JP6809651B2 - 鋼板及びその製造方法 - Google Patents

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Description

本発明は、鋼板及びその製造方法に関する。
本願は、２０１９年０１月０７日に、日本に出願された特願２０１９−０００６７１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して薄肉化すると、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、高強度鋼板を自動車の外板パネルに適用するにあたって大きな課題であった。
外板パネル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。鋼板を高強度化するためには、Ｃ含有量を高め、組織をフェライトと硬質相とからなる複相組織とすることが有効であるものの、本発明者らが検討した結果、複相組織を得るためにＣ含有量を高めた場合、特許文献１に記載されるような鋼板表面に平行な｛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はできないことが分かった。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（凹凸の発生の抑制）とを同時に達成することはできない。
例えば特許文献２には、フェライトと第２相とを有する複相組織鋼が開示され、成形時の面ひずみ対策として降伏点を低くすることが有効であることが記載されている。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高強度の複相組織鋼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 国際公開第２０１３／０４６４７６号
本発明は、上記課題に鑑みてなされた。本発明は、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。特に、製造した鋼板の表面凹凸や成形後の表面凹凸に及ぼす鋼板のミクロ組織や集合組織の関係に着目し、鋭意調査したところ、i)製造後の鋼板表面に凹凸がなくとも、成形後に凹凸が発生する、ii）鋼板表面から板厚方向に２０μｍの位置までの範囲の変形の不均一により成形後の表面凹凸は発生する、iii)変形が不均一となる原因は硬質組織の不均一な分散や特定の集合組織の発達に原因がある、ことを見出した。
また、本発明者らがさらに検討を行った結果、強度と成形性との両立にはフェライトと第２相とからなるＤＰ鋼とすることが望ましく、表面から板厚方向に０〜２０μｍの範囲（表面〜表面から板厚方向に２０μｍの位置までの範囲）である表層領域の金属組織において、第２相の分率、第２相の平均結晶粒径、フェライトの集合組織を鋼板内部と異なる金属組織にすることで、強度を確保しつつ、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：０．０５０％以上、０．１４５％以下、Ｍｎ：０．７０％以上、２．２５％以下、ＡｌおよびＳｉの合計：０．６０％以下、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ｎ：０．００５０％以下、Ｍｏ：０％以上、０．８０％以下、Ｂ：０％以上、０．００５０％以下、Ｔｉ：０％以上、０．２００％以下、Ｎｂ：０％以上、０．１００％以下、Ｃｒ：０％以上、０．７００％以下およびＮｉ：０％以上、０．２００％以下を含有し、残部が鉄および不純物からなり、表面〜前記表面から板厚方向に２０μｍの位置までの範囲である表層領域の金属組織が、フェライトと、体積分率で１．０〜１５．０％の第２相とからなり、前記表面から前記板厚方向に２０μｍ超の位置〜前記表面から前記板厚方向に板厚の１／４の位置までの範囲である内部領域の金属組織が、フェライトと、体積分率で５．０〜２５．０％の第２相とからなり、前記表層領域の前記第２相の前記体積分率が、前記内部領域の前記第２相の前記体積分率よりも小さく、前記表層領域において、前記第２相の平均結晶粒径が、０．５〜４．０μｍ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｝が０．７０〜２．５０である集合組織が含まれる。
［２］上記［１］に記載の鋼板は、前記内部領域の前記第２相の平均結晶粒径が、１．０〜５．０μｍであり、かつ、前記表層領域における前記第２相の前記平均結晶粒径よりも大きくてもよい。
［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、Ｍｏ：０．００１％以上、０．８０％以下、Ｂ：０．０００１％以上、０．００５０％以下、Ｔｉ：０．００１％以上、０．２００％以下、Ｎｂ：０．００１％以上、０．１００％以下、Ｃｒ：０．００１％以上、０．７００％以下およびＮｉ：０．００１％以上、０．２００％以下のいずれか１種以上を含んでもよい。
［４］上記［１］〜［３］のいずれか一項に記載の鋼板は、前記化学組成が、下記（１）式を満たし、引張強度が５５０ＭＰａ以上であり、板厚が０．１０ｍｍ以上、０．５５ｍｍ以下、板幅が１３００ｍｍ以上、２０００ｍｍ以下であってもよい。
７．００≧［Ｃ］×２０＋［Ｓｉ］×３．０＋［Ｍｎ］×２．０＋［Ａｌ］×２．０＋［Ｃｒ］＋［Ｔｉ］×２０＋［Ｎｂ］×４０＋［Ｍｏ］×２．０＋［Ｎｉ］×２．０＋［Ｂ］×２００ … （１）
ただし、上記式（１）中の元素記号は、各元素の質量％での含有量であり、含有しない場合は０を代入する。
［５］上記［１］〜［４］のいずれか一項に記載の鋼板は、前記表層領域における前記第２相が、マルテンサイト、ベイナイト、焼き戻しマルテンサイトのいずれか１種以上からなってもよい。
［６］上記［１］〜［５］のいずれか一項に記載の鋼板は、前記表面にめっき層を有してもよい。
［７］本発明の別の態様に係る鋼板の製造方法は、上記［１］に記載の鋼板の製造方法であって、上記［１］に記載の前記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１６５〜４００ＭＰａ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５．０〜５００．０℃／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。
１２７５−２５×ｌｎ（σｓ）−４．５×ＲＣＲ ≦ Ｔ１ ≦ １２７５−２５×ｌｎ（σｓ）−４×ＲＣＲ … （２）
［８］上記［７］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。
［９］上記［７］または［８］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８５０℃以下であってもよい。
［１０］上記［７］〜［９］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、成形後の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。また、本発明の上記態様の鋼板は高強度であり、自動車のさらなる軽量化に貢献できる。本発明において、高強度とは、５５０ＭＰａ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、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：０．０５０％以上、０．１４５％以下、Ｍｎ：０．７０％以上、２．２５％以下、ＡｌおよびＳｉの合計：０．６０％以下、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ｎ：０．００５０％以下、Ｍｏ：０％以上、０．８０％以下、Ｂ：０％以上、０．００５０％以下、Ｔｉ：０％以上、０．２００％以下、Ｎｂ：０％以上、０．１００％以下、Ｃｒ：０％以上、０．７００％以下およびＮｉ：０％以上、０．２００％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、表面〜前記表面から板厚方向に２０μｍの位置までの範囲である表層領域の金属組織が、フェライトと、体積分率で１．０〜１５．０％の第２相とからなり、前記表面から前記板厚方向に２０μｍ超の位置〜前記表面から前記板厚方向に板厚の１／４の位置までの範囲である内部領域の金属組織が、フェライトと、体積分率で５．０〜２５．０％の第２相とからなり、前記表層領域の前記第２相の前記体積分率が、前記内部領域の前記第２相の前記体積分率よりも小さい。
また、本実施形態に係る鋼板は、前記表層領域において、前記第２相の平均結晶粒径が、０．５〜４．０μｍ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｝が０．７０〜２．５０である集合組織が含まれる。
本実施形態に係る鋼板では、前記内部領域の前記第２相の平均結晶粒径が、１．０〜５．０μｍであり、かつ、前記表層領域における前記第２相の前記平均結晶粒径よりも大きいことが好ましい。
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：０．０５０％以上、０．１４５％以下］
Ｃ（炭素）は、鋼板の強度を高める元素であり、第２相の体積分率を確保するために必須の元素である。所望の第２相の体積分率を確保するため、Ｃ含有量を０．０５０％以上とする。好ましくは０．０７０％以上である。
一方、Ｃ含有量が０．１４５％超になると、硬質相（第２相）における粒子の数が増大して、硬質相が連結しやすくなる。連結した硬質相以外の部分は、成形時には変形が促進されるので、硬質相の粒子が不均一に分散している場合には、成形後の表面の模様欠陥が生じやすくなる。また、Ｃ含有量が０．１４５％超になると、高圧下率で冷間圧延を行う際の冷延荷重が増大し、生産性が低下する上、鋼板の成形性および溶接性が悪化する。そのため、Ｃ含有量を０．１４５％以下とする。好ましくは、Ｃ含有量は０．１３０％以下、より好ましくは０．１１０％以下である。
［Ｍｎ：０．７０％以上、２．２５％以下］
Ｍｎ（マンガン）は、鋼板の機械的強度を高めるのに有効な元素である。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０．７０％以上とする。好ましくは、０．９０％以上である。
一方、Ｍｎ含有量が、２．２５％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２．２５％以下とする。好ましくは、２．００％以下、より好ましくは１．７５％以下である。
［ＡｌおよびＳｉの合計：０．６０％以下］
Ａｌ（アルミニウム）は、鋼の脱酸元素であり、鋼板の機械的強度を高めるのに有効な元素である。また、Ｓｉ（ケイ素）は、鋼の脱酸元素であり、鋼板の機械的強度を高めるのに有効な元素である。しかしながら、ＡｌおよびＳｉの合計の含有量が、０．６０％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、ＡｌおよびＳｉの合計の含有量を０．６０％以下とする。好ましくは０．５０％以下である。
また、Ｓｉ含有量を０．１０％以下とすることで、生産時におけるスケール剥離性を向上でき、製品における表面欠陥の発生を抑制することができる。そのため、Ｓｉ含有量は、０．１０％以下とすることが好ましく、０．０５％以下とすることがより好ましい。
［Ｐ：０．０３０％以下］
Ｐ（リン）は不純物である。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０．０３０％以下に制限する。好ましくは、Ｐ含有量を０．０２０％以下に制限する。Ｐ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、Ｐ含有量を０．０００５％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０．０００５％以上としてもよい。
［Ｎ：０．００５０％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０．００５０％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、０．８０％以下］
Ｍｏ（モリブデン）は、鋼板の機械的強度の向上に寄与する元素である。また、Ｍｏ含有量がＭｎ含有量よりも少ない場合、Ｍｎにくらべて偏析しにくい元素であり、硬質相の均一な分散に寄与する。そのため、Ｍｏを必要に応じて含有させてもよい。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。
一方、Ｍｏ含有量が過剰になると、鋼板の変形能が低下する虞がある。そのため、含有させる場合でも、Ｍｏ含有量を０．８０％以下とする。また、Ｍｏは高価な元素であり、Ｍｏ含有量の増加は合金コストの増大を招く。この観点から、Ｍｏ含有量を０．１５％以下とすることが好ましい。
［Ｂ：０％以上、０．００５０％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０．００５０％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０．００５０％以下とする。
また、Ａｌ含有量を０．１０％以上とした上で、Ｂ含有量を０．００１０％以上、０．００３０％以下とすることで、冷延荷重を低減させつつ、鋼板の強度をより効率的に向上させることができる。そのため、Ａｌ含有量を０．１０％以上、且つＢ含有量を０．００１０％以上、０．００３０％以下とすることが好ましい。この場合、上述したＳｉとの合計量との関係で、Ａｌ含有量の上限は０．５０％とすればよい。
［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。
［Ｎｂ：０％以上、０．１００％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０．１００％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、Ｎｂを含有させる場合でも、Ｎｂ含有量を０．１００％以下とする。
［Ｃｒ：０％以上、０．７００％以下］
Ｃｒ（クロミウム）は、鋼板の機械的強度の向上に寄与する元素である。そのため、Ｃｒを必要に応じて含有させてもよい。上記効果を得る場合、Ｃｒ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
一方、Ｃｒ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、Ｃｒを過剰に含有させると、合金コストが増大する。このため、Ｃｒを含有させる場合でも、Ｃｒ含有量を０．７００％以下とする。
［Ｎｉ：０％以上、０．２００％以下］
Ｎｉ（ニッケル）は、鋼板の機械的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。
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２０μｍ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。
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、表面から板厚方向に０〜２０μｍの範囲（表面〜表面から板厚方向に２０μｍの位置までの範囲）である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。
［フェライトと、体積分率で１．０〜１５．０％の第２相とからなり、第２相の体積分率が、内部領域の第２相の体積分率よりも小さい］
表層領域における第２相の体積分率が１．０％未満では、鋼板の強度が十分に向上しない。そのため、第２相の体積分率を１．０％以上とする。一方、第２相の体積分率が１５．０％を超えると、硬質相が不均一に分散しやすくなるので、成形時の表面凹凸が発生し、成形後の外観が低下する。
また、表層領域の金属組織における第２相の体積分率は、内部領域における第２相の体積分率よりも小さくする。表層における第２相の体積分率を内部領域における第２相の体積分率よりも小さくし、さらに後述するように内部領域における体積分率を大きくすることによってはじめて、表面凹凸の発生抑制と材料強度とを両立させることができる。
本実施形態に係る鋼板において、表層領域における第２相は、フェライト以外の硬質組織であり、例えばパーライト、マルテンサイト、残留オーステナイト、ベイナイト、焼き戻しマルテンサイトのいずれか１種以上である。強度の向上の点からは、表層領域における第２相は、マルテンサイト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイトの１種以上からなることが好ましく、マルテンサイトからなることがより好ましい。
表層領域における第２相の体積分率は、以下の方法で求めることができる。
得られた鋼板の板幅ＷのＷ／４位置もしくは３Ｗ／４位置（すなわち、鋼板のいずれかの幅方向端部から幅方向にＷ／４の位置）から金属組織（ミクロ組織）観察用の試料（サイズは、おおむね、圧延方向に２０ｍｍ×幅方向に２０ｍｍ×鋼板の厚さ）を採取し、光学顕微鏡を用いて表面から板厚１／４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２０μｍまでの第２相の面積分率を算出する。試料の調整として、圧延直角方向の板厚断面を観察面として研磨し、レペラー試薬にてエッチングする。
倍率５００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。光学顕微鏡写真で、フェライトを示す灰色以外の領域が第２相である。
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２０μｍ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、第２相の面積分率を求める。画像解析手法として、例えば、画像の最大明度値Ｌｍａｘと最小明度値Ｌｍｉｎとを画像から取得し、明度がＬｍａｘ−０．３×（Ｌｍａｘ−Ｌｍｉｎ）からＬｍａｘまでの画素を持つ部分を白色領域、ＬｍｉｎからＬｍｉｎ＋０．３×（Ｌｍａｘ−Ｌｍｉｎ）の画素を持つ部分を黒色領域、それ以外の部分を灰色領域と定義して、灰色領域以外の領域である第２相の面積分率を算出する。合計１０箇所の観察視野について、上記と同様に画像解析を行って第２相の面積分率を測定し、これらの面積分率を平均して平均値を算出する。面積分率は体積分率と等しいとして、この平均値を、表層領域における第２相の体積分率とする。
［第２相の平均結晶粒径が、０．５〜４．０μｍ］
第２相の平均結晶粒径が４．０μｍを超えると、成形後の外観が低下する。そのため、表層領域における第２相の平均結晶粒径を４．０μｍ以下とする。
一方、第２相の平均結晶粒径が、０．５μｍ未満では、第２相の粒子が凝集して生成されやすくなる。第２相の個々の粒子が小さくても凝集して生成すると成形後の外観が低下する。そのため、表層領域における第２相の平均結晶粒径を０．５μｍ以上とする。好ましくは１．０μｍ以上である。
表層領域における第２相の平均結晶粒径は、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２０μｍ）×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、第２相が占める面積分率と第２相の粒子数とをそれぞれ算出する。それらを合算し、第２相が占める面積分率を第２相の粒子数で除すことにより、第２相の粒子あたりの平均面積分率を算出する。この平均面積分率と粒子数とから、円相当直径を算出し、得られた円相当直径を第２相の平均結晶粒径とする。
［表層領域において、フェライトの、｛００１｝方位と｛１１１｝方位との強度比であるＸＯＤＦ｛００１｝／｛１１１｝が０．７０〜２．５０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｝が０．７０〜２．５０となる集合組織が含まれることで、成形後の外観が向上する。この理由は明らかではないが、第２相の存在形態とフェライトの結晶方位分布との相互作用によって、表面における不均一変形が抑制されるためと考えられる。
ＸＯＤＦ｛００１｝／｛１１１｝が０．７０未満であると、材料（鋼板）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｝が２．５０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、フェライトと第２相との境界、およびフェライトの｛１１１｝近傍方位の結晶粒と他の方位の結晶粒との境界への不均一変形が生じやすく、表面の凹凸が発達しやすくなると考えられる。
また、表層領域のフェライトのＸＯＤＦ｛００１｝／｛１１１｝と内部領域のフェライトのＸＯＤＦ｛００１｝／｛１１１｝との差が−０．３０〜０．４０であると、板厚方向のフェライトにおける変形不均一が抑制され、材料の加工硬化特性の向上に寄与する考えられるためより好ましい。
表層領域のフェライトに強度比ＸＯＤＦ｛００１｝／｛１１１｝が０．７０〜２．５０である集合組織が含まれるか否かは、ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）法を用いて、以下の要領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２０μｍ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。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｝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２０μｍ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）までの範囲である内部領域の金属組織についても制御する必要がある。
［フェライトと、体積分率で５．０〜２５．０％の第２相とからなる］
内部領域における第２相の体積分率が５．０％未満では、鋼板の強度を十分に向上させることができない。そのため、第２相の体積分率を５．０％以上とする。
一方、第２相の体積分率が２５．０％を超えると、フェライトの体積分率が小さくなりすぎて、鋼板の伸びおよび穴広げ性などの加工性が低下する。そのため、第２相の体積分率を２５．０％以下とする。
［第２相の平均結晶粒径が、１．０〜５．０μｍであり、かつ、表層組織における第２相の平均結晶粒径よりも大きい］
内部領域における平均粒径が、１．０〜５．０μｍであり、かつ表層組織における第２相の平均結晶粒径よりも大きいと、表層組織における第２相の平均結晶粒径が内部領域に対して小さくなることで、表層領域において不均一変形が抑制されるので、好ましい。
そのため、内部領域における平均粒径を上記の範囲に制御してもよい。
内部領域における第２相の体積分率、平均結晶粒径についても、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２０μｍ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２０μｍ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。
製品の板厚が０．４０ｍｍ超の場合は、内部領域は、表面から板厚方向に２０μｍ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。
＜式（１）、引張強度、板厚および板幅について＞
本実施形態に係る鋼板は、化学組成が下記式（１）を満たし、引張強度が５５０ＭＰａ以上であり、板厚が０．１０ｍｍ以上、０．５５ｍｍ以下、板幅が１３００ｍｍ以上、２０００ｍｍ以下であることが好ましい。これらの条件を全て満たすことで、板幅方向全幅にわたって表面品位に優れた鋼板を得ることができる。
７．００≧［Ｃ］×２０＋［Ｓｉ］×３．０＋［Ｍｎ］×２．０＋［Ａｌ］×２．０＋［Ｃｒ］＋［Ｔｉ］×２０＋［Ｎｂ］×４０＋［Ｍｏ］×２．０＋［Ｎｉ］×２．０＋［Ｂ］×２００ … （１）
ただし、上記式（１）中の元素記号は、各元素の質量％での含有量であり、含有しない場合は０を代入する。
引張強度は、「ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１ 金属材料引張試験方法」に記載の方法で得る。試験片は、圧延方向に対し垂直方向に切り出したＪＩＳ５号試験片を用いた。
また、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。板幅は、冷延ラインの出側において２つのカメラを用いて、画像解析により鋼板の幅方向の両端部位置を検出し、その両端の位置関係から算出する。ライン上で随時測定を行い１コイル分の板幅データを平均化することによって得る。この方法が困難である場合は、鋼板コイルの長手方向の端部から板をサンプリングし、板幅をノギスで計測してもよい。
＜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１６５〜４００ＭＰａ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、
１２７５−２７×ｌｎ（σｓ）−４．５×ＲＣＲ ≦ Ｔ１ ≦ １２７５−２５×ｌｎ（σｓ）−４×ＲＣＲ ・・・ （２）
（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５．０〜５００．０℃／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、マルテンサイトの焼き戻しによる延性の向上によって、より成形性に優れた冷延鋼板またはめっき鋼板とする場合には、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、仕上げ圧延開始温度を８５０℃以下とすることが好ましい。
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１６５〜４００ＭＰａ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と所望の硬質相分布とを有する鋼板が得られる。
残留応力σｓが１６５ＭＰａ未満、または４００ＭＰａ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、所望の硬質相分布と集合組織と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、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、均熱温度まで冷延鋼板を加熱した後、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。
１２７５−２５×ｌｎ（σｓ）−４．５×ＲＣＲ ≦ Ｔ１ ≦ １２７５−２５×ｌｎ（σｓ）−４×ＲＣＲ … （２）
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１２７５−２５×ｌｎ（σｓ）−４．５×ＲＣＲ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１２７５−２５×ｌｎ（σｓ）−４×ＲＣＲ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５．０〜５００．０℃／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、フェライト変態が過剰に促進され、所望の第２相の体積分率を得ることができない。一方、１０．０℃超であると、フェライト変態が十分に進行せず、オーステナイトへの炭素の濃化が十分に進行しないので、所望の第２相の体積分率が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５．０℃／秒未満であると、フェライト変態が過剰に促進されるので、第２相の所望の体積分率を得ることができない。一方、５００．０℃／超とすることは設備制約上困難であるので、上限を５００．０℃／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、２００〜４９０℃の当該温度域で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、マルテンサイトの焼き戻しによる延性の向上という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〜ＡＢ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。得られたスラブを表２Ａおよび表２Ｂに示す温度に加熱した。加熱されたスラブを、表２Ａおよび表２Ｂ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２Ａおよび表２Ｂ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２Ａおよび表２Ｂ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２Ａおよび表２Ｂに示す累積圧下率ＲＣＲで冷間圧延を行って鋼板Ａ１〜ＡＢ１を得た。
なお、表２Ａおよび表２Ｂ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。
その後、表３Ａ〜表３Ｃに示す条件で、焼鈍及び冷却を行い、一部の鋼板には、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〜表３Ｃ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、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〜表３Ｃ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〜ＡＢ１ａに対し、表層領域、内部領域の金属組織観察、ＸＯＤＦ｛００１｝／｛１１１｝、板厚、板幅および引張強度の測定を上述の方法により行った。結果を表４Ａ〜表４Ｃに示す。
表４Ａ〜表４Ｃの「ΔＸＯＤＦ｛００１｝／｛１１１｝表層−内部」は、表層領域のフェライトのＸＯＤＦ｛００１｝／｛１１１｝と内部領域のフェライトのＸＯＤＦ｛００１｝／｛１１１｝との差を示す。
[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。鋼板の表面性状評価が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：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。）
結果を表４Ａ〜表４Ｃに示す。
[鋼板の成形試験]
鋼板の表面性状評価がＣまたはＤの材料（製品板Ｎｏ．Ｓ２ａ、Ｎｏ．Ｘ１ａ〜Ｎｏ．Ｚ１ａ）は成形試験を実施せず、鋼板の表面性状評価がＡまたはＢの材料のみに対し、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、鋼板の成形後表面性状を評価した。評価基準は、以下の通りとした。鋼板の成形後表面評価が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：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。）
表１〜表４Ｃに示される通り、化学組成、表層領域の金属組織、内部領域の金属組織、ＸＯＤＦ｛００１｝／｛１１１｝が好ましい範囲にある例（実施例）では、表面性状評価および成形後表面性状評価が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、内部領域の金属組織、ＸＯＤＦ｛００１｝／｛１１１｝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｝が０．７０〜２．５０）である例は、成形後の表面性状が優れることが分かる。図１において、ＸＯＤＦ｛００１｝／｛１１１｝が０．７０〜２．５０でもΔＰａが０．３５μｍ超の点があるが、これは、表層の第２相分率が本発明範囲外の比較例である。
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本発明の上記態様に係る鋼板では、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 (10)

  1. 化学組成が、質量％で、
    Ｃ：０．０５０％以上、０．１４５％以下、
    Ｍｎ：０．７０％以上、２．２５％以下、
    ＡｌおよびＳｉの合計：０．６０％以下、
    Ｐ：０．０３０％以下、
    Ｓ：０．０２０％以下、
    Ｎ：０．００５０％以下、
    Ｍｏ：０％以上、０．８０％以下、
    Ｂ：０％以上、０．００５０％以下、
    Ｔｉ：０％以上、０．２００％以下、
    Ｎｂ：０％以上、０．１００％以下、
    Ｃｒ：０％以上、０．７００％以下、および
    Ｎｉ：０％以上、０．２００％以下
    を含有し、残部が鉄および不純物からなり、
    表面〜前記表面から板厚方向に２０μｍの位置までの範囲である表層領域の金属組織が、フェライトと、体積分率で１．０〜１５．０％の第２相とからなり、
    前記表面から前記板厚方向に２０μｍ超の位置〜前記表面から前記板厚方向に板厚の１／４の位置までの範囲である内部領域の金属組織が、フェライトと、体積分率で５．０〜２５．０％の第２相とからなり、
    前記表層領域の前記第２相の前記体積分率が、前記内部領域の前記第２相の前記体積分率よりも小さく、
    前記表層領域において、
    前記第２相の平均結晶粒径が、０．５〜４．０μｍ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｝が０．７０〜２．５０である集合組織が含まれる
    ことを特徴とする鋼板。
  2. 前記内部領域の前記第２相の平均結晶粒径が、１．０〜５．０μｍであり、かつ、前記表層領域における前記第２相の前記平均結晶粒径よりも大きい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、
    Ｍｏ：０．００１％以上、０．８０％以下、
    Ｂ：０．０００１％以上、０．００５０％以下、
    Ｔｉ：０．００１％以上、０．２００％以下、
    Ｎｂ：０．００１％以上、０．１００％以下、
    Ｃｒ：０．００１％以上、０．７００％以下および
    Ｎｉ：０．００１％以上、０．２００％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または２に記載の鋼板。
  4. 前記化学組成が、下記（１）式を満たし、
    引張強度が５５０ＭＰａ以上であり、
    板厚が０．１０ｍｍ以上、０．５５ｍｍ以下、板幅が１３００ｍｍ以上、２０００ｍｍ以下である
    ことを特徴とする請求項１〜３のいずれか一項に記載の鋼板。
    ７．００≧［Ｃ］×２０＋［Ｓｉ］×３．０＋［Ｍｎ］×２．０＋［Ａｌ］×２．０＋［Ｃｒ］＋［Ｔｉ］×２０＋［Ｎｂ］×４０＋［Ｍｏ］×２．０＋［Ｎｉ］×２．０＋［Ｂ］×２００ … （１）
    ただし、上記式（１）中の元素記号は、各元素の質量％での含有量であり、含有しない場合は０を代入する。
  5. 前記表層領域における前記第２相が、マルテンサイト、ベイナイト、焼き戻しマルテンサイトのいずれか１種以上からなることを特徴とする請求項１〜４のいずれか一項に記載の鋼板。
  6. 前記表面にめっき層を有することを特徴とする請求項１〜５のいずれか一項に記載の鋼板。
  7. 請求項１に記載の鋼板の製造方法であって、
    請求項１に記載の前記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１６５〜４００ＭＰａ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５．０〜５００．０℃／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。
    １２７５−２５×ｌｎ（σｓ）−４．５×ＲＣＲ ≦ Ｔ１ ≦ １２７５−２５×ｌｎ（σｓ）−４×ＲＣＲ … （２）
  8. 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７に記載の鋼板の製造方法。
  9. 前記熱間圧延工程において、
    仕上げ圧延開始温度が８５０℃以下であることを特徴とする請求項７または８に記載の鋼板の製造方法。
  10. 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７〜９のいずれか一項に記載の鋼板の製造方法。
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