質量で、C:0010超006以下、Si:03以下、Mn:08以下、P:003以下、S:002、Al:01以下、N:001以下、Ti:005~010を含有し、残部Fe及び不可避不純物よりなる組成と、さらにフェライト相が面積率で95以上を占め、フェライト結晶粒が1μm以上の平均粒径を有し、かつ該フェライト結晶粒内に平均粒径:7nm以下のTiCを分散析出させた金属組織と、を有し、コイル内での機械的特性の変動が小さいことを特徴とする降伏強さ530MPa以上で、伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板。前記組成に加えてさらに、質量で、B:00020以下を含有することを特徴とする請求項1に記載の高強度熱延鋼板。前記組成に加えてさらに、質量で、Cu、Ni、Cr、Co、Mo、Sb、W、As、Pb、Mg、Ca、Sn、Ta、Nb、V、REM、Cs、Zr、Znのうちから選ばれた1種または2種以上を合計で、1以下含有することを特徴とする請求項1または2に記載の高強度熱延鋼板。前記TiCが、TとCとの原子数比、Ti/Cが1未満であることを特徴とする請求項1ないし3のいずれかに記載の高強度熱延鋼板。表面にめっき層を有することを特徴とする請求項1ないし4のいずれかに記載の高強度熱延鋼板。前記めっき層が、亜鉛めっきまたは亜鉛含有合金めっきであることを特徴とする請求項5に記載の高強度熱延鋼板。鋼素材に、熱間圧延を施して熱延板とする熱延鋼板の製造方法であって、前記鋼素材を、質量で、C:0010超006以下、Si:03以下、Mn:08以下、P:003以下、S:002、Al:01以下、N:001以下、Ti:005~010を含有し、残部Fe及び不可避不純物よりなる組成を有する鋼素材とし、前記鋼素材に、オーステナイト単相域に加熱したのち、仕上圧延終了温度:860°C以上1050°C以下となる仕上圧延を施し、該仕上圧延終了後から750°Cまでの温度域で、30°C/s以上の平均冷却速度で冷却し、巻取り温度:580°C以上700°C以下でコイル状に巻き取り、コイル内の機械的特性の変動が小さい熱延板とすることを特徴とする降伏強さ530MPa以上で、伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。前記組成に加えてさらに、質量で、B:00020以下を含有することを特徴とする請求項7に記載の高強度熱延鋼板の製造方法。前記組成に加えてさらに、質量で、Cu、Ni、Cr、Co、Mo、Sb、W、As、Pb、Mg、Ca、Sn、Ta、Nb、V、REM、Cs、Zr、Znのうちから選ばれた1種または2種以上を合計で、1以下含有することを特徴とする請求項7または8に記載の高強度熱延鋼板の製造方法。特許文献1~7に記載された技術ではいずれも、概ね、高強度化と加工性および形状凍結性の向上が期待できるとしているが、同一鋼板コイル内での、強度の変化が大きく、強度が安定しないため、同一の鋼板コイルから作製された部品部材内でも寸法精度が異なり、寸法精度が安定した部品を製造することが難しいという問題がある。本発明は、かかる従来技術の問題を解決し、コイル内での機械的特性の変動が小さく、寸法精度が安定した部品の製造が可能な、伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。ここでいう高強度熱延鋼板とは、降伏強さYS:530MPa以上、好ましくは引張強さTS:590MPa以上の高強度を有する熱延鋼板をいうものとする。一般的に、プレス成形部品の寸法精度は、スプリングバック量で評価される。安定した寸法精度を有する部品とは、同種の部品間で、スプリングバック量が一定であるものをいう。スプリングバック量は、加工を終了し、変形応力を除荷した時の変形量であるが、素材の降伏強さに依存する。したがって、安定した寸法精度の部品とするためには、素材の降伏強さを一定に調整する必要があることになる。本発明者らは、上記した目的を達成するため、降伏強さ:530MPa以上に高強度化された高強度熱延鋼板における、コイル内での強度変動におよぼす各種要因について鋭意検討した。その結果、強度変動の要因の一つとして硬質相の大きさや分布形態の変動があることに思い至り、硬質相の生成を排除するため、金属組織を、フェライト結晶粒の集まりよりなる実質的にフェライト相単相組織とすることとした。というのは、降伏強さ:530MPa以上と高強度化された熱延鋼板では、鋼板組織に多種多様な相が含まれる場合があり、各相分率の変化、各相硬さの変化により、鋼板強度は大きく変化する。そこで、本発明者らは、この強度変化は、金属組織を多種多様な相を含む複合組織としたのでは簡単に抑制できないと考えて、金属組織を単相化する必要があることに想到した。さらに、結晶粒を微細化した組織では、僅かな結晶粒径の変動も、強度変動の大きな要因となると考え、結晶粒の微細化を積極的に行わないことにした。そして、本発明者らは、フェライト相単相組織で、極端な細粒化による強化を行わない鋼板では、強度変動の大きな要因は、炭化物の大きさやその析出量の変動にあることに想到した。そして、更なる検討の結果、炭化物の大きさやその析出量の変動は、炭化物の析出のタイミングのばらつきにあることを突き止めた。そして、炭化物の析出のタイミングのばらつきは、SiおよびMn量を低減することにより解消することを新規に見出した。まず、本発明者らは、鋼中のMn量が多いときに、幅方向の引張強さが変化することを見い出し、Mn量を削減することに思い至った。というのは、鋼中のMn量が多いと、Mnが偏析し、その部位で炭化物の析出タイミングが遅くなり、さらにはMnによる固溶強化により、その部位が異常に硬質化する。そのため、従来の高強度鋼板では、通常の含有量であると考えられてきた08以上のMn含有によって、強度の大きな変動が生じることを見いだした。また、Siについても、通常の含有量であると考えられてきた03以上の含有でも、Mnと同様に鋼板組織の変化、すなわち強度変動の原因になることを突き止めた。このようなことから、本発明者らは、SiおよびMn量を低減し、組織を実質的にフェライト相単相とし、さらにフェライト相のフェライト結晶粒内に均一に超微細なTiCを分散させた組織とすれば、鋼板コイル各位置で、炭化物の大きさと析出量とを一定に保つことができ、降伏強さ:530MPa以上の高強度を維持しながら、鋼板コイル内での強度変動が著しく小さい、高強度熱延鋼板が得られることを知見した。ここで、本発明における実質的にフェライト相単相とは。光学顕微鏡および走査型電子顕微鏡で500~5000倍で観察したときに、フェライト結晶粒が金属組織の95以上を占めている場合をいう。本発明は、かかる知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨はつぎのとおりである。1質量で、C:0010超006以下、Si:03以下、Mn:08以下、P:003以下、S:002以下、Al:01以下、N:001以下、Ti:005~010を含有し、残部Fe及び不可避不純物よりなる組成と、さらにフェライト相が面積率で95以上を占め、フェライト結晶粒が1μm以上の平均粒径を有し、かつフェライト結晶粒内に平均粒径:7nm以下のTiCを分散析出させた金属組織とを、有し、コイル内での機械的特性の変動が小さいことを特徴とする降伏強さ530MPa以上で、伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板。21において、前記組成に加えてさらに、質量で、B:00020以下を含有することを特徴とする高強度熱延鋼板。31または2において、前記組成に加えてさらに、質量で、Cu、Ni、Cr、Co、Mo、Sb、W、As、Pb、Mg、Ca、Sn、Ta、Nb、V、REM、Cs、Zr、Znのうちから選ばれた1種または2種以上を合計で、1以下含有することを特徴とする請求項1または2に記載の高強度熱延鋼板。41ないし3のいずれかにおいて、前記TiCが、TとCとの原子数比、Ti/Cが1未満であることを特徴とする高強度熱延鋼板。51ないし4のいずれかにおいて、表面にめっき層を有することを特徴とする高強度熱延鋼板。65において、前記めっき層が、亜鉛めっきまたは亜鉛含有合金めっきであることを特徴とする高強度熱延鋼板。7鋼素材に、粗圧延、仕上圧延からなる熱間圧延を施し、仕上圧延終了後、冷却し、巻き取り、熱延鋼板とする熱延鋼板の製造方法であって、前記鋼素材を、質量で、C:0010超006以下、Si:03以下、Mn:08以下、P:003以下、S:002以下、Al:01以下、N:001以下、Ti:005~010を含有し、残部Fe及び不可避不純物よりなる組成を有する鋼素材とし、前記鋼素材に、オーステナイト単相域に加熱したのち、仕上圧延終了温度:860°C以上1050°C以下となる仕上圧延を施し、該仕上圧延終了後から750°Cまでの温度域で、30°C/s以上の平均冷却速度で冷却し、巻取り温度:580°C以上700°C以下でコイル状に巻き取り、コイル内の機械的特性の変動が小さい熱延板とすることを特徴とする降伏強さ530MPa以上で、伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。87において、前記組成に加えてさらに、質量で、B:00020以下を含有することを特徴とする高強度熱延鋼板の製造方法。97または8において、前記組成に加えてさらに、質量で、Cu、Ni、Cr、Co、Mo、Sb、W、As、Pb、Mg、Ca、Sn、Ta、Nb、V、REM、Cs、Zr、Znのうちから選ばれた1種または2種以上を合計で、1以下含有することを特徴とする高強度熱延鋼板の製造方法。本発明によれば、降伏強さ:530MPa以上の高強度を維持しながら、コイル内での機械的特性の変動が小さく、伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板を容易に製造でき、産業上格段の効果を奏する。また、本発明によれば、寸法精度が安定した部品の製造が可能となり、自動車車体の軽量化、製品の軽量化に寄与するという効果もある。本発明熱延鋼板は、C:0010超006以下、Si:03以下、Mn:08以下、P:003以下、S:002以下、Al:01以下、N:001以下、Ti:005~010を含有し、残部Fe及び不可避不純物よりなる組成を有する。まず、本発明熱延鋼板の組成限定理由について、説明する。以下、とくに断わらない限り、質量は単にで記す。C:0010超006以下Cは、本発明では、Tiと結合し炭化物TiCとして析出し、強度増加に寄与する元素である。このような効果を得るためには、0010を超える含有を必要とする。0010以下では、降伏強さ530MPa以上の高強度を確保することができない。一方、006を超える含有は、パーライトが生成して強度の安定性が低下するうえ、伸びフランジ性も低下する。このため、Cは0010超006以下の範囲に限定した。なお、好ましくは0010~0025である。Si:03以下Siは、鋼板強度を増加させるが、伸びを低下させない元素として、従来から含有されてきた元素であるが、本発明では、Siは焼入れ性を向上させ、マルテンサイト、ベイナイト等の硬質相を形成しやすくし、鋼板強度の変動に大きな影響を与える。このため、本発明では、できるだけ低減することが望ましいが、03までは許容できることから、Siは03以下に限定した。なお、好ましくは02以下、さらに好ましくは01以下である。Mn:08以下Mnは、Siと同様に、固溶して鋼板の強度を増加させる元素であり、従来は積極的に利用してきた。しかし、Mnは、Siと同様に、焼入れ性を向上させ、マルテンサイト、ベイナイト等の硬質相を生成しやすくし、鋼板強度の変動に大きな影響を及ぼす。また、Mnは、偏析しやすく、偏析した箇所偏析部では、部分的に変態点が低温化し、硬質相を形成して部分的に強度を高めるため、鋼板内コイル内で強度が変動し、強度の安定性が低下する。このようなことから、Mnはできるだけ低減することが望ましいが、08までは許容できる。このため、Mnは08以下に限定した。なお、好ましくは015~055である。P:003以下Pは、鋼板中でフェライト粒界等に偏析して、伸びフランジ性を低下させるため、できるだけ低減することが望ましいが、003までは許容できる。このため、Pは003以下に限定した。なお、好ましくは、002以下、さらに好ましくは001以下である。S:002以下Sは、TiSを形成してTiを消費するため、強度変動の要因にもなる。このようなことは、002を超えて含有した場合に顕著となる。このため、Sは002以下に限定した。なお、好ましくは、0005以下、さらに好ましくは0001以下である。Al:01以下Alは、脱酸剤として作用する元素である。このような効果を得るためには、0005以上含有することが望ましい。一方、01を超えて含有すると、Al酸化物として残存し、凝集して粗大なAl酸化物アルミナとなりやすい。粗大なAl酸化物は、破壊の起点となり、強度が変動しやすくなる。このため、強度安定性の確保という観点から、Alは01以下に限定した。なお、好ましくは0015~0065である。N:001以下Nは、鋼中でTiと結合してTiNを形成するため、Nが001を超えて多量になると、炭化物となりうるTi量がNの存在により低下し、所望の高強度を確保できなくなる。粗大なTiNの析出はTiを消費し、強度を担う微細TiCの析出量を低減し、強度変化の原因になるとともに、加工時の破壊の起点になりやすく、伸びフランジ加工性も低下する。このため、Nは本発明においては、有害な元素としてできるだけ低減することが望ましい。このようなことから、Nは001以下に限定した。なお、好ましくは0006以下である。Ti:005~010Tiは、本発明において所望の高強度を確保するための重要な元素であり、微細なTiCを形成して鋼板を高強度化する元素である。このような効果を得るためには、005以上の含有を必要とする。Tiが005未満では、所望の高強度である、降伏強さ530MPa以上を確保できない。一方、010を超える含有は、固溶Tiが多くなりTiCの粗大化が抑制できなくなり、所望の高強度を確保できなくなる。このようなことから、Tiは005~010の範囲に限定することが好ましい。なお、本発明では、添加されたTiは、ほぼすべてTi含有析出物となっており、固溶状態にあるTi量は0001以下である。上記した成分が基本の成分であるが、本発明では、これら基本の成分に加えて選択元素として、B:00020以下を、必要に応じて含有してもよい。B:00020以下Bは、鋼中で固溶状態で存在して、オーステナイトγ→フェライトα変態を遅延させ、TiCを微細に析出させる作用を有する。このような効果を得るためには、00010以上含有することが望ましいが、00020を超える含有は、γ→α変態が抑制されすぎて、ベイナイト相等が生成しやすくなり、伸びフランジ加工性が劣化し、また、鋼板幅方向の強度安定性が低下する。このため、含有する場合には、Bは00020以下に限定することが好ましい。なお、上記した成分以外に、Cu、Ni、Cr、Co、Mo、Sb、W、As、Pb、Mg、Ca、Sn、Ta、Nb、V、REM、Cs、Zr、Znのうちの1種または2種以上を含有する場合でも、これらの合計含有量が1以下であれば、本発明の効果への影響は少ないため、合計で1以下であれば許容できる。上記した成分以外の残部は、Fe及び不可避不純物である。つぎに、本発明熱延鋼板の組織限定理由について説明する。本発明熱延鋼板は、上記した組成を有し、フェライト相が面積率で95以上を占める金属組織を有し、フェライト相中のフェライト結晶粒が1μm以上の平均結晶粒径を有し、かつフェライト結晶粒内に平均粒径:7nm以下のTiCを分散析出させた金属組織を有する。金属組織:フェライト相が面積率で95以上本発明では、金属組織をフェライト結晶粒からなる実質的にフェライト相単相とすることが重要である。フェライト相以外に、マルテンサイト相やベイナイト相などの硬質相を多量に含むと、その組織分率に依存して強度が変動する。このため、鋼板コイル内の強度変動を抑えるために、金属組織は実質的にフェライト相単相とした。ここでいう実質的にフェライト単相とは、組織全体に対するフェライト相の面積率で100である場合以外に、当該相が、組織全体に対する面積率で、95以上、好ましくは98超である場合を含む。ここでいう金属組織とは、光学顕微鏡や走査型電子顕微鏡で500~5000倍で観察するときに見られる金属組織をいう。フェライト結晶粒の平均結晶粒径:1μm以上本発明では、コイル鋼板内の強度変動を少なくするため、強度を変動させる要因を極力排除する。このため、本発明では、強度増加の有効な手段である結晶粒の積極的な微細化は行わない。フェライト結晶粒径が1μm未満となると、微細化による強化が急激に増大する領域となり、強度がフェライト結晶粒径に大きく依存するようになる。そのため、コイル鋼板内の僅かな結晶粒径の変化により、強度が大きく変動するようになる。このようなことから、フェライト結晶粒の平均粒径を1μm以上に限定した。フェライト結晶粒内に析出したTiCの平均粒径:7nm以下本発明では、フェライト結晶粒内に微細なTi炭化物TiCを析出させて、降伏強さ:530MPa以上となる高強度化を図る。微細炭化物の析出のみを制御して高強度化するため、安定して所望の強度を確保できる。TiCの平均粒径が7nmを超えて大きくなると、降伏強さ:530MPa以上の高強度を確保しにくくなる。このため、TiCの平均粒径は7nm以下に限定した。TiC中の、TとCとの原子数比、Ti/C:1未満Ti炭化物TiC中のTiとCの原子数比TiCは、TiCを微細に析出させるために、重要となる。TiCが析出する際に炭化物中のTiがCよりも過剰に存在すると、Ti炭化物TiCが粗大化しやすくなる。このため、TiC中のTiとCの原子数比、TiCを1未満に限定することが好ましい。また、微量なNb、V、Mo、WがTiCに固溶している場合があるが、本発明ではこのようなNb、V、Mo、Wが固溶したTiCを含めてTiCと表した。また、鋼板に耐食性を付与するために、鋼板表面にめっき層を設けてもよい。本発明熱延鋼板は、表面にめっき層を形成しても、本発明の効果を損なうことはない。表面に形成するめっき層の種類は、特に限定する必要はなく、電気めっき、溶融めっき等、いずれであっても何ら問題はなく、適用できる。溶融めっきとしては、溶融亜鉛めっき、溶融アルミめっきなどが挙げられる。また、溶融亜鉛めっき後に、溶融亜鉛めっき層を合金化した合金化溶融亜鉛めっきとしても、何ら問題はない。つぎに、本発明熱延鋼板の好ましい製造方法について説明する。本発明の製造方法では、鋼素材に、粗圧延、仕上圧延からなる熱間圧延を施し、仕上圧延終了後、冷却し、巻き取り、熱延鋼板とする。この際、オーステナイト単相域に加熱したのち、仕上圧延終了温度:1050°C以下となる仕上圧延を施し、該仕上圧延終了後から750°Cまでの温度域で、30°C/s以上の平均冷却速度で冷却し、巻取り温度:580°C以上700°C以下でコイル状に巻き取ることを特徴とする。本発明においては、鋼素材の製造方法はとくに限定する必要はなく、転炉、電気炉等の常用の溶製炉で、上記した組成の溶鋼を溶製し、連続鋳造法等の常用の鋳造方法で、スラブ等の鋼素材とすることが好ましい。なお、造塊-分塊圧延法、薄スラブ連続鋳造法等、常用の鋳造方法を適用してもよい。得られた鋼素材に、粗圧延および仕上圧延を施すが、粗圧延に先立ち、鋼素材をオーステナイト単相域に加熱する。粗圧延前の鋼素材が、オーステナイト単相域まで加熱されていないと、鋼素材中に存在するTiCの再溶解が進行せず、圧延後にTiCの微細析出が達成されない。したがって、粗圧延に先立ち、鋼素材をオーステナイト単相域に加熱する。加熱温度は、1100°C以上とすることが好ましい。一方、加熱温度が過剰に高温となると、表面が過剰に酸化されTiO2が形成され、Tiが消費され、鋼板になった場合に表面近傍の硬さが低下する。このため、加熱温度は1300°C以下とすることが好ましい。なお、鋳造後の鋼素材を加熱することなく、直送圧延してもよい。なお、粗圧延の条件はとくに限定する必要はない。仕上圧延終了温度:860°C以上1050°C以下仕上圧延終了温度が1050°Cを超えて高温となると、フェライト結晶粒が粗大化しやすくなり、鋼板強度が顕著に低下する。このため、仕上圧延終了温度は1050°C以下とした。一方、仕上圧延終了温度が860°C未満では、最終的に得られるフェライト粒が1μm未満となり、結晶粒の微細化効果が顕著となるため、鋼板内の強度変動が大きくなりやすい。このため、仕上圧延終了温度は860°C以上とした。なお、好ましくは、900°C以上である。仕上圧延終了後から750°Cまでの温度域での平均冷却速度:30°Cs以上微細なTiCを得るためには、仕上圧延終了後、加速冷却し、可能な限り低い温度でγ→α変態が生じるようにすることが必要となる。冷却速度が30°Cs未満と遅くなると、γ→α変態が高温で生じるようになり、フェライト中に析出したTiCが粗大化しやすく、微細なTiCが得にくくなる。このようなことから、仕上圧延終了後から750°Cまでの温度域での平均冷却速度は30°Cs以上とした。なお好ましくは50°Cs以上である。また、冷却速度の上限は、幅方向の冷却の不均一を招きやすくなるため、450°Cs以下とすることが好ましい。巻取り温度:580°C以上700°C以下巻取り温度が580°C未満では、ベイニティックフェライトやベイナイトが生じるようになり、実質的にフェライト相単相組織が得にくくなる。このため、巻取り温度は580°C以上とした。なお、好ましくは600°C以上である。一方、700°Cを超える巻取り温度では、パーライトや粗大なTiCが生成して、強度が低下しやすくなる。このため、巻取り温度は700°C以下とした。なお、好ましくは680°C以下である。上記した工程で製造された熱延鋼板には、さらに鋼板表面にめっき層を形成する、めっき処理を行ってもよい。表面に形成するめっき層の種類は、特に限定する必要はなく、電気めっき、溶融めっき等、いずれであっても何ら問題はなく、適用できる。溶融めっきとしては、溶融亜鉛めっき、溶融アルミめっきなどが挙げられる。また、溶融亜鉛めっき後に、溶融亜鉛めっき層を合金化した合金化溶融亜鉛めっきとしても、何ら問題はない。以下、さらに実施例にしたがって、本発明をさらに詳細に説明する。実施例1表1に示す組成の溶鋼を常用の溶製方法転炉で溶製し、連続鋳造法でスラブ鋼素材肉厚:270mmとした。これらのスラブを、表2に示す加熱温度に加熱し、粗圧延して、ついで、表2に示す条件で仕上圧延を施し、仕上圧延終了後、750°Cまでの温度域の平均で、表2に示す平均冷却速度で加速冷却し、表2に示す巻取り温度でコイル状に巻き取り、板厚:23mmの熱延鋼板とした。なお、一部の熱延鋼板鋼板No6~10には、酸洗して表面スケールを除去したのち、溶融亜鉛めっき処理を施し、鋼板表面にめっき層を形成した。さらに一部の鋼板では、めっき層の合金化処理を行い、合金化溶融亜鉛めっき層とした。めっきの付着量は45gm2とした。得られた熱延鋼板について、組織観察、引張試験、穴拡げ試験を実施した。試験方法はつぎのとおりである。1組織観察得られた鋼板から、組織観察用試験片を採取して、圧延方向に平行な断面L断面が観察面となるように研磨し、ナイタール液で腐食し、光学顕微鏡倍率:500倍および走査型電子顕微鏡倍率:3000倍で組織を観察し、撮像した。得られた組織写真から、画像解析装置を用いて、組織の種類およびその面積率を算出した。また、圧延方向に平行な断面を鏡面研磨し、ナイタール腐食液で腐食し、フェライト粒を現出させて光学顕微鏡倍率:100倍で組織を撮像した。得られた組織写真について、圧延方向、板厚方向にそれぞれ10本の直線を、100μm以上の間隔で引き、粒界と直線との交点の数をかぞえた。全線長を交点の数で割ったものをフェライト粒一つの線分長として、これに113を乗じてASTMフェライト粒径を求めた。また、得られた鋼板から、透過型電子顕微鏡観察用試験片を採取し、機械研磨、化学研磨により、透過型電子顕微鏡観察用薄膜とした。得られた薄膜を用いて、透過型電子顕微鏡倍率:340000倍で組織を観察し、各5視野で撮像した。得られた組織写真を用い、合計で100個のTiCについて、その最大径dディスク上下面での最も大きい部分の直径と、ディスク上下面に直交する方向におけるディスク状析出物の径厚さtとを測定し、それらの算術平均値平均粒径ddef=dt/2を、各鋼板におけるTiCの平均粒径と定義した。また、得られた鋼板から、電解抽出用試験片を採取し、AA系電解液中で電解して、抽出残渣を捕集した。得られた電解抽出残渣を、透過型電子顕微鏡で観察し、TiCについて、EDXエネルギー分散X線分光分析器でTi濃度を、EELS電子エネルギー損失分光分析器でC濃度を定量し、TiC中のTiとCの原子数比TiCを算出した。2引張試験得られた熱延鋼板から、引張方向が圧延方向と平行になるようにJIS5号試験片GW:25mm、GL:50mmを採取した。採取位置は、鋼板長手方向で先端から150mの位置で、幅中央位置と、幅方向端から内側に50mmの幅端側位置の2箇所とし、各箇所各1本採取した。得られた引張試験片を用いて、JISZ2241の規定に準拠して引張試験を行い、引張特性降伏強さYS、引張強さTSを測定した。幅中央位置と幅端側位置との降伏強さの差ΔYSを求め、強度変動の指標とした。なお、ΔYSが20MPa以下である場合を、強度変動が少ないとして○、それ以外の場合を×として評価した。3穴拡げ試験得られた熱延鋼板から、穴拡げ試験片130×130mmを切り出し、試験片の中央位置に、ポンチで10mmφの穴をクリアランス125で打ち抜き、ポンチの打抜き方向に、頂角60度の円錐ポンチを挿入し、穴を拡げた。板厚を貫通する明瞭な亀裂が発生した段階で円錐ポンチの挿入を中止し、試験片を取り出してその穴の直径を測定した。穴拡げ後の穴径と穴拡げ前の穴径の差を穴拡げ前の値で割り、それに100を書けた数字を穴拡げ率として算出し、伸びフランジ性の指標とした。なお、穴拡げ率100以上の場合を伸びフランジ性に優れると評価した。得られた結果を表3に示す。本発明例はいずれも、降伏強さYS:530MPa以上の高強度を維持しつつ、ΔYSが20MPa以下と幅方向での強度変動が少なく、コイル内での機械的特性の変動が小さくなっており、しかも、穴拡げ率が100以上と伸びフランジ性にも優れた高強度熱延鋼板となっている。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、降伏強さYS:530MPa未満と強度が低下しているか、ΔYSが20MPa超えて幅方向での強度変動が大きくなっているか、穴拡げ率が100未満と伸びフランジ性が低下しているか、或いはそれらがすべて低下している。実施例2表1に示す鋼NoH、NoMの組成の溶鋼を転炉で溶製し、実施例1と同様に、連続鋳造法でスラブ肉厚:270mmとした。これらのスラブを、表2に示す鋼板No8、No12と同様の条件で、加熱し、粗圧延、仕上圧延を施し、さらに加速冷却し、コイル状に巻取り、板厚26mmの熱延鋼板とした。得られたコイルについて、表4に示す長手方向の各位置で、板幅方向中央部から、JIS5号引張試験片、穴拡げ試験片を採取し、実施例1と同様の条件で引張試験、穴拡げ試験を実施した。得られた結果を表4に示す。なお、長手方向の40m位置を基準にして長手方向各位置での降伏強さの差ΔYSも併せて示す。いずれのコイルにおいても長手方向の機械的特性の変化は小さい。