質量で、C:0.01~0.3、Si:0.001~2.0、Mn:0.01~2.0、P:0.02以下、S:0.001~0.01、Al:0.005~1.0、N:0.02以下、REM:0.0001~0.02、Ca:0.0001~0.01を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなる鋼板であって、下記の式1、2、3を満足し、ミクロ組織がフェライト組織のみ、またはフェライト組織、及びベイナイト組織とパーライト組織の一方もしくは双方との混合組織からなるとともに、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だ長径が3μm以上である介在物の集まりからなる圧延方向長さが30μm以上の介在物群と、圧延方向の直線上に隣り合う他の介在物に対して50μm超の間隔を空け、圧延方向長さが30μm以上である介在物との断面1mm2当たりの圧延方向長さの総和が0.38mm以下であり、円相当径が1.0μm以上の介在物の個数密度が200個/mm2以上2000個/mm2以下であることを特徴とする成形性及び破壊特性に優れた熱延鋼板。{[S]/32-[Ca]/40[REM]/140}×32≦0.003式1{[Ca]/40[REM]/140}×32≧0.001式2[S]≧0.001式3[S]、[Ca]、[REM]:各成分の質量での含有量下記式2 ́、3 ́を満足し、円相当径が1.0μm以上の介在物の個数密度が400個/mm2以上2000個/mm2以下であることを特徴とする請求項1に記載の熱延鋼板。{[Ca]/40[REM]/140}×32≧0.004式2 ́[S]≧0.004式3 ́[S]、[Ca]、[REM]:各成分の質量での含有量更に、質量で、B:0.0005~0.003Cu:0.001~1.0、Cr:0.001~1.0、Mo:0.001~1.0、Ni:0.001~1.0V:0.01~0.2Ti:0.001~0.02Nb:0.001~0.05の何れか一種又は二種以上を含有することを特徴とする請求項1~2に記載の成形性及び破壊特性に優れた高強度熱延鋼板。請求項1~3の何れか1項に記載の成分を含有する鋼片を鋳造しスラブとした後、1350°C~1250°Cの間を平均冷却速度3°C/秒以上の冷却速度で1250°C以下まで冷却し、続いて、続く熱間圧延工程にて、粗圧延での1150°C以上の圧下率を70以下とし、仕上圧延をその終了温度をAr3以上Ar3200°C以下として行い、続いて冷却速度を10°C/sec以上として冷却を行い、続いて400°C以上700°C以下の温度域において巻き取ることを特徴とする成形性及び破壊特性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。そこで、本発明は、上述した問題点に鑑みて案出されたものであり、その目的とするところは、一様伸び、穴広げ性に優れており、更には破壊特性、疲労特性にも優れた成形性及び破壊特性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法を提供することにある。特に、薄鋼板の一様伸びと穴広げ性は相反する関係にあることが従来より知られており、それらを共に改善する技術を提供することが重要な課題である。本発明者は、上述した課題を解決するために、鋭意検討の末、下記の成形性及び破壊特性に極めて優れた熱延鋼板及びその製造方法を発明した。本発明の要旨は、次の通りである。1発明1は、質量で、C:0.01~0.3、Si:0.001~2.0、Mn:0.01~2.0、P:0.02以下、S:0.001~0.01、Al:0.005~1.0、N:0.02以下、REM:0.0001~0.02、Ca:0.0001~0.01を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなる鋼板であって、下記の式1、2、3を満足し、ミクロ組織がフェライト組織のみ、またはフェライト組織、及びベイナイト組織とパーライト組織の一方もしくは双方との混合組織からなるとともに、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だ長径が3μm以上である介在物の集まりからなる圧延方向長さが30μm以上の介在物群と、圧延方向の直線上に隣り合う他の介在物に対して50μm超の間隔を空け、圧延方向長さが30μm以上である介在物との断面1mm2当たりの圧延方向長さの総和が0.38mm以下であり、円相当径が1.0μm以上の介在物の個数密度が200個/mm2以上2000個/mm2以下であることを特徴とする成形性及び破壊特性に優れた熱延鋼板である。{[S]/32-[Ca]/40[REM]/140}×32≦0.003式1{[Ca]/40[REM]/140}×32≧0.001式2[S]≧0.001式3[S]、[Ca]、[REM]:各成分の質量での含有量2発明2は、下記式2 ́、3 ́を満足し、円相当径が1.0μm以上の介在物の個数密度が400個/mm2以上2000個/mm2以下であることを特徴とする発明1に記載の熱延鋼板である。{[Ca]/40[REM]/140}×32≧0.004式2 ́[S]≧0.004式3 ́[S]、[Ca]、[REM]:各成分の質量での含有量3発明3は、更に、質量で、B:0.0005~0.003、Cu:0.001~1.0、Cr:0.001~1.0、Mo:0.001~1.0、Ni:0.001~1.0、V:0.01~0.2、Ti:0.001~0.02、Nb:0.001~0.05、の何れか一種又は二種以上を含有することを特徴とする上記発明1~2に記載の成形性及び破壊特性に優れた高強度熱延鋼板である。4発明4は、発明1~3の何れか1項に記載の成分を含有する鋼片を鋳造しスラブとした後、1350°C~1250°Cの間を平均冷却速度3°C/秒以上の冷却速度で1250°C以下まで冷却し、続いて、続く熱間圧延工程にて、粗圧延での1150°C以上の圧下率を70以下とし、仕上圧延をその終了温度をAr3以上Ar3200°C以下として行い、続いて冷却速度を10°C/sec以上として冷却を行い、続いて400°C以上700°C以下の温度域において巻き取ることを特徴とする成形性及び破壊特性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法である。第1発明~第4発明によれば、穴広げ性、一様伸びに優れており、更には破壊特性、疲労特性にも優れた鋼板を得ることが可能となる。以下、本発明の実施の形態について説明する。まず、本発明を実施するための形態として、穴広げ性、一様伸び等の成形性、及び破壊特性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法について説明する。最初に、本発明を完成するに至った基礎的研究結果について説明する。本発明者は、ミクロ組織がフェライト組織、またはフェライト組織、及びベイナイト組織とパーライト組織の一方もしくは双方との混合組織からなる鋼板の一様伸び、穴広げ性、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なった。本発明者は、後述の表1に示すような鋼成分A~Mからなる供試鋼について、後述の表2に示すような条件下で熱間圧延、冷却、巻き取り等を行ない板厚2.9mmの熱延鋼板を製造した。得られた熱延鋼板について、その引張強度、一様伸び、穴広げ率の平均値λaveやその標準偏差σλ等の穴広げ性、破壊特性、疲労特性とともに、そのミクロ組織、介在物を調査した。引張強度、一様伸びについては、供試鋼の1/2板幅部より試験片の長手方向が板幅方向と平行となるようにJISZ2201記載の5号試験片を製作し、得られた試験片からJISZ2241記載の方法に準拠して引張試験を行なって測定した。穴広げ性については、供試鋼の1/2板幅部より圧延方向長さが150mm、板幅方向長さが150mmである試験片を製作し、日本鉄鋼連盟規格JFST1001-1996記載の方法に準拠して穴広げ試験を行ない評価した。その評価にあたっては、一つの供試鋼から20枚の試験片を製作し、製作した各試験片に穴広げ試験を行なって得られた測定値を算術平均して得られた穴広げ率の平均値λaveと、その標準偏差σを評価対象とすることにした。なお、ここでいう穴広げ率の平均値λaveは、一の供試鋼につき20本の試験片について穴広げ試験を行なって得られた測定値を平均して求め、標準偏差σは、下記の数式4に基づき求めた。下記の数式4におけるλiは、20本の試験片それぞれの穴広げ率である。ここで行なう穴広げ試験としての打ち抜き穴広げ試験では、直径10mmの打ち抜きパンチを用い、打ち抜きパンチとダイ穴との隙間を試験片の板厚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D010mmの打ち抜き穴を試験片に設け、次にその打ち抜き穴に頂角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、下記の式5から穴拡げ率λを求めることとした。ここで亀裂の板厚貫通は目視で行った。λ={Df-D0/D0}×100式5破壊特性については、以下の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JiJ/m2によって評価することとした。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1a、図1bに示すようなノッチ付試験片1を一つの供試鋼から五本以上製作した。試験片は、図1bに示すように、板厚Bが2.6mm、ノッチ深さaが2.6mm、リガメントbが2.6mmの試験片を用いた。得られたノッチ付試験片に対しては、図1aに示すように、その長手方向の両端部を支持点2、その中央部を荷重点3として、荷重点の変位量ストロークの強制変位4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なった。所定ストロークの条件下でノッチ付三点曲げ試験を行なったノッチ付試験片は、大気中で250°C、30分保持した後、空冷にかける熱処理を行なうことによって、ノッチ付三点曲げ試験により生じた破面に酸化着色を行なった。この後、ノッチ付試験片を液体窒素温度まで液体窒素により冷却した後、その温度でノッチ付試験片のノッチ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を強制破壊した。強制破壊後は、図1cに示すように、ノッチ付三点曲げ試験により生じた破面が酸化着色により強制破壊により生じた破面および曲げ試験により生じた破面とが明確となるので、下記の数式6に基づき、亀裂伝搬量Δamを求めた。Δa=D1D2D3/3式6ここで、D1:板厚1/4位置での曲げ試験によって生じた破面長さ、D2:板厚1/2位置での曲げ試験によって生じた破面長さ、D3:板厚3/4位置での曲げ試験によって生じた破面長さを意味する。図2aは、所定ストロークの条件下で行な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は、試験により試験片に対して加えたエネルギーに相当する加工エネルギーAJを求め、これと試験片の板厚Bmとリガメントbmとから、2×加工エネルギーA/{板厚B×リガメントb}の値を求め、これをJJ/m2とした。なお、ここでいうリガメントbとは、ノッチ付試験片におけるノッチ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。また、図3bに示すように、ストロークを様々に変化させた条件下のノッチ付三点曲げ試験後に得られたノッチ付試験片から求めた各ノッチ付試験片の亀裂伝搬量Δam毎のJJ/m2をプロットした。そして、図2bに示すようにプロットしたΔa、Jに対する一次回帰直線と原点を通る傾き=3×YPTS/2の直線との交点となる縦軸値J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JiJ/m2とした。亀裂発生抵抗値Ji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ー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。疲労特性については、図3に示すような表面熱延ままの疲労試験片5を加工し、試験片の中央部に曲げの繰り返し応力を加え、試験片が疲労破壊するまでの繰り返し数である疲労寿命を測定し、この疲労寿命によって評価することとした。このとき、試験片に加える繰り返し応力の条件は、完全両振り、即ち、応力振幅=σ0とした場合に、応力の時間変化が、最大応力=σ0、最小応力=σ0、応力の平均値=0の正弦波となるような応力を加える条件とし、応力振幅を徐々に種々変えて試験片が疲労破壊するまでの繰り返し回数を計測し、10000000回の繰り返し数でも疲労破壊により試験片が破断しない最大の応力振幅を求め疲労強度とした。疲労強度を引張強度で除した値を求め疲労限度比とした。その他の試験条件はJISZ2275に準拠するものとした。ミクロ組織の調査は、鋼板の1/2板幅位置から板幅方向を法線に持つ断面以下、L断面という。が露出するように切り出して研磨し、ナイタール試薬によりこれを腐食した後、光学顕微鏡を用いて200~500倍の倍率で鋼板の1/4板厚位置を観察して行なった。介在物の調査は同じ断面のサンプルを鏡面研磨し、×500の倍率で観察した。また、介在物を調査する上では、穴広げ性改善のため延性破壊を抑制する観点から介在物の圧延方向長さの総和Mmm/mm2の測定を行い、また、一様伸び改善のため微細な介在物と一様伸びの関係を調査するために、円相当径1μm以上の介在物についても評価、定量化した。初めに、延伸介在物長さMを測定し、穴広げ性改善の指針について考察した結果について説明する。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。介在物が穴広げ性を劣化させる影響は、そ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、これに応じて大きくなることになる。従来より、単一の介在物の圧延方向長さが大きいほど、穴広げ性を大きく劣化させることが知られている。ここで、本発明者は、延伸した介在物や球状の介在物が、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。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、図4aに示すように、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、そのうち圧延方向長さが30μm以上のもののみを評価対象とすることとした。また、図4bに示すように、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、そのうち圧延方向長さが30μm以上のもののみを評価対象とすることとした。ここで、測定対象として、圧延方向長さが30μm以上のものに限定したのは、圧延方向長さがこれ未満の介在物群等は穴広げ性の劣化に対する影響が小さいと考えられるためである。なお、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。なお、測定対象となる介在物は、長径が3.0μm以上のもののみに限定することとした。これは、長径がこれ未満の介在物では穴広げ性の劣化に対する影響が小さいためである。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直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。また、図4cに示すように、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に対して50μm以下の間隔が空いている介在物については、介在物群の一部であるとして測定することとした。以下においては、介在物群に含まれず、圧延方向長さが30μm以上の介在物については、延伸介在物と記載する。これら評価対象とした介在物群の圧延方向長さL1や延伸介在物の圧延方向長さL2は、1視野中で観察される総ての介在物群についての圧延方向長さL1と、同視野中で観察される総ての延伸介在物についての圧延方向長さL2とを測定して、これらを総和してLmmを求め、得られたLに基づき下記の数式7に基づき数値Mmm/mm2を求め、得られたMを単位面積1mm2当たりの介在物の圧延方向長さの総和Mとして定義して、この総和Mによって穴広げ性を評価することとした。なお、数式7におけるSは、観察した視野の面積mm2のことである。M=L/S7ここで、得られた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、延伸介在物の個数が少ないと、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、これら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、介在物群等の圧延方向長さの総和Mによっては表せるので、この点から介在物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。また、鋼板の変形時においては、変形による応力集中部で、介在物郡、延伸介在物を基点として亀裂の発生、伝播が起きる。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Jiが低下する。以上の観点から、介在物の圧延方向長さの総和Mを測定し、これに基づき穴広げ率の平均値λave、亀裂発生抵抗値Jiを評価することとした。上述のような熱間圧延条件下で得られた鋼板は、その引張強度が450~480MPa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、又はフェライト組織及びベイナイト組織とパーライト組織の一方または両方の混合した組織からなる組織であった。図5はその介在物の圧延方向長さの総和M介在物長さと穴広げ率の平均値λaveとの関係を示す図であり、図6はその介在物の圧延方向長さの総和Mと穴広げ率の標準偏差σλとの関係を示す図である。鋼板の穴広げ率の平均値λaveは、図5に示すように、介在物の圧延方向長さの総和Mが小さいほど良好であることが分かる。また、穴広げ率の標準偏差σλも、図6に示すように、介在物の圧延方向長さの総和Mが小さいほど良好であることが分かる。これら図5、図6から、介在物の圧延方向長さの総和Mを0.38mm/mm2以下とすることにより、穴広げ率の平均値λaveで100以上、標準偏差σを15以下とすることができることが分る。したがって、本発明では、目的とする介在物の圧延方向長さの総和Mを0.38mm/mm2以下と設定した。また、本発明者は、介在物の圧延方向長さの総和Mを増大させて、穴広げ性等を劣化させる要因となる介在物群や延伸介在物が、圧延により延伸したMnSであることを見出した。そして、穴広げ性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、組成及び鋳片冷却条件の以下の2点を同時に制御することが重要であることが判明した。まず、組成において、MnSを抑制するうえでは、鋼中Sの低減が重要であり、この観点から、本発明のS量の上限値は0.01とした。また、REM、Ca添加鋼では、REM、Caの硫化物をして析出させることによりMnと結合するS量を低減させることができ、延伸MnSを低減することができる。この観点から、下記数式1の左辺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7に示すように、下記数式1の左辺の数値が0.003以下であれば、本発明の目的とする0.38mm/mm2以下の総和Mが得られることが判明した。{[S]/32-[Ca]/40[REM]/140}×32≦0.003式1[S]、[Ca]、[REM]:各成分の質量での含有量また、スラブの冷却条件と延伸介在物長さMの関係について調査し、上条件を満たす組成においても、鋳造後のスラブの表面温度での冷却速度を所定以上としないと延伸介在物が生じることが判明した。具体的には、図8に示すように、1350°C~1250°Cの温度域の冷却速度を3°C/秒以上とする必要がある。これは、この冷却速度が遅い場合には、MnSが粗大に析出するためである。粗大なMnSほど圧延で延伸し易いため、粗大に析出する条件により延伸介在物長さMが増加するものと考えられる。また、粗圧延の条件と延伸介在物長さMの関係について調査し、図示はしないが、比較的高温での圧下率が高い場合に延伸介在物長さMが大きくなることが判明した。これは、高温での圧延によりMnSが延伸し易いことが理由と推定される。この観点からは、粗圧延での1150°C以上の圧延下率を70以下とすることが必要である。図9、図10に示すように、延伸介在物長さMを低減することにより、疲労限度比、亀裂発生抵抗値Ji値も改善することも判明した。延伸介在物の低減によりそれらが改善するのは、延伸介在物が応力付加時に応力集中箇所となり、そこが破壊の起点となるためと考えられる。次に、本発明者らは、微細な介在物と一様伸びの関係について調査した。その結果、以下が判明した。一様伸びは、図11に示すように、比較的微細な介在物円相当径1μm以上の個数密度が増加するほど大きくなることが判明した。この理由は以下のように考えられる。即ち、引張試験等での変形時に、変形により生じた転位がそれらの微細な介在物の周囲に固着され、固着された転位により他の転位の移動が妨げられ、それによって変形に要する応力が高くなる。このため、鋼の加工硬化が促進され、一様伸びが増加したものと考えられる。円相当径1μm以上の介在物の個数密度について鋭意調査した結果、図12に示すように、式2の左片[Ca]/40[REM]/140}×32が大きいほど大きくなることが判明した。また、その際に、S量が低い場合には微細な介在物の個数は小さいことが判明した。これは、REMとCaの両方の添加により硫化物の形態制御を行うことにより微細な介在物が得られ、それにより粒化物とするS量が多いほど微細な介在物の個数が大きくなるためと考えられる。図11、図12より以下が分る。即ち、一様伸び≧17を得る為には円相当径1μm以上の介在物の個数密度が200個/mm2以上、好ましくは200~600個/mm2とする必要があり、そのためには以下の式2、3を満たす必要がある。{[Ca]/40[REM]/140}×32≧0.001式2[S]≧0.001式3[S]、[Ca]、[REM]:各成分の質量での含有量一方、一様伸び≧19を得る為には円相当径1μm以上の介在物の個数密度が400個/mm2以上とする必要があり、そのためには、以下の式2 ́、3 ́を満たす必要がある。{[Ca]/40[REM]/140}×32≧0.004式2 ́[S]≧0.004式3 ́[S]、[Ca]、[REM]:各成分の質量での含有量尚、本発明においては、円相当径1μm以上の介在物の個数密度が大きすぎると、それが微細1μm以上であっても穴広げ性を劣化させる可能性がある。この観点から、円相当径1μm以上の介在物の個数密度の上限は2000個/mm2とする。続いて、本発明における鋼板の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:0.01~0.3Cは、硬質な第二相を増加させ鋼の強化に寄与する。この観点から低く過ぎると強度が劣化するので、その下限は0.01とする。また、Cは、その含有量が大きすぎると、セメンタイトといった延性破壊の起点となる相を生成し、穴広げ率の平均値λave、亀裂発生抵抗値Jiを劣化させる。このため、Cの含有量は0.3以下とする。Si:0.001~2.0Siは、固溶強化元素として引張強度の向上に寄与する元素であり、この観点からは添加することが好ましい。しかし、Siが過多に添加されると、その効果が飽和する一方でコスト増加の要因となる。このため、Siの含有量は、0.001以上、2.0以下とする。Mn:0.01~2.0Mn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は、本発明の目的とする引張強度を得るためには0.01以上含有する必要がある。また、Mnの含有量は、2.0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の含有量は、0.01~2.0とする。P:0.02以下Pは、不可避的に混入する不純物であり、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の劣化を招く元素である。このため、Pの含有量は、低いほど望ましく、この観点からPの含有量は0.02以下とする。S:0.001~0.01Sは、不可避的に混入する不純物であり、含有量が多すぎると、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の増大を招き、本発明の目的とする穴広げ率の平均値λave、亀裂発生抵抗値Ji、亀裂伝播抵抗値Tが得られない。このため、Sは、その含有量を0.01以下とする。一方でSはCa、REMにより微細な硫化物となった場合、一様伸びの増加に寄与する。この観点から、Sは下限を0.001とする。Al:0.005~1.0Alは、溶鋼の脱酸に必要な元素である。また、鋼の強化にも有効である。溶鋼の脱酸の観点から0.005以上添加する必要がある。1.0を超えて添加しても、溶鋼の脱酸の効果や鋼の強化の効果が飽和する一方で、経済的でなくなる。以上の観点から、Alの含有量は、0.005以上、1.0以下とする。N:0.02以下Nは、不可避的不純物として鋼に含まれる元素である。これが過多にあると鋼材が時効しやすくなり、腰折れ等による表面清浄の劣化が生じやすくなるので、0.02を上限とする。REM:0.0001~0.02REM希土類元素は、粒化物を形成することにより延伸したMnSを低減し、介在物の圧延方向長さの総和Mを低減し、穴広げ率の平均値λave、亀裂発生抵抗値Jiを改善する元素である。この点から、REMは、前述の数式1を満足する必要がある。REMの含有量が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ので、その下限を0.0001とする。REMの添加により、REMを含む微細な介在物がより多く生じ、後にこの微細な介在物の周囲にMnSが析出する。硬質、微細な介在物の周囲に分散して析出したMnSは圧延により延伸にくいため、所定量REM添加された鋼中では比較的Sが高くても延伸MnSは生じにくい。この観点から、25ppm以上の添加が好ましい。REMの含有量が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、0.02以下とする。REMとしては、La、Ce等を用いることができるが、ミッシュメタルを用いるのが簡便である。Ca:0.0001~0.010Caは、鋼中Sを球形のCaSとして固定しMnSの生成を抑制し、その圧延方向長さの総和Mを低減させる元素である。この点から、前述の数式1を満足するような含有量とすることが必要である。Caの含有量が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ので、その下限を0.0001とする。また、Caの含有量が0.010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恐れがある。このため、Caの含有量の上限は0.010以下とする。また、S、REM及びCaは、穴広げ性劣化の原因となるMnSを可能な限り低減させるため、前述の数式1を満足するような含有量とする必要がある。この数式1を満たすことにより、鋼中のMnS量が低減して、介在物の圧延方向長さの総和Mを低減する効果が得られる。これにより、穴広げ率の平均値λave、亀裂発生抵抗値Ji、亀裂伝播抵抗値Tを改善する効果が得られる。数式1の左辺が0.003超であると、これら特性値について本発明の目的とする効果が得られない。{[S]/32-[Ca]/40[REM]/140}×32≦0.003式1[Ti]、[S]、[Ca]、[REM]:各成分の質量での含有量前述のように、REM、Caの微細な粒化物が鋼中に多く含まれる場合、一様伸びが改善される一様伸び≧17ので、その観点からは式2、式3が満たす必要がある。{[Ca]/40[REM]/140}×32≧0.001式2[S]≧0.001式3また、更に一様伸びを改善する一様伸び≧19ためには、その観点からは式2 ́、式3 ́を満たす必要がある。{[Ca]/40[REM]/140}×32≧0.004式2 ́[S]≧0.004式3 ́[S]、[Ca]、[REM]:各成分の質量での含有量以上が本発明の鋼に関わる基本的な元素である。本発明では、以上に加え、鋼の強度増加のため適宜下記の元素を添加しても良い。これらの元素の添加量の下限は、強度増加の効果を得るために設定されており、一方、上限は元素の添加により経済性が損なわれることを防ぐために設定されている。B:0.0005~0.003、Cu:0.001~1.0、Cr:0.001~1.0、Mo:0.001~1.0、Ni:0.001~1.0、V:0.01~0.2、Ti:0.001~0.02、Nb:0.001~0.05本発明に係る鋼板は、この基本成分の他の残部がFe及び不可避的不純物からなることになる。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。O≦0.005、Zn≦0.05、Pb≦0.05、As≦0.05、Sb≦0.05、また、本発明においては、必要に応じて、Zr、Sn、Co、W、Mgを、合計1以下含有していてもかまわない。次に、本発明に係る熱延鋼板のミクロ組織、介在物の限定理由について説明する。ミクロ組織は、フェライト組織、またはフェライト組織及びベイナイト組織とパーライト組織の一方または双方との混合組織である必要がある。これは、これらの組織の場合に、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、本発明の目的とする穴広げ率の平均値λave、亀裂発生抵抗値Jiを得ることが可能となるためである。また、ミクロ組織中には、マルテンサイトと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。これは、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。介在物は、その圧延方向長さの総和Mが0.38mm/mm2以下である必要がある。これは、総和Mが0.38mm/mm2超である場合、鋼板の変形時において延性破壊が顕著に促進され、本発明の目的とする穴広げ率の平均値λave、亀裂発生抵抗値Jiが得られなくなる。なお、この総和Mは、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のことをいう。また、これらミクロ組織、介在物の測定方法や、介在物の圧延方向長さの総和Mの定義は上述の通りである。次に、本発明に係る熱延鋼板を製造するための製造方法について説明する。製鋼工程においては、例えば、高炉等によって溶銑を得た後、転炉にて脱炭処理や合金添加を行い、その後、出鋼した溶鋼に各種の二次精錬装置で脱硫処理、脱酸処理等を行なうことによって、目的とする成分含有量の溶鋼を溶製する。二次精錬工程においては、コスト上、脱硫材を用いた脱硫を行わず、Ca、REMを1式を満たす量添加し、延伸MnSを抑制する必要がある。高い一様伸びを得る為には2式、3式を満たすことが必要である。更に高い伸びを得るには2 ́式、3 ́式を満たすことが好ましい。以上の条件で精錬を行った後、連続鋳造により鋳片を得る。鋳片の冷却速度は、1350°C~1250の温度域において、延伸介在物長さMを低減するため3°C/秒以上とする必要がある。以上の条件を満たせば、高温鋳片のまま熱間圧延機に直送してもよいし、この他に、室温まで冷却後に加熱炉によって再加熱した後にこれ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、目的とする成分含有量の溶鋼を得るようにしてもよい。鋳片の1350°C~1250°Cの温度域での冷却速度が大きすぎると冷却後の鋳片に割れが生じる可能性がある。この観点から鋳片の1350°C~1250°Cの温度域での冷却速度は50°C/秒以下とすることが好ましい。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鋳片は、一度低温まで冷却した場合は、適宜、所定の熱間圧延が可能なように再び加熱炉にて加熱する。この際の加熱温度は、粗圧延、仕上げ圧延をAr3温度以上のオーステナイト域で行うために十分高温とする必要があり、この観点から1150°C以上に加熱することが望ましい。続いて、加熱炉より抽出した鋼片に対して粗圧延を行い、続いて仕上げ圧延を行う。粗圧延では、延伸介在物長さMをより低減する観点から高温での圧下率を低減することが好ましい。この観点から1150°C以上の圧下率を70以下とすることが必要である。1150°C以上の圧下率が小さすぎると、所定の板厚を得る為に低温1150°C以下での大圧下が必要となり、その場合圧延荷重が過大となり操業上で好ましくない。この観点から1150°C以上の圧下率は40以上とすることが好ましい。その後の仕上圧延工程では、その終了温度がAr3°C以上、Ar3200°C以下となるようにする。この終了温度をAr3°C以上としたのは、その終了温度がAr3温度以下であると得られる鋼板の表層が混粒となり、成形性が劣化するためである。仕上げ圧延温度の上限をAr3200°Cとしたのは、仕上げ圧延温度が高すぎると粒径が過大となり引張強度が劣化するためである。なお、Ar3は、下記数式8から求められる。下記数式8における[C]、[Si]等は、それぞれ鋼中における質量での各成分の含有量を意味する。Ar3=868-396×[C]25×[Si]-68×[Mn]-36×[Ni]-21×[Cu]-25×[Cr]30×[Mo]8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10°C/sec以上とする必要がある。これは、冷却速度が10°C/sec未満であると、結晶粒径が粗大化し、強度の低下を招くためである。冷却速度が大きすぎると冷却中の相変態フェライト変態が抑制され、得られる鋼板の強度が過大となる。この観点から冷却速度は60°C/秒以下が好ましい。続いて、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、700°C以下の温度域において鋼板を巻き取ること必要となる。これは、700°C超の温度域において鋼板を巻き取ると、結晶粒径が粗大化し、強度の低下を招くためである。また巻取り温度は400°C以上とする必要がある。これは巻取り温度が400°C未満の場合、鋼板の固溶C、固溶Nが増大し、時効性が劣化し、腰折れが発生し易くなり、鋼板の表面性状を損なう可能性があるためである。以上が本発明に係る熱間圧延工程の製造条件となるが、熱間圧延工程の終了後に、鋼板の形状の矯正を図ることを目的として、スキンパス圧延をするようにしてもよい。また、熱間圧延工程の終了後に酸洗してもよい。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るようにしてもよい。また、溶融めっきに加えて合金化処理をするようにしてもよい。以下、実施例により本発明を更に詳細に説明する。まず、表1に示すような鋼成分A~Mの組成からなる鋼を連続鋳造でスラブとし、表2-1に示す条件で熱間圧延を行い、板厚2.9mmの鋼板を得た。得られた鋼板のミクロ組織、介在物、機械的特性も表2-2に示す。ミクロ組織、介在物の測定方法や機械的性質の測定方法は、上述の通りである。表1~表2における下線は、本発明の範囲外である、又は、好ましい範囲外であることを意味する。鋼番1~10は組成、製造条件共に本発明の要件を満たすものであり、良好な穴広げ率λ、穴広げ率のばらつきσλ、一様伸びU.El、亀裂発生抵抗値Ji値、疲労限度比を示す。鋼番5、6は、組成が式2 ́、式3 ́も満たしているため、一様伸びが特に良好である。鋼番11は、Sが所定より高く、そのため延伸介在物が多量に生成し式1が満たされておらず、そのため、穴広げ率λ、穴広げ率のばらつきσλ、亀裂発生抵抗値Ji、疲労限度比が劣位である。鋼番12、13は組成が式1の値を満たしていない。このため、そのため延伸介在物が多量に生成しており、そのため、穴広げ率λ、穴広げ率のばらつきσλ、Ji、疲労限度比が劣位である。鋼番14、15、16は式2、式3が満たされていない。このため一様伸びが小さい。鋼番17、18は鋳片の冷却速度が遅い。このため、延伸介在物長さMが大きく、そのため、穴広げ率λ、穴広げ率のばらつきσλ、Ji、疲労限度比が劣位である。鋼番19は粗圧延での1150°C以上の圧下率が所定より大きい。そのため、延伸介在物長さMが小さく、穴広げ率λ、穴広げ率のばらつきσλ、Ji、疲労限度比が特に劣位である。