"質量で、C:0.05以上、0.35以下、Si:0.05以上、2.0以下、Mn:0.8以上、3.0以下、P:0.0010以上、0.1以下、S:0.0005以上、0.05以下、N:0.0010以上、0.010以下、Al:0.01以上、2.0以下、を含有して、残部鉄及び不可避的不純物からなる鋼組成をもち、金属組織はフェライトまたはベイナイトまたは焼戻しマルテンサイトを主体とし、残留オーステナイト相を3以上、30以下含む鋼板において、前記オーステナイト相がフェライト相、ベイナイト相およびマルテンサイト相と接する相界面において、前記オーステナイト相中の平均C濃度が0.6以上,1.2以下であり、前記オーステナイト相の中心濃度Cgcとオーステナイト粒の粒界の濃度Cgbが式1を満たす範囲にあるオーステナイト粒が50以上あることを特徴とする伸びと穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板。CgbCgc131前記オーステナイト相の平均粒径が5μm以下であることを特徴とする請求項1に記載の伸びと穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板。前記フェライトと前記ベイナイトと前記焼戻しマルテンサイト組織の合計が,全組織に対して、体積分率で50以上であることを特徴とする請求項1または請求項2に記載の伸びと穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板。さらに、質量で、Mo:0.02以上、0.5以下、を含有することを特徴とする請求項1から請求項3に何れか1項に記載の伸びと穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板。さらに、質量で、Nb:0.01以上、0.10以下、Ti:0.01以上、0.20以下、V:0.005以上、0.10以下、Cr:0.1以上、5.0以下、W:0.01以上、5.0以下、の1種または2種以上を含有することを特徴とする請求項1から請求項4に何れか1項に記載の伸びと穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板。さらに、質量で、Ca、Mg、Zr、REMの1種または2種以上を0.0005以上、0.05以下含有することを特徴とする請求項1から請求項5に何れか1項に記載の伸びと穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板。さらに、質量で、Cu:0.04以上、2.0以下、Ni:0.02以上、1.0以下、B:0.0003以上、0.007以下の1種または2種以上を含有することを特徴とする請求項1から請求項6の何れか1項に記載の伸びと穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板。鋳造スラブに対して,鋳造後そのまま、または、一旦、1100°C以下まで冷却した後に,1100°C以上に再加熱して、熱延を行うにあたり、その仕上げ温度を850°C以上,970°C以下にて終了し、その後650°C以下の温度域まで平均で10°C/秒以上,200°C秒以下で冷却した後650°C以下の温度範囲で巻取り、酸洗後、40以上の冷間圧延を施し、焼鈍時の最高温度が700°C以上、900°C以下で焼鈍した後に、平均で0。1°C/秒以上,200°C/秒以下の冷却速度で350°C以上,480°C以下の温度域に冷却し、引き続いて同温度域で20秒以上,800秒以下保持を行った後,350°Cから220°Cまでの温度域を5°C/秒以上25°C/秒以下の冷却速度で一次冷却し、さらに、120°Cから常温近傍までの温度域を100°C/秒以上または5°C/秒以下の平均冷却速度で二次冷却する最終冷却工程を備えることを特徴とする請求項1~7の何れか1項に記載の伸びと穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。鋳造スラブに対して,鋳造後そのまま、または、一旦、1100°C以下まで冷却した後に,1100°C以上に再加熱して、熱延を行うにあたり、その仕上げ温度を850°C以上,970°C以下にて終了し、その後650°C以下の温度域まで平均で10°C/秒以上,200°C秒以下で冷却した後650°C以下の温度範囲で巻取り、酸洗後、40以上の冷間圧延を施し、焼鈍時の最高温度が700°C以上、900°C以下で焼鈍した後に、平均で0.1°C/秒以上,200°C/秒以下の冷却速度で350°C以上,480°C以下の温度域に冷却し、引き続いて同温度域で20秒以上,800秒以下保持を行った後,溶融亜鉛めっき層に浸漬し,350°Cから220°Cまでの温度域を5°C/秒以上25°C/秒以下の冷却速度で一次冷却し、さらに、120°Cから常温近傍までの温度域を100°C/秒以上または5°C/秒以下の平均冷却速度で二次冷却する最終冷却工程を備えることを特徴とする請求項1~7の何れか1項に記載の伸びと穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。鋳造スラブに対して,鋳造後そのまま、または、一旦、1100°C以下まで冷却した後に,1100°C以上に再加熱して、熱延を行うにあたり、その仕上げ温度を850°C以上,970°C以下にて終了し、その後650°C以下の温度域まで平均で10°C/秒以上,200°C秒以下で冷却した後650°C以下の温度範囲で巻取り、酸洗後、40以上の冷間圧延を施し、焼鈍時の最高温度が700°C以上、900°C以下で焼鈍した後に、平均で0.1°C/秒以上,200°C/秒以下の冷却速度で350°C以上,480°C以下の温度域に冷却し、引き続いて同温度域で20秒以上,800秒以下保持を行った後,溶融亜鉛めっき層に浸漬し、440°C以上,580°C以下の範囲で合金化処理を行い、350°Cから100°Cまでの温度域を8°C/秒以上の温度にて冷却することを特徴とする請求項1~7の何れか1項に記載の伸びと穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。本発明は、従来の問題点を解決するためになされたものであって、残留オーステナイト鋼において、穴拡げ性を向上すべく鋭意検討を重ねた結果見出した技術であり、伸びと穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法を提供することを課題とする。残留オーステナイト鋼は焼鈍中のフェライト変態、ベイナイト変態を制御して、オーステナイト中のC濃度を高めることで、製品の鋼組織にオーステナイトを残し、この残留オーステナイトのTRIP効果によって、高い伸びを持つ高強度鋼板である。しかし、打ち抜き時にマルテンサイトが生じ、マルテンサイトとフェライトの大きな硬度差から、相境界に応力集中が起きやすく、穴拡げ性の劣化を起こしていた。加えて、TRIP効果を効果的に作用させるためには、高いC濃度をもつ安定な残留オーステナイトが必要であるが、このような残留オーステナイトは変態後に高い硬度を持つため、穴拡げ性を劣化させるという課題があった。これに対して本発明者らは、鋭意検討を重ねた結果、変態後のマルテンサイトを低く抑えつつ、残留オーステナイト相の安定性を高めるために、オーステナイト相中の濃度勾配をコントロールすることで、変態後のマルテンサイト硬度を強めることなく、安定なオーステナイト相を作る技術を見出し、本発明を完成するに至った。即ち、本発明の伸びと穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板は、1質量で、C:0.05以上、0.35以下、Si:0.05以上、2.0以下、Mn:0.8以上、3.0以下、P:0.0010以上、0.1以下、S:0.0005以上、0.05以下、N:0.0010以上、0.010以下、Al:0.01以上、2.0以下、を含有して、残部鉄及び不可避的不純物からなる鋼組成をもち、金属組織はフェライト、ベイナイトまたは焼戻しマルテンサイトを主体とし、残留オーステナイト相を3以上、30以下含む鋼板において、前記オーステナイト相がフェライト相、ベイナイト相およびマルテンサイト相と接する相界面において、前記オーステナイト相中の平均C濃度が0.6以上,1.2以下であり、前記オーステナイト相の中心濃度Cgcとオーステナイト粒の粒界の濃度Cgbが式1を満たす範囲にあるオーステナイト粒が50以上あることを特徴とする伸びと穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板。CgbCgc13式12前記オーステナイト相の平均粒径が5μm以下であることを特徴とする上記1に記載の伸びと穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板。3前記フェライト、前記ベイナイトおよび前記焼戻しマルテンサイトの組織の合計が,全組織に対して、体積分率で50以上であることを特徴とする上記1または2に記載の伸びと穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板。4さらに、質量で、Mo:0.02以上、0.5以下、を含有することを特徴とする上記1から3の何れかに記載の伸びと穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板。5さらに、質量で、Nb:0.01以上、0.10以下、Ti:0.01以上、0.20以下、V:0.005以上、0.10以下、Cr:0.1以上、5.0以下、W:0.01以上、5.0以下、の1種または2種以上を含有することを特徴とする上記1から4の何れかに記載の伸びと穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板。6さらに、質量で、Ca、Mg、Zr、REMの1種または2種以上を0.0005以上、0.05以下含有することを特徴とする上記1から5の何れかに記載の伸びと穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板。7さらに、質量で、Cu:0.04以上、2.0以下、Ni:0.02以上、1.0以下、B:0.0003以上、0.007以下の1種または2種以上を含有することを特徴とする上記1から6の何れかに記載の伸びと穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板。8鋳造スラブに対して,鋳造後そのまま、または、一旦、1100°C以下まで冷却した後に,1100°C以上に再加熱して、熱延を行うにあたり、その仕上げ温度を850°C以上,970°C以下にて終了し、その後650°C以下の温度域まで平均で10°C/秒以上,200°C秒以下で冷却した後650°C以下の温度範囲で巻取り、酸洗後、40以上の冷間圧延を施し、焼鈍時の最高温度が700°C以上、900°C以下で焼鈍した後に、平均で0.1°C/秒以上,200°C/秒以下の冷却速度で350°C以上,480°C以下の温度域に冷却し、引き続いて同温度域で20秒以上,800秒以下保持を行った後,350°Cから220°Cまでの温度域を5°C/秒以上25°C/秒以下の冷却速度で一次冷却し、さらに、120°Cから常温近傍までの温度域を100°C/秒以上または5°C/秒以下の平均冷却速度で二次冷却する最終冷却工程を備えることを特徴とする上記1~7の何れかに記載の伸びと穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。9鋳造スラブに対して,鋳造後そのまま、または、一旦、1100°C以下まで冷却した後に,1100°C以上に再加熱して、熱延を行うにあたり、その仕上げ温度を850°C以上,970°C以下にて終了し、その後650°C以下の温度域まで平均で10°C/秒以上,200°C秒以下で冷却した後650°C以下の温度範囲で巻取り、酸洗後、40以上の冷間圧延を施し、焼鈍時の最高温度が700°C以上、900°C以下で焼鈍した後に、平均で0.1°C/秒以上,200°C/秒以下の冷却速度で350°C以上,480°C以下の温度域に冷却し、引き続いて同温度域で20秒以上,800秒以下保持を行った後,溶融亜鉛めっき層に浸漬し,350°Cから220°Cまでの温度域を5°C/秒以上25°C/秒以下の冷却速度で一次冷却し、さらに、120°Cから常温近傍までの温度域を100°C/秒以上または5°C/秒以下の平均冷却速度で二次冷却する最終冷却工程を備えることを特徴とする上記1~7の何れかに記載の伸びと穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。10鋳造スラブに対して,鋳造後そのまま、または、一旦、1100°C以下まで冷却した後に,1100°C以上に再加熱して、熱延を行うにあたり、その仕上げ温度を850°C以上,970°C以下にて終了し、その後650°C以下の温度域まで平均で10°C/秒以上,200°C秒以下で冷却した後650°C以下の温度範囲で巻取り、酸洗後、40以上の冷間圧延を施し、焼鈍時の最高温度が700°C以上、900°C以下で焼鈍した後に、平均で0.1°C/秒以上,200°C/秒以下の冷却速度で350°C以上,480°C以下の温度域に冷却し、引き続いて同温度域で20秒以上,800秒以下保持を行った後,溶融亜鉛めっき層に浸漬し、440°C以上,580°C以下の範囲で合金化処理を行い、350°Cから100°Cまでの温度域を8°C/秒以上の温度にて冷却することを特徴とする上記1~7の何れかに記載の伸びと穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。本発明の高強度薄鋼板は、残留オーステナイトのTRIP効果にて,高強度であるにもかかわらず,極めて高い伸びを確保しつつ,高い穴拡げ性を得ることが可能となる。また,本発明の根本となる,オーステナイト相中のC濃度勾配は、残留オーステナイト中の平均C濃度を高めることなく、安定性を高める極めて効率的かつ有効な手法であり,この技術によって,初めて,伸びと穴拡げ性を高いレベルで両立することが可能とできる。この効果は,残留オーステナイトを生成した後に,残留オーステナイト相中のC濃度勾配を作ることが可能であれば継続させることができる。すなわち,冷延鋼板,溶融亜鉛めっき鋼板のみならず,熱延鋼板においても同様の効果を得ることができる。また,この濃度勾配を壊すことがなければ効果は継続できるため,電気めっき鋼板にも適用可能である。本発明は、鋳造条件により影響を受けるもではない。例えば、鋳造方法連続鋳造かインゴット鋳造,スラブ厚の違いによる影響少なく,薄スラブなど特殊な鋳造-熱延方法を用いてもよい。本発明の高強度薄鋼板は、残留オーステナイト鋼において,残留オーステナイト相の平均C濃度を高めることなく、安定性を高めることに着目したもので、鋭意検討を重ねた結果、残留オーステナイト相の濃度勾配を制御することで、これを実現することが可能であり、強度と伸びと穴拡げ性を高いレベルで両立できることを見出した。組織はフェライト相とベイナイト相と焼戻しマルテンサイト相を主体とし,残留オーステナイト相を3以上含有することが必要である。より高い強度を望む場合にはマルテンサイトを含有してもよいが、フェライト相とベイナイト相を主体としない場合,伸びが著しく低下する。また、パーライトは5以下であれば含んでも材質を著しく劣化させることはないので、5以下であることが望ましい。残留オーステナイトの平均C濃度は,残留オーステナイトの安定性と加工誘起変態後のマルテンサイト硬さに大きく寄与する。平均C濃度が0.6未満ではC濃度勾配を利用しても残留オーステナイトの安定性を十分に高めることができないため,TRIP効果を効果的に得ることができず,伸びが劣化する。一方で,1.2を超えると、変態後のマルテンサイト硬さが強くなりすぎ、穴拡げ性の劣化を起こす。このため0.6以上,1.2以下とする。残留オーステナイト相中のC濃度分布は本発明において最も重要なもののひとつである。それぞれの残留オーステナイト粒は,フェライト相、ベイナイト相およびマルテンサイト相と接する相界面において、C濃度が中心部の濃度に比べて,高く保つことで相境界の残留オーステナイト安定性が高くなり,相全体の安定性が高まる。残留オーステナイト相中の平均C濃度が低い条件で、優れたTRIP効果を得るためには、濃度勾配を大きく保つこと、すなわち、残留オーステナイト粒の中心濃度Cgcと残留オーステナイト粒の粒界の濃度Cgbからなる式1の左辺を大きくする必要である。式1の右辺が1.3以上の値が得られるときに、その効果が顕著に表れ高い伸びが得られる。したがって、式1の範囲は1.3以上とする。この効果を組織全体で担保するためには,全体の残留オーステナイト粒のうち,式1を満たす残留オーステナイト粒が50以上であることが必要である。CgbCgc13式1ここで,Cgc,Cgbは,正確に分解濃度が得られる条件で,精度が保証される測定方法であればどのような測定方法でも構わないが,例えば,FESEM付属のEPMAを用いて,05μm以下ピッチでC濃度を注意深く測定することによって得ることができる。ただし、界面の局部的なC濃度を測ることは現時点では不可能である。そのため、式1に示される比が13は本発明者らが検討を重ねた結果、通常の測定において、最低、この値を満たしたとき、十分な効果が見られると判断できたことから発明に至った。残留オーステナイトの平均粒径は5μm以下であることが必要である。5μm超では,残留オーステナイト相の分散が粗く,TRIP効果を充分に発揮することができないため,伸びが低下する。一方で,0.5μm未満では,相界面の濃度勾配を得ることが難しく,伸びが劣化する。したがって,0.5μm以上が望ましい。母相となる,フェライト、ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイト組織の合計は,全組織に対して、体積分率で50以上であることが必要である。50未満では,オーステナイト相中のC濃度を高くすることができないため,濃度勾配を用いても安定性を確保することが困難となり,伸びが劣化する。一方,95を超えると残留オーステナイト相の必要分率を確保することが困難となり,伸びの劣化を引き起こすため,95以下であることが望ましい。以下に本発明の高強度薄鋼板の化学成分の限定理由を説明する。Cは、強度確保の観点から、またオ-ステナイトを安定化する基本元素として、必須の元素である。Cが005未満では強度が満足せず、また残留オ-ステナイトが形成されない。また、0.35を超えると、強度が上がりすぎ、延性が不足し工業材料として使用できない。また,スポット溶接性を著しく劣化させる。高い伸びが必要な場合,0.2以上とすることが望ましい。一方で,溶接性が必要とされる場合は,0.25以下とすることが望ましい。Siは強度確保の観点で添加することに加え、セメンタイトの生成を遅らせる元素であり、残留オ-ステナイト生成に有効な元素であるため、通常、延性の確保のために添加される元素である。しかし,2.0を超えて添加しても,その効果は飽和されることに加え,脆化を引き起こしやすくなる。溶融亜鉛めっき性,化成処理のしやすさが必要な場合,1.5以下が望ましい。一方,0.05未満の添加では,セメンタイトの抑制効果が得られない。そこで,0.05を下限とする。Siと同様の効果が得られるAl添加量が0.1以下のときは,1以上の添加が望ましい。Mnは強度確保の観点で添加が必要であることに加え、炭化物の生成を遅らせる元素であり残留オ-ステナイトの生成に有効な元素である。Mnが0.8未満では、強度が満足せず、また残留オ-ステナイトの形成が不十分となり延性が劣化する。また、Mn添加量が3.0を超えると、焼入れ性が高まるため、残留オ-ステナイトに変わってマルテンサイトが生成し、強度上昇を招きやすく、これにより、製品のバラツキが大きくなるほか、延性が不足し工業材料として使用できない。従って、本発明におけるMnの範囲は、0.8以上,3.0以下とする。材質面では,1.0以上,2.4以下が好ましい。Pは鋼板の強度を上げる元素として必要な強度レベルに応じて添加する。しかし、添加量が多いと粒界へ偏析するために局部延性を劣化させる。また、溶接性を劣化させる。従って、P上限値は0.1とする。一方,0.0010未満ではPの劣化効果は無視できる他,これ未満にするにはコストの上昇を招く。Sは、MnSを生成することで局部延性、溶接性を劣化させる元素であり、鋼中に存在しない方が好ましい元素である。従って、上限を0.05とする。一方,0.0005未満にするにはコストの上昇を招くため、下限を0.0005とする。Alは、Siと同様,フェライト生成を促進する効果がある他,セメンタイトも抑制できる重要な元素の1つである。すなわち,残留オ-ステナイトを安定化させる作用がある。001未満のAl添加ではこの効果は期待できない。一方、Alを過度に添加しても上記効果は飽和し、かえって鋼を脆化させるため,2.0を上限とした。溶融亜鉛めっき性を考慮する場合,Alはこれを劣化させるため、その上限を1.8とすることが望ましい。Nは、不可避的に含まれる元素であるが、あまり多量に含有する場合は、時効性を劣化させるのみならず、AlN析出量が多くなってAl添加の効果を減少させるので、0.010以下の含有が好ましい。また、不必要にNを低減することは製鋼工程でのコストが増大するので通常0.0010以上に制御することが好ましい。Moは、鋼中のパーライトの生成を抑制する元素で,焼鈍中の冷却速度が遅い場合,または,めっきの合金化処理等で再加熱がなされる場合に特に重要となる元素である。この効果を得るためには,Moの最低添加量を0.02とした。これ未満では、パ-ライトの生成が抑制されず、残留オ-ステナイト率が低減する。一方で,過多のMoの添加は延性の劣化や化成処理性を劣化させることがあるので、上限を0.5とした。より高い強度-延性バランスを得るためには、0.3以下とすることが好ましい。Nb,Ti,V,Cr,Wは微細な炭化物、窒化物または炭窒化物を生成する元素であり、強度確保に有効であるため、必要に応じて1種または2種以上を添加することが可能である。これを達成するためには,Nb,Ti,Wで0.01,Vで0.005,Crで0.1,の添加が必要である。一方で,過度の添加は、強度が上昇しすぎて延性が低下するため、Nbは0.10以下,Tiは0.20以下,Vは0.10以下,Crは5.0以下,Wは5.0以下であることが必要である。鋼はさらに、Ca、Mg、Zr、REMの1種または2種以上を、単独または合計で0.0005以上、0.05以下含有することができる。Ca、Mg、Zr、REMは、硫化物や酸化物の形状を制御して局部延性や穴拡げ性を向上させる。この目的のためには、これらの元素の1種または2種以上を単独または合計で0.0005以上添加する必要がある。しかし、過度の添加は加工性を劣化させるため、その上限を0.05とした。鋼はさらに、Cu:0.04以上、2.0以下、Ni:0.02以上、1.0以下、B:0.0003以上、0.007以下の1種または2種以上を含有することができる。これらの元素は変態を遅らせ鋼の強度を高めることができるが、Cu:0.04未満、Ni:0.02未満、B:0.0003未満では焼入れ性が弱く、高温でフェライト形成を促すために、必要な強度を得ることができない。一方で、この範囲を超えた添加では、焼き入れ性が強くなりすぎて、フェライト,ベイナイト変態が遅くなるため残留オーステナイト相へのC濃化を遅れさせてしまう。鋼は、以上の元素のほかSn、Asなどの不可避的に混入する元素を含み、残部鉄からなる。以下に本発明に係る高強度薄鋼板の製造方法について説明する。本発明者らは、鋭意検討の結果、本発明の高強度薄鋼板を製造するに際しては、ベイナイト変態またはマルテンサイトの焼戻しによりオーステナイト相へのC濃化を促した後の冷却条件の制御によりオーステナイト相中の濃度勾配制御が可能であることを見出した。また,これ以前のオーステナイト相中への濃化とあわせることで,残留オーステナイト相の安定性を高くすることが可能である。この効果を実現するために本発明で最も重要なもののひとつはベイナイト変態、マルテンサイト焼戻し後の冷却条件である。過時効OA処理後,の冷却において,350°Cから220°Cまでの平均冷却速度が5°C/秒以上25°C/秒以下で一次冷却し、さらに、120°C以下常温近傍までの温度域を100°C/秒以上または5°C/秒以下の平均冷却速度で二次冷却する。OA後の冷却中に起こる微かな変態はオーステナイト中の粒界近傍のC濃度を増すうえで重要な役割を担うこのため、一次冷却では、350°Cから220°C温度域の冷却速度が25°C/秒を超えるとこの間に変態が進まずオーステナイト中へのC濃化がおこらない。一方、350°Cから220°C温度域の冷却速度が5°C/秒未満だと、オーステナイト中でのC拡散が進み、Cの濃度勾配が小さくなる。また、120°C以下の低温域ではC拡散がさらに限定され、変態が起こりにくくなる。このため、二次冷却では120°Cから常温近傍までの平均冷却速度100°C/秒以上で鋼板を冷却することによりオーステナイト中のC濃度勾配を350°Cから220°C温度域で達成したままの状態にすることができる。あるいは、二次冷却では120°Cから常温近傍までの平均冷却速度を5°C/秒以下で冷却することによりオーステナイト相中のC濃度勾配をより著しいものとすることができる。二次冷却において、5°C/秒超100°C/秒未満では変態が起こらないばかりでなく、粒界のC濃度の低下が起こる。熱間圧延前のスラブは、連続鋳造後そのまま、または、再加熱により1100°C以上とする。この温度未満では、均質処理が不十分で、強度と伸びの低下を起こす。次いで、仕上げ温度を850°C以上、970°C以下としてスラブを熱間圧延する。仕上げ温度が、850°C未満ではαγ2相域圧延となり、延性の低下をもたらすからであり、970°Cを超えるとオーステナイト粒径が粗大になって、フェライト相分率が小さくなって、延性が低下するからである。その後650°C以下の温度域まで平均で10°C/秒以上,200°C秒以下で冷却した後,650°C以下の温度範囲で巻取る。この冷却速度未満,巻取り温度超では,曲げ性を著しく劣化させるパーライト相が生成する。平均冷却速度が200°C/秒を超えるとパーライト抑制効果は飽和すること,また,冷却終点温度のばらつきが大きくなり安定した材質を確保することが難しくなる。従って,200°C/秒以下とする。酸洗後は試作材に40以上の冷間圧延を施すことができる。これ未満では,焼鈍中の再結晶や逆変態が抑制されて,伸びの低下を起こす。焼鈍時の最高温度は700°C以上、900°C以下とする。700°C未満では焼鈍中のフェライト相の再結晶が遅れるため,伸びの低下を引き起こす。一方,900°Cより高温では,マルテンサイト分率が増加し,伸びの劣化を起こす。焼鈍工程の均熱処理後の冷却において,組織を凍結し,ベイナイト変態を効率的に引き起こすためには,冷却速度は速いほうが良い。ただし,0.1°C/秒未満では変態を制御できない。一方で,200°C/秒を越えても,その効果は飽和し,また残留オーステナイト生成に最も重要となる,冷却終点温度の温度制御性を著しく劣化させる。このため,焼鈍後の冷却速度は,平均で0.1°C/秒以上,200°C/秒以下とする。冷却終点温度およびその後の保持はベイナイト生成を制御し,残留オーステナイトのC濃度を決定する重要な技術である。冷却終点温度を350°C未満とするとマルテンサイトが多量にでてしまい,鋼強度を過剰に高くし,加えて,オーステナイトを残留させることが難しくなるため伸びの劣化が極めて大きくなる。一方で,480°Cを超えるとベイナイト変態が遅くなり,加えて保持中にセメンタイトの生成が起こり,残留オーステナイト中のCの濃化が低下する。従って,冷却停止温度,および保持温度は350°C以上,480°C以下とする。保持時間は残留オーステナイトへのC濃化の点では長い程よい。20秒未満では,ベイナイト変態量が少なく、排出されるC量が減少することから、濃度勾配ができにくい。一方で、長時間になると、Cの濃化が大きくなりすぎ、加工誘起変態後のマルテンサイトの硬さを高めて穴拡げ性を劣化させる。800秒を越えるとベイナイト変態が遅くなり、濃度勾配が小さくなること、また、オーステナイト相中にセメンタイトが生成し,これにより,Cの濃度低下が起こりやすくなる。従って,保持時間は20秒以上,800秒以下とする。本技術は,溶融めっき鋼板においても適用が可能である,これに適用する場合,350°Cから480°Cでの保持後,溶融亜鉛めっき層に浸漬する。また,本技術は,浸漬後,合金化処理を施すことも可能である。このとき,440°C以上,580°Cの範囲でめっきの合金化処理を行う。440°Cより低い温度では合金化が不十分となり,580°Cを超えると過合金となり耐食性が著しく劣化する。以下、実施例に基づき本発明を詳細に説明する。表1に示した成分組成を有する鋼を製造し、冷却凝固後1200°Cまで再加熱し、880°Cにて仕上圧延を行い、冷却後550°Cまで,平均冷却速度60°C/秒冷却後,巻取りを行った。その後,この熱延板を50の冷間圧延した。その後連続焼鈍にて、表2及び表3に示した条件にて,焼鈍処理を行った。焼鈍後は,降伏点伸びを抑制する目的から,1のスキンパス圧延を行った。引張特性は、JIS5号引張試験片のC方向引張にて評価した。組織の同定、存在位置の観察および平均粒径と占有率の測定は、ナイタ-ル試薬により鋼板圧延方向断面または圧延方向と直角な断面を腐食して500倍~1000倍の光学顕微鏡観察により定量化した。穴拡げ試験は、穴径10mm、クリアランス12で打ち抜きを行ったサンプルを頂点角60°のポンチにて穴を押し上げ、亀裂が板厚を貫通したところの穴径d1から穴拡げ率=d1-10/10×100にて求めた。残留オーステナイトの体積率及びその平均の炭素濃度は特開平11-193435号後方に記載されているようにX線回折により求めた。すなわち、残留オーステナイトの体積率Vγは、MoKα線を用いて得られたデータから次式により算出することが出来る。Vγ23{1001}{100078×αγ3111}但し、α211、γ200、α211、γ311は面強度を表す。また残留オーステナイトの炭素濃度CγはCuKα線によるX線解析でオーステナイトの200面、面、面の反射角から格子定数単位はオングストロームを求め、次式に従い算出することが出来る。Cγ格子定数35720033発明例である試料A~gのうち,aはC含有量の上限,bはC含有量の下限を満足していない。c,d,e,gはそれぞれ,S,Si,Mn,Al含有量の上限を満足していない。fはSiとAl含有量の下限を満足していない。表2の実験結果のうち,A3は保持時間が下限を下回っており、オーステナイト中の平均C濃度が高い。B3は焼鈍温度,オーステナイト粒径が上限を超えているためオーステナイト粒径が大きすぎ、D3については焼鈍温度が下限を下回っているため、伸び、穴拡げ率が低下している。F3は保持温度が下限を下回り、フェライトベイナイト分率、オーステナイト分率がともに範囲外にある。F4は保持温度が上限を超え、フェライトベイナイト分率、オーステナイト中の平均C濃度が低い。H3はオーステナイト中の平均C濃度が高く、伸び、穴拡げ率が低下している。H4は最終の一次冷却速度が本発明の範囲外にあり、式1を満たすオーステナイト粒が全体の50未満である。a1はオーステナイト中の平均C濃度が高く、伸び、穴拡げ率が低下している。b1はオーステナイト分率が範囲以下である。d1はオーステナイト中のC濃度が高い。e1はオーステナイト中の平均C濃度が低い。f1はオーステナイト分率が確保できない。g1はオーステナイト中の平均C濃度が高い。G3、Q3は最終の二次冷却速度が範囲外にあり、式1を満たすオーステナイトが範囲外にある。図1、2にこれらの材質を示すが、本発明の鋼板のみ、伸び、穴拡げ性を両立したものであり、比較鋼に比べ、極めて高い値を示しており、本発明の目的を達成している。"