CN105143491B - 制造具有非晶态、部分非晶态或细晶微结构的扁钢产品的方法及具有此特性的扁钢产品 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及一种用于制造具有非晶态、部分非晶态或细晶微结构的0.8‑4.5mm厚的钢带的方法以及相应类型的扁钢产品，其中细晶微结构具有10‑10000nm范围内的晶粒尺寸。根据本发明，为此目的钢水在铸造设备(2)中被浇铸以形成铸带(B)，并且以加速速率被冷却。除了包括出于制造相关原因无法避免的杂质和铁外，熔融材料还包含来自组“Si、B、C、P”的至少其他两个元素。元素以重量百分比计的含量如下：Si：1.2‑7.0％，B：0.4‑4.0％，C：0.5‑4.0％，P：1.5‑8.0％。利用相应组分和相应结构类型，根据本发明的扁钢产品具有760‑900的HV0.5硬度。

Description

制造具有非晶态、部分非晶态或细晶微结构的扁钢产品的方 法及具有此特性的扁钢产品
技术领域
本发明涉及一种用于制造具有非晶态、部分非晶态或细晶微结构的扁钢产品的方法，其中细晶微结构具有10-10000nm范围内的晶粒尺寸，并且还涉及一种具有此类非晶态、部分非晶态或细晶微结构的扁钢产品。
根据方法的第一变体，钢水进而在铸造设备中被浇铸成铸带，并且以加速速率冷却。
根据方法的另一变体，为了制造具有非晶态、部分非晶态或细晶微结构的扁钢产品，除了包括出于制造相关原因无法避免的杂质和铁之外，钢水还包含属于“Si、B、C和P”组的其它元素，该钢水在铸造设备中被浇铸成铸带(cast strip)，铸造设备的铸造区域通过在浇铸方向上移动的墙而被形成在其至少一个纵向侧面上，并且墙在铸造操作期间被冷却。其中形成铸带的铸造设备的区域这里被称为“铸造区域”。
背景技术
WO2008/049069A2公开了通过带状铸造法制造上述类型的扁钢产品。在带状铸造过程中，利用铸造设备浇铸钢水，其中形成铸带的铸造区域或凝固区在其至少一个纵向侧面上由在铸造操作期间连续移动的墙限定。
这种用于制造扁钢产品的近净型连续铸造方法或铸造设备的示例被称为“双辊铸造设备”或“双辊铸造机”。在双辊铸造设备的情形中，两个铸造辊在轴向彼此平行对齐，并且在铸造操作期间彼此相对旋转，并且在它们彼此最靠近的区域中限定有定义了铸造区域的铸造间隙。在铸造操作期间，铸造辊被剧烈冷却，从而撞击它们的熔融材料凝固以形成相应的壳。铸造辊的旋转方向这里被选择使得熔融材料以及由其在铸造辊上形成的壳被传输进入铸造间隙。进入铸造间隙的壳在足够的带成形力之下被挤压形成铸带。
另一种用于带状铸造工艺的铸造设备是基于“带式铸造”技术的原理。在用于带式铸造方法的铸造设备的情形中，钢液通过馈送系统被倒入循环浇铸带。这里选择带的运行方向使得熔融材料从馈送系统被输运走。在下层的第一浇铸带之上可以布置有第二浇铸带，第二浇铸带在与第一浇铸带相反的方向上循环。
不论提供一个还是两个浇铸带，在上述方法的情形中，至少一个浇铸带限定模具，其中通过该模具形成了铸带。相应的浇铸带在本例中被剧烈冷却，从而与相关浇铸带接触的熔融材料在远离馈送系统的浇铸带反转点处凝固，从而形成可从浇铸带移除的铸带。
离开相应铸造设备的铸带被取出、冷却并且被传递用于进一步加工。该进一步加工可以包括热处理和热轧。这里带状铸造工艺的具体优点在于，可以连续无中断的顺序执行带状铸造工艺之后的工序。
在已经提及的WO2008/049069A2中提到了适于制造具有非晶态、部分非晶态或细晶微结构的钢带的钢可以是基于铁和来自组“B、C、Si、P和Ga”的一个或多个元素的合金，连同这些元素此外还可以具有Cr、Mo、W、Ta、V、Nb、Mn、Cu、Al、Co和稀土成分。此种组成的合金将被用来通过带状铸造工艺制造具有细粒度、纳米晶或几乎是纳米晶的微结构，其中90％晶粒的尺寸为铸带构成的钢的熔点在800-1500℃的范围内，钢的临界冷却速度小于105K/s，并且铸带包含-Fe和/或-Fe相。
WO2008/049069A2中表达的想法被限制在讨论方便制造具有非晶态、部分非晶态或细晶微结构的铸带的工序中。
除了上面讨论的现有技术，US6,416,879B1公开了一种厚度为10–100μm的铁基非晶薄带，其包含以原子百分比计78-90％Fe、2-4.5％Si、5–16％B、0.02-4％C和0.2-12％P，并且具有优化的磁特性。为了制造该薄带，相应组成的熔融材料在实验室条件下被倒在快速旋转的冷却辊上，在那里凝固，并且随后被从辊上取走。这样，实现了在约25m/s范围内的铸造速率。还提及该薄带的制造可在双辊铸造机中实现。然而并未给出进一步说明。该现有技术并未揭示该已知工艺如何在工业生产规模下实施，其中期望所获得的铸带具有更大的片材厚度以及其他特性。
US4,219,355公开了与上述现有技术类似的现有技术。其目的同样是制造薄的薄片状铸带，其具有30-100μm的厚度并且具有优化的磁特性。为此，同样在此例中，适当组成的熔融材料被倒在旋转辊上，在其上以105-106℃/s的速率冷却，以便制造非晶态微结构。不过同样如果想要制造具有更大厚度且不同要求的扁钢产品，其并未解决如何在工业生产规模下加以实施。
最后，DE102009048165A1公开了一种钢的带状铸造方法，具有以重量百分比计超过15％的铬含量，其中钢水被浇铸到水平带状铸造设施中，该设施包括熔化炉、铁水包以及传送带，传送带用于接收从铁水包流出的液态钢带并对其进行冷却。如此制造的钢带厚度为8-25mm。在此类设施情形中可实现的冷却速率以及它们是否适于制造例如上文说明的扁钢产品之一在这里没有提及。
发明内容
考虑到上述现有技术的背景信息，本发明的目的因而是要提供一种在实践中适于制造具有非晶态、部分非晶态或细晶微结构的扁钢产品的方法。
此外，应当提供一种可以在实践中适宜的方式在低成本下制造的扁钢产品。扁钢产品这里被理解为指的是铸造或轧制钢带或钢板以及由此获得的薄钢片或钢坯等。
权利要求1中定义了根据本发明实现此目的的方法。
对于扁钢产品，根据本发明用于实现上述目的的解决方案为具有如权利要求15所述特征的扁钢产品。
这里提及的本发明的多种实施例是基于以下共同概念的，即由以非晶态、部分非晶态、纳米晶或细晶形式凝固的钢构成的扁钢产品可以通过近净型铸造方法制造。根据本发明相应加工的钢这里以这样的方式构成，即可靠地获得了所需的微结构状态。这里当对于钢合金给出“％”时，除非明确之处，否则他们将总是指“重量百分比”。
同时，本发明提及了以下操作条件，在该操作条件下可以出于实际用途以足够的可重复性由包含铁和无法避免的杂质以及来自组“Si、B、Cu和P”的至少其他两个元素的钢制造具有非晶态、部分非晶态或细晶结构的铸带。
根据本发明用于制造具有非晶态、部分非晶态或细晶微结构的钢带的方法提出，除了包括出于制造相关原因无法避免的杂质和铁外，钢水中还包括来自组“Si、B、C和P”的至少其他两个元素。根据本发明，至少存在的来自组“Si、B、C和P”的两个元素的含量分别在下述范围内(以重量百分比计)：
根据本发明原则上优选的是，那些合金除了具有出于制造相关原因相应无法避免但是对于根据本发明制造的扁钢产品的特性来说无效果的组分以及铁之外，仅仅具有来自组“Si、B、C和P”的其他两个元素，其具有根据本发明规定的量。在此类合金的情形中，除了Fe和无法避免的杂质之外，仅仅合金元素对Si和B、Si和C、Si和P、B和C、B和P或C和P随后相应存在于钢中。如此构成的钢合金特别适于非晶态或部分非晶态的凝固。如果需要，所提及的合金对在本例中可在根据本发明的规格之内分别由组“Si、B、C和P”的一个或两个其他合金元素所补充。同时，未位于根据本发明的规格之内的组“Si、B、C和P”的的合金元素同样可以可测量的量真实存在，但是其所含的量尽管可能具有效果，不过就算有的话在形成根据本发明所需的微结构方面也贡献很小。换句话说，根据本发明，来自组“Si、B、C和P”的两个元素必须以根据本发明规定的相应量存在，用于制造根据本发明的扁钢产品，但其不排除组“Si、B、C和P”的其他元素以在根据本发明规格之外的量存在。分别以在根据本发明规格之外的量所含有的组“Si、B、C和P”中合金元素的相应存在，特别是在其含量在根据本发明为所关心的元素含量规定的下限之下时是可行的。
根据本发明的钢的最广泛组成因而包括作为必须组分的元素硼、硅、碳、磷中的至少两个以及作为残余物的铁和无法避免的杂质。这些元素证明是特别有利的，因为他们可以相对低的成本获得。利用权利要求中列明的这些元素的含量，根据本发明的制造方法允许可重复地制造具有非晶态、部分非晶态或细晶微结构的钢产品。根据本发明制造的扁钢产品具有细晶微结构，其晶粒尺寸在10-10000nm的范围内，实践中可制造的扁钢产品的晶粒尺寸通常被限制为最大1000nm。
以重量百分比计高达4.0％的C有利于根据本发明制造的扁钢产品中材料的非晶化。为了确定实现该效果，C含量可被设置为以重量百分比计至少1.0％，特别是以重量百分比计1.5％。
出于实际目的有利的Si、B、C和P含量的设定所获如下：对于以重量百分比计的Si含量％Si：2.0％≤％Si≤6.0％，特别是3.0％≤％Si≤5.5％，对于以重量百分比计的B含量％B：1.0％≤％B≤3.0％，特别是1.5％≤％B≤3.0％；对于以重量百分比计的C含量％C：1.5％≤％C≤3.0％；对于以重量百分比计的P含量％P：2.0％≤％P≤6.0％。这里在相应的情形中可能有利的是，以比规定更窄的限量添加元素Si、B、C和P中的一个或多个，而在根据本发明允许的最大规格内添加组“Si、B、C和P”的其他元素。同样，可能有利的是，以比这里规定更窄的限值添加根据本发明的量存在的每个元素。
即使根据本发明将根据本发明的钢中的合金元素组限制为除了Fe和无法避免的杂质之外的Si、B、C和P被认为是有利的，在某些情形中，可选地向钢中添加来自组“Cu、Cr、Al、N、Nb、Mn、Ti和V”的一个或多个元素对于设定所获扁钢产品的具体特性来说会是有利的。为此根据本发明加以考虑的相应量值范围以重量百分比计如下：
Cu：最高达5.0％，特别是最高达2.0％，
Cr：最高达10.0％，特别是最高达5.0％，
Al：最高达10.0％，特别是最高达5.0％，
N：最高达0.5％，特别是最高达0.2％，
Nb：最高达2.0％，
Mn：最高达3.0％，
Ti：最高达2.0％，
V：最高达2.0％。
Cu的添加可以增加材料的延展性，而Cr的作用主要在于改进耐腐蚀性。Al的添加也增强耐腐蚀性，但是具有形成非晶态微结构的辅助效果。N可以视为C的可能替代。因此，以与更高C含量相同的方式，N的存在帮助强化形成非晶态微结构。
为了能够利用可选添加的合金元素Cu、Cr、Al和N的正面影响，钢水可选地以重量百分比计可分别含有至少0.1％Cu、至少0.5％Cr、至少1.0％Al以及至少0.005％N。
根据本发明的钢合金可以利用钢铁业中常用且便宜的合金元素作为必须组分加以生产。
由于高含量的“轻量”元素，与传统的钢相比作为密度降低以及高强度的结果，可以设想可观的轻量构造优点。
用于成功制造根据本发明形成合金的具有非晶态、部分非晶态或细晶微结构的扁钢产品的典型冷却速率在100-1100K/s的范围内。这里惊喜地发现，利用还可以工业规模实现的该冷却速率，可以操作上可靠的方式制造具有所需微结构的钢带，该钢带具有比上文提到的现有技术提出的钢带更大的厚度。
与上述解释保持一致的是，根据本发明用于制造具有非晶态、部分非晶态或细晶微结构的钢带的方法变体是基于根据本发明的方式构成的钢水的，该钢水在铸造设备中被浇铸成铸带，其中铸带形成在铸造设备的铸造区域中，铸造区域由在铸造操作期间移动以及被冷却的墙在其纵向侧面的至少之一上形成。限定铸造区域并且在铸造操作期间移动的墙特别地可以由在铸造操作期间在铸造方向上移动的带或两个对向旋转的铸造辊形成。根据本发明，钢水通过接触移动墙以至少200K/s的速度被冷却。
这里有关根据本发明的钢的构成给出的说明适用于这里提出的根据本发明的所有方法，并且同样适用于根据本发明的扁钢产品。
实践中通过执行快速冷却直到相应钢的玻璃态转变温度TG之下，可以确保形成所需的扁钢产品微结构。这样，非晶态或部分非晶态微结构被初始形成。
基于该微结构，通过后续在结晶温度Tx之上的热处理作为后续结晶成核及结晶的结果，随之可以制造细晶微结构。该过程的优点是可以非常精准地设定细粒度，由于形成了大量的结晶核获得了具有非常小波动范围的非常均匀粒度分布。
为了在即使离开相应铸造区域之后也能确保以对于形成非晶态或部分非晶态微结构足够的速率冷却铸带至对于相应被处理的钢关键的玻璃态转变温度，在铸造区域中开始的对铸带的快速冷却可以在其离开铸造区域后仍可继续。此例中的连续冷却在离开铸造区域之后立即有利地跟随进行，从而在铸带中确保了在最大程度上连续的加速温度下降，直到获得了相应的所需微结构。
为此目的可以提供额外的冷却设备，该额外冷却设备直接连接到用于浇铸铸带的铸造设备的铸造区域。利用该冷却设备，钢水可以在根据本发明规定的冷却速率下被冷却至玻璃态转变温度TG之下，以便在铸造的扁钢产品中形成非晶态或部分非晶态微结构。在钢水冷却期间，额外的冷却设备确保了在通过接触铸造区域的移动且冷却的墙仅不充分去除铸造设备的铸造区域中的热的情形下，铸带的冷却在铸造区域之后被如此快速继续进行，使得可靠获得了根据本发明将要制造的微结构态。
在铸造设备之后进行额外冷却的另一优点在于，利用该冷却，可以可控的方式改变具体调节的冷却曲线。如果作为铸造以及冷却工艺的结果想要获得具有部分非晶态或细晶微结构的具体铸带的话，这会是有利的。因此，可以下述方式执行冷却，即尽管其以加速方式被冷却至玻璃态转变温度TG之下，但是其并未在足以形成完全非晶态微结构的速率下被冷却。
作为替代方案，铸带可以与根据本发明的规格保持一致地在加速速率下被冷却，但是该冷却在到达相应被处理钢的玻璃态转变温度TG之前被终止。该方法代表了在所获得的扁钢产品中形成预定的细晶微结构的第一种可能。这里细晶微结构是直接从熔融材料形成的，因为可以通过额外的冷却控制结晶。
制造根据本发明具有细晶微结构的扁钢产品的另一种方法是，初始制造具有非晶态或部分非晶态微结构的铸带，其随后仅通过退火工艺以及随之引起的结晶过程而转变成细晶态。该过程的特别之处在于，结晶以大量晶核的方式发生，并且因此形成的晶粒在材料中非常均匀地分布。
对于形成细晶微结构很重要的结晶温度Tx处于在相应被处理钢的玻璃态转变温度TG之上的近似平均30-50K之处。因此，为了制造根据本发明具有非晶态或部分非晶态的扁钢产品，当冷却熔融材料时需要以冷却速率v>vcrit尽快到达温度TG之下，其中根据本发明vcrit为200K/s。这样，钢的非晶态被“冻结”，而在加热至高于温度Tx的热处理温度期间开始钢的结晶。
根据本发明必然提供的额外冷却设备可以这样的方式形成，即冷却介质被直接施加到铸带。该冷却介质可以是水、液氮或其他有效的冷却液。作为替代方案或者作为附加方案，还可以应用冷却气体，例如气态氮、氢、气体混合物或水雾。现有技术(KR2008/0057755A)中已知适用于此目的的冷却设备。
对实现非晶态微结构关键的冷却速率除其他外取决于分别设定的钢水的组成成分。因此，提供超过250K/s、超过450K/s或甚至超过800K/s的冷却速率会是有利的。
从而，借助根据本发明的方法，可以具体制造以根据本发明的方式形成的具有非晶态或部分非晶态微结构的铸带。
根据本发明制造的细晶钢类型的一个特殊方面是其结构超塑性的能力。相应地，基于根据本发明的扁钢产品，可以在高温(热激活)下通过粒间滑动过程获得极其复杂的元件几何形状。
如上文已经提及的，一种可行的且特别可靠的制造具有细晶微结构的扁钢产品的方法提出了，离开铸造设备的铸造间隙并且可选额外在之后冷却的铸带具有非晶态或部分非晶态的微结构，并且具有此特性的铸带随后在退火温度Tanneal下进行退火，直到获得了所需的微结构状态，其中退火温度Tanneal至少对应于相应钢的结晶温度Tx。对于钢组分在根据本发明的规格之内的情形，适于此的退火温度Tanneal为500-1000℃。为了实现纯细晶微结构，取决于实际选择的组分，2s-2h的退火时间通常对此是足够的。
实践中铸带离开铸造间隙的铸带速度在0.3-1.7m/s的范围内。
根据本发明浇铸且冷却的铸带离开铸造间隙时所具有的铸带厚度在0.8-4.5mm的范围内，特别是在0.8-3.0mm的范围内。
在浇铸铸带以及之后额外可选执行的冷却之后，铸带可以经受热轧，其中初始热轧温度应为500-1000℃。在浇铸和冷却工序之后的内联热轧步骤一方面可以获得所需的铸带最终厚度，另一方面可以设定表面光洁度，并且此外还允许优化微结构，因为例如在铸造状态下仍旧存在的空腔被封闭。为了维持铸带的非晶态或部分非晶态状态，铸带还可以在位于玻璃态转变温度TG与结晶温度Tx之间的初始热轧温度下被热轧成热钢带。
例如适于作为用于执行根据本发明方法的铸造设备是双辊铸造设备，其辊绕沿轴向平行于彼此对齐的轴彼此对向旋转，并分别形成铸造区域的在铸造操作期间在铸造方向上连续移动的冷却纵向墙，其中在铸造区域中形成有铸带。
根据本发明的方法仅仅需要对用于连续制造近净型扁钢产品的现有方法或设备的稍许改动。
附图说明
下文将基于呈现示例性实施例的附图更为详细地说明本发明。该唯一附图1简要示出了用于制造铸带的设备的侧视图。
具体实施方式
用于制造铸带B的设施1包括铸造设备2，铸造设备2被构造为传统的双辊铸造设备，并且相应地包括绕沿轴向彼此平行对齐的轴X1、X2彼此对向旋转且处于相同高度的两个辊3、4，辊3、4被布置为彼此间具有距离，该距离建立起将要制造的铸带B的厚度D，并且因此辊3、4在其纵向侧面处限定了铸造区域5，铸造区域5被形成为铸造间隙，并且铸带B在铸造间隙中形成。在其窄侧，铸造区域5以同样已知的方式由这里未示出的侧板封闭，侧板被按压抵靠辊3、4的端面。
在铸造操作期间，经剧烈冷却的辊3、4旋转并且以此方式形成由辊3、4和侧板形成的铸造模具的纵向墙，该墙在铸造操作期间连续向前移动。在本例中辊3、4的旋转方向沿重力方向R被导向到铸造区域5，从而作为旋转的结果，熔融材料S被从在辊3、4之间的铸造区域5之上的空间中的熔池传送到铸造区域5中。熔融材料S进而在其接触辊3、4的圆周表面时发生凝固，这是因为在那里发生了剧烈的热去除，进而形成了相应的壳。附着到辊3、4的壳通过辊3、4的旋转被传送到铸造区域5中，并且在那里在带成形力K的作用下被挤压成铸带B。铸造区域5中起作用的冷却输出以及带成形力K在本例中被设置成以这样的方式彼此匹配，即连续离开铸造区域5的铸带B在最大程度上被完全凝固。
为了抑制结晶效应，在铸造区域5之后，铸带B进入冷却设备7，冷却设备7将冷却介质施加到铸带B，从而铸带B被进一步冷却。通过冷却设备7的冷却这里直接跟在铸造区域5之后并且在本例中如此剧烈地进行，使得铸带B的温度T连续降低，直到其处于相应浇铸的熔融材料S的玻璃态转变温度TG之下。铸带B的微结构的任意结晶因此被抑制，从而如之前那样，在其到达运输段6时为非结晶状态。
离开铸造区域5的铸带B初始在重力方向R上被垂直传送，并且随后以已知的方式呈连续弯曲弧形被偏转进入水平对齐的运输段6。
在运输段6，铸带B随后可以经过加热设备8，在加热设备8中铸带B在退火温度Tanneal下被整体加热退火时间tanneal，退火温度Tanneal处于相应浇铸钢水S的结晶温度Tx之上。该热处理的目的是在铸带B中受控形成晶粒尺寸在10-10000nm范围内的的细晶微结构。以此方式热处理的铸带B随后在热轧架9中被热轧成热钢带WB。
在设施1中，铸带B分别由具有表1列出的组分Z1、Z2、Z3的三种钢水S制造。对于每种组分Z1、Z2、Z3，列出了由相应钢水S浇铸的铸带B的厚度D、在铸造区域5中冷却熔融材料S时分别实现的冷却速率AR、在额外冷却设备7中对离开铸造区域5的铸带B冷却时分别实现的冷却速率ARZ、以及额外冷却的目标温度TZ。此外，表2示出了所获铸带微结构的可能存在的组分以及微结构状态。
在加热设备8中已对以如上说明的方式从具有组分Z1的钢水S制造的铸带B的两个样品执行了不同的热处理。表3中比较了热处理的退火时间tanneal以及设置的退火温度Tanneal。
已经发现在热处理之前，铸带B已经具有HV0.5硬度为840-900的a-Fe,Fe2B,Fe3B和Fe3Si的细晶微结构。并且在热处理之后，微结构由a-Fe,Fe2B,Fe3B和Fe3Si构成，但是HV0.5硬度为760-810。
当然所描述的利用加热设备8的热处理以及利用热压架9的热轧仅仅是可选的方法步骤。
本发明进而提供了一种用于制造具有非晶态、部分非晶态或晶粒尺寸在10-10000nm范围内的细晶微结构的铸带B的方法以及具有对应特性的扁钢产品。根据本发明，为此目的钢水在铸造设备(2)中被浇铸成铸带(B)并且以加速方式被冷却。除了包括出于制造相关原因无法避免的杂质和Fe之外，熔融材料还包含属于组“Si、B、C和P”的至少其他两个元素。根据方法的第一变体，下述值应用于这些元素的含量(以重量百分比计)：Si:1.2-7.0％，B:0.4-4.0％，C:0.5–4.0％，P:1.5–8.0％。根据方法的第二变体，包含Si、B、C和P的钢水在铸造设备(2)中被浇铸成铸带(B)，铸造设备(2)的铸造区域(5)由沿着铸造方向移动的墙在其纵向侧面的至少一个上形成，并且墙在铸造操作期间被冷却，钢水(S)通过与移动且冷却的墙接触在至少200K/s的冷却速率下被冷却。
C Si Mn P Al Cr Cu Nb Ti V B
Z1 0.038 5.5 0.44 3.3 0.005 0.3 0.133 0.059 0.11 0.048 2.0
Z2 0.041 3.3 0.51 0.025 0.005 0.4 0.09 0.001 0.09 0.055 2.2
Z3 1.5 3.0 0.64 0.030 1.30 0.4 0.08 0.002 0.08 0.045 1.6
数值以重量百分比计，残余物为铁和无法避免的杂质。
表1
表2
表3
附图标记说明
1 用于制造铸带B的设施；
2 铸造设备；
3、4 铸造设备2的辊；
5 铸造区域；
6 水平对齐的运输段；
7 冷却设备；
8 加热设备；
9 热压架；
B 铸带；
D 铸带B的厚度；
R 重力方向；
S 熔融材料；
K 带成形力；
X1、X2 辊3、4的旋转轴

Claims (15)

1.一种用于制造具有非晶态、部分非晶态或细晶微结构的扁钢产品的方法，所述细晶微结构具有10-10000nm范围内的晶粒尺寸，其中钢水在铸造设备(2)中被浇铸成铸带B，并且其中所述钢水以加速速率被冷却，其特征在于，铸带B的厚度为0.8-4.5mm，并且除了包括出于制造相关原因无法避免的杂质和铁外，钢水还包含属于组“Si、B、C和P”的至少两个元素，元素以重量百分比计的含量如下：
Si：1.2-7.0％，
B：0.4-4.0％，
C：0.5-4.0％，
P：1.5-8.0％，
并且此外可选地还包含来自组“Cu、Cr、Al、N、Nb、Mn、Ti和V”的一个或多个元素，元素以重量百分比计的含量如下：
Cu：最高达5.0％，
Cr：最高达10.0％，
Al：最高达10.0％，
N：最高达0.5％，
Nb：最高达2.0％，
Mn：最高达3.0％，
Ti：最高达2.0％，
V：最高达2.0％。
2.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，钢水在100-1100K/s的冷却速率下被冷却。
3.根据权利要求2所述的方法，其特征在于，钢水在至少200K/s的冷却速率下被冷却至玻璃态转变温度TG以下。
4.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，钢水在铸造设备(2)中被浇铸成铸带B，铸造设备(2)的铸造区域(5)由在铸造操作期间在铸造方向G上移动且被冷却的墙形成在其至少一个纵向侧面上，以及钢水S通过与移动且冷却的墙相接触在至少200K/s的冷却速率下被冷却。
5.根据权利要求4所述的方法，其特征在于，在离开铸造区域(5)之后，铸带B继续在至少200K/s的冷却速率下被冷却。
6.根据权利要求4或5所述的方法，其特征在于，离开铸造区域(5)的铸带B持续被冷却，直到其温度低于相应钢的玻璃态转变温度TG。
7.根据权利要求4或5所述的方法，其特征在于，铸带B在初始热轧温度500-1000℃下被热轧以形成热钢带。
8.根据权利要求1至5中任一项所述的方法，其特征在于，非晶态或部分非晶态的铸带B在位于玻璃态变换温度TG与结晶温度Tx之间范围内的初始热轧温度下被热轧以形成热钢带。
9.根据权利要求3至5中任一项所述的方法，其特征在于，离开铸造设备(2)的铸造区域(5)以及可选额外被冷却的铸带B具有非晶态或部分非晶态的微结构，并且具有此特性的铸带B在至少对应于相应钢的结晶温度Tx的退火温度Tanneal下进行退火。
10.根据权利要求8所述的方法，其特征在于，退火温度Tanneal位于500-1000℃的范围内。
11.根据权利要求3至5中任一项所述的方法，其特征在于，除了包括来自组“Si、B、C和P”的至少两个元素外，钢水S还包含来自组“Cu、Cr、Al、N、Nb、Mn、Ti和V”的至少一个元素。
12.根据权利要求10所述的方法，其特征在于，除了包括出于制造相关原因无法避免的杂质和铁外，钢水S还包含以重量百分比计的：
Si：1.2-7.0％，
B：0.4-4.0％，
C：0.5-4.0％，
P：1.5-8.0％，
并且此外可选地还包含来自组“Cu、Cr、Al、N、Nb、Mn、Ti和V”的一个或多个元素，元素以重量百分比计的含量如下：
Cu：最高达5.0％，
Cr：最高达10.0％，
Al：最高达10.0％，
N：最高达0.5％，
Nb：最高达2.0％，
Mn：最高达3.0％，
Ti：最高达2.0％，
V：最高达2.0％。
13.根据权利要求1至5中任一项所述的方法，其特征在于，对于来自组“Si、B、C和P”至少一个元素，以重量百分比计的下述元素含量之一适用：
Si：2.0-6.0％，
B：0.4-3.0％，
C：0.5-3.0％，或者
P：2.0-6.0％。
14.根据权利要求1至5中任一项所述的方法，其特征在于，钢水分别可选地以重量百分比计包含至少0.1％Cu、至少0.5％Cr、至少1.0％Al以及至少0.005％N。
15.一种扁钢产品，具有0.8-4.5mm的厚度并且由不仅包含铁及无法避免的杂质而且包含属于组“Si、B、C和P”的至少两个元素的钢构成，元素以重量百分比计的含量如下：
Si：1.2-7.0％，
B：0.4-4.0％，
C：0.5-4.0％，
P：1.5-8.0％，
并且此外所述钢可选地还包含来自组“Cu、Cr、Al、N、Nb、Mn、Ti和V”的一个或多个元素，元素以重量百分比计的含量如下：
Cu：最高达5.0％，
Cr：最高达10.0％，
Al：最高达10.0％，
N：最高达0.5％，
Nb：最高达2.0％，
Mn：最高达3.0％，
Ti：最高达2.0％，
V：最高达2.0％，
并且具有非晶态、部分非晶态或细晶微结构，其晶粒尺寸在10-10000nm的范围内，其中扁钢产品的HV0.5硬度为760-900。
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