W和Zr中的每个至多1 (重量）％的含量，特别是0. 5 (重 量）％，并且Mo为至多1 (重量）％的含量。
[0026] Mo额外地有助于在本发明的扁平钢产品拉伸强度、阻抗性和耐疲劳性的增加。此 外，由Mo和C形成碳化物是特别优良的并且从而提高了本发明的扁平钢产品的微观结构的 细度。然而，Mo的高含量恶化热成形性和冷成形性。为了避以特别可靠的方式免这种情况， 可选地存在于本发明的钢中的Mo含量可被限制到0. 5 (重量）％。
[0027] 添加至多6 (重量）％，特别是至多3 (重量）％或至多1 (重量）％含量的Mn可提 高本发明的钢的热加工性和焊接性。另外，Mn促进在熔融过程中的脱氧，并且有助于增加 钢的强度。
[0028] 至多1 (重量）％，特别是至多0? 5 (重量）％ %含量的硅同样地促进在熔融过程中 的脱氧，并且增加了本发明的钢的强度和耐腐蚀性。但是，在含量过高的情况下，硅的存在 降低钢的适用性及其用于焊接的延展性。
[0029] 添加至多3(重量）％含量的Cr也可以结合存在于本发明的钢中的碳以得到碳化 物。与此同时，Cr的存在增加了耐腐蚀性。本发明的钢中Cr的有利性能以特别目的的方 式得以实现，当Cr存在的含量至多1 (重量）％时。
[0030] 为了避免再结晶温度的增高，本发明的钢中钴被限制为最多1(重量）％，优选最 多为〇.5(重量）％。
[0031] 至多2(重量）％特别是1(重量）％含量的镍同样地有助于本发明钢的强度和韧 性的增加。此外，Ni提高了耐腐蚀性，并减少了在本发明的钢的微观结构中主铁氧体的比 例。
[0032] B的加入可同样导致细的微观结构的形成，该微观结构促进本发明的钢的成形性。 然而，B过高的含量会损害冷成形性和抗氧化性。因此，本发明的钢中的B含量被限制在 〇? 05 (重量）％，特别是至多0? 01 (重量）％。
[0033] 至多3(重量）％的Cu含量改善了本发明的钢的耐腐蚀性，但是在较高含量的情况 下也能恶化热加工性和焊接性。因此如果存在的话，在本发明的一个可行的配置中Cu的含 量被限制在至多1 (重量）％。
[0034] 在本发明的钢中，至多0. 015(重量）％尤其是0. 005(重量）％含量的钙结合可能 降低耐腐蚀性的硫。
[0035] 由于生产的原因，在本发明的钢中吸收有氧，并且与存在于钢带中的稀土金属形 成沉积物。如果稀土金属是铈，氧化铈沉积物存在于按照本发明生产的扁平钢产品。如果 所用的稀土金属是铈或镧，铈、La与02含量的原子比应满足以下条件：
[0036] 0.5 (% Ce+% La)/%0 0. 8；
[0037] 优选
[0038] 0. 6 (% Ce+% La)/%0 0.7；
[0039]其中，％ Ce意味着钢中各个铺的含量，％ La意味着各自镧的含量以及％0以为 着各个氧含量，在每一种情况下其以（原子）％计。这些氧化物具有小于5微米的直径。
[0040] 在本发明的冷乳扁平钢产品的生产中，以下步骤根据本发明被执行：
[0041]-熔化具有根据本发明的组合物的钢水，如上述所给出的细节。
[0042]-铸造钢水以得到预制品，例如坯料、板还、薄板坯或铸钢带。一个特别有利的方 法在此已经被发现，铸造以得到接近最终尺寸的铸带。接近最终尺寸的铸造可以通过使 用用于此目的本身已知的传统的铸造设备来实现。其中的一个例子是"双辊带坯连铸机 (twin-roll strip casting machine)"。由于这种方法采用永久模具操作，该永久模具同 时一起移动，永久模具和固化的钢带壳体之间没有相对运动。以这种方式，这些方法可以无 需铸造粉末而进行并且因此理论上讲对于制造用于本发明的扁平不锈钢产品的初级材料 而言具有良好的适应性。
[0043] 在钢带坯铸造中另一个积极因素是该铸钢带至多在它被冷却之前被暴露于低的 机械应力，使得在高温范围中形成裂纹的风险被最小化。
[0044] 在根据本发明熔炼钢熔体铸件的过程中，在最后添加合金和浇注之间等待至少约 15分钟的等待时间，以保证钢水良好混合。典型浇注温度是在约1590°C的范围中。
[0045] 通过实际测试，这另外可能表明本发明的钢可被铸造为坯料，该坯料可通过开坯 (blooming)被乳制成板块。
[0046]-如果需要，该预制件被带到1000-1300 °C的预热温度或保持在该温度范围内，尤 其是在此已经被发现的1200-1300°C特别是1200-1280°C的可行的预热温度。如果预制品 是一个平板，该预热过程持续例如120-240分钟。
[0047] _在任选加热到预热温度之后如果适合的话，预产物被热乳以得到热乳钢带， 其中热乳结束温度应大于820 °C，特别是超过850 °C，并且在实践中820-1000°C特别是 850-1000°C的热乳结束温度被设立。在实际试验中，高于920°C的热乳结束温度已被发现是 特别有利的。
[0048] _在非退火的热乳钢带，在带材方向测量的大于100微米的平均铁素体晶粒长度 在带状芯中被发现。
[0049]-得到的热乳钢带被缠绕以得到线圈，其中绕制温度可以是至多850°C，特别是 450-750 °C。
[0050] _卷绕后，热乳钢带进行退火。该退火对于根据本发明生产的扁平钢产品的性能具 有特殊意义。热乳钢带退火在高于650°C特别是700-900°C的退火温度下进行的。约850°C 特别是850°C +/-20°C的退火温度已经被发现是特别可行的。在此退火中所构想的用于此 目的的退火时间通常是1-50小时，该退火通常作为钟退火而被执行。
[0051]由于在根据本发明所定义的温度范围内进行的退火，热乳钢带，尽管其具有高的 Al含量，仍然可以被冷乳而不发生任何显著边缘裂纹或者甚至剥离的裂纹。热乳钢带退火 用来产生充分重结晶的被修复的条纤芯区域，以降低冷乳阻抗并提升最大可达到的冷乳水 平。由热乳钢带退火和高的冷成形水平所带来的纹理选择促进了具有所要求的性能轮廓的 适合的冷带纹理性。用于热乳钢带退火的一种特别合适的方法是根据上述阐明的变体例设 置的具有高于 650°C的峰值温度的钟退火操作。
[0052] 热乳钢带退火带来更多热乳钢带的修护并且，连同在本发明的钢中通过稀土金属 的存在所取得的效果，会产生很好的可靠的冷乳性。
[0053] -如果需要的话，在退火后，可以进行热乳钢带的酸洗，以除去附着在热乳钢带上 的残留物。
[0054]-被退火并且可选被酸洗的热乳钢带进行冷乳，得到冷乳扁平钢产品。冷乳可以 在一个阶段或两个或者更多个阶段中实现，在此情况下，其冷乳程度必须至少为30%，并且 特别是至少40%。40%以上的冷乳程度已被发现是特别有利的。至少30%优选超过40% 的冷乳水平是必须的以向材料中引入足够数量的位错。这个位错密度是在冷乳后进行的再 结晶最终退火的驱动力，并且其建立本发明的成品扁平钢产品所需的再结晶微观结构和纹 理。
[0055] 在两个或甚至更多的阶段下进行冷乳的情况下，中间退火可以在冷乳阶段之间进 行。
[0056] _在所述冷乳后，所得的冷乳钢带进行退火，其在连续退火操作下或在作为钟退火 的分批模式下进行。最终退火和在冷乳过程中可选进行的中间退火可以以常规方式在本身 已知的温度和时间下进行退火。在冷乳钢带的最后退火中，形成具有有利纹理的材料。
[0057] 该冷乳带材的特定退火可在具有750_850°C退火温度的连续输送退火系统中实 施超过1-20分钟的典型的持续时间，并且特别是切实可行的退火温度已被发现是在超过 780°特别是在800-850°C下进行2-5分钟的退火。可替代地，各个退火也可以在钟退火系 统，其中，退火温度在超过650°C特别是在650-850°C下进行1-50小时的退火。在实践中， 700-800°C的退火温度和l_30h的退火时间已被发现对于钟退火是特别有用的。
[0058] -可选地，例如为了改善其耐蚀性，所获得的冷乳钢带可由例如基于Al或Zn的金 属保护层覆盖。用于此目的的合适的方法是本身已知的涂布方法。
【具体实施方式】
[0059] 为了测试本发明，本发明的四个熔体II、12、13和14和三个比较熔体CUC2和C3 已经被熔化，并且其组合物的检测结果列于表1中。
[0060] 钢熔体11-13已经被铸造得到块形式的预制件。该些块然后已经在预热期间PP 被加热到预热温度PT并且然后形成为板坯。
[0061] 随后，被加热的板坯在热乳结束温度HET下已经被热乳以得到热乳钢带，并且所 得到的每个热乳钢带已经在绕组温度WT下被缠绕以获得线圈。
[0062] 通过双辊带式铸造系统，铸钢带已经由钢熔体14被生产出来作为预制品，然后在 热乳结束温度HET下被同样地热乳以得到热乳钢带。得到热乳钢带的处理工艺以随着钢带 铸造后的连续不间断的工序进行，