質量で、C:00010~00040、Si:005以下、Mn:01~10、P:010以下、S:003以下、Al:001~010、N:00050以下及びNb:0005~0025を含有し、かつ、Nb/C≦10及びMn/C≧100を満足し、残部がFe及び不可避不純物の組成からなり、引張強度TSが340MPa以上、焼付硬化量BHが30MPa以上、均一伸びが18以上、促進時効後の降伏伸びYP-ELが10以下であることを特徴とする焼付硬化性及び成形性に優れた高強度薄鋼板。ただし、Mは、鋼中のM元素の含有量質量を示す。さらに質量で、B:00005~00030を含有することを特徴とする請求項1に記載の焼付硬化性及び成形性に優れた高強度薄鋼板。さらに質量で、Ti:0003~0050を含有することを特徴とする請求項1又は2に記載の焼付硬化性及び成形性に優れた高強度薄鋼板。さらに質量で、V、Ta、W及びMoのうちから選択される一種又は二種以上をそれぞれ0005~0050含有することを特徴とする請求項1~3のいずれかに記載の焼付硬化性及び成形性に優れた高強度薄鋼板。さらに質量で、Cr、Ni及びCuのうちから選択される一種又は二種以上をそれぞれ001~010含有することを特徴とする請求項1~4のいずれかに記載の焼付硬化性及び成形性に優れた高強度薄鋼板。さらに質量で、Sb:0005~0050を含有することを特徴とする請求項1~5のいずれかに記載の焼付硬化性及び成形性に優れた高強度薄鋼板。さらに質量で、Ca及びREMのうちから選択される一種又は二種をそれぞれ00005~001含有することを特徴とする請求項1~6のいずれかに記載の焼付硬化性及び成形性に優れた高強度薄鋼板。請求項1~7のいずれかに記載の鋼板の表面に、めっき層をさらに備えることを特徴とするめっき薄鋼板。請求項1~7のいずれかに記載の組成からなる鋼素材に対し、熱間圧延後、冷却してコイルに巻き取り、ついで酸洗後、冷間圧延した後に焼鈍を行い、その後、調質圧延を施して薄鋼板を製造するに当たり、前記熱間圧延後の巻取り温度を550°C以上とし、前記焼鈍は、500°Cから均熱温度域までの加熱速度:01×Nb/C°C/s以上、均熱温度:65010×Nb/C~900°C、均熱時間:10~1000sの条件で行い、前記調質圧延の板厚減少率を08×Mn~2Mnとすることを特徴とする請求項1~8のいずれかに記載の焼付硬化性及び成形性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。ただし、Mは、鋼中のM元素の含有量質量を示す。請求項9に記載の製造方法によって得られた薄鋼板の表面に、焼鈍後、めっき処理を施すことを特徴とするめっき薄鋼板の製造方法。前記めっき処理の後、該めっき層にさらに合金化処理を施すことを特徴とする請求項10に記載のめっき薄鋼板の製造方法。上述したとおり、従来の技術では、焼付硬化性及び成形性に優れた高強度薄鋼板を提供することは困難であった。本発明は、上記した従来技術が抱える問題を有利に解決するもので、焼付硬化性及び成形性に優れた高強度薄鋼板、並びにめっき薄鋼板を、その有利な製造方法と共に提供することを目的とする。発明者らは、上述した課題を解決すべく、鋭意検討を重ねた。その結果、特定の組成からなる鋼素材に対し、熱間圧延後、冷却してコイルに550°C以上の巻取り温度で巻き取り、ついで酸洗後、冷間圧延した後、焼鈍を行うに当たって、加熱速度、均熱温度及び均熱時間の適正化を図るとともに、調質圧延を行うに当たって、板厚減少率の適正化を図ることで、製造された薄鋼板について、所望の焼付硬化性、成形性及び強度が得られることを見出した。本発明は、上記の知見に基づき完成されたもので、その要旨構成は次のとおりである。1質量で、C:00010~00040、Si:005以下、Mn:01~10、P:010以下、S:003以下、Al:001~010、N:00050以下及びNb:0005~0025を含有し、かつ、Nb/C≦10及びMn/C≧100を満足し、残部がFe及び不可避不純物の組成からなり、引張強度TSが340MPa以上、焼付硬化量BHが30MPa以上、均一伸びが18以上、促進時効後の降伏伸びYP-ELが10以下であることを特徴とする焼付硬化性及び成形性に優れた高強度薄鋼板。ただし、Mは、鋼中のM元素の含有量質量を示す。2さらに質量で、B:00005~00030を含有することを特徴とする上記1に記載の焼付硬化性及び成形性に優れた高強度薄鋼板。3さらに質量で、Ti:0003~0050を含有することを特徴とする上記1又は2に記載の焼付硬化性及び成形性に優れた高強度薄鋼板。4さらに質量で、V、Ta、W及びMoのうちから選択される一種又は二種以上をそれぞれ0005~0050含有することを特徴とする上記1~3のいずれかに記載の焼付硬化性及び成形性に優れた高強度薄鋼板。5さらに質量で、Cr、Ni及びCuのうちから選択される一種又は二種以上をそれぞれ001~010含有することを特徴とする上記1~4のいずれかに記載の焼付硬化性及び成形性に優れた高強度薄鋼板。6さらに質量で、Sb:0005~0050を含有することを特徴とする上記1~5のいずれかに記載の焼付硬化性及び成形性に優れた高強度薄鋼板。7さらに質量で、Ca及びREMのうちから選択される一種又は二種をそれぞれ00005~001含有することを特徴とする上記1~6のいずれかに記載の焼付硬化性及び成形性に優れた高強度薄鋼板。8上記1~7のいずれかに記載の鋼板の表面に、めっき層をさらに備えることを特徴とするめっき薄鋼板。9上記1~7のいずれかに記載の鋼素材に対し、熱間圧延後、冷却してコイルに巻き取り、ついで酸洗後、冷間圧延した後に焼鈍を行い、その後、調質圧延を施して薄鋼板を製造するに当たり、前記巻取り温度を550°C以上とし、前記焼鈍は、500°Cから均熱温度域までの加熱速度:01×Nb/C°C/s以上、均熱温度:65010×Nb/C~900°C、均熱時間:10~1000sの条件で行い、前記調質圧延の板厚減少率を08×Mn~2Mnとすることを特徴とする上記1~8のいずれかに記載の焼付硬化性及び成形性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。ただし、Mは、鋼中のM元素の含有量質量を示す。10上記9に記載の製造方法によって得られた薄鋼板の表面に、焼鈍後、めっき処理を施すことを特徴とするめっき薄鋼板の製造方法。11前記めっき処理の後、該めっき層にさらに合金化処理を施すことを特徴とする上記10に記載のめっき薄鋼板の製造方法。本発明によれば、焼付硬化性及び成形性に優れた高強度薄鋼板、並びにめっき薄鋼板を、その有利な製造方法と共に提供することが可能となる。以下、本発明を具体的に説明する。まず、本発明において、薄鋼板の成分組成を上記の範囲に限定した理由について説明する。なお、以下の成分組成を表すは、特に断らない限り質量を意味するものとする。C:00010~00040Cは、Nbと結合して微細炭化物を形成し、鋼板の高強度化に寄与するとともに、加工硬化率を向上させる。また、固溶Cとしても存在することで、焼付硬化性を向上させる。そのため、C含有量は00010以上とする必要がある。ただし、多量のCは、炭化物や固溶Cの増加によって均一伸びを低下させるだけでなく、固溶Cが多く存在する場合には、促進時効後の降伏伸びYP-ELが大きくなる。そのため、C量は00040以下とする必要があり、好ましくは00030以下、より好ましくは00025以下、さらに好ましくは00020以下とする。Si:005以下Siは、多量に添加すると、硬質化により加工性が劣化したり、焼鈍時のSi酸化物の生成によりめっき性が阻害されたりしてしまう。したがって、Siは005以下とする必要があり、好ましくは003以下、より好ましくは002以下、さらに好ましくは001以下とする。Mn:01~10Mnは、固溶強化により高強度化に寄与するだけでなく、固溶Cと相互作用をもつことで固溶Cに起因した促進時効後の降伏伸びYP-ELの上昇を抑制することができる。また、焼鈍時における加熱途中の回復を抑制することで、均熱時に均一な再結晶粒とし均一伸びを向上させることができる。さらには有害な鋼中SをMnSとして無害化する作用も有する。このような効果を得るため、Mnは01以上とする必要がある。一方、多量のMnは、硬質化により均一伸びを低下させるだけでなく、焼鈍時のMn酸化物の生成によりめっき性が阻害される。そのためMn量は10以下とする必要がある。P:010以下Pは、粒界に偏析して、延性や靭性を劣化させることから、010以下とする必要がある。下限は特に設定しないが、高強度化に有効に作用することから、好ましくは003以上、より好ましくは005以上である。S:003以下Sは、熱間での延性を著しく低下させることで、熱間割れを誘発し、表面性状を著しく劣化させる。さらに、Sは、強度にほとんど寄与しないばかりか、不純物元素として粗大なMnSを形成することにより、延性、を低下させる。これらの問題はS量が003を超えると顕著となり、極力低減することが望ましい。したがって、S量は003以下とする必要があり、好ましくは002以下、より好ましくは001以下とする。Al:001~010Alは、Nを窒化物として固定することで、固溶Nによる時効劣化を抑制することができる。このような効果を得るためにはAlは001以上とする必要があり、好ましくは003以上とする。一方、多量のAlは、鋼中アルミ酸化物の増加を招き延性が低下することから01以下とする必要がある。N:00050以下Nは、Tiと結合してTiNを形成したり、Alと結合してAlNを形成したりする。ただし、N含有量が001を超えるとこれらの窒化物がフェライト粒内に分散して加工硬化率が低下する。このため、N量は001以下とする必要があり、好ましくは00030以下、より好ましくは00020以下とする。また、本発明では、Ti及びNbのうちから選択される少なくとも一種の元素を含有させる必要がある。Nb:0005~0025Nbは、Cと微細な炭化物を形成することで硬質化に寄与することができる。さらに、Nbの微細な炭化物は焼鈍時における加熱途中の回復を抑制することで、均熱時に均一な再結晶粒とし均一伸びを向上させることができる。そのためNbは0005以上とする必要があり、好ましくは0010以上である。一方、多量のNb添加は固溶Cを減少させることで焼付硬化性を低下させるだけでなく、熱間での変形抵抗値を上げて圧延を困難にしてしまう。したがって、Nbは0025以下とする必要があり、好ましくは0020以下とする。Nb/C≦10また、Cの含有量に対するNbの含有量の比が大きいと、炭化物が形成しやすく固溶Cを残留させることが困難となってしまう。そのためNb/Cは10以下とする必要があり、好ましくは77以下、より好ましくは65以下とする。なお、Mは、鋼中のM元素の含有量質量を示す。Mn/C≧100Cに対するMnの比を大きくすることで、固溶Cとの相互作用による促進時効後の降伏伸びYP-ELの上昇を抑制することができる。このような効果を得るため、Mn/Cは100以上とする必要があり、好ましくは150以上、より好ましくは200以上とする。なお、Mは、鋼中のM元素の含有量質量を示す。なお、本発明の残部は、Fe及び不可避不純物である。これは、本発明の作用効果を損なわない限り、不可避的不純物をはじめ、他の微量元素を含有するものが本発明の範囲に含まれることを意味する。さらに、強度、焼付硬化性、延性、時効後の降伏伸びを向上させることを目的として、次の元素を添加することができる。B:00005~00030Bは、Nを窒化物として固定することで、固溶Nによる時効劣化を抑制することができる。また粒界に偏析して耐二次加工脆性を向上させることができる。このような効果を得るためにはBを00005以上添加することが好ましい。一方、多量のBは熱間での変形抵抗値を上げて圧延を困難にしてしまう。したがって、Bを添加する場合には00030以下とすることが好ましく、より好ましくは00020以下とする。Ti:0003~0050Tiは、Nを窒化物として固定することで、固溶Nによる時効劣化を抑制することができる。このような効果を得るためTiを0003以上添加することが好ましい。一方、多量のTiを添加するとCと炭化物を形成し固溶Cを残すことが困難となってしまう。したがって、Tiを添加する場合には0050以下とすることが好ましく、より好ましくは0030以下とする。V、Ta、W及びMoのうちから選択される一種又は二種以上をそれぞれ0005~0050V、Ta、W及びMoは、微細析出物を形成することですることで高強度化に寄与できる。このような効果を得るため、V、Ta、W及びMoのうちから選択される一種又は二種以上を添加する場合には、それぞれ0005以上添加することが好ましい。一方、これらの元素を多量に添加すると延性が大きく低下することから、これらの元素の含有量はそれぞれ0050以下とすることが好ましい。Cr、Ni及びCuのうちから選択される一種又は二種以上をそれぞれ001~010Cr、Ni及びCuは、組織を細粒化することで高強度化に寄与できる。このような効果を得るため、Cr、Ni及びCuのうちから選択される一種又は二種以上を添加する場合には、各元素をそれぞれ001以上添加することが好ましい。一方、これらの元素を多量に添加すると延性が大きく低下することから、これらの元素の含有量はそれぞれ010以下とすることが好ましい。Sb:0005~0050Sbは、熱間圧延時の加熱炉において、表面に偏析しスラブが窒化するのを防止することでNによる時効劣化を抑制することができる。このような効果を得るためSbを添加する場合には0005以上添加することが好ましい。一方、多量にSbを添加すると製造コストが上昇することからSbを添加する場合は0050以下とすることが好ましい。Ca及びREMのうちから選択される一種又は二種をそれぞれ00005~001Ca及びREMは、硫化物の形態を制御することで延性を向上させることができる。このような効果を得るためCa及びREMの一種又は二種をそれぞれ00005以上添加することが好ましい。一方、多量の添加は製造コストが上昇することから、これらの元素の含有量はそれぞれ001以下とすることが好ましい。なお、不純物として、Sn、Mg、Co、As、Pb、Zn、O等を合計で05以下含んでいても、特性には問題ない。引張強度TS:340MPa以上本発明の高強度薄鋼板は、引張強度TSが340MPa以上であることを特徴とする。TSを340MPa以上とすることで、強度が必要な部材に対し鋼板を薄肉化することができるからである。ここで、前記TSは、圧延直角方向よりJIS5引張り試験片を切り出し、JISZ2241に準拠した引張り試験によって測定することができる。焼付硬化量BH:30MPa以上本発明の高強度薄鋼板は、焼付硬化量BHが30MPa以上であることを特徴とする。BHを30MPa以上とすることで、プレス成型時の荷重を小さくするとともに、プレス成型後の強度を上昇させることができるからである。ここで、前記BHは、圧延直角方向よりJIS5引張り試験片を切り出し、JISG3135に準拠した塗装焼付硬化量試験方法によって測定することができる。均一伸び:18以下本発明の高強度薄鋼板は、均一伸びが18以上であることを特徴とする。均一伸びを18以上とすることで、プレス成型時に歪が集中するのを抑制し、割れの発生を抑制できるからである。促進時効後の降伏伸びYP-EL:10以下本発明の高強度薄鋼板は、促進時効後の降伏伸びYP-ELが10以下であることを特徴とする。促進時効後の降伏伸びを10以下とすることで、プレス成型時のしわの発生を抑制することができるからである。ここで、促進時効後のYP-Elは、圧延直角方向よりJIS5引張り試験片を切り出し、100°Cで6時間保持した後に引張り試験をおこなったときの降伏点伸びとして測定することができる。また、本発明の鋼板は、表面にめっき皮膜を有するものとしてもよい。鋼板表面にめっき皮膜を形成することにより、薄鋼板の耐食性が向上する。なお、めっき皮膜としては、例えば溶融亜鉛めっき皮膜や合金化溶融亜鉛めっき皮膜の他、電気亜鉛めっき、例えばZn-Ni電気合金めっき等が挙げられる。次に、本発明の薄鋼板の製造方法について説明する。本発明では、好適には連続鋳造で得られたスラブを鋼素材とし、熱間圧延後、冷却してコイルに巻き取り、ついで酸洗後、冷間圧延した後、焼鈍及び調質圧延を施して薄鋼板を製造する。そして、巻取り温度を550°C以上とし、前記焼鈍は、500°Cから均熱温度域までの加熱速度:01×Nb/C°C/s以上、均熱温度:65010×Nb/C~900°C、均熱時間:10~1000sの条件で行い、前記調質圧延の板厚減少率を08×Mn~2Mnとすることを特徴とする。熱間圧延後の巻取り温度:550°C以上熱間圧延後の巻取り温度が低いと、AlNの析出が抑制され、Nが固溶状態で残ってしまうため、Nによる時効劣化が起こってしまう。また、NbCの析出も抑制され、熱間圧延鋼板の段階で固溶Cが残留すると、冷間圧延時に剪断歪が多く導入される結果、均一伸びが著しく低下してしまう。さらに、アシキュラーフェライトの生成により、鋼板が硬質化し、その後の冷間圧延時における荷重も高くなってしまうことから、操業上の困難をともなう。したがって、巻取り温度は550°C以上とする必要があり、好ましくは600°C以上とする。巻取り温度の上限は特に設けないが、巻取り温度が高いとスケール生成が促進され鋼板歩留まりが低下するだけでなく、酸洗時のスケール残りに起因した表面欠陥などが発生することから、750°C以下とすることが好ましく、より好ましくは700°C以下、さらに好ましくは650°C以下とする。焼鈍における500°Cから均熱温度域までの加熱速度:01×Nb/C°C/s以上焼鈍時の加熱速度が小さいと、加熱途中で回復が促進し、均熱時に粗大な回復粒がそのまま残り、均一な再結晶が抑制されることで均一伸びが低下してしまう。さらに、加工転位が減少することで、析出物が安定化してしまい、その後の均熱時にNbCの再固溶が抑制されるため、固溶Cが少なくなる結果、焼付硬化性が低下してしまう。加熱途中での回復は500°C以上で顕著となり、また、このような作用はC含有量に対するNb含有量の比Nb/Cが大きくなるほど顕在化することから、500°Cから均熱までを平均01×Nb/C°Cs以上で加熱する必要があり、好ましくは02×Nb/C°C/s以上、より好ましくは03×Nb/C°C/s以上、さらに好ましくは05×Nb/C°C/s以上とする。加熱速度の上限は特に設けず、IHなどを使って100°C/s以上で加熱しても構わないが、特別な加熱装置を用いない場合には、30°C/s以下で十分である。なお、Mは、鋼中のM元素の含有量質量を示す。焼鈍における均熱温度:65010×Nb/C~900°C均熱温度が低いと、再結晶が完了しないだけでなく、NbCの再固溶が抑制されるため、固溶Cが少なくなる結果、焼付硬化性が低下してしまう。このような作用はC含有量に対するNb含有量の比Nb/Cが大きくなるほど顕在化することから、均熱温度は65010×Nb/C°C以上とする必要があり、好ましくは65015×Nb/C°C以上、より好ましくは65020×Nb/C°C以上とする。一方、均熱温度が高くなると、フェライト粒が粗大化し、強度が低下するとともに、NbCの再固溶が促進され固溶Cが多くなりすぎる結果、均一伸びの低下や促進時効後のYPElの上昇を招いてしまう。したがって、均熱温度は900°C以下とする必要があり、好ましくは860°C以下、より好ましくは840°C以下である。なお、Mは、鋼中のM元素の含有量質量を示す。焼鈍における均熱時間:10~1000s均熱時間が短いと再結晶が完了せず均一伸びが著しく低下してしまうことから、均熱時間は10s以上とする必要があり、好ましくは30s以上、より好ましくは100s以上とする。一方、均熱時間が長いと、フェライト粒が粗大化し、強度が低下してしまうことから、均熱時間は1000s以下とする必要があり、好ましくは500s以下、より好ましくは300s以下、さらに好ましくは200s以下とする。調質圧延における板厚減少率:08×Mn~2Mn焼鈍後に調質圧延をおこなうことで、YP-ELを小さくし、プレス成型時のしわの発生を抑制することができる。さらにMnを添加し粒内強度を高めた鋼では、調質圧延時に導入される歪を粒界近傍に集中させることで、加工時の粒内変形を促進させることができ、均一伸びを向上させることができる。このような作用を得るには、Mnが多いほどより多くの歪を必要とすることから、調質圧延における板厚減少率は08×Mn以上とする必要がある。一方、調質圧延による板厚減少率が大きくなると、加工歪による均一伸びは低下するが、Mnが少ないほどより少ない歪で均一伸びの低下が顕著となることから、板厚減少率は2Mn以下とする必要がある。なお、調質圧延においては、圧延ロールによる圧下を加えてもよいし、鋼板にテンションを加えた引張りによる加工を加えてもよい。さらに、圧延と引張りの複合でもよい。発明の実施に当たり、溶製方法は、通常の転炉法、電炉法等、適宜適用することができる。溶製された鋼は、スラブに鋳造後そのまま、あるいは、温片や冷片のスラブを再加熱し、熱間圧延を施す。熱間圧延で加熱する場合には、1100~1250°C程度で加熱すればよい。粗圧延後の仕上げ圧延ではオーステナイト域で圧延を終了するのが好ましい。仕上げ圧延後、巻取りまでの冷却速度も、特に規定しないが、空冷以上の冷速があれば十分であるが、20°C/s以上の急冷や100°C/s以上の超急冷をおこなってもよい。その後、通常の酸洗後に、冷間圧延をおこなうに際しては、50~80程度の冷圧率で圧延をおこなえばよい。焼鈍に際し、500°Cまでの昇温過程における昇温速度は任意だが、遅いと作業効率が低下するため3°C/s以上の昇温速度で焼鈍すればよい。均熱後の冷却は任意であるが、遅いと作業効率が低下するため5°C/s以上の冷却速度で冷却すればよい。冷却途中において、300~450°C温度で30~600s間保持する、いわゆる過時効処理をおこなっても特に問題はない。また、冷却途中において必要に応じて420~500°Cの亜鉛めっき浴に浸漬することで溶融亜鉛めっきを施すこともできる。さらに、めっき浴浸漬後に460~570°C程度の温度まで再加熱をおこない1s以上、より好ましくは5s以上保持することで亜鉛と鉄を合金化させる、いわゆる合金化処理を行うこともできる。めっきに際しては亜鉛以外に、Alめっきや亜鉛とAlの複合めっきなどを行うこともできる。また、焼鈍途中でめっきを施さなかった場合には、電気亜鉛めっきやNiめっきなどを施してもよく、冷延鋼板やめっき鋼板の上に、化成処理などにより皮膜を形成することも可能である。以下、実施例について説明する。表1に供試体の化学組成、表2に鋼板の製造条件を示す。表1の成分組成になる溶鋼を、連続鋳造してスラブ鋼素材とした。得られたスラブを、表2の条件に従って、熱間圧延し、冷却してコイルに巻き取り、ついで酸洗後、冷間圧延した後に焼鈍し、その後、調質圧延を施して薄鋼板を製造した。なお、めっき処理については、GAは合金化溶融亜鉛めっき、GIは溶融亜鉛めっき、EGは電気亜鉛めっきを示し、GA及びGIは焼鈍時の冷却途中で、EGは焼鈍後に、めっき処理を施した。また、引張強度HSを測定するための引張試験は、圧延直角方向より引張試験片を切り出し、JISZ2241に準拠して引張り試験を行った。均一伸びは、JISZ2241に記載の最大試験力時全伸びとした。焼付硬化量BHの測定は、供試体に予歪2を付与した後、170°Cで20分間保持し、予歪による加工硬化後の降伏点YPの上昇量とした。促進時効後の降伏伸びYP-ELの測定については、100°Cで6時間保持し、25°Cで6ヶ月相当時効させた状態を模擬することによって行った。測定算出した結果については表3に示す。また、図1に供試体No1~22、35、36についての、焼付硬化量BHに及ぼすNb/Cの影響を示す。Nb/C≦10とすることで、BH≧30MPaを実現することが可能となる。図2に供試体No1~22、30、37についての、降伏伸びYP-ELに及ぼすMn/Cの影響を示す。Mn/C≧100とすることでYP-EL≦10を実現できる。図3に、供試体No1~24について、均一伸びに及ぼす加熱速度の影響を示す。加熱速度≧01×Nb/C°C/sとすることで均一伸び≧18を実現できる。図4に供試体No1~24について、降伏伸びYP-ELにおよぼす加熱速度の影響を示す。加熱速度≧01×Nb/C°C/sとすることでYP-EL≦10を実現できる。なお、図3、4の横軸は、加熱速度をNb/Cで割った値を表している。図5に均熱温度が900°C以下である供試体No1~22、26、27について、均一伸びに及ぼす均熱温度の影響を示す。均熱温度≧65010×Nb/C°Cとすることで均一伸び≧18を実現できる。図6に均熱温度が900°C以下である供試体No1~22、26、27について、焼付硬化量BHに及ぼす均熱温度の影響を示す。均熱温度≧65010×Nb/C°CとすることでBH≧30MPaを実現できる。なお、図5、6の横軸は、均熱温度を65010×Nb/Cで割った値を表している。図7に供試体No1~22、40、41について、均一伸びに及ぼす調質圧延の板厚減少率の影響を示す。調圧率を08×Mn~2Mnとすることで均一伸び≧18を実現できる。なお、図7の横軸は、板厚減少率-08×Mnを{2Mn-08×Mn}で割った値を表しており、板厚減少率が08×Mn下限値の場合には0となり、板厚減少率が2Mn上限値の場合には1となる。