"質量で、C:0.05~0.40、Si:0.001~0.02、Mn:0.1~3、Al:0.0002~0.005、Ti:0.0005~0.01、O:0.003~0.03、およびCrとMoのうち1種又は2種の合計で0.005~2を含有し、残部Fe及び不可避的不純物の化学成分からなり、かつ平均直径0.1~15μmのFe-Mn系複合酸化物粒子を分散して含有することを特徴とするホットスタンプ用鋼板。さらに、質量で、aB:0.0005~0.01、bNb、V、W、Coのうち1種または2種以上を合計で0.005~1、cNi、Cuのうち1種または2種を合計で0.005~2、で示されるa~cの3群のうち1群または2群以上に含まれる成分を含有することを特徴とする請求項1に記載のホットスタンプ用鋼板。前記複合酸化物粒子の周囲に空隙を有することを特徴とする請求項1または2に記載のホットスタンプ用鋼板。前記複合酸化物粒子の周囲の空隙の平均径が、前記複合酸化物粒子の平均径の10~100であることを特徴とする請求項1または2に記載のホットスタンプ用鋼板。請求項1または2に記載の鋼板にアルミめっき、亜鉛-アルミめっき、亜鉛めっきの内のいずれかのめっきを施したことを特徴とするホットスタンプ用鋼板。請求項1または2に記載の化学成分の鋳片を熱間圧延する際に粗圧延にて圧延率70以上、仕上げ圧延にて圧延率70以上とすることを特徴とするホットスタンプ用鋼板の製造方法。請求項6に記載の熱間圧延した熱延鋼板を酸洗し、圧延率30以上で冷間圧延を施すことを特徴とするホットスタンプ用鋼板の製造方法。請求項7に記載の冷間圧延した冷延鋼板に焼鈍を施すことを特徴とするホットスタンプ用鋼板の製造方法。請求項1または2のいずれかに記載のホットスタンプ用鋼板を、Ac3以上のオーステナイト域の温度に加熱した後、金型で成形を開始し、成形後に金型中にて冷却して焼入れを行うことを特徴とするホットスタンプ用鋼板を用いた高強度部品の製造方法。以上、ホットスタンプした鋼板の水素脆性による遅れ破壊対策について現状の技術を説明した。問題点は、C含有量の多い高強度鋼板をホットスタンプした際に、水素脆化による遅れ破壊を抑制する技術が、現時点ではないことである。そこで本発明の課題は、C含有量の多い高強度鋼板において、強度を確保しつつ、有効な水素トラップを鋼材中に形成し、ホットスタンプ後の部品強度や耐遅れ破壊特性に優れたホットスタンプ用鋼板、およびその製造方法ならびにホットスタンプ高強度部品の製造方法を提供することである。本発明者らは、ホットスタンプ用鋼板の耐遅れ破壊特性を改善すべく、鋼板中に侵入する水素をトラップすることが有効であることに着目し、鋭意研究した。その結果、鋼板中にFe-Mn系複合酸化物を生成させ、その複合酸化物とマトリックスである鋼の界面に水素をトラップできることを見出し、本発明に至った。C含有量の多い高強度鋼板においては、通常、金属酸化物は介在物として欠陥となる。このため、できる限り鋼中の酸素を取り除き、金属酸化物の生成を抑制している。そのために、Alなどの脱酸元素を加え、溶鋼段階で酸素濃度を低減させている。しかし、本発明のように、鋼中にFe-Mn系複合酸化物を形成させるためには、ある程度、鋼中に酸素を残存させる必要がある。また、Cそのものが脱酸作用を有するため、一般には、C含有量の多い鋼板では、鋼中の酸素が少なくなってしまう。そこで、本発明者らは、鋼板中のAl濃度を減らし、脱酸効果を弱め、鋼中酸素濃度を確保することで、C含有量の多い鋼板においても複合酸化物を生成させ得ることを見出した。また、複合酸化物の水素トラップ効果を上げるため、複合酸化物を破砕し、その表面積を増やすことも有効であることを見出した。複合酸化物を破砕、微細化することにより、欠陥としての影響度も下がり、鋼板の性能向上につながることも見出した。さらに、複合酸化物の周囲に間隙があると、水素トラップ効果がより向上することもわかった。発明者らは、そのための製造方法についても、鋭意検討を行った。C含有量が多い溶融鋼は粘度が高いので、Fe-Mn系複合酸化物が浮上し難く、鋼中にFe-Mn系複合酸化物を生成させやすいことがわかった。そして、鋼中にFe-Mn複合酸化物を生成させた鋳片スラブを、圧延熱間圧延、もしくはさらに冷間圧延することにより、複合酸化物を延伸破砕させることができることもわかった。こうして、鋼板中に効率的に、尚且つ亀裂の起点となりにくい水素トラップサイトができることを見出した。また、同様なプロセスにおいて有効な空隙を形成できることも見出した。本発明は、かかる知見を基に完成した。本発明の要旨は、次の通りである。1質量で、C:0.05~0.40、Si:0.001~0.02、Mn:0.1~3、Al:0.0002~0.005、Ti:0.0005~0.01、O:0.003~0.03、およびCrとMoのうち1種又は2種の合計で0.005~2、を含有し、残部Fe及び不可避的不純物の化学成分からなり、かつ平均直径0.1~15μmのFe-Mn系複合酸化物粒子を分散して含有することを特徴とするホットスタンプ用鋼板。なお、S、P、Nは不可避的不純物であるが、以下の含有量に規制する。S:0.02以下、P:0.03以下、N:0.01以下、2さらに、質量で、aB:0.0005~0.01、bNb、V、W、Coの1種または2種以上を合計で0.005~1、cNi、Cuの1種または2種を合計で0.005~2、で示されるa~cの3群のうち1群または2群以上に含まれる成分を含有することを特徴とする上記1に記載のホットスタンプ用鋼板。3前記複合酸化物粒子の周囲に空隙を有することを特徴とする1または2のいずれか1項に記載のホットスタンプ用鋼板。4前記複合酸化物粒子の周囲の空隙の平均径が、前記複合酸化物粒子の平均径の10~100であることを特徴とする1または2のいずれか1項に記載のホットスタンプ用鋼板。5上記1または2のいずれか1項に記載の鋼板にアルミめっき、亜鉛-アルミめっき、または亜鉛めっきの内のいずれかのめっきを施したことを特徴とするホットスタンプ用鋼板。6上記1または2のいずれかに記載の化学成分の鋳片を熱間圧延する際に、粗圧延の圧延率を70以上、仕上げ圧延の圧延率を70以上として熱間圧延することを特徴とするホットスタンプ用鋼板の製造方法。7上記6に記載の熱間圧延した熱延鋼板を、さらに酸洗して圧延率30以上で冷間圧延を施すことを特徴とするホットスタンプ用鋼板の製造方法。8上記7に記載の冷間圧延した冷延鋼板に焼鈍を施すことを特徴とするホットスタンプ用鋼板の製造方法。9上記1または2のいずれかに記載の鋼板をAc3以上のオーステナイト域の温度に加熱した後、金型での成形を開始し、成形後に金型中にて冷却して焼入れを行うことを特徴とする高強度部品の製造方法。本発明のホットスタンプ用高強度鋼板は、複合酸化物を延伸破砕させることにより、水素トラップサイトとして有効な複合酸化物粒子およびその周囲の空隙を形成するものである。このことから、従来のように酸化物等のサイズ平均粒径と存在状態密度を厳密に制御する必要が無く、遅れ破壊特性に優れた鋼板を提供することができ、本発明の鋼板により製造された部材を使用すれば自動車の軽量化、安全性向上に大きく貢献できるものと考えられ、産業上の寄与は大きい。以下に本発明を詳細に説明する。遅れ破壊については、外部環境から鋼板中に侵入し、鋼板中を室温で拡散する拡散性水素に起因して発生していることは既に知られている。したがって、外部環境から侵入した水素を鋼板中の何らかの部分に捕捉トラップすれば、水素を無害化することが可能になり、遅れ破壊が抑制される。本発明者らは、製鋼工程において鋼中にFe-Mn系複合酸化物を生成させた鋳片を鋳造し、その鋳片を熱間圧延、冷間圧延し複合酸化物を延伸破砕させることにより、微細破砕されたFe-Mn系複合酸化物粒子間に微細な空隙が形成でき、この空隙が水素トラップサイトとして有効であり、その部分に遅れ破壊の要因と考えられている拡散性水素がトラップされ、遅れ破壊の感受性が下がることを見出した。さらに、それら空隙は、亀裂の起点にはなりにくい大きさ、形状であることも見出し、強度を要求するホットスタンプ材に適用することを試みた。まず、本発明のホットスタンプ後の部品強度や耐遅れ破壊特性に優れたホットスタンプ用鋼板の各成分を、所定の範囲に限定する理由について説明する。ここで成分についてのは質量を意味する。C:0.05~0.40Cは、冷却後の組織をマルテンサイトとして材質を確保するために添加する元素である。強度向上のために0.05以上のCが必要であるが、C含有量が0.40を超えると、衝撃変形時の強度や溶接性が劣化するため、Cは0.05~0.40とした。強度の観点から、さらに、C含有量を0.15以上とすることが好ましく、さらに0.2以上とするとより好ましい。また、衝撃変形時の強度や溶接性の劣化や、Cによる脱酸素効果の観点から、C含有量は、0.35以下とすることが好ましく、さらに0.3以下とするとより好ましい。Si:0.001~0.02Siは、脱酸元素として作用する。本発明は酸化物量を一定以上確保することが必須となるため、酸素含有量を低減するSiは0.02以下に規定した。有効な酸化物量を得るためにはSi含有量を0.015以下、さらには0.01以下とすることが好ましい。Si含有量の下限は特に問わないが、脱Si処理に時間と費用がかかることから、0.001を下限とする。Mn:0.1~3Mnは、ホットスタンプ、焼き入れ性に影響する元素であり、鋼板の強度上昇に有効である。また、Mnは添加によりFe-Mn複合酸化物を形成させるため、本発明においては重要な成分である。この複合酸化物が遅れ破壊の要因となる水素のトラップサイトとなる。このため、Mnの添加は耐遅れ破壊性の向上に効果的である。そして、形成された複合酸化物は微細なため、打抜き面の粗大なクラックの発生を抑制するのに有効となる。酸化物を形成させ水素トラップサイトとしてMnを最大限に活用するには、Mn増加により酸化物組成の制御が容易になるので積極的に添加するとよい。Mnが0.1未満ではこの効果が得られない。そのため、Mn含有量は0.1以上とするとよい。その効果を確実にするために、Mn含有量は0.5以上とすることが好ましい。さらに、1.30以上であれば、さらに好ましい。また、Mn含有量が3.0を超えるとP、Sとの共偏析を助長し、靭性の低下を招き耐遅れ破壊特性を低下させる。このため、Mn含有量は3以下とするとよい。より望ましくはMn含有量を2.0以下とするとよく、1.50以下とするとさらに好ましい。S:0.02以下Sは、不可避的不純物として含有され、過多に含有する場合には加工性を劣化させるとともに、靱性劣化の原因となり、耐遅れ破壊特性を低下させる。このため、Sは少ないほどよい。許容できる範囲として、0.02以下に規定した。好ましくは、0.01以下にするとよい。さらに、S含有量を0.005以下に規制することにより、衝撃特性が飛躍的に向上する。P:0.03以下Pは、不可避的不純物として含有され、過多に添加された場合には靱性に悪影響を及ぼす元素であり、耐遅れ破壊特性を低下させる。このため、Pは少ないほどよい。許容できる範囲として、0.03以下に規制した。さらに、0.025以下とすることが好ましく、さらに0.02以下とすると耐遅れ破壊特性の改善効果は大きい。Al:0.0002~0.005Alは、溶鋼の脱酸材として使われるために必要な元素である。本発明は酸化物量を一定以上確保することが必要なため、脱酸効果のあるAlが0.005を超えると耐遅れ破壊特性を向上させる酸化物量が確保できない。このため、上限を0.005とした。マージンを考慮するとAl含有量を0.004以下とすることが好ましく、さらに0.003以下とするとなお好ましい。また、下限は特に限定するものではないが、脱Al処理に時間と費用がかかることから、0.0002以上とするのが現実的である。Ti:0.0005~0.01以下Tiも脱酸性の元素であり下限は特に限定するものではないが、脱Ti処理に時間と費用がかかることから、0.0005以上、好ましくは0.001以上とすれば十分である。一方、多量の添加は耐遅れ破壊特性を向上させる酸化物を減少させるため上限を0.01とした。さらに、0.008以下とすることが好ましく、さらに0.006以下とすると耐遅れ破壊特性の改善効果は大きい。N:0.01以下Nは、0.01を超えると窒化物の粗大化および固溶Nによる時効硬化により、靱性が劣化する傾向がみられる。このため、Nは少ないほどよい。Nの許容できる範囲として0.01以下の範囲に規定した。好ましくは0.008以下とするとよい。0.006以下であれば、より靭性劣化を抑制できるので好ましい。Cr、Moの1種または2種を合計で0.005~2Cr、Moは、共に焼入れ性を向上させる元素であり、またマトリックス中へM23C6型炭化物を析出させる効果を有し、強度を高めるとともに、炭化物を微細化する作用を有する。このためCr、Moの1種または2種を合計で0.005~2添加する。0.005未満ではこれらの効果が十分期待できない。より好ましくは0.01以上であるとよい。さらには、0.05以上であればその効果は顕著になる。また、合計で2を超えると降伏強度が過度に上昇し、また靱性を劣化させて耐遅れ破壊特性を低下させる。できれば、耐遅れ破壊特性の観点から1.5以下とすることが、より好ましい。O:0.003~0.03Oは、本発明においてはFe-Mn複合酸化物を形成させるために必要な元素であり、0.003~0.03含有させることが必要である。0.003未満であると、十分な量のFe-Mn複合酸化物を形成することができない。Fe-Mn複合酸化物の形成の観点からは、0.005以上とすることが好ましい。一方0.03を超えて含有させると鋳片にブローホールなどの内部欠陥が発生するため、上限を0.03に規定した。内部欠陥の観点からは、少ない方がよく、O含有量は0.02以下であることが好ましい。できれば、0.015以下であると欠陥は顕著に減少する。B:0.0005~0.01Bは、焼き入れ性を向上させるのに有効な元素である。このような効果を有効にするためには、0.0005以上の添加が必要ある。その効果を確実に得るためには、0.001以上とすることが好ましい。さらには、0.0015以上であればより好ましい。一方、過多に添加してもその効果は飽和するので、0.01を上限とした。コスト対効果の観点でみると、0.008以下にすることが好ましく、できれば0.005以下とするとさらに好ましい。Nb、V、W、Coの1種または2種以上を合計で0.005~1Nb、V、W、Coは炭化物生成元素であり、析出物を生成させてホットスタンプ、焼き入れした部材の強度を確保する。さらに、これらはFe-Mn系複合酸化物に含有され、耐遅れ破壊特性向上に有効な水素トラップサイトとして働き、耐遅れ破壊性を改善するために必要な元素である。これらの元素のうち1種または2種以上を添加すればよい。添加量が、合計で1を超えて添加すると、降伏強度の上昇が過度に大きくなる。そのため、0.7以下とすることがより好ましい。できれば、0.5以下とすることがさらに好ましい。一方、0.005未満では強度向上、および水素トラップサイトとしての効果が発揮されにくい。その効果を確実に得る観点から、0.01以上とすることが好ましい。Ni、Cuの1種または2種を合計で0.005~2Ni、Cuは、共に強度および靱性を向上させる元素であるが、合計で2を超えて添加すると、鋳造性が低下するため上限を2とする。鋳造性の観点から含有量を少なくするとよく、1以下であることがより好ましい。0.5であれば、さらに好ましい。一方、合計で0.005未満では強度および靱性の向上効果が発揮されにくいため、Ni、Cuの1種または2種以上を合計で0.005以上添加するとよい。強度、靭性の観点から0.01以上であることが好ましい。さらには、0.02以上あると、より好ましい。次に、本発明の耐遅れ破壊性に優れたホットスタンプ用鋼板の製造方法について説明する。本発明では、通常の溶製、連続鋳造、鋼板製造工程で本発明の成分組成に調整した鋼を溶製することができる。特に、本発明の特徴であるFe-Mn系複合酸化物を形成させるには、鋼の溶製、鋳造工程において、脱酸能の弱い元素から添加することが好ましい。例えば、Mn、Si、Al等の順で添加することで本発明の効果をより顕著に得ることが可能となる。これら製鋼条件が発明鋼の特性に影響するメカニズムは、以下のように考えられる。本発明鋼の複合酸化物の組成変動は、主として溶鋼~凝固時の、熱力学的な酸化物の組成変動による。基本的に、系の濃度変化および温度変化により酸化物組成が平衡状態に近づく過程で、非平衡的な状態を利用して発現させているものである。脱酸能の弱い元素Aを先に添加することで、溶鋼中の酸素は粗大なAの酸化物を形成するが、その後、酸素との結合力の強い元素Bを添加することで、Aの酸化物中の元素Aは元素Bに置き換わっていく。その過程で、粗大なAとBの複合酸化物A-B複合酸化物が形成される。脱酸能の強い元素を先に添加してしまうと、その後の複合化が起き難いだけでなく、添加と共に多量の酸化物が形成され、脱酸される。多量の酸化物は溶鋼中を浮上し、鋼中への酸化物の分散が困難になる。その結果、製品の耐遅れ破壊性向上効果が低減する。このようなメカニズムにより、弱脱酸元素を添加後に粗大な複合酸化物を形成するための経過時間を要するものである。一方、元素添加後、過剰に長い時間を経てしまうと、A-B複合酸化物の組成が、平衡状態としてのBの酸化物に近くなりすぎ、複合酸化物の効果が小さくなるだけでなく、やはり酸化物が浮上し溶鋼外に出てしまい、特性向上効果を阻害する。水素トラップサイトとして機能する空隙は、主として熱間圧延以降の冷延工程で形成される。つまり、Fe-Mn系複合酸化物が圧延により破砕され、複合酸化物粒子の周囲に破砕空隙が形成されるからである。そのため、熱延工程において複合酸化物の形状を制御しておくことが重要である。本発明において、鋼中に分散している複合酸化物粒子は、元は一体の複合酸化物であった。すなわち、成分調整が終了した溶鋼を鋳造した時点では、大きな一つの酸化物であったものが、圧延工程で延伸、破砕され、微細に分散したものと考えられる。このような延伸破砕は、主として、圧延工程で起る。鋼板温度が高いとき1000°C以上は、酸化物は主に延伸される。一方、鋼板温度が低いとき1000°C以下は、酸化物は主に破砕される。このような工程において酸化物内に組成に偏在があると、酸化物の部位により延伸の程度が異なり、酸化物の形状は複雑なものとなる。また、細く薄くなった部位は優先的に破砕し、また形状の変動が大きい部位は変形応力の集中により優先して破砕することが予想される。その結果として、組成が異なる部位は効率的に破砕され、分散することになる。この破砕の際に、複合酸化物粒子の周囲に空隙が形成される場合があり、これも鋼中で水素トラップサイトとなり、ホットスタンプ製品の耐遅れ破壊性を顕著に向上させるものになると考えられる。以上のことについて、図を参照して説明する。図1は、粗大複合酸化物が延伸、破砕されて鋼板に破砕空隙水素トラップ能が多く形成される状態を示す模式図である。図1では、粗大複合酸化物1は、異なる2種類の酸化物1-1,1-2が複合して形成されている。この複合酸化物1が、熱延粗圧延2図1中に矢印で示すで延伸された複合酸化物3となり、それぞれの酸化物3-1,3-2も延伸される。次に、熱延仕上圧延4図1中に矢印で示すで、さらに延伸され、破砕される。このとき、それぞれ硬さの異なる酸化物が破砕されるので、破砕された複合酸化物の粒子5-1、5-2の周囲に多くの破砕空隙5が形成される。この破砕空隙5も水素トラップサイトとなり耐遅れ破壊性が向上する。これに対し、従来のように単に粗大酸化物を含有するだけの場合を図2に示す。粗大酸化物6は熱延粗圧延2図2中に矢印で示すで延伸された酸化物7となる。次に、熱延仕上圧延4図1中に矢印で示すで、延伸破砕される。しかし、単体の酸化物であるので、破砕された酸化物8も、本発明のように微細な複合酸化物粒子が分散せず、そのため水素トラップサイトとして十分な破砕空隙5を得ることができない。図3は、熱延前、つまりスラブ段階で微細酸化物が存在するときに、破砕空隙が形成されないことを示す模式図である。図3のようにスラブ段階で微細な複合酸化物6’であると、微細酸化物6’は粗圧延2図3中に矢印で示すでは延伸されにくい。その結果、仕上圧延4図3中に矢印で示すでも、あまり破砕されないため、水素トラップサイトとしての破砕空隙5が生じにくくなる。なお、図示してはいなが、冷間圧延は、熱延仕上圧延4図1~3中に矢印で示すと同様に、酸化物をさらに微細に破砕する効果がある。水素を効率よくトラップするには、複合酸化物粒子が鋼板中に一様に分散されていることが望ましい。また、複合酸化物粒子とマトリックスとなる鋼の界面が、水素トラップサイトとなるため、複合酸化物粒子の比表面積単位重量あたりの表面積が大きい方がよい。このため、複合酸化物は微細であることが望ましい。また、欠陥抑制の観点からも、複合酸化物は微細であることが望ましい。さらに、複合酸化物粒子の周囲に生成する間隙も、複合酸化物粒子が小さいと、小さくなる。従って、鋼板中の空隙体積を小さくする観点からも、複合酸化物は微細化することが望ましい。また、圧延により複合酸化物を延伸、破砕し、微細化できることは、現状のプロセスのままできるため都合が良い。本発明で対象とするFe-Mn系複合酸化物は、Fe、Mn、Si、Alなどの酸化物が複合して一体となったFe-Mn系複合酸化物である。複合酸化物は微細であることが望ましいが、あまり微細になると水素トラップ効果が低減する。従って、複合酸化物の直径は0.10μm以上とすることが好ましい。この範囲より小さな酸化物は、本発明鋼板の特性上の大きな特徴である水素トラップサイトとしての効果が非常に小さくなるためである。好ましくは、0.50μm以上、さらに好ましくは1.0μm以上、さらに好ましくは2.0μm以上が好ましい。直径の上限は、本発明の効果を考える上では特に限定する必要はない。ただし含有酸素量にもよるが、粗大な複合酸化物が多くなると複合酸化物の数密度が減少し、水素トラップ効果が小さくなる。また、あまりに粗大な酸化物は一般的に知られているように製品板の加工の際に鋼板の割れ起点となり加工性を阻害する。これらを考えると、複合酸化物の平均直径は15μm以下、好ましくは10μm以下、さらに好ましくは5μm以下にとどめることが好ましい。酸化物の平均直径及び酸化物近傍の空隙は鋼板断面を研磨したのち、光学顕微鏡もしくは走査型電子顕微鏡で観察することが望ましい。さらに詳細な観察を行なう場合には鋼板を薄膜に試料調整した後に透過型電子顕微鏡で観察することが望ましい。空隙の測定については、例えば、JIS日本工業規格G0555鋼の非金属介在物の顕微鏡試験方法に記載されている。同様に破砕空隙が生成する場合、その大きさは特に限定されない。空隙の大きさは、長径が0.1~5μmで、アスペクト比が2~10になる。しかし、破砕空隙が大きすぎるとボイド欠陥となり、鋼材特性を悪化させる。通常は、破砕された複合酸化物の大きさ程度になる。従って、破砕空隙の平均径は、複合酸化物粒子の平均径の100以下となる。欠陥の観点からは空隙も小さいほうがよく、望ましくは、80以下であるとよい。空隙の平均径の下限は特に設定しない。平均径が0、つまり空隙がない状態であっても、複合酸化物と鋼の界面で水素トラップサイトとなるからである。本発明での空隙の平均径とは、空隙5個の長径、短径をそれぞれ測定し、それらの平均値と定義する。熱延熱間圧延、特に粗圧延では、温度が高いため複合酸化物も軟化しており母相である鉄との硬度差も小さい。すなわち、粗圧延の温度域である約1000°C以上の温度域では、圧延による複合酸化物の破砕はほとんど起きず、複合酸化物は延伸する。また1000°Cより低温、望ましくは900°C以下になると複合酸化物は延伸しにくくなる。熱延仕上圧延の前段では、微小なクラックが生成する程度の割れが、複合酸化物の一部で起きる。さらに熱延仕上圧延後段や冷延冷間圧延では、生成した微小クラックを起点にして、複合酸化物が破砕される。このように適度に延伸し、同時に微小なクラックを有し、破砕された複合酸化物を得るためには、熱延時の温度制御および各温度域での歪量、歪速度の制御が重要となる。熱間加工の温度域が高すぎるとクラックを形成するだけの歪を複合酸化物に付与することができない。また低すぎると複合酸化物の形態が伸びたものでなく球形に近いものとなるためクラックが入りにくくなる。適度に伸びて厚さが薄くなっていることがクラックの形成には必要である。このためには熱間圧延においてより高温域での適度な変形による複合酸化物の延伸と、低温域でのクラックの形成を制御して付与する必要がある。そして、このようなクラックを形成する複合酸化物の形態は、前述のように複合酸化物内に濃度差が存在し変形能に差異がある場合に、より複雑なものとなり、効率的に有効な空隙を形成することが可能となる。熱延条件としての熱延加熱温度や巻取温度等は通常の操業範囲で通常どおりに設定することが可能である。熱延で複合酸化物延伸効果を十分に得るために、熱延加熱温度は1000~1400°Cとするとよい。望ましくは、1050°C以上とするとよい。これにより、熱延粗圧延を1000°C以上で行うことができ、その後1000°C以下で熱延仕上圧延を行うことができる。最終仕上圧延温度は800°C以下とするとよい。望ましくは750°C以下とするとよい。これにより、延伸された複合酸化物の破砕が進むためである。巻取温度は700°C以下とすることが経済的に有利である。また、複合酸化物の形態制御のためには粗圧延にて圧延率70以上、仕上げ圧延にて圧延率70以上とすることが好ましい。悪化率が高いほど、複合酸化物の破砕延伸効果があるので、粗圧延では圧下率75以上であるとより好ましい。80以上あれば、さらに好ましい。また、仕上げ圧延での圧下率は80以上あるとより好ましい。90以上であればさらに好ましい。すなわち、この圧延率で複合酸化物の延伸破砕がすすみ、耐遅れ破壊特性向上に有効な水素トラップサイトになるからである。熱間圧延でも、水素トラップサイトとなる複合酸化物微粒子は得られるが、さらに冷間圧延により、複合酸化物を微細化することにより、水素トラップ効果を向上させることができる。冷間圧延は、複合酸化物を十分に破砕するためには、冷延での圧延率を30以上とするとよい。30以上の冷延率で複合酸化物が延伸破砕して耐遅れ破壊特性向上に有効な水素トラップサイトとなり耐遅れ破壊特性向上が更に向上するからである。さらに40以上であればより好ましく、50以上であれば耐遅れ破壊特性向上が顕著となる。特に深絞り性を必要とする場合は、冷延での圧延率60以上とすることが好ましい。焼鈍をする場合は、通常の冷延鋼板に施される連続焼鈍法または箱ボックス焼鈍法のいずれでもよい。ホットスタンプ用鋼板は、自動車用構造部品として用いられる場合には、その多くが表面処理をして用いられ、特にめっき鋼板として用いられる場合が多い。めっき鋼板としては、通常、アルミめっき、亜鉛-アルミめっき、亜鉛めっきが施される。本発明のホットスタンプ用鋼板も常法どおりこれらのめっきを施すことができる。たとえば、溶融アルミめっきを施す場合には、鋼板表面に片面30~100g/m2程度のめっきを施せばよい。また、本発明でホットスタンプにより高強度部品を製造するためには、鋼板をまずオーステナイト域、すなわちAc3変態点以上のオーステナイト領域に加熱する。この場合オーステナイト域に達しておればよく、あまり高くしすぎると粗粒化や酸化が著しくなるので好ましくない。ついで、金型で成形加工を開始し、加工後に金型で拘束しながら急速冷却し、マルテンサイト変態させて焼入れを行うことで、高強度部品を製造方法することができる。冷却速度が遅くなると焼きが入らなくなり、目的とする強度が得られなくなるので、オーステナイト域からの急速冷却の速度としては鋼成分組織により影響される臨界冷却速度以上とする。冷却完了温度はマルテンサイト変態完了温度以下が望ましい。なお、焼戻しはとくにはしなくてもよいが、強度が高すぎる場合の修正、または靭性向上のために必要に応じておこなってもよい。以下、実施例に基づいて本発明を説明する。実施例1表1-1~1-3、表2-1~2-3に示す化学成分の鋼を鋳造し、スラブを製造した。なお、表2-1~2-3は、表1-1、表1-2に記載されている鋼種A、X、ACをベース鋼とし、それに表2-1~2-3に記載されている各成分元素を調合した鋼種を示している。これらのスラブを1050~1350°Cに加熱し、熱間圧延にて仕上温度800~900°C、巻取温度450~680°Cで板厚4mmの熱延鋼板とした。その後、酸洗を行った後、冷間圧延により板厚1.6mmの冷延鋼板とした。その後、連続焼鈍焼鈍温度720~830°Cを施した。また一部の冷延鋼板について溶融亜鉛めっき目付け量:片面30~90g/m2、合金化溶融亜鉛めっき目付け量:片面30~90g/m2、溶融アルミめっき目付け量:片面30~100g/m2を連続溶融めっきラインにて施した。鋼板種を表1-1~3、2-1~3に示す。鋼板種の凡例を以下に示す。HR:熱延鋼板、CR:冷延鋼板焼鈍材、AL:溶融アルミめっき鋼板、GI:溶融亜鉛めっき鋼板、GA:合金化溶融亜鉛めっき鋼板。製造された鋼板中のFe-Mn複合酸化物の平均算術平均粒径、破砕空隙の有無について鋼板断面を研磨したのち、光学顕微鏡もしくは走査型電子顕微鏡観察、もしくは薄膜に試料調整した後に透過型電子顕微鏡で観察した。その結果を表1-1~3、表2-1~3に合わせて示す。凡例は以下のとおりである。複合酸化物の平均粒径:○:平均直径0.1~15μm、×:平均直径0.1μm未満もしくは15μm超複合酸化物の平均直径は、前述したように0.1~15μmを合格とした。複合酸化物周囲の破砕空隙:○:空隙の平均径0.1μm以上、×:空隙の平均径0.1μm未満を意味する。複合酸化物周囲の破砕空隙の平均径は、前述したように0.1μm以上が望ましい。その後、それらの冷延鋼板を炉加熱によりAc3点以上である880~950°Cのオーステナイト領域に加熱した後、熱間成形加工を行った。加熱炉の雰囲気は燃焼排ガスを用い、その雰囲気中の水素濃度は2、露点20°Cであった。金型形状の断面を図4に示す。図4中の凡例はダイス9、パンチ10の金型形状を示している。パンチを上方から見た形状を図5に示す。図5中の凡例はパンチ10を示している。ダイスを下方から見た形状を図6に示す。図6中の凡例はダイス9を示している。金型はパンチ形状に倣い、板厚1.6mmのクリアランスにてダイスの形状と決定した。ブランクサイズを1.6mm厚×300mm×500mmとした。成形条件としては、パンチ速度10mm/s、加圧力200トン、下死点での保持時間を5秒とした。ホットスタンプ成形品11の模式図を図7に示す。ホットスタンプ部品の焼入れ特性は断面を研磨したのちナイタール腐食を行なったミクロ組織を光学顕微鏡で観察して、マルテンサイトの面積率により評価した。評価結果を表1-1~1-3、表2-1~2-3に合わせて示した。凡例は以下のとおりである。○:マルテンサイト面積率90以上、△:マルテンサイト面積率80以上、×:マルテンサイト面積率80未満。マルテンサイト面積率は80以上を好ましい範囲とした。耐遅れ破壊特性の評価はピアス加工により応力を付与することにより行った。図8に示す試験部品12の中央のピアス穴位置13に直径10mmのパンチを用い、直径10.5mmのダイスを用いてピアス加工を行った。図8は部品を上方から見た形状を示す。図8中の凡例は、部品12、ピアス穴中心13を示している。ピアス加工は熱間成形後30分以内に実施し、その個数は10個とした。耐水素脆化特性の評価基準はピアス加工の1週間後に穴を全周観察し、割れの有無を判定した。観察はルーペもしくは電子顕微鏡にて行った。判定結果は表3に示した。凡例は以下のとおりである。10点中の微小クラックの個数の合計:◎:0個、○:1個、△:5個未満、×:5個以上。微小クラック個数は、5個未満を合格としたが、言うまでもなく、少ないほうが望ましい。表1-1~1-3、及び表2-1~2-3に示すように本発明の範囲内であれば、ホットスタンプによる金型焼入れにて充分強化され、耐遅れ破壊特性に優れた鋼板を実現できることが分かる。実施例2表1-1及び1-2に示した鋼種A、X、ACを用いて圧延条件の検討を行なった。これらのスラブを1050~1350°Cに加熱し、熱間圧延にて仕上温度800~900°C、巻取温度450~680°Cで熱延鋼板とした。スラブ、粗圧延板、熱延板の厚さおよび粗圧延率、仕上げ圧延率を表3-1及び3-2に示す。その後、一部の熱延鋼板は酸洗を行った後、冷間圧延を施した。冷延板厚さおよび冷延率を表3-1及び3-2に示す。その後、一部の鋼板は連続焼鈍焼鈍温度720~830°Cを施した。また一部の鋼板について溶融亜鉛めっき目付け量:片面30~90g/m2、合金化溶融亜鉛めっき目付け量:片面30~90g/m2、溶融アルミめっき目付け量:片面30~100g/m2を連続溶融めっきラインにて施した。鋼板種を表3に合わせて示す。鋼板種の凡例を以下に示す。HR:熱延鋼板、CR:冷延鋼板、A:焼鈍材、N:焼鈍なし、AL:溶融アルミめっき鋼板、GI:溶融亜鉛めっき鋼板、GA:合金化溶融亜鉛めっき鋼板を意味する。製造された鋼板中のFe-Mn複合酸化物の平均粒径、破砕空隙の有無について鋼板断面を研磨したのち、光学顕微鏡もしくは走査型電子顕微鏡観察、もしくは薄膜に試料調整した後に透過型電子顕微鏡で観察した。その結果を表3-1及び3-2に合わせて示す。凡例は以下のとおりである。複合酸化物の平均粒径:○:平均直径0.1~15μm、×:平均直径0.1μm未満もしくは15μm超複合酸化物周囲の破砕空隙:○:空隙の平均径0.1μm以上×:空隙の平均径0.1μm未満その後、それらの冷延鋼板を炉加熱によりAc3点以上である880~950°Cのオーステナイト領域に加熱した後、熱間成形加工を行った。加熱炉の雰囲気は燃焼排ガスを用い、その雰囲気中の水素濃度は2、露点20°Cであった。実施例で用いた金型形状の断面を図4に示す。図4中の凡例はダイス9、パンチ10の金型形状を示している。パンチを上方から見た形状を図5に示す。図5中の凡例はパンチ10を示している。ダイスを下方から見た形状を図6に示す。図6中の凡例はダイス9を示している。金型はパンチ形状に倣い、板厚1.6mmのクリアランスにてダイスの形状と決定した。ブランクサイズを1.6mm厚×300mm×500mmとした。成形条件としては、パンチ速度10mm/s、加圧力200トン、下死点での保持時間を5秒とした。熱間プレス成形品の模式図を図7に示す。鋼板の焼入れ特性は断面を研磨したのちナイタール腐食を行なったミクロ組織を光学顕微鏡で観察して、マルテンサイトの面積率により評価した。評価結果を表3-1及び3-2に合わせて示した。その凡例を以下に示す。○:マルテンサイト面積率90以上、△:マルテンサイト面積率80以上、×:マルテンサイト面積率80未満。耐遅れ破壊特性の評価はピアス加工により応力を付与することにより行った。図8に示す試験部品12の中央のピアス穴位置13に直径10mmのパンチを用い、クリアランス15±2になるような直径ダイスを用いてピアス加工を行った。図8は部品を上方から見た形状を示す。図8中の凡例は、部品12、ピアス穴中心13を示している。ピアス加工は熱間成形後30分以内に実施し、その個数は10個とした。耐水素脆化特性の評価基準はピアス加工の1週間後に穴を全周観察し、割れの有無を判定した。観察はルーペもしくは電子顕微鏡にて行った。判定結果は表3-1及び3-2示した。凡例を以下に示す。10点中の微小クラックの個数の合計:◎:0個、○:1個、△:5個未満、×:5個以上。表3-1及び3-2に示すように本発明の推奨する製造方法の範囲内であれば、ホットスタンプによる金型焼入れにて充分強化され、よりよい耐遅れ破壊特性に優れた鋼板を実現できることが分かる。"