質量で、C:0.20~0.35、Si:0.1~0.5、Mn、Crから選択される少なくとも1種の合計:1~3、Al:0.005~0.06、Ti:0.002~0.1、Nb:0.002~0.1、O:0.003~0.007を含有し、P:0.015以下、S:0.01以下、N:0.004以下に制限し、残部がFe及び不可避的不純物からなり、旧オーステナイト粒の板厚方向の長さに対する圧延方向の長さの寸法比が1.3以上かつ2.5以下であり、旧オーステナイト粒の平均粒径が6μm以下であり、98以上のマルテンサイトを含み、1470MPa以上の引張強度を有することを特徴とするホットスタンプ成形体。さらに、質量で、B:0.005以下、V:0.1以下、Mo:0.5以下、Ca:0.03以下、Mg:0.03以下、REM:0.03以下、Cu:0.5以下、Sn:0.1以下、Ni:0.5以下、W:1以下の1種以上を含むことを特徴とする請求項1に記載のホットスタンプ成形体。表面に溶融メッキ層を備え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成形体。質量で、C:0.20~0.35、Si:0.1~0.5、Mn、Crから選択される少なくとも1種の合計:1~3、Al:0.005~0.06、Ti:0.002~0.1、Nb:0.002~0.1、O:0.003~0.007を含有し、P:0.015以下、S:0.01以下、N:0.004以下に制限し、残部がFe及び不可避的不純物からなるスラブを1270°C以下の温度域に加熱する第一の工程と;最終スタンドの2つ前のスタンドからの総圧下量が60以上になるように800~900°Cの温度域で仕上圧延を行う第二の工程と;前記第二の工程の終了後1秒以内に冷却を開始する第三の工程と;600°C以下の温度で巻取りを行う第四の工程と;を含むことを特徴とするホットスタンプ成形体用鋼板の製造方法。さらに、前記スラブが、質量で、B:0.005以下、V:0.1以下、Mo:0.5以下、Ca:0.03以下、Mg:0.03以下、REM:0.03以下、Cu:0.5以下、Sn:0.1以下、Ni:0.5以下、W:1以下の1種以上を含むことを特徴とする請求項4に記載のホットスタンプ成形体用鋼板の製造方法。第四の工程後、冷間圧延を実施する工程をさらに含むことを特徴とする請求項4または5に記載のホットスタンプ成形体用鋼板の製造方法。第四の工程後、冷間圧延及び連続焼鈍を実施する工程をさらに含むことを特徴とする請求項4または5に記載のホットスタンプ成形体用鋼板の製造方法。第四の工程後、溶融メッキを行う工程をさらに含むことを特徴とする請求項4または5に記載のホットスタンプ成形体用鋼板の製造方法。第四の工程後、冷間圧延を実施し、溶融メッキを行う工程をさらに含むことを特徴とする請求項4または5に記載のホットスタンプ成形体用鋼板の製造方法。第四の工程後、冷間圧延及び連続焼鈍を実施し、溶融メッキを行う工程をさらに含むことを特徴とする請求項4または5に記載のホットスタンプ成形体用鋼板の製造方法。請求項4に記載のホットスタンプ成形体用鋼板の製造方法で得られた鋼板を、3°C/s以上の加熱速度でAc3点以上かつ900°C以下の温度域に加熱後、300°C以上かつAr3点以下の温度域を150°C/s以上の冷却速度で冷却する条件で、ホットスタンプを行うことを特徴とするホットスタンプ成形体の製造方法。請求項5に記載のホットスタンプ成形体用鋼板の製造方法で得られた鋼板を、3°C/s以上の加熱速度でAc3点以上かつ900°C以下の温度域に加熱後、300°C以上かつAr3点以下の温度域を150°C/s以上の冷却速度で冷却する条件で、ホットスタンプを行うことを特徴とするホットスタンプ成形体の製造方法。自動車用部品、とくにフレーム、メンバー及びリンフォースといった部品は、その役割から、衝突時にエネルギを効率良く吸収する部品と、十分な耐力を有し、変形せずに衝突時のエネルギを伝達させる部品とに分類される。特にリンフォースについては、その要求強度が益々高くなっているため、冷間でのプレス成形では、プレス機の能力が不足したり、形状凍結性が悪化したりする。そのため、1470MPa以上の強度を必要とする部品については、ホットスタンプが適用された部品ホットスタンプ成形体が増えている。また、さらなる軽量化を実現するためには、特に1770MPa以上の強度部材が要求されるようになっている。そこで、本発明者らは、こうした実情に鑑み、十分な靭性と1470MPa以上の引張強度とを有する部品をホットスタンプで製造して、本発明を完成させた。その要旨は、以下の通りである。1本発明の一態様に係るホットスタンプ成形体は、質量で、C:0.20~0.35、Si:0.1~0.5、Mn、Crから選択される少なくとも1種の合計:1~3、Al:0.005~0.06、Ti:0.002~0.1、Nb:0.002~0.1、O:0.003~0.007を含有し、P:0.015以下、S:0.01以下、N:0.004以下に制限し、残部がFe及び不可避的不純物からなり、旧オーステナイト粒の板厚方向の長さに対する圧延方向の長さの寸法比が1.3以上かつ2.5以下であり、旧オーステナイト粒の平均粒径が6μm以下であり、98以上のマルテンサイトを含み、1470MPa以上の引張強度を有する。2上記1に記載の高強度鋼板が、さらに、質量で、B:0.005以下、V:0.1以下、Mo:0.5以下、Ca:0.03以下、Mg:0.03以下、REM:0.03以下、Cu:0.5以下、Sn:0.1以下、Ni:0.5以下、W:1以下の1種以上を含んでもよい。3上記1または2に記載の高強度鋼板が、表面に溶融メッキ層を備えてもよい。4本発明の一態様に係るホットスタンプ成形体用鋼板の製造方法は、質量で、C:0.20~0.35、Si:0.1~0.5、Mn、Crから選択される少なくとも1種の合計:1~3、Al:0.005~0.06、Ti:0.002~0.1、Nb:0.002~0.1、O:0.003~0.007を含有し、P:0.015以下、S:0.01以下、N:0.004以下に制限し、残部がFe及び不可避的不純物からなるスラブを1270°C以下の温度域に加熱する第一の工程と;最終スタンドの2つ前のスタンドからの総圧下量が60以上になるように800~900°Cの温度域で仕上圧延を行う第二の工程と;前記第二の工程の終了後1s以内に冷却を開始する第三の工程と;600°C以下の温度で巻取りを行う第四の工程と;を含む。5上記4に記載のホットスタンプ成形体用鋼板の製造方法では、さらに、前記スラブが、質量で、B:0.005以下、V:0.1以下、Mo:0.5以下、Ca:0.03以下、Mg:0.03以下、REM:0.03以下、Cu:0.5以下、Sn:0.1以下、Ni:0.5以下、W:1以下の1種以上を含んでもよい。6上記4または5に記載のホットスタンプ成形体用鋼板の製造方法では、第四の工程後、冷間圧延を実施する工程をさらに含んでもよい。7上記4または5に記載のホットスタンプ成形体用鋼板の製造方法では、第四の工程後、冷間圧延及び連続焼鈍を実施する工程をさらに含んでもよい。8上記4または5に記載のホットスタンプ成形体用鋼板の製造方法では、第四の工程後、溶融メッキを行う工程をさらに含んでもよい。9上記4または5に記載のホットスタンプ成形体用鋼板の製造方法では、第四の工程後、冷間圧延を実施し、溶融メッキを行う工程をさらに含んでもよい。10上記4または5に記載のホットスタンプ成形体用鋼板の製造方法では、第四の工程後、冷間圧延及び連続焼鈍を実施し、溶融メッキを行う工程をさらに含んでもよい。11本発明の一態様に係るホットスタンプ成形体の製造方法では、上記4に記載のホットスタンプ成形体用鋼板の製造方法で得られた鋼板を、3°C/s以上の加熱速度でAc3点以上かつ900°C以下の温度域に加熱後、300°C以上かつAr3点以下の温度域を150°C/s以上の冷却速度で冷却する条件で、ホットスタンプを行う。12本発明の一態様に係るホットスタンプ成形体の製造方法では、上記5に記載のホットスタンプ成形体用鋼板の製造方法で得られた鋼板を、3°C/s以上の加熱速度でAc3点以上かつ900°C以下の温度域に加熱後、300°C以上かつAr3点以下の温度域を150°C/s以上の冷却速度で冷却する条件で、ホットスタンプを行う。上記1~2に記載のホットプレス成形体によれば、ホットスタンプ後において、1470MPa以上の強度を確保しながら旧オーステナイト粒径と旧オーステナイトの形状とを適切に制御することにより、強度と靭性とのバランスを改善し、衝突時の吸収エネルギ特性を高めることができ、より高い水準での部材の軽量化を達成することができる。上記3~10に記載のホットプレス成形体用鋼板の製造方法では、ホットスタンプ後において、1470MPa以上の強度を確保しながら旧オーステナイト粒径と旧オーステナイトの形状とを適切に制御することができるホットプレス成形体用鋼板を提供することができる。上記11及び12に記載のホットプレス成形体の製造方法では、強度と靭性とのバランス及び衝突時の吸収エネルギ特性に優れたホットプレス成形体を提供することができる。まず、本発明を完成させるに至った実験について説明する。本発明者らは、表1に示す化学成分を含む鋼を実験室規模で溶解し、得られた鋼塊を1250°Cで加熱後、最終圧延及び最終圧延の1つ前の圧延での総圧下率が60、仕上温度が880°C、板厚が1.4mmになるように制御して熱間圧延を行い、この熱間圧延が終了した1s1秒後に200°C/s以下の冷却速度で冷却を開始して600°Cで巻取りを行った。得られた熱延鋼板を、酸洗し、10°C/sの加熱速度で850°Cに加熱後、20s保熱し、直ちに150°C/sの冷却速度で室温まで冷却し、熱延鋼板に熱履歴を与えた。この場合に、鋼板組織として98以上のマルテンサイトを含む鋼板が得られた。その後、熱履歴を与えられた熱延鋼板をJISZ2201に記載の5号試験片に加工し、JISZ2241に記載の試験方法にしたがって引張試験を行った。得られた引張試験の結果を図1に示す。すなわち、本発明の対象として行われるホットスタンプ後に1470MPa以上の引張強度を得るには、質量でCを0.20以上鋼中に添加する必要があることが知見された。さらに、表1のNo.2の化学成分を含む鋼を使用し、種々の条件で熱間圧延を実施し、板厚3.2mmの熱延鋼板及び板厚1.6mmの熱延鋼板を作製した。ここで、板厚3.2mmの熱延鋼板については、引き続き冷間圧延を実施して板厚0.8mmの冷延鋼板を作製した。まず、板厚1.6mmの熱延鋼板について、ホットスタンプを実施する際の熱処理条件熱履歴として、10°C/sの加熱速度で900°Cに加熱後、200°C/sの冷却速度で室温まで冷却した際の引張強度及び靭性を調査した。いずれの熱延条件においても鋼板組織として98以上のマルテンサイトを含む鋼板が得られた。また、これらのマルテンサイトは、焼き戻しマルテンサイトではなかった。上記と同様の試験方法にしたがって引張試験を実施した結果、いずれの熱延条件においても1470MPa以上の引張強度が得られた。靭性については、Vノッチ試験片幅:10mmを作製し、シャルピー衝撃試験を実施し、-40°Cでのエネルギ吸収量板厚:10mm換算を評価した。さらに、後述の方法により、ホットスタンプ熱履歴後の旧オーステナイト粒径平均値と旧オーステナイト粒径比旧オーステナイトの板厚方向の長さに対する圧延方向の長さの寸法比とを評価し、これらとエネルギ吸収量との関係について調査した。得られた結果を図2及び3に示す。すなわち、ホットスタンプ後の靭性を確保する視点から、ホットスタンプ後の鋼板において、旧オーステナイト粒径を6μm以下に制御し、旧オーステナイト粒径比圧延方向の長さ/板厚方向の長さを1.3以上に制御することが重要であることが知見された。さらに、本発明者らは、熱延後の鋼板において旧オーステナイト粒径が6μm以下であり、旧オーステナイト粒径比圧延方向の長さ/板厚方向の長さが1.3以上である場合に、ホットスタンプ後の鋼板成形体においても旧オーステナイト粒径が6μm以下であり、旧オーステナイト粒径比圧延方向の長さ/板厚方向の長さが1.3以上であることを見出した。このメカニズムは、次のように考えられる。例えば、旧オーステナイト粒径が6μm以下と微細であり、かつ、旧オーステナイト粒径比圧延方向の長さ/板厚方向の長さが1.3以上である場合には、熱間圧延後に冷却し、巻き取る工程において、オーステナイトからフェライト及びセメンタイトに変態する変化の割合がほぼ100と高く、さらに、ホットスタンプ前の加熱においても、フェライト及びセメンタイトからオーステナイトに変態する変化の割合がほぼ100と高い。そのため、この場合には、オーステナイトからフェライト及びセメンタイトへの変態と、フェライト及びセメンタイトからオーステナイトへの変態とを繰り返しても、粒径が6μm以下であり、かつ、旧オーステナイト粒径比圧延方向の長さ/板厚方向の長さが1.3以上である旧オーステナイト粒をホットスタンプ後においても確保できると考えられる。したがって、ホットスタンプ後に、上記旧オーステナイト粒径と旧オーステナイト粒径比とを確保するためには、図4~7に示されるように、熱間圧延における仕上温度と仕上圧延後の冷却開始時間とが重要である。すなわち、熱間圧延仕上圧延を900°C以下で終了させるとともに仕上圧延終了後1s以内に冷却を開始する冷却開始時間が1s以下である必要がある。上述の実験では、熱間圧延後の冷却開始から巻き取るまでの冷却速度を200°C/s以下に制御しているが、この冷却速度が200°C/sを超えても、ホットプレス後の旧オーステナイト粒径を6μm以下、かつ、旧オーステナイト粒径比圧延方向の長さ/板厚方向の長さを1.3以上に、制御出来る。一方、前述の板厚0.8mmの冷延鋼板については、10°C/sの加熱速度で850°Cに加熱後、150°C/sの冷却速度で室温まで冷却し、熱延鋼板と同様に引張強度と靭性とを調査した。これらの冷延鋼板では、いずれの熱延条件においても1470MPa以上の引張強度が得られた。図8及び9に前述と同様に実施したシャルピー衝撃試験の結果を示す。冷延鋼板の特性も、熱間圧延の条件と相関があると考えられ、ホットスタンプ後の旧オーステナイト粒径及び旧オーステナイト粒径比圧延方向の長さ/板厚方向の長さと良い相関を示すことが知見された。なお、ここで、旧オーステナイト粒径及び旧オーステナイト粒径比の測定では、ドデシルベンゼンスルホン酸ナトリウム、ピクリン酸、シュウ酸及び塩酸を含む水溶液を用いてエッチングを行い、板厚で1/8t部あるいは7/8t部を光学顕微鏡により観察した。こうした実験事実をもとに本発明を完成させるに至った。以下に、本発明の一実施形態に係るホットスタンプ成形体について説明する。まず、本実施形態のホットスタンプ成形体及びこのホットスタンプ成形体に使用する鋼板の化学組成について説明する。なお、以下、は質量を意味する。Cは、本実施形態において重要な役割を果たす元素であり、とくに焼入れ後の強度に大きな影響を与える。したがって、1470MPa以上の引張強度を得るには、C量が0.20以上である必要がある。一方、C量が0.35を超えると、衝撃変形時に破断が生じやすくなるとともに、溶接性が劣化し、溶接部の強度が低下する。そのため、C量の上限は、0.35である。より確実に引張強度を確保する必要がある場合には、C量が0.21以上であることが好ましい。また、溶接性をより高める場合には、C量が、0.32以下であることが好ましく、0.30以下であることがより好ましい。Siは、固溶強化元素であるとともに、セメンタイトの析出を抑制する元素であることから、Si量が0.1以上である必要がある。一方、Siを過度に鋼中に添加すると、後述するように、メッキを施す場合に鋼板表面のメッキ性が劣化する。そのため、Si量の上限は、0.5である。Mn及びCrは、焼入れ性の確保に重要な元素であり、ホットスタンプを実施する場合には、Mn、Crから選択される少なくとも1種の合計が1以上である必要がある。一方、Mn、Crから選択される少なくとも1種の合計が3を超えると、焼入れ性が高くなり、熱延鋼板の強度が高くなり過ぎる。そのため、この場合には、冷間圧延等の冷間加工を実施する場合に、その負荷が大きくなり過ぎるため、Mn、Crから選択される少なくとも1種の合計量の上限が、3である必要があり、2.7であることが好ましい。ここで、例えば、Mnが鋼中に含まれる場合には、焼入れ性をより確保するために、Mn量が、1.0以上であることが好ましく、1.1以上であることがより好ましく、1.2以上であることが最も好ましい。また、冷間加工性をより十分に確保するために、Mn量が、3.0以下であることが好ましく、2.8以下であることがより好ましく、2.7以下であることが最も好ましい。また、例えば、Crが鋼中に含まれる場合には、Cr量は、0.005以上であってもよく、焼入れ性をより確保するために、0.15以上であることが好ましい。また、冷間加工性をより十分に確保するために、Cr量は、1.0以下であることが好ましい。Ti及びNbも、本実施形態において重要な元素である。ホットスタンプ後の旧オーステナイト粒の板厚方向の長さに対する圧延方向の長さの寸法比を1.3以上に制御し、かつ、旧オーステナイト粒の平均粒径を6μm以下に制御するためには、Ti量及びNb量が、それぞれ、0.002以上である必要があり、0.005以上であることが好ましく、0.010以上であることがより好ましく、0.015以上であることが最も好ましい。一方、Ti量またはNb量が0.1を超えても、その効果が飽和するため、Ti量及びNb量の上限は、それぞれ0.1である。Oは、酸化物を形成させるために必要な元素である。O量が0.003未満では、微細な酸化物が少ないため、6μm以下の旧オーステナイト粒径が得られない。そのため、O量の下限は、0.003である必要がある。一方、O量が0.007を越えると、形成される酸化物の量が多くなり過ぎるため、加工性及び靭性が劣化する。そのため、O量の上限は、0.007であり、0.006であることが好ましく、0.005であることがより好ましい。Pは、固溶強化元素であり、比較的安価に鋼板の強度を上げることができる。しかしながら、Pが粒界に偏析しやすく、強度が高い場合には低温脆化の問題が生じるため、P量の上限は、0.015であり、0.010であることが好ましい。一方、P量は、0であってもよいが、P量を0.001よりも低くすると、脱Pコストを極端に高める。そのため、不可避的不純物として含まれるPについて、P量の下限が、0.001であることが好ましく、0.005であることがより好ましい。Sは、不可避的不純物であり、鋼の熱間脆性に影響を与え、加工性、特に熱間での加工性を劣化させるため、S量は、少ない方が好ましい。そのため、S量の上限は、0.01であり、0.009であることが好ましい。しかし、S量は、0であってもよいが、S量を0.001未満に低減する場合には、脱硫コストが極端に上昇するため、S量の下限が、0.001であることが好ましく、0.002であることがより好ましい。Alは、脱酸のために添加され、不可避的に鋼中に含まれる。Al量が0.005未満では、脱酸が不十分であり、鋼中に酸化物が多量に残存する。そのため、局部変形能が劣化するとともに、特性のバラツキも大きくなる。したがって、Al量の下限は、0.005以上であり、0.20以上であることが好ましい。一方、Al量が0.06を超えると、鋼中にアルミナを主体とする酸化物が多く残存し、局部変形能が劣化する。そのため、Al量の上限は、0.06であり、0.05であることが好ましい。Nも、不可避的に鋼中に含まれる。N量は、0であってもよいが、N量を極端に下げると、コストが増加するため、N量の下限は、0.001であることが好ましく、0.0015であることがより好ましい。一方、N量が0.004を超えると、介在物が形成され、焼入れ後の靭性が劣化する。そのため、N量の上限は、0.004であり、0.0035であることが好ましい。なお、上述の基本的な化学成分基本元素を含み、残部Fe及び不可避的不純物からなる化学組成が、本実施形態の基本組成である。しかしながら、この基本組成に加え残部Feの一部の代わりに、以下の化学成分選択元素から選択される少なくとも1種を鋼中に含めることができる。また、選択元素が鋼中に含まれない場合であっても、本実施形態における効果を損なわないため、選択元素の下限は、0であってもよい。なお、これらの選択元素が鋼中に不可避的に混入しても、本実施形態における効果を損なわない。Bは、焼入れ性を確保するために有効な元素であるが、B量が0.0005未満では、効果が発現されにくい。そのため、より高い焼入れ性を確保する場合には、B量が、0.0005以上であることが好ましい。一方、B量が0.005を超えると、その効果が飽和するため、B量の上限は、0.005であり、0.002であることが好ましい。Ca及びMgは、脱酸元素であり、微細な酸化物を形成するため、旧オーステナイトの粒径の微細化に有効な元素である。そのため、CaやMgにより旧オーステナイトを微細化する場合には、Ca量またはMg量が0.005以上であることが好ましい。しかし、Ca量またはMg量が0.03を超えると、その効果が飽和するため、Ca量及びMg量の上限は、0.03であり、0.02であることが好ましく、0.015であることがより好ましい。Ce等を含むREMRareEarthMetalは、脱酸元素であり、微細な酸化物を形成するため、旧オーステナイトの粒径の微細化に有効な元素である。そのため、REMにより旧オーステナイトを微細化する場合には、REM量が0.005以上であることが好ましい。しかし、REM量が0.03を超えると、その効果が飽和するため、REM量の上限は、0.03であり、0.028であることが好ましく、0.025であることが好ましい。Vは、靭性確保の視点から、組織の微細化のために鋼中に添加される元素である。すなわち、Vは、鋼板をAc3点以上に加熱した場合に、微細な炭化物の形成により再結晶及び粒成長を抑制してオーステナイト粒を細粒にするため、靭性を改善する効果がある。V量が0.005未満では、その効果が得られないため、より高い靭性を確保する場合には、V量が、0.005以上であることが好ましく、0.010以上であることがより好ましく、0.030以上であることが最も好ましい。一方、V量が0.1を超えると、その効果が飽和し、コストが増加するため、V量の上限は、0.1であり、0.09であることが好ましく、0.08であることがより好ましい。Moも、Ti、Nb及びVと同様に、鋼板をAc3点以上に加熱した場合に、微細な炭化物の形成により再結晶及び粒成長を抑制してオーステナイト粒を細粒にするため、靭性を改善する効果がある。そのため、より高い靭性を確保する場合には、Mo量の下限が、0.05であることが好ましく、0.08であることがより好ましく、0.10であることが最も好ましい。一方、Mo量が0.5を超えると、その効果が飽和し、コストが増加するため、Mo量の上限は、0.5であり、0.45であることが好ましい。Wは、ホットスタンプ工程においてより安定してマルテンサイトを形成させる場合に鋼中に添加される。W量が0.1未満では、その効果が不十分であるため、効果を十分に得る場合には、W量の下限が0.1であることが好ましい。W量が1を超えると、その効果が飽和するため、W量の上限は、1である。なお、例えば、製鋼段階においてスクラップを利用する場合には、Cu、Sn、Ni等の元素が鋼中に含まれることがある。この場合についても、本実施形態に係る効果に直接的に影響を与えない。しかしながら、これらの元素が鋼中に過度に含まれると、熱間圧延時に割れを発生させる。そのため、Cu量の上限は、0.5であり、0.3であることが好ましく、0.2であることがより好ましい。同様に、Sn量の上限は、0.1であり、0.05であることが好ましく、0.02であることがより好ましい。また、Ni量の上限は、0.5であり、0.3であることが好ましく、0.1であることがより好ましい。なお、これらの元素の下限は特に制限されないが、不可避的な混入によって鋼中に含まれた場合の精錬コストを考慮すると、Cu量、Sn量、Ni量のそれぞれの下限が、0.01、0.005、0.01であることが好ましい。以上のように、本実施形態のホットスタンプ成形体及びこのホットスタンプ成形体に使用する鋼板は、上述の基本元素を含み、残部Fe及び不可避的不純物からなる化学組成、または、上述の基本元素と、上述の選択元素の1種以上とを含み、残部Fe及び不可避的不純物からなる化学組成を有する。さらに、本実施形態のホットスタンプ成形体は、上述したように、面積率で98以上のマルテンサイトを含む。このマルテンサイト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。なお、このマルテンサイトの残部の組織は、特に制限されないが、例えば、ベイナイト、残留オーステナイトから選択される少なくとも1種の組織であってもよい。なお、このマルテンサイトの量の上限は、100であってもよい。加えて、本実施形態では、旧オーステナイト粒の板厚方向の長さに対する圧延方向の長さの寸法比旧オーステナイト粒径比が1.3以上であり、旧オーステナイト粒の平均粒径が円相当径で6μm以下である。旧オーステナイト粒の平均粒径の下限は、特に制限されないが、測定上の解像度を考慮して3.0μmであってもよい。ここで、ホットスタンプ後の旧オーステナイト粒について、旧オーステナイト粒径比が2.5を超えると、鋼板の異方性が大きくなり過ぎるため、靭性の劣化が懸念される。したがって、旧オーステナイト粒径比が2.5以下であることが必要である。より鋼板の異方性を抑制する必要がある場合には、旧オーステナイト粒径比が2.0以下であることが好ましい。なお、上記のマルテンサイトの量、旧オーステナイト粒径及び旧オーステナイト粒径比は、光学顕微鏡により試料断面の組織を観察して測定される。また、本実施形態のホットスタンプ成形体及びホットスタンプ成形体に使用する鋼板は、上述したように、1470MPa以上の引張強度を有する。また、引張強度の上限は、特に制限されないが、例えば、引張強度が、2450MPa以下であることが好ましい。なお、寸法サイズは、特に制限されず、用途に応じて適宜選択することができる。以下に、本発明の一実施形態に係るホットスタンプ用鋼板の製造方法について説明する。本実施形態では、上述の基本元素を含み、必要に応じて上述の選択元素をさらに含み、残部Fe及び不可避的不純物からなる化学組成を有する鋼を使用する。この鋼を連続鋳造してスラブを製造し、このスラブを1250°C以下の温度域に加熱する第一の工程。この加熱されたスラブを熱間圧延し、この熱間圧延では、最終スタンドの2つ前のスタンドでの圧延から最終スタンドでの圧延までの3パスの圧延での総圧下量が60以上になるように800~900°Cの温度域仕上温度で仕上圧延を行う第二の工程。この熱間圧延により得られた鋼板に対して、熱間圧延仕上圧延終了後1秒以内に冷却を開始する第三の工程。この鋼板に対して、さらに600°C以下の温度で巻取りを行い、熱延鋼板を製造する第四の工程。ここで、連続鋳造方法は、特に制限されず、通常の連続鋳造方法やスラブ厚みが100mm以下の薄スラブ法であってもよい。この連続鋳造方法の種類によって、本実施形態に係る効果は何ら変わらない。本実施形態において、特にホットスタンプ後の靭性に対し、熱間圧延の条件は非常に重要である。すなわち、ホットスタンプ後の旧オーステナイト粒について、板厚方向の長さに対する圧延方向の長さの寸法比旧オーステナイト粒径比を1.3以上に制御し、かつ、平均粒径を6μm以下に制御するためには、熱間圧延時の加熱温度は低い方が好ましい。そのため、加熱温度を1270°C以下、好ましくは、1250°C以下に制御する。なお、この加熱温度が低すぎると、熱間圧延中の変形抵抗が高くなりすぎるため、圧延性が悪くなる。そのため、加熱温度の下限は、1050°Cであることが好ましい。また、仕上温度も極力低い方が好ましいが、圧延性を考慮して800°C以上、好ましくは、850°C以上の仕上温度を確保する。一方、仕上温度が900°Cを超えると、旧オーステナイト粒径比が1.3より小さくなり、靭性が劣化するため、仕上温度の上限は、900°Cである。その際、最終スタンドの2つ前のスタンドからの総圧下量最終スタンドの2つ前のスタンドでの圧下量と、最終スタンドの1つ前のスタンドでの圧下量と、最終スタンドでの圧下量との合計量を60以上、好ましくは70以上に制御する。なお、最終スタンドの2つ前のスタンドからの総圧下量の上限は、特に制限されないが、熱延鋼板の板厚を考慮して、95であってもよい。さらに、仕上圧延終了後は速やかに冷却を開始するが、具体的には仕上圧延終了後1秒以内、好ましくは0.5秒以内に冷却を開始する。なお、熱間圧延後の冷却開始から巻取りまでの冷却速度は、200°C/s以下でも200°C/sを超えても良い。その後、600°C以下の温度域で巻取りを実施することにより、ホットスタンプ後において、旧オーステナイト粒径比を1.3以上に制御し、かつ、旧オーステナイト粒の平均粒径を6μm以下に制御することができる。巻取り温度が600°Cを超えたり、上記総圧下量3パスが60未満であったり、仕上圧延後の冷却開始時間が1秒を超えたりすると、ホットスタンプ後において、旧オーステナイト粒径比を1.3以上に制御し、かつ、旧オーステナイト粒の平均粒径を6μm以下に制御することができない。なお、400°C未満の温度で巻取りを行うと、熱延鋼板の強度が高くなり過ぎるため、巻取り温度の下限は、400°Cであることが好ましい。特に、フェライトとパーライトとを含む組織を得るためには、巻取り温度が500°C以上であることがより好ましい。一方、400°C未満の温度で巻取りを行った場合には、巻取り後に軟質化を目的とした再加熱処理を実施してもかまわない。なお、仕上圧延終了後1秒以内に開始された冷却における冷却終了温度は、オーステナイトからフェライト及びセメンタイトへ十分に変態させることができる条件であれば、特に制限されないが、例えば、1段階の冷却制御である場合、400°C以上である。また、仕上圧延後の冷却開始時間の下限は、特に制限されないが、冷却設備の能力上、0.01秒であってもよい。さらに、得られた熱延鋼板に対し、必要に応じて、冷間圧延、連続焼鈍、各種メッキ等の処理を行うことができる。例えば、熱延鋼板に対して冷間圧延を行い、冷延鋼板を製造することができる。この冷延鋼板に、必要に応じて連続焼鈍を行っても良い。また、熱延鋼板、冷延鋼板連続焼鈍された冷延鋼板を含むに対し、各種メッキ例えば、溶融めっきを行い、メッキ鋼板を製造することができる。ここで、冷間圧延条件、連続焼鈍条件及びメッキ条件については、特に制限されず、通常の範囲で実施すれば良い。すなわち、冷間圧延は、通常実施されている冷延圧下率の範囲で実施され、具体的には、冷間圧延を40~80の圧下率で実施することができる。メッキは、熱間圧延直後、冷間圧延直後、あるいは再結晶焼鈍を実施した後に実施されるが、加熱条件や冷却条件は、特に制限されない。さらに、メッキ種についてもZnあるいはAlが通常用いられるが、Znメッキの合金化の有無については限定しない。また、Alメッキについてはメッキ中にSiを含んでもよく、本実施形態に係る効果に何ら影響を与えない。熱延鋼板、冷延鋼板及びメッキ鋼板に対して、調質圧延を行っても良い。この調質圧延についても、特に制限されず、形状を適切に調整するために必要に応じて適宜のタイミングで調質圧延を実施することができる。以下に、本発明の一実施形態に係るホットスタンプ成形体の製造方法について説明する。本実施形態では、上記実施形態の条件で製造された熱延鋼板、冷延鋼板及びメッキ鋼板に対し、3°C/s以上の加熱速度でAc3点以上かつ900°C以下の温度域に加熱後、300°C以上かつAr3点以下の温度域を150°C/s以上の冷却速度で冷却する条件でホットスタンプを行い、ホットスタンプ成形体を製造する。上記熱延鋼板、冷延鋼板及びメッキ鋼板に対してホットスタンプを実施する時の熱処理条件について、加熱速度が3°C/s未満である場合や、900°Cを超える温度に加熱される場合には、ホットスタンプ後に、6μm以下の旧オーステナイト粒径が得られないばかりでなく、旧オーステナイト粒の板厚方向の長さに対する圧延方向の長さの寸法比が1.3未満になる。また、保熱時間は、粒成長を抑える観点から短い方が好ましいため、180秒以下にする。また、300°C以上かつAr3点以下の温度域を冷却する際の冷却速度が150°C/s未満であると、部材内で強度の変動が生じやすいばかりでなく、粗大な炭化物の析出に起因した靭性の劣化が懸念される。そのため、300°C以上かつAr3点以下の温度域における冷却速度を、150°C/s以上に制御する。なお、この温度域における冷却速度の上限は、特に制限されないが、変態制御の効果が飽和することを考慮して500°C/sであってもよい。一方、加熱温度がAc3点より低くなると、部分的にオーステナイトへ変態しない領域ができるため、この領域ではマルテンサイトが形成されず、十分な強度が得られない。さらに、ホットスタンプにおける冷却中ないしは冷却後に、オートテンパーによるセメンタイトが析出しても、本実施形態に係る効果に影響を与えない。なお、旧オーステナイト粒の形態をより確実に制御するためには、加熱速度が5°C/s以上であることが好ましい。この加熱速度の上限は、特に制限されないが、加熱設備の能力上、100°C/sであってもよい。また、Ac3点が870°Cを超える場合には、加熱温度が870°C以下であることが好ましい。実施例表2に示す成分の鋼A鋼~Y鋼を転炉から出鋼してスラブに鋳造した後、所定の熱延条件加熱温度:1220°C、仕上温度:870°C、最終スタンドの2つ前のスタンドから加えられた総圧下量:65、仕上圧延終了から冷却開始までの時間:0.5秒、巻取温度:600°Cで熱間圧延を実施し、板厚3mmの熱延鋼板を製造した。鋼A~L及び鋼U~Yにおいては、熱延鋼板での旧オーステナイト粒径は6μm以下、旧オーステナイトの板厚方向の長さに対する圧延方向の長さの寸法比が1.3以上であった。この熱延鋼板を板厚1.4mmの冷延鋼板が得られるように冷間圧延した後、表3に示す条件で連続焼鈍を行い、必要に応じて焼鈍後にメッキ処理を実施した。その際のメッキ処理は、溶融亜鉛メッキGI合金化処理なしまたはGA合金化処理ありあるいはSiを10含む溶融アルミメッキAlである。これらの鋼板を、実験室の加熱炉で15°C/sの加熱速度で900°Cに加熱し、60秒保熱後、表面から水が噴出する給水口とその水を吸い込む排水口とを有する金型に挟み込み、水の噴射150~500°C/sの冷却により室温まで冷却することによりホットスタンプでの熱履歴を模擬した。なお、光学顕微鏡により断面の組織を観察した結果、これらの熱履歴を与えられた鋼板は、面積率で98以上のマルテンサイトを含んでいた。さらに、熱処理後の強度を評価するために、熱履歴を与えられた鋼板をJISZ2201に記載の5号試験片に加工し、JISZ2241に記載の試験方法にしたがって引張試験を行った。得られた結果を同様に表2に示す。また、耐遅れ破壊特性及び低温靭性の評価も実施した。耐遅れ破壊特性については、図10に示すようなVノッチを付与した試験片を使用し、室温にてチオシアン酸アンモニウム3g/lを3食塩水に溶かした水溶液にこの試験片を24h浸漬し、破断の有無により判定した破断無し:A、破断有り:B。一方、低温靭性については、-40°Cでシャルピー試験を行い、10mmの板厚に換算して評価した場合に、100~150J/cm2のエネルギ吸収量と、50以上の延性破面率とが得られる鋼板熱履歴の付与後を合格Aと判定した。本発明に係る鋼A鋼~K鋼、U鋼~Y鋼は、1470MPa以上の引張強度TSを示すとともに、十分な耐遅れ破壊特性及び低温靭性を有していた。一方、C量が0.20未満であるL鋼では、引張強度TSが1470MPaに達していない。また、C量が0.35超であるM鋼では、引張強度TSが2230MPaであり、耐遅れ破壊特性及び低温靭性が劣化した。さらに、TiあるいはNbが添加されていないN、O、R、S及びT鋼では、ホットスタンプでの熱履歴後の旧オーステナイト粒について、板厚方向の長さに対する圧延方向の長さの寸法比が1.3に満たないばかりでなく、平均粒径が6μmより大きいため、靭性が低かった。一方、Siが0.5超であるP鋼では、耐遅れ破壊特性が十分でなく、メッキ性が悪かった。さらに、Oが0.003未満であるQ鋼では、6μm以下の平均粒径の旧オーステナイト粒が得られていないため、遅れ破壊特性が悪かった。表2のI、U及びY鋼について、所定の熱延条件加熱温度:1250°C、仕上温度:880°C、最終スタンドの2つ前のスタンドから加えられた総圧下量:60、仕上圧延終了から冷却開始までの時間:0.8秒、巻取温度:550°Cで板厚2mmの熱延鋼板を得た後に酸洗を行った。これらの熱延鋼板を、そのまま加熱炉で880°Cに加熱し、120秒保熱した後表面から水が噴出する給水口とその水を吸い込む排水口とを有する金型に挟み込み、水の噴射により室温まで冷却する加熱冷却処理を行った。さらに、酸洗の後に溶融亜鉛メッキGI、GAあるいはSiを10含む溶融アルミメッキを施した熱延鋼板に、同様の加熱冷却処理を施した。一方、所定の熱延条件加熱温度:1250°C、仕上温度:890°C、最終スタンドの2つ前のスタンドから加えられた総圧下量:70、仕上圧延終了から冷却開始までの時間:0.5秒、巻取温度:500°Cで板厚3.2mmの熱延鋼板を得た後、同様の酸洗を行い、50の冷延率で1.6mmの冷延鋼板を製造した。これらの冷延鋼板を、実験室で900°Cに加熱された加熱炉に装入し、60秒保熱後、実施例1と同様の方法で冷却した。なお、光学顕微鏡により断面の組織を観察した結果、熱履歴を与えられた鋼板は、面積率で98以上のマルテンサイトを含んでいた。得られた鋼板について、実施例1と同様の材質特性を評価し、得られた結果を表4に示す。いずれの鋼板も、十分な耐遅れ破壊特性及び低温靭性を有していた。表2のI鋼について、表5に示す熱延条件で熱間圧延を実施し、引き続いて50の圧下率で冷間圧延を実施した。これらの鋼板を、表5に示す加熱速度で850°Cに加熱後、表面から水が噴出する給水口とその水を吸い込む排水口とを有する金型に挟み込み、水の噴射により室温まで冷却した。なお、光学顕微鏡により断面の組織を観察した結果、これらの熱履歴を与えられた鋼板は、面積率で98以上のマルテンサイトを含んでいた。また、得られた鋼板について、実施例1と同様の材質特性を評価し、得られた結果を表5に示す。なお、靭性については、-120°Cでシャルピー試験を実施し、10mmの板厚に換算して評価した場合に、85J/cm2以上のエネルギー吸収量が得られた鋼板熱履歴の付与後を合格Aと判定した。また、冷間圧延後に冷延鋼板のエッジ部の割れを確認し、割れが確認されなかった場合にAと評価し、割れが確認された場合にBと評価した。本発明に係るNo.1~5では、1770MPaレベルの引張強度TSと十分な耐遅れ破壊特性及び靭性とが得られた。一方、加熱温度が1250°Cより高いNo.6、最終スタンドの2つ前のスタンドから加えられた総圧下量が60未満であるNo.7、さらに、ホットスタンプを実施する際の加熱速度が3°C/sより低いNo.10では、ホットスタンプでの熱履歴後の旧オーステナイト粒について、板厚方向の長さに対する圧延方向の長さの寸法比が1.3よりも小さいため、靭性が悪かった。一方、熱延工程での仕上圧延温度が800°C未満Ar3点に近い温度であるNo.8では、旧オーステナイト粒について、板厚方向の長さに対する圧延方向の長さの寸法比が2.5を超えるため、靭性が十分でなかった。また、巻取温度冷却終了温度が400°Cであり、再加熱処理を行っていないNo.9では、熱延鋼板の強度が高すぎるため、冷延性が悪かった。しかしながら、このNo.9の冷延鋼板は、十分な耐遅れ破壊特性と靭性とを有していた。尚、これらの実施例とは別に、熱延後の鋼板において旧オーステナイト粒径が6μm超、例えば15μmである場合でも、ホットスタンプ後の鋼板成形体において旧オーステナイト粒径が6μm以下になる場合があった。しかし、この場合には、ホットスタンプでの加熱時のオーステナイト変態再オーステナイト変態によって旧オーステナイトの板厚方向に対する圧延方向の長さの寸法比を1.3以上に確保することが困難であり、ホットスタンプ後の成形体において靭性の値を満足することは出来なかった。