"質量で、C0020~0050、Si10以下、Mn10~25、P0005~01、S001以下、Al0005~05、N001以下、Nb0010~03、Ti01以下を含有し、かつNbとCの含有量が下記の式を、Ti、SおよびNの含有量が下記の式を満たし、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、かつフェライト相からなるマトリックス中に、組織全体に対する面積率で1以上のマルテンサイト相を含む第2相が面積率で15以下含まれ、かつ下記で定義されるNmaxが5以上である組織を有するとともに平均r値が12以上であることを特徴とする延性と深絞り性に優れた高強度鋼板;02~07≦20式、で各元素記号は各元素の含有量を表し、Nmaxは、鋼板板厚断面の走査電子顕微鏡による観察像を画像処理して求めた第2相の重心の分布図を用い、任意の重心を中心にフェライト平均粒径を半径とした円を描き、円の中心とした重心以外の円内に含まれる重心の数を求める操作を、上記観察像において認められる全ての重心に対して行ったとき、最も高頻度で現れる重心の数である。上記組成に加えて、さらに、質量で、Cr05以下を含有することを特徴とする請求項1に記載の延性と深絞り性に優れた高強度鋼板。質量で、C0025~0050であることを特徴とする請求項1または2に記載の延性と深絞り性に優れた高強度鋼板。質量で、C0020~0050、Si10以下、Mn10~25、P0005~01、S001以下、Al0005~05、N001以下、Nb0010~03、Ti01以下を含有し、かつNbとCの含有量が下記の式を、Ti、SおよびNの含有量が下記の式を満たし、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成の鋼スラブを、800°C以上の仕上圧延出側温度で熱間圧延し、400~720°Cの巻取温度で巻取り熱延鋼板とし、次いで40以上の圧下率で冷間圧延して冷延鋼板とし、前記冷延鋼板を800~950°Cの焼鈍温度に加熱し、次いで前記焼鈍温度から580°Cまでの温度域を5~30°Csの平均冷却速度で冷却し、480~580°Cの過時効温度で30~600sの時間保持後、少なくとも100°Cまでを5°Cs以上の平均冷却速度で冷却することを特徴とする延性と深絞り性に優れた高強度鋼板の製造方法;02~07≦20式、で各元素記号は各元素の含有量を表す。鋼スラブが、さらに、質量で、Cr05以下を含有することを特徴とする請求項4に記載の延性と深絞り性に優れた高強度鋼板の製造方法。質量で、C0025~0050であることを特徴とする請求項4または5に記載の延性と深絞り性に優れた高強度鋼板の製造方法。しかしながら、こうした従来技術には以下のような問題がある。特許文献2、3、6:いずれも箱焼鈍が必要であり、生産性が著しく劣るとともに、鋼板の密着、テンパーカラーの発生および炉体インナーカバーの寿命低下など製造上の多くの問題がある。特許文献2、4:水焼入れ、噴流水冷却など特別な設備が必要でありコスト高になるとともに、鋼板の表面処理性の問題が顕在化する。特許文献5:VCなどの影響により延性が劣り、優れたTS×ElやTS×UElが確保できない。特許文献7:製造条件によっては、優れたTS×ElやTS×UElを確保できない場合がある。本発明は、生産性の低い箱焼鈍や特別な設備を必要とすることなく、440MPa以上のTS、12以上の平均r値、20000MPa以上のTS×El、10000MPa以上のTS×UElが安定して得られる高強度鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。本発明者らは、上記のような課題を解決すべく鋭意検討を進めたところ、C量を0020~0050とし、このC量に応じてNb量を規制するとともに、フェライト相からなるマトリックス中に、マルテンサイト相を含む第2相を適当な面積率で均一に分散させることが効果的であることを見出した。本発明は、このような知見に基づきなされたもので、質量で、C0020~0050、Si10以下、Mn10~25、P0005~01、S001以下、Al0005~05、N001以下、Nb0010~03、Ti01以下を含有し、かつNbとCの含有量が下記の式を、Ti、SおよびNの含有量が下記の式を満たし、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、かつフェライト相からなるマトリックス中に、組織全体に対する面積率で1以上のマルテンサイト相を含む第2相が面積率で15以下含まれ、かつ下記で定義されるNmaxが5以上である組織を有するとともに平均r値が12以上であることを特徴とする延性と深絞り性に優れた高強度鋼板を提供する。02~07≦20式、で各元素記号は各元素の含有量を表し、Nmaxは、鋼板板厚断面の走査電子顕微鏡による観察像を画像処理して求めた第2相の重心の分布図を用い、任意の重心を中心にフェライト平均粒径を半径とした円を描き、円の中心とした重心以外の円内に含まれる重心の数を求める操作を、上記観察像において認められる全ての重心に対して行ったとき、最も高頻度で現れる重心の数である。本発明の高強度鋼板では、上記組成に加えて、さらに、質量で、Cr05以下を含有することもできる。また、質量で、C0025~0050であることが好ましい。本発明の高強度鋼板は、質量で、C0020~0050、Si10以下、Mn10~25、P0005~01、S001以下、Al0005~05、N001以下、Nb0010~03、Ti01以下を含有し、かつNbとCの含有量が上記の式を、Ti、SおよびNの含有量が上記の式を満たし、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成の鋼スラブを、800°C以上の仕上圧延出側温度で熱間圧延し、400~720°Cの巻取温度で巻取り熱延鋼板とし、次いで40以上の圧下率で冷間圧延して冷延鋼板とし、前記冷延鋼板を800~950°Cの焼鈍温度に加熱し、次いで前記焼鈍温度から580°Cまでの温度域を5~30°Csの平均冷却速度で冷却し、480~580°Cの過時効温度で30~600sの時間保持後、少なくとも100°Cまでを5°Cs以上の平均冷却速度で冷却する方法により製造できる。本発明の方法では、鋼スラブが、さらに、質量で、Cr05以下を含有することもできる。また、質量で、C0025~0050であることが好ましい。本発明により、生産性の低い箱焼鈍や特別な設備を必要とすることなく、TS≧440MPaと高強度で、かつ12以上の平均r値と深絞り性に優れ、20000MPa以上のTS×El、10000MPa以上のTS×UElと延性にも優れた高強度鋼板を安定して製造できるようになった。本発明の高強度鋼板を自動車部品に適用することにより、これまでプレス成形が困難であった部品も高強度化が可能となり、自動車車体の衝突安全性や軽量化を十分に図れる。また、本発明の高強度鋼板は、自動車部品に限らず家電部品やパイプ素材としても適用可能である。以下に、本発明の詳細を説明する。なお、以下のは、特に断らない限り質量を表す。1成分C0020~0050Cは、高強度化に有効であるとともに、後述のNbとともに本発明における重要な元素である。440MPa以上のTSと高いElやUElを得るためは、後述するように、フェライト相のマトリックス中にマルテンサイト相を含む第2相を均一に分散させる必要がある。マルテンサイト相を形成させて高強度化するにはC量を0020以上にする必要がある。特に、590MPa以上のTSを得るためには、C量を0025以上にすることが望ましい。一方、過剰な添加は焼鈍時の111再結晶集合組織の発達を妨げ、12以上の平均r値が得られなくなるため、C量の上限は0050とする。Si10以下Siは、固溶強化の効果のほか、α変態を促進させ、未変態γ相中のC含有量を上昇させてフェライト相とマルテンサイト相を含む第2相との複合組織を形成させやすくする効果を有する。上記効果を得るためには、Si量は001以上にすることが好ましく、005以上にすることがより好ましい。一方、Si量が10を超えると熱間圧延時に赤スケールと呼ばれる表面欠陥が発生し、鋼板の表面外観を悪くし、また、溶融亜鉛めっきを施す場合には、めっきの濡れ性を悪くしてめっきむらの発生を招く。したがって、Si量は10以下、好ましくは07以下とする。Mn10~25Mnは、高強度化に有効であるととともに、マルテンサイト相を含む第2相が得られる臨界冷却速度を低くする作用があり、焼鈍の冷却時に第2相の形成を促す。そのため、要求される強度レベルおよび焼鈍の冷却速度に応じてその量を調整することが好ましい。また、Mnは、Sによる熱間割れを防止するのに有効な元素である。このような観点から、Mn量は10以上、好ましくは12以上にする必要がある。一方、Mn量が25を超えるとr値や溶接性を劣化させるので、Mn量の上限は25とする。P0005~01Pは、固溶強化の効果を有する。しかし、P量が0005未満では、その効果が現れないだけでなく、製鋼時の脱りんコストの上昇を招く。したがって、P量は0005以上、好ましくは001以上とする。一方、P量が01を超えると、Pが粒界に偏析して耐2次加工脆性および溶接性を劣化させる。また、溶融亜鉛めっき後の合金化処理時に、Pはめっき層と鋼板の界面におけるFeの拡散を抑制して合金化処理性を劣化させるので、高温での合金化処理が必要となり、パウダリングやチッピングなどのめっき剥離が生じやすくなる。したがって、P量の上限は01とする。S001以下Sは、熱間割れの原因になるほか、鋼中で介在物として存在して鋼板の諸特性を劣化させる。したがって、S量は001以下にする必要があるが、できるだけ低減することが好ましい。Al0005~05Alは、鋼の固溶強化元素や脱酸元素として有用であるほか、固溶NをAlNとして析出させ耐常温時効性を向上させる作用がある。また、Alは、フェライト生成元素としてαγ2相域の温度調整にも有用である。そのため、Al量は0005以上にする必要がある。一方、Al量が05を超えると合金コスト増や表面欠陥の誘発を招くので、Al量の上限は05以下、好ましくは01以下とする。N001以下Nが多量に存在すると耐常温時効性を劣化させるため、その分多量のAlやTiの添加が必要となる。したがって、N量の上限は001にする必要があるが、できるだけ低減することが好ましい。Nb0010~03Nbは、本発明において最も重要な元素であり、熱延鋼板の組織を微細化したり、熱延鋼板中にNbCとして析出して固溶C量を減少させて高r値化に寄与する。このような観点から、Nb量は0010以上にする必要がある。一方、焼鈍の冷却過程でマルテンサイト相を含む第2相を形成させるためには固溶Cが必要とされるが、それにはNb量を03以下にする必要がある。02~07上記のようにC量とNb量を制御した上で、NbとCの原子濃度比を表すを次のように制御する必要がある。が02未満では、熱延鋼板の組織の微細化の効果が少なく、また、固溶C量が多くなり高r値化に有利な再結晶集合組織の形成を阻害する。一方、が07を超えると、マルテンサイト相を含む第2相を形成するのに必要なC量を鋼中に存在させることを妨げ、最終的にマルテンサイト相を含む第2相が形成されない。したがって、高r値化と高延性を両立させるには、は02~07、好ましくは02~05にする必要がある。残部は、Feおよび不可避的不純物である。ここで、不可避的不純物としては、001以下のSb、01以下のSn、001以下のZn、01以下のCo、005以下のMoなどが挙げられる。特に、Moはマルテンサイト相を含む第2相の分散状態を不均一にし、優れた一様伸びが得られなくなるので、不純物としてのMo量は005以下に制限する必要がある。本発明の目的を達成するには上記の成分で十分であるが、以下の理由により、さらにTi01以下やCr05以下を含有させることができる。Ti01以下Tiは、Alと同等あるいはAl以上にNとの親和力が大きく、固溶Nを析出させる効果がある。この効果を得るには、Ti量は0005以上とすることが好ましい。しかしながら,01を超えるとコストの上昇を招くばかりか、TiCの形成によりマルテンサイト相を含む第2相の形成に必要な固溶C量を減少させる。したがって、Ti量は01以下とする。また、Tiは鋼中でSおよびNと優先的に結合し、次いでCと結合する。鋼中での介在物の形成等によるTiの歩留まり低下を考慮すると、が20を超えるTi添加量では、S、Nを固定するというTi添加の効果は飽和し、かえってTiCの形成を促進して鋼中に固溶Cを残すことを妨げるという弊害が大きくなる。したがって、Ti含有量は鋼中で優先的に結合するSおよびNの含有量との関係で、≦20を満足することが好ましい。なお、ここで該関係式中のTi、S、Nは各々の元素の含有量である。Cr05以下Crは、Mnと同様、高強度化に有効であるととともに、マルテンサイト相を含む第2相が得られる臨界冷却速度を低くする作用を有し、焼鈍の冷却時に第2相の形成を促す。この効果を得るためには、Cr量を005以上にすることが好ましい。一方、Cr量が05を超えると、r値の低下を招くため、Cr量は05以下とする。なお、さらに、B、Ca、REMなどを通常の鋼の組成範囲内であれば含有できる。例えば、鋼の焼入性を向上させるBを0003以下の範囲で、また硫化物系介在物の形態制御に効果的なCaやREMのうち少なくとも1種の元素を001以下の範囲で含有できる。2組織21組織全体に対する面積率で1以上のマルテンサイト相を含む第2相の面積率15以下440MPa以上のTS、良好なTS×El、TS×UElと深絞り性を有する高強度鋼板を得るためには、フェライト相からなるマトリックス中に、組織全体に対する面積率で1以上のマルテンサイト相を含む第2相が面積率で15以下含まれる組織にする必要がある。なお、ここで、組織全体とは、フェライト相からなるマトリックスと第2相とを合わせた鋼板組織全体を意味する。本発明ではマトリックスを111再結晶集合組織が発達したフェライト相とすることで12以上の平均r値が得られる。ここで、フェライト相とは、ポリゴナルフェライト相や、γ相から変態した転位密度の高いベイニチックフェライト相を意味する。440MPa以上のTSを確実に得るには、マルテンサイト相の面積率を組織全体に対する面積率で1以上にする必要があり、3以上とすることがより好ましい。マルテンサイト相を含む第2相は、上記したように、111再結晶集合組織が発達したフェライト相をマトリックスとすることによって平均r値を12以上とするため、組織全体に対する面積率で15以下とする必要がある。第2相の面積率が15超え、すなわちフェライト相の面積率が85未満では、12以上の平均r値を確保することが困難である。なお、第2相の組織は、上記したマルテンサイト相以外は特に規定する必要はなく、ベイナイト相やセメンタイト相等を含んだ組織としてもよい。ここで、フェライト相と上記した第2相の面積率や後述するフェライト平均粒径は、圧延方向に平行な板厚断面についてSEMにより組織観察し、画像解析ソフトを用いて求めた。22第2相の分散性Nmax≧520000MPa以上のTS×El、10000MPa以上のTS×UElを安定して得るには、上述した組織の規定に加え、さらに上記のように定義したNmaxを5以上とする必要がある。Nmaxは、具体的には次のように測定される。まず、図1のに示すような圧延方向に平行な板厚断面のSEMによる観察像を、画像処理によりに示すようなフェライト相とに示すような第2相に分離し、上記の画像解析ソフトを用いて第2相のまわりでの1次モーメントが0となる重心座標を求め、に示すような第2相の重心の分布図を求める。図1では、後述する実施例の鋼板No1、2と16の例が示されているが、鋼板によって第2相の重心の分布が大きく異なっていることがわかる。次に、図1のに示す第2相の重心の分布図から任意の重心を選び、図2に示すように、その重心を中心に図1のを用いて求めたフェライト平均粒径Dを半径とした円を描き、円の中心とした重心以外の円内に含まれる重心の数を求める。このとき、観察像の縁に存在する第2相に関しては、周期的境界条件を仮定し、次のようにして重心の数を求める。すなわち、円の中心となる重心が縁に存在する場合、測定を行っている観察像を囲むように同一視野を並べ、フェライト平均粒径Dの円に含まれる重心の数を求める。なお、フェライト平均粒径Dの円上に存在する重心は、重心の数としては数えない。この操作を他の重心を円の中心として繰り返し、最も高頻度で現れる重心の数をNmaxとする。図3に、鋼板No1、No2とNo16における重心の数と頻度の関係を示すが、鋼板No1およびNo2ではNmaxが5以上、鋼板No16ではNmaxが4となる。後述する表3に示すように、鋼板No1、No2では優れたTS×ElとTS×UElが得られた。発明者らはこのような検討を、種々の鋼板について行い、Nmaxを5以上とすることにより優れたTS×ElとTS×UElが得られることを見出したのである。Nmaxを5以上とすると、優れたTS×ElとTS×UElが得られる理由は次のように考えられる。すなわち、フェライト平均粒径Dを半径とする円内にはフェライト粒が完全に1個含まれる。粒界三重点が最適な第2相の存在位置であると仮定すると、Nmaxが5以上のとき第2相は三重点に均等に配置され、第2相はフェライト相のマトリックス中に均一に分散されるのでUElが向上し、優れたTS×ElとTS×UElが得られる。本発明の高強度鋼板は、上記成分、鋼ミクロ組織を満足するとともに、平均r値が12以上となる。このような平均r値を有する本願発明の鋼板は、集合組織を鋼板14板厚位置におけるX線回折により求め、板面に平行な面、面、面および面のX線回析積分強度比P、P、P、Pが、PPPP≧15を満足することが好ましく、より好ましくはPPPP≧20である。従来より、111面が板面に平行な集合組織をもつ場合はr値が高いが、110面や100面が板面に平行な集合組織ではr値が低いことが知られている。ここで、詳細はまだ明らかではないが、310面は強度が低いながらも100、110面同様、r値を低下させる集合組織であり、本願発明の鋼板では、これを低減していることも高r値化に寄与していることを知見している。なお、本願発明の鋼板では、Nbを添加しているため熱間圧延時の未再結晶γ域での圧下率が高いことや、微細なNbCの析出、およびNbCとして析出固定されないCの存在などが、310面強度の低減に寄与していると考えられる。なお、111集合組織とは、鋼板面垂直方向に結晶の方向が向いていることを言う。Braggの反射条件から、体心立方構造であるαFeの場合、111面の回折としては、面では起こらず、面で起こるため、X線回析積分強度比としては面の値を用いた。よって、面の強度が高いことは、111集合組織が発達していることに対応する。100面に対しても同様の理由から、面の値を用いた。ここで、X線回折積分強度比とは、無方向性標準試料のX線回折積分強度を基準としたときの相対的な強度である。X線回折は、角度分散型、エネルギー分散型のいずれでもよく、X線源は特性X線でも白色X線でもよい。測定面は、αFeの主要回折面であるからまでの7面から10面を測定することが望ましい。3製造方法本発明の製造方法では、まず、上記組成を有する鋼スラブを、800°C以上の仕上圧延出側温度FTで熱間圧延し、400~720°Cの巻取温度CTで巻取り熱延鋼板とする。このとき、使用するスラブは、成分のマクロ偏析を防止すべく連続鋳造法で製造されることが望ましいが、造塊法で製造されてもよい。連続鋳造法では、薄スラブ鋳造法でもよい。また、スラブを熱間圧延するには、スラブを一旦室温まで冷却、その後再加熱して圧延する従来法に加え、連続鋳造後直ちに熱間圧延する方法、あるいは室温まで冷却せず温片のままで加熱炉に装入し圧延する方法などの省エネルギープロセスも問題なく適用できる。スラブ加熱温度は、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、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を防止するために、スラブ加熱温度は1300°C以下とすることが好適である。スラブには、粗圧延および仕上圧延を行う熱間圧延が施される。ここで、スラブは、粗圧延によりシートバーとされる。粗圧延の条件は、特に規定されず、常法に従って行えばよい。また、スラブの加熱温度を低くした場合は、圧延時のトラブルを防止するといった観点から、シートバーヒーターを活用してシートバーを加熱することが好ましい。シートバーは、仕上圧延により熱延板とされる。このとき、冷間圧延、再結晶焼鈍後に優れた深絞り性が得られるように微細な熱延鋼板の組織とするために、FTは800°C以上にする必要がある。FTが800°C未満では熱延鋼板の組織が加工組織を有し、冷間圧延、焼鈍後に111再結晶集合組織が発達せず高r値が得難いだけでなく、熱間圧延時の圧延負荷も高くなる。一方、FTが980°Cを越えると熱延鋼板の組織が粗大化し、冷間圧延、焼鈍後の111再結晶集合組織の形成および発達を妨げ高r値が得られない場合があるので、FTは980°C以下にすることが好ましい。また、熱間圧延時の圧延荷重を低減したり、鋼板の形状や特性の均一化を図るために、仕上圧延の一部または全部のパス間で潤滑圧延を行うこともできる。潤滑圧延時の摩擦係数は010~025の範囲にすることが好ましい。さらに、熱間圧延の操業安定性の観点から、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を適用することが好ましい。熱間圧延後の熱延鋼板は巻取られるが、熱延鋼板の組織の微細化およびNbCの析出のためにCTは400~720°C、好ましくは550~680°Cにする必要がある。CTが720°Cを超えると、熱延鋼板の結晶粒が粗大化し、強度低下やr値の低下を招く。また、CTが400°C未満では、NbCの析出が起こり難く、深絞り性を確保することが困難になる。次に、熱延鋼板は、冷間圧延により冷延鋼板とされる。なお、熱延鋼板は、冷間圧延前にスケール除去のため酸洗を行うことが好ましい。酸洗は通常の条件にて行えばよい。冷間圧延の圧下率は、40未満では111再結晶集合組織が発達せず、優れた深絞り性を得ることが困難となるので、40以上、好ましくは50以上にする必要がある。一方、本発明では90までの範囲では圧下率を高くするほどr値が上昇するが、圧下率が90を越えるとその効果が飽和するばかりでなく、圧延時のロールへの負荷も高まるため、圧下率の上限は90とすることが好ましい。冷延鋼板は、800~950°Cの焼鈍温度に加熱し、次いで焼鈍温度から580°Cまでの温度域を5~30°Csの平均冷却速度で冷却し、480~580°Cの過時効温度で30~600sの時間保持後、少なくとも100°Cまで5°Cs以上の平均冷却速度で冷却する焼鈍が施される。この焼鈍は、冷却条件や過時効処理条件を確保するために、連続焼鈍ラインあるいは連続溶融亜鉛めっきラインで行う連続焼鈍とすることが好ましい。焼鈍では、再結晶を行わせるためと第2相形成のためにαγ2相域となる800°C以上の焼鈍温度に加熱する必要がある。一方、焼鈍温度は、950°Cを超えると再結晶粒が著しく粗大化し、特性が著しく劣化するため、950°C以下にする必要がある。加熱時の昇温速度は、限定する必要はないが、例えば300~700°Cまでの平均昇温速度は、1°Cs未満であると再結晶前に回復により歪みエネルギーが解放されることで再結晶の駆動力を減少させてしまう傾向にあるので、1°Cs以上とすることが好ましい。なお、300~700°Cまでの平均昇温速度の上限は、現状の設備では、50°Cs程度である。また、700°Cから焼鈍温度までは、再結晶集合組織形成の観点から、平均昇温速度01°Cs以上で加熱することが好ましい。一方、700°Cから焼鈍均熱温度までを20°Cs以上の平均昇温速度で加熱すると、未再結晶部からの変態あるいは未再結晶のまま変態が進みやすくなり、集合組織形成の点で不利になりやすいため、20°Cs以下の平均昇温速度で加熱することが好ましい。加熱後の冷延鋼板は、冷却中にα相とγ相に分離し、γ相中にCを濃化させるという観点から、これに大きく影響する焼鈍温度から580°Cまでの温度域を5~30°Csの平均冷却速度で冷却される必要がある。平均冷却速度が5°Cs未満だと第2相が形成され難く、フェライト単相組織となり、440MPa以上のTSが得られない。一方、平均冷却速度が30°Csを超えると、フェライト変態で得られる組織が転位密度の高い低温変態組織となり、延性が低下する。引き続き、480~580°Cの過時効温度で30~600sの時間保持の過時効処理を行う必要がある。図4に過時効温度と引張特性値の関係を示すが、480~580°Cの過時効温度でNmaxが5以上となり、高El、高UElが得られ、TS×Elが20000MPa以上、TS×UElが10000MPa以上になる。過時効温度が480°C未満では、Nmaxが5未満となり、良好なTS×El、TS×UElとすることができない。一方、過時効温度が580°C以上では、γ相が不安定であり、十分な第2相を得ることができず、Nmaxが小さくなり、良好なTS×El、TS×UElとすることができない。また、過時効処理の保持時間が30s未満ではγ相が不安定であり、十分な第2相が得られず、600sを超えると過剰なセメンタイトが生成するため、保持時間は30~600sにする必要がある。過時効処理後の冷延鋼板は、過剰なセメンタイト相の生成を抑制するため、5°Cs以上の平均冷却速度で100°C以下まで、すなわち少なくとも100°Cまでは平均冷却速度を5°Cs以上として冷却される。なお、加熱後の冷却や過時効処理後の冷却は、ロール冷却、ガスジェット冷却、水焼入冷却などで行える。焼鈍後の冷延鋼板には、電気めっき処理、あるいは溶融めっき処理などによりめっき層を形成してもよい。また、上記焼鈍を連続焼鈍ラインで行い、一旦室温まで冷却した後に溶融亜鉛めっきラインにて溶融亜鉛めっきを施し、あるいはさらに合金化処理を行ってもよい。ここで、めっき層は純亜鉛および亜鉛系合金めっきに限らず、AlやAl系合金めっきなど、従来より鋼板表面に施されている各種めっき層とすることも勿論可能である。このようにして製造された冷延鋼板あるいはめっき鋼板には、形状矯正、表面粗度調整の目的で調質圧延またはレベラー加工を施してもよい。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。これは、02未満では、形状矯正や表面粗度調整の目的が達成できないおそれがあり、15を超えると顕著な延性低下をもたらすためである。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。また、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に示す組成の鋼A~Qを転炉で溶製し、連続鋳造法でスラブとした。これらスラブを1250°Cに加熱後、粗圧延してシートバーとし、次いで表2、3に示す熱延条件で熱延鋼板とした。これらの熱延鋼板を酸洗後圧下率70で冷間圧延して冷延鋼板とし、引き続き、連続焼鈍ラインにて表2、3に示す焼鈍条件で焼鈍を行い、伸び率05の調質圧延を施して鋼板No1~50の試料を作製した。なお、焼鈍加熱時、300~700°Cの平均昇温速度を14~16°Cs、700°Cから焼鈍温度までの平均昇温速度を3~4°Csとした。そして、得られた試料について、組織、引張特性、r値、集合組織の調査を以下の方法で行った。組織:圧延方向に平行な板厚断面について光学顕微鏡あるいは走査型電子顕微鏡を用いて観察し、上記の画像解析ソフトを用いフェライト相の面積率、マルテンサイト相および第2相の面積率、フェライト平均粒径およびNmaxを求めた。引張特性:試料から圧延方向に対して90°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で引張試験を行い、YS、TS、El、TS×El、UEl、TS×UElを求めた。r値:試料から圧延方向、圧延方向に対し45°方向、圧延方向に対し90°方向からJIS5号引張試験片を採取し、10の単軸引張歪を付与した時の各試験片の幅歪と板厚歪を測定し、JISS2254の規定に準拠して平均のr値を次の式から算出し、深絞り性を評価した。平均r値4ここで、r0、r45、r90は、それぞれ圧延方向に対し0°、45°、90°方向から採取した試験片で測定した塑性歪比である。集合組織:試料の14板厚位置にて、エネルギー分散型X線回折を行った。測定面はαFeの主要回折面である面、面、面、面、面、面、面、面、面、面の計10面について測定し、無方向性標準試料との相対強度比で各面のX線回折積分強度比を求め、求めた面、面、面および面のX線回折積分強度比P、P、PおよびPを求め、下記式からTAを算出した。TAPPPPなお、TAが大きいほどr値に有利な集合組織が発達しているといえる。結果を表4、5、6に示す。本発明例では、いずれもNmaxが5以上であり、440MPa以上のTS、12以上の平均r値、20000MPa以上のTS×El、10000MPa以上のTS×UElが得られていることがわかる。"