"質量で、C:00005超010未満、Si:15以下、Mn:01以上30以下、P:0080以下、S:003以下、solAl:001以上050以下およびN:0005以下を含み、かつNb:020以下およびTi:020以下のうちから選んだ1種または2種を含有し、残部はFeおよび不可避不純物の組成からなり、鋼組織を、体積分率で60以上がフェライト相とし、3次元結晶方位の密度関数ODF{φ1,Φ,φ2}で、Φが0°で、φ1が0°、φ2が45°のときのODF{0°,0°,45°}の強度が30以下で、かつΦが35°で、φ1が0°、φ2が45°のときのODF{0°,35°,45°}の強度が25以上45以下の範囲であることを特徴とする高強度鋼板。前記鋼板が、さらに、質量で、V:040以下、Cr:050以下、Mo:050以下、W:015以下、Zr:010以下、Cu:050以下、Ni:050以下、B:00050以下、Sn:020以下、Sb:020以下、Ca:0010以下、Ce:001以下およびLa:001以下のうちから選んだ少なくとも1種を含有することを特徴とする請求項1に記載の高強度鋼板。請求項1または2に記載の成分組成からなる鋼スラブを、仕上げ温度:820°C以上950°C以下の範囲で熱間圧延を行ったのち、圧下率Xが下記1式の関係を満足する条件で冷間圧延を施し、ついで再結晶温度以上900°C以下の温度域で連続焼鈍を施し、その後冷却することを特徴とする高強度鋼板の製造方法。記030≦{160004X}≦0361ただし、AはA元素の鋼中含有量質量を示す。本発明は、上記した問題を有利に解決するもので、延性の異方性を低減し、プレス成形の際の割れを抑制することができる高強度鋼板を、その有利な製造方法と共に提案することを目的とする。さて、発明者らは、上記したような課題を解決すべく鋭意検討を進めたところ、TiとNbの含有量に応じて圧下率を規定し、ある特定の集合組織を発達させることによって、延性、特に均一伸びの面内異方性を小さくすることに成功した。本発明は、上記の知見に基づき、完成されたものである。すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。1.質量で、C:00005超010未満、Si:15以下、Mn:01以上30以下、P:0080以下、S:003以下、solAl:001以上050以下およびN:0005以下を含み、かつNb:020以下およびTi:020以下のうちから選んだ1種または2種を含有し、残部はFeおよび不可避不純物の組成からなり、鋼組織を、体積分率で60以上がフェライト相とし、3次元結晶方位の密度関数ODF{φ1,Φ,φ2}で、Φが0°で、φ1が0°、φ2が45°のときのODF{0°,0°,45°}の強度が30以下で、かつΦが35°で、φ1が0°、φ2が45°のときのODF{0°,35°,45°}の強度が25以上45以下の範囲であることを特徴とする高強度鋼板。2.前記鋼板が、さらに、質量で、V:040以下、Cr:050以下、Mo:050以下、W:015以下、Zr:010以下、Cu:050以下、Ni:050以下、B:00050以下、Sn:020以下、Sb:020以下、Ca:0010以下、Ce:001以下およびLa:001以下のうちから選んだ少なくとも1種を含有することを特徴とする前記1に記載の高強度鋼板。3.前記1または2に記載の成分組成からなる鋼スラブを、仕上げ温度:820°C以上950°C以下の範囲で熱間圧延を行ったのち、圧下率Xが下記1式の関係を満足する条件で冷間圧延を施し、ついで再結晶温度以上900°C以下の温度域で連続焼鈍を施し、その後冷却することを特徴とする高強度鋼板の製造方法。記030≦{160004X}≦0361ただし、AはA元素の鋼中含有量質量を示す。本発明によれば、均一伸びの面内異方性を効果的に低減することができるので、従来鋼と比較して、圧延直角方向の強度と延性が同じであっても、プレス割れの発生をより抑制した高強度鋼板を得ることができる。以下、本発明を具体的に説明する。本発明は、TiとNbの含有量に応じて圧下率を規定し、後述するΦ=35のODF強度を25以上45以下に制御することによって、延性、特に均一伸びの面内異方性を小さくすることができるという新規の知見に立脚するものである。この理由については、必ずしも明らかではないが、発明者らは次のように考えている。一般に、冷延鋼板の集合組織は、方向がRD方向に平行になるαfiberと、<111>方向がND方向に平行になるγfiberとが発達するといわれており、特に後者が発達すると、r値が高くなると言われている。しかしながら、本発明では、αfiberのある特定方位{φ1,Φ,φ2}={0°,35°,45°}、すなわち、Φ=35°のODF強度を25以上45以下とすることで、他の方位、例えば、深絞り性の指標であるr値に関係してると言われるγfiberの集積には関係なく、延性の異方性を減らすことができる。また、上記のODF強度を適切に抑制するためには、TiやNbを所定量添加する必要があり、さらに、熱延での未再結晶オーステナイトの圧延をある程度行うことにより、冷延して、焼鈍した後の集合組織が所望の組織になることが分かった。そのため、TiNb含有量と圧下率とを所定の範囲で制御することが重要である。上記した種々の条件を満足することにより、鋼板の均一伸びの面内異方性が小さくなり、例えば、圧延直角方向の強度と延性が同じであっても、プレス割れが発生し難い鋼板を製造できるようになる。次に、本発明の高強度鋼板において、鋼板の成分組成を前記の範囲に限定した理由について説明する。なお、各成分元素の含有量を表すは、特に断らない限り質量を意味するものとする。C:00005超010未満Cは、第2相の面積率を抑制しつつ、鋼板を高強度化するために必要な元素であるが、本発明では、後述するように、フェライト単相であっても、それに応じて均一伸びの面内異方性を制御できるので、C量の下限は溶製技術で通常可能な00005超とする。一方、C量が01以上になると、第2相の面積率が大きくなりすぎて延性の低下が起こり、また第2相がネットワークを組んでフェライト相を囲んでしまうため、フェライトの集合組織における均一伸びの面内異方性の制御が難しくなる。従って、C量は010未満とし、好ましくは008未満とする。Si:15以下Siは、熱間圧延でのスケール生成を遅延させて表面品質を改善する効果、まためっき浴中あるいは合金化処理中の地鉄と亜鉛の合金化反応を適度に遅延させる効果、さらにはフェライトの加工硬化能を上げる効果等、種々の効果を有するので、Si量は001以上とすることが好ましく、より好ましくは005以上である。しかしながら、Si量が15を超えると、外観品質が劣化すると共に、変態点が上昇することで、熱間圧延をγ域で圧延することができなくなり、集合組織が大きく変化する。そのため、鋼板の均一伸びの面内異方性が制御できなくなってしまう。従って、Si量は15以下とする。好ましくは12以下である。Mn:01以上30以下Mnは、FeSによる熱間延性を抑制するだけでなく、固溶強化元素としても活用することができる。そのため01以上の添加が必要である。また、Mn量が01に満たないと、粒成長性が良くなってしまい、面内異方性を制御する観点から好ましくない。なお、Mnは、焼入性を高めるので、第2相にマルテンサイトを存在させて高強度化するのに有効な元素である。そのような複合組織化の観点からは10以上の添加が好ましい。一方、その含有量が多すぎると、焼鈍過程におけるα→γ変態温度が低くなり、再結晶直後の微細なフェライト粒界あるいは再結晶途中の回復粒の界面にγ粒が生成してしまうので、フェライト粒が展伸して不均一になると共に第2相が微細化して、延性が低下したり、均一伸びの面内異方性も制御できなくなる。そのためMn量は30以下とする。均一伸びの面内異方性を、一層高度に制御するためには、25以下が好ましい。P:0080以下Pは、従来より固溶強化元素として活用されており、また微量添加でも大きな焼入性の向上効果を有していることが明らかになった。このようなP添加による効果を得るには、P量を、0005以上とすることが好ましく、0010以上、さらには0015以上とするのがより好ましい。一方、P量が008を超えると、地鉄とめっき層の合金化反応が著しく遅延して耐パウダリング性が劣化し、溶接性も劣化する。従って、P量は0080以下とし、好ましくは0050以下とする。S:003以下Sは、その含有量が多いと鋼中に析出するMnSが多くなり過ぎ、鋼板の伸びや伸びフランジ性といった延性を低下させて、プレス成形性を低下させる。また、スラブの熱間延性を低下させ、表面欠陥を発生させやすくする。さらには耐食性を、僅かではあるが低下させる。従って、S量は003以下とする。なお、延性や耐食性を向上させる観点からは、S量を001以下とすることが望ましく、0002以下とすることがさらに望ましい。また、Sは、適量含有させることで鋼板の一次スケールの剥離性を向上させ、めっき外観品質を向上させる作用があるため、この観点からは、0004以上含有させるのが好ましい。solAl:001以上050以下Alは、鋼の脱酸元素として有用であり、固溶Nを固定して耐常温時効性を向上させる作用があるため、solAlで001以上含有させるものとする。一方、050を超える添加は、製造のコスト高を招き、さらに鋼板の表面欠陥を誘発する。従って、Alは050以下とし、好ましくは008以下とする。N:0005以下Nは、多すぎると耐常温時効性を劣化させ、多量のAlやTiの添加が必要となるため、できるだけ低減することが好ましい。従って、上限を0005とする。Nb:020以下およびTi:020以下のうちから選んだ1種または2種Nb:020以下Nbは、組織を細粒化するとともに、熱間圧延工程でオーステナイトの再結晶を抑制して、冷延焼鈍後の均一伸びの面内異方性を制御することができるため、本発明において重要な元素である。しかしながら、020を超えて添加すると、コストアップになるだけでなく熱延での集合組織が発達し過ぎること、および再結晶温度の過度な上昇によって均一伸びの面内異方性が制御できなくなるので、Nbは020以下とする必要がある。好ましくは012以下とする。なお、上記効果を得る上で、Nbは0005以上含有することが好ましい。Ti:020以下Tiは、Nbと同様に、組織を細粒化し、熱間圧延工程でオーステナイトの再結晶を抑制して、冷延焼鈍後の均一伸びの面内異方性を制御するため、本発明において重要な元素である。しかしながら、020を超えて添加すると、コストアップになるだけでなく熱延での集合組織が発達し過ぎること、および再結晶温度の過度な上昇によって均一伸びの面内異方性が制御できなくなるので、Tiは020以下とする必要がある。好ましくは012以下とする。なお、上記効果を得る上で、Tiは0005以上含有することが好ましい。以上、基本成分について説明したが、本発明ではその他にも、V、Cr、Mo、W、Zr、Cu、Ni、B、Sn、Sb、Ca、CeおよびLaなどの元素を、以下の範囲で含有させることができる。V:040以下Vは、焼入性を向上させる元素であり、めっき品質や耐食性を劣化させることが少ないので、MnやCrの代替として利用することができる。しかしながら、040を超えて添加すると著しいコスト増になるので、Vは040以下で添加することが望ましい。Cr:050以下Crは、Mnと同様に、鋼板を複合組織化して高強度化に寄与する元素である。この効果を得るためには、010以上含有することが好ましい。しかしながら,過剰のCr添加は上記の効果を必要以上に飽和させるだけでなく、高合金コストを招くため、上限を050とする。Mo:050以下Moは、焼入性を向上させてパーライトの生成を抑制し、高強度化に寄与する元素である。しかしながら、Moは極めて高価な元素なので、その添加量が多いと著しいコストアップにつながる。従って、Moの添加量は050以下とすることが好ましい。W015以下Wは、焼入性向上元素、析出強化元素として活用できる。しかしながら、その添加量が多すぎると延性の低下を招くので、Wの添加量は015以下とすることが望ましい。Zr010以下Zrは、焼入性元素、析出強化元素として活用できる。しかしながら、その添加量が多すぎると延性の低下を招くので、Zrは010以下で添加することが望ましい。Cu:050以下Cuは、混入を許容することでリサイクル資材を原料資材として活用することができ、製造コストを削減することができる。また耐食性向上の観点も加味すると、Cuを添加する場合は003以上添加するのが望ましい。しかしながら、その含有量が多くなりすぎると表面欠陥の原因となるので、上限は050とするのが望ましい。Ni:050以下Niは、耐食性を向上させる元素であり、Cuを含有させた場合に生じやすい表面欠陥を低減する作用がある。従って、耐食性を向上させつつ表面品質を改善する観点から、Niは002以上添加するのが望ましい。一方、Niの添加量が多くなりすぎると加熱炉内でのスケール生成が不均一になり表面欠陥の原因になるとともに、著しいコスト増となる。従って、上限は050とするのが望ましい。B:00050以下Bは、鋼の焼入性を向上させる元素である。また、特にフェライト単相組織においては、二次加工脆性を抑制することができる。しかし、その含有量が00050を超えるとその効果が飽和するため、添加する場合は00050以下が好ましい。Sn020以下Snは、鋼板表面の窒化や酸化、あるいは酸化により生じる鋼板表層の脱炭や脱ボロン脱Bを抑制する観点から添加するのが望ましい。窒化や酸化を抑制する観点からは0005以上添加することが望ましいが、020を超えると、降伏強度YPの上昇や靱性の劣化を招くのでSnは020以下で含有させるのが望ましい。Sb020以下Sbは、Snと同様に、鋼板表面の窒化や酸化、あるいは酸化により生じる鋼板表層の脱炭や脱Bを抑制する観点から添加するのが望ましい。これら窒化や酸化を抑制することで、鋼板表層のマルテンサイトの生成量が減少するのを防止したり、Bの減少により焼入性が低下するのを防止したり、溶融亜鉛めっきの濡れ性を向上させてめっき外観品質を向上させたりすることが出来る。これら窒化や酸化を抑制する観点から、0005以上添加することが望ましいが、020を超えるとYPの上昇や靱性の劣化を招くのでSbは020以下で含有させるのが望ましい。Ca:0010以下Caは、鋼中のSをCaSとして固定し、さらには腐食性生物中のpHを増加させ、ヘム加工部やスポット溶接部周辺の耐食性を向上させる作用がある。また、CaSが生成することにより、伸びフランジ性を低下させるMnSの生成を抑制し、伸びフランジ性を向上させる作用がある。これらの観点から、Caは00005以上添加することが望ましい。しかしながら、Caは溶鋼中で酸化物として浮上分離しやすく、鋼中に多量添加することは難しい。従って、Caは0010以下で添加するのが望ましい。Ce001以下Ceは、鋼中のSを固定する目的で添加することができる。しかし、高価な元素であるので多量添加するとコストアップになる。従って、Ceは001以下で添加するのが望ましい。La001以下Laは、鋼中のSを固定する目的で添加することができる。しかし、高価な元素であるので多量添加するとコストアップになる。従って、Laは001以下で添加するのが望ましい。なお、上記した元素以外の残部は、Feおよび不可避的不純物である。次に、本発明の高強度鋼板の組織について説明する。鋼組織として、体積分率で60以上のフェライト本発明では、フェライトの集合組織を制御しているが、集合組織を確認する場合、X線回折法が一般である。しかしながら、X線回折法では、フェライトの主相と、マルテンサイトやベイナイトなどの第2相とを明確に区別することができないために、第2相分率が高くなった場合、本発明の主眼とする集合組織制御による均一伸びの異方性を制御することができなくなる。また、第2相が増加すると、第2相がフェライトの周囲をネットワーク状に取り囲むようになり、鋼板のマクロ的な塑性挙動がフェライトの結晶方位に依存しなくなってしまう。これらの理由から、本発明では、フェライトを体積分率で60以上とする必要がある。さらに、75以上の体積分率とすることが好ましい。なお、フェライト相の体積分率は、以下の手順で求めた第2相の面積率を、第2相の体積分率とみなし、第2相の体積分率に基づいて求めることができる。第2相の面積率は、鋼板のL断面を研磨後、ナイタールで腐食し、SEMで4000倍の倍率にて10視野観察し、撮影した組織写真より求める。組織写真では、フェライトはやや黒いコントラストの領域として観察され、炭化物がラメラー状もしくは点列状に生成している領域はパーライトおよびベイナイトであり、白いコントラストの付いている粒子はマルテンサイトもしくは残留γである。なお、SEM写真上で認められる直径が04μm以下の微細な点状粒子は、主に炭化物であり、これらの面積率は非常に少ないため、材質に殆ど影響しないと考えられる。従って、本発明では04μm以下の粒子径の粒子を面積率の評価から除外している。また、第2相の面積率の求め方は、正方メッシュを用いて、その格子上に第2相が存在する割合から求めるポイントカウント法。かようにして求めた第2相の面積率を、本発明では、そのまま第2相の体積分率とする。さらに、フェライト相の体積分率は、100から、第2相の体積分率を引くことで求められる。3次元結晶方位の密度関数ODF{φ1,Φ,φ2}で、Φが0°で、φ1が0°、φ2が45°のときのODF{0°,0°,45°}の強度が30以下均一伸びの異方性を制御する要件としては、以下のΦ=35°のODF強度が最も重要であるが、{φ1,Φ,φ2}={0°,0°,45°}の方位の強度が高いと、絞り性が低下して、プレス成形能が低下する。従って、{0°,0°,45°}の強度は30以下とする。3次元結晶方位の密度関数ODF{φ1,Φ,φ2}で、Φが35°で、φ1が0°、φ2が45°のときのODF{0°,35°,45°}の強度が25以上45以下前述したように、均一伸びの異方性を制御する要件として、3次元結晶方位密度関数ODF、{φ1,Φ,φ2}={0°,35°,45°}の方位の強度を、25以上45以下の範囲とする必要がある。というのは、その強度が25に満たないと、圧延方向と圧延方向に直角な方向以下、圧延直角方向という、特に圧延方向の均一伸びが相対的に低くなるため、プレス割れが発生しやすくなるからである。一方、その強度が45を超えると、D方向圧延方向と45°をなす方向の均一伸びが相対的に低くなる。これは、鋼板の集合組織は降伏強度の異方性に関係するために、降伏強度と延性がトレードオフの関係となり、高強度の方向は均一伸びが低くなり、加えて、TiやNbが圧延方向に結晶粒を展伸させるなどして、組織的な延性の異方性が影響していることなどが考えられる。なお、上記以外の他の方位、例えばγfiberの強度は、均一伸びの異方性に影響を与えないため、いずれの方位も特に制限はない。なお、本発明における方位の強度は、以下のようにして求める。まず、200211110の3面の極点図を反射法により測定して、3つの不完全極点図を求める。これら3つの不完全極点図を、級数展開法により3次元結晶方位密度関数とし、それぞれ求めたい方位の強度を求める。次に、本発明の高強度熱延鋼板の製造方法について説明する。本発明の製造方法で使用する鋼スラブは、成分のマクロ偏析を防止すべく連続鋳造法製造することが望ましいが、特に限定されることはなく、造塊法や薄スラブ鋳造法で製造してもよい。また、鋼スラブを製造した後、いったん室温まで冷却し、その後再度加熱する従来法に加え、冷却せず温片のままで加熱炉に装入し熱間圧延する直送圧延や、わずかの保熱を行った後、直ちに熱間圧延する直送圧延直接圧延などの省エネルギープロセスも問題なく適用することができる。スラブ加熱温度は、特に限定する必要はないが、析出物を粗大化させることにより111再結晶集合組織を発達させて深絞り性を改善するために、低い方が望ましい。しかし、加熱温度が1000°C未満では圧延荷重が増大し熱間圧延時におけるトラブル発生の危険性が増大するので、スラブ加熱温度は1000°C以上にすることが好ましい。なお、酸化重量の増加に伴うスケールロスの増大などから、スラブ加熱温度の上限は1300°Cとすることが好ましい。上記条件で加熱された鋼スラブに粗圧延および仕上げ圧延を行う熱間圧延を施す。ここで、鋼スラブは粗圧延によりシートバーとされる。なお、粗圧延の条件は特に規定する必要はなく、常法に従って行えばよい。また、スラブ加熱温度を低くし、かつ熱間圧延時のトラブルを防止するといった観点から、シートバーを加熱する、いわゆるシートバーヒーターを活用することは有効な方法である。仕上げ温度:820°C以上950°C以下シートバーを仕上げ圧延して熱延板とする。仕上圧延出側温度以下、FTというは820°C以上950°C以下とする。これは、冷間圧延および再結晶焼鈍後に均一伸びの面内異方性に好ましい集合組織を得るためである。FTが820°Cに満たない場合、圧延負荷が大きくなると共に、一部の成分系ではフェライト域の圧延となり、集合組織が大きく変化する。一方、950°Cを超えた場合、組織が粗大化すると共に、十分にオーステナイト未再結晶状態で圧延できないため、冷延焼鈍後に、D方向の均一伸びが低下してしまう。また、熱間圧延時の圧延荷重を低減するため仕上圧延の一部または全部のパス間を潤滑圧延としてもよい。潤滑圧延をおこなうことは、鋼板形状の均一化や材質の均質化の観点からも有効である。その際、ロールと鋼板の間の摩擦係数は010~025の範囲とするのが好ましい。さらに、相互に前後するシートバー同士を接合して、連続的に仕上圧延する連続圧延プロセスとすることも好ましい。連続圧延プロセスを適用することは、熱間圧延の操業安定性の観点からも望ましいことである。本発明におけるコイル巻取温度CTについては、特に規定するものではないが400°C以上720°C以下とすることが好ましい。特にコイル巻取温度が上限を超えると結晶粒が粗大化し強度低下を招くとともに冷延焼鈍後の高r値化を妨げることになる。次いで、該熱延板に酸洗および冷間圧延を施し冷延板とする冷間圧延工程を施す。酸洗は通常の条件にて行えばよい。本発明における冷間圧延では、圧下率Xを以下の1式の関係を満足するように冷間圧延を行う必要がある。030≦{160004X}≦0361Ti,Nbは熱間圧延のオーステナイト未再結晶域での圧延を行うのに重要な元素であり、未再結晶圧延によるγの集合組織の発達と、その後の変態時のバリアント制約のため、圧延集合組織に大きく関与する。また、圧下率は、圧延集合組織を発達させるのに重要な条件となる。そこで、発明者らは、フェライト粒径の粗大化による集合組織と、上記未再結晶γ圧延による集合組織が、伸びの面内異方性に対して反対の効果があるため、両者をバランスさせるとの考えのもと、Ti,Nbおよび圧下率を変化させた鋼で、均一伸びの面内異方性およびODF{0°,35°,45°}の強度fを調べた。また、得られた結果中、TiとNbについては、析出物と固溶状態での再結晶抑制効果および原子量の違いの観点から、Nb量NbはTi量Tiに比して約2倍の影響を与えるものと考えて、これら、Ti,Nb量と圧下率がfに与える影響および均一伸びの面内異方性との関係を評価した。その結果を図1、に示す。また、fと均一伸びの関係を図1に示す。特に、図1より、{160004X}とfとが良好な対応関係にあること、また図1、より、上掲1式を満足することで、fの値を25以上45以下の範囲に制御することができ、さらに均一伸びの面内異方性を小さくできることが分かった。面内異方性は、鋼板の強度レベルによって延性の絶対値が異なるので、以下の2式の指標を用いて、UELLで規格化した均一伸びΔUELで異方性を評価した。なお、鋼板のLDC方向の均一伸びをそれぞれUELLUELDUELCとする。ΔUEL22となるため、まとめると、ΔUELUELLUELC2UELD2UELL2UELLで規格化した均一伸びで異方性を評価となる。次に、再結晶温度以上900°C以下の焼鈍温度で焼鈍して冷却する。冷延の加工歪を抑制するために再結晶温度以上にする。というのは、延性が低下してしまうからである。一方、900°C以上を超えると、焼鈍炉体の寿命が短くなるだけでなく、異常粒成長したり、γ分率が高くなるなどして、逆変態後の集合組織が大きく変化してしまう。ここで、再結晶温度は、冷延板を、焼鈍温度を変化させて所定の温度に到達後、直ちに1s以内の保持時間で冷却する短時間焼鈍を施し、直後に水に焼入れて組織観察を行い、未再結晶が認められなくなる温度として求めればよい。なお、焼鈍温度は、例えば650°Cから10°Cピッチで変化せれば良い。上記焼鈍後の冷却速度は特に規定するものではないが、第2相としてマルテンサイトを形成させる場合は、焼鈍温度から500°Cまでの温度域の平均冷却速度を5°Cs以上15°Cs以下の範囲で冷却することが好ましい。この温度域の平均冷却速度が5°Cs未満だと、マルテンサイトが形成されにくくなり、フェライト単相組織となって組織強化が不足するおそれがある。本発明では、マルテンサイトを含む第2相の存在が許容されることから、500°Cまでの平均冷却速度が臨界冷却速度以上であることが望ましく、これを達成するためには、概ね5°Cs以上が必要である。一方、15°Csを超えると、複合組織にはなるものの、第2相分率が高くなって延性には好ましくない分布となる。このため、5°Cs以上15°Cs以下として冷却することが好ましい。また、500°C以下の冷却については、それまでの冷却によりγ相はある程度安定化するので、特に限定はしないが、引き続き、300°C程度までの温度範囲を5°Cs以上の平均冷却速度で冷却することが好ましく、過時効処理を施す場合は、過時効処理温度までを平均冷却速度で5°Cs以上とすることが好ましい。また、本発明では、必要に応じて鋼板に亜鉛めっきを付与することができるが、溶融亜鉛めっきラインで、第2相として、マルテンサイト形成をさせる場合は、均熱後に、焼鈍温度から通常450~500°Cまでの温度範囲に保持されている亜鉛めっき浴の温度までの平均冷却速度を2~30°Csとすることが望ましい。冷却速度が2°Csより遅い場合、500~650°Cの温度域でパーライトが多量に生成し、硬質な第2相が得られなくなる。一方、冷却速度が30°Csより大きくなると、めっき浴に浸漬する前後の500°C付近でγ→α変態が顕著に進むため、第2相が微細化して延性が低下してしまう。亜鉛めっき後に合金化処理する場合、合金化処理後は、平均冷却速度:5~100°Csの冷却速度で100°C以下まで冷却する。冷却速度が5°Csより遅いと550°C付近でパーライトが、また400°C~450°Cの温度域で炭化物析出を伴うベイナイトが生成してYPが上昇し、強度の延性のバランスも悪くなる。一方、冷却速度が100°Csより大きいと連続冷却中に生じるマルテンサイトの自己焼戻しが不十分となって、マルテンサイトが過剰に硬質化し、YPが上昇すると共に延性が低下する。また、冷延焼鈍板およびめっき鋼板には形状矯正、表面粗度の調整等の目的で調質圧延またはレベラー加工を施すことができる。調質圧延あるいはレベラー加工の伸び率は、合計で02~15の範囲内であることが好ましい。02未満では形状矯正、粗度調整の所期の目的が達成できない、一方、15を超えると顕著な延性低下をもたらす。なお、調質圧延とレベラー加工では加工形式が相違するが、その効果は両者で大きな差がないことを確認している。なお、調質圧延、レベラー加工はめっき処理後でも有効である。表1に示す組成からなる鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法によりスラブ鋼素材とした。ついで、これら鋼スラブを1250°Cに加熱して粗圧延し、シートバーとした。ついで、表2に示す条件で仕上圧延を施す熱間圧延をして熱延板とした。これらの熱延板を、酸洗後、表2に示す圧下率CRの冷間圧延工程により冷延板とした。引続きこれら冷延板に連続焼鈍ラインにて、表2に示す焼鈍温度で連続焼鈍を行った。さらに得られた冷延焼鈍板に伸び率:05の調質圧延を施した。なお、各鋼板の再結晶温度は、前述したように、短時間加熱焼入れ後の組織観察により求めたが、700~760°Cであり、全ての条件で再結晶温度以上であった。また、No5の鋼板は、連続溶融亜鉛めっきラインにて冷延板焼鈍工程を施し、ついで、インラインで溶融亜鉛めっきめっき浴温:480°Cを施して溶融亜鉛めっき鋼板とした。得られた冷延焼鈍板および溶融亜鉛めっき鋼板から試験片を採取し、以下に示す方法で、微視組織、引張特性、および3次元結晶方位の密度関数ODFを求めた。引張特性各々得られた冷延焼鈍板から圧延方向に対して0°L方向、45°D方向、90°方向C方向にJIS5号引張試験片を採取し、JISZ2241の規定に準拠してクロスヘッド速度:10mmminで引張試験をおこない、降伏応力YS、引張強さTSおよび各方向の均一伸びUELを求めた。3次元結晶方位の密度関数前述の方法にて、{φ1,Φ,φ2}で、Φが0°で、φ1が0°、φ2が45°のときのODF{0°,0°,45°}、{φ1,Φ,φ2}で、Φが35°で、φ1が0°、φ2が45°のときのODF{0°,35°,45°}の強度をそれぞれ求めた。均一伸びの面内異方性均一伸びの面内異方性は、以下の2式でΔUELの値を求めて評価した。なお、本発明では、以下の2式で求められるΔUELの値が0020~0020の範囲であれば均一伸びの面内異方性に優れているといえる。得られた結果を表2に併記する。ΔUELUELLUELC2UELD2UELL2なお、微視組織フェライト体積分率は、前述したとおりに、SEM写真からのポイントカウント法により求めた第2相の面積率体積率に基づき求めた。表2に示したとおり、発明例はいずれも、{φ1,Φ,φ2}={0°,0°,45°}の強度が30以下で、かつ{φ1,Φ,φ2}={0°,35°,45°}の強度が25以上45以下であり、引張強度TSが780MPa以上で、さらにΔUELの値が0020~0020の範囲と、優れた強度と小さな均一伸びの面内異方性を有する。これに対し、鋼成分が本発明の範囲を外れたり、本発明の範囲を外れる条件で製造した比較例では、集合組織が本発明範囲の含まれず、その結果として均一伸びの異方性が大きくなった鋼板となっている。"