質量で、C:008超030未満、Mn:10以上40以下、Si:010以上30未満、sol.Al:001以上30以下、但し、Siおよびsol.Alの合計含有量が08以上30以下、P:005以下、S:001以下およびN:001以下を含有し、残部がFeおよび不純物からなる化学組成を有し、鋼板表面から板厚の1/4深さ位置における鋼組織が、面積で、ベイナイトVB:40以上、ポリゴナルフェライトVα:20以上50未満および残留オーステナイトVγ:3以上を含有し、残部が150以下であって、かつ残留オースナイトを除く鋼組織において15°以上の結晶方位差を有する粒界で囲まれる粒の平均粒径Dが15μm以下であり、板厚が12mm超6mm以下であることを特徴とする熱延鋼板。前記化学組成が、前記Feの一部に代えて、質量で、Ti:010以下、Nb:010以下およびV:050以下からなる群から選択される1種または2種以上を含有する請求項1に記載の熱延鋼板。前記化学組成が、前記Feの一部に代えて、質量で、Cr:10未満、Mo:05以下、Ni:10以下およびB:00050以下からなる群から選択される1種または2種以上を含有する請求項1または請求項2に記載の熱延鋼板。前記化学組成が、前記Feの一部に代えて、質量で、Ca:0020以下、Mg:0020以下およびREM:0020以下からなる群から選択される1種または2種以上を含有する請求項1~請求項3のいずれかに記載の熱延鋼板。前記化学組成が、前記Feの一部に代えて、Cu:10質量以下を含有する請求項1~請求項4のいずれかに記載の熱延鋼板。前記化学組成が、前記Feの一部に代えて、Bi:0020質量以下を含有する請求項1~請求項5のいずれかに記載の熱延鋼板。鋼板表面から100μm深さ位置における残留オーステナイト面積率Vγsと鋼板表面から板厚の1/4深さ位置における残留オーステナイト面積率Vγとが、下記式1を満たす請求項1~請求項6のいずれかに記載の熱延鋼板。Vγs>Vγ1自動車部品には様々な加工様式があるため、要求される成形性は適用される部材により異なるが、延性と伸びフランジ性とは、なかでも重要な成形性の指標と位置付けられており、これらを高いレベルで兼備することが望まれている。さらに、近年では従来よりもさらに高い強度を有することが望まれている。また、耐食性を具備させるために化成処理等の表面処理が施されることがあるため、これらの表面処理の施工性が良好であることが望まれる。上述したように残留オーステナイトを含有する鋼板は優れた延性を有するものの、変態誘起塑性TRIPにより残留オーステナイトが硬質なマルテンサイトに変態してしまい、この硬質なマルテンサイトが伸びフランジ性を低下させてしまうため、優れた伸びフランジ性を確保することは通常困難である。特許文献1に記載された発明では、フェライトを主体とした鋼組織としているため、近年のさらなる高強度化の要望に応えることが困難である。特許文献2に記載された発明は、Cr含有量を10以上とすることを必須としているため、化成処理性に問題がある。さらに、重要な成形性の指標の一つである伸びフランジ性について考慮されていない。本発明は、上述した従来技術に鑑みてなされたものであり、高い強度を有するとともに優れた延性と伸びフランジ性とを有する熱延鋼板を提供することを目的とする。本発明者らは、上記の現状に鑑み、熱延鋼板の化学組成および鋼組織と機械特性との関係について鋭意研究を重ねた結果、以下の知見を得て本発明を完成させた。a高い強度を得るには鋼組織は硬質であることが好ましく、優れた伸びフランジ性を得るには鋼組織は均質であることが好ましい。したがって、高い強度と優れた伸びフランジ性とを兼備させるには、硬質かつ均質な組織であるベイナイトが最も適しており、ベイナイトを主体とする鋼組織とすることが重要である。bしかし、ベイナイトは延性に乏しい組織である。このため、単にベイナイトを主体とする鋼組織としたのでは優れた延性を確保することが困難である。cそこで、適量のポリゴナルフェライトと残留オーステナイトとを含有させることにより、優れた延性をも兼備させる。dすなわち、適量のポリゴナルフェライトを含有させることにより、変形初期の加工硬化指数を高めることができるとともに、反射的効果として残留オーステナイトへの炭素濃化が促進されるため、変形後期の加工硬化指数をも高めることができる。その結果、延性および伸びフランジ性が高められる。eまた、適量の残留オーステナイトを含有させることにより、変態誘起塑性TRIPにより延性が高められる。fここで、残留オーステナイトは変態誘起塑性TRIPにより延性を高める反面、変態誘起塑性TRIPにより硬質なマルテンサイトに変態して伸びフランジ性を低下させる。このため、単に残留オーステナイトを含有させたのでは、ベイナイトを主体とする鋼組織とすることによる伸びフランジ性向上作用が減殺されてしまい、優れた伸びフランジ性を確保することが困難となる。gそこで、マルテンサイトによる伸びフランジ性の低下が、マルテンサイトと周囲の組織との硬度差に起因してマルテンサイトの周囲に歪が集中することによって引き起こされることから、残留オーステナイトを微細に分散させることにより、残留オーステナイトから変態して生じるマルテンサイトを微細に分散するものとし、上記歪を分散させることで伸びフランジ性の低下を抑制する。hこのようにすることにより、残留オーステナイトによる伸びフランジ性低下というマイナス作用を抑制しつつ延性向上というプラス作用を享受することができるので、伸びフランジ性低下の制約をさほど受けることなく残留オーステナイト面積率を高めることが可能となり、残留オーステナイトによる延性向上作用を十分に発揮させることが可能となる。iここで、残留オーステナイトは、主に15°以上の結晶方位差を有する粒の間とベイナイトラス間とに形成されるが、前者の方が後者に比して粗大化する傾向にあるため、前者の残留オーステナイトを微細に分散させることが重要となる。このため、15°以上の結晶方位差を有する粒の平均粒径を小さくして、残留オーステナイトの生成サイトを増加させることが有効である。jこのように15°以上の結晶方位差を有する粒の平均粒径を小さくすることによって残留オーステナイトの生成サイトが増加するので、残留オーステナイト面積率も高まる。k鋼板表層部における残留オーステナイト面積率を鋼板内部における残留オーステナイト面積率よりも高くすることによって、鋼板表層部の均一伸びが向上するので、鋼板内部に比して鋼板表層部の歪量が大きい伸びフランジ成形や曲げ成形等における成形性を向上させることができる。上記知見に基づく本発明の要旨は以下のとおりである。1質量で、C:008超030未満、Mn:10以上40以下、Si:010以上30未満、sol.Al:001以上30以下、但し、Siおよびsol.Alの合計含有量が08以上30以下、P:005以下、S:001以下およびN:001以下を含有し、残部がFeおよび不純物からなる化学組成を有し、鋼板表面から板厚の1/4深さ位置における鋼組織が、面積で、ベイナイトVB:40以上、ポリゴナルフェライトVα:20以上50未満および残留オーステナイトVγ:3以上を含有し、残部が150以下であって、かつ残留オースナイトを除く鋼組織において15°以上の結晶方位差を有する粒界で囲まれる粒の平均粒径Dが15μm以下であり、板厚が12mm超6mm以下であることを特徴とする熱延鋼板。2前記化学組成が、前記Feの一部に代えて、質量で、Ti:010以下、Nb:010以下およびV:050以下からなる群から選択される1種または2種以上を含有する上記1に記載の熱延鋼板。3前記化学組成が、前記Feの一部に代えて、質量で、Cr:10未満、Mo:05以下、Ni:10以下およびB:00050以下からなる群から選択される1種または2種以上を含有する上記1または2に記載の熱延鋼板。4前記化学組成が、前記Feの一部に代えて、質量で、Ca:0020以下、Mg:0020以下およびREM:0020以下からなる群から選択される1種または2種以上を含有する上記1~3のいずれかに記載の熱延鋼板。5前記化学組成が、前記Feの一部に代えて、Cu:10質量以下を含有する上記1~4のいずれかに記載の熱延鋼板。6前記化学組成が、前記Feの一部に代えて、Bi:0020質量以下を含有する上記1~5のいずれかに記載の熱延鋼板。7鋼板表面から100μm深さ位置における残留オーステナイト面積率Vγsと鋼板表面から板厚の1/4深さ位置における残留オーステナイト面積率Vγとが下記式1を満たす上記1~6のいずれかに記載の熱延鋼板。Vγs>Vγ1本発明に係る熱延鋼板は、高い強度を有するとともに優れた延性と伸びフランジ性とを有するので、自動車部材、機械構造部材、建築部材に用いられる素材として好適である。本発明の熱延鋼板の化学組成および鋼組織について、以下により具体的に説明する。以下の説明において、鋼板の化学組成に関するは、特に指定しない限りすべて質量である。<化学組成>C:008超030未満Cは、ベイナイトの生成を促進する作用と残留オーステナイトを安定化する作用とを有する。C含有量が008以下では、目的とするベイナイト面積率や残留オーステナイト面積率を確保することが困難となる。したがって、C含有量は008超とする。好ましくは010以上である。一方、C含有量が030以上では、パーライトが優先的に生成してしまう。その結果、ベイナイトや残留オーステナイトの生成が不十分となり、目的とするベイナイト面積率や残留オーステナイト面積率を確保することが困難となる。したがって、C含有量は030未満とする。好ましくは025以下、さらに好ましくは022以下である。Mn:10以上40以下Mnは、フェライト変態を抑制してベイナイトの生成を促進する作用を有する。Mn含有量が10未満では、目的とするベイナイト面積率を確保することが困難である。したがって、Mn含有量は10以上とする。好ましくは15以上、さらに好ましくは18以上である。一方、Mn含有量が40超では、フェライト変態が過度に抑制されてしまい、目的とするポリゴナルフェライト面積率を確保することが困難となる。また、ベイナイト変態の完了が遅延するためにオーステナイトへの炭素濃化が促進されず、残留オーステナイトの生成が不十分となり、目的とする残留オーステナイト面積率を確保することが困難となる。さらに、残留オーステナイト中の炭素濃度を高めることが困難となる。したがって、Mn含有量は40以下とする。好ましくは36以下、さらに好ましくは32以下である。Si:010以上30未満Siは、鋼を脱酸して鋼板を健全化する作用を有するとともに、オーステナイトからのセメンタイトの析出を抑制することで残留オーステナイトの生成を促進する作用を有する。また、固溶強化により強度を高める作用を有する。Si含有量が010未満では上記作用による効果を得ることが困難である。したがって、Si含有量は010以上とする。好ましくは05以上である。一方、Si含有量が30以上では、A3点の著しい上昇を招き、安定した熱間圧延を困難にする場合がある。また、延性や溶接性の劣化を招く。したがって、Si含有量は30未満とする。好ましくは25未満である。sol.Al:001以上30以下Alは、Siと同様に、鋼を脱酸して鋼板を健全化する作用を有するとともに、オーステナイトからのセメンタイトの析出を抑制することで残留オーステナイトの生成を促進する作用を有する。sol.Al含有量が001未満では上記作用による効果を得ることが困難である。したがって、sol.Al含有量は001以上とする。好ましくは010以上、さらに好ましくは020以上である。一方、sol.Al含有量が30超では、A3点の著しい上昇を招いて、安定した熱間圧延を困難にする場合がある。したがって、sol.Al含有量は30以下とする。好ましくは25以下、さらに好ましくは20以下である。Siおよびsol.Alの合計含有量:08以上30以下上述したように、SiおよびAlはともに残留オーステナイトの生成を促進する作用を有するため、目的とする残留オーステナイト面積率を確保する観点から、Siおよびsol.Alの合計含有量を規定する。Siおよびsol.Alの合計含有量が08未満では、目的とする残留オーステナイト面積率を確保することが困難となる。また、残留オーステナイト中の炭素濃度を高めることが困難となる。したがって、Siおよびsol.Alの合計含有量は08以上とする。好ましくは10以上、さらに好ましくは12以上、最も好ましくは15以上である。一方、Siおよびsol.Alの合計含有量が30超では、A3点の著しい上昇を招いて、安定した熱間圧延を困難にする場合がある。したがって、Siおよびsol.Alの合計含有量は30以下とする。好ましくは25以下、さらに好ましくは20以下、最も好ましくは19以下である。P:0050以下Pは、一般に不純物として含有される元素であるが、固溶強化により強度を高める作用を有する元素でもある。したがって、Pを積極的に含有させてもよい。しかし、Pは偏析し易い元素であり、その含有量が0050を超えると、粒界偏析に起因する成形性や靭性の低下が顕著となる。したがって、P含有量は0050以下とする。好ましくは0030以下、さらに好ましくは0020以下である。P含有量の下限は特に規定する必要はないが、精錬コストの観点からは0001以上とすることが好ましい。S:0010以下Sは、不純物として含有される元素であり、鋼中に硫化物系介在物を形成して成形性を低下させる。S含有量が0010を超えると、成形性の低下が著しくなる。したがって、S含有量は0010以下とする。好ましくは00050以下、さらに好ましくは00030以下、最も好ましくは00010以下である。S含有量の下限は特に規定する必要はないが、精錬コストの観点からは00001以上とすることが好ましい。N:0010以下Nは、不純物として含有される元素であり、鋼板の成形性を低下させる作用を有する。N含有量が0010超では成形性の低下が著しくなる。したがって、N含有量は0010以下とする。好ましくは00080以下、さらに好ましくは00070以下である。N含有量の下限は特に規定する必要はないが、後述するようにTi、NbおよびVの1種または2種以上を含有させて鋼組織の微細化を図る場合を考慮すると、炭窒化物の析出を促進させるために00010以上とすることが好ましい。さらに好ましくは00020以上である。Ti:010以下、Nb:010以下およびV:050以下からなる群から選択される1種または2種以上Ti、NbおよびVは、熱間圧延工程において微細炭窒化物を生成し、そのピン止め効果によって熱間圧延完了後かつ冷却による変態前におけるオーステナイトを微細化し、最終製品である熱延鋼板の鋼組織をも微細化する作用を有する。したがって、これらの元素の1種または2種以上を含有させてもよい。しかし、上記上限を超えて含有させても上記作用は飽和してしまいコスト的に不利になるので、各元素の含有量は上記のとおりとする。TiおよびNbの含有量はそれぞれ005以下とすることが好ましく、003以下とすることがさらに好ましい。V含有量は030以下とすることが好ましく、020以下とすることがさらに好ましい。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、いずれかの元素の含有量を0005以上とすることが好ましい。Cr:10未満、Mo:05以下、Ni:10以下およびB:00050以下からなる群から選択される1種または2種以上Cr、Mo、NiおよびBは、焼入性を高める作用を有する。また、CrおよびNiは残留オーステナイトを安定化させる作用を有し、Moは鋼中に炭化物を析出して強度を高める作用を有する。また、Niは、後述するようにCuを含有させる場合においては、Cuに起因するスラブの粒界割れを効果的に抑制する作用を有する。したがって、これらの元素の1種または2種以上を含有させてもよい。しかし、Cr含有量が10以上では、化成処理性の低下が著しくなる。したがって、Cr含有量は10未満とする。上記作用による効果をより確実に得るには、Cr含有量を005以上とすることが好ましい。Mo含有量を05超としても上記作用による効果は飽和してコスト的に不利となる。したがって、Mo含有量は05以下とする。好ましくは02以下である。上記作用による効果をより確実に得るにはMo含有量を002以上とすることが好ましい。Niは高価な元素であるため、多量の含有はコスト的に不利となる。したがって、Ni含有量は10以下とする。上記作用による効果をより確実に得るには、Ni含有量を005以上とすることが好ましい。B含有量が00050超では成形性の低下が著しくなる。したがって、B含有量は00050以下とする。上記作用による効果をより確実に得るには、B含有量を00002以上とすることが好ましい。Ca:0020以下、Mg:0020以下およびREM:0020以下からなる群から選択される1種または2種以上Ca、MgおよびREMは、介在物の形状を調整することにより、成形性を高める作用を有する。したがって、これらの元素の1種または2種以上を含有させてもよい。しかし、これらの元素含有量が上記上限値を超えると、鋼中の介在物が過剰となり、却って成形性を低下させる場合がある。したがって、各々の元素の含有量は上記のとおりとする。それぞれの元素は、好ましくは0010以下、さらに好ましくは0005以下である。上記作用による効果をより確実に得るには上記元素のいずれかを00005以上含有させることが好ましい。Cu:10以下Cuは、低温で析出して強度を高める作用を有するので、鋼中に含有させてもよい。しかし、Cu含有量が10超では、スラブの粒界割れが生じる場合がある。したがって、Cu含有量は10以下とする。好ましくは05未満、さらに好ましくは03未満である。上記作用による効果をより確実に得るにはCu含有量は005以上とすることが好ましい。Bi:0020以下Biは、凝固組織を微細化することにより成形性を高める作用を有するので、鋼中に含有させてもよい。しかし、Bi含有量を0020超としても、上記作用による効果は飽和してしまい、コスト的に不利となる。したがって、Bi含有量は0020以下とする。好ましくは0010以下である。上記作用による効果をより確実に得るには、Bi含有量を00005以上とすることが好ましい。<鋼組織>本発明に係る熱延鋼板の組織については、鋼板表面から板厚の1/4深さ位置における鋼組織を以下のように規定する。当該位置は鋼板の表面と板厚中心との中間点であり、熱延鋼板の平均的鋼組織を示している。ベイナイト面積率VB:40以上上述したように、ベイナイトは硬質かつ均質な組織であり、高い強度と優れた伸びフランジ性とを兼備させるのに最も適した組織である。ベイナイト面積率が40未満では高い強度と優れた伸びフランジ性とを鋼板に兼備させることが困難である。したがって、ベイナイト面積率は40以上とする。好ましくは50以上、さらに好ましくは60以上である。ベイナイト面積率の上限は特に規定する必要はない。しかし、後述する他の相や組織の面積率の下限値より、ベイナイト面積率は95以下となる。なお、本発明のベイナイトには上部ベイナイトおよび下部ベイナイトの双方が含まれる。ポリゴナルフェライト面積率Vα:20以上50未満軟質なポリゴナルフェライトを含有させることにより、鋼板の変形初期の加工硬化指数が向上する。さらに、反射的効果として残留オーステナイトへの炭素濃化が促進されるため、変形後期の加工硬化指数も向上する。その結果、鋼板の延性および伸びフランジ性が向上する。ポリゴナルフェライト面積率が20未満では上記作用による効果を得ることが困難である。したがって、ポリゴナルフェライト面積率は20以上とする。好ましくは40以上、さらに好ましくは60以上である。一方、ポリゴナルフェライト面積率が50以上になると、ボイドの発生起点となりやすいポリゴナルフェライトとマルテンサイトとの界面やポリゴナルフェライトとパーライトとの界面が増加することに起因して、鋼板の成形性が低下する場合がある。また、鋼組織に占める軟質なポリゴナルフェライトの比率が増加するため、高い強度を確保することが困難となる。したがって、ポリゴナルフェライト面積率は50未満とする。好ましくは45以下、さらに好ましくは40以下である。残留オーステナイト面積率Vγ:3以上残留オーステナイトは、変態誘起塑性TRIPにより延性を高める作用を有する。残留オーステナイト面積率が3未満では、上記作用による効果を得ることが困難である。したがって、残留オーステナイト面積率は3以上とする。好ましくは4以上、さらに好ましくは6以上である。残留オーステナイト面積率の上限は特に規定する必要はないが、上記化学組成において確保し得る残留オーステナイト面積率は概ね40未満である。なお、残留オーステナイト中の炭素濃度Cγを04質量以上とすることにより、残留オーステナイトは適度に安定化し、変形後期の高歪域において変態誘起塑性TRIPを多く生じるようになるため、延性および伸びフランジ性が一層向上する。したがって、Cγは04質量以上とすることが好ましい。さらに好ましくは06質量以上、特に好ましくは08質量以上である。また、Cγを20質量以下とすることにより、残留オーステナイトの過度な安定化を抑制し、変態誘起塑性TRIPをより確実に発現させることができる。したがって、Cγは20質量以下とすることが好ましい。さらに好ましくは18質量以下である。なお、残留オーステナイトの定量方法には、X線回折、EBSP電子後方散乱回折像、ElectronBackScatteringPattern解析、磁気測定による方法などがあり、方法によって定量値が異なる場合がある。本発明で規定する残留オーステナイトの面積率はX線回折による測定値である。ベイナイト、ポリゴナルフェライトおよび残留オーステナイトを除く残部の面積率:15以下本発明の熱延鋼板の組織は、上述したベイナイト、ポリゴナルフェライトおよび残留オーステナイトから構成されることが成形性の観点から好ましいが、マルテンサイト、パーライト、セメンタイトなど上記以外の組織が混在したとしても、その面積率が15以下であれば許容できる。上記残部の面積率は好ましくは10以下である。残留オースナイトを除く鋼組織において15°以上の結晶方位差を有する粒界で囲まれる粒の平均粒径D:15μm以下上述したように、残留オーステナイトは、主に15°以上の結晶方位差を有する粒の間とベイナイトラス間とに形成される。そして前者の方が後者に比して粗大化する傾向にあるため、前者の残留オーステナイトを微細に分散させることが重要である。そのためには、15°以上の結晶方位差を有する粒の平均粒径Dを小さくして、残留オーステナイトの生成サイトを増加させることが有効である。Dが15μm超では、残留オーステナイトを微細に分散させることが不十分となり、残留オーステナイトによる伸びフランジ性低下作用を効果的に抑制することが困難である。したがって、Dは15μm以下とする。好ましくは12μm未満、さらに好ましくは10μm未満、特に好ましくは8μm未満である。Dは小さいほど好ましいのでDの下限は特に規定する必要はない。平均粒径Dは、下記[数1]に示す式で算出される値とする。式中、Nは平均粒径の評価領域に含まれる粒の数、Aiはi番目i=1、2、、Nの粒の面積、diはi番目の結晶粒の円相当直径を示す。これらのデータはEBSP解析により容易に求められる。具体的には、鉄の面心立方格子FCCと体心立方格子BCCの結晶構造定義を用いて相を区別し、その内、体心立方格子BCCとして認識された相だけを解析することにより求められる。なお、15°以上の結晶方位差を有する粒は主にフェライト粒やベイナイトブロックである。JISG0552に準じたフェライト粒径の測定方法では、結晶方位差が15°未満である粒についても粒径が算定されてしまい、さらに、ベイナイトブロックは算定されないため、残留オーステナイトの分散形態を適切に規定することができない。したがって、本発明ではEBSP解析により求めた値を採用する。Vγs>Vγ本発明に係る熱延鋼板の組織は、鋼板表面から板厚の1/4深さ位置における鋼組織を以上のように規定するほかに、さらに以下のような鋼組織とすることが好ましい。伸びフランジ成形や曲げ成形等のように、鋼板内部に比して鋼板表層部における歪量が大きい成形法では、鋼板表層部における均一伸びが高い方が好ましい。したがって、鋼板内部に比して鋼板表層部により多くの残留オーステナイトを含有させた傾斜組織とすることが好ましい。すなわち、下記式1を満足させることが好ましい。Vγs>Vγ1ここで、Vγsは鋼板表面から100μm深さ位置における残留オーステナイト面積率、Vγは鋼板表面から板厚の1/4深さ位置における残留オーステナイト面積率である。<板厚:12mm超6mm以下>熱延鋼板の板厚が12mm以下では、圧延完了温度の確保が困難になるとともに圧延荷重が過大となって、熱間圧延が困難となる場合がある。したがって、本発明の熱延鋼板の板厚は12mm超とする。好ましくは14mm以上である。一方、板厚が6mm超では、鋼組織の微細化が困難となり、上述した鋼組織を確保することが困難となる。また、上述した傾斜組織を得ることも困難となる。したがって、板厚は6mm以下とする。好ましくは5mm以下である。<その他>めっき層上述した化学組成及び鋼組織を有する本発明に係る熱延鋼板の表面には、耐食性の向上等を目的としてめっき層を備えさせて表面処理鋼板としてもよい。めっき層は電気めっき層であってもよく溶融めっき層であってもよい。電気めっき層としては、電気亜鉛めっき、電気Zn-Ni合金めっき等が例示される。溶融めっき層としては、溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、溶融アルミニウムめっき、溶融Zn-Al合金めっき、溶融Zn-Al-Mg合金めっき、溶融Zn-Al-Mg-Si合金めっき等が例示される。めっき付着量は特に制限されず、従来と同様でよい。また、めっき後に適当な化成処理例えば、シリケート系のクロムフリー化成処理液の塗布と乾燥を施して、耐食性をさらに高めることも可能である。<製造条件>本発明の熱延鋼板は上述した化学組成、鋼組織および板厚を有するものであればよく、その製造方法は特に限定されないが、本発明の熱延鋼板を得るのに好適な製造方法を以下に説明する。なお、以下の説明における鋼組織および機械的性質は、特に断りのない限り、製造途上の鋼組織ではなく、最終製品段階である熱延鋼板の鋼組織および機械的性質である。また、鋼組織は板厚の1/4深さ位置における平均的な鋼組織のことである。本発明の熱延鋼板を得るには、熱間圧延により適度な歪を導入するとともに、上記歪による駆動力を効率的に利用して変態を促進させることが好ましい。具体的には、熱間圧延を多パス圧延とし、最終圧延パスにおける圧下率を5以上50以下として860°C以上1050°C以下の温度域で圧延を完了し、圧延完了後1秒間以内に720°C以下の温度域まで冷却し、500°C超720°C以下の温度域に1秒間以上15秒間以下の時間だけ滞在させたのちに、350°C以上500°C以下の温度域で巻き取ることが好ましい。最終圧延パスの1つ前の圧延パスの圧下率を20以上50以下とすることがさらに好ましい。スラブ、熱間圧延に供する際のスラブ温度、熱間圧延態様熱間圧延に供するスラブは、連続鋳造により得られたスラブや鋳造分塊により得られたスラブなどを用いることができ、必要によってはそれらに熱間加工または冷間加工を加えたものを用いることができる。熱間圧延に供するスラブの温度は、熱間圧延をオーステナイト域で行うためにオーステナイト単相域となる温度に加熱すればよく、特に限定する必要はないが、後述する好適な圧延完了温度を確保する観点からは1050°C以上とすることが好ましく、スケールロスを抑制する観点からは1350°C以下とすることが好ましい。なお、熱間圧延に供するスラブが連続鋳造により得られたスラブや分塊圧延により得られたスラブであって高温状態にある場合には、加熱することなしに熱間圧延に供してもよい。熱間圧延は、多パス圧延としてレバースミルまたはタンデムミルを用いるのが好ましい。特に工業的生産性の観点から、少なくとも最終の数段はタンデムミルを用いた圧延とすることがより好ましい。最終圧延パスの圧下率:5以上50以下最終圧延パスの圧下率は5以上50以下とすることが好ましい。最終圧延パスの圧下率を5以上とすることにより、適度な歪が導入され、後続する冷却処理を適切に施すことにより、上記歪による駆動力を効率的に利用したフェライト変態およびベイナイト変態が実現され、最終製品である熱延鋼板について目的とする鋼組織を容易に得ることができる。したがって、最終圧延パスの圧下率は5以上とすることが好ましい。さらに好ましくは10以上である。また、最終圧延パスの圧下率を50以下とすることにより、最終圧延パスにおいて導入する歪の量が適度に抑制され、フェライトやパーライトが過剰に生成されることが抑制され、目的とする鋼組織を得ることが容易になる。したがって、最終圧延パスの圧下率は50以下とすることが好ましい。さらに好ましくは45以下である。圧延完了温度:860°C以上1050°C以下圧延完了温度は860°C以上1050°C以下とすることが好ましい。圧延完了温度を860°C以上とすることにより、圧延時の変形抵抗が低減され、圧延が容易になる。したがって、圧延完了温度は860°C以上とすることが好ましい。さらに好ましくは880°C以上、特に好ましくは900°C以上、最も好ましくは910°C以上である。また、圧延完了温度を1050°C以下とすることにより、圧延により導入した歪の解放が抑制され、後続する冷却処理を適切に施すことにより、上記歪による駆動力を効率的に利用したフェライト変態およびベイナイト変態が実現され、最終製品である熱延鋼板について目的とする鋼組織を容易に得ることができる。したがって、圧延完了温度は1050°C以下とすることが好ましい。さらに好ましくは1030°C以下、特に好ましくは1000°C以下、最も好ましくは980°C以下である。圧延完了から720°C以下の温度域までの冷却時間:1秒間以内圧延完了から720°C以下の温度域までの冷却時間は、1秒間以内とすることが好ましい。上述したように、最終圧延パスにより導入する歪の量はある程度制限することが好ましい。このため、圧延により導入した歪による駆動力を効率的に活用することが好ましい。圧延完了から1秒間以内に720°C以下の温度域まで冷却することにより、圧延により導入した歪の解放が効果的に抑制され、上記歪による駆動力を効率的に利用したフェライト変態およびベイナイト変態が実現され、最終製品である熱延鋼板について目的とする鋼組織を容易に得ることができる。したがって、圧延完了から720°C以下の温度域に冷却するのに要する時間は1秒間以内とすることが好ましい。この時間はさらに好ましくは06秒以内、特に好ましくは04秒以内である。この際の冷却は水冷却として、冷却速度は400°C/秒以上とすることが好ましい。500°C超720°C以下の温度域における滞在時間:1秒間以上15秒間以内500°C超720°C以下の温度域における滞在時間は1秒間以上15秒間以内とすることが好ましい。上述したフェライト面積率を確保するには、フェライト変態が活発となる温度域において冷却を一時停止するか、又は冷却速度を低下させることにより、上記温度域に適度な時間滞在させることが好ましい。上記化学組成を有し、上記圧延および冷却処理が施された熱延鋼板において、フェライト変態が活発となる温度域は500°C超720°C以下の温度域であるから、上記温度域における滞在時間を規定することが好ましい。上記温度域に滞在させる時間を1秒間以上とすることにより、圧延により導入した歪による駆動力を効率的に利用したフェライト変態が適度に進行し、20面積以上のフェライト面積率を確保するとともにポリゴナルフェライトを微細なものとすることが容易になる。したがって、上記温度域に滞在させる時間は1秒間以上とすることが好ましい。また、上記温度域に滞在させる時間を15秒間以下とすることにより、フェライト変態の過度な進行が抑制され、フェライト面積率を50以下とすることが容易になる。また、セメンタイトやパーライトの過度な生成が抑制され、ベイナイト、ポリゴナルフェライトおよび残留オーステナイト以外の鋼組織を15以下とすることが容易になる。したがって、上記温度域に滞在させる時間は15秒間以内とすることが好ましい。巻取温度:350°C以上500°C以下巻取温度は350°C以上500°C以下とすることが好ましい。巻取温度を350°C以上とすることにより、マルテンサイトの生成を抑制しつつ、圧延により導入した歪による駆動力を効率的に利用したベイナイト変態が実現され、40面積以上のベイナイト面積率を確保するとともにベイナイトを微細なものとし、さらに、3面積以上の残留オーステナイト面積率を確保することが容易になる。また、残留オーステナイト中の炭素濃度を高めることが容易になる。したがって、巻取温度は350°C以上とすることが好ましい。また、巻取温度を500°C以下とすることにより、パーライトの生成を抑制しつつ、圧延により導入した歪による駆動力を効率的に利用したベイナイト変態が実現され、40面積以上のベイナイト面積率を確保するとともにベイナイトを微細なものとし、さらに、3面積以上の残留オーステナイト面積率を確保することが容易になる。したがって、巻取温度は500°C以下とすることが好ましい。最終圧延パスの1つ前の圧延パスでの圧下率:20以上50以下最終圧延パスの1つ前の圧延パスでの圧下率は20以上50以下とすることが好ましい。上述したように最終圧延パスにより導入する歪はある程度制限することが好ましい。このため、最終圧延パスにより導入する歪以外の手段を併用することによって鋼組織の微細化を図ることが好ましい。最終圧延パスの1つ前の圧延パスでの圧下率を20以上とすることにより、最終圧延パスに供する段階におけるオーステナイト粒が微細化され、最終圧延パスにより導入する歪による鋼組織の微細化作用と相俟って、鋼組織のさらなる微細化が図られる。さらに、圧下率の増加に伴って圧延ロールと鋼板間の摩擦によるせん断歪が大きくなることから、最終圧延パスの1つ前の圧延パスの圧下率を20以上とすることにより、最終圧延パスに供する段階において、鋼板表面に近いほどオーステナイト粒が細粒である傾斜組織が形成される。その結果、最終製品である熱延鋼板の鋼組織も鋼板表面に近いほど細粒となり、鋼組織が細粒になるほど残留オーステナイトの生成サイトが増加して残留オーステナイト面積率が高くなることから、鋼板表面に近いほど残留オーステナイト面積率が高い傾斜組織となる。したがって、最終圧延パスの1つ前の圧延パスの圧下率は20以上とすることが好ましい。さらに好ましくは25以上、特に好ましくは30以上である。また、最終圧延パスの1つ前の圧延パスの圧下率は50以下とすることにより、圧延荷重の増加を抑制することができ、圧延が容易になる。したがって、最終圧延パスの1つ前の圧延パスの圧下率は50以下とすることが好ましい。表1に示す化学組成を有する180kgの鋼塊を高周波真空溶解炉にて溶製し、熱間鍛造により30mm厚さの鋼片にした。この鋼片を次いで1250°Cの温度に加熱し、試験用小型タンデムミルにて表2に示す条件で熱間圧延を実施して板厚2mmの鋼板に仕上げた。圧延完了後、500°C超720°C以下の温度域まで水冷却により1次冷却し、500°C超720°C以下の温度域に所定の時間滞在させたのち、所定の巻取温度まで冷却して該巻取温度に設定した炉に装入し、30分間保持した後に炉冷して、熱延鋼板を得た。これらの条件を表2に併せて示す。得られた熱延鋼板について、鋼板の圧延方向と直交する板厚断面を鏡面研磨し、ナイタール腐食液またはレペラ腐食液で腐食したのち、光学顕微鏡または走査型電子顕微鏡SEMを用いて組織観察を行った。さらに、鏡面研磨後に電解研磨で調製した試料を用いて、EBSP法による結晶方位の測定および解析を行なった。光学顕微鏡やSEMによる観察像では、ベイナイト、残留オーステナイトおよびマルテンサイトの区別が困難な場合があるため、以下の方法で各々の相および組織の面積率を定量した。まず、ベイナイト、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの合計面積率をSEM観察像およびEBSP解析結果を用いて画像解析により測定した。次に、レペラ腐食した組織から残留オーステナイトおよびマルテンサイトの合計面積率を測定し、この合計面積率を先に測定したベイナイト、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの合計面積率から差し引いた値をベイナイト面積率とした。ポリゴナルフェライト面積率はSEM観察像およびEBSP解析結果を用いた画像解析により測定した。残留オーステナイト面積率はX線回折により測定し、同時に、残留オーステナイト中の炭素濃度も算出した。そして、上記で測定したベイナイト、ポリゴナルフェライトおよび残留オーステナイトの面積率の合計を、100から差し引いた値を残部組織の面積率とした。残留オースナイトを除く鋼組織において15°以上の結晶方位差を有する粒界で囲まれる粒の平均粒径Dは、EBSP解析により求めた。機械特性として、引張特性および伸びフランジ性を評価した。引張特性は、JISZ2201およびJISZ2241に準拠して引張試験を行ない、引張強度TSと全伸びElを測定した。伸びフランジ性は、日本鉄鋼連盟規格JFST1001に準拠して穴拡げ試験を行ない、穴拡げ率λを求めた。得られた鋼板の鋼組織および機械特性を表3にまとめて示す。発明例である試験番号2~10、12、13、15~19、21~23は、高い引張強度TSを有するとともに、優れた強度-延性バランスTS×Elと優れた強度-伸びフランジバランスTS×λとを有している。一方、本発明で定める範囲を外れる比較例は、TS×ElあるいはTS×λ、または双方の特性が劣っている。