"重量で、C:0.3~1.0、Mn:0.01~4.0、Si:1.0~2.0、Al:0.01~2.0、S:0.015以下、N:0.01以下、及び残部を含み、残部はFe及びその他不可避な不純物からなることを特徴とする、熱間プレス成形用鋼板。Mo:0.5以下0は除く、Cr:1.5以下0は除く、Ni:0.5以下0は除く、Nb:0.005~0.1及びV:0.005~0.1からなる群より選ばれる1種または2種以上をさらに含むことを特徴とする、請求項1に記載の熱間プレス成形用鋼板。B:0.005以下0は除く及びTi:0.06以下0は除くをさらに含むことを特徴とする、請求項1または2に記載の熱間プレス成形用鋼板。前記鋼板は熱延鋼板、冷延鋼板または冷延鋼板の表面にめっき層が形成されためっき鋼板の何れか一つであることを特徴とする、請求項1または2に記載の熱間プレス成形用鋼板。重量で、C:0.3~1.0、Mn:0.01~4.0、Si:1.0~2.0、Al:0.01~2.0、S:0.015以下、N:0.01以下、及び残部を含み、残部はFe及びその他不可避な不純物からなる鋼スラブを1100~1300°Cに加熱する段階と、Ar3変態点~950°Cで仕上げ熱間圧延する段階と、MS~720°Cで巻取する段階と、を含むことを特徴とする、熱間プレス成形用鋼板の製造方法。前記鋼スラブはMo:0.5以下0は除く、Cr:1.5以下0は除く、Ni:0.5以下0は除く、Nb:0.005~0.1及びV:0.005~0.1からなる群より選ばれる1種または2種以上をさらに含むことを特徴とする、請求項5に記載の熱間プレス成形用鋼板の製造方法。前記鋼スラブはB:0.005以下0は除く及びTi:0.06以下0は除くをさらに含むことを特徴とする、請求項5または6に記載の熱間プレス成形用鋼板の製造方法。重量で、C:0.3~1.0、Mn:0.01~4.0、Si:1.0~2.0、Al:0.01~2.0、S:0.015以下、N:0.01以下、及び残部を含み、残部はFe及びその他不可避な不純物からなる鋼スラブを1100~1300°Cに加熱する段階と、Ar3変態点~950°Cで仕上げ熱間圧延する段階と、MS~720°Cで巻取する段階と、酸洗い処理する段階と、冷間圧延する段階と、750~900°Cで連続焼鈍する段階と、MS~550°Cで過時効熱処理を行う段階と、を含むことを特徴とする、熱間プレス成形用鋼板の製造方法。前記鋼スラブはMo:0.5以下0は除く、Cr:1.5以下0は除く、Ni:0.5以下0は除く、Nb:0.005~0.1及びV:0.005~0.1からなる群より選ばれる1種または2種以上をさらに含むことを特徴とする、請求項8に記載の熱間プレス成形用鋼板の製造方法。前記鋼スラブはB:0.005以下0は除く及びTi:0.06以下0は除くをさらに含むことを特徴とする、請求項8または9に記載の熱間プレス成形用鋼板の製造方法。重量で、C:0.3~1.0、Mn:0.01~4.0、Si:1.0~2.0、Al:0.01~2.0、S:0.015以下、N:0.01以下、及び残部を含み、残部はFe及びその他不可避な不純物からなる鋼スラブを1100~1300°Cに加熱する段階と、Ar3変態点~950°Cで仕上げ熱間圧延する段階と、MS~720°Cで巻取する段階と、酸洗い処理する段階と、冷間圧延する段階と、750~900°Cで連続焼鈍する段階と、MS~550°Cで過時効熱処理を行う段階と、前記過時効熱処理した鋼板の表面に溶融亜鉛めっき処理、合金化亜鉛めっき処理、電気亜鉛めっき処理または溶融アルミニウムめっき処理の何れか一つを行うめっき段階と、を含むことを特徴とする、熱間プレス成形用鋼板の製造方法。前記鋼スラブはMo:0.5以下0は除く、Cr:1.5以下0は除く、Ni:0.5以下0は除く、Nb:0.005~0.1及びV:0.005~0.1からなる群より選ばれる1種または2種以上をさらに含むことを特徴とする、請求項11に記載の熱間プレス成形用鋼板の製造方法。前記鋼スラブはB:0.005以下0は除く及びTi:0.06以下0は除くをさらに含むことを特徴とする、請求項11または12に記載の熱間プレス成形用鋼板の製造方法。重量で、C:0.3~1.0、Mn:0.01~4.0、Si:1.0~2.0、Al:0.01~2.0、S:0.015以下、N:0.01以下、及び残部を含み、残部はFe及びその他不可避な不純物からなり、ベイナイトと残留オーステナイトからなる二相dualphaseの微細組織を有することを特徴とする、熱間プレス成形部材。Mo:0.5以下0は除く、Cr:1.5以下0は除く、Ni:0.5以下0は除く、Nb:0.005~0.1及びV:0.005~0.1からなる群より選ばれる1種または2種以上をさらに含むことを特徴とする、請求項14に記載の熱間プレス成形部材。B:0.005以下0は除く及びTi:0.06以下0は除くをさらに含むことを特徴とする、請求項14または15に記載の熱間プレス成形部材。TSMPaEl値が25,000MPa以上であることを特徴とする、請求項14または15に記載の熱間プレス成形部材。TSMPaEl値が25,000MPa以上であることを特徴とする、請求項16に記載の熱間プレス成形部材。重量で、C:0.3~1.0、Mn:0.01~4.0、Si:1.0~2.0、Al:0.01~2.0、S:0.015以下、N:0.01以下、及び残部を含み、残部はFe及びその他不可避な不純物からなる鋼板をAc3点以上の温度で加熱する段階と、前記加熱した鋼板を熱間プレス成形する段階と、20°C/sec以上の冷却速度でMS~550°Cの温度まで冷却する段階と、加熱炉でMS~550°Cで熱処理する段階と、を含むことを特徴とする、熱間プレス成形部材の製造方法。前記鋼板はMo:0.5以下0は除く、Cr:1.5以下0は除く、Ni:0.5以下0は除く、Nb:0.005~0.1及びV:0.005~0.1からなる群より選ばれる1種または2種以上をさらに含むことを特徴とする、請求項19に記載の熱間プレス成形部材の製造方法。前記鋼板はB:0.005以下0は除く及びTi:0.06以下0は除くをさらに含むことを特徴とする、請求項19または20に記載の熱間プレス成形部材の製造方法。前記鋼板は熱延鋼板、冷延鋼板または冷延鋼板の表面にめっき層が形成されためっき鋼板の何れか一つであることを特徴とする、請求項19または20に記載の熱間プレス成形部材の製造方法。本発明は、一側面として、優れた強度及び延性を同時に有する熱間プレス成形部材を製造することができる熱間プレス成形用鋼板、それを用いた成形部材及びそれらの製造方法を提供する。本発明は重量で、C:0.3~1.0、Mn:0.01~4.0、Si:1.0~2.0、Al:0.01~2.0、S:0.015以下、N:0.01以下、及び残部を含み、残部はFe及びその他不可避な不純物からなることを特徴とする熱間プレス成形用鋼板を提供する。また、本発明は重量で、C:0.3~1.0、Mn:0.01~4.0、Si:1.0~2.0、Al:0.01~2.0、S:0.015以下、N:0.01以下、及び残部を含み、残部はFe及びその他不可避な不純物からなる鋼スラブを1100~1300°Cに加熱する段階と、Ar3変態点~950°Cで仕上げ熱間圧延する段階と、MS~720°Cで巻取する段階と、を含むことを特徴とする熱間プレス成形用鋼板の製造方法を提供する。また、本発明は重量で、C:0.3~1.0、Mn:0.01~4.0、Si:1.0~2.0、Al:0.01~2.0、S:0.015以下、N:0.01以下、及び残部を含み、残部はFe及びその他不可避な不純物からなり、ベイナイトと残留オーステナイトからなる二相dualphaseの微細組織を有することを特徴とする熱間プレス成形部材を提供する。また、本発明は重量で、C:0.3~1.0、Mn:0.01~4.0、Si:1.0~2.0、Al:0.01~2.0、S:0.015以下、N:0.01以下、及び残部を含み、残部はFe及びその他不可避な不純物からなる鋼板をAc3点以上の温度で加熱する段階と、上記加熱した鋼板を熱間プレス成形する段階と、20°C/sec以上の冷却速度でMS~550°Cの温度まで冷却する段階と、加熱炉でMS~550°Cで熱処理する段階と、を含むことを特徴とする熱間プレス成形部材の製造方法を提供する。本発明は、強度及び延性に優れた熱間プレス成形用鋼板を提供することができ、それを用いて、微細組織がベイナイトと残留オーステナイトの二相dualphaseからなり、TSMPaEl値が25,000MPa以上の成形部材を提供することができる。よって、強度だけでなく延性に優れるため、自動車の衝突部材としても好適に使用することができる。本発明は、自動車の衝突部材に使用できる、強度及び延性に優れた成形部材を製造するためのもので、成形部材だけでなく、該成形部材の製造に適するように延性に優れた鋼板を提供することにも特徴がある。従って、本発明は、延性に優れた熱間プレス用鋼板及びその製造方法、そして熱間プレス成形部材及びその製造方法の4つのカテゴリーからなる。熱間プレス成形用鋼板以下に、本発明の熱間プレス成形用鋼板について詳しく説明する。上記熱間プレス成形用鋼板は、熱間プレス成形後の最終部材の良好な強度及び延性が確保できるように強度及び延性に優れた鋼板であり、重量で、C:0.3~1.0、Mn:0.01~4.0、Si:1.0~2.0、Al:0.01~2.0、S:0.015以下、N:0.01以下、及び残部を含み、残部はFe及びその他不可避な不純物からなることを特徴とする。先ず、炭素Cは、鋼板の強度を確保するために添加される成分であり、本発明では、Siなどにより残留オーステナイトに拡散して残留オーステナイトを安定化させることで、マルテンサイトへの変態を防止する役割もする。上記Cは0.3~1.0重量含まれることが好ましく、0.3未満では、成形後に残留オーステナイト量が減少して部品の強度及び延性を同時に確保することが困難であり、1.0を超えると、ベイナイトの変態が格段と遅くなり、パーライトの生成が促進し、却って鋼の物性が低下する問題が生じる。マンガンMnは、Feと、鋼の製造工程中に不可避に添加されるSとが結合したFeSによる赤熱脆性を防止するために添加される成分であり、0.01~4.0添加されることが好ましい。上記添加量が0.01未満では、FeSによる赤熱脆性が発生し、上記添加量が4.0を超えると、ベイナイトの変態速度を遅くして、熱間プレス成形の際、熱処理過程に長時間がかかるため、生産性を阻害するだけでなく、製鋼原価が上昇する。ケイ素Siは、本発明による最終製品の延性を確保するための必須成分であり、フェライトの変態を促進し、残留オーステナイトにCを拡散させて残留オーステナイト内の炭素増加による安定化を求めることで、マルテンサイトへの変態を防止する役割をする。上記Siの添加量は1.0~2.0重量であることが好ましく、1.0未満では、上記残留オーステナイトの安定化効果が十分でなく、2.0を超えると、鋼板の圧延過程でクラックが発生するなど圧延性が低下する問題があるため、上限を2.0に制限した。アルミニウムAlは、鋼中に存在する酸素を除去して凝固時に非金属介在物が形成されることを防止し、上記SiのようにCの残留オーステナイトへの拡散を促進して残留オーステナイトを安定化させる役割をする。上記Alの添加量は0.01~2.0であることが好ましく、0.01未満では、鋼中の酸素除去に限界があるため、非金属介在物が形成されることを防止することが困難で、2.0を超えると、製鋼原価が上昇するという問題が生じる。硫黄Sは、鋼の製造工程で不可避に含まれる成分であり、Feと結合してFeSを形成して赤熱脆性の問題を誘発するため、Sの量を可能な限り低く管理することが好ましい。従って、上記硫黄の含量は、0.015以下に限定することが好ましい。窒素Nは、鋼の製造工程で不可避に含まれる成分であり、可能な限り低く管理することが好ましい。従って、上記窒素の含量は、0.01以下に限定することが好ましい。また、上記熱間プレス成形用鋼板は、上記組成だけでなく、Mo:0.5以下0は除く、Cr:1.5以下0は除く、Ni:0.5以下0は除く、Nb:0.005~0.1及びV:0.005~0.1からなる群より選ばれる1種または2種以上をさらに含むことが好ましい。モリブデンMoは、パーライトの生成を抑制するために添加される成分であり、高価であるため、製造原価を考慮すると、0.5重量以下添加されることが好ましい。クロムCrは、フェライトの生成を抑制し、ベイナイトの変態を拡大するために添加される成分であり、1.5重量を超えて添加されると、Cr炭化物が形成されて固溶C量を減少させる問題があるため、1.5重量以下添加されることが好ましい。ニッケルNiは、オーステナイトの分率を増加させ、焼入れ性を向上させるために添加される成分であり、高価であるため、製造原価を考慮すると、0.5重量以下添加されることが好ましい。ニオビオムNbは、鋼板の強度を増加させ、結晶粒の微細化及び靭性向上のために添加される成分であり、再加熱過程で結晶粒の成長を抑制して冷却時にオーステナイトがフェライトに変態することを遅延させる役割をする。上記Nbは0.005~0.1重量添加されることが好ましく、上記添加量が0.005未満では、結晶粒の微細化効果を期待することが困難で、0.1を超えて添加されると、炭窒化物が過度に析出されて鋼板に遅延破壊が発生したり、加工性が低下する問題が生じる恐れがある。バナジウムVは、鋼板の強度を上昇させ、結晶粒の微細化及び焼入れ性向上のために添加される成分であり、0.005~0.1重量添加されることが好ましい。上記添加量が0.005未満では、上記効果を達成することができず、上記添加量が0.1を超えると、炭窒化物が過度に析出されて鋼板に遅延破壊が発生したり、加工性が低下する問題が生じる恐れがある。また、上記熱間プレス成形用鋼板は、B:0.005以下0は除く及びTi:0.06以下0は除くをさらに含むことが好ましい。先ず、ホウ素Bはフェライトの生成を抑制するために添加される成分であり、その添加量が0.005重量を超えると、Fe、Cと結合して化合物を生成させ、フェライトの生成を却って促進するという問題があるため、0.005重量以下添加されることが好ましい。チタンTiは、上記Bの効果を極大化するために添加される成分であり、鋼内に不純物として存在するNと結合してTiN化合物を生成させることで、BがNと結合してフェライト生成抑制機能が発揮できない状況を防止する役割をする。このような効果はTiを0.06重量以下添加することで達成することができる。一方、上記鋼板は熱延鋼板または冷延鋼板であってもよく、特に、耐食性向上及び表面の酸化物形成を抑制するために冷延鋼板の表面にめっき層が形成されためっき鋼板を使用してもよい。このように、本発明の熱間プレス成形用鋼板は、上記組成により優れた強度及び延性を同時に有するため、下記の熱間プレス成形部材の製造時に用いられて、強度及び延性に優れた成形部材を得るのに重要な役割をする。熱間プレス成形用鋼板の製造方法以下では、本発明の熱間プレス成形用鋼板の製造方法について詳しく説明するが、これは延性に優れた熱間プレス成形部材を得るための好ましい鋼板の製造方法の一例に過ぎない。先ず、本発明の熱間プレス成形用鋼板の製造方法は、重量で、C:0.3~1.0、Mn:0.01~4.0、Si:1.0~2.0、Al:0.01~2.0、S:0.015以下、N:0.01以下、及び残部を含み、残部はFe及びその他不可避な不純物からなる鋼スラブを1100~1300°Cに加熱する段階と、Ar3変態点~950°Cで仕上げ熱間圧延する段階と、MS~720°Cで巻取する段階と、を含む。上記鋼スラブ加熱温度が1100°C未満では、連鋳組織の均質化が十分でなく、仕上げ圧延の際に温度確保が困難であるという問題があり、1300°Cを超えると、結晶粒度が増加し、表面酸化が発生して強度が減少したり、表面特性が劣るという問題が発生する恐れがあるため、上記鋼スラブ加熱温度は1100~1300°Cであることが好ましい。また、上記仕上げ圧延温度がAr3変態点未満では、二相域で圧延されて混粒が発生し、950°Cを超えると、結晶粒が粗大化して圧延時に表面酸化が発生する問題が生じる恐れがあるため、上記仕上げ圧延温度はAr3変態点~950°Cであることが好ましい。また、上記巻取温度がMS未満では、オーステナイトがマルテンサイトに変態して鋼板の延性を悪化させて熱間巻取操業性を非常に悪くし、720°Cを超えると、鋼板の表面に厚い酸化膜が生成され、且つ内部酸化が起こるため、上記巻取温度はMS~720°Cであることが好ましい。また、本発明の熱間プレス成形用鋼板の製造方法は、重量で、C:0.3~1.0、Mn:0.01~4.0、Si:1.0~2.0、Al:0.01~2.0、S:0.015以下、N:0.01以下、及び残部を含み、残部はFe及びその他不可避な不純物からなる鋼スラブを1100~1300°Cに加熱する段階と、Ar3変態点~950°Cで仕上げ熱間圧延する段階と、MS~720°Cで巻取する段階と、酸洗い処理する段階と、冷間圧延する段階と、750~900°Cで連続焼鈍する段階と、MS~550°Cで過時効熱処理を行う段階と、を含んでもよい。上記酸洗い処理とは、上記加熱及び熱間圧延段階で生成された表面酸化物を除去することである。その後、冷間圧延を施す。上記冷間圧延された鋼板の焼鈍温度が750°C未満では、再結晶が十分に行われず加工性の確保に限界があり、900°Cを超えると、設備の限界により加熱ができなくなる。また、上記過時効熱処理温度がMS以下では、マルテンサイトが得られ鋼板の強度が高くなりすぎて延性に悪影響を与えるため、熱間プレス成形前のブランク操業時に操業性を劣化させ、550°Cを超えると、焼鈍炉のロール表面が劣化して操業性に悪影響を与え、炭化物析出及びベイナイト変態のための過時効帯の機能に合わないという問題がある。また、本発明の熱間プレス成形用鋼板の製造方法は、重量で、C:0.3~1.0、Mn:0.01~4.0、Si:1.0~2.0、Al:0.01~2.0、S:0.015以下、N:0.01以下、及び残部を含み、残部はFe及びその他不可避な不純物からなる鋼スラブを1100~1300°Cに加熱する段階と、Ar3変態点~950°Cで仕上げ熱間圧延する段階と、MS~720°Cで巻取する段階と、酸洗い処理する段階と、冷間圧延する段階と、750~900°Cで連続焼鈍する段階と、MS~550°Cで過時効熱処理を行う段階と、上記過時効熱処理した鋼板の表面に溶融亜鉛めっき処理、合金化亜鉛めっき処理、電気亜鉛めっき処理または溶融アルミニウムめっき処理のうち何れか一つを行うめっき段階と、を含んでもよい。上記溶融亜鉛めっき鋼板は、上記冷間圧延した鋼板を亜鉛めっき浴に沈積して製造してもよく、上記合金化亜鉛めっき鋼板は、上記冷間圧延した鋼板をめっき浴沈積後に合金化熱処理を施すことで製造してもよく、上記電気亜鉛めっき鋼板は、上記冷延鋼板を利用して連続電気めっきラインで亜鉛電気めっきまたはZn-Fe電気めっきを行って製造してもよい。また、上記溶融アルミニウムめっき鋼板は、上記冷間圧延した鋼板を750~900°Cに加熱した後、アルミニウムめっき浴に沈積させてから5~15°C/secの冷却速度で常温まで冷却することで製造することができる。また、上記鋼スラブは、Mo:0.5以下0は除く、Cr:1.5以下0は除く、Ni:0.5以下0は除く、Nb:0.005~0.1及びV:0.005~0.1からなる群より選ばれる1種または2種以上をさらに含むことが好ましく、B:0.005以下0は除く及びTi:0.06以下0は除くをさらに含むことがより好ましい。熱間プレス成形部材以下、本発明の熱間プレス成形部材について詳しく説明する。上記熱間プレス成形部材は、延性に優れた超高強度製品であることを目的とするため、重量で、C:0.3~1.0、Mn:0.01~4.0、Si:1.0~2.0、Al:0.01~2.0、S:0.015以下、N:0.01以下、及び残部を含み、残部はFe及びその他不可避な不純物からなり、マルテンサイトが排除され、ベイナイトと残留オーステナイトからなる微細組織を有することが好ましい。また、上記成形部材は、Mo:0.5以下0は除く、Cr:1.5以下0は除く、Ni:0.5以下0は除く、Nb:0.005~0.1及びV:0.005~0.1からなる群より選ばれる1種または2種以上をさらに含むことが好ましく、B:0.005以下0は除く及びTi:0.06以下0は除くをさらに含んでもよい。従来の熱間プレス成形部材は、超高強度を有することを目的としたため、マルテンサイトを必ず含むが、そのために、延性が低下して自動車の衝突部材には適さないという問題があった。よって、本発明は成形部材の微細組織において、マルテンサイトの生成を抑制して残留オーステナイトの量を増加させることで、ベイナイトと残留オーステナイトの二相dualphaseからなるようにした。上記組成と微細組織からなる熱間プレス成形部材は、強度及び延性のバランスbalanceに極めて優れるため、TS引張強度、MPaEl伸び率、値が25,000以上となり、自動車の衝撃部材だけでなく、衝突部材にも好適に適用できる。熱間プレス成形部材の製造方法以下で、本発明の熱間プレス成形部材の製造方法について詳しく説明する。上記熱間プレス成形部材の製造方法は、上記鋼板を熱間プレス成形することで、成形後に延性に優れた超高強度自動車部品を提供し、重量で、C:0.3~1.0、Mn:0.01~4.0、Si:1.0~2.0、Al:0.01~2.0、S:0.015以下、N:0.01以下、及び残部を含み、残部はFe及びその他不可避な不純物からなる鋼板をAc3点以上の温度に加熱する段階と、熱間プレス成形する段階と、20°C/sec以上の冷却速度でMS~550°Cまで冷却する段階と、MS~550°Cの温度に加熱されている加熱炉で熱処理する段階と、を含む。また、上記鋼板はMo:0.5以下0は除く、Cr:1.5以下0は除く、Ni:0.5以下0は除く、Nb:0.005~0.1及びV:0.005~0.1からなる群より選ばれる1種または2種以上をさらに含むことが好ましく、B:0.005以下0は除く及びTi:0.06以下0は除くをさらに含んでもよく、上記鋼板は熱延鋼板、冷延鋼板または冷延鋼板の表面にめっき層が形成されためっき鋼板の一つであってもよい。本発明の上記熱間プレス成形部材の製造方法は、熱間プレス成形後の熱処理段階を従来の方法と異なるように制御することで、従来とは異なる微細組織の構成を有する成形部品を得、その製品の延性を向上させるのに目的がある。即ち、従来においては、超高強度の部品を得ることが最終的な目標であったため、マルテンサイトを主組織として含ませるための熱処理条件を付与したが、本発明者らは、このような従来の技術では優れた延性が得られず、自動車の衝突部材には適用できないという問題があったため、マルテンサイトを排除し、ベイナイトと残留オーステナイトのみからなる組織にするための熱処理条件を付与するに至った。先ず、Ac3点以上に加熱するのは、オーステナイトへの変態のためであり、その後、オーステナイト領域に加熱された鋼板を熱間プレス成形する過程を経る。また、上記成形後の熱処理条件は、製品の微細組織の構成を決めるのに極めて重要な要素であるが、従来は、プレス成形された製品を直ぐMS以下の温度でダイクエンチすることで、最終製品の微細組織にマルテンサイトを主組織として含ませて強度を増加させることが一般的であった。しかし、本発明は、軽量化に好適な強度を保持させながら延性に優れた最終製品を得るために、マルテンサイトを微細組織から排除することを目的とする。従って、成形された製品を直ぐMS以下の常温まで冷却させるのではなく、MS~550°Cに先ず冷却した後、加熱炉でMS~550°Cで熱処理することで、ベイナイトに変態する過程を経る。MS以下に冷却されると、マルテンサイトが生成されて延性が低下するという問題があり、550°Cを超えると、パーライト相が生じ、鋼の物性が低下する。従って、冷却速度をMS~550°Cに制御することで、ベイナイトと残留オーステナイトからなる二相dualphaseの微細組織を得る。上記過程で生成されたベイナイトにはFe3C炭化物が形成されない。これは、上記熱間プレス成形に用いられる鋼の組成にSiなどが十分に添加されて、Cが残留オーステナイトに拡散されるためである。即ち、Cがベイナイトにおいて炭化物を形成するのに用いられず、残留オーステナイトに固溶されて残留オーステナイトを安定化させることで、MSを下げ、後に冷却過程において、マルテンサイトへの変態を防止する役割をする。これにより、最終製品にマルテンサイトに変態されない残留オーステナイトが残存するため、優れた延性を確保することができる。このとき、上記冷却速度は20°C/sec以上であることが好ましく、20°C/sec未満の低い速度で冷却すると、パーライト組織に変態しやすいため、最終製品の物性が低下するという問題が生じる恐れがある。即ち、図2のaに示されたように、30°C/secで冷却させると、ベイナイト組織が現われるが、図2のb及びcに示されたように、5°C/secで冷却させると、フェライトとFe3Cが層状からなるパーライト組織が現われることが分かる。上述した本発明の熱間プレス成形部材の製造過程の一例を、図1に基づいて簡単に説明すると、先ず、鋼板を加熱炉内に注入し、オーステナイトの形成のためにAc3点以上の温度に加熱した後、熱間プレス成形を行う。成形後にはパーライトが発生しないように20°C/sec以上の冷却速度で冷却させるが、その冷却温度をMS~550°Cにし、同様に加熱炉でMS~550°Cで熱処理を行う。これは、ベイナイトへの変態のためのものであり、この過程でCのオーステナイトへの拡散によりMSが低くなる。上記の過程により製造された成形製品は、人為的な制御なしに常温まで冷却しても、マルテンサイトに変態せず、ベイナイトと残留オーステナイトの二相の微細組織を得ることができる。以下で、実施例を通じて本発明を具体的に説明する。但し、これは本発明をより完全に説明するためのものに過ぎず、下記それぞれの実施例により本発明の権利範囲が制限されるものではない。実施例真空誘導溶解により、表1に示された組成の鋼塊を、厚さ90mm、幅175mmに製造し、1200°Cで1時間再加熱を行った後、厚さが3mmになるように熱間圧延した。熱間圧延仕上げ温度はAr3変態点以上にし、冷却後、600°Cに予め加熱された加熱炉に装入して1時間保持してから炉冷させることで熱延巻取をシミュレーションし、熱間圧延した板材をさらに60の圧下率で冷間圧延して1.2mmにした後、900°Cで焼鈍を施した。次いで、400°Cでベイナイト変態を行った。下記成分の単位はwtで、S、Nの単位はppmである。上記のような方法で製造された1.2mm鋼材を利用して、熱間プレス成形工程の加熱炉熱処理シミュレーションのために900°Cに加熱し、30秒間保持してから30°C/秒の冷却速度で冷却して加熱炉に投入し、冷却温度と同様の温度で400~10800秒間熱処理を行い、空冷して熱間プレス成形部品を得た。上記工程条件と最終製品の機械的性質を表2に示した。先ず、比較鋼1において、冷却速度が400°Cの場合は、TSEl値が16785MPaと低くて自動車の衝突部材としては適さないことが分かる。これは、組成に、Cが十分に含まれず、残留オーステナイトの安定化がうまく行われなかったためであると分析でき、また、冷却速度を250°Cにした場合は、MS以下に冷却されてマルテンサイトに多く変態することにより、引張強度は相当高いが、伸び率が極めて低くてTSEl値が9066MPaで、自動車の衝突部材としてはより適さない性質を有する。そして、比較鋼2においても、Cが十分でなく、Siも足りないため、残留オーステナイトの安定化がうまく行われず、冷却温度もMS以下であり、マルテンサイトへの変態が行われて伸び率が極めて低くてTSEl値が10150MPaと良くないものと分析できる。また、比較鋼3においても、Cが十分でなく、冷却温度もMS以下であり、TSEl値が8940MPaであるため、自動車の衝突部材としては適さないことが分かる。また、比較鋼4では、Cは十分に添加されたが、Siが足りず、Cの残留オーステナイトへの拡散が十分に行われないため、TSEl値が19216MPaと他の比較鋼よりは高いものの、依然として25000MPaを越えず、自動車の衝突部材としては適さないことが分かる。また、鋼の組成が本発明の範囲である発明鋼7を、30°C/secで冷却した場合と、5°C/secで冷却した場合とに分けて実験を行ったが、30°C/secで冷却した場合はTSEl値が46923MPaと高くて自動車の衝突部材に適する性質を有するが、5°C/secで冷却した場合はTSEl値が12480MPaと低くて自動車の衝突部材に適さなかった。これは、図2に示したように、低い冷却速度によりパーライト組織が生成されて製品の物性が低下したためであると分析できる。"