質量で、C:0.0005以上0.010未満、Si:0.10未満、Mn:0.4以上2.5以下、P:0.02超0.06以下、S:0.01未満、sol.Al:0.15以下、N:0.005未満、Nb:0.20以下を含有し、かつNbが下記式1を満足し、残部Feおよび不純物から成る化学組成を有し、FeNbP系化合物の平均数密度が5.0×105個/mm2以下であることを特徴とする高張力冷延鋼板。93/12×C0.037≦Nb1式中の元素記号は、各元素の鋼中での含有量質量を示す。Feの一部に代えて、質量でさらに、Ti:0.020未満を含有し、かつ下記式2を満足することを特徴とする請求項1記載の高張力冷延鋼板。Ti≦48/14×N0.0122式中の元素記号は、各元素の鋼中での含有量質量を示す。Feの一部に代えて、質量でさらに、B:0.0002~0.0020を含有することを特徴とする請求項1または2に記載の高張力冷延鋼板。Feの一部に代えて、質量でさらに、Cr、Mo、WおよびNiのいずれか1種または2種以上を、合計量で0.05~2を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高張力冷延鋼板。請求項1ないし4のいずれかに記載の化学組成を有する鋼に、熱間圧延を行い、下記式3を満足する温度CTでコイル状に巻取り、ついで冷間圧延を行い、さらに再結晶焼鈍を行って、FeNbP系化合物の平均数密度を5.0×105個/mm2以下とすることを特徴とする高張力冷延鋼板の製造方法。CT≦B/NbP×36005653式中の元素記号は各元素の鋼中での含有量質量を、CTは巻取り温度°Cを示す。請求項1ないし4のいずれかに記載の化学組成を有する鋼に、熱間圧延を行い、ついで冷間圧延を行い、さらに下記式4を満足する焼鈍温度TAで再結晶焼鈍を行って、FeNbP系化合物の平均数密度を5.0×105個/mm2以下とすることを特徴とする高張力冷延鋼板の製造方法。TA≧B/NbP×-13008504式中の元素記号は各元素の鋼中での含有量質量を、TAは焼鈍の均熱温度°Cを示す。請求項1ないし4のいずれかに記載の化学組成を有する鋼に、熱間圧延を行い、下記式3を満足する温度CTでコイル状に巻取り、ついで冷間圧延を行い、さらに下記式4を満足する焼鈍温度TAで再結晶焼鈍を行って、FeNbP系化合物の平均数密度を5.0×105個/mm2以下とすることを特徴とする高張力冷延鋼板の製造方法。CT≦B/NbP×36005653TA≧B/NbP×-13008504式中の元素記号は各元素の鋼中での含有量質量を、CTは巻取り温度°Cを、TAは焼鈍の均熱温度°Cを示す。本発明は、上記の従来技術の問題点を解決するためになされたものであり、その課題は、プレス成形性、耐二次加工脆性ならびに表面性状に優れた、例えば引張強度が340MPa以上の高張力冷延鋼板とその製造方法を提供することである。本発明者らは、Ti-Nb-B添加極低炭素鋼板をベースとした高張力鋼板の機械的特性および加工後の表面性状に及ぼす添加元素の影響について以下のような試験を実施した。供試鋼は、質量で、C:0.004以下、Si:0.04、Mn:1.1、P:0.10以下、S:0.005、sol.Al:0.03、N:0.003以下、Ti:0.01以下、Nb:0.12以下、B:0.0012以下を含有し残部Feおよび不純物であった。この化学組成の鋼片を、890°C以上で熱間圧延し、525~625°Cで巻取り、得られた熱延板を酸洗し、80の圧延率で冷間圧延し、均熱温度:830~860°Cで連続焼鈍した。その鋼板から圧延方向、圧延方向から45°方向および圧延方向と直交する方向から引張試験片を採取して引張試験を行った。また、焼鈍板に5の引張歪みを付与した後、鋼板表面を油砥石で擦り、表面の凹凸欠陥の有無を観察した。なお、鋼片と鋼板とで化学組成に事実上の差異は認められなかった。図1は、45°方向のr値r45o値、平均r値と、Nb-93/12Cの関係を示す図である。平均r値は、圧延方向のr値r0o値、r45o値、圧延方向と直交する方向のr値r90o値を用いて、下記式5から求めた。平均r値=r0o値2×r45o値r90o値/45図2は、加工後の鋼板の表面性状と、FeNbP系化合物の数密度の関係を示す図である。数密度は、焼鈍板を10アセチルアセトン-1塩化テトラメチルアンモニウム-メタノールを電解液として断面方向から電解エッチングしてレプリカ膜を作製し、透過型電子顕微鏡を用いて倍率30000倍で2μm四方の10視野を観察して求めた。なお、連結して観察されるFeNbP系化合物は、その個数を1個としてカウントした。表面性状は、凹凸表面欠陥の発生状況を5段階で相対評価した。数字が大きいほど表面性状が良好であったことを示す。図3は、巻取り温度CT、B質量/NbP質量と、FeNbP系化合物の数密度との関係を示す図である。○印は数密度が5.0×105個/mm2以下であったことを、●印は数密度が5.0×105個/mm2よりも大きかったことを示す。図4は、焼鈍に際しての均熱温度TA、B質量/NbP質量と、FeNbP系化合物の数密度との関係を示す図である。○印は数密度が5.0×105個/mm2以下であったことを、●印は数密度が5.0×105個/mm2よりも大きかったことを示す。これらの結果から、次のような知見を得るに至った。Ar45o値および平均r値はNb量の増加に伴い上昇する。これは、Nb量の増加に伴い熱延鋼板中の固溶C量が減少すること、および、Nb量の増加に伴い熱延鋼板のミクロ組織が細粒フェライトとアシキュラーフェライト、ベイニティックフェライト等の低温変態生成相との複合組織となることにより、焼鈍時にr45o値の上昇に有利な再結晶集合組織が形成されるためと推定される。B加工後の表面性状は、FeNbP系化合物の数密度が大きいほど劣化する。これは、FeNbP系化合物の析出部が硬質化し、プレス成形時に鋼板が一様に塑性変形しなくなるためと考えられる。CFeNbP系化合物の数密度は、巻取り温度CT、B含有量、P含有量、Nb含有量と相関関係を有し、数密度を低下させるためには、B/NbPの値が小さい場合ほど、CTを下げる必要がある。この原因は明らかでないが、1CTが高いほど、FeNbP系化合物が析出しやすく、数密度が増加すること、2Nb含有量とP含有量が多いほどFeNbP系化合物が析出しやすいこと、3Bは優先的に粒界に偏析するため、B添加によりPおよびNbの粒界偏析量が低下し、粒界上でのFeNbP系化合物の析出が抑制されることによると考えられる。DFeNbP系化合物の数密度は、焼鈍時の均熱温度TA、B含有量、P含有量、Nb含有量と相関関係を有し、数密度を低下させるためには、B/NbPの値が小さい場合ほど、TAを上げる必要がある。この原因は明らかでないが、1FeNbP系化合物は高温で焼鈍すると再固溶し、TAが高いほど数密度が減少すること、2Nb含有量とP含有量が多いほどFeNbP系化合物が析出しやすいこと、3Bは優先的に粒界に偏析するため、B添加によりPおよびNbの粒界偏析量が低下し、粒界上でのFeNbP系化合物の析出が抑制されることによると考えられる。Eしたがって、B含有量、P含有量およびNb含有量に応じて、熱間圧延後に低温で巻き取る、もしくは、高温で焼鈍することにより、FeNbP系化合物の数密度が低下し、加工後の表面性状に優れた高張力冷延鋼板を得ることができる。ここに、本発明は、下記1ないし4の、プレス成形性、耐二次加工脆性ならびに表面性状に優れた高張力冷延鋼板と、5ないし7の製造方法にある。1質量で、C:0.0005以上0.010未満、Si:0.10未満、Mn:0.4以上2.5以下、P:0.02超0.06以下、S:0.01未満、sol.Al:0.15以下、N:0.005未満、Nb:0.20以下を含有し、かつNbが下記式1を満足し、残部Feおよび不純物から成る化学組成を有し、FeNbP系化合物の平均数密度が5.0×105個/mm2以下であることを特徴とする高張力冷延鋼板。93/12×C0.037≦Nb1式中の元素記号は、各元素の鋼中での含有量質量を示す。2Feの一部に代えて、質量でさらに、Ti:0.020未満を含有し、かつ下記式2を満足することを特徴とする1記載の高張力冷延鋼板。Ti≦48/14×N0.0122式中の元素記号は、各元素の鋼中での含有量質量を示す。3Feの一部に代えて、質量でさらに、B:0.0002~0.0020を含有することを特徴とする1または2に記載の高張力冷延鋼板。4Feの一部に代えて、質量でさらに、Cr、Mo、WおよびNiのいずれか1種または2種以上を、合計量で0.05~2を含有することを特徴とする1ないし3のいずれかに記載の高張力冷延鋼板。51ないし4のいずれかに記載の化学組成を有する鋼に、熱間圧延を行い、下記式3を満足する温度CTでコイル状に巻取り、ついで冷間圧延を行い、さらに再結晶焼鈍を行って、FeNbP系化合物の平均数密度を5.0×105個/mm2以下とすることを特徴とする高張力冷延鋼板の製造方法。CT≦B/NbP×36005653式中の元素記号は各元素の鋼中での含有量質量を、CTは巻取り温度°Cを示す。61ないし4のいずれかに記載の化学組成を有する鋼に、熱間圧延を行い、ついで冷間圧延を行い、さらに下記式4を満足する焼鈍温度TAで再結晶焼鈍を行って、FeNbP系化合物の平均数密度を5.0×105個/mm2以下とすることを特徴とする高張力冷延鋼板の製造方法。TA≧B/NbP×-13008504式中の元素記号は各元素の鋼中での含有量質量を、TAは焼鈍の均熱温度°Cを示す。71ないし4のいずれかに記載の化学組成を有する鋼に、熱間圧延を行い、下記式3を満足する温度CTでコイル状に巻取り、ついで冷間圧延を行い、さらに下記式4を満足する焼鈍温度TAで再結晶焼鈍を行って、FeNbP系化合物の平均数密度を5.0×105個/mm2以下とすることを特徴とする高張力冷延鋼板の製造方法。CT≦B/NbP×36005653TA≧B/NbP×-13008504式中の元素記号は各元素の鋼中での含有量質量を、CTは巻取り温度°Cを、TAは焼鈍の均熱温度°Cを示す。本発明によれば、プレス成形などの加工に適用できる十分な成形性を有し、優れた耐二次加工脆性を示し、かつ、表面性状に優れた高張力冷延鋼板が製造可能である。本発明は自動車の車体軽量化を通じて地球環境問題の解決に寄与できるなど産業の発展に寄与するところ大である。本発明のミクロ組織、鋼成分の化学組成および製造条件の限定理由について詳述する。なお、本明細書において鋼の化学組成を示すは、質量である。a鋼のミクロ組織本発明にかかる高張力鋼板は、鋼板中のFeNbP系化合物の全板厚にわたる平均数密度が5.0×105個/mm2以下であることとする。これは、プレス成形時に凹凸欠陥の発生を防止し、良好な表面性状を得ることができるためである。好ましいのは、4.0×105個/mm2以下とすることであり、さらに好ましいのは、表面亜鉛めっき鋼板の場合はめっきと地鉄の界面から100μm以内の範囲におけるFeNbP系化合物の数密度を1.0×105個/mm2以下とすることである。ここで、FeNbP系化合物とは、主としてFe、NbおよびPからなる化合物であるが、鋼の化学組成がTiを含有する場合、Nbの一部原子数の10未満がTiと置換したFeNb、TiPであってもかまわない。また、FeNbP系化合物は、他の化合物と複合して析出していてもかまわない。FeNbP系化合物の数密度の測定は、例えば、10アセチルアセトン-1塩化テトラメチルアンモニウム-メタノールを電解液として鋼板を電解エッチングしてレプリカ膜を作製し、透過型電子顕微鏡を用いて倍率30000倍で観察することにより測定することができる。本発明にあっては、表面亜鉛めっき鋼板の場合はめっきと地鉄の界面から板厚中心部にわたり10視野2μm四方以上でFeNbP系化合物の数密度を測定し、その平均値を求めるものとする。なお、FeNbP系化合物が複合析出している場合は、その個数を1個としてカウントすればよい。FeNbP系化合物の数密度以外は特に規定しないが、耐二次加工脆性をさらに向上させるために、フェライトの平均粒径を15μm以下とすることが望ましい。b鋼の化学組成C:C含有量が0.010以上になると、鋼板の延性および深絞り性が著しく損なわれる。一方、過度に極低炭素化することは、製鋼コストの上昇を伴うだけでなく、NbCの析出が不十分となり、固溶Cが残存し、深絞り性の劣化を招く。したがって、含有量の範囲を0.0005以上0.010未満と定めた。望ましい範囲は、0.001以上0.004未満であり、さらに望ましい範囲は、0.001以上0.003以下である。Si:Siは、鋼中に不可避的に含有される元素であるが、鋼板の化成処理性やめっき密着性を著しく劣化させる。したがって、その含有量は少ないほど好ましい。しかし、鋼板を強化する作用を有するので、鋼を強化する目的で、0.4未満の範囲で含有させることができる。好ましい範囲は、0.03以上0.10未満である。Mn:Mnは、不純物であるSと結合してMnSを形成し、Sの弊害を抑制するほか、鋼板を強化する作用を有するので、0.3を超えて含有させる。一方、過度に含有させると延性および深絞り性が劣化するので、含有量の上限を2.5とする。好ましい範囲は、0.4~2.0、さらに好ましい範囲は、0.7~1.5である。P:Pは、深絞り性を損なうことなく鋼板を強化することができるために0.02を超えて含有させる。しかし、過度に含有させると耐二次加工脆性が極端に劣化するため、0.10以下と定めた。好ましい範囲は、0.03~0.06である。S:Sは鋼中に不可避的に含有される不純物であり、粒界に偏析して鋼を脆化させるため、その含有量は少ないほど好ましく、0.01未満と定めた。ただし、含有量を過度に低下させることは、製造コストの上昇を招くため、含有量を0.003以上とすることが望ましい。sol.Al:Alは溶鋼を脱酸するために用いられる。0.15を超えて含有させると効果が飽和し、不経済となるため0.15以下と定めた。好ましい範囲は、0.01以上0.04未満である。N:Nは、鋼中に不可避的に含有される元素であり、含有量の増加は延性、深絞り性および耐常温時効性を劣化させるため、0.005未満と定めた。好ましい範囲は0.003以下である。ただし、過度に極低窒素化することは、製鋼コストの上昇を伴うだけでなく、窒化物の析出が不十分となり、固溶Nが残存し、深絞り性の劣化を招くので、含有量を0.001~0.003とすることが望ましい。Nb:Nbは、鋼中のCをNbCとして固定するとともに熱延鋼板の組織を微細化、複合組織化し、深絞り性に好ましい再結晶集合組織を発達させるとともに、耐二次加工脆性を向上させる作用を有しており、本発明における重要な構成成分である。Nb含有量が93/12×C0.037を下回ると、上記作用による所望の効果が十分に得られず、深絞り性および耐二次加工脆性が損なわれる。一方、Nb含有量が過剰となると、再結晶温度が上昇して、深絞り性が劣化する。これらの理由から、93/12×C0.037以上0.20以下と定めた。好ましい範囲は、93/12×C0.047以上0.15以下である。Ti:Tiは必ずしも含有させる必要はないが、鋼中のNをTiNとして固定し、深絞り性に好ましい再結晶集合組織を発達させるため、含有させても良い。ただし、48/14×N0.012を超えて含有させると、FeTiP系化合物が析出してr値が低下する。また、Tiを0.020以上含有させると、TiC、Nの析出による延性の劣化が著しくなる。したがって、48/14×N0.012以下でかつ0.020未満と定めた。好ましい範囲は、48/14×N0.012以下でかつ0.005~0.015である。B:Bは、結晶粒界に偏析して粒界を強化し、耐二次加工脆性を向上させる効果を有するだけでなく、FeNbP系化合物の析出を抑制し、プレス成形時に凹凸欠陥の発生を防止することができるので、0.0002以上含有させても良い。一方、含有量が0.0020を上回ると、再結晶温度が上昇して、深絞り性が劣化する。したがって、0.0002~0.0020と定めた。好ましい範囲は、0.0003~0.0009である。Cr、Mo、W、Ni:これらの元素は、鋼板を強化する作用を有するので、必要に応じて1種または2種以上含有させることができる。ただし、含有量の合計が0.05未満では所望の効果が得られず、一方、2を超えると延性が著しく劣化する。したがって、合計の含有量を0.05~2と定めた。c製造条件の限定理由前記の化学組成を有する鋼は、適宜手段で溶製後、連続鋳造法により鋼塊とされ、または、任意の鋳造法により鋼塊とした後、分塊圧延する方法などにより鋼片とされる。この鋼塊または鋼片は再加熱するか、連続鋳造後の高温の鋼塊または分塊圧延後の高温の鋼片をそのまま、または、補助加熱を施して熱間圧延される。熱間圧延の条件は特に規定しないが、オーステナイト低温域で仕上げ圧延を行って、熱延鋼板の結晶粒を微細化し、焼鈍時に深絞り性に好ましい再結晶集合組織を発達させる観点から、Ar3変態点以上900°C未満の範囲で最終圧下を行うことが望ましい。なお、最終圧下をこの温度範囲で行うために、粗圧延と仕上げ圧延の間で、鋼板を加熱しても良い。この際に、鋼板の後端が先端よりも高温となるように加熱し、仕上げ圧延開始時の鋼板全長にわたる温度の変動が140°C以下となるようにすることが望ましい。これにより、製品特性のコイル内均一性が向上する。粗圧延材の加熱は、例えば粗圧延機と仕上げ圧延機の間にソレノイド式誘導加熱装置を設け、誘導加熱装置前の長手方向温度分布などに基づいて加熱昇温量を制御することにより可能である。熱間圧延後は、鋼板を冷却し、下記式3を満足する温度CTでコイル状に巻き取るのが良い。CT≦B/NbP×36005653式中の元素記号は各元素の鋼中での含有量質量を、CTは巻取り温度°Cを示す。これは、FeNbP系析出物の析出を防止し、プレス成形後の表面性状向上を図るためである。好ましいのは、下記式6を満足する温度CTでコイル状に巻き取ることである。CT≦B/NbP×36005156式中の元素記号は各元素の鋼中での含有量質量を、CTは巻取り温度°Cを示す。一方、巻取り温度が低すぎると、NbCの析出が不十分となり、深絞り性の劣化を招くので、450°C以上で巻取るのが好ましい。冷間圧延は、酸洗等により脱スケールした後に、常法に従って行われる。冷間圧延後に行われる再結晶焼鈍によって深絞り性に好ましい再結晶集合組織を発達させるために、圧下率を70以上とすることが好ましい。冷間圧延された鋼板は、必要に応じて公知の方法に従って脱脂などの処理が施され、再結晶焼鈍される。この際の焼鈍温度は、下記式4を満足する焼鈍温度TAで行うのが良い。TA≧B/NbP×-13008504式中の元素記号は各元素の鋼中での含有量質量を、TAは焼鈍の均熱温度°Cを示す。これは、FeNbP系析出物の析出を防止し、プレス成形後の表面性状向上を図るためである。好ましいのは、下記式7を満足する温度TAで焼鈍を行うことである。TA≧B/NbP×-13008707式中の元素記号は各元素の鋼中での含有量質量を、TAは焼鈍の均熱温度°Cを示す。なお、CTが上記式3もしくは6を満足し、かつ、TAが上記式4もしく7を満足することが、FeNbP系化合物の数密度を低下させるのに特に好ましい。一方、焼鈍温度がAc3変態点以上となると、深絞り性に好ましい再結晶集合組織が変態により減少するので好ましくない。また、均熱後の冷却工程でFeNbP系化合物の再析出を防止するために、700°Cから550°Cまでの平均冷却速度を5°C/s以上とすることが好ましい。なお、再結晶焼鈍は、連続焼鈍、箱焼鈍、連続溶融亜鉛めっき工程におけるめっき前の焼鈍処理のいずれによっても差し支えはない。焼鈍後は、常法に従って、亜鉛めっき処理を施しても良い。めっき処理は溶融めっき、電気めっきのいずれによってもかまわない。耐食性の観点からは、連続溶融亜鉛めっき装置でめっきし、さらに、合金化処理を施すことが好ましい。また、めっき前もしくはめっき後に調質圧延を行ってもかまわない。本発明の実施例について以下に説明する。表1に示される化学組成に調整されたスラブを連続鋳造により製造した。これらのスラブを1240°Cに加熱した後、890°C以上の温度範囲で熱間圧延し、冷却し、500~650°Cの種々の温度で巻き取り、板厚3.5mmの熱延コイルを得た。得られた熱延コイルを酸洗し、板厚0.65mmまで冷間圧延した。続いて、連続溶融亜鉛めっき設備もしくは連続焼鈍設備にて、800~880°Cの種々の温度で30秒間均熱した。その後、これらの焼鈍板に、伸び率1.0の調質圧延を施し、その性能を評価した。表2に巻取温度および焼鈍時の均熱温度をまとめて示す。加工後の表面性状は、以下の方法で評価した。圧延方向と直行する方向に長さ1200mm、幅500mmの試験片を切り出し、試験片を引っ張って5の歪みを付与した後、試験片の表面を油砥石で擦り、表面の凹凸欠陥の発生状況を観察した。表面性状は5段階で評価し、3以上のものを良好とした。降伏応力YS、引張強度TS、全伸び、およびr値は、圧延方向、圧延方向と45°をなす方向、および圧延方向と直行する方向から採取したJIS5号引張試験片を引張試験して求めた。耐二次加工脆性は、以下の方法で評価した。合金化溶融亜鉛めっき鋼板もしくは冷延鋼板から、直径59.4mmの円形素板を採取し、円筒深絞り試験機を用いて、絞り比1.8の深絞り成形を施して直径33mmの円筒状カップを成形した。これらの円筒状カップの耳部を切削除去して、深さ17mmの円筒状のカップとし、鋼板の二次加工脆性を測定する試料とした。先端角度60度の円錐台状の金型に、種々の温度に冷却した上記の円筒状カップを底面を上にしてかぶせ、その上方80cmの高さから質量5kgのおもりを円筒状カップの底面に落下させ、円筒状カップの側壁部分に脆性割れの発生する臨界温度を求め、これを、耐二次加工脆性の指標とした。表3に性能評価結果を示した。本発明が規定する範囲内の鋼板についての試験結果試番3、6~10、13、14、17、19、20、22、23は、いずれも、表面性状は良好であり、また、45°方向のr値、平均r値ともに1.9以上であり、なおかつ、脆性遷移温度は-80°C以下であり良好な耐二次加工脆性を示した。一方、試番15、16、18、21、24では、巻取り温度が高く、また、焼鈍温度が低く、前述の式3および式4を満足しないため、FeNbP系化合物の数密度が高く、加工後の表面性状が劣っていた。化学組成の点で比較例となる鋼鋼A、B、D、E、K、Lを用いて製造された冷延鋼板の試験結果試番1、2、4、5、11、12は、r値と耐二次加工脆性のいずれか、もしくは双方が劣っていた。具体的には、鋼A、Bを用いた試験試番1、2は鋼中のNb含有量が少なく、前述の式2を満たさないためr値が低く、また、遷移温度も高い。鋼Dを用いた試験試番4は鋼中のTi含有量が多く、前述の式1を満たさないために、r値が低い。鋼Eを用いた試験試番5は鋼中のNb含有量がC含有量に対して少なく、2式を満たさないために、r値が低い。鋼Kを用いた試験試番11は鋼中のB含有量が多すぎるために、r値が低い。鋼Lを用いた試験試番12は鋼中のP含有量が多すぎるために、遷移温度が高い。