"質量で以下、化学成分について同じ。、C:0.05~0.20、Si:2.0以下、Mn:1.0~2.5、Al:0.001~0.10、V:0.0005~0.10を含み、さらに、Ti:0.02~0.20、および/または、Nb:0.02~0.20を下記式1を満たすように含み、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有し、全組織に対する面積率で以下、組織について同じ。、フェライト:50~95を含み、残部が、マルテンサイト残留オーステナイトからなる硬質第2相の組織を有し、前記フェライト中に存在する析出炭化物の平均粒径が6nm未満であるとともに、その析出炭化物を構成するV、TiおよびNbの合計含有量が0.02以上であることを特徴とする、成形性と母材および溶接熱影響部の疲労特性とを兼備した高強度熱延鋼板。式1C-12×V/51Ti/48Nb/93>0.03ただし、式中の元素記号は当該元素の質量を意味する。前記硬質第2相の平均粒径が5μm超であることを特徴とする請求項1に記載の成形性と母材および溶接熱影響部の疲労特性とを兼備した高強度熱延鋼板。成分組成が、さらに、Cu:0.01~1.0、Ni:0.01~1.0、Cr:0.01~1.0、Mo:0.01~1.0の1種または2種以上を含むものである請求項1または2に記載の成形性と母材および溶接熱影響部の疲労特性とを兼備した高強度熱延鋼板。本発明は上記事情に着目してなされたものであり、その目的は、成形性加工性に優れたDP鋼において、母材のみならずHAZについても疲労特性を改善しうる鋼強度熱延鋼板を提供することにある。本発明鋼板は、DP鋼においてフェライト中にV、Ti、Nbなどの析出炭化物を所定量存在させることにより母材組織を強化して母材の疲労特性を改善する点で上記先行発明鋼板と共通するが、上記先行発明鋼板とは逆に該析出炭化物を微細化することにより、溶接による加熱時にマトリックス中にV炭化物VC由来のVおよびCを固溶させることで、オーステナイト粒の微細化を抑制するとともに、マトリックスの焼入れ性を高めて、溶接後の冷却時にフェライトや上部ベイナイトの形成を抑制してマルテンサイトの形成を促進すると同時に、該マルテンサイトの固溶C量を増加させて該マルテンサイト自体の強度も向上させることができ、HAZの疲労強度をも改善することを可能としたものである。請求項1に記載の発明は、質量で以下、化学成分について同じ。、C:0.05~0.20、Si:2.0以下、Mn:1.0~2.5、Al:0.001~0.10、V:0.0005~0.10を含み、さらに、Ti:0.02~0.20、および/または、Nb:0.02~0.20を下記式1を満たすように含み、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有し、全組織に対する面積率で以下、組織について同じ。、フェライト:50~95を含み、残部が、マルテンサイト残留オーステナイトからなる硬質第2相の組織を有し、前記フェライト中に存在する析出炭化物の平均粒径が6nm未満であるとともに、その析出炭化物を構成するV、TiおよびNbの合計含有量が0.02以上であることを特徴とする、成形性と母材および溶接熱影響部の疲労特性とを兼備した高強度熱延鋼板である。式1C-12×V/51Ti/48Nb/93>0.03ただし、式中の元素記号は当該元素の質量を意味する。請求項2に記載の発明は、前記硬質第2相の平均粒径が5μm超であることを特徴とする請求項1に記載の成形性と母材および溶接熱影響部の疲労特性とを兼備した高強度熱延鋼板である。請求項3に記載の発明は、成分組成が、さらに、Cu:0.01~1.0、Ni:0.01~1.0、Cr:0.01~1.0、Mo:0.01~1.0の1種または2種以上を含むものである請求項1または2に記載の成形性と母材および溶接熱影響部の疲労特性とを兼備した高強度熱延鋼板である。本発明によれば、成形性を確保しつつ、母材およびHAZの疲労特性がともに優れた高強度熱延鋼板を提供できるようになった。上述したように、本発明者らは、上記先行発明鋼板と同じく、析出炭化物によりフェライトを強化したDP鋼をベースにして、母材の成形性と疲労特性を確保しつつ、HAZの疲労特性をも改善する方策について検討を重ねてきた。ここで、HAZは、溶接金属の近傍に形成されるが、その組織の形態は、溶接金属に近い側から順に、粗粒域、細粒域、2相域もしくは焼戻し域の3領域に分類される。そして、従来のDP鋼においては、上記HAZの各領域の特性は、一般的に以下のような挙動を示すことが知られている。すなわち、粗粒域では、溶接による加熱時にオーステナイト粒が粗大化するため、溶接後の冷却の際にマルテンサイト化またはベイナイト化して一般に高強度となる。これに対して、細粒域では、溶接による加熱時にオーステナイト粒が微細化するため、溶接後の冷却の際にフェライトや上部ベイナイトが形成されやすくなり、強度が低下して疲労破壊の起点になる。また、2相域もしくは焼戻し域では、焼戻しにより強度が低下し、疲労強度も低下する。そこで、本発明者らは、先ず、HAZの疲労特性を改善するための第1の方策として、フェライト中に微細な析出炭化物を分散させることを考えた。これにより、2相域もしくは焼戻し域ではフェライトは強化され、疲労特性を向上させる方向に働く。しかしながら、粗粒域および細粒域では析出炭化物のピンニング作用によりオーステナイト粒が微細化して、フェライトや上部ベイナイトの形成が促進され、マルテンサイトの形成量が不足するうえ、該析出炭化物が炭素を固定してしまうため、マルテンサイト中の固溶C量が低下するため、疲労特性を却って劣化させる方向に働く。上記従来技術のTiNb添加鋼を例として、より具体的に説明する。TiNb添加鋼では、熱延時には、オーステナイト粒が粗大で変態開始点が長時間側にあるが、熱延時の冷却速度が小さいため、フェライト変態を促進させることができ、DP化が可能である。しかしながら、溶接による加熱時においては、HAZの粗粒域および細粒域に相当する領域では、Ti、NbCのピンニング作用によりオーステナイト粒が微細になり、かつ、TiおよびNbがCを固定するため、オーステナイト中の固溶C量が低下して、変態開始点が短時間側に移行するため、溶接後の冷却時に、その冷却速度が大きくてもフェライト変態や上部ベイナイト変態が発生しやすい。また、ベイナイトノーズを切ってマルテンサイトが形成されたとしても、固溶C量に比例するマルテンサイト強度が低くなるため疲労特性が確保できない。したがって、単にフェライト中に微細な析出炭化物を分散させるだけでは、HAZの疲労特性を確実かつ十分に改善することができないと判断した。そこで、本発明者らは、HAZの疲労特性を確実かつ十分に改善するための第2の方策として、析出炭化物のうち、融点の低いV炭化物VCを溶接による加熱時に部分的に固溶させることにより、母材の析出強化と、HAZの粗粒域および細粒域の焼入れ性とを両立させることを考えた。より具体的には、上記TiNb添加鋼に対して、TiNbの一部をVに置き換えることで、熱延での組織形成挙動を踏襲して母材組織をそのまま維持しつつ、HAZの疲労特性を以下のメカニズムを利用して改善できると考えた。すなわち、HAZの粗粒域および細粒域に相当する領域では、溶接による加熱時に析出炭化物である[Ti,Nb,V]C中のVCの部分が一部固溶し、オーステナイト粒の微細化作用が小さくなる。また、オーステナイト中へのV、Cの固溶により焼入れ性が高まり、変態開始点が長時間側に移行するため、溶接後の冷却時におけるフェライトや上部ベイナイトの形成を抑制し、マルテンサイトの形成量が確保される。さらに、固溶C量の増加によりマルテンサイト自体の強度も向上する。このようにマルテンサイト自体の強度向上とその形成量の確保によりHAZの粗粒域および細粒域の疲労特性が改善されることとなる。なお、上記メカニズムによるHAZの疲労特性の確実かつ十分な改善を実現するためには、析出炭化物中のVCの固溶をより促進する必要があり、そのためには析出炭化物は所定のサイズより小さくなるように微細化する必要がある。そして、上記思考に基づいて確証実験の実施等さらに検討を進め、本発明を完成するに至った。以下、まず本発明鋼板を特徴づける組織について説明する。本発明鋼板の組織上述したとおり、本発明鋼板は、上記先行発明鋼板と同様のDP鋼の組織をベースとするものであるが、特に、フェライト中に存在する析出炭化物の平均粒径が、上記先行発明鋼板では6nm以上に制限されていたのに対し、本願発明鋼板では6nm未満に制限されている点で相違している。<フェライト:50~95、残部:硬質第2相>フェライトが50未満、すなわち、硬質第2相マルテンサイト残留オーステナイトが50を超えると、硬質第2相同士が連結することにより伸びELが確保できず、一方、フェライトが95を超え、すなわち、硬質第2相が5に満たないと、引張強度TSが確保できない。好ましくは、フェライト:70~93、残部:硬質第2相である。<フェライト中に存在する析出炭化物の平均粒径:6nm未満>析出炭化物を微細化することにより、析出炭化物中のVCの固溶を促進することで、上記メカニズムによるHAZの疲労特性の確実かつ十分な改善を実現するためである。好ましくは、4mn以下である。なお、先行発明鋼板ではこの値を6nm以上に規定することで、母材の疲労特性を改善することとしていたが、本発明鋼板では、母材の疲労強度の改善の度合いは犠牲にしつつも、HAZの疲労特性を改善することで、母材とHAZの疲労強度をともにバランス良く改善することができる。<析出炭化物を構成するTi、NbおよびVの合計含有量:0.02以上>析出強化に寄与している炭化物の合金元素の総量を規定したものである。析出強化の度合いは、f/rただし、f:析出炭化物分率、r:析出炭化物粒径に比例するといわれているので、析出炭化物分率fに相当するこのパラメータを大きくすることで疲労強度が向上する。好ましくは、0.03以上、さらに好ましくは0.05以上である。<硬質第2相の平均粒径:5μm超>硬質第2相の平均粒径を5μm超に粗大化することが望ましく、これにより、母材の強度-延性バランスは犠牲にしつつも、HAZについては、炭化物が析出していないマルテンサイト領域を大きくすることで、溶接時の加熱の際にオーステナイト粒を粗大化し、焼入れ性を高めることにより、フェライトや上部ベイナイトの形成を抑制し、疲労特性を改善する。より好ましくは、8μm以上である。各相の面積率、フェライト中に存在する析出炭化物の平均粒径、析出炭化物を構成するTi、NbおよびVの合計含有量、ならびに、硬質第2相の平均粒径の各測定方法ここで、各相の面積率、フェライト中に存在する析出炭化物の平均粒径、析出炭化物を構成するTi、NbおよびVの合計含有量、ならびに、硬質第2相の平均粒径の各測定方法について説明する。鋼板中組織の硬質第2相の面積率については、鋼板をレペラ腐食し、透過型電子顕微鏡TEM;倍率1500倍観察により、白い領域を硬質第2相マルテンサイト残留オーステナイトと同定して面積率を測定した。フェライトの面積率については、各供試鋼板をナイタール腐食し、走査型電子顕微鏡SEM;倍率2000倍観察により、フェライト、ベイナイトおよびパーライトの比率を点算法で測定し、フェライトの面積率=100-硬質第2相の面積率×フェライト分率/フェライト分率ベイナイト分率パーライト分率により算出して求めた。フェライト中に存在する析出炭化物の平均粒径については、抽出レプリカ法により析出物を抽出し、フェライト領域を透過形電子顕微鏡にて、倍率×150000で1μm×1μmの領域を観察及び撮影し、その中に観察された析出物円相当直径で2nm以上を画像解析して各粒子の面積を求め、その面積から円相当直径を求めて平均値を算出し、平均粒径とした。析出炭化物を構成するTi、NbおよびVの合計含有量については、抽出残渣分析法により求めた。鋼板の表裏面を0.2mmずつ研削したのち、試料をAAアセチルアセトン系電解液中に浸漬して電解を行った。電解終了後、試料表面の析出物をメタノール中で超音波剥離した。電解後の電解液および超音波剥離液を吸引ろ過し、残渣析出物を捕集した。フィルターは材質がポリカーボネートのメンブランフィルター孔径0.1μmを使用した。残渣はフィルターと共に加熱して灰化し、アルカリ溶剤を入れて再度加熱し、残渣を溶融した。次に、酸と水を加えて融成物を溶解した後、水を加えて定容とし、これを分析液とした。ICP発光分析装置を用いて分析液中のV,Nb,Ti量を測定した後、測定結果と電解質量電解前後の質量差から、試料中の析出物を構成するTi,Nb,Vの合計含有量を算出した。硬質第2相の平均粒径については、上記レペラ腐食により硬質第2相と同定した領域を画像解析して円相当直径を求めた。次に、本発明鋼板を構成する成分組成について説明する。以下、化学成分の単位はすべて質量である。本発明鋼板の成分組成C:0.05~0.20Cは強化元素であり、C量が増加するとフェライトの面積率が低下する。0.05未満では必要な強度が得られず、0.20を超えると硬質第2相マルテンサイト残留オーステナイトの面積率が大きくなり過ぎ、TS-ELバランスが確保できない。好ましくは、0.06~0.15である。Si:2.0以下Siはフェライトの固溶強化元素としてTS-ELバランスの改善に寄与し、疲労特性改善にも寄与する。しかし、2.0を超えるとフェライトが強化されすぎ、ELが低下する。好ましくは0.5~1.7である。Mn:1.0~2.5Mnは脱酸元素として添加され、また固溶強化によりTS-ELバランスの改善に寄与する。しかし、1.0未満であると脱酸が不十分となりTS-ELバランスが劣化し、2.5を超えると焼き入れ性が高くなり過ぎフェライトの面積率が低下する。好ましくは1.2~2.0である。Al:0.001~0.10、Alは固溶強化によりTS-ELバランスを改善する効果があり、必要に応じて添加される。しかし、下限値未満ではその効果が得られず、上限値を超えると粒界偏析し粒界破壊を助長してTS-ELバランスを低下させる。V:0.0005~0.10、下記のTiおよびNbとともにフェライト中に微細な炭化物を形成することで母材の疲労特性を改善する。また、HAZにおいて、溶接による加熱時に固溶してオーステナイト粒の微細化を抑制し、かつ、固溶C量および固溶V量を増加させることで、HAZの焼入れ性を向上させて強度を高め、HAZの疲労特性をも改善する。そのため、Vは必須の添加元素である。好ましくは0.002~0.08である。Ti:0.02~0.20、および/または、Nb:0.02~0.20TiとNbはVと同様、フェライト中に微細な炭化物を形成することで母材の疲労特性を改善する。しかし、それぞれ下限値未満であると析出強化効果が不十分であり、上限値を超えて添加しても特性改善効果が得られない。TiとNbは、上記Vと異なり選択的な添加元素であり、いずれか一方、または、双方とも添加して用いる。好ましくはそれぞれ0.05~0.15である。C-12×V/51Ti/48Nb/93>0.03式1この式はV、Nb、Tiにより固定されないフリーC量を0.03超残存させることを意味する。フリーCは必要な硬質第2相の面積率の確保に寄与する。左辺の計算値成分パラメータという。は0.05以上が好ましい。なお、式中の元素記号は当該元素の質量を意味する。本発明の鋼は上記成分を基本的に含有し、残部が実質的に鉄および不可避的不純物であり、この不可避的不純物としてはP、S、N、O等が含まれるが、その他、本発明の作用を損なわない範囲で、以下の許容成分を添加することができる。Cu:0.01~1.0、Ni:0.01~1.0、Cr:0.01~1.0、Mo:0.01~1.0の1種または2種以上これらの元素は鋼の焼き入れ性を高めることにより、マルテンサイト及び残留オーステナイト以外の組織の形成を抑制する効果があり、必要に応じて添加される。しかし、下限値未満ではその効果が得られず、上限値を超えるとフェライトが脆化し、TS-ELバランスを低下させる。より好ましくは、それぞれ0.1~0.5である。次に、上記本発明鋼板を得るための好ましい製造方法を以下に説明する。本発明鋼板の好ましい製造方法本発明鋼板は、上記成分組成を満足する鋼材を加熱した後、仕上げ圧延を含む熱間圧延、熱延後の急冷、急冷停止後の緩冷、緩冷後の急冷、巻取りを行って製造する。[加熱]熱間圧延前の加熱は1050~1300°Cで行う。この加熱によりオーステナイト単相とし、かつV、Ti、Nbをオーステナイトに固溶させる。加熱温度が1050°C未満ではV、Ti、Nbがオーステナイトに固溶できず、粗大な炭化物が形成されるため疲労特性改善効果が得られない。一方、1300°Cを超える温度は操業上困難である。加熱温度の好ましい下限は1100°C、さらに好ましい下限は1150°Cである。[熱間圧延]熱間圧延は、仕上げ圧延温度が880°C以上になるように行う。仕上げ圧延温度を低温化しすぎるとフェライト変態が高温で起るようになり、フェライト中の析出炭化物が粗大化するため、一定以上の仕上げ圧延温度が必要である。仕上げ圧延温度は、オーステナイト粒を粗大化してマルテンサイトの粒径を大きくするため、900°C以上とするのがより好ましい。なお、仕上げ圧延温度の上限は温度確保が難しいため、1000°Cとする。[熱延後の急冷]上記仕上げ圧延終了後、20°C/s以上の冷却速度第1急冷速度で急冷し、580°C以上670°C未満の温度急冷停止温度で急冷を停止する。フェライト変態の開始温度を低温化することによりフェライト中に形成される析出炭化物を微細化するためである。冷却速度第1急冷速度が20°C/s未満ではパーライト変態が促進され、または、急冷停止温度が580°C未満ではパーライト変態又はベイナイト変態が促進され、いずれも所定の相分率のDP鋼を得るのが困難になり、強度-伸びバランスが低下する。一方、急冷停止温度が670°C以上になるとフェライト中の析出炭化物が粗大化してしまい、HAZの疲労特性が確保できない。急冷停止温度は、好ましくは600~650°Cである。[急冷停止後の緩冷]上記急冷停止後、放冷または空冷により10°C/s以下の冷却速度緩冷速度で5~20s緩冷する。これによりフェライトの形成を十分に進行させつつ、フェライト中の析出炭化物を適度に微細化させる。冷却速度が10°C/sを超え、または、緩冷時間が5s未満では、フェライトの形成量が不足する。一方、緩冷時間が20sを超えると析出炭化物が粗大化せず、HAZの疲労特性が確保できない。[緩冷後の急冷、巻取り]上記緩冷後、再度20°C/s以上の冷却速度第2急冷速度で急冷し、300°C以下で巻き取る。残部第2相をマルテンサイト残留オーステナイトにすることで強度-伸びバランスを改善するためである。冷却速度第2急冷速度が20°C/s未満、または、巻取り温度が300°C超では、マルテンサイトおよび残留オーステナイト以外の組織が形成され、強度-伸びバランスが低下する。本発明の効果を確証するため、成分組成および熱延条件を種々変化させて製造した高強度熱延鋼板について、母材およびHAZの機械的特性に及ぼす影響を調査した。下記表1に示す各成分組成からなる供試鋼を真空溶製し、板厚30mmの供試材とした。この供試材を図1に示すプロセスおよび下記表2に示す条件で熱間圧延し、熱延鋼板を製造した。より詳しくは、加熱温度HTに30min保持した後、仕上げ圧延温度FDTで仕上げ圧延を行い、仕上げ板厚は3mmとした。仕上げ圧延後、第1急冷速度RCR1で急冷停止温度Tmまで冷却し、放冷時間緩冷時間tmだけ放冷した。なお、放冷中の冷却速度緩冷速度MCRは10°C/s以下であった。その後、第2急冷速度RCR2で巻取り温度CTまで冷却し、30min保持した後、炉冷した。このようにして得られた熱延鋼板母材相当について、上記[発明を実施するための形態]の項で説明した測定方法により、各相の面積率、フェライト中に存在する析出炭化物の平均粒径、析出炭化物を構成するTi、NbおよびVの合計含有量、ならびに、硬質第2相の平均粒径を測定した。また、上記母材相当の熱延鋼板から表裏面を研削して板厚2mmの板サンプルにしたうえで、JISZ2241に準拠して引張試験を実施し、母材の引張強度TSと伸びELを測定した。さらに、上記母材相当の熱延鋼板の表裏面を0.2mmずつ研削し、その後、JISZ2275記載の平面曲げ試験によりS-N曲線を作成して疲労限度を求め、それを母材の疲労強度とした。また、母材の疲労強度FLと引張強度TSから母材の疲労限度比FL/TSを計算した。次いで、HAZの細粒域を模擬するため、上記母材相当の熱延鋼板を熱処理シミュレータで950°Cまで30°C/sの昇温速度で加熱した後、直ちに30°C/sの冷却速度で室温まで冷却して細粒域模擬材とした。また、HAZの焼戻し域を模擬するため、上記母材相当の熱延鋼板を熱処理シミュレータで700°Cまで30°C/sの昇温速度で加熱した後、直ちに30°C/sの冷却速度で室温まで冷却して焼戻し域模擬材とした。そして、これら細粒域模擬材と焼戻し域模擬材については、上記母材相当の熱延鋼板と同様にして疲労試験を行ったが、疲労限度が存在しなかったため、2×106回で未破断となる時間強度を疲労強度とした。これらの測定結果を表3に示す。これらの表に示すように、本発明鋼板である、鋼No.1~6、11、15~17、20、23~26はいずれも、本発明の成分組成の範囲を満足する鋼種を用い、推奨の熱延条件で製造した結果、本発明の組織規定の必須要件をすべて充足しており、母材の強度-伸びバランスを確保しつつ、母材およびHAZの疲労特性をも兼備した高強度熱延鋼板が得られた。これに対し、比較鋼である、鋼No.7~10、12~14はいずれも、本発明で規定する成分組成の要件を満足しない鋼種を用いたため、推奨の熱延条件で製造しているものの、母材の強度-伸びバランス、ならびに、母材およびHAZの疲労特性の少なくともいずれかの特性が劣っている。また、別の比較鋼である、鋼No.18、19、21、22はいずれも、本発明の成分組成の範囲を満足する鋼種を用いたものの、推奨の熱延条件を外れた条件で製造した結果、本発明の組織の要件を充足せず、やはり、母材の強度-伸びバランス、ならびに、母材およびHAZの疲労特性の少なくともいずれかの特性が劣っている。"