"質量で以下、化学成分について同じ。、C:0.02~0.3、Si:1.0~3.0、Mn:1.8~3.0、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:50~85、残留オーステナイト:3以上、マルテンサイト前記残留オーステナイト:10~45、フェライト:5~40の各相を含む組織を有し、前記残留オーステナイト中のC濃度CγRが0.6~1.2質量であり、EPMAでライン分析して得られたMn濃度分布に基づく、前記残留オーステナイト中のMn濃度MnγRと全組織中の平均Mn濃度Mnavとの比MnγR/Mnavが1.2以上であることを特徴とする室温および温間での深絞り性に優れた高強度鋼板。成分組成が、さらに、Cr:0.01~3.0Mo:0.01~1.0、Cu:0.01~2.0、Ni:0.01~2.0、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に記載の室温および温間での深絞り性に優れた高強度鋼板。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または2に記載の室温および温間での深絞り性に優れた高強度鋼板。請求項1~3のいずれか1項に記載の高強度鋼板を、100~400°Cに加熱後、3600s以内に加工することを特徴とする高強度鋼板の温間加工方法。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、980MPa級以上の室温強度を確保しつつ室温および温間での均一伸びをさらに向上させることにより、室温強度と室温および温間での深絞り性を兼備する高強度鋼板およびその温間加工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:0.02~0.3、Si:1.0~3.0、Mn:1.8~3.0、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:50~85、残留オーステナイト:3以上、マルテンサイト前記残留オーステナイト:10~45、フェライト:5~40の各相を含む組織を有し、前記残留オーステナイト中のC濃度CγRが0.6~1.2質量であり、EPMAでライン分析して得られたMn濃度分布に基づく、前記残留オーステナイト中のMn濃度MnγRと全組織中の平均Mn濃度Mnavとの比MnγR/Mnavが1.2以上であることを特徴とする室温および温間での深絞り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、Cr:0.01~3.0Mo:0.01~1.0、Cu:0.01~2.0、Ni:0.01~2.0、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に記載の室温および温間での深絞り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、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または2に記載の室温および温間での深絞り性に優れた高強度鋼板である。請求項4に記載の発明は、請求項1~3のいずれか1項に記載の高強度鋼板を、200~400°Cに加熱後、3600s以内に加工することを特徴とする高強度鋼板の温間加工方法である。本発明によれば、全組織に対する面積率で、ベイニティックフェライト:50~85、残留オーステナイト:3以上、マルテンサイト前記残留オーステナイト:10~45、フェライト:5~40を含む組織を有し、前記残留オーステナイト中のC濃度CγRが0.6~1.2質量であり、EPMAでライン分析して得られたMn濃度分布に基づく、前記残留オーステナイト中のMn濃度MnγRと全組織中の平均Mn濃度Mnavとの比MnγR/Mnavを1.2以上とすることで、980MPa級以上の室温強度を確保しつつ、室温および温間での均一伸びがさらに向上し、室温強度と室温および温間での深絞り性を兼備する高強度鋼板、およびその温間加工方法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、室温強度を確保しつつ、均一伸びを改善することで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。本発明者らは、均一伸びの向上には転位密度が低く、加工硬化率の高いフェライトの利用が有効と考え、鋼板組織中にフェライトを適量導入することとした。また、均一伸びの向上に強く寄与するγRを多量につくり込むために、γRのMn濃度を高めることが有効であると考えた。ただし、γR中のMn濃度を高めるために、単に鋼への添加Mn量を増加すると、Mnの固溶強化作用によりフェライトの延性が低下してむしろ伸びが劣化するとともに、熱延板の強度が高くなり、冷間圧延が難しくなる。このため、鋼への添加Mn量を増加させることなく、γR中のMn濃度を高める必要がある。ここで、フェライトオーステナイトαγ2相域加熱を行うと、オーステナイトγ側にMnが濃化し、フェライトαからオーステナイトγへの変態量に影響することが知られている。すなわち、2相域加熱温度が低いと、フェライト分率が高くなるとともに、γR中のMn濃度も高くなるため、安定なγRは確保できるものの、強度は確保できなくなる。一方、2相域加熱温度が高いと、フェライト分率が低くなるとともに、γR中のMn濃度も低くなるため、強度は確保できるものの、安定なγRは確保できなくなる。従来技術では、フェライト分率とγR中のMn濃度がバランスさせられていなかったため、強度を確保しつつ、安定なγRを確保するのが困難であった。そこで、本発明では、適量のフェライトを導入するとともに、添加Mn量を制限しつつγR中のMn濃度を高めることで、マトリックス母相の延性向上とγRによるTRIP効果の最大化による均一伸びの向上の両立を図り、さらに部分的にマルテンサイトを導入することで、強度向上を実現することとした。具体的には、高強度化と高延性化の両立を実現するために、面積率で5~40のフェライトを導入することで、マトリックス母相の強度を低くし、残留オーステナイトγRの面積率を3以上、該γR中のC濃度CγRを0.3~1.2質量とすることで、TRIP現象ひずみ誘起変態を促進して加工硬化を促し強度向上を図り、さらに、EPMAでライン分析して得られたMn濃度分布に基づく、前記γR中のMn濃度MnγRと全組織中の平均Mn濃度Mnavとの比MnγR/Mnavを1.2以上とすることで、γR中のMn濃度を高めて安定なγRを確保することにより、マトリックス母相の延性向上とγRによるTRIP効果の最大化による均一伸びの向上の両立を図ることによって、室温強度と深絞り性を並存しうることを見出した。そして、上記知見に基づいてさらに検討を進め、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、フェライトを所定量含有するとともに、所定の炭素濃度のγRを所定量含有し、さらに、Mnの濃度分布が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:50~85>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、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50~85好ましくは60~85、より好ましくは70~85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3以上含有>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3以上好ましくは5以上、より好ましくは10以上存在することが必要である。<マルテンサイト上記残留オーステナイトγR:10~45>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45以下に制限した。<フェライト:5~40>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ことから、強度と伸びのバランスを高めるため、強度が保証できる面積率5以上好ましくは10以上、より好ましくは15以上40以下好ましくは35以下、より好ましくは30以下の範囲で導入する。<残留オーステナイトγR中のC濃度CγR:0.6~1.2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0.6~1.2質量とする必要がある。好ましくは0.7~0.9質量である。<EPMAでライン分析して得られたMn濃度分布に基づく、前記γR中のMn濃度MnγRと全組織中の平均Mn濃度Mnavとの比MnγR/Mnav:1.2以上>鋼に添加されたMnを2相域加熱によりフェライトとオーステナイトの間で分配することで、マトリックスに高い延性を付与したまま、γR中のMn濃度を高めてγRが室温で得られるようにしている。γR中のMn濃度が低すぎると、γRの安定性が低く、室温でγR量を確保できない。また、フェライト中のMn濃度が高すぎると、マトリックスの変形能が低下し、伸びが劣化する。このため、本発明者らは、γR中へのMnの偏析度合いを評価する指標としてMnγR/Mnavを導入し、この指標の値は1.2以上とした。<その他:ベイナイト0を含む>本発明の鋼板は、上記組織のみベイニティックフェライト、マルテンサイト、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、γR中のC濃度CγR、全組織中の平均Mn濃度、および、γR中のMn濃度の各測定方法ここで、各相の面積率、γR中のC濃度CγR、全組織中の平均Mn濃度およびγR中のMn濃度の各測定方法について説明する。鋼板中組織の各相の面積率については、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倍により各相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については、各供試鋼板の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については、各供試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。全組織中の平均Mn濃度およびγR中のMn濃度については、EPMAにより0.2μmステップで200μm以上の領域をライン分析し、全測定点のMn濃度の平均値を全組織中の平均Mn濃度と定義し、全測定点のMn濃度のうち、Mn濃度の高い側から5分のMn濃度の平均値をγR中のMn濃度と定義した。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:0.02~0.3C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0.02以上好ましくは0.05以上、より好ましくは0.10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:1.0~3.0Si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1.0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3.0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3.0とする。好ましくは2.5以下、より好ましくは2.0以下である。Mn:1.8~3.0Mn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。また、焼入れ性の向上にも寄与する。このような作用を有効に発揮させるためには、1.8以上添加することが必要である。好ましくは1.9以上、より好ましくは2.0以上である。ただし、3.0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2.8以下、より好ましくは2.5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。Cr:0.01~3.0Mo:0.01~1.0、Cu:0.01~2.0、Ni:0.01~2.0、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3.0、Moは1.0、CuおよびNiはそれぞれ2.0、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。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。温間加工方法上記本発明鋼板は、100~400°Cの間の適正な温度に加熱した後、3600s以内より好ましくは1200s以内に加工するのが特に推奨される。γRの安定度が最適になる温度条件下で、γRの分解が起る前に加工することにより、伸びおよび深絞り性を最大化させることができる。この温間加工方法で加工された部品は、その断面内で冷却後の強度が均一化され、同一断面内における強度分布が大きい部品に比べて低強度の部分が少なくなるので、部品強度を高めることができる。すなわち、γRを含む鋼板は一般に低降伏比であり、かつ、低ひずみ域での加工硬化率が高い。そのため、付与するひずみ量が小さい領域での、ひずみ付与後の強度、特に降伏応力のひずみ量依存性が非常に大きくなる。プレス加工により部品を成形する場合、部位により加わるひずみ量が異なり、部分的にはほとんどひずみが加わらないような領域も存在する。このため、部品内において加工の加わる領域と加工の加わらない領域とで大きな強度差が生じ、部品内に強度分布が形成されることがある。このような強度分布が存在する場合、強度の低い領域が降伏することで変形や座屈が起こるため、部品強度としては最も強度の低い部分が律速することとなる。γRを含む鋼で降伏応力が低い原因は、γRを導入する際に、同時に形成されるマルテンサイトが、変態時に周囲の母相中に可動転位を導入するためと考えられる。したがって、加工量の少ない領域でもこの転位の移動を防止すれば、降伏応力が向上でき、部品強度を高められる。可動転位の移動を抑制するには、素材を加熱して可動転位をなくしたり、固溶炭素などのひずみ時効で止めたりすることが有効であり、そうすることで降伏応力を高めることができる。そのため、γRを含む鋼板を200~400°Cの間の適正温度に加熱してプレス成形温間加工すると、ひずみの小さい部分でも降伏強度が高くなって、部品中の強度分布が小さくなることで部品強度を向上させることができることとなる。次に、上記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本発明鋼板は、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。[熱間圧延条件]熱間圧延条件は特に限定されるものではないが、例えば熱間圧延の仕上げ温度圧延終了温度、FDTを800~900°C、巻取り温度を300~600°Cとしてもよい。[冷間圧延条件]また、冷間圧延の際の冷延率は20~70としつつ、以下の熱処理条件にて熱処理を施す。[熱処理条件]熱処理条件については、フェライトオーステナイトαγ2相域で2段階の温度レベルで均熱してMnをフェライトαとオーステナイトγに適正に分配するとともに一定量をオーステナイト化し、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。具体的には、上記冷間圧延後の冷延材を、0.9Ac10.1Ac3~0.7Ac10.3Ac3の温度域第1均熱温度で60~1800sの時間第1均熱時間保持した後、さらに0.4Ac10.6Ac3~0.1Ac10.9Ac3の温度域第2均熱温度で100s以下の時間第2均熱時間保持した後、15°C/s以上の平均冷却速度で350~500°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。<0.9Ac10.1Ac3~0.7Ac10.3Ac3の温度域第1均熱温度で60~1800sの時間第1均熱時間保持>2相域の低温側の温度域で長時間保持することで、Mnの分配γ側への偏析を促進させて高MnγR/Mnav比を実現するためである。<さらに、0.4Ac10.6Ac3~0.1Ac10.9Ac3の温度域第2均熱温度で100s以下の時間第2均熱時間保持>その後、2相域の高温側の温度域で短時間保持することで、上記2相域の低温側の温度域で分配されたMnの分配γ側への偏析が解消される前にオーステナイト化を進めてフェライトとオーステナイトの分率を適正化することにより、高MnγR/Mnav比と、冷却時にオーステナイトからの逆変態で生成するベイニティックフェライトの分率を確保することができる。<15°C/s以上の平均冷却速度で、350~500°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の時間保持>オーステンパ処理することで所望の組織を得るためである。本発明の効果を確証するため、成分組成および熱処理条件を変化させた場合における高強度鋼板の室温および温間における機械的特性の影響について調査した。下記表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1200°Cに加熱し、圧延終了温度FDT900°C、巻取り温度650°Cで板厚2.4mmに熱間圧延し、その後、冷延率50で冷間圧延して板厚1.2mmの冷延材とし、下記表2に示す熱処理を施した。具体的には、上記冷延材を、第1均熱温度T1°Cまで加熱してその温度で第1均熱時間t1秒保持した後、さらに第2均熱温度T2°Cまで加熱してその温度で第2均熱時間t2秒保持し、その後CR1°C/sの冷却速度で冷却停止温度過冷温度T3まで冷却し、その温度でt3秒保持した後、空冷するか、もしくは、冷却停止温度過冷温度T3°Cでt3秒保持した後、さらに保持温度T4°Cでt4秒保持したのち、空冷した。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、γR中のC濃度CγR、全組織中の平均Mn濃度およびγR中のMn濃度を測定した。また、上記鋼板について、室温および温間での機械的特性を評価するため、下記要領で、室温および温間にて引張強度TS、均一伸びuEL、および、全伸びELを、それぞれ測定した。TSは、引張試験によりJIS5号試験片を用いて測定した。なお、引張試験はひずみ速度1mm/sで行った。これらの結果を表3に示す。これらの表に示すように、本発明鋼板である、鋼No.1~3、9~16、18~21、23~24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、推奨の熱処理条件で熱処理を施した結果、本発明の組織規定の要件を充足しており、室温での980kPa以上の強度TSを確保しつつ、室温および温間での均一伸びuELに優れた高強度鋼板が得られた。これに対し、比較鋼である、鋼No.4~8はいずれも、本発明で規定する成分組成の要件を満足しない鋼種を用いたため、推奨の熱処理条件で熱処理を施しているものの、本発明の組織規定の要件を充足せず、室温強度TS、室温および温間での均一伸びuELの少なくともいずれかの特性が劣っている。また、別の比較鋼である、鋼No.17~19、22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たものの、推奨の熱処理条件を外れた条件で熱処理を施した結果、本発明の組織の要件を充足せず、やはり、室温強度TS、室温および温間での均一伸びuELの少なくともいずれかの特性が劣っている。また、鋼No.25、26、27は、温間加工温度の適正範囲を確認するために、同じ鋼種を用いて同じ熱処理条件で熱処理を施して作製した鋼板を、加熱温度を変えて温間特性の測定を行ったものである。これらのデータを比較することにより、鋼No.26、27はともに、推奨の温間加工温度範囲を外れた温度で加工したため、所望の温間での均一伸びuELが得られないのに対し、鋼No.25は、推奨の温間加工温度範囲内の温度で加工したため、所望の温間での均一伸びuELが得られることがわかる。"