具体实施方式

以下，对本发明的实施方式进行说明。需要说明的是，本发明不限定于以下的实施方式。

对于本发明的薄钢板，按照成分组成、钢组织构成的顺序进行说明。在以下的说明中，表示成分的含量的“％”是指“质量％”。

C：0.10％以上且0.35％以下

C是与作为本发明钢的主要金属组织的马氏体和回火马氏体的硬度有关、用于使钢板的强度升高所需的元素。为了得到拉伸强度：980MPa以上，需要至少使C含量为0.10％以上。C含量优选为0.11％以上。另一方面，C含量超过0.35％时，从点焊性等方面而言极难实用化。因此，将C含量设定为0.35％以下。C含量优选为0.25％以下。

Si：0.01％以上且2.0％以下

Si是对于使钢板的伸长率升高而言有效的元素。从伸长率升高的观点考虑，将Si含量设定为0.01％以上。Si含量优选为0.10％以上。另一方面，Si含量超过2.0％时，化学转化处理性显著劣化，不适合作为汽车用钢板，因此将Si含量设定为2.0％以下。Si含量优选为1.7％以下。

Mn：0.8％以上且2.35％以下

Mn是使钢板的淬透性升高、对于得到马氏体而言有效的元素。为了抑制为本发明中要求的铁素体面积率30％以下，需要含有0.8％以上的Mn。Mn含量优选为1.1％以上。另一方面，Mn过度含有时，在钢板表面由于因Mn引起的偏析而产生裂纹，使表面性状劣化。因此，Mn含量设定为2.35％以下。Mn含量优选为2.20％以下。

P：0.05％以下

P是使低温脆性发生、或者使焊接性降低的有害元素，因此优选尽可能地减少。在本发明中，P含量可以容许至0.05％。P含量优选为0.02％以下，但为了在更严酷的焊接条件下使用，更优选将P含量抑制至0.01％以下。另一方面，在制造上，有时会不可避免地混入0.002％的P。

S：0.005％以下

S在钢中形成粗大的硫化物，该硫化物在热轧时伸展而成为楔状的夹杂物，由此给焊接性带来不良影响。因此，S也是有害元素，因此优选尽可能地减少。在本发明中，S含量可以容许至0.005％，因此，将S含量设定为0.005％以下。S含量优选为0.003％以下。为了在更严酷的焊接条件下使用，更优选将S含量抑制至0.001％以下。在制造上，有时会不可避免地混入0.0002％以下的S。

Al：0.005％以上且0.10％以下

Al在炼钢的阶段作为脱氧剂添加，因此，需要含有0.005％以上的Al。另一方面，Al形成使焊接性劣化的粗大的氧化物。因此，将Al含量设定为0.10％以下。Al含量优选为0.010％以上且0.08％以下。

N：0.0060％以下

N使常温时效性劣化而产生无法预料的裂纹，因此是对表面性状产生不良影响的有害元素。因此，优选尽可能地减少N。在本发明中，N可以容许至0.0060％。N含量优选为0.0050％以下。N含量优选尽可能地减少，但在制造上，有时会不可避免地混入0.0005％以下的N。

以上为本发明的基本成分。本发明的成分组成可以还以质量％计含有V：0.001％以上且1％以下、Ti：0.001％以上且0.3％以下、Nb：0.001％以上且0.3％以下、Cr：0.001％以上且1.0％以下、Mo：0.001％以上且1.0％以下、Ni：0.01％以上且1.0％以下、Cu：0.01％以上且1.0％以下、B：0.0002％以上且0.0050％以下、Sb：0.001％以上且0.050％以下、REM：0.0002％以上且0.050％以下、Mg：0.0002％以上且0.050％以下和Ca：0.0002％以上且0.050％以下中的任意一种或两种以上作为任选元素。V、Cr、Mo、B是从确保淬透性、得到充分的马氏体和回火马氏体的面积率的观点考虑而添加的元素，Ti、Nb是从调整强度的观点考虑而添加的元素，Mg、REM、Ca是从控制夹杂物的观点考虑而添加的元素，Ni、Cu、Sb是从提高耐腐蚀性的观点考虑而添加的元素，即使以上述范围含有这些任选元素，也不损害本发明的效果。

上述成分以外的余量为Fe和不可避免的杂质。需要说明的是，在以低于下限值含有上述任选元素的情况下，以低于下限值含有的任选元素作为不可避免的杂质含有。

接着，对本发明的薄钢板的钢组织进行说明。本发明的薄钢板的钢组织的铁素体面积率为30％以下(包括0％)、贝氏体面积率为5％以下(包括0％)、马氏体和回火后的马氏体面积率为70％以上(包括100％)、残余奥氏体面积率为2.0％以下(包括0％)。

铁素体面积率为30％以下(包括0％)

铁素体为软质，因此，面积率超过30％时，得不到期望的钢板强度。此外，C在铁素体中的固溶度小，因此，铁素体过度生成时，在退火中C向奥氏体中富集，由于因Ms点降低和C富集不均匀引起的Ms点波动而使后述的水冷中的约束所带来的形状矫正效果减弱，得不到期望的钢板形状。在本发明中，铁素体面积率可以容许至30％。优选为20％以下。另外，即使铁素体面积率为0％也不损害本发明的效果。

贝氏体面积率为5％以下(包括0％)

贝氏体生成时，导致钢板的软化，而且得不到均匀的钢板强度。此外，贝氏体产生时，局部性地生成硬质相，因此，在退火线中的弯曲、弯回中使钢板表面损伤，得不到期望的表面性状。因此，优选尽可能地减少贝氏体，将上限设定为5％。优选为3％以下。

需要说明的是，本发明中作为对象的贝氏体是包含比多边形铁素体含有更多位错的贝氏体铁素体的组织，利用扫描电子显微镜无法与回火马氏体区分的下贝氏体不作为对象。贝氏体铁素体是在利用1％硝酸乙醇溶液蚀刻而腐蚀显现后、利用扫描电子显微镜观察到腐蚀痕的铁素体。将代表例示于图1。

马氏体和回火后的马氏体面积率为70％以上(包括100％)

在本发明中，利用马氏体和回火后的马氏体(回火马氏体)来得到期望的强度。为了得到拉伸强度980MPa以上，上述组织需要合计为70％以上(包括100％)。优选为80％以上。

残余奥氏体面积率为2.0％以下(包括0％)

为了生成超过2.0％的残余奥氏体，在本发明的钢组成下必须进行基于贝氏体生成、水冷以外的方法的制造。在本发明中，无意采用贝氏体的生成、水冷以外的制造方法，因此，将残余奥氏体的面积率上限设定为2.0％。即使残余奥氏体为0％也不损害本发明。

需要说明的是，作为上述铁素体、贝氏体、马氏体、回火马氏体、残余奥氏体以外的其他组织，可以列举珠光体、渗碳体等。在本发明中，该组织的出现表示退火不足或冷却能力不足，该组织的面积率优选为1％以下，进一步优选设定为0％。渗碳体大多包含在贝氏体、回火马氏体中，它们不作为渗碳体的面积率计入。在铁素体晶粒内孤立地残存的情况下，不计入面积率中。根据扫描电子显微镜难以与马氏体区分，因此，需要利用EBSD法、TEM的衍射像进行确认。在铁素体晶粒内孤立地残存的渗碳体的面积率优选为2％以下，进一步优选设定为0％。

距离钢板表面0～20μm范围内的位错密度相对于板厚中央部的位错密度的比例为90％以上且110％以下

本发明钢主要利用位错强化来得到强度。在对于板厚方向存在位错密度的波动的情况下，对疲劳强度、弯曲性产生影响。距离钢板表面0～20μm范围内的位错密度相对于板厚中央部的位错密度的比例小于90％时，疲劳强度降低。另一方面，上述比例超过110％时，对弯曲性产生影响，特别是弯曲性的波动变大。因此，距离钢板表面0～20μm范围内的位错密度相对于板厚中央部的位错密度的比例设定为90％以上且110％以下。优选为93％以上且107％以下。

从钢板表面至深度100μm为止的渗碳体粒径排前10％以内的平均值：300nm以下

粗大的渗碳体对弯曲性产生不良影响。为了得到本发明中所要求的弯曲性，需要尽可能地减少粗大的渗碳体，渗碳体粒径排前10％以内的平均值需要设定为300nm以下。优选为200nm以下。在此，渗碳体粒径排前10％以内是指，将测定的渗碳体的粒径按升序排列，将相对于全部测定数、粒径大的排前10％以内的粒径作为对象。需要说明的是，粒径是指等效圆直径。

接着，对本发明的特性进行说明。

本发明的薄钢板为高强度。具体而言，通过实施例中记载的方法测定的拉伸强度(TS)为980MPa以上。TS的上限没有特别限定，从其他特性的平衡的观点考虑，优选为2500MPa以下。

本发明的薄钢板具有良好的表面性状。如实施例中所记载的那样，良好的表面性状利用弯曲性来评价，本发明的薄钢板的通过实施例中记载的方法测定的Rmax-Rave为0.8mm以下。优选为0.7mm以下，更优选为0.6mm以下。

本发明的薄钢板具有良好的板形状。良好的板形状利用实施例中记载的最大翘曲量来评价。本发明的薄钢板在钢板长度方向上以长度1m剪切时的板钢板的最大翘曲量为15mm以下。

本发明的薄钢板的疲劳特性优良。具体而言，通过实施例中记载的方法测定的疲劳强度比为0.65以上。从疲劳特性的观点考虑，优选疲劳强度比高，但实质上得到的疲劳强度比的上限为0.80以下。

接着，对本发明的薄钢板的制造方法进行说明。本发明的薄钢板的制造方法是具有上述成分组成的薄钢板的制造方法，具有热轧工序、冷轧工序、退火工序。需要说明的是，关于以下所示的对钢坯(钢原材)、钢板等进行加热或冷却时的温度，只要没有特别说明，则是指钢坯(钢原材)、钢板等的表面温度。

热轧工序是对具有上述成分组成的钢原材进行热轧的工序。

用于上述钢原材制造的熔炼方法没有特别限定，可以采用转炉、电炉等公知的熔炼方法。另外，可以利用真空脱气炉进行二次精炼。然后，从生产率、品质上的问题考虑，优选通过连续铸造法制成钢坯(钢原材)。另外，可以通过铸锭-开坯轧制法、薄板坯连铸法等公知的铸造方法制成钢坯。

热轧工序中的热轧的条件没有特别限定，设定适当条件即可。

冷轧工序是对热轧工序后的钢板进行酸洗和冷轧的工序。酸洗条件、冷轧的条件没有特别限定，适当设定即可。

退火工序中，将冷轧工序后的钢板在露点-25℃以下的气氛中加热至820℃以上，然后，在700℃以上开始水淬，水冷至100℃以下后，再次在100℃以上且300℃以下进行加热。另外，在退火工序中的水淬的水冷中，在钢板的表面温度为比Ms点高150℃的温度即(Ms+150℃)以下至比Ms点低250℃的温度即(Ms-250℃)以上的范围内，利用夹着钢板设置的两个辊从钢板的表面和背面进行加压，使该加压在两个辊的辊间距离为20mm以上且250mm以下、加压力为196N以上的条件下进行。退火工序优选利用连续退火线来进行。

在露点-25℃以下的气氛中加热至820℃以上

露点超过-25℃时，表层的成分组成局部性地变化，得不到位错密度高的组织。因此，露点需要设定为-25℃以下。优选为-30℃以下。露点的下限没有特别限定，从设定为能够在工业上制造的范围的观点考虑，优选为-80℃以上。加热的目的在于铁素体的消失、奥氏体的生成，为了使铁素体面积率为30％以下，加热温度需要设定为820℃以上。优选为830℃以上，在含有大量Si等铁素体稳定化元素、Mn等奥氏体稳定化元素少的情况下，更优选设定为840℃以上。加热温度的上限没有特别限定，加热温度过高时，水淬开始温度也变高，结果，在水冷中夹着钢板时的钢板温度变高，得不到充分的形状矫正能力，因此，加热温度的上限优选为1000℃以下。

在700℃以上开始水淬

在加热后进行水淬。开始水淬的温度需要设定为700℃以上。其理由在于，淬火开始温度低于700℃时，加热中被烧掉的铁素体再次生成，得不到期望的钢组织、特性。需要说明的是，从钢板特性的稳定性的观点考虑，优选淬火开始温度高，但实际上，大多在从退火温度起降低约10℃的时刻进行淬火。

水淬的水冷中，在钢板的表面温度为比Ms点高150℃的温度即(Ms+150℃)以下至比Ms点低250℃的温度即(Ms-250℃)以上的范围内，利用夹着钢板设置的两个辊从钢板的表面和背面进行加压

在退火工序中的上述水淬的水冷中，在钢板的表面温度为比Ms点高150℃的温度即(Ms+150℃)以下至比Ms点低250℃的温度即(Ms-250℃)以上的范围内，利用夹着钢板设置的两个辊对钢板的表面和背面进行加压。此时，将两个辊的辊间距离(以下仅称为辊间距离)设定为20mm以上且250mm以下，将加压力设定为196N以上。本发明中所述的“两个辊的辊间距离”是指，如图2所示，一个辊与钢板的接触点与另一个辊与钢板的接触点的接触点间距离。

本发明的特征在于，通过约束对水冷中的相变应变进行矫正，由此改善钢板形状，不需要进行使表面性状劣化的过度的矫平机矫正、基于表皮光轧的矫正。另一方面，在水冷中的进行极快的马氏体相变中对钢板进行约束在实用化方面有难度。为了解决该问题，想到利用使辊位置拉开了距离的辊夹入钢板。由此，即使马氏体相变温度和约束时机产生少许偏离，也能够有效地抑制板形状的劣化。另外，不再需要对形状劣化进行矫正时实施的矫平机加工、过度的表皮光轧，因此，能够抑制表层组织的位错密度升高，能够抑制弯曲性的波动。为了得到该效果，需要使辊间距离(参照图2)分开20mm以上。另一方面，辊间距离超过250mm时，基于加压的约束效果减弱，因此，辊间距离需要设定为250mm以下。约束可以通过利用相互拉开距离的辊夹入进行加压来进行，但形状矫正所需的加压力为196N以上。该加压力相当于1根辊的负荷载荷。优选的约束条件是辊间距离为30mm以上且220mm以下、加压力为294N以上且4900N以下。关于辊根数，可以为一对，也可以为多个，但在钢板温度为100℃以下时约束效果小，因此，即使过度附带，效果也小。另外，加压力根据钢板强度、张力而发生变化，但对钢板过度挤入时、即在妨碍钢板进路的位置存在辊的情况下，导致形状、表面性状的劣化，因此，挤入量优选设定为10mm以下，进一步优选为5mm以下。这样，加压力可以根据张力、挤入量等来调整，加压力达到上述范围这一点可以利用辊所附带的载荷计等来确认，挤入量可以根据辊径和辊位置通过计算求出。

Ms点由钢板的钢组成和铁素体百分率确定，在本发明的范围内，可以通过下式方便地进行计算。

Ms点[℃]＝560-410{([％C]-2×10^-6[％V_F]²)/(1-[％V_F]/100)}-7[％Si]-38[％Mn]-21[％Cu]-20[％Ni]-20[％Cr]-5[％Mo](1)

在此，[％M](M＝C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo)为钢中含有的合金元素量(质量％)，[％V_F]为铁素体面积率(单位：％)。

为了在马氏体相变中进行约束，约束开始温度需要设定为比Ms点高150℃的温度(Ms+150℃)以下至比Ms点低250℃的温度(Ms-250℃)以上。优选为比Ms点高100℃的温度(Ms+100℃)以下至比Ms点低200℃的温度(Ms-200℃)以上。该Ms点低于300℃时，上述钢板形状的矫正效果减弱，因此，Ms点优选设定为300℃以上。另外，从确保钢板的淬透性的观点考虑，Ms点的上限也优选为500℃以下，更优选为480℃以下。

水冷至100℃以下

水冷后的温度超过100℃时，马氏体相变在水冷后会进行至对形状产生不良影响的程度。因此，从水槽出来之后的钢板温度需要为100℃以下。优选为80℃以下。

在100℃以上且300℃以下进行再加热

在水冷后，需要进行再加热，对水冷时生成的马氏体进行回火，由此实现能够进行汽车用成形的高延展性化。再加热温度低于100℃时，得不到所需的延展性。因此，将再加热温度设定为100℃以上。优选为130℃以上。另一方面，在超过300℃的条件下进行回火时，马氏体中析出的渗碳体粗大化，该渗碳体使表面性状劣化。因此，将再加热温度设定为300℃以下。优选为260℃以下。

实施例

将具有表1所示的成分组成的壁厚250mm的钢原材在860℃以上且930℃以下的精轧温度下实施热轧，在480℃以上且580℃以下的卷取温度下进行卷取，由此制成热轧板，进行酸洗后，实施冷轧率为25％以上且75％以下的冷轧工序而制成冷轧板，在连续退火线中实施表2所示条件的退火，制造供于评价的钢板。冷轧率为25％的情况下板厚为2.4mm，冷轧率为75％的情况下的板厚为0.8mm。需要说明的是，水冷后的钢板温度超过100℃的情况下，空冷至100℃以下。

然后，通过以下的方法对所得到的钢板进行评价。需要说明的是，约束辊通过时的最高温度与Ms点的差异在于，约束辊通过时的温度(℃)利用(2)式来计算，Ms点使用上述(1)式。需要说明的是，如图2所示，从靠近水面的一侧起设定为第一根辊、第二根辊。

约束辊通过时的温度(℃)＝(1634/d-119)t(2)

在此，d为板厚(mm)，t为从水冷开始起至最初从约束辊通过为止的时间(s)。(2)式可以应用于水槽的水温为50℃以下的情况。虽然由于水温的变动而在计算值与实际板温之间产生偏离，但水温为50℃以下时，在本发明的范围内不影响所要求的钢板特性。但是，优选与实际生产线对应的温度测定、进行传热计算来进行修正。

另外，利用两个辊从钢板的表面和背面对各钢板进行加压，在第一根辊与第二根辊之间以表2所示的加压力对各钢板进行加压。

退火后，仅进行通常的伸长率0.2％的表皮光轧，而不进行两次以上的表皮光轧或矫平机矫正，并进行评价。

(i)组织观察(钢组织的面积率)

从钢板以与轧制方向平行的板厚断面为观察面的方式切下，利用1体积％硝酸乙醇溶液使板厚中心部(包含观察面的板厚中心部)腐蚀显现，利用扫描电子显微镜放大至2000倍，对板厚1/4t部拍摄10个视野。铁素体是在晶粒内未观察到腐蚀痕的组织，回火马氏体是在晶粒内观察到具有取向性的许多500nm以下的微细的渗碳体和腐蚀痕的组织。马氏体是利用扫描电子显微镜以比铁素体白的对比度观察到的组织，是在晶粒内未观察到渗碳体的析出的组织。残余奥氏体也以与马氏体相同的形态被观察到，因此，将从利用扫描电子显微镜求出的马氏体面积中减去后述的基于XRD的残余奥氏体百分率而得到的值作为马氏体面积率计入。贝氏体组织以具有腐蚀痕的贝氏体铁素体作为对象。上述组织的面积率通过如下的切断法求出：对于所得到的照片，以格子状划出实际长度30μm的水平线和垂直线各20条，对交点的组织进行鉴定，将各组织的交点数相对于全部交点的比率作为各组织的面积率。

从钢板表面至深度100μm为止的渗碳体粒径的测定中，在至深度100μm为止的范围内，通过双喷(twin-jet)制作薄膜，使用透射电子显微镜(TEM)，以加速电压200kV进行观察。对200点以上的渗碳体进行观察，将排前10％以内的渗碳体粒径的平均值示于表3中。渗碳体的鉴定使用TEM所附带的EDS、衍射图案等来进行即可。

(ii)基于XRD的残余奥氏体百分率测定

将钢板研磨至板厚1/4位置后，通过化学研磨进一步研磨0.1mm，对于研磨后的面，利用X射线衍射装置，使用Mo的Kα射线测定fcc铁(奥氏体)的(200)面、(220)面、(311)面、以及bcc铁(铁素体)的(200)面、(211)面、(220)面的积分反射强度，将由来自fcc铁(奥氏体)各面的积分反射强度相对于来自bcc铁(铁素体)各面的积分反射强度的强度比求出的奥氏体的比例作为残余奥氏体百分率。另外，将该残余奥氏体百分率视为本发明中的残余奥氏体的面积率。

(iii)拉伸试验

从所得到的钢板沿相对于轧制方向垂直的方向制作JIS5号拉伸试验片，进行5次依据JIS Z 2241(2011)的规定的拉伸试验，求出平均的屈服强度(YS)、拉伸强度(TS)、总伸长率(El)。拉伸试验的十字头速度设定为10mm/分钟。表3中，将拉伸强度：980MPa以上作为本发明钢所要求的钢板的机械性质。

(iv)弯曲性评价

成形构件中，存在由于弯曲部的裂纹而不合格的情况。这是因为弯曲性的局部劣化，大多因钢板表面的龟裂而引起，钢板表面的龟裂在对形状差的钢板应用两次以上的表皮光轧、矫平机加工时产生。在本发明中，不需要导致局部性的弯曲性劣化的形状矫正，因此，还能够抑制该弯曲性的局部劣化。为了对弯曲性进行评价，从宽度方向中心部切出宽度100mm、长度40mm的长条状样品50片，对剪切端面进行磨削加工后，通过基于依据JIS Z2248(1996)的规定的V形块法的90°V型弯曲试验(弯曲棱线为轧制方向)，制作弯曲评价用样品。利用20倍的光学显微镜或放大镜对该弯曲顶点部附近进行观察，判定裂纹的有无。表3中示出不产生裂纹的冲模的最小弯曲半径的平均值(Rave)和50片评价中的最小弯曲半径的最大值(Rmax)。将Rmax-Rave＝0.8mm以下的水准设定为本发明中优选的范围，表面性状为良好。

(v)疲劳试验

从所得到的钢板沿相对于轧制方向垂直的方向裁取依据JIS Z2275的板宽15mm的1号试验片，使用平面弯曲疲劳试验机，进行依据JIS Z 2273的弯曲疲劳试验。将应力比设定为-1、将重复速度设定为20Hz、将最大重复数设定为10⁷次，求出没有因附加10⁷次的应力而断裂的应力振幅，除以拉伸强度，从而求出疲劳强度比。本发明中要求的疲劳强度比设定为0.65以上。

(vi)钢板形状评价

将未对宽度方向进行剪切的冷轧钢板在钢板长度方向(钢板输送方向)上剪切为长度方向1m的长度，将所得到的板置于水平台上，测定相对于所设置的台的钢板的最大高度作为“最大翘曲量”，将其结果示于表3中。将在钢板长度方向(钢板输送方向)上以长度1m剪切时的板钢板的最大翘曲量为15mm以下设定为本发明中要求的钢板形状。

(vii)位错密度

对于各钢板，通过以下所示的方法测定距离钢板表面0～20μm范围内的位错密度的比例。

对钢板表面进行研磨而除去氧化皮，进行钢板表面的X射线衍射测定。在此，用于氧化皮除去而研磨的量设定为小于1μm。射线源设定为Co。Co的分析深度为约20μm，因此，通过使用Co作为射线源，可以进行距离钢板表面0～20μm范围内的位错密度的测定。位错密度使用根据由X射线衍射测定的半值宽度β求出的应变进行换算的方法。应变的提取使用以下所示的威廉姆森霍尔(Williamsson-Hall)法。半值宽度的扩展受微晶的尺寸D和应变ε影响，可以以两因子之和通过下式进行计算。β＝β1+β2＝(0.9λ/(D×cosθ))+2ε×tanθ。进一步对该式进行变形，成为βcosθ/λ＝0.9λ/D+2ε×sinθ/λ。通过将βcosθ/λ相对于sinθ/λ绘图，由直线的斜率算出应变ε。需要说明的是，计算中使用的衍射线设定为(110)、(211)和(220)。从应变ε向位错密度的换算使用ρ＝14.4ε²/b²。需要说明的是，θ是指由X射线衍射的θ-2θ法算出的峰角度，λ是指X射线衍射中使用的X射线的波长。b为Fe(α)的伯格斯矢量，在本实施例中设定为0.25nm。

进而，在距离板厚中央位置0～20μm的范围内测定板厚中央部的位错密度。该测定方法中，除了测定位置以外，与上述的距离钢板表面0～20μm的范围内的测定方法相同。将这样测定的距离板厚中央位置0～20μm的范围内的位错密度设定为板厚中央部的位错密度。

然后，求出距离钢板表面0～20μm范围内的位错密度相对于板厚中央部的位错密度的比例(％)。

＜评价结果＞

本发明例的钢板的拉伸强度(TS)均为980MPa以上，表面性状、钢板形状和疲劳强度均良好。另一方面，偏离本发明的范围的比较例的钢板不满足上述中的某一项。

特别是，对于表2的钢板No.3而言，第一根辊的通过时的温度没有达到Ms+150℃以下，因此，水淬时的冷却时的淬火变得不充分。因此，如表3所示，没有得到期望的钢组织，拉伸强度低于980MPa。