汽车部件需要满足两个不一致的需求，即，易于成形且具有强度，但是近年来，考虑到全球环境问题，还给与汽车以改善燃料消耗的第三个要求。因此，现在汽车部件必须由具有高成形性的材料制成，以便符合复杂汽车组件的易于装配的标准，并且同时必须针对车辆耐撞性和耐久性而提高强度且同时减小车辆的重量以改善燃料效率。因此，进行了大量的研究和开发努力试图通过增加材料的强度来减少汽车中使用的材料量。相反地，钢板强度的增加降低了可成形性，并且因此必须开发同时具有高强度和高成形性的材料。在高强度和高成形性钢板的领域中的早期研究和开发已经产生了数种用于生产高强度和高成形性钢板的方法，本文列举了这些方法中的一些方法以用于对本发明的整体的理解。us9074272描述了一种具有以下化学组成的钢，其包含0.1％-0.28％c、1.0％-2.0％si、1.0％-3.0％mn，剩余部分由铁和不可避免的杂质组成。该显微组织包含5％至20％之间的残余奥氏体、40％至65％的贝氏体铁素体、30％至50％的多边形铁素体、以及小于5％的马氏体。us9074272涉及一种具有优异的延伸率的冷轧钢板，但是其中所描述的发明未能达到作为在保持复杂汽车部件坚固性的同时减轻重量的要求的900mpa的强度。由于与高强度和高成形性钢板的制造有关的已知的现有技术具有一个或另一个缺陷，因此需要具有高强度和高成形性的冷轧钢板以及制造该冷轧钢板的方法。本发明的目的是通过制造同时具有以下特征的可用的冷轧钢板来解决这些问题的：-极限抗拉强度大于或等于1150mpa，并且优选地高于1180mpa，或者甚至高于1220mpa，-总延伸率大于或等于13％，并且优选地大于或等于14％，-扩孔率为30％或更大，并且优选地为40％或更大。在一个优选实施方案中，根据本发明的钢板可以具有大于或者高于850mpa的屈服强度值。优选地，这种钢还可以具有良好的成形适应性，特别是对于具有良好可焊性和可涂覆性的轧制而言尤为如此。本发明的另一目的还在于提供制造这些板的方法，该方法与常规的工业应用相容同时对于制造参数的变化的稳健的。该目的通过提供根据权利要求1所述的钢板来实现。钢板还可以包括权利要求2至权利要求8的特征。另一目的通过提供根据权利要求9至权利要求12所述的方法来实现。另一方面通过提供根据权利要求13至权利要求15所述的部件或车辆来实现。本发明的其他特征和优点将由本发明的以下详细描述而变得明显。钢中存在0.19％至0.24％之间的碳。碳是通过产生诸如马氏体的低温转变相来提高钢板的强度所必需的元素。此外，碳也在奥氏体稳定中起关键作用。小于0.19％的含量既不会使奥氏体稳定也不能保证至少5％的马氏体，从而降低了强度和延展性。另一方面，当碳含量超过0.24％时，焊接区和热影响区显著硬化，因此损害了焊接区的机械性能。本发明的钢的锰含量在1.9％至2.2％之间。锰是既能赋予强度又能使奥氏体稳定以获得残余奥氏体的元素。已经发现按重量计至少约1.9％的量的锰用以提供钢板的强度和淬透性并用以使奥氏体稳定。因此，较高百分比的锰如2.0％至2.2％是优选的。但是当锰超过2.2％时，会产生如在用于贝氏体转变的等温保持期间减缓奥氏体向贝氏体的转变的不利影响，导致延展性降低。此外，锰含量高于2.2％也会降低本发明的钢的可焊性。本发明的钢的硅含量在1.4％至1.6％之间。硅作为一种成分阻碍了碳从奥氏体中析出。因此，由于1.4％的硅的存在，富含碳的奥氏体在室温下是稳定的。然而，添加超过1.6％的硅不会改善所提到的效果并且导致诸如热轧脆化的问题。因此，浓度被控制在1.6％的上限以内。本发明的钢的铝的含量在0.01％至0.06％之间。在这样的范围内，钢中的铝结合氮以形成氮化铝，从而减小晶粒的尺寸。但是，在本发明中当铝的含量超过0.06％时，会提高ac3点，从而降低生产率。本发明的钢的铬含量在0.2％至0.5％之间。铬是为钢提供强度和硬化必不可少的元素，但在使用时高于0.5％的铬会损害钢的表面光洁度。本发明的钢的磷含量被限制为0.02％。磷是在固溶体中硬化且还干扰碳化物的形成的元素。因此，至少0.002％的少量的磷可能是有利的，但是磷特别是由于其在晶界处偏析或者与锰共偏析的倾向而也具有不利影响，如点焊性和热延展性的降低。由于这些原因，磷含量优选地限制为最大0.013％。硫不是必需元素，但可以作为钢中的杂质而被含有。从制造成本的角度出发，硫含量优选地尽可能低，但为0.03％或更少，并且优选地至多为0.003％。此外，如果钢中存在较高的硫，则硫尤其与mn和ti结合以形成硫化物并且降低了它们对本发明的有益影响。铌是可以以高达0.06％、优选地在0.0010％至0.06％之间的量添加到钢中的任选元素。铌适合于通过析出硬化来形成碳氮化物以赋予根据本发明的钢以强度。由于铌在加热期间延迟重结晶，因此在保持温度结束时以及因此在完全退火之后所形成的显微组织更精细，这导致产品硬化。但是，当铌含量高于0.06％时，碳氮化物的量对于本发明是不利的，这是因为大量的碳氮化物倾向于降低钢的延展性。钛是可以以高达0.08％、优选地在0.001％至0.08％之间的量添加到本发明的钢中的任选元素。与铌一样，其参与在碳氮化物中，因此起到硬化的作用。但是钛也在铸造产品凝固期间参与形成tin。ti的量因此被限制为0.08％，以避免粗tin对扩孔的不利影响。在钛含量低于0.001％的情况下，钛不会对本发明的钢产生任何影响。钒是可以以高达0.1％、优选地在0.001％至0.01％之间的量添加到本发明的钢中的任选元素。与铌一样，其参与在碳氮化物中，因此起到硬化的作用。但是钒也在铸造产品凝固期间参与形成vn。v的量因此被限制为0.1％，以避免粗vn对扩孔的不利影响。在钒含量低于0.001％的情况下，钒不会对本发明的钢产生任何影响。钙是可以以高达0.005％、优选地在0.001％至0.005％之间的量添加到本发明的钢中的任选元素。钙尤其是在夹杂物处理期间作为任选元素而添加到本发明的钢中。钙通过在球化处理中阻止有害的硫含量而有助于钢的精炼。诸如铈、硼、镁或锆的其他元素可以以以下比例单独添加或者组合添加：ce≤0.1％，b≤0.01％，mg≤0.05％以及zr≤0.05％。这些元素使得能够在凝固期间细化晶粒直至最高达到所指示的最大含量水平。钢的组成的剩余部分由铁和因加工产生的不可避免的杂质组成。根据本发明的钢板的显微组织包含以面积分数计的5％至15％的回火马氏体、10％至15％的残余奥氏体、和任选地高达5％的铁素体，余量由贝氏体形成，贝氏体含量为至少70％。贝氏体是钢的基质，并且贝氏体以最小70％、优选地75％而包含在内。在本发明的框架中，贝氏体包括板条贝氏体和粒状贝氏体。粒状贝氏体是具有非常低密度的碳化物的贝氏体，这意味着钢包含少于100个碳化物/100μm2的面积单位。板条贝氏体为薄铁素体板条且碳化物形成在板条之间的形式。板条之间存在的碳化物的尺寸使得大于0.1微米的碳化物的数目低于50000/mm2。板条贝氏体为钢提供足够的扩孔，而粒状贝氏体提供了改善的延伸率。回火马氏体以5％至15％的量包含在内。如果回火马氏体的含量小于5％，则难以达到1150mpa的强度水平，并且如果马氏体的量达到超过15％，则对钢的可焊性是有害的且对延展性产生不利影响。残余奥氏体以10％至15％的量包含在内。已知残余奥氏体的碳的溶解度高于贝氏体，并且因此起到有效的碳捕集作用，从而延缓贝氏体中碳化物的形成。本发明的残留奥氏体优选地含有0.9％至1.15％之间的碳，其中奥氏体中的平均碳含量为1.00％。因此，贝氏体与奥氏体之间的碳的平衡促进了奥氏体范围内的热轧同时允许贝氏体晶粒赋予机械性能如可成形性和延伸率。另外，奥氏体还赋予本发明的钢以延展性。回火马氏体和残余奥氏体可以优选地作为分离相或者以马氏体-奥氏体岛状物的形式存在于根据本发明的钢中。铁素体可以例如由于低冷却速率作为附带的显微组织而存在于根据本发明的钢的显微组织中。这种铁素体可以包括多边形铁素体、板条铁素体、针状铁素体，板状铁素体或外延铁素体。本发明中铁素体的存在可以赋予钢以可成形性和延伸率，并且还赋予一定程度的抗疲劳失效性。但是其也可能由于下述事实而产生负面影响：铁素体通过诸如马氏体和贝氏体的硬质相增大了硬度差并且降低了局部延展性，从而导致较低的扩孔率。因此，铁素体的存在被限制为最大5％。根据本发明的钢板可以通过任何适当的方法获得。然而，优选的是使用根据本发明的方法，该方法包括以下顺序步骤：-提供根据本发明的钢组成以获得半成品，-将所述半成品再加热至1000℃至1280℃之间的温度；-完全在奥氏体范围内轧制所述半成品以获得热轧钢板，其中热轧终轧温度大于或等于850℃；-使板以高于30℃/秒的冷却速率冷却至低于或等于600℃的卷取温度；以及卷取所述热轧板；-使所述热轧板冷却；-任选地对所述热轧钢板进行氧化皮去除工艺；-使热轧钢板以400℃至750℃之间的温度经历退火1小时至96小时；-任选地对所述热轧退火钢板进行氧化皮去除工艺；-以35％至90％之间的压下率对所述热轧钢板进行冷轧以获得冷轧钢板；-然后以1℃/秒至20℃/秒的速率、直至ac3至ac3+50℃之间的均热温度、至少100秒对所述冷轧钢板进行连续退火，选择温度和时间以获得百分比为100％的奥氏体；-然后使板以大于20℃/秒的速率冷却至ms-10℃至ms+10℃之间的温度，其中，ms是冷却前的初始奥氏体的ms温度，然后-将冷轧钢板保持在350℃至450℃之间持续250秒至1000秒的时间；然后-使板以不高于200℃/秒的冷却速率冷却至室温。这种方法包括提供具有根据本发明的化学组成的钢的半成品。半成品可以铸造成锭或者连铸成薄板坯或薄带的形式，即，厚度范围例如从对于板坯的约220mm至对于薄条带的数十毫米。为了简化本发明的目的，板坯被视为半成品。具有上述化学组成的板坯通过连铸而制造，其中板坯优选地在铸造期间经历直接的轻微压下，以确保消除中心偏析和孔隙率降低。通过连铸工艺提供的板坯可以在连铸之后直接在高温下使用，或者可以首先冷却至室温并且然后再加热以进行热轧。经历热轧的板坯的温度优选地为至少1000℃，优选地高于1200℃且必须低于1280℃。如果板坯的温度低于1000℃，则轧机承受过大的负荷，此外，钢的温度在精轧期间可能降低至铁素体转变温度，由此钢将在组织中含有转变铁素体的状态下被轧制。此外，温度不得高于1280℃，这是因为将存在导致粗的铁素体晶粒的粗糙铁素体晶粒的形成的风险，这降低了这些晶粒在热轧期间重结晶的能力。初始铁素体晶粒尺寸越大，重结晶越不容易，这意味着必须避免再加热温度高于1280℃，因为这在工业上是昂贵的并且在铁素体的重结晶方面是不利的。板坯的温度优选地足够高，以使得可以完全在奥氏体范围内完成热轧，热轧终轧温度保持高于850℃并且优选地高于900℃。终轧必须在高于850℃进行，这是因为低于该温度钢板表现出轧制性的显著下降。在900℃至950℃之间的终轧温度是优选的，以具有有利于重结晶和轧制的结构。以这种方式获得的板然后以高于30℃/秒的冷却速率冷却至低于600℃的卷取温度。优选地，冷却速率将小于或等于65℃/秒且高于35℃/秒。卷取温度优选地高于350℃，以避免奥氏体转变为铁素体和珠光体且以有助于形成均质的贝氏体和马氏体显微组织。卷取的热轧钢板可以在使其进行热带(hotband)退火之前冷却至室温或者可以直接送至热带退火。如果需要，热轧钢板可以经历任选的酸洗以除去热轧期间形成的氧化皮。然后热轧板在400℃至750℃之间的温度下经历退火1小时至96小时。这种热带退火的温度根据贝氏体的目标百分比来限定，这是因为温度越高，贝氏体且特别是粒状贝氏体的百分比越大。这是由原奥氏体晶粒尺寸的细化引起的。此后，如必要的话，可以进行该热轧和退火钢板的酸洗以除去氧化皮。热轧退火板然后被冷轧，其厚度压下率在35％至90％之间。冷轧钢板然后经历退火，以赋予本发明的钢以目标显微组织和机械性能。为了使冷轧钢板连续退火，首先将其以1℃/秒至20℃/秒、优选地大于3℃/秒的加热速率加热至少100秒且优选地不超过1000秒直至ac3至ac3+50℃之间的均热温度。选择温度和时间以确保完全重结晶，即，以获得百分比为100％的奥氏体。根据本发明的钢的ac3通常在840℃至900℃之间。板然后以大于20℃/秒的冷却速率冷却，直至达到ms+/-10℃，其中ms是冷却前初始奥氏体的ms温度。冷却终止温度应当尽可能地接近ms。在优选实施方案中，冷却速率大于30℃/秒。冷轧钢板的温度然后升高到350℃至450℃，温度从ms+/-10℃上升到350℃至450℃之间的温度是由于再辉现象引起的。钢板然后保持在350℃至450℃持续至少250秒但不超过1000秒的时间。这种等温过时效使富碳奥氏体稳定并且有助于低密度碳化物贝氏体的形成和稳定化，从而赋予本发明的钢以目标机械性能。冷轧钢板然后以不超过200℃/秒的冷却速率冷却至室温。在该冷却期间，不稳定的残余奥氏体可以转变成呈ma岛状的新生马氏体。可以在该阶段执行任选的压下率低于0.6％的光整冷轧操作。经热处理的冷轧板然后可以任选地通过电沉积或真空涂覆或任何其他合适的工艺进行涂覆。可以任选地在退火之后对未涂覆的产品或者在涂覆之后对经涂覆的产品进行后分批退火，优选地在170℃至210℃下进行持续12小时至30小时，以降低相之间的硬度梯度并确保涂覆产品的脱气。实施例本文中提供的以下试验和实施例本质上是非限制性的并且必须仅出于说明的目的而被考虑，并且将显示本发明的有利特征并阐述本发明人在大量实验之后选择的参数的重要性，并进一步确定了可以由根据本发明的钢实现的特性。利用表1中汇总的组成制备根据本发明的钢板样品和一些比较级的样品，并且将工艺参数汇总在表2中。那些钢板的对应的显微组织被汇总在表3中并且性能被汇总在表4中。表1描绘了具有以重量百分比表示的组成的钢。表1：试验的组成等级cmnsialcrpsnnbtivca1＊0.2122.091.5120.0420.3520.0110.0020.0070.0100.005--2＊0.2132.081.4900.0340.3570.0100.0010.0040.0020.0050.0020.0013＊0.2132.101.5100.0370.3420.0100.0020.0050.0020.0050.0020.0024＊0.2042.111.5000.0350.3080.0090.0010.0050，0020，005-0.00150.2072.091.4800.0260.6750.0100.0020.0050.0020.004--60.1952.171.8900.0200.3400.0120.0020.0050.0020.004--70.1952.181.8900.0210.6500.0120.0020.0050.0020.004--8*0.2082.091.5000.0280.3630.0110.0020.0050.0020.004--*＝根据本发明；加下划线的值：不是根据本发明。表2汇总了在表1的钢上实施的退火工艺参数。表1还示出了本发明的钢和参考钢的贝氏体转变温度bs和马氏体转变温度ms。bs和ms的计算通过使用材料科学与技术(2012)第28卷，第4期，第487-495页中公布的vanbohemen公式来完成，公式如下：bs＝839-(86＊[mn]+23＊[si]+67＊[cr]+33＊[ni]+75＊[mo])-270＊(1-exp(-1，33＊[c]))ms＝565-(31★[mn]+13＊[si]+10★[cr]+18＊[ni]+12＊[mo])-600＊(1-exp(-0，96＊[c]))此外，在对本发明的钢以及参考钢进行退火处理之前，样品被加热至1000℃至1280℃之间的温度，并且然后以高于850℃的终轧温度进行热轧，并且其后在低于600℃的温度下卷取。然后按照要求对热轧卷材进行处理，之后以35％至90％之间的厚度压下率进行冷轧。表2：试验的工艺参数加下划线的值：不是根据本发明。hba：热轧钢板的退火表3汇总了根据标准在不同显微镜如扫描电子显微镜上进行的试验以确定本发明的钢试验和参考试验两者的显微组织组成的结果。表3：试验的显微组织加下划线的值：不是根据本发明。表4汇总了本发明的钢和参考钢的机械性能。抗拉强度、屈服强度和总延伸率试验根据jisz2241标准进行，而为了评估扩孔，根据标准iso16630：2009实施称为扩孔的试验。在该试验中，对样品进行冲孔以形成10mm(＝di)的孔并变形。在变形之后，测量孔直径df，并使用下面的公式计算扩孔率(her)：her％＝100＊(df-di)/di表4：试验的机械性能加下划线的值：不是根据本发明。实施例表明，由于其特定的组成和显微组织，根据本发明的钢板是仅有的表现出所有目标特性的钢板。当前第1页12