成分が、質量で、C:0.20~0.40、Si:0.1~0.5、MnCr:1~3、P:0.001~0.015、S:0.001~0.01、Al:0.005~0.05、Ti:0.005~0.1、Nb:0.005~0.1、O:0.003~0.007、N:0.001~0.003を含み、残部Fe及び不可避的不純物からなり、板厚が4mm以上の鋼板をホットスタンプした成形体であって、ホットスタンプ後の鋼板が90以上のマルテンサイトを含み、かつ、その旧オーステナイト粒について、粒径の圧延方向と板厚方向との比が1.3以上で、平均粒径が6μm以下であり、1370MPa以上の引張強度を有することを特徴とする、強度と靭性のバランスに優れたホットスタンプ成形体。前記鋼板が、さらに質量で、V:0.005~0.1、Mo:0.05~0.5、Ca:0.005~0.03、REM:0.005~0.03、Cu:0.01~0.5、Sn:0.005~0.1、Ni:0.01~0.5、W:0.01~0.5を1種以上含むことを特徴とする、請求項1に記載の強度と靭性のバランスに優れたホットスタンプ成形体。請求項1または2に記載の成分からなるスラブを1250°C以下の温度域に加熱後、800~900°Cの温度域で最終スタンド及び2つ前から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、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、ホットスタンプ後の強度と靭性のバランスに優れたホットスタンプ成形体用鋼板の製造方法。請求項3に記載の製造工程を終了後、さらに溶融メッキを施すことを特徴とする、ホットスタンプ後の強度と靭性のバランスに優れたホットスタンプ成形体用鋼板の製造方法。請求項3または4で得られた鋼板を用いてホットスタンプ成形体を製造する際に、前記鋼板を1°C/s以上の加熱速度でAc3点以上、950°C以下の温度域に加熱後、Ar3~300°Cの温度域を20°C/s以上の冷却速度で冷却することを特徴とする請求項1または2に記載の強度と靭性のバランスに優れたホットスタンプ成形体の製造方法。上述のごとく、自動車用部品、とくにトラックのような大型車両に使用されるフレームに対し、車体重量の大幅な軽量化を図るために1370MPa以上の強度を有する鋼材の適用が検討されている。冷間でのプレス成形では、プレス機能力が不足することや形状凍結性が悪化するといった理由から、ホットスタンプ材の適用が有効であるが、適用部材の板厚が4mm以上となるため、ホットスタンプを行う際の焼入れ性や靭性が不十分となることが懸念される。本発明の目的は、4mm以上の板厚であっても焼入れ後の強度が高くかつ良好な靭性を有するホットスタンプ成形体を提供することである。本発明者らはこうした実情に鑑み、4mm以上の板厚を有する熱延鋼板による1180MPa以上の強度を有する部品をホットスタンプで製造することを目的として、本発明を完成させた。その要旨は以下の通りである。すなわち、1成分が、質量で、C:0.20~0.40、Si:0.1~0.5、MnCr:1~3、P:0.001~0.015、S:0.001~0.01、Al:0.005~0.05、Ti:0.005~0.1、Nb:0.005~0.1、O:0.003~0.007、N:0.001~0.003を含み、残部Fe及び不可避的不純物からなり、板厚が4mm以上の鋼板をホットスタンプした成形体であって、ホットスタンプ後の鋼板が90以上のマルテンサイトを含み、かつ、その旧オーステナイト粒について、粒径の圧延方向と板厚方向との比が1.3以上で、平均粒径が6μm以下であり、1370MPa以上の引張強度を有することを特徴とする、強度と靭性のバランスに優れたホットスタンプ成形体。2前記鋼板が、さらに質量で、V:0.005~0.1、Mo:0.05~0.5、Ca:0.005~0.03、REM:0.005~0.03、Cu:0.01~0.5、Sn:0.005~0.1、Ni:0.01~0.5、W:0.01~0.5を1種以上含むことを特徴とする、1に記載の強度と靭性のバランスに優れたホットスタンプ成形体。31または2に記載の成分からなるスラブを1250°C以下の温度域に加熱後、800~900°Cの温度域で最終スタンド及び2つ前から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、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、ホットスタンプ後の強度と靭性のバランスに優れたホットスタンプ成形体用鋼板の製造方法。43に記載の製造工程を終了後、さらに溶融メッキを施すことを特徴とする、ホットスタンプ後の強度と靭性のバランスに優れたホットスタンプ成形体用鋼板の製造方法。53または4で得られた鋼板を用いてホットスタンプ成形体を製造する際に、前記鋼板を1°C/s以上の加熱速度でAc3点以上、950°C以下の温度域に加熱後、Ar3~300°Cの温度域を20°C/s以上の冷却速度で冷却することを特徴とする1または2に記載のホットスタンプ後の強度と靭性のバランスに優れたホットスタンプ成形体の製造方法。本発明により、1370MPa以上の強度を有しながらホットスタンプ後の旧オーステナイト粒径とその形状を適切に制御することにより、強度と靭性のバランスに優れた4mm以上の厚さを有するホットスタンプ成形体が得られる。また、それに適用される熱延鋼板が製造できる。これによりに自動車、とくにトラックのような大型車両の車体重量の大幅な軽量化に寄与するものである。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に示す成分の鋼を実験室規模で溶解し、得られた鋼塊を1250°Cで加熱後、最終圧延と1つ前の圧延での総圧下率:60、仕上温度:880°C、板厚:6mmとして熱間圧延を終了し、終了して1秒後に30°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。得られた熱延板については酸洗後、1°C/sの加熱速度で900°Cに加熱後、20秒保熱し、直ちに20°C/sの冷却速度で室温まで冷却した。この場合に、鋼板組織として90以上のマルテンサイトを含む鋼板が得られた。その後、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実施した引張試験を行った。得られた引張試験の結果を図1に示す。図1から、本発明が対象としているホットスタンプ後で1370MPa以上の引張強度を得るには、重量でCを0.20以上添加する必要があることが知見された。さらに、表1のNo.3の鋼を使用し、種々の条件で熱間圧延を実施し、4mmの熱延板を作製した。この熱延板について、ホットスタンプを実施する際の熱処理条件を想定して、2°C/sの加熱速度で950°Cに加熱後、40°C/secで室温まで冷却する熱処理を施し、その際の引張強度及び靭性を調査した。いずれの場合においても鋼板組織として90以上のマルテンサイトを含む鋼板が得られるが、これらのマルテンサイトの内部には一部セメンタイトが析出していることが観察された。熱処理後の鋼板について引張試験を前記と同様の試験方法にしたがって実施した結果、いずれの条件においても1370MPa以上の強度が得られた。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でのエネルギー吸収量板厚:10mm換算で評価し、ホットスタンプ後の旧オーステナイト粒の粒径平均値とその圧延方向及び板厚方向の比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。図2及び3より、ホットスタンプ後の靭性を確保する視点からはホットスタンプ後の鋼板において、旧オーステナイト粒の平均粒径を6μm以下とし、かつ粒径の圧延方向及び板厚方向の比を1.3以上とすることが重要であることが知見された。さらに本発明者は、熱延後の鋼板において、旧オーステナイト粒径が平均で6μm以下であり、その圧延方向及び板厚方向の比が1.3以上の場合、熱延条件を適切に制御した鋼板では、適切な加熱条件で実施されるホットスタンプ後においても旧オーステナイト粒径が6μm以下であり、その圧延方向及び板厚方向の比が1.3以上になることを見出した。これは、熱延条件を適切に制御した鋼板において旧オーステナイト粒径が6μm以下と微細でありかつ、その圧延方向及び板厚方向の比が1.3以上の場合には、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セメンタイトに変態する変化の割合がほぼ100と高くなり、さらに、ホットスタンプ前の加熱においても、フェライト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と高くなる。そのためにオーステナイトからフェライトセメンタイトへ、更にフェライトセメンタイトからオーステナイトへの変態を繰り返しても、粒径が6μm以下であり、かつその圧延方向及び板厚方向の比が1.3以上の旧オーステナイト粒径がホットスタンプ後においても確保できるためと考えられる。旧オーステナイト粒径をそのようにするためには、熱間圧延における仕上温度、仕上げパススケジュールと仕上圧延後の冷却開始時間が重要である。検討の結果、仕上温度、仕上げパススケジュール、仕上圧延後の冷却開始時間と旧オーステナイト粒径について、図4、5、6及び7に示す知見が得られた。すなわち、熱間圧延を900°C以下で終了させるとともに最終スタンド及び2つ前のスタンドでの総圧下量を60以上とし、さらに、圧延後の冷却を、圧延終了後1秒以内で開始することが有効である。さらに、この時の熱履歴制御として熱延終了後の冷却速度にも注目した検討を行った。本発明は板厚4mm以上の成形体を対象としているが、板厚が厚いため一般的な製造装置では、熱延終了後の冷却速度はあまり高くすることができない。このため本発明に至る実験では主に熱間圧延後巻き取るまでの冷却速度は100°C/s以下としているが、この冷却速度は100°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、かつその圧延方向及び板厚方向の比を1.3以上に確保出来、本願の効果を発揮することを確認している。なお、ここで旧オーステナイト粒径の測定は、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たエッチングにより行い、測定は板厚で1/8t部あるいは7/8t部で実施した。本発明は、こうした実験事実をもとに完成させるに至ったもので、以下に本発明の限定理由について順次説明する。本発明は、質量で、C:0.20~0.40、Si:0.1~0.5、MnCr:1~3、P:0.001~0.015、S:0.001~0.01、Al:0.005~0.05、Ti:0.005~0.1、Nb:0.005~0.1、O:0.003~0.007、N:0.001~0.003を含み、残部Fe及び不可避的不純物からなる鋼、あるいは、さらに、V:0.005~0.1、Mo:0.05~0.5、Ca:0.005~0.03、REM:0.005~0.03、Cu:0.01~0.5、Sn:0.005~0.1、Ni:0.01~0.5、W:0.01~0.5の1種または2種以上を必要に応じて含む鋼を用いるが、個々の成分の限定理由は次のとおりである。Cは、本発明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与える影響が大きい。したがって、1370MPa以上の強度を得るには0.20以上の添加が必要である。一方、0.40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、溶接性の劣化と溶接部の強度が低下するため、これを上限とする。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、0.1以上の添加が好ましい。一方、過度に添加するとホットスタンプに際して加熱時に発生するスケールを起因とした表面疵が発生しやすくなるとともに、メッキを施す場合にはそのメッキ性が劣化するため、0.5を上限とする。Mn及びCrは、焼入れ性の確保にとって重要な元素の一つであり、本発明においてホットスタンプを実施する場合、これらの元素の合計で1以上の添加が必要である。一方、3を超えて添加されると焼入れ性が高くなり、熱延板の強度が高くなり過ぎることから、冷間圧延を実施する場合にその負荷が大きくなり過ぎるためこれを上限とする。Ti及びNbも本発明においては重要な元素であり、ホットスタンプ後の旧オーステナイト粒径において、圧延方向と板厚方向のとの比が1.3以上を有しかつ、平均値として6μm以下とするためには、それぞれ0.005以上の添加が必要である。一方、0.1を超えて添加してもその効果が飽和するためこれを上限とする。Vは、靭性確保の視点から、組織微細化のために添加してもよい元素である。すなわち、鋼板をAc3点以上に加熱した場合、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。0.005未満ではその効果が得られない。一方、0.1を超えて添加してもその効果が飽和し、コストアップになるため、これを上限とする。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、添加する場合は0.05を下限とする。一方、0.5を超えて添加してもその効果が飽和するばかりでなく、コストアップを招くことからこれを上限とする。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が、粒界に偏析し、強度が高い場合には低温脆化が問題になることから、0.015を上限とする。一方、0.001よりも低くすることは脱Pコストを極端に高めるため好ましくないことから、好ましくはこれを下限とする。Sは鋼の熱間脆性に影響を与える元素であるとともに、とくに熱間での加工性を劣化させる元素でもあるばかりでなく、加工性を劣化させるため、少ない方が好ましい。そのため、0.01を上限とする。しかし、0.001未満とする場合には、脱硫コストの極端な上昇を招くため、好ましくはこれを下限とする。Alは、脱酸のために添加されるものである。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、とくに局部変形能が劣化するとともに、特性バラツキも大きくなる。一方、0.05を超えて含有されると、鋼中にアルミナを主体とする酸化物が多く残存し、やはり局部変形能の劣化を招くため、好ましくない。Nも、極端に下げることはコストアップとなり好ましくないため、0.001を下限とする。一方、0.003を超えて含有されると、介在物を形成し、焼入れ後の靭性が劣化するため、これを上限とする。脱酸元素としてCaやCe等を含むREMについては、微細な酸化物を形成する元素であることから、旧オーステナイトの粒径を微細化に対して有効な元素である。そのため、0.005以上添加してもよい。しかし、0.03を超えて添加してもその効果は飽和するため、これを上限とする。また、Oも酸化物を形成させるために必要な元素であり、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。一方。0.007を越えて添加されと形成される酸化物の量が多くなり過ぎるため、加工性や靭性が劣化する。Wは、ホットスタンプ工程において安定してマルテンサイトを形成させるために添加してもよい。0.01未満ではその効果が不十分であり、0.5を超えて添加されてもその効果が飽和するため、これを上限とする。なお、上記に示す鋼成分に調整する際、製鋼段階においてスクラップを利用することによるCu、Sn、Ni等の元素が含まれる場合がある。そのような場合についても、本発明における効果は何ら変わるものではないが、Cu:0.01~0.5、Sn:0.005~0.1、Ni:0.01~0.5とする。これらの元素は過度に添加されると熱間圧延での割れを発生させることから、それぞれ上限を規定した。以上のような成分に調整した溶鋼を連続鋳造してスラブとし、それを熱間圧延して、ホットスタンプ用の鋼板とする。連続鋳造の方法については、特に規定されるものではなく、通常の連続鋳造方法が利用できるが、スラブ厚みが100mm以下の薄スラブ法によるものによっても、本発明における効果は何ら変わるものではない。本発明において、とくにホットスタンプ後の靭性に対し、熱間圧延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径について、圧延方向と板厚方向との比を1.3以上としかつ、6μm以下と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以上を確保するものとする。一方、900°Cを超えると前記粒径の圧延方向と板厚方向との比が1.3より小さくなり、靭性が劣化することからこれを上限とする。その際、最終スタンド及び2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冷却を開始するが、具体的には仕上圧延終了後1秒以内に冷却を開始する。なお、熱間圧延後巻取りまでの冷却速度は本発明効果の発現に影響を及ぼすものではなく、一般的な製造装置で制御可能な100°C/s以下でも良いし、特に冷却を強化して100°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、ホットスタンプ後の旧オーステナイト粒径について、圧延方向と板厚方向との比を1.3以上としかつ平均値で6μm以下とすることができる。巻取り温度が600°Cを超える、もしくは前記総圧下量が60未満の場合や仕上圧延後の冷却が1秒を超えて実施されると、ホットスタンプ後の旧オーステナイト粒径として、圧延方向と板厚方向との比を1.3以上としかつ平均値で6μm以下とすることができない。なお、400°C以下の温度で巻取ると熱延板強度が高くなり過ぎることから、これを下限とするが、フェライトパーライトを含む組織とするためには、500°C以上が好ましい。一方、400°C以下の温度で巻取った後に、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。ここで、ホットスタンプ後の旧オーステナイト粒径について、圧延方向と板厚方向との比が2を超えると異方性が大きくなり過ぎることから、逆に靭性の劣化が懸念される。したがって、好ましくはこの値を上限とする。メッキは熱間圧延を終了した後に、必要に応じて実施するものであるが、メッキの際の加熱条件や冷却条件はとくに規定されるものではない。さらに、メッキ種についてもZnあるいはAlがメッキされるが、とくにZnメッキについては合金化の有無については限定しない。さらに、Zn中にAl及びMgを含んでも良い。一方、Alメッキについてはメッキ中にSiを含んでも本発明に何ら影響を与えるものではない。熱延板あるいはメッキ後に、形状を適切に調整するための調質圧延スキンパスを実施することができるが、その方法についても特に規定するものではない。上記の条件で製造された熱延鋼板あるいはメッキ鋼板を用いてホットスタンプを実施する。その際の熱処理条件は以下のように制御される。鋼板の加熱速度を1°C/s以上とし、加熱温度をAc3点以上、950°C以下とする。加熱速度が1°C/s未満となる場合や、950°Cを超えて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径の圧延方向と板厚方向との比が1.3未満となり、本発明の効果が失われる。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化しない領域ができるため、当該部分では冷却時にマルテンサイトが形成されないことに起因し、十分な強度が得られない。加熱温度での保熱時間は、短い方が好ましいことから180秒以下とする。また、Ar3点~300°Cの温度域を冷却する際の冷却速度は、20°C/s以上とする。冷却速度が20°C/s未満となると、部材内で強度の変動が生じやすいばかりでなく、炭化物が粒界析出するため靭性の劣化が懸念されることからこれを下限とする。ホットスタンプにおける冷却中ないしは冷却後、オートテンパーによるセメンタイトが析出しても本発明における効果は変化しない。表2に示す成分の鋼を転炉にて出鋼し、スラブとした後、本発明の範囲となる熱延条件加熱温度:1220°C、仕上温度:870°C、最終スタンド及び2つ前のスタンドからの総圧下量: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、6mmの熱延板とした。この熱延板を酸洗後、表3の条件でスキンパスを行った。一部の熱延板については、酸洗とスキンパスの間にメッキ処理を行った。熱延鋼板のメッキ処理は表3に示す条件で実施した。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/GA合金化処理あり、DZMgを含む、SDAlとMgを含む]、あるいはSiを10含む溶融アルミメッキAlを施した。これらの鋼板について、実験室の加熱炉で1°C/sec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を有する金型に挟み込み、水を噴射させること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。この時のAr3点~300°Cの冷却速度は20°C/sであった。ホットスタンプ相当熱処理前の材料について強度を、熱処理後の材料について、強度、伸び、メッキ性、遅れ破壊特性、低温靭性及び旧オーステナイ組織を評価した。強度及び伸びの評価は、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実施した引張試験を行った。メッキ性はメッキの被覆状況を目視で評価した不メッキなし:良好/○、不メッキ発生:不良/×。遅れ破壊特性については、図8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24h浸漬させ、破断の有無により判定した破断無し:○、破断有り:×。低温脆性については、-40°Cでシャルピー試験を行い、板厚:10mm換算で評価し、100~150J/cm2のエネルギー吸収量を示しかつ、50以上の延性破面率が得られる場合を合格○、得られなかった場合を不合格×とした。旧オーステナイト粒径の測定は、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たエッチングにより行い、測定は板厚で1/8t部と7/8t部で測定を行いこの平均値で評価した。得られた結果を同じく表3に示す。本発明に従った鋼A鋼~L鋼、V鋼~Z鋼において、TS:1370MPa以上の強度を示すとともに、遅れ破壊特性や低温靭性に問題は無い。一方、C量が低く外れたM鋼では、1370MPaの強度に達していない。また、C量が高く外れたN鋼では、強度が2120MPaとなり、遅れ破壊特性や低温脆性の劣化が懸念される。さらに、TiあるいはNbが添加されていないO、P、S、T及びU鋼では、ホットスタンプでの熱履歴後に旧オーステナイト粒径における圧延方向と板厚方向との比が1.3に満たないばかりでなく、平均粒径として6μmより大きいため、靭性が低い。一方、Siが本発明の範囲から高く外れたQ鋼では、メッキ性が悪く、不メッキ部に生成するスケールを起因とした表面疵も見られた。さらに、Oが本発明の範囲から低く外れたR鋼では、6μm以下の旧オーステナイト粒径が得られていないため、遅れ破壊特性が悪い。表2のE、I及びL鋼について、本発明の範囲である熱延条件加熱温度:1250°C、仕上温度:880°C、最終スタンド及び2つ前から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:4mmの熱延板とした。続いて、その熱延板に酸洗を行い、表4の条件でスキンパスを行い、メッキを行わないものはそのまま加熱炉で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を有する金型に挟み込み、水を噴射させることにより室温まで冷却を行った。メッキを行うものは、熱延板を酸洗の後に亜鉛GI、GA、DZ、SDあるいはSiを10含む溶融アルミメッキAlを施してから、表4の条件でスキンパスを行い、メッキを行わないものと同様の加熱-冷却処理を施した。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。いずれも本発明に従った鋼であることから、遅れ破壊特性や低温靭性に問題は無く、本発明での特性が得られている。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、同表に示す加熱速度で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を有する金型に挟み込み、水を噴射させることにより室温まで冷却を行った。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、得られた結果を同表に示す。なお、靭性については-120°Cで試験を実施し、板厚:10mm換算で評価し、エネルギー吸収量で85J/cm2以上の値が得られたものを合格○とし、得られなかったものを不合格×とした。本発明に従ったNo.1~5では、TS:1770MPaレベルの強度と本発明で狙いとする遅れ破壊特性や靭性が得られている。一方、加熱温度が本発明の範囲より高いNo.6、最終スタンド及び2つ前からのスタンドでの総圧下量が本発明の範囲から低く外れたNo.7はホットスタンプでの熱履歴後の旧オーステナイト粒径が粗大化し、さらに圧延方向と板厚方向との比も1.3より小さいため、靭性が悪い。さらに、ホットスタンプを実施する際の加熱速度が1°C/sより低くなったNo.10、熱延工程での仕上圧延温度が本発明の範囲から低く外れたNo.8では、ホットスタンプでの熱履歴後に旧オーステナイト粒径における圧延方向と板厚方向との比が発明範囲を外れ、遅れ破壊特性及び靭性が劣化する。また、巻取温度が本発明の範囲より高く外れたNo.9は熱延板強度が高すぎるため、形状が悪いためスキンパス圧延性が悪く商品価値および生産性に問題を生ずるため発明外とした。