本发明涉及一种扁钢产品，其具有强度和伸长率优化的组合。
本发明同样涉及用于生产这种扁钢产品的方法。
当在这里提到扁钢产品时，是指钢带，钢质薄板或者由此制成的薄板裁剪段，比如扁坯。
只要不详细特殊说明，本说明书文本和权利要求中的特定合金元素的含量分别以重量％为单位给出，特定组织组分的含量以面积％为单位给出。
背景技术：
从ca2734976a1(wo2010/029983a1)中已知一种具有良好韧性和成形性的钢材，其具有至少980mpa的抗拉强度。该钢材为此在除铁和不可避免的杂质以外还包括(单位为重量％)0.17％-0.73％的c,最大3.0％的si,0.5％-3.0％的mn,最大0.1％的p,最大0.07％的s,最大3.0％的al以及最大0.010％的n。这里al含量和si含量的总合至少应为0.7重量％。同时，基于所有微观结构组分的总和，钢组织中的马氏体含量应为10-90％，残余奥氏体的含量应在5-50％范围内，来源于“上贝氏体”的铁素体贝氏体的含量至少为5％。“上贝氏体”是指其中存在均匀分布的精细碳化物晶粒的贝氏体，这些晶粒在“下贝氏体”中是找不到的。17％或更多的较高的上贝氏体的较高含量被视为是对于产生所追求的组织中的高残余奥氏体含量有利的。
此外，从ep2524970a1中已知一种扁钢产品，其抗拉强度rm至少为1200mpa并且由除fe和不可避免的杂质以外具有以下组成(重量％给出)的钢材制成：c:0.10％-0.50％,si:0.1％-2.5％,mn:1.0％-3.5％,al:最大2.5％,p:最大0.020％,s:最大0.003％,n:最大0.02％,以及选择性的一种或者多种选自“cr,mo,v,ti,nb,b和ca”的元素，其含量为:cr:0.1％-0.5％,mo:0.1％-0.3％,v:0.01％-0.1％,ti:0.001％-0.15％,nb:0.02％-0.05％。这里对于v，ti和nb的含量总和σ(v,ti,nb)来讲适用：σ(v,ti,nb)≤0.2％，b:0.0005％-0.005％,ca:最大0.01％。同时该扁钢产品具有以下组成的组织(单位为面积％)：少于5％的铁素体，少于10％的贝氏体，5-70％的未经回火的马氏体，5-30％的残余奥氏体和25-80％的经回火的马氏体，其中至少99％的包含在回火马氏体中的铁碳化物具有小于500nm的大小。这样得到的扁钢产品由于其最小化的过度回火马氏体含量而具有优化的成形性。
同样地，由ep2524970a1中已知用于生产前述种类扁钢产品的方法。在该方法中首先将具有前述组成的扁钢产品用至少为3℃/s的加热速度θh1和θh2加热至高于该扁钢产品的钢的a3温度并且最高为960℃的奥氏体化温度thz。在此将该扁钢产品保持20-180s的奥氏体化时间thz，以将其随后冷却至冷却终止温度。该温度高于马氏体终止温度并低于马氏体起始温度，其中冷却以至少等于根据钢的合金含量而确定的最低冷却速度的冷却速度进行。然后将该扁钢产品保持在冷却终止温度10-60s，以将其以2-80℃/s的加热速度加热至大小为400-500℃的配分温度。随后可以进行在配分温度下最长500s的等温保持扁钢产品。之后将该扁钢产品以3-25℃/s的冷却速度进行冷却。
在前述已知的方法中，来自过饱和的马氏体的碳通过加热和选择性额外进行的在配分温度下的保持在扁钢产品的组织中的残余奥氏体中积聚。这个过程在专业术语中也叫做“碳配分”或者“配分”。配分在加热时就已经能够以所谓的“坡度配分(rampedpartitioning)”的形式通过在加热后进行的在配分温度下的保持(所谓的“等温”配分)或者通过等温和坡度配分的组合进行。在坡度配分中与恒温配分相比所追求的更缓慢的加热速度实现了在减少的能源投入情况下对于分别给定的配分温度非常精确的控制。
通过前述方式得到和加工的钢属于所谓的“ahss钢”(先进高强度钢，advancedhighstrengthsteel)。
这些钢现代化的变体和由此生产的扁钢产品具有非常高的强度，同时有很高的伸长率并且因此尤其适用于生产汽车车身安全相关的组件，这些组件在发生碰撞时会吸收形变能量。然而在实际当中发现，这些钢组织中的高残余奥氏体含量虽然能够通过已知的trip效应改善其单轴伸长率，但这些钢却不能可靠地到达所有方向上同样优良的变形性，例如其特征为良好的扩孔行为。
技术实现要素：
在此背景下，产生了提供一种扁钢产品的目的，该扁钢产品不仅具有高强度和伸长率优化的组合，而且在改善使用特性方面，比如良好的焊接特性，表面特性和用金属保护层镀层的适用性方面具有保证了与成形方向无关的最优化成形性的组织。
同样给出用于生产这种扁钢产品的方法。
关于扁钢产品方面，本发明通过使得根据本发明的扁钢产品至少具有在权利要求1中给出的特征解决了该目的。
涉及该方法方面，该目的根据本发明的解决方案是在生产根据本发明的扁钢产品时至少完成在权利要求9中提到的工作步骤。
本发明有利的设计方案在从属权利要求中给出，并与本发明的整体思想一起随后进行说明。
由此，根据本发明的扁钢产品特征在于其抗拉强度rm至少为950mpa，屈服极限为至少800mpa，并且根据dineniso6892，试样形式1，得出的断裂伸长率a50至少为8％。这里根据本发明的扁钢产品由具有除铁和不可避免的杂质以外如下组分的钢构成(单位为重量％)：
c:0.05％-0.20％,
si:0.2％-1.5％,
al:0.01％-1.5％,
mn:1.0％-3.0％,
p:最大0.02％,
s:最大0.005％,
n:最大0.008％,
以及选择性的一种或者多种选自“cr,mo,ti,nb,b”的元素，其含量为:
cr:0.05％-1.0％,
mo:0.05％-0.2％,
ti:0.005％-0.2％,
nb:0.001％-0.05％,
b:0.0001％-0.005％,
对于比值
ψ＝(％c+％mn/5+％cr/6)/(％al+％si)
其中％c:钢的各个c含量
％mn:钢的各个mn含量
％cr:钢的各个cr含量
％al:钢的各个al含量
％si:钢的各个si含量
适用:
1.5≤ψ≤3
并且其中该扁钢产品具有组成如下的组织：
-最大5面积％的贝氏体，
-最大5面积％的多边形铁素体，
-最大2体积％的残余奥氏体，
和
-至少90面积％的马氏体，其中马氏体的至少一半为回火马氏体。
本发明基于下列认知，即通过选择合适的合金能够得到特征为总是包括最少残余奥氏体的组织和高含量的回火马氏体以及最为精细地分布的未经回火的马氏体的扁钢产品，其高强度能够与非常好的成形性相结合。
根据本发明的扁钢产品典型的抗拉强度rm为950-1300mpa，且其屈服极限至少为800mpa并且最大可以达到各个抗拉强度。根据本发明的扁钢产品的伸长率a50通常为8-20％。同时根据本发明的扁钢产品在根据iso16630的扩孔实验中通常达到至少30％的扩孔比例。
这种特性组合根据本发明通过准确测定的经济的合金组分添加量来达到。这些组分如此彼此相协调，使得能够可靠达到所追求的机械特性且得到的扁钢产品同时显示出良好的可焊接性和可镀层性。
这里，影响钢的奥氏体形成和可淬火性的元素与阻碍碳化物形成的元素之间的适当比例的确定有着重大意义。该比例在根据本发明的合金中通过参数ψ来确定，该参数包括了钢的各个c含量，mn含量，cr含量，al含量和si含量。这里参数ψ不小于1.5。过高的硅或者铝含量会对钢的可镀层性(硅)或者可浇铸性(铝)造成负面影响。当碳，锰或者铬的含量不足时将达不到所需强度。参数ψ至少1.6的较高的值已经证明对于稳定生产过程的设定是有利的，其中已经证明至少为1.8的ψ值对于生产稳定性是特别有利的。太多的碳和锰可能会导致残余奥氏体含量升高，这又会导致成形性变低。这可以通过将该值设置在3.0作为根据本发明的钢的ψ值所在范围的上限值来避免。
在根据本发明的钢中碳有着多个重要功能。一方面是c含量在奥氏体的形成和a3温度的设定方面有着重要作用。足够的c含量实现了在低于930℃的温度下就已经完全奥氏体化。在接下来的淬火中残余奥氏体通过碳变得稳定。这种稳定化能够通过额外的如根据本发明的方法所规定的热处理步骤来促进。马氏体的强度也很大程度上受到钢的c含量的影响。另一方面，随着c含量的升高，马氏体初始温度越来越低，这导致了生产过程中的困难。出于这些理由，本发明在根据本发明的扁钢产品的钢中设定0.05-0.2重量％，尤其至少0.065重量％的c含量，其中当c含量为0.07-0.19重量％时在实际中尤其可以在根据本发明的钢中获得c的正面效果。
为了分别具体确定根据本发明设定的范围内部的各个c含量也能够应用所谓的碳当量“ce”，其值受到c含量的决定性影响。对于碳当量ce的计算，美国焊接协会(americanweldingsociety)给出了如下等式：
ce＝％c+(％si+％mn)/5+(％cr+％mo)/6
其中
％c:钢的各个c含量
％si:钢的各个si含量
％mn:钢的各个mn含量
％cr:钢的各个cr含量
％mo:钢的各个mo含量。
根据本发明，碳当量ce最高为1.1重量％，以保证优良的可焊接性。这里，能够通过将ce值限制在最高1.0重量％来保证特别良好的焊接特性。然而ce值不应小于0.254重量％并且尤其不能小于0.29重量％，以得到根据本发明设定的，在计算碳当量ce时所考虑的合金元素的效果。
通过硅在根据本发明的扁钢产品的钢中的存在使得渗碳体的形成得以抑制，通过渗碳体碳会被结合，并将不再能供残余奥氏体的稳定化所使用，通过渗碳体也使得伸长率变差。同样的效果也能够通过在合金中加入al来达到。然而在根据本发明设定的钢中需要存在0.2重量％的硅的最少量。大于1.5重量％的si含量会对根据本发明的扁钢产品的表面质量产生负面影响。因此根据本发明的扁钢产品中的si含量为0.2-1.5重量％，其中对于实际生产来说，至少0.25重量％或者最高0.95重量％的si含量是特别有利的，最高0.63重量％的si含量非常特别有利的。
在钢制造过程中向根据本发明的扁钢产品的钢中添加铝以用于脱氧和结合可能存在的氮。此外，al也能够用于抑制渗碳体。然而当存在较高的al含量时奥氏体化温度也会升高。因此将为根据本发明的扁钢产品而设定的钢的al含量限制在0.01-1.5重量％。如果需保证较低的奥氏体化温度，那么将al含量限制在最大0.44重量％，尤其限制在0.1重量％可以是有利的。此外，更高的al含量会对钢生产过程中的可浇铸型产生负面影响。
最高1.0重量％，尤其最高0.44重量％的al含量被证明对于保证特别优良的可浇铸性是有利的。此外，铝能够与氮结合为铝氮化物。出现在扁钢产品中的铝氮化物沉积能够对扁钢产品的成形性产生不利影响。因此将al含量限制在最高1.0重量％，尤其在最高0.44重量％在成形性的优化方面是有利的。
为了排除si和al在根据本发明的扁钢产品中的所有负面影响，可以将根据本发明的扁钢产品的钢中al和si含量的总和限制在最高1.7重量％，其中这里最高1.5重量％，尤其最高1.0重量％的上限尤其在焊接特性的改善方面被证明是特别有利的。在成形性的优化方面，al和si含量总和最高1.0重量％，尤其最高0.4重量％的上限同样被证明是有利的。
锰对于根据本发明的扁钢产品的钢材的淬火性很重要，并且此外还阻碍不被希望的珠光体在冷却时的形成。mn的存在由此实现了对于根据本发明所设定的组织的形成来说合适的初始组织结构(马氏体和残余奥氏体)。然而过高的mn浓度会对钢材的伸长率和可焊接性产生负面影响。因此根据本发明设定mn含量的范围为1.0-3.0重量％，尤其至少1.5重量％或者最高2.4重量％。
磷对于根据本发明的扁钢的可焊接性有着不利影响。因此，p含量应保持得尽可能少，至少不可超过0.02重量％，尤其少于0.02重量％或者少于0.018重量％。
有效含量的硫在根据本发明的扁钢产品的钢材中的存在导致了硫化物的形成，尤其是mns或者(mn，fe)s，其会对伸长率产生负面影响。为了避免这种情况，应将钢材中的s含量保持得尽可能小，至少不超过0.005重量％，尤其少于0.005重量％或者少于0.003重量％。
为了避免可能会损害成形性的氮化物的形成，将根据本发明的扁钢产品的钢材的n含量限制在最高0.008重量％。为了避免所有负面影响，n含量优选低于0.008重量％，尤其小于0.006重量％。
最高1.0重量％含量的铬能够在根据本发明设定的钢材中选择性作为有效的珠光体抑制剂来使用并且此外还有益于强度。当cr含量大于1.0重量％时会产生明显的晶界氧化的风险。为了能够利用cr的正面效果，至少需要0.05重量％。当存在至少0.15重量％的cr时，根据本发明的扁钢产品的钢材中的cr的存在有着特别有利的影响，其中当含量最大为0.8重量％时达到最优效果。
根据本发明的扁钢产品的钢材选择性地还可以额外含有0.05-0.2重量％的钼。这些含量的mo同样特别有效地抑制不希望的珠光体的形成。
根据本发明的扁钢产品的钢材中此外还可以选择性含有一种或者多种微合金元素，以通过非常精细分布的碳化物的形成来促进强度。为此，含有ti和nb被证明是特别合适的。
至少0.005重量％的ti含量和至少0.001重量％的nb含量分别单独或者彼此组合起来导致在根据本发明的扁钢产品在其根据本发明的生产过程中所进行的热处理过程中晶界和相界的冻结。此外，ti能够用于结合在钢材中存在的氮，以实现其它合金元素，尤其是硼的作用。这里至少0.02重量％的ti含量被证明是特别有利的。微合金元素过高的浓度会导致尺寸过大的碳化物，通过这些碳化物在高成形度时会引起裂痕。因此将根据本发明的扁钢产品的钢材中的ti含量限制在最大0.2重量％，并将nb含量限制在最大0.05重量％，其中当nb和ti的含量总和不超过0.2重量％时，已经证明这对于避免微合金元素的存在带来的负面影响是有利的。
同样选择性存在于根据本发明的扁钢产品的钢材中的硼离析到相界上并阻止了其运动。这促成了对于机械特征有利的细粒度的组织结构。为了能够利用b的效果，正如之前所提到的，能够在钢材中添加ti。为了能够利用b的正面效果，根据本发明设定的钢材必须含有至少0.0001重量％的b。当含量大于0.005重量％时，不再能够看出b正面效果的提高。
为了保护根据本发明的扁钢产品不受腐蚀，能够在其上设置金属保护镀层。该镀层能够尤其通过热浸镀进行设置。其中锌基镀层尤其适合于根据本发明的扁钢产品。
根据本发明的用于生产高强度扁钢产品的方法包括以下步骤：
a)准备未镀层的扁钢产品，该扁钢产品由具有除铁和不可避免的杂质以外如下组分的钢构成(单位为重量％)：
c:0.05％-0.20％,
si:0.2％-1.5％,
al:0.01％-1.5％,
mn:1.0％-3.0％,
p:最大0.02％,
s:最大0.005％,
n:最大0.008％,
以及选择性的一种或者多种选自“cr,mo,ti,nb,b”的元素，其含量为:
cr:0.05％-1.0％,
mo:0.05％-0.2％,
ti:0.005％-0.2％,
nb:0.001％-0.05％,
b:0.0001％-0.005％,
对于比值
ψ＝(％c+％mn/5+％cr/6)/(％al+％si)
其中％c:钢的各个c含量
％mn:钢的各个mn含量
％cr:钢的各个cr含量
％al:钢的各个al含量
％si:钢的各个si含量
适用:
1.5≤ψ≤3。
b)将该扁钢产品加热至高于该扁钢产品的钢的a3温度并且最高为960℃的奥氏体化温度thz，其中该加热过程在大小为200-400℃的拐点温度tw之前以5-25k/s的加热速度θh1进行，然后以至少2-10k/s的加热速度θh2进行直至奥氏体化温度thz；
c)将该扁钢产品在奥氏体化温度thz下保持5-15s的奥氏体化时间thz；
d)在50-300s的冷却时间tk中第一次将扁钢产品冷却至不低于680℃的中间温度tk；
e)从中间温度tk开始将该扁钢产品以大于30k/s的冷却速度淬火至冷却终止温度tq，对于该温度有：
(tms-175℃)<tq<tms
其中tms＝构成该扁钢产品的钢材的马氏体初始温度；
f)将该扁钢产品在冷却终止温度tq下保持10-60s的保持时间tq；
g)对该淬火至冷却终止温度tq的扁钢产品进行处理，
g.1)其中将该扁钢产品在处理温度tb下保持10-1000s的总处理时间tb，该处理温度至少等于冷却终止温度tq且不高于550℃，尤其不高于500℃。
或者
g.2)其中将该扁钢产品从冷却终止温度tq加热至450-500℃的处理温度tb，其中然后选择性将该扁钢产品在该处理温度tb下等温保持tbi的保持时间，其中到处理温度tb的加热以小于80k/s的加热速度θb1进行，并且由加热所必需的加热时间tbr和保持时间tbi的总和所构成的总处理时间tbt为10-1000s，并且其中将该扁钢产品在处理后引导通过热浸镀浴，以将其用锌基的金属保护层进行镀层；
h)从处理温度tb开始以大于5k/s的冷却速度θb2进行冷却。
根据本发明的方法的原理在附图1的图标中进行了说明。
在工作步骤a)准备由具有前述组成的钢构成的扁钢产品。所准备的扁钢产品尤其可以是冷轧扁钢产品。然而以根据本发明的方式来加工热轧扁钢产品也是可能的。
对于扁钢产品到奥氏体化温度thz的加热(工作步骤b))，原则上可能的是两个不间断顺次进行的步骤，其中将该扁钢产品在第一步中以5-25k/s的加热速度θh1加热至200-400℃的拐点温度tw。这里已经证明至少为5k/s的θh1值对于方法生产性来说是有利的，而大于25k/s的加热速度θh2被证明是耗费能量并且昂贵的。然后在第二步中以2-10k/s的加热速度θh2继续加热，直到达到奥氏体化温度thz。在第二加热步骤中在扁钢产品中的加热过程中存在于该扁钢产品中的合金元素可能会扩散。随着加热速度的提高，扩散过程可用的时间以及由此该扁钢产品的合金元素分散的均质化可用的时间减少。分散不均匀的合金元素可能导致局部不同的组织转化。对于调整出均匀的组织来说，将加热速度θh2限制在最高10k/s被证明是有利的。这里小于2k/s的加热速度θh2值被证明是对于方法的经济性是有利的。因为为加热速度θh1，θh2设置的范围互相重叠，到奥氏体化温度的加热也能够以5-10k/s的恒定加热速度连续进行。这时在工作步骤b)中的加热速度θh1和θh2是相同的。
奥氏体化温度thz必需高于a3温度。a3温度是依据分析的，并且能够用下面的经验公式估算(合金含量单位为重量％)：
其中，
％c:钢的c含量,
％ni:钢的ni含量,
％si:钢的si含量,
％mo:钢的mo含量,
％mn:钢的mn含量。
根据本发明所选出的钢的合金允许将奥氏体化温度thz限制在最高950℃并由此限制实施根据本发明的方法所需的操作成本。
为了在此阻止对于成形性有不利影响的大的奥氏体晶体形成，将该扁钢产品在工作步骤c)中在奥氏体化温度thz下所保持的奥氏体化时间thz限制在5-15s，其中奥氏体时间thz可以少于15s，以避免所有不希望的晶体生长。
在工作步骤d)中对该扁钢产品从奥氏体化温度thz开始进行受控的，缓慢的冷却。该冷却可以持续50-300s并且必需在不低于680℃的中间温度tk时终止，以避免不希望的渗碳体的产生。优选将中间温度tk的上限限制在最高为a3的温度上，通常上限限制在775℃，因为当中间温度tk更高时对于接下来的冷却来说所需要的冷却功率过高并且由此该方法的经济性会出现问题。
在步骤d)中的缓慢冷却后将该扁钢产品在工作步骤d)中以高冷却速度θq淬火至依赖于分析的冷却终止温度tq。高冷却速度θq可以比如利用现代化的气体喷射冷却到达。
为避免铁素体贝氏体转化所必需的最小冷却速度θq大于30k/s。冷却速度θq这里通常根据设备来限制其上限并且通常不超过200k/s。在此通过马氏体初始温度tms来限定冷却终止温度tq所处的范围的上限以及将其下线限制在比马氏体初始温度tms低175℃的温度((tms-175℃)＜tq＜tms)。
该马氏体初始温度能够利用下列等式估算(合金含量单位为重量％)：
tms(℃)＝539℃+(-423％c-30.4％mn-7.5％si+30％al)℃/重量％
其中，
％c:钢的c含量,
％mn:钢的mn含量
％si:钢的si含量,
％al:钢的al含量。
在工作步骤f)中将该扁钢产品在冷却终止温度tq下保持10-60秒的保持时间tq，以调整组织。在该步骤中得到具有最高30％残余奥氏体的马氏体组织。在该步骤中生成多少马氏体主要取决于冷却终止温度比马氏体初始温度tms低多少。保持时间tq至少为10秒，以保证在扁钢产品中的温度均一化并由此保证均一的组织。当保持时间长于60秒时温度均一化结束。保持时间tq最高为60秒以提高本发法的生产力。
与开头说明的现有技术不同，本发明不追求一直到室温时对残余奥氏体的稳定化。在工作步骤g)中完成的扁钢产品的热处理目的是受控的碳的再分配，使得在该方法结束后得到的扁钢产品的组织基本由两种马氏体组成，即回火马氏体和未经回火的马氏体。
根据本发明，工作步骤g)包括两个方法变体g.1)和g.2)，其中第一种变体g.1)能够得到未镀层的根据本发明的扁钢产品，第二种变体g.2)能够得到设置有zn镀层的根据本发明的扁钢产品。
两种变体g.1)和g.2)中的温度控制分别如此选择，使得组织中一直存在的残余奥氏体中富集来自于过饱和马氏体的碳。碳化物的形成和残余奥氏体的分解通过根据本发明对于总处理时间tbt的限制有目的地抑制。该时间为10-1000秒，以实现碳的充分再分配。
对于第一方法变体g.1)，工作步骤g)中对于该扁钢产品的处理包括对于该扁钢产品在处理温度tb下持续总处理时间tbt的保持，该处理温度至少等于冷却终止温度tq并且不高于550℃，其中最大500℃的冷却终止温度tq被证明是特别有利的。
这里，在变体g.1)中，处理温度tb也能够高于冷却终止温度tq。在这种情况下将该扁钢产品从冷却终止温度tq加热至相应处理温度tb，这里以小于80k/s的加热速度θb1进行加热。
与此相反，根据工作步骤g)的第二种变体将该扁钢产品以小于80k/s的加热速度θb1加热至400-500℃的处理温度tb，以使得来自于过饱和马氏体的碳在残余奥氏体中积聚。碳化物的形成和残余奥氏体的分解通过根据本发明对于在工作步骤g)的该变体g.2)中由加热所需的加热时间tbr和该扁钢产品在温度tb下所等温保持的保持时间tbi组成的总处理时间tbt有目的的限制而被抑制。当加热速度θb1足够慢时，也可以舍弃等温保持，也即保持时间tbi等于“0”。
在工作步骤g)的第二种变体g.2)中，该扁钢产品在加热和选择性在处理温度tb下的保持后进行热浸镀，在该热浸镀中将该扁钢产品镀上zn镀层。为此能够如此选择处理温度tb，使得其对应于该扁钢产品在进入相应热浸镀浴中时的进入温度。为此，处理温度tb通常在450-500℃范围中。这里该热浸镀浴通常在锌和不可避免的杂质以外还包含总和最大为3重量％的由al，mg,si，pb,ti,ni,cu,b和mn组成的组中的一种或多种元素。
无论选择哪种变体，将该扁钢产品在工作步骤g)结束之后以大于5k/s的冷却速度θb2受控制地冷却以重新产生马氏体，其中冷却速度通常最高为50k/s。θb2大于5k/s，以避免珠光体和铁氧体的形成。
根据本发明的方法能够在连续过程中在通常为此所设定的传统退火设备或带镀层设备中进行。
根据本发明的扁钢产品的组织由
-至少，尤其大于90面积％的马氏体，该马氏体的至少，尤其大于50面积％是来自于第一冷却步骤(工作步骤f))的回火马氏体，
-最多，尤其少于5面积％的贝氏体，
-最多，尤其少于2体积％的残余奥氏体以及
-最多，尤其少于5面积％的多边形渗碳体
组成。
根据本发明的扁钢产品的组织非常精细，平均粒径小于2μm并且通常很难用常用的光学显微镜进行评估。因此推荐使用扫描电子显微镜(rem)以及5000倍的最小放大倍数进行评估。
允许的最大残余奥氏体含量即使在高放大倍数下也很难用光学显微镜或者扫描电子显微镜来确定。因此推荐利用x射线衍射(xrd)定量确定残余奥氏体(根据astme975)，根据该定量确定将残余奥氏体含量以体积％为单位给出。
能够将晶格畸变作为根据本发明的扁钢产品机械特性质量的标准。该晶格畸变对于塑性变形的初始阻力非常重要。对于晶格畸变的测量和定量来说一个合适的方法是电子背散射衍射(ebsd)。利用该ebsd方法将试样在rem中进行点状扫描，其中在每个测量点上取一个衍射图案，由该衍射图案能够确定结晶方向。测量和不同评估方法的详细内容在手册中可查。比较有用的ebsd评估方法是所谓的核平均取向差(kam-更多说明参见手册“oimanalysisv5.31”，edax公司，91mckeedrive，mahwah，新泽西07430，美国)，其中将一个测量点的取向和相邻的测量点进行比较。在阈值之下，通常为5°，相邻的点属于相同的(变形)晶粒。阈值之上，相邻的点属于不同的(亚)晶粒。由于组织非常精细，在使用ebsd时推荐100nm的最大步幅。为了评估根据本发明的扁钢产品的组织结构对第三相邻点的kam值进行评估。根据本发明的扁钢产品必须具有取自至少75μm×75μm测量范围的大于1.20°，优选大于1.25°的kam平均值。
具体实施方式
接下来借助于实施例进一步说明本发明。
准备取自按传统方式生产的钢板的试样用于测试本发明，这些钢板由具有表1中所示组成的钢a-i构成。
表1中还对钢a-i中的每一个都额外示出了参数ψ和碳当量ce，其由上述方程
ψ＝(％c+％mn/5+％cr/6)/(％al+％si)
和
ce＝％c+(％si+％mn)/5+(％cr+％mo)/6
计算得到，其中％c是钢a-i分别的c含量，％si是钢a-i分别的si含量，％mn是钢a-i分别的mn含量，％cr是钢a-i分别的含量，％mo是钢a-i分别的mo含量，％al是钢a-i分别的al含量。
因此，钢e，f和g就不符合根据本发明通过参数ψ所确定的对于对奥氏体形成和可淬火性非常重要的合金元素的调整所提出的要求。
由钢a-i制成的试样1-7，11，12，16-23，28-31，33-35，39，40，43-60经过了在图1中示出的方法过程。这里首先将其以加热速度θh1加热至拐点温度tw，然后以加热速度θh2加热至奥氏体化温度thz，该温度分别高于相应各个钢的a3温度，但分别低于950℃。然后将经过如此加热的试样在奥氏体化温度thz下保持thz的奥氏体化时间然后经过tk的冷却时间冷却至中间温度tk。当达到中间温度tk时进行冷却速度为θq的加速冷却，用此冷却速度将试样1-7，11，12，16-23，28-31，33-35，39，40，43-60冷却至冷却终止温度tq，该温度对于试样1–7,11,12,16,17,19–23,28–31,33-35,39,40和43–60来说比试样1–7,11,12,16-23,28-31,33-35,39,40和43-60的各相应的钢a-i的马氏体初始温度tms低最多175℃，并且对于试样18来说高于该马氏体初始温度。在冷却终止温度tq下将试样1-7,11,12,16-23,28-31,33-35,39,40和43-60保持10-60s的保持时间tq。然后将试样1-7,11,12,16,17,19-23,28-31,33-35,39,40和43-48以加热速度θb1经过加热时间tbr加热至处理温度tb，在一些试验中将这些试样在此温度下保持tbi的额外的保持时间。将试样18与此类似地冷却至处理温度tb。然后以冷却速度θb2冷却至室温。将试样49-60在冷却至冷却终止温度tq并在tq下保持tq的保持时间之后不经加热在处理温度tb下等温保持tbi的保持时间。然后也将试样49-60以冷却速度θb2冷却至室温。
前面提到的，在试验中使用的参数在表2中给出。由此由根据本发明的钢a-d，h和i构成的试样1-7,11,12,16-23,28-31和44-55中，没有对试样3(θq<30k/s),11(thz<a3),18(tq>500℃),19(θq<30k/s),28(thz<a3),
在最后的冷却过程中，在处理温度tb处于450℃对于进入zn热浸镀浴足够水平的情况下的试样1-7,11,12,16-23,28-31,33-35,39,40和43-60能够通过热浸镀浴。但在试验的框架内放弃了该处理，但并没有影响实验结果。
在热处理后得到的试样中确定机械特性屈服极限rp0.2，抗拉强度rm，比值rp0.2/rm，断裂伸长率a50(根据dineniso6892，试样形式1)，乘积rm*a50和扩孔率λ1，λ2(根据iso16630)。同样地得出铁氧体的组织比例“f”，回火马氏体的组织比例“am”，残余奥氏体的组织比例“ra”，未经回火的马氏体的组织比例“m”和贝氏体的组织比例“b”以及根据核平均取向差得出的值“kam”。每个试样的相关的特性值在表3中示出。
具有组织定量的退火材料所达到的机械特性在表3中示出。在既满足有关各个钢的合金组成的本发明的规定，又满足根本发明的热处理条件的试样中，在大于30％的扩孔率λ1，λ2的情况下，达到了大于800mpa的屈服极限rp0.2，大于950mpa的抗拉强度rm，大于8％的断裂伸长率a50。
与此相对，对照实例b11和d28显示了奥氏体化温度thz不足的影响。在这些实例中，组织并没有完全奥氏体化，由此组织中形成过多的铁氧体。这导致了极端局部化的损伤和在成形过程中过早的失效。
对照实例d29示出了高温下过长的奥氏体化会对成形性产生怎样的负面影响。
对照实例a3和c19展示了当冷却速度θq过小时，不能达到想要的屈服极限，其原因在于不能充分阻止铁氧体形成。
利用过高的冷却终止温度tq制造的对照实例c18示出了与所希望的屈服极限相比的不足以及较小的扩孔率。其原因在于组织中铁氧体和贝氏体比例太高。
对照实例e33-e35和e56-e58示出了与所希望的屈服极限和抗拉强度相比的不足，其原因在于组成没有根据本发明且所得到的组织中铁氧体的比例过高。高铁氧体比例的原因在于通过过小的硅含量以及与碳，锰和铬相比过低的铝、硅含量以及由此过高的ψ参数值所导致的对于碳化物形成的阻止的不足。
最后，对照实例f39，f40，f59和f60示出了过低的ψ参数值的影响，该过低的值也会导致与所期望的组织的偏差。最低强度能够部分达到，但这里的屈服极限和扩孔率并没有在目标范围中。
从对照实例g43中可以清楚得知，过高的ψ参数值导致过高的残余奥氏体比例和减弱的成形性，这从较差的扩孔率值λ1，λ2中就能看出。
对照实例i48说明了过小的冷却速度θb2导致更多的铁氧体形成并由此导致较低的屈服极限。
下划线和加粗的数值表示本发明给定参数以外的数值
表2
“sp.”＝比例＜2面积％；
下划线和加粗的数值表示本发明给定参数以外的数值
表3