为了制造各种设备，例如拖车、电车、公共汽车、卡车、农业机械、垃圾车、汽车部件等，通常使用由DP(双相)钢或TRIP(相变诱导塑性)钢制成的高强度钢板。一些这样的钢(例如具有马氏体组织与一些残余奥氏体并且包含约0.2％C，约2％Mn，约1.7％Si的TRIP钢)的拉伸强度TS为约980MPa，屈服强度YS为约750MPa且延伸率E大于8％。这些板在包括过时效区(其中板保持数百秒)的连续退火线上制造。为了减轻由这些钢制成的设备的重量，非常期望改进拉伸强度和屈服强度而不减小延伸率(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钢，即使可以获得大于1500MPa的拉伸强度，但当延伸率大于8％时，屈服强度仍然低于950MPa，而当屈服强度高于1000MPa时，延伸率达不到8％。通过将这样的钢的Mn含量增加至大于2.6％和添加一些微合金元素(例如Ti)，可以获得屈服强度高于1000MPa，拉伸强度高于1150MPa且延伸率大于8％的板。但是，增加Mn含量的需求具有显著增加偏析现象的缺点，并且添加例如Ti的元素的需求具有由于小的析出物而减小总延伸率的缺点。通过添加约0.25％的Mo似乎也可能获得这样的特性。但是通过这样的添加，不可在良好条件下对板进行冷轧。因此，由于热轧的限制，不能制造具有所需厚度的板。因此，仍然期望能够使用包括过时效区(在其中板保持数百秒)的连续退火线而不添加太多Mn和/或微合金元素来制造屈服强度大于1000MPa，拉伸强度大于1150MPa且延伸率大于8％的冷轧钢板。为此，本发明涉及用于制造屈服强度YS大于1000MPa，拉伸强度TS大于1150MPa且总延伸率E大于8％的钢板的方法，所述方法包括以下步骤：-通过轧制钢来制备钢板，以重量百分比计，所述钢包含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，剩余部分为Fe和不可避免的杂质，-使轧制钢板退火，退火包括将所述板在860℃至890℃的退火温度TA下均热处理100秒至210秒的时间的均热步骤，-使退火板冷却到220℃至330℃的淬火温度TQ，冷却包括使板以不小于15℃/秒的冷却速度从不低于500℃的初始冷却温度TC冷却至淬火温度TQ的步骤，-在115秒至240秒的时间期间将钢板加热至高于380℃的第一过时效温度TOA1，然后在300秒至610秒的时间期间将板加热至420℃至450℃的第二过时效温度TOA2，-使钢板以小于5℃/秒的冷却速度冷却至低于100℃的温度。钢板具有包含大于80％的回火马氏体，大于5％的残余奥氏体，小于5％的铁素体，小于5％的贝氏体和小于6％的新鲜马氏体的组织。退火可包括将板在退火温度TA至795℃的温度下均热处理90秒至190秒的时间的第二均热步骤；所述方法还可以包括在第二均热步骤与冷却步骤之间，以7℃/秒至16℃/秒的冷却速度从第二均热步骤结束时的温度至初始冷却温度TC的初始冷却步骤。通过轧制制备钢板可以包括以下步骤：-在高于1030℃的温度下加热由对应于本发明的钢制成的板坯，-热轧所述板坯以获得厚度为2mm至3mm的热轧板，轧制结束温度高于880℃，优选在890℃与910℃之间，-在520℃至600℃，优选550℃至570℃的温度下卷取热轧板，-以50％至60％的压下率冷轧所述热轧板以获得厚度为0.7mm至1.5mm的冷轧板。所述方法还可以包括在卷取步骤与冷轧步骤之间在HNX气氛下于600℃至700℃的温度下分批退火超过30小时的步骤。本发明还涉及由钢制成的高强度钢板，所述钢板的屈服强度YS大于1000MPa，拉伸强度TS大于1150MPa且总延伸率E大于8％，按重量计，所述钢包含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，剩余部分为Fe和不可避免的杂质，所述钢具有包含大于80％的回火马氏体，大于5％的残余奥氏体，小于5％的铁素体，小于5％的贝氏体和小于6％的新鲜马氏体的显微组织。优选地，残余奥氏体中的碳的量为至少0.9％，并且优选至多1.5％。更优选地，残余奥氏体中的碳的量为0.9％至1.2％。现在将通过实施例对本发明进行举例说明和详细描述而不引入限制。以重量％计，根据本发明的钢的组成包含：-0.19％≤C≤0.22％，以确保令人满意的强度和改进残余奥氏体(其是获得足够延伸率所必需的)的稳定性。如果碳含量过高，则热轧板难以冷轧并且可焊接性不足。-2％≤Mn≤2.6％。考虑到将在其上制造板的连续退火线的冷却能力和因为低于2％拉伸强度将低于1150MPa，锰含量必须大于2％并且优选大于2.1％，以具有足够的淬透性，以便能够获得包含至少80％的回火马氏体的组织。高于2.6％时，将出现对可成形性不利的偏析问题。在一个优选的实施方案中，Mn含量低于或等于2.3％以减少偏析问题。-1.3％≤Si≤1.6％；优选Si≥1.45％；优选Si≤1.55％。Si含量必须足够以使奥氏体稳定和提供固溶强化。此外，Si阻碍了在从由过时效引起的马氏体到奥氏体的碳再分配期间碳化物的形成，由此保持碳处于溶解状态以使奥氏体稳定。但是在过高的Si含量下，将在表面上形成氧化硅，而这对可涂覆性(coatability)是不利的。-0.15％≤Cr≤0.4％以改进淬透性和使残余奥氏体稳定，以便延迟过时效处理期间贝氏体的形成。优选地，铬含量高于或等于0.30％。-P≤0.02％。磷可以减少碳化物形成，从而促进碳向奥氏体的再分配。但是太高的P添加使板在热轧温度下变脆并降低马氏体的韧性。S≤0.011％并且优选≤0.005％。硫是可使中间体或最终产物变脆的杂质。-N≤0.008％。该元素由细化(elaboration)产生。其可以形成限制退火期间奥氏体晶粒的粗化的氮化铝。-0.015％≤Al≤0.070％。通常将铝添加到液态钢中用于脱氧目的。此外，剩余不与氧结合的铝可以形成氮化物，这限制了高温下奥氏体粒径的粗化。剩余组成为铁和不可避免的杂质。在本发明中，Ni、Mo、Cu、Ti、Nb、V、B等被认为是杂质。因此，它们的含量为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％。为了制造根据本发明的板，首先，将半成品(例如板坯)热轧以获得热轧板。然后对热轧板进行冷轧以获得具有期望厚度的冷轧板。然后，使用连续退火线对冷轧板进行热处理以获得期望的显微组织和期望的机械特性，其为YS≥1000MPa，TS≥1150MPa且E(总延伸率)≥8％。对于热轧，板坯加热温度高于1030℃以使碳化物完全溶解。为了防止氧化皮损耗(scaleloss)增加，该温度必须保持在1340℃以下。但是，优选地，其必须保持小于1150℃以不具有太高的完工温度。完工温度或轧制结束温度必须高于880℃以保持高于钢的Ac3转变点，以获得无带状显微组织的均匀组织。该温度必须保持小于1000℃以便不高于非再结晶温度。优选地，完工温度必须保持在890℃至910℃的范围内，最佳完工温度为900℃。在热轧之后，在520℃至600℃并且优选550℃至570℃的温度下卷取厚度通常为2mm至3mm的热轧板。卷取温度必须高于520℃，以具有能够在不使用过高冷轧力的情况下进行冷轧的热轧板，且低于570℃，以避免对疲劳特性不利的晶粒间氧化。任选地，将板分批退火以使硬度均匀和降低板边缘和末端的脆性。分批退火在HNX气氛下于600℃至700℃的温度下进行。优选地，退火时间超过30小时。然后使板缓慢冷却至70℃。优选地，冷却必须需要至少30小时。然后，为了达到0.7mm至1.5mm，优选地大于0.8mm和/或小于1.4mm的期望厚度，以优选地50％至60％的压下率对板进行冷轧。然后将冷轧板在连续退火线上以50米/分钟的最低线速度退火。其是板在生产线上滚动的速度。此速度取决于板的厚度。本领域中公知，在这样的连续线中，板越厚，速度越慢。连续线至少包括能够将板加热至退火温度的加热区，可分成两部分的均热区，为辐射管炉的第一个和能够将板在退火温度下保持数百秒的时间的第二个，以不太高的冷却速度使板冷却至开始快速冷却的温度的初始冷却区，能够将板淬火至淬火温度TQ(在此温度下快速冷却停止)的快速冷却区，能够在对应于过时效步骤的温度下加热和保持板的过时效区的第一部分和第二部分，以及能够使板冷却至环境温度的最终冷却区。在加热区中，将板加热至高于860℃(以高于钢的Ac3转变点以获得完全奥氏体的组织)但优选低于890℃(以便不使奥氏体晶粒过多粗化)的退火温度。在包括辐射管的均热区的第一部分中，取决于板的速度，将板保持在退火温度TA或大约此温度但高于860℃下100秒至200秒的时间，此速度取决于板的厚度。在均热区的第二部分中，取决于板的厚度，将板保持在退火温度下约80秒至约180秒的时间。板的温度缓慢降低，使得在该区域的末端时，温度小于退火温度但保持高于795℃。在均热处理之后，板通过第一冷却区，在所述第一冷却区中使板以7℃/秒至16℃/秒的冷却速度(取决于板的厚度)冷却至不低于500℃的温度TC。板越厚，冷却速度越慢。在此第一冷却之后，板的组织保持完全奥氏体的。然后，板通过快速冷却区，在快速冷却区中使板以不小于15℃/秒的速度从第一冷却结束时的温度TC冷却到220℃至330℃的淬火温度QT。冷却速度取决于板的厚度，但通常高于临界淬火速率以获得具有残余奥氏体的马氏体组织。该组织可以另外包含一些铁素体，但是小于5％，优选小于2％并且理想地根本不含铁素体。选择淬火温度以获得包含至少大于5％并且优选约15％的残余奥氏体的组织。为了获得约15％的残余奥氏体，具有根据本发明的组成的钢的理论最佳淬火温度为约235℃。因此，优选地，淬火温度在220℃与245℃之间。在淬火之后，板通过能够将板加热到350℃至450℃的温度的过时效部分。在该过时效区中，在将此过时效区分为两个区的两个不同点处测量温度，第一测量在过时效区入口后几米处进行，而第二测量在过时效区的出口处进行。在第一区中，在115秒至240秒(取决于厚度)的时间期间加热板，以逐渐加热至高于350℃并且优选高于380℃的第一过时效温度TOA1。在第二区中，在300秒至610秒(取决于板的厚度)的时间期间加热板，以从第一过时效温度加热至高于TOA1的第二过时效温度TOA2，TOA2在420℃与450℃之间。此处理的目的是将碳从马氏体转移到奥氏体以使奥氏体中的碳富集，使得当使板冷却到低于70℃的温度时，奥氏体保持稳定。残余奥氏体中的碳的量为至少0.9％(这确保了残余奥氏体足够稳定)并且至多1.5％。残余奥氏体中的碳超过1.5％，所述残余奥氏体将太硬。优选地，残余奥氏体中的碳的量为0.9％至1.2％。此外，马氏体耗尽碳而无碳化物形成，这使得其不太脆。过时效的持续时间和温度使得很少并且优选不形成贝氏体。在过时效处理之后，使板以优选小于5℃/秒的冷却速度冷却至低于70℃的温度，以不形成或很少形成新鲜马氏体。但是此冷却速度必须足够高以不形成或很少形成贝氏体并且与线的特征和板的速度相容。通过这样的处理，可以获得具有如上所述化学组成的板，其具有包含大于80％并且优选大于85％的马氏体，至少5％，优选大于8％的残余奥氏体，小于5％并且优选小于2％的铁素体的组织。在冷却至室温之后，残余奥氏体中的碳的量保持为至少0.9％，并且至多1.5％，优选0.9％至1.2％。马氏体优选为回火的而无碳化物，即，具有由过时效引起的减少的碳含量的马氏体。但是其也可以包含至多6％的新鲜马氏体和一些贝氏体，后者的组织含量小于5％并且优选小于2％。在任何情况下，优选至少80％的回火马氏体的组织含量。残余奥氏体的比例优选通过XRD方法测量，XRD方法是给出更少的低估的结果的方法。具有这样的组织，板的屈服强度YS高于1000MPa，拉伸强度TS高于1150MPa且总延伸率E大于8％。为了确定用其可以获得期望结果的钢的化学组成，用具有表1中列出的组成(以重量％计)的样品S1、S2、S3和S4进行了一些试验。表1样品类型CMnSiCrTiCuNiMoAlS1CMnSi0.21.631.63------S2CMnSiMo0.1882.01.6----0.280.055S3CMnSiCuNi0.181.70.79--1.30.5--S4CMnSiCr0.22.151.50.35-----选择化学组成以获得具有显著量的残余奥氏体的马氏体组织。以工业规模制造、热轧然后冷轧钢，并且使用盐浴处理对样品进行热处理。热处理包括在高于Ac3的退火温度TA下退火，淬火至淬火温度QT，随后在过时效时间OA时间期间于过时效温度TOA下进行过时效处理。选择淬火温度以获得具有显著量的残余奥氏体的马氏体组织。热处理的条件和所获得结果：屈服强度YS，拉伸强度TS，总延伸率E，残余奥氏体的分数％γ列于表2中：表2对于样品S1和S4，过时效不是在恒定温度下的保持，而是在从保持开始时的300℃至保持结束时的450℃的有规律升高的温度下的保持。所有退火温度均高于钢的AC3温度；因此，在淬火之前，组织完全为奥氏体的。在淬火之后，对于样品S2、S3和S4，组织是具有一些残余奥氏体的马氏体。对于样品S1，组织还包含很小分数的铁素体和贝氏体。这些结果表明，仅用S2的钢(即CMnSiMo钢)和S4的钢(即CMnSiCr钢)可以达到期望的特性。但是，对应于这些钢的板的制造表明，CMnSiMo钢太难以冷轧，因为热轧和在530℃至550℃的温度下卷取之后，钢太硬而不能冷轧。因此，这些结果表明，可用于制造具有期望特性(YS>1000MPa，TS>1150MPa，E>8％)的冷轧板的唯一可接受类型的钢是包含约0.2％C，约2.3％Mn，约1.5％Si和0.35％Cr的类型CMnSiCr。用这种钢，通过热轧和冷轧制造板，然后在连续退火线上进行热处理。使用两个铸件，其组成列于表3中：表3将钢连续铸造以获得板坯。将板坯热轧以获得厚度为2.8mm和2.05mm的热轧卷板(或热轧板)。将板坯在1050℃下加热，并且铸件1在930℃至950℃的温度下完成轧制而铸件3在860℃至910℃的温度下完成轧制。在第一冷轧测试期间，由于热轧板边缘的硬度太高而出现边缘裂缝。在6小时期间使另一些板在HNX气氛下于650℃下分批退火。在此分批退火之后，不再存在冷轧困难。将热轧板冷轧以获得厚度为0.8mm、1mm和1.4mm的冷轧板。在连续退火线上对冷轧板进行热处理，取决于板的厚度和期望的淬火温度，生产线速度为50m/分钟至100m/分钟。在连续线上，热处理包括以下步骤：-将板从环境温度加热至退火温度TA；-在退火温度TA1下对板进行均热处理(第一均热处理)；-在退火温度与795℃之间的温度TA2下对板进行均热处理，板的温度有规律且缓慢地从退火温度TA1降低至温度TA2(第二均热处理)；-使板冷却至不低于500℃的初始冷却温度TC(初始冷却)；-使板以高于15℃/秒的冷却速度从温度TC冷却至淬火温度TQ以使板淬火；-在115秒至240秒的时间t1期间将板加热至第一过时效温度TOA1；-在300秒至610秒的时间t2期间将板从第一过时效温度加热至第二过时效温度TOA2；-使板冷却至室温(或环境温度)。热处理参数以及实施例和反例获得的机械特性列于表4中。在表4中，实施例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是根据本发明的实施例。表4在该表中，可以看出，第一过时效温度和第二过时效温度不仅仅取决于厚度和加热持续时间(即线中板的速度)。这是由可以部分地调节每个区域的加热功率的事实造成的。反例C-1由于存在太多铁素体而表现出低的屈服强度。这是由退火温度TA1太低的事实造成的。此温度851℃低于AC3温度。因此，钢在淬火之前不完全为奥氏体的并且其保持大于5％的铁素体。反例C-2和C-3表现出低的延伸率，原因是过时效温度太低并且马氏体未充分回火。此外，残余奥氏体未充分富集碳，因此奥氏体不足够稳定并且形成大于6％的新鲜马氏体。实施例E-5、E-6和5-7表明，淬火温度不需要低至235℃(其是计算的最佳温度)。但是实施例E-1至E-7表明，可以达到期望的机械特性。当前第1页1 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