"鉄および不可避の不純物以外に、下記元素、すなわち、C:0.5~1.3重量Mn:18~26重量Al:5.9~11.5重量Si:1重量より少量Cr:8重量より少量Ni:3重量より少量Mo:2重量より少量N:0.1重量より少量B:0.1重量より少量Cu:5重量より少量Nb:1重量より少量Ti:1重量より少量V:1重量より少量Ca:0.05重量より少量Zr:0.1重量より少量P:0.04重量より少量S:0.04重量より少量を含有する鋼融成物Sを融解する工程と、鋼融成物Sを鋳造ストリップGに鋳造する工程と、該鋳造ストリップGを、少なくとも20K/秒の加熱速度で1100~1300°Cの初期熱間圧延温度に加熱する工程と、初期熱間圧延温度に加熱された鋳造ストリップGを、熱間圧延ストリップWに熱間圧延する工程と、該熱間圧延ストリップWを冷却する工程とを有し、この冷却は熱間圧延後10秒以内に開始して、少なくとも100K/秒の冷却速度で400°Cより低い温度に冷却する工程であり、冷却された熱間圧延ストリップWを、400°Cまでのコイリング温度でコイルCに巻回する工程を有することを特徴とする熱間圧延平鋼製品の製造方法。前記鋼融成物が、0.1~0.4重量のSi、3.0重量より少量のCr、1.0重量より少量のNi、0.5重量より少量のMo、0.005~0.04重量のN、0.0050重量より少量のB、1重量より少量のCu、0.2重量より少量のNb、0.3重量より少量のTi、0.3重量より少量のV、0.005重量より少量のCa、0.005重量より少量のZr、0.01~0.03重量のPまたは0.005~0.02重量のSを含有していることを特徴とする請求項1記載の製造方法。前記鋼融成物の鋳造ストリップGへの鋳造は、2ローラ鋳造機で行われることを特徴とする請求項1または2記載の製造方法。前記鋳造ストリップGの厚さは最大5mmであることを特徴とする請求項1~3のいずれか1項記載の製造方法。前記初期熱間圧延温度への急速加熱は、誘導加熱装置5により行われることを特徴とする請求項1~4のいずれか1項記載の製造方法。前記鋳造ストリップGが加熱される初期熱間圧延温度は、少なくとも1150°Cであることを特徴とする請求項1~5のいずれか1項記載の製造方法。前記熱間圧延中に達成される変形度は、少なくとも10、より詳しくは10~20であることを特徴とする請求項1~6のいずれか1項記載の製造方法。前記熱間圧延の最終熱間圧延温度は、1000~1050°Cであることを特徴とする請求項1~7のいずれか1項記載の製造方法。前記熱間圧延はワンパスで行われることを特徴とする請求項1~8のいずれか1項記載の製造方法。前記熱間圧延ストリップWの急速冷却は、熱間圧延の終了後10秒以内に行われることを特徴とする請求項1~9のいずれか1項記載の製造方法。前記熱間圧延より前に行われる製造工程は、保護雰囲気Aの下で行われることを特徴とする請求項1~10のいずれか1項記載の製造方法。得られる熱間圧延ストリップWは、900~1150°Cの焼きなまし温度での熱間圧延ストリップ焼きなましを受けることを特徴とする請求項1~11のいずれか1項記載の製造方法。前記鋳造ストリップGのAl含有量は少なくとも10重量であることを特徴とする請求項12記載の製造方法。前記熱間圧延ストリップWは、冷間圧延ストリップに冷間圧延されることを特徴とする請求項1~13のいずれか1項記載の製造方法。上記従来技術の背景に対し、本発明の目的は、高Mn含有量に加えて高Al含有量を有する鋼から平鋼製品を製造する経済的で信頼性の高い方法を提供することにある。本発明によれば、上記目的は、特許請求の範囲の請求項1に記載の方法により達成される。本発明による方法の有利な形態が、実施態様項に記載されている。本発明の熱間圧延平鋼製品の製造方法によれば、鉄および不可避の不純物以外に、C:0.5~1.3重量、Mn:18~26重量、Al:5.9~11.5重量、Si:1重量より少量、Cr:8重量より少量、Ni:3重量より少量、Mo:2重量より少量、N:0.1重量より少量、B:0.1重量より少量、Cu:5重量より少量、Nb:1重量より少量、Ti:1重量より少量、V:1重量より少量、Ca:0.05重量より少量、Zr:0.1重量より少量、P:0.04重量より少量、S:0.04重量より少量を含有する、鋼が最初に融解される。ここで、本発明の実用的形態では、合金元素Si、Cr、Ni、Mo、N、B、Cu、Nb、Ti、V、Ca、Zr、PおよびSを単独または他の元素と結合した形態の含有量は、0.1~0.4重量のSi、3.0重量より少量のCr、1.0重量より少量のNi、0.5重量より少量のMo、0.005~0.04重量のN、0.0050重量より少量のB、1重量より少量のCu、0.2重量より少量のNb、0.3重量より少量のTi、0.3重量より少量のV、0.005重量より少量のCa、0.005重量より少量のZr、0.01~0.03重量のPまたは0.005~0.02重量のSである。この場合、上記組成をもつ鋼融成物は、例えば慣用的な2ローラ鋳造機において、それ自体は既知の態様で鋳造され、鋳造ストリップを形成する。融成物を鋳造ストリップに鋳造することの長所は、凝離segregationsSeigerungen英、独訳の少ない急速硬化の結果としてのストリップ鋳造が行えることである。このことは、本発明により製造される種類の高合金鋼では特に有利である。なぜならば、合金元素のより均一な分散により、得られる製品の均質なストリップ特性および最適品質が達成されるからである。鋳造ストリップを製造する場合に、慣用的な2ローラ鋳造機を使用するならば、鋳造ストリップは、鋳造機から垂直方向に出て、ストランド案内装置により弧状に偏向されて水平な搬送方向を移動する。次に、鋳造ストリップは、鋳造機から加熱装置に至る過程で、一般に10~20K/秒の冷却速度で、一般に700°C以上の中間温度に冷却される。本発明によれば、この温度損失はできる限り小さく維持され、このため、鋳造機を出るときの鋳造ストリップの固有鋳造熱intrinsiccastingheatinnewohnendeGiesshitzeは、加熱装置が可能な限り最大に保持される。これにより、ここで行われる初期熱間圧延温度への温度上昇にとって加熱装置に要求されるエネルギ量は、最小限にすることができる。本発明によれば、1100~1300°Cの範囲内のそれぞれの初期熱間圧延温度への鋳造ストリップの加熱は、少なくとも20K/秒の加熱速度で行われる。このようにして初期熱間圧延温度に急速加熱された鋳造ストリップは、次に、ワンパス以上のパスで熱間圧延ストリップに熱間圧延される。次に、本発明による熱間圧延の終時から10秒以内に、冷却が開始する。この冷却の間、得られた熱間圧延ストリップは少なくとも100K/秒の冷却速度で400°Cより低い温度に冷却される。この急速冷却により、炭化物または金属間層のような脆化硬化を有するコンポーネンツの形成が抑制される。最後に、冷却された熱間圧延ストリップは、400°Cまでのコイリング温度で巻回され、コイルを形成する。本発明による方法の個々の作業段階は、中断されない連続シーケンスで行われる。本発明は、対応する組成を有する最大5mm、より詳しくは3~5mm厚さの薄い融成物からストリップを鋳造する場合には、高含有量のC、MnおよびAlを有する鋼から縁割れまたは表面割れの無い平鋼製品を首尾良く製造できるという知識に基づいている。したがって、鋳造ストリップの厚さは、製造される熱間圧延平鋼製品が最終的に有する厚さの範囲内にある。ストリップ鋳造および鋳造後の鋼の関連する急速硬化に、本発明による高含有量のC、AlおよびMnを有する鋼の鋳造方法を使用することにより、鋳造ストリップの心部凝離が生じる頻度を少なくできる。鋳造ストリップの鋳造中に、横方向の割れおよび亀裂割れcrazingSternchenrisse英、独訳は全く生じないし、縦割れのみが極く僅かに見られるに過ぎない。2ローラ鋳造機でストリップを鋳造するとき、鋳造ローラの力の変動による心部凝離の発生は制御できる。最大僅かに5mm、より詳しくは3~5mmの厚さを有する本発明の薄い鋳造ストリップは、ローラを出るとき、ギャップは小さい曲げ応力を有する好ましい断面を有している。したがって、鋳造ストリップは、加工のための他のステーションを通るときに、垂直方向から水平方向への搬送方向の変化時の問題なくして曲げることができる。同時に、ストリップ鋳造を用いることにより、骨の折れるスラブ加熱がもはや不要となるため、表面脱炭は大幅に低減される。熱間圧延中に割れが形成される危険は最小になる。なぜならば、本発明により熱間圧延の前に行われる急速加熱中に、均一な温度分散が達成されるからである。本発明による鋳造ストリップは、樹枝状周辺ゾーンおよび球状心部を有する3層鋳造構造に特徴を有する。鋳造ストリップは、鋳造機を出るときの固有鋳造熱を最大に使用して、1100~1300°Cの必要初期熱間圧延温度に加熱される。ここで、加熱は、より詳しくは、少なくとも20K/秒の加熱速度で、できる限り早く行われる。本発明により行われる加熱により、鋳造ストリップに生じる温度上昇は一般に250°Cであり、この場合、最小温度上昇は一般に50°Cである。本発明により行われるストリップの急速加熱による好ましくない析出の発生を防止することとは別に、ストリップの幅を横切る方向の温度分散が特別に設定される。したがって、一方では、急速加熱により温度分散を均一化できる。他方では、熱間圧延工程中に鋳造ストリップの或る変形挙動を達成するため、鋳造ストリップの幅を横切る方向に一定の温度プロファイルが生じるように加熱することもできる。このようにして、高価な付加的処置を必要とすることなく、ストリップの不均一性、方向安定性からの逸脱、ストリップの他の幾何学的欠陥を防ぐことができる。初期熱間圧延温度への急速加熱を行うには、上記特許文献3に開示されているような誘導加熱装置が特に適している。圧延すべき製品の急速加熱またはソーキングのために誘導炉を使用することの長所は、圧延材料を、短時間で、正確に一定温度に加熱できることにある。急速加熱中に到達する初期熱間圧延温度は、熱間圧延中の鋳造ストリップに対する圧延抵抗および作業が最小になるように選択される。これは、初期熱間圧延温度が少なくとも1050°Cである場合に特に有利である。本発明により行われる熱間圧延の最終熱間圧延温度は、一般に1000~1050°Cである。この条件は、本発明により製造される鋼のアルミニウム含有量が多いために、狭い温度範囲内で処理すべきであるという知識に基づいている。ストリップ鋳造と一緒に行われる鋳造バンドの熱間圧延により、鋳造ストリップの加工工程および材料に関連する心部空隙率が低下され、微小構造の均質性が促進され、したがってストリップの特性全体が改善される。圧延自体が困難な鋳造ストリップの熱間圧延はまた、熱間圧延前の鋳造ストリップが最終寸法に近い厚さを有するという事実により容易になり、したがって、熱間圧延中にのみ比較的低い変形度を達成する必要がある。これらは、一般に、少なくとも10、より詳しくは10~20である。このように低い変形度はワンパスで達成され、これは、本発明による方法の経済効率の最適化に更に寄与する。熱間圧延に続いて少なくとも100K/秒の冷却速度で行われる急速冷却は、最終熱間圧延機を出た後に得られる熱間圧延ストリップにおいて粒子成長を全く生じさせない。また、本発明による方法のこの時点での炭化物、窒化物および浸炭窒化物の析出が防止される。一般に、熱間圧延後の冷却中に達成される冷却速度は、100~250K/秒の範囲内にある。粒子成長の開始を信頼性をもって防止するためには、冷却は、熱間圧延の終時から可能な最短の時間フレーム内で、できる限り遅くすべきであるが、せいぜい10秒以内にすべきである。融成物および熱間圧延装置に至る過程での鋳造ストリップの酸化を防止するため、本発明による方法では、熱間圧延の前の作業工程は、保護ガス雰囲気下で行われる。鋳造を待機する鋼融成物のメニスカス領域のそれぞれのストリップ鋳造装置で行われる不活性化により、表面での酸化物被膜形成が低減される。本発明により得られる熱間圧延ストリップは、一般に5~50のフェライト含有量を有するオーステナイト-フェライト構造を有する。本発明による鋼には0.5~1.2重量の含有量でカーボンを存在させることができ、この場合、0.5重量よりC含有量が多い特別な鋼が考えられる。C含有量は、固溶体硬化、積層欠陥エネルギの増大および炭化物の形成等の理由により、オーステナイト形成および強度グレードにとって重要である。本発明により製造された熱間圧延ストリップが冷間圧延ストリップに冷間圧延される場合には、冷間圧延ストリップの最終再結晶化焼きなましの後の特別な過時効処理により、冷間圧延ストリップの降伏強度を改善するため、極めて微細な炭化物を析出させることができる。C含有量が1.2重量を超える場合には、脆化効果を有する量の炭化物が生じる危険がある。本発明により製造される鋼には、18~26重量の含有量でマンガンが存在する。マンガンは、オーステナイト形成にとって重要であり、かつ加工性および変形性に関して好ましい効果を有する積層欠陥エネルギを増大させる。本発明により製造される鋼は、5.9~11.5重量、より詳しくは6~11.5重量のAlを含有する。アルミニウムは、密度を低下させ、固溶体硬化効果を有しかつ積層欠陥エネルギを増大させる。アルミニウムはまた、不動態化効果を有しかつ耐食性を増大させる。非常に高い積層欠陥エネルギを有することから、高いAl含有量は、強度と変形性との特に優れた組合せを有する優位な変形機構としてのいわゆる剪断曲げ可塑性の発現をもたらす。しかしながら、アルミニウム含有量が過度に高いと、フェライトに高い脆化DO3オーダー構造をもたらし、または脆化効果を有するAl含有κ炭化物Fe,Mn3AlCの過度の含有をもたらす。固溶体硬化を得るため、本発明により製造される鋼には、1重量より少ない含有量、より詳しくは0.1~0.4重量の含有量でSiを含有させることができる。しかしながら、Siの含有量が1重量を超えると、本発明により製造される鋼の溶接および塗装を困難にする。同様に、Cr、NiおよびMoも固溶体硬化効果を有し、本発明により製造される鋼の耐酸化性および耐食性を改善する。しかしながら、含有量が過度に高いと、Crは、高い脆化効果を有する特殊炭化物の形成をもたらす。本発明により製造される鋼では、本発明により特定されているような最適使用量である場合、すなわち、Cr含有量が8重量、より詳しくは3重量より少なく、Ni含有量が3重量、より詳しくは1重量より少なく、かつMo含有量が2重量、より詳しくは0.5重量より少ない場合には、Cr、NiおよびMoの正の効果が得られる。アルミニウムと共に、窒素は窒化物を形成しかつ強度増強効果を有する。しかしながら、Nの含有量が過大であると、本発明により製造される鋼の加工性、表面品質および変形性に負の効果を呈する粗いAlNをもたらす。したがって、本発明による鋼のN含有量は、0.1重量より少なく、より詳しくは0.005~0.04重量に制限される。本発明による鋼のB含有量は、0.1重量より少なく、より詳しくは0.0050重量より少なく制限される。Bは、強度増強効果を有しかつ他の炭化物の発生に対する核生成点として作用するホウ素窒化物を形成する。結晶粒界析出により、過大なB含有量は脆化効果を有する。本発明により製造される鋼では、Cuは固溶体硬化効果を有しかつ耐食性を増大させる。しかしながら、Cu含有量が過大であると、熱間圧延中または熱間接合中に熱間圧延割れが生じる危険性がある。したがって、本発明により製造される鋼のCu含有量は、5重量より少なく、より詳しくは1重量より少なく制限される。マイクロアロイ元素Nb、TiおよびVは、析出および結晶微細化をもたらし、したがって強度の増強に寄与する。また、これらの元素は、結晶微細化を通して、熱間接合中に鋼に溶接割れが生じる傾向を低下させる。本発明により製造される鋼がNb、TiおよびVを有し、各元素の含有量が1.0重量より少なく、Nb含有量が0.2重量より少なく、Ti含有量が0.3重量より少なく、かつV含有量が0.3重量より少ない場合には、これらの効果の最適使用が可能である。0.05重量より少ない、より詳しくは0.005重量より少ない含有量のCaは、本発明により製造される鋼におけるAl2O3およびFeS等の非金属物質を粒状化処理しかつ変形性を改善する。アルミン酸カルシウムは、アルミナをスラグに変換しかつ純度を向上させる。本発明により製造される鋼では、0.1重量、より詳しくは0.005重量より少ない含有量のZrは、固溶体硬化効果を有する。しかしながら、結晶粒界凝離のため、Zrも脆化効果を有し、本発明により製造される鋼でのこの元素の含有量は制限される。本発明により製造される鋼では、PおよびSは結晶粒界で凝離しかつ脆化効果を有する。そのため、これらの含有量はできる限り少なくし、より詳しくは0.04重量より少なくする。Pの含有量は0.01~0.03重量およびSの含有量は0.005~0.02重量が有利である。本発明により製造される熱間圧延ストリップの最適変形性を保証するため、巻回後でかつ熱間圧延ストリップを更に処理する前に焼きなましが行われる。焼きなましの間、本発明により得られる熱間圧延ストリップは、1100~1200°Cの焼きなまし温度で焼きなまされる。熱間圧延ストリップの焼きなましを連続焼きなまし炉内で行う場合には、この目的のために60~300秒の焼きなまし時間を必要とする。本発明により製造される鋼のAl含有量が少なくとも10重量である場合には、このような熱間圧延ストリップの焼きなましは特に有効である。このような高Al含有量の場合には、脆性相の形成を回避するため、熱間圧延後にできる限り早く、より詳しくは少なくとも40K/秒の冷却速度で冷却を行うのが有利である。本発明により得られる熱間圧延ストリップは、任意であるが、コイリングの後に通常の態様でピックリング処理し、コーティングされた状態または非コーティング状態で使用することができる。本発明により製造される熱間圧延ストリップを、任意により行われるピックリング処理の後に、既知の方法例えば腐食防止コーティングのような金属保護コーティングでコーティングすることもできる。本発明により製造される熱間圧延平鋼製品に、熱間圧延ストリップの変形を簡単化できるコーティングを設けることを考えることもできる。本発明の方法によれば、本発明により得られた熱間圧延ストリップを冷間圧延して、冷間圧延製品を形成し、次に、再結晶化焼きなまし、過時効焼きなまし微細炭化物による析出硬化および種々の形態の表面改質Z、ZE、ZN、FALを施すことができる。この場合、例えば、冷間圧延およびその後の再結晶化焼きなましにより、心部領域の微小構造が凝縮および均質化される。非常に小さい厚さを有する平鋼製品を必要とする場合には、本発明により製造される熱間圧延ストリップは、冷間圧延ストリップを既知の方法によりワンパス以上のパスで加工できる。これは、周囲環境の影響から保護する必要がある場合に、表面コーティングすることができる。ストリップが最終寸法近くに既に鋳造されていること、および熱間圧延および冷間圧延中に必要な極く僅かに変形するに過ぎないことから、本発明により製造される鋼の熱間圧延および冷間圧延に対する固有の高抵抗は、殆ど取るに足りな効果を有するに過ぎない。これにより、小さい厚さの平鋼製品を、圧延処理に関して問題がある本発明により製造される種類の鋼からでも作ることを可能にする。以下、実施形態を用いて本発明をより詳細に説明する。連続製造シーケンスを行うべく設置された製造ライン1は、慣用の2ローラ鋳造機1からなり、該鋳造機1では、融成物Sが、互いに反対方向に回転する2つのローラ2、3で限定されたギャップ内で、鋳造ストリップGに鋳造される。鋳造ストリップGの厚さは一般に3~5mmである。垂直方向に出てくる鋳造ストリップGは、ストランド案内装置を介して、それ自体は既知の態様で水平な搬送方向Fに偏向され、ストランド案内装置の端部に配置されたコンベア装置4により前方に駆動される。このようして整合されかつ搬送方向Fに移動する鋳造ストリップGは、加熱装置5に入る。加熱装置5に入る過程で、鋳造ストリップGは、10~20K/秒の冷却速度で中間温度に冷却される。加熱装置5では、該加熱装置5に入る、中間温度を有する鋳造ストリップGは、搬送方向Fに対して横方向に配置されたインダクタ6により、初期熱間圧延温度一般に1100~1300°Cの範囲、より詳しくは少なくとも1150°Cであるに誘導加熱される。加熱装置5を通ることにより、インダクタ6により発生される電磁界の結果として達成される鋳造ストリップGの温度上昇は、300°C、一般に50~150°Cまでである。ここで、例えば上記特許文献3に開示されたインダクタ6は、一方で、鋳造ストリップGをその全幅に亘って均一に加熱でき、他方で鋳造ストリップGに一定の温度プロファイルを設定できるように調節および制御できる。融成物Sおよび鋳造ストリップGが周囲大気Uと接触するのを防止するため、2ローラ鋳造機1、ストランド案内装置、コンベア装置4および加熱装置5は、保護ガス雰囲気A下で維持されている。加熱装置5の後、鋳造ストリップGは、圧延機9に入る。圧延機では、鋳造ストリップGは、ワンパスにより熱間圧延され、一般に2.4~4.5mmの厚さを有する熱間圧延ストリップWとなる。ここで、熱間圧延ストリップWが最終圧延機9を搬送方向Fに出るときの最終熱間圧延温度は、一般に1000~1050°Cの範囲内にある。単一のフィードローラにより達成される変形度は、一般に10~30の範囲内にある。得られた熱間圧延ストリップWは、圧延機9を出て10秒以内に、冷却装置10内で一般に100~200K/秒の冷却速度で、300~400°Cの範囲内のコイリング温度に冷却され、このコイリング温度で、コイリング装置11によりコイルCに巻回される。コイリングの後、熱処理装置ここには図示せず内で、熱間圧延ストリップの焼きなましを行うことができる。製造ライン1では、融成物S1~S3から4つの熱間圧延ストリップが製造され、融成物S1~S3の組成は表1に示されている。融成物S1~S3の各々から鋳造されたストリップGは、加熱装置5に至る途中で、各場合に約15K/秒の冷却速度で冷却され、加熱装置5内で、温度上昇ΔTで、それぞれの初期熱間圧延温度WATに加熱され、熱間圧延機9において、各場合に全変形度φgおよび最終熱間圧延温度WETで、スリーパスにより、厚さdWBを有する熱間圧延ストリップWに熱間圧延される。この直ぐ後に、熱間圧延ストリップWが、各場合に、冷却速度tkでそれぞれのコイリング温度HATに冷却され、このコイリング温度HATで、熱間圧延ストリップWは、各場合にコイルCに巻回される。表2には、鋼S1~S3から鋳造されたストリップGを処理するために各場合に示されたパラメータΔT、WAT、WET、φg、dW、tkおよびHATが示されている。鋼S3から製造された熱間圧延ストリップは、コイリングの後、連続焼きなまし炉内で、1100°Cで120秒間、焼きなましを受ける。これにより、この鋼S3から製造された、C、MnおよびAlの含有量が多い熱間圧延ストリップであっても、表面欠陥は信頼性をもって防止される。表3は、本願で説明した本発明の手順により鋼S1~S3から製造された熱間圧延ストリップの厚さdWB、密度ρWB、降伏強度Rp0.2、引張り強度Rm、伸びA80、n値およびr値の機械的特性と一緒に構造を示している。"