具体实施方式

本发明的一实施方式的钢板(本实施方式的钢板)的化学组成以质量％计含有C：0.0015％～0.0400％、Mn：0.20％～1.50％、P：0.010％～0.100％、Cr：0.001％～0.500％、Si：0.200％以下、S：0.020％以下、sol.Al：0.200％以下、N：0.0150％以下、Mo：0％～0.500％、B：0％～0.0100％、Nb：0％～0.200％、Ti：0％～0.200％、Ni：0％～0.200％及Cu：0％～0.100％，剩余部分包含铁及杂质。

此外，本实施方式的钢板的表层区域的金属组织以体积分率计包含90％以上的铁素体，在上述表层区域中，上述铁素体的平均晶体粒径为1.0～15.0μm，包含上述铁素体的{001}取向与{111}取向的强度比X_{ODF{001}/{111}，S}为0.30以上且低于3.50的织构。

在本实施方式的钢板中，优选在内部区域中，包含铁素体的{001}取向与{111}取向的强度比X_{ODF{001}/{111}，I}为0.001以上且低于1.00的织构。

此外，在本实施方式的钢板中，优选上述表层区域的上述强度比X_{ODF{001}/{111}，S}和上述内部区域中的铁素体的{001}取向与{111}取向的强度比X_{ODF{001}/{111}，I}满足下述(1)式，上述表层区域的上述铁素体的上述平均晶体粒径小于上述内部区域的上述铁素体的平均晶体粒径。

－0.20＜X_{ODF{001}/{111}，S}－X_{ODF{001}/{111}，I}＜0.40 (1)

以下，对本实施方式的钢板进行详细说明。但是，本发明并不仅限制于本实施方式中公开的构成，在不脱离本发明的主旨的范围内可以各种变更。对于以下记载的数值限定范围，下限值及上限值包含于该范围内。对于表示为“超过”、“低于”的数值，该值不包含于数值范围内。关于化学组成的％全部表示质量％。首先，对本实施方式的钢板的化学组成的限定理由进行说明。

＜关于化学组成>

[C：0.0015％～0.0400％]

C(碳)是提高钢板的强度的元素。此外，伴随着C含量的减少，{111}织构变得容易发达。为了获得所期望的强度及织构，将C含量设定为0.0015％以上。优选为0.0030％以上，更优选为0.0060％以上。

另一方面，若C含量变得超过0.0400％，则钢板的成型性劣化。因此，将C含量设定为0.0400％以下。优选C含量为0.0300％以下，更优选为0.0200％以下。

[Mn：0.20％～1.50％]

Mn(锰)是提高钢板的强度的元素。此外，Mn也是通过将钢中的S(硫)作为MnS等固定而防止热轧时的开裂的元素。为了获得这些效果，将Mn含量设定为0.20％以上。优选为0.30％以上。

另一方面，若Mn含量超过1.50％，则以高压下率进行冷轧时的冷轧载荷增大，生产率降低。此外，由于变得容易产生Mn的偏析，因此在退火后硬质相变得容易凝聚而产生成型后的表面的花纹缺陷。因此，将Mn含量设定为1.50％以下。优选为1.30％以下，更优选为1.10％以下。

[P：0.010％～0.100％]

P(磷)是提高钢板的强度的元素。为了获得所期望的强度，将P含量设定为0.010％以上。优选为0.015％以上，更优选为0.020％以上。

另一方面，若在钢中过量地含有P，则助长热轧或冷轧时的开裂，而且钢板的延展性及焊接性降低。因此，将P含量设定为0.100％以下。优选将P含量设定为0.080％以下。

[Cr：0.001％～0.500％]

Cr(铬)是提高钢板的强度的元素。为了获得所期望的强度，将Cr含量设定为0.001％以上。优选为0.050％以上。

另一方面，若Cr含量超过0.500％，则供于冷轧的钢板的强度增加，以高压下率进行冷轧时的冷轧载荷增大。此外，合金成本增大。因此，将Cr含量设定为0.500％以下。优选为0.350％以下。

[Si：0.200％以下]

Si(硅)是钢的脱氧元素，是对于提高钢板的强度而言有效的元素。然而，若Si含量变得超过0.200％，则生产时的氧化皮剥离性降低，变得容易在制品中产生表面缺陷。此外，以高压下率进行冷轧时的冷轧载荷增大，生产率降低。进而，钢板的焊接性及变形能力降低。因此，将Si含量限制为0.200％以下。优选为0.150％以下。

此外，为了可靠地获得钢的脱氧效果及强度的提高效果，也可以将Si含量设定为0.005％以上。

[S：0.020％以下]

S(硫)是杂质。若在钢中过量地含有S，则通过热轧而生成伸长的MnS，钢板的变形能力降低。因此，将S含量限制为0.020％以下。S含量优选少，因此也可以为0％，但若考虑现行的一般的精炼(包括二次精炼)，则也可以将S含量设定为0.002％以上。

[sol.Al：0.200％以下]

Al(铝)是钢的脱氧元素。然而，若sol.Al含量变得超过0.200％，则生产时的氧化皮剥离性降低，变得容易在制品中产生表面缺陷。此外，钢板的焊接性降低。因此，将sol.Al含量设定为0.200％以下。优选为0.150％以下。

此外，为了可靠地获得钢的脱氧效果，也可以将sol.Al含量设定为0.020％以上。

[N：0.0150％以下]

N(氮)是杂质，是降低钢板的变形能力的元素。因此，将N含量限制为0.0150％以下。N含量优选少，因此也可以为0％。然而，若考虑现行的一般的精炼(包括二次精炼)，则也可以将N含量设定为0.0005％以上。

本实施方式的钢板也可以含有上述的元素，剩余部分包括Fe及杂质。然而，为了提高各种特性，也可以含有以下所示的元素(任意元素)来代替Fe的一部分。为了降低合金成本，没有必要将这些任意元素有意图地添加到钢中，因此这些任意元素的含量的下限均为0％。所谓杂质是指在钢板的制造过程中从原料、或从其他的制造工序中无意图地包含的成分。

[Mo：0％～0.500％]

Mo(钼)是提高钢板的强度的元素。为了获得所期望的强度而根据需要含有。在获得上述效果的情况下，优选将Mo含量设定为0.001％以上。更优选设定为0.010％以上。

另一方面，若Mo含量超过0.500％，则有时钢板的变形能力降低。此外，合金成本增大。因此，将Mo含量设定为0.500％以下。优选为0.350％以下。

[B：0％～0.0100％]

B(硼)是将钢中的碳及氮固定而生成微细的碳氮化物的元素。微细的碳氮化物有助于钢的析出强化、组织控制、细粒强化等。因此，也可以根据需要含有B。在获得上述效果的情况下，优选将B含量设定为0.0001％以上。

另一方面，若B含量超过0.0100％，则不仅上述效果饱和，而且有时钢板的加工性(变形能力)降低。此外，通过含有B而供于冷轧的钢板的强度增加，因此以高压下率进行冷轧时的冷轧载荷增大。因此，在含有B的情况下，将B含量设定为0.0100％以下。

[Nb：0％～0.200％]

Nb(铌)是将钢中的碳及氮固定而生成微细的碳氮化物的元素。微细的Nb的碳氮化物有助于钢的析出强化、组织控制、细粒强化等。因此，也可以根据需要含有Nb。在获得上述效果的情况下，优选将Nb含量设定为0.001％以上。

另一方面，若Nb含量超过0.200％，则不仅上述效果饱和，而且供于冷轧的钢板的强度增加，以高压下率进行冷轧时的冷轧载荷增大。因此，在含有Nb的情况下，也将Nb含量设定为0.200％以下。

[Ti：0％～0.200％]

Ti(钛)是将钢中的碳及氮固定而生成微细的碳氮化物的元素。微细的碳氮化物有助于钢的析出强化、组织控制、细粒强化等。因此，也可以根据需要含有Ti。在获得上述效果的情况下，优选将Ti含量设定为0.001％以上。

另一方面，若Ti含量超过0.200％，则不仅上述效果饱和，而且供于冷轧的钢板的强度增加，以高压下率进行冷轧时的冷轧载荷增大。因此，在含有Ti的情况下，也将Ti含量设定为0.200％以下。

[Ni：0％～0.200％]

Ni(镍)是有助于钢板的强度的提高的元素。因此，也可以根据需要含有Ni。在获得上述效果的情况下，优选将Ni含量设定为0.001％以上。

另一方面，若Ni含量变得过量，则供于冷轧的钢板的强度增加，以高压下率进行冷轧时的冷轧载荷增大。此外，若过量地含有Ni，则合金成本增大。因此，在含有Ni的情况下，也将Ni含量设定为0.200％以下。

[Cu：0％～0.100％]

Cu(铜)是使奥氏体稳定化的元素，因此通过延迟从奥氏体向铁素体的相变，使晶粒微细化而有助于强度的提高。因此，也可以根据需要含有Cu。在获得上述效果的情况下，优选将Cu含量设定为0.001％以上。

另一方面，若Cu含量超过0.100％，则不仅上述效果饱和，而且供于冷轧的钢板的强度增加，以高压下率进行冷轧时的冷轧载荷增大。因此，在含有Cu的情况下，也将Cu含量设定为0.100％以下。

上述的钢板的化学组成只要通过一般的分析方法进行测定即可。例如，只要使用ICP-AES(Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrometry，电感耦合等离子体原子发射光谱法)进行测定即可。C及S只要使用燃烧-红外线吸收法进行测定即可，N只要使用不活泼气体熔化-热导率法进行测定即可。在钢板在表面具备镀层的情况下，只要通过机械磨削将表面的镀层除去后进行化学组成的分析即可。

＜关于表层区域的金属组织>

在本实施方式的钢板中，在将板厚设定为t时，将从表面起沿板厚方向至t/4为止的深度范围分成2个区域，将以表面作为始点且以深度方向上50μm的深度位置作为终点的深度范围设定为表层区域，将比表层区域更靠钢板的中心侧的范围设定为内部区域。需要说明的是，在钢板的板厚为0.20mm以下的情况下，将从表面起沿板厚方向至t/4为止的深度的区域定义为表层区域，将从t/4至t/2为止的深度的区域定义为内部区域。此外，在钢板的板厚超过0.40mm的情况下，内部区域优选设定为从表面起沿板厚方向超过50μm的位置～从表面起沿板厚方向为100μm的位置的范围。

本发明人们进行了研究，结果获知：成型时的表面凹凸的产生是通过起因于显微区域内的强度的不均匀的成型时的不均匀变形而产生的。获知：特别是关于表面的凹凸的产生，表层区域的金属组织的影响大。因此，在本实施方式的钢板中，如以下那样控制表层区域的金属组织。

[以体积分率计包含90％以上的铁素体]

若表层区域中的铁素体的体积分率低于90％，则钢板的成型后的表面品位变得容易劣化。因此，将铁素体的体积分率设定为90％以上。优选为95％以上、或98％以上。表层区域的金属组织也可以全部为铁素体，因此也可以将上限设定为100％。

表层区域中的剩余部分组织例如为珠光体、贝氏体、马氏体、回火马氏体中的任1种以上。在表层区域中的铁素体的体积分率为100％的情况下，这些剩余部分组织的体积分率为0％。

表层区域中的铁素体的体积分率通过以下的方法来求出。

从钢板的板宽W的W/4位置或3W/4位置(即，距离钢板的任一宽度方向端部在宽度方向上为W/4的位置)采集金属组织(显微组织)观察用的试样(尺寸大概为在轧制方向上20mm×在宽度方向上20mm×钢板的厚度)，使用光学显微镜进行距离表面为板厚1/4厚处的金属组织(显微组织)的观察，算出从钢板的表面(在存在镀覆的情况下将镀层除去后的表面)至50μm为止的铁素体的面积分率。作为试样的调整，以轧制直角方向(与轧制方向成直角的方向)的板厚截面作为观察面进行研磨，利用LePera试剂进行侵蚀。

根据倍率为500倍的光学显微镜照片将“显微组织”分类。若在LePera腐蚀后进行光学显微镜观察，则例如贝氏体以黑色、马氏体(包括回火马氏体)以白色、铁素体以灰色这样各组织被颜色区分而观察到，因此能够容易地进行铁素体与除其以外的硬质组织的判别。

在经LePera试剂侵蚀后的钢板的表面～从表面起沿板厚方向为板厚的1/4的位置的区域中以500倍的倍率进行10个视场观察，指定所得到的光学显微镜照片的从钢板的表面至50μm的区域部分，使用Adobe公司制“Photoshop CS5”的图像解析软件进行图像解析，求出铁素体的面积分率。作为图像解析方法，例如由图像取得图像的最大亮度值L_max和最小亮度值L_min，将具有亮度从L_max－0.3×(L_max－L_min)至L_max为止的像素的部分定义为白色区域，将具有从L_min至L_min+0.3×(L_max－L_min)的像素的部分定义为黑色区域，将除此以外的部分定义为灰色区域，算出作为灰色区域的铁素体的面积分率。由于在铁素体面积率为100％的情况下观察不到白色区域，因此在成为整面灰色区域的情况下，将铁素体分率设定为100％。对于合计10个部位的观察视场，与上述同样地进行图像解析而测定铁素体的面积分率，将它们的面积分率平均而算出平均值。将其平均值设定为表层区域中的铁素体的体积分率。

在钢板的板厚为0.20mm以下的情况下，对于从表面起沿板厚方向至t/4为止的深度的区域进行上述的组织观察。

[铁素体的平均晶体粒径为1.0～15.0μm]

若铁素体的平均晶体粒径超过15.0μm，则成型后的外观降低。因此，将表层区域中的铁素体的平均晶体粒径设定为15.0μm以下。优选设定为12.0μm以下。

另一方面，铁素体的平均晶体粒径低于1.0μm时，具有铁素体的{001}取向的粒子变得容易凝聚而生成。即使具有铁素体的{001}取向的各个粒子小，若这些粒子凝聚而生成，则由于变形集中于凝聚的部分，因此成型后的外观也降低。因此，将表层区域中的铁素体的平均粒径设定为1.0μm以上。优选为3.0μm以上，更优选为6.0μm以上。

表层区域中的铁素体的平均晶体粒径可以通过以下的方法来求出。

与上述同样地在经LePera试剂侵蚀的钢板的表面～从表面起沿板厚方向为板厚的1/4的位置为止的区域以500倍的倍率进行10个视场观察，选择光学显微镜照片的从钢板的表面至50μm×200μm的区域，使用Adobe公司制“Photoshop CS5”的图像解析软件与上述同样地进行图像解析，分别算出铁素体所占的面积分率和铁素体的粒子数。将它们合计，通过将铁素体所占的面积分率除以铁素体的粒子数，算出铁素体的每个粒子的平均面积分率。由该平均面积分率和粒子数，算出当量圆直径，将所得到的当量圆直径设定为铁素体的平均晶体粒径。在钢板的板厚为0.20mm以下的情况下，选择光学显微镜照片中的从钢板的表面至t/4为止×200μm的区域，进行图像解析。

[包含铁素体的{001}取向与{111}取向的强度比X_{ODF{001}/{111}，S}为0.30以上且低于3.50的织构]

通过在表层区域中，包含铁素体的{001}取向与{111}取向的强度比(X射线随机强度比的最大值之比)即X_{ODF{001}/{111}，S}为0.30以上且低于3.50的织构，钢板的成型后的外观提高。其理由并不清楚，但认为是由于通过铁素体的存在形态与晶体取向分布的相互作用，抑制表面中的不均匀变形。

若X_{ODF{001}/{111}，S}低于0.30，则容易起因于材料的每个晶体的取向分布和强度差而产生不均匀变形，向铁素体的{001}附近取向的变形集中变得显著。另一方面，X_{ODF{001}/{111}，S}变得超过3.50，也容易起因于材料的每个晶体的取向分布和强度差而产生不均匀变形，钢板表面的凹凸变得容易发达。

表层区域的铁素体的{001}取向与{111}取向的强度比X_{ODF{001}/{111}，S}可以使用EBSD(Electron Back Scattering Diffraction，电子背散射衍射)法通过以下的方法来求出。

对于供于EBSD法的试样，将钢板通过机械磨削而研磨，接着，通过化学研磨或电解研磨等而除去应变，同时按照包含表面～从表面起沿板厚方向为板厚的1/4的位置为止的范围的板厚方向截面成为测定面的方式调整试样，测定织构。关于板宽方向的试样采集位置，在W/4或3W/4的板宽位置(与钢板的端面仅相距钢板的板宽的1/4的距离的位置)附近采集试样。

对试样的钢板的表面～从表面起沿板厚方向为50μm为止的区域以0.5μm以下的间距通过EBSD法测定晶体取向分布。需要说明的是，在钢板的板厚为0.20mm以下的情况下，对从表面起沿板厚方向至t/4为止的深度的区域进行测定。使用能够以EBSP-OIM(注册商标、Electron Back Scatter Diffraction Pattern-Orientation Image Microscopy，电子背散射衍射图案-取向图像显微镜)分析的IQ(Image Quality，图像质量)值映射，抽出铁素体。铁素体由于具有IQ值大的特征，因此通过该方法能够简易地与其他的金属组织进行区别。按照通过上述的利用LePera腐蚀的显微组织观察而算出的铁素体的面积分率与以IQ值为基准而算出的铁素体的面积分率一致的方式，设定IQ值的阈值。

得到使用所抽出的铁素体的晶体取向而计算得到的三维织构(ODF：OrientationDistribution Functions)表示的φ2＝45°截面中的{001}取向组的X射线随机强度比的最大值与{111}取向组(γ-fiber)的X射线随机强度比的最大值之比({001}取向组的X射线随机强度比的最大值/{111}取向组(γ-fiber)的X射线随机强度比的最大值)即X_{ODF{001}/{111}，S}。X射线随机强度比是在相同条件下通过X射线衍射法等来测定不具有向特定的取向的集中的标准试样的衍射强度和供试材的衍射强度，将所得到的供试材的衍射强度除以标准试样的衍射强度而得到的数值。例如，以70％以上的高压下率将钢板进行轧制、退火的情况下，织构发达，{111}取向组(γ-fiber)的X射线随机强度变大。

这里，{hkl}表示通过上述的方法来采集试样时板面的法线方向与＜hkl>平行。晶体的取向以(hkl)或{hkl}来表示通常与板面垂直的取向。{hkl}是等价的面的总称，(hkl)是指各个晶体面。即，在本实施方式中，由于以体心立方结构(bcc结构)作为对象，因此例如(111)、(-111)、(1-11)、(11-1)、(-1-11)、(-11-1)、(1-1-1)、(-1-1-1)的各面等价，无法进行区别。这样的情况下，将这些取向总称为{111}取向组。ODF表示由于也被用于其他的对称性低的晶体结构的取向表示，因此在ODF表示中一般以(hkl)[uvw]来表示各个取向，但在本实施方式中，着眼于得到了板面的法线方向取向对成型后的凹凸的发达给予较大影响的认识的法线方向取向{hkl}。{hkl}与(hkl)含义相同。

在制品具有镀层的钢板的情况下，将除去镀层后的钢板的表面定义为表层区域的起点。

＜关于内部区域的金属组织>

在本实施方式的钢板中，优选如上述那样控制表层区域的金属组织，并且对于从表面起沿板厚方向超过50μm的位置～从表面起沿板厚方向为板厚的1/4的位置(将板厚设定为t的情况下：t/4)为止的范围(在钢板的板厚为0.20mm以下的情况下，为从t/4位置至t/2位置为止的范围)的内部区域的金属组织也进行控制。

[包含铁素体的{001}取向与{111}取向的强度比X_{ODF{001}/{111}，I}为0.001以上且低于1.00的织构]

通过在内部区域中，包含铁素体的{001}取向与{111}取向的强度比(X射线随机强度比的最大值之比)即X_{ODF{001}/{111}，I}为0.001以上且低于1.00的织构，能够进一步提高钢板的成型后的外观，因此优选。

[强度比X_{ODF{001}/{111}，S}与强度比X_{ODF{001}/{111}，I}满足(1)式(－0.20＜X_{ODF{001}/{111}，S}－X_{ODF{001}/{111}，I}＜0.40)，表层区域的铁素体的平均晶体粒径小于内部区域的铁素体的平均晶体粒径]

若表层区域的铁素体的强度比X_{ODF{001}/{111}，S}与内部区域的铁素体的强度比X_{ODF{001}/{111}，I}满足下述(1)式，并且表层区域的铁素体的平均晶体粒径小于内部区域的铁素体的平均晶体粒径，则在表层区域中不均匀变形更加得以抑制，因此优选。

－0.20＜X_{ODF{001}/{111}，S}－X_{ODF{001}/{111}，I}＜0.40(1)

内部区域中的平均晶体粒径可以通过使用经LePera试剂侵蚀后的钢板，选择试样的从表面起沿板厚方向超过50μm的位置～从表面起沿板厚方向为板厚的1/4的位置为止的范围，通过与表层区域同样的方法进行解析而获得。

此外，关于内部区域中的铁素体的织构，也可以通过使用上述的EBSD法，选择试样的从表面起沿板厚方向超过50μm的位置～从表面起沿板厚方向为板厚的1/4的位置为止的范围，通过与表层区域同样的方法进行解析而获得。

在钢板的板厚为0.20mm以下的情况下，选择从t/4位置至t/2位置为止的范围进行解析。

＜关于板厚>

本实施方式的钢板的板厚没有特别限定。然而，在应用于外板构件的情况下，板厚超过0.55mm时，对构件的轻量化的贡献小。此外，板厚低于0.12mm，有时刚性成为问题。因此，板厚优选为0.12～0.55mm。

钢板的板厚通过从钢板卷材的长度方向的端部对板进行采样，进一步从距离端部在板宽方向上为300mm的位置取得板厚测定用的样品，用千分尺进行测量而获得。

＜关于镀层>

在本实施方式的钢板中，也可以在表面具有镀层。通过在表面具有镀层，耐蚀性提高，因此优选。

作为适用的镀覆，没有特别限定，可例示出热浸镀锌、合金化热浸镀锌、电镀锌、镀Zn-Ni(电镀合金锌)、镀Sn、镀Al-Si、合金化电镀锌、热浸镀锌-铝合金、热浸镀锌-铝-镁合金、热浸镀锌-铝-镁合金-Si钢板、锌蒸镀Al等。

＜关于制造方法>

接下来，对本实施方式的钢板的优选的制造方法进行说明。本实施方式的钢板不论制造方法如何，只要具有上述的特征，就可得到其效果。然而，根据以下的方法能够稳定地制造，因此优选。

具体而言，本实施方式的钢板可以通过包括以下的工序(i)～(vi)的制造方法来制造。

(i)将具有上述的化学组成的钢坯加热至1000℃以上的加热工序；

(ii)将钢坯按照轧制结束温度成为950℃以下的方式进行热轧而得到热轧钢板的热轧工序；

(iii)对热轧工序后的热轧钢板按照表面中的残余应力即σ_s以绝对值计成为100～250MPa的方式赋予应力的应力赋予工序；

(iv)对应力赋予工序后的热轧钢板进行累积压下率即R_CR为70～90％的冷轧而得到冷轧钢板的冷轧工序；

(v)对冷轧钢板进行按照300℃～满足下述(2)式的均热温度T1℃为止的平均加热速度成为1.5～10.0℃/秒的方式加热后、在均热温度T1℃下保持30～150秒的退火的退火工序；

Ac₁+550－25×ln(σ_s)－4.5×R_CR≤T1≤Ac₁+550－25×ln(σ_s)－4×R_CR (2)

(其中，上述式(2)中的上述Ac₁通过式(3)(Ac₁＝723－10.7×Mn－16.9×Ni+29.1×Si+16.9×Cr)来表示。)

(vi)将退火工序后的冷轧钢板按照均热温度T1℃～650℃为止的平均冷却速度成为1.0～10.0℃/秒的方式冷却至550～650℃的温度区域后，按照平均冷却速度成为5～500℃/秒的方式冷却至200～490℃的温度区域的冷却工序。

此外，为了获得微量地存在的硬质相的回火效果，也可以设定为进一步包括以下的工序的制造方法。

(vii)将冷却工序后的上述冷轧钢板在200～490℃的温度区域中保持30～600秒的保持工序。

以下，对各工序进行说明。

[加热工序]

在加热工序中，将具有规定的化学组成的钢坯在轧制之前加热至1000℃以上。若加热温度低于1000℃，则在接下来的热轧中轧制反作用力增加，无法进行充分的热轧，有时得不到作为目标的制品厚。或者，有时因板形状恶化而变得无法卷取。

对于加热温度的上限，没有必要限定，但将加热温度过度地设定为高温在经济上不优选。由此，钢坯加热温度优选设定为低于1300℃。此外，对于供于加热工序的钢坯没有限定。例如，可以使用利用转炉或电炉等将上述化学组成的钢水进行熔炼并通过连续铸造法而制造的钢坯。代替连续铸造法，也可以采用铸锭法、薄板坯铸造法等。

[热轧工序]

在热轧工序中，将通过加热工序而加热至1000℃以上的钢坯进行热轧，卷取而得到热轧钢板。

若轧制结束温度超过950℃，则热轧钢板的平均晶体粒径变得过大。这种情况下，最终的制品板的平均晶体粒径也变大，成为屈服强度的降低及成型后的表面品位的劣化的原因，因此不优选。因此，将轧制结束温度设定为950℃以下。

此外，为了将钢板的晶体粒径微细化而提高表面品位，优选将精轧开始温度设定为900℃以下。更优选为850℃以下。此外，从降低热轧时的轧制载荷的方面考虑，轧制开始温度优选为700℃以上，更优选为750℃以上。

若热轧工序中的温度变化(精轧结束温度-精轧开始温度)为+5℃以上，则通过热轧工序的加工发热而促进再结晶，晶粒被微细化，因此优选。

此外，为了使晶粒微细化，卷取工序中的卷取温度优选为750℃以下，更优选为650℃以下。此外，从降低供于冷轧的钢板的强度的方面考虑，卷取温度优选为450℃以上，更优选为500℃以上。

[应力赋予工序]

在应力赋予工序中，对于热轧后的热轧钢板，按照表面中的残余应力即σ_s以绝对值计成为100～250MPa的方式赋予应力。例如，可以通过在热轧、或酸洗后使用表层磨削刷对热轧钢板进行磨削而赋予应力。此时，只要使磨削刷与钢板表面的接触压发生变化，使用便携型X射线残余应力测定装置，联机测量表层残余应力，按照成为上述范围内的方式进行控制即可。通过在对表面按照成为上述范围内的方式赋予了残余应力的状态下进行冷轧、退火、冷却，可得到含有具有所期望的织构的铁素体的钢板。

若残余应力σ_s低于100MPa、或超过250MPa，则在接下来进行的冷轧、退火及冷却之后无法获得所期望的织构。此外，不在热轧后而在冷轧后赋予残余应力的情况下，由于残余应力在板厚方向上较宽地分布，因此无法仅在材料的表层获得所期望的金属组织。

对于对热轧钢板的表面赋予残余应力的方法，并不限定于上述的磨削刷，例如还有进行喷丸或机械加工等表面磨削的方法等。但是，在喷丸的情况下，有可能因投射材的碰撞在表面产生微细的凹凸、或者因投射材的咬入在接下来的冷轧等中产生瑕疵。因此，优选通过利用刷的磨削来赋予应力。

此外，就表面光轧那样的利用辊的压下而言，变成对钢板的厚度方向整体赋予应力，无法仅在材料的表层中获得所期望的硬质相分布和织构。

应力赋予工序优选在钢板温度为40～500℃下进行。通过在该温度区域中进行，能够对成为表层区域的范围高效地赋予残余应力，能够抑制热轧钢板的因残余应力而引起的开裂。

[冷轧工序]

在冷轧工序中，进行累积压下率即R_CR为70～90％的冷轧而得到冷轧钢板。通过将赋予了规定的残余应力的热轧钢板以上述的累积压下率进行冷轧，在退火、冷却后可得到具有所期望的织构的铁素体。

累积压下率R_CR低于70％时，由于冷轧钢板的织构不充分发达，因此在退火后无法获得所期望的织构。此外，累积压下率R_CR超过90％时，冷轧钢板的织构过度发达，在退火后无法获得所期望的织构。此外，轧制载荷增大，板宽方向的材质的均匀性降低。进而，生产的稳定性也降低。因此，将冷轧中的累积压下率R_CR设定为70～90％。

[退火工序]

在退火工序中，以与Ac₁、应力赋予工序中赋予的残余应力及冷轧工序中的累积压下率R_CR相应的平均加热速度将冷轧钢板加热至均热温度T1℃后，以与Ac₁、应力赋予工序中赋予的残余应力及冷轧工序中的累积压下率R_CR相应的均热温度进行保持。

具体而言，在退火工序中，对冷轧钢板进行按照300℃～满足下述(2)式的均热温度T1℃为止的平均加热速度成为1.5～10.0℃/秒的方式加热后、在均热温度T1℃下保持30～150秒的退火。

Ac₁+550－25×ln(σ_s)－4.5×R_CR≤T1≤Ac₁+550－25×ln(σ_s)－4×R_CR (2)

其中，上述式(2)中的上述Ac₁通过下述式(3)来表示。下述式(3)中的元素符号为该元素的以质量％计的含量，不包含该元素的情况下代入0。

Ac₁＝723－10.7×Mn－16.9×Ni+29.1×Si+16.9×Cr (3)

平均加热速度低于1.5℃/秒时，加热需要时间，生产率降低，因此不优选。此外，平均加热速度超过10.0℃/秒时，板宽方向的温度的均匀性降低，因此不优选。

此外，若均热温度T1低于式(2)的左边，则铁素体的再结晶及从铁素体向奥氏体的逆相变不会充分进行，无法获得所期望的织构。此外，由于因未再结晶粒与再结晶粒的强度差而助长成型时的不均匀变形，因此不优选。另一方面，若均热温度T1高于式(2)的右边，则虽然铁素体的再结晶及从铁素体向奥氏体的逆相变充分进行，但晶粒粗大化，无法获得所期望的织构，因此不优选。

平均加热速度通过(加热结束温度－加热开始温度)/(加热时间)而求出。

[冷却工序]

在冷却工序中，将退火工序中的均热后的冷轧钢板进行冷却。在冷却时，按照均热温度T1℃～650℃为止的平均冷却速度成为1.0～10.0℃/秒的方式冷却至550～650℃的温度区域后，进一步按照平均冷却速度成为5～500℃/秒的方式冷却至200～490℃的温度区域为止。

若T1℃～650℃为止的平均冷却速度低于1.0℃/秒，则在表层区域中无法获得所期望的金属组织。另一方面，若平均冷却速度超过10.0℃，则铁素体相变不会充分进行，无法获得铁素体的所期望的体积分率。

此外，若冷却至550～650℃的温度区域后的从该温度区域至200～490℃的温度区域为止的平均冷却速度低于5℃/秒，则在铁素体中无法获得所期望的织构。另一方面，设定为超过500℃/秒在设备制约上是困难的，因此将上限设定为500℃/秒。

平均冷却速度通过(冷却开始温度－冷却结束温度)/(冷却时间)而求出。

[保持工序]

对于冷却至200～490℃后的冷轧钢板，也可以在该温度区域中保持30～600秒。

通过在该温度区域中保持规定时间，可得到微量地存在的硬质相的回火效果，因此优选。

冷却至200～490℃后的冷轧钢板、或保持工序后的冷轧钢板只要以10℃/秒以上冷却至室温即可。

也可以对通过上述的方法而得到的冷轧钢板进一步进行在表面形成镀层的镀覆工序。作为镀覆工序，例如可列举出以下那样的工序。

[电镀工序]

[合金化工序]

对于冷却工序后或保持工序后的冷轧钢板，也可以进行电镀而在表面形成电镀层。对于电镀方法没有特别限定。只要根据所要求的特性(耐蚀性或密合性等)来决定条件即可。

此外，也可以将电镀后的冷轧钢板加热而将镀覆金属合金化。

[热浸镀锌工序]

[合金化工序]

对于冷却工序后或保持工序后的冷轧钢板，也可以进行热浸镀锌而在表面形成热浸镀锌层。对于热浸镀锌法没有特别限定。只要根据所要求的特性(耐蚀性或密合性等)来决定条件即可。

此外，也可以对热浸镀锌后的冷轧钢板进行热处理而将镀层合金化。在进行合金化的情况下，优选将冷轧钢板在400～600℃的温度范围内进行3～60秒的热处理。

根据上述的制造方法，能够获得本实施方式的钢板。

实施例

接下来，对本发明的实施例进行说明。实施例中的条件是为了确认本发明的可实施性及效果而采用的一条件例，本发明并不限定于该一条件例。只要不脱离本发明的主旨、达成本发明的目的，则本发明可采用各种条件。

将具有表1的钢坯No.A～T中所示的化学组成的钢进行熔炼，通过连续铸造而制造厚度为240～300mm的板坯。将所得到的板坯加热至表中所示的温度。将加热后的板坯以表2中所示那样的条件进行热轧，进行了卷取。

之后，将卷材开卷，对热轧钢板进行了应力赋予。此时，使用表2中所示的加工温度(钢板温度)便携型X射线残余应力测定装置，一边联机测量表层残余应力，一边按照成为表2中所示的残余应力σ_s的方式使磨削刷与钢板表面的接触压发生变化。之后，以表2中所示的累积压下率R_CR进行冷轧而得到钢板A1～T1。

表2的“热轧工序温度变化”表示热轧工序中的温度变化(精轧结束温度-精轧开始温度)。此外，在表2中，在未进行应力赋予工序的例子(“钢板温度”的栏中记入了“*1”的例子)中记入了残余应力σ_s，但认为该残余应力σ_s是因钢板冷却时的冷却速度的不均匀而产生的残余应力。

之后，以表3A及表3B中所示的条件进行退火及冷却，一部分钢板进一步在200～490℃下保持30～600秒。在冷却或保持后，放冷至室温。之后，对于一部分钢板，进行各种镀覆，在表面形成了镀层。在表3A及表3B中，CR表示未镀覆，GI表示进行了热浸镀锌，GA表示进行了合金化热浸镀锌，EG表示进行了电镀，EGA表示进行了合金化电镀锌，Sn、Zn-Al-Mg、Al-Si等表示进行了包含这些元素的镀覆。此外，表3A及表3B中的磷酸盐处理EG表示进行了磷酸盐处理电镀锌，润滑处理GA表示进行了润滑处理合金化热浸镀锌。

对于所得到的制品板No.A1a～T1a，通过上述的方法进行了表层区域、内部区域的金属组织观察、X_{ODF{001}/{111}，S}、X_{ODF{001}/{111}，I}及板厚的测定。将结果示于表4A及表4B中。

[抗拉强度评价]

对于所得到的制品板，使用相对于轧制方向沿垂直方向切出的JIS5号试验片，依据JIS Z 2241进行拉伸试验，求出抗拉强度。其结果是，全部的发明例的制品板的抗拉强度为340MPa以上。

[钢板的表面性状评价]

此外，对于所制造的制品板，进行了钢板的表面性状评价。

具体而言，通过目视来观察所制造的钢板的表面，对表面性状进行了评价。钢板的表面性状的评价基准设定为如下所述。

A：无花纹产生(更优选可作为外装材来利用)

B：可容许的微小的花纹产生(可作为外装材来利用)

C：无法容许的花纹产生(可作为部件来利用，但不可作为外装材)

D：显著的花纹缺陷(无法作为部件来利用)

[钢板的成型试验]

对于所制造的制品板，进行了成型试验。

关于成型，对于测定了上述的表面性状的钢板，使用深拉深试验机、φ50mm的圆筒冲头、及φ54mm的圆筒冲模，通过利用Marciniak法的圆筒拉深成型试验沿轧制宽度方向给予了10％的塑性应变。

由通过成型而变形的部分制成轧制宽度方向100mm×轧制方向50mm的试验片，依据JIS B0633(2001)标准，与轧制方向成直角方向地测量JIS B0601(2001)中规定的截面曲线的算术平均高度Pa。需要说明的是，评价以通过成型而变形的部分来进行，评价长度设定为30mm。

此外，在所成型的成型品的平坦部，制成轧制宽度方向100mm×轧制方向50mm的试验片，依据JIS B0633(2001)标准，与轧制方向成直角方向地测量JIS B0601(2001)中规定的截面曲线的算术平均高度Pa。评价长度设定为30mm。

使用成型品的Pa、上述测定试验中得到的钢板的Pa来算出粗糙度增加量ΔPa(ΔPa＝成型品的Pa－钢板的Pa)。

基于ΔPa，对钢板的成型后的表面性状进行了评价。评价基准设定为如下所述。

A：ΔPa≤0.25μm(更优选可作为外装材来利用)

B：0.25μm＜ΔPa≤0.35μm(可作为外装材来利用)

C：0.35μm＜ΔPa≤0.55μm(可作为部件来利用，但不可作为外装材)

D：0.55μm＜ΔPa(无法作为部件来利用)

[综合评价]

表面性状的综合评价基准将上述2个评价(钢板的表面性状评价、成型后表面性状评价)中评分低的一侧设定为综合评价。综合评价为C或D的情况下，设定为无法作为外装材或部件来使用而判定为不合格。

A：更优选可作为外装材来利用。

B：可作为外装材来利用。

C：不可作为外装材。

D：无法作为部件来利用。

将以上的试验结果示于表4A及表4B中。

表2

下划线表示为本发明的范围外。

*1表示未进行应力赋予工序。

如表1～表4B中所示的那样，就化学组成、表层区域的金属组织及X_{ODF{001}/{111}，S}在本发明的范围内的例子(实施例)而言，综合评价成为A或B，抑制了钢板的阶段、及加工后的表面凹凸的形成。另一方面，关于化学组成、表层区域的金属组织及X_{ODF{001}/{111}，S}中的任一个以上脱离本发明范围的例子(比较例)，在钢板的阶段或成型后，产生花纹或产生凹凸，为无法作为外装材或部件来使用的状态。

图1是表示本实施例中得到的成型后的表面性状与织构参数的关系的图。图1的■标绘是表层区域的铁素体的平均晶体粒径超过15.0μm的例子。

若观察图1，则获知织构参数为本发明的范围内(铁素体的{001}取向与{111}取向的强度比X_{ODF{001}/{111}，S}为0.30以上且低于3.50)的例子成型后的表面性状优异。

产业上的可利用性

就本发明的上述方案的钢板而言，能够制造成型性优异、并且即使在因压制变形而产生的各种变形后也可抑制表面凹凸的产生的高强度钢板。因此，产业上可利用性高。