鋼板の化学成分が、質量で、C:0.06~0.13、Si:1.2~2.3、Mn:0.6~1.6、P:0.10以下、S:0.010以下、Al:0.01~0.10、N:0.010以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、鋼板のミクロ組織は、平均粒径が20μm未満のフェライトを体積分率で90以上および平均粒径が5μm未満のパーライトを体積分率で1.0~10含む複合組織を有し、前記フェライトの平均ビッカース硬さが130以上であり、降伏比が65以上で引張強さが590MPa以上であることを特徴とする伸び及び伸びフランジ性に優れた高降伏比高強度冷延鋼板。さらに、鋼板のミクロ組織は、平均粒径が5μm未満のマルテンサイトを体積分率で5未満含むことを特徴とする請求項1に記載の伸び及び伸びフランジ性に優れた高降伏比高強度冷延鋼板。さらに、成分組成として、質量で、V:0.10以下、Ti:0.10以下、Nb:0.10以下、Cr:0.50以下、Mo:0.50以下、Cu:0.50以下、Ni:0.50以下およびB:0.0030以下から選択される一種以上を含有することを特徴とする請求項1または2に記載の伸び及び伸びフランジ性に優れた高降伏比高強度冷延鋼板。請求項1または3に記載の化学成分を有する鋼スラブに、熱間圧延開始温度1150~1300°C、仕上げ圧延終了温度850~950°Cの条件で熱間圧延を行った後、冷却し、350~600°Cで巻取り、酸洗後、冷間圧延を施し、その後、3~30°C/sの平均加熱速度で、Ac3-120°C-{[Si]/[Mn]×10}°C~Ac3-{[Si]/[Mn]×10}°C[Si]、[Mn]は、Si、Mnの含有量質量の温度域に加熱して30~600s均熱した後、前記均熱温度から、500~600°Cの温度範囲内にある第1冷却温度まで1.0~12°C/sの平均冷却速度で冷却し、その後、5°C/s以下の平均冷却速度で前記第1冷却温度から室温まで冷却することを特徴とする伸び及び伸びフランジ性に優れた高降伏比高強度冷延鋼板の製造方法。前記熱間圧延後、巻取り前に行う冷却は、仕上げ圧延終了後1s以内に冷却を開始して、20°C/s以上の平均冷却速度で650~750°Cの温度範囲内にある冷却停止温度まで冷却し、前記冷却停止温度から600°Cまで5s以上の冷却時間で空冷することを特徴とする請求項4に記載の伸び及び伸びフランジ性に優れた高降伏比高強度冷延鋼板の製造方法。しかしながら、特許文献1~3のようなNbやTiなどの炭化物生成元素の添加により析出強化する方法では、成形性の観点から伸びが不十分である。さらにNbやTiなどの炭化物を活用し析出強化した鋼板は、熱間圧延条件や焼鈍条件によっては析出物が粗大化してしまうため、量産する上で、材質のバラツキが大きいという問題がある。また、マルテンサイトを活用した特許文献4に関しては、伸びフランジ性が不十分であり、未再結晶フェライトとパーライトを活用した特許文献5では伸びが不十分である。特許文献6、7は引張強さがいずれも500MPa以下であり、590MPa以上のような高強度化は困難である。したがって、本発明の課題は、上記従来技術の問題点を解消し、加工性、すなわち伸びと伸びフランジ性に優れ、かつ高降伏比を有する引張強さが590MPa以上の高強度冷延鋼板およびその製造方法を提供することにある。本発明者らは、鋭意検討を重ねた結果、Siを適量添加した成分の鋼板を、適正な焼鈍温度に均熱することで焼鈍中のオーステナイトの体積分率を制御し、かつ、その後に適正な冷却速度で冷却することにより、焼鈍後のミクロ組織として、固溶強化した微細なフェライトと微細なパーライトを適正な体積分率で得ることで、65以上の高い降伏比を有し、且つ、伸び及び伸びフランジ性に優れる高強度冷延鋼板を得ることが出来ることを見出した。従来、第2相としてパーライトが生成すると、伸びや伸びフランジ性が劣化すると考えられてきた。しかし、フェライト及びパーライトが存在する鋼板組織において、鋼板成分としてSiを適量添加し、フェライトを固溶強化することで、硬質相との硬度差を低減し、かつ、フェライトとパーライトの体積分率および平均粒径を微細にすることで、フェライトとパーライトとの界面からのボイド発生クラックが抑制され、局部伸びが向上し、伸びと伸びフランジ性が向上することが明らかとなった。具体的には、鋼板成分として、Siを1.2~2.3添加し、平均粒径が20μm未満のフェライトを体積分率で90以上および平均粒径が5μm未満のパーライトを体積分率で1.0~10の範囲となるように鋼板組織を制御することで、フェライトの平均ビッカース硬さが130以上で、降伏比が65以上で引張強さが590MPa以上である伸び及び伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板を得ることが出来る。すなわち、本発明は、以下の1~5を提供する。1鋼板の化学成分が、質量で、C:0.06~0.13、Si:1.2~2.3、Mn:0.6~1.6、P:0.10以下、S:0.010以下、Al:0.01~0.10、N:0.010以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、鋼板のミクロ組織は、平均粒径が20μm未満のフェライトを体積分率で90以上および平均粒径が5μm未満のパーライトを体積分率で1.0~10含む複合組織を有し、前記フェライトの平均ビッカース硬さが130以上であり、降伏比が65以上で引張強さが590MPa以上であることを特徴とする伸び及び伸びフランジ性に優れた高降伏比高強度冷延鋼板。2さらに、鋼板のミクロ組織は、平均粒径が5μm未満のマルテンサイトを体積分率で5未満含むことを特徴とする前記1に記載の伸び及び伸びフランジ性に優れた高降伏比高強度冷延鋼板。3さらに、成分組成として、質量で、V:0.10以下、Ti:0.10以下、Nb:0.10以下、Cr:0.50以下、Mo:0.50以下、Cu:0.50以下、Ni:0.50以下およびB:0.0030以下から選択される一種以上を含有することを特徴とする前記1または2に記載の伸び及び伸びフランジ性に優れた高降伏比高強度冷延鋼板。4前記1または3に記載の化学成分を有する鋼スラブに、熱間圧延開始温度1150~1300°C、仕上げ圧延終了温度850~950°Cの条件で熱間圧延を行った後、冷却し、350~600°Cで巻取り、酸洗後、冷間圧延を施し、その後、3~30°C/sの平均加熱速度で、Ac3-120°C-{[Si]/[Mn]×10}°C~Ac3-{[Si]/[Mn]×10}°C[Si]、[Mn]は、Si、Mnの含有量質量の温度域に加熱して30~600s均熱した後、前記均熱温度から、500~600°Cの温度範囲内にある第1冷却温度まで1.0~12°C/sの平均冷却速度で冷却し、その後、5°C/s以下の平均冷却速度で前記第1冷却温度から室温まで冷却することを特徴とする伸び及び伸びフランジ性に優れた高降伏比高強度冷延鋼板の製造方法。5前記熱間圧延後、巻取り前に行う冷却は、仕上げ圧延終了後1s以内に冷却を開始して、20°C/s以上の平均冷却速度で650~750°Cの温度範囲内にある冷却停止温度まで冷却し、前記冷却停止温度から600°Cまで5s以上の冷却時間で空冷することを特徴とする前記4に記載の伸び及び伸びフランジ性に優れた高降伏比高強度冷延鋼板の製造方法。本発明によれば、鋼板の組成およびミクロ組織を制御することにより、引張強さが590MPa以上、降伏比が65以上である、伸びと伸びフランジ性に優れた高降伏比を有する高強度冷延鋼板を安定して得ることができる。以下、本発明について具体的に説明する。本発明の高強度冷延鋼板の組成限定理由を説明する。以下において、成分の表示は質量を意味する。C:0.06~0.13Cは鋼板の高強度化に有効な元素であり、本発明におけるパーライト及びマルテンサイトの第2相形成にも関与し、高強度化に寄与する。この効果を得るためには、0.06以上の添加が必要である。好ましくは0.08以上である。一方、過剰に添加するとスポット溶接性が低下することから、上限を0.13とする。好ましくは0.11以下である。Si:1.2~2.3Siは固溶強化により高強度化に寄与する元素であり、高い加工硬化能をもつことから強度上昇に対して伸びの低下が比較的少なく、強度-伸びバランス、強度-穴広げ性バランスの向上にも寄与する元素である。Siを適量添加することでフェライトとパーライトとの界面からのボイドの発生を抑制し、さらにマルテンサイト、パーライトがその効果を得るためには、1.2以上含有することが必要である。好ましくは1.4以上である。一方、Siを2.3超添加するとフェライトの延性が低下するため、その含有量は2.3以下とする。好ましくは2.1以下である。Mn:0.6~1.6Mnは固溶強化および第2相を生成することで高強度化に寄与する元素であり、その効果を得るためには0.6以上含有することが必要である。好ましくは0.9以上である。一方、過剰に含有した場合、パーライトの生成を阻害し、過剰にマルテンサイトを生成しやすいため、その含有量は1.6以下とする。P:0.10以下Pは固溶強化により高強度化に寄与するが、過剰に添加された場合には、粒界への偏析が著しくなって粒界を脆化させることや、溶接性が低下することから、その含有量を0.10以下とする。好ましくは0.05以下である。S:0.010以下Sの含有量が多い場合には、MnSなどの硫化物が多く生成し、伸びフランジ性に代表される局部伸びが低下するため含有量の上限を0.010とする。好ましくは、0.0050以下である。特に下限は無いが、極低S化は製鋼コストが上昇するため、0.0005以上含有することが好ましい。Al:0.01~0.10Alは脱酸に必要な元素であり、この効果を得るためには0.01以上含有することが必要であるが、0.10を超えて含有しても効果が飽和するため、0.10以下とする。好ましくは0.05以下である。N:0.010以下Nは、粗大な窒化物を形成し、曲げ性や伸びフランジ性を劣化させることから、含有量を抑える必要がある。Nが0.010超えでは、この傾向が顕著となることから、Nの含有量を0.010以下とする。好ましくは0.0050以下である。本発明では、上記の成分に加え、以下の成分を1種以上添加しても良い。V:0.10以下Vは微細な炭窒化物を形成することで、強度上昇に寄与することができる。このような作用を有するために、Vの添加量を0.01以上含有させることが好ましい。一方、0.10を超える量のVを添加しても強度上昇効果は小さく、そのうえ、合金コストの増加も招いてしまう。したがって、Vの含有量は0.10以下が好ましい。Ti:0.10以下TiもVと同様に、微細な炭窒化物を形成することで、強度上昇に寄与することができるため、必要に応じて添加することができる。このような効果を発揮させるためには、Tiの含有量を0.005以上とすることが好ましい。一方、多量にTiを添加すると、伸びが著しく低下するため、その含有量は0.10以下が好ましい。Nb:0.10以下NbもVと同様に、微細な炭窒化物を形成することで、強度上昇に寄与することができるため、必要に応じて添加することができる。このような効果を発揮させるためには、Nbの含有量を0.005以上とすることが好ましい。一方、多量にNbを添加すると、伸びが著しく低下するため、その含有量は0.10以下が好ましい。Cr:0.50以下Crは第2相を生成することで高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて添加することができる。この効果を発揮させるためには、0.10以上含有させることが好ましい。一方、含有量が0.50を超えると、パーライトの生成を阻害しやすいため、その含有量は0.50以下とする。Mo:0.50以下Moは第2相を生成することで高強度化に寄与し、さらに一部炭化物を生成して高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて添加することができる。この効果を発揮させるためには、0.05以上含有させることが好ましい。一方、0.50を超えて含有させても効果が飽和するため、その含有量は0.50以下が好ましい。Cu:0.50以下Cuは固溶強化により高強度化に寄与して、また第2相を生成することで高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて添加することができる。この効果を発揮するためには0.05以上含有させることが好ましい。一方、0.50を超えて含有させても効果が飽和し、またCuに起因する表面欠陥が発生しやすくなるため、その含有量は0.50以下が好ましい。Ni:0.50以下NiもCuと同様、固溶強化により高強度化に寄与して、また第2相を生成することで高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて添加することができる。この効果を発揮させるためには0.05以上含有させることが好ましい。また、Cuと同時に添加すると、Cu起因の表面欠陥を抑制する効果があるため、Cu添加時に有効である。一方、0.50を超えて含有させても効果が飽和するため、その含有量は0.50以下が好ましい。B:0.0030以下Bは焼入れ性を向上させ、第2相を生成することで高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて添加することができる。この効果を発揮するためには、0.0005以上含有させることが好ましい。一方、0.0030を超えて含有させても効果が飽和するため、その含有量は0.0030以下とする。上記以外の残部はFe及び不可避的不純物とする。不可避的不純物としては、例えば、Sb、Sn、Zn、Co等が挙げられ、これらの含有量の許容範囲としては、Sb:0.01以下、Sn:0.1以下、Zn:0.01以下、Co:0.1以下である。また、本発明では、Ta、Mg、Ca、Zr、REMを通常の鋼組成の範囲内で含有しても、その効果は損なわれない。次に、本発明の高強度冷延鋼板のミクロ組織について詳細に説明する。フェライトは平均粒径が20μm未満、体積分率が90以上、かつ、平均ビッカース硬さHVは130以上であり、パーライトは平均粒径が5μm未満、かつ、体積分率が1.0~10である。ここで述べる体積分率は鋼板の全体に対する体積分率である。フェライトの体積分率が90未満では、硬質な第2相が多く存在するため、軟質なフェライトとの硬度差が大きい箇所が多く存在し、伸びフランジ性が低下する。そのためフェライトの体積分率は90以上とする。好ましくは92以上である。また、フェライトの平均粒径が20μm以上では、穴広げ時の打抜き端面にボイドが生成しやすくなり、良好な伸びフランジ性が得られない。そのためフェライトの平均粒径は20μm未満とする。好ましくは15μm未満である。さらに、フェライトのHVが130未満ではフェライトとパーライトとの界面からのボイド発生クラックを抑制する効果が小さいため、伸びフランジ性が低下する。そのため、フェライトのHVは130以上とする。好ましくは150以上である。パーライトの体積分率が1.0未満では強度に及ぼす効果が少ないため、強度と成形性のバランスを得るためにパーライトの体積分率は1.0以上とする。一方、パーライトの体積分率が10を超えると、フェライトとパーライトの界面でボイドが顕著に生成し、ボイドが連結しやすいため、加工性の観点からパーライトの体積分率は10以下とする。好ましくは8以下である。また、パーライトの平均粒径が5μm以上では、ボイド生成箇所が増加するため、局部伸びが低下し、良好な伸びと伸びフランジ性が得られない。そのためパーライトの平均粒径は5μm未満とする。好ましくは3.5μm以下である。鋼板のミクロ組織には、平均粒径が5μm未満のマルテンサイトが体積分率で5未満の生成であれば、マルテンサイトが含まれていてもよい。伸びフランジ性を低下させることなく、本発明の目的を達成できる。マルテンサイトの体積分率が5以上になると、降伏比が65以下となる傾向が高いため、マルテンサイトの体積分率は5未満とする。また、平均粒径が5μm以上になると、穴広げ時の打抜き端面にボイドが生成しやすくなり、良好な伸びフランジ性が得られないので、平均粒径は5μm未満とする。また、本発明におけるフェライト、パーライトおよびマルテンサイト以外に、ベイナイト、残留γ、球状セメンタイト等の1種あるいは2種以上が生成される場合があるが、上記のフェライトおよびパーライトの体積分率が満足されていれば、本発明の目的を達成できる。次に、本発明の高強度冷延鋼板の製造方法について説明する。本発明の高強度冷延鋼板は、上記した成分組成を有する鋼スラブを、熱間圧延開始温度:1150~1300°C、仕上げ圧延終了温度:850~950°Cの条件で熱間圧延を行った後、冷却し350~600°Cの温度範囲で巻取り、酸洗後、冷間圧延を施し、その後、3~30°C/sの平均加熱速度でAc3-120°C-{[Si]/[Mn]×10}°C~Ac3-{[Si]/[Mn]×10}°C[Si]、[Mn]は、Si、Mnの含有量質量の温度域に加熱して30~600s均熱した後、前記均熱温度から、500~600°Cの温度範囲内にある第1冷却温度まで1.0~12°C/sの平均冷却速度で冷却し、その後、5°C/s以下の平均冷却速度で前記第1冷却温度から室温まで冷却することにより製造できる。使用する鋼スラブは、成分のマクロ偏析を防止すべく連続鋳造法で製造することが好ましいが、造塊法、薄スラブ鋳造法によっても製造することが可能である。鋼スラブを製造したのち、いったん室温まで冷却し、その後、再加熱する従来法に加え、冷却しないで、温片のままで加熱炉に装入する、あるいは保熱を行った後に直ちに圧延する、あるいは鋳造後そのまま圧延する直送圧延直接圧延などの省エネルギープロセスも問題なく適用できる。[熱間圧延工程]熱間圧延開始温度:1150~1300°C熱間圧延工程では、鋼スラブを1150~1300°Cで熱間圧延を開始するか、または1150~1300°Cに再加熱した後、熱間圧延を開始する。熱間圧延開始温度が1150°Cよりも低くなると圧延負荷が増大し、生産性が低下する。また、1300°Cを超えると加熱コストが増大する。そのため熱間圧延開始温度を1150~1300°Cとする。仕上げ圧延終了温度:850~950°C熱間圧延は、鋼板内の組織均一化、材質の異方性低減により、焼鈍後の伸びおよび穴広げ性を向上させるため、オーステナイト単相域にて終了する必要があるので、仕上げ圧延終了温度は850°C以上にする。一方、仕上げ圧延終了温度が950°Cを超えると、熱延組織が粗大になり、焼鈍後の特性が低下する懸念がある。そのため、仕上げ圧延終了温度を850~950°Cとする。仕上げ圧延後、冷却する。仕上げ圧延後の冷却条件については特に限定しないが、以下の冷却条件にて冷却するのが好ましい。仕上げ圧延後の冷却条件:仕上げ圧延後の冷却条件は、熱間圧延終了後1s以内に冷却を開始し、平均冷却速度20°C/s以上で650~750°Cの温度範囲内にある冷却停止温度まで冷却し、冷却停止温度から600°Cまで5s以上の冷却時間で空冷することが好ましい。仕上げ圧延終了後、フェライト域に急冷することによりフェライト変態を促進するとともに、微細なフェライト粒径を得ることができるため、焼鈍後フェライト粒径を微細にすることができ、穴広げ性が向上する。仕上げ圧延終了後の熱延板を高温のまま滞留保持するとフェライト粒径が粗大化する。微細なフェライト粒を得るため、仕上げ圧延終了後、1s以内に冷却を開始して、平均冷却速度20°C/s以上で650~750°Cの温度範囲内にある冷却停止温度まで急冷することが好ましい。また、フェライト粒径を粗大化させずにフェライト相の変態を促進する観点から、上記急冷後、冷却停止温度から600°Cまで5s以上の冷却時間で空冷することが好ましい。巻取り温度:350~600°C巻取り温度が600°Cよりも高いとフェライト粒径が粗大化するため、巻取り温度は600°C以下とする。一方、巻取り温度が350°Cよりも低いと、硬質なマルテンサイト相が過剰に生成し、冷間圧延負荷が増大し、生産性を阻害するため、巻取り温度は350°C以上とする。[酸洗工程]熱間圧延工程後、酸性工程を実施し、熱延板表層のスケールを除去するのが好ましい。酸洗工程は特に限定されず、常法に従って実施すればよい。[冷間圧延工程]酸洗後の熱延板に対し、所定の板厚の冷延板に圧延する冷間圧延工程を行う。冷間圧延工程は特に限定されず常法で実施すればよい。[焼鈍工程]焼鈍工程においては、再結晶を進行させるとともに、高強度化のためパーライトやマルテンサイトの第2相組織を形成するために実施する。そのために、焼鈍工程は、3~30°C/sの平均加熱速度でAc3-120°C-{[Si]/[Mn]×10}°C~Ac3-{[Si]/[Mn]×10}°C[Si]、[Mn]は、Si、Mnの含有量質量の温度域に加熱して30~600s均熱した後、前記均熱温度から、500~600°Cの温度範囲内にある第1冷却温度まで1.0~12°C/sの平均冷却速度で冷却し一次冷却、その後、5°C/s以下の平均冷却速度で第1冷却温度から室温まで冷却する二次冷却。平均加熱速度:3~30°C/s2相域に加熱する前にフェライト域で十分に再結晶を進行させることで材質を安定化することができる。急速に加熱すると再結晶が進行しにくくなるため、平均加熱速度の上限を30°C/sとする。逆に加熱速度が小さすぎるとフェライト粒が粗大になり所定の平均粒径が得られないため、3°C/s以上の平均加熱速度とする。均熱温度保持温度:Ac3-120°C-{[Si]/[Mn]×10}°C~Ac3-{[Si]/[Mn]×10}°C均熱温度は、フェライトとオーステナイトの2相域であることに加えて、SiおよびMnの含有量を考慮した適正な温度範囲とする必要がある。この適正な均熱温度とすることにより、所定のフェライトとパーライトの体積分率及び平均粒径を得ることが可能になる。均熱温度が、Ac3-120°C-{[Si]/[Mn]×10}°C未満では、焼鈍中のオーステナイトの体積分率が少ないため、強度確保に必要な所定のパーライトの体積分率を得ることができず、Ac3-{[Si]/[Mn]×10}°Cを超えると焼鈍中のオーステナイトの体積分率が多く、かつ、オーステナイトの粒径も粗大になるため、所定のパーライトの平均粒径を得ることができない。そのため、均熱温度は、Ac3-120°C-{[Si]/[Mn]×10}°C~Ac3-{[Si]/[Mn]×10}°Cとする。好ましくは、Ac3-100°C-{[Si]/[Mn]×10}°C~Ac3-{[Si]/[Mn]×10}°Cである。また、Ac3は以下の式で表される。Ac3°C=910-203√[C]-15.2×[Ni]44.7×[Si]104×[V]31.5×[Mo]-30×[Mn]-11×[Cr]-20×[Cu]700×[P]400×[Ti]400×Alここで、[C]、[Ni]、[Si]、[V]、[Mo]、[Mn]、[Cr]、[Cu]、[P]、[Ti]Alは、それぞれC、Ni、Si、V、Mo、Mn、Cr、Cu、P、Ti、Alの含有量質量を表す。均熱時間:30~600s上記の均熱温度において、再結晶の進行および一部オーステナイト変態させるため、均熱時間は30s以上必要である。一方、均熱時間が長すぎるとフェライトが粗大化して所定の平均粒径が得られないため、均熱時間は600s以下とする必要がある。好ましくは500s以下である。均熱温度から500~600°Cの温度までの平均冷却速度:1.0~12°C/s焼鈍工程後に最終的に得られる鋼板のミクロ組織を、平均粒径20μm未満のフェライトの体積分率を90以上、平均粒径5μm未満のパーライトの体積分率を1.0~10に制御するため、上記均熱温度から500~600°C第1冷却温度まで1.0°C/s~12°C/sの平均冷却速度で冷却する一次冷却を行う。第1冷却温度が600°C超ではパーライトが十分形成せず、500°C未満ではベイナイトなどの第2相が過剰に生成する。第1冷却温度を500~600°Cの範囲に規定することで、パーライトの体積分率を調整することができる。500~600°Cの温度域までの平均冷却速度が1.0°C/s未満ではパーライトが体積分率として1.0以上形成せず、平均冷却速度が12°C/s超では、過剰な体積分率のマルテンサイトが形成する。好ましくは10°C/s以下である。第1冷却温度から室温までの平均冷却速度:5°C/s以下第1冷却温度500~600°Cまで冷却した後は、5°C/s以下の平均冷却速度で室温まで冷却する2次冷却を行う。平均冷却速度が5°C/sを超えるとマルテンサイトの体積分率が過剰に増加してしまうため、第1冷却温度からの平均冷却速度は5°C/s以下とする。好ましくは3°C/s以下である。また、焼鈍後に調質圧延を実施しても良い。伸長率の好ましい範囲は0.3~2.0である。なお、本発明の範囲内であれば、焼鈍工程において、1次冷却後に溶融亜鉛めっきを施して溶融亜鉛めっき鋼板としてもよく、また、溶融亜鉛めっき後に合金化処理を施して合金化溶融亜鉛めっき鋼板としても良い。以下、本発明の実施例を説明する。ただし、本発明は、もとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、本発明の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。表1に示す化学成分残部成分:Feおよび不可避的不純物の鋼を溶製して鋳造し、230mm厚のスラブを製造し、熱間圧延開始温度を1200°Cとし、仕上げ圧延終了温度FDTを表2に示す条件で熱間圧延を行い、仕上げ圧延終了後、0.1s後に冷却を開始して、表2に示す平均冷却速度で、表2に示す冷却停止温度まで冷却し、冷却停止温度から600°Cまでの冷却時間:6sで空冷して、板厚:3.2mmの熱延鋼板とした後、表2に示す巻取り温度CTで巻取り、酸洗後、冷間圧延を施して、板厚:1.4mmの冷延鋼板とし、その後、表2に示す平均加熱速度で表2に示す均熱温度まで加熱し、該均熱温度で表2に示す均熱時間均熱した後、表2に示す第1冷却温度まで、表2に示す1次冷却の平均冷却速度で冷却し、その後、表2に示す2次冷却の平均冷却速度で第1冷却温度から室温まで冷却する条件にて焼鈍を施した後、調質圧延伸長率:0.7を施し、高強度冷延鋼板を製造した。製造した鋼板から、JIS5号引張試験片を圧延直角方向が長手方向引張方向となるように採取し、引張試験JISZ22411998により、降伏強さYS、引張強さTS、全伸びEL、降伏比YRを測定した。ELが30以上を良好な伸びの有する鋼板、YRが65以上を高降伏比の有する鋼板とした。穴広げ性に関しては、日本鉄鋼連盟規格JFST10011996に準拠し、クリアランス12.5にて、10mmφの穴を打ち抜き、かえりがダイ側になるように試験機にセットした後、60°の円錐ポンチで成形することにより穴広げ率λを測定した。λが、80以上を有するものを良好な伸びフランジ性を有する鋼板とした。鋼板のミクロ組織は、以下の方法により、フェライト、パーライトおよびマルテンサイトの体積分率、平均結晶粒径を求めた。鋼板のミクロ組織は3ナイタール試薬3硝酸エタノールを用いて、鋼板の圧延方向断面板厚1/4の深さ位置を腐食し、倍率500~1000倍の光学顕微鏡および倍率1000~10000倍の電子顕微鏡走査型および透過型により観察、撮影した組織写真を用いて、フェライトの体積分率および平均結晶粒径、パーライトの体積分率および平均結晶粒径、マルテンサイトの体積分率および平均結晶粒径を定量化した。各12視野の観察を行い、ポイントカウント法ASTME562-831988に準拠により、面積率を測定し、その面積率を体積分率とした。フェライトはやや黒いコントラストの領域であり、パーライトは層状の組織で、板状のフェライトとセメンタイトが交互に並んでいる組織である。マルテンサイトは白いコントラストの付いているものである。また、フェライト、パーライトおよびマルテンサイトの平均結晶粒径は、MediaCybernetics社のImage-Proを用いた。上述の鋼板組織写真から、予め各々のフェライト結晶粒、パーライト結晶粒、マルテンサイト結晶粒を識別しておいた写真を取り込むことで各相の面積が算出可能であり、その円相当直径を算出し、それらの値を平均して求めた。さらに、フェライト相のビッカース硬さは、JISZ22442009に準拠し、マイクロビッカース硬度計を用いて、測定条件は荷重10gf、負荷時間15sとし、フェライトの結晶粒内の硬度測定を10点行い、その平均値により求めた。測定した引張特性と伸びフランジ性および鋼板組織の測定結果を表3に示す。表3に示す結果から、本発明例は何れも平均粒径が20μm未満のフェライトを体積分率で90以上、平均粒径が5μm未満のパーライトを体積分率で1.0~10含む複合組織を有し、前記フェライトの平均ビッカース硬さが130以上であり、その結果、590MPa以上の引張強さと、65以上の降伏比を確保しつつ、且つ、30以上の伸びと80以上の穴広げ率の良好な加工性が得られている。一方、比較例は、鋼板組織が本発明範囲を満足せず、その結果、引張強さ、降伏比、伸び、穴広げ率の少なくとも1つの特性が劣る。