本發明涉及一種具有至少320MPa的屈服極限的經冷軋的扁鋼產品及其制造方法。
背景技術：
本文討論的這類扁鋼產品通常是軋制產品，例如鋼帶或板材以及由此制成的坯料和板坯。
只要沒有明確地另外說明，本申請中說明的鋼組合成分的含量均以重量計。因此所有為詳細限定的、與鋼合金相關的“％數據”是指以“重量％”計的數據。
只要沒有明確地另外說明，組織成分的數據分別基于面積百分比(面積％)。
高強度的扁鋼產品尤其是在汽車制造領域中具有不斷增加的重要性，因為這些扁鋼產品實現了特別輕的車身結構和車架結構。取決于易腐蝕性、使用位置以及扁鋼產品所使用的環境的侵蝕性，在此使用具有金屬的保護涂層的扁鋼產品。高強度的扁鋼產品較小的重量并不僅僅有利于相應的驅動單元的技術性能的優化利用，而且也有助于能源效率、成本優化以及環境保護。
在扁鋼產品中能夠通過添加更大量的增強強度的合金成分以及合適的制造工藝而達到高的強度。盡管如此，與高合金成分以及復雜的制造工藝關聯的成本與以經濟的、更加工藝可靠的方式制造的盡可能低價的產品的要求是相對立的。因此該技術領域力求，通過節省高價的合金元素、例如微合金元素和鉬，來降低高強度的扁鋼產品的制造成本。
為了對于昂貴的增強強度的合金元素的最小化進行補償而能夠添加到高強度的鋼中的低價獲得的合金元素通常導致了晶界氧化的傾向并且在鋼板的表面構成了氧化物，該氧化物影響了加工性能和表面特性。因此，盡管能夠以已知的低成本的合金概念在許多情況下實現高要求的強度，卻并不能確保對于汽車制造所設想的扁鋼產品而言所期望的其它的性能，例如良好的韌性、良好的抗脆斷性能、優化的冷成型和焊接的適用性。
在高于500℃的溫度條件下由此這樣產生晶界氧化，即，氧氣通過沿著晶界從表面起始到鋼基中的擴散過程而侵入。就此，氧氣與這些具有比鐵更高的氧親和性的元素構成了氧化物，這些元素例如是硅、鋁、錳和鉻。這導致了晶界的明顯的弱化以及在后期導致了整體晶粒從復合物上脫落。這特別在成型過程中造成了切口并且這樣導致了過早的材料缺陷。這也類似地適用于覆層的材料。晶界氧化的切口效應也在覆層材料中產生。這額外地適用于這種情況，即，通過單個晶粒或整個粒面層的脫落，使得表面覆層的附著力嚴重減小并且導致了在表面復層中的缺陷直至造成表面覆層的完全剝落。
在EP 2 392 683 B1中描述了一種確定用于汽車制造應用的并且應該具備烘烤硬化特性的扁鋼產品的實施例。由該公開已知的扁鋼產品由鋼制成，所述鋼除了鐵以及不可避免的雜質以外(以重量％計)含有大于0.015％且小于0.100％的C、0.01％-0.3％的Si、大于1.0％且小于1.90％的Mn、0.015％-0.05％的P、最高至0.03％的S、0.01-0.5％的不可溶解的Al、最高至0.005％的N、小于0.30％的Cr、0.0003-0.005％的B、小于0.014％的Ti、最高至0.1％的Mo、最高至0.4％的V,最高至0.015％的Nb,最高至0.15％的W,最高至0.1％的Zr,最高至0.5％的Cu、最高至0.5％的Ni、最高至0.2％的Sn、最高至0.2％的Sb,最高至0.01％的Ca、最高至0.01％的Ce以及最高至0.01％的La。與此同時，所述鋼的合金應該滿足條件：2.2≤(％Mn+1.3％x％Cr+8％P+150B*≤3.1以及0.42≤8x％P+150B*)≤0.73。B*是根據公式B*＝％B+％Ti x 0.2025+％Al x 0.01計算出的，并且當根據該公式而為了B*得出大于0.0022％的B*的數值時，將其設為0.0022％。在所述公式中，以％Mn、％Cr、％P、％B、％Ti以及％Al表示的是合金中相應的Mn含量、Cr含量、P含量、B含量、Ti含量以及Al含量。
此外，以前述的方式合金的已知的扁鋼產品的組織應該具有由鐵素體組成的組織以及由馬氏體、殘余奧氏體以及可選的珠光體或貝氏體組成的第二相。第二相的面積比例應該總共為3-15面積％并且馬氏體和殘余奧氏體所占第二相的總面積比例的面積比例為大于70％。此外，在晶界三相點處應該存在50％或更大的第二相的面積比例，其中將與三個或更多個鐵素體晶界接觸的晶粒定義為存在于晶界三相點處的第二相的晶粒。
從EP 2 392 683 B1中描述的實施例中顯而易見的是，這種方式獲得的已知的扁鋼產品具有430-594MPa的抗拉強度以及201＝274MPa的屈服極限。為了制造這樣的扁鋼產品而在EP 2 392 683 B1中建議一種方法，其中，在Ar3-過渡點與Ar3-過渡點+150℃之間的終軋溫度下，將加熱至1100-1300℃的鋼扁坯熱軋，在熱軋后以至少20K/S的冷卻速率將其冷卻至640℃并且隨后在400-620℃的條件下卷繞。隨后，將該熱軋帶鋼以50％-85％的變形度冷軋。在大于740℃且小于840℃的退火溫度下將所得到的冷軋帶鋼在連續的鍍鋅以及鍍鋅層擴散退火處理生產線中進行退火，隨后以平均2-30K/S的冷卻速率使其從退火溫度冷卻至保持在450-500℃的鍍鋅浴的溫度。使這樣退火處理的鋼帶通過鍍鋅浴。離開鍍鋅浴的扁鋼產品隨后根據已知方法的第一種變型直接以5-100K/S的平均冷卻速率冷卻到≤100℃的溫度或者根據已知方法的第二種變型進行合金處理，其中在470-650℃的溫度范圍內保持30秒，以便于隨后還是以5-100K/S的平均冷卻速率冷卻到≤100℃
技術實現要素：
在前述的技術背景下本發明的任務在于提出一種扁鋼產品，該扁鋼產品在基于能夠廉價獲得的合金元素的合金成分的條件下具有對于汽車制造用途而言理想的性能組合。
同樣地，也應該說明一種用于制造這樣的扁鋼產品的方法。
就該產品方面，本發明通過一種經冷軋的扁鋼產品達成該任務，該扁鋼產品具有在權利要求1中所述的特征。
就該方法方面，前述的任務的解決方案在于，在根據本發明的扁鋼產品的制造中實施在權利要求5中說明的工序。
本發明基于一種鋼合金，該鋼合金的合金成分以及合金含量這樣以窄界限相互匹配，即，在使用廉價的合金元素以及工藝可靠的要進行的制造的情況下分別達到了最大化的機械性能以及優化的表面特性。
根據本發明的鋼合金的合金成分以及合金含量在此這樣選擇，即，在保證根據本發明規定的工序的情況下可靠地制造出具有一種性能組合的高強度的扁鋼產品，該扁鋼產品特別適合于輕結構的用途，尤其是汽車制造中的用途。
在根據本發明的扁鋼產品中以0.06重量％至0.1重量％的含量而含有碳。為了通過形成足夠量的馬氏體而實現所期望的強度，至少0.06重量％的含量是必要的。與此相對，大于0.1重量％的含量則會對焊接適用性造成負面的影響。
在根據本發明的鋼中，存在以0.15重量％-0.4重量％的含量的硅。0.15重量％的硅含量有助于鐵素體的硬化。然而大于0.4重量％的Si含量則帶來這樣的風險，即，在與制造扁鋼產品相關的所實施的退火處理中，在鋼帶表面形成硅氧化物，該硅氧化物可能會使后續加工以及可選地對于扁鋼產品進行的覆層變得困難。
錳以1.5重量％的最含量確保了根據本發明的扁鋼產品具有所需的強度。然而大于2重量％的Mn含量則會導致增大的制造時的復雜性。此外，大于2重量％的錳會有形成不期望的熔析的傾向。
在鋼的制造期間將鋁用于脫氧以及用于與氮結合。為此，最高至0.1重量％的含量是必要的。在0.02-0.05重量％的鋁含量的情況下所期望的效果會更加工藝可靠地出現。
在根據本發明的扁鋼產品中，鉻同樣地將強度增強。為此，需要至少0.2重量％的含量。然而過高的Cr含量會導致延伸性能的減弱。因此將鉻含量限制在在最高0.5重量％。
根據本發明，這樣確保碳、硅、錳和鉻的存在帶來的組合的強度增強作用，即，使得這些元素的在前述規定以內設置的的含量％C、％Si、％Mn、％Cr的總和至少為2.3重量％(％C+％Si+％Mn+％Cr≥2.3重量％)。以這種方式，可靠地達到所要求的強度，而無需為此向根據本發明的扁鋼產品的鋼中加入微合金元素或其它增強強度的元素。相反，如果C、Si、Mn和Cr的含量總和超過2.8重量％，扁鋼產品的強度則不會繼續增大。然而這卻會引起斷裂伸長率的不期望的減小。在這種情況下，根據本發明的扁鋼產品的表面特性也會變差，因為C、Si、Mn和Cr的總含量過高會在高卷繞溫度或退火溫度的情況下顯著促使晶界氧化。對于硅而言，這特別適用，并且額外地對于鋁也適用。基于該原因，在根據本發明的扁鋼產品中由Al含量％Al以及Si含量％Si構成的總和應最高為0.4重量％。
通過根據本發明而對于本發明的扁鋼產品的合金含量進行調整，達到了這一前提條件，即，將晶界氧化限制在從鋼基表面起始測量的5μm的深度。如果晶界氧化經更深的深度延伸，則會導致表面特性的明顯變差。這表現為，例如作為防腐蝕保護而涂覆的覆層的較差的附著力。因此，由于比5μm更深地穿入鋼基的晶界氧化，造成了上方的晶粒層的剝落以及在鋼板的后續加工中造成問題。特別是在成型中，能夠由此出現更高的切口效應，該切口效應能導致構件缺陷。而通過根據本發明使得碳、硅、錳和鉻的含量總和限制在最大2.8重量％(2.3重量％≤％C+％Si+％Mn+％Cr≤2.8重量％)并且通過將硅含量％Si和鋁含量％Al限制在最大0.4重量％(％Al+％Si≤0.4重量％)，則避免了上述的風險。
并沒有在鋼中設置其它合金元素。在根據本發明的鋼板中，特別是B、V、Nb、Ti、Mo、Ni、Cu以非常小的比例存在，以至于這些元素對于扁鋼產品的特性不具有任何影響并且算作工藝上不可避免的雜質。然而通過以有效量加入這些元素卻會提高根據本發明的扁鋼產品的強度。然而作為交換，則要接受扁鋼產品的斷裂伸長率以及n值降低這一結果。因此，對于鉬、銅和鎳而言含量上限為0.1重量％，對于鈮和鈦而言含量上限分別為0.01重量％，對于釩而言含量上限為0.02重量％以及對于硼而言含量上限為0.0006重量％。而P、S和N也算作根據本發明的扁鋼產品的鋼基的不可避免的雜質。
以較大含量的伴隨元素磷會使得根據本發明的扁鋼產品的成形性以及特別是在焊接中的接合性能變差。因此磷含量應該不超過0.03重量％的上限。以理想的方式，將P含量限制在小于0.02重量％。
由于MnS的形成，較大含量的硫同樣也會對根據本發明加工的鋼的成形性造成決定性的負面影響。基于該原因，根據本發明的扁鋼產品的S含量最大允許為0.006重量％。為了可靠地排除硫對于根據本發明加工的鋼的特性造成的負面影響，可以將S含量限制在最大0.003重量％。
根據本發明的類型的扁鋼產品中，氮作為伴隨元素以較小的、屬于雜質的范圍內的含量而存在。過高的氮含量卻會決定性地使耐老化性變差。為了避免這種情況，在根據本發明加工的鋼中，將氮含量的上限定為0.008重量％。
根據本發明的扁鋼產品的屈服極限Rp0.2至少為320MPa。在實地試驗中，根據本發明的扁鋼產品通常達到了320-450MPa的屈服極限Rp0.2。
根據本發明的扁鋼產品的抗拉強度在此為至少580MPa，其中就此根據本發明的扁鋼產品的抗拉強度在實際應用中通常處于580-720MPa的范圍內。
同時，根據本發明的扁鋼產品具有分別最小20％的斷裂伸長率A80，其中根據本發明的扁鋼產品的斷裂伸長率A80通常在20-36％的范圍內。
為根據本發明的扁鋼產品所測得的n值至少為0.13。在實際應用中，這些n值處于0.13-0.2。這些n值根據DINISO 10275:2009-06結合DIN EN ISO 6892-1:2009而作為n10-20/Ag值來確定。
通過如前述地在根據本發明的扁鋼產品中將晶界氧化限制在從成品扁鋼產品的表面起始的、最大5μm的深度，根據本發明的扁鋼產品具有對于通過成型或接合而進行的后續加工而言的良好的適合性。
根據本發明的扁鋼產品由于自身的理想的表面特性而以特別的方式適合于，為了改善自身的耐腐蝕性而以已知的方式進行覆層。就此特別涉及到的是金屬的覆層，例如基于Zn、Mg或Al的覆層。
根據本發明的扁鋼產品的組織包含有62-82面積％的鐵素體、10-30面積％的馬氏體、1.5-8面積％的殘余奧氏體以及總共最大為10面積％的其它組織組成部分，所述其它組織組成部分例如包含了珠光體、貝氏體以及滲碳體，也包括碳化物。
除了該結構中占主導的鐵素體以及外存在的、10-30面積％的馬氏體含量一方面確保了，在根據本發明的扁鋼產品中達到所要求的強度值。同時這個馬氏體含量還限制了，不會出現對于斷裂伸長率造成影響的、強度的過度增大。
此外，在根據本發明的扁鋼產品的組織中的1.5-8面積％的殘余奧氏體有助于達到≥20％的高的最小斷裂伸長率A80。以犧牲馬氏體的含量作為代價而得到超過8面積％的殘余奧氏體的含量，由此又產生了這樣的風險，即，不能夠達到根據本發明的扁鋼產品的所要求的強度。
除了占主導的鐵素體以及馬氏體和殘余奧氏體以外，還存在的其它組織組成成分是非常小的，以至于所述其它組織組成成分不會導致對于鋼的機械性能、特別是其屈服極限Rp0.2的任何顯著影響。
除了鐵素體以外，在根據本發明的扁鋼產品的組織中存在的其它相以及組織組成部分的總和，也即馬氏體、殘余奧氏體以及其它組織組成成分的總和以理想的方式為至少18面積％。以這種方式能夠工藝可靠地確保了根據本發明合金的扁鋼產品達到所要求的強度。
為了確保達到所期望的高斷裂伸長率，與此同時能夠將除了鐵素體以外所存在的其它相限制在最高38面積％。就此也適用，在大于38面積％的其它相的總含量的條件下，會使根據本發明的扁鋼產品的抗拉強度明顯提高，然而因此卻同樣使得最小斷裂伸長率明顯減小。
在此總體而言并且就下文所示出的實施例而言所說明的根據本發明的扁鋼產品的機械性能分別根據DIN EN ISO 6892-1:2009、按照DIN EN ISO 6892-1:2009的試樣形狀2(測量長度80mm、樣本寬度20mm)而測得。長形試樣在此來自帶軸，也即來自于在帶寬度的中央的位置。這些n值的確定在此也根據DIN ISO 10275:2009-06結合DIN EN ISO 6892-1:2009而作為n10-20/Ag值來進行。
為了確定晶界氧化的從鋼基的表面起始所測量的深度，由制成的扁鋼產品沿著輥壓方向從帶軸通過帶厚度制成30mm長的切片。為此，例如將試樣嵌入合成橡膠中、在縱切面中打磨并且通過金剛石懸浮液拋光，這些試樣的晶粒具有1μm的平均粒度。隨后，以水或酒精將切片清潔，以便得到沒有污點和條痕的表面。
在磨片圖像中能夠通過沿著晶界的暗影看出晶界氧化。在以1000：1放大的情況下在顯微鏡下以輥軋方向、經至少100μm的測量長度測量晶界氧化的深度。為了評估晶界氧化而采用穿透深度的最大值，也即，晶界氧化在鋼基中最遠穿透的位置上所測得的數值，并且具體為相對位置相對于表面而言的位置。對于晶界氧化的深度而就此制定并且根據本發明要遵循的標準因此意味著，所涉及的深度值構成在各個根據本發明的扁鋼產品中不應超過的最大值。因此這并不等同于，該晶界氧化沿著特定的、更大的面積具有該數值。相反地，這個穿透深度是相對于更大面積而言分別經0μm(不能確定任何晶界氧化)直至根據本發明不超過5μm的相應最大值的范圍區間而分布。
為了確定組織組成部分能夠額外地以已知的方式這樣準備為了晶界氧化的試驗而制作的縱向切片，即，能夠看出相應的組成部分。為此，能夠通過適合的介質來蝕刻該縱向切片，例如通過含有3體積％的硝酸含量的硝酸酒精溶液。就此在反光顯微鏡中以1000倍放大的條件下以鋼板的厚度的1/3或2/3的試樣位置來進行觀察。
殘余奧氏體的確定通過顯微衍射儀在同一個長形磨片上進行。在該測量期間，加速電壓為35kV并且電流強度為30mA。就此探測下限為1％的殘余奧氏體。
根據本發明的用于制造根據本發明的扁鋼產品的方法包括一下工序：
a)將鋼熔體熔融，該鋼熔體(以重量％計)由0.06％-0.1％的C、0.15％-0.4％的Si、1.5％-2％的Mn、0.2％-0.5％的Cr、最高至0.1％的Al、最高至0.03％的P、最高至0.006％的S,最高至0.008％的N以及其它工藝上不可避免的雜質組成以及作為剩余部分由鐵組成，其中C、Si、Mn和Cr的含量總和至少等于2.3％并且最大等于2.8％并且Si和Al的含量的總和最大等于0.4％，所述雜質包含≤0.0006％的B、≤0.02％的V、以及分別≤0.01％的Nb,Ti以及分別≤0.1％的Mo、Ni和Cu；
b)將鋼熔體鑄成半成品，該半成品是扁坯或薄扁坯；
c)將所述半成品徹底加熱至1100-1300℃的溫度；
d)可選地對經徹底加熱的半成品去除鐵鱗并且粗軋；
e)將半成品熱精軋成經熱軋的扁鋼產品，其中在熱精軋開始時的半成品的溫度(AT)是1050-1150℃并且在熱精軋結束時的已熱精軋的扁鋼產品的溫度(ET)為800-950℃；
f)將已熱精軋并且可選地事先保持經過間隔時間的扁鋼產品冷卻到500-650℃的卷繞溫度(HT)；
g)將冷卻到卷繞溫度(HT)的經熱軋的扁鋼產品卷繞；
h)將經熱軋的扁鋼制品在卷材中冷卻至室溫；
i)將冷卻后的熱軋過的扁鋼產品去除鐵鱗；
j)將熱軋過的扁鋼產品冷軋成冷軋的扁鋼產品，其中通過冷軋而達到的冷軋度為40-85％并且完成冷軋的扁鋼產品的厚度是0.6-2.9mm；
k)在連續運行中對冷軋的扁鋼產品進行退火，其中扁鋼產品首先在一個或多個步驟中達到760-860℃的退火溫度(GT)并且隨后經退火時間(Gt)而保持在該退火溫度范圍內，該退火時間處于退火時間范圍內，該退火時間范圍的下限Gtu以及上限Gto取決于冷軋的扁鋼產品的相應的厚度D而如下計算出：
Gtu[s]＝3.56*D2[s/mm2]–5.1*D[s/mm]+9.8s
Gto[s]＝-21.4*D2[s/mm2]+132.8*D[s/mm]+47s；
l)將已經退火的扁鋼產品在一個或多個步驟中冷卻至400-550℃的中間溫度ZT，其中冷卻至少在550-650℃的溫度范圍內以2-100K/S的冷卻速率進行；
m’)將冷卻至中間溫度ZT的扁鋼產品熔融浸鍍；
或者
m”)以0.1-50K/S的冷卻速率RK將扁鋼產品從中間溫度直接冷卻至室溫。
因此，在工序a)中將與根據本發明為扁鋼產品設定的合金相應而組成的鋼熔融，將該鋼澆鑄成半成品。這能夠在常規的扁坯鑄造或者在薄扁坯鑄造中進行。
隨后，將相應的半成品在工序b)中徹底加熱至1100-1300℃。在已將熔體澆鑄成扁坯的情況下，為此將得到的扁坯再次加熱至1100-1300℃，而通過薄扁坯鑄造而得到的薄扁坯則以理想的方式自鑄造熱度而保持在該溫度范圍內。如果需要，自然也能夠就此實施再次加熱。
只要這鑒于要熱軋制成的扁鋼產品的厚度方面必要，在1100-1300℃的條件下徹底加熱的半成品在工序d)中就可選地以通常的方式去除鐵鱗并且粗軋。當加工較大厚度的扁坯時，通常去除鐵鱗以及粗軋是必要的。相反地，當對具有當前常見的尺寸的薄扁坯進行加工的情況下，通常則能夠免除該步驟，特別是粗軋。
將在必要的情況下經粗軋的半成品熱精軋成具有最大6mm的厚度的熱軋的扁鋼產品(工序e))。在半成品進入到熱精軋裝置中時的溫度AT為1050–1150℃。已經熱精軋的扁鋼產品以800-950℃的溫度ET離開熱精軋裝置。
在熱精軋后，所得到的經熱軋的扁鋼產品在工序f)中以30-300K/S、特別是70K/S的平均冷卻速率冷卻到500-650℃的卷繞溫度。就此決定性的是保證卷繞溫度，而冷卻的實施則可以匹配于現有的設施。因此，優選地借助于水來進行冷卻，其中水冷卻能夠通過多段間隔時間來中斷，在這些間隔時間中僅僅通過周圍氣氛(空氣)對鋼帶進行冷卻。就此，能夠考慮水冷卻階段和空氣冷卻階段的盡可能各種不同的組合。
此外，證實為適當的是，在精軋結束與冷卻開始之間保持1-15秒的平均間隔時間，在該間隔時間中經熱軋的扁鋼產品停留在空氣中。以這種方式，在熱軋帶鋼中達到了均勻的再結晶狀態，在冷卻中該狀態帶來了組織的均勻的轉換。這既對于熱軋帶鋼的機械性能的一致性又對于熱軋帶鋼的平整度具有正面作用。
在通過冷卻所達到的卷繞溫度HT的條件下，隨后將各個經熱軋的扁鋼產品卷繞成卷材(工序g))。低于500℃的卷繞溫度會導致明顯更高的強度以及屈服極限并且不必要地使得隨后的冷軋變得困難。高于650℃的溫度則增加了晶界氧化的風險。因此應該在650℃的最大卷繞溫度的條件下進行卷繞。鑒于根據本發明制成的扁鋼產品的力求達到的特性而言，530-600℃的卷繞溫度已證實為是特別有利的。
經熱軋的扁鋼產品隨后在卷中冷卻至室溫(工序h))。
在卷材中冷卻后，使經熱軋的扁鋼產品經過去除鐵鱗處理，其中將扁鋼產品通過酸洗或者以其它適合的方式去除在自身上附著的鐵鱗(工序i))。
在鑒于對于表面特性的優化方面的一種實際應用的變型中，通過酸洗進行去除鐵鱗，其中使扁鋼產品經30-250秒的酸洗時間Bt引導通過注滿酸洗用酸的酸洗池。酸洗用酸例如可以是加熱至70-98℃的25％的硫酸(H2SO4)。就此在實際試驗中，85-95℃的洗浴溫度證實為是特別有利的。如果酸洗時間過短，則在鐵鱗侵蝕加劇的情況下存在鐵鱗殘留物保留在鋼帶表面的風險。
酸洗處理的好處還在于，通過與酸洗伴隨的材料剝蝕而將接近表面的可能由晶界氧化而侵蝕的覆層去除。然而在過長的酸洗時間的情況下會使得過多材料被去除，從而造成表面不規則性。這可能在完成冷軋的扁鋼產品上造成帶鋼厚度的波動以及由此引起的不一致的機械性能。不規則構造的表面還會在應該以金屬的保護層來覆蓋成品扁鋼產品的情況下導致不規則的覆層構造。這特別適用于通過熱浸鍍層來施加覆層的情況。
在接下來的工序j)中，將經熱軋的扁鋼產品冷軋成具有0.6-2.9mm的厚度的經冷軋的扁鋼產品。通過該冷軋而達到的冷軋度KWG為40-85％(KWG＝(dW-D)/dW*100％，其中dW＝冷軋前的扁鋼產品的厚度并且D＝完成冷軋的扁鋼產品的厚度)。
經冷軋的扁鋼產品隨后在工序k)中經歷在連續運行中完成的退火工序。就此使該鋼帶以一個或多個步驟達到760-860℃的退火溫度GT并且經退火時間GT而保持該退火溫度范圍內，為此適用Gtu≤Gt≤Gto。以秒為單位給出的退火時間Gt的下限Gtu和上限Gto在此取決于以mm為單位給出的冷軋的扁鋼產品的厚度d而如下計算：
Gtu[s]＝3.56*D2[s/mm2]–5.1*D[s/mm]+9.8s
Gto[s]＝-21.4*D2[s/mm2]+132.8*D[s/mm]+47s
不允許低于最小退火時間Gtu和760℃的最小退火溫度，因為如若不然則會以較小比例形成奧氏體。這在接下來的冷卻中會導致較小比例的馬氏體以及因此導致屈服極限以及抗拉強度的降低。此外必須確保的是，特別在較厚的鋼帶的情況下達到完全的徹底加熱。否則就會鑒于鋼帶寬度而言，在冷軋的扁鋼產品的側面邊緣處會產生明顯不同于其中部的組織。同樣地也適用于在整個鋼帶厚度上進行的觀測。在過短的退火時間Gt并且過低的退火溫度GT的情況下，在表面的區域內會產生明顯不同于扁鋼產品的厚度的中部的組織。這造成了非常分散的機械性能。相反，通過遵循根據本發明就退火時間Gt以及退火溫度GT制訂的規定，則會得到一種扁鋼產品，其特征在于具有特別均勻的特性分布。在超出最大退火時間Gto或退火溫度GT高于860℃的情況下，則存在導致晶界氧化或在扁鋼產品的表面形成不期望的氧化物的風險。通過本發明的方法所避免產生的不期望的氧化物包含：鐵氧化物、錳氧化物、鋁氧化物、硅氧化物或者鉻氧化物。
為了去除鐵鱗以及剝除附有晶界氧化物的表面覆層，在冷軋前將熱軋的扁鋼產品酸洗。為此，鑒于晶界氧化的最小化，在根據本發明的規定范圍以內，使卷繞溫度HT、退火溫度GT、退火時間Gt以及酸洗時間Bt根據以下公式而協調匹配：
(HT*GT*Gt)/Bt2≤50000
在遵循該條件以及參照根據本發明的其余規定的條件下，能夠確保將晶界氧化始終限制在鋼基的表面處，其深度最大為5μm。同時通過遵從該條件可靠地避免了還會降低扁鋼產品的強度的過粗的組織的形成。
在退火后，將冷軋的扁鋼產品冷卻至400至550℃的中間溫度ZT(工序l))。這個冷卻能夠以一個或多個步驟來進行。決定性的是，在650℃至550℃的溫度區間內保證至少2K/S并且最大100K/S的冷卻速率。以這種方式能夠在根據本發明合金的扁鋼產品中盡可能地避免珠光體的形成。在組織中大比例的珠光體會導致強度的降低。如果冷卻速率超過100K/S，則會由此形成過大比例的馬氏體，過大比例的馬氏體又會導致斷裂伸長率的明顯減小。
在400℃值550℃的中間溫度的條件下，根據第一種變體能夠進行扁鋼產品的熔融浸漬鍍層。優選地，為此使用具有至少75重量％的比例的鋅的鍍層浴。在熔融浸漬鍍層后，可選地進行鍍鋅層退火處理，其中實施再加熱至最大450-550℃。隨后，實施接下來至室溫的冷卻。熔融浸漬鍍層的條件與可選地實施的鍍鋅層退火處理的條件在此都與現有技術中常見的相應。
替代熔融浸漬鍍層能夠根據本發明的方法的第二種變體將扁鋼產品從中間溫度開始無需覆層處理地在一個或多個步驟中以0.1K/S至50K/S的冷卻速率連續冷卻至室溫。可選地，在該變體中能夠在冷卻至室溫以后進行電解覆層。
無關于是否扁鋼產品設有覆層或者保持為未處理的，能夠可選地平整軋制該扁鋼產品，其中所述平整軋制應該以最大1.5％的冷軋度進行。如果應用更高的平整軋制度，屈服極限就會升高，然而為此卻也要承擔過高的斷裂伸長率損失。
附圖說明
在下文中，參照示出了實施例進一步說明本發明。
圖1示意性地示出了從鋼帶軸取下的扁鋼產品樣本的顯微照片的部分放大圖，為了確定出晶界氧化物的最大穿透深度KGO而以沿著輥軋方向的切片的形式制成該顯微照片。
具體實施方式
在以下文中單獨說明的方式制成的扁鋼產品上確定的相應的晶界氧化物的穿透深度KGO1、KGO2、……因此沿著以輥軋方向校準的、100μm的測量長度這樣得出，即，所述穿透深度以在厚度方向T上(即橫向于樣本的縱向延伸L)測得的、在鋼基ST的表面O與鋼基ST中的點之間相應的間距的形式而得出，其中在所述點處，不再能夠在相應的測量位置點確定出任何晶界氧化物。在此可能以金屬的保護層B來覆蓋鋼基ST。在這種情況下，也從鋼基ST的表面O起始來實施相應的穿透深度KGO1、KGO2、……的測量。
由此，從這樣系統性地以沿著縱向L分布的間距所測定的測量值KGO1、KGO2、……的集合中確定出最大值(在圖1中為測量值“KGO2”)并且將其以晶界氧化物的穿透深度“KGO”的形式對應于所研究的相應的扁鋼產品。
為了檢驗本發明，將具有在表格1中給出的成分的根據本發明的熔體A-H以及額外兩個并非參照本發明的對比熔體I、J熔融并澆鑄成扁坯。
作為半成品的這些扁坯隨后在試驗1-37中徹底加熱至粗軋溫度VT并且以該溫度以常規的方式粗軋。
隨后，以熱軋初始溫度AT將這些扁坯引入熱精軋設備，在該設備中同樣以常規的方式將其熱精軋成具有厚度dW的經熱軋的扁鋼產品。
經熱精軋的扁鋼產品以熱精軋最終溫度ET離開熱精軋設備并且隨后以30-300K/S的冷卻速率冷卻至卷繞溫度HT。在此，在熱軋的結束與冷卻的開始之間分別有平均間隔時間Pt。
將冷卻至卷繞溫度HT的經熱軋的扁鋼產品卷繞成卷材并且以卷材的形式冷卻至室溫。
接下來，在酸洗時間Bt以內使經熱軋的扁鋼產品通過加熱至90℃的浸酸浴，該浸酸浴由25％的硫酸(H2SO4)組成。
隨后將這樣酸洗后的扁鋼產品分別以冷軋度KWG冷軋成具有厚度D的冷軋的扁鋼產品。
使已經冷軋的扁鋼產品在連續的運行中經歷退火處理，其中使這些扁鋼產品經過退火時間Gt而保持在退火溫度GT。
在退火后，使扁鋼產品從退火溫度GT起始以冷卻速率AK冷卻至中間溫度ZT，從該中間溫度開始，隨后以冷卻速率RK將這些扁鋼產品冷卻至室溫。
使這些扁鋼產品經歷不同的表面處理。因此除了未處理的試樣以外還將一些試樣熱浸涂層、將一些其它的試樣熱浸涂層并且鍍鋅層退火處理以及將另外一些其它的試樣電解鍍層。
最終，冷軋的扁鋼產品經歷平整軋制，其中以冷軋度D°來冷軋這些扁鋼產品。
在表格2a和2b中，為了試驗1-37而列出了相應處理的半成品的鋼合金以及相應的工藝參數，即，粗軋溫度VT、熱軋初始溫度AT、熱軋最終溫度ET、間隔時間Pt、卷繞溫度HT、熱帶鋼厚度dW、酸洗時間Bt、冷軋度KWG、冷軋的扁鋼產品的厚度d、退火溫度GT、退火時間Gt、冷卻速率AK、冷卻溫度ZT、第二冷卻階段的相應的冷卻速率RK、平整軋制程度D°以及結果Gt*GT*HT/Bt2。在列“OF”中，通過“U”表示出保持未覆層的樣本，通過“SB”表示出僅僅熱浸涂層的樣本、通過“SB，GA”表示出熱浸涂層并且鍍鋅層退火處理的樣本，并且以“EB”表示出電解鍍層的樣本。在此既鑒于分別加工的扁坯的合金也鑒于以根據本發明的方式的工藝參數而進行這些試驗1-32，而相比之下在試驗33-37中，至少處理的鋼的合金或者其中一個工藝參數并不是按照本發明的。
對于在試驗1-37中所獲得的冷軋的扁鋼產品，以上文已經說明的方式來確定出屈服極限Rp0.2、抗拉強度Rm、斷裂伸長率A80、n值、穿透深度KGO以及鐵素體含量F、馬氏體含量M、殘余奧氏體含量RA、其它組成成分的“其它含量”的總和以及由馬氏體含量M、殘余奧氏體含量RA和“其它含量”的總和構成的總和∑。在表格3a和3b中總結出這些試驗的結果。
這些結果示出了，根據本發明合金的并且在根據本發明實施的試驗1-32中制成的扁鋼產品在大于330MPa的屈服極限Rp0.2以及大于580MPa的抗拉強度的條件下分別達到了大于21％的斷裂伸長率A80。
如在鋼I的實施例中說明的，如果相應的扁鋼產品的鋼具有過高的C、Mn、Cr和Si的含量總和，那么即使就其余方面而言以根據本發明的方式制造該扁鋼產品(參照試驗33)，由非根據本發明的鋼制成的扁鋼產品相反地不能夠達到所需求的至少20％的斷裂伸長率。
與本發明的設置相反地，對比合金J含有有效含量的鈦，這意味著，即使在其它方面都以與本發明一致的方式進行制造的情況下(試驗33)，雖然提高了強度值，但是卻不能夠達到所需要的斷裂伸長率。而能夠為該實施例確定的n值也過低。
雖然基于根據本發明而合金的鋼熔體A然而卻由于與本發明建議相反的過短的酸洗時間而并非按照本發明而操作的試驗37證實了，足夠長的酸洗時間并不僅僅能夠從鋼帶表面去除可氧化的殘余物而是還能夠這樣地去除剛開始形成的晶界氧化物，即，使得晶界氧化物的深度保持限制在根據本發明所規定的區域內。
雖然同樣地基于根據本發明合金的鋼A但是就冷鋼帶的退火時間而言并沒有根據本發明處理的對比試驗36額外地證實了，過長的退火時間也會帶來晶界氧化并且造成明確高于根據本發明允許的5μm的上限的穿透深度。通過在冷卻后的過長的退火時間也使得在試驗36中制成的扁鋼產品的組織的除鐵素體以外的其它的組成成分的總和過小，也即由馬氏體、殘余奧氏體以及其它相構成的總和過小。
最后，對比試驗35顯示，在達不到根據本發明規定的對冷軋的扁鋼產品的退火的最小時長的情況下，會形成過少的奧氏體。這帶來的后果是，形成過低含量的馬氏體的含量以及因此引起形成除鐵素體以外所含有的組織組成部分的過低的總和，由此使得相比于根據本發明制成的扁鋼產品而言、在對比試驗35中制成的扁鋼產品的機械性能降低。
表格3a
表格3b