0.14~0.25重量のC、1.7~2.5重量のMn、0.2~0.7重量のSi、0.5~1.5重量の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、の群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、鋼の顕微鏡組織に少なくとも10体積のフェライトおよび少なくとも6体積の残留オーステナイトが存在し、鋼が、少なくとも950MPaの引っ張り強度Rm、少なくとも500MPaの降伏点ReLおよび横方向に測定して少なくとも15の破断伸び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1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2記載の多相鋼。Al含有量およびSi含有量の合計が1.2~2.0重量であることを特徴とする請求項1~3のいずれか1項記載の多相鋼。Si含有量が0.6重量より少ないことを特徴とする請求項1~4のいずれか1項記載の多相鋼。Al含有量が0.7~1.4重量であることを特徴とする請求項1~5のいずれか1項記載の多相鋼。Ti含有量が0.02重量以下であることを特徴とする請求項1~6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1~7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1~8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1~9のいずれか1項記載の多相鋼。顕微鏡組織が少なくとも5体積のマルテンサイト部分を有していることを特徴とする請求項1~10のいずれか1項記載の多相鋼。顕微鏡組織が5~40体積のベイナイト部分を有していることを特徴とする請求項1~11のいずれか1項記載の多相鋼。請求項1~11のいずれか1項に従って構成された多相鋼から作られたことを特徴とする冷間圧延平鋼製品。下記製造工程、すなわち、請求項1~11のいずれか1項に従って構成された多相鋼を溶解しかつ半成品に鋳造する工程、前記半成品を、1100~1300°Cの初期温度から出発して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、前記熱いストリップを、400~750°Cのコイリング温度でコイリングする工程、任意であるが、冷間圧延性を改善すべく、前記熱いストリップを焼きなます工程、コイリングの後、前記熱いストリップを、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、前記冷間圧延平鋼製品を、750~900°Cの焼きなまし温度で連続的に焼きなます工程、任意であるが、前記連続的に焼きなました冷間圧延平鋼製品を急速冷却する工程、前記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工程、を行って請求項13に記載の冷間圧延平鋼製品を製造する方法。前記コイリング温度が530~600°C、冷間圧延度が50~70、焼きなまし温度が800~830°C、または過時効温度が370~460°Cであることを特徴とする請求項14記載の製造方法。前記焼きなましは、コイリングの後および冷間圧延の前に、400~700°Cの焼きなまし温度で、バッチ焼きなましまたは連続焼きなましにより任意に行われることを特徴とする請求項14または15記載の製造方法。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多相鋼を創造することにある。高強度と優れた変形性との更に最適化された組合せを有する平鋼製品およびこのような平鋼製品を製造する方法も詳述する。鋼に関して、前述の目的は、特許請求の範囲の請求項1に記載の本発明により達成される。平鋼製品に関しては、上記目的は、請求項13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。最後に方法に関しては、上記目的は請求項14に記載の製造工程を遂行することにより本発明に従って達成される。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、0.2~0.7重量のSi、0.5~1.5重量の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、より詳しくは0.005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、Ti、B、Vの群からの少なくとも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している。ここで、任意であるが、0.1重量以下のTi、0.002重量以下のB、0.15重量以下のVの元素を含有させることができ、かつ鋼の顕微鏡組織には少なくとも10体積のフェライトおよび少なくとも6体積の残留オーステナイトを存在させることができる。本発明による組成を有しかつ構成された鋼は、少なくとも950MPaの引っ張り強度Rm、少なくとも500MPaの降伏点ReL、および少なくとも15の横方向の破断伸びA80を達成する。カーボンは、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、室温でのオーステナイトを安定化させかつ焼きなまし処理中に形成されたオーステナイトのマルテンサイト、フェライトまたは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るため、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、0.25重量を超えるカーボン含有量は、溶接性に負の効果を及ぼす。Cカーボンと同様に、Mnは、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、不混和liquationdevelopmentSeigerungsbildung英、独訳の発生の危険性を増大させる。また、Mnは、破断伸びに負の効果を及ぼす。なぜならば、フェライトおよびベイナイト変態が大きく低下し、その結果、比較的多量のマルテンサイトが顕微鏡組織中に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重量に定められる。本発明による鋼では、本発明による鋼の加工時に行われる過時効処理中にベイナイト範囲内のカーバイド形成を防止するため、Alが0.5~1.5重量の含有量で存在し、Siが0.2~0.7重量の含有量で存在する。AlおよびSiが存在する結果としてベイナイト変態が完全に行われることはなく、このため、ベイナイトフェライトのみが形成され、カーバイドが形成されることはない。このように、本発明の目指すカーボンが富んだ残留オーステナイトの安定性が得られる。この効果は、Si含有量を0.6重量以下に制限するか、Al含有量を0.7~1.4重量に制限することにより特に信頼性をもって確保され、この場合、Si含有量は0.2重量より多くかつ0.6重量より少なく定められ、Al含有量は0.7重量と1.4重量との間に定められる。SiとAlとが組合わされて存在し、これらの含有量の合計が1.2~2.0重量であれば、本発明による多相鋼の最適特性が得られる。本発明による鋼にはCrおよびMoは不要であり、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性化を妨げるため、無効量でのみ存在させるべきである。したがって、本発明によれば、Cr含有量は0.1重量より少量に制限され、本発明による鋼のMo含有量は0.05重量より少量、より詳しくは0.01重量より少量に制限される。本発明による鋼は、その強度を増大させるため、0.02~0.06重量のNbおよび任意であるがTi、V、Bのうちの1つ以上の元素を含有する。Nb、Ti、VおよびBは、本発明による鋼中に存在するCおよびNを含む非常に微細な析出を形成する。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強効果を有する。粒微細化はまた、鋼の成形特性にとって非常に有利でもある。Tiは、凝固中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、Nが本発明による鋼の特性に与えることがある負の効果が最小限に低下される。これらの効果の使用を可能にするため、本発明による鋼には、常に存在するNbに加えて、0.1重量以下のTiおよび0.15重量以下のVを添加できる。本発明により予め定められたマイクロアロイ元素の上限を超えると、焼きなまし中の再結晶が低下され、このため、実際の製造中に、焼きなまし中の再結晶を達成できなくなるか、炉の付加出力が必要になる。化学的結合によるN含有量の除去に関し、Tiの存在の正の効果は、本発明による多相鋼のTi含有量Tiが次の条件3を満たす場合に、目標とする方法に特に使用できる。ここで、Nは多相鋼のN含有量を表わし、上記条件は、Ti含有量が0.01~0.03重量である場合に、特に適合する。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体積のフェライトおよび少なくとも6体積の残留オーステナイトが存在する。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体積以下をフェライトで形成し、最大20体積を残留オーステナイトで形成することができる。本発明による鋼の顕微鏡組織において少なくとも5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、鋼の充分な延性を保証するには、マルテンサイトの含有量を最大40体積に制限すべきである。任意であるが、本発明による鋼の顕微鏡組織には5~40体積のベイナイトを存在させることができる。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1に開示の公式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、残留オーステナイトの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安定性に関しては、下記公式2に従って計算された、6より大きい、より詳しくは8より大きい残留オーステナイトのグレード残留オーステナイトグレードGRAを有する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含有量本発明による種類の冷間圧延平鋼製品は、本発明による多相鋼を溶解し、第1製造工程で半成品に鋳造することにより、本発明による方法で作ることができる。この半成品は、スラブまたは薄スラブとなる。次に半成品は、必要に応じて、1100~1300°Cの温度に再加熱され、これより、半成品は次に高温ストリップに熱間圧延される。本発明によれば、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、400~750°C、より詳しくは530~600°Cの巻上げ温度でコイルに巻回される。熱いストリップは、該ストリップの冷間圧延性を改善するため、コイリングの後および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流れで行われる焼きなましで有利に行うことができる。冷間圧延を準備する焼きなまし中に定められる焼きなまし温度は、一般に400~700°Cである。コイリング後、熱いストリップは、30~80、より詳しくは50~70の冷間圧延度で冷間圧延平鋼製品に冷間圧延され、この場合、30~75、より詳しくは50~65の冷間圧延度が、特に信頼性をもって所望の結果を得ることができる。得られた冷間圧延平鋼製品は、次に熱処理を受け、この熱処理では、最初に、750~900°C、より詳しくは800~830°Cの焼きなまし温度での連続焼きなまし作業を受け、次に、350~500°C、より詳しくは370~460°Cの過時効温度での過時効処理を受ける。冷間圧延平鋼製品が連続焼きなまし中に焼きなまし温度で焼きなまされる時間は一般に10~300秒であり、一方、焼きなまし後に行われる過時効処理時間は800秒までに定めることができ、この場合、最小焼きなまし時間は通常10秒である。焼きなまされた冷間圧延平鋼製品は、任意であるが、フェライトへの再変態を行わせかつパーライトの形成を抑制するため、焼きなまし処理と過時効処理との間で急速冷却することができる。この目的のため、焼きなまし温度から出発して500°Cの中間温度に至るまで、それぞれに設定される冷却速度は、少なくとも5°C/秒にすることができる。次に、必要ならば、冷間圧延平鋼製品は、所望の顕微鏡組織が形成されるのに充分な時間に亘って中間温度に保持され、その後、冷間圧延平鋼製品は更に冷却される。冷間圧延平鋼製品は、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、このとき、冷間圧延平鋼製品には金属保護コーティングが設けられる。また、本発明により作られる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もできる。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、10以下の変形度で圧延作業を行うことができる。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に掲示する融成物S1~S13が溶解され、かつ冷間圧延平鋼製品K1~K41に加工された。冷間圧延平鋼製品K1~K41の製造は、次の製造工程、すなわち、各融成物S1~S13を溶解しかつそれぞれの薄いスラブに鋳造する工程と、半成品の薄いスラブを、初期温度WATから出発して最終温度WETで終了させ、熱いストリップに熱間圧延する工程と、熱いストリップをコイリング温度HTでコイリングする工程と、コイリングの後、熱いストリップを、冷間圧延度KWGでそれぞれの冷間圧延平鋼製品K1~K41に冷間圧延する工程と、冷間圧延平鋼製品を、焼きなまし温度GTでかつ焼きなまし時間Gt内で連続的に焼きなます工程と、冷間圧延平鋼製品を、過時効温度UATでかつ過時効時間UAtに亘って過時効処理する工程とからなる。表2には、焼きなましおよび過時効サイクル1~15についてのそれぞれの設定パラメータ、すなわち焼きなまし温度GT、焼きなまし時間Gt、焼きなまし後の冷却速度V、過時効温度UATおよび過時効時間UAtが明記されている。表3には、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~K41の製造中の他のそれぞれの設定パラメータ、各場合において選択された焼きなましサイクル、および得られた、冷えたストリップK1~K41の特性が示されている。