質量でCが005から020、Siが15以下、Mnが15以下、Pが0030以下、Sが0010以下、Alが0050以下、Nが00050から00200、Vが003から020含まれていて、残部がFeおよび不可避的不純物であるほか、平均結晶粒径が5μm以下であり、200nm以下のV析出物を002以上有することを特徴とする熱間圧延薄鋼板。引張強度が540MPa以上あって、圧延方向と幅方向の引張強度比である異方性が105以下である請求項1に記載の熱間圧延薄鋼板。請求項1または2に記載の熱間圧延薄鋼板を製造する方法であって、質量でCが005から020、Siが15以下、Mnが15以下、Pが0030以下、Sが0010以下、Alが0050以下、Nが00050から00200、Vが003から020含まれていて、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材を、1150°C以上に再加熱したのち、仕上圧延終了温度を850°C以上とする仕上圧延を施し、該仕上圧延終了後、800°Cから600°Cの間の平均冷却速度が30°Csから60°Csとなるように冷却し、巻取温度600°C以上で巻き取って熱延板とする熱延工程を施すことを特徴とする熱間圧延薄鋼板の製造方法。上記仕上圧延の終了後02秒以内に冷却速度100°Cs以上で02秒間以上冷却するとともに、仕上圧延終了後の800°Cから600°Cの間の平均冷却速度が30°Csから60°Csとなるように冷却し、巻取温度600°C以上で巻き取って熱延板とする熱延工程を施すことを特徴とする請求項3に記載した熱間圧延薄鋼板の製造方法。特許文献1の技術では、高窒素鋼にV、NbおよびTiの複合添加を行うことにより、析出強化によって熱延鋼板の強度を高めている。特許文献2でも、高窒素鋼にVとともにNbまたはTiを併せて添加するが、熱延段階でVC、VNを析出させない条件を採用するものである。また、特許文献3の鋼板は、Vを添加するものではあるが、Cが0005から006と少ないうえ巻取温度が450°C以下と低い熱延ままの強度も490MPaと低いため、Vの析出強化を有効に利用するものとはいえない。高窒素鋼にNbを添加した場合、製鋼段階でNbが析出し鋼素材に顕著な表面割れが起きる。圧延段階でも、製鋼段階で析出したNbを溶体化させるため、1200°C以上のような高温加熱が必要になりエネルギー原単位が悪い。圧延中にNbが析出するため、圧延負荷が大きく、12mm厚のような薄ゲージへ圧延することが困難であり、かつ、製造された熱延鋼板において圧延方向幅方向の強度の異方性が大きいという課題もある。同様に高窒素鋼にTiを添加した場合、製鋼段階で粗大なTiNが発生し、薄鋼板を加工した場合の割れの起点になる可能性がある。圧延段階でも、製鋼段階で析出したTiCを溶体化するため、1200°C以上のような高温加熱が必要になりエネルギー原単位が悪い。そこで本発明は、圧延の際に上記ほどの高温加熱が必要でないためにエネルギー原単位に優れているほか、薄ゲージへの圧延が容易であり機械的強度に優れ、しかも析出物が割れの起点になりがたいという特徴を有する、高窒素の熱間圧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。本発明の熱間圧延薄鋼板は、質量でCが005から020、Siが15以下、Mnが15以下、Pが0030以下、Sが0010以下、Alが0050以下、Nが00050から00200、Vが003から020好ましくは004~010含まれていて、残部がFeおよび不可避的不純物であるほか、平均結晶粒径が5μm以下であり、200nm以下のV析出物を002以上有することを特徴とする。この薄鋼板は、板厚6mm程度以下の、特に板厚20mm以下の、部品の薄肉軽量化として要求されている高張力薄ゲージ熱延鋼板である。この発明の熱間圧延薄鋼板は、Vを003~020添加する一方で、NbもTiも添加しない高窒素鋼である。高窒素鋼にVを添加した場合、製鋼段階で析出するVNは鋼素材に表面割れを起さない。また圧延段階でも、1150°Cのような低い加熱温度で溶体化させることが可能であるため、エネルギー的に有利である。またVNは圧延後の冷却中に析出するため、圧延負荷が小さく、したがって12mm厚のような薄ゲージへも圧延することが可能であり、しかもそのために、熱延鋼板において圧延方向と幅方向の強度の異方性が小さい。異方性が小さいと加工性にも優れることとなる。すなわち、本発明の熱間圧延薄鋼板は、高窒素鋼の高強度化を適切かつ円滑に実現するものといえる。なお、電気炉で溶製した高窒素鋼に003から004程度Alを添加した場合、加熱温度が高いと、フリー窒素が非常に高くなる。フリー窒素を減少させ時効を抑制させるためにも、Vを添加しVNの微細析出をさせることは有効である。発明の熱間圧延薄鋼板は、引張強度が540MPa以上あって、圧延方向と幅方向の引張強度比である異方性が105以下であるととくに好ましい。そのような鋼板なら、引張強度が高いうえ異方性が小さいため、加工性高張力鋼板に使用するうえで好適である。上記のような高窒素鋼に上記のとおりVを添加して平均結晶粒径およびV析出物の大きさと量を上記のとおりにすれば、このような特性をもたせることが可能である。上記した熱間圧延薄鋼板を製造するには、1質量でCが005から020、Siが15以下、Mnが15以下、Pが0030以下、Sが0010以下、Alが0050以下、Nが00050から00200、Vが003から020含まれていて、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材たとえば、電気炉溶製され連続鋳造されたスラブを、21150°C以上に再加熱したのち、仕上圧延終了温度を850°C以上とする仕上圧延を施し、3該仕上圧延終了後、800°Cから600°Cの間の平均冷却速度が30°Csから60°Csとなるように冷却し、4巻取温度600°C以上で巻き取って熱延板とするといった熱延工程を施すのがよい。高窒素鋼に対し上記1のとおり適量のVを添加してNbおよびTiを添加しないことから、前記の熱間圧延薄鋼板は、上記2~4に示すように一般的な条件で仕上圧延、冷却および巻き取りを行うことにより製造することができる。仕上圧延時の加熱温度は1150°Cであって格別高いものではないため、エネルギー原単位の点で好ましい。圧延中にV析出物VNが析出することがないため、圧延負荷が小さく、したがって特殊な圧延条件を採用しなくとも、12mm厚程度の薄ゲージに圧延することが可能である。上記製造方法について、上記3の冷却に先立ち、仕上圧延の終了直後02秒以内に冷却速度100°Cs以上で02秒間以上の直後冷却を行うと、さらに好ましい。そのような直後冷却を行うと、鋼板の結晶粒径がとくにたとえば4μm程度以下に微細化し、したがって機械的強度もさらに高くなる。本発明によれば、電気炉溶製プロセス等を経た高窒素の熱間圧延薄鋼板として、圧延が容易に行われて異方性が少なく、時効性や靭性にもすぐれていて加工性の良い鋼板を得ることができる。以下、発明の実施例について説明する。表1に示す成分を含み残部が実質的にFeからなる溶鋼を電気炉もしくは転炉で溶製した。鋼種ABは電気炉溶製した高窒素V添加鋼質量でCが005~020、Siが03以下、Mnが13以下、Pが0030以下、Sが0010以下、Alが0050以下、Nが0008~0010、Vが004~010含まれていて、残部がFeおよび不可避的不純物である。鋼種Cは転炉溶製した低窒素V添加鋼である。鋼種Dは電気炉溶製、鋼種Eは転炉溶製したTi添加鋼である。鋼種Fは電気炉溶製、鋼種Gは転炉溶製したNb添加鋼である。表2に、電気炉もしくは転炉で溶製した連続鋳造法により鋼素材であるスラブにした結果を示す。高窒素鋼にNbを添加した鋼素材Fはスラブ段階で表面割れのため使用不可、また高窒素鋼にTiを添加した鋼素材Dはスラブ段階で粗大TiNが認められ使用不可となった。使用可となった5鋼種を表3の条件で圧延した実績を以下に示す。なお、図1aには、鋼素材を加熱炉で加熱したうえ粗圧延および仕上圧延を行い、熱延ずみの薄鋼板を冷却して巻き取るプロセスの概要を示している。いずれの鋼板についても、仕上圧延終了後、800°Cから600°Cの間の平均冷却速度が30°Csから60°Csとなるように冷却している。表3中の鋼板1から3について示すように、鋼Aを1150°Cから1220°Cで加熱した鋼板は、引張強度が540MPa以上、TSTSの比が11未満で良好である。鋼板2に示すように、仕上圧延直後冷却仕上圧延の終了後02秒以内に冷却速度100°Cs以上で02秒間以上冷却を使用することで、引張強度が629MPaとなり、高強度化に寄与していることも分かる。なお、鋼板1のスラブ加熱温度は1220°Cであるが、その鋼板1は鋼板3加熱温度1150°Cと同じ鋼Aを熱間圧延したものであるから、表3では、鋼Aを用いると加熱温度が1150°C~1220°C程度の範囲で同様の結果が得られることが分かる。鋼板4として示すように、鋼Bを1200°Cで加熱した鋼板は、引張強度が540MPa以上、TSTSの比が11未満で良好である。しかし鋼板5のように、鋼Bを1050°Cで加熱したものは引張強度が467MPaしかなくて好ましくない。鋼板6と鋼板7については、窒素の低い鋼Cを1200°C、1050°Cで加熱したところ引張強度が485MPa、468MPaしかなく、540MPaに到達しなかった。鋼板8は、Tiを添加した鋼Eを1200°Cに加熱して引張強度632MPaとなったものであるが、加熱温度1200°Cと高く、生産性が悪い。鋼板9については、Tiを添加した鋼Eを1150°Cに加熱したところ、引張強度が532MPaと低かった。鋼板11は、Nbを添加した鋼Gを1150°Cに加熱したものだが、引張強度が535MPaしかなく不十分である。鋼板10に示す、Nbを添加した鋼Gを1200°Cに加熱したものは、TSTSの比が11を超えるため使用しがたい結果となった。表4に、Vを添加した鋼板1~3鋼A、鋼板4~5鋼B、鋼板6~7鋼Cの結晶粒径とV析出物を分析した結果を示す。結晶粒径は鋼板板厚14部から試験片を採取し、ナイタール液で結晶粒界を現出し、JISG0551鋼結晶粒度の顕微鏡試験方法により粒径を測定した。V析出物量は電解抽出法により測定した。鋼板2鋼Aは直後冷却装置を使用したため結晶粒径が4μm以下と微細化しており、高強度化に寄与している。鋼板1から鋼板4では50nm~200nmサイズのV析出物は002以上存在し、高強度化に働いている。なお、TiまたはNbを添加した場合と対比させて、Vを添加した場合の高窒素鋼の圧延特性と金属組織変化を図1bに示している。