"質量で、C:0.0007以上、0.05以下、Si:1.0以下、Mn:1.5以下、P:0.15以下、S:0.03以下、Al:0.005以上、0.2以下、N:0.007以下を含有し、残部Fe及び不可避的不純物からなり、板厚1/4層における{112}<110>方位の極密度が5.0以上であり、かつ、{100}<011>~{223}<110>方位群のうち{112}<110>方位以外のX線ランダム強度比の平均値が4.0未満であることを特徴とする圧延直角方向のヤング率に優れた鋼板。さらに、鋼板の金属組織が面積率で95以上のフェライトからなり、前記フェライトのうち未再結晶フェライトの面積率が25以上であることを特徴とする請求項1に記載の圧延直角方向のヤング率に優れた鋼板。さらに、鋼板中の固溶Cが3ppm以上、10ppm以下であることを特徴とする請求項1又は2に記載の圧延直角方向のヤング率に優れた鋼板。さらに、質量で、Ti:0.005以上、0.10以下、Nb:0.005以上、0.10以下、V:0.001以上、0.100以下、Zr:0.001以上、0.100以下の1種又は2種以上を含有する請求項1~3いずれか1項に記載の圧延直角方向のヤング率に優れた鋼板。さらに、質量で、Mg:0.001以上、0.015以下、Ca:0.0005以上、0.01以下、Rem:0.0005以上、0.10以下の1種又は2種以上を含有する請求項1~4いずれか1項に記載の圧延直角方向のヤング率に優れた鋼板。さらに、質量で、Ni、Cu,Mo,B、Crの1種又は2種以上を合計で0.001以上、4.0以下含有することを特徴とする請求項1~5のいずれか1項に記載の圧延直角方向のヤング率に優れた鋼板。請求項1~6のいずれか1項に記載の鋼板に溶融Znめっきを設けたことを特徴とする圧延直角方向のヤング率に優れた鋼板。請求項1~6のいずれか1項に記載の鋼板に、合金化溶融亜鉛めっきが施されていることを特徴とする圧延直角方向のヤング率に優れた鋼板。請求項1~8のいずれか1項に記載の化学成分を有する熱延鋼板を酸洗後、60以上、90以下の圧下率で冷間圧延を施した後、25°C以上、750°C以下の焼鈍温度で焼鈍することを特徴とする圧延直角方向のヤング率に優れた鋼板の製造方法。請求項9に記載の製造方法において、25°C以上、750°C以下の焼鈍温度で、式1を満たすt秒間以内保持することを特徴とする圧延直角方向のヤング率に優れた鋼板の製造方法。t=-105×logT287566式1ここで、Tは25°C以上、750°C以下の焼鈍温度である。請求項9又は10に記載の製造方法において、所定の鋼板成分に溶製した後、鋼塊又はスラブに鋳造して,粗圧延を行い、所定の温度で熱間圧延を終了後,所定の時間内に冷却を開始し、所定の冷却速度で冷却を行い、500°C以上、800°C以下の温度で巻き取って熱延鋼板とすることを特徴とする圧延直角方向のヤング率に優れた鋼板の製造方法。請求項9~11のいずれか1項に記載の製造方法において、所定の鋼板成分に溶製したのち、鋼塊又はスラブに鋳造して、粗圧延を行い、Ar3以上、950°C以下の温度で熱間圧延を終了し、熱間圧延終了後、30秒以内に冷却を開始し、5°C/s以上、150°C/s以下の冷却速度で冷却を行うことを特徴とする圧延直角方向のヤング率に優れた鋼板の製造方法。請求項9~12のいずれか1項に記載の製造方法において、熱延鋼板を酸洗後、冷間圧延を施した後、3°C/s以上、300°C/s以下の速度で昇温し焼鈍を行うことを特徴とする圧延直角方向のヤング率に優れた鋼板の製造方法。請求項7に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法であって、請求項9~13のいずれか1項に記載の製造方法で製造した鋼板の表面に溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする圧延直角方向のヤング率に優れた鋼板の製造方法。請求項8に記載の合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板の製造方法であって、請求項9~13のいずれか1項に記載の製造方法で製造した鋼板の表面に溶融亜鉛めっきを施した後、450°C以上、600°C以下の温度で、10秒間以上保持して合金化処理を行うことを特徴とする圧延直角方向のヤング率に優れた鋼板の製造方法。上述のように、今までの技術では、焼鈍時に再結晶させることにより{112}<110>を含む方位群をもつ集合組織を発達させることが主であった。しかし、同時に{112}<110>以外の副方位も発達してしまうために、圧延直角方向のヤング率に特化した鋼板を製造する技術としては不十分であった。そこで、本発明では、冷延後に、低温域で未再結晶焼鈍を行うことにより、鋼板組織を未再結晶フェライトとして、{112}<110>方位を発達させた圧延方向と直角方向のヤング率に特化した鋼板とその製造方法を提供するものである。上述の如き問題点を解決するために、本発明者らは、圧延直角方向のヤング率に優れた鋼板を発明した。1質量で、C:0.0007以上、0.05以下、Si:1.0以下、Mn:1.5以下、P:0.15以下、S:0.03以下、Al:0.005以上、0.2以下、N:0.007以下を含有し、残部Fe及び不可避的不純物からなり、板厚1/4層における{112}<110>方位の極密度が5.0以上であり、かつ{100}<011>~{223}<110>方位群のうち{112}<110>方位以外のX線ランダム強度比の平均値が4.0未満であることを特徴とする圧延直角方向のヤング率に優れた鋼板。2さらに、鋼板の金属組織が面積率で95以上のフェライトからなり、前記フェライトのうち未再結晶フェライトの面積率が25以上であることを特徴とする1に記載の圧延直角方向のヤング率に優れた鋼板。3さらに、鋼板中の固溶Cが3ppm以上、10ppm以下であることを特徴とする1又は2に記載の圧延直角方向のヤング率に優れた鋼板。4さらに、質量で、Ti:0.005以上、0.10以下、Nb:0.005以上、0.10以下、V:0.001以上、0.100以下、Zr:0.001以上、0.100以下の1種又は2種以上を含有する1~3のいずれかに記載の圧延直角方向のヤング率に優れた鋼板。5さらに、質量で、Mg:0.001以上、0.015以下、Ca:0.0005以上、0.01以下、Rem:0.0005以上、0.10以下の1種又は2種以上を含有する1~4のいずれかに記載の圧延直角方向のヤング率に優れた鋼板。6さらに、質量で、Ni、Cu,Mo,B、Crの1種又は2種以上を合計で0.001以上、4.0以下含有することを特徴とする1~5のいずれかに記載の圧延直角方向のヤング率に優れた鋼板。71~6のいずれかに記載の鋼板に溶融Znめっきを設けたことを特徴とする圧延直角方向のヤング率に優れた鋼板。81~6のいずれかに記載の鋼板に、合金化溶融亜鉛めっきが施されていることを特徴とする圧延直角方向のヤング率に優れた鋼板。91~8のいずれかに記載の化学成分を有する熱延鋼板を酸洗後、60以上、90以下の圧下率で冷間圧延を施した後、25°C以上、750°C以下の焼鈍温度で焼鈍することを特徴とする圧延直角方向のヤング率に優れた鋼板の製造方法。109に記載の製造方法において、25°C以上、750°C以下の焼鈍温度で、式1を満たすt秒間以内保持することを特徴とする圧延直角方向のヤング率に優れた鋼板の製造方法。t=-105×logT287566式1ここで、Tは25°C以上、750°C以下の焼鈍温度である。119又は10に記載の製造方法において、所定の鋼板成分に溶製した後、鋼塊又はスラブに鋳造して,粗圧延を行い、所定の温度で熱間圧延を終了後、所定の時間内に冷却を開始し、所定の冷却速度で冷却を行い、500°C以上、800°C以下の温度で巻き取って熱延鋼板とすることを特徴とする圧延直角方向のヤング率に優れた鋼板の製造方法。129~11のいずれかに記載の製造方法において、所定の鋼板成分に溶製したのち、鋼塊又はスラブに鋳造して,粗圧延を行い、Ar3以上、950°C以下の温度で熱間圧延を終了し、熱間圧延終了後、30秒以内に冷却を開始し、5°C/s以上、150°C/s以下の冷却速度で冷却を行うことを特徴とする圧延直角方向のヤング率に優れた鋼板の製造方法。139~12のいずれかに記載の製造方法において、熱延鋼板を酸洗後、冷間圧延を施した後、3°C/s以上、300°C/s以下の速度で昇温し焼鈍を行うことを特徴とする圧延直角方向のヤング率に優れた鋼板の製造方法。147に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法であって、9~13のいずれかに記載の載の製造方法で製造した鋼板の表面に溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする圧延直角方向のヤング率に優れた鋼板の製造方法。158に記載の合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板の製造方法であって、9~13のいずれかに記載の製造方法で製造した鋼板の表面に溶融亜鉛めっきを施した後、450°C以上、600°C以下の温度で、10秒間以上保持して合金化処理を行うことを特徴とする圧延直角方向のヤング率に優れた鋼板の製造方法。本発明によれば、鋼板組織を未再結晶フェライトとし、{112}<110>方位を発達させることにより、圧延方向と直角方向のヤング率に特化した鋼板を得ることができる。以下に、本発明の内容を詳細に説明する。X線ランダム強度比の平均値、X線ランダム強度比:この平均値は本発明で、特に重要な特性値である。鋼板の表面から5/8~3/8板厚における板面のX線回折を行い、ランダム試料に対する各方位の強度比を求めたときの、{112}<110>方位の極密度が5.0以上であれば、直近要求される圧延方向と直角方向のヤング率が230GPa以上を満たす。この方位が発達すると圧延方向に対して直角の方向に<111>方位が集積するため圧延直角方向のヤング率が高くなる。この極密度が5.0未満では圧延直角方向のヤング率を230GPa超とするのは困難であるので、これを下限とする。鋼板の表面から5/8~3/8板厚における板面のX線回折を行い、ランダム試料に対する各方位の強度比を求めたときの、{100}<011>~{223}<110>方位群のうち{112}<110>方位以外のX線ランダム強度比の平均値が4.0未満であれば、直近要求される圧延方向と直角方向のヤング率が230GPa以上を満たす。これが3.0以上では、ヤング率を230GPa超とするのは困難であるので、これを上限とする。好ましくは3.0未満が好ましい。この方位群に含まれる主な方位は、{100}<011>、{116}<110>、{114}<110>、{113}<110>、{112}<110>、{335}<110>、及び、{223}<110>である。各方位のX線ランダム強度比は、X線回折や、EBSDElectronBackScatteringDiffractionなどの装置を用いて測定する。これら各方位のX線ランダム強度比は、{110}極点図に基づきベクトル法により計算した3次元集合組織や、{110}、{100}、{211}、{310}の極点図のうち複数の極点図好ましくは3つ以上を用いて級数展開法で計算した3次元集合組織から求めればよい。例えば、後者の方法における上記各結晶方位のX線ランダム強度比には、3次元集合組織のφ2=45 ゚断面における001[1-10]、116[1-10]、114[1-10]、113[1-10]、112[1-10]、335[1-10]、223[1-10]の強度をそのまま用いればよい。{100}<011>~{223}<110>方位群のうち{112}<110>方位以外のX線ランダム強度比の平均値とは、{112}<110>方位以外の上記の各方位の相加平均である。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の3/8~5/8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、鋼板の表面から5/8~3/8板厚だけでなく、なるべく多くの厚みについて満たされることで、より一層圧延方向と直角方向のヤング率が良好になる。しかし、鋼板の表面から3/8~5/8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ので、これを規定するものとする。なお、{hkl}<uvw>で表される結晶方位とは、板面の法線方向が<hkl>に平行で、圧延方向が<uvw>と平行であることを示している。次に、金属組織の限定理由について述べる。本発明においては、フェライトを面積率で95以上含有することを特徴としている。フェライト相は、歪が少なく高ヤング率化に有利であり、また、延性にも優れ、加工性が良好であることから、組織は、フェライト相を主相とすることが必要である。本発明の鋼板の組織は、上記フェライト相を主体とすることが好ましいが、マルテンサイト相やベイナイト相や残留オーステナイト相又はパーライト相やセメンタイト相などのフェライト相以外の相を面積率で5以下であれば、有しても問題ない。本発明においては、上記フェライト相のうち、25以上を未再結晶フェライトとすることを特徴としている。冷延鋼板の金属組織のフェライトの一部を未再結晶フェライトとして残留させることにより、冷間圧延で発達させた{112}<110>方位を残し、かつ、{100}<011>~{223}<110>方位群のうち{112}<110>方位以外の方位の発達を抑制することが可能になる。焼鈍時にフェライトを再結晶させてしまうと、{111}112を副方位にもつ集合組織や{100}<011>方位を含む方位群が得られるため、圧延直角方向のヤング率を高める{112}<110>方位を持つ結晶粒が減少してしまう。したがって、圧延直角方向のヤング率を高めるためには、焼鈍時にフェライトを再結晶させないことが重要である。そのため、上記フェライト相のうち、好ましくは40以上、より好ましくは、50以上、さらに好ましくは、60以上を未再結晶フェライトとする。未再結晶フェライトと、それ以外のフェライト、即ち、再結晶フェライト及び変態フェライトとは、電子後方散乱解析像Electronbackscatteringpattern、EBSPという。の結晶方位測定データをKernelAverageMisorientation法KAM法で解析することにより判別することができる。未再結晶フェライトの粒内には、転位は回復しているものの、冷延時の塑性変形により生じた結晶方位の連続的な変化が存在する。一方、未再結晶フェライトを除くフェライト粒内の結晶方位変化は極めて小さくなる。これは、再結晶及び変態により、隣接する結晶粒の結晶方位は大きく異なるものの、1つの結晶粒内では結晶方位が変化していないためである。KAM法では、隣接したピクセル測定点との結晶方位差を定量的に示すことができるので、本発明では、隣接測定点との平均結晶方位差が1°以内、かつ、平均結晶方位差が2°以上あるピクセル間を粒界と定義した時に、結晶粒径が3μm以上である粒を、未再結晶フェライト以外のフェライト、即ち、再結晶フェライト及び変態フェライトと定義する。EBSP測定は、焼鈍後の試料の平均結晶粒径の10分の1の測定間隔で、任意の板断面の板厚方向の1/4厚の位置で100×100μmの範囲において行えばよい。このEBSP測定の結果、得られた測定点はピクセルとして出力される。EBSPの結晶方位測定に供する試料は、機械研磨等によって鋼板を所定の板厚まで減厚し、次いで、電解研磨等によって歪みを除去すると同時に、板厚1/4面が測定面となるように作製する。未再結晶フェライトを含むフェライトの総面積率は、EBSPの結晶方位測定に使用した試料をナイタールエッチし、該測定を行った視野の光学顕微鏡写真を同一の倍率で撮影し、得られた組織写真を画像解析して求めればよい。さらに、この組織写真とEBSPの結晶方位測定の結果を対比させることによって、未再結晶フェライト及び未再結晶フェライト以外のフェライト、即ち、再結晶フェライトと変態フェライトの面積率の合計を求めることもできる。次に、化学成分の限定理由を述べる。なお、化学成分に係るは質量を意味する。Cは、安価に引張強度を増加させる元素であるので、その添加量は狙いとする強度レベルに応じて変化するが、Cを0.0007未満とするのは、製鋼技術上困難で、コストアップとなるだけでなく、溶接部の疲労特性が劣化するので、0.0007を下限とする。一方、Cが0.05を超えると、成形性の劣化を招いたり、溶接性を損なったりするので、0.05を上限とする。Siは、固溶体強化元素として強度を増加させる働きがあり、その添加量は狙いとする強度レベルに応じて変化するが、添加量が1.0超となるとプレス成形性が劣悪となったり、化成処理性の低下を招いたりするので、1.0を上限とする。下限は特に設けないが、0.001以下とするのは、製造コストが高くなるので、0.001が実質的な下限である。Mnは、強度を増加させる働きがあり、その添加量は狙いとする強度レベルに応じて変化するが、添加量が1.5超となると延性が低下したり、亜鉛めっきの密着性が阻害されたりするので、1.5を上限とする。Pは、Siと同様に、安価に強度を高める元素として知られており、強度を増加する必要がある場合には、さらに積極的に添加する。また、Pは、熱延組織を微細にし、加工性を向上する効果も有する。ただし、添加量が0.15を超えると、スポット溶接後の疲労強度が劣悪となったり、降伏強度が増加し過ぎたりしてプレス時に面形状不良を引き起こす。さらに、連続溶融亜鉛めっき時に合金化反応が極めて遅くなり、生産性が低下する。また、2次加工性も劣化する。したがって、上限を0.15とする。Sは、003超では、熱間割れの原因となり、また、加工性を劣化させるので、0.03を上限とする。Alは、脱酸のために0.005以上添加する。しかし、多すぎると溶接性が劣悪となるので、上限を0.2とする。Nは、不純物であり、加工性を悪くさせないように、上限を0.007とする。固溶Cは、3ppm以上、10ppm以下とすることが好ましい。固溶Cを含有する鋼板が部材として加工されると、常温でも歪時効を生じ、ヤング率が高くなる。例えば、自動車用途に使用した場合に、加工後、塗装焼付処理を施すことで鋼板の降伏強度のみならずヤング率も増加する。固溶Cが3ppm未満では、十分な効果を得ることができない。また、10ppmを超えても、加工後の塗装焼付処理性は飽和する傾向にあるので、10ppmを上限とする。固溶C量は、全C量から、Fe、Al、Nb、Ti、Bなどの化合物として存在するC量抽出残査の化学分析から定量を差し引いた値から求めることもできる。また、内部摩擦法や、FIMFieldIonMicroscopyによって求めてもよい。Ti、Nb、V、Zrは、炭素、窒素の固定、析出強化、組織制御、細粒強化などの機構を通じて材質を改善するので、必要に応じ、Tiは0.005以上、Nbは0.005以上、Vは0.001以上、Zrは0.001以上添加することが望ましい。しかし、過度に添加すると、炭化物を形成し、固溶C量が著しく低下するので、それぞれ、上限を、Tiは0.10、Nbは0.10以下、Vは0.100、Zrは0.100以下とした。Mg、Ca、Remは介在物を無害化するのに重要な添加元素である。各元素の下限は、Mgは0.001、Caは0.0005、Remは0.0005とした。一方、過剰添加は清浄度の悪化につながるので、Mgで0.015、Caで0.01、Remで0.10を上限とした。Ni、Cu、Mo、B、Crは、オーステナイトを安定化させる元素であるので、γ→α変態を遅らせることで、結晶粒が微細化し強度が向上する。必要に応じて、Ni、Cu、Mo、B、Crの1種又は2種以上の合計で0.001以上添加することが望ましい。しかし、過度の添加は逆に加工性を劣化させるので、上限を4.0とする。なお、本発明の鋼板に表面処理しても、そのヤング率向上効果を失うものではなく、電気めっき、溶融めっき、蒸着めっき、有機皮膜形成、フィルムラミネート、有機塩類/無機塩類処理、ノンクロ処理等のいずれでも本発明の効果が得られる。次に、本発明薄鋼板の製造方法について述べる。圧延直角方向のヤング率に優れた鋼板を製造するためには、{112}<110>方位を発達させること、及び、鋼板組織として未再結晶フェライト相を残すことが重要である。詳細を以下に説明する。熱間圧延に先行する製造方法は、特に限定するものではない。即ち、高炉や電炉等による溶製に引続き、各種の2次製錬を行い、次いで、通常の連続鋳造、インゴット法による鋳造の他、薄スラブ鋳造などの方法で鋳造すればよい。連続鋳造の場合には、一度、低温まで冷却した後、再度加熱してから熱間圧延してもよいし、鋳造スラブを連続的に熱延してもよい。原料には、スクラップを使用しても構わない。本発明の圧延直角方向のヤング率に優れた鋼板を得るための熱延鋼板は、以下の要件を満たす場合に得られる。熱延の仕上げ温度は、Ar3変態点以上とする。Ar3変態点未満では、圧延方向のヤング率にとって好ましくない{110}<001>集合組織が発達する。また、仕上げ温度は950°C以下とする。上限を950°Cとしたのは、仕上げ温度が950°Cを超えると、オーステナイト粒が粗大になり、強度が低下するためである。なお、Ar3変態温度は合金組成に応じて次の式により計算し、把握することができる。Ar3=901-325×C33×Si-92×MnNi/2Cr/2Cu/2Mo/2仕上圧延終了後は、30秒以内に冷却を開始する必要がある。これを超えると、オーステナイト粒が粗大化して強度と伸びが低下する。冷却速度は、5°C/s以上、150°C/s以下とする。冷却速度が5°C/sより遅い場合、オーステナイト粒や変態したフェライト相の結晶粒の粒成長が起きてしまい、強度と伸びが低下を招く。一方、150°C/sを超えると、フェライト相が得難くなること、及び、得られたフェライト相の硬さが高くなることで、伸びが著しく劣化する。冷却後は、500°C以上、800°C以下で巻き取って熱延鋼板とする。500°Cより低い温度で巻き取ると、ベイナイト変態が起きてしまい、最終組織でフェライトを95以上得ることができない。800°Cを超える温度で巻き取ると、パーライト変態が起きてしまい、同じく、最終組織でフェライトを95以上得ることができない。その後、熱延原版を冷間にて60以上、95以下の圧延を行う。これは、60超の高い圧下率で冷間圧延を行うことにより、ヤング率の向上に有効な{112}<110>方位を発達させることができるためである。冷間圧延の圧下率の上限は、冷間圧延時のロールへの負荷が高まるため、95以下とする。焼鈍は、本発明において最も重要な工程であり、その条件については、上述した通りである。焼鈍は、昇温速度、加熱時間を制御するため、連続焼鈍設備によって行うことが好ましい。また、昇温速度を速くするために、高周波加熱装置、通電加熱装置を併用してもよい。未再結晶フェライトの面積率を増加させるには、焼鈍の加熱速度を高めることが好ましい。焼鈍時、室温から750°Cまでの平均加熱速度は3~300°C/sとする。加熱速度が3°C/s未満では、加熱途中で再結晶が起こり、集合組織が崩れることから、3°C/sを下限とする。加熱速度が高くなるほど集合組織が維持されるが、300°C/s超とすることは、特段の効果を生じないので、300°C/sを上限とする。焼鈍は、25°C以上、750°C以下の焼鈍温度で行う。焼鈍温度が750°Cを超える場合、再結晶が起こり、集合組織が崩れるので、750°Cを上限とする。好ましくは、700°C未満、より好ましくは600°C未満である。下限は、加工性を担保するため、好ましくは150°Cである。焼鈍時の保持時間は、式1を満たすt秒間以内とする。式1の物理的意味は不明であるが、本発明者らが鋭意検討を行った結果、焼鈍時の保持時間を式1を満たすt秒以内とすることで、圧延直角方向のヤング率を向上させることができることが解った。ここで、Tは25°C以上、750°C以下の焼鈍温度である。未再結晶フェライトの面積率を増加させるには、焼鈍における最高到達温度を低く、滞留時間を短くすることが好ましい。式1で与えられるt秒間以上保持した場合、集合組織が破壊され、{112}<110>方位を持つ結晶粒が減少するため、圧延直角方向のヤング率が著しく低下してしまう。t=-105×logT287566式1合金化処理は450~600°Cの範囲内で行う。450°C未満では、合金化が十分に進行せず、また、600°C超では、過度に合金化が進行し、めっき層が脆化するため、プレス等の加工によってめっきが剥離するなどの問題を誘発する。合金化処理の時間は、10s以上とする。10s未満では合金化が十分に進行しない。合金化処理の時間の上限は特に規定しないが、通常、連続ラインに設置された熱処理設備によって行うため、3000sを超えて行うと生産性を損ない、また、設備投資が必要となるため、製造コストが高くなる。次に、本発明の実施例について説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、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、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。実施例表1に示す組成を有する鋼を溶製して鋼片を製造し、そのまま、又は、一旦室温まで冷却した後に再加熱し、熱間圧延を行った。このとき、熱間圧延の終了温度は、Ar3変態点以上、900°C以下とし、仕上げ圧延後の冷却開始時間は30秒以内とした。冷却時の冷却速度は5°C/s以上、150°C/s以下とし、巻取り温度は500°C以上、700°C以下とした。熱延鋼板の板厚は2~5mmとする。この板はその後、酸洗し、表2で示す条件で冷間圧延を行った後、焼鈍を行い、材質評価に供した。組織分率は、焼鈍後の組織分率を示している。表中のS及びTに関しては、めっき処理と合金化処理を施した。表3に、それぞれの組織形成と機械的特性を示す。圧延直角方向のヤング率は、静的引張法で測定を行った。{112}<110>方位の極密度、及び、{100}<011>~{223}<110>方位群のうち{112}<110>方位以外のX線ランダム強度比の平均値は、前述のEBSPを用いて圧延方向に平行な断面の3/8~5/の領域を0.5μmピッチで測定した。鋼板の板厚断面のミクロ組織観察は、圧延方向を観察面として試料を採取し、エッチングをレペラー法として、光学顕微鏡で行った。また、未再結晶フェライトの面積分率及び未再結晶フェライトを除くフェライトの面積分率は、EBSPの結晶方位測定及びその測定結果と光学顕微鏡組織写真を照合し、画像解析によって求めた。"