钢板及其制造方法

技术领域

本申请涉及钢板及其制造方法。

背景技术

近年来，为了实现汽车的油耗改善，通过应用高强度钢板而推进汽车车身的轻量化。另外，为了确保搭乘者的安全性，汽车车身也多使用高强度钢板来代替软钢板。今后，为了进一步推进汽车车身的轻量化，必须比以往更加提高高强度钢板的强度等级。

汽车用的部件通过模具冲压而成形，通过冷的模具冲压、热的模具冲压而成形部件。在冷压的情况下，伴随着钢板的高强度化，冲压时的面压升高，模具寿命降低成为问题。然而，在现有技术中，虽然对通过钢板的软质化来提高钢板的加工性等进行了研究(例如以下的专利文献1～3)，但在钢板的冷压时减少模具的损伤来提高模具寿命尚有改善的余地。

在专利文献1中，公开了以下的方法：对含有C：0.3～1.3％、Si：0.03～0.35％、Mn：0.20～1.50％且剩余部分实质上由Fe及不可避免的杂质构成的热轧钢带以压下率20％以上且85％以下进行冷轧，接下来使用由75容量％以上的氢和剩余部分实质上为氮气及不可避免的杂质构成的气体气氛的钟形间歇退火炉，反复实施以20～100℃/小时的加热速度加热至Ac1点～Ac1点+50℃，保持8小时以下的均热后，以50℃/小时以下的冷却速度冷却至Ar1点以下的退火处理，由此价格低廉地制造防止烧结损伤的产生而被软质化且加工性优异的高碳冷轧钢带。

在专利文献2中，公开了一种涂装鲜明性优异的加工用钢板，其特征在于，将钢板表面成形为凹凸粗面，使该粗面中的凹凸图案的波长λ为500μm以下并且使中心线平均粗糙度Ra在1～5μm的范围内。

在专利文献3中，公开了一种钢板和制造方法，该钢板具有规定的化学组成，金属组织以面积率计含有多边形铁素体40.0％以上且小于60.0％、贝氏体铁素体30.0％以上、残留奥氏体10.0％以上且25.0％以下、马氏体15.0％以下，上述残留奥氏体中的长宽比为2.0以下、长轴的长度为1.0μm以下且短轴的长度为1.0μm以下的残留奥氏体的比例为80.0％以上，上述贝氏体铁素体中的长宽比为1.7以下，且被晶体取向差为15°以上的晶界围起来的区域的晶体取向差的平均值为0.5°以上且小于3.0°的贝氏体铁素体的比例为80.0％以上，上述马氏体、上述贝氏体铁素体及上述残留奥氏体的连结性D值为0.70以下。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开平10-204540号公报

专利文献2：日本特开平4-253503号公报

专利文献3：日本专利第6791838号公报

发明内容

发明所要解决的课题

鉴于上述实际情况，本申请公开一种能够减少冷压时的模具的损伤来提高模具寿命的钢板及其制造方法。

用于解决课题的手段

本发明的发明者们认真研究了解决上述课题的方法，确认了通过相对于现有材料提高钢板的表面凹凸，从而在冷压时将涂油带入钢板表面，由此润滑性提高，高表面压力的冷压时的模具损伤变小。因此，通过提高钢板表面的凹凸，能够提高冲压模具的寿命。

另外，本发明的发明者们发现了，通过以对热轧条件下功夫来提高热轧板的表面的凹凸、在不使该凹凸完全地平滑的条件下经历退火工序为特征的一贯的制造法，能够制造上述的钢板。

另外，本发明的发明者们积累了各种研究，还发现：通过具有上述那样的表面凹凸从而冲压模具的损伤小，能够提高模具寿命的钢板仅单纯地在热轧条件、退火条件等上下工夫也难以制造，只能通过热轧/退火工序等所谓的一贯工序实现最优化来制造。

本发明的主旨如下。

(1)一种钢板，其具有如下的化学组成：

以质量％计，含有

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

Ce：0～0.0500％，

剩余部分由Fe及杂质构成，

具有由以面积率计马氏体及回火马氏体的合计为90.0％以上、铁素体、珠光体及贝氏体的合计为0％以上且10.0％以下、以及残留奥氏体为0％以上且5.0％以下形成的钢组织，

在板表面以2.0mm以下的间隔存在多个具有超过5.0μm的高低差的台阶。

(2)根据上述(1)所述的钢板，其具有如下的所述化学组成：

以质量％计，含有：

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

Ce：0.0001～0.0500％中的1种或2种以上。

(3)一种钢板的制造方法，其包含：

对具有上述(1)或(2)所述的化学组成的钢坯进行热轧而得到热轧板；

卷取上述热轧板；

对上述热轧板进行酸洗；以及

对上述热轧板不进行冷轧而进行退火、或者在进行冷轧后进行退火，

上述热轧是在距精轧机的最终机架前一个的机架中一边向轧制辊与板之间供给润滑剂、一边以超过30％且70％以下的压下率轧制上述板，

卷取上述热轧板时的温度为700℃以下，

在进行上述冷轧的情况下，上述冷轧中的压下率为0.1～20％。

发明效果

根据本公开的钢板，能够降低冷压时的模具损伤来提高模具的寿命。即，本公开的钢板适合作为冷压加工用钢板。

附图说明

图1示意性地示出钢板表面的台阶的形态。

图2是用于说明“最大高度粗糙度Rz”与本申请所说的“台阶”的差异的简图。

图3是用于说明滑动摩擦阻力的测定条件的简图。

具体实施方式

以下，对本发明的实施方式进行说明。此外，这些说明意在本发明的实施方式的单纯例示，本发明并不限定于以下的实施方式。

＜钢板＞

本实施方式的钢板的特征在于，具有如下的化学组成：

以质量％计，含有：

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

Ce：0～0.0500％，

剩余部分由Fe及杂质构成，

具有由以面积率计马氏体及回火马氏体的合计为90.0％以上、铁素体、珠光体及贝氏体的合计为0％以上且10.0％以下、以及残留奥氏体为0％以上且5.0％以下形成的钢组织，

在板表面以2.0mm以下的间隔存在多个具有超过5.0μm的高低差的台阶。

首先，对限定了本发明的实施方式所涉及的钢板的化学组成的理由进行说明。这里成分的“％”是指质量％。并且，在本说明书中，表示数值范围的“～”在没有特别说明的情况下以包括其前后所记载的数值作为下限值及上限值的含义来使用。

(C：0.15～0.35％)

C是低价地使抗拉强度增加的元素，是在连续退火工序中抑制从奥氏体向铁素体、贝氏体、珠光体的相变、对于控制钢的强度极其重要的元素。在C含量为0.05％以上的情况下，易得到这样的效果，特别是在C含量为0.15％以上的情况下，易得到更加显著的效果。C含量也可以是0.20％以上。另一方面，若过度含有C，则伸长率、扩孔性劣化，并且在热轧中难以得到所希望的表面凹凸，有时在钢板的冷压时促进模具损伤。在C含量为0.35％以下的情况下，易避免这样的问题。C含量也可以是0.30％以下。

(Si：0.01～2.00％)

Si是作为脱氧剂发挥作用、对冷轧退火中的冷却过程中的碳化物的析出进行抑制的元素。在Si含量为0.01％以上的情况下，易得到这样的效果。Si含量也可以是0.10％以上。另一方面，若过度含有Si，则导致钢强度增加并且导致加工性的降低，进而会变得粗大氧化物分散在热轧板的表层中，变得难以在冷轧退火后的钢板的表面得到所希望的凹凸，因此有时在钢板的冷压时促进模具损伤。在Si含量为2.00％以下的情况下，易避免这样的问题。Si含量也可以是1.60％以下。

(Mn：0.10～4.00％)

Mn是影响钢的铁素体相变的因素，是对强度上升有效的元素。在Mn含量为0.10％以上的情况下，易得到这样的效果。Mn含量也可以是0.60％以上。另一方面，若过度含有Mn，则导致钢强度增加并且导致加工性降低，进而会变得粗大氧化物分散在热轧板的表层中，变得难以在冷轧退火后的钢板的表面得到所希望的凹凸，因此有时在钢板的冷压时促进模具损伤。在Mn含量为4.00％以下的情况下，易避免这样的问题。Mn含量也可以是3.00％以下。

(P：0.0200％以下)

P是在钢液的凝固过程中促进Mn向未凝固部浓集的元素，是降低负偏析部的Mn浓度，促进铁素体的面积率增加的元素，越少越优选。另外，若过度含有P，则导致钢强度增加并且导致钢的脆性破坏，有时使伸长率、扩孔等成形性劣化。P含量可以是0％，也可以是0.0001％以上，还可以是0.0010％以上，另外，可以是0.0200％以下，也可以是0.0180％以下。

(S：0.0200％以下)

S是在钢中生成MnS等非金属夹杂物，导致钢材部件的延展性降低的元素，越少越优选。另外，若过度含有S，则导致伸长率、扩孔等成形性的劣化，并且变得难以在冷轧退火后的钢板的表面得到所希望的凹凸，因此有时在钢板的冷压时促进模具损伤。S含量可以是0％，也可以是0.0001％以上，还可以是0.0005％以上，另外，可以是0.0200％以下，也可以是0.0180％以下。

(Al：0.001～1.000％)

Al是作为钢的脱氧剂发挥作用、使铁素体稳定化的元素，根据需要来添加。在Al含量为0.001％以上的情况下，易得到这样的效果。Al含量也可以是0.010％以上。另一方面，若过度含有Al，则有时在退火中，过度促进冷却过程中的铁素体相变及贝氏体相变而使钢板的强度降低。另外，若过度含有Al，则存在下述的担忧：在热轧的中途在钢板表面生成粗大且大量的Al氧化物，从而变得难以在钢板表面得到所希望的凹凸。在Al含量为1.000％以下的情况下，易避免这样的问题。Al含量也可以是0.800％以下。

(N：0.0200％以下)

N是在钢板中形成粗大的氮化物、使钢板的加工性降低的元素。另外，N是成为焊接时的气孔的产生原因的元素。另外，若过度含有N，则与Al、Ti结合而生成大量的AlN或TiN，这些氮化物会抑制热轧中的钢板表面与辊的接触，因此变得难以在冷轧退火后的钢板的表面得到所希望的凹凸，有时在钢板的冷压时促进模具的损伤。N含量可以是0％，也可以是0.0001％以上，还可以是0.0010％以上，另外，可以是0.0200％以下，也可以是0.0160％以下。

本实施方式中的钢板的基本化学组成如上所述。并且，本实施方式中的钢板根据需要也可以包含以下的任意选择元素中的至少一种。因为也可以不包含这些元素，所以其下限为0％。

(Ti：0～0.500％)

Ti是强化元素。通过析出物强化、由晶粒的生长抑制引起的细粒强化以及经由再结晶抑制的位错强化，有助于钢板的强度上升。另一方面，若过度含有Ti，则粗大的碳化物的析出变多，这些碳化物会抑制热轧中的钢板表面与辊的接触，因此变得难以在冷轧退火后的钢板的表面得到所希望的凹凸，有时在钢板的冷压成型时促进模具的损伤。Ti含量可以是0％，也可以是0.001％以上，还可以是0.005％以上，另外，可以是0.500％以下，也可以是0.400％以下。

(Co：0～0.500％)

Co是对碳化物的形态控制和强度的增加有效的元素，为了控制强度，根据需要来添加。另一方面，若过度含有Co，则析出大量微细Co碳化物，这些碳化物会抑制热轧中的钢板表面与辊的接触，因此变得难以在冷轧退火后的钢板的表面得到所希望的凹凸，有时在钢板的冷压时促进模具的损伤。Co含量可以是0％，也可以是0.001％以上，另外可以是0.500％以下，也可以是0.400％以下。

(Ni：0～0.500％)

Ni是强化元素并且对淬透性的提高有效。而且，从提高钢板和镀层的润湿性的提高、促进合金化反应的观点出发，也可以添加。另一方面，若过度含有Ni，则影响热轧时的氧化皮的剥离性，促进在钢板表面产生伤痕，变得难以在冷轧退火后的钢板的表面得到所希望的凹凸，有时在钢板的冷压时促进模具的损伤。Ni含量可以是0％，也可以是0.001％以上，另外，可以是0.500％以下，也可以是0.400％以下。

(Mo：0～0.500％)

Mo是对提高钢板的强度有效的元素。另外，Mo是具有抑制在连续退火设备或连续热镀锌设备中的热处理时产生的铁素体相变的效果的元素。另一方面，若过度含有Mo，则析出大量微细的Mo碳化物，这些碳化物由于会抑制热轧中的钢板表面与辊的接触，因此变得难以在冷轧退火后的钢板的表面得到所希望的凹凸，有时在钢板的冷压时促进模具的损伤。Mo含量可以是0％，也可以是0.001％以上，另外，可以是0.500％以下，也可以是0.400％以下。

(Cr：0～2.000％)

Cr是与Mn同样地抑制珠光体相变，对钢的高强度化有效的元素，根据需要来添加。另一方面，若过度含有Cr，则有时会促进残留奥氏体的生成，由于过剩的残留奥氏体的存在而导致扩孔性的降低。Cr含量可以是0％，也可以是0.001％以上，另外，可以是2.000％以下，也可以是1.500％以下。

(O：0～0.0100％)

O形成氧化物，使加工性劣化，因此需要抑制含量。特别是氧化物多数情况下是作为夹杂物存在，若粒状的粗大氧化物存在于钢板表面，则在热轧中导致钢板表面的裂纹、微细的铁粉的生成，变得难以在冷轧退火后的钢板的表面得到所希望的凹凸，另外，若存在于冲裁端面或者切断面，则在端面形成切口状的伤痕、粗大的凹痕，因此有时导致扩孔性的降低。O含量可以是0.0100％以下，也可以是0.0080％以下。此外，O含量可以是0％，但将O含量控制为小于0.0001％会存在下述的担忧：导致精炼时间的增大并且导致制造成本的增加。为了防止制造成本的上升，O含量可以是0.0001％以上，也可以是0.0010％以上。

(B：0～0.0100％)

B是在从奥氏体的冷却过程中抑制铁素体及珠光体的生成，促进贝氏体或马氏体等低温相变组织的生成的元素。另外，B是对钢的高强度化有益的元素，根据需要来添加。另一方面，若过度含有B，则在钢中导致粗大的B氧化物的生成，B氧化物抑制热轧中的钢板表面与辊的接触，因此变得难以在冷轧退火后的钢板的表面得到所希望的凹凸，有时在钢板的冷压时促进模具的损伤。另外，这些氧化物成为孔隙的产生起点，容易进行破坏，有时导致扩孔性的降低。B含量可以是0％，也可以是0.0001％以上，还可以是0.0010％以上，另外，可以是0.0100％以下，也可以是0.0080％以下。

(Nb：0～0.500％)

Nb是对碳化物的形态控制有效的元素，通过其添加使组织微细化，因此也是对韧性的提高有效的元素。另一方面，若过度含有Nb，则析出大量微细且硬质的Nb碳化物，这些碳化物会抑制热轧中的钢板表面与辊的接触，因此变得难以在冷轧退火后的钢板的表面得到所希望的凹凸，有时在钢板的冷压时促进模具的损伤。另外，这些碳化物成为破坏的起点，因此有时导致扩孔性的降低。Nb含量可以是0％，也可以是0.001％以上，另外，可以是0.500％以下，也可以是0.400％以下。

(V：0～0.500％)

V是强化元素。通过析出物强化、由铁素体晶粒的生长抑制引起的细粒强化以及经由再结晶抑制的位错强化，有助于钢板的强度上升。另一方面，若过度含有V，则碳氮化合物的析出变多，这些碳氮化合物抑制热轧中的钢板表面与辊的接触，因此变得难以在冷轧退火后的钢板的表面得到所希望的凹凸，有时在钢板的冷压时促进模具的损伤。另外，这些碳化物成为破坏的起点，因此有时导致扩孔性的降低。V含量可以是0％，也可以是0.001％以上，另外，可以是0.500％以下，也可以是0.400％以下。

(Cu：0～0.500％)

Cu是对提高钢板的强度有效的元素。另一方面，若过度含有Cu，则钢材在热轧中脆化，不能进行热轧。而且，通过浓集于钢板表面的Cu层来抑制热轧中的钢板表面与辊的接触，因此变得难以在冷轧退火后的钢板的表面得到所希望的凹凸，有时在钢板的冷压时促进模具的损伤。Cu含量可以是0％，也可以是0.001％以上，另外，可以是0.500％以下，也可以是0.400％以下。

(W：0～0.1000％)

W除了对钢板的强度上升有效以外，含有W的析出物及晶出物还成为氢捕获点。另一方面，若过度含有W，则生成粗大的碳化物，该碳化物会抑制热轧中的钢板表面与辊的接触，因此变得难以在冷轧退火后的钢板的表面得到所希望的凹凸，有时在钢板的冷压时促进模具的损伤。另外，以粗大碳化物为起点容易进行破坏，因此有时导致扩孔性的降低。W含量可以是0％，也可以是0.0001％以上，还可以是0.0010％以上，另外，可以是0.1000％以下，也可以是0.0800％以下。

(Ta：0～0.1000％)

Ta与Nb、V、W同样地是对碳化物的形态控制和强度的增加有效的元素，根据需要来添加。另一方面，若过度含有Ta，则析出大量微细的Ta碳化物，这些碳化物会抑制热轧中的钢板表面与辊的接触，因此变得难以在冷轧退火后的钢板的表面得到所希望的凹凸，有时在钢板的冷压时促进模具的损伤。另外，以这些碳化物为起点容易进行破坏，因此有时导致扩孔性的降低。Ta含量可以是0％，也可以是0.0001％以上，还可以是0.0010％以上，另外，可以是0.1000％以下，也可以是0.0800％以下。

(Sn：0～0.0500％)

Sn是在使用废铁作为原料的情况下在钢中含有的元素，越少越好。若过度含有Sn，则在热轧中导致钢板表面的裂纹和微细的铁粉的生成，变得难以在冷轧退火后的钢板的表面得到所希望的凹凸，有时在钢板的冷压时促进模具的损伤。另外，有时因钢板的脆化而导致扩孔性的降低。Sn含量可以是0.0500％以下，也可以是0.0400％以下。此外，Sn含量可以是0％，但将Sn含量控制为小于0.0001％会存在下述的担忧：导致精炼时间的增大并且导致制造成本的增加。为了防止制造成本的上升，Sn含量可以是0.0001％以上，也可以是0.0010％以上。

(Sb：0～0.0500％)

Sb与Sn同样地是在使用废铁作为钢原料的情况下含有的元素。Sb在晶界强烈偏析而导致晶界的脆化及延展性的降低，因此越少越好。另外，若过度含有Sb，则在热轧中导致钢板表面的裂纹和微细的铁粉的生成，变得难以在冷轧退火后的钢板的表面得到所希望的凹凸，有时在钢板的冷压时促进模具的损伤。另外，有时因钢板的脆化而导致扩孔性的降低。Sb含量可以是0.0500％以下，也可以是0.0400％以下。此外，Sb含量可以是0％，但将Sn含量控制为小于0.0001％会存在下述的担忧：导致精炼时间的增大并且导致制造成本的增加。为了防止制造成本的上升，Sb含量可以是0.0001％以上，也可以是0.0010％以上。

(As：0～0.0500％)

As是与Sn、Sb同样地在使用废铁作为钢原料的情况下被含有、在晶界强烈偏析的元素，越少越好。另外，若过度含有As，则在热轧中导致钢板表面的裂纹和微细的铁粉的生成，变得难以在冷轧退火后的钢板的表面得到所希望的凹凸，有时在钢板的冷压时促进模具的损伤。另外，有时因钢板的脆化而导致扩孔性的降低。As含量可以是0.0500％以下，也可以是0.0400％以下。此外，As含量可以是0％，但将As含量控制为小于0.0001％会存在下述的担忧：导致精炼时间的增大并且导致制造成本的增加。为了防止制造成本的上升，As含量可以是0.0001％以上，也可以是0.0010％以上。

(Mg：0～0.0500％)

Mg是通过微量添加而能够控制硫化物的形态的元素，根据需要来添加。另一方面，若过度含有Mg，则形成粗大的夹杂物，该夹杂物会抑制热轧中的钢板表面与辊的接触，因此变得难以在冷轧退火后的钢板的表面得到所希望的凹凸，有时在钢板的冷压时促进模具的损伤。另外，有时因钢板的脆化而导致扩孔性的降低。Mg含量可以是0％，也可以是0.0001％以上，还可以是0.0010％以上，另外，可以是0.0500％以下，也可以是0.0400％以下。

(Ca：0～0.0500％)

Ca除了作为脱氧元素有用外，还对硫化物的形态控制起到效果。另一方面，若过度含有Ca，则在热轧中导致钢板表面的裂纹和微细的铁粉的生成，变得难以在冷轧退火后的钢板的表面得到所希望的凹凸，有时在钢板的冷压时促进模具的损伤。Ca含量可以是0％，也可以是0.0001％以上，还可以是0.0010％以上，另外，可以是0.0500％以下，也可以是0.0400％以下。

(Y：0～0.0500％)

Y与Mg、Ca同样地是通过微量添加而能够控制硫化物的形态的元素，根据需要来添加。另一方面，若过度含有Y，则生成粗大的Y氧化物，该Y氧化物会抑制热轧中的钢板表面与辊的接触，因此变得难以在冷轧退火后的钢板的表面得到所希望的凹凸，有时在钢板的冷压时促进模具的损伤。另外，这些氧化物成为破坏的起点，因此有时导致扩孔性的降低。Y含量可以是0％，也可以是0.0001％以上，还可以是0.0010％以上，另外，可以是0.0500％以下，也可以是0.0400％以下。

(Zr：0～0.0500％)

Zr与Mg、Ca、Y同样地是通过微量添加而能够控制硫化物的形态的元素，根据需要来添加。另一方面，若过度含有Zr，则生成粗大的Zr氧化物，该Zr氧化物会抑制热轧中的钢板表面与辊的接触，因此变得难以在冷轧退火后的钢板的表面得到所希望的凹凸，有时在钢板的冷压时促进模具的损伤。另外，这些氧化物成为破坏的起点，因此有时导致扩孔性的降低。Zr含量可以是0％，也可以是0.0001％以上，还可以是0.0010％以上，另外，可以是0.0500％以下，也可以是0.0400％以下。

(La：0～0.0500％)

La是通过微量添加而对硫化物的形态控制有效的元素，根据需要来添加。另一方面，若过度含有La，则生成La氧化物，该La氧化物会抑制热轧中的钢板表面与辊的接触，因此变得难以在冷轧退火后的钢板的表面得到所希望的凹凸，有时在钢板的冷压时促进模具的损伤。另外，这些氧化物成为破坏的起点，因此有时导致扩孔性的降低。La含量可以是0％，也可以是0.0001％以上，还可以是0.0010％以上，另外，可以是0.0500％以下，也可以是0.0400％以下。

(Ce：0～0.0500％)

Ce与La同样地是通过微量添加而能够硫化物的形态的元素，根据需要来添加。另一方面，若过度含有Ce，则生成Ce氧化物，该Ce氧化物抑制热轧中的钢板表面与辊的接触，因此变得难以在冷轧退火后的钢板的表面得到所希望的凹凸，有时在钢板的冷压时促进模具的损伤。另外，这些氧化物成为破坏的起点，因此有时导致扩孔性的降低。Ce含量可以是0％，也可以是0.0001％以上，还可以是0.0010％以上，另外，可以是0.0500％以下，也可以是0.0400％以下。

此外，在本实施方式的钢板中，上述描述的成分的剩余部分为Fe及杂质。杂质是指在工业制造本实施方式所涉及的钢板时，以矿石、废铁等这样的原料为首、因制造工序的各种因素而混入的成分等。

接着，对本发明的实施方式所涉及的钢板的组织及特性的特征描述。

(马氏体及回火马氏体的面积率的合计：90.0％以上)

马氏体及回火马氏体的面积率的合计是对钢板的强度提高有效的组织。另外，若比马氏体及回火马氏体软质的组织的面积分率增加，则组织间硬度差大的区域增加，因此扩孔性劣化。马氏体及回火马氏体以面积率计可以是90.0％以上，优选为95.0％以上。上限没有特别规定，但也可以是100％。

(铁素体、珠光体及贝氏体的面积率的合计：0％以上且10.0％以下)

铁素体、珠光体及贝氏体是比马氏体及回火马氏体更软质的组织。这些组织对提高钢板的强度延展性平衡有效，但由于比马氏体及回火马氏体软质，因此硬度差大，在变形时易在这些界面产生孔隙，扩孔性降低。因此，铁素体、珠光体及贝氏体的面积率的合计越小越好。铁素体、珠光体及贝氏体的面积率的合计可以是0％，也可以是1.0％以上，另外，可以是10.0％以下，也可以是5.0％以下，还可以是3.0％以下。此外，虽然生产率稍微下降，但通过高精度地控制一贯的制造条件，能够使铁素体、珠光体及贝氏体的面积率的合计为0％。

(残留奥氏体的面积率：0％以上且5.0％以下)

残留奥氏体的面积率是对提高钢板的强度延展性平衡有效的组织。另一方面，若残留奥氏体的面积率过大，则化学上不稳定的奥氏体的比例变多，在变形时会产生加工诱发相变，因此有时导致扩孔性的降低。残留奥氏体的面积率可以是0％，也可以是1.0％以上，另外，可以是5.0％以下，也可以是3.0％以下。

(表面凹凸)

在钢板表面中高低差超过5.0μm的台阶的分布间隔有助于冲压加工时的涂油的带入量，对于抑制冲压成型时的模具损伤、提高模具寿命是重要的。该分布间隔越短越好，但在小于0.01mm的分布间隔下，有时钢板表面成为锯齿状的形态。从这一点来看，该间隔可以是0.01mm以上，也可以是0.05mm以上。另一方面，若超过2.0mm，则有时难以得到抑制上述的模具损伤的效果，变得难以提高模具寿命。从这一点来看，该间隔也可以是2.0mm以下，也可以是1.8mm以下，也可以是1.5mm以下，也可以是1.2mm以下，也可以是1.0mm以下，也可以是0.7mm以下，也可以是0.4mm以下。另外，在本实施方式的钢板中，需要高低差超过5.0μm的台阶以上述间隔分散地多个存在于钢板表面。该高低差可以是7.0μm以上或10.0μm以上。关于台阶的高低差的上限没有特别地限定，例如，也可以是20.0μm以下、15.0μm以下或10.0μm以下。就本实施方式所涉及的钢板而言，也可以在钢板表面的50面积％以上、60面积％以上、70面积％以上、80面积％以上或90面积％以上，以2.0mm以下的间隔存在多个具有超过5.0μm的高低差的台阶。

图1中示出“具有超过5.0μm的高低差的台阶”的一个例子。图1示出了观察钢板的厚度方向截面的情况下的台阶的形态。如图1所示，也可以在钢板表面沿轧制方向反复形成凹凸，由各个凹凸确定的台阶的高低差超过5.0μm，并且在2.0mm以内的范围内包含多个该台阶，即，台阶的间隔为2.0mm以下。在本发明中，多个台阶中的至少一部分台阶也可以存在所谓的负角部分(下切部分)。另外，在本发明中，多个台阶的各自的高度也可以相互不同，例如，各个高度也可以不规则(随机)地不同。另外，多个台阶的形状也可以相互不同。另外，多个台阶的间隔也可以不是恒定的，而是不规则(随机)的。这样的台阶形状能够通过后述的方法形成。

此外，本申请中所说的“具有超过5.0μm的高低差的台阶”是与最大高度粗糙度Rz、算术平均粗糙度Ra这样的一般的表面粗糙度不同的概念。例如，如图2的(A)所示，“最大高度粗糙度Rz”是指表面凹凸中的最凸的部分与最凹的部分之间的距离(高度的最大差)，另外，无法根据“最大高度粗糙度Rz”来确定表面凹凸的分布(间隔)。另外，“算术平均粗糙度Ra”不过是表面粗糙度的平均值，其最大值不清楚，另外，无法根据“算术平均粗糙度Ra”确定表面凹凸的分布(间隔)。相对于此，本申请中所说的“具有超过5.0μm的高低差的台阶”如图2的(B)所示，是指“一个台阶”的高低差超过了5.0μm，且该台阶需要以2.0mm以下的间隔存在多个。

(抗拉强度)

为了提高将钢用作原材料的结构体的轻量化及塑性变形中的结构体的阻力，优选钢材料具有大的加工硬化能力并显示出最大强度。另一方面，若抗拉强度过大，则在塑性变形中容易因低能量而引起破坏，有时成形性降低。钢板的抗拉强度没有特别限定，但可以是1300MPa以上，也可以是1400MPa以上，另外，可以是2100MPa以下，也可以是2000MPa以下，还可以是1900MPa以下。

(总伸长率)

在将作为原材料的钢板冷成形来制造结构体时，为了加工成复杂的形状，需要伸长率。若总伸长率过低，则有时在冷成形中材料会开裂。另一方面，虽然总伸长率越高越好，但若想要过度提高总伸长率，则在钢组织中需要大量的残留奥氏体，由此有时扩孔性降低。钢板的总伸长率没有特别限定，但可以是5％以上，也可以是8％以上，另外，可以是18％以下，也可以是15％以下。

(扩孔性)

在将作为原材料的钢板冷成形来制造结构体时，为了加工成复杂的形状，在需要伸长率的同时也需要扩孔性。若扩孔性过小，则有时在冷成形中材料会开裂。钢板的扩孔率没有特别限定，但可以是20％以上，也可以是25％以上，另外，可以是90％以下，也可以是80％以下。

(滑动摩擦阻力)

为了抑制钢板的冷压成型时的模具损伤，钢板的滑动摩擦阻力优选为1.0以下。若滑动摩擦阻力过大，则冲压成型时的摩擦变高，存在模具寿命变短的情况。滑动摩擦阻力可以是0.8以下，也可以是0.6以下。滑动摩擦阻力的下限没有特别限定。

(板厚)

板厚是影响成形后的钢部件的刚度的因素，板厚越大，则部件的刚度越高。若板厚过小，则有时导致刚度的降低，并且受到存在于钢板内部的不可避免的非铁夹杂物的影响而使冲压成形性降低。另一方面，若板厚过大，则冲压成形载荷增加，导致模具的损耗、生产率的降低。钢板的板厚没有特别限定，可以是0.2mm以上，也可以是6.0mm以下。此外，本申请中所说的“钢板”也可以是单层钢板。这里“单层钢板”意味着不是所谓的多层钢板，是指在观察钢板的截面的情况下，在板厚方向上观察不到母材钢板彼此的接合界面。例如，是由一个板坯形成的钢板。上述的钢板的“板厚”也可以是作为单层钢板的板厚。另外，单层钢板也可以在其表面形成有镀层等表面处理层。即，本申请中所说的“钢板”也可以具有单层钢板和表面处理层。

接下来，对上述规定的组织的观察及测定方法、以及上述规定的特性的测定及评价方法进行描述。

(铁素体、珠光体、贝氏体的面积率的合计的测定方法)

用扫描式电子显微镜(SEM)进行组织观察。在观察之前，通过利用砂纸的湿式研磨及具有1μm的平均粒子尺寸的金刚石磨粒对组织观察用的样品进行研磨，将观察面精加工成镜面后，用3％硝酸醇溶液对组织进行蚀刻。将观察的倍率设定为3000倍，随机拍摄10张距钢板的表面侧的各厚度的1/4位置处的30μm×40μm的视场。组织的比率用积分计算方法求出。针对所得到的组织图像，以纵3μm且横4μm的间隔排列的网格点共计确定100点，判别网格点之下存在的组织，根据10张的平均值求出钢材中所含的组织比率。铁素体是块状的晶粒，内部不包含长径100nm以上的铁系碳化物。贝氏体是板条状的晶粒的集合，内部不包含长径20nm以上的铁系碳化物，或者内部包含长径20nm以上的铁系碳化物，该碳化物属于单一的变体，即向同一方向伸展的铁系碳化物群。这里，向同一方向伸展的铁系碳化物群是指铁系碳化物群的伸展方向的差异在5°以内。贝氏体将由取向差15°以上的晶界包围的贝氏体作为一个贝氏体晶粒来计数。这里，关于“取向差15°以上的晶界”，使用SEM-EBSD按以下的顺序求出。在利用SEM-EBSD进行测定前，通过研磨将测定试样的观察面精加工成镜面，进一步去除由研磨引起的应变后，与上述的利用SEM进行的观察同样地，将距钢板的表面侧的各厚度的1/4位置处的30μm×40μm的视场设定为测定范围，通过SEM-EBSD获取B.C.C.铁的晶体取向数据。利用EBSD进行的测定使用SEM附带的EBSD检测器来进行，测定的间隔(STEP)设定为0.05μm。此时，在本发明中，使用了株式会社TSL solutions制的软件“OIMData Collection TM(ver.7)”等作为晶体取向的数据获取软件。在通过该测定条件得到的B.C.C.铁的晶体取向MAP数据中，除可靠度值(CI值)小于0.1的区域以外，将晶体取向差为15°以上的边界确定为晶体晶界。此外，关于贝氏体，也可以说是由铁的体心立方结构形成的贝氏体铁素体和铁系碳化物(Fe3C)的混合组织。贝氏体铁素体区别于上述的铁素体。珠光体是含有列状析出的渗碳体的组织，以2次电子像中用明亮的对比度拍摄到的区域为珠光体，计算面积率。

(马氏体及回火马氏体的面积率的测定方法)

通过扫描式及透射式电子显微镜对马氏体及回火马氏体进行观察，将内部含有Fe系碳化物者鉴定为回火马氏体，将几乎不含碳化物者鉴定为马氏体。关于Fe系碳化物，报告了具有各种晶体结构者，但也可以含有任意一种Fe系碳化物。根据热处理条件，有时存在多种Fe系碳化物。

(残留奥氏体的面积率的测定方法)

残留奥氏体的面积分率通过X射线测定如以下的那样来决定。首先，通过机械研磨及化学研磨去除从钢板的表面至该钢板的厚度的1/4的部分，对该化学研磨后的面使用MoKα射线作为特性X射线进行测定。进而，根据体心晶格(bcc)相(200)及(211)以及面心晶格(fcc)相的(200)、(220)及(311)的衍射峰的积分强度比，使用下式来计算板厚中心部的残留奥氏体的面积分率。

Sγ＝(I200f+I220f+I311f)/(I200b+I211b)×100

(Sγ是板厚中心部的残留奥氏体的面积分率，I200f、I220f及I311f分别表示fcc相的(200)、(220)及(311)的衍射峰的强度，I200b及I211b分别表示bcc相的(200)及(211)的衍射峰的强度。)

供于X射线衍射的试样通过机械研磨等将钢板从表面减厚至规定的板厚，然后，通过化学研磨、电解研磨等去除应变，与此同时在板厚为1/8～3/8的范围内，以使适当的面成为测定面的方式按照上述的方法调整试样来进行测定即可。当然，通过不仅在板厚的1/4附近，而且在尽可能多的厚度上满足上述的X射线强度的限定，从而材质各向异性进一步变小。然而，通过进行距钢板的表面为1/8～3/8的测定，大致能够代表钢板整体的材质特性。因此，将板厚的1/8～3/8规定为测定范围。

(表面凹凸(高低差超过5.0μm的台阶)的间隔的测定方法)

用扫描式电子显微镜(FE-SEM：Field Emission Scanning ElectronMicroscope)进行钢板表面的凹凸的高低差及其分布间隔的测定。在使用SEM进行观察之前，将轧制方向的长度超过20mm的组织观察用的样品埋入树脂中，通过研磨将与轧制方向平行且与板厚方向垂直的面(TD面：Transversal Direction面)精加工成镜面。将SEM的观察倍率设定为1000倍，在整个轧制长度方向20mm上获取将钢板和树脂一起收纳在轧制方向超过110μm、板厚方向超过70μm的观察范围内的视场，得到收纳有钢板表面的凹凸的连续照片。在该连续照片中，将在轧制方向的长度20μm的范围内钢板表面的凹凸的高低差超过5μm的位置定义为“在钢板表面中具有超过5.0μm的高低差的台阶”，将作为连续照片的拍摄范围的轧制方向的长度20mm中的该高低差的顶部与顶部之间的间隔的平均值设定为“在钢板表面中具有超过5.0μm的高低差的台阶的间隔”。此外，在本申请中，对于高低差为1.0μm以下的微小的凹凸，不视为“台阶”。

此外，即使钢板被成形/加工成某个部件后，也能够获取成形/加工后的部件的一部分(例如平坦部)，对其表面状态进行分析，由此判断该部件在成形/加工前的钢板的状态下，是否以2.0mm以下的间隔具有高低差超过5.0μm的台阶。

(抗拉强度及总伸长率的测定方法)

用于测定抗拉强度及总伸长率的抗拉试验是依据JIS Z 2241、从试验片的长度方向与钢带的轧制直角方向平行的朝向采集JIS5号试验片来进行。

(扩孔性的测定方法)

扩孔性通过在间隙成为12.5％的条件下冲裁直径10mm的圆形孔，使翻边位于冲模侧，用60°圆锥冲头进行成形，用扩孔率λ(％)进行评价。各条件均是实施5次的扩孔试验，将其平均值作为扩孔率。

(滑动摩擦阻力的测定方法)

滑动摩擦阻力μ通过图3所示的平板拉拔试验求出。用模具以20MPa的压力夹住在表面涂覆有润滑油的10mm宽度的试验片，将以滑动速度100mm/s、拔出了100mm时的滑动摩擦阻力的平均值设定为μ。若将推压力设定为P、拉拔载荷设定为F，则滑动摩擦阻力能够作为μ＝F/2P求出。此外，润滑油使用运动粘度10mm

＜钢板的制造方法＞

本实施方式所涉及的钢板的制造方法的特征在于，使用上述的成分范围的材料，进行热轧、冷轧及退火的一贯的管理。具体而言，本实施方式所涉及的钢板的制造方法的特征在于，包含如下的工序：关于钢板，将具有与以上说明的化学组成相同的化学组成的钢坯(钢板坯)通过最终精轧机的前一台轧制机以规定的压下率一边使用润滑剂一边进行热轧、卷取，对得到的热轧钢板进行酸洗，冷轧，接下来进行退火。更具体而言，本实施方式所涉及的钢板的制造方法的特征在于，包含：

对具有上述的化学组成的钢坯进行热轧而得到热轧板；

卷取上述热轧板；

对上述热轧板进行酸洗；以及

对上述热轧板不进行冷轧而进行退火。或者在进行冷轧后进行退火，

上述热轧是在距精轧机的最终机架前一个的机架中一边向轧制辊与板之间供给润滑剂、一边以超过30％且70％以下的压下率轧制上述板，

卷取上述热轧板时的温度为700℃以下，

在进行上述冷轧的情况下，上述冷轧中的压下率为0.1～20％。以下，以本实施方式的要点部分为中心对各工序详细地进行说明。

(距精轧机的最终机架前一个的机架中的压下率)

距精轧机的最终机架前一个的机架中的压下率是影响钢板的表面状态的因素。这里，从最终机架向前一个的机架中的轧制前的被轧制件(板)供给润滑剂(例如混合了润滑剂的水溶剂)，在使该润滑剂残留在板表面上的状态下施加高的面压来进行轧制，由此在轧制中在板与辊表面之间断续地施加部分滑动和接触，从而能够提高板的表面凹凸。若压下率过小，则在轧制时板与辊之间的面压不足，由此无法使钢板形成所希望的表面凹凸。另外，若压下率过大，则在轧制中板与辊之间产生的面压变得过高，在板与辊之间接触的频率比滑动高，因此变得难以在最终得到的钢板施加所希望的表面凹凸。根据以上的观点，在本实施方式中，热轧中的距精轧机的最终机架前一个的机架中的压下率为超过30％且70％以下，优选为35％以上、60％以下。此外，在精轧机的最终机架中，为了矫正板的形状，很难进行大压下。精轧机的最终机架中的压下率例如也可以是20％以下。

此外，在比最终机架靠前的机架中，一边供给润滑剂一边以30％以上的压下率进行压下，由此在板表面形成台阶，之后，通过控制为至最终机架为止的累积的压下率成为轻压下(例如，累积20％以下的压下率)，也能够在精轧后的热轧钢板的表面形成所希望的高低差。从这一点来看，用于提高板的表面凹凸的大压下也可以由比最终机架的前一个机架靠上游侧的机架进行。不过，在精轧的上游侧，板温度为高温，板的表面的形状因压下而易变化。即，在大压下后，需要在考虑温度的影响的同时控制累积压下率。从这一点来看，在精轧的下游侧、特别是通过最终机架的前一个机架一边供给润滑剂一边进行30％以上的大压下的基础上，通过最终机架进行轻压下来调整板形状易在钢板的表面形成所希望的高低差。

作为上述的润滑剂可采用各种各样的润滑剂。例如，作为润滑剂的成分，也可以含有酯、矿物油、聚合物、脂肪酸、S系添加材料、Ca系添加材料。润滑剂的粘度也可以是250mm

(卷材的卷取温度)

卷取热轧板时的温度(热轧卷材的卷取温度)是控制热轧板的氧化皮的生成状态、影响热轧板的强度的因素。为了维持通过热轧产生的表面凹凸，在热轧板表面生成的氧化皮的厚度薄者是好的，因此卷取温度低者是优选的。此外，在使卷取温度极端降低的情况下，需要特殊的设备。另外，若卷取温度过高，则如上所述，在热轧板的表面生成的氧化皮明显变厚，因此通过热轧而形成于热轧板的表面的凹凸的凸部被氧化皮纳入，通过接下来的酸洗去除氧化皮，结果是变得难以使热轧板的表面形成所希望的凹凸。根据以上的观点，卷取热轧板时的温度为700℃以下，也可以是680℃以下，另外，可以是0℃以上，也可以是20℃以上。

(冷轧中的压下率)

冷轧中的压下率是用于控制热轧板的形状及钢板表面的凹凸的重要因素。在进行冷轧的情况下，若压下率过小，则无法矫正热轧板的形状不良，使钢带的弯曲残留，因此有时导致接下来的退火工序中的制造性的降低。另一方面，若冷轧中的压下率过大，则通过轧制而形成于热轧钢板的表面的凹凸的凸部通过冷轧被压扁，变得难以在接下来的退火后得到所希望的表面凹凸。根据以上的观点，在进行冷轧的情况下，该冷轧中的压下率为0.1～20％。优选为0.3％以上、18.0％以下。

另一方面，也可以将热轧板不进行冷轧而直接退火。在该情况下，也易最终得到具有所希望的表面凹凸的钢板。

以下，对冷压时的模具损伤小的钢板的制造方法的优选实施方式详细地进行说明。下述的记载是热轧、退火中的热处理及镀覆处理等的优选实施方式的例示，不对本实施方式所涉及的钢板的制造方法进行任何限定。

(热轧的精轧温度)

热轧的精轧温度(热轧精加工温度)是对原奥氏体粒径的织构控制产生效果的因素。从奥氏体的轧制织构发达，导致产生钢材特性的各向异性的观点出发，精轧温度优选为650℃以上，另外，为了抑制奥氏体的异常晶粒生长引起的织构的偏移，精轧温度例如优选为940℃以下。

(退火保持温度)

为了充分得到马氏体及回火马氏体的面积分率的合计，关于退火保持温度，重要的是将最高加热温度控制为Ac3点-20℃以上。若小于Ac3点-20℃，则马氏体及回火马氏体的面积分率的合计减少，变得难以确保1300MPa以上的抗拉强度。另一方面，过度的高温加热导致成本的上升，因此在经济上不优选，而且会诱发高温通板时的板形状变差、或者使辊的寿命降低的问题，因此最高加热温度的上限优选为900℃。此外，Ac3点使用预先从冷轧钢板采集的小片，根据以10℃/s加热至900℃时的热膨胀曲线计算。

(退火保持时间)

在退火时，优选以上述的加热温度保持5秒以上。这是因为，若保持时间过少，则有时母材钢板的奥氏体相变的进行变得不充分，强度的降低变得显著。另外，由于铁素体组织的再结晶变得不充分，硬度的偏差也变大，所以扩孔性劣化。从这些观点出发，保持时间更优选为10秒以上。进一步优选为20秒以上。

(退火后的冷却速度)

就上述退火后的冷却而言，优选以平均冷却速度10℃/s以上、100℃/s以下从750℃冷却至冷却停止温度。将平均冷却速度的下限值设定为10℃/s的理由是为了抑制在冷却时生成铁素体、珠光体、贝氏体，钢板软化。在平均冷却速度低于10℃/s的情况下，强度显著降低。更优选为15℃/s以上，进一步优选为30℃/s以上，更进一步优选为50℃/s以上。在750℃以上，难以显著产生铁素体相变，因此不限制冷却速度。在150℃以下的温度，充分生成了马氏体，因此不限制冷却速度。若以比100℃/s快的速度进行冷却，则钢板的形状易恶化，因此优选为100℃/s以下。更优选为90℃/s以下，进一步优选为80℃/s以下。

(退火后的冷却停止温度)

冷轧板退火(冷却停止温度)设定为250℃以下。冷却停止温度对于确保马氏体及回火马氏体的面积率的合计是重要的。在冷却停止温度的上限为250℃以上的情况下，在冷却时马氏体相变未充分完成，因此马氏体及回火马氏体的面积率的合计不足90％，强度显著降低。优选为200℃以下，更优选为100℃以下。冷却停止温度的下限没有特别限定，但实际是20℃以上。

(回火)

在上述的冷却后，也可以使钢板在150℃以上、400℃以下的温度域滞留2秒以上。根据该工序，将在冷却中生成的马氏体回火，成为回火马氏体，由此能够改善耐氢脆性。在进行回火工序的情况下，在保持温度过低的情况下、或者保持时间过短的情况下，马氏体不能充分回火，几乎没有微观组织及机械特性的变化。另一方面，若保持温度过高，则回火马氏体中的位错密度降低，导致抗拉强度的降低。因此，在进行回火的情况下，优选在150℃以上、400℃以下的温度域保持2秒以上。回火皆可以在连续退火设备内进行，也可以在连续退火后离线，通过其他设备来实施。此时，回火时间根据回火温度而不同。即，越低温越长，越高温越短。

(表皮光轧压下率)

并且，也可以以通过钢板形状的矫正、可动位错导入来实现延展性的提高为目的，实施表皮光轧。热处理后的表皮光轧的压下率优选为0.1～1.5％的范围。若小于0.1％，则效果小，控制也困难，因此这成为下限。若超过1.5％，则生产率显著降低，因此将其设定为上限。表皮光轧既可以线上进行，也可以线下进行。另外，既可以一次进行目标的压下率的表皮光轧，也可以分多次进行。另外，退火后的钢板的强度与热轧板相比变高，因此以相同的压下率施加轧制时的表面凹凸的变化不同，但从维持由热轧板形成的凹凸的目的出发，冷轧率与表皮光轧的合计优选为20％以下。

根据上述的制造方法，能够得到上述的实施方式所涉及的钢板。

实施例

以下示出本发明所涉及的实施例。本发明并不限于该一个条件例。本发明在不脱离其要旨的情况下，只要实现其目的，则能够采用各种条件。

熔炼具有各种化学组成的钢来制造出钢坯。将这些钢坯插入到加热至1220℃的炉内，进行了保持60分钟的均匀化处理后取出到大气中，进行热轧而得到板厚1.8mm的钢板。在热轧中，在距该最终机架前一个的机架中向辊与板之间供给润滑剂，距精轧机的最终机架前一个的机架中的压下率、精轧的结束温度(精轧温度)及热轧卷材的卷取温度分别为下述表2-1～2-3所示的值。接着，通过酸洗去除去该热轧钢板的氧化皮，以下述表2-1～2-3所示的冷压下率实施冷轧，将板厚加工成1.4mm。并且，以下述表2-1～2-3所示的条件对该冷轧钢板进行了退火及回火。接下来，以下述表2-1～2-3所示的压下率(％)对冷轧钢板实施了表皮光轧。对从得到的各钢板采集的试样进行分析而得到的化学组成如表1-1～1-6所示。此外，表1-1～1-6所示的成分以外的剩余部分为Fe及杂质。

在下述表3-1～3-3中示出如上述那样制造出的各个钢板的特性的评价结果。此外，在表3-1～3-3中，关于“冷轧退火板的组织的面积率”、“特性(抗拉强度、总伸长率、扩孔性、在板表面中具有超过5.0μm的高低差的台阶的间隔、滑动摩擦阻力)”的测定方法，如上所述。

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表3-1

表3-2

表3--3

根据表1-1～表3-3可知以下内容。

No.53与其他例相比，钢中的C含量少，钢强度略有下降。

No.54由于钢中的C含量过多，因此钢强度增加，另一方面扩孔性降低。另外，据认为，在热轧时钢板表面的脱炭明显发生，在该脱炭反应中，通过从钢表面释放出的碳原子抑制辊表面与钢板表面的部分凝着而难以得到所希望的凹凸。其结果是，无法在最终得到的钢板的表面形成所希望的凹凸，滑动摩擦阻力变大。

据认为No.55由于钢中的Si含量过多，因此粗大氧化物易在热轧板的表层分散，变得难以在热轧时得到所希望的凹凸。其结果是，无法在最终得到的钢板的表面形成所希望的凹凸，滑动摩擦阻力变大。

据认为No.56由于钢中的Mn含量过多，因此导致加工性的降低，而且粗大氧化物易分散在热轧板的表层，变得难以在热轧时得到所希望的凹凸。其结果是，无法在最终得到的钢板的表面形成所希望的凹凸，滑动摩擦阻力变大。

No.57由于钢中的P含量过多，因此导致钢的脆性破坏，伸长率、扩孔性降低。

No.58由于钢中的S含量过多，因此伸长率、扩孔性降低。另外，在热轧时易产生以非金属夹杂物为起点的裂纹，在热轧的中途开裂而从钢板剥离，通过微粉化的铁粉在热轧时研磨钢板表面，从而难以在热轧时得到所希望的凹凸。其结果是，无法在最终得到的钢板的表面形成所希望的凹凸，滑动摩擦阻力变大。

No.59由于钢中的Al含量过多，因此在退火的冷却过程中促进铁素体相变及贝氏体相变而使钢强度降低。另外，据认为，通过在热轧的中途形成于钢表面的粗大且大量的Al氧化物在热轧时研磨钢板表面，从而在热轧时变得难以产生适度的变形而难以得到所希望的凹凸。其结果是，无法在最终得到的钢板的表面形成所希望的凹凸，滑动摩擦阻力变大。

据认为No.60由于钢中的N含量过多，因此在钢中过度生成氮化物，由于该氮化物而抑制了热轧中的板表面与辊的接触，因此变得难以在热轧时得到所希望的凹凸。其结果是，无法在最终得到的钢板的表面形成所希望的凹凸，滑动摩擦阻力变大。

据认为No.61由于钢中的Ti含量过多，因此在钢中过度生成粗大的碳化物，由于该碳化物而抑制了热轧中的板表面与辊的接触，因此变得难以在热轧时得到所希望的凹凸。其结果是，无法在最终得到的钢板的表面形成所希望的凹凸，滑动摩擦阻力变大。

据认为No.62由于钢中的Co含量过多，因此在钢中过度生成Co碳化物，由于该Co碳化物而抑制了热轧中的板表面与辊的接触，因此变得难以在热轧时得到所希望的凹凸。其结果是，无法在最终得到的钢板的表面形成所希望的凹凸，滑动摩擦阻力变大。

据认为No.63由于钢中的Ni含量过多，因此影响热轧时的氧化皮的剥离性，在板表面促进伤痕的产生。其结果是，无法在最终得到的钢板的表面形成所希望的凹凸，滑动摩擦阻力变大。

据认为No.64由于钢中的Mo含量过多，因此在钢中过度生成Mo碳化物，由于该Mo碳化物而抑制了热轧中的板表面与辊的接触，因此变得难以在热轧时得到所希望的凹凸。其结果是，无法在最终得到的钢板的表面形成所希望的凹凸，滑动摩擦阻力变大。

No.65由于钢中的Cr含量过多，因此促进残留奥氏体的生成，因过度的残留奥氏体的存在而使扩孔性降低。

据认为No.66由于钢中的O含量过多，因此扩孔性降低。另外，在钢板表面生成粒状的粗大氧化物，在热轧中导致钢板表面的裂纹和微细的铁粉的生成，变得难以在热轧时得到所希望的凹凸。其结果是，无法在最终得到的钢板的表面形成所希望的凹凸，滑动摩擦阻力变大。

据认为No.67由于钢中的B含量过多，因此在钢中生成B氧化物，由于该B氧化物而抑制了热轧中的板表面与辊的接触，因此变得难以在热轧时得到所希望的凹凸。其结果是，无法在最终得到的钢板的表面形成所希望的凹凸，滑动摩擦阻力变大。

据认为No.68由于钢中的Nb含量过多，因此在钢中生成大量Nb碳化物，由于该Nb碳化物而抑制了热轧中的板表面与辊的接触，因此变得难以在热轧时得到所希望的凹凸。其结果是，无法在最终得到的钢板的表面形成所希望的凹凸，滑动摩擦阻力变大。

据认为No.69由于钢中的V含量过多，因此在钢中生成大量碳氮化合物，由于该碳氮化合物而抑制了热轧中的板表面与辊的接触，因此变得难以在热轧时得到所希望的凹凸。其结果是，无法在最终得到的钢板的表面形成所希望的凹凸，滑动摩擦阻力变大。

据认为No.70由于钢中的Cu含量过多，因此Cu浓集在板表面，由于浓集的Cu而抑制了热轧中的板表面与辊的接触，因此变得难以在热轧时得到所希望的凹凸。其结果是，无法在最终得到的钢板的表面形成所希望的凹凸，滑动摩擦阻力变大。

据认为No.71由于钢中的W含量过多，因此在钢中生成碳化物，由于该碳化物而抑制了热轧中的板表面与辊的接触，因此变得难以在热轧时得到所希望的凹凸。其结果是，无法在最终得到的钢板的表面形成所希望的凹凸，滑动摩擦阻力变大。

据认为No.72由于钢中的Ta含量过多，因此在钢中生成碳化物，由于该碳化物而抑制了热轧中的板表面与辊的接触，因此变得难以在热轧时得到所希望的凹凸。其结果是，无法在最终得到的钢板的表面形成所希望的凹凸，滑动摩擦阻力变大。

据认为No.73由于钢中的Sn含量过多，因此在热轧中导致钢板表面的裂纹和微细的铁粉的生成，因此变得难以在热轧时得到所希望的凹凸。其结果是，无法在最终得到的钢板的表面形成所希望的凹凸，滑动摩擦阻力变大。另外，通过过度含有Sn，从而导致钢板的脆化，扩孔性降低。

No.74由于钢中的Sb含量过多，因此扩孔性降低。另外，在热轧中导致钢板表面的裂纹和微细的铁粉的生成，从而变得难以在热轧时得到所希望的凹凸。其结果是，无法在最终得到的钢板的表面形成所希望的凹凸，滑动摩擦阻力变大。

No.75由于钢中的As含量过多，因此扩孔性降低。另外，据认为在热轧中导致钢板表面的裂纹和微细的铁粉的生成，从而变得难以在热轧时得到所希望的凹凸。其结果是，无法在最终得到的钢板的表面形成所希望的凹凸，滑动摩擦阻力变大。

No.76由于钢中的Mg含量过多，因此扩孔性降低。另外，在钢中形成粗大的夹杂物，由于该夹杂物而抑制了热轧中的板表面与辊的接触，因此变得难以在热轧时得到所希望的凹凸。其结果是，无法在最终得到的钢板的表面形成所希望的凹凸，滑动摩擦阻力变大。

据认为No.77由于钢中的Ca含量过多，因此在热轧中导致钢板表面的裂纹和微细的铁粉的生成，从而变得难以在热轧时得到所希望的凹凸。其结果是，无法在最终得到的钢板的表面形成所希望的凹凸，滑动摩擦阻力变大。

据认为No.78由于钢中的Y含量过多，因此在钢中形成Y氧化物，由于该Y氧化物而抑制了热轧中的板表面与辊的接触，因此变得难以在热轧时得到所希望的凹凸。其结果是，无法在最终得到的钢板的表面形成所希望的凹凸，滑动摩擦阻力变大。

据认为No.79由于钢中的Zr含量过多，因此在钢中生成Zr氧化物，由于该Zr氧化物而抑制了热轧中的板表面与辊的接触，因此变得难以在热轧时得到所希望的凹凸。其结果是，无法在最终得到的钢板的表面形成所希望的凹凸，滑动摩擦阻力变大。

据认为No.80由于钢中的La含量过多，因此在钢中生成La氧化物，由于该La氧化物而抑制了热轧中的板表面与辊的接触，因此变得难以在热轧时得到所希望的凹凸。其结果是，无法在最终得到的钢板的表面形成所希望的凹凸，滑动摩擦阻力变大。

据认为No.81由于钢中的Ce含量过多，因此在钢中生成Ce氧化物，由于该Ce氧化物而抑制了热轧中的板表面与辊的接触，因此变得难以在热轧时得到所希望的凹凸。其结果是，无法在最终得到的钢板的表面形成所希望的凹凸，滑动摩擦阻力变大。

据认为No.82由于在热轧中距精轧机的最终机架前一个的机架中的压下率过小，因此在热轧时板与辊之间的面压不足而难以形成凹凸。其结果是，无法在最终得到的钢板的表面形成所希望的凹凸，滑动摩擦阻力变大。

据认为No.83由于在热轧中距精轧机的最终机架前一个的机架中的压下率过大，因此在轧制中板与辊之间产生的面压变得过高，在板与辊之间接触的频率比滑动提高。其结果是，无法在最终得到的钢板的表面形成所希望的凹凸，滑动摩擦阻力变大。

据认为No.84由于卷取热轧板时的温度过高，因此在热轧板的表面生成的氧化皮明显变厚，通过热轧而形成于热轧板的表面的凹凸的凸部被氧化皮纳入，通过接下来的酸洗去除了氧化皮，由此失去了凸部。其结果是，无法在最终得到的钢板的表面形成所希望的凹凸，滑动摩擦阻力变大。

据认为No.85由于冷轧中的压下率过大，因此通过热轧而形成于板的表面的凹凸的凸部通过冷轧被压扁。其结果是，无法在最终得到的钢板的表面形成所希望的凹凸，滑动摩擦阻力变大。

No.86虽然能够在钢板表面形成所希望的表面凹凸，减小了滑动摩擦阻力，但冷轧后的退火保持温度过低，因此钢板中的马氏体及回火马氏体的面积率变小，钢板的强度大幅降低。

据认为No.87由于在热轧中在距精轧机的最终机架前一个的机架中未供给润滑剂，因此在板与辊之间变得难以产生滑动。其结果是，无法在最终得到的钢板的表面形成所希望的凹凸，滑动摩擦阻力变大。

关于各元素的含量为规定的范围内、且以规定的制造条件制造出的No.1～52及88，在最终得到的钢板中得到所希望的组织，且在钢板表面形成了所希望的凹凸，结果是滑动摩擦阻力变大。

根据以上的结果，满足以下的要件(I)～(III)的钢板可以说滑动摩擦阻力小，冷压时的模具损伤减少，从而能够提高模具寿命。

(I)具有如下的化学组成：以质量％计，含有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Ce：0～0.0500％，剩余部分由Fe及杂质构成。

(II)具有由以面积率计马氏体及回火马氏体的合计为90.0％以上、铁素体、珠光体及贝氏体的合计为0％以上且10.0％以下、以及残留奥氏体为0％以上且5.0％以下形成的钢组织。

(III)在板表面以2.0mm以下的间隔存在多个具有超过5.0μm的高低差的台阶。

另外，可知满足上述要件(I)～(III)的钢板能够通过一贯的制造法制造，该一贯的制造法制造的特征在于，对热轧条件下工夫来提高热轧板的表面的凹凸，在不使该凹凸完全地平滑的条件下经历退火工序。具体而言，可以说通过以下的制造方法制造该钢板。

一种钢板的制造方法，其包含：

对具有上述(I)的化学组成的钢坯进行热轧而得到热轧板，

卷取上述热轧板；

对上述热轧板进行酸洗；以及

对上述热轧板不进行冷轧而进行退火、或者在进行冷轧后进行退火，

上述热轧是在距精轧机的最终机架前一个的机架中一边向轧制辊与板之间供给润滑剂、一边以超过30％且70％以下的压下率轧制上述板，

卷取上述热轧板时的温度为700℃以下，

在进行上述冷轧的情况下，上述冷轧中的压下率为0.1～20％。