"質量で、C:0.03~0.30、Si:0.08~2.1、Mn:0.5~4.0、P:0.05以下、S:0.0001~0.1、N:0.01以下、酸可溶Al:0.004超かつ2.0以下、酸可溶Ti:0.0001~0.20、Ce、Laから選択される少なくとも1種の合計:0.001~0.04を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、Ce、La、酸可溶Al及びSの質量を、それぞれ、[Ce]、[La]、[酸可溶Al]及び[S]と定義した場合に、[Ce]、[La]、[酸可溶Al]及び[S]が、0.02≦[Ce][La]/[酸可溶Al]<0.25、かつ、0.4≦[Ce][La]/[S]≦50を満たし、鋼組織が、面積率で1~50のマルテンサイトを含むことを特徴とする高強度鋼板。質量で、Mo:0.001~1.0、Cr:0.001~2.0、Ni:0.001~2.0、Cu:0.001~2.0、B:0.0001~0.005、Nb:0.001~0.2、V:0.001~1.0、W:0.001~1.0、Ca:0.0001~0.01、Mg:0.0001~0.01、Zr:0.0001~0.2、Sc及びPrからLuまでのランタノイドから選択される少なくとも1種の合計:0.0001~0.1、As:0.0001~0.5、Co:0.0001~1.0、Sn:0.0001~0.2、Pb:0.0001~0.2、Y:0.0001~0.2、Hf:0.0001~0.2からなる群から選択される少なくとも一種をさらに含むことを特徴とする請求項1に記載の高強度鋼板。酸可溶Tiが、0.0001以上かつ0.008未満であることを特徴とする請求項1または2に記載の高強度鋼板。酸可溶Tiが、0.008~0.20であることを特徴とする請求項1または2に記載の高強度鋼板。[Ce]、[La]、[酸可溶Al]及び[S]が、0.02≦[Ce][La]/[酸可溶Al]<0.15を満たすことを特徴とする請求項1または2に記載の高強度鋼板。[Ce]、[La]、[酸可溶Al]及び[S]が、0.02≦[Ce][La]/[酸可溶Al]<0.10を満たすことを特徴とする請求項1または2に記載の高強度鋼板。酸可溶Alが、0.01超かつ2.0以下であることを特徴とする請求項1または2に記載の高強度鋼板。前記鋼組織では、円相当直径0.5~2μmの介在物の個数密度が15個/mm2以上であることを特徴とする請求項1または2に記載の高強度鋼板。前記鋼組織では、円相当直径1.0μm以上の介在物のうち、長径を短径で除したアスペクト比が5以上の延伸介在物の個数割合が20以下であることを特徴とする請求項1または2に記載の高強度鋼板。前記鋼組織中では、円相当直径1.0μm以上の介在物のうち、Ce、Laの少なくとも1種、O、Sの少なくとも1種からなる酸化物又はオキシサルファイド、又は、Ce、Laの少なくとも1種、Si、Tiの少なくとも1種、O、Sの少なくとも1種からなる酸化物又はオキシサルファイドに、MnS、TiS、Mn,TiSの少なくとも1種が析出した介在物の個数割合が、10以上であることを特徴とする請求項1または2に記載の高強度鋼板。前記鋼組織中では、円相当直径が1μm以上で、かつ、長径を短径で除したアスペクト比が5以上の延伸介在物の体積個数密度が、1.0×104個/mm3以下であることを特徴とする請求項1または2に記載の高強度鋼板。前記鋼組織中では、Ce、Laの少なくとも1種、O、Sの少なくとも1種からなる酸化物又はオキシサルファイド、又は、Ce、Laの少なくとも1種、Si、Tiの少なくとも1種、O、Sの少なくとも1種からなる酸化物又はオキシサルファイドに、MnS、TiS、Mn,TiSの少なくとも1種が析出した介在物の体積個数密度が、1.0×103個/mm3以上であることを特徴とする請求項1または2に記載の高強度鋼板。前記鋼組織中には、円相当直径が1μm以上で、かつ、長径を短径で除したアスペクト比が5以上の延伸介在物が存在し、この延伸介在物の平均円相当直径が、10μm以下であることを特徴とする請求項1または2に記載の高強度鋼板。前記鋼組織中には、Ce、Laの少なくとも1種、O、Sの少なくとも1種からなる酸化物又はオキシサルファイド、又は、Ce、Laの少なくとも1種、Si、Tiの少なくとも1種、O、Sの少なくとも1種からなる酸化物又はオキシサルファイドに、MnS、TiS、Mn,TiSの少なくとも1種が析出した介在物が存在し、この介在物が、平均組成でCe、Laの少なくとも1種を合計で0.5~95質量含有することを特徴とする請求項1または2に記載の高強度鋼板。前記鋼組織の平均結晶粒径が、10μm以下であることを特徴とする請求項1または2に記載の高強度鋼板。前記鋼組織中に含まれるマルテンサイトの最大硬度が、600Hv以下であることを特徴とする請求項1または2に記載の高強度鋼板。板厚が、0.5~20mmであることを特徴とする請求項1または2に記載の高強度鋼板。少なくとも片面に、亜鉛めっき層または合金化亜鉛めっき層をさらに有することを特徴とする請求項1または2に記載の高強度鋼板。請求項1または2に記載の化学成分を有する溶鋼を連続鋳造してスラブに加工する第1の工程と;前記スラブに対して、850°C以上かつ970°C以下の仕上温度で熱間圧延を行い、鋼板を作製する第2の工程と;前記鋼板を、650°C以下の冷却制御温度まで10~100°C/秒の平均冷却速度で冷却後、300°C以上かつ650°C以下の巻取り温度で巻き取る第3の工程と;を含むことを特徴とする高強度鋼板の製造方法。前記第3の工程では、前記冷却制御温度が450°C以下であり、前記巻取り温度が300°C以上かつ450°C以下であり、熱延鋼板を作製することを特徴とする請求項19に記載の高強度鋼板の製造方法。前記第3の工程の後に、前記鋼板を酸洗し、前記鋼板に対して40以上の圧下率で冷間圧延を施す第4の工程と;前記鋼板を、750~900°C以下の最高温度で焼鈍する第5の工程と;前記鋼板を、0.1~200°C/秒の平均冷却速度で450°C以下に冷却する第6の工程と;前記鋼板を、300°C以上かつ450°C以下の温度域で1~1000秒保持して冷延鋼板を作製する第7の工程と;をさらに含むことを特徴とする請求項19に記載の高強度鋼板の製造方法。前記熱延鋼板または前記冷延鋼板の少なくとも片面に、亜鉛めっきまたは合金化亜鉛めっきを施すことを特徴とする請求項20または21に記載の高強度鋼板の製造方法。前記第1の工程の後かつ前記第2の工程の前のスラブを、1100°C以上に再加熱することを特徴とする請求項19に記載の高強度鋼板の製造方法。特許文献4に開示されているような、ベイナイト主体の組織を有し、粗大な炭化物の生成が抑制された高強度熱延鋼板は、優れた穴拡げ性を示すが、フェライト-マルテンサイト組織主体の鋼板に比べてその延性が劣っている。また、粗大な炭化物の生成を抑制しただけでは、厳しい穴拡げ加工を行った場合に亀裂の発生を防止することは難しい。本発明者らの研究によれば、これらの原因は、鋼板中のMnS主体の延伸した硫化物系介在物であることが分かった。鋼板が繰り返し変形を受けると、鋼板の表層又はその近傍に存在する延伸した粗大なMnS系介在物の周辺に内部欠陥が発生し、この内部欠陥が亀裂として伝播して、疲労特性が劣化する。また、延伸した粗大なMnS系介在物は、穴拡げ加工時の割れ発生の起点になりやすい。このため、鋼中のMnS系介在物を、できる限り延伸させず、微細球状化することが望ましい。しかしながら、Mnは、CやSiとともに材料の強度を高める元素であるので、高強度鋼板では強度を確保するため、Mnの濃度を高く設定するのが一般的である。さらに、二次精錬工程で脱Sの重処理を実施しなければ、鋼中に50ppm以上のSが含まれる。このため、通常、鋳片中にはMnSが存在する。また、伸びフランジ性を向上させるために、可溶性Tiの濃度を高めると、この可溶性Tiが粗大なTiS及びMnSと一部化合してMn,TiSが析出する。MnS系介在物以下では、MnS、TiS、Mn,TiSの3つの介在物を、便宜上MnS系介在物と呼ぶ。は、鋳片が熱間圧延及び冷間圧延されると変形しやすいため、延伸したMnS系介在物になり、穴拡げ性を低下させる原因になる。このような特許文献4に対して、特許文献5及び特許文献6では、鋳片中に微細なMnS系介在物を析出させ、このMnS系介在物を、圧延時に変形を受けず、割れ発生の起点になりにくい微細球状介在物として鋼板中に分散させるため、穴拡げ性に優れる熱延鋼板を製造することが可能である。しかしながら、特許文献5では、鋼板がベイナイト主体の組織を有するため、フェライト-マルテンサイト主体の組織を有する鋼板に比べて十分な延性を期待できない。また、硬度差の大きいフェライト-マルテンサイト主体の組織を有する鋼板においては、特許文献5及び特許文献6の技術を用いてMnS系介在物を微細に析出させたとしても、穴拡げ性があまり向上しなかった。本発明は、従来の問題点を解決するためになされ、穴拡げ性と延性とに優れた複合組織型の高強度鋼板及びその製造方法を提供する。穴拡げ性は、組織の均一性に依存する特性であり、組織中の硬度差が大きいフェライト-マルテンサイト主体の複相鋼板においては、フェライトとマルテンサイトとの界面に応力が集中し、この界面から割れが発生しやすい。加えて、この穴拡げ性は、MnSなどが延伸した硫化物系介在物によっても大きく劣化する。本発明者らは、鋭意検討の結果、フェライト-マルテンサイト主体の複相鋼板中のマルテンサイト相マルテンサイトの硬度が高くなりすぎないように化学成分及び製造条件を調整し、Ce、Laの添加による脱酸を用いてMnS系介在物を微細に析出させることによって、フェライト-マルテンサイト主体の組織を有する鋼板においても著しく穴拡げ性を改善できることを見出し、この発明を完成させた。なお、TiNが微細で硬質なCe酸化物、La酸化物、セリウムオキシサルファイド、ランタンオキシサルファイド上にMnS系介在物とともに複合析出してくる例も観察されたが、このような例は、穴拡げ性及び延性にほとんど影響しないことが確認された。よって、本発明において、TiNを、MnS系介在物の対象として考慮しない。本発明の要旨は、以下のとおりである。1本発明の一態様に係る高強度鋼板は、質量で、C:0.03~0.30、Si:0.08~2.1、Mn:0.5~4.0、P:0.05以下、S:0.0001~0.1、N:0.01以下、酸可溶Al:0.004超かつ2.0以下、酸可溶Ti:0.0001~0.20、Ce、Laから選択される少なくとも1種の合計:0.001~0.04を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、Ce、La、酸可溶Al及びSの質量を、それぞれ、[Ce]、[La]、[酸可溶Al]及び[S]と定義した場合に、[Ce]、[La]、[酸可溶Al]及び[S]が、0.02≦[Ce][La]/[酸可溶Al]<0.25、かつ、0.4≦[Ce][La]/[S]≦50を満たし、鋼組織が、面積率で1~50のマルテンサイトを含む。2上記1に記載の高強度鋼板が、質量で、Mo:0.001~1.0、Cr:0.001~2.0、Ni:0.001~2.0、Cu:0.001~2.0、B:0.0001~0.005、Nb:0.001~0.2、V:0.001~1.0、W:0.001~1.0、Ca:0.0001~0.01、Mg:0.0001~0.01、Zr:0.0001~0.2、Sc及びPrからLuまでのランタノイドから選択される少なくとも1種の合計:0.0001~0.1、As:0.0001~0.5、Co:0.0001~1.0、Sn:0.0001~0.2、Pb:0.0001~0.2、Y:0.0001~0.2、Hf:0.0001~0.2からなる群から選択される少なくとも一種をさらに含んでもよい。3上記1または2に記載の高強度鋼板では、酸可溶Tiが、0.0001以上かつ0.008未満であってもよい。4上記1または2に記載の高強度鋼板では、酸可溶Tiが、0.008~0.20であってもよい。5上記1または2に記載の高強度鋼板では、[Ce]、[La]、[酸可溶Al]及び[S]が、0.02≦[Ce][La]/[酸可溶Al]<0.15を満たしてもよい。6上記1または2に記載の高強度鋼板では、[Ce]、[La]、[酸可溶Al]及び[S]が、0.02≦[Ce][La]/[酸可溶Al]<0.10を満たしてもよい。7上記1または2に記載の高強度鋼板では、酸可溶Alが、0.01超かつ2.0以下であってもよい。8上記1または2に記載の高強度鋼板では、前記鋼組織中の円相当直径0.5~2μmの介在物の個数密度が15個/mm2以上であってもよい。9上記1または2に記載の高強度鋼板では、前記鋼組織中の円相当直径1.0μm以上の介在物のうち、長径を短径で除したアスペクト比が5以上の延伸介在物の個数割合が20以下であってもよい。10上記1または2に記載の高強度鋼板では、前記鋼組織中の円相当直径1.0μm以上の介在物のうち、Ce、Laの少なくとも1種、O、Sの少なくとも1種からなる酸化物又はオキシサルファイド、又は、Ce、Laの少なくとも1種、Si、Tiの少なくとも1種、O、Sの少なくとも1種からなる酸化物又はオキシサルファイドに、MnS、TiS、Mn,TiSの少なくとも1種が析出した介在物の個数割合が、10以上であってもよい。11上記1または2に記載の高強度鋼板では、前記鋼組織中の円相当直径が1μm以上で、かつ、長径を短径で除したアスペクト比が5以上の延伸介在物の体積個数密度が、1.0×104個/mm3以下であってもよい。12上記1または2に記載の高強度鋼板では、前記鋼組織中の、Ce、Laの少なくとも1種、O、Sの少なくとも1種からなる酸化物又はオキシサルファイド、又は、Ce、Laの少なくとも1種、Si、Tiの少なくとも1種、O、Sの少なくとも1種からなる酸化物又はオキシサルファイドに、MnS、TiS、Mn,TiSの少なくとも1種が析出した介在物の体積個数密度が、1.0×103個/mm3以上であってもよい。13上記1または2に記載の高強度鋼板では、前記鋼組織中に、円相当直径が1μm以上で、かつ、長径を短径で除したアスペクト比が5以上の延伸介在物が存在し、この延伸介在物の平均円相当直径が、10μm以下であってもよい。14上記1または2に記載の高強度鋼板では、前記鋼組織中に、Ce、Laの少なくとも1種、O、Sの少なくとも1種からなる酸化物又はオキシサルファイド、又は、Ce、Laの少なくとも1種、Si、Tiの少なくとも1種、O、Sの少なくとも1種からなる酸化物又はオキシサルファイドに、MnS、TiS、Mn,TiSの少なくとも1種が析出した介在物が存在し、この介在物が、平均組成でCe、Laの少なくとも1種を合計で0.5~95質量含有してもよい。15上記1または2に記載の高強度鋼板では、前記鋼組織の平均結晶粒径が、10μm以下であってもよい。16上記1または2に記載の高強度鋼板では、前記鋼組織中に含まれるマルテンサイトの最大硬度が、600Hv以下であってもよい。17上記1または2に記載の高強度鋼板では、板厚が、0.5~20mmであってもよい。18上記1または2に記載の高強度鋼板では、少なくとも片面に、亜鉛めっき層または合金化亜鉛めっき層をさらに有してもよい。19本発明の一態様に係る高強度鋼板の製造方法は、上記1または2に記載の化学成分を有する溶鋼を連続鋳造してスラブに加工する第1の工程と;前記スラブに対して、850°C以上かつ970°C以下の仕上温度で熱間圧延を行い、鋼板を作製する第2の工程と;前記鋼板を、650°C以下の冷却制御温度まで10~100°C/秒の平均冷却速度で冷却後、300°C以上かつ650°C未満の巻取り温度で巻き取る第3の工程と;を含む。20上記19に記載の高強度鋼板の製造方法では、前記第3の工程について、前記冷却制御温度が450°C以下であり、前記巻取り温度が300°C以上かつ450°C以下であり、熱延鋼板を作製してもよい。21上記19に記載の高強度鋼板の製造方法では、前記第3の工程の後に、前記鋼板を酸洗し、前記鋼板に対して40以上の圧下率で冷間圧延を施す第4の工程と;前記鋼板を、750~900°C以下の最高温度で焼鈍する第5の工程と;前記鋼板を、0.1~200°C/秒の平均冷却速度で450°C以下に冷却する第6の工程と;前記鋼板を、300°C以上かつ450°C以下の温度域で1~1000秒保持して冷延鋼板を作製する第7の工程と;をさらに含んでもよい。22上記20または21に記載の高強度鋼板の製造方法では、前記熱延鋼板または前記冷延鋼板の少なくとも片面に、亜鉛めっきまたは合金化亜鉛めっきを施してもよい。23上記19に記載の高強度鋼板の製造方法では、前記第1の工程の後かつ前記第2の工程の前のスラブを、1100°C以上に再加熱してもよい。本発明によれば、Al脱酸とCe、Laの添加による脱酸とを制御することで、溶鋼の成分を安定的に調整することができ、粗大なアルミナ介在物の生成を抑制でき、微細なMnS系介在物として鋳片中に硫化物を析出させることができる。この微細なMnS系介在物は、微細な球状介在物として鋼板中に分散しており、圧延時に変形を受けず、割れ発生の起点となりにくいので、穴拡げ性と延性とに優れた高強度鋼板を得ることができる。上記1に記載の高強度鋼板は、フェライト-マルテンサイト主体の複相鋼板であるので、延性に優れる。また、上記16に記載の高強度鋼板は、マルテンサイト相の硬度を制御しているため、介在物の形態制御による穴拡げ性向上の効果をより高めることができる。さらに、上記19に記載の高強度鋼板の製造方法では、微細なMnS系介在物が分散したフェライト-マルテンサイト主体の複相鋼板、すなわち、穴拡げ性と延性とに優れた高強度鋼板を製造することができる。以下、本発明の高強度鋼板について、詳細に説明する。以下、化学成分化学組成における質量は、単にと記載する。まず、本発明を完成するに至った実験について説明する。Al脱酸を行いながら、種々の量溶鋼中の化学組成のCe、Laで脱酸を行い、鋼塊を製造した。この鋼塊を熱間圧延して、3mmの熱延鋼板を製造した。さらに、この熱延鋼板を、酸洗後50の圧下率で冷間圧延し、種々の焼鈍条件で焼鈍して冷延鋼板を製造した。本発明者らは、この冷延鋼板を穴拡げ試験及び引張り試験に供し、鋼板中の介在物の個数密度、形態及び平均組成を調査した。上記の実験の結果、Siを添加した後、Alを添加し、その後、Ce、Laの1種又は2種を添加して脱酸した溶鋼では、[Ce][La]/[酸可溶Al]、及び、[Ce][La]/[S]が所定の範囲にある場合に、急激に溶鋼中の酸素ポテンシャルが低下し、生成するAl2O3の濃度が低くなり、穴拡げ性に優れる鋼板が得られることが分かった。ここで、[Ce]、[La]、[酸可溶Al]、及び、[S]は、それぞれ、鋼に含有されるCe、La、酸可溶Al、及び、Sの質量を表す以下でも、この記載と同じ表現を使用する。Ce、Laをどちらも添加しない冷延鋼板の穴拡げ値に対する、Ce、Laの1種又は2種を添加した冷延鋼板の穴拡げ値の増加量は、鋼板中のマルテンサイト相の硬度によって変化し、この硬度が小さいほど大きかった。マルテンサイト相の最大硬度が600Hv以下であれば、Ce、Laの1種又は2種を添加することにより、より明確に穴拡げ性が向上することを確認できた。マルテンサイト相の最大硬度は、荷重10gfの圧子を硬質相フェライト相以外部分に、無作為に50回押し当てて得られたマイクロビッカース硬さの最大値である。Ce、Laをどちらも添加しない冷延鋼板穴拡げ値を比較する鋼板は、Ce、Laの1種又は2種を添加した冷延鋼板と同様の引張強度を有するように同一の条件で焼鈍された。この場合、Ce、Laをどちらも添加しない冷延鋼板の均一伸びとCe、Laの1種又は2種を添加した冷延鋼板の均一伸びとが同等であり、Ce、La添加による延性の劣化が見られないことを確認した。なお、実質的にベイナイトからなる組織では、Ce、La添加による穴拡げ性の向上量は大きいが、延性がフェライト-マルテンサイト主体の鋼板と比べて小さかった。Ce、La添加により穴拡げ性が向上した理由は、以下のように考えられる。鋼塊を製造する際に溶鋼中にSiを添加するとSiO2介在物が生成するが、その後、Alを添加することによりSiO2介在物はSiに還元される。Alは、SiO2介在物を還元するとともに、溶鋼中の溶存酸素を脱酸して、Al2O3系介在物を生成し、一部のAl2O3系介在物は浮上分離により除去され、残りのAl2O3系介在物は溶鋼中に残る。その後、溶鋼中にCe、Laを添加すると、若干のAl2O3が残るが、溶鋼中のAl2O3系介在物が還元分解されて、Ce、Laによる脱酸によって微細で硬質なCe酸化物、La酸化物、セリウムオキシサルファイド、及び、ランタンオキシサルファイドが生成すると考えられる。Al脱酸を上述の脱酸方法に基づいて適切に行うことにより、Al脱酸をほとんど行わない場合と同様に、Ce、Laの添加による脱酸により生成した、微細で硬質なCe酸化物、La酸化物、セリウムオキシサルファイド上にMnSを析出させることができる。その結果、圧延時に、析出したMnSの変形を抑制することができるので、鋼板中の延伸した粗大なMnSを著しく減少させることができ、穴拡げ性を向上させることができる。加えて、Al脱酸により溶鋼の酸素ポテンシャルをさらに低下させることもできるので、化学組成のばらつきを小さくすることができる。同一の引張り強度及び均一伸びを持つ鋼板において、マルテンサイト相の硬度により穴拡げ性の向上量が変化する要因は、以下のように考えられる。穴拡げ性は、鋼材の局部延性に大きな影響を受け、穴拡げ性に関する第一の支配因子は、組織間ここでは、マルテンサイト相とフェライト相との間の硬度差であると認識されている。穴拡げ性に関するその他の有力な支配因子として、MnSなどの非金属介在物の存在が挙げられ、介在物を起点としてボイドが発生し、このボイドが成長及び連結して、鋼材が破壊に至ることが多くの文献で報告されている。したがって、マルテンサイト相の硬度が余りに高いと、Ce、Laの添加により介在物の形態制御を行い、介在物に起因するボイドの発生を抑えたとしても、フェライトとマルテンサイトとの界面に応力が集中し、組織間の強度差によってボイドが発生し、鋼材が破壊することがある。本発明者らは、熱延鋼板の場合には熱延後の冷却条件を、冷延鋼板の場合には焼鈍条件を適切に制御し、マルテンサイト相の硬度を低減すれば、介在物の形態制御によるボイド発生の抑制効果をより高めることができることを新たに知見した。また、本発明者らは、フェライト-マルテンサイト主体の組織中に所定量以上のマルテンサイトを確保し、Ce、La添加により介在物の形態を制御することにより、延性と穴拡げ性とに優れた鋼板を得ることができることを知見した。なお、溶鋼中に、Alを添加した後、かつ、Ce、Laを添加する前に、Tiを添加することができる。この時点では、溶鋼中の酸素は、Alで既に脱酸されているので、Tiによる脱酸量は少ない。さらに、その後、溶鋼中に添加したCe、Laにより、Al2O3系介在物が還元分解され、微細なCe酸化物、La酸化物、セリウムオキシサルファイド及びランタンオキシサルファイドを形成する。以上のように、Al、Si、Ti、Ce、Laの添加による複合脱酸を行うと、若干のAl2O3が残るが、微細で硬質なCe酸化物、La酸化物、セリウムオキシサルファイド、ランタンオキシサルファイド、Tiオキサイドが主に生成すると考えられる。Al、Si、Ti、Ce、Laの添加による複合脱酸において、Al脱酸を上述した脱酸方法に基づいて適切に行うと、Al脱酸をほとんど行わない場合と同様に、Ce酸化物、La酸化物、Tiオキサイド等の微細で硬質な酸化物又はセリウムオキシサルファイド、ランタンオキシサルファイド等の微細で硬質なオキシサルファイド上に、MnS、TiS又はMn,TiSを析出させることができる。その結果、溶鋼中にTiを所定量以上添加した場合、介在物に含まれる元素の種類が少し変化するが、MnS系介在物の延伸を抑制するメカニズムは、Tiをほとんど添加しない場合と同様であった。これらの実験的検討から得られた知見に基づいて、本発明者らは、以下に説明するように、鋼板の化学組成、組織及び製造条件について検討を行った。まず、本発明の一実施形態に係る高強度鋼板について説明する。以下、本発明の一実施形態に係る高強度鋼板における化学組成の限定理由について説明する。Cは、鋼の焼入れ性と強度とを制御する最も基本的な元素であり、焼入れ硬化層の硬さ及び深さを高めて、疲労強度を向上させる。すなわち、Cは、鋼板の強度を確保するために必須の元素である。所望の高強度鋼板を得るために必要な残留オーステナイト及び低温変態相を生成するためには、Cの濃度が0.03以上である必要がある。Cの濃度が0.30を超えると、加工性及び溶接性が劣化する。このため、必要な強度を達成しつつ、加工性及び溶接性を確保するためには、Cの濃度が0.30以下である必要がある。強度と加工性とのバランスを考慮すると、Cの濃度は、0.05~0.20であることが好ましく、0.10~0.15であることがより好ましい。Siは、主要な脱酸元素のひとつである。また、Siは、焼入れのための加熱時にオーステナイトの核生成サイト数を増加させ、オーステナイトの粒成長を抑制して、焼入れによる硬化層の粒径を微細化する。また、Siは、炭化物の生成を抑制し、炭化物による粒界強度の低下を抑制する。さらに、Siは、ベイナイト組織の生成に対しても有効であり、材料全体の強度確保の観点から重要な役割を担う。このような効果を発現させるためには、鋼中にSiを0.08以上添加する必要がある。Siの濃度が高すぎると、十分なAl脱酸を行った場合であっても、介在物中のSiO2濃度が高くなり、粗大な介在物が生成しやすくなる。また、この場合には、靭性、延性、溶接性が悪くなり、表面脱炭及び表面疵が増加して疲労特性が悪くなる。このため、Siの濃度の上限が2.1であることが必要である。強度とその他の機械的特性とのバランスとを考慮すると、Siの濃度は、0.10~1.5であることが好ましく、0.12~1.0であることがより好ましい。Mnは、製鋼段階での脱酸に有用な元素であり、C、Siとともに、鋼板の強度を高めるために有効な元素である。この効果を得るためには、Mnの濃度が0.5以上である必要がある。Mnを、鋼中に4.0を超えて含有させると、Mnの偏析及び固溶強化の増大により延性が低下する。また、溶接性及び母材の靭性が劣化するので、Mnの濃度の上限は4.0である。強度とその他の機械的特性とのバランスとを考慮すると、Mnの濃度は、1.0~3.0であることが好ましく、1.2~2.5であることがより好ましい。Pは、Fe原子よりも小さな置換型固溶強化元素として利用する場合において有効である。鋼中のPの濃度が0.05を超えると、オーステナイトの粒界にPが偏析し、粒界強度が低下して、加工性が劣化することがある。そのため、Pの濃度の上限は0.05である。固溶強化の必要がなければ、鋼中にPを添加する必要はないので、Pの濃度の下限は、0を含む。なお、不純物として含まれるPの濃度を考慮して、例えば、Pの濃度の下限が、0.0001であってもよい。Nは、溶鋼処理中に空気中の窒素が溶鋼に取り込まれることで、鋼中に不可避的に混入する元素である。Nには、Al、Ti等の元素と窒化物を形成して母材組織の細粒化を促進する働きがある。しかしながら、Nの濃度が0.01を超えると、Al、Ti等の元素と粗大な析出物が生成し、穴拡げ性が劣化する。このため、Nの濃度の上限は、0.01である。一方、Nの濃度を0.0005未満に低減するとコストが高くなるので、工業的に実現可能な観点からNの濃度の下限が0.0005であってもよい。Sは、鋼板中に不純物として含まれ、鋼中に偏析しやすい。Sは、MnS系の粗大な延伸介在物を形成して穴拡げ性を劣化させるため、極力低濃度であることが好ましい。従来では、穴拡げ性を確保するために、Sの濃度を大きく低下させる必要があった。しかしながら、Sの濃度を0.0001未満に低減するためには、二次精錬での脱硫負荷が大きくなり、脱硫コストが高くなりすぎる。二次精錬での脱硫を前提とした場合、鋼板の材質に応じた脱硫コストを考慮すると、Sの濃度の下限は、0.0001である。なお、二次精錬のコストをさらに抑制し、Ce及びLa添加の効果をより有効に利用する場合には、Sの濃度が、0.0004超であることが好ましく、0.0005以上であることがより好ましく、0.0010以上であることが最も好ましい。また、本実施形態では、微細で硬質なCe酸化物、La酸化物、セリウムオキシサルファイド、ランタンオキシサルファイド等の介在物上にMnS系介在物を析出させ、MnS系介在物の形態を制御している。そのため、圧延時に介在物の変形が起こりにくく、介在物の延伸が防止される。したがって、Sの濃度の上限は、後述のように、Sの濃度とCe、Laの1種又は2種の合計量との関係によって規定される。例えば、このSの濃度の上限は、0.1である。本実施形態では、MnS系の介在物の形態を、Ce酸化物、La酸化物、セリウムオキシサルファイド、ランタンオキシサルファイド等の介在物で制御するため、Sの濃度が高くても、Sの濃度に応じた量のCe、Laの1種又は2種を鋼中に添加して、Sが鋼板の材質に悪影響を及ぼすことを防止できる。すなわち、Sの濃度がある程度高くても、Sの濃度に応じた量のCe、Laの1種又は2種を鋼中に添加することにより、実質的な脱硫効果が得られ、極低硫鋼と同様の材質の鋼が得られる。換言すれば、Sの濃度は、CeとLaとの合計量に応じて適切に調整すればよいので、その上限についての自由度は大きい。その結果、本実施形態では、極低硫鋼を得るために二次精錬で溶鋼の脱硫を行う必要がなく、二次精錬を省略することも可能である。したがって、鋼板の製造プロセスの簡略化及びこれに伴う脱硫処理コストの低減を実現することが可能である。一般的に、Alの酸化物は、クラスター化して粗大になりやすく、穴拡げ性を劣化させるため、極力溶鋼中の酸可溶Alを抑制することが好ましい。しかしながら、本発明者らは、Al脱酸を行いながら、酸可溶Alの濃度に応じて溶鋼中のCe、La濃度を制御することにより、アルミナ系酸化物がクラスター化して粗大にならない領域を新たに見出した。この領域では、Al脱酸で生成したAl2O3系介在物のうち、一部のAl2O3系介在物が、浮上分離により除去され、溶鋼中の残りのAl2O3系介在物が、後から添加されたCe、Laにより還元分解されて微細な介在物を形成している。このため、本実施形態では、実質的にAlを鋼中に添加する必要がなく、特に、この酸可溶Alの濃度に関して自由度が大きい。例えば、後述の酸可溶Alの濃度とCe、Laの1種又は2種の合計量との関係により、酸可溶Alの濃度は、0.004超であってもよい。また、Al脱酸と、Ce、Laの添加による脱酸とを併用するために、酸可溶Alの濃度が0.010超であってもよい。この場合、従来のように、脱酸元素の総量を確保するためにCe、Laの添加量を多くする必要がなくなり、鋼中の酸素ポテンシャルをさらに低下させることができ、各成分元素の組成のばらつきを抑制できる。なお、Al脱酸と、Ce、Laの添加による脱酸とを併用する効果をより高める場合には、酸可溶Alの濃度が、0.020超であることがより好ましく、0.040超であることがさらに好ましい。酸可溶Alの濃度の上限は、後述のように、酸可溶Alと、Ce、Laの1種又は2種の合計量との関係で規定される。例えば、この関係により、酸可溶Alの濃度は、2.0以下であってもよい。ここでは、酸可溶Al濃度は、酸に溶解したAlの濃度の測定により決定される。この酸可溶Alの分析には、溶存Alまたは、固溶Alが酸に溶解し、Al2O3が酸に溶解しないことを利用する。ここで、酸として、例えば、塩酸1、硝酸1、水2の割合質量比で混合した混酸が例示できる。このような酸を用いて、酸に可溶なAlと、酸に溶解しないAl2O3とを分離し、酸可溶Al濃度が測定できる。なお、酸不溶Al酸に溶解しないAl2O3は、不可避的不純物として判断する。Tiは、主要な脱酸元素であり、炭化物、窒化物、炭窒化物を形成し、熱間圧延前に十分に鋼塊を加熱することにより、オーステナイトの核生成サイト数を増加させる。その結果、オーステナイトの粒成長が抑制されるので、Tiは、結晶粒の微細化及び鋼板の高強度化に寄与し、熱間圧延時の動的再結晶に有効に作用し、穴拡げ性を著しく向上させる。そのため、この効果を十分に高める場合には、酸可溶Tiを鋼中に0.008以上添加してもよい。この効果を十分に確保する必要がない場合及び鋼塊を十分に加熱できない場合には、酸可溶Tiの濃度が0.008未満であってもよい。鋼塊を十分に加熱できない状況として、例えば、熱延工程の稼働率が高い場合及び熱延工程が十分な加熱能力を持たない場合が想定される。なお、鋼中の酸可溶Tiの濃度の下限は、特に制限されないが、Tiが不可避的に鋼中に含まれるため、例えば、0.0001であってもよい。また、酸可溶Tiの濃度が0.2を超えると、Tiの脱酸効果が飽和し、熱間圧延前の鋼塊の加熱によって粗大な炭化物、窒化物、炭窒化物が形成し、鋼板の材質が劣化する。この場合、Tiの添加に応じた効果が得られない。よって、本実施形態では、酸可溶Tiの濃度の上限は、0.2である。したがって、酸可溶Tiの濃度は、0.0001~0.2であることが必要である。また、Tiの炭化物、窒化物、炭窒化物による効果を十分に確保する場合には、酸可溶Tiの濃度が、0.008~0.2であることが好ましい。この場合、Tiの炭化物、窒化物、炭窒化物が粗大になることをより確実に防ぐために、酸可溶Tiの濃度が、0.15以下であってもよい。一方、Tiの炭化物、窒化物、炭窒化物による効果及びTiの脱酸効果を十分に確保しない場合には、酸可溶Tiの濃度が、0.0001以上かつ0.008未満であることが好ましい。熱間圧延前に十分な加熱温度で鋼塊を加熱することにより、鋳造時に生成した炭化物、窒化物、炭窒化物を、一旦、固溶することができる。そのため、Tiの添加に応じた効果を得るためには、熱間圧延前の加熱温度は、1200°C超であることが好ましい。この場合、固溶Tiが、再度微細な炭化物、窒化物、炭窒化物として析出するため、鋼板の結晶粒を微細化し、鋼板の強度を高めることができる。一方、熱間圧延前の加熱温度が1250°Cを超えると、コスト及びスケール生成の観点から、好ましくない。したがって、熱間圧延前の加熱温度は、1250°C以下であることが好適である。酸可溶Ti濃度は、酸に溶解したTiの濃度の測定により決定される。この酸可溶Tiの分析には、溶存Tiまたは、固溶Tiが酸に溶解し、Ti酸化物が酸に溶解しないことを利用する。ここで、酸として、例えば、塩酸1、硝酸1、水2の割合質量比で混合した混酸が例示できる。このような酸を用いて、酸に可溶なTiと、酸に溶解しないTi酸化物とを分離し、酸可溶Ti濃度が測定できる。なお、酸不溶Ti酸に溶解しないTi酸化物は、不可避的不純物として判断する。Ce、Laは、Al脱酸により生成したAl2O3及びSi脱酸により生成したSiO2を還元し、MnS系介在物の析出サイトになりやすい。さらに、Ce、Laは、硬質かつ微細で圧延時に変形しにくいCe酸化物例えば、Ce2O3、CeO2、セリウムオキシサルファイド例えば、Ce2O2S、La酸化物例えば、La2O3、LaO2、ランタンオキシサルファイド例えば、La2O2S、Ce酸化物-La酸化物、又は、セリウムオキシサルファイド-ランタンオキシサルファイドを、主な化合物例えば、これらの化合物が総量で50以上含まれる。として含む介在物硬質介在物を形成する。上記硬質介在物中には、脱酸条件によりMnO、SiO2、TiO2、Ti2O3又はAl2O3が一部含まれる場合もある。しかしながら、主な化合物が上記のCe酸化物、セリウムオキシサルファイド、La酸化物、ランタンオキシサルファイド、Ce酸化物-La酸化物、及び、セリウムオキシサルファイド-ランタンオキシサルファイドであれば、サイズ及び硬さを維持したまま硬質介在物がMnS系介在物の析出サイトとして十分に機能する。本発明者らは、このような介在物を得るためには、Ce、Laの1種又は2種の合計濃度が0.001以上かつ0.04以下であることが必要であることを、実験的に知見した。Ce、Laの1種又は2種の合計濃度が0.001未満では、Al2O3介在物及びSiO2介在物を還元できない。また、Ce、Laの1種又は2種の合計濃度が0.04超では、セリウムオキシサルファイド、ランタンオキシサルファイドが多量に生成し、これらのオキシサルファイドが粗大になり、穴拡げ性が劣化する。したがって、Ce、Laから選択される少なくとも1種の合計が、0.001~0.04であることが好ましい。よりAl2O3介在物及びSiO2介在物を確実に還元するためには、Ce、Laの1種又は2種の合計濃度が、0.0015以上であることが最も好ましい。また、本発明者らは、Ce、Laの1種又は2種からなる酸化物又はオキシサルファイド以下では、硬質化合物と記載することもある。により改質されるMnSの量が、Ce、La、及び、Sの濃度を用いて表せる点に着目し、[Ce][La]/[S]を用いて鋼中のSの濃度及びCe及びLaの合計濃度を制御することを着想した。具体的には、[Ce][La]/[S]が小さいと、硬質化合物が少なく、MnSが単独で多数析出する。[Ce][La]/[S]が大きくなると、MnSに比べて、硬質化合物が多くなり、硬質化合物にMnSが析出した形態の介在物が多くなる。すなわち、MnSが硬質化合物によって改質される。その結果、穴拡げ性が向上し、MnSの延伸が防止される。つまり、[Ce][La]/[S]を、MnS系介在物の形態を制御するパラメータとして用いることが可能である。そこで、本発明者らは、MnS系介在物の延伸抑制に有効な組成比を明らかにするため、鋼板の[Ce][La]/[S]を変化させて、介在物の形態及び穴拡げ性を評価した。その結果、[Ce][La]/[S]が0.4~50であると、穴拡げ性が飛躍的に向上することが判明した。[Ce][La]/[S]が0.4未満であると、硬質化合物にMnSが析出した形態の介在物の個数割合が大きく減少し、割れ発生の起点になりやすいMnS系延伸介在物の個数割合が多くなり、穴拡げ性が低下する。[Ce][La]/[S]が50超であると、多量に生成したセリウムオキシサルファイド及びランタンオキシサルファイドが、粗大な介在物を形成するため、穴拡げ性が劣化する。例えば、[Ce][La]/[S]が70超であると、セリウムオキシサルファイド及びランタンオキシサルファイドが、円相当直径が50μm以上の粗大な介在物を形成する。加えて、[Ce][La]/[S]が50超であると、MnS系介在物の形態を制御する効果が飽和してしまいコストに見合わない。以上の結果から、[Ce][La]/[S]は、0.4~50である必要がある。MnS系介在物の形態制御量とコストとを考慮すると、[Ce][La]/[S]は、0.7~30であることが好ましく、1.0~10であることがより好ましい。さらに、溶鋼中における成分調整時にMnS系介在物の形態を最も効率よく制御する場合には、[Ce][La]/[S]が、1.1以上であることが最も好ましい。また、本発明者らは、Siで脱酸した後、Alで脱酸し、Ce、Laの1種又は2種で脱酸した溶鋼から得られた本実施形態の鋼板中の、酸可溶Alの濃度に対するCe、Laの1種又は2種の合計濃度に着目し、[Ce][La]/[酸可溶Al]を、溶鋼中の酸素ポテンシャルを適切に制御するパラメータとして用いることを着想した。本発明者らは、Siで脱酸した後、Alで脱酸し、その後、少なくともCe、Laの1種で脱酸した溶鋼において、[Ce][La]/[酸可溶Al]が0.02以上である場合に、穴拡げ性に優れる鋼板が得られることを実験的に知見した。この場合、急激に溶鋼中の酸素ポテンシャルが低下し、その結果、生成するAl2O3濃度が低くなる。そのため、Alによる脱酸を積極的に行った場合であっても、Alでほとんど脱酸しなかった場合と同様に、穴拡げ性に優れる鋼板が得られた。また、[Ce][La]/[酸可溶Al]が0.25未満である場合には、CeまたはLaのコストを低減するだけでなく、各元素の酸素との親和性に基づいて溶鋼中の元素間における酸素の授受を効率よく制御することもできる。なお、本実施例では、Alによる脱酸を積極的に行う必要はなく、[Ce][La]/[酸可溶Al]が、0.02以上かつ0.25未満を満足するように、Ca、Laの少なくとも1種の合計濃度と、酸可溶Alの濃度とを制御すればよい。[Ce][La]/[酸可溶Al]が0.02未満である場合には、Ce、Laの1種又は2種を鋼中に添加しても、Ca、Laの少なくとも1種に対するAlの添加量が多すぎるため、穴拡げ性を劣化させる粗大なアルミナクラスターが生成してしまうことを確認した。また、[Ce][La]/[酸可溶Al]が0.25以上である場合には、介在物の形態制御が十分行われないことがある。例えば、セリウムオキシサルファイド及びランタンオキシサルファイドが粗大な介在物を形成したり、十分な脱酸が溶鋼中で行われなかったりする。したがって、[Ce][La]/[酸可溶Al]は、0.02以上かつ0.25未満であることが必要である。また、コストをより低減し、溶鋼中の元素間における酸素の授受をより適切に制御するためには、[Ce][La]/[酸可溶Al]が、0.15未満であることが好ましく、0.10未満であることがより好ましい。このように、[Ce][La]/[S]及び[Ce][La]/[酸可溶Al]を制御することにより、二次精錬による脱硫を省略しても、延性と穴拡げ性とに優れる鋼板を得ることができる。以下、本実施形態において、選択元素の化学組成を限定した理由について説明する。これらの元素は、選択元素であり、鋼中に任意に選択的に添加することができる。したがって、これらの元素を鋼中に加えなくてもよく、これらの元素からなる群から選択される少なくとも1種を鋼中に加えてもよい。なお、これらの元素は、不可避的に鋼中に含まれることがあるため、これらの元素の濃度の下限は、不可避的不純物として判断される臨界値である。Nb、W及びVは、C又はNと、炭化物、窒化物、炭窒化物を形成して、母材組織の細粒化を促進し、靭性を向上させる。上述した複合炭化物、複合窒化物等を得るために、鋼中にNbを0.01以上添加してもよい。しかし、多量のNbを添加してこのNbの濃度が0.20を超えても、母材組織の細粒化の効果が飽和し、製造コストが高くなる。このため、Nbの濃度の上限は、0.20である。よりNbのコストを低減する場合には、Nbの濃度を0.10以下に制御しても良い。なお、Nbの濃度の下限は、0.001である。上述した複合炭化物、複合窒化物等を得るために、鋼中にWを添加してもよい。しかし、多量のWを添加してこのWの濃度が1.0を超えても、母材組織の細粒化の効果が飽和し、製造コストが高くなる。このため、Wの濃度の上限は、1.0である。なお、Wの濃度の下限は、0.001である。上述した複合炭化物、複合窒化物等を得るために、鋼中にVを0.01以上添加してもよい。しかし、多量のVを添加してこのVの濃度が1.0を超えても、母材組織の細粒化の効果が飽和し、製造コストが高くなる。このため、Vの濃度の上限は、1.0である。よりVのコストを低減する場合には、Vの濃度を0.05以下に制御しても良い。なお、Vの濃度の下限は、0.001である。Cr、Mo、Bは、鋼の焼入れ性を向上させる元素である。Crは、さらに鋼板の強度を確保するために、必要に応じて鋼中に含有させることができる。例えば、この効果を得るために、鋼中にCrを0.01以上添加してもよい。鋼中にCrを多量に含有させると、強度と延性とのバランスが劣化する。そのため、Crの濃度の上限は、2.0である。Crのコストを低減する場合には、Crの濃度を0.6以下に制御しても良い。また、Crの濃度の下限は、0.001である。Moは、さらに鋼板の強度を確保するために、必要に応じて鋼中に含有させることができる。例えば、この効果を得るために、鋼中にMoを0.01以上添加してもよい。鋼中にMoを多量に含有させると、初析フェライトの生成を抑制することが難しくなるため、強度と延性とのバランスが劣化する。そのため、Moの濃度の上限は、1.0である。Moのコストを低減する場合には、Moの濃度を0.4以下に制御しても良い。また、Moの濃度の下限は、0.001である。Bは、さらに粒界を強化し、加工性を向上させるために、必要に応じて鋼中に含有させることができる。例えば、この効果を得るために、鋼中にBを0.0003以上添加してもよい。鋼中にBを多量に含有させても、その効果が飽和し、鋼の清浄性が損なわれ、延性が劣化する。そのため、Bの濃度の上限は、0.005である。Bのコストを低減する場合には、Bの濃度を0.003以下に制御しても良い。また、Bの濃度の下限は、0.0001である。Ca、Mg、Zr、Sc、PrからLuまでのランタノイドPr、Nd、Pm、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Ybを、硫化物の形態制御により、粒界を強化し、加工性を向上させるために、必要に応じて鋼中に含有させることができる。Caは、硫化物の球状化等の形態制御により、粒界を強化し、鋼板の加工性を向上させる。例えば、この効果を得るために、Caの濃度が0.0001以上であってもよい。鋼中にCaを多量に含有させても、その効果が飽和し、鋼の清浄性が損なわれ、延性が劣化する。そのため、Caの濃度の上限は、0.01である。Caのコストを低減する場合には、Caの濃度を0.004以下に制御しても良い。また、Caの濃度の下限は、0.0001である。同様に、Mgは、Caとほぼ同じ効果を有するため、Mgの濃度は、0.0001~0.01である。硫化物を球状化して、母材の靭性を改善するために、鋼中にZrを0.001以上添加してもよい。鋼中にZrを多量に含有すると、鋼の清浄性が損なわれ、延性が劣化する。そのため、Zrの濃度の上限は、0.2である。Zrのコストを低減する場合には、Zrの濃度を0.01以下に制御しても良い。また、Zrの濃度の下限は、0.0001である。同様に、硫化物の形態形状を制御する場合には、Sc及びPrからLuまでのランタノイドから選択される少なくとも1種の合計濃度が、0.0001~0.1であってもよい。本実施形態では、0.001~2.0のCu及び0.001~2.0のNiを必要に応じて鋼中に含有させることができる。これらの元素は、焼入れ性を向上させて鋼の強度を高める。なお、これらの元素による焼入れを効率よく行う場合には、Cuの濃度が0.04~2.0であってもよく、Niの濃度が0.02~1.0であってもよい。さらに、原料としてスクラップ等を用いた場合には、不可避的にAs、Co、Sn、Pb、Y、Hfが混入することがある。これらの元素が鋼板の機械的特性例えば、穴拡げ性に悪影響を及ぼさないためには、次のように、各元素の濃度を制限する。Asの濃度の上限は、0.5であり、Coの濃度の上限は、1.0である。また、Sn、Pb、Y、Hfの濃度の上限は、いずれも0.2である。なお、これらの元素の下限は、いずれも0.0001である。本実施例では、以上のような選択元素を鋼中に選択的に含有させることができる。次に、本実施形態に係る高強度鋼板の組織について説明する。穴拡げ性は、鋼材の局部延性に大きな影響を受け、穴拡げ性に関する第一の支配因子は、組織間の硬度差である。穴拡げ性に関するその他の有力な支配因子は、MnSなどの非金属介在物の存在である。通常、このような介在物を起点としてボイドが発生し、このボイドが成長及び連結して、鋼材が破壊に到る。つまり、マルテンサイト相の硬度がその他の組織例えば、フェライト相の硬度に比べて高すぎると、Ce、Laの添加により介在物の形態制御を行い、介在物に起因するボイドの発生を抑えたとしても、フェライトとマルテンサイトとの界面に応力が集中し、組織間の強度差によってボイドが発生し、鋼材が破壊することがある。熱延鋼板の場合には熱延後の冷却条件を、冷延鋼板の場合には焼鈍条件を適切に制御し、マルテンサイト相の硬度を低減すれば、介在物の形態制御によるボイド発生の抑制効果をより高めることができる。この場合には、上述のように、鋼板中に含まれるCe及びLaによる介在物の形態制御の効果が顕著に現れる。図1に、マルテンサイトの最大硬度ビッカース硬さと穴拡げ値穴拡げ性λとの関係を概略的に示す。図1に示すように、マルテンサイト相の硬度を所定値以下に抑えることにより、Ce及びLaの少なくとも一種により介在物の形態制御を行った場合には、介在物の形態制御を行なかった場合に比べ、大幅に穴拡げ性を向上させることができる。また、実質的にベイナイトからなる組織では、Ce、La添加による穴拡げ性の向上量は大きいが、延性がフェライト-マルテンサイト主体の鋼板に比べて劣る。本実施形態では、穴拡げ性と延性とに優れた鋼板を提供する。そのため、主な鋼組織は、フェライト-マルテンサイトであり、この鋼組織が面積率で1~50のマルテンサイト相を含み、ベイナイトまたは残留オーステナイトを選択的に含み、残部がフェライト相からなる。この場合、均一変形能を確保するために、例えば、ベイナイト及び残留オーステナイトを、それぞれ10以下に制限する。マルテンサイト相の面積率が1未満であると、加工硬化能が低い。加工硬化能をより高めるためには、マルテンサイト相の面積率が、3以上であることが好ましく、5以上であることがより好ましい。一方、マルテンサイト相の面積率が50を超えると、鋼板の均一変形能が大幅に減少する。大きな均一変形能を得るためには、マルテンサイト相の面積率が、30以下であることが好ましく、20以下であることがより好ましい。なお、このマルテンサイト相の一部または全部が、焼戻しマルテンサイトであってもよい。このマルテンサイト相の割合は、例えば、光学顕微鏡により得られた組織写真上のマルテンサイト相の面積率により判定する。ここでは、後述の介在物は、各組織マルテンサイト相、フェライト相、ベイナイト、残留オーステナイト中に含める。鋼中に含まれるフェライト相及びマルテンサイト相の硬度は、鋼中の化学組成及び製造条件例えば、圧延による歪の量や冷却速度により変化するため、特に制限されない。マルテンサイト相の硬度が他の組織に比べて高いことを考慮すると、鋼中に含まれるマルテンサイト相の最大硬度は、600Hv以下であることが好ましい。このマルテンサイト相の最大硬度は、荷重10gfの圧子を硬質相フェライト相以外部分に、無作為に50回押し当てて得られたマイクロビッカース硬さの最大値である。次に、本実施形態の高強度鋼板中の介在物の存在条件について説明する。ここで、鋼板は、熱間圧延、又は、冷間圧延後に得られた圧延板を意味する。本実施形態では、鋼板中の介在物の存在条件を、種々の観点から選択的に規定することができる。介在物に関する第一の規定では、鋼板中に存在する円相当直径0.5~2μmの介在物の個数密度が15個/mm2以上である。延性及び穴拡げ性に優れた鋼板を得るためは、割れ発生の起点や割れ伝播の経路になりやすい、延伸した粗大なMnS系介在物を、できる限り低減することが重要である。本発明者らは、上述のように、Siで脱酸した後、Alで脱酸し、その後、少なくともCe、Laの一種で脱酸した鋼板は、[Ce][La]/[酸可溶Al]、及び、[Ce][La]/[S]が上記の範囲にある場合、複合脱酸により急激に溶鋼中の酸素ポテンシャルが低下し、生成する介在物中のAl2O3濃度が低くなるため、Alでほとんど脱酸することなく製造した鋼板と同様に、延性及び穴拡げ性に優れることを知見した。また、本発明者らは、Ce、Laの添加による脱酸によって生成した微細で硬質なCe酸化物、La酸化物、セリウムオキシサルファイド、ランタンオキシサルファイド上にMnSが析出し、圧延時にこの析出したMnSの変形が起こりにくいため、鋼板中において延伸した粗大なMnSが著しく減少することも知見した。すなわち、[Ce][La]/[酸可溶Al]、及び、[Ce][La]/[S]が上記の範囲にある場合、円相当直径2μm以下の微細な介在物の個数密度が急増し、その微細な介在物が鋼中に分散することが分かった。この微細な介在物は、凝集しにくいため、そのほとんどが球状あるいは紡錘状である。また、Ce酸化物、La酸化物、セリウムオキシサルファイド、ランタンオキシサルファイド上にMnSが析出した介在物は、融点が高く変形しにくいため、熱間圧延時でも球形に近い形状を保ちつづける。その結果、ほとんどの介在物の長径/短径以降、延伸割合と記載する場合がある。は、通常3以下になる。介在物の形状により介在物が破壊の起点として働く可能性は大きく変化するので、介在物の延伸割合が2以下であることが好ましい。実験的には、走査型電子顕微鏡SEM等による観察で容易に同定できるように、円相当直径0.5~2μmの介在物の個数密度に着目した。この円相当直径の下限に対しては、十分にカウントできる大きさの介在物を用いる。すなわち、0.5μm以上の介在物を対象として、介在物の個数をカウントした。円相当直径は、断面観察した介在物の長径と短径とを計測し、長径×短径0.5を算出することにより求められる。メカニズムの詳細は不明であるが、Al脱酸による溶鋼の酸素ポテンシャルの低下と、MnS系介在物の微細化との相乗効果により、鋼組織中に2μm以下の微細な介在物が15個/mm2以上分散していると考えられる。これにより、穴拡げ等の成形時に生じる応力集中が緩和され、穴拡げ性を急激に向上させる効果があると推察される。その結果、繰り返し変形時や穴拡げ加工時において、これらのMnS系介在物が、微細であるため、割れ発生の起点や亀裂伝播の経路になりにくく、応力集中を緩和し、穴拡げ性等の加工性を向上させていると考えられる。このように、介在物の形態について、鋼板中に存在する円相当直径0.5~2μmの介在物の個数密度が15個/mm2以上であることが好ましい。介在物に関する第二の規定では、鋼板中に存在する円相当直径が1μm以上の介在物のうち、長径を短径で除したアスペクト比延伸割合が5以上の延伸介在物の個数割合が20以下である。本発明者らは、割れ発生の起点や割れ伝播の経路になりやすい、延伸した粗大なMnS系介在物が低減されているかを調査した。本発明者らは、介在物の円相当直径が1μm未満であれば、MnSが延伸した場合でも、介在物が割れ発生の起点にならず、延性及び穴拡げ性を劣化させないことを実験的に知見している。そして、円相当直径が1μm以上の介在物は、走査型電子顕微鏡SEM等により容易に観察できるので、鋼板中の円相当直径が1μm以上の介在物の形態及び化学組成を調査し、延伸したMnSの分布状態を評価した。MnSの円相当直径の上限は、特に規定されないが、例えば、鋼板中に1mm程度のMnSが観察される場合がある。延伸介在物の個数割合は、次のようにして求められる。ここで、延伸介在物を、長径/短径延伸割合が5以上の介在物と定義する。SEMを用いてランダムに選ばれた円相当直径1μm以上の複数個例えば50個以上の所定個数の介在物を組成分析し、介在物の長径と短径とをSEM像二次電子像から測定する。検出した延伸介在物の個数を、調査した全ての介在物の個数上述の例では、50個以上の所定個数で除すことにより、延伸介在物の個数割合を求めることができる。延伸介在物を、延伸割合が5以上の介在物と定義した理由は、Ce、Laを添加しない鋼板中における延伸割合が5以上の介在物が、ほとんどMnSであったからである。MnSの延伸割合の上限は、特に規定されないが、例えば、鋼板中に延伸割合が50程度のMnSが観察される場合もある。本発明者らの評価の結果、円相当直径が1μm以上の介在物に対する延伸割合が5以上の延伸介在物の個数割合が20以下に制御された鋼板では、穴拡げ性が向上することが判明した。延伸介在物の個数割合が20を超えると、割れ発生の起点になりやすいMnS系延伸介在物が多く存在するため、穴拡げ性が低下する。また、延伸介在物の粒径が大きいほど、すなわち円相当直径が大きいほど、加工及び変形時に応力集中が生じやすいため、延伸介在物が破壊の起点や亀裂の伝播経路になりやすく、穴拡げ性が急激に減少する。したがって、本実施形態では、延伸介在物の個数割合が20以下であることが好ましい。延伸したMnS系介在物が少ないほど穴拡げ性が良好であるため、その延伸介在物の個数割合の下限値は0を含む。円相当直径が1μm以上の介在物が含まれ、この介在物のうち、延伸割合5以上の延伸介在物が存在しない場合、又は、介在物の円相当直径がすべて1μm未満である場合には、円相当直径が1μm以上の介在物のうち、延伸割合が5以上の延伸介在物の個数割合が0であると判断する。延伸介在物の最大円相当直径も、組織の結晶金属結晶の平均粒径と比べると小さいことが確認され、延伸介在物の最大円相当直径の低減も、穴拡げ性が飛躍的に向上できた要因と考えられる。介在物に関する第三の規定では、鋼板中の円相当直径が1.0μm以上の介在物のうち、Ce、Laの少なくとも1種、O、Sの少なくとも1種からなる酸化物又はオキシサルファイド、又は、Ce、Laの少なくとも1種、Si、Tiの少なくとも1種、O、Sの少なくとも1種からなる酸化物又はオキシサルファイドに、MnS、TiS、Mn,TiSの少なくとも1種が析出した介在物の個数割合が10以上である。例えば、[Ce][La]/[S]が0.4~50である鋼板では、Ce、Laの1種又は2種を含む酸化物又はオキシサルファイド、又は、Ce、Laの1種又は2種と、Si、Tiの1種又は2種とを含有する酸化物又はオキシサルファイド上述の硬質化合物にMnS系介在物が析出している。なお、酸可溶Tiが0.008未満である鋼板では、Si、Tiの1種又は2種とを含有する酸化物又はオキシサルファイドが生成しないことが多い。この介在物の形態は、硬質化合物にMnS系介在物が析出していれば、特に規定されないが、硬質化合物を核としてその周囲にMnS系介在物が析出している場合が多い。TiNが、微細で硬質なCe酸化物、La酸化物、セリウムオキシサルファイド、ランタンオキシサルファイド上に、MnS系介在物とともに複合析出してくる場合もある。ただし、前述のとおり、TiNは、延性及び穴拡げ性にほとんど影響を与えないので、TiNは、MnS系介在物に含めない。鋼板中の硬質化合物にMnS系介在物が析出した介在物は、圧延時に変形が起こりにくいため、延伸していない形状、すなわち、球状又は紡錘状である。ここで、延伸していないと判断される介在物球状介在物は、特に規定されないが、例えば、延伸割合が3以下の介在物、好ましくは延伸割合が2以下の介在物である。これは、圧延前の鋳片段階において硬質化合物にMnS系介在物が析出した形態の介在物の延伸割合が3以下であったためである。また、この球状介在物が完全な球体であれば、その延伸割合が1になるため、延伸割合の下限は1である。本発明者らは、この介在物球状介在物の個数割合を、延伸介在物の個数割合の測定方法と同様の方法で調べた。すなわち、SEMを用いてランダムに選ばれた円相当直径1.0μm以上の複数個例えば50個以上の所定個数の介在物を組成分析し、介在物の長径と短径とをSEM像二次電子像から測定する。検出した延伸割合が3以下の球状介在物の個数を、調査した全ての介在物の個数上述の例では、50個以上の所定個数で除すことにより、球状介在物の個数割合を求めることができる。その結果、硬質化合物にMnS系介在物が析出した形態の介在物球状介在物の個数割合が10以上になるように制御された鋼板では、穴拡げ性が向上することが判明した。硬質化合物にMnS系介在物が析出した形態の介在物の個数割合が10未満になると、MnS系の延伸介在物の個数割合が多くなり、穴拡げ性が低下する。そのため、本実施形態では、円相当直径が1.0μm以上の介在物のうち、硬質化合物にMnS系介在物が析出した形態の介在物の個数割合が10以上である。穴拡げ性は、硬質化合物にMnS系介在物を多数析出させることによって向上するため、硬質化合物にMnS系介在物が析出した形態の介在物の個数割合の上限値は100を含む。なお、硬質化合物にMnS系介在物が析出した形態の介在物は、圧延時に変形が起こりにくいので、その円相当直径は、特に規定されないが、1μm以上であっても穴拡げ性に悪影響を与えない。ただし、円相当直径が大きすぎると、介在物が割れ発生の起点になる可能性があるので、円相当直径の上限は、50μm程度であることが好ましい。加えて、介在物の円相当直径が1μm未満の場合には、介在物が割れ発生の起点になりにくいので、円相当直径の下限を規定しない。介在物に関する第四の規定では、鋼板中に存在する円相当直径が1μm以上の介在物のうち、長径を短径で除したアスペクト比延伸割合が5以上の延伸介在物の体積個数密度が1.0×104個/mm3以下である。介在物の粒径分布は、例えば、スピード法低電位電界エッチング法による電解面のSEM観察により求められる。スピード法による電解面のSEM観察では、鋼板から得られた試料片の表面を研磨後、スピード法による電解を行い、試料面を直接SEM観察することにより介在物の大きさ及び個数密度を評価する。スピード法は、10アセチルアセトン-1テトラメチルアンモニウムクロライド-メタノールを用いて試料表面の金属マトリクスを電解し、介在物を現出する方法である。電解量は、例えば、試料表面の面積1cm2当たり1クーロンである。電解した試料表面のSEM像を画像処理して、介在物の円相当直径及び頻度個数分布を求める。この頻度分布を電解した深さで除して、介在物の体積当たりの個数密度を算出する。本発明者らは、割れ発生の起点になり穴拡げ性を劣化させる介在物として、円相当直径が1μm以上、延伸割合が5以上の延伸介在物の体積個数密度を評価した。その結果、この延伸介在物の体積個数密度が1.0×104個/mm3以下であると穴拡げ性が向上することが判明した。延伸介在物の体積個数密度が1.0×104個/mm3を超えると、割れ発生の起点になりやすいMnS系延伸介在物の個数密度が多くなり、穴拡げ性が低下する。したがって、円相当直径が1μm以上、かつ、延伸割合が5以上の延伸介在物の体積個数密度を1.0×104個/mm3以下に制限する。延伸したMnS系介在物が少ないほど穴拡げ性が良好であるので、この延伸介在物の体積個数密度の下限値は、0を含む。なお、介在物に関する第二の規定と同様に、円相当直径が1μm以上の介在物が含まれ、この介在物のうち、延伸割合5以上の延伸介在物が存在しない場合、又は、介在物の円相当直径がすべて1μm未満である場合には、円相当直径が1μm以上の介在物のうち、延伸割合が5以上の延伸介在物の体積個数密度が0であると判断する。介在物に関する第五の規定では、鋼板中の円相当直径が1.0μm以上の介在物のうち、Ce、Laの少なくとも1種、O、Sの少なくとも1種からなる酸化物又はオキシサルファイド硬質化合物、又は、Ce、Laの少なくとも1種、Si、Tiの少なくとも1種、O、Sの少なくとも1種からなる酸化物又はオキシサルファイドに、MnS、TiS、Mn、TiSの少なくとも1種が析出した介在物の体積個数密度が1.0×103個/mm3以上である。本発明者らが調査したところ、延伸していないMnS系介在物は、硬質化合物にMnS系介在物が析出した形態を有し、ほぼ球状または紡錘状であった。この介在物の形態は、硬質化合物にMnS系介在物が析出していれば、特に規定されないが、硬質化合物を核としてその周囲にMnS系介在物が析出している場合が多い。球状介在物は、上述の介在物に関する第三の規定と同様に定義され、上述の介在物に関する第四の規定と同じスピード法を用いて球状介在物の体積個数密度が測定される。本発明者らがこのような球状介在物の体積個数密度を調査した結果、硬質化合物を核として、その周囲にMnS系化合物が析出した形態の介在物球状介在物の体積個数密度が、1.0×103個/mm3以上になるように制御された鋼板では、穴拡げ性が向上することが判明した。硬質化合物にMnS系介在物が析出した形態の介在物の体積個数密度が1.0×103個/mm3未満になると、MnS系の延伸介在物の個数割合が多くなり、穴拡げ性が低下する。そのため、硬質化合物にMnS系介在物が析出した形態の介在物の体積個数密度は、1.0×103個/mm3以上である。穴拡げ性は、硬質化合物を核としてMnS系介在物を多数析出させることによって向上するため、体積個数密度の上限を規定しない。硬質化合物にMnS系介在物が析出した形態の介在物の円相当直径は、特に規定されない。ただし、円相当直径が大きすぎると、介在物が割れ発生の起点になる可能性があるので、円相当直径の上限は、50μm程度であることが好ましい。加えて、介在物の円相当直径が1μm未満の場合には、問題が生じないので、円相当直径の下限を規定しない。介在物に関する第六の規定では、鋼板中に存在する円相当直径が1μm以上の介在物のうち、長径を短径で除したアスペクト比延伸割合が5以上の延伸介在物の平均円相当直径が10μm以下である。本発明者らは、割れ発生の起点になり穴拡げ性を劣化させる介在物として、円相当直径が1μm以上、かつ、延伸割合が5以上の延伸介在物の平均円相当直径を評価した。その結果、この延伸介在物の平均円相当直径が10μm以下であると、穴拡げ性が向上することが分かった。これは、溶鋼中のMnやSの量が増加するにつれて、生成するMnS系介在物の個数が増加し、生成するMnS系介在物の大きさも大きくなるためであると推定される。そこで、この延伸介在物の個数割合が増加するにつれて、延伸介在物の平均円相当直径が大きくなる現象に着目し、延伸介在物の平均円相当直径を指標として規定した。延伸介在物の平均円相当直径が10μmを超えると、割れの起点になりやすい粗大なMnS系延伸介在物の個数割合が多くなる。その結果、穴拡げ性が低下するため、円相当直径が1μm以上、かつ、延伸割合が5以上の延伸介在物の平均円相当直径が10μm以下になるように介在物の形態を制御する。この延伸介在物の平均円相当直径は、鋼板中に存在する円相当直径が1μm以上の介在物の円相当直径をSEMを用いて測定し、複数の介在物例えば、50個以上の所定個数の円相当直径の合計をこれら介在物の個数で割ることによって得られるため、平均円相当直径の下限は1μmである。介在物に関する第七の規定では、鋼板中にはCe、Laの少なくとも1種、O、Sの少なくとも1種からなる酸化物又はオキシサルファイド、又は、Ce、Laの少なくとも1種、Si、Tiの少なくとも1種、O、Sの少なくとも1種からなる酸化物又はオキシサルファイドに、MnS、TiS、Mn,TiSの少なくとも1種硬質介在物に、MnS、TiS、Mn,TiSの少なくとも1種が析出した介在物が存在し、この介在物中が、平均組成でCe、Laの少なくとも1種を合計で0.5~95質量含有する。上述したように、穴拡げ性を向上させる上で、硬質介在物にMnS系介在物を析出させ、MnS系介在物の延伸を防止することが重要である。この介在物の形態については、硬質介在物にMnS系介在物が析出していればよく、通常は硬質介在物を核としてその周囲にMnS系介在物が析出している。本発明者らは、MnS系介在物の延伸を抑制するために有効な介在物の化学組成を明らかにするため、硬質介在物にMnS系介在物が析出した形態の介在物の組成分析をSEM/EDXエネルギー分散型X線分析法により実施した。この介在物の円相当直径が1μm以上であれば、介在物の観察が容易であるため、円相当直径が1μm以上の介在物に対して組成分析を行った。また、上述のように、硬質介在物にMnS系介在物が析出した形態の介在物は、延伸していないため、延伸割合がすべて3以下である。よって、上述の介在物に関する第三の規定で定義した円相当直径が1μm以上、かつ、延伸割合が3以下の球状介在物に対して組成分析を実施した。その結果、この球状介在物中に、平均組成でCe、Laの1種又は2種を合計で0.5~95含有させると、穴拡げ性が向上することが判明した。球状介在物中における、Ce、Laの1種又は2種の合計の平均含有率が0.5質量未満になると、硬質化合物にMnS系介在物が析出した形態の介在物の個数割合が大きく減少するので、割れの起点になりやすいMnS系延伸介在物の個数割合が多くなり、穴拡げ性と疲労特性とが低下する。なお、Ce、Laの1種又は2種の合計の平均含有率は、多いほど好ましい。例えば、MnS系介在物の量に応じて、この平均含有率の上限が、95であってもよく、50であってもよい。球状介在物中における、Ce、Laの1種又は2種の合計の平均含有率が95超になると、多量に生成したセリウムオキシサルファイド、ランタンオキシサルファイドが、円相当直径が50μm以上の粗大な介在物を形成するので、穴拡げ性や疲労特性が劣化する。なお、本実施形態の高強度鋼板は、冷延鋼板であっても、熱延鋼板であってもよい。また、本実施形態の高強度鋼板は、その少なくとも片面に、亜鉛めっき層または合金化亜鉛めっき層のようなめっき層を有するめっき鋼板であってもよい。次に、本発明の一実施形態に係る高強度鋼板の製造条件について説明する。なお、溶鋼中の化学組成は、上記実施形態の高強度鋼板の化学組成と同様である。本発明では、転炉で吹錬して脱炭した溶鋼中に、C、Si、Mn等の合金を添加し、撹拌して、脱酸と成分調整とを行う。なお、必要に応じて、真空脱ガス装置を使用して脱酸を行うことができる。なお、Sについては、上述のように、精錬工程で脱硫を行わなくても良いため、脱硫工程を省略できる。ただし、Sの濃度が20ppm以下の極低硫鋼を溶製するために二次精錬で溶鋼の脱硫が必要な場合には、脱硫を行って、成分を調整してもよい。脱酸と成分調整とは、以下のように行う。溶鋼中にSi例えば、Si、Siを含む化合物を添加して3分程度経過した後、溶鋼中にAl例えば、Al、Alを含む化合物を添加し、脱酸を行う。酸素とAlとを結合させてAl2O3を浮上分離するために、3分程度の浮上時間を確保することが好ましい。その後、Ti例えば、Ti、Tiを含む化合物の添加が必要である場合には、溶鋼中にTiを添加する。この場合、酸素とTiとを結合させてTiO2、Ti2O3を浮上分離するために、2~3分程度の浮上時間を確保することが好ましい。その後、溶鋼中にCe、Laの1種又は2種を添加して、0.02≦[Ce][La]/[酸可溶Al]<0.25、かつ、0.4≦[Ce][La]/[S]≦50を満足するように成分調整を行う。選択元素を添加する場合には、Ce、Laの1種又は2種を溶鋼中に添加する前までに選択元素の添加を完了する。この場合、溶鋼を十分撹拌して選択元素の成分調整が行われた後、Ce、Laの1種又は2種を溶鋼中に添加する。このようにして溶製された溶鋼を、連続鋳造して鋳片を製造する。本実施形態は、連続鋳造については、約250mmの厚さのスラブを製造する通常のスラブ連続鋳造に適用できるだけでなく、例えば150mm以下の厚さのスラブを製造する薄スラブ連続鋳造にも十分に適用できる。本実施形態では、高強度熱延鋼板を、以下のように製造することができる。鋳造後のスラブを、必要に応じて1100°C以上、好ましくは、1150°C以上に再加熱する。特に、炭化物及び窒化物の形態制御例えば、微細析出を十分に行う必要がある場合には、炭化物及び窒化物を、一旦、鋼中に固溶させる必要があるので、熱間圧延前のスラブの加熱温度が1200°C超であることが好ましい。炭化物及び窒化物を鋼中に固溶させることにより、圧延後の冷却過程で延性を向上させるフェライト相が得られる。熱間圧延前のスラブの加熱温度が1250°Cを超えると、スラブ表面が著しく酸化されることがある。特に、粒界が選択的に酸化されることに起因する楔上の表面欠陥がデスケーリング後に残りやすく、圧延後の表面品位が損われる場合がある。よって、加熱温度の上限は、1250°Cであることが好ましい。なお、コスト面からは、加熱温度ができる限り低いことが好ましい。次いで、このスラブに対して、850°C以上かつ970°C以下の仕上げ温度で熱間圧延を行い、鋼板を作製する。仕上げ温度が850°C未満であると、2相域で圧延が行われるため、延性が低下する。仕上げ温度が970°Cを超えると、オーステナイト粒径が粗大になって、フェライト相分率が小さくなり、延性が低下する。熱間圧延後、450°C以下の温度域冷却制御温度まで10~100°C/秒の平均冷却速度で冷却した後、300°C以上かつ450°C以下の温度巻取り温度で巻き取る。このようにして、最終製品としての熱延鋼板が製造される。熱間圧延後の冷却制御温度が450°Cより高い場合には、所望のマルテンサイト相分率が得られないので、巻取り温度の上限は、450°Cである。なお、より柔軟にマルテンサイト相を確保する場合には、冷却制御温度及び巻き取り温度の上限は、440°Cであることが好ましい。巻取り温度が300°C以下であると、マルテンサイト相の硬度が高くなりすぎるので、巻取り温度の下限は、300°Cである。また、冷却速度が10°C/秒未満では、パーライトが生成しやすく、100°C/秒超では、巻取り温度の制御が困難である。以上のように、熱延条件と熱間圧延後の冷却条件とを制御して熱延鋼板を製造することで、穴拡げ性と延性とに優れた、フェライト-マルテンサイト主体の高強度鋼板を製造することができる。また、本実施形態では、高強度冷延鋼板を、以下のように製造することができる。上記の化学組成を有する鋳造後のスラブを、必要に応じて、1100°C以上に再加熱する。なお、熱間圧延前のスラブの温度を制御する理由は、上述の高強度熱延鋼板を製造する場合と同じである。次いで、このスラブに対して、850°C以上かつ970°C以下の仕上げ温度で熱間圧延を行い、鋼板を作製する。さらに、この鋼板を、300°C以上かつ650°C以下の温度域冷却制御温度まで10~100°C/秒の平均冷却速度で冷却する。その後、この鋼板を300°C以上かつ650°C以下の温度巻取り温度で巻き取って、中間材料としての熱延鋼板を製造する。冷却制御温度及び巻取り温度が650°C超では、層状パーライトが生成しやすく、この層状パーライトを焼鈍で十分溶かすことができないため、穴拡げ性が低下する。また、巻取り温度が300°C未満では、マルテンサイト相の硬度が高くなりすぎるので、鋼板を効率良く巻取ることが困難である。なお、冷却速度及び熱間圧延の仕上温度の限定理由は、上述の高強度熱延鋼板を製造する場合と同じである。以上のように製造された熱延鋼板鋼板を、酸洗後、40以上の圧下率で冷間圧延し、750°C以上かつ900°C以下の最高温度で焼鈍する。その後、この鋼板を、0.1~200°C/秒の平均冷却速度で450°C以下に冷却し、引き続いて300°C以上かつ450°C以下の温度域で1~1000秒保持する。このようにして、最終製品としての伸びと穴拡げ性とに優れた高強度冷延鋼板を製造することができる。冷延鋼板の製造において、圧下率が40未満では、焼鈍後の結晶粒を十分に微細にすることができない。焼鈍の最高温度が750°C未満の場合には、焼鈍によって得られるオーステナイト量が少ないので、鋼板中に所望の量のマルテンサイトを生成させることができない。焼鈍温度を高くすると、オーステナイトの粒径が粗大になり、延性が低下し、製造コストが上昇するので、焼鈍の最高温度の上限は900°Cである。焼鈍後の冷却は、オーステナイトからフェライト及びマルテンサイトへの変態を促すために重要である。冷却速度を0.1°C/秒未満にすると、パーライトが生成して、穴拡げ性と強度とが低下するので、冷却速度の下限は0.1°C/秒である。冷却速度が200°C/秒超の場合には、フェライト変態を十分に進行させることができず、延性が低下するので、冷却速度の上限は200°C/秒である。焼鈍後の冷却における冷却温度は、450°C以下である。冷却温度が450°C超では、マルテンサイトを生成させることが困難である。次いで、冷却後の鋼板を、300°C以上かつ450°C以下の温度域で1~1000秒保持する。冷却温度に下限を設けない理由は、一旦保持温度より低い温度まで冷却することでマルテンサイト変態を促進することができるためである。なお、冷却温度が300°C以下であっても、この冷却温度より高い温度で鋼板を保持すれば、マルテンサイトが焼戻されて、マルテンサイトとフェライトとの硬度差を低減することができる。保持温度が300°C未満であると、マルテンサイト相の硬度が高くなりすぎる。また、保持時間が1秒未満であると、熱収縮による残留歪が残り、伸びが低下する。保持時間が1000秒超であると、ベイナイトなどが必要以上に生成し、所定量のマルテンサイトを生成させることができない。以上のように、熱延条件と熱間圧延後の冷却条件とを制御して熱延鋼板を製造し、この熱延鋼板から冷延条件、焼鈍条件、冷却条件、保持条件を制御して冷延鋼板を製造することによって、穴拡げ性と延性とに優れた、フェライト-マルテンサイト主体の高強度冷延鋼板を製造することができる。したがって、本実施形態では、溶鋼をスラブに加工し、このスラブに対して850°C以上かつ970°C以下の仕上温度で熱間圧延を行い、鋼板を作製し、この鋼板を、650°C以下の冷却制御温度まで10~100°C/秒の平均冷却速度で冷却後、300°C以上かつ650°C以下の巻取り温度で巻き取る。ここで、熱延鋼板を製造する場合には、冷却制御温度が450°C以下であり、巻取り温度が300°C以上かつ450°C以下である。また、冷延鋼板を製造する場合には、巻き取られた鋼板を、酸洗し、この鋼板に対して40以上の圧下率で冷間圧延を施し、冷間圧延された鋼板を、750~900°Cの最高温度で焼鈍し、0.1~200°C/秒の平均冷却速度で450°C以下に冷却し、300°C以上かつ450°C以下の温度域で1~1000秒保持する。なお、分かりやすいように、図2に、本実施形態の高強度鋼板の製造方法のフローチャートを示す。なお、このフローチャート中の破線は、必要に応じて選択される工程または製造条件を示している。さらに、上述の熱延鋼板及び冷延鋼板の少なくとも片面に、適宜めっきを施してもよい。例えば、めっきとして、亜鉛めっきや合金化亜鉛めっきのような亜鉛系めっきを施すことができる。このような亜鉛系めっきは、電解めっきまたは溶融めっきにより形成することもできる。合金化亜鉛めっきは、例えば、電解めっきまたは溶融めっきにより形成された亜鉛めっきを、所定温度例えば、処理温度450~600°C、処理時間10~90秒で合金化することにより得ることができる。このようにして、最終製品としての亜鉛めっき鋼板及び合金化亜鉛めっき鋼板を製造することができる。加えて、上述の熱延鋼板、冷延鋼板、亜鉛めっき鋼板及び合金化亜鉛めっき鋼板に各種の有機皮膜及び塗装を行うことができる。以下、本発明の実施例について説明する。転炉で溶製した、表1~3に示す化学成分の鋼を、スラブになるように鋳造した。これら各化学成分を有する鋼を、加熱炉中で1150°C以上の温度に加熱し、850~920°Cの仕上温度で熱間圧延し、平均冷却速度30°C/秒で冷却後、100~600°Cの巻取り温度で巻取り、板厚2.8~3.2mmの熱延鋼板を得た。熱延鋼板の製造条件及び機械的特性を表4~6に、熱延鋼板の鋼組織を表7~9に示す。冷延鋼板については、まず、上記の成分組成の鋼を、鋳造し、1150°C以上の温度に加熱し、850~910°Cの仕上温度で熱間圧延し、平均冷却速度30°C/秒で冷却後、450°C~610°Cの巻取り温度で巻き取り、板厚2.8~3.2mmの熱延鋼板を得た。その後、酸洗後、この熱延鋼板に対して、表10~12に示す条件で冷延、焼鈍及び保持を行い、冷延鋼板を得た。冷延鋼板の製造条件及び機械的特性を表10~12に、冷延鋼板の鋼組織を表13~15に示す。これらの冷延鋼板の板厚は、0.5~2.4mmであった。これらの鋼板中の延伸介在物については、光学顕微鏡により粗大な介在物の有無を確認した後、SEMによる観察によって、円相当直径0.5μm以上の介在物に対する2μm以下の介在物の面積個数密度を調べた。延伸割合が5以上の介在物についても、個数割合、体積個数密度、平均円相当直径を調べた。さらに、鋼板中の延伸していない介在物については、円相当直径1μm以上の介在物に対する、Ce、Laの少なくとも1種を含む酸化物又はオキシサルファイド硬質化合物にMnSが析出した介在物の個数割合、体積個数密度及びこの介在物に含まれるCe、Laの1種又は2種の合計量の平均値を調べた。熱延鋼板の介在物の調査結果を表7~9に、冷延鋼板の介在物の調査結果を表13~15に示す。なお、表7~9及び表13~15において、微細介在物は、円相当直径が0.5~2μmの介在物、延伸介在物は、円相当直径が1μm以上で延伸率が5以上の介在物、硫化物内包介在物は、Ce、Laの少なくとも1種を含む酸化物又はオキシサルファイドに、MnS系介在物が析出した形態の円相当直径が1μm以上の介在物である。はじめに、熱延鋼板製造の試験結果について、表1~9を参照して説明する。鋼No.b9及びc3を用いた鋼板No.b9-h1及び鋼板No.c3-h1では、Cの濃度が0.3を超えている。鋼No.c1を用いた鋼板No.c1-h1では、Mnの濃度が4.0を超えている。鋼No.a6及びb10を用いた鋼板No.a6-h1及びb10-h1では、酸可溶Tiの濃度が0.20を超えている。そのため、これらの鋼板No.b9-h1、c3-h1、c1-h1、a6-h1及びb10-h1では、伸び及び穴拡げ性が著しく小さかった。また、鋼No.c2を用いた鋼板No.c2-h1では、Siの濃度が2.1を超えており、[Ce][La]/[酸可溶Al]が0.02未満であるため、穴拡げ性が著しく小さかった。鋼No.a7及びb11を用いた鋼材No.a7-h1及びb11-h1では、Crの濃度が2.0を超えているため、伸びが著しく小さかった。鋼No.a1~a5及びb1~b8を用いた鋼板No.a1-h1~a5-h1及びb1-h1~b8-h1では、[Ce][La]/[S]が0.4未満または50超であった。そのため、これらの鋼板では、介在物の形態制御が十分でなく、Ce及びLa以外の化学成分について同様の化学組成を有する鋼板に比べると、伸び及び穴拡げ性が低下した。鋼板No.A1~A6、B1~B9及びC1~C10を用いた鋼板No.A1-h2~A6-h2、B1-h2~B9-h2、C1-h2~C10-h2では、巻取り温度が300°C未満であった。そのため、これらの鋼板No.では、マルテンサイトとフェライトと間の硬度差が低下し、同一の化学組成を有する鋼板No.A1-h1~A6-h1、B1-h1~B9-h1及びC1-h1~C10-h1に比べると、穴拡げ性が低下した。鋼板No.A1~A6、B1~B9及びC1~C10を用いた鋼板No.A1-h1~A6-h1、B1-h1~B9-h1及びC1-h1~C10-h1では、介在物の形態が十分に制御されているため、伸び及び穴拡げ性が十分であった。次に、冷延鋼板製造の試験結果について、表1~3及び10~15を参照して説明する。上述の熱延鋼板製造の試験結果と同様に、鋼No.a6、a7、b9~b11及びc1~c3を用いた鋼板No.a6-c1、a7-c1、b9-c1~b11-c1、c1-c1~c3-c1では、伸びまたは穴拡げ性が著しく小さかった。また、鋼No.a1~a5及びb1~b8を用いた鋼板No.a1-c1~a5-c1及びb1-c1~b8-c1では、[Ce][La]/[S]が0.4未満または50超であった。そのため、これらの鋼板では、介在物の形態制御が十分でなく、Ce及びLa以外の化学成分について同様の化学組成を有する鋼板に比べると、伸び及び穴拡げ性が低下した。鋼板No.A1~A6、B1~B9及びC1~C10を用いた鋼板No.A1-c2~A6-c2、B1-c2~B9-c2、C1-c2~C10-c2では、巻取り温度が300°C未満であった。そのため、これらの鋼板No.では、マルテンサイトとフェライトと間の硬度差が低下し、同一の化学組成を有する鋼板No.A1-c1~A6-c1、B1-c1~B9-c1及びC1-c1~C10-c1に比べると、穴拡げ性が低下した。鋼板No.A1~A6、B1~B9及びC1~C10を用いた鋼板No.A1-c1~A6-c1、B1-c1~B9-c1及びC1-c1~C10-c1では、介在物の形態が十分に制御されているため、伸び及び穴拡げ性が十分であった。"