"質量で、C:0010~0055、Si:02以下、Mn:07以下、P:0025以下、S:002以下、N:001以下、Al:01以下、Ti:006~0095を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、さらに面積率で95以上がフェライト結晶粒よりなるマトリックスとし、該マトリックスを構成するフェライト結晶粒内に平均径が6nm未満のTiを含む炭化物が拡散し、さらにマトリックス中に平均径05μm以下のTiSが分散析出した組織とを有する曲げ加工性に優れることを特徴とする引張強さTS:590MPa以上750MPa以下の高張力熱延鋼板。前記組成に加えてさらに、質量で、B:00035以下を含有することを特徴とする請求項1に記載の高張力熱延鋼板。前記組成に加えてさらに、質量で、Cu、Sn、Ni、Ca、Mg、Co、As、Cr、Mo、Sb、W、Nb、Pb、Ta、REM、V、Cs、Zr、Hfのうちの1種または2種以上を合計で、1以下含有することを特徴とする請求項1または2に記載の高張力熱延鋼板。表面にめっき層を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高張力熱延鋼板。鋼素材に、加熱し粗圧延と仕上圧延からなる熱間圧延を施し、仕上圧延終了後、冷却し、巻取る、熱延鋼板の製造方法であって、前記鋼素材を、質量で、C:0010~0055、Si:02以下、Mn:07以下、P:0025以下、S:002以下、N:001以下、Al:01以下、Ti:006~0095を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成の鋼素材とし、前記仕上圧延を、仕上圧延機が5段以上、連続して設置されたタンデム方式の圧延として、前記仕上圧延機の入側温度を1000°C以上、前記仕上圧延機の出側温度を900°C以上とする圧延とし、前記冷却後の巻取り温度を、500°C以上700°C以下とすることを特徴とする、引張強さが590MPa以上750MPa以下で、曲げ加工性に優れた高張力熱延鋼板の製造方法。前記組成に加えてさらに、質量で、B:00035以下を含有することを特徴とする請求項5に記載の高張力熱延鋼板の製造方法。前記組成に加えてさらに、質量で、Cu、Sn、Ni、Ca、Mg、Co、As、Cr、Mo、Sb、W、Nb、Pb、Ta、REM、V、Cs、Zr、Hfのうちの1種または2種以上を合計で、1以下含有することを特徴とする請求項5または6に記載の高張力熱延鋼板の製造方法。しかしながら、本発明者らの検討によれば、特許文献1に記載された技術では、鋼板にプレス加工等を施して所望の部品形状に成形する際に、軟質のフェライトと硬質の第二相との界面が、加工時の割れ発生起点となりやすく、優れた曲げ加工性を有する熱延鋼板であるとはいい難い。しかも、特許文献1に記載された技術は、引張強さが490MPa程度である熱延鋼板についてであり、特許文献1に記載された技術では、更なる高強度と優れた曲げ加工性とを兼備させることに問題を残していた。また、特許文献2に記載された技術では、Mn含有量が高く、Mnが偏析した箇所が鋼板の中に点在し、鋼板をプレス成形する際に、Mn偏析部が亀裂発生の起点となり優れた曲げ加工性を安定的に確保することが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、Ti,Nbの1種又は2種の合計量を所定範囲に限定し、強固な炭化物を形成させ固溶C量をほぼ零に低減している。しかし、Cに対し過剰なTi、Nbを含有させると、炭化物が粗大化しやすく、所望の高強度を安定的に確保できないという問題がある。また、特許文献3に記載された技術では、Tiを含む析出物の平均サイズが101~103nmと広い範囲となっているため、所望の高強度を安定的に確保できないという問題もある。また、特許文献4に記載された技術では、実施例に示されるように、得られる鋼板の引張強さは540~650MPaの範囲で、伸びも30程度であり、引張強さが590MPa未満である場合が多く、引張強さ590MPa以上を安定して確保できるまでの高強度化を、優れた曲げ加工性を保持しながら、確保できるまでに至ってい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を解決し、引張強さ590MPa以上750MPa以下の高強度で、且つ優れた加工性、とくに優れた曲げ加工性を有する高張力熱延鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。なお、ここでいう優れた曲げ加工性とは、頂角90度のV字ブロックに先端半径Rのポンチを用いて板厚tの鋼板を曲げ加工する曲げ試験で、曲げ部外側に亀裂が生じない最低の曲げ半径である、限界曲げ半径R/tが小さいことを意味する。本発明者らは、上記した目的を達成するために、熱延鋼板の高強度化と曲げ加工性に及ぼす各種要因について、鋭意研究した。その結果、硬さに差異がある相が複合した複合組織では、曲げ加工性が低下するため、優れた曲げ加工性を確保するためには、まず単相組織とする必要があることに思い至った。単相組織では、加工性の向上という観点から、転位密度の低いフェライト相がもっとも適している。そして、転位密度の低いフェライト単一組織で高強度化するには、マトリックスを構成するフェライト結晶粒内に微細炭化物を析出させることが考えられる。しかし、マトリックス中に、例えばTiを主たる炭化物構成元素とする微細炭化物が析出したフェライト単一組織では、曲げ加工性が向上しない場合があることを知見した。そこで、曲げ加工性が向上しない理由について鋭意検討した。その結果、粗大化した硫化物が曲げ加工性を低下させていることを見出した。Tiを含有する鋼においては、硫化物としては、TiSおよびTiSとMnSとの複合硫化物の2種類が析出する。鋼中の硫化物は、炭化物より粗大化しやすく、このうち、とくに、TiSとMnSとの複合硫化物が粗大化しやすい。この複合硫化物の粗大化を防止するために、本発明者らは、再結晶が瞬時に生じる温度域で熱間圧延することがよいことを想到した。このような特定の温度範囲で圧延することにより、微細な硫化物を析出させることができることを見出した。というのは、オーステナイトを圧延で再結晶させることで、Sのオーステナイト粒界への拡散による濃化を抑制するとともに、再結晶が瞬時に生じる温度域で圧延すると圧延による蓄積エネルギーが再結晶により瞬時に解放されるため、硫化物の粗大化が生じにくい。しかも、タンデム圧延を利用すれば、Sが再結晶オーステナイト粒の粒界に拡散する前に圧延できるため、その効果は顕著となる。未再結晶温度域で圧延すると、圧延により蓄積されたエネルギーを駆動力に硫化物が粗大化する。本発明は、上記した知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨はつぎのとおりである。1質量で、C:0010~0055、Si:02以下、Mn:07以下、P:0025以下、S:002以下、N:001以下、Al:01以下、Ti:006~0095を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、さらに面積率で95以上がフェライト結晶粒よりなるマトリックスとし、該マトリックスを構成するフェライト結晶粒内に平均径が6nm未満のTiを含む炭化物が分散し、さらにマトリックス中に平均径05μm以下のTiSが分散析出した組織とを有する曲げ加工性に優れることを特徴とする引張強さTS:590MPa以上750MPa以下の高張力熱延鋼板。21において、前記組成に加えてさらに、質量で、B:00035以下を含有することを特徴とする高張力熱延鋼板。31または2において、前記組成に加えてさらに、質量で、Cu、Sn、Ni、Ca、Mg、Co、As、Cr、Mo、Sb、W、Nb、Pb、Ta、REM、V、Cs、Zr、Hfのうちの1種または2種以上を合計で、1以下含有することを特徴とする高張力熱延鋼板。41ないし3のいずれかにおいて、表面にめっき層を有することを特徴とする高張力熱延鋼板。5鋼素材に、加熱し粗圧延と仕上圧延からなる熱間圧延を施し、仕上圧延終了後、冷却し、巻取る、熱延鋼板の製造方法であって、前記鋼素材を、質量で、C:0010~0055、Si:02以下、Mn:07以下、P:0025以下、S:002以下、N:001以下、Al:01以下、Ti:006~0095を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成の鋼素材とし、前記仕上圧延を、仕上圧延機が5段以上、連続して設置されたタンデム方式の圧延として、前記仕上圧延機の入側温度を1000°C以上、前記仕上圧延機の出側温度を900°C以上とする圧延とし、前記冷却後の巻取り温度を、500°C以上700°C以下とすることを特徴とする、引張強さTS:590MPa以上750MPa以下で、曲げ加工性に優れた高張力熱延鋼板の製造方法。65において、前記組成に加えてさらに、質量で、B:00035以下を含有することを特徴とする高張力熱延鋼板の製造方法。75または6において、前記組成に加えてさらに、質量で、Cu、Sn、Ni、Ca、Mg、Co、As、Cr、Mo、Sb、W、Nb、Pb、Ta、REM、V、Cs、Zr、Hfのうちの1種または2種以上を合計で、1以下含有することを特徴とする高張力熱延鋼板の製造方法。本発明によれば、自動車をはじめとする輸送機械類の部品、配電盤や建築用などの構造用部材として好適な、引張強さTS:590MPa以上750MPa以下の高強度を有し、且つ曲げ加工性に優れた高張力熱延鋼板を、容易に製造することができ、産業上格段の効果を奏する。また、本発明になる高張力熱延鋼板は、プレス成形時の断面形状が複雑で、表面が曲げ加工を受ける、自動車足回り部品等の素材として、とくに好適である。本発明熱延鋼板は、質量で、C:0010~0055、Si:02以下、Mn:07以下、P:0025以下、S:002以下、N:001以下、Al:01以下、Ti:006~0095を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する。まず、本発明高張力熱延鋼板の組成限定理由について説明する。以下、とくに断わらないかぎり質量は、単にで記す。C:0010~0055Cは、微細炭化物を形成し、鋼板の強度を増加する作用を有する。所望の引張強さである590MPa以上の高強度を確保するためには、0010以上の含有を必要とする。一方、0055を超える含有は、強度が増加しすぎるうえ、パーライトが形成されやすくする。パーライトは曲げ加工時に亀裂発生の起点となるため、パーライトの形成は、曲げ加工性を低下させる要因となる。このため、Cは0010~0055の範囲に限定した。なお、好ましくは0015~0030である。Si:02以下Siは、02を超えて含有すると、圧延時に表面にSiを含む低融点酸化物が形成され、表面性状が低下し、曲げ加工時に表面から亀裂が発生しやすくなり、曲げ加工性が低下する。このため、Siは02以下に限定した。なお、好ましくは005以下である。Mn:07以下Mnを07を超えて含有すると、Mnの偏析が生じやすくなる。Mn偏析部では曲げ加工時に亀裂が生じやすく、そのため、曲げ加工性が低下する。このようなことから、Mnは07以下に限定した。なお、好ましくは05以下である。P:0025以下Pは、0025を超えて多量に含有すると偏析が顕著になり、曲げ加工性が低下する。本発明では、曲げ加工性向上の観点から、できるだけ低減することが好ましい。このようなことから、Pは0025以下に限定した。なお、好ましくは002以下である。S:002以下Sは、Mn、Tiを含有する本発明では、Tiと結合してTiSを、Mnと結合してMnSを形成する。これらの硫化物は、粗大化しやすく、数μm程度まで粗大化する場合がある。このような粗大な硫化物は、曲げ加工時に亀裂発生の起点となりやすく、曲げ加工性を低下させる要因となる。Sを、002を超えて含有すると、粗大な硫化物の発生を抑制できなくなり、曲げ加工性が低下する。このため、Sは002以下に限定した。なお、好ましくは001以下であり、さらに好ましくは0004以下である。N:001以下Nは、本発明では曲げ加工性を低下させる有害な元素であり、できるだけ低減することが望ましい。とくに、001を超える含有は、粗大な窒化物が生成し、曲げ加工性を低下させる。このため、Nは001以下に限定した。なお、好ましくは0006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る。このような効果を得るためには0001以上含有することが望ましい。一方、01を超えて過剰に含有すると、脱酸生成物が凝集し、粗大化するため、曲げ加工性が低下する。このため、Alは01以下に限定した。Ti:006~0095Tiは、本発明において最も重要な元素である。Tiは微細な炭化物を形成することにより、鋼板の高強度化に寄与する。このような効果を得るためには、006以上の含有を必要とするが、0095を超えて含有すると、粗大な硫化物を生じやすく、曲げ加工性が低下する傾向となる。このため、Tiは006~0095の範囲に限定した。なお、好ましくは007~009である。上記した成分が基本の成分であるが、基本組成に加えて選択元素として、B:00035以下、および/または、Cu、Sn、Ni、Ca、Mg、Co、As、Cr、Mo、Sb、W、Nb、Pb、Ta、REM、V、Cs、Zr、Hfのうちの1種または2種以上を合計で、1以下、を、必要に応じて選択して含有できる。B:00035以下Bは、オーステナイト粒界に偏析して、硫化物を微細化する作用を有する元素であり、このような効果を得るためには00010以上含有することが望ましい。一方、00035を超えて含有すると、Fe23CB6が析出し、曲げ加工性が低下する。このため、含有する場合には、Bは00035以下に限定することが好ましい。上記した成分に加えて、本発明では、Cu、Sn、Ni、Ca、Mg、Co、As、Cr、Mo、Sb、W、Nb、Pb、Ta、REM、V、Cs、Zr、Hfのうちの1種または2種以上を含有してもよいが、含有する場合には合計で1以下とすることが好ましい。なお、より好ましくは合計で05以下である。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、本発明熱延鋼板の組織限定理由について説明する。本発明熱延鋼板は、面積率で95以上がフェライト結晶粒よりなるマトリックスとし、該マトリックスを構成するフェライト結晶粒内に平均径が6nm未満のTiを含む炭化物が分散し、さらにマトリックス中に平均径05μm以下のTiSが分散析出した組織を有する。マトリックス:面積率で95以上のフェライト結晶粒本発明では、優れた曲げ加工性を確保するために、マトリックスは、転位密度が低く、延性に富むフェライト相とすることが有効である。とくに優れた伸びフランジ性を確保するために、フェライト結晶粒による単一組織とする。なお、ここでいう単一とは、面積率で100である必要はなく、実質的に単一であればよい。ここで実質的に単一とは、当該フェライト粒が、組織全体に対する面積率で95以上、好ましくは97以上である場合をいう。なお、フェライト相以外の第二相は、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、残留オーステナイト相等が挙げられる。これら第二相の合計は、面積率で5程度以下とすることが好ましい。より好ましくは、3程度以下である。Tiを含む炭化物:平均径が6nm未満Tiを含む炭化物は、その平均径が極めて小さい微細な炭化物として析出する傾向が強い。本発明では、マトリックスを実質的に構成しているフェライト結晶粒内に、微細なTiを含む炭化物を分散析出させ、所望の高強度を確保する。フェライト結晶粒中に微細に析出したTiを含む炭化物は、鋼板に変形が加わった際に生じる転位の移動に対する抵抗として作用し、熱延鋼板の強化に寄与する。このため、Tiを含む炭化物の平均径は6nm未満とする。なお、平均径が3nm以下であれば、その作用はより顕著となる。このようなことから、Tiを含む炭化物の平均径は6nm未満とした。なお、好ましくは3nm以下である。TiS:平均径05μm以下Tiを含有する本発明熱延鋼板では、微細なTiを含む炭化物の析出に加えて、マトリックス中にTiを含む硫化物が析出する。析出するTiを含む硫化物としては、単独のTiS、さらにはTiSとMnSの複合硫化物がある。Tiを含む硫化物は炭化物より粗大化しやすく、TiSとMnSの複合硫化物は、とくに粗大化しやすい。Tiを含む硫化物が粗大に析出すると、曲げ加工性に悪影響を及ぼす。本発明では、MnSと複合しない、単独のTiS、しかも微細なTiSを析出させる。析出TiSの平均径は05μm以下とする。これにより、曲げ加工性に及ぼす悪影響を排除することができる。平均径が05μmを超えてTiSが粗大化すると、曲げ加工時に亀裂の発生起点となり、曲げ加工性を低下させる。このため、TiSの平均径は05μm以下に限定した。なお、本発明では、鋼板表面にめっき皮膜を形成してもよい。めっき皮膜を形成することにより、熱延鋼板の耐食性が向上し、厳しい腐食環境に晒される部品、例えば、自動車の足回り部品等の使途に好適な熱延鋼板となる。なお、めっき皮膜としては、溶融亜鉛めっき皮膜、合金化溶融亜鉛皮膜、電気めっき皮膜等が例示できる。つぎに、本発明高張力熱延鋼板の好ましい製造方法について説明する。本発明では、上記した組成を有する鋼素材に、加熱し粗圧延と仕上圧延からなる熱間圧延を施し、仕上圧延終了後、冷却し、巻取り、熱延鋼板鋼帯とする。上記した組成を有するスラブ等の鋼素材の製造方法はとくに限定する必要はない。溶製方法としては、転炉、電気炉等の常用の溶製方法がいずれも適用できる。溶製された溶鋼は、偏析等の問題から、連続鋳造法によりスラブ等の鋼素材とすることが好ましいが、造塊-分塊圧延法、薄スラブ連鋳法などの、公知の鋳造方法を用いてもなんら問題はない。得られた鋼素材は、ついで、熱間圧延を施され熱延板とされる。なお、鋼素材に熱間圧延を施すにあたり、加熱炉に装入し所定の温度まで再加熱しても、あるいは鋼素材が所定温度以上の熱を保有している場合には、再加熱することなく、あるいは短時間の保持を行うだけで、熱間圧延を施す、いわゆる直接直送圧延としてもなんら問題はない。鋼素材の再加熱温度は、1150°C以上1300°C以下とすることが好ましい。炭化物形成元素であるTiを含有する鋼素材を使用する本発明では、粗圧延前に鋼素材中の炭化物、さらには硫化物を完全に溶解しておくことが必要であるため、TiSとMnSとの複合硫化物を完全に溶解させることができる1150°C以上に加熱することが好ましい。一方、加熱温度が1300°Cを超えて、過剰に高温になると、鋼素材スラブ表面のオーステナイト結晶粒界が異常酸化され、得られる熱延鋼板の表面性状が低下し、曲げ加工性が低下する。このようなことから、鋼素材の熱間圧延のための加熱温度は1150~1300°Cの範囲に限定することが好ましい。加熱された鋼素材は、ついで粗圧延および仕上圧延を施され、熱延板とされる。粗圧延の条件は、所定の寸法形状の粗圧延バーが得られる条件であればよく、とくに限定する必要はない。仕上圧延は、仕上圧延機を5段以上、連続して設置して、一方向に連続して圧延するタンデム方式の圧延とする。5段以上のタンデム方式の圧延とすることにより、顕著に硫化物の粗大化を防止できる。なお、仕上圧延機の設置が5段未満では、オーステナイトの再結晶回数が少なくなり、TiSがオーステナイトの粒界に拡散して濃化しやすくなりTiSが粗大析出して所望の効果を期待できなくなる。さらに仕上圧延では、仕上圧延機の入側温度を1000°C以上、出側温度を900°C以上とする。本発明では、仕上圧延を、再結晶が瞬時に生じる温度域で圧延し、硫化物の粗大化を阻止する。再結晶が瞬時に生じる温度域で圧延すれば、圧延での蓄積エネルギーが瞬時に解放され、硫化物の粗大化の駆動力がなくなり、粗大化を阻止することができる。入側温度が1000°C未満では、未再結晶温度域での圧延が長くなり、硫化物が粗大化する危険性が増大する。一方、出側温度が900°C未満では、未再結晶温度域での滞留時間が長く、未再結晶温度域での圧下量が多くなりやすく、硫化物の粗大化が顕著となる。このようなことから、仕上圧延機の入側温度を1000°C以上、出側温度を900°C以上に限定した。なお、仕上圧延の温度範囲は、好ましくは1050~920°Cである。仕上圧延を終了した後、冷却して、所定の巻取り温度で巻き取る。仕上圧延終了後の冷却は、とくに限定する必要はないが、700°Cまでの平均冷却速度で50°Cs以上とすることが、強度の観点から好ましい。冷却速度が平均で、50°Csを大きく下回ると、実質的にフェライト単一の組織を確保できなくなる。このようなことから、好ましくは平均冷却速度で50°Cs以上とすることが好ましい。巻取り温度は、500°C以上700°C以下とする。巻取り温度の適正化は、所望の鋼板組織を確保するために、あるいは硫化物の粗大化を抑制するために、重要である。巻取り温度が700°Cを超える高温では、巻取り後に硫化物が粗大化し、曲げ加工性が低下する。また、巻取り温度は、フェライト単一組織形成の観点から500°C以上とする。巻取リ温度が500°C未満では、ベイナイトが生成してフェライト単一組織が得られなくなる。なお、好ましくは550°C以上670°C以下である。上記のような工程で製造された熱延鋼板には、めっき処理、例えば溶融亜鉛めっき処理を施し、表面にめっき皮膜を形成してもよい。なお、溶融亜鉛めっき処理後に合金化処理を施して、合金化溶融亜鉛めっき皮膜としてもよい。また、電気めっきを施して電気めっき被膜を形成してもよい。表1に示す組成の溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造して肉厚:250mmのスラブ鋼素材とした。これらスラブに、表2に示す加熱温度に加熱し、粗圧延を施した後、仕上圧延として、仕上げ圧延機を7段連続して設置したタンデム方式の連続圧延を、表2に示す条件で施したのち、表2に示す条件で冷却し、表2に示す巻取り温度で巻き取り、板厚:36mmの熱延鋼板を得た。鋼板No41については、7段圧延機の4段で圧延を終了し、残りの3段は未使用とした。なお、一部の熱延鋼板鋼板No9No10No11No29No30No31については、酸洗して表層のスケールを除去したのち、溶融亜鉛めっき処理480°Cの亜鉛めっき浴01Al-Zn浴中に浸漬を施し、付着量:45gm2の溶融亜鉛めっき皮膜を形成し、さらに520°Cで合金化処理を施し、合金化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、引張試験、曲げ試験を実施した。試験方法は次のとおりである。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、圧延方向と平行な断面L断面を機械研磨し、ナイタール液で腐食したのち、走査型電子顕微鏡倍率:3000倍で組織観察を行い、撮像した。得られた組織写真を用いて、画像解析装置によりフェライト結晶粒、フェライト相以外の組織の種類、およびそれらの組織分率面積率を求めた。また、得られた熱延鋼板から透過型電子顕微鏡観察用薄膜を作製し、透過型電子顕微鏡倍率:120000~260000倍で観察し、Tiを含む微細炭化物およびTiSの粒子径を求めた。なお、Tiを含む微細炭化物については、340000倍で30視野以上観察し撮像した。そして、得られた組織写真について画像解析装置を用いて、合計で300個以上のTiを含む微細炭化物について円近似で,径を求めた。得られたそれらの値を算術平均して、その鋼板試験片におけるTiを含む微細炭化物の平均粒子径とした。また、TiSについては、10000倍で30視野以上観察し撮像した。そして、得られた組織写真について画像解析装置を用いて、合計で20個以上のTiSについて円近似で、径を算出した。得られたそれらの値を算術平均して、その鋼板試験片におけるTiSの平均径とした。2引張試験得られた熱延鋼板から、圧延方向に対し直角方向を引張方向とするJIS5号引張試験片GL:50mmを採取し、JISZ2241の規定に準拠して引張試験を実施し、引張強さTSを求めた。3曲げ試験得られた熱延鋼板から、曲げ試験片大きさ:30mm×150mmを採取した。曲げ試験片を、試験片の長手方向中央がV字ブロック頂角:90°の頂点に一致するように、V字ブロックに載置し、曲げ試験片の中央位置をポンチ先端半径Rで押圧して、曲げ試験片の曲げ部外側に亀裂が発生するまでV字ブロックに押し付ける曲げ試験を、ポンチ先端半径を変化させて行った。試験後、試験片の曲げ部外側を目視観察し、割れの有無を調査した。なお、繰り返し数は3回とした。3回の曲げ試験ですべて、曲げ部外側に亀裂が発生しなかった場合を合格、一つでも亀裂が生じた場合を不合格であるとした。そして、合格する最も小さいポンチ先端半径Rを板厚tで除したR/tを、限界曲げ半径と定義し、曲げ加工性の評価基準とした。R/tが2以下で曲げ加工性に優れていると評価する。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:590MPa以上の高強度と、良好な曲げ特性を兼備した熱延鋼板である。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、所望の高強度が確保できていないか、或いは限界曲げ半径が大きく、所望の曲げ加工性が確保できていない。"