化学成分が、質量で、C:005~015、Si:010~090、Mn:10~19、P:0005~010、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、平均結晶粒径が15μm以下のフェライトを体積分率で90以上、平均結晶粒径が30μm以下のマルテンサイトを体積分率で05以上50未満、且つ、パーライトを体積分率で50以下含み、残部が低温生成相からなる複合組織であり、降伏比が70以上かつ引張強さが590MPa以上であることを特徴とする高降伏比を有する溶融亜鉛めっき鋼板。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に記載の高降伏比を有する溶融亜鉛めっき鋼板。Fe成分の一部に代えて、さらに質量で、Ti:010以下を含有することを特徴とする請求項1または2に記載の高降伏比を有する溶融亜鉛めっき鋼板。前記ミクロ組織において、結晶粒径が5μm以下のフェライトの体積分率を鋼板のミクロ組織内における全てのフェライトの体積分率で除した値が、025以上を満足することを特徴とする請求項1から3のいずれか1項に記載の高降伏比を有する溶融亜鉛めっき鋼板。Fe成分の一部に代えて、さらに質量で、V:010以下、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から4のいずれか1項に記載の高降伏比を有する溶融亜鉛めっき鋼板。Fe成分の一部に代えて、さらに質量で、Ca:0001~0005およびREM:0001~0005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から5のいずれか1項に記載の高降伏比を有する溶融亜鉛めっき鋼板。亜鉛めっきが合金化亜鉛めっきであることを特徴とする請求項1から6のいずれか1項に記載の高降伏比を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板。請求項1、3、5および6のいずれかに記載の化学成分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の温度範囲にある巻取り温度で巻取り、酸洗後、冷間圧延を施し、その後、5°C/s以上の平均加熱速度で650°C以上の温度域まで加熱し、730~880°Cの温度域で15~600s保持し、引き続き、3~30°C/sの平均冷却速度で600°C以下の温度域まで冷却し、その後溶融亜鉛めっき処理を施し、室温まで冷却することを特徴とする高降伏比を有する溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。請求項1、3、5および6のいずれかに記載の化学成分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の温度範囲にある巻取り温度で巻取り、酸洗後、5°C/s以上の平均加熱速度で650°C以上の温度域まで加熱し、730~880°Cの温度域で15~600s保持し、引き続き、3~30°C/sの平均冷却速度で600°C以下の温度域まで冷却し、その後溶融亜鉛めっき処理を施し、室温まで冷却することを特徴とする高降伏比を有する溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。溶融亜鉛めっき処理を施した後に、450~600°Cの温度域で亜鉛めっきの合金化処理を施すことを特徴とする請求項8または請求項9に記載の高降伏比を有する溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。しかしながら、特許文献1に記載の技術では、上記した構造用部材や補強用部材などの使途において要求される、加工性を保証するには延性が不十分である。また、特許文献2に記載の技術は、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ができず、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に記載の技術は、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、成形性を十分に満足させる延性は得られない。また、マルテンサイトを活用した特許文献4に記載の技術は延性については全く考慮されていない。さらに、マルテンサイトおよび残留オーステナイトを活用した、特許文献5に記載の技術については降伏比が70未満であり、しかも穴広げ性について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溶融亜鉛めっき鋼板について、延性と穴広げ性の双方が要求される加工性を向上させることは困難であった。したがって、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、高降伏比を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法を提供することである。発明者らは、上述の課題を解決するための手段について鋭意究明したところ、Nbを用いた析出強化に加え、鋼板のミクロ組織におけるフェライトの平均粒径と体積分率、マルテンサイトの平均粒径と体積分率、およびパーライト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、かつ、加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を得られることを見出した。従来、鋼板のミクロ組織中にマルテンサイトが存在すると、加工性として、伸びが向上するものの、穴広げ性が低下し、さらにYRが低下すると考えられていた。しかし、本発明者らは、マルテンサイトの体積分率および結晶粒径を制御し、かつ、Si添加によるフェライトの固溶強化、Nb添加による析出強化および結晶粒微細化を活用することにより、YRを低下させることなく、伸びと穴広げ性が向上し、かつ、時効による伸びの劣化を防げることを見出した。具体的には、本発明の鋼成分として、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、さらに、平均結晶粒径15μm以下のフェライトを体積分率で90以上、平均結晶粒径30μm以下のマルテンサイトを体積分率で、05以上50未満、且つ、パーライトを体積分率で50以下の範囲に鋼板のミクロ組織を制御することで、高強度で加工性に優れた高降伏比の溶融亜鉛めっき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:10~19、P:0005~010、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、平均結晶粒径が15μm以下のフェライトを体積分率で90以上、平均結晶粒径が30μm以下のマルテンサイトを体積分率で05以上50未満、且つ、パーライトを体積分率で50以下含み、残部が低温生成相からなる複合組織であり、降伏比が70以上で引張強さが590MPa以上であることを特徴とする高降伏比を有する溶融亜鉛めっき鋼板。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前記1に記載の高降伏比を有する溶融亜鉛めっき鋼板。3Fe成分の一部に代えて、さらに質量で、Ti:0.10以下を含有することを特徴とする前記1または2に記載の高降伏比を有する溶融亜鉛めっき鋼板。4前記ミクロ組織において、結晶粒径が5μm以下のフェライトの体積分率を鋼板のミクロ組織内における全てのフェライトの体積分率で除した値が、0.25以上を満足することを特徴とする前記1から3のいずれかに記載の高降伏比を有する溶融亜鉛めっき鋼板。5Fe成分の一部に代えて、さらに質量で、V:010以下、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前記1から4のいずれかに記載の高降伏比を有する溶融亜鉛めっき鋼板。6Fe成分の一部に代えて、さらに質量で、Ca:0001~0005およびREM:0001~0005から選択される一種以上を含有することを特徴とする前記1から5のいずれかに記載の高降伏比を有する溶融亜鉛めっき鋼板。7亜鉛めっきが合金化亜鉛めっきであることを特徴とする前記1から6のいずれかに記載の高降伏比を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板。8前記1、3、5および6のいずれかに記載の化学成分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の温度範囲にある巻取り温度で巻取り、酸洗後、冷間圧延を施し、その後、5°C/s以上の平均加熱速度で650°C以上の温度域まで加熱し、730~880°Cの温度域で15~600s保持し、引き続き、3~30°C/sの平均冷却速度で600°C以下の温度域まで冷却し、その後溶融亜鉛めっき処理を施し、室温まで冷却することを特徴とする高降伏比を有する溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。9前記1、3、5および6のいずれかに記載の化学成分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の温度範囲にある巻取り温度で巻取り、酸洗後、5°C/s以上の平均加熱速度で650°C以上の温度域まで加熱し、730~880°Cの温度域で15~600s保持し、引き続き、3~30°C/sの平均冷却速度で600°C以下の温度域まで冷却し、その後溶融亜鉛めっき処理を施し、室温まで冷却することを特徴とする高降伏比を有する溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。10溶融亜鉛めっき処理を施した後に、450~600°Cの温度域で亜鉛めっきの合金化処理を施すことを特徴とする前記8または9に記載の高降伏比を有する溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。本発明によれば、鋼板の成分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、伸び特性と伸びフランジ性に共に優れ、しかも時効による伸び特性の劣化のない、高降伏比を有する高強度溶融亜鉛めっき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、本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の各化学成分の含有量の限定理由を説明する。以下において、化学成分の表示は、特に断らない限り質量を意味する。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、マルテンサイトおよびパーライトの形成に必要な元素であり、高強度化に寄与する。これら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、フェライトとマルテンサイトもしくはパーライトとの界面からのボイドの形成を抑制する効果があり、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。特に、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よりも多いと溶融亜鉛めっき性の劣化が著しくなるため、Si含有量を090以下とし、より好ましくは070未満とする。Mn:10~19マンガンMnは、固溶強化および第2相を生成することによって高強度化に寄与する元素である。その効果を得るためにはMn含有量を10以上とすることが必要である。一方、Mn含有量が19よりも多いと、マルテンサイトもしくはパーライトの体積率が過剰となるため、その含有量は19以下とする。P:0005~010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の含有量は0005以上とすることが必要である。また、P含有量が010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、溶接性が低下することから、Pの含有量は010以下とする。好ましくは005以下である。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伸びが低下するため、含有量の上限を00050とする。なお、S含有量の下限値については特に限定する必要は無いが、Sの極低化は製鋼コストの上昇をまねくため、00005以上の範囲において低減すればよい。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が、010を超えて含有しても効果が飽和するため、010以下とする。好ましくは005以下である。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。また、鋼板中に固溶したNは、時効後の伸びの劣化に影響を及ぼす。このため、高強度化および時効後の伸びの劣化を抑制するには、N含有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の含有量は00050以下とし、好ましくは00040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、さらには結晶粒微細化に効果があり、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以下とする。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。Ti:010以下チタンTiは、Nbと同様に、微細な炭窒化物を形成し、結晶粒微細化にも効果があり、強度上昇に寄与することができるため、必要に応じて含有することが出来る元素であるが、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以下とし、好ましくは005以下である。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。V:010以下バナジウムVもまた、Nbと同様に、微細な炭窒化物を形成し、結晶粒微細化にも効果があり、強度上昇に寄与することができることができるため、必要に応じて含有することが出来る元素であるが、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、0005以上含有させることが好ましい。Cr050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元素であり、必要に応じて添加することができる元素であるが、この効果を発揮させるためには、Cr含有量は010以上とすることが好ましい。一方、Cr含有量が050より多くしても、効果の向上は認められなくなるため、Cr含有量は050以下とする。Mo050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する元素であり、必要に応じて添加することができる元素であるが、この効果を発揮させるためには、Mo含有量は005以上とすることが好ましい。一方、Mo含有量を050より多くしても、効果の向上は認められなくなるため、Mo含有量は050以下とする。Cu:050以下銅Cuは、固溶強化に加えて、焼入れ性を向上させて第2相を生成させることによって、高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて添加することができる元素である。この効果を発揮させるためには、Cu含有量は005以上とすることが好ましい。一方、Cu含有量を050より多くしても、効果の向上は認められなくなり、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。Ni:050以下ニッケルNiもまた、Cuと同様に、固溶強化に加えて、焼入れ性を向上させて第2相を生成させることによって、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。この効果を発揮させるためには、Ni含有量を005以上とすることが好ましい。一方、Ni含有量を050より多くしても、効果の向上は認められなくなるため、Ni含有量は050以下とする。B:00030以下Bは焼入れ性を向上させ、第2相を生成させることにより高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて添加することができる。この効果を発揮するためには、00005以上含有させることが好ましい。一方、00030を超えて含有させても効果が飽和するため、その含有量を00030以下とする。Ca:0001~0005、REM:0001~0005から選択される1種以上CaおよびREMは、硫化物の形状を球状化し穴広げ性への硫化物による悪影響の改善に寄与する元素であり、必要に応じて添加することができる。これらの効果を発揮するためには、それぞれ0001以上含有させることが好ましい。一方、0005を超えて含有させても効果が飽和するため、その含有量を0005以下とする。上記化学成分の他、残部はFe及び不可避的不純物からなる。なお、不可避的不純物としては、例えば、Sb、Sn、Co等が挙げられ、これらの含有量の許容範囲としては、Sb001以下、Sn:01以下、Zn:001以下、Co:01以下である。また、本発明では、Ta、Mg、Zrを通常の鋼組成の範囲内で含有しても、その効果は失われない。次に、本発明の溶融亜鉛めっき鋼板のミクロ組織について詳細に説明する。すなわち、ミクロ組織は、平均結晶粒径が15μm以下のフェライトを体積分率で90以上、平均結晶粒径が30μm以下のマルテンサイトを体積分率で05以上50未満、且つ、パーライトを体積分率で50以下含み、残部が低温生成相からなる複合組織であることが肝要である。ここで述べる体積分率は鋼板組織の全体に対する体積分率であり、以下同様である。まず、フェライトの体積分率が90未満では、第1相のフェライトが少なくなって硬質な第2相が多く存在することになるため、結果として、軟質なフェライトとの硬度差が大きい箇所が多く発生し、穴広げ性が低下する。そのためフェライトの体積分率は90以上とする。好ましくは92以上である。また、フェライトの平均粒径が15μm超では、穴広げ時の打抜き端面にボイドが形成されやすくなり、良好な穴広げ性が得られない。このため、フェライトの平均結晶粒径は15μm以下とする。特に、結晶粒径が5μm以下のフェライトの体積分率を全てのフェライトの体積分率で除した値が025以上であれば、穴広げ試験時にボイド同士が結晶粒に沿って連結することを抑制できるため、結晶粒径が5μm以下のフェライトの体積分率を鋼板のミクロ組織内における全てのフェライトの体積分率で除した値は、025以上とすることが好ましい。なお、ここでいうフェライトとは、再結晶フェライトや未再結晶フェライトを含む全フェライトを意味する。次に、マルテンサイトの体積分率が05未満では、強度に及ぼす効果が少なく、時効により伸び特性が劣化するため、マルテンサイトの体積分率は05以上とする。一方、マルテンサイトの体積分率が50以上では、硬質なマルテンサイトが周囲のフェライト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、マルテンサイトの体積分率は50未満とし、好ましくは35以下である。また、マルテンサイトの平均粒径が30μm超では、穴広げ時の打抜き端面に生成するボイドの面積が大きくなるため、穴広げ試験中にボイド同士が連結しやすくなり、良好な穴広げ性が得られない。このため、マルテンサイトの平均結晶粒径は30μm以下とする。さらに、パーライトの体積分率が50超では、フェライトとパーライトの界面でボイドが著しく発生してボイドが連結しやすいため、加工性の観点からパーライトの体積分率は50以下とする。また、パーライトの体積分率の下限は特に限定されないが、パーライトが存在すると降伏比を高めると同時に、高強度化にも効果があるため、パーライトの体積分率は05以上であることが好ましい。上記した、フェライト、マルテンサイトおよびパーライト以外の組織を含んでいてもよい。その場合の残部組織は、ベイナイト、残留オーステナイトおよび球状セメンタイト等から選択される低温生成相の1種であるか、或いは2種以上を組み合わせた混合組織としてもよい。このフェライト、マルテンサイトおよびパーライト以外の残部組織は、体積分率で合計50未満とすることが、成形性の点から好ましい。従って、上記残部組織は0体積でもよいことは勿論である。以上のミクロ組織は、上記した成分組成範囲を満足した上で、次に示す製造条件に従って製造することによって得ることができる。また、本発明の溶融亜鉛めっき鋼板は、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以下とすることによって、Nb系析出物周囲の歪が転位の移動の抵抗として効果的に作用し、鋼の強化に寄与することができるからである。さらに、溶融亜鉛めっき層としては、鋼板の表面に、片面あたりのめっき付着量が20~120gm2の亜鉛めっき層を有することが好ましい。なぜなら、20gm2未満では耐食性の確保が困難になる場合がある。一方、120gm2を超えると耐めっき剥離性が劣化する場合がある。次に、本発明の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法について説明する。本発明の溶融亜鉛めっき鋼板は、上記の成分組成範囲に適合した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の温度範囲にある巻取り温度で巻取り、酸洗後、冷間圧延を施し、その後、5°C/s以上の平均加熱速度で650°C以上の温度域まで加熱し、730~880°Cの温度域で15~600s保持し、3~30°C/sの平均冷却速度で600°C以下の温度域まで冷却して焼鈍後、溶融亜鉛めっき処理を施し、室温まで冷却する方法によって製造できる。なお、上記した製造工程は、めっきの下地鋼板を冷延鋼板とした場合であるが、めっきの下地鋼板は上記の熱間圧延そして酸洗した後の鋼板とすることもできる。その際、酸洗後に、5°C/s以上の平均加熱速度で650°C以上の温度域まで加熱し、730~880°Cの温度域で15~600s保持し、3~30°C/sの平均冷却速度で600°C以下の温度域まで冷却して焼鈍後、溶融亜鉛めっき処理を施し、室温まで冷却することは、冷間圧延板を用いる場合と同様である。本発明の高降伏比を有する溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法では、溶融亜鉛めっき処理を施した後に、450~600°Cの温度域で亜鉛めっきの合金化処理を施すこともできる。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、冷却することなく、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。以下、製造工程毎に詳細に説明する。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ため、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、巻取り温度まで15°C/s以上の平均冷却速度で冷却するのが好ましい。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し、焼鈍後の強度が低下するため、巻取り温度の上限を650°Cとする。好ましくは600°C以下である。一方、巻取り温度が450°Cより低いと、硬質なベイナイトやマルテンサイトが過剰に生成し、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、酸性工程を実施し、熱延板表層のスケールを除去することが好ましい。この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。冷間圧延工程必要に応じて、酸洗後の熱延板に対し、所定の板厚の冷延板に圧延する冷間圧延を施す。冷間圧延を行うに際しては、特にその条件を限定する必要はないが、30以上の圧下率で冷間圧延を施すことが好ましい。この圧下率が低いと、フェライトの再結晶が促進されず、未再結晶フェライトが過剰に残存し、延性と穴広げ性が低下する場合があるためである。焼鈍熱間圧延酸洗後または冷間圧延後の鋼板には、焼鈍が施される。焼鈍時の加熱条件:5°C/s以上の平均加熱速度で650°C以上の温度域まで加熱加熱する温度域が650°C未満、または、平均加熱速度が5°C/s未満の場合、焼鈍中に微細で均一に分散したオーステナイト相が生成されず、最終組織において第2相が局所的に集中して存在する組織が形成され、良好な穴広げ性の確保が困難である。また、平均加熱速度が5°C/s未満の場合、通常よりも長い炉が必要となり、多大なエネルギー消費に伴うコスト増と生産効率の悪化を引き起こす。焼鈍時の均熱条件:730~880°Cの温度域で15~600s保持本発明では、730~880°Cの温度域にて、具体的には、オーステナイト単相域、もしくはオーステナイト相とフェライト相の2相域で、15~600s間焼鈍保持する。焼鈍温度が730°C未満の場合や、保持焼鈍時間が15s未満の場合には、フェライトの再結晶が十分に進行せず、過剰な未再結晶フェライトが鋼板組織に存在してしまい、成形性が劣化する。一方、焼鈍温度が880°Cを超える場合は、析出物が粗大化し、強度が低下する。また、保持時間が600s超となると、フェライトが粗大化し、穴広げ性が劣化するため、均熱時間は600s以下とし、好ましくは450s以下である。焼鈍時の冷却条件:3~30°C/sの平均冷却速度で600°C以下の温度域まで冷却上記の均熱後は、均熱温度から600°C以下の温度域冷却停止温度まで、3~30°C/sの平均冷却速度で冷却する必要がある。平均冷却速度が3°C/s未満では、冷却中にフェライト変態が進行して、マルテンサイトの体積分率が減少するため、強度確保が困難である。一方、平均冷却速度が30°C/sを超える場合には、マルテンサイトが過剰に生成するとともに、設備上これを実現することが困難でもある。また、冷却停止温度が600°Cを超える場合には、パーライトが過剰に生成するため、鋼板のミクロ組織における所定の体積分率を得られないため、延性および穴広げ性が低下する。なお、上記の平均冷却速度は、600°C以下、溶融亜鉛めっき浴温度までの領域における冷却速度の平均であり、この温度領域において3~30°C/sの平均冷却速度が維持されればよい。溶融亜鉛めっき処理焼鈍後は、溶融亜鉛めっきが施される。めっき浴に浸漬する鋼板温度は、溶融亜鉛めっき浴温度-40°C~溶融亜鉛めっき浴温度50°Cとすることが好ましい。めっき浴に浸漬する鋼板温度が溶融亜鉛めっき浴温度-40°Cを下回ると、鋼板がめっき浴に浸漬される際に、溶融亜鉛の一部が凝固してしまい、めっき外観を劣化させる場合があることから、下限を溶融亜鉛めっき浴温度-40°Cとする。また、めっき浴に浸漬する鋼板温度が溶融亜鉛めっき浴温度50°Cを超えると、めっき浴の温度が上昇するため、量産性に問題がある。また、めっき後は、450~600°Cの温度域で亜鉛めっきを合金化処理することができる。450~600°Cの温度域で合金化処理することにより、めっき中のFe濃度は7~15になり、めっきの密着性や塗装後の耐食性が向上する。450°C未満では、合金化が十分に進行せず、犠牲防食作用の低下や摺動性の低下を招き、600°Cより高い温度では、合金化の進行が顕著となり、パウダリング性が低下する。その他の製造方法の条件は、特に限定しないが、生産性の観点から、上記の焼鈍、溶融亜鉛めっき、亜鉛めっきの合金化処理などの一連の処理は、連続溶融亜鉛めっきラインCGLで行うのが好ましい。また、溶融亜鉛めっきには、Al量を010~020含む亜鉛めっき浴を用いることが好ましい。めっき後は、めっきの目付け量を調整するために、ワイピングを行うことができる。以下、本発明の実施例を説明する。ただし、本発明は、もとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、本発明の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。表1に示す化学組成の鋼を溶製して鋳造し、230mm厚のスラブを製造し、熱間圧延開始温度、仕上げ圧延終了温度FDTを表2に示す条件として、熱間圧延を行い、熱間圧延終了後、冷却し、板厚:32mmの熱延鋼板とした後、表2に示す巻取り温度CTで巻取った。ついで、得られた熱延板を酸洗した後、表2に示す条件に従って冷間圧延を施し、冷延鋼板を作製した。かくして得られた冷延鋼板を連続溶融亜鉛めっきラインにおいて、表2に示す製造条件に従う、焼鈍処理を行い、溶融亜鉛めっき処理を施した後、さらに表2に示す温度で合金化処理を行い、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得た。なお、一部の鋼板については、冷間圧延を行わずに熱延板をめっきの下地鋼板とした。さらに、表2に示すように、一部の鋼板については、めっきの合金化処理は行わなかった。ここで、めっき処理は、亜鉛めっき浴温度:460°C、亜鉛めっき浴Al濃度:014質量合金化処理する場合、018質量合金化処理を施さない場合、片面あたりのめっき付着量45gm2両面めっきとした。製造しためっき鋼板から、JIS5号引張試験片を圧延直角方向が長手方向引張方向となるように採取し、引張試験JISZ22411998により、降伏強さYS、引張強さTS、全伸びEL、降伏比YRを測定した。ELが265以上であれば良好な伸びを有する鋼板、YRが70以上であれば高降伏比を有する鋼板であると評価した。また、時効による評価は、70°Cで10日間放置後、引張試験によりELを測定し、放置前の製造後の鋼板のELとの差ΔELを算出し、ΔEL≦10の場合に、時効後もELの劣化が少ないと判断した。ここで、70°Cで10日間というのは、Hundyの報告Metallurgia、vol.52、p2031956から、38°Cで6ヶ月間放置した状態に相当する時効である。穴広げ性に関しては、日本鉄鋼連盟規格JFST10011996に準拠し、クリアランス125にて、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伸びフランジ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、鋼板の圧延方向に平行な垂直断面板厚1/4の深さ位置を腐食し、500~1000倍の光学顕微鏡および1000~10000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、フェライトの体積分率および平均結晶粒径、マルテンサイトの体積分率および平均結晶粒径、パーライト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ASTME562-831988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。ここで、フェライトはやや黒いコントラストの領域であり、パーライトは層状の組織で、板状のフェライトとセメンタイトが交互に並んでいる組織である。マルテンサイトは白いコントラストの付いているものである。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あるいは透過型の観察において、パーライトとベイナイトは判別可能である。パーライトは、層状の組織で、板状のフェライトとセメンタイトが交互に並んでいる組織であり、ベイナイトは、ポリゴナルフェライト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の有無については、表層より板厚1/4の厚さ分だけ研磨した面で、MoのKα線を線源として、加速電圧50keVにて、X線回折法装置:Rigaku社製RINT2200によって、鉄のフェライトの200面、211面、220面と、オーステナイトの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2000年理学電機株式会社、p26、62-64に記載の計算式から残留オーステナイトの体積分率を求め、体積分率が1以上の場合、残留オーステナイトが有りと判断し、体積分率が1未満の場合、残留オーステナイトが無しと判断した。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、析出した炭化物の平均粒径を求めた。各々の炭化物の粒径は、炭化物が球状形状の場合はその直径を粒径とし、また、炭化物が楕円形の場合は、炭化物の長軸aと、長軸に直行する方向の短軸を測定し、長軸aと短軸bとの積a×bの平方根を粒径とした。10視野で観察された各々の炭化物の粒径を加算し、炭化物の個数で除した値を炭化物の平均粒径とした。測定した鋼板のミクロ組織と引張特性と穴広げ性を表3に示す。表3に示す結果から、本発明の要件を満足する発明例は何れも、平均結晶粒径が15μm以下のフェライトの体積分率が90以上であり、平均結晶粒径が30μm以下のマルテンサイトの体積分率が05以上50未満であり、且つ、パーライトを体積分率で50以下を示し、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、60以上の穴広げ率および時効後の全伸びの劣化の少ない、という良好な加工性が得られた。