热成形过程或通常所谓的压制硬化能够与可热成形材料一起实现汽车工业的co2排放目标，实施主动轻量化并同时提高乘客安全性。热成形被定义为如下过程：在该过程中，将具有铁素体或马氏体微观结构的合适钢板加热最高至奥氏体化温度，并在奥氏体化温度下保持规定的彻底硬化时间。此后，以规定的冷却速率进行淬火加工步骤。此外，该方法包括：从炉中取出材料和将材料转移到热成形工具中。在工具中，使材料成形为目标部件。取决于材料组成，工具必须进行主动冷却。使冷却速率导向为产生材料的马氏体硬化结构的值。用这种方法制造的部件具有高拉伸强度以及非常低的延展性和低能量吸收潜力。这种部件用于乘用车柱、槽(channel)、座椅横梁或踏脚板(rockerpanel)中的安全和碰撞相关部件。可热处理的钢(例如与锰和硼合金化的22mnb5)用于汽车工业中的热成形。该合金经过压制硬化后获得了机械性质，如1050mpa的屈服强度，1500mpa的拉伸强度并且断裂伸长率a80＝5-6％，当材料厚度为1.5毫米时，奥氏体化温度为925℃，保持时间6分钟，并且规定的冷却速率为27k/秒，并且另外从炉子转移到热成形工具的转移时间为7至最高达10秒。用于热成形的初始微观结构是铁素体或铁素体马氏体，并且微观结构通过热成形转变成马氏体硬化结构。如果需要其它机械性质，则仅对一些部件部分或仅局部调整其它类型的微观结构转变。然后改变加热速率或冷却速率。改变微观结构的其它进展在文献中称为定制回火。在现有技术中通过热成形制造的部件分别表现出高硬度和高拉伸强度，但伸长率低。因此，缺点是低延展性、脆性断裂性质以及脆性部件失效连同低缺口抗冲强度，特别是在突然的、动态、循环和冲击载荷下的低能量吸收潜力。除高能量吸收之外，安全相关碰撞组件同时需要低入侵水平。此外，材料在热成形后提供的可弯曲性不充足，这排除了通过冷成形操作对部件进行后处理的选择。另外，在马氏体起始温度(ms)下(例如根据计算规则，对于钢22mnb5为390℃至415℃)的热修整仅限制性地对现有技术的可热处理钢可行。可以作为在热成形期间该材料加工稳定性的另一个缺点指出的是非空气硬化钢的性质。这意味着必须强制遵守临界冷却速率才能获得完全转变的硬化结构。这必须通过冷却剂通道由热成形工具来采用，这使得工具明显更贵。而且，必须相应地构造工具涂层。否则，在时钟频率期间的经加热工具(up-heatedtool)的情况下，即使仅在局部，也会出现具有铁素体、贝氏体或珠光体微观结构的较软组件，并以不利的方式改变所获得部件的性质，即，不具有碰撞相关部件的所需硬度或强度。在冷却过程期间，在可以从热成形工具中取出部件之前，必须使马氏体最终温度mf下降(undercut)。这对于确保马氏体完全转变是必要的。但是该限制导致循环时间显著减少，因此是与冷成形制造相比的主要经济缺陷。另一个缺点是需要额外的表面涂层以保护材料在热成形期间不会结垢，并且在部件寿命期间保护材料不会腐蚀。可热处理的钢因为其合金化体系而不能满足腐蚀要求，特别是乘用车中的湿腐蚀。在进一步的部件加工和寿命期间，不能容忍垢层。为了避免板坯表面的缺点，wo公开2005/021822描述了一种基于锌和镁的阴极抗腐蚀体系。不同的是，wo公开2011/023418提出了一种具有锌和镍的主动抗腐蚀体系。此外，由ep公开1143029获知具有锌和铝的表面涂层，并且ep公开1013785限定了基于铝和硅的阻垢表面涂层。wo公开2006/040030中提及了具有基于sio2的颗粒的有机基质。在这些所有类型的涂层中，层厚调整为8微米至最高35微米。此外，所有这些涂层在热成形过程中具有有限的温度稳定性，这一方面导致了热成形具有有限的工艺窗口，另一方面在奥氏体化过程期间导致不期望的涂层熔化危险。后一方面导致辊底式炉中发生辊破裂的损坏情况，因为陶瓷辊被表面涂层的液相污染。对于一些涂层，由于在第一步中的扩散过程以及随后进行的所考虑的热成形过程，因此需要限定的适度加热曲线来构建耐热中间层。因此，目前尚无法使用采用感应或传导方法的节能减排的快速加热技术。现有技术中用于热成形的可热处理钢和这些钢的表面涂层在其可焊性方面显示出其它显著缺点。对于可热处理钢的热连接过程，可以在热影响区(haz)中检测到普通软化。通常，可热处理钢的合金元素(例如碳或硼)阻碍了可焊性。此外，高强度性质导致氢脆化的危险增加，并且随后还存在更高的应力。应力与马氏体硬化结构和氢吸收合力作用。由于在热成形期间露点不足(underrun)或者在对硬化部件进行加工期间进行焊接，氢的吸收可能源于炉加工。由于焊接过程中的熔融相，来自表面涂层的元素(例如铝或硅)可以插入焊缝中。结果导致了脆的、强度降低的金属间alfe或alfesi相。相反，如果表面涂层是锌基的，则在焊接期间会产生低熔锌相，并且由于液态金属脆化而影响裂纹。进一步的进展旨在使硬化和成形过程分离。在第一步中，所谓的预调节使带材或片材奥氏体化和淬火，代替具有部分马氏体转变微观结构的压制硬化。在后续步骤中，可以用低于ac1转变温度的温度使带材或片材形成为部件。美国公开2015047753a1和de公开102016201237a1描述了在部件制造期间减少co2排放的这种替代性加工方式。wo公开2010/149561涉及作为用于热成形的材料组的不锈钢。示出了铁素体不锈钢，例如1.4003，铁素体马氏体不锈钢，例如1.4006和马氏体不锈钢，例如1.4028或1.4034。作为特殊形式，提到了最高达6重量％的镍合金马氏体不锈钢。合金元素镍使得抗腐蚀性提高，并且用作奥氏体相形成素。对于这些不锈钢，在该wo公开2010/149561中描述了具有空气硬化性质的一般优点。热成形后可达到的硬度与碳含量的水平有关。对与成形程度相关的奥氏体化温度水平进行区别，建议在高于ac3的奥氏体化温度下的高成形程度，以防止沉淀的碳化物的负面影响。这些可热成形的不锈钢的缺点首先是高奥氏体化温度，例如1.4304为1150℃。该温度大多超过用于汽车热成形部件的炉的可能温度。为了达到高延展性水平，随后的退火过程是必要的，而这降低了经济效率。此外，碳含量大于0.4重量％的马氏体不锈钢通常被分类为不可焊接的。高碳含量导致在焊接期间的典型冷却速率达到结构转变，并且硬化裂纹和热影响区脆化的倾向高。在热敏区中焊接后，与铬相关的高碳含量会使抗晶间腐蚀性显著下降。此外，固溶退火温度取决于合金化，对于该材料组为400至800℃，在低于固溶退火温度下，由于铬富集碳化物(如cr23c6)的偏析，可以检测到局部消耗区。相对于具有晶粒的区域，促进在晶界上形成核。对于化学和机械载荷的组合，可导致具有晶间裂纹路径的应力腐蚀开裂。本发明的目的是消除现有技术的缺点，并且获得改进的钢，优选不锈钢，以用于通过热成形方法来制造具有高强度、高伸长率和延展性的部件。在所附权利要求中列出了本发明的必要特征。根据本发明，在热成形工艺中使用的钢是具有规定的多相微观结构的压制硬化钢，由此，期望在热成形之后具有规定的奥氏体含量能够实现良好的延展性、能量吸收和弯曲性。该钢具有细小晶粒微观结构以及均匀分布的细小碳化物和氮化物。在热成形加工中，与现有技术相比，采用降低的奥氏体化温度和更高的抗结垢性。由于通过铬氧化物(cro)钝化层进行自然再钝化，因此在热成形之后不需要额外的表面涂层或额外的表面处理，如喷砂或喷丸处理。合金元素以使所生产的热成形部件具有高焊接性的方式彼此平衡。此外，马氏体起始温度ms显著降低，以能够实现更高的工艺可靠性，并且热修整工艺的时间更长，而且成形工具中的淬火时间减少。本发明的钢是空气硬化材料。降低的马氏体起始温度与作为空气硬化材料的性质的组合产生了用于热成形部件制造的更大工艺窗口以及微观结构和机械值的更高稳定性。奥氏体化温度也降低，从而在热成形加工期间中减少二氧化碳(co2)排放并节约能量成本。此外，在由本发明钢所制造的部件的寿命周期期间，可获得令人满意的防腐蚀效果。为了获得具有高安全性的部件，通过材料制造与热成形工艺的组合来调节规定的残余奥氏体含量，而不依赖于热成形之前的初始材料微观结构。残余奥氏体含量能实现高延展性，并因此在变形载荷下具有高能量吸收潜力。以重量％计，根据本发明的钢由如下组成：小于或等于0.2％、优选0.08-0.18％的碳(c)，小于或等于3.5％、优选小于或等于2.0％的硅(si)，1.5-16.0％、优选2.0-7.0的锰(mn)，8.0-14.0％、优选9.5-12.5％的铬(cr)，小于或等于6.0％、优选小于或等于0.8％的镍(ni)，小于或等于1.0％、优选小于或等于0.05-0.6％的氮(n)，小于或等于1.2％、优选0.08-0.25％的铌(nb)以使nb＝4x(c+n)，小于或等于1.2％、优选0.3-0.4％的钛(ti)以使ti＝4x(c+n)+0.15或优选ti＝48/12％c+48/14％n，以及其它任选的小于或等于2.0％、优选0.5-0.7％的钼(mo)，小于或等于0.15％的钒(v)，小于或等于2.0％的铜(cu)，小于0.2％的铝(al)，小于或等于0.05％的硼(b)，其余是不锈钢中含有的可避免的杂质和铁。下面描述在本发明的钢中元素合金化的影响：铬在钢目标物表面上产生铬氧化物钝化层，因此实现了基本的耐腐蚀性。结垢能力将大幅下降。因此，本发明的钢不需要任何的其它腐蚀保护或结垢保护，例如，用于热成形工艺和为了部件寿命的单独表面涂层。此外，铬限制了碳的溶解度，这对产生残余奥氏体相产生了正面影响。铬还改进了机械性质值，并且铬以使本发明的钢表现为厚度范围低于10毫米的空气硬化体的方式起作用。铬含量的上限是附加值(surcharge)和微观结构平衡的结果，这是因为铬是铁素体相形成素(former)。随着铬含量增加，奥氏体化温度以不合适的方式上升，这是因为本发明的钢的奥氏体相范围减小。因此铬含量为8.0–14.0％，优选9.5–12.5％。因为碳是奥氏体相形成素，因此碳可至少部分避免通过铬所减少的奥氏体相区域。同时，碳含量是热成形工艺之后所得的微观结构的硬度所必需的。碳与其它奥氏体相形成元素一起，在高于奥氏体化温度的热成形期间负责使奥氏体(γ)相区域稳定和延伸，以使所产生的微观结构被奥氏体相饱和。在从热成形温度降低至室温的冷却过程之后，延展性奥氏体区域存在于高强度马氏体基质中。如果期望再次将残余奥氏体转变成马氏体，则可以进行冷冻剂处理或冷成形操作，例如剥离。碳含量的上限能够实现高焊接性并且在热影响区中焊接后抵抗晶间腐蚀的危险。碳含量过高会使焊接后马氏体相的硬度增加，因此，碳含量使应力引起的冷裂纹的开裂可能性增加。此外，利用所期望的碳含量，可以避免焊接前的预热过程。因此，碳含量小于或等于0.2％，优选0.08-0.18％。与碳一样，氮是强奥氏体相形成素，因此，由于添加氮，碳含量可以不超过上限。因此，可以实现硬度和可焊性的组合。氮与铬和钼一起提高了对于缝腐蚀和点腐蚀的耐腐蚀性。由于碳的溶解度随着铬含量的增加而受到限制，而氮反过来是随着较高的铬含量而溶解得更多。通过将(c+n)总和与铬结合，可以达到硬度增加和腐蚀保护的良好平衡比率。氮的上限导致合适的残余奥氏体相量的限制和在工业规模熔化中溶解氮的有限可能性。此外，过高的氮含量会使所有类型的不能溶解氮的偏析失效。一个实例是不期望的σ相，其在焊接期间是特别关键的，并且碳化物cr23c6导致晶间腐蚀。在本发明的钢中加入铌导致晶粒细化，并且进一步地，铌导致细小碳化物的偏析。在部件寿命期间，本发明的热成形钢因此显示出抗冲击性和高的脆性断裂不敏感性，并且在热影响区中焊接之后也是如此。铌与钛一样使碳含量稳定，因此，铌防止了cr23c6碳化物增加以及晶间腐蚀的危险。因此，例如，在热成形部件焊接之后，受温度影响的敏化作用(sensitization)将变得不重要。与钛或钒相反，铌对细小晶粒硬化具有很大的作用，因此提高了屈服强度。此外，与其它合金元素相比，铌以最有效的方式降低转变温度。而且铌改进了抗应力腐蚀性。除铌之外，钒合金化，其含量小于0.15％。钒使得晶粒细化的作用增加，并使本发明的钢对过热更不敏感。此外，铌和钒使热成形过程期间的再结晶延迟，并且在从奥氏体化温度冷却后产生细小晶粒微观结构。硅使热成形期间的抗结垢性提高，并抑制氧化趋势。因此，硅是与铌一起的合金化元素。为了避免焊接期间热裂纹的不必要暴露，但也可以避免不期望的低熔点相，硅含量限制为小于或等于3.5％，优选小于或等于2.0％。任选地将钼添加到本发明的钢中，特别是当钢用于特定的腐蚀性部件时。与铬和氮一起，钼具有额外的高抗点腐蚀性。此外，钼在高温下增加了强度性质，可以使用该钢来热成形用于高温解决方案的钢，例如用于热保护罩的钢。在限制使用奥氏体相形成素(如碳和氮)的情况下，加入镍作为强奥氏体相形成素，以确保在热成形后产生残余奥氏体。利用小于或等于2.0％的铜含量可获得相同的效果。将不期望的伴随元素(如磷、硫和氢)的量限制在尽可能低的量。此外，将铝的量限制为小于0.02％，并且将硼的量限制为小于0.05％。本发明的钢有利地通过连续铸造或通过带铸造(stripcast)来制造。当然，可以使用任何其它相关的铸造方法。在铸造之后，钢变形成热轧带材或冷轧板、片材或带材，或甚至变形成厚度小于或等于8.0毫米、优选0.25-4.0毫米的卷材。在材料的制造过程中可以包括热机械轧制，以使奥氏体相变加速，从而产生用于所需机械技术性质的细小晶粒微观结构。在随后的热成形操作之前，本发明的材料可以具有依赖不同微观结构的合金来作为输送状态，以制造所需的部件。在热成形后，所制造的部件具有马氏体微观结构，以及部分具有延展性残余奥氏体相。由本发明热成形钢所制造的部件可用于车辆的运输组件，特别是用于碰撞相关结构组件和底盘部件，其中需要高强度以及规定的侵入水平、以及高延展性、高能量吸收、高韧性和疲劳条件下的良好性质。抗结垢性和抗腐蚀性能够应用于湿腐蚀领域。用于公共汽车、卡车、铁路或农用车辆的部件也可以考虑用于乘用车。由于合金化元素和热成形工艺的组合，本发明的钢具有高耐磨性，使其适用于农用车辆领域中的工具、刀片、粉碎刀片和栽培机器的切割器。此外，压力容器、存储器、罐或管也是合适的解决方案，例如可以制造高强度碰撞安全性翻车保护杆。液压成形与随后热成形的组合适合于形成复杂的结构组件，例如柱或整流罩(cowl)。由于具有所指出的高耐磨性，本发明的钢还适用于防涂鸦解决方案，例如公园长椅、铁路的表面。此外，由于细小的晶粒化微观结构，并且由此可以避免额外的加工步骤，例如冷冻剂处理，所以可热成形合金适合用于餐具。通过热成形后的额外加工步骤，例如抛光或剥离，本发明的钢可用于耐磨家用解决方案(homesolution)。在由本发明的钢通过热成形来制造部件时，奥氏体化温度取决于熔液和必要的熔液性质。对于高耐磨性解决方案，直接高于ac3温度的合金依赖性奥氏体化温度为650℃至810℃，其适用于产生耐磨的未溶解碳化物。对于需要高延展性、能量吸收潜力或弯曲性的解决方案，如乘用车的结构组件，优选具有完全溶解且均匀分布的碳化物以及细小微观结构的奥氏体化温度。那么，890℃至980℃的奥氏体化温度是合适的。对于高压条件下的解决方案，如储存器或压力容器，可能需要高达1200℃的奥氏体化温度才能产生最细小的微观结构，而不会形成任何碳化物。更优选地，在汽车工业的解决方案中，奥氏体化温度为940℃至980℃。对于运输解决方案，产生典型的热成形参数机械值，使得屈服强度rp0.2范围为1100-1350mpa，拉伸强度rm范围为1600-1750mpa，并且伸长率a40x8范围为10-12.5％。伸长率a40x8表示：拉伸测试使用的是长度为40毫米且宽度为8毫米的拉伸狭板(tensilestave)来进行。用合金a-h测试本发明的钢，并且下表1中描述了这些合金的初始状态下的化学组成和微观结构。表1本发明钢的热成形合金的机械测试结果如下表2所示。作为奥氏体化温度，使用用于汽车解决方案的典型奥氏体化温度。表2表2的结构显示出：在940-980℃的奥氏体化温度下，合金a-h的屈服强度rp0.2范围为1190-1340mpa，并且拉伸强度rm为1500-1710mpa。伸长率a40x8为9.8至12.3％。还测试了合金f的伸长率a80，并且在下表3中，将合金f中伸长率值a80和a40x8进行相互比较。此外，表3显示了屈服强度和拉伸强度的相应值。表3下表4包含合金a至h的最低奥氏体化温度和最高奥氏体化温度。还指出了合金a至h各自的优选的奥氏体化温度范围。表4从室温达到奥氏体化温度所需的时间为95秒至高达105秒，所获得的加热速度为3.5k/秒至4.5k/秒。此外，快速加热技术(如感应)以35秒至高达50秒的加热时间和所得到的15k/秒至高达25k/秒的加热速度达到相同的值。取决于合金化概念、奥氏体化温度、奥氏体化温度下的保持时间、冷却过程、任选的退火时间和退火温度，从奥氏体化温度冷却后得到的微观结构可以证实马氏体基质中延展性奥氏体相为0.5％至高达44％。在没有额外退火步骤的情况下，确定最大奥氏体相含量为9.5％。具有额外的短时退火步骤(<120秒)时，奥氏体相含量增加至最大28％。通过长时间的退火过程(30分钟)，可以达到微观结构中奥氏体相含量的理论最大值：44％。用下式计算本发明合金a-h的马氏体起始温度(m)(％x表示以重量％计的x元素含量)：ms＝550-350％c-40％mn-20％cr-17％ni-10％cu-10％mo-35％v-8％w+30％al+15％co结果列于下表5。合金ms[℃]a38,5b100,5c20,5d120,5e138f178g178h198表5表5显示出马氏体起始温度(ms)基本低于例如钢22mnb5，钢22mnb5的马氏体起始温度为390℃至415℃。当前第1页12