化学成分が、質量で、C:0060~0150、Si:015~070、Mn:100~190、P:010以下、S:0010以下、Al:001~010、N:0010以下およびNb:0010~0100を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、ミクロ組織が、平均結晶粒径:18μm以下のフェライトを体積分率で75以上、平均結晶粒径:2μm以上のパーライトを体積分率で5以上含み、残部は低温生成相からなる複合組織であり、さらに、パーライトの平均自由行程が50μm以上であることを特徴とする材質均一性に優れた熱延鋼板。Fe成分の一部に代えて、さらに質量で、Ti:005未満を含有することを特徴とする請求項1に記載の材質均一性に優れた熱延鋼板。Fe成分の一部に代えて、さらに質量で、V:010以下、Cr:050以下、Mo:050以下、Cu:050以下、Ni:050以下、B:00030以下から選択される一種以上を含有することを特徴とする請求項1または2に記載の材質均一性に優れた熱延鋼板。Fe成分の一部に代えて、さらに質量で、Ca:0001~0005およびREM:0001~0005から選択される一種以上を含有することを特徴とする請求項1から3のいずれか1項に記載の材質均一性に優れた熱延鋼板。前記熱延鋼板が、冷延鋼板用または溶融亜鉛めっき鋼板用である請求項1から4のいずれか1項に記載の材質均一性に優れた熱延鋼板。請求項1から4のいずれか1項に記載の成分組成を有する溶鋼を連続鋳造してスラブとし、このスラブを600°Cまで6h以内に冷却し、その後、再加熱して、熱間圧延開始温度:1150~1270°C、仕上げ圧延の終了温度:830~950°Cの条件で熱間圧延し、650°Cまでの温度域を平均冷却速度20~90°C/sで冷却し、その後、470~640°Cの温度域にて巻取る際の該巻取り温度まで平均冷却速度5~30°C/sで冷却し、前記巻取りを行うことを特徴とする材質均一性に優れた熱延鋼板の製造方法。しかしながら、特許文献1に開示の技術では、鋼板中のAl含有量が0010未満であるため、鋼の脱酸とNの析出固定とを十分に行うことができず、健全な鋼を量産することは困難であり、加えてOを含有し酸化物を分散させているため、材質ばらつきが大きくなる、という問題がある。また、特許文献2に開示の技術は、未再結晶フェライトを均一に分散させて延性の低下を抑えているが、材質均一性については考慮されていない。さらに、上述の特許文献1および2に開示の技術では、熱間圧延段階での組織制御は考慮されておらず、ともに冷間圧延後の組織制御により、延性の向上および幅方向の延性ばらつきの縮小化を図っている。また、特許文献3および4に開示の技術では、高延性もしくは穴広げ性に優れた熱延鋼板の製造方法が提示されており、冷延鋼板を製造するための熱延素材および溶融亜鉛めっきを製造するための熱延素材としては考慮されていない。そのため、焼鈍後に材質均一性に優れた冷延鋼板用熱延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板用熱延鋼板の開発が課題となる。したがって、本発明の課題は、上記従来技術の問題点を解消し、材質均一性に優れ、かつ590MPa以上の引張強度を有する冷延鋼板用または溶融亜鉛めっき鋼板用に供して好適の、熱延鋼板およびその製造方法について提供することを目的とする。本発明者らは、材質均一性に優れ、かつ高降伏比を有する冷延鋼板用または溶融亜鉛めっき鋼板用の熱延鋼板を得るべく鋭意検討を重ねたところ、以下のことを見出した。すなわち、連続鋳造後の鋼スラブを600°Cまで6h以内に冷却することによって、スラブ内の偏析を最小限に抑えるとともに熱間圧延前の結晶粒を微細化させ、その後、熱間圧延工程で仕上げ圧延終了温度から巻取り温度までの熱履歴、とくに冷却速度を制御し、鋼板の組織をフェライトおよびパーライトを主体とする組織にするとともに、Nbの添加に伴う再結晶遅延効果を利用することによって、熱延鋼板のフェライトおよびパーライトの結晶粒を微細化し、さらに、鋼板組織の体積分率およびパーライトの分散状態を制御することにより、熱延鋼板の材質バラツキを低減することができるとともに、その後の焼鈍後の冷延鋼板および溶融亜鉛めっき鋼板の強度確保と材質バラツキの狭小化を図ることができることが分かった。また、その後の焼鈍後の冷延鋼板および溶融亜鉛めっき鋼板では、Nb炭窒化物の析出強化の活用による強度確保、降伏比の向上、さらに、構成相の面積率を適正に制御することにより、材質均一性の向上を図ることができた。以上のことより、材質均一性に優れた高降伏比を有する冷延鋼板用熱延鋼板および溶融亜鉛めっき鋼板用熱延鋼板の創製が可能となった。本発明は、以上の知見に基づいてなされたものであり、その構成は次のとおりである。1化学成分が、質量で、C:0060~0150、Si:015~070、Mn:100~190、P:010以下、S:0010以下、Al:001~010、N:0010以下およびNb:0010~0100を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、ミクロ組織が、平均結晶粒径:18μm以下のフェライトを体積分率で75以上、平均結晶粒径:2μm以上のパーライトを体積分率で5以上含み、残部は低温生成相からなる複合組織であり、さらに、パーライトの平均自由行程が50μm以上であることを特徴とする材質均一性に優れた熱延鋼板。ここで、パーライトの平均自由行程とは、パーライトの分散状態である。2Fe成分の一部に代えて、さらに質量で、Ti:005未満を含有することを特徴とする前記1に記載の材質均一性に優れた熱延鋼板。3Fe成分の一部に代えて、さらに質量で、V:010以下、Cr:050以下、Mo:050以下、Cu:050以下、Ni:050以下、B:00030以下から選択される一種以上を含有することを特徴とする前記1または2に記載の材質均一性に優れた熱延鋼板。4Fe成分の一部に代えて、さらに質量で、Ca:0001~0005およびREM:0001~0005から選択される一種以上を含有することを特徴とする前記1から3のいずれかに記載の材質均一性に優れた熱延鋼板。5前記熱延鋼板が、冷延鋼板用または溶融亜鉛めっき鋼板用である前記1から4のいずれかに記載の材質均一性に優れた熱延鋼板。ここで、前記溶融亜鉛めっき鋼板は、合金化処理を施すか施さないかにかかわらず、溶融亜鉛めっき方法によって鋼板上に亜鉛をめっきした鋼板を総称する。すなわち、本発明における溶融亜鉛めっき鋼板とは、合金化処理を施していない溶融亜鉛めっき鋼板、合金化処理を施した合金化溶融亜鉛めっき鋼板の両方を含むものである。6前記1から4のいずれかに記載の成分組成を有する溶鋼を連続鋳造してスラブとし、このスラブを600°Cまで6h以内に冷却し、その後、再加熱して、熱間圧延開始温度:1150~1270°C、仕上げ圧延の終了温度:830~950°Cの条件で熱間圧延し、650°Cまでの温度域を平均冷却速度20~90°C/sで冷却し、その後、470~640°Cの温度域にて巻取る際の該巻取り温度まで平均冷却速度5~30°C/sで冷却し、前記巻取りを行うことを特徴とする材質均一性に優れた熱延鋼板の製造方法。本発明によれば、材質均一性に優れることから高い加工性を有し、しかも高い降伏比を有する冷延鋼板や溶融亜鉛めっき鋼板用の素材である熱延鋼板を提供することができる。そして、この熱延鋼板を冷延鋼板および溶融亜鉛めっき鋼板に供することによって得られる、冷延鋼板および溶融亜鉛めっき鋼板を、例えば、自動車構造部材に適用することにより、自動車における衝突安全性を確保しつつ車体軽量化による燃費改善を図ることができる。以下、本発明について具体的に説明する。本発明の熱延鋼板の各成分の含有量の限定理由を説明する。なお、以下において、鋼の化学成分に関する表示は、特に断らない限り質量を意味する。C:0060~0150炭素Cは、鋼板の高強度化に有効な元素であり、特に、Nbのような炭化物形成元素と微細な合金炭化物、あるいは、合金炭窒化物を形成して鋼板の強化に寄与する。また、本発明における、熱延鋼板の鋼板組織におけるパーライトの形成に必要な元素であり、高強度化に寄与する。この効果を得るためには、0060以上の添加が必要である。一方、C含有量を0150よりも多く含有させると、スポット溶接性が低下することから、C含有量の上限は0150とする。なお、より良好な溶接性を確保する観点からは、C含有量を0120以下とすることが好ましい。Si:015~070珪素Siは、高い加工硬化能をもつことから強度上昇に対して延性の低下が比較的少なく、焼鈍後の強度-延性バランスの向上にも寄与する元素である。また、熱延段階でのフェライト変態の促進により、所望のフェライトの結晶粒径および体積分率が確保されるため、材質均一性を向上させるために必要な元素である。この効果を得るためには、Si含有量を015以上とすることが必要である。さらに材質均一性を高めるためには、Si含有量を035以上とすることが好ましい。一方、Si含有量が070よりも多いと、焼鈍後の溶融亜鉛めっき性の劣化が著しくなるため、Si含有量を070以下とし、より好ましくは060以下である。Mn:100~190マンガンMnは、固溶強化および第2相を生成することで焼鈍後の高強度化に寄与する元素である。その効果を得るためにはMn含有量は100以上とすることが必要であり、好ましくは120以上である。一方、Mn含有量が190よりも多いと、熱延段階でのフェライト変態とパーライト変態を遅延し、所望のフェライトの結晶粒径および面積率を確保することが難しく、材質均一性が低下する懸念があるため、その含有量は190以下、好ましくは170以下とする。P:010以下リンPは、固溶強化により高強度化に寄与する元素であり、この効果を得るためにはPの含有量は0005以上とすることが好ましい。また、P含有量が010よりも多いと、粒界への偏析が著しくなって粒界を脆化させ、また溶接性が低下し、材質均一性が劣化するため、Pの含有量の上限値は010とする。好ましくは、005以下である。S:0010以下硫黄Sの含有量が多い場合には、MnSなどの硫化物が多く生成し、焼鈍後の伸びフランジ性に代表される局部伸びが低下するため、含有量の上限を0010とする。好ましくは、0005以下である。なお、S含有量の下限値については特に限定する必要は無いが、極低S化は製鋼コストの上昇をまねくため、00005以上の範囲において低減すればよい。Al:001~010アルミニウムAlは、脱酸に必要な元素であり、この効果を得るためには001以上含有することが必要であるが、010を超えて含有しても効果が飽和するため、010以下とする。好ましくは、005以下である。N:0010以下窒素Nは、Cと同様にNbと化合物を形成して、合金窒化物や合金炭窒化物となり、高強度化に寄与する。しかし、窒化物は比較的高温で生成しやすいため粗大になりやすく、炭化物に比べ強度への寄与が相対的に小さい。このため、焼鈍後の高強度化にはN含有量を低減して合金炭化物をより生成した方が有利である。このような観点から、Nの含有量は0010以下、好ましくは0005以下とする。Nb:0010~0100ニオブNbは、CやNと化合物を形成して炭化物や炭窒化物となり、さらには結晶粒微細化に効果があり、所望のフェライトおよびパーライトの結晶粒径および体積分率を確保するために重要な元素である。さらに、炭窒化物の析出強化により高降伏比を得るためにも必要な元素である。この効果を得るためには、Nb含有量を0010以上とすることが必要である。しかし、Nb含有量が0100よりも多いと、成形性の低下が著しくなるため、Nb含有量の上限値を0100とする。好ましくは、0060以下である。本発明では、上記の基本成分に加え、以下に示す任意成分を、必要に応じて所定の範囲で一種以上含有しても良い。Ti:005未満チタンTiは、Nbと同様に、微細な炭窒化物を形成し、結晶粒微細化にも効果があり、強度上昇に寄与することができることができるため、必要に応じて含有することが出来る元素であるが、Ti含有量を005以上添加すると、成形性が著しく低下するため、Ti含有量は005未満とし、好ましくは0035以下である。なお、焼鈍後の強度上昇効果を発揮する上で、Tiを含有させる場合には、0005以上含有させることが好ましい。V:010以下バナジウムVもまた、Nbと同様に、微細な炭窒化物を形成し、結晶粒微細化にも効果があり、強度上昇に寄与することができることができるため、必要に応じて含有することが出来る元素であるが、V含有量を010よりも多くしても、010を超えた分の強度上昇効果は小さく、そのうえ、合金コストの増加も招いてしまう。このため、V含有量は010以下とする。なお、強度上昇効果を発揮する上で、Vを含有させる場合には、0005以上含有させることが好ましい。Cr050以下クロムCrは、焼鈍時の焼入れ性を向上させ、第2相を生成することで高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて添加することができる元素であるが、この効果を発揮させるためには、Cr含有量を010以上とすることが好ましい。一方、Cr含有量を050より多くしても、効果の向上は認められなくなるため、Cr含有量は050以下とする。Mo050以下モリブデンMoは、焼鈍時の焼入れ性を向上させ、第2相を生成することで高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて添加することができる元素であるが、この効果を発揮させるためには、Mo含有量を005以上とすることが好ましい。一方、Mo含有量を050より多くしても、効果の向上は認められなくなるため、Mo含有量は050以下とする。Cu:050以下銅Cuは、固溶強化により高強度化に寄与し、また、焼鈍時の焼入れ性を向上させ、第2相を生成することでも高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて添加することができる元素である。この効果を発揮させるためには、Cu含有量は005以上とすることが好ましい。一方、Cu含有量が050より多くしても、効果の向上は認められなくなり、さらに、Cuに起因する表面欠陥が発生しやすくなるため、Cu含有量は050以下とする。Ni:050以下ニッケルNiもまた、Cuと同様に、固溶強化により高強度化に寄与し、また、焼鈍時の焼入れ性を向上させ、第2相を生成することでも高強度化に寄与し、さらに、Cuとともに添加すると、Cu起因の表面欠陥を抑制する効果があるため、必要に応じて添加することができる元素である。この効果を発揮させるためには、Ni含有量を005以上とすることが好ましい。一方、Ni含有量を050より多くしても、効果の向上は認められなくなるため、Ni含有量は050以下とする。B:00030以下ボロンを含む組織となり、熱延板で不均一な硬度分布が生じ、焼鈍板冷延鋼板や溶融亜鉛めっき鋼板の材質均一性が低下する。また、巻取り温度が640°Cを超えた場合、熱延板組織のフェライトの結晶粒径が大きくなり、焼鈍板冷延鋼板や溶融亜鉛めっき鋼板の所望の強度確保が難しい。さらにNbの炭窒化物が粗大化となり、材質均一性および降伏比が低下する。そのため、巻取り温度は470~640°Cとする。好ましくは480~620°Cである。以上の工程を経て得られた熱延鋼板は、通常公知の方法で酸洗し、必要に応じて、脱脂などの予備処理を実施したのち、必要に応じて冷間圧延工程を施し、さらに焼鈍工程あるいはさらに溶融亜鉛めっき工程へ供される。冷間圧延を行う場合、冷間圧延の圧下率が30未満になると、焼鈍時にフェライトの再結晶が促進されず、未再結晶フェライトが残存し、焼鈍板の延性が低下する場合があるため、冷間圧延の圧下率は30以上が好ましい。焼鈍処理は、750~900°Cの温度域で15~600s保持することが好ましい。焼鈍温度が750°C未満または750~900°Cの温度域での保持時間が15s未満になると、未再結晶組織が残存し、延性が低下する場合があり、焼鈍温度が900°Cを超え、または750~900°Cの温度域での保持時間が600sを超えると、オーステナイト粒の成長が著しく、最終的に不均一な組織が形成され、材質安定性が低下する場合があるためである。なお、一連の熱処理においては、熱履歴条件さえ満足されれば、鋼板はいかなる設備で熱処理を施されてもかまわない。加えて、溶融亜鉛めっき後に、合金化処理を施す場合は合金化処理後に形状矯正のため本発明の鋼板に調質圧延をすることも可能である。以下、本発明の実施例を説明する。ただし、本発明は、もとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、本発明の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。表1に示す成分組成を有し、残部がFeおよび不可避的不純物よりなる鋼を転炉にて溶製し、連続鋳造法にてスラブとし、表2に示す冷却時間にて600°Cまでの冷却を行った後、室温まで冷却した。その後、得られたスラブを再加熱後、表2に示す熱間圧延条件で23~45mmの各板厚まで熱間圧延を行い、表2に示す巻取り温度で巻き取った。次いで、得られた熱延板を酸洗し、冷間圧延した後、800°Cで焼鈍し、必要に応じて、溶融亜鉛めっき処理、またはさらに亜鉛めっきの合金化処理を施し、冷延鋼板CR、溶融亜鉛めっき鋼板GI、合金化溶融亜鉛めっき鋼板GAを得た。一部熱延板については、酸洗後、冷間圧延を施さないで、焼鈍、溶融亜鉛めっき処理、またはさらに亜鉛めっきの合金化処理を施し、溶融亜鉛めっき鋼板GI、合金化溶融亜鉛めっき鋼板GAを得た。溶融亜鉛めっき浴は溶融亜鉛めっき鋼板GIでは、Al:019質量含有亜鉛浴を使用し、合金化溶融亜鉛めっき鋼板GAでは、Al:014質量含有亜鉛浴を使用し、浴温は460°Cとし、合金化溶融亜鉛めっき鋼板GAについては、550°Cで合金化処理を施した。めっき付着量は片面あたり45gm2両面めっきとし、合金化溶融亜鉛めっき鋼板GAは、めっき層中のFe濃度を9~12質量とした。得られた熱延鋼板に対して、ミクロ組織並びに機械的特性を、次のとおり調査した。すなわち、フェライトとパーライトの体積分率は、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面垂直断面を研磨後、3ナイタールで腐食し、鋼板表面から深さ方向に板厚の14位置について、SEM走査型電子顕微鏡を用いて2000倍の倍率で10視野観察し、MediaCyberneticks社のImage-Proを用いて各相の面積率を10視野分算出し、それらの値を平均して求め、この面積率を体積分率とした。また、フェライトとパーライトの平均結晶粒径は、上述のImage-Proを用いて、各々のフェライト結晶粒もしくはパーライト結晶粒の面積を求め、円相当直径を算出し、それらの値を平均して求めた。パーライトの平均自由行程は、上述のImage-Proを用いて、パーライトの重心を求め、極端な偏りがなく均一に分散していることを前提に下記式により算出した。記LM:平均自由行程dM:平均結晶粒径π:円周率f:面積率=体積分率また、残部の低温生成相については、走査型および透過型電子顕微鏡の観察において判別可能である。すなわち、フェライトがやや黒いコントラストであるのに対し、マルテンサイトは白いコントラストが付いているものである。また、パーライトは、層状の組織で、板状のフェライトとセメンタイトが交互に並んでいる組織であるのに対し、ベイナイトは、ポリゴナルフェライトと比較して転位密度の高い板状のベイニティックフェライトとセメンタイトを含む組織である。また、球状セメンタイトは、球状化した形状を有するセメンタイトである。残留オーステナイトの有無については、表層より深さ方向に板厚14の厚さ分だけ研磨した面で、MoのKα線を線源として、加速電圧50keVにて、X線回折法装置:Rigaku社製RINT2200によって、鉄のフェライトの200面、211面、220面と、オーステナイトの200面、220面、311面のX線回折線の積分強度を測定し、これらの測定値を用いて、X線回折ハンドブック2000年理学電機株式会社、p.26、62-64に記載の計算式から残留オーステナイトの体積分率を求め、体積分率が1以上の場合、残留オーステナイトがありと判断し、体積分率が1未満の場合、残留オーステナイトがなしと判断した。引張試験は、引張方向が圧延方向と平行となるようにサンプル採取したJIS5号試験片を用いて、JISZ22412010年に準拠して行い、焼鈍板のYS降伏強度、TS引張強度を測定した。YRは、YS/TS×100の値で評価した。なお、本発明では、焼鈍板のYR≧70の場合を高降伏比と判定した。材質均一性については、次のように評価した。熱延板の幅中心部と、両幅端からそれぞれ18幅の位置全幅の18位置から、引張方向が圧延方向と平行となるように、JIS5号試験片を採取し、JISZ22412010年に準拠して引張試験を行ない、YSおよびTSを測定し、幅中心部の値と幅18位置の値幅18位置は両端部あわせて2箇所あるが、その平均値との差幅中心部の特性値-幅18位置の特性値の絶対値をそれぞれΔYSおよびΔTSとして算出した。なお、本発明では、ΔYS≦40MPa、ΔTS≦30MPaの場合を材質均一性の観点で良好と判定した。材質バラツキを、幅中心部と幅18位置の2点で評価するのは、例えば、熱延板の幅方向の中心部と熱延板幅端部エッジから板幅の14に相当する位置幅14位置との引張強度の差では、エッジ付近の材質が評価されないため、十分な幅方向の材質安定性の評価が困難であるが、さらにエッジ寄りの幅18位置と幅中心部の引張強度の差で評価することで、焼鈍板の材質安定性の適切な評価が可能になるためである。冷延板および溶融亜鉛めっき鋼板については、焼鈍板の幅中心部と両幅端からそれぞれ18幅の位置全幅の18位置から、引張方向が圧延方向と平行となるように、JIS5号試験片を採取し、JISZ22412010年に準拠して引張試験を行ない、YSおよびTSを測定し、幅中心部の値と幅18位置の値幅18位置は両端部あわせて2箇所あるが、その平均値との差幅中心部の特性値-幅18位置の特性値の絶対値をそれぞれΔYSおよびΔTSとして算出した。なお、表3中、焼鈍板のYSおよびTSは、幅中心部と18幅の位置両端部からそれぞれ全幅の18位置の3箇所の平均値とした。なお、本発明では、ΔYS≦40MPa、ΔTS≦30MPaの場合を材質均一性の観点で良好と判定した。以上の各調査の結果を、表3に示す。本発明に従う熱延鋼板は、その後の焼鈍後のTSが590MPa以上であり、高降伏比を有し、材質均一性にも優れている。一方、比較例では、強度、降伏比、材質均一性のいずれか一つ以上が劣っている。