～６５０℃の温度域まで冷却した後、さらに、平均冷却速度が５～５００℃／秒となるように２００～４９０℃の温度域まで冷却する。
　Ｔ１℃～６５０℃までの平均冷却速度が１．０℃／秒未満であると、表層領域において所望の金属組織を得ることができない。一方、平均冷却速度が１０．０℃超であると、フェライト変態が十分に進行せず、フェライトの所望の体積分率を得ることができない。
　また、５５０～６５０℃の温度域まで冷却した後の、該温度域から２００～４９０℃の温度域までの平均冷却速度が５℃／秒未満であると、フェライトにおいて所望の集合組織を得ることができない。一方、５００℃／秒超とすることは設備制約上困難であるので、上限を５００℃／秒とする。
　平均冷却速度は、（冷却開始温度－冷却終了温度）／（冷却時間）で求められる。
［保持工程］
　２００～４９０℃まで冷却した後の冷延鋼板については、当該温度域で３０～６００秒保持してもよい。
　当該温度域で所定時間保持することで、微量に存在する硬質相の焼き戻し効果が得られるので、好ましい。
　２００～４９０℃まで冷却した後の冷延鋼板、または保持工程後の冷延鋼板は、１０℃/秒以上で室温まで冷却すればよい。
　上記の方法で得られた冷延鋼板に、さらに、表面にめっき層を形成するめっき工程を行ってもよい。めっき工程としては、例えば以下のような工程が挙げられる。
［電気めっき工程］
［合金化工程］
　冷却工程後または保持工程後の冷延鋼板については、電気めっきを行って表面に電気めっき層を形成してもよい。電気めっき方法については特に限定されない。要求される特性（耐食性や密着性等）に応じて条件を決定すればよい。
　また、電気めっき後の冷延鋼板を加熱し、めっき金属を合金化してもよい。
［溶融亜鉛めっき工程］
［合金化工程］
　冷却工程後または保持工程後の冷延鋼板に対し、溶融亜鉛めっきを行って表面に溶融亜鉛めっき層を形成してもよい。溶融亜鉛めっき法については特に限定されない。要求される特性（耐食性や密着性等）に応じて条件を決定すればよい。
　また、溶融亜鉛めっき後の冷延鋼板に熱処理を行って、めっき層を合金化してもよい。合金化を行う場合、冷延鋼板を４００～６００℃の温度範囲で３～６０秒の熱処理を行うことが好ましい。
　上記の製造方法によれば、本実施形態に係る鋼板を得ることができる。
　次に、本発明の実施例について説明する。実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得る。
　表１の鋼片Ｎｏ．Ａ～Ｔ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であるスラブを製造した。得られたスラブを表に示す温度に加熱した。加熱されたスラブを、表２に示すような条件で熱間圧延を行い、巻き取った。
　その後、コイルを巻き戻して、熱延鋼板に応力付与を行った。その際、表２に示す加工温度（鋼板温度）ポータブル型Ｘ線残留応力測定装置を用い、表層残留応力をオンライン計測しながら、表２に示す残留応力σｓとなるように、研削ブラシの鋼板表面への接触圧を変化させた。その後、表２に示す累積圧下率ＲＣＲで冷間圧延を行って鋼板Ａ１～Ｔ１を得た。
　表２の「熱延工程温度変化」は、熱延工程での温度変化（仕上圧延終了温度－仕上圧延開始温度）を示す。また、表２において、応力付与工程を行わなかった例（「鋼板温度」の欄に「＊１」と記入された例）に残留応力σｓが記入されているが、この残留応力σｓは鋼板冷却時の冷却速度の不均一によって発生した残留応力であると考えられる。
　その後、表３Ａおよび表３Ｂに示す条件で、焼鈍及び冷却を行い、一部の鋼板は、さらに２００～４９０℃で３０～６００秒保持した。冷却または保持後は、室温まで放冷した。その後、一部の鋼板には、各種めっきを行い、表面にめっき層を形成した。表３Ａおよび表３Ｂ中、ＣＲはめっきなし、ＧＩは溶融亜鉛めっき、ＧＡは合金化溶融亜鉛めっき、ＥＧは電気めっき、ＥＧＡは合金化電気亜鉛めっき、Ｓｎ、Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ、Ａｌ－Ｓｉなどは、これらの元素を含むめっきを行ったことを示す。また、表３Ａおよび表３Ｂ中のリン酸塩処理ＥＧはリン酸塩処理電気亜鉛めっきを行ったことを示し、潤滑処理ＧＡは潤滑処理合金化溶融亜鉛めっきを行ったことを示す。
　得られた製品板Ｎｏ．Ａ１ａ～Ｔ１ａに対し、表層領域、内部領域の金属組織観察、ＸＯＤＦ｛００１｝／｛１１１｝，Ｓ、ＸＯＤＦ｛００１｝／｛１１１｝，Ｉおよび板厚の測定を上述の方法により行った。結果を表４Ａおよび表４Ｂに示す。
［引張強度評価］
　得られた製品板について、圧延方向に対し垂直方向に切り出したＪＩＳ５号試験片を用いて、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１に準拠して引張試験を行い、引張強度を求めた。その結果、全ての発明例の製品板の引張強度は３４０ＭＰａ以上であった。
[鋼板の表面性状評価]
　また、製造された製品板に対し、鋼板の表面性状評価を行った。
　具体的には、製造した鋼板の表面を目視で観察し、表面性状を評価した。鋼板の表面性状の評価基準は、以下の通りとした。
Ａ：模様発生なし（より望ましく、外装材として利用できる。）
Ｂ：許容できる微小な模様発生（外装材として利用できる。）
Ｃ：許容できない模様発生（部品として利用できるが、外装材として不可。）
Ｄ：顕著な模様欠陥（部品として利用できない。）
[鋼板の成形試験]
　製造された製品板に対し、成形試験を行った。
　成形に関しては、上記の表面性状を測定した鋼板に対して、深絞り試験機、φ５０ｍｍの円筒パンチ、およびφ５４ｍｍの円筒ダイを用いて、マルシニアック法による円筒絞り成形試験で圧延幅方向に１０％の塑性ひずみを与えた。
　成形により変形した部分から圧延幅方向１００ｍｍ×圧延方向５０ｍｍの試験片を作成し、ＪＩＳ　Ｂ０６３３（２００１）規格に準じて、ＪＩＳ　Ｂ０６０１（２００１）に規定される断面曲線の算術平均高さＰａを圧延方向と直角方向に計測した。なお、評価は成形により変形する部分で行い、評価長さは３０ｍｍとした。
　また、成形した成形品の平坦部において、圧延幅方向１００ｍｍ×圧延方向５０ｍｍの試験片を作成し、ＪＩＳ　Ｂ０６３３（２００１）規格に準じて、ＪＩＳ　Ｂ０６０１（２００１）に規定される断面曲線の算術平均高さＰａを圧延方向と直角方向に計測した。評価長さは３０ｍｍとした。
　成形品のＰａ、上記測定試験で得られた鋼板のＰａを用いて粗さ増加量ΔＰａ（ΔＰａ=成形品のＰａ－鋼板のＰａ）を算出した。
　ΔＰａに基づいて、鋼板の成形後の表面性状を評価した。評価基準は、以下の通りとした。
Ａ：ΔＰａ≦０．２５μｍ（より望ましく、外装材として利用できる。）
Ｂ：０．２５μｍ＜ΔＰａ≦０．３５μｍ（外装材として利用できる。）
Ｃ：０．３５μｍ＜ΔＰａ≦０．５５μｍ（部品として利用できるが、外装材として不可。）
Ｄ：０．５５μｍ＜ΔＰａ（部品として利用できない。）
［総合評価］
　表面性状の総合評価基準は、上記２つの評価（鋼板の表面性状評価、成形後表面性状評価）において評点が低い側を総合評価とした。総合評価がＣまたはＤの場合、外装材または部品として使用できないとして不合格と判定した。
Ａ：より望ましく、外装材として利用できる。
Ｂ：外装材として利用できる。
Ｃ：外装材として不可。
Ｄ：部品として利用できない。
　以上の試験結果を表４Ａおよび表４Ｂに示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　表１～表４Ｂに示される通り、化学組成、表層領域の金属組織およびＸＯＤＦ｛００１｝／｛１１１｝，Ｓが本発明の範囲内にある例（実施例）では、総合評価がＡまたはＢとなり、鋼板の段階、および加工後の表面凹凸の形成が抑制されていた。一方、化学組成、表層領域の金属組織およびＸＯＤＦ｛００１｝／｛１１１｝，Ｓのいずれか一つ以上が本発明範囲を外れた例（比較例）については、鋼板の段階、または成形後において、模様が発生するか、凹凸が生じ、外装材または部品として使用できない状態であった。
　図１は、本実施例で得られた成形後の表面性状と集合組織パラメータとの関係を示す図である。図１の■プロットは、表層領域のフェライトの平均結晶粒径が１５．０μｍ超であった例である。
　図１を見ると、集合組織パラメータが本発明の範囲内（フェライトの、｛００１｝方位と｛１１１｝方位との強度比ＸＯＤＦ｛００１｝／｛１１１｝，Ｓが０．３０以上、３．５０未満）である例は、成形後の表面性状が優れることが分かる。
　本発明の上記態様に係る鋼板では、成形性に優れ、且つプレス変形で生じる様々な変形後にも表面凹凸の発生が抑制される、高強度鋼板を製造することができる。そのため、産業上利用可能性が高い。

Claims (9)

  1. 　化学組成が、質量％で、
    Ｃ：０．００１５％以上、０．０４００％以下、
    Ｍｎ：０．２０％以上、１．５０％以下、
    Ｐ：０．０１０％以上、０．１００％以下、
    Ｃｒ：０．００１％以上、０．５００％以下、
    Ｓｉ：０．２００％以下、
    Ｓ：０．０２０％以下、
    ｓｏｌ．Ａｌ：０．２００％以下、
    Ｎ：０．０１５０％以下、
    Ｍｏ：０％以上、０．５００％以下、
    Ｂ：０％以上、０．０１００％以下、
    Ｎｂ：０％以上、０．２００％以下、
    Ｔｉ：０％以上、０．２００％以下、
    Ｎｉ：０％以上、０．２００％以下、および
    Ｃｕ：０％以上、０．１００％以下
    を含有し、残部が鉄および不純物からなり、
    　表層領域の金属組織が、体積分率で９０％以上のフェライトを含み、
    　前記表層領域において、
    　　前記フェライトの平均結晶粒径が１．０～１５．０μｍであり、
    　　前記フェライトの、｛００１｝方位と｛１１１｝方位との強度比ＸＯＤＦ｛００１｝／｛１１１｝，Ｓが０．３０以上、３．５０未満である集合組織が含まれる
    ことを特徴とする鋼板。
  2. 　前記化学組成が、質量％で、
    Ｍｏ：０．００１％以上、０．５００％以下、
    Ｂ：０．０００１％以上、０．０１００％以下、
    Ｎｂ：０.００１％以上、０．２００％以下、
    Ｔｉ：０.００１％以上、０．２００％以下、
    Ｎｉ：０.００１％以上、０．２００％以下、および
    Ｃｕ：０.００１％以上、０．１００％以下
    のいずれか１種以上を含むことを特徴とする請求項１に記載の鋼板。
  3. 　内部領域において、フェライトの｛００１｝方位と｛１１１｝方位との強度比ＸＯＤＦ｛００１｝／｛１１１｝，Ｉが０．００１以上、１．００未満である集合組織が含まれることを特徴とする請求項１または２に記載の鋼板。
  4. 　前記強度比ＸＯＤＦ｛００１｝／｛１１１｝，Ｓと、内部領域におけるフェライトの｛００１｝方位と｛１１１｝方位との強度比ＸＯＤＦ｛００１｝／｛１１１｝，Ｉとが下記（１）式を満たし、
    　前記表層領域の前記フェライトの前記平均結晶粒径が、前記内部領域の前記フェライトの平均結晶粒径よりも小さい
    ことを特徴とする請求項１～３のいずれか一項に記載の鋼板。
    　－０．２０＜ＸＯＤＦ｛００１｝／｛１１１｝，Ｓ－ＸＯＤＦ｛００１｝／｛１１１｝，Ｉ＜０．４０　…　（１）
  5. 　表面にめっき層を有することを特徴とする請求項１～４のいずれか一項に記載の鋼板。
  6. 　請求項１に記載の化学組成を有する鋼片を１０００℃以上に加熱する加熱工程と、
    　前記鋼片を、圧延終了温度が９５０℃以下となるように熱間圧延して熱延鋼板を得る熱間圧延工程と、
    　前記熱間圧延工程後の、前記熱延鋼板に、表面における残留応力であるσｓが絶対値で１００～２５０ＭＰａとなるように、応力を付与する応力付与工程と、
    　前記応力付与工程後の前記熱延鋼板に、累積圧下率であるＲＣＲが７０～９０％である冷間圧延を行って冷延鋼板を得る冷間圧延工程と、
    　前記冷延鋼板に、３００℃～下記（２）式を満足する均熱温度Ｔ１℃までの平均加熱速度が１．５～１０．０℃／秒となるように加熱した後、前記均熱温度Ｔ１℃で３０～１５０秒保持する焼鈍を行う焼鈍工程と、
    　前記焼鈍工程後の前記冷延鋼板を、前記均熱温度Ｔ１℃～６５０℃までの平均冷却速度が１．０～１０．０℃／秒になるように５５０～６５０℃の温度域まで冷却した後、平均冷却速度が５～５００℃／秒となるように２００～４９０℃の温度域まで冷却する冷却工程と、を備える、
    ことを特徴とする鋼板の製造方法。
    　Ａｃ１＋５５０－２５×ｌｎ（σｓ）－４．５×ＲＣＲ　≦　Ｔ１　≦　Ａｃ１＋５５０－２５×ｌｎ（σｓ）－４×ＲＣＲ　…　（２）
    　ただし、上記式（２）中の前記Ａｃ１は下記式（３）により表される。下記式（３）中の元素記号は当該元素の質量％での含有量であり、当該元素が含まれない場合は０を代入する。
    　Ａｃ１＝７２３－１０．７×Ｍｎ－１６．９×Ｎｉ＋２９．１×Ｓｉ＋１６．９×Ｃｒ
    　…　（３）
  7. 　前記応力付与工程を、４０～５００℃で行う
    ことを特徴とする請求項６に記載の鋼板の製造方法。
  8. 　前記熱間圧延工程において、
    　仕上げ圧延開始温度が９００℃以下であることを特徴とする請求項６または７に記載の鋼板の製造方法。
  9. 　前記冷却工程後の前記冷延鋼板を、２００～４９０℃の温度域で３０～６００秒保持する保持工程を更に備えることを特徴とする請求項６～８のいずれか一項に記載の鋼板の製造方法。
PCT/JP2020/000126 2019-02-15 2020-01-07 鋼板及びその製造方法 WO2020166231A1 (ja)

Priority Applications (5)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN202080013899.4A CN113454245B (zh) 2019-02-15 2020-01-07 钢板及其制造方法
KR1020217028300A KR102562003B1 (ko) 2019-02-15 2020-01-07 강판 및 그 제조 방법
US17/428,715 US20220112569A1 (en) 2019-02-15 2020-01-07 Steel sheet and method for producing same
MX2021009433A MX2021009433A (es) 2019-02-15 2020-01-07 Lamina de acero y metodo para producir la misma.
JP2020530537A JP6841383B2 (ja) 2019-02-15 2020-01-07 鋼板及びその製造方法

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2019025635 2019-02-15
JP2019-025635 2019-02-15

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2020166231A1 true WO2020166231A1 (ja) 2020-08-20

Family

ID=72044206

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2020/000126 WO2020166231A1 (ja) 2019-02-15 2020-01-07 鋼板及びその製造方法

Country Status (6)

Country Link
US (1) US20220112569A1 (ja)
JP (1) JP6841383B2 (ja)
KR (1) KR102562003B1 (ja)
CN (1) CN113454245B (ja)
MX (1) MX2021009433A (ja)
WO (1) WO2020166231A1 (ja)

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPWO2022059321A1 (ja) * 2020-09-17 2022-03-24
JPWO2022059320A1 (ja) * 2020-09-17 2022-03-24
WO2024122118A1 (ja) * 2022-12-09 2024-06-13 日本製鉄株式会社 めっき鋼板
WO2024122124A1 (ja) * 2022-12-09 2024-06-13 日本製鉄株式会社 ホットスタンプ成形体

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH03277741A (ja) * 1990-03-28 1991-12-09 Kawasaki Steel Corp 加工性、常温非時効性及び焼付け硬化性に優れる複合組織冷延鋼板とその製造方法
WO2004001084A1 (ja) * 2002-06-25 2003-12-31 Jfe Steel Corporation 高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP2007092129A (ja) * 2005-09-29 2007-04-12 Jfe Steel Kk 剛性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法
JP2010255068A (ja) * 2009-04-28 2010-11-11 Jfe Steel Corp 成形性と形状凍結性に優れた冷延鋼板、およびその製造方法
JP2013087331A (ja) * 2011-10-18 2013-05-13 Jfe Steel Corp 剛性に優れた薄鋼板
JP2015145523A (ja) * 2014-02-03 2015-08-13 新日鐵住金株式会社 冷延鋼板

Family Cites Families (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH08337843A (ja) * 1995-06-09 1996-12-24 Kobe Steel Ltd 打抜き加工性に優れた高炭素熱延鋼板及びその製造方法
JP3367388B2 (ja) * 1997-08-04 2003-01-14 住友金属工業株式会社 高延性高靭性鋼板およびその製造方法
JP3790087B2 (ja) * 2000-03-31 2006-06-28 株式会社神戸製鋼所 加工性に優れる高強度熱延鋼板
PL2500445T3 (pl) * 2009-11-09 2020-08-10 Nippon Steel Corporation Blacha stalowa cienka o dużej wytrzymałości mająca doskonałą obrabialność i utwardzalność farby przy wypalaniu oraz sposób wytwarzania blachy stalowej cienkiej o dużej wytrzymałości
JP5712771B2 (ja) 2011-04-28 2015-05-07 新日鐵住金株式会社 圧延直角方向のヤング率に優れた鋼板及びその製造方法
TWI463018B (zh) * 2012-04-06 2014-12-01 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp 具優異裂縫阻滯性之高強度厚鋼板
JP6443126B2 (ja) 2015-02-26 2018-12-26 新日鐵住金株式会社 フェライト系薄鋼板
KR102610954B1 (ko) * 2017-08-31 2023-12-06 발터 악티엔게젤샤프트 TiAlN 나노층 필름들을 포함하는 내마모성 PVD 공구 코팅
MX2021008065A (es) * 2019-01-07 2021-08-05 Nippon Steel Corp Lamina de acero y metodo para fabricar la misma.

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH03277741A (ja) * 1990-03-28 1991-12-09 Kawasaki Steel Corp 加工性、常温非時効性及び焼付け硬化性に優れる複合組織冷延鋼板とその製造方法
WO2004001084A1 (ja) * 2002-06-25 2003-12-31 Jfe Steel Corporation 高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP2007092129A (ja) * 2005-09-29 2007-04-12 Jfe Steel Kk 剛性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法
JP2010255068A (ja) * 2009-04-28 2010-11-11 Jfe Steel Corp 成形性と形状凍結性に優れた冷延鋼板、およびその製造方法
JP2013087331A (ja) * 2011-10-18 2013-05-13 Jfe Steel Corp 剛性に優れた薄鋼板
JP2015145523A (ja) * 2014-02-03 2015-08-13 新日鐵住金株式会社 冷延鋼板

Cited By (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPWO2022059321A1 (ja) * 2020-09-17 2022-03-24
JPWO2022059320A1 (ja) * 2020-09-17 2022-03-24
JP7397381B2 (ja) 2020-09-17 2023-12-13 日本製鉄株式会社 ホットスタンプ用鋼板およびホットスタンプ成形体
JP7397380B2 (ja) 2020-09-17 2023-12-13 日本製鉄株式会社 ホットスタンプ用鋼板およびホットスタンプ成形体
WO2024122118A1 (ja) * 2022-12-09 2024-06-13 日本製鉄株式会社 めっき鋼板
WO2024122124A1 (ja) * 2022-12-09 2024-06-13 日本製鉄株式会社 ホットスタンプ成形体

Also Published As

Publication number Publication date
US20220112569A1 (en) 2022-04-14
KR20210123372A (ko) 2021-10-13
MX2021009433A (es) 2021-09-10
CN113454245B (zh) 2023-04-28
JPWO2020166231A1 (ja) 2021-02-18
JP6841383B2 (ja) 2021-03-10
CN113454245A (zh) 2021-09-28
KR102562003B1 (ko) 2023-08-02

Similar Documents

Publication Publication Date Title
EP2762582B1 (en) High-strength galvannealed steel sheet of high bake hardenability, high-strength alloyed galvannealed steel sheet, and method for manufacturing same
JP5240421B1 (ja) 耐衝撃特性に優れた高強度鋼板およびその製造方法、高強度亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
KR101479391B1 (ko) 형상 동결성이 우수한 냉연 박강판 및 그 제조 방법
JP6809652B2 (ja) 鋼板及びその製造方法
JP5699764B2 (ja) 合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
WO2022210396A1 (ja) 鋼板、鋼板の製造方法、および中間鋼板の製造方法
JP6841383B2 (ja) 鋼板及びその製造方法
KR20110105404A (ko) 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
WO2013005618A1 (ja) 冷延鋼板
JP7111252B2 (ja) 被覆鋼部材、被覆鋼板およびそれらの製造方法
JP7216933B2 (ja) 鋼板およびその製造方法
JP6809651B2 (ja) 鋼板及びその製造方法
WO2023095920A1 (ja) 鋼部材及び鋼板
JP5708320B2 (ja) 冷延鋼板
JP5825204B2 (ja) 冷延鋼板
CN114585758A (zh) 高强度钢板和碰撞吸收构件以及高强度钢板的制造方法
JP7541653B1 (ja) 鋼板および部材、ならびに、それらの製造方法
JP7303460B2 (ja) 鋼板およびその製造方法
JP5644703B2 (ja) 冷延鋼板の製造方法
JP5644704B2 (ja) 冷延鋼板の製造方法
WO2024070052A1 (ja) 鋼板
WO2024190491A1 (ja) 鋼部材及び鋼板
WO2023032225A1 (ja) 熱延鋼板
WO2024190779A1 (ja) 鋼部材及び鋼板

Legal Events

Date Code Title Description
ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2020530537

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 20756155

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 20217028300

Country of ref document: KR

Kind code of ref document: A

122 Ep: pct application non-entry in european phase

Ref document number: 20756155

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1