CN112313349B - 扁钢产品及其生产方法 - Google Patents

Abstract

本发明涉及一种扁钢产品，其具有良好的深冲性能，对边缘裂纹的低敏感性和良好的弯曲行为。为此，该扁钢产品包含一种钢，(以重量％计)其组成为0.1‑0.5％的C，1.0‑3.0％的Mn，0.9‑1.5％的Si，最高1.5％的Al，最高0.008％的N，最高0.020％的P，最高0.005％的S，0.01‑1％的Cr和选择性的以下一种或多种元素：最高0.2％的Mo，最高0.01％的B，最高0.5％的Cu，最高0.5％的Ni以及选择性的总计0.005‑0.2％的微合金元素，以及余量的铁和不可避免的杂质，其中满足：75＜(Mn2+55*Cr)/Cr＜3000，其中Mn：钢的以重量％计的Mn含量，Cr：钢的以重量％计的Cr含量，并具有由至少80面积％的马氏体，至少5体积％的残余奥氏体，0.5％到10面积％的铁素体和最多5面积％的贝氏体组成的组织结构，在所述马氏体中，至少75面积％为回火马氏体并且最多25面积％为未回火马氏体，其中在回火马氏体和残留奥氏体之间的相界区域中存在低锰铁素体接缝，其宽度为至少4nm且至多12nm，且其Mn含量至多为扁钢产品的平均总Mn含量的50％，并且所述扁钢产品具有长度等于或小于250nm的碳化物。本发明还涉及一种根据本发明的扁钢产品的制造方法，其中，通过适当的热处理来调节根据本发明的扁钢产品的组织结构特性。

Description

扁钢产品及其生产方法

技术领域

本发明涉及一种冷轧扁钢产品，尤其是一种具有良好的深冲能力，低边缘裂纹敏感性和良好的弯曲性能的用于汽车制造的冷轧扁钢产品，以及涉及这种扁钢产品的生产方法。

背景技术

对于汽车制造，优选使用高强度和超高强度的钢来减轻车辆的重量，除高强度外，钢还应具有良好的可成形性。边缘区域的形状改变能力在经受剪切过程的板材上大大降低，从而在进一步处理的情况下增加了出现边缘裂纹的风险。表征边缘裂纹敏感性的方法是根据ISO 16630的扩孔测试。相反，在弯曲测试中，直到首次出现裂纹来确定弯曲强度和最大挠度。弯曲样品回弹后获得的角度称为弯曲角度，是测试材料可成形性趋势的量度。尤其是对于复杂的构件几何形状，对钢的深冲能力提出了很高的要求。根据DIN 8584-3的冲杯测试提供了一种评估深冲能力的方法，该冲杯测试通过确定最大深冲比(极限深冲比βmax)得出有关材料的深冲能力的结论。断裂延伸率和最大深冲比通常都随强度的增加而降低。

在本发明中，当提到扁钢产品时，应理解为钢带，钢板或由其生产的裁剪段，如板坯。

从WO 2012/156428 A1中已知一种用于生产扁钢产品的方法，其中，对扁钢产品进行热处理，其中，将扁钢产品在奥氏体化之后冷却至冷却停止温度并进行保持，随后在单个步骤中以加热速率Theta_P1再加热至温度TP。扁钢产品的屈服极限为600至1400MPa，拉伸强度至少为1200MPa，延伸率A50为10至30％，扩孔率为50至120％，弯曲角度为100至180°。扁钢产品的组成为0.10-0.50重量％的C，0.1-2.5重量％的Si，1.0-3.5重量％的Mn，最多2.5重量％的Al，最多0.020重量％的P，最多0.003重量％的S，最多0.02重量％的N，以及可选地0.1-0.5重量％的Cr，0.1-0.3重量％的Mo，0.0005-0.005重量％的B，最多0.01重量％的Ca，0.01-0.1重量％的V，0.001-0.15重量％的Ti，0.02-0.05重量％的Nb，其中V，Ti和Nb的含量之和小于或等于0.2重量％。扁钢产品的组织结构具有小于5％的铁素体，小于10％的贝氏体，5-70％的非回火马氏体，5-30％的残余奥氏体和25-80％的回火马氏体。相反，从WO 2012/156428 A1中没有公开如何能够同时实现高强度和良好的深冲能力。

在本发明中，当给出有关合金含量和组成的信息时，除非另有明确说明，否则其基于重量或质量。除非另有说明，否则在本发明中，关于马氏体，铁素体和贝氏体的结构成分的结构比例的信息基于面积％，而关于残余奥氏体的则基于体积％。

发明内容

在现有技术的背景下，本发明的目的是提出一种超高强度扁钢产品，其具有优化的机械性能，尤其是非常好的成型性能，尤其是良好的深冲能力，同时具有高强度。

本发明的另一个目的是提供一种生产这种扁钢产品的方法。该方法应尤其适合于被并入热浸镀加工中。

关于扁钢产品，该目的已经通过至少具有权利要求1中所述特征的产品来实现。关于该方法，该目的这样实现，即，在生产根据本发明的扁钢产品的过程中至少遵循权利要求9中列出的方法步骤。

根据本发明的扁钢产品包含一种钢，该钢(以重量％计)的组成为

0.1-0.5％的C，

1.0-3.0％的Mn，

0.9-1.5％的Si，

最高1.5％的Al，

最高0.008％的N，

最高0.020％的P，

最高0.005％的S，

0.01-1％的Cr，

以及可选地以下一个或多个元素

最高0.2％的Mo，

最高0.01％的B，

最高0.5％的Cu，

最高0.5％的Ni

以及可选的总量为0.005-0.2％的微合金元素，其余为铁和不可避免的杂质，其中满足：

75≤(Mn²+55*Cr)/Cr≤3000

其中Mn是以重量％计的钢的Mn含量，Cr是以重量％计的钢的Cr含量。

根据本发明的扁钢产品具有这样的组织结构，该组织结构组成为

-至少80面积％的马氏体，其中至少75面积％为回火马氏体，最多25面积％为非回火马氏体，

-至少5体积％的残余奥氏体，

-0.5至10面积％的铁素体和

-最多5面积％的贝氏体。

在这种情况下，对于良好的机械性能至关重要的是，在回火马氏体和残余奥氏体之间的相界区域中存在低锰的铁素体接缝。在该铁素体接缝中，Mn含量至多为扁钢产品的平均总Mn含量的50％。低Mn铁素体接缝的宽度为至少4nm，优选大于8nm，并且最多12nm，优选小于10nm。另外，在根据本发明的扁钢产品中存在碳化物，其长度等于或小于250nm，优选小于175nm。

根据本发明的扁钢产品的特征在于抗拉强度Rm为900至1500MPa，延伸极限Rp02等于或大于700MPa且小于扁钢产品的抗拉强度，伸长率A80为7％至25％，弯曲角度大于80°，扩孔率大于25％和满足下式的最大深冲比β_max：β_max≥-1.9·10^-6×(R_m)²+3.5·10^-3×R_m+0.5，其中Rm：扁钢产品的抗拉强度，单位为MPa，其中拉伸试验中的抗拉强度，延伸极限和伸长率根据02/2017的DIN EN ISO 6892-1(样品形状2)进行，弯曲角度根据12/1010的VDA238-100，扩孔率根据10/2017的ISO 16630，最大深冲比β_max根据09/2003的DIN 8584-3确定。

根据本发明的扁钢产品的钢的碳含量为0.1-0.5重量％。在根据本发明的扁钢产品的钢中，碳有助于奥氏体的形成和稳定化。特别是在奥氏体化之后的第一次冷却过程中以及在随后的分区退火期间，C含量至少为0.1重量％，优选至少0.12重量％有助于奥氏体相的稳定，由此可以确保在根据本发明的扁钢产品中残余奥氏体比例至少为5体积％。此外，C含量对马氏体强度有很大的影响。这既适用于在第一次淬火期间产生的马氏体的强度，也适用于在分区退火之后发生的第二次淬火期间形成的马氏体的强度。为了利用碳对马氏体强度的影响，C含量为至少0.1重量％。随着C含量的增加，马氏体起始温度Ms被推至更低的温度。因此，超过0.5重量％的C含量可能导致淬火期间形成的马氏体不足。另外，高C含量可导致形成大的脆性碳化物。较高的C含量也会对加工性，尤其是可焊接性产生不利影响，因此C含量应最多为0.5重量％，优选为最多0.4重量％。

锰(Mn)作为合金元素对于钢的淬硬性和避免在冷却过程中形成珠光体组织结构部分很重要。根据本发明的扁钢产品的钢的Mn含量为至少1.0重量％，优选至少1.9重量％，以在第一次淬火后提供由马氏体和残余奥氏体组成的不含珠光体的组织结构用于之后的其他工艺步骤。Mn含量过低也将导致不能形成低Mn的铁素体接缝。Mn的积极影响可以在优选至少1.9重量％的含量下可靠地利用。相反，随着Mn含量的增加，根据本发明的扁钢产品的可焊接性劣化，并且发生强烈偏析的风险增加。偏析是在硬化过程中形成的、形式为宏观或微观分离的组合物的化学不均匀性。为了减少偏析并确保良好的可焊接性，将根据本发明的扁钢产品的钢的Mn含量限制为最多3.0重量％，优选最多2.7重量％。

硅(Si)作为合金元素有助于抑制渗碳体的形成。渗碳体是铁碳化物。通过形成渗碳体，碳以铁碳化物形式被结合，并且不再以间隙溶解的碳的形式用于稳定残余奥氏体。由此，由于残余奥氏体有助于伸长率的提高，因此扁钢产品的伸长率劣化。通过合金化铝，也可以达到在残余奥氏体稳定方面的类似效果。为了利用Si的积极作用，在根据本发明的扁钢产品的钢中应该存在至少0.9重量％的Si。但是，由于高的Si含量会负面影响扁钢产品的表面质量，因此钢中的Si含量不应超过1.5重量％，优选少于1.5重量％。

可以将铝(Al)以最高为1.5重量％的含量添加到根据本发明的扁钢产品的钢中以脱氧并结合氮，如果钢中存在氮。此外也可以添加铝以抑制渗碳体的形成。但是，Al会提高钢的奥氏体化温度。如果要为奥氏体化设定更高的退火温度，则可以合金化最多1.5重量％的Al。由于铝提高了完全奥氏体化所需的退火温度，并且在Al含量高于1.5重量％的情况下，非常难以实现完全奥氏体化，因此根据本发明的扁钢产品的钢的Al含量限制为最多1.5重量％，优选最多1.0重量％。如果设定低的奥氏体化温度，则已证明至少为0.01重量％，尤其是0.01至0.1重量％的Al含量是有利的。

磷(P)，硫(S)和氮(N)对根据本发明的扁钢产品的机械技术性能产生负面影响。因此，P不利地影响可焊接性，因此P含量应最多0.02重量％，优选小于0.02重量％。在较高浓度的情况下，S导致形成MnS或形成(Mn，Fe)S，其对伸长率产生负面影响。因此，将S含量限制为最多0.005重量％，优选小于0.005重量％。结合成氮化物的氮会不利地影响可成形性，因此将N含量限制为最多0.008重量％，优选小于0.008重量％。

铬(Cr)在钢中的含量为0.01至1.0重量％。铬是珠光体的有效抑制剂，并且有助于强度。因此，在根据本发明的钢中应包含至少0.01重量％的Cr，优选至少0.1重量％的Cr。如果Cr含量超过1.0重量％，则根据本发明的扁钢产品的可焊接性降低，并且发生明显的晶界氧化的风险增加，这导致表面质量的降低。因此，Cr含量限制为最多1.0重量％，优选最多0.50重量％，特别优选小于0.2重量％。

此外，本发明所基于的认知是，遵循Mn和Cr的特定比值有利地影响了沿残余奥氏体到回火马氏体的相界的低Mn铁素体接缝的形成。因此，当满足以下条件时，可以沿着残余奥氏体到回火马氏体的相界设置低Mn铁素体接缝：

75≤(Mn²+55*Cr)/Cr≤3000

其中Mn是钢的Mn含量，以重量％计，并且Cr是钢的Cr含量，以重量％计。如果相比于锰含量，铬含量过高，则可能导致晶界被铬碳化物覆盖。这是不希望的，因为低Mn铁素体接缝的形成将通过减小相界的可移动性来防止。但是，如果相比于铬含量，选择的锰含量过高，则会导致奥氏体锰过早饱和，并且锰的扩散受抑制。由于仍然很高的局部Mn浓度，因此无法形成低Mn的铁素体接缝。由于缺少铁素体接缝，成形性能，尤其是最大深冲比β_max将恶化。

选择性地，根据本发明的扁钢产品的钢中可以存在钼(Mo)，硼(B)和铜(Cu)的组中的一种或多种元素，以改善机械技术性能。

为了防止形成珠光体，在根据本发明的扁钢产品的钢中还可选择性地包含钼(Mo)，其含量为最高0.2重量％，优选小于0.2重量％。

硼(B)可以作为选择性的合金元素以最多0.01重量％的含量包含在根据本发明的扁钢产品的钢中。硼在相界处偏析，因此阻止了它们的移动。这有助于形成细晶粒组织结构，从而改善了扁钢产品的机械性能。硼合金化时，应有足够的Ti用于结合N，以防止形成有害的硼氮化物，即Ti＞3.42*N。从技术角度来看，硼的下限为0.0003％。

在根据本发明的扁钢产品中，铜(Cu)可以作为选择性的合金元素被包含，含量最高为0.5重量％。铜可以提高屈服极限和强度。为了有效地利用Cu的强度提高效果，可以优选以至少0.03重量％的含量添加Cu。另外，在这些含量下增加了对大气腐蚀的抵抗力。然而，随着Cu含量的增加，断裂延伸率同时显著降低。此外，当Cu含量大于0.5重量％时，可焊接性显著降低并且红脆性趋势增加，因此Cu含量最多为0.5重量％，优选最多为0.2重量％。

镍(Ni)作为选择性的合金元素以最高为0.5重量％的含量包含在根据本发明的扁钢产品的钢。像铬一样，镍也是珠光体的抑制剂，即使少量也有效。在选择性与优选至少0.02重量％，尤其是至少0.05重量％的镍合金化的情况下，可以实现这种促进效果。鉴于机械性能的期望设定，将Ni含量限制为0.5重量％是有利的，其中发现最多0.2重量％，尤其最多0.1重量％的Ni含量是特别实用的。

选择性地，根据本发明的扁钢产品的钢包含一种或多种微合金元素。在本发明中，微合金元素被理解为元素钛(Ti)，铌(Nb)和钒(V)。在此优选使用钛和/或铌。微合金元素可以与碳形成碳化物，从而以非常精细分布的析出物形式有助于提高强度。在总含量至少为0.005重量％的微合金元素的情况下，可能产生析出物，这导致在奥氏体化期间晶界和相界的冻结。但是同时，以原子形式的、有利于稳定残余奥氏体的碳以碳化物的形式结合。为了确保残余奥氏体足够稳定，微合金元素的总浓度应不超过0.2重量％。在一个优选的实施方案中，Ti和/或Nb的总量为0.005-0.2重量％。

在一个优选的实施方案中，根据本发明的扁钢产品是冷轧扁钢产品。

在另一个优选的实施方式中，为了防腐蚀的目的，扁钢产品可以选择性地设置有金属覆层。锌基涂层特别适合于此目的。该涂层可以特别地通过热浸镀涂覆来施加。

根据本发明的用于生产超高强度扁钢产品的方法至少包括以下工作步骤：

a)提供由钢组成的板坯，该钢除了铁和不可避免的杂质外，还由以下组分(重量％)组成：

0.1-0.5％的C，优选0.12-0.4％的C，1.0-3.0％的Mn，优选1.9-2.7％的Mn，0.9-1.5％的Si，最高1.5％的Al，最高0.008％的N，最高0.020％的P，最高0.005％的S，0.01至1％的Cr以及选择性的以下一种或多种元素：最高0.2％的Mo，最高0.01％的B，最高0.5％的Cu，最高0.5％的Ni以及选择性的总计0.005-0.2％的微合金元素，优选总计0.005-0.2％的Ti和/或Nb，其中下式成立：75≤(Mn²+55*Cr)/Cr≤3000，其中Mn为以重量％计的钢的Mn含量，Cr为以重量％计的钢的Cr含量；

b)将板坯加热到1000-1300℃的温度并将板坯热轧成热轧带材，其中终轧温度T_ET大于850℃；

c)在最多25秒内将热轧带材冷却至400至620℃的卷取温度T_HT，并将热轧带材卷绕成卷材；

d)酸洗热轧扁钢产品；

e)对热轧扁钢产品进行冷轧；

f)将冷轧扁钢产品加热到保持温度T_HZ，其至少比钢的A3温度高15℃且最高为950℃，其中加热

f1)在单个步骤中以2-10K/s的平均加热速率进行，

或者

f2)在两个阶段中以5-50K/s的第一加热速率Theta_H1加热至200-400℃的转换温度T_W，在转换温度T_W以上，以2-10K/s的第二加热速率Theta_H2加热；

g)在保持区温度T_HZ下将扁钢产品保持5-15秒的持续时间t_HZ；

h)将扁钢产品从保持区温度T_HZ冷却到冷却停止温度T_Q，其位于马氏体起始温度T_MS和比T_MS低175℃的温度之间，其中

h1)以至少为30K/s的冷却速率Theta_Q1进行冷却；

或者

h2)对于冷却至不低于650℃的中间温度T_LK的第一次冷却，第一冷却速率Theta_LK小于30K/s，以及对于从T_LK至T_Q的第二次冷却，第二冷却速率Theta_Q2为至少30K/s；

i)将扁钢产品在冷却停止温度T_Q保持1-60秒；

j)以介于5和100K/s之间的第一加热速率Theta_B1将扁钢产品加热到至少T_Q+10℃和至多450℃的第一处理温度T_B1，将扁钢产品保持在第一处理温度T_B1，持续时间t_B1为8.5秒至245秒，以2至50K/s的第二加热速率Theta_B2将扁钢产品加热至至少T_B1+10℃，并且最高500℃的第二处理温度T_B2，选择性地将扁钢产品在处理温度T_B2下保持最长34秒的持续时间t_B2，其中加热和等温保持的整个处理时间t_BT总计在10到250秒之间；

k)选择性地在Zn基镀层浴中涂覆扁钢产品；

l)以至少5K/s的冷却速率Theta_B3将扁钢产品冷却至室温。

在工作步骤a)中，提供了一种以常规方式生产的板坯，其由工作步骤a)中所述的成分的钢组成。

在工作步骤b)中，将板坯加热到1000-1300℃的温度，然后轧制成热轧带材。以其它常见方式通常以大于850℃的终轧温度T_ET进行热轧。终轧温度T_ET应高于850℃，以避免在轧制过程中形成粗糙的多边形铁素体晶粒。

在工作步骤c)中，在热轧之后并且在卷取之前将热轧带材冷却，然后在卷取温度T_HT下卷绕成卷材。为了减少多边形铁素体的形成或优选完全将其抑制，在等于或小于25秒的时间段t_RG内，即在最多25秒内进行冷却。这里，t_RG是这样的时间段，该时间段在轧制过程结束之后，即最后的轧制道次之后开始，并且在冷却过程结束之后，即达到卷取温度T_HT之后结束。当t_RG为至多18秒，优选至多15秒时，多边形铁素体的产生可以特别有效地最小化。通常，出于与过程技术相关的原因，t_RG为至少2秒，通常至少为5秒。

为了防止形成不希望的组织结构成分珠光体，在最高620℃的卷取温度T_HT下进行卷取。在优选的实施方式中，将卷取温度T_HT设定为最高600℃，这对于避免多角形铁素体也具有积极的作用。在这种情况下，特别优选的是最高580℃的卷取温度，以增加热轧带钢组织结构中贝氏体的比例。如果将卷取温度选择为620℃至580℃之间，则贝氏体和贝氏体铁素体的比例随着卷取温度的降低而增加。因此，可以获得没有大的硬度差的均匀结构，这允许在随后的冷轧步骤期间保持小的厚度和宽度公差。低卷取温度的另一个积极作用是降低了对晶界氧化的敏感性。通常适用的是，卷取温度越高，亲氧元素，例如Si，Cr或Mn向着晶界扩散的可能性就越大，并在此处形成稳定的氧化物，这会降低表面质量，并使得选择性的后续涂层变得困难。但是，卷取温度T_HT也不应选择为低于400℃，因为在较低的卷取温度的情况下，由于周向马氏体的形成而对冷轧性产生不利影响。马氏体是特别坚硬而脆的相，对冷轧性产生负面影响。另外，在较低的卷取温度的情况下，没有提供足够的热能来重新分布Mn。

当保持根据本发明的冷却时间t_RG和卷取温度T_HT时，在卷取的第一分钟中产生大量的贝氏体组织结构。这主要由非常精细分布的贝氏体铁素体和非常精细分布的奥氏体组成，其中铁素体和奥氏体的晶粒尺寸均在纳米范围内。在这种情况下，两相之间的最短距离通常小于或等于20μm。Mn是强奥氏体形成剂，因此存在驱动力将Mn原子从铁素体组织结构成分重新定位到奥氏体晶粒中。在卷材中非常缓慢进行的冷却过程中，Mn从铁素体扩散到奥氏体中。由此，铁素体组织结构成分在直接位于铁素体到奥氏体的相界面的后方的区域中贫Mn。该贫Mn的区域几纳米宽。同时，Mn在直接位于相界后方的奥氏体晶粒中富集。扩散过程被局部地限制在奥氏体和铁素体之间的相界周围几纳米宽的区域，因为锰在620℃至400℃的温度范围内的体积扩散非常缓慢。随着不断逐渐冷却至低于400℃的温度，奥氏体部分地分解成铁碳化物。但是，这对Mn的再分布没有影响，因为低于400℃的Mn的扩散速度太低，并且也没有提供用于均质化的任何热力学驱动力。

通过极低的冷却速度和相应较长的保持时间可支持Mn的扩散过程。在优选的实施方式中，可以通过在空气中，尤其是停滞的空气中冷却卷材形式的热轧带材来进行低冷却速度的设定。

在另一个优选的实施方式中，可以利用卷材重量来影响卷材中的冷却。卷材越重，冷却越慢，因为卷材质量与卷材面积的比率增加。因此，当卷材质量m_CG为至少10t，特别优选为至少15t，非常特别优选为至少20t时，可以支持缓慢冷却并因此支持Mn在热轧带材中的重新分布。

在卷材中冷却后，以常规方式对热轧扁钢产品进行酸洗(步骤d))，然后以常规方式进行冷轧(步骤e))。

在工作步骤f)中将冷轧扁钢产品加热到退火温度T_HZ，该温度也可以称为保持区温度。加热可以以2-10K/s，优选5-10K/s的平均加热速率在一个阶段中进行。替代地，加热也可以分两个阶段进行。在这种情况下，首先以5-50K/s的加热速率Theta_H1加热扁钢产品直到达到200-400℃的转化温度T_W。在高于转化温度T_W时，以2-10K/s的加热速率Theta_H2加热到达到保持区温度T_HZ。在两阶段加热期间，第一加热速率Theta_H1不等于第二加热速率Theta_H2。Theta_H2优选小于Theta_H1。

在一个优选的实施方案中，扁钢产品在连续炉中加热。在特别优选的实施方式中，扁钢产品在装备有陶瓷辐射管的炉中加热，这特别有利于达到高于900℃的带材温度。

保持区温度T_HZ比钢的A3温度至少高15℃，优选高出15℃以上，以便能够实现向奥氏体的完全的组织结构转化。A3温度取决于分析，并且可以借助以下经验公式进行估算：

A3[℃]＝910-15.2％Ni+44.7％Si+31.5％Mo-21.1％Mn-203*√％C

其中％C＝钢以重量％计的C含量，％Ni＝钢以重量％计的Ni含量，％Si＝钢以重量％计的Si含量，％Mo＝钢以重量％计的Mo含量，％Mn＝钢以重量％计的Mn含量。

保持区温度T_HZ限制为最高950℃，因为在更高的温度和更长的保持时间下，热轧带材中已经产生的奥氏体中的Mn富集和铁素体中的Mn贫化可以重新均化。此外，通过将退火温度限制在950℃可以节省运行成本。

扁钢产品在工作步骤g)中在保持区温度T_HZ下保持5-15s的保持时间t_HZ。保持时间t_HZ不应超过15秒，以避免形成粗糙的奥氏体晶粒和不规则的奥氏体晶粒生长，从而避免对扁钢产品的可成形性产生负面影响。保持时间应至少持续5秒钟，以实现完全转变为奥氏体和奥氏体中均匀的C分布。贫Mn区的形成也受到长t_HZ和相关的Mn均质化的负面影响。保持时间t_HZ过长会导致锰分布均匀，因此不会形成低Mn铁素体接缝。

在工作步骤h)中，将扁钢产品从保持区温度T_HZ冷却至冷却停止温度T_Q。通过工作步骤h)中的冷却形成马氏体，其也被称为初级马氏体。冷却可以以一个阶段或两个阶段进行。在这两种情况下，至少在T_HZ和T_Q之间的温度范围的一部分上以至少30K/s的冷却速率Theta_Q进行快速冷却。为了更好地区分一阶段冷却和两阶段冷却，在一阶段冷却的情况下将快速冷却速率Theta_Q命名为Theta_Q1，在两阶段冷却的情况下将其称为Theta_Q2。在一阶段冷却的情况下，扁钢产品仅以至少30K/s的冷却速率Theta_Q1从T_HZ冷却到T_Q。为了确保均匀的温度分布，Theta_Q1的最大值为1000K/s，优选为最大500K/s，特别优选为最大200K/s。至少以30K/s的速度进行冷却，以避免转化成贝氏体以及铁素体的比例超过10％。

在两阶段冷却的情况下，首先以小于30K/s的第一冷却速率Theta_LK将扁钢产品冷却至中间温度T_LK。在一个优选的实施例中，Theta_LK大于0.1K/s，以便尽可能避免形成大于10％的铁素体比例。在这种情况下，T_LK小于T_HZ且不小于650℃，以避免形成大于10％的铁素体比例。在达到中间温度T_LK之后，以至少30K/s的第二冷却速率Theta_Q2不间断地继续冷却至冷却停止温度T_Q。为了确保均匀的温度分布，Theta_Q2的最大值为1000K/s，优选为最大500K/s，特别优选为最大200K/s。为了避免形成大于10％的铁素体比例和贝氏体转化，还在低于650℃的温度范围内以至少30K/s的速度进行两阶段冷却。此外当从T_HZ到T_LK的冷却时间t_LK也不超过30秒时，可特别可靠地限制铁素体和贝氏体的转化。

为了控制马氏体的形成，这样选择冷却停止温度T_Q，使得T_Q在马氏体起始温度T_MS和比T_MS小最多175℃的温度之间。下式成立：

(T_MS-175℃)＜T_Q＜T_MS。

在一个优选的实施形式中，可以这样选择T_Q，使得T_Q位于比T_MS小75℃的温度和比T_MS小150℃的温度之间：

(T_MS-150℃)＜T_Q＜(T_MS-75℃)。

马氏体起始温度T_MS在此被理解为开始从奥氏体到马氏体的转变的温度。马氏体起始温度可以通过以下等式估算：

T_MS[℃]＝539℃+(-423％C-30.4％Mn-7.5％Si+30％Al)℃/重量％

其中％C＝钢以重量％计的C含量，％Mn＝钢以重量％计的Mn含量，％Si＝钢以重量％计的Si含量，％Al＝钢以重量％计的Al含量。

锰降低了马氏体起始温度，因为锰作为奥氏体形成剂抑制了马氏体形成的热力学驱动力。因此，Mn含量的降低促进了马氏体的形成。因此，优选在Mn含量低的区域中形成第一针状马氏体，而Mn含量高的区域主要保持为奥氏体。因此，奥氏体到马氏体的相界优选位于局部Mn富集和局部Mn贫化的位置。在热轧生产过程中已经产生了这些局部Mn富集和局部Mn贫化的位置，并且这些位置精细地分布在材料中。通常，局部Mn富集和局部Mn贫化的位置以彼此小于5μm，优选小于1μm的距离在材料中分布。

冷却至T_Q的扁钢产品在工作步骤i)中在冷却停止温度T_Q下保持时长为1-60秒的持续时间t_Q，以便使扁钢产品中的温度分布在整个厚度和整个宽度上均质化。温度在扁钢产品的厚度和宽度上的均匀分布有利于形成特别精细的组织。通常，平均晶粒尺寸小于20μm。在某些情况下，也可能会出现平均粒径小于15微米甚至小于10微米的组织结构。通常，在扁钢产品的厚度和宽度上存在由初级马氏体和残余奥氏体组成的均匀结构，这有利地影响了冷轧和退火的最终产品，在这里是卷材和切割板的可成形性。当扁钢产品在T_Q下保持至少5秒，特别优选至少10秒时，可以特别可靠地实现温度分布。

保持在T_Q之后，扁钢产品在工作步骤j)中重新加热。在加热过程中，首先将扁钢产品以介于5和100K/s之间的第一加热速率Theta_B1加热到第一处理温度T_B1，该温度比冷却停止温度T_Q高至少10℃。处理温度T_B1至少为T_Q+10℃，优选为T_Q+15℃，特别优选为T_Q+20℃，并且至多为450℃。之后，将扁钢产品以在2到50K/s之间的第二加热速率Theta_B2加热到第二处理温度T_B2，该温度比第一处理温度T_B1高至少10℃。第二处理温度T_B2为至少T_B1+10℃，优选为至少T_B1+15℃，特别优选为至少T_B1+20℃。第二处理温度T_B2最高为500℃。可以在随后的选择性处理步骤中将扁钢产品在第二处理温度T_B2下等温保持最多34秒的持续时间t_B2。在这种情况下，整个处理持续时间t_BT在10到250秒之间，其包括加热到T_B1，在T_B1下等温保持，加热到T_B2，以及在T_B2下选择性地保持。

在加热到第一处理温度T_B1的过程中，来自过饱和初级马氏体中的碳在残余奥氏体中富集。在一个优选的实施形式中，在这种情况下，初级马氏体与残余奥氏体的比例大于2∶1，因为已证明该比例对于实现良好的成形性能特别有利。在初级马氏体与残余奥氏体的比例大于2：1的情况下，可以利用更高的热力学驱动力的作用来支持碳至残余奥氏体中的迁移。由于相对较低的原子量和碳的高扩散性，尤其是在马氏体的体中心立方晶格中，扩散过程从冷却停止温度T_Q已经开始，因此在马氏体转变开始时开始。由于碳在奥氏体的面中心立方晶格中的扩散性明显小于在马氏体中，因此C原子在初级马氏体和奥氏体之间的相界处富集。这种富集导致该位置的C浓度局部升高，这可能是几个重量百分比点。为了确保在初级马氏体和奥氏体之间的相界处充分富集C原子，第一处理温度T_B1应该比冷却停止温度T_Q高至少10℃，优选高至少15℃，特别优选高至少20℃。为了防止此处C浓度过度的局部升高，T_B1不应高于450℃，优选不高于430℃，并且等温保持在T_B1的持续时间不超过245秒，优选最多200秒，特别优选最多150秒。

通过加热到第二处理温度T_B2，残余奥氏体的热力学稳定性被提高，使得局部发生奥氏体相的伸长。在这种情况下，累积的C原子首先被残余奥氏体接收。在加热过程中，残余奥氏体中碳的扩散也随着温度的进一步升高而增加。由此，降低了从初级马氏体到奥氏体的相界处的C含量的浓度梯度，使得残余奥氏体中的碳大致均匀且均质地分布。为了确保足够的均质化，第二处理温度T_B2比第一处理温度T_B1高至少10℃，优选至少15℃，特别优选至少20℃，并且为最高500℃。随着碳的均质化，残余奥氏体的晶界后退，使得在等温保持在处理温度T_B1期间形成的残余奥氏体的比例降低。通过移动的相界，碳被输送到在加热至第二处理温度T_B2的过程中形成的后退的残余奥氏体中。同时，由于加热，锰在相界区域中的扩散性增加，这导致锰在后退的残余奥氏体中富集。还证明了选择性地在处理温度T_B2下保持最多34秒对于碳和锰的扩散是有利的。沿着后退的奥氏体相界，形成了由低锰铁素体组成的接缝，其宽度为几纳米，尤其是等于或小于12nm。低锰铁素体接缝主要在于工作步骤b)和c)中的热轧带材生产期间已经形成的低锰区域中形成，因为在这些区域中特别有利于铁素体的形成。低锰铁素体接缝比其余的组织结构成分更具延展性。在最终产品中，这种可延展的铁素体用作在不同程度塑化的组织结构成分，例如回火和非回火马氏体之间的平衡区。低Mn铁素体接缝与残余奥氏体一起抵消了微裂纹的扩展，从而尤其改善了扩孔。

在当前情况下，加热到T_B1的持续时间被指定为t_BR1。可以从处理温度T_B1与冷却停止温度T_Q之差除以加热速率Theta_B1的商来确定t_BR1：

t_BR1＝(T_B1-T_Q)/Theta_B1

其中t_BR1＝以s为单位加热持续时间；T_B1＝以℃为单位的处理温度；T_Q＝以℃为单位的冷却停止温度；Theta_B1＝单位为K/s的加热速率。

在以大于100K/s的加热速率Theta_B1更快地加热的情况下，在带材宽度上均匀地设置处理温度T_B1在工艺和调节技术方面难以实现。在以小于5K/s的加热速率Theta_B1进行非常缓慢的加热的情况下，该过程进行得非常缓慢，并且碳化物越来越多。但是，碳通过碳化物结合，因此不再可用于稳定残余奥氏体。另外，这些碳化物是脆性的，由此防止了材料中的流动，这又导致随后的宏观性能，例如深冲行为，断裂延伸率和扩孔的劣化。

就工艺技术而言，通常不可能完全避免碳化物的形成。但是，影响扁钢产品的机械技术性能的碳化物长度受加热速率影响。加热速率Theta_B1在5和100K/s之间，以将碳化物的长度设定为至多250nm，优选地至多175nm。碳化物的长度在此被理解为碳化物各自的最长轴。

在两阶段加热期间将扁钢产品从第一处理温度T_B1加热到第二处理温度T_B2的平均加热速率Theta_B2为2至50K/s。将扁钢产品从T_B1加热到T_B2的持续时间在此指定为t_BR2。t_BR2为0到35s。平均热处理速率Theta_B2可以下式确定

Theta_B2＝(T_B2-T_B1)/t_BR2

其中Theta_B2＝热处理速率，单位为K/s；t_BR2＝扁钢产品从T_B1加热到T_B2的持续时间，以s为单位；T_B1或T_B2＝处理温度，以℃为单位。

加热原则上可以通过传统的加热装置来进行。然而，已证明使用辐射管或增强器特别有效。

在工作步骤j)中，将扁钢产品等温地保持在处理温度T_B1，并且选择性地保持在处理温度T_B2。在T_B1下以及选择性地在T_B2下的等温保持可用于支持碳的重新分布。扁钢产品在处理温度T_B1下保持时间t_B1在8.5到245秒之间，选择地在处理温度T_B2上保持时间t_B2最多34秒。在优选的实施方式中，加热至T_B2的持续时间和在温度T_B2的保持持续时间在此总共为最多35秒，即(t_B2+t_BR2)≤35s，优选小于25s，特别优选小于20s。

将扁钢产品加热到T_B1，保持在T_B1，加热到T_B2以及选择性地保持在T_B2的整个处理时间t_BT应该在10到250s之间。少于10秒的处理时间不利地影响了碳的重新分布。超过250秒的处理时间会促进不希望的碳化物形成。

在保持过程中或直接在工作步骤j)中的加热期间，可以在选择性的工作步骤k)在Zn基镀浴中对扁钢产品进行热浸镀层。扁钢产品被引导通过镀浴的持续时间包括在保持时间t_B2或加热持续时间t_BR2中。

为了避免强度损失，已经证明有利的是将加热至第二处理温度T_B2的持续时间t_BR2和保持时间t_B2保持较短。尤其已证明有利的是，保持时间t_B2为零秒，从而使扁钢产品从第二加热阶段t_BR2直接进入镀浴。因此，当用于加热到T_B2的持续时间t_BR2和选择性的保持时间t_B2总共最多35秒，优选地小于25秒并且特别优选地小于20秒时，可以特别可靠地实现高强度值。

适用于热浸涂层的镀浴具有以下成分：

≥96重量％的Zn，0.5-2重量％的铝，0-2重量％的镁。

镀浴通常具有450-500℃的温度。

在工作步骤k)中进行选择性的镀层之后，或者如果省略了工作步骤k)，则在工作步骤j)中加热并选择性地保持在处理温度T_B2之后，将扁钢产品在另一个工作步骤l)中以大于5K/s的冷却速率Theta_B3进行冷却。冷却速率应大于5K/s，以形成次级马氏体。次级马氏体在此理解为在工作步骤l)中的冷却过程中形成的马氏体。由于次级马氏体不进行热处理，因此在此也称为非回火马氏体。

根据本发明制造的扁钢产品具有特别精细颗粒的组织结构，其平均晶粒尺寸小于20μm，该组织结构的马氏体总比例至少为80面积％，其中至少75面积％为回火马氏体，并且最多25面积％是非回火马氏体，并且含有至少5体积％的残余奥氏体，0.5到10面积％的铁素体和最多5面积％的贝氏体。

碳化物以等于或小于250nm，尤其是小于250nm，并且优选小于175nm的长度存在于组织结构中。残余奥氏体被低锰铁素体接缝包围。该接缝在回火马氏体和残余奥氏体之间的相界区域中形成低锰区，其Mn含量最多为扁钢产品的平均总Mn含量的50％，尤其是小于50％，优选为扁钢产品的平均总Mn含量的最多30％，尤其是小于30％。低Mn铁素体接缝的宽度为至少4nm，优选大于4nm，并且优选至少8nm，尤其是大于8nm。低Mn铁素体接缝的宽度至多为12nm，尤其是小于12nm，优选为最多10nm，尤其是小于10nm。

在当前情况下，扁钢产品的平均总Mn含量等于制造扁钢产品的钢水的平均Mn含量。

马氏体：在根据本发明的扁钢产品的组织结构中马氏体总比例为至少80面积％。本发明扁钢产品的组织结构中存在的马氏体首先在工作步骤h)的第一次冷却过程中形成，然后在工作步骤l)的第二次冷却过程中形成。在第一冷却过程期间形成的马氏体也被称为初级马氏体，在第二冷却过程期间形成的马氏体也被称为次级马氏体。在工作步骤j)中加热初级马氏体。加热的初级马氏体也称为回火马氏体或初级回火马氏体。回火马氏体和次级马氏体的马氏体比例的总和也被称为马氏体总比例。马氏体作为硬组织结构成分特别有助于扁钢产品的强度。为了获得抗拉强度Rm至少为900MPa的扁钢产品，马氏体总比例为至少80面积％。

回火马氏体：在工作步骤j)中加热之前形成的初级马氏体是碳的来源，碳在热处理过程中扩散到残余奥氏体中并使之稳定。热处理后，将该马氏体称为回火马氏体。其比例应至少为马氏体总比例的75面积％，以确保大于80°的弯曲角度和大于25％的扩孔率。

次级马氏体：次级马氏体由在处理步骤j)中未充分稳定的残余奥氏体形成，并有助于强度。比例大于马氏体总比例的25面积％的次级马氏体会导致成形过程中过早形成裂纹，因此必须保持在25面积％以下。

残余奥氏体：在室温下，根据本发明的扁钢产品的结构中存在残余奥氏体。残余奥氏体有助于延伸率特性的改善。为确保足够的延伸率，残余奥氏体的比例应至少为5体积％。

铁素体：铁素体的强度低于马氏体，但少量便可支持成形性。因此在根据本发明的扁钢产品的结构中铁素体的比例被限制在0.5至10面积％。通过在再加热过程中，即工作步骤j)中形成的低Mn铁素体焊缝，组织中的铁素体含量最低为0.5面积％。

贝氏体：在奥氏体的相转变过程中原则上也产生贝氏体。在从奥氏体转变为贝氏体的过程中，溶解的碳的一部分混入贝氏体中，因此在奥氏体中不再可用于碳的富集。为了提供尽可能多的碳以富集奥氏体，贝氏体的比例应限制为最多5面积％。贝氏体含量越低，越能够可靠地达到扁钢产品的机械性能。当可以完全抑制贝氏体的形成并且将贝氏体的含量降低直至0面积％时，可以特别可靠地实现机械性能。

低锰铁素体接缝：根据本发明的扁钢产品中的残余奥氏体晶粒被狭窄的低Mn铁素体接缝包围。在加热到处理温度T_B1或T_B2期间以及在保持在T_B1或T_B2期间，在残余奥氏体晶粒周围会形成一个低Mn区，该区由低Mn铁素体接缝组成。低锰铁素体接缝比其周围的结构成分明显更具延展性。其代表了不同程度塑化性的组织结构成分之间的平衡区，因此抵消了微裂纹的扩大。这导致成形性能的改善，尤其是最终产品的扩孔率和最大深冲比。为了实现大于25％的扩孔率和大于80°的弯曲角，在低Mn区中的Mn含量最多为扁钢产品的平均总Mn含量的50％，尤其是小于50％。当低Mn区中的Mn含量最多为扁钢产品的平均Mn含量的30％，尤其是小于30％时，可以特别可靠地实现该效果。低锰铁素体接缝的宽度至少为4nm，尤其是大于4nm，因为从4nm的宽度开始才可产生延展性补偿。如果低Mn铁素体接缝较窄，则该区域将不再有效地有助于延展性补偿，而成形将受到晶界效应的影响。当低Mn铁素体接缝优选为至少8nm宽，尤其是大于8nm宽时，可以特别可靠地实现延展性补偿。在处理步骤j)中，低Mn铁素体焊缝的宽度随着处理时间的增加而增长。由于从12nm开始接缝的正面贡献饱和，并且随着工作步骤j)期间的处理持续时间的增加，碳化物形成的危险增加，因此接缝的宽度应最多为12nm，尤其是小于12nm。当低Mn铁素体接缝优选为至多10nm，尤其是小于10nm宽时，可以特别可靠地实现该效果。

碳化物：碳通过碳化物结合。以碳化物形式结合的碳不可用于重新分配到奥氏体中。碳化物还具有脆性断裂行为。通过碳化物的脆性行为，防止了材料中的塑性流动，这导致宏观性能的劣化，例如最大的深冲比和/或扩孔率。碳化物的最大长度应等于或小于250nm，以避免断裂延伸率和/或扩孔率的劣化。当碳化物的长度优选小于175nm时，可以特别可靠地获得机械技术性能。碳化物的长度在这里被理解为其相应的最长轴。在当前情况下，术语“碳化物”通常被理解为碳析出物。这涉及这样的析出物，其中碳与扁钢产品中存在的元素一起形成化合物，例如铁碳化物，铬碳化物，钛碳化物，铌碳化物或钒碳化物。

根据本发明的方法使得能够制造这样的扁钢产品，其抗拉强度Rm为900至1500MPa，屈服强度Rp02等于或大于700MPa并且小于扁钢产品的抗拉强度，伸长率A80为7％到25％，弯曲角大于80°，扩孔率大于25％，并且其最大深冲比β_max适用以下关系：

β_max≥-1.9·10^-6×(R_m)²+3.5·10^-3×Rm+0.5

其中Rm是扁钢产品的抗拉强度，单位为MPa。

在一个优选的实施方案中，扁钢产品具有高强度和良好的深冲性能的平衡关系。在这种情况下，最大深冲比β_max为至少1.475。因此，根据本发明的扁钢产品具有良好的强度和成形性能。

根据本发明的方法尤其使得能够制造根据权利要求1至8中任一项的扁钢产品。

附图说明

下面借助实施例和附图详细解释本发明。

图1示意性地示出了根据本发明的方法的可能的变体方案。这里，将冷轧且未涂覆的扁钢产品加热至保持温度T_HZ并保持，然后在一个阶段中以冷却速率Theta_Q1冷却至冷却停止温度T_Q。在等温保持在T_Q之后，扁钢产品在第一个加热步骤中被加热到处理温度T_B1，在该温度下将其等温保持。然后，将其加热至第二处理温度T_B2，在将其冷却至室温之前再次保持该温度。

图2示意性地示出了根据本发明的方法的另一变体方案。这里，在首先以较慢的第一冷却速率Theta_LK冷却至中间温度T_LK，然后再以较快的第二冷却速率Theta_Q2冷却至冷却停止温度T_Q之前，也将经冷轧且未镀层的扁钢产品加热到保持温度T_HZ并保持。然后，如已经结合于图1所解释的，将扁钢产品分两阶段加热，然后冷却至室温。

具体实施方式

所说明的每个变体方案也可以与热浸镀处理结合。这里，在扁钢产品冷却至室温之前，热浸镀包含在处理温度T_B2下的等温保持或在加热至处理温度T_B2的持续时间t_BR2中。

已经借助于多个示例性实施例对本发明进行了测试。为此进行了14次测试。这里，研究了由表1所示的钢A-G制成的14根经冷轧且镀层的带钢样品。为此，首先以常规方式由表1所示组成的熔体制造板坯。在热轧之前将板坯分别加热至1000-1300℃的温度，并此外以常规方式在表2所示的条件下轧制成热轧带材，并卷绕成热轧带材卷材。以常规方式对热轧带材进行酸洗，然后以同样常规的方式冷轧。

在表3中给出了条件，在这些条件下分别对样品进行了热处理。将冷轧扁钢产品分别以表3中所示的加热速率Theta_H1在一个阶段中加热至保持区温度T_HZ，并在温度T_HZ下保持5至15秒。然后，先将扁钢产品在两阶段中分别以大于0.1K/s且小于或等于30K/s的第一冷却速率Theta_LK冷却至中间温度T_LK，后以第二冷却速率Theta_Q2冷却至冷却停止温度T_Q。将扁钢产品在T_Q保持≥1秒至≤60秒，然后以第一加热速率Theta_B1在持续时间t_BR1期间加热至第一处理温度T_B1。加热后，将扁钢产品在T_B1下保持持续时间t_B1，然后以第二加热速率Theta_B2经持续时间t_BR2加热至第二处理温度T_B2，在该温度下将其直接引入Zn基镀层浴中。扁钢产品被连续引导通过镀层浴，其成分为≥96％的Zn，0.5-2％的Al，0-2％的Mg。表3中还给出了时间t_B2，该时间t_B2还包括使扁钢产品通过镀浴的时间，并且给出了总处理持续时间。镀层之后，将扁钢产品以大于5K/s的冷却速率Theta_B3进行冷却。

冷却后，取出样品进行组织结构研究并确定机械性能。分别在三个横截磨面上研究组织结构，这些横截磨面在扁钢产品的宽度上等距截取。分别在至少三个等距间隔的位置在扁钢产品的厚度上进行组织结构研究。由于具有非常细晶粒的结构，因此无法通过常规的光学检查方法进行组织结构评估。因此，借助扫描电子显微镜(REM)至少放大5000倍来研究初级回火马氏体(M(PRI)M_1)，次级马氏体(M(SEK)M_2)，铁素体(F)和贝氏体(B)的比例。残余奥氏体比例的定量确定是根据ASTM E975通过X射线衍射(XRD)进行的。对低Mn铁素体接缝的说明和对低Mn铁素体接缝的Mn含量的测量是通过断层扫描原子探针(原子探针层析技术，APT)进行的。以此方式，还确定了在表4中用Mn边缘表示的低Mn铁素体接缝的宽度。为了确定低Mn铁素体的Mn含量，在限定的体积单元，例如圆柱或长方体中确定原子数。为了确定低Mn铁素体接缝的宽度，在样品的至少三个不同位置处进行了接缝的宽度测量。对各个值进行算术平均，并将其作为指定为低Mn铁素体接缝宽度的大小。在表4中将低Mn铁素体的Mn含量指定为Mn含量边缘。碳化物的长度通过TEM确定。结构检查的结果示于表4。

力学性能的测试结果示于表5中。分别在样品上研究了力学性能，这些样品分别取自在扁钢产品的宽度中部在扁钢产品的长度上等距分布的三个位置上。这里，根据02/2017的DIN EN ISO 6892-1(样品形状2)，在拉伸试验中确定屈服极限Rp02，抗拉强度Rm和延伸率A80。根据12/1010的VDA238-100确定弯曲角(Bending)，根据10/2017的ISO 16630确定扩孔率(HER)，并且根据09/2003的DIN8584-3确定最大深冲比β_max。

结果表明，使用根据本发明进行的方法的试验导致高强度并且还导致良好的成型性能。因此，样品B2，B3，D7，D9，F12，F13和G14显示出大于80°的弯曲角和大于25％的扩孔率值。试验A1表明，在不是根据本发明的硅含量的情况下，不能调整出根据本发明的组织结构。高比例的次级马氏体和高比例的铁素体导致较低的屈服极限和抗拉强度。此外，仅存在非常窄的低Mn铁素体接缝，从而也仅实现了低弯曲角和低扩孔率。

试验B4表明，尽管有根据本发明的钢组成，但是当轧制结束温度T_ET和冷却停止温度T_Q不符合本发明并且低Mn铁素体接缝太窄时，可成形性受到损害。屈服极限和抗拉强度虽然足够高，但是由于低Mn铁素体接缝中Mn的消耗过低或在低Mn铁素体相邻的区域中锰的富集过低，因此弯曲角和扩孔率都过低。

试验C5和C6表明，在碳和硅含量过低的情况下，贝氏体(试验C5)或次级马氏体和铁素体(试验C6)的比例太高，并且低Mn铁素体接缝的宽度太低，以致于不能实现足够高的扩孔率(试验C5)或足够的屈服极限，弯曲角和扩孔率(试验C6)。试验D8表明，尽管有根据本发明的钢组成，当卷取温度T_HT太高，加热速率Theta_B1太低并且热处理持续时间t_BT总体上太长时，过长的碳化物会损害可成形性。选择过长的t_BT会导致超过最大碳化物长度，从而对扩孔率产生负面影响。

试验E10表明，在硅含量过低且在卷取温度t_RG下进行热轧后冷却时间过长的情况下，次级马氏体的比例和铁素体的比例增加，这导致结构不均匀，因此导致弯曲角不足和扩孔率不足。

试验E11表明，在硅含量过低且卷取温度不符合本发明的情况下，次级马氏体的比例增加并且碳化物变得太长，这损害了延伸率A80和扩孔率。试验E11还表明，过低的卷取温度和超过T_B2的处理持续时间，即t_BR2+t_B2＞35秒均对扁钢产品的性能产生负面影响。如果不能成功地充分抑制碳化物的形成，那么就会形成过长的碳化物，从而过早地形成裂纹，从而导致扩孔率的值变差。

数据以重量％给出，剩余为铁和不可避免的杂质。带下划线的值超出了根据本发明的规范。

表1

带下划线的值超出了根据本发明的规范。

表2

带下划线的值超出了根据本发明的规范。

表3

带下划线的值超出了根据本发明的规范。

表4

带下划线的值超出了根据本发明的规范。

表5

Claims (15)

1.扁钢产品，其特征在于，包含一种钢，所述钢以重量％计的组成为

0.1-0.5％的C，

1.0-3.0％的Mn，

0.9-1.5％的Si，

最高1.5％的Al，

最高0.008％的N，

最高0.020％的P，

最高0.005％的S，

0.01-1％的Cr，

以及可选地以下一个或多个元素

最高0.2％的Mo，

最高0.01％的B，

最高0.5％的Cu，

最高0.5％的Ni

以及可选的总量为0.005-0.2％的微合金元素，其中所述微合金元素选自Ti，Nb和V，

余量为铁和不可避免的杂质，其中满足：

75≤(Mn²+55*Cr)/Cr≤3000

其中Mn是以重量％计的钢的Mn含量，Cr是以重量％计的钢的Cr含量，

所述钢具有这样的组织结构，该组织结构组成为

-至少80面积％的马氏体，其中至少75面积％为回火马氏体，最多25面积％为非回火马氏体，

-至少5体积％的残余奥氏体，

-0.5至10面积％的铁素体和

-最多5面积％的贝氏体，

其中，在回火马氏体和残余奥氏体之间的相界区域中存在低Mn铁素体接缝，所述低Mn铁素体接缝的宽度为至少4nm，并且最多12nm，并且所述低Mn铁素体接缝的Mn含量至多为扁钢产品的平均总Mn含量的50％，并且所述扁钢产品具有碳化物，其长度等于或小于250nm。

2.根据权利要求1所述的扁钢产品，其特征在于，其抗拉强度Rm为900至1500MPa，屈服极限Rp02等于或大于700MPa，伸长率A80为7％至25％，弯曲角大于80°，扩孔率大于25％，最大深冲比β_max满足下式：

β_max≥-1.9·10^-6×(R_m)²+3.5·10^-3×Rm+0.5，

其中Rm：扁钢产品的抗拉强度，单位为MPa。

3.根据权利要求1或2所述的扁钢产品，其特征在于，低Mn铁素体接缝的宽度为至少8nm。

4.根据权利要求1所述的扁钢产品，其特征在于，低Mn铁素体接缝的宽度为最大10nm。

5.根据权利要求1所述的扁钢产品，其特征在于，低Mn铁素体接缝的Mn含量至多为扁钢产品的平均总Mn含量的30％。

6.根据权利要求1所述的扁钢产品，其特征在于，所述碳化物的长度小于175nm。

7.根据权利要求1所述的扁钢产品，其特征在于，所述扁钢产品的最大深冲比β_max为至少1.475。

8.根据权利要求1所述的扁钢产品，其特征在于，所述扁钢产品设置有金属覆层。

9.用于生产超高强度扁钢产品的方法，所述方法至少包括以下工作步骤：

a)提供由钢组成的板坯，该钢除了铁和不可避免的杂质外，还由以下组分组成，以重量％计：

0.1-0.5％的C，1.0-3.0％的Mn，0.9-1.5％的Si，最高1.5％的Al，最高0.008％的N，最高0.020％的P，最高0.005％的S，0.01至1％的Cr以及选择性的以下一种或多种元素：最高0.2％的Mo，最高0.01％的B，最高0.5％的Cu，最高0.5％的Ni以及选择性的总计0.005-0.2％的微合金元素，其中所述微合金元素选自Ti，Nb和V，其中下式成立：75≤(Mn²+55*Cr)/Cr≤3000，其中Mn为以重量％计的钢的Mn含量，Cr为以重量％计的钢的Cr含量；

b)将板坯加热到1000-1300℃的温度并将板坯热轧成热轧带材，其中终轧温度T_ET大于850℃；

c)在最多25秒内将热轧带材冷却至400至620℃的卷取温度T_HT，并将热轧带材卷绕成卷材；

d)酸洗经热轧的扁钢产品；

e)对经热轧的扁钢产品进行冷轧；

f)将经冷轧的扁钢产品加热到保持区温度T_HZ，其至少比钢的A3温度高15℃且最高为950℃，其中加热

f1)在一个阶段中以2-10K/s的平均加热速率进行，

或者

f2)在两个阶段中以5-50K/s的第一加热速率Theta_H1，加热至200-400℃的转换温度T_W，在转换温度T_W以上，以2-10K/s的第二加热速率Theta_H2加热；

g)在保持区温度T_HZ下将扁钢产品保持5-15秒的持续时间t_HZ；

h)将扁钢产品从保持区温度T_HZ冷却到冷却停止温度T_Q，其位于马氏体起始温度T_MS和比T_MS低175℃的温度之间，其中

h1)以至少为30K/s的冷却速率Theta_Q1进行冷却；或者

h2)对于至不低于650℃的中间温度T_LK的第一次冷却，以小于30K/s的第一冷却速率Theta_LK进行冷却，以及对于从T_LK至T_Q的第二次冷却，以第二冷却速率Theta_Q2进行冷却，其中Theta_Q2为至少30K/s；

i)将扁钢产品在冷却停止温度T_Q保持1-60秒；

j)以介于5和100K/s之间的第一加热速率Theta_B1将扁钢产品加热到至少T_Q+10℃和至多450℃的第一处理温度T_B1，将扁钢产品保持在第一处理温度T_B1，持续时间t_B1为8.5秒至245秒，以2至50K/s的第二加热速率Theta_B2将扁钢产品加热至至少T_B1+10℃，并且最高500℃的第二处理温度T_B2，选择性地将扁钢产品在处理温度T_B2下保持最长34秒的持续时间t_B2，其中加热和等温保持的整个处理时间t_BT总计在10到250秒之间；

k)选择性地在Zn基镀层浴中涂覆扁钢产品；

l)以至少5K/s的冷却速率Theta_B3将扁钢产品冷却至室温。

10.根据权利要求9所述的方法，其特征在于，卷绕成卷材的热带材的重量至少为10t。

11.根据权利要求9或10所述的方法，其特征在于，工作步骤c)中对热带材的冷却最多在18s内进行。

12.根据权利要求9所述的方法，其特征在于，卷取温度T_HT最高为600℃。

13.根据权利要求9所述的方法，其特征在于，保持时间t_Q为至少5s。

14.根据权利要求9所述的方法，其特征在于，冷却停止温度T_Q位于比马氏体起始温度T_MS小75℃的温度和比T_MS小150℃的温度之间。

15.根据权利要求9所述的方法，其特征在于，将扁钢产品加热到T_B2的持续时间t_BR2和选择性在T_B2下的保持持续时间总共最高为35s。

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