質量で、C:005以上、020以下、Si:005以上、20以下、Mn:01以上、30以下、P:002以下、S:001以下、Al:10以下、及びN:001以下を含有し、残部がFe及び不純物からなる化学組成を有し、フェライト及びベイナイトを合計で60面積以上、並びに残留オーステナイトを3面積以上、20面積以下含有し、前記フェライト及びベイナイトの平均粒径が05μm以上、60μm以下、前記残留オーステナイト中のC濃度が05質量以上、12質量以下である鋼組織を有し、鋼板表面から50μm深さ位置における圧延方向に展伸したMn濃化部及びSi濃化部の圧延直角方向の平均間隔が1000μm以下である元素濃度分布を有し、鋼板表面のクラックの最大深さが45μm以下であり、かつ、幅6μm以下で深さ2μm以上のクラックの数密度が10個/50μm以下である表面性状を有し、引張強度TSが800MPa以上、1200MPa以下、3以上、8以下の塑性ひずみ域における加工硬化指数n38が010以上、曲げ性が下記1式を満たす機械特性を有することを特徴とする冷延鋼板。R/t≦151ここで、Rは曲げ角度90°の曲げ試験において湾曲部の外側に割れの発生しない最小内側半径であり、tは板厚である。前記化学組成が、前記Feの一部に代えて、質量で、Ti:012以下、Nb:006以下、及びV:01以下からなる群から選択される1種又は2種以上を含有し、前記フェライト及びベイナイトの平均粒径が05μm以上、40μm以下であり、前記曲げ性が下記2式を満たす、請求項1に記載の冷延鋼板。R/t≦102ここで、R及びtは請求項1に記載した通りである。前記化学組成が、前記Feの一部に代えて、Bi:05質量以下を含有し、前記平均間隔が500μm以下である、請求項1又は請求項2に記載の冷延鋼板。前記化学組成が、前記Feの一部に代えて、質量で、Cr:10以下、Mo:20以下、Cu:10以下、Ni:10以下、及びB:001以下からなる群から選択される1種又は2種以上を含有する、請求項1から請求項3までのいずれかに記載の冷延鋼板。前記化学組成が、前記Feの一部に代えて、質量で、REM:01以下、Mg:001以下、及びCa:001以下からなる群から選択される1種又は2種以上を含有する、請求項1から請求項4までのいずれかに記載の冷延鋼板。下記工程A~Eを有することを特徴とする冷延鋼板の製造方法:A請求項1から請求項5までのいずれかに記載の鋼組成を有する溶鋼を、スラブの表面から10mm深さ位置における液相線温度~固相線温度間の平均冷却速度を10°C/秒以上として鋳造することによりスラブとする鋳造工程;B前記鋳造工程により得られた前記スラブを、1100°C以上、1280°C以下の温度として粗熱間圧延を施して粗バーとし、前記粗バーを1100°C以上としてデスケーリングした後に、仕上熱間圧延に供し、840°C以上、950°C以下の温度域で仕上熱間圧延を完了し、仕上熱間圧延完了後10秒以内に650°C以下の温度域に冷却し、300°C以上、600°C以下の温度域で巻取り、下記3式を満足する冷却条件で室温まで冷却して熱延鋼板とする熱間圧延工程;C前記熱間圧延工程により得られた熱延鋼板に酸洗処理を施して酸洗鋼板とする、酸洗工程;D前記酸洗工程により得られた酸洗鋼板に冷間圧延を施して冷延鋼板とする、冷間圧延工程;及びE前記冷間圧延工程により得られた冷延鋼板に、1°C/秒以上の平均加熱速度でAc3点以上、880°C以下の温度域に加熱し、前記温度域で10秒間以上、200秒間以下保持し、3°C/秒以上、200°C/秒以下の平均冷却速度で550°Cまで冷却し、150°C以上、550°C以下の温度域に30秒間以上、1000秒間以下保持し、その後室温まで冷却する連続焼鈍を施す連続焼鈍工程。ここで、ft:巻取完了からt秒後の鋼帯の表面温度°C、t:巻取完了からの経過時間秒、t1:巻取完了から鋼帯の表面温度が100°Cになるまでの時間秒。本発明は、上述した従来技術に鑑みてなされたものであり、高い引張強度と高いn値とを有し、さらに優れた曲げ性をも有する冷延鋼板及びその製造方法を提供することを課題とする。本発明者らは、上記課題を解決すべく、以下のように鋭意検討を重ねた。ア高い引張強度と高いn値とを確保するには、残留オーステナイトを含有させた鋼組織とし、その加工誘起変態を利用することが有効である。イしかし、従来の残留オーステナイト冷延鋼板は、高いn値を有するものの、降伏応力が高いために形状凍結性に劣り、また加工誘起変態後の組織間硬度差が大きいために曲げ性に劣る。ウすなわち、従来の残留オーステナイト冷延鋼板の製造方法は、先ずフェライトとオーステナイトとが共存する2相域で焼鈍することにより、フェライトからCを排出させてオーステナイトへCを濃縮させ、次いでベイナイト変態が進行する温度域まで急冷して保持することにより、オーステナイトの一部をベイナイト変態させ、ベイナイトからCを排出させてオーステナイトへさらにCを濃縮させるものであり、これらの一連の工程によりオーステナイトの安定化を図るものである。エこのような製造方法により生じるベイナイトは、Cを比較的多く含有するため、硬質である。また、Cを比較的多く含有するため、オーステナイトへのC濃縮の効率が低い。そこで、所定の割合の残留オーステナイトを確保するために多量のCを含有させた鋼組成とすることが必要となるが、その結果、硬質なベイナイトの割合が高くなり、降伏応力が高くなって、形状凍結性が劣化する。オまた、上記製造方法により得られる残留オーステナイトは、C含有量が比較的高い。このため、加工誘起変態後は著しく硬質なマルテンサイトを含む組織となり、組織間硬度差が大きくなるため、曲げ性や伸びフランジ性に劣る。カそこで、本発明者らは、硬質なベイナイトの生成を抑制しつつも、十分な量の残留オーステナイトを生成させるとともに、残留オーステナイト中のC濃度を従来の残留オーステナイト鋼板よりも低減させることについて、鋭意検討を行った。キその結果、従来の2相域焼鈍とベイナイト変態促進とによって段階的にオーステナイト中にCを濃化させる製造方法ではなく、オーステナイト単相状態から一気にフェライト変態及びベイナイト変態を進行させる製造方法を採用することにより、本来的に軟質で加工性に富むフェライトの割合を高めることができるとともに、ベイナイトをC含有量の比較的低い軟質なものとすることができ、さらに比較的C含有量の低いオーステナイトを効率よく残留させることができ、これらの相及び組織の相乗作用によって、高い引張強度と高いn値とを確保し、さらに良好な曲げ性をも確保することができる、との新たな知見を得た。クそして、オーステナイト単相状態から一気にフェライト変態及びベイナイト変態を進行させるには、熱間圧延完了後、速やかに冷却して熱延鋼板の鋼組織を微細化するとともに、冷間圧延後の連続焼鈍時にオーステナイト単相状態とする過程においてオーステナイトの粗大化を抑制することにより、オーステナイト単相状態から一気にフェライト変態及びベイナイト変態を進行させる際のオーステナイトを微細化することが有効であるとの新たな知見を得た。ケこうしてオーステナイトを微細化することにより、フェライト変態の核生成サイトが増加するとともに、焼入れ性が適度に抑制されるので、その後の冷却過程において微細なフェライトとベイナイトとを一気に生成させることができ、残部オーステナイト相への効率的なCの濃縮が実現される。これにより、本来的に軟質で加工性に富むフェライトの割合を高めることができるとともに、ベイナイトをC含有量の比較的低い軟質なものとすることができ、さらに比較的C含有量の低いオーステナイトを効率よく残留させることができる。しかも、微細なフェライトとベイナイトにより、曲げ成形時における局所的な歪の集中が抑制されるので、これらの相及び組織の相乗作用によって、高い引張強度と高いn値とを確保し、さらに良好な曲げ性をも確保することができる。コ次に、本発明者らは、上記知見を基礎として、曲げ性をさらに高めることについて鋭意検討を行った。その結果、鋼板表面近傍の特定元素の濃度分布及び鋼板の表面性状が曲げ性に大きく影響することを突き止め、これらを規定することによって曲げ性を一層高めることが可能であるとの新たな知見を得た。サすなわち、鋼板表面近傍の元素の濃度分布に関しては、鋼板表面近傍にMn濃化部及びSi濃化部が局所的に存在すると、Mn濃化部及びSi濃化部の硬度が相対的に硬質となり、他の部位が相対的に軟質となり、鋼板硬度が不均一となるため、曲げ成形時において相対的に軟質な他の部位に歪が集中してしまい、曲げ性を低下させることを突き止めた。シそして、凝固過程におけるMn及びSiの偏析を抑制して、鋼板表面近傍におけるMn濃化部及びSi濃化部を分散させることにより、曲げ性をさらに高めることが可能になるというたな知見を得た。スまた、鋼板の表面性状に関しては、鋼板表面において深いクラックや鋭いクラックが存在すると、深いクラックや鋭いクラックが曲げ成形時において割れの起点となり、曲げ性を低下させること、さらに、上記深いクラックや鋭いクラックが、熱間圧延過程において結晶粒界が酸化され、その後の酸洗過程において粒界酸化物が剥離することによって生じることを突き止めた。セそして、熱間圧延工程における粗熱間圧延完了後に酸化スケールを適切に除去したうえで、仕上熱間圧延に供し、巻取温度を低温とするとともに、巻取後の冷却速度を大きくすることにより、熱間圧延過程における結晶粒界の酸化が抑制され、上記深いクラック及び鋭いクラックの形成が効果的に抑制されるとの新たな知見を得た。ソ以上の条件を満足させることにより、高い引張強度と高いn値とを確保し、さらに優れた曲げ性をも確保することができる。本発明は、上記新知見に基づくものであり、その要旨は以下のとおりである。1質量で、C:005以上、020以下、Si:005以上、20以下、Mn:01以上、30以下、P:002以下、S:001以下、Al:10以下、及びN:001以下を含有し、残部がFe及び不純物からなる化学組成を有し、フェライト及びベイナイトを合計で60面積以上、並びに残留オーステナイトを3面積以上、20面積以下含有し、前記フェライト及びベイナイトの平均粒径が05μm以上、60μm以下、前記残留オーステナイト中のC濃度が05質量以上、12質量以下である鋼組織を有し、鋼板表面から50μm深さ位置における圧延方向に展伸したMn濃化部及びSi濃化部の圧延直角方向の平均間隔が1000μm以下である元素濃度分布を有し、鋼板表面のクラックの最大深さが45μm以下であり、かつ、幅6μm以下で深さ2μm以上のクラックの数密度が10個/50μm以下である表面性状を有し、引張強度TSが800MPa以上、1200MPa以下、3以上、8以下の塑性ひずみ域における加工硬化指数n38が010以上、曲げ性が下記1式を満たす機械特性を有することを特徴とする冷延鋼板。R/t≦151ここで、Rは曲げ角度90°の曲げ試験において湾曲部の外側に割れの発生しない最小内側半径であり、tは板厚である。2前記化学組成が、前記Feの一部に代えて、質量で、Ti:012以下、Nb:006以下、及びV:01以下からなる群から選択される1種又は2種以上を含有し、前記フェライト及びベイナイトの平均粒径が05μm以上、40μm以下であり、前記曲げ性が下記2式を満たす、前記1項に記載の冷延鋼板。R/t≦102ここで、R及びtは上記の通りである。3前記化学組成が、前記Feの一部に代えて、Bi:05質量以下を含有し、前記平均間隔が500μm以下である、前記1項又は2項に記載の冷延鋼板。4前記化学組成が、前記Feの一部に代えて、質量で、Cr:10以下、Mo:20以下、Cu:10以下、Ni:10以下、及びB:001以下からなる群から選択される1種又は2種以上を含有する、前記1項から3項までのいずれかに記載の冷延鋼板。5前記化学組成が、前記Feの一部に代えて、質量で、REM:01以下、Mg:001以下、及びCa:001以下からなる群から選択される1種又は2種以上を含有する、前記1項から4項までのいずれかに記載の冷延鋼板。6下記工程A~Eを有することを特徴とする冷延鋼板の製造方法:A前記1項から5項までのいずれかに記載の鋼組成を有する溶鋼を、スラブの表面から10mm深さ位置における液相線温度~固相線温度間の平均冷却速度を10°C/秒以上として鋳造することによりスラブとする鋳造工程;B前記鋳造工程により得られた前記スラブを、1100°C以上、1280°C以下の温度として粗熱間圧延を施して粗バーとし、前記粗バーを1100°C以上としてデスケーリングした後に、仕上熱間圧延に供し、840°C以上、950°C以下の温度域で仕上熱間圧延を完了し、仕上熱間圧延完了後10秒以内に650°C以下の温度域に冷却し、300°C以上、600°C以下の温度域で巻取り、下記3式を満足する冷却条件で室温まで冷却して熱延鋼板とする熱間圧延工程;C前記熱間圧延工程により得られた熱延鋼板に酸洗処理を施して酸洗鋼板とする、酸洗工程;D前記酸洗工程により得られた酸洗鋼板に冷間圧延を施して冷延鋼板とする、冷間圧延工程;及びE前記冷間圧延工程により得られた冷延鋼板に、1°C/秒以上の平均加熱速度でAc3点以上、880°C以下の温度域に加熱し、前記温度域で10秒間以上、200秒間以下保持し、3°C/秒以上、200°C/秒以下の平均冷却速度で550°Cまで冷却し、150°C以上、550°C以下の温度域に30秒間以上、1000秒間以下保持し、その後室温まで冷却する連続焼鈍を施す連続焼鈍工程。ここで、ft:巻取完了からt秒後の鋼帯の表面温度°C、t:巻取完了からの経過時間秒、t1:巻取完了から鋼帯の表面温度が100°Cになるまでの時間秒。前記1において、鋼板表面のクラックとは、冷延鋼板の表面に開口しているクラックのことである。クラックの幅、深さ、数密度は、冷延鋼板の板厚断面をSEMを用いて2000倍で観察することにより測定される。クラックの数密度は、圧延方向長さを50μmとした任意の10箇所の観察視野について観察を行ってクラックの個数を求め、10個所の計測値を平均することにより求める。同じく前記1において、曲げ試験における割れとは、曲げ加工により発生した、深さ10μm以上かつ幅15μm以上の亀裂を意味する。従って、割れの発生とは、かかる亀裂が発生している状態をいう。本発明によれば、引張強度が800MPa以上という高い引張強度を有しながら、3以上、8以下の公称ひずみ範囲におけるn値が010以上という高いn値を有し、さらに、下記式1式を満足する、優れた曲げ性を有する高強度冷延鋼板及びその製造方法が提供される。R/t≦151ここで、Rは曲げ角度90°の曲げ試験において湾曲部の外側に割れの発生しない最小内側半径mmであり、tは板厚mmである。本発明に係る冷延鋼板は、高い引張強度と高いn値とを有し、さらに優れた曲げ性をも有するので、本発明により、高いn値及び優れた曲げ性が要求される複合プレス成形が施される高強度鋼板部材の製造が可能となる。以下、本発明における発明特定事項について詳細に説明する。1化学組成以下の説明において、鋼板の化学組成に関するは全て質量である。本発明に係る冷延鋼板の化学組成において、以下に述べる元素以外の残部は鉄及び不純物である。C:005以上、020以下Cは、鋼板の強度を高める作用を有する元素である。また、オーステナイトを安定化させて鋼中に残留させることによりn値を高める作用を有する。C含有量が005未満では、800MPa以上の引張強度を確保することが困難となる。また、3面積以上の量の残留オーステナイトを確保することが困難となる。従って、C含有量は005以上とする。一方、C含有量が020超では、抵抗溶接のナゲット部の硬度上昇により溶接部強度の低下が著しくなる。従って、C含有量は020以下とする。好ましくは015以下である。Si:005以上、20以下Siは、鋼板の強度を高める作用を有する元素である。Si含有量が005未満では、800MPa以上の引張強度を安定して確保することが困難となる。従って、Si含有量は005以上とする。好ましくは02以上である。一方、Si含有量が20超では、抵抗溶接のナゲット部の硬度上昇により溶接部強度の低下が著しくなる。従って、Si含有量は20以下とする。好ましくは15以下である。Mn:01以上、30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01未満では、800MPa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01以上とする。一方、Mn含有量が30超では、抵抗溶接のナゲット部の硬度上昇により溶接部強度の低下が著しくなる。従って、Mn含有量は30以下とする。P:002以下Pは、不純物として含有される元素であり、抵抗溶接のナゲット内で偏析を生じてナゲット部の靭性を低下させる作用を有する。P含有量が002超では、抵抗溶接のナゲット部の靭性低下が著しくなる。従って、P含有量は002以下とする。S:001以下Sは、不純物として含有される元素であり、抵抗溶接のナゲット部の靭性を低下させる作用を有する。また、鋼中にMnSを形成して鋼板の加工性を低下させる。S含有量が001超では、抵抗溶接のナゲット部の靭性低下が著しくなったり、鋼板の加工性低下が著しくなったりする。従って、S含有量は001以下とする。Al:10以下Alは、鋼の精錬過程において鋼を脱酸して鋼材を健全化する作用を有する元素である。しかし、Al含有量が10超では、酸化物系介在物増加に起因する表面性状の劣化や加工性の劣化が顕著となる。このため、Al含有量は10以下とする。好ましくは060以下である。上記作用による効果をより確実に得るには、Al含有量を002以上とすることが好ましい。N:001以下Nは、不純物として含有される元素であり、鋼中に粗大な窒化物を形成して鋼板の加工性を低下させる作用を有する。N含有量が001超では、鋼板の加工性低下が著しくなる。従って、N含有量は001以下とする。Ti:012以下、Nb:006以下、及びV:01以下からなる群から選択される1種又は2種以上これらの元素は、任意元素であって、鋼中に微細な析出物を形成して鋼組織を微細化することにより、鋼板の曲げ性を高める作用を有する。従って、より良好な曲げ性を確保する観点からは、これら元素の1種又は2種以上含有させることが好ましい。しかし、Ti含有量が012超、Nb含有量が006超、又はV含有量が01超になると、熱間圧延工程において鋼板表層部の酸化が著しく促進されるため、冷延鋼板の鋼板表面におけるクラックを誘発する場合がある。従って、Ti含有量は012以下、Nb含有量は006以下、V含有量は01以下とする。Ti含有量は008以下、Nb含有量は004以下、V含有量は008以下とすることがさらに好ましい。なお、上記作用による効果をより確実に得て、フェライト及びベイナイトの平均粒径を4μm以下とし、下記2式を満たす優れた曲げ性を得るには、Ti:002以上、Nb:001以上及びV:001以上からなる群から選択される1種又は2種以上を含有させることが好ましい:R/t≦102ここで、Rは曲げ角度90°の曲げ試験において湾曲部の外側に割れの発生しない最小内側半径であり、tは板厚である。Bi:05以下Biは、任意元素であって、凝固の接種核となり、凝固時のデンドライトアーム間隔を小さくし、凝固組織を細かくすることにより、MnやSi等の偏析し易い元素の偏析を抑制し、鋼板の局所的な強度差を低減し、曲げ性を向上させる作用を有する。従って、より良好な曲げ性を確保する観点からは、Biを含有させることが好ましい。しかし、Bi含有量が05超では、曲げ加工時の割れの起点となるBi酸化物が鋼中に多量に形成されてしまい、曲げ性の劣化が著しくなる。従って、Bi含有量は05以下とする。好ましくは03以下、さらに好ましくは01以下、特に好ましくは005以下である。上記作用による効果をより確実に得て、鋼板表面から50μm深さ位置における圧延方向に展伸したMn濃化部及びSi濃化部の圧延直角方向の平均間隔を500μm以下としてより一層曲げ性を高める観点からは、Bi含有量を00002以上とすることが好ましい。さらに好ましくは00003以上である。Cr:10以下、Mo:20以下、Cu:10以下、Ni:10以下及びB:001以下からなる群から選択される1種又は2種以上これらの元素は、任意元素であって、鋼板の焼入れ性を高めることにより、鋼板の強度を高める作用を有する。従って、800MPa以上の引張強度を確保することを容易にする観点からは、これらの元素の1種又は2種以上を含有させることが好ましい。しかし、Cr含有量が10超では化成処理性の劣化が著しくなる。従って、Cr含有量は10以下とする。好ましくは09以下である。また、Mo含有量を20超、Cu含有量を10超、Ni含有量を10超、又はB含有量を001超としても、上記作用による効果は飽和してしまい、いたずらに製造コストの上昇を招く。従って、Mo含有量は20以下、Cu含有量は10以下、Ni含有量は10以下、B含有量は001以下とする。Mo含有量は16以下、Cu含有量は08以下、Ni含有量は08以下、B含有量は0008以下とすることが好ましい。上記作用による効果をより確実に得るには、Crについては01以上、Moについては005以上、Cuについては005以上、Niについては005以上、Bについては00005以上含有させることが好ましい。REM:01以下、Mg:001以下及びCa:001以下からなる群から選択される1種又は2種以上これらの元素は、任意元素であって、硫化物や酸化物等の介在物を球状化して介在物による成形性の劣化を無害化する作用を有する。また、Ti含有鋼の場合には、TiNなどの窒化物の生成核となる酸化物を形成することから、TiNを微細分散化して、粗大なTiNに起因する成形性の劣化を無害化する作用を有する。従って、これらの元素の1種又は2種以上を含有させることが好ましい。しかし、REM含有量を01超、Mg含有量を001超、又はCa含有量を001超としても、上記作用による効果は飽和してしまい、いたずらに製造コストの上昇を招く。従って、REM含有量は01以下、Mg含有量は001以下、Ca含有量は001以下とする。上記作用による効果をより確実に得るには、REMについては00001以上、Mgについては00001以上、Caについては00001以上含有させることが好ましい。ここで、REMとは、Sc、Y及びランタノイドの合計17元素を指し、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。本発明では、REMの含有量はこれらの元素の合計含有量を指す。2鋼組織フェライト及びベイナイトの合計面積率:60以上フェライト及びベイナイトの合計面積率を60以上とすることによって、後述する残留オーステナイト面積率及び残留オーステナイト中C濃度を確保することが可能となり、800MPa以上の高い引張強度を有しながら優れた成形性を確保することが可能になる。従って、フェライト及びベイナイトの合計面積率は60以上とする。ここで、フェライト及びベイナイトを合計面積率で規定するのは、本発明におけるベイナイトは微細であるがゆえに炭化物を殆ど含まない形態のものが多く、このためフェライトとの区別を厳密に行うことが困難であることと、このようなベイナイトは炭化物を殆ど含まないため、所望の残留オーステナイトを確保する点においてはフェライトと同等に機能することによる。残留オーステナイトの面積率:3以上、20以下残留オーステナイトの面積率が3未満では、加工誘起変態によるn値向上作用を十分に得ることができない。従って、残留オーステナイトの面積率は3以上とする。好ましくは5以上である。一方、残留オーステナイトの面積率が20超では、加工誘起変態により生成されるマルテンサイトの量が多くなり、曲げ性が劣化する。マルテンサイトを含有する複合組織鋼板に曲げ加工を施す場合において、マルテンサイトとその他の相や組織との界面はそれらの組織間硬度差に起因してマイクロクラック鋼板内部に生ずる微小クラックが発生し易い部位となるためである。従って、残留オーステナイトの面積率は20以下とする。フェライト及びベイナイトの平均粒径:05μm以上、6μm以下本発明では、連続焼鈍工程においてオーステナイト単相組織状態とする際にオーステナイトを微細化することにより、その後の冷却過程において、フェライト変態及びベイナイト変態を一気に進行させる。それにより、本来的に軟質で加工性に富むフェライトの割合を高めるとともに、ベイナイトをC含有量の比較的低い軟質なものとし、さらに比較的C含有量の低いオーステナイトを効率よく残留させ、しかも微細なオーステナイトから生成するフェライト及びベイナイトは微細となる。これらの相及び組織の相乗作用によって、高い引張強度と高いn値とを確保し、さらに良好な曲げ性をも確保することができる。このように、微細なオーステナイトから生成するフェライト及びベイナイトは微細となる。フェライト及びベイナイトの平均粒径が6μm超では、曲げ成形時に歪が局所的に集中してしまい、曲げ性が劣化する。従って、フェライト及びベイナイトの平均粒径は6μm以下とする。一方、フェライト及びベイナイトの平均粒径が05μm未満では、降伏応力が高くなり、成形性が劣化する。このため、フェライト及びベイナイトの平均粒径は05μm以上とする。以上の各相の面積率及び平均粒径は、後述する実施例に記載のSEM断面観察と画像解析とに基づく当業者には周知の方法で求めた値を意味する。残留オーステナイト中のC濃度:05質量以上、12質量以下残留オーステナイト中のC濃度が05質量未満では、加工誘起変態によるn値向上作用を十分に得ることができない。従って、残留オーステナイト中のC濃度は05質量以上とする。一方、残留オーステナイト中のC濃度が12質量超では、加工誘起変態によって生成されるマルテンサイトの硬度が高くなり、曲げ性や伸びフランジ性が劣化する。上述したように、マルテンサイトを含有する複合組織鋼板に曲げ加工や伸びフランジ加工を施す場合において、マルテンサイトとその他の相や組織との界面はそれらの組織間硬度差に起因してマイクロクラックが発生し易い部位となるところ、加工誘起変態により生成されるマルテンサイトの硬度が高くなると、上記組織間硬度差が一層大きくなり、マイクロクラックの発生がさらに容易になるためである。このため、残留オーステナイト中のC濃度は12質量以下とする。残留オーステナイト中のC濃度は、鋼板表面を化学研磨により03mm減厚後、化学研磨後の表面に対しX線回折を施すことにより測定することができる。3濃度分布本発明に係る冷延鋼板では、鋼板表面から50μm深さ位置における圧延方向に展伸したMn濃化部及びSi濃化部の圧延直角方向の平均間隔が1000μm以下である濃度分布を有する。こうすることで、冷延鋼板の曲げ性が向上する。ここで、濃化部とは、当該元素の濃度がバルク全体の平均値の11倍以上となっている箇所のことである。また、Mn濃化部及びSi濃化部の圧延直角方向の平均間隔とは、Mn濃化部及びSi濃化部をそれぞれ特定し、隣り合う濃化部の圧延直角方向の間隔Mn濃化部とSi濃化部とが隣り合う場合にはMn濃化部とSi濃化部との間隔、Mn濃化部とMn濃化部とが隣り合う場合にはMn濃化部とMn濃化部との間隔、Si濃化部とSi濃化部とが隣り合う場合にはSi濃化部とSi濃化部との間隔を平均したものである。鋼板表面から50μm深さ位置における圧延方向に展伸したMn濃化部及びSi濃化部の圧延直角方向の平均間隔が1000μm超では、Mn濃化部及びSi濃化部の硬度が相対的に硬質となり、他の部位が相対的に軟質となり、鋼板硬度が不均一となるため、曲げ成形時において相対的に軟質な他の部位に歪が集中してしまい、加工筋として鋼板表面に不均質性が現れる。このような加工筋が形成されると、加工筋の凹部に応力が集中してしまい、曲げ成形による初期亀裂が早期に発生し、曲げ性を劣化させる。従って、上記平均間隔は1000μm以下とする。好ましくは、500μm以下である。この平均間隔を500μm以下とするには、上述したようにBiを含有させることが効果的である。上記平均間隔は短いほど好ましいので、上記平均間隔の下限は特に規定しないが、鋳造されるスラブ厚が通常30mm~350mmであることと、実用的な冷却速度とを考慮すると、上記平均間隔は3μm以上とすることが実用的である。4表面性状鋼板表面のクラックの最大深さを45μm以下とし、かつ幅6μm以下で、深さ2μm以上のクラックの数密度を10個/50μm以下とする。上述したように、曲げ成形時に割れ起点となり、曲げ性の低下をもたらす鋼板表面のクラックは、深さが著しいものや、幅が狭くある程度の深さを有するものである。従って、これらの鋼板表面のクラックを規制することにより、曲げ性の低下を抑制することができる。鋼板表面に深さが45μm以上のクラックが存在したり、幅6μm以下で深さ2μm以上のクラックの数密度が10個/50μm超であったりすると、曲げ成形時に割れの起点となり、曲げ性の低下をもたらす。従って、鋼板表面のクラックの最大深さを45μm以下とし、かつ、幅6μm以下で深さ2μm以上のクラックの数密度を10個/50μm以下とする。5機械特性引張強度:800MPa以上、1200MPa以下引張強度が800MPa未満では、元来成形性が良好であることから、本発明が目的とする高いn値と良好な曲げ性を確保するという課題が顕在化することは少ない。従って、引張強度は800MPa以上とする。好ましくは900MPa以上である。一方、引張強度が1200MPa超では、本発明をもってしても高いn値と良好な曲げ性を確保することが困難である。従って、引張強度は1200MPa以下とする。n38:010以上3以上、8以下の塑性ひずみ域における加工硬化指数n38が010未満では、r値の低い高強度鋼板において、深絞り成形時に十分な成形性が得られない場合がある。また、成形された後の鋼板部材は加工硬化が不十分であるため、降伏応力が低く、衝撃吸収能が十分に得られない場合がある。従って、n38は010以上とする。なお、加工硬化指数はJISZ2253:2011により規定される。曲げ性:R/t≦15R/t>15では、厳しい曲げ成形を施した際に割れが発生する場合がある。従って、R/t≦15とする。好ましくはR/t≦10である。6めっき層上述した鋼板の表面には、耐食性の向上等を目的としてめっき層を設けることにより表面処理鋼板としてもよい。めっき層は電気めっき層であってもよく溶融めっき層であってもよい。電気めっき層としては、電気亜鉛めっき、電気Zn-Ni合金めっき等が例示される。溶融めっき層としては、溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、溶融アルミニウムめっき、溶融Zn-Al合金めっき、溶融Zn-Al-Mg合金めっき、溶融Zn-Al-Mg-Si合金めっき等が例示される。めっき付着量は特に制限されず、従来と同様でよい。また、めっき後に適当な化成処理例えば、シリケート系のクロムフリー化成処理液の塗布と乾燥を施して、耐食性をさらに高めることも可能である。7製造条件本発明の冷延鋼板は、上記化学組成、鋼組織、濃度分布、表面性状及び機械特性を満足するものであればよく、その製造方法は特に限定する必要はないが、以下の方法により製造することが好適である。鋳造工程上記鋼組成を有する溶鋼を、スラブの表面から10mm深さ位置における液相線温度~固相線温度間の平均冷却速度を10°C/秒以上として鋳造することによりスラブとする。上記平均冷却速度が10°C/秒未満では、凝固速度が遅すぎるために、デンドライト樹間が広がって、MnやSiの濃化が促進されてしまい、後述する熱間圧延、酸洗、冷間圧延及び連続焼鈍を施した後の冷延鋼板において、鋼板表面から50μm深さ位置における圧延方向に展伸したMn濃化部及びSi濃化部の圧延直角方向の平均間隔が1000μm超となり、曲げ性を劣化させる場合がある。従って、冷延鋼板について上記平均間隔を1000μm以下として良好な曲げ性を確保するには、上記平均冷却速度を10°C/秒以上とすることが好ましい。上述したように、Biを含有させると、上記平均間隔を500μm以下とすることができ、優れた曲げ性を確保することができるのでさらに好ましい。熱間圧延工程上記鋳造工程により得られたスラブを、1100°C以上、1280°C以下の温度として粗熱間圧延を施して粗バーとなし、該粗バーを1100°C以上としてデスケーリングした後に、仕上熱間圧延を施して、840°C以上、950°C以下の温度域で仕上熱間圧延を完了し、仕上熱間圧延完了後10秒以内に650°C以下の温度域に冷却し、300°C以上、600°C以下の温度域で巻取り、下記3式を満足する冷却条件で室温まで冷却して熱延鋼板とする。ここで、ft:巻取完了からt秒後の鋼帯の表面温度°C、t:巻取完了からの経過時間秒、t1:巻取完了から鋼帯の表面温度が100°Cになるまでの時間秒である。ア粗熱間圧延に供するスラブの温度粗熱間圧延に供するスラブの温度が1100°C未満では、合金元素のオーステナイト中への固溶が不十分となり、その後の加工熱処理により目的とする鋼組織等を得ることが困難となる場合がある。従って、粗熱間圧延に供するスラブの温度は1100°C以上とすることが好ましい。一方、粗熱間圧延に供するスラブの温度が1280°C超では、スケール生成による歩留低下が著しくなる場合がある。従って、粗熱間圧延に供するスラブの温度は1280°C以下とすることが好ましい。イ粗熱間圧延後~仕上熱間圧延前粗熱間圧延後のスケールが厚く残存した状態で粗バーを仕上熱間圧延に供してしまうと、仕上熱間圧延後の熱延鋼板の表面に形成されるスケールの厚さが大きくなり、これにより、結晶粒径の酸化が過剰に促進されてしまい、冷延鋼板の表面に深いクラック及び鋭いクラックが形成される場合がある。従って、粗熱間圧延により得られた粗バーにデスケーリングを施すことにより、仕上熱間圧延に供する粗バーのスケールを適切に除去することが重要となる。ここで、粗バーの鋼と酸化スケールとの界面にファイヤライトが膜状に生成していると、デスケーリングによりスケールを適切に除去することが困難となる。しかし、粗バーの温度を1000°C以上とすると、ファイヤライトは溶融し、仕上熱間圧延圧延前及び仕上げ圧延時のデスケーリング実施時にファイヤライト及び酸化スケールが効果的に除去されるようになる。従って、粗熱間圧延により得られた粗バーを1100°C以上としてデスケーリングした後、これを仕上熱間圧延に供することが好ましい。ウ仕上熱間圧延仕上熱間圧延の完了温度が840°C未満では、仕上熱間圧延中にフェライト変態に起因するハンチングが生じて、操業が困難となる場合がある。従って、仕上熱間圧延の完了温度は840°C以上とすることが好ましい。一方、仕上熱間圧延の完了温度が950°C超では、熱延鋼板の鋼組織が粗大化してしまい、冷間圧延及び連続焼鈍後の鋼板について目的とする鋼組織や機械特性を得ることが困難となる。従って、熱間仕上圧延の圧延完了温度は950°C以下とすることが好ましい。エ仕上熱間圧延後~巻取前仕上熱間圧延完了後に650°C以上の温度域に10秒間より長くさらされると、熱延鋼板の鋼組織が粗大化してしまい、冷間圧延及び連続焼鈍後において目的とする鋼組織や機械特性を得ることが困難となる。また、鋼板表層部の全体的な酸化や粒界酸化の進行が著しくなり、酸洗及び冷間圧延後において、曲げ性に悪影響を及ぼす深いクラックや鋭いクラックが鋼板表面に多数生成する場合がある。従って、仕上熱間圧延完了後10秒以内に650°C以下の温度域に冷却することが好ましい。オ巻取~巻取後の冷却巻取温度が600°C超であったり、巻取後の冷却条件が上記式3を満足しなかったりすると、鋼板表層部の全体的な酸化や粒界酸化の進行が著しくなって、酸洗及び冷間圧延後において、曲げ性に悪影響を及ぼす深いクラックや鋭いクラックが鋼板表面に多数生成する場合がある。従って、巻取温度は600°C以下とし、巻取後の冷却条件は、上記式3を満足するものとすることが好ましい。一方、巻取温度が300°C未満では、熱延鋼板の硬質化が著しくなり、冷間圧延において平坦くずれや破断を生じやすくなる。従って、巻取温度は300°C以上とすることが好ましい。酸洗工程及び冷間圧延工程上記熱間圧延工程により得られた熱延鋼板に酸洗及び冷間圧延を施すが、これらは常法でかまわない。冷間圧延の条件は特に規定する必要はないが、連続焼鈍後において好適な集合組織を具備させて良好な加工性を得るとの観点からは、圧下率を25以上とすることが好ましい。連続焼鈍工程前記冷間圧延工程により得られた冷延鋼板に、1°C/秒以上の加熱速度でAc3点以上、880°C以下の温度域に加熱し、前記温度域で10秒間以上、200秒間以下保持し、3°C/秒以上、200°C/秒以下の平均冷却速度で550°Cまで冷却し、150°C以上、550°C以下の温度域に30秒間以上、1000秒間以下保持し、その後、室温まで冷却する連続焼鈍を施す。上述したように、本発明は、微細な鋼組織を有する熱延鋼板に冷間圧延を施した冷延鋼板を、オーステナイトの粗大化を抑制しつつオーステナイト単相組織となる温度域まで加熱し、微細化されたオーステナイト単相状態から一気にフェライト変態及びベイナイト変態を進行させる製造方法を採用することにより、本来的に軟質で加工性に富むフェライトの割合を高めることができるとともに、ベイナイトをC含有量の比較的低い軟質なものとすることができ、さらに比較的C含有量の低いオーステナイトを効率よく残留させることができ、これらの相及び組織の相乗作用により、高い引張強度と高いn値とを確保し、さらに良好な曲げ性をも確保することができるという知見に基づくものである。このようにオーステナイトの粗大化を抑制しつつオーステナイト単相組織となる温度域まで加熱することが重要であるところ、Ac3点までの平均加熱速度が1°C/秒未満では、Ac3点までの加熱過程において析出物が粗大化し、Ac3点以上、880°C以下の温度域に保持した際にオーステナイトが粗大化してしまい、目的とする鋼組織及び機械特性を得ることができない場合がある。従って、上記平均加熱速度は1°C/秒以上とすることが好ましい。上記平均加熱速度の上限は特に規定する必要はないが、工業的生産の観点からは、設備制約上、100°C/秒以下とすることが好ましい。オーステナイト単相状態から一気にフェライト変態及びベイナイト変態を進行させることが重要であるところ、連続焼鈍工程における最高到達温度をオーステナイト単相組織となる温度域Ac3点以上の温度域とせずに二相域温度としたのでは、オーステナイトへのC濃化が過度に進行してしまい、最終的に得られるベイナイトが硬質となって形状凍結性に劣るものとなったり、残留オーステナイト中のC濃度が高くなって曲げ性及び伸びフランジ性に劣るものとなったりする。また、冷間圧延による圧延組織の影響が残存してバンド組織を形成してしまい曲げ性が劣化する。従って、連続焼鈍工程においてはAc3点以上の温度域に保持する。一方、連続焼鈍工程における最高到達温度を880°C超としたのでは、オーステナイトが粗大化してしまい、目的とする鋼組織及び機械特性を得ることができない場合がある。従って、連続焼鈍工程における最高到達温度は880°C以下とすることが好ましい。さらに好ましくは870°C以下である。Ac3点以上、880°C以下の温度域に保持する保持時間が10秒間未満では、置換型元素であるMn等の偏析の影響が残存し、連続焼鈍後の鋼組織が不均一となって、連続焼鈍後の鋼板の成形性が劣化する場合がある。従って、Ac3点以上、880°C以下の温度域に保持する時間は、10秒間以上とすることが好ましい。一方、上記保持時間が200秒間超では、オーステナイトが粗大化してしまい、目的とする鋼組織及び機械特性を得ることができない場合がある。従って、上記保持時間は200秒間以下とすることが好ましい。上記の通りオーステナイト単相状態から一気にフェライト変態及びベイナイト変態を進行させることが重要であるところ、オーステナイト単相組織状態から550°Cまでの平均冷却速度が3°C/秒未満では、冷却過程でパーライトが生成してしまい、連続焼鈍後において所定の残留オーステナイトを確保することが困難となる場合がある。従って、上記平均冷却速度は3°C/秒以上とする。一方、上記平均冷却速度が200°C/秒超では、フェライト及びベイナイトからのC排出とオーステナイトへのC濃化が不十分となり、フェライト及びベイナイトが硬質となるとともに、所定の残留オーステナイトの面積率や残留オーステナイト中のC濃度を確保することが困難となり、連続焼鈍後の鋼板の成形性が劣化する場合がある。従って、上記平均冷却速度は200°C/秒以下とする。上記のようにオーステナイト単相状態から一気にフェライト変態及びベイナイト変態を進行させることが重要であるところ、フェライト変態及びベイナイト変態を進行させる温度が150°C未満ではマルテンサイト変態が過度に進行してしまい、目的とする鋼組織及び機械特性得ることが困難となる。従って、フェライト変態及びベイナイト変態を進行させる温度域は150°C以上とすることが好ましい。さらに好ましくは200°C以上である。また、フェライト変態及びベイナイト変態を進行させる温度が550°C超では靭性が非常に低い上部ベイナイトが生成してしまうとともに、目的とする鋼組織及び機械特性得ることが困難となる。従って、フェライト変態及びベイナイト変態を進行させる温度域は、550°C以下とすることが好ましい。さらに好ましくは400°C以下である。このように150°C以上、550°C以下の温度域に保持することによりフェライト変態及びベイナイト変態を一気に進行させることになるが、上記温度域に保持する時間が30秒間未満では、オーステナイトへのC濃化が不十分であるためにオーステナイトが安定せず、目的とする鋼組織及び機械特性を得ることが困難となる場合がある。従って、上記温度域に保持する時間は30秒間以上とする。上記温度域に保持する時間が1000秒間超では、エネルギーロスが顕著となるとともに生産性の低下を招く。従って、上記温度域に保持する時間は1000秒間以下とする。こうして製造された本発明に係る冷延鋼板は、そのまま、あるいはめっきその他の適当な表面処理を施された後、曲げ加工などのプレス成形により成形されて、例えば、自動車部品の製造に利用される。表1に示す化学組成の鋼を溶製し、表2に示す条件にて連続鋳造と熱間圧延を行い、常法にて酸洗を行った後、さらに表2に示す条件にて冷間圧延及び連続焼鈍を行って、各種冷延鋼板を得た。すなわち、鋳造工程では、連続鋳造で製造されたスラブの表面から10mm深さ位置における液相線温度~固相線温度間の冷却速度を表2の平均冷却速度として冷却した。熱間圧延工程においては、鋳造工程で得られたスラブをスラブ加熱温度まで加熱し、次いで粗熱間圧延を施して粗バーとし、該粗バーを粗バー加熱温度まで再加熱してデスケーリングした後に、仕上熱間圧延に供し、仕上圧延完了温度で仕上熱間圧延を完了し、圧延完了後10秒後の温度を圧延後10秒後温度まで冷却し、巻取温度で巻き取った。ここで、得られた熱延鋼板の板厚は仕上板厚に示した通りであった。冷間圧延工程では、酸洗工程で酸洗した熱延鋼板を、表2に示す圧下率で仕上板厚まで圧下した。その後の連続焼鈍工程においては、冷延鋼板を昇温速度で焼鈍温度まで加熱し、該温度で焼鈍時間だけ保持し、平均冷却速度で冷却停止温度低温保持温度まで冷却し、該温度で低温保持時間だけ保持し、低温保持後冷却速度で室温まで冷却した。上記の冷延鋼板の製造工程における各種の条件のうち、下記の条件は次に述べる測定法で求めた。1スラブの表面から10mm深さ位置における液相線温度~固相線温度間の平均冷却速度鋳造工程の平均冷却速度得られたスラブの一部を切り出し、ピクリン酸にてエッチングを行った。光学顕微鏡を用いて、スラブの凝固組織を観察した。スラブ表面から10mm深さ位置におけるデンドライト2次アーム間隔を鋳込方向に5mmピッチで100点測定した。各々の箇所で冷却速度を求め、その平均値を平均冷却速度とした。2熱間仕上圧延完了10秒後の鋼板温度熱間圧延工程の圧延10秒後温度仕上熱間圧延の出口、ランナウトテーブル、巻取装置の各位置に設置された放射温度計のデータと通板速度のデータより、熱間仕上圧延完了10秒後の鋼板温度を内挿して求めた。3熱間圧延工程における巻取後の鋼帯温度熱間圧延工程の式左辺の算出に必要なftの値巻取後、一定時間ごとに鋼帯の表面温度、すなわち最外周の鋼板の幅方向中心部の温度を、放射温度計を用いて測定した。その測定値と時間t及び測定から得られたt1の値から式の左辺の値を算出した。4オーステナイト単相域焼鈍の確認連続焼鈍工程の焼鈍中組織各種冷延鋼板から試験片を採取し、表2に示す条件で熱処理を行った際の膨張率変化を解析することによって、焼鈍温度に保持した際にオーステナイト単相となっているか否かを評価した。こうして製造された各冷延鋼板について以下の試験を行った。試験結果は表3にまとめて示す。1引張試験各冷延鋼板から、圧延方向に直角な方向を長手方向とするJIS5号引張試験片を採取し、引張特性降伏強度YS、引張強度TS、全伸びEl、n38をJISに準拠して調査した。2鋼板断面観察鋼板の組織は、鋼板の幅の1/4の位置において、圧延方向に対して平行方向及び直角方向の板厚断面を、SEMを用いて2000倍で50視野各方向につき25視野ずつ観察し、画像解析によりフェライトベイナイトの合計面積率、残留オーステナイトの面積率、及びフェライト及びベイナイトの平均粒径を測定した。粒径の測定は、JISG0551:2005の切断法に準拠して実施し、50視野の平均を求めた。残留オーステナイト中のC濃度は、鋼板表面を化学研磨により03mm減厚後、化学研磨後の表面に対しX線回折を施すことにより求めた。また、上述したSEM断面観察と画像解析による方法によって、鋼板表面に開口したクラックについて、最大深さが5μm超のクラックの有無を調べ、幅6μm以下で深さ2μm以上のクラックの数密度とを求めた。3曲げ性各冷延鋼板から圧延方向に直角方向を長手方向とするJIS1号曲げ試験片を採取し、JISZ2248:2006の規定に準拠したVブロック法により、曲げ性を調査した。割れの判定は、光学顕微鏡及びSEMを用いて曲げ部表面、断面を調査し、上記規格に規定されている基準に従って評価した。4濃度分布鋼板表面から50μm深さ位置における圧延方向に展伸したMn濃化部及びSi濃化部の間隔の測定は、鋼板表面を深さ50μm位置まで研削し、EPMAの線分析により実施した。Mn濃化部及びSi濃化部の平均間隔は、線分析から得られたSiとMnの濃度の波形を読み取って濃度平均値の11倍以上である濃度極大部間の間隔を求め、それらの平均値を算出した。供試材No.1~8、12、20~24、26及び27は発明例であり、高い引張強度と高いn値とを有し、さらに良好な曲げ性を有する。供試材No.9は、鋳造工程におけるスラブの表面から10mm深さ位置における液相線温度~固相線温度間の平均冷却速度が10°C/秒未満であるため、鋼板表面から50μm深さ位置における圧延方向に展伸したMn濃化部及びSi濃化部の圧延直角方向の平均間隔が1000μm超となっており、曲げ性に劣る。供試材No.10は、粗圧延後の粗バーの加熱温度1100°C未満であるため、曲げ性の低下をもたらすクラックが鋼板表面に多数形成されており、曲げ性に劣る。供試材No.11は、仕上熱間圧延完了後10秒以内に650°C以下の温度域に冷却していないため、熱延鋼板の鋼組織が粗大となり、連続焼鈍時のオーステナイト粒径が粗大となった。そのため、微細なフェライトとベイナイトへの変態が一気に起こらず、未変態オーステナイトへのC濃化が不十分となったために、残留オーステナイト面積率が低くなり、その結果n値が低い。また、フェライトとベイナイトの平均粒径が大きくなり、さらに曲げ性の低下をもたらすクラックが鋼板表面に多数形成されており、曲げ性に劣る。供試材No.13は、巻取温度が600°C超であり、供試材No.14は、巻取後の冷却条件が上記3式を満足しないため、いずれも曲げ性の低下をもたらすクラックが鋼板表面に多数形成されており、曲げ性に劣る。供試材No.15は、二相域焼鈍であるため、オーステナイトへのC濃化が過度に進行してしまい、残留オーステナイト中のC濃度が高くなっており、また、冷間圧延による圧延組織の影響が残存してバンド組織を形成してしまっているため曲げ性に劣る。また、ベイナイトが硬質となっているためYSが高く形状凍結性に劣る。供試材No.16は、焼鈍温度が880°C超であるため、連続焼鈍時のオーステナイト粒径が粗大となった。そのため、微細なフェライトとベイナイトへの変態が一気に起こらず、未変態オーステナイトへのC濃化が不十分となったために、残留オーステナイト面積率が低くなり、その結果n値が低い。また、フェライトとベイナイトの平均粒径が大きいために曲げ性に劣る。供試材No.17は、焼鈍後の平均冷却速度が3°C/秒未満であるため、冷却過程でパーライトが生成してしまい、連続焼鈍後において目的とする鋼組織を確保できず、n値が低い。供試材No.18は、冷却停止及び低温保持温度が150°C未満であるため、マルテンサイト変態が過剰に進行してTSが1200MPaを超えてしまい、曲げ性に劣り、n値が低い。供試材No.19は、150°C以上、550°C以下の温度域に保持する時間が30秒間未満であるため、オーステナイトへのC濃化が不十分であるためにオーステナイトが安定せず、目的とする鋼組織及び機械特性を得ることができない。供試材No.25はTi量が多すぎるため、曲げ性の低下をもたらすクラックが鋼板表面に多数形成されており、曲げ性に劣る。