"質量で、C:0035~012、Si:01以下、Mn:12未満、P:003以下、S:0005以下、Al:01以下、N:001以下、Ti:014~030、Cu:30以下を含有し、さらにCr:008以下に調整し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、金属組織が面積率で95以上のフェライト相からなり、かつフェライトの平均結晶粒径が7μm以下で、該フェライトの結晶粒内に、平均粒径が8nm以下の炭化物を分散析出させ、セメンタイトの析出量を体積率で01以下に調整した組織を有し、引張強さ:780MPa以上であることを特徴とする耐食性に優れためっき用高強度熱延薄鋼板。前記組成が、下記1式を満足することを特徴とする請求項1に記載のめっき用高強度熱延薄鋼板。記20≧10...ここで、C、Ti、V、Mo、W:各元素の含有量質量前記組成に加えてさらに、質量で、Ni:10以下を含有することを特徴とする請求項1または2に記載のめっき用高強度熱延薄鋼板。前記組成に加えてさらに、質量で、V:05以下を含有す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めっき用高強度熱延薄鋼板。前記組成に加えてさらに、質量で、W:10以下、Mo:05以下のうちから選ばれた1種または2種を含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めっき用高強度熱延薄鋼板。前記組成に加えてさらに、質量で、B:0002以下を含有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めっき用高強度熱延薄鋼板。表面にめっき層を備え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めっき用高強度熱延薄鋼板。鋼素材に、粗圧延と仕上圧延とからなる熱間圧延を施し、冷却し、コイル状に巻取り、熱延鋼板とするに当たり、前記鋼素材を、質量で、C:0035~012、Si:01以下、Mn:12未満、P:003以下、S:0005以下、Al:01以下、N:001以下、Ti:014~030、Cu:30以下を含有し、さらにCr:008以下に調整し、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とし、前記鋼素材に、1150~1350°Cの範囲の温度に加熱して粗圧延と、仕上圧延終了温度:860°C以上とする仕上圧延とを行う熱間圧延を施し、該熱間圧延後3s以内に強制冷却を開始し、冷却開始から冷却停止までの平均冷却速度を20°Cs以上として冷却し、500~700°Cの範囲の巻取り温度で、コイル状に巻き取ることを特徴とする耐食性に優れためっき用高強度熱延薄鋼板の製造方法。前記組成が、下記1式を満足することを特徴とする請求項8に記載のめっき用高強度熱延薄鋼板の製造方法。記20≧10...ここで、C、Ti、V、Mo、W:各元素の含有量質量前記組成に加えてさらに、質量で、Ni:10以下を含有することを特徴とする請求項8または9に記載のめっき用高強度熱延薄鋼板の製造方法。前記組成に加えてさらに、質量で、V:05以下を含有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めっき用高強度熱延薄鋼板の製造方法。前記組成に加えてさらに、質量で、W:10以下、Mo:05以下のうちから選ばれた1種または2種を含有することを特徴とする請求項8ないし11いずれかに記載のめっき用高強度熱延薄鋼板の製造方法。前記組成に加えてさらに、質量で、B:0002以下を含有することを特徴とする請求項8ないし12のいずれかに記載のめっき用高強度熱延薄鋼板の製造方法。しかしながら、特許文献3に記載された技術では、耐食性、めっき性を低下させるMnを多量に含有しており、耐食性が低下するとともに、表面の濡れ性が低下しめっき性が低下して不めっきとなる部分が生じやすくなり、十分に耐食性を具備した鋼板であるとはいえないという問題がある。このように、上記した従来技術ではいずれも、引張強さTS:780MPa以上を確保するために、Mnの多量添加もしくは耐食性を低下させる低温変態相を必須の要件としており、薄肉化した部品では十分な耐食性を確保できないという問題があった。本発明は、かかる従来技術の問題に鑑みてなされたものであり、引張強さTS:780MPa以上で、耐食性に優れためっき用高強度熱延薄鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。本発明では、部品の素材である高強度熱延薄鋼板に十分なめっき性と耐食性を兼備させることにより、薄肉化した部品においても、十分な耐食性を具備させようとするものである。また、本発明は、素材の耐食性を良好にすることで、溶接時に、めっき層が剥れた部分の穴あきをも防止しようとするものである。本発明者らは、上記した目的を達成するため、めっき処理を施した高張力熱延薄鋼板を素材に、成形加工を施して得た部品の耐食性に影響する各種要因について鋭意検討を重ねた。その結果、部品の耐食性を向上させるには、まず、素材である熱延鋼板のめっき性を向上させたうえで、素材である熱延鋼板の耐食性を向上させることが重要であることに想到した。そして、鋼板のめっき性を向上させるには、鋼板表面の濡れ性を低下させるSiやMnを低減する必要があることに思い至った。一方、素材である熱延鋼板の耐食性が不十分の場合、溶接等によりめっき層が何らかの理由で剥がれると、穴あきが発生することになるため、素材である熱延鋼板の耐食性を向上させる必要がある。さらなる検討の結果、Cuは、Pとともに鋼板の表面付近に濃化し穴あきの進行を抑制することを見出し、熱延薄鋼板の耐食性向上のためには、組織をフェライト単相組織としたうえで、PとCuを複合含有する組成とすることが有効であることを知見した。なお、Mnの低減は、鋼板の焼入れ性を低下させ、γ→α変態点を高温側に移行させるため、鋼中に析出する炭化物が粗大化する。鋼中に析出する炭化物が粗大化すると、粒子分散強化による高強度化ができなくなるが、Mn低減による鋼板の焼入れ性低下が著しい場合には、Bを含有する組成とすることにより、容易に補うことができることも知見した。本発明は、かかる知見に基づき、更なる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:0035~012、Si:01以下、Mn:12未満、P:003以下、S:0005以下、Al:01以下、N:001以下、Ti:014~030、Cu:30以下を含有し、さらに、Cr:008以下に調整し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、金属組織が面積率で95以上のフェライト相からなり、かつフェライトの平均結晶粒径が7μm以下で、該フェライトの結晶粒内に、平均粒径が8nm以下の炭化物を分散析出させ、セメンタイトの析出量を体積率で01以下に調整した組織を有し、引張強さ:780MPa以上であることを特徴とする耐食性に優れためっき用高強度熱延薄鋼板。21において、前記組成が、次1式20≧10...ここで、C、Ti、V、Mo、W:各元素の含有量質量を満足することを特徴とするめっき用高強度熱延薄鋼板。31または2において、前記組成に加えてさらに、質量で、Ni:10以下を含有することを特徴とするめっき用高強度熱延薄鋼板。41ないし3のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量で、V:05以下を含有することを特徴とするめっき用高強度熱延薄鋼板。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、W:10以下、Mo:05以下のうちから選ばれた1種または2種を含有することを特徴とするめっき用高強度熱延薄鋼板。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、B:0002以下を含有することを特徴とするめっき用高強度熱延薄鋼板。71ないし6のいずれかにおいて、表面にめっき層を備えることを特徴とするめっき用高強度熱延薄鋼板。8鋼素材に、粗圧延と仕上圧延とからなる熱間圧延を施し、冷却し、コイル状に巻取り、熱延鋼板とするに当たり、前記鋼素材を、質量で、C:0035~012、Si:01以下、Mn:12未満、P:003以下、S:0005以下、Al:01以下、N:001以下、Ti:014~030、Cu:30以下を含有し、Cr:008以下に調整し、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とし、前記鋼素材に、1150~1350°Cの範囲の温度に加熱して粗圧延と、仕上圧延終了温度:860°C以上とする仕上圧延とを行う熱間圧延を施し、該熱間圧延後3s以内に強制冷却を開始し、冷却開始から冷却停止までの平均冷却速度を20°Csとして冷却し、500~700°Cの範囲の巻取り温度で、コイル状に巻き取ることを特徴とする耐食性に優れためっき用高強度熱延薄鋼板の製造方法。98において、前記組成が、次1式20≧10...ここで、C、Ti、V、Mo、W:各元素の含有量質量を満足することを特徴とするめっき用高強度熱延薄鋼板の製造方法。108または9において、前記組成に加えてさらに、質量で、Ni:10以下を含有することを特徴とするめっき用高強度熱延薄鋼板の製造方法。11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、V:05以下を含有することを特徴とするめっき用高強度熱延薄鋼板の製造方法。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、W:10以下、Mo:05以下のうちから選ばれた1種または2種を含有することを特徴とするめっき用高強度熱延薄鋼板の製造方法。138ないし12のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量で、B:0002以下を含有することを特徴とするめっき用高強度熱延薄鋼板の製造方法。本発明によれば、引張強さTS:780MPa以上を有し、優れためっき性と優れた耐食性とを兼備した、めっき用高強度熱延薄鋼板を容易にしかも安価に製造でき、産業上格段の効果を奏する。また、本発明めっき用高強度熱延薄鋼板は、めっき性に優れ、かつ耐食性にも優れているため、自動車の構造部材等の使途に好適であり、しかも部品の薄肉化にも対応可能であり、自動車車体の軽量化に大いに寄与するという効果もある。まず、本発明鋼板の組成限定理由について説明する。なお、とくに断らないかぎり、質量は単にで記す。C:0035~012Cは、Ti、或いは更にV、Mo、Wと結合して炭化物を形成し、マトリックス中に微細分散して、鋼板を高強度化する、本発明では重要な元素である。引張強さ:780MPa以上を確保するためには、少なくとも0035以上の含有を必要とする。一方、012を超える含有は、大量のセメンタイトが析出し、耐食性が低下する。セメンタイトは、腐食の進行を促進させる。このため、Cは0035~012の範囲に限定した。なお、好ましくは、004~011であり、より好ましくは0045~011である。Si:01以下Siは、鋼板表面に濃化し、めっき性を著しく低下させる。そのため本発明では、Siはできる限り低減することが望ましいが、01までは許容できる。このため、Siは01以下に限定した。なお、好ましくは007以下である。Mn:12未満Mnは、Siと同様に、表面に濃化する元素である。濃化したMnは、鋼板表面の濡れ性を低下させ、めっき性を低下させる。このため、本発明ではMnは、できる限り低減することが望ましいが、本発明では、12未満までは許容できる。このようなことから、Mnは12未満に限定した。なお、より優れた耐食性を確保するという観点から、08未満とすることが好ましく、05未満とすることがより好ましい。P:003以下Pは、固溶強化能が高く、強度は向上させるが、延性を低下させる。また、Pは、粒界に偏析する元素である。偏析したPは、Cの粒界偏析を阻害し、セメンタイトを生成させる要因となる。このため、Pは003以下に限定した。なお、好ましくは002以下である。しかしながら、Pは鋼板の表面付近に濃化しCuと複合添加することで耐食性を向上させる元素でもある。このため、Pは0005以上とすることが好ましい。より好ましくは001以上である。S:0005以下Sは、鋼中で介在物として存在する。この介在物は,鋼板の延性を低下させるとともに、耐食性にも悪影響をもたらす。このため、Sは極力低減することが好ましいが、0005までは許容できる。このようなことから、本発明では、Sは0005以下に限定した。なお、好ましくは0004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り、このような効果を得るためには002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、酸化物系介在物が増加し、延性低下が著しくなり、まためっき性が低減する。このため、Alは01以下に限定した。なお、好ましくは008以下である。N:001以下Nは、製鋼の段階でTiやNb等と結合し、粗大な窒化物を形成するため、鋼板強度が著しく低下する。このようなことから、Nは極力低減することが望ましいが、001までは許容できる。このため、Nは001以下に限定した。なお、好ましくは0007以下である。Ti:014~030Tiは、Cと結合して炭化物を形成し、鋼板の強化に寄与する元素である。引張強さ780MPa以上を確保するためには、014以上の含有を必要とする。一方、030を超えて含有すると、熱間圧延前のスラブ加熱時に粗大なTiCが残存し、鋼板の高強度化に寄与しなくなるうえ、耐食性が低下する。このため、Tiは030以下に限定した。なお、好ましくは025以下である。また、より好ましくは023以上である。Cu:30以下Cuは、鋼板表面付近に濃化し、耐食性向上に有効に寄与する。とくに、Cuは、穴あきの進行を著しく抑制させる。このような効果を得るには、004以上含有することが望ましく、006以上含有することがより望ましい。一方、30を超える含有は、効果が飽和するうえ、加工性が低下する。このため、Cuは30以下に限定した。なお、好ましくは、加工性の観点から、18以下である。Cr:008以下Crは、塩化物イオンに起因する穴あきを促進する耐食性に悪影響を及ぼす元素であり、本発明では、できるだけ低減することが望ましい。しかし、008以下の含有であれば、上記した悪影響は許容できる。このようなことから、Crは008以下に限定した。なお、好ましくは007以下である。上記した成分が基本の成分であるが、上記した範囲内でかつ、1式を満足するように調整することが好ましい。20≧10...ここで、C、Ti、V、Mo、W:各元素の含有量質量なお、1式に記載された元素が含有されない場合には、1式の中央値における当該元素の含有量を零として、1式を計算するものとする。1式は、炭化物による析出強化を発現させ、所望の高強度を安定して確保しつつ優れた耐食性を得るために必要な要件である。C、Ti、V、Mo、Wの含有量が1式を満足するように調整されていれば、所望量の炭化物を微細に分散析出させるうえ、炭化物の熱安定性に優れるため、巻取工程での高温保持により強度が低下することなく、安定して所望の高強度を確保することができる。一方、1式の中央値が、10以下では、粒界強度や炭化物粒子径が不安定となり、所望の高強度化が達成できなくなる。一方、1式の中央値が20を超えると、セメンタイトが過度に析出し、耐食性が低下する。このようなことから、1式を満足するように調整して各元素を含有することが望ましい。上記した成分が基本の成分であるが、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、Ni:10以下、および/または、V:05以下、および/または、W:10以下、Mo:05以下のうちから選ばれた1種または2種、および/または、B:0002以下、を選択して含有してもよい。Ni:10以下Niは、オーステナイト安定化元素であるため、高温でのフェライトの生成を抑制し、鋼板の高強度化に寄与する。さらには、Cuによる赤熱脆化を防止する効果も期待できる元素であり、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、Niは002以上含有することが好ましい。一方、10を超える含有は、効果が飽和する。このため、含有する場合には、Niは10以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは02以下である。V:05以下Vは、Cと結合し,炭化物を形成し、鋼板の高強度化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。一方、05を超える含有は、固溶状態で残存するVが多くなり、炭化物粗大化を促進させ、耐食性を低下させる。このため、含有する場合には、05以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは03以下である。W:10以下、Mo:05以下のうちから選ばれた1種または2種WおよびMoは、Cと結合し、炭化物を形成して、鋼板強度の上昇に寄与する元素であり、選択して1種または2種を含有することができる。また、W,Moは、変態点を低下させ、高温でのフェライト変態の進行を抑制し、炭化物を微細化する作用もあり、必要に応じて選択して1種または2種を含有できる。このような効果を得るためには、W,Moともに001以上含有することが望ましい。一方、過度に含有すると、γ→α変態の進行を著しく阻害するため、フェライトの単相組織とすることができなくなる。このようなことから、含有する場合には、W:10以下、Mo:05以下に限定することが好ましい。B:0002以下Bは、鋼の焼入れ性を向上し、Mn低減による焼入れ性低減を補うことができる。また、γ→α変態に際してはγ粒界に偏析し、フェライト粒の核生成を阻害し、γ→α変態点を低下させ、炭化物を微細化する効果がある。このような効果を得るには、00002以上含有することが望ましい。一方、0002を超えて含有しても、効果が飽和する。このため、含有する場合には、Bは0002以下に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からなる。つぎに、本発明鋼板の組織限定理由について説明する。本発明鋼板は、金属組織が面積率で95以上のフェライト相からなり、かつフェライトの平均結晶粒径が7μm以下で、該フェライト結晶粒内に、平均粒径が8nm以下の炭化物を分散析出させ、セメンタイトの析出量を体積率で01以下に調整した組織を有する。金属組織:フェライト相の面積率95以上本発明では、鋼板の金属組織は、フェライト単相とすることが好ましい。なお、ここでいうフェライト単相は、フェライト相100との場合に加えて、面積率で95以上で、実質的に単相である場合まで含むものとする。フェライト相以外の第二相としては、パーライト、セメンタイト、ベイナイト相、マルテンサイト相等が挙げられる。セメンタイトのような介在物粗大な析出物、パーライト、ベイナイト相、マルテンサイト相は、フェライト相と異なる自由エネルギーを有するため、腐食環境では酸化反応を促進させ、耐食性を低下させる。このため、セメンタイト、パーライト、ベイナイト相、マルテンサイト相は、可能な限り低減しフェライト単相とすることが好ましいが、組織全体に対する第二相の合計面積率が5以下であれば許容される。なお、好ましくは2以下である。フェライト平均結晶粒径:7μm以下フェライトの平均結晶粒径が7μmを超えて大きくなると、フェライト粒界の面積が減少し、粒内にセメンタイトが生じやすく、耐食性が低下する。フェライト粒界は、結晶構造に乱れがあるため、Cの固溶量がフェライト粒内よりも多く、フェライト粒界面積を増加させることは、フェライト粒内におけるCの固溶量を低減でき、フェライト粒内でのセメンタイト生成を抑制できる。焼入性向上や鋼板の高強度化の観点から、C含有量を高くすることが望まれる場合には、セメンタイトが生成しやすくなり耐食性への悪影響が懸念される。本発明ではそれを防止するために、フェライト粒を微細化し粒界面積を増大させ、セメンタイトの生成を抑制する。このような効果を得るために、フェライトの平均粒径を7μm以下に限定した。フェライト結晶粒内の炭化物の平均粒径:8nm以下炭化物の平均粒子径が8nmを超えると、所望の引張特性引張強さ:780MPa以上を確保できない。実質的にフェライト相のみの組織では、所望の引張特性を確保することが難しいため、本発明では、炭化物を微細に分散させて高強度化を図っている。炭化物の粗大化により転位運動を阻害する炭化物数が減じることから、炭化物は微細化するほど鋼板は高強度化する。微細な炭化物としては、Ti炭化物、或いは更にV炭化物、Mo炭化物、W炭化物が例示できる。なお、好ましくは6nm以下である。セメンタイトの析出量:体積率で01以下セメンタイトは、耐食性を低下させることから、できる限り析出させないことが望ましい。セメンタイトの析出量が体積率で01を超えると、耐食性が著しく低下する。また、セメンタイトが生成すると、析出硬化に有効なTi、あるいはV、Mo、Wの微細炭化物形成に必要なCを消費するため、引張強さを低下させる。そのため、セメンタイト析出量は01以下に限定した。ここで、セメンタイトはパーライト中のセメンタイトも含むものとする。なお、セメンタイト析出量は、C含有量とTi、あるいはさらにV、Mo、Wの含有量により変化する。そのため、式を満たすことによりセメンタイト析出量を制御することが好ましい。なお、セメンタイト析出量は、湿式の電解抽出法で得た抽出残渣を用いて測定する。電解抽出残渣中のセメンタイト析出量を求めるには、炭化物捕集した析出物中に含まれFe含有量を測定し、Fe含有量からセメンタイトの組成比をFe:C=3:1としてセメンタイト量を算出する。得られた質量比をセメンタイトの密度76gcm3から体積率に換算し、セメンタイトの析出量体積分率とした。本発明鋼板では、700°Cまでの加熱温度であれば、加熱処理が材質に影響を及ぼすことはない。そのため、本発明鋼板に、溶融亜鉛めっき処理等の加熱が伴うめっき処理を施しても、材質の変化は少ない。本発明鋼板にめっき処理を施し、その表面にめっき層、例えば電気めっき層、無電解めっき層、溶融めっき層等を具えることも可能である。また、めっき層の合金成分は特に限定されず、溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき等が適用可能である。なお、めっき層は、Znもしくは、Znに、01~02massAlまたは10~20massNiを含む組成とすることが好ましい。また、めっき処理、合金化処理は、常用の方法がいずれも適用可能である。また、めっき付着量は、めっき処理条件により変化するが、耐食性の観点からめっき層厚さが4μm以上とすることが好ましく、より好ましくは6μm以上である。次に、本発明鋼板の好ましい製造方法について説明する。本発明鋼板は、鋼素材に、粗圧延と仕上圧延からなる熱間圧延を施し、圧延後、冷却し、コイル状に巻取り、熱延鋼板とする。鋼素材の製造方法は、とくに限定する必要はないが、上記した組成を有する溶鋼を、転炉や電気炉等の公知の溶製方法で溶製し、あるいはさらに真空脱ガス炉にて二次精錬を行ったのち、連続鋳造法等の公知の鋳造方法で、スラブ等の鋼素材に鋳造することが好ましい。なお、生産性や品質上の観点から、連続鋳造法で行うことが好ましい。本発明ではMn含有量を低減した組成としているため、700°C以上での絞りが良好であるため、連続鋳造法を適用しやすくなっている。得られた鋼素材に、加熱して、熱間圧延を施す。鋼素材の加熱温度:1150~1350°C本発明では、鋼素材を実質的に均質なオーステナイト相とし、粗大な炭化物を溶解する必要がある。加熱温度が1150°C未満では、粗大な炭化物が溶解しないため、最終的に得られる鋼板中に分散析出する微細な炭化物量が減少し、所望の高強度を確保することができない。一方、加熱温度が1350°Cを超えて高温となると、酸化が著しくなり、熱間圧延時に酸化スケールを噛み込み、鋼板表面性状を悪化させ、耐穴あき腐食性を低下させる。このため、鋼素材の加熱温度は1150~1350°Cの範囲の温度に限定することが好ましい。なお、鋼素材が、1150°C以上の温度を保持している場合には、加熱することなく、直送圧延してもよい。あるいは加熱炉中の短時間保持で、熱間圧延してもよい。加熱された鋼素材は、ついで粗圧延を施される。粗圧延は、所定寸法形状のシートバーとすることができればよく、その条件をとくに限定する必要はない。シートバーは、ついで仕上圧延を施される。仕上圧延終了温度:860°C以上仕上圧延終了温度とは、仕上圧延が完了したときの鋼板表面温度をいう。仕上圧延終了温度が860°C未満では、フェライト粒が伸展された組織となるうえ、個々のフェライト粒径が大きく異なる混粒組織となり、鋼板強度が著しく低下する。このため、仕上圧延終了温度は860°C以上に限定した。なお、好ましくは880°C以上である。熱間圧延終了後、強制冷却を開始する。熱間圧延終了後から強制冷却開始までの時間:3s以内強制冷却は、鋼板の表裏面に水を噴射あるいは噴霧して、空冷を大幅に超える冷却速度で、鋼板を冷却する。通常は、仕上圧延機出側のランアウトテーブル上の上下に設けられた複数の水冷装置により行う。強制冷却を停止した後は空冷され徐々に温度が低下しながらコイルに巻き取られる。仕上圧延直後の鋼板のオーステナイト相には、大きな歪エネルギーが蓄積されており、炭化物の歪誘起析出が生じやすい。この場合、炭化物は、高温で析出することから、粗大化し易く、多量に析出すると、最終的に、鋼板中に微細な炭化物を析出させることが困難となる。強制冷却開始までの時間が3sを超えると、炭化物の歪誘起析出が多量に発生し、所望の微細な炭化物の析出を確保できなくなる。このため、本発明では、熱間圧延終了後から強制冷却開始までの時間を3s以内に限定した。なお、好ましくは2s以内である。熱間圧延終了後の強制冷却は、冷却開始から冷却停止までを、平均冷却速度:20°Cs以上で、行う。平均冷却速度:20°Cs以上冷却速度が20°Cs未満では、高温に維持される時間が長く、歪誘起析出による炭化物の粗大化が進行し易くなる。このため、本発明では、仕上圧延後の冷却を、冷却開始から冷却停止までを、平均冷却速度:20°Cs以上で急冷することに限定した。なお、好ましくは、40°Cs以上である。なお、冷却停止温度は、冷却停止から巻取りまで間の鋼板温度低下を考慮して、巻取り温度が狙いの温度範囲内となるように設定する。冷却停止後、鋼板は空冷により温度低下するだけであり、通常は、巻取り温度5~10°C程度に冷却停止温度を設定する。巻取温度:500~700°C巻取温度が500°C未満では、鋼板中に析出する炭化物が不足し、所望の鋼板強度を確保できなくなる。一方、700°Cを超えると、析出した炭化物が粗大化するため、所望の鋼板強度を確保できなくなる。このため、巻取温度は500~700°Cの範囲の温度に限定した。なお、好ましくは550~680°Cである。なお、鋼板表面にスケールが付着した状態であっても、酸洗してスケールを除去した状態であっても、鋼板の特性が変わることはない。また、得られた熱延鋼板に、公知の方法でめっき処理を施し、表面にめっき層を形成してもよい。めっき層としては、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層、電気めっき層等とすることが好ましい。溶融亜鉛めっき層は、例えば、鋼板をめっき浴に浸漬し、引き上げることにより形成することができる。めっき付着量めっき層の厚さは、めっき浴の浸漬温度および時間、引き上げ速度によって変化するが、耐食性の観点から、めっき付着量を45gm2以上とすることが好ましい。また、合金化溶融亜鉛めっき層を形成する合金化処理は、めっき処理後にガス炉など、鋼板表面が加熱可能な炉内で行うことが好ましい。以下さらに、実施例に基づいてさらに本発明について説明する。表1に示す組成を有する溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法でスラブ鋼素材:肉厚250mmとした。これらスラブに、表2に示す条件で、熱間圧延を施し、板厚12~32mmの熱延鋼板鋼帯とした。ついで、これら熱延鋼板鋼帯に、酸洗処理を施した後、連続溶融亜鉛めっきラインを用いて、焼鈍処理焼鈍温度:700°Cと、溶融亜鉛めっき処理を施し、鋼板表面に溶融亜鉛めっき層を形成した溶融亜鉛めっき鋼板とした。得られた熱延鋼板から試験片を採取し、組織観察、析出物観察、引張試験を実施した。試験方法は次のとおりとした。1組織観察得られた熱延鋼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L断面を研磨し、腐食腐食液:5ナイタール液して走査型電子顕微鏡倍率:400倍を用いて、板厚中心部を観察し、各10視野撮像した。得られた組織写真を用い画像解析により、まず、フェライト相とそれ以外とを分離して、フェライト相の面積を測定し、観察視野全体に対する面積率を求め、フェライト相の面積率とした。このとき、線状の形態として観察される粒界はフェライト相の一部として計上した。なお、フェライト相には、ポリゴナルフェライト相、ベイニティックフェライト相およびグラニュラーフェライト相を含むものとした。フェライトの粒径は、得られた組織写真を用いて、各組織写真に水平線および垂直線をそれぞれ3本ずつ引き、ASTME11210に準拠した切断法によって求めた。各写真から得られた値の算術平均を各鋼板のフェライト平均粒径とした。2析出物観察得られた鋼板の板厚中央部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、観察用薄膜とした。得られた薄膜について、透過型電子顕微鏡倍率:135000倍を用いて、析出物炭化物の観察を行った。100個以上の炭化物について、粒子径を測定し、それらの算術平均値を、各鋼板の炭化物平均粒径とした。なお、測定に当たっては、1μmより大きな粗大なセメンタイトや窒化物は除外した。また、得られた熱延鋼板から電解抽出用試験片を採取した。電解抽出用試験片約02g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定電流電解電流値:20mAcm2して、電解抽出残渣を捕集した。得られた炭化物中に含まれるFeの重量分率を求め、セメンタイト中のFeとCの比3:1をもとに、セメンタイトの密度を76gcm3としてセメンタイト析出量体積率に換算した。3引張試験得られた熱延鋼板から、JISZ2201に準拠して、圧延方向と垂直方向が引張方向となるようにJIS13B号引張試験片各5本を採取し、JISZ2241の規定に準拠して引張試験室温を行い、引張特性降伏強さYS、引張強さTS、全伸びElを測定した。得られた各試験片についての値を算術平均して、その鋼板の値とした。なお、引張試験はいずれも、クロスヘッドスピード:10mmminで行った。また、得られた溶融亜鉛めっき鋼板について、表面性状観察、耐食性試験を実施した。試験方法は次のとおりとした。4表面性状観察得られためっき鋼板について、鋼板めっき表面を目視で不めっきの有無を観察し、めっき性を調査した。観察箇所は、コイル最内外周部一巻きとエッジ部100mmを除く、コイル先端部、コイル尾端部、コイル中央部のそれぞれ幅500mm、長さ500mの範囲とした。不めっき部が1カ所でもあれば×、なければ○とした。5耐食性試験得られためっき鋼板から耐食性試験片大きさ:150W×150Lmmを採取し、試験片表面に、溶接電流:200A、溶接電圧:20V、溶接速度:80cmminでアーク溶接した。JISZ3312に規定されるG78JA4M、N5CM3T相当の溶接ワイヤ12mm径を用い、シールドガス:Ar20CO2でアーク溶接し、鋼板上に溶接ビードを形成した。溶接ビード近傍の鋼板表面には、亜鉛が蒸発し、めっきが消失した部分が形成された。ついで、複合サイクル試験を施し、めっき鋼板の耐食性を評価した。複合サイクルは、塩水噴霧JISZ2371に準拠して2h→乾燥60°Cで4h→湿潤温度:50°C、RH:95の雰囲気下で2hからなるサイクルとした。120サイクル経過後、めっきが溶接の熱影響によって失われた部分の最大侵食深さをデプスゲージによって測定した。得られた侵食深さが、03mm未満である場合を○、03mm以上の場合を×として評価した。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:780MPa以上の高強度と、めっき性に優れしかも優れた耐食性を有する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、引張強さが780MPa未満であるか、めっき性が低下しているか、耐食性が低下している。"