質量で、C015~025、Si04以下、Mn10以下、P003以下、S001以下、Al007以下、N001以下、Ti0035以下、V06~10を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、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、前記フェライト相にはVの炭化物が析出しているミクロ組織を有し、かつ前記VCの全個数のうち大きさが10nm未満のVCの個数の割合が90以上であり、鋼中の固溶V量が020質量以下であることを特徴とする高強度合金化溶融亜鉛めっき熱延鋼板;ここで、VCの大きさとは、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において、212×Lで表せるVCの大きさを複数個のVCに対して求め、算術平均した値のことである。さらに、質量で、Cr1以下、B00030以下、Mo05以下、W1以下のうちから選ばれた少なくとも一種の元素を含む組成を有することを特徴とする請求項1に記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき熱延鋼板。請求項1または2に記載の組成を有する鋼を、900°C以上の仕上温度で熱間圧延後、580~650°Cの巻取温度で巻取り、酸洗後、還元雰囲気中で600~700°Cに10~90秒加熱し、亜鉛めっき浴に浸漬してめっき処理を施し、460~550°Cでめっき層の合金化処理を行うことを特徴とする高強度溶融亜鉛めっき熱延鋼板の製造方法。しかしながら、特許文献1に記載の方法で製造された合金化亜鉛めっき高張力熱延鋼板では、高々520MPaのTSしか、また、特許文献2の高強度合金化溶融亜鉛めっき熱延鋼板では、高々920MPaのTSしか得られず、いずれも曲げ加工性に劣るという問題がある。さらに、特許文献2の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板では、めっき性に劣るという問題もある。本発明は、曲げ加工性およびめっき性に優れ、1180MPa以上のTSを有する高強度合金化溶融亜鉛めっき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。本発明者等は、上記の目的を達成すべく鋭意検討したところ、Si量を低減し、CとV量を適切に制御してフェライト相に大きさが10nm以下のVの炭化物を均一に析出させたミクロ組織にすることが効果的であることを見出した。ここで、VCの大きさとは、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において、212×Lで表せるVCの大きさを複数個のVCに対して求め、算術平均した値のことである。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。本発明は、このような知見に基づきなされたもので、質量で、C015~025、Si04以下、Mn10以下、P003以下、S001以下、Al007以下、N001以下、Ti0035以下、V06~10を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、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、前記フェライト相にはVの炭化物が析出しているミクロ組織を有し、かつ前記VCの全個数のうち大きさが10nm未満のVCの個数の割合が90以上であり、鋼中の固溶V量が鋼組成全体を100質量とした場合に対し020質量以下であることを特徴とする高強度合金化溶融亜鉛めっき熱延鋼板を提供する。本発明の高強度合金化溶融亜鉛めっき熱延鋼板では、さらに、質量で、Cr1以下、B00030以下、Mo05以下、W1以下のうちから選ばれた少なくとも一種の元素を含む組成を有することが好ましい。本発明の高強度合金化溶融亜鉛めっき熱延鋼板は、上記組成を有する鋼を、900°C以上の仕上温度で熱間圧延後、580~650°Cの巻取温度で巻取り、酸洗後、還元雰囲気中で600~700°Cに10~90秒加熱し、亜鉛めっき浴に浸漬してめっき処理を施し、460~550°Cでめっき層の合金化処理を行う方法により製造できる。本発明により、曲げ加工性およびめっき性に優れ、1180MPa以上のTSを有する高強度合金化溶融亜鉛めっき熱延鋼板を製造できるようになった。本発明の高強度合金化溶融亜鉛めっき熱延鋼板は、自動車や建設機械の構造部材などに好適である。本発明者等は、特許文献1、2に記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が曲げ加工性に劣る原因や特許文献2に記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板がめっき性に劣る原因を究明したところ、前者の場合は高強度化のためにフェライト相に分散させた硬質なマルテンサイト相と軟質なフェライト相の界面に応力集中が起きやすいことが主因であり、後者の場合はSi量が高いことが主因であることが明らかになった。そこで、本発明では、曲げ加工性の改善のために、マトリックスをフェライト単相とし、フェライト相に大きさが10nm以下の微細なVCを均一に析出させて、応力集中の発生を防ぐとともに、析出強化により高強度化を図っている。特に、VCは、NaClと同様な構造のMC型炭化物であり、700°C以下の熱処理により粗大化しにくく、合金化溶融亜鉛めっき処理後にも微細な状態を維持できるので、高強度合金化溶融亜鉛めっき熱延鋼板を製造する上で効果的な析出物といえる。また、めっき性の改善のために、Si量を04質量以下としている。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C015~025CはVCとして鋼中に析出し、高強度化に寄与する重要な元素である。C量が015を下回ると1180MPa以上のTSが得られず、025を超えると延性が低下する。したがって、C量は015~025とする。Si04以下Siは固溶強化元素として強度調整に有効な元素であるが、その量が04を超えるとめっき性が劣化する。したがって、Si量は04以下とする。Mn10以下Mn量が10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たり、その偏析によりバンド状組織が形成され、曲げ加工性が劣化する。したがって、Mn量は10以下、好ましくは08以下、さらに好ましくは05以下とする。P003以下P量が003を超えると粒界偏析が顕著になって曲げ加工性が劣化する。したがって、P量は003以下とする。S001以下S量が001を超えるとMnSの析出が顕著になって曲げ加工性が劣化する。それゆえ、S量は001以下とする。Al007以下Al量が007を超えると熱間圧延プロセス中に表面窒化を促進し、曲げ加工性を劣化させるおそれがある。したがって、Al量は007以下とする。N001以下N量が001を超えると粗大なTiNが形成され、曲げ加工性が劣化する。したがって、N量は001以下とする。Ti0035以下Ti量が0035を超えると1μm程度の粗大なTiNが形成され、曲げ加工性が劣化する。また、TiCが形成され、本発明に必要なVCの形成を阻害する。したがって、Ti量は0035以下、好ましくは0015以下とする。V06~10Vは微細なVCを形成して、曲げ加工性を劣化させることなく高強度化に寄与する重要な元素である。V量が06を下回ると十分な量のVCが析出しないため、1180MPa以上の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して曲げ加工性が劣化する。一方、V量が10を超えると延性が低下する。したがって、V量は06~10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、Cr1以下、B00030以下、Mo05以下、W1以下のうちから選ばれた少なくとも一種の元素が含有されることが好ましい。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。また、Cr系炭化物形成によりVC形成が抑制されることから、Cr量は1以下とする。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。したがって、B量は00030以下とする。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。したがって、Mo量は05以下とする。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。したがって、W量は1以下とする。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を極力回避するため、マトリックス全体に占めるフェライト相の面積率を95以上、好ましくは98以上とする必要がある。しかし、フェライト相主体のミクロ組織にしただけでは、1180MPa以上の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をフェライト相に析出させて高強度化を図っている。すなわち、VCの全個数のうち大きさが10nm未満のVCの個数の割合を90以上にするとともに、鋼中の固溶V量を020質量以下として、微細なVCを十分な個数析出させて優れた曲げ加工性と1180MPa以上のTSを確保している。鋼中の固溶V量が020質量を超えたり、大きさが10nm未満のVCの個数の割合が90未満だと、1180MPa以上のTSが得られない。なお、本発明においては、VCに極微量のTiが含まれる場合もある。ここで、フェライト相の面積率は、下地熱延鋼板の圧延方向板厚断面の板厚14部分を電解研磨により仕上げ、走査電子顕微鏡により加速電圧10kV、2000倍で反射電子像を観測し、反射電子像中に認められるマトリックスとは明らかに異なる組織領域を抽出し、残部をフェライト相と判断して、観察視野中に占める面積率を求め、5視野で算術平均した値である。また、VCの大きさは、上記の方法で求めた。さらに、鋼中の固溶V量は、特許文献3に記載の方法にしたがって求めた。すなわち、対象析出物が非常に微細であるため、抽出した析出物を全添加量から差し引く一般的な固溶量の求め方では精度が出ないので、ここでは試料を非水溶媒系電解液中で所定量だけ電解した後、電解液を分析溶液とし、ICP質量分析法を用いてVおよび比較元素としてFeの液中濃度を測定した。得られた濃度を基に、Feに対するVの濃度比を算出し、さらに、試料中のFe量を乗じることで、固溶V量を求めた。試料中のFe量は、Fe以外の組成値の合計を100質量から減算することで求めることができる。なお、測定した析出物がVCであるかどうかは、TEMで電子回折を行って確認した。3製造条件本発明の高強度合金化溶融亜鉛めっき熱延鋼板は、上記組成を有する鋼を、900°C以上の仕上温度で熱間圧延後、580~650°Cの巻取温度で巻取り、酸洗後、還元雰囲気中で600~700°Cに10~90秒加熱し、亜鉛めっき浴に浸漬してめっき処理を施し、460~550°Cでめっき層の合金化処理を行う方法により製造できる。熱間圧延の仕上温度900°C以上仕上温度が900°C未満だと大きなフェライト粒と小さなフェライト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、そのときスラブ中のVCはオーステナイト相中に容易に溶解される。溶解をより確実にするには1150°C以上の加熱が好ましい。なお、同じ炭化物でもTiCやNbCの場合は、1180MPa以上のTSを得ようとすると1300°C以上、もしくは鋼が溶解するまで加熱する必要があり、実現不可能である。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。巻取温度580~650°C巻取温度が580°C未満では大きさが10nm未満の微細なVCの析出が困難になるとともに、パーライト変態が生じるので、また、650°Cを超えるとVCが粗大化するので、高強度化が阻害される。そのため、巻取温度は580~650°Cとする。なお、巻取り後は、めっき処理のために酸洗してスケールを除去する必要がある。めっき処理前の還元雰囲気中での加熱条件600~700°Cで10~90秒加熱亜鉛めっき浴に浸漬してめっき処理を施す前には、例えば水素20vol窒素80volの還元雰囲気中での600°C以上に10秒以上加熱して鋼板表面を浄化する必要があるが、VCの粗大化を防止して高強度化を達成するために、加熱温度、時間の上限はそれぞれ700°C、90秒とする。めっき処理通常の条件、すなわちAlを含有する480°C前後の亜鉛めっき浴に浸漬してめっき処理を行えばよい。めっき層の合金化処理めっき処理後は、通常の条件、すなわち460~550°Cでめっき層の合金化処理を行えばよい。合金化処理時間は、通常の60秒以下で十分である。なお、処理温度が700°C以下のめっき処理やめっき層の合金化処理では、VCの粗大化は起こることはない。表1に示す成分組成の鋼A~Iを溶製後、表2に示す熱延条件で板厚2mmの熱延鋼板を作製した。この熱延鋼板を、酸洗によりスケールを除去後、水素20vol窒素80volの還元雰囲気中で600°Cで60秒加熱し、次いで500°Cまで冷却し、480°Cに保持したAl01質量を含有した亜鉛めっき浴に浸漬してめっき処理を施した後、550°Cで30秒の合金化処理を行い、平均冷却速度10°C秒で冷却して合金化溶融亜鉛めっき鋼板のサンプル1~15を作製した。このときのZnの目付量は40gm2である。そして、各サンプルに対して次のような調査を行った。ミクロ組織:aフェライト相の面積率:各サンプルから、上記方法でフェライト相の面積率を求めた。b全VC個数に対する大きさ10nm未満のVC個数の割合:上記サンプルから機械的研削および湿式研摩により14t領域よりそれぞれ試料を採取し、電解研摩法によりTEM用薄膜試料を作成し、上記方法で全VC個数に対する大きさ10nm未満のVC個数の割合を求めた。c鋼中の固溶V量:上記サンプルを適当な大きさに切断後、機械的研削により表裏面の溶融亜鉛めっき層を除去した。このめっき層を除去した鋼板を、10AA系電解液中で、約02gを電流密度20mAcm2で定電流電解した。電解後の10AA系電解液から上記方法にて鋼中の固溶V量を求めた。強度および伸び:JIS5号引張試験片を圧延方向に平行に採取し、JISZ2241に準拠して、クロスヘッド速度10mmminで引張試験を行い、TSおよび伸びElを求めた。曲げ加工性:幅50mm長さ100mmの試験片を圧延方向に平行に採取し、90°曲げ加工した際の稜線部分を目視し、割れの箇所が5箇所未満の場合を曲げ加工性に優れる、割れの箇所が5箇所以上である場合を曲げ加工性が不良とした。めっき性:目視により不めっきの有無を調査し、不めっき無、不めっき有でめっき性を評価した。結果を表2に示す。本発明例では、1190~1310MPaすなわち1180MPa以上のTS、12以上のElが得られ、曲げ加工性およびめっき性にも優れていることがわかる。