質量で、C:0.0001以上、0.40以下、Si:0.001以上、2.5以下、Mn:0.001以上、4.0以下、P:0.001以上、0.15以下、S:0.0005以上、0.03以下、Al:0.001以上、2.0以下、N:0.0005以上、0.01以下、O:0.0005以上、0.01以下、を含有し、さらに、Ti:0.001以上、0.20以下、Nb:0.001以上、0.20以下、V:0.001以上、1.0以下、W:0.001以上、1.0以下、B:0.0001以上、0.0050以下、Mo:0.001以上、1.0以下、Cr:0.001以上、2.0以下、Cu:0.001以上、2.0以下、Ni:0.001以上、2.0以下、Co:0.0001以上、1.0以下、Sn:0.0001以上、0.2以下、Zr:0.0001以上、0.2以下、As:0.0001以上、0.50以下、Mg:0.0001以上、0.010以下、Ca:0.0001以上、0.010以下、REM:0.0001以上、0.1以下、のうちの1種又は2種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり;少なくとも鋼板表面から5/8~3/8の板厚範囲である板厚中央部における{100}<011>~{223}<110>方位群のX線ランダム強度比の平均値が1.0以上6.0以下でかつ、{332}<113>の結晶方位のX線ランダム強度比が1.0以上5.0以下であり;圧延方向に対して直角方向のr値であるrCが0.70以上1.10以下でかつ、前記圧延方向に対して30°をなす方向のr値であるr30が0.70以上1.10以下である;ことを特徴とする熱延鋼板。前記圧延方向のr値であるrLが0.70以上1.10以下でかつ、前記圧延方向に対して60°をなす方向のr値であるr60が0.70以上1.10以下であることを特徴とする請求項1に記載の熱延鋼板。前記熱延鋼板中にベイナイト、マルテンサイト、パーライトおよびオーステナイトの1種または2種以上が存在し、これら組織の結晶粒のうち、前記圧延方向の長さdLと板厚方向の長さdtの比であるdL/dtが3.0以下である粒の割合が50以上100以下であることを特徴とする請求項1または2に記載の熱延鋼板。前記熱延鋼板の金属組織の全面積のうち、粒径が20μmを超える結晶粒の面積割合が0以上10以下であることを特徴とする請求項1または2に記載の熱延鋼板。請求項1に記載の熱延鋼板を冷間圧延した冷延鋼板であって、少なくとも前記板厚中央部における{100}<011>~{223}<110>方位群のX線ランダム強度比の平均値が1.0以上4.0未満でかつ、{332}<113>の結晶方位のX線ランダム強度比が1.0以上5.0以下であり;前記圧延方向に対して直角方向のr値であるrCが0.70以上1.10以下でかつ、前記圧延方向に対して30°をなす方向のr値であるr30が0.70以上1.10以下である;ことを特徴とする冷延鋼板。前記圧延方向のr値であるrLが0.70以上1.10以下でかつ、前記圧延方向に対して60°をなす方向のr値であるr60が0.70以上1.10以下であることを特徴とする請求項5に記載の冷延鋼板。前記冷延鋼板中にベイナイト、マルテンサイト、パーライトおよびオーステナイトの1種または2種以上が存在し、これら組織の結晶粒のうち、前記圧延方向の長さdLと板厚方向の長さdtの比であるdL/dtが3.0以下である粒の割合が50以上100以下であることを特徴とする請求項5または6に記載の冷延鋼板。前記冷延鋼板の金属組織の全面積のうち、粒径が20μmを超える結晶粒の面積割合が0以上10以下であることを特徴とする請求項5または6に記載の冷延鋼板。請求項5に記載の冷延鋼板の表面に、さらに、溶融亜鉛めっき層または、合金化溶融亜鉛めっき層を備えた亜鉛めっき鋼板であって、少なくとも前記板厚中央部における{100}<011>~{223}<110>方位群のX線ランダム強度比の平均値が1.0以上4.0未満でかつ、{332}<113>の結晶方位のX線ランダム強度比が1.0以上5.0以下であり;前記圧延方向に対して直角方向のr値であるrCが0.70以上1.10以下でかつ、前記圧延方向に対して30°をなす方向のr値であるr30が0.70以上1.10以下である;ことを特徴とする亜鉛めっき鋼板。前記圧延方向のr値であるrLが0.70以上1.10以下でかつ、前記圧延方向に対して60°をなす方向のr値であるr60が0.70以上1.10以下であることを特徴とする請求項9に記載の亜鉛めっき鋼板。質量で、C:0.0001以上、0.40以下、Si:0.001以上、2.5以下、Mn:0.001以上、4.0以下、P:0.001以上、0.15以下、S:0.0005以上、0.03以下、Al:0.001以上、2.0以下、N:0.0005以上、0.01以下、O:0.0005以上、0.01以下、を含有し、さらに、Ti:0.001以上、0.20以下、Nb:0.001以上、0.20以下、V:0.001以上、1.0以下、W:0.001以上、1.0以下、B:0.0001以上、0.0050以下、Mo:0.001以上、1.0以下、Cr:0.001以上、2.0以下、Cu:0.001以上、2.0以下、Ni:0.001以上、2.0以下、Co:0.0001以上、1.0以下、Sn:0.0001以上、0.2以下、Zr:0.0001以上、0.2以下、As:0.0001以上、0.50以下、Mg:0.0001以上、0.010以下、Ca:0.0001以上、0.010以下、REM:0.0001以上、0.1以下、のうちの1種又は2種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼塊またはスラブを、1000°C以上1200°C以下の温度域で、20以上の圧下を少なくとも1回以上行う第1の熱間圧延を行い、オーステナイト粒径を200μm以下とし;T130°C以上T1200°C以下の温度範囲で、圧下率の合計が50以上である第2の熱間圧延を行い;T1°C以上T130°C未満の温度範囲で、圧下率の合計が30未満である第3の熱間圧延を行い;Ar3変態温度以上で熱間圧延を終了する;ことを特徴とする熱延鋼板の製造方法。ここで、前記T1は鋼板成分により決定される温度であり、下式1で表される。T1°C=85010×CN×Mn350×Nb250×Ti40×B10×Cr100×Mo100×V式1T130°C以上T1200°C以下の温度範囲での前記第2の熱間圧延において、1パスで30以上の圧下率の圧下を少なくとも1回以上行うことを特徴とする請求項11に記載の熱延鋼板の製造方法。1000°C以上1200°C以下の温度域での前記第1の熱間圧延において、20以上の圧下率の圧下を少なくとも2回以上行い、オーステナイト粒径を100μm以下とすることを特徴とする請求項11または12に記載の熱延鋼板の製造方法。T130°C以上T1200°C以下の温度域における30以上の圧下率であるパスを大圧下パスとした場合、前記大圧下パスのうちの最終パスが完了した後から冷却を開始するまでの待ち時間tが、下式2を満たすことを特徴とする請求項11または12に記載の熱延鋼板の製造方法。t1≦t≦t1×2.5式2ここで、t1は下式3で表される。t10.001×Tf-T1×P12-0.109×Tf-T1×P13.1式3ここで、Tfは前記最終パス後の温度であり、P1は前記最終パスにおける圧下率である。T130°C以上T1200°C以下の温度域における前記第2の熱間圧延の各パス間の鋼板の温度上昇を18°C以下とすることを特徴とする請求項14に記載の熱延鋼板の製造方法。請求項11に記載の熱延鋼板の製造方法で得られた前記熱延鋼板に対して、Ar3変態温度以上で熱間圧延を終了した後、酸洗し;冷間にて20以上90以下の圧延を行い;720°C以上900°C以下の温度域で1秒以上300秒以下の保持時間で焼鈍し;650°Cから500°Cの間の冷却速度が10°C/s以上200°C/s以下である加速冷却を行い;200°C以上500°C以下の温度にて保持する;ことを特徴とする冷延鋼板の製造方法。T130°C以上T1200°C以下の温度範囲での前記第2の熱間圧延において、1パスで30以上の圧下率の圧下を少なくとも1回以上行うことを特徴とする請求項16に記載の冷延鋼板の製造方法。1000°C以上1200°C以下の温度域での前記第1の熱間圧延において20以上の圧下率の圧下を少なくとも2回以上行い、オーステナイト粒径を100μm以下とすることを特徴とする請求項16または17に記載の冷延鋼板の製造方法。T130°C以上T1200°C以下の温度域における30以上の圧下率であるパスを大圧下パスとした場合、前記大圧下パスのうちの最終パスが完了した後から冷却を開始するまでの待ち時間tが、下式4を満たすことを特徴とする請求項16または17に記載の冷延鋼板の製造方法。t1≦t≦t1×2.5式4ここで、t1は下式5で表される。t10.001×Tf-T1×P12-0.109×Tf-T1×P13.1式5ここで、Tfは前記最終パス後の温度であり、P1は前記最終パスにおける圧下率である。T130°C以上T1200°C以下の温度域における前記第2の熱間圧延の各パス間の鋼板の温度上昇を18°C以下とすることを特徴とする請求項19に記載の冷延鋼板の製造方法。請求項11に記載の熱延鋼板の製造方法で得られた前記熱延鋼板に対して、Ar3変態温度以上で熱間圧延を終了した後、680°C以下室温以上の温度域で巻き取り;酸洗し;冷間にて20以上90以下の圧延を行い;650°C以上900°C以下の温度域まで昇温し;1秒以上300秒以下の保持時間で焼鈍し;0.1°C/s以上100°C/s以下の冷却速度で720°C以下580°C以上の温度域まで冷却をし;亜鉛めっき処理を行う;ことを特徴とする亜鉛めっき鋼板の製造方法。T130°C以上T1200°C以下の温度範囲での前記第2の熱間圧延において、1パスで30以上の圧下率の圧下を少なくとも1回以上行うことを特徴とする請求項21に記載の亜鉛めっき鋼板の製造方法。1000°C以上1200°C以下の温度域での前記第1の熱間圧延において、20以上の圧下率の圧下を少なくとも2回以上行い、オーステナイト粒径を100μm以下とすることを特徴とする請求項21または22に記載の亜鉛めっき鋼板の製造方法。T130°C以上T1200°C以下の温度域における30以上の圧下率であるパスを大圧下パスとした場合、前記大圧下パスのうちの最終パスが完了した後から冷却を開始するまでの待ち時間tが、下式6を満たすことを特徴とする請求項21または22に記載の亜鉛めっき鋼板の製造方法。t1≦t≦t1×2.5式6ここで、t1は下式7で表される。t10.001×Tf-T1×P12-0.109×Tf-T1×P13.1式7ここで、Tfは前記最終パス後の温度、P1は前記最終パスにおける圧下率である。T130°C以上T1200°C以下の温度域における前記第2の熱間圧延の各パス間の鋼板の温度上昇を18°C以下とすることを特徴とする請求項24に記載の亜鉛めっき鋼板の製造方法。上述のように、高強度鋼板の局部変形能改善のためには、介在物制御を含む組織制御を行うことが主たる手段であった。しかし、組織制御によっていることから、析出物や、フェライトやベイナイト等の組織の分率や形態を制御する必要があり、ベースの金属組織が限定されていた。そこで本発明では、ベース組織の制御ではなく、集合組織の制御によって、相の種類に限定されずに結晶粒のサイズや形態の制御および集合組織を制御することで、高強度鋼板の局部変形能が優れ、成形性方位依存性の少ない熱延鋼板、冷延鋼板、亜鉛めっき鋼板およびこれらの製造方法を提供する。従来の知見によれば、前述のように穴拡げ性や曲げ性などの改善は、介在物制御、析出物微細化、組織均質化、単一組織化および組織間の硬度差の低減などによって行われていた。しかし、これらの技術だけでは、主な組織構成を限定せざるを得ない。さらに、高強度化のために、強度上昇に大きく寄与する代表的な元素であるNbやTiなどを添加した場合には、異方性が極めて大きくなることが懸念されるため、他の成形性因子を犠牲にしたり、成形前のブランク取りの方向を限定したりせざるを得ず、用途が限定される。そこで、本発明者らは、穴拡げ性や曲げ加工性を向上させるために、新たに鋼板の集合組織の影響に着目して、その作用効果を詳細に調査、研究した。その結果、熱延工程から特定の結晶方位群の各方位のX線ランダム強度比を制御し、さらに圧延方向のr値、圧延方向に対して直角方向のr値、圧延方向に対して30°または60°をなす方向のr値を制御することで、局部変形能が飛躍的に向上することを明らかにした。本発明は前述の知見に基づいて構成されており、上記の課題を解決して係る目的を達成するために、本発明は以下の手段を採用した。1すなわち、本発明の一態様にかかる熱延鋼板は、質量で、C:0.0001以上、0.40以下、Si:0.001以上、2.5以下、Mn:0.001以上、4.0以下、P:0.001以上、0.15以下、S:0.0005以上、0.03以下、Al:0.001以上、2.0以下、N:0.0005以上、0.01以下、O:0.0005以上、0.01以下、を含有し、さらに、Ti:0.001以上、0.20以下、Nb:0.001以上、0.20以下、V:0.001以上、1.0以下、W:0.001以上、1.0以下、B:0.0001以上、0.0050以下、Mo:0.001以上、1.0以下、Cr:0.001以上、2.0以下、Cu:0.001以上、2.0以下、Ni:0.001以上、2.0以下、Co:0.0001以上、1.0以下、Sn:0.0001以上、0.2以下、Zr:0.0001以上、0.2以下、As:0.0001以上、0.50以下、Mg:0.0001以上、0.010以下、Ca:0.0001以上、0.010以下、REM:0.0001以上、0.1以下、のうちの1種又は2種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、少なくとも鋼板表面から5/8~3/8の板厚範囲である板厚中央部における{100}<011>~{223}<110>方位群のX線ランダム強度比の平均値が1.0以上6.0以下でかつ、{332}<113>の結晶方位のX線ランダム強度比が1.0以上5.0以下であり、圧延方向に対して直角方向のr値であるrCが0.70以上1.10以下でかつ、前記圧延方向に対して30°をなす方向のr値であるr30が0.70以上1.10以下である。2また、上記1に記載の態様では、さらに、前記圧延方向のr値であるrLが0.70以上1.10以下でかつ、前記圧延方向に対して60°をなす方向のr値であるr60が0.70以上1.10以下であってもよい。3また、上記1または2に記載の態様では、さらに、前記熱延鋼板中にベイナイト、マルテンサイト、パーライトおよびオーステナイトの1種または2種以上が存在し、これら組織の結晶粒のうち、前記圧延方向の長さdLと板厚方向の長さdtの比であるdL/dtが3.0以下である粒の割合が50以上100以下であってもよい。4上記1または2に記載の態様では、前記熱延鋼板の金属組織の全面積のうち、粒径が20μmを超える結晶粒の面積割合が0以上10以下であってもよい。5本発明の一態様にかかる冷延鋼板は、上記1に記載の熱延鋼板を冷間圧延した冷延鋼板であって、少なくとも前記板厚中央部における{100}<011>~{223}<110>方位群のX線ランダム強度比の平均値が1.0以上4.0未満でかつ、{332}<113>の結晶方位のX線ランダム強度比が1.0以上5.0以下であり、前記圧延方向に対して直角方向のr値であるrCが0.70以上1.10以下でかつ、前記圧延方向に対して30°をなす方向のr値であるr30が0.70以上1.10以下である。6上記5に記載の態様では、前記圧延方向のr値であるrLが0.70以上1.10以下でかつ、前記圧延方向に対して60°をなす方向のr値であるr60が0.70以上1.10以下であってもよい。7上記5または6に記載の態様では、前記冷延鋼板中にベイナイト、マルテンサイト、パーライトおよびオーステナイトの1種または2種以上が存在し、これら組織の結晶粒のうち、前記圧延方向の長さdLと板厚方向の長さdtの比であるdL/dtが3.0以下である粒の割合が50以上100以下であってもよい。8上記5または6に記載の態様では、前記冷延鋼板の金属組織の全面積のうち、粒径が20μmを超える結晶粒の面積割合が0以上10以下であってもよい。9本発明の一態様にかかる亜鉛めっき鋼板は、上記5に記載の冷延鋼板の表面に、さらに、溶融亜鉛めっき層または、合金化溶融亜鉛めっき層を備えた亜鉛めっき鋼板であって、少なくとも前記板厚中央部における{100}<011>~{223}<110>方位群のX線ランダム強度比の平均値が1.0以上4.0未満でかつ、{332}<113>の結晶方位のX線ランダム強度比が1.0以上5.0以下であり、前記圧延方向に対して直角方向のr値であるrCが0.7以上1.10以下でかつ、前記圧延方向に対して30°をなす方向のr値であるr30が0.70以上1.10以下である。10上記9に記載の態様では、前記圧延方向のr値であるrLが0.70以上1.10以下でかつ、前記圧延方向に対して60°をなす方向のr値であるr60が0.70以上1.10以下であってもよい。11本発明の一態様にかかる熱延鋼板の製造方法は、質量で、C:0.0001以上、0.40以下、Si:0.001以上、2.5以下、Mn:0.001以上、4.0以下、P:0.001以上、0.15以下、S:0.0005以上、0.03以下、Al:0.001以上、2.0以下、N:0.0005以上、0.01以下、O:0.0005以上、0.01以下、を含有し、さらに、Ti:0.001以上、0.20以下、Nb:0.001以上、0.20以下、V:0.001以上、1.0以下、W:0.001以上、1.0以下、B:0.0001以上、0.0050以下、Mo:0.001以上、1.0以下、Cr:0.001以上、2.0以下、Cu:0.001以上、2.0以下、Ni:0.001以上、2.0以下、Co:0.0001以上、1.0以下、Sn:0.0001以上、0.2以下、Zr:0.0001以上、0.2以下、As:0.0001以上、0.50以下、Mg:0.0001以上、0.010以下、Ca:0.0001以上、0.010以下、REM:0.0001以上、0.1以下、のうちの1種又は2種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼塊またはスラブを、1000°C以上1200°C以下の温度域で、20以上の圧下を少なくとも1回以上行う第1の熱間圧延を行い、オーステナイト粒径を200μm以下とし、T130°C以上T1200°C以下の温度範囲で、圧下率の合計が50以上である第2の熱間圧延を行い、T1°C以上T130°C未満の温度範囲で、圧下率の合計が30未満である第3の熱間圧延を行い、Ar3変態温度以上で熱間圧延を終了する。ここで、前記T1は鋼板成分により決定される温度であり、下式1で表される。T1°C=85010×CN×Mn350×Nb250×Ti40×B10×Cr100×Mo100×V式112上記11に記載の態様では、T130°C以上T1200°C以下の温度範囲での前記第2の熱間圧延において、1パスで30以上の圧下率の圧下を少なくとも1回以上行ってもよい。13上記11または12に記載の態様では、1000°C以上1200°C以下の温度域での前記第1の熱間圧延において、20以上の圧下率の圧下を少なくとも2回以上行い、オーステナイト粒径を100μm以下としてもよい。14上記11または12に記載の態様では、T130°C以上T1200°C以下の温度域における30以上の圧下率であるパスを大圧下パスとした場合、前記大圧下パスのうちの最終パスが完了した後から冷却を開始するまでの待ち時間tが、下式2を満たす構成を採用してもよい。t1≦t≦t1×2.5式2ここで、t1は下式3で表される。t10.001×Tf-T1×P12-0.109×Tf-T1×P13.1式3ここで、Tfは前記最終パス後の温度であり、P1は前記最終パスにおける圧下率である。15上記14に記載の態様では、T130°C以上T1200°C以下の温度域における前記第2の熱間圧延の各パス間の鋼板の温度上昇を18°C以下としてもよい。16本発明の一態様にかかる冷延鋼板の製造方法は、上記11に記載の熱延鋼板の製造方法で得られた前記熱延鋼板に対して、Ar3変態温度以上で熱間圧延を終了した後、酸洗し、冷間にて20以上90以下の圧延を行い、720°C以上900°C以下の温度域で1秒以上300秒以下の保持時間で焼鈍し、650°Cから500°Cの間の冷却速度が10°C/s以上200°C/s以下である加速冷却を行い、200°C以上500°C以下の温度にて保持する。17上記16に記載の態様では、T130°C以上T1200°C以下の温度範囲での前記第2の熱間圧延において、1パスで30以上の圧下率の圧下を少なくとも1回以上行ってもよい。18上記16または17に記載の態様では、1000°C以上1200°C以下の温度域での前記第1の熱間圧延において20以上の圧下率の圧下を少なくとも2回以上行い、オーステナイト粒径を100μm以下としてもよい。19上記16または17に記載の態様では、T130°C以上T1200°C以下の温度域における30以上の圧下率であるパスを大圧下パスとした場合、前記大圧下パスのうちの最終パスが完了した後から冷却を開始するまでの待ち時間tが、下式4を満たす構成を採用してもよい。t1≦t≦t1×2.5式4ここで、t1は下式5で表される。t10.001×Tf-T1×P12-0.109×Tf-T1×P13.1式5ここで、Tfは前記最終パス後の温度であり、P1は前記最終パスにおける圧下率である。20上記16または17に記載の態様では、T130°C以上T1200°C以下の温度域における前記第2の熱間圧延の各パス間の鋼板の温度上昇を18°C以下としてもよい。21本発明の一態様にかかる亜鉛めっき鋼板の製造方法は、上記11に記載の熱延鋼板の製造方法で得られた前記熱延鋼板に対して、Ar3変態温度以上で熱間圧延を終了した後、680°C以下室温以上の温度域で巻き取り、酸洗し、冷間にて20以上90以下の圧延を行い、650°C以上900°C以下の温度域まで昇温し、1秒以上300秒以下の保持時間で焼鈍し、0.1°C/s以上100°C/s以下の冷却速度で720°C以下580°C以上の温度域まで冷却をし、亜鉛めっき処理を行う。22上記21に記載の態様では、T130°C以上T1200°C以下の温度範囲での前記第2の熱間圧延において、1パスで30以上の圧下率の圧下を少なくとも1回以上行ってもよい。23上記21または22に記載の態様では、1000°C以上1200°C以下の温度域での前記第1の熱間圧延において、20以上の圧下率の圧下を少なくとも2回以上行い、オーステナイト粒径を100μm以下としてもよい。24上記21または22に記載の態様では、T130°C以上T1200°C以下の温度域における30以上の圧下率であるパスを大圧下パスとした場合、前記大圧下パスのうちの最終パスが完了した後から冷却を開始するまでの待ち時間tが、下式6を満たす構成を採用してもよい。t1≦t≦t1×2.5式6ここで、t1は下式7で表される。t10.001×Tf-T1×P12-0.109×Tf-T1×P13.1式7ここで、Tfは前記最終パス後の温度、P1は前記最終パスにおける圧下率である。25上記24に記載の態様では、T130°C以上T1200°C以下の温度域における前記第2の熱間圧延の各パス間の鋼板の温度上昇を18°C以下としてもよい。本発明によれば、主な組織構成を限定せず、NbやTiなどの元素が添加されていても異方性への影響が小さく、局部変形能に優れ、成形性の方位依存性の少ない熱延鋼板、冷延鋼板および亜鉛めっき鋼板を得ることができる。以下に本発明の一実施形態を詳細に説明する。1.熱延鋼板について1鋼板の表面から5/8~3/8の板厚範囲である板厚中央部における{100}<011>~{223}<110>方位群のX線ランダム強度比の平均値、{332}<113>の結晶方位のX線ランダム強度比:鋼板の表面から5/8~3/8の板厚範囲である板厚中央部における{100}<011>~{223}<110>方位群のX線ランダム強度比の平均値は、本実施形態において特に重要な特性値である。図1に示すように、鋼板の表面から5/8~3/8の板厚範囲である板厚中央部における板面のX線回折を行い、ランダム試料に対する各方位の強度比を求めたときの、{100}<011>~{223}<110>方位群の平均値が6.0以下であれば、足回り部品や骨格部品の加工に必要な板厚/最小曲げ半径であるd/Rmが1.5以上を満たす。さらに穴拡げ性や、小さな限界曲げ特性を必要とする場合には、望ましくは4.0以下で、より望ましくは、3.0未満である。6.0超では、鋼板の機械的特性の異方性が極めて強くなり、その結果、ある方向の局部変形能が改善しても、その方向とは異なる方向での材質が著しく劣化するため、前述の板厚/最小曲げ半径≧1.5を満足できなくなる。冷延鋼板または、亜鉛めっき鋼板の原板である熱延鋼帯とする場合には、上記のX線ランダム強度比は、4.0未満であることが望ましい。一方、現行の一般的な連続熱延工程では実現が難しいが、X線ランダム強度比が1.0未満になると局部変形能の劣化が懸念される。さらに同様な理由から、鋼板の表面から5/8~3/8の板厚範囲である板厚中央部における{332}<113>の結晶方位のX線ランダム強度比が、図2に示すように5.0以下であれば、足回り部品の加工に必要な板厚/最小曲げ半径≧1.5を満たす。より望ましくは、3.0以下である。5.0超であると、鋼板の機械的特性の異方性が極めて強くなり、その結果、ある方向のみの局部変形能が改善しても、その方向とは異なる方向での材質が著しく劣化するため、板厚/最小曲げ半径≧1.5を確実に満足できなくなる。一方、現行の一般的な連続熱延工程では実現が難しいが、X線ランダム強度比が1.0未満になると局部変形能の劣化が懸念される。以上述べた結晶方位のX線ランダム強度比が、曲げ加工時の形状凍結性に対して重要であることの理由は必ずしも明らかではないが、曲げ変形時の結晶のすべり挙動と関係があるものと推測される。2圧延方向と直角方向のr値であるrC:このrCは、本実施形態において重要である。すなわち、本発明者等が鋭意検討した結果、上述した種々の結晶方位のX線ランダム強度比だけが適正であっても、必ずしも良好な穴拡げ性や曲げ性が得られないことが判明した。図3に示すように、上記のX線ランダム強度比と同時に、rCが0.70以上であることが必須である。上述のrCの上限を1.10とすることで、よりすぐれた局部変形能を得ることができる。3圧延方向に対して30°をなす方向のr値であるr30:このr30は、本実施形態において重要である。すなわち、本発明者等が鋭意検討した結果、上述した種々の結晶方位のX線強度が適正であっても、必ずしも良好な局部変形能が得られないことが判明した。図4に示すように、上記のX線強度と同時に、r30が1.10以下であることが必須である。上述のr30の下限を0.70とすることで、よりすぐれた局部変形能を得ることができる。4圧延方向のr値であるrLおよび圧延方向に対して60°をなす方向のr値であるr60:さらに、本発明者等が鋭意検討した結果、上述した種々の結晶方位のX線ランダム強度比とrCおよびr30だけでなく、図5、図6に示すように、さらに圧延方向のrLが0.70以上でかつ、圧延方向に対して60°をなす方向のr値であるr60が1.10以下であれば、板厚/最小曲げ半径≧2.0を満たすことが判明した。上述のrL値およびr60値が、rLが1.10以下、r60が0.70以上であることで、よりすぐれた局部変形能を得ることができる。ところで、一般に集合組織とr値とは相関があることが知られているが、本実施形態に係る熱延鋼板においては、既述の結晶方位のX線強度比に関する限定と、r値に関する限定とは互いに同義ではなく、両方の限定が同時に満たされなくては良好な局部変形能を得ることはできない。5ベイナイト、マルテンサイト、パーライトおよびオーステナイト粒のdL/dt比:本発明者らは、さらに局部変形能を追求した結果、上記の集合組織およびr値を満たした上で、結晶粒の等軸性に優れたときに、曲げ加工の方向依存性がほぼなくなることを見出した。この等軸性を表す指標としては、これら組織中の結晶粒の熱間圧延方向の長さであるdLと板厚方向の長さであるdtの比であるdL/dtが、3.0以下の等軸性に優れた粒の割合が、これら結晶粒のうち、50以上100以下である。50未満では、圧延方向であるL方向または圧延方向に対して直角方向であるC方向の曲げ性Rが劣化する。各組織の判定は、以下のように行うことができる。光学顕微鏡による組織観察にて、パーライトを特定する。次にEBSDElectronBackScatteringDiffraction;電子線後方散乱回折法を用いて、結晶構造を判定し、fcc構造の結晶をオーステナイトとする。bcc構造のフェライト、ベイナイトおよびマルテンサイトは、EBSP-OIMTMに装備されているKernelAverageMisorientation、すなわちKAM法にて識別することができる。KAM法は測定データのうちのある正六角形のピクセルの隣り合う6個である第一近似、もしくはさらにその外側12個である第二近似、もしくはさらにその外側の18個である第三近似のピクセル間の方位差を平均し、その値をその中心のピクセルの値とする計算を各ピクセルに行うことにより算出される値である。粒界を越えないようにこの計算を実施することで粒内の方位変化を表現するマップを作成できる。このマップは粒内の局所的な方位変化に基づくひずみの分布を表している。本発明の実施例においては、EBSP-OIMTMにおいて隣接するピクセル間の方位差を計算する条件を第三近似として、この方位差が5°以下とし、上記の方位差第三近似において、1°超が低温変態生成物であるベイナイトもしくはマルテンサイト、1°以下がフェライトと定義した。これは、高温で変態したポリゴナルな初析フェライトは拡散変態で生成するので、転位密度が小さく、粒内の歪みが少ないため、結晶方位の粒内差が小さく、これまで発明者らが実施してきた様々な調査結果より、光学顕微鏡観察で得られるフェライト体積分率とKAM法にて測定した方位差第三近似1°で得られるエリアの面積分率がほぼよい一致をするためである。6粒径20μmを超える結晶粒の割合:さらに、曲げ性は、結晶粒の等軸性の影響を強く受け、その効果が大きいことを見出した。その理由は明らかではないが、曲げ変形は、局部的にひずみが集中するモードであり、全ての結晶粒が均一に、等価にひずみを受ける状態が曲げ性には有利と考えられる。粒径の大きな結晶粒が多い場合には、等方性化と等軸粒化が十分であっても、局部的な結晶粒が歪むことにより、その局部的に歪む結晶粒の方位により、曲げ性に大きなばらつきが出て、曲げ性の低下を引き起こすと考えている。そのため、等方性化と等軸粒化の効果により、ひずみの局部化を抑え、曲げ性を向上させるためには、全面積のうち、粒径20μmを超える結晶粒の占める面積割合が少ない方がよく、0以上10以下である必要がある。10より多いと曲げ性が劣化する。ここで言う結晶粒とは、フェライト、パーライト、ベイナイト、マルテンサイト、およびオーステナイトの結晶粒を言う。本発明は熱延鋼板の全般に適用できるものであり、上記の限定が満たされれば組織の組み合わせに制限されることなく、熱延鋼板の曲げ加工性や穴広げ性などの局部成形能が飛躍的に向上する。2.冷延鋼板について1鋼板の表面から5/8~3/8の板厚範囲である板厚中央部における{100}<011>~{223}<110>方位群のX線ランダム強度比の平均値、{332}<113>の結晶方位のX線ランダム強度比:鋼板の表面から5/8~3/8の板厚範囲である板厚中央部における{100}<011>~{223}<110>方位群のX線ランダム強度比の平均値は本実施形態において、特に重要な特性値である。図7に示すように、鋼板の表面から5/8~3/8の板厚範囲である板厚中央部における板面のX線回折を行い、ランダム試料に対する各方位の強度比を求めたときの、{100}<011>~{223}<110>方位群の平均値が4.0未満であれば、骨格部品の加工に必要な板厚/最小曲げ半径≧1.5を満たす。さらに穴拡げ性や、小さな限界曲げ特性を必要とする場合には、3.0未満が望ましい。4.0以上では鋼板の機械的特性の異方性が極めて強くなり、その結果、ある方向のみの局部変形能は改善するものの、その方向とは異なる方向での材質が著しく劣化するため、前述の板厚/最小曲げ半径≧1.5を満足できなくなる。一方、現行の一般的な連続熱延工程では実現が難しいが、X線ランダム強度比が1.0未満になると局部変形能の劣化が懸念される。さらに同様な理由から、鋼板の表面から5/8~3/8の板厚範囲である板厚中央部における{332}<113>の結晶方位のX線ランダム強度比は図8に示すように5.0以下であれば、骨格部品の加工に必要な板厚/最小曲げ半径≧1.5を満たす。より望ましくは3.0以下である。これが5.0超であると、鋼板の機械的特性の異方性が極めて強くなり、その結果、ある方向のみの局部変形能は改善するものの、その方向とは異なる方向での材質が著しく劣化するため、板厚/最小曲げ半径≧1.5を確実に満足できなくなる。一方、現行の一般的な連続熱延工程では実現が難しいが、X線ランダム強度比が1.0未満になると局部変形能の劣化が懸念される。以上述べた結晶方位のX線ランダム強度比が曲げ加工時の形状凍結性に対して重要であることの理由は必ずしも明らかではないが、曲げ変形時の結晶のすべり挙動と関係があるものと推測される。2圧延方向と直角方向のr値であるrC:このrC値は、本実施形態において重要である。すなわち、本発明者等が鋭意検討した結果、上述した種々の結晶方位のX線ランダム強度比だけが適正であっても、必ずしも良好な穴拡げ性や曲げ性が得られないことが判明した。図9に示すように、上記のX線ランダム強度比と同時に、rCが0.70以上であることが必須である。上述のrCの上限を、1.10とすることで、より優れた局部変形能を得ることができる。3圧延方向に対して30°をなす方向のr値であるr30:このr30は、本実施形態において重要である。すなわち、本発明者等が鋭意検討した結果、上述した種々の結晶方位のX線ランダム強度比が適正であっても、必ずしも良好な局部変形能が得られないことが判明した。図10に示すように、上記のX線ランダム強度比と同時に、r30が1.10以下であることが必須である。上述のr30の下限を0.70とすることで、よりすぐれた局部変形能を得ることができる。4圧延方向のr値であるrL、圧延方向に対して60°をなす方向のr値であるr60:さらに本発明者等が鋭意検討した結果、上述した種々の結晶方位のX線ランダム強度比とrCおよびr30だけでなく、図11、図12に示すように圧延方向のrLおよび圧延方向に対して60°をなす方向のr値であるr60が、それぞれrLが0.70以上でかつ、r60が1.10以下であれば、さらに良好な板厚/最小曲げ半径≧2.0を満たすことが判明した。上述のrLおよびr60は、rLが1.10以下、r60が0.70以上とすることで、よりすぐれた局部変形能を得ることができる。ところで、一般に集合組織とr値とは相関があることが知られているが、本発明の冷延鋼板においては、既述の結晶方位のX線強度比に関する限定と、r値に関する限定とは互いに同義ではなく、両方の限定が同時に満たされなくては良好な局部変形能を得ることはできない。5ベイナイト、マルテンサイト、パーライトおよびオーステナイト粒のdL/dt比:本発明者らは、さらに局部変形能を追求した結果、上記の集合組織およびr値を満たした上で、結晶粒の等軸性に優れたときに、曲げ加工の方向依存性がほぼなくなることを見出した。この等軸性を表す指標としては、これら組織中の結晶粒の冷間圧延方向の長さであるdLと板厚方向の長さであるdtの比であるdL/dtが、3.0以下の等軸性に優れた粒の割合が、これら結晶粒のうち、50以上100以下である。50未満では、圧延方向であるL方向または圧延方向に対して直角方向であるC方向の曲げ性Rが劣化する。各組織の判定は、以下のように行うことができる。光学顕微鏡による組織観察にて、パーライトを特定する。次にEBSDを用いて、結晶構造を判定し、fcc構造の結晶をオーステナイトとする。bcc構造のフェライト、ベイナイトおよびマルテンサイトは、EBSP-OIMTMに装備されているKernelAverageMisorientation、すなわちKAM法にて識別することができる。KAM法は測定データのうちのある正六角形のピクセルの隣り合う6個である第一近似、もしくはさらにその外側12個である第二近似、もしくはさらにその外側の18個である第三近似のピクセル間の方位差を平均し、その値をその中心のピクセルの値とする計算を各ピクセルに行うことにより算出される値である。粒界を越えないようにこの計算を実施することで粒内の方位変化を表現するマップを作成できる。このマップは粒内の局所的な方位変化に基づくひずみの分布を表している。本発明の実施例においては、EBSP-OIMTMにおいて隣接するピクセル間の方位差を計算する条件を第三近似として、この方位差が5°以下とし、上記の方位差第三近似において、1°超が低温変態生成物であるベイナイトもしくはマルテンサイト、1°以下がフェライトと定義した。これは、高温で変態したポリゴナルな初析フェライトは拡散変態で生成するので、転位密度が小さく、粒内の歪みが少ないため、結晶方位の粒内差が小さく、これまで発明者らが実施してきた様々な調査結果より、光学顕微鏡観察で得られるフェライト体積分率とKAM法にて測定した方位差第三近似1°で得られるエリアの面積分率がほぼよい一致をするためである。6粒径20μmを超える結晶粒の割合:さらに、曲げ性は、結晶粒の等軸性の影響を強く受け、その効果が大きくなることを見出した。その理由は明らかではないが、曲げ変形は、局部的にひずみが集中するモードであり、全ての結晶粒が均一に、等価にひずみを受ける状態が曲げ性には有利と考えている。粒径の大きな結晶粒が多い場合、等方性化と等軸粒化が十分であっても、局部的な結晶粒が歪むことにより、その局部的に歪む結晶粒の方位により、曲げ性に大きなばらつきが出て、曲げ性の低下を引き起こすと考えている。そのため、等方性化と等軸粒化の効果により、ひずみの局部化を抑え、曲げ性を向上させるためには、全面積のうち、粒径20μmを超える結晶粒の占める面積割合が少ない方がよく、0以上10以下である必要がある。10より多いと曲げ性が劣化する。ここで言う結晶粒とは、フェライト、パーライト、ベイナイト、マルテンサイト、およびオーステナイトの結晶粒を言う。本発明は冷延鋼板の全般に適用できるものであり、上記の限定が満たされれば、組織の組み合わせに制限されることなく、冷延鋼板の曲げ加工性や穴広げ性などの局部変形能が飛躍的に向上する。3.亜鉛めっき鋼板について1鋼板の表面から5/8~3/8の板厚範囲である板厚中央部における{100}<011>~{223}<110>方位群のX線ランダム強度比の平均値、{332}<113>の結晶方位のX線ランダム強度比:鋼板の表面から5/8~3/8の板厚範囲である板厚中央部における{100}<011>~{223}<110>方位群のX線ランダム強度比の平均値は本実施形態において、特に重要な特性値である。図13に示すように、鋼板の表面から5/8~3/8の板厚範囲である板厚中央部における板面のX線回折を行い、ランダム試料に対する各方位の強度比を求めたときの、{100}<011>~{223}<110>方位群の平均値が4.0未満であれば、直近要求される足回り部品の加工に必要な板厚/最小曲げ半径≧1.5を満たす。さらに穴拡げ性や小さな限界曲げ特性を必要とする場合には、3.0未満が望ましい。4.0以上では鋼板の機械的特性の異方性が極めて強くなり、その結果、ある方向のみの局部変形能は改善するものの、その方向とは異なる方向での材質が著しく劣化するため、板厚/最小曲げ半径≧1.5を満足できなくなる。一方、現行の一般的な連続熱延工程では実現が難しいが、X線ランダム強度比が1.0未満になると局部変形能の劣化が懸念される。さらに同様な理由から、鋼板の表面から5/8~3/8の板厚範囲である板厚中央部における{332}<113>の結晶方位のX線ランダム強度比は、図14に示すように、5.0以下であれば、直近要求される足回り部品の加工に必要な板厚/曲げ半径≧1.5を満たす。望ましくは3.0以下である。これが5.0超であると、鋼板の機械的特性の異方性が極めて強くなり、その結果、ある方向のみの局部変形能は改善するものの、その方向とは異なる方向での材質が著しく劣化するため、板厚/曲げ半径≧1.5を確実に満足できなくなる。一方、現行の一般的な連続熱延工程では実現が難しいが、X線ランダム強度比が1.0未満になると局部変形能の劣化が懸念される。以上述べた結晶方位のX線ランダム強度比が曲げ加工時の形状凍結性に対して重要であることの理由は必ずしも明らかではないが、曲げ変形時の結晶のすべり挙動と関係があるものと推測される。圧延方向と直角方向のr値であるrC:このrCは、本実施形態において重要である。すなわち、本発明者等が鋭意検討した結果、上述した種々の結晶方位のX線ランダム強度比だけが適正であっても、必ずしも良好な穴拡げ性や曲げ性が得られないことが判明した。図15に示すように、上記のX線ランダム強度比と同時に、rCが0.70以上であることが必須である。上述のrCの上限を、1.10とすることで、より優れた局部変形能を得ることができる。圧延方向に対して30°をなす方向のr値であるr30:このr30は、本実施形態において重要である。すなわち、本発明者等が鋭意検討した結果、上述した種々の結晶方位のX線ランダム強度比が適正であっても、必ずしも良好な局部変形能が得られないことが判明した。図16に示すように、上記のX線ランダム強度比と同時に、r30が1.10以下であることが必須である。上述のr30の下限を、0.70とすることで、よりすぐれた局部変形能を得ることができる。圧延方向のr値であるrL、圧延方向に対して60°をなす方向のr値であるr60:更に本発明者等が鋭意検討した結果、上述した種々の結晶方位のX線ランダム強度比とrCおよびr30だけでなく、図17、図18のように圧延方向のrLおよび圧延方向に対して60°をなす方向のr60が、それぞれrLが0.70以上でかつ、r60が1.10以下であれば、更に良好な板厚/最小曲げ半径≧2.0を満たすことが判明した。上述のrL値およびr60値は、rLが1.10以下、r60が0.70以上であることで、よりすぐれた局部変形能を得ることができる。ところで、一般に集合組織とr値とは相関があることが知られているが、本発明の亜鉛めっき鋼板においては、既述の結晶方位のX線強度比に関する限定と、r値に関する限定とは互いに同義ではなく、両方の限定が同時に満たされなくては良好な局部変形能を得ることはできない。本発明は亜鉛めっき鋼板の全般に適用できるものであり、上記の限定が満たされれば、組織の組み合わせに制限されることなく、亜鉛めっき鋼板の曲げ加工性や穴広げ性などの局部変形能が飛躍的に向上する。上述の{100}<011>~{223}<110>方位群に含まれる主な方位は、{100}<011>、{116}<110>、{114}<110>、{113}<110>、{112}<110>、{335}<110>および{223}<110>である。これら各方位のX線ランダム強度比は、X線回折やEBSDElectronBackScatteringDiffraction;電子線後方散乱回折法などの方法を用いて測定することができる。具体的には、{110}極点図に基づいて、ベクトル法により計算した3次元集合組織や{110}、{100}、{211}、{310}極点図のうち、複数の極点図好ましくは3つ以上を用いて級数展開法で計算した3次元集合組織から求めればよい。たとえば、EBSD法における上記各結晶方位のX線ランダム強度比には、3次元集合組織のφ245 ゚断面における001[1-10]、116[1-10]、114[1-10]、113[1-10]、112[1-10]、335[1-10]、223[1-10]の強度をそのまま用いればよい。マイナス1を表すアッパーライン付きの1は、-1で表記した。また、{100}<011>~{223}<110>方位群の平均値とは、上記の各方位の相加平均である。上記の全ての方位の強度を得ることができない場合には、{100}<011>、{116}<110>、{114}<110>、{112}<110>、{223}<110>の各方位の相加平均で代替しても良い。X線回折または、EBSDに供する試料は、機械研磨などによって鋼板を所定の板厚まで表面より減厚し、次いで、化学研磨や電解研磨などによって歪みを除去すると同時に、板厚の5/8~3/8の範囲で適当な面が測定面となるように、上述の方法に従って試料を調整して測定すればよい。板幅方向については、端部から1/4もしくは、3/4の位置で採取することが望ましい。当然のことであるが、上述のX線強度の限定が板厚1/2近傍だけでなく、なるべく多くの厚みについて満たされることで、より一層局部変形能が良好になる。しかしながら、鋼板の表面から5/8~3/8の板厚範囲である板厚中央部の測定を行うことで、概ね鋼板全体の材質特性を代表することができるため、鋼板の表面から5/8~3/8の板厚範囲である板厚中央部における{100}<011>~{223}<110>方位群のX線ランダム強度比の平均値と、{332}<113>の結晶方位のX線ランダム強度比とを規定するものとする。{hkl}<uvw>で表される結晶方位とは、板面の法線方向が{hkl}に平行で、圧延方向が<uvw>と平行であることを示している。また、上述の各r値はJIS5号引張試験片を用いた引張試験により評価する。引張歪みは通常、高強度鋼板の場合、5~15の範囲で、均一伸びの範囲で評価すればよい。曲げ加工を施す方向は加工部品によって異なるので、特に限定するものではなく、本発明によれば、いずれの曲げ方向においても同様の特性が得られる。パーライトのdL/dtおよび粒径は、光学顕微鏡における組織観察において、二値化処理、ポイントカウント法により求めることができる。また、フェライト、ベイナイト、マルテンサイトおよびオーステナイトの粒径は、前述のEBSD法による鋼板の方位の解析において、例えば、1500倍の倍率にて、0.5μm以下の測定ステップで方位測定を行い、隣り合う測定点の方位差が15°を超えた位置を粒境界として定め、その円相当径を求めることで得られる。その際、圧延方向および板厚方向の粒の長さについても、同時に求めることでdL/dtが得られる。次に、鋼板成分の限定条件について述べる。含有量のは質量である。本発明の冷延鋼板および亜鉛めっき鋼板は、本発明における熱延鋼板を原板としているため、鋼板の成分については、熱延鋼板、冷延鋼板、亜鉛めっき鋼板のいずれについても以下の通りである。Cは、基本的に含有される元素であり、その下限を0.0001としたのは、実用鋼で得られる下限値を用いることにしたためである。上限は0.40超になると、加工性や溶接性が悪くなるので、0.40に設定する。なお、過度のC添加はスポット溶接性を著しく劣化させるため、0.30以下がより望ましい。Siは鋼板の機械的強度を高めるのに有効な元素であるが、2.5超となると加工性が劣化したり、表面疵が発生したりするので、2.5を上限とする。一方、実用鋼でSiを0.001未満とするのは困難であるので、0.001を下限とする。Mnは鋼板の機械的強度を高めるのに有効な元素であるが、4.0超となると加工性が劣化するので、4.0を上限とする。一方、実用鋼でMnを0.001未満とするのは困難であるので、0.001を下限とする。但し、極度な製鋼コストの上昇を避けるためには、0.01以上とすることが望ましい。Mnはフェライト生成を抑制するため、組織にフェライト相を含ませて伸びを確保したい場合には、3.0以下とすることが望ましい。また、Mn以外に、Sによる熱間割れの発生を抑制するTiなどの元素が十分に添加されない場合には、重量でMn/S≧20となるMn量を添加することが望ましい。PとSの上限は、加工性の劣化や熱間圧延または冷間圧延時の割れを防ぐため、Pが0.15以下、Sが0.03以下とする。それぞれの下限は、現行の一般的な精錬二次精錬を含むで可能な値として、Pが0.001、Sが0.0005とする。なお、Sについては、極端な脱硫はコストが高くなりすぎるため、0.001以上がより望ましい。Alは脱酸のために0.001以上添加する。但し、脱酸が十分に必要な場合、0.01以上の添加がより望ましい。また、Alはγ→α変態点を顕著に上昇させるので、特にAr3点以下での熱延を指向する場合には有効な元素である。しかし、多すぎると溶接性が劣悪となるため、上限を2.0とする。NとOは不純物であり、加工性を悪くさせないように、共に0.01以下とする。下限は、両元素とも現行の一般的な精錬二次精錬を含むで可能な0.0005とする。但し、極端な製鋼コストの上昇を抑えるためには0.001以上とすることが望ましい。更に、析出強化によって機械的強度を高めるため、あるいは、局部変形能を向上させるべく介在物制御や析出物微細化のために、従来から用いている元素として、Ti、Nb、B、Mg、REM、Ca、Mo、Cr、V、W、Cu、Ni、Co、Sn、Zr、Asのいずれか1種または2種以上を含有しても構わない。析出強化を得るためには、微細な炭窒化物を生成させることが有効であり、Ti、Nb、V、Wの添加が有効である。またTi、Nb、V、Wは固溶元素として、結晶粒の微細化に寄与する効果もある。Ti、Nb、V、Wの添加によって、析出強化の効果を得るためには、Tiは0.001以上、Nbは0.001以上、Vは0.001以上、Wは0.001以上の添加が必要である。析出強化が特に必要である場合には、Tiを0.01以上、Nbを0.005以上、Vを0.01以上、Wを0.01以上添加することがより望ましい。さらに、Ti、Nbは析出強化以外に、炭素、窒素の固定、組織制御、細粒強化などの機構を通じて材質を改善する効果を有する。また、Vは析出強化に有効で、MoやCrよりも添加による強化が起因した局部変形能の劣化代が小さく、高強度でよりよい穴拡げ性や曲げ性が必要な場合には、効果的な添加元素である。但し、過度に添加しても、強度上昇は飽和してしまうこと、加えて、熱延後の再結晶を抑制することで、結晶方位制御を困難にすることから、TiおよびNbで0.20以下、VおよびWで1.0以下とする必要がある。但し、特に伸びが必要な場合は、Vを0.50以下、Wを0.50以下とすることがより望ましい。組織の焼き入れ性を上昇させ、第二相制御を行うことで強度を確保する場合、B、Mo、Cr、Cu、Ni、Co、Sn、Zr、Asの1種または2種以上の添加が有効である。さらに、Bは上記以外に、炭素、窒素の固定、析出強化、細粒強化などの機構を通じて材質を改善する効果を有する。また、Mo、Crは機械的強度を高める効果に加えて、材質を改善する効果がある。これら効果を得るためには、Bは0.0001以上、Mo、Cr、Ni、Cuは0.001以上、Co、Sn、Zr、Asは0.0001以上を添加する必要がある。しかし、過度の添加は逆に加工性を劣化させるので、Bの上限を0.0050、Moの上限を1.0、Cr、Ni、Cuの上限を2.0、Coの上限を1.0、Sn、Zrの上限を0.2、Asの上限を0.50とする。特に加工性が強く要求される場合は、Bの上限を0.005、Moの上限を0.50とすることが望ましい。また、コストの観点から、上記の添加元素のうち、B、Mo、Cr、Asを選択することがより望ましい。Mg、REM、Caは、介在物を無害化し、局部変形能をさらに向上させるために重要な添加元素である。この効果を得るための添加量の下限をそれぞれ0.0001とするが、介在物の形態制御が必要な場合は、それぞれ0.0005以上添加することが望ましい。一方、過剰添加は清浄度の悪化につながるため、Mgで0.010、REMで0.1、Caで0.010を上限とした。本発明の熱延鋼板および冷延鋼板に表面処理を施しても、局部変形能改善効果を失うものではなく、電気めっき、溶融めっき、蒸着めっき、有機皮膜形成、フィルムラミネート、有機塩類/無機塩類処理及びノンクロ処理等のいずれを施しても、本発明の効果が得られる。また、本発明の亜鉛めっき鋼板は、本発明の冷延鋼板の表面に亜鉛めっき処理による亜鉛めっき層を有するものであるが、亜鉛めっきは、溶融亜鉛めっきと電気亜鉛めっきのいずれでも効果が得られる。また、亜鉛めっき後合金化処理をして、自動車用途に代表される合金化亜鉛めっき鋼板としてもよい。加えて、本発明の高強度亜鉛めっき鋼板にさらに表面処理しても本発明の効果を失うものでなく、有機皮膜形成、フィルムラミネート、有機塩類/無機塩類処理、ノンクロ処理等の何れでも本発明の効果が得られる。2.製造方法について次に本実施形態に係る熱延鋼板の製造方法について述べる。優れた局部変形能を実現するためには、所定のX線ランダム強度比をもつ集合組織を形成させること、各方向のr値の条件を満たすこと、および粒形状を制御することが重要である。これらを満たすための製造条件の詳細を以下に記す。熱間圧延に先行する製造方法は特に限定するものではない。すなわち、高炉や電炉等による溶製に引き続き、各種の二次製錬を行い、次いで、通常の連続鋳造、インゴット法による鋳造、または薄スラブ鋳造などの方法で鋳造すればよい。連続鋳造の場合には、一度低温まで冷却したのち、再度加熱してから熱間圧延してもよいし、鋳造スラブを低温まで冷却せずに、鋳造後にそのまま熱延してもよい。原料にはスクラップを使用しても構わない。本実施形態に係る熱延鋼板は、以下の要件を満たす場合に得られる。rCが0.70以上でかつ、r30が1.10以下という、前述の所定の値を満たすためには、粗圧延後、すなわち仕上げ圧延前のオーステナイト粒径が重要である。図19、図20に示すように、仕上げ圧延前のオーステナイト粒径が200μm以下であればよい。200μm以下の仕上げ圧延前のオーステナイト粒径を得るためには、図21に示すように、粗圧延を1000°C以上1200°C以下の温度域での圧延で行ってかつ、この温度域で少なくとも20以上の圧下率で1回以上圧下すればよい。但し、より均質性を高め、伸び、局部変形能を高めるためには、1000°C以上1200°C以下の温度域で少なくとも40以上の圧下率で1回以上圧延することが望ましい。オーステナイト粒径は、100μm以下にすることがさらに望ましく、そのためには、20以上の圧下率で2回以上圧下を行うことが望ましい。望ましくは、40以上の圧下率で2回以上である。圧下率およびその圧下の回数は大きいほど、細粒を得ることができるが、70を超える圧下や、10回を超える粗圧延は、温度の低下やスケールの過剰生成の懸念がある。このように、仕上げ圧延前のオーステナイト粒径を小さくすることが、後々の仕上げ圧延でのオーステナイトの再結晶促進を通じて、特にrLやr30の制御を介した局部変形能の改善に有効である。オーステナイト粒径の微細化が、局部変形能に影響を及ぼす理由としては、仕上げ圧延中の再結晶核の1つとして、粗圧延後、すなわち仕上げ圧延前のオーステナイト粒界が機能するためと推測される。粗圧延後のオーステナイト粒径を確認するためには、仕上げ圧延に入る前の板片を可能な限り急冷することが望ましく、10°C/s以上の冷却速度で板片を冷却して、板片断面の組織をエッチングしてオーステナイト粒界を浮き立たせて光学顕微鏡にて測定する。この際、50倍以上の倍率にて20視野以上を、画像解析やポイントカウント法にて測定する。また、鋼板の表面から5/8~3/8の板厚範囲である板厚中央部における{100}<011>~{223}<110>方位群のX線ランダム強度比の平均値、{332}<113>の結晶方位のX線ランダム強度比を前述の値の範囲とするには、粗圧延後の仕上げ圧延で鋼板成分によって決められる前記式1に記載のT1温度を基準に、T130°C以上T1200°C以下の温度域で、望ましくはT150°C以上T1100°C以下の温度域で、大きな圧下率による加工を行い、T1°C以上T130°C未満で小さな圧下率による加工を行う。上記によれば、最終熱延製品の局部変形能と形状を確保できる。図22~図25に各温度域での圧下率と、各方位のX線ランダム強度比の関係を示す。すなわち、図22と図24に示すように、T130°C以上T1200°C以下の温度域における大圧下と、図23、図25に示すような、その後のT1°C以上T130°C未満での軽圧下が、鋼板の表面から5/8~3/8の板厚範囲である板厚中央部における{100}<011>~{223}<110>方位群のX線ランダム強度比の平均値および、{332}<113>の結晶方位のX線ランダム強度比を制御して、最終熱延製品の局部変形能を飛躍的に改善する。このT1温度自体は経験的に求めたものであり、T1温度を基準として、各鋼のオーステナイト域での再結晶が促進されることを、発明者等は実験により知見した。更に良好な局部変形能を得るためには、大圧下によってひずみを蓄積するか、圧下毎に繰り返し再結晶させることが重要である。ひずみ蓄積のためには圧下率の合計が50以上、望ましくは70以上で、さらに、パス間の鋼板の温度上昇を18°C以下にすることが望ましい。一方で、圧下率の合計が90を超えることは、温度確保や過大な圧延負荷の観点から望ましくない。更に、熱延板の均質性を高め、伸び、局部延性を極限まで高めるためには、T130°C以上T1200°C以下の温度域での圧延のうち、少なくとも1パスは、30以上望ましくは40以上の圧下率で圧下を行う。一方で、1パスで70を超えると形状に支障が出る懸念がある。より高い加工性が要求される場合は、最終の2パスを30以上とすることがより望ましい。更に、蓄積したひずみの開放による均一な再結晶を促すため、T130°C以上T1200°C以下での大圧下の後、T1°C以上T130°C未満の温度域での加工量をなるべく少なく抑えることが必要であり、T1°C以上T130°C未満での圧下率の合計を30未満とする。板形状の観点からは、10以上の圧下率が望ましいが、より局部変形能を重視する場合には、圧下率は0が望ましい。T1°C以上T130°C未満での圧下率が所定の範囲を超えると、再結晶したオーステナイト粒が展伸してしまい、停留時間が短いと再結晶が十分に進まず局部変形能を劣化させる。すなわち、本実施形態に係る製造条件においては、穴拡げ性や、曲げ性といった局部変形能を改善するため、仕上げ圧延においてオーステナイトを均一かつ微細に再結晶させることで、熱延製品の集合組織を制御することが重要である。前述の規定した温度域よりも低温で圧延が行われたり、規定した圧下率よりも大きな圧下率を取ってしまうと、オーステナイトの集合組織が発達し、最終的に得られる熱延鋼板において、少なくとも鋼板の表面から5/8~3/8の板厚範囲である板厚中央部における{100}<011>~{223}<110>方位群のX線ランダム強度比の平均値が6.0以下で、かつ{332}<113>の結晶方位のX線ランダム強度比が5.0以下という各結晶方位におけるX線ランダム強度比が得られない。一方、規定した温度域よりも高温で圧延が行われたり、規定した圧下率よりも小さい圧下率を採ってしまったりすると、粗粒化や混粒の原因となり、粒径20μmを超える結晶粒の面積率が増大する。上述の規定した圧延が行われているか否は、圧下率は圧延荷重や、板厚測定などから、実績または計算により求めることができる。また、温度についても、スタンド間温度計があれば実測可能であり、またはラインスピードや圧下率などから加工発熱等を考慮した計算シミュレーションが可能であるため、いずれか或いはその両方によって得ることができる。以上のように行われる熱間圧延はAr3以上の温度で終了する。熱間圧延の終了温度がAr3未満になると、オーステナイト域とフェライト域との2相域圧延を含むため、{100}<011>~{223}<110>方位群への集積が強くなり、結果として局部変形能が著しく劣化する。rLおよびr60が、それぞれrLが0.70以上、r60が1.10以下であれば、さらに良好な板厚/最小曲げ半径≧2.0を満たす。そのためには、T130°C以上T1200°C以下の温度域における30以上の圧下率であるパスを大圧下パスとした場合、前記大圧下パスのうちの最終パスが完了した後から冷却を開始するまでの待ち時間t秒が、前記式2を満たし、各パス間の鋼板の温度上昇が、18°C以下であることが望ましい。図26、図27に、T130°C以上T1200°C以下での圧下時のパス間の鋼板の温度上昇量、前記待ち時間tとrLおよび、r60の関係を示す。T130°C以上T1200°C以下での各パス間の鋼板の温度上昇が18°C以下で、tが前記式2を満たす場合に、rLが0.70以上、r60が1.10以下である均一な再結晶オーステナイトを得ることができる。前記待ち時間tがt1×2.5を超えると、粗粒化が進み、伸びが著しく低下する。また、t1よりも短いと異方性が高くなり、等軸粒分率が低減する。T130°C以上T1200°C以下での鋼板の温度上昇が低過ぎてT130°C以上T1200°C以下の範囲で、所定の圧下率が得られなかった場合には、再結晶が抑制されてしまう。また、前記待ち時間t秒が、前記式2を満たさない場合には、長時間側では粗大粒になり、短時間側では再結晶化は進まず、十分な局部変形能を得ることはできない。圧延後の冷却パターンについては、特に規定しない。それぞれの目的にあった組織制御を行うための冷却パターンを採っても、本発明の効果は得られる。熱間圧延においては、粗圧延後にシートバーを接合し、連続的に仕上げ圧延をしてもよい。その際に、粗バーを一旦コイル状に巻き、必要に応じて保温機能を有するカバーに格納し、再度巻き戻してから接合を行っても良い。また、熱間圧延後には、巻取りを行ってよい。熱延鋼板には、必要に応じてスキンパス圧延を施してもよい。スキンパス圧延には、加工成形時に発生するストレッチャーストレインの防止や、形状矯正の効果がある。本実施形態において得られる熱延鋼板の組織は、フェライトを主体とするが、フェライト以外の金属組織として、パーライト、ベイナイト、マルテンサイト、オーステナイトおよび炭窒化物等の化合物を含有しても構わない。マルテンサイトやベイナイトの結晶構造は、フェライトのそれと同等もしくは類似しているので、フェライトの代わりにこれらの組織が主体であっても差し支えない。尚、本発明に係る鋼板は曲げ加工だけでなく、曲げ、張り出し、絞り等および曲げ加工を主体とする複合成形にも適用できる。次に本実施形態に係る冷延鋼板の製造方法について述べる。優れた局部変形能を実現するためには、冷間圧延終了後の鋼板において、所定のX線ランダム強度比をもつ集合組織を形成させること、各方向のr値の条件を満たすこと、および粒形状を制御することが重要である。これらを満たすための製造条件の詳細を以下に記す。熱間圧延に先行する製造方法は、特に限定するものではない。すなわち、高炉や電炉等による溶製に引き続き、各種の二次製錬を行い、次いで、通常の連続鋳造、インゴット法による鋳造、または薄スラブ鋳造などの方法で鋳造すればよい。連続鋳造の場合には、一度低温まで冷却したのち、再度加熱してから熱間圧延しても良いし、鋳造スラブを低温まで冷却せずに、鋳造後にそのまま熱延しても良い。原料にはスクラップを使用しても構わない。本実施形態に係る局部変形能に優れた冷延鋼板は、以下の要件を満たす場合に得られる。rCおよびr30が前述の所定の値を満たすためには、粗圧延後、すなわち仕上げ圧延前のオーステナイト粒径が重要である。図28、図29に示すように、仕上げ圧延前のオーステナイト粒径が小さいことが望ましく、200μm以下であれば、前述の値を満足する。200μm以下の仕上げ圧延前のオーステナイト粒径を得るためには、図21に示すように、粗圧延を1000°C以上1200°C以下の温度域で行ってかつ、少なくとも20以上の圧下率で1回以上圧下すればよい。圧下率およびその圧下の回数は大きいほど、細粒を得ることができる。オーステナイト粒径は、100μm以下にすることがさらに望ましく、そのためには、20以上の圧下率で2回以上圧下を行うことが望ましい。望ましくは、40以上の圧下率で2回以上である。圧下率およびその圧下の回数は大きいほど、細粒を得ることができるが、70を超える圧下や、10回を超える粗圧延は、温度の低下やスケールの過剰生成の懸念がある。このように、仕上げ圧延前のオーステナイト粒径を小さくすることが、後々の仕上げ圧延でのオーステナイトの再結晶促進を通じて、特にrLやr30の制御を介した局部変形能の改善に有効である。オーステナイト粒径の微細化が、局部変形能に影響を及ぼす影響としては、仕上げ圧延中の再結晶核の1つとして、粗圧延後、すなわち仕上げ圧延前のオーステナイト粒界が機能するためと推測される。粗圧延後のオーステナイト粒径を確認するためには、仕上げ圧延に入る前の板片を可能な限り急冷することが望ましく、10°C/s以上の冷却速度で板片を冷却して、板片断面の組織をエッチングし、オーステナイト粒界を浮き立たせて光学顕微鏡にて測定する。この際、50倍以上の倍率にて20視野以上を、画像解析やポイントカウント法にて測定する。また鋼板の表面から5/8~3/8の板厚範囲である板厚中央部における{100}<011>~{223}<110>方位群のX線ランダム強度比の平均値および{332}<113>の結晶方位のX線ランダム強度比を前述の値の範囲とするには、粗圧延後の仕上げ圧延で鋼板成分によって決められる前記T1温度を基準に、T130°C以上、T1200°C以下の温度域で、望ましくは、T150°C以上T1100°C以下の温度域で、大きな圧下率による加工を行い、T1°C以上T130°C未満で小さな圧下率による加工を行う。上記によれば、最終冷延製品の局部変形能を確保できる。図30~図31にT130°C以上200°C以下の温度域での圧下率と、各方位のX線ランダム強度比との関係を示す。すなわち、図30と図31に示すようにT130°C以上T1200°C以下の温度域における大圧下を行い、その後のT1°C以上T130°C未満での軽圧下を行うことで、後出の表7及び表8に見られるように、鋼板の表面から5/8~3/8の板厚範囲である板厚中央部における{100}<011>~{223}<110>方位群のX線ランダム強度比の平均値および{332}<113>の結晶方位のX線ランダム強度比を制御して最終熱延製品の局部変形能を飛躍的に改善する。T1温度自体は経験的に求めたものであり、T1温度を基準として、各鋼のオーステナイト域での再結晶が促進されることを、発明者らは実験により知見した。さらに良好な局部変形能を得るためには、大圧下によるひずみを蓄積することが重要で、圧下率の合計が50以上、より望ましくは60以上、さらに望ましくは70以上である。一方で圧下率の合計が90を超えることは温度確保や過大な圧延負荷の観点から望ましくない。更に、熱延板の均質性を高め、伸び、局部延性を極限まで高めるためには、T130°C以上T1200°C以下の温度域での圧延のうち、少なくとも1パスは、30以上望ましくは40以上の圧下率で圧延を行う。一方で、1パスで70を超えると形状に支障が出る懸念がある。より高い加工性が要求される場合は、最終の2パスを30以上とすることがより望ましい。さらに、蓄積したひずみの開放による均一な再結晶を促すため、T130°C以上T1200°C以下での大圧下の後、T1°C以上T130°C未満の温度域での加工量をなるべく少なく抑えることが必要で、T1°C以上T130°C未満での圧下率の合計を30未満とする。板形状の観点からは、10以上の圧下率が望ましいが、より局部変形能を重視する場合には、圧下率は0が望ましい。T1°C以上T130°C未満での圧下率が所定の範囲を超えると再結晶したオーステナイト粒が展伸してしまい、停留時間が短いと再結晶が十分に進まず局部変形能を劣化させる。すなわち、本実施形態に係る製造条件においては、仕上げ圧延においてオーステナイトを均一かつ微細に再結晶させることで熱延製品の集合組織を制御して穴拡げ性や、曲げ性といった局部変形能を改善することができる。前述の規定した温度域よりも低温で圧延が行われたり、規定した圧下率よりも大きな圧下率を取ってしまうと、オーステナイトの集合組織が発達し、最終的に得られる冷延鋼板において、少なくとも鋼板の表面から5/8~3/8の板厚範囲である板厚中央部における{100}<011>~{223}<110>方位群のX線ランダム強度比の平均値が4.0未満で、かつ{332}<113>の結晶方位のX線ランダム強度比が5.0以下という各結晶方位におけるX線ランダム強度比が得られない。一方、前述の規定した温度域よりも高温で圧延が行われたり、規定した圧下率よりも小さい圧下率を採ってしまったりすると、粗粒化や混粒の原因となり、粒径20μmを超える結晶粒の面積率が増大する。上述の規定した圧延が行われているか否は、圧下率は圧延荷重、板厚測定などから、実績または計算により求めることができる。また、温度についても、スタンド間温度計があれば実測可能であり、またはラインスピードや圧下率などから加工発熱等を考慮した計算シミュレーションが可能であるため、いずれか或いはその両方によって得ることができる。以上のように行われる熱間圧延はAr3以上の温度で終了する。熱間圧延をAr3未満で終了すると、オーステナイト域とフェライト域との2相域圧延を含むため、{100}<011>~{223}<110>方位群への集積が強くなり、結果として局部変形能が著しく劣化する。rLおよびr60が、それぞれrLが0.70以上かつ、r60が1.10以下であれば、さらに良好な板厚/最小曲げ半径≧2.0を満たす。そのためには、T130°C以上T1200°C以下での圧下時の各パス間の鋼板の温度上昇を18°C以下に抑えることが望ましく、スタンド間冷却などの採用が望ましい。さらに、T130°C以上T1200°C以下の温度範囲における圧延の最後の圧延スタンドで圧下した後の冷却は、オーステナイトの粒径に大きな影響を与え、これが冷延焼鈍後の組織の等軸粒分率、粗大粒分率に強く影響を与える。よって、T130°C以上T1200°C以下の温度域における30以上の圧下率であるパスを大圧下パスとした場合、前記大圧下パスのうちの最終パスが完了した後から冷却を開始するまでの待ち時間tが、前記式4を満たす必要がある。これより長時間側では、粗粒化が進み、伸びが著しく低下する。これより短時間側では、再結晶が十分に得られず、異方性が高くなる。そのため、板厚/最小曲げ半径≧2.0を満たすことができない。また、熱間圧延後の冷却パターンについては、特に規定はせず、それぞれの目的にあった組織制御を行うための冷却パターンを採っても、本発明の効果は得られる。熱間圧延においては、粗圧延後にシートバーを接合し、連続的に仕上げ圧延をしてもよい。その際に、粗バーを一旦コイル状に巻き、必要に応じて保温機能を有するカバーに格納し、再度巻き戻してから接合を行ってもよい。上記熱間圧延が終了した鋼板に対して、冷間にて圧下率20以上90以下の圧延を行う。20未満では、その後の焼鈍工程で再結晶を起こすことが困難となり、等軸粒分率が低下する上、焼鈍後の結晶粒が粗大化してしまう。90超の圧下率では、焼鈍時の集合組織が発達するため、異方性が強くなってしまう。このため、冷間での圧下率を20以上90以下とする。冷間圧延された鋼板は、その後、720°C以上900°C以下の温度域に1~300秒間保持される。これより、低温もしくは短時間では、フェライトからの逆変態が十分に進まず、その後の冷却工程で第二相を得ることができないため、十分な強度が得られない。一方、900°Cを超えたり、300秒以上保持が続くと、結晶粒が粗大化してしまうため、粒径20μm以下の結晶粒の面積率が増大する。その後、650°Cから500°Cの間の冷却速度が10°C/s以上200°C/s以下の冷却速度で、500°C以下の温度まで冷却する。10°C/s未満の冷却速度、もしくは500°C超の冷却終点温度とするとパーライトが生成してしまうため、局部変形能が低下する。一方、200°C/s超の冷却速度としても、パーライト抑制効果は飽和し、逆に冷却終点温度の制御性が著しく劣化するため、200°C/s以下とする。本実施形態において得られる冷延鋼板の組織は、フェライトを含有するが、フェライト以外の金属組織として、パーライト、ベイナイト、マルテンサイト、オーステナイトおよび炭窒化物等の化合物を含有しても構わない。ただし、パーライトは局部延性を劣化させるため5以下であることが望ましい。マルテンサイトやベイナイトの結晶構造は、フェライトのそれと同等もしくは類似しているので、フェライト、ベイナイトあるいはマルテンサイトのいずれかが主体となる組織であっても差し支えない。尚、本発明に係る冷延鋼板は曲げ加工だけでなく、曲げ、張り出し、絞り等および曲げ加工を主体とする複合成形にも適用できる。次に本実施形態に係る亜鉛めっき鋼板の製造方法について述べる。優れた局部変形能を実現するためには、亜鉛めっき処理を行った後の鋼板において、X線ランダム強度比をもつ集合組織を形成させることおよび各方向のr値の条件を満たすことが重要である。これらを満たすための製造条件の詳細を以下に記す。熱間圧延に先行する製造方法は特に限定するものではない。すなわち、高炉や電炉等による溶製に引き続き各種の2次製錬を行い、次いで、通常の連続鋳造、インゴット法による鋳造、または薄スラブ鋳造などの方法で鋳造すればよい。連続鋳造の場合には一度低温まで冷却したのち、再度加熱してから熱間圧延しても良いし、鋳造スラブを低温まで冷却せずに鋳造後にそのまま熱延しても良い。原料にはスクラップを使用しても構わない。本実施形態に係る局部変形能に優れた亜鉛めっき鋼板は、以下の要件を満たす場合に得られる。まずrCおよびr30が前述の所定の値を満たすためには、粗圧延後すなわち仕上げ圧延前のオーステナイト粒径が重要である。図32、図33に示すように仕上げ圧延前のオーステナイト粒径が小さいことが望ましく、200μm以下であれば前述の値を満足する。200μm以下の仕上げ圧延前のオーステナイト粒径を得るためには、図21のように粗圧延を1000°C以上1200°C以下の温度域で行って、かつ少なくとも20以上の圧下率で1回以上圧下すればよい。ただし、より均質性を高め、伸び、局部変形能を高めるためには、1000°C以上1200°C以下の温度域での粗圧延率で少なくとも40以上の圧下率で1回以上圧下することが望ましい。より好ましい100μm以下のオーステナイト粒を得るためには、さらにもう1回以上、合計で2回以上の20以上の圧下率の圧下を加える。望ましくは、40以上で2回以上である。圧下率およびその圧下の回数は大きいほど、細粒を得ることができるが、70を超える圧下や10回を超える粗圧延は温度の低下やスケールの過剰生成の懸念がある。このように、仕上げ圧延前のオーステナイト粒径を小さくすることが、後々の仕上げ圧延でのオーステナイトの再結晶促進を通じて特にrLおよびr30の制御を通した局部変形能の改善に有効である。オーステナイト粒径の微細化が、局部変形能に影響を及ぼす理由としては、仕上げ圧延中の再結晶核の1つとして粗圧延後、すなわち仕上げ圧延前のオーステナイト粒界が機能するためと推測される。粗圧延後のオーステナイト粒径を確認するためには、仕上げ圧延に入る前の板片を可能な限り急冷することが望ましく、10°C/s以上の冷却速度で板片を冷却して、板片断面の組織をエッチングしてオーステナイト粒界を浮き立たせて光学顕微鏡にて測定する。この際、50倍以上の倍率にて20視野以上を、画像解析やポイントカウント法にて測定する。さらに局部変形能を高めるためには100μm以下が望ましい。また、鋼板の表面から5/8~3/8の板厚範囲である板厚中央部における{100}<011>~{223}<110>方位群のX線ランダム強度比の平均値および、{332}<113>の結晶方位のX線ランダム強度比を前述の値の範囲とするには、粗圧延後の仕上げ圧延で、前記式1で規定される鋼板成分によって決められる前記T1温度を基準に、T130°C以上T1200°C以下の温度域で、望ましくはT150°C以上T1100°C以下の温度域で、大きな圧下率による圧下を行い、T1以上T130°C未満で小さな圧下率による圧下を行う。上記によれば、最終熱延製品の局部変形能と形状を確保できる。図34~図37に各温度域での圧下率と各方位のX線ランダム強度比の関係を示す。すなわち、図34と図36に示すような、T130°C以上T1200°C以下の温度域における合計圧下率で50以上の大圧下と、図35と図37に示すような、その後のT1以上T130°C未満での合計圧下率で30未満の軽圧下が、鋼板の表面から5/8~3/8の板厚範囲である板厚中央部における{100}<011>~{223}<110>方位群のX線ランダム強度比の平均値および{332}<113>の結晶方位のX線ランダム強度比を制御して最終熱延製品の局部変形能を飛躍的に改善する。T1温度自体は経験的に求めたものであり、T1温度を基準として、各鋼のオーステナイト域での再結晶が促進されることを発明者らは実験により知見した。さらに良好な局部変形能を得るためには、大圧下による歪を蓄積するか圧下毎に繰り返し再結晶させることが重要である。歪蓄積のためには合計圧下率で50以上、望ましくは60以上、より望ましくは70以上の圧下率が必要であり、パス間の鋼板の温度上昇が18°C以下であることが望ましい。一方で90を超える圧下率をとることは温度確保や過大な圧延付加の観点から望ましくない。更に、熱延板の均質性を高め、伸び、局部延性を極限まで高めるためには、T130°C以上T1200°C以下の温度域での圧延のうち、少なくとも1パスは、30以上望ましくは40以上の圧下率で圧延を行うことが望ましい。一方で、1パスで70を超えると形状に支障が出る懸念がある。より高い加工性が要求される場合は、最終の2パスを30以上とすることがより望ましい。さらに、蓄積した歪の開放による均一な再結晶を促すため、T130°C以上T1200°C以下での大圧下の後、T1°C以上T130°C未満の温度域での加工量をなるべく少なく抑えることが必要であり、T1°C以上T130°C未満での合計圧下率を30未満とする。板形状からは10以上の圧下率がのぞましいが、より局部変形能を重視する場合には圧下率は0が望ましい。また、T1°C以上T130°C未満での圧下率が所定の範囲を超えると、再結晶したオーステナイト粒が展伸してしまい、停留時間が短いと再結晶が十分に進まず局部変形能を劣化させる。すなわち、本実施形態に係る製造条件においては、仕上げ圧延においてオーステナイトを均一かつ微細に再結晶させることで熱延製品の集合組織を制御して穴拡げ性や曲げ性と言った局部変形能を改善できる。前述の規定した温度域よりも低温で圧延が行われたり、規定の圧下率よりも大きな圧下率を取ってしまったりすると、オーステナイトの集合組織が発達し、最終的に得られる亜鉛めっき鋼板において、少なくとも鋼板の表面から5/8~3/8の板厚範囲である板厚中央部における{100}<011>~{223}<110>方位群のX線ランダム強度比の平均値が4.0未満で、かつ{332}<113>の結晶方位のX線ランダム強度比が5.0以下という各結晶方位のX線ランダム強度比が得られない。一方、前述の規定した温度域よりも高温で圧延が行われたり規定の圧下率よりも小さい圧下率を取ってしまったりすると、粗粒化や混粒の原因となり、結果として局部変形能が著しく低下する。上述の規定した圧延が行われているか否は、圧下率は圧延荷重、板厚測定などから実績または計算により求めることができる。また、温度についてもスタンド間温度計があれば実測可能で、またはラインスピードや圧下率などから加工発熱等を考慮した計算シミュレーションが可能であり、いずれか或いはその両方によって得ることができる。以上のように行われる熱間圧延はAr3以上の温度で終了する。熱間圧延をAr3未満で終了するとオーステナイト域とフェライト域との2相域圧延を含むため、{100}<011>~{223}<110>方位群への集積が強くなり、結果として局部変形能が著しく劣化する。更に、rLおよびr60を、それぞれrLが0.70以上かつr60が1.10以下とすれば、更に良好な板厚/最小曲げ半径≧2.0を満たす。そのためには、T130°C以上T1200°C以下の温度域における30以上の圧下率であるパスを大圧下パスとした場合、前記大圧下パスのうちの最終パスが完了した後から冷却を開始するまでの待ち時間t秒が、前記式6に規定する条件を満たすことが重要である。図38、図39にT130°C以上T1200°C以下での圧下時の鋼板の温度上昇および前記待ち時間tとrLおよびr60の関係を示す。前記待ち時間tが前記式6を満たし、さらにT130°C以上T1200°C以下での鋼板の温度上昇を各パス間において18°C以下に抑えることが、均一な再結晶オーステナイトを得るのに有効である。尚、T130°C以上T1200°C以下での温度上昇が低過ぎてT130°C以上T1200°C以下の範囲で所定の圧下率が得られなかった場合は再結晶が抑制されてしまう、また、前記待ち時間tが前記式6を満たさない場合には、長時間側では粗大粒になり、短時間側では再結晶は進まず、十分な局部変形能を得られない。熱間圧延後の冷却パターンについては特に規定はせず、それぞれの目的にあった組織制御を行うための冷却パターンをとっても本発明の効果は得られる。しかしながら、680°Cを超える巻き取り温度になると、表面酸化が進行したり、冷延や焼鈍後の曲げ性に悪影響を及ぼす懸念があるため、巻き取り温度を680°C以下室温以上とした。熱間圧延においては粗圧延後にシートバーを接合し、連続的に仕上げ圧延をしても良い。その際に粗バーを一旦コイル状に巻き、必要に応じて保温機能を有するカバーに格納し、再度巻き戻してから接合を行っても良い。熱延鋼板には必要に応じてスキンパス圧延を施してもよい。スキンパス圧延には、加工成形時に発生するストレッチャーストレインの防止や形状矯正の効果がある。また、上記熱間圧延が終了した鋼板を、酸洗したのち、冷間での圧下率が20以上90以下となるように冷間圧延する。圧下率が20未満であると十分な冷延再結晶組織が形成されず、混粒になる懸念がある。また、90を超えると割れによる破断の懸念がある。焼鈍の熱処理パターンは、それぞれの目的にあった組織制御を行うための熱処理パターンをとっても本発明の効果は得られる。しかしながら、十分な冷延再結晶等軸組織を得て、かつ本願範囲の条件を満たすためには、少なくとも650°C以上900°C以下の温度域まで昇温し、1秒以上300秒以下の保持時間で焼鈍した後、0.1°C/s以上100°C/s以下の冷却速度で720°C以下580°C以上の温度域にまで一次冷却を施すことが必要である。保持温度域が650°C未満であるか保持時間が1秒未満であると十分な回復再結晶組織が得られない。また、保持温度域が900°C超であるか保持時間が300秒を超えると酸化や粒の粗大化の懸念がある。また、一時冷却については、冷却速度が0.1°C/s未満であったり温度域が720°Cを超えると十分な量の変態量が得られない懸念がある。また、冷却速度が100°C/s超であったり温度域が580°C未満の場合には粒の粗大化などの懸念がある。その後、常法に従い、亜鉛めっき処理を行って亜鉛めっき鋼板を得る。本実施形態において得られる亜鉛めっき鋼板の組織は、フェライトを主体とするが、フェライト以外の金属組織として、パーライト、ベイナイト、マルテンサイト、オーステナイトおよび炭窒化物等の化合物を含有しても構わない。マルテンサイトやベイナイトの結晶構造は、フェライトのそれと同等もしくは類似しているので、フェライトの代わりにこれらの組織が主体であっても差し支えない。本発明に係る亜鉛めっき鋼板は曲げ加工だけでなく、曲げ、張り出し、絞り等、曲げ加工を主体とする複合成形にも適用できる。本発明の実施例を挙げながら、本実施形態に係る熱延鋼板の技術的内容について説明する。実施例として、表1に示した成分組成を有するAAからBgまでの鋼を用いて検討した結果について説明する。これらの鋼は、鋳造後、そのままもしくは一旦室温まで冷却された後に再加熱し、900°C~1300°Cの温度範囲に加熱され、その後、表2または表3の条件で熱間圧延が施され、最終的には2.3mmもしくは3.2mm厚の熱延鋼板とした。表1に各鋼の化学成分を、表2、3に各製造条件を、表4、5に組織と機械的特性を示す。局部変形能の指標として、穴拡げ率、および90°V字曲げによる限界曲げ半径を用いた。曲げ試験はC方向曲げと45°方向曲げを行い、その比率を使って成形性の方位依存性の指標とした。引っ張り試験および曲げ試験はJISZ2241およびZ2248のVブロック90°曲げ試験に、穴拡げ試験は鉄連規格JFST1001に、それぞれ準拠した。X線ランダム強度比は、前述のEBSDを用いて、圧延方向に平行な断面の5/8~3/8の領域の板厚中央部で、幅方向が端部から1/4の位置に対して0.5μmピッチで測定した。また、各方向のr値については、前述した方法により測定した。本発明の実施例を挙げながら、本実施形態に係る冷延鋼板の技術的内容について説明する。実施例として、表6に示した成分組成を有するCAからCWまでの本発明の請求項で規定した成分を満たす鋼、およびCaからCgの比較鋼を用いて検討した結果について説明する。これらの鋼は、鋳造後、そのままもしくは一旦室温まで冷却された後に再加熱し、900°C~1300°Cの温度範囲に加熱され、その後、表7の条件で熱間圧延が施され、2~5mm厚の熱延鋼板とした後、酸洗し、1.2~2.3mm厚に冷間圧延を施し、表7に示す焼鈍条件にて焼鈍を施した。その後、0.5のスキンパス圧延を行い、材質評価に供した。表6に各鋼の化学成分を、表7に各製造条件を示す。また、表8にそれぞれの組織と機械的特性を示す。局部変形能の指標として、穴拡げ率および90°V字曲げによる限界曲げ半径を用いた。曲げ試験はC方向曲げと45°方向曲げを行い、その比率を使って成形性の方位依存性の指標とした。なお、引っ張り試験および曲げ試験はJISZ2241およびZ2248のVブロック90°曲げ試験に、穴拡げ試験は鉄連規格JFST1001に、それぞれ準拠した。X線ランダム強度比は前述のEBSDを用いて、圧延方向に平行な断面の3/8~5/8の領域の板厚中央部で、幅方向が端部から1/4の位置に対して、0.5μmピッチで測定した。また、各方向のr値については、前述した方法により測定した。本発明の実施例を挙げながら、本実施形態に係る亜鉛めっき鋼板の技術的内容について説明する。実施例として、表9に示した成分組成を有するDAからDLまでの鋼を用いて検討した結果について説明する。これらの鋼は、鋳造後、そのままもしくは一旦室温まで冷却された後に再加熱し、900°C~1300°Cの温度範囲に加熱され、その後表10の条件で熱間圧延が施され、2~5mm厚の熱延鋼板としたのち、酸洗し、冷延した後、1.2~2.3mm厚に冷間圧延を施し、表10に示す焼鈍条件にて焼鈍を施すとともに、溶融亜鉛めっき浴を用いて、連続で焼鈍および溶融亜鉛めっきまたは溶融合金化亜鉛めっき処理を行った。その後、0.5のスキンパス圧延を行い、材質評価に供した。表9に各鋼の化学成分を、表10に製造条件を、表11に各製造条件における組織と機械的特性を示す。局部変形能の指標として穴拡げ率および90°V字曲げによる限界曲げ半径を用いた。なお、引っ張り試験および曲げ試験はJISZ2241およびZ2248のVブロック90°曲げ試験に、穴拡げ試験は鉄連規格JFST1001にそれぞれ準拠した。X線ランダム強度比は前述のEBSDを用いて圧延方向に平行な断面の3/8~5/8の領域の板厚中央部で、幅方向が端部から1/4の位置に対して0.5μmピッチで測定した。また、各方向のr値については、前述した方法により測定した。本発明の規定を満たすものは、例えば、図40、図41、図42、図43、図44、図45に示すように、優れた穴拡げ性、曲げ性、および成形異方性の少なさを併せ持つ。さらに、望ましい製造条件範囲にあるものは、より優れた、穴拡げ率および曲げ性を示す。