質量で、C00030以下、Si005以下、Mn030以下、P005以下、S003以下、Al001~010、N00030以下を含み、かつMn×C≦40×104を満たし、残部がFeおよび不可避的不純物である化学組成を有するとともに、時効指数AIが20MPa以下、25°Cで6ヶ月時効後の降伏強度YPが180MPa以下であることを特徴とする形状凍結性と耐時効性に優れた冷延鋼板;ただし、Mは元素Mの含有量を表す。請求項1に記載の化学組成を有する鋼のスラブを、熱間圧延し、酸洗後、50以上の圧下率で冷間圧延を行い、焼鈍を行うに際し、均熱温度を700~900°Cとし、均熱時間t秒ととの比tを10以上とすることを特徴とする形状凍結性と耐時効性に優れた冷延鋼板の製造方法;ただし、Mは元素Mの含有量を表す。しかしながら、特許文献1に記載された遅時効性冷延鋼板では、結晶粒径が小さい上に、時効指数AIも高く耐時効性に劣るため、プレス成形時には、降伏強度YPが高くなり、スプリングバックにより形状精度が低下し、形状凍結性に劣るといった問題があった。本発明は、レアメタルを使用することなく、形状凍結性と耐時効性に優れた冷延鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。本発明者等は、上記の目的とする冷延鋼板について次のような検討を行った。レアメタルを含有しない種々の極低炭素Alキルド鋼板を25°Cで6ヶ月時効させた後、140×100mmの試験片を採取し、図1に示す形状のポンチとダイを用いて、しわ押さえ力200kNで、図2に示すような高さ4mmの張出し成形を行い、図2に示す点線に沿って高さプロファイルを測定し、最大高さと最小高さの差を反り高さとして求め、形状凍結性を評価した。また、時効処理前の鋼板から、同様に140×100mmの試験片を採取し、図1に示す形状のポンチとダイを用いて、しわ押さえ力200kNで、図2に示すような高さ4mmの張出し成形を行い、時効処理前の鋼板の反り高さを求めた。そして、25°C、6ヶ月の時効前後での反り高さの差を求めて、これを反り高さのばらつきとし、形状凍結性のばらつきを評価した。また、時効前の鋼板のAIを、JIS5号試験片を用いて、予歪み75を付加し、100°Cで30分熱処理した後に引張試験を行って求めたYPから予歪み付加後の応力を引いて求めた。さらに、時効後YPを、JIS5号試験片を用いて、引張試験を行って求めた。引張試験は、いずれの場合も、JISZ2241に準じて行った。図3に時効後YPと反り高さとの関係を示したが、時効後YPが180MPaを超えると、反り高さが急激に大きくなり、一方、時効後YPを180MPa以下にすれば、反り高さを03mm以下にでき、優れた形状凍結性が得られることがわかる。また、図4にAIと反り高さのばらつきとの関係を示したが、AIが20MPaを超えると、反り高さのばらつきが急激に大きくなり、一方、AIを20MPa以下にすれば、反り高さのばらつきを004mm以下に小さくできることがわかる。このように、反り高さを小さくすることで、形状凍結性を改善でき、例えばプレス成形後の反り高さを0mm、すなわち反りをなくすために追加プレスをする場合でも、反りの矯正が容易となる。また、反り高さのばらつきを小さくすることで、追加プレスを行うような場合であっても、反り高さに応じた所定の条件でばらつきなく反りを小さくすることができる。本発明は、以上のような知見に基づきなされたもので、質量で、C00030以下、Si005以下、Mn030以下、P005以下、S003以下、Al001~010、N00030以下を含み、かつMn×C≦40×104を満たし、残部がFeおよび不可避的不純物である化学組成を有するとともに、時効指数AIが20MPa以下、25°Cで6ヶ月時効後の降伏強度YPが180MPa以下であることを特徴とする形状凍結性と耐時効性に優れた冷延鋼板を提供する。本発明の冷延鋼板は、上記の化学組成を有する鋼のスラブを、熱間圧延し、酸洗後、50以上の圧下率で冷間圧延を行い、焼鈍を行うに際し、均熱温度を700~900°Cとし、均熱時間t秒ととの比tを10以上とする方法により製造できる。ただし、Mは元素Mの含有量を表す。本発明により、レアメタルを使用せずに、形状凍結性と耐時効性に優れた冷延鋼板を製造できるようになった。本発明の冷延鋼板は、自動車、家電、OA機器の分野におけるプレス成形部品に好適である。以下に、本発明の詳細を説明する。なお、以下のは、特に断らない限り質量を表す。1化学組成C00030以下Cは、固溶Cとして粒内に存在するとAIを上昇させる。一方、固溶Cは粒界に偏析すると、粒内に存在する場合に比べてAIを低下させることができる。ただし、粒界の固溶C量が多くなりすぎるとセメンタイトとして存在するようになり、YPを上昇させる。それゆえ、25°Cで6ヶ月時効後YPを180MPa以下にするには、C量は00030以下、好ましくは00020以下、より好ましくは00015以下とする必要がある。Si005以下多量のSiは、硬質化により成形性を劣化させる。したがって、Si量は005以下、好ましくは003以下とする。Mn030以下、かつMn×C≦40×104Mnは、硬質化により成形性を劣化させる。したがって、Mn量は030以下、好ましくは015以下、より好ましく010以下とする。さらに、MnはCとの相互作用を有し、固溶Cの拡散を阻害してCの粒界偏析を抑制するため、AIを上昇させる。この影響は、C量が多いほど顕著となる。発明者らが検討した結果、AIを20MPa以下にするには、Mn量は030以下とし、さらにMn×C≦40×104、好ましくはMn×C≦30×104、より好ましくはMn×C≦20×104を満足する必要がある。なお、本願では上記のようにMn量を調整して固溶Cの粒界偏析を図るため、細粒化により固溶Cの粒界偏析を行った場合と比べてYPの上昇を抑えることができ、低AI化に加え、低YP化も達成でき、結果、時効後YPを低下することができる。P005以下Pは、粒界に偏析して延性や靭性を劣化させる。したがって、P量は005以下、好ましくは003以下とする。S003以下Sは、熱間での延性を著しく低下させ、熱間割れを誘発し、表面性状を著しく劣化させる。したがって、S量は003以下、好ましくは002以下、より好ましくは001以下とする。Al001~010Alは、Nを窒化物として固定することで、固溶Nによる時効硬化を抑制することができる。それゆえ、AIを20MPa以下にするには、Al量は001以上、好ましくは003以上、より好ましくは005以上とする必要がある。一方、010を超える多量のAlは、製造コストの上昇を招く。したがって、Al量は001~010、好ましくは003~010、より好ましくは005~010とする。N00030以下Nは、多量に含有されると、熱間圧延中にスラブ割れを伴い、表面疵が発生する恐れがある。また、固溶Nとして存在する場合には、時効硬化を引き起こす。したがって、N量は00030以下、好ましくは00020以下とする。残部は、Feおよび不可避的不純物である。2AI20MPa以下、時効後YP180MPa以下上述したように、優れた形状凍結性を得るには、AIが20MPa以下、25°Cで6ヶ月時効後のYPが180MPa以下である必要がある。3製造方法本発明の冷延鋼板は、上記の化学組成を有する鋼のスラブを、熱間圧延し、酸洗後、以下の条件で冷間圧延、焼鈍を行うことにより製造できる。冷間圧延の圧下率:50以上圧下率が50未満だと、焼鈍後の結晶粒が大きくなり、粒内に固溶Cが残り、AIを20MPa以下にできない。したがって、冷間圧延の圧下率は50以上とする。なお、圧下率が90を超えると、圧延荷重が大きくなることから、圧下率は90以下とすることが好ましく、80以下とすることがより好ましい。焼鈍の均熱温度:700~900°C均熱温度が700°C未満だと、未再結晶組織が残ったり、結晶粒が細粒化してしまって、時効後YPを180MPa以下にできない。一方、均熱温度が900°Cを超え、オーステナイト域に入ると均熱後の冷却でフェライト変態するため固溶Cを粒界に偏析させることが困難となり、AIを20MPa以下にできない。したがって、焼鈍の均熱温度は700~900°C、好ましくは750~900°Cとする。焼鈍の均熱時間t:tが10以上となる時間tが10未満で均熱時間が短いと、固溶Cの拡散が抑制されることから、固溶Cを粒界に偏析させることができなくなり、AIを20MPa以下にできない。したがって、焼鈍の均熱時間tは、tが10以上、好ましくは30以上、より好ましくは50以上、さらに好ましくは100以上とする。なお、上記tとAIとの関係は、均熱時間が短いと固溶Cの拡散が抑制されて固溶Cを粒界に偏析させることが困難となり、また、C量に対してMn量が多くなるほど、このような固溶Cの拡散の抑制が顕著となることから、発明者らが、均熱時間t、鋼中のC量、Mn量と、AIとの関係を検討した結果得たものである。なお、均熱時間があまりに長くなると、粒径が粗大化して、成形後の外観が低下する懸念があるため、3時間以下とすることが好ましい。鋼の溶製方法には、通常の転炉法、電炉法などを適宜適用することができる。また、溶製された鋼は、スラブに鋳造後、そのまま、あるいは冷却して加熱後、熱間圧延が施される。冷間圧延後の焼鈍は、均一な材質の得やすい連続焼鈍炉で行うことが好ましい。焼鈍後の冷延鋼板には、圧下率05~3程度の調質圧延、溶融亜鉛めっき処理や化成処理などの表面処理を施すことができる。表1に示す化学組成の鋼を溶製し、スラブとした後、1200°Cで1時間加熱し、オーステナイト域で仕上げ圧延を行い、600°Cで巻取り、板厚26mmの熱延鋼板とし、酸洗後、表1に示す条件で冷間圧延、焼鈍を行い、次いで10の圧下率で調質圧延を行って、冷延鋼板とした。このとき、焼鈍は連続焼鈍炉にて行った。そして、圧延方向からJIS5号引張試験片を切り出し、引張試験を行ってYP、引張強度TS、伸びElを測定した。また、上記の方法により、AIおよび時効後YPの測定を行った。結果を表2に示す。また、図5に、Mn×CとAIとの関係を、図6に、Mn×Cと時効後YPとの関係を、図7に、tとAIとの関係を、図8に、tと時効後YPとの関係を示す。図5、6より、Mn×C≦4×104とすることでAIを20MPa以下、時効後YPを180MPa以下とでき、形状凍結性に優れることがわかる。図7、8より、tを10以上にすることでAIを20MPa以下、時効後YPを180MPa以下とでき、形状凍結性に優れることがわかる。一方、表2の供試鋼No7に示すように、冷間圧延の圧下率が50未満の場合や、供試鋼No16、23に示すように、C量やMn量が本発明範囲外の場合や、供試鋼No24、25に示すように、焼鈍の均熱温度が700~900°Cの範囲外の場合は、AIが20MPaを超え、時効後YPが180MPaを超えて、形状凍結性に劣ることがわかる。