少なくとも1100MPaの高い引張強度及び良い弾性を有する熱間圧延平鋼製品であって、鉄及び不可避不純物に加えて重量で、C:0.13~0.2、Mn:1.8~2.5、Si:0.70~1.3、Al:0.01~0.1、P:0.1まで、S:0.01まで、Cr:0.25~0.70任意にMoを含有してよく、Cr及びMo含量の合計は0.25~0.7である、Ti:0.08~0.2、B:0.0005~0.005を含有し、かつ多くて10体積の残留オーステナイト、10~60体積のマルテンサイト、多くて30体積のフェライト及び少なくとも10体積のベイナイトから成る構造を有する複合相鋼から製造される、熱間圧延平鋼製品。前記複合相鋼のC含量が0.15~0.18重量であることを特徴とする請求項1に記載の平鋼製品。前記複合相鋼のC含量が多くて0.17重量であることを特徴とする請求項1又は2に記載の平鋼製品。前記複合相鋼のMn含量が2.05~2.2重量であることを特徴とする請求項1~3のいずれか1項に記載の平鋼製品。前記複合相鋼のSi含量が少なくとも0.75重量であることを特徴とする請求項1~4のいずれか1項に記載の平鋼製品。前記複合相鋼のSi含量が多くて1.1重量であることを特徴とする請求項1~5のいずれか1項に記載の平鋼製品。前記複合相鋼のSi含量が少なくとも0.85重量であることを特徴とする請求項5又は6に記載の平鋼製品。前記複合相鋼のSi含量が多くて0.95重量であることを特徴とする請求項1~7のいずれか1項に記載の平鋼製品。前記複合相鋼のAl含量が0.02~0.05重量であることを特徴とする請求項1~8のいずれか1項に記載の平鋼製品。前記複合相鋼のCr含量が0.30~0.40重量であることを特徴とする請求項1~9のいずれか1項に記載の平鋼製品。前記複合相鋼のTi含量が0.09~0.15重量であることを特徴とする請求項1~10のいずれか1項に記載の平鋼製品。前記複合相鋼のTi含量が0.11~0.13重量であることを特徴とする請求項9又は10に記載の平鋼製品。前記複合相鋼のB含量が0.001~0.002重量であることを特徴とする請求項1~12のいずれか1項に記載の平鋼製品。下記作業工程:-請求項1~13のいずれか1項に従って製造される複合相鋼を鋳造して予備製品を形成する工程、-前記予備製品を1150~1350°Cの温度に加熱する工程、-前記予備製品を熱間圧延して熱間圧延ストリップを形成する工程であって、前記熱間圧延の最終温度は800~950°Cである工程、-得られた熱間圧延ストリップを少なくとも30°C/秒の冷却速度で冷却する工程、-得られた熱間圧延ストリップを400~570°Cの巻き取り温度で巻き取る工程を含んでなる熱間圧延平鋼製品の製造方法。上記で説明した従来技術の背景に対して、本発明の目的は、さらに増加した引張強度と良い伸び特性、その結果として本質的に良い変形特性とを兼ね備える平鋼製品を提供することであった。該平鋼製品の製造方法を提示することをも目的とする。鋼については、この目的は請求項1に提示する組成及び結晶粒構造を有する複合相鋼で達成される。本発明の上記目的を果たす方法は、請求項14で提示する手段を特徴とする。本発明の有利な実施形態は、従属請求項に提示され、本発明の一般概念と同様に以下に詳細に説明される。本発明の熱間圧延平鋼製品の製造で使用する複合相鋼は、鉄及び不可避不純物に加えて重量で、C:0.13~0.2、Mn:1.8~2.5、Si:0.70~1.3、Al:0.1まで、P:0.1まで、S:0.01まで、Cr:0.25~0.70任意にMoを含有してよく、Cr及びMo含量の合計は0.25~0.7である、Ti:0.08~0.2及びB:0.0005~0.005を含有する。その複合相構造のため、本発明の鋼から熱間圧延された平鋼製品は、高い強度と同時に良い弾性を有する。本発明の平鋼製品の構造は、狭い制限内で選ばれたその合金のため、その構造が多くて10体積の残留オーステナイト、10~60体積のマルテンサイト、多くて30体積のフェライト及び少なくとも10体積であると意図される比率の残余としてベイナイトを含むことを特徴とする。本発明の平鋼製品にはいずれの場合も無効な痕跡量でパーライトが存在し、可能であればパーライトの比率は最小限にされる。このようにして本発明の平鋼製品は、熱間圧延状態で1100MPaより大きい、特に通常は少なくとも1150MPa以上である引張強度Rm、及び同様に通常は少なくとも720MPaの降伏点Reに達する。同時にその破断点伸びA80は7より大きい、特に8より大きい値を確保することができる。比較的良い伸び特性と組み合わせたこの高い強度は、本発明の複合相構造の調整によって達成された。構造を硬くするため及び極端に微細な沈殿物を形成するため、本発明により使用する複合相鋼に炭素を加える。本発明により予め定められた0.13~0.2重量の含量のCの存在のため、所望硬度にとって十分高いマルテンサイト及びベイナイトの比率が構造内で達成される。0.20重量より多い含量では、炭素は望ましく高いベイナイト構造比率の発生を妨げる。相対的に高いC含量も、本発明の材料の使用にとって、例えば、自動車構築の分野で特に重要である溶接性にマイナス効果を及ぼす。本発明の平鋼製品を製造するために使用する鋼中の炭素の有利な効果は、C含量が0.15~0.18重量、特に最大0.17重量であるときに特に信頼できる形で利用可能である。少なくとも1.8重量の含量のマンガンは、変換を遅延させ、硬い強度増加性変換製品の形成をもたらす。このようにマルテンサイトの発生はMnの存在によって促される。本発明の鋼のMn含量が2.05~2.2重量に制限されるときに特に信頼できる形でMnの有利な影響が現れるので、許容できない高いミクロ偏析を防止するため、本発明によりMn含量は最大2.5重量に制限される。本発明により使用する鋼では、Siも、一方ではフェライト又はベイナイトの固溶体硬化を促進することによって、及び他方では、残留オーステナイトを安定化することによって、強度を高めるのに役立つ。残留オーステナイトの比率は、弾性及び強度を高めることに寄与するTRIP効果。所望の高い機械的特性値を達成するため、本発明の鋼は、0.70~1.3重量のSi、特に少なくとも0.75重量のSiを有する。強度及び弾性増加効果は、特に本発明の鋼のSi含量が少なくとも0.75重量、特に少なくとも0.85重量であるときに生じる。その一方で、本発明の鋼から製造される平鋼製品が、さらなる加工及び必要に応じて塗布してよい任意のコーティングに最適な表面品質を有することを目的とするという事実に関しては、Si含量の上限を1.3重量に決定した。これらの上限に従うと、粒界酸化の危険も最小限になる。本発明により使用する鋼の特性に関してSiの好ましくない影響は、1.1重量、特に0.95重量に制限される本発明の鋼のSi含量によってさらに大きい信頼性で阻止可能である。本発明の平鋼製品が構成される鋼はAl安定化される。本発明の鋼の溶融では、脱酸素及び鋼中に含有され得る窒素と結合するためアルミニウムを使用する。この目的を達成するため、必要ならば、本発明の鋼に0.1重量未満の含量でAlを添加してよく、そしてその含量が0.01~0.06重量、特に0.020~0.050重量の範囲内であるときに特に信頼できる形でAlの所望効果が生じる。リンを用いて固溶体硬化をさらに高め得るが、リンは溶接性の理由のため0.1重量の含量を超えるべきでなく、そうでなければ偏析の危険が増す。本発明により予め定められた上限未満であるイオウ含量では、本発明により使用する鋼内におけるMnS又はMn、FeSの形成が抑制され、その結果、本発明の平鋼製品の良い弾性が確保される。これは特にS含量が0.003重量未満の場合である。少なくとも0.25重量の含量で、クロムはフェライト及びパーライトの形成を防止する。従って、それは硬化構造の形成を促進し、結果として本発明の平鋼製品に用いる鋼の強度を高める。変換を過剰に遅らせないため、クロム含量を最大0.7重量に制限すべきである。本発明の鋼のCr含量を0.7重量に制限することによって、粒界酸化が起こる危険が減少し、本発明の鋼の良い伸び特性が確保される。この上限に従うと、金属コーティングを容易に設けることができる、該鋼製の平鋼製品の表面をも得られる。任意に備えてよいモリブデンの含量は、Crと同様に、鋼の構造内における極端に微細な沈殿物及びマルテンサイトの形成を促進することによって、本発明の鋼の強度の増加に寄与する。Moの存在は、金属コーティングで平鋼製品を被覆する能力及び平鋼製品の弾性に対してマイナス効果を及ぼさない。実地試験は、コストの視点からを含め、0.25重量、特に0.22重量の含量まで、Moのプラス効果を特に有効な形で利用できることを示した。従って、0.05重量のMo含量は、本発明の鋼の特性にプラス効果を既に与えている。しかしながら、過剰に高いマルテンサイトの比率によって破断点伸びがマイナスの形で影響を受けるのを防ぐため、本発明により用いる鋼中のCr含量とMo含量の合計は0.25~0.7重量に制限される。本発明の鋼中、少なくとも0.08~最大0.2重量、特に0.09~0.15重量の含量のチタンを用いて、硬化作用を有するTiC又はTiC、Nの形態の極端に微細な沈殿物の形成を促すことができ、結晶粒の微細化をもたらすことができる。Tiの別のプラス効果は、存在し得るいずれの窒素の結合にも関与し、その結果、本発明の鋼における窒化ホウ素の形成が妨げられる。結果としてTiの存在のため、強度を高めるためにホウ素を添加する場合、ホウ素が溶解状態でその効果を完全に発現できることも確保される。Tiのプラス効果は、本発明の鋼のTi含量が0.11~0.13重量であるときに本発明の鋼で特に信頼できる形で利用可能である。本発明により使用する鋼では、ホウ素は、Bが0.0005~0.005重量の含量で存在するときに硬化性を改善する。オーステナイトでは、ホウ素は粒界で偏析し、かつフェライト及びパーライトの形成を妨げる。この場合、ホウ素は、変形能をわずかに低下させるだけで強度のかなりの増加をもたらす。本発明の鋼のB含量を0.001~0.002重量に定めると、本発明の合金に及ぼすBの好ましい影響が特に信頼できる形で生じる。本発明の方法で製造される平鋼製品は、特に高レベルの結晶粒の細かさ、高い降下点及び高い強度により区別される。その構造に含まれるマルテンサイト、ベイナイト及び極端に微細な沈殿物の比率が高強度に寄与する。構造の残留オーステナイト及びフェライト部分がその良い伸び特性を保証する。本発明により製造される平鋼製品が特に腐食を防ぐことを目的とする場合、成形して構成要素を形成する前又は後に熱間圧延ストリップに金属保護コーティングを設けてよい。これは溶融亜鉛めっき、又は電解コーティングによって行なえる。1100MPaより高い引張強度及び上記で説明した構造を有する本発明の熱間圧延平鋼製品を本発明に従って製造中、本発明により使用する鋼の合金に該当する組成を有する鋼融成物をまず鋳造して、典型的にストランドである予備製品を形成し、これをスラブ又は薄スラブにカットする。引き続き、鋼の完全なオーステナイト構造のその後の熱間圧延を確実にし、かつ沈殿物を溶液にするために予備製品を1150~1350°Cの温度に加熱する。この加熱温度に基づいて、次に予備製品を熱間圧延して熱間圧延ストリップを形成し、この熱間圧延の最終温度は800~950°Cである。圧延最終温度は、変形誘導沈殿を低く維持するため及び所望の構造組成の発現を可能にするために均質オーステナイトの範囲内であるべきであり、結果として800°C未満であってはならない。熱間圧延後、得られる熱間圧延ストリップをいずれの場合も少なくとも30°C/秒の冷却速度で、選ばれた巻き取り温度に冷却する。冷却条件は、パーライトへの変換が妨げられるように選ばれるものとし、かつ高いベイナイト比率及び本発明により予め定められた比率のマルテンサイトと残留オーステナイトが得られるように可能な最大限まで変換が行なわれる。本発明により予め定められた400~570°Cの巻き取り温度範囲が達成される本発明の鋼のベイナイト段階が達成されると、冷却操作を終了する。結果的に冷却される熱間圧延ストリップを次に巻いてコイルを形成し、コイル状態でさらに冷却する。ベイナイト及びマルテンサイトへのさらなる変換及び沈殿物の形成が起こる。その高い強度と良い伸長特性の特定の組合せのため、本発明の鋼は、実際の使用で大いに装着される輪郭部材並びに車体の衝突関連及び強度関連構成要素に特に適している。<試験1>実験室条件下、表1に示す組成を有する鋼を溶融させ、ブロックに鋳造した。引き続きブロックを1270°Cに加熱し、かつこの温度から始めて熱間圧延して、厚さ2.5mmの熱間圧延ストリップを形成した。熱間圧延最終温度は900°Cであった。熱間圧延操作後に得られた熱間圧延ストリップをオーブン内で80°C/秒の冷却速度でゆっくり冷却し、コイル状態の冷却をシミュレートするために490°Cで冷却した。得られた熱間圧延ストリップは、圧延方向に対して横方向に1192MPaの引張強度Rm及び10.5の伸びA80を有した。得られた構造は、35~40体積のマルテンサイト、約5体積のフェライト、6体積の残留オーステナイトを含み、残りはベイナイトを含む。第1の比較では、上記で説明したように製造した熱間圧延ストリップを熱間圧延後、この瞬間にコイル状態での冷却をもシミュレートするため、オーブン内でまず75°Cの温度に冷却し、引き続きゆっくりさらに周囲温度に冷却した。このようにして得られた熱間圧延ストリップは、1550MPaの引張強度Rm及び5.9の比較的低い伸びA80を有した。それらは主にマルテンサイトであった。第2の比較では、上記で説明した熱間圧延ストリップを熱間圧延操作後、コイル状態での冷却をシミュレートするため、まず巻き取り温度に相当する600°Cの温度に冷却し、この場合もやはり引き続きゆっくり周囲温度に冷却した。このようにして得られた熱間圧延ストリップは、955MPaの引張強度Rm及び15.5の伸長A80を有した。この構造は、25~30体積のパーライト比率を有するフェライトから成った。<試験2>同様に実験室条件下、表2に示す組成を有する鋼を溶融させ、ブロックに鋳造した。第1試験で調べた鋼とは対照的に、この鋼はさらに0.25重量のMoを含有した。ブロックを引き続き1270°Cに加熱し、この温度から始めて熱間圧延して2.5mmの厚さを有する熱間圧延ストリップを形成した。熱間圧延最終温度は900°Cであった。熱間圧延後に得られた熱間圧延ストリップを80°C/秒の冷却速度で550°Cの巻き取り温度まで冷却し、この場合もやはり既に上述したようにこの温度からコイル冷却をシミュレートした。得られた熱間圧延ストリップは、1180MPaの引張強度及び11の伸びA80を有した。その構造は、35~40体積のマルテンサイト比率、7.5体積の残留オーステナイト含量、10体積のフェライト含量、残余として、ベイナイトを有した。<試験3>実用試験3a~3cでは、表3に示す本発明の合金を有する鋼を溶融させ、鋳造してストランドを形成した。ストランドから分離したスラブを引き続き約1260°Cの温度に再加熱し、引き続き熱間圧延最終温度WETで熱間圧延して厚さDを有する熱間圧延ストリップを形成し、最後に冷却速度VTで巻き取り温度HTに冷却し、この温度で巻いてコイルを形成した。各場合に調整したパラメーター及び得られた熱間圧延ストリップの機械的特性ローラー方向に対して横方向に決定したを表4に示す。実用試験3c中に得られた熱間圧延ストリップは、高いフェライト及びパーライト比率の結果としての過剰な巻き取り温度のため、試験3a及び3bで得られ、かつ本発明の温度範囲で巻かれた熱間圧延ストリップよりかなり低い引張強度を有した。<試験4>比較の目的で行なった追加の実用試験Vでは、表5に示す合金を有し、明らかに過剰に低いSi含量と、そのMn、Cr及びTiの同様に過剰に低い含量のため本発明に従わない鋼を溶融させ、鋳造してストランドを形成し、これからスラブを分離した。引き続きスラブを1250°Cの温度に再加熱し、引き続き熱間圧延最終温度WETで熱間圧延して厚さDを有する熱間圧延ストリップを形成し、最後に冷却速度VTで巻き取り温度HTに冷却し、この温度でストリップを巻いてコイルを形成した。各場合に調整したパラメーター及び得られた熱間圧延ストリップの機械的特性を表6に示す。比較試験Vで得られた熱間圧延ストリップは高い引張強度を有するが、その伸び特性は不十分であることが分かった。