為了制造各種設備，例如拖車、電車、公共汽車、卡車、農業機械、垃圾車、汽車部件等，通常使用由DP(雙相)鋼或TRIP(相變誘導塑性)鋼制成的高強度鋼板。一些這樣的鋼(例如具有馬氏體組織與一些殘余奧氏體并且包含約0.2％C，約2％Mn，約1.7％Si的TRIP鋼)的拉伸強度TS為約980MPa，屈服強度YS為約750MPa且延伸率E大于8％。這些板在包括過時效區(其中板保持數百秒)的連續退火線上制造。為了減輕由這些鋼制成的設備的重量，非常期望改進拉伸強度和屈服強度而不減小延伸率(其是具有良好的可加工性而不降低可焊接性所必需的)。但是，用DP或TRIP鋼，即使可以獲得大于1500MPa的拉伸強度，但當延伸率大于8％時，屈服強度仍然低于950MPa，而當屈服強度高于1000MPa時，延伸率達不到8％。通過將這樣的鋼的Mn含量增加至大于2.6％和添加一些微合金元素(例如Ti)，可以獲得屈服強度高于1000MPa，拉伸強度高于1150MPa且延伸率大于8％的板。但是，增加Mn含量的需求具有顯著增加偏析現象的缺點，并且添加例如Ti的元素的需求具有由于小的析出物而減小總延伸率的缺點。通過添加約0.25％的Mo似乎也可能獲得這樣的特性。但是通過這樣的添加，不可在良好條件下對板進行冷軋。因此，由于熱軋的限制，不能制造具有所需厚度的板。因此，仍然期望能夠使用包括過時效區(在其中板保持數百秒)的連續退火線而不添加太多Mn和/或微合金元素來制造屈服強度大于1000MPa，拉伸強度大于1150MPa且延伸率大于8％的冷軋鋼板。為此，本發明涉及用于制造屈服強度YS大于1000MPa，拉伸強度TS大于1150MPa且總延伸率E大于8％的鋼板的方法，所述方法包括以下步驟：-通過軋制鋼來制備鋼板，以重量百分比計，所述鋼包含0.19％至0.22％的C，2％至2.6％的Mn，1.45％至1.55％的Si，0.15％至0.4％的Cr，小于0.020％的P，小于0.011％的S，小于0.008％的N，0.015％至0.070％的Al，剩余部分為Fe和不可避免的雜質，-使軋制鋼板退火，退火包括將所述板在860℃至890℃的退火溫度TA下均熱處理100秒至210秒的時間的均熱步驟，-使退火板冷卻到220℃至330℃的淬火溫度TQ，冷卻包括使板以不小于15℃/秒的冷卻速度從不低于500℃的初始冷卻溫度TC冷卻至淬火溫度TQ的步驟，-在115秒至240秒的時間期間將鋼板加熱至高于380℃的第一過時效溫度TOA1，然后在300秒至610秒的時間期間將板加熱至420℃至450℃的第二過時效溫度TOA2，-使鋼板以小于5℃/秒的冷卻速度冷卻至低于100℃的溫度。鋼板具有包含大于80％的回火馬氏體，大于5％的殘余奧氏體，小于5％的鐵素體，小于5％的貝氏體和小于6％的新鮮馬氏體的組織。退火可包括將板在退火溫度TA至795℃的溫度下均熱處理90秒至190秒的時間的第二均熱步驟；所述方法還可以包括在第二均熱步驟與冷卻步驟之間，以7℃/秒至16℃/秒的冷卻速度從第二均熱步驟結束時的溫度至初始冷卻溫度TC的初始冷卻步驟。通過軋制制備鋼板可以包括以下步驟：-在高于1030℃的溫度下加熱由對應于本發明的鋼制成的板坯，-熱軋所述板坯以獲得厚度為2mm至3mm的熱軋板，軋制結束溫度高于880℃，優選在890℃與910℃之間，-在520℃至600℃，優選550℃至570℃的溫度下卷取熱軋板，-以50％至60％的壓下率冷軋所述熱軋板以獲得厚度為0.7mm至1.5mm的冷軋板。所述方法還可以包括在卷取步驟與冷軋步驟之間在HNX氣氛下于600℃至700℃的溫度下分批退火超過30小時的步驟。本發明還涉及由鋼制成的高強度鋼板，所述鋼板的屈服強度YS大于1000MPa，拉伸強度TS大于1150MPa且總延伸率E大于8％，按重量計，所述鋼包含0.19％至0.22％的C，2％至2.6％的Mn，1.45％至1.55％的Si，0.15％至0.4％的Cr，小于0.020％的P，小于0.0011％的S，小于0.008％的N，0.015％至0.07％的Al，剩余部分為Fe和不可避免的雜質，所述鋼具有包含大于80％的回火馬氏體，大于5％的殘余奧氏體，小于5％的鐵素體，小于5％的貝氏體和小于6％的新鮮馬氏體的顯微組織。優選地，殘余奧氏體中的碳的量為至少0.9％，并且優選至多1.5％。更優選地，殘余奧氏體中的碳的量為0.9％至1.2％。現在將通過實施例對本發明進行舉例說明和詳細描述而不引入限制。以重量％計，根據本發明的鋼的組成包含：-0.19％≤C≤0.22％，以確保令人滿意的強度和改進殘余奧氏體(其是獲得足夠延伸率所必需的)的穩定性。如果碳含量過高，則熱軋板難以冷軋并且可焊接性不足。-2％≤Mn≤2.6％。考慮到將在其上制造板的連續退火線的冷卻能力和因為低于2％拉伸強度將低于1150MPa，錳含量必須大于2％并且優選大于2.1％，以具有足夠的淬透性，以便能夠獲得包含至少80％的回火馬氏體的組織。高于2.6％時，將出現對可成形性不利的偏析問題。在一個優選的實施方案中，Mn含量低于或等于2.3％以減少偏析問題。-1.3％≤Si≤1.6％；優選Si≥1.45％；優選Si≤1.55％。Si含量必須足夠以使奧氏體穩定和提供固溶強化。此外，Si阻礙了在從由過時效引起的馬氏體到奧氏體的碳再分配期間碳化物的形成，由此保持碳處于溶解狀態以使奧氏體穩定。但是在過高的Si含量下，將在表面上形成氧化硅，而這對可涂覆性(coatability)是不利的。-0.15％≤Cr≤0.4％以改進淬透性和使殘余奧氏體穩定，以便延遲過時效處理期間貝氏體的形成。優選地，鉻含量高于或等于0.30％。-P≤0.02％。磷可以減少碳化物形成，從而促進碳向奧氏體的再分配。但是太高的P添加使板在熱軋溫度下變脆并降低馬氏體的韌性。S≤0.011％并且優選≤0.005％。硫是可使中間體或最終產物變脆的雜質。-N≤0.008％。該元素由細化(elaboration)產生。其可以形成限制退火期間奧氏體晶粒的粗化的氮化鋁。-0.015％≤Al≤0.070％。通常將鋁添加到液態鋼中用于脫氧目的。此外，剩余不與氧結合的鋁可以形成氮化物，這限制了高溫下奧氏體粒徑的粗化。剩余組成為鐵和不可避免的雜質。在本發明中，Ni、Mo、Cu、Ti、Nb、V、B等被認為是雜質。因此，它們的含量為Ni小于0.050％，Mo小于0.04％，Cu小于0.01％，Ti小于0.007％，Nb小于0.005％，V小于0.007％，B小于0.0007％。為了制造根據本發明的板，首先，將半成品(例如板坯)熱軋以獲得熱軋板。然后對熱軋板進行冷軋以獲得具有期望厚度的冷軋板。然后，使用連續退火線對冷軋板進行熱處理以獲得期望的顯微組織和期望的機械特性，其為YS≥1000MPa，TS≥1150MPa且E(總延伸率)≥8％。對于熱軋，板坯加熱溫度高于1030℃以使碳化物完全溶解。為了防止氧化皮損耗(scaleloss)增加，該溫度必須保持在1340℃以下。但是，優選地，其必須保持小于1150℃以不具有太高的完工溫度。完工溫度或軋制結束溫度必須高于880℃以保持高于鋼的Ac3轉變點，以獲得無帶狀顯微組織的均勻組織。該溫度必須保持小于1000℃以便不高于非再結晶溫度。優選地，完工溫度必須保持在890℃至910℃的范圍內，最佳完工溫度為900℃。在熱軋之后，在520℃至600℃并且優選550℃至570℃的溫度下卷取厚度通常為2mm至3mm的熱軋板。卷取溫度必須高于520℃，以具有能夠在不使用過高冷軋力的情況下進行冷軋的熱軋板，且低于570℃，以避免對疲勞特性不利的晶粒間氧化。任選地，將板分批退火以使硬度均勻和降低板邊緣和末端的脆性。分批退火在HNX氣氛下于600℃至700℃的溫度下進行。優選地，退火時間超過30小時。然后使板緩慢冷卻至70℃。優選地，冷卻必須需要至少30小時。然后，為了達到0.7mm至1.5mm，優選地大于0.8mm和/或小于1.4mm的期望厚度，以優選地50％至60％的壓下率對板進行冷軋。然后將冷軋板在連續退火線上以50米/分鐘的最低線速度退火。其是板在生產線上滾動的速度。此速度取決于板的厚度。本領域中公知，在這樣的連續線中，板越厚，速度越慢。連續線至少包括能夠將板加熱至退火溫度的加熱區，可分成兩部分的均熱區，為輻射管爐的第一個和能夠將板在退火溫度下保持數百秒的時間的第二個，以不太高的冷卻速度使板冷卻至開始快速冷卻的溫度的初始冷卻區，能夠將板淬火至淬火溫度TQ(在此溫度下快速冷卻停止)的快速冷卻區，能夠在對應于過時效步驟的溫度下加熱和保持板的過時效區的第一部分和第二部分，以及能夠使板冷卻至環境溫度的最終冷卻區。在加熱區中，將板加熱至高于860℃(以高于鋼的Ac3轉變點以獲得完全奧氏體的組織)但優選低于890℃(以便不使奧氏體晶粒過多粗化)的退火溫度。在包括輻射管的均熱區的第一部分中，取決于板的速度，將板保持在退火溫度TA或大約此溫度但高于860℃下100秒至200秒的時間，此速度取決于板的厚度。在均熱區的第二部分中，取決于板的厚度，將板保持在退火溫度下約80秒至約180秒的時間。板的溫度緩慢降低，使得在該區域的末端時，溫度小于退火溫度但保持高于795℃。在均熱處理之后，板通過第一冷卻區，在所述第一冷卻區中使板以7℃/秒至16℃/秒的冷卻速度(取決于板的厚度)冷卻至不低于500℃的溫度TC。板越厚，冷卻速度越慢。在此第一冷卻之后，板的組織保持完全奧氏體的。然后，板通過快速冷卻區，在快速冷卻區中使板以不小于15℃/秒的速度從第一冷卻結束時的溫度TC冷卻到220℃至330℃的淬火溫度QT。冷卻速度取決于板的厚度，但通常高于臨界淬火速率以獲得具有殘余奧氏體的馬氏體組織。該組織可以另外包含一些鐵素體，但是小于5％，優選小于2％并且理想地根本不含鐵素體。選擇淬火溫度以獲得包含至少大于5％并且優選約15％的殘余奧氏體的組織。為了獲得約15％的殘余奧氏體，具有根據本發明的組成的鋼的理論最佳淬火溫度為約235℃。因此，優選地，淬火溫度在220℃與245℃之間。在淬火之后，板通過能夠將板加熱到350℃至450℃的溫度的過時效部分。在該過時效區中，在將此過時效區分為兩個區的兩個不同點處測量溫度，第一測量在過時效區入口后幾米處進行，而第二測量在過時效區的出口處進行。在第一區中，在115秒至240秒(取決于厚度)的時間期間加熱板，以逐漸加熱至高于350℃并且優選高于380℃的第一過時效溫度TOA1。在第二區中，在300秒至610秒(取決于板的厚度)的時間期間加熱板，以從第一過時效溫度加熱至高于TOA1的第二過時效溫度TOA2，TOA2在420℃與450℃之間。此處理的目的是將碳從馬氏體轉移到奧氏體以使奧氏體中的碳富集，使得當使板冷卻到低于70℃的溫度時，奧氏體保持穩定。殘余奧氏體中的碳的量為至少0.9％(這確保了殘余奧氏體足夠穩定)并且至多1.5％。殘余奧氏體中的碳超過1.5％，所述殘余奧氏體將太硬。優選地，殘余奧氏體中的碳的量為0.9％至1.2％。此外，馬氏體耗盡碳而無碳化物形成，這使得其不太脆。過時效的持續時間和溫度使得很少并且優選不形成貝氏體。在過時效處理之后，使板以優選小于5℃/秒的冷卻速度冷卻至低于70℃的溫度，以不形成或很少形成新鮮馬氏體。但是此冷卻速度必須足夠高以不形成或很少形成貝氏體并且與線的特征和板的速度相容。通過這樣的處理，可以獲得具有如上所述化學組成的板，其具有包含大于80％并且優選大于85％的馬氏體，至少5％，優選大于8％的殘余奧氏體，小于5％并且優選小于2％的鐵素體的組織。在冷卻至室溫之后，殘余奧氏體中的碳的量保持為至少0.9％，并且至多1.5％，優選0.9％至1.2％。馬氏體優選為回火的而無碳化物，即，具有由過時效引起的減少的碳含量的馬氏體。但是其也可以包含至多6％的新鮮馬氏體和一些貝氏體，后者的組織含量小于5％并且優選小于2％。在任何情況下，優選至少80％的回火馬氏體的組織含量。殘余奧氏體的比例優選通過XRD方法測量，XRD方法是給出更少的低估的結果的方法。具有這樣的組織，板的屈服強度YS高于1000MPa，拉伸強度TS高于1150MPa且總延伸率E大于8％。為了確定用其可以獲得期望結果的鋼的化學組成，用具有表1中列出的組成(以重量％計)的樣品S1、S2、S3和S4進行了一些試驗。表1樣品類型CMnSiCrTiCuNiMoAlS1CMnSi0.21.631.63------S2CMnSiMo0.1882.01.6----0.280.055S3CMnSiCuNi0.181.70.79--1.30.5--S4CMnSiCr0.22.151.50.35-----選擇化學組成以獲得具有顯著量的殘余奧氏體的馬氏體組織。以工業規模制造、熱軋然后冷軋鋼，并且使用鹽浴處理對樣品進行熱處理。熱處理包括在高于Ac3的退火溫度TA下退火，淬火至淬火溫度QT，隨后在過時效時間OA時間期間于過時效溫度TOA下進行過時效處理。選擇淬火溫度以獲得具有顯著量的殘余奧氏體的馬氏體組織。熱處理的條件和所獲得結果：屈服強度YS，拉伸強度TS，總延伸率E，殘余奧氏體的分數％γ列于表2中：表2對于樣品S1和S4，過時效不是在恒定溫度下的保持，而是在從保持開始時的300℃至保持結束時的450℃的有規律升高的溫度下的保持。所有退火溫度均高于鋼的AC3溫度；因此，在淬火之前，組織完全為奧氏體的。在淬火之后，對于樣品S2、S3和S4，組織是具有一些殘余奧氏體的馬氏體。對于樣品S1，組織還包含很小分數的鐵素體和貝氏體。這些結果表明，僅用S2的鋼(即CMnSiMo鋼)和S4的鋼(即CMnSiCr鋼)可以達到期望的特性。但是，對應于這些鋼的板的制造表明，CMnSiMo鋼太難以冷軋，因為熱軋和在530℃至550℃的溫度下卷取之后，鋼太硬而不能冷軋。因此，這些結果表明，可用于制造具有期望特性(YS>1000MPa，TS>1150MPa，E>8％)的冷軋板的唯一可接受類型的鋼是包含約0.2％C，約2.3％Mn，約1.5％Si和0.35％Cr的類型CMnSiCr。用這種鋼，通過熱軋和冷軋制造板，然后在連續退火線上進行熱處理。使用兩個鑄件，其組成列于表3中：表3將鋼連續鑄造以獲得板坯。將板坯熱軋以獲得厚度為2.8mm和2.05mm的熱軋卷板(或熱軋板)。將板坯在1050℃下加熱，并且鑄件1在930℃至950℃的溫度下完成軋制而鑄件3在860℃至910℃的溫度下完成軋制。在第一冷軋測試期間，由于熱軋板邊緣的硬度太高而出現邊緣裂縫。在6小時期間使另一些板在HNX氣氛下于650℃下分批退火。在此分批退火之后，不再存在冷軋困難。將熱軋板冷軋以獲得厚度為0.8mm、1mm和1.4mm的冷軋板。在連續退火線上對冷軋板進行熱處理，取決于板的厚度和期望的淬火溫度，生產線速度為50m/分鐘至100m/分鐘。在連續線上，熱處理包括以下步驟：-將板從環境溫度加熱至退火溫度TA；-在退火溫度TA1下對板進行均熱處理(第一均熱處理)；-在退火溫度與795℃之間的溫度TA2下對板進行均熱處理，板的溫度有規律且緩慢地從退火溫度TA1降低至溫度TA2(第二均熱處理)；-使板冷卻至不低于500℃的初始冷卻溫度TC(初始冷卻)；-使板以高于15℃/秒的冷卻速度從溫度TC冷卻至淬火溫度TQ以使板淬火；-在115秒至240秒的時間t1期間將板加熱至第一過時效溫度TOA1；-在300秒至610秒的時間t2期間將板從第一過時效溫度加熱至第二過時效溫度TOA2；-使板冷卻至室溫(或環境溫度)。熱處理參數以及實施例和反例獲得的機械特性列于表4中。在表4中，實施例C-1、C-2和C-3是反例而E-1、E-2、E-3、E-4、E-5、E-6和E-7是根據本發明的實施例。表4在該表中，可以看出，第一過時效溫度和第二過時效溫度不僅僅取決于厚度和加熱持續時間(即線中板的速度)。這是由可以部分地調節每個區域的加熱功率的事實造成的。反例C-1由于存在太多鐵素體而表現出低的屈服強度。這是由退火溫度TA1太低的事實造成的。此溫度851℃低于AC3溫度。因此，鋼在淬火之前不完全為奧氏體的并且其保持大于5％的鐵素體。反例C-2和C-3表現出低的延伸率，原因是過時效溫度太低并且馬氏體未充分回火。此外，殘余奧氏體未充分富集碳，因此奧氏體不足夠穩定并且形成大于6％的新鮮馬氏體。實施例E-5、E-6和5-7表明，淬火溫度不需要低至235℃(其是計算的最佳溫度)。但是實施例E-1至E-7表明，可以達到期望的機械特性。當前第1頁1 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