質量で、C042~055、Si05以下、Mn04以下、P003以下、S001以下、Al007以下、N001以下、V18~23を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、マトリックス全体に占めるフェライト相の面積率が95以上であり、前記マトリックスにはVCが分散析出しているミクロ組織を有し、前記マトリックス全体に占める前記VCの合計の体積比が003~004であり、前記VCを円盤と仮定して求めた平均厚みtと平均直径dの間には、210nmの関係が満足されることを特徴とする曲げ加工性に優れた高強度熱延鋼板。さらに、質量で、Ti0015以下を含有することを特徴とする請求項1に記載の曲げ加工性に優れた高強度熱延鋼板。さらに、質量で、Cr1以下、B00030以下、Mo05以下、およびW1以下のうちから選ばれた少なくとも1種の元素を含有することを特徴とする請求項1または2に記載の曲げ加工性に優れた高強度熱延鋼板。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から3のいずれか1項に記載の曲げ加工性に優れた高強度熱延鋼板。請求項1から3のいずれか1項に記載の成分組成を有する鋼を、900°C以上の仕上温度で熱間圧延後、20°Cs以上の平均冷却速度で700°C以下まで冷却し、500~680°Cの巻取温度で巻取ることを特徴とする曲げ加工性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。しかしながら、特許文献1~3に記載の鋼板では、10t未満の曲げ半径では割れが発生しやすく、安定して優れた曲げ加工性が得られず、また、18GPa級のTSが得られない。本発明は、このような問題を解決するためになされたもので、18GPa級のTS、すなわち1760MPa以上、1960MPa未満のTSを有し、安定して優れた曲げ加工性が得られる高強度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。本発明者らは、上記の目的とする高強度熱延鋼板について検討を重ねた結果、以下のことを見出した。iフェライト相を主体したマトリックスとし、マトリックスには、TiNやAlNのような粗大な析出物の生成を抑制し、微細な析出物を分散析出させることにより、高強度と優れた曲げ加工性を安定して付与できる。iiそれには、析出物として微細化しやすいVCを用い、その大きさを10nm未満にし、かつマトリックス全体に占めるVCの合計の体積比を003~004とすることが効果的である。ここで、VCの大きさとは、VCを円盤と仮定して平均厚みtと平均直径dより計算されるVCの2のことである。本発明は、このような知見に基づいてなされたもので、質量で、C042~055、Si05以下、Mn04以下、P003以下、S001以下、Al007以下、N001以下、Ti0015以下、V18~23を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、マトリックス全体に占めるフェライト相の面積率が95以上であり、前記マトリックスにはVCが分散析出しているミクロ組織を有し、前記マトリックス全体に占める前記VCの合計の体積比が003~004であり、前記VCを円盤と仮定して求めた平均厚みtと平均直径dの間には、210nmの関係が満足されることを特徴とする曲げ加工性に優れた高強度熱延鋼板を提供する。本発明の高強度熱延鋼板には、さらに、質量で、Ti0015以下や、Cr1以下、B00030以下、Mo05以下、およびW1以下のうちから選ばれた少なくとも1種の元素が、個別にあるいは同時に含有されることが好ましい。また、本発明の高強度熱延鋼板は、鋼板表面にめっき層を有する鋼板とすることもできる。本発明の高強度熱延鋼板は、上記の成分組成を有する鋼を、900°C以上の仕上温度で熱間圧延後、20°Cs以上の平均冷却速度で700°C以下まで冷却し、500~680°Cの巻取温度で巻取る方法によって製造できる。本発明により、18GPa級のTSを有し、限界曲げ半径が10未満で、安定して優れた曲げ加工性の得られる高強度熱延鋼板が製造可能になった。本発明の高強度熱延鋼板は、自動車などの構造部材に好適である。以下に、本発明の詳細について説明する。なお、各成分元素の含有量を表すは、特に断らない限り質量を意味する。1成分組成C042~055CはVCとして鋼中に析出し、鋼を高強度化する最も重要な元素である。C量が042を下回ると18GPa級のTSが得られない。一方、C量が055を超えると粗大なセメンタイトやパーライトが生成して曲げ加工性が著しく劣化する。そのため、C量は042~055とする。Si05以下Siはオーステナイト相からフェライト相への変態時にオーステナイト相からCの吐き出しを促進するため、フェライト相中での微細なVCの形成を抑制して高強度化や曲げ加工性の向上を阻害する。そのため、Si量の上限は05とする。好ましくは01以下である。Mn04以下Mn量が04を超えると偏析によるバンド状組織の形成を助長するため、曲げ加工性が劣化する。そのため、Mn量は04以下、好ましくは03以下とする。P003以下Pは粒界に偏析して、加工性を著しく劣化させる。そのため、P量の上限は003とする。S001以下SはMnSを形成し、曲げ加工時にボイドの発生を促進し、曲げ加工性を劣化させる。そのため、S量の上限は001とする。さらに好ましくは0005以下である。Al007以下Al量が007を超えると粗大なAlNが形成され、曲げ加工性が劣化する。そのため、Al量の上限は007とする。なお、Alは鋼の脱酸作用を有する元素なので、その量を0015以上とすることが好ましい。N001以下Nは粗大な窒化物を形成し、曲げ加工時にその周辺から亀裂の発生を促進し、曲げ加工性を劣化させる。そのため、N量の上限は001、好ましくは0007、より好ましくは0005とする。V18~23Vは微細なVCを形成して、鋼を高強度化する最も重要な元素である。V量が18を下回ると十分な量のVCが析出しないため、18GPa級のTSが得られなくなるとともに、セメンタイトやパーライトが生成するようになり曲げ加工性が劣化する。一方、V量が23を超えると目的とする強度水準が得られなくなる。そのため、V量は18~23とする。残部はFeおよび不可避的不純物であるが、以下の理由により、さらに、Ti0015以下や、Cr1以下、B00030以下、Mo05以下およびW1以下のうちから選ばれた少なくとも1種の元素が含有されることが好ましい。Ti0015以下微量のTiは、VCの微細析出を促進し、高強度を得やすくするため添加することが好ましい。この場合、0001以上の添加が好ましい。一方、Ti量が0015を超えると1μm程度を超える粗大なTiNが形成され、曲げ加工時にTiNとマトリックスの界面から亀裂の発生が促進されるため、曲げ加工性が劣化する。そのため、Ti量の上限は0015とする。より好ましくは001以下である。Cr1以下Crは厚さ5μmを超えるようなスケール生成を抑制する効果がある。しかし、Cr量が1を超えるとフェライト変態を遅滞させてベイナイト相やマルテンサイト相のような硬質相が形成されるため、曲げ加工性が劣化する。そのため、Cr量は1以下とすることが好ましい。なお、上記したようなCrの効果を得るためには、Cr量は01以上とすることが好ましい。B00030以下Bはフェライト粒界に偏析することでフェライト粒界を強化し、曲げ加工性をさらに向上させる。しかし、B量が00030を超えるとフェライト変態を遅滞させてベイナイト相やマルテンサイト相のような硬質相が形成されるため、曲げ加工性が劣化する。そのため、B量は00030以下とすることが好ましい。なお、上記したようなBの効果を得るためには、B量は00005以上とすることが好ましい。Mo05以下Moはパーライトの生成を抑制する効果を有する。しかし、Mo量が05を超えるとフェライト変態を遅滞させてベイナイト相やマルテンサイト相のような硬質相が形成されるため、曲げ加工性が劣化する。そのため、Mo量は05以下とすることが好ましい。なお、上記したようなMoの効果を得るためには、Mo量は003以上とすることが好ましい。W1以下Wも、Moと同様、パーライトの生成を抑制する効果を有する。しかし、W量が1を超えるとフェライト変態を遅滞させてベイナイト相やマルテンサイト相のような硬質相が形成されるため、曲げ加工性が劣化する。そのため、W量は1以下とすることが好ましい。なお、上記したようなWの効果を得るためには、W量は005以上とすることが好ましい。本発明の高強度熱延鋼板では、スクラップ原料から不可避的不純物としてCu、Ni、Sb、Asなどの元素が混入される場合があるが、これらの元素の合計が02以下であれば本発明の効果が損なわれることはない。2ミクロ組織良好な曲げ加工性を確保するには、ベイナイト相、マルテンサイト相、センメンタイト、パーライトなどの粗大な硬質相の生成が極力回避されたフェライト相主体のマトリックスからなるミクロ組織にする必要がある。フェライト相主体とは、マトリックス全体に占めるフェライト相の面積率が95以上のことであり、98以上であることがより好ましい。これは、フェライト相以外のベイナイト相、マルテンサイト相、センメンタイト、パーライトなどが面積率で5以下、好ましくは2以下であれば存在しても本発明の効果を阻害することがないためである。なお、大きさが05μmを超える粗大なセンメンタイトは、曲げ加工性を著しく劣化させるので厳に回避する必要がある。ここで、マトリックス全体に占めるフェライト相の面積率は、圧延方向と平行な板厚断面を研磨し、ナイタールで腐食した後、走査型電子顕微鏡にて観察し、画像解析装置により板厚14~34の部位の1mm2の領域に占めるフェライト相の面積率を求めた。しかし、フェライト相主体のマトリックスからなるミクロ組織にしただけでは、18GPa級のTSが得られない。そこで、本発明では、曲げ加工性に大きな影響を与えることのない微細なVCをマトリックス中に析出させて高強度化を図っている。すなわち、大きさが10nm未満のVCのマトリックス全体に占める合計の体積比を003~004とすることにより、優れた曲げ加工性と18GPa級のTSが確保される。VCの大きさが10nm以上となったり、VCのマトリックス全体に占める合計の体積比が003未満では18GPa級のTSが得られない。また、VCのマトリックス全体に占める合計の体積比が004を超えるとTSが18GPaを大きく上回る。なお、鋼がTiを含有する場合、VC中にTiが固溶し、VCがCとなる場合があるが、本願発明のような微量のTi添加では、炭化物中のVとTiの原子濃度比はVTi05であり、上記のVCの大きさや体積比の条件を満たせば同様な効果を有するため、本願発明ではこのような場合もVCとみなし、VCと表記する。ここで、VCの大きさとは、VCが円盤状をなしているため、透過電子顕微鏡によりマトリックスであるフェライト相の001方位から観察される正方板状のVCを円盤と仮定し、その平均厚みtと平均直径dから求めたVCの2のことである。なお、VCの大きさをこのように決定できるのは、NaCl型の結晶構造を有するVCがマトリックスとの間に特定の方位関係を有するためである。また、VCのマトリックス全体に占める合計の体積比は、鋼板の板厚断面の板厚14~12の部位より薄膜サンプルを作製して透過型電子顕微鏡で観察し、観察された析出物を前記電子顕微鏡に付帯したEDXとEELSでVCと確認後、VCの合計の体積を求め、観察した試料全体の体積に対する比として求めた。ここで、VCの体積は、球相当体積、すなわち、前記した円盤状のVCの大きさである2を直径とする球を仮定し、球の体積を求めることで求めた。また、VCの体積比は、観察視野でのVCの合計の体積を求め、EELSでの測定から求めた試料厚さに基づき、厚さ100nm当りに換算して、観察した試料全体の体積に対する比として求めた。3製造条件熱間圧延の仕上温度900°C以上仕上温度が900°C未満だと大きな伸びた粒と小さな粒がバンド状に層構造を形成するため、曲げ加工性が劣化する。そのため、仕上温度は900°C以上とする。なお、仕上温度を900°C以上にするには、熱間圧延前に鋼をオーステナイト単相域まで加熱する必要があるが、VCは、TiCやNbCなどに比べ、容易にオーステナイト相に溶解するため、加熱温度は1150~1250°Cであれば十分である。TiCやNbCの場合は、980MPa以上のTSを得ようとすると1300°C以上の加熱が必要となる。また、本発明では、連続鋳造後の鋼をそのまま熱間圧延する直送圧延の技術も適用することができる。このとき、900°C以上の仕上温度を確保するために、熱間圧延前に補助的な加熱を行うこともできる。熱間圧延後の冷却条件平均冷却速度20°Cs以上で700°C以下まで冷却熱間圧延後は、粗大なVCの析出を抑制するために、平均冷却速度20°Cs以上で700°C以下まで冷却する必要がある。平均冷却速度が20°Cs未満だったり、この冷却速度による冷却を700°Cを超える温度で止めるとVCが粗大化して、高強度化が阻害される。巻取温度500~680°C巻取温度が500°C未満では大きさ10nm未満の微細なVCの析出が困難になるとともに、ベイナイト相などの硬質相が形成されやすく、曲げ加工性が低下する。また、680°Cを超えるとVCが粗大化して、高強度化が阻害される。そのため、巻取温度は500~680°Cとする。なお、本発明の高強度熱延鋼板は、鋼板表面にZn系めっき層などのめっき層を有する鋼板とすることができる。例えば、Zn系めっき層は、通常の溶融あるいは電気めっき法により純ZnやZn合金のめっき層を形成することにより得られる。表1に示す成分組成を有する鋼1~25を溶製し、スラブとした。これらのスラブを表2に示す熱延条件で熱間圧延し、板厚20mmの熱延鋼板を作製した。このとき、熱間圧延後の鋼板は、平均冷却速度25°Csで巻取温度まで冷却した。また、鋼25には、巻取り後の鋼板を溶融Znめっきラインに通し、表面に溶融Znめっき層付着量50gm2を形成した。Znめっきラインでは、焼鈍温度を720°Cとし、470°CのZnめっき浴中に浸漬後、520°Cで合金化処理を行った。そして、上記の方法により、マトリックス全体に占めるフェライト相の面積率、VCの2、およびVCのマトリックス全体に占める合計の体積比を求めた。また、圧延方向に平行にJIS5号引張試験片を採取し、JISZ2241に準拠して、クロスヘッド速度10mmminで引張試験を行い、TSとElを求めた。さらに、圧延方向が長さとなるように幅50mm長さ100mmの試験片を採取し、頂角90度のV曲げ試験を行い、割れの生じない最小の曲げ半径と板厚の比を限界曲げ半径として測定した。結果を表2に示す。本発明例では、180~195GPa、すなわち18GPa級のTSが得られ、かつ限界曲げ半径が10未満で曲げ加工性にも優れていることがわかる。