"化学成分組成が、質量で、C:0.05~0.20、Si:1.0~3.5、Mn:4.5~5.5、Al:0.001~0.080P:0.030以下、S:0.020以下、N:0.010以下Nb0.01~0.050以下であって、残部がFe及び不可避不純物からなり、ミクロ組織として、主相がフェライトであり第2相が30体積以上を占めるオーステナイトからなる2相組織であり、前記ミクロ組織の主相フェライトの長径が4.5μm以下、短径が1.0μm以下、アスペクト比が4.5以上であり、第2相オーステナイトの長径が4.5μm以下、短径が0.5μm以下、アスペクト比が9.0以上であり、圧延方向に平行な断面において、前記主相フェライトの長軸平均結晶粒径が4.5μm以下、短軸平均結晶粒径が1.0μm以下、アスペクト比が4.5以上、前記第2相オーステナイト長軸平均結晶粒径が4.5μm以下、短軸平均結晶粒径が0.5μm以下、アスペクト比が9.0以上であり、機械的性質として、引張強さTSが1200MPa以上で、伸びElが30以上であって、且つ引張強さと伸びとの積TS×Elが40000MPa以上であることを特徴とする強度、延性及びエネルギー吸収能に優れた高強度鋼材。強度、延性及びエネルギー吸収能に優れた高強度鋼材の製造方法であって、請求項1に記載の化学成分組成の鋼の素材を、1200°Cに均一加熱し、鍛造により減面率88以上の減面率の加工を施した後、室温まで空冷し、更に、660~690°Cの温度範囲で80以上の減面率の加工を行い、空冷しすることにより、請求項1に記載の2相ミクロ組織となすことを特徴とする強度、延性及びエネルギー吸収能に優れた高強度鋼材の製造方法。本発明は、以上の点に鑑みて、従来技術では解決することができない上記各種の問題点、即ち、建造物や橋梁等の構造物、自動車の足回り鋼材、機械用歯車等部品に使用される鋼材として、高強度かつ高延性で、エネルギー吸収能に優れた厚鋼板、形鋼、異形棒鋼、棒鋼及び鋼線等の鋼材を製造するために、安価なMn及びSiを添加した低C鋼を基盤とした短時間焼鈍処理により、更には、所定条件の圧延まで焼鈍処理を施さなくてもフェライトとオーステナイトとの生成比率を制御した2相組織を有する鋼材を提供することにより解決しようとするものである。製造対象とする鋼材の材料特性値に関しては、強度、延性及びエネルギー吸収能に優れた高強度鋼材を得ることである。一般的には引張強度の上昇につれて延性が低下するのに対して、本発明では全伸びを一定水準以上確保した高強度鋼材を提供することにある。本発明者は上記の課題を解決するために、鋼材の結晶組織形態の新規組合せの相及びその構成比率と材料特性値との関係を鋭意研究した、しかもかかる組織を得るための製造条件を研究した結果、本発明を完成するに至った。本発明は以下の特徴を有する。第1の発明は、化学成分組成が、質量で、C:0.05~0.20、Si:1.0~3.5、Mn:4.5~5.5、Al:0.001~0.080、P:0.030以下、S:0.020以下、N:0.010以下、Nb:0.01~0.045であって、残部がFe及び不可避不純物からなり、ミクロ組織は、主相がフェライトであり、第2相が30体積以上を占めるオーステナイトからなる2相組織であり、圧延方向に平行な断面において、前記主相フェライトの長軸平均粒径が4.5μm以下、短軸平均粒径が1.0μm以下、アスペクト比が4.5以上、前記第2相オーステナイト長軸平均粒径が4.5μm、短軸平均粒径が0.5μm、アスペクト比が9.0であり、機械的性質として、引張強さTSが1200MPa以上で、伸びElが30以上であって、且つ引張強さと伸びとの積TS×Elが40,000MPa以上であることを特徴とする強度、延性及びエネルギー吸収能に優れた高強度鋼材である。第2の発明は、第1の発明の化学成分組成の鋼の素材を、1200°Cに均一加熱し、鍛造により減面率88以上の減面率の加工を施した後、室温まで空冷し、更に、660~690°Cの温度範囲で80以上の減面率の加工を行い、空冷しすることにより、第1の発明の2相ミクロ組織となすことにより、機械的性質として、引張強さTSが1200MPa以上で、伸びElが30以上であって、かつ引張強さと伸びとの積TS×Elが40000MPa以上であることを特徴とする強度、延性及びエネルギー吸収能に優れた高強度鋼材の製造方法である。本願の発明によれば、適切な温度範囲内において、所定値以上の塑性相当ひずみを導入する圧延加工を施すことにより、焼鈍処理を施さなくても、更に一段と優れた機械的性質を備えた鋼材が得られる。かくして、製品の品質、製造コスト、製造工程及び消費エネルギー的にも従来技術よりも優位となる。以下、本発明に係る鋼材の化学成分組成、顕微鏡組織及び機械的性質の特徴、並びに当該鋼材の製造方法の特徴について詳細に説明する。<鋼の化学成分組成>本発明に係る高強度鋼材における化学成分組成の範囲は以下の通りである以下、成分のはすべて質量を示す。C:0.05~0.20とする。Cは引張強度を確保するために必要であるが、0.05未満では本発明に係る鋼材の引張強度を十分に満たさないおそれがあるため、0.05以上に規定する。一方、0.20を超えると、鋼材の延性の低下傾向及び溶接性の低下傾向を示すので、上限を0.20に規定する。Si:1.0~3.5とする。Siは、材質を大きく硬質化する置換型固溶体強化元素であり、鋼材の強度を上昇させるのに有効な元素であると共に、本発明の製造工程の焼鈍処理の加熱中におけるフェライト中の固溶Cを排出してオーステナイト中に濃化させてオーステナイトを安定化させる作用も有する。後者の作用を一層十分に発揮させるためには1.0以上が望ましい。しかしながら、Si含有量が過度に高くなると熱間加工時の加熱中にSiスケールが多く発生しスケール除去に余分のコストがかかったり、スケールによる表面疵が発生し易くなる。そこで、上限を3.5とするMn:4.5~5.5とする。本願発明品の製造方法の製造工程中で、最も特徴的な条件である累積塑性相当ひずみ2.0以上の塑性加工においては、ひずみ導入による転位増殖により95体積以上を占める微細なラスマルテンサイト中のCを新たに生成されるオーステナイトγ中に高速で排出することにより、主相をフェライト、第二相をオーステナイトとするために、高いMn含有量が効果的作用を発揮する。これらの作用効果を十分に発揮させるためには、Mn含有量を4.5以上とすることが望ましい。一方、Mnが高濃度になると、鋼材の低温靭性を劣化させること、及び過度に高濃度になると凝固時の鋼中Mnの偏析が過大となり材料内部の均一性を害する。また、素材の調製工程における熱間加工工程において表面割れが発生し易くなる。よって、上限を5.5とする。Al:0.001~0.080とする。Alは溶鋼の脱酸のために添加するが、真空溶解炉を使用した場合でも、0.001未満ではその効果が不十分となる。転炉精錬の場合には、十分な脱酸をするためには、通常、0.010以上が望ましい。一方、0.080を超えると、AlNの生成により脆化の問題が起こる可能性がある他に、酸化物系介在物が増加して靭性を損なう可能性があるので、上限を0.080とする。なお、本願発明においては、鋼の溶製工程としては、通常の工業的量産方法である転炉製鋼法や電気炉製鋼法を前提条件とし、真空精錬をしなくてもよい場合の他に、真空溶解炉をしようする少量生産の場合をも想定して下限値を規定している。P:0.030以下とする。Pは、鋼中に不可避的に混入する不純物元素であり、靭性を低下させるので、その含有量の上限を0.030に制限する。また、P含有量のより一層望ましい上限は、0.015以下である。下限値は制限しないが、コストを考慮して決めればよい。S:0.020以下とする。Sは、Pと同様に鋼中に不可避的に混入する不純物元素であり、加工性及び靭性を損なうので、その含有量の上限を0.020に制限する。また、Sのより一層望ましい上限は、0.005である。下限値は制限しないが、コストを考慮して決めればよい。N:0.010以下とする。Nは、鋼中に不可避的に含有される元素であり、積極的に低減するためには脱ガス精錬等を必要とするので、製造コスト高を招く。また、Nは電気炉製鋼法による場合は特に原料中のN含有量にも依存するので、特に下限は規定しない。一方、N含有量が0.0080を超えると、窒化物が増加して靭性を損なうので、上限を0.0100とする。Nb:0.045以下とする。Nbは、鋼中にNbC炭化物を母相中に微細分散させてγ粒界をピニングし、γ粒の高温域での成長を抑え、結果的に最終的に得られるα/γの2相組織を微細化させる効果がある。しかし、0.050以上入れると鋼中の炭素を消費してしまい、オーステナイトの体積分率を下げ、鋼材の特性を劣化させる危険性がある。<ミクロ組織と機械的特性値>次に、本発明に係る高強度鋼材のミクロ組織について説明する。本発明に係る高強度鋼材のミクロ組織は、主相がフェライトであり、第2相がオーステナイトγRからなる2相組織であり、その際、オーステナイトγRの分率が30体積以上を占めることである。第2相にはオーステナイトγRの他には、実質的にポリゴナルフェライト、準ポリゴナルフェライト、ベイナイト、ベイニティックフェライト、焼戻しマルテンサイト、パーライト及びセメンタイトの内のいずれをも含んでいない組織である。実質的に含んでいないとは、倍率10000倍のSEM及びTEMによる観察でもその存在が確認されないことを意味する。かかるミクロ組織を有することは、所要の機械的特性値を満たすための必要条件の一つであり、そのためには上述した鋼の化学成分組成を満たすことを前提条件とするものである。本発明に係る高強度鋼材は、その機械的特性値として、下記1から3式:の全てを満たすものである。上記化学成分組成を有する鋼材であって、かかる機械的特性値を備えた鋼材は、これまで見当たらないのである。また、上記1から3式の機械的特性値を満たすためには、上述した化学成分組成及びミクロ組織に加えて、高強度鋼材のミクロ組織は、主相がフェライトであって第2相が30体積以上の2相組織であって、圧延方向に平行な断面において、フェライトの長軸平均結晶粒径が4.5μm以下、短軸平均結晶粒径が1.0μm以下、アスペクト比:4.5以上であって、オーステナイト長軸平均結晶粒径が4.5μm以下、短軸平均結晶粒径が0.5μm以下、アスペクト比:9.0以上であることが望ましい。<製造方法>次に、本発明の鋼材を得るための好ましい製造方法を説明する。1素材0.1C-2Si-5Mn鋼の熱間塑性加工条件について上記で得られた素材の熱間における塑性加工方式としては、工業的に行われている厚鋼板製造ラインにおける平ロール圧延、極厚鋼板製造ラインにおける鍛造、棒鋼又は鋼線材製造ラインにおける溝ロール圧延、及び条鋼又は形鋼製造ラインにおける形ロール圧延の内のいずれであってもよい。これらいずれかの加工方式により、素材に対して所要の塑性相当ひずみを与える。上記の加工方式により、素材に導入される圧縮ひずみとせん断ひずみの入り方は異なる。そこで、全応力成分や全ひずみ成分の量や分布に関して理論的に塑性ひずみを算出する方法として、有限要素法finiteelementmethode:FEMがある。塑性ひずみの計算については、参考文献春海佳三郎、他有限要素法入門共立出版株:1990年3月15日に詳述されている。しかしここでは、工業的に簡便に用いることができる塑性相当ひずみを用いてもよい。有限要素法計算で得られる塑性ひずみを用いれば一層望ましいが、ここでは工業的に簡便な、下記式1で定義される塑性相当ひずみeを塑性ひずみの指標とする。ただし、Rは減面率であり、素材のC方向断面積をS0とし、熱間加工後のC方向断面積をSとすると、下記式5で表される。後述する実施例1の試験において、前記化学成分組成範囲内にある0.1C-2Si-5Mnの95mm角の鋼塊素材を1200°Cで加熱後、38mm角まで鍛造したときに得られたミクロ組織は、主相が95体積以上を占めるラスマルテンサイトで長径が7.0μm以下で短径が1.0μm以下であり、第2相が5体積未満の残留オーステナイトγRでL方向断面が5.0μm、C方向断面が0.2μmという微細粒組織であった。かかる微細粒組織は塑性相当ひずみeがある程度大きいときに得られる。実施例1での結果より、e≧1.8とするのが望ましい。2請求項2に対応する製造方法についてこの製造方法は、上記1項で得られた95体積以上を占めるラスマルテンサイトの主相と5体積未満の残留オーステナイトの第2相とからなる鋼材料に、675~750°Cの範囲内において、累積塑性相当ひずみが1.5以上の塑性加工を施す。この方法は、フェライト/オーステナイトの2相領域の最適温度で大ひずみを加えることにより、材料中の元素の拡散速度を大きく高める効果が発揮され、同時に比較的低温における大ひずみによる動的再結晶による超微細化により、オーステナイト体積分率の高いフェライト/オーステナイト組織が形成される。この際、高温域で付加された圧延により、圧延に平行した面における伸長したフェライト粒のアスペクト比が4.5以上かつオーステナイトのアスペクト比が9.0以上となることが特徴である。<実施例1>1実施例1の第1試験工程:素材を熱間鍛造鋼塊真空溶解した後、真空鋳造し、得られた縦95mm×横95mm×高さ450mmの鋼塊の一部を素材とした。化学成分組成は表1に示したものであり、0.10C-2Si-5Mn系の炭素鋼である。上記95mm角の素材鋼塊を加熱昇温し、1200°Cで1時間加熱保持した後、表2に示した鍛造スケジュールにより、上記の縦95mm×横95mmの角形状断面の素材に対して、途中で再加熱することなく縦と横とを交互に1回ずつセットのプレス鍛造を6セット行い、縦38mm×横38mmの角形状断面まで鍛造し、そして最後に材料全体を直線状に矯正して、38mm角の棒材とした。この熱間鍛造において、95mm角から38mm角に至る減面率Rは、R=84.0であり、塑性相当ひずみeは、e=1.83であり、鍛造終了温度は678°Cであった。その後直ちに空冷し、室温まで冷却して、棒材とした。なお、塑性相当ひずみeは、実施例1におけると同一、6及び7式により算出した。この熱間鍛造により得られた38mm角の棒材のミクロ組織は、主相が95体積以上を占めるラスマルテンサイトで、第2相が5体積未満の残留オーステナイトγRからなる2相組織であって、ラスマルテンサイトの平均結晶粒径は、長径が6.5μm以下で短径が1.2μm以下であり、残留オーステナイトγRの平均結晶粒径は、長手方向断面L断面において4.9μmであり、長手直角方向断面C断面において0.2μmであった。2実施例1の第2試験工程図1:38mm角棒材を温間溝ロール圧延熱間鍛造で得られた38mm角の棒材を、温間溝ロール圧延により、17.5mm角の棒鋼とした。圧延条件は、材料を675°Cで1時間加熱保持した後、圧延を3パスした後に675°Cで5分間保持し第1工程、また圧延を3パスした後に675°Cで5分間保持し第2工程、更に圧延を3パスした後に、材料全体を直線状に矯正するための矯正ロールを行なって、17.5mm角の棒鋼に仕上げた。かくしてこの間の温間溝ロール圧延における累積塑性相当ひずみは2.06であり、圧延の温度は675~705°Cの範囲内であった。この溝ロール圧延後、空冷した。圧延終了時の温度は705°Cであった。なお、実操業の通常ラインにおいては、上記パススケジュールで圧延をする場合、最初に675°Cに材料を加熱後に連続圧延工程に入れば、圧延による発熱作用が加わり、再加熱無しで675~705°C程度で圧延をすることができると考えられる。上記の通り17.5mm角に仕上げた棒鋼を直ちに空冷して室温まで冷却した。aミクロ組織の試験結果上記温間温度域における溝ロール圧延により得られた棒鋼のミクロ組織は、図2に示すEBSDマップ像の通りである。棒鋼の軸芯部における像である。図2は、L方向断面におけるEBSDマップ像であり、70のフェライトと30の残留オーステナイトとからなる2相組織を示している。フェライトの平均粒径を測定した結果、表3に示すように、圧延方向に平行な断面において、フェライトの短軸平均結晶粒径が1.0μm以下、長軸平均結晶粒径が4.5μm以下アスペクト比:4.5以上であって、オーステナイトの短軸平均結晶粒径が0.5μm以下、長軸平均結晶粒径が4.5μm以下アスペクト比:9.0以上であった。一方、L方向断面でのフェライト粒は図2に示した通り圧延方向に伸展している。温間溝ロール圧延により、このような微細組織を有する棒鋼が得られた理由は、次のように考えられる。この理由として、675°Cというα/γ2相域の最適温度で溝ロール圧延により大ひずみを加えるプロセスが、材料中の元素の拡散速度を大きく高める効果があることに加え、675°Cという比較的低い温度で大ひずみを加えることによる動的再結晶の進行に伴う組織の超微細化の相乗効果が超微細かつγ体積分率の高いα/γ組織の形成に大きく寄与したと考えられる。b機械的性質の試験結果図3に、実施例1の鋼材の応力-ひずみ曲線を示す。なお、引張試験は、L方向の丸棒引張試験片試験部分の平行部直径が3.5mmφ、長さが24.5mmで行った。引張試験結果によれば、引張強さTS=1,255MPa、伸びEl=34.8であり、引張強さTS×伸びEl=43,674MPaと優れていた。また、絞りRAは68.0と優れていた。また、実施例2として実施例と同一成分に追加する形でNb0.045を添加した組成で同一の実験を行った。この際、Nbによる微細効果で粒径が若干微細化し、特性としては強度、靭性は同等で延性が~5程度高い材料が得られた。"