多相鋼を溶解および鋳造して、鉄および不可避の不純物に加え、以下の元素すなわち、0.14~0.25重量のC、1.7~2.5重量のMn、1.4~2.0重量のSi、0.1重量より少ないAl、0.1重量より少ないCr、0.05重量より少ないMo、0.02~0.06重量のNb、0.01重量以下のS、0.02重量以下のP、0.01重量以下のN、および任意であるが、下記条件、すなわち、0.1重量以下のTi、0.002重量以下のB、0.15重量以下のV、による群Ti、B、Vから選択した少なくとも1つの元素、を含有する半成品を作る工程と、該半成品を、1100~1300°Cから出発して820~950°Cの最終温度で終了する熱間圧延により、熱いストリップにする工程と、該熱いストリップを400~750°Cのコイリング温度でコイリングする工程と、任意であるが、熱いストリップを焼きなます工程と、熱いストリップを、30~80の冷間圧延度で冷間圧延平鋼製品に冷間圧延する工程と、得られた冷間圧延平鋼製品を熱処理する工程とを有し、該熱処理工程が、冷間圧延平鋼製品を、多相鋼のAc1温度より少なくとも20°C高くかつ高くてもAc3温度と同じ焼きなまし温度で連続的に焼きなます段階と、冷間圧延平鋼製品を、350~500°Cの過時効温度で過時効処理する段階とからなることを特徴とする冷間圧延平鋼製品の製造方法。前記冷間圧延平鋼製品が焼きなまし温度で焼きなまされる焼きなまし時間は、長くても10~300秒であることを特徴とする請求項1記載の製造方法。前記焼きなまし後に行われる過時効処理の処理時間は800秒以下であることを特徴とする請求項1または2記載の製造方法。前記熱処理は、冷間圧延平鋼製品を、焼きなまし温度から出発して500°Cの中間温度まで、少なくとも5°C/秒の冷却速度で冷却する段階を有す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。前記コイリング温度は530~600°C、冷間圧延度は50~70、焼きなまし温度は800~830°C、または過時効温度は370~460°Cであ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。前記冷間圧延平鋼製品は、金属保護コーティングまたは有機保護コーティングで被覆され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。コイリングの後および冷間圧延の前に任意に行われる熱いストリップの焼きなましは、400~700°Cの温度で、バッチ焼きなましまたは連続焼きなましとして行われ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。0.14~0.25重量のC、1.7~2.5重量のMn、1.4~2.0重量のSi、0.1重量より少ないAl、0.1重量より少ないCr、0.05重量より少ないMo、0.02~0.06重量のNb、0.01重量以下のS、0.02重量以下のP、0.01重量以下のN、および任意であるが、下記条件、すなわち、0.1重量以下のTi、0.002重量以下のB、0.15重量以下のV、による群Ti、B、Vから選択した少なくとも1つの元素および残余の鉄および不可避の不純物、を含有する多相鋼において、鋼の顕微鏡組織中に、少なくとも12~40体積のマルテンサイト、少なくとも6体積の残留オーステナイト、および任意であるが5~40体積のベイナイトが存在し、鋼が、少なくとも980MPaの引っ張り強度Rm、および横方向に測定して15より大きい破断伸びA80を有することを特徴とする多相鋼。下記公式1、すなわち、ここで、aγ:0.3578nmオーステナイトの格子定数aRA:最終冷却後に、完成した冷えたストリップで測定した残留オーステナイトのそれぞれの格子パラメータ単位nmに従って計算された残留オーステナイトのC含有量CinRAが0.6重量より多いことを特徴とする請求項8記載の多相鋼。下記公式2、すなわち、ここで、RA:多相鋼の残留物オーステナイトの含有量体積CinRA:公式1に従って計算された残留オーステナイトのC含有量に従って計算された残留オーステナイトのグレードGRAを有し、GRA>6であることを特徴とする請求項9記載の多相鋼。C含有量が0.19~0.23重量であることを特徴とする請求項8~10のいずれか1項記載の多相鋼。Ti含有量が少なくとも0.01重量であることを特徴とする請求項8~10のいずれか1項記載の多相鋼。Ti含有量Tiが下記条件3、すなわち、ここで、N:多相鋼のN含有量を満たすことを特徴とする請求項8~12のいずれか1項記載の多相鋼。少なくとも0.0005重量のBを含有することを特徴とする請求項8~13のいずれか1項記載の多相鋼。少なくとも0.06重量のVを含有することを特徴とする請求項8~14のいずれか1項記載の多相鋼。請求項1~7のいずれか1項記載の方法により製造されかつ請求項8~15のいずれか1項記載の多相鋼からなることを特徴とする冷間圧延平鋼製品。上記従来技術の技術背景に鑑み、本発明の目的は、非常に大きい強度を有すると同時に大きい破断伸びを有するTRIP特性をもつ多相鋼から、冷間圧延平鋼製品を製造する方法を明示することにある。また、多相鋼およびこの特性の組合せを有する平鋼製品を創出することをも目的とする。製造方法に関して、上記目的は、本発明に従って、特許請求の範囲の請求項1に記載の製造工程を遂行することにより達成される。鋼に関しては、上記目的は、本発明の特許請求の範囲の請求項8の記載に従って構成された鋼により達成される。平鋼製品に関しては、上記目的は請求項16の記載に従って形成された冷間圧延平鋼製品により達成される。本発明の有利な実施形態は実施態様項に記載されており、本発明の広い概念とともに以下に詳細に説明する。本発明による多相鋼は、0.14~0.25重量のC、1.7~2.5重量のMn、1.4~2.0重量のSi、0.1重量未満のAl、0.1重量未満のCr、0.05重量未満のMo、0.02~0.06重量のNb、0.01重量以下のS、0.02重量以下のP、0.01重量以下のN、および任意であるが、次の条件に従ってTi、B、Vの群から選択される少なくとも1つの元素、すなわち、0.1重量以下のTi、0.002重量以下のB、0.15重量以下のV、および残余の鉄および不可避の不純物を含有している。本発明の方法では、本発明による鋼は、溶解されかつ半成品に鋳造される。この半成品は、スラブまたは薄いスラブとすることができる。次に半成品は、均一に加熱された基礎製品の顕微鏡組織を得るため、必要に応じて1100~1300°Cの温度に再加熱される。最高1250°C、より詳しくは最高1220°Cの再加熱温度は、最適製造コストで、本発明により製造される製品の優れた表面を得ることを可能にする。再加熱温度から出発して、半成品は、次に、熱いストリップに熱間圧延される。次の熱間圧延による最終圧延runoutrollingAuslaufrollgang英、独訳時の冷却のため、顕微鏡組織の良好な初期状態を確保するため、本発明による熱間圧延の最終温度は820~950°Cである。得られた熱いストリップは、大きい圧延力を要することなくその後の冷間圧延を行うことができるようにしかつ粒界酸化を防止するため、次に、400~750°C、より詳しくは530~600°Cのコイリング温度でコイルに巻回される。コイリングの後、次の焼きなまし中の再結晶化工程での充分に高い駆動力を保証するため、熱いストリップは、30~80、特に50~70の冷間圧延度で冷間圧延平鋼製品に冷間圧延される。ここで、30~65、特に50~65の冷間圧延度でとりわけ信頼性をもって所望の結果が得られる。得られた冷間圧延平鋼製品は、次に、連続焼きなましおよび過時効処理からなる熱処理を受ける。連続焼きなまし時に設定される焼きなまし温度は、本発明により、鋼のAc1温度より少なくとも20°C高く、かつ鋼のAc3温度を超えてはならない。本発明による鋼のAc3温度は、Leslie氏の下記公式4により計算できる。上記非特許文献1を参照されたい。ここで、C=C含有量、Ni=Ni含有量、Si=Si含有量、V=V含有量、Mo=Mo含有量、W=W含有量、Mn=Mn含有量、Cr=Cr含有量、Cu=Cu含有量、P=P含有量、Al=Al含有量およびTi=Ti含有量全て、鋼中の含有量オーステナイトのカーボン含有量を更に高めるため、過時効処理中の過時効温度は、一般に、350~500°C、より詳しくは370~460°Cに設定される。本発明により必要とされる、高くてもAc3温度の焼きなまし温度での連続焼きなまし作業は、本発明により作られる冷間圧延平鋼製品の顕微鏡組織が12~40体積の比較的高いマルテンサイト含有量を得て、この結果、少なくとも980MPaの高レベルの引っ張り強度Rmを得ることを確保する。同時に、本発明により作られる鋼は優れた成形性を有し、これは、少なくとも15の横方向破断伸びA80により証明されている。本発明による鋼の降伏点ReLは常に500MPaより高い。これにより、本発明による多相鋼はTRIP特性を有する。一般に、焼きなまし時間この時間内で、冷間圧延平鋼製品が焼きなまし温度で焼きなまされるは、長くても300秒であり、これにより、カーボンを多く含む、充分に高い割合のオーステナイトが鋼の二相領域内に形成される。焼きなまし後に行われる過時効処理の時間は、残留オーステナイトを最適態様で安定化させるため、800秒までにすることができる。フェライトへの再変態を得てパーライトの形成を抑制するため、冷間圧延平鋼製品は、高くてもAc3温度に等しい焼きなまし温度から出発して、500°Cの中間温度まで、少なくとも5°C/秒の冷却速度で、焼きなまし後に急速に冷却される。冷間圧延平鋼製品は、金属保護コーティングを設ける溶融コーティングhotdipcoatingFeuerbeschichtung英、独訳作業中に焼きなましを行うことができる。本発明により作られた冷えたストリップには、熱処理後に、電解コーティングまたは他のめっき方法により保護コーティングを設けることができる。これに加えまたはこの代わりに、冷間圧延平鋼製品は、有機保護コーティングで被覆することも有利である。得られた、冷えたストリップは、任意であるが、その寸法安定性、表面状態および機械的特性を改善するため、次に、3.0以下の変形度で圧延作業を行うことができる。熱いストリップは、この冷間圧延性を改善するため、冷間圧延の前に焼きなましを受けることができる。これは、バッチ焼きなましまたは連続焼きなましとして行うのが有利である。冷間圧延の準備のために焼きなまし中に設定される焼きなまし温度は、一般に400~700°Cである。カーボンは、本発明による鋼中の残留オーステナイトの量および安定性を増大させる。したがって、本発明による鋼では、オーステナイトを室温に安定化しかつ焼きなまし処理中に形成されるオーステナイトの、マルテンサイト、フェライト、ベイナイトまたはベイナイトフェライトへの完全変態を防止すべく、少なくとも0.14重量のカーボンが存在する。しかしながら、カーボン含有量が0.25重量を超えると、溶接性に負の効果をもたらす。0.19~0.24重量、より詳しくは0.23重量以下のC含有量が鋼中に存在するならば、カーボンの正の効果を特に信頼性をもって利用でき、この場合、0.21重量の最小カーボン含有量が特に有利である。Cと同様に、Mnも鋼の強度の増大および残留オーステナイトの量および安定性の増大に寄与する。しかしながら、Mn含有量が多過ぎると、溶離liquationdevelopmentSeigerungsbildung英、独訳の発生の危険を増大させる。また、Mn含有量が多過ぎると、破断伸びに負の効果をもたらす。なぜならば、フェライトおよびベイナイト変態が大幅に損なわれ、その結果、顕微鏡組織中にかなり多量のマルテンサイトが残留するからである。本発明による鋼のMn含有量は、1.7~2.5重量に設定される。本発明による鋼は、1.4~2.0重量のSiを含有する。1.4重量より多い含有量で、Siは、本発明による鋼の処理中に行われる過時効処理時の残留オーステナイトの安定化を支持しかつカーバイドの形成を抑制する。Siの存在によりベイナイト変態は全く生じない。このため、ベイナイトフェライトのみが形成され、カーバイドの形成は生じない。このようにして、本発明の目指すカーボンを多く含む残留オーステナイトの安定性が高められる。また、Siは、固溶体硬化による強度の増大に寄与する。しかしながら、2重量を超えるSi含有量では、表面品質が低下し、かつ熱間圧延時に脆性低下が生じる危険がある。本発明による鋼の製造中の酸素除去のために、Alが使用される。したがって、本発明による鋼では、0.1重量より少ない含有量のAlが使用される。本発明による鋼ではCrおよびMoは好ましくない。なぜならば、これらはベイナイト変態を低下させかつ残留オーステナイトの安定化を妨げるからである。したがって、この効果を生じさせない量のみが存在するに過ぎない。したがって、本発明の鋼によれば、Cr含有量は0.1重量より少量に制限され、Mo含有量は0.05重量より少量に制限される。本発明による鋼は、強度を増大させるため0.02~0.06重量のNbを含有し、かつ任意であるが、Ti、V、Bの元素のうちの1つ以上を含有する。Nb、TiおよびVは、本発明による鋼中にCおよびNが存在する非常に微細の析出を形成する。これらの析出は、粒子硬化および粒微細化による強度増強効果および降伏点増大効果を有している。粒微細化は、鋼の成形特性にとっても非常に有利である。Tiは、凝固中でもまたは非常に高い温度でも、化学的結合によりNを除去し、これにより、本発明による鋼の特性に与えることがあるNの負の効果が最小に低減される。この低減効果を使用するため、常に存在するNbに加え、0.1重量以下のTiおよび0.15重量以下のVを本発明による鋼に加えることができる。微細合金化元素の含有量が本発明による所定の上限を超えると、焼きなまし中の再結晶化が低減され、このため、実際の製造中に、再結晶化が達成されなくなるか、炉の付加出力が必要になるであろう。本発明による多相鋼のTi含有量Tiが下記状態3、すなわち、ここで、Nは、多相鋼のそれぞれのN含有量を表わすを満たす場合には、化学的結合によるN含有量の除去に関するTiの存在の正の効果を、特に目標とする方法に使用できる。本発明による鋼におけるTiの正の効果は、Ti含有量が少なくとも0.01重量である場合に、特に信頼性のある態様で生じる。0.002重量以下のホウ素を添加することにより、冷却中のフェライト形成が低下され、これによりベイナイト範囲内で多量のオーステナイトが存在する。したがって、残留オーステナイトの量および安定性が増大する。また、通常のフェライトの代わりにベイナイトフェライトが形成され、該ベイナイトフェライトが降伏点の増大に寄与する。Ti含有量が0.02重量に制限され、Bが0.0005~0.002重量の含有量で存在するか、Vが0.06~0.15重量の含有量で存在する場合には、本発明による鋼のコストおよび特性プロファイルに関して特に好ましい、実用に適した変形例が得られる。本発明による鋼の顕微鏡組織において、一方では要望されている高強度を確保しかつ他方では鋼の優れた変形性を確保するには、少なくとも10体積、より詳しくは少なくとも12体積のフェライト、少なくとも6体積の残留オーステナイト、および任意であるが5~40体積のベイナイトが存在する。この目的のため、顕微鏡組織の残留構成要素の量に基づいて、顕微鏡組織の90体積までをフェライトで形成できる。この場合、顕微鏡組織の残留オーステナイト含有量は、最大25体積までにすることができる。本発明による鋼の顕微鏡組織において、少なくとも12体積のマルテンサイトを含有させると、鋼の強度に寄与する。この場合、本発明による鋼の充分な延性を保証するには、マルテンサイト含有量を最大40体積に制限すべきである。本発明による鋼の残留オーステナイトは、好ましくは、上記非特許文献2に開示の下記公式1に従って計算されたC含有量CinRAが、0.6重量より大きくなるようにカーボンが増量される。ここで、aγ:0.3578nmオーステナイトの格子定数aRA:最終冷却後に、完成した冷えたストリップで測定した残留オーステナイトのそれぞれの格子パラメータ単位nm残留オーステナイト中に存在するカーボンの量は、本発明による鋼のTRIP特性および延性に大きい効果を与える。したがって、C含有量CinRAはできる限り多い方が有利である。目指す残留オーステナイトの高い安定性に関し、下記公式2により計算された残留オーステナイトのグレードGRA残留オーステナイトグレードが6より大きい場合には更に有利である。ここで、RA:多相鋼の残留オーステナイト含有量体積CinRA=公式1に従って計算された残留オーステナイトのC含有量本発明により構成されかつ作られたシートの特性を保証するため、表1に示す本発明による融成物S1~S7が溶解され、かつ冷間圧延平鋼製品K1~K23に加工された。また、表1には、前記公式4に従って計算されたAc3温度、および下記公式5および同様に前記非特許文献1に従って計算されたAc1温度が記載されている。ここで、Mn=Mn含有量、Ni=Ni含有量、Si=Si含有量、C=Cr含有量、As=As含有量、およびW=W含有量全て、鋼中の含有量ここでは冷えたストリップまたは冷えたシートとして存在する冷間圧延平鋼製品K1~K23を製造する間、各場合に、鋼融成物S1~S7が鋳造された。次に、再加熱されたスラブが熱いストリップに熱間圧延された。得られた熱いストリップはコイリングされ、その後に冷えたストリップに冷間圧延された。各冷間圧延平鋼製品は、冷間圧延後に熱処理を受けた。この熱処理は、焼きなまし温度GTで、焼きなまし時間GZに亘って焼きなますこと、次に、冷却速度Vで500°Cに急速冷却すること、および過時効温度UATで、過時効時間UAtに亘って過時効処理することからなる。表2には、適用された種々の熱処理例が示されている。表3には、各冷間圧延平鋼製品K1~K23について、鋼の組成および製造時に設定されたパラメータ再加熱温度WaT、熱間圧延最終温度WeT、コイリング温度HATおよび冷間圧延度KWgが示されている。また表3には、表2に示した熱処理が製造中に施された各冷間圧延平鋼製品K1~K23が示されている。最後に、表3には、冷間圧延平鋼製品K1~K23の各々についての引っ張り強度Rm、降伏点ReL、横方向の破断伸びA80、残留オーステナイト含有量RA、残留オーステナイトのC含有量CinRA、残留オーステナイトのグレードGRA、およびマルテンサイト含有量Mが示されている。これらの試験により、各場合において、980MPaより大きい引っ張り強度Rmと15の横方向破断伸びA80とからなる最適組合せを有する冷間圧延平鋼製品K1~K20が、本発明によるアプローチを用いて信頼性をもって製造できることを証明している。これに対し、各場合においてそれぞれの鋼のAc3温度より高い焼きなまし温度で焼きなまされる冷間圧延平鋼製品K21、K22およびK23は、この強度レベルには到達しない。