"高強度鋼板をプレス成形金型により温間成形する方法であって、前記高強度鋼板は、質量で以下、化学成分について同じ。、C:0.05~0.3、Si:1~3、Mn:0.5~3、P:0.1以下0を含む、S:0.01以下0を含む、Al:0.001~0.1、N:0.002~0.03を含み、残部が鉄および不純物からなる成分組成を有し、全組織に対する面積率で以下、組織について同じ。、ベイニティックフェライト:50~90、残留オーステナイト:5~20、マルテンサイト前記残留オーステナイト:10~50、フェライト:40以下0を含むを含む組織を有し、前記残留オーステナイトは、そのC濃度CγRが0.5~1.1質量、その平均円相当直径が0.4~2μm、その平均アスペクト比最大径/最小径が3.0未満を満足するものであるとともに、前記プレス成形金型のパンチの少なくとも肩部の金型温度を250~350°C、ダイの少なくとも肩部の金型温度を100~200°Cとすることを特徴とする高強度鋼板の温間成形方法。前記高強度鋼板の成分組成が、さらに、Cr:0.01~3Mo:0.01~1、Cu:0.01~2、Ni:0.01~2、B:0.00001~0.01の1種または2種以上を含むものである請求項1に記載の高強度鋼板の温間成形方法。前記高強度鋼板の成分組成が、さらに、Ti:0.01~0.1、V:0.01~0.1、Zr:0.01~0.1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に記載の高強度鋼板の温間成形方法。前記高強度鋼板の成分組成が、さらに、Ca:0.0005~0.01、Mg:0.0005~0.01、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項に記載の高強度鋼板の温間成形方法。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、高強度鋼板に980MPa級以上の室温強度を確保させつつ、その深絞り成形特性を最大限に発揮させうる高強度鋼板の温間成形方法を提供することにある。請求項1に記載の発明は、高強度鋼板をプレス成形金型により温間成形する方法であって、前記高強度鋼板は、質量で以下、化学成分について同じ。、C:0.05~0.3、Si:1~3、Mn:0.5~3、P:0.1以下0を含む、S:0.01以下0を含む、Al:0.001~0.1、N:0.002~0.03を含み、残部が鉄および不純物からなる成分組成を有し、全組織に対する面積率で以下、組織について同じ。、ベイニティックフェライト:50~90、残留オーステナイト:5~20、マルテンサイト前記残留オーステナイト:10~50、フェライト:40以下0を含むを含む組織を有し、前記残留オーステナイトは、そのC濃度CγRが0.5~1.1質量、その平均円相当直径が0.4~2μm、その平均アスペクト比最大径/最小径が3.0未満を満足するものであるとともに、前記プレス成形金型のパンチの少なくとも肩部の金型温度を250~350°C、ダイの少なくとも肩部の金型温度を100~200°Cとすることを特徴とする高強度鋼板の温間成形方法である。請求項2に記載の発明は、前記高強度鋼板の成分組成が、さらに、Cr:0.01~3Mo:0.01~1、Cu:0.01~2、Ni:0.01~2、B:0.00001~0.01の1種または2種以上を含むものである請求項1に記載の高強度鋼板の温間成形方法である。請求項3に記載の発明は、前記高強度鋼板の成分組成が、さらに、Ti:0.01~0.1、V:0.01~0.1、Zr:0.01~0.1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に記載の高強度鋼板の温間成形方法である。請求項4に記載の発明は、前記高強度鋼板の成分組成が、さらに、Ca:0.0005~0.01、Mg:0.0005~0.01、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項に記載の高強度鋼板の温間成形方法である。本発明によれば、高強度鋼板として、全組織に対する面積率で、ベイニティックフェライト:50~90、残留オーステナイト:5~20、マルテンサイト上記残留オーステナイト:10~50、フェライト:40以下0を含むを含む組織を有し、上記残留オーステナイトは、そのC濃度CγRが0.5~1.1質量、その平均円相当直径が0.4~2μm、その平均アスペクト比最大径/最小径が3.0未満を満足するものを用い、この高強度鋼板をプレス成形金型により温間成形するに際し、前記プレス成形金型のパンチの少なくとも肩部の温度を250~350°C、ダイの少なくとも肩部の温度を100~200°Cとすることで、高強度鋼板に980MPa級以上の室温強度を確保させつつ、深絞り成形特性を最大限に発揮させうる高強度鋼板の温間成形方法を提供できるようになった。上述したように、本出願人は、上記従来技術と同様の、転位密度の高い下部組織マトリックスを有する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、強度を確保しつつ、伸びと深絞り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、1組織中にマルテンサイトを一部導入することで、強度を確保したうえで、2炭素濃度0.5~1.1質量のγRを面積率で5以上含有させることで、TRIP効果により伸びを高め、3さらに、γRの形態を平均円相当直径で0.4~2μm、アスペクト比で3.0未満とすることで、加工誘起マルテンサイト変態時にγRの周囲に与える歪量を大きくすることにより、縮フランジ成形のような圧縮が加わる際の加工誘起マルテンサイトへの変態の進行を抑制する効果を大きくすることによって、縦壁部の延性確保と、フランジ部からの材料の流入を促進することにより、深絞り性を高めることができることを見出し、該知見に基づいて本発明方法に使用する高強度鋼板以下、本発明方法使用鋼板ともいう。を特定するに至った。以下、まず本発明方法使用鋼板を特徴づける組織について説明する。本発明方法使用鋼板の組織上述したとおり、本発明方法使用鋼板は、上記従来技術と同じくTRIP鋼の組織をベースとするものであるが、特に、マルテンサイトを所定量含有するとともに、炭素濃度0.5~1.1質量のγRを面積率で5以上含有し、さらに、γRの形態が平均円相当直径で0.4~2μm、アスペクト比で3.0未満に制御されている点で、上記従来技術と相違している。<ベイニティックフェライト:50~90>本発明方法使用鋼板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。このように本発明方法使用鋼板の組織は、均一微細で延性に富み、かつ、転位密度が高く強度が高いベイニティックフェライトを母相とすることで強度と成形性のバランスを高めることができる。本発明方法使用鋼板では、上記ベイニティックフェライト組織の量は、全組織に対して面積率で50~90好ましくは60~90、より好ましくは70~90であることが必要である。これにより、上記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。<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。<マルテンサイト前記残留オーステナイトγR:10~50>強度確保のため、組織中にマルテンサイトを一部導入するが、マルテンサイトの量が多くなりすぎると成形性が確保できなくなるので、全組織に対してマルテンサイトγRの合計面積率で10以上好ましくは12以上、より好ましくは16以上50以下に制限した。<フェライト:40以下0を含む>フェライトは軟質相であるため、高強度化には寄与しないが、延性を高めるのには有効であるため、強度が保証できる面積率40以下の範囲で導入してもよい。<残留オーステナイトγRのC濃度CγR:0.5~1.1質量>CγRは、加工時にγRがマルテンサイトに変態する安定度に影響する指標である。CγRが低すぎると、γRが不安定なため、応力付与後、塑性変形する前に加工誘起マルテンサイト変態が起るため、張り出し成形性が得られなくなる。一方、CγRが高すぎると、γRが安定になりすぎて、加工を加えても加工誘起マルテンサイト変態が起らないため、やはり張り出し成形性が得られなくなる。十分な張り出し成形性を得るためには、CγRは0.5~1.1質量とする必要がある。好ましくは0.6~1.0質量である。なお、上記先行発明鋼板特願2010-258151号では、CγRの上限は1.2質量としていたが、加工の際により確実に加工誘起マルテンサイト変態を起こさせることを考慮して、該上限の見直しを行い、本発明方法使用鋼板では1.1質量とした。<残留オーステナイトγRの平均円相当直径:0.4~2μm、平均アスペクト比最大径/最小径:3.0未満>γRを粗大化し、かつ、その形状を等軸状に近づけることで、縮フランジ変形時におけるマルテンサイト変態の抑制効果を大きくし、深絞り性を高めるためである。また、γRを粗大かつ等軸状にして、室温ではやや不安定なγRとしておくことで、300°C近辺の温度にて加工を受ける部位パンチの肩部に接触する鋼板部分に、適正な安定性が得られるγRの比率を大きくしておくことで、同部位の伸びと深絞り性をともに高めることができる。上記γRの粗大化による効果を有効に発揮させるためには、γRの平均円相当直径は0.4μm以上とする必要があるが、粗大化しすぎるとγRの粒子数が少なくなりすぎで、上記縮フランジ変形時におけるマルテンサイト変態の抑制効果が得られなくなるので、上限を2μmとする。なお、上記先行発明鋼板特願2010-258151号では、γRの平均円相当直径の下限は0.2μmとしていたが、上記γRの粗大化による効果をより確実に発揮させることを考慮して、該下限の見直しを行い、本発明方法使用鋼板では0.4μmとした。また、上記γRを等軸状にすることによる効果を有効に発揮させるためには、γRの平均アスペクト比最大径/最小径を3.0未満にする必要がある。<その他:ベイナイト0を含む>本発明方法使用鋼板は、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。この組織は本発明方法使用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、γRのC濃度CγR、ならびに、γRの平均円相当直径およびアスペクト比の各測定方法ここで、各相の面積率、γRのC濃度CγR、ならびに、γRの平均円相当直径およびアスペクト比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、例えば白い領域をマルテンサイト残留オーステナイトγRと定義して組織を同定した後、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。また、フェライトの面積率は、鋼板をナイタール腐食し、走査型電子顕微鏡SEM;倍率2000倍観察により、黒い領域をフェライトと同定して面積率を求めた。γRの平均円相当直径は、EBSPElectronBackScatterdiffractionPatternにより30μm×30μm以上の領域を0.2μmステップでγ相の分布状況を測定し、γ相同士が連結した部分を1つのγ粒として測定した面積を円相当直径に換算し、各ガンマ粒の円相当直径を算術平均することにより求めた。また、γRの平均アスペクト比は、上記各γ粒について、最大フェレ径、最小フェレ径を測定し、その比最大径/最小径をアスペクト比と定義し、各γ粒のアスペクト比を算術平均して求めた。次に、本発明方法使用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。本発明方法使用鋼板の成分組成C:0.05~0.3Cは、高強度を確保しつつ、所望の主要組織ベイニティックフェライトマルテンサイト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、0.3超では溶接に適さない。Si:1~3Si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を1以上添加する必要がある。好ましくは1.1以上、より好ましくは1.2以上である。ただし、Siを3を超えて添加すると、ベイニティックフェライトマルテンサ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。Mn:0.5~3Mnは、固溶強化元素として有効に作用する他、変態を促進してベイニティックフェライトマルテンサ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:0.1以下0を含むPは不純物元素として不可避的に存在するが、所望のγRを確保するために添加してもよい元素である。ただし、0.1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0.03以下である。S:0.01以下0を含むSも不純物元素として不可避的に存在し、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0.01以下、より好ましくは0.005以下である。Al:0.001~0.1Alは、脱酸剤として添加されるとともに、上記Siと相俟って、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。このような作用を有効に発揮させるためには、Alを0.001以上添加する必要がある。ただし、過剰に添加しても効果が飽和し経済的に無駄であるので、その上限を0.1とする。N:0.002~0.03Nは、不可避的に存在する元素であるが、AlやNbなどの炭窒化物形成元素と結びつくことで析出物を形成し、強度向上や組織の微細化に寄与する。N含有量が少なすぎるとオーステナイト粒が粗大化し、その結果、伸長したラス状組織が主体になるためγRのアスペクト比が大きくなる。一方、N含有量が多すぎると、本発明の材料のような低炭素鋼では鋳造が困難になるため、製造自体ができなくなる。本発明方法使用鋼板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。Cr:0.01~3Mo:0.01~1、Cu:0.01~2、Ni:0.01~2、B:0.00001~0.01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:0.01以上より好ましくは0.02以上、Cu:0.01以上より好ましくは0.1以上、Ni:0.01以上より好ましくは0.1以上、B:0.00001以上より好ましくは0.0002以上を、それぞれ添加することが推奨される。ただし、Crは3、Moは1、CuおよびNiはそれぞれ2、Bは0.01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Cr:2.0以下、Mo:0.8以下、Cu:1.0以下、Ni:1.0以下、B:0.0030以下である。Ti:0.01~0.1、V:0.01~0.1、Zr:0.01~0.1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、いずれの元素も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、いずれの元素とも0.08以下である。Ca:0.0005~0.01、Mg:0.0005~0.01、REM:0.0001~0.01の1種または2種以上これらの元素は、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REM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、CaおよびMgはそれぞれ0.0005以上より好ましくは0.0001以上、REMは0.0001以上より好ましくは0.0002以上添加することが推奨される。ただし、CaおよびMgはそれぞれ0.01、REMは0.01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CaおよびMgは0.003以下、REMは0.006以下である。次に、本発明方法を特徴付ける温間成形方法について説明する。温間成形方法上記本発明方法使用鋼板は、常温下にて強度および伸びに優れるものであるが、部品へのプレス成形、中でも特に加工度の大きい深絞り成形に当たり、適正な温度条件下で温間成形を行うことで、より優れた深絞り成形特性が発揮される。具体的な温度条件としては、プレス成形金型のパンチの少なくとも肩部の金型温度を250~350°C、ダイの少なくとも肩部の金型温度を100~200°Cとする。以下、このような温度条件を定めた理由を説明する。TRIP鋼板の深絞り成形に際して、深絞り成形特性をより向上させるためには、縮みフランジ部およびダイの肩部に接触する部位の強度をできるだけ小さくして成形荷重を低減すると同時に、縦壁部およびパンチの肩部に接触する部位の変形抵抗をできるだけ大きくして成形加重による破断を防止することが重要となる。一方、本発明者らは、既出願の特願2010-46721号において、本発明方法使用鋼板とは別のTRIP鋼板を用い、成形温度による機械的特性に及ぼす影響を調査するため、成形温度引張温度を室温20°Cから350°Cまで種々変化させ、引張試験により、引張強度TSおよび全伸びELをそれぞれ測定し、引張温度とTSおよびELとの関係を明らかにした。これらの関係を図1および図2特願2010-46721号の図1および図2にそれぞれ相当に示す。なお、これらの図中における参考発明鋼板は、特願2010-46721号の図1および図2中では発明鋼板と表示していたものであるが、本発明方法使用鋼板との混同を避けるため、その表示を参考発明鋼板に変更したものである。そこで、本発明者らは、TRIP鋼板の深絞り成形特性をより向上させるためには、図1より、ダイの少なくとも肩部ダイの平坦部および肩部の金型温度をTSが最も低くなる100~200°Cの範囲とする一方、図1および図2より、パンチの少なくとも肩部パンチの縦壁部および肩部の金型温度をTSとELがともに最も高くなる250~350°Cの範囲とすればよいと考えた。そして、本発明方法使用鋼板においても、図1および図2のような傾向を示すと想定されることから、上記温度条件に決定した。このような温度条件で温間成形することで、縮みフランジ部およびダイの肩部に接触する部位の変形抵抗TSをできるだけ小さくすることにより成形荷重を低減できると同時に、縦壁部およびパンチの肩部に接触する部位の変形抵抗TSおよび全伸びELをできるだけ大きくすることにより成形加重による破断を防止しつつ成形深さを大きくでき、深絞り成形特性がより改善される。なお、上記特許文献4に記載のプレス成形方法では、ダイの少なくとも肩部ダイの平坦部および肩部の金型温度は150~200°Cであり、本発明方法と同様にTSが最大になる温度範囲を選択しているが、パンチの少なくとも肩部パンチの縦壁部および肩部の金型温度は-30~0°Cであり、図1および図2より判断すると、TSは本発明方法の250~300°Cと同程度に高くなるもののELは上昇しないと想定され、本発明方法ほどの深絞り成形特性が得られないものと考えられる。次に、上記本発明方法使用鋼板を得るための好ましい製造方法を以下に説明する。本発明方法使用鋼板の好ましい製造方法本発明方法使用鋼板は、上記成分組成を満足する鋼材を、熱間圧延し、ついで冷間圧延した後、熱処理を行って製造するが、γRのサイズを大きくするためには、初期組織を粗大にしておく必要がある。[熱間圧延条件]そのため、熱間圧延の仕上げ温度圧延終了温度、FDTを900~1000°C、巻取り温度を600~700°Cと従来より高めの温度とすることで、熱延材の組織を従来より粗大にしておくことにより、その後の熱処理プロセスで形成される組織が粗大になり、結果的にγRのサイズも大きくなる。[冷間圧延条件]また、冷間圧延の際の冷延率を10~30より好ましくは10~20と小さくすることで、その後の焼鈍工程での加熱時における再結晶組織を粗くし、さらに冷却時における逆変態組織が粗くなるようにする。[熱処理条件]熱処理条件については、オーステナイト化するためγα2相域またはγ単相域のいずれかの温度域で均熱し、所定の冷却速度で急冷して過冷した後、その過冷温度で所定時間保持してオーステンパ処理することで所望の組織を得ることができる。なお、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。そこで、具体的な熱処理条件として、1冷延鋼板を連続焼鈍ラインで製造する場合、2溶融亜鉛めっき鋼板GI鋼板を溶融亜鉛めっきラインで製造する場合、および、3溶融亜鉛めっき鋼板GA鋼板を溶融亜鉛めっきラインで製造する場合、のそれぞれに分けて説明する。1冷延鋼板を連続焼鈍ラインで製造する場合上記冷間圧延後の冷延材を、オーステナイト化するため、γα2相域またはγ単相域である、0.6Ac10.4Ac3以上好ましくは0.4Ac10.6Ac3以上950°C以下930°C以下の温度域で1800s以下好ましくは900s以下の時間保持した後、3°C/s以上好ましくは5°C/s以上、より好ましくは10°C/s以上、特に好ましくは20°C/s以上の平均冷却速度で、380~500°C好ましくは390~460°C、さらに好ましくは400~420°Cの温度域まで急冷して過冷し、この急冷停止温度過冷温度で100~1800s好ましくは200~800sの時間保持してオーステンパ処理した後、常温まで冷却する。なお、上記先行発明鋼板特願2010-258151号では、オーステンパ温度の下限は350°Cとしていたが、γRのサイズをより確実に大きくすることを考慮して、該下限の見直しを行い、本発明方法では380°Cとした。2溶融亜鉛めっき鋼板GI鋼板を溶融亜鉛めっきラインで製造する場合上記冷間圧延後の冷延材を、オーステナイト化するため、γα2相域またはγ単相域である、0.6Ac10.4Ac3以上好ましくは0.4Ac10.6Ac3以上950°C以下930°C以下の温度域で1800s以下好ましくは900s以下の時間保持した後、3°C/s以上好ましくは5°C/s以上、より好ましくは10°C/s以上、特に好ましくは20°C/s以上の平均冷却速度で、380~500°C好ましくは390~460°C、さらに好ましくは400~420°Cの温度域まで急冷して過冷しここまで上記1の場合と同じ熱処理条件である。、この急冷停止温度過冷温度で10~100s好ましくは20~60sの時間保持してオーステンパ処理した後、常温まで冷却する。3溶融亜鉛めっき鋼板GA鋼板を溶融亜鉛めっきラインで製造する場合上記冷間圧延後の冷延材を、オーステナイト化するため、γα2相域またはγ単相域である、0.6Ac10.4Ac3以上好ましくは0.4Ac10.6Ac3以上950°C以下930°C以下の温度域で1800s以下好ましくは900s以下の時間保持した後、3°C/s以上好ましくは5°C/s以上、より好ましくは10°C/s以上、特に好ましくは20°C/s以上の平均冷却速度で、380~500°C好ましくは390~460°C、さらに好ましくは400~420°Cの温度域まで急冷して過冷しここまで上記1の場合と同じ熱処理条件である。、この急冷停止温度過冷温度で10~100s好ましくは20~60sの時間保持してオーステンパ処理した後ここまで上記2の場合と同じ熱処理条件である。、480~600°C好ましくは480~550°Cの温度域で1~100sの時間再加熱して合金化処理した後、常温まで冷却する。上記のように熱間圧延および冷間圧延の条件を調整することにより組織の粗大化を図る他にも、熱間圧延および冷間圧延の条件は従来と同様にしておきつつ、連続焼鈍等の熱処理の前に、その前処理として500°C~A1点以下の温度域で1~30hの時間保持して組織を粗大化しておいてから、連続焼鈍等の熱処理を行うことでも同様の組織を得ることができる。まず、成分組成および製造条件を種々変化させて供試鋼板を作製した。すなわち、表1に示す各成分組成からなる供試鋼を真空溶製し、板厚30mmのスラブとした後、当該スラブを表2に示す各製造条件にて熱間圧延し、冷間圧延した後、熱処理を施した。具体的には、上記スラブを1200°Cに加熱し、圧延終了温度FDTT1°Cで板厚tmmに熱間圧延した後、巻取り温度T2°Cで保持炉に入れ、空冷することで熱延板の巻取りを模擬した。その後、冷延率rで冷間圧延して板厚12mmの冷延板とした。そして、この冷延材を、10°C/sで均熱温度T3°Cまで加熱し、その温度で90s保持した後、冷却速度R4°C/sで冷却し、過冷温度T5°Cでt5秒保持した後、空冷するか、もしくは、過冷温度T5°Cでt5秒保持した後、さらに保持温度T6°Cでt6秒保持したのち、空冷した。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]-30[Mn]700[P]400[Al]400[Ti]104[V]-11[Cr]31.5[Mo]-20[Cu]-15.2[Ni]ただし、[]は、各元素の含有量質量を示す。このようにして得られた供試鋼板について、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、γRのC濃度CγR、ならびに、γRの平均円相当直径およびアスペクト比を測定した。また、上記供試鋼板の室温における機械的特性を評価するため、引張試験によりJIS5号試験片を用いて、引張強度TS、および、伸び[全伸びEL]を測定した。なお、引張試験のひずみ速度は1mm/sとした。つぎに、上記供試鋼板の温間成形時の温度条件の相違による深絞り成形特性への影響を評価するため、ダイ径:53.4mm、パンチ径:50.0mm、肩R:8mmの円筒金型を用い、ダイとパンチのそれぞれにヒータを内蔵するとともに熱電対を取り付け、ダイとパンチの各肩部近傍の金型温度を独立して温度制御することにより種々の温度条件下にて、しわ抑え圧9.8kNにて径80~140mm試験片を深絞り成形して、深絞り成形特性[限界絞り比LDR]および絞り比2.1のときのパンチ最高荷重を測定した。これらの結果を表3~5に示す。なお、表3は供試鋼板の成分組成の影響を、表4は鋼板の製造条件の影響を、表5は深絞り成形時の温度条件の影響を、それぞれ調査したものである。これらの表に示すように、試験No.100、102~104、106~113、122、123、129~132はいずれも、本発明方法使用鋼板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結果、本発明方法使用鋼板の組織規定の要件を充足し、さらに本発明方法で規定する温間成形条件をも充足する本発明例であり、室温TS、深絞り成形時のパンチ最高荷重およびLDRのいずれも判定基準を満たしており、高強度鋼板に980MPa級以上の室温強度を保持させつつ、深絞り成形特性を最大限に発揮させうる高強度鋼板の温間成形方法が得られた。これに対し、試験No.101、105、114~121、124~128、133~136は、本発明方法使用鋼板に対して規定された成分組成および組織の要件、ならびに、本発明方法で規定する温間成形条件のうち少なくともいずれかを満足しない比較例であり、室温TS、深絞り成形時のパンチ最高荷重およびLDRの少なくともいずれかが判定基準を満たしていない。例えば、試験No.101、105、114では、供試鋼板の成分組成のうちC、Mn、Siがそれぞれ少なすぎて、γRの面積率が不足し、深絞り成形時のパンチ最高荷重およびLDRの少なくともいずれかが判定基準を満たしていない。また、試験No.116~120、125では、供試鋼板の成分組成は本発明方法使用鋼板に対して規定された成分組成を充足するものの、その製造条件が推奨範囲を外れており、その結果得られた組織が規定範囲を外れ、室温TS、深絞り成形時のパンチ最高荷重およびLDRの少なくともいずれかが判定基準を満たしていない。また、試験No.126~128、133~136では、供試鋼板は本発明方法使用鋼板に対して規定された成分組成および組織の要件を充足するものの、深絞り成形時の温度条件が規定範囲を外れており、その結果深絞り成形時のパンチ最高荷重およびLDRの少なくともいずれかが判定基準を満たしていない。"