CN116888283A - 具有高局部冷成型性的高强度热轧扁钢产品及用于制造这种扁钢产品的方法 - Google Patents

Abstract

本发明的目的是，提供一种高强度的热轧扁钢产品，以及一种用于生产这种扁钢产品的方法，因此，就钢而言，实现了高强度与同时具有高局部冷成型性和高经济性的组合。这是通过一种具有高局部冷成型性的高强度热轧扁钢产品，具有至少760MPa的抗拉强度Rm、至少0.8的屈服强度比和至少30％，有利地至少40％，特别有利地至少50％的扩孔率，至少10％，优选至少16％的断裂伸长率，至少0.12，有利地至少0.17的冷成型性量度，和至少为5且最多为13的局部冷成型性与整体冷成型性之比，以及由超过50％(体积)的贝氏体，不超过10％(体积)，有利地不超过5％(体积)的富碳的组织成分如马氏体、残余奥氏体、珠光体，剩余的铁素体组成的组织，钢的化学成分如下(重量％)：C：0.04～0.08；Si：0.1～0.6；Mn：1.0～2.0；P：最大0.06；S：最大0.01；N：最大0.012；Al：不超过0.06；Ti：不超过0.18和/或Nb：不超过0.08；Mo：不超过0.35；Ti+Nb大于0.06，其中，根据下式存在超化学计量比例的碳和氮：1.0<(C/12+N/14)/(Ti/48+Nb/93+Mo/96)，其余为铁，包括不可避免的与钢相关的元素。

Description

具有高局部冷成型性的高强度热轧扁钢产品及用于制造这种 扁钢产品的方法

技术领域

本发明涉及一种具有高局部冷成型性的高强度热轧扁钢产品。此外，本发明涉及一种用于制造这种扁钢产品的方法。

背景技术

冷成型性在当前是指在10℃至700℃、优选10℃至200℃、特别优选10至80℃范围内的温度下、特别优选在15至40℃的室温下的可成型性。

特别地，本发明涉及一种高强度、微合金化、主要为贝氏体的热轧带材，其具有优化的合金成分和例如在汽车工业中用作底盘构件的组织结构。

本发明还涉及抗拉强度至少为760MPa且同时具有高冷成型性的高强度热轧带材。

冷成型性的描述很复杂，只能通过特征值的“与”逻辑连接组合来充分量化。

因此，为了描述根据本发明的扁钢产品的冷成型性，考虑采用以下特征值：

1.断裂伸长率(A)

2.扩孔率(LA)

3.冷成型性(FL)的量度

4.局部冷成型性与整体冷成型性的比率(LFR)

断裂伸长率、均匀伸长率和扩孔率等特征值是描述冷成型性的既定特征值。

为了量化高整体冷成型性和高局部冷成型性，需要既考虑采用局部冷成型性特征值，又考虑采用整体冷成型性特征值。在本发明的范畴内，选择特征值扩孔率作为局部成型性的代表，选择特征值均匀延展率作为整体冷成型性的代表。这里给出了真正变量而不是技术(百分比)变量，其确定在实施例的描述中说明。

本发明尤其包括由具有多相组织的钢构成的扁钢产品，该多相组织主要包含贝氏体，即大于50％(体积)份额的贝氏体，并且所述扁钢产品具有至少为0.8的屈服强度比。除了至少760MPa的高抗拉强度和至少10％的断裂伸长率A外，扁钢产品还具有高扩孔能力，扩孔率LA至少为30％，冷成型性量度FL至少为0.12，以及局部冷成型性与整体冷成型性比率LFR在至少5和至多13的范围内。

众所周知，贝氏体钢是这样的钢，其特征在于具有相对高的屈服强度和抗拉强度以及对于冷成型工艺足够高的延展率。由于化学成分，产生了良好的可焊性。组织通常由作为主要成分的贝氏体和一定比例的铁素体组成。在组织中可以各自地包含小比例的其他相，例如马氏体和残余奥氏体。

这样的钢例如在公开文献DE 10 2012 002 079 A1中公开了。然而不利的是，扩孔能力仍然不够高。

竞争激烈的汽车市场迫使生产商不断寻找降低车队油耗和二氧化碳废气排放的解决方案，同时保持尽可能高的舒适度和乘客保护水平。一方面，所有车辆组件的重量减轻起着决定性的作用，但另一方面，无论是在汽车使用期间还是在碰撞情况下，各个构件在高静态和动态负荷下的尽可能好的性能也起着决定性的作用。

通过提供强度高达1050MPa或更高的高强度钢乃至超高强度钢，并通过使用这些钢可实现的板材厚度减小，可以减轻车辆的重量，同时在制造和运行过程中改进了所使用的钢材的成型性能。

因此，高强度钢必须在其强度、延展性和能量吸收方面满足相对较高的要求，并且在其加工过程中，例如在冲压、热成型和冷成型、热回火(例如空气淬火、压力淬火)、焊接和/或表面处理中例如在金属细化、有机涂层或涂漆中，不会出现与传统钢相比的缺点。

因此，除了通过减小板材厚度来减轻重量外，新开发的钢材还必须满足对屈服极限、抗拉强度、硬化行为和断裂伸长率的日益增长的材料要求，同时具有良好的加工性能，如可成型性和可焊性。

因此，为了保证所需的板厚减小，必须使用具有单相或多相组织的高强度钢，以确保机动车构件的足够的强度，并满足高的成型要求以及构件对韧性、边缘开裂不敏感性、改进的弯曲角度、弯曲半径、能量吸收等方面的高要求。

也越来越需要的是改进的接合适用性，其形式为更好的通用可焊性，表现为在电阻点焊时的更大的可用的焊接区域和焊缝在机械应力下的改进的失效行为(断裂模式)，以及对延迟的由氢脆化引起的裂纹形成的足够抵抗力。

扩孔能力是一种材料特性，它描述了在成型操作时在靠近边缘的且先前剪切的区域中材料对裂纹萌生和裂纹扩展的抵抗力，例如在环化情况下。

扩孔测试例如在ISO 16630中有标准化的规定。相应地，冲压到板材中的孔借助心轴扩大。测量变量是孔直径的参照初始直径的相对于直径的变化，在该直径处，在孔的边缘出现穿过板材的第一个裂纹。

改进的边缘裂纹不敏感性意味着板材边缘的增大的成型能力，并由增大的孔扩展能力来描述。这种情况以同义词“低边缘裂纹Low Edge Crack”(LEC)或“高孔扩展HighHole Expansion”(HHE)以及为人所知。

由专利说明书EP 3 516 085 B1已知一种用于生产抗拉强度至少为570MPa，优选至少为780MPa的高强度热轧带材的方法，采用该方法将实现钢带的良好的冷成型性。该方法包括以下步骤：

-浇铸板坯，随后的步骤是，将凝固的板坯重新加热到介于1050和1260℃之间的温度；

-在最后一个最终轧机机架中在介于980和1100℃之间的轧制温度下热轧钢坯；

-在950和1080℃之间的精轧温度下进行精轧；

-将热轧带材以50至150℃/s的初级冷却速率冷却至ROT(出口辊式输送机)上的600至720℃的中间温度，然后：

-由于从奥氏体到铁素体的相变产生的潜热，在0和+10℃/s之间温和地加热钢；或者-等温地保持钢材；或者

-适度地冷却钢材，这在总体上导致进入ROT二级阶段的温度变化率为-20至0℃/s；-以达到介于580和660℃之间的卷绕温度。

由此已知的钢由下述(重量百分比)组成：0.015至0.15的C；最多0.5的Si；在1.0和2.0之间的Mn；至多0.06的P；最多0.008的S；最多0.1的铝溶胶；至多0.02的N；在0.02和0.45之间的V；下述各项中的任选地一种或多种：至少0.05和/或至多0.7的Mo；至少0.15和/或最多1.2的Cr；至少0.01和/或最多0.1的Nb；任选地与用于夹杂物控制的钙处理量一致的Ca；余量为Fe和不可避免的杂质；其中，钢具有基本上单相的铁素体微观结构，其包含多边形铁素体(PF)和针状/贝氏体铁素体(AF/BF)的混合物，并且其中，铁素体成分总和的总体积比例至少为95％，并且其中，铁素体成分用V和任选的Mo和/或Nb的精细复合碳化物和/或碳氮化物析出硬化。

然而已经发现，该扁钢产品的冷成型能力，特别是局部冷成型能力还不够高。此外，合金方案的成本相对较高。

此外，由专利说明书EP 3 492 611 B1已知一种用于生产热轧钢的方法，该热轧钢具有至少950MPa的抗拉强度和微观结构，该微观结构包括面积比为70％或更大的贝氏体，其中，差异为下列中的一个或两个：面积比为30％或更小的马氏体，和任选地面积比为20％或更小的铁素体，其中，该方法包括以下步骤：

-将具有化学成分的钢加热到至少1250℃的温度，

-在850-930℃的最终轧制温度下热轧钢材，

-将钢材淬火至450-575℃的卷取温度，

-在该卷取温度下卷取钢材，

-冷却钢材，以及

-皮辊轧制。

该钢具有以下合金成分(质量百分比)：

C 0.07-0.10，Si 0.01-0.25，Mn 1.5-2.0，Cr 0.5-1.0，Ni 0.1-0.5，Cu 0.1-0.3，Mo 0.01-0.2，Al 0.01-0.05，Nb 0.015-0.04，V 0-0.1，Ti 0-0.1，差异在于Fe和不可避免的杂质。所使用的钢由于通过铬、铜和镍的合金添加而成本相对较高，并且同样仍然不具有足够高的冷成型性。将不讨论局部冷成型性。

发明内容

基于此，本发明的目的是，提供一种高强度的热轧扁钢产品，以及一种用于生产这种扁钢产品的方法，因此，就钢而言，实现了高强度与同时具有高局部冷成型性和高经济性的组合。

该目的通过具有权利要求1的特征的高强度热轧扁钢产品和通过具有权利要求13的特征的用于生产扁钢产品的方法来实现。本发明的有利设计在从属权利要求中描述。

根据本发明，具有高局部冷成型性的高强度热轧扁钢产品，具有至少760MPa的抗拉强度Rm、至少0.8的屈服强度比和至少30％、有利地至少40％、特别有利地至少50％的扩孔率，至少10％、优选至少16％的断裂伸长率，至少0.12、有利地至少0.17的冷成型性量度，和至少为5且最多为13的局部冷成型性与整体冷成型性之比，以及由超过50％(体积)的贝氏体、不超过10％(体积)、有利地不超过5％(体积)的富碳的组织成分例如马氏体、残余奥氏体、珠光体、残余奥氏体、剩余的析出硬化(ausschneidungsverfestigter)铁素体组成的组织，钢的化学成分如下(重量％)：

C：0.04～0.08

Si：0.1～0.6

Mn：1.0～2.0

P：最大0.06

S：最大0.01

N：最大0.012

Al：不超过0.06

Ti：不超过0.18和/或Nb：不超过0.08

Mo：不超过0.35

Ti+Nb大于0.06％(重量)，其中，根据下式1存在超化学计量比例的碳和氮：1.0<(C/12+N/14)/(Ti/48+Nb/93+Mo/96)，

其余为铁，包括不可避免的与钢相关的元素，并且任选地添加Cr、Ni、V、B或Ca中的一种或多种元素的合金，

其中，在扁钢产品表面附近、1/4厚度和1/2厚度三个区域中，关于扁钢产品厚度的组织分布的特征在于：

-在扁钢产品的接近表面的区域或1/4厚度区域中，相对于扁钢产品的1/2厚度的区域，铁素体比例的绝对偏差最大为12％(体积)，有利地最大为7％(体积)，和/或

-在扁钢产品的三个区域中，在三个区域的每一个区域中在轧制方向上的纵横比相对于平均值的偏差均小于0.3，和/或

-在三个区域中，与在扁钢产品的整个厚度上的平均值相比，硬度的差异HV0.1分别最大为20HV0.1，有利地最大为15HV0.1，甚至更有利地最大为10HV0.1，强度特性、延展特性和成型特性的完美结合。

对于扁平钢产品厚度上的组织分布和硬度的测量，从哪个表面侧进行这些测量是无关紧要的。

在任选地添加Cr、Ni、V、B和Ca中的一种或多种元素的合金时特别地规定，添加至多0.6％(重量)的Cr，至多0.6％(重量)的Ni，至多0.2％(重量)的V，至多0.01％(重量)的B和至多0.01％(重量)的Ca的合金。组织优选由大于50％(体积)的贝氏体组成，其余为析出硬化铁素体。

特别地，扁钢产品的特点是，兼具高强度和优异的冷成型性。此外，根据本发明的基于合金元素C、Si、Mn、Nb和/或Ti的这种扁钢产品的生产相对便宜。

根据本发明的扁钢产品的具体特征在于至少10％的高断裂伸长率A、至少30％、有利地至少40％、特别有利地至少50％的高扩孔率(LA)％，至少为0.12、有利地至少为0.17的冷成型性(FL)度量，以及至少为5且至多为13的局部冷成型性与整体冷成型性(LFR)之比，同时具有至少为760MPa的抗拉强度。

在本发明的一个有利的改进中，为了设定优化的性能组合，钢合金任选地还包含Cr、Ni、V或B中的一种或多种元素，它们具有以重量百分比计的以下含量：Cr：大于0.1至0.6，Ni：大于0.1至0.6，V：大于0.01至0.2，和B：大于0.0005至0.01，其中，存在根据下式2的超化学计量比的碳和氮：

1.0<(C/12+N/14)/(Ti/48+Nb/93+Mo/96+V/51)。

在本发明的另一个有利的改进中，Ca通过合金化添加到钢中，用于夹杂物控制。因此，对最终性能不利的MnS和Al₂O₃夹杂物被含Ca夹杂物所取代，后者的危害较小，尤其是在形态方面。通过合金化添加到钢中的最大量为0.01％(重量)。

在本发明的进一步有利的改进中，为了实现特别有利的性能组合，扁钢产品包含以重量百分比计的以下合金成分：

Ti：至少0.02，有利地至少0.04，甚至更有利地至少0.06，Nb：至少0.01，Mo：至少0.05，和Ti+Nb：至多0.2。

组织主要由贝氏体和较小比例的铁素体组成。贝氏体是一些成分的混合物，其特征在于至少50％(体积)的主要成分和次要成分，其中，主要成分由通过(Ti,Nb,Mo)(C,N)或V(C、N)的沉淀而固化的贝氏铁素体组成，次要成分由富含碳的成分例如马氏体、残余奥氏体、下贝氏体和珠光体组成。有利地，组织由超过75％(体积)的贝氏体组成。

此外，组织可以包含富含碳的组织成分。只有当组织包含最多10％、有利地最多5％的富碳的组织成分(例如马氏体、残余奥氏体、珠光体)时，才能实现特别有利的性能。

同样已经证明有利的是，在扁钢产品表面以下在扁钢产品1/2厚度的位置处测量，所有组织成分在轧制方向上的晶粒延展度有利地为1.6，其特征在于，所有组织成分在轧制方向上的面积平均的纵横比至多为2.0，和/或扁钢产品的靠近表面的、1/4厚度的和1/2厚度的三个区域的平均值至多为2.0。

同样表明对于高冷成型性有利的是，使得固化铁素体和由贝氏铁素体构成的主要成分的(Ti,Nb,Mo)(C,N)或V(C、N)的析出物的一半平均而言具有小于10nm的直径，和/或析出物的平均间距小于750nm。

也有利的是，剪切纹理分量与轧制纹理分量的比率朝向表面增加并且具有以下值：-靠近表面：至少0.9；

-扁钢产品的1/2厚度：最大0.1。

根据本发明的热轧扁钢产品可以设有金属的或非金属的涂层。金属涂层可以电解地或通过热浸法施加到扁钢产品上，并且有利地是锌基的。

这种热轧扁钢产品有利地在汽车工业中用于制造部件，特别是底盘部件。根据本发明的热轧扁钢产品具有1.6至6.0mm的厚度。然而，本发明也包括小于1.6mm的厚度或大于6.0mm的厚度。

有利地，根据本发明的扁钢产品沿轧制方向具有至少760MPa的抗拉强度Rm、至少0.8的屈服强度比、至少10％，优选至少16％的断裂伸长率A，至少30％，有利地至少40％或甚至至少50％的扩孔率。冷成型性程度至少为0.12，有利地至少为0.17，局部和整体冷成型性之比至少为5且至多为13。

通常将合金元素添加到钢中，以便有针对性地影响特定性能。因此，合金元素可以影响不同钢材的不同性能。效果和相互作用通常在很大程度上取决于其他合金元素的数量、存在状态和在材料中的溶解状态。相关性多种多样且复杂。在根据本发明的合金中合金元素的作用将在下文中更详细地讨论。

在下文中和权利要求中给出的对于合金元素含量的数值说明和所有其他数值说明的情况下，这些数值应作为极限值包括在内。在含量范围内使用术语“至”，例如0.01至1％(重量)，意味着还包括极限值，在这种情况下为0.01和1。

碳C：需要用来形成碳化物，特别是与所谓的微合金元素Nb、V和Ti结合，促进形成马氏体和贝氏体，稳定奥氏体，并通常提高强度。较高的C含量会损害焊接性能，并导致伸长性能和韧性性能恶化，因此将最大含量设定为至多0.08％(重量)。为了使材料达到足够的强度，需要至少添加0.04％(重量)。

锰Mn：稳定奥氏体，增加强度和韧性。Mn的较高含量(>2.0％(重量))会增加中间偏析的风险，这会显著降低延展性并因此降低产品质量。低于1.0％(重量)的含量不允许以所力求的适度分析成本实现所需的强度和韧性。因此将Mn的含量设定为1.0至2.0％(重量)。

铝Al：用于炼钢过程中的脱氧。铝的使用量取决于工艺。因此没有给出最低铝含量。大于0.06％(重量)的Al含量会显著损害连铸过程中的铸造性能。这在铸造时会产生较大的代价。因此，Al的含量被设定为最大0.06％(重量)。

硅Si：属于允许以廉价方式通过混晶硬化来增加钢强度的元素。然而，Si通过在再加热的板坯上输送牢固粘附的氧化皮而降低了热轧带材的表面质量，在Si含量高的情况下，只能通过相当大的努力才能去除氧化皮，或者只能不充分地去除。这在后续镀锌的情况下尤其不利。因此，Si含量限制在最大0.6％(重量)。对于Si的功效，可以认为0.1％(重量)的下限是合理的。

钙Ca：通过合金化添加到钢中用于夹杂物控制，以便防止产生不利的MnS和Al₂O₃夹杂物，并与这些元素一起形成在形态方面较少有害的含Ca夹杂物。通过合金化添加到钢中的最大量为0.01％(重量)。

通常仅添加非常少量的微合金元素(每种元素<0.2％(重量))。与合金元素不同，它们主要通过沉淀形成起作用，但在溶解状态下也可以影响性能。尽管添加量很少，但微合金元素对目标生产条件以及产品的加工性能和最终性能有很大影响。

典型的微合金元素例如是铌和钛。这些元素可溶于铁晶格中，与碳和氮形成碳化物、氮化物和碳氮化物。由于微合金元素的成本相对较高，因此合金比例保持尽可能低。另一方面，在富含碳的组织成分中，碳是超化学计量的，因此不会结合在微合金元素的析出物中，有助于成本效益的和必要的强度增加。因此，根据公式1：(C/12+N/14)/(Ti/48+Nb/93+Mo/96)计算的碳和氮的超化学计量比被设定为>1。

Nb和Ti的作用尤其取决于在热轧和随后的冷却过程中如何进行加工。通过添加微合金元素，力求在过程中实现晶粒细化，并产生纳米尺寸范围的析出物。因此，大于0.06％(重量)的Nb+Ti含量是获得所力求的强度和良好的延展性能的先决条件。相反，超过0.2％(重量)的总含量不再对改善钢的性能产生任何影响，因为当进行所述分析时，在使用传统的炉子时，高于指定总含量的含量在板坯再加热过程中不再溶解，因此没有表现出任何积极的效果。

铌Nb：通过合金化添加铌以细化晶粒的方式起作用，特别是通过在轧制过程中形成碳化物，从而同时提高强度、韧性和延展性能。此外，相变后可形成非常细小的含铌析出物，这些析出物对产品强度有显著贡献。在含量超过0.08％(重量)的情况下，出现饱和行为，因此规定了小于或等于0.08％(重量)的最大含量。为了足够的功效，规定最低含量为0.01％(重量)。

钛Ti：作为碳化物形成剂以细化晶粒的方式起作用，由此同时提高强度、韧性和延展性能。超过0.18％(重量)的Ti含量会通过形成非常粗糙的初生TiN析出物而削弱延展性和扩孔能力，因此将最大含量设定为0.18％(重量)。为了足够的功效，规定了0.02、有利地0.04、甚至更有利地0.06％(重量)的最小含量。

钼Mo：提高淬透性或降低临界冷却速度，从而促进细小贝氏体组织的形成。此外，少量Mo的使用已经延缓了细小析出物的粗化，这些析出物应该尽可能细，以提高微合金化组织的强度。为了足够的功效，规定了最小含量为0.05％(重量)，并且出于成本原因将其限制为最高0.35％(重量)。

磷P：是铁矿石中的微量元素，作为置换原子溶解在铁晶格中。磷通过混晶硬化提高硬度并改善淬透性。然而，通常尝试尽可能降低磷含量，因为它尤其表现出强烈的偏析趋势并大大降低韧性水平。由于磷附着在晶界上，会在热轧过程中引起沿晶界的裂纹。此外，磷使从坚韧特性到脆性特性的转变温度增加高达300℃。然而，通过在加工方面精确控制的有针对性的措施，使用少量的P也可以实现廉价地提高强度。由于上述原因，磷含量限制在至多0.06％(重量)。

硫S：与磷一样，作为微量元素结合在铁矿石中。它在钢中通常是不受欢迎的，因为它会导致不需要的MnS夹杂物，从而恶化伸长性能和韧性性能。因此，试图在熔体中实现尽可能低的硫含量，并可能通过所谓的Ca处理将拉长的夹杂物转化为更有利的几何形状。由于上述原因，硫含量限制在至多0.01％(重量)。

氮N：同样是钢铁生产中的伴生元素。含有游离氮的钢往往具有很强的时效作用。氮即使在低温下也会扩散到位错处并阻塞它。因此，它会导致强度增加，同时韧性会迅速丧失。以氮化物形式结合氮是可能的，例如通过铝、铌或钛的合金化添加。然而，所述合金元素随后不再可用于在后续的过程中新形成在强度方面非常有效的小析出物。由于上述原因，氮含量被限制在至多0.012％(重量)。

铬Cr：作为选择性地合金化添加的元素，Cr提高强度，降低腐蚀速度，延缓铁素体和珠光体的形成。最大含量设定为最多0.6％(重量)，因为更高的含量会导致延展性受损。为了足够的功效，规定了大于0.1％(重量)的含量。

镍Ni：选择性地使用已经很少量的Ni可以提高延展性，同时保持强度不变。由于相对较高的成本，Ni的含量被限制在至多0.6％(重量)。为了足够的功效，规定了大于0.1％(重量)的含量。

钒V：就目前的合金方案而言，添加钒不是绝对必要的。出于成本原因，钒的含量限制在至多0.2％(重量)。尽管如此，如果规定添加V，根据公式2：(C/12+N/14)/(Ti/48+Nb/93+Mo/96+V/51)的计算，碳和氮的超化学计量比例设定为>1。然后，为了足够的功效，也规定了大于0.01％(重量)的V含量。

硼B：硼是提高淬火性的有效元素，量很小就已经有效了。在这种情况下，马氏体起始温度不受影响。为了变得有效，硼必须存在于固溶体中。由于它对氮具有高亲和力，因此必须首先除去氮，优选通过化学计量所需量的钛。由于其在铁中的低溶解度，溶解的硼优选附着在奥氏体晶界上。在那里，它部分地形成了Fe-B碳化物，这些碳化物是连贯的并降低了晶界能。这两种作用都以延迟铁素体和珠光体的形成的方式起作用，并因此增加钢的淬透性。然而，硼含量过高是有害的，因为会形成硼化铁，这对材料的淬透性、成型性和韧性有负面影响。

由于上述原因，根据本发明的合金方案的硼含量被限制在最大0.01％(重量)的值。为了足够的功效，规定了大于0.0005％(重量)的含量。

根据本发明的用于生产具有高局部冷成型性的热轧扁钢产品的方法，该扁钢产品具有至少760MPa的抗拉强度Rm、至少0.8的屈服强度比和超过30％，有利地至少40％、特别有利地至少50％的扩孔率，至少0.12、有利地至少0.17的冷成型性量度，和至少为5且最多为13的局部冷成型性与整体冷成型性之比，该方法包括以下步骤：

-熔化含有下述各项(重量百分比)的钢熔体：

C：0.04～0.08

Si：0.1～0.6

Mn：1.0～2.0

P：最大0.06

S：最大0.01

N：最大0.012

Al：不超过0.06

Ti：不超过0.18和/或

Nb：不超过0.08

Mo：不超过0.35

Ti+Nb大于0.06，其中存在根据下式1超化学计量比例的碳和氮：1.0<(C/12+N/14)/(Ti/48+Nb/93+Mo/96)，选择性地通过合金化添加Cr、Ni、V、B或Ca中的一种或多种元素，其余为铁，包括不可避免的与钢相关的元素，

-通过水平的或竖直的板坯或薄板坯铸造工艺，将钢熔体浇铸成板坯或薄板坯，

-将板坯或薄板坯重新加热至1100℃至1270℃，然后通过以下直接接续的步骤热轧板坯或薄板坯：

-在最终轧制温度EWT下，在热轧带材的最后轧制道次中轧制到所需的最终厚度，其中，适用以下条件：

EWT≥EWTmin＝682℃+464C+6445Nb–644×Nb0.5+732V–230V0.5+890Ti+363Al–36Si(公式3)

-以30K/s至150K/s的平均冷却速率进行冷却，

-在足够低的卷取温度HT下将热轧带材卷绕成卷，以设定有利的组织成分，

HT≤HTmax＝761℃–217×C–77×Mn+97×Si–47×Mo–53×Cr–34×Ni–21×V(公式4)，另一方面适合在随后的随时间变化的冷却过程T(t)中提供足够的析出-硬化，由(公式5)17000≤HP≤18800，并且HP(T,t)＝T(t)×(In(t)+20)规定，其中，温度T以K表示，持续时间t以h表示。

-在冷却过程T(t)中，以5K/h至50K/h的平均冷却速率在卷取温度和100℃之间冷却，随后在静止空气中冷却至室温。

在任选地添加Cr、Ni、V、B和Ca中的一种或多种元素的合金时特别地规定，添加至多0.6％(重量)的Cr，至多0.6％(重量)的Ni，至多0.2％(重量)的V，至多0.01％(重量)的B和至多0.01％(重量)的Ca的合金。

本发明所基于的构思将在下文中解释并使用示例更详细地描述。

为了生产高强度、微合金化热轧带材，如今通常采用热机械轧制。在此情况下，精轧在低于EWTmin的低温范围内进行，在该温度范围内奥氏体不再进行再结晶，因此，随着相变开始，累积的位错导致较高的核密度，因此产生精细的热轧带钢组织。热机械轧制的一个基本目标是，通过热轧带材组织的小晶粒尺寸来提高强度和延展性。

在碳和氮相对于微合金元素具有超化学计量比的合金情况下，与氮相反，碳不完全以提高强度的微合金析出物的形式析出。未在微合金析出物中析出的碳导致形成富碳的组织成分和贝氏体的不同的富碳成分。对于冷成型性而言，富碳的组织成分和贝氏体的富碳成分在尺寸和分布方面有利地存在是至关重要的。“有利地”是指尺寸小并且分布尽可能均匀。

为了实现局部和整体冷成型性的平衡比例，除了不同的合金成分外，还使用不同的工艺。基本上可以区分三种工艺路线，其中设定了富碳的组织成分的类型和分布以及微合金元素的析出状态。富碳的组织成分的类型和分布影响冷成型性，微合金元素的析出状态影响强度。

工艺路线为：

1.低的卷取温度，例如450<HT<550℃，导致产生低温贝氏体，该贝氏体具有非常精细分布的富碳成分，例如下贝氏体。所产生的产品表现出高冷成型性和显著比例的局部冷成型性(“高局部冷成型性”)。然而，强度相对较低，因为在低卷取温度下只有小部分微合金元素析出，因而对析出硬化的贡献较低。

2.高的卷取温度，例如HT>650℃，用于产生铁素体组织。碳以硬组织成分的形式存在，例如碳化物、珠光体或马氏体。所产生的产品具有较高的冷成型性，伴有较低比例的局部冷成型性。强度更大是因为更高比例的微合金元素被析出。

3.例如550<HT<650℃的平均卷取温度迄今尚未达到目的，其用以产生由高温贝氏体(例如上贝氏体和粒状贝氏体)和铁素体组成的混合组织，由于高析出比例而既具有高局部冷成型性又具有高强度。由于高析出比例，要么仅实现了高冷成型性，要么仅实现了高强度。

重要的是，在目前的测试中发现，当结合合金成分和超化学计量比1.0<(C/12+N/14)/(Ti/48+Nb/93+Mo/96)时，以贝氏体为主的微合金热轧带钢既具有高强度又具有高局部冷成型性，扁钢产品根据公式3在至少EWTmin的最终轧制温度下精轧，随后在一定的温度时间内进行卷取和冷却，其特征在于根据公式4的最大卷取温度HTmax和17000≤HP≤18800，其中，HP根据公式5计算。

试验发现，热轧扁钢产品在以17000≤HP≤18800为特征(与以HP≤15990为特征的温度时间窗口相比)的温度时间窗内卷取并冷却时，通过析出变形对抗拉强度的贡献至少为80MPa或以上。强度贡献对于成本低廉地实现高抗拉强度和高屈服强度比是必要的。同时，如果在所述温度时间窗口内保持HTmax，则形成有利于局部成型性和强度的组织。

在保持所述温度-时间窗的情况下，根据本发明的扁钢产品的特征在于，(Ti,Nb,Mo)(C,N)和/或V(C,N)的使得铁素体和由贝氏铁素体构成的主要成分硬化的一半析出物具有小于10nm的直径，和/或这些析出物具有小于750nm的平均间距。

令人惊奇地已经发现，在保持所述温度-时间窗的情况下，与至少EWTmin的最终轧制温度相结合，局部冷成型性高，而在保持所述温度-时间窗的情况下，与低于EWTmin的最终轧制温度相结合，局部冷成型性较低。

除了具有成本效益的合金方案外，根据本发明生产的扁钢产品还具有高强度，同时具有高局部冷成型性。此外，根据本发明的生产方法的特征在于高工艺稳定性。

与铁素体相反，贝氏体通常由不同的成分组成。贝氏体的不同成分是在热轧带材的生产过程中在最终轧制后随着温度的降低由奥氏体相形成的。与铁素体相比，贝氏体在较低温度下形成，并且贝氏体平均具有较高的位错密度。

只有主要是贝氏体的组织才既能实现高强度又能实现高局部冷成型性。原因是，贝氏体组织具有高的位错密度和小的晶粒尺寸。以铁素体为主的组织无法实现高的局部冷成型性。原因是，铁素体的晶粒尺寸比较大，超化学计量的碳以非常硬和比较粗的碳化物的形式在相界处沉淀。由于局部应力集中，这些碳化物会在冷成型过程中导致材料过早失效。

使用先前已知的解决方案，可以获得具有相对低强度与相对高局部冷成型性的特性组合或者具有相对高强度与相对低局部冷成型性的特性组合的热轧带材。

相反，本发明允许实现高强度和高局部冷成型性的特性组合。原因是，在成形过程中累积的局部损伤，特别是在伸长率差异较大的情况下，只能在考虑真实尺寸时予以适当考虑。

-真实均匀伸长率的定义：ln(1+Lg/100)，其中Ag是技术均匀伸长率。。

-真实扩孔率的定义：ln(1+LA/100)，其中LA为技术扩孔率。

冷成型性的量度由局部和整体成型性的几何平均值描述：

-冷成型性量度的定义(成型性等级“FL”)：(真实的均匀伸长率×真实的扩孔率)^0.5。

局部和整体冷成型性的比率定义为：局部和整体冷成型性之比(局部成型性比“LFR”)＝(真实的扩孔率/真实的均匀伸长率)。

对于高局部冷成型性，特别是根据本发明的扁钢产品的应用领域，需要以下标准：

-A≥10％

-LA≥30％

-冷成型性量度≥0.12

-5≤局部和整体冷成型的比率≤13。

附录中所示的测试结果涵盖了抗拉强度至少为760MPa的实施例。对于这些实施例，特别是对于所述应用领域，高局部冷成型性需要以下标准：

-≥16％

-LA≥50％

-冷成型性量度≥0.17

-5≤局部冷成型性与整体冷成型性的比率≤13。

在测试范围内，对所产生的热轧扁钢产品的机械技术性能以及组织进行了测试。除了根据ISO 6892-1用于确定抗拉强度Rm、屈服强度Rp0.2和断裂伸长率A及均匀伸长率Ag的拉伸试验外，还根据ISO 16630进行了扩孔试验。

在附录中列出的表格和以下说明中采用了以下缩写：

EWT＝最终轧制温度

HT＝卷取温度

MW＝平均值

Leg.＝合金

GOS＝晶粒位向分布

KAM＝内核平均取向差(Kernel Average Misorientation)

IQ＝图像质量

AR＝纵横比

SGV＝屈服强度比

S_P＝析出物形成的强度贡献

S_M＝以贝氏体为主的组织中的强度，该组织由于参数HP的值较低而没有析出物。

对于厚度>3mm的热轧带钢，使用与断裂伸长率A成比例的样品形式。相反，对于厚度≤3mm的热轧带钢，使用初始测量长度为80mm的非比例样品形式。为了更好的可比性，当使用非比例样品形式时，断裂伸长率的值是根据A＝AG×b由均匀伸长率换算而来的，其中，b使用参考样品预先确定为2.254。在扩孔试验中，，总是标明至少3次单独试验的平均值。

对于热轧带钢组织的金相评价，在样品的不同厚度范围内定义了以下区域：

-近表面：测量区域为100μm×100μm，与样品表面的间距为0.1mm

-1/4厚度：测量区域为100μm×100μm，位于表面和样品中心之间

-1/2厚度：测量区域为100μm×100μm，与样品中心的间距为0.1mm

从图2的草图中可以看出测量区域的定位。

金相测试是在相对于轧制方向纵向的样品上进行的。

为了表征微观结构，在上述定义的测量场中拍摄电子背散射衍射图像(EBSD)。为此，制作了经机械研磨并抛光至1μm的纵向截面。随后，样品用OP-S抛光约10分钟，以产生尽可能不变形的表面。为了测量，采用EDAX DigiView 5EBSD-相机，其具有10×10的合并率(Binning)和140Hz的拍摄速率，加速电压为15kV。在每种情况下，各个测量点之间的步长为0.1μm。与本发明相关的参数确定如下：

GOS(晶粒位向分布Grain Orientation Spread)：晶粒内所有测量点相对于晶粒平均取向的平均取向误差。为了确定晶粒，使用了15°的分割角。

KAM(内核平均取向差)和GKAM：为了计算KAM值，确定EBSD测量点相对于其下下个相邻测量点的平均取向差。最大允许取向差为4°。对于GKAM，将一个晶粒的所有测量点的KAM值取平均值，其中使用15°的分割角来确定晶粒。

出现的组织类型根据金相学定义如下：

-铁素体由多边形和准多边形的铁素体组成，晶粒由取向差角(MisorientierungswinkeIn)>15°的晶界界定。铁素体晶粒内部没有<15°的小角度晶界，晶粒位向分布(GOS)值<2°，晶粒平均取向差(GKAM)值通常<0.4°。TEM图像显示晶粒内部有高密度的(Ti,Nb,Mo)(C,N)析出物。特别地，(Fe,Mn)碳化物可以存在于晶粒三联结区域中。

-粒状贝氏体晶粒由>15°的晶界界定。由于奥氏体向贝氏体的位移相变，晶粒内部出现小角度晶界，GOS值≥2°，GKAM值通常≥0.4°。在EBSD IPF图(反极图)中通常可看到颗粒内部不同方向的“柳叶刀”。在EBSD图像质量图中未显示第二相的“柳叶刀”在下文中用“贝氏铁素体”表示。在贝氏铁素体的晶粒之间结合了以马氏体、MA相、下贝氏体或珠光体形式存在的富碳的第二相。特别地，在晶粒三联结区域中可以存在(Fe、Mn)碳化物。第二相的表面比例随着卷取温度的升高而降低，可为0-10％。

纵横比：在电子显微镜中对样品进行EBSD测量，使滚动方向与测量场的Y方向一致。在Matlab工具箱MTEX的帮助下，椭圆适应于各个晶粒的形状(分割角15°)，并通过它们的长半轴和短半轴以及长轴的方向进行参数化。根据每个晶粒的这些参数计算椭圆，然后确定这些椭圆与坐标系的X轴和Y轴的交点。晶粒椭圆与X轴的交点和晶粒椭圆与Y轴的交点之比对应于轧制方向上晶粒与板材法线的纵横比。这种计算方法确保了仅在轧制或板材法线方向上确定一些晶粒的延展，这些晶粒的长轴不完全指向轧制方向。

硬度测试HV0.1在抛光样品上在相对于表面具有不同间距的点进行。在距表面和中心0.1mm的间距处不进行测量。此外适用以下内容：

硬度值表示为6次单独测量的平均值。

在每种情况下，近表面位置的3个硬度压印位于表面相对于板材厚度的间距的0％和10％之间以及90％和100％之间。

在每种情况下，1/4位置的3个硬度压印位于表面相对于板材厚度的间距的20％和30％之间以及70％和80％之间。

在每种情况下，1/2厚度位置的3个硬度压印位于表面相对于板材厚度的间距的40％和50％之间以及50％和60％之间。

从图2的草图中可以看出硬度压印的位置。

两个实施例的合金成分总结在表1中。合金A和B是单铸件，因此所有示例A1-A14和B1-B20具有相同的成分。同样，表1显示了碳和氮相对于微合金元素的超化学计量比的计算值(公式2)，即

1.0<(C/12+N/14)/(Ti/48+Nb/93+Mo/96+V/51)。

表1中说明了两个实施例的合金成分。

表2和表3中说明了不同实施例的结果。还说明了对实现所需特性值的结果的评估，其中，J(已实现)和N(未实现)。如果不符合根据本发明的规范，按照表中第二行，用下划线标出。列出的值根据商业惯例四舍五入。

对于合金A和B，表2中列出了不同工艺条件下的机械特性值的结果。加下划线的值超出了所需的机械性能或超出了有利的工艺条件。

关于最终轧制温度(EWT)，必须确保在每个厚度范围内的带钢厚度上实现完全的再结晶。这是在EWT–EWTmin≥0时实现的，其中，EWTmin＝682℃+464C+6445Nb-644×Nb^0.5+732V-230V^0.5+890Ti+363Al–36Si(公式3)。所有元素规格均以％(重量)为单位给出。

在随后的钢带卷取过程中，必须确保产生由超过50％(体积)的贝氏体组成的组织。这是在HT-HTmax≤0时实现的，其中，HTmax＝761℃–217×C–77×Mn+97×Si–47×Mo–53×Cr–34×Ni–21×V(公式4)。所有元素规格均以％(重量)为单位给出。如果满足EWT和HT的条件，则可以实现表2中指明的成型性特征值。结果表明，只有在随后的冷却过程期间，在卷取后通过析出硬化S_P对抗拉强度Rm提供足够的贡献，才能实现具有成本效益的强度增加。为此，有必要在冷却过程T(t)中在合适的持续时间t内保持合适的温度T。这是在17000≤HP≤18800且HP(T,t)＝T(t)×(In(t)+20)时给出的(公式5)，其中，在计算HP时，T始终以K表示，t始终以h表示。

为了计算参数HP，执行以下过程：

1.冷却过程T(t)被分成n个相等的时间段ti，伴有对应的温度Ti，其中，n被选择得足够大，使得当被分成明显更多的时间段时，结果几乎保持相同。

2.计算各个参数HP_i＝HP_i(t_i，T_i)＝T_i×(In(t_i)+20)。

3.计算时间段t_i ^＊＝exp(HP_i/T^＊-20)，其中，T*代表任何温度，例如卷取温度HT。

4.计算参数HP，HP＝T^＊x(ln(t₁ ^＊+t₂ ^＊+...+t_n ^＊)+20)

由沉淀形成引起的强度贡献S_P通过以下步骤确定：

1.确定在主要为贝氏体的组织中的强度S_M，由于参数HP的值较低，该组织没有析出物。在TEM测试的帮助下，确定在HP＝15990时无论合金如何都存在所述状态。作为第一步，对于所有应用示例，绘制在16080<HP<18000的范围内关于HP的数据Rm，然后执行线性回归。在第二步中，借助回归线确定HP＝15990时的强度。在当前情况下，这是合金A的强度贡献S_M,A(15990)＝804MPa和合金B的强度贡献S_M,B(15990)＝762MPa。

2.通过S_M(HP)＝S_M(15990)-0.0495(HP-15990)计算取决于HP的无析出的组织的理论强度。

3.通过S_P(HP)＝Rm(HP)-S_M(HP)来计算强度贡献S_P(HP)。

在合金成分A和B的情况下，以特别成本有效的方式实现了高强度Rm，因为具有指定的HP范围的冷却过程允许通过沉淀形成的强度贡献S_P≥80MPa。

此外，只有在17000≤HP≤18800时才能观察到具有高强度的高局部冷成型性，而在HP>18800或HP<17000时则观察不到(表2)。

在纵截面中借助组织成分和特征，从材料学角度分析了在高强度时局部冷成型性能不同的原因。

根据本发明生产的热轧带材的贝氏体组织由≥50％的主要成分和次要成分组成，其中，主要成分由通过析出物(Ti,Nb,Mo)(C,N)而硬化的贝氏铁素体形成。对各个代表性样品的析出物进行的透射电子测试表明，使得由贝氏铁素体构成的主要成分硬化的析出物(Ti,Nb,Mo)(C,N)的一半具有小于10nm的直径，和/或这些析出物具有小于750nm的平均间距。次要成分由富含碳的成分组成，例如马氏体、MA相、下贝氏体和珠光体。由于主要成分具有比次要成分更高的成型性，因此主要成分的最小比例≥50％是有利的。

表3中给出了合金A的对于根据公式3的不同最终轧制温度、根据公式4的不同卷取温度和根据公式5的HP值的组织测试结果。

以下适用于未根据本发明处理的样品：热轧带材样品的组织在带材厚度上是不均匀的并且是各向异性的。HP值为17232和18380的两个样本A2和A6的不均匀性和各向异性可描述如下：

a.样品由铁素体-贝氏体组织组成。铁素体比例为48％和66％。

b.近表面位置和1/4厚度位置的铁素体比例相对于1/2厚度位置的偏差最大为59％和17％。

c.组织延展性较强。这尤其适用于1/2厚度位置；在这里，纵横比为2.9和2.5。

d.硬度随厚度的变化比较大。特别是在表面，硬度较低，与样品厚度的平均值相差-24HV0.1和-26HV0.1。

e.剪切纹理分量变化较大，在近表面位置分别为0.92和0.96，在1/2厚度位置分别为0.01和0.01。

众所周知，冷成型过程中的局部材料行为及其对局部冷成型能力的高要求会受到组织不均匀性的负面影响，因为损伤会及早地被定位并导致材料失效。在当前情况下，a.-d.中列出的特征直接或间接地导致可成型性降低的细长区域，例如粒状贝氏体富碳第二相比例增加的区域。但是，e.中列出的特征对局部冷成型性的影响尚不清楚。

在热轧带材厚度上的组织不均匀性的原因被确定为在最后的轧制步骤之后随即并且在冷却之前，奥氏体在钢带厚度上的不同的完全的再结晶。随着精轧温度范围增加到超过EWTmin但在恒定的平均卷取温度下，在本发明的范围内可以在每个厚度范围内实现带材厚度上的完全的再结晶，从而产生带材厚度上的均匀的铁素体-贝氏体组织。

结果令人惊讶，因为在轧制过程的最后道次中没有再结晶导致超化学计量比的贝氏体热轧带材钢种的组织如预期那样变得较粗，但与预期相反的是，局部冷成型性受到积极影响。

为了在每个厚度范围内在带材厚度上完全的再结晶，根据公式3，EWT至少为EWTmin是必要的。

借助在纵向截面中的组织成分和特征，从材料学的角度分析了高局部冷成型性的原因。根据本发明加工的按照表3的样品A7和A9的组织分析结果是：

-热轧带钢样品的组织在带钢厚度上相对均匀且各向同性。HP值为18380(样品A7)和17232(样品A9)的两个样品的均匀性和各向同性可描述如下：

a.样品主要由贝氏体组织构成。铁素体比例为22％和49％。

b.铁素体在近表面位置和1/4厚度位置相对于1/2厚度位置的比例偏差最大为7％和-2％。

c.组织延展相对较弱。这尤其适用于1/2厚度位置；在这里，纵横比为1.5和1.5。

d.厚度上的硬度变化相对较小。这尤其适用于近表面位置。表面硬度与平均值的偏差为-10HV0.1和0HV0.1。

e.剪切纹理分量在近表面位置为0.98和0.98，在1/2厚度位置为0.01和0.03。

通过进一步的测试，所力求的组织进一步表征如下：

使由贝氏铁素体构成的主要成分硬化的析出物(Ti,Nb,Mo)(C,N)的至少一半具有＜10nm的直径，和/或这些析出物具有小于750nm的平均间距。

图1再次总结地示出了根据本发明要求保护的并受FL和LFR规范限制的冷成型性范围。

图2示出了硬度压印的位置，与表面的间距(0％和100％)：0.1mm；与中心的间距(50％)：0.1mm；以及，EBSD测量场的位置，与表面的间距(0％)：0.1mm；与中心的间距(50％)：0.1mm。

表格1

表格2

表格3

Claims (19)

1.一种具有高局部冷成型性的高强度热轧扁钢产品，具有至少760MPa的抗拉强度Rm，至少0.8的屈服强度比，和至少30％、有利地至少40％、特别有利地至少50％的扩孔率，至少10％，优选至少16％的断裂伸长率，至少0.12、有利地至少0.17的冷成型性量度，和至少为5且最多为13的局部冷成型性与整体冷成型性之比，以及由超过50体积％的贝氏体，不超过10体积％、有利地不超过5体积％的富碳的组织成分如马氏体、残余奥氏体、珠光体，剩余的铁素体组成的组织，钢的化学成分以重量百分比计如下，：

C：0.04至0.08

Si：0.1至0.6

Mn：1.0至2.0

P：最大0.06

S：最大0.01

N：最大0.012

Al：不超过0.06

Ti：不超过0.18和/或Nb：不超过0.08

Mo：不超过0.35

Ti+Nb大于0.06，其中，根据下式存在超化学计量比例的碳和氮：

1.0<(C/12+N/14)/(Ti/48+Nb/93+Mo/96)，

其余为铁，包括不可避免的与钢相关的元素，并且任选地通过合金化添加Cr、Ni、V、B或Ca中的一种或多种元素，

其中，在扁钢产品的近表面、1/4厚度和1/2厚度的三个区域中，在扁钢产品厚度上的组织分布的特征在于：

-在扁钢产品的近表面的区域或1/4厚度区域中，相对于扁钢产品的1/2厚度的区域，铁素体比例的绝对偏差最大为12体积％，有利地最大为7体积％，和/或

-在扁钢产品的三个区域中，在轧制方向上的晶粒纵横比相对于平均值的偏差，在三个区域的每一个中均小于0.3，和/或

-在三个区域中，与在扁钢产品的整个厚度上的平均值相比，硬度的差异HV0.1分别最大为20HV0.1，有利地最大为15HV0.1，甚至更有利地最大为10HV0.1。

2.根据权利要求1所述的扁钢产品，其特征在于，通过合金化添加最多0.01重量％的Ca。

3.根据权利要求1或2所述的扁钢产品，其特征在于，所述钢以重量百分比计含有：

Ti+Nb：最大0.2。

4.根据权利要求1至3中至少一项所述的扁钢产品，其特征在于，所述钢以重量百分比计含有：

Ti最小：0.02，有利地0.04，甚至更有利地0.06

Nb最小：0.01

Mo最小：0.05。

5.根据权利要求1至4中至少一项所述的扁钢产品，其特征在于，所述钢以重量百分比计含有：

Cr：不超过0.6

Ni：不超过0.6

V：不超过0.2

B：不超过0.01

其中，根据下式存在超化学计量比例的碳和氮：

1.0<(C/12+N/14)/(Ti/48+Nb/93+Mo/96+V/51)。

6.根据权利要求5所述的扁钢产品，其特征在于，所述钢以重量百分比计含有：

Cr：大于0.1

Ni：大于0.1

V：大于0.01

B：大于0.0005。

7.根据权利要求1至6中至少一项所述的扁钢产品，其特征在于，所述贝氏体是多种成分的混合物，所述混合物的特点是至少50体积％的主要成分以及次要成分，其中，主要成分由通过析出(Ti,Nb,Mo)(C,N)和/或V(C；N)硬化的贝氏铁素体组成，次要成分由富含碳的成分例如马氏体、残余奥氏体、下贝氏体和珠光体组成。

8.根据权利要求1至7中至少一项所述的扁钢产品，其特征在于，组织由大于50体积％的贝氏体和残余铁素体组成。

9.根据权利要求8所述的扁钢产品，其特征在于，组织由大于75体积％的贝氏体和残余铁素体组成。

10.根据权利要求1至9中至少一项所述的扁钢产品，其特征在于，在扁钢产品的1/2厚度的位置处的所有组织成分的晶粒延展度的特点在于，所有组织成分在轧制方向上的纵横比至多为2.0，和/或扁钢产品的近表面的、1/4厚度的和1/2厚度的三个区域的平均值至多为2.0，有利地为1.6。

11.根据权利要求1至10中至少一项所述的扁钢产品，其特征在于，使铁素体和由贝氏铁素体构成的主要成分硬化的(Ti,Nb,Mo)(C,N)和/或V(C、N)析出物的一半具有小于10nm的直径，和/或所述析出物具有小于750nm的平均间距。

12.根据权利要求1至11中至少一项所述的扁钢产品，其特征在于，剪切纹理分量与轧制纹理分量的比率朝向表面增加并且具有以下值：

-近表面：至少0.9；

-1/2厚度：最大0.1。

13.一种用于生产具有高局部冷成型性的热轧扁钢产品的方法，该扁钢产品具有至少760MPa的抗拉强度Rm，至少0.8的屈服强度比，和超过30％、有利地至少40％、特别有利地至少50％的扩孔率，至少0.12、有利地至少0.17的冷成型性量度，和至少为5且最多为13的局部冷成型性与整体冷成型性之比，该方法包括以下步骤：

-熔化含有下述各项以重量百分比计的钢熔体：

C：0.04至0.08

Si：0.1至0.6

Mn：1.0至2.0

P：最大0.06

S：最大0.01

N：最大0.012

Al：不超过0.06

Ti：不超过0.18和/或Nb：不超过0.08

Mo：不超过0.35

其中，Ti+Nb大于0.06，其中碳和氮的超化学计量比根据下式存在：设定1.0＜(C/12+N/14)/(Ti/48+Nb/93+Mo/96)，选择性地通过合金化添加Cr、Ni、V、B或Ca中的一种或多种元素，其余为铁，包括不可避免的与钢相关的元素，

-通过水平的或竖直的板坯或薄板坯铸造工艺，将钢熔体浇铸成板坯或薄板坯，

-将板坯或薄板坯重新加热至1100℃至1270℃，然后通过以下直接接续的步骤热轧板坯或薄板坯：

-在最后轧制道次中，在最终轧制温度EWT下将热轧带材轧制到所需的最终厚度，其中，适用以下条件：

EWT≥EWTmin＝682℃+464C+6445Nb-644×Nb^0.5+732V-230V^0.5+890Ti+363Al-36Si

-以30K/s至150K/s的平均冷却速率进行冷却，

-在足够低的卷取温度HT下将热轧带材卷绕成卷，以设定有利的组织成分，

HT≤HTmax＝761℃-217×C-77×Mn+97×Si-47×Mo-53×Cr-34×Ni-21×V，

另一方面适合在随后的冷却过程T(t)中提供足够的析出硬化，由17000≤HP≤18800，以及HP(T，t)＝T(t)×(In(t)+20)规定，其中，T以K，t以h表示，

-在冷却过程T(t)中以5K/h至50K/h的平均冷却速率在卷取温度和100℃之间冷却，随后在静止空气中冷却至室温。

14.根据权利要求13所述的方法，其特征在于，将板坯热轧成厚度为1.6mm至6.0mm的扁钢产品。

15.根据权利要求13和14所述的方法，其特征在于，扁钢产品以电解方式或通过热浸镀的方式设置有金属涂层。

16.根据权利要求15所述的方法，其特征在于，金属涂层是锌基的。

17.根据权利要求13至16中至少一项所述的方法，用于生产如权利要求1至12所述的扁钢产品。

18.根据权利要求1至12中至少一项所述的扁钢产品用于生产汽车工业中的部件的用途。

19.根据权利要求18所述的扁钢产品的用途应用于生产底盘部件。