"質量で以下、化学成分について同じ。、C:0.05~0.30、Si:3.0以下0を含まない、Mn:0.1~5.0、P:0.1以下0を含まない、S:0.02以下0を含まない、Al:0.01~1.0、N:0.01以下0を含まないを各々含み、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有し、軟質第1相であるフェライトを面積率で20~50含み、残部が硬質第2相である、焼戻しマルテンサイトおよび/または焼戻しベイナイトからなる組織を有し、前記フェライトの粒内に存在する、円相当直径0.3μm以上のセメンタイト粒子の分散状態が、前記フェライト1μm2当たり0.05~0.15個であることを特徴とする強度および延性のばらつきの小さい高強度冷延鋼板。成分組成が、更に、Cr:0.01~1.0を含むものである請求項1に記載の強度および延性のばらつきの小さい高強度冷延鋼板。成分組成が、更に、Mo:0.01~1.0、Cu:0.05~1.0、Ni:0.05~1.0の1種または2種以上を含むものである請求項1または2に記載の強度および延性のばらつきの小さい高強度冷延鋼板。成分組成が、更に、Ca:0.0001~0.01、Mg:0.0001~0.01、Li:0.0001~0.01、REM:0.0001~0.01の1種または2種以上を含むものである請求項1~3のいずれか1項に記載の強度および延性のばらつきの小さい高強度冷延鋼板。請求項1~4のいずれか1項に示す成分組成を有する鋼材を、下記~に示す各条件で、熱間圧延した後、冷間圧延し、その後、焼鈍し、さらに焼戻しすることを特徴とする強度および延性のばらつきの小さい高強度冷延鋼板の製造方法。熱間圧延条件仕上げ圧延終了温度:Ar3点以上巻取温度:450~600°C冷間圧延条件冷間圧延率:20~50焼鈍条件室温~600°Cの温度域を0.5~5.0°C/sの第1加熱速度で、600°C~焼鈍温度の温度域を第1加熱速度の1/2以下の第2加熱速度で、それぞれ昇温し、Ac1Ac3/2~Ac3の焼鈍温度にて、3600s以下の焼鈍保持時間だけ保持した後、焼鈍温度から、730°C以下500°C以上の第1冷却終了温度までを1°C/s以上50°C/s未満の第1冷却速度で徐冷した後、Ms点以下の第2冷却終了温度までを50°C/s以上の第2冷却速度で急冷する。焼戻し条件焼戻し温度:300~500°C焼戻し保持時間:300°C~焼戻し温度の温度範囲内に60~1200sそこで本願発明の目的は、化学成分の調整による製造コストの上昇を来たすことなく、焼鈍条件の変動に影響されることのない、機械的特性特に強度と延性のばらつきの少ない高強度冷延鋼板およびその製造方法を提供することにある。請求項1に記載の発明は、質量で以下、化学成分について同じ。、C:0.05~0.30、Si:3.0以下0を含まない、Mn:0.1~5.0、P:0.1以下0を含まない、S:0.02以下0を含まない、Al:0.01~1.0、N:0.01以下0を含まないを各々含み、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有し、軟質第1相であるフェライトを面積率で20~50含み、残部が硬質第2相である、焼戻しマルテンサイトおよび/または焼戻しベイナイトからなる組織を有し、前記フェライトの粒内に存在する、円相当直径0.3μm以上のセメンタイト粒子の分散状態が、前記フェライト1μm2当たり0.05~0.15個であることを特徴とする強度および延性のばらつきの小さい高強度冷延鋼板である。請求項2に記載の発明は、成分組成が、更に、Cr:0.01~1.0を含むものである請求項1に記載の強度および延性のばらつきの小さい高強度冷延鋼板である。請求項3に記載の発明は、成分組成が、更に、Mo:0.01~1.0、Cu:0.05~1.0、Ni:0.05~1.0の1種または2種以上を含むものである請求項1または2に記載の強度および延性のばらつきの小さい高強度冷延鋼板である。請求項4に記載の発明は、成分組成が、更に、Ca:0.0001~0.01、Mg:0.0001~0.01、Li:0.0001~0.01、REM:0.0001~0.01の1種または2種以上を含むものである請求項1~3のいずれか1項に記載の強度および延性のばらつきの小さい高強度冷延鋼板である。請求項5に記載の発明は、請求項1~4のいずれか1項に示す成分組成を有する鋼材を、下記~に示す各条件で、熱間圧延した後、冷間圧延し、その後、焼鈍し、さらに焼戻しすることを特徴とする強度および延性のばらつきの小さい高強度冷延鋼板の製造方法である。熱間圧延条件仕上げ圧延終了温度:Ar3点以上巻取温度:450~600°C冷間圧延条件冷間圧延率:20~50焼鈍条件室温~600°Cの温度域を0.5~5.0°C/sの第1加熱速度で、600°C~焼鈍温度の温度域を第1加熱速度の1/2以下の第2加熱速度で、それぞれ昇温し、Ac1Ac3/2~Ac3の焼鈍温度にて、3600s以下の焼鈍保持時間だけ保持した後、焼鈍温度から、730°C以下500°C以上の第1冷却終了温度までを1°C/s以上50°C/s未満の第1冷却速度で徐冷した後、Ms点以下の第2冷却終了温度までを50°C/s以上の第2冷却速度で急冷する。焼戻し条件焼戻し温度:300~500°C焼戻し保持時間:300°C~焼戻し温度の温度範囲内に60~1200s本願発明によれば、軟質第1相であるフェライトと、硬質第2相である、焼戻しマルテンサイトおよび/または焼戻しベイナイトからなる複相組織鋼において、フェライト粒内に粗大なセメンタイト粒子を積極的に分散させることで、フェライトの硬さを上昇させる一方、硬質第2相のC含有量を減少させてその硬さを低下させ、これにより各組織間の硬さの差異を小さくすることで、組織分率の変動による機械的特性の変動を抑制し、強度および延性のばらつきの少ない高強度鋼板を提供できるようになった。本願の発明者らは、上記課題を解決するために、軟質第1相であるフェライトと、硬質第2相である、焼戻しマルテンサイトおよび/または焼戻しベイナイト以下焼戻しマルテンサイト等と総称することもある。からなる複相組織を有する高強度鋼板に着目し、その機械的特性以下特性と略称することもある。のばらつきを低減する方策を検討した。特性のばらつきは、製造条件の変動によってフェライトと硬質第2相の分率が変動し、その結果硬質第2相の硬さが変化することに起因する。そこで、このフェライトと硬質第2相の硬さの差異を低減すれば、組織分率が変動しても特性のばらつきが抑制できると考えた。そして、フェライトと硬質第2相の硬さの差異を低減するには、Cをフェライト側により多く分配してやることが有効であり、具体的には冷延後の熱処理条件、特に焼鈍条件を工夫することで実現できると考えた。すなわち、冷延材の焼鈍に際して、まず、比較的ゆっくり加熱することで、フェライトが再結晶する過程において、前組織中に既に析出していたセメンタイト粒子は粗大化する。そして、そのセメンタイト粒子が再結晶フェライトに取り込まれることで、フェライト粒内に大きなセメンタイト粒子が存在する組織となる。また、この比較的ゆっくりの加熱の際に、フェライト中の転位密度も十分に低減される。次いで、Ac1点~焼鈍温度2相温度域で加熱保持して上記粗大化したセメンタイトの一部を溶解させ、その後できるだけ早く室温付近まで急冷することで、固溶Cをフェライト中に濃化させることができる。そして、このフェライト中に濃化した固溶Cは、焼鈍後の焼戻しを経てもフェライト中にそのまま残存するので、フェライトの硬さは上昇する。一方で、上記焼鈍時にフェライト中への固溶Cの濃化の反作用として、硬質第2相側は、逆にCが少なくなっているうえに、さらに焼戻し時に硬質第2相中のCがセメンタイトとして析出したり、微細なセメンタイト粒子が粗大化したりするので、硬質第2相の硬さは低下する。このようにして得られた組織を有する鋼板を加工すると、塑性変形中、フェライトの方が軟質であるので変形が優先的に生じるが、同時に動的ひずみ時効が生じ、急激に加工硬化する。その結果、硬さを低めに調整した硬質第2相と硬さが近くなり、組織全体が均一な強度分布となるため、延性が改善される。したがって、上記のような組織を造りこむことでフェライト分率が変化しても、特性の変動が小さくなる。そして、上記思考実験に基づき、後記[実施例]にて説明する実証試験を実施した結果、確証が得られたので、さらに検討を加え、本願発明を完成するに至った。以下、まず本願の発明鋼板を特徴づける組織について説明する。発明鋼板の組織上述したとおり、発明鋼板は、軟質第1相であるフェライトと、硬質第2相である焼戻しマルテンサイト等からなる複相組織をベースとするものであるが、特に、フェライト粒子内のセメンタイト粒子のサイズと存在密度が制御されている点を特徴とする。<軟質第1相であるフェライト:面積率で20~50>フェライト-焼戻しマルテンサイト等の複相組織鋼では、変形は主として変形能の高いフェライトが受け持つ。そのため、フェライト-焼戻しマルテンサイト等の複相組織鋼の伸びは主としてフェライトの面積率で決定される。目標とする伸びを確保するためには、フェライトの面積率は20以上好ましくは25以上、さらに好ましくは30以上が必要である。ただし、フェライトが過剰になると強度が確保できなくなるので、フェライトの面積率は50以下好ましくは45以下、さらに好ましくは40以下とする。<前記フェライトの粒内に存在する、円相当直径0.3μm以上のセメンタイト粒子の分散状態:該フェライト1μm2当たり0.05~0.15個>フェライトの硬さを硬質第2相の硬さに近づけるため、フェライト中に粗大なセメンタイト粒子を所定の存在密度以下数密度ともいう。で存在させる必要がある。機械的特性のばらつきを所望範囲内に抑制するためには、円相当直径0.3μm以上の粗大なセメンタイト粒子の存在密度は、フェライト1μm2当たり0.05個以上好ましくは、0.06個以上が必要である。ただし、粗大なセメンタイト粒子が多くなり過ぎると、延性が劣化するので、上記セメンタイト粒子の存在密度は、フェライト1μm2当たり0.15個以下好ましくは、0.14個以下に制限する。ここで、粗大なセメンタイト粒子のサイズを円相当直径0.3μm以上としたのは、セメンタイト粒子を大きくすることでセメンタイト粒子内により多くのMnを濃化させることができ、その結果、硬質第2相側のMn濃度を低下させ、フェライト相との硬度差をより小さくできるという理由による。以下、各相の面積率、ならびに、セメンタイト粒子のサイズおよびその存在密度の測定方法について説明する。各相の面積率の測定方法まず、各相の面積率については、各供試鋼板を鏡面研磨し、3ナイタール液で腐食して金属組織を顕出させた後、概略40μm×30μm領域5視野について倍率2000倍の走査型電子顕微鏡SEM像を観察し、点算法で1視野につき100点の測定を行ってフェライトの面積を求めた。また、画像解析によってセメンタイトを含む領域を硬質第2相とし、残りの領域を、残留オーステナイト、マルテンサイト、および、残留オーステナイトとマルテンサイトの混合組織とした。そして、各領域の面積比率より各相の面積率を算出した。セメンタイト粒子のサイズおよびその存在密度の測定方法セメンタイト粒子のサイズおよびその存在密度については、各供試鋼板の抽出レプリカサンプルを作成し、12μm×8μmの領域3視野について倍率10000倍の透過型電子顕微鏡TEM像を観察し、画像のコントラストから白い部分をセメンタイト粒子と判別してマーキングし、画像解析ソフトにて、前記マーキングした各セメンタイト粒子の面積Aから円相当直径DD=2×A/π1/2を算出するとともに、単位面積あたりに存在する所定のサイズのセメンタイト粒子の個数を求めた。なお、複数個のセメンタイト粒子が重なり合う部分は観察対象から除外した。次に、本願の発明鋼板を構成する成分組成について説明する。以下、化学成分の単位はすべて質量である。発明鋼板の成分組成C:0.05~0.30Cは、硬質第2相の面積率およびフェライト中に存在するセメンタイト量に影響し、強度、伸びおよび伸びフランジ性に影響する重要な元素である。0.05未満では強度が確保できなくなる。一方、0.30超では溶接性が劣化する。C含有量の範囲は、好ましくは0.10~0.25、さらに好ましくは0.14~0.20である。Si:3.0以下0を含まないSiは、フェライトを固溶強化することで、硬質第2相との強度差を軽減でき、伸びと伸びフランジ性の両立に寄与する有用な元素である。3.0超では加熱時におけるオーステナイトの形成を阻害するため、硬質第2相の面積率を確保できず、伸びフランジ性を確保できない。Si含有量の範囲は、好ましくは0.50~2.5、さらに好ましくは1.0~2.2である。Mn:0.1~5.0Mnは、硬質第2相の変形能を高めることで、伸びと伸びフランジ性の両立に寄与する。また、焼入れ性を高めることで、硬質第2相が得られる製造条件の範囲を広げる効果もある。0.1未満では上記効果が十分に発揮されないため、伸びと伸びフランジ性を両立できず、一方、5.0超とすると逆変態温度が低くなりすぎ、再結晶ができなくなるため、強度と伸びのバランスが確保できなくなる。Mn含有量の範囲は、好ましくは0.50~2.5、さらに好ましくは1.2~2.2である。P:0.1以下0を含まないPは不純物元素として不可避的に存在し、固溶強化により強度の上昇に寄与するが、旧オーステナイト粒界に偏析し、粒界を脆化させることで伸びフランジ性を劣化させるので、0.1以下とする。好ましくは0.05以下、さらに好ましくは0.03以下である。S:0.02以下0を含まないSも不純物元素として不可避的に存在し、MnS介在物を形成し、穴拡げ時に亀裂の起点となることで伸びフランジ性を低下させるので、0.02以下とする。好ましくは0.015以下、さらに好ましくは0.010以下である。Al:0.01~1.0Alは脱酸元素として添加され、介在物を微細化する効果を有する。また、フェライトを固溶強化させることで、硬質第2相との強度差を軽減する効果も有する。0.01未満では鋼中の介在物が破壊の起点となりやすく、伸びと伸びフランジ性を確保できず、一方、1.0超では加熱時におけるオーステナイトの形成を阻害するため、硬質第2相の面積率を確保できず、伸びフランジ性を確保できなくなる。N:0.01以下0を含まないNも不純物元素として不可避的に存在し、Nは内部欠陥発生の原因となりやすく、伸びと伸びフランジ性を低下させるので、低い方が好ましく、0.01以下とする。本願発明の鋼は上記成分を基本的に含有し、残部が実質的に鉄及び不純物であるが、その他、本願発明の作用を損なわない範囲で、以下の許容成分を添加することができる。Cr:0.01~1.0Crは、フェライトを固溶強化させることで、硬質第2相との強度差を軽減でき、伸びフランジ性を改善できる有用な元素である。0.01未満の添加では上記のような作用を有効に発揮しえず、一方、1.0を超える添加では粗大なCr7C3が形成されるようになり、伸びフランジ性が劣化してしまう。Mo:0.01~1.0、Cu:0.05~1.0、Ni:0.05~1.0の1種または2種以上これらの元素は、固溶強化により成形性を劣化させずに強度を改善するのに有用な元素である。各元素とも上記各下限値未満の添加では上記のような作用を有効に発揮しえず、一方、各元素とも1.0を超える添加ではコストが高くなりすぎる。Ca:0.0001~0.01、Mg:0.0001~0.01、Li:0.0001~0.01、REM:0.0001~0.01の1種または2種以上これらの元素は、介在物を微細化し、破壊の起点を減少させることで、伸びフランジ性を向上させるのに有用な元素である。各元素とも0.0001未満の添加では上記のような作用を有効に発揮しえず、一方、各元素とも0.01を超える添加では逆に介在物が粗大化し、伸びフランジ性が低下する。なお、REMは、希土類元素、すなわち、周期律表の3A属元素を指す。次に、本願の発明鋼板を得るための好ましい製造方法を以下に説明する。発明鋼板の好ましい製造方法上記のような冷延鋼板を製造するには、まず、上記成分組成を有する鋼を溶製し、造塊または連続鋳造によりスラブとしてから熱間圧延を行う。熱間圧延条件としては、仕上げ圧延の終了温度をAr3点以上に設定し、適宜冷却を行った後、450~600°Cの範囲で巻き取る。熱間圧延終了後は酸洗してから冷間圧延を行うが、冷間圧延率以下、冷延率ともいう。は20~50の範囲とするのがよい。そして、上記冷間圧延後、引き続き、焼鈍、さらには焼戻しを行う。[焼鈍条件]焼鈍条件としては、室温~600°Cの温度域を0.5~5.0°C/sの第1加熱速度で、600°C~焼鈍温度の温度域を第1加熱速度の1/2以下の第2加熱速度で、それぞれ昇温し、Ac1Ac3/2~Ac3の焼鈍温度にて、3600s以下の焼鈍保持時間だけ保持した後、焼鈍温度から、730°C以下500°C以上の第1冷却終了温度徐冷終了温度までを1°C/s以上50°C/s未満の第1冷却速度徐冷速度で徐冷した後、Ms点以下の第2冷却終了温度急冷終了温度までを50°C/s以上の第2冷却速度急冷速度で急冷するのがよい。<室温~600°Cの温度域を0.5~5.0°C/sの第1加熱速度で昇温>冷延材の焼鈍に際して、まず、比較的ゆっくり加熱することで、フェライトが再結晶する過程において、前組織中に既に析出していたセメンタイト粒子を粗大化させ、そのセメンタイト粒子が再結晶フェライトに取り込まれることで、フェライト粒内に大きなセメンタイト粒子が存在する組織とするためである。また、この加熱の際に、フェライト中の転位密度も十分に低減できる。上記作用を有効に発揮させるためには、第1加熱速度は5.0°C/s以下より好ましくは4.8°C/s以下とするのがよい。ただし、第1加熱速度が低すぎると、セメンタイトが粗大になりすぎ延性を劣化させるので、0.5°C/s以上より好ましくは1.0°C/s以上とするのがよい。<600°C~焼鈍温度の温度域を第1加熱速度の1/2以下の第2加熱速度で昇温>次いで、Ac1点~焼鈍温度2相温度域で所定時間加熱保持して上記粗大化したセメンタイトの一部を溶解させて、その後の室温付近までの急冷で固溶Cをフェライト中に濃化させるためである。上記作用を有効に発揮させるためには、第2加熱速度を第1加熱速度の1/2以下より好ましくは1/3以下とするのがよい。<Ac1Ac3/2~Ac3の焼鈍温度にて、3600s以下の焼鈍保持時間だけ保持>焼鈍加熱時に面積率20以上の領域をオーステナイトに変態させることにより、その後の冷却時に十分な量の硬質第2相を変態生成させるためである。焼鈍温度がAc1Ac3/2未満では、セメンタイトが十分に溶解せず、粗大なまま残存し、延性が劣化する。一方、焼鈍温度がAc3を超えると、セメンタイトが全て溶解してしまい、その結果、焼戻しマルテンサイト等の硬さが高くなり、延性が劣化する。また、焼鈍保持時間が3600sを超えると、生産性が極端に悪化するので好ましくない。焼鈍保持時間のより好ましい下限は60sである。加熱時間を長時間化することでさらにフェライト中の歪を除去することができる。<730°C以下500°C以上の第1冷却終了温度までを1°C/s以上50°C/s未満の第1冷却速度で徐冷>面積率で20~50のフェライト組織を形成させることにより、伸びフランジ性を確保したまま伸びの改善が図れるためである。500°C未満の温度または1°C/s未満の冷却速度ではフェライトが過剰に形成され、強度と伸びフランジ性が確保できなくなる。<Ms点以下の第2冷却終了温度までを50°C/s以上の第2冷却速度で急冷>冷却中にオーステナイトからフェライトが形成されることを抑制し、硬質第2相を得るためである。Ms点より高い温度で急冷を終了させたり、冷却速度が50°C/s未満になると、オーステナイトが室温でも残留するようになり、伸びフランジ性が確保できなくなる。[焼戻し条件]焼戻し条件としては、上記焼鈍冷却後の温度から焼戻し温度:300~500°Cまで加熱し、300°C~焼戻し温度の温度範囲内に焼戻し保持時間:60~1200s滞在させた後、冷却すればよい。上記焼鈍時にフェライト中に濃化させた固溶Cを焼戻しを経てもフェライト中にそのまま残存させてフェライトの硬さを上昇させる一方、上記焼鈍時にフェライト中への固溶Cの濃化の反作用としてC含有量が低下した硬質第2相から、さらに焼戻しでCをセメンタイトとして析出させたり、微細なセメンタイト粒子を粗大化させたりして硬質第2相の硬さを低下させるためである。焼戻し温度が300°C未満、あるいは、焼戻し時間が60s未満では、硬質第2相の軟質化が十分でなくなる。一方、焼戻し温度が500°C超えると、硬質第2相が軟質化し過ぎて強度が確保できなくなる、もしくはセメンタイトが粗大化し過ぎて伸びフランジ性が劣化する。また、焼戻し時間が1200sを超えると、生産性が低下するため好ましくない。焼戻し温度のより好ましい範囲は320~480°Cであり、焼戻し保持時間のより好ましい範囲は120~600sである。下記表1に示すように種々の成分の鋼を溶製し、厚さ120mmのインゴットを作成した。これを熱間圧延で厚さ25mmにした後、再度、仕上げ圧延終了温度900~1000°C、巻取温度450~600°Cの条件で熱間圧延して厚さ3.2mmとした。これを酸洗した後、厚さ1.6mmに冷間圧延して供試材とし、表2~4に示す条件図1の熱処理パターン参照にて熱処理を施した。なお、表1中のAc1およびAc3は下記式1および式2を用いて求めた幸田成康監訳,レスリー鉄鋼材料学,丸善株式会社,1985年,p.273参照。式1:Ac1°C=72329.1[Si]-10.7[Mn]16.9[Cr]-16.9[Ni]式2:Ac3°C=910-203√[C]44.7[Si]31.5[Mo]-15.2[Ni]ただし、[]は、各元素の含有量質量を示す。熱処理後の各鋼板について、上記[発明を実施するための形態]の項で説明した測定方法により、各相の面積率、ならびに、セメンタイト粒子のサイズおよびその存在密度を測定した。また、上記熱処理後の各鋼板について、引張強度TS、伸びEL、および伸びフランジ性λを測定することにより、各鋼板の特性を評価するとともに、熱処理条件の変化による特性のばらつきの度合いから各鋼板の特性の安定性を評価した。具体的には、熱処理後の鋼板の特性は、TS≧980MPa、EL≧13、λ≧40の全てを満たすものを合格○とし、それ以外のものを不合格×とした。また、熱処理後の鋼板の特性の安定性は、同一鋼種の供試材に対して、熱処理条件を実機の熱処理条件の最大変動範囲内で変化させて熱処理を行い、TSの変化幅ΔTS≦200MPa、ELの変化幅ΔEL≦2、λの変化幅Δλ≦20の全てを満たすものを合格○とし、それ以外のものを不合格×とした。なお、引張強度TSと伸びELは、圧延方向と直角方向に長軸をとってJISZ2201に記載の5号試験片を作成し、JISZ2241に従って測定を行った。また、伸びフランジ性λは、鉄連規格JFST1001に則り、穴拡げ試験を実施して穴拡げ率の測定を行い、これを伸びフランジ性とした。測定結果を表5~7に示す。これらの表より、鋼No.1~12、36~40、48~51、53~64は、本願発明の要件を全て満たす発明鋼である。いずれの発明鋼も、機械的特性の絶対値に優れるのみならず、機械的特性のばらつきが抑制された均質な冷延鋼板が得られていることがわかる。また、鋼No.14~16、18、22、23、25~29、32、34、35、66~69、71~76、78~80も、本願発明の要件を全て満たしている。これらの鋼板は、機械的特性の絶対値に優れることは確認済みであるが、機械的特性のばらつきの評価については未実施である。しかしながら、機械的特性のばらつきも上記発明鋼と同じく合格レベルにあることが類推される。これに対して、本願発明の要件のいずれかを満たさない比較鋼は、それぞれ以下のような不具合を有している。鋼No.13は、焼鈍時の第1加熱速度が遅いため、セメンタイトが粗大化し、フェライト粒内に残存する粗大なセメンタイトの数密度存在密度が高くなりすぎ、その結果、EL、λが合格基準に達していない。また、鋼No.17は、焼鈍時の第2加熱速度/第1加熱速度の比が大きく、徐冷がなく、焼戻し温度が高いため、セメンタイトが十分に溶解せず、粗大なまま残存し、フェライト粒内の粗大なセメンタイトの数密度が高くなりすぎている。焼戻し温度が高いので、EL、λは合格基準に達しているが、TSが合格基準に達していない。また、鋼No.19、20は、焼鈍時の第2加熱速度/第1加熱速度の比が大きいため、セメンタイトが溶解せず、粗大なまま残存し、フェライト粒内の粗大なセメンタイトの数密度が高くなりすぎ、その結果、λが合格基準に達していない。また、鋼No.21は、焼鈍温度が低いため、セメンタイトが溶解せず、粗大なまま残存し、フェライト粒内の粗大なセメンタイトの数密度が高くなりすぎ、その結果、λが合格基準に達していない。一方、鋼No.24は、焼鈍温度が高いため、セメンタイトが全て溶解してしまい、フェライト粒内の粗大なセメンタイトの数密度が低くなりすぎて、硬質第2相の硬さが高くなり、その結果、ELが合格基準に達していない。また、鋼No.30は、徐冷終了温度が高いため、フェライト分率が不足し、その結果、EL、λが合格基準に達していない。また、鋼No.31は、焼戻し温度が低いため、焼戻しマルテンサイト等の硬さが高くなり、その結果、EL、λが合格基準に達していない。一方、鋼No.33は、焼戻し温度が高いため、焼戻しマルテンサイト等の硬さが低くなりすぎ、その結果、TSが合格基準に達していない。鋼No.36~40、41~45は、フェライト分率を異ならせるよう徐冷終了温度を順次変化させたものである。フェライト粒内の粗大なセメンタイトの数密度が適正な鋼No.36~40は、特性を満足するとともに、そのばらつきも合格基準を満たしている。一方、上記セメンタイトの数密度が規定範囲を外れる鋼No.41~45は、特性は満足するものの、そのばらつきは合格基準に達していない。鋼No.46、47は、Mnが多すぎるため、セメンタイトが粗大化しやすく、推奨条件で熱処理してもセメンタイトが粗大なまま残存し、その結果、EL、λが合格基準に達していない。一方、鋼No.52は、Mnが少なすぎるため、推奨条件で熱処理してもTSが合格基準に達していない。また、鋼No.65は、Cが多すぎるため、フェライト分率が不足するとともに、セメンタイトが粗大化しやすく、推奨条件で熱処理してもセメンタイトが粗大なまま残存し、その結果、EL、λが合格基準に達していない。一方、鋼No.77は、Cが少なすぎるため、フェライト分率が過剰になり、推奨条件で熱処理してもTSが合格基準に達していない。また、鋼No.70は、Siが多すぎるため、Siによる固溶強化で延性が劣化し、その結果、EL、λが合格基準に達していない。ちなみに、発明鋼鋼No.38と比較鋼鋼No.43の、フェライト粒内におけるセメンタイト粒子の分布状態を図2に例示する。同図はSEM観察の結果であり、無地の黒っぽい領域がフェライト粒であり、そのフェライト粒内に存在する白い部分破線の円で囲んだものがセメンタイト粒子である。同図から明らかなように、発明鋼は、比較鋼に比べ、フェライト粒内に比較的大きなセメンタイト粒子をより多く内在させているのが認められる。"