WO2022209306A1 - 鋼板及びその製造方法 - Google Patents

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    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/009—Pearlite

Definitions

  • This application relates to a steel plate and its manufacturing method.
  • Automotive parts are formed by die pressing, and parts are formed by cold die pressing and hot die pressing.
  • cold pressing as the strength of the steel sheet increases, the surface pressure increases during pressing, which poses a problem of shortening the die life.
  • Patent Documents 1 to 3 Although improvement of the workability of steel sheets by softening the steel sheets has been studied (for example, Patent Documents 1 to 3 below), damage to the die during cold pressing of the steel sheets is reduced. There is room for improvement in increasing the mold life by
  • Patent Document 1 C: 0.3 to 1.3%, Si: 0.03 to 0.35%, Mn: 0.20 to 1.50%, the balance is substantially Fe and unavoidable
  • a hot-rolled steel strip containing impurities is cold-rolled at a rolling reduction of 20% or more and 85% or less, and then a bell-shaped batch in a gas atmosphere consisting of 75% by volume or more of hydrogen and the balance being substantially nitrogen and unavoidable impurities.
  • Using an annealing furnace heat from Ac1 point to Ac1 point + 50°C at a heating rate of 20 to 100°C/Hr, soak for 8Hr or less, and then cool to Ar1 point or less at a cooling rate of 50°C/Hr or less.
  • the surface of the steel sheet is formed into an uneven rough surface, the wavelength ⁇ of the uneven pattern on the rough surface is 500 ⁇ m or less, and the center line average roughness Ra is in the range of 1 to 5 ⁇ m.
  • a steel sheet for processing having excellent image sharpness is disclosed.
  • Patent Document 3 it has a predetermined chemical composition, and the metal structure contains polygonal ferrite of 40.0% or more and less than 60.0% in area ratio, bainitic ferrite of 30.0% or more, and retained austenite. 10.0% or more and 25.0% or less, containing 15.0% or less martensite, wherein the retained austenite has an aspect ratio of 2.0 or less, a major axis length of 1.0 ⁇ m or less, and The proportion of retained austenite having a short axis length of 1.0 ⁇ m or less is 80.0% or more, and the bainitic ferrite has an aspect ratio of 1.7 or less and a crystal orientation difference of 15 The ratio of bainitic ferrite having an average value of 0.5 ° or more and less than 3.0 ° in the crystal orientation difference in the region surrounded by the grain boundaries of 80.0 ° or more is 80.0% or more, and the martensite and A steel sheet and a manufacturing method are disclosed in which the connectivity D value between the bainitic ferrite and the
  • the present application discloses a steel sheet and a manufacturing method thereof that can reduce damage to the mold during cold pressing and increase the life of the mold.
  • the inventors of the present invention have made intensive research on a method for solving the above problems. It was confirmed that die damage during cold pressing with high surface pressure is reduced. Therefore, by increasing the irregularities on the surface of the steel sheet, it is possible to extend the life of the press die.
  • the present inventors devised hot-rolling conditions to increase the unevenness of the surface of the hot-rolled sheet, and performed an annealing process without completely smoothing the unevenness. It was found that the above steel plate can be produced.
  • the inventors of the present invention have found that the steel sheet that has the above-described surface unevenness causes little damage to the press die and that can increase the life of the die by simply devising a single hot rolling condition, annealing condition, etc. Through various researches, we also found that it is difficult to manufacture even if it is hot, and that it can only be manufactured by achieving optimization in a so-called integrated process such as hot rolling and annealing.
  • the gist of the present invention is as follows. (1) in % by mass, C: 0.15 to 0.35%, Si: 0.01 to 2.00%, Mn: 0.10 to 4.00%, P: 0.0200% or less, S: 0.0200% or less, Al: 0.001 to 1.000%, N: 0.0200% or less, Ti: 0 to 0.500%, Co: 0 to 0.500%, Ni: 0 to 0.500%, Mo: 0-0.500%, Cr: 0 to 2.000%, O: 0 to 0.0100%, B: 0 to 0.0100%, Nb: 0 to 0.500%, V: 0 to 0.500%, Cu: 0 to 0.500%, W: 0 to 0.1000%, Ta: 0 to 0.1000%, Sn: 0 to 0.0500%, Sb: 0 to 0.0500%, As: 0 to 0.0500%, Mg: 0-0.0500%, Ca: 0 to 0.0500%, Y: 0 to 0.0500%
  • a method for manufacturing a steel plate Obtaining a hot-rolled sheet by hot-rolling a steel slab having the chemical composition described in (1) or (2) above; winding the hot-rolled sheet; pickling the hot-rolled sheet; and Annealing the hot-rolled sheet without cold rolling, or annealing after cold rolling, including
  • the temperature at which the hot-rolled sheet is wound is 700° C. or less, When the cold rolling is performed, the rolling reduction in the cold rolling is 0.1 to 20%, A method of manufacturing a steel plate.
  • the steel sheet of the present disclosure mold damage during cold pressing can be reduced and the life of the mold can be increased. That is, the steel sheet of the present disclosure is suitable as a steel sheet for cold press working.
  • step difference of the steel plate surface is shown typically. It is a schematic diagram for explaining the difference between the "maximum height roughness Rz" and the "step” referred to in the present application. It is a schematic diagram for explaining the measurement conditions of sliding friction resistance.
  • the steel plate according to the present embodiment is mass %, C: 0.15 to 0.35%, Si: 0.01 to 2.00%, Mn: 0.10 to 4.00%, P: 0.0200% or less, S: 0.0200% or less, Al: 0.001 to 1.000%, N: 0.0200% or less, Ti: 0 to 0.500%, Co: 0 to 0.500%, Ni: 0 to 0.500%, Mo: 0-0.500%, Cr: 0 to 2.000%, O: 0 to 0.0100%, B: 0 to 0.0100%, Nb: 0 to 0.500%, V: 0 to 0.500%, Cu: 0 to 0.500%, W: 0 to 0.1000%, Ta: 0 to 0.1000%, Sn: 0 to 0.0500%, Sb: 0 to 0.0500%, As: 0 to 0.0500%, Mg: 0-0.0500%, Ca: 0 to 0.0500%, Y: 0 to 0.0500%, As: 0 to
  • C 0.15-0.35%
  • C is an element that increases tensile strength at low cost, and is an extremely important element for controlling the strength of steel by suppressing transformation from austenite to ferrite, bainite, and pearlite in the continuous annealing process.
  • the C content may be 0.20% or more.
  • excessive C content deteriorates elongation and hole expansibility, makes it difficult to obtain desired surface unevenness in hot rolling, and may promote mold damage during cold pressing of steel sheets. Such problems are easily avoided when the C content is 0.35% or less.
  • the C content may be 0.30% or less.
  • Si is an element that acts as a deoxidizing agent and suppresses the precipitation of carbides during the cooling process during cold rolling annealing. Such an effect is easily obtained when the Si content is 0.01% or more.
  • the Si content may be 0.10% or more.
  • the Si content is excessive, the strength of the steel increases and the workability decreases. is difficult to obtain, which may promote mold damage during cold pressing of the steel sheet. Such problems are easily avoided when the Si content is 2.00% or less.
  • the Si content may be 1.60% or less.
  • Mn 0.10 to 4.00% Mn is a factor that affects the ferrite transformation of steel and is an element effective in increasing strength. Such an effect is easily obtained when the Mn content is 0.10% or more.
  • the Mn content may be 0.60% or more.
  • Mn content may be 3.00% or less.
  • P is an element that promotes Mn concentration in the unsolidified portion during the solidification process of molten steel, lowers the Mn concentration in the negative segregation portion, and promotes an increase in the area ratio of ferrite.
  • the P content may be 0%, may be 0.0001% or more, may be 0.0010% or more, may be 0.0200% or less, or may be 0.0200% or less. 0180% or less.
  • S is an element that forms non-metallic inclusions such as MnS in steel and causes a decrease in ductility of steel material parts.
  • excessive S content leads to deterioration of formability such as elongation and hole expansion, and it becomes difficult to obtain the desired unevenness on the surface of the steel sheet after cold rolling annealing. may prompt
  • the S content may be 0%, may be 0.0001% or more, may be 0.0005% or more, may be 0.0200% or less, and may be 0.0180%. % or less.
  • Al 0.001 to 1.000%)
  • Al is an element that acts as a deoxidizing agent for steel and stabilizes ferrite, and is added as necessary. Such an effect is easily obtained when the Al content is 0.001% or more.
  • Al content may be 0.010% or more.
  • an excessive Al content may excessively promote ferrite transformation and bainite transformation during the cooling process during annealing, resulting in a decrease in the strength of the steel sheet.
  • Al when Al is contained excessively, a large amount of coarse Al oxide is formed on the surface of the steel sheet during hot rolling, which may make it difficult to obtain the desired unevenness on the surface of the steel sheet. Such problems are easily avoided when the Al content is 1.000% or less.
  • the Al content may be 0.800% or less.
  • N is an element that forms coarse nitrides in the steel sheet and reduces the workability of the steel sheet. Also, N is an element that causes blowholes during welding. In addition, if N is excessively contained, it combines with Al and Ti to generate a large amount of AlN or TiN, and these nitrides suppress the contact between the steel sheet surface and the rolls during hot rolling. It becomes difficult to obtain the desired unevenness on the surface of the steel sheet, which may promote damage to the die during cold pressing of the steel sheet.
  • the N content may be 0%, may be 0.0001% or more, may be 0.0010% or more, may be 0.0200% or less, and may be 0.0160%. % or less.
  • the basic chemical composition of the steel sheet in this embodiment is as described above. Furthermore, the steel sheet in the present embodiment may contain at least one of the following optional elements, if necessary. Since these elements do not have to be contained, the lower limit is 0%.
  • Ti is a strengthening element. It contributes to increasing the strength of the steel sheet by strengthening precipitates, strengthening fine grains by suppressing grain growth, and strengthening dislocations by suppressing recrystallization. On the other hand, if Ti is excessively contained, the precipitation of coarse carbides increases, and these carbides suppress the contact between the steel sheet surface and the rolls during hot rolling, so that the desired unevenness is obtained on the surface of the steel sheet after cold rolling annealing. This makes it difficult for the steel sheet to be pressed, and may promote damage to the mold during cold press molding of the steel sheet.
  • the Ti content may be 0%, 0.001% or more, 0.005% or more, 0.500% or less, or 0.400%. % or less.
  • Co (Co: 0 to 0.500%) Co is an element effective for controlling the morphology of carbides and increasing the strength, and is added as necessary for controlling the strength.
  • Co is excessively contained, a large number of fine Co carbides are precipitated, and these carbides suppress the contact between the steel sheet surface and the rolls during hot rolling. It becomes difficult to obtain it, and damage to the mold may be promoted during cold pressing of the steel sheet.
  • the Co content may be 0%, 0.001% or more, 0.500% or less, or 0.400% or less.
  • Ni is a strengthening element and effective in improving hardenability. In addition, it may be added because it improves the wettability between the steel sheet and the plating and promotes the alloying reaction. On the other hand, an excessive Ni content affects the peelability of oxide scale during hot rolling, promotes the occurrence of scratches on the steel sheet surface, and makes it difficult to obtain desired unevenness on the surface of the steel sheet after cold rolling annealing. May promote damage to the mold during cold pressing.
  • the Ni content may be 0%, 0.001% or more, 0.500% or less, or 0.400% or less.
  • Mo is an element effective in improving the strength of the steel sheet.
  • Mo is an element that has the effect of suppressing ferrite transformation that occurs during heat treatment in continuous annealing equipment or continuous hot-dip galvanizing equipment.
  • Mo is excessively contained, a large number of fine Mo carbides precipitate, and these carbides suppress the contact between the steel sheet surface and the rolls during hot rolling. It becomes difficult to obtain it, and damage to the mold may be promoted during cold pressing of the steel sheet.
  • the Mo content may be 0%, 0.001% or more, 0.500% or less, or 0.400% or less.
  • Cr Cr: 0 to 2.000% Cr, like Mn, suppresses pearlite transformation and is an element effective in increasing the strength of steel, and is added as necessary.
  • an excessive Cr content promotes the formation of retained austenite, and the presence of excessive retained austenite may lead to a decrease in hole expansibility.
  • the Cr content may be 0%, 0.001% or more, 2.000% or less, or 1.500% or less.
  • O 0 to 0.0100% Since O forms an oxide and deteriorates workability, it is necessary to suppress the content. In particular, oxides often exist as inclusions, and if granular and coarse oxides are present on the surface of a steel sheet, it causes cracks on the surface of the steel sheet during hot rolling and the generation of fine iron powder. It is difficult to obtain the desired unevenness on the surface of the steel sheet, and if it is present on the punched end face or cut surface, notch-like scratches and coarse dimples are formed on the end face, resulting in a decrease in hole expansibility. may invite.
  • the O content may be 0.0100% or less, or may be 0.0080% or less. Although the O content may be 0%, controlling the O content to less than 0.0001% may increase the refining time and increase the manufacturing cost. In order to prevent an increase in production cost, the O content may be 0.0001% or more, or 0.0010% or more.
  • B is an element that suppresses the formation of ferrite and pearlite in the cooling process from austenite and promotes the formation of a low temperature transformation structure such as bainite or martensite. Moreover, B is an element useful for increasing the strength of steel, and is added as necessary. On the other hand, an excessive B content leads to the formation of coarse B oxides in the steel, and since the B oxides suppress the contact between the steel sheet surface and the rolls during hot rolling, the surface of the steel sheet after cold rolling annealing It becomes difficult to obtain the desired unevenness, and damage to the die may be promoted during cold pressing of the steel sheet.
  • the B content may be 0%, may be 0.0001% or more, may be 0.0010% or more, may be 0.0100% or less, and may be 0.0080%. % or less.
  • Nb 0 to 0.500%
  • Nb is an element that is effective for controlling the morphology of carbides, and is an element that is also effective for improving toughness because its addition refines the structure.
  • Nb is contained excessively, a large number of fine and hard Nb carbides precipitate, and these carbides suppress the contact between the steel sheet surface and the rolls during hot rolling. It becomes difficult to obtain unevenness, and damage to the die may be promoted during cold pressing of the steel sheet.
  • these carbides serve as starting points for fracture, they may lead to a decrease in hole expansibility.
  • the Nb content may be 0%, 0.001% or more, 0.500% or less, or 0.400% or less.
  • V is a strengthening element. It contributes to increasing the strength of the steel sheet by strengthening precipitates, strengthening fine grains by suppressing the growth of ferrite grains, and strengthening dislocations by suppressing recrystallization. On the other hand, if V is excessively contained, the precipitation of carbonitrides increases, and these carbonitrides suppress the contact between the steel sheet surface and the rolls during hot rolling. is difficult to obtain, and damage to the die may be promoted during cold pressing of the steel sheet. Moreover, since these carbides serve as starting points for fracture, they may lead to a decrease in hole expansibility.
  • the V content may be 0%, 0.001% or more, 0.500% or less, or 0.400% or less.
  • Cu (Cu: 0 to 0.500%) Cu is an element effective in improving the strength of the steel sheet.
  • Cu is contained excessively, the steel becomes embrittled during hot rolling, making hot rolling impossible.
  • the Cu content may be 0%, 0.001% or more, 0.500% or less, or 0.400% or less.
  • W (W: 0 to 0.1000%) W is effective in increasing the strength of steel sheets, and precipitates and crystallized substances containing W serve as hydrogen trap sites.
  • W is excessively contained, coarse carbides are formed, and the carbides suppress the contact between the steel sheet surface and the rolls during hot rolling, so it is difficult to obtain the desired unevenness on the surface of the steel sheet after cold rolling annealing. This may promote damage to the die during cold pressing of the steel sheet.
  • the W content may be 0%, 0.0001% or more, 0.0010% or more, 0.1000% or less, or 0.0800%. % or less.
  • Ta 0 to 0.1000%
  • the Ta content may be 0%, 0.0001% or more, 0.0010% or more, 0.1000% or less, or 0.0800%. % or less.
  • Sn is an element contained in steel when scrap is used as a raw material, and is preferably as small as possible. Excessive Sn content causes cracks on the surface of the steel sheet and the generation of fine iron powder during hot rolling, making it difficult to obtain the desired unevenness on the surface of the steel sheet after cold-rolling annealing. May promote mold damage. In addition, it may lead to deterioration of hole expandability due to embrittlement of the steel sheet.
  • the Sn content may be 0.0500% or less, or 0.0400% or less. Although the Sn content may be 0%, controlling the Sn content to less than 0.0001% may increase the refining time and increase the manufacturing cost. In order to prevent an increase in manufacturing cost, the Sn content may be 0.0001% or more, or may be 0.0010% or more.
  • Sb 0 to 0.0500%
  • Sb is an element contained when scrap is used as a raw material for steel. Since Sb strongly segregates at grain boundaries and causes embrittlement of grain boundaries and deterioration of ductility, the smaller the amount, the better. In addition, an excessive Sb content causes cracks on the surface of the steel sheet and the generation of fine iron powder during hot rolling. In some cases, it may promote damage to the mold. In addition, it may lead to deterioration of hole expandability due to embrittlement of the steel sheet.
  • the Sb content may be 0.0500% or less, or 0.0400% or less. Although the Sb content may be 0%, controlling the Sn content to less than 0.0001% may increase the refining time and increase the manufacturing cost.
  • the Sb content may be 0.0001% or more, or may be 0.0010% or more for the purpose of preventing an increase in manufacturing cost.
  • As is contained when scrap is used as a raw material for steel, and is an element that strongly segregates at grain boundaries.
  • excessive As content causes cracks on the surface of the steel sheet and the generation of fine iron powder during hot rolling, making it difficult to obtain the desired unevenness on the surface of the steel sheet after cold rolling annealing, and cold pressing of the steel sheet. In some cases, it may promote damage to the mold. In addition, it may lead to deterioration of hole expandability due to embrittlement of the steel sheet.
  • the As content may be 0.0500% or less, or 0.0400% or less. Although the As content may be 0%, controlling the As content to less than 0.0001% may increase the refining time and increase the manufacturing cost. In order to prevent an increase in manufacturing cost, the As content may be 0.0001% or more, or 0.0010% or more.
  • Mg is an element capable of controlling the morphology of sulfides by adding a very small amount, and is added as necessary.
  • Mg is contained excessively, coarse inclusions are formed, and the inclusions suppress the contact between the steel sheet surface and the rolls during hot rolling, so that the desired unevenness is obtained on the surface of the steel sheet after cold rolling annealing. This makes it difficult for the steel sheet to be pressed, and may promote damage to the die during cold pressing of the steel sheet. In addition, it may lead to deterioration of hole expandability due to embrittlement of the steel sheet.
  • the Mg content may be 0%, 0.0001% or more, 0.0010% or more, 0.0500% or less, and 0.0400%. % or less.
  • Ca (Ca: 0 to 0.0500%) Ca is useful as a deoxidizing element, and is also effective in controlling the morphology of sulfides.
  • an excessive Ca content causes cracks on the surface of the steel sheet and the generation of fine iron powder during hot rolling. In some cases, it may promote damage to the mold.
  • the Ca content may be 0%, may be 0.0001% or more, may be 0.0010% or more, may be 0.0500% or less, and may be 0.0400%. % or less.
  • Y 0 to 0.0500%
  • Y is an element capable of controlling the morphology of sulfides by adding a very small amount, and is added as necessary.
  • Y is contained excessively, coarse Y oxides are generated, and the Y oxides suppress the contact between the steel sheet surface and the rolls during hot rolling. is difficult to obtain, and damage to the die may be promoted during cold pressing of the steel sheet.
  • these oxides serve as starting points for fracture, they may lead to deterioration in hole expansibility.
  • the Y content may be 0%, may be 0.0001% or more, may be 0.0010% or more, may be 0.0500% or less, and may be 0.0400%. % or less.
  • Zr 0 to 0.0500%
  • Zr is an element capable of controlling the morphology of sulfides by adding a very small amount, and is added as necessary.
  • Zr when Zr is contained excessively, coarse Zr oxides are generated, and since the Zr oxides suppress the contact between the steel sheet surface and the rolls during hot rolling, the desired unevenness is formed on the surface of the steel sheet after cold rolling annealing. is difficult to obtain, and damage to the die may be promoted during cold pressing of the steel sheet.
  • these oxides serve as starting points for fracture, they may lead to deterioration in hole expansibility.
  • the Zr content may be 0%, 0.0001% or more, 0.0010% or more, 0.0500% or less, 0.0400% % or less.
  • La is an element effective in controlling the morphology of sulfides when added in a very small amount, and is added as necessary.
  • La oxide is generated, and the La oxide suppresses the contact between the steel sheet surface and the rolls during hot rolling, so that the desired unevenness is obtained on the surface of the steel sheet after cold rolling annealing. This makes it difficult for the steel sheet to be pressed, and may promote damage to the die during cold pressing of the steel sheet.
  • these oxides serve as starting points for fracture, they may lead to deterioration in hole expansibility.
  • the La content may be 0%, may be 0.0001% or more, may be 0.0010% or more, may be 0.0500% or less, and may be 0.0400%. % or less.
  • Ce is an element capable of controlling the morphology of sulfides by adding a very small amount, and is added as necessary.
  • Ce oxide is generated, and the Ce oxide suppresses the contact between the steel sheet surface and the rolls during hot rolling, so that the desired unevenness is obtained on the surface of the steel sheet after cold rolling annealing. This makes it difficult for the steel sheet to be pressed, and may promote damage to the die during cold pressing of the steel sheet.
  • these oxides serve as starting points for fracture, they may lead to deterioration in hole expansibility.
  • Ce content may be 0%, 0.0001% or more, 0.0010% or more, 0.0500% or less, 0.0400% % or less.
  • the rest of the components described above are Fe and impurities.
  • Impurities are components and the like that are mixed due to various factors in the manufacturing process, including raw materials such as ores and scraps, when the steel sheet according to the present embodiment is industrially manufactured.
  • Total area ratio of martensite and tempered martensite 90.0% or more
  • the sum of the area ratios of martensite and tempered martensite is a structure effective for improving the strength of the steel sheet.
  • the area ratio of martensite and tempered martensite may be 90.0% or more, preferably 95.0% or more.
  • the upper limit is not particularly defined, and may be 100%.
  • Ferrite, pearlite and bainite are softer structures than martensite and tempered martensite. These structures are effective in improving the strength and ductility balance of steel sheets, but since they are softer than martensite and tempered martensite, the difference in hardness is large, and voids are likely to occur at their interfaces during deformation, leading to hole expansion. diminished sexuality. Therefore, the smaller the sum of the area ratios of ferrite, pearlite and bainite, the better.
  • the total area ratio of ferrite, pearlite and bainite may be 0%, may be 1.0% or more, may be 10.0% or less, and may be 5.0% or less. may be present, or may be 3.0% or less. It should be noted that although the productivity is slightly lowered, it is possible to reduce the total area ratio of ferrite, pearlite and bainite to 0% by controlling the integrated manufacturing conditions with high accuracy.
  • the area ratio of retained austenite is a structure effective for improving the strength-ductility balance of the steel sheet.
  • the area ratio of retained austenite may be 0%, 1.0% or more, 5.0% or less, or 3.0% or less.
  • the distribution interval of steps with a height difference of more than 5.0 ⁇ m on the steel plate surface contributes to the amount of oil applied during press working, suppresses mold damage during press molding, and is important for extending the life of the mold. be.
  • the distribution interval is preferably as short as possible, if the distribution interval is less than 0.01 mm, the surface of the steel sheet may have a serrated shape. In this regard, the interval may be 0.01 mm or more, or may be 0.05 mm or more. On the other hand, if it exceeds 2.0 mm, it may be difficult to obtain the above-described effect of suppressing mold damage, and it may be difficult to extend the life of the mold.
  • the interval may be 2.0 mm or less, 1.8 mm or less, 1.5 mm or less, 1.2 mm or less, or 1.0 mm or less. , 0.7 mm or less, or 0.4 mm or less.
  • the height difference may be 7.0 ⁇ m or more or 10.0 ⁇ m or more.
  • the upper limit of the height difference of the steps is not particularly limited, and may be, for example, 20.0 ⁇ m or less, 15.0 ⁇ m or less, or 10.0 ⁇ m or less.
  • 50 area% or more, 60 area% or more, 70 area% or more, 80 area% or more, or 90 area% or more of the steel sheet surface has two steps having a height difference of more than 5.0 ⁇ m. A plurality of them may be present at intervals of 0 mm or less.
  • FIG. 1 shows an example of "a step having a height difference of more than 5.0 ⁇ m".
  • FIG. 1 shows the form of a step when observing a cross section in the thickness direction of a steel plate.
  • unevenness may be repeatedly formed on the surface of the steel sheet in the rolling direction, and the height difference of the step specified by each unevenness is more than 5.0 ⁇ m, and the step are included within a range of 2.0 mm, that is, the interval between steps is 2.0 mm or less.
  • a so-called negative angle portion undercut portion
  • the heights of the plurality of steps may be different from each other, for example, the heights may be different irregularly (randomly).
  • the shapes of the plurality of steps may be different from each other.
  • the intervals between the plurality of steps may not be constant but may be irregular (random). Such a step shape can be formed by a method described later.
  • the "step having a height difference exceeding 5.0 ⁇ m” referred to in the present application is a concept different from general surface roughness such as maximum height roughness Rz and arithmetic mean roughness Ra.
  • the "maximum height roughness Rz” is the distance between the most convex portion and the most concave portion of the surface unevenness (maximum height difference ), and the distribution (interval) of the surface unevenness cannot be specified from the “maximum height roughness Rz”.
  • the "arithmetic mean roughness Ra" is just the average value of the surface roughness, and its maximum value is unknown. It is not possible.
  • the “step having a height difference exceeding 5.0 ⁇ m” in the present application means that the height difference of “one step” exceeds 5.0 ⁇ m, as shown in FIG. 2(B).
  • a plurality of steps must be present at intervals of 2.0 mm or less.
  • the tensile strength of the steel plate is not particularly limited, but may be 1300 MPa or more, 1400 MPa or more, 2100 MPa or less, or 2000 MPa or less, It may be 1900 MPa or less.
  • total elongation Elongation is necessary in order to finish a complicated shape when a structure is manufactured by cold forming a steel plate as a raw material. If the total elongation is too low, the material may crack during cold forming. On the other hand, although the higher the total elongation, the better, if the total elongation is excessively increased, a large amount of retained austenite is required in the steel structure, which may reduce the hole expandability.
  • the total elongation of the steel sheet is not particularly limited, but may be 5% or more, 8% or more, 18% or less, or 15% or less. good too.
  • the hole expansion ratio of the steel plate is not particularly limited, but may be 20% or more, 25% or more, 90% or less, or 80% or less.
  • the sliding friction resistance of the steel sheet is preferably 1.0 or less. If the sliding frictional resistance is too large, the friction during press molding increases, which may shorten the life of the mold.
  • the sliding frictional resistance may be 0.8 or less, or 0.6 or less.
  • the lower limit of the sliding frictional resistance is not particularly limited.
  • the plate thickness is a factor that affects the rigidity of the steel member after molding, and the greater the plate thickness, the higher the rigidity of the member. If the plate thickness is too small, the rigidity may be lowered, and the press formability may be lowered due to the influence of unavoidable non-ferrous inclusions present inside the steel plate. On the other hand, if the plate thickness is too large, the press-forming load increases, causing wear on the mold and a decrease in productivity.
  • the plate thickness of the steel plate is not particularly limited, but may be 0.2 mm or more and may be 6.0 mm or less.
  • the “steel plate” referred to in the present application may be a single-layer steel plate.
  • the term "single-layer steel sheet” means that it is not a so-called multi-layer steel sheet, and refers to a steel sheet in which no joint interface between the base steel sheets is observed in the thickness direction when the cross section of the steel sheet is observed.
  • a steel plate consisting of one slab.
  • the "thickness" of the steel sheet described above may be the thickness of the single-layer steel sheet.
  • the single-layer steel sheet may have a surface treatment layer such as a plating layer formed on its surface. That is, the "steel sheet” referred to in the present application may have a single-layer steel sheet and a surface treatment layer.
  • Texture observation is performed with a scanning electron microscope (SEM). Prior to observation, the sample for structure observation was wet-polished with emery paper and polished with diamond abrasive grains having an average particle size of 1 ⁇ m, and after finishing the observation surface to a mirror surface, the structure was etched with a 3% nitric acid alcohol solution. Keep The observation magnification is set to 3000 times, and 10 images of a field of view of 30 ⁇ m ⁇ 40 ⁇ m at each 1/4 thickness position from the surface side of the steel plate are randomly photographed. Tissue ratios are determined by the point counting method.
  • a total of 100 lattice points arranged at intervals of 3 ⁇ m in length and 4 ⁇ m in width are determined on the obtained structure image, and the structure existing under the lattice points is determined.
  • Ask for Ferrite is a massive crystal grain that does not contain iron-based carbide having a major axis of 100 nm or more.
  • Bainite is an aggregate of lath-shaped crystal grains that does not contain iron-based carbides with a major axis of 20 nm or more inside, or contains iron-based carbides with a major axis of 20 nm or more inside, and the carbide is a single variant, That is, they belong to a group of iron-based carbides elongated in the same direction.
  • the iron-based carbide group extending in the same direction means that the difference in the extending direction of the iron-based carbide group is within 5°.
  • a bainite surrounded by grain boundaries with an orientation difference of 15° or more is counted as one bainite grain.
  • the "grain boundary with a misorientation of 15° or more” is determined by the following procedure using SEM-EBSD. Before the measurement by SEM-EBSD, the observation surface of the measurement sample was finished to a mirror surface by polishing, and after removing the distortion due to polishing, 30 ⁇ m at each 1/4 thickness position from the surface side of the steel plate in the same manner as the above observation by SEM.
  • a field of view of 40 ⁇ m ⁇ 40 ⁇ m was set as the measurement range, and B.E.D. C. C. Acquire iron crystal orientation data.
  • the EBSD measurement is performed using an EBSD detector attached to the SEM, and the measurement interval (STEP) is 0.05 ⁇ m.
  • software such as “OIMDataCollectionTM (ver. The B.O.M. obtained under these measurement conditions.
  • bainite can also be said to be a mixed structure of bainitic ferrite having a body-centered cubic structure of iron and iron-based carbide (Fe3C).
  • Bainitic ferrite is distinguished from the ferrites described above.
  • Pearlite is a structure containing cementite that is precipitated in rows, and the area ratio is calculated using pearlite as a region photographed with bright contrast in a secondary electron image.
  • the area fraction of retained austenite is determined by X-ray measurement as follows. First, a portion from the surface of the steel plate to 1/4 of the thickness of the steel plate is removed by mechanical polishing and chemical polishing, and the chemically polished surface is measured using MoK ⁇ rays as characteristic X-rays. Then, from the integrated intensity ratio of the diffraction peaks (200) and (211) of the body-centered cubic (bcc) phase and (200), (220) and (311) of the face-centered cubic (fcc) phase, Calculate the area fraction of retained austenite at the center of the sheet thickness using the following formula.
  • Samples subjected to X-ray diffraction are obtained by reducing the thickness of a steel plate from the surface to a predetermined thickness by mechanical polishing or the like, and then removing strain by chemical polishing or electrolytic polishing, etc., and reducing the thickness to 1/8 to 3/8.
  • the sample may be adjusted and measured according to the above-described method so that a suitable surface becomes the measurement surface.
  • the material anisotropy is further reduced by satisfying the above limitation of the X-ray intensity not only in the vicinity of 1/4 plate thickness but also in as many thicknesses as possible.
  • the measurement range is defined as 1/8 to 3/8 of the plate thickness.
  • the observation magnification of the SEM is set to 1000 times, and the field of view containing both the steel sheet and the resin within the observation range in which the rolling direction is more than 110 ⁇ m and the plate thickness direction is more than 70 ⁇ m is obtained over 20 mm in the lengthwise direction of the steel plate.
  • a series of photographs containing surface irregularities is obtained. In this continuous photograph, a portion where the height difference of the unevenness on the steel plate surface exceeds 5 ⁇ m within the range of 20 ⁇ m in the rolling direction is defined as “a step having a height difference of more than 5.0 ⁇ m on the steel plate surface”.
  • the average of the distance between the tops of the steps at a length of 20 mm in the rolling direction, which is the shooting range of , is defined as "the distance of steps having a height difference of more than 5.0 ⁇ m on the steel plate surface”.
  • minute unevenness with a difference in height of 1.0 ⁇ m or less is not regarded as a “step”.
  • the member it can be determined whether or not the steel sheet before forming and processing has a step with a height difference of more than 5.0 ⁇ m at an interval of 2.0 mm or less.
  • a tensile test for measuring the tensile strength and total elongation is performed in accordance with JIS Z 2241 by taking a JIS No. 5 test piece from a direction in which the longitudinal direction of the test piece is parallel to the rolling direction of the steel strip.
  • the hole expansibility was measured by punching out a circular hole with a diameter of 10 mm under the conditions of a clearance of 12.5%, placing the burr on the die side, forming with a 60° conical punch, and measuring the hole expansion ratio ⁇ (%). evaluate. For each condition, the hole expansion test was conducted five times, and the average value was taken as the hole expansion rate.
  • the sliding friction resistance ⁇ is obtained by a flat plate drawing test shown in FIG. A test piece with a width of 10 mm with lubricating oil applied to the surface is sandwiched between molds at a pressure of 20 MPa, and the sliding speed is 100 mm/s.
  • a general lubricating oil having a kinematic viscosity of 10 mm 2 /s is used as the lubricating oil.
  • the coating amount is set to 3.0 g/m 2 because it is necessary to test the lubricating oil in a state in which the lubricating oil is stored inside the irregularities on the surface of the steel sheet.
  • the method of manufacturing a steel sheet according to the present embodiment is characterized by consistent management of hot rolling, cold rolling and annealing using the material within the range of ingredients described above.
  • a steel slab (steel slab) having the same chemical composition as the chemical composition described above with respect to the steel sheet is processed at a rolling mill immediately before the final finishing rolling mill. hot rolling while using a lubricant at a rolling reduction of , coiling, pickling the obtained hot rolled steel sheet, cold rolling, and then annealing.
  • the steel sheet manufacturing method includes: Obtaining a hot-rolled sheet by hot-rolling the steel slab having the above chemical composition; winding the hot-rolled sheet; pickling the hot-rolled sheet; and Annealing the hot-rolled sheet without cold rolling, or annealing after cold rolling,
  • the temperature at which the hot-rolled sheet is wound is 700° C. or less.
  • the cold rolling it is characterized in that the rolling reduction in the cold rolling is 0.1 to 20%.
  • the rolling reduction in the stand immediately before the final stand of the finishing mill is a factor that affects the surface condition of the steel sheet.
  • a lubricant for example, a water solvent mixed with a lubricant
  • the material to be rolled (plate) before rolling in the stand immediately before the final stand, and the lubricant is left on the plate surface.
  • the rolling reduction in the stand immediately before the final stand of the finishing mill in hot rolling is more than 30% and 70% or less, preferably 35% or more and 60% or less. be. In the final stand of the finishing mill, it is difficult to apply a large reduction in order to correct the shape of the strip.
  • the rolling reduction at the final stand of the finishing mill may be, for example, 20% or less.
  • a step is formed on the plate surface by rolling down at a reduction rate of 30% or more while supplying lubricant, and after that, the cumulative reduction rate up to the final stand is light.
  • the reduction for example, a cumulative reduction rate of 20% or less
  • the large reduction for increasing the unevenness of the surface of the plate may be carried out in a stand on the upstream side of the stand immediately before the final stand.
  • the plate temperature is high, and the surface shape of the plate is likely to change due to the reduction.
  • lubricant components may include esters, mineral oils, polymers, fatty acids, S-based additives, and Ca-based additives.
  • the viscosity of the lubricant may be 250 mm 2 /s or less.
  • Lubricants may be used mixed with water, as described above.
  • the amount of lubricant to be supplied is not particularly limited, either . of lubricant may adhere.
  • the means for supplying the lubricant is also not particularly limited, and for example, the lubricant may be supplied by injecting it onto the surface of the plate.
  • the temperature at which the hot-rolled sheet is coiled (the coiling temperature of the hot-rolled coil) is a factor that controls the state of oxide scale formation in the hot-rolled sheet and affects the strength of the hot-rolled sheet.
  • the thickness of the scale formed on the surface of the hot-rolled sheet should be thin, and for this reason, the coiling temperature should preferably be low.
  • the winding temperature is extremely lowered, special equipment is required.
  • the coiling temperature is too high, as described above, the oxide scale formed on the surface of the hot-rolled sheet becomes extremely thick, so that the uneven protrusions formed on the surface of the hot-rolled sheet by hot rolling become oxide scale.
  • the scale is removed by the subsequent pickling, which makes it difficult to form the desired unevenness on the surface of the hot-rolled sheet.
  • the temperature at which the hot-rolled sheet is wound is 700° C. or lower, may be 680° C. or lower, may be 0° C. or higher, or may be 20° C. or higher.
  • the rolling reduction in cold rolling is an important factor for controlling the shape of the hot-rolled sheet as well as the unevenness of the surface of the steel sheet.
  • the rolling reduction in cold rolling is too small, the shape defect of the hot-rolled sheet cannot be corrected, and the steel strip remains curved, which may lead to a decrease in productivity in the subsequent annealing process.
  • the rolling reduction in cold rolling is too large, the uneven protrusions formed on the surface of the hot-rolled steel sheet by rolling are crushed by cold rolling, making it difficult to obtain the desired surface unevenness after subsequent annealing.
  • the rolling reduction in the cold rolling is 0.1 to 20%. It is preferably 0.3% or more and 18.0% or less.
  • the hot-rolled sheet may be annealed without cold rolling. Also in this case, it is easy to finally obtain a steel sheet having desired surface unevenness.
  • a preferred embodiment of a method for manufacturing a steel sheet with less die damage during cold pressing will be described in detail below.
  • the following descriptions are examples of preferred embodiments of hot rolling, heat treatment in annealing, plating treatment, etc., and do not limit the method of manufacturing the steel sheet according to this embodiment.
  • the finish rolling temperature in hot rolling is a factor that exerts an effect on the control of the texture of the prior austenite grain size.
  • the finish rolling temperature is preferably 650 ° C. or higher from the viewpoint that the austenite rolling texture develops and causes the anisotropy of the steel material properties.
  • the temperature is preferably 940° C. or lower, for example.
  • the annealing holding temperature As for the annealing holding temperature, it is important to control the maximum heating temperature to Ac 3 point -20°C or higher in order to sufficiently obtain the total area fraction of martensite and tempered martensite. If the Ac3 point is less than -20°C, the total area fraction of martensite and tempered martensite decreases, making it difficult to secure a tensile strength of 1300 MPa or more. On the other hand, excessive high-temperature heating is not only economically unfavorable because it leads to an increase in cost, but also causes troubles such as poor plate shape during high-temperature threading and shortened roll life. Therefore, the upper limit of the maximum heating temperature is preferably 900°C.
  • the Ac3 point is calculated from a thermal expansion curve when a small piece taken from a cold-rolled steel sheet in advance is heated to 900° C. at 10° C./s.
  • the holding time is more preferably 10 seconds or longer. More preferably, it is 20 seconds or longer.
  • the cooling rate is not limited. At a temperature of 150° C. or less, sufficient martensite is formed, so the cooling rate is not limited. If the cooling rate is higher than 100°C/s, the shape of the steel sheet tends to deteriorate, so the cooling rate is preferably 100°C/s or less. It is more preferably 90° C./s or less, still more preferably 80° C./s or less.
  • Cold-rolled sheet annealing shall be 250° C. or less.
  • the cooling stop temperature is important to ensure the total area fraction of martensite and tempered martensite. If the upper limit of the cooling stop temperature is 250° C. or higher, the martensite transformation is not sufficiently completed during cooling, so the total area ratio of martensite and tempered martensite is less than 90%, resulting in a marked decrease in strength. It is preferably 200° C. or lower, more preferably 100° C. or lower. Although the lower limit of the cooling stop temperature is not particularly defined, it is substantially 20° C. or higher.
  • the steel sheet After cooling as described above, the steel sheet may be retained in the temperature range of 150° C. or higher and 400° C. or lower for 2 seconds or longer. According to this step, the martensite generated during cooling is tempered into tempered martensite, thereby improving hydrogen embrittlement resistance.
  • the tempering process is performed, if the holding temperature is too low or the holding time is too short, the martensite will not be sufficiently tempered and there will be little change in microstructure and mechanical properties. On the other hand, if the holding temperature is too high, the dislocation density in the tempered martensite will decrease, resulting in a decrease in tensile strength. Therefore, when tempering, it is preferable to hold the temperature in the temperature range of 150° C. or higher and 400° C.
  • Tempering may be performed in a continuous annealing facility, or off-line after continuous annealing in a separate facility. At this time, the tempering time varies depending on the tempering temperature. That is, the lower the temperature, the longer the time, and the higher the temperature, the shorter the time.
  • skin pass rolling may be performed for the purpose of improving ductility by correcting the shape of the steel sheet or introducing mobile dislocations.
  • the rolling reduction of skin pass rolling after heat treatment is preferably in the range of 0.1 to 1.5%. If it is less than 0.1%, the effect is small and control is difficult, so this is the lower limit. If it exceeds 1.5%, the productivity drops significantly, so this is made the upper limit.
  • a skin pass may be performed inline or offline.
  • the skin pass with the target rolling reduction may be performed at once, or may be performed in several steps.
  • the sum of the cold rolling reduction and skin pass rolling is preferably 20% or less.
  • the steel sheet according to the above embodiment can be obtained.
  • the present invention is not limited to this one conditional example.
  • the present invention can adopt various conditions as long as it achieves its purpose without departing from the gist thereof.
  • Steel slabs were manufactured by melting steel with various chemical compositions. These steel slabs were placed in a furnace heated to 1220° C., held for 60 minutes for homogenization, taken out into the atmosphere, and hot rolled to obtain a steel plate with a thickness of 1.8 mm. In hot rolling, the lubricant is supplied between the roll and the plate at the stand one before the final stand, and the reduction rate at the stand one before the last stand of the finishing mill, the finish rolling The completion temperature (finishing temperature) and the winding temperature of the hot-rolled coil were set to the values shown in Tables 2-1 to 2-3 below.
  • the oxide scale of this hot-rolled steel sheet was removed by pickling, and cold rolling was performed at the cold rolling reduction shown in Tables 2-1 to 2-3 below to finish the steel sheet to a thickness of 1.4 mm. . Further, the cold-rolled steel sheets were annealed and tempered under the conditions shown in Tables 2-1 to 2-3 below. Next, the cold-rolled steel sheets were subjected to skin-pass rolling at the rolling reductions (%) shown in Tables 2-1 to 2-3 below. The chemical compositions obtained by analyzing the samples taken from each of the obtained steel sheets are shown in Tables 1-1 to 1-6. The balance other than the components shown in Tables 1-1 to 1-6 is Fe and impurities.
  • Tables 3-1 to 3-3 below show the evaluation results of the properties of each steel plate manufactured as described above.
  • area ratio of structure of cold rolled annealed sheet "characteristics (tensile strength, total elongation, hole expandability, step having a height difference of more than 5.0 ⁇ m on the sheet surface
  • the method for measuring the "spacing, sliding friction resistance)" is as described above.
  • each element is within a predetermined range, and the No. 1 manufactured under predetermined manufacturing conditions.
  • Nos. 1 to 52 and 88 the desired structure was obtained in the finally obtained steel sheet, and the desired unevenness was formed on the surface of the steel sheet, resulting in increased sliding frictional resistance.
  • steel sheets that satisfy the following requirements (I) to (III) have low sliding friction resistance, reduce mold damage during cold pressing, and can extend the life of the mold.
  • steel sheets that satisfy the above requirements (I) to (III) should be subjected to an annealing process without making the unevenness of the hot-rolled sheet surface completely smooth by devising the hot rolling conditions. It turned out that it can be manufactured by the integrated manufacturing method characterized. Specifically, it can be said that the steel sheet can be manufactured by the following manufacturing method.
  • the temperature at which the hot-rolled sheet is wound is 700° C. or less, When the cold rolling is performed, the rolling reduction in the cold rolling is 0.1 to 20%, A method of manufacturing a steel plate.

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Abstract

冷間プレス時に金型の損傷を低減可能な鋼板として、所定の化学組成及び鋼組織を有する鋼板であって、板表面において５．０μｍ超の高低差を有する段差が２．０ｍｍ以下の間隔で複数存在する鋼板を開示する。

Description

鋼板及びその製造方法
　本願は鋼板及びその製造方法に関するものである。
　近年、自動車の燃費改善を実現するために、高強度鋼板の適用による自動車車体の軽量化が進められている。また、搭乗者の安全性確保のためにも、自動車車体には軟鋼板に代えて高強度鋼板が多く使用されるようになってきている。今後、さらに自動車車体の軽量化を進めていくためには、従来以上に高強度鋼板の強度レベルを高めなければならない。
　自動車用の部品は、金型プレスによって成形されており、冷間での金型プレスや、熱間での金型プレスによって部品が成形されている。冷間プレスの場合、鋼板の高強度化に伴い、プレス時の面圧が高まり、金型寿命が低下することが問題となっている。しかしながら、従来技術においては、鋼板の軟質化による鋼板の加工性の向上等については検討されているものの（例えば、以下の特許文献１～３）、鋼板の冷間プレス時に金型の損傷を低減して金型寿命を高めることについて改善の余地がある。
　特許文献１では、Ｃ：０．３～１．３％、Ｓｉ：０．０３～０．３５％、Ｍｎ：０．２０～１．５０％を含有し、残部が実質的にＦｅおよび不可避的不純物からなる熱延鋼帯を、圧下率２０％以上８５％以下で冷間圧延を行い、次いで７５容量％以上の水素と残部が実質的に窒素および不可避的不純物からなるガス雰囲気のベル型バッチ焼鈍炉を用い、２０～１００℃／Ｈｒの加熱速度でＡｃ１点～Ａｃ１点＋５０℃に加熱して８Ｈｒ以下均熱保持後、５０℃／Ｈｒ以下の冷却速度でＡｒ１点以下まで冷却することを繰り返す焼鈍処理を施すことによって、焼付き疵の発生を防止して軟質化され加工性に優れた高炭素冷延鋼帯を安価に製造する方法が開示されている。
　特許文献２では、鋼板表面を凹凸粗面に成形し、該粗面における凹凸パターンの波長λを５００μｍ以下にすると共に中心線平均粗さＲａを１～５μｍの範囲にしたことを特徴とする塗装鮮映性に優れた加工用鋼板が開示されている。
　特許文献３では、所定の化学組成を有し、金属組織が、面積率でポリゴナルフェライトを４０．０％以上、６０．０％未満、ベイニティックフェライトを３０．０％以上、残留オーステナイトを１０．０％以上、２５．０％以下、マルテンサイトを１５．０％以下含有し、前記残留オーステナイトのうち、アスペクト比が２．０以下であり、長軸の長さが１．０μｍ以下かつ短軸の長さが１．０μｍ以下である残留オーステナイトの割合が８０．０％以上であり、前記ベイニティックフェライトのうち、アスペクト比が１．７以下であり、かつ、結晶方位差が１５°以上の粒界に囲まれた領域の結晶方位差の平均値が０．５°以上、３．０°未満であるベイニティックフェライトの割合が８０．０％以上であり、前記マルテンサイトと前記ベイニティックフェライトと前記残留オーステナイトとの連結性Ｄ値が０．７０以下である鋼板と製造方法が開示されている。
特開平１０－２０４５４０号公報 特開平４－２５３５０３号公報 特許第６７９１８３８号公報
　本願は、上記実情に鑑み、冷間プレス時の金型の損傷を低減して金型寿命を高めることが可能な鋼板及びその製造方法を開示する。
　本発明者らは、上記課題を解決する手法について鋭意研究し、鋼板の表面凹凸を従来材に対して高めることにより、冷間プレス時に塗油を鋼板表面に持ち込むことで、潤滑性が高まり、高面圧の冷間プレス時の金型損傷が小さくなることを確認した。したがって、鋼板表面における凹凸を高めることで、プレス金型の寿命を高めることが可能となる。
　また、本発明者らは、熱延条件を工夫して熱延板の表面の凹凸を高め、その凹凸を完全に平滑にすることなく、焼鈍工程を経ることを特徴とする一貫製造法により、上記の鋼板を製造できることを見出した。
　また、本発明者らは、上記のような表面凹凸を有することでプレス金型の損傷が小さく、金型寿命を高められる鋼板は、単に熱延条件や焼鈍条件などを単一にて工夫しても製造困難であり、熱延・焼鈍工程などのいわゆる一貫工程にて最適化を達成することでしか製造できないことも、種々の研究を積み重ねることで知見した。
　本発明の要旨は、次の通りである。
　（１）
　質量％で、
　Ｃ：０．１５～０．３５％、
　Ｓｉ：０．０１～２．００％、
　Ｍｎ：０．１０～４．００％、
　Ｐ：０．０２００％以下、
　Ｓ：０．０２００％以下、
　Ａｌ：０．００１～１．０００％、
　Ｎ：０．０２００％以下、
　Ｔｉ：０～０．５００％、
　Ｃｏ：０～０．５００％、
　Ｎｉ：０～０．５００％、
　Ｍｏ：０～０．５００％、
　Ｃｒ：０～２．０００％、
　Ｏ：０～０．０１００％、
　Ｂ：０～０．０１００％、
　Ｎｂ：０～０．５００％、
　Ｖ：０～０．５００％、
　Ｃｕ：０～０．５００％、
　Ｗ：０～０．１０００％、
　Ｔａ：０～０．１０００％、
　Ｓｎ：０～０．０５００％、
　Ｓｂ：０～０．０５００％、
　Ａｓ：０～０．０５００％、
　Ｍｇ：０～０．０５００％、
　Ｃａ：０～０．０５００％、
　Ｙ：０～０．０５００％、
　Ｚｒ：０～０．０５００％、
　Ｌａ：０～０．０５００％、及び
　Ｃｅ：０～０．０５００％、
　を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、
　面積率で、
　マルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトの合計：９０．０％以上、
　フェライト、パーライト及びベイナイトの合計：０％以上１０．０％以下、並びに
　残留オーステナイト：０％以上５．０％以下、
　からなる鋼組織を有し、
　板表面において５．０μｍ超の高低差を有する段差が２．０ｍｍ以下の間隔で複数存在する、
　鋼板。
　（２）
　質量％で、
　Ｔｉ：０．００１～０．５００％、
　Ｃｏ：０．００１～０．５００％、
　Ｎｉ：０．００１～０．５００％、
　Ｍｏ：０．００１～０．５００％、
　Ｃｒ：０．００１～２．０００％
　Ｏ：０．０００１～０．０１００％
　Ｂ：０．０００１～０．０１００％、
　Ｎｂ：０．００１～０．５００％、
　Ｖ：０．００１～０．５００％、
　Ｃｕ：０．００１～０．５００％、
　Ｗ：０．０００１～０．１０００％、
　Ｔａ：０．０００１～０．１０００％、
　Ｓｎ：０．０００１～０．０５００％、
　Ｓｂ：０．０００１～０．０５００％、
　Ａｓ：０．０００１～０．０５００％、
　Ｍｇ：０．０００１～０．０５００％、
　Ｃａ：０．０００１～０．０５００％、
　Ｙ：０．０００１～０．０５００％、
　Ｚｒ：０．０００１～０．０５００％、
　Ｌａ：０．０００１～０．０５００％、及び
　Ｃｅ：０．０００１～０．０５００％、
　のうちの１種又は２種以上を含有する前記化学組成を有する、
　上記（１）に記載の鋼板。
　（３）
　鋼板の製造方法であって、
　上記（１）又は（２）に記載の化学組成を有する鋼スラブに対して熱間圧延を行って熱延板を得ること、
　前記熱延板を巻き取ること、
　前記熱延板を酸洗すること、及び、
　前記熱延板に対して冷間圧延を行わずに焼鈍を行うか、又は、冷間圧延を行った後で焼鈍を行うこと、
　を含み、
　前記熱間圧延が、仕上げ圧延機の最終スタンドから１つ前のスタンドにおいて、圧延ロールと板との間に潤滑剤を供給しながら、３０％超７０％以下の圧下率で前記板を圧延すること、を含み、
　前記熱延板を巻き取る際の温度が７００℃以下であり、
　前記冷間圧延を行う場合、前記冷間圧延における圧下率が０．１～２０％である、
　鋼板の製造方法。
　本開示の鋼板によれば冷間プレス時の金型損傷が低減されて金型の寿命を高めることができる。すなわち、本開示の鋼板は、冷間プレス加工用鋼板として好適である。
鋼板表面の段差の形態を模式的に示している。 「最大高さ粗さＲｚ」と本願にいう「段差」との違いを説明するための概略図である。 摺動摩擦抵抗の測定条件を説明するための概略図である。
　以下、本発明の実施形態について説明する。なお、これらの説明は、本発明の実施形態の単なる例示を意図するものであって、本発明は以下の実施形態に限定されない。
＜鋼板＞
　本実施形態に係る鋼板は、質量％で、
　Ｃ：０．１５～０．３５％、
　Ｓｉ：０．０１～２．００％、
　Ｍｎ：０．１０～４．００％、
　Ｐ：０．０２００％以下、
　Ｓ：０．０２００％以下、
　Ａｌ：０．００１～１．０００％、
　Ｎ：０．０２００％以下、
　Ｔｉ：０～０．５００％、
　Ｃｏ：０～０．５００％、
　Ｎｉ：０～０．５００％、
　Ｍｏ：０～０．５００％、
　Ｃｒ：０～２．０００％、
　Ｏ：０～０．０１００％、
　Ｂ：０～０．０１００％、
　Ｎｂ：０～０．５００％、
　Ｖ：０～０．５００％、
　Ｃｕ：０～０．５００％、
　Ｗ：０～０．１０００％、
　Ｔａ：０～０．１０００％、
　Ｓｎ：０～０．０５００％、
　Ｓｂ：０～０．０５００％、
　Ａｓ：０～０．０５００％、
　Ｍｇ：０～０．０５００％、
　Ｃａ：０～０．０５００％、
　Ｙ：０～０．０５００％、
　Ｚｒ：０～０．０５００％、
　Ｌａ：０～０．０５００％、及び
　Ｃｅ：０～０．０５００％、
　を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、
　面積率で、
　マルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトの合計：９０．０％以上、
　フェライト、パーライト及びベイナイトの合計：０％以上１０．０％以下、並びに
　残留オーステナイト：０％以上５．０％以下、
　からなる鋼組織を有し、
　板表面において５．０μｍ超の高低差を有する段差が２．０ｍｍ以下の間隔で複数存在することを特徴としている。
　まず、本発明の実施形態に係る鋼板の化学組成を限定した理由について説明する。ここで成分についての「％」は質量％を意味する。さらに、本明細書において、数値範囲を示す「～」とは、特に断りがない場合、そ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意味で使用される。
（Ｃ：０．１５～０．３５％）
　Ｃは、安価に引張強さを増加させる元素であり、連続焼鈍工程においてオーステナイトからフェライト、ベイナイト、パーライトへの変態を抑制し、鋼の強度を制御するために極めて重要な元素である。Ｃ含有量が０．０５％以上である場合に、このような効果が得られ易く、特にＣ含有量が０．１５％以上である場合に一層顕著な効果が得られ易い。Ｃ含有量は０．２０％以上であってもよい。一方、Ｃを過度に含有すると伸びや穴拡げ性が劣化するとともに、熱間圧延において所望の表面凹凸が得られ難くなり、鋼板の冷間プレス時に金型損傷を促す場合がある。Ｃ含有量が０．３５％以下である場合に、このような問題が回避され易い。Ｃ含有量は０．３０％以下であってもよい。
（Ｓｉ：０．０１～２．００％）
　Ｓｉは、脱酸剤として作用し、冷延焼鈍中の冷却過程における炭化物の析出を抑制する元素である。Ｓｉ含有量が０．０１％以上である場合に、このような効果が得られ易い。Ｓｉ含有量は０．１０％以上であってもよい。一方、Ｓｉを過度に含有すると鋼強度の増加とともに加工性の低下を招き、更に熱延板の表層において粗大な酸化物が分散するようになり、冷延焼鈍後の鋼板の表面において所望の凹凸が得られ難くなるため、鋼板の冷間プレス時に金型損傷を促す場合がある。Ｓｉ含有量が２．００％以下である場合に、このような問題が回避され易い。Ｓｉ含有量は１．６０％以下であってもよい。
（Ｍｎ：０．１０～４．００％）
　Ｍｎは、鋼のフェライト変態に影響を与える因子であり、強度上昇に有効な元素である。Ｍｎ含有量が０．１０％以上である場合に、このような効果が得られ易い。Ｍｎ含有量は０．６０％以上であってもよい。一方、Ｍｎを過度に含有すると鋼強度の増加とともに加工性の低下を招き、更に熱延板の表層において粗大な酸化物が分散するようになり、冷延焼鈍後の鋼板の表面において所望の凹凸が得られ難くなるため、鋼板の冷間プレス時に金型損傷を促す場合がある。Ｍｎ含有量が４．００％以下である場合に、このような問題が回避され易い。Ｍｎ含有量は３．００％以下であってもよい。
（Ｐ：０．０２００％以下）
　Ｐは、溶鋼の凝固過程において未凝固部へのＭｎ濃化を促進する元素であり、負偏析部のＭｎ濃度を下げ、フェライトの面積率の増加を促す元素であり、少ないほど好ましい。また、Ｐを過度に含有すると鋼強度の増加とともに鋼の脆性的な破壊を招き、伸びや穴拡げ等の成形性を劣化させる場合がある。Ｐ含有量は、０％であってもよく、０．０００１％以上で合ってもよく、０．００１０％以上であってもよく、また、０．０２００％以下であってもよく、０．０１８０％以下であってもよい。
（Ｓ：０．０２００％以下）
　Ｓは、鋼中でＭｎＳ等の非金属介在物を生成し、鋼材部品の延性の低下を招く元素であり、少ないほど好ましい。また、Ｓを過度に含有すると伸びや穴拡げ等の成形性の劣化を招くとともに、冷延焼鈍後の鋼板の表面において所望の凹凸が得られ難くなるため、鋼板の冷間プレス時に金型損傷を促す場合がある。Ｓ含有量は０％であってもよく、０．０００１％以上であってもよく、０．０００５％以上であってもよく、また、０．０２００％以下であってもよく、０．０１８０％以下であってもよい。
（Ａｌ：０．００１～１．０００％）
　Ａｌは、鋼の脱酸剤として作用しフェライトを安定化する元素であり、必要に応じて添加される。Ａｌ含有量が０．００１％以上である場合に、このような効果が得られ易い。Ａｌ含有量は０．０１０％以上であってもよい。一方、Ａｌを過度に含有すると焼鈍において冷却過程でのフェライト変態及びベイナイト変態が過度に促進して鋼板の強度が低下する場合がある。また、Ａｌを過度に含有すると、熱間圧延の途中に鋼板表面に粗大かつ大量のＡｌ酸化物が生成して、鋼板表面に所望の凹凸が得られ難くなる虞がある。Ａｌ含有量が１．０００％以下である場合に、このような問題が回避され易い。Ａｌ含有量は０．８００％以下であってもよい。
（Ｎ：０．０２００％以下）
　Ｎは、鋼板中で粗大な窒化物を形成し、鋼板の加工性を低下させる元素である。また、Ｎは、溶接時のブローホールの発生原因となる元素である。また、Ｎを過度に含有するとＡｌやＴｉと結合して多量のＡｌＮあるいはＴｉＮを生成させ、これらの窒化物は熱間圧延中の鋼板表面とロールの接触を抑えるため、冷延焼鈍後の鋼板の表面において所望の凹凸が得られ難くなり、鋼板の冷間プレス時に金型の損傷を促す場合がある。Ｎ含有量は０％であってもよく、０．０００１％以上であってもよく、０．００１０％以上であってもよく、また、０．０２００％以下であってもよく、０．０１６０％以下であってもよい。
　本実施形態における鋼板の基本化学組成は上記のとおりである。さらに、本実施形態における鋼板は、必要に応じて、以下の任意選択元素のうち少なくとも一種を含んでもよい。これらの元素は含まれなくてもよいため、その下限は０％である。
（Ｔｉ：０～０．５００％）
　Ｔｉは、強化元素である。析出物強化、結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化にて、鋼板の強度上昇に寄与する。一方、Ｔｉを過度に含有すると粗大な炭化物の析出が多くなり、これら炭化物が熱間圧延中の鋼板表面とロールとの接触を抑えるため、冷延焼鈍後の鋼板の表面において所望の凹凸が得られ難くなり、鋼板の冷間プレス成型時に金型の損傷を促す場合がある。Ｔｉ含有量は０％であってもよく、０．００１％以上であってもよく、０．００５％以上であってもよく、また、０．５００％以下であってもよく、０．４００％以下であってもよい。
（Ｃｏ：０～０．５００％）
　Ｃｏは、炭化物の形態制御と強度の増加に有効な元素であり、強度の制御のために必要に応じて添加される。一方、Ｃｏを過度に含有すると微細なＣｏ炭化物が多数析出し、これらの炭化物は熱間圧延中の鋼板表面とロールとの接触を抑えるため、冷延焼鈍後の鋼板の表面において所望の凹凸が得られ難くなり、鋼板の冷間プレス時に金型の損傷を促す場合がある。Ｃｏ含有量は０％であってもよく、０．００１％以上であってもよく、また、０．５００％以下であってもよく、０．４００％以下であってもよい。
（Ｎｉ：０～０．５００％）
　Ｎｉは、強化元素であるとともに焼入れ性の向上に有効である。加えて、鋼板とめっきとの濡れ性の向上や合金化反応の促進をもたらすことから添加しても良い。一方、Ｎｉを過度に含有すると熱延時の酸化スケールの剥離性に影響を与え、鋼板表面に傷の発生を促し、冷延焼鈍後の鋼板の表面において所望の凹凸が得られ難くなり、鋼板の冷間プレス時に金型の損傷を促す場合がある。Ｎｉ含有量は０％であってもよく、０．００１％以上であってもよく、また、０．５００％以下であってもよく、０．４００％以下であってもよい。
（Ｍｏ：０～０．５００％）
　Ｍｏは、鋼板の強度の向上に有効な元素である。また、Ｍｏは、連続焼鈍設備又は連続溶融亜鉛めっき設備での熱処理時に生じるフェライト変態を抑制する効果を有する元素である。一方、Ｍｏを過度に含有すると微細なＭｏ炭化物が多数析出し、これらの炭化物は熱間圧延中の鋼板表面とロールとの接触を抑えるため、冷延焼鈍後の鋼板の表面において所望の凹凸が得られ難くなり、鋼板の冷間プレス時に金型の損傷を促す場合がある。Ｍｏ含有量は０％であってもよく、０．００１％以上であってもよく、また、０．５００％以下であってもよく、０．４００％以下であってもよい。
（Ｃｒ：０～２．０００％）
　Ｃｒは、Ｍｎと同様にパーライト変態を抑え、鋼の高強度化に有効な元素であり、必要に応じて添加される。一方、Ｃｒを過度に含有すると残留オーステナイトの生成を促し、過剰な残留オーステナイトの存在により穴拡げ性の低下を招く場合がある。Ｃｒ含有量は０％であってもよく、０．００１％以上であってもよく、また、２．０００％以下であってもよく、１．５００％以下であってもよい。
（Ｏ：０～０．０１００％）
　Ｏは、酸化物を形成し、加工性を劣化させることから、含有量を抑える必要がある。特に、酸化物は介在物として存在する場合が多く、粒状の粗大な酸化物が鋼板表面に存在すると、熱間圧延中に鋼板表面の割れと微細な鉄粉の生成を招き、冷延焼鈍後の鋼板の表面において所望の凹凸が得られ難くなり、また、打抜き端面、あるいは、切断面に存在すると、端面に切り欠き状の傷や粗大なディンプルを形成することから、穴拡げ性の低下を招く場合がある。Ｏ含有量は０．０１００％以下であってもよく、０．００８０％以下であってもよい。尚、Ｏ含有量は０％であってよいが、Ｏ含有量を０．０００１％未満に制御することは精錬時間の増大とともに、製造コストの増加を招く虞がある。製造コストの上昇を防ぐ狙いから、Ｏ含有量は０．０００１％以上であってもよく、０．００１０％以上であってもよい。
（Ｂ：０～０．０１００％）
　Ｂは、オーステナイトからの冷却過程においてフェライト及びパーライトの生成を抑え、ベイナイト又はマルテンサイト等の低温変態組織の生成を促す元素である。また、Ｂは、鋼の高強度化に有益な元素であり、必要に応じて添加される。一方、Ｂを過度に含有すると鋼中に粗大なＢ酸化物の生成を招き、Ｂ酸化物が熱間圧延中の鋼板表面とロールとの接触を抑えるため、冷延焼鈍後の鋼板の表面において所望の凹凸が得られ難くなり、鋼板の冷間プレス時に金型の損傷を促す場合がある。また、これらの酸化物はボイドの発生起点となり破壊の進行が容易となるため、穴拡げ性の低下を招く場合がある。Ｂ含有量は０％であってもよく、０．０００１％以上であってもよく、０．００１０％以上であってもよく、また、０．０１００％以下であってもよく、０．００８０％以下であってもよい。
（Ｎｂ：０～０．５００％）
　Ｎｂは、炭化物の形態制御に有効な元素であり、その添加により組織を微細化するため靭性の向上にも効果的な元素である。一方、Ｎｂを過度に含有すると微細で硬質なＮｂ炭化物が多数析出し、これらの炭化物が熱間圧延中の鋼板表面とロールとの接触を抑えるため、冷延焼鈍後の鋼板の表面において所望の凹凸が得られ難くなり、鋼板の冷間プレス時に金型の損傷を促す場合がある。また、これらの炭化物は破壊の起点となるため、穴拡げ性の低下を招く場合がある。Ｎｂ含有量は０％であってもよく、０．００１％以上であってもよく、また、０．５００％以下であってもよく、０．４００％以下であってもよい。
（Ｖ：０～０．５００％）
　Ｖは、強化元素である。析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化にて、鋼板の強度上昇に寄与する。一方、Ｖを過度に含有すると炭窒化物の析出が多くなり、これら炭窒化物が熱間圧延中の鋼板表面とロールとの接触を抑えるため、冷延焼鈍後の鋼板の表面において所望の凹凸が得られ難くなり、鋼板の冷間プレス時に金型の損傷を促す場合がある。また、これらの炭化物は破壊の起点となるため、穴拡げ性の低下を招く場合がある。Ｖ含有量は０％であってもよく、０．００１％以上であってもよく、また、０．５００％以下であってもよく、０．４００％以下であってもよい。
（Ｃｕ：０～０．５００％）
　Ｃｕは、鋼板の強度の向上に有効な元素である。一方、Ｃｕを過度に含有すると熱間圧延中に鋼材が脆化し、熱間圧延が不可能となる。更に、鋼板表面に濃化したＣｕ層により熱間圧延中の鋼板表面とロールとの接触が抑えられるため、冷延焼鈍後の鋼板の表面において所望の凹凸が得られ難くなり、鋼板の冷間プレス時に金型の損傷を促す場合がある。Ｃｕ含有量は０％であってもよく、０．００１％以上であってもよく、また、０．５００％以下であってもよく、０．４００％以下であってもよい。
（Ｗ：０～０．１０００％）
　Ｗは、鋼板の強度上昇に有効である上、Ｗを含有する析出物および晶出物は水素トラップサイトとなる。一方、Ｗを過度に含有すると粗大な炭化物が生成し、当該炭化物が熱間圧延中の鋼板表面とロールとの接触を抑えるため、冷延焼鈍後の鋼板の表面において所望の凹凸が得られ難くなり、鋼板の冷間プレス時に金型の損傷を促す場合がある。また、粗大炭化物を起点として破壊の進行が容易となるため、穴拡げ性の低下を招く場合がある。Ｗ含有量は０％であってもよく、０．０００１％以上であってもよく、０．００１０％以上であってもよく、また、０．１０００％以下であってもよく、０．０８００％以下であってもよい。 
（Ｔａ：０～０．１０００％）
　Ｔａは、Ｎｂ、Ｖ、Ｗと同様に、炭化物の形態制御と強度の増加に有効な元素であり、必要に応じて添加される。一方、Ｔａを過度に含有すると微細なＴａ炭化物が多数析出し、これら炭化物が熱間圧延中の鋼板表面とロールの接触を抑えるため、冷延焼鈍後の鋼板の表面において所望の凹凸が得られ難くなり、鋼板の冷間プレス時に金型の損傷を促す場合がある。また、これらの炭化物を起点として破壊の進行が容易となるため、穴拡げ性の低下を招く場合がある。Ｔａ含有量は０％であってもよく、０．０００１％以上であってもよく、０．００１０％以上であってもよく、また、０．１０００％以下であってもよく、０．０８００％以下であってもよい。
（Ｓｎ：０～０．０５００％）
　Ｓｎは、原料としてスクラップを用いた場合に鋼中に含有される元素であり、少ないほど好ましい。Ｓｎを過度に含有すると熱間圧延中に鋼板表面の割れと微細な鉄粉の生成を招き、冷延焼鈍後の鋼板の表面において所望の凹凸が得られ難くなり、鋼板の冷間プレス時に金型の損傷を促す場合がある。また、鋼板の脆化による穴拡げ性の低下を招く場合がある。Ｓｎ含有量は０．０５００％以下であってもよく、０．０４００％以下であってもよい。尚、Ｓｎ含有量は０％であってよいが、Ｓｎ含有量を０．０００１％未満に制御することは精錬時間の増大とともに、製造コストの増加を招く虞がある。製造コストの上昇を防ぐ狙いから、Ｓｎ含有量は０．０００１％以上であってもよく、０．００１０％以上であってもよい。
（Ｓｂ：０～０．０５００％）
　Ｓｂは、Ｓｎと同様に鋼原料としてスクラップを用いた場合に含有される元素である。Ｓｂは、粒界に強く偏析し粒界の脆化及び延性の低下を招くため、少ないほど好ましい。また、Ｓｂを過度に含有すると熱間圧延中に鋼板表面の割れと微細な鉄粉の生成を招き、冷延焼鈍後の鋼板の表面において所望の凹凸が得られ難くなり、鋼板の冷間プレス時に金型の損傷を促す場合がある。また、鋼板の脆化による穴拡げ性の低下を招く場合がある。Ｓｂ含有量は０．０５００％以下であってもよく、０．０４００％以下であってもよい。尚、Ｓｂ含有量は０％であってよいが、Ｓｎ含有量を０．０００１％未満に制御することは精錬時間の増大とともに、製造コストの増加を招く虞がある。製造コストの上昇を防ぐ狙いから、Ｓｂ含有量は０．０００１％以上であってもよく、０．００１０％以上であってもよい。
（Ａｓ：０～０．０５００％）
　Ａｓは、Ｓｎ、Ｓｂと同様に鋼原料としてスクラップを用いた場合に含有され、粒界に強く偏析する元素であり、少ないほど好ましい。また、Ａｓを過度に含有すると熱間圧延中に鋼板表面の割れと微細な鉄粉の生成を招き、冷延焼鈍後の鋼板の表面において所望の凹凸が得られ難くなり、鋼板の冷間プレス時に金型の損傷を促す場合がある。また、鋼板の脆化による穴拡げ性の低下を招く場合がある。Ａｓ含有量は０．０５００％以下であってもよく、０．０４００％以下であってもよい。尚、Ａｓ含有量は０％であってよいが、Ａｓ含有量を０．０００１％未満に制御することは精錬時間の増大とともに、製造コストの増加を招く虞がある。製造コストの上昇を防ぐ狙いから、Ａｓ含有量は０．０００１％以上であってもよく、０．００１０％以上であってもよい。
（Ｍｇ：０～０．０５００％）
　Ｍｇは、微量添加で硫化物の形態を制御できる元素であり、必要に応じて添加される。一方、Ｍｇを過度に含有すると粗大な介在物を形成し、当該介在物が熱間圧延中の鋼板表面とロールとの接触を抑えるため、冷延焼鈍後の鋼板の表面において所望の凹凸が得られ難くなり、鋼板の冷間プレス時に金型の損傷を促す場合がある。また、鋼板の脆化による穴拡げ性の低下を招く場合がある。Ｍｇ含有量は０％であってもよく、０．０００１％以上であってもよく、０．００１０％以上であってもよく、また、０．０５００％以下であってもよく、０．０４００％以下であってもよい。
（Ｃａ：０～０．０５００％）
　Ｃａは、脱酸元素として有用であるほか、硫化物の形態制御にも効果を奏する。一方、Ｃａを過度に含有すると熱間圧延中に鋼板表面の割れと微細な鉄粉の生成を招き、冷延焼鈍後の鋼板の表面において所望の凹凸が得られ難くなり、鋼板の冷間プレス時に金型の損傷を促す場合がある。Ｃａ含有量は０％であってもよく、０．０００１％以上であってもよく、０．００１０％以上であってもよく、また、０．０５００％以下であってもよく、０．０４００％以下であってもよい。
（Ｙ：０～０．０５００％）
　Ｙは、Ｍｇ、Ｃａと同様に微量添加で硫化物の形態を制御できる元素であり、必要に応じて添加される。一方、Ｙを過度に含有すると粗大なＹ酸化物が生成し、当該Ｙ酸化物が熱間圧延中の鋼板表面とロールとの接触を抑えるため、冷延焼鈍後の鋼板の表面において所望の凹凸が得られ難くなり、鋼板の冷間プレス時に金型の損傷を促す場合がある。また、これらの酸化物は破壊の起点となるため穴拡げ性の低下を招く場合がある。Ｙ含有量は０％であってもよく、０．０００１％以上であってもよく、０．００１０％以上であってもよく、また、０．０５００％以下であってもよく、０．０４００％以下であってもよい。
（Ｚｒ：０～０．０５００％）
　Ｚｒは、Ｍｇ、Ｃａ、Ｙと同様に微量添加で硫化物の形態を制御できる元素であり、必要に応じて添加される。一方、Ｚｒを過度に含有すると粗大なＺｒ酸化物が生成し、当該Ｚｒ酸化物が熱間圧延中の鋼板表面とロールとの接触を抑えるため、冷延焼鈍後の鋼板の表面において所望の凹凸が得られ難くなり、鋼板の冷間プレス時に金型の損傷を促す場合がある。また、これらの酸化物は破壊の起点となるため、穴拡げ性の低下を招く場合がある。Ｚｒ含有量は０％であってもよく、０．０００１％以上であってもよく、０．００１０％以上であってもよく、また、０．０５００％以下であってもよく、０．０４００％以下であってもよい。
（Ｌａ：０～０．０５００％）
　Ｌａは、微量添加で硫化物の形態制御に有効な元素であり、必要に応じて添加される。一方、Ｌａを過度に含有するとＬａ酸化物が生成し、当該Ｌａ酸化物が熱間圧延中の鋼板表面とロールとの接触を抑えるため、冷延焼鈍後の鋼板の表面において所望の凹凸が得られ難くなり、鋼板の冷間プレス時に金型の損傷を促す場合がある。また、これらの酸化物は破壊の起点となるため、穴拡げ性の低下を招く場合がある。Ｌａ含有量は０％であってもよく、０．０００１％以上であってもよく、０．００１０％以上であってもよく、また、０．０５００％以下であってもよく、０．０４００％以下であってもよい。
（Ｃｅ：０～０．０５００％）
　Ｃｅは、Ｌａと同様に微量添加で硫化物の形態を制御できる元素であり、必要に応じて添加される。一方、Ｃｅを過度に含有するとＣｅ酸化物が生成し、当該Ｃｅ酸化物が熱間圧延中の鋼板表面とロールとの接触を抑えるため、冷延焼鈍後の鋼板の表面において所望の凹凸が得られ難くなり、鋼板の冷間プレス時に金型の損傷を促す場合がある。また、これらの酸化物は破壊の起点となるため、穴拡げ性の低下を招く場合がある。Ｃｅ含有量は０％であってもよく、０．０００１％以上であってもよく、０．００１０％以上であってもよく、また、０．０５００％以下であってもよく、０．０４００％以下であってもよい。
　なお、本実施形態における鋼板では、上記に述べた成分の残部はＦｅ及び不純物である。不純物とは、本実施形態に係る鋼板を工業的に製造する際に、鉱石やスクラップ等のような原料を始めとして、製造工程の種々の要因によって混入する成分等である。
　続いて、本発明の実施形態に係る鋼板の組織及び特性の特徴を述べる。
（マルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトの面積率の合計：９０．０％以上）
　マルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトの面積率の合計は、鋼板の強度向上に有効な組織である。また、マルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトよりも軟質な組織の面積分率が増加すると、組織間硬度差が大きい領域が増加するため、穴拡げ性が劣化する。マルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトは、面積率で９０．０％以上であってもよく、好ましくは９５．０％以上である。上限は特に定めず、１００％であってもよい。
（フェライト、パーライト及びベイナイトの面積率の合計：０％以上１０．０％以下）
　フェライト、パーライト及びベイナイトは、マルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトよりも軟質な組織である。これらの組織は、鋼板の強度延性バランスの向上に有効であるが、マルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトよりも軟質であるため、硬度差が大きく、変形時にこれらの界面でボイドが生じやすくなり、穴拡げ性が低下する。したがって、フェライト、パーライト及びベイナイトの面積率の合計は小さいほど好ましい。フェライト、パーライト及びベイナイトの面積率の合計は、０％であってもよく、１．０％以上であってもよく、また、１０．０％以下であってもよく、５．０％以下であってもよく、３．０％以下であってもよい。尚、生産性はやや低下するものの、一貫製造条件を高精度に制御することで、フェライト、パーライト及びベイナイトの面積率の合計を０％とすることが可能である。 
（残留オーステナイトの面積率：０％以上５．０％以下）
　残留オーステナイトの面積率は、鋼板の強度延性バランスの向上に有効な組織である。一方、残留オーステナイトの面積率が大き過ぎると、化学的に不安定なオーステナイトの割合が多くなり、変形時に加工誘起変態を生じるようになることから、穴拡げ性の低下を招く場合がある。残留オーステナイトの面積率は０％であってもよく、１．０％以上であってもよく、また、５．０％以下であってもよく、３．０％以下であってもよい。
（表面凹凸）
　鋼板表面において高低差が５．０μｍを超える段差の分布間隔は、プレス加工時の塗油の持ち込み量に寄与し、プレス成型時の金型損傷を抑制し、金型寿命を高めるために重要である。当該分布間隔は短いほど好ましいものの、０．０１ｍｍ未満の分布間隔では鋼板表面が鋸歯状の形態となる場合がある。この点、当該間隔は０．０１ｍｍ以上であってもよく、０．０５ｍｍ以上であってもよい。一方、２．０ｍｍ超では、上記の金型損傷を抑制する効果が得られ難く、金型寿命を高めることが難しくなる場合がある。この点、当該間隔は２．０ｍｍ以下であってもよく、１．８ｍｍ以下であってもよく、１．５ｍｍ以下であってもよく、１．２ｍｍ以下であってもよく、１．０ｍｍ以下であってもよく、０．７ｍｍ以下であってもよく、０．４ｍｍ以下であってもよい。また、本実施形態に係る鋼板においては、高低差が５．０μｍ超の段差が上記間隔にて鋼板表面に分散して複数存在している必要がある。当該高低差は７．０μｍ以上又は１０．０μｍ以上であってもよい。段差の高低差についての上限は、特に限定されるものではなく、例えば、２０．０μｍ以下、１５．０μｍ以下又は１０．０μｍ以下であってもよい。本実施形態に係る鋼板においては、鋼板表面の５０面積％以上、６０面積％以上、７０面積％以上、８０面積％以上又は９０面積％以上において、５．０μｍ超の高低差を有する段差が２．０ｍｍ以下の間隔で複数存在していてもよい。
　図１に「５．０μｍ超の高低差を有する段差」の一例を示す。図１は鋼板の厚み方向断面を観察した場合の段差の形態を示している。図１に示されるように、鋼板表面には圧延方向に凹凸が繰り返し形成されていてもよく、各々の凹凸によって特定される段差の高低差が５．０μｍ超となっており、且つ、当該段差が２．０ｍｍ以内の範囲に複数含まれており、すなわち、段差の間隔が２．０ｍｍ以下となっている。本発明においては、複数の段差のうち、少なくとも一部の段差に、いわゆる負角部分（アンダーカット部分）が存在していてもよい。また、本発明においては、複数の段差の各々の高さが互いに異なっていてもよく、例えば、各々の高さが、不規則的（ランダム）に異なっていてもよい。また、複数の段差の形状も、互いに異なるものであってもよい。また、複数の段差の間隔も、一定ではなく不規則的（ランダム）であってもよい。このような段差形状は、後述する方法によって形成可能である。
　尚、本願にいう「５．０μｍ超の高低差を有する段差」は、最大高さ粗さＲｚや算術平均粗さＲａといった一般的な表面粗さとは異なる概念である。例えば、「最大高さ粗さＲｚ」は、図２（Ａ）に示されるように、表面凹凸のうち、最も凸である部分と最も凹である部分との間の距離（高さの最大差）を意味し、また、「最大高さ粗さＲｚ」からは表面凹凸の分布（間隔）を特定することはできない。また、「算術平均粗さＲａ」は、あくまでも表面粗さの平均値であって、その最大値は不明であり、また、「算術平均粗さＲａ」から表面凹凸の分布（間隔）を特定することはできない。これに対し、本願にいう「５．０μｍ超の高低差を有する段差」は、図２（Ｂ）に示されるように、「一つの段差」の高低差が５．０μｍを超えていることを意味し、且つ、当該段差は、２．０ｍｍ以下の間隔で複数存在している必要がある。
（引張強さ）
　鋼を素材として用いる構造体の軽量化及び塑性変形における構造体の抵抗力の向上のためには、鋼素材が大きな加工硬化能をもち最大強度を示すことが好ましい。一方、引張強さが大き過ぎると、塑性変形中に低エネルギーで破壊を起こしやすくなり、成形性が低下する場合がある。鋼板の引張強さは、特に限定されるものではないが、１３００ＭＰａ以上であってもよく、１４００ＭＰａ以上であってもよく、また、２１００ＭＰａ以下であってもよく、２０００ＭＰａ以下であってもよく、１９００ＭＰａ以下であってもよい。
（全伸び）
　素材である鋼板を冷間で成形して構造体を製造するときに、複雑な形状に仕上げるためには伸びが必要となる。全伸びが低過ぎると、冷間成形において素材が割れる場合がある。一方、全伸びは高いほど好ましいものの、全伸びを過剰に高めようとすると鋼組織中に多量の残留オーステナイトが必要となり、これにより穴拡げ性が低化する場合がある。鋼板の全伸びは、特に限定されるものではないが、５％以上であってもよく、８％以上であってもよく、また、１８％以下であってもよく、１５％以下であってもよい。
（穴拡げ性）
　素材である鋼板を冷間で成形して構造体を製造するときに、複雑な形状に仕上げるためには伸びとともに穴拡げ性も必要となる。穴拡げ性が小さ過ぎると、冷間成形において素材が割れる場合がある。鋼板の穴拡げ率は、特に限定されるものではないが、２０％以上であってもよく、２５％以上であってもよく、また、９０％以下であってもよく、８０％以下であってもよい。
（摺動摩擦抵抗）
　鋼板の冷間プレス成型時の金型損傷を抑制するためには、鋼板の摺動摩擦抵抗が１．０以下であることが好ましい。摺動摩擦抵抗が大き過ぎると、プレス成型時の摩擦が高くなり、金型寿命が短くなる場合がある。摺動摩擦抵抗は、０．８以下であってもよく、０．６以下であってもよい。摺動摩擦抵抗の下限は特に限定されるものではない。
（板厚）
　板厚は成形後の鋼部材の剛性に影響を与える因子であり、板厚が大きいほど部材の剛性は高くなる。板厚が小さ過ぎると、剛性の低下を招くとともに、鋼板内部に存在する不可避的な非鉄介在物の影響を受けてプレス成形性が低下する場合がある。一方で、板厚が大き過ぎるとプレス成形荷重が増加し、金型の損耗や生産性の低下を招く。鋼板の板厚は、特に限定されるものではないが、０．２ｍｍ以上であってもよく、６．０ｍｍ以下であってもよい。尚、本願にいう「鋼板」は、単層鋼板であってもよい。ここで「単層鋼板」とは、いわゆる複層鋼板ではないことを意味し、鋼板の断面を観察した場合に、板厚方向に母材鋼板同士の接合界面が観察されないものをいう。例えば、１つのスラブからなる鋼板である。上記の鋼板の「板厚」とは、単層鋼板としての板厚であってよい。また、単層鋼板は、その表面にめっき層等の表面処理層が形成されていてもよい。すなわち、本願にいう「鋼板」は単層鋼板と表面処理層とを有するものであってもよい。
　次に、上記で規定する組織の観察及び測定方法、並びに、上記で規定する特性の測定及び評価方法を述べる。
（フェライト、パーライト、ベイナイトの面積率の合計の測定方法）
　組織観察は、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で行う。観察に先立ち、組織観察用のサンプルを、エメリー紙による湿式研磨及び１μｍの平均粒子サイズをもつダイヤモンド砥粒により研磨し、観察面を鏡面に仕上げた後、３％硝酸アルコール溶液にて組織をエッチングしておく。観察の倍率を３０００倍とし、鋼板の表面側からの各厚み１／４位置における３０μｍ×４０μｍの視野をランダムに１０枚撮影する。組織の比率は、ポイントカウント方で求める。得られた組織画像に対して、縦３μｍかつ横４μｍの間隔で並ぶ格子点を計１００点定め、格子点の下に存在する組織を判別し、１０枚の平均値から鋼材に含まれる組織比率を求める。フェライトは、塊状の結晶粒であって、内部に、長径１００ｎｍ以上の鉄系炭化物を含まないものである。ベイナイトは、ラス状の結晶粒の集合であり、内部に長径２０ｎｍ以上の鉄系炭化物を含まないもの、又は、内部に長径２０ｎｍ以上の鉄系炭化物を含み、その炭化物が、単一のバリアント、即ち、同一方向に伸張した鉄系炭化物群に属するものである。ここで、同一方向に伸長した鉄系炭化物群とは、鉄系炭化物群の伸長方向の差異が５°以内であるものをいう。ベイナイトは、方位差１５°以上の粒界によって囲まれたベイナイトを１個のベイナイト粒として数える。ここで、「方位差１５°以上の粒界」については、ＳＥＭ－ＥＢＳＤを用いて次の手順で求める。ＳＥＭ－ＥＢＳＤによる測定に前もって測定試料の観察面を研磨により鏡面に仕上げ、更に研磨による歪を除去した後、上記のＳＥＭによる観察と同様に鋼板の表面側からの各厚み１／４位置における３０μｍ×４０μｍの視野を測定範囲に設定して、ＳＥＭ－ＥＢＳＤによりＢ．Ｃ．Ｃ．鉄の結晶方位データを取得する。ＥＢＳＤによる測定はＳＥＭに付属しているＥＢＳＤ検出器を用いて行ない、測定の間隔（ＳＴＥＰ）は０．０５μｍとする。この際に、本発明では結晶方位のデータ取得ソフトとして、株式会社ＴＳＬソリューションズ製のソフトウェア「ＯＩＭＤａｔａＣｏｌｌｅｃｔｉｏｎＴＭ（ｖｅｒ．７）」等を用いた。この測定条件で得られたＢ．Ｃ．Ｃ．鉄の結晶方位ＭＡＰデータにおいて、信頼値（ＣＩ値）が０．１未満の領域を除き、結晶方位差が１５°以上である境界を結晶粒界として特定する。尚、ベイナイトは、鉄の体心立法構造からなるベイニティックフェライトと鉄系炭化物（Ｆｅ３Ｃ）との混合組織ともいえる。ベイニティックフェライトは上述のフェライトとは区別される。パーライトは列状に析出したセメンタイトを含む組織であり、２次電子像で明るいコントラストで撮影された領域をパーライトとし、面積率を算出する。
（マルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトの面積率の測定方法）
　マルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトについては、走査型及び透過型電子顕微鏡で観察を行い、内部にＦｅ系炭化物を含むものを焼戻しマルテンサイト、炭化物をほとんど含まないものをマルテンサイトとして同定する。Ｆｅ系炭化物については、種々の結晶構造を有するものが報告されているが、いずれのＦｅ系炭化物を含有しても構わない。熱処理条件によっては、複数種のＦｅ系炭化物が存在する場合がある。
（残留オーステナイトの面積率の測定方法）
　残留オーステナイトの面積分率は、Ｘ線測定により以下のようにして決定される。まず、鋼板の表面から当該鋼板の厚さの１／４までの部分を機械研磨および化学研磨により除去し、当該化学研磨した面に対して特性Ｘ線としてＭｏＫα線を用いることにより測定を行う。そして、体心立方格子（ｂｃｃ）相の（２００）および（２１１）、ならびに面心立方格子（ｆｃｃ）相の（２００）、（２２０）および（３１１）の回折ピークの積分強度比から、次の式を用いて板厚中心部の残留オーステナイトの面積分率を算出する。
　Ｓγ＝（Ｉ２００ｆ＋Ｉ２２０ｆ＋Ｉ３１１ｆ）／（Ｉ２００ｂ＋Ｉ２１１ｂ）×１００
（Ｓγは板厚中心部の残留オーステナイトの面積分率であり、Ｉ２００ｆ、Ｉ２２０ｆおよびＩ３１１ｆは、それぞれｆｃｃ相の（２００）、（２２０）および（３１１）の回折ピークの強度を示し、Ｉ２００ｂおよびＩ２１１ｂは、それぞれｂｃｃ相の（２００）および（２１１）の回折ピークの強度を示す。）
　Ｘ線回折に供する試料は、機械研磨などによって鋼板を所定の板厚まで表面より減厚し、次いで、化学研磨や電解研磨などによって歪みを除去すると同時に、板厚が１／８～３／８の範囲で、適当な面が測定面となるように上述の方法に従って試料を調整して測定すればよい。当然のことであるが、上述のＸ線強度の限定が板厚１／４近傍だけでなく、なるべく多くの厚みについて満たされることで、より一層材質異方性が小さくなる。しかしながら、鋼板の表面から１／８～３／８の測定を行うことで、概ね鋼板全体の材質特性を代表することができる。そこで、板厚の１／８～３／８を測定範囲と規定する。
（表面凹凸（高低差が５．０μｍ超の段差）の間隔の測定方法）
　鋼板表面の凹凸における高低差とその分布間隔の測定は、走査型電子顕微鏡（ＦＥ－ＳＥＭ：ＦｉｅｌｄＥｍｉｓｓｉｏｎＳｃａｎｎｉｎｇＥｌｅｃｔｒｏｎＭｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）で行う。ＳＥＭを用いた観察に先立ち、圧延方向の長さが２０ｍｍを超える組織観察用のサンプルを樹脂に埋め込み、圧延方向に平行かつ、板厚方向に垂直な面（ＴＤ面：Ｔｒａｎｓｖｅｒｓａｌ　Ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ面）を研磨により鏡面に仕上げる。ＳＥＭの観察倍率を１０００倍とし、圧延方向が１１０μｍ超であり、板厚方向が７０μｍ超である観察範囲内に鋼板と樹脂とを共に収めた視野を、圧延長さ方向２０ｍｍにわたって取得し、鋼板表面の凹凸を収めた連続写真を得る。この連続写真にて、圧延方向の長さ２０μｍの範囲内で鋼板表面の凹凸の高低差が５μｍを超える箇所を「鋼板表面において５．０μｍ超の高低差を有する段差」と定義し、連続写真の撮影範囲である圧延方向の長さ２０ｍｍにおける当該段差の頂部と頂部との間の間隔の平均を「鋼板表面において５．０μｍ超の高低差を有する段差の間隔」とする。尚、本願において、高低差が１．０μｍ以下の微小な凹凸については、「段差」とはみなさないこととする。
　尚、鋼板が何らかの部材に成形・加工された後であったとしても、成形・加工後の部材の一部（例えば、平坦部）を取得して、その表面状態を分析することで、当該部材が成形・加工前の鋼板の状態において、高低差が５．０μｍ超の段差を２．０ｍｍ以下の間隔で有していたか否かを判断することができる。
（引張強さおよび全伸びの測定方法）
　引張強さおよび全伸びを測定するための引張試験は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１に準拠し、試験片の長手方向が鋼帯の圧延直角方向と平行になる向きからＪＩＳ５号試験片を採取して行う。
（穴拡げ性の測定方法）
　穴拡げ性は、直径１０ｍｍの円形穴を、クリアランスが１２．５％となる条件で打ち抜き、かえりがダイ側となるようにし、６０°円錐ポンチにて成形し、穴拡がり率λ（％）で評価する。各条件とも、５回の穴拡げ試験を実施し、その平均値を穴拡がり率とする。
（摺動摩擦抵抗の測定方法）
　摺動摩擦抵抗μは、図３に示す平板引抜試験により求める。表面に潤滑油を塗布した１０ｍｍ幅の試験片を金型で２０ＭＰａの圧力で挟み込み、摺動速度１００ｍｍ／ｓで、１００ｍｍ引き抜いた際の摺動摩擦抵抗の平均値をμとする。摺動摩擦抵抗は、押しつけ力をＰ、引き抜き荷重をＦとすると、μ＝Ｆ／２Ｐとして求めることができる。尚、潤滑油は、動粘度１０ｍｍ２／ｓの一般潤滑油を使用する。塗布量は、鋼板表面の凹凸内部に潤滑油が蓄えられた状態で試験する必要があるため、３．０ｇ／ｍ２とする。
＜鋼板の製造方法＞
　本実施形態に係る鋼板の製造方法は上述した成分範囲の材料を用いて、熱間圧延、冷延圧延及び焼鈍の一貫した管理を特徴としている。具体的には、本実施形態に係る鋼板の製造方法は、鋼板に関して上で説明した化学組成と同じ化学組成を有する鋼片（鋼スラブ）を最終仕上げ圧延機の１つ手前の圧延機で所定の圧下率で潤滑剤を用いながら熱間圧延し、巻取り、得られた熱延鋼板を酸洗して、冷間圧延し、次いで焼鈍する工程を含むことを特徴としている。より具体的には、本実施形態に係る鋼板の製造方法は、
　上記の化学組成を有する鋼スラブに対して熱間圧延を行って熱延板を得ること、
　前記熱延板を巻き取ること、
　前記熱延板を酸洗すること、及び、
　前記熱延板に対して冷間圧延を行わずに焼鈍を行うか、又は、冷間圧延を行った後で焼鈍を行うこと、を含み、
　前記熱間圧延が、仕上げ圧延機の最終スタンドから１つ前のスタンドにおいて、圧延ロールと板との間に潤滑剤を供給しながら、３０％超７０％以下の圧下率で前記板を圧延すること、を含み、
　前記熱延板を巻き取る際の温度が７００℃以下であり、
　前記冷間圧延を行う場合、前記冷間圧延における圧下率が０．１～２０％であることを特徴とする。以下、本実施形態のポイントとなる部分を中心に、各工程について詳しく説明する。
（仕上げ圧延機の最終スタンドから１つ前のスタンドにおける圧下率）
　仕上げ圧延機の最終スタンドから１つ前のスタンドにおける圧下率は、鋼板の表面状態に影響を与える因子である。ここで、最終スタンドから１つ前のスタンドにおける圧延前の被圧延材（板）に潤滑剤（例えば、潤滑剤を混合した水溶媒）を供給し、当該潤滑剤を板表面上に残した状態で高い面圧をかけて圧延することにより、圧延中に板とロール表面との間に部分的な滑りと接触とを断続的に与えて、板の表面凹凸を高めることができる。圧下率が小さ過ぎると、圧延時に板とロールとの間の面圧が不足し、これにより鋼板に所望の表面凹凸を形成させることができなくなる。また、圧下率が大き過ぎると、圧延中に板とロールとの間で生じる面圧が過度に高くなり、板とロールとの間で滑りよりも接触の頻度が高まることから、最終的に得られる鋼板に所望の表面凹凸を与えることが難しくなる。以上の観点から、本実施形態においては、熱間圧延における仕上げ圧延機の最終スタンドから１つ前のスタンドにおける圧下率が３０％超７０％以下であり、好ましくは３５％以上、６０％以下である。尚、仕上げ圧延機の最終スタンドにおいては、板の形状を矯正するため、大圧下を行うことは困難である。仕上げ圧延機の最終スタンドにおける圧下率は、例えば、２０％以下であってもよい。
　尚、最終スタンドよりも前のスタンドにおいて、潤滑剤を供給しつつ３０％以上の圧下率にて圧下を行うことで板表面に段差を形成し、その後、最終スタンドまでの累積の圧下率が軽圧下（例えば、累積２０％以下の圧下率）となるように制御することで、仕上げ圧延後の熱延鋼板の表面に所望の段差を形成することも可能ではある。この点、板の表面凹凸を高めるための大圧下は、最終スタンドの一つ前のスタンドよりも上流側のスタンドで行ってもよい。ただし、仕上げ圧延における上流側においては、板温度が高温であり、圧下によって板の表面の形状が変化し易い。すなわち、大圧下後、温度の影響を考慮しつつ累積圧下率を制御する必要がある。この点、仕上げ圧延における下流側、特に、最終スタンドの一つ前のスタンドにて潤滑剤を供給しつつ３０％以上の大圧下を行ったうえで、最終スタンドにて軽圧下を行って板形状を調整したほうが、鋼板の表面に所望の段差を形成し易い。
　上記の潤滑剤としては様々なものが採用され得る。例えば、潤滑剤の成分として、エステル、鉱油、ポリマー、脂肪酸、Ｓ系添加材、Ｃａ系添加材が含まれてもよい。潤滑剤の粘度は２５０ｍｍ２／ｓ以下であってよい。潤滑剤は、上記の通り、水と混合されて用いられてもよい。潤滑剤の供給量も特に限定されるものではなく、例えば、鋼板表面に０．１ｇ／ｍ２以上又は１．０ｇ／ｍ２以上、１００．０ｇ／ｍ２以下又は５０．０ｇ／ｍ２以下の潤滑剤が付着するようにしてもよい。潤滑剤を供給する手段についても特に限定されるものではなく、例えば、板表面に潤滑剤を噴射して供給してもよい。
（コイルの巻取り温度）
　熱延板を巻取る際の温度（熱延コイルの巻取り温度）は、熱延板における酸化スケールの生成状態を制御し、熱延板の強度に影響を与える因子である。熱間圧延で生じた表面凹凸を維持させるためには、熱延板表面に生成するスケールの厚みは薄い方が良く、このことから巻取り温度は低い方が好ましい。尚、巻取り温度を極端に低下させる場合、特殊な設備が必要となる。また、巻取り温度が高すぎると、上述の通り、熱延板の表面に生成する酸化スケールが著しく厚くなるため、熱間圧延により熱延板の表面に形成された凹凸の凸部が酸化スケールに取り込まれ、続く酸洗でスケールは取り除かれる結果、熱延板の表面に所望の凹凸を形成させることは難しくなる。以上の観点から、熱延板を巻取る際の温度は７００℃以下であり、６８０℃以下であってもよく、また、０℃以上であってもよく、２０℃以上であってもよい。
（冷間圧延における圧下率）
　冷間圧延における圧下率は、熱延板の形状とともに鋼板表面の凹凸を制御するために重要な因子である。冷間圧延を行う場合、圧下率が小さ過ぎると、熱延板の形状不良を矯正できず、鋼帯の湾曲を残すことになるため、続く焼鈍工程での製造性の低下を招く場合がある。一方で、冷間圧延における圧下率が大き過ぎると、圧延によって熱延鋼板の表面に形成された凹凸の凸部が冷間圧延によって潰され、続く焼鈍後に所望の表面凹凸を得ることが難しくなる。以上の観点から、冷間圧延を行う場合、当該冷間圧延における圧下率は０．１～２０％である。好ましくは０．３％以上、１８．０％以下である。
　一方で、冷間圧延を行わず、熱延板をそのまま焼鈍してもよい。この場合も、最終的に所望の表面凹凸を有する鋼板が得られ易い。
　以下、冷間プレス時の金型損傷が小さい鋼板の製造方法の好ましい実施形態について詳しく説明する。下記の記載は、熱間圧延、焼鈍における熱処理及びめっき処理等の好ましい実施形態の例示であって、本実施形態に係る鋼板の製造方法を何ら限定するものではない。
（熱間圧延の仕上げ圧延温度）
　熱間圧延の仕上げ圧延温度は、旧オーステナイト粒径の集合組織の制御に効果を与える因子である。オーステナイトの圧延集合組織が発達し、鋼材特性の異方性の発生を招く観点から仕上げ圧延温度は６５０℃以上が好ましく、また、オーステナイトの異常粒成長による集合組織の偏りを抑える狙いから、仕上げ圧延温度は、例えば、９４０℃以下とすることが好ましい。
（焼鈍保持温度）
　焼鈍保持温度は、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの面積分率の合計を十分に得るために、最高加熱温度をＡｃ３点―２０℃以上に制御することが重要である。Ａｃ３点―２０℃未満となると、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの面積分率の合計が減少し、１３００ＭＰａ以上の引張強度が確保し難くなる。一方、過度の高温加熱は、コストの上昇を招くことから経済的に好ましくないばかりでなく、高温通板時の板形状が劣悪になったり、ロールの寿命を低下させたりとトラブルを誘発することから、最高加熱温度の上限は９００℃が好ましい。なお、Ａｃ３点は、あらかじめ冷延鋼板から採取した小片を用い、９００℃まで１０℃／ｓで加熱する際の熱膨張曲線から算出する。
（焼鈍保持時間）
　焼鈍の際は、上記の加熱温度で５秒以上保持することが好ましい。保持時間が少な過ぎると、母材鋼板のオーステナイト変態の進行が不十分となり、強度の低下が顕著となる場合があるためである。また、フェライト組織の再結晶が不十分となり、硬さのばらつきも大きくなることから穴拡げ性は劣化する。これらの観点から、保持時間は１０秒以上がより好ましい。さらに好ましくは２０秒以上である。
（焼鈍後の冷却速度）
　上記焼鈍後の冷却では、７５０℃から冷却停止温度まで平均冷却速度１０℃／ｓ以上、１００℃／ｓ以下で冷却することが好ましい。平均冷却速度の下限値を１０℃／ｓとする理由は、冷却時にフェライト、パーライト、ベイナイトが生成し、鋼板が軟化することを抑制するためである。１０℃／ｓより平均冷却速度が遅い場合、強度が顕著に低下する。より好ましくは１５℃／ｓ以上、さらに好ましくは３０℃／ｓ以上、さらに好ましくは５０℃／ｓ以上である。７５０℃以上ではフェライト変態が著しく生じ難いため、冷却速度は制限しない。１５０℃以下の温度では、マルテンサイトが十分に生成しているため、冷却速度を制限しない。１００℃／ｓより速い速度で冷却すると鋼板の形状が悪化しやすくなるため、１００℃／ｓ以下が好ましい。より好ましくは９０℃／ｓ以下であり、さらに好ましくは８０℃／ｓ以下である。
（焼鈍後の冷却停止温度）
　冷延板焼鈍（冷却停止温度）は、２５０℃以下とする。冷却停止温度は、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの面積率の合計を確保するために重要である。冷却停止温度の上限が２５０℃以上の場合、冷却時に十分にマルテンサイト変態が完了しないため、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの面積率の合計が９０％未満となり、強度が顕著に低下する。好ましくは、２００℃以下、より好ましくは１００℃以下である。冷却停止温度の下限は特に定めないが、実質的には２０℃以上である。
（焼戻し）
　上記の冷却後に、１５０℃以上、４００℃以下の温度域で２秒以上、鋼板を滞留させても良い。この工程によれば、冷却中に生成したマルテンサイトを焼戻して、焼戻しマルテンサイトとすることにより、耐水素脆性を改善することができる。焼戻し工程を行う場合において、保持温度が低すぎる場合、または、保持時間が短すぎる場合、マルテンサイトが十分に焼き戻されず、ミクロ組織および機械特性の変化が殆どない。一方、保持温度が高すぎると、焼戻しマルテンサイト中の転位密度が低下してしまい、引張強度の低下を招く。そのため、焼戻しを行う場合には、１５０℃以上、４００℃以下の温度域で２秒以上保持することが好ましい。焼戻しは、連続焼鈍設備内で行っても良いし、連続焼鈍後にオフラインで、別設備で実施しても構わない。この際、焼戻し時間は、焼戻し温度により異なる。すなわち、低温ほど長時間となり、高温ほど短時間となる。
（スキンパス圧下率）
　さらに、鋼板形状の矯正や可動転位導入により延性の向上を図ることを目的として、スキンパス圧延を施してもよい。熱処理後のスキンパス圧延の圧下率は、０．１～１．５％の範囲が好ましい。０．１％未満では効果が小さく、制御も困難であることから、これが下限となる。１．５％を超えると生産性が著しく低下するのでこれを上限とする。スキンパスは、インラインで行っても良いし、オフラインで行っても良い。また、一度に目的の圧下率のスキンパスを行っても良いし、数回に分けて行っても構わない。また、焼鈍後の鋼板の強度は熱延板に比べて高くなるため、同じ圧下率で圧延を与えたときの表面凹凸の変化は同一ではないものの、熱延板で形成した凹凸を維持する目的から、冷延率とスキンパス圧延の合計は２０％以下であることが好ましい。
　上記の製造方法によれば、上記の実施形態に係る鋼板を得ることができる。
　以下に本発明に係る実施例を示す。本発明はこの一条件例に限定されるものではない。本発明は、その要旨を逸脱せず、その目的を達する限りにおいては、種々の条件を採用可能とするものである。
　種々の化学組成を有する鋼を溶製して鋼片を製造した。これらの鋼片を１２２０℃に加熱した炉内に挿入し、６０分間保持する均一化処理を与えた後に大気中に取出し、熱間圧延して板厚１．８ｍｍの鋼板を得た。熱間圧延において、当該最終スタンドから１つ前のスタンドにおいてロールと板との間に潤滑剤が供給されるものとし、仕上げ圧延機の最終スタンドから１つ前のスタンドにおける圧下率、仕上げ圧延の完了温度（仕上げ温度）及び熱延コイルの巻取り温度は、各々、下記表２－１～２－３に示される値とした。続いて、この熱延鋼板の酸化スケールを酸洗により除去し、下記表２－１～２－３に示される冷間圧下率にて冷間圧延を施し、板厚を１．４ｍｍに仕上げた。さらに、この冷延鋼板に対して下記表２－１～２－３に示される条件にて焼鈍及び焼戻しを行った。次に、冷延鋼板に対して下記表２－１～２－３に示される圧下率（％）にてスキンパス圧延を実施した。得られた各鋼板から採取した試料を分析した化学組成は、表１－１～１－６に示すとおりである。なお、表１－１～１－６に示す成分以外の残部はＦｅ及び不純物である。
　下記表３－１～３－３に上記の通りに製造された各々の鋼板の特性の評価結果を示す。尚、表３－１～３－３において、「冷延焼鈍板の組織の面積率」、「特性（引張強度、全伸び、穴拡げ性、板表面において５．０μｍ超の高低差を有する段差の間隔、摺動摩擦抵抗）」の測定方法ついては、上述した通りである。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
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Figure JPOXMLDOC01-appb-T000012
　表１－１～表３－３から以下のことが分かる。
　Ｎｏ．５３は、他の例と比較して、鋼中のＣ含有量が少なく、鋼強度が若干低下した。
　Ｎｏ．５４は、鋼中のＣ含有量が多過ぎたため、鋼強度が増加する一方で穴拡げ性が低下した。また、熱間圧延時に鋼板表面の脱炭が顕著におこり、この脱炭反応において鋼表面から放出された炭素原子によってロール表面と鋼板表面の部分的な凝着が抑えられて所望の凹凸が得られ難くなったものと考えられる。その結果、最終的に得られる鋼板の表面に所望の凹凸を形成することができず、摺動摩擦抵抗が大きくなった。
　Ｎｏ．５５は、鋼中のＳｉ含有量が多過ぎたため、熱延板の表層において粗大な酸化物が分散し易くなって、熱間圧延時に所望の凹凸が得られ難くなったものと考えられる。その結果、最終的に得られる鋼板の表面に所望の凹凸を形成することができず、摺動摩擦抵抗が大きくなった。
　Ｎｏ．５６は、鋼中のＭｎ含有量が多過ぎたため、加工性の低下を招き、更に熱延板の表層において粗大な酸化物が分散し易くなって、熱間圧延時に所望の凹凸が得られ難くなったものと考えられる。その結果、最終的に得られる鋼板の表面に所望の凹凸を形成することができず、摺動摩擦抵抗が大きくなった。
　Ｎｏ．５７は、鋼中のＰ含有量が多過ぎたため、鋼の脆性的な破壊を招き、伸びや穴拡げ性が低下した。
　Ｎｏ．５８は、鋼中のＳ含有量が多過ぎたため、伸びや穴拡げ性が低下した。また、熱間圧延時に非金属介在物を起点とした割れが生じ易くなり、熱間圧延の途中に割れて鋼板から剥離し、微粉化した鉄粉によって熱間圧延時に鋼板表面が研磨されることで、熱間圧延時に所望の凹凸が得られ難くなったものと考えられる。その結果、最終的に得られる鋼板の表面に所望の凹凸を形成することができず、摺動摩擦抵抗が大きくなった。
　Ｎｏ．５９は、鋼中のＡｌ含有量が多過ぎたため、焼鈍の冷却過程においてフェライト変態及びベイナイト変態が促進されて鋼強度が低下した。また、熱間圧延の途中に鋼表面に形成される粗大かつ大量のＡｌ酸化物によって熱間圧延時に鋼板表面が研磨されることで、熱間圧延時に適度な変形が生じ難くなって所望の凹凸が得られ難くなったものと考えられる。その結果、最終的に得られる鋼板の表面に所望の凹凸を形成することができず、摺動摩擦抵抗が大きくなった。
　Ｎｏ．６０は、鋼中のＮ含有量が多過ぎたため、鋼中に窒化物が過剰に生成し、当該窒化物によって熱間圧延中の板表面とロールとの接触が抑えられたため、熱間圧延時に所望の凹凸が得られ難くなったものと考えられる。その結果、最終的に得られる鋼板の表面に所望の凹凸を形成することができず、摺動摩擦抵抗が大きくなった。
　Ｎｏ．６１は、鋼中のＴｉ含有量が多過ぎたため、鋼中に粗大な炭化物が過剰に生成し、当該炭化物によって熱間圧延中の板表面とロールとの接触が抑えられたため、熱間圧延時に所望の凹凸が得られ難くなったものと考えられる。その結果、最終的に得られる鋼板の表面に所望の凹凸を形成することができず、摺動摩擦抵抗が大きくなった。
　Ｎｏ．６２は、鋼中のＣｏ含有量が多過ぎたため、鋼中にＣｏ炭化物が過剰に生成し、当該Ｃｏ炭化物によって熱間圧延中の板表面とロールとの接触が抑えられたため、熱間圧延時に所望の凹凸が得られ難くなったものと考えられる。その結果、最終的に得られる鋼板の表面に所望の凹凸を形成することができず、摺動摩擦抵抗が大きくなった。
　Ｎｏ．６３は、鋼中のＮｉ含有量が多過ぎたため、熱間圧延時の酸化スケールの剥離性に影響を及ぼし、板表面において傷の発生が促されたものと考えられる。その結果、最終的に得られる鋼板の表面に所望の凹凸を形成することができず、摺動摩擦抵抗が大きくなった。
　Ｎｏ．６４は、鋼中のＭｏ含有量が多過ぎたため、鋼中にＭｏ炭化物が過剰に生成し、当該Ｍｏ炭化物によって熱間圧延中の板表面とロールとの接触が抑えられたため、熱間圧延時に所望の凹凸が得られ難くなったものと考えられる。その結果、最終的に得られる鋼板の表面に所望の凹凸を形成することができず、摺動摩擦抵抗が大きくなった。
　Ｎｏ．６５は、鋼中のＣｒ含有量が多過ぎたため、残留オーステナイトの生成が促され、過剰な残留オーステナイトの存在により穴拡げ性が低下した。
　Ｎｏ．６６は、鋼中のＯ含有量が多過ぎたため、穴拡げ性が低下した。また、鋼板表面に粒状の粗大な酸化物が生成され、熱間圧延中に鋼板表面の割れと微細な鉄粉の生成を招いて、熱間圧延時に所望の凹凸が得られ難くなったものと考えられる。その結果、最終的に得られる鋼板の表面に所望の凹凸を形成することができず、摺動摩擦抵抗が大きくなった。
　Ｎｏ．６７は、鋼中のＢ含有量が多過ぎたため、鋼中にＢ酸化物が生成し、当該Ｂ酸化物によって熱間圧延中の板表面とロールとの接触が抑えられたため、熱間圧延時に所望の凹凸が得られ難くなったものと考えられる。その結果、最終的に得られる鋼板の表面に所望の凹凸を形成することができず、摺動摩擦抵抗が大きくなった。
　Ｎｏ．６８は、鋼中のＮｂ含有量が多過ぎたため、鋼中にＮｂ炭化物が多数生成し、当該Ｎｂ炭化物によって熱間圧延中の板表面とロールとの接触が抑えられたため、熱間圧延時に所望の凹凸が得られ難くなったものと考えられる。その結果、最終的に得られる鋼板の表面に所望の凹凸を形成することができず、摺動摩擦抵抗が大きくなった。
　Ｎｏ．６９は、鋼中のＶ含有量が多過ぎたため、鋼中に炭窒化物が多数生成し、当該炭窒化物によって熱間圧延中の板表面とロールとの接触が抑えられたため、熱間圧延時に所望の凹凸が得られ難くなったものと考えられる。その結果、最終的に得られる鋼板の表面に所望の凹凸を形成することができず、摺動摩擦抵抗が大きくなった。
　Ｎｏ．７０は、鋼中のＣｕ含有量が多過ぎたため、板表面にＣｕが濃化し、濃化したＣｕによって熱間圧延中の板表面とロールとの接触が抑えられたため、熱間圧延時に所望の凹凸が得られ難くなったものと考えられる。その結果、最終的に得られる鋼板の表面に所望の凹凸を形成することができず、摺動摩擦抵抗が大きくなった。
　Ｎｏ．７１は、鋼中のＷ含有量が多過ぎたため、鋼中に炭化物が生成し、当該炭化物によって熱間圧延中の板表面とロールとの接触が抑えられたため、熱間圧延時に所望の凹凸が得られ難くなったものと考えられる。その結果、最終的に得られる鋼板の表面に所望の凹凸を形成することができず、摺動摩擦抵抗が大きくなった。
　Ｎｏ．７２は、鋼中のＴａ含有量が多過ぎたため、鋼中に炭化物が生成し、当該炭化物によって熱間圧延中の板表面とロールとの接触が抑えられたため、熱間圧延時に所望の凹凸が得られ難くなったものと考えられる。その結果、最終的に得られる鋼板の表面に所望の凹凸を形成することができず、摺動摩擦抵抗が大きくなった。
　Ｎｏ．７３は、鋼中のＳｎ含有量が多過ぎたため、熱間圧延中に鋼板表面の割れと微細な鉄粉の生成を招いて、熱間圧延時に所望の凹凸が得られ難くなったものと考えられる。その結果、最終的に得られる鋼板の表面に所望の凹凸を形成することができず、摺動摩擦抵抗が大きくなった。また、Ｓｎを過度に含有されることで、鋼板の脆化を招き、穴拡げ性が低下した。
　Ｎｏ．７４は、鋼中のＳｂ含有量が多過ぎたため、穴拡げ性が低下した。また、熱間圧延中に鋼板表面の割れと微細な鉄粉の生成を招いて、熱間圧延時に所望の凹凸が得られ難くなったものと考えられる。その結果、最終的に得られる鋼板の表面に所望の凹凸を形成することができず、摺動摩擦抵抗が大きくなった。
　Ｎｏ．７５は、鋼中のＡｓ含有量が多過ぎたため、穴拡げ性が低下した。また、熱間圧延中に鋼板表面の割れと微細な鉄粉の生成を招いて、熱間圧延時に所望の凹凸が得られ難くなったものと考えられる。その結果、最終的に得られる鋼板の表面に所望の凹凸を形成することができず、摺動摩擦抵抗が大きくなった。
　Ｎｏ．７６は、鋼中のＭｇ含有量が多過ぎたため、穴拡げ性が低下した。また、鋼中に粗大な介在物が形成され、当該介在物によって熱間圧延中の板表面とロールとの接触が抑えられたため、熱間圧延時に所望の凹凸が得られ難くなったものと考えられる。その結果、最終的に得られる鋼板の表面に所望の凹凸を形成することができず、摺動摩擦抵抗が大きくなった。
　Ｎｏ．７７は、鋼中のＣａ含有量が多過ぎたため、熱間圧延中に鋼板表面の割れと微細な鉄粉の生成を招いて、熱間圧延時に所望の凹凸が得られ難くなったものと考えられる。その結果、最終的に得られる鋼板の表面に所望の凹凸を形成することができず、摺動摩擦抵抗が大きくなった。
　Ｎｏ．７８は、鋼中のＹ含有量が多過ぎたため、鋼中にＹ酸化物が生成し、当該Ｙ酸化物によって熱間圧延中の板表面とロールとの接触が抑えられたため、熱間圧延時に所望の凹凸が得られ難くなったものと考えられる。その結果、最終的に得られる鋼板の表面に所望の凹凸を形成することができず、摺動摩擦抵抗が大きくなった。
　Ｎｏ．７９は、鋼中のＺｒ含有量が多過ぎたため、鋼中にＺｒ酸化物が生成し、当該Ｚｒ酸化物によって熱間圧延中の板表面とロールとの接触が抑えられたため、熱間圧延時に所望の凹凸が得られ難くなったものと考えられる。その結果、最終的に得られる鋼板の表面に所望の凹凸を形成することができず、摺動摩擦抵抗が大きくなった。
　Ｎｏ．８０は、鋼中のＬａ含有量が多過ぎたため、鋼中にＬａ酸化物が生成し、当該Ｌａ酸化物によって熱間圧延中の板表面とロールとの接触が抑えられたため、熱間圧延時に所望の凹凸が得られ難くなったものと考えられる。その結果、最終的に得られる鋼板の表面に所望の凹凸を形成することができず、摺動摩擦抵抗が大きくなった。
　Ｎｏ．８１は、鋼中のＣｅ含有量が多過ぎたため、鋼中にＣｅ酸化物が生成し、当該Ｃｅ酸化物によって熱間圧延中の板表面とロールとの接触が抑えられたため、熱間圧延時に所望の凹凸が得られ難くなったものと考えられる。その結果、最終的に得られる鋼板の表面に所望の凹凸を形成することができず、摺動摩擦抵抗が大きくなった。
　Ｎｏ．８２は、熱間圧延において、仕上げ圧延機の最終スタンドから１つ前のスタンドにおける圧下率が小さ過ぎたため、熱間圧延時に板とロールとの間の面圧が不足して凹凸が形成され難かったものと考えられる。その結果、最終的に得られる鋼板の表面に所望の凹凸を形成することができず、摺動摩擦抵抗が大きくなった。
　Ｎｏ．８３は、熱間圧延において、仕上げ圧延機の最終スタンドから１つ前のスタンドにおける圧下率が大き過ぎたため、圧延中に板とロールとの間で生じる面圧が過度に高くなり、板とロールとの間で滑りよりも接触の頻度が高まったものと考えられる。その結果、最終的に得られる鋼板の表面に所望の凹凸を形成することができず、摺動摩擦抵抗が大きくなった。
　Ｎｏ．８４は、熱延板を巻取る際の温度が高すぎたため、熱延板の表面に生成する酸化スケールが著しく厚くなり、熱間圧延により熱延板の表面に形成された凹凸の凸部が酸化スケールに取り込まれ、続く酸洗でスケールが取り除かれたことで、凸部が失われたものと考えられる。その結果、最終的に得られる鋼板の表面に所望の凹凸を形成することができず、摺動摩擦抵抗が大きくなった。
　Ｎｏ．８５は、冷間圧延における圧下率が大き過ぎたため、熱間圧延によって板の表面に形成された凹凸の凸部が冷間圧延によって潰されたものと考えられる。その結果、最終的に得られる鋼板の表面に所望の凹凸を形成することができず、摺動摩擦抵抗が大きくなった。
　Ｎｏ．８６は、鋼板表面に所望の表面凹凸を形成でき、摺動摩擦抵抗を小さくできたものの、冷間圧延後の焼鈍保持温度が低過ぎたために鋼板中のマルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトの面積率が小さくなり、鋼板の強度が大きく低下した。
　Ｎｏ．８７は、熱間圧延において、仕上げ圧延機の最終スタンドから１つ前のスタンドにおいて潤滑剤を供給しなかったため、板とロールとの間で滑りが生じ難くなったものと考えられる。その結果、最終的に得られる鋼板の表面に所望の凹凸を形成することができず、摺動摩擦抵抗が大きくなった。
　各元素の含有量が所定の範囲内であり、所定の製造条件で製造されたＮｏ．１～５２及び８８については、最終的に得られる鋼板において所望の組織が得られ、且つ、鋼板表面に所望の凹凸が形成された結果、摺動摩擦抵抗が大きくなった。
　以上の結果から、以下の要件（Ｉ）～（III）を満たす鋼板は、摺動摩擦抵抗が小さく、冷間プレス時の金型損傷が低減されて、金型寿命を高めることができるといえる。
（Ｉ）質量％で、Ｃ：０．１５～０．３５％、Ｓｉ：０．０１～２．００％、Ｍｎ：０．１０～４．００％、Ｐ：０．０２００％以下、Ｓ：０．０２００％以下、Ａｌ：０．００１～１．０００％、Ｎ：０．０２００％以下、Ｔｉ：０～０．５００％、Ｃｏ：０～０．５００％、Ｎｉ：０～０．５００％、Ｍｏ：０～０．５００％、Ｃｒ：０～２．０００％、Ｏ：０～０．０１００％、Ｂ：０～０．０１００％、Ｎｂ：０～０．５００％、Ｖ：０～０．５００％、Ｃｕ：０～０．５００％、Ｗ：０～０．１０００％、Ｔａ：０～０．１０００％、Ｓｎ：０～０．０５００％、Ｓｂ：０～０．０５００％、Ａｓ：０～０．０５００％、Ｍｇ：０～０．０５００％、Ｃａ：０～０．０５００％、Ｙ：０～０．０５００％、Ｚｒ：０～０．０５００％、Ｌａ：０～０．０５００％、及びＣｅ：０～０．０５００％、を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有すること。
（II）面積率で、マルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトの合計：９０．０％以上、フェライト、パーライト及びベイナイトの合計：０％以上１０．０％以下、並びに、残留オーステナイト：０％以上５．０％以下、からなる鋼組織を有すること。
（III）板表面において５．０μｍ超の高低差を有する段差が２．０ｍｍ以下の間隔で複数存在すること。
　また、上記要件（Ｉ）～（III）を満たす鋼板は、熱延条件を工夫して熱延板の表面の凹凸を高め、その凹凸を完全に平滑にすることなく、焼鈍工程を経ることを特徴とする一貫製造法により製造できることが分かった。具体的には、以下の製造方法によって当該鋼板を製造することができるといえる。
　上記（Ｉ）の化学組成を有する鋼スラブに対して熱間圧延を行って熱延板を得ること、
　前記熱延板を巻き取ること、
　前記熱延板を酸洗すること、及び、
　前記熱延板に対して冷間圧延を行わずに焼鈍を行うか、又は、冷間圧延を行った後で焼鈍を行うこと、
　を含み、
　前記熱間圧延が、仕上げ圧延機の最終スタンドから１つ前のスタンドにおいて、圧延ロールと板との間に潤滑剤を供給しながら、３０％超７０％以下の圧下率で前記板を圧延すること、を含み、
　前記熱延板を巻き取る際の温度が７００℃以下であり、
　前記冷間圧延を行う場合、前記冷間圧延における圧下率が０．１～２０％である、
　鋼板の製造方法。

Claims (3)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ：０．１５～０．３５％、
    　Ｓｉ：０．０１～２．００％、
    　Ｍｎ：０．１０～４．００％、
    　Ｐ：０．０２００％以下、
    　Ｓ：０．０２００％以下、
    　Ａｌ：０．００１～１．０００％、
    　Ｎ：０．０２００％以下、
    　Ｔｉ：０～０．５００％、
    　Ｃｏ：０～０．５００％、
    　Ｎｉ：０～０．５００％、
    　Ｍｏ：０～０．５００％、
    　Ｃｒ：０～２．０００％、
    　Ｏ：０～０．０１００％、
    　Ｂ：０～０．０１００％、
    　Ｎｂ：０～０．５００％、
    　Ｖ：０～０．５００％、
    　Ｃｕ：０～０．５００％、
    　Ｗ：０～０．１０００％、
    　Ｔａ：０～０．１０００％、
    　Ｓｎ：０～０．０５００％、
    　Ｓｂ：０～０．０５００％、
    　Ａｓ：０～０．０５００％、
    　Ｍｇ：０～０．０５００％、
    　Ｃａ：０～０．０５００％、
    　Ｙ：０～０．０５００％、
    　Ｚｒ：０～０．０５００％、
    　Ｌａ：０～０．０５００％、及び
    　Ｃｅ：０～０．０５００％、
    　を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、
    　面積率で、
    　マルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトの合計：９０．０％以上、
    　フェライト、パーライト及びベイナイトの合計：０％以上１０．０％以下、並びに
    　残留オーステナイト：０％以上５．０％以下、
    　からなる鋼組織を有し、
    　板表面において５．０μｍ超の高低差を有する段差が２．０ｍｍ以下の間隔で複数存在する、
    　鋼板。
  2. 　質量％で、
    　Ｔｉ：０．００１～０．５００％、
    　Ｃｏ：０．００１～０．５００％、
    　Ｎｉ：０．００１～０．５００％、
    　Ｍｏ：０．００１～０．５００％、
    　Ｃｒ：０．００１～２．０００％
    　Ｏ：０．０００１～０．０１００％
    　Ｂ：０．０００１～０．０１００％、
    　Ｎｂ：０．００１～０．５００％、
    　Ｖ：０．００１～０．５００％、
    　Ｃｕ：０．００１～０．５００％、
    　Ｗ：０．０００１～０．１０００％、
    　Ｔａ：０．０００１～０．１０００％、
    　Ｓｎ：０．０００１～０．０５００％、
    　Ｓｂ：０．０００１～０．０５００％、
    　Ａｓ：０．０００１～０．０５００％、
    　Ｍｇ：０．０００１～０．０５００％、
    　Ｃａ：０．０００１～０．０５００％、
    　Ｙ：０．０００１～０．０５００％、
    　Ｚｒ：０．０００１～０．０５００％、
    　Ｌａ：０．０００１～０．０５００％、及び
    　Ｃｅ：０．０００１～０．０５００％、
    　のうちの１種又は２種以上を含有する前記化学組成を有する、
    　請求項１に記載の鋼板。
  3. 　鋼板の製造方法であって、
    　請求項１又は２に記載の化学組成を有する鋼スラブに対して熱間圧延を行って熱延板を得ること、
    　前記熱延板を巻き取ること、
    　前記熱延板を酸洗すること、及び、
    　前記熱延板に対して冷間圧延を行わずに焼鈍を行うか、又は、冷間圧延を行った後で焼鈍を行うこと、
    　を含み、
    　前記熱間圧延が、仕上げ圧延機の最終スタンドから１つ前のスタンドにおいて、圧延ロールと板との間に潤滑剤を供給しながら、３０％超７０％以下の圧下率で前記板を圧延すること、を含み、
    　前記熱延板を巻き取る際の温度が７００℃以下であり、
    　前記冷間圧延を行う場合、前記冷間圧延における圧下率が０．１～２０％である、
    　鋼板の製造方法。
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