成分組成として、質量で、C:0100~0200、Si:050以下、Mn:060以下、P:0100以下、S:00100以下、Al:0010~0100、N:00100以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、組織として、面積率が50以上で平均粒径が15μm以下のフェライト相と、面積率が10~30で平均粒径が10μm以下のパーライト相と、面積率が3~10で平均粒径が5μm以下のベイナイト相を有し、前記フェライト相の粒内に存在するセメンタイト相の面積率が10以下であることを特徴とする引張強度440MPa以上の加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。成分組成として、質量で、さらに、Cr:005~080、V:0005~0100、Mo:0005~0500、Cu:001~010、Ni:001~010、B:00003~02000の中から選ばれる1種以上の元素を含有することを特徴とする請求項1に記載の引張強度440MPa以上の加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。成分組成として、質量で、さらに、Ca:0001~0005、REM:0001~0005の中から選ばれる1種以上の元素を含有することを特徴とする請求項1または2に記載の引張強度440MPa以上の加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。亜鉛めっきが合金化亜鉛めっきであることを特徴とする請求項1~3のいずれか一項に記載の引張強度440MPa以上の加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。請求項1~3のいずれか一項に記載の成分組成を有する鋼素材を用いて、Ar3点以上の温度で仕上圧延を行ない、600°C以下の温度で巻取り、酸洗後、連続溶融亜鉛めっき処理を行うにあたり、前記連続溶融亜鉛めっき処理では、10°Cs以上の平均加熱速度で650°C以上の温度域まで加熱し、Ac35°C以上の温度で10秒以上保持し、次いで、10~200°Csの平均冷却速度で300°C以下の温度域まで冷却し、該300°C以下の温度域で30~300秒保持したのち、溶融亜鉛めっき処理することを特徴とする引張強度440MPa以上の加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。請求項1~3のいずれか一項に記載の成分組成を有する鋼素材を用いて、Ar3点以上の温度で仕上圧延を行ない、600°C以下の温度で巻取り、酸洗後、冷間圧延したのち、連続溶融亜鉛めっき処理を行うにあたり、前記連続溶融亜鉛めっき処理では、10°Cs以上の平均加熱速度で650°C以上の温度域まで加熱し、Ac35°C以上の温度で10秒以上保持し、次いで、10~200°Csの平均冷却速度で300°C以下の温度域まで冷却し、該300°C以下の温度域で30~300秒保持したのち、溶融亜鉛めっき処理することを特徴とする引張強度440MPa以上の加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。前記溶融亜鉛めっき処理後、さらに合金化処理を施すことを特徴とする請求項5または6に記載の引張強度440MPa以上の加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。本発明は、かかる事情に鑑みてなされたものであって、引張強度440MPa以上の加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。本発明者らは、鋼板組成および金属組織の観点から鋭意検討を進めた。その結果、成分組成を適正範囲に調整し、金属組織を適切に制御することが極めて重要であることを見出した。そして、面積率が50以上で、平均粒径が15μm以下のフェライト相と、面積率が10~30で平均粒径が10μm以下のパーライト相と、面積率が3~10で平均粒径が5μm以下のベイナイト相を有し、前記フェライト相の粒内に存在するセメンタイト相の面積率が10以下である金属組織とすることで引張強度が440MPa以上で加工性延性および伸びフランジ性を両立できることを見出した。また、高延性を得るための金属組織としては、フェライト相とマルテンサイト相の2相複合組織が好ましい。しかし、この2相複合組織は、フェライト相とマルテンサイト相の硬度差が大きいために高い伸びフランジ性穴拡げ性が得られない。これに対して、本発明者らは、上述したように鋼板組成および金属組織を規定することで、フェライト相、パーライト相、ベイナイト相を有する複合組織において、引張強度が440MPa以上で、かつ延性と伸びフランジ性の両立を可能とした。すなわち、金属組織としてフェライト相の面積率、平均粒径を規定することで強度、延性を確保し、第2相として、ベイナイト相の面積率を適切に制御することで強度を確保し、また、フェライト相とベイナイト相の硬度差を緩和し所望の強度を確保するためにパーライト相を導入し、フェライト相、パーライト相、ベイナイト相の複合組織とした。さらに、パーライト相およびベイナイト相の平均粒径、パーライト相の面積率、フェライト相の粒内のセメンタイト相の面積率を適切に制御することで高い伸びフランジ性を確保しつつ、高い延性を得ることを可能とした。本発明は上記知見に基づくものであり、特徴は以下の通りである。[1]成分組成として、質量で、C:0100~0200、Si:050以下、Mn:060以下、P:0100以下、S:00100以下、Al:0010~0100、N:00100以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、組織として、面積率が50以上で、平均粒径が15μm以下のフェライト相と、面積率が10~30で平均粒径が10μm以下のパーライト相と、面積率が3~10で平均粒径が5μm以下のベイナイト相を有し、前記フェライト相の粒内に存在するセメンタイト相の面積率が10以下であることを特徴とする引張強度440MPa以上の加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。[2]成分組成として、質量で、さらに、Cr:005~080、V:0005~0100、Mo:0005~0500、Cu:001~010、Ni:001~010、B:00003~02000の中から選ばれる1種以上の元素を含有することを特徴とする前記[1]に記載の引張強度440MPa以上の加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。[3]成分組成として、質量で、さらに、Ca:0001~0005、REM:0001~0005の中から選ばれる1種以上の元素を含有することを特徴とする前記[1]または[2]に記載の引張強度440MPa以上の加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。[4]亜鉛めっきが合金化亜鉛めっきであることを特徴とする前記[1]~[3]のいずれかに記載の引張強度440MPa以上の加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。[5]前記[1]~[3]のいずれかに記載の成分組成を有する鋼素材を用いて、Ar3点以上の温度で仕上圧延を行ない、600°C以下の温度で巻取り、酸洗後、連続溶融亜鉛めっき処理を行うにあたり、前記連続溶融亜鉛めっき処理では、10°Cs以上の平均加熱速度で650°C以上の温度域まで加熱し、Ac35°C以上の温度で10秒以上保持し、次いで、10~200°Csの平均冷却速度で300°C以下の温度域まで冷却し、該300°C以下の温度域で30~300秒保持したのち、溶融亜鉛めっき処理することを特徴とする引張強度440MPa以上の加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。[6]前記[1]~[3]のいずれかに記載の成分組成を有する鋼素材を用いて、Ar3点以上の温度で仕上圧延を行ない、600°C以下の温度で巻取り、酸洗後、冷間圧延したのち、連続溶融亜鉛めっき処理を行うにあたり、前記連続溶融亜鉛めっき処理では、10°Cs以上の平均加熱速度で650°C以上の温度域まで加熱し、Ac35°C以上の温度で10秒以上保持し、次いで、10~200°Csの平均冷却速度で300°C以下の温度域まで冷却し、該300°C以下の温度域で30~300秒保持したのち、溶融亜鉛めっき処理することを特徴とする引張強度440MPa以上の加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。[7]前記溶融亜鉛めっき処理後、さらに合金化処理を施すことを特徴とする前記[5]または[6]に記載の引張強度440MPa以上の加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。なお、本発明において、高強度とは、引張強度TSが440MPa以上である。本発明では、特に、引張強度が440~490MPaで加工性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板を提供することができる。また、本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、亜鉛めっきの下地鋼板として冷延鋼板、熱延鋼板のいずれも含むものであり、溶融亜鉛めっき処理後合金化処理を施さないめっき鋼板以下、GIと称することもある、合金化処理を施すめっき鋼板以下、GAと称することもあるのいずれも含むものである。本発明によれば、引張強度440MPa以上の加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。また、本発明では、Mn等の合金成分を削減し、合金コストを低減した廉価で、かつ延性、伸びフランジ性を改善した高強度溶融亜鉛めっき鋼板が得られている。本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は延性および伸びフランジ性に優れているため、例えば、自動車構造部材に用いることで車体軽量化による燃費改善を図ることができ、産業上の利用価値は格段に大きい。以下、本発明について具体的に説明する。なお、以下の説明において、鋼成分組成の各元素の含有量の単位は質量であり、以下、特に断らない限り単にで示す。先ず、本発明で最も重要な要件である、成分組成について説明する。C:0100~0200Cは、所望の強度を確保し、組織を複合化して強度と延性を向上させるために必須の元素であり、そのためには0100以上必要である。一方、0200を超えて添加すると強度上昇が著しく、所望の加工性が得られない。したがって、Cは0100~0200の範囲内とする。Si:050以下Siは、フェライト相生成元素であり、鋼を強化するため有効な元素である。しかし、添加量が050超えとなると著しく強度が上昇し、所望の加工性が得られない。従って、Siは050以下とする。Mn:060以下Mnは、Cと同様に所望の強度を確保するために必須の元素であり、オーステナイト相を安定化させ、ベイナイト相等の第2相の生成を促進する。しかし、060を超えて過剰に添加すると、第2相組織の面積率が過大となり、延性が低下する。従って、Mnは060以下とする。P:0100以下Pは、鋼の強化に有効な元素であるが、添加量が0100を超えると粒界偏析により脆化を引き起こし、耐衝撃性を劣化させる。従って、Pは0100以下とする。S:00100以下Sは、MnSなどの非金属介在物となり、穴拡げ試験での打抜き穴加工時に穴端面が割れやすくなり、穴拡げ性が低下する。Sは極力低いほうがよく、Sは00100以下とする。また、製造コストの面からもSは00100以下とする。好ましくは、Sは00070以下とする。Al:0010~0100Alは、鋼の脱酸のため、0010以上添加する。一方、0100を超えるとめっき後の表面外観が著しく劣化するため、Alは0010~0100の範囲内とする。N:00100以下Nは、通常の鋼に含有される量00100以下であれば本発明の効果を損なわない。従って、Nは00100以下とする。残部はFeおよび不可避的不純物である。上記した成分が基本組成であるが、本発明では上記した基本組成に加えて、Cr、V、Mo、Cu、Ni、Bの中から選ばれる1種以上の元素を含有することができる。Cr:005~080、V:0005~0100、Mo:0005~0500、Cu:001~010、Ni:001~010、B:00003~02000の中から選ばれる1種以上の元素を含有Cr、Vは、鋼の焼入れ性を向上させ、高強度化する目的で添加することができる。Moは鋼の焼入れ性強化に有効な元素であり高強度化する目的で添加することができる。Cu、Niは強度に寄与する元素であり、鋼の強化の目的で添加することができる。Bはオーステナイト粒界からのフェライトの生成を抑制する作用を有するので必要に応じて添加することができる。それぞれの元素の下限は、所望の効果が得られる最低限の量であり、また、上限は効果が飽和する量である。以上より、添加する場合は、Crは005~080、Vは0005~0100、Moは0005~0500、Cuは001~010、Niは001~010、Bは00003~02000とする。Ca:0001~0005、REM:0001~0005の中から選ばれる1種以上の元素を含有Ca、REMは、硫化物形状を球状化し、伸びフランジ性を改善する目的で添加することができる。それぞれの元素の下限は、所望の効果が得られる最低限の量であり、また、上限は効果が飽和する量である。以上より、添加する場合は、Caは0001~0005、REMは0001~0005とする。次に、本発明の引張強度440MPa以上の加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の組織の限定理由について説明する。フェライト相の面積率:50以上延性を確保するためには、フェライト相は面積率で50以上必要である。好ましくは、55以上である。フェライト相の平均粒径:15μm以下引張強度および高い延性を確保するためには、平均粒径は15μm以下とする。15μmを超えると強度および延性が低下する。パーライト相の面積率:10~30強度確保およびフェライト相とベイナイト相の硬度差を緩和して高い伸びフランジ性を得るためパーライト相の面積率は10以上必要である。一方、パーライト相の面積率が30を超えると過度に強度上昇し、所望の加工性を得られなくなるため、パーライト相の面積率は30以下とする。パーライト相の平均粒径:10μm以下延性を確保するためには、平均粒径は10μm以下とする。10μmを超えると延性が低下する。好ましくは、8μm以下である。ベイナイト相の面積率:3~10所望の強度を確保するためにベイナイト相の面積率は3以上必要である。一方、10を超えると過度に強度上昇するため、ベイナイト相の面積率は10以下とする。ベイナイト相の平均粒径:5μm以下伸びフランジ性を確保するためには、平均粒径は5μm以下とする。5μmを超えると伸びフランジ性が低下する。好ましくは、3μm以下である。フェライト相の粒内に存在するセメンタイト相の面積率:10以下良好な伸びフランジ性を確保するためには、フェライト相の粒内に存在するセメンタイト相の面積率は10以下とする必要がある。面積率が10を超えて過剰に存在すると、伸びフランジ性が劣化するため、フェライト相の粒内に存在するセメンタイト相の面積率は10以下とする。なお、フェライト相、パーライト相、ベイナイト相、フェライト相の粒内に存在するセメンタイト相以外の組織としては、残留オーステナイト相を含むことができる。この場合は、伸びフランジ性の観点から残留オーステナイト相の面積率は1以下であることが望ましい。金属組織は、鋼板圧延方向に平行な板厚断面14位置を研磨後、3ナイタールで腐食し、2000倍の倍率で10視野にわたり走査型電子顕微鏡SEMで観察し、その画像をMediaCybernetics社製の画像解析ソフトImageProPlusver40を使用した画像解析処理により解析し、各相の面積率を求めた。すなわち、画像解析により、フェライト相、パーライト相、ベイナイト相、フェライト相の粒内に存在するセメンタイト相をデジタル画像上で分別し、画像処理し、測定視野毎に各々の相の面積率を求めた。これらの値を平均10視野して各々の相の面積率とした。フェライト相、パーライト相、ベイナイト相の平均粒径は、次のようにして求めた。上記と同様に、鋼板圧延方向に平行な板厚断面14位置を研磨後、3ナイタールで腐食し、フェライト相とパーライト相は1000倍の倍率で10視野にわたりSEMで観察し、ベイナイト相は5000倍の倍率で10視野にわたりSEMで観察し、その画像を上記の画像解析ソフトを用いて画像解析処理し、各々の視野においてフェライト相、パーライト相、ベイナイト相の面積、フェライト粒、パーライト粒、ベイナイト粒の個数を求め、フェライト粒、パーライト粒、ベイナイト粒1個のあたりの面積を算出し、フェライト粒、パーライト粒、ベイナイト粒1個当たりの面積に相当する、円相当直径を算出して、それらの値を10視野すべてにおいて計算し、その値を平均化して、フェライト相、パーライト相、ベイナイト相の平均粒径とした。次に、引張強度440MPa以上の加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法について説明する。上記した成分組成を有する溶鋼を、転炉等による溶製方法で溶製し、連続鋳造法等の鋳造方法で鋼素材スラブとする。次いで、得られた鋼素材を用いて、加熱し圧延して熱延板とする熱間圧延を施す。この時、熱間圧延は、仕上圧延の終了温度をAr3点以上とし、600°C以下の温度で巻取ることとする。仕上圧延の終了温度:Ar3点以上仕上圧延の終了温度がAr3点未満となると、鋼板表層部にフェライト相が生成し、その加工ひずみによるフェライト相の粗大化等により、板厚方向の組織が不均一となり、冷間圧延もしくは連続溶融亜鉛めっき処理後の組織においてフェライト相の平均粒径を15μm以下に制御できない。従って、仕上圧延の終了温度はAr3点以上とする。なお、Ar3点は次式から計算できるが、実際に測定した温度を用いてもよい。Ar3910310×C80×Mn035×ここでMは元素Mの含有量を、tは板厚mmを表す。なお、含有元素に応じて、補正項を導入してもよく、例えば、Cu、Cr、Ni、Moが含有される場合には、20×Cu、15×Cr、55×Ni、80×Moといった補正項を式の右辺に加えてもよい。巻取温度:600°C以下巻取温度が600°Cを超えるとパーライト相の面積率が増加し、連続溶融亜鉛めっき処理後の鋼板において、パーライト相の面積率が30超の組織となり、過剰な強度上昇を引き起こす。また、フェライト粒が成長しやすくなり、冷間圧延もしくは連続溶融亜鉛めっき処理後の組織においてフェライト平均粒径を15μm以下に制御できない。したがって、巻取温度は600°C以下とする。なお、熱延板の形状が劣化するため巻取温度は200°C以上とすることが好ましい。次いで、酸洗、或いはさらに冷間圧延を行なう。酸洗工程では、表面に生成した黒皮スケールを除去する。なお、酸洗条件は特に限定しない。冷間圧延の圧下率:40以上好適条件冷間圧延の圧下率が40未満となるとフェライト相の再結晶が進行しにくくなり、連続溶融亜鉛めっき処理後の組織において未再結晶フェライト相が残存し、延性および伸びフランジ性が低下する場合がある。よって、冷間圧延の圧下率は40以上が好ましい。次いで、連続溶融亜鉛めっき処理を行う。この時、10°Cs以上の平均加熱速度で650°C以上の温度域まで加熱し、Ac35°C以上の温度で10秒以上保持し、次いで、10~200°Csの平均冷却速度で300°C以下の温度域まで冷却し、該300°C以下の温度域で30~300秒保持したのち、溶融亜鉛めっき処理する。10°Cs以上の平均加熱速度で650°C以上の温度域まで加熱加熱する温度域が650°C未満の場合、フェライトの再結晶が進まず、連続溶融亜鉛めっき処理後の鋼板においてフェライト相の面積率が50未満となり、強度が低下し延性が劣化する。平均加熱速度が10°Cs未満の場合、通常よりも長い炉が必要で消費エネルギーが多大となりコスト増加と生産効率の悪化を引き起こす。Ac35°C以上の温度で10秒以上保持焼鈍保持温度がAc35°C未満の場合や、焼鈍保持時間が10秒未満では、焼鈍時にセメンタイトが十分に溶解せず、オーステナイト相の生成が不十分となり、焼鈍冷却時に十分な量の第2相パーライト相、ベイナイト相が確保できず、強度不足となる。また、フェライト相の粒内に存在するセメンタイト相の面積率が10を超え、延性が低下する。焼鈍保持温度および焼鈍保持時間の上限は特に規定しないが、1000°Cおよび600秒を超える保持は効果が飽和するうえ、コストが増加するため、焼鈍保持温度は1000°C以下、焼鈍保持時間は600秒以下がそれぞれ好ましい。なお、Ac3点は次式から計算できるが、実際に測定した温度を用いてもよい。Ac3910203×√C152×Ni447×Si104×V315×Mo131×W30×Mn11×Cr20×Cu700×P400×Al120×As400×TiここでMは元素Mの含有量を表す。10~200°Csの平均冷却速度で300°C以下の温度域まで冷却平均冷却速度条件は、本発明において重要な用件の一つである。300°C以下の温度域まで所定の平均冷却速度で急冷することで、フェライト相の粒内に存在するセメンタイト相の面積率を制御し、かつパーライト相とベイナイト相の面積率を制御できる。平均冷却速度が10°Cs未満の場合は、フェライト相の粒内に存在するセメンタイト相の面積率が10を超え、また、フェライト平均粒径が15μmを超え、パーライト平均粒径が10μmを超えるため、強度が低下し延性が劣化する。平均冷却速度が200°Csを超える場合は、フェライトの析出が十分でなく、パーライト相またはベイナイト相が過度に析出するため強度が上昇し、延性が劣化する。また鋼板形状の悪化にもつながるため、平均冷却速度は200°Cs以下とする。300°C以下の温度域で30~300秒保持この温度域での保持は、本発明において重要な用件の一つである。保持時間が30秒未満の場合には、ベイナイト変態が進行せず、連続溶融亜鉛めっき処理後の鋼板のベイナイト相の面積率が3以上存在する組織が得られず、強度確保が困難となる。保持温度が300°Cを超える場合は、ベイナイト変態が緩慢となり、連続溶融亜鉛めっき処理後の鋼板のベイナイト相の面積率が3以上存在する組織が得られず、強度確保が困難となり、また、フェライト相の粒内に存在するセメンタイト相の面積率が10を超え、さらにパーライト平均粒径が10μmを超えるため、延性が低下する。保持時間が300秒を超える場合は、ベイナイト相の面積率が過度となることおよびベイナイト平均粒径が5μmを超えるため、フェライト相とベイナイト相の硬度差が大きくなり、伸びフランジ性が低下し、また、フェライト相の粒内に存在するセメンタイト相の面積率が10を超え、延性が低下する。次いで、溶融亜鉛めっき処理する。あるいはさらに亜鉛めっきの合金化処理を施した後、室温まで冷却する。溶融亜鉛めっき処理に引き続き合金化処理を行うときは、溶融亜鉛めっき処理をしたのち、例えば、450°C以上600°C以下に鋼板を加熱して合金化処理を施し、めっき層のFe含有量が7~15になるよう行うのが好ましい。7未満では合金化ムラが発生したりフレーキング性が劣化する。一方、15超えは耐めっき剥離性が劣化する。以上により、本発明の引張強度440MPa以上の加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。なお、本発明の製造方法における熱処理では、上述した温度範囲内であれば保持温度は一定である必要はなく、また冷却速度が冷却中に変化した場合においても、規定の冷却速度の範囲内であれば問題ない。また、熱処理では所望の熱履歴を満足されれば、いかなる設備を用いて熱処理を施されても、本発明の趣旨を損なうものではない。加えて、形状矯正のために調質圧延を施すことも本発明範囲に含まれる。本発明では、鋼素材を通常の製鋼、鋳造、熱延の各工程を経て製造する場合を想定しているが、例えば、薄スラブ鋳造などにより熱延工程の一部もしくは全部を省略して製造する場合も本発明の範囲に含まれる。さらに、本発明において、得られた高強度溶融亜鉛めっき鋼板に化成処理などの各種表面処理を施しても本発明の効果を損なうものではない。以下、本発明を、実施例に基いて具体的に説明する。表1に示す成分組成を有する鋼素材スラブを出発素材とした。これらの鋼素材を、表2、表3に示す加熱温度に加熱した後、表2、表3に示す条件にて、熱間圧延し、酸洗した後、次いで冷間圧延、連続溶融亜鉛めっき処理を施した。一部の鋼板鋼板No5については、冷間圧延を施さなかった。次いで、一部を除いて、連続溶融亜鉛めっき処理後に合金化処理を施した。なお、連続溶融亜鉛めっき処理設備では、460°CのAl含有Zn浴にて溶融亜鉛めっき処理を施し、GAは014質量Al含有Zn浴を、GIは018質量Al含有Zn浴を用いた。付着量はガスワイピングにより調節し、GAは合金化処理した。以上により得られた溶融亜鉛めっき鋼板GAおよびGIに対して、組織観察、引張特性、伸びフランジ性穴拡げ試験について、評価した。測定方法を下記に示す。1組織観察鋼板圧延方向に平行な板厚断面14位置を研磨後、3ナイタールで腐食し、2000倍の倍率で10視野にわたり走査型電子顕微鏡SEMで観察し、その画像をMediaCybernetics社製の画像解析ソフトImageProPlusver40を使用した画像解析処理により解析し各相の面積率を求めた。すなわち、画像解析により、フェライト相、パーライト相、ベイナイト相、フェライト相の粒内に存在するセメンタイト相をデジタル画像上で分別し、画像処理し、測定視野毎に各々の相の面積率を求めた。これらの値を平均10視野して各々の相の面積率とした。フェライト相、パーライト相、ベイナイト相の平均粒径は、次のようにして求めた。上記と同様に、鋼板圧延方向に平行な板厚断面14位置を研磨後、3ナイタールで腐食し、フェライト相とパーライト相は1000倍の倍率で10視野にわたりSEMで観察し、ベイナイト相は5000倍の倍率で10視野にわたりSEMで観察し、その画像を上記の画像解析ソフトを用いて画像解析処理し、各々の視野においてフェライト相、パーライト相、ベイナイト相の面積、フェライト粒、パーライト粒、ベイナイト粒の個数を求め、フェライト粒、パーライト粒、ベイナイト粒1個のあたりの面積を算出し、フェライト粒、パーライト粒、ベイナイト粒1個当たりの面積に相当する、円相当直径を算出して、それらの値を10視野すべてにおいて計算し、その値を平均化して、フェライト相、パーライト相、ベイナイト相の平均粒径とした。2引張特性得られた鋼板の圧延方向からJIS5号引張試験片を採取し、引張試験JISZ2241を実施した。引張試験は破断まで実施して、引張強度、破断伸び延性を求めた。延性の評価基準は、破断伸びが370以上である場合に延性が良好と判断した。3伸びフランジ性伸びフランジ性は、日本鉄鋼連盟規格JFST10011996に準拠して実施した。得られた鋼板を100mm×100mmに切断し、クリアランス12で直径10mmd0の穴を打抜き加工で打抜いた後、内径75mmダイスを用いてしわ押さえ力9tonで押えた状態で60°円錐ポンチを穴に押し込み、穴縁に板厚貫通クラックが発生した時点での穴径dbを測定して、次式で定義される限界穴拡げ率:λを求め、この限界穴拡げ率の値から伸びフランジ性を評価した。λ=100×d0以上により得られた結果を条件と併せて表2、表3に示す。表2および表3より、面積率が50以上で、平均粒径15μm以下のフェライト相と面積率が10~30で平均粒径が10μm以下のパーライト相と面積率が3~10で平均粒径が5μm以下のベイナイト相を有し、前記フェライト相の粒内に存在するセメンタイト相の面積率が10以下である本発明例では、延性および伸びフランジ性が高い。一方、比較例では、延性、伸びフランジ性のいずれか一つ以上が低い。特に、成分組成が適切でない比較例は、フェライト相の面積率および平均粒径、パーライト相の面積率および平均粒径、ベイナイト相の面積率および平均粒径、フェライト相の粒内に存在するセメンタイト相の面積率を適正化しても延性および伸びフランジ性は改善されないことがわかる。