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(19)【発行国】日本国特許庁(JP)
(12)【公報種別】特許公報(B2)
(11)【特許番号】
(24)【登録日】2023-03-23
(45)【発行日】2023-03-31
(54)【発明の名称】鋼板、管状成形品、およびプレス成形品
(51)【国際特許分類】
B32B 15/04 20060101AFI20230324BHJP
B21D 22/20 20060101ALI20230324BHJP
C22C 38/00 20060101ALI20230324BHJP
C22C 38/14 20060101ALI20230324BHJP
C21D 9/00 20060101ALN20230324BHJP
C21D 9/46 20060101ALN20230324BHJP
【ＦＩ】
B32B15/04 Z
B21D22/20 E
C22C38/00 301S
C22C38/00 301Z
C22C38/14
C21D9/00 Z
C21D9/46 G
【請求項の数】
4
(21)【出願番号】P 2017198631
(22)【出願日】2017-10-12
(65)【公開番号】P2019072861
(43)【公開日】2019-05-16
【審査請求日】2020-06-03
【審判番号】
【審判請求日】2022-06-02
(73)【特許権者】
【識別番号】000006655
【氏名又は名称】日本製鉄株式会社
(74)【代理人】
【識別番号】110001519
【氏名又は名称】弁理士法人太陽国際特許事務所
(72)【発明者】
【氏名】久保 雅寛
(72)【発明者】
【氏名】中澤 嘉明
【合議体】
【審判長】池渕 立
【審判官】井上 猛
【審判官】羽鳥 友哉
(58)【調査した分野】(Int.Cl.，ＤＢ名)
C22C 5/00-45/10
B32B 15/00-15/20
C21D 9/00-11/00
(57)【特許請求の範囲】
【請求項1】
フェライトと、マルテンサイト、ベイナイトおよび残留オーステナイトのうち少なくとも１つと、を含む複相金属組織を有する鋼層である基層と、前記基層の少なくとも片面に設けられ、フェライトの単相金属組織を有する鋼層である表面層であって、前記基層の厚さ方向に沿って切断した断面領域のうち、表面から前記基層に向かう方向に表面層の平均結晶粒径の３倍までの断面領域において、最大ビッカース硬さの９０％～１００％の範囲にあるビッカース硬さの硬度測定点の割合が７０％以上である表面層と、
を備える鋼板。
【請求項2】
前記表面層は、前記基層の厚さ方向に沿って切断した断面領域のうち、表面から前記基層に向かう方向に表面層の平均結晶粒径の５倍までの断面領域において、最大ビッカース硬さの９０％～１００％の範囲にあるビッカース硬さの硬度測定点の割合が７０％以上である請求項１に記載の鋼板。
【請求項3】
請求項１又は請求項２に記載の鋼板を管状成形した管状成形品。
【請求項4】
請求項１又は請求項２に記載の鋼板をプレス成形したプレス成形品。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本発明は、鋼板、管状成形品、およびプレス成形品に関する。
【背景技術】
【0002】
近年、自動車、航空機、船舶、建築材料、家電製品等の分野では、ユーザーのニーズに答えるため、デザイン性が重視されるようになってきている。その為、特に、外装部材の形状は複雑化する傾向にある。しかし、複雑な形状の成形品を金属板から成形するには、金属板に大きなひずみを与えることが必要であるが、加工量の増加に従いの成形品表面に微細な凹凸が生じやすく、肌荒れとなって外観上の美観を損ねるという問題がある。
【0003】
例えば、特許文献１には、圧延方向と平行に凹凸の縞模様が出る（リジング）に関することが開示されている。具体的には、特許文献１には、次のことが開示されている。成形加工が圧延幅方向を主ひずみ方向とする平面ひずみ変形であるとみなしたときの平均テイラー因子を制御して、耐リジング性に優れた成形加工用アルミニウム合金圧延板が得られる。集合組織中に存在する全ての結晶方位から算出される平均テイラー因子が耐リジング性に大きく関係している。平均テイラー因子の値が特定の条件を満たすように集合組織を制御することによって、耐リジング性を確実かつ安定して向上させ得る。
【0004】
また、特許文献２には、フェライト相及びマルテンサイト相を含む複相金属組織を有する鋼板（ＤＰ（Ｄｕａｌ Ｐｈａｓｅ）鋼板）において、フェライト相の硬さを制御することで、複相金属組織鋼板の表面欠陥の発生を抑制することが開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0005】
【文献】：特許第５６８３１９３号
【文献】：特許第４８６７３３６号
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0006】
ところで、特許文献１では、圧延幅方向を主ひずみ方向とする一軸引張変形が生じる金属板の成形加工において、リジングを抑制することが示されている。そのため、深絞り成形、張り出し成形等、平面ひずみ引張変形および二軸引張変形が生じる金属板の成形加工については何ら考慮されていない。
【0007】
一方で、深絞り成形、張り出し成形等、平面ひずみ引張変形および二軸引張変形が生じる成形加工でも、近年の複雑な形状の成形品を製造することが要求されている。
【0008】
しかし、例えば、ＤＰ（Ｄｕａｌ Ｐｈａｓｅ）鋼板、ＴＲＩＰ（鋼（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）鋼板、２相ステンレス鋼板など、複相金属組織を有する金属板に対して、平面ひずみ引張変形、又は平面ひずみ引張変形および二軸引張変形が生じる成形加工を利用し、複雑な形状の成形加工を施すと、成形品の表面に凹が発達し、肌荒れとなって外観上の美観を損ねるという問題が生じる。
【0009】
そこで、本発明の課題は、平面ひずみ引張変形、又は平面ひずみ引張変形および二軸引張変形が生じる成形加工を施しても、肌荒れの発生が抑制され意匠性に優れた成形品が得られる、複相金属組織を有する鋼板、並びに、肌荒れの発生が抑制され意匠性に優れた管状成形品およびプレス成形品を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【0010】
上記課題は、以下の手段により解決される。即ち、
【0011】
＜１＞
複相金属組織を有する基層と、
前記基層の少なくとも片面に設けられ、単相金属組織を有し、前記基層の厚さ方向に沿って切断した断面領域のうち、表面から前記基層に向かう方向に表面層の平均結晶粒径の３倍までの断面領域において、硬度測定点の７０％以上のビッカース硬さが、最大ビッカース硬さの９０％～１００％の範囲にある表面層と、
を備える鋼板。
＜２＞
前記表面層は、前記基層の厚さ方向に沿って切断した断面領域のうち、表面から前記基層に向かう方向に表面層の平均結晶粒径の５倍までの断面領域において、硬度測定点の７０％以上のビッカース硬さが、最大ビッカース硬さの９０％～１００％の範囲にある＜１＞に記載の鋼板。
＜３＞
前記基層は、マルテンサイト、フェライト、ベイナイト、及び残留オーステナイトのうちの少なくとも２つの複相金属組織を有する鋼層である＜１＞又は＜２＞に記載の鋼板。
＜４＞
前記表面層は、フェライトの単相金属組織を有する鋼層である＜１＞～＜３＞のいずれか１項に記載の鋼板。
＜５＞
＜１＞～＜４＞のいずれか１項に記載の鋼板を管状成形した管状成形品。
＜６＞
＜１＞～請求項４＞のいずれか１項に記載の鋼板をプレス成形したプレス成形品。
複相金属組織を有する基層と、
前記基層の少なくとも片面に設けられ、単相金属組織を有し、前記基層の厚さ方向に沿って切断した断面領域のうち、表面から前記基層に向かう方向に表面層の平均結晶粒径の３倍までの断面領域において、硬度測定点の７０％以上のビッカース硬さが、最大ビッカース硬さの９０％～１００％の範囲にある表面層と、
を備える鋼板。
＜２＞
前記表面層は、前記基層の厚さ方向に沿って切断した断面領域のうち、表面から前記基層に向かう方向に表面層の平均結晶粒径の５倍までの断面領域において、硬度測定点の７０％以上のビッカース硬さが、最大ビッカース硬さの９０％～１００％の範囲にある＜１＞に記載の鋼板。
＜３＞
前記基層は、マルテンサイト、フェライト、ベイナイト、及び残留オーステナイトのうちの少なくとも２つの複相金属組織を有する鋼層である＜１＞又は＜２＞に記載の鋼板。
＜４＞
前記表面層は、フェライトの単相金属組織を有する鋼層である＜１＞～＜３＞のいずれか１項に記載の鋼板。
＜５＞
＜１＞～＜４＞のいずれか１項に記載の鋼板を管状成形した管状成形品。
＜６＞
＜１＞～請求項４＞のいずれか１項に記載の鋼板をプレス成形したプレス成形品。
【発明の効果】
【0012】
本発明によれば、平面ひずみ引張変形、又は平面ひずみ引張変形および二軸引張変形が生じる成形加工を施しても、肌荒れの発生が抑制され意匠性に優れた成形品が得られる、複相金属組織を有する鋼板、並びに、肌荒れの発生が抑制され意匠性に優れた管状成形品およびプレス成形品を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【0013】
【図4】表面層の平均結晶粒径の測定方法を説明するための模式図である。
【発明を実施するための形態】
【0014】
以下、本発明の一実施形態について説明する。なお、図中同一又は相当部分には同一符号を付してその説明は繰り返さない。
【0015】
＜金属板＞
本実施形態に係る金属板は、複相金属組織を有する基層と、基層の少なくとも片面に設けられ、単相金属組織を有する表面層と、を備える（図１参照）。なお、図１に示す金属板は、表面層を基層の両面に設けた態様を示している。
ただし、表面層は、金属板を成形した後、その成形品の外面（例えば、凸部を有するパネル状の成形品の場合、凸側の外面）となる側に表面層を少なくとも設けることがよい。
本実施形態に係る金属板は、複相金属組織を有する基層と、基層の少なくとも片面に設けられ、単相金属組織を有する表面層と、を備える（図１参照）。なお、図１に示す金属板は、表面層を基層の両面に設けた態様を示している。
ただし、表面層は、金属板を成形した後、その成形品の外面（例えば、凸部を有するパネル状の成形品の場合、凸側の外面）となる側に表面層を少なくとも設けることがよい。
【0016】
そして、表年層は、基層の厚さ方向に沿って切断した断面領域のうち、表面から基層に向かう方向に表面層の平均結晶粒径の３倍までの断面領域において、硬度測定点の７０％以上のビッカース硬さが、最大ビッカース硬さの９０％～１００％の範囲にある。ここで、表面層の表面とは、厚さ方向に対向する２つの面のうち、基層と対面する側とは反対側の面を示す。
【0017】
なお、図１中、１０は金属板を示し、１２は基層を示し、１４Ａ及び１４Ｂは表面層を示す。
【0018】
本実施形態に係る金属板は、平面ひずみ引張変形、又は平面ひずみ引張変形および二軸引張変形が生じる成形加工を施しても、肌荒れの発生が抑制され意匠性に優れた成形品が得られる、複相金属組織を有する金属板となる。そして、本実施形態に係る金属板は、以下に示す知見により見出された。
【0019】
近年、金属板の金属組織と機械特性の対応などが研究されている。そこで、発明者らは、次の検討を行った。平面ひずみ引張変形、又は平面ひずみ引張変形および二軸引張変形が生じる成形加工で、複相金属組織の変化を観察した。そして、加工後の加工品の表面性状と複相金属組織の変化との関係を検討した。その結果、発明者は、複相金属組織において、硬度が低い金属相が優先変形し、凹部となることで、肌荒れが発生し、外観上の美観を損ねていることを知見した。具体的には、発明者らは、次の知見を得た。
【0020】
金属板の複相金属組織は、複数の金属相の間で硬度差がある。そのため、複数の金属相のうち、硬度が低い金属相が優先的に変形する。一方で、変形した金属相を観察すると、優先的に変形する金属相は、金属板の表層に存在する金属相である。
【0021】
そこで、さらに、発明者らは、金属板の表層の金属相の厚さとその金属相の面内の強度差に着目し、検討した。その結果、発明者らは、次の知見を得た。
【0022】
金属板の表面の金属組織のうち、金属板の表層に存在する金属相の硬度差を低減すれば、金属相の均一変形を促進できる。つまり、肌荒れとなって現れる金属板の表層における、金属相の部分的な優先変形による凹部の発達が抑制できる。
【0023】
そのため、複相金属組織を有する基層とし、基層の少なくとも片面に、単相金属組織を有する表面層を設ける。そして、基層の厚さ方向に沿って切断した断面領域のうち、表面から基層に向かう方向に表面層の平均結晶粒径の３倍までの断面領域において、硬度測定点の７０％以上のビッカース硬さを、最大ビッカース硬さの９０％～１００％の範囲とする。つまり、金属板の表層を単相金属組織とし、金属相の硬度差を低減する。
【0024】
それにより、複相金属組織を有する金属板に対して、平面ひずみ引張変形、又は平面ひずみ引張変形および二軸引張変形が生じる成形加工を施しても、表層の金属相の部分的な優先変形を抑え、金属相の均一変形を促進できる。その結果、金属板の表面での凹部の発達、つまり肌荒れの発生が抑制できる。
【0025】
以上の知見から、本実施形態に係る金属板は、平面ひずみ引張変形、又は平面ひずみ引張変形および二軸引張変形が生じる成形加工を施しても、肌荒れの発生が抑制され意匠性に優れた成形品が得られる、複相金属組織を有する金属板となることが見出された。
【0026】
以下、本実施形態に係る金属板の詳細について説明する。
【0027】
（表面層）
表面層は、単相金属組織を有する。そして、表面層は、基層の厚さ方向に沿って切断した断面領域のうち、表面から基層に向かう方向に（以下「表面層深さ方向」とも称する）表面層の平均結晶粒径の３倍までの断面領域において、硬度測定点の７０％以上のビッカース硬さが、最大ビッカース硬さの９０％～１００％の範囲にある。
特に、肌荒れの発生を効果的に抑制する観点から、基層の厚さ方向に沿って切断した断面領域のうち、表面から基層に向かう方向に表面層の平均結晶粒径の５倍までの断面領域において、硬度測定点の７０％以上のビッカース硬さが、最大ビッカース硬さの９０％～１００％の範囲にあることが好ましい。
なお、これら断面領域を「表面層の表層領域」とも称する。
表面層は、単相金属組織を有する。そして、表面層は、基層の厚さ方向に沿って切断した断面領域のうち、表面から基層に向かう方向に（以下「表面層深さ方向」とも称する）表面層の平均結晶粒径の３倍までの断面領域において、硬度測定点の７０％以上のビッカース硬さが、最大ビッカース硬さの９０％～１００％の範囲にある。
特に、肌荒れの発生を効果的に抑制する観点から、基層の厚さ方向に沿って切断した断面領域のうち、表面から基層に向かう方向に表面層の平均結晶粒径の５倍までの断面領域において、硬度測定点の７０％以上のビッカース硬さが、最大ビッカース硬さの９０％～１００％の範囲にあることが好ましい。
なお、これら断面領域を「表面層の表層領域」とも称する。
【0028】
そして、硬度測定点の７０％以上のビッカース硬さが、最大ビッカース硬さの９０％～１００％の範囲にあるとは、例えば、図２及び図３に示すように、表面層の表層領域において、表面層深さ方向及び表面層の面方向（例えば、圧延方向に対して直交する方向）で、ビッカース硬さの差が小さいことを意味している。
なお、図２は、表面層の表層領域において、表面層深さ方向とビッカース硬さとの関係の一例を示す図である。図３は、表面層の表層領域において、表面層の面方向とビッカース硬さとの関係の一例を示す図である。図２～図３中、ＨＶは、ビッカース硬さを示す。
なお、図２は、表面層の表層領域において、表面層深さ方向とビッカース硬さとの関係の一例を示す図である。図３は、表面層の表層領域において、表面層の面方向とビッカース硬さとの関係の一例を示す図である。図２～図３中、ＨＶは、ビッカース硬さを示す。
【0029】
最大ビッカース硬さの９０％～１００％の範囲にあるビッカース硬さの硬度測定点の割合は、８０％以上が好ましく、９０％以上がより好ましい。この割合が大きいほど、硬度差が小さく、肌荒れの発生を効果的に抑制できる。
【0030】
なお、これら表面層の表層領域におけるビッカース硬さ特性は、１）単相金属組織とすること、２）単相金属組織における結晶粒の結晶方位を揃えること等で実現される。
【0031】
ここで、表面層の平均結晶粒径は、次の方法により測定する。
測定対象の金属板の表面層から、圧延直角方向及び板厚方向に沿って切断した切断面（以下「Ｔ断面」とも称する）を有する試料を採取する。
次に、試料のＴ断面を研磨及びナイタールエッチングし、Ｔ断面の粒界を腐食させて発現させる。
次に光学顕微鏡により、試料のＴ断面のうち、表面層の表面から表面層深さ方向に２００μｍ、幅２００μｍに相当する領域（つまり、表面層の表面を一辺とする２００μｍ×２００μｍの領域）を５００倍率で観察する。
次に、ＪＩＳ Ｇ ０５５１（２０１３年）に準じた線分法により、平均結晶粒径を求める。具体的には、図４に示すように、観察画像において、表面層の表面から表面層深さ方向に長さ０．２ｍｍの試験線を引く。この長さ０．２ｍｍの試験線を面方向（圧延方向）に、５０μｍ以上の間隔で５本引く。そして、５本の試験線（長さの合計１ｍｍの試験線）が結晶粒を分断する分断長さの平均値を求め、その平均値を表面層の平均結晶粒径とする。
測定対象の金属板の表面層から、圧延直角方向及び板厚方向に沿って切断した切断面（以下「Ｔ断面」とも称する）を有する試料を採取する。
次に、試料のＴ断面を研磨及びナイタールエッチングし、Ｔ断面の粒界を腐食させて発現させる。
次に光学顕微鏡により、試料のＴ断面のうち、表面層の表面から表面層深さ方向に２００μｍ、幅２００μｍに相当する領域（つまり、表面層の表面を一辺とする２００μｍ×２００μｍの領域）を５００倍率で観察する。
次に、ＪＩＳ Ｇ ０５５１（２０１３年）に準じた線分法により、平均結晶粒径を求める。具体的には、図４に示すように、観察画像において、表面層の表面から表面層深さ方向に長さ０．２ｍｍの試験線を引く。この長さ０．２ｍｍの試験線を面方向（圧延方向）に、５０μｍ以上の間隔で５本引く。そして、５本の試験線（長さの合計１ｍｍの試験線）が結晶粒を分断する分断長さの平均値を求め、その平均値を表面層の平均結晶粒径とする。
【0032】
次に、ビッカース硬さは、次の通り測定する。
金属板の表面層のＴ断面における表面層の表層領域に対して、圧延直角方向及び板厚方向に、１０μｍ間隔で、ビッカース硬さを測定する。硬度測定点は、１００箇所以上とする。
なお、ビッカース硬さは、ＪＩＳ Ｚ ２２４４（２００９年）に準拠してＨＶ１０を測定する。具体的な測定条件は、圧子＝対面角１３６°のビッカース四角錐ダイヤモンド圧子、押し込み荷重＝１０ｇｆ、押し込み時間＝２０ｓである。
金属板の表面層のＴ断面における表面層の表層領域に対して、圧延直角方向及び板厚方向に、１０μｍ間隔で、ビッカース硬さを測定する。硬度測定点は、１００箇所以上とする。
なお、ビッカース硬さは、ＪＩＳ Ｚ ２２４４（２００９年）に準拠してＨＶ１０を測定する。具体的な測定条件は、圧子＝対面角１３６°のビッカース四角錐ダイヤモンド圧子、押し込み荷重＝１０ｇｆ、押し込み時間＝２０ｓである。
【0033】
そして、各硬度測定点のビッカース硬さから、最大ビッカース硬さの９０％～１００％の範囲にあるビッカース硬の硬度測定点の割合を求める。
【0034】
表面層の単相金属組織は、フェライト、オーステナイト等の単相金属組織が例示される。これらの中でも、表面層は、フェライトの単相金属組織を有する鋼層であることが好ましい。
ここで、単相金属組織とは、フェライト等の主金属相が面積率で９５（好ましくは９９％、理想的には１００％）を示す金属組織を意味する。
ここで、単相金属組織とは、フェライト等の主金属相が面積率で９５（好ましくは９９％、理想的には１００％）を示す金属組織を意味する。
【0035】
表面層がフェライトの単相金属組織を有する鋼層である場合、その鋼層の化学組成は、例えば、質量％で、Ｃ：０．０００５０～０．００６０％、Ｓｉ：０．００５～１．０％、Ｍｎ：０．０５％～１．５０％、Ｐ：０．００１０％～０．１００％、Ｓ：０．０００３０％～０．０１０％、Ａｌ：０．０００５０～０．１０％、Ｎ：０．０００３０～０．００４０％、Ｔｉ：０．００１０～０．１０％、Ｎｂ：０．００１０～０．１０％、及び、Ｂ：０～０．００３０％、残部：Ｆｅおよび不純物を含有する化学組成が例示される。
【0036】
表面層の厚さが薄すぎると、肌荒れの発生を効果的に抑制でき難くなる。一方、表面層の厚さが厚すぎると、材料の強度が確保できないことがある。
よって、表面層の厚さは、平均結晶粒径の３倍以上が必要で、平均結晶粒径の５倍以上が好ましい。また，全体の板厚に対し表面層の厚さが占める割合は５０％以下が好ましい。
よって、表面層の厚さは、平均結晶粒径の３倍以上が必要で、平均結晶粒径の５倍以上が好ましい。また，全体の板厚に対し表面層の厚さが占める割合は５０％以下が好ましい。
【0037】
（基層）
基層は、複相金属組織を有する。複相金属組織は、２相の金属組織であってもよいし、３相以上の金属組織であってもよい。
基層は、鋼層、銅層、アルミニウム合金層、マグネシウム合金、ステンレス合金層等が挙げられる。これらの中でも、鋼層が好ましく、具体的には、マルテンサイト、フェライト、ベイナイト、及び残留オーステナイトのうちの少なくとも２つの複相金属組織を有する鋼層がより好ましく、フェライトと、マルテンサイト、ベイナイトおよび残留オーステナイトのうち少なくとも１つと、を含む複相金属組織を有する鋼層がさらに好ましい。
基層は、複相金属組織を有する。複相金属組織は、２相の金属組織であってもよいし、３相以上の金属組織であってもよい。
基層は、鋼層、銅層、アルミニウム合金層、マグネシウム合金、ステンレス合金層等が挙げられる。これらの中でも、鋼層が好ましく、具体的には、マルテンサイト、フェライト、ベイナイト、及び残留オーステナイトのうちの少なくとも２つの複相金属組織を有する鋼層がより好ましく、フェライトと、マルテンサイト、ベイナイトおよび残留オーステナイトのうち少なくとも１つと、を含む複相金属組織を有する鋼層がさらに好ましい。
【0038】
具体的には、基層としては、面積率で、フェライト：２０～８０％（好ましくは３０～７０％）、残部：マルテンサイト、ベイナイトおよび残留オーステナイトのうち少なくとも１つの複相金属組織を有する鋼層が好適に挙げられる。
【0039】
より具体的には、基層としては、フェライトとマルテンサイトとを含む複相金属組織を有するＤＰ（Ｄｕａｌ Ｐｈａｓｅ）鋼、フェライトとベイナイトと残留オーステナイトとを含む複相金属組織を有するＴＲＩＰ（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）鋼、フェライトとオーステナイトとを含む複相金属組織を有する２相ステンレス鋼等の層が挙げられる。
【0040】
ここで、基層の各相の面積率は、次の通り測定する。
測定対象の金属板の基層から、圧延直角方向及び板厚方向に沿って切断した切断面（以下「Ｔ断面」とも称する）を有する試料を採取する。
次に、試料のＴ断面を研磨及びナイタールエッチングし、Ｔ断面の粒界を腐食させて発現させる。
次に、後方散乱電子回折パターン分析装置（ＥＢＳＤ装置）付き走査電子顕微鏡により、試料のＴ断面のうち、基層の厚み方向中央部に位置する領域（２００μｍ×２００ｍμ）を倍率５００倍で観察する。そして、観察画面において、観察画面に対する各相の面積率を求める。
測定対象の金属板の基層から、圧延直角方向及び板厚方向に沿って切断した切断面（以下「Ｔ断面」とも称する）を有する試料を採取する。
次に、試料のＴ断面を研磨及びナイタールエッチングし、Ｔ断面の粒界を腐食させて発現させる。
次に、後方散乱電子回折パターン分析装置（ＥＢＳＤ装置）付き走査電子顕微鏡により、試料のＴ断面のうち、基層の厚み方向中央部に位置する領域（２００μｍ×２００ｍμ）を倍率５００倍で観察する。そして、観察画面において、観察画面に対する各相の面積率を求める。
【0041】
なお、観察画面において、各相の識別は、次の通り行う。
フェライト，ベイナイト，およびマルテンサイトは、ＥＢＳＤ測定結果分析ソフトウェアＯＩＭＡｎａｌｙｓｉｓ ｖｅｒｓｉｏｎ ７．２．１を用い、ＢＣＣ結晶構造を持つ測定点を表示し、結晶方位分布とＩｍａｇｅ Ｑｕａｌｉｔｙ Ｍａｐの値により識別する。オーステナイト（残留オーステナイト含む）は、ＦＣＣ結晶構造を持つ測定点を表示し、同様の方法により識別する。
フェライト，ベイナイト，およびマルテンサイトは、ＥＢＳＤ測定結果分析ソフトウェアＯＩＭＡｎａｌｙｓｉｓ ｖｅｒｓｉｏｎ ７．２．１を用い、ＢＣＣ結晶構造を持つ測定点を表示し、結晶方位分布とＩｍａｇｅ Ｑｕａｌｉｔｙ Ｍａｐの値により識別する。オーステナイト（残留オーステナイト含む）は、ＦＣＣ結晶構造を持つ測定点を表示し、同様の方法により識別する。
【0042】
基層が鋼層である場合、鋼層の化学組成は、例えば、質量％で、Ｃ：０．０００５０～０．６０％、Ｓｉ：０．００５～２．０％、Ｍｎ：０．０５％～３．００％、Ｐ：０．００１０％～０．１００％、Ｓ：０．０００３０％～０．０２０％、Ａｌ：０．０００５０～０．１０％、Ｎ：０．０００３０～０．０５０％、Ｔｉ：０．００１０～０．１０％、Ｎｂ：０．００１０～０．１０％、及び、Ｂ：０～０．００３０％、残部：Ｆｅおよび不純物を含有する化学組成が例示される。
【0043】
基層の厚さは、０．１～４．０ｍｍが好ましい。
【0044】
（金属板の製造方法）
本実施形態に係る金属板の製造方法は、特に制限はないが、例えば、次の方法が例示される。
本実施形態に係る金属板の製造方法は、特に制限はないが、例えば、次の方法が例示される。
【0045】
基層となる第一金属板、および表面層となる第二金属板を準備する。第一金属板は、次に示す熱処理（焼鈍等）により、複相金属組織を有する基層（つまり、例えば、ＤＰ鋼、ＴＲＩＰ鋼、２相ステンレス鋼等の層）となる金属板である。同様に、第二金属板は、次に示す熱処理（焼鈍等）により、単相金属組織を有する表面層（つまり、例えば、フェライトの単相金属組織を有する鋼層）となる金属板である。
【0046】
次に、基層となる第一金属板と、表面層となる第二金属板と、を重ね合わせる。この状態で、第一金属板と第二金属板とを溶接する。レーザ等の加熱源により、溶接した積層金属板を加熱した後、熱延する。加熱温度は、例えば、９００～１２００℃とする。また、例えば、熱延の圧下率は、圧下率５０～９５％とする。
次に、積層熱延板を水素焼鈍して、板表面の炭素を脱炭する。例えば、水素焼鈍温度は、７００～１０００℃とする。また、水素焼鈍時間は、１～２００分とする。これら条件で水素焼鈍を実施すると、窒素焼鈍に比べ板表面の炭素濃度がより低減でき、冷延で、表面層の表層領域における結晶粒の結晶方位が圧延方向に揃いやすく、硬さの差が小さい組織となる．
次に、積層熱延板を冷延する。冷延の圧下率は、例えば、７０％以上とする。冷延の圧下率を７０％以上と高くすると、表面層の表層領域における結晶粒の結晶方位が圧延方向に揃いやすくなる。
次に、基層の金属組織が複相金属組織となり、かつ表面層の金属組織が単相金属組織となる温度で、焼鈍後、急冷する。例えば、フェライトの単相金属組織を有する表面層を形成する場合、焼鈍温度は、フェライトの再結晶温度である７５０℃以上で、かつ基層の金属組織が複相金属組織となる複数相域に相当する温度とする。
次に、積層熱延板を水素焼鈍して、板表面の炭素を脱炭する。例えば、水素焼鈍温度は、７００～１０００℃とする。また、水素焼鈍時間は、１～２００分とする。これら条件で水素焼鈍を実施すると、窒素焼鈍に比べ板表面の炭素濃度がより低減でき、冷延で、表面層の表層領域における結晶粒の結晶方位が圧延方向に揃いやすく、硬さの差が小さい組織となる．
次に、積層熱延板を冷延する。冷延の圧下率は、例えば、７０％以上とする。冷延の圧下率を７０％以上と高くすると、表面層の表層領域における結晶粒の結晶方位が圧延方向に揃いやすくなる。
次に、基層の金属組織が複相金属組織となり、かつ表面層の金属組織が単相金属組織となる温度で、焼鈍後、急冷する。例えば、フェライトの単相金属組織を有する表面層を形成する場合、焼鈍温度は、フェライトの再結晶温度である７５０℃以上で、かつ基層の金属組織が複相金属組織となる複数相域に相当する温度とする。
【0047】
以上の工程を経て、複相金属組織を有する基層と、単相金属組織を有し、かつ表層領域で上記ビッカース硬さ差が小さい表面層と、を有する金属板が得られる。
【0048】
＜成形品＞
（管状成形品）
本実施形態に係る管状成形品は、上記本実施形態に係る金属板を管状成形した成形品である。具体的には、本実施形態に係る管状成形品は、例えば、次の方法により得ることがよい。
金属板をオープン管に管状成形する。得られたオープン管の周方向端部を突き合わせた状態で、突き当て部を溶接する。溶接した素管に対して、曲げ加工、ハイドロフォーミング（パイプの中に水を入れ，水圧でパイプを膨らませる成形加工）等の冷間加工を目的に応じて実施する。このように管状成形品を得る。
なお、例えば、素管の長手方向に曲げる曲げ加工は、平面ひずみ引張変形を生じる成形加工である。また、ハイドロフォーミングは、平面ひずみ引張変形および二軸引張変形（特に、比較的、等二軸変形に近い不等二軸引張変形）が生じる成形加工である。
そして、平面ひずみ引張変形、又は平面ひずみ引張変形および二軸引張変形が生じる成形加工を施されても、管状成形品の外周面は、本実施形態に係る金属板の表面層で構成されているため、肌荒れの発生が抑制され意匠性に優れた管状成形品となる。
（管状成形品）
本実施形態に係る管状成形品は、上記本実施形態に係る金属板を管状成形した成形品である。具体的には、本実施形態に係る管状成形品は、例えば、次の方法により得ることがよい。
金属板をオープン管に管状成形する。得られたオープン管の周方向端部を突き合わせた状態で、突き当て部を溶接する。溶接した素管に対して、曲げ加工、ハイドロフォーミング（パイプの中に水を入れ，水圧でパイプを膨らませる成形加工）等の冷間加工を目的に応じて実施する。このように管状成形品を得る。
なお、例えば、素管の長手方向に曲げる曲げ加工は、平面ひずみ引張変形を生じる成形加工である。また、ハイドロフォーミングは、平面ひずみ引張変形および二軸引張変形（特に、比較的、等二軸変形に近い不等二軸引張変形）が生じる成形加工である。
そして、平面ひずみ引張変形、又は平面ひずみ引張変形および二軸引張変形が生じる成形加工を施されても、管状成形品の外周面は、本実施形態に係る金属板の表面層で構成されているため、肌荒れの発生が抑制され意匠性に優れた管状成形品となる。
【0049】
（プレス成形品）
本実施形態に係るプレス成形品は、上記本実施形態に係る金属板をプレス成形した成形品である。具体的には、本実施形態に係るプレス成形品は、例えば、次の成形加工により得ることがよい。
そして、平面ひずみ引張変形、又は平面ひずみ引張変形および二軸引張変形が生じる成形加工を施されても、プレス成形品の外面は、本実施形態に係る金属板の表面層で構成されているため、肌荒れの発生が抑制され意匠性に優れたプレス成形品となる。
本実施形態に係るプレス成形品は、上記本実施形態に係る金属板をプレス成形した成形品である。具体的には、本実施形態に係るプレス成形品は、例えば、次の成形加工により得ることがよい。
そして、平面ひずみ引張変形、又は平面ひずみ引張変形および二軸引張変形が生じる成形加工を施されても、プレス成形品の外面は、本実施形態に係る金属板の表面層で構成されているため、肌荒れの発生が抑制され意匠性に優れたプレス成形品となる。
【0050】
－成形加工－
金属板には、平面ひずみ引張変形、又は平面ひずみ引張変形、又は平面ひずみ引張変形および二軸引張変形が生じる成形加工を施す。この成形加工としては、深絞り成形、張り出し成形、絞り張り出し成形、曲げ成形がある。具体的には、成形加工としては、例えば、図５Ａに示すような、金属板１０を張り出し成形加工する方法が挙げられる。この成形加工では、ダイス１１と、ドロービード１２Ａが配されたホルダー１２との間に金属板１０の縁部を挟み込む。それにより、金属板１０の縁部の表面にドロービード１２Ａに食い込ませて、金属板１０を固定した状態とする。そして、この状態で、頂面が平坦のパンチ１３を金属板１０に押付けて、金属板１０を張り出し成形加工する。ここで、図５Ａに示す張り出し成形加工により得られる成形品の一例を図５Ｂに示す。
図５Ａに示す張り出し成形加工では、例えば、パンチ１０の側面側に位置する金属板１０（成形品の側面となる部分）は、平面ひずみ変形が生じる。一方で、パンチ１０の頂面に位置する金属板１０（成形品の天面）は、等二軸変形、又は比較的、等二軸変形に近い不等二軸引張変形が生じる。
金属板には、平面ひずみ引張変形、又は平面ひずみ引張変形、又は平面ひずみ引張変形および二軸引張変形が生じる成形加工を施す。この成形加工としては、深絞り成形、張り出し成形、絞り張り出し成形、曲げ成形がある。具体的には、成形加工としては、例えば、図５Ａに示すような、金属板１０を張り出し成形加工する方法が挙げられる。この成形加工では、ダイス１１と、ドロービード１２Ａが配されたホルダー１２との間に金属板１０の縁部を挟み込む。それにより、金属板１０の縁部の表面にドロービード１２Ａに食い込ませて、金属板１０を固定した状態とする。そして、この状態で、頂面が平坦のパンチ１３を金属板１０に押付けて、金属板１０を張り出し成形加工する。ここで、図５Ａに示す張り出し成形加工により得られる成形品の一例を図５Ｂに示す。
図５Ａに示す張り出し成形加工では、例えば、パンチ１０の側面側に位置する金属板１０（成形品の側面となる部分）は、平面ひずみ変形が生じる。一方で、パンチ１０の頂面に位置する金属板１０（成形品の天面）は、等二軸変形、又は比較的、等二軸変形に近い不等二軸引張変形が生じる。
【0051】
また、成形加工としては、例えば、図６Ａに示すような、金属板１０を絞り張り出し成形加工する方法が挙げられる。この成形加工では、ダイス１１と、ドロービード１２Ａが配されたホルダー１２との間に金属板１０の縁部を挟み込む。それにより、金属板１０の縁部の表面にドロービード１２Ａに食い込ませて、金属板１０を固定した状態とする。そして、この状態で、頂面が略Ｖ字状に突出しているパンチ１３を金属板１０に押付けて、金属板１０を絞り張り出し成形加工する。ここで、図６Ａに示す絞り張り出し成形加工により得られる成形品の一例を図６Ｂに示す。
図６Ａに示す絞り張り出し成形加工では、例えば、パンチ１０の側面側に位置する金属板１０（成形品の側面となる部分）は、平面ひずみ変形が生じる。一方で、パンチ１０の頂面に位置する金属板１０（成形品の天面）は、比較的、平面ひずみ変形に近い不等二軸引張変形が生じる。
図６Ａに示す絞り張り出し成形加工では、例えば、パンチ１０の側面側に位置する金属板１０（成形品の側面となる部分）は、平面ひずみ変形が生じる。一方で、パンチ１０の頂面に位置する金属板１０（成形品の天面）は、比較的、平面ひずみ変形に近い不等二軸引張変形が生じる。
【0052】
ここで、本実施形態に係る成形品（管状成形品、プレス成形品）において、図７に示すように、平面ひずみ引張変形は、ε１方向に伸び、ε２方向には変形が生じない変形である。また、二軸引張変形は、ε１方向に伸び、ε２方向にも伸びが生じる変形である。具体的には、平面ひずみ引張変形は、二軸方向のひずみを各々最大主ひずみε１および最小主ひずみε２としたとき、ひずみ比β（＝ε２／ε１）がβ＝０となる変形である。二軸引張変形は、ひずみ比β（＝ε２／ε１）が０＜β≦１となる変形である。なお、ひずみ比β（＝ε２／ε１）が０＜β＜１となる変形が不等二軸変形であり、ひずみ比β（＝ε２／ε１）がβ＝１となる変形が等二軸変形である。ちなみに、一軸引張変形は、ε１方向に伸び、ε２方向に縮みが生じる変形であって、ひずみ比β（＝ε２／ε１）が－０．５≦β＜０となる変形である。
【0053】
ただし、上記ひずみ比βの範囲は、理論値であり、例えば、金属板の表面に転写したスクライブドサークルにおける金属板成形前後（金属板変形前後）の形状変化から計測した最大主ひずみ及び最小主ひずみから算出される、各変形のひずみ比βの範囲は次の通りである。
・一軸引張変形： －０．５＜β≦－０．１
・平面ひずみ引張変形： －０．１＜β≦０．１
・不等二軸変形： ０．１＜β≦０．８
・等二軸変形： ０．８＜β≦１．０
・一軸引張変形： －０．５＜β≦－０．１
・平面ひずみ引張変形： －０．１＜β≦０．１
・不等二軸変形： ０．１＜β≦０．８
・等二軸変形： ０．８＜β≦１．０
【0054】
一方、成形加工では、金属板の少なくとも一部が板厚減少率１０％以上３０％以下となる加工量で行うことがよい。板厚減少率１０％未満の加工量では、ひずみ集中が少なく、成形加工時に凹の発達が生じ難い傾向がある。そのため、プレス成形品の肌荒れ自体が発生し難い。一方、板厚減少率３０％を超えると、成形加工により金属板（成形品）の破断が生じる傾向が高まる。よって、成形加工の加工量は、上記範囲とすることがよい。
【0055】
特に、プレス成形品の成形加工は、縁部（ダイスとホルダとで挟まれた部位）を除く金属板の全体が板厚減少率１０％以上３０％以下となる加工量で行ってもよい。成形するプレス成形品の形状にもよるが、特に、成形加工は、パンチの頂面に位置する金属板の部位（金属板が二軸引張変形する部位）が板厚減少率１０％以上３０％以下となる加工量で行うことがよい。パンチの頂面に位置する金属板の部位は、プレス成形品を外装部材として適用したとき、最も視線にさらされ易い部位となることが多い。このため、この金属板の部位を板厚減少率１０％以上３０％以下と多い加工量で成形加工したとき、凹部の発達を抑えると、肌荒れ抑制効果が顕著となる。
【0056】
つまり、本実施形態に係る成形品（特に、プレス成形品）は、成形品の最大板厚をＤ１とし、成形品の最小板厚をＤ２としたとき、式：１０≦（Ｄ１－Ｄ２）／Ｄ１×１００≦３０の関係を満たす加工品であっても、肌荒れが抑制された成形品となる。
【0057】
なお、板厚減少率は、成形加工前の金属板の板厚をＴｉとし、成形加工後の金属板（プレス成形品）の板厚をＴａとしたとき、式：板厚減少率＝（Ｔｉ－Ｔａ）／Ｔｉで示される。
【0058】
ここで、本実施形態に係る成形品（管状成形品、プレス成形品）には、平面ひずみ引張変形、又は、平面ひずみ引張変形および二軸引張変形が生じる成形加工が施されている。
成形品に、平面ひずみ引張変形、又は、平面ひずみ引張変形および二軸引張変形が生じる成形加工が施されていることを確認する方法は、例えば、次の通りである。
成形品に、平面ひずみ引張変形、又は、平面ひずみ引張変形および二軸引張変形が生じる成形加工が施されていることを確認する方法は、例えば、次の通りである。
【0059】
成形品の３次元形状を測定し、数値解析用のメッシュを作製し、コンピュータによる逆解析によって、板材から３次元形状へ至るまでの過程を導出し、前記各メッシュにおける最大主ひずみと最小主ひずみとの比（前記β）を算出する。この算出により、平面ひずみ引張変形、又は、平面ひずみ引張変形および二軸引張変形が生じる成形加工が施されていることを確認することができる。
例えば、Ｃｏｍｅｔ Ｌ３Ｄ（東京貿易テクノシステム（株））等の三次元計測機により、成形品の三次元形状を測定し、得られた測定データを基に，成形品のメッシュ形状データを得る。次に、得られたメッシュ形状データを用いて、ワンステップ法（加工硬化算出ツール「ＨＹＣＲＡＳＨ（株式会社ＪＳＯＬ）」等）の数値解析により、成形品の形状を元にそれを一度平坦な板に展開し、そこからの成形品の伸び、曲げ状態などの形状情報から成形品の板厚変化、残留ひずみなどを計算する。この計算によっても、平面ひずみ引張変形、又は、平面ひずみ引張変形および二軸引張変形が生じる成形加工が施されていることを確認することができる。
例えば、Ｃｏｍｅｔ Ｌ３Ｄ（東京貿易テクノシステム（株））等の三次元計測機により、成形品の三次元形状を測定し、得られた測定データを基に，成形品のメッシュ形状データを得る。次に、得られたメッシュ形状データを用いて、ワンステップ法（加工硬化算出ツール「ＨＹＣＲＡＳＨ（株式会社ＪＳＯＬ）」等）の数値解析により、成形品の形状を元にそれを一度平坦な板に展開し、そこからの成形品の伸び、曲げ状態などの形状情報から成形品の板厚変化、残留ひずみなどを計算する。この計算によっても、平面ひずみ引張変形、又は、平面ひずみ引張変形および二軸引張変形が生じる成形加工が施されていることを確認することができる。
【実施例】
【0060】
以下、本発明を、実施例を挙げてさらに具体的に説明する。ただし、これら実施例は、本発明を制限するものではない。
【0061】
（試験例１）：平均結晶粒径の３倍までの断面領域のＨＶ差が小さい例（発明例）
質量％で、Ｃ：０．００２９％、Ｓｉ：０．０１２％、Ｍｎ：０．０９％、Ｐ：０．０２％、Ｓ：０．００３％、Ａｌ：０．０４１％、Ｎ：０．００３％、Ｔｉ：０．０１３％、Ｎｂ：０．０２３％、及び、Ｂ：０．０００７％、残部：Ｆｅおよび不純物を含有する化学組成を有し、板厚１０ｍｍの表面層用熱延板を準備した。
一方、質量％で、Ｃ：０．２％、Ｓｉ：０．２％、Ｍｎ：１．２％、Ｐ：０．０２％、Ｓ：０．００３％、Ａｌ：０．０３％、Ｎ：０．００３％、Ｔｉ：０．２％、Ｎｂ：０．００３％、及び、Ｂ：０．００１８％、残部：Ｆｅおよび不純物を含有する化学組成を有し、板厚２０ｍｍの基層用熱延板を準備した。
質量％で、Ｃ：０．００２９％、Ｓｉ：０．０１２％、Ｍｎ：０．０９％、Ｐ：０．０２％、Ｓ：０．００３％、Ａｌ：０．０４１％、Ｎ：０．００３％、Ｔｉ：０．０１３％、Ｎｂ：０．０２３％、及び、Ｂ：０．０００７％、残部：Ｆｅおよび不純物を含有する化学組成を有し、板厚１０ｍｍの表面層用熱延板を準備した。
一方、質量％で、Ｃ：０．２％、Ｓｉ：０．２％、Ｍｎ：１．２％、Ｐ：０．０２％、Ｓ：０．００３％、Ａｌ：０．０３％、Ｎ：０．００３％、Ｔｉ：０．２％、Ｎｂ：０．００３％、及び、Ｂ：０．００１８％、残部：Ｆｅおよび不純物を含有する化学組成を有し、板厚２０ｍｍの基層用熱延板を準備した。
【0062】
次に、基層用熱延板の両面に、表面層用熱延板を溶接した。この溶接した積層熱延板を１１００℃に加熱した後、圧下率９２％で熱延した。その後、熱延後の積層熱延板を、水素焼鈍し，表面の炭素を脱炭させた。
次に、積層熱延板を、圧下率８１％で冷延した。
次に、積層冷延板を、昇温速度１０℃／ｓ、均熱温度７８０℃、均熱時間１０分で焼鈍した後、冷却速度５０℃／ｓで急冷した。
次に、積層熱延板を、圧下率８１％で冷延した。
次に、積層冷延板を、昇温速度１０℃／ｓ、均熱温度７８０℃、均熱時間１０分で焼鈍した後、冷却速度５０℃／ｓで急冷した。
【0063】
以上の工程により、基層の両面に、表面層が設けられた鋼板を得た。基層、表面層の詳細は、次の通りである。
基層 ：面積率で、フェライト：４０％、マルテンサイト：６０％の複相金属組織を有し、厚さ０．４ｍｍのＤＰ鋼層
表面層：面積率で、フェライト：１００％の単相金属組織を有し、厚さ０．１ｍｍの鋼層
基層 ：面積率で、フェライト：４０％、マルテンサイト：６０％の複相金属組織を有し、厚さ０．４ｍｍのＤＰ鋼層
表面層：面積率で、フェライト：１００％の単相金属組織を有し、厚さ０．１ｍｍの鋼層
【0064】
（試験例２）平均結晶粒径の５倍までの断面領域のＨＶ差が小さい例（発明例）
水素焼鈍の時間を長く変更した以外は、試験例１と同様にして、鋼板を得た。基層、表面層の詳細は、次の通りである。
基層 ：面積率で、フェライト：４０％、マルテンサイト：６０％の複相金属組織を有し、厚さ０．４ｍｍのＤＰ鋼層
表面層：面積率で、フェライト：１００％の単相金属組織を有し、厚さ０．１ｍｍの鋼層
水素焼鈍の時間を長く変更した以外は、試験例１と同様にして、鋼板を得た。基層、表面層の詳細は、次の通りである。
基層 ：面積率で、フェライト：４０％、マルテンサイト：６０％の複相金属組織を有し、厚さ０．４ｍｍのＤＰ鋼層
表面層：面積率で、フェライト：１００％の単相金属組織を有し、厚さ０．１ｍｍの鋼層
【0065】
（試験例３）平均結晶粒径の３倍までの断面領域のＨＶ差が大きい例（比較例：単層型）
基層用熱延板に対して、冷延および焼鈍を施した以外は、試験例１と同様にして、面積率で、フェライト：４０％、マルテンサイト：６０％の複相金属組織を有し、厚さ０．４ｍｍのＤＰ鋼板を得た。
基層用熱延板に対して、冷延および焼鈍を施した以外は、試験例１と同様にして、面積率で、フェライト：４０％、マルテンサイト：６０％の複相金属組織を有し、厚さ０．４ｍｍのＤＰ鋼板を得た。
【0066】
（試験例４）平均結晶粒径の３倍までの断面領域のＨＶが大きい例（比較例：積層型）
焼鈍の均熱温度を７４０℃に変更した以外は、試験例１と同様にして、鋼板を得た。基層、表面層の詳細は、次の通りである。
基層 ：面積率で、フェライト：７５％、マルテンサイト：２５％の複相金属組織を有し、厚さ０．４ｍｍのＤＰ鋼層
表面層：面積率で、フェライト：１００％の単相金属組織を有し、厚さ０．１ｍｍの鋼層
焼鈍の均熱温度を７４０℃に変更した以外は、試験例１と同様にして、鋼板を得た。基層、表面層の詳細は、次の通りである。
基層 ：面積率で、フェライト：７５％、マルテンサイト：２５％の複相金属組織を有し、厚さ０．４ｍｍのＤＰ鋼層
表面層：面積率で、フェライト：１００％の単相金属組織を有し、厚さ０．１ｍｍの鋼層
【0067】
（測定）
得られた各例の鋼板について、既述の方法に従って、表面から基層に向かう方向に表面層の平均結晶粒径の３倍又は５倍までの断面領域におけるビッカース硬さを測定した。最大ビッカース硬さの９０％～１００％の範囲にあるビッカース硬さの割合を求めた。
得られた各例の鋼板について、既述の方法に従って、表面から基層に向かう方向に表面層の平均結晶粒径の３倍又は５倍までの断面領域におけるビッカース硬さを測定した。最大ビッカース硬さの９０％～１００％の範囲にあるビッカース硬さの割合を求めた。
【0068】
ただし、試験例３のＤＰ鋼板は、既述の方法に準じて、表面から板厚方向に鋼板の平均結晶粒径の３倍又は５倍までの断面領域におけるビッカース硬さを測定した。そして、最大ビッカース硬さの９０％～１００％の範囲にあるビッカース硬さの割合を求めた。
【0069】
なお、表中、平均結晶粒径の３倍までの断面領域における上記ビッカース硬さの割合を「ビッカース硬さの割合（平均結晶粒径の３倍）と表記する。また、平均結晶粒径の５倍までの断面領域における上記ビッカース硬さの割合を「ビッカース硬さの割合（平均結晶粒径の３倍）と表記する。
【0070】
（評価）
－成形加工評価Ａ－
得られた各例の鋼板に対して、張り出し加工を施し、プレス成形品を成形した。
具体的には、図８に示すように、成形品２０の天板部２０Ａの直径Ｒ＝１５０ｍｍ、成形品２０の高さＨ＝１８ｍｍ、成形品２０の縦壁部２０Ｂの角度θ＝９０°の皿状のプレス成形品を成形した。
なお、この成形は、天板部２０Ａの評価部Ａ（天板部２０Ａの中心部）となる鋼板の板厚減少率が３０％である加工量で実施した。この成形品の天板部２０Ａの評価部Ａでの変形比βは、１．０である。
－成形加工評価Ａ－
得られた各例の鋼板に対して、張り出し加工を施し、プレス成形品を成形した。
具体的には、図８に示すように、成形品２０の天板部２０Ａの直径Ｒ＝１５０ｍｍ、成形品２０の高さＨ＝１８ｍｍ、成形品２０の縦壁部２０Ｂの角度θ＝９０°の皿状のプレス成形品を成形した。
なお、この成形は、天板部２０Ａの評価部Ａ（天板部２０Ａの中心部）となる鋼板の板厚減少率が３０％である加工量で実施した。この成形品の天板部２０Ａの評価部Ａでの変形比βは、１．０である。
【0071】
そして、成形品の評価部Ａにおいて、成形前後の「断面曲線の算術平均高さＰａ」を測定し、Ｐａ増加分（成形後のＰａ－成形前のＰａ）を算出した。
なお、「断面曲線の算術平均高さＰａ」は、ＪＩＳ Ｂ０６０１（２００１）に規定された算術平均高さである。測定条件は、評価長さ：１ｍｍ、基準長さ：１ｍｍとした。
なお、「断面曲線の算術平均高さＰａ」は、ＪＩＳ Ｂ０６０１（２００１）に規定された算術平均高さである。測定条件は、評価長さ：１ｍｍ、基準長さ：１ｍｍとした。
【0072】
－成形加工評価Ｂ－
図８中、成形品２０の天板部板２０Ａの評価部Ｂ（天板部２０Ａの中心と縁と間の中央部）の板厚減少率が２５％である加工量となるように、成形品２０の高さＨを調整した以外は、成形加工評価Ａと同様にして、プレス成形品を成形した。この成形品の評価部Ｂでの変形比βは、０．５である。成形品の評価部Ｂにおいて、Ｐａ増加分を求めた。
図８中、成形品２０の天板部板２０Ａの評価部Ｂ（天板部２０Ａの中心と縁と間の中央部）の板厚減少率が２５％である加工量となるように、成形品２０の高さＨを調整した以外は、成形加工評価Ａと同様にして、プレス成形品を成形した。この成形品の評価部Ｂでの変形比βは、０．５である。成形品の評価部Ｂにおいて、Ｐａ増加分を求めた。
【0073】
－成形加工評価Ｃ－
図８中、成形品２０の天板部板２０Ａの評価部Ｃ（天板部２０Ａの縁部）の板厚減少率が２０％である加工量となるように、成形品２０の高さＨを調整した以外は、成形加工評価Ａと同様にして、プレス成形品を成形した。この成形品の評価部Ｃでの変形比βは、０．０である。そして、成形品の評価部Ｃにおいて、Ｐａ増加分を求めた。
図８中、成形品２０の天板部板２０Ａの評価部Ｃ（天板部２０Ａの縁部）の板厚減少率が２０％である加工量となるように、成形品２０の高さＨを調整した以外は、成形加工評価Ａと同様にして、プレス成形品を成形した。この成形品の評価部Ｃでの変形比βは、０．０である。そして、成形品の評価部Ｃにおいて、Ｐａ増加分を求めた。
【0074】
なお、上記成形加工評価Ａ～Ｃの成形では、成形品の評価部に相当する鋼板の表面にスクライブドサークルを転写しておき，成形前後（変形前後）のスクライブドサークルの形状変化を計測することで、最大主ひずみ、最小主ひずみを計測した。それらの値から，成形品の評価部での変形比βを算出した。
【0075】
【表1】
【0076】
上記結果から、複相金属組織を有する基層の少なくとも片面に、単相金属組織を有し、表面層の表層領域において、硬度測定点の７０％以上のビッカース硬さが、最大ビッカース硬さの９０％～１００％の範囲にある表面層を設けた試験例１～２の鋼板は、平面ひずみ引張変形、又は平面ひずみ引張変形および二軸引張変形が生じる成形加工を施しても、肌荒れの発生が抑制され意匠性に優れた成形品が得られることがわかる。
一方、硬度測定点の７０％未満のビッカース硬さが、最大ビッカース硬さの９０％～１００％の範囲にある試験例３～４の鋼板は、平面ひずみ引張変形、又は平面ひずみ引張変形および二軸引張変形が生じる成形加工を施すと、成形品に肌荒れの発生することがわかる。
一方、硬度測定点の７０％未満のビッカース硬さが、最大ビッカース硬さの９０％～１００％の範囲にある試験例３～４の鋼板は、平面ひずみ引張変形、又は平面ひずみ引張変形および二軸引張変形が生じる成形加工を施すと、成形品に肌荒れの発生することがわかる。
【符号の説明】
【0077】
１０ 金属板
１２ 基層
１４Ａ 表面層
１４Ｂ 表面層
１２ 基層
１４Ａ 表面層
１４Ｂ 表面層
【図1】
【図2】
【図3】
【図4】
【図5A】
【図5B】
【図6A】
【図6B】
【図7】
【図8】
