发明内容

在此背景下，本发明的目的在于，开发一种热轧的扁钢产品，其特征在于该扁钢产品的机械性质在其长度和宽度上特别均匀的分布，并且在此具有良好的可成形性以及小的回弹倾向，这使得该扁钢产品适合于制造具有特别广泛的要求性能的复杂成形的构件。

根据本发明实现此目的的扁钢产品至少具有在权利要求1中给出的特征。

此外，应提供一种方法，使得能够针对性地制造这种热轧的扁钢产品。

实现此目的的方法至少包括在权利要求11中给出的方法步骤。

本发明的有利的设计方案在从属权利要求中给出，并且如一般的发明构思那样在下面详细地阐述。

因此，根据本发明的扁钢产品由以下组成(以重量％计)：0.02-0.1％的C、0.1-2.5％的Mn、0.02-0.1％的Al、0.02-0.12％的Nb以及分别可选地一种或多种来自“Si、Ti、V、Cr、B、Ca、Mo”的组的元素，条件是，Si含量最高为0.6％、Ti含量最高为0.12％、V含量最高为0.2％、Cr含量最高为0.2％、B含量最高为0.0025％、Ca含量最高为0.01％并且Mo含量至高为0.3％，并且余量为铁和不可避免的杂质，其中杂质包括至高0.05％的P、至高为0.03％的S、至高为0.01％的N、至高0.2％的Ni和至高0.15％的Cu。

根据本发明的扁钢产品的组织在此至少60面积％由铁素体和/或贝氏体组成，且余量由珠光体、由碳化物析出物或碳氮化物析出物和由最高至2面积％的其它组织成分组成。组织同时具有0.2-0.7的晶粒延伸比。

已经证实为特别有利的是，根据本发明的扁钢产品的组织此外具有至高为15μm的平均铁素体晶粒尺寸。特别是通过根据本发明的制造方式在组织结构中可靠地实现的晶粒延伸比，对根据本发明的扁钢产品的良好的韧性性质作出显著的贡献。此外，以小的铁素体晶粒尺寸为特征的细的组织有助于进一步改善韧性性质。

通过根据本发明的扁钢产品的特殊的组成和组织特性，其制造的方式方法的后果是，根据本发明的扁钢产品具有与优化的机械性质相结合的突出的成形性质。因此，对于根据本发明的扁钢产品的屈服极限Re适用Re＞RE_BER，其中适用：

Re_BER＝(400+2243*％Nb)/(d^0.15)

其中，％Nb：扁钢产物的相应的以重量％计的Nb含量，和，

d：扁钢产品的相应的以mm计的厚度，

典型地，根据本发明的扁钢产品的屈服极限Re大于350MPa，特别是大于400MPa、450MPa或者大于500MPa。此外，屈服极限Re典型地低于800MPa，尤其低于750MPa或者低于700MPa。

同时，根据DIN EN ISO 148-1，在测试方向“纵向”上实施的缺口冲击弯曲试验对根据本发明的扁钢产品在-20℃和-30℃下分别得到＞100J的缺口冲击功，其中，通常得到大于125J，特别是大于150J的缺口冲击功的值。在同一试验装置中但测试温度为-60℃时，在-60℃下在测试方向“纵向”上确定的缺口冲击功大于27J，其中对于缺口冲击功通常获得大于80J的值。即使在-80℃的测试温度下，根据本发明的扁钢产品在测试方向“纵向”上仍然获得大于27J的缺口冲击功。根据本发明的扁钢产品的据此优化的缺口冲击韧性和其高的脆性断裂阻力使得尤其还适用于温度较低、尤其温度低于-40℃的应用。

在根据本发明的热轧的扁钢产品中，根据DIN EN 10149-2通过8mm的弯曲芯棒直径确定的回弹为小于20％，其中，在实践中通常设置回弹的值小于17％，尤其是小于15％。

根据本发明的热轧的扁钢产品通过使铌作为唯一的必要微合金元素存在来发展其性质，对此不必添加另外的微合金元素，即钛和钒。虽然这些元素如下面所阐述的那样可在根据本发明的扁钢产品中任选地以有效的含量存在，用于支持根据本发明总是存在的铌含量的作用。然而，根据本发明的扁钢产品的合金设计基于铌的存在，根据本发明如此调整铌的含量，使得原则上不需要额外的微元素，以满足对根据本发明的扁钢产品的可成形性、强度、韧性、缺口冲击性和回弹性提出的所有要求。因此在成形中显示出，在根据本发明的扁钢产品中由于其特殊的微观结构(即其特殊的晶粒延伸和纤维取向)延迟了形成裂纹的危险，使得甚至可以毫无问题地完成复杂的构件，例如用于机动车底盘的减震支柱座(Federbeinaufnahme)。

用于制备根据本发明所提供的扁钢产品的根据本发明方法包括以下步骤：

a)生产钢熔体，所述钢熔体由(以重量％计)0.02-0.1％的C、0.1-2.5％的Mn、0.02-0.1％的Al、0.02-0.12％的Nb以及相应任选地来自组“Si、Ti、V、Cr、B、Ca、Mo”的一种或多种元素组成，条件是，Si含量最高为0.6％、Ti含量最高为0.12％、V含量最高为0.2％、Cr含量最高为0.2％、B含量最高为0.0025％、Ca含量最高为0.01％和Mo含量最高为0.3％，余量为铁和不可避免的杂质，其中所述杂质中包括至高0.05％的P、至高0.03％的S、至高0.01％的N、至高0.2％的Ni和至高0.15％的Cu；

b)将所述熔体浇铸成预产品，所述预产品是具有70mm-350mm的厚度的扁锭或者具有30mm-70mm的厚度的薄扁锭；

c)使所述预产品如此奥氏体化，使得所述预产品充分加热至1150-1320℃的奥氏体化温度；

d)在预产品是扁锭的情况下：

在预轧制温度下将所述奥氏体化的预产品在两轧制道次或更多轧制道次中预轧制到最少30mm且最多70mm的厚度，该预轧制温度最高等于奥氏体化温度，但至少比重结晶停止温度T_NR高30℃，其如下计算：

T_NR[℃]＝913℃+910℃/重量％*％Nb (1)

其中，％Nb＝扁钢产物相应的Nb含量；

e)在多个轧制道次中将预产品最终热轧成热轧的扁钢产品，

其中，大于或等于被舍入为整数的值n_W’的轧制道次的数目n_W根据下式计算

n_W’≥7*根号(d_EW/(6*Z))+2 (2)

其中，d_EW：扁钢产品的终止轧制厚度

Z：预产品的厚度

在低于根据式(1)计算的重结晶停止温度T_NR的温度下进行，

其中，对于经由最终热轧整体获得的成形度Δh_总适用

Δh_总＝(d_进-d_出)/d_进*100％＞65％ (3)

其中，d_进：扁钢产品在进入最终热轧时的厚度，

d_出：扁钢产品在最终热轧终止时的厚度，

其中，对在最终热轧的最后的轧制道次中达到的成形度Δh_LG实际适用

Δh_LG实际＞Δh_{LG min} (4)

其中

Δh_LG实际＝(d_进LG-d_出LG)/d_进LG

d_进LG：扁钢产品进入最后的轧制机架时的厚度，

d_出LG：扁钢产品从最后的轧制机架离开时的厚度，

Δh_{LG min}＝1.8*10^-5*e^{(0.0135*(TEW+11))}+3

Δh_{LG min}：在最终热轧的最后的轧制道次中的最小成形度，TEW：热轧终止温度，单位为℃，

和

-其中热轧终止温度为760-940℃；

f)将热轧的扁钢产品冷却至520-650℃的卷绕温度；

g)将热轧的扁钢产品卷成卷材，并将该热轧的扁钢产品以卷冷的形式却至室温。

根据本发明，如下选择本发明的扁钢产品的合金成分和这些成分的含量：

除了铁之外，C、Mn、Al和Nb是根据本发明的扁钢产品的合金的必需元素。所有其它下面说明的元素可选地存在于根据本发明的扁钢产品中，以提供特定的性质，或者属于不可避免的杂质，这些杂质的存在虽然是不期望的，但是出于制造技术的原因是不可避免的。在根据本发明的扁钢产品中这些不可避免的伴随元素的含量受到限制，因此它们对扁钢产品的性质没有负面影响。

碳“C”以0.02-0.1重量％的含量存在于根据本发明的扁钢产品中。至少0.02重量％是必需的，由此根据本发明的扁钢产品达到其所要求的强度性质。此作用在至少0.04重量％的C含量下可以特别可靠地获得。同时，将C含量限制为最高0.1重量％，以避免对可焊接性和可成形性的负面影响。C的存在的负面作用，例如韧性的降低，在此可以特别可靠地通过将C含量设置为最大0.08重量％，尤其最大0.7重量％来避免。

硅“Si”可选地在生产根据本发明扁钢产品的钢时用作脱氧剂，并且在根据本发明的扁钢产品中有助于改善强度性质。为了可靠地利用Si的这种作用，Si含量可以为最少0.01重量％。大于0.6重量％的Si含量将损害根据本发明的材料的表面特性和韧性，尤其根据本发明扁钢产品上产生的焊缝处的热影响区中的韧性。此外，过高的Si含量可恶化根据本发明扁钢产品的可焊接性。为了可靠地避免这些负面影响并且尤其为了保证最佳的表面品质，Si含量可以限制在0.25重量％。

锰“Mn”在根据本发明的扁钢产品中以0.1-2.5重量％的含量存在，以保证良好的机械性质、尤其高韧性以及S结合。在小于0.1重量％的含量下，无法获得足够的强度。然而，在大于2.5重量％的Mn含量下，可焊接性和可成形性被负面地影响。为了能够在根据本发明的扁钢产品中可靠地利用Mn的强度提高的作用,可以将Mn的含量提升到至少0.5重量％。为了不负面地影响偏析表现以及韧性，可将Mn含量限制在最高2.0重量％。

铝“Al”以0.02-0.1重量％的含量存在于根据本发明的扁钢产品中。它在制造根据本发明扁钢产品的钢时用作脱氧剂，并且通过形成AlN析出物防止了在将钢加工成根据本发明的扁钢产品过程中进行加热(“奥氏体化”)时奥氏体晶粒的粗化。如果铝含量低于0.02重量％，在钢生产中的脱氧过程进行地不完全。然而，如果Al含量超过0.1％的上限，则可能形成不期望的Al₂O₃夹杂物。这些会对根据本发明扁钢产品的纯度和韧性产生负面作用。如果在生产根据本发明的扁钢产品时应特别可靠地避免钢熔体的可浇铸性的限制，则根据本发明的扁钢产品的Al含量可以限制在最高0.05重量％。

铌“Nb”以0.02-0.12重量％的含量存在于本发明的扁钢产品中，以通过在根据本发明实施的卷绕中的析出硬化实现优化的强度性质。如果Nb含量小于0.02重量％，则不能达到所要求的强度性质。为了在根据本发明的温度控制的轧制中可靠地设置奥氏体结构的晶粒细化，可以以最少0.04重量％的含量添加Nb。如果Nb含量大于0.12重量％，则在根据本发明的扁钢产品处产生的焊接连接部的热影响区中的可焊接性和韧性由此恶化。特别经济地，通过根据本发明设置的Nb含量实现的效果在Nb含量最大为0.08重量％时可获得。

即使根据本发明的合金设计的目的在于仅使用Nb作为微合金元素，钛“Ti”也可以以至高0.12重量％的含量存在于根据本发明的扁钢产品中，以通过防止奥氏体化时的晶粒生长和通过在卷绕时的析出硬化来支持强度性质。通过将根据本发明扁钢产品的Ti含量设置在至少0.005重量％，可以特别可靠地利用Ti的存在的这些有利效果。在高于0.12重量％的Ti含量下存在这样的危险，即扁钢产品的可成形性、可焊接性和韧性由于形成了粗的Ti析出物而恶化。通过将Ti含量限制在最高0.10重量％可以使该危险最小化。为了确保在长度和宽度上尽可能均匀的强度性质，尤其完全弃用Ti合金或者将含量优选限制到最高0.010重量％，特别优选限制到最高0.006重量％。

钒“V”可以以至高0.2重量％的含量添加到根据本发明的扁钢产品中，以通过形成碳氮化物来支持强度。如果在根据本发明的扁钢产品中有针对性地利用这种作用，则为此可以设置至少0.005重量％的V含量。在含量大于0.2重量％时，在根据本发明的扁钢产品中不会出现任选存在V的积极影响的进一步增加。当在根据本发明的扁钢产品中存在至高0.15重量％的V时，可以最佳地利用V的强度提高作用。但是原则上在此也适用的是，V的添加应当被视为纯可选的，也就是说V的添加可以完全取消，因为根据本发明的合金设计优先基于微元素Nb的存在。为了保证在长度和宽度上尽可能均匀的强度性质，根据本发明的特别实用的变型方案，将在根据本发明的扁钢产品中的V含量降低到技术上无作用的含量。为此，V含量可以限制为最高0.010重量％，特别是至高0.006重量％。

铬“Cr”可选地以至高0.2重量％的含量存在于根据本发明的扁钢产品中。通过加入Cr，也可以改善根据本发明扁钢产品的强度性质。但是，如果铬含量太高，则在根据本发明的扁钢产品处进行的焊接的热影响区中的可焊接性和韧性受到负面影响。在根据本发明的扁钢产品中可通过使Cr含量为最少0.02重量％来可靠地利用任选存在Cr的积极影响。

硼“B”可选地以至高0.0025重量％的含量存在于根据本发明的扁钢产品中。B有利地作用于钢(由其构成根据本发明的扁钢产品)的强度性质和可淬火性。B的这种有利作用可以通过对根据本发明的扁钢产品设置最少0.0005重量％B，尤其至少0.0015重量％B的B含量来利用。然而，大于0.0025重量％的B含量将恶化韧性。

钙“Ca”可以选择性地存在于根据本发明的扁钢产品的钢中，以在扁钢产品的组织中形成非金属夹杂物，从而改善韧性。然而，如果Ca含量高于0.01重量％，则这对熔体的纯度具有负面影响，并且在铸造钢(由该钢制造根据本发明的扁钢产品)时导致在相应铸造的中间产品的壳中的缺陷。在根据本发明的扁钢产品中可通过使Ca含量为最少0.0005重量％来可靠地利用可选存在Ca的积极影响。

钼“Mo”可以任选地存在于根据本发明扁钢产品的钢中，以实现更高的强度性质。Mo的任选存在的积极影响可从最少0.02％的Mo含量开始获得。如果Mo含量太高，则对材料的断裂延伸率以及可成形性负面地影响。为此，Mo含量限制为最高0.3重量％，特别是最高0.25重量％，或者特别有利地限制在最高0.1重量％。

根据本发明的扁钢产品具有强度和韧性的优化的组合，而不需要昂贵的合金元素，如镍“Ni”和铜“Cu”。然而，这些元素也可能由于制造原因、例如由于在钢生产中使用废料而导致作为不可避免的杂质到达钢中。在任何情况下，在根据本发明的扁钢产品中Ni和Cu的含量保持如此低，使得它们对根据本发明的扁钢产品的性质没有影响。出于相同的原因，根据本发明扁钢产品的Ni含量为最多0.2重量％，其Cu含量最高为0.15重量％。

磷“P”和硫“S”也是杂质，它们在根据本发明的扁钢产品中是不希望的，因为它们使其机械性质，特别是缺口冲击功和可成形性变差。然而，为了避免这些由于制造而不可避免的伴随元素的任何影响，本发明将P含量的上限设定为0.05重量％，特别是最高0.025重量％，或特别优选最高0.015重量％，并且对于S含量，将上限设定为最高0.03重量％，尤其最多0.01重量％，或特别优选最高0.003重量％。

氮“N”也是一种由制造导致而不可避免的杂质，它在含量过高时使根据本发明扁钢产品的韧性变差。因此，根据本发明扁钢产品的N含量限制在最高0.01重量％，尤其0.008重量％，或者特别优选最高0.006重量％。根据本发明扁钢产品的典型N含量为至少0.004重量％。通过在根据本发明的扁钢产品中典型地至少存在的N含量形成AlN析出物，并且如果存在Ti则形成TiN析出物，如上所述，其对根据本发明的扁钢产品的组织的细度积极地影响。

根据本发明的扁钢产品的组织主要由铁素体和/或贝氏体组成。因此，根据本发明的扁钢产品的组织的铁素体和/或贝氏体份额典型地为至少60面积％的铁素体和/或贝氏体，其中铁素体可以作为多角形铁素体和/或准多角形铁素体和/或强的位错加固(versetzungsverfestigend)的铁素体存在。为了确保尽可能好的可成形性，优选设置最低80面积％的份额，以提高韧性，进一步优选最低90面积％，特别优选最低95面积％的铁素体和/或贝氏体。根据本发明的扁钢产品的组织的余量由珠光体以及已经提及的碳化物或氮化碳形式的析出物以及最高2面积％的其它组织成分占据，包括马氏体或残余奥氏体。

此外，根据本发明的扁钢产品的组织的特征在于，晶粒延伸比在0.2至0.7之间。将晶粒延伸比设置在该范围内确保了良好的韧性。如果晶粒延伸比高于0.7，则延伸率受到负面影响。如果该比低于0.2，则对强度的影响太小。

此外，根据本发明扁钢产品的组织的特征在于，存在于铁素体中的平行于轧制方向的α纤维<110>的份额以最高30％的份额构造，并且存在于铁素体中的平行于板材法线的γ纤维<111>的份额以最高20％的份额构造。这种特征提供在成形时良好的流动表现以及良好的断裂伸长性质，由此总体上实现根据本发明的扁钢产品突出的成形性。

根据本发明的方法的工作步骤和在此根据本发明设置的方法参数以特别的方式与根据本发明的合金设计协调，使得运行可靠地实现根据本发明的扁钢产品的特殊的性质组合。

通过根据本发明基于使用铌作为优选唯一的微合金元素的合金设计，已经能够以相对较小的Nb含量实现高的强度。由于铌强烈延迟了重结晶，所以在根据本发明的扁钢产品的根据本发明的生产中在热轧过程中导致强烈的奥氏体晶粒延伸，这实现了在卷绕之后非常细晶粒的富含位错的铁素体或贝氏体结构。与钛和钒相比，铌在相同元素含量下显著更强烈地延迟重结晶并且此外特别有效地有助于组织在卷绕之后的晶粒细化。

在此，在扁钢产品在工作步骤g)中的热轧之后卷成的卷材中形成了细的Nb析出物，它的产生稳定地并且对扁钢产品的整个长度和宽度上的不均匀的温度分布不敏感地进行。因此，根据本发明的扁钢产品的特征在于在其长度和宽度上的机械性质的小波动。

不言而喻，在实施根据本发明的方法时，本领域技术人员不仅完成了在权利要求中提及的和在此阐述的方法步骤，而且还实施了所有其它的步骤和行动，当为此有需要时，这些步骤和行动在实际执行这样的方法中在现有技术中经常实施。

为了制造根据本发明的扁钢产品，相应地在工作步骤a)中以已知的方式生产对应于上述阐述的根据本发明组成的钢熔体。

此钢熔体随后在同样本身已知的条件下被浇铸成预产品，该预产品可以是扁锭或薄扁锭。在此，在连铸时熔体的铸造温度应当高于1500℃，以确保钢不会在输送桶中就已经凝固。这尤其适用于制造薄扁锭作为预产品的情况。

将熔体浇铸成扁锭能够以从现有技术中为这种目的而已知的各种方式和方法来进行。

在实践中，提供例如“CSP方法”(CSP＝紧凑带材生产，参见https://www.sms-group.com/de/anlagen/al le-anlagen/csp-techn ologie)用于生产薄扁锭。在此方法中，熔体在连续的过程中被浇铸成一股线，然后从中分出薄扁锭。为此，液态的钢经由分配槽被送入模具中，实践中从模具中脱出两股彼此平行的线，其中，通过形成所谓的外部“线壳(Strangschale)”而开始固化。离开模具后，凝固从线中心(芯部)的线壳开始一直继续进行，直到芯部区域也凝固。如此完全凝固的线具有最少30mm的厚度，通常为35-70mm，温度通常超过600℃。固化后，薄扁锭从线中分出。

为了所谓的“奥氏体化”(工作步骤C))，将分别生产的预产品(扁锭或薄扁锭)在预热炉或补偿炉中加热到高于1150℃的奥氏体化温度，在该奥氏体化温度下它们具有完全的奥氏体组织。高的奥氏体化温度是重要的，由此在奥氏体化的过程中溶解粗的析出物，其在相应的预产品的凝固期间形成。根据本发明，为奥氏体化温度设置的范围的上限在1320℃，以抑制奥氏体晶粒的粗化和增强的氧化皮形成。

在预产品是薄扁锭的情况下，这种预产品可以直接被递送到最终热轧(工作步骤e))。这可以如在补偿炉中奥氏体化和前面生产薄扁锭那样以本身已知的方式以连续运行的工作顺序进行。

在预产品是扁锭的情况下，相反在最终热轧之前必须减小其厚度。为此，各个扁锭在奥氏体化之后例如在一个或多个为此在现有技术中可用的可逆式轧制机架中可逆地在多于一个道次中预轧成厚度为最少30mm、但最多70mm的预带材。在此，在预轧开始时的扁锭温度至高等于奥氏体化温度并且至少为1100℃。将预轧结束后的由扁锭预轧的预带材的温度称为预轧温度TVW。预轧温度最高等于奥氏体化温度。优选地，预轧温度低于1150℃，特别是低于1120℃。在预轧温度高于此极限值时，一方面由于重结晶之后的晶粒生长而形成较粗的奥氏体晶粒。另一方面在最终的经热轧的产品的表面处出现升高的不完整(即缺陷)的数量。然而，不允许预轧温度低于温度TVWmin，其比根据Nb含量％Nb以上述方式计算的重结晶停止温度T_NR高至少30℃。以这种方式，确保重结晶过程完全进行，从而保持细的奥氏体晶粒，并限制随后的晶粒生长。这对根据本发明的扁钢产品的韧性和断裂伸长率产生积极的影响。断裂伸长率典型地为最少14％。如果预轧温度低于TVWmin，则这将由于不完全进行的重结晶而导致不期望的混合组织，由此扁钢产品的韧性和断裂伸长性会变差，并且此外机械性质会出现更大的分散。

在根据本发明的最终热轧(步骤e))中，在包括多个机架、典型地包括五个、六个或七个轧制机架的热轧设备中，在各个预产品是扁锭的情况下将由此预轧制的预带材或作为预产品生产的薄扁锭热轧成最终的热轧的扁钢产品，该扁钢产品典型地为热轧的带材。在此，热轧的参数如此调节，使得所获得的扁钢产品具有相应需要的厚度，并且根据本发明方法的完成具有已经阐述的结构上的特征。根据本发明，所谓“多个机架”的轧制过程是指至少三个相继连续的下压道次。

在此，根据对于最终热轧的扁钢产品所要求的厚度选择各实际所需的下压道次数量。在此，在最终热轧设备中，特定数量n_W的轧制道次必须在低于以上述方式计算的重结晶停止温度T_NR(式(1))的温度下进行。此数量n_W被确定为上述方程(2)的舍入为整数的结果n_W’。

根据本发明，最终热轧以所谓的“热机械轧制”的方式进行。通过根据本发明有针对性地设置的、在整个最终热轧过程中和各个热轧道次中保持的成形度(也称为“道次压下量”)和精确的温度引导实现了根据本发明的组织纤维取向和其晶粒延伸。与基于两种微合金元素的典型微合金设计相比，这不仅积极地影响强度性质，而且还积极地影响韧性、断裂伸长率和由此产生的成形性、尤其回弹。

根据本发明经由总的最终热轧过程达到的总成形度Δh_总以及经由最后的轧制道次达到的成形度Δh_LG实际如此协调，使得在根据本发明的扁钢产品的组织中出现强烈延伸的奥氏体晶粒。最终轧制在此在低于940℃的轧制终止温度、尤其低于920℃或特别优选低于890℃结束。通过根据本发明的低的热轧终止温度，使热机械轧制的效果增强，从而在热轧制结束时在根据本发明的扁钢产品的组织中存在富含位错的奥氏体。通过使根据本发明的热轧终止温度最高为940℃，确保了在热轧制终止后也不再发生局部重结晶过程。以这种方式确保了获得根据本发明所要求的晶粒延伸，以及存在于铁素体中的平行于轧制方向的α纤维<110>的份额和平行于板材法线的γ纤维<111>的份额的对于成形有利的定向。然而，最终热轧同时在高于760℃的温度下结束，从而确保在最终热轧中尤其在表面区域的相转变不发生。

根据本发明，在最终热轧设备中达到的总成形度Δh_总应至少为65％。然而，在最后的机架，成形度Δh_LG实际至少应满足式(4)的条件。在此，成形度Δh_LG实际优选至少为4％。如果不遵守本发明关于成形度Δh_总和Δh_LG实际的规定，则无法实现根据本发明的晶粒延伸和存在于铁素体中的平行于轧制方向的α纤维<110>的份额和平行于板材法线的γ纤维<111>的份额根据本发明的定向。

在热轧之后，在工作步骤f)中将所获得的热轧扁钢产品冷却至520-650℃的卷绕温度。在此，冷却可以以本身已知的方式进行。在此，适用于本发明目的的典型冷却速率在10-300K/s的范围内。在此，冷却应在热轧终止后的最大20秒以内进行。

通过遵守卷绕温度的根据本发明预先设置的范围，实现最佳的转变硬化和析出硬化。在此如此选择卷绕温度的范围，使得碳氮化物析出物的数量达到最大值。过低的卷绕温度将导致析出潜力被冻结，因此不能达到根据本发明的扁钢产品所要求的最小屈服极限。相反，过高的卷绕温度将导致不希望的析出和/或晶粒生长，这又会导致韧性和屈服极限的损失。

根据本发明的热轧的扁钢产品由于其性质组合适合于成形为所有类型的复杂构件，特别在轿车或载重汽车制造领域中使用的构件，其中典型地涉及车架部件或底盘部件，如减震支柱座、轴支架、横梁或纵梁或汽车座椅部件，例如座椅轨道。此外，它适用于例如借助于激光切割来制造的涂漆的构件。

在本文中提及的组织的组成部分可以借助于光学显微镜、扫描电子显微镜和电子背散射衍射“EBSD”来确定。

因此，为了确定组织成分，从扁钢产品宽度的四分之一在板厚三分之一处提取样品，制备为纵向切片并用含有3体积％硝酸份额的醇硝酸(专业术语也称为“Nital”)或二亚硫酸钠蚀刻。然后借助于光学显微镜或扫描电子显微镜以已知的方式借助于表面分析确定组织成分的各个份额。

晶粒延伸比以及存在于铁素体中的平行于轧制方向的α纤维<110>的份额和平行于板材法线的γ纤维<111>份额可以借助于在纵向切片处的EBSD确定。为此，在板材厚度上1/3位置中定位800x800μm的测量场并且以0.9μm的步距扫描。这里不将双晶晶界考虑为晶界。在晶粒内，允许在相邻测量点之间的至高5°的取向偏差。选择数量为至少十个的连续测量点作为最小晶粒尺寸。为了测定晶粒延伸比，晶粒近似为椭圆形，从而随后可将晶粒延伸比表示为椭圆形的半轴的长度比。因此，值1对应于圆形晶粒，并且该值越小，颗粒拉伸得越强。为了量化α纤维和γ纤维的纹理成分的份额，使用10°的取向容差，即当其与理想纤维取向偏差至多10°时，属于相应的纤维取向。例如，可以利用由制造商EDAX Inc.制造的EBSD系统在Carl Zeiss Microscopy GmbH的场发射扫描电子显微镜LEO 1530处用照相机Digiview进行测量。对晶粒尺寸分布的数据评估和生成以及对平行于轧制方向的α-纤维<110>的份额和平行于板材法线的γ-纤维<111>的份额的量化例如可以利用来自EDAX Inc.的软件OIM Analysis V 8来进行。

根据DIN EN ISO 6892-1对热轧带材的纵向样品进行用于确定屈服极限(Re)的拉伸试验。

用于确定缺口冲击功Av的缺口冲击弯曲试验在-20℃、-30℃,-60℃和-80℃根据DIN EN ISO 148-1在纵向样品处进行。在此描述的结果始终涉及全样品。

在根据DIN EN 10149-2的180°弯折试验中确定回弹，弯折心轴直径为8mm。