"質量で以下、化学成分について同じ。、C:0.05~0.4、SiAl:0.5~3、Mn:0.5~3、P:0.15以下0を含まない、S:0.02以下0を含むを含み、残部が鉄および不純物からなる成分組成を有し、マルテンサイトおよび/またはベイニティックフェライトを合計量で全組織に対して面積率で45~80含み、ポリゴナルフェライトを全組織に対して面積率で5~40含み、残留オーステナイトを全組織に対して面積率で5~20含み、該残留オーステナイト中のC濃度CγRは0.6質量以上1.0質量未満であり、さらに、ベイナイトを含んでもよい組織を有することを特徴とする温間加工性に優れた高強度鋼板。成分組成が、さらに、Mo:1以下0を含まない、Ni:0.5以下0を含まない、Cu:0.5以下0を含まない、Cr:1以下0を含まないの1種または2種以上を含むものである請求項1に記載の温間加工性に優れた高強度鋼板。成分組成が、さらに、Ti:0.1以下0を含まない、Nb:0.1以下0を含まない、V:0.1以下0を含まない、Zr:0.1以下0を含まないの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に記載の温間加工性に優れた高強度鋼板。成分組成が、さらに、Ca:0.003以下0を含まない、および/またはREM:0.003以下0を含まないを含むものである請求項1~3のいずれか1項に記載の温間加工性に優れた高強度鋼板。本発明は上記事情に着目してなされたものであり、その目的は、温間加工でTRIP効果が最大限に発揮され、上記先行発明鋼板よりもさらに高延性化しうる高強度鋼板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:0.05~0.4、SiAl:0.5~3、Mn:0.5~3、P:0.15以下0を含まない、S:0.02以下0を含むを含み、残部が鉄および不純物からなる成分組成を有し、マルテンサイトおよび/またはベイニティックフェライトを合計量で全組織に対して面積率で45~80含み、ポリゴナルフェライトを全組織に対して面積率で5~40含み、残留オーステナイトを全組織に対して面積率で5~20含み、該残留オーステナイト中のC濃度CγRは0.6質量以上1.0質量未満であり、さらに、ベイナイトを含んでもよい組織を有することを特徴とする温間加工性に優れた高強度鋼板である。請求項2に記載の発明は、成分組成が、さらに、Mo:1以下0を含まない、Ni:0.5以下0を含まない、Cu:0.5以下0を含まない、Cr:1以下0を含まないの1種または2種以上を含むものである請求項1に記載の温間加工性に優れた高強度鋼板である。請求項3に記載の発明は、成分組成が、さらに、Ti:0.1以下0を含まない、Nb:0.1以下0を含まない、V:0.1以下0を含まない、Zr:0.1以下0を含まないの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に記載の温間加工性に優れた高強度鋼板である。請求項4に記載の発明は、成分組成が、さらに、Ca:0.003以下0を含まない、および/またはREM:0.003以下0を含まないを含むものである請求項1~3のいずれか1項に記載の温間加工性に優れた高強度鋼板である。本発明によれば、マルテンサイトおよび/またはベイニティックフェライトを合計量で全組織に対して面積率で40~80含み、ポリゴナルフェライトを全組織に対して面積率で5~40含み、残留オーステナイトを全組織に対して面積率で5~20含み、該残留オーステナイト中のC濃度CγRは0.6質量以上1.0質量未満とすることで、温間加工による延性向上作用を最大限に発揮させることができるようになり、上記先行発明鋼板よりもさらに高延性化できる高強度鋼板を提供できるようになった。上述したように、本発明者らは、上記先行発明鋼板と同様の、転位密度の高い下部組織を有するベイニティックフェライトただし、特許文献2ではベイニティックフェライト及び/又はグラニュラーベイニティックフェライトと残留オーステナイトγRを含有するTRIP鋼板に着目し、温間加工による延性を一層向上させるべく、さらに検討を重ねてきた。その結果、γR中のC濃度CγRを上記先行発明の規定範囲1.0質量以上よりも低い範囲である、0.6質量以上1.0質量未満に低下させるとともに、ポリゴナルフェライト以下、単にフェライトということあり。を所定量含有させることで、温間にてTRIP作用を最大限に発揮できるようになり、上記先行発明鋼板に比べ、伸びフランジ性λは若干犠牲上記先行発明鋼板の約30から10~20程度へと少し低下にしつつも、さらに高延性化できる高強度鋼板が得られることを見出し、該知見に基づいて本発明を完成するに至った。以下、まず本発明鋼板を特徴づける組織について説明する。本発明鋼板の組織上述したとおり、本発明鋼板は、上記先行発明鋼板と同じくTRIP鋼の組織をベースとするものであるが、特に、ポリゴナルフェライトを所定量含有するとともに、残留オーステナイト中のC濃度CγRが0.6質量以上1.0質量未満に制御されている点で、ポリゴナルフェライトを含有せずCγRが1.0質量以上に制御されている上記先行発明鋼板と相違している。<マルテンサイトおよび/またはベイニティックフェライトを合計量で全組織に対して面積率で40~80含有>本発明におけるベイニティックフェライトとは、ベイナイト組織が転位密度の高いラス状組織を持った下部組織を有しており、組織内に炭化物を有していない点で、ベイナイト組織とは明らかに異なり、また、転位密度がないかあるいは極めて少ない下部組織を有するポリゴナルフェライト組織、あるいは細かいサブグレイン等の下部組織を持った準ポリゴナルフェライト組織とも異なっている日本鉄鋼協会基礎研究会発行鋼のベイナイト写真集-1参照。この組織は、光学顕微鏡観察やSEM観察するとアシキュラー状を呈しており、区別が困難であるため、ベイナイト組織やポリゴナルフェライト組織等との明確な違いを判定するには、TEM観察による下部組織の同定が必要である。このように本発明鋼板の組織は、マルテンサイトおよび/またはベイニティックフェライトを主要組織とすることにより、γRの周囲を拘束しγRの歪み誘起変態効果による延性向上作用を有効に発揮させることができる。本発明鋼板では、上記マルテンサイトおよび/またはベイニティックフェライト組織の合計量は、全組織に対して面積率で45~80好ましくは50~80、より好ましくは53~60であることが必要である。これにより、上記マルテンサイトおよび/またはベイニティックフェライト組織による効果が有効に発揮されるからである。なお、上記マルテンサイトおよび/またはベイニティックフェライト組織の量は、γRとのバランスによって定められるものであり、所望の特性を発揮し得るよう、適切に制御することが推奨される。<ポリゴナルフェライトを全組織に対して面積率で5~40含有>このように、組織中にポリゴナルフェライトを所定量含有させることで、伸びフランジ性は若干犠牲としつつも、後記γRのTRIP作用と相俟って全伸びをさらに高めることができる。このような作用を有効に発揮させるためには、全組織に対して面積率で5以上好ましくは10以上、より好ましくは20以上存在することが必要である。一方、多量に存在すると伸びフランジ性が劣化しすぎるので、上限を40に定めた。<残留オーステナイトγRを全組織に対して面積率で5~20含有>γRは全伸びの向上に有用であり、このような作用を有効に発揮させるためには、全組織に対して面積率で5以上好ましくは10以上、より好ましくは15以上存在することが必要である。一方、多量に存在すると伸びフランジ性が劣化しすぎるので、上限を20に定めた。<残留オーステナイトγR中のC濃度CγR:0.6質量以上1.0質量未満>さらに、上記γR中のC濃度CγRは0.6質量以上1.0質量未満とする。前述したとおり、CγRは、TRIP歪誘起変態加工の特性に大きく影響するものであるが、従来は上記先行発明鋼板のように1.0質量以上とすることを必須とし、CγRの含有量は多いほど好ましいとしていた。しかしながら、本発明鋼板では、該先行発明鋼板よりも低い範囲である、0.6質量以上1.0質量未満の範囲とすることで、変形時の応力誘起変態の駆動力が小さくなる温間100~250°CでTRIP効果を最大限に発揮させてより高延性化させることができる。好ましくは0.7質量以上0.9質量以下である。<その他:ベイナイト0を含む>本発明の鋼板は、上記組織のみマルテンサイトおよび/またはベイニティックフェライト、ポリゴナルフェライトならびにγRの混合組織からなっていてもよいが、本発明の作用を損なわない範囲で、他の異種組織として、ベイナイトを有していてもよい。この組織は本発明鋼板の製造過程で必然的に残存し得るものであるが、少なければ少ない程よく、全組織に対して面積率で5以下、より好ましくは3以下に制御することが推奨される。各相の面積率、および、γR中のC濃度CγRの各測定方法ここで、各相の面積率、および、γR中のC濃度CγRの各測定方法について説明する。鋼板中組織の面積率は、鋼板をレペラー腐食し、透過型電子顕微鏡TEM;倍率1500倍観察により組織を同定した後、光学顕微鏡観察倍率1000倍により組織の面積率を測定した。なお、γRの面積率およびγR中のC濃度CγRは、鋼板の1/4の厚さまで研削した後、化学研磨してからX線回折法により測定したISIJInt.Vol.33,1933,No.7,p.776。次に、本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。本発明鋼板の成分組成C:0.05~0.4Cは、高強度を確保しつつ、所望の主要組織マルテンサイトおよび/またはベイニティックフェライトγRを得るために必須の元素であり、このような作用を有効に発揮させるためには0.05以上好ましくは0.10以上、より好ましくは0.15以上添加する必要がある。ただし、0.4超では溶接に適さない。SiAl:0.5~3SiとAlは、γRが分解して炭化物が生成するのを有効に抑制する元素である。特にSiは、固溶強化元素としても有用である。このような作用を有効に発揮させるためには、SiとAlを合計で0.5以上添加する必要がある。好ましくは0.7以上、より好ましくは1以上である。ただし、上記元素を合計で3を超えて添加すると、マルテンサイトおよび/またはベイニティックフェライト組織の生成が阻害される他、熱間変形抵抗が高くなって溶接部の脆化を起こしやすくなり、さらには鋼板の表面性状にも悪影響を及ぼすので、その上限を3とする。好ましくは2.5以下、より好ましくは2以下である。なお、Siは2.0以下、Alは1.5以下の各範囲とするのが推奨される。Mn:0.5~3.0Mnは、固溶強化元素として有効に作用する他、変態を促進してマルテンサイトおよび/またはベイニティックフェライト組織の生成を促進する作用も発揮する。さらにはγを安定化し、所望のγRを得るために必要な元素である。このような作用を有効に発揮させるためには、0.5以上添加することが必要である。好ましくは0.7以上、より好ましくは1以上である。ただし、3を超えて添加すると、鋳片割れが生じる等の悪影響が見られる。好ましくは2.5以下、より好ましくは2以下である。P:0.15以下0を含まないPは、所望のγRを確保するのに有効な元素である。このような作用を有効に発揮させるためには、0.03以上より好ましくは0.05以上添加することが推奨される。ただし、0.15を超えて添加すると二次加工性が劣化する。より好ましくは0.1以下である。S:0.02以下0を含むSは、MnS等の硫化物系介在物を形成し、割れの起点となって加工性を劣化させる元素である。好ましくは0.02以下、より好ましくは0.015以下である。本発明の鋼は上記成分を基本的に含有し、残部が実質的に鉄および不可避的不純物であるが、その他、本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。Mo:1以下0を含まない、Ni:0.5以下0を含まない、Cu:0.5以下0を含まない、Cr:1以下0を含まないの1種または2種以上これらの元素は、鋼の強化元素として有用であるとともに、γRの安定化や所定量の確保に有効な元素である。このような作用を有効に発揮させるためには、Mo:0.05以上より好ましくは0.1以上、Ni:0.05以上より好ましくは0.1以上、Cu:0.05以上より好ましくは0.1以上、Cr:0.05以上より好ましくは0.1以上を、それぞれ添加することが推奨される。ただし、MoおよびCrはそれぞれ1、NiおよびCuはそれぞれ0.5を超えて添加しても上記効果が飽和してしまい、経済的に無駄である。より好ましくはMo:0.8以下、Ni:0.4以下、Cu:0.4以下、Cr:0.8以下である。Ti:0.1以下0を含まない、Nb:0.1以下0を含まない、V:0.1以下0を含まない、Zr:0.1以下0を含まないの1種または2種以上これらの元素は、析出強化および組織微細化効果があり、高強度化に有用な元素である。このような作用を有効に発揮させるためには、Ti:0.01以上より好ましくは0.02以上、Nb:0.01以上より好ましくは0.02以上、V:0.01以上より好ましくは0.02以上、Zr:0.01以上より好ましくは0.02以上を、それぞれ添加することが推奨される。ただし、いずれの元素もそれぞれ0.1を超えて添加すると上記効果が飽和してしまい、経済的に無駄である。より好ましくはTi:0.08以下、Nb:0.08以下、V:0.08以下、Zr:0.08以下である。Ca:0.003以下0を含まない、および/またはREM:0.003以下0を含まないCaおよびREM希土類元素は、鋼中硫化物の形態を制御し、加工性向上に有効な元素である。ここで、本発明に用いられる希土類元素としては、Sc、Y、ランタノイド等が挙げられる。上記作用を有効に発揮させるためには、それぞれ0.0003以上より好ましくは0.0005以上添加することが推奨される。ただし、0.003を超えて添加しても上記効果が飽和してしまい、経済的に無駄である。より好ましくは0.0025以下である。次に、本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。本発明鋼板の好ましい製造方法まず、上記成分組成を満足する鋼を、オーステナイトフェライトγα2相域温度まで加熱し、均熱[具体的には750°C以上好ましくは780°C以上850°C未満好ましくは840°C以下の温度で100~1000秒間好ましくは300~600秒間加熱]した後、30°C/s以上好ましくは40°C以上、より好ましくは50°C/s以上、特に好ましくは70°C/s以上の平均冷却速度で、150°C以上好ましくは200°C以上350°C以下好ましくは300°C以下の温度域まで冷却過冷し、当該過冷温度で60秒間以下好ましくは5~50秒間保持した後、2°C/s以上好ましくは10°C/s以上の平均加熱速度で、上記過冷温度より高く、かつ、300°C以上好ましくは350°C以上、より好ましくは400°C以上480°C以下好ましくは450°C以下の温度域まで再加熱し、当該温度域で60秒以上好ましくは300秒以上1000秒以下好ましくは600秒以下保持するオーステンパ処理。ここで、先行発明鋼板は、γ単相域温度で均熱→急冷→オーステンパ処理の工程で製造される。このように、γ単相域で加熱するため、ポリゴナルフェライトが生成されず、また急冷後直ちにオーステンパ処理を施すため、オーステンパ温度の低下に伴って強度は上昇するが、CγRも上昇する。これは次の理由による。まず、オーステンパ温度の低下に伴い、生成するベイニティックフェライトは、その硬さが上昇するために強度が上昇する。一方でCγRは、Cをほとんど固溶しないベイニティックフェライトの生成に伴う、オーステナイト側へのC濃化の度合いによって決定されるが、低温になるほどより高C濃度のオーステナイトが安定になるため、オーステンパ温度の低下に伴い、CγRは上昇する。このため先行発明鋼板では、840MPa以上の高引張強度を得るには450°C以下の低温でオーステンパ処理を施す必要があり、必然的にCγRは1質量以上となっている。これに対して、本発明鋼板は、上記のように、γα2相域温度で均熱→過冷→再加熱→オーステンパ処理の工程で製造される。このように、γα2相域で加熱することにより所望の量のポリゴナルフェライトを生成させるとともに、オーステンパ処理の前に、所定温度域に一旦過冷し、その後にオーステンパ温度まで再加熱して所定時間保持してオーステンパ処理を施すことにより、840MPa以上の高引張強度と、延性に富むポリゴナルフェライトの導入と、1.0質量未満の低CγRとを同時に成立させることができる。メカニズムの詳細は明らかではないが、この理由は次のように推定される。すなわち、まず、過冷までの冷却過程および再加熱の過程で、オーステンパ処理時に生成するベイニティックフェライトよりも高転位密度で高い硬さを有し、炭素を過飽和に固溶する組織が一部生成する。残部は2相域加熱時に生成したポリゴナルフェライトと、オーステナイトのままである。高転位密度の部分は、オーステンパ処理中にオーステナイト側に炭素を吐き出しつつ、焼き戻されて転位密度が低下し、ベイニティックフェライトと同様の組織になる。ただし、もともと転位密度が高いため、依然としてオーステンパ処理中に生成するベイニティックフェライトよりも高い転位密度を維持する、すなわち高い硬さを維持することで、過冷なしで均熱→オーステンパ処理した場合よりも高いオーステンパ温度でも十分な強度が確保される。そして、オーステンパ温度が高いほどCγRは低下するため、このような工程で処理することで、高強度と低CγRが両立てきるのである。なお、過冷時に生成していた転位密度の高い部分は、オーステンパ処理時にベイニティックフェライトと同様の組織、すなわちラス状の下部組織を有し、組織内に炭化物を有していない組織に変化するため、通常の顕微鏡光学顕微鏡、SEM、TEMでは区別できない。したがって本発明では両者をあわせてベイニティックフェライトと呼ぶ。なお、上記過冷温度は低すぎるとマルテンサイト変態が進行してしまい、再加熱後のオーステンパ処理時にオーステナイト側への炭素の吐き出しが十分に行われないため、必要量の残留オーステナイトが確保できない。一方高すぎるとオーステンパ処理温度との差が小さくなるため、CγRを低下できない。また、上記過冷温度における保持時間は長すぎるとマルテンサイト変態が進行してしまうため、上記と同様に必要量の残留オーステナイトが確保できない。またこの保持時間は短くてもかまわないが、実操業における温度制御の再現性の観点からは、一定時間5秒以上の保持時間を設けることが好ましい。なお、γα2相域での均熱→過冷の冷却工程は、先行発明鋼板と異なり、特に所望の主要組織を得るために重要であり、上記のようにαγ2相域で均熱した後に急冷することにより、ポリゴナルフェライトを所定量生成させつつ、所望のマルテンサイトおよび/またはベイニティックフェライト主要組織を生成させることができる。特に平均冷却速度はγRの形態に大きな影響を及ぼすため、極めて重要であり、上記範囲に制御することにより、マルテンサイトおよび/またはベイニティックフェライト組織のラス間に、所定形態のγRを生成させることが可能となる。なお、平均冷却速度の上限は特に限定されず、大きければ大きいほどよいが、実操業レベルとの関係で、適切に制御することが推奨される。また、過冷→再加熱後のオーステンパ処理は、上記のように、過冷時に生じた高転位密度組織の焼き戻し、ベイニティックフェライトの生成、オーステナイト相へのC濃縮、これらに伴い生成したγRの、炭化物への分解抑制のために極めて重要である。オーステンパ処理の保持時間を上記の範囲に制限することにより、γR→炭化物への分解を有効に抑制することができる。また、オーステンパ処理温度が高くなりすぎると、γRは炭化物に容易に分解してしまい、所定量のγRを得ることはできず、一方、オーステンパ処理温度が低くなりすぎると、あるいはオーステンパ処理の保持時間が短くなりすぎると、γRへの所望量のC濃縮が行われない。またこのとき、CγRが低い部分から、オーステンパ処理後の冷却過程でマルテンサイトが生成するが、本発明の作用を損なわない範囲であれば構わない。なお、上記工程では、本発明の作用を損なわない範囲で、さらにベイナイト組織が生成しても構わない。また、所望の組織を著しく分解させることなく、本発明の作用を損なわない範囲で、めっき、さらには合金化処理してもよい。上記方法によって製造された本発明鋼板を温間加工することにより、従来の先行発明鋼板よりも、伸びフランジ性は若干犠牲としつつも、さらに延性が高められた高強度鋼板を得ることができる。ここで上記温間加工とは、100~250°C好ましくは120~200°C、最も好ましくは約150°C付近で温間成形することを意味し、鋼板全体が当該温度域になるように、適宜、均熱すればよい。後記の実施例で確証するとおり、本発明鋼板を温間加工することにより、従来の先行発明鋼板を温間加工する場合に比較して、室温での引張強度TSは同等であり、温間での伸びELは約40向上しており、室温での引張強度TSと温間での伸びELのバランスを表す指標である、室温でのTS×温間でのELは約30~40も上昇するという顕著な向上効果を奏するものである後記表5の、鋼No.1と、鋼No.13もしくは鋼No.15を比較。また、本発明鋼板を温間加工する場合には、成形限界が高いので、本発明鋼板は複雑な形状を有する部品、たとえばセンターピラーを構成する部品やフロントピラーを構成する部品のような部品の加工にも好適に用いることができる。さらに、本発明鋼板を温間加工して得られた温間成形部品は、その組織としてベイニティックフェライトを多く含んでいるので降伏応力が高く、変形時の最大荷重が大きいという特徴を有し、このため、高い対荷重特性を発揮することが期待される。したがって、たとえばサイドシルを構成する部品やルーフレールを構成する部品のような部品に好適に用いることができる。また、加工温度が熱間加工ほど高くないので、スケールは発生しにくく、塗装性も比較的良好であると考えられ、たとえばフロアクロスを構成する部品やルーフパネルを構成する部品のような部品に好適に用いることができる。さらに加えて、本発明鋼板を温間加工して得られる温間成形部品中においても残留オーステナイトが適量残存するようにしておけば、加工後においても伸び特性が良好で、かつ、加工硬化係数も大きい状態にできるので、部品として使用している際にも破断しにくく、また吸収エネルギが大きいという特性を期待できる。たとえばフロントサイドメンバーを構成する部品やリアサイドメンバーを構成する部品のような部品にも好適に用いることができると考えられる。成分組成の検討本実施例では、成分組成を変化させた場合における機械的特性の影響について調査した。具体的には、表1に示す成分組成からなる供試鋼を真空溶製し、実験用スラブとした熱延板の板厚は2.0mm後、当該スラブを表2に示す製造条件で熱処理を施した。このようにして得られた鋼板について、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、および、γR中のC濃度CγRを測定した。さらに、上記鋼板について、加工温度による機械的特性に及ぼす影響を調査するため、加工温度引張温度を20°Cから350°Cまで種々変化させ、下記要領で、引張強度TS、YS[下降伏点降伏応力]、および伸び[全伸びのことEL]を、それぞれ測定した。引張試験はJIS5号試験片を用い、TS、YS、およびELを測定した。なお、引張試験の歪速度は1mm/sとした。これらの結果を表3に示す。これらの結果より、以下のように考察することができる。まず、鋼No.1~13、17はいずれも、本発明の成分組成の範囲を満足する鋼種を用い、推奨の製造条件で製造した鋼板を温間加工した発明鋼であり、室温での引張強度と温間での伸びのバランス室温でのTS×温間でのELが良好な高強度鋼板が得られた。これに対し、本発明で特定する成分組成のいずれかを満足しない下記比較鋼はそれぞれ、以下の不具合を有している。まず、鋼No.14は、C量が少ない例であり、ポリゴナルフェライトの生成量が過剰で、γRの生成量が不足するため、低強度の割には温間でのELも低く、室温でのTS×温間でのELは判定基準を満たさない。鋼No.15は、SiAlの合計量が少ない例であり、所望のγRがほとんど生成しないため、低強度の割には温間でのELも低く、室温でのTS×温間でのELは判定基準を満たさない。No.16は、Mnの量が少ない例であり、γRの生成量が不足するため、温間でのELも低く、室温でのTS×温間でのELは判定基準を満たさない。製造条件の検討本実施例では、鋼種No.9の実験用スラブを用い、表4に示す各条件で鋼板を製造した熱延板の板厚は2.0mm後、加工温度引張温度を20°Cから350°Cまで種々変化させ、加工温度による機械的特性に及ぼす影響を実施例1と同様にして調査した。ちなみに上記の鋼種は、本発明で特定する成分組成を満足する鋼である。これらの結果を表5に示すとともに、図1および図2に、加工温度と、TSもしくはELとの関係をグラフ化して示す。これらの結果より、以下のように考察することができる。まず、鋼No.1~12はいずれも、本発明の成分組成の範囲を満足する鋼種を用い、推奨の製造条件で製造した鋼板を温間加工した発明鋼であり、室温での引張強度と温間での伸びのバランス室温でのTS×温間でのELが良好な高強度鋼板が得られた。これに対し、本発明で特定する組織の要件のいずれかを満足しない下記比較鋼はそれぞれ、以下の不具合を有している。まず、鋼No.13は、均熱後に、過冷→再加熱を行うことなく、直ちにオーステンパ処理を施したもので、均熱温度域が異なる点を除いて従来の先行発明鋼にほぼ相当する例であり、CγRが1質量以上となるため、室温でのTS×温間でのELは判定基準を満たさない。鋼No.14は、均熱温度がγα2相域より低い温度の例であり、ポリゴナルフェライトの面積率が過剰になるため、室温でのTSおよび室温でのTS×温間でのELとも判定基準を満たさない。鋼No.15は、均熱温度がγα2相域より高いγ単相域にある例であり、均熱後に、過冷→再加熱を行う点を除いて従来の先行発明鋼にほぼ相当する例であり、ベイニティックフェライトの面積率が不足するため、室温でのTSおよび室温でのTS×温間でのELとも判定基準を満たさない。鋼No.16は、過冷温度が低い例であり、γRの面積率が不足するため、温間でのELが劣り、室温でのTS×温間でのELは判定基準を満たさない。鋼No.17は、過冷保持時間が長い例であり、γRが炭化物に分解してγRの面積率が不足するため、温間でのELが劣り、室温でのTS×温間でのELは判定基準を満たさない。鋼No.18は、再加熱速度が小さい例であり、γRが炭化物に分解してγRの面積率が不足するため、温間でのELが劣り、室温でのTS×温間でのELは判定基準を満たさない。鋼No.19は、オーステンパ温度が低い例であり、CγRが高くなりすぎるため、室温でのTS×温間でのELは判定基準を満たさない。一方、鋼No.20は、オーステンパ温度が高い例であり、CγRが不足するため、室温でのTS×温間でのELは判定基準を満たさない。鋼No.21および22は、オーステンパ時間が推奨範囲を外れる例であり、γRの面積率が不足するため、室温でのTS×温間でのELは判定基準を満たさない。また、図1および図2に示すとおり、本発明鋼板である表3の鋼No.1と、比較鋼板である表3の鋼No.13とを対比すると、いずれの鋼板とも温間加工温度範囲にてTSは若干低下するもののELの上昇効果が見られるが、本発明鋼板の方が比較鋼板より明らかに顕著なELの上昇が認められる。すなわち、本発明によれば、温間加工用により、強度は若干犠牲としつつも、伸びの特性に極めて優れた高強度鋼板が得られることが確認できた。"