鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を備える合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、前記鋼板は、質量で、C:008超、015以下、Si:0001超、15以下、Mn:22超、35以下、P:002以下、S:001以下、sol.Al:0001以上、040以下、Ti:0015以上、0060以下、B:00015超、0010以下およびN:001以下を含有する化学組成を有するとともに、面積で、フェライト:5未満、未再結晶フェライト:05未満および粒径10μm以下のマルテンサイト:5未満である鋼組織を有し、前記合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、引張強度TSが980MPa以上である機械特性を有することを特徴とする、合金化溶融亜鉛めっき鋼板。前記化学組成が、質量で、Nb:003以下、V:003以下、Cr:08以下、Mo:01以下、Cu:04以下およびNi:04以下からなる群から選ばれた1種または2種以上をさらに含有する、請求項1に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。前記化学組成が、質量で、Ca:001以下、Mg:001以下、REM:001以下およびZr:001以下からなる群から選ばれた1種または2種以上をさらに含有する、請求項1または請求項2に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。前記化学組成が、質量で、Bi:005以下をさらに含有する、請求項1から請求項3のいずれか1項に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。下記工程A~Cを含むことを特徴とする、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法:A請求項1から請求項4までのいずれか1項に記載の化学組成を有する鋼材を1100°C以上、1300°C以下として熱間圧延を施し、800°C以上、1000°C以下の温度域で熱間圧延を完了し、400°C以上、680°C以下の温度域で巻き取って熱延鋼板とする熱間圧延工程;B前記熱延鋼板に、酸洗および冷間圧延を施して冷延鋼板とする酸洗冷間圧延工程;およびC前記冷延鋼板を、下記式iにより規定されるT°C以上かつ810°C以上であって、950°C以下の温度域に5秒間以上、150秒間以下保持した後、580°C以上、800°C以下の温度域における平均冷却速度を3°C/秒以上、100°C/秒以下として400°C以上、560°C以下の温度域まで冷却し、引き続いて、400°C以上、580°C以下の温度域にめっき浴浸漬時および合金化処理時を含めて25秒間以上、500秒間以下保持するとともに、500°C以上、580°C以下の温度域で合金化処理を施し、さらに300°C以上、500°C以下の温度域に20秒間以上、200秒間以下保持し、室温まで冷却して合金化溶融亜鉛めっき鋼板とする連続溶融亜鉛めっき工程。T=910-203×-152×Ni447×Si104×V315×Mo-30×Mn-11×Cr-20×Cu700×P400×Al50×Tiiここで、式中における元素記号は、前記鋼板材の化学組成における各元素の含有量単位:質量を示す。上述したように、980MPa以上の引張強度を有しながら伸びフランジ性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板を提供することについて幾つかの技術が提案されているが、次に述べるように何れも十分なものとはいえない。特許文献1に開示された技術は、量産技術への適用が困難である。すなわち、特許文献1に開示された技術においては、溶融亜鉛めっき鋼板について980MPa以上の引張強度を確保するために、TiとBだけでなく、強化元素であるMoを多量に添加している。これは、冷却速度が低い連続溶融亜鉛めっき設備の製造プロセスにおいては鋼自体の焼入れ性を高める必要があるとの理由によるものである。しかし、このようにTiとBを含む鋼に01以上のMoが添加されると、溶融亜鉛めっき鋼板の原板である熱延板が著しく硬化し、冷間圧延が困難になる。そのため、生産性が低下するだけでなく、溶融亜鉛めっき鋼板の板厚精度も著しく劣化する。従って、特許文献1に開示された技術の量産技術への適用は現実的でない。特許文献2に開示された技術は、材質安定性に欠ける。すなわち、特許文献2には、最高加熱温度をAc1Ac3/2°C以上で焼鈍すると記載されているが、実施例の記載等から明らかなように、実際は最高加熱温度をAc3°C以下で焼鈍するもの、すなわち二相域温度で焼鈍するものである。そして、特許文献2に開示された技術は、Tiを微量に添加した化学組成とするものであるところ、Tiを微量に添加した鋼を二相域温度で焼鈍すると、未再結晶のフェライトが残存してしまう。斯かる未再結晶のフェライトは、引張強度を著しく上昇させるものの、その分率の制御が極めて困難である。そのため、安定した引張強度および伸びフランジを確保することが困難となる。従って、特許文献2に開示された技術は材質安定性に欠けるものであり、980MPa以上の引張強度と良好な伸びフランジ性とを安定して確保することが困難である。特許文献3に開示された技術は、材質安定性に欠けるとともに量産技術への適用が困難である。すなわち、一般に急冷プロセスを有する連続焼鈍炉で熱処理した鋼板に高温の熱処理を施すと、強度低下を招いてしまう。特に、Mnの拡散が活発となる、500°C以上A1点以下の温度域で熱処理を施す特許文献3に開示された技術においては、斯かる傾向が顕著となり、熱処理温度の変動に伴う引張強度の変動が顕著となる。従って、特許文献3に開示された技術は、材質安定性に欠けるものであり、980MPa以上の引張強度と良好な伸びフランジ性とを安定して確保することが困難である。また、再結晶焼鈍後に再度高温域に保持する熱処理を必要とする製造方法は、生産性に劣るため、量産技術への適用は現実的でない。特許文献4に開示された技術は、量産技術への適用が困難である。すなわち、特許文献4に開示された技術においては、均熱後にMs点以下の温度域まで急冷却するため、鋼板の平坦性が著しく劣化してしまう。そのため、後続する溶融亜鉛めっき処理が困難となり、不めっきや外観ムラが散発するようになる。従って、特許文献4に開示された技術の量産技術への適用は現実的でない。このように、980MPa以上の引張強度を有しながら伸びフランジ性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板を提供することについて幾つかの技術が提案されているが、何れも生産性及び/又は材質安定性に欠け、十分なものとはいえなかった。本発明は、上述したように従来は安定して量産することが困難であった、980MPa以上の極めて高い引張強度を有しながら優れた伸びフランジ性を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法とを提供することを目的とする。ここで、優れた伸びフランジ性とは、日本鉄鋼連盟規格JFST10011996で規定される穴拡げ率HERが40以上である機械特性を有することをいう。本発明者は、上記課題を解決するために鋭意検討を行い、合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっき基材である鋼板の化学組成について、C、Si、Mn、TiおよびB含有量を極めて限られた範囲に制御するとともに、その化学組成の鋼に対する最適な製造条件を適用し、金属組織を極めて均一なものとすることによって、従来の技術では製造することが困難であった、980MPa以上の極めて高い引張強度を有しながら優れた伸びフランジ性をも有する高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を安定して製造できるという新知見を得た。本発明は上記新知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。1鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を備える合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、前記鋼板は、質量で、C:008超、015以下;Si:0001超、15以下;Mn:22超、35以下;P:002以下;S:001以下;sol.Al:0001以上、040以下;Ti:0015以上、0060以下;B:00015超、0010以下;およびN:001以下を含有する化学組成を有するとともに、面積で、フェライト:5未満、未再結晶フェライト:05未満および粒径10μm以下のマルテンサイト:5未満である鋼組織を有し、前記合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、引張強度TSが980MPa以上である機械特性を有することを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板。2前記化学組成が、質量で、Nb:003以下、V:003以下、Cr:08以下、Mo:01以下、Cu:04以下およびNi:04以下からなる群から選ばれた1種または2種以上をさらに含有することを特徴とする上記1に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。3前記化学組成が、質量で、Ca:001以下、Mg:001以下、REM:001以下およびZr:001以下からなる群から選ばれた1種または2種以上をさらに含有することを特徴とする上記1または上記2に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。4前記化学組成が、質量で、Bi:005以下をさらに含有することを特徴とする上記1から上記3のいずれかに記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。5下記工程A~Cを含むことを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法:A上記~ののいずれかに記載の化学組成を有する鋼材を1100°C以上、1300°C以下の温度にして熱間圧延を施し、800°C以上、1000°C以下の温度域で熱間圧延を完了し、400°C以上、680°C以下の温度域で巻き取って熱延鋼板とする熱間圧延工程;B前記熱延鋼板に、酸洗および冷間圧延を施して冷延鋼板とする、酸洗冷間圧延工程;およびC前記冷延鋼板を、下記式iにより規定されるT°C以上かつ810°C以上で950°C以下の温度域に5秒間以上、150秒間以下保持した後、580°C以上、800°C以下の温度域における平均冷却速度を3°C/秒以上、100°C/秒以下として400°C以上、560°C以下の温度域まで冷却し、引き続いて、400°C以上、580°C以下の温度域にめっき浴浸漬時および合金化処理時を含めて25秒間以上、500秒間以下保持するとともに、500°C以上、580°C以下の温度域で合金化処理を施し、さらに300°C以上、500°C以下の温度域に20秒間以上、200秒間以下保持し、室温まで冷却して合金化溶融亜鉛めっき鋼板とする連続溶融亜鉛めっき工程。T=910-203×-152×Ni447×Si104×V315×Mo-30×Mn-11×Cr-20×Cu700×P400×Al50×Tiiここで、式中における元素記号は、前記鋼板材の化学組成における各元素の含有量単位:質量を示す。本発明により、980MPa以上の極めて高い引張強度を有しながら優れた伸びフランジ性を有する高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を、量産化が可能な方法で安定して供給することが可能となる。本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、産業上、特に、自動車分野において、広範に使用可能である。特に、自動車の車体のようにプレス成形、その中でも、従来適用が困難であった伸びフランジ成形が必要不可欠となる用途に好適である。以下、本発明を実施するための形態を説明する。1.化学組成はじめに、本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっき基材である鋼板の化学組成を上述のように規定した理由を説明する。なお、以下の説明において、各元素の含有量を表すは、特に断りがない限り質量を意味する。C:008超、015以下Cは、鋼板の強度を高める作用を有する元素である。C含有量が008以下では980MPa以上の引張強度を確保することが困難となる。従って、C含有量は008超とする。一方、C含有量が015超では、硬質なマルテンサイトを含む組織が形成され、伸びフランジ性の劣化が顕著となる。従って、C含有量は015以下とする。冷間圧延時の荷重を低減して生産性を向上させる観点からはC含有量を013以下とすることが好ましい。さらに好ましくは011以下である。Si:0001超、15以下Siは、延性をさほど劣化させることなく、あるいは、延性を向上させて、鋼板の強度を高める作用を有する元素である。また、めっき密着性を高める作用を有する元素でもある。Si含有量が0001以下では上記作用を得ることが困難である。従って、Si含有量は0001超とする。Si含有量を005以上にすると、めっき密着性が一層向上する。従って、Si含有量は005以上とすることが好ましい。また、延性を向上させる観点からはSi含有量を05以上とすることが好ましい。一方、Si含有量が15超では、めっき濡れ性の低下が著しくなり、不めっきが多発する。従って、Si含有量は15以下とする。Mn:22超、35以下Mnは、鋼板の強度を高める作用を有する元素である。Mn含有量が22以下では、980MPa以上の引張強度を確保することが困難となる。従って、Mn含有量は22超とする。Mn含有量を23以上にすると、連続溶融亜鉛めっき設備における製造工程において均熱温度を880°C以下とすることが可能となり、これにより、均熱炉の損傷を抑制するとともに生産性を向上させることが可能となる。このため、Mn含有量は23以上とすることが好ましい。一方、Mn含有量が35超では、熱延板が著しく硬化してしまい、板厚精度が劣化する。従って、Mn含有量は35以下とする。冷間圧延時の荷重を低減して生産性を向上させる観点からは、Mn含有量を31以下とすることが好ましい。さらに好ましくは28以下である。P:002以下Pは、一般には鋼に不可避的に含有される不純物であるが、固溶強化により鋼板の強度を高める作用を有するので積極的に含有させてもよい。しかし、P含有量が002超では溶接性の劣化が著しくなる。従って、P含有量は002以下とする。P含有量は好ましくは0012以下である。上記作用をより確実に得るには、P含有量を0003以上とすることが好ましい。S:001以下Sは、鋼に不可避的に含有される不純物であり、溶接性の観点からは低いほど好ましい。S含有量が001超では溶接性の低下が著しくなる。従って、S含有量は001以下とする。S含有量は好ましくは0003以下、さらに好ましくは00015以下である。sol.Al:0001以上、040以下Alは、鋼を脱酸して鋼材を健全化する作用を有する元素であり、また、Ti等の炭窒化物形成元素の歩留まりを向上させる作用を有する元素でもある。sol.Al含有量が0001未満では上記作用を得ることが困難となる。従って、sol.Al含有量は0001以上とする。好ましくは0015以上である。一方、sol.Al含有量が040超では、溶接性の低下が著しくなるとともに、酸化物系介在物が増加して表面性状の劣化が著しくなる。従って、sol.Al含有量は040以下とする。好ましくは0080以下である。Ti:0015以上、0060以下Tiは、本発明において重要な元素であり、鋼中に炭化物、窒化物、または炭窒化物である微細な析出物を形成するとともに、適切な量のTiを含有させることによって、フェライト変態を著しく抑制することが可能となり、鋼板の引張強度を著しく高める。そして、C含有量、Mn含有量およびB含有量を厳格に規定し、さらに、後述するような連続溶融亜鉛めっき処理条件を組み合わせることによって、980MPa以上の極めて高い引張強度を有しながら優れた伸びフランジ性を有する高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ることが可能となる。Ti含有量が0015未満では、フェライト変態を抑制することができず、980MPa以上の引張強度を確保することが困難である。従って、Ti含有量は0015以上とする。好ましくは0020以上、さらに好ましくは0030以上である。一方、Ti含有量が0060超でも、フェライト変態が促進されるとともに、硬質なマルテンサイトが形成されてしまい、伸びフランジ性の劣化が顕著となる。従って、Ti含有量は0060以下とする。好ましくは0055以下、さらに好ましくは0050以下である。B:00015超、0010以下Bも、本発明において重要な元素であり、鋼板の強度を高める作用を有し、適切な量のBを含有させることによって、フェライト変態を抑制し、980MPa以上の引張強度を確保しつつ、B含有量の変動に伴う引張強度の変動を著しく抑制することが可能となる。すなわち、材質安定性が向上するのである。B含有量が00015以下では、980MPa以上の引張強度を確保することが困難であるとともに、B含有量の変動に伴う引張強度の変動が大きく、十分な材質安定性を確保することが困難となる。従って、B含有量は00015超とする。好ましくは00020以上である。一方、B含有量が0010超では、Bを含む酸化物が鋼板表面に生成し、表面性状が劣化する。従って、B含有量は0010以下とする。好ましくは00050以下である。N:001以下Nは、鋼に不可避的に含有される不純物であり、伸びフランジ性の観点からは低いほど好ましい。N含有量が001超では伸びフランジ性の低下が著しくなる。従って、N含有量は001以下とする。好ましくは0006以下である。Nb:003以下、V:003以下、Cr:08以下、Mo:01以下、Cu:04以下およびNi:04以下からなる群から選ばれた1種または2種以上これらの元素は、いずれも鋼板の強度を高める作用を有する元素である。従って、これらの元素の1種または2種以上を含有させてもよい。しかし、NbおよびVについては、それぞれ003を超えて含有させると、熱間圧延および冷間圧延が困難になる。また、Crは08を超えて、Moは01を超えて含有させても、そして、CuおよびNiはそれぞれ04を超えて含有させても、上記作用による効果は飽和して経済的に不利となる上、熱間圧延や冷間圧延が困難となる。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、Nb:0003以上、V:0003以上、Cr:0005以上、Mo:0005以上、Cu:0005以上およびNi:0005以上の少なくとも一つを満足させることが好ましい。Ca:001以下、Mg:001以下、REM:001以下およびZr:001以下からなる群から選ばれた1種または2種以上これらの元素は、いずれも介在物制御、特に介在物の微細分散化に寄与し、伸びフランジ性を高める作用を有する元素である。従って、これらの元素の1種または2種以上を含有させてもよい。しかし、いずれも001を超えて含有させると、表面性状の劣化が顕在化する場合がある。従って、各元素の含有量はそれぞれ上記のとおりとする。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、これらの元素の少なくとも一つの含有量を00003以上とすることが好ましい。ここで、REMは、Sc、Yおよびランタノイドの合計17元素を指し、上記REMの含有量はこれらの元素の合計含有量を意味する。ランタノイドの場合、工業的にはミッシュメタルの形で添加される。Bi:005以下Biは、曲げ性を高める作用を有する元素である。従って、Biを含有させてもよい。しかし、005を超える量でBiを含有させると、熱間加工性が劣化して、熱間圧延が困難になる。従って、Bi含有量は005以下とする。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、Bi含有量を00003以上とすることが好ましい。2.鋼組織次に、本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっき基材である鋼板の鋼組織について説明する。フェライトの面積率:5未満フェライトの面積率が5以上では、引張強度が980MPa以上となる領域で、目的とする伸びフランジ性とを得ることが困難である。従って、フェライトの面積率は5未満とする0の場合も含む。なお、このフェライトは、再結晶フェライトを意味するものであり、次に説明する未再結晶フェライトを含まない。未再結晶フェライトの面積率:05未満未再結晶フェライトとは、顕微鏡観察によって確認される圧延方向に伸長したフェライト相をいう。未再結晶フェライトの面積率が05以上では、引張強度が980MPa以上となる領域で、目的とする伸びフランジ性とを得ることが困難である。従って、未再結晶フェライトの面積率は05未満とする0の場合も含む。粒径10μm以下のマルテンサイトの面積率:5未満粒径10μm以下のマルテンサイトの面積率が5以上では、引張強度が980MPa以上となる領域で、目的とする伸びフランジ性とを得ることが困難である。従って、上記マルテンサイトの面積率は5未満とする0の場合も含む。ここで、マルテンサイトの粒径は、個々のマルテンサイト粒の面積から求めた円相当直径である。上記マルテンサイトの面積率は好ましくは45未満である。以上の鋼組織における各相の面積率の測定法は当業者には周知であり、本発明においても常法により測定することができる。後で実施例において示すように、これらの面積率は圧延方向と圧延方向に垂直方向の両方向における断面において測定し、その平均値として求められる。3.合金化溶融亜鉛めっき層本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板の合金化溶融亜鉛めっき層の化学組成は特に限定されないが、以下の条件を満足することが好ましい。Fe:8質量以上、15質量以下合金化溶融亜鉛めっき層中のFe含有量を8質量以上とすることにより、合金化処理後のめっき層の表層部における軟質部位の形成が抑制され、摺動性が高まって、めっき層が基材である鋼板との界面から剥離することによるフレーク状の剥離が抑制される。従って、Fe含有量は8質量以上とすることが好ましい。さらに好ましくは95質量以上である。一方、Fe含有量を15質量以下にすると、鋼板に曲げ加工が施された際に曲げ部の内側で合金化溶融亜鉛めっき層が圧縮変形を受けることによって生じるパウダリング剥離が抑制される。従って、Fe含有量は15質量以下とすることが好ましい。さらに好ましくは14質量以下である。Al:015質量以上、050質量溶融亜鉛めっき層中のAl含有量を015質量以上とすることにより、溶融亜鉛めっき浴中における合金層の発達をより適正に抑制することができ、めっき付着量の制御が容易となる。従って、Al含有量は015質量以上とすることが好ましい。さらに好ましくは020質量以上、特に好ましくは025質量以上である。一方、Al含有量を050質量以下とすることにより、適度な合金化速度を確保することができ、通常のライン速度でも540°C以下の合金化処理温度で上記Fe含有量を確保することができ、引張強度を980MPa以上にすることが容易になる。従って、Al含有量は050質量以下とすることが好ましい。さらに好ましくは045質量以下、特に好ましくは040質量以下である。その他溶融亜鉛めっき層中へは、合金化処理過程において、母材からSi、Mn、P、S、Ti、Nb、V、Cr、Mo、Cu、Ni、B、Ca、Mg、Zr、REM、Bi等がとりこまれるが、通常の条件で溶融めっきおよび合金化処理した際にめっき層中にとりこまれる範囲内であれば、めっき品質に悪影響を及ぼさないので、問題ない。ここでいう通常のめっき条件とは、後述するように、めっき浴温度が400°C以上、490°C以下で、鋼板の侵入温度が400°C以上、500°C以下、合金化温度が500°C以上、600°C以下である。4.製造方法次に、上記の特徴を有する本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板の好ましい製造方法について説明する。A熱間圧延工程上述した化学組成を有する溶鋼を、転炉、電気炉等の常法の溶製方法で溶製し、連続鋳造法でスラブ等の鋼材とするのが好ましい。なお、連続鋳造法に代えて、造塊法、薄スラブ鋳造法などを採用してもよい。この鋼材に熱間圧延を施し熱延鋼板とする。熱間圧延は、鋳造された鋼材を室温まで冷却せず温片のまま加熱炉に装入して加熱した後に圧延する直送圧延、または、わずかの保熱を行った後に直ちに圧延する直接圧延、または、鋼材を一旦冷却した後に再加熱して圧延する再加熱圧延の何れでもよい。このとき、熱間圧延工程が粗圧延工程と仕上圧延工程とからなる場合には、粗圧延後で仕上圧延前の粗バーに対して誘導加熱等により全長の温度均一化を図ると、特性変動を抑制することができるので好ましい。熱間圧延に供する鋼材の温度:1100°C以上、1300°C以下熱間圧延に供する鋼材の温度は、1100°C以上、1300°C以下とする。本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、Ti等の微細析出物を分散させることによって目的とする引張強度を確保する。従って、熱間圧延に供する段階においてTi等を固溶状態とする必要がある。熱間圧延に供する鋼材の温度が1100°C未満では、Ti等を固溶状態とすることが困難な場合がある。従って、熱間圧延に供する鋼材の温度は1100°C以上とする。一方、熱間圧延に供する鋼材の温度を1300°C超としても、Ti等を固溶状態とする効果が飽和するだけでなく、スケールロス増加による歩留まりの低下が著しくなる。従って、熱延鋼板に供する鋼材の温度は1300°C以下とする。熱間圧延に供する際に1100°C以上、1300°Cの温度域に保持する時間は特に規定しないが、Ti等をより確実に固溶状態とするために10分間以上とすることが好ましく、30分間以上とすることがさらに好ましい。また、過度のスケールロスを抑制するために10時間以下とすることが好ましく、5時間以下とすることがさらに好ましい。なお、直送圧延または直接圧延を行う場合であって、Ti等が固溶状態にある場合には、加熱処理を施さずにそのまま熱間圧延に供してもよい。圧延完了温度:800°C以上、1000°C以下圧延完了温度は800°C以上、1000°C以下とする。圧延完了温度が800°C未満では、圧延時の変形抵抗が大きく、操業が困難となる。従って、圧延完了温度は800°C以上とする。一方、圧延完了温度が1000°C超では、粒界酸化が顕著となり、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の表面性状の劣化が著しくなる。従って、圧延完了温度は1000°C以下とする。巻取温度:400°C以上、680°C以下巻取温度は400°C以上、680°C以下とする。巻取温度が400°C未満では、硬質なベイナイトやマルテンサイトが生成し、その後の冷間圧延が困難となる。従って、巻取温度は400°C以上とする。好ましくは500°C以上である。一方、巻取温度が680°C超では、粒界酸化が顕著となり、溶融亜鉛めっき鋼板の表面性状の劣化が著しくなる。従って、巻取温度は680°C以下とする。好ましくは600°C以下である。B酸洗冷間圧延工程熱間圧延工程で得られた熱延鋼板は、常法により酸洗を施された後、冷間圧延に供され、冷延鋼板とされる。酸洗の前または後に0~5程度の軽度の圧延を行って形状を修正すると、平坦確保の点で有利となるので好ましい。また、酸洗前に軽度の圧延を行うことより酸洗性が向上し、表面濃化元素の除去が促進され、めっき密着性を向上させる効果がある。連続溶融亜鉛めっき後の鋼板の組織を微細化する観点からは、冷間圧延の圧下率は30以上とすることが好ましい。また、冷間圧延中の破断を抑制する観点からは、冷間圧延の圧下率は70以下とすることが好ましい。C連続溶融亜鉛めっき工程本発明では、Mnを多量に含有させ、さらにTiとBとを含有させているため、加工フェライトの再結晶は著しく抑制される。さらに、TiとBはフェライト変態の核生成ならびに速度に著しく影響する。一方、MnやBはベイナイト変態の速度、すなわち、硬質なマルテンサイトのような組織の形成過程にも影響する。従って、鋼組織を好適な範囲として高い引張強度と優れた伸びフランジ性とを確保するには、連続溶融亜鉛めっき工程における条件が極めて重要となる。従って、以下のような連続溶融亜鉛めっき処理条件にて処理を行うことが、目的とする性能の鋼板を得る観点から好ましい。T以上かつ810°C以上、950°C以下の温度域に5秒間以上、150秒間以下保持均熱処理は、下記式iにより規定されるT°C以上かつ810°C以上で950°C以下の温度域に5秒間以上、150秒間以下保持することにより行う。T=910-203×-152×Ni447×Si104×V315×Mo-30×Mn-11×Cr-20×Cu700×P400×Al50×Tii上記式中における元素記号は、前記鋼板材の化学組成における各元素の含有量単位:質量を示す。均熱温度がT°C未満または810°C未満では、未再結晶が多く残存してしまい、鋼板の引張強度が安定せず、伸びフランジ性が劣化する場合がある。従って、均熱温度は、T°C以上かつ810°C以上とする。一方、均熱温度が950°C超になると、焼鈍炉の損傷が顕在化するとともに、生産性が低下する。従って、均熱温度は950°C以下とする。好ましくは880°C以下である。均熱時間が5秒間未満では、連続溶融亜鉛めっき工程における温度制御が困難となり、安定した引張強度を確保することが困難となる。従って、均熱時間は5秒間以上とする。一方、均熱時間が150秒間超では、生産性が低下するばかりか、粒界酸化が著しくなり、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の表面性状が劣化する場合がある。なお、均熱温度までの加熱に際しては、100°C以上、810°C以下の温度域における平均加熱速度を1°C/秒以上、50°C/秒以下とすることが好ましい。前記平均加熱速度を1°C/秒以上とすることにより高い生産性を維持することができる。また、前記平均加熱速度を50°C/秒以下とすることにより均熱温度の制御が容易となる。580°C以上、800°C以下の温度域における平均冷却速度を3°C/秒以上、100°C/秒以下として400°C以上、560°C以下の温度域まで冷却上記均熱処理の後、580°C以上、800°C以下の温度域における平均冷却速度を3°C/秒以上、100°C/秒以下として400°C以上、560°C以下の温度域まで冷却する。580°C以上、800°C以下の温度域における冷却は、フェライト変態を抑制して、目的とする鋼組織を確保するために重要である。上記温度域における平均冷却速度が3°C/秒未満ではフェライト変態が進行してしまい、高い引張強度と優れた伸びフランジ性とを両立することが困難となる。従って、上記温度域における平均冷却速度は3°C/秒以上とする。好ましくは、10°C/秒以上である。一方、上記温度域における平均冷却速度が100°C/秒超では、コイルの幅方向に冷却むらが生じ、鋼板の平坦性が著しく劣化する。従って、上記温度域における平均冷却速度は100°C/秒以下とする。好ましくは50°C/秒以下である。本発明では、Mnを多量に含有させ、さらにBを含有させているため、ベイナイト変態が著しく抑制される。このため、極めて硬質な粒径10μm以下のマルテンサイトの面積率を適正なものとするには、冷却後の条件が重要となる。上記冷却停止温度が400°C未満では、めっき浴浸漬時の抜熱が大きく、操業が困難となる。従って、冷却停止温度は400°C以上とする。一方、冷却停止温度が560°Cを超えると、ベイナイト変態が十分に進行せず、その結果、マルテンサイトが過剰に形成してしまい、伸びフランジ性が劣化する場合がある。従って、冷却停止温度は560°C以下とする。なお、溶融亜鉛めっきでは、常法に従って、400°C以上、490°C以下の溶融亜鉛めっき浴中に浸漬することにより行う。400°C以上、580°C以下の温度域にめっき浴浸漬時および合金化処理時を含めて25秒間以上、500秒間以下保持上記冷却の後、溶融亜鉛めっき処理を施し、さらに合金化処理を施す。この際、400°C以上、580°C以下の温度域にめっき浴浸漬時および合金化処理時を含めて25秒間以上、500秒間以下保持する。400°C以上、580°C以下の温度域における保持時間が25秒間未満では、ベイナイト変態が十分に進行せず、その結果、硬質なマルテンサイトが過剰に形成してしまい、伸びフランジ性が劣化する場合がある。従って、上記保持時間は25秒間以上とする。一方、上記保持時間が500秒間超では、ベイナイト変態が過度に進行してしまい、引張強度が著しく低下してしまう場合がある。従って、上記保持時間は500秒間以下とする。なお、生産性の観点からは、上記保持時間を300秒間以下とすることが好ましい。500°C以上、580°C以下の温度域で合金化処理めっき浴浸漬後に合金化処理を施す際の合金化処理温度は、500°C以上、580°C以下とする。合金化処理温度が500°C未満では、マルテンサイトが過剰に形成してしまい、伸びフランジ性が劣化する場合がある。従って、合金化処理温度は500°C以上とする。好ましくは510°C以上である。一方、合金化処理温度が580°Cを超えると、引張強度が著しく低下してしまう場合がある。従って、合金化処理温度は580°C以下とする。好ましくは530°C以下である。合金化処理時間は特に規定しないが、好適な合金化度合金化溶融亜鉛めっき層のFe含有量を確保する観点からは、5秒間以上、60秒間以下とすることが好ましい。このようにすることにより、合金化度を8質量以上、15質量以下とすることが好ましい。300°C以上、500°C以下の温度域に20秒間以上、200秒間以下保持合金化処理後に300°C以上、500°C以下の温度域に20秒間以上、200秒間以下保持する。合金化処理後に上記温度域に保持するのは、再びベイナイト変態を緩やかに進行させ、マルテンサイトの生成を抑制するためである。上記温度域における保持時間が20秒間未満では、ベイナイト変態を適度に進行させることができずに、マルテンサイトが過剰に生成してしまい、伸びフランジ性が劣化する場合がある。従って、上記温度域における保持時間は20秒間以上とする。一方、上記温度域における保持時間が200秒間超では、合金化が過度に進行してしまい、めっきの密着性が著しく低下してしまう場合がある。従って、上記温度域における保持時間は200秒間以下とする。連続溶融亜鉛めっき処理後、さらに調質圧延を伸び率005~1の範囲で行うことが好ましい。調質圧延によって、降伏点伸びが抑制されるとともに、降伏強度が調整される。本発明を、実施例を参照しながらより具体的に説明する。1.評価用鋼板の製造表1に示す化学組成を有する鋼を転炉で溶製し、連続鋳造により245mm厚のスラブとした。得られたスラブを、表2に示す条件にて熱間圧延し、26mm厚の熱延鋼板を製板した。得られた熱延鋼板を酸洗し、冷間圧延し、12mm厚の冷延鋼板を製板した圧下率54。得られた冷延鋼板について、連続溶融亜鉛めっき処理における熱履歴を模擬するように、表3に示す条件の熱処理を施して、焼鈍冷延鋼板を作製した。すなわち、表3に示す条件にて加熱均熱した後に冷却し、冷却停止温度で冷却後から所定の時間浸漬前保持時間保持し、想定めっき浴温である460°Cまで4秒間かけて冷却し、460°Cで2秒間保持した。続いて表3に示す合金化処理温度まで4秒間かけて加熱し、合金化処理を模擬するように、各々の合金化処理温度で5秒間保持し、その後、300°C以上、500°C以下の温度域に表3に示す時間保持し、さらに、平均冷却速度20°C/秒で室温まで冷却した。このようにして得られた焼鈍冷延鋼板を伸び率01で調質圧延し、各種評価用鋼板を準備した。本例において作製した焼鈍冷延鋼板は、溶融亜鉛めっきが施されていないが、合金化溶融亜鉛めっき鋼板と同じ熱履歴を受けているので、鋼板の機械的性質および鋼組織は同じ熱履歴を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板と実質的に同一である。2.評価方法各種製造条件で得られた焼鈍冷延鋼板に対して、鋼組織を解析し、引張試験、曲げ試験および伸びフランジ試験を実施し、それぞれの機械特性を評価した。各評価の方法は次のとおりである。フェライトの面積率各焼鈍冷延鋼板の圧延方向および圧延方向に対して直角方向から試験片を採取し、圧延方向断面および圧延方向に対して直角方向断面常法によりエッチングずみの組織を走査型電子顕微鏡で観察し、8mm2の領域を写真撮影し、画像解析によりフェライトの面積率を調査した。数値は圧延方向の測定値と圧延方向に対して直角方向の測定値との平均で示す。未再結晶フェライトの面積率各焼鈍冷延鋼板の圧延方向および圧延方向に対して直角方向から試験片を採取し、圧延方向断面および圧延方向に対して直角方向断面の組織を上記と同様に電子顕微鏡で観察し、8mm2の領域を写真撮影し、画像解析により未再結晶フェライトの面積率を調査した。数値は同様に圧延方向の測定値と圧延方向に対して直角方向の測定値との平均で示す。粒径10μm以下のマルテンサイトの面積率各焼鈍冷延鋼板の圧延方向および圧延方向に対して直角方向から試験片を採取し、圧延方向断面および圧延方向に対して直角方向断面の組織を上記と同様に電子顕微鏡で観察し、8mm2の領域を写真撮影し、画像解析により粒径10μm以下のマルテンサイトの面積率を調査した。数値は同様に圧延方向の測定値と圧延方向に対して直角方向の測定値との平均で示す。引張試験各焼鈍冷延鋼板から、圧延方向に直角方向からJIS5号引張試験片を採取し、引張強度TSと全伸びElを測定した。伸びフランジ試験各焼鈍冷延鋼板について、日本鉄鋼連盟規格JFST10011996で規定される穴拡げ試験方法により穴拡げ率HERを測定した。3.評価結果上記の評価の結果を表4に示す。表1~4において下線を付された数値は、その数値により示される含有量、条件、または機械特性が本発明の範囲外であることを示している。表3の供試材No.12の均熱温度は、表1に示した鋼材FのTの値より低いため、本発明の範囲外である。表4における供試材No.2、5、9、11、13、15、19および21は、本発明の条件を全て満足する発明例の鋼板である。一方、供試材No.1および18は、化学組成が発明で規定する範囲を外れるため、フェライトの面積率が5以上となり、目的とする引張強度が得られなかった。供試材No.3、4、6および14は、製造条件が本発明で規定する範囲を外れるため、粒径が10μm以下のマルテンサイトの面積率が5以上となり、伸びフランジ性が悪かった。供試材No.7、10および22は、製造条件が本発明で規定する範囲を外れるため、目的とする引張強度が得られなかった。供試材No.8および23は、化学組成が発明で規定する範囲を外れるため、目的とする引張強度が得られなかった。供試材No.12および16は、製造条件が本発明で規定する範囲を外れるため、未再結晶フェライトの面積率が05以上となり、伸びフランジ性が悪かった。供試材No.17は、化学組成が発明で規定する範囲を外れるため、粒径が10μm以下のマルテンサイトの面積率が5以上となり、伸びフランジ性が悪かった。供試材No.20は、製造条件が本発明で規定する範囲を外れるため、フェライトの面積率が5以上となり、伸びフランジ性が悪かった。供試材No.24は、化学組成が発明で規定する範囲を外れるため、フェライトの面積率が5以上となり、さらに、粒径が10μm以下のマルテンサイトの面積率が5以上となり、伸びフランジ性が悪かった。