"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以下およびTi:0005~0050を含有し、かつTi-34×N-15×S/C≦60、Mn/C≧100の関係を満足し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成からなり、引張強さTSが340MPa以上、焼付硬化量BHが30MPa以上、均一伸びElが18以上、促進時効後の降伏点伸びYPElが10以下であることを特徴とする焼付硬化性と成形性に優れた高強度薄鋼板。ただし、上記数式中における元素記号は、それぞれの元素の鋼中の含有量質量を表す。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と成形性に優れた高強度薄鋼板。さらに質量で、V,Ta,WおよびMoのうちから選んだ1種または2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または2に記載の焼付硬化性と成形性に優れた高強度薄鋼板。さらに質量で、Cr,NiおよびCuのうちから選んだ1種または2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ないし3のいずれかに記載の焼付硬化性と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ないし4のいずれかに記載の焼付硬化性と成形性に優れた高強度薄鋼板。さらに質量で、CaおよびREMのうちから選んだ1種または2種をそれぞれ00005~001含有することを特徴とする1ないし5のいずれかに記載の焼付硬化性と成形性に優れた高強度薄鋼板。前記薄鋼板の表面にめっき層を有することを特徴とする請求項1ないし6のいずれかに記載の焼付硬化性と成形性に優れた高強度薄鋼板。請求項1ないし6のいずれかに記載の組成からなる鋼スラブを、熱間圧延後、コイルに巻き取り、ついで酸洗後、冷間圧延したのち、焼鈍を施し、その後調質圧延を行っ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以上にすると共に、焼鈍に際し、500°Cから均熱温度までの加熱を、01°Csまたは{02×C}°Csのうちのより大きい加熱速度以上で行い、均熱温度を650°Cまたは{65020×C}°Cのうちのより高い温度以上かつ900°C以下、均熱時間を10~1000sとし、さらに調質圧延を08×Mn~2Mnの板厚減少率で行うことを特徴とする焼付硬化性と成形性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。ただし、前記数式中の元素記号はそれぞれの元素の鋼中の含有量質量を表す。請求項8に記載の製造方法において、焼鈍後に前記鋼板の表面にめっき処理を施すことを特徴とする焼付硬化性と成形性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。請求項9に記載の製造方法において、めっき処理に引き続きめっき層に合金化処理を施すことを特徴とする焼付硬化性と成形性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。しかしながら、特許文献1に記載の技術では、高強度化することが難しいという問題があった。また、特許文献2に記載の技術では、均一伸びが確保できないという問題があった。本発明は、上記の問題を有利に解決するもので、TS≧340MPaという高強度と共に、BH≧30MPa、均一伸び≧18、促進時効後のYPEl≦10を満足する焼付硬化性と成形性に優れた高強度薄鋼板を、その有利な製造方法と共に提供することを目的とする。すなわち、本発明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以下およびTi:0005~0050を含有し、かつTi-34×N-15×S/C≦60、Mn/C≧100の関係を満足し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成からなり、引張強さTSが340MPa以上、焼付硬化量BHが30MPa以上、均一伸びElが18以上、促進時効後の降伏点伸びYPElが10以下であることを特徴とする焼付硬化性と成形性に優れた高強度薄鋼板。ただし、上記数式中における元素記号は、それぞれの元素の鋼中の含有量質量を表す。なお、本明細書中の数式中の元素記号はすべて同じ意味を表すものとする。2.さらに質量で、B:00005~00030を含有することを特徴とする前記1に記載の焼付硬化性と成形性に優れた高強度薄鋼板。3.さらに質量で、V,Ta,WおよびMoのうちから選んだ1種または2種以上をそれぞれ0005~0050含有することを特徴とする前記1または2に記載の焼付硬化性と成形性に優れた高強度薄鋼板。4.さらに質量で、Cr,NiおよびCuのうちから選んだ1種または2種以上をそれぞれ001~010含有することを特徴とする前記1ないし3のいずれかに記載の焼付硬化性と成形性に優れた高強度薄鋼板。5.さらに質量で、Sb:0005~0050を含有することを特徴とする前記1ないし4のいずれかに記載の焼付硬化性と成形性に優れた高強度薄鋼板。6.さらに質量で、CaおよびREMのうちから選んだ1種または2種をそれぞれ00005~001含有することを特徴とする1ないし5のいずれかに記載の焼付硬化性と成形性に優れた高強度薄鋼板。7.前記薄鋼板の表面にめっき層を有することを特徴とする前記1ないし6のいずれかに記載の焼付硬化性と成形性に優れた高強度薄鋼板。8.前記1ないし6のいずれかに記載の組成からなる鋼スラブを、熱間圧延後、コイルに巻き取り、ついで酸洗後、冷間圧延したのち、焼鈍を施し、その後調質圧延を行っ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以上にすると共に、焼鈍に際し、500°Cから均熱温度までの加熱を、01°Csまたは{02×C}°Csのうちのより大きい加熱速度以上で行い、均熱温度を650°Cまたは{65020×C}°Cのうちのより高い温度以上かつ900°C以下、均熱時間を10~1000sとし、さらに調質圧延を08×Mn~2Mnの板厚減少率で行うことを特徴とする焼付硬化性と成形性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。9.前記8に記載の製造方法において、焼鈍後に前記鋼板の表面にめっき処理を施すことを特徴とする焼付硬化性と成形性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。10.前記9に記載の製造方法において、めっき処理に引き続きめっき層に合金化処理を施すことを特徴とする焼付硬化性と成形性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。本発明に従い、C,Mn,Ti量を制御した鋼スラブを素材とし、熱延での巻取り温度、冷延後の焼鈍時における加熱速度と均熱温度、さらには調質圧延時の板厚減少率を制御して、析出物と固溶C量および歪の導入形態を制御することにより、高TS、高BH、促進時効後の低YPElを維持しつつ均一伸びを向上させた薄鋼板を得ることができ、工業上、極めて有効な効果がもたらされる。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前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、Tiと微細な炭化物を形成することにより、高強度化に寄与すると共に、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ことができる。そのため、C量は00010以上含有させる必要がある。一方、多量のCは、炭化物や固溶Cの増加により均一伸びが低下するだけでなく、特に固溶Cとして多く存在する場合には促進時効後のYPElが大きくなる不利が生じる。そのため、C量は00040以下とする必要がある。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以下である。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、また焼鈍時のSi酸化物の生成によりめっき性が阻害される。従って、Siは005以下とする必要がある。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以下である。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との相互作用により、固溶Cに起因した促進時効後のYPEl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て均一伸びを向上させる効果もある。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が低下するだけでなく、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。下限はとくに設定しないが、高強度化に有効に作用することから、003程度とすることが好ましい。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TiS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るので、S量は003以下とする必要がある。好ましくは002以下、より好ましくは001以下である。Al:001~010Alは、脱酸元素として添加され、生成したアルミ酸化物はスラグとして除去されるが、残留Al量が001を下回る場合には、脱酸が不十分となることから、Alは001以上添加する必要がある。好ましくは003以上である。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、010以下とする必要がある。N:00050以下Nは、固溶Nとして存在する場合には促進時効後のYPElの上昇を招くばかりでなく、多量に含有されると、熱間圧延中にスラブ割れを伴い、表面疵が発生するおそれがある。また、Tiと粗大な窒化物を形成することによってTiを多量に消費してしまう。従って、Nは00050以下とする必要がある。好ましくは00030以下、より好ましくは00020以下である。Ti:0005~0050Ti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、Ti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て均一伸びを向上させることができる。そのため、Tiは0005以上添加する必要がある。好ましくは0010以上である。一方、多量のTi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する。従って、Tiは0050以下とする必要がある。好ましくは0030以下、より好ましくは0020以下、さらに好ましくは0015以下である。以上、各基本成分についてその適正組成範囲について説明したが、本発明では、各基本成分を上記の範囲に調整するだけでは不十分で、C,Ti,NおよびSについては以下の関係式を満足させる必要がある。Ti-34×N-15×S/C≦60、上掲式は、所定量の固溶Cを確保するのに必要な関係式である。すなわち、Tiは、炭化物よりも高温で窒化物や硫化物を形成することから、Cに対し、窒化物または硫化物を形成しているTi以外のTi量であるTi-34×N-15×Sの比が大きいと、炭化物が形成されやすく、所定量の固溶Cを残留させることが困難となってしまう。そのため、Ti-34×N-15×SCは60以下とする必要がある。好ましくは40以下、より好ましくは35以下、さらに好ましくは20以下である。なお、この式の下限は特に設けないが、Ti-34×N-15×SCが小さいと、Nによる促進時効後のYPEl上昇を招いたり、Tiの炭化物による硬質化の効果を得ることができなくなったりする。従って、Ti-34×N-15×SCは-100以上とすることが好ましい。より好ましくは-50以上、さらに好ましくは-20以上、最も好ましくは0以上である。また、本発明では、C,Mnについて、以下の関係式を満足させる必要がある。Mn/C≧100上掲式は、促進時効後のYPElの上昇を抑制するために必要な関係式である。すなわち、C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YPElの上昇を抑制することができる。この効果を得るため、MnCは100以上とする必要がある。好ましくは150以上、より好ましくは200以上である。なお、この式の上限は特に設けないが、600程度とすることが好適である。以上、基本成分および基本成分相互間の関係式について説明したが、本発明では、その他にも、以下に述べる元素を必要に応じて適宜含有させることができる。B:00005~00030Bは、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添加は、熱間での変形抵抗値を上げて圧延を困難にしてしまう。従って、Bを添加する場合には00030以下とすることが好ましい。より好ましくは00020以下である。V,Ta,WおよびMoのうちから選んだ1種または2種以上をそれぞれ0005~0050V,Ta,WおよびMoはいずれも、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することができる。このような効果を得るためには、単独添加または複合添加いずれの場合においても、それぞれ0005以上添加することが好ましい。一方、多量に添加すると延性が大きく低下することから、それぞれ0050以下とすることが好ましい。Cr,NiおよびCuのうちから選んだ1種または2種以上をそれぞれ001~010Cr,NiおよびCuはいずれも、組織を細粒化することで高強度化に寄与する元素である。このような効果を得るためには、単独添加または複合添加いずれの場合においても、それぞれ001以上添加することが好ましい。一方、多量に添加すると延性が大きく低下することから、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には、Sb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およびREMのうちから選んだ1種または2種をそれぞれ00005~001CaおよびREMはそれぞれ、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にCa、REMを添加する場合には、単独添加または複合添加いずれの場合も、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、それぞれ001以下とすることが好ましいその他、Sn,Mg,Co,As,Pb,ZnおよびOなどの不純物を含んでいても、合計で05以下であれば特性的には問題ない。なお、本発明において、残部はFeおよび不可避的不純物であるが、本発明の作用効果を損なわない限り、他の微量元素の含有を拒むものではない。そして、本発明鋼板においては、以下の特性を満足していることが重要である。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、上記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、上記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以上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YPEl:10以下本発明の高強度薄鋼板は、促進時効後の降伏伸びYPEl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YPEl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行ったときの降伏点伸びとして測定することができる。次に、本発明の製造条件について説明する。本発明では、上記の好適成分組成に調整した鋼スラブを、熱間圧延後、コイルに巻き取り、ついで酸洗後、冷間圧延したのち、焼鈍を施し、その後調質圧延を行って薄鋼板とする。本発明では、上記の各工程中、特に熱間圧延後のコイル巻取り温度と焼鈍条件および調質圧延条件が重要である。熱間圧延後のコイル巻取り温度:550°C以上熱間圧延後のコイルの巻取り温度が低いと、TiCの析出が抑制され、熱間圧延鋼板の段階で固溶Cが残留するようになる。熱間圧延鋼板段階で固溶Cが残留していると、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ため、操業上の困難を伴う。従って、熱間圧延後の巻取り温度は550°C以上とする必要がある。好ましくは600°C以上である。なお、巻取り温度の上限は特に設けないが、巻取り温度があまりに高いとスケール生成が促進され鋼板歩留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い。より好ましくは700°C以下、さらに好ましくは650°C以下である。焼鈍における500°Cから均熱温度までの加熱速度:01°Csまたは{02×C}°Csのうちのより大きい加熱速度以上焼鈍時の均熱温度までの加熱速度が小さいと、加熱途中で回復が促進され、均熱時に粗大な回復粒がそのまま残留し、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。また、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TiC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。このため、500°Cから均熱温度までの加熱速度は01°Cs以上とする必要がある。さらに、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に対するTi-34×N-15×Sの比Ti-34×N-15×SCが大きくなるほど顕在化することから、500°Cから均熱温度までの加熱速度は{02×C}°Cs以上とする必要がある。従って、本発明では、500°Cから均熱温度までの加熱は、01°Csまたは{02×C}°Csのうちのより大きい加熱速度以上の速度で行うものとした。好ましくは02°Csまたは{04×C}°Csのうちより大きい速度以上、より好ましくは03°Csまたは{06×C}°Csのうちより大きい速度以上、さらに好ましくは05°Csまたは{10×C}°Csのうちより大きい速度以上である。なお、加熱速度の上限は特に設けず、IHなどを使って100°Cs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°Cs以下で十分である。焼鈍における均熱温度:650°Cまたは{65020×C}°Cのうちより高い温度以上かつ900°C以下均熱温度が低いと、再結晶が完了しないだけでなく、TiC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。このため、焼鈍における均熱温度は650°C以上とする必要がある。また、このような作用は、Cに対するTi-34×N-15×Sの比Ti-34×N-15×SCが大きくなるほど顕在化することから、均熱温度は{65020×C}°C以上とする必要がある。従って、本発明では、均熱処理は、650°Cまたは{65020×C}°Cのうちのより高い温度以上で行うものとした。好ましくは660°Cまたは{65030×C}°Cのうちより高い温度以上、より好ましくは670°Cまたは{65040×-08×Mnで示す。この値が0~1の範囲にあれば、調圧率が08×Mn~2Mnの範囲を満足している。図3に示したとおり、調圧率を08×Mn~2Mnの範囲とすることによって、均一伸び≧18を達成できることが分かる。また、供試体No23、24、42に示すように、加熱速度が本発明の適正範囲を外れる場合には、均一伸び、さらにはYPElが本発明の要求特性を満足しないことが分かる。さらに、供試体No25、26、27に示すように、均熱温度が本発明の適正範囲を外れる場合には、TSや均一伸び、BH、YPElなどが本発明の目標特性に達しないことが分かる。"