本发明涉及一种冷轧、罩式退火的扁钢产品，所述扁钢产品具有高锰含量并因此特别适合于冷成形。
本发明同样涉及用于制造根据本发明的扁钢产品的方法。
背景技术：
在本文中提到钢合金的含量时，只要没有其他明确说明，含量均基于重量(以重量％说明)。如果在本文中给出气氛或气体混合物组成的说明，则只要没有其它明确说明，单一的成分含量均基于体积(以体积％说明)。
“扁钢产品”的概念在本文中理解为在轧制过程中生产的钢带或钢板以及由其获得的裁剪件、扁坯和类似产品，其各自的厚度远远小于其宽度和长度。
对于机动车的车身零件的制造来说，尤其需要高强度、可冷成形的钢以及由其生产的扁钢产品。就其而言还存在以下要求，即，在制作零件的板材具有最佳低重量时不仅有良好的可变形性，而且还具有足够的强度，以在小的板材厚度时能够对车身稳定性做出有效贡献。
此外特定用于车身零件和类似用途的钢和扁钢产品必须确保能够良好焊接且在各自焊接点的区域中不显示开裂的倾向。此在术语中也称为“焊接裂纹(lotrissigkeit)”现象，这是晶界通过介质(在焊接过程期间渗入晶界)弱化的结果，所述介质例如来自涂层的锌、来自焊接添加料的cu。该侵入结构的介质可通过由于其存在而出现的冷却应力导致裂纹。如此可例如在焊接镀锌的板材中出现，在钢板基材上作为腐蚀保护涂层而施加的锌由于高焊接温度而熔融并在晶界处侵入钢板。在随后的冷却中在此晶界上出现引起晶间裂纹的应力。裂纹风险在较粗糙的结构中特别强，而细晶粒的结构有抵抗焊接裂纹的倾向。
不管是用于成形各零件如有可能需要多个冷成形，还是在长的使用持续时间(在实际使用中出现负载的情况下)后，对于使用在车身零件的扁钢产品都不允许出现氢诱导裂纹。此所谓的“延迟的裂纹形成”可对于由该扁钢产品成形的零件的强度和稳定性以及用该零件制造的车身引起危险后果。该氢诱导的“延迟的裂纹形成”是由自外侵入钢材料的氢或在材料生产条件下存在的氢引起的。
从wo2012/077150a1中已知用于制造具有高机械耐久性和成形性的奥氏体钢的方法。该提出的钢具有以下化学组成(按重量％):c:0.2-1.5％、mn:10-25％、ni:<2％、si:0.05-2.00％、al:0.01-2.0％、n:<0.1、p+sn+sb+as:<0.2、s+se+te:<0.5、nb+co:<1和/或re+w:<1，其中余量为铁和不可避免的杂质。由这样组成的钢通过热轧和冷轧生产冷轧带材。冷轧带材在冷轧后经历最终退火，其中其在连续过程中在900-1100℃的温度下重结晶退火60-120s。或者可将最终退火作为罩式退火进行，其中将冷轧的带材在700-800℃的温度下保持30-400min。设置退火气氛，使得其碳活性在0.1和1.0之间。其中在连续退火期间，氮含量占90-100％且退火气氛的氢含量占至高10％，而在罩式退火中，退火气氛的氮含量在0-100％且其氢含量在0％和100％之间，露点可以低于0℃且优选在-10℃和-50℃之间。
另外专业知识还在bleck,wolfgang(hrsg.)“werkstoffkundestahlfürstudiumundpraxis”-verlagmainz,aachen,2001,isbn3-89653-820-9中说明了重结晶退火的参数和经重结晶退火的钢的结构成型之间的关系。
其中已知，对合适组成的钢，在连续贯通炉中的热处理期间，可通过微合金来控制重结晶或晶粒成长。然而这样的设计一般不适合用于借助罩式退火炉的退火，因为在罩式退火炉中必需的长退火时间导致不合期望的碳化物形成。强烈的碳化物析出导致溶解碳的贫化，由此改变堆垛层错能且除了twip效应以外，该材料可另外具有trip效应，其在成形过程中负面地作用。此外，结构中粗颗粒或成簇的细颗粒可在成形过程中作为缺陷处且例如造成表面缺陷。另外观察到断裂伸长率通过例如镉的碳化物(cr23c6、cr7c3)的显著下降。粗晶结构导致低的屈服强度和抗拉强度且因此应该同样避免。
与此缺点相反的是，罩式炉例如在加工具有较小带宽的钢带时常常可以比贯通炉更经济地使用。
技术实现要素：
在此背景下提出的任务是实现一种冷轧的扁钢产品，该扁钢产品由属于高锰含量钢类型的钢组成且还在罩式退火状态中具有性能组合，该性能组合使得该扁钢产品特别适合于尤其是在汽车车身构造上的用途。
此外应该说明制造这样的扁钢产品的方法。
本发明一方面通过具有权利要求1所说明的特征的扁钢产品解决了此任务。
另一方面前述任务的根据本发明的解决方案存在于权利要求5中说明的方法中。
在所附权利要求中说明本发明有利的设计并随后如一般发明构思详细阐述。
根据本发明的冷轧的、罩式退火的扁钢产品因而具有大于350mpa的屈服强度rp0.2，至少35％的断裂伸长率a80和至少800mpa的抗拉强度rm，其中该扁钢产品由以下组成(按重量％)：
c：0.1-0.8％，
mn：10-25％，
al：0.3-2％，
来自“v、nb、ti”的一种或多种元素，其中“v、nb、ti”元素的含量总和占0.01-0.5％，
si：至高0.5％,
cr：少于1.5％,
s：少于0.03％,
p：少于0.08％,
n：少于0.1％,
mo：少于2％,
co：至高0.5％,
b：少于0.01％,
ni：少于8％,
cu：少于5％,
ca：至高0.015％,
mg：至高0.0015％,
sb；至高0.2％,
sn；至高0.2％,
来自“zr、ta、w”的一种或多种元素，其中“zr、ta、w”的含量的总和最高占2％，
稀土金属：至高0.2％，
余量为铁和不可避免的杂质，
且具有
-7-15mj/m2的堆垛层错能
以及
-其结构特征在于具有根据astm确定的至少astm13的晶粒大小以及最高250碳化物颗粒每1000μm2的碳化物表面密度。
用于制造根据本发明的扁钢产品的根据本发明的方法，包括以下工作步骤：
a)提供由钢组成的预产品，所述钢由以下组成：(按重量％)c：0.1-0.8％,mn：10-25％,al：0.3-2％,来自"v,nb,ti"的一种或多种元素并具有条件"v,nb,ti"中的元素的含量总和为0.01-0.5％,si：至高0.5％,cr：少于1.5％,s：少于0.03％,p：少于0.08％,n：少于0.1％,mo：少于2％,co：至高0.5％,b：少于0.01％,ni：少于8％,cu：少于5％,ca：至高0.015％,mg：至高0.0015％,sb：至高0.2％,sn：至高0.2％,来自"zr,ta,w"的一个或多个元素并具有条件zr,ta和w的含量的总和最高占2％，稀土金属：至高0.2％且余量为铁和不可避免的杂质；
b)将预产品充分加热或保持在1100-1300℃的保持温度下；
c)将经充分加热的预产品用至少800℃的热轧终止温度热轧成经热轧的带材；
d)将所得热带材在最高750℃的卷曲温度下缠绕至卷材；
e)对热带材进行去氧化皮；
f)将热带材冷轧至冷带材；
g)冷带材最终退火，其中最终退火以罩式退火进行，其中该冷带材以至少0.1k/min的加热速率加热到600-1200℃的目标退火温度，其中该冷带材在600℃以上的温度区域中在含至少50％氢且露点低于-50℃的保护气体气氛下进行退火，其中该冷带材在目标退火温度下保持0.5-60h的保持时间，且其中冷带材在保持时间结束后以至少0.05k/min的冷却速率在冷却罩下冷却至小于500℃的目标冷却温度，其中在加热罩和冷却罩下的总停留时间最高为150h。
当根据本发明的扁钢产品在其生产中在罩式炉中以根据本发明的方式进行了最终退火时(根据本发明方法的工作步骤g))，根据本发明的扁钢产品在强度和断裂伸长率良好的同时具有可焊接性与裂纹延迟形成的较小倾向的最优组合，以及具有良好的热可变形性和冷可变形性。
如此设计根据本发明的扁钢产品的合金和在制造这些扁钢产品时进行的最终退火(根据本发明方法的工作步骤g))的参数，使得能够尽量避免碳化物的产生，其在最终退火期间无益于细晶粒结构的调节。
根据本发明的扁钢产品的结构的细晶粒性可靠地满足astm13，其中通常达到超过astm13的细晶粒性。条件“结构的细晶粒性至少符合astm13”涉及由美国材料试验协会astm用于判断结构的晶粒大小而开发的astm标准系列。
由于根据本发明的合金设定与闭合的罩式退火组合而达成的特别细的结构在根据本发明的扁钢产品中产生良好强度和韧性的最优组合，其保证了良好热可成形性和冷可成形性。特别突出的是焊接裂纹减少的作用，以及对细结构的延迟的裂纹形成的小的倾向，其由于根据本发明的化学组成和具有最优运行安全性的罩式退火参数的组合而具再现性。
由此保证结构中碳化物的体积比例和碳化物的表面密度(即每个观察切片面上的碳化物数量)是小的。通过光显微镜并在放大1000倍时目测结构切片来确定碳化物的表面密度。
本发明规定表面密度上限最大250颗粒每1000μm2。在生产根据本发明的扁钢产品中注意根据本发明的设定时一定要遵守此上限。通过将根据本发明的扁钢产品的结构中的表面密度限制在至高250颗粒每1000μm2，保证了根据本发明的扁钢产品的机械性质，也就是可靠地达到大于350mpa、尤其大于400mpa的屈服强度rp0.2，至少35％、典型的35-45％或35-40％的断裂伸长率a80，以及至少800mpa的抗拉强度rm，且可无限制地进行如此获得的扁钢产品的冷成形。
对于根据本发明的扁钢产品尽管强度高仍有良好冷可变形来说，其抗拉强度rm与其断裂伸长率a80的乘积rm×a80通常大于32000[mpa％]，优选大于35000[mpa％]。其中根据iso6892-1：2017-02来确定抗拉强度rm和断裂伸长率a80。
大于250碳化物每1000μm2的碳化物表面密度将导致机械性质和rm*a80乘积的明显恶化。因此至高200碳化物颗粒每1000μm2、尤其最高170碳化物颗粒每1000μm2或最高150碳化物颗粒每1000μm2的碳化物表面密度证明是特别有利的。
根据本发明的扁钢产品具有奥氏体结构并具有twip-性质(“twip”＝孪生诱导塑性)。此外在根据本发明的扁钢产品的结构中也可存在适合于trip效应(tpip＝相变诱导塑性)的奥氏体部分。
主要的变形机制由化学组成和由此导致的堆垛层错能产生。7mj/m2的堆垛层错能下限保证主要的twip变形机制。为了特别可靠地使用此作用，可将堆垛层错能的最小值设在8mj/m2。高于15mj/m2的值升高了合金剂成本并恶化加工以及使用性质(例如可焊接性，耐腐蚀性等)。为了避免此负面作用，可将堆垛层错能的值限制于至高13mj/m2。
在此根据oliver
为了稳定奥氏体结构，在根据本发明的扁钢产品中c含量占至少0.1重量％，尤其至少0.2重量％。还可通过各自c含量来有针对性的影响根据本发明的扁钢产品的twip性质和trip性质，因为碳使堆垛层错能升高。此外，通过根据本发明的c的存在使强度升高而不引起延展性损失。但是对于大于0.8重量％的c含量可在根据本发明设置的罩式炉中的最终退火时引起可变形性的降低。因此将根据本发明的扁钢产品的c含量限制在0.1-0.8重量％。将扁钢产品的c含量限制在最大0.5重量％可尤其可靠地达到碳含量的期望作用，其中在0.2-0.5重量％的c含量时产生特别好的性质组合。
锰在根据本发明的钢中导致所要求的高强度和更高的堆垛层错能。根据本发明的钢的trip性质和twip性质可通过mn含量调节。此外高的锰含量的存在确保根据本发明的扁钢产品具有所期望的奥氏体结构。通过使mn含量至少占10含量％来确定达到此效果。对于超过25％重量的mn含量，不再出现这里感兴趣的性质的显著改善。取而代之的是，当mn含量超过25％重量时，存在最大抗拉强度下降的风险。考虑到将针对延迟的裂纹形成的易感受性最小化，将mn限制在最高22重量％与根据本发明预设的al含量相结合可为有利的。将mn含量限制在最高22重量％，尤其少于22重量％，导致腐蚀电位明显的降低并抵抗氢吸收。10重量％的下限确保了钢的简单的可制造性和良好的可加工性，根据本发明的扁钢产品由此钢组成。就此而言证实特别有利的是至少17重量％的mn含量。在根据本发明的钢中，在17-22重量％的mn含量时，达到mn存在的最优效果。
在根据本发明预设的含量中，al升高腐蚀阻力并减少延迟的裂纹形成的倾向。焊接试验另外证明，相对于已知的合金设计，在根据本发明的钢中通过将al含量保持在根据本发明设定的范围内，由此降低了焊接裂纹性和热裂纹性的风险。通过根据本发明将铝含量限制在0.3-2重量％来保证根据本发明的钢的可焊接性，其可焊接性优于具有更高al含量的高含锰钢。根据本发明如此选择al含量的条件，使得能够克服在高al含量下存在的、电阻点焊中工作区域过小以及倾向于焊接裂纹性和热裂纹性的风险。当al含量在0.3-1.5重量％，尤其在0.5-1.3重量％时，通过根据本发明的al的存在所获得的作用可特别可靠地使用。
在根据本发明的钢中，si使对于延迟的裂纹形成的阻力升高，但同时显著增强了对焊接裂纹性和热裂纹性的倾向，且减小了电阻点焊时的工作区域。因此将最大si含量限制在0.5重量％，优选0.3重量％。为了能够可靠地使用si的积极影响，可在根据本发明的扁钢产品中提供0.1重量％的si的最低含量。
此外，在根据本发明的高锰含量的钢中，fe-mn-c系统对于获得根据本发明的性质是至关重要的。尤其当强碳化物形成剂(例如cr)不存在时，可出现粗铁锰碳化物(例如(femn)3c,(femn)7c3,mn4c,mn23c6)，其导致奥氏体基材的贫碳和贫锰，这再度恶化扁钢产品的性质。
因此在根据本发明的扁钢产品中，要特别注意c和碳化物形成元素(尤其是cr)同时存在。在增强的碳化物形成中将发生贫碳，这伴随着堆垛层错能可能不期望的移动并从而引起或增强trip效应。
因此这样设置根据本发明的扁钢产品的合金，使得尽管在为根据本发明的最终退火(步骤g))提供的罩式炉中具有非常长的退火时间，仍然能够避免粗碳化物，例如铬的碳化物(例如cr23c6)的过量形成。基于此，将cr含量限制在最高1.5重量％，优选最高0.7重量％，尤其最高0.5重量％。根据本发明对cr含量的限制还导致根据本发明的钢的可酸洗性的明显改善。就此而言，严格限制cr含量使它在技术意义上完全无效，对根据本发明的扁钢产品可为有利的。这可通过在根据本发明的扁钢产品中允许最高0.01重量％的cr来达到。
根据本发明的钢包含v、nb和ti中的至少一种微合金元素，其中这些微合金元素含量的总和占0.01-0.5重量％。当钛、钒或铌各个独自或互相组合存在于根据本发明的钢中时，可利用v和nb以及ti(有限的)对根据本发明组成的钢的结构的细晶粒性的积极作用。即在分别只有v、nb或ti作为微合金元素独自存在的情况中，各个独自存在的元素的含量同样可占0.01-0.5重量％。发现v和nb对于最优结构的调节特别有效，其原因随后详细阐述。
其中证实v、nb和ti的总和至少占0.03重量％的含量为特别有利的。当这些元素含量的总和占最大0.3重量％，尤其最大0.2重量％时，其考虑到安全性同样有利，由此可利用v、nb和/或ti存在的有利影响。
通过根据本发明提供的微合金元素v、nb、ti中一种或多种的存在，满足了根据本发明的扁钢产品的结构的最优细晶粒性的前提，该扁钢产品通过罩式退火进行最终退火。v、nb和ti使得能够产生具有更高密度析出物(例如vc、vn、vcn、nbc、nbn、nbcn、vnbc、vnbn、vnbcn、tic、tin、ticn)的细晶体结构，且此外为针对焊接开裂的大阻力做出贡献。此外，nb、v和ti对延迟的裂纹形成具有影响。包含于扁钢产品中或在加工过程中侵入扁钢产品的氢将被“俘获”(捕捉)在由这些元素形成的析出物上并形成为无害的。
在根据本发明的扁钢产品中，通过此种方式获得的晶体的大小因此与连续在贯通炉中退火的奥氏体高锰含量钢所具有的晶体大小是可比的。如此可如上面已经提到的，对于根据本发明的罩式退火的、冷轧的扁钢产品保证结构细度至少相应astm13，一般比astm14更细。因此可借助于实际试验来展示，通常所获得的结构满足astm15的要求。
钛在根据本发明的钢中作为微合金元素形成析出物，该析出物可为细晶粒性做出贡献并积极影响钢的机械性质。但是关于细晶粒结构的调节，与根据本发明以此目的同样提供的合金元素铌或钒相比，钛有效性较低。因此优选将ti与元素v和nb中的至少一种组合添加至根据本发明的钢。当ti含量至少0.01重量％时，在根据本发明的扁钢产品中产生钛最优支持此类元素效果的作用。对于过高的ti含量，其可形成粗tin或tic颗粒，由此可在由根据本发明的钢制成的扁钢产品的冷轧和冷成形中引出裂纹。此外，tin或tic颗粒可在冷轧或冷成形中被破坏。此外在破坏的颗粒之间产生可转而用作裂纹起点的腔。最后，在冷轧和冷成形中，表面附近的粗tic颗粒可在表面导致缺陷。因此本发明提出，保持ti含量(但凡存在)低于0.5重量％的上限，其中证实，只要ti以有效的量存在，至高0.15重量％，尤其至高0.08重量％的ti含量是特别有利的。
如果要以最优的性质组合生产根据本发明的钢，可由以下达到，将根据本发明的钢的ti含量的值为了更高nb或v含量而降低，其中ti不再发挥作用，即大多情况下算作不可避免的杂质。因此在这种情况下，在根据本发明的扁钢产品中只有v和/或nb还作为微合金元素以一定含量存在，其总和按照本发明的条件占0.01-0.5重量％，而ti含量在技术意义上为“0重量％”。
如果nb独自存在，则根据本发明的扁钢产品的nb含量可占0.01-0.5重量％，其中至高0.15重量％，尤其至高0.08重量％的含量被证明是特别有利的。当nb与v和/或ti组合存在时，nb含量更低的上限被证明尤其有利。
在根据本发明的扁钢产品中如有可能存在的nb和ti含量在热轧中就已经导致nb和ti析出并从而在热轧和冷轧中升高轧制阻力。这些尤其在热轧中可证实为不利的，因为根据本发明指定的相对高的al含量和任选的si含量已经引起了升高的热轧阻力。因此在生产根据本发明的扁钢产品中，将nb含量降低至技术上无效的最小值对于证实的问题可为有利的。
对于钒的存在，在轧制完成的板材的最终退火中才发生钒析出并因此不阻碍热轧和冷轧。在被证实难以热轧或冷轧根据本发明的钢的情况中，将钢的钒含量相较于nb含量升高或为了高钒含量而放弃添加铌和/或钛也可因此为有利的。因此在这个情况中根据本发明的扁钢产品的v含量可占0.01-0.5重量％，而nb和ti却以在技术上无效、大多情况下算作不可避免的杂质的含量存在，它们的含量在技术意义上也等同于“0重量％”。就此证实最大0.15重量％，尤其最大0.08重量％的v含量为特别有利的。这在v与nb组合存在时尤其适用。
硫和磷在熔融工艺过程中不可避免地落在用于制造根据本发明的扁钢产品的钢中。它们可在晶界上导致脆化。尤其鉴于足够的热可变形性，在根据本发明的扁钢产品中，限制s含量少于0.03重量％且p含量少于0.08含量％。显而易见，将s和p含量各自优选调节，使得它对于根据本发明的扁钢产品的性质没有负面作用，在技术意义上也是不起作用的。
含量至高0.1重量％的氮“n”对于碳氮化物的形成是必需的。当缺n时形成富c并贫n的碳氮化物。因此在根据本发明的扁钢产品中，本发明优选提供至少0.003重量％，尤其至少0.005重量％的n含量。尽管如此n含量应该少量设置。al和n形成析出物，该析出物明显恶化机械性质，尤其是伸长值。即使通过追加的热处理，aln析出也不再能够溶解。因此，在根据本发明的钢中的氮的最大含量有利地限制在少于0.1重量％，尤其最高0.025重量％，尤其最高0.0170重量％。因此当n含量占0.0030-0.0250重量％，尤其0.005-0.0170重量％时，氮存在于根据本发明的扁钢产品中的最优作用出现。
任选的添加含量至高2重量％的mo可贡献于改善防腐蚀性以及由此进一步减少延迟裂纹形成的风险。像cr一样，mo与存在于钢中的碳和氮形成析出物，该析出物通过氢的加成来抵抗延迟裂纹。但是因为mo是非常强的碳化物形成剂，它的含量被限制在优选最高1重量％，尤其最高0.5重量％。同时，当mo以至少0.1重量％的含量存在，mo在根据本发明的钢中的作用可由此可靠地使用。
co可以以至高0.5重量％，尤其至高0.2重量％的含量任选地存在于根据本发明的扁钢产品中，以防止晶粒生长并有助于结构的细晶粒性。此作用可在至少0.01重量％的含量时实现。
任选地添加的硼在其机械技术性质的作用上代替合金元素mn。经确定，具有20重量％的mn含量和0.003％bor的钢具有与25％mn却不含b的钢相似的性质特征。因此将至高0.01重量％bor添加至根据本发明的钢合金中，使得能够在不改变高强度的情况下将mn含量最小化，这对于避免延迟裂纹和焊接裂纹是有利的。此外少含量的硼对于由根据本发明的钢合金生产的热带材的带边质量有积极影响。通过此方式抑制如al和si合金化的高锰含量的钢中所已知的带边区域的裂纹和不稳定性。当b含量至少占0.001重量％时，b在根据本发明的扁钢产品中的作用能够可靠地利用。
任选添加的镍可贡献于高断裂伸长率并提升根据本发明的扁钢产品的钢的韧性以及针对延迟裂纹的阻力。但是当该钢含有大于8重量％的镍时，此作用在根据本发明的钢中耗尽。因此将根据本发明任选地添加的镍含量的上限限制在8重量％，优选5重量％且尤其3重量％。当ni含量至少占0.1重量％时，ni在根据本发明的扁钢产品中的作用可以可靠地利用。
通过任选地添加5重量％以下含量的铜也可通过形成析出来升高根据本发明的钢的硬度。但是更高含量的cu可导致表面缺陷，例如可使得由根据本发明的钢制作的扁钢产品不可用。因此应该将cu的含量优选限制在少于3重量％，尤其在0.5重量％以下。当cu含量占至少0.1重量％时，cu在根据本发明的扁钢产品中的作用能可靠地利用。
在钢生产中，通过任选的ca处理可改善用于制造根据本发明的扁钢产品所使用的钢水(stahlschmelze)的可浇铸性，特别是在高al含量的根据本发明的组成情况下。ca与氧化铝(al2o3)共同形成铝酸钙，铝酸钙吸收在炉渣中并因此使得氧化铝无害。通过此方式来抵抗氧化铝导致堵塞(浸入管内堆积)的危险，堵塞会妨碍可浇铸性。相应地，在根据本发明的钢中允许任选地至高0.015重量％，尤其至高0.01重量％的ca含量，其中任选地进行的ca处理的有利的作用典型地在至少0.0005重量％的ca含量时表现。
mg可在钢生产期间任选地用于除氧并与o和s形成细氧化物，其在根据本发明的扁钢产品的焊接中可有利地作用于焊接点的热影响区的延展性。然而，过高含量的mg情况下可能在扁钢产品的结构中形成粗析出。因此将任选地存在的mg含量限制在最大0.0015重量％。
锑和锡可引起脆化，因为它们倾向于晶界隔离。此外它们促进向氢诱导裂纹的倾向。因此将sb和sn含量各自限制在最大0.2％对根据本发明的扁钢产品是有利的。因此将sb和sn含量减少至技术上无效的最低值对根据本发明的扁钢产品可为有利的。
同样各自任选地存在的元素zr、ta和w可通过碳化物形成来促进细晶粒的形成。然而它们的作用在用于此用途的根据本发明提供的合金元素v、nb或ti后面。此外zr、ta和w在过高的含量时可恶化可焊接性和冷可变形性。因此在根据本发明的扁钢产品中，将zr、ta和w的含量总和的上限限制在最大2重量％，尤其最大1重量％。当这些元素中至少一种以0.05重量％的含量存在时，可以可靠地利用zr、ta、w的积极影响。
属于稀土金属的元素可在根据本发明的扁钢产品中任选地以总和至高0.2重量％的含量存在。当应该设置特别低的氧含量时，它们可用于除氧，以防止不合需要的al的氧化物出现。此外，稀土金属的含量具有晶粒细化的作用并贡献于非金属夹杂物(einschlüssen)的形成。因此在根据本发明的扁钢产品中，稀土金属的任选的含量优选限制于最高0.05重量％。当稀土金属的含量至少占0.02重量％时，可以可靠地利用稀土金属存在的积极影响。
根据本发明的扁钢产品由于其性质特征特别适合于通过热成形或冷成形来生产零件。此外，根据本发明的扁钢产品通常以在突然出现负荷时特别高的能量吸收能力为特色。
由于它们特别的性质图谱，以根据本发明的方式生产的扁钢产品特别好地适合于制造车身零件。由于它们特别高的强度和可伸展性，根据本发明组成和生产的材料在此特别适用于车辆车身的负载和碰撞相关的零件。可如此由根据本发明的扁钢产品制造结构零件，其中将高负载能力与高保护和低重量结合。
由于它们的高的能量吸收能力，根据本发明的扁钢产品还适用于制造护板或个人防护部件。尤其可由根据本发明的扁钢产品制造直接穿戴在身体上的元件，该元件用作防射击或类似的脉冲形出现的攻击。
由于它们在良好可变形性和强度的同时减小了重量，根据本发明的扁钢产品还另外特别适合于加工至车轮用于车辆，尤其是机动车辆。
根据本发明获得的扁钢产品还可生产用于低温技术领域的零件。根据本发明生产的冷带材产品的有利的性质图谱在低的(在低温技术领域常见的)温度下仍然存在。
此外能够考虑根据本发明的钢板用于制造管道的用途，尤其是用于制造高强度发动机部件的管道，例如凸轮轴或活塞杆。
为了保护根据本发明的扁钢产品免受表面腐蚀，可至少在其实际使用中经受腐蚀性攻击的一面上覆盖金属保护涂层。此保护涂层可涉及基于al或zn的层，其可以众所周知的方式组成并同样以众所周知的方式例如通过电解镀锌、通过热镀锌，通过再退火或合金化热镀锌(galvanealed)涂覆工艺作为znni涂层或通过热镀铝施加于根据本发明的扁产品上。其中尤其可通过电解镀锌来达到良好的涂覆结果。
对于根据本发明的方法，在根据本发明方法的工作步骤a)中提供由按照上述说明组成的钢所制造的预产品。可以以常规方式在转炉钢厂或电弧炉中生产所述钢并随后同样以常规方式浇铸成预产品。此预产品涉及在常规浇铸工艺中生产的锭、扁锭或窄扁锭或通过已知的带材浇铸工艺来浇铸的带材。
一般来说，在生产预产品之后执行热轧工艺，该热轧工艺在浇铸之后在线或离线进行。将以此方式得到的热带材在串列式轧机机组(tandemstraβe)、可逆式机架或森吉米尔机架(sendzimirgerüst)中冷轧至冷带材。此外，由根据本发明的钢合金生产的热带材可随后被酸洗。所得冷带材在罩式退火炉中最终退火并可随后任选地进行表面涂覆(z、ze、zf、zmg、zn、za、as、s、薄膜、避免氧化皮的涂层，适用于热成形和加压淬火)。在施加表面涂层之后进行分开的热处理同样也是可能的。根据本发明的冷带材可随后配有涂层，使得能够用在热成形或半热成形工艺中。尤其在zn涂覆的根据本发明的冷带材的情况中，根据本发明的扁钢产品针对延迟裂纹形成的高阻力可通过热学后处理进一步的改善。在此后处理中，如此处理锌涂覆的材料，使得能够进行锌层与基材的合金化。通过热学后处理将zn合金化至基材中。如此处理的材料仅在显著延长的观察时间之后才显示延迟裂纹形成或甚至丝毫不再显示裂纹形成。
具体地，在根据本发明方法的工作步骤b)中将由工作步骤a)提供的预产品再次加热至不少于1100℃的保持温度或保持在此温度下，其中保持温度优选至少为1150℃。当该预产品涉及在从与热带材生产分开的工艺中生产的扁锭或锭时，尤其必需再次加热至保持温度。在这些情况下，预产品在连续的工序中在浇铸之后直接供应于热轧，如例如在已知的浇铸轧制装置中的情况，其中窄扁锭在相继连续的工作步骤中浇铸并加工至热带材，工作步骤b)也可利用浇铸热保持在各自保持温度下。
在工作步骤b)中再次加热至保持温度或保持在保持温度的预产品在工作步骤c)中经过热轧工艺，其中用至少800℃的热轧终止温度将其热轧成热带材。在热轧期间，道次压下量每道次分别有利地占至少10％，以在实际生产条件下获得具有其结构的最优特性的经热轧的根据本发明的扁钢产品。该热轧终止温度应该有利地不高于1050℃。随着升高的热轧终止温度，热带材的抗拉强度和屈服强度降低，而伸长值升高。通过在本发明规定的800-1050℃，尤其950-1000℃范围内改变热轧终止温度，热带材的可冷轧性可以以简单的方式调节。
将在工作步骤c)中获得的热带材在工作步骤d)中在最大750℃的卷曲温度下缠绕成卷材。通过将卷曲温度限制在最大750℃，尤其少于700℃，尤其在300-600℃的值，将晶界氧化的风险最小化。晶界氧化可引起材料剥落并使得进一步加工困难化或甚至不可能。此外，通过在根据本发明规定的温度下进行卷曲避免了碳氮化物的过早析出。卷曲温度应该至少为300℃，因为更低的温度将导致增强的边缘波纹度(randwelligkeit)。
在根据本发明生产的热带材中，v含量(只要存在)以至少80％，尤其至少90％以溶解的形式存在，以及nb(只要存在)以至少50％，尤其至少60％以溶解的形式存在。v和/或nb的剩余含量作为析出物存在，其中在该析出物中结合的v和nb的含量应该在热轧中通过适合的工艺控制保持尽可能的小。通过热带材中高比例的溶解的微合金元素，可在随后的冷轧和之后的罩式退火中操作可靠地生产所期望的非常细的结构。存在于热带材中的ti超过80％以析出物的形式析出，且因此对冷带材中的细晶粒形成不太有利。
热带材在卷曲和任选的通过酸洗(工作步骤e)的表面清洁之后在已知的方式中冷轧(工作步骤f)成冷带材。冷轧中达到的冷轧度优选在30％到80％的区域中，以可靠地实现制造的根据本发明的扁钢产品的最优变形性质和强度性质。
在冷轧(工作步骤f)之后跟随作为工作步骤g)的在罩式炉中的最终退火，为了保证足够的重结晶，最终退火的退火温度至少为600℃且最大1200℃，然而优选在800℃以下，尤其在650和750℃之间。
在开始热工艺之前可首先用惰性气体更换保护罩中的气氛至不能点燃的氧含量(冲洗)。这阻止了可爆炸的h2-空气混合物。此外可阻止材料的氧化。随后用氢进行冲洗至所期望的h2-惰性气体-混合物，其中至少存在50％h2。如此形成的退火气氛的余量将由惰性气体补充，该惰性气体典型地为n2。
在目标温度下的退火在还原气氛中进行，该还原气氛具有在0℃以下，优选-50℃以下的低露点，在保护气气氛中具有至少50％氢。由至少50％h2组成的气氛对退火工艺是必要的，以便能达到并工艺可靠地保持必需的加热和冷却速率。
通过退火气氛的低露点来避免晶界氧化并抵抗mn钢的普遍高的腐蚀倾向，使得能够减小在带材表面形成厚实的氧化层。因此在退火过程期间，露点不必持续保持在各自的设定。相反地，如在常规罩式退火炉中常见地那样，它可在退火循环期间连续降低，例如自0℃的露点连续地向-50℃以下，优选-70℃以下的值下降。在退火进程的高温区域(t>600℃)中，露点必须连续的低于-50℃，优选低于-60℃。
在退火工艺的开始，对于重结晶和伴随而来的对于结构的细晶粒性来说，加热速率是首要相关的，通过加热速率将冷带材在加热罩下带到目标退火温度。加热速率根据本发明平均为至少0.1k/min，优选至少0.5k/min。然后将冷带材在该目标退火温度下保持一段足够均匀充分加热带材的保持时间。该保持时间取决于扁钢产品的导热性、批次重量、目标退火温度、保护气体以及所使用的炉技术，但是它不应该低于30min且可以至高为60小时。任何情况中它都应该足够的长，使得即使在扁钢产品的卷匝中间也能够保证完全的重结晶。保持时间典型地为至少5小时，尤其至少7小时，其中证实最大保持时间为最多30小时，尤其最多20小时是实践有利的。
在退火过程(加热时间和保持时间)结束后，将加热罩拔出并放上冷却罩。由此开始冷却至目标冷却温度，也就是冷却罩通常拔出(即从退火的卷材移开)的温度，也被称为术语“拔出温度”，该冷却由慢冷相和任选的具有附加快冷装置的快冷相组成。在慢冷相期间用惰性气体进行冲洗以至于在到达目标冷却温度(＝拔出温度)时能够批次分装(abpacken)。在冷却期间的冷却速率应该尽可能流畅的进行，但是平均不低于0.05k/min且优选不低于0.3k/min。这里快速冷却的目标不是重结晶(因为已经完全完成)，而是尽可能避免碳化物形成(尤其是在冷却期间经过临界温度区域时)和晶粒粗化。冷却的目标冷却温度(＝拔出温度)在500℃以下，优选在200℃以下。
在此罩式退火中，考虑根据本发明的预设完成用于罩式退火的通常工作步骤。可例如以通常的方式将多个由在冷轧之后获得的冷带材缠绕成的卷材彼此堆叠并共同经受罩式退火处理。为了罩式退火，可同样以常用方式在各个待退火的卷材或待退火卷材的堆上放置保护罩，其用作调节退火工艺期间的气体气氛。可同样如通常首先将加热罩盖在保护罩上，在加热罩上进行加热至目标退火温度并保持在目标退火温度。对于随后的冷却，可同样以常用的方式，将加热罩换成冷却罩，冷却罩布置用以在例如通过鼓风机强制的冷气流上引起受控的加速冷却。
冷带材在加热罩和冷却罩下的总停留时间称为术语“基座时间(sockelzeit)”(即包括冷却时间而不含维护时间的加热罩时间)，在根据本发明的方法中为至高150h，优选至高80h。
在冷却之后可将根据本发明罩式退火、冷轧的扁钢产品的所得批次分装。
在最终退火后，所得带材可靠地相应具有期望的结构的细晶粒性。
在根据本发明、罩式退火的钢中，具有微合金元素(例如vc、vn、vcn、nbc、nbn、nbcn、vnbc、vnbn、vnbcn、tic、tin或ticn)的析出物的表面比例大于1％，优选大于1.5％，而由同样组成钢所构成的、在连续过程中退火的扁钢产品却显示此析出物小于1％的表面比例。根据本发明罩式退火的钢的高表面比例以特别的方式针对晶粒粗化使结构稳定。为了测定表面比例，碳载体膜的透射电子显微镜明场图像(放大20000倍)被创建、二值化、倒置然后被图像分析评估。透射电子显微镜法的准备方法描述在k.
作为根据本发明的方法的变体，可将工作步骤g)作为开卷退火(卷匝之间具有缠绕的金属线)来进行。开卷退火的优点是卷内匝高的加热和冷却速度以及由此产生的短工艺时间和整个带长上更加均匀的性质。
通过根据本发明的退火参数的选择，将保证根据本发明所期望的细结构的形成，其细晶粒性通常对应至少astm13和更细。本发明在此利用到：根据本发明提供的，在热带材中仍然以溶解的状态存在的v、nb和/或ti含量在最终退火中形成细析出物(vcn、nbcn等)，其尽可能阻止了随后退火工艺中的晶粒成长。
在最终退火之后，所得冷带材可以已知的方式任选地再经受平整轧制，以进一步改善其尺寸稳定性及其机械性质。
如果扁钢产品以裸露状态递送，则可用涂油替代金属涂层用于临时保护免受表面腐蚀。
具体实施方式
下面通过实施例详细阐述本发明。
在表1中给出了具有根据本发明组成的钢d、g、i、o、p、r、s以及具有不根据本发明组成的钢j、k、l、m、n、q。其中各个展示了所谓的全面分析。即对仅仅以技术上无效的含量存在于各个钢中这些元素仍然进行了含量说明，虽然相关元素由于其低含量而对各个钢的性质没有影响。
另外对表1中所列出的各个钢给出按照上述
对于不同的试验1-25，将由表1中提及的钢所制造的锭在保持温度vwt下保持足够其充分加热的持续时间，然后在热轧终止温度wet下热轧成2mm厚度的热带材。所得热带材用卷曲温度ht缠绕成卷材并在其冷却至室温之后在常规酸洗装置中去氧化皮。随后将具有冷轧度kwg的热带材冷轧成冷带材。
所得冷带材缠绕成卷材并置于罩式退火炉中。
工业试验生产的冷带卷材和用于其退火的罩式退火炉的典型尺寸在表4中列出。此工业卷材由于其大小和重量要求特别长的退火和保持时间。
在该罩式退火炉中，将冷带材用加热速率hr在一段由加热速率hr得出的加热时间后加热至各自的目标退火温度tg，并保持在目标退火温度tg下保持时间hz。然后将冷带材用冷却速率hk冷却至目标温度(＝目标冷却温度)tz。
显而易见的是，除了在此详细阐述的工作步骤之外，在冷带材的退火处理中还完成其他的中间步骤，如通常在罩式退火中经过的。
在表2中，给出了用于表1中列出的钢(由该钢制成各个试样的冷带材)的试验1-25的保持温度vwt、热轧终止温度wet、卷曲温度ht、冷轧度kwg、平均加热速率hr、目标退火温度tg、基座时间sz、保持时间hz、平均冷却速率hk和目标温度(＝目标冷却温度)tz，各个卷材在保持时间hz结束后冷却至目标温度tz。
按照适用于此的astm标准系列来测量由试验1-25所得的冷带材的屈服强度rp0.2、抗拉强度rm、断裂伸长率a80、乘积rm×a80和其结构细度。
此外在结构切片上对每个冷带材测定碳化物表面密度并分配等级。碳化物等级“1”为具有小于250颗粒每1000μm2的碳化物表面密度的冷带材，碳化物等级“2”为具有至少250颗粒每1000μm2的碳化物表面密度的冷带材。
此外，从在试验1-25中获得的冷带材的样品拉出具有圆片(ronde)/小杯直径比例β＝2.0(拉拔比例)的小杯
用来自试验1-25所得冷带材的另外的样品按照sep1220-2进行wps-接合试验，其中用按照sep1220-2设定的最大焊接电流imax将它们与常规的、镀锌的深冲钢(“异质焊接”)进行点焊。然后各自制造5个切片并关于焊接裂纹和热裂纹进行目测。如果在所有切片中全体裂缝以最长20μm的长度存在，则将切片归入“i.o.”。否则将它们评估为“n.i.o”。
经确认，由于通过添加v和/或nb和/或ti取得的非常细的微结构，根据本发明生产的冷带材以对焊接中裂纹性特别良好的阻力为特色。
表3中总结在试验1-25中生产的冷带材的性质的评估结果。