"主相がフェライト相であるとともに第二相がマルテンサイト相を含む低温変態生成相である組織を備え、表面欠陥が、その内部に鉄酸化物を有し、鋼板の断面から観察して凹凸状であり、鋼板の表面から観察した場合の大きさが平行な二本の直線ではさんだ際に最大となる直線間距離として25μm未満であることを特徴とする塗装用冷延鋼板。質量で、C:0.0025以上0.04未満、Si:0.5以下、Mn:0.5以上3.0以下、P:0.05以下、S:0.01以下、sol.Al:0.15以下、N:0.008未満、Cr:0.02以上2.0以下、残部Feおよび不純物からなる化学組成を有する請求項1に記載された塗装用冷延鋼板。前記化学組成が、Feの一部に代えて、質量で、B:0.003以下、Mo:1.0以下、およびW:1.0以下からなる群から選ばれる1種または2種以上を含有する請求項2に記載された塗装用冷延鋼板。前記化学組成が、Feの一部に代えて、質量で、Ti:0.1以下およびNb:0.1以下の1種または2種を含有する請求項2または請求項3に記載された塗装用冷延鋼板。請求項1ないし4のいずれかに記載された冷延鋼板を母材とし、表面にめっき層を備えることを特徴とする塗装用めっき鋼板。特許文献6、7により開示された発明は、熱間圧延後の巻取り温度を低くしたり、酸洗による粒界腐食を軽減したりして、冷間圧延時に生じるフラップと呼ばれる表面クラックを抑制することにより、塗装後のピンホールの発生を防止する。しかし、本発明者らの検討結果によると、特許文献6、7により開示された発明では、フェライト単相鋼板のピンホールを抑制することはできるものの、複合組織鋼板においてはフラップを抑制しても別の原因によってピンホールが発生する場合がある。本発明は、従来の技術が有するこのような課題に鑑みてなされたものであり、例えばプレス成形等によって様々な形状に成形され塗装されて使用され、塗装後の製品の表面性状を良好にすることができるとともに、優れた焼付硬化性と耐常温時効性とをいずれも有する塗装用冷延鋼板および塗装用めっき鋼板を提供することを目的とする。具体的には、本発明は、表面性状が良好であって塗装後の製品にピンホールが発生せず、かつ、優れた焼付硬化性および耐常温時効性を有し、引張強度が340MPa以上の複合組織を有する塗装用冷延鋼板および塗装用めっき鋼板を提供することを目的とする。本発明者らは、複合組織鋼板の塗装後の表面性状に及ぼす添加元素ならびに熱間圧延条件の影響を調べるため、詳細な予備試験を行った。なお、本明細書において、鋼成分の含有量に関するは質量を意味する。この予備試験に用いた供試鋼の化学組成は、C:0.04未満、Si:0.5以下、Mn:3.0以下、P:0.05以下、S:0.01以下、sol.Al:0.15以下、N:0.008未満、Cr:2.0以下、残部Feおよび不純物である。この化学組成を有する鋼片を種々の加熱速度で1000°C以上になるまで加熱した後、800°C以上の温度で熱間圧延して400°C以上で巻き取り、得られた熱延鋼板を常法にて酸洗し、板厚0.75mmまで冷間圧延して冷延鋼板とした。なお、上記の鋼片の温度は、鋼片寸法、加熱炉内の雰囲気温度や経過時間を測定して、鋼片の幅方向中央部、長さ方向中央部であり鋼片表面から鋼片厚さの1/4内側の位置における温度を伝熱計算によって求めた。この冷延鋼板を、連続焼鈍し、電気亜鉛めっきして、めっき鋼板を得た。このめっき鋼板の母材組織は、フェライトが主相体積率が最大である相を意味する。以下同じ。であるとともに第二相主相以外の相を意味する。以下同じ。はマルテンサイトまたは、マルテンサイトとベイナイトとを含む低温変態生成相であった。また、鋼片およびめっき鋼板それぞれの組成の違いは、事実上認められなかった。次に、上記のめっき鋼板から、幅100mm長さ300mmの試験片を採取し、化成処理し、電着塗装および中上塗りの焼付塗装を施した。こうして得られた試験片の塗装後の表面を目視および光学顕微鏡で観察して、ピンホールの有無を観察した。また、ピンホールの直下および正常部の下部における母材鋼板の表面の状態を観察した。この観察は、ピンホール部をマーキングした後、塗膜およびめっき被膜を除去し、母材鋼板を光学顕微鏡およびX線検出器EDSを備えた電界放射型走査電子顕微鏡FE-SEMを用いて行った。これらの予備試験により下記A~Eの結果を得て、さらに検討を重ねて本発明を完成した。A母材鋼板には、酸洗時の粒界腐食に起因したと考えられる数μmの大きさの表面欠陥フラップと、フラップとは形状の異なる数十~数百μmの大きさの表面欠陥が存在し、ピンホールの発生は母材表面欠陥の大きさと相関関係がある。図1は、ピンホール発生の有無と母材鋼板に観察された表面欠陥の大きさとの関係を示すグラフである。図中の×印はピンホール下部にあった表面欠陥の大きさを、△印はピンホールのない正常部の下部にあった表面欠陥の大きさを示す。図1から、ピンホールは、大きさが25μm以上の母材表面欠陥の上部に発生することがわかる。図2は、ピンホール下部の母材欠陥を表面から観察し、表面欠陥の大きさを測定した例である。B図3および図4は、ピンホール下部の母材表面欠陥を断面から観察した例を示す。母材表面欠陥は凹凸状の欠陥であり、欠陥部ではめっき被膜が欠損していたり隆起していたりすることがわかる。Cピンホール下部の母材欠陥内部には鉄酸化物が存在し、鋼にCrが含有される場合にはCrを含む酸化物が混在する。D正常部に存在する表面欠陥の多くはフラップであり、巻取り温度を低下させることにより抑制されるが、ピンホール下部の母材表面欠陥は、巻取り温度を低下させても抑制されない。E図5は、鋼片の300~1000°Cまでの平均加熱速度およびCr含有量とピンホールの発生有無との関係を示す。×印はピンホールが発生したことを、△印はピンホールが発生しなかったことを示す。ピンホールの発生は平均加熱速度およびCr含有量と相関関係があり、平均加熱速度が速いほど、また、Cr含有量が多いほど発生しやすくなることがわかる。これらの原因は必ずしも明確でないが、次のように推測される。a鋼片の加熱速度が速いほど、またCr含有量が多いほど加熱時に地鉄の上部にFeCr2O4が濃化した酸化物層が形成されやすくなる。bFeCr2O4は地鉄との密着性が高いためにデスケーリング不良が生じ、酸化物が熱間圧延中に地鉄中に押し込まれ、酸洗で除去されず、冷間圧延でさらに押し込まれたり周囲の鋼とともに剥離したりして、母材表面欠陥となる。c母材表面欠陥が大きいと、正常なめっき被膜が形成されなくなり、めっき不良部となりやすい。dこうした母材欠陥およびめっき不良部には、電着塗装時に発生する水素ガスが補足されやすくなり、ピンホールが発生しやすい。これらの結果A~Eから、複合組織鋼板では、鋼片の加熱時に生じた酸化物の残存によって母材鋼板に微小な表面欠陥が生じやすく、この表面欠陥に起因して塗装後にピンホールが発生しやすいが、Cr含有量に応じて鋼片の加熱速度を低下させ、母材表面欠陥を抑制することにより、ピンホールの発生を防止することができることがわかる。なお、このようにピンホール発生の原因が母材表面の欠陥に由来するので、母材を制御してこの欠陥を抑制すれば、母材表面上にめっき層を形成することなく化成処理して電着塗装を行った場合であっても、電気めっきまたは溶融めっきによってめっき層を形成したのち化成処理して電着塗装を行った場合であっても、塗装皮膜におけるピンホールの発生は抑制される。本発明は、主相がフェライト相であるとともに第二相がマルテンサイト相を含む低温変態生成相である組織を備え、表面欠陥が、その内部に鉄酸化物を有し、鋼板の断面から観察して凹凸状であり、鋼板の表面から観察した場合の大きさが平行な二本の直線ではさんだ際に最大となる直線間距離として25μm未満であることを特徴とする塗装用冷延鋼板である。本発明に係る塗装用冷延鋼板は、C:0.0025以上0.04未満、Si:0.5以下、Mn:0.5以上3.0以下、P:0.05以下、S:0.01以下、sol.Al:0.15以下、N:0.008未満、Cr:0.02以上2.0以下、残部Feおよび不純物からなる化学組成を有することが好ましく、任意添加元素として、Feの一部に代えて、B:0.003以下、Mo:1.0以下、およびW:1.0以下からなる群から選ばれる1種または2種以上、および/または、Ti:0.1以下およびNb:0.1以下の1種または2種を含有していてもよい。別の観点からは、本発明は、上述した冷延鋼板を母材とし、表面にめっき層を備えることを特徴とする塗装用めっき鋼板である。本発明に係る塗装用冷延鋼板は、上述した化学組成を有する鋼片を、下記式1を満足する加熱速度で1000°C以上に加熱し、熱間圧延し、冷間圧延し、焼鈍することを特徴とする方法により製造される。HR°C/min≦20.0-17.5×Cr質量1ここで、式中のHRは鋼片の300~1000°Cまでの平均加熱速度を、Crは鋼中でのCr含有量を質量にて表したものである。本発明に係る塗装用めっき鋼板は、上述した方法で製造された冷延鋼板にめっき処理を行うことを特徴とする方法により製造される。本発明によれば、例えばプレス成形等の加工に適用できる十分な成形性と、優れた焼付硬化性および耐常温時効性とを有し、さらに表面性状に優れ、塗装処理に際して塗装欠陥を発生しにくい鋼板が提供される。このため、係る鋼板を用いる自動車外板パネルは、プレス成形加工時の形状凍結性を有しつつ、耐デント性を有し、しかも、優れた外観品質および耐食性を有する。したがって、本発明に係る鋼板を用いた自動車は、車体軽量化を通じて、地球環境問題の解決に寄与することができる。以下、本発明に係る冷延鋼板およびめっき鋼板を実施するための最良の形態を詳細に説明する。本実施の形態の冷延鋼板およびめっき鋼板のa金属組織、b母材表面状態、c化学組成およびd製造条件の限定理由を順次説明する。a金属組織本実施の形態の冷延鋼板およびめっき鋼板は、フェライト相中にマルテンサイト相を含む低温変態生成相が分散した複合組織を有する。この複合組織を有することにより、鋼板の降伏応力が低下し、良好なプレス成形性および耐面歪み性を得ることができるとともに、耐常温時効性を損なうことなく高い焼付硬化性を得ることができる。ここで、低温変態生成相とは、マルテンサイト相やベイナイト相等といった低温変態により生成される組織をいう。これら以外にアシキュラーフェライト相が例示される。この低温変態生成相は、2種以上の相、例えば、マルテンサイト相とベイナイト相を含んでいてもよい。また、低温変態生成相全体の体積率は1超であることが好ましい。1以下の場合には、鋼板の降伏応力が十分に低下せず、良好なプレス成形性および耐面歪み性を得ることが困難となる。低温変態生成相の体積率を3超とするとさらに好ましい。一方、低温変態生成相の体積率が増加し過ぎると引張強度が上昇し過ぎ、延性および深絞り性が劣化する。このため、低温変態生成相の体積率は15未満とすることが好ましく、12未満とするとさらに好ましい。また、マルテンサイト相の体積率が増加し過ぎると、降伏応力が上昇し、形状凍結性および耐面歪み性が劣化する傾向を示す場合がある。このため、マルテンサイト相の体積率は10未満とすることが好ましく、5未満とすればさらに好ましい。プレス成形性および耐面歪み性と引張強度とのバランスを向上させる観点から、マルテンサイト相とベイナイト相との双方を有し、マルテンサイト相の体積率が3未満であることが特に好ましい。このほかの金属組織上の特徴として、フェライト相と低温変態生成相に加えて、残留オーステナイト相を含んでいてもよい。この場合には、耐常温時効性を良好に保つために、残留オーステナイト相の体積率を、低温変態生成相の全体の体積率よりも小さくするとともに3未満とすることが好ましく、0.5未満とすればさらに好ましい。以上の金属組織上の特徴を有することで、300MPa以下の降伏応力を有する鋼板を得ることが可能であり、この場合には優れた耐面歪み性が実現され、好ましい。この観点からは、270MPa以下の降伏応力を有することがさらに好ましい。また、プレス成形性の観点から、鋼板の引張強度は590MPa未満であることが好ましい。b母材表面状態本実施の形態の冷延鋼板は、母材鋼板表面にある表面欠陥が、その内部に鉄酸化物を有し、鋼板の断面から観察して凹凸状であり、鋼板の表面から観察した場合の大きさが平行な二本の直線ではさんだ際に最大となる直線間距離として25μm未満であることを特徴とする。これにより、塗装時におけるピンホールの発生が防止される。好ましい大きさは20μm未満である。ここで、鉄酸化物とは、鋼中に含有される元素が、鋼片の加熱を含む熱間圧延工程で酸化されて生成したものであり、その種類としてFe2O3Fe3O4FeOFeCr2O4Fe2SiO4FeAl2O4等やこれらの混合物が挙げられる。また、表面欠陥の大きさは、鋼板表面を光学顕微鏡や走査電子顕微鏡SEMを用いて観察し、図2に示したように、欠陥を平行な二本の直線ではさんだ際、最大となるように直線間距離を測定して求める。めっき鋼板の場合には、めっき被膜を塩酸等で溶解させて母材鋼板を露出させ、この母材鋼板の表面を同様に測定すればよい。なお、鉄酸化物の有無は、EDS等のX線検出器を備えたSEMを使用して判定することができるが、鉄酸化物は母材表面欠陥の内部から端部にかけて存在し、表面に露出していない場合があるため、表面欠陥を断面から観察すると良い。このとき、断面観察用サンプル作製には、鉄酸化物が脱落しないように、収束イオンビーム加工装置FIBを用いることが好ましく、断面の観察分析には、微小領域の元素分析に適した電界放射型走査電子顕微鏡FE-SEMを使用することが好ましい。鉄酸化物に起因する表面欠陥の大きさ以外の表面状態は特に規定しない。フラップは化成処理性やめっき性を劣化させるので、その大きさが小さいほど好ましいが、酸洗することにより不可避的に生じる、10μm程度以下の大きさのフラップが散在していてもかまわない。c組成本実施の形態の冷延鋼板は、延性や耐常温時効性等をさらに向上させるために、以下に示す組成を有することが好ましい。C:0.0025以上0.04未満C含有量が0.0025未満であると上記の複合組織を得ることが困難となる。一方、C含有量が0.04以上であると鋼板の延性および深絞り性が損なわれる傾向を示す。したがって、C含有量は0.0025以上0.04未満とすることが望ましい。さらに望ましい範囲は0.011以上0.029以下であり、特に望ましい範囲は、0.016以上0.029以下である。Si:0.5以下Siは、鋼中に不可避的に含有される元素であり、延性を劣化させるとともに、冷延鋼板の化成処理性およびめっき鋼板のめっき性を著しく劣化させる。したがって、Si含有量は少ないほど好ましい。しかし、Siは鋼板を強化する作用を有するので、鋼を強化するために0.5を上限として含有させてもよい。さらに好ましくは0.1以下であり、特に好ましくは0.02以下である。Mn:0.5以上3.0以下Mnは、鋼の焼入性を向上させる作用があり、フェライト相中に低温変態生成相を分散させるために0.5以上含有させることが好ましい。一方、過度に含有させると延性および深絞り性が劣化するので、本実施の形態ではMn含有量の上限を3.0とすることが好ましい。さらに好ましい範囲は、1.0以上2.0未満であり、特に好ましい範囲は1.0以上1.5未満である。P:0.05以下Pは、鋼中に不可避的に含有される元素であり、粒界に偏析して二次加工脆性および溶接性を劣化させる。したがって、P含有量は少ないほど好ましい。しかし、Pは安価に、また、深絞り性をさほど劣化させることなく、鋼を強化することができるため、所望の強度を得るために0.05以下の範囲で含有させてもよい。さらに好ましい範囲は0.005以上0.035未満であり、特に好ましい範囲は0.010以上0.020未満である。S:0.01以下Sは、鋼中に不可避的に含有される不純物であり、粒界に偏析して鋼を脆化させるため、S含有量は少ないほど好ましい。したがって、S含有量は0.01以下とすることが好ましい。sol.Al:0.15以下Alは、溶鋼を脱酸するために用いられる。しかし、0.15を超えて含有させると効果が飽和して不経済となる。このため、sol.Al含有量は0.15以下とすることが好ましい。なお、AlはNと結合してAlNを形成し、Nによる時効劣化を防止するため、N含有量の10倍以上含有させることが望ましい。N:0.008未満Nは、鋼中に不可避的に含有される元素であり、N含有量の増加は延性、深絞り性および耐常温時効性を劣化させる。したがって、N含有量は0.008未満とすることが好ましい。さらに好ましい範囲は0.005未満であり、特に好ましい範囲は0.004未満である。Cr:0.02以上2.0以下Crは、延性を損なうことなく鋼の焼入性を向上させる作用があり、フェライト相中に低温変態生成相を分散させるために0.02以上含有させることが好ましい。一方、Crは冷延鋼板では化成処理性を劣化させ、めっき鋼板ではめっき性を劣化させる。したがって、Cr含有量の上限を2.0とすることが好ましい。さらに好ましい範囲は0.05以上1.15未満である。特に好ましい範囲は0.15以上0.90以下である。また、延性をさらに向上させるためには、Mn含有量の1/10以上含有させることが好ましい。本実施の形態に係る鋼板は、以下に列記する元素を任意添加元素として含有してもよい。B:0.003以下、Mo:1.0以下、およびW:1.0以下からなる群から選ばれる1種または2種以上B、Mo、およびWは、鋼の焼入性をさらに向上させるために、これらの1種または2種以上を含有させてもよい。ただし、Bは深絞り性を劣化させるので、上限を0.003とする。望ましい範囲は0.0002以上0.002未満である。また、MoおよびWは1.0を超えて含有させると効果が飽和して不経済となるため、1.0以下とする。望ましい範囲は0.02以上0.5未満である。Ti:0.1以下およびNb:0.1以下の1種または2種TiおよびNbは、Nと結合してTiNやNbNを形成することでNによる時効劣化を防止するので、一方または双方を含有させてもよい。しかし、0.1を超えて含有させても効果が飽和して不経済となる。このため、含有量はそれぞれ0.1以下とする。下限は特に規定されない。好ましい範囲は0.003以上0.025以下である。上述した元素以外は、Feおよび不純物である。d製造条件本実施形態に係る鋼板は、上記のような金属組織上の特徴と母材の表面状態における特徴を有していれば製造方法には特に限定されない。ただし、上記の化学組成を有する鋼板について、次のような製造方法を採用すれば、本実施形態に係る鋼板を効率的に、かつ安定的に得ることが実現される。上述した組成を有する鋼は、公知の手段により溶製された後に、連続鋳造法により鋼塊とされるか、または、任意の鋳造法により鋼塊とした後に分塊圧延する方法等により鋼片とされる。この鋼塊または鋼片は再加熱するか、連続鋳造後の高温の鋼塊または分塊圧延後の高温の鋼片に補助加熱を行って、熱間圧延される。本明細書では、このような鋼塊および鋼片を、熱間圧延の素材として鋼片と総称する。鋼片は、表面性状を良好に保つために、加熱前に冷間もしくは温間で表面手入れすることが好ましい。鋼片は、下記式1を満足する加熱速度で1000°C以上になるまで加熱されることが好ましい。HR°C/min≦20.0-17.5×Cr質量1ここで、式中のHRは鋼片の300~1000°Cまでの平均加熱速度を、Crは鋼中でのCr含有量を質量にて表したものである。この条件を満たすように加熱すると、冷延鋼板またはめっき鋼板母材の表面欠陥が抑制され、塗装後にピンホールを有さない鋼板を得ることが安定的に実現される。1000°C以上の加熱条件は特に規定しないが、加熱温度が低いと、圧延中の鋼板温度が低下し圧延荷重が増して鋼板の形状の制御が困難となるため、加熱温度を1100°C超とすることが好ましい。また、加熱温度が高すぎるとスケールロスにより生産性の低下を招くため、加熱温度を1300°C未満とすることが好ましい。加熱温度を1200°C未満とするとさらに好ましい。なお、鋼片の加熱速度の計測に当たっては、鋼片表面から厚さ方向に鋼片厚さの1/4以上内側であり、幅方向に鋼片幅の1/4以上内側であり、長さ方向に鋼片長さの1/4以上内側である範囲に熱電対を設置して、鋼片の温度を直接測定するか、加熱炉内の雰囲気温度や経過時間を測定して同範囲内にある鋼片の温度を伝熱計算して、300°Cから1000°Cまで昇温するのに要した時間から平均加熱速度を求めればよい。熱間圧延の条件は特に規定しない。しかし、オーステナイト低温域で仕上げ圧延を行って熱延鋼板の結晶粒を微細化し、これにより、焼鈍時に深絞り性に好ましい再結晶集合組織を発達させることが好ましい。したがって、Ar3変態点以上Ar3変態点100°C以下の温度範囲で最終圧下を行うことが望ましい。また、冷延鋼板またはめっき鋼板母材の表面欠陥を抑制するために、仕上げ圧延開始温度と仕上げ圧延終了温度の差を100°C以上とし、さらに仕上げ圧延終了温度を850°C未満とすることが好ましい。なお、仕上げ圧延をこれらの温度範囲で行うために、粗圧延と仕上げ圧延との間で粗圧延材を加熱してもよい。この際、粗圧延材の後端が先端よりも高温となるように加熱して、仕上げ圧延の開始時における粗圧延材の全長にわたる温度の変動を140°C以下に抑制することが望ましい。これにより、コイル内の製品特性の均一性が向上する。粗圧延材の加熱方法は公知の手段を用いて行なえばよい。例えば、粗圧延機と仕上げ圧延機との間にソレノイド式誘導加熱装置を設置し、この誘導加熱装置の上流側における長手方向の温度分布等に基づいて加熱昇温量を制御してもよい。こうして熱間圧延を終了した後に鋼板を冷却してコイル状に巻き取るにあたって、スケールの生成による歩留まりの低下を招くために、650°C未満で巻き取ることが望ましい。また、フラップを抑制するために、550°C未満で巻き取るとさらに好ましい。一方、AlNを十分に析出させNによる時効劣化を抑制するために、巻取り温度の下限を450°Cとすることが好ましい。以上のように熱間圧延された鋼板を、酸洗等により脱スケールした後に、冷間圧延を常法に従って行う。冷間圧延は、冷間圧延の後に行われる再結晶焼鈍によって深絞り性に好ましい再結晶集合組織を発達させるため、圧下率70以上で板厚1.0mm未満まで圧延することが好ましい。この冷間圧延後の鋼板は、必要に応じて公知の方法に従って脱脂等の処理が施された後、再結晶焼鈍される。この再結晶焼鈍における温度管理は、好適な金属組織を有する鋼板を得るために重要である。まず、再結晶焼鈍における均熱温度はAc1変態点以上とすることが好ましい。この温度領域で均熱加熱を行うことによって、主相がフェライト相であって、第二相がマルテンサイトを含む低温変態生成相である複合組織を効率的かつ安定的に得ることが実現される。ここで、Ac1変態点とは加熱時におけるフェライト→オーステナイト変態の開始温度を意味する。ただし、この均熱温度が高くなり過ぎると、フェライトが過度に粗大化してプレス成形時に肌荒れを生じるため、均熱温度の上限をAc3変態点100°C未満とすることが好ましく、Ac3変態点未満とすればさらに好ましい。ここで、Ac3変態点とは加熱時におけるフェライト→オーステナイト変態の完了温度を意味する。また、再結晶焼鈍における均熱温度までの加熱速度は60°C/s未満とすることが好ましい。均熱温度到達までの加熱速度が速すぎるとフェライトが細粒化し、延性の劣化を招くおそれがある。さらに、再結晶焼鈍における均熱後の冷却過程では、フェライトの生成を抑制し、耐常温時効性を向上させるために、650°C以下450°C以上の温度範囲を15°C/s以上200°C/s以下の冷却速度で冷却することが好ましい。さらに好ましい冷却速度は60°C/s超130°C/s未満である。均熱温度から650°Cまでの冷却方法は特に限定されない。しかし、オーステナイトの安定性を高め、低温変態生成相を容易に得るために、10°C/s未満の冷却速度で冷却することが望ましい。このようにして得られた冷延鋼板は、常法にしたがって調質圧延を行ってもよい。しかし、調質圧延の伸び率が高いと延性の劣化を招く。そこで、調質圧延の伸び率は1.0以下とすることが好ましい。さらに好ましい伸び率は0.5以下である。上述した方法で製造された冷延鋼板に、常法に従って電気めっきを行って、電気めっき鋼板を製造してもよい。また、溶融亜鉛めっき鋼板を製造する場合は、上述した方法で製造された冷延鋼板に、常法に従って溶融めっきを行ってもよいし、上述の方法で冷間圧延まで行った後、連続溶融めっき設備で再結晶焼鈍しめっき処理を行ってもよい。連続溶融めっき設備で溶融めっき鋼板を製造する際には、再結晶焼鈍における均熱後の冷却過程では、460~600°Cの範囲内の所定の温度まで4°C/s以上の冷却速度で冷却し、その所定の温度で10秒間以上保持してから溶融めっきすることが好ましい。このようにすることでオーステナイト中へのC濃化が促進され,マルテンサイトを含む低温変態生成相が得られやすくなる。めっきの種類は特に限定しないが、塗装後の耐食性に優れる亜鉛系めっきとすることが好ましい。Crを含有させる場合はめっき性の観点から電気めっきすることが好ましい。また、めっき後に調質圧延を行ってもよい。この場合も調質圧延の伸び率を1.0以下とすることが好ましく、0.5以下とすればさらに好ましい。このようにして製造される鋼板の組織は、主相がフェライト相であるとともに、これにマルテンサイト相を含む低温変態生成相が第二相として含まれる。本発明を、実施例を参照しながらより具体的に説明する。表1に示される化学組成に調整された鋼片を連続鋳造により製造した。これらの鋼片を表2に示される条件で加熱した後、熱間圧延し、コイル状に巻き取って板厚3.0mmの熱延板を得た。得られた熱延板を酸洗してから板厚0.75mmまで冷間圧延した圧下率75。続いて、連続焼鈍設備にて冷延板に750~800°Cで約30秒間均熱する焼鈍を施した。均熱後の冷却条件は、均熱温度から650°Cまでの平均冷却速度を5°C/sとし、650°Cから450°Cまでの平均冷却速度を80°C/sとした。得られた焼鈍板に伸び率0.5で調質圧延を施し、冷延鋼板を得た。さらに、一部の冷延鋼板には、電気亜鉛めっきを施し、片面あたりのめっき付着量が70g/m2である亜鉛めっき鋼板を得た。得られた冷延鋼板の表面を、EDSを備えたFE―SEMを用いて観察し、表面欠陥の大きさおよび、欠陥中の鉄酸化物の有無を調査した。また、めっき鋼板のめっき被膜を塩酸を用いて溶解させた後、母材表面に存在する表面欠陥を、冷延鋼板の場合と同様に調査した。また、冷延鋼板およびめっき鋼板から幅100mm長さ300mmの試験片を採取し、化成処理し電着塗装および中上塗りの焼付塗装を施した後、目視および光学顕微鏡を用いて塗膜表面を観察し、ピンホール発生の有無を調査した。さらに、冷延鋼板およびめっき鋼板の板幅方向から採取したJIS5号引張試験片を用いて引張試験を行い、降伏応力YS、引張強度TS、降伏点伸びYPEおよび全伸びElを求めた。焼付硬化性は、焼鈍板の板幅方向からJIS5号引張試験片を採取し、2の引張予ひずみを付与してから、170°Cで20分間の熱処理を施した後に引張試験に供し、得られた降伏応力と2変形応力との差をBH量とし、焼付硬化性の指標とした。耐常温時効性は、焼鈍板の板幅方向から採取したJIS5号引張試験片を採取し、40°Cに設定した電気炉中で3ヶ月間保持した後に引張試験に供し、降伏点伸びYPEを測定することにより、評価した。表3に性能評価結果を示した。表面欠陥の大きさは、冷延鋼板の場合は鋼板表面、めっき鋼板の場合は母材表面の任意の10箇所において、倍率500倍のSEMを用いて欠陥の大きさを測定し、それらの内の最大値を記した。金属組織が、主相がフェライト相であり第二相がマルテンサイト相を含む低温変態生成相からなり、表面欠陥の大きさが25μm未満であった、試番1、4、5、7、8、10は、いずれも塗装後にピンホールが発生しておらず、また、46MPa以上の高いBH量を示しながら、時効後YPEは0.1以下であり、良好な耐常温時効性を示した。さらに、YSは270MPa以下、YPEは0であり、良好なプレス成形性を示した。これに対し、試番2、6は、鋼片の加熱速度が速く1式を満足しないために、鉄酸化物を有する表面欠陥の大きさが25μm以上となり、塗装後にピンホールが発生した。また、試番3、9は、金属組織がフェライト単相であったため、YS、YPEが高くプレス成形性が不芳であり、時効後のYPEが大きく耐時効性も不芳であった。"