質量で、S:0.001~0.005、REM:0.005~0.03、及び、O:0.003~0.007を含むホットスタンプ用鋼板において、S、O、及び、REMの2種以上を含む直径0.1μm以下の球状介在物が分散していることを特徴とする熱間複合成形性及び打抜き部の耐遅れ破壊特性に優れたホットスタンプ用鋼板。質量で、S:0.001~0.005、Mg:0.005~0.03、及び、O:0.003~0.007を含むホットスタンプ用鋼板において、S、O、及び、Mgの2種以上を含む直径0.1μm以下の球状介在物が分散していることを特徴とする熱間複合成形性及び打抜き部の耐遅れ破壊特性に優れたホットスタンプ用鋼板。前記ホットスタンプ用鋼板が、質量で、C:0.20~0.35、Si:0.1~0.5、MnCr:1~3、Ti:0.005~0.1、及び、Nb:0.005~0.1を含み、残部Fe及び不可避的不純物からなることを特徴とする請求項1又は2に記載の熱間複合成形性及び打抜き部の耐遅れ破壊特性に優れたホットスタンプ用鋼板。前記ホットスタンプ用鋼板が、さらに、質量で、B:0.0005~0.002、V:0.005~0.1、及び、Mo:0.05~0.5の1種又は2種以上を含むことを特徴とする請求項3に記載の熱間複合成形性及び打抜き部の耐遅れ破壊特性に優れたホットスタンプ用鋼板。前記球状介在物が複合硫酸化物であることを特徴とする請求項1~4のいずれか1項に記載の熱間複合成形性及び打抜き部の耐遅れ破壊特性に優れたホットスタンプ用鋼板。請求項3又は4に記載の成分組成のスラブを1250°C以下の温度域に加熱して熱間圧延に供し、Ar3点以上の温度域で、最終スタンド及び1つ前のスタンドでの総圧下量を60以上として仕上圧延を終了し、仕上圧延終了後、1秒以内に冷却を開始し、600°C以下の温度で巻き取ることを特徴とする熱間複合成形性及び打抜き部の耐遅れ破壊特性に優れたホットスタンプ用鋼板の製造方法。請求項3又は4に記載の成分組成の溶鋼をAlで予備脱酸して、溶鋼中のフリー酸素を10~50ppmまで低減し、次いで、Si又はTiとREM又はMgで複合脱酸することを特徴とする熱間複合成形性及び打抜き部の耐遅れ破壊特性に優れたホットスタンプ用鋼板の溶製方法。自動車用部品、特に、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、耐力を確保し、変形せずに、衝突時のエネルギを伝達する部品に分類される。特に、リンフォースに対しては要求強度が益々高くなり、冷間でのプレス成形では、プレス機の能力が不足することや、鋼板の形状凍結性が悪化するという理由から、1470MPaの強度を必要とする部品には、ホットスタンプ材を適用した部品が増えている。また、自動車車体のさらなる軽量化を実現するには、強度が1770MPa以上の部材が必要となる。したがって、ホットスタンプ技術を適用する部品の拡大を図るためには、熱間でのプレス成形性の向上と同時に、部品に成形した後の成形部の遅れ破壊特性に配慮する必要がある。本発明者らは、従来技術における上記実情に鑑み、1470MPa以上の強度を有するとともに、加工部の耐遅れ破壊特性と靭性に優れた部品を、ホットスタンプ技術で製造することを目的とする。本発明者らは、上記目的を達成する手法について鋭意検討した。その結果、S、O、及び、REMの2種以上を含む複合硫酸化物を、球状介在物として鋼板中に分散させると、加工部において、良好な靭性と耐遅れ破壊特性を確保できることが判明した。本発明は、上記知見に基づいてなされたもので、その要旨は以下の通りである。1質量で、S:0.001~0.005、REM:0.005~0.03、及び、O:0.003~0.007を含むホットスタンプ用鋼板において、S、O、及び、REMの2種以上を含む直径0.1μm以下の球状介在物が分散していることを特徴とする熱間複合成形性及び打抜き部の耐遅れ破壊特性に優れたホットスタンプ用鋼板。2質量で、S:0.001~0.005、Mg:0.005~0.03、及び、O:0.003~0.007を含むホットスタンプ用鋼板において、S、O、及び、Mgの2種以上を含む直径0.1μm以下の球状介在物が分散していることを特徴とする熱間複合成形性及び打抜き部の耐遅れ破壊特性に優れたホットスタンプ用鋼板。3前記ホットスタンプ用鋼板が、質量で、C:0.20~0.35、Si:0.1~0.5、MnCr:1~3、Ti:0.005~0.1、及び、Nb:0.005~0.1を含み、残部Fe及び不可避的不純物からなることを特徴とする前記1又は2に記載の熱間複合成形性及び打抜き部の耐遅れ破壊特性に優れたホットスタンプ用鋼板。4前記ホットスタンプ用鋼板が、さらに、質量で、B:0.0005~0.002、V:0.005~0.1、及び、Mo:0.05~0.5の1種又は2種以上を含むことを特徴とする前記3に記載の熱間複合成形性及び打抜き部の耐遅れ破壊特性に優れたホットスタンプ用鋼板。5前記球状介在物が複合硫酸化物であることを特徴とする前記1~4のいずれかに記載の熱間複合成形性及び打抜き部の耐遅れ破壊特性に優れたホットスタンプ用鋼板。6前記3又は4に記載の成分組成のスラブを1250°C以下の温度域に加熱して熱間圧延に供し、Ar3点以上の温度域で、最終スタンド及び1つ前のスタンドでの総圧下量を60以上として仕上圧延を終了し、仕上圧延終了後、1秒以内に冷却を開始し、600°C以下の温度で巻き取ることを特徴とする熱間複合成形性及び打抜き部の耐遅れ破壊特性に優れたホットスタンプ用鋼板の製造方法。7前記3又は4に記載の成分組成の溶鋼をAlで予備脱酸して、溶鋼中のフリー酸素を10~50ppmまで低減し、次いで、Si又はTiとREM又はMgで複合脱酸することを特徴とする熱間複合成形性及び打抜き部の耐遅れ破壊特性に優れたホットスタンプ用鋼板の溶製方法。本発明によれば、ホットスタンプ時の複合成形性と打抜き性に優れ、かつ、ホットスタンプ後において、1470MPa以上の強度を有するとともに、加工部の耐遅れ破壊特性と靭性に優れたホットスタンプ用鋼板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、質量で、0.28C-0.5Si-1Mn-0.5Cr-0.003S-0.05Ti-0.05Nb-0.0041Oの鋼をベースとし、REM又はMgの添加量を変化させて添加した板厚1.6mmの冷延焼鈍板から採取したブランク被成形材を900°Cに加熱し、その後、図1aに示す金型でプレス成形し、成形後、直ちに、50°C/秒で室温まで冷却した。プレス成形は、図1aに示すように、パンチAとパッドCで、ブランクDを挟み、同時に、ダイスBを矢印の方向に移動してフランジを立てる成形を行った。図1bに、用いたブランクDの形状を示す。ブランク幅Wが140mm、コーナー部の曲率半径Rが10mm、コーナー部の開き角θが120°である。伸びフランジ成形部xのフランジ高さHは、下記式で定義される。フランジ高さH=ブランク中央部の全長Htotal-非成形部yパンチとパッドに挟まれるブランク平坦部の中央の長さHflat冷却後の成形材については、伸びフランジ成形部xにおける割れの有無を調査するとともに、非成形部yの硬度をビッカース硬度荷重:10kgfで測定した。図2に、REM又はMgの添加量質量とフランジ高さHmmの関係における割れの有無を示す。図2から、割れのない伸びフランジ部の成形を実現するためには、REM又はMgを0.005質量以上添加する必要があり、さらに、より高い成形性フランジ高さH≧30mmを確保するためには、0.01質量以上添加する必要があることが解る。なお、いずれの成形材においても、非成形部yの硬度は、引張強度で1770MPa以上に相当するHv≧540であった。さらに、上記冷延焼鈍板から採取した150mm角の鋼板を900°Cに加熱した後、図3に示す熱間打抜き試験装置で直径20mmの穴を打ち抜いた。図3に示す熱間打抜き試験装置においては、中央に20.3φのダイス2を備える基台9の上部に、20φのパンチ1を備えるパンチ保持台1aをバネ5で保持するストリッパー4が配置されている。ストリッパー4は、上面に、パンチ保持台1aとの間隔を確保するスペーサー3を備えている。パンチ保持台1aとストリッパー4が下降し、さらに、パンチ保持台1aが下降し、パンチ1とダイス2の協働で、基台9の上に、クッションピン7で保持され、位置決めピン6で位置決めされている鋼板8に直径20mmの穴を打ち抜くことができる。パンチ1とダイス2は水冷構造となっているので、穴の打抜きと同時に、鋼板8を900°Cから室温に冷却することができる。穴を打ち抜いた鋼板を、室温にて、0.3チオシアン酸アンモニウムと3NaClを含む水溶液に浸漬し、該鋼板に、電流密度0.1mA/cm2で48時間、電流を流した後、打抜き破面での割れ発生の有無を調査した。その結果、REM又はMgを本発明の範囲で添加した場合、打ち抜き破面に水素に起因する遅れ破壊が発生しないことが判明した。本発明者らは、こうした実験事実に基づいて本発明を完成させた。以下、本発明の限定要件について説明する。まず、鋼の成分組成を限定する理由について説明する。なお、成分組成に係るは、質量を意味する。Sは、REM又はMgと複合硫酸化物を形成するために添加する元素である。そのため0.001以上添加するが、0.005を超えると、複合硫酸化物が過剰に生成して、ホットスタンプでの熱間加工性の劣化、及び、打抜き部での遅れ破壊特性の劣化が懸念されるので、Sは0.001~0.005とする。好ましくは0.002~0.004である。REMとMgは、S及びOと複合硫酸化物を形成させるために添加する元素である。そのため0.005以上添加するが、0.03を超えると、複合硫酸化物が過剰に生成して、ホットスタンプでの熱間加工性の劣化、及び、打抜き部での遅れ破壊特性の劣化が懸念されるので、REMとMgは、ともに、0.005~0.03とする。好ましくは、REM、Mgともに、0.008~0.02である。Oは、REM、Mg、Sと複合硫酸化物を形成するために積極的に添加する元素である。0.003未満では、複合硫酸化物の生成量が少なく、ホットスタンプでの熱間加工性を十分に得られない。一方、0.007を超えると、複合硫酸化物が過剰に生成して、熱間加工性が劣化するばかりでなく、打抜き部での遅れ破壊特性が劣化する。それ故、Oは、0.003~0.007とする。好ましくは0.004~0.006である。本発明においては、S、O、及び、REM又はMgで形成される複合硫酸化物の大きさを直径0.1μm以下として、鋼板中に球状介在物として分散させる。球状介在物の大きさが直径0.1μmを超えると、熱間加工性が劣化するばかりでなく、生成する球状介在物の個数が減少する。球状介在物は、遅れ破壊の原因となる水素をトラップするサイトとして機能するので、球状介在物の個数の減少は、耐遅れ破壊特性の劣化を招くことになる。それ故、球状介在物の大きさは直径0.1μm以下とする。Cは、焼入れ後の強度を確保するのに必要な元素である。焼入れ後に1470MPa以上の強度を得るため、0.20以上が必要であるが、0.35を超えると、衝撃変形時に破断が生じ易くなるとともに、溶接性が劣化し、溶接部の強度が低下するので、Cは0.20~0.35とする。好ましくは0.23~0.31である。Siは、固溶強化元素であると同時に、セメンタイトの析出を抑制する元素でもある。添加効果を得るため0.1以上添加するが、0.5を超えると、メッキ性が劣化するので、Siは0.1~0.5とする。好ましくは0.2~0.4である。MnとCrは、焼入性の確保に必要な重要な元素である。ホットスタンプを実施する際の焼入性を確保するため、MnとCrの合計で1以上必要であるが、3を超えると、焼入性の向上が飽和するので、MnとCrの合計は1~3とする。好ましくは1.4~2.6である。MnとCrの下限は、特に限定しないが、焼入性確保のため、Mnは0.01以上、Crは0.01以上が好ましい。Ti及びNbは、微細な炭化物を生成し、ホットスタンプ後の旧オーステナイト粒径を微細化して、靭性を確保する元素である。ホットスタンプ後の旧オーステナイト粒径を、平均値で、好ましくは6μm以下とするために、それぞれ、0.005以上添加するが、0.1を超えると、添加効果が飽和するので、Ti及びNbとも、0.005~0.1とする。好ましくは、Tiは0.01~0.06、Nbは0.01~0.06である。Bは、焼入性を確保するのに有効な元素である。0.0005未満では、添加効果が発現せず、0.002を超えると、添加効果が飽和するので、Bは0.0005~0.002とする。好ましくは0.0007~0.0015である。Vは、組織を微細化し、靭性を確保するために添加する元素である。鋼板をAc3点以上に加熱した場合、微細なV炭化物が生成し、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して、靭性を改善する。0.005未満では、添加効果が得られず、0.1を超えると、添加効果が飽和し、また、製造コストが上昇するので、Vは0.005~0.1とする。好ましくは0.01~0.06である。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、微細な炭化物を生成し、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して、靭性を改善する。0.05未満では、添加効果が得られず、0.5を超えると、添加効果が飽和し、また、製造コストが上昇するので、Moは0.05~0.5とする。好ましくは0.08~0.3である。Pは、固溶強化元素で、比較的安価に鋼板の強度を高めることができるが、粒界に偏析し易く、強度が高い場合には、低温脆化を引き起こす元素である。本発明において、P量は限定しないが、0.015以下が好ましい。Pは少ないほど好ましいが、0.001より低減することは、脱Pコストの上昇を招くので、0.001以上が好ましい。Alは、通常、脱酸のために添加する元素である。本発明において、Al量は限定しないが、0.005未満では、脱酸が不十分となり、鋼中に酸化物が多量に残存して、局部変形能が劣化するので、0.005以上が好ましい。一方、0.05を超えると、鋼中にアルミナを主体とする酸化物が多量に残存し、局部変形能が劣化するので、0.05以下が好ましい。Nは、不可避的不純物であり、少ないほど好ましい元素である。本発明において、N量は限定しないが、0.001未満に低減することは、精錬コストの上昇を招くので、0.001以上が好ましい。一方、0.003を超えると、析出物が生成し、焼入れ後の靭性が劣化するので、0.003以下が好ましい。なお、本発明の鋼板は、製鋼段階においてスクラップ等から混入するCu、Cr、Sn、Ni、Mo等を、本発明の効果を損なわない範囲で含有してもよい。また、脱酸元素として使用したCaや、Ce等を含むREMを、本発明の効果を損なわない範囲で含有してもよい。熱延に供する鋼スラブを製造する方法は、連続鋳造方法に限定されるものではない。通常の連続鋳造方法や、厚さ100mm以下の薄スラブを鋳造する方法を採用することができる。ここで、溶鋼中のフリー酸素量を10~50ppmとするために、Alで予備脱酸を行い、Si又はTiと、REM又はMgにより複合脱酸を行う。この際に、10ppm未満では、水素のトラップサイトとして機能する硫酸化物の数が十分に確保されない。一方、50ppmを超えると、その数が多くなり過ぎるため50ppmを上限とする。本発明において、ホットスタンプ後に得られる旧オーステナイト粒径は、所要の耐遅れ破壊特性と靭性を確保知る観点から、極力小さくする必要がある。旧オーステナイト粒径をできるだけ小さくするためには、熱間圧延条件の設定が重要である。熱延板段階の組織を微細化するためには、熱間圧延時の加熱温度は低い方が好ましい。そのため、加熱温度は1250°C以下とする。また、仕上げ温度も、極力低い方が好ましいが、圧延性を考慮して、Ar3点以上とする。そして、仕上圧延の際、最終スタンド及び1つ前のスタンドでの総圧下量を60以上とし、さらに、仕上圧延終了後は、速やかに、1秒以内に冷却を開始する。仕上圧延終了後は、1秒以内に冷却を開始し、熱延板を600°C以下の温度域で巻き取る。この一連の冷却-巻取りにより、ホットスタンプ後の旧オーステナイト粒径を6μm以下とすることができる。しかし、400°C未満で巻き取ると、熱延板強度が高くなり過ぎるので、巻取り温度は400°C以上が好ましいが、400°C未満で巻き取った後、軟質化を目的として、750°C以下の温度で再加熱してもよい。本発明において、熱間圧延に続く、冷間圧延、焼鈍、及び、メッキの各条件は、特に規定されるものではなく、通常の条件でよい。冷間圧延は、通常の冷延圧下率の範囲、例えば、40~80で実施すればよい。メッキは、熱間圧延後、冷間圧延後、又は、再結晶焼鈍後に実施するが、加熱条件や冷却条件は、特に規定されるものではない。メッキは、主として、Znメッキ又はAlメッキが好ましい。Znメッキについては、合金化処理を行ってもよいし、行わなくてもよい。Alメッキについては、メッキ中にSiを含んでいても、本発明に影響を与えない。熱延板、冷延板、及び、メッキ板の調質圧延は、形状を適切に調整するために、例えば、圧下率0.2~3で、適宜実施すればよい。ホットスタンプを実施する際、熱延鋼板、冷延鋼板、又は、メッキ鋼板をAc3点以上に加熱する。加熱温度がAc3点未満であると、部分的にオーステナイト化しない領域ができる。この領域では、マルテンサイトが生成しないので、鋼板前提において十分な強度が得られないことになる。ただし、加熱速度が5°C/秒未満である場合や、加熱温度が900°Cを超える場合は、旧オーステナイト粒が粗大化して、6μm以下の旧オーステナイト粒径が得られないので、加熱速度は5°C/秒以上が好ましく、加熱温度は900°C以下が好ましい。本発明において、保熱時間は特に規定しないが、60秒以下が好ましい。Ar3~300°Cの温度域での冷却速度が50°C/秒未満となると、部材内で強度の変動が生じ易いので、Ar3~300°Cの温度域での冷却速度は50°C/秒以上が好ましい。次に、本発明の実施例について説明するが、実施例での条件は、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一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。実施例1表1に示す成分組成の溶鋼を転炉から出鋼し、スラブとした後、本発明の熱延条件加熱温度:1220°C、仕上げ温度:870°C、最終スタンド及び1つ前のスタンドでの総圧下量:65、仕上圧延終了後、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の熱延鋼板とした。この熱延鋼板を、冷間圧延で板厚1.4mmの冷延鋼板とし、その後、表2に示す条件で連続焼鈍、又は、焼鈍と焼鈍後にメッキ処理を実施した。メッキ処理は、溶融亜鉛メッキGI合金化処理なし/GA合金化処理あり、又は、Siを10含む溶融アルミメッキAlとした。上記処理を施した鋼板について、加熱炉で900°Cに加熱した後、図1aに示す金型ダイスB及びパッドCの表面に、水を噴出する給水口とその水を吸い込む排水口が配置されているに、ブランクDの形状の鋼板を挟むと同時に、パッドCを矢印の方向に移動させてフランジを立て、その直後に水を噴射して、上記鋼板を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。成形熱処理後の鋼板については、伸びフランジ成形部x部における割れの有無を調査するとともに、非成形部y部の硬度を、ビッカース硬度Hv荷重:10kgfで測定した。結果を表2に併せて示す。耐遅れ破壊特性は、加工した試験片をそのまま使用し、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24時間浸漬させ、フランジ部での破断の有無で評価した破断無し:○、破断有り:×。低温脆性は、非成形部y部より試験片を採取し、-40°Cでシャルピー試験を行って評価した。試験結果を板厚10mmに換算して評価し、100J/cm2以上のエネルギ吸収量を示す場合を合格○とした。本発明に従う発明鋼A鋼~K鋼においては、Hv:470~670となり、引張強度で1470~1970MPa相当の強度が得られているとともに、耐遅れ破壊特性や靭性に問題はない。C量が低く本発明の範囲を外れたL鋼では、Hv:450強度:1470MPaに相当の強度に達していない。C量が高く本発明の範囲を外れたM鋼では、Hv:731となり、強度が高くなりすぎたため、耐遅れ破壊特性及び靭性の劣化が懸念される。Ti又はNbが添加されていないN鋼、O鋼、R鋼、S鋼、及び、T鋼では、旧オーステナイト粒径が6μm超となり、靭性が悪い。REM及びMgが添加されていないP鋼や、Oが低く本発明の範囲を外れたQ鋼では、水素のトラップサイトとして機能する0.1μm以下の複合硫酸化物が十分に形成されないため、耐遅れ破壊特性が十分でない。OやREMが本発明の範囲から高く外れたU鋼及びW鋼では、複合硫酸化物が多量に生成し過ぎたため、熱間での伸びフランジ成形部に割れが生じるばかりでなく、靭性が不足している。MnCrが本発明の範囲から低く外れたV鋼では、強度に対してC量が高すぎることから、セメンタイトの析出が多く、靭性に問題がある。Siが本発明の範囲から高く外れたX鋼では、不メッキ部分がありメッキ性が悪い。Sが本発明の範囲から高く外れたY鋼では、Sを含む介在物が過剰に形成されて、熱間でのフランジ成形部に割れが生じるばかりでなく、靭性が悪い。実施例2表1に示すD鋼及びE鋼を転炉で出鋼し、連続鋳造でスラブとした。その際に、脱酸工程において、Alで予備脱酸を行い、溶鋼中のフリー酸素を40ppmまで低減し、その後、Si又はTiとREM又はMgで複合脱酸を実施した。本発明の範囲の熱延条件加熱温度:1250°C、仕上げ温度:880°C、最終スタンド及び1つ前のスタンドでの総圧下量:60、仕上圧延終了後、冷却開始までの時間:0.8秒、巻取温度:550°Cで、板厚2mmの熱延鋼板とし、酸洗後、そのまま880°Cに加熱し、その後、実施例1で用いた金型と同じ金型で、ホットスタンプによる成形と熱履歴を模擬した。さらに、酸洗後に、亜鉛GI、GAメッキ、又は、Siを10含む溶融アルミメッキを施してから、同様のホットスタンプによる成形試験を実施した。一方、本発明の範囲の熱延条件加熱温度:1250°C、仕上げ温度:890°C、最終スタンド及び1つ前のスタンドでの総圧下量:65、仕上圧延終了後、冷却開始までの時間:0.5秒、巻取温度:500°Cで、板厚3.2mmの熱延鋼板とし、酸洗後に、50の冷延率で1.6mmの冷延鋼板とした。この冷延板を、加熱炉で900°Cに加熱した後、実施例1で用いた金型と同じ金型で、ホットスタンプによる成形及び冷却を実施した。得られた成形品について、実施例1と同様に、材質特性を評価した。結果を表3に示す。いずれも本発明に従う鋼であるので、熱間での伸びフランジ成形性、耐遅れ破壊特性、及び、低温靭性に問題はなく、所望の特性が得られている。