引張強さ500MPa以上を有する高張力熱延鋼板であって、質量で、C:0.03~0.20、Si:0.01~1.5、Mn:1.0以下、P:0.08以下、S:0.005以下、Al:0.01~0.08、N:0.001~0.005、Ti、Nb、Vの1種又は2種以上を合計で0.02~1.0、を少なくとも含み、残部がFe及び不可避的不純物からなる成分組成と、強度が大きく異なる2種類のフェライト相からなる複合組織を有し、強度が低いフェライト相である軟質フェライト相の粒径が15μm以下であり、かつ、軟質フェライト相の結晶粒の60以上の結晶粒が、他の軟質フェライト相の結晶粒と接していないことを特徴とする高張力熱延鋼板。前記成分組成が、更に、質量で、Ca、REMの1種又は2種を合計で0.1以下含むことを特徴とする請求項1に記載の高張力熱延鋼板。引張強さ500MPa以上を有する高張力熱延鋼板の製造方法であって、質量で、C:0.03~0.20、Si:0.01~1.5、Mn:1.0以下、P:0.08以下、S:0.005以下、Al:0.01~0.08、N:0.001~0.005、Ti、Nb、Vの1種又は2種以上を合計で0.02~1.0、を少なくとも含み、残部がFe及び不可避的不純物からなる成分組成の鋼スラブを、加熱温度:1100°C以上に加熱した後、粗圧延してシートバーとし、上記シートバーに、仕上げ圧延出側温度:900°C以上とする仕上圧延を施し、上記仕上げ圧延温度から、Ar3変態点温度-150°C~Ar3変態点温度-30°Cの温度範囲の所定温度までの平均冷却速度が5~20°C/sとなる冷却を施し、その後、上記温度から、Ar3変態点温度-250°C~Ar3変態点温度-150°Cの温度範囲の所定温度までの平均冷却速度が20°C/s以上となる冷却を施し、次いで、直ちに巻き取って、熱延板とする熱間圧延工程を順次施すことを特徴とする高張力熱延鋼板の製造方法。前記鋼スラブが、更に、質量で、Ca、REMの1種又は2種を合計で0.1以下含むことを特徴とする請求項3に記載の高張力熱延鋼板の製造方法。本発明の目的は、主として自動車の車体部品等の使途に好適な500MPa以上の引張強さを有する高張力熱延鋼板で、伸び、伸びフランジ性、強度-伸び-伸びフランジ性バランスに優れた高張力熱延鋼板、及び、その製造方法を提供することである。本発明の主旨とするところは、以下の通りである。1引張強さ500MPa以上を有する高張力熱延鋼板であって、質量で、C:0.03~0.20、Si:0.01~1.5、Mn:1.0以下、P:0.08以下、S:0.005以下、Al:0.01~0.08、N:0.001~0.005、Ti、Nb、Vの1種又は2種以上を合計で0.02~1.0、を少なくとも含み、残部がFe及び不可避的不純物からなる成分組成と、強度が大きく異なる2種類のフェライト相からなる複合組織を有し、強度が低いフェライト相である軟質フェライト相の粒径が15μm以下であり、かつ、軟質フェライト相の結晶粒の60以上の結晶粒が、他の軟質フェライト相の結晶粒と接していないことを特徴とする高張力熱延鋼板。2前記成分組成が、更に、質量で、Ca、REMの1種又は2種を合計で0.1以下含むことを特徴とする前記1に記載の高張力熱延鋼板。3引張強さ500MPa以上を有する高張力熱延鋼板の製造方法であって、質量で、C:0.03~0.20、Si:0.01~1.5、Mn:1.0以下、P:0.08以下、S:0.005以下、Al:0.01~0.08、N:0.001~0.005、Ti、Nb、Vの1種又は2種以上を合計で0.02~1.0、を少なくとも含み、残部がFe及び不可避的不純物からなる成分組成の鋼スラブを、加熱温度:1100°C以上に加熱した後、粗圧延してシートバーとし、上記シートバーに、仕上げ圧延出側温度:900°C以上とする仕上圧延を施し、上記仕上げ圧延温度から、Ar3変態点温度-150°C~Ar3変態点温度-30°Cの温度範囲の所定温度までの平均冷却速度が5~20°C/sとなる冷却を施し、その後、上記温度から、Ar3変態点温度-250°C~Ar3変態点温度-150°Cの温度範囲の所定温度までの平均冷却速度が20°C/s以上となる冷却を施し、次いで、直ちに巻き取って、熱延板とする熱間圧延を順次施すことを特徴とする高張力熱延鋼板の製造方法。4前記鋼スラブが、更に、質量で、Ca、REMの1種又は2種を合計で0.1以下含むことを特徴とする前記3に記載の高張力熱延鋼板の製造方法。本発明によれば、500MPa以上の引張強さを有する高張力熱延鋼板で、伸び、伸びフランジ性、強度-伸び-伸びフランジ性バランスに優れた高張力熱延鋼板を提供することができる。本発明者らは、高強度鋼板における伸び及び伸びフランジ性を更に高める実験検討を続けた結果、従来のDP鋼板やTRIP鋼板が、延性伸びは良好であるのに、伸びフランジ性穴広げ性:λに劣る理由は、これら鋼板に含まれる軟質相主として、フェライト相と硬質相元々含まれるマルテンサイト、及び、残留オーステナイトが歪誘起変態して生成したマルテンサイトの変形能の違いにより、軟質相と硬質相の界面近傍に応力集中が起こり、上記界面近傍の軟質相中にボイドや亀裂が発生し、上記界面近傍の軟質相中を亀裂が容易に進展し、鋼板が早期に破壊するからであるということを見いだした。その考えに基づき、軟質相の結晶粒が粗大でなく、しかも、それらの結晶粒が繋がっていないで孤立した状態であれば、伸びフランジ性を顕著に改善できることを見いだした。更に、硬質相の変形能が大きければ、伸びフランジ性を顕著に改善できることを見いだした。以下、上記知見に基づいてなされた本発明の高強度鋼板以下本発明鋼板ということがある。について詳述する。まず、本発明鋼板の組織について説明する。良好な延性伸びを得るためには、変形能の大きい軟質相が必要である。一方で、500MPa以上の高強度を得るためには、硬質相が必要である。更に、良好な伸びフランジ性を得るためには、硬質相にもある程度の変形能が必要である。本発明鋼板では、硬質層及び軟質相として、強度が大きく異なる2種類のフェライト相以下、それらを、それぞれ、軟質フェライト相と硬質フェライト相という場合がある。を用い、組織を、それらのフェライト層からなる複合組織とする。軟質フェライト相としては、析出物密度の低いフェライト相を用い、硬質フェライト相としては、高密度の析出物を含む析出強化フェライトを利用することとした。析出強化フェライトは、高密度に分散した析出物により、高強度となっており、かつ、転位密度が低いので、マルテンサイトなどの、高密度に転位を含む組織に比べて変形能が大きい。軟質フェライト相の粒径は15μm以下が望ましい。鋼板を伸びフランジ変形させると、軟質相と硬質相の界面近傍で発生した亀裂が、軟質相の中を容易に進展する。即ち、発生初期の亀裂初期亀裂の大きさは、軟質相の粒径に依存する。変形が進むにつれて、初期亀裂が成長し、最終的に破壊に至るが、初期亀裂の大きさが15μm以下であると、容易には破壊に至らない。逆に、初期亀裂の大きさが15μm超であると、初期亀裂は容易に進展し、破壊に至る。したがって、軟質フェライト相の粒径は15μm以下が望ましい。なお、容易に進展を開始する亀裂の大きさは、鋼板の強度レベルによっても異なる。本発明鋼板では、15μmが臨界の大きさである。軟質フェライト相の結晶粒のうち60以上の粒が、他の軟質フェライト相の結晶粒と接していないことが望ましい。フェライト粒同士が隣接していると、硬質相との界面近傍で発生した亀裂が、軟質フェライト粒の続く範囲で進展できるので、亀裂が大きくなり、早期に破壊に至り、伸びフランジ性が悪くなる。軟質フェライト粒が硬質相中に孤立していれば、硬質相との界面近傍で発生した亀裂は一つのフェライト粒の範囲内でしか容易に成長できないので、亀裂は大きくならず、破壊が遅れ、良好な伸びフランジ性が得られる。全軟質フェライト粒のうち60以上のフェライト粒が孤立した状態にあれば、所望の伸びフランジ性が得られる。従来のDP鋼やTRIP鋼では、軟質相が母相であり、軟質相が非常に広い領域に繋がっている鋼板全体に繋がっていることもある。そのため、亀裂が容易に大きくなり、早期破壊に至り、伸びフランジ性が悪くなる。次に、本発明鋼板の成分組成について説明する。以下、成分組成の単位は、すべて、質量であるが、単にで表示する。C:0.03~0.20Cは、Ti、Nb、Vなどの合金元素と結合して、微細炭化物を析出するために必須である。鋼板強度として500MPa以上を達成するためには、最低でも0.03必要である。好ましくは0.06以上、より好ましくは0.11以上である。一方、Cが過剰になると、鋳造段階で中心偏析による欠陥が生じ易くなるうえ、溶接性も悪くなるので、上限を0.20とした。好ましくは0.18以下、より好ましくは0.15以下である。Si:0.01~1.5Siは、軟質フェライト相の固溶強化元素として有用な元素である。軟質フェライト相の強度が高くなると、硬質相との強度差が小さくなるため、応力集中が緩和され、伸びフランジ性が向上する。したがって、好ましくは0.1以上である。しかし、めっき鋼板としてめっきを施す場合、Si添加はめっき性を著しく劣化させるので、Siは少ない方がよい。0.01程度であると、めっき性に大きく影響しないので、めっき性を考慮する必要がある場合の下限は0.01とする。一方、1.5を超えると、Siの効果が飽和するだけでなく、加工性が劣化するので、上限を1.5とした。好ましくは1.3以下である。Mn:1.0以下Mnは、Siと同様に、固溶強化元素として有用である。しかし、微細炭化物の析出を抑制する効果が強いので、本発明鋼板では大量に添加することはできない。1.0を超えると、微細炭化物の析出による強化量が著しく小さくなるので、上限を1.0とした。好ましくは0.7以下、より好ましくは0.5以下である。なお、下限は、0を含むが、不可避的に0.001程度は混入している。添加する場合は、0.01以上が好ましく、より好ましくは0.05以上である。P:0.08以下Pは、熱延時の加工性を劣化させるので、低い方が望ましい。0.08以下であると影響が小さいので、008を上限とした。好ましくは0.03以下、より好ましくは0.01以下である。下限は0を含むが、鋼製造上、少なくとも0.001程度は存在する。S:0.005以下Sは、Mn硫化物を形成する。Mn硫化物は破壊起点となり、伸びフランジ性を劣化させる。したがって、Sは低い方が望ましい。後述するように、CaやREMを添加するとMn硫化物の生成が抑制される。それ故、CaやREMを適量添加した場合は、Sを0.005まで添加しても、伸びフランジ性に顕著な影響はでないので、Sの上限を0.005とした。好ましく0.003以下、より好ましくは0.001以下である。下限は0を含むが、0.001以下に低減することは鋼製造上、コストがかかるので、0.001が一応限度である。Al:0.01~0.08Alは、脱酸のために0.01以上を添加する。好ましくは0.04以上、より好ましくは0.05以上である。一方、添加量が増加すると、アルミナ等の介在物が増加し、伸びフランジ性が劣化するので、0.08を上限とする。好ましくは0.07以下、より好ましくは0.06以下である。N:0.001~0.005Nは、Tiと結合しTiNとして析出するため、析出強化に利用できる有効なTi量が減少するうえ、粗大なTiNが存在すると、破壊起点となり伸びフランジ性が劣化する。0.005を超えると、伸びフランジ性が著しく劣化するので、0.005を上限とする。好ましくは0.004以下である。一方、極端にNを低減することは経済的に不利であるので、下限を0.001とする。好ましくは0.002以上である。Ti、Nb、V:1種又は2種以上を合計で0.02~1.0Ti、Nb、Vは、炭化物析出によるフェライト相の強化の目的で、合計0.02以上添加する。好ましくは0.05以上、より好ましくは0.1以上である。ただし、添加量が増加すると、粗大なTiN等の介在物が増加し、伸びフランジ性が劣化するので、1.0を上限とする。好ましくは0.7以下、より好ましくは0.5以下である。本発明鋼板は、少なくとも以上の元素を基本とするが、更に、以下の元素を添加してもよい。Ca、REM:1種又は2種を合計で0.1以下Ca及び/又はREMを添加すると、Mn硫化物の生成が抑制され、伸びフランジ性を改善できる。特に、S量が多い場合に有効である。ただし、多量に添加すると、Ca酸化物等の介在物が生成し、破壊起点となるので、伸びフランジ性に悪影響を及ぼす。そのため、上限を合計で0.1とした。好ましくは0.07以下、より好ましくは0.05以下である。下限は特に定めないが、添加効果を確実に得るためには、0.005以上、好ましくは0.01以上必要である。次に、本発明鋼板の製造方法について説明する。本発明鋼の製造において最も重要な留意点は、a軟質及び硬質の2種類のフェライト相を生成すること、及び、軟質フェライト相の結晶粒が出来るだけ孤立している状態とすることである。以下、各工程について説明する。スラブ~熱延工程:所要の成分組成の鋼スラブを、加熱温度1100°C以上に加熱した後、粗圧延してシートバーとする。加熱温度が1100°C未満であると、熱延終了時の温度以下仕上げ圧延温度T1という。が900°C未満となり、熱延終了時の組織に、圧延方向に伸びた未再結晶粒が含まれることになる。その結果、機械特性、特に、穴広げ特性に異方性が生じて、特性が劣化する。したがって、熱延時の加熱温度は1100°C以上とする。好ましくは1150°C以上である。また、上記理由により、仕上圧延温度T1は900°C以上とする。好ましくは950°C以上である。なお、加熱温度の上限は、1250°Cから、1300°C程度である。硬質フェライト生成工程:仕上げ圧延温度T1からAr3変態点温度-150°C~Ar3変態点温度-30°Cの温度範囲の所定温度以下硬質フェライト生成処理温度T2という。まで冷却する。その際、仕上げ圧延温度T1から所定温度硬質フェライト生成処理温度T2までの平均冷却速度V2を5~20°Csとする。この冷却速度で冷却することで、冷却工程中に、硬質フェライトを生成させることができる。冷却工程において、鋼板を、Ar3変態点温度未満の温度まで冷却すると、オーステナイト相からフェライト相への変態が開始するが、Ar3変態点温度-150°C~Ar3変態点温度の温度域では、フェライト変態とほぼ同時に、生成したフェライト相とオーステナイト母相との界面近傍で、Ti、Nb、Vなどの炭化物が析出する、いわゆる相界面析出が起こる。そして、フェライト変態が進行し、フェライト-オーステナイト界面が移動するとともに、析出を繰り返し、その結果、生成したフェライト相の内部に、微細な炭化物が高密度で分布することになり、硬質なフェライト相が得られる。硬質フェライト相を、ある程度の体積分率以上生成させるためには、Ar3変態点温度-150°C~Ar3変態点温度の温度域をゆっくりと冷却する必要がある。ただし、フェライト変態温度が、Ar3変態点温度-30°Cより高いと、フェライト変態の駆動力が小さいため、変態の進行速度は非常に遅くなり、得られるフェライトの体積分率は非常に小さいものとなる。それ故、少なくとも、Ar3変態点温度-30°C以下の温度まで、ゆっくりと冷却する必要がある。したがって、硬質フェライト生成処理温度T2は、Ar3変態点温度-150°C~Ar3変態点温度-30°Cの温度範囲としなければならない。本発明者らが実験で確認した結果、仕上げ圧延温度T1から硬質フェライト生成処理温度T2までを20°Cs以下で冷却すると、所望の体積分率の硬質フェライトを得ることができた。冷却速度を5°Cs未満にすると、製造スループットが悪く、製造コスト的に不利である。よって、平均冷却速度V2は5~20°Csとした。軟質フェライト生成工程:硬質フェライトを生成した後、軟質フェライトを生成するための所定温度以下軟質フェライト生成処理温度T3という。まで急冷平均冷却速度V3し、残部を軟質フェライトとする。軟質なフェライト相は、フェライト中に含まれる炭化物析出物の析出密度、及び、転位密度を低密度にすることで得ることができる。炭化物の析出の抑制は、フェライト変態温度を低くし、Ti、Nb、Vの拡散が起こり難い状態にすることで実現できる。逆に、フェライト変態温度が低過ぎると、フェライト中に転位が導入され、フェライトが硬くなる。本発明鋼板の成分組成の範囲では、フェライト変態温度が、Ar3変態点温度-150°Cより高いと、フェライト中に炭化物が析出し、Ar3変態点温度-250°Cより低いと、転位密度が高くなる。したがって、軟質フェライト生成処理温度T3は、Ar3変態点温度-250°C~Ar3変態点温度-150°Cとする。軟質フェライト生成処理温度T3に到達した後、直ちに、熱延板を巻き取ることで、鋼材温度を、軟質フェライト生成処理温度T3近傍の温度に長時間保つことができる。こうすることで、残部を、全て、フェライトとすることができる。かりに、未変態のオーステナイトが残存していると、該工程の後、室温まで冷却した際にマルテンサイトが生成する。マルテンサイトは、硬質で変形能に乏しいので、伸びフランジ変形を施したとき、フェライトとの界面近傍でクラックが発生して、容易に破壊に至ることになる。硬質フェライト生成処理温度T2から軟質フェライト生成処理温度T3までの平均冷却速度V3は、平均で20°C/s以上とする。冷却速度が遅いと、冷却中に硬質フェライトが生成し、硬質フェライト分率が高くなり過ぎて、延性が劣化する場合がある。次に、本発明の実施例について説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。実施例表1に示す成分組成の鋼板を、1100~1250°Cに加熱し、表2に示す熱延仕上げ温度T1、硬質フェライト生成処理温度T2、T1~T2間の平均冷却速度V2、軟質フェライト生成処理温度T3、T2~T3間の平均冷却速度V3、の条件で熱延し、直ちに、巻き取り、4mm厚の熱延板とした。その後、各鋼の成分量質量から、下記式に従って、Ar3変態温度を計算により求めた。Ar3=910-273×C25×Si-74×Mnこのようにして製造した熱延鋼板から、JIS5号引張り試験片を採取して、機械的性質を測定した。更に、鉄鋼連盟規格に準拠して、穴拡げ試験を行い、穴拡げ率を求めた。軟質フェライトと硬質フェライトの識別は、マイクロビッカース試験機を用いて硬度を測定し、200Hv以上の粒を硬質フェライトとした。また、硬質フェライト及び軟質フェライトの粒径、及び、孤立した軟質フェライトの割合を測定するため、光学顕微鏡による観察を実施した。光学顕微鏡観察には、鏡面研磨後、ナイタール溶液硝酸5エタノール95でエッチングした試料を用いた。これらの鋼の機械特性及び組織観察結果を、表3に示す。発明鋼は、全て、500MPa以上の引張強度を有し、伸びフランジ性に優れ穴拡げ率λが100以上、強度-伸び-伸びフランジ性バランスにも優れていることが解る。また、本発明範囲の条件で製造した鋼板は、光学顕微鏡で観察した組織も、上述した組織になっている。一方、本発明範囲を満たさない比較例は、引張強度が500MPaに満たないか、又は、強度-伸び-伸びフランジ性バランスに劣っていることが解る。