質量で、C:0.03~0.20、Si:0.005~1.0、Mn:1.0~3.1、及びAl:0.005~1.2を含有し、P含有量が0超、かつ0.06以下であり、S含有量が0超、かつ0.01以下であり、N含有量が0超、かつ0.01以下であり、残部がFe及び不可避不純物からなり、金属組織がフェライト及びマルテンサイトを含み、Al含有量及びSi含有量について、式Aの関係が成立し、ナノインデンターを用いて100箇所以上で測定された硬度に関する式Bで定義される平均値Yaveが40以上であることを特徴とする成形性に優れた高強度鋼板。0.3≦0.7×[Si][Al]≦1.5AYave=Σ180×Xi-3-2/nB[Al]はAl含有量を示し、[Si]はSi含有量を示し、nは硬度の測定箇所の総数を示し、Xiは第i番目iはn以下の自然数の測定箇所での硬度GPaを示す。さらに、質量で、B:0.00005~0.005、Mo:0.01~0.5、Cr:0.01~1.0、V:0.01~0.1、Ti:0.01~0.1、Nb:0.005~0.05、Ca:0.0005~0.005、及びREM:0.0005~0.005からなる群から選択された少なくとも一種を有することを特徴とする請求項1に記載の成形性に優れた高強度鋼板。前記高強度鋼板が冷延鋼板であることを特徴とする請求項1又は2に記載の成形性に優れた高強度鋼板。前記高強度鋼板が溶融亜鉛めっき鋼板であることを特徴とする請求項1乃至3のいずれか1項に記載の成形性に優れた高強度鋼板。前記金属組織中のマルテンサイト分率が5超であることを特徴とする請求項1乃至4のいずれか1項に記載の成形性に優れた高強度鋼板。熱間圧延を行って熱延鋼帯を得る工程と、次に、前記熱延鋼帯の酸洗を行う工程と、次に、複数のスタンドを備えたタンデム式圧延機を用いて鋼帯の冷間圧延を行って冷延鋼帯を得る工程と、次に、連続焼鈍設備で前記冷延鋼帯の連続焼鈍を行う工程と、次に、前記冷延鋼帯の調質圧延を行う工程と、を有し、前記鋼帯は、質量で、C:0.03~0.20、Si:0.005~1.0、Mn:1.0~3.1、及びAl:0.005~1.2を含有し、P含有量が0超、かつ0.06以下であり、S含有量が0超、かつ0.01以下であり、N含有量が0超、かつ0.01以下であり、残部がFe及び不可避不純物からなり、前記複数のスタンドのうちの最初のスタンドにおける冷延率、及び前記連続焼鈍設備における最初の加熱帯での昇温速度について、式Cの関係が成立することを特徴とする成形性に優れた高強度鋼板の製造方法。50≦r10.85×V≦300Cr1は前記冷延率を示し、Vは前記昇温速度°C/sを示す。前記連続焼鈍の後に、前記冷延鋼帯に溶融亜鉛めっき処理を行う工程と、次に、前記冷延鋼帯の調質圧延を行う工程と、を有することを特徴とする請求項6に記載の成形性に優れた高強度鋼板の製造方法。前記溶融亜鉛めっき処理を行う工程の後に、前記冷延鋼帯を400°C乃至650°Cの温度にt秒間保持する工程を有し、式Dの関係が成立することを特徴とする請求項7に記載の成形性に優れた高強度鋼板の製造方法。t≦60×[C]20×[Mn]24×[Cr]40×[Mo]D[C]はC含有量を示し、[Mn]はMn含有量を示し、[Cr]はCr含有量を示し、[Mo]はMo含有量を示す。本発明は、成形性及び溶融亜鉛めっき処理性を両立することができる成形性に優れた高強度鋼板及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、降伏応力の低いDP鋼板に関し、Si含有量及びAl含有量の関係を適切なものとすると共に、硬度分布を適当なものとすることにより、成形性及び溶融亜鉛めっき処理性を両立することができることを見出した。そして、本発明者らは、以下に示す発明の諸態様に相当した。1質量で、C:0.03~0.20、Si:0.005~1.0、Mn:1.0~3.1、及びAl:0.005~1.2を含有し、P含有量が0超、かつ0.06以下であり、S含有量が0超、かつ0.01以下であり、N含有量が0超、かつ0.01以下であり、残部がFe及び不可避不純物からなり、金属組織がフェライト及びマルテンサイトを含み、Al含有量及びSi含有量について、式Aの関係が成立し、ナノインデンターを用いて100箇所以上で測定された硬度に関する式Bで定義される平均値Yaveが40以上であることを特徴とする成形性に優れた高強度鋼板。0.3≦0.7×[Si][Al]≦1.5AYave=Σ180×Xi-3-2/nB[Al]はAl含有量を示し、[Si]はSi含有量を示し、nは硬度の測定箇所の総数を示し、Xiは第i番目iはn以下の自然数の測定箇所での硬度GPaを示す。2さらに、質量で、B:0.00005~0.005、Mo:0.01~0.5、Cr:0.01~1.0、V:0.01~0.1、Ti:0.01~0.1、Nb:0.005~0.05、Ca:0.0005~0.005、及びREM:0.0005~0.005からなる群から選択された少なくとも一種を有することを特徴とする1に記載の成形性に優れた高強度鋼板。3前記高強度鋼板が冷延鋼板であることを特徴とする1又は2に記載の成形性に優れた高強度鋼板。4前記高強度鋼板が溶融亜鉛めっき鋼板であることを特徴とする1乃至3のいずれか1つに記載の成形性に優れた高強度鋼板。5前記金属組織中のマルテンサイト分率が5超であることを特徴とする1乃至4のいずれか1つに記載の成形性に優れた高強度鋼板。6熱間圧延を行って熱延鋼帯を得る工程と、次に、前記熱延鋼帯の酸洗を行う工程と、次に、複数のスタンドを備えたタンデム式圧延機を用いて鋼帯の冷間圧延を行って冷延鋼帯を得る工程と、次に、連続焼鈍設備で前記冷延鋼帯の連続焼鈍を行う工程と、次に、前記冷延鋼帯の調質圧延を行う工程と、を有し、前記鋼帯は、質量で、C:0.03~0.20、Si:0.005~1.0、Mn:1.0~3.1、及びAl:0.005~1.2を含有し、P含有量が0超、かつ0.06以下であり、S含有量が0超、かつ0.01以下であり、N含有量が0超、かつ0.01以下であり、残部がFe及び不可避不純物からなり、前記複数のスタンドのうちの最初のスタンドにおける冷延率、及び前記連続焼鈍設備における最初の加熱帯での昇温速度について、式Cの関係が成立することを特徴とする成形性に優れた高強度鋼板の製造方法。50≦r10.85×V≦300Cr1は前記冷延率を示し、Vは前記昇温速度°C/sを示す。7前記連続焼鈍の後に、前記冷延鋼帯に溶融亜鉛めっき処理を行う工程と、次に、前記冷延鋼帯の調質圧延を行う工程と、を有することを特徴とする6に記載の成形性に優れた高強度鋼板の製造方法。8前記溶融亜鉛めっき処理を行う工程の後に、前記冷延鋼帯を400°C乃至650°Cの温度にt秒間保持する工程を有し、式Dの関係が成立することを特徴とする7に記載の成形性に優れた高強度鋼板の製造方法。t<60×[C]20×[Mn]24×[Cr]40×[Mo]D[C]はC含有量を示し、[Mn]はMn含有量を示し、[Cr]はCr含有量を示し、[Mo]はMo含有量を示す。本発明によれば、Si含有量及びAl含有量の関係を適切なものとすると共に、硬度分布を適当なものとしているため、成形性及び溶融亜鉛めっき処理性を両立することができる。以下、本発明の実施形態について、添付の図面を参照しながら詳細に説明する。本発明の実施形態に係る鋼板には、質量で、C:0.03~0.20、Si:0.005~1.0、Mn:1.0~3.1、及びAl:0.005~1.2が含有されており、P含有量が0超、かつ0.06以下であり、S含有量が0超、かつ0.01以下であり、N含有量が0超、かつ0.01以下であり、残部がFe及び不可避不純物からなる。ここで、これらの成分の含有量の限定理由について説明する。Cは、強度を確保し、マルテンサイトを安定化する。C含有量が0.03未満であると、十分な強度を得ることが困難であり、マルテンサイトが形成されにくい。一方、C含有量が0.2を超えていると、強度が高くなりすぎて十分な延性を得にくく、十分な溶接性を得にくい。従って、C含有量の範囲は、0.03~0.2である。ここで、C含有量は0.06以上であることが好ましく、0.07以上であることがより好ましい。また、C含有量は0.15以下であることが好ましく、0.12以下であることがより好ましい。Siは、強度及び延性を確保し、脱酸作用を呈し、焼入れ性を向上する。Si含有量が0.005未満であると、十分な脱酸作用を得ることが困難であり、十分な焼入れ性を得ることが困難である。一方、Si含有量が1.0を超えていると、十分な化成処理性及び溶融亜鉛めっき処理性を得ることが困難である。従って、Si含有量の範囲は、0.005~1.0である。ここで、Si含有量は0.01以上であることが好ましく、0.05以上であることがより好ましい。また、特に良好な溶融亜鉛めっき処理性が重要とされる場合、Si含有量は0.7以下であることが好ましい。更に、Si含有量は0.6以下であることがより好ましく、0.1以下であることがより一層好ましい。Mnは、強度を確保し、炭化物の生成を遅らせ、フェライトの生成に有効である。Mn含有量が1.0未満であると、十分な強度を得ることが困難であり、フェライトの生成が不十分となって十分な延性を得にくい。一方、Mn含有量が3.1を超えていると、焼入れ性が高くなり過ぎてマルテンサイトが過剰に生成し、強度が高くなり過ぎる。この結果、十分な延性を得にくくなり、特性に大きなばらつきが生じやすくなる。従って、Mn含有量の範囲は、1.0~3.1である。ここで、Mn含有量は1.2以上であることが好ましく、1.5以上であることがより好ましい。また、Mn含有量は2.8以下であることが好ましく、2.6以下であることがより好ましい。Alは、フェライトの生成を促進し、延性を向上させ、脱酸作用を呈する。Al含有量が0.005未満であると、十分な脱酸作用を得ることが困難である。一方、Al含有量が1.2を超えていると、アルミナ等の介在物が増加し、十分な加工性を得にくい。従って、Al含有量の範囲は、0.005~1.2である。ここで、Al含有量は0.02以上であることが好ましく、0.1以上であることがより好ましい。また、Al含有量は1.0以下であることが好ましく、0.8以下であることがより好ましい。なお、Alが大量に含有されていても、化成処理性及び溶融亜鉛めっき処理性は低下しにくい。Pは、強度の向上に寄与するため、必要とされる強度レベルに応じて含有されていてもよい。しかし、P含有量が0.06を超えていると、粒界に偏析して局部延性が低下しやすく、溶接性が低下しやすい。従って、P含有量は0.06以下である。ここで、P含有量は0.03以下であることが好ましく、0.02以下であることがより好ましい。一方、P含有量を0.001未満とするには、製鋼段階での多大なコストアップが必要とされ、0とするには、更に多大なコストアップが必要とされる。従って、P含有量は0超であり、0.001以上であることが好ましい。Sは、MnSを生成して局部延性及び溶接性を低下させる。特に、S含有量が0.01を超えていると、顕著となる。従って、S含有量は0.01である。ここで、S含有量は0.007以下であることが好ましく、0.005以下であることがより好ましい。一方、S含有量を0.001未満とするには、製鋼段階での多大なコストアップが必要とされ、0とするには、更に多大なコストアップが必要とされる。従って、S含有量は0超であり、0.001以上であることが好ましい。Nは、不可避的に含まれ、N含有量が0.01を超えていると、時効性を低下させる。また、AlNを多量に生成してAlの作用が低下してしまう。従って、N含有量は0.01以下である。ここで、N含有量は0.007以下であることが好ましく、0.005以下であることがより好ましい。一方、N含有量を0.0005未満とするには、製鋼段階での多大なコストアップが必要とされ、0とするには、更に多大なコストアップが必要とされる。従って、N含有量は0超であり、0.0005以上であることが好ましい。なお、本実施形態に係る鋼板に、B、Mo、Cr、V、Ti、Nb、Ca、及び希土類金属REMからなる群から選択された一種以上が、以下に示す範囲で含有されていてもよい。Bは、焼入れ性の確保に寄与し、BNを生成して有効Alを増大させる。一般的に、フェライト分率が増加すると優れた伸びが確保できるが、層状組織となり局部延性が低下することがある。Bは、このような局部延性の低下を抑制する。B含有量が0.00005未満であると、これらの作用を得にくい。一方、B含有量が0.005を超えていると、引張試験での伸び及びサイドベンド試験での伸びひずみ量破断伸び歪みの値が著しく低下する。従って、B含有量の範囲は0.00005~0.005であることが好ましい。ここで、B含有量は0.0001以上であることがより好ましく、0.0005以上であることがより一層好ましい。また、B含有量は0.003以下であることがより好ましく、0.002以下であることがより一層好ましい。Moは、強度の確保及び焼入れ性の向上に寄与する。Mo含有量が0.01未満であると、これらの作用を得にくい。一方、Mo含有量が0.5を超えていると、フェライトの生成が抑制されて延性が低下する。また、Mo含有量が0.5を超えていると、十分な化成処理性及び溶融亜鉛めっき処理性を得ることが困難となることもある。従って、Mo含有量の範囲は0.01~0.5であることが好ましい。ここで、Mo含有量は0.03以上であることがより好ましく、0.05以上であることがより一層好ましい。Crは、強度の確保及び焼入れ性の向上に寄与する。Cr含有量が0.01未満であると、これらの作用を得にくい。一方、Cr含有量が1.0を超えていると、フェライトの生成が抑制されて延性が低下する。また、Cr含有量が1.0を超えていると、十分な化成処理性及び溶融亜鉛めっき処理性を得ることが困難となることもある。従って、Cr含有量の範囲は0.01~1.0であることが好ましい。ここで、Cr含有量は0.1以上であることがより好ましく、0.2以上であることがより一層好ましい。また、Cr含有量は0.7以下であることがより好ましく、0.5以下であることがより一層好ましい。V、Ti、及びNbは、強度の確保に寄与する。V含有量が0.01未満、Ti含有量が0.01未満、Nb含有量が0.005未満であると、この作用を得にくい。一方、V含有量が0.1を超え、Ti含有量が0.1を超え、Nb含有量が0.05を超えていると、引張試験での伸び及びサイドベンド試験での伸びひずみ量が著しく低下する。従って、V含有量の範囲は0.01~0.1であることが好ましく、Ti含有量の範囲は0.01~0.1であることが好ましく、Nb含有量の範囲は0.005~0.05であることが好ましい。Ca及びREMは、介在物の制御及び穴拡げ性の向上に寄与する。Ca含有量が0.0005未満、REM含有量が0.0005未満であると、これらの作用を得にくい。一方、Ca含有量が0.005を超え、REM含有量が0.005を超えていると、引張試験での伸び及びサイドベンド試験での伸びひずみ量が著しく低下する。従って、Ca含有量の範囲は0.0005~0.005であることが好ましく、REM含有量の範囲は0.0005~0.005であることが好ましい。なお、不可避的不純物としてはSn等が挙げられる。これら不可避的不純物の含有量が0.01以下の場合、実施形態の効果は損なわれない。本実施形態に係る鋼板では、Al含有量とSi含有量との間に、式Aの関係が成立する。0.3≦0.7×[Si][Al]≦1.5Aここで、[Al]はAl含有量を示し、[Si]はSi含有量を示す。従来の高強度鋼板には多量の元素が添加されており、フェライトの生成が抑制される。このため、組織のフェライト分率が低く、他の相第2相の分率が高い。従って、特に引張強度が980MPa以上のDP鋼において伸びが著しく低下している。これに対し、Si含有量を多くしたり、Mn含有量を低くしたりすることによって伸びを大きくすることは可能である。しかしながら、Si含有量を多くすると、化成処理性及び溶融亜鉛めっき処理性が低下しやすい。また、Mn含有量を低くすると、強度の確保が困難となる。このような状況において、本発明者らは、鋭意検討の結果、上記のAlの効果を見出した。更に、Si含有量及びAl含有量と、成形性、並びに溶融亜鉛めっき処理性めっき処理性及び化成処理性との関係を調査した結果、図1に示す結果が得られた。つまり、0.7×[Si][Al]の値が0.3未満であると、成形性が不十分であった。また、0.7×[Si][Al]の値が1.5を超えていると、良好な化成処理性及び溶融亜鉛めっき処理性が得られなかった。この結果から、式Aの関係が満たされている場合に、めっき処理性及び化成処理性を確保しながら、十分なフェライト分率を確保して優れた伸びを得ることができるといえる。なお、成形性と引張試験の結果との関係について検証したところ、成形性が十分な場合には、引張試験によって得られる伸びEL及び引張強度TSMPaに関し、EL×TSの値が16000MPa以上であり、成形性が不十分な場合には、EL×TSの値が16000MPa未満であった。なお、成形性の評価、並びに化成処理性及び溶融亜鉛めっき性の評価は、例えば、後述の実施例No.1~No.27及び比較例No.28~No.43における評価と同様にして行うことができる。また、本実施形態に係る鋼板の金属組織には、フェライト及びマルテンサイトが含まれている。フェライトには、ポリゴナルフェライト及びベイネティックフェライトが含まれる。マルテンサイトには、通常の焼き入れにより得られるマルテンサイト、及び600°C以下の温度に行われた焼戻しにより得られるマルテンサイトが含まれる。本実施形態では、このような金属組織を有しているため、引張強度及び延性を両立することができる。フェライト分率及びマルテンサイト分率は特に限定されないが、マルテンサイト分率は5超とすることが好ましい。これは、マルテンサイト分率が5以下であると、500MPa以上の引張強度を得にくくなるからである。なお、フェライト分率及びマルテンサイト分率のより好ましい範囲は、要求される引張強度及び伸びに応じて異なる。すなわち、フェライト分率を高めれば、伸びを確保することができ、マルテンサイト分率を高めれば、引張強度を確保することができるため、伸び及び引張強度のバランスに基づいてそれぞれの範囲を調整することが好ましい。例えば、引張強度が500MPa~800MPaの場合、フェライト分率の範囲は50~90であることが好ましく、マルテンサイト分率の範囲は10~40であることが好ましい。引張強度が800MPa~1100MPaの場合、フェライト分率の範囲は20~60であることが好ましく、マルテンサイト分率の範囲は30~60であることが好ましい。引張強度が1100MPaを超えている場合、フェライト分率は30以下であることが好ましく、マルテンサイト分率は40以上であることが好ましい。また、本実施形態に係る鋼板の金属組織には、ベイナイトも含まれることが好ましく、ベイナイト分率の範囲は10~40であることが好ましい。しかし、引張強度を確保するためには、ベイナイトの分率を増すよりもマルテンサイト分率を増すことが有効で、マルテンサイトの方が少ない分率で所要とする引張強度を確保できる。そして、その分だけフェライト分率を増し、伸びを高めることが可能となる。従って、マルテンサイト分率がベイナイト分率よりも高いことが好ましい。なお、金属組織中にオーステナイトが残存していると、2次加工脆性及び遅れ破壊特性が低下しやすい。このため、残留オーステナイトが実質的に含まれていないことが好ましいが、不可避的に3未満の残留オーステナイトが含まれていてもよい。更に、本実施形態に係る鋼板では、ナノインデンターを用いて100箇所以上で測定された硬度に関する式Bで定義される平均値Yaveが40以上である。Yave=Σ180×Xi-3-2/nBここで、nは硬度の測定箇所の総数を示し、Xiは第i番目iはn以下の自然数の測定箇所での硬度GPaを示す。本発明者らは、車体等に用いられる鋼板の成形性を示す指標として、伸び及び穴拡げ値よりも、サイドベンド試験で計測した伸びひずみ量εの方が優れていることを見出した。また、伸びひずみ量εを大きくするほど、成形性が良好になることも見出した。更に、本発明者らは、図2に示すように、式Bの平均値Yaveを大きくするほど、伸びひずみ量εと引張強度TSMPaとの積ε×TSの値が大きくなることも見出した。そして、ε×TSの値が40000MPa以上であれば、良好な成形性を得ることができた。このことから、平均値Yaveが40以上であれば、良好な成形性を得ることができるといえる。なお、平均値Yaveの上限は特に限定されないが、本発明者らが行った試験で得られた平均値Yaveの最大値は250であった。また、積ε×TSの値が40000MPa以上である場合に、更に、伸びEL及び引張強度TSMPaとの積EL×TSの値が16000MPa以上であれば、より好ましく、より成形性に優れていることも分かった。なお、サイドベンド試験では、切欠きが形成された端面に面内曲げを加え、貫通割れが発生した時の伸びひずみ量を測定する。図3に試験片の形状を示す。伸びフランジ性を評価するために、試験片1には大きな曲率半径の切欠き2が設けられている。また、試験後の伸びひずみ量を測定するために、けがき線が入れられている。試験が開始されると、試験片1は周方向に引張応力を受けながら曲げられ破断する。サイドベンド試験では、板厚方向の貫通割れが発生したときに破断が生じたと判定する。つまり、穴拡げ試験と異なり、貫通割れ後の伸びひずみは割れの大きさに影響されない。このため、割れ判定のばらつきは生じない。本実施形態によれば、式Aで表わされるSi含有量及びAl含有量の関係を適切なものとすると共に、式Bで表わされる硬度分布を適当なものとしているため、成形性、並びに溶融亜鉛めっき処理性及び化成処理性を両立することができる。また、式Bで表わされる硬度分布はサイドベンド試験の結果を反映しており、サイドベンド試験の結果は、成形性を示す従来の指標である伸び及び穴拡げ性よりも、自動車部品等の成形性をより高精度で表わすことができる。なお、本実施形態に係る鋼板の強度は特に限定されないが、組成に応じて、例えば、590MPa~1500MPa程度の引張強度が得られる。成形性、並びに溶融亜鉛めっき処理性及び化成処理性の両立の効果は、特に980MPa以上の高強度鋼板にて著しい。上述のような本実施形態に係る鋼板を製造するためには、上述の組成の鋼を用いて、例えば、一般的に行われている熱延鋼板の製造方法、冷延鋼板の製造方法、又はめっき鋼板の製造方法と同様の処理を行えばよい。例えば、鋼帯の冷間圧延による冷延鋼帯の取得、及び冷延鋼帯の連続焼鈍を行う。また、鋼の熱間圧延による熱間鋼帯の取得、熱間鋼帯の酸洗、熱間鋼帯の冷間圧延による冷延鋼帯の取得、冷延鋼帯の連続焼鈍、及び冷延鋼帯の調質圧延をこの順で実施してもよい。また、連続焼鈍後に溶融亜鉛めっき処理を実施してもよい。この場合、例えば、調質圧延は溶融亜鉛めっき処理後に行えばよい。例えば、熱間圧延は一般的な条件下で実施すればよい。但し、フェライト粒にひずみが過度に加わって加工性が低下するのを防ぐために、熱間圧延をAr3点以上の温度で行うことが好ましい。また、940°Cを超える温度で熱間圧延を行うと、焼鈍後の再結晶粒径が過剰に粗大化することがある。このため、熱間圧延は940°C以下で行うことが好ましい。熱間圧延の巻き取り温度が高いほど、再結晶及び粒成長が促進され、加工性が向上する。しかしながら、巻き取り温度が550°Cを超えていると、熱間圧延時に発生するスケールの生成も促進される。このため、酸洗に要する時間が長くなることがある。また、フェライト及びパーライトが層状に生成してCが不均一に拡散しやすくなる。従って、巻き取り温度は550°C以下であることが好ましい。その一方で、巻き取り温度が400°C未満であると、鋼板が硬化して冷間圧延時での負荷が高くなる。従って、巻き取り温度は400°C以上であることが好ましい。酸洗は一般的な条件下で実施すればよい。酸洗後の冷間圧延も一般的な条件下で実施すればよい。なお、冷間圧延の圧下率の範囲は30~70であることが好ましい。圧下率が30未満であると、鋼板の形状の矯正が困難となることがあり、圧下率が70を超えていると、鋼板のエッジ部に割れが発生したり、形状の乱れが生じたりするからである。また、冷間圧延は複数のスタンドを備えたタンデム式圧延機を用いて連続して行い、最初のスタンドにおける冷延率r1、及び連続焼鈍設備における最初の加熱帯での昇温速度V°C/secは、式Cの関係を満たしていることが好ましい。ここで、連続焼鈍設備には、冷延鋼板の製造ラインに設けられた連続焼鈍設備、及び連続溶融亜鉛めっき鋼板の製造ラインに設けられた連続焼鈍設備が含まれる。50≦r10.85×V≦300C本発明者らは、冷延率r1と昇温速度Vとの関係を調査した結果、図4に示す結果が得られた。上述のように、ε×TSの値が40000MPa以上であれば、良好な成形性を得ることができる。そこで、図4には、ε×TSの値が40000MPa以上の条件を○で示し、ε×TSの値が40000MPa未満の条件を×で示してある。r10.85×Vの値が50未満であると、フェライトが軟らかくなりすぎて、硬質相との硬度差が大きくなる。一方、r10.85×Vの値が300を超えていると、未再結晶の割合が高くなり過ぎて成形性が低下する。なお、r10.85×Vの値は100以上であることがより好ましく、250以下であることがより好ましい。連続焼鈍は、Ac1点の温度以上、Ac3点の温度100°C以下の範囲で行うことが好ましい。連続焼鈍をAc1点の温度未満で行うと、組識が不均一となりやすい。一方、連続焼鈍をAc3点の温度100°Cを超える温度で行うと、オーステナイトの粗大化によりフェライトの生成が抑制され、伸びが低下する。また、経済的な点から焼鈍温度は900°C以下であることが望ましい。焼鈍時間に関し、層状の組識を解消するためには30秒間以上、保持することが好ましい。一方、30分間以上、保持すると効果が飽和し、生産性が低下する。従って、焼鈍時間の範囲は30秒間~30分間とすることが好ましい。連続焼鈍の冷却では、終了温度を600°C以下とすることが好ましい。終了温度が600°Cを超えていると、オーステナイトが残留しやすくなり、2次加工脆性及び遅れ破壊特性が低下しやすい。なお、連続焼鈍後に、600°C以下の焼戻し処理を行ってもよい。このような焼戻し処理を行うことにより、例えば、穴拡げ性及び脆性をより良好なものとすることができる。本発明者らは、連続焼鈍後に溶融亜鉛めっき処理を実施する場合、溶融亜鉛めっき処理後に、冷延鋼帯を400°C~650°Cの温度に、式Dの関係を満たす時間t秒間保持することが好ましい。t≦60×[C]20×[Mn]24×[Cr]40×[Mo]Dここで、[C]はC含有量を示し、[Mn]はMn含有量を示し、[Cr]はCr含有量を示し、[Mo]はMo含有量を示す。本発明者らは、溶融亜鉛めっき処理後に冷延鋼帯を400°C~650°Cの温度に保持する際の保持時間について調査した結果、図5に示す結果が得られた。図5中の○は十分な引張強度が得られたことを示し、×は引張強度が比較的低かったことを示す。図5に示すように、保持時間tsの値が式Dの右辺質量の値を超えていると、引張強度が比較的低かった。これは、ベイナイトが過剰に生成し、十分なマルテンサイト分率を確保することが困難になったからである。次に、本発明者らが行った実験について説明する。先ず、真空溶解炉を用いて、表1に示す組成を有する実施例No.1~No.34及び比較例No.35~No.52の鋼を作製した。次いで、鋼を冷却し、凝固させた後、1200°Cまで再加熱し、880°Cにて熱間圧延の仕上圧延を行った。その後、500°Cまで冷却し、500°Cに1時間保持して熱延板を得た。この500°Cでの1時間の保持は、熱間圧延の巻き取り時の熱処理を再現する。続いて、熱延板から酸洗によりスケールを除去し、その後に、表4に示す冷延率rで冷間圧延を行って冷延板を得た。次いで、連続焼鈍シミュレータを用いて、表4に示す昇温速度Vで冷延板を昇温し、770°Cで60秒間の焼鈍を行った。その後、溶融亜鉛めっきを施し、合金化炉で合金化処理して合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。そして、引張試験にて伸びEL及び引張強度TSMPaを測定し、サイドベンド試験にて伸びひずみ量εを測定した。引張試験ではJIS5号片を使用した。サイドベンド試験は、上記の要領で実施した。そして、EL×TSの値、及びε×TSの値を求めた。これらの結果を表2に示す。少なくともε×TSの値が40000MPa以上であれば、引張強度及び延性が両立しているということができ、EL×TSの値が16000MPa以上であれば、引張強度及び延性がより良好であるということができる。また、光学顕微鏡を用いて金属組織を観察した。このとき、フェライトはナイタールエッチング後に観察し、マルテンサイトはレペラーエッチング後に観察した。そして、フェライト分率及びマルテンサイト分率を算出した。更に、鋼板の表層から1/4厚まで化学研磨した面をX線回折に供して、残留オーステナイト分率を算出した。これらの結果を表2に示す。また、ナノインデンターを用いて、1試料につき300点で硬度X1~X300を測定した。このとき、ナノインデンターとしてHYSITRON社のTRIBOINDENTERを用い、測定間隔は3μmとした。そして、硬度X1~X300から平均値Yaveを算出した。この結果を表3に示す。また、化成処理性及び溶融亜鉛めっき処理性の評価も行った。化成処理性の評価では、りん酸塩処理薬剤を用いて標準仕様にて処理した後、化成被膜の性状を目視及び走査型電子顕微鏡にて観察した。そして、鋼板下地を緻密に被覆しているものを良好、そうでないものを不良と判断した。りん酸塩処理薬剤としては、通常の自動車用薬剤である日本パーカーライジング社のBt3080を用いた。溶融亜鉛めっき処理性の評価では、式Cが満たされる条件下で焼鈍を行った後に、溶融亜鉛めっきシミュレータを用いて溶融亜鉛めっき処理を行い、目視にて観察した。そして、めっき膜がめっき面の90以上の面積で均一に形成されているものを良好、そうでないものを不良とした。そして、化成処理性の評価及び溶融亜鉛めっき処理性の評価の双方で良好なものを、表3中に○と示し、少なくとも一方で不良なものを×と示した。更に、溶融亜鉛めっき処理後には、表4に示す時間、500°Cに保持した。表1~表4に示す結果から認められるように、実施例No.1~No.34では、良好な溶融亜鉛めっき性及び化成処理性が得られ、また、高い引張強度及び良好な成形性が得られた。つまり、強度及び延性が両立していた。特に、式Dを満足する実施例No.1~No.32では、実施例No.33及びNo.34よりも、El×TSの値及びε×TSの値が高かった。一方、鋼の成分が本発明の範囲から外れる比較例No.35、No.36、及びNo.39~No.43では、El×TSの値が16000MPa未満、ε×TSの値が40000MPa未満で成形性及び引張強度を両立できなかった。また、鋼の成分が本発明の範囲から外れる比較例No.37、No.38、及びNo.44では、溶融亜鉛めっき性及び化成処理性が低かった。式Aを満足しない比較例No.45では、El×TSの値が16000MPa未満、ε×TSの値が40000MPa未満で成形性及び引張強度を両立できず、溶融亜鉛めっき性及び化成処理性も低かった。また、式Aを満足しない比較例No.46では、溶融亜鉛めっき性及び化成処理性が低かった。式B及び式Cを満足しない比較例No.47及びNo.48では、ε×TSの値が40000MPa未満で成形性及び引張強度を両立できなかった。式Cを満足しない比較例No.49及びNo.50では、El×TSの値が16000MPa未満、ε×TSの値が40000MPa未満で成形性及び引張強度を両立できなかった。式Dを満足しない比較例No.51及びNo.52では、El×TSの値が16000MPa未満、ε×TSの値が40000MPa未満で成形性及び引張強度を両立できなかった。