下記重量でC:0.1~1.0、Mn:10~25、Si:0.5まで、Al:0.3~2、Cr:1.5~3.5、S:<0.03、P:<0.08、N:<0.1、Mo:<2、B:<0.01、Ni:<8、Cu:<5、Ca:0.015まで、群V、Nbからの少なくとも1種の元素但し、下記条件で:Nb:0.01~0.5、V:0.01~0.5及び必要に応じてTi:0.01~0.5並びに残余として鉄及び不可避の製造関連不純物を含んでなる高強度の冷間成形可能な鋼。そのC含量が0.3~0.5重量であることを特徴とする請求項1に記載の鋼。そのMn含量が17~22重量であることを特徴とする請求項1~2のいずれか1項に記載の鋼。少なくとも0.2重量のSiを含むことを特徴とする請求項1~3のいずれか1項に記載の鋼。そのAl含量が0.5~1.5重量、特に0.5~1.3重量であることを特徴とする請求項1~4のいずれか1項に記載の鋼。そのCr含量が少なくとも1.7重量、特に少なくとも1.8重量であることを特徴とする請求項1~5のいずれか1項に記載の鋼。そのCr含量が最大2.5重量、特に最大2.2重量であることを特徴とする請求項1~6のいずれか1項に記載の鋼。そのN含量が0.0030~0.0250重量であることを特徴とする請求項1~7のいずれか1項に記載の鋼。そのNi含量が5重量未満であることを特徴とする請求項1~8のいずれか1項に記載の鋼。そのCu含量が3重量未満であることを特徴とする請求項1~9のいずれか1項に記載の鋼。そのCa含量が少なくとも0.0015重量であることを特徴とする請求項1~10のいずれか1項に記載の鋼。その引張強度が少なくとも800MPaであることを特徴とする請求項1~11のいずれか1項に記載の鋼。請求項1~12のいずれか1項に従って構成された鋼から製造された平鋼製品。表面腐食から保護するため金属保護コーティングで被覆されていることを特徴とする請求項13に記載の平鋼製品。前記金属保護コーティングが電解亜鉛めっきによって、溶融亜鉛めっきによって、合金化溶融亜鉛めっきコーティング、ZnNiコーティングによって又は溶融アルミニウムめっきによって形成されることを特徴とする請求項14に記載の平鋼製品。上記で要約した従来技術の背景に対して、本発明で取り組んだ課題は、良い強度と熱間及び冷間変形能を示しながら、溶接性と遅れ割れ形成への低い傾向との最適な組合せが確保される鋼及び該鋼製の平鋼製品を提供するという課題だった。鋼に関しては、この課題は、請求項1により構成された鋼によって本発明により解決された。平鋼製品に関しては、上記課題に対する本発明の解決策は請求項13の教示にある。本発明の有利な実施形態は従属請求項に示され、これについては本発明の一般的概念と共に以下に詳細に説明する。従って、本発明の高強度の冷間成形可能な鋼は、鉄及び不可避の製造関連不純物以外に、重量で0.1~1.0のC、10~25のMn、0.5までのSi、0.3~2のAl、1.5~3.5のCr、<0.03のS、<0.08のP、<0.1のN、<2のMo、<0.01のB、<8のNi、<5のCu、0.015までのCaと、群V、Nbからの少なくとも1種の元素但し、それぞれのNb含量は0.01~0.5であり、それぞれのV含量は0.01~0.5であると、必要に応じて0.01~0.5のTiを含む。本発明の鋼、ひいては本発明の鋼から作られた鋼シート又はストリップ等の平鋼製品もオーステナイト構造を有し、かつTWIP及びTRIP特性を示し得る。本発明の鋼中、少なくとも0.1重量、特に少なくとも0.3重量のC含量は、鋼のオーステナイト構造を安定化するのに役立つ。炭素は積層欠陥エネルギーを増やすので、鋼のTWIP及びTRIP特性は、目標とされた様式で鋼のそれぞれのC含量によっても影響を受け得る。本発明によれば、Cの存在は、延性の損失をもたらすことなく強度をも高める。しかしながら、1重量より多いC含量は、本発明の鋼の変形能の低減をもたらし得る。従って鋼のC含量は0.1~1重量に制限される。炭素含量の望ましい効果は、本発明の鋼のC含量が0.1~0.5重量、特に0.3~0.5重量の範囲に制限されるときに本発明の鋼で特に確実に達成され得る。それ自体既知の様式で、マンガンは、本発明の鋼に所要の高強度及びより高い積層欠陥エネルギーをもたらす。従って本発明の鋼のTRIP又はTWIP特性は、Mn含量によって決まり得る。さらに、高いMn含量の存在は、本発明の鋼が確実に所望のオーステナイト構造を有するようにする。この効果は、Mn含量が少なくとも10重量である場合に特に確実に達成される。Mn含量が25重量より多い場合、ここで興味のある特性に関しては実質的なさらなる改善はない。それどころか、より高いマンガン含量では最大引張強度が低減するリスクがある。遅れ割れやすさについては、より低いMn含量が、本発明により定義されたAl及びSi含量との組合せで特に有利であることが判った。例えば、23重量未満、特に22重量までのMn含量は、腐食可能性の相当な低減をもたらし、水素吸収に対抗する。Mn含量の低減は、鋼の作りやすさ及び鋼の加工性の悪化が伴うのでスケールの下端には限界がある。従って、本発明の鋼では、Mn含量は10~25重量、特に17~25重量の範囲に制限され、本発明により利用される効果は22重量までの範囲のMn含量で特に確実に達成される。本発明により定義された含量で、Al及びSiは耐食性を高め、かつ遅れ割れへの傾向を減らす。溶接試験は、本発明の鋼では、Al及び/又はSi含量を本発明により定義された範囲内に維持すれば、既知の合金化概念に比べてはんだ脆性及び熱脆性のリスクが低減することをも示した。従って、本発明によりアルミニウム含量を0.3~2重量に制限し、Si含量を最大0.5重量にすれば、本発明の鋼の溶接性は、より高いAl及びSi含量を有する高マンガン含量の鋼の溶接性より確実に優れる。この場合、Al及びSi含量は、そうでなければ高いAl及びSi含量で存在するであろう、抵抗スポット溶接中の過剰に小さい操作範囲のリスクに対抗するように制限される。本発明により組み合わせたSi及びAlの存在によって達成される効果は、Al含量が0.5~1.5重量、特に0.5~1.3重量であり、Si含量が0.2~0.5重量のときに特に確実に利用可能である。本発明の鋼では、1.5~3.5重量の含量のCrの存在が特に重要であるとみなされる。Crは腐食の可能性を低レベルで維持するので、本発明の鋼は遅れ割れに対して高い耐性を有する。さらに、Crは、鋼中に存在する炭素及び窒素と沈殿物を形成し、前記沈殿物は蓄積水素による遅れ割れに対抗する。このため、本発明の鋼は、好ましくは少なくとも1.7重量、特に少なくとも1.8重量のCr含量を含む。Cr含量の上限は、最大2.5重量、特に最大2.2重量に制限される。本発明により定義されるCr含量の上限は、一方では、機械的特性強度/破断点伸びの関係を損なうであろう、かなり大量のCr炭化物が生じないようにする。本発明により定義される限界未満のCr含量では、Crは遅れ割れへの傾向に対してさらなる低減効果がない。本発明の鋼は、マイクロ合金化元素バナジウム及びニオブの少なくとも1種を含有し、その結果として、本発明の鋼製の平鋼製品シート、ストリップの構造の最適な細粒径の条件が整備される。V及びNbは、高密度のV及び/又はNb沈殿物VC、VN、VCN、NbC、NbN、NbCN、VNbC、VNbN、VNbCN並びにはんだ割れに対する高い耐性を有する超微細結晶構造の生成を可能にする。本発明の鋼においてこのようにして得られる結晶粒のサイズは、現在市販されている高マンガン含量のオーステナイト鋼の場合よりかなり小さい。従って、本発明の鋼から冷間圧延された平鋼製品シート、ストリップでは、少なくともASTM13に対応し、一般的にASTM14より微細である構造の細かさを保証することができる。実用試験を利用して本発明の平鋼製品の細粒径が通常は少なくともASTM14に対応し、ほとんどの場合ASTM15の要件を満たすさらに微細な構造が得られることを実証することができた。しかしながら、本発明の鋼は、冷間圧延状態でさらに加工できるのみならず、むしろ熱間圧延平鋼製品としてさらに加工するのにも適している。このような熱間圧延製品シート、ストリップの厚さは冷間圧延平鋼製品より一般的に大きいので、溶接スポットの領域内で起こり得るはんだ割れは、コールドストリップについてより少ない程度まで熱間圧延平鋼製品を弱める。ここで重要なことは、割れ長さと材料厚さの間の比である。従って、多くの場合、部品を製造するためのさらなる加工のためにさらに冷間圧延することなく供給される本発明の熱間圧延平鋼製品の場合、結晶粒は、本発明の冷間圧延シート又はストリップの場合ほど微細でなくても十分である。従って、本発明の熱間圧延製品に十分な粒径はASTM11又はそれより細かいと定義され、当然に、ASTM12以上に相当する、より微細な構造を達成することもできる。本発明の合金によって達成される特に微細な構造は、良い強度と熱間及び冷間変形能とを示しながら、溶接性と遅れ割れへの低い傾向との望ましい最適な組合せをもたらす。このことは、本発明の鋼から製造されるホット及びコールドストリップに同様に当てはまる。本発明の組成の結果として最適の操作信頼性で再現できる、微細構造のはんだ脆性を最小限にする効果を、特に重視しなければならない。本発明の鋼にバナジウム又はニオブがいずれの場合も単独又は互いに組み合わせて存在するとき、本発明により構成された鋼構造の細粒径にNb及びVが及ぼすプラス効果を活用することができる。従って、本発明の鋼の第1の変形は、少なくとも0.01重量~0.5重量のニオブと、不純物に帰属し得るので合金化の観点からは効果のない微量のバナジウムとを含む。対照的に、本発明の合金の第2の変形は、本発明により提供される構造の細粒径が少なくとも0.01重量かつ最大0.5重量のバナジウム含量によって確保されながら、最大でも不純物スケールに基づくNb含量を有する。本発明の第3の変形では、本発明の鋼にバナジウムとニオブが組み合わせて存在し、前記元素の含量は合計でいずれの場合も少なくとも0.01重量であるが、0.5重量を超えない。Nb及び/又はVの存在の結果として本発明により達成される効果は、本発明により合金化された鋼中のNb及びVの含量の合計が0.03~0.3重量、特に0.05重量より多いときに特に確実な様式で得られる。本発明の鋼中のマイクロ合金化元素として、チタンは同様に、細粒径に寄与し、かつ鋼の機械的特性にプラス効果を及ぼすことができる沈殿物を形成する。しかしながら、細粒構造の達成に関しては、本発明のこの目的のために添加される合金化元素ニオブ又はバナジウムよりチタンは効果が少ない。前記元素の効果を最適に補助する、本発明の鋼中のチタンの効果は、少なくとも0.01重量のTi含量で達成される。過剰に高いTi含量では、粗いTiC粒子が生じることがあり、本発明の鋼製の平鋼製品の冷間圧延及び冷間成形中にこれらの粒子から割れが始まる可能性がある。さらに、TiC粒子は、冷間圧延及び冷間成形中に破壊される可能性がある。これが起こると、破壊された粒子間に空洞が現れ、前記空洞が割れの開始点として再度働く恐れがある。最後に、表面近傍の粗いTiC粒子は、冷間圧延及び冷間成形中に表面上に欠陥をもたらし得る。従って、本発明は、仮にも存在する場合、Ti含量を0.5重量の上限未満に維持するようにする。本発明の鋼を最適な組合せの特性で製造するためには、Tiはもはや如何なる効果もなく、残留Ti含量は不可避不純物に帰属し得る値まで本発明の鋼のTi含量を減らすことによって実現することができる。必要に応じて本発明の鋼中に存在し得るNb及びTi含量は、早ければ熱間圧延中にNb及びTi沈殿物をもたらし、ひいては熱間及び冷間圧延中の圧延耐性を高める。このことは、本発明により規定された相対的に高いAl及びSi含量が既に高い熱間圧延耐性を伴うので、特に熱間圧延中には好ましくないことになるかもしれない。対照的に、微細なバナジウム沈殿物は、完成圧延シートの最終アニーリングの時まで現れないので、熱間及び冷間圧延を妨げない。本発明の鋼を熱間又は冷間圧延するのが困難なことが判っている場合、その限りでは、Nb含量との関連で鋼のバナジウム含量を増やすか又は高いバナジウム含量を選択してニオブ及び/又はチタンの添加を省略するのが有利かもしれない。Nb、V及びTiは全て遅れ割れに対して効果を有する。それ自体知られているように、これらの三元素は、水素を捕捉すなわち、保持し、無害化する沈殿物を形成する。しかしながら、本発明によりNb及び/又はVを添加するだけで、高マンガン含量を有する鋼において非常に微細な細粒構造ASTM13、特にASTM14以上に微細を確実に達成することができる。イオウ及びリンは、製鋼プロセス中に本発明の鋼に不可避的に入るが、粒界での脆化をもたらす可能性がある。従って、特に十分な熱間変形能に関して、本発明の鋼ではS含量は0.03重量未満に制限され、P含量は0.08重量未満に制限される。炭窒化物を形成するために0.1重量までの含量の窒素が必要である。Nが欠乏する場合、Cに富み、Nが乏しい炭窒化物が生じる。にもかかわらず、N含量を低く設定すべきである。AlとNは、機械的特性、特に伸び値をかなり損ない得る沈殿物を形成する。AlN沈殿物は、その後の熱処理によってさえも、もはや溶解できない。このため、本発明の鋼中の最大窒素含量を0.1重量未満に制限し、本発明の鋼のN含量を0.003~0.0250重量、特に0.005~0.0170重量に制限すると、本発明の鋼中の窒素の最適効果が達成される。2重量未満の有効含量のMoも耐食性の改善に役立ち、そのため関連態様でさらに遅れ割れのリスクを軽減するのにも役立つ。Crと同様に、Moは、鋼中に存在する炭素及び窒素とさらに沈殿物を形成し、この沈殿物は蓄積水素による遅れ割れに対抗する。ホウ素は、機械的技術的特性に及ぼすその効果の観点から、合金化元素Mnの代わりになる。例えば、20重量のMn含量及び0.003のホウ素を有する鋼は、25のMnを含むが、Bを含まない鋼と同様の特性プロファイルを有することが分かった。従って、本発明の鋼合金に0.01重量までのホウ素を添加すると、同様に高い強度を維持しながらMn含量を減らすことができ、遅れ割れ及びはんだ脆性を回避するという観点から有利である。さらに、少含量のホウ素は、本発明の鋼から製造されるホットストリップのストリップ縁の品質にプラスの効果を与える。高マンガン含量を有するAl合金鋼及びSi合金鋼から知られているように、ストリップ縁領域の割れ及び不安定性がこのようにして抑制される。本発明の鋼には必要に応じてNiを添加してもよい。ニッケルは高い破断点伸びに寄与し、鋼の靭性を高める。しかしながら、本発明の鋼では、鋼が8重量より多いニッケルを含有すると、この効果は低減する。従って、本発明により必要に応じて添加されるニッケル含量の上限は、8重量、特に5重量に制限される。さらに、5重量未満、特に3重量未満の含量で銅を添加することによって、沈殿物の形成のため本発明の鋼の硬度を高めることができる。しかしながら、5重量より多いCu含量は、例えば本発明の鋼から製造される平鋼製品ストリップ、シートを不安定にし得る表面欠陥を生じさせる恐れがある。従って、結果として、本発明は、少なくとも800MPa以上の高強度のみならず、はんだ脆性に対する高い耐性と相まって遅れ割れに対しても高い耐性を有する鋼を提供する。本発明の鋼は、部品を作り出すため引き続き熱間又は冷間変形にさらされる鋼シート又は鋼ストリップ等の平鋼製品を形成するための加工に非常に適している。本発明の平鋼製品を表面腐食から保護するため、実用中に平鋼製品の少なくとも腐食攻撃にさらされる表面を金属保護コーティングで被覆することができる。それ自体既知の方法では、この保護コーティングはAl又はZnをベースとした層であってよく、これは例えば電解亜鉛めっきによって、溶融亜鉛めっきによって、合金化溶融亜鉛めっきコーティングgalvannealedcoatingsgalvanealedBeschichtungen英、独訳、ZnNiコーティングによって又は溶融アルミニウムめっきによって塗布され、良いコーティング成果は特に電解亜鉛めっきによって得られる。本発明により製造された平鋼製品は一般的に、突然生じる荷重の場合の特に高いエネルギー吸収能によって特徴づけられる。本発明の方法により製造された平鋼製品は、それらの特定範囲の特性のため、特に車体部品の製造に適している。その並外れて高い強度及び伸びのため、本発明により構成かつ製造された材料は、車体の耐荷重部品及び衝突関連部品に特に適している。例えば、高い耐荷重能を高度の保護及び軽量と併せ持つ構造部品を本発明の平鋼製品から製造することができる。本発明の平鋼製品は、それらの高いエネルギー吸収能のため、身辺警護用の装甲板又は装甲パーツを製造するのにも適している。特に、体に直接着用し、突然起こる爆撃又は同等の攻撃から保護するのに役立つ要素を本発明の平鋼製品から製造することができる。本発明の平鋼製品は、軽量でありながら同時に良い変形能と強度を示すため、乗り物、特に自動車の車輪を作製するための加工に特に適している。本発明により構成された平鋼製品を用いて低温学分野で用いる部品を製造することもできる。本発明により製造されたコールドストリップ製品の特性の有利な範囲は、低温学部門で通例の低温でさえ維持される。本発明の鋼シートを用いて、特にカムシャフト又はピストンロッド等の高強度のエンジンパーツの製造を意図したチューブを製造することも考えられる。種々の方法で本発明の平鋼製品を製造することができる。従来の転炉鋼圧延機又はELO炉によって、その後に連続鋳造、ストリップ鋳造又はDSCプロセスを利用する鋳造或いは鋳造後にインライン又はオフラインで行なわれる熱間圧延を伴う製造が考えられる。必要ならば、このようにして得られたホットストリップをタンデム圧延機、逆転スタンド又はゼンジミア圧延機で冷間圧延してコールドストリップを形成することができる。Ca処理は特に、高いAl含量を有する本発明の分析の場合に鋳造性を改善する。アルミナAl2O3と一緒に、Caはアルミン酸カルシウムを形成し、これがスラグに組み込まれ、ひいてはアルミナを無害化する。これは、鋳造性を損なう目詰まり浸漬チューブ内の蓄積をもたらすアルミナのリスクに対抗する。従って、本発明の鋼では、0.015重量まで、特に0.01重量までのCa含量が許容され、必要に応じて行なわれるCa処理の有利な効果は、典型的に少なくとも0.0015重量のCa含量で発現される。本発明の鋼から製造されたホットストリップを必要に応じて酸洗いすることができ、それ自体既知の方法で必要に応じて表面被覆することもできる。さらに塗布後の亜鉛層の個別熱処理が可能である。或いは、ホットストリップを酸洗い状態で冷間圧延し、連続パスで行なわれるアニーリングプロセスによる最終アニーリングに供してから、必要に応じて表面被覆することができるZ、ZE、ZF、ZMg、ZN、ZA、AS、S、薄膜など。ここで、亜鉛層の塗布後の個別熱処理も可能である。従って、本発明のホットストリップ又はコールドストリップは熱間又は半熱間成形プロセスでの使用を可能にする特殊なコーティングを備えることができる。本発明の平鋼製品の遅れ割れに対する高い耐性を熱的後処理によってさらに改善することができる。この後処理中、亜鉛被覆材料は、亜鉛層の基礎材料への合金化が惹起されるように処理される。このように処理された材料は、相当長期間の観察後のみに遅れ割れを示すか又はもはや遅れ割れを示さないことさえある。本発明の平鋼製品の製造に適した方法の典型的変形は、下記作業工程を含む。スラブ又は薄スラブの形態の前駆材料を本発明により構成された鋼から鋳造する。引き続き熱間圧延を行なう前に再加熱が必要な場合、特にスラブを使用するときは、再加熱温度は1100°C以上であるべきであり、特に1150°Cより高くなければならない。前駆材料を鋳造後に連続ワークフローで熱間圧延に直接供給できる場合例えば鋳造-圧延ラインで連続的な逐次作業工程で薄スラブを鋳造かつ加工してホットストリップを形成する、中間の再加熱なしで、鋳造熱を利用する直接使用でこれを行なってもよい。実際の製造条件下で最適に構成された構造を有する本発明の熱間圧延平鋼製品を得るためには、熱間圧延中のパス減少率がいずれの場合も1パス当たり少なくとも10でなければならない。必要ならば行なってよい加熱後、少なくとも800°Cの最終熱間圧延温度で前駆材料を熱間圧延してホットストリップを形成する。その後、得られたホットストリップを最大700°Cの巻取り温度で巻き取ってコイルを形成する。熱間圧延は少なくとも800°Cの温度で終了し、巻取りは比較的低い温度で行なわれるので、本発明の鋼に含まれる炭素と、存在する場合は特にホウ素とのプラス効果が完全に活用される。この範囲で熱間圧延されたシートの場合、ホウ素及び炭素は、より高い引張強度及び降伏強度値をもたらしながら、なお許容できる破断点伸び値を維持する。最後の熱間圧延温度が上昇するにつれて、ホットストリップの引張強度と降伏強度は下がるが、伸び値は上昇する。従って、本発明によって定義される枠組みの範囲内で最終圧延温度を変えることによって、結果として生じる熱間平鋼製品の所望特性に、簡単かつ的を絞ったやり方で影響を与えることができる。本発明により製造されたホットストリップでは、V含量の少なくとも80、特に90以上及びNb含量の少なくとも50、特に60以上が溶解形態で存在する。残りのV又はNb含量は沈殿物として存在し、沈殿物内で結合しているNb含量とV含量の比率はできる限り低くなければならない。ホットストリップに溶解したNb又はVの高い比率のため、その後の冷間圧延及びさらに行なわれるアニーリング処理中に確実に所望の非常に微細な構造が生成され得る。対照的に、Ti含量の60~100は、熱間圧延後にTiC沈殿物として存在する。これらのカーバイド沈殿物は、熱間圧延を妨げるのみならず、最終アニーリング中の粗い沈殿物の発生にもつながる。相対的に大量のTiと合金化される鋼の形成中、前記粗い沈殿物は、それぞれの部品を不安定にする割れの開始点を形成する。本発明により製造されたホットストリップの特に有利な機械的特性、特に高い降伏強度は、特に低い巻取り温度、特に室温約20°Cまでの範囲を設定すると得られる。巻取り温度を最大700°C、特に700°C未満、特に500°C又は室温の値に制限することによって、それ自体既知の態様で粒界酸化のリスクが最小限になる。粒界酸化は材料の剥離につながることがあり、それ自体はさらなる加工をより困難にするか又は不可能にさえする恐れがある。巻取り後に得られたホットストリップを直接、部品へ冷間成形又は熱間成形することができる。しかしながら、本発明のホットストリップは、特にコールドストリップへのさらなる加工にも適している。このために、巻取り及び必要ならば行ない得る酸洗いによる表面洗浄後に、それ自体既知の方法でホットストリップを冷間圧延してコールドストリップを形成することができる。該冷間圧延中に得られる冷間圧延グレードは、本発明の完成平鋼製品の最適な変形及び強度特性を確実に達成するために好ましくは30~75の範囲内である。冷間圧延後に最終アニーリングを行なうことができ、このアニーリング温度は好ましくは最大880°C、特に800°C未満である。アニーリング温度のこの選択は、一般的に少なくともASTM14以上の微細に相当する細粒径の、特に微細な構造の形成を確実にする。ここで、本発明は、本発明により提供されるホットストリップ中のまだ溶解状態のNb及びV含量のはるかに大きい部分が、最終アニーリング中に微細な沈殿物VCN、NbCN等を形成し、それが最終アニーリングプロセス中の結晶粒の成長を大いに妨げるという事実を利用する。可能な限り低いアニーリング温度によって特に微細な構造が生成される。従って、最終アニーリング後、得られたストリップは、確実に所望の細粒径の構造を有する。この場合、最終アニーリングを連続アニーリング炉内において連続パスで行なうことができる。冷間圧延及び最終アニーリング後、得られたコールドストリップを、その寸法精度及び機械的強度をさらに改善するために調質圧延skinpassrollingDressierwalzen英、独訳に供してもよい。既に述べたように、部品を形成するためのさらなる変形のためのホットストリップ又はコールドストリップとして提供される本発明の平鋼製品は、表面腐食から保護するために金属保護層を備えることができる。このために、部品を直接形成するためのホットストリップとして平鋼製品を変形する場合、それぞれ得られたホットストリップ又はホットストリップの冷間圧延後に得られたコールドストリップを例えば溶融アルミニウムめっき、溶融亜鉛めっき又は電解亜鉛めっきすることができる。必要ならば、あらかじめ酸洗いによってストリップ表面の洗浄及び前処理を行なう。平鋼製品をブランク状態で送達すべき場合、金属コーティングの代わりに油を塗って表面腐食から一時的に保護してよい。表1は、本発明の8種の鋼E1~E8及び14種の比較鋼V1~V14の合金を示す。本発明の鋼E1~E8及び比較鋼V1~V14からインゴットを作製し、いずれの場合も約1250°Cの予熱温度に加熱し、約950°Cの最終熱間圧延温度で熱間圧延して、いずれの場合も約3mmの厚さを有するホットストリップを形成した。得られたホットストリップをいずれの場合も約20°C室温の巻取り温度で巻き取ってコイルを形成した。巻取り後、ホットストリップをいずれの場合も約66の冷間圧延グレードで冷間圧延して約1mmの厚さを有するコールドストリップを形成した。結果として生じたコールドストリップを最後に連続パスで最終アニーリングに供した。その際、コールドストリップを890°C未満の温度Tアニールで約140秒間加熱した。本発明の鋼E1~E8及び比較鋼V1~V12について機械的特性、それぞれ設定した最終アニーリング温度Tアニール及び構造の粒径を表2に示す。ブランク/カップ直径比β=2.0絞り比を有するカップを平鋼製品から絞り加工した。カップを腐食試験に供した。試験中、いずれの防食コーティングもなしでカップを5のNaCl溶液にさらした。4つのカップ群のうち1つのカップに遅れ割れが最初に発生する時までに経過した日数を表2の列カップ保持時間に示す。本発明の鋼E1~E8及び比較鋼V1~V12から作製した鋼シートサンプルについて次に接合試験を行なった。この試験中、サンプルを重なり様式で通常の亜鉛めっき深絞り鋼にスポット溶接した異種溶接。いずれの場合も得られた操作範囲キロアンペアkAで示してある、及び溶接ゾーンの領域で観察された最大割れ長さ並びにはんだ脆性への傾向の評価をも表2に示す。スポット溶接の用語操作範囲は、ここでは溶接スポットを作り出すのに必要な最小電流Iminと、最大電流Imaxこの電流を超えると溶接すべき基板の材料が溶接プロセス中に飛び散るとの間の差を意味するものと解釈する操作範囲A=Imax-Imin。このような飛び散りは不十分な溶接継ぎ目をもたらすので回避すべきである。操作範囲が小さいほど、より正確に溶接プロセスを行なわなければならない。操作範囲が大きいほど、操作実務で使われている条件下で溶接点を作り出すのがより容易かつ確実である。従って、実際の加工を確実にするため、例えば溶接すべき鋼材料の自動車部門では、少なくとも0.8kA、特に少なくとも1.0kAの操作範囲Aが必要である。さらに、実験室条件下で本発明の合金E9の操作可能な製造をシミュレートした。この合金は、鉄及び不可避不純物以外に、重量で19のMn、0.4のC、1.4のAl、0.45のSi、2のCr及び0.12のVを含有した。この鋼から作製した冷間圧延鋼シートサンプル亜鉛コーティングを備えるを連続アニーリングプロセスで800°C未満の最終アニーリング温度Tアニールで最終アニーリングに供した。この最終アニーリング後、鋼シートサンプルは極端に微細な粒径の構造を有した。それらはカッピング試験で水素誘起割れに対して極端に高い耐性を示した。この鋼シートサンプルは、560MPaの降伏強度Rp、900MPaの引張強度Rm、45の破断点伸びA及び0.35のn値を有した。この鋼シートサンプルから絞り加工した亜鉛めっきカップβ=2.0は、3カ月間5のNaCl溶液中で割れがないままだった。次に本発明の合金E10を実験室条件下で同様に作製した。この合金は、上記合金E9と同様に、鉄及び不可避不純物以外に、重量で19のMn、0.4のC、1.4のAl、0.45のSi、2のCr及び0.12のVを含有した。さらに、合金E10に0.003重量のホウ素を添加した。同じ製造経路を与えた場合、得られた鋼シートサンプルは、同等の降伏強度を示したが、破断点伸び値の増加を示した。さらなる試験では、合金E8により構成された鋼融成物をCa処理に供した。Ca処理は、高いAl含量にもかかわらず良い鋳造性及びCaを含まない鋼に対応する特性をもたらした。本発明の合金製の亜鉛めっき平鋼製品における遅れ割れに対する高い耐性は熱的後処理によってさらに改善可能であるという事実を実証するため、本発明の合金E2から冷間圧延鋼シートサンプルを作製し、亜鉛コーティングを与えた。次にサンプルを熱的後処理に供した。この処理中、亜鉛層の基礎材料への合金化を惹起するように亜鉛被覆材料を加熱した。このように処理した材料から絞り加工したカップは、かなり長期の観察時間後に大幅に遅れて割れを示すか、或いは割れが全く現れなかった。分析の結果を表3に示す。これらの試験は、本発明により構成され、かつ亜鉛めっきされたサンプルが100~450°Cの温度で1~200時間、好ましくは24~48時間バッチアニールされるか、或いは連続アニーリングプラントで400~600°Cの温度にて1~500秒、特に5~300秒間熱処理されると、遅れ割れやすさの大幅な最小限化が達成されることを示した。溶接プロセス中のはんだ脆性に対する本発明の鋼の耐性は、V及び/又はNbを添加することにより達成される非常に微細なマイクロ構造の結果として、かつ本発明により規定された制限内で行なわれるAl又はSiのCrによる部分的置換の結果として、従来技術よりかなり改善される。本発明により構成された鋼シートサンプルを用いた溶接試験の間、抵抗スポット溶接中に巨視的割れは見られなかった。