"化学成分が、質量で、C:005~015、Si:010~090、Mn:10~20、P:0005~005、S:00050以下、Al:001~010、N:00050以下およびNb:0010~0100を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、ミクロ組織が、体積分率で、フェライト相を90以上、マルテンサイト相を05以上50未満を含み、残部が低温生成相からなる複合組織であり、かつ、降伏比が70以上であることを特徴とする、加工性に優れた高降伏比を有する高強度冷延鋼板。平均粒径が010μm以下のNb系析出物を含有することを特徴とする請求項1に記載の高強度冷延鋼板。Fe成分の一部に代えて、さらに質量で、V:010以下およびTi:010以下から選択される一種以上を含有することを特徴とする請求項1または2に記載の高強度冷延鋼板。Fe成分の一部に代えて、さらに質量で、Cr:050以下、Mo:050以下、Cu:050以下、Ni:050以下およびB:00030以下から選択される一種以上を含有することを特徴とする請求項1~3のいずれか1項に記載の高強度冷延鋼板。引張強さが590MPa以上であることを特徴とする請求項1~4のいずれか1項に記載の高強度冷延鋼板。化学成分が、質量で、C:005~015、Si:010~090、Mn:10~20、P:0005~005、S:00050以下、Al:001~010、N:00050以下およびNb:0010~0100を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼スラブを、熱間圧延開始温度:1150~1270°C、仕上げ圧延の終了温度:830~950°Cの条件で熱間圧延を行い、冷却後に450~650°Cの温度範囲で巻取り、酸洗後、冷間圧延を施し、その後、3~30°C/秒の第1平均加熱速度で710°C~820°Cの温度範囲内にある第1加熱温度まで加熱し、該第1加熱温度で30~300秒間の均熱時間だけ均熱した後、600~400°Cの温度範囲内にある第1冷却温度までを3~25°C/秒の第1平均冷却速度で冷却し、その後、3°C/秒以下の第2平均冷却速度で第1冷却温度から室温まで冷却する条件にて焼鈍を施した後、03~20の伸長率で調質圧延を施すことを特徴とする、加工性に優れた高降伏比を有する高強度冷延鋼板の製造方法。前記熱間圧延後、巻取り前に行う冷却は、熱間圧延の終了後1秒以内の第1冷却時間で冷却を開始して、20°C/秒以上の第3平均冷却速度で650~750°Cの温度範囲内にある第2冷却温度まで急冷し、第2冷却温度から650°Cまでの温度範囲にて2秒以上の第2冷却時間で空冷することを伴うものである請求項6に記載の高強度冷延鋼板の製造方法。Fe成分の一部に代えて、さらに質量で、V:010以下およびTi:010以下から選択される一種以上を含有することを特徴とする請求項6または7に記載の高強度冷延鋼板の製造方法。Fe成分の一部に代えて、さらに質量で、Cr:050以下、Mo:050以下、Cu:050以下、Ni:050以下およびB:00030以下から選択される一種以上を含有することを特徴とする請求項6~8のいずれかに記載の高強度冷延鋼板の製造方法。しかしながら、特許文献1は溶融亜鉛めっき鋼板に関するものであって、後述するような本発明における鋼板のミクロ組織は記載されていない。また、特許文献1の鋼板は、成形性の観点から延性が不十分である。また、特許文献2に関しては、鋼板中のAl含有量が0010未満であるため、鋼の脱酸と、Nの析出固定を十分に行うことはできず、健全な鋼を量産することは困難であり、加えて、Oを含有し酸化物を分散させているため、材質、とくに局部延性のバラツキが大きいという問題がある。特許文献3においては、未再結晶フェライトを均一に分散させて延性の低下を抑えているが、後述するように、本発明とは鋼板のミクロ組織が異なるため、成形性を十分満足させる延性及び穴広げ性は得られない。またマルテンサイトを活用した特許文献4は、加工性として穴広げ性は全く考慮されていない。また、特許文献5は、延性については全く考慮されていない。このように高降伏比を有する高強度鋼板について、延性と穴広げ性の双方の加工性を向上させることは困難であった。本発明の目的は、上記従来技術の問題点を解消し、加工性、すなわち延性と穴広げ性に優れ、かつ高降伏比を有する高強度鋼板およびその製造方法を提供することにある。本発明者らは、鋭意検討を重ねた結果、Nbを用いた析出強化に加え、鋼板のミクロ組織中のマルテンサイト相の体積分率を制御することにより、70以上の高い降伏比を有し、且つ、加工性に優れた高強度冷延鋼板を得ることが出来ることを見出した。具体的に、本発明の鋼板成分として、高降伏比と高強度に有効な析出強化に効果の高いNbを0010~0100添加し、体積分率で、主相第1相のフェライト相を90以上、第2相のマルテンサイト相を05以上50未満の範囲に鋼板のミクロ組織を制御することで、高強度で、かつ加工性に優れた高降伏比の冷延鋼板を得ることを見出し、本発明を完成させるに至った。すなわち、本発明の要旨構成は以下の通りである。1化学成分が、質量で、C:005~015、Si:010~090、Mn:10~20、P:0005~005、S:00050以下、Al:001~010、N:00050以下およびNb:0010~0100を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、ミクロ組織が、体積分率で、フェライト相を90以上、マルテンサイト相を05以上50未満を含み、残部が低温生成相からなる複合組織であり、かつ、降伏比が70以上であることを特徴とする、加工性に優れた高降伏比を有する高強度冷延鋼板。2平均粒径が010μm以下のNb系析出物を含有することを特徴とする上記1に記載の高強度冷延鋼板。3Fe成分の一部に代えて、さらに質量で、V:010以下およびTi:010以下から選択される一種以上を含有することを特徴とする上記1または2に記載の高強度冷延鋼板。4Fe成分の一部に代えて、さらに質量で、Cr:050以下、Mo:050以下、Cu:050以下、Ni:050以下およびB:00030以下から選択される一種以上を含有することを特徴とする上記1~3のいずれかに記載の高強度冷延鋼板。5引張強さが590MPa以上であることを特徴とする上記1~4のいずれかに記載の高強度冷延鋼板。6化学成分が、質量で、C:005~015、Si:010~090、Mn:10~20、P:0005~005、S:00050以下、Al:001~010、N:00050以下およびNb:0010~0100を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼スラブを、熱間圧延開始温度:1150~1270°C、仕上げ圧延の終了温度:830~950°Cの条件で熱間圧延を行い、冷却後に450~650°Cの温度範囲で巻取り、酸洗後、冷間圧延を施し、その後、3~30°C/秒の第1平均加熱速度で710°C~820°Cの温度範囲内にある第1加熱温度まで加熱し、該第1加熱温度で30~300秒間の均熱時間だけ均熱した後、600~400°Cの温度範囲内にある第1冷却温度までを3~25°C/秒の第1平均冷却速度で冷却し、その後、3°C/秒以下の第2平均冷却速度で第1冷却温度から室温まで冷却する条件にて焼鈍を施した後、03~20の伸長率で調質圧延を施すことを特徴とする、加工性に優れた高降伏比を有する高強度冷延鋼板の製造方法。7前記熱間圧延後、巻取り前に行う冷却は、熱間圧延の終了後1秒以内の第1冷却時間で冷却を開始して、20°C/秒以上の第3平均冷却速度で650~750°Cの温度範囲内にある第2冷却温度まで急冷し、第2冷却温度から650°Cまでの温度範囲にて2秒以上の第2冷却時間で空冷することを伴うものである上記6に記載の高強度冷延鋼板の製造方法。8Fe成分の一部に代えて、さらに質量で、V:010以下およびTi:010以下から選択される一種以上を含有することを特徴とする上記6または7に記載の高強度冷延鋼板の製造方法。9Fe成分の一部に代えて、さらに質量で、Cr:050以下、Mo:050以下、Cu:050以下、Ni:050以下およびB:00030以下から選択される一種以上を含有することを特徴とする上記6~8のいずれかに記載の高強度冷延鋼板の製造方法。本発明によれば、鋼板の組成およびミクロ組織を制御することにより、引張強さが590MPa以上、降伏比が70以上、全伸びが265以上および穴広げ率が60以上である、加工性に優れた高降伏比を有する高強度冷延鋼板を安定して得ることができる。以下、本発明について具体的に説明する。まず、本発明の高強度冷延鋼板の組成化学成分を限定した理由を説明する。以下において、各成分の表示は、いずれも質量を意味する。C:005~015炭素Cは、鋼板の高強度化に有効な元素であり、特に、Nbのような炭化物形成元素と微細な合金炭化物、あるいは、合金炭窒化物を形成して鋼板の強化に寄与する。また、本発明における、第2相としてのマルテンサイト相の形成に必要な元素であり、高強度化に寄与する。この効果を得るためには、005以上の添加が必要である。一方、C含有量を015よりも多く含有させると、スポット溶接性が低下することから、C含有量の上限値は015とする。なお、より良好な溶接性を確保する観点からは、C含有量を012以下とすることが好ましい。Si:010~090珪素Siは、高強度化に寄与する元素であり、高い加工硬化能をもつことから強度上昇に対して延性の低下が比較的少なく、強度-延性バランスの向上にも寄与する元素である。さらにフェライト相の固溶強化により、硬質な第2相との硬度差を小さくするため、穴広げ性向上にも寄与する。この効果を得るためにはSi含有量を010以上とすることが必要である。強度-延性バランスの向上をより重視する場合には、Si含有量を020以上とすることが好ましい。一方、Si含有量が090よりも多いと化成処理性が低下するため、Si含有量を090以下とし、より好ましくは080以下とする。Mn:10~20マンガンMnは、固溶強化および第2相を生成することで高強度化に寄与する元素であり、この効果を得るためにはMn含有量は10以上とすることが必要である。一方、Mn含有量が20よりも多いと、成形性の低下が著しくなることから、その含有量を20以下とする。P:0005~005リンPは、固溶強化により高強度化に寄与する元素であり、この効果を得るためにはP含有量は0005以上とすることが必要である。また、P含有量が005よりも多いと、粒界への偏析が著しくなって粒界を脆化させることや、中央偏析しやすくなるため、P含有量の上限値は005とする。S:00050以下硫黄Sの含有量が多い場合には、MnSなどの硫化物が多く生成し、伸びフランジ性に代表される局部延性が低下するため、S含有量の上限を00050とし、好ましくは00030以下である。なお、S含有量の下限値については特に限定する必要はないが、極低S化は製鋼コストが上昇するため、S含有量の下限値は00005とすることが好ましい。Al:001~010アルミニウムAlは、脱酸に必要な元素であり、この効果を得るためには001以上含有することが必要である。しかしながら、Alを010を超えて含有しても効果の向上が認められないため、Al含有量の上限は010とする。N:00050以下窒素Nは、Cと同様にNbと化合物を形成して、合金窒化物や合金炭窒化物となり、高強度化に寄与する。しかし、窒化物は比較的高温で生成しやすいため粗大になりやすく、炭化物に比べ強度への寄与が相対的に小さい。すなわち高強度化には、N量を低減して合金炭化物をより生成した方が有利である。このような観点から、Nの含有量を00050以下とし、好ましくは00030以下とする。Nb:0010~0100ニオブNbは、CやNと化合物を形成して炭化物や炭窒化物となり、高降伏比や高強度化に寄与する。この効果を得るためには、Nb含有量を0010以上とすることが必要である。しかし、Nb含有量が0100よりも多いと、成形性の低下が著しくなるため、Nb含有量の上限値を0100とする。本発明では、上記の基本成分に加え、以下に示す任意成分を、必要に応じて所定の範囲で添加しても良い。V:010以下バナジウムVは、Nbと同様に、微細な炭窒化物を形成することで、強度上昇に寄与することができるため、必要に応じて含有させることができる元素であるが、V含有量を010よりも多くしても、010を超えた分の強度上昇効果は小さく、そのうえ、合金コストの増加も招いてしまう。このため、V含有量は010以下とする。なお、強度上昇効果を発揮する上で、Vを含有させる場合には、001以上含有させることが好ましい。Ti:010以下チタンTiもまた、Nbと同様に、繊細な炭窒化物を形成することで、強度上昇に寄与することができるため、必要に応じて含有させることができる元素であるが、Ti含有量を010よりも多くすると、成形性が著しく低下するため、Ti含有量は010以下とする。なお、強度上昇効果を発揮する上で、Tiを含有させる場合には、0005以上含有させることが好ましい。Cr:050以下クロムCrは、焼入れ性を向上させ、第2相を生成することで高強度化に寄与することができるため、必要に応じて添加することができる元素であるが、Cr含有量を050よりも多くしても、効果の向上が認められなくなるため、Cr含有量は050以下とする。なお、高強度化を発揮する上で、Crを含有させる場合には、010以上含有させることが好ましい。Mo:050以下モリブデンMoは、焼入れ性を向上させ、第2相を生成することで高強度化に寄与し、さらに一部炭化物を生成して高強度化に寄与するため、必要に応じて添加することができる元素であるが、Mo含有量を050よりも多くしても、効果の向上が認められなくなるため、Mo含有量は050以下とする。なお、高強度化を発揮する上で、Moを含有させる場合には、005以上含有させることが好ましい。Cu:050以下銅Cuは、固溶強化により高強度化に寄与して、また焼入れ性を向上させ、第2相を生成することで高強度化に寄与するため、必要に応じて添加することができる元素であるが、Cu含有量を050よりも多くしても、効果の向上が認められず、さらに、Cuに起因する表面欠陥が発生しやすくなるため、Cu含有量は050以下とする。なお、上記効果を発揮する上で、Cuを含有させる場合には、005以上含有させることが好ましい。Ni:050以下ニッケルNiもまた、Cuと同様に、固溶強化により高強度化に寄与して、また焼入れ性を向上させ、第2相を生成することで高強度化に寄与し、さらに、Cuとともに添加すると、Cu起因の表面欠陥を抑制する効果があるため、必要に応じて添加することができる元素であるが、Ni含有量を050よりも多くしても、効果の向上が認められないため、Ni含有量は050以下とする。なお、上記効果を発揮する上で、Niを含有させる場合には、005以上含有させることが好ましい。B:00030以下ホウ素Bは、焼入れ性を向上させ、第2相を生成することで高強度化に寄与するため、必要に応じて添加することができる元素であるが、B含有量を00030よりも多くしても、効果の向上が認められないため、B含有量は00030以下とする。なお、上記効果を発揮する上で、Bを含有させる場合には、00005以上含有させることが好ましい。上記化学成分の他、残部はFeおよび不可避的不純物からなる。次に、本発明の高強度冷延鋼板のミクロ組織について詳細に説明する。鋼板のミクロ組織は、体積分率で、主相第1相であるフェライト相を90以上、第2相であるマルテンサイト相を05以上50未満を含み、残部が低温生成相からなる複合組織である。なお、ここでいう体積分率とは、鋼板の全体に対する体積分率を意味し、以下同様である。本発明の冷延鋼板における主な強化機構は、炭化物の析出による析出強化であるが、加えて硬質な第2相のマルテンサイト相により強度を高めることが可能である。フェライト相の体積分率が90未満では、マルテンサイト相やパーライト相などの硬質な第2相が多く存在するため、軟質なフェライト相との硬度差が大きい箇所が多く存在し、穴広げ性が低下する。そのため、フェライト相の体積分率は90以上とし、好ましくは93以上とする。ここでいうフェライト相とは、再結晶フェライト相や未再結晶フェライト相を含む全フェライト相を意味する。マルテンサイト相の体積分率が05未満では、強度に及ぼす効果が少ない。そのため、マルテンサイトの体積分率は05以上とする。一方、マルテンサイト相の体積分率が50以上だと、硬質なマルテンサイト相が周囲のフェライト相に可動転位を発生させるため、降伏比が低下するとともに、穴広げ性が低下する。このため、マルテンサイト相の体積分率は50未満とし、好ましくは35以下とする。フェライト相とマルテンサイト相以外の残部組織は、パーライト相、ベイナイト相、残留オーステナイトγ相等から選択される1種あるいは2種以上の低温生成相を組み合わせた混合組織としてもよいが、成形性の点からフェライト相とマルテンサイト相以外の残部組織の体積分率は合計で50以下とすることが好ましい。また、本発明の高強度冷延鋼板は、平均粒径が010μm以下のNb系析出物を含有することが好ましい。Nb系析出物の平均粒径を010μm以下とすることで、Nb系析出物周囲の歪が転位の移動の抵抗として効果的となり、鋼の強化に寄与することができるからである。次に本発明の高強度冷延鋼板の製造方法について説明する。以下は、本発明の高強度冷延鋼板を製造する方法の一実施形態を示すものであり、以下に示す方法に限定されるものではなく、本発明の高強度冷延鋼板を得ることができるのであれば、他の製造方法で製造しても良い。本発明の高強度冷延鋼板は、上記鋼板組成と同じ成分組成を有する鋼スラブを、熱間圧延開始温度:1150~1270°C、仕上げ圧延の終了温度:830~950°Cの条件で熱間圧延を行い、冷却後に450~650°Cの温度範囲で巻取り、酸洗後、冷間圧延を施し、その後、3~30°C/秒の第1平均加熱速度で710°C~820°Cの温度範囲内にある第1加熱温度まで加熱し、該第1加熱温度で30~300秒間の均熱時間だけ均熱した後、600~400°Cの温度範囲内にある第1冷却温度までを3~25°C/秒の第1平均冷却速度で冷却し、その後、3°C/秒以下の第2平均冷却速度で第1冷却温度から室温まで冷却する条件にて焼鈍を施した後、03~20の伸長率で調質圧延を施すことにより製造することができる。また、熱間圧延工程では、鋼スラブを、鋳造後、再加熱することなく1150~1270°Cで熱間圧延を開始するか、若しくは1150~1270°Cに再加熱した後、熱間圧延を開始することが好ましい。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で製造することが好ましいが、造塊法、薄スラブ鋳造法によっても製造することが可能である。熱間圧延工程の好ましい条件は、まず、1150~1270°Cの熱間圧延開始温度で鋼スラブを熱間圧延する。本発明では、鋼スラブを製造したのち、いったん室温まで冷却し、その後、再加熱する従来法に加え、冷却しないで、温片のままで加熱炉に装入する、あるいは保熱を行った後に直ちに圧延する、あるいは鋳造後そのまま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できる。[熱間圧延工程]熱間圧延開始温度:1150~1270°C熱間圧延開始温度は、1150°Cよりも低くなると圧延負荷が増大し、生産性が低下するため好ましくなく、また、1270°Cよりも高くしても加熱コストが増大するだけであるため、1150~1270°Cとすることが好ましい。仕上げ圧延終了温度:830~950°C熱間圧延は、鋼板内の組織均一化、材質の異方性低減により、焼鈍後の伸びおよび穴広げ性を向上させるため、オーステナイト単相域にて終了する必要があるので、仕上げ圧延終了温度は830°C以上にする。一方、仕上げ圧延終了温度が950°C超えでは、熱延組織が粗大になり、焼鈍後の特性が低下する懸念がある。このため、仕上げ圧延終了温度を830~950°Cとする。仕上げ圧延後の冷却条件については特に限定しないが、以下の冷却条件にて冷却するのが好ましい。仕上げ圧延後の冷却条件仕上げ圧延後の冷却条件は、熱間圧延の終了後1秒以内の第1冷却時間で冷却を開始して、第3平均冷却速度20°C/秒以上で650~750°Cの温度範囲内にある第2冷却温度まで急冷し、第2冷却温度から650°Cまでの温度範囲にて2秒以上の第2冷却時間で空冷することが好ましい。熱間圧延終了後、フェライト域に急冷することによりフェライト変態を促進するとともに、微細かつ安定な合金炭化物などを析出させることで高強度化を達成することができる。熱間圧延終了後の熱延鋼板を高温のまま滞留保持すると析出物が粗大化してしまうので、熱間圧延終了後、1秒以内に冷却を開始して、第3平均冷却速度20°C/秒以上で650~750°Cの温度範囲内にある第2冷却温度まで急冷することが好ましい。また、フェライト域でも高温では析出物が粗大化しやすく、低温では析出が抑制されるため、フェライト相の析出を粗大化させずに促進する観点から、急冷後、第2冷却温度から650°Cまでの温度範囲にて2秒以上の第2冷却時間で空冷但し、第2冷却温度が650°Cの場合は、650°Cで保持することが好ましい。巻取り温度:450~650°C巻取り温度が650°Cよりも高いと、熱間圧延後の冷却過程にて生成した合金炭化物などの析出物が著しく粗大化するため、巻取り温度の上限を650°Cとする。一方、巻取り温度が450°Cよりも低いと、硬質なべイナイト相やマルテンサイト相が過剰に生成し、冷間圧延負荷が増大し、生産性を阻害するため、巻取り温度の下限は450°Cとする。[酸洗工程]熱間圧延工程後、酸洗工程を実施し、熱延鋼板の表層のスケールを除去する。酸洗工程は特に限定されず、常法に従って実施すればよい。[冷間圧延工程]酸洗後の熱延鋼板に対し、所定の板厚まで冷間圧延工程を実施する。冷間圧延工程は特に限定されず常法で実施すればよい。[焼鈍工程]焼鈍工程は、3~30°C/秒の第1平均加熱速度で710°C~820°Cの温度範囲内にある第1加熱温度まで加熱し、該第1加熱温度で30~300秒間の均熱時間だけ均熱した後、600~400°Cの温度範囲内にある第1冷却温度までを3~25°C/秒の第1平均冷却速度で冷却し、その後、3°C/秒以下の第2平均冷却速度で第1冷却温度から室温まで冷却する条件にて焼鈍を施す。焼鈍工程においては、フェライト組織の再結晶を進行させるとともに、析出物の溶解や粗大化を抑制することが高強度化に重要である。このような組織形成のためには、昇温中に再結晶を十分に進行させ、2相域にて均熱することで一部をオーステナイト相に変態させ、冷却中に第2相としてマルテンサイト相を05以上50未満含み、且つ、パーライト相、ベイナイト相、残留オーステナイトγ相を含む低温生成相を少量生成させればよく、そのために以下の条件で焼鈍処理を実施する。第1平均加熱速度:3~30°C/秒2相域に加熱する前にフェライト域で十分に再結晶を進行させることで材質を安定化することができる。第1平均加熱速度が30°C/秒よりも急速に加熱すると、再結晶が進行しにくくなるため、第1平均加熱速度の上限を30°C/秒とする。一方、第1平均加熱速度:3°C/秒よりも遅いと、フェライト粒が粗大になって強度が低下するため、第1平均加熱速度の下限を3°C/秒とする。第1加熱温度:710~820°C第1加熱温度が710°Cよりも低いと、上記の第1平均加熱速度でも未再結晶組織が多く残存し、成形性が低下するため、第1加熱温度の下限を710°Cとする。一方、第1加熱温度が820°Cよりも高温では、析出物が粗大化して強度が低下するため、第1加熱温度の上限は820°Cとし、好ましくは800°C以下である。均熱時間:30~300秒間上記の第1加熱温度において、再結晶の進行と、鋼組織の一部をオーステナイト変態させるため、均熱時間は30秒以上とすることが必要である。一方、均熱時間が300秒よりも長いと、フェライト粒が粗大化して強度が低下するため、均熱時間は300秒以下とする必要がある。冷却工程冷却は、600~400°Cの温度範囲内にある第1冷却温度までを3~25°C/秒の第1平均冷却速度で冷却し、その後、3°C/秒以下の第2平均冷却速度で第1冷却温度から室温まで冷却する条件で行う。フェライト相の体積分率を90以上、マルテンサイト相の体積分率を05以上50未満に制御するため、上記の第1加熱温度から第1冷却温度までを、3~25°C/秒の第1平均冷却速度で冷却する。また、第1冷却温度が600°Cよりも高いと、マルテンサイト相の体積分率が05未満となり、一方、第1冷却温度が400°Cよりも低いとマルテンサイト相の体積分率が50以上に増加し、さらにベイナイト相や残留オーステナイトγ相が生成し、フェライト相の体積分率が90未満となるため、第1冷却温度は600~400°Cの温度範囲内とする。また、前記第1平均冷却速度が3°C/秒未満では、マルテンサイト相の体積分率が05未満となるため、3°C/秒以上とする。一方、前記第1平均冷却速度が25°C/秒超えだと、ベイナイト相や残留γ相が生成し、フェライト相の体積分率が90未満となるため、前記第1平均冷却速度は25°C/秒以下とする。また、第1冷却温度から室温までの冷却は、3°C/秒以下の第2平均冷却速度で冷却する。3°C/秒を超えるとマルテンサイトの体積分率が50以上になるため、第1冷却温度から室温までの平均冷却速度は3°C/秒以下とする。[調質圧延工程]降伏点や降伏伸びが発生すると、強度、特に降伏応力YSのバラツキが大きくなる懸念があることから調質圧延を実施することが好ましい。調質圧延の伸長圧下率:03~20降伏点や降伏伸びを発現させないようにするためには、伸長率が03以上の調質圧延を施すことが好ましい。しかし、伸長率が20よりも大きいと、上記の効果の向上が顕著には認められなくなる他、延性も低下する可能性があるため、伸長率の上限は20とすることが好ましい。本発明の高強度冷延鋼板は、上述した製造方法で製造した高強度冷延鋼板だけには限定されず、焼鈍工程後に、例えば、溶融亜鉛めっきを施して製造した溶融亜鉛めっき鋼板や、溶融亜鉛めっき後に合金化処理を施して製造した合金化溶融亜鉛めっき鋼板などのように、表面処理を施した各種表面処理鋼板も含まれる。なお、上述したところは、この発明の実施形態の一例を示したにすぎず、特許請求の範囲において種々の変更を加えることができる。次に、本発明の実施例を以下で説明する。表1に示す成分組成の鋼を溶製して鋳造し、230mm厚の鋼スラブを製造し、熱間圧延開始温度を1200°Cとし、仕上げ圧延の終了温度FDTを表2に示す条件で熱間圧延を行い、熱間圧延の終了後、第1冷却時間:01秒で冷却を開始して、表2に示す第3平均冷却速度で、表2に示す第2冷却温度まで急冷し、第2冷却温度から650°Cまでの温度範囲にて、第2冷却時間:25秒だけ空冷して、板厚:32mmの熱延鋼板とした後、表2に示す巻取温度CTで巻取り、酸洗後、冷間圧延を施して、板厚:14mmの冷延鋼板とし、その後、表2に示す第1平均加熱速度で表2に示す第1加熱温度まで加熱し、該第1加熱温度で表2に示す均熱時間だけ均熱した後、表2に示す第1冷却温度までを、表2に示す第1平均冷却速度で冷却し、その後、表2に示す第2平均冷却速度で第1冷却温度から室温まで冷却する条件にて焼鈍を施した後、07の伸長率圧下率でスキンパス圧延調質圧延を施し、高強度冷延鋼板を製造した。製造した鋼板の長手先端部、中央部、尾端部にて、それぞれ幅方向中央位置と、両1/4幅位置の計9ヶ所から、JIS5号引張試験片を圧延直角方向から採取し、引張試験JISZ2241により、降伏応力YS、引張強さTS、全伸びEL、降伏比YRを測定した。ELが265以上と良好な延性を有する鋼板、YRが70以上と高降伏比を有する鋼板とした。穴広げ性に関しては、日本鉄鋼連盟規格JFST1001に準拠し、クリアランス125にて、直径10mmφの穴を打ち抜き、かえりがダイ側になるように試験機にセットした後、60°の円錐ポンチで成形することにより穴広げ率λを測定した。λが、60以上を有するものを良好な穴広げ性を有する鋼板とした。鋼板のミクロ組織は、3ナイタール試薬3硝酸エタノールを用いて、鋼板の圧延方向断面板厚1/4の深さ位置を腐食し、500~1000倍の光学顕微鏡観察および1000~100000倍の電子顕微鏡走査型および透過型により観察、撮影した組織写真を用いて、フェライト相の体積分率とマルテンサイト相の体積分率を定量化した。各12視野の観察を行い、ポイントカウント法ASTME56283に準拠により、面積率を測定し、その面積率を体積分率とした。フェライト相は、やや黒いコントラストの領域であり、マルテンサイト相は白いコントラストの付いている領域である。また、残部の低温生成相については、上記光学顕微鏡ないし電子顕微鏡走査型および透過型の観察において、パーライト相およびベイナイト相は判別可能である。パーライト相は、層状の組織で、板状のフェライト相とセメンタイトが交互に並んでいる組織であり、ベイナイト相は、ポリゴナルフェライト相と比較して転位密度の高い板状のベイニティックフェライト相とセメンタイトを含む組織である。また、残留オーステナイト相の有無については、表層より板厚の1/4の厚さ分だけ研磨した面で、MoのKα線を線源とし加速電圧50keVにて、X線回折法装置:Rigaku社製RINT2200によって、鉄のフェライト相の{200}面、{211}面、{220}面と、オーステナイト相の{200}面、{220}面、{311}面のX線回折線の積分強度を測定し、これらの測定値を用いて、X線回折ハンドブック理学電機株式会社、p26,6264に記載の計算式から残留オーステナイト相の体積分率を求め、体積分率が1以上の場合、残留オーステナイト相がありと判断し、体積分率が1未満の場合、残留オーステナイト相がなしと判断した。また、Nb系析出物炭化物の平均粒径の測定方法は、得られた鋼板から作製した薄膜を透過型電子顕微鏡TEMで10視野観察し写真引伸で倍率:500000倍、析出した各々の炭化物の平均粒径を求めた。平均粒径は、炭化物が球状形状の場合はその直径を平均粒径とし、また、炭化物が楕円形の場合は、炭化物の長軸aと、長軸に直交する方向の短軸bとを測定し、長軸aと短軸bとの積a×bの平方根を平均粒径とした。測定した引張特性と穴広げ性を表2に示す。表2に示す結果から、発明例は何れも主相としてフェライト相の体積分率が90以上であり、且つ、第2相としてのマルテンサイト相の体積分率が05以上50未満の鋼板組織を示し、その結果、590MPa以上の引張強さと、70以上の降伏比を確保しつつ、且つ、265以上の全伸びと60以上の穴広げ率の良好な加工性が得られた。"