重量で、炭素C:0.15~0.25、マンガンMn:1.5~2.5、ケイ素Si:0.1~1.0、チタンTi:0.01~0.05、ホウ素B:5~30ppm、及びFe及びその他不純物からなる残部を含み、組織が70~100vol.のベイナイト及び0~30vol.のフェライトを含む、高強度及び高成形性を有する極薄冷延鋼板。前記C、Mn及びBの含量の積が1.1310-4<wtCwtMnwtB<1.87510-3の関係を満たす、請求項1に記載の高強度及び高成形性を有する極薄冷延鋼板。前記冷延鋼板の厚さが0.5mm以下である、請求項1または2に記載の高強度及び高成形性を有する極薄冷延鋼板。前記冷延鋼板は、r=0、L-曲げ成形テストをする際、そのコーナー部に肉眼で観察できるクラックの数が単位m当たりに2個以下である、請求項1または2に記載の高強度及び高成形性を有する極薄冷延鋼板。重量で、炭素C:0.15~0.25、マンガンMn:1.5~2.5、ケイ素Si:0.1~1.0、チタンTi:0.01~0.05、ホウ素B:5~30ppm、及びFe及びその他不純物からなる残部を含む鋼のスラブを加熱した後、Ar3温度以上で熱間仕上げ圧延し、500~800°Cで巻取した後、熱間圧延した鋼板を50~90の圧下率で冷間圧延し、冷間圧延した鋼板を連続焼鈍ラインで750~850°Cの焼鈍温度で30秒以上保持した後、250~450°Cの温度区間まで10~50°C/secの冷却速度で冷却し、この温度で50秒以上保持してから冷却する、高強度及び高成形性を有する極薄冷延鋼板の製造方法。前記C、Mn及びBの含量の積が1.1310-4<wtCwtMnwtB<1.87510-3の関係を満たす、請求項5に記載の高強度及び高成形性を有する極薄冷延鋼板の製造方法。前記連続焼鈍時の鋼板の移動速度が100~500m/minである、請求項5または6に記載の高強度及び高成形性を有する極薄冷延鋼板の製造方法。前記熱間圧延仕上げ温度がAr3~950°Cで、前記冷却速度が10~30°C/secである、請求項5または6に記載の高強度及び高成形性を有する極薄冷延鋼板の製造方法。熱延鋼板の厚さが1.0~3.0mmで、前記冷延鋼板の厚さが0.5mm以下である、請求項5または6に記載の高強度及び高成形性を有する極薄冷延鋼板の製造方法。前記冷延鋼板は、r=0、L-曲げ成形テストをする際、そのコーナー部に肉眼で観察できるクラックの数が単位m当たりに2個以下である、請求項5または6に記載の高強度及び高成形性を有する極薄冷延鋼板の製造方法。本発明の一目的は、高強度及び高成形性を有する極薄冷延鋼板及びその製造方法を提供することである。本発明の他の目的は、鋼の組成及び製造条件を適切に制御することで、2次圧延を行わなくても、高強度及び高成形性を有する極薄冷延鋼板を製造することができる方法を提供することである。本発明の一側面によると、重量で、炭素C:0.15~0.25、マンガンMn:1.5~2.5、ケイ素Si:0.1~1.0、チタンTi:0.01~0.05、ホウ素B:5~30ppm、及びFe及びその他不純物からなる残部を含み、組織が70~100vol.のベイナイト及び0~30vol.のフェライトを含む、高強度及び高成形性を有する極薄冷延鋼板を提供する。本発明の他の側面によると、重量で、炭素C:0.15~0.25、マンガンMn:1.5~2.5、ケイ素Si:0.1~1.0、チタンTi:0.01~0.05、ホウ素B:5~30ppm、及びFe及びその他不純物からなる残部を含む鋼スラブを加熱した後、Ar3温度以上で熱間仕上げ圧延し、500~800°Cで巻取した後、熱間圧延した鋼板を50~90の圧下率で冷間圧延し、冷間圧延した鋼板を連続焼鈍ラインにおいて、750~850°Cの焼鈍温度で30秒以上保持した後、250~450°Cの温度区間まで10~50°C/secの冷却速度で冷却し、該温度で50秒以上保持してから冷却する、高強度及び高成形性を有する極薄冷延鋼板の製造方法を提供する。本発明により提供される極薄鋼板は、高強度及び高成形性の特性を有するため、ノート型パソコンまたはLCD液晶ディスプレイモニタ及びLCD、PMP携帯マルチメディアプレイヤー、LED発光ダイオードTVなどのシャーシ類の強度支持用部品はもちろんのこと、HV500gを基準として300HV以上の高強度を必要とする高強度極薄冷延製品等に有効に活用することができる。以下、本発明について詳細に説明する。本発明では、遅い冷却速度で低温変態組織を得るために一般的に鋼中に添加されるNb、Mo、Tiなどの高価の合金元素を排除し、比較的安価の鋼中のMn及びBなどの含量を制御して高い硬化能を確保することで、より遅い冷却速度、例えば、通常の連続焼鈍炉CALでの焼鈍時の冷却速度である30°C/秒以下の速度でも焼鈍中に低温変態組織を形成することができる。本発明鋼は、その組織が70~100vol.のベイナイト及び0~30volのフェライトを含むことを特徴とし、ベイナイト組織は、一般的な冷却速度で得られるため、マルテンサイト鋼材に比べて製造中の歪みが少なく、加工性及び成形性に優れるという長所がある。また、本発明の鋼板は、2次圧延を行わなくても、既に硬度がHV500gで、硬度が200~250HV水準である2次圧延を利用した成形用高強度極薄材より300HV以上高いが、2次圧延を行わないため、2次圧延時に現れる様々な圧延方向に対する異方性特性の発生を防ぐことができる。以下、本発明の鋼組成について説明する重量。上記Cは、極薄冷延鋼板を製造する際、十分な強度を確保するための組織制御のために0.15以上含有されることが好ましいが、炭化物析出量の調節、鋼板の加工性、冷間圧延の可能性、形状劣化、及び焼鈍時の通板性阻害などの原因となるため、その含量の上限は0.25に制限することが好ましい。上記Mnは、Ar3温度を下げ、また、冷却時に硬化能を向上させて遅い冷却速度でもパーライトなどの変態相の形成を遅延させることで、通常の冷却速度でもベイナイト相を形成することができるようにする。さらに、不純物Sの赤熱脆性を防止するために添加される必須成分であり、該効果を示すためには1.5以上添加することが好ましいが、冷間圧延性、スラブの脆性問題などを考慮して、その含量は2.5以下に調節することが好ましい。上記Ar3温度は、連続焼鈍工程の冷却時に変態を起こすためのオーステナイトプールを形成するための逆変態温度である。上記Bは、Mnとともに硬化能を向上させて、焼鈍熱処理をする際、通常の冷却速度でもベイナイト相が形成されるようにする重要な元素で、その含量が5ppmより少ないと、その効果が期待できず、30ppmより多いときには、粒界にボロン系析出物を過度に形成して、鋼の物性に悪影響を及ぼすため、その含量は5~30ppmに制限することが好ましい。上記Tiは、上記Bの効果をより確実に得るために添加する元素で、鋼中に残存するNとBの結合により形成されるボロンナイトライドの形成を抑制するためのスカベンジャーとして添加する。従って、Tiの含量は、鋼中に残存するNの含量に比例して決まり、0.01~0.05に制限することが好ましい。上記Siは、脱酸剤及び固溶強化の役割をする元素であるが、その含量が1.0を超えると、亀裂脆弱が発生することがある。上記C、Mn及びBの含量の積が1.1310-4<wtCwtMnwtB<1.87510-3の関係を満たすことが好ましい。上記含量の積が1.87510-3より大きいと、脆性が発生する恐れがあり、圧延性が低下する。また、1.1310-4より小さいと、Ar3温度が上昇し、硬化能が低下してベイナイトが十分に形成されないことがある。上記成分の他に、Al、P及びSなどが含まれてもよい。好ましくは、上記Alは0.06まで含まれてもよく、P及びSはそれぞれ0.03まで含まれてもよい。本発明の冷延鋼板は、70~100vol.のベイナイト及び0~30vol.のフェライトを含む。上記ベイナイト組織は、一般的な冷却速度で得られるため、マルテンサイト鋼材に比べて製造中の歪みが少なくて加工性及び成形性を向上させることができる。本発明の鋼板組織は、フェライトを30vol.まで含んでもよい。上記フェライトは、鋼の延性を確保するための組織で、30vol.まで含んでもよい。上記冷圧鋼板は、r=0、L-曲げ成形テストをする際、コーナー部に肉眼で観察できるクラックの数が単位m当たりに2個以下であることが好ましい。以下、本発明の冷延鋼板の製造条件について説明する。本発明では、上記のように組成される鋼スラブを加熱した後、Ar3温度以上で熱間仕上げ圧延し、500~800°Cで巻取する。本発明では、鋼スラブの加熱温度を特に限定しないが、熱間仕上げ圧延温度を安定的に確保するために、鋼スラブの加熱温度を1100°C以上に制限することが好ましい。上記熱間仕上げ圧延温度はAr3温度以上に限定することが好ましいが、その理由は、オーステナイト単相領域で圧延するためである。より好ましい熱間仕上げ圧延温度は、Ar3~950°Cである。上記熱間仕上げ圧延における圧下率と冷却条件は特に限定しない。上記巻取温度は、冷間圧延性を得るために500°C以上に制限することが好ましいが、結晶粒の粗大化を防止するために800°C以下に制限することが好ましい。上記熱延鋼板の厚さは特に制限されないが、例えば、1.0~3.0mmが好ましい。本発明では、析出強化型元素を多量に添加せず、巻取温度を500°C以上に制御して熱間圧延時に硬い組織を形成させないため、熱延最終強度がそれほど高くなく、冷間圧延の際、PCM酸洗及び冷間圧延機の圧延負荷を低減させることができる。次に、上記のように、熱間圧延した熱延鋼板を50~90の圧下率で冷間圧延し、冷間圧延した鋼板を連続焼鈍ラインにおいて、750~850°Cの焼鈍温度で30秒以上保持した後、250~450°Cの温度区間過時効温度区間まで10~50°C/secの冷却速度で冷却し、該温度で50秒以上保持過時効してから冷却する連続焼鈍を行うことで、高強度及び高成形性を有する極薄冷延鋼板が製造される。冷間圧延時の冷間圧下率により本発明の最終素材の厚さが決まるため、冷間圧延時の冷間圧下率は50~90に制限することが好ましい。上記冷間圧下率が50未満では、目的とする厚さを確保することが困難で、90を超えると、圧延性が低下するという問題がある。上記焼鈍温度が750°C未満では、オーステナイトへの逆変態が十分に起きず、850°Cを超えると、ヒートバックルなどが発生しやすい。上記保持時間が30秒未満では、オーステナイトへの逆変態が十分に起きないため、上記保持時間は30秒以上に制限することが好ましい。上記冷却停止温度過時効温度が250°C未満又は450°Cを超えると、ベイナイトが十分に形成されないため、上記冷却停止温度過時効温度は250~450°Cに制限することが好ましい。そして、上記冷却速度が10°C/sec未満では、パーライトが形成される恐れがあり、50°C/secを超えると、マルテンサイトが形成される恐れがあるため、上記冷却速度は10~50°C/secに制限することが好ましい。好ましい冷却速度は10~30°C/secである。上記保持時間過時効時間が50秒未満では、ベイナイトが十分に形成されないため、上記保持時間過時効時間は50秒以上に制限することが好ましい。上記連続焼鈍時の鋼板の移動速度は、微細なベイナイト相を生成させるために100~500m/minに制限することが好ましい。本発明は、積極的な成分制御により焼鈍時に750~850°Cでオーステナイト相に逆変態を起こすことができる素材を用い、該オーステナイト相からパーライトなどの組織に変態されない状態で、250~450°Cの温度区間まで冷却し、この温度で保持時、ベイナイトへの変態を起こして鋼中に低温変態組織を形成することで、高強度極薄冷延鋼板を製造することができる。上記のように製造された冷延鋼板は、その組織が70~100vol.のベイナイト及び0~30vol.のフェライトを含む。上記冷圧鋼板は、r=0、L-曲げ成形テストをする際、コーナー部に肉眼で観察できるクラックの数が単位m当たりに2個以下であることが好ましい。上記冷圧鋼板の厚さは特に制限されないが、例えば、0.5mm以下が好ましい。上記したように、本発明は、高価のMo、Nb、Tiなどの元素を排除し、比較的低原価のMn及びBなどの合金を利用して、初期強度を増加させない状態で連続焼鈍時のベイナイトへの変態を促す方法を用いることで、2次圧延を行わなくても、連続焼鈍ラインで最終目的とする強度及び成形性を得ることができる。本発明は、低炭素系鋼で変態を起こすために50°C/sec以上の急速冷却を行ってマルテンサイト組織等を活用するなどの従来技術に比べて、類似するレベルの強度でありながらマルテンサイト組織の特徴である低い成形性を克服することができ、且つせん断変態によるねじれを防止することができるという長所を有する。また、本発明は、連続焼鈍工程において、変態時の冷却速度を通常の連続焼鈍炉CALレベルの冷却速度に下げて、高価の合金添加や速い冷却速度の効果がなくても、低温高強度変態組織が得られるという長所を有する。また、本発明は、2次圧延を行わないため、一般的な支持用高強度極薄素材の変形モードであるL-曲げ時の成形特性が良く、2次圧延を行わないため、降伏強度YR値が高いという利点がある。以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。実施例1下記表1の組成を有する鋼を熱間圧延加熱温度:1250°C、仕上げ圧延温度:900°C、熱延鋼板の厚さ:2.7mm及び巻取温度:600°Cし、表2の製造条件で冷間圧延1次冷間圧延の圧下率:89、厚さ:0.3mmを行った後、下記表3の製造条件で焼鈍してから、降伏強度、総伸び率、硬度及び成形性L-曲げ時のクラック発生有無を評価した。降伏強度及び総伸び率は表2に、強度は下記表4に、成形性の評価結果クラック発生有無は下記表5にそれぞれ示した。一方、発明鋼の焼鈍条件による変態量を測定し、その結果を表6に示した。下記表2において、比較材A及びBは、2次圧下率による降伏強度及び伸び率を示し、発明材は、連続焼鈍直後に2次圧延を行わない状態の降伏強度及び伸び率を示した。下記表5は、発明鋼と比較鋼の成形性テストの結果を示したものであり、L-曲げ実験は、クラックの形成有無がダイクリアランスに影響を与えるため、ダイ間の間隔をほぼ0にする劣悪な条件を仮定し、r=0曲げを利用して、90度L-曲げ実験を行ったものである。そして、焼鈍温度700°C水準で作製された発明鋼は、目標とする高強度が得られなかったため焼鈍温度が低くて逆変態を十分に起こすことができず、組織内のベイナイト分率が少ない結果、成形試験のための試片は、焼鈍温度を750°C、780°C、800°Cに限定して実験し、実験は2回行った。表5において、○はクラックが発生したことを意味し、△はクラックは発生しなかったが、クラックが発生する前の段階であるネッキングが発生したことを意味し、Xはクラックが発生しないクリアな表面を意味する。下記表6は、発明鋼の焼鈍条件が相変態に及ぼす影響をシミュレーションするために、ディラトメーター膨張計で実験した結果をもって、350°C過時効区間でベイナイトに変態される量を相対的に示したものである。ここで、最後の項目のノーマライズされた変態の長さは、350°Cの過時効温度でオーステナイトがベイナイトに変態される相対的な量を示す。下記表2及び表5において、組織Bはベイナイト、Fはフェライト、Pはパーライトを示す。上記表2に示されたように、発明鋼の条件Aを除いた発明鋼の条件B、Cは、比較材Bの2次圧延を行った後の降伏強度と伸び率を併せて比較すると、同一又は優れた物性を有することが分かる。例えば、比較鋼Aは、630MPa以上の降伏強度を得るためには、40以上の2次圧延を行わなければならないが、このとき得られる伸び率は1.5水準である。また、比較鋼Bの場合、上記比較鋼Aと類似する水準の降伏強度を得るためには6~10の2次圧延を行うが、そのときの伸び率が6程度と高くなることが分かる。一方、2次圧延工程を行っていない発明鋼は、750°C以上の温度で焼鈍した条件B、Cの場合、降伏強度値が650MPaを上回り、且つ伸び率値が5.0も上回るという特性を示している。一方、発明鋼の条件Aは焼鈍温度が低くて、発明鋼の条件B、Cに比べて降伏強度が低く、延性が5以下と低いことが分かる。一方、実際の極薄材の場合、極薄のために降伏強度に誤差が生じるため、強度測定の基準として、降伏強度の他に強度を多く用いている。上記表4に示されたように、発明鋼は、強度値が比較鋼に比べて遥かに高いことが分かる。このような現象は、一般的に強度値が鋼材の降伏強度より引張強度に比例するという事実から類推できる。2次圧延により加工硬化がある程度起きている比較鋼A、Bに比べて、発明鋼は2次圧延を行わないため加工硬化が起きておらず、強度のあるベイナイト組織をベース組織として用いることにより、降伏比値自体が高いという特徴を有する。例えば、比較鋼A、Bは、引張試験の際、降伏強度に比べて引張強度が30MPa以上増加しないが、発明鋼の条件Aは降伏強度495MPaで引張強度が683MPa、発明鋼の条件Bは降伏強度650MPaで引張強度が949MPa、発明鋼の条件Cは降伏強度790MPaで引張強度が1038MPaであり、引張強度が700MPa近傍である比較鋼より遥かに高い。このような高い引張強度が高い硬度値を保証し、実際極薄材の場合、その効果がさらに大きいとみることができる。これらの物性は、すべて発明鋼と比較鋼の組織の差異に因る。発明鋼は比較鋼より高い硬度を有するが、それは発明鋼が有するベイナイト微細組織に因るものである。即ち、比較鋼は、フェライトパーライトの二相組織を有し、2次圧延をすることで、強度は増加させたものの、伸び率が低下したが、発明鋼は、2次圧延を行っていないため、組織自体の伸び率を保持することができ、ベース組織の特性により強度が高いため、比較剤と同等以上の物性を確保することができるという特徴がある。上記表5に示されたように、発明鋼は、750°Cで焼鈍したものは様々な冷却速度でも全てクラックが発生して破断が生じたが、780°C以上の焼鈍温度で15°C/秒程度の低い冷却速度で冷却した場合は、L-曲げ時またはそれより酷く曲げたときにも試片に破断が生じないことが分かった。これに対し、比較材Aのうち目標強度が得られる40の2次圧延を行った試片は、2次圧延及び曲げ後の試片に全てクラックが生じて破断し、比較材Bのうち10以下の2次圧延を行った場合は、試片にクラックは生じないが、それ以上の2次圧延を行うと、試片にクラックが生じたり、ネッキングが発生した。従って、焼鈍温度780°C以上、冷却速度15°C/秒程度の焼鈍を行った発明鋼は、比較鋼Bと同等の水準の成形性を有することが分かった。上記表6に示されたように、焼鈍温度と焼鈍時間において、焼鈍後の冷却速度が速いほど、ベイナイトへの変態量は増えるが、逆変態を起こすのに重要な要素と判断された焼鈍時間は、その効果が殆どないことから、750°C以上の温度で30秒以上の保持時間を有する場合、フェライトからオーステナイトへの逆変態が十分に起こることが類推できる。一方、焼鈍温度の影響は非常に大きく、焼鈍温度が増加するほど、ベイナイトに変態される比率が大幅に増加することが分かる。このような相変態の側面からみて、800°Cの焼鈍温度で冷却速度が速いほど、ベイナイト相の形成が活発になるが、現在の連続焼鈍設備の問題上、20°C/秒程度の低い冷却速度でも十分なベイナイト相を形成することができるため、本鋼材は、焼鈍条件を焼鈍温度750°C以上、焼鈍冷却速度を10~50°C/秒に限定する。このように、本発明の鋼材は、比較材に比べて、2次圧延などの追加的な工程が省略でき、2次圧延を行わないため、圧延方向の成形特性に優れ、焼鈍条件が一般的な製品を生産する連続焼鈍条件であり、強度が引張強度TS900MPa以上の高強度であるという利点を有する。実施例2上記実施例1の発明材と比較材Bの光学組織写真を図1に、発明材の電子顕微鏡写真を図2に示した。図1のaは発明材の組織写真で、図1のbは比較材の組織写真であり、図2のaは1000倍率×1000の組織写真で、図2のbは2000倍率×2000の組織写真で、図2のcは5000倍率×5000の組織写真である。上記発明材は800°Cで焼鈍した焼鈍条件Cで製造されたもので、比較材Bは焼鈍後に14の2次圧延を行ってから製造されたものである。図1を参照すると、本発明材と比較材の組織の差が明確に分かる。比較材は黒色で示されたパーライトpearliteとフェライトferriteの混合二相組織であるが、発明材は針状の単相組織である。このような組織特性を把握するために、高倍率の電子顕微鏡で発明材の組織を観察したものが図2である。図2は、電子顕微鏡上の1000、2000、5000倍率の写真であり、光学写真より鮮明であるため、針状のフェライトラスferritelathの内部に炭化物が形成された典型的なベイナイトbainite組織を有することが確認できた。