CN108368562B - 成形品的制造方法及成形品 - Google Patents

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Abstract

一种成形品的制造方法，对具有bcc结构、且在金属板的表面满足下述(a)或(b)的条件的金属板，实施产生平面应变拉伸变形及双轴拉伸变形、并且上述金属板的至少一部分的板厚减少率为10％以上且30％以下的成形加工，制造成形品。(a)相对于与上述金属板的表面平行的{001}面具有15°以内的结晶方位的晶粒的面积分率为0.20以上且0.35以下。(b)相对于与上述金属板的表面平行的{001}面具有15°以内的结晶方位的晶粒的面积分率为0.45以下，并且平均结晶粒径为15μm以下。此外，一种成形品，其满足上述(a)或(b)的条件。

Description

成形品的制造方法及成形品
技术领域
本公开涉及成形品的制造方法及成形品。
背景技术
近年来，在汽车、飞机、船舶、建筑材料、家电制品等领域，为了响 应用户的需求，设计性逐渐受到重视。因此，特别是外装构件的形状存在 复杂化的倾向。但是，为了由金属板成形出复杂形状的成形品，必须对金 属板给予大的应变，但存在伴随加工量的增加在成形品表面容易产生微细 的凹凸，表面粗糙而损害外观上的美观这样的问题。
例如在专利文献1中公开了涉及凹凸的条纹花样与轧制方向平行地出 现(起皱)的内容。具体而言，专利文献1中公开了下面的内容。控制成 形加工视为以轧制宽度方向作为主应变方向的平面应变变形时的平均泰勒 (Taylor)因子，从而得到抗起皱性优异的成形加工用铝合金轧制板。由织 构中存在的全部结晶方位算出的平均泰勒因子与抗起皱性有很大关系。通 过按照平均泰勒因子的值满足特定的条件的方式控制织构，可以使抗起皱性可靠并且稳定地提高。
专利文献1：日本专利第5683193号
发明内容
发明所要解决的问题
但是，专利文献1中，仅示出了在产生以轧制宽度方向作为主应变方 向的单轴拉伸变形的金属板的成形加工中抑制起皱。并且，关于深冲成形、 鼓凸成形等产生平面应变拉伸变形及双轴拉伸变形的金属板的成形加工未 作任何考虑。
另一方面，在深冲成形、鼓凸成形等产生平面应变拉伸变形及双轴拉 伸变形的金属板的成形加工中，也要求制造近年来的复杂形状的成形品。 但是，现状是若以大的加工量(金属板的板厚减少率为10％以上的加工量) 将金属板进行成形加工，则产生在成形品的表面凹凸发达，表面粗糙而损 害外观上的美观这样的问题。此外，现状是同样地在仅产生平面应变拉伸 变形的金属板的成形加工中，也产生同样的问题。
由于上述理由，例如以往的汽车的罩板的制品是将对制品面赋予的应 变量限制为金属板的板厚减少率变得低于10％的加工量而生产的。即，为 了避免产生表面粗糙，加工条件存在制约。然而，要求更复杂的汽车的罩 板制品形状，期待能够兼顾成形加工时的金属板的板厚减少率为10％以上 与抑制表面粗糙的方法。
于是，本公开的一方式的课题鉴于上述情况，提供一种成形品的制造 方法，其即使在对具有bcc结构的金属板，实施产生平面应变拉伸变形或 者产生平面应变拉伸变形及双轴拉伸变形、并且金属板的至少一部分的板 厚减少率变成10％以上且30％以下的成形加工时，也可得到表面粗糙的产 生被抑制且设计性优异的成形品。
此外，另一本公开的一方式的课题是提供一种成形品，其是具有bcc 结构、且产生了平面应变拉伸变形或者产生了平面应变拉伸变形及双轴拉 伸变形的形状的金属板的成形品，即使是将成形品的最大板厚设为D1，将 成形品的最小板厚设为D2时，满足式：10≤(D1-D2)/D1×100≤30的条 件，或者将成形品的最大硬度设为H1，将成形品的最小硬度设为H2时， 满足式：15≤(H1-H2)/H1×100≤40的条件的成形品，表面粗糙的产生也 被抑制，设计性优异。
用于解决问题的手段
发明人们为了制造近年来的形状复杂的成形品，调查了以大的加工量 (金属板的板厚减少率为10％以上的加工量)将金属板进行成形加工时的 表面性状。其结果是，发明人们得到了下面的见解。在平面应变拉伸变形 及双轴拉伸变形下，相对于与具有bcc结构的金属板的表面平行的{001}面 具有15°以内的结晶方位的晶粒优先变形，凹凸发达。于是，发明人们着眼 于相对于与金属板的表面平行的{001}面具有15°以内的结晶方位的晶粒的 面积分率及平均结晶粒径。其结果是，发明人们发现，通过这些晶粒的面 积分率及平均结晶粒径，抑制凹凸的发达，可得到表面粗糙的产生被抑制 且设计性优异的成形品。
进而，发明人们得到了下面的见解。在平面应变拉伸变形、或平面应 变拉伸变形及双轴拉伸变形下，除相对于与具有bcc结构的金属板的表面 平行的{111}面具有15°以内的结晶方位的晶粒之外的晶粒优先变形，凹凸 发达。于是，发明人们着眼于除相对于与金属板的表面平行的{111}面具有 15°以内的结晶方位的晶粒之外的晶粒的面积分率。其结果是，发明人们发 现，通过这些晶粒的面积分率，抑制凹凸的发达，可得到表面粗糙的产生被抑制且设计性优异的成形品。
本公开的主旨如下所述。
＜1>
一种成形品的制造方法，其对具有bcc结构、且在金属板的表面满足 下述(a)或(b)的条件的金属板，实施产生平面应变拉伸变形及双轴拉 伸变形、并且上述金属板的至少一部分的板厚减少率为10％以上且30％以 下的成形加工，制造成形品。
(a)相对于与上述金属板的表面平行的{001}面具有15°以内的结晶方 位的晶粒的面积分率为0.20以上且0.35以下。
(b)相对于与上述金属板的表面平行的{001}面具有15°以内的结晶方 位的晶粒的面积分率为0.45以下，并且平均结晶粒径为15μm以下。
＜2>
一种成形品的制造方法，其对具有bcc结构、且在金属板的表面满足 下述(A)或(B)的条件的金属板，实施产生平面应变拉伸变形或者产生 平面应变拉伸变形及双轴拉伸变形、并且上述金属板的至少一部分的板厚 减少率为10％以上且30％以下的成形加工，制造成形品。
(A)除相对于与上述金属板的表面平行的{111}面具有15°以内的结 晶方位的晶粒之外的晶粒的面积分率为0.25以上且0.55以下。
(B)除相对于与上述金属板的表面平行的{111}面具有15°以内的结晶 方位的晶粒之外的晶粒的面积分率为0.55以下，并且平均结晶粒径为15μm 以下。
＜3>
根据＜1>或＜2>所述的成形品的制造方法，其中，上述金属板为钢板。
＜4>
根据＜1>～＜3>中任一项所述的成形品的制造方法，其中，上述金属板 为金属组织的铁素体分率为50％以上的铁素体系钢板。
＜5>
一种成形品，其是具有bcc结构、且产生了平面应变拉伸变形及双轴 拉伸变形的形状的金属板的成形品，
在将成形品的最大板厚设为D1，将成形品的最小板厚设为D2时，满 足式：10≤(D1-D2)/D1×100≤30的条件，
并且在成形品的表面满足下述(c)或(d)的条件。
(c)相对于与上述成形品的表面平行的{001}面具有15°以内的结晶方 位的晶粒的面积分率为0.20以上且0.35以下。
(d)相对于与上述成形品的表面平行的{001}面具有15°以内的结晶方 位的晶粒的面积分率为0.45以下，并且平均结晶粒径为15μm以下。
＜6>
一种成形品，其是具有bcc结构、且产生了平面应变拉伸变形或者产 生了平面应变拉伸变形及双轴拉伸变形的形状的金属板的成形品，
在将成形品的最大板厚设为D1，将成形品的最小板厚设为D2时，满 足式：10≤(D1-D2)/D1×100≤30的条件，
并且在成形品的表面满足下述(C)或(D)的条件。
(C)除相对于与上述成形品的表面平行的{111}面具有15°以内的结 晶方位的晶粒之外的晶粒的面积分率为0.25以上且0.55以下。
(D)除相对于与上述成形品的表面平行的{111}面具有15°以内的结 晶方位的晶粒之外的晶粒的面积分率为0.55以下，并且平均结晶粒径为 15μm以下。
＜7>
根据＜5>或＜6>所述的成形品，其中，上述金属板为钢板。
＜8>
根据＜5>～＜7>中任一项所述的成形品，其中，上述金属板为金属组织 的铁素体分率为50％以上的铁素体系钢板。
＜9>
一种成形品，其是具有bcc结构、且产生了平面应变拉伸变形及双轴 拉伸变形的形状的金属板的成形品，
在将成形品的最大硬度设为H1，将成形品的最小硬度设为H2时，满 足式：15≤(H1-H2)/H1×100≤40的条件，
并且在成形品的表面满足下述(c)或(d)的条件。
(c)相对于与上述成形品的表面平行的{001}面具有15°以内的结晶方 位的晶粒的面积分率为0.20以上且0.35以下。
(d)相对于与上述成形品的表面平行的{001}面具有15°以内的结晶方 位的晶粒的面积分率为0.45以下，并且平均结晶粒径为15μm以下。
＜10>
一种成形品，其是具有bcc结构、且产生了平面应变拉伸变形或者产 生了平面应变拉伸变形及双轴拉伸变形的形状的金属板的成形品，
在将成形品的最大硬度设为H1，将成形品的最小硬度设为H2时，满 足式：15≤(H1-H2)/H1×100≤40的条件，
并且在成形品的表面满足下述(C)或(D)的条件。
(C)除相对于与上述成形品的表面平行的{111}面具有15°以内的结 晶方位的晶粒之外的晶粒的面积分率为0.25以上且0.55以下。
(D)除相对于与上述成形品的表面平行的{111}面具有15°以内的结 晶方位的晶粒之外的晶粒的面积分率为0.55以下，并且平均结晶粒径为 15μm以下。
＜11>
根据＜9>或＜10>所述的成形品，其中，上述金属板为钢板。
＜12>
根据＜9>～＜11>中任一项所述的成形品，其中，上述金属板为金属组 织的铁素体分率为50％以上的钢板。
发明效果
根据本公开的一方式，能够提供一种成形品的制造方法，即使在对具 有bcc结构的金属板，实施产生平面应变拉伸变形或者产生平面应变拉伸 变形及双轴拉伸变形、并且金属板的至少一部分的板厚减少率为10％以上 且30％以下的成形加工时，也可得到表面粗糙的产生被抑制且设计性优异 的成形品。
此外，根据另一本公开的一方式，能够提供一种成形品，其是具有bcc 结构、且产生了平面应变拉伸变形或者产生了平面应变拉伸变形及双轴拉 伸变形的形状的金属板的成形品，即使是在将成形品的最大板厚设为D1， 将成形品的最小板厚设为D2时，满足式：10≤(D1-D2)/D1×100≤30的 条件，或者在将成形品的最大硬度设为H1，将成形品的最小硬度设为H2 时，满足式：15≤(H1-H2)/H1×100≤30的条件的成形品，表面粗糙的产 生也被抑制，设计性优异。
附图说明
图1是使用SEM观察进行胀形成形试验后的金属板的表面的图。
图2是使用SEM观察进行胀形成形试验后进一步进行了电解研磨的金 属板的表面的图。
图3A通过EBSD法对在胀形成形试验后凹凸的发达少的金属板的表 面进行解析时的示意图。
图3B是表示图3A的A1-A2断面中的金属板的表面凹凸的示意图。
图4A是通过EBSD法对在胀形成形试验后凹凸的发达多的金属板的 表面进行解析时的示意图。
图4B是表示图4A的B1-B2断面中的金属板的表面凹凸的示意图。
图5A是通过EBSD法对在胀形成形试验后凹凸的发达多的金属板的 表面进行解析时的示意图。
图5B是表示图5A的C1-C2断面中的金属板的表面凹凸的示意图。
图6是用于说明“相对于与金属板的表面平行的{001}面具有15°以内的 结晶方位的晶粒”的定义的示意图。
图7A是表示鼓凸成形加工(也可称为胀形加工)的一个例子的示意图。
图7B是表示通过图7A中所示的鼓凸成形加工而得到的成形品的一个 例子的示意图。
图8A是表示拉深鼓凸成形加工的一个例子的示意图。
图8B是表示通过图8A中所示的拉深鼓凸成形加工而得到的成形品的 一个例子的示意图。
图9是用于说明平面应变拉伸变形、双轴拉伸变形、及单轴拉伸变形 的示意图。
图10是图示由利用EBSD法得到的解析结果求出{001}晶粒的平均结 晶粒径的方法的示意图。
图11是表示成形加工中的板厚减少率与加工硬度的关系的一个例子的 图表。
图12是用于说明实施例中制作的成形品的示意图。
图13从上部观察钢板的示意图。
图14是表示实施例对应的成形品No.2的断面显微组织和表面凹凸的 示意图。
图15是表示实施例对应的成形品No.3的断面显微组织和表面凹凸的 示意图。
图16是表示比较例对应的成形品No.1的断面显微组织和表面凹凸的 示意图。
图17是对于第一实施例中得到的成形品示出目视评价的结果与{001} 晶粒的平均结晶粒径及{001}晶粒的面积分率的关系的图。
图18是表示实施例对应的成形品No.102的断面显微组织和表面凹凸 的示意图。
图19是表示实施例对应的成形品No.103的断面显微组织和表面凹凸 的示意图。
图20是表示比较例对应的成形品No.101的断面显微组织和表面凹凸 的示意图。
具体实施方式
以下，参照附图，对本公开的一方式进行详细说明。对图中同一或相 当部分标注同一符号，不重复其说明。
(成形品的制造方法)
发明人们对进行成形加工的金属板的组织进行了各种研究。其结果是， 得到以下的见解。
(1)在具有bcc结构的金属板中，{001}面与{111}面相比，等双轴拉 伸变形及与等双轴拉伸变形接近的不等双轴拉伸变形的应力较弱。此外， {101}面与{111}面相比，等双轴拉伸变形及与等双轴拉伸变形接近的不等 双轴拉伸变形的应力弱。因此，若以大的加工量(金属板的至少一部分的 板厚减少率为10％以上且30％以下的加工量)，进行深冲成形及鼓凸成形等 产生平面应变拉伸变形及双轴拉伸变形的金属板的成形加工，则应变集中于相对于与金属板的表面平行的{001}面具有15°的结晶方位的晶粒上。
(2)集中于相对于与金属板的表面平行的{001}面具有15°的结晶方位 的晶粒上的应变会使金属板的表面发达，使表面性状恶化(即产生表面粗 糙)。
(3)若发达的凹凸在金属板的表面连结，则表面性状进一步恶化(即 表面粗糙显著地产生。)。
(4)即使相对于与金属板的表面平行的{001}面具有15°的结晶方位的 晶粒过少，局部变形也分散于相对于与金属板的表面平行的{001}面具有接 近15°的结晶方位的晶粒(例如相对于{001}面在超过15°且30°以下的范围 内具有结晶方位的晶粒)上。因此，金属板的表面的凹凸发达。
图1是进行胀形成形试验后的金属板的表面的扫描型电子显微镜 (SEM)图像。图2是进行胀形成形试验后进一步进行了电解研磨的金属 板的表面的SEM图像。图1及图2中观察部位均为通过胀形成形试验以山 状隆起的金属板的顶点部。参照图1及图2，若对金属板进行胀形成形试验， 则观察到10～20μm左右的凹部1及凹部2。
即，若对金属板进行鼓凸成形加工，则应力集中于金属板的某一点。 在应力集中的部位，在金属板的表面凹凸发达。此外，发达的凹凸进行连 结，凹凸进一步发达。它们成为产生表面粗糙的原因。
图3A～图5A是通过EBSD(Electron Back Scattering Diffraction)法对 进行胀形成形试验后的金属板的表面解析时的示意图。图3A是在将利用胀 形成形的鼓凸高度设定为40mm时(相当于金属板的至少一部分的板厚减 少率成为25％的成形加工时)，在金属板的表面凹凸的发达少的金属板的示 意图。图4A及图5A是在将利用胀形成形的鼓凸高度设定为40mm时(相 当于金属板的至少一部分的板厚减少率成为25％的成形加工时)，在金属板 的表面凹凸的发达多的金属板的示意图。
另一方面，图3B～图5B是表示图3A～图5A的断面中的金属板的表面 凹凸的示意图。即，图3B是表示在金属板的表面凹凸的发达少的金属板的 表面凹凸的断面示意图。图4B及图5B是在金属板的表面凹凸的发达多的 金属板的示意图。
这里，图3A～图5A中的晶粒中的深灰色的晶粒3为相对于与金属板的 表面平行的{001}面具有15°以内的结晶方位的晶粒。以下，也将该晶粒称 为“{001}晶粒”。此外，图3A～图5A中的晶粒中的淡灰色的晶粒4为相对 于与金属板的表面平行的{001}面具有接近15°的结晶方位的晶粒(例如相 对于{001}面在超过15°且20°以下的范围内具有结晶方位的晶粒)。以下， 也将该晶粒称为“{001}附近晶粒”。
另外，图3B～图5B中，31表示存在{001}晶粒3的金属板的表面。此 外，41表示存在{001}附近晶粒4的金属板的表面。
参照图3A及图3B，在金属板的表面凹凸的发达少的金属板的表面中， {001}晶粒3的面积分率为0.20以上且0.35以下。
参照图4A～图5A及图4B～图5B，在金属板的表面凹凸的发达多的金 属板的表面中，{001}晶粒3的面积分率小于0.20、或大于0.35。
这是由于，在鼓凸成形加工时应变集中于{001}晶粒3上。并且，集中 于{001}晶粒3上的应变使金属板的表面的凹凸发达。进而，若{001}晶粒3 的面积分率高，则{001}晶粒3彼此相接的概率变高，产生的凹凸变得容易 连结。另一方面，若{001}晶粒3的面积分率过低，则局部变形也分散于{001} 附近晶粒4上，使金属板的表面的凹凸发达。
具体而言，在{001}晶粒3的面积分率在适合的范围内时，在金属板的 表面，局部变形没有被分散于{001}附近晶粒4上。由此仅在{001}晶粒3 中产生局部变形。因此，在存在{001}晶粒3的区域中形成深的凹部，但在 存在其他的晶粒({001}附近晶粒4等)的区域中平坦部被确保(参照图3B)。 这表示即使形成高的凹凸，若凹部深且微细，则也可确保平坦部。
另一方面，在{001}晶粒3的面积分率过低时，在金属板的表面中，局 部变形分散于{001}附近晶粒4上。由此，与{001}晶粒3一起在{001}附近 晶粒4中也产生局部变形。因此，形成浅的凹部的区域变大，平坦部变得 比较少(参照图4B)。
此外，{001}晶粒3的面积分率过高时，在金属板的表面中，产生{001} 晶粒3局部变形，形成浅的凹部的区域变大，平坦部变少(图5B)。
因此，不论{001}晶粒3的面积分率过高、还是过低，钢板的表面的凹 凸均发达，产生的凹凸变得容易连结，通过连结使凹凸进一步发达。
因此，发明人们考虑了下面的内容。在实施产生平面应变拉伸变形及 双轴拉伸变形的成形加工时，通过将{001}晶粒3的比例设定为规定范围， 能够抑制加工中产生的金属板的表面的凹凸的发达。即，若能够抑制凹凸 的发达，则能够抑制损害成形品的外观上的美观的表面粗糙。
另一方面，发明人们考虑了下面的内容。在{001}晶粒3的比例低时， 若{001}晶粒3的{001}晶粒3的大小充分小，则即使在加工中产生的金属 板的表面的凹凸发达，在金属板的表面发达的凹凸也不显眼，变得不易作 为损害成形品的外观上的美观的表面粗糙被识别。
基于以上的见解而完成的第一本公开的成形品的制造方法是如下成形 品的制造方法，对具有bcc结构、且在金属板的表面满足下述(a)或(b) 的条件的金属板，实施产生平面应变拉伸变形及双轴拉伸变形、并且上述 金属板的至少一部分的板厚减少率为10％以上且30％以下的成形加工，制 造成形品。
(a)相对于与上述金属板的表面平行的{001}面具有15°以内的结晶方 位的晶粒的面积分率为0.20以上且0.35以下。
(b)相对于与上述金属板的表面平行的{001}面具有15°以内的结晶方 位的晶粒的面积分率为0.45以下，并且平均结晶粒径为15μm以下。
并且，在第一本公开的成形品的制造方法中，即使在对具有bcc结构 的金属板，实施产生平面应变拉伸变形及双轴拉伸变形、并且金属板的至 少一部分的板厚减少率为10％以上且30％以下的成形加工时，也可得到表 面粗糙的产生被抑制且设计性优异的成形品。
这里，所谓“相对于与金属板的表面平行的{001}面具有15°以内的结晶 方位的晶粒”是指如图6中所示的那样，相对于{001}面3A，从在金属板的 一个面侧以锐角倾斜15°的结晶方位3B至在金属板的另一面侧以锐角倾斜 15°的结晶方位3C为止的范围内具有结晶方位的晶粒。即，是指在结晶方 位3B与结晶方位3C所成的角度θ的范围内具有结晶方位的晶粒。
另一方面，发明人们进一步基于上述见解对进行成形加工的金属板的 组织进行了研究。并且，发明人们调查了平面应变拉伸变形场及与平面应 变变形场接近的不等双轴拉伸变形场中的晶粒的结晶方位与成形品的表面 粗糙的关系。其结果是，发明人们认识到下面的内容。在等双轴拉伸变形 场及与等双轴拉伸变形场接近的不等双轴拉伸变形场中，应变集中于{001} 晶粒3上，优先变形。与此相对，在平面应变拉伸变形场及与平面应变变形场接近的不等双轴拉伸变形场中，不仅{001}晶粒3，应变也集中于除相 对于与金属板的表面平行的{111}面具有15°以内的结晶方位的晶粒(以下 也称为“{111}晶粒”)之外的晶粒上，优先变形。
即，发明人们考虑了下面的内容。在实施产生平面应变拉伸变形或者 产生平面应变拉伸变形及双轴拉伸变形的成形加工时，若将除{111}晶粒之 外的晶粒的比例设定为规定范围，则能够抑制在加工中产生的金属板的表 面的凹凸的发达。即，若能够抑制凹凸的发达，则能够抑制损害成形品的 外观上的美观的表面粗糙。
此外，发明人们考虑了下面的内容。在除{111}晶粒之外的晶粒的比例 低时，若除{111}晶粒之外的晶粒的大小充分小，则即使在加工中产生的金 属板的表面的凹凸发达，在金属板的表面发达的凹凸也不显眼，变得不易 作为损害成形品的外观上的美观的表面粗糙被识别。
基于以上的见解而完成的第二本公开的成形品的制造方法为如下成形 品的制造方法，对具有bcc结构、且在金属板的表面满足下述(A)或(B) 的条件的金属板，实施产生平面应变拉伸变形或者产生平面应变拉伸变形 及双轴拉伸变形、并且上述金属板的至少一部分的板厚减少率为10％以上 且30％以下的成形加工，制造成形品。
(A)除相对于与上述金属板的表面平行的{111}面具有15°以内的结 晶方位的晶粒之外的晶粒的面积分率为0.25以上且0.55以下。
(B)除相对于与上述金属板的表面平行的{111}面具有15°以内的结 晶方位的晶粒之外的晶粒的面积分率为0.55以下，并且平均结晶粒径为 15μm以下。
并且，在第二本公开的成形品的制造方法中，即使在对具有bcc结构 的金属板，实施产生平面应变拉伸变形或者产生平面应变拉伸变形及双轴 拉伸变形、并且金属板的至少一部分的板厚减少率为10％以上且30％以下 的成形加工时，也可得到表面粗糙的产生被抑制且设计性优异的成形品。
这里，所谓“相对于与金属板的表面平行的{111}面具有15°以内的结晶 方位的晶粒”是指相对于{111}面，从在金属板的一个面侧以锐角倾斜15° 的结晶方位至在金属板的另一个面侧以锐角倾斜15°的结晶方位为止的范 围内具有结晶方位的晶粒。即，是指在这2个结晶方位所成的角度θ的范 围内具有结晶方位的晶粒。
(成形加工)
对金属板实施产生平面应变拉伸变形或者产生平面应变拉伸变形及双 轴拉伸变形的成形加工。作为该成形加工，有深冲成形、鼓凸成形、拉深 鼓凸成形、弯曲成形。具体而言，作为成形加工，例如可列举出图7A中所 示那样的将金属板10进行鼓凸成形加工的方法。在该成形加工中，在模11 与配置有拉延筋12A的保持器12之间夹入金属板10的缘部。由此，使拉 延筋12A咬入金属板10的缘部的表面，形成将金属板10固定的状态。然 后，在该状态下，对金属板10按压顶面平坦的冲头13，将金属板10进行 鼓凸成形加工。这里，将通过图7A中所示的鼓凸成形加工而得到的成形品 的一个例子示于图7B中。
在图7A中所示的鼓凸成形加工中，例如位于冲头13的侧面侧的金属 板10(成为成形品的侧面的部分)产生平面应变变形。另一方面，位于冲 头13的顶面的金属板10(成形品的上表面)产生等双轴变形、或与等双轴 变形比较接近的不等双轴拉伸变形。
此外，作为成形加工，例如可列举出图8A中所示那样的将金属板10 进行拉深鼓凸成形加工的方法。在该成形加工中，在模11与配置有拉延筋 12A的保持器12之间夹入金属板10的缘部。由此，使拉延筋12A咬入金 属板10的缘部的表面，形成将金属板10固定的状态。然后，在该状态下， 对金属板10按压顶面以大致V字状突出的冲头13，将金属板10进行拉深 鼓凸成形加工。这里，将通过图8A中所示的拉深鼓凸成形加工得到的成形 品的一个例子示于图8B中。
在图8A中所示的拉深鼓凸成形加工中，例如位于冲头13的侧面侧的 金属板10(成为成形品的侧面的部分)产生平面应变变形。另一方面，位 于冲头13的顶面的金属板10(成形品的上表面)产生与平面应变变形比较 接近的不等双轴拉伸变形。
这里，如图9中所示的那样，平面应变拉伸变形是沿ε1方向伸长、且 沿ε2方向不产生变形的变形。此外，双轴拉伸变形是沿ε1方向伸长、且 沿ε2方向也产生伸长的变形。具体而言，平面应变拉伸变形是在将双轴方 向的应变分别设为最大主应变ε1及最小主应变ε2时应变比β(＝ε2/ε1)成 为β＝0的变形。双轴拉伸变形是应变比β(＝ε2/ε1)成为0＜β≤1的变形。 另外，应变比β(＝ε2/ε1)成为0＜β＜1的变形为不等双轴变形，应变比β (＝ε2/ε1)成为β＝1的变形为等双轴变形。顺便提一下，单轴拉伸变形是 沿ε1方向伸长、且沿ε2方向产生收缩的变形，且应变比β(＝ε2/ε1)成为 -0.5≤β＜0的变形。
但是，上述应变比β的范围为理论值，例如由根据转印到钢板的表面 的划线圆圈的钢板成形前后(钢板变形前后)的形状变化计测的最大主应 变及最小主应变算出的各变形的应变比β的范围如下所述。
·单轴拉伸变形：-0.5＜β≤-0.1
·平面应变拉伸变形：-0.1＜β≤0.1
·不等双轴变形：0.1＜β≤0.8
·等双轴变形：0.8＜β≤1.0
另一方面，在成形加工中，以金属板的至少一部分的板厚减少率为10％ 以上且30％以下的加工量进行。板厚减少率低于10％的加工量时，向除{111} 晶粒之外的晶粒(特别是{001}晶粒)的应变集中少，存在成形加工时难以 产生凹凸的发达的倾向。因此，即使金属板不满足上述(a)及(b)的条 件或上述(A)及(B)的条件，成形品的表面粗糙本身也难以产生。另一 方面，若板厚减少率超过30％，则通过成形加工产生金属板(成形品)的 断裂的倾向提高。因而，成形加工的加工量设定为上述范围。
成形加工以金属板的至少一部分的板厚减少率为10％以上且30％以下的加工量进行。但是，成形加工也可以以除缘部(以模和保持器夹持的部位)之外的金属板的整体的板厚减少率为10％以上且30％以下的加工量进行。虽然也因进行成形的成形品的形状而异，但特别是成形加工以位于冲头的顶面的金属板的部位(金属板发生双轴拉伸变形的部位)的板厚减少率为10％以上且30％以下的加工量进行较佳。位于冲头的顶面的金属板的部位大多成为在将成形品作为外装构件应用时最容易暴露于视线中的部 位。因此，在将该金属板的部位以板厚减少率多达10％以上且30％以下的 加工量进行成形加工时，若抑制凹凸的发达，则表面粗糙抑制效果变得显 著。
另外，板厚减少率在将成形加工前的金属板的板厚设为Ti，将成形加 工后的金属板(成形品)的板厚设为Ta时，以式：板厚减少率＝(Ti-Ta) /Ti表示。
(金属板)
[种类]
金属板为具有bcc结构(体心立方晶格结构)的金属板。作为具有bcc 结构的金属板，可列举出α-Fe(、Li、Na、K、β-Ti、V、Cr、Ta、W等的 金属板。它们中，从在制作结构物上能够最容易地获得的方面出发，优选 为钢板(铁素体系钢板、制成贝氏体单相组织的贝氏体钢板、制成马氏体 单相组织的马氏体钢板等)，更优选为铁素体系钢板。铁素体系钢板中，除 了金属组织的铁素体分率为100％的钢板以外，还包含存在马氏体、贝氏体 等的钢板(DP钢板)。
这里，铁素体系钢板的金属组织的铁素体分率优选为50％以上，更优 选为80％以上。若金属组织的铁素体分率低于80％，则硬质相的影响变强。 进而若低于50则硬质相成为支配性，铁素体的结晶方位(除{111}晶粒之 外的晶粒(特别是{001}晶粒))的影响变少。因此，在成形加工时存在难 以产生凹凸的发达的倾向，成形品的表面粗糙本身变得难以产生。因而， 若应用上述范围的铁素体分率的铁素体系钢板，则表面粗糙抑制效果变得 显著。
另外，铁素体分率可以通过下面所示的方法测定。通过将钢板的表面 研磨后，浸渍于硝酸乙醇溶液中，现出铁素体组织，用光学显微镜拍摄组 织照片。之后，算出铁素体组织的面积相对于上述组织照片的整个区域的 面积。
金属板的厚度没有特别限制，但从成形性的方面出发，优选为3mm以 下。
[{001}晶粒]
在实施产生平面应变拉伸变形及双轴拉伸变形的成形加工时，在金属 板的表面，相对于与金属板的表面平行的{001}面具有15°以内的结晶方位 的晶粒({001}晶粒)满足下面的(a)或(b)。
(a){001}晶粒的面积分率为0.20以上且0.35以下。
(b){001}晶粒的面积分率为0.45以下，并且平均结晶粒径为15μm 以下。
如上所述，在具有bcc结构的金属板的情况下，{001}晶粒的等双轴拉 伸变形及与等双轴拉伸变形接近的不等双轴拉伸变形的应力最弱。因此， 若以大的加工量(金属板的至少一部分的板厚减少率为10％以上且30％以 下的加工量)实施深冲成形及鼓凸成形等产生平面应变拉伸变形及双轴拉 伸变形的金属板的成形加工，则应变容易集中于{001}晶粒上，在{001}晶 粒中凹凸容易发达。并且，在{001}晶粒的比例多的情况下，应变容易集中， 凹凸容易发达。另一方面，在{001}晶粒的比例少的情况下，由于应变集中 的部位变少，局部变形也分散于{001}附近晶粒上，所以相反凹凸变得容易 发达。但是，即使在{001}晶粒的比例少的情况下，若{001}晶粒的大小充 分小，则在{001}附近晶粒中局部变形的区域也变小，即使凹凸发达，也变 得微细，且变得不易作为成形品的表面粗糙被识别。
因而，若金属板满足上述(a)，则利用成形加工可实现适度的应变的 集中。因此，可抑制凹凸的发达，可抑制成形品的表面粗糙的产生。另一 方面，若金属板满足上述(b)，则{001}晶粒的面积分率为0.20以上且0.45 以下的范围时，利用成形加工可实现适度的应变的集中。{001}晶粒的面积 分率低于0.20的范围时，即使凹凸发达，也变得不易作为成形品的表面粗 糙被识别。因此，可抑制成形品的表面粗糙的产生。
此外，在条件(b)中，{001}晶粒的平均结晶粒径为15μm以下，但 从抑制表面粗糙的方面出发，优选为10μm以下。{001}晶粒的平均结晶粒 径越小，从抑制表面粗糙的方面出发越优选，但优选为1μm以上。原因在 于，由于通过再结晶而控制了方位，所以难以兼顾结晶粒径的超微细化与 方位控制。
{001}晶粒的平均结晶粒径通过下面的方法而测定。使用SEM，观察 金属板的表面，任意地选择测定区域。使用EBSD法，在各个测定区域中， 选择{001}晶粒。在所选择的各{001}晶粒上画2根试验线。通过求出2根 试验线的算术平均，求出{001}晶粒的平均结晶粒径。具体而言如下所述。 图10是图示由利用EBSD法得到的解析结果求出平均结晶粒径的方法的示 意图。参照图10，在全部的{001}晶粒3中按照成为相同方向的方式画出通 过各{001}晶粒3的重心的试验线5。进而，按照与试验线5彼此正交的方 式，画出通过各{001}晶粒3的重心的试验线6。将2根试验线5及6的长 度的算术平均作为该晶粒的结晶粒径。将任意的测定区域中的全部的{001} 晶粒3的结晶粒径的算术平均作为平均结晶粒径。
{001}晶粒的面积分率通过下面的方法而测定。使用SEM，观察金属 板的断面(沿着板厚方向的切断面)，选择包含与金属板的表面(与板厚方 向相对的面)相当的区域(线状的区域)的任意的测定区域。使用EBSD 法，选择{001}晶粒3。在各视野中，通过算出与金属板的表面(与板厚方 向相对的面)相当的区域中的{001}晶粒3的面积分率，求出{001}晶粒3 的面积分率。然后，将任意的测定区域中的{001}晶粒3的面积分率的平均 作为{001}晶粒的面积分率。
这里，在金属板的表面形成有镀层等时，对于与和镀层等接触的金属 板的表面相当的区域(线状的区域)，测定{001}晶粒3的面积分率。
[除{111}晶粒之外的晶粒]
在实施产生平面应变拉伸变形或者产生平面应变拉伸变形及双轴拉伸 变形的成形加工时，在金属板的表面，除相对于与金属板的表面平行的{111} 面具有15°以内的结晶方位的晶粒({111}晶粒)之外的晶粒(即相对于与 金属板的表面平行的{111}面具有超过15°的结晶方位的晶粒)满足下面的 (A)或(B)。
(A)除{111}晶粒之外的晶粒的面积分率为0.25以上且0.55以下。
(B)除{111}晶粒之外的晶粒的面积分率为0.55以下，并且平均结晶 粒径为15μm以下。
如上所述，在具有bcc结构的金属板的情况下，除{111}晶粒之外的晶 粒的平面应变拉伸变形及与平面应变变形接近的不等双轴拉伸变形的应力 弱(即{111}晶粒最强)。因此，若以大的加工量(金属板的至少一部分的 板厚减少率为10％以上且30％以下的加工量)，除了深冲成形及鼓凸成形等 以外，还实施弯曲成形等产生平面应变拉伸变形或者产生平面应变拉伸变 形及双轴拉伸变形的金属板的成形加工，则应变容易集中于除{111}晶粒之 外的晶粒上，在除{111}晶粒之外的晶粒中凹凸容易发达。并且，在除{111} 晶粒之外的晶粒的比例多的情况下，应变容易集中，凹凸容易发达。另一 方面，在除{111}晶粒之外的晶粒的比例少的情况下，由于应变集中的部位 变少，局部变形也分散于{111}晶粒上，所以相反凹凸变得容易发达。但是， 在除{111}晶粒之外的晶粒的比例少的情况下，若除{111}晶粒之外的晶粒 的大小充分小，则在{111}晶粒中局部变形的区域也变小，即使凹凸发达， 也变得微细，且变得不易作为成形品的表面粗糙被识别。
因而，若金属板满足上述(A)，则利用成形加工可实现适度的应变的 集中。因此，可抑制凹凸的发达，可抑制成形品的表面粗糙的产生。另一 方面，若金属板满足上述(B)，则除{111}晶粒之外的晶粒的面积分率为 0.25以上且0.55以下的范围时，利用成形加工可实现适度的应变的集中。 除{111}晶粒之外的晶粒的面积分率低于0.25的范围时，即使凹凸发达，也 变得不易作为成形品的表面粗糙被识别。因此，可抑制成形品的表面粗糙 的产生。
此外，在条件(B)中，除{111}晶粒之外的晶粒的平均结晶粒径为15μm 以下，但从抑制表面粗糙的方面出发，优选为10μm以下。除{111}晶粒之 外的晶粒的平均结晶粒径越小，从抑制表面粗糙的方面出发越优选，但优 选为1μm以上。原因在于，由于通过再结晶控制了方位，所以难以兼顾结 晶粒径的超微细化与方位控制。
除{111}晶粒之外的晶粒的平均结晶粒径通过除了成为测定对象的晶 粒不同以外与{001}晶粒的平均结晶粒径相同的方法进行测定。
另一方面，除{111}晶粒之外的晶粒的面积分率通过除了成为测定对象 的晶粒不同以外与{001}晶粒相同的方法进行测定。
[化学组成]
作为金属板适宜的铁素体系钢板例如优选具有如下化学组成：以质量 ％计含有C：0.0060％以下、Si：1.0％以下、Mn：1.50％以下、P：0.100％ 以下、S：0.010％以下、Al：0.00050～0.10％、N：0.0040％以下、Ti： 0.0010～0.10％、Nb：0.0010～0.10％及B：0～0.0030％，剩余部分为Fe及杂 质，进而以下述式(1)定义的F1的值超过0.7且为1.2以下。
式(1)：F1＝(C/12+N/14+S/32)/(Ti/48+Nb/93)
其中，各式(1)中，在元素符号中代入各元素在钢中的含量(质量％)。
以下，对作为金属板适宜的铁素体系钢板的化学组成进行说明。关于 化学组成，“％”是指质量％。
C：0.0060％以下
碳(C)为杂质。已知在一般的IF钢中，C也会使钢板的延展性及深 冲成形性降低。因此，C含量越少越优选。因此，C含量为0.0060％以下较 佳。关于C含量的下限，可以考虑精炼成本而适当设定。C含量的下限例 如为0.00050％。C含量的优选的上限为0.0040％，更优选为0.0030％。
Si：1.0％以下
硅(Si)为杂质。然而，Si通过固溶强化而抑制钢板的延展性的降低， 并且提高强度。因此，也可以根据需要含有。Si含量的下限例如为0.005％。 在以钢板的高强度化为目的的情况下，Si含量的下限例如为0.10％。另一 方面，若Si含量过多，则钢板的表面性状恶化。因此，Si含量设定为1.0％ 以下较佳。Si含量的优选的上限为0.5％。在不需要钢板的强度的情况下， Si含量的更优选的上限为0.05％。
Mn：1.50％以下
锰(Mn)为杂质。然而，Mn通过固溶强化而提高钢板的强度。进而， Mn将硫(S)以MnS固定。因此，可抑制由FeS生成引起的钢的红热脆性。 进而，Mn会使由奥氏体向铁素体的相变温度降低。由此，可促进热轧钢板 的晶粒的微细化。因此，也可以根据需要含有。Mn含量的下限例如为0.05％。 另一方面，若Mn含量过多，则钢板的深冲成形性及延展性降低。因此， Mn含量为1.50％以下较佳。Mn含量的优选的上限为0.50％，更优选为 0.20％。
P：0.100％以下
磷(P)为杂质。然而，P通过固溶强化而抑制钢板的r值的降低，并 且提高强度。因此，也可以根据需要含有。关于P含量的下限，可以考虑 精炼成本而适当设定。P含量的下限例如为0.0010％。另一方面，若P含量 过多，则钢板的延展性降低。因此，P含量为0.100％以下较佳。P含量的 优选的上限为0.060％。
S：0.010％以下
硫(S)为杂质。S会使钢板的成形性及延展性降低。因此，S含量为 0.010％以下较佳。关于S含量的下限，可以考虑精炼成本而适当设定。S 含量的下限例如为0.00030％。S含量的优选的上限为0.006％，更优选为 0.005％。S含量优选尽可能低。
Al：0.00050～0.10％
铝(Al)将钢液进行脱氧。为了得到该效果，优选将Al含量设定为 0.00050％以上。然而，若Al含量过多，则钢板的延展性降低。因此，Al 含量为0.00050～0.10％较佳。Al含量的优选的上限为0.080％，更优选为 0.060％。Al含量的优选的下限为0.005。本说明书中Al含量是指所谓的酸 可溶Al(sol.Al)的含量。
N：0.0040％以下
氮(N)为杂质。N会使钢板的成形性及延展性降低。因此，N含量为 0.0040％以下较佳。关于N含量的下限，可以考虑精炼成本而适当设定。N 含量的下限例如为0.00030％。
Ti：0.0010～0.10％
钛(Ti)与C、N及S结合而形成碳化物、氮化物及硫化物。若Ti含 量相对于C含量、N含量及S含量过量，则固溶C及固溶N降低。在一般 的IF钢的情况下，按照以后述的式(1)定义的F1成为0.7以下的方式含 有Ti较佳。然而，没有与C、N及S结合而多余的Ti在钢中固溶。若固溶 Ti过度增加，则由于钢的再结晶温度上升，所以必须提高退火温度。这种 情况下，如后述那样，在退火后除{111}晶粒之外的晶粒(特别是{001}晶 粒)变得容易生长。进而，若固溶Ti过度增加，则钢材发生硬质化而导致 加工性的劣化。因此，钢板的成形性降低。因此，为了降低钢的再结晶温 度，Ti含量的上限为0.10％较佳。Ti含量的优选的上限为0.08％，更优选 为0.06％。
另一方面，如上所述，Ti通过形成碳氮化物而使成形性及延展性提高 度。为了得到该效果，Ti含量的下限为0.0010％较佳。Ti含量的优选的下 限为0.005％，更优选为0.01％。
Nb：0.0010～0.10％
铌(Nb)与Ti同样地与C、N及S结合而形成碳化物、氮化物及硫化 物。若Nb含量相对于C含量、N含量及S含量过量，则固溶C及固溶N 降低。然而，没有与C、N及S结合而多余Nb在钢中固溶。若固溶Nb过 度增加，则必须提高退火温度。这种情况下，在退火后除{111}晶粒之外的 晶粒(特别是{001}晶粒)变得容易生长。因此，为了降低钢的再结晶温度， Nb含量的上限为0.10％较佳。Nb含量的优选的上限为0.050％，更优选为 0.030％。
另一方面，如上所述，Nb通过形成碳氮化物而使成形性、延展性提高。 进而，Nb会抑制奥氏体的再结晶并将热轧板的晶粒微细化。为了得到该效 果，Nb含量的下限为0.0010％较佳。Nb含量的优选的下限为0.0012％，更 优选为0.0014％。
B：0～0.0030％
硼(B)为任意元素。使固溶N或固溶C降低的极低碳的钢板一般晶 界强度低。因此，在进行深冲成形、鼓凸成形等产生平面应变变形及双轴 拉伸变形的成形加工时，凹凸发达，变得容易产生成形品的表面粗糙。B 通过提高晶界强度而使耐表面粗糙性提高。因此，也可以根据需要含有B。 另一方面，若B含量超过0.0030％，则r值降低。因此，含有B时的B含量的优选的上限为0.0030％，更优选为0.0010％。
另外，为了可靠地得到提高晶界强度的效果，优选将B含量设定为 0.0003％以上。
剩余部分
剩余部分包含Fe及杂质。这里，所谓杂质是指在工业制造钢材时，从 作为原料的矿石、废铁、或制造环境等混入的物质，且在对钢板不产生不 良影响的范围内被允许的物质。
[关于式(1)]
上述化学组成中，进而以式(1)定义的F1超过0.7且为1.2以下。
式(1)：F1＝(C/12+N/14+S/32)/(Ti/48+Nb/93)
其中，式(1)中，在各元素符号中代入各元素在钢中的含量(质量％)。
F1是表示使成形性降低的C、N及S与Ti及Nb的关系的参数式。F1 越低，Ti及Nb越过量地含有。这种情况下，由于Ti及Nb与C及N容易 形成碳氮化物，所以能够降低固溶C及固溶N。因此，成形性提高。但是， 若F1过低，具体而言若F1为0.7以下，则Ti及Nb大过量地含有。这种 情况下，固溶Ti及固溶Nb增加。若固溶Ti及固溶Nb过度增加，则钢的 再结晶温度上升。因此，必须提高退火温度。若退火温度高，则除{111}晶 粒之外的晶粒(特别{001}晶粒)容易生长。这种情况下，在成形加工时凹 凸发达，变得容易产生成形品的表面粗糙。因此，F1的下限超过0.7。
另一方面，若F1过高，则固溶C及固溶N增加。这种情况下，通过 时效硬化而钢板的成形性降低。进而，钢的再结晶温度上升。因此，必须 提高退火温度。若退火温度高，则除{111}晶粒之外的晶粒(特别是{001} 晶粒)容易生长。这种情况下，在成形加工时凹凸发达，变得容易产生成 形品的表面粗糙。
因此，F1超过0.7且为1.2以下。F1的优选的下限为0.8，更优选为 0.9。F1值的优选的上限为1.1。
[金属板的制造方法]
以下，对作为金属板适宜的铁素体系钢板的制造方法的一个例子进行 说明。
上述制造方法的一个例子包含表面应变赋予工序、加热工序、热轧工 序、冷却工序、卷取工序、冷轧工序及退火工序。为了得到铁素体系钢板 的组织，热轧工序中的最终2道次的压下率及热轧工序的终轧温度是重要 的。对于具有上述化学组成的板坯，在热轧工序中合计实施为50％以上的 压下，进而，将终轧温度设定为Ar3+30℃以上。由此，能够得到铁素体系 薄钢板。
[表面应变赋予工序]
首先，制造铁素体系钢板。例如，制造具有上述的化学组成的板坯。 在表面应变赋予工序中，对热轧工序前、或粗轧中的板坯的表层赋予应变。 赋予应变的方法例如有喷丸强化(shot peening)加工、切削加工及在粗轧 中进行异圆周速度轧制等。通过在热轧前赋予应变，热轧后的钢板的表层 中的晶粒的平均结晶粒径变小。进而，在晶粒再结晶时，优先生成{111}晶 粒。因此，能够抑制除{111}晶粒之外的晶粒(特别是{001}晶粒)的生成。 在表面应变赋予工序中，表面的等效塑性应变量优选设定为25％以上，更 优选为30％以上。
[加热工序]
在加热工序中，将上述板坯进行加热。加热优选按照热轧工序中的精 轧中的终轧温度(最终机架后的热轧钢板的表面温度)成为Ar3+30～50℃的 范围的方式适当设定。在加热温度为1000℃以上的情况下，终轧温度容易 变成Ar3+30～50℃。因此，加热温度的下限优选为1000℃。若加热温度超 过1280℃，则氧化皮大量地产生而成品率降低。因此，加热温度的上限优 选为1280℃。在加热温度为上述范围内的情况下，加热温度越低，钢板的 延展性及成形性越提高。因此，加热温度的更优选的上限为1200℃。
[热轧工序]
热轧工序包含粗轧及精轧。在粗轧中，将板坯轧制至一定的厚度而制 造热轧钢板。在粗轧时，也可以除去表面产生的氧化皮。
在热轧工序前没有进行上述的表面应变赋予工序的情况下，在粗轧时 实施表面应变赋予工序，对板坯的表层赋予应变。
热轧中的温度按照钢成为奥氏体域的方式维持。通过热轧而使奥氏体 晶粒内蓄积应变。通过热轧后的冷却而使钢的组织由奥氏体向铁素体相变。 在热轧中，由于为奥氏体域的温度，所以蓄积在奥氏体晶粒内的应变的释 放被抑制。蓄积有应变的奥氏体晶粒通过热轧后的冷却，在成为规定的温 度域的阶段，以蓄积的应变作为驱动力，一举向铁素体相变。由此，能够 将晶粒有效地微细化。在热轧后的终轧温度为Ar3+30℃以上的情况下，能够抑制轧制中的由奥氏体向铁素体的相变。因此，终轧温度的下限为 Ar3+30℃。在终轧温度为Ar3+100℃以上的情况下，通过热轧而蓄积在奥氏 体晶粒内的应变容易地被释放。因此，无法有效地进行晶粒的微细化。因 此，终轧温度的上限优选为Ar3+100℃。在终轧温度为Ar3+50℃以下的情 况下，能够稳定地进行奥氏体晶粒中的应变的蓄积，能够将除{111}晶粒之 外的晶粒(特别是{001}晶粒)的结晶粒径微细化。进而，在晶粒再结晶时 由结晶晶界优先生成{111}晶粒。因此，能够降低除{111}晶粒之外的晶粒 (特别是{001}晶粒)。这种情况下，在成形加工时抑制凹凸的发达，成形 品的表面粗糙的产生变得容易得到抑制。因此，终轧温度的优选的上限为 Ar3+50℃。
在精轧中，将通过粗轧而成为一定的厚度的热轧钢板进一步进行轧制。 在精轧中，使用排列成一列的多个机架，实施利用多个道次的连续轧制。 若1道次中的压下量大，则相对于奥氏体晶粒蓄积更多的应变。特别是最 终2道次(最终机架及其前段的机架)中的压下率使板厚减少率合计达到 为50％以上。这种情况下，能够将热轧钢板的晶粒微细化。
[冷却工序]
热轧后，将热轧钢板冷却。冷却条件可以适当设定。优选至冷却停止 为止的最大冷却速度为100℃/s以上。这种情况下，通过热轧而蓄积在奥氏 体晶粒内的应变的释放得到抑制，变得容易将晶粒微细化。冷却速度越快 越优选。从轧制完成到冷却至680℃为止的时间优选为0.2～6.0秒。从轧制 完成到680℃为止的时间为6.0秒以下的情况下，容易将热轧后的晶粒微细 化。从轧制完成到680℃为止的时间为2.0秒以下的情况下，容易将热轧后的晶粒进一步微细化。此外，在晶粒再结晶时由结晶晶界优先生成{111}晶 粒。因此，容易降低除{111}晶粒之外的晶粒(特别是{001}晶粒)。
[卷取工序]
卷取工序优选在400～690℃下进行。若卷取温度为400℃以上，则能够 抑制碳氮化物的析出变得不充分而固溶C或固溶N残存。这种情况下，冷 轧钢板的成形性提高。若卷取温度为690℃以下，则能够抑制在卷取后的缓 慢冷却中晶粒发生粗大化。这种情况下，冷轧钢板的成形性提高。
[冷轧工序]
对卷取工序后的热轧钢板实施冷轧而制造冷轧钢板。冷轧工序中的压 下率优选较高。在铁素体系薄钢板为极低碳钢的情况下，若压下率一定程 度变高，则{111}晶粒容易发达。因此，退火后的r值容易变高。因此，冷 轧工序中的压下率优选为40％以上，更优选为50％以上，进一步优选60％ 以上。作为退火后的钢板，在轧制设备的关系上，冷轧工序中的压下率的 现实的上限为95％。
[退火工序]
对冷轧工序后的冷轧钢板，实施退火工序。退火方法可以是连续退火、 箱式退火中的任一种。退火温度优选为再结晶温度以上。这种情况下，再 结晶得到促进，冷轧钢板的延展性及成形性提高。另一方面，退火温度优 选为830℃以下。若退火温度为830℃以下，则能够抑制晶粒的粗大化。这 种情况下，在成形加工时可抑制凹凸的发达，成形品的表面粗糙的产生变 得容易得到抑制。
这里，以往，作为冲压成形性的指标，使用r值。一般，在具有bcc 结构的钢板的表面{111}晶粒越多、{001}晶粒越少，r值显示越高的值。r 值越高，成形性越好。此外，为了实现高的r值，选择最佳的退火温度。
然而，r值无法有效利用于表面粗糙抑制的指标。原因在于，r值无论 是高还是低，均变得容易引起表面粗糙。此外，即使将r值和表面粗糙产 生进行标绘，也见不到它们的相关性。于是，代替r值，使用钢板的表面 的除{111}晶粒之外的晶粒(特别是{001}晶粒)作为抑制表面粗糙的指标。
并且，钢板的表面的除{111}晶粒之外的晶粒(特别是{001}晶粒)的 面积分率通过退火温度与至退火前为止的加工热处理条件(热轧前的加工 量、热轧温度、冷轧率等)的组合而控制较佳。具体而言，在退火工序中， 选择750℃～830℃的均热温度条件较佳。
铁素体系钢板的退火温度优选与以往技术的退火温度相比较低。因为 退火温度较低时，容易抑制晶粒的粗大化。为了较低地设定退火温度，必 须降低冷轧钢板的再结晶温度。因此，铁素体系薄钢板的化学组成优选如 上所述，与以往技术相比同时降低C含量、Ti含量及Nb含量。由此，即 使退火温度为830℃以下，也可促进再结晶。
通过以上的工序，能够制造作为金属板而适宜的铁素体系钢板。在除 {111}晶粒之外的晶粒(特别是{001}晶粒)少的情况下，进一步增大上述 压下率，使钢板内部增加剪切带。由此，能够使退火后的除{111}晶粒之外 的晶粒(特别是{001}晶粒)增加。
(成形品)
第一本公开的成形品为具有bcc结构、且产生了平面应变拉伸变形及 双轴拉伸变形的形状的金属板的成形品。并且，第一本公开的成形品在将 成形品的最大板厚设为D1，将成形品的最小板厚设为D2时，满足式：10≤ (D1-D2)/D1×100≤30的条件，或者在将成形品的最大硬度设为H1，将 成形品的最小硬度设为H2时，满足式：15≤(H1-H2)/H1×100≤40的条 件，并且在成形品的表面满足下述(c)或(d)的条件。
(c)相对于与成形品的表面平行的{001}面具有15°以内的结晶方位的 晶粒({001}晶粒)的面积分率为0.20以上且0.35以下。
(d)相对于与成形品的表面平行的{001}面具有15°以内的结晶方位的 晶粒({001}晶粒)的面积分率为0.45以下，并且平均结晶粒径为15μm以 下。
另一方面，第二本公开的成形品为具有bcc结构、且产生了平面应变 拉伸变形或者产生了平面应变拉伸变形及双轴拉伸变形的形状的金属板的 成形品。并且，第二本公开的成形品在将成形品的最大板厚设为D1，将成 形品的最小板厚设为D2时，满足式：10≤(D1-D2)/D1×100≤30的条件， 或者在将成形品的最大硬度设为H1，将成形品的最小硬度设为H2时，满 足式：15≤(H1-H2)/H1×100≤40的条件，并且在成形品的表面满足下述 (C)或(D)的条件。
(C)除相对于与成形品的表面平行的{111}面具有15°以内的结晶方 位的晶粒({111}晶粒)之外的晶粒的面积分率为0.25以上且0.55以下。
(D)除相对于与成形品的表面平行的{111}面具有15°以内的结晶方 位的晶粒({111}晶粒)之外的晶粒的面积分率为0.55以下，并且平均结晶 粒径为15μm以下。
这里，具有bcc结构的金属板与第一及第二本公开的成形品的制造方 法中使用的金属板含义相同。并且，对该金属板的成形品实施了产生平面 应变拉伸变形或者产生平面应变拉伸变形及双轴拉伸变形的成形加工。
确认对成形品实施了产生平面应变拉伸变形或者产生平面应变拉伸变 形及双轴拉伸变形的成形加工的方法如下所述。
测定成形品的三维形状，制作数值解析用的网格，通过利用计算机的 逆解析，导出从板材到三维形状为止的过程。然后，算出上述各网格中的 最大主应变与最小主应变的比(上述β)。通过该算出，能够确认实施了产 生平面应变拉伸变形或者产生平面应变拉伸变形及双轴拉伸变形的成形加 工。
例如，利用Comet L3D(TOKYO BOEKI TECHNO-SYSTEM株式会 社)等三维计测机，测定成形品的三维形状。基于所得到的测定数据，得 到成形品的网格形状数据。接着，使用所得到的网格形状数据，通过一步 法(加工硬化算出工具“HYCRASH(株式会社JSOL)”等)的数值解析， 基于成形品的形状将其一次展开为平坦的板。由此时的成形品的伸长、弯 曲状态等形状信息计算成形品的板厚变化、残余应变等。通过该计算，也 能够确认实施了产生平面应变拉伸变形或者产生平面应变拉伸变形及双轴 拉伸变形的成形加工。
此外，满足式：10≤(D1-D2)/D1×100≤30的条件可以视为通过金属 板的至少一部分的板厚减少率为10％以上且30％以下的成形加工成形出成 形品。
即，成形品的最大板厚D1可以视为成形加工前的金属板的板厚，成形 品的最小板厚D2可以视为成形加工后板厚减少率最大的部位的金属板(成 形品)的板厚。
另一方面，满足式：15≤(H1-H2)/H1×100≤40的条件也可以视为通 过金属板的至少一部分的板厚减少率为10％以上且30％以下的成形加工而 成形出成形品。这起因于随着成形加工的加工量(板厚减少率：Thickness reduction)变大，加工硬化(即加工硬度：Vickers hardness)变大(参照图 11)。
即，成形品的成为最大硬度H1的部位可以视为在成形加工后板厚减少 率最大的部位的金属板(成形品)的硬度，成形品的最小硬度H2可以视为 成形加工前的金属板的硬度。
另外，硬度按照JIS标准(JIS Z 2244)中记载的维氏硬度测定方法而 测定。但是，硬度的测定并不限定于该方法，也可以采用通过其他的方法 测定硬度并使用硬度转换表换算成维氏硬度的方法。
此外，在上述(c)或(d)所示的条件及上述(C)或(D)所示的条 件下，成形品的表面中的{001}晶粒的面积分率及平均结晶粒径、以及成形 品的表面中的除{111}晶粒之外的晶粒的面积分率及平均结晶粒径在成形 品的成为最大板厚D1或最小硬度H2的部位进行测定。
并且，除了代替成形加工前的金属板而以成形品的表面中的{001}晶粒 的面积分率及平均结晶粒径作为条件以外，上述(c)或(d)所示的条件 与第一本公开的成形品的制造方法中说明的上述(a)或(b)所示的条件 的含义相同。
同样地，除了代替成形加工前的金属板而以成形品的表面中的除{111} 晶粒之外的晶粒的面积分率及平均结晶粒径作为条件以外，上述(C)或(D) 所示的条件与第二本公开的成形品的制造方法中说明的上述(A)或(B) 所示的条件的含义相同。
如以上说明的那样，第一及第二本公开的成形品通过满足上述各必要 条件，可以视为通过第一及第二本公开的成形品的制造方法而成形的成形 品。并且，第一及第二本公开的成形品是具有bcc结构、且产生了平面应 变拉伸变形或者产生了平面应变拉伸变形及双轴拉伸变形的形状的金属板 的成形品，即使是满足式：10≤(D1-D2)/D1×100≤30的条件、或式：10≤ (H1-H2)/H1×100≤30的条件的成形品，也成为表面粗糙的产生得到抑制且设计性优异的成形品。
实施例
＜第一实施例>
[成形品的成形]
将具有表1中所示的化学组成的各钢坯以表2中所示的条件进行加工， 得到钢板。具体而言，首先，对表1中所示的钢种A～B的各钢坯，以表2 中所示的条件实施表面应变赋予工序、加热工序、热轧工序及冷却工序。 加工中，使用了实验轧制机。接着，将冷却至卷取温度的冷轧钢板装入温 度保持在相当于卷取温度的电炉中。在该状态下保持30分钟后，以20℃/h 冷却，模拟卷取工序。进而，以表2中所示的压下率实施冷轧工序，制成 表2中所示的板厚的冷轧钢板。对所得到的各冷轧钢板，在表2中所示的 温度下进行退火。由此，得到钢板1～8。钢板1～8的铁素体分率均为100％。
接着，对所得到的钢板，接着实施鼓凸加工，如图12中所示的那样， 成形出成形品20的盖板部20A的直径R＝150mm、成形品20的高度 H＝18mm、成形品20的纵壁部20B的角度θ＝90℃的盘状的成形品No.1～5、 8。此外，除了将成形品20的高度设定为H＝15mm以外，与成形品No.1～5、 8同样地操作，成形出成形品No.6～7、9。
另外，该成形以成为盖板部20A的钢板的板厚减少率(图12中盖板部 20A的评价部A(盖板部20A的中心部)的板厚减少率)成为表3中所示 的板厚减少率的加工量实施。
[评价方法]
对所得到的各钢板、及各成形品，进行下面的测定试验及目视评价。 将结果示于表3及表4中。此外，图17中对于实施例中得到的成形品示出 目视评价的结果与{001}晶粒的平均结晶粒径及结晶粒径的关系。
[平均结晶粒径的测定试验]
对钢板实施{001}晶粒的平均结晶粒径的测定试验。测定试验中使用了 EBSD法。图13是从上部观察钢板的示意图。参照图13，在钢板的宽度方 向上的从距离端部为1/4处开始的中心部，对1mm见方的测定区域4任意 地选择3个部位。在各个测定区域4中，选择钢板的表面中的相对于与钢 板表面平行的{001}面具有15°以内的结晶方位的晶粒({001}晶粒3)。
如上所述，算出{001}晶粒3的平均结晶粒径。测定是对3个部位的测 定区域4中的全部的{001}晶粒3进行的。将所得到的{001}晶粒3的结晶 粒径的算术平均作为平均结晶粒径。另外，成形品的表面中的{001}晶粒3 的平均结晶粒径也成为与钢板的{001}晶粒3的平均结晶粒径同样的值。
[面积分率的测定试验]
对钢板实施{001}晶粒的面积分率的测定试验。如上所述，从钢板中选 择测定区域4，使用EBSD法，选择{001}晶粒3。在各视野中，算出{001} 晶粒3的面积分率，求出其平均值。另外，成形品的{001}晶粒3的面积分 率也成为与钢板的{001}晶粒3的面积分率同样的值。
[平均r值的测定试验]
对钢板进行平均r值的测定试验。具体而言，相对于钢板的轧制方向， 采集0°、45°及90°方向的板状的5号试验片(JIS Z 2241(2011))。对于所 采集的各试验片，赋予了10％的应变。由应变赋予前后的试验片的宽度和 板厚，相对于各试验片算出r值(兰克福特(Lankfordn))值)。将3个方 向的试验片的r值的算术平均作为平均r值。
[板厚的测定试验]
对成形品进行板厚的测定试验。具体而言，实施成形品的利用计算机 的成形模拟，特定板厚成为最大及最小的部位。之后，在板厚成为最大及 最小的部位中，分别使用板厚仪测定成形品的板厚。由此，求出最大板厚 D1、最小板厚D2。其中，最大板厚D1求出成形品(成形品整体)的最大 板厚，最小板厚D2求出成形品的评价部的最小板厚。
[硬度的测定试验]
对成形品进行硬度的测定试验。具体而言，实施成形品的利用计算机 的成形模拟，特定等效塑性应变成为最大及最小的部位。之后，在板厚成 为最大及最小的部位中，分别按照JIS标准(JIS Z 2244)，测定成形品的硬 度。由此，求出最大硬度H1、最小硬度H2。其中，最大硬度H1求出成形 品(成形品整体)的最大硬度，最小硬度H2求出成形品的评价部的最小硬 度。
[凹凸高度测定试验]
对成形品进行成形品表面的凹凸高度的测定试验。具体而言，切出成 形品的评价部，以接触式的粗糙度计计测长度方位的凹凸。为了确认结晶 方位，将凹凸最显著的部分使用截面抛光仪(Cross section polisher)加工 而切断，分析表层的结晶方位与凹凸的关系。
[目视评价]
本来在化学转化处理后进行电沉积涂装，但作为简易的评价方法，将 喷漆均匀地涂装成形品的表面后，利用目视进行观察，按照下述基准，对 表面粗糙的产生程度和评价面的清晰度进行调查。
进而，作为表示表面性状的优劣的其他的参数，通过Keyence公司制 激光显微镜测定算术平均波纹度Wa的值。关于测定条件，将评价长度设 定为1.25mm，将截止波长λc设定为0.25mm。并且，评价比截止波长λc 更长波长侧的轮廓(profile)。
评价基准如下所述。
A：在成形品的盖板部的评价部表面通过目视没有确认到花纹，在表面 具有光泽(Wa≤0.5μm)。作为汽车罩板部件更优选，也可以作为高级车的 罩板部件利用。
B：在成形品的盖板部的评价部表面通过目视没有确认到花纹，但表面 的光泽消失(0.5μm＜Wa≤1.0μm)。可以作为汽车部件利用。
C：在成形品的盖板部的评价部表面通过目视确认到花纹，但在表面具 有光泽(1.0μm＜Wa≤1.5μm)。无法作为汽车的罩板部件利用。
D：在成形品的盖板部的评价部表面通过目视确认到花纹，在表面没有 光泽(1.5μm＜Wa)。无法作为汽车的部件利用。
Figure BDA0001683578120000301
Figure BDA0001683578120000311
表3
Figure BDA0001683578120000321
表4
Figure BDA0001683578120000322
由上述结果获知，与比较例对应的成形品No.1、6、9相比，实施例对 应的成形品No.2～5、7、8、10的表面粗糙得到抑制，设计性优异。
其中，将表示实施例对应的成形品No.2、3、比较例对应的成形品No.1 的断面显微组织和表面凹凸的示意图示于图14～图16中。图14～图16是通 过EBSD法解析成形品的断面而得到的示意图。另外，图14～图16中，ND 表示板厚方向，TD表示板宽方向。
由该图14～图16的比较获知，与比较例对应的成形品No.1相比，实 施例对应的成形品No.2、3的成形品的表面的凹凸高度低，表面粗糙得到 抑制，设计性优异。其中，由图14与图15的比较获知，与成形品No.2相 比，成形品No.3虽然成形品的表面的凹凸高度高，但表面粗糙得到抑制， 设计性优异。这是由于，即使成形品的表面的凹凸高或同等，若凹部深且 微细，有时也变得不易作为表面粗糙被识别(也参照成形品No.6与成形品 No.7的比较)。
由实施例对应的成形品No.7与比较例对应的成形品No.9的比较获知， 即使{001}晶粒的面积分率低至小于0.20，若{001}晶粒的平均结晶粒径低 于15μm，也可抑制表面粗糙，设计性优异。
由实施例对应的成形品No.10获知，即使{001}晶粒的面积分率高达 0.45，若{001}晶粒的平均结晶粒径低于15μm，也可抑制表面粗糙，设计 性优异。
＜第二实施例>
[成形品的成形]
接着，对表5中所示的钢板实施鼓凸加工。由此，如图12中所示的那 样，成形出成形品20的盖板部20A的直径R＝150mm、成形品20的高度 H＝18mm、成形品20的纵壁部20B的角度θ＝90℃的盘状的成形品 No.101～105、108。此外，将成形品20的高度设定为H＝15mm，除此以外 与成形品No.101～105、108同样地操作，成形出成形品No.106～107、109、 128。
另外，该成形以成为盖板部20A的钢板的板厚减少率(图12中盖板部 20A的评价部A(盖板部20A的中心部)的板厚减少率)成为表5中所示 的板厚减少率的加工量实施。
进而，图12中，除了按照成形品20的盖板部板20A的评价部B(盖 板部20A的中心与缘之间的中央部)的板厚减少率变得与成形品 No.101～109、128的板厚减少率(图12中盖板部板20A的评价部A的板厚 减少率)同样的方式调整成形品20的高度H以外，与成形品No.101～109、 128同样地操作，成形出成形品No.110～118、129。
此外，图12中，除了按照成形品20的盖板部板20A的评价部C(盖 板部20A的缘部)的板厚减少率变得与成形品No.101～109、128的板厚减 少率(图12中盖板部板20A的评价部A的板厚减少率)同样的方式调整 成形品20的高度H以外，与成形品No.101～109、128同样地操作，成形出 成形品No.119～127、130。
其中，在上述成形品的成形中，在与成形品的评价部相当的钢板的表 面预先转印划线圆圈，通过计测成形前后(变形前后)的划线圆圈的形状 变化，计测最大主应变、最小主应变。由这些值算出成形品的评价部中的 变形比β。
[评价方法]
对使用的各钢板、及所得到的各成形品，依据第一实施例进行1)除{111} 晶粒之外的晶粒的平均结晶粒径及面积分率、2)平均r值、3)板厚的测 定试验、4)硬度的测定试验、5)凹凸高度测定试验、6)目视评价。将结 果示于表5及表6中。
表5
Figure BDA0001683578120000351
表6
Figure BDA0001683578120000361
由上述结果获知，与比较例对应的成形品No.101、106、109～110、115、 118～119、124、127相比，实施例对应的成形品No.102～105、107～108、 111～114、116～117、120～123、125～126、128～130的表面粗糙得到抑制， 设计性优异。
这里，将表示实施例对应的成形品No.102、103、比较例对应的成形品 No.101的断面显微组织和表面凹凸的示意图示于图18～图20中。图18～图 20是通过EBSD法解析成形品的断面的示意图。另外，图18～图20中， ND表示板厚方向，TD表示板宽方向。
由该图18～图20的比较获知，与比较例对应的成形品No.101相比， 实施例对应的成形品No.102、103的成形品的表面的凹凸高度低，表面粗 糙得到抑制，设计性优异。但是，由图18与图19的比较获知，与成形品 No.102相比，成形品No.103虽然成形品的表面的凹凸高度高，但表面粗糙 得到抑制，设计性优异。这是由于，即使成形品的表面的凹凸高或同等， 若凹部深且微细，则有时也变得不易作为表面粗糙被识别(也参照成形品 No.106与成形品No.107的比较)。
并且，由上述结果获知，在实施例对应的成形品中，在从等双轴拉伸 变形场及与等双轴拉伸变形场接近的不等双轴拉伸变形场至平面应变拉伸 变形场及与平面应变变形场接近的不等双轴拉伸变形场为止的宽幅的变形 场中，成形品的表面粗糙得到抑制。
以上，对本公开的实施方式及实施例进行了说明。然而，上述的实施 方式及实施例不过是用于实施本公开的例示。因此，本公开并不限定于上 述的实施方式及实施例，在不脱离其主旨的范围内可以将上述的实施方式 及实施例适当变更而实施。
另外，日本专利申请第2015-242460号及日本专利申请第2016-180635 的公开其整体通过参照而纳入本说明书中。
关于本说明书中记载的所有文献、专利申请以及技术规格，通过参照 而引入各文献、专利申请以及技术规格的情况与具体且分别记载的情况同 等程度地引入本说明书中。

Claims (11)

1.一种成形品的制造方法，其对具有bcc结构、且在金属板的表面满足下述(a)或(b)的条件的金属板，实施产生平面应变拉伸变形及双轴拉伸变形、并且所述金属板的至少一部分的板厚减少率为10％以上且30％以下的成形加工，制造成形品，
(a)相对于与所述金属板的表面平行的{001}面具有15°以内的结晶方位的晶粒的面积分率为0.20以上且0.35以下，
(b)相对于与所述金属板的表面平行的{001}面具有15°以内的结晶方位的晶粒的面积分率为0.45以下，并且平均结晶粒径为15μm以下，
所述金属板具有下述化学组成：以质量％计含有C：0.0060％以下、Si：1.0％以下、Mn：1.50％以下、P：0.100％以下、S：0.010％以下、Al：0.00050～0.10％、N：0.0040％以下、Ti：0.0010～0.10％、Nb：0.0010～0.10％及B：0～0.0030％，剩余部分为Fe及杂质，进而以下述式(1)定义的F1的值超过0.7且为1.2以下，
式(1)：F1＝(C/12+N/14+S/32)/(Ti/48+Nb/93)
其中，式(1)中，在元素符号中代入各元素在钢中的以质量％计的含量。
2.根据权利要求1所述的成形品的制造方法，其中，所述金属板为钢板。
3.根据权利要求1或权利要求2所述的成形品的制造方法，其中，所述金属板为金属组织的铁素体分率为50％以上的铁素体系钢板。
4.一种成形品，其是具有bcc结构、且产生了平面应变拉伸变形及双轴拉伸变形的形状的金属板的成形品，
在将成形品的最大板厚设为D1，将成形品的最小板厚设为D2时，满足式：10≤(D1-D2)/D1×100≤30的条件，
并且在成形品的表面满足下述(c)或(d)的条件，
(c)相对于与所述成形品的表面平行的{001}面具有15°以内的结晶方位的晶粒的面积分率为0.20以上且0.35以下，
(d)相对于与所述成形品的表面平行的{001}面具有15°以内的结晶方位的晶粒的面积分率为0.45以下，并且平均结晶粒径为15μm以下，
所述金属板具有下述化学组成：以质量％计含有C：0.0060％以下、Si：1.0％以下、Mn：1.50％以下、P：0.100％以下、S：0.010％以下、Al：0.00050～0.10％、N：0.0040％以下、Ti：0.0010～0.10％、Nb：0.0010～0.10％及B：0～0.0030％，剩余部分为Fe及杂质，进而以下述式(1)定义的F1的值超过0.7且为1.2以下，
式(1)：F1＝(C/12+N/14+S/32)/(Ti/48+Nb/93)
其中，式(1)中，在元素符号中代入各元素在钢中的以质量％计的含量。
5.根据权利要求4所述的成形品，其中，所述金属板为钢板。
6.根据权利要求4或权利要求5所述的成形品，其中，所述金属板为金属组织的铁素体分率为50％以上的铁素体系钢板。
7.一种成形品，其是具有bcc结构、且产生了平面应变拉伸变形及双轴拉伸变形的形状的金属板的成形品，
在将成形品的最大硬度设为H1，将成形品的最小硬度设为H2时，满足式：15≤(H1-H2)/H1×100≤40的条件，
并且在成形品的表面满足下述(c)或(d)的条件，
(c)相对于与所述成形品的表面平行的{001}面具有15°以内的结晶方位的晶粒的面积分率为0.20以上且0.35以下，
(d)相对于与所述成形品的表面平行的{001}面具有15°以内的结晶方位的晶粒的面积分率为0.45以下，并且平均结晶粒径为15μm以下，
所述金属板具有下述化学组成：以质量％计含有C：0.0060％以下、Si：1.0％以下、Mn：1.50％以下、P：0.100％以下、S：0.010％以下、Al：0.00050～0.10％、N：0.0040％以下、Ti：0.0010～0.10％、Nb：0.0010～0.10％及B：0～0.0030％，剩余部分为Fe及杂质，进而以下述式(1)定义的F1的值超过0.7且为1.2以下，
式(1)：F1＝(C/12+N/14+S/32)/(Ti/48+Nb/93)
其中，式(1)中，在元素符号中代入各元素在钢中的以质量％计的含量。
8.一种成形品，其是具有bcc结构、且产生了平面应变拉伸变形或者产生了平面应变拉伸变形及双轴拉伸变形的形状的金属板的成形品，
在将成形品的最大硬度设为H1，将成形品的最小硬度设为H2时，满足式：15≤(H1-H2)/H1×100≤40的条件，
并且在成形品的表面满足下述(C)或(D)的条件，
(C)除相对于与所述成形品的表面平行的{111}面具有15°以内的结晶方位的晶粒之外的晶粒的面积分率为0.25以上且0.55以下，
(D)除相对于与所述成形品的表面平行的{111}面具有15°以内的结晶方位的晶粒之外的晶粒的面积分率为0.55以下，并且平均结晶粒径为15μm以下，
所述金属板具有下述化学组成：以质量％计含有C：0.0060％以下、Si：1.0％以下、Mn：1.50％以下、P：0.100％以下、S：0.010％以下、Al：0.00050～0.10％、N：0.0040％以下、Ti：0.0010～0.10％、Nb：0.0010～0.10％及B：0～0.0030％，剩余部分为Fe及杂质，进而以下述式(1)定义的F1的值超过0.7且为1.2以下，
式(1)：F1＝(C/12+N/14+S/32)/(Ti/48+Nb/93)
其中，式(1)中，在元素符号中代入各元素在钢中的以质量％计的含量。
9.根据权利要求7或权利要求8所述的成形品，其中，所述金属板为钢板。
10.根据权利要求7或权利要求8所述的成形品，其中，所述金属板为金属组织的铁素体分率为50％以上的钢板。
11.根据权利要求9所述的成形品，其中，所述金属板为金属组织的铁素体分率为50％以上的钢板。
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