JPWO2019194201A1 - 金属板、金属板の製造方法、金属板の成形品の製造方法および金属板の成形品 - Google Patents
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Abstract
表面荒れの発生が抑制された金属板、金属板の製造方法、金属板の成形品の製造方法および金属板の成形品の提供。表面において（ａ１）、（ｂ１）又は（ｃ１）の条件を満たす金属板及びその製造方法である。また、その金属板を利用した金属板の成形品の製造方法および金属板の成形品である。（ａ１）｛１１１｝面から２０°以上かつ｛００１｝面から２０°以上離れた結晶方位をもつ結晶粒の面積分率が０．２５以上０．３５以下であり、かつ平均結晶粒径が１６μｍ未満。（ｂ１）｛１１１｝面から２０°以上かつ｛００１｝面から２０°以上離れた結晶方位をもつ結晶粒の面積分率が０．１５以上０．３０以下であり、かつ平均結晶粒径が１６μｍ以上。（ｃ１）短手方向の平面ひずみ引張変形を仮定したときのＴａｙｌｏｒ Ｆａｃｔｏｒの値が３．０以上３．４以下を示す結晶粒の面積分率が０．１８以上０．４０以下。
Description
本開示は、金属板、金属板の製造方法、金属板の成形品の製造方法および金属板の成形品に関する。
近年、自動車、航空機、船舶、建築材料、家電製品等の分野では、ユーザーのニーズに答えるため、デザイン性が重視されるようになってきている。その為、特に、外装部材の形状は複雑化する傾向にある。複雑な形状の成形品を金属板から成形するには、金属板に大きなひずみを与えることが必要である。しかし、ひずみ（以後、加工量ともいう）の増加に従いの成形品表面に微細な凹凸が生じやすく、表面荒れとなって外観上の美観を損ねるという問題がある。
例えば、特許文献１には、圧延方向と平行に凹凸の縞模様が出る（リジング）に関することが開示されている。具体的には、特許文献１には、次のことが開示されている。成形加工が圧延幅方向を主ひずみ方向とする平面ひずみ引張変形であるとみなしたときの平均テイラー因子を制御して、耐リジング性に優れた成形加工用アルミニウム合金圧延板が得られる。集合組織中に存在する全ての結晶方位から算出される平均テイラー因子が耐リジング性に大きく関係している。平均テイラー因子の値が特定の条件を満たすように集合組織を制御することによって、耐リジング性を確実かつ安定して向上させ得る。
また、特許文献２には、ｂｃｃ構造を有し、金属板の表面において下記（ａ）「金属板の表面に平行な｛００１｝面から１５°以内の結晶方位を持つ結晶粒の面積分率が０．２０以上０．３５以下である。」又は（ｂ）「金属板の表面に平行な｛００１｝面から１５°以内の結晶方位を持つ結晶粒の、面積分率が０．４５以下、かつ平均結晶粒径が１５μｍ以下である。」の条件を満たす金属板に対して、平面ひずみ引張変形および二軸引張変形が生じ、かつ前記金属板の少なくとも一部が板厚減少率１０％以上３０％以下となる成形加工を施し、成形品を製造する成形品の製造方法が開示されている。
特許文献１：日本国特許第５６８３１９３号
特許文献２：日本国特許第６１５６６１３号
特許文献２：日本国特許第６１５６６１３号
しかし、特許文献１では、圧延幅方向を主ひずみ方向とする一軸引張変形が生じる金属板の成形加工において、リジングを抑制することが示されているのみである。そして、深絞り成形、張り出し成形等、平面ひずみ引張変形および二軸引張変形が生じる金属板の成形加工については何ら考慮されていない。
一方で、深絞り成形、張り出し成形等、平面ひずみ引張変形および二軸引張変形が生じる金属板の成形加工でも、近年の複雑な形状の成形品を製造することが要求されている。しかし、大きな加工量（金属板の板厚減少率１０％以上となる加工量）で金属板を成形加工すると、成形品の表面に凹凸が発達し、表面荒れとなって外観上の美観を損ねるという問題が生じる。また、同様に、平面ひずみ引張変形のみが生じる金属板の成形加工でも、同様な問題が生じる。
上記理由から、例えば、従来の自動車の外板の製品は、製品面に付与される歪量を金属板の板厚減少率１０％未満となる加工量に制限して生産されている。すなわち表面荒れ発生を避けるため、加工条件に制約がある。しかしながら、より複雑な自動車の外板製品形状が要求されている。すなわち、成形加工時の金属板の板厚減少率１０％以上と表面荒れ抑制との両立できる方法が望まれている。
上記理由から、例えば、従来の自動車の外板の製品は、製品面に付与される歪量を金属板の板厚減少率１０％未満となる加工量に制限して生産されている。すなわち表面荒れ発生を避けるため、加工条件に制約がある。しかしながら、より複雑な自動車の外板製品形状が要求されている。すなわち、成形加工時の金属板の板厚減少率１０％以上と表面荒れ抑制との両立できる方法が望まれている。
なお、特許文献２の成形品の製造方法も、表面荒れの発生が抑制された成形品が得られる。しかしながら、特許文献２の成形品の製造方法とは異なるアプローチの技術によって、表面荒れの発生を抑制する技術も望まれている。
本開示の課題は、上記事情に鑑み、ｂｃｃ構造を有する金属板に対して、平面ひずみ引張変形および二軸引張変形が生じ、かつ金属板の少なくとも一部が板厚減少率１０％以上３０％以下となる成形加工を施したときでも、表面荒れの発生が抑制された成形品が得られる金属板および金属板の製造方法、並びに、当該金属板を利用した金属板の成形品の製造方法を提供することである。
また、他の本開示の一態様の課題は、ｂｃｃ構造を有し、稜線部を備え、後述する条件（ＢＤ）および条件（ＢＨ）を満たした金属板の成形品であっても、表面荒れの発生が抑制さた金属板の成形品を提供することである。
また、他の本開示の一態様の課題は、ｂｃｃ構造を有し、稜線部を備え、後述する条件（ＢＤ）および条件（ＢＨ）を満たした金属板の成形品であっても、表面荒れの発生が抑制さた金属板の成形品を提供することである。
また、他の本開示の課題は、ｆｃｃ構造を有する金属板に対して、平面ひずみ引張変形および二軸引張変形が生じ、かつ金属板の少なくとも一部が板厚減少率１０％以上３０％以下となる成形加工を施したときでも、表面荒れの発生が抑制された成形品が得られる金属板および金属板の製造方法、並びに、当該金属板を利用した金属板の成形品の製造方法を提供することである。
また、他の本開示の一態様の課題は、ｆｃｃ構造を有し、稜線部を備え、後述する条件（ＦＤ）および条件（ＦＨ）を満たした金属板の成形品であっても、表面荒れの発生が抑制された金属板の成形品を提供することである。
また、他の本開示の一態様の課題は、ｆｃｃ構造を有し、稜線部を備え、後述する条件（ＦＤ）および条件（ＦＨ）を満たした金属板の成形品であっても、表面荒れの発生が抑制された金属板の成形品を提供することである。
本開示の要旨は、以下の通りである。
＜１＞
ｂｃｃ構造を有し、表面において下記（ａ１）又は（ｂ１）の条件を満たす金属板。
（ａ１） 前記金属板の表面に平行な｛１１１｝面から２０°以上かつ｛００１｝面から２０°以上離れた結晶方位をもつ結晶粒の面積分率が０．２５以上０．３５以下であり、かつ平均結晶粒径が１６μｍ未満である。
（ｂ１） 前記金属板の表面に平行な｛１１１｝面から２０°以上かつ｛００１｝面から２０°以上離れた結晶方位をもつ結晶粒の面積分率が０．１５以上０．３０以下であり、かつ平均結晶粒径が１６μｍ以上である。
＜２＞
ｂｃｃ構造を有し、表面において下記（ｃ１）の条件を満たす金属板。
（ｃ１） 前記金属板の面内において、短手方向の平面ひずみ引張変形を仮定したときのＴａｙｌｏｒ Ｆａｃｔｏｒの値が３．０以上３．４以下を示す結晶粒の面積分率が０．１８以上０．４０以下である。
＜３＞
前記金属板が、鋼板である＜１＞又は＜２＞に記載の金属板。
＜４＞
前記鋼板が、表面の金属組織のフェライト分率５０％以上のフェライト系鋼板である＜３＞に記載の金属板。
＜５＞
前記鋼板が、質量％で、
Ｃ：０．００４０％〜０．０１００％
Ｓｉ：０％〜１．０％、
Ｍｎ：０．９０％〜２．００％、
Ｐ：０．０５０％〜０．２００％
Ｓ：０％〜０．０１０％、
Ａｌ：０．０００５０％〜０．１０％、
Ｎ：０％〜０．００４０％、
Ｔｉ：０．００１０％〜０．１０％、
Ｎｂ：０．００１０％〜０．１０％、
Ｂ：０％〜０．００３％、
ＣｕおよびＳｎの１種以上の合計：０％〜０．１０％
Ｎｉ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｙ、Ａｓ、Ｓｂ、ＰｂおよびＲＥＭの１種以上の合計：０％〜０．１０％、並びに、
残部：Ｆｅ及び不純物からなり、
下記式（１）で定義されるＦ１の値が０．５以上１．０以下である化学組成を有するフェライト系鋼板である＜３＞又は＜４＞に記載の金属板。
式（１）：Ｆ１＝（Ｃ／１２＋Ｎ／１４＋Ｓ／３２）／（Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３）
＜６＞
前記鋼板の化学組成が、質量％で、
ＣｕおよびＳｎの１種以上の合計：０．００２％〜０．１０％、及び
Ｎｉ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｙ、Ａｓ、Ｓｂ、ＰｂおよびＲＥＭの１種以上の合計：０．００５％〜０．１０％
の１種又は２種以上を含有する＜５＞に記載の金属板。
＜７＞
熱間圧延板に対して、圧下率７０％以上の冷間圧延を施し、冷間圧延板を得ることと、
焼鈍温度を再結晶温度＋２５℃以下、板面内の温度ムラを±１０℃以内、焼鈍時間を１００秒以内とする条件で、前記冷間圧延板を焼鈍することと、
を有する＜５＞又は＜６＞に記載の金属板の製造方法。
＜８＞
＜１＞〜＜６＞のいずれか１項に記載の金属板に対して、平面ひずみ引張変形および二軸引張変形が生じ、かつ前記金属板の少なくとも一部が板厚減少率１０％以上３０％以下となる成形加工を施し、成形品を製造する金属板の成形品の製造方法。
＜９＞
ｂｃｃ構造を有し、稜線部を備えた金属板の成形品であって、
下記（ＢＤ）及び（ＢＨ）を満たし、かつ最大板厚部の表面において下記（ａ２）又は（ｂ２）の条件を満たす金属板の成形品。
（ＢＤ） 前記成形品の最大板厚をＤ１とし、前記成形品の最小板厚をＤ２としたとき、式：１０≦（Ｄ１−Ｄ２）／Ｄ１×１００≦３０の条件。
（ＢＨ） 前記成形品の最大ビッカース硬さをＨ１とし、前記成形品の最小ビッカース硬さをＨ２としたとき、式：１５≦（Ｈ１−Ｈ２）／Ｈ１×１００≦４０の条件。
（ａ２） 前記成形品の表面に平行な｛１１１｝面から２０°以上かつ｛００１｝面から２０°以上離れた結晶方位をもつ結晶粒の面積分率が０．２５以上０．３５以下であり、かつ平均結晶粒径が１６μｍ未満である。
（ｂ２） 前記成形品の表面に平行な｛１１１｝面から２０°以上かつ｛００１｝面から２０°以上離れた結晶方位をもつ結晶粒の面積分率が０．１５以上０．３０以下であり、かつ平均結晶粒径が１６μｍ以上である。
＜１０＞
ｂｃｃ構造を有し、稜線部を備えた金属板の成形品であって、
下記（ＢＤ）及び（ＢＨ）を満たし、かつ最大板厚部の表面において下記（ｃ２）の条件を満たす金属板の成形品。
（ＢＤ） 前記成形品の最大板厚をＤ１とし、前記成形品の最小板厚をＤ２としたとき、式：１０≦（Ｄ１−Ｄ２）／Ｄ１×１００≦３０の条件。
（ＢＨ） 前記成形品の最大ビッカース硬さをＨ１とし、前記成形品の最小ビッカース硬さをＨ２としたとき、式：１５≦（Ｈ１−Ｈ２）／Ｈ１×１００≦４０の条件。
（ｃ２） 前記稜線部の延在方向に対する直交方向断面の前記稜線部の凹側表面の曲率半径最小部における、前記稜線部の延在方向に対する直交方向の平面ひずみ引張変形を仮定したときのＴａｙｌｏｒ Ｆａｃｔｏｒの値が３．０以上３．４以下を示す結晶粒の面積分率が０．１８以上０．３５以下である。
＜１１＞
前記金属板が、鋼板である＜９＞又は＜１０＞に記載の金属板の成形品。
＜１２＞
前記鋼板が、表面の金属組織のフェライト分率５０％以上のフェライト系鋼板である＜１１＞に記載の金属板の成形品。
＜１３＞
前記鋼板が、質量％で、
Ｃ：０．００４０％〜０．０１００％
Ｓｉ：０％〜１．０％、
Ｍｎ：０．９０％〜２．００％、
Ｐ：０．０５０％〜０．２００％
Ｓ：０％〜０．０１０％、
Ａｌ：０．０００５０％〜０．１０％、
Ｎ：０％〜０．００４０％、
Ｔｉ：０．００１０％〜０．１０％、
Ｎｂ：０．００１０％〜０．１０％、
Ｂ：０％〜０．００３％、
ＣｕおよびＳｎの１種以上の合計：０％〜０．１０％
Ｎｉ、Ｃａ、Ｍｇ、Ａｓ、Ｓｂ、ＰｂおよびＲＥＭの１種以上の合計：０％〜０．１０％、並びに、
残部：Ｆｅ及び不純物からなり、
下記式（１）で定義されるＦ１の値が０．５以上１．０以下である化学組成を有するフェライト系鋼板である＜１１＞又は＜１２＞に記載の金属板の成形品。
式（１）：Ｆ１＝（Ｃ／１２＋Ｎ／１４＋Ｓ／３２）／（Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３）
＜１４＞
前記鋼板の化学組成が、質量％で、
ＣｕおよびＳｎの１種以上の合計：０．００２％〜０．１０％、及び
Ｎｉ、Ｃａ、Ｍｇ、Ａｓ、Ｓｂ、ＰｂおよびＲＥＭの１種以上の合計：０．００５％〜０．１０％
の１種又は２種以上を含有する＜１３＞に記載の金属板の成形品。
＜１５＞
ｆｃｃ構造を有し、表面において下記（ａ１）又は（ｂ１）の条件を満たす金属板。
（ａ１） 前記金属板の表面に平行な｛１１１｝面から２０°以上かつ｛００１｝面から２０°以上離れた結晶方位をもつ結晶粒の面積分率が０．２５以上０．３５以下であり、かつ平均結晶粒径が１６μｍ未満である。
（ｂ１） 前記金属板の表面に平行な｛１１１｝面から２０°以上かつ｛００１｝面から２０°以上離れた結晶方位をもつ結晶粒の面積分率が０．１５以上０．３０以下であり、かつ平均結晶粒径が１６μｍ以上である。
＜１６＞
ｆｃｃ構造を有し、表面において下記（ｃ１）の条件を満たす金属板。
（ｃ１）金属板の面内において、短手方向の平面ひずみ引張変形を仮定したときのＴａｙｌｏｒ Ｆａｃｔｏｒの値が３．０以上３．４以下を示す結晶粒の面積分率が０．１８以上０．４０以下である。
＜１７＞
前記金属板が、オーステナイト系ステンレス鋼板である＜１５＞又は＜１６＞に記載の金属板。
＜１８＞
前記金属板が、アルミニウム合金板である＜１５＞又は＜１６＞に記載の金属板。
＜１９＞
＜１５＞〜＜１８＞のいずれか１項に記載の金属板に対して、平面ひずみ引張変形および二軸引張変形が生じ、かつ前記金属板の少なくとも一部が板厚減少率５％以上３０％以下となる成形加工を施し、成形品を製造する金属板の成形品の製造方法。
＜２０＞
ｆｃｃ構造を有し、稜線部を備えた金属板の成形品であって、
下記（ＦＤ）及び（ＦＨ）を満たし、かつ最大板厚部の表面において下記（ａ２）又は（ｂ２）の条件を満たす金属板の成形品。
（ＦＤ） 前記成形品の最大板厚をＤ１とし、前記成形品の最小板厚をＤ２としたとき、式：５≦（Ｄ１−Ｄ２）／Ｄ１×１００≦３０の条件。
（ＦＨ） 前記成形品の最大ビッカース硬さをＨ１とし、前記成形品の最小ビッカース硬さをＨ２としたとき、式：７≦（Ｈ１−Ｈ２）／Ｈ１×１００≦４０の条件。
（ａ２） 前記成形品の表面に平行な｛１１１｝面から２０°以上かつ｛００１｝面から２０°以上離れた結晶方位をもつ結晶粒の面積分率が０．２５以上０．３５以下、かつ平均結晶粒径が１６μｍ未満である。
（ｂ２） 前記成形品の表面に平行な｛１１１｝面から２０°以上かつ｛００１｝面から２０°以上離れた結晶方位をもつ結晶粒の面積分率が０．１５以上０．３０以下、かつ平均結晶粒径が１６μｍ以上である。
＜２１＞
ｆｃｃ構造を有し、稜線部を備えた金属板の成形品であって、
下記（ＦＤ）及び（ＦＨ）を満たし、かつ最大板厚部の表面において下記（ｃ２）の条件を満たす金属板の成形品。
（ＦＤ） 前記成形品の最大板厚をＤ１とし、前記成形品の最小板厚をＤ２としたとき、式：５≦（Ｄ１−Ｄ２）／Ｄ１×１００≦３０の条件。
（ＦＨ） 前記成形品の最大ビッカース硬さをＨ１とし、前記成形品の最小ビッカース硬さをＨ２としたとき、式：７≦（Ｈ１−Ｈ２）／Ｈ１×１００≦４０の条件。
（ｃ２） 前記稜線部の延在方向に対する直交方向断面の前記稜線部の凹側表面の曲率半径最小部における、前記稜線部の延在方向に対する直交方向の平面ひずみ引張変形を仮定したときのＴａｙｌｏｒ Ｆａｃｔｏｒの値が３．０以上３．４以下を示す結晶粒の面積分率が０．１８以上０．３５以下である。
＜２２＞
前記金属板が、オーステナイト系ステンレス鋼板である＜２０＞又は＜２１＞に記載の金属板の成形品。
＜２３＞
前記金属板が、アルミニウム合金板である＜２０＞又は＜２１＞に記載の金属板の成形品。
ｂｃｃ構造を有し、表面において下記（ａ１）又は（ｂ１）の条件を満たす金属板。
（ａ１） 前記金属板の表面に平行な｛１１１｝面から２０°以上かつ｛００１｝面から２０°以上離れた結晶方位をもつ結晶粒の面積分率が０．２５以上０．３５以下であり、かつ平均結晶粒径が１６μｍ未満である。
（ｂ１） 前記金属板の表面に平行な｛１１１｝面から２０°以上かつ｛００１｝面から２０°以上離れた結晶方位をもつ結晶粒の面積分率が０．１５以上０．３０以下であり、かつ平均結晶粒径が１６μｍ以上である。
＜２＞
ｂｃｃ構造を有し、表面において下記（ｃ１）の条件を満たす金属板。
（ｃ１） 前記金属板の面内において、短手方向の平面ひずみ引張変形を仮定したときのＴａｙｌｏｒ Ｆａｃｔｏｒの値が３．０以上３．４以下を示す結晶粒の面積分率が０．１８以上０．４０以下である。
＜３＞
前記金属板が、鋼板である＜１＞又は＜２＞に記載の金属板。
＜４＞
前記鋼板が、表面の金属組織のフェライト分率５０％以上のフェライト系鋼板である＜３＞に記載の金属板。
＜５＞
前記鋼板が、質量％で、
Ｃ：０．００４０％〜０．０１００％
Ｓｉ：０％〜１．０％、
Ｍｎ：０．９０％〜２．００％、
Ｐ：０．０５０％〜０．２００％
Ｓ：０％〜０．０１０％、
Ａｌ：０．０００５０％〜０．１０％、
Ｎ：０％〜０．００４０％、
Ｔｉ：０．００１０％〜０．１０％、
Ｎｂ：０．００１０％〜０．１０％、
Ｂ：０％〜０．００３％、
ＣｕおよびＳｎの１種以上の合計：０％〜０．１０％
Ｎｉ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｙ、Ａｓ、Ｓｂ、ＰｂおよびＲＥＭの１種以上の合計：０％〜０．１０％、並びに、
残部：Ｆｅ及び不純物からなり、
下記式（１）で定義されるＦ１の値が０．５以上１．０以下である化学組成を有するフェライト系鋼板である＜３＞又は＜４＞に記載の金属板。
式（１）：Ｆ１＝（Ｃ／１２＋Ｎ／１４＋Ｓ／３２）／（Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３）
＜６＞
前記鋼板の化学組成が、質量％で、
ＣｕおよびＳｎの１種以上の合計：０．００２％〜０．１０％、及び
Ｎｉ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｙ、Ａｓ、Ｓｂ、ＰｂおよびＲＥＭの１種以上の合計：０．００５％〜０．１０％
の１種又は２種以上を含有する＜５＞に記載の金属板。
＜７＞
熱間圧延板に対して、圧下率７０％以上の冷間圧延を施し、冷間圧延板を得ることと、
焼鈍温度を再結晶温度＋２５℃以下、板面内の温度ムラを±１０℃以内、焼鈍時間を１００秒以内とする条件で、前記冷間圧延板を焼鈍することと、
を有する＜５＞又は＜６＞に記載の金属板の製造方法。
＜８＞
＜１＞〜＜６＞のいずれか１項に記載の金属板に対して、平面ひずみ引張変形および二軸引張変形が生じ、かつ前記金属板の少なくとも一部が板厚減少率１０％以上３０％以下となる成形加工を施し、成形品を製造する金属板の成形品の製造方法。
＜９＞
ｂｃｃ構造を有し、稜線部を備えた金属板の成形品であって、
下記（ＢＤ）及び（ＢＨ）を満たし、かつ最大板厚部の表面において下記（ａ２）又は（ｂ２）の条件を満たす金属板の成形品。
（ＢＤ） 前記成形品の最大板厚をＤ１とし、前記成形品の最小板厚をＤ２としたとき、式：１０≦（Ｄ１−Ｄ２）／Ｄ１×１００≦３０の条件。
（ＢＨ） 前記成形品の最大ビッカース硬さをＨ１とし、前記成形品の最小ビッカース硬さをＨ２としたとき、式：１５≦（Ｈ１−Ｈ２）／Ｈ１×１００≦４０の条件。
（ａ２） 前記成形品の表面に平行な｛１１１｝面から２０°以上かつ｛００１｝面から２０°以上離れた結晶方位をもつ結晶粒の面積分率が０．２５以上０．３５以下であり、かつ平均結晶粒径が１６μｍ未満である。
（ｂ２） 前記成形品の表面に平行な｛１１１｝面から２０°以上かつ｛００１｝面から２０°以上離れた結晶方位をもつ結晶粒の面積分率が０．１５以上０．３０以下であり、かつ平均結晶粒径が１６μｍ以上である。
＜１０＞
ｂｃｃ構造を有し、稜線部を備えた金属板の成形品であって、
下記（ＢＤ）及び（ＢＨ）を満たし、かつ最大板厚部の表面において下記（ｃ２）の条件を満たす金属板の成形品。
（ＢＤ） 前記成形品の最大板厚をＤ１とし、前記成形品の最小板厚をＤ２としたとき、式：１０≦（Ｄ１−Ｄ２）／Ｄ１×１００≦３０の条件。
（ＢＨ） 前記成形品の最大ビッカース硬さをＨ１とし、前記成形品の最小ビッカース硬さをＨ２としたとき、式：１５≦（Ｈ１−Ｈ２）／Ｈ１×１００≦４０の条件。
（ｃ２） 前記稜線部の延在方向に対する直交方向断面の前記稜線部の凹側表面の曲率半径最小部における、前記稜線部の延在方向に対する直交方向の平面ひずみ引張変形を仮定したときのＴａｙｌｏｒ Ｆａｃｔｏｒの値が３．０以上３．４以下を示す結晶粒の面積分率が０．１８以上０．３５以下である。
＜１１＞
前記金属板が、鋼板である＜９＞又は＜１０＞に記載の金属板の成形品。
＜１２＞
前記鋼板が、表面の金属組織のフェライト分率５０％以上のフェライト系鋼板である＜１１＞に記載の金属板の成形品。
＜１３＞
前記鋼板が、質量％で、
Ｃ：０．００４０％〜０．０１００％
Ｓｉ：０％〜１．０％、
Ｍｎ：０．９０％〜２．００％、
Ｐ：０．０５０％〜０．２００％
Ｓ：０％〜０．０１０％、
Ａｌ：０．０００５０％〜０．１０％、
Ｎ：０％〜０．００４０％、
Ｔｉ：０．００１０％〜０．１０％、
Ｎｂ：０．００１０％〜０．１０％、
Ｂ：０％〜０．００３％、
ＣｕおよびＳｎの１種以上の合計：０％〜０．１０％
Ｎｉ、Ｃａ、Ｍｇ、Ａｓ、Ｓｂ、ＰｂおよびＲＥＭの１種以上の合計：０％〜０．１０％、並びに、
残部：Ｆｅ及び不純物からなり、
下記式（１）で定義されるＦ１の値が０．５以上１．０以下である化学組成を有するフェライト系鋼板である＜１１＞又は＜１２＞に記載の金属板の成形品。
式（１）：Ｆ１＝（Ｃ／１２＋Ｎ／１４＋Ｓ／３２）／（Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３）
＜１４＞
前記鋼板の化学組成が、質量％で、
ＣｕおよびＳｎの１種以上の合計：０．００２％〜０．１０％、及び
Ｎｉ、Ｃａ、Ｍｇ、Ａｓ、Ｓｂ、ＰｂおよびＲＥＭの１種以上の合計：０．００５％〜０．１０％
の１種又は２種以上を含有する＜１３＞に記載の金属板の成形品。
＜１５＞
ｆｃｃ構造を有し、表面において下記（ａ１）又は（ｂ１）の条件を満たす金属板。
（ａ１） 前記金属板の表面に平行な｛１１１｝面から２０°以上かつ｛００１｝面から２０°以上離れた結晶方位をもつ結晶粒の面積分率が０．２５以上０．３５以下であり、かつ平均結晶粒径が１６μｍ未満である。
（ｂ１） 前記金属板の表面に平行な｛１１１｝面から２０°以上かつ｛００１｝面から２０°以上離れた結晶方位をもつ結晶粒の面積分率が０．１５以上０．３０以下であり、かつ平均結晶粒径が１６μｍ以上である。
＜１６＞
ｆｃｃ構造を有し、表面において下記（ｃ１）の条件を満たす金属板。
（ｃ１）金属板の面内において、短手方向の平面ひずみ引張変形を仮定したときのＴａｙｌｏｒ Ｆａｃｔｏｒの値が３．０以上３．４以下を示す結晶粒の面積分率が０．１８以上０．４０以下である。
＜１７＞
前記金属板が、オーステナイト系ステンレス鋼板である＜１５＞又は＜１６＞に記載の金属板。
＜１８＞
前記金属板が、アルミニウム合金板である＜１５＞又は＜１６＞に記載の金属板。
＜１９＞
＜１５＞〜＜１８＞のいずれか１項に記載の金属板に対して、平面ひずみ引張変形および二軸引張変形が生じ、かつ前記金属板の少なくとも一部が板厚減少率５％以上３０％以下となる成形加工を施し、成形品を製造する金属板の成形品の製造方法。
＜２０＞
ｆｃｃ構造を有し、稜線部を備えた金属板の成形品であって、
下記（ＦＤ）及び（ＦＨ）を満たし、かつ最大板厚部の表面において下記（ａ２）又は（ｂ２）の条件を満たす金属板の成形品。
（ＦＤ） 前記成形品の最大板厚をＤ１とし、前記成形品の最小板厚をＤ２としたとき、式：５≦（Ｄ１−Ｄ２）／Ｄ１×１００≦３０の条件。
（ＦＨ） 前記成形品の最大ビッカース硬さをＨ１とし、前記成形品の最小ビッカース硬さをＨ２としたとき、式：７≦（Ｈ１−Ｈ２）／Ｈ１×１００≦４０の条件。
（ａ２） 前記成形品の表面に平行な｛１１１｝面から２０°以上かつ｛００１｝面から２０°以上離れた結晶方位をもつ結晶粒の面積分率が０．２５以上０．３５以下、かつ平均結晶粒径が１６μｍ未満である。
（ｂ２） 前記成形品の表面に平行な｛１１１｝面から２０°以上かつ｛００１｝面から２０°以上離れた結晶方位をもつ結晶粒の面積分率が０．１５以上０．３０以下、かつ平均結晶粒径が１６μｍ以上である。
＜２１＞
ｆｃｃ構造を有し、稜線部を備えた金属板の成形品であって、
下記（ＦＤ）及び（ＦＨ）を満たし、かつ最大板厚部の表面において下記（ｃ２）の条件を満たす金属板の成形品。
（ＦＤ） 前記成形品の最大板厚をＤ１とし、前記成形品の最小板厚をＤ２としたとき、式：５≦（Ｄ１−Ｄ２）／Ｄ１×１００≦３０の条件。
（ＦＨ） 前記成形品の最大ビッカース硬さをＨ１とし、前記成形品の最小ビッカース硬さをＨ２としたとき、式：７≦（Ｈ１−Ｈ２）／Ｈ１×１００≦４０の条件。
（ｃ２） 前記稜線部の延在方向に対する直交方向断面の前記稜線部の凹側表面の曲率半径最小部における、前記稜線部の延在方向に対する直交方向の平面ひずみ引張変形を仮定したときのＴａｙｌｏｒ Ｆａｃｔｏｒの値が３．０以上３．４以下を示す結晶粒の面積分率が０．１８以上０．３５以下である。
＜２２＞
前記金属板が、オーステナイト系ステンレス鋼板である＜２０＞又は＜２１＞に記載の金属板の成形品。
＜２３＞
前記金属板が、アルミニウム合金板である＜２０＞又は＜２１＞に記載の金属板の成形品。
本開示によれば、ｂｃｃ構造を有する金属板に対して、平面ひずみ引張変形および二軸引張変形が生じ、かつ金属板の少なくとも一部が板厚減少率１０％以上３０％以下となる成形加工を施したときでも、表面荒れの発生が抑制された成形品が得られる金属板および金属板の製造方法、並びに、当該金属板を利用した金属板の成形品の製造方法を提供できる。
また、他の本開示によれば、ｂｃｃ構造を有し、稜線部を備え、後述する条件（ＢＤ）および条件（ＢＨ）を満たした金属板の成形品であっても、表面荒れの発生が抑制された金属板の成形品を提供できる。
また、他の本開示によれば、ｂｃｃ構造を有し、稜線部を備え、後述する条件（ＢＤ）および条件（ＢＨ）を満たした金属板の成形品であっても、表面荒れの発生が抑制された金属板の成形品を提供できる。
また、他の本開示によれば、ｆｃｃ構造を有する金属板に対して、平面ひずみ引張変形および二軸引張変形が生じ、かつ金属板の少なくとも一部が板厚減少率１０％以上３０％以下となる成形加工を施したときでも、表面荒れの発生が抑制された成形品が得られる金属板および金属の製造方法、並びに、当該金属板を利用した成形品の製造方法を提供できる。
また、他の本開示によれば、ｆｃｃ構造を有し、稜線部を備え、後述する条件（ＦＤ）および条件（ＦＨ）を満たした金属板の成形品であっても、表面荒れの発生が抑制された金属板の成形品を提供できる。
また、他の本開示によれば、ｆｃｃ構造を有し、稜線部を備え、後述する条件（ＦＤ）および条件（ＦＨ）を満たした金属板の成形品であっても、表面荒れの発生が抑制された金属板の成形品を提供できる。
以下、図面を参照して、本開示の一例である実施形態を詳しく説明する。図中同一又は相当部分には同一符号を付してその説明は繰り返さない。
なお、本明細書において、化学組成の各元素の含有量の「％」表示は、「質量％」を意味する。
また、「〜」を用いて表される数値範囲は、「〜」の前後に記載される数値を下限値及び上限値として含む範囲を意味する。
また、「〜」の前後に記載される数値に「超」または「未満」が付されている場合の数値範囲は、これら数値を下限値または上限値として含まない範囲を意味する。
また、「工程」との用語は、独立した工程だけではなく、他の工程と明確に区別できない場合であってもその工程の所期の目的が達成されれば、本用語に含まれる。
また、「稜線部の延在方向」とは、稜線部のある意匠面を平面視したとき、対象となる稜線部の箇所において、稜線部が延びる方向を意味する。例えば、稜線部の頂点が直線を描く箇所の「稜線部の延在方向」とは、当該直線が延びる方向を意味する。一方、稜線部の頂点が曲線を描く箇所の「稜線部の延在方向」とは、当該曲線に対する当該箇所における接線が延びる方向を意味する。
また、「意匠面」とは、金属板の成形品を構成する面のうち、外部に露出し、美観の対象となり得る面をいう。
なお、本明細書において、化学組成の各元素の含有量の「％」表示は、「質量％」を意味する。
また、「〜」を用いて表される数値範囲は、「〜」の前後に記載される数値を下限値及び上限値として含む範囲を意味する。
また、「〜」の前後に記載される数値に「超」または「未満」が付されている場合の数値範囲は、これら数値を下限値または上限値として含まない範囲を意味する。
また、「工程」との用語は、独立した工程だけではなく、他の工程と明確に区別できない場合であってもその工程の所期の目的が達成されれば、本用語に含まれる。
また、「稜線部の延在方向」とは、稜線部のある意匠面を平面視したとき、対象となる稜線部の箇所において、稜線部が延びる方向を意味する。例えば、稜線部の頂点が直線を描く箇所の「稜線部の延在方向」とは、当該直線が延びる方向を意味する。一方、稜線部の頂点が曲線を描く箇所の「稜線部の延在方向」とは、当該曲線に対する当該箇所における接線が延びる方向を意味する。
また、「意匠面」とは、金属板の成形品を構成する面のうち、外部に露出し、美観の対象となり得る面をいう。
（ｂｃｃ構造を有する金属板）
第一の実施形態に係る金属板は、表面において下記（ａ１）、（ｂ１）又は（ｃ１）の条件を満たす金属板である。
（ａ１） 金属板の表面に平行な｛１１１｝面から２０°以上かつ｛００１｝面から２０°以上離れた結晶方位をもつ結晶粒（以下「結晶粒Ａ」とも称する）の面積分率が０．２５以上０．３５以下であり、かつ平均結晶粒径が１６μｍ未満である。
（ｂ１） 金属板の表面に平行な｛１１１｝面から２０°以上かつ｛００１｝面から２０°以上離れた結晶方位をもつ結晶粒（結晶粒Ａ）の面積分率が０．１５以上０．３０以下であり、かつ平均結晶粒径が１６μｍ以上である。
（ｃ１） 金属板の面内において、短手方向の平面ひずみ引張変形を仮定したときのＴａｙｌｏｒ Ｆａｃｔｏｒ（テイラー因子）の値（以下「ＴＦ値」とも称する）が３．０以上３．４以下を示す結晶粒（以下「結晶粒Ｃ」とも称する）の面積分率が０．１８以上０．４０以下である。
第一の実施形態に係る金属板は、表面において下記（ａ１）、（ｂ１）又は（ｃ１）の条件を満たす金属板である。
（ａ１） 金属板の表面に平行な｛１１１｝面から２０°以上かつ｛００１｝面から２０°以上離れた結晶方位をもつ結晶粒（以下「結晶粒Ａ」とも称する）の面積分率が０．２５以上０．３５以下であり、かつ平均結晶粒径が１６μｍ未満である。
（ｂ１） 金属板の表面に平行な｛１１１｝面から２０°以上かつ｛００１｝面から２０°以上離れた結晶方位をもつ結晶粒（結晶粒Ａ）の面積分率が０．１５以上０．３０以下であり、かつ平均結晶粒径が１６μｍ以上である。
（ｃ１） 金属板の面内において、短手方向の平面ひずみ引張変形を仮定したときのＴａｙｌｏｒ Ｆａｃｔｏｒ（テイラー因子）の値（以下「ＴＦ値」とも称する）が３．０以上３．４以下を示す結晶粒（以下「結晶粒Ｃ」とも称する）の面積分率が０．１８以上０．４０以下である。
第一の実施形態に係る金属板は、上記構成により、平面ひずみ引張変形および二軸引張変形が生じ、かつ金属板の少なくとも一部が板厚減少率１０％以上３０％以下となる成形加工を施したときでも、表面荒れの発生が抑制された成形品が得られる。そして、第一の実施形態に係る金属板は、次の知見により見出された。
近年、金属板の金属組織と機械特性の対応が研究されている。発明者らは、次の検討を行った。
まず、平面ひずみ引張変形の多軸変形場における結晶粒の結晶方位と表面荒れとの関係を調査した。その結果、発明者らは、次の知見を得た。二軸引張変形に比べ平面ひずみ引張変形で表面荒れの増大が大きい。特に、ＩＦ鋼板等、特定の集合組織を持つ金属板では、二軸引張変形に比べ平面ひずみ引張変形で表面荒れの増大が大きい。この原因として、結晶粒間の強度差が変形様式によって大きく異なることが考えられる。つまり、二軸引張変形と平面ひずみ引張変形との変形度合いが、結晶粒間で大きく異なると考えられる。
まず、平面ひずみ引張変形の多軸変形場における結晶粒の結晶方位と表面荒れとの関係を調査した。その結果、発明者らは、次の知見を得た。二軸引張変形に比べ平面ひずみ引張変形で表面荒れの増大が大きい。特に、ＩＦ鋼板等、特定の集合組織を持つ金属板では、二軸引張変形に比べ平面ひずみ引張変形で表面荒れの増大が大きい。この原因として、結晶粒間の強度差が変形様式によって大きく異なることが考えられる。つまり、二軸引張変形と平面ひずみ引張変形との変形度合いが、結晶粒間で大きく異なると考えられる。
そこで、発明者らは、二軸引張変形と平面ひずみ引張変形とで結晶粒の強度が大きく変化しない、｛００１｝面および｛１１１｝面以外の結晶方位を持つ結晶粒に着目した。そして、この結晶粒の分率を増加させ、等二軸引張変形と平面ひずみ引張変形との表面荒れ発達の差異を、平均結晶粒径との関係も含めて検証した。
その結果、発明者らは次の知見を得た。｛００１｝面および｛１１１｝面以外の結晶方位を持つ結晶粒の分率を増加させることで、大きな加工量（金属板の板厚減少率１０％以上となる加工量）で金属板を成形しても、平面ひずみ引張変形での表面荒れの増加が抑制される。その結果、等二軸引張変形と平面ひずみ引張変形とで、結晶粒の変形度合いが小さくなり、表面荒れ発達の差異が少なくなる。
その結果、発明者らは次の知見を得た。｛００１｝面および｛１１１｝面以外の結晶方位を持つ結晶粒の分率を増加させることで、大きな加工量（金属板の板厚減少率１０％以上となる加工量）で金属板を成形しても、平面ひずみ引張変形での表面荒れの増加が抑制される。その結果、等二軸引張変形と平面ひずみ引張変形とで、結晶粒の変形度合いが小さくなり、表面荒れ発達の差異が少なくなる。
具体的には、発明者らは、次の知見を得た。
平均結晶粒径が１６μｍ以下の場合、結晶粒Ａの面積分率が０．２５以上０．３５以下であれば（つまり、条件（ａ１）を満たせば）、又は、平均結晶粒径が１６μｍ以上の場合、結晶粒Ａの面積分率が０．１５以上０．３０以下であれば（つまり、条件（ｂ１）を満たせば）、大きな加工量で金属板を成形しても、平面ひずみ引張変形での表面荒れの増加が抑制される。その結果、等二軸引張変形と平面ひずみ引張変形とで、結晶粒の変形度合いが小さくなり、表面荒れ発達の差異が少なくなる。
平均結晶粒径が１６μｍ以下の場合、結晶粒Ａの面積分率が０．２５以上０．３５以下であれば（つまり、条件（ａ１）を満たせば）、又は、平均結晶粒径が１６μｍ以上の場合、結晶粒Ａの面積分率が０．１５以上０．３０以下であれば（つまり、条件（ｂ１）を満たせば）、大きな加工量で金属板を成形しても、平面ひずみ引張変形での表面荒れの増加が抑制される。その結果、等二軸引張変形と平面ひずみ引張変形とで、結晶粒の変形度合いが小さくなり、表面荒れ発達の差異が少なくなる。
すなわち、条件（ａ１）又は条件（ｂ１）を満たせば、平面ひずみ引張変形および二軸引張変形が生じ、かつ金属板の少なくとも一部が板厚減少率１０％以上３０％以下となる成形加工を施したときでも、表面荒れの発生が抑制される。
一方、発明者らは、次の検討も行った。
まず、発明者らは、金属板の短手方向の平面ひずみ引張変形を仮定したときのＴａｙｌｏｒ Ｆａｃｔｏｒの値（ＴＦ値）について着目した。ＴＦ値とは、結晶の任意の変形を仮定したときの変形抵抗の大きさを示す指数である。
そして、ＴＦ値と表面荒れとの関係を調査した。その結果、発明者らは、次の知見を得た。
ＴＦ値のうち、金属板の短手方向の平面ひずみ引張変形を仮定したときのＴＦ値が３．０以上３．４以下を示す結晶粒Ｃの分率を制御すると、大きな加工量で金属板を成形しても、平面ひずみ引張変形での表面荒れの増加が抑制される。その結果、等二軸引張変形と平面ひずみ引張変形とで、結晶粒の変形度合いが小さくなり、表面荒れ発達の差異が少なくなる。この理由は、二軸引張変形を仮定したときのＴＦ値の分布が、３．０以上３．４以下に主に分布しているためである。結晶粒Ｃの分率を制御することで、結晶粒間の変形抵抗差の分布が、等二軸引張変形と平面ひずみ引張変形とで同様になり、表面荒れ発達の変形様式による差異が少なくなると考えられる。
まず、発明者らは、金属板の短手方向の平面ひずみ引張変形を仮定したときのＴａｙｌｏｒ Ｆａｃｔｏｒの値（ＴＦ値）について着目した。ＴＦ値とは、結晶の任意の変形を仮定したときの変形抵抗の大きさを示す指数である。
そして、ＴＦ値と表面荒れとの関係を調査した。その結果、発明者らは、次の知見を得た。
ＴＦ値のうち、金属板の短手方向の平面ひずみ引張変形を仮定したときのＴＦ値が３．０以上３．４以下を示す結晶粒Ｃの分率を制御すると、大きな加工量で金属板を成形しても、平面ひずみ引張変形での表面荒れの増加が抑制される。その結果、等二軸引張変形と平面ひずみ引張変形とで、結晶粒の変形度合いが小さくなり、表面荒れ発達の差異が少なくなる。この理由は、二軸引張変形を仮定したときのＴＦ値の分布が、３．０以上３．４以下に主に分布しているためである。結晶粒Ｃの分率を制御することで、結晶粒間の変形抵抗差の分布が、等二軸引張変形と平面ひずみ引張変形とで同様になり、表面荒れ発達の変形様式による差異が少なくなると考えられる。
すなわち、条件（ｃ１）を満たせば、平面ひずみ引張変形および二軸引張変形が生じ、かつ金属板の少なくとも一部が板厚減少率１０％以上３０％以下となる成形加工を施したときでも、表面荒れの発生が抑制される。
以上の知見から、第一の実施形態に係る金属板は、平面ひずみ引張変形および二軸引張変形が生じ、かつ金属板の少なくとも一部が板厚減少率１０％以上３０％以下となる成形加工を施したときでも、表面荒れの発生が抑制された成形品が得られる金属板となることが見出された。
以下、第一の実施形態に係る金属板の詳細について説明する。
条件（ａ１）について説明する。
条件（ａ１）において、金属板の表面に平行な｛１１１｝面から２０°以上かつ｛００１｝面から２０°以上離れた結晶方位をもつ結晶粒Ａの面積分率が０．２５以上０．３５以下である。ただし、表面荒れ抑制の観点から、０．２５以上０．３０以下が好ましい。
条件（ａ１）において、結晶粒Ａの平均結晶粒径は、１６μｍ未満である。ただし、製造コスト増大の観点から、例えば、６μｍ以上とする。
条件（ａ１）において、金属板の表面に平行な｛１１１｝面から２０°以上かつ｛００１｝面から２０°以上離れた結晶方位をもつ結晶粒Ａの面積分率が０．２５以上０．３５以下である。ただし、表面荒れ抑制の観点から、０．２５以上０．３０以下が好ましい。
条件（ａ１）において、結晶粒Ａの平均結晶粒径は、１６μｍ未満である。ただし、製造コスト増大の観点から、例えば、６μｍ以上とする。
条件（ｂ１）について説明する。
条件（ｂ１）において、金属板の表面に平行な｛１１１｝面から２０°以上かつ｛００１｝面から２０°以上離れた結晶方位をもつ結晶粒Ａの面積分率が０．１５以上０．３０以下である。ただし、表面荒れ抑制の観点から、０．１５以上０．２５以下が好ましい。
条件（ｂ１）において、結晶粒Ａの平均結晶粒径は、１６μｍ以上である。ただし、結晶粒Ａの平均結晶粒径の下限は、表面荒れ抑制の観点から、例えば、２５μｍ以下とする。
条件（ｂ１）において、金属板の表面に平行な｛１１１｝面から２０°以上かつ｛００１｝面から２０°以上離れた結晶方位をもつ結晶粒Ａの面積分率が０．１５以上０．３０以下である。ただし、表面荒れ抑制の観点から、０．１５以上０．２５以下が好ましい。
条件（ｂ１）において、結晶粒Ａの平均結晶粒径は、１６μｍ以上である。ただし、結晶粒Ａの平均結晶粒径の下限は、表面荒れ抑制の観点から、例えば、２５μｍ以下とする。
ここで、｛ｋｌｍ｝面からＸ°以上離れた結晶方位をもつ結晶粒とは、図１に示すように、｛ｋｌｍ｝面に対して、｛ｋｌｍ｝面の両面側で、鋭角でＸ°傾斜した２つの結晶方位Ｙ１およびＹ２で成す角度θの範囲に結晶方位を有する結晶粒を意味する。
また、結晶粒Ａの平均結晶粒径は、次の方法で測定する。
図２に示すとおり、鋼板の幅方向（圧延方向に対して垂直方向）における、端から全幅の１／４より中心部（幅の中央５０％の領域）において、１ｍｍ四方の測定領域Ｅｒを任意に３箇所選ぶ。この測定領域Ｅｒを有する試料を金属板から採取する。試料の観察面（測定領域Ｅｒを有する表面）を０．１ｍｍ研磨する。ＳＥＭにより試料の観察面を観察し、ＥＢＳＤ法を用いて、結晶粒Ａを選択する。選択した各結晶粒Ａに２本の試験線を引く。２本の試験線の算術平均を求めることにより、結晶粒Ａの平均結晶粒径を求める。
図２に示すとおり、鋼板の幅方向（圧延方向に対して垂直方向）における、端から全幅の１／４より中心部（幅の中央５０％の領域）において、１ｍｍ四方の測定領域Ｅｒを任意に３箇所選ぶ。この測定領域Ｅｒを有する試料を金属板から採取する。試料の観察面（測定領域Ｅｒを有する表面）を０．１ｍｍ研磨する。ＳＥＭにより試料の観察面を観察し、ＥＢＳＤ法を用いて、結晶粒Ａを選択する。選択した各結晶粒Ａに２本の試験線を引く。２本の試験線の算術平均を求めることにより、結晶粒Ａの平均結晶粒径を求める。
具体的には次の通りである。図３に示すとおり、各結晶粒Ａの重心を通る第一の試験線を、全ての結晶粒Ａにおいて同じ向きとなるように引く。さらに、第一の試験線と互いに直交するように、各結晶粒Ａの重心を通る第二の試験線を引く。２本の第一の試験線及び第二の試験線の長さの算術平均を、結晶粒Ａの結晶粒径とする。３つの試料における、全ての結晶粒Ａの結晶粒径の算術平均を、平均結晶粒径とする。
なお、図３中、Ｃｒｙは結晶粒Ａ、Ｌ１は第一の試験線、Ｌ２は第二の試験線を示す。
なお、図３中、Ｃｒｙは結晶粒Ａ、Ｌ１は第一の試験線、Ｌ２は第二の試験線を示す。
結晶粒Ａの面積分率は次の方法で測定する。
結晶粒Ａの平均結晶粒径の測定と同様に、金属板の試料の観察面を観察し、ＥＢＳＤ法を用いて、結晶粒Ａを選択する。観察視野に対する、選択した結晶粒Ａの面積分率を算出する。そして、３つの試料における結晶粒Ａの面積分率の平均を、結晶粒Ａの面積分率とする。
結晶粒Ａの平均結晶粒径の測定と同様に、金属板の試料の観察面を観察し、ＥＢＳＤ法を用いて、結晶粒Ａを選択する。観察視野に対する、選択した結晶粒Ａの面積分率を算出する。そして、３つの試料における結晶粒Ａの面積分率の平均を、結晶粒Ａの面積分率とする。
具体的には、結晶粒Ａの面積分率は、次の通り測定する。
ＯＩＭアナリシス（ＴＳＬ社製）を用いて、下記測定条件で観察した走査型電子顕微鏡による観察視野の中から、目的とする結晶粒子Ａの面積を抽出（トレランスは２０°に設定）する。その抽出した面積を、観察視野の面積で割った、百分率を求める。この値を結晶粒Ａの面積分率とする。
ＯＩＭアナリシス（ＴＳＬ社製）を用いて、下記測定条件で観察した走査型電子顕微鏡による観察視野の中から、目的とする結晶粒子Ａの面積を抽出（トレランスは２０°に設定）する。その抽出した面積を、観察視野の面積で割った、百分率を求める。この値を結晶粒Ａの面積分率とする。
なお、結晶粒Ａの面積分率を求める測定条件の詳細は、次の通りである。
・測定装置：電子線後方散乱回折装置付き走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ−ＥＢＳＤ）「ＳＥＭの型番ＪＳＭ−６４００（ＪＥＯＬ社製）ＥＢＳＤ検出器は型番「ＨＩＫＡＲＩ」（ＴＳＬ社製）を使用」
・ステップ間隔：２μｍ
・測定領域：８０００μｍ×２４００μｍの領域
・粒界：結晶方位の角度差が１５°以上（角度差が１５°未満の連続する領域を一つの結晶粒とする）
・測定装置：電子線後方散乱回折装置付き走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ−ＥＢＳＤ）「ＳＥＭの型番ＪＳＭ−６４００（ＪＥＯＬ社製）ＥＢＳＤ検出器は型番「ＨＩＫＡＲＩ」（ＴＳＬ社製）を使用」
・ステップ間隔：２μｍ
・測定領域：８０００μｍ×２４００μｍの領域
・粒界：結晶方位の角度差が１５°以上（角度差が１５°未満の連続する領域を一つの結晶粒とする）
条件（ｃ１）について説明する。
条件（ｃ１）において、金属板の面内において、金属板の短手方向の平面ひずみ引張変形を仮定したときのＴａｙｌｏｒ Ｆａｃｔｏｒの値（ＴＦ値）が３．０以上３．４以下を示す結晶粒Ｃの面積分率は、０．１８以上０．４０以下である。但し、表面荒れ抑制の観点から、０．１８以上０．３５以下が好ましい。
条件（ｃ１）において、金属板の面内において、金属板の短手方向の平面ひずみ引張変形を仮定したときのＴａｙｌｏｒ Ｆａｃｔｏｒの値（ＴＦ値）が３．０以上３．４以下を示す結晶粒Ｃの面積分率は、０．１８以上０．４０以下である。但し、表面荒れ抑制の観点から、０．１８以上０．３５以下が好ましい。
ここで、結晶粒ＣのＴＦ値（金属板の短手方向の平面ひずみ引張変形を仮定したときのＴＦ値）は、次の通り解析によって算出する。
試料の観察面（測定領域Ｅｒを有する表面）を０．１ｍｍ研磨する。ＳＥＭにより試料の観察面を観察し、ＥＢＳＤ法を用いて観察面の結晶方位分布データを取得する。（株）ＴＳＬソリューションズ製ソフトＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓ ｖ ７．２．１用いて、取得した結晶方位分布データに対し、平面ひずみ引張変形状態を表すひずみテンソルを設定して、Ｔａｙｌｏｒ Ｆａｃｔｏｒ Ｍａｐを作成することで測定点毎のＴＦ値を算出し、Ｔａｙｌｏｒ Ｆａｃｔｏｒ分布を可視化する。
試料の観察面（測定領域Ｅｒを有する表面）を０．１ｍｍ研磨する。ＳＥＭにより試料の観察面を観察し、ＥＢＳＤ法を用いて観察面の結晶方位分布データを取得する。（株）ＴＳＬソリューションズ製ソフトＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓ ｖ ７．２．１用いて、取得した結晶方位分布データに対し、平面ひずみ引張変形状態を表すひずみテンソルを設定して、Ｔａｙｌｏｒ Ｆａｃｔｏｒ Ｍａｐを作成することで測定点毎のＴＦ値を算出し、Ｔａｙｌｏｒ Ｆａｃｔｏｒ分布を可視化する。
結晶粒Ｃの面積分率は、次の通り測定する。
結晶粒ＣのＴＦ値の測定と同様に、金属板の試料に対して、試料の観察面（測定領域Ｅｒを有する表面）を０．１ｍｍ研磨する。ＳＥＭにより試料の観察面を観察し、ＥＢＳＤ法を用いて観察面の結晶方位分布データを取得する。（株）ＴＳＬソリューションズ製ソフトＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓ ｖ ７．２．１用いて、取得した結晶方位分布データに対し、平面ひずみ引張変形状態を表すひずみテンソルを設定して、ＴＦ値の存在比率のヒストグラムを作成する。作成したヒストグラムから、Ｔａｙｌｏｒ Ｆａｃｔｏｒの値（ＴＦ値）が３．０以上３．４以下を満たす測定点が全体の測定点に占める割合を結晶粒Ｃの面積分率として計算する。そして、３つの試料における結晶粒Ｃの面積分率の平均を、結晶粒Ｃの面積分率とする。
結晶粒ＣのＴＦ値の測定と同様に、金属板の試料に対して、試料の観察面（測定領域Ｅｒを有する表面）を０．１ｍｍ研磨する。ＳＥＭにより試料の観察面を観察し、ＥＢＳＤ法を用いて観察面の結晶方位分布データを取得する。（株）ＴＳＬソリューションズ製ソフトＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓ ｖ ７．２．１用いて、取得した結晶方位分布データに対し、平面ひずみ引張変形状態を表すひずみテンソルを設定して、ＴＦ値の存在比率のヒストグラムを作成する。作成したヒストグラムから、Ｔａｙｌｏｒ Ｆａｃｔｏｒの値（ＴＦ値）が３．０以上３．４以下を満たす測定点が全体の測定点に占める割合を結晶粒Ｃの面積分率として計算する。そして、３つの試料における結晶粒Ｃの面積分率の平均を、結晶粒Ｃの面積分率とする。
ここで、測定対象となる金属板の成形品の表面にめっき層等が形成されている場合、めっき層等を除去したうえで、表面を研磨し、結晶粒Ａの平均結晶粒径、並びに、結晶粒Ａおよび結晶粒Ｃの面積分率を測定する。
金属板の種類について説明する。
金属板は、ｂｃｃ構造（体心立方格子構造）を有する金属板である。ｂｃｃ構造を有する金属板としては、α−Ｆｅ、Ｌｉ、Ｎａ、Ｋ、β−Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｔａ、Ｗ等の金属板が挙げられる。これらの中でも、成形品を作製する上で、もっとも容易に入手できるという点から、鋼板（フェライト系鋼板、ベイナイト単相組織としたベイナイト鋼板、マルテンサイト単相組織としたマルテンサイト鋼板等）が好ましい。更に加工のしやすさから、フェライト系鋼板がより好ましい。フェライト系鋼板には、金属組織のフェライト分率が１００％の鋼板以外に、マルテンサイト、ベイナイト等が存在する鋼板(ＤＰ鋼板)も含まれる。
金属板は、ｂｃｃ構造（体心立方格子構造）を有する金属板である。ｂｃｃ構造を有する金属板としては、α−Ｆｅ、Ｌｉ、Ｎａ、Ｋ、β−Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｔａ、Ｗ等の金属板が挙げられる。これらの中でも、成形品を作製する上で、もっとも容易に入手できるという点から、鋼板（フェライト系鋼板、ベイナイト単相組織としたベイナイト鋼板、マルテンサイト単相組織としたマルテンサイト鋼板等）が好ましい。更に加工のしやすさから、フェライト系鋼板がより好ましい。フェライト系鋼板には、金属組織のフェライト分率が１００％の鋼板以外に、マルテンサイト、ベイナイト等が存在する鋼板(ＤＰ鋼板)も含まれる。
ここで、フェライト系鋼板の金属組織のフェライト分率は、５０％以上が好ましく、８０％以上がより好ましい。金属組織のフェライト分率が８０％未満であると硬質相の影響が強くなる。さらに５０％未満であると硬質相が支配的となり、平面ひずみ引張変形および二軸引張変形の応力に弱いフェライトの結晶方位（金属板の表面に平行な｛１１１｝面から１５°以内の結晶方位を持つ結晶粒以外の結晶粒（特に金属板の表面と平行な｛００１｝面から１５°以内の結晶方位を有する結晶粒））の影響が少なくなる。そのため、成形加工時に結晶粒の変形による凹凸の発達が生じ難い傾向があり、成形品の表面荒れ自体が発生し難くなる。よって、上記範囲のフェライト分率のフェライト系鋼板を適用すると、表面荒れ抑制効果が顕著となる。
なお、フェライト分率は、次に示す方法により測定できる。鋼板の表面（測定領域Ｅｒを有する表面）を研磨後、ナイタール溶液に浸漬することで、フェライト組織を現出させ、光学顕微鏡で組織写真を撮影する。その後、前記組織写真の全域の面積に対するフェライト組織の面積を算出する。
金属板は、表面にめっき層を有する金属板（めっき鋼板等）であってもよい。ただし、金属板がめっき金属板である場合、結晶粒Ａの平均結晶粒径、並びに、結晶粒Ａおよび結晶粒Ｃの面積分率の測定対象となる「金属板の表面」とは、前記めっき層を除いた金属板の表面である。めっき層は、金属板の厚さに対し薄い。そのため，加工中および加工後のめっき金属板の表面性状は、前記めっき層を除いた金属板の表面の結晶粒径及び結晶方位の影響を受ける。
金属板の厚みは、特に制限はないが、成形性の点から、３ｍｍ以下が好ましい。
（金属板の化学組成）
金属板として好適な鋼板は、質量％で、
Ｃ：０．００４０％〜０．０１００％
Ｓｉ：０％〜１．０％、
Ｍｎ：０．９０％〜２．００％、
Ｐ：０．０５０％〜０．２００％
Ｓ：０％〜０．０１０％、
Ａｌ：０．０００５０％〜０．１０％、
Ｎ：０％〜０．００４０％、
Ｔｉ：０．００１０％〜０．１０％、
Ｎｂ：０．００１０％〜０．１０％、
Ｂ：０％〜０．００３％、
ＣｕおよびＳｎの１種以上の合計：０％〜０．１０％
Ｎｉ、Ｃａ、Ｍｇ、Ａｓ、Ｓｂ、ＰｂおよびＲＥＭの１種以上の合計：０％〜０．１０％、並びに、
残部：Ｆｅ及び不純物からなり、
下記式（１）で定義されるＦ１の値が０．５以上１．０以下である化学組成を有するフェライト系鋼板であることが好ましい。
式（１）：Ｆ１＝（Ｃ／１２＋Ｎ／１４＋Ｓ／３２）／（Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３）
ここで、式中、元素記号には、各元素の鋼中における含有量（質量％）を示す。
金属板として好適な鋼板は、質量％で、
Ｃ：０．００４０％〜０．０１００％
Ｓｉ：０％〜１．０％、
Ｍｎ：０．９０％〜２．００％、
Ｐ：０．０５０％〜０．２００％
Ｓ：０％〜０．０１０％、
Ａｌ：０．０００５０％〜０．１０％、
Ｎ：０％〜０．００４０％、
Ｔｉ：０．００１０％〜０．１０％、
Ｎｂ：０．００１０％〜０．１０％、
Ｂ：０％〜０．００３％、
ＣｕおよびＳｎの１種以上の合計：０％〜０．１０％
Ｎｉ、Ｃａ、Ｍｇ、Ａｓ、Ｓｂ、ＰｂおよびＲＥＭの１種以上の合計：０％〜０．１０％、並びに、
残部：Ｆｅ及び不純物からなり、
下記式（１）で定義されるＦ１の値が０．５以上１．０以下である化学組成を有するフェライト系鋼板であることが好ましい。
式（１）：Ｆ１＝（Ｃ／１２＋Ｎ／１４＋Ｓ／３２）／（Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３）
ここで、式中、元素記号には、各元素の鋼中における含有量（質量％）を示す。
以下、金属板として好適なフェライト系鋼板の化学組成について説明する。化学組成について「％」とは、質量％を意味する。
Ｃ：０．００４０％〜０．０１００％
炭素（Ｃ）は、一般的なＩＦ鋼においても、Ｃは鋼板の延性及び深絞り成形性を低下させることが知られている。このため、Ｃ含有量は少ない程好ましい。しかしながら、Ｃは、結晶粒Ａおよび結晶粒Ｃを発達に寄与する。よって、これらを両立するために、Ｃ含有量は、０．００４０％〜０．０１００％がよい。
炭素（Ｃ）は、一般的なＩＦ鋼においても、Ｃは鋼板の延性及び深絞り成形性を低下させることが知られている。このため、Ｃ含有量は少ない程好ましい。しかしながら、Ｃは、結晶粒Ａおよび結晶粒Ｃを発達に寄与する。よって、これらを両立するために、Ｃ含有量は、０．００４０％〜０．０１００％がよい。
Ｓｉ：０〜１．０％
シリコン（Ｓｉ）は、任意元素である。しかしながら、Ｓｉは固溶強化により鋼板の延性の低下を抑制しつつ、強度を上げる。そのため、必要に応じて含有させてもよい。Ｓｉ含有量の下限は、例えば０．００５％以上である。鋼板の高強度化を目的とする場合は、Ｓｉ含有量の下限は、例えば０．１０％以上である。一方、Ｓｉ含有量が多すぎると、鋼板の表面性状が悪化する。このため、Ｓｉ含有量は１．０％以下がよい。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．５％以下である。鋼板の強度を必要としない場合、Ｓｉ含有量のより好ましい上限は０．０５％以下である。
シリコン（Ｓｉ）は、任意元素である。しかしながら、Ｓｉは固溶強化により鋼板の延性の低下を抑制しつつ、強度を上げる。そのため、必要に応じて含有させてもよい。Ｓｉ含有量の下限は、例えば０．００５％以上である。鋼板の高強度化を目的とする場合は、Ｓｉ含有量の下限は、例えば０．１０％以上である。一方、Ｓｉ含有量が多すぎると、鋼板の表面性状が悪化する。このため、Ｓｉ含有量は１．０％以下がよい。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．５％以下である。鋼板の強度を必要としない場合、Ｓｉ含有量のより好ましい上限は０．０５％以下である。
Ｍｎ：０．９０％〜２．００％
マンガン（Ｍｎ）は、Ｍｎは固溶強化により鋼板の強度を高める。さらに、Ｍｎは硫黄（Ｓ）をＭｎＳとして固定する。そのため、ＦｅＳ生成による鋼の赤熱脆性が抑制される。さらに、Ｍｎはオーステナイトからフェライトへの変態温度を低下させる。これにより、熱延鋼板の結晶粒の微細化が促進される。加えて、Ｍｎ含有量が多いほど結晶粒Ａおよび結晶粒Ｃの面積分率が増加する。一方、合金コスト低減の観点から、Ｍｎ含有量の上限は、例えば２．０％である。よって、Ｍｎ含有量は、０．９０％〜２．００％がよい。Ｍｎ含有量は、１．２％〜２．０％が好ましく、１．５％〜２．００％がより好ましい。
マンガン（Ｍｎ）は、Ｍｎは固溶強化により鋼板の強度を高める。さらに、Ｍｎは硫黄（Ｓ）をＭｎＳとして固定する。そのため、ＦｅＳ生成による鋼の赤熱脆性が抑制される。さらに、Ｍｎはオーステナイトからフェライトへの変態温度を低下させる。これにより、熱延鋼板の結晶粒の微細化が促進される。加えて、Ｍｎ含有量が多いほど結晶粒Ａおよび結晶粒Ｃの面積分率が増加する。一方、合金コスト低減の観点から、Ｍｎ含有量の上限は、例えば２．０％である。よって、Ｍｎ含有量は、０．９０％〜２．００％がよい。Ｍｎ含有量は、１．２％〜２．０％が好ましく、１．５％〜２．００％がより好ましい。
Ｐ：０．０５０％〜０．２００％
リン（Ｐ）は、固溶強化により鋼板のｒ値の低下を抑制しつつ、強度を高める。一方で、Ｐは、Ｍｎとともに結晶粒Ａおよび結晶粒Ｃの発達に寄与する。一方、Ｐ量が多すぎると偏析が発生しやすくなり、プレス成形後の表面品質が悪化する．表面性状確保の観点からから、Ｐ含有量の上限は、例えば０．２０％である。よって、Ｐ含有量は、０．０５０％〜０．２００％がよい。Ｐ含有量は、０．１００％超え〜０．２００％がより好ましい。
リン（Ｐ）は、固溶強化により鋼板のｒ値の低下を抑制しつつ、強度を高める。一方で、Ｐは、Ｍｎとともに結晶粒Ａおよび結晶粒Ｃの発達に寄与する。一方、Ｐ量が多すぎると偏析が発生しやすくなり、プレス成形後の表面品質が悪化する．表面性状確保の観点からから、Ｐ含有量の上限は、例えば０．２０％である。よって、Ｐ含有量は、０．０５０％〜０．２００％がよい。Ｐ含有量は、０．１００％超え〜０．２００％がより好ましい。
Ｓ：０％〜０．０１０％
硫黄（Ｓ）は、任意元素である。Ｓは、鋼板の成形性及び延性を低下させる。そのため、Ｓ含有量は、少ない程よい。したがって、Ｓ含有量は０％〜０．０１０％がよい。精錬コスト低減の観点から、Ｓ含有量の下限は、例えば０．０００３０％である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．００６％以下であり、より好ましくは０．００５％以下である。
硫黄（Ｓ）は、任意元素である。Ｓは、鋼板の成形性及び延性を低下させる。そのため、Ｓ含有量は、少ない程よい。したがって、Ｓ含有量は０％〜０．０１０％がよい。精錬コスト低減の観点から、Ｓ含有量の下限は、例えば０．０００３０％である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．００６％以下であり、より好ましくは０．００５％以下である。
Ａｌ：０．０００５０％〜０．１０％
アルミニウム（Ａｌ）は溶鋼を脱酸する。一方、Ａｌ含有量が多すぎると鋼板の延性が低下する。したがって、Ａｌ含有０．０００５０％〜０．１０％がよい。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０８０％以下であり、より好ましい上限は０．０６０％以下である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．００５００％以上である。なお、Ａｌ含有量は、いわゆる酸可溶Ａｌ（ｓｏｌ．Ａｌ）の含有量を意味する。
アルミニウム（Ａｌ）は溶鋼を脱酸する。一方、Ａｌ含有量が多すぎると鋼板の延性が低下する。したがって、Ａｌ含有０．０００５０％〜０．１０％がよい。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０８０％以下であり、より好ましい上限は０．０６０％以下である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．００５００％以上である。なお、Ａｌ含有量は、いわゆる酸可溶Ａｌ（ｓｏｌ．Ａｌ）の含有量を意味する。
Ｎ：０％〜０．００４０％
窒素（Ｎ）は、任意元素である。Ｎは鋼板の成形性及び延性を低下させる。そのため、Ｎ含有量は、少ない程よい。したがって、Ｎ含有量は０％〜０．００４０％がよい。精錬コスト低減の観点から、Ｎ含有量の下限は、例えば、０．０００３０％以上である。
窒素（Ｎ）は、任意元素である。Ｎは鋼板の成形性及び延性を低下させる。そのため、Ｎ含有量は、少ない程よい。したがって、Ｎ含有量は０％〜０．００４０％がよい。精錬コスト低減の観点から、Ｎ含有量の下限は、例えば、０．０００３０％以上である。
Ｔｉ：０．００１０％〜０．１０％
チタン（Ｔｉ）は、Ｃ、Ｎ及びＳと結合して炭化物、窒化物及び硫化物を形成する。Ｔｉ含有量がＣ含有量、Ｎ含有量及びＳ含有量に対して過剰であれば、固溶Ｃ及び固溶Ｎが低減する。Ｃ、Ｎ及びＳと結合されずに余ったＴｉは、鋼中に固溶する。固溶Ｔｉが増えすぎると、鋼の再結晶温度が上昇するので、焼鈍温度を高くする必要がある。さらに、固溶Ｔｉが増えすぎると鋼材が硬質化して加工性の劣化を招く。このため、鋼板の成形性が低下する。したがって、鋼の再結晶温度を下げるために、Ｔｉ含有量の上限は０．１０％以下であることがよい。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０８％以下であり、より好ましくは０．０６％以下である。
チタン（Ｔｉ）は、Ｃ、Ｎ及びＳと結合して炭化物、窒化物及び硫化物を形成する。Ｔｉ含有量がＣ含有量、Ｎ含有量及びＳ含有量に対して過剰であれば、固溶Ｃ及び固溶Ｎが低減する。Ｃ、Ｎ及びＳと結合されずに余ったＴｉは、鋼中に固溶する。固溶Ｔｉが増えすぎると、鋼の再結晶温度が上昇するので、焼鈍温度を高くする必要がある。さらに、固溶Ｔｉが増えすぎると鋼材が硬質化して加工性の劣化を招く。このため、鋼板の成形性が低下する。したがって、鋼の再結晶温度を下げるために、Ｔｉ含有量の上限は０．１０％以下であることがよい。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０８％以下であり、より好ましくは０．０６％以下である。
一方、Ｔｉは、前述の通り炭窒化物を形成することで、成形性及び延性を向上させる。この効果を得るために、Ｔｉ含有量の下限は０．００１０％以上であることがよい。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．００５％以上であり、より好ましくは０．０１％以上である。
Ｎｂ：０．００１０％〜０．１０％
ニオブ（Ｎｂ）は、Ｔｉと同様に、Ｃ、Ｎ及びＳと結合して炭化物、窒化物及び硫化物を形成する。Ｎｂ含有量がＣ含有量、Ｎ含有量及びＳ含有量に対して過剰であれば、固溶Ｃ及び固溶Ｎが低減する。Ｃ、Ｎ及びＳと結合されずに余ったＮｂは、鋼中に固溶する。固溶Ｎｂが増えすぎると、焼鈍温度を高くする必要がある。したがって、鋼の再結晶温度を下げるために、Ｎｂ含有量の上限は０．１０％以下であることがよい。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０５０％以下であり、より好ましくは０．０３０％以下である。
ニオブ（Ｎｂ）は、Ｔｉと同様に、Ｃ、Ｎ及びＳと結合して炭化物、窒化物及び硫化物を形成する。Ｎｂ含有量がＣ含有量、Ｎ含有量及びＳ含有量に対して過剰であれば、固溶Ｃ及び固溶Ｎが低減する。Ｃ、Ｎ及びＳと結合されずに余ったＮｂは、鋼中に固溶する。固溶Ｎｂが増えすぎると、焼鈍温度を高くする必要がある。したがって、鋼の再結晶温度を下げるために、Ｎｂ含有量の上限は０．１０％以下であることがよい。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０５０％以下であり、より好ましくは０．０３０％以下である。
一方、Ｎｂは、前述の通り炭窒化物を形成することで、成形性及び延性を向上させる。さらに、Ｎｂは、オーステナイトの再結晶を抑制し熱延板の結晶粒を微細化する。この効果を得るために、Ｎｂ含有量の下限は０．００１０％以上であることがよい。Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．００１２％以上であり、より好ましくは０．００１４％以上である。
Ｂ：０〜０．００３０％
ボロン（Ｂ）は任意元素である。固溶Ｎ及び固溶Ｃを低減させた極低炭素の鋼板は、一般に粒界強度が低い。そのため、深絞り成形、張り出し成形等、平面ひずみ変形及び二軸引張変形が生じる成形加工を行う際、凹凸が発達し、成形品の表面荒れが発生し易くなる。Ｂは、粒界強度を高めることにより、耐表面荒れ性を向上させる。したがって、必要に応じてＢを含有させてもよい。一方、Ｂ含有量が０．００３０％を超えると、ｒ値（ランクフォード値）が低下する。そのため、Ｂを含有させる場合のＢ含有量の好ましい上限は０．００３０％以下であり、より好ましくは０．００１０％以下である。
なお、粒界強度を高める効果を確実に得るには、Ｂ含有量を０．０００３％以上とすることが好ましい。
ボロン（Ｂ）は任意元素である。固溶Ｎ及び固溶Ｃを低減させた極低炭素の鋼板は、一般に粒界強度が低い。そのため、深絞り成形、張り出し成形等、平面ひずみ変形及び二軸引張変形が生じる成形加工を行う際、凹凸が発達し、成形品の表面荒れが発生し易くなる。Ｂは、粒界強度を高めることにより、耐表面荒れ性を向上させる。したがって、必要に応じてＢを含有させてもよい。一方、Ｂ含有量が０．００３０％を超えると、ｒ値（ランクフォード値）が低下する。そのため、Ｂを含有させる場合のＢ含有量の好ましい上限は０．００３０％以下であり、より好ましくは０．００１０％以下である。
なお、粒界強度を高める効果を確実に得るには、Ｂ含有量を０．０００３％以上とすることが好ましい。
ＣｕおよびＳｎの１種以上の合計：０％〜０．１０％
ＣｕおよびＳｎは、任意元素である。一般的に、ＣｕおよびＳｎの１種以上が含まれると、プレス成形によって表面粗さが顕著になる傾向がある。その一因は、ＣｕおよびＳｎが鋼板の集合組織へ影響するためである。ただし、ＣｕおよびＳｎが含有されていたとしても、結晶粒Ａおよび結晶粒Ｃを発達させることで表面荒れを抑制できる。
ただし、ＣｕおよびＳｎの１種以上の合計量は、０．１０％以下がよい。一方で。ＣｕおよびＳｎは、スクラップ等を原料とする場合、分離が困難が元素である。よって、精錬コスト低減の観点から、ＣｕおよびＳｎの１種以上の合計量は、０．００２％〜０．１０％が好ましい。
ＣｕおよびＳｎは、任意元素である。一般的に、ＣｕおよびＳｎの１種以上が含まれると、プレス成形によって表面粗さが顕著になる傾向がある。その一因は、ＣｕおよびＳｎが鋼板の集合組織へ影響するためである。ただし、ＣｕおよびＳｎが含有されていたとしても、結晶粒Ａおよび結晶粒Ｃを発達させることで表面荒れを抑制できる。
ただし、ＣｕおよびＳｎの１種以上の合計量は、０．１０％以下がよい。一方で。ＣｕおよびＳｎは、スクラップ等を原料とする場合、分離が困難が元素である。よって、精錬コスト低減の観点から、ＣｕおよびＳｎの１種以上の合計量は、０．００２％〜０．１０％が好ましい。
Ｎｉ、Ｃａ、Ｍｇ、Ａｓ、Ｓｂ、ＰｂおよびＲＥＭの１種以上の合計：０％〜０．１０％
Ｎｉ、Ｃａ、Ｍｇ、Ａｓ、Ｓｂ、ＰｂおよびＲＥＭは、任意元素である。一般的に、Ｎｉ、Ｃａ、Ｍｇ、Ａｓ、Ｓｂ、ＰｂおよびＲＥＭの１種以上が含まれると、プレス成形によって表面粗さが顕著になる傾向がある。その一因は、Ｎｉ、Ｃａ、Ｍｇ、Ａｓ、Ｓｂ、ＰｂおよびＲＥＭが鋼板の集合組織へ影響するためである。
ただし、Ｎｉ、Ｃａ、Ｍｇ、Ａｓ、Ｓｂ、ＰｂおよびＲＥＭを含有していたとしても、結晶粒Ａおよび結晶粒Ｃを発達させることで表面荒れを抑制できる。
ただし、Ｎｉ、Ｃａ、Ｍｇ、Ａｓ、Ｓｂ、ＰｂおよびＲＥＭの１種以上の合計量は、０．１０％以下がよい。一方で。Ｎｉ、Ｃａ、Ｍｇ、Ａｓ、Ｓｂ、ＰｂおよびＲＥＭは、スクラップ等を原料とする場合、分離が困難な元素である。よって、精錬コスト低減の観点から、Ｎｉ、Ｃａ、Ｍｇ、Ａｓ、Ｓｂ、ＰｂおよびＲＥの１種以上の合計量は、０．００５％〜０．１０％が好ましい。
Ｎｉ、Ｃａ、Ｍｇ、Ａｓ、Ｓｂ、ＰｂおよびＲＥＭは、任意元素である。一般的に、Ｎｉ、Ｃａ、Ｍｇ、Ａｓ、Ｓｂ、ＰｂおよびＲＥＭの１種以上が含まれると、プレス成形によって表面粗さが顕著になる傾向がある。その一因は、Ｎｉ、Ｃａ、Ｍｇ、Ａｓ、Ｓｂ、ＰｂおよびＲＥＭが鋼板の集合組織へ影響するためである。
ただし、Ｎｉ、Ｃａ、Ｍｇ、Ａｓ、Ｓｂ、ＰｂおよびＲＥＭを含有していたとしても、結晶粒Ａおよび結晶粒Ｃを発達させることで表面荒れを抑制できる。
ただし、Ｎｉ、Ｃａ、Ｍｇ、Ａｓ、Ｓｂ、ＰｂおよびＲＥＭの１種以上の合計量は、０．１０％以下がよい。一方で。Ｎｉ、Ｃａ、Ｍｇ、Ａｓ、Ｓｂ、ＰｂおよびＲＥＭは、スクラップ等を原料とする場合、分離が困難な元素である。よって、精錬コスト低減の観点から、Ｎｉ、Ｃａ、Ｍｇ、Ａｓ、Ｓｂ、ＰｂおよびＲＥの１種以上の合計量は、０．００５％〜０．１０％が好ましい。
なお、「ＲＥＭ」とはＳｃ、Ｙ、及びランタノイドの合計１７元素の総称であり、ＲＥＭの含有量はＲＥＭのうちの１種または２種以上の元素の合計含有量を指す。また、ＲＥＭについては一般的にミッシュメタルに含有される。このため、例えば、ＲＥＭは、ＲＥＭの含有量が上記の範囲となるように、ミッシュメタルの形で含有させてもよい。
残部
残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここで、不純物とは、鋼材を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、または製造環境などから混入されるものであって、鋼板に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここで、不純物とは、鋼材を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、または製造環境などから混入されるものであって、鋼板に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
式（１）について説明する。
式（１）で定義されるＦ１が０．５以上１．０以下である。
式（１）で定義されるＦ１が０．５以上１．０以下である。
Ｆ１は、成形性を低下させるＣ、Ｎ及びＳと、Ｔｉ及びＮｂとの関係を示すパラメータ式である。Ｆ１が低い程、Ｔｉ及びＮｂが過剰に含有されている。この場合、Ｔｉ及びＮｂとＣ及びＮとが炭窒化物を形成しやすいので、固溶Ｃ及び固溶Ｎを低減できる。そのため、成形性が向上する。ただし、Ｆ１が低すぎれば、具体的にはＦ１が０．５以下であれば、Ｔｉ及びＮｂが大過剰に含有されている。この場合、固溶Ｔｉ及び固溶Ｎｂが増える。固溶Ｔｉ及び固溶Ｎｂが増えすぎると、鋼の再結晶温度が上昇する。そのため、焼鈍温度を高くする必要がある。焼鈍温度が高いと、平面ひずみ引張変形および二軸引張変形の応力に弱いフェライトの結晶方位（金属板の表面に平行な｛１１１｝面から１５°以内の結晶方位を持つ結晶粒以外の結晶粒（特に金属板の表面と平行な｛００１｝面から１５°以内の結晶方位を有する結晶粒））が成長し易い。この場合、成形加工時に結晶粒の変形による凹凸が発達し、成形品の表面荒れが発生し易くなる。したがって、Ｆ１の下限は０．５以上がよい。
一方、Ｆ１が高すぎれば、固溶Ｃ及び固溶Ｎが増える。この場合、時効硬化により鋼板の成形性が低下する。さらに、鋼の再結晶温度が上昇する。そのため、焼鈍温度を高くする必要がある。焼鈍温度が高いと、平面ひずみ引張変形および二軸引張変形の応力に弱いフェライトの結晶方位（金属板の表面に平行な｛１１１｝面から１５°以内の結晶方位を持つ結晶粒以外の結晶粒（特に金属板の表面と平行な｛００１｝面から１５°以内の結晶方位を有する結晶粒））が成長し易い。この場合、成形加工時に結晶粒の変形による凹凸が発達し、成形品の表面荒れが発生し易くなる。したがって、Ｆ１は１．０以下がよい。
Ｆ１の好ましい下限は０．６以上である。Ｆ１値の好ましい上限は０．９以下である。
（ｂｃｃ構造を有する金属板の製造方法］
以下に、金属板として好適なフェライト系鋼板の製造方法の一例を説明する。
以下に、金属板として好適なフェライト系鋼板の製造方法の一例を説明する。
好適なフェライト系鋼板の製造方法では、フェライト系鋼板の上記組織を得るには、上記化学組成に加え、冷間圧延および焼鈍条件を制御することがよい。
具体的には、好適なフェライト系鋼板の製造方法は、熱間圧延板に対して、圧下率７０％以上の冷間圧延を施し、冷間圧延板を得る工程と、焼鈍温度を再結晶温度＋２５℃以下、板面内の温度ムラを±１０℃以内、焼鈍時間を１００秒以内とする条件で、前記冷間圧延板を焼鈍する工程と、を有する。
具体的には、好適なフェライト系鋼板の製造方法は、熱間圧延板に対して、圧下率７０％以上の冷間圧延を施し、冷間圧延板を得る工程と、焼鈍温度を再結晶温度＋２５℃以下、板面内の温度ムラを±１０℃以内、焼鈍時間を１００秒以内とする条件で、前記冷間圧延板を焼鈍する工程と、を有する。
以下、好適なフェライト系鋼板の製造方法の詳細について説明する。
−加熱工程−
加熱工程では、上記化学組成を有するスラブを加熱する。加熱は、熱間圧延工程での仕上げ圧延での仕上げ温度（最終スタンド後の熱延鋼板の表面温度）がＡｒ３＋３０〜５０℃の範囲となるように適宜設定することが好ましい。加熱温度が１０００℃以上の場合、仕上げ温度がＡｒ３＋３０〜５０℃になりやすい。そのため、加熱温度の下限は１０００℃であることが好ましい。加熱温度が１２８０℃を超えると、スケールが多量に発生して歩留まりが低下する。そのため、加熱温度の上限は１２８０℃であることが好ましい。加熱温度が上記範囲内の場合、加熱温度が低い程鋼板の延性及び成形性が向上する。そのため、加熱温度のより好ましい上限は１２００℃である。
加熱工程では、上記化学組成を有するスラブを加熱する。加熱は、熱間圧延工程での仕上げ圧延での仕上げ温度（最終スタンド後の熱延鋼板の表面温度）がＡｒ３＋３０〜５０℃の範囲となるように適宜設定することが好ましい。加熱温度が１０００℃以上の場合、仕上げ温度がＡｒ３＋３０〜５０℃になりやすい。そのため、加熱温度の下限は１０００℃であることが好ましい。加熱温度が１２８０℃を超えると、スケールが多量に発生して歩留まりが低下する。そのため、加熱温度の上限は１２８０℃であることが好ましい。加熱温度が上記範囲内の場合、加熱温度が低い程鋼板の延性及び成形性が向上する。そのため、加熱温度のより好ましい上限は１２００℃である。
−熱間圧延工程−
熱間圧延工程は、粗圧延及び仕上げ圧延を含む。粗圧延では、スラブを一定の厚みまで圧延して熱延鋼板を製造する。粗圧延時に、表面に発生したスケールを除去してもよい。
熱間圧延工程は、粗圧延及び仕上げ圧延を含む。粗圧延では、スラブを一定の厚みまで圧延して熱延鋼板を製造する。粗圧延時に、表面に発生したスケールを除去してもよい。
熱間圧延中の温度は、鋼がオーステナイト域となるように維持する。熱間圧延によりオーステナイト結晶粒内に歪を蓄積させる。熱間圧延後の冷却によりオーステナイトからフェライトへと鋼の組織を変態させる。熱間圧延中は、オーステナイト域の温度であるため、オーステナイト結晶粒内に蓄積した歪の解放が抑制される。歪が蓄積したオーステナイト結晶粒は、熱間圧延後の冷却により、所定の温度域になった段階で、蓄積された歪を駆動力として、一気にフェライトへと変態する。これにより、結晶粒を効率的に微細化できる。熱間圧延後の仕上げ温度がＡｒ３＋３０℃以上である場合、圧延中における、オーステナイトからフェライトへの変態を抑制できる。そのため、仕上げ温度の下限はＡｒ３＋３０℃である。
一方、仕上げ温度がＡｒ３＋１００℃以上である場合、熱間圧延によりオーステナイト結晶粒内に蓄積された歪が容易に解放される。そのため、結晶粒の微細化を効率的に行うことができ難い。したがって、仕上げ温度の上限はＡｒ３＋１００℃であることが好ましい。仕上げ温度がＡｒ３＋５０℃以下である場合、オーステナイト結晶粒へのひずみの蓄積を安定して行うことができ、結晶粒を微細化できる。したがって、仕上げ温度の好ましい上限はＡｒ３＋５０℃である。
一方、仕上げ温度がＡｒ３＋１００℃以上である場合、熱間圧延によりオーステナイト結晶粒内に蓄積された歪が容易に解放される。そのため、結晶粒の微細化を効率的に行うことができ難い。したがって、仕上げ温度の上限はＡｒ３＋１００℃であることが好ましい。仕上げ温度がＡｒ３＋５０℃以下である場合、オーステナイト結晶粒へのひずみの蓄積を安定して行うことができ、結晶粒を微細化できる。したがって、仕上げ温度の好ましい上限はＡｒ３＋５０℃である。
仕上げ圧延では、粗圧延により一定の厚みになった熱延鋼板をさらに圧延する。仕上げ圧延では、一列に配列された複数のスタンドを用いて、複数パスによる連続圧延が実施される。１パスでの圧下率が大きければ、オーステナイト結晶粒に対してより多くのひずみが蓄積される。特に、最終２パス（最終スタンド及びその前段のスタンド）での圧下率は、板厚減少率を合計して、５０％以上とする。この場合、熱延鋼板の結晶粒を微細化できる。
−冷却工程−
熱間圧延後、熱延鋼板を冷却する。冷却条件は適宜設定することができる。好ましくは、冷却停止までの最大冷却速度は１００℃／ｓ以上である。この場合、熱間圧延によりオーステナイト結晶粒内に蓄積したひずみの解放が抑制され、結晶粒を微細化し易くなる。冷却速度は速い程好ましい。圧延完了から、６８０℃に冷却するまでの時間は、０．２〜６．０秒であることが好ましい。圧延完了から６８０℃までの時間が６．０秒以下である場合は、熱間圧延後の結晶粒を微細化し易い。圧延完了から６８０℃までの時間が２．０秒以下である場合は、熱間圧延後の結晶粒をさらに微細化し易い。
熱間圧延後、熱延鋼板を冷却する。冷却条件は適宜設定することができる。好ましくは、冷却停止までの最大冷却速度は１００℃／ｓ以上である。この場合、熱間圧延によりオーステナイト結晶粒内に蓄積したひずみの解放が抑制され、結晶粒を微細化し易くなる。冷却速度は速い程好ましい。圧延完了から、６８０℃に冷却するまでの時間は、０．２〜６．０秒であることが好ましい。圧延完了から６８０℃までの時間が６．０秒以下である場合は、熱間圧延後の結晶粒を微細化し易い。圧延完了から６８０℃までの時間が２．０秒以下である場合は、熱間圧延後の結晶粒をさらに微細化し易い。
−巻取工程−
巻取工程は４００〜６９０℃で行うことが好ましい。巻取温度が４００℃以上であれば、炭窒化物の析出が不十分となって固溶Ｃや固溶Ｎが残存するのを抑制できる。この場合、冷延鋼板の成形性が向上する。巻取温度が６９０℃以下であれば、巻取後の徐冷中に結晶粒が粗大化するのを抑制できる。この場合、冷延鋼板の成形性が向上する。
巻取工程は４００〜６９０℃で行うことが好ましい。巻取温度が４００℃以上であれば、炭窒化物の析出が不十分となって固溶Ｃや固溶Ｎが残存するのを抑制できる。この場合、冷延鋼板の成形性が向上する。巻取温度が６９０℃以下であれば、巻取後の徐冷中に結晶粒が粗大化するのを抑制できる。この場合、冷延鋼板の成形性が向上する。
［冷間圧延工程］
巻取工程後の熱延鋼板に対して冷間圧延を実施して冷延鋼板を製造する。冷間圧延工程における圧下率は、高い方が好ましい。圧下率を高くすることで、焼鈍工程において、絞り成形性との相関が強い材料のｒ値を高めやすくなる。したがって、冷間圧延の圧下率は、７０％以上がよい。焼鈍後の鋼板として圧延設備の関係上、冷間圧延工程での圧下率の現実的な上限は９５％である。
巻取工程後の熱延鋼板に対して冷間圧延を実施して冷延鋼板を製造する。冷間圧延工程における圧下率は、高い方が好ましい。圧下率を高くすることで、焼鈍工程において、絞り成形性との相関が強い材料のｒ値を高めやすくなる。したがって、冷間圧延の圧下率は、７０％以上がよい。焼鈍後の鋼板として圧延設備の関係上、冷間圧延工程での圧下率の現実的な上限は９５％である。
−焼鈍工程−
冷間圧延工程後の冷延鋼板に対して、焼鈍工程を実施する。焼鈍方法は連続焼鈍、箱焼鈍のいずれでもよい。
焼鈍は、焼鈍温度を再結晶温度＋２５℃以下、板面内の温度ムラを±１０℃以内、焼鈍時間を１００秒以内の条件で実施することがよい。この条件で、焼鈍を実施することで、結晶粒Ａおよび結晶粒Ｃが発達し易くなる。
冷間圧延工程後の冷延鋼板に対して、焼鈍工程を実施する。焼鈍方法は連続焼鈍、箱焼鈍のいずれでもよい。
焼鈍は、焼鈍温度を再結晶温度＋２５℃以下、板面内の温度ムラを±１０℃以内、焼鈍時間を１００秒以内の条件で実施することがよい。この条件で、焼鈍を実施することで、結晶粒Ａおよび結晶粒Ｃが発達し易くなる。
なお、再結晶温度は、次の通り算出される。材料に対し、６００℃〜９００℃の温度で、６０秒間保持を行った後、圧延方向に平行な断面（Ｌ断面）有する試料を切断により得る。次に試料の切断面を研磨およびナイタール腐食し、断面の材料組織を観察する。伸長した圧延組織が残留しているか否かを分析し、圧延組織が残留しない最小温度を再結晶温度とする。
板面内の温度ムラは、次の通り測定される。材料に対し、圧延幅方向の中心部及びその両端、計３点に熱電対を取り付け、６００℃〜９００℃の温度で、６０秒間保持を行ったのちの温度を測定する。３点の平均温度をとり、最大温度及び最小温度との差を温度ムラとして計測する。
焼鈍時間は、目的とする焼鈍温度に達してから冷却するまでの間の時間を示す。
板面内の温度ムラは、次の通り測定される。材料に対し、圧延幅方向の中心部及びその両端、計３点に熱電対を取り付け、６００℃〜９００℃の温度で、６０秒間保持を行ったのちの温度を測定する。３点の平均温度をとり、最大温度及び最小温度との差を温度ムラとして計測する。
焼鈍時間は、目的とする焼鈍温度に達してから冷却するまでの間の時間を示す。
フェライト系鋼板の焼鈍温度分布は、従来技術の焼鈍温度分布と比較してより均一であるほうが望ましい。結晶粒の粗大化を抑制し、プレス成形後の表面荒れ抑制に好適な結晶組織を得るため、焼鈍温度を低くする必要がある。ただし、加熱対象の中でのもっとも低い温度を再結晶温度以上にする必要がある。すなわち、焼鈍温度を低く設定するためには、板面内の温度ムラを低減する必要がある。そのための加熱装置としては、鋼板温度に応じたフィードバック制御の応答性の観点から、近赤外線を熱源として用いたものが望ましく、材料の幅方向における熱源の出力をそれぞれの位置で制御できるものがより望ましい。上述のとおり、結晶粒Ａおよび結晶粒Ｃの面積分率を高めるために、従来技術と比較してＣ含有量、Ｐ含有量、Ｍｎ含有量を共に多くすることが好ましい。
以上の工程により、金属板として好適なフェライト系鋼板を製造できる。
（ｂｃｃ構造を有する金属板の成形品の製造方法）
第一の実施形態に係る金属板の成形品の製造方法は、上記第一の実施形態に係る金属板に対して、平面ひずみ引張変形および二軸引張変形が生じ、かつ前記金属板の少なくとも一部が板厚減少率１０％以上３０％以下となる成形加工を施し、成形品を製造する方法である。
第一の実施形態に係る金属板の成形品の製造方法は、上記第一の実施形態に係る金属板に対して、平面ひずみ引張変形および二軸引張変形が生じ、かつ前記金属板の少なくとも一部が板厚減少率１０％以上３０％以下となる成形加工を施し、成形品を製造する方法である。
この成形加工としては、深絞り成形、張り出し成形、絞り張り出し成形、曲げ成形がある。具体的には、成形加工としては、例えば、図４Ａに示すような、金属板１０を張り出し成形加工する方法が挙げられる。この成形加工では、ダイス１１と、ドロービード１２Ａが配されたホルダー１２との間に金属板１０の縁部を挟み込む。それにより、金属板１０の縁部の表面にドロービード１２Ａに食い込ませて、金属板１０を固定した状態とする。そして、この状態で、頂面が平坦のパンチ１３を金属板１０に押付けて、金属板１０を張り出し成形加工する。ここで、図４Ａに示す張り出し成形加工により得られる成形品の一例を図４Ｂに示す。
図４Ａに示す張り出し成形加工では、例えば、パンチ１３の側面側に位置する金属板１０（成形品の側壁となる部分）は、平面ひずみ変形が生じる。一方で、パンチ１３の頂面に位置する金属板１０（成形品の天面）は、等二軸変形、又は比較的、等二軸変形に近い不等二軸引張変形が生じる。
図４Ａに示す張り出し成形加工では、例えば、パンチ１３の側面側に位置する金属板１０（成形品の側壁となる部分）は、平面ひずみ変形が生じる。一方で、パンチ１３の頂面に位置する金属板１０（成形品の天面）は、等二軸変形、又は比較的、等二軸変形に近い不等二軸引張変形が生じる。
また、成形加工としては、例えば、図５Ａに示すような、金属板１０を絞り張り出し成形加工する方法が挙げられる。この成形加工では、ダイス１１と、ドロービード１２Ａが配されたホルダー１２との間に金属板１０の縁部を挟み込む。それにより、金属板１０の縁部の表面にドロービード１２Ａに食い込ませて、金属板１０を固定した状態とする。そして、この状態で、頂面が略Ｖ字状に突出しているパンチ１３を金属板１０に押付けて、金属板１０を絞り張り出し成形加工する。ここで、図５Ａに示す絞り張り出し成形加工により得られる成形品の一例を図５Ｂに示す。
図５Ａに示す絞り張り出し成形加工では、例えば、パンチ１３の側面側に位置する金属板１０（成形品の側面となる部分）は、平面ひずみ変形が生じる。一方で、パンチ１３の頂面に位置する金属板１０（成形品の天面）は、比較的、平面ひずみ変形に近い不等二軸引張変形が生じる。また、パンチ１３の頂部に位置する金属板１０（成形品の稜線部）は、平面ひずみ引張変形が生じる。
図５Ａに示す絞り張り出し成形加工では、例えば、パンチ１３の側面側に位置する金属板１０（成形品の側面となる部分）は、平面ひずみ変形が生じる。一方で、パンチ１３の頂面に位置する金属板１０（成形品の天面）は、比較的、平面ひずみ変形に近い不等二軸引張変形が生じる。また、パンチ１３の頂部に位置する金属板１０（成形品の稜線部）は、平面ひずみ引張変形が生じる。
ここで、図６に示すように、平面ひずみ引張変形は、ε１方向に伸び、ε２方向には変形が生じない変形である。また、二軸引張変形は、ε１方向に伸び、ε２方向にも伸びが生じる変形である。具体的には、平面ひずみ引張変形は、二軸方向のひずみを各々最大主ひずみε１および最小主ひずみε２としたとき、ひずみ比β（＝ε２／ε１）がβ＝０となる変形である。二軸引張変形は、ひずみ比β（＝ε２／ε１）が０＜β≦１となる変形である。なお、ひずみ比β（＝ε２／ε１）が０＜β＜１となる変形が不等二軸変形であり、ひずみ比β（＝ε２／ε１）がβ＝１となる変形が等二軸変形である。ちなみに、一軸引張変形は、ε１方向に伸び、ε２方向に縮みが生じる変形であって、ひずみ比β（＝ε２／ε１）が−０．５≦β＜０となる変形である。
ただし、上記ひずみ比βの範囲は、理論値である。例えば、鋼板の表面に転写したスクライブドサークルにおける鋼板成形前後（鋼板変形前後）の形状変化から計測した最大主ひずみ及び最小主ひずみから算出される。各変形のひずみ比βの範囲は次の通りである。
・一軸引張変形： −０．５＜β≦−０．１
・平面ひずみ引張変形： −０．１＜β≦０．１
・不等二軸変形： ０．１＜β≦０．８
・等二軸変形： ０．８＜β≦１．０
・一軸引張変形： −０．５＜β≦−０．１
・平面ひずみ引張変形： −０．１＜β≦０．１
・不等二軸変形： ０．１＜β≦０．８
・等二軸変形： ０．８＜β≦１．０
一方、成形加工では、金属板の少なくとも一部が板厚減少率１０％以上３０％以下となる加工量で行う。板厚減少率１０％未満の加工量では、成形加工時に凹凸の発達が生じ難い傾向がある。そのため、金属板が上記（ａ１）、（ｂ１）又は（ｃ１）の条件を満たさなくても、成形品の表面荒れ自体が発生し難い。一方、板厚減少率３０％を超えると、成形加工により金属板（成形品）の破断が生じる傾向が高まる。よって、成形加工の加工量は、上記範囲とする。
成形加工は、金属板の少なくとも一部が板厚減少率１０％以上３０％以下となる加工量で行う。しかし、成形加工は、縁部（ダイスとホルダとで挟まれた部位）を除く金属板の全体が板厚減少率１０％以上３０％以下となる加工量で行ってもよい。成形する成形品の形状にもよるが、特に、成形加工は、パンチの頂面に位置する金属板の部位（金属板が二軸引張変形する部位）が板厚減少率１０％以上３０％以下となる加工量で行うことがよい。パンチの頂面に位置する金属板の部位は、成形品を外装部材として適用したとき、最も視線にさらされ易い部位となることが多い。このため、この金属板の部位を板厚減少率１０％以上３０％以下と多い加工量で成形加工したとき、凹凸の発達を抑えると、表面荒れ抑制効果が顕著となる。
なお、板厚減少率は、成形加工前の金属板の板厚をＴｉとし、成形加工後の金属板（成形品）の板厚をＴａとしたとき、式：板厚減少率＝（Ｔｉ−Ｔａ）／Ｔｉで示される。
（ｂｃｃ構造を有する金属板の成形品）
第一の実施形態に係る金属板の成形品は、ｂｃｃ構造を有し、稜線部を備えた金属板の成形品であって、下記（ＢＤ）及び（ＢＨ）を満たし、かつ最大板厚部の表面において下記（ａ２）、（ｂ２）又は（ｃ２）の条件を満たす金属板の成形品である。
第一の実施形態に係る金属板の成形品は、ｂｃｃ構造を有し、稜線部を備えた金属板の成形品であって、下記（ＢＤ）及び（ＢＨ）を満たし、かつ最大板厚部の表面において下記（ａ２）、（ｂ２）又は（ｃ２）の条件を満たす金属板の成形品である。
（ＢＤ） 前記成形品の最大板厚をＤ１とし、前記成形品の最小板厚をＤ２としたとき、式：１０≦（Ｄ１−Ｄ２）／Ｄ１×１００≦３０の条件。
（ＢＨ） 前記成形品の最大ビッカース硬さをＨ１とし、前記成形品の最小ビッカース硬さをＨ２としたとき、式：１５≦（Ｈ１−Ｈ２）／Ｈ１×１００≦４０の条件。
（ＢＨ） 前記成形品の最大ビッカース硬さをＨ１とし、前記成形品の最小ビッカース硬さをＨ２としたとき、式：１５≦（Ｈ１−Ｈ２）／Ｈ１×１００≦４０の条件。
（ａ２） 前記金属板の表面に平行な｛１１１｝面から２０°以上かつ｛００１｝面から２０°以上離れた結晶方位をもつ結晶粒（結晶粒Ａ）の面積分率が０．２５以上０．３５以下であり、かつ平均結晶粒径が１６μｍ未満である。
（ｂ２） 前記金属板の表面に平行な｛１１１｝面から２０°以上かつ｛００１｝面から２０°以上離れた結晶方位をもつ結晶粒（結晶粒Ａ）の面積分率が０．１５以上０．３０以下であり、かつ平均結晶粒径が１６μｍ以上である。
（ｃ２） 前記稜線部の延在方向に対する直交方向断面の前記稜線部の凹側表面の曲率半径最小部における、前記稜線部の延在方向に対する直交方向の平面ひずみ引張変形を仮定したときのＴａｙｌｏｒ Ｆａｃｔｏｒの値が３．０以上３．４以下を示す結晶粒（結晶粒Ｃ）の面積分率が０．１８以上０．３５以下である。
（ｂ２） 前記金属板の表面に平行な｛１１１｝面から２０°以上かつ｛００１｝面から２０°以上離れた結晶方位をもつ結晶粒（結晶粒Ａ）の面積分率が０．１５以上０．３０以下であり、かつ平均結晶粒径が１６μｍ以上である。
（ｃ２） 前記稜線部の延在方向に対する直交方向断面の前記稜線部の凹側表面の曲率半径最小部における、前記稜線部の延在方向に対する直交方向の平面ひずみ引張変形を仮定したときのＴａｙｌｏｒ Ｆａｃｔｏｒの値が３．０以上３．４以下を示す結晶粒（結晶粒Ｃ）の面積分率が０．１８以上０．３５以下である。
−第一の実施形態に係る金属板の成形品の一例−
ここで、図７に、第一の実施形態に係る金属板の成形品の一例を示す。
図７に示すように、第一の実施形態に係る金属板の成形品１０は、例えば、意匠面１１の一部又は全部となる膨出部１３に稜線部１２を有している。具体的には、例えば、金属板の成形品１０は、稜線部１２を有する天板部１４と、天板部１４に周囲に隣接する縦壁部１６と、縦壁部１６に周囲に隣接するフランジ１８と、を有する略ハット側の金属板の成形品である。つまり、膨出部１３は、天板部１４と縦壁部１６とで構成されている。なお、フランジ１８は、一部又は全部が除去されていてもよい。
ここで、図７に、第一の実施形態に係る金属板の成形品の一例を示す。
図７に示すように、第一の実施形態に係る金属板の成形品１０は、例えば、意匠面１１の一部又は全部となる膨出部１３に稜線部１２を有している。具体的には、例えば、金属板の成形品１０は、稜線部１２を有する天板部１４と、天板部１４に周囲に隣接する縦壁部１６と、縦壁部１６に周囲に隣接するフランジ１８と、を有する略ハット側の金属板の成形品である。つまり、膨出部１３は、天板部１４と縦壁部１６とで構成されている。なお、フランジ１８は、一部又は全部が除去されていてもよい。
なお、金属板の成形品１０の形状は、板面に稜線部１２を有していれば、上記構成に限られず、目的に応じた種々の形状（ドーム形状等）を採用できる。
稜線部１２は、金属板の成形品１０の平面視で、天板部１４に直線状に設けられている。また、稜線部１２は、稜線部１２の直交方向から見た金属板の成形品１０の側面視で、凸状に湾曲した流線状に設けられている。
ここで、稜線部１２は、例えば、金属板の成形品１０の縁（例えば、稜線部１２の直交方向上にあるフランジ１８Ａの縁）から１０ｍｍ以上離れた箇所に配置されている。つまり、稜線部１２は、例えば、天板部１４と縦壁部１６との境界となる稜線部１２の延在方向に沿った肩部１４Ａ（又は縦壁部１６Ａ）よりも内側に設けられている。なお、稜線部１２は、稜線部１２の延在方向と交わる肩部１４Ｂ（又は縦壁部１６Ｂ）を通り抜けて、稜線部１２の延在方向上にあるフランジ１８Ｂまで伸びていてもよい。
なお、稜線部１２は、上記態様に限られず、平面視で、直線状であってもよいし、流線状であってもよい。また、側面視で、稜線部１２は、直線状であってもよいし、流線状であってもよい。
−各条件−
第一の実施形態に係る金属板の成形品において、条件（ＢＤ）（式：１０≦（Ｄ１−Ｄ２）／Ｄ１×１００≦３０の条件）を満たすことは、金属板の少なくとも一部が板厚減少率１０％以上３０％以下となる成形加工により成形品が成形されていると見なすことができる。
つまり、成形品の最大板厚Ｄ１は成形加工前の金属板の板厚と見なすことができ、成形品の最小板厚Ｄ２は成形加工後で最も板厚減少率が大きい部位の金属板（成形品）の板厚と見なすことができる。
第一の実施形態に係る金属板の成形品において、条件（ＢＤ）（式：１０≦（Ｄ１−Ｄ２）／Ｄ１×１００≦３０の条件）を満たすことは、金属板の少なくとも一部が板厚減少率１０％以上３０％以下となる成形加工により成形品が成形されていると見なすことができる。
つまり、成形品の最大板厚Ｄ１は成形加工前の金属板の板厚と見なすことができ、成形品の最小板厚Ｄ２は成形加工後で最も板厚減少率が大きい部位の金属板（成形品）の板厚と見なすことができる。
条件（ＢＨ）（式：１５≦（Ｈ１−Ｈ２）／Ｈ１×１００≦４０の条件）を満たすことも、金属板の少なくとも一部が板厚減少率１０％以上３０％以下となる成形加工により成形品が成形されていると見なすことができる。これは、成形加工の加工量（板厚減少率：Thickness reduction）が大きくなるにつれて、加工硬化（つまり加工硬度：Vickers hardness）が大きくなることに起因する。
つまり、成形品の最大ビッカース硬さＨ１となる部位は成形加工後で最も板厚減少率が大きい部位の金属板（成形品）のビッカース硬さと見なすことができ、成形品の最小ビッカース硬さＨ２は成形加工前の金属板のビッカース硬さと見なすことができる。
つまり、成形品の最大ビッカース硬さＨ１となる部位は成形加工後で最も板厚減少率が大きい部位の金属板（成形品）のビッカース硬さと見なすことができ、成形品の最小ビッカース硬さＨ２は成形加工前の金属板のビッカース硬さと見なすことができる。
なお、ビッカース硬さは、ＪＩＳ規格（ＪＩＳ Ｚ ２２４４（２００９））に記載のビッカース硬さ（ＨＶ）測定方法に従い測定される。なお、測定条件は、試験力＝２９４．２Ｎ（＝３０ｋｇｆ）とする。
条件（ａ２）を満たすことは、条件（ａ２）を満たす第一の実施形態に係る金属板を成形加工した成形品であることを示す。
条件（ｂ２）を満たすことは、は条件（ｂ１）を満たす第一の実施形態に係る金属板を成形加工した成形品であることを示す。
ここで、条件（ａ２）および条件（ｂ２）において、結晶粒Ａの面積分率および平均結晶粒径は、成形品の最大板厚Ｄ１又は最小ビッカース硬さＨ２となる部位で測定される。
そして、条件（ａ２）および条件（ｂ２）は、第一の実施形態に係る金属板で説明した条件（ａ１）および条件（ｂ１）で示される条件と、成形加工前の金属板に代えて、成形品の結晶粒Ａの面積分率および平均結晶粒径を条件としている以外は同義である。
条件（ｂ２）を満たすことは、は条件（ｂ１）を満たす第一の実施形態に係る金属板を成形加工した成形品であることを示す。
ここで、条件（ａ２）および条件（ｂ２）において、結晶粒Ａの面積分率および平均結晶粒径は、成形品の最大板厚Ｄ１又は最小ビッカース硬さＨ２となる部位で測定される。
そして、条件（ａ２）および条件（ｂ２）は、第一の実施形態に係る金属板で説明した条件（ａ１）および条件（ｂ１）で示される条件と、成形加工前の金属板に代えて、成形品の結晶粒Ａの面積分率および平均結晶粒径を条件としている以外は同義である。
条件（ｃ２）を満たすことは、条件（ｃ１）を満たす第一の実施形態に係る金属板を成形加工した成形品であることを示す。この理由は、次の通りである。
金属板を二軸引張変形または平面ひずみ変形させると、ＮＤ｛１１１｝またはＮＤ｛００１｝集合組織が発達する。その影響により成形品における結晶粒Ｃの面積分率が低下するため、条件（ｃ２）と条件（ｃ１）の望ましい結晶粒Ｃの面積分率の上限値が変動する。そのため、条件（ｃ２）を満たすことは、条件（ｃ１）を満たす第一の実施形態に係る金属板を成形加工した成形品であることを示す。
なお、ＮＤは圧延面法線方向を示す。
金属板を二軸引張変形または平面ひずみ変形させると、ＮＤ｛１１１｝またはＮＤ｛００１｝集合組織が発達する。その影響により成形品における結晶粒Ｃの面積分率が低下するため、条件（ｃ２）と条件（ｃ１）の望ましい結晶粒Ｃの面積分率の上限値が変動する。そのため、条件（ｃ２）を満たすことは、条件（ｃ１）を満たす第一の実施形態に係る金属板を成形加工した成形品であることを示す。
なお、ＮＤは圧延面法線方向を示す。
ここで、条件（ｃ２）において、Ｔａｙｌｏｒ Ｆａｃｔｏｒの値は、稜線部の延在方向に対する直交方向の平面ひずみ引張変形を仮定する以外は、条件（ｃ１）における「短手方向の平面ひずみ引張変形を仮定したときのＴａｙｌｏｒ Ｆａｃｔｏｒの値」の測定法に準じて測定される。
また、稜線部の延在方向に対する直交方向断面の稜線部の凹側表面の曲率半径最小部（図８参照：図中Ｒ１は曲率半径を示す）は、次の通り測定する。まず、稜線部の凹側表面における３次元形状を、３次元形状測定器により測定する。次に、コンピュータのＣＡＤソフト（例えば３ＤＣＡＤ Ｓｏｌｉｄｗｏｒｋｓ等）により、稜線部の平行方向に沿って、稜線部の直交方向断面を連続的に取得し、稜線部の凹側表面の曲率半径で最も小さい曲率半径を有する部位を曲率半径最小部とする。
なお、第一の実施形態に係る金属板の成形品には、金属板に対して、平面ひずみ引張変形および二軸引張変形が生じる成形加工が施されている。
成形品に、平面ひずみ引張変形および二軸引張変形が生じる成形加工が施されていることを確認する方法は次の通りである。
成形品の３次元形状を測定し、測定データに基づき数値解析用の有限要素に区切られた形状モデルを作製し、コンピュータによる逆解析によって、板材から３次元形状へ至るまでの過程を導出する。そして、前記各形状モデルにおける最大主ひずみと最小主ひずみとの比（前記β）を算出する。この算出により、平面ひずみ引張変形および二軸引張変形が生じる成形加工が施されていることを確認することができる。
例えば、Ｃｏｍｅｔ Ｌ３Ｄ（東京貿易テクノシステム（株））等の三次元計測機により、成形品の三次元形状を測定する。得られた測定データを基に、成形品のメッシュ形状データを得る。次に、得られたメッシュ形状データを用いて、ワンステップ法（加工硬化算出ツール「ＨＹＣＲＡＳＨ（株式会社ＪＳＯＬ）」等）の数値解析により、成形品の形状を元にそれを一度平坦な板に展開する。そのときの成形品の伸び、曲げ状態などの形状情報から成形品の板厚変化、残留ひずみなどを計算する。この計算によっても、平面ひずみ引張変形および二軸引張変形が生じる成形加工が施されていることを確認することができる。
例えば、Ｃｏｍｅｔ Ｌ３Ｄ（東京貿易テクノシステム（株））等の三次元計測機により、成形品の三次元形状を測定する。得られた測定データを基に、成形品のメッシュ形状データを得る。次に、得られたメッシュ形状データを用いて、ワンステップ法（加工硬化算出ツール「ＨＹＣＲＡＳＨ（株式会社ＪＳＯＬ）」等）の数値解析により、成形品の形状を元にそれを一度平坦な板に展開する。そのときの成形品の伸び、曲げ状態などの形状情報から成形品の板厚変化、残留ひずみなどを計算する。この計算によっても、平面ひずみ引張変形および二軸引張変形が生じる成形加工が施されていることを確認することができる。
以上説明したように、第一の実施形態に係る金属板の成形品は、上記各条件を満たすことで、第一の実施形態に係る金属板を第一の実施形態に係る金属板の成形品の製造方法により成形された成形品と見なすことができる。
よって、第一の実施形態に係る金属板の成形品は、ｂｃｃ構造を有し、稜線部を備え、条件（ＢＤ）および条件（ＢＨ）を満たした金属板の成形品であっても、表面荒れの発生が抑制された金属板の成形品となる。
よって、第一の実施形態に係る金属板の成形品は、ｂｃｃ構造を有し、稜線部を備え、条件（ＢＤ）および条件（ＢＨ）を満たした金属板の成形品であっても、表面荒れの発生が抑制された金属板の成形品となる。
（ｆｃｃ構造を有する金属板）
第二の実施形態に係る金属板は、ｆｃｃ構造を有し、表面において下記（ａ１）、（ｂ１）、又は（ｃ１）の条件を満たす金属板である。
（ａ１） 前記金属板の表面に平行な｛１１１｝面から２０°以上かつ｛００１｝面から２０°以上離れた結晶方位をもつ結晶粒（結晶粒Ａ）の面積分率が０．２５以上０．３５以下であり、かつ平均結晶粒径が１６μｍ未満である。
（ｂ１） 前記金属板の表面に平行な｛１１１｝面から２０°以上かつ｛００１｝面から２０°以上離れた結晶方位をもつ結晶粒（結晶粒Ａ）の面積分率が０．１５以上０．３０以下であり、かつ平均結晶粒径が１６μｍ以上である。
（ｃ１）金属板の面内において、短手方向の平面ひずみ引張変形を仮定したときのＴａｙｌｏｒ Ｆａｃｔｏｒの値が３．０以上３．４以下を示す結晶粒（結晶粒Ｃ）の面積分率が０．１８以上０．４０以下である。
第二の実施形態に係る金属板は、ｆｃｃ構造を有し、表面において下記（ａ１）、（ｂ１）、又は（ｃ１）の条件を満たす金属板である。
（ａ１） 前記金属板の表面に平行な｛１１１｝面から２０°以上かつ｛００１｝面から２０°以上離れた結晶方位をもつ結晶粒（結晶粒Ａ）の面積分率が０．２５以上０．３５以下であり、かつ平均結晶粒径が１６μｍ未満である。
（ｂ１） 前記金属板の表面に平行な｛１１１｝面から２０°以上かつ｛００１｝面から２０°以上離れた結晶方位をもつ結晶粒（結晶粒Ａ）の面積分率が０．１５以上０．３０以下であり、かつ平均結晶粒径が１６μｍ以上である。
（ｃ１）金属板の面内において、短手方向の平面ひずみ引張変形を仮定したときのＴａｙｌｏｒ Ｆａｃｔｏｒの値が３．０以上３．４以下を示す結晶粒（結晶粒Ｃ）の面積分率が０．１８以上０．４０以下である。
第二の実施形態に係る金属板は、上記構成により、平面ひずみ引張変形および二軸引張変形が生じ、かつ金属板の少なくとも一部が板厚減少率１０％以上３０％以下となる成形加工を施したときでも、表面荒れの発生が抑制された成形品が得られる。そして、第二の実施形態に係る金属板は、次の知見により見出された。
発明者らは、ｂｃｃ構造を有する金属板とｆｃｃ構造を有する金属板が持つ結晶構造のすべり系（すべり面及びすべり方向）に着目した。つまり、発明者らは、次のことに着目した。ｂｃｃ構造を有する金属板が持つ結晶構造のすべり面と、ｆｃｃ構造を有する金属板が持つ結晶構造のすべり方向とが、平行関係にある。ｂｃｃ構造を有する金属板が持つ結晶構造のすべり方向と、ｆｃｃ構造を有する金属板が持つ結晶構造のすべり面とが、平行関係にある。そして、ｆｃｃ構造を有する金属板は、二軸引張変形における結晶方位毎の強度分布がｂｃｃ構造を有する金属板と同様になると推定した。（下記表１参照）。
両者の結晶構造のすべり系に着目した発明者らは、ｆｃｃ構造を有する金属板において、二軸変形場（等二軸変形場及び不等二軸引張変形場）における結晶粒の結晶方位と成形品の表面荒れとの関係を、結晶塑性有限要素解析法（R.BECKER, 「Effects of strain localization on surface roughening during sheet forming」, Acta Mater. Vol. 46.No. 4.pp. 1385-1401, 1998）により調査した。
具体的には、ｂｃｃ構造を有する金属板の断面の結晶方位のすべり系を、ｆｃｃ構造を有する金属板のすべり系に変更し、金属板の表面の結晶粒Ａの面積分率を変化させた。そのときの塑性ひずみによる金属板の表面荒れの影響を数値解析で調査した。
具体的には、ｂｃｃ構造を有する金属板の断面の結晶方位のすべり系を、ｆｃｃ構造を有する金属板のすべり系に変更し、金属板の表面の結晶粒Ａの面積分率を変化させた。そのときの塑性ひずみによる金属板の表面荒れの影響を数値解析で調査した。
その結果、発明者らは次の知見を得た。ｂｃｃ構造を有する金属板と同様に、ｆｃｃ構造を有する金属板も、｛００１｝面および｛１１１｝面以外の結晶方位を持つ結晶粒の分率を増加させることで、大きな加工量（金属板の板厚減少率１０％以上となる加工量）で金属板を成形しても、平面ひずみ引張変形での表面荒れの増加が抑制され、等二軸引張変形と平面ひずみ引張変形とで、結晶粒の変形度合いが小さくなり、表面荒れ発達の差異が少なくなる。
すなわち、ｂｃｃ構造を有する金属板と同様に、ｆｃｃ構造を有する金属板も、条件（ａ１）又は条件（ｂ１）を満たせば、平面ひずみ引張変形および二軸引張変形が生じ、かつ金属板の少なくとも一部が板厚減少率１０％以上３０％以下となる成形加工を施したときでも、表面荒れの発生が抑制される。
一方、発明者らは、次の検討も行った。
まず、発明者らは、ｆｃｃ構造を有する金属板についても、金属板の短手方向の平面ひずみ引張変形を仮定したときのＴａｙｌｏｒ Ｆａｃｔｏｒの値（ＴＦ値）について着目した。
まず、発明者らは、ｆｃｃ構造を有する金属板についても、金属板の短手方向の平面ひずみ引張変形を仮定したときのＴａｙｌｏｒ Ｆａｃｔｏｒの値（ＴＦ値）について着目した。
その結果、発明者らは、次の知見を得た。
ｂｃｃ構造を有する金属板と同様に、ｆｃｃ構造を有する金属板も、結晶粒Ｃの分率を制御すると、大きな加工量で金属板を成形しても、平面ひずみ引張変形での表面荒れの増加が抑制される。その結果、等二軸引張変形と平面ひずみ引張変形とで、結晶粒の変形度合いが小さくなり、表面荒れ発達の差異が少なくなる。
ｆｃｃ構造を有する金属板でも、表面荒れ発達の差異が少なくなる理由は、上述のｂｃｃ構造を有する金属板の場合と同様と考えられる。
ｂｃｃ構造を有する金属板と同様に、ｆｃｃ構造を有する金属板も、結晶粒Ｃの分率を制御すると、大きな加工量で金属板を成形しても、平面ひずみ引張変形での表面荒れの増加が抑制される。その結果、等二軸引張変形と平面ひずみ引張変形とで、結晶粒の変形度合いが小さくなり、表面荒れ発達の差異が少なくなる。
ｆｃｃ構造を有する金属板でも、表面荒れ発達の差異が少なくなる理由は、上述のｂｃｃ構造を有する金属板の場合と同様と考えられる。
すなわち、ｆｃｃ構造を有する金属板も、条件（ｃ１）を満たせば、平面ひずみ引張変形および二軸引張変形が生じ、かつ金属板の少なくとも一部が板厚減少率１０％以上３０％以下となる成形加工を施したときでも、表面荒れの発生が抑制される。
以上の知見から、第二の実施形態に係る金属板は、平面ひずみ引張変形および二軸引張変形が生じ、かつ金属板の少なくとも一部が板厚減少率１０％以上３０％以下となる成形加工を施したときでも、表面荒れの発生が抑制された成形品が得られる金属板となることが見出された。
以下、第二の実施形態に係る金属板の詳細について説明する。
第二の実施形態に係る金属板において、条件（ａ１）、条件（ｂ１）および条件（ｃ１）は、第一の実施形態に係る金属板で説明した条件（ａ１）、条件（ｂ１）および条件（ｃ１）と同義である。
第二の実施形態に係る金属板において、金属板は、ｆｃｃ構造（面心立方格子構造）を有する金属板である。ｆｃｃ構造を有する金属板としては、γ−Ｆｅ（オーステナイト系ステンレス鋼）、Ａｌ、Ｃｕ、Ａｕ、Ｐｔ、Ｐｂ等の金属板が挙げられる。
これの中でも、金属板としては、オーステナイト系ステンレス鋼板、又はアルミニウム合金板であることがよい。
これの中でも、金属板としては、オーステナイト系ステンレス鋼板、又はアルミニウム合金板であることがよい。
金属板の厚みは、特に制限はないが、成形性の点から、３ｍｍ以下が好ましい。
なお、第二の実施形態に係る金属板は、ｆｃｃ構造（面心立方格子構造）を有する以外は、第一の実施形態に係る金属板と同様である。
（ｆｃｃ構造を有する金属板の成形品の製造方法）
第二の実施形態に係る金属板の成形品の製造方法は、上記第二の実施形態に係る金属板に対して、平面ひずみ引張変形および二軸引張変形が生じ、かつ前記金属板の少なくとも一部が板厚減少率５％以上３０％以下となる成形加工を施し、成形品を製造する方法である。
第二の実施形態に係る金属板の成形品の製造方法は、金属板として、第二の実施形態に係る金属板を適用した以外は、第一の実施形態に係る金属板の成形品の製造方法と同様である。よって、重複する説明を省略する。
第二の実施形態に係る金属板の成形品の製造方法は、上記第二の実施形態に係る金属板に対して、平面ひずみ引張変形および二軸引張変形が生じ、かつ前記金属板の少なくとも一部が板厚減少率５％以上３０％以下となる成形加工を施し、成形品を製造する方法である。
第二の実施形態に係る金属板の成形品の製造方法は、金属板として、第二の実施形態に係る金属板を適用した以外は、第一の実施形態に係る金属板の成形品の製造方法と同様である。よって、重複する説明を省略する。
ただし、第二の実施形態に係る金属板の成形品の製造方法は、板厚減少率の下限値を５％以上としている。この理由は、ｆｃｃ構造を有する金属板は、ｂｃｃ構造を有する金属板と異なり、板厚減少率が５％から表面粗さが生じる傾向があるためである。そして、第二の実施形態に係る金属板の成形品の製造方法では、板厚減少率が５％であっても、表面粗さが抑制された金属板の成形品が得られる。
（ｆｃｃ構造を有する金属板の成形品）
ｆｃｃ構造を有し、稜線部を備えた金属板の成形品であって、
下記（ＦＤ）及び（ＦＨ）を満たし、かつ最大板厚部の表面において下記（ａ２）、（ｂ２）又は（ｃ２）の条件を満たす金属板の成形品。
（ＦＤ） 前記成形品の最大板厚をＤ１とし、前記成形品の最小板厚をＤ２としたとき、式：５≦（Ｄ１−Ｄ２）／Ｄ１×１００≦３０の条件。
（ＦＨ） 前記成形品の最大ビッカース硬さをＨ１とし、前記成形品の最小ビッカース硬さをＨ２としたとき、式：７≦（Ｈ１−Ｈ２）／Ｈ１×１００≦４０の条件。
（ａ２） 前記成形品の表面に平行な｛１１１｝面から２０°以上かつ｛００１｝面から２０°以上離れた結晶方位をもつ結晶粒の面積分率が０．２５以上０．３５以下、かつ平均結晶粒径が１６μｍ未満である。
（ｂ２） 前記成形品の表面に平行な｛１１１｝面から２０°以上かつ｛００１｝面から２０°以上離れた結晶方位をもつ結晶粒の面積分率が０．１５以上０．３０以下、かつ平均結晶粒径が１６μｍ以上である。
（ｃ２） 前記稜線部の延在方向に対する直交方向断面の稜線部の凹側表面の曲率半径最小部における、前記稜線部の延在方向に対する直交方向の平面ひずみ引張変形を仮定したときのＴａｙｌｏｒ Ｆａｃｔｏｒの値が３．０以上３．４以下を示す結晶粒の面積分率が０．１８以上０．３５以下である。
ｆｃｃ構造を有し、稜線部を備えた金属板の成形品であって、
下記（ＦＤ）及び（ＦＨ）を満たし、かつ最大板厚部の表面において下記（ａ２）、（ｂ２）又は（ｃ２）の条件を満たす金属板の成形品。
（ＦＤ） 前記成形品の最大板厚をＤ１とし、前記成形品の最小板厚をＤ２としたとき、式：５≦（Ｄ１−Ｄ２）／Ｄ１×１００≦３０の条件。
（ＦＨ） 前記成形品の最大ビッカース硬さをＨ１とし、前記成形品の最小ビッカース硬さをＨ２としたとき、式：７≦（Ｈ１−Ｈ２）／Ｈ１×１００≦４０の条件。
（ａ２） 前記成形品の表面に平行な｛１１１｝面から２０°以上かつ｛００１｝面から２０°以上離れた結晶方位をもつ結晶粒の面積分率が０．２５以上０．３５以下、かつ平均結晶粒径が１６μｍ未満である。
（ｂ２） 前記成形品の表面に平行な｛１１１｝面から２０°以上かつ｛００１｝面から２０°以上離れた結晶方位をもつ結晶粒の面積分率が０．１５以上０．３０以下、かつ平均結晶粒径が１６μｍ以上である。
（ｃ２） 前記稜線部の延在方向に対する直交方向断面の稜線部の凹側表面の曲率半径最小部における、前記稜線部の延在方向に対する直交方向の平面ひずみ引張変形を仮定したときのＴａｙｌｏｒ Ｆａｃｔｏｒの値が３．０以上３．４以下を示す結晶粒の面積分率が０．１８以上０．３５以下である。
第二の実施形態に係る金属板の成形品は、ｆｃｃ構造を有し、条件（ＦＤ）及び条件（ＦＨ）を満たす以外は、第一の実施形態に係る金属板の成形品と同様である。よって、重複する説明は省略する。
ただし、第二の実施形態に係る金属板の成形品において、条件（ＦＤ）は、（Ｄ１−Ｄ２）／Ｄ１×１００の下限値を５以上とする以外は条件（ＢＤ）と同様である。また、条件（ＦＨ）は、（Ｈ１−Ｈ２）／Ｈ１×１００の下限値が７以上である以外は条件（ＢＨ）と同様である。この理由は、ｆｃｃ構造を有する金属板の成形品は、ｂｃｃ構造を有する金属板の成形品と異なり、（Ｄ１−Ｄ２）／Ｄ１×１００＝５から、また、（Ｈ１−Ｈ２）／Ｈ１×１００＝７から表面粗さが生じる傾向がある。そして、第二の実施形態に係る金属板の成形品では、Ｄ１−Ｄ２）／Ｄ１×１００＝５、および（Ｈ１−Ｈ２）／Ｈ１×１００＝７であっても、表面粗さが抑制された金属板の成形品となる。
＜実施例Ａ＞
（鋼板の製造）
表２に示す化学組成を持つ各鋼片を、表３〜表４に示す条件で加工した。具体的には、初めに、各鋼片に対して、加熱工程、熱間圧延工程、巻取工程、冷間圧延工程、焼鈍工程を実施した。実験圧延機を使用し、表３に示す条件で熱間圧延工程を実施した。次に、巻取温度まで冷却した熱延鋼板を、巻取温度に相当する温度に保持した電気炉に装入した。そのまま３０分保持した後、表３〜表４に示す条件で、冷却し、巻取工程を模擬した。さらに、表３に示す条件で冷間圧延工程を実施した。そして、得られた冷延鋼板に対して、表３〜表４に示す条件で焼鈍を行った。
以上の工程を経て、目的とする鋼板を得た。なお、得られた鋼板のフェライト分率は、いずれも１００％であった。
（鋼板の製造）
表２に示す化学組成を持つ各鋼片を、表３〜表４に示す条件で加工した。具体的には、初めに、各鋼片に対して、加熱工程、熱間圧延工程、巻取工程、冷間圧延工程、焼鈍工程を実施した。実験圧延機を使用し、表３に示す条件で熱間圧延工程を実施した。次に、巻取温度まで冷却した熱延鋼板を、巻取温度に相当する温度に保持した電気炉に装入した。そのまま３０分保持した後、表３〜表４に示す条件で、冷却し、巻取工程を模擬した。さらに、表３に示す条件で冷間圧延工程を実施した。そして、得られた冷延鋼板に対して、表３〜表４に示す条件で焼鈍を行った。
以上の工程を経て、目的とする鋼板を得た。なお、得られた鋼板のフェライト分率は、いずれも１００％であった。
［成形品の成形］
次に、得られた鋼板（ｂｃｃ構造を有する鋼板）に対して、次に絞り成形加工を施し、図７に示す成形品を得た。成形品の寸法は、Ｗ＝４００ｍｍ、Ｌ＝４００ｍｍ、Ｈ１１＝９５ｍｍ、Ｈ１２＝１００ｍｍ、Ｈ２＝２５ｍｍ、稜線部の延在方向に対する直交方向断面の稜線部の凹側表面の最小曲率半径θ（不図示）＝１/１６００ｍｍとした。
なお、この成形は、成形品の評価部（稜線部の延在方向に対する直交方向断面の稜線部の凹側表面の曲率半径最小部）となる鋼板の板厚減少率が表５に示す板厚減少率となる加工量で実施した。
次に、得られた鋼板（ｂｃｃ構造を有する鋼板）に対して、次に絞り成形加工を施し、図７に示す成形品を得た。成形品の寸法は、Ｗ＝４００ｍｍ、Ｌ＝４００ｍｍ、Ｈ１１＝９５ｍｍ、Ｈ１２＝１００ｍｍ、Ｈ２＝２５ｍｍ、稜線部の延在方向に対する直交方向断面の稜線部の凹側表面の最小曲率半径θ（不図示）＝１/１６００ｍｍとした。
なお、この成形は、成形品の評価部（稜線部の延在方向に対する直交方向断面の稜線部の凹側表面の曲率半径最小部）となる鋼板の板厚減少率が表５に示す板厚減少率となる加工量で実施した。
ここで、上記成形品の成形では、成形品の評価部に相当する鋼板の表面にスクライブドサークルを転写しておき、成形前後（変形前後）のスクライブドサークルの形状変化を計測することで、最大主ひずみ、最小主ひずみを計測した。それらの値から、成形品の評価部での変形比βを算出した。
［評価方法］
得られた各鋼板、及び各成形品に対して、次の測定試験及び目視評価を行った。結果を表３〜表５に示す。
なお、板厚減少率が１０％未満である成形条件の例については、ひずみの量が少なく表面凹凸が起こらない例であるため、参考例と記載する。
得られた各鋼板、及び各成形品に対して、次の測定試験及び目視評価を行った。結果を表３〜表５に示す。
なお、板厚減少率が１０％未満である成形条件の例については、ひずみの量が少なく表面凹凸が起こらない例であるため、参考例と記載する。
［結晶粒の面積分率および平均結晶粒径の測定試験］
既述の方法に従って、次の結晶粒の面積分率および平均結晶粒径を測定した。
・結晶粒Ａ（金属板の表面に平行な｛１１１｝面から２０°以上かつ｛００１｝面から２０°以上離れた結晶方位をもつ結晶粒）
・結晶粒Ｃ１（金属板の面内において、短手方向の平面ひずみ引張変形を仮定したときのＴａｙｌｏｒ Ｆａｃｔｏｒの値が３．０以上３．４以下を示す結晶粒）の面積分率
・結晶粒Ｃ２（稜線部の延在方向に対する直交方向断面の稜線部の凹側表面の曲率半径最小部における、前記稜線部の延在方向に対する直交方向の平面ひずみ引張変形を仮定したときのＴａｙｌｏｒ Ｆａｃｔｏｒの値が３．０以上３．４以下を示す結晶粒）の面積分率
なお、表中、各面積分率は、％（つまり１００を掛けた値）で表記した。
既述の方法に従って、次の結晶粒の面積分率および平均結晶粒径を測定した。
・結晶粒Ａ（金属板の表面に平行な｛１１１｝面から２０°以上かつ｛００１｝面から２０°以上離れた結晶方位をもつ結晶粒）
・結晶粒Ｃ１（金属板の面内において、短手方向の平面ひずみ引張変形を仮定したときのＴａｙｌｏｒ Ｆａｃｔｏｒの値が３．０以上３．４以下を示す結晶粒）の面積分率
・結晶粒Ｃ２（稜線部の延在方向に対する直交方向断面の稜線部の凹側表面の曲率半径最小部における、前記稜線部の延在方向に対する直交方向の平面ひずみ引張変形を仮定したときのＴａｙｌｏｒ Ｆａｃｔｏｒの値が３．０以上３．４以下を示す結晶粒）の面積分率
なお、表中、各面積分率は、％（つまり１００を掛けた値）で表記した。
［板厚の測定試験］
成形品に対して、板厚の測定試験を行った。具体的には、成形品のコンピュータによる成形シミュレーションを実施し、板厚が最大及び最小となる部位を特定した。その後、成形品の板厚測定を板厚が最大及び最小となる部位それぞれにおいて、板厚ゲージを使用し、測定した。これにより、最大板厚Ｄ１、最小板厚Ｄ２を求めた。ただし、最大板厚Ｄ１は、成形品（成形品全体）の最大板厚を求め、最小板厚Ｄ２は、成形品の評価部の最小板厚を求めた。
成形品に対して、板厚の測定試験を行った。具体的には、成形品のコンピュータによる成形シミュレーションを実施し、板厚が最大及び最小となる部位を特定した。その後、成形品の板厚測定を板厚が最大及び最小となる部位それぞれにおいて、板厚ゲージを使用し、測定した。これにより、最大板厚Ｄ１、最小板厚Ｄ２を求めた。ただし、最大板厚Ｄ１は、成形品（成形品全体）の最大板厚を求め、最小板厚Ｄ２は、成形品の評価部の最小板厚を求めた。
［ビッカース硬さの測定試験］
成形品に対して、ビッカース硬さの測定試験を行った。具体的には、成形品のコンピュータによる成形シミュレーションを実施し、相当塑性ひずみが最大及び最小となる部位を特定した。その後、成形品のビッカース硬さ測定を板厚が最大及び最小となる部位それぞれにおいて、ＪＩＳ規格（ＪＩＳ Ｚ ２２４４（２００９））に従い、測定した。これにより、最大ビッカース硬さＨ１、最小ビッカース硬さＨ２を求めた。ただし、最大ビッカース硬さＨ１は、成形品（成形品全体）の最大ビッカース硬さを求め、最小ビッカース硬さＨ２は、成形品の評価部の最小ビッカース硬さを求めた。
成形品に対して、ビッカース硬さの測定試験を行った。具体的には、成形品のコンピュータによる成形シミュレーションを実施し、相当塑性ひずみが最大及び最小となる部位を特定した。その後、成形品のビッカース硬さ測定を板厚が最大及び最小となる部位それぞれにおいて、ＪＩＳ規格（ＪＩＳ Ｚ ２２４４（２００９））に従い、測定した。これにより、最大ビッカース硬さＨ１、最小ビッカース硬さＨ２を求めた。ただし、最大ビッカース硬さＨ１は、成形品（成形品全体）の最大ビッカース硬さを求め、最小ビッカース硬さＨ２は、成形品の評価部の最小ビッカース硬さを求めた。
［目視評価］
本来、化成処理後電着塗装を行うが、簡易的評価手法として、ラッカースプレーを均一に成形品の表面を塗装したのち、目視にて観察し、下記基準に従って、表面荒れの発生度合と評価面の鮮鋭度について調べた。
さらに、表面性状の優劣を示す他のパラメータとして、算術平均うねりＲａの値をＫｅｙｅｎｃｅ社製レーザーマイクロスコープにより測定した。測定条件は、評価長さを２．０ｍｍ、カットオフ波長λｃを０．８ｍｍとした。そして、カットオフ波長λｃよりも短波長側のプロファイルを評価した。
評価基準は、以下の通りである。
Ａ： 成形品の天板部の評価部表面に目視で模様が確認されず、表面に艶があり，鮮鋭性に優れるもの（Ｒａ≦０．７５μｍ）。自動車外板部品としてより望ましく、高級車の外板部品としても利用できる。
Ｂ： 成形品の天板部の評価部表面に目視で模様が確認されず、表面の艶があるもの（０．７５μｍ＜Ｒａ≦０．９０μｍ）。自動車部品として利用できる。
Ｃ： 成形品の天板部の表面に艶がないもの（０．９０μｍ＜Ｒａ≦１．３０μｍ）。自動車の外板部品として利用できない。
Ｄ： 成形品の天板部の評価部表面に目視で模様が確認され、表面に艶がないもの（１．３０μｍ＜Ｒａ）。自動車の部品として利用できない。
本来、化成処理後電着塗装を行うが、簡易的評価手法として、ラッカースプレーを均一に成形品の表面を塗装したのち、目視にて観察し、下記基準に従って、表面荒れの発生度合と評価面の鮮鋭度について調べた。
さらに、表面性状の優劣を示す他のパラメータとして、算術平均うねりＲａの値をＫｅｙｅｎｃｅ社製レーザーマイクロスコープにより測定した。測定条件は、評価長さを２．０ｍｍ、カットオフ波長λｃを０．８ｍｍとした。そして、カットオフ波長λｃよりも短波長側のプロファイルを評価した。
評価基準は、以下の通りである。
Ａ： 成形品の天板部の評価部表面に目視で模様が確認されず、表面に艶があり，鮮鋭性に優れるもの（Ｒａ≦０．７５μｍ）。自動車外板部品としてより望ましく、高級車の外板部品としても利用できる。
Ｂ： 成形品の天板部の評価部表面に目視で模様が確認されず、表面の艶があるもの（０．７５μｍ＜Ｒａ≦０．９０μｍ）。自動車部品として利用できる。
Ｃ： 成形品の天板部の表面に艶がないもの（０．９０μｍ＜Ｒａ≦１．３０μｍ）。自動車の外板部品として利用できない。
Ｄ： 成形品の天板部の評価部表面に目視で模様が確認され、表面に艶がないもの（１．３０μｍ＜Ｒａ）。自動車の部品として利用できない。
上記結果から、実施例対応の成形品は、比較例対応の成形品に比べ、表面荒れが抑制されることがわかる。
＜実施例Ｂ＞
［成形品の成形シミュレーション］
参考例Ａにおいて使用したｂｃｃ構造を有する金属板の断面を用いて、ｆｃｃ構造を有する金属板の断面の結晶粒をモデリングした。そして、ｆｃｃ構造を有する金属板の断面の結晶粒の粒径を変化させると共に、結晶粒Ａおよび結晶粒Ｂの平均面積分率を変化させて、表６に示す特性を持つ仮想材をモデリングした。
次に、モデリングした仮想材に対して、絞り張り出し加工による図７に示す成形品の成形（実施例Ａと同様の成形品の成形）に相当する成形シミュレーションを実施した。つまり、モデリングした仮想材に対して、成形品の評価部（稜線の延在方向に直交する断面における前記稜線の最小曲率半径の曲げ外部）となる仮想材の塑性ひずみ量に相当する「板厚減少率」を付与する成形シミュレーションを実施した。
具体的には、まず、仮想材に表６に示す「相当塑性ひずみ」となる変位を付与するため、モデル形状のプレス成形シミュレーション（以下、プレス成形シミュレーションという）を有限要素解析法で実施した。
それにより、プレス成形シミュレーション実施後の仮想材における、「最大板厚Ｄ１（成形品の最大板厚Ｄ１に相当）」、「最小板厚Ｄ２（成形品の最小板厚Ｄ２に相当）」、最大ビッカース硬さＨ１（成形品の最大ビッカース硬さＨ１に相当）、及び「最小ビッカース硬さＨ２（成形品の最小ビッカース硬さＨ２に相当）」を算出した。
そして、このプレス成形シミュレーションに相当する仮想材の成形シミュレーションとして、仮想材の断面の左右、手前、及び奥行き方向に、表６に示す「相当塑性ひずみ」となる変位を付与し、２軸引張変形させる成形シミュレーション（以下、成形シミュレーションという）を結晶塑性有限要素解析法で実施した。
［成形品の成形シミュレーション］
参考例Ａにおいて使用したｂｃｃ構造を有する金属板の断面を用いて、ｆｃｃ構造を有する金属板の断面の結晶粒をモデリングした。そして、ｆｃｃ構造を有する金属板の断面の結晶粒の粒径を変化させると共に、結晶粒Ａおよび結晶粒Ｂの平均面積分率を変化させて、表６に示す特性を持つ仮想材をモデリングした。
次に、モデリングした仮想材に対して、絞り張り出し加工による図７に示す成形品の成形（実施例Ａと同様の成形品の成形）に相当する成形シミュレーションを実施した。つまり、モデリングした仮想材に対して、成形品の評価部（稜線の延在方向に直交する断面における前記稜線の最小曲率半径の曲げ外部）となる仮想材の塑性ひずみ量に相当する「板厚減少率」を付与する成形シミュレーションを実施した。
具体的には、まず、仮想材に表６に示す「相当塑性ひずみ」となる変位を付与するため、モデル形状のプレス成形シミュレーション（以下、プレス成形シミュレーションという）を有限要素解析法で実施した。
それにより、プレス成形シミュレーション実施後の仮想材における、「最大板厚Ｄ１（成形品の最大板厚Ｄ１に相当）」、「最小板厚Ｄ２（成形品の最小板厚Ｄ２に相当）」、最大ビッカース硬さＨ１（成形品の最大ビッカース硬さＨ１に相当）、及び「最小ビッカース硬さＨ２（成形品の最小ビッカース硬さＨ２に相当）」を算出した。
そして、このプレス成形シミュレーションに相当する仮想材の成形シミュレーションとして、仮想材の断面の左右、手前、及び奥行き方向に、表６に示す「相当塑性ひずみ」となる変位を付与し、２軸引張変形させる成形シミュレーション（以下、成形シミュレーションという）を結晶塑性有限要素解析法で実施した。
ここで、前記プレス成形シミュレーション実施後の仮想材における「最大板厚Ｄ１（成形品の最大板厚Ｄ１に相当）、及び「最小板厚Ｄ２（成形品の最小板厚Ｄ２に相当）」は、次の通りとした。
最大板厚Ｄ１は、プレス成形品の板面内で板厚が最大となる場所での板厚である。
最小板厚Ｄ２は、プレス成形品の板面内で板厚が最小となる場所での板厚である。
最大板厚Ｄ１は、プレス成形品の板面内で板厚が最大となる場所での板厚である。
最小板厚Ｄ２は、プレス成形品の板面内で板厚が最小となる場所での板厚である。
また、前記プレス成形シミュレーション実施後の仮想材における「最大ビッカース硬さＨ１（成形品の最大ビッカース硬さＨ１に相当）、及び「最小ビッカース硬さＨ２（成形品の最小ビッカース硬さＨ２に相当）」は、次の通りとした。
最大ビッカース硬さＨ１は、成形前のビッカース硬さを仮想材の平均降伏強度ＹＰ１（ＭＰａ）から下記式により計算した。
・式：最大ビッカース硬さＨ１＝ＹＰ１（ＭＰａ）／３
最小ビッカース硬さＨ２は、成形後（加工硬化後）のビッカース硬さを前記仮想材の平均降伏強度ＹＰ２（ＭＰａ）から下記式により計算した。
・式：最大ビッカース硬さＨ２＝ＹＰ２（ＭＰａ）／３
最大ビッカース硬さＨ１は、成形前のビッカース硬さを仮想材の平均降伏強度ＹＰ１（ＭＰａ）から下記式により計算した。
・式：最大ビッカース硬さＨ１＝ＹＰ１（ＭＰａ）／３
最小ビッカース硬さＨ２は、成形後（加工硬化後）のビッカース硬さを前記仮想材の平均降伏強度ＹＰ２（ＭＰａ）から下記式により計算した。
・式：最大ビッカース硬さＨ２＝ＹＰ２（ＭＰａ）／３
ただし、成形前のビッカース硬さを仮想材の平均降伏強度ＹＰ１（ＭＰａ）は、仮想材として、６０００系アルミ合金板の降伏強度とその結晶方位依存性を基に算出した。
また、成形後（加工硬化後）のビッカース硬さを仮想材の平均降伏強度ＹＰ２（ＭＰａ）は、６０００系アルミ合金板の機械特性を入力した前記プレス成形シミュレーションにより前記プレス成形品の板面内で板厚が最小となる場所での相当応力値を用いて算出した。
また、成形後（加工硬化後）のビッカース硬さを仮想材の平均降伏強度ＹＰ２（ＭＰａ）は、６０００系アルミ合金板の機械特性を入力した前記プレス成形シミュレーションにより前記プレス成形品の板面内で板厚が最小となる場所での相当応力値を用いて算出した。
そして、前記成形シミュレーション実施後の仮想材について、次の評価を実施した。結果を表６に示す。
なお、板厚減少率が１０％未満である成形シミュレーション条件の例については、ひずみの量が少なく表面凹凸が起こらない例であるため、参考例と記載する。
なお、板厚減少率が１０％未満である成形シミュレーション条件の例については、ひずみの量が少なく表面凹凸が起こらない例であるため、参考例と記載する。
（凹凸高さ）
前記成形シミュレーション実施後の仮想材について、次の方法により、表面の凹凸高さを算出した。前記成形シミュレーション実施後の仮想材の表面プロファイルを仮想材の断面曲線とし、前記断面曲線の最大値と最小値から算出した。
前記成形シミュレーション実施後の仮想材について、次の方法により、表面の凹凸高さを算出した。前記成形シミュレーション実施後の仮想材の表面プロファイルを仮想材の断面曲線とし、前記断面曲線の最大値と最小値から算出した。
（断面曲線の算術平均高さＰａ）
前記成形シミュレーション実施後の仮想材の表面性状について、仮想材の断面曲線を得た後、断面曲線の算術平均高さＰａを算出した。そして、下記評価基準で評価した。
断面曲線の算術平均高さＰａは、ＪＩＳ Ｂ０６０１（２００１）に規定された算術平均高さである。測定条件は、次の通りである。
・評価長さ：１ｍｍ
・基準長さ：１ｍｍ
前記成形シミュレーション実施後の仮想材の表面性状について、仮想材の断面曲線を得た後、断面曲線の算術平均高さＰａを算出した。そして、下記評価基準で評価した。
断面曲線の算術平均高さＰａは、ＪＩＳ Ｂ０６０１（２００１）に規定された算術平均高さである。測定条件は、次の通りである。
・評価長さ：１ｍｍ
・基準長さ：１ｍｍ
仮想材の表面性状の評価基準は、以下の通りである。
Ａ：Ｐａ≦０．７５μｍ（自動車外板部品としてより望ましく、高級車の外板部品としても利用できる。）
Ｂ：０．７５μｍ＜Ｐａ≦０．９５μｍ（自動車部品として利用できる。）
Ｃ：０．９５μｍ＜Ｐａ≦１．３０μｍ（自動車の外板部品として利用できない。）
Ｄ：１．３０μｍ＜Ｐａ（自動車の部品として利用できない。）
Ａ：Ｐａ≦０．７５μｍ（自動車外板部品としてより望ましく、高級車の外板部品としても利用できる。）
Ｂ：０．７５μｍ＜Ｐａ≦０．９５μｍ（自動車部品として利用できる。）
Ｃ：０．９５μｍ＜Ｐａ≦１．３０μｍ（自動車の外板部品として利用できない。）
Ｄ：１．３０μｍ＜Ｐａ（自動車の部品として利用できない。）
上記結果から、本実施例対応の成形品は、比較例対応の成形品に比べ、表面荒れが抑制されることがわかる。
上記のように、ｆｃｃ構造を有する仮想材を、平面ひずみ引張変形および二軸変形が生じる成形シミュレーションを実施した結果、ｂｃｃ構造を有する鋼板と同様に、成形品の表面荒れが抑制されていることがわかる。
上記のように、ｆｃｃ構造を有する仮想材を、平面ひずみ引張変形および二軸変形が生じる成形シミュレーションを実施した結果、ｂｃｃ構造を有する鋼板と同様に、成形品の表面荒れが抑制されていることがわかる。
符号の説明は、次の通りである。
１０ 金属板の成形品
１１ 金属板
１２ 金属板の成形品の稜線部
１４ 金属板の成形品の天板部
１４Ａ 稜線部の延在方向に沿った金属板の成形品の肩部
１４Ｂ 稜線部の延在方向と交わる金属板の成形品の肩部
１６ 金属板の成形品の縦壁部
１６Ａ 稜線部の延在方向に沿った金属板の成形品の縦壁部
１６Ｂ 稜線部の延在方向と交わる金属板の成形品の縦壁部
１８ 金属板の成形品のフランジ
１８Ａ 稜線部の直交方向上にある金属板の成形品のフランジ
１８Ｂ 稜線部の延在方向上にある金属板の成形品のフランジ
１０ 金属板の成形品
１１ 金属板
１２ 金属板の成形品の稜線部
１４ 金属板の成形品の天板部
１４Ａ 稜線部の延在方向に沿った金属板の成形品の肩部
１４Ｂ 稜線部の延在方向と交わる金属板の成形品の肩部
１６ 金属板の成形品の縦壁部
１６Ａ 稜線部の延在方向に沿った金属板の成形品の縦壁部
１６Ｂ 稜線部の延在方向と交わる金属板の成形品の縦壁部
１８ 金属板の成形品のフランジ
１８Ａ 稜線部の直交方向上にある金属板の成形品のフランジ
１８Ｂ 稜線部の延在方向上にある金属板の成形品のフランジ
なお、日本国特許出願第２０１８−０７１０８０号の開示はその全体が参照により本明細書に取り込まれる。
本明細書に記載された全ての文献、特許出願、および技術規格は、個々の文献、特許出願、および技術規格が参照により取り込まれることが具体的かつ個々に記された場合と同程度に、本明細書中に参照により取り込まれる。
本明細書に記載された全ての文献、特許出願、および技術規格は、個々の文献、特許出願、および技術規格が参照により取り込まれることが具体的かつ個々に記された場合と同程度に、本明細書中に参照により取り込まれる。
Claims (23)
- ｂｃｃ構造を有し、表面において下記（ａ１）又は（ｂ１）の条件を満たす金属板。
（ａ１） 前記金属板の表面に平行な｛１１１｝面から２０°以上かつ｛００１｝面から２０°以上離れた結晶方位をもつ結晶粒の面積分率が０．２５以上０．３５以下であり、かつ平均結晶粒径が１６μｍ未満である。
（ｂ１） 前記金属板の表面に平行な｛１１１｝面から２０°以上かつ｛００１｝面から２０°以上離れた結晶方位をもつ結晶粒の面積分率が０．１５以上０．３０以下であり、かつ平均結晶粒径が１６μｍ以上である。 - ｂｃｃ構造を有し、表面において下記（ｃ１）の条件を満たす金属板。
（ｃ１） 前記金属板の面内において、短手方向の平面ひずみ引張変形を仮定したときのＴａｙｌｏｒ Ｆａｃｔｏｒの値が３．０以上３．４以下を示す結晶粒の面積分率が０．１８以上０．４０以下である。 - 前記金属板が、鋼板である請求項１又は請求項２に記載の金属板。
- 前記鋼板が、表面の金属組織のフェライト分率５０％以上のフェライト系鋼板である請求項３に記載の金属板。
- 前記鋼板が、質量％で、
Ｃ：０．００４０％〜０．０１００％
Ｓｉ：０％〜１．０％、
Ｍｎ：０．９０％〜２．００％、
Ｐ：０．０５０％〜０．２００％
Ｓ：０％〜０．０１０％、
Ａｌ：０．０００５０％〜０．１０％、
Ｎ：０％〜０．００４０％、
Ｔｉ：０．００１０％〜０．１０％、
Ｎｂ：０．００１０％〜０．１０％、
Ｂ：０％〜０．００３％、
ＣｕおよびＳｎの１種以上の合計：０％〜０．１０％
Ｎｉ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｙ、Ａｓ、Ｓｂ、ＰｂおよびＲＥＭの１種以上の合計：０％〜０．１０％、並びに、
残部：Ｆｅ及び不純物からなり、
下記式（１）で定義されるＦ１の値が０．５以上１．０以下である化学組成を有するフェライト系鋼板である請求項３又は請求項４に記載の金属板。
式（１）：Ｆ１＝（Ｃ／１２＋Ｎ／１４＋Ｓ／３２）／（Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３） - 前記鋼板の化学組成が、質量％で、
ＣｕおよびＳｎの１種以上の合計：０．００２％〜０．１０％、及び
Ｎｉ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｙ、Ａｓ、Ｓｂ、ＰｂおよびＲＥＭの１種以上の合計：０．００５％〜０．１０％
の１種又は２種以上を含有する請求項５に記載の金属板。 - 熱間圧延板に対して、圧下率７０％以上の冷間圧延を施し、冷間圧延板を得ることと、
焼鈍温度を再結晶温度＋２５℃以下、板面内の温度ムラを±１０℃以内、焼鈍時間を１００秒以内とする条件で、前記冷間圧延板を焼鈍することと、
を有する請求項５又は請求項６に記載の金属板の製造方法。 - 請求項１〜請求項６のいずれか１項に記載の金属板に対して、平面ひずみ引張変形および二軸引張変形が生じ、かつ前記金属板の少なくとも一部が板厚減少率１０％以上３０％以下となる成形加工を施し、成形品を製造する金属板の成形品の製造方法。
- ｂｃｃ構造を有し、稜線部を備えた金属板の成形品であって、
下記（ＢＤ）及び（ＢＨ）を満たし、かつ最大板厚部の表面において下記（ａ２）又は（ｂ２）の条件を満たす金属板の成形品。
（ＢＤ） 前記成形品の最大板厚をＤ１とし、前記成形品の最小板厚をＤ２としたとき、式：１０≦（Ｄ１−Ｄ２）／Ｄ１×１００≦３０の条件。
（ＢＨ） 前記成形品の最大ビッカース硬さをＨ１とし、前記成形品の最小ビッカース硬さをＨ２としたとき、式：１５≦（Ｈ１−Ｈ２）／Ｈ１×１００≦４０の条件。
（ａ２） 前記成形品の表面に平行な｛１１１｝面から２０°以上かつ｛００１｝面から２０°以上離れた結晶方位をもつ結晶粒の面積分率が０．２５以上０．３５以下であり、かつ平均結晶粒径が１６μｍ未満である。
（ｂ２） 前記成形品の表面に平行な｛１１１｝面から２０°以上かつ｛００１｝面から２０°以上離れた結晶方位をもつ結晶粒の面積分率が０．１５以上０．３０以下であり、かつ平均結晶粒径が１６μｍ以上である。 - ｂｃｃ構造を有し、稜線部を備えた金属板の成形品であって、
下記（ＢＤ）及び（ＢＨ）を満たし、かつ最大板厚部の表面において下記（ｃ２）の条件を満たす金属板の成形品。
（ＢＤ） 前記成形品の最大板厚をＤ１とし、前記成形品の最小板厚をＤ２としたとき、式：１０≦（Ｄ１−Ｄ２）／Ｄ１×１００≦３０の条件。
（ＢＨ） 前記成形品の最大ビッカース硬さをＨ１とし、前記成形品の最小ビッカース硬さをＨ２としたとき、式：１５≦（Ｈ１−Ｈ２）／Ｈ１×１００≦４０の条件。
（ｃ２） 前記稜線部の延在方向に対する直交方向断面の前記稜線部の凹側表面の曲率半径最小部における、前記稜線部の延在方向に対する直交方向の平面ひずみ引張変形を仮定したときのＴａｙｌｏｒ Ｆａｃｔｏｒの値が３．０以上３．４以下を示す結晶粒の面積分率が０．１８以上０．３５以下である。 - 前記金属板が、鋼板である請求項９又は請求項１０に記載の金属板の成形品。
- 前記鋼板が、表面の金属組織のフェライト分率５０％以上のフェライト系鋼板である請求項１１に記載の金属板の成形品。
- 前記鋼板が、質量％で、
Ｃ：０．００４０％〜０．０１００％
Ｓｉ：０％〜１．０％、
Ｍｎ：０．９０％〜２．００％、
Ｐ：０．０５０％〜０．２００％
Ｓ：０％〜０．０１０％、
Ａｌ：０．０００５０％〜０．１０％、
Ｎ：０％〜０．００４０％、
Ｔｉ：０．００１０％〜０．１０％、
Ｎｂ：０．００１０％〜０．１０％、
Ｂ：０％〜０．００３％、
ＣｕおよびＳｎの１種以上の合計：０％〜０．１０％
Ｎｉ、Ｃａ、Ｍｇ、Ａｓ、Ｓｂ、ＰｂおよびＲＥＭの１種以上の合計：０％〜０．１０％、並びに、
残部：Ｆｅ及び不純物からなり、
下記式（１）で定義されるＦ１の値が０．５以上１．０以下である化学組成を有するフェライト系鋼板である請求項１１又は請求項１２に記載の金属板の成形品。
式（１）：Ｆ１＝（Ｃ／１２＋Ｎ／１４＋Ｓ／３２）／（Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３） - 前記鋼板の化学組成が、質量％で、
ＣｕおよびＳｎの１種以上の合計：０．００２％〜０．１０％、及び
Ｎｉ、Ｃａ、Ｍｇ、Ａｓ、Ｓｂ、ＰｂおよびＲＥＭの１種以上の合計：０．００５％〜０．１０％
の１種又は２種以上を含有する請求項１３に記載の金属板の成形品。 - ｆｃｃ構造を有し、表面において下記（ａ１）又は（ｂ１）の条件を満たす金属板。
（ａ１） 前記金属板の表面に平行な｛１１１｝面から２０°以上かつ｛００１｝面から２０°以上離れた結晶方位をもつ結晶粒の面積分率が０．２５以上０．３５以下であり、かつ平均結晶粒径が１６μｍ未満である。
（ｂ１） 前記金属板の表面に平行な｛１１１｝面から２０°以上かつ｛００１｝面から２０°以上離れた結晶方位をもつ結晶粒の面積分率が０．１５以上０．３０以下であり、かつ平均結晶粒径が１６μｍ以上である。 - ｆｃｃ構造を有し、表面において下記（ｃ１）の条件を満たす金属板。
（ｃ１）金属板の面内において、短手方向の平面ひずみ引張変形を仮定したときのＴａｙｌｏｒ Ｆａｃｔｏｒの値が３．０以上３．４以下を示す結晶粒の面積分率が０．１８以上０．４０以下である。 - 前記金属板が、オーステナイト系ステンレス鋼板である請求項１５又は請求項１６に記載の金属板。
- 前記金属板が、アルミニウム合金板である請求項１５又は請求項１６に記載の金属板。
- 請求項１５〜請求項１８のいずれか１項に記載の金属板に対して、平面ひずみ引張変形および二軸引張変形が生じ、かつ前記金属板の少なくとも一部が板厚減少率５％以上３０％以下となる成形加工を施し、成形品を製造する金属板の成形品の製造方法。
- ｆｃｃ構造を有し、稜線部を備えた金属板の成形品であって、
下記（ＦＤ）及び（ＦＨ）を満たし、かつ最大板厚部の表面において下記（ａ２）又は（ｂ２）の条件を満たす金属板の成形品。
（ＦＤ） 前記成形品の最大板厚をＤ１とし、前記成形品の最小板厚をＤ２としたとき、式：５≦（Ｄ１−Ｄ２）／Ｄ１×１００≦３０の条件。
（ＦＨ） 前記成形品の最大ビッカース硬さをＨ１とし、前記成形品の最小ビッカース硬さをＨ２としたとき、式：７≦（Ｈ１−Ｈ２）／Ｈ１×１００≦４０の条件。
（ａ２） 前記成形品の表面に平行な｛１１１｝面から２０°以上かつ｛００１｝面から２０°以上離れた結晶方位をもつ結晶粒の面積分率が０．２５以上０．３５以下、かつ平均結晶粒径が１６μｍ未満である。
（ｂ２） 前記成形品の表面に平行な｛１１１｝面から２０°以上かつ｛００１｝面から２０°以上離れた結晶方位をもつ結晶粒の面積分率が０．１５以上０．３０以下、かつ平均結晶粒径が１６μｍ以上である。 - ｆｃｃ構造を有し、稜線部を備えた金属板の成形品であって、
下記（ＦＤ）及び（ＦＨ）を満たし、かつ最大板厚部の表面において下記（ｃ２）の条件を満たす金属板の成形品。
（ＦＤ） 前記成形品の最大板厚をＤ１とし、前記成形品の最小板厚をＤ２としたとき、式：５≦（Ｄ１−Ｄ２）／Ｄ１×１００≦３０の条件。
（ＦＨ） 前記成形品の最大ビッカース硬さをＨ１とし、前記成形品の最小ビッカース硬さをＨ２としたとき、式：７≦（Ｈ１−Ｈ２）／Ｈ１×１００≦４０の条件。
（ｃ２） 前記稜線部の延在方向に対する直交方向断面の前記稜線部の凹側表面の曲率半径最小部における、前記稜線部の延在方向に対する直交方向の平面ひずみ引張変形を仮定したときのＴａｙｌｏｒ Ｆａｃｔｏｒの値が３．０以上３．４以下を示す結晶粒の面積分率が０．１８以上０．３５以下である。 - 前記金属板が、オーステナイト系ステンレス鋼板である請求項２０又は請求項２１に記載の金属板の成形品。
- 前記金属板が、アルミニウム合金板である請求項２０又は請求項２１に記載の金属板の成形品。
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Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH11117038A (ja) * | 1997-10-09 | 1999-04-27 | Kawasaki Steel Corp | 加工性と耐肌荒れ性および耐リジング性に優れた冷延鋼板 |
| WO2017098983A1 (ja) * | 2015-12-11 | 2017-06-15 | 新日鐵住金株式会社 | 成形品の製造方法、及び成形品 |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS53125768A (en) | 1977-04-08 | 1978-11-02 | Nec Corp | Forning method of step type mesa construction in electronic device |
| JP3451830B2 (ja) * | 1996-03-29 | 2003-09-29 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 耐リジング性および加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法 |
| JPH117038A (ja) | 1997-06-17 | 1999-01-12 | Alps Electric Co Ltd | 液晶表示装置、並びにこの液晶表示装置の製造方法 |
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| US10603720B2 (en) * | 2013-11-15 | 2020-03-31 | Sumitomo Electric Hardmetal Corp. | Bonded diamond body, tool comprising the same, and method for manufacturing bonded diamond body |
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Non-Patent Citations (2)
| Title |
|---|
| BECKER, R.: "Effects of strain localization on surface roughening during sheet forming", ACTA MATERIALIA, vol. 46, no. 4, JPN6020006641, 1998, pages 1385 - 1401, XP026116780, ISSN: 0004221062, DOI: 10.1016/S1359-6454(97)00182-1 * |
| 鈴木 清一: "EBSD法による圧延集合組織の解析例", 軽金属, vol. 第66巻第11号, JPN6019025976, 30 November 2016 (2016-11-30), JP, pages 566 - 573, ISSN: 0004221063 * |
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