重量で、C:0.1~1.0、SiAl:0.4~3.0、Mn:0.1~5.0、P:0.0001~0.1、S:0.0001~0.03、N:0.03以下0は除く、残部Fe及びその他の不可避な不純物からなる、延性に優れた成形部材用鋼板。前記鋼板は、下記a、b、c、d、及びeからなる群より選択された1種以上をさらに含む、請求項1に記載の延性に優れた成形部材用鋼板。a:Cr:0.01~2.0、Mo:0.01~2.0、及びW:0.01~2.0からなる群より選択された1種以上b:Ti:0.001~0.4、Nb:0.001~0.4、Zr:0.001~0.4、及びV:0.001~0.4からなる群より選択された1種以上c:Cu:0.005~2.0及びNi:0.005~2.0のうち1種または2種d:B:0.0001~0.01e:Sb:0.001~0.1前記鋼板は、熱延鋼板、冷延鋼板、またはめっき鋼板のうち1つである、請求項1に記載の延性に優れた成形部材用鋼板。前記めっき鋼板は、熱延鋼板または冷延鋼板に金属コーティング層または樹脂コーティング層が形成される、請求項3に記載の延性に優れた成形部材用鋼板。前記金属コーティング層は、アルミニウムめっき、亜鉛めっき、合金化亜鉛めっき、及び亜鉛電気めっきのうち1つを用いて形成される、請求項4に記載の延性に優れた成形部材用鋼板。前記樹脂コーティング層は、ゾルゲルまたはアルミニウム粉末のうち1種または2種を用いて形成される、請求項4に記載の延性に優れた成形部材用鋼板。前記鋼板は、熱処理後の微細組織が、面積分率で、5~40の残留オーステナイト、60~95のマルテンサイト、及び10以下0を含むのフェライトを含む、請求項1から6のいずれか一項に記載の延性に優れた成形部材用鋼板。重量で、C:0.1~1.0、SiAl:0.4~3.0、Mn:0.1~5.0、P:0.0001~0.1、S:0.0001~0.03、N:0.03以下0は除く、残部Fe及びその他の不可避な不純物からなり、微細組織は、面積分率で、5~40の残留オーステナイト、60~95のマルテンサイト、及び10以下0を含むのフェライトを含む、延性に優れた成形部材。前記成形部材は、下記a、b、c、d、及びeからなる群より選択された1種以上をさらに含む、請求項8に記載の延性に優れた成形部材。a:Cr:0.01~2.0、Mo:0.01~2.0、及びW:0.01~2.0からなる群より選択された1種以上b:Ti:0.001~0.4、Nb:0.001~0.4、Zr:0.001~0.4、及びV:0.001~0.4からなる群より選択された1種以上c:Cu:0.005~2.0及びNi:0.005~2.0のうち1種または2種d:B:0.0001~0.01e:Sb:0.001~0.1前記成形部材は、引張強度が1000Mpa以上、延伸率が10以上である、請求項8に記載の延性に優れた成形部材。重量で、C:0.1~1.0、SiAl:0.4~3.0、Mn:0.1~5.0、P:0.0001~0.1、S:0.0001~0.03、N:0.03以下0は除く、残部Fe及びその他の不可避な不純物からなる鋼板をプレス成形するプレス成形段階と、前記プレス成形された鋼板をMs~Mfの温度領域まで急冷する急冷段階と、前記急冷された鋼板をAc1以下の温度領域まで加熱してから維持する加熱段階とを含む、延性に優れた成形部材の製造方法。前記成形部材は、下記a、b、c、d、及びeからなる群より選択された1種以上をさらに含む、請求項11に記載の延性に優れた成形部材の製造方法。a:Cr:0.01~2.0、Mo:0.01~2.0及びW:0.01~2.0からなる群より選択された1種以上b:Ti:0.001~0.4、Nb:0.001~0.4、Zr:0.001~0.4及びV:0.001~0.4からなる群より選択された1種以上c:Cu:0.005~2.0及びNi:0.005~2.0のうち1種または2種d:B:0.0001~0.01e:Sb:0.001~0.1前記プレス成形段階の前に、Ac3温度以上のオーステナイト領域に昇温する昇温段階をさらに含む、請求項11に記載の延性に優れた成形部材の製造方法。前記プレス成形段階の後に、Ac3温度以上のオーステナイト領域に昇温する昇温段階をさらに含む、請求項11に記載の延性に優れた成形部材の製造方法。前記急冷は、10~500°C/sの速度で行われる、請求項11に記載の延性に優れた成形部材の製造方法。前記再加熱後の維持時間は、1~10000秒である、請求項11に記載の延性に優れた成形部材の製造方法。本発明の一側面は、熱処理によって超高強度を有するとともに、優れた延性を有する成形部材用鋼板、成形部材及びその製造方法を提供する。本発明は、重量で、C:0.1~1.0、SiAl:0.4~3.0、Mn:0.1~5.0、P:0.0001~0.1、S:0.0001~0.03、N:0.03以下0は除く、残部Fe及びその他の不可避な不純物からなる延性に優れた成形部材用鋼板を提供する。上記鋼板は、下記a、b、c、d、及びeからなる群より選択された1種以上をさらに含むことが好ましい。a:Cr:0.01~2.0、Mo:0.01~2.0、及びW:0.01~2.0からなる群より選択された1種以上b:Ti:0.001~0.4、Nb:0.001~0.4、Zr:0.001~0.4、及びV:0.001~0.4からなる群より選択された1種以上c:Cu:0.005~2.0及びNi:0.005~2.0のうち1種または2種d:B:0.0001~0.01e:Sb:0.001~0.1上記鋼板は、熱延鋼板、冷延鋼板、またはめっき鋼板のうち1つであることができる。このとき、上記めっき鋼板は、熱延鋼板または冷延鋼板に金属コーティング層または樹脂コーティング層が形成されることが好ましい。また、上記金属コーティング層は、アルミニウムめっき、亜鉛めっき、合金化亜鉛めっき、及び亜鉛電気めっきのうち1つを用いて形成されることが好ましく、上記樹脂コーティング層は、ゾルゲルまたはアルミニウム粉末のうち1種または2種を用いて形成されることが好ましい。上記鋼板は、熱処理後の微細組織が面積分率で5~40の残留オーステナイト、60~95のマルテンサイト、及び10以下0を含むのフェライトを含むことが好ましい。本発明は、重量で、C:0.1~1.0、SiAl:0.4~3.0、Mn:0.1~5.0、P:0.0001~0.1、S:0.0001~0.03、N:0.03以下0は除く、残部Fe及びその他の不可避な不純物からなり、微細組織は、面積分率で5~40の残留オーステナイト、60~95のマルテンサイト、及び10以下0を含むのフェライトを含む延性に優れた成形部材を提供する。上記成形部材は、下記a、b、c、d、及びeからなる群より選択された1種以上をさらに含むことが好ましい。a:Cr:0.01~2.0、Mo:0.01~2.0、及びW:0.01~2.0からなる群より選択された1種以上b:Ti:0.001~0.4、Nb:0.001~0.4、Zr:0.001~0.4、及びV:0.001~0.4からなる群より選択された1種以上c:Cu:0.005~2.0及びNi:0.005~2.0のうち1種または2種d:B:0.0001~0.01e:Sb:0.001~0.1上記成形部材は、引張強度が1000Mpa以上、延伸率が10以上であることが好ましい。本発明は、重量で、C:0.1~1.0、SiAl:0.4~3.0、Mn:0.1~5.0、P:0.0001~0.1、S:0.0001~0.03、N:0.03以下0は除く、残部Fe及びその他の不可避な不純物からなる鋼板をプレス成形するプレス成形段階と、上記プレス成形された鋼板をMs~Mfの温度領域まで急冷する急冷段階と、上記急冷された鋼板をAc1以下の温度領域まで加熱してから維持する加熱段階とを含む、延性に優れた成形部材の製造方法を提供する。上記鋼板は、下記a、b、c、d、及びeからなる群より選択された1種以上をさらに含むことが好ましい。a:Cr:0.01~2.0、Mo:0.01~2.0、及びW:0.01~2.0からなる群より選択された1種以上b:Ti:0.001~0.4、Nb:0.001~0.4、Zr:0.001~0.4、及びV:0.001~0.4からなる群より選択された1種以上c:Cu:0.005~2.0及びNi:0.005~2.0のうち1種または2種d:B:0.0001~0.01e:Sb:0.001~0.1上記プレス成形段階の前に、Ac3温度以上のオーステナイト領域に昇温する昇温段階をさらに含むか、上記プレス成形段階の後に、Ac3温度以上のオーステナイト領域に昇温する昇温段階をさらに含むことができる。上記急冷は10~500°C/sの速度で行われることが好ましく、上記再加熱後の維持時間は1~10000秒であることが好ましい。本発明の一側面によると、自動車構造部材や補強材などに用いることができる超高強度及び延性を有する成形部材を提供することができる。また、熱処理型衝突部材まで拡大適用することができる。本発明は、成形部材を製造するにあたり、成分系を適切に制御し、鋼板をMs~Mfの温度領域まで急冷し、再びAc1温度以下に再加熱及び維持する方法を通じて部材の延伸率を向上する。即ち、通常の熱処理用鋼板部材の製造方法が鋼板を熱間成形後にMf温度未満まで急冷させてマルテンサイトを主相にする高強度部材を製造するのに対し、本発明は、マルテンサイト変態が完全に完了しないMs~Mfの温度領域まで冷却する場合、十分な残留オーステナイトが生成され、残留したオーステナイトをAc1温度以下において適切に維持させると、マルテンサイト内の炭素が残留したオーステナイトに濃化されることにより、再び冷却させるときに、残留オーステナイトが安定化されて一部はマルテンサイトに変態するが、一部の残留オーステナイトは常温まで安定化することができる点を用いたものである。以下では、本発明について詳細に説明する。以下で言及される成形部材は、鋼板を一定形状に加工した加工物を意味するもので、本発明の鋼が有する物理的特性を用いることができる用途に適用できるすべての部材を含む。C:0.1~1.0以下、は重量を意味するCは、鋼板の強度を増加させる必需的な元素であるのみならず、本発明において具現しようとする残留オーステナイトを確保するために、適切に添加する必要がある。含有量が0.1未満の場合は、オーステナイト単相域において熱処理が行われても十分な強度を得ることができず、部材を熱間成形または冷間成形した後、熱処理時に5以上の残留オーステナイトを確保することが困難である。また、1.0を超過して含有すると、靭性及び溶接性の低下が発生しやすく、鋼板製造時、即ち、熱延鋼板に対する酸洗及び圧延工程の鋼板溶接を困難にするのみならず、焼鈍及びめっき工程における鋼板の強度が過度に高いために冷間成形が困難になる。これにより、上記Cの含量範囲は、0.1~1.0の範囲にすることが好ましい。SiAl:0.4~3.0Si及びAlは、本発明において非常に重要な役割をする。Si及びAlは、鋼板をMs~Mfの温度領域まで急冷した後、Ac1温度以下で維持するとき、マルテンサイト内の炭素が析出されないようにすることで、多量の炭素が未変態残留オーステナイトに濃化して最終部材において安定した残留オーステナイトを確保するようにする元素である。Si及びAlの合計含量が0.4未満の場合は、このような効果を期待することが困難である。また、3を超過する場合は、熱延鋼板の表面スケールを除去することが困難で、部材を製造するための熱処理温度を高めて製造費用の上昇をもたらすことから、その含量を0.4~3.0にすることが好ましい。Mn:0.1~5.0Mnは、固溶強化元素として強度上昇に寄与するのみならず、オーステナイトからフェライトへの変態を遅延させ、Ac3温度を低下させる役割をする元素である。Mn含有量が0.1未満の場合は、オーステナイト単相域において鋼板の熱処理をするためには、高い熱処理温度を必要とする。これは、鋼板の酸化を加速させ、めっき鋼板を用いても、めっき鋼板の耐熱性を劣化させる。また、フェライト及びオーステナイトが共存する二相域熱処理によって所望する高い強度を確保することができない。Mn含有量が5.0を超過する場合は、溶接性、熱間圧延性などの問題をもたらすため、上記Mnの含量範囲は0.1~5.0にすることが好ましい。P:0.0001~0.1Pは、Siと類似してマルテンサイトの熱処理時に炭化物生成を抑制する効果を示すが、過剰に含有されると溶接性が劣化するため、その上限を0.1に限定する。但し、Pを0.0001未満に制御するためには、多くの製造費用がかかるため、その下限を0.0001に限定することが好ましい。S:0.0001~0.03Sは、鋼中に不純物として存在し、鋼板の延性及び溶接性を阻害する元素である。S含量が0.03以下の場合は、このような悪影響が大きくないため、その上限を0.03にすることが好ましい。但し、Sの含量を0.0001未満に制御するためには、多くの製造費用がかかるため、その下限を0.0001に限定することが好ましい。N:0.03以下0は除くNは、鋼中に不可避に含有される元素ではあるが、窒化物を形成させて水素による耐遅れ破壊特性を向上させ、固溶Nによって塗装後の焼付硬化熱処理時に降伏強度を向上させる役割もする。但し、上記Nが0.03を超過する場合は、連鋳時にスラブクラックに対する鋭敏性が増加し、スラブ内に気孔が発生しやすいため、0.03以下に制御することが好ましい。上記Nの含量は、0.02以下に制御することがより好ましく、0.01以下に制御することがさらにより好ましい。上記のように組成される鋼に追加的に硬化能向上元素であるCr、Mo及びWからなる群より選択された1種以上を0.01~2.0、析出強化元素であるTi、Nb、Zr及びVからなる群より選択された1種以上を0.001~0.4、強度向上元素であるCu及びNiのうち1種または2種を0.005~2.0、粒界強化及び硬化能元素としてB:0.0001~0.01、またはめっき性向上のためにSb:0.001~0.1をさらに含ませることができる。Cr、Mo、W:0.01~2.0Cr、Mo、Wは、硬化能を向上させるため、高強度を確保することができる効果が大きく、高温成形加工時に金型との不完全な接触によって冷却能が確保されない場合でも、適切な強度を確保することができる。Cr、MoまたはWの含量が0.01未満の場合は、十分な硬化能を得ることができず、2.0を超過する場合は、その効果が飽和されるのみならず、製造費用が上昇するため、その含量範囲を0.01~2.0にすることが好ましい。Ti、Nb、Zr、V:0.001~0.4Ti、Nb、Zr及びVは、鋼板の強度上昇、粒径微細化及び熱処理特性を向上させる元素である。上記Ti、Nb、Zr及びVの含量が0.001未満の場合は、上記のような効果を期待することが困難で、その含量が0.4を超過すると、過度な製造費用がかかる。よって、その含量を0.001~0.4にすることが好ましい。Cu、Ni:0.005~2.0Cuは、微細なCu析出物を生成して強度を向上させる元素である。上記Cu含量が0.005未満の場合は、所望する強度を十分に得ることができず、2.0を超過すると、操業性を劣化させる可能性がある。また、Niは、強度上昇及び熱処理性を向上させるのに有効な元素である。しかし、0.005未満ではその効果を得ることができず、2.0を超過する場合は、製造費用が上昇するため、上記Cu及びNiの含量は0.005~2.0にすることが好ましい。B:0.0001~0.01Bは、硬化能が大きい元素で、微量添加しても熱処理鋼において高い強度を確保することができる。しかし、0.0001未満の場合は、このような効果を得ることができず、0.01を超過する場合は、その効果が飽和されるのみならず、熱間加工性の劣化をもたらすため、その含量を0.0001~0.01にすることが好ましい。Sb:0.001~0.1Sbは、表面濃化元素で、本発明において添加されるSi及びAlが焼鈍時に表面濃化されて酸化物が生成されることによりめっき性が劣化することを抑制することができる。しかし、0.001未満ではこのような効果を得ることができず、0.1を超過すると、熱間加工性が劣化するため、その含量を0.001~0.1にすることが好ましい。本発明が提案する成形部材の微細組織は、面積分率で、5~40の残留オーステナイト、60~95のマルテンサイト、及び10以下0を含むのフェライトを含むことが好ましい。残留オーステナイト分率が5未満の場合は、本発明において目標とする高い延伸率を確保することが困難である。但し、このような残留オーステナイトを40超過するように確保するためには、多量のC、Si及びAlを添加しなければならないため、製造が困難になるという問題がある。上記残留オーステナイトの他の残部組織として、マルテンサイトを含むことが好ましい。マルテンサイトは、Ms~Mfの温度領域までの急冷時に一部生成され、Ac1温度以下において熱処理した後、冷却時に生成されることができる。このとき、上記マルテンサイト内には一部炭化物が生成される可能性がある。このようなマルテンサイトは、その分率が60~95になるようにすることが好ましい。マルテンサイト分率が60未満の場合は、所望する強度を十分に確保することが困難で、95を超過する場合は、残留オーステナイトを十分に確保することができない。上記したマルテンサイトは、マルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトをともに含むことができる。但し、Ac1~Ac3の温度領域で熱処理時または熱処理後に緩やかに冷却した時にフェライトが生成されることができるが、その上限を10として含むことが好ましい。フェライト分率が10を超過すると、所望する強度を十分に確保することが困難である。前述した成分系及び微細組織、下記で説明する製造条件を満たす場合、本発明が達成しようとする物性である1000Mpa以上の引張強度及び10以上の延伸率を確保することができ、優れた強度及び延性を有する成形部材を提供することができる。但し、上記引張強度及び延伸率は、高ければ高いほど良いため、その上限については特に限定されない。以下では、本発明に適用されることができる鋼板、即ち、熱延鋼板、冷延鋼板、及びめっき鋼板の製造方法について説明する。上記のような組成成分を有する鋼スラブを1000~1300°Cにおいて加熱した後、熱間圧延を行う。上記加熱温度が1000°C未満の場合は、連鋳組織の均質化が十分に行われず、1300°Cを超過すると、製造費用が上昇する可能性が大きい。その後、Ar3温度以上1000°C以下の温度において熱間仕上圧延を終了する。熱間仕上圧延温度がAr3温度未満の場合は、二相域圧延になって熱延混粒の発生をもたらす可能性があり、操業性を劣化させる。1000°Cを超過する場合は、結晶粒粗大化をもたらすおそれがある。次に、Ms温度超過750°C以下で巻取する。Ms温度以下の場合は、マルテンサイト変態が行われて熱延鋼板強度が過度に高くなるという短所があり、750°Cを超過する場合は、熱延鋼板酸化層の厚さが増加するという短所がある。上記のように製造される熱延鋼板は、直接に熱処理部材として用いられるか、酸洗後に成形部材として用いられることができる。また、耐食性向上のために熱延鋼板または酸洗された熱延鋼板に対してめっき処理を行うことができ、このようなめっき鋼板も成形部材に用いられるのに適する。但し、上記めっきの種類及び方法は、当該技術分野における通常の方法を用いれば十分であるため、特に限定されない。上記のように製造された熱延鋼板に対し、酸洗及び冷間圧延を行う。上記冷間圧延時の圧下率については特に限定されず、通常の条件で行えばよい。上記冷間圧延された鋼板には連続焼鈍または箱焼鈍を行う。焼鈍工程の条件については特に限定されないが、冷間成形及び熱処理に有利に働くために、熱処理の前に強度を減らすことが好ましい。上記冷延鋼板にも熱延鋼板と同様にめっき処理を行うことができるが、めっきの種類及び方法については、本発明が追求する材質を確保するのに殆ど影響を及ぼさないため、特に限定されない。上記した熱延鋼板及び冷延鋼板のめっき方法としては、アルミニウムめっき、亜鉛めっき、合金化亜鉛めっき、及び亜鉛電気めっきなどを用いることができる。また、上記めっきの代わりに樹脂コーティングを行うこともできる。上記樹脂コーティングは、ゾルゲルまたはアルミニウム粉末のうち1種または2種を用いて行うことができる。一方、本発明の鋼板は、上記の通り、熱処理後の微細組織が面積分率で5~40の残留オーステナイト、60~95のマルテンサイト、及び10以下0を含むのフェライトを含むことが好ましい。以下では、本発明の成形部材の製造方法について説明する。上記のように製造される鋼板を用いて熱間プレス成形または冷間プレス成形後に熱処理するプレス成形を行う。上記熱間プレス成形は、プレス成形前にAc3温度以上のオーステナイト領域に昇温させた後、プレス成形することにより行われる。また、冷間プレス成形は、上記製造された鋼板を冷間においてプレスした後、上記Ac3温度以上のオーステナイト領域に昇温することにより行われる。その後、上記プレス成形された鋼板をMs~Mfの温度領域まで急冷する。もし、急冷温度がMs温度より高い場合は、マルテンサイト変態が行われず、ベイナイト変態が行われ、後工程である冷却後に残留オーステナイトがマルテンサイトに変態されて残留オーステナイトを5以上確保することが困難になる。また、Mf温度より低い場合は、残留オーステナイトが生成されず、直接にマルテンサイト変態が行われ、再びAc1温度以下に維持して炭素を拡散させても、残留オーステナイトが殆ど形成されないか、5未満で形成されるという短所がある。上記言及した急冷温度は、Ms~Mf90の範囲を有することがより好ましい。Mf90温度は、10水準の残留オーステナイトが生成されることができる温度である。即ち、Mf90より高い温度領域において冷却を中止することで、オーステナイト内の炭素含量をさらに濃化させ、再加熱及び冷却時にマルテンサイトに変態するオーステナイトを考慮して最終冷却後、安定的に5以上の残留オーステナイトを確保することができる。このとき、上記急冷は、10°C/s~500°C/sの速度で行われることが好ましい。上記急冷速度が10°C/s未満の場合は、低い冷却速度によってマルテンサイトの代わりにフェライトまたはベイナイト組織が生成される可能性があるため、十分な量のマルテンサイトが確保できないという問題点がある。また、500°C/sを超過すると、マルテンサイトが十分に確保されることができるが、過度に高い冷却速度によって製造費用が上昇するおそれがある。その後、上記急冷された鋼板をAc1以下の温度領域まで加熱した後、維持する必要がある。この加熱温度、即ち、焼戻し温度がAc1を超過するフェライト及びオーステナイトの二相域において熱処理が行われる場合、多量のフェライトが生成されるのみならず、生成されたマルテンサイトの軟化が急速に行われて所望する高強度を確保することができない。本発明では、上記焼戻し温度の下限については特に限定されないが、Ms温度未満では急冷時に残留するオーステナイトへの炭素拡散に非常に多くの時間が所要されるため、焼戻しはMs温度以上において行われることが好ましい。このとき、上記熱処理後の維持時間は1~10000秒の範囲であることが好ましい。1秒未満ではマルテンサイト内の炭素が残留されたオーステナイトに濃化するのに十分ではなく、10000秒を超過する場合は、マルテンサイト軟化が過度に行われて所望する強度を確保することが困難である。以下では、実施例を通じて本発明をより詳細に説明する。但し、下記実施例は、本発明をより具体化するためのものに過ぎず、本発明の権利範囲は限定されない。下記表1のような組成成分を有する鋼スラブを真空溶解し、加熱炉において1000~1300°Cで1時間加熱した後、熱間圧延を行った。上記熱間圧延された鋼板を冷却した後、所定の温度において炉冷した。このとき、熱間圧延は、850~950°Cの温度範囲において終了し、炉冷温度は680°Cであった。その後、熱間圧延した鋼板を用いて酸洗を行い、冷間圧下率を50にして圧延を行った。上記冷間圧延された鋼板を780°Cにおいて焼鈍させた後、過時効温度400°Cにおいて連続焼鈍を行って冷延鋼板を完成させた。熱間プレス成形工程の熱処理を模擬するために、上記製造された鋼板を用いて、図1及び表2のように、30°C/秒で昇温してAc3温度以上の900°CSSにおいて3分間維持した。次いで、30°C/秒の冷却速度で所定の温度までT1冷却して2秒間維持し、所定の温度までT2再加熱してから10秒間維持した後、常温まで50°C/秒で冷却した。このとき、加熱温度及びT1、T2温度は、ダイラテーション試験によって求めた。これにより、Ac3、Ac1及びMs温度を求め、90が変態するMf温度はレバールールで求めた。これによって得られた鋼板は、JISZ22015号の引張試験片を用いて機械的性質を測定した。残留オーステナイト分率は、X線回折試験から得られたオーステナイト200、220、311のピーク面積、及びフェライト200、211のピーク面積を求めて、下記式1のように5ピーク方法で計算した。これによって得られた最終製品の機械的性質及び残留オーステナイト分率を下記表3に示した。上記表1~3から分かるように、本発明の成分系及び製造条件に対応する鋼種である発明例1~20は、残留オーステナイト分率が5以上と優れた延伸率を示している。しかし、比較例5及び6は、本発明が提案する成分系を満たしていないことから、残留オーステナイト分率が5未満であり、延伸率が劣位であることを示している。また、比較例1及び2は、本発明の成分系は満たしているが、製造条件のうちT2及びSSの温度範囲を満たしていないことから、5以上の残留オーステナイトを確保することができないため、延伸率が低いことが分かる。比較例3及び4も本発明の成分系は満たしているが、それぞれT2及びT1の温度範囲を満たしていないことから、延伸率が低い水準であることが分かる。これは、比較例3のように、T2温度がMs温度以下である場合、残留オーステナイトを安定化させることができる十分な時間及び温度を確保することができないことから、残留オーステナイトの安定度を低下させて最終冷却時に殆どのオーステナイトがマルテンサイトに変態して十分な残留オーステナイトを確保することができなかったためである。また、比較例4のように、T1温度がMf温度以下である場合、高い強度を確保することはできるが、殆どのオーステナイトがマルテンサイトに変態して所望する所定の残留オーステナイトを確保することができなかったためである。図2は上記のように製造された成形部材に対する微細組織写真を示したもので、aは比較例6、bは発明例7の微細組織写真である。図2から分かるように、十分なSiが添加されていない比較例6は、残留オーステナイトを確保することができず、粒内または粒界に多量のセメンタイトが析出されたことが分かる。これに対し、発明例7は、T2温度において熱処理時に十分な炭素の拡散によって残留オーステナイトを安定化させて粒界に多量の残留オーステナイトを確保できることが分かる。