"質量で、C:0005~004、Si:001~15、Mn:10~35、Ti:002~020、Nb:001~020、P:01以下、S:001以下、Al:10以下およびN:001以下を含有し、かつ下記式で規定されるCが-003以上-00020以下の範囲を満足し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成からなる鋼スラブを、熱間圧延し、コイル状に巻き取ったのち、50以上の圧下率にて冷間圧延を行ってから、連続焼鈍を行うことを特徴とする剛性が高く強度と加工性のバランスに優れた薄鋼板の製造方法。記C=C-Ti-N-S-Nbここで、MはM元素の含有量質量質量で、C量が0005~0015で、式で規定されるCが-003以上-00030以下であることを特徴とする請求項1に記載の薄鋼板の製造方法。Nb含有量が下記式の関係を満足する請求項1または2に記載の薄鋼板の製造方法。記Nb≧Nbここで、Nb=-50×C002前記鋼板が、前記組成に加えて、さらに質量で、V:001~10、Cr:005~10、Mo:005~10、Ni:005~10、B:00005~000030およびCu:01~20のうちから選んだ一種または二種以上を含有することを特徴とする請求項1~3のいずれかに記載の薄鋼板の製造方法。前記連続焼鈍における均熱温度を750~900°Cとし、この均熱温度に到る昇温工程において200°Cから600°Cまでの平均昇温速度v1を20°Cs以下、600°Cから750°Cまでの平均昇温速度v2を10°Cs以下とすることを特徴とする請求項1~4のいずれかに記載の薄鋼板の製造方法。200°Cから600°Cまでの平均昇温速度v1と600°Cから750°Cまでの平均昇温速度v2とが、下記式の関係を満足することを特徴とする請求項5に記載の薄鋼板の製造方法。記v2/v1≦035しかしながら、前述した従来技術にはそれぞれ、以下に述べるような問題があった。すなわち、特許文献1の技術では、圧延直角方向には230GPaを超える高いヤング率と、35を超える高い伸びが得られているものの、C方向以外のヤング率は215GPa以下と低く、ねじれ変形を考慮すると実部品の剛性向上効果が小さい。また、実施例によれば得られるTSは400MPa程度以下であり、高強度鋼板として十分とはいえない。特許文献2の技術では、熱延鋼板として高いヤング率を有する材料の製造方法が提案されているが、特許文献1同様、一方向のみのヤング率の改善に過ぎず、また熱延鋼板であるので板厚の薄い製品の製造は困難である。特許文献3の技術では、フェライト域での圧延を行うため結晶粒が粗大化してしまい、加工性が著しく低下する。特許文献4の技術では、200~500°Cで温間圧延を行う必要があり、また通常の熱間圧延に比べて圧延荷重が非常に大きくなることから、製造コストが増大するという問題がある。特許文献5の技術では、C添加量が高いと共に析出物が微細なため、冷間圧延時の圧延負荷が高く、操業上の困難を伴うことの他、高ヤング率化の達成も困難である。特許文献6の技術では、高いヤング率が得られるのは圧延直角方向のみであり、また伸びは30以下と加工性が劣っている。特許文献7の技術では、D方向のヤング率が210GPa程度以下と必ずしも高くなく、必ずしも実製品の剛性を改善するには十分でない。また、実際に得られている伸びは30程度以下で加工性が劣っており、32以上の伸びを必要とするような加工を要する部品には適用できない。特許文献8の技術では、高ヤング率と加工性の両立を追求しようとしているものの、Cを005以上含んでいるため、得られる伸びは高々31である。しかしながら、近年の自動車用鋼板では、従来にも増して過酷な成型を行う部品が増加しており、このような部品に対しては31程度以下の伸びでは加工性が十分とは言えない。従って、特許文献8の技術は、多くの部品の製造に対応できない場合が多い。本発明は、上記の現状に鑑み開発されたもので、引張強度が390~590MPa程度の使用頻度の高い強度領域の薄鋼板において、高い加工性を維持しつつ、高ヤング率を得ることができる、剛性が高く、かつ強度と加工性のバランスに優れた薄鋼板の製造方法を提案することを目的とする。本発明において目標とする引張強度は390~590MPa程度で、伸びは32以上、そして圧延直角方向のヤング率が225GPa以上、圧延直角方向と45°方向のヤング率が210GPa以上で、実部品としての剛性に優れると共に、強度と加工性のバランスにも優れるものである。さて、発明者らは、上記の課題を解決すべく鋭意研究を重ねた結果、高い加工性を得るためにC量を適正に制御し、鋼中の固溶C量を低減すると同時に、Ti,Nbの添加量を適正に制御することによって、引張強度が390~590MPa程度、伸びが32以上の冷延鋼板で、圧延直角方向のヤング率が225GPa以上、圧延直角方向と45°方向のヤング率が210GPa以上という高いヤング率が得られることを見出した。また、固溶C量に応じてNb添加量を調整したり、冷間圧延後の焼鈍時における昇温速度を低温域と高温域に分けて制御することにより、さらにヤング率が向上するとの知見を得た。本発明は、上記の知見に立脚するものである。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:0005~004、Si:001~15、Mn:10~35、Ti:002~020、Nb:001~020、P:01以下、S:001以下、Al:10以下およびN:001以下を含有し、かつ下記式で規定されるCが-003以上-00020以下の範囲を満足し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成からなる鋼スラブを、熱間圧延し、コイル状に巻き取ったのち、50以上の圧下率にて冷間圧延を行ってから、連続焼鈍を行うことを特徴とする剛性が高く強度と加工性のバランスに優れた薄鋼板の製造方法。記C=C-Ti-N-S-Nbここで、MはM元素の含有量質量2.質量で、C量が0005~0015で、式で規定されるCが-003以上-00030以下であることを特徴とする前記1に記載の薄鋼板の製造方法。3.Nb含有量が下記式の関係を満足する前記1または2に記載の薄鋼板の製造方法。記Nb≧Nbここで、Nb=-50×C0024.前記鋼板が、前記組成に加えて、さらに質量で、V:001~10、Cr:005~10、Mo:005~10、Ni:005~10、B:00005~00030およびCu:01~20のうちから選んだ一種または二種以上を含有することを特徴とする前記1~3のいずれかに記載の薄鋼板の製造方法。5.前記連続焼鈍における均熱温度を750~900°Cとし、この均熱温度に到る昇温工程において200°Cから600°Cまでの平均昇温速度v1を20°Cs以下、600°Cから750°Cまでの平均昇温速度v2を10°Cs以下とすることを特徴とする前記1~4のいずれかに記載の薄鋼板の製造方法。6.200°Cから600°Cまでの平均昇温速度v1と600°Cから750°Cまでの平均昇温速度v2とが、下記式の関係を満足することを特徴とする前記5に記載の薄鋼板の製造方法。記v2/v1≦035本発明によれば、引張強度が390~590MPa程度で伸びが32以上という強度と加工性のバランスに優れるだけでなく、圧延直角方向のヤング率が230GPa以上、圧延直角方向と45°の方向のヤング率が215GPa以上という高い剛性を有する薄鋼板を得ることができる。従って、この鋼板から剛性を必要とする方向を鋼板のC方向として実部品を製造した場合、ねじり変形を含めて剛性に優れた部品を製造することが可能となる。以下、本発明を具体的に説明する。まず、本発明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、鋼板の成分組成における元素の含有量の単位はいずれも質量であるが、以下、特に断らない限り単にで示す。C:0005~004Cは、TiやNbと析出物を形成することで、焼鈍時の粒成長を制御して高剛性化に寄与するだけでなく、析出強化によって高強度化にも有効に寄与する。このような効果を得るためには、C量は0005以上とする必要がある。一方、C量が多くなると強度が高くなるに応じて伸びが低下するので、Cは004以下に限定する。Si:001~15Siは、固溶強化によって高強度化に寄与する元素であり、ヤング率の向上や伸びの向上のためにC量を低下させる場合には適正なSi含有量を確保することが重要であり、少なくとも001を必要とし、さらに高い強度を得ようとする場合には02以上とするのがよい。また、Si含有量の増加により、鋼板の溶接性が劣化したり、熱延加熱時にスラブ表面でファイヤライトの生成を促進し、いわゆる赤スケールと呼ばれる熱延鋼板の表面欠陥の発生を助長させる。さらに、冷延鋼板として使用される場合には、表面に生成するSi酸化物が化成処理性を劣化させ、溶融亜鉛めっき鋼板として使用される場合には、表面に生成するSi酸化物が不めっきを誘発する。このため、Si量は15以下とする必要があり、望ましくは10とするのがよい。Mn:10~35Mnは、固溶強化元素として鋼の高強度化に寄与する。このような効果を得るためには、Mn量を10以上とする必要がある。一方、Mn量が35を超えると鋼板の溶接性が劣化するだけでなく、熱間圧延や冷間圧延時の圧延荷重を増加させて製造コストの上昇を招く。したがって、Mn量は10~35の範囲とする必要がある。Ti:002~020Tiは、従来から知られているように、鋼中で炭化物を形成することによって鋼中の固溶C量を減少させる作用がある。従って、Tiを添加することにより、後述する式で規定される固溶C量を表すCを低下させることによって、再結晶後にγファイバーと呼ばれる{111}方位を圧延面に集積させる効果がある。このようなこの組織が発達することにより、C方向と共に、D方向、L方向のヤング率が向上する。また、Tiの添加によって、再結晶開始温度が高温側に移動することにより、圧延板で集積度の高い112組織が再結晶後にも強くなり、C方向のヤング率が向上する。さらに、鋼中のTiは、析出物を形成して鋼の強度を増加する効果を有する。これらの効果を得るためには、Ti量は002以上とする必要がある。一方、Ti量が020を超えると、高ヤング率化の効果が飽和すると共に、鋼中の析出物が粗大になり強度がかえって低下するので、Ti量は002~020の範囲とする必要がある。Nb:001~020Nbも、Tiと同様に、鋼中で炭化物を形成することにより固溶C量を減少させて再結晶後にγファイバーを発達させる効果を有する。しかしながら、発明者らが、Nbの効果を詳細に調査したところ、Nbは所定量以上のTiと複合的に添加することにより、γファイバーの中でも特に111の集積度を向上させることが分かった。111の集積により、C方向、D方向、L方向のヤング率が向上するだけでなく、111の近傍にある112の集積も増加する。この理由は、112は111のピークのすそ野にあるからと考えられる。これにより、111の増加はC方向のヤング率を向上させる。従って、TiとNbを複合して含有させることにより、γファイバー全域と112、111をバランスよく向上させることができ、C方向とD方向のヤング率の高い鋼板の製造が可能となる。このような効果を得るためには、Ti含有量002~020を添加した上で、Nbを001~020含有させる必要がある。Nb添加量が低いと上記の効果が得られず、一方Nb添加量が高すぎると粗大なNb析出物を形成することで、強度が低下したり、加工性が劣化したりするので、Nb量は001~020の範囲に限定した。P:01以下Pは、01を超えて含有されると、粒界に偏析して鋼板の延性や靭性を低下させるだけでなく、溶接性を劣化させる。また、本発明の鋼板に合金化溶融亜鉛めっきを施す場合には、Pは合金化速度を遅滞させる。さらに、Siを添加した鋼において赤スケールの発生を抑制する作用も有する。したがって、P量は01以下とする。一方で、Pは、固溶強化元素として高強度化に有効な元素であるので、この効果を積極的に利用しようとする場合には003~01の範囲で含有させることが好ましい。S:001以下Sは、001を超えて多量に含有されると、熱間での延性を著しく低下させ、熱間割れを誘発し、鋼板の表面性状を著しく劣化させる。また、強度にほとんど寄与しないばかりか、粗大なMnSとして析出し、穴広げ性等の延性を低下させる。したがって、S量は001以下とする必要がある。なお、S量は少ないほど好ましく、特に穴広げ性をより向上させる観点からは0005以下とすることがより好ましい。Al:10以下Alは、フェライト安定化元素であり、10を超えて含有されると鋼のAr3変態点を大きく上昇させるため、Ar3変態点以上での圧延を困難にする。したがって、Al量は10以下とする必要がある。一方で、Alは、固溶強化により高強度化に寄与することから、この目的でAlを活用する場合には含有量を02~10とするとよい。N:001以下Nは、001を超えて多量に含有されると、熱間圧延中にスラブ割れを誘発し、鋼板に表面疵が発生するおそれがある。さらに、高温でTiと粗大な窒化物を形成するため、Tiの添加効果を減少させて製造コストの増大を招く。したがって、N量は001以下、好ましくは0005以下とする必要がある。以上、本発明の基本組成について説明したが、本発明では、上記の基本組成を単に満足させだけでは不十分で、次式で示されるCを-003以上-00020以下の範囲に制御することが重要である。C=C-Ti-N-S-Nbここで、MはM元素の含有量質量このCは、TiやNbで固定されない固溶C濃度の目安となるもので、このCを厳密に管理することが重要である。すなわち、TiやNbを鋼中に添加することで固溶C量を減少させ、冷間圧延、焼鈍時に高剛性化に有利な111方位からなるγファイバーを発達させることができることから、固溶C量を表す式で示されるCを-003以上-00020以下の範囲に規制する。また、本発明は、Ti,Nbの両者を適正量添加すると共に、強度確保のためのC添加量とγファイバ発達のためのC低減とを両立させることが重要であり、C量を0005~0015にすると共にCを-003以上-00030以下とすることによって、特にヤング率の向上を図ることができる。これは、このような条件では再結晶集合組織中のγファイバ発達を阻害する固溶Cの量が最も小さくなるからと考えられる。ここで、Cがマイナス側となるような場合は、固溶Cそのものの値を示すものではないことは明らかである。鋼中のCは、通常は熱力学的に準安定な状態にあるので、安定状態で炭化物の析出が完了する条件にあったとしても実際には鋼中に固溶Cが残留している。このような場合に炭化物を形成する傾向の強いTi,Nbを過剰に添加し析出の駆動力を高めることで、鋼中の固溶Cが減少してヤング率に有利な集合組織の発達を促すものと考えられる。さらに、本発明において、Nbの効果を強化しようとする場合は、次式を満足するNb含有量とするのが好ましい。式の条件は、Cの減少に従ってNb含有量を増加させるものである。Cの減少に伴ってγファイバが発達するが、これに応じて111集積効果を有するNb添加の効果を複合させて、上記機構でC方向の集積度を向上させることができる。Nb≧Nbここで、Nb=-50×C002また、本発明では、以下に述べる元素を適宜含有させることができる。V:001~10Vは、Ti,Nbと同様に、鋼中で炭化物を形成して固溶Cを低下させるのに寄与する。この効果を得るには、V量は001~10とするのがよい。含有量が001を下回るとこの効果が得られず、一方10を超えて含有させると熱間圧延や冷間圧延の際の荷重が過大となる。Cr:005~10、Mo:005~10、Ni:005~10、B:00005~00030Cr,Mo,NiおよびBはいずれも、焼入れ性を高め、組織を細粒化することで高強度に寄与する。このような効果を得るには、Cr量は005以上、Mo量は005以上、Ni量は005以上、B量は00005以上とする必要がある。一方、Cr量が10超、Mo量が10超、Ni量が10超、B量が00030超になると、その効果が飽和するだけでなく、熱間圧延時や冷間圧延時の圧延荷重の増加を招く。したがって、Cr量は005~10、Mo量は005~10、Ni量は005~10、B量は00005~00030の範囲とする必要がある。Cu:01~20Cuは、微細な析出物を形成することで高強度化に寄与する。この効果を得るためには、Cu量を01以上とする必要がある。一方、Cu量が20を超えると熱間での延性を低下させて、熱間圧延時の割れに伴う表面欠陥を誘発すると共に、焼入れ性の効果も飽和する。したがって、Cu量は01~20の範囲とする必要がある。なお、Cuを添加する場合、熱間圧延時の割れが発生し易いが、これを防止するためには、前述のNiを合わせて添加することが好ましい。その他の微量元素としては、例えばSb,Sn,Zn,Co等が挙げられるが、これらの元素を微量に含有していても、本願発明の効果が損なわれることはない。なお、これらの微量元素の許容範囲は、Sb001以下、Sn01以下、Zn001以下、Co01以下、Ca001以下、REM001以下である。そして、残部はFeおよび不可避的不純物である。次に、本発明鋼板の製造工程について説明する。本発明の鋼板を製造するに当たっては、上記成分のスラブを鋳造し、熱間圧延を行って熱延鋼板としたのち、コイルに巻取り、酸洗後、冷間圧延を行って冷延鋼板とし、ついで再結晶のための連続焼鈍を施す。以下、製造工程における本発明の要旨を述べる。溶製方法は、通常の転炉法、電炉法など適宜適用することができる。また、溶製された鋼は、スラブに鋳造後、そのまま、あるいは一旦冷却してから加熱して、熱間圧延工程に供する。熱間圧延については、特に制限はなく、従来公知の方法で行えば良いが、熱延終了温度は850~950°C程度とするのが好適である。熱間圧延後、コイルに巻き取る。この巻取り温度についても特に制限はなく、従来公知の条件で巻き取れば良いが、550~700°C程度で巻き取るのが好適である。上記の巻取り後は、酸洗を施した後、冷間圧延工程に供するが、この冷間圧延は圧下率:50以上で行う必要がある。冷間圧延における圧下率が50を回ると冷延集合組織の発達が不十分となり、ひいては再結晶集合組織の発達が不十分となる結果、所望のヤング率が得られないからである。ついで、再結晶のための連続焼鈍を施す。この連続焼鈍における均熱温度は750~900°Cとすることが好適である。また、この均熱温度での保持時間は30~180s程度とするのが好適である。さて、本発明のもう一つの特徴は、冷間圧延後の連続焼鈍において200~600°Cでの平均の昇温速度v1を20°Cs以下とし、かつ600~750°Cでの平均の昇温速度v2を10°Cs以下とすることにある。TiおよびNb含有量を適正に制御した上で、焼鈍の昇温過程をこのような条件とすることにより、特に高いヤング率がC方向およびD方向で得られる。この理由は必ずしも明らかでないが、TiとNbを複合的に添加することで再結晶が開始する温度を高温側に移動させると同時に、再結晶の前駆段階の回復が進行する低温域600°C以下での昇温速度を一定値以下とすることで、γファイバおよび111の核が形成されやすい回復組織が形成され、その上で再結晶が開始する温度域の昇温速度の上限をさらに制限することでヤング率に有利なγファイバおよび111の再結晶粒の核の発生頻度が増加すると推定される。このような効果を得るためには、200~600°C間の昇温速度v1を20°Cs以下とし、かつ600~750°C間の昇温速度v2を10°Cs以下とするのが好ましい。また、さらに望ましくは、200~600°C間の昇温速度v1を10°Cs以下とし、600~750°C間の昇温速度v2を5°Cs以下とすることである。さらに、上記の昇温速度条件を満足した上で、次式に示すように、600~750°C間の昇温速度v2°Csを200~600°C間の昇温速度v1°Csの035以下とすることにより、さらにヤング率の向上を図ることができる。v2/v1≦035この理由は、回復組織の発達に応じて再結晶が起こる温度域での昇温速度を調整することで、γファイバおよび111の集積度向上に有利な結晶方位の選択性が高まるためと考えられる。本発明は、冷間圧延後に連続焼鈍と必要に応じてスキンパス圧延を行う冷延鋼板や,冷間圧延後にめっき浴に浸漬する溶融亜鉛めっき鋼板、めっき浴に浸漬した後、合金化のための熱処理を行う合金化溶融亜鉛めっき鋼板、電気めっきを施す電気亜鉛めっき鋼板および電気合金亜鉛めっき鋼板などいずれにも適用可能である。次に、本発明の実施例について説明する。なお、本発明はこれらの実施例のみに限定されるものではない。まず、表1に示す成分組成の鋼片鋼A~Z6を、加熱してから、表2に示す板厚に熱間圧延し、酸洗後、表2に示す条件で冷間圧延し、ついで表2に示す条件で昇温してから、均熱温度:840°C、800~400°C間の冷却速度:10°Csの条件で連続焼鈍を施したのち、300°Cに200秒保持する時効処理を行い、その後圧下率:05のスキンパス圧延を行って冷延板とした。得られた鋼板からL方向圧延方向、D方向L方向またはC方向から45°の方向およびC方向圧延直角方向を長手方向として10×60mmの試験片を切り出し、横振動型の共振周波数測定装置を用いて、AmericanSocietyforTestingMaterialsの基準に従って、各方向のヤング率EL、ED、ECを測定した。また、圧延方向に対して直角な方向からJIS5号引張試験片を切り出し、引張速度:10mm分の条件で引張特性引張強さTSと伸びElを測定した。上記の測定の結果を表3に示す。表3に示したとおり、発明例はいずれも、引張強度TSが390~590MPa、伸びが32以上であり、また圧延方向に対してC方向のヤング率ECが225GPa以上で、かつ圧延方向に対してD方向のヤング率EDが210GPa以上を満足している。特に、C量が0005~0015でCが-003以上-00030以下を満足する場合には、C方向のヤング率ECが230GPa以上で、かつ圧延方向に対してD方向のヤング率EDが215GPa以上が得られている。このように、本発明によれば、C方向とD方向のヤング率が高い鋼板が得られており、部品として用いたときに高い剛性が得られる高強度薄鋼板であることが分かる。また、図1は、引張強度が390~590MPa,伸びが32以上の鋼板について、C方向とD方向のヤング率の平均値ECED/2のCに対する変化を示したものであるが、Cの減少に伴い平均のヤング率ECED/2が向上する傾向にあることが示されている。そして、以下のような条件で特に高いヤング率が得られることが分かる。C:-00020以下C:0005~0015で、かつC:-003以上-00030以下Nb添加量:Nb≧Nb=-50×C002連続焼鈍の200°C~600°C間の平均の昇温速度v1が20°Cs以下で、かつ600~750°C間の平均の昇温速度v2が10°Cs以下さらに望ましくはv1≦10°Cs,v2≦5°Csv2/v1≦035また、Si:02~10またはP:004~008のいずれかの添加により鋼の強度を高めた製品が得られており、ヤング率と強度のバランスが優れた鋼板が得られている。"