"重量パーセントで0.6≦C≦0.9、17≦Mn≦22、0.2≦Al≦0.9、0.2≦Si≦1.1、ただし、0.85≦AlSi≦1.9、1.2≦Cu≦1.9、S≦0.030、P≦0.080、N≦0.1の組成を有し、さらに任意に、重量パーセントでNb≦0.25、好ましくは0.070~0.25のNbと、V≦0.5、好ましくは0.050~0.5のVと、Ti≦0.5、好ましくは0.040~0.5のTiと、Ni≦2、微量≦Cr≦2、好ましくは≦1のCrと、B≦0.010、好ましくは0.0005~0.010のBと、を有し、残部が、鉄、および生産によって結果的に生じる不純物である、熱間圧延鋼板または冷間圧延鋼板。0.4≦Al≦0.8であることを特徴とする請求項1に記載の鋼板。0.2≦Si≦0.6であることを特徴とする請求項1または2に記載の鋼板。17≦Mn≦18であることを特徴とする請求項1から3のいずれか一項に記載の鋼板。前記元素の平均粒径が5μm以下であることを特徴とする請求項1から4のいずれか一項に記載の鋼板。析出した炭化物の表面分率が1.5以下であることを特徴とする請求項1から5のいずれか一項に記載の鋼板。電気亜鉛めっきにより得られるZnコーティングまたはZn合金コーティングを備える請求項1から6のいずれか一項に記載の鋼板。鋼板を製造するための方法であって、請求項1から4のいずれか一項に記載の組成を有する鋼の半完成製品が、スラブとして作製および鋳造され、次いで、前記半完成製品が、1,100~1,300°Cの温度にされ、次いで、前記半完成製品の熱間圧延が、熱間圧延板を得るために実施され、圧延の終了時の前記半完成製品の温度が、少なくとも890°Cであり、次いで、前記熱間圧延された半完成製品の焼入れが、少なくとも40°C/sの速度で実施されると共に、前記圧延の終了時と前記焼入れの開始時との間の遅延を維持することによって、前記遅延および圧延の終了時の前記温度により決定される点が、図1によって示されているように、ABCD’E’F’Aのグラフ、優先的にはABCDEFAのグラフによって規定される区域内に位置するようにし、前記金属は、前記遅延の間に外気中において自然冷却にさらされ、前記熱間圧延板が、580°C以下の温度で巻きとられることを特徴とする方法。前記巻きとられた熱間圧延板を、巻き出すステップと、少なくとも1つの冷間圧延/焼鈍サイクルを前記熱間圧延板に対して適用して、冷間圧延板を得るステップと、を特徴とする請求項8に記載の鋼板を製造するための方法。前記冷間圧延/焼鈍サイクルの後に、30以下の圧延率レベルでの冷間変形が前記冷間圧延板に対して適用されることを特徴とする、請求項9に記載の方法。前記冷間変形は、加工硬化圧延、交互曲げによる引っ張り下におけるレベリング、および単純な絞り加工から選択される方法を利用して実現されることを特徴とする請求項10に記載の方法。請求項1から7のいずれか一項に記載の熱間圧延板または冷間圧延板の自動車産業における使用。前記板は、応力下で腐食を引き起こし得る条件下において使用されることを特徴とする請求項12に記載の使用。本発明の目的は、ユーザ、とりわけ自動車製造業者に対して、熱間圧延された、または焼鈍された粗鋼板における850MPa以上の引張強度Rmおよび50以上の破断点伸び、ならびに高い塑性変形能力などの、所望の高い機械的特性を有するだけでなく、水性媒質中および含塩媒質中の両方における応力下での高い耐腐食性をさらに有する、熱間圧延板または冷間圧延板の形態の、および任意に電気亜鉛めっきを施された、Fe-Mn鋼を提供することである。このために、本発明の目的は、重量パーセントで0.6≦C≦0.9、17≦Mn≦22、0.2≦Al≦0.9、0.2≦Si≦1.1、ただし、0.85≦AlSi≦1.9、1.2≦Cu≦1.9、S≦0.030、P≦0.080、N≦0.1の組成を有し、さらに任意に、重量パーセントでNb≦0.25、好ましくは0.070~0.25のNbと、V≦0.5、好ましくは0.050~0.5のVと、Ti≦0.5、好ましくは0.040~0.5のTiと、Ni≦2、微量≦Cr≦2、好ましくは≦1のCrと、B≦0.010、および好ましくは0.0005~0.010のBと、の組成を有し、残部が、鉄、および生産によって結果的に生じる不純物であることを特徴とする、熱間圧延鋼板または冷間圧延鋼板を提供することである。好ましくは、0.4≦Al≦0.8である。好ましくは、0.2≦Si≦0.6である。好ましくは、17≦Mn≦18である。好ましくは、これらの元素の平均粒径が5μm以下である。好ましくは、析出した炭化物の表面分率が1.5以下である。この鋼板は、電気亜鉛めっきにより得られるZnコーティングまたはZn合金コーティングを備えてもよい。また、本発明の目的は、鋼板を製造するための方法であって、先述の組成を有する鋼の半完成製品が、スラブとして作製および鋳造され、次いで、前記半完成製品が、1,100~1,300°Cの温度にされ、次いで、前記半完成製品の熱間圧延が、熱間圧延板を得るために実施され、圧延の終了時の前記半完成製品の温度が、少なくとも890°Cであり、次いで、前記熱間圧延された半完成製品の焼入れが、少なくとも40°C/sの速度で実施されると共に、圧延の終了時と焼入れの開始時との間の遅延を維持することによって、前記遅延および圧延の終了時の前記温度により決定される点が、図1によって示されているように、ABCD’E’F’Aのグラフ、優先的にはABCDEFAのグラフによって規定される区域内に位置するようにし、この金属は、遅延の間に外気中において自然冷却にさらされ、次いで、前記熱間圧延板が、580°C以下の温度で巻き取られることを特徴とする、方法を提供することである。本発明の代替形態によれば、前記巻き取られた熱間圧延板が、巻き出され、少なくとも1つの冷間圧延/焼鈍サイクルが、冷間圧延板を得るためにこの熱間圧延板に対して適用される。前記冷間圧延/焼鈍サイクルの後に、30以下の圧延率レベルでの冷間変形が、前記冷間圧延板に対して適用されてもよい。前記冷間変形は、加工硬化圧延、交互屈曲によるテンションレベリング、および単純な絞り加工から選択される方法を利用して実現されてもよい。また、本発明の目的は、先述の組成を有する熱間圧延板または冷間圧延板の、自動車産業における使用を提供することである。前記鋼板は、応力下で腐食を引き起こし得る条件下において使用することができる。理解されるように、本発明は、TWIP鋼の通例的な使用に非常に適合した機械的特性と、現在までに知られているこの鋼群よりも高い、応力下における耐腐食性と、の両方の確保を可能にする、主要な元素Fe、Mn、Al、およびCuの含有量間のバランスを見出すことから構成される。特に、Al-CuのペアおよびAl-Siのペアは、この問題の解消に対して特定の関連性を有することが判明している。以下の図面を参照として以下の説明を読むことにより、本発明がより良好に理解されよう。応力下における腐食の影響の受けやすさは、いわゆるカップ試験およびクリープ試験と呼ばれる2つの従来的な方法を用いて測定される。カップ試験は、特許文献5に記載の方法によれば、例えば55mmの直径を有する円形平坦ブランクから開始することと、例えば33mmの直径を有する穿孔機によりこの円形平坦ブランクをプレス加工してカップを形成することとから構成される。この場合に、試験の影響の受けやすさを決定し、平坦ブランクの直径と穿孔機の直径との間の比により決定される係数βは、1.67である。次いで、金属の変形後に内部応力を有するカップが、媒質および試験対象となる影響に応じて、純水もしくは含塩水の中にまたは含塩ミストの中に浸漬され、クラックが発生するまでの日数が測定される。クリープ試験については、従来的な引張試験試料が、塩水を収容している鍋内に完全に浸漬され、次いで一定の引張力を受ける。腐食によるクラックが発生するのに必要となる時間が観測される。本発明による鋼は、このタイプの標的とする使用にとって通例的な機械的特性、すなわち、熱間圧延または冷間圧延され焼鈍された粗鋼板において少なくとも850MPaの引張強度Rmおよび少なくとも50のAを有するべきである。応力下における鋼の耐腐食能力に関して、本発明者らは以下の独自のクライテリアを適用した。本発明者らは、水道水中に浸漬された5つのカップからなるバッチにおいて最初のクラックが観測されるまでの日数期間期間A、連続含塩ミスト試験を受ける5つのカップについて最初のクラックが観測されるまでの日数期間期間B、および50の圧延率で事前に冷間圧延された板から切り取られ、冷間圧延による50の圧下後に最大引張強度の80に相当する応力を受ける引張試料において最初のクラックが観測されるまでの日数期間期間Cを観測した。応力は、5NaCl水溶液中に浸漬された試料に対して印加される。次いで、量Σ=A3×B4×Cを算出した。これは、本発明による鋼から製造された部品が使用時に遭遇し得る最も過酷な条件に相当する、含塩ミスト中におけるカップ試験と、塩水中における試料の引張試験とを優先的に平衡させることによって、応力下における鋼の耐腐食性を表す。本発明者らは、応力下における鋼の耐腐食性の観点からその鋼が十分なものと考えられるように、少なくとも170日の量Σが達成されなければならないと考えた。カップが腐食に耐える期間は、最短でも90日水での試験および13日含塩ミスト中での試験であることが必要であると一般的には考えられている。塩水中における応力下での腐食試験については、最短でも4日の耐腐食期間が維持されるべきであると考えられている。この実験により、粒子および析出物のサイズクライテリアが、組成を主な特徴とする本発明によるこれら鋼の応力下における耐腐食性に対して比較的小さな影響を有するに過ぎないことが判明している。析出物のサイズは、応力下における腐食に対して影響を有さないが、遅れて生じるクラッキングに対してのみには影響を有する。大きな粒子の存在は、応力下における腐食にとって有利となる可能性があるが、所望の機械的特性の実現を妨げることになる。所望の機械的特性を鋼が備えるのを可能にする、本発明の鋼を生産するための方法に関しては、公知のFe-Mn鋼に対する通例的な実施の方法と根本的に同一であってもよい。特許文献3に記載されている方法は、本発明の鋼と極めて同等である組成を有する鋼に適用される場合に非常に適合する。この方法は、規定の組成を有する鋼の半完成製品をスラブとして生産および鋳造することと、次いでこのスラブを1,100~1,300°Cの温度にし、このように加熱された半完成製品に対して890°C以上の最終温度で圧延による熱間変形を生じさせることと、水の吹付けまたは40°C/sの最小焼入れ速度を達成し得る任意の他の方法によりこの圧延された半完成製品の焼入れを行うと共に、圧延の終了時と焼入れの開始時との間の遅延を維持することによって、前記遅延および圧延の終了時の前記温度により決定される点が図1によって図示されるようにABCD’E’F’Aのグラフおよび優先的にはABCDEFAのグラフによって規定される区域内に位置するようにすることとから構成される。前記遅延の間、この金属は外気中において自然冷却にさらされる。この遅延を維持する目的は、製品の少なくとも75のABCD’E’F’A領域内に位置する場合またはさらには製品の100のABCDEFA領域内に位置する場合オーステナイトの再結晶化の達成を保証することである。この条件において、最終製品の構造体が得られると共に、所望の機械的特性およびとりわけ高い変形能力が保証される。炭化鉄の析出を回避するために580°Cにてまたはより低い温度にて得られた高温の鋼板が、焼入れ後に巻き取られる。典型的には、このようにして得られた熱間圧延板は、とりわけ用いられる鋳造方法に応じて、0.5~5mmの厚さを有する。この最小厚さは、半完成製品が、液体金属から直接的に薄スラブまたは薄ストリップの連続鋳造を行う方法を利用して鋳造された場合の厚さとほぼ一致する。任意に、冷間圧延板を得ることが望まれる場合には、冷間圧延と、その後のバッチ焼鈍または連続焼鈍とが、巻出し後の熱間圧延板に対して適用される。しかし、この焼鈍条件およびその後の焼入れ条件は、標的となる機械的特性の実現を脅かすような割合での粒子の成長および炭化鉄の析出を回避すべきである。例えば、10~500秒間にわたり600~900°Cにて行われる連続焼鈍と、その後の0.5°C/s以上の速度での焼入れと、がこの目的に非常に適合する。また、特に冷間圧延板について薄い最終厚さが望まれる場合には、複数回のこのような冷間圧延/焼鈍サイクルを実施することも可能である。その後、例えば加工硬化圧延スキンパス、交互の曲げを伴うテンサイルレベリング、単純な絞り加工など、30を超過しない圧延率レベルで新たな冷間変形を進めることが可能となる。この最終成形は、ストリップの平坦性を向上させ得ることに加えて、延性の低下を犠牲とすることに対する耐性を高めることを可能にする。この延性の低下は、圧延率のレベルが30を超過すると、過度に進む。得られる冷間圧延板は、典型的には、約0.2mm~数mmの厚さを有する。好ましくは、製造方法は、特に十分な炭化物、窒化物、および/または炭窒化物を形成するために既定の限度内においてV、Ti、Nb、Mo、W、またはCrを添加することによりマイクロアロイングを実施する場合に、遅延クラッキングのリスクを低下させるために、処理の終了時に存在する水素の量を最小限に抑えることを目指すべきである。これは、特許文献6により公知であるが、これを目的として、限定的な厚さを有するストリップに対して、または成形済み製品に対して少なくとも15秒間にわたり250~900°Cの間で実施される、焼鈍による処理で締めくくることが可能である。巻きとられたストリップに対して実施されるバッチ焼鈍は、この目的に特に適合する。また、鋼板は、例えば水素除去を目的とした最終焼鈍の前など、通例的な作業と同等の生産中の所定の時点において、亜鉛めっきまたは電着により、ZnまたはZn合金を用いた被覆作業を施されてもよい。次に、本発明が必要とする種々の元素の含有量を説明する。C含有量は、0.6~0.9とされ、Mn含有量は、17~22とされる。このペアの含有量により、求めていた安定的なオーステナイト微細構造が達成され、それにより鋼板の機械的特性を決定することが可能となる。特に、Cが0.9を超えない場合には、炭化鉄の過剰形成が回避され、Mnが17を超える場合には、鋼板の変形能力を低下させるマルテンサイト相の形成が回避されるかまたは非常に限定される。Mnの22の上限は、室温における鋼板の延性に関する、および材料のコストに関する理由に起因するものである。Al含有量は、0.2~0.9、好ましくは0.4~0.8とされる。Alは、脱酸元素であり、Fe-C-Mn鋼へのAlの添加は、数に達し得る非常に可変的な比率におけるものが一般的であるが、1万分の数以下まで限定されてもよい。このことは、冒頭に記載した先行技術の文献においても示されている。窒化物の過剰な形成を回避するために、0.050にAl含有量を限定することが規定される場合が多い。MnがFe中での窒素の可溶性を上昇させるため、窒化物の過剰形成のリスクは高い。しかし、本発明者らは、この欠点が、他の箇所で規定したCuおよびSiの含有量との組合せにおいて、応力下における鋼板の耐腐食性の改善により得られる利点によって大幅に相殺され得ることを発見した。過剰な窒化物を形成しないために、また金属が固化する際のガスの放出による孔ブローホールの形成を回避するために、同時に、窒素含有量は、0.1に限定されるべきである。さらに、Alは、積層欠陥エネルギーの上昇にとって好ましいものであり、積層欠陥エネルギーが上昇することにより、変形マルテンサイトが形成されるリスクが低下する。0.9を超えた場合には、また他の元素の含有量を考慮すると、Alは、塩水中における応力下での腐食に対して負の影響を有する。純水中での腐食に対しては、Alの最適量は、約0.4となる。Si含有量は、0.2~1.1の間、好ましくは0.20~0.6とされる。また、Siは、鋼の脱酸のためしかし、この場合に、MnおよびAlの含有量が常に高い場合には、その役割はこの観点からは小さなものとなる、さらには金属の硬化のためにも使用される。この0.2の最低含有量は、一方においては、機械的特徴に関するSiの効果が意識され始めるのに必要となる量であり、他方においては、Mnの添加が従来と同様にシリコン-マンガンの形態で実現される場合に、Mnの添加後の金属中において必然的に見受けられることとなる程度の量であるこの材料は、やはりこの目的に使用することができるフェロマンガンに比べてより安価であり、より入手しやすい。約1の含有量は、水中における応力下での最適な耐腐食性をもたらすが、含塩媒質中においてはさほど有効ではない。0.2~0.6の含有量は、とりわけ自動車分野において、使用中の製品が満たすべきものとなり得る種々の要件間における最善の妥協点となる。1.1を超える場合には、求める機械的特性にとっては好ましくないマルテンサイトが形成されるリスクが生じる。さらに、AlSiの和は、応力下における腐食に対する求めた効果が達成されるように、0.85~1.9、好ましくは1.1~1.6とされるべきであることが、経験的に判明している。この理由は依然として究明中である。Cuは、1.2~1.9とされる。通例的には、析出硬化を実現するために最高で数までの含有量のCuを添加することが可能であるが、熱間圧延製品に対する表面欠陥の発生を助長させるリスクを伴う。1.2~1.9の含有量は、関連するFe-C-Mn鋼の応力下における腐食の低減に関してCuとの間で相乗効果をもたらすことが特にSiの場合に判明している、前述のAlおよびSiの含有量と組み合わせることにより、前述の技術的問題の解消に最適な範囲となることが判明している。また、Cuが存在することにより、弾性的な回復を伴わない変形保持能力の高さの顕れである低Re/Rm比を鋼において実現するのに十分な低さの弾性限界を維持することが可能となる。通常は非常に高いCu含有量により実現される析出硬化効果は、この場合には求められない。鋼が有する、または鋼中に存在し得る他の元素については、要件は、この種類の鋼についての通常の要件と同等である。S含有量は、結晶粒界の脆化およびそれによる延性の低下を回避するために最高で0.030に限定される。P含有量は、同じ理由により0.080に限定される。N含有量は、0.1以下である。窒化物の著しくかつ無制御の形成は、求める機械的特性にとって実際に不利になる。また、任意の元素として、鋼は以下の元素を含んでもよい。鋼はCrを含んでもよく、その含有量は最高で2、好ましくは最高で1に限定される。この元素は、水性媒質中における耐腐食性を上昇させ得るが、積層欠陥エネルギーを低減させる傾向があり、したがって変形下にあるオーステナイトの安定性を、したがって鋼の変形能力を低下させる傾向をも有する。鋼は、Niを含んでもよく、その含有量は、最高で2に限定される。また、Niは、水性媒質中における耐腐食性を上昇させる。また、Niは、著しい破断点伸びの達成にも寄与し、靱性を高める。しかし、Niの添加により、2超の不要な価格上昇がもたらされることが判明している。鋼はTiを含んでもよく、その含有量は最高で0.5に限定される。この元素は、Tiにより引き起こされ、水素を捕獲する、炭窒化物の析出による硬化作用を有するが、過剰量においては、これら炭窒化物は、望ましくない靱性の低下をもたらす。好ましくは、Tiは0.040~0.5の含有量にて存在する。幾分かのVが、Tiと同様の理由により最高で0.5まで、好ましくは0.05~0.5の間で添加されてもよい。幾分かのNbが、Tiと同様の理由により最高で0.25まで、好ましくは0.070~0.25の間で添加されてもよい。一般的には、窒化物を形成する過剰量の元素Ti、V、Nbが存在することにより、有効な水素トラップとしては使用し得ない粗粒窒化物が形成され、さらに、これによってこのような添加物の利点が弱められる。幾分かのBが最高で0.010まで、好ましくは0.0005~0.010の間で添加されてもよい。この元素は、結晶粒界において析出し、結晶粒界の凝集性を高める。驚くべきことに本発明者らは、この範囲内におけるBの添加により弾性限界および強度に関して約2.5MPa/ppmの低下がもたらされることを発見した。理論に縛られることを意図することなく、これにより、プレス加工による成形後の残留応力の低下、およびこれによって成形された部品の応力下におけるより良好な耐腐食性がもたらされると考えられる。他の存在する元素は、鉄と、このタイプの鋼においては通常の含有量の、生産によって結果的に生じる不純物とである。表1に記載するように、応力下における腐食試験が、本発明に準拠するまたは準拠しない様々な組成のカップに行われた。1.67のβ係数を有するカップが、上述のものと同等の処理を施され、1.2~1.5mmの厚さを有する、冷間圧延および焼鈍された鋼板から先述の方法を用いて作製された。塩水中における絞り加工下での耐腐食性を判定することを意図されたクリープ試料は、焼鈍されていない冷間圧延鋼板から採取された。試料本体は、幅4mmおよび有効長さ40mmを有した。機械試験および腐食試験の結果が、表2にまとめられている。これら結果の分析は、Si、Al、およびCuに対して課せられる全ての条件を観察するだけで、特に含塩ミストおよび塩水という最も過酷な条件下における応力下での腐食において求められる良好な結果と、本発明の鋼をとりわけ自動車産業における使用に適合したものにする機械的特性と、の両方を実現できることを示している。基準試料の中で、試料10は、4日という所要最小値未満の、塩水中における耐腐食性を有する。さらに、応力下における耐腐食性全体を特徴づけるクライテリアΣ=A3×B4×Cの値は、170日未満である。実際には、概して、これら試験は、本発明の全ての目的が達成されるために、4つの条件、すなわち0.2≦Al≦0.9、0.2≦Si≦1.1、ただし、0.85≦AlSi≦1.9、好ましくは1.1≦AlSi≦1.6、1.2≦Cu≦1.9、が同時に観察される必要があることを示す。これは、応力下における耐腐食性に対する、一方ではAlとSiとの間における相乗効果、および他方ではAlとCuとの間における相乗効果から、利点が得られるからである。"