"質量で、C:015~025、Si:10~20、Mn:25~35、P:0030以下、S:00050以下、Al:0005~01およびN:001以下を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、体積分率で、ベイニティックフェライト相:50~70、マルテンサイト相:15~40および残留オーステナイト相:5~15を含み、かつマルテンサイト相の総体積分率に占める長軸長≧5μmのマルテンサイト相の割合が50以下但し、0を含むを満足することを特徴とする、伸びおよび伸びフランジ性に優れる高強度冷延鋼板。前記鋼板が、質量でさらに、Ti:0005~0050およびB:00001~00050のうちから選んだ一種又は二種を含有することを特徴とする、請求項1に記載の伸びおよび伸びフランジ性に優れる高強度冷延鋼板。請求項1又は2に記載の成分組成からなる鋼スラブを、熱間圧延し、ついで圧下率:20~50の冷間圧延を行ったのち、800~900°Cの温度域で1回目の焼鈍を施し、冷却速度:10~80°C秒で冷却停止温度:300~500°Cまで冷却し、この温度域に100~1000秒保持したのち、再度、圧下率:20~50の冷間圧延を行ってから、1回目の焼鈍温度±50°Cの温度域で2回目の焼鈍を施すことを特徴とする、伸びおよび伸びフランジ性に優れる高強度冷延鋼板の製造方法。しかしながら、特許文献1に記載の技術は、高価なNi,Cuがオーステナイト安定化元素として必須なだけでなく、焼戻しマルテンサイト相を主相としているが、TS:1180MPa以上で十分な伸びフランジ性は得られていない。特許文献2に記載の技術も、高価なMoを必須としており、主相はフェライト相であるが、高い伸び特性に寄与する残留オーステナイト相の体積分率が少なく、伸びフランジ性に悪影響を及ぼす硬質なマルテンサイト相を含んでいるため、やはりTS:1180MPa以上で優れた伸びと伸びフランジ特性を両立する優れた特性バランスは得られていない。さらに、Alを多量に含有していることから、溶接性、連続鋳造性の劣化が懸念される。特許文献3に記載の技術は、Al含有量が過多であるため溶接性の低下が懸念され、また連続鋳造性の低下が懸念される。特許文献4に記載の技術は、ベイナイト相主体で残留オーステナイト相の体積分率が少ないため、TS:1180MPa以上という高強度の場合には十分な伸びは得られていない。本発明は、上記の問題を有利に解決するもので、高価な合金元素であるNb,Cu,Ni,Cr,Moを含有させることなく、金属組織の調整によって伸びおよび伸びフランジ性を向上させた高強度冷延鋼板を、その有利な製造方法と共に提供することを目的とする。さて、発明者らは、上記の課題を解決すべく鋭意研究した結果、成形性、溶接性、連続鋳造性の観点から高価な希少金属の含有量を含有させずとも、ベイニティックフェライト相および残留オーステナイト相の体積分率を制御することにより、伸びの向上が図れること、また金属組織中のオーステナイトから低温変態生成するマルテンサイト相の体積分率、さらにはマルテンサイト相のサイズを厳密に制御することにより、伸びおよび伸びフランジ性の向上と共に、引張強度TS:1180MPa以上の高強度化が達成できることの知見を得た。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:015~025、Si:10~20、Mn:25~35、P:0030以下、S:00050以下、Al:0005~01およびN:001以下を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、体積分率で、ベイニティックフェライト相:50~70、マルテンサイト相:15~40および残留オーステナイト相:5~15を含み、かつマルテンサイト相の総体積分率に占める長軸長≧5μmのマルテンサイト相の割合が50以下但し、0を含むを満足することを特徴とする、伸びおよび伸びフランジ性にれる高強度冷延鋼板。2前記鋼板が、質量でさらに、Ti:0005~0050およびB:00001~00050のうちから選んだ一種又は二種を含有することを特徴とする、前記1に記載の伸びおよび伸びフランジ性に優れる高強度冷延鋼板。3前記1または2に記載の成分組成からなる鋼スラブを、熱間圧延し、ついで圧下率:20~50の冷間圧延を行ったのち、800~900°Cの温度域で1回目の焼鈍を施し、冷却速度:10~80°C秒で冷却停止温度:300~500°Cまで冷却し、この温度域に100~1000秒保持したのち、再度、圧下率:20~50の冷間圧延を行ってから、1回目の焼鈍温度±50°Cの温度域で2回目の焼鈍を施すことを特徴とする、伸びおよび伸びフランジ性に優れる高強度冷延鋼板の製造方法。本発明によれば、高価な合金元素を含有させることなしに、伸びおよび伸びフランジ性に優れ、しかも引張強度が1180MPa以上の高強度冷延鋼板を得ることができる。そして、本発明により得られる高強度冷延鋼板は、特に厳しい形状にプレス成形される自動車部品として好適である。以下、本発明を具体的に説明する。さて、発明者らは、高強度冷延鋼板の加工性とくに伸びおよび伸びフランジ性の向上に関し、鋭意検討を重ねた結果、Nb,Cu,Ni,Cr,Moを含有しない成分系においても、体積分率で50~70のベイニティックフェライト相、体積分率で15~40のマルテンサイト相および体積分率で5~15の残留オーステナイトで、かつ長軸長≧5μmのマルテンサイト相の体積分率が50以下を満たす組織とすることにより、所期した目的が有利に達成されることを見出した。以下、本発明の成分組成および組織の限定理由について具体的に説明する。なお、鋼板中の元素の含有量の単位は何れも質量であるが、以下、特に断らない限り単にで示す。まず、本発明における鋼の成分組成の適正範囲およびその限定理由は以下のとおりである。C:015~025Cは、強度に寄与する元素であり、固溶強化および低温変態相による組織強化による強度確保に有効に寄与する。しかしながら、C量が015未満では必要な体積分率の低温変態相を得るのが難しく、一方025を超えるとスポット溶接性が著しく劣化するだけでなく、低温変態相が過度に硬質化して成形性、特に伸びフランジ性の低下を招く。従って、C量は015~025の範囲とする。Si:10~20Siは、オーステナイト中へのC濃化を促進させ、残留オーステナイトを安定化するのに重要な元素である。上記作用を得るには10以上、好ましくは12以上含有させる必要がある。また、マルテンサイト相を15以上含有する本発明鋼板においては、ベイニティックフェライト相を固溶強化し、ベイニティックフェライト相とマルテンサイト相の強度差を低減することにより、伸びフランジ成形時の鋼板全体の均一な変形を可能とし、伸びフランジ性の向上にも寄与する。一方、Si量が20を超えて含有されると鋼板が脆くなって割れが生じ、成形性が低下する。従って、Si量の上限は20以下とする。好ましくは18以下である。Mn:25~35Mnは、焼入れ性を向上させる元素であり、強度に寄与する低温変態相の確保を容易にする作用がある。上記作用を得るには25以上含有させる必要があるが、35を超えて含有させると過度に硬質化し、熱間での延性が不足し、スラブ割れが生じるおそれがある。そのため、Mn量は25~35の範囲とする。好ましくは26~30の範囲である。P:0030以下Pは、スポット溶接性に悪影響を及ぼすため、極力低減することが好ましいが、0030までは許容できる。しかし、P量を過度に低減することは製鋼工程での生産能率が低下し、高コストとなるため、P量の下限は0001程度とすることが好ましい。S:00050以下Sは、粒界に偏析して熱間脆性を低下させるだけでなく、MnSなどの硫化物系介在物を形成し、このMnSが冷間圧延により展伸し、変形時の割れの起点となって局部変形能を低下させるため極力低減することが好ましいが、00050までは許容できる。しかし、過度の低減は工業的に困難であり、製鋼工程における脱硫コストの増加を招くので、S量の下限は00001程度とすることが好ましい。好ましくは00001~00030の範囲である。Al:0005~01Alは、主として脱酸の目的で添加される。また、炭化物の生成を抑制し、残留オーステナイト相を生成させるのに有効であり、強度-伸びバランスを向上させる上で有用な元素である。上記の目的を達成するには0005以上の添加が必要であるが、01を超えて含有されると、アルミナなどの介在物増加による加工性の劣化という問題が生じる。さらに、Al量が01を超えると、連続鋳造時に、溶融スラグ中の塩基度が上昇し、潤滑性の確保が困難となり、凝固シェルと鋳型が焼き付き、ブレークアウトが発生してしまう場合がある。従って、Al量は0005~01の範囲とする。好ましくは002~006の範囲である。N:001以下Nは、耐時効性を劣化させる元素であり、N量が001を超えると耐時効性の劣化が顕著になる。またBを含有する場合、Bと結合しBNを形成してBを消費し、固溶Bによる焼入れ性を低下させ、所定の体積分率のマルテンサイト相を確保することが困難となる。また、ベイニティックフェライト中で不純物元素として存在し、ひずみ時効により延性を低下させるので、N量は低いほうが好ましいが、001までは許容できる。しかし、N量の過度の低減は製鋼工程における脱窒コストの増加を招くので、N量の下限は00001程度とすることが好ましい。より好ましくは00010~00050の範囲である。以上、基本成分について説明したが、本発明では、以下に述べる元素を適宜含有させることもできる。Ti:0005~0050Tiは、炭窒化物や硫化物を形成し、強度の向上に有効に寄与する。また、Bを添加する場合、NをTiNとして固定することによりBNの形成を抑制し、Bによる焼入れ性を発現させる上でも有効な元素である。これらの効果を得るには0005以上のTi含有を必要とするが、Ti量が0050を超えると、ベイニティックフェライト相中に過度に析出物が生成し、過度の析出強化により、伸びの低下を招く。従って、Ti量は0005~0050の範囲とする。好ましくは0010~0040の範囲である。B00001~00050Bは、焼入れ性を高めてマルテンサイト相および残留オーステナイト相などの低温変態相を確保するのに有効に寄与し、優れた強度-伸びバランスを得るために有効な元素である。この効果を得るためには、Bを00001以上含有させる必要がある。一方、B量が00050を超えると、上記の効果は飽和する。従って、B量は00001~00050の範囲とする。好ましくは00005~00020の範囲である。なお、本発明の鋼板において、上記以外の成分はFeおよび不可避的不純物である。ただし、本発明の効果を損なわない範囲内であれば、上記以外の成分の含有を拒むものではない。次に、本発明にとって重要な要件の一つである鋼組織の適正範囲およびその限定理由について説明する。ベイニティックフェライト相の体積分率:50~70複合組織を有する高強度鋼板では、軟質相と硬質相の硬度差に起因して伸びフランジ性が低下することが知られている。これに対し、オーステナイトからの低温変態相であるマルテンサイト相よりも軟質で、延性に寄与するベイニティックフェライト相を主体とする組織とすること、すなわち複合組織よりも単相組織に近い組織とすることによって、成形時に鋼板全体が均一に伸び、伸びフランジ性が向上する。ベイニティックフェライト相が50に満たない場合、硬質なマルテンサイト相の体積分率が増加して過度に高強度化し、伸びおよび伸びフランジが劣化する。一方、ベイニティックフェライト相が70を超えて存在すると、強度:1180MPaの確保が困難となるだけでなく、延性に寄与する残留オーステナイト相を所定量確保することが困難となる。従って、ベイニティックフェライト相の体積分率は50~70の範囲とする。マルテンサイト相の体積分率:15~40マルテンサイト相は、強度の向上に寄与し、1180MPa以上のTSを確保するためにはマルテンサイト相の体積分率を15以上にする必要がある。しかしながら、マルテンサイト相の体積分率が多すぎると過度に高強度化し、伸びおよび伸びフランジ性が低下するため、マルテンサイト相の体積分率は40以下にする必要がある。そして、マルテンサイト相の体積分率を15~40の範囲内で調整することによって、強度、伸びおよび伸びフランジ性の良好な材質バランスを得ることができる。残留オーステナイト相の体積分率:5~15残留オーステナイト相は、歪誘起変態、すなわち材料が変形する場合に歪を受けた部分がマルテンサイト相に変態することで変形部が硬質化し、歪の集中を防ぐことにより延性を向上させる効果があり、高延性化のためには5以上の残留オーステナイト相を含有させる必要がある。しかしながら、残留オーステナイト相はC濃度が高く、硬質なため、鋼板中に15を超えて過度に存在すると局所的に硬質な部分が存在するため、伸びフランジ成形時における材料の均一な変形を阻害する要因となることから、優れた伸びおよび伸びフランジ性を確保することが困難となる。特に伸びフランジ性の観点からは、残留オーステナイトは少ない方が好ましい。よって、残留オーステナイト相の体積分率は5~15の範囲とする。マルテンサイト相の総体積分率に占める長軸長≧5μmのマルテンサイト相の割合:50以下但し、0を含むマルテンサイト相は、ベース組織であるベイニティックフェライト相より硬質であり、マルテンサイト相の総体積分率が同じ場合、5μm未満のマルテンサイト相に比較すると長軸長が5μm以上の粗大なマルテンサイト相は局在して存在することになり、均一な変形を阻害し、より均一な変形をする微細均一な組織と比較すると伸びフランジ性に不利となる。特にかかる長軸長のマルテンサイトの割合が50を超えるとマルテンサイト相同士が隣接して存在し、不均一変形が顕著となり、伸びおよび伸びフランジ性に悪影響を及ぼす。それ故、長軸長が5μm以上のマルテンサイト相の割合は50以下の範囲で、少なければ少ないほど好ましい。従って、長軸長≧5μmのマルテンサイト相の体積分率は50以下とする。0であってもよい。次に、本発明の高強度冷延鋼板の製造条件およびその限定理由について説明する。本発明において、熱間仕上げ圧延前の工程に関しては常法に従って行えばよく、例えば、上記の成分組成範囲に調製した鋼を溶製、鋳造して得られた鋼スラブを用いることができる。また、本発明においては、連続鋳造スラブ、造塊-分塊スラブは勿論のこと、厚み:50~100mm程度の薄スラブを用いることができ、特に薄スラブの場合は、再加熱なしに直接熱間圧延工程に供することができる。熱間圧延についても特に制限はなく、従来公知の方法に従って行えばよい。好適条件を述べると次のとおりである。熱間圧延時の加熱温度は1100°C以上にすることが好ましい。スケール生成を軽減、燃料原単位の低減の観点から上限は1300°Cとすることが好ましい。熱間圧延における仕上げ温度は、フェライトとパーライトなど低温変態相の層状組織を回避すべく、850°C以上とするのが好ましい。また、スケール生成の軽減、結晶粒径粗大化の抑制による組織の微細均一化の観点から上限は950°Cとするのが好ましい。熱間圧延終了後の巻取り温度は、冷間圧延性、表面性状の観点から450~600°Cとするのが好ましく、巻取り後の鋼板は酸洗工程を経て冷間圧延に供される。ついで、冷間圧延を施すが、本発明では、この冷間圧延工程以降が重要であり、2回の冷間圧延および2回の焼鈍を施す。冷間圧下率1回目:20~501回目の冷間圧延における圧下率が20に満たないと、鋼板中に導入される歪が少なく、組織の均一微細化が進まず、回復、再結晶および相変態が遅延する。その結果、焼鈍時に十分なオーステナイト相を得ることができず、最終的に所定の体積分率のマルテンサイト相の確保が難しくなり、TSの確保が困難となる。また、均一な回復再結晶組織を得ることができず、熱延板組織の影響を受けた不均一な組織となるため、伸びや伸びフランジ性に悪影響を及ぼす。一方、冷延圧下率が50を超えても材質上の問題はないが、冷間圧延の負荷が増大するので上限は50とする。焼鈍温度1回目:800~900°C1回目の焼鈍における焼鈍温度が800°Cより低いと、焼鈍中にフェライト相の体積分率が高くなり、最終的に得られる組織におけるベイニティックフェライト相の体積分率が多くなるため、TS:1180MPaの確保が困難となる。また、焼鈍中にオーステナイト相へのC濃化が促進され、マルテンサイト相が過度に硬質化し、伸びフランジ性が低下する。一方、900°Cを超えてオーステナイト単相の高温域まで加熱すると、オーステナイト粒径が過度に粗大化し、ベイニティックフェライト相やマルテンサイト相などの結晶粒径が粗大化し、伸びフランジ性が低下する。よって、1回目の焼鈍における焼鈍温度は800~900°Cの範囲とする。冷却速度:10~80°C秒1回目の焼鈍後における冷却速度は、所望の低温変態相の体積分率を得るために重要である。平均冷却速度が10°C秒未満の場合、マルテンサイト相の確保が難しくなり、軟質化するため、強度確保が困難となる。一方、80°C秒を超えると、逆に過度にマルテンサイト相が生成し、過度に硬質化するため、伸びおよび伸びフランジ性などの加工性が低下する。従って、冷却速度は10~80°C秒の範囲とする。なお、この場合の冷却は、ガス冷却とすることが好ましいが、その他、炉冷、ミスト冷却、ロール冷却および水冷などの方法を用いることができ、またはそれらを組み合わせて使用することも可能である。冷却停止温度:300~500°C1回目の焼鈍後の冷却停止温度が300°C未満の場合、残留オーステナイトの生成が抑制され、過度にマルテンサイト相が生成するため、強度が高くなりすぎ、伸びの確保が困難となる。一方、500°Cを超えた場合、冷却停止後の保持中にベイニティックフェライトおよび残留オーステナイトの生成が抑制され、保持後の冷却過程において過度のマルテンサイト相が生成するため、優れた延性を得ることが困難となる。ベイニティックフェライト相を主体とし、マルテンサイト相および残留オーステナイト相の存在比率を制御し、TS:1180MPa級以上の強度を確保すると同時に、伸びおよび伸びフランジ性をバランス良く得るためには、冷却停止温度は300~500°Cの範囲とする必要がある。保持時間:100~1000秒上記した冷却停止温度域滞留温度域でもあるにおける保持時間が100秒に満たない場合、オーステナイト相へのC濃化が進行する時間が不十分となり、最終的に所望の残留オーステナイト体積分率を得ることが難しく、また過度にマルテンサイト相が生成して高強度化し、伸びおよび伸びフランジ性が低下する。一方、1000秒を超えて滞留させても残留オーステナイト量は増加せず、伸びの顕著な向上は認められない。したがって、保持時間は100~1000秒の範囲とする。なお、冷却停止後の鋼板を上記滞留温度域に保持する手段としては、例えば、焼鈍後の冷却設備の下流工程に保温装置等を設けて、鋼板の温度を上記滞留温度に調整する手段等が挙げられる。また、滞留後の鋼板は、従来公知の任意の方法により所望の温度に冷却される。冷間圧下率2回目:20~50本発明では、2回目の冷間圧延および2回目の焼鈍は、1回目の焼鈍での材料特性の造り込みに加えてさらに材質向上を目的とし実施される。2回目の冷間圧延および焼鈍は、1回目の焼鈍で制御した組織をさらに優れた特性を有する鋼板組織に制御するために重要である。また、2回の冷間圧延、焼鈍を実施することにより、添加元素の十分な拡散がより進行し、1回の冷間圧延、焼鈍後の組織よりも一層均一な組織とすることができ、その結果、優れた伸びおよび伸びフランジ性を達成することが可能となる。1回目の冷延-焼鈍組織を有する鋼板に対し、2回目の冷間圧下率が20に満たない場合、圧延により導入される歪が極端に少なくなるため、回復、再結晶の駆動力が小さく、核生成、粒成長が遅れ、その後の変態が遅延し、最終的に得られる鋼板において所定の体積分率を有するマルテンサイト相の確保が困難となる結果、軟質化し、強度確保が困難となる。また、均一な回復再結晶組織を得ることができず、熱延板組織の影響を受けた不均一な組織となるため、伸びや伸びフランジ性に悪影響を及ぼす。一方、冷間圧下率が50を超えると、鋼板中に導入された歪量が多くなり、回復、再結晶が進行し、変態も進行するため、1回目の焼鈍にて制御した組織の変動が大きく、2回目の焼鈍の影響が支配的となるため、優れた伸び、伸びフランジ性を得ることが困難となる。また、冷間圧延の負荷も増大し、板形状不良が発生することもある。従って、2回目の冷間圧下率は20~50の範囲とする。焼鈍温度2回目:1回目の焼鈍温度±50°C2回目の焼鈍温度が1回目の焼鈍温度-50°Cを下回る場合、均熱時にオーステナイト相へのC濃化が1回目の焼鈍よりも促進され、さらに均熱時の結晶粒径が微細化し、また冷却、保持工程におけるベイニティックフェライト相の生成に伴って、オーステナイト相へのC濃化が進行し、マルテンサイト相が過度に硬質化して、伸びフランジ性が低下する。また、焼鈍温度が低い場合、焼鈍中にフェライト相の体積分率が高くなり、最終的に得られる組織におけるフェライト相の体積分率が多くなるため、TS:1180MPaの確保が困難となる場合がある。一方、2回目の焼鈍温度が1回目の焼鈍温度50°Cを上回ると、オーステナイト粒径が過度に粗大化し、それに伴ってベイニティックフェライト相やマルテンサイト相の結晶粒径が粗大化するため、伸びフランジ性が劣化する。また、高温に加熱されることにより、添加元素が十分に拡散して、均一なオーステナイト相単相域焼鈍となる場合では、1回目の焼鈍組織が変動し、所望の体積分率の残留オーステナイト相が得られないため、伸びに優れた鋼板を得ることが困難となる。よって、2回目の焼鈍温度は1回目の焼鈍温度±50°Cの範囲とする。なお、上記した2回目の焼鈍後の冷却は、特に制限はなく、常法に従い行えばよい。好ましくは、1回目の焼鈍と同様、冷却停止温度までの冷却速度:10~80°C秒、冷却停止温度:300~500°C、冷却停止温度域での保持時間:100~1000秒として冷却する。上記した2回目の焼鈍後、最終的に得られた冷延鋼板に、形状矯正や表面粗度調整の目的から調質圧延スキンパス圧延を行ってもかまわないが、過度にスキンパス圧延をすると鋼板に歪が導入されるため、結晶粒が展伸されて圧延加工組織となり、延性が低下するおそれがある。そのため、スキンパス圧延の圧下率は005以上05以下程度とすることが好ましい。表1に示す成分組成になる鋼を溶製してスラブとし、1200°Cに加熱後、仕上げ圧延機出側温度:900°Cで熱間圧延を施し、圧延終了後、70°C/秒の速度で冷却して、550°Cで巻取り、ついで塩酸酸洗後、表2に示す条件で冷間圧延および焼鈍処理を施して、板厚:16mmの冷延鋼板を製造した。なお、2回目の焼鈍後の冷却は、前記好ましい条件である、冷却停止温度までの冷却速度:10~80°C秒、冷却停止温度:300~500°C、冷却停止温度域での保持時間:100~1000秒の範囲内とした。得られた冷延鋼板について、以下に示す材料試験により材料特性を調査した。得られた結果を表3に示す。1鋼板の組織圧延方向断面で、板厚の14位置の面を走査型電子顕微鏡SEMで観察することにより調査した。観察はN=5観察視野5箇所で実施した。ベイニティックフェライト相の体積分率は、倍率2000倍の断面組織写真を用い、画像解析により、任意に設定した50μm×50μm四方の正方形領域内に存在するベイニティックフェライト相の占有面積を求め、これをベイニティックフェライト相の体積分率とした。また、上記観察においては、マルテンサイト相についても観察したが、後述する方法で求めたマルテンサイト相の体積分率とほぼ同等の体積分率となったため、表3に示すマルテンサイト相の体積分率については、後述の方法により求めた。長軸長:5μm以上のマルテンサイト相の割合は、倍率1000倍の断面組織写真を用い、画像解析により任意に設定した100μm×100μm四方の正方形領域内に存在する長軸長が5μm以上のマルテンサイト相の占有面積を求めて体積分率とした。ここで、長軸長:5μm以上のマルテンサイト相の抽出は、マルテンサイト相の長軸、すなわち最大径が、直径が5μmの円と同じか、これよりも大きい場合に長軸長が5μm以上であるとした。この際、比較的平滑な表面を有し、塊状の形状として観察されたものをマルテンサイトと判定した。残留オーステナイト相の量は、MoのKα線を用いてX線回折法により求めた。すなわち、鋼板の板厚14付近の面を測定面とする試験片を使用し、オーステナイト相の211面および220面とフェライト相の200面および220面のピーク強度から残留オーステナイト相の体積率を算出した。各相の体積分率は、最初に上記したSEM像による目視判断によりベイニティックフェライト相とベイニティックフェライト相以外とに区別し、ベイニティックフェライト相の体積分率を決定し、次にX線回折法により残留オーステナイト相の体積分率を決定し、残る体積分率をマルテンサイト相と判断した。2引張特性圧延方向と90°の方向を長手方向引張方向とするJISZ2201に記載の5号試験片を用い、JISZ2241に準拠した引張試験を行って評価した。なお、引張特性の評価基準はTS×El≧20000MPa以上TS:引張強度MPa、El:全伸びを良好とした。3穴拡げ率日本鉄鋼連盟規格JFST1001に基づき実施した。初期直径d0=10mmの穴を打抜き、頂角:60°の円錐ポンチを上昇させて穴を拡げた際に、亀裂が板厚を貫通したところでポンチの上昇を停止して、亀裂貫通後の打抜き穴径dを測定し、次式穴拡げ率=d-d0d0×100で算出した。同一番号の鋼板について3回試験を実施し、穴拡げ率の平均値λを求めた。なお、穴拡げ率の評価基準はTS×λ≧36000MPa以上を良好とした。表3から明らかなように、No1~7の発明例はいずれも、TS≧1180MPaで、かつTS×El≧20000MPa以上、TS×λ≧36000MPaを満足する伸びおよび伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板が得られている。これに対し、鋼成分が本発明の適正範囲外であるNo8は、マルテンサイト相の体積分率が多すぎて所望の組織とすることができず、そのため伸びおよび伸びフランジ性に劣っている。また、冷延圧下率が低いNo9、焼鈍温度が低いNo10、焼鈍後の冷却速度が遅いNo12、2回目の冷延圧下率が低いNo17、2回目の焼鈍温度が低いNo18はいずれも、ベイニティックフェライト相の体積分率が多く、TS:1180MPaを満足していない。さらに、焼鈍温度が高いNo11、冷却速度が速いNo13、保持時間の短いNo16、2回目の焼鈍温度が高いNo19はいずれも、マルテンサイト相の体積分率が多すぎ、強度が過度に高く、伸びおよび伸びフランジ性に劣る。またさらに、冷却後の保持温度が低いNo14、冷却後の保持温度が高いNo15はそれぞれ、残留オーステナイト相の体積分率が少なく、伸びに劣る。"