"質量で、C:0.18~0.35、Mn:1.0~3.0、Si:0.01~1.0、P:0.001~0.02、S:0.0005~0.01、N:0.001~0.01、Al:0.01~1.0、Ti:0.005~0.2、B:0.0002~0.005、及びCr:0.002~2.0を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる化学成分を有し、体積分率でフェライト分率が50以上であり、且つ、未再結晶フェライト分率が30以下であり、鉄系炭化物中に固溶しているCrの濃度Crθと、母材中に固溶しているCrの濃度CrMとの比Crθ/CrMの値が2以下、又は鉄系炭化物中に固溶しているMnの濃度Mnθと、母材中に固溶しているMnの濃度MnMとの比Mnθ/MnMの値が10以下であることを特徴とする鋼板。前記化学成分が更に、Mo:0.002~2.0、Nb:0.002~2.0、V:0.002~2.0、Ni:0.002~2.0、Cu:0.002~2.0、Sn:0.002~2.0、Ca:0.0005~0.0050、Mg:0.0005~0.0050、REM:0.0005~0.0050のうち1種以上を更に含有することを特徴とする請求項1に記載の鋼板。焼入れ指数であるDIinch値が3以上であることを特徴とする請求項1に記載の鋼板。分断されていないパーライト分率が10以上であることを特徴とする請求項1に記載の鋼板。請求項1又は2に記載された化学成分を含有するスラブを熱延し、熱延鋼板を得る熱延工程と;熱延された前記熱延鋼板を巻き取る巻き取り工程と;巻き取られた前記熱延鋼板を冷延し、冷延鋼板を得る冷延工程と;冷延された前記冷延鋼板を連続焼鈍する連続焼鈍工程と;を備え、前記連続焼鈍工程が、前記冷延鋼板をAc1°C~Ac3°C未満の温度領域まで加熱する加熱工程と;加熱された前記冷延鋼板を最高加熱温度から660°Cまで10°C/s以下の冷却速度で冷却する冷却工程と;冷却された前記冷延鋼板を550°C~660°Cの温度領域で1分~10分保持する保持工程と;を備えることを特徴とする鋼板の製造方法。前記連続焼鈍工程後に、溶融亜鉛めっき処理、合金化溶融亜鉛めっき処理、溶融アルミめっき処理、合金化溶融アルミめっき処理、及び電気めっき処理のうちいずれか一種を行うことを特徴とする請求項5に記載の鋼板の製造方法。請求項1又は2に記載された化学成分を含有するスラブを熱延し、熱延鋼板を得る熱延工程と;熱延された前記熱延鋼板を巻き取る巻き取り工程と;巻き取られた前記熱延鋼板を冷延し、冷延鋼板を得る冷延工程と;冷延された前記冷延鋼板を連続焼鈍する連続焼鈍工程と;を備え、前記熱延工程では、連続する5機以上の圧延スタンドで構成される仕上熱延において、最終圧延機Fiでの仕上熱延温度FiTをAc3-80°C~Ac340°Cの温度範囲内に設定し、前記最終圧延機Fiより手前にある圧延機Fi-3で圧延が開始されてから前記最終圧延機Fiで圧延が終了するまでの時間を2.5秒以上に設定し、前記圧延機Fi-3での熱延温度Fi-3TをFiT100°C以下に設定して圧延を行い、600°C~Ar3°Cの温度領域で3秒~40秒保持後、前記巻取り工程で巻取り、前記連続焼鈍工程が、前記冷延鋼板をAc1-40°C~Ac3°C未満の温度領域まで加熱する加熱工程と;加熱された前記冷延鋼板を最高加熱温度から660°Cまで10°C/s以下の冷却速度で冷却する冷却工程と;冷却された前記冷延鋼板を450°C~660°Cの温度領域で20秒~10分保持する保持工程と;を備えることを特徴とする鋼板の製造方法。前記連続焼鈍工程後に、溶融亜鉛めっき処理、合金化溶融亜鉛めっき処理、溶融アルミめっき処理、合金化溶融アルミめっき処理、及び電気めっき処理のうちいずれか一種を行うことを特徴とする請求項7に記載の鋼板の製造方法。本発明の目的は前記問題を解決し、ホットスタンプ工程における加熱前の強度特性が軟質かつ均一であり、更に低温短時間の加熱でも焼入れ性が高いことを特徴とするホットスタンプ用鋼板及びその製造方法を提供することである。本発明は、上述の課題を解決するために以下の構成及び方法を採用する。1本発明の第1の態様は、化学成分が、質量で、C:0.18~0.35、Mn:1.0~3.0、Si:0.01~1.0、P:0.001~0.02、S:0.0005~0.01、N:0.001~0.01、Al:0.01~1.0、Ti:0.005~0.2、B:0.0002~0.005、及びCr:0.002~2.0を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる化学成分を有し、体積分率でフェライト分率が50以上であり、且つ、未再結晶フェライト分率が30以下であり、鉄系炭化物中に固溶しているCrの濃度Crθと、母材中に固溶しているCrの濃度CrMとの比Crθ/CrMの値が2以下、又は鉄系炭化物中に固溶しているMnの濃度Mnθと、母材中に固溶しているMnの濃度MnMとの比Mnθ/MnMの値が10以下である鋼板である。2上記1に記載の鋼板では、前記化学成分が更に、Mo:0.002~2.0、Nb:0.002~2.0、V:0.002~2.0、Ni:0.002~2.0、Cu:0.002~2.0、Sn:0.002~2.0、Ca:0.0005~0.0050、Mg:0.0005~0.0050、REM:0.0005~0.0050のうち1種以上を更に含有してもよい。3上記1又は2に記載の鋼板は、焼入れ指数であるDIinch値が3以上であってもよい。4上記1~3のいずれか一項に記載の鋼板では、分断されていないパーライト分率が10以上であってもよい。5本発明の第2の態様は、上記1又は2に記載された化学成分を含有するスラブを熱延し、熱延鋼板を得る熱延工程と;熱延された前記熱延鋼板を巻き取る巻き取り工程と;巻き取られた前記熱延鋼板を冷延し、冷延鋼板を得る冷延工程と;冷延された前記冷延鋼板を連続焼鈍する連続焼鈍工程と;を備え、前記連続焼鈍工程が、前記冷延鋼板をAc1°C~Ac3°C未満の温度領域まで加熱する加熱工程と;加熱された前記冷延鋼板を最高加熱温度から660°Cまで10°C/s以下の冷却速度で冷却する冷却工程と;冷却された前記冷延鋼板を550°C~660°Cの温度領域で1分~10分保持する保持工程と;を備える鋼板の製造方法である。6上記5に記載の鋼板の製造方法では、前記連続焼鈍工程後に、溶融亜鉛めっき処理、合金化溶融亜鉛めっき処理、溶融アルミめっき処理、合金化溶融アルミめっき処理、及び電気めっき処理のうちいずれか一種を行ってもよい。7本発明の第3の態様は、上記1又は2に記載された化学成分を含有するスラブを熱延し、熱延鋼板を得る熱延工程と;熱延された前記熱延鋼板を巻き取る巻き取り工程と;巻き取られた前記熱延鋼板を冷延し、冷延鋼板を得る冷延工程と;冷延された前記冷延鋼板を連続焼鈍する連続焼鈍工程と;を備え、前記熱延工程では、連続する5機以上の圧延スタンドで構成される仕上熱延において、最終圧延機Fiでの仕上熱延温度FiTをAc3-80°C~Ac340°Cの温度範囲内に設定し、前記最終圧延機Fiより手前にある圧延機Fi-3で圧延が開始されてから前記最終圧延機Fiで圧延が終了するまでの時間を2.5秒以上に設定し、前記圧延機Fi-3での熱延温度Fi-3TをFiT100°C以下に設定して圧延を行い、600°C~Ar3°Cの温度領域で3秒~40秒保持後、前記巻取り工程で巻取り、前記連続焼鈍工程が、前記冷延鋼板をAc1-40°C~Ac3°C未満の温度領域まで加熱する加熱工程と;加熱された前記冷延鋼板を最高加熱温度から660°Cまで10°C/s以下の冷却速度で冷却する冷却工程と;冷却された前記冷延鋼板を450°C~660°Cの温度領域で20秒~10分保持する保持工程と;を備える鋼板の製造方法である。8上記7に記載の鋼板の製造方法では、前記連続焼鈍工程後に、溶融亜鉛めっき処理、合金化溶融亜鉛めっき処理、溶融アルミめっき処理、合金化溶融アルミめっき処理、及び電気めっき処理のうちいずれか一種を行ってもよい。上記1~8に記載の構成及び方法によれば、連続焼鈍工程の加熱条件を上記構成とすることにより、連続焼鈍後の鋼板の物性を均一かつ柔らかく作り込むことができる。このような均一な物性の鋼板を使用することにより、ホットスタンプ工程において非加熱部が存在する場合であっても、ホットスタンプ成形品の非加熱部における強度を安定させることができ、更に低温短時間の加熱で、成形後の冷却速度が低い場合でも十分な焼き入れ強度を得ることができる。また、連続焼鈍後に溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、溶融アルミめっき、合金化溶融アルミめっき、又は電気めっきを行うことにより、表面のスケール発生が防止できたり、ホットスタンプ昇温時にスケール発生回避のための無酸化雰囲気昇温が不要となったり、ホットスタンプ後の脱スケール処理が不要となるなどのメリットがある上に、ホットスタンプ成形品が防錆性を発揮する。以下に本発明の好ましい実施形態を示す。まず、本発明において重要なAc3の算出方法について説明する。本発明においてはAc3の値が正確であることが重要であるため、計算式から算出するのではなく、実験的に測定する方が望ましい。また、Ac1も同一の試験から測定することが可能である。測定方法の例として、非特許文献1,2にあるように、加熱及び冷却時の鋼材の長さ変化から求める方法が一般的である。加熱時にオーステナイトが出始める温度がAc1、オーステナイト単相となる温度がAc3であり、それぞれ膨張の変化から読み取ることができる。実験的に測定する場合は、冷間圧延後の鋼板を、実際に連続焼鈍工程で昇温する際の加熱速度で昇温し、膨張曲線からAc3を測定する方法が一般的である。ここでの加熱速度とは、Ac1以下の温度である500°C~650°Cの温度領域における平均加熱速度であり、この加熱速度を用いて一定速度で加熱する。本発明においては、昇温速度を5°Csにて測定した結果を用いている。一方、オーステナイト単相からフェライトやベイナイトなどの低温変態相へ変態を開始する温度をAr3と呼ぶが、熱延工程での変態に関しては、熱間圧延条件や圧延後の冷却速度によりAr3が変化する。従って、Ar3に関しては、ISIJInternationalVol32No3に開示されている計算モデルにより算出し、実績温度との相関からAr3から600°Cまでの保持時間を決定した。第1実施形態以下、本発明の第1実施形態に係るホットスタンプ用鋼板について説明する。ホットスタンプ用鋼板の焼入れ指数ホットスタンプ素材は焼入れ後に高強度を得ることを目的としているため、一般に高炭素成分かつ焼入れ性の高い成分設計となっている。本発明において、焼入れ性の高いとは、焼入れ指数であるDIinch値が3以上であることをいう。このDIinch値は、ASTMA255-67を基に計算することができる。具体的な計算方法は非特許文献3に示されている。DIinch値の計算方法はいくつか提案されているが、本実施形態においては相加法を用いて計算し、Bの効果を計算するfBの式に関しては、同文献に記載されているfB=12.70.85-wtCの式を用いる。また、C添加量に応じオーステナイトの粒度No.を指定する必要があるが、実際には熱延条件などによりオーステナイト粒度No.は変化することから、本実施形態においてはNo.6の粒度にて統一して計算する。DIinch値は、焼入れ性を示す指標であり、必ずしも鋼板の強度とは直結しない。すなわち、マルテンサイトの強度は、Cおよびその他の固溶元素量で決まる。したがって、C添加量が多い鋼材全てにおいて、本件での課題が存在するのではない。これは、C添加量が多い場合でも、DIinch値が低い値であれば、鋼板の相変態は比較的速く進むため、ROT冷却中の巻き取り前までに相変態がほとんど完了する。さらに、焼鈍工程においても、最高加熱温度からの冷却中に、フェライト変態が進行しやすいため、軟質なホットスタンプ素材を製造しやすい。一方、DIinch値が高くかつC添加量の多い鋼材においては、本件の課題が鮮明となる。したがって、0.18~0.35のCを含む鋼材で、DIinch値が3以上の場合に、本発明の効果が大きい。一方、DIinch値が極端に高い場合には、本発明の範囲外の成分となり、連続焼鈍中にフェライト変態が進行せず、本発明の適用は不可能となる。このため、DIinch値の上限としては、10程度が好ましい。ホットスタンプ用鋼板の化学成分本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板は、C、Mn、Si、P、S、N、Al、Ti、B、及びCrを含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる。また、選択元素として、Mo、Nb、V、Ni、Cu、Sn、Ca、Mg、REMのうち1種以上を含有してもよい。以下、各元素の含有量の好ましい範囲を説明する。含有量を示すは、質量を意味する。本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板には、本発明の効果を著しく妨げない程度の含有量であれば上述の元素以外の不可避的不純物が含有されてもよいが、出来る限り少量であることが好ましい。C:0.18~0.35C含有量が0.18未満ではホットスタンプ後の焼き入れ強度が低くなり、部品内での強度差が小さくなる。一方、C含有量が0.35超では、Ac1点以下の非加熱部の成形性が著しく低下する。このため、Cの下限値は0.18、好ましくは0.20、より好ましくは0.22である。Cの上限値は、0.35、好ましくは0.33、より好ましくは0.30である。Mn:1.0~3.0Mn含有量が1.0未満の場合、ホットスタンプ時の焼入れ性の確保が難しくなる。一方、Mn含有量が3.0を超えると、Mn偏析が生じ易くなり熱間圧延時に割れ易くなる。このため、Mnの下限値は1.0、好ましくは1.2、より好ましくは1.5である。Mnの上限値は、3.0、好ましくは2.8、より好ましくは2.5である。Si:0.01~1.0Siは、焼入れ性を若干改善する効果があるものの、その効果は小さい。他の元素に比べ固溶強化量の大きいSiを含有することで、焼入れ後に所望の強度を得る際のC添加量を減らすことができる。これにより、高C鋼において不利となる溶接性の改善に寄与することができる。このため、添加量が多いほど効果が大きいが、1.0を超えると鋼板表面における酸化物の生成により、耐食性を付与するための化成処理性を著しく劣化させたり、亜鉛めっきの濡れ性を阻害したりする。また、下限は特に設けないが、通常脱酸レベルで使用するSi量である0.01程度が実質的な下限となる。このため、Siの下限値は0.01である。Siの上限値は1.0、好ましくは0.8である。P:0.001~0.02Pは、固溶強化能の高い元素ではあるものの、0.02超の含有量ではSiと同様に化成処理性を劣化させる。また、下限は特に設けないが、0.001未満とするのはコストが大幅に上昇するため、実質的には困難である。S:0.0005~0.01Sは、靭性や加工性を劣化させるMnS等の介在物を生成するため、添加量が少ないことが望ましい。そのため、0.01以下とすることが好ましい。また、下限は特に設けないが、0.0005未満とするのはコストが大幅に上昇するため、実質的には困難である。N:0.001~0.01Nは、B添加を行う際に焼入れ性改善効果を劣化させるため、極力添加量を少なくするほうが好ましい。この観点から、上限を0.01とする。また、下限は特に設けないが、0.001未満とするのはコストが大幅に上昇するため、実質的には困難である。Al:0.01~1.0Alは、Siと同様に固溶強化能があるため、C添加量を減らす目的で添加しても構わない。Siと同様に化成処理性や亜鉛めっきの濡れ性を劣化させるため、その上限は1.0とし、下限は特に設けないが脱酸レベルで混入するAl量である0.01が実質的な下限である。Ti:0.005~0.2Tiは、B添加効果を劣化させるNを無害化するために有効である。すなわち、N含有量が多いとBがNと結びつきBNを形成する。Bの焼入れ性改善効果は、Bが固溶状態の時に発揮されるため、高Nの状態でBを添加しても、その焼入れ性改善効果が得られなくなる。そこで、Tiを添加することで、NをTiNとして固定し、Bを固溶状態で残存させることができる。一般に、この効果を得るために必要となるTi量は、原子量比からNの4倍程度以上の添加を行えばよい。従って、不可避的に混入するN含有量を考慮すると、下限としている0.005以上は必要となる。また、TiはCと結びつき、TiCを形成する。これは、ホットスタンプ後の遅れ破壊特性を改善させる効果が見込まれるため、積極的に遅れ破壊特性を改善する場合には、Tiを0.05以上添加することが好ましい。ただし、0.2を超えて添加すると、オーステナイト粒界等に粗大なTiCを形成し、熱間圧延中にわれが発生するためこれを上限とする。B:0.0002~0.005Bは、安価に焼入れ性を改善させる元素として、最も有効な元素の一つである。前記の様に、Bを添加する際には、固溶状態であることが必須であるため、必要に応じてTiの添加を行う必要がある。また、0.0002未満ではその効果が得られないためこれを下限とし、一方、0.005超ではその効果が飽和するためこれを上限とすることが好ましい。Cr:0.002~2.0Crは0.002以上の含有量で焼入れ性及び靭性を向上させる。靭性の向上は、合金炭化物を形成することで遅れ破壊特性の改善効果や、オーステナイト粒径を細粒化する効果に拠る。一方、Crの含有量が2.0超では、この効果が飽和する。Mo:0.002~2.0Nb:0.002~2.0V:0.002~2.0Mo、Nb、Vは、それぞれ0.002以上の含有量で焼入れ性及び靭性を向上させる。靭性の向上効果については、合金炭化物の形成による遅れ破壊特性の改善や、オーステナイト粒径を細粒化により得ることが出来る。一方、各元素の含有量が2.0超では、この効果が飽和する。このため、Mo、Nb、Vそれぞれを0.002~2.0の範囲で含有させてもよい。Ni:0.002~2.0Cu:0.002~2.0Sn:0.002~2.0また、Ni、Cu、Snは、それぞれ0.002以上の含有量で靭性を改善する。一方、各元素の含有量が2.0超では、この効果が飽和する。このため、Ni、Cu、Snそれぞれを0.002~2.0の範囲で含有させてもよい。Ca:0.0005~0.0050Mg:0.0005~0.0050REM:0.0005~0.0050Ca、Mg、REMは、それぞれ0.0005以上の含有量で介在物の微細化や、その抑制に効果がある。一方、各元素の含有量が0.0050超では、この効果が飽和する。このため、Ca、Mg、REMそれぞれを、0.0005~0.0050の範囲で含有させても良い。ホットスタンプ用鋼板のミクロ組織次に、本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板のミクロ組織について説明する。図2は、連続焼鈍工程における温度履歴モデルを示す。図2において、Ac1は、昇温時にオーステナイトへの逆変態が生じ始める温度を意味し、Ac3とは、昇温時に鋼板の金属組成が完全にオーステナイトとなる温度を意味している。冷延工程を経た鋼板は、熱延板のミクロ組織が冷間圧延により潰された状態にあり、この状態では非常に転位密度の高い硬質な状態となる。一般に焼入れ素材の熱延鋼板のミクロ組織は、フェライトとパーライトの混合組織である。ただし、熱延板の巻取り温度により、ミクロ組織はベイナイト主体や、マルテンサイト主体の組織へ制御することは可能である。本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板を製造する際には、後述するように、加熱工程で、鋼板をAc1°C以上に加熱することで未再結晶フェライトの体積分率を30以下とする。また加熱工程で最高加熱温度をAc3°C未満としたうえ、冷却工程で最高加熱温度から660°Cまで10°C/s以下の冷却速度で冷却することで、冷却中にフェライト変態が進行し、鋼板を軟質化する。冷却工程でフェライト変態を促進し、鋼板を軟質化するうえでは、加熱工程で僅かにフェライトを残存させておくことが好適であり、そのためには最高加熱温度をAc120°C~Ac3-10°Cとすることが好ましい。この温度領域まで加熱することにより、硬質である未再結晶フェライトは、焼鈍中の転位の移動による回復および再結晶により軟化するのに加え、残存する硬質な未再結晶フェライトをオーステナイト化することができる。当該加熱工程では、僅かな未再結晶フェライトを残存させておき、続く10°C/s以下の冷却速度での冷却工程と550°C~660°Cの温度領域で1分~10分保持する保持工程において、この未再結晶フェライトを核にフェライトが成長し、未変態オーステナイト中へのCの濃化により、セメンタイトの析出が促進される。従って、本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板の焼鈍工程後の主たるミクロ組織は、フェライト、セメンタイト、及びパーライトから構成され、一部、残留オーステナイト、マルテンサイト、及びベイナイトを含む。加熱工程での最高加熱温度の範囲は、熱延工程における圧延条件およびROTでの冷却条件を工夫することにより拡大することができる。すなわち、本課題の根源は熱延板のミクロ組織のばらつきに起因しており、熱延板を均質化し、冷間圧延後のフェライトの再結晶が均一かつ速やかに進行するよう熱延板のミクロ組織を調整すれば、加熱工程における最高加熱温度の下限をAc1-40°Cまで拡大しても未再結晶フェライトの残存を抑制でき、保持工程における条件を拡大できる後述のように、450°C~660°Cの温度領域で20秒~10分。より具体的には、本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板は、再結晶フェライトと変態フェライトを合わせたフェライトの体積分率が50以上であり、未再結晶フェライト分率の体積分率が30以下である金属組織を有する。フェライト分率が50未満では、連続焼鈍工程後の鋼板硬度が高くなる。また、未再結晶フェライト分率が30を超える場合、連続焼鈍工程後の鋼板硬度が高くなる。未再結晶フェライトの割合は、電子線後方散乱解析像を解析して測定することができる。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の判別は、EBSPの結晶方位測定データをKernelAverageMisorientation法KAM法で解析して行うことができる。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°度以内且つ、平均結晶方位差が2°度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。また、本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板は、A鉄系炭化物中に固溶しているCrの濃度Crθと、母材中に固溶しているCrの濃度CrMとの比Crθ/CrMの値が2以下、又はB鉄系炭化物中に固溶しているMnの濃度Mnθと、母材中に固溶しているMnの濃度MnMとの比Mnθ/MnMの値が10以下であることを特徴とする。鉄系炭化物の代表であるセメンタイトは、ホットスタンプ加熱時にオーステナイト中に溶解し、オーステナイト中のC濃度を上昇させる。ホットスタンプ工程での加熱時に、急速加熱等で低温短時間加熱とした場合、セメンタイトの溶解が不十分となり、焼入れ性の不足や焼き入れ後の強度不足となる。セメンタイトの溶解速度は、セメンタイト中に分配しやすい元素である、CrやMnのセメンタイト中への分配量を減少させることにより改善できる。Crθ/CrMの値が2を超え、更にMnθ/MnMの値が10を超える場合は、短時間加熱時のオーステナイトへのセメンタイトの溶解が不十分となる。Crθ/CrMの値は1.5以下、又はMnθ/MnMの値は7以下であることが好ましい。このCrθ/CrMおよびMnθ/MnMは、鋼板の製造方法により低減することが可能である。具体的には第2実施形態及び第3実施形態で述べるが、これら置換型元素の鉄系炭化物中への拡散を抑制することが必要であり、熱間圧延工程および冷間圧延後の連続焼鈍工程でその制御を行う必要がある。CrやMnといった置換型元素は、CやNなどの侵入型元素と異なり、600°C以上の高温で長時間保持することにより鉄系炭化物中に拡散する。これを避けるためには、大きく2通りの方法がある。一つは、第2実施形態の如く、熱間圧延中に生成した鉄系炭化物を、連続焼鈍中にAc1~Ac3に加熱することで全てオーステナイト溶解させ、最高加熱温度から10°Cs以下の徐冷と550~660°Cで保持を行うことにより、フェライト変態と鉄系炭化物の生成を行う方法である。この連続焼鈍中に生成する鉄系炭化物は短時間で生成するため、置換型元素の拡散が起こりにくい。もう一つの方法は第3実施形態の如く、熱間圧延工程に後の冷却工程において、フェライトおよびパーライト変態を終了させることにより、軟質かつ均一で、更にパーライト中の鉄系炭化物に置換型元素の拡散量の少ない状態を作り込むことができる。上記熱延条件の限定理由は、後述する。これにより、熱間圧延後の熱延板の状態において、Crθ/CrMおよびMnθ/MnMを低い値とすることが可能となる。このため本発明の様態3においては、冷間圧延後の連続焼鈍工程において、Ac140°Cというフェライトの再結晶のみ起こる温度域での焼鈍であっても、前記熱間圧延後のROT冷却中に変態を完了させることができれば、Crθ/CrMおよびMnθ/MnMを低くすることができる。これら閾値は、図6に示すように、本発明範囲であるCrθ/CrMおよびMnθ/MnMが低値のC1と、本発明範囲外である高値のC4とを、150°Csで850°Cに加熱後10秒保持し、その後5°Csで冷却した際の膨張曲線から決定した。すなわち、Crθ/CrMおよびMnθ/MnMが高値である材料では、冷却中に650°C付近から変態が開始しているのに対し、Crθ/CrMおよびMnθ/MnMが高い材料では、400°C以下まで明瞭な相変態が確認されない。すなわち、Crθ/CrMおよびMnθ/MnMを低値とすることで、急速加熱後の焼き入れ性を改善できる。鉄系炭化物中のCr及びMnの成分分析の測定方法は特に規定しないが、例えば、鋼板の任意の箇所から抽出レプリカ試料を作成し、透過電子顕微鏡TEMを用いて1000倍以上の倍率で観察し、TEMに付属するエネルギー分散型分光分析装置EDSで、分析を行うことができる。更に、母相中のCr及びMnの成分分析は、一般的に用いられる薄膜を作製し、鉄系炭化物から十分離れたフェライト粒内で、EDS分析を行うことができる。更に、本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板では、分断されていないパーライト分率が10以上であってもよい。分断されていないパーライトは、焼鈍工程において一度オーステナイト化されたパーライトが、冷却工程において再びパーライト変態したことを示しており、この分断されていないパーライトの存在は、Crθ/CrM及びMnθ/MnMがより低いことを示している。この分断されていないパーライトが10以上存在すれば、鋼板の焼入れ性は改善する。この分断されていないパーライトの意味する所は、通常、熱延鋼板のミクロ組織がフェライトおよびパーライトから形成される場合、この熱延鋼板を50程度まで冷間圧延後にフェライトを再結晶させると、図7A、図7BのSEM観察結果の様に、パーライトが細かく分断された形態となる。一方、連続焼鈍中にAc1以上まで加熱された場合、これらパーライトは一度オーステナイトとなった後、その後の冷却過程と保持により、フェライト変態とパーライト変態が起こることとなる。このパーライトは、短時間の変態により形成されることから、鉄系炭化物中に置換型元素を含まない状態であり、なおかつ分断されていない図8A、図8Bの様な形態を呈する。分断されていないパーライトの面積率については、試験片を切断、研磨したものを光学顕微鏡にて観察し、その比率をポイントカウンテイング法により測定することで得ることができる。第2実施形態以下、本発明の第2実施形態に係るホットスタンプ用鋼板の製造方法について説明する。本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板の製造方法は、少なくとも、熱延工程、巻き取り工程、冷延工程、及び連続焼鈍工程を有する。以下、各工程について詳細に説明する。熱延工程熱延工程では、上述の第1実施形態で説明した化学成分を有する鋼片を1100°C以上の温度に加熱再加熱し、熱間圧延を行う。鋼片は、連続鋳造設備で製造した直後のスラブであってもよいし、電気炉で製造したものでもよい。1100°C以上に鋼片を加熱することにより、炭化物形成元素と炭素を、鋼材中に、十分に分解溶解させることができる。また、1200°C以上に鋼片を加熱することにより、鋼片中の析出炭窒化物を十分に溶解させることができる。ただし、1280°C超に鋼片を加熱することは、生産コスト上好ましくない。熱間圧延における仕上げ温度は、Ar3°C未満では、鋼板表層が圧延ロールとの接触により圧延中にフェライト変態が起こってしまい、圧延の変形抵抗が著しく高くなる可能性がある。仕上げ温度の上限は特に設けないが、1050°C程度を上限としてもよい。巻き取り工程熱延工程後の巻き取り工程における巻取り温度は、700°C~900°Cの温度領域フェライト変態及びパーライト変態領域、又は、25°C~500°Cの温度領域マルテンサイト変態又はベイナイト変態領域で行うことが好ましい。通常、巻取り後のコイルはエッジ部分から冷却されていくため、冷却履歴が不均一となり、その結果ミクロ組織の不均一化が生じやすくなるが、前記温度領域で熱延コイルの巻取りを行うことにより、熱延工程中に生じるミクロ組織の不均一化を抑制することができる。ただし、上記好ましい範囲外の巻き取り温度であっても、連続焼鈍中のミクロ組織制御により、従来に比べ大幅にばらつきを低減することは可能である。冷延工程冷延工程では、巻き取られた熱延鋼板を酸洗後に冷延し、冷延鋼板を製造する。連続焼鈍工程連続焼鈍工程では、上記冷延鋼板を連続焼鈍する。連続焼鈍工程は、冷延鋼板を温度範囲Ac1°C~Ac3°C未満まで加熱する加熱工程と、その後、最高加熱温度から660°Cまで10°C/s以下の冷却速度に設定して冷延鋼板を冷却する冷却工程と、その後、冷延鋼板を550°C~660°Cの温度領域で1分~10分保持する保持工程とを備える。ホットスタンプに用いる鋼板は、ホットスタンプ後の焼入れ強度を確保するためにC成分を多く含有し、かつMn及びBを含有するという特徴があり、このような焼き入れ性が高くC濃度の高い鋼材成分では、熱延工程後の熱延板ミクロ組織が不均一となり易い傾向がある。しかし、本実施形態に係るホットスタンプ用冷延鋼板製造方法によれば、冷延工程の後段に続く連続焼鈍工程で、Ac1°C~Ac3°C未満の温度範囲まで冷延鋼板を加熱し、その後、10°C/s以下の冷却速度で最高温度から660°Cまで冷却し、更にその後、550°C~660°Cの温度領域で1分~10分保持することにより、ミクロ組織を均一にすることができる。連続焼鈍ラインでは、溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、溶融アルミめっき、合金化溶融アルミめっき、又は電気めっきを施すこともできる。本発明の効果は、焼鈍工程後にめっき処理を施しても失われない。冷延工程を経た鋼板のミクロ組織は、図2の模式図に示すように、未再結晶フェライトの状態にある。本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板を製造する方法では、連続焼鈍工程で、Ac1点より高温領域であるAc1°C~Ac3°C未満の温度領域まで加熱することにより、未再結晶フェライトが僅かに残留するオーステナイト相との2相共存状態まで加熱を行う。この後、10°C/s以下の冷却速度での冷却工程では、最高加熱温度にて残存した僅かな未再結晶フェライトを核とした変態フェライトの成長が生じている。次に、鋼板を550°C~660°Cの温度領域で1分~10分保持する保持工程では、フェライト変態と同時に未変態オーステナイト中へのCの濃化が起こり、同温度域での保持によりセメンタイトの析出あるいはパーライト変態が促進させられる。ホットスタンプに用いる鋼板は、ホットスタンプ後の焼入れ強度を確保するためにC成分を多く含有し、かつMn及びBを含有するという特徴があるが、Bはオーステナイト単相からの冷却時にフェライト核の生成を抑制する効果があり、通常Ac3以上のオーステナイト単相領域まで加熱後に冷却を行った場合、フェライト変態は起こりにくくなる。しかし、連続焼鈍工程での加熱温度を、Ac3直下のAc1°C~Ac3°C未満の温度領域にとどめることによって、硬質である未再結晶フェライトのほとんどをオーステナイトに逆変態させた上で僅かにフェライトを残留させ、その後の10°C/s以下の冷却速度での冷却工程と、550°C~660°Cの温度領域で1分~10分保持する保持工程で、残留したフェライトを核としてフェライトを成長させることにより軟質化が図れる。なお、連続焼鈍工程での加熱温度をAc3°Cより高くするとほぼオーステナイト単相となるため、その後の冷却中のフェライト変態が不十分となり硬質化するためこれを上限とし、Ac1未満だと未再結晶フェライトの体積分率が高くなり硬質化するため、これを下限とする。更に、550°C~660°Cの温度領域で冷延鋼板を1分~10分保持する保持工程では、フェライト変態の後にCが濃化した未変態オーステナイト中で、セメンタイトの析出あるいはパーライト変態を促すことができる。このようにして、本実施形態に係る鋼板の製造方法によれば、焼き入れ性が高い素材を連続焼鈍によりAc3点直下まで加熱する場合であっても、鋼板のミクロ組織大部分をフェライト及びセメンタイトとすることができる。変態の進行具合により、冷却後にベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイトが僅かに残存する場合もある。なお保持工程での温度が660°Cを超えるとフェライト変態の進行が遅延され焼鈍が長時間となる。一方、550°C未満では変態により生成するフェライト自体が硬質となることや、セメンタイト析出やパーライト変態が進みにくくなること、また、低温変態生成物であるベイナイトやマルテンサイトが生じてしまうことがある。また保持時間が10分を超えると実質的に連続焼鈍設備が長くなり高コストとなる一方、1分未満ではフェライト変態、セメンタイト析出、又はパーライト変態が不十分となり、冷却後のミクロ組織の大部分が硬質相であるベイナイトやマルテンサイト主体の組織となり、鋼板が硬質化する虞がある。上述の製造方法によれば、熱延工程を経た熱延コイルは700°C~900°Cの温度領域フェライトあるいはパーライト領域で巻取ることにより、又は、低温変態温度域である25°C~550°Cの温度領域で巻取ることにより、巻取り後の熱延コイルのミクロ組織の不均一化を抑制することができる。これは、一般に普通鋼が巻取られる600°C付近では、フェライト変態とパーライト変態が起こる温度域であるが、当該焼入れ性の高い鋼種を、通常行われる熱間圧延仕上条件後に同温度域で巻き取った場合、熱間圧延工程の仕上げ圧延から巻取られるまでのRun-Out-Table以下ROTと呼ばれる水冷装置区間で変態がほとんど起こらないため、巻取り後にオーステナイトからの相変態が起こることとなる。そのため、コイルの幅方向で考えたとき、外気に晒されるエッジ部分と、外気から遮断されたセンターの部分では冷却速度が異なる。更に、コイルの長手方向で考えた場合も同様に、外気と接触しやすいコイルの最先端や最後端と、外気から遮断された中間部分でも冷却履歴が異なる。このため、焼入れ性の高い成分においては、普通鋼と同じような温度域で巻き取ると、上記冷却履歴の差により熱延板のミクロ組織や強度が一つのコイルの中で大きくばらつく。この熱延板を使用して冷間圧延後に連続焼鈍設備により焼鈍を行うと、Ac1以下のフェライト再結晶温度域では、熱延板ミクロ組織のばらつきに起因したフェライト再結晶速度のばらつきにより、図1に示す様に大きな強度ばらつきを生む。一方、Ac1以上の温度域まで加熱しそのまま冷却すると、未再結晶フェライトが多く残存するだけでなく、一部逆変態したオーステナイトが硬質相であるベイナイトやマルテンサイトに変態し、硬質かつばらつきの大きな素材となってしまう。そこで、未再結晶フェライトを完全になくすために、Ac3以上に加熱すると、MnやBなどの焼入れ性改善元素の効果により、冷却後非常に硬質となってしまう。そのため、熱延板のミクロ組織均一化を目的に、上述の温度域で巻取りを行うことが有効となる。すなわち、700°C~900°Cの温度領域で巻取りを行うことにより、コイル巻取り後に十分高温の状態から冷却されるため、コイル全体をフェライト/パーライト組織に作りこむことができる。一方、25°C~550°Cの温度域で巻取ることにより、コイル全体を硬質であるベイナイトやマルテンサイトに作り込むことができる。図3A~図3Cは、熱延コイルの巻取り温度別の、連続焼鈍後のホットスタンプ用鋼板の強度ばらつきを示している。図3Aは巻き取り温度を680°Cに設定して連続焼鈍を行った場合、図3Bは巻取り温度を750°C、すなわち700°C~900°Cの温度領域フェライト変態及びパーライト変態領域に設定して連続焼鈍を行った場合、図3Cは、巻取り温度を500°C、すなわち25°C~500°Cの温度領域ベイナイト変態及びマルテンサイト変態領域に設定して連続焼鈍を行った場合をそれぞれ示している。図3A~図3Cにおいて、△TSは鋼板のばらつき鋼板の引張強度の最大値-最小値を示している。図3A~図3Cから明らかなように、適切な条件により連続焼鈍を行うことにより、焼成後の鋼板の強度を均一かつ柔らかく作り込むことができる。このような均一な強度の鋼板を使用することにより、ホットスタンプ工程において局部加熱方式を採用すること等で、加熱後の鋼板温度にムラが不可避的に生じる場合であっても、ホットスタンプ後の成形品の部品強度を安定化させることができる。例えば、局部加熱で温度が上がらない部分であって、鋼板の素材強度自体が製品強度に影響する部分についても、鋼板の素材強度自体を均一管理することによって、ホットスタンプ後の成形品の品質管理精度を向上させることができる。第3実施形態以下、本発明の第3実施形態に係るホットスタンプ用鋼板の製造方法について説明する。本実施形態に係るホットスタンプ用鋼板の製造方法は、少なくとも、熱延工程、巻き取り工程、冷延工程、及び連続焼鈍工程を有する。以下、各工程について詳細に説明する。熱延工程熱延工程では、上述の第1実施形態で説明した化学成分を有する鋼片を1100°C以上の温度に加熱再加熱し、熱間圧延を行う。鋼片は、連続鋳造設備で製造した直後のスラブであってもよいし、電気炉で製造したものでもよい。1100°C以上に鋼片を加熱することにより、炭化物形成元素と炭素を、鋼材中に、十分に分解溶解させることができる。また、1200°C以上に鋼片を加熱することにより、鋼片中の析出炭窒化物を十分に溶解させることができる。ただし、1280°C超に鋼片を加熱することは、生産コスト上好ましくない。本実施形態における熱延工程では、連続する5機以上の圧延スタンドで構成される仕上熱延において、A最終圧延機Fiでの仕上熱延温度FiTをAc3-80°C~Ac340°Cの温度範囲内に設定し、B最終圧延機Fiより手前にある圧延機Fi-3で圧延が開始されてから最終圧延機Fiで圧延が終了するまでの時間を2.5秒以上に設定し、C圧延機Fi-3での熱延温度Fi-3TをFiT100°C以下に設定した上で圧延を行い、その後、600°C~Ar3°Cの温度領域で3秒~40秒保持し、前記巻取り工程で巻取る。このように熱延を行うことにより、熱間圧延での冷却床であるROTRunOutTable中で、オーステナイトから低温変態相であるフェライトやパーライト、ベイナイトへ安定して変態させることができ、コイル巻取り後に生じる冷却温度偏差に伴う鋼板の強度ばらつきを低減することができる。ROT内で変態を完了させるためには、オーステナイト粒径が微細であることと、ROT内でAr3°C以下の温度に長時間保持されることが重要な条件となる。FiTが、Ac3-80°C未満では、熱延中にフェライト変態する可能性が高くなり、熱延変形抵抗が不安定となる。一方、Ac340°C超では、仕上圧延後の冷却直前のオーステナイト粒径が粗大化し、フェライト変態が遅延される。FiTは、Ac3-70°C~Ac320°Cの温度領域とすることが、より好ましい。上記熱延条件とすることで、仕上圧延後のオーステナイト粒径を微細化でき、ROT冷却中のフェライト変態を促進することができる。これにより、ROT内にて変態が進むため、巻取り後のコイル冷却ばらつきに起因したコイル長手および巾方向のミクロ組織ばらつきを大幅に低減することができる。例えば、7機の仕上げ圧延機を持つ熱延ラインの場合、最終スタンドであるF7圧延機から遡って3段目に相当するF4圧延機からF7圧延機までの通過時間を2.5秒以上に設定する。この通過時間が2.5秒未満では、スタンド間でオーステナイトが再結晶しないため、オーステナイト粒界に偏析したままのBが、フェライト変態を著しく遅延し、ROT内で相変態が進みにくくなる。通過時間は、好ましくは4秒以上である。特に上限は設けないが、通過時間が20秒以上では、スタンド間での鋼板の温度低下が大きくなり、熱間で圧延することが不可能となる。オーステナイトを微細且つ、オーステナイト粒界にBが存在しないように再結晶させるためには、Ar3以上の極力低温において圧延を完了し、同温度域でオーステナイトを再結晶させることが必要となる。このため、F4圧延機の圧延出側温度を、FiT100°C以下とする。これは、仕上圧延後段でのオーステナイト粒径微細化効果を得るため、F4圧延機での圧延温度を低温化する必要があるからである。Fi-3Tの下限は特に設けないが、最終F7圧延機での出側温度がFiTであるため、これが下限となる。600°C~Ar3°Cの温度領域での保持時間を長時間とすることで、フェライト変態が起こる。Ar3はフェライト変態開始温度であるためこれを上限とし、軟質なフェライトが生成する600°Cを下限としている。好ましい温度領域は、一般にフェライト変態の最も速く進む、600°C~700°Cである。巻き取り工程熱延工程後の巻き取り工程における巻取り温度は、前記冷却工程にて600°C~Ar3°Cで3秒以上保持により、フェライト変態が進行した熱延鋼板を、そのまま巻き取る。実質的には、ROTの設備長により変化するが、500~650°C程度の温度域で巻き取る。上記の如く熱間圧延を行うことにより、コイル冷却後の熱延板ミクロ組織は、フェライトおよびパーライトを主体とした組織を呈し、熱延工程中に生じるミクロ組織の不均一化を抑制することができる。冷延工程冷延工程では、巻き取られた熱延鋼板を酸洗後に冷延し、冷延鋼板を製造する。連続焼鈍工程連続焼鈍工程では、上記冷延鋼板を連続焼鈍する。連続焼鈍工程は、冷延鋼板を温度範囲Ac1-40°C~Ac3°C未満まで加熱する加熱工程と、その後、最高加熱温度から660°Cまで10°C/s以下の冷却速度に設定して冷延鋼板を冷却する冷却工程と、その後、冷延鋼板を450°C~660°Cの温度領域で20秒~10分保持する保持工程とを備える。前記、第3実施形態の熱延工程により、ROT内でオーステナイトからフェライトやパーライトに変態後、コイルに巻き取られるため、コイル巻取り後に生じる冷却温度偏差に伴う鋼板の強度ばらつきを低減している。このため、冷延工程の後段に続く連続焼鈍工程で、Ac1-40°C~Ac3°C未満の温度範囲まで冷延鋼板を加熱し、その後、10°C/s以下の冷却速度で最高温度から660°Cまで冷却し、更にその後、450°C~660°Cの温度領域で20秒~10分保持することにより、第2実施形態に記載の鋼板製造方法と同等以上に、ミクロ組織を均一にすることができる。連続焼鈍ラインでは、溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、溶融アルミめっき、合金化溶融アルミめっき、又は電気めっきを施すこともできる。本発明の効果は、焼鈍工程後にめっき処理を施しても失われない。冷延工程を経た鋼板のミクロ組織は、図2の模式図に示すように、未再結晶フェライトの状態にある。本第3実施形態に係るホットスタンプ用鋼板を製造する方法では、連続焼鈍工程で、Ac1-40°C~Ac3°C未満の温度領域まで加熱することにより、未再結晶フェライトが僅かに残留するオーステナイト相との2相共存状態まで加熱を行う第2実施形態に加え、オーステナイトへの逆変態の起こらない、Ac1°C~Ac140°Cの加熱温度であっても、フェライトの回復再結晶がコイル内で均一に進行するため、加熱温度の低温化を図ることができる。また、この均一な組織を呈する熱延板を用いることで、Ac1°C~Ac3°C未満の温度まで加熱した後に、10°C/s以下の冷却速度での冷却後の保持は、第2実施の形態に比べ低温化と短時間化することが可能となる。これは、均一なミクロ組織とすることで、オーステナイトからの冷却工程でフェライト変態がより速く進んでいることを示しており、低温短時間の保持条件であっても、十分に組織の均一化と軟質化を達成することができる。すなわち、鋼板を450°C~660°Cの温度領域で20秒~10分保持する保持工程では、フェライト変態と同時に未変態オーステナイト中へのCの濃化が起こり、同温度域での保持によりセメンタイトの析出あるいはパーライト変態が速やかに起こる。前記観点より、Ac1-40°C未満ではフェライトの回復再結晶が不十分となるためこれを下限とし、一方、Ac3°C以上では、B添加効果によるフェライト核生成の遅延により、フェライト変態が十分に起こらず、焼鈍後の強度が著しく上昇するためこれを上限とする。また、その後の10°C/s以下の冷却速度での冷却工程と、450°C~660°Cの温度領域で20秒~10分保持する保持工程で、残留したフェライトを核としてフェライトを成長させることにより軟質化が図れる。ここで、450°C~660°Cの温度領域で20秒~10分保持する保持工程では、フェライト変態の後にCが濃化した未変態オーステナイト中で、セメンタイトの析出あるいはパーライト変態を促すことができる。このようにして、本実施形態に係る鋼板の製造方法によれば、焼き入れ性が高い素材を連続焼鈍によりAc3点直下まで加熱する場合であっても、鋼板のミクロ組織大部分をフェライト及びセメンタイトとすることができる。変態の進行具合により、冷却後にベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイトが僅かに残存する場合もある。なお保持工程での温度が660°Cを超えるとフェライト変態の進行が遅延され焼鈍が長時間となる。一方、450°C未満では変態により生成するフェライト自体が硬質となることや、セメンタイト析出やパーライト変態が進みにくくなること、また、低温変態生成物であるベイナイトやマルテンサイトが生じてしまうことがある。また保持時間が10分を超えると実質的に連続焼鈍設備が長くなり高コストとなる一方、20秒未満ではフェライト変態、セメンタイト析出、又はパーライト変態が不十分となり、冷却後のミクロ組織の大部分が硬質相であるベイナイトやマルテンサイト主体の組織となり、鋼板が硬質化する虞がある。図3A~図3Cは、熱延コイルの巻取り温度別の、連続焼鈍後のホットスタンプ用鋼板の強度ばらつきを示している。図3Aは巻き取り温度を680°Cに設定して連続焼鈍を行った場合、図3Bは巻取り温度を750°C、すなわち700°C~900°Cの温度領域フェライト変態及びパーライト変態領域に設定して連続焼鈍を行った場合、図3Cは、巻取り温度を500°C、すなわち25°C~500°Cの温度領域ベイナイト変態及びマルテンサイト変態領域に設定して連続焼鈍を行った場合をそれぞれ示している。図3A~図3Cにおいて、△TSは鋼板のばらつき鋼板の引っ張り強度の最大値-最小値を示している。図3A~図3Cから明らかなように、適切な条件により連続焼鈍を行うことにより、焼成後の鋼板の強度を均一かつ柔らかく作り込むことができる。このような均一な強度の鋼板を使用することにより、ホットスタンプ工程において局部加熱方式を採用すること等で、加熱後の鋼板温度にムラが不可避的に生じる場合であっても、ホットスタンプ後の成形品の部品強度を安定化させることができる。例えば、局部加熱で温度が上がらない電極保持部等であって、鋼板の素材強度自体が製品強度に影響する部分についても、鋼板の素材強度自体を均一管理することによって、ホットスタンプ後の成形品の品質管理精度を向上させることができる。以上、第1実施形態、第2実施形態、及び第3実施形態に基づき本発明を説明したが、本発明は上述した実施形態のみに限定されるものではなく、特許請求の範囲内で種々改変することができる。例えば、第2実施形態における熱延工程や連続焼鈍工程などにおいても、第3実施形態におけるそれらの条件を採用することができる。次に本発明の実施例を示す。表1、2に示す鋼材成分の鋼を溶製し、1200°Cに加熱後、圧延を行い、表3~5に示す巻取り温度CTにて巻き取り、板厚3.2mmの鋼帯を製造した。圧延は、7機の仕上げ圧延機を持つ熱延ラインを用いて行った。表3~5に、鋼種、条件No.、熱延~巻き取り条件、及び連続焼鈍条件を示す。この鋼板を50の冷間圧延率で圧延し1.6mmとした鋼板を用い、実験的にAc1及びAc3を測定した。Ac1及びAc3の測定には、フォーマスターによる膨張収縮曲線から測定を行い、昇温速度を5°C/sで測定した値を表1に記載した。この鋼帯を、表3~5に示す条件で、昇温速度5°C/sにて連続焼鈍を行い製品の引張強度を鋼帯の10箇所から測定した結果から、強度のばらつき△TSと強度の平均値TS_Aveを求め、表6~8にまとめた。表6~8に示されるミクロ組織の分率は、試験片を切断、研磨したものを光学顕微鏡にて観察し、その比率をポイントカウンテイング法により測定して得た。表9~11に、連続焼鈍後に行っためっきの種類を示す。なお、△TS及びTS_Aveの閾値は、特に鋼材のC量の影響が大きいため、本発明では、以下の基準を閾値とした。C:0.18~0.25の場合、△TS≦80MPa、TS_Ave.≦650MPa。C:0.25~0.3の場合、△TS≦100MPa、TS_Ave.≦720MPa。C:0.3~0.35の場合、△TS≦120MPa、TS_Ave.≦780MPa。また、引張試験の測定位置は、鋼帯の最先端部及び最後端部から20m以内の位置から鋼板を採取し、それぞれ幅方向の5箇所から圧延方向に沿って引張試験を行った値を用いて算出した。焼き入れ性に関しては、本発明の範囲外の成分であると、焼入れ性が低いため、冒頭で述べた鋼板製造中における強度のばらつきや強度の上昇が起こらないため、本発明を用いずとも安定した低強度と低ばらつきとなるため、本発明外とした。基準としては、本発明の製造条件外で製造しても、上記△TSとTS_Ave.の閾値を満足する場合に相当する。製造した鋼板を、図4に示す形状となるように、切断した鋼板と金型を用い、特許文献1に示されている方法を用い、図5に模式的に示す様に端部のみ加熱されない様に処理し、中央部のみ局部的に加熱後、ホットスタンプを行った。この際、中央部の昇温速度が50°C/sとし最高加熱温度870°Cまで加熱を行った。端部は非加熱部となっている。プレスに用いた金型は、ハット型の金型であり、パンチ及びダイスの型Rは5Rとした。また、ハットの縦壁部の高さは50mmであり、しわ押さえ力を10tonとした。また、本発明は、ホットスタンプに用いる素材を前提としていることから、オーステナイト単相となる温度から、ホットスタンプを行った際の最高強度が1180MPa未満となる場合は、本発明の対象外とした。化成処理性については、通常使われているディップ式のボンデ液を用い、リン酸塩結晶状態を走査型電子顕微鏡にて10000倍で5視野観察し、結晶状態にスケが無ければ合格とした合格:Good、不合格Poor。実験例A-1、A-2、A-3、A-9、A-10、B-1、B-2、B-5、B-6、C-1、C-2、C-5、C-6、D-2、D-3、D-8、D-10、E-1、E-2、E-3、E-8、E-9、F-1、F-2、F-3、F-4、G-1、G-2、G-3、G-4、Q-1、R1、S1は、要件の範囲内であるため良好であった。実験例A-4、C-4、D-1、D-9、F-5、G-5は、最高加熱温度が本発明の範囲より低いため、未再結晶フェライトが残存し、△TSが大きいだけでなく、TS_Ave.も高くなってしまった。実験例A-5、B-3、E-4は、最高加熱温度が本発明の範囲よりも高いため、最高加熱温度にてオーステナイト単相組織となっており、その後の冷却及び保持中でのフェライト変態とセメンタイト析出が進まず焼鈍後の硬質相分率が高くなりTS_Aveが高くなってしまった。実験例A-6、E-5は、最高加熱温度からの冷却速度が、本発明の範囲よりも速いため、フェライト変態が十分に起こらず、TS_Aveが高くなってしまった。実験例A-7、D-4、D-5、D-6、E-6は、保持温度が本発明の範囲よりも低いため、フェライト変態及びセメンタイト析出が不十分となり、TS_Aveが高くなってしまった。実験例D-7は、保持温度が本発明の範囲よりも高いため、フェライト変態が十分に進まず、TS_Aveが高くなってしまった。実験例A-8、E-7は、保持時間が本発明の範囲よりも短かったため、フェライト変態及びセメンタイト析出が不十分となり、TS_Aveが高くなってしまった。鋼材のC濃度が概ね同じで、DIinch値がそれぞれDIinch=3.5、DIinch=4.2、DIinch=5.2と異なる鋼種の中で、製造条件の似た実験例B-1、C-2、D-2と、実験例B-4、C-3、D-6とを比較すると、DIinch値が大きい場合ほど△TS及びTS_Aveの改善代が大きいことがわかる。鋼種Hは、C量が0.16と少ないため、ホットスタンプ後の焼き入れ強度が1160MPaとなり、ホットスタンプ素材として適さない。鋼種Iは、C量が0.40と多いため、焼鈍後の強度が高く、ホットスタンプ時の非加熱部の成形性が不十分となってしまった。鋼種Jは、Mn量が0.82と少なく焼き入れ性が低かった。鋼種K、N、及びTは、それぞれMn量が3.82及びTi量0.31及びCr量が2.35と多いため、熱延が困難であった。鋼種L及びMは、それぞれSi量が1.32及びAl量が1.300と高いため、ホットスタンプ後の化成処理性が悪かった。鋼種Oでは、B添加量が少なく、また鋼種Pでは、Ti添加によるNの無害化が不十分のため焼き入れ性が低くなった。また、表3~11からわかるように、めっき等による表面処理を行ったとしても本発明の効果は妨げられない。"