"質量で、C:005~015、Si:02~12、Mn:10~20、P:004以下、S:0005以下、Ti:005~015、Al:0005~010、N:0007以下を含み、固溶Tiが002以上で、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、さらに平均粒径が5μm以下のベイナイト相単相からなる組織とを有することを特徴とする伸びフランジ性および耐疲労特性に優れることを特徴とする高強度熱延鋼板。前記平均粒径が5μm以下に代えて、平均粒径が30超~5μmと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。前記ベイナイト相単相からなる組織に代えて、組織全体に対する面積率で90以上のベイナイト相と、該ベイナイト相以外の第二相とからなり、前記ベイナイト相の平均粒径が5μm以下、前記第二相の平均粒径が3μm以下である組織と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。前記ベイナイト相の平均粒径が5μm以下に代えて、前記ベイナイト相の平均粒径が30超~5μmとすることを特徴とする請求項3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、Sb:0001~0020を含有する組成と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。前記組成に加えてさらに、質量で、Cu:005~020、Ni:005~050、Mo:005~050、Cr:005~050、B:00005~00050、Nb:001~010、V:001~020のうちから選ばれた1種または2種以上を含有する組成とすることを特徴とする請求項1ないし5のいずれか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、Ca:00001~00050、REM:00005~00100のうちから選ばれた1種または2種を含有する組成とすることを特徴とする請求項1ないし6のいずれかに記載の高強度熱延鋼板。質量で、C:005~015、Si:02~12、Mn:10~20、P:004以下、S:0005以下、Ti:005~015、Al:0005~010、N:0007以下を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材に、熱間圧延を施し熱延板とするにあたり、前記鋼素材を1150~1350°Cに加熱したのち、前記熱間圧延を、850~950°Cの仕上温度で終了する熱間圧延とし、該熱間圧延終了後、30°C/s以上の平均冷却速度で530°Cまで冷却し、ついで100°C/s以上の平均冷却速度で、巻取り温度:300~500°Cまで冷却し、該巻取温度で巻き取ることを特徴とする伸びフランジ性および耐疲労特性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。前記鋼素材を1150~1350°Cに加熱したのち、前記熱間圧延を、850~950°Cの仕上温度で終了する熱間圧延に代えて、前記鋼素材を1200°C超1350°C以下に加熱したのち、前記熱間圧延を、900°C超950°C以下の仕上温度で終了する熱間圧延とすることを特徴とする請求項8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、Sb:0001~0020を含有する組成とすることを特徴とする請求項8または9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:005~020、Ni:005~050、Mo:005~050、Cr:005~050、B:00005~00050、Nb:001~010、V:001~020のうちから選ばれた1種または2種以上を含有する組成とすることを特徴とする請求項8ないし10のいずれか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、Ca:00001~00050、REM:00005~00100のうちから選ばれた1種または2種を含有する組成とすることを特徴とする請求項8ないし11のいずれかに記載の高強度熱延鋼板の製造方法。特許文献1に記載された技術は、Pのフェライト粒界への偏析を低減することにより、靭性を向上させ、すなわち破面遷移温度を低くして伸びフランジ性を向上させている。しかしながら、特許文献1に記載された技術ではフェライトを含まない場合、あるいはフェライトが極めて少ない場合には、伸びフランジ性の向上が極めて困難であるという問題があった。また、特許文献2に記載された技術では、軟質なフェライト相を60以上含むため、最近の780MPa以上という高強度化要求に対応する高強度を安定して確保できず、鋼板強度が不足するという問題があった。また、特許文献3に記載された技術では、引張強さ:780MPa以上という高強度は確保できるが、ベイナイト相の組織制御が不十分であるために、自動車部品用として十分な耐疲労特性を具備するまでに至っていないという問題があった。また、特許文献4に記載された技術では、極めて微細なベイナイト組織が得られるが、スラブ加熱中にNb、Tiを未固溶状態のままで残存するため、固溶Ti、Nb量を十分に確保することができず、耐疲労特性が不足する場合があった。また、特許文献5に記載された技術では、ベイナイト相以外の組織が、少なくとも10超存在するため、組織の均一化が不十分で、伸びフランジ性が不足する場合があった。本発明は、かかる従来技術の問題を解決し、引張強さ:780MPa以上という高強度を有し、さらに優れた伸びフランジ性と優れた耐疲労特性を兼備する高強度熱延鋼板を提供することを目的とする。本発明者らは、上記した目的を達成するために、引張強さ:780MPa以上という高強度を維持した状態で、伸びフランジ性と疲労特性に及ぼす各種要因について鋭意研究した。その結果、平均粒径5μm以下の微細なベイナイト相の単相組織、またはこのような微細なベイナイト相を主相とし、第二相として、平均粒径3μm以下の微細な、パーライト、マルテンサイト、残留オーステナイトのうちのいずれか、あるいはそれらを混合して分散させた、組織としたうえで、固溶Tiを002以上残存させることにより、引張強さ:780MPa以上という高強度を維持したまま、伸びフランジ性に加えて耐疲労特性が顕著に向上することを新規に見出した。微細なベイナイト相としたうえで、固溶Tiを存在させることにより、伸びフランジ性に加えて耐疲労特性が向上する機構について、現在までのところ必ずしも明確になってはいないが、本発明者らは次のように考えている。所定量以上の固溶Tiが存在することにより、伸びフランジ加工時に発生したクラックの先端、あるいは疲労クラックの先端の応力歪の集中した領域に、応力誘起あるいは歪誘起により、TiC、あるいはTiとCのクラスターが形成しやすくなり、それらの形成によりクラックの進展が抑制されると考えられる。これにより、伸びフランジ性に加えて耐疲労特性が顕著に向上するものと考えている。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、本発明の要旨は次のとおりである。1質量で、C:005~015、Si:02~12、Mn:10~20、P:004以下、S:0005以下、Ti:005~015、Al:0005~010、N:0007以下を含み、固溶Tiが002以上で、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、さらに平均粒径が5μm以下のベイナイト相単相からなる組織とを有することを特徴とする伸びフランジ性および耐疲労特性に優れることを特徴とする高強度熱延鋼板。21において、前記平均粒径が5μm以下に代えて、平均粒径が30超~5μmとすることを特徴とする高強度熱延鋼板。31において、前記ベイナイト相単相からなる組織に代えて、組織全体に対する面積率で90以上のベイナイト相と、該ベイナイト相以外の第二相とからなり、前記ベイナイト相の平均粒径が5μm以下、前記第二相の平均粒径が3μm以下である組織とすることを特徴とする高強度熱延鋼板。43において、前記ベイナイト相の平均粒径が5μm以下に代えて、前記ベイナイト相の平均粒径が30超~5μmとす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、前記組成に加えてさらに、質量で、Sb:0001~0020を含有する組成とすることを特徴とする高強度熱延鋼板。61ないし5のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量で、Cu:005~020、Ni:005~050、Mo:005~050、Cr:005~050、B:00005~00050、Nb:001~010、V:001~020のうちから選ばれた1種または2種以上を含有する組成とすることを特徴とする高強度熱延鋼板。71ないし6のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量で、Ca:00001~00050、REM:00005~00100のうちから選ばれた1種または2種を含有する組成とすることを特徴とする高強度熱延鋼板。8質量で、C:005~015、Si:02~12、Mn:10~20、P:004以下、S:0005以下、Ti:005~015、Al:0005~010、N:0007以下を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材に、熱間圧延を施し熱延板とするにあたり、前記鋼素材を1150~1350°Cに加熱したのち、前記熱間圧延を、850~950°Cの仕上温度で終了する熱間圧延とし、該熱間圧延終了後、30°C/s以上の平均冷却速度で530°Cまで冷却し、ついで100°C/s以上の平均冷却速度で、巻取温度:300~500°Cまで冷却し、該巻取温度で巻き取ることを特徴とする伸びフランジ性および耐疲労特性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。98において、前記鋼素材を1150~1350°Cに加熱したのち、前記熱間圧延を、850~950°Cの仕上温度で終了する熱間圧延に代えて、前記鋼素材を1200°C超1350°C以下に加熱したのち、前記熱間圧延を、900°C超950°C以下の仕上温度で終了する熱間圧延とすることを特徴とする高強度熱延鋼板の製造方法。108または9において、前記組成に加えてさらに、質量で、Sb:0001~0020を含有する組成とすることを特徴とする高強度熱延鋼板の製造方法。118ないし10のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量で、Cu:005~020、Ni:005~050、Mo:005~050、Cr:005~050、B:00005~00050、Nb:001~010、V:001~020のうちから選ばれた1種または2種以上を含有する組成とすることを特徴とする高強度熱延鋼板の製造方法。128ないし11のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量で、Ca:00001~00050、REM:00005~00100のうちから選ばれた1種または2種を含有する組成と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、引張強さ:780MPa以上という高強度を維持したまま、伸びフランジ性に加えて耐疲労特性が向上した熱延鋼板を、容易に製造でき、産業上格段の効果を奏する。また、本発明になる高強度熱延鋼板を自動車の構造部品や、トラックのフレーム等に適用すれば、安全性を確保しつつ車体重量を軽減でき、環境負荷を低減することが可能となるという効果もある。まず、本発明鋼板の組成限定の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:005~015Cは、鋼の強度を増加させ、また、ベイナイトの生成を促進する元素であり、また、Tiと結合してTi炭化物として析出強化にも寄与する。このような効果を得るためには、005以上含有する必要がある。一方、015を超えて含有すると、溶接性が低下する。このため、Cは005~015の範囲に限定した。なお、好ましくは007~012である。Si:02~12Siは、固溶して鋼の強度の増加に寄与する元素であり、このような効果を得るためには、02以上の含有を必要とする。一方、12を超える含有は、鋼板の表面性状を著しく低下させ、化成処理性や耐食性の低下に繋がる。このため、Siは02~12の範囲に限定した。なお、好ましくは03~09である。Mn:10~20Mnは、固溶して鋼の強度を増加させるとともに、焼入れ性向上を介してベイナイトの生成を促進する元素である。このような効果を得るためには、10以上の含有を必要とする。一方、20を超える含有は、中心偏析を助長し、鋼板の成形性を低下させる。このため、Mnは10~20の範囲に限定した。なお、好ましくは12~18である。P:004以下Pは、固溶して鋼の強度を増加させる作用を有するが、粒界、とくに旧オーステナイト粒界に偏析し、低温靭性や加工性の低下を招く。このため、本発明ではPは極力低減することが望ましいが、004までの含有は許容できる。なお、好ましくは003以下である。S:0005以下Sは、MnやTiと結合し硫化物を形成して、鋼板の加工性を低下させる。このため、Sは極力低減することが望ましいが、0005までの含有は許容できる。なお、好ましくは0003以下、さらに好ましくは0001以下である。Ti:005~015、固溶Ti:002以上Tiは、炭化物を形成し、析出強化により鋼の強度増加に寄与する元素である。また、Tiは、オーステナイト粒の微細化にも寄与し、最終的に得られる鋼板組織を微細化し、伸びフランジ性、耐疲労特性の向上に寄与する。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。一方、015を超える過剰な含有は、上記した効果が飽和するうえ、粗大な析出物の増加を招き、穴拡げ加工性や耐疲労特性の低下を招く。このため、Tiは005~015の範囲に限定した。なお、好ましくは006~012である。また、添加したTiの一部を、固溶Tiとして002以上存在させることにより、伸びフランジ性や耐疲労特性の一層の向上が期待できる。所定量以上の固溶Tiが存在することにより、伸びフランジ加工時に発生したクラックの先端、あるいは疲労クラックの先端の応力歪の集中した領域に、応力誘起または歪誘起により、TiC、あるいはTiとCのクラスターが形成しやすくなり、それらの形成によりクラックの進展が抑制されると考えられる。固溶Tiを002以上安定して確保するためには、005以上のTi含有に加えて、C含有量との関係で、Ti48/C12を015以上の範囲に調整することが好ましい。ここで、Ti、Cはそれぞれの含有量質量である。Tiに対してCが多すぎ、Ti48/C12が015未満では、TiがTiCとして析出しやすくなり固溶Tiの確保が難しくなる。このため、Ti48/C12は、015以上とすることが好ましい。なお、Tiに対してCが少なすぎ、Ti48/C12が060を超えると、固溶Tiは確保しやすくなるが、固溶Cが減少して、ベイナイト相の強度が低下し、所望の強度を確保することが難しくなるため、より好ましくは015~060であり、さらに好ましくは、Ti48/C12は018~035である。また、固溶Tiが002未満では、加工時に発生したクラックや疲労クラックの進展を抑制する効果が低減し、所望の伸びフランジ性、耐疲労特性の向上が望めない。なお、固溶Tiが010を超えて多量に存在すると、焼入れ性が大きくなりすぎて、マルテンサイト相が生成しやすくなり、加工性が低下するため、固溶Tiは010以下とすることが好ましい。Al:0005~010Alは、脱酸剤として作用し、鋼の清浄度を向上させるのに、有効な元素である。このような効果を得るためには0005以上含有する必要がある。一方、010を超える多量の含有は、酸化物系介在物の著しい増加を招き、鋼板の疵発生の原因となる。このため、Alが0005~010の範囲に限定した。なお、好ましくは003~007である。N:0007以下Nは、Ti等の窒化物形成元素と結合し、窒化物として析出するが、とくにTiとは高温で結合し、粗大な窒化物となりやすく、伸びフランジ加工時や疲労試験時にクラックの起点となりやすく、本発明ではできるだけ低減することが望ましい。このため、本発明では、Nは0007以下に限定した。なお、好ましくは0005以下、より好ましくは0003以下である。上記した成分が基本の成分であるが、これら基本の成分に加えてさらに、選択元素として、必要に応じて、Sb:0001~0020、および/または、Cu:005~020、Ni:005~050、Mo:005~050、Cr:005~050、B:00005~00050、Nb:001~010、V:001~020のうちから選ばれた1種または2種以上、および/または、Ca:00001~00050、REM:00005~00100のうちから選ばれた1種または2種、を含有してもよい。Sb:0001~0020Sbは、熱間圧延のための加熱時に、表層に濃化する傾向を有する元素であり、表面近傍におけるSi、Mn等の酸化物の生成を抑制し、鋼板の表面性状を改善し、表面からの疲労クラックの生成を抑制し、耐疲労特性の向上に寄与する。このような効果を得るためには0001以上含有する必要があるが、0020を超えて含有しても、効果が飽和し、経済的に不利となる。このため、含有する場合には、Sbは0001~0020の範囲に限定することが好ましい、なお、より好ましくは0003~0010である。Cu:005~020、Ni:005~050、Mo:005~050、Cr:005~050、B:00005~00050、Nb:001~010、V:001~020のうちから選ばれた1種または2種以上Cu、Ni、Mo、Cr、B、Nb、Vはいずれも、鋼板の高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて選択して含有できる。Cuは、固溶して鋼の強度を増加させるとともに、焼入れ性向上を介してベイナイト相を形成しやすくする。このような効果を得るために、005以上含有することが好ましいが、020を超える含有は、表面性状の低下を招く。このため、含有する場合には、Cuは005~020の範囲に限定することが好ましい。Niは、固溶して鋼の強度を増加させるとともに、焼入れ性向上を介してベイナイト相を形成しやすくする。このような効果を得るために、005以上含有することが好ましいが、050を超える含有は、マルテンサイト相が生成しやすくなり、加工性が低下する。このため、含有する場合は、Niは005~050の範囲に限定することが好ましい。Moは、炭化物の形成による析出強化や、焼入れ性向上を介して鋼の強度を増加させるとともに、ベイナイト相を形成しやすくし、伸びフランジ性や、耐疲労特性を向上させる。このような効果を得るために、005以上含有することが好ましいが、050を超えて含有すると、マルテンサイト相が生成しやすくなり、加工性が低下する。このため、含有する場合には、Moは005~050の範囲に限定することが好ましい。Crは、焼入れ性向上を介して鋼の強度を増加させるとともに、ベイナイト相を形成しやすくし、伸びフランジ性や、耐疲労特性を向上させる。このような効果を得るために、005以上含有することが好ましいが、050を超えて含有すると、マルテンサイト相が生成しやすくなり、加工性が低下する。このため、含有する場合には、Crは005~050の範囲に限定することが好ましい。Bは、オーステナイトγ粒界に偏析し、粒界からのフェライト生成や成長を抑制し、焼入れ性向上を介して鋼の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、00005以上含有することが好ましいが、00050を超える含有は、加工性が低下する。このため、含有する場合には、Bは00005~00050の範囲に限定することが好ましい。Nbは、炭化物や窒化物の形成を介して、鋼の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、001以上含有することが好ましいが、010を超える含有は、延性や穴拡げ加工性を低下させる。このため、含有する場合には、Nbは001~010の範囲に限定することが好ましい。Vは、炭化物や窒化物の形成を介して、鋼の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、001以上含有することが好ましいが、020を超える含有は、延性や穴拡げ加工性を低下させる。このため、含有する場合には、Vは001~020の範囲に限定することが好ましい。Ca:00001~00050、REM:00005~00100のうちから選ばれた1種または2種Ca、REMはいずれも、硫化物の形態を球状に制御し、伸びフランジ性を向上させる作用を有する元素であり、必要に応じて含有できる。このような効果を得るためには、Ca:00001以上、REM:00005以上、それぞれ含有することが好ましいが、Ca:00050、REM:00100を超える多量の含有は、介在物等の増加を招き、表面欠陥、内部欠陥の多発を生じ易くする。このため、含有する場合には、Ca:00001~00050、REM:00005~00100の範囲にそれぞれ限定することが好ましい。上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物である。つぎに、本発明鋼板の組織限定理由について説明する。本発明鋼板の組織は、微細なベイナイト相単相とする。あるいはベイナイト単相組織に代えて、組織全体に対する面積率で90以上の微細なベイナイト相を主相とし、主相と微細な第二相からなる組織とすることが好ましい。本発明でいう微細なベイナイト相とは、平均粒径が5μm以下のベイナイト相をいう。なお、好ましくは、ベイナイト相の平均粒径は30μm超5μm以下である。これにより、引張強さ:780MPa以上の高強度と、伸びフランジ性、耐疲労特性とを兼備する熱延鋼板とすることができる。主相と第二相からなる組織の場合には、主相としての微細なベイナイト相が90未満では、所望の高強度と良好な伸びフランジ性を安定して確保できない。また、ベイナイト相の平均粒径が5μmを超えて大きくなると、優れた伸びフランジ性と優れた耐疲労特性とを兼備できなくなる。このようなことから、主相である微細なベイナイト相は、90以上、平均粒径5μm以下に限定した。なお、ベイナイト相の平均粒径は、30μm超5μm以下とすることが好ましい。ベイナイト相の平均粒径を、30μm超5μm以下とすることにより、平均粒径が30μm以下である場合に比べて、疲労亀裂がより大きく迂回して進展するため、疲労亀裂の進展速度が小さくなり、耐疲労特性がさらに向上する。なお、好ましくはベイナイト相は95以上、さらに好ましくはベイナイト相単相である。主相以外の第二相としては、マルテンサイト、パーライト、残留オーステナイトのいずれか、あるいはそれらの混合を含んでも良い。本発明では、第二相は、平均粒径が3μm以下の微細な組織とする。第二相の平均粒径が3μmを超えて大きくなると、主相と第二相との界面からクラックが発生しやすくなり、伸びフランジ性や耐疲労特性が低下する。このため、第二相の平均粒径は3μm以下に限定した。なお、好ましくは、第二相の平均粒径は2μm以下である。また、微細な第二相は、組織全体に対する面積率で10以下であるが、さらに伸びフランジ性を向上させるうえでは5以下に限定することがさらに好ましい。なお、第二相としては、マルテンサイト、パーライト、残留オーステナイトのいずれか、あるいはそれらの混合とすることが好ましいが、第二相には、上記した相以外に組織全体に対する面積率で3以下であれば、フェライト、セメンタイトが存在してもよい。この場合も、上記した理由により、第二相の平均粒径は3μm以下の微細な組織とする。つぎに、本発明鋼板の好ましい製造方法について説明する。本発明では、固溶Ti量以外、上記した組成を有する鋼素材を出発素材とする。なお、鋼素材の製造方法はとくに限定する必要はなく、上記した組成を有する溶鋼を転炉や電気炉等で溶製し、好ましくは真空脱ガス炉にて二次精錬を行って、連続鋳造法等の鋳造方法で、スラブ等の鋼素材とする、常用の方法がいずれも適用可能である。まず、鋼素材に、熱間圧延を施し熱延板とし、熱間圧延終了後、530°Cまでの前段冷却と、530°C~巻取温度までの後段冷却を施し、コイル状に巻き取る。熱間圧延のための加熱温度は、1150~1350°Cとする。鋼素材スラブ中では、Tiなどの炭化物、窒化物形成元素は、ほとんどが粗大な炭化物、窒化物として存在している。固溶Tiや、微細な析出物として、熱延鋼板の高強度化等に利用するために、これら粗大な炭化物、窒化物を一旦固溶させておくことが必要である。そのため、本発明では、鋼素材をまず1150°C以上に加熱する。一方、加熱温度を1350°Cを超えて高温にすると、スケール発生量が多くなり、スケール噛み込み等により、表面品質が低下する。このため、鋼素材の加熱温度は1150~1350°Cの範囲に限定した。なお、好ましくは1200~1300°Cである。固溶Ti量を確実に確保するためには、鋼素材の加熱温度はより好ましくは1200°C超である。熱間圧延は、仕上温度を850~950°Cとして熱間圧延を終了する圧延とする。仕上温度が850°C未満では、フェライトオーステナイトの二相域圧延となり、加工組織が残存することになるため、伸びフランジ性、耐疲労特性が低下する。一方、仕上温度が950°Cを超えて高くなると、オーステナイト粒が成長し、冷却後得られる熱延板の組織が粗大化する。このようなことから、仕上温度は850~950°Cの範囲に限定した。なお、好ましくは880~930°Cである。また、仕上温度を900°C超とすることにより、オーステナイトの粒成長が顕著となり、焼入れ性が増大し、ベイナイト相の組織分率が増加し、かつ組織がより均一化して、伸びフランジ性がより一層向上する。これによりさらに、ベイナイトの平均粒径も30μm超5μm以下に調整しやすくなり、耐疲労特性も向上する。このようなことから、仕上温度を900°C超950°C以下とすることがより好ましい。熱間圧延終了後、ついで、前段冷却として、530°Cまでを30°C/s以上の平均冷却速度で冷却する。熱間圧延終了から530°Cまでの冷却は、所望の微細なベイナイト組織を確保するために非常に重要となる。530°Cまでの平均冷却速度が30°C/s未満では、フェライトの生成が著しく進行したり、パーライトが生成したり、さらにはTiCの析出が著しく、所望の固溶Tiを確保できなくなり、伸びフランジ性と耐疲労特性が低下する。このため、熱間圧延終了後530°Cまでを、平均冷却速度30°Cs以上で冷却することに限定した。一方、530°Cまでの平均冷却速度が55°C/s以上となると、未再結晶オーステナイトからの変態が多くなり、圧延方向に伸長したフェライトやベイナイトが増加して加工性が低下しやすくなる。このため、この温度領域の平均冷却速度は、55°C/s未満とすることが好ましい。530°Cまで冷却された熱延板はついで、後段冷却として、530°C~巻取温度までの温度域を、100°C/s以上の平均冷却速度で急速冷却される。本発明では、この後段冷却急速冷却中にベイナイト変態させて、微細なベイナイト相を生成させ、かつ、平均粒径5μm以下の微細なベイナイト相とする。このような微細なベイナイト相単相とすることが、優れた伸びフランジ性や優れた耐疲労特性を兼備させるために好ましい。ベイナイト相単相とすることができなくとも、上記した平均冷却速度で冷却すれば、上記した微細なベイナイト相を主相とし、第二相を平均粒径3μm以下の微細な第二相とすることができる。このため、530°Cから巻取温度までの冷却は、100°C/s以上の平均冷却速度での急冷とする。これにより、第二相の生成による、伸びフランジ性や耐疲労特性の低下を抑制できる。一方、530°Cから巻取温度までの後段冷却の平均冷却速度が180°C/sを超えると、冷却速度の制御が難しくなる。このため、この後段冷却の平均冷却速度は100~180°C/sに限定することが好ましい。なお、より好ましくは120°C/s以上である。巻取温度は、300~500°Cとする。巻取温度が300°C未満では、マルテンサイトや残留オーステナイトの生成量が多くなりすぎて、微細なベイナイト相を100単相、あるいは面積率で90以上とすることが難しくなり、所望の組織を確保できず、伸びフランジ性、耐疲労特性が低下する。一方、巻取温度が500°Cを超えて高くなると、パーライトが増加するために、伸びフランジ性と疲労特性が著しく低下する。このため、巻取温度は300~500°Cに限定した。なお、ベイナイト相の微細化という観点から、好ましくは350°C以上450°C以下である。なお、巻取り後、熱延板には、常法により酸洗を施して、スケールを除去してもよい。また、さらに調質圧延を施しても、あるいはさらに、溶融亜鉛めっき、電気亜鉛めっきや化成処理を施しても良い。以下、実施例にしたがい、さらに本発明について説明する。表1に示す組成の鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法によりスラブ鋼素材とした。ついで、これらの鋼素材に、表2に示す条件で加熱し、表2に示す仕上温度で圧延を終了する熱間圧延を行い、熱延板板厚:60~26mmとし、熱間圧延終了後、これら熱延板に、表2に示す条件の前段冷却と後段冷却とを施し、表2に示す巻取温度で巻取った。なお、前段冷却は、熱間圧延終了後、仕上温度から530°Cまでの冷却であり、後段冷却は530°Cから巻取温度までの冷却である。表中の冷却速度はそれぞれの冷却温度領域での平均冷却速度で示す。得られた熱延板を酸洗したのち、試験片を採取し、組織観察、固溶Ti量の測定、組織観察、引張試験、穴拡げ試験、疲労試験を実施した。なお、鋼板No2板厚:60mmについては、得られた熱延板から、酸洗を施さずに試験片を採取した。試験方法は次の通りとした。1組織観察得られた熱延板から、組織観察用試験片を採取し、圧延方向に平行な断面を研磨し、腐食液3ナイタール液で腐食し組織を現出した。板厚1/4位置について走査型電子顕微鏡倍率:3000倍を用いて観察し、各3視野撮像し、画像処理により、各相の面積率組織分率を測定した。また、同じ走査型電子顕微鏡写真に、板厚方向に対して45°の傾きを有する長さ:80mmの直線を直交するように2本引き、該直線が、各相の各粒と交叉する線分の長さをそれぞれ測定して、得られた線分の長さの平均値を求め、各相ベイナイト相、第二相の平均粒径とした。2固溶Ti量の測定得られた熱延板から、分析用試験片大きさ:50mm×100mmを採取し、表面から板厚方向1/4までを機械研削にて削除し、電解用試験片とした。これら試験片を、10AA系電解液10volアセチルアセトン-1mass塩化テトラメチルアンモニウムメタノール中で、電流密度20mAcm2で定電流電解し、約02gを電解した。得られた電解液をろ過した後、ICP発光分光分析装置を用いて分析し、電解液中のTi量を測定した。得られた電解液中のTi量を電解重量で除して、固溶Ti量質量とした。なお、電解重量は、電解後の電解用試験片を洗浄し,付着した析出物を取り除いた後に、重量を測定して、電解前の試験片重量から差し引くことにより、算出した。3引張試験得られた熱延板から、引張方向が圧延方向と直角方向となるように、JIS5号試験片GL:50mmを採取し、JISZ2241に準拠して引張試験を行ない、引張特性降伏強さYS、引張強さTS、伸びElを求めた。4穴拡げ試験伸びフランジ性評価試験得られた熱延板から、穴拡げ試験用試験片大きさ:130×130mmを採取し、鉄連規格JFST1001に準じて、試験片中央に10mmφのポンチ穴を打抜いた後、該穴に60°円錐ポンチを押し上げるように挿入して、亀裂が板厚を貫通した時点での穴径dmmをもとめ、次式で穴拡げ率λを算出した。λ={d-10/10}×1005疲労試験得られた熱延板から、試験片の長さ方向が、圧延方向と直角方向となるように、JISZ2275に規定される1号試験片R:425mm,b:20mmを採取し、平面曲げ疲れ試験を実施した。応力負荷は両振りとし、繰返し回数:107回まで行ない、破断しない応力の上限を疲労限σfとし、TSに対する疲労限の比σf/TSで、疲労特性を評価した。得られた結果を表3に示す。本発明例はいずれも、引張強さTS:780MPa以上の高強度を有し、さらに穴拡げ率λが60以上と優れた伸びフランジ性と、さらにσf/TSが055以上と優れた耐疲労特性とを兼備する、高強度熱延鋼板となっている。とくに、熱間圧延の仕上温度を900°C超とすることにより、伸びフランジ性と耐疲労特性がより向上する。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、引張強さTSが780MPa未満であるか、穴拡げ率λが60未満であるか、σf/TSが055未満であるかして、所望の高強度、伸びフランジ性、耐疲労特性を兼備するまでに至っていない。"