質量で、C:001~03、Si:001~20、Mn:05~35、P:01以下、S:005以下、Nb:0~003、Ti:0~006、V:0~03、sol.Al:0~20、Cr:0~10、Mo:0~03、B:0~0003、Ca:0~0003およびREM:0~0003以下を含有し、残部がFeおよび不純物からなる化学組成を有し、主相としてフェライト:50面積以上、第2相として、マルテンサイト、ベイナイト、パーライトおよびセメンタイトの1種または2種以上を含む低温変態相を合計で10面積以上ならびに残留オーステナイトを0~3面積含有し、かつ下記式1~3を満足するミクロ組織を有し、そして板厚の1/2深さ位置において、{111}<145>、{111}<123>、{554}<225>のX線強度の平均が、集合組織を持たないランダムな組織のX線強度の平均の40倍以上である集合組織を有する、ことを特徴とする冷延鋼板。dm<2710000/21dm<402ds≦153ここで、C、Mn、Nb、TiおよびVはそれぞれ該元素の含有量単位:質量であり;dmは傾角15°以上の大角粒界で規定されるフェライトの平均粒径単位:μmであり、そしてdsは第2相の平均粒径単位:μmである。上記化学組成が、質量で、Nb:0003以上、Ti:0005以上およびV:001以上からなる群から選択される1種または2種以上を含有し、上記ミクロ組織が、下記式4を満足する、請求項1に記載の冷延鋼板。dm<354ここで、dmは請求項1に記載した通りである。上記化学組成が、質量で、sol.Al:01質量以上を含有する、請求項1または2に記載の冷延鋼板。上記化学組成が、質量で、Cr:003以上、Mo:001以上およびB:00005以上からなる群から選択される1種または2種以上を含有する、請求項1~3のいずれかに記載の冷延鋼板。前記化学組成が、質量で、Ca:00005以上およびREM:00005以上からなる群から選択される1種または2種を含有する、請求項1~4のいずれかに記載の冷延鋼板。鋼板表面にめっき層を有する、請求項1~5のいずれかに記載の冷延鋼板。下記工程AおよびBを有することを特徴とする冷延鋼板の製造方法:A請求項1~5のいずれかに記載の化学組成を有し、かつ下記式5および6を満足するミクロ組織を有する熱延鋼板に冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷間圧延工程;およびB工程Aにおいて得られた冷延鋼板に、Ae1点10°Cに到達した時点でのフェライト未再結晶率が30面積以上となる条件でAe1点10°C以上、095×Ae3点005×Ae1点以下の温度域まで昇温した後、この温度域に30秒間以上保持することにより焼鈍を施す焼鈍工程。d<256000/25d<356ここで、CおよびMnはそれぞれ該元素の含有量単位:質量であり;dは傾角15°以上の大角粒界で規定されるフェライトの平均粒径単位:μmである。前記熱延鋼板が、前記化学組成を有するスラブに、Ar3点以上で圧延を完了する熱間圧延を施し、圧延完了後04秒間以内に400°C/秒以上の平均冷却速度で750°C以下の温度域まで冷却する熱間圧延工程により得られたものである、請求項7に記載の冷延鋼板の製造方法。前記工程Bの後に、冷延鋼板にめっき処理を施す工程をさらに有する、請求項7または8に記載の冷延鋼板の製造方法。以下、本発明に係る冷延鋼板およびその製造方法について述べる。以下の説明において、化学組成に関するは質量である。1.冷延鋼板11-化学組成C:001~03Cは、鋼の強度を高める作用を有する。また、熱間圧延工程および焼鈍工程においてミクロ組織を微細化する作用を有する。すなわち、Cは変態点を低下させる作用を有するので、熱間圧延工程においては、熱間圧延をより低温域で完了させることが可能となり、これにより、熱延鋼板のミクロ組織を微細化することが可能となる。また、焼鈍工程においては、Cによる昇温過程におけるフェライトの再結晶抑制作用と相俟って、急速加熱によってフェライトの未再結晶率が高い状態を保ったままAe1点10°C以上の温度域とすることが容易となり、これにより、冷延鋼板のミクロ組織を微細化することが可能となる。C含有量が001未満では、上記作用による効果を得ることが困難である。したがって、C含有量は001以上とする。好ましくは003以上、より好ましくは005以上である。一方、C含有量が03超では、加工性や溶接性の低下が著しくなる。したがって、C含有量は03以下とする。好ましくは02以下、より好ましくは015以下である。Si:001~20Siは、鋼の延性および強度を向上させる作用を有する。また、Mnと同時に添加されると、マルテンサイトなどの硬質第2相主相をなすフェライトよりも硬質な相の生成を促進し、鋼を高強度化させる作用を有する。Si含有量が001未満では、上記作用による効果を得ることが困難である。したがって、Si含有量は001以上とする。好ましくは003以上、より好ましくは005以上である。一方、Si含有量が20超では、熱間圧延工程や焼鈍工程などにおいて、鋼の表面に酸化物を生成して表面性状を損なう場合がある。したがって、Si含有量は20以下とする。好ましくは15以下、より好ましくは05以下である。Mn:05~35Mnは、鋼の強度を高める作用を有する。また、変態温度を低下させる作用を有するので、焼鈍工程において、急速加熱によりフェライトの未再結晶率が高い状態を保ったままAe1点10°C以上の温度域とすることが容易となり、これにより、冷延鋼板のミクロ組織を微細化することが可能となる。Mn含有量が05未満では上記作用による効果を得ることが困難である。したがって、Mn含有量は05以上とする。好ましくは07以上、より好ましくは1以上である。一方、Mn含有量が35超では、フェライト変態が過度に遅延してしまい、目的とするフェライト面積率を確保できない場合がある。したがって、Mn含有量は35以下とする。好ましくは30以下、より好ましくは28以下である。P:01以下Pは、不純物として含有され、粒界に偏析して材料を脆化させる作用を有する。P含有量が01を超えると、上記作用により脆化が著しくなる。したがって、P含有量は01以下とする。好ましくは006以下である。P含有量は低い程好ましいので下限は限定する必要はない。コストの観点からは0001以上とすることが好ましい。S:005以下Sは、不純物として含有され、鋼中に硫化物系介在物を形成して鋼の延性を低下させる作用を有する。S含有量が005超では、上記作用により延性の低下が著しくなる場合がある。したがって、S含有量は005以下とする。好ましくは0008以下、さらに好ましくは0003以下である。S含有量は低い程好ましいので下限を限定する必要はない。コストの観点からは0001以上とすることが好ましい。Nb:0~003、Ti:0~006、V:0~03Nb、TiおよびVは、炭化物や窒化物として鋼中に析出し、焼鈍工程の冷却中におけるオーステナイトからフェライトへの変態を抑制することによって、硬質第2相の面積率を高め、鋼の強度を高める作用を有する。したがって、鋼の化学組成に、これらの元素の1種または2種以上を含有させてもよい。しかし、各元素の含有量が上記上限値を超えると、延性の低下が著しくなる場合がある。したがって、各元素の含有量は上記のとおりとする。ここで、Ti含有量は003以下とすることが好ましい。また、NbおよびTiの合計含有量は006以下とすることが好ましく、003以下とすることがさらに好ましい。また、Nb、TiおよびVの含有量は下記式7を満足することが好ましい。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、Nb:0003以上、Ti:0005以上およびV:001以上のいずれかを満足させることが好ましい。≦0027ここで、Nb、TiおよびVはそれぞれ該各元素の含有量単位:質量である。sol.Al:0~20Alは、延性を高める作用を有する。したがって、Alを含有させてもよい。しかし、Alは変態点を上昇させる作用を有するので、sol.Al含有量が20超では、熱間圧延をより高温域で完了させざるをえなくなる。その結果、熱延鋼板の組織を微細化することが困難となり、そのため、冷延鋼板の組織を微細化することも困難となる。また、連続鋳造が困難となる場合がある。したがって、sol.Al含有量は20以下とする。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、sol.Al含有量を01以上とすることが好ましい。Cr:0~10、Mo:0~03、B:0~0003Cr、MoおよびBは、鋼の焼入れ性を高め、低温変態相の生成を促進することによって、鋼の強度を高める作用を有する。したがって、これらの元素の1種または2種以上を含有させてもよい。しかし、各元素の含有量が上記上限値を超えると、フェライト変態が過度に抑制されてしまい、目的とするフェライト面積率を確保できない場合がある。したがって、各元素の含有量は上記のとおりとする。ここで、Mo含有量は02以下とすることが好ましい。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、Cr:003以上、Mo:001以上およびB:00005以上のいずれかを満足させることが好ましい。Ca:0~0003、REM:0~0003CaおよびREMは、溶鋼の凝固過程において析出する酸化物や窒化物を微細化して、鋳片の健全性を高める作用を有する。したがって、これらの元素の1種または2種を含有させてもよい。しかし、いずれの元素も高価であるため、それぞれの元素の含有量は0003以下とする。これらの元素の合計含有量は0005以下とすることが好ましい。上記作用による効果をより確実に得るには、いずれかの元素を00005以上含有させることが好ましい。ここで、REMとは、Sc、Y及びランタノイドの合計17元素を指し、ランタノイドの場合、工業的にはミッシュメタルの形で添加される。本発明におけるREMの含有量はこれらの元素の合計含有量を指す。12-ミクロ組織および集合組織主相:50面積以上のフェライトであり、かつ上記式1および2を満足する軟質なフェライトを主相とすることによって、冷延鋼板の延性を高めることができる。さらに、主相であるフェライトが微細であって、傾角15°以上の大角粒界で規定されるフェライトの平均粒径dmが上記式1および2を満たすことにより、鋼板を加工した際に微細なクラックの発生と進展が抑制され、冷延鋼板の伸びフランジ性が向上する。また、細粒強化によって鋼の強度が向上する。なお、上記式1はC、Mn、Nb、TiおよびVによる組織の微細化作用を考慮したうえでフェライトの微細化の程度を規定する指標である。フェライト面積率が50未満では、優れた延性を確保することが困難になる。したがって、フェライト面積率は50以上とする。フェライト面積率は好ましくは60以上であり、より好ましくは70以上である。また、前記フェライトの平均粒径dmが上記式1および2の少なくとも一方を満足しない場合には、主相が十分に微細ではないために、優れた伸びフランジ性を確保することが困難になり、または細粒強化による強度向上作用を十分に得られない。したがって、前記フェライト平均粒径dmは上記式1および2を満足するようにする。傾角15°以上の大角粒界で囲まれたフェライトの平均粒径を指標とするのは、傾角15°未満の小角粒界は隣接する結晶粒間の方位差が小さく、転位を堆積させる効果が小さいため、強度増加への寄与が少ないからである。以下では、傾角15°以上の大角粒界で規定されるフェライトの平均粒径を単にフェライトの平均粒径という。Nb:0003以上、Ti:0005以上およびV:001以上からなる群から選択される1種または2種以上を含有する化学組成を有する場合には、フェライトの平均粒径dmは上記式4を満足することが好ましい。第2相:マルテンサイト、ベイナイト、パーライトおよびセメンタイトを含む低温変態相を合計で10面積以上ならびに残留オーステナイトを0~3面積を含み、かつ上記式3を満足する。マルテンサイト、ベイナイト、パーライトおよびセメンタイトを含む低温変態で生成する硬質な相または組織を第2相に含有させることにより、鋼の強度を高めることが可能となる。また、残留オーステナイトは鋼板の伸びフランジ性を低下させる作用を有するので、残留オーステナイト面積率を制限することにより、優れた伸びフランジ性を確保することが可能となる。さらに、第2相が上記式3を満たすように微細であることによって、鋼板を加工した際に微細なクラックの発生と進展が抑制され、鋼板の伸びフランジ性が向上する。また、細粒強化によって鋼の強度が向上する。マルテンサイト、ベイナイト、パーライトおよびセメンタイトを含む低温変態相の合計面積率が10未満では、高い強度を確保することが困難である。したがって、低温変態相の合計面積率は10以上とする。なお、低温変態相はマルテンサイト、ベイナイト、パーライトおよびセメンタイトの全部を含んでいる必要はなく、その少なくとも1種を含んでいればよい。また、残留オーステナイト面積率が3超になると、優れた伸びフランジ性を確保することが困難である。したがって、残留オーステナイト面積率は0~3とする。好ましくは2以下である。また、第2相の平均粒径dsが上記式3を満足しないと、第2相が十分に微細ではないため、優れた伸びフランジ性を確保することが困難になる。また、細粒強化による鋼の強度向上作用を十分に得られない。したがって、第2相の平均粒径dsは上記式3を満足するようにする。主相であるフェライトの平均粒径は、実施例でより詳しく説明するように、SEM-EBSDを用いて、傾角15°以上の大角粒界で囲まれるフェライトを対象にその平均粒径を求める。SEM-EBSDとは、走査電子顕微鏡SEMの中で電子線後方散乱回折EBSDにより微小領域の方位測定を行う方法である。得られた方位マップから結晶粒径を測定することができる。第2相の平均粒径はSEM断面観察により第2相の粒子数Nを測定し、さらに第2相の面積率Aを用いて、r=12で求めることができる。主相および第2相の面積率はSEM断面観察により測定できる。また、残留オーステナイトの面積率は、X線回折法により求めた体積分率をそのまま面積率とする。こうして求めた残留オーステナイトの面積率を前記第2相の面積率から差し引くことにより、第2相のうちの低温変態相の合計面積率を求めることができる。本発明では、以上のいずれの平均粒径および面積率についても、鋼板の板厚1/4深さにおける測定値を採用する。集合組織:板厚の1/2深さ位置において、{111}<145>、{111}<123>および{554}<225>方位のX線強度の平均が、集合組織を持たないランダムな組織のX線強度の平均の40倍以上板厚の1/2深さ位置において{111}<145>、{111}<123>および{554}<225>の集積度を上記のように増加させることにより、伸びフランジ性が向上する。板厚の1/2深さ位置において、{111}<145>、{111}<123>および{554}<225>方位のX線強度の平均が、集合組織を持たないランダムな組織のX線強度の平均の40倍未満では、優れた伸びフランジ性を確保することが困難になる。したがって、冷延鋼板は上記の集合組織を有するようにする。この特定方位のX線強度は、鋼板をフッ酸により板厚1/2深さまで化学研磨した後、その板面において、フェライト相の{200}、および{110}、{211}面の正極点図を測定し、その測定値を用いて、級数展開法により方位分布関数ODFを解析することで得られる。集合組織を持たないランダムな組織のX線強度は、粉末状にした鋼を用いて、上記と同様の測定を行うことにより求める。上記ミクロ組織および集合組織を満足することによって、引張強度TSが800MPa未満の鋼板では、下記式8を満足する高い加工性が得られる。また、引張強度TSが800MPa以上の鋼板では、下記式9を満足する高い加工性が得られる。3×TS×ElTS×λ>10500083×TS×ElTS×λ>850009ここで、TSは引張強度MPa、Elは全伸び=破断伸び、、λは日本鉄鋼連盟規格JFST1001-1996で規定される穴拡げ率である。13-めっき層上述した冷延鋼板の表面に、耐食性の向上等を目的としてめっき層を設け、表面処理鋼板としてもよい。めっき層は電気めっき層であってもよく溶融めっき層であってもよい。電気めっき層としては、電気亜鉛めっき、電気Zn-Ni合金めっき等が例示される。溶融めっき層としては、溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、溶融アルミニウムめっき、溶融Zn-Al合金めっき、溶融Zn-Al-Mg合金めっき、溶融Zn-Al-Mg-Si合金めっき等が例示される。めっき付着量は特に制限されず、従来と同様でよい。また、めっき表面に適当な化成処理皮膜を形成例えば、シリケート系のクロムフリー化成処理液の塗布と乾燥によりして、耐食性をさらに高めることも可能である。さらに、有機樹脂皮膜で被覆することもできる。2.冷延鋼板の製造方法21-化学組成化学組成は上記11に記載した通りである。22-冷間圧延工程上記式5および6を満たす、大角粒界が多量に存在する微細組織を有する熱延鋼板に、冷間圧延後に急速加熱焼鈍を施すと、未再結晶フェライトが残存した状態で熱延鋼板の大角粒界であった位置から多数の微細なオーステナイトが生成する。生成した多数の微細なオーステナイト粒は、再結晶フェライト粒が熱延鋼板の旧粒界を超えて成長するのを抑制するので、微細な組織を有する冷延鋼板を得ることができる。冷間圧延に供する熱延鋼板において大角粒界で規定されるフェライトの平均粒径dが上記式5または6を満足しない場合には、冷間圧延後に急速加熱焼鈍を施しても、核生成サイトが少ないため、加工組織から生成するのは粗大な少数のオーステナイト粒となる。この粗大な少数のオーステナイト粒は、再結晶フェライトの粒成長の抑制にほとんど寄与しないため、冷延鋼板の組織は粗大なものとなる。したがって、冷間圧延に供する熱延鋼板の組織は上記式5および6を満足するものとする。式5において、CおよびMnの含有量によりフェライト平均粒径dを規定しているのは、CおよびMnの含有量が高くなるにつれて冷延鋼板の延性が低下するため、冷間圧延に供する熱延鋼板をより微細な組織を有するものとすることによって冷延鋼板の組織をより微細なものとし、優れた延性を確保するためである。熱延鋼板のフェライト平均粒径dは小さいほど好ましいため、下限を規定する必要は特にないが、通常は10μm以上である。冷延鋼板についても同様に、フェライト平均粒径dmは通常は10μm以上となる。冷間圧延は常法に従って行えばよい。冷間圧延における圧下率冷間圧延率は特に規定しないが、焼鈍工程における再結晶を促進して冷延鋼板の加工性を向上させる観点からは、30以上とすることが好ましい。また、冷間圧延設備の負荷を軽減する観点からは、85以下とすることが好ましい。摩擦による表面への過度の歪みの蓄積を抑制し、焼鈍時の表面での異常粒成長を防止する観点から、冷間圧延は潤滑油を用いて行ってもよい。23-焼鈍工程上記冷間圧延工程により得られた冷延鋼板に、Ae1点10°Cに到達した時点でのフェライト未再結晶率が30面積以上となる条件でAe1点10°C以上、095×Ae3点005×Ae1点以下の温度域まで昇温した後、この温度域に30秒間以上保持することにより焼鈍を施す。焼鈍温度がAe1点10°Cより低いと、再結晶粒の成長を抑制するためのオーステナイト粒が多量に生成しないため、本発明が目的とする微細な組織を有する冷延鋼板を得ることが困難である。したがって、焼鈍温度はAe1点10°C以上とする。好ましくはAe1点30°C以上である。一方、焼鈍温度が095×Ae3点005×Ae1点より高くなると、オーステナイト粒の急激な粒成長が生じて、最終組織が粗大化する場合がある。特に、製造安定性を確保するために30秒間以上の焼鈍を施すと、組織の粗大化が進みやすい。したがって、焼鈍温度は095×Ae3点005×Ae1点以下とする。好ましくは08×Ae3点02×Ae1点以下である。この焼鈍温度への昇温は急速加熱により行う。この時の昇温条件は、前述した新知見に基づくものであるが、後述する実施例2の結果から導かれたものであるので、この点について次に詳述する。図1は、表5に記載の鋼種A~Cの冷延鋼板の一部について、そのフェライトの平均粒径dmを焼鈍時の昇温速度に対して図示したものである。図1に示すように、昇温速度の増加に伴って冷延鋼板のフェライト平均粒径が減少していく。そして、冷延鋼板のフェライト平均粒径が小さくなると引張強度が上昇することは前述のとおりである。この点に関し、昇温速度が10°C/秒である時の引張強度を基準とする引張強度の上昇率と焼鈍時の昇温速度との関係を図2に示す。図2に示すように、昇温速度が50°C/秒以上となると、2以上の引張強度の上昇率が安定的に達成されるようになる。すなわち、昇温速度を50°C/秒とすると、昇温速度を増加させることに基づく効果を安定的に享受できるようになる。冷延鋼板の焼鈍時の昇温速度が増大するほど、焼鈍温度に到達した時点で再結晶していないフェライトの割合フェライト未再結晶率が高くなる。そこで、昇温速度とAe1点10°Cの温度でのフェライト未再結晶率との関係を調査したところ、昇温速度が50°C/秒以上であるとフェライト未再結晶率が30面積以上となった。換言すると、Ae1点10°Cの温度でフェライト未再結晶率が30面積以上となる条件で上記焼鈍温度域まで昇温することにより、微細な組織を有する熱延鋼板に冷間圧延および急速加熱焼鈍を施した場合の組織を微細化の作用効果を安定的に享受することができる。したがって、上記冷間圧延工程により得られた冷延鋼板に、Ae1点10°Cの温度でのフェライト未再結晶率が30面積以上となる条件を満たす急速加熱により、Ae1点10°C以上の焼鈍温度域まで昇温させる。この時のフェライト未再結晶率の上限は特に限定されない。Ae1点10°Cの温度に達した際のフェライト未再結晶率が30未満では、微細な組織を有する熱延鋼板に冷間圧延および急速加熱焼鈍を施した場合の組織を微細化の作用効果を安定的に享受することが困難となる。急速加熱は、フェライトとオーステナイトが共存し始めるAe1点10°Cの温度まで行えばよく、それ以降は徐加熱や等温保持としてよい。昇温速度は、Ae1点10°Cでのフェライト未再結晶率を調整するための手段であるので、特に規定する必要はないが、50°C/秒以上とすることが好ましく、80°C/秒以上とすることがさらに好ましく、150°C/秒以上とすることが特に好ましく、300°C/秒とすることが最も好ましい。昇温速度の上限も特に規定されないが、焼鈍温度の温度制御の観点から1500°C/秒以下とすることが好ましい。上記の急速加熱は、再結晶開始温度に到達する前の温度から開始すればよい。具体的には、10°C/秒の昇温速度で測定した軟化開始温度をTsとし、Ts-30°Cから急速加熱を開始すればよい。実際は600°Cから急速加熱を開始すればよく、それまでの昇温速度は任意とすることができる。室温から急速加熱を開始しても、焼鈍後の冷延鋼板に悪影響をもたらすことはない。加熱方法は必要な昇温速度を達成できれば特に制限されない。通電加熱や誘導加熱を用いることが好ましいが、上記昇温条件を満たす限り、ラジアントチューブによる加熱も採用できる。このような加熱装置の適用により、鋼板の加熱時間大幅に短縮され、焼鈍設備をよりコンパクトにすることが可能となり、設備への投資費を低減するなどの効果も期待できる。また既存の連続焼鈍ラインまたは溶融めっきラインに加熱装置を増設することも可能である。焼鈍温度がAe1点10°C以上、095×Ae3点005×Ae1点以下の温度域である場合、焼鈍時間が30秒間未満では、再結晶が完了せず、組織中の結晶粒界の大部分が15°以下の小角粒界で構成されているか、あるいは、冷間圧延によって導入された転位が残留した状態となっている。この場合、冷延鋼板の加工性は著しく劣化する、したがって、再結晶を十分に進行させるために、焼鈍時間は30秒間以上とする。好ましくは45秒以上、より好ましくは60秒以上である。焼鈍時間の上限は特に規定する必要はないが、フェライト再結晶粒の粒成長をより確実に抑制する観点からは、10分間未満とすることが好ましい。図3は、表5に記載の実施例2のうち、特に鋼種Bの冷延鋼板を500°C/秒の昇温速度で750°Cへ加熱し、15秒間~300秒間保持した冷延鋼板について、TS×El値の変化を焼鈍保持時間に対して図示したものである。この結果から、本発明による冷延鋼板は、焼鈍時間を300秒間程度の長時間としても、粒成長が抑制され、安定した材質が得られることがわかる。一方、焼鈍時間が30秒間未満であると、鋼板の組織は再結晶を完了しておらず、結晶粒径が増加の途上にあったり、相変態が平衡状態に至らずに組織変態が中途の状態であったりする。そのため、加工性伸びに劣るほか、実機操業においては安定して均一な組織を得ることが困難となる。焼鈍後の冷却は、任意の速度で行うことができ、冷却速度の制御により、鋼中にパーライトやベイナイト、マルテンサイトといった第2相を析出させてもよい。冷却方法は任意の方法で行うことができるが、例えばガス、ミスト、水による冷却が可能である。また、焼鈍温度から任意の温度まで冷却後、必要ならば付加的な再加熱を行い、200°C以上、600°C以下の任意の温度に保持し、過時効処理を行ってもよい。あるいは、焼鈍後の鋼板を任意の温度まで冷却後、めっきなどの表面処理を施してもよい。具体的には焼鈍を行った鋼板に対し、溶融亜鉛めっきや合金化溶融亜鉛めっき、電気亜鉛めっきを施して亜鉛めっき鋼板としてもよい。24-熱間圧延工程冷間圧延工程に供する熱延鋼板は、冷間圧延工程の項において述べた条件、すなわち、前記化学組成と5および6式を満たすミクロ組織とを有する。その製造方法は特に規定されないが、使用する熱延鋼板は熱的安定性に優れていることが好ましい。好ましい熱延鋼板は、上記化学組成を有するスラブに、Ar3点以上で圧延を完了する熱間圧延を施し、圧延完了後04秒間以内に400°C/秒以上の平均冷却速度で750°C以下の温度域まで冷却する熱間圧延工程により製造することができる。このような熱間圧延工程を採用することにより、圧延によりオーステナイトに歪みを導入し、導入された歪みが回復再結晶によって消費されるのを極力抑制することができる。その結果、鋼中に蓄積させた歪みエネルギーをオーステナイトからフェライトへの変態駆動力として最大限に利用して、オーステナイトからフェライトへの変態核生成の数を増加させ、熱延鋼板の組織を微細化するとともに熱的安定性に優れた組織にすることができる。このようにして製造された熱延鋼板を冷間圧延に供し、その後で上述した焼鈍を施すことにより、効果的に冷延鋼板の微細粒化を達成することができる。熱間圧延に供するスラブは、生産性の観点から連続鋳造により作製することが好ましい。スラブは、連続鋳造後の高温状態にあるものを用いてもよく、一旦室温まで冷却されたものを再加熱して用いてもよい。圧延設備の負荷を軽減し、圧延完了温度の確保を容易にする観点からは、熱間圧延に供するスラブの温度は1000°C以上とすることが好ましい。また、スケールロスによる歩留まり低下を抑制する観点からは、熱間圧延に供するスラブの温度は1400°C以下とすることが好ましい。熱間圧延は、レバースミルもしくはタンデムミルを用いて行えばよい。工業生産性の観点からは、少なくとも最終の数段はタンデムミルを用いることが好ましい。圧延中は鋼板をオーステナイト温度域に維持する必要があるため、圧延完了温度はAr3点以上とする。オーステナイトに導入された加工歪みが熱により回復するのを極力抑制するため、圧延完了温度はAr3点直上、具体的にはAr3点50°C以下とすることが好ましい。熱間圧延の圧下量は、スラブの温度がAr3点からAr3点100°Cまでの温度範囲にあるときの板厚減少率が40以上であることが好ましい。この温度範囲での板厚減少率はより好ましくは60以上である。圧延は1パスで行う必要はなく、連続した複数パスの圧延であってもよい。圧下量を大きくすることは、より多くの歪みエネルギーがオーステナイトへ導入され、フェライト変態の駆動力を増大させることができ、フェライトをより微細粒化することができるので好ましい。しかし、圧延設備の負荷を増加させることにもなるため、1パスあたりの圧下量の上限は60とすることが好ましい。圧延完了後の冷却は、上述したように、圧延完了後04秒間以内に400°C/秒以上の平均冷却速度で750°C以下の温度域まで冷却することが好ましい。圧延完了から750°C以下への冷却に要する時間をより短時間とし、冷却速度をより大きくし、かつより低温まで冷却することが、熱延鋼板の組織をより微細にすることができるので、さらに好ましい。具体的には、圧延完了から750°C以下の温度域まで冷却する時間は02秒間以内とすることがさらに好ましい。圧延完了後04秒間以内に750°C以下の温度域まで冷却する時の平均冷却速度は600°C/秒以上とすることがさらに好ましく、800°C/秒以上とすることが特に好ましい。圧延完了後04秒間以内に400°C/秒以上の平均冷却速度で720°C以下の温度域まで冷却することがさらに好ましい。冷却する温度域はMs点以上とすることが好ましい。冷却方法は、水冷が好ましい。上記冷却を行った後、600~720°Cの温度に鋼板を任意の時間保持することにより、フェライト変態を進行させて組織中のフェライト面積率を制御することができる。熱延鋼板中に等軸粒フェライトを十分に生成させるには、鋼板を600~720°Cの温度に3秒間以上滞留させることが好ましい。その後、鋼板の巻き取りを行うまでに、水冷却、ミスト冷却またはガス冷却により、任意の冷却速度で冷却を行うことができる。また、鋼板の巻き取りは任意の温度で行うことができる。冷延鋼板に供する熱延鋼板の組織は、フェライトを主相とするものであることが好ましく、パーライト、ベイナイトおよびマルテンサイトから選ばれる1種類以上の硬質相を第2相として含有していてもよい。25-めっき処理上記製造方法により得られた冷延鋼板の表面には、耐食性の向上等を目的として上述したようなめっき層を備えさせて表面処理鋼板としてもよい。めっきは常法により実施すればよい。また、めっき後に適当な化成処理を施してもよい。本例は、本発明に係る冷延鋼板について例示する。表1に示す化学組成を有する鋼種AA~ANの鋼塊を真空誘導炉で溶製した。表1には各鋼種のAe1点およびAe3点も示す。これらの変態温度は、後述の製造条件に従って冷間圧延まで行った鋼板を、5°C/秒の昇温速度で1000°Cまで昇温した時に測定した熱膨張曲線から求めた。表1にはさらにAe1点10°Cの値および005Ae1095Ae3の数値、ならびに前記式1および式5の右辺の計算値も示す。式1右辺=2710000/2式5右辺=256000/2得られた鋼塊を熱間鍛造した後、熱間圧延に供するため、スラブ状の鋼片に切断した。これらのスラブを1000°C以上の温度で約1時間加熱した後、試験用小型ミルを用いて、表2に示す完了温度、圧延完了から750°Cまでの冷却時間、冷却速度水冷、巻取り温度の条件で熱間圧延と冷却を行い、板厚15~30mmの熱延鋼板を作製した。この熱延鋼板のフェライト平均粒径dを表2に示す。熱延鋼板のフェライト結晶粒径の測定は、鋼板の板厚1/4深さの幅方向の断面組織を、SEM-EBSD装置日本電子株式会社製、JSM-7001Fを用いて、傾角15°以上の大角粒界からなる結晶粒を解析することにより求めた。得られた熱延鋼板を塩酸で酸洗し、表2に示す冷間圧延率いずれも30以上で冷間圧延を行い、鋼板の板厚を06mm~10mmとした後、実験室規模の焼鈍設備を利用して、表2に示す加熱速度昇温速度、焼鈍温度均熱温度および焼鈍保持時間均熱時間で焼鈍を行い、冷延鋼板を得た。均熱後の冷却はヘリウムガスにより行った。こうして製造された冷延鋼板のミクロ組織および機械的特性を次のように調べた。冷延鋼板のフェライト平均粒径dmは、熱延鋼板について述べたのと同じように、鋼板の板厚1/4深さの幅方向の断面組織においてSEM-EBSDを用いて求めた。第2相の平均粒径dsは、鋼板の板厚1/4深さの幅方向の断面組織において、第2相の粒子数Nと、第2相の面積率Aから、r=12により求めた。フェライト面積率およびフェライト以外の相である第2相の面積率は、鋼板の板厚1/4深さにおいて幅方向から撮影したSEM断面組織写真上でポイントカウント法により求めた。また、オーステナイト相の体積率をX線回折法により求め、これを残留オーステナイト残留γの面積率とし、この面積率を上記の第2相の面積率から差し引くことにより、硬質第2相である低温変態相の面積率を求めた。この低温変態相は、マルテンサイト、ベイナイト、パーライトおよびセメンタイトの少なくとも1種を含む。冷延鋼板の集合組織の測定は、板厚1/2深さ平面におけるX線回折により行った。{111}<145>、{111}<123>および{554}<225>の3方位のX線強度の平均を、フェライトの{200}、{110}、{211}の正極点図の測定結果から解析したODF方位分布関数を利用して求めた。別に粉末状の鋼のX線回折により、集合組織を持たないランダムな組織のX線強度の平均を求め、このランダム組織の平均X線強度に対する上記3方位のX線強度の平均の比を求めて、この比を平均X線強度とした。使用装置はリガク電子社製RINT-2500HL/PCであった。焼鈍後の冷延鋼板の機械特性は、引張試験と穴拡げ試験により調査した。引張試験は、1/2サイズASTM引張試験片を用いて行い、降伏強度、引張強度TSおよび破断伸び全伸び、Elを求めた。穴拡げ試験は、打ち抜き径d0が10mmの穴を、頂角60°の円錐ポンチを用いて拡げることにより行い、打ち抜き穴端面における亀裂が板の両表面に達した時の穴径d1から、穴拡げ率λを、λ=/d0×100により求めた。表3に冷延鋼板の組織および機械特性の調査結果を示す。また、式1~式4の適合を○全式に適合すると×少なくとも1つの式に適合しないで示した。鋼種AAを用いて製造した鋼板NoA1~A3のうち、粒径35μm未満の熱延鋼板を母材とし、焼鈍時の加熱速度が50°C/秒以上であるA2およびA3では、本発明に従ったミクロ組織を有する冷延鋼板が得られた。一方、A1では、焼鈍時の加熱速度が低く、冷延鋼板のフェライトおよび第2相の粒径は粗大で、集合組織の指標である上記方位の平均X線強度は4未満だった。この結果、発明例であるA2とA3では、上記8式を満たす高い加工性が得られた。同様の結果が他の鋼種についても得られ、引張強度TSが800MPa未満または800MPa以上であるかに応じて、式8または式9を満たす高い加工性が得られた。Nb、Ti、Vの1種または2種以上を添加したA10、A13、A14、A17~A20、A23~A26、A29~A32では、加熱速度が50°C/秒以上であると、フェライト粒径が式435μm未満を満たす、好ましいミクロ組織を有する冷延鋼板が得られた。一方、A8、A9は、母材熱延鋼板の粒径が64μmと粗大だったため、急速加熱により焼鈍を行ったにもかかわらず、冷延鋼板のミクロ組織は粗大化し、フェライト平均粒径と第2相の平均粒径のいずれも本発明で規定する上限を超えた。また、集合組織のX線強度も40を下回った。この結果、機械特性が不十分となった。A15、A16は、Mn含有量が037であり、焼鈍中の粒成長の抑制が十分に働かず、冷延鋼板は粗大粒となった。その結果、良好な機械特性が得られなかった。A27、A28は、Nb含有量が0052であり、焼鈍中の再結晶の核生成が抑制され、冷延鋼板中に加工組織が残留した。このような加工組織の残留は、焼鈍時の加熱速度を増加させた場合に、より顕著となった。結果として、冷延鋼板の機械特性は加熱速度によらず、低いものとなった。本例は、本発明に係る冷延鋼板の製造方法について例示する。表4に示す化学組成を有する鋼種A~Kの鋼塊を真空誘導炉で溶製し、得られた鋼塊を熱間鍛造した後、熱間圧延に供するため、スラブ状の鋼片に切断した。これらのスラブを1000°C以上の温度で約1時間加熱した後、試験用小型ミルを用いて、表5に示す完了温度、圧延完了から750°Cまでの冷却時間、冷却速度水冷、滞留時間、急冷停止温度の条件で熱間圧延を行い、その後室温まで冷却し、板厚15mm~30mmの熱延鋼板を作製した。表4には、実施例1に記載した方法で求めた各鋼種のAe1点およびAe3点、Ae1点10°Cの値、005Ae1095Ae3の値、ならびに式1および式5の右辺の計算値も併記する。実施例1に記載したのと同様にして求めた、熱延鋼板の傾角15°以上の大角粒界で規定されるフェライトの平均粒径dの値を表5に示す。この熱延鋼板を塩酸で酸洗し、30以上の圧延率表5に示すで冷間圧延を行って鋼板の板厚を06mm~14mmまで減じた後、ラボスケールの焼鈍設備を用いて表5に示す加熱速度昇温速度、焼鈍温度および焼鈍時間で焼鈍を実験室規模の焼鈍設備を用いて行い、冷延鋼板を得た。均熱後の冷却は実施例1と同様に行った。表5には、Ae1点10°Cの温度でのフェライト未再結晶率以下、単にフェライト未再結晶率というを示す。この値は以下の方法により求めた。各実施例の製造条件に従って冷間圧延までを行った鋼板を用い、各実施例に示されている加熱速度で、Ae1点10°C前後の温度誤差±15°Cまで昇温させた後、直ちに水冷した。その組織をSEMにより撮影し、組織写真上で再結晶フェライトと加工フェライトの分率を測定することにより、加工フェライトの分率に等しいとしてフェライト未再結晶率を求めた。表5からわかるように、フェライト未再結晶率は焼鈍時の加熱速度に相関し、加熱速度が50°C/秒以上であれば、フェライト未再結晶率は40以上となる。実施例1ではフェライト未再結晶率を測定していないが、実施例2と同じ傾向となることは確実である。こうして製造された冷延鋼板を、1/2サイズASTM引張試験片に加工後、引張試験に供して、降伏強度、引張強度および破断伸び全伸びを求めた。全伸びは20を基準として合否を判定した。鋼板強度は組成に大きく依存するため、同一鋼種から製造した異なる製造方法の鋼材同士の強度を比較し、その結果に基づいて製造方法の合否を判定した。また、焼鈍後の冷延鋼板の傾角15°以上の大角粒界で規定されるフェライトの平均粒径dmを実施例1に記載したのと同様に求めた。これらの測定結果を表5に併記する。鋼種Aを用いて製造した冷延鋼板No1~7に関し、本発明に従って製造したNo2~4では引張強度が697~710MPaと大きな値が得られた。また、全伸びもいずれも20を超えた。一方、鋼板No1の鋼材は冷間圧延後の焼鈍時の加熱速度が遅かったため、フェライト未再結晶率が30未満となり、それゆえフェライト結晶粒径が大きく、引張強度が低下した。鋼板No5~7は、焼鈍温度が高すぎたため、フェライト結晶粒径が本発明で規定する範囲内に入らず、引張強度も鋼板No2~4に比べて100MPa程度低くなった。同じような傾向は鋼種Bを用いて製造した冷延鋼板でもみられた。さらに、鋼種Bの鋼板No14は、焼鈍時間が短すぎるため、同じ鋼種Bを用いた他の冷延鋼板より全伸びの値が低く、しかもNo14と同一条件で複数回鋼材を製造しても安定的な製造ができず、かつ同一鋼板でも部位により特性がばらついた。鋼種Bの鋼板No17は、冷間圧延後の焼鈍温度が650°Cと低かったため、オーステナイトが十分に形成されず、フェライト結晶粒径が大きくなり、引張強度が低下した。鋼種Bの鋼板No20~23は、熱間圧延後の急速冷却が不十分であったことから、冷間圧延に供する熱延鋼板のフェライト結晶粒径が大きかった。このため、冷間圧延を施した後のフェライト結晶粒径も大きくなり、引張強度が低下した。鋼種AおよびBの冷延鋼板についてみられた上記の傾向は、化学組成が本発明の範囲内である残る鋼種C~Jを用いて製造されて冷延鋼板でも同様にみられた。鋼種Kを用いて製造した鋼板No45~47は、本発明で規定する化学組成を有していないため、直後急冷により熱間圧延を実施しても熱延鋼板のフェライト結晶粒径が大きくなった。その結果、焼鈍温度を変化させて、冷延鋼板のフェライト結晶粒の微細化はできず、引張強度は非常に低位となった。