質量で、C:0.02~0.1、Si:0.001~3.0、Mn:0.5~3.0、P:0.1以下、S:0.01以下、Al:0.001~2.0、N:0.02以下、Ti:0.03~0.3、及びNb:0.001~0.06、を含有し、更に、Cu:0.001~1.0、Cr:0.001~1.0、Mo:0.001~1.0、Ni:0.001~1.0、及びV:0.01~0.2、からなる群から選択された少なくとも一種を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなり、下記の数式1で表わされるパラメータQが30.0以上であり、ミクロ組織がフェライト組織、ベイナイト組織又はこれらの混合組織からなり、前記ミクロ組織に含まれる結晶粒の平均粒径が6μm以下であり、圧延面における{211}面のX線ランダム強度比が2.4以下であり、板幅方向を法線に持つ断面において、長径が3.0μm以上の介在物について、介在物の長径/介在物の短径で表される長径/短径比の最大値が8.0以下であり、長径が3.0μm以上の複数の介在物から構成される所定の介在物群、及び、圧延方向の長さが30μm以上の所定の延伸介在物の断面1mm2当たりの圧延方向長さの総和が0.25mm以下であり、前記所定の介在物群を構成する前記複数の介在物は、圧延方向及びこれに直交する方向の双方において、互いに50μm以下の間隔で集合しており、前記所定の延伸介在物は、長径が3.0μm以上のすべての介在物から、少なくとも圧延方向又はこれに直交する方向のいずれかにおいて50μm超の間隔を空けていることを特徴とする高強度熱延鋼板。[Ti]はTi含有量質量、[S]はS含有量質量を示す。質量で、C:0.02~0.1、Si:0.001~3.0、Mn:0.5~3.0、P:0.1以下、S:0.01以下、Al:0.001~2.0、N:0.02以下、Ti:0.03~0.3、Nb:0.001~0.06、REM:0.0001~0.02、及びCa:0.0001~0.02、を含有し、更に、Cu:0.001~1.0、Cr:0.001~1.0、Mo:0.001~1.0、Ni:0.001~1.0、及びV:0.01~0.2、からなる群から選択された少なくとも一種を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなり、下記の数式1 ́で表わされるパラメータQ ́が30.0以上であり、ミクロ組織がフェライト組織、ベイナイト組織又はこれらの混合組織からなり、前記ミクロ組織に含まれる結晶粒の平均粒径が6μm以下であり、圧延面における{211}面のX線ランダム強度比が2.4以下であり、板幅方向を法線に持つ断面において、長径が3.0μm以上の介在物について、介在物の長径/介在物の短径で表される長径/短径比の最大値が8.0以下であり、長径が3.0μm以上の複数の介在物から構成される所定の介在物群、及び、圧延方向の長さが30μm以上の所定の延伸介在物の断面1mm2当たりの圧延方向長さの総和が0.25mm以下であり、前記所定の介在物群を構成する前記複数の介在物は、圧延方向及びこれに直交する方向の双方において、互いに50μm以下の間隔で集合しており、前記所定の延伸介在物は、長径が3.0μm以上のすべての介在物から、少なくとも圧延方向又はこれに直交する方向のいずれかにおいて50μm超の間隔を空けていることを特徴とする高強度熱延鋼板。[Ti]はTi含有量質量、[S]はS含有量質量、[Ca]はCa含有量質量、[REM]はREM含有量質量を示す。下記の数式2を満足し、前記長径/短径比の最大値が3.0以下であることを特徴とする請求項2に記載の高強度熱延鋼板。0.3≦[REM]/140/[Ca]/40数式2更に、質量で、B:0.0001~0.005を含有することを特徴とする請求項1に記載の高強度熱延鋼板。更に、質量で、B:0.0001~0.005を含有することを特徴とする請求項2に記載の高強度熱延鋼板。更に、質量で、B:0.0001~0.005を含有することを特徴とする請求項3に記載の高強度熱延鋼板。固溶C及び固溶Bの合計の粒界個数密度が4.5個/nm2超、12個/nm2以下であり、粒界に析出しているセメンタイトの粒径が2μm以下であることを特徴とする請求項4に記載の高強度熱延鋼板。固溶C及び固溶Bの合計の粒界個数密度が4.5個/nm2超、12個/nm2以下であり、粒界に析出しているセメンタイトの粒径が2μm以下であることを特徴とする請求項5に記載の高強度熱延鋼板。固溶C及び固溶Bの合計の粒界個数密度が4.5個/nm2超、12個/nm2以下であり、粒界に析出しているセメンタイトの粒径が2μm以下であることを特徴とする請求項6に記載の高強度熱延鋼板。質量で、C:0.02~0.1、Si:0.001~3.0、Mn:0.5~3.0、P:0.1以下、S:0.01以下、Al:0.001~2.0、N:0.02以下、Ti:0.03~0.3、及びNb:0.001~0.06、を含有し、更に、Cu:0.001~1.0、Cr:0.001~1.0、Mo:0.001~1.0、Ni:0.001~1.0、及びV:0.01~0.2、からなる群から選択された少なくとも一種を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなり、下記の数式1で表わされるパラメータQが30.0以上である鋼片を加熱した上で、1150°C超の温度域での累積圧下率が70以下、1150°C以下の温度域での累積圧下率が10以上、25以下となる粗圧延を行う工程と、続いて、仕上圧延をその開始温度を1050°C以上、その終了温度をAr3130°C以上、Ar3230°C以下として行う工程と、続いて、冷却速度を15°C/sec以上として冷却を行う工程と、続いて、640°C以下の温度域において巻き取る工程と、を有することを特徴とする高強度熱延鋼板の製造方法。[Ti]はTi含有量質量、[S]はS含有量質量を示す。質量で、C:0.02~0.1、Si:0.001~3.0、Mn:0.5~3.0、P:0.1以下、S:0.01以下、Al:0.001~2.0、N:0.02以下、Ti:0.03~0.3、Nb:0.001~0.06、REM:0.0001~0.02、及びCa:0.0001~0.02、を含有し、更に、Cu:0.001~1.0、Cr:0.001~1.0、Mo:0.001~1.0、Ni:0.001~1.0、及びV:0.01~0.2、からなる群から選択された少なくとも一種を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなり、下記の数式1 ́で表わされるパラメータQ ́が30.0以上である鋼片を加熱した上で、1150°C超の温度域での累積圧下率が70以下、1150°C以下の温度域での累積圧下率が10以上、25以下となる粗圧延を行う工程と、続いて、仕上圧延をその開始温度を1050°C以上、その終了温度をAr3130°C以上、Ar3230°C以下として行う工程と、続いて、冷却速度を15°C/sec以上として冷却を行う工程と、続いて、640°C以下の温度域において巻き取る工程と、を有することを特徴とする高強度熱延鋼板の製造方法。[Ti]はTi含有量質量、[S]はS含有量質量、[Ca]はCa含有量質量、[REM]はREM含有量質量を示す。前記鋼片は、下記の数式2を満足することを特徴とする請求項11に記載の高強度熱延鋼板の製造方法。0.3≦[REM]/140/[Ca]/40数式2前記鋼片は、更に、質量で、B:0.0001~0.005を含有することを特徴とする請求項10に記載の高強度熱延鋼板の製造方法。前記鋼片は、更に、質量で、B:0.0001~0.005を含有することを特徴とする請求項11に記載の高強度熱延鋼板の製造方法。前記鋼片は、更に、質量で、B:0.0001~0.005を含有することを特徴とする請求項12に記載の高強度熱延鋼板の製造方法。本発明は、穴広げ性及び破壊特性を向上することができる高強度鋼板及びその製造方法を提供することを目的とする。本発明の要旨は、以下の通りである。本発明の第1の観点に係る高強度熱延鋼板は、質量で、C:0.02~0.1、Si:0.001~3.0、Mn:0.5~3.0、P:0.1以下、S:0.01以下、Al:0.001~2.0、N:0.02以下、Ti:0.03~0.3、及びNb:0.001~0.06、を含有し、更に、Cu:0.001~1.0、Cr:0.001~1.0、Mo:0.001~1.0、Ni:0.001~1.0、及びV:0.01~0.2、からなる群から選択された少なくとも一種を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなり、下記の数式1で表わされるパラメータQが30.0以上であり、ミクロ組織がフェライト組織、ベイナイト組織又はこれらの混合組織からなり、前記ミクロ組織に含まれる結晶粒の平均粒径が6μm以下であり、圧延面における{211}面のX線ランダム強度比が2.4以下であり、板幅方向を法線に持つ断面において、長径が3.0μm以上の介在物について、介在物の長径/介在物の短径で表される長径/短径比の最大値が8.0以下であり、長径が3.0μm以上の複数の介在物から構成される所定の介在物群、及び、圧延方向の長さが30μm以上の所定の延伸介在物の断面1mm2当たりの圧延方向長さの総和が0.25mm以下であり、前記所定の介在物群を構成する前記複数の介在物は、圧延方向及びこれに直交する方向の双方において、互いに50μm以下の間隔で集合しており、前記所定の延伸介在物は、長径が3.0μm以上のすべての介在物から、少なくとも圧延方向又はこれに直交する方向のいずれかにおいて50μm超の間隔を空けていることを特徴とする。[Ti]はTi含有量質量、[S]はS含有量質量を示す。本発明の第2の観点に係る高強度熱延鋼板は、質量で、C:0.02~0.1、Si:0.001~3.0、Mn:0.5~3.0、P:0.1以下、S:0.01以下、Al:0.001~2.0、N:0.02以下、Ti:0.03~0.3、Nb:0.001~0.06、REM:0.0001~0.02、及びCa:0.0001~0.02、を含有し、更に、Cu:0.001~1.0、Cr:0.001~1.0、Mo:0.001~1.0、Ni:0.001~1.0、及びV:0.01~0.2、からなる群から選択された少なくとも一種を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなり、下記の数式1 ́で表わされるパラメータQ ́が30.0以上であり、ミクロ組織がフェライト組織、ベイナイト組織又はこれらの混合組織からなり、前記ミクロ組織に含まれる結晶粒の平均粒径が6μm以下であり、圧延面における{211}面のX線ランダム強度比が2.4以下であり、板幅方向を法線に持つ断面において、長径が3.0μm以上の介在物について、介在物の長径/介在物の短径で表される長径/短径比の最大値が8.0以下であり、長径が3.0μm以上の複数の介在物から構成される所定の介在物群、及び、圧延方向の長さが30μm以上の所定の延伸介在物の断面1mm2当たりの圧延方向長さの総和が0.25mm以下であり、前記所定の介在物群を構成する前記複数の介在物は、圧延方向及びこれに直交する方向の双方において、互いに50μm以下の間隔で集合しており、前記所定の延伸介在物は、長径が3.0μm以上のすべての介在物から、少なくとも圧延方向又はこれに直交する方向のいずれかにおいて50μm超の間隔を空けていることを特徴とする。[Ti]はTi含有量質量、[S]はS含有量質量、[Ca]はCa含有量質量、[REM]はREM含有量質量を示す。本発明の第3の観点に係る高強度熱延鋼板は、第2の観点において、下記の数式2を満足し、前記長径/短径比の最大値が3.0以下であることを特徴とする。0.3≦[REM]/140/[Ca]/40数式2本発明の第4の観点に係る高強度熱延鋼板は、第1~第3の観点のいずれかにおいて、更に、質量で、B:0.0001~0.005を含有することを特徴とする。本発明の第5の観点に係る高強度熱延鋼板は、第4の観点において、固溶C及び固溶Bの合計の粒界個数密度が4.5個/nm2超、12個/nm2以下であり、粒界に析出しているセメンタイトの粒径が2μm以下であることを特徴とする。本発明の第6の観点に係る高強度熱延鋼板の製造方法は、質量で、C:0.02~0.1、Si:0.001~3.0、Mn:0.5~3.0、P:0.1以下、S:0.01以下、Al:0.001~2.0、N:0.02以下、Ti:0.03~0.3、及びNb:0.001~0.06、を含有し、更に、Cu:0.001~1.0、Cr:0.001~1.0、Mo:0.001~1.0、Ni:0.001~1.0、及びV:0.01~0.2、からなる群から選択された少なくとも一種を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなり、上記の数式1で表わされるパラメータQが30.0以上である鋼片を加熱した上で、1150°C超の温度域での累積圧下率が70以下、1150°C以下の温度域での累積圧下率が10以上、25以下となる粗圧延を行う工程と、続いて、仕上圧延をその開始温度を1050°C以上、その終了温度をAr3130°C以上、Ar3230°C以下として行う工程と、続いて、冷却速度を15°C/sec以上として冷却を行う工程と、続いて、640°C以下の温度域において巻き取る工程と、を有することを特徴とする。本発明の第7の観点に係る高強度熱延鋼板の製造方法は、質量で、C:0.02~0.1、Si:0.001~3.0、Mn:0.5~3.0、P:0.1以下、S:0.01以下、Al:0.001~2.0、N:0.02以下、Ti:0.03~0.3、Nb:0.001~0.06、REM:0.0001~0.02、及びCa:0.0001~0.02、を含有し、更に、Cu:0.001~1.0、Cr:0.001~1.0、Mo:0.001~1.0、Ni:0.001~1.0、及びV:0.01~0.2、からなる群から選択された少なくとも一種を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなり、上記の数式1 ́で表わされるパラメータQ ́が30.0以上である鋼片を加熱した上で、1150°C超の温度域での累積圧下率が70以下、1150°C以下の温度域での累積圧下率が10以上、25以下となる粗圧延を行う工程と、続いて、仕上圧延をその開始温度を1050°C以上、その終了温度をAr3130°C以上、Ar3230°C以下として行う工程と、続いて、冷却速度を15°C/sec以上として冷却を行う工程と、続いて、640°C以下の温度域において巻き取る工程と、を有することを特徴とする。本発明の第8の観点に係る高強度熱延鋼板の製造方法は、第7の観点において、前記鋼片は、上記の数式2を満足することを特徴とする。本発明の第9の観点に係る高強度熱延鋼板の製造方法は、第6~第8の観点のいずれかにおいて、前記鋼片は、更に、質量で、B:0.0001~0.005を含有することを特徴とする。本発明によれば、組成及びミクロ組織等が適切であるため、穴広げ性及び破壊特性を向上することができる。以下、本発明の実施形態について説明する。まず、本発明を完成するに至った基礎的な研究について説明する。本発明者らは、フェライト組織及びベイナイト組織を主相とした鋼板の穴広げ性及び破壊特性に対する支配要因について調査するため、以下のような検討を行った。本発明者らは、後述の表4及び表8に示すような鋼成分1A1~1W3、2A1~2W3からなる供試鋼について、後述の表5及び表9に示すような条件下で熱間圧延、冷却、巻き取り等を行い、厚さが2.9mmの熱延鋼板を製造した。そして、得られた熱延鋼板の引張強度、穴広げ率の平均値λave及び標準偏差σ等の穴広げ性、並びに破壊特性を測定した。また、得られた熱延鋼板のミクロ組織、集合組織、及び介在物について調査した。また、得られた熱延鋼板のn値加工硬化指数及びはがれに対する耐性についても併せて調査した。ここで、はがれについて説明する。鋼板の打ち抜き加工を行うと、図1A~図1Cに示すように、せん断面2及び破断面3を含む打ち抜き端面4、並びにダレ1が発生する。また、せん断面2及び/又は破断面3に、疵又は微小な割れ1が生じることがある。このような疵又は微小な割れ1は、端面から鋼板の表面に平行に鋼板内部まで入り込むように発生する。また、板厚方向に複数生じることがある。ここでは、これら疵及び微小な割れを総称してはがれという。はがれは、穴広げ性の良し悪しと相関無く発生する傾向があり、はがれがあると、これを起点として亀裂が伸展して疲労破壊が生じることがある。引張強度の評価では、供試鋼の1/2板幅部から試験片の長手方向が板幅方向と平行となるようにJISZ2201に記載の5号試験片を製作した。そして、得られた試験片からJISZ2241に記載の方法に準拠して引張試験を行い、引張強度を測定した。また、この引張試験による測定値に基づき真応力及び真歪みを算出し、算出した真応力及び真歪みに基づき、n値加工硬化指数を求めた。穴広げ性の評価では、供試鋼の1/2板幅部から圧延方向の長さが150mm、板幅方向の長さが150mmである試験片を製作した。そして、日本鉄鋼連盟規格のJFST1001-1996に記載の方法に準拠して穴広げ試験を行い、試験片の穴広げ率を測定した。穴広げ性の評価にあたっては、一つの供試鋼から複数本、例えば20本の試験片を製作し、各試験片の穴広げ率を算術平均して穴広げ率の平均値λaveを算出し、穴広げ率の標準偏差σも算出した。一つの供試鋼から作製した試験片がN本である場合、標準偏差σは下記の数式3で表される。λiは複数本の試験片のうちの第i本目の穴広げ率を示す。この穴広げ試験では、直径が10mmの打ち抜きパンチを用いた。また、打ち抜きパンチとダイ穴との隙間を試験片の厚さで除して得られる打ち抜きクリアランスを12.5として、初期穴径D0が10mmの打ち抜き穴を試験片に設けた。そして、その打ち抜き穴に頂角が60°の円錐パンチを、打ち抜きパンチと同じ方向から押し込み、打ち抜き端面に発生した亀裂が板厚方向に貫通した時点での穴内径Dfを測定した。穴広げ率は、下記の数式4から求めた。ここで亀裂の板厚方向の貫通は目視で行った。λ=[Df-D0/D0]×100数式4はがれに対する耐性の評価では、上述の日本鉄鋼連盟規格のJFST1001-1996に記載の方法に準拠して、1枚の試験片に対して打ち抜き加工を行い、その打ち抜き端面を目視により観察した。打ち抜き加工を行う際のクリアランスは、打ち抜き条件の変動を考慮して25とした。また、打ち抜き穴の直径は10mmとした。端面の円周上ではがれが発生した領域が、円の中心から見て角度で20度以上であれば発生、角度で0度超20度未満であれば軽微な発生、発生していなければ無しとした。ここで発生は実用上問題となるが軽微な発生は実用上許容範囲内である。破壊特性は、ノッチ付三点曲げ試験によって得られる亀裂発生抵抗値JcJ/m2及び亀裂伝搬抵抗値T.M.テアリングモジュラスJ/m3と、シャルピー衝撃試験によって得られる破面遷移温度°C及びシャルピー吸収エネルギJによって評価した。亀裂発生抵抗値Jcは、衝撃荷重が加わった際の構造用部材を構成する鋼板からの亀裂の発生破壊の開始に対する抵抗を表し、亀裂伝搬抵抗値T.M.は、構造用部材を構成する鋼板の大規模な破壊に対する抵抗を表す。衝撃荷重が加わった際に構造用部材の安全性を損なわないためには、これらを改善することが重要である。しかし、従来、亀裂発生抵抗値Jc及び亀裂伝搬抵抗値T.M.の改善を意図した技術は提案されていない。ノッチ付三点曲げ試験では、長手方向が板幅方向と平行となるように、図2A及び図2Bに示すような、ノッチ12が設けられたノッチ付試験片11を一つの供試鋼から5本以上製作した。ここで、ノッチ12の深さaは2.6mm、ノッチ12の幅は0.1mmとした。また、ノッチ付試験片11の圧延方向の寸法は5.2mm、厚さBは2.6mmとした。そして、ノッチ付試験片11に対して、図2Aに示すように、その長手方向の両端部を支持点13、その中央部を荷重点14として、荷重点の変位量ストロークを様々に変化させた条件下でノッチ付三点曲げ試験を行った。支持点13の直径は5mm、支持点13の間隔は20.8mmとした。その後、ノッチ付三点曲げ試験を行ったノッチ付試験片11に対し、大気中で250°C、30分保持した後に空冷にかけるという熱処理を行うことにより、ノッチ付三点曲げ試験により生じた破面16に酸化着色を行った。続いて、ノッチ付試験片11を液体窒素により液体窒素温度まで冷却した後、その温度でノッチ付試験片11のノッチ12からノッチ深さ方向に亀裂が伸展するようにノッチ付試験片11を強制破壊した。図2Cに示すように、ノッチ付三点曲げ試験により生じた破面17は、酸化着色により明確となっており、ノッチ表面16と強制破壊により生じた破面18との間に位置する。そこで、ノッチ付三点曲げ試験により生じた破面17を、強制破壊の後に観察し、下記の数式5に基づき、亀裂伝搬量Δamを求めた。Δa=L1L2L3/3数式5図3Aは、所定ストロークの条件下で行ったノッチ付三点曲げ試験により得られる荷重変位曲線である。この荷重変位曲線から、試験により試験片に対して加えたエネルギに相当する加工エネルギAJを求め、この加工エネルギA並びに試験片の厚さBm及びリガメントbmから、下記の数式6に基づき、パラメータJJ/m2を求めた。ここでいうリガメントbとは、ノッチ付試験片11におけるノッチ12を含む断面のノッチ以外の部分のノッチ深さ方向の長さを意味する。J=2×加工エネルギA/{厚さB×リガメントb}数式6また、図3Bに示すように、ノッチ付試験片11の亀裂伝搬量ΔamとパラメータJJ/m2との関係をグラフに表した。そして、傾きが3×YPTS/2であり原点を通る直線Laと、亀裂伝搬量Δa及びパラメータJに対する一次回帰直線Lbとの交点の縦軸値パラメータJの値を求め、これを供試鋼の亀裂発生抵抗を表す値である亀裂発生抵抗値JcJ/m2とした。また、一次回帰直線Lbの勾配も求め、これを供試鋼の亀裂伝搬抵抗を表す亀裂伝搬抵抗値T.M.J/m3とした。亀裂発生抵抗値Jcは、亀裂を発生させるために必要な単位面積当たりの加工エネルギに相当する値であり、衝撃荷重が加わった際の構造用部材を構成する鋼板からの亀裂の発生破壊の開始に対する抵抗を表す。亀裂伝搬抵抗値T.M.は、亀裂を伸展させるために必要な加工エネルギの程度を示す指標となる値であり、構造用部材を構成する鋼板の大規模な破壊に対する抵抗を表す。シャルピー衝撃試験では、供試鋼から長手方向が板幅方向と平行となるように、JISZ2242に記載のVノッチ試験片を製作した。そして、Vノッチ試験片に対して、JISZ2242に記載の方法に準拠して試験を行った。試験片は、厚さが2.5mmのサブサイズ試験片とした。破面遷移温度及びシャルピー吸収エネルギはJISZ2242に準拠して求めた。そして、延性破面率が50となる破面遷移温度、及び、試験温度を室温23°C±5°Cとしたときに得られたシャルピー吸収エネルギを評価に用いた。ミクロ組織及び介在物の調査では、鋼板の1/4板幅位置を観察した。この観察にあたっては、板幅方向が法線となる断面以下、L断面という。が露出するように試料を切り出し、この断面を研磨し、その後、ナイタール試薬により断面を腐食した。そして、光学顕微鏡を用いて200倍~500倍の倍率で観察を行った。また、ミクロ組織の調査では、これと同様の手法で修正レペラー液により腐食を行い、島状マルテンサイトの観察を行った。集合組織の調査では、X線ランダム強度比を測定した。ここでいうX線ランダム強度比とは、特定の方位への集積がないランダムな方位分布をもつ標準試料のX線回折強度と、測定対象である供試鋼のX線回折強度とをX線回折測定により測定し、得られた供試鋼のX線回折強度を標準試料のX線回折強度で除して得られる数値のことを意味する。特定方位のX線ランダム強度比が大きいほど、鋼板中にその特定方位の結晶面を有する集合組織の量が多いことを意味している。X線回折測定は、適切なX線管球を用いたディフラクトメーター法等を用いて行った。X線回折測定用の試料を作製では、鋼板の1/2板幅位置から板幅方向に20mm、圧延方向に20mmの大きさで試験片を切り出し、機械研磨によって板厚方向に1/2板厚位置まで研磨した後、電解研磨等により歪みを除去した。そして、得られた試料の1/2板厚位置についてのX線回折測定を行った。破面遷移温度にミクロ組織の平均結晶粒径が影響していることが知られている。そこで、ミクロ組織を調査する際には、ミクロ組織の平均結晶粒径を測定した。平均結晶粒径の測定では、まず、測定対象となる鋼板の1/4板幅位置のL断面の板厚中心の部分であって、板厚方向に500μm、圧延方向に500μmの部分について、その結晶方位分布を2μmステップでEBSD法にて調査した。次いで、方位差が15°以上である点を線分で結び、当該線分を粒界とみなした。そして、粒界により囲まれた結晶粒の円相当径の数平均値を求め、これを平均結晶粒径とした。また、介在物の調査では、以下のような考えに基づき、後述のように定義される介在物の圧延方向長さの総和Mmm/mm2を測定した。介在物は、鋼板の変形時にボイドを鋼中に形成して延性破壊を促進し、穴広げ性を劣化させる要因となる。また、介在物の形状が圧延方向に長く延伸された形状であるほど介在物近傍の応力集中が増大し、これに応じて介在物が穴広げ性を劣化させる影響が大きくなる。従来、単一の介在物の圧延方向の長さが大きいほど、穴広げ性を大きく劣化させることが知られている。本発明者らは、延伸した介在物及び球状の介在物が、亀裂伝搬方向である圧延方向に所定の間隔の範囲内で分布して構成される介在物の集まりからなる介在物群も、単一の延伸した介在物と同じように、穴広げ性の劣化に影響していることを見出した。これは、鋼板の変形時に介在物群を構成する各介在物の近傍に導入される歪みの相乗効果により、介在物群の近傍に大きな応力集中を生じさせるためと考えられる。定量的には、圧延方向の直線上に隣り合う他の介在物に対して50μm以下の間隔を空けて並んでいる介在物の集まりからなる介在物群が、その介在物群の圧延方向長さと同程度の長さに延伸した単一の介在物と同程度、穴広げ性に対して影響を及ぼすことを見出した。ここでいう圧延方向の直線とは、圧延方向に延長した仮想的な直線のことを意味する。そこで、穴広げ性を評価するうえでは、以下に説明するような形状、位置の介在物を測定対象とすることとした。まず、測定対象とする介在物は、長径が3.0μm以上のもののみに限定した。これは、長径が3.0μm未満の介在物の穴広げ性の劣化に対する影響は小さいと考えられるためである。また、ここでいう長径とは、観察される介在物の断面形状において最も長い径のことを意味しており、多くの場合、圧延方向の径である。そして、圧延方向の直線上に隣り合う他の介在物に対して50μm以下の間隔を空けて並んでいる介在物の集まりを1個の介在物群とみなしてその圧延方向長さL1を測定し、当該圧延方向長さL1が30μm以上の介在物群を評価対象とした。つまり、複数の介在物が圧延方向の直線上に並んでいる場合、互いの圧延方向の間隔が50μm以下の介在物が2個あれば、これらが1つの介在物群に含まれるとし、更に、これら2個の介在物の少なくとも一方との間隔が50μm以下の他の介在物も存在すれば、この介在物も介在物群に含まれるとする。介そして、本発明では、このような介在物同士の位置関係の繰り返しにより介在物群を定義する。在物群に含まれる介在物の数は2個以上であればよい。例えば、図4Aに示すように、長径が3.0μm以上の5個の介在物21a~21eが圧延方向の直線上に並んでいるとする。また、介在物21aと介在物21bとの間隔Xは50μm超、介在物21bと介在物21cとの間隔Xは50μm以下、介在物21cと介在物21dとの間隔Xは50μm以下、介在物21cと介在物21dとの間隔Xは50μm超であるとする。この場合、介在物21b~21dの集まりを介在物群とみなし、この介在物群の圧延方向長さL1が30μm以上であれば、この介在物群を評価対象とする。また、圧延方向の直線上に隣り合う他の介在物に対して50μm超の間隔が空いている介在物であっても、その圧延方向長さL2を測定し、当該圧延方向長さL2が30μm以上の介在物を評価対象とした。例えば、図4Bに示すように、長径が3.0μm以上の3個の介在物21f~21hが圧延方向の直線上に並んでいるとする。また、介在物21fと介在物21gとの間隔Xは50μm超、介在物21gと介在物21hとの間隔Xは50μm超であるとする。更に、介在物21f及び21hの圧延方向長さL2は30μm未満、介在物21gの圧延方向長さL2は30μm以上であるとする。この場合、介在物21gを評価対象とする。ただし、後述のように、圧延方向に直交する方向に50μm以下の間隔で他の介在物が存在する場合には、当該介在物と介在物群を構成するとする。なお、測定対象を、圧延方向長さL1が30μm以上の介在物群、及び圧延方向長さL2が30μm以上の介在物に限定したのは、圧延方向長さL1が30μm未満の介在物群、及び圧延方向長さL2が30μm未満の介在物の穴広げ性の劣化に対する影響は小さいと考えられるためである。上記の説明から明らかであるが、圧延方向長さが30μm以上の介在物であっても、圧延方向の直線上に隣り合う他の介在物との間隔が50μm以下のものは、介在物群の一部である。例えば、図4Cに示すように、長径が3.0μm以上の4個の介在物21i~21lが圧延方向の直線上に並んでいるとする。また、介在物21iと介在物21jとの間隔Xは50μm超、介在物21jと介在物21kとの間隔Xは50μm以下、介在物21kと介在物21lとの間隔Xは50μm超であるとする。更に、介在物21i、21k及び21lの圧延方向長さL2は30μm未満、介在物21jの圧延方向長さL2は30μm以上であるとする。この場合、介在物21j及び21kの集まりを介在物群とみなし、この介在物群を評価対象とする。以下、どの介在物群に含まれず、圧延方向長さL2が30μm以上の介在物は、延伸介在物ということがある。また、厳密には圧延方向の直線上にあるとはいえない、長径が3.0μm以上の2個の介在物の間でも、圧延方向に直交する方向の間隔が50μm以下であれば、これらの近傍に大きな応力集中が生じることがある。そこで、圧延方向の直線上には並んでいない複数の介在物の集まりであっても、それらの圧延方向の間隔、及び圧延方向に直交する方向の間隔がいずれも50μm以下であれば、介在物群を構成するとみなす。例えば、図4Dに示すように、長径が3.0μm以上の6個の介在物21m~21rが鋼板中に分散しているとする。また、介在物21oと介在物21pとの圧延方向の間隔X及びこれに直交する方向の間隔Yが50μm以下、介在物21pと介在物21qとの圧延方向の間隔X及びこれに直交する方向の間隔Yが50μm以下であるとする。また、介在物21mと介在物21oとの圧延方向に直交する方向の間隔Yが50μm超、介在物21nと介在物21pとの圧延方向に直交する方向の間隔Yが50μm超、介在物21qと介在物21rとの圧延方向の間隔Xが50μm超であるとする。この場合、介在物21o~21qの集まりを介在物群とみなし、この介在物群の圧延方向長さL1が30μm以上であれば、この介在物群を評価対象とする。また、例えば、図4Eに示すように、長径が3.0μm以上の4個の介在物21s~21vが鋼板中に分散しているとする。また、介在物21sと介在物21uとの圧延方向の間隔X及びこれに直交する方向の間隔Yが50μm超、介在物21tと介在物21uとの圧延方向に直交する方向の間隔Yが50μm超、介在物21vと介在物21uとの圧延方向の間隔Xが50μm超であるとする。更に、介在物21uの圧延方向長さL2は30μm以上であるとする。この場合、介在物21uを延伸介在物とみなして評価対象とする。ただし、例えば、介在物21tと介在物21uとの圧延方向の間隔X及びこれに直交する方向の間隔Yがいずれも50μm以下であれば、これらが圧延方向の直線上に並んでいない場合でも、介在物21t及び介在物21uの集まりを介在物群とみなす。穴広げ性の評価では、まず、1視野中に観察されるすべての介在物群についての圧延方向長さL1、及び同視野に観察されるすべての延伸介在物についての圧延方向長さL2を測定し、これらの総和Lmmを求めた。次いで、得られた総和Lから、下記の数式7に基づき数値Mmm/mm2を求め、得られた数値Mを単位面積1mm2当たりの介在物群及び延伸介在物の圧延方向長さの総和M以下、介在物群及び延伸介在物の圧延方向長さの総和Mを介在物の圧延方向長さの総和Mということがある。として定義した。そして、この総和Mと穴広げ性との関連性について調査した。なお、数式7におけるSは、観察した視野の面積mm2である。M=L/S数式7ここで、介在物群及び延伸介在物の圧延方向長さの総和Lから、これの平均値ではなく、単位面積当たりの総和Mを求めることとしたのは以下の理由による。鋼板の変形時においては、介在物群及び延伸介在物介在物群等の個数が少ないと、これら介在物群等の周囲で生じたボイドが途切れながら亀裂が伝搬するのに対し、介在物群等の個数が多いと、介在物群等の周囲のボイドが途切れることなく連結して、長く連続的なボイドを形成し、延性破壊を促進するものと考えられる。このような介在物群等の個数の影響は、介在物群等の圧延方向長さの平均値によっては表せないが、単位面積当たりの総和Mによっては表せる。このような観点から、介在物群等の圧延方向長さの単位面積当たりの総和Mを求めることとした。そして、詳細は後述するが、本発明者らが行った試験によれば、圧延方向の長さが30μm以上の介在物群及び延伸介在物に関し、介在物の圧延方向長さの総和Mと穴広げ率の平均値λaveとの間に明確な相関関係が存在した。これに対し、圧延方向の長さが30μm以上の介在物群及び延伸介在物に関し、介在物群等の圧延方向長さの平均値と穴広げ率の平均値λaveとの間には大きな相関関係が見られなかった。つまり、介在物群等の圧延方向長さの平均値によって穴広げ性の程度を表すことが困難であることが判明した。また、鋼板の変形時においては、変形による応力集中部で、介在物群及び延伸介在物を基点として亀裂の発生及び伝播が起きる。特に介在物の圧延方向長さの総和Mが大きい場合、この傾向が強くなるため、亀裂発生抵抗値Jc及び亀裂伝播抵抗値T.M.が低下する。また、延性破壊する温度域での試験片の破壊に要するエネルギであるシャルピー吸収エネルギは、亀裂発生抵抗値Jc及び亀裂伝播抵抗値T.M.の双方が影響する指標である。このため、介在物の圧延方向長さの総和Mが大きい場合、亀裂発生抵抗値Jc及び亀裂伝播抵抗値T.M.が低下し、シャルピー吸収エネルギも低下する。以上の観点から、基礎的研究では、介在物の圧延方向長さの総和M、穴広げ率の平均値λave、亀裂発生抵抗値Jc、亀裂伝搬抵抗値T.M.、及びシャルピー吸収エネルギ等を用いて穴広げ性及び破壊特性を評価した。また、介在物の調査では、介在物の長径/介在物の短径で表される介在物の長径/短径比を、視野中の各介在物について測定し、視野中の介在物の長径/短径比のうち最大値となるものを測定した。これは、介在物の圧延方向長さの総和Mが等しい場合でも、一つ一つの介在物の形状が丸く長径/短径比が小さいときには、鋼板の変形時において介在物の近傍での応力集中が低下し、穴広げ率の平均値λave、亀裂発生抵抗値Jc、及びシャルピー吸収エネルギが更に良好なものになるためである。また、実験により、介在物の長径/短径比の最大値と穴広げ率の標準偏差σとの間に相関関係があることが見出されたので、穴広げ率の標準偏差σを評価する観点からも介在物の長径/短径比の最大値を測定した。上述のような熱間圧延の条件下で得られた鋼板は、その引張強度が780~830MPaの範囲に分布しており、そのミクロ組織はフェライト組織又はベイナイト組織を主相とするものであった。図5A及び図5Bは、介在物の圧延方向長さの総和Mと、介在物の長径/短径比の最大値と、穴広げ率の平均値λaveとの関係を示す図である。図6A及び図6Bは、介在物の圧延方向長さの総和Mと、介在物の長径/短径比の最大値と、穴広げ率の標準偏差σとの関係を示す図である。図7は、介在物の圧延方向長さの総和Mと亀裂伝搬抵抗値T.M.との関係を示す図である。図5A及び図6Aは、表4に示す鋼成分1A1~1W3を用いた場合の関係を示し、図5B及び図6Bは、表8に示す鋼成分2A1~2W3を用いた場合の関係を示している。図7は、質量で、C:0.03~0.04、Si:0.01~1.05、Mn:0.7~1.9、P:0.0008~0.01、S:0.001~0.005、Al:0.02~0.04、Ti:0.12~0.18、REM:0~0.004、Ca:0~0.004、Nb:0~0.04、及びV:0~0.02を含み、残部がFe及び不可避的不純物からなる鋼を用いた場合の関係を示している。鋼板の穴広げ率の平均値λaveは、図5A及び図5Bに示すように、介在物の圧延方向長さの総和Mが小さいほど、また長径/短径比の最大値が小さいほど、良好であることが分かる。また、穴広げ率の標準偏差σは、図6A及び図6Bに示すように、介在物の長径/短径比の最大値が小さいほど、良好であることが分かる。なお、図5A、図5B、図6A、及び図6Bに示されている実験結果は、介在物の圧延方向長さの総和Mに関する条件、及び、長径/短径比の最大値に関する条件を除き、{211}面のX線ランダム強度比以下、{211}面強度ともいう。等について、本発明に係る熱延鋼板の条件を満足している。図5A、図5B、図6A、及び図6Bから、介在物の圧延方向長さの総和Mが0.25mm/mm2以下、長径/短径比の最大値が8.0以下であれば、穴広げ率の平均値λaveを80以上、標準偏差σを15以下とすることができることがわかる。更に、長径/短径比の最大値が3.0以下であれば、穴広げ率の平均値λaveを85以上、標準偏差σを10以下とすることができることもわかる。従って、本発明では、長径が3.0μm以上の介在物について、介在物の圧延方向長さの総和Mを0.25mm/mm2以下とし、介在物の長径/短径比の最大値を8.0以下とする。また、介在物の長径/短径比の最大値は3.0以下であることが好ましい。また、構造用部材を構成する鋼板の破壊を防ぐためには亀裂伝搬抵抗値T.M.を改善することが重要である。亀裂伝搬抵抗値T.M.は、図7に示すように、介在物の圧延方向長さの総和Mに依存しており、介在物の圧延方向長さの総和Mが大きくなるほど、亀裂伝搬抵抗値T.M.が低下することが判明した。また、本発明者らは、介在物群及び延伸介在物が、圧延により延伸したMnS及び製鋼段階で脱硫のために投入した脱硫材の残存物であることを見出した。上述のように、介在物群及び延伸介在物は、圧延方向長さの総和M及び介在物の長径/短径比の最大値を増大させて、穴広げ性及び亀裂伝搬抵抗値T.M.等を劣化させる要因となる。本発明者らは、REM、Caを添加した場合に、REMの酸化物や硫化物を核とせずに析出するCaSや、CaOとアルミナとの混合物であるカルシウムアルミネート等の析出物の形状も、圧延方向に若干延伸していることを見出した。本発明者らは、これら介在物も、圧延方向長さの総和M及び介在物の長径/短径比の最大値を増大させて、穴広げ性等を劣化させる要因となることを見出した。そして、穴広げ性及び亀裂伝搬抵抗値T.M.等の向上を図るため、これら介在物を抑制するための製造方法について検討した結果、以下の条件が重要であることが判明した。まず、MnSを抑制するためには、Mnと結合するSの量を低減することが重要である。このため、本発明では、S含有量を0.01以下とする。また、Ti添加鋼ではMnSが生成する温度域より高温でTiSが生成されるため、Mnと結合するSの量を低減させることができる。REMやCaが添加された鋼でも同様に、REM、Caの硫化物を析出させることにより、Mnと結合するSの量を低減させることができる。従って、MnSを抑制するためには、化学量論的にSの全量より多い割合でTi、REM、Caを含有させることが重要である。このような考えに基づき、数式1 ́で表わされるパラメータQ ́の数値と介在物の圧延方向長さの総和Mとの関係について調査したところ、図8に示すように、パラメータQ ́の数値が30.0以上であれば、本発明で規定している0.25mm/mm2以下の総和Mが得られることが判明した。図8は、図7と同様の鋼を用いた場合の関係を示している。また、図示はしないが、パラメータQ ́の数値が30.0以上であれば、本発明で規定している8.0以下の介在物の長径/短径比の最大値が得られることも判明した。そこで、本発明では、パラメータQ ́の値を30.0以上とする。なお、鋼にREM及びCaが含有されていない場合には、パラメータQ ́に代えて数式1で表わされるパラメータQを用いればよい。ここで、MnSの量を抑制するためには、単純にSの含有量を低減することも考えられるが、この場合、脱硫工程での製造負荷が増大するうえ、それに用いた脱硫材が残存してかえって延伸した介在物量が増大してしまう。このため、Sの含有量の低減ではなく、Ca及びREMの含有量の増大によりMnSの量を抑制できるように、パラメータQ ́の数値を30.0とすることが特に有効である。また、本発明者らは、REMの酸化物や硫化物を核とせずに析出するCaS等の析出物を低減させる観点から、[REM]/140/[Ca]/40の数値と介在物の長径/短径比の最大値との関係について調査した。この結果、図示はしないが、[REM]/140/[Ca]/40の数値が0.3以上であれば、本発明の好ましい条件である3.0以下の長径/短径比の最大値が得られることが判明した。従って、介在物の長径/短径比の最大値を3.0以下にするための条件として、下記数式8が満たされることが好ましい。0.3≦[REM]/140/[Ca]/40数式8[REM]/140/[Ca]/40の数値が0.3以上であれば、3.0以下の長径/短径比の最大値が得られるのは、以下の理由によると考えられる。REMをCaより十分多く添加した場合、球形のREMの酸化物や硫化物を核としてCaS等が晶出、または析出して、全体的に球形の析出物が析出する。その一方で、REMのCaに対する割合が減少すると、核となるREMの酸化物や硫化物が減少することにより、CaS等の延伸形状の析出物がREMの酸化物や硫化物を核とせずに多く析出する。そして、これらの結果、介在物の長径/短径比に影響が及ぶと考えられる。また、本発明では、カルシウムアルミネートを低減させるために、Ca含有量を0.02以下とする。図9A及び図9Bは、それぞれ、下記表1に示す鋼成分aからなる供試鋼についての、1150°C超の温度域での粗圧延の累積圧下率に対する、介在物の圧延方向長さの総和M、及び長径/短径比の最大値の関係を示している。図9C及び図9Dは、それぞれ、1150°C以下の温度域での累積圧下率に対する、ミクロ組織の平均結晶粒径、及び{211}面強度の関係を示している。また、図10A及び図10Bは、それぞれ、下記表2に示す鋼成分bからなる供試鋼についての、1150°C超の温度域での粗圧延の累積圧下率に対する介在物の圧延方向長さの総和M、及び長径/短径比の最大値の関係を示している。図10C及び図10Dは、それぞれ、1150°C以下の温度域での累積圧下率に対する、ミクロ組織の平均結晶粒径、及び{211}面強度の関係を示している。ここでいう粗圧延の累積圧下率とは、粗圧延前の鋼片の厚さを基準とした各温度域での鋼片の圧下される割合を意味している。1150°C超の温度域での粗圧延の累積圧下率R1は下記の数式9で定義される。また、1150°C以下の温度域での粗圧延の累積圧下率R2は下記の数式10で定義される。また、ここでは仕上げ圧延の開始温度は1075°C、終了温度は940°C、ランアウトテーブルROT:runouttableでの冷却速度は30°C/秒、巻き取り温度は480°Cとした。t0は粗圧延前の鋼片の厚さ、ta1は1150°C超の温度域での最初の圧下前の鋼片の厚さ、tb1は1150°C超の温度域での最後の圧下前の鋼片の厚さ、ta2は1150°C以下の温度域での最初の圧下前の鋼片の厚さ、tb2は1150°C以下の温度域での最後の圧下前の鋼片の厚さを示している。これらより、1150°C超の温度域での累積圧下率が70超の場合、圧延方向長さの総和M、及び介在物の長径/短径比の最大値が共に大きくなり、0.25mm/mm2以下の総和M、8.0以下の介在物の長径/短径比の最大値が得られないことが分かる。これは、1150°C超の温度域のような高温の温度域において行う粗圧延の累積圧下率が大きくなるほど、介在物が圧延により延伸しやすいためであると考えられる。また、1150°C以下の温度域での累積圧下率が10未満の場合、ミクロ組織の平均結晶粒径が6μm超と大きくなることが分かる。これは、1150°C以下の温度域のような低温の温度域において行う粗圧延の累積圧下率が小さくなるほど、再結晶後のオーステナイト粒径が大きくなり、最終製品でのミクロ組織の平均結晶粒径も大きくなったためであると考えられる。また、1150°C以下の温度域での累積圧下率が25超の場合、{211}面強度が2.4超と大きくなることが分かる。これは、1150°C以下の温度域のような比較的低温の温度域において行う粗圧延の累積圧下率が大きすぎると、粗圧延後に再結晶がほぼ完全に進まなくなり、{211}面強度を増大させる原因となる未再結晶組織が仕上圧延後にも残存し、その結果、最終製品での{211}面強度が高められるためであると考えられる。次に、本発明を完成するに至った他の基礎的な研究について説明する。本発明者らは、表3に示す鋼成分の鋳片を溶製し、熱延鋼板の製造プロセスのうち、熱延鋼板の材質への影響が大きい仕上圧延の終了温度及び巻き取り温度を変化させて熱延鋼板を製造した。具体的には、加熱温度を1260°C、仕上圧延の終了温度を750°C~1000°Cとした条件で熱間圧延した後、40°C/sec前後の平均冷却速度で冷却し、0°C~750°Cの温度で巻き取りを行い、厚さが2.9mmの熱延鋼板を製造した。そして、各種調査を行った。以下の調査では、特に言及しない場合には、鋼板幅の1/4位置1/4板幅部又は3/4位置3/4板幅部から切り出した試料を用いた。表3中の鋼成分cは、Ti、Nb及びBを含んでおり、鋼成分dは、Ti及びNbを含む、Bを含まない。また、鋼成分eは、Ti、Nb及びBを含み、鋼成分fは、Ti及びB並びに極微量のNbを含む。本発明者らは、はがれを抑制する条件について検討した。本発明者らの研究によって、はがれの発生に対しては、固溶C及び固溶Bの粒界個数密度が影響することが明らかになっている。また、固溶C及び固溶Bの粒界個数密度には、巻き取り温度が影響することがわかっている。そこで、得られた熱延鋼板について巻き取り温度と、固溶C及び固溶Bの粒界偏析密度との関係における破断面割れの有無を調査した。この調査では、はがれの評価、並びに固溶C及び固溶Bの粒界個数密度の測定を以下に示す方法に従って行った。はがれの評価では、日本鉄鋼連盟規格のJFST1001-1996に記載の方法と同様の方法で、クリアランスを20として打ち抜きを行い、その打ち抜き面のはがれの有無を目視にて確認した。固溶C及び固溶Bの粒界個数密度の測定では、三次元アトムプローブ法を用いた。1988年にオックスフォード大学のACerezoらにより開発された位置敏感型アトムプローブPoSAP:positionsensitiveatomprobeは、アトムプローブの検出器に位置敏感型検出器positionsensitivedetectorを取り入れており、分析に際してアパーチャーを用いずに検出器に到達した原子の飛行時間と位置を同時に測定することができる装置である。この装置を用いれば、試料の表面に存在する合金中の全構成元素を原子レベルの空間分解能で2次元マップとして表示することができる。また、電界蒸発現象を用いて試料の表面を一原子層ずつ蒸発させることにより、2次元マップを深さ方向に拡張し、3次元マップとして表示及び分析することもできる。粒界の観察には、収束イオンビームFIB:focusedionbeam装置として日立製作所製のFB2000Aを用い、切り出した試料を電解研磨により針形状にするために、任意形状の走査ビームで粒界部を針先端部になるようにした。このようにして、粒界部を含むPoSAP用針状試料を作製した。そして、走査イオン顕微鏡SIM:scanningionmicroscopeのチャネリング現象で方位の異なる結晶粒にコントラストが生じることを利用して、PoSAP用針状試料を観察しながら粒界を特定し、イオンビームで切断した。三次元アトムプローブとして用いた装置はCAMECA社製OTAPであり、測定条件としては、試料位置の温度を約70K、プローブ全電圧を10kV~15kV、パルス比を25とした。そして、各試料の粒界及び粒内を、それぞれ三回測定してその平均値を代表値とした。このようにして、粒界及び粒内に存在している固溶C及び固溶Bを測定した。測定値からバックグラウンドノイズ等を除去して得られた値は、単位粒界面積あたりの原子密度と定義され、これを粒界個数密度個/nm2とした。従って、粒界に存在する固溶Cとは、まさに粒界に存在するC原子のことであり、粒界に存在する固溶Bとは、まさに粒界に存在するB原子のことである。粒界個数密度は粒界偏析密度でもある。本発明における固溶C及び固溶Bの合計の粒界個数密度とは、粒界に存在している固溶C及び固溶Bの合計の粒界単位面積あたりの密度である。この値は、固溶C及び固溶Bの測定値を足し合わせた値である。原子マップで三次元的に原子の分布がわかるので、粒界の位置にC原子及びB原子の個数が多いことが確認できる。このような調査の結果を図11A及び図11Bに示す。図11Aは、鋼成分c、d及びeにおける固溶C及び固溶Bの合計の粒界個数密度と巻き取り温度CTとの関係におけるはがれの有無を示している。図11Bは、鋼成分c、d及びfにおける固溶C及び固溶Bの合計の粒界個数密度と巻き取り温度CTとの関係におけるはがれの有無を示している。図11A及び図11B中の白抜きの印□、○、◇、△は、はがれが発生しなかったことを示し、黒塗りの印●、◆、▲は、軽微なはがれが発生したことを示す。図11A及び図11Bから、固溶C及び固溶Bの粒界個数密度が4.5個/nm2超の場合に、はがれを効果的に抑制できることがわかった。4.5個/nm2以下で軽微なはがれが生じたのは、粒界の強度が粒内に比べて相対的に低下したためであると推定される。はがれの有無と巻き取り温度との関係に関しては、Ti及びNbを実質的に含まない鋼成分cでは、何れの巻き取り温度でも固溶C及び固溶Bの粒界個数密度が4.5個/nm2超であり、はがれが発生しなかった。これに対し、Ti及びNbを含む鋼成分d~fでは、巻き取り温度が高くなると固溶C及び固溶Bの粒界個数密度が4.5個/nm2以下となり、はがれが発生した。これは、鋼成分cでは、Ti及びNbを実質的に含まないため、巻き取り温度が高くなっても、TiC等の析出が起きず、固溶C及び固溶Bの粒界個数密度が高いままであるのに対し、鋼成分d~fでは、巻き取り温度が高くなると、粒界に偏析していた固溶Cが主に巻き取り後にTiCとして粒内に析出してしまい、固溶Cの粒界個数密度が減少したためであると推定される。また、鋼成分e及びfで鋼dよりも高い巻き取り温度まで4.5個/nm2超の粒界個数密度が得られるのは、Bを含んでいるため、CがTiCとして粒内に析出しても、固溶Bが粒界に偏析することで、固溶Cの粒界における減少が補填されたためである。本発明者らは、穴広げ性をより向上させる条件を見出すべく、得られた鋼板について更に各種調査を行った結果、粒界セメンタイトの粒径の穴広げ性への影響が特に大きいことが判明した。この調査では、上記の方法と同様にして、一つの供試鋼から複数本、例えば10本の試験片を製作し、日本鉄鋼連盟規格のJFST1001-1996に記載の方法に準拠して穴広げ試験を行い、穴広げ率の平均値λaveを算出した。また、粒界セメンタイトの粒径を以下に示す方法に従って測定した。まず、供試鋼の1/4板幅部又は3/4板幅部から切り出した試料の1/4厚のところから透過型電子顕微鏡用のサンプルを採取した。そして、200kVの加速電圧の電界放射型電子銃FEG:fieldemissiongunを搭載した透過型電子顕微鏡によってサンプルを観察した。この結果、粒界に観察された析出物は、ディフラクションパターンを解析することによりセメンタイトであることが確認できた。なお、本発明では、粒界セメンタイトの粒径は、一視野において観察された全粒界セメンタイトについて画像処理等により測定される円相当粒径の平均値であると定義する。図12Aは、鋼成分c、d及びeにおける粒界セメンタイトの粒径と穴広げ率との関係を示している。図12Bは、鋼成分c、d及びfにおける粒界セメンタイトの粒径と穴広げ率との関係を示している。図12A及び図12Bから、穴広げ率と粒界セメンタイトの粒径との間に相関関係があることがわかる。すなわち、粒界セメンタイトの粒径が小さいほど穴広げ率が向上し、粒界セメンタイトの粒径が2μm以下になると、穴広げ率が80以上になることが新たに知見された。結晶粒界に存在するセメンタイトの粒径が小さいほど穴広げ率が向上するのは、以下の理由によるものと考えられる。まず、穴広げ率に代表される伸びフランジ加工性及びバーリング加工性は、打ち抜き又はせん断加工時に発生する割れの起点となるボイドの影響を受けると考えられる。このボイドは、母相の粒界に析出するセメンタイト相が母相粒に対してある程度大きい場合に、母相粒の界面近傍において母相粒が過剰な応力を受けるために発生すると考えられる。これに対し、粒界セメンタイトの粒径が小さい場合は、母相粒に対してセメンタイト粒が相対的に小さく、力学的に応力集中が生じず、ボイドが発生しにくくなるため、穴広げ率が向上すると考えられる。図13Aは、鋼成分c、d及びeにおける巻き取り温度と粒界のセメンタイト粒径との関係を示している。図13Bは、鋼成分c、d及びfにおける巻き取り温度と粒界のセメンタイト粒径との関係を示している。図13A及び図13Bに示すように、鋼成分c~fのいずれにおいても、巻き取り温度が高くなるにつれて粒界セメンタイトの粒径が大きくなるが、ある温度以上になると粒界セメンタイトの粒径が急激に小さくなる傾向がある。特にTi及びNbを含む鋼成分d~fでは、粒界セメンタイトの粒径の減少が顕著であった。特に、鋼成分eでは、巻き取り温度が480°C以上の場合に2μm以下となり、鋼成分fでは、巻き取り温度が560°C以上の場合に2μm以下となった。これは次のように考えられる。α相でのセメンタイトの析出温度にはノーズ域があると考えられている。このノーズ域は、α相中のCの過飽和度を駆動力とする核生成と、C及びFeの拡散に律速されるFe3Cの粒成長とのバランスにより表現されることが知られている。巻き取り温度がこのノーズ域よりも低温であると、Cの過飽和度が大きく核生成の駆動力は大きいが、低温のためほとんど拡散できず、粒界及び粒内に限らずセメンタイトの析出は抑制され、析出したとしてもサイズは小さい。一方、巻き取り温度がノーズ域の温度よりも高温であると、Cの溶解度が上がり、核生成の駆動力が減少するものの、拡散距離は大きくなり、密度は少なくなるもののサイズは粗大化する傾向を示す。しかしながら、Ti、Nb等の炭化物を形成する元素を含む場合は、当該元素Ti、Nb等のα相での析出ノーズ域がセメンタイトのそれよりも高温側にあり、その析出のためにCが奪われる。このため、セメンタイトの析出量及びサイズが減少する。このような理由で、鋼成分eでは、巻き取り温度が480°C以上の場合に2μm以下となり、鋼成分fでは、巻き取り温度が560°C以上の場合に2μm以下となったと考えられる。本発明は、以上のように、乗用車等の軽量化に資するべく、高強度、高成形性及び高破壊特性を有する鋼板の開発を目的として、介在物、特に硫化物の量、形態の制御及びミクロ組織、集合組織の制御を行うことによりなされたものである。第1の実施形態次に、本発明の第1の実施形態に係る高強度熱延鋼板における組成の限定理由について説明する。なお、以下では、組成における質量を、単にと記載する。C:0.02~0.1Cは、Nb、Ti等と結合して析出強化によって引張強度の向上に寄与する元素である。また、Cは、ミクロ組織の微細化により破面遷移温度を低下させる。更に、Cは、結晶粒界に固溶Cとして偏析することにより、打ち抜き加工時の粒界の剥離を抑えてはがれの発生を抑制する効果をもつ。C含有量が0.02未満であると、これらの効果を十分に得ることができず、所望の穴広げ性及び破壊特性が得られない。一方、C含有量が0.1超であると、穴広げ率の平均値λave、亀裂発生抵抗値Jc、及びシャルピー吸収エネルギにとって好ましくない鉄炭化物Fe3Cが過多に生成する可能性がある。このため、C含有量は、0.02以上、0.1以下とする。また、上記の引張強度の向上等の効果をより高めるために、C含有量は0.03以上であることが好ましく、0.04以上であることがより好ましい。更に、C含有量が低いほど、鉄炭化物Fe3Cの生成が有効に抑えられるため、更に優れた穴広げ率の平均値λave等を得るために、C含有量は0.06以下であることが好ましく、0.05以下であることがより好ましい。Si:0.001~3.0Siは、予備脱酸に必要な元素である。Si含有量が0.001未満であると、十分な予備脱酸が困難となる。また、Siは、固溶強化元素として引張強度の向上に寄与するとともに、鉄炭化物Fe3Cの生成を抑えて、Nb、Tiの炭化微細析出物の析出を促進する。この結果、穴広げ率の平均値λave、亀裂発生抵抗値Jc、及びシャルピー吸収エネルギが良好なものとなる。一方、Si含有量が3.0超であると、これらの効果が飽和して経済性が低下する。このため、Si含有量は、0.001以上、3.0以下とする。また、上記の引張強度の向上等の効果をより高めるために、Si含有量は0.5以上であることが好ましく、1.0以上であることがより好ましい。更に、経済性を考慮して、Si含有量は2.0以下であることが好ましく、1.3以下であることがより好ましい。Mn:0.5~3.0Mnは、固溶強化元素として鋼板の引張強度向上に寄与する元素である。Mn含有量が0.5未満であると、十分な引張強度を得ることが困難である。一方、Mn含有量が3.0超であると、熱間圧延時のスラブ割れが生じやすくなる。このため、Mn含有量は、0.5以上、3.0以下とする。また、より高い引張強度を得るために、Mn含有量は0.75以上であることが好ましく、1.0以上であることがより好ましい。更に、スラブ割れをより確実に抑制するために、Mn含有量は2.0以下であることが好ましく、1.5以下であることがより好ましい。P:0.1以下0は含まずPは、不可避的に混入する不純物であり、その含有量の増加に伴い粒界での偏析量が増大し、穴広げ率の平均値λave、亀裂発生抵抗値Jc、及びシャルピー吸収エネルギの劣化を招く元素である。このため、P含有量は、低いほど望ましく、Pの含有量が0.1以下の場合、これら穴広げ率の平均値λave等の特性値について許容できる範囲となる。このため、P含有量は、0.1以下とする。また、Pの含有に伴う特性の劣化をより抑制するために、P含有量は0.02以下であることが好ましく、0.01以下であることがより好ましい。S:0.01以下0は含まずSは、不可避的に混入する不純物であり、S含有量が0.01超であると、鋼片加熱時に鋼中でMnSを多量に生成し、これが熱間圧延により延伸されて介在物の圧延方向長さの総和M及び介在物の長径/短径比が増大する。この結果、所望の穴広げ率の平均値λave、標準偏差σ、亀裂発生抵抗値Jc、亀裂伝播抵抗値T.M.、及びシャルピー吸収エネルギが得られない。このため、S含有量は0.01以下とする。また、Sの含有に伴う特性の劣化をより抑制するために、S含有量は0.003以下であることが好ましく、0.002以下であることがより好ましい。その一方で、脱硫材を用いた脱硫を行わない場合、S含有量を0.001未満にすることは困難である。Al:0.001~2.0Alは、溶鋼の脱酸に必要な元素である。Al含有量が0.001未満であると、溶鋼を十分に脱酸させることが困難となる。また、Alは、引張強度の向上に寄与する元素でもある。一方、Al含有量が2.0超であると、これらの効果が飽和して経済性が低下する。このため、Alの含有量は、0.001以上、2.0以下とする。また、脱酸をより確実なものとするために、Al含有量は0.01以上であることが好ましく、0.02以上であることがより好ましい。更に、経済性を考慮して、Al含有量は0.5以下であることが好ましく、0.1以下であることがより好ましい。N:0.02以下0は含まずNは、Cよりも高温にてTi及びNbと析出物を形成し、Cの固定に有効なTi及びNbを減少させる。つまり、Nは、引張強度の低下を招く。従って、Nの含有量は、極力低減させるべきであるが、0.02以下ならば許容できる。また、引張強度の低下をより有効に抑えるために、Nの含有量は0.005以下であることが好ましく、0.003以下であることがより好ましい。Ti:0.03~0.3Tiは、TiCとして微細に析出して析出強化による鋼板の引張強度の向上に寄与する元素である。Ti含有量が0.03未満であると、十分な引張強度を得ることが困難である。また、Tiは、熱間圧延工程での鋼片の加熱時にTiSとして析出することにより延伸介在物を形成するMnSの析出を抑制し、介在物の圧延方向長さの総和Mを低減させる。この結果、穴広げ率の平均値λave、亀裂発生抵抗値Jc、亀裂伝播抵抗値T.M.、シャルピー吸収エネルギが良好なものとなる。一方、Tiの含有量が0.3超であると、これらの効果が飽和して経済性の低下を招く。従って、Tiの含有量は、0.03以上、0.3以下とする。また、より高い引張強度を得るために、Ti含有量は0.08以上であることが好ましく、0.12以上であることがより好ましい。更に、経済性を考慮して、Ti含有量は0.2以下であることが好ましく、0.15以下であることがより好ましい。Nb:0.001~0.06Nbは、析出強化及びミクロ組織の微細化により引張強度を向上させたり、ミクロ組織の平均結晶粒径を微細にしたりする元素である。Nb含有量が0.001未満であると、十分な引張強度及び破面遷移温度が得られなくなる可能性がある。一方、Nb含有量が0.06超であると、熱間圧延工程での未再結晶域の温度が拡大して、{211}面のX線ランダム強度比を増大させる未再結晶状態の圧延集合組織が熱間圧延工程終了後に多く残存してしまう。{211}面のX線ランダム強度比が過度に増大すると、穴広げ率の平均値λave、亀裂発生抵抗値Jc、及びシャルピー吸収エネルギが劣化する。このため、Nb含有量は0.001以上、0.06以下とする。また、上記の引張強度の向上等の効果をより高めるために、Nb含有量は0.01以上であることが好ましく、0.015以上であることがより好ましい。更に、{211}面のX線ランダム強度比の増大を抑制するために、Nb含有量は0.04以下であることが好ましく、0.02以下であることがより好ましい。以上が、第1の実施形態における基本成分の限定理由であるが、REM又はCaの何れか一種又は両方を下記のような含有量で含有していてもよい。REM:0.0001~0.02REM希土類元素は、穴広げ率の平均値λave、亀裂発生抵抗値Jc、亀裂伝播抵抗値T.M.、及びシャルピー吸収エネルギを劣化させる原因となるMnS等の硫化物の形態を球形化させて、介在物の長径/短径比の最大値及び介在物の圧延方向長さの総和Mを低減させる元素である。従って、REMは、穴広げ率の平均値λave、亀裂発生抵抗値Jc、亀裂伝搬抵抗値T.M.、及びシャルピー吸収エネルギを良好なものとすることができる。ただし、REMを含有する場合でも、REM含有量が0.0001未満であると、MnS等の硫化物の形態を球形化させる効果が十分得られないことがある。一方、REM含有量が0.02超であると、このような効果が飽和して経済性の低下を招く。このため、REMの含有量は、0.0001以上、0.02以下とする。また、上記の効果をより向上するために、REM含有量は0.002以上であることが好ましく、0.003以上であることがより好ましい。更に、経済性を考慮して、REM含有量は0.005以下であることが好ましく、0.004以下であることがより好ましい。Ca:0.0001~0.02Caは、鋼中のSを球形のCaSとして固定し、MnSの生成を抑制するとともに、MnS等の硫化物の形態を球形化させることにより、介在物の長径/短径比の最大値及び介在物その圧延方向長さの総和Mを低減させる元素である。従って、Caも、穴広げ率の平均値λave、亀裂発生抵抗値Jc、亀裂伝播抵抗値T.M.、及びシャルピー吸収エネルギを良好なものとすることができる。ただし、Caを含有する場合でも、Ca含有量が0.0001未満であると、MnS等の硫化物の形態を球形化させる効果が十分得られない。一方、Ca含有量が0.02超であると、延伸した形状の介在物となりやすいカルシウムアルミネートが多量に生じ、かえって介在物の圧延方向長さの総和Mを増大させてしまう可能性がある。このため、Ca含有量は、0.0001以上、0.02以下とする。また、上記の効果をより向上するために、Ca含有量は0.002以上であることが好ましく、0.003以上であることがより好ましい。更に、経済性を考慮して、Ca含有量は0.005以下であることが好ましく、0.004以下であることがより好ましい。また、穴広げ性の劣化の原因となるMnSを可能な限り低減させるため、Ti、S、REM、及びCaの含有量に関し、前述のパラメータQ又はQ ́は30.0以上とする。パラメータQ又はQ ́が30.0以上であれば、鋼中のMnSの量が低減して、介在物の圧延方向長さの総和Mが十分に低減される。この結果、穴広げ率の平均値λave、亀裂発生抵抗値Jc、亀裂伝播抵抗値T.M.、及びシャルピー吸収エネルギが改善される。パラメータQ又はQ ́が30.0未満であると、これら特性値が十分なものにならない可能性がある。本実施形態に係る鋼板の、これら基本成分の他の残部はFe及び不可避的不純物からなる。なお、不可避的不純物としては、O、Zn、Pb、As、Sb等が挙げられ、これらをそれぞれ0.02以下の範囲で含んでいても、本発明の効果を失するものではない。また、Ca及びREMの含有量に関し、介在物の長径/短径比の最大値を抑える観点から、上述のように、数式2が成り立つことが好ましい。数式2が成り立たない場合、介在物の長径/短径比の最大値が3.0超となり、85以上の穴広げ率の平均値λave、及び10以下の穴広げ率の標準偏差σという好ましい値が得られない。また、亀裂発生抵抗値Jc、及びシャルピー吸収エネルギについて更に優れたものを得られない可能性がある。0.3≦[REM]/140/[Ca]/40数式2また、鋼板に、必要に応じて、B、Cu、Cr、Mo、Niの成分を一種又は二種以上が下記の範囲で含有されていてもよい。B:0.0001~0.005Bは、固溶Cとともに固溶Bとして粒界に偏析することにより、打ち抜き加工時の粒界の剥離を抑えて、はがれの発生を抑制する元素である。また、このような効果に伴って、Bが含有されている場合には、熱間圧延工程における巻き取りを比較的高温で行うことが可能となる。B含有量が0.0001未満では、これらの効果が十分に得られない可能性がある。一方、B含有量が0.005超であると、熱間圧延工程での未再結晶域の温度が拡大して、未再結晶状態の圧延集合組織が熱間圧延工程終了後に多く残存する。未再結晶状態の圧延集合組織は、{211}面のX線ランダム強度比を増大させる。そして、{211}面のX線ランダム強度比が過度に増大すると、穴広げ率の平均値λave、亀裂発生抵抗値Jc、及びシャルピー吸収エネルギが劣化する。このため、B含有量は0.0001以上、0.005以下であることが好ましい。また、はがれの発生をより抑制するために、B含有量は0.001以上であることがより好ましく、0.002以上であることがより一層好ましい。更に、{211}面のX線ランダム強度比をより抑制するために、B含有量は0.004以下であることがより好ましく、0.003以下であることがより一層好ましい。Cu、Cr、Mo、Ni、及びVは、析出強化又は固溶強化により熱延鋼板の引張強度を向上させる効果がある元素である。しかしながら、Cu含有量が0.001未満、Cr含有量が0.001未満、Mo含有量が0.001未満、Ni含有量が0.001未満、V含有量が0.001未満であると、十分な引張強度向上の効果が得られない。一方、Cu含有量が1.0超、Cr含有量が1.0超、Mo含有量が1.0超、Ni含有量が1.0超、V含有量が0.2超であると、引張強度向上の効果が飽和して経済性の低下を招く。従って、Cu含有量は0.001以上、1.0以下であることが好ましく、Cr含有量は0.001以上、1.0以下であることが好ましく、Mo含有量は0.001以上、1.0以下であることが好ましく、Ni含有量は0.001以上、1.0以下であることが好ましく、V含有量は0.001以上、0.2以下であることが好ましい。また、引張強度をより向上するために、Cu含有量は0.1以上であることがより好ましく、Cr含有量は0.1以上であることがより好ましく、Mo含有量は0.1以上であることがより好ましく、Ni含有量は0.1以上であることがより好ましく、V含有量は0.05以上であることがより好ましい。更に、Cu含有量は0.3以上であることがより一層好ましく、Cr含有量は0.3以上であることがより一層好ましく、Mo含有量は0.3以上であることがより一層好ましく、Ni含有量は0.3以上であることがより一層好ましく、V含有量は0.07以上であることがより一層好ましい。一方、経済性を考慮して、Cu含有量は0.7以下であることがより好ましく、Cr含有量は0.7以下であることがより好ましく、Mo含有量は0.7以下であることがより好ましく、Ni含有量は0.7以下であることがより好ましく、V含有量は0.1以下であることがより好ましい。更に、Cu含有量は0.5以下であることがより一層好ましく、Cr含有量は0.5以下であることがより一層好ましく、Mo含有量は0.5以下であることがより一層好ましく、Ni含有量は0.5以下であることがより一層好ましく、V含有量は0.09以下であることがより一層好ましい。また、鋼板に、必要に応じて、合計で1以下のZr、Sn、Co、W、Mgが含有されていてもかまわない。また、固溶C及び固溶Bの総計の粒界個数密度は4.5個/nm2以上、12個/nm2以下であることが好ましい。これは、粒界個数密度が4.5個/nm2以上である場合に、特にはがれの発生を抑制することができるが、粒界個数密度が12個/nm2超では、この効果が飽和するからである。なお、粒界強度を向上させ、打ち抜き又はせん断加工時に発生するはがれをより効果的に抑制するために、粒界個数密度は5個/nm2以上であることがより好ましく、6個/nm2以上であることがより一層好ましい。更に、粒界セメンタイトの粒径は2μm以下であることが好ましい。これは、粒界セメンタイトの粒径が2μm以下であれば、ボイドが発生しにくく、穴広げ性をより向上することができるからである。次に、第1の実施形態に係る熱延鋼板のミクロ組織、集合組織、及び介在物の限定理由について説明する。第1の実施形態に係る熱延鋼板のミクロ組織は、フェライト組織、ベイナイト組織又はこれらの混合組織とする。これは、ミクロ組織が、フェライト組織、ベイナイト組織又はこれらの混合組織であれば、ミクロ組織全体の硬さが比較的均一となり、延性破壊が抑制されて、穴広げ率の平均値λave、亀裂発生抵抗値Jc、及びシャルピー吸収エネルギが良好なものとなり、十分な穴広げ性及び破壊特性を得ることが可能となるからである。また、ミクロ組織中には、マルテンサイト及び残留オーステナイトの混合物である島状マルテンサイトMAと呼ばれる組織が若干残存する場合がある。島状マルテンサイトMAは、延性破壊を促進して穴広げ率の平均値λave等を劣化させるので、残存しない方が好ましいが、面積分率で3以下であれば許容される。また、ミクロ組織における平均結晶粒径は6μm以下とする。これは、平均結晶粒径が6μm超の場合、十分な破面遷移温度が得られなくなるからである。つまり、平均結晶粒径が6μm超であると、十分な破壊特性を得ることができない。また、破壊特性をより良好なものとするために、平均結晶粒径は5μm以下であることが好ましい。集合組織における、{211}面強度は2.4以下とする。これは、{211}面強度が2.4超であると、鋼板の異方性が大きくなり、穴広げ加工時に、板幅方向に引張歪みを受ける圧延方向の端面において厚さの減少が大きくなり、端面に高い応力が発生して亀裂が発生及び伝搬しやすくなり、穴広げ率の平均値λaveを劣化させるためである。また、{211}面強度が2.4超であると、亀裂発生抵抗値Jc、及びシャルピー吸収エネルギも劣化するからでもある。つまり、{211}面強度が2.4超であると、所望の穴広げ性及び破壊特性を得ることができない。また、穴広げ性及び破壊特性をより良好なものとするために、{211}面強度は2.35以下であることが好ましく、2.2以下であることがより好ましい。上述のように、介在物の長径/介在物の短径で表される長径/短径比の最大値は8.0以下とする。これは、長径/短径比が8.0超である場合、鋼板の変形時において介在物の近傍での応力集中が増大し、所望の穴広げ率の平均値λave、標準偏差σ、亀裂発生抵抗値Jc、及びシャルピー吸収エネルギが得られない可能性があるためである。つまり、長径/短径比の最大値が8.0超であると、十分な穴広げ性及び破壊特性が得られない可能性がある。また、介在物の長径/短径比の最大値は、3.0以下であることが好ましい。介在物の長径/短径比の最大値が3.0以下であれば、穴広げ率の平均値λaveをより良好な85以上とし、穴広げ率の標準偏差σをより良好な10以下とすることができ、また、亀裂発生抵抗値Jc及びシャルピー吸収エネルギも更に優れたものにすることができる。これらは、図5A、図5B、図6A、及び図6Bからも明らかである。また、上述のように、介在物の圧延方向長さの総和Mは0.25mm/mm2以下とする。これは、総和Mが0.25mm/mm2超である場合、鋼板の変形時において延性破壊が促進されやすく、所望の穴広げ率の平均値λave、亀裂発生抵抗値Jc、亀裂伝播抵抗値T.M、及びシャルピー吸収エネルギが得られなくなる可能性があるためである。つまり、総和Mが0.25mm/mm2超であると、所望の穴広げ性及び破壊特性が得られない可能性がある。これは、図5A、図5B、図6A、及び図6Bからも明らかである。また、介在物の圧延方向長さの総和Mは、0.05mm/mm2以下であることが好ましい。介在物の圧延方向長さの総和Mが0.05mm/mm2以下であれば、亀裂伝搬抵抗値T.M.をより良好な900MJ/m3以上とすることができ、また、穴広げ率の平均値λave、亀裂発生抵抗値Jc、及びシャルピー吸収エネルギも更に優れたものにすることができる。このような観点から、介在物の圧延方向長さの総和Mは0.01mm/mm2以下であることがより好ましく、総和Mが零であってもよい。なお、ここでいう介在物は、例えば、鋼中のMnS及びCaS等の硫化物、CaO-Al2O3系化合物カルシウムアルミネート等の酸化物、並びにCaF2等からなる脱硫材の残存物等のことをいう。また、これらミクロ組織、集合組織、及び介在物の測定方法、X線ランダム強度比、介在物の圧延方向長さの総和M、介在物の長径/短径比の定義は上述の通りである。なお、特に限定はしないが、n値加工硬化指数は0.08以上であることが好ましく、破面遷移温度は-15°C以下であることが好ましい。次に、第1の実施形態に係る熱延鋼板を製造するための方法について説明する。まず、製鋼工程において、例えば、高炉等によって溶銑を得た後、転炉にて脱炭処理及び合金添加を行う。その後、出鋼した溶鋼に各種の二次精錬装置で脱硫処理、脱酸処理等を行う。このようにして、所定の成分を含有する溶鋼を溶製する。二次精錬工程において、Ca、REM及び/又はTiを、パラメータQ又はP ́が30.0以上となるように添加し、延伸MnSを抑制することが好ましい。この際、Caを多量に添加すると、延伸したカルシウムアルミネートを生成するので、REMを添加して、Caは添加しないか、又はCaの添加は微量とすることが好ましい。このような処理により、介在物の圧延方向長さの総和Mを、より良好な0.01mm/mm2以下とすることができ、また、亀裂伝搬抵抗値T.M.をより良好な900MJ/m3以上とすることができる。また、更に、穴広げ率の平均値λave、亀裂発生抵抗値Jc、及びシャルピー吸収エネルギも更に優れたものとすることができる。なお、コスト上、脱硫材を用いた脱硫は行わないことが好ましい。ただし、コスト上の制約が小さい場合、S含有量をより一層抑制するために脱硫材を用いた脱硫を行ってもよい。その場合、延伸した介在物となりやすい脱硫材自体が最終製品中まで残存する可能性があるので、二次精錬工程中で脱硫材の投入後に十分な溶鋼の環流を行い、脱硫材を除去することが好ましい。また、脱硫材を用いる場合は、二次精錬工程後に残存する脱硫材が圧延により延伸するのを防止するため、高温での圧延で延伸しにくい組成とすることが好ましい。以上の点を除けば、熱間圧延工程に先行する製鋼工程については特に限定するものではない。二次精錬により所定の成分を含有する溶鋼を溶製した後は、通常の連続鋳造又はインゴット法による鋳造の他、薄スラブ鋳造等の方法で鋳造して鋼片を得る。連続鋳造によって鋼片を得た場合は、高温鋼片のまま熱間圧延機に直送してもよいし、室温まで冷却した後に加熱炉によって再加熱し、その後に鋼片を熱間圧延するようにしてもよい。また、高炉によって溶銑を得る代替の方法として、原料として鉄スクラップを使用し、これを電炉にて溶解した後、各種の二次精錬を行い、所定の成分を含有する溶鋼を得るようにしてもよい。次に、連続鋳造等により得られた鋼片を熱間圧延する際の製造条件について説明する。まず、連続鋳造等により得られた鋼片を加熱炉にて加熱する。この際の加熱温度は、所望の引張強度を得るために、1200°C以上とすることが好ましい。加熱温度が1200°C未満であると、Ti又はNbを含む析出物が鋼片スラブ中に十分に溶解せずに粗大化し、Ti又はNbの析出物による析出強化能が得られず、所望の引張強度が得られないことがある。また、加熱温度が1200°C未満であると、再加熱によりMnSが十分に溶解せず、SをTiSとして析出させることを促進することができず、所望の穴広げ性が得られなくなる可能性がある。続いて、加熱炉より抽出した鋼片に対して粗圧延を行う。粗圧延では、1150°C超の高温の温度域で累積圧下率が70以下となる圧延を行う。これは、この温度域での累積圧下率が70超であると、介在物の圧延方向長さの総和M及び介在物の長径/短径比の最大値が共に大きくなり、所望の穴広げ率の平均値λave、亀裂発生抵抗値Jc、及び亀裂伝搬抵抗値T.M.が得られなくなる可能性があるためである。このような観点から、1150°C超の高温の温度域で累積圧下率は65以下であることが好ましく、60以下であることがより好ましい。また、粗圧延では、1150°C以下の低温の温度域で累積圧下率が10以上、25以下となる圧延も行う。この温度域での累積圧下率が10未満の場合、ミクロ組織の平均結晶粒径が大きくなり、本発明で規定する平均結晶粒径6μm以下が得られなくなる。この結果、所望の破面遷移温度が得られなくなる可能性がある。一方、この温度域での累積圧下率が25超の場合、{211}面強度が大きくなり、本発明で規定する{211}面強度2.4以下が得られなくなる。この結果、所望の穴広げ率の平均値λave、亀裂発生抵抗値Jc、及びシャルピー吸収エネルギが得られなくなる可能性がある。このため、1150°C以下の低温の温度域での圧延の累積圧下率は、10以上、25以下とする。なお、より良好な破面遷移温度を得るために、1150°C以下の低温の温度域での累積圧下率は13以上であることが好ましく、15以上であることがより好ましい。また、より良好な穴広げ率の平均値λave、亀裂発生抵抗値Jc、及びシャルピー吸収エネルギを得るために、1150°C以下の低温の温度域での累積圧下率は20以下であることが好ましく、17以下であることがより好ましい。続いて、粗圧延を行って得られた鋼片に対して仕上圧延を行う。この仕上圧延工程では、その開始温度を1050°C以上とする。これは、仕上圧延の開始温度をより高温にするほど、圧延中の動的再結晶が促進され、未再結晶状態のまま圧下を重ねるために生じる{211}面強度を大きくする集合組織を低減させて、本発明で規定する{211}面強度2.4以下を得ることができるためである。{211}面強度をより抑制するために、仕上圧延の開始温度は1100°C以上とすることが好ましい。また、この仕上圧延工程では、その終了温度をAr3130°C以上、Ar3230°C以下とする。仕上圧延の終了温度がAr3130°C未満であると、{211}強度を増大させる原因となる未再結晶状態の圧延集合組織が残存しやすくなり、本発明で規定する{211}面強度2.4以下を得にくくなる。一方、仕上圧延の終了温度がAr3230°C超であると、結晶粒が過度に粗大化して、本発明で規定する平均結晶粒径6μm以下を得にくくなる。このため、仕上圧延の終了温度はAr3130°C以上、Ar3230°C以下とする。{211}面強度をより抑制するために、仕上圧延の終了温度はAr3150°C以上であることが好ましく、Ar3160°C以上であることがより好ましい。また、ミクロ組織の平均結晶粒径をより小さくするために、仕上圧延の終了温度はAr3200°C以下であることが好ましく、Ar3175°C以下であることがより好ましい。なお、Ar3は、下記数式11から求められる。[C]はC含有量質量、[Si]はSi含有量質量、[Mn]はMn含有量質量、[Ni]はNi含有量質量、[Cu]はCu含有量質量、[Cr]はCr含有量質量、[Mo]は、Mo含有量質量を示している。また、仕上圧延の終了温度FTは、Nb含有量及びB含有量に応じて、下記数式12を満たしていることが好ましい。数式12が満たされている場合に、{211}面強度及び平均結晶粒径が特に抑制されるからである。[Nb]はNb含有量質量、[B]はB含有量質量を示している。続いて、仕上圧延工程により得られた鋼板をランアウトテーブル等で冷却する。この冷却工程では、冷却速度を15°C/sec以上とする。これは、冷却速度が15°C/sec未満であると、穴広げ率の平均値λave等の劣化の原因となるパーライトが生成されてしまううえ、ミクロ組織の平均結晶粒径が大きくなり破面遷移温度を劣化させてしまう。この結果、十分な穴広げ性及び破壊特性が得られなくなる可能性がある。このため、冷却速度は15°C/sec以上とし、20°C/sec以上とすることが好ましい。また、この冷却工程では、TiC等の析出物を微細化させて、より引張強度の優れた熱延鋼板を得るために、次に説明するような三段冷却工程を行うことが好ましい。この三段冷却工程では、例えば、初めに冷却速度を20°C/sec以上とした一段階目の冷却を行い、続いて、550°C以上650°C以下の温度域で冷却速度を15°C/sec以下とした二段階目の冷却を行い、続いて、冷却速度を20°C/sec以上とした三段階目の冷却を行う。三段冷却工程での一段階目の冷却で冷却速度を20°C/sec以上としたのは、これよりも小さい冷却速度であると、穴広げ値の平均値λave等の劣化の原因となるパーライトが生成されてしまう可能性があるためである。三段冷却工程での二段階目の冷却で冷却速度を15°C/sec以下としたのは、これよりも大きい冷却速度であると、微細な析出物が十分に析出しない可能性があるためである。また、この冷却を行う温度域を550°C以上としたのは、これよりも低い温度域であると、短時間で微細にTiCを析出させる効果が小さくなるためである。また、この冷却を行う温度域を650°C以下としたのは、これよりも高い温度域であると、TiC等の析出物が粗大に析出し、十分な引張強度が得られない可能性があるためである。また、650°C超の温度域ではパーライトが生成し、穴広げ性を劣化させる可能性があるためでもある。この冷却は、1秒間以上、5秒間以下とすることが望ましい。1秒間未満であると、微細な析出物が十分に析出されないためである。5秒間超であると、かえって析出物が粗大に析出し、引張強度の低下を招くためである。また、この冷却が5秒間超の場合、パーライトが生成し、穴広げ性を劣化させる可能性があるためでもある。三段冷却工程での三段階目の冷却で冷却速度を20°C/sec以上としたのは、二段階目の冷却の後に速やかに冷却を行わないと析出物が粗大に析出し、引張強度低下を招く可能性があるためである。また、この冷却速度が20°C/sec未満であると、パーライトが生成し、穴広げ性を劣化させる可能性があるためでもある。なお、各冷却工程において、20°C/sec以上の冷却速度は、例えば、水冷、ミストによる冷却等で実現することができ、15°C/sec以下の冷却速度は、例えば、空冷により実現することができる。続いて、冷却工程又は三段冷却工程により冷却された鋼板を巻き取り装置等により巻き取る。この巻き取り工程では、640°C以下の温度域において鋼板を巻き取る。これは、640°C超の温度域において鋼板を巻き取ると、穴広げ率の平均値λave等の劣化の原因となるパーライトが生成されるためである。また、過多にTiCが析出し固溶Cが減少することにより、打ち抜きによるはがれが発生しやすくなる。なお、巻き取り温度CTは、B含有量及びNb含有量に応じて調整することが好ましく、B含有量が0.0002未満の場合は、540°C以下とすることが好ましい。また、B含有量が0.0002以上、0.002以下の場合は、Nb含有量が0.005以上、0.06以下であれば、560°C以下とすることが好ましく、Nb含有量が0.001以上、0.005未満であれば、640°C以下とすることが好ましい。B含有量及びNb含有量に応じて固溶Bの粒界個数密度等が変化するからである。また、巻き取り温度CTは、下記数式13を満たしていることが好ましい。数式13が満たされている場合に、より高い引張強度を得ることができるからである。FTは仕上圧延の終了温度°Cを示している。このようにして、第1の実施形態に係る高強度熱延鋼板を製造することができる。なお、熱間圧延工程の終了後に、スキンパス圧延を行ってもよい。スキンパス圧延を行うことにより、例えば、可動転位の導入により延性を向上したり、鋼板の形状を矯正したりすることができる。また、熱間圧延工程の終了後に、酸洗により熱延鋼板の表面に付着しているスケールを除去してもよい。また、熱間圧延終了後又は酸洗後に、得られた鋼板に対してインライン又はオフラインでスキンパス圧延、又は、冷間圧延を行ってもよい。また、熱間圧延工程終了後に溶融めっき法によりめっき処理をして、鋼板の耐食性を向上させてもよい。また、溶融めっきに加えて合金化処理を施してもよい。第2の実施形態次に、本発明の第2の実施形態について説明する。第2の実施形態に係る高強度熱延鋼板は、所定量のVが含有されており、Nbがほとんど含有されていない点で第1の実施形態と相違している。他の点は第1の実施形態と同様である。V:0.001~0.2VはVCとして微細に析出して析出強化による鋼板の引張強度の向上に寄与する元素である。V含有量が0.001未満であると、十分な引張強度を得ることが困難である。また、Vは、成形性の指標の一つであるn値加工硬化指数を高める効果を有している。一方、V含有量が0.2超であると、これらの効果が飽和して経済性が低下する。従って、V含有量は、0.001以上、0.2以下とする。また、上記の引張強度の向上等の効果をより高めるために、V含有量は0.05以上であることが好ましく、0.07以上であることがより好ましい。更に、経済性を考慮して、V含有量は0.1以下であることが好ましく、0.09以下であることがより好ましい。Nb:0.01未満0は含まず第1の実施形態において説明したように、Nbは引張強度の向上に寄与する。しかし、本実施形態では、Vが含有されているため、Nb含有量が0.01以上であると、{211}面のX線ランダム強度比が過度に増大して、穴広げ率の平均値λave、亀裂発生抵抗値Jc、及びシャルピー吸収エネルギが劣化する可能性がある。このため、Nb含有量は0.01未満とする。なお、第2の実施形態に係る高強度熱延鋼板は、第1の実施形態と同様の方法により製造することができる。次に、本発明者らが行った実験について説明する。これらの実験における条件等は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した例であり、本発明は、これらの例に限定されるものではない。第1の実験まず、表4に示すような鋼成分1A1~3C11の溶鋼を得た。各溶鋼は、転炉での溶製及び二次精錬を行うことによって溶製した。二次精錬はRHRuhrstahlHeraeusで行い、適宜CaO-CaF2-MgO系の脱硫材を添加し、脱硫を行った。一部の鋼成分では、延伸した介在物となる脱硫材の残存を抑制するため、脱硫を行わず、Sの含有量を転炉での一次精錬後のままとして処理を進めた。各溶鋼からは連続鋳造を経て鋼片を得て、その後に、表5に示す製造条件で熱間圧延を行い、厚さが2.9mmの熱延鋼板を得た。得られた熱延鋼板のミクロ組織、集合組織、及び介在物の特性値を表6に示し、得られた熱延鋼板の機械的性質を表7に示す。ミクロ組織、集合組織、及び介在物の測定方法、並びに機械的性質の測定方法は、上述の通りである。なお、穴広げ性の評価では、一つの供試鋼から20本の試験片を作製した。表4~表7における下線は、本発明の範囲外であるか、又は、所望の特性値が得られていないことを示す。鋼番1-1-1~1-1-8、1-2~1-19、1-23-1~1-23-3、1-28-1、1-28-3、及び1-28-4は、本発明の要件を満している。このため、引張強度が780MPa以上、穴広げ率の平均値λaveが80以上、穴広げ率の標準偏差σが15以下、n値が0.08以上、亀裂発生抵抗値Jcが0.75MJ/m2以上、亀裂伝搬抵抗値T.M.が600MJ/m3以上、破面遷移温度が-13°C以下、シャルピー吸収エネルギが30J以上であった。つまり、所望の特性値が得られた。鋼番1-27でも、本発明の要件を満たしているため、概ね所望の特性値が得られた。また、鋼番1-1-1~1-1-4、1-1-7、1-1-8、1-2~1-8、1-15~1-19、1-23-1~1-23-3、1-27、及び1-28-3は、本発明の要件を満たしつつ、介在物の長径/短径比の最大値が3.0以下となっている。このため、穴広げ率の平均値λaveが85以上、標準偏差σが10以下と、好ましい特性値が得られた。また、鋼番1-1-3、1-1-5、1-1-7、1-1-8、及び1-8は、本発明の要件を満たしつつ、Caが添加されていないか、又はCaの添加が微量であり、かつ、脱硫材を用いた脱硫が行われていない。このため、介在物の圧延方向長さの総和Mが0.01mm/mm2以下、亀裂伝搬抵抗値T.M.が900MJ/m3以上と、好ましい特性値が得られた。更に、穴広げ率の平均値λave、亀裂発生抵抗値Jc、及びシャルピー吸収エネルギもより良好なものとなっていた。特に、鋼番1-1-3~1-1-6は、Ca及びREMをほとんど添加しておらず、実質的にTiのみで硫化物の形態の制御を行った例である。その中で鋼番1-1-3及び1-1-5は脱硫材を用いなかった例であり、各々良好な特性値が得られた。鋼番1-1-7及び1-1-8ではSi含有量が特に少ないため、島状マルテンサイトも観察されなかった。また、Caをほとんど添加することなく硫化物の形態が制御され、また、脱硫材が用いられてないので、延伸した形状の介在物が生じておらず、特に良好な特性値が得られた。鋼番1-2では、Nb含有量が高めなので、{211}面強度が高めであった。鋼番1-3では、Nb含有量が低めなので、引張強度が低めであった。鋼番1-4では、Ti含有量が低めなので、引張強度が低めであった。鋼番1-5では、C含有量が低めなので、穴広げ率の平均値λave及び亀裂発生抵抗値Jcが低めである、破面遷移温度が高めであった。鋼番1-6では、B含有量が高めなので、{211}面強度が高めであった。また、はがれが全く発生していなかった。鋼番1-7は本発明例であり、好ましい量のBが含まれているため、はがれが全く発生していなかった。鋼番1-8は本発明例であり、Caを添加することなく硫化物の形態の制御がなされており、また、脱硫材が用いられてないので、延伸した形状の介在物が極めて少なく、特に良好な特性値が得られた。鋼番1-9~1-14は本発明例であるが、REMが添加されていないか、又はREMの添加が微量であるので、[REM]/140/[Ca]/40の値が0.3未満であり、介在物の長径/短径比の最大値がやや高く、穴広げ率の標準偏差σがやや大きかった。鋼番1-23-1~1-23-3ではSi含有量が特に少ないため、島状マルテンサイトが観察されず、穴広げ率の平均値λave、亀裂発生抵抗値Jc、及びシャルピー吸収エネルギが特に良好であった。鋼番1-27は本発明例であるが、加熱温度が1200°C未満であったため、引張強度が若干低かった。鋼番1-20、及び1-21は、パラメータQが30.0未満であり、かつ数式2が満たされないため、本発明で規定する介在物の圧延方向長さの総和M、及び長径/短径比の最大値が得られなかった。このため、所望の穴広げ率の平均値λave、標準偏差σ、亀裂発生抵抗値Jc、亀裂伝搬抵抗値T.M.、及びシャルピー吸収エネルギが得られなかった。鋼番1-22では、1150°C超の温度域での粗圧延の累積圧下率が本発明範囲より大きいため、介在物の長径/短径の最大値が本発明で規定する値よりも大きく、穴広げ率の平均値λave、穴広げ率の標準偏差σ、亀裂発生抵抗値Jc、及びシャルピー吸収エネルギが劣化していた。鋼番1-28-0は、1150°C超の温度域での粗圧延の累積圧下率が本発明範囲より大きいため、介在物の圧延方向長さの総和M、介在物の長径/短径の最大値が本発明で規定する値よりも大きく、穴広げ率の平均値λave、穴広げ率の標準偏差σ、亀裂発生抵抗値Jc、亀裂伝搬抵抗値T.M.、及びシャルピー吸収エネルギが劣化していた。鋼番1-28-2は、1150°C以下の温度域での粗圧延の累積圧下率が本発明範囲より大きいため、本発明で規定する{211}面強度が得られなかった。このため、所望の穴広げ率の平均値λave、亀裂発生抵抗値Jc、及びシャルピー吸収エネルギが得られなかった。鋼番1-28-5は、1150°C以下の温度域での粗圧延の累積圧下率が本発明範囲より小さいため、ミクロ組織の平均結晶粒径が本発明で規定する値より大きかった。このため、破面遷移温度が所望の値より高かった。鋼番1-30は、仕上圧延の開始温度が本発明範囲より低いため、{211}面強度が本発明で規定する値より高かった。また、{211}面強度が本発明で規定する値より高かったため、所望の穴広げ率の平均値λave、亀裂発生抵抗値Jc、シャルピー吸収エネルギが得られなかった。鋼番1-31は、仕上圧延の終了温度が本発明範囲より低いため、{211}面強度が本発明で規定する値より高かった。また、{211}面強度が本発明で規定する値より高かったため、所望の穴広げ率の平均値λave、亀裂発生抵抗値Jc、シャルピー吸収エネルギが得られなかった。鋼番1-32は、仕上圧延の終了温度が本発明範囲より高く、ミクロ組織の平均結晶粒径が本発明範囲より大きかったため、破面遷移温度が所望の値より高かった。鋼番1-33は、冷却速度が本発明範囲より小さいため、パーライトが生成し、所望の穴広げ率の平均値λave、亀裂発生抵抗値Jc、及びシャルピー吸収エネルギが得られなかった。鋼番1-34は、巻き取り温度が本発明範囲より高いため、パーライトが生成し、所望の穴広げ率の平均値λave、亀裂発生抵抗値Jc、及びシャルピー吸収エネルギが得られなかった。鋼番3-1では、C含有量が本発明範囲より低いので、平均結晶粒径が本発明で規定する値より大きかった。この結果、破面遷移温度が極めて高く、はがれが発生した。鋼番3-2では、C含有量が本発明範囲より高いので、粒径が2μm超の粗大な粒界セメンタイトが析出した。この結果、所望の穴広げ率の平均値λave、亀裂発生抵抗値Jc、及びシャルピー吸収エネルギが得られなかった。鋼番3-3では、Si含有量が本発明範囲より低いので、粒径が2μm超の粗大な粒界セメンタイトが析出した。この結果、所望の穴広げ率の平均値λave、亀裂発生抵抗値Jc、及びシャルピー吸収エネルギが得られなかった。鋼番3-4では、Mn含有量が本発明範囲より低いので、粒径が2μm超の粗大な粒界セメンタイトが析出した。この結果、所望の穴広げ率の平均値λave、亀裂発生抵抗値Jc、及びシャルピー吸収エネルギが得られなかった。鋼番3-5では、P含有量が本発明範囲より高いので、{211}面強度が本発明で規定する値より高かった。また、{211}面強度が本発明で規定する値より高かったため、所望の穴広げ率の平均値λave、亀裂発生抵抗値Jc、シャルピー吸収エネルギが得られなかった。鋼番3-6では、S含有量が本発明範囲より高いので、介在物の長径/短径の最大値が本発明で規定する値よりも大きかった。この結果、穴広げ率の平均値λave、穴広げ率の標準偏差σ、亀裂発生抵抗値Jc、亀裂伝搬抵抗値T.M.、及びシャルピー吸収エネルギが劣化していた。鋼番3-7では、Al含有量が本発明範囲より低いので、粒径が2μm超の粗大な粒界セメンタイトが析出した。この結果、所望の穴広げ率の平均値λave、亀裂発生抵抗値Jc、及びシャルピー吸収エネルギが得られなかった。鋼番3-8では、N含有量が本発明範囲より高いので、粒径が2μm超の粗大なTiNが析出した。この結果、所望の穴広げ率の平均値λave、亀裂発生抵抗値Jc、及びシャルピー吸収エネルギが得られなかった。鋼番3-9では、Ti含有量が本発明範囲より低いので、所望の引張強度が得られなかった。また、MnSが析出し、介在物の圧延方向長さの総和Mが本発明で規定する値より高かった。このため、所望の穴広げ率の平均値λave、亀裂発生抵抗値Jc、亀裂伝搬抵抗値T.M.、及びシャルピー吸収エネルギが得られなかった。鋼番3-10では、Nb含有量が本発明範囲より低いので、平均結晶粒径が本発明で規定する値より大きかった。この結果、引張強度及び靱性が低かった。鋼番3-11では、Nb含有量が本発明範囲より高いので、未再結晶の圧延集合組織が存在し、{211}面強度が本発明で規定する値より高かった。また、{211}面強度が本発明で規定する値より高かったため、所望の穴広げ率の平均値λave、亀裂発生抵抗値Jc、シャルピー吸収エネルギが得られなかった。第2の実験まず、表8に示すような鋼成分2A1~2W3の溶鋼を得た。各溶鋼は、転炉での溶製及び二次精錬を行うことによって溶製した。二次精錬はRHで行い、適宜CaO-CaF2-MgO系の脱硫材を添加し、脱硫を行った。一部の鋼成分では、延伸した介在物となる脱硫材の残存を抑制するため、脱硫を行わず、Sの含有量を転炉での一次精錬後のままとして処理を進めた。各溶鋼からは連続鋳造を経て鋼片を得て、その後に、表9に示す製造条件で熱間圧延を行い、厚さが2.9mmの熱延鋼板を得た。得られた熱延鋼板のミクロ組織、集合組織、及び介在物の特性値を表10に示し、得られた熱延鋼板の機械的性質を表11に示す。ミクロ組織、集合組織、及び介在物の測定方法、並びに機械的性質の測定方法は、上述の通りである。なお、穴広げ性の評価では、一つの供試鋼から20本の試験片を作製した。表8~表11における下線は、本発明の範囲外であるか、又は、所望の特性値が得られていないことを示す。鋼番2-1-1~2-1-8、2-2~2-19、2-23-1~2-23-3、2-28-1、2-28-3、及び2-28-4は、本発明の要件を満している。このため、引張強度が780MPa以上、穴広げ率の平均値λaveが80以上、穴広げ率の標準偏差σが15以下、n値が0.08以上、亀裂発生抵抗値Jcが0.75MJ/m2以上、亀裂伝搬抵抗値T.M.が600MJ/m3以上、破面遷移温度が-13°C以下、シャルピー吸収エネルギが30J以上であった。つまり、所望の特性値が得られた。鋼番2-27でも、本発明の要件を満たしているため、概ね所望の特性値が得られた。また、鋼番2-1-1~2-1-4、2-1-7、2-1-8、2-2~2-8、2-15~2-19、2-23-1~2-23-3、2-27、及び2-28-3は、本発明の要件を満たしつつ、介在物の長径/短径比の最大値が3.0以下となっている。このため、穴広げ率の平均値λaveが84以上、標準偏差σが8以下と、好ましい特性値が得られた。また、鋼番2-1-3、2-1-5、2-1-7、2-1-8、及び2-8は、本発明の要件を満たしつつ、Caが添加されていないか、又はCaの添加が微量であり、かつ、脱硫材を用いた脱硫が行われていない。このため、介在物の圧延方向長さの総和Mが0.01mm/mm2以下、亀裂伝搬抵抗値T.M.が900MJ/m3以上と、好ましい特性値が得られた。更に、穴広げ率の平均値λave、亀裂発生抵抗値Jc、及びシャルピー吸収エネルギもより良好なものとなっていた。特に、鋼番2-1-3~2-1-6は、Ca及びREMをほとんど添加しておらず、実質的にTiのみで硫化物の形態の制御を行った例である。その中で鋼番2-1-3及び2-1-5は脱硫材を用いなかった例であり、各々良好な特性値が得られた。鋼番2-1-7及び2-1-8ではSi含有量が特に少ないため、島状マルテンサイトも観察されなかった。また、Caをほとんど添加することなく硫化物の形態が制御され、また、脱硫材が用いられてないので、延伸した形状の介在物が生じておらず、特に良好な特性値が得られた。鋼番2-2では、Nb含有量が高めなので、{211}面強度が高めであった。鋼番2-5では、C含有量が低めなので、穴広げ率の平均値λave及び亀裂発生抵抗値Jcが低めである、破面遷移温度が高めであった。鋼番2-6では、B含有量が高めなので、{211}面強度が高めであった。また、はがれが全く発生していなかった。鋼番2-7は本発明例であり、好ましい量のBが含まれているため、はがれが全く発生していなかった。鋼番2-8は本発明例であり、Caを添加することなく硫化物の形態の制御がなされており、また、脱硫材が用いられてないので、延伸した形状の介在物が極めて少なく、特に良好な特性値が得られた。鋼番2-9~2-14は本発明例であるが、REMが添加されていないか、又はREMの添加が微量であるので、[REM]/140/[Ca]/40の値が0.3未満であり、介在物の長径/短径比の最大値がやや高く、穴広げ率の標準偏差σがやや大きかった。鋼番2-23-1~2-23-3ではSi含有量が特に少ないため、島状マルテンサイトが観察されず、穴広げ率の平均値λave、亀裂発生抵抗値Jc、及びシャルピー吸収エネルギが特に良好であった。鋼番2-27は本発明例であるが、加熱温度が1200°C未満であったため、引張強度が若干低かった。鋼番2-20、及び2-21は、パラメータQが30.0未満であり、かつ数式2が満たされないため、本発明で規定する介在物の圧延方向長さの総和M、及び長径/短径比の最大値が得られなかった。このため、所望の穴広げ率の平均値λave、標準偏差σ、亀裂発生抵抗値Jc、亀裂伝搬抵抗値T.M.、及びシャルピー吸収エネルギが得られなかった。鋼番2-22では、1150°C超の温度域での粗圧延の累積圧下率が本発明範囲より大きいため、介在物の長径/短径の最大値が本発明で規定する値よりも大きく、穴広げ率の平均値λave、穴広げ率の標準偏差σ、亀裂発生抵抗値Jc、及びシャルピー吸収エネルギが劣化していた。鋼番2-28-0は、1150°C超の温度域での粗圧延の累積圧下率が本発明範囲より大きいため、介在物の圧延方向長さの総和M、介在物の長径/短径の最大値が本発明で規定する値よりも大きく、穴広げ率の平均値λave、穴広げ率の標準偏差σ、亀裂発生抵抗値Jc、亀裂伝搬抵抗値T.M.、及びシャルピー吸収エネルギが劣化していた。鋼番2-28-2は、1150°C以下の温度域での粗圧延の累積圧下率が本発明範囲より大きいため、本発明で規定する{211}面強度が得られなかった。このため、所望の穴広げ率の平均値λave、亀裂発生抵抗値Jc、及びシャルピー吸収エネルギが得られなかった。鋼番2-28-5は、1150°C以下の温度域での粗圧延の累積圧下率が本発明範囲より小さいため、ミクロ組織の平均結晶粒径が本発明で規定する値より大きかった。このため、破面遷移温度が所望の値より高かった。鋼番2-30は、仕上圧延の開始温度が本発明範囲より低いため、{211}面強度が本発明で規定する値より高かった。また、{211}面強度が本発明で規定する値より高かったため、所望の穴広げ率の平均値λave、亀裂発生抵抗値Jc、シャルピー吸収エネルギが得られなかった。鋼番2-31は、仕上圧延の終了温度が本発明範囲より低いため、{211}面強度が本発明で規定する値より高かった。また、{211}面強度が本発明で規定する値より高かったため、所望の穴広げ率の平均値λave、亀裂発生抵抗値Jc、シャルピー吸収エネルギが得られなかった。鋼番2-32は、仕上圧延の終了温度が本発明範囲より高く、ミクロ組織の平均結晶粒径が本発明範囲より大きかっため、破面遷移温度が所望の値より高かった。鋼番2-33は、冷却速度が本発明範囲より小さいため、パーライトが生成し、所望の穴広げ率の平均値λave、亀裂発生抵抗値Jc、及びシャルピー吸収エネルギが得られなかった。鋼番2-34は、巻き取り温度が本発明範囲より高いため、パーライトが生成し、所望の穴広げ率の平均値λave、亀裂発生抵抗値Jc、及びシャルピー吸収エネルギが得られなかった。第3の実験まず、表12に示すような鋼成分Z1~Z4の溶鋼を得た。各溶鋼は、転炉での溶製及び二次精錬を行うことによって溶製した。二次精錬はRHで行った。なお、延伸した介在物となる脱硫材の残存を抑制するため、脱硫を行わず、Sの含有量を転炉での一次精錬後のままとして処理を進めた。各溶鋼からは連続鋳造を経て鋼片を得て、その後に、表13に示す製造条件で熱間圧延を行い、厚さが2.9mmの熱延鋼板を得た。得られた熱延鋼板のミクロ組織、集合組織、及び介在物の特性値を表14に示し、得られた熱延鋼板の機械的性質を表15に示す。ミクロ組織、集合組織、及び介在物の測定方法、並びに機械的性質の測定方法は、上述の通りである。なお、穴広げ性の評価では、一つの供試鋼から20本の試験片を作製した。表12~表15における下線は、本発明の範囲外であるか、又は、所望の特性値が得られていないことを示す。鋼番35~38は、本発明の要件を満している。このため、引張強度が780MPa以上、穴広げ率の平均値λaveが80以上、穴広げ率の標準偏差σが15以下、n値が0.08以上、亀裂発生抵抗値Jcが0.75MJ/m2以上、亀裂伝搬抵抗値T.M.が600MJ/m3以上、破面遷移温度が-40°C以下、シャルピー吸収エネルギが30J以上であった。つまり、所望の特性値が得られた。また、固溶C及び固溶Bの粒界個数密度が4.5個/nm2以上、かつ粒界に位置するセメンタイトの粒径が2μm以下の鋼番36では、はがれが生じなかった。