CN104204261A

CN104204261A - 高强度冷轧钢板和生产这种钢板的方法

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Publication number: CN104204261A
Application number: CN201380016232.XA
Authority: CN
Inventors: D.克里赞; S.保罗; A.皮彻勒; 中屋道治
Original assignee: Voestalpine Stahl GmbH; Kobe Steel Ltd
Current assignee: Voestalpine Stahl GmbH; Kobe Steel Ltd
Priority date: 2012-03-30
Filing date: 2013-04-02
Publication date: 2014-12-10
Anticipated expiration: 2033-04-02
Also published as: ES2651149T5; US10202664B2; JP2015517029A; WO2013144377A1; ES2651149T3; KR20150002728A; KR102060522B1; US20150034218A1; CN104204261B; JP6290168B2

Abstract

本发明涉及一种适用于汽车，建材等的高强度冷轧钢板，特别是成形性优异的高强度钢板。特别地，本发明涉及一种具有至少980MPa拉伸强度的冷轧钢板以及制备这种钢板的方法。

Description

高强度冷轧钢板和生产这种钢板的方法

技术领域

本发明涉及一种适合于应用于汽车，建材等的高强度冷轧钢板，尤其是一种成形性优异的高强度钢板。特别地，本发明涉及一种拉伸强度至少980MPa的冷轧钢板。

背景技术

对于种类繁多的应用，提高的强度等级是轻质结构的先决条件，尤其是在汽车行业，这是因为减轻车身质量会降低油耗。

汽车车身部件通常用薄钢板冲出，形成薄板的复杂结构件。然而，用传统的高强度钢不能生产出这样的部件，因为形成复杂结构件的能力过低。为此，在过去几年，多相相变诱导塑性辅助钢(TRIP钢)获得了相当大的兴趣。

TRIP钢具有多相的微观结构，包括亚稳定的残余奥氏体相，其能够产生TRIP效应。当钢变形时，奥氏体转变成马氏体，从而导致显著的加工硬化。这种硬化效果，在材料中起到抵抗颈缩的作用，并推迟板材成形操作的失效。TRIP钢的微观组织可以极大地改变其机械性能。该TRIP钢微观组织的最重要的方面是残余奥氏体相的体积百分数，尺寸和形态，因为这些特性直接影响钢的变形时奥氏体向马氏体的转变。有几种方法可以在室温下化学稳定奥氏体。在低合金TRIP钢中，奥氏体通过其碳含量和奥氏体的小晶粒尺寸实现稳定化。使奥氏体稳定所需的碳含量为约1重量％。但是，钢中的高碳含量由于会使可焊性受损而不能在许多应用中使用。

因此，需要特殊的处理工艺路线使碳浓缩到奥氏体中，以便在室温下稳定该奥氏体。普通TRIP钢的化学成分中还包括少量其它元素的添加，以帮助稳定化奥氏体，以及有助于产生将碳分配到奥氏体中的微观组织。最常用的添加剂是1.5重量％的Si和Mn二者。为了抑制奥氏体在贝氏体转变过程期间分解，通常认为必要的是硅含量应为至少1重量％。在钢中的硅含量是重要的，因为硅不溶于渗碳体。US2009/0238713公开了这样的TRIP钢。然而，高硅含量会使热轧钢的表面质量差和冷轧钢的涂覆性差。因此，已经研究了使用其它元素部分或全部取代硅,并且对于Al系合金设计已经报道了有前途的结果。然而，使用铝的缺点是相转变温度(A_c3)升高，这会使传统工业退火生产线中完全奥氏体化变得非常困难或者不可能。

根据基体相，引用下列主要类型的TRIP钢：

TPF 具有多边形铁素体基体的TRIP钢

TPF钢，如前面已经提到的，含有来自相对软质的多边形铁素体的基体以及来自贝氏体和残余奥氏体的夹杂物。残留奥氏体变形时转变成马氏体，产生理想的TRIP效应，这使得钢实现了强度和可拉伸性的优良组合。然而，与具有更均匀的微观结构和更强基体的TBF钢、TMF钢和TAM钢相比，其伸缘成形性(stretch flangeability)较低。

TBF 具有贝氏体铁素体基体的TRIP钢

TBF钢闻名已久，吸引了很多人的兴趣，因为贝氏体铁素体使其具有很好的伸缘成形性。此外，与TPF钢类似，TRIP效应(其通过亚稳的残留奥氏体岛应变诱发相变成为马氏体而确保显著地提高其可拉伸性。

TMF 具有马氏体铁素体基体的TRIP钢

TMF钢还含有嵌入高强度马氏体基体中的亚稳残余奥氏体小岛，这使得这些钢获得比TBF钢甚至更好的伸缘成形性。虽然这些钢也表现出TRIP效应，但比TBF钢的可拉伸性低。

TAM 具有退火马氏体基体的TRIP钢

TAM钢含有来自由新生马氏体再退火得到的针状铁素体的基体。显著的TRIP效应再次通过应变发生时亚稳残余奥氏体夹杂物转变为马氏体得以实现。尽管这些钢具有有前景的强度、拉伸性和伸缘成形性的组合，但由于其复杂和昂贵的双-热循环，使这些钢材都没有取得显著的产业效益。

TRIP钢的成形性主要受所述残留奥氏体相的相转变特性的影响，而这又受奥氏体的化学成分，及其形态和其它因素的影响。在ISIJ International Vol.50(2010),No.1,第162-168页中，对具有至少980MPa拉伸强度的TBF钢的成形性的影响进行了探讨。然而，该文献中检测的冷轧材料在950℃进行退火，并在盐浴中300-500℃下进行200秒的奥氏体回火。因此，由于高的退火温度，这些材料不适合于用常规的工业退火生产线生产。

发明内容

本发明涉及一种具有至少980MPa的拉伸强度和优异的成形性的高强度冷轧钢板和其工业规模的生产方法。特别地，本发明涉及一种具有适于在常规工业退火生产线生产的性能的冷轧TBF钢板。因此，该钢应不仅具有良好的可成形性，同时在A_c3-温度，M_S-温度，奥氏体回火时间和温度以及其它因素(例如影响的热轧钢板的表面质量和在工业退火生产线上钢板的加工性的粘性等级(sticky scale))方面是优化的。

发明详述

本发明描述在权利要求中。

冷轧高强度TBF钢板由以下元素(重量％计)组成：

杂质以外余量的铁。

元素限定解释如下。

元素C、Mn、Si、Al和Cr对于本发明是必不可少的，原因如下：

C：0.1-0.3％

C是使奥氏体稳定的元素，并且对在残余奥氏体相内获得足够量的碳相当重要。C也对获得所要求的强度水平很重要。通常，可以预期的是，每0.1％的C增加大约100MPa的拉伸强度。当C低于0.1％时，就难以实现980MPa的拉伸强度。如果C超过0.3％，则可焊接性受损。出于这个原因，根据所需的强度水平，优选的范围是0.15-0.25％，0.15-0.18％，0.17-0.20％，或0.18-0.23％。

Mn：2.0-3.0％

锰是固溶强化元素，它可以通过降低M_s点来稳定奥氏体，并防止在冷却过程中形成铁素体和珠光体。此外，Mn降低A_c3的温度。小于2.0％的含量可能很难获得至少为980MPa的拉伸强度，并且对于传统工业退火生产线，奥氏体化温度可能会太高。然而，如果Mn的量高于3.0％，可能会出现偏析的问题并且加工性可能劣化。因此，优选范围为2.2–2.6％,2.2–2.4％和2.3–2.7％。

Si：0.4-1.0

Si作为固溶强化元素，并且对确保薄钢板的强度非常重要。Si不溶于渗碳体，由于Si在渗碳体形成之前从贝氏体晶界扩散出来必须需要时间，因而起到在贝氏体相变过程中大大延缓碳化物的形成的作用。因而，将Si限定在1.0％。优选范围为0.6-1.0％,0.7-0.9％和0.75-0.90％。

Cr：≤0.9

Cr对提高钢板的强度有效。Cr是形成铁素体并延缓珠光体和贝氏体形成的元素。增加Cr含量仅略微降低A_c3温度和M_s温度。然而，当使用正常线速度时，由于贝氏体相变延迟而需要更长的保持时间，导致在常规的工业退火生产线的加工变得困难或不可能。为此Cr含量优选限制到0.6％。优选的范围是0–0.4，0.1-0.35。

Si+0.8Al+Cr＝0.5-1.8

Si、Al和Cr在结合添加时具有协同且完全不可预见的效果，导致残余奥氏体量增加，这反过来又导致了改善的延展性。由于这些原因，Si+0.8Al+Cr优选限定为0.8-1.8％的范围，因而优选的范围是1.0-1.8％，1.2-1.8％和1.4-1.8％。

Al：0.01-0.8

Al促进铁素体的形成，并且通常也用作脱氧剂。Al与Si一样都不溶于渗碳体，因此在渗碳体形成之前从贝氏体晶界扩散出来。M_s温度随Al含量的增加而增加。Al的再一个缺点是，它会导致A_c3温度急剧增加，以至于所述奥氏体化温度对于传统工业退火生产线来说太高了。由于这些原因，Al的含量优选限定在0.2-0.8％，更优选限定在0.40-0.75％。所述Al含量是指酸溶Al。

除了C、Mn、Si、Al和Cr之外，为了调整显微结构、影响相转变动力学和/或微调所述钢板的一项或多项机械性能，所述钢任选地包含一种或多种下述元素：

Nb：<0.1

Nb常用于低合金钢中，由于其对晶粒长大的显著影响而用于改善强度和韧性。由于NbC析出，Nb通过细化基体微观结构和残余奥氏体相，并因此增加了强度延伸率的平衡。在高至0.1％的含量下，该效果饱和。

优选的范围0.02-0.08％，0.02-0.04％和0.02-0.03％。

Mo：<0.3

可以加入Mo来提高所述钢板的强度。Mo和Nb一起添加导致产生细NbMoC析出，这导致强度和韧性的组合得到进一步改善。

TI：<0.2；V：<0.2

这些元素对沉淀强化有效。优选的Ti加入量可以为0.01-0.1％，0.02-0.08％或0.02-0.05％。优选的V的加入量可以是0.01-0.1％或0.02-0.08％。

Cu：<0.5；Ni：<0.5

这些元素是固溶强化元素，并且对耐腐蚀性可具有积极的作用。如果需要，加入量可以为0.05-0.5％或0.1-0.3％。

S:≤0.01；P:≤0.02；N:≤0.02

这些元素在该类型钢中不希望存在，因此限定为：

S优选 ≤ 0.003

P优选 ≤ 0.01

N优选 ≤ 0.003

B：<0.005

B抑制铁素体的形成并提高钢板的焊接性。要有明显的效果，至少要添加0.0002％。然而，过量的添加将劣化加工性。优选的范围是<0.004％，0.0005-0.003％和0.0008-0.0017％。

Ca：<0.005；Mg：<0.005；REM：<0.005

可以添加这些元素以控制钢中夹杂物的形态，从而提高钢板的可扩展性与伸缘成形性。优选的范围是0.0005-0.005％和0.001-0.003％。

Si>Al

根据本发明的高强度冷轧钢板具有基于硅铝的设计，即在所述贝氏体相转变过程中所述渗碳体沉淀是通过Si和Al完成的。尽管Si的量降低，其优选是大于Al的量的，优选为Si>1.1Al，更优选为Si>1.3Al或者甚至2Al。

Si>Cr

在本发明的钢板中，优选控制Si的含量大于Cr的量，并限制Cr的量以大大延缓贝氏体相转变。由于这个原因，最好保持Si>Cr，优选为Si>1.5Cr，更优选为Si>2Cr，最优选的Si>3Cr。

所述冷轧高强度TBF钢板具有多相微观结构，其包含(以体积％计)

残余奥氏体 5-20

贝氏体+贝氏体铁素体+回火马氏体 ≥80

多边形铁素体 ≤10

残留奥氏体(RA)的量为5-20％，优选5-16％，更优选5-10％。因为TRIP效应，需要高的延伸率时残留奥氏体是先决条件。高的残余奥氏体量减小了伸缘成形性。在这些钢板中，所述多边形铁素体由贝氏体铁素体(BF)取代，并且所述微观结构通常含有超过50％的BF。所述基体由高位错密度强化的BF板条组成，并且在所述板条之间包含残余奥氏体。

MA(马氏体-奥氏体(martensite/austenite))组分代表在由残余奥氏体和/或马氏体组成的微观组织中的单独的岛屿。这两种微观结构化合物难以通过用于先进高强钢(AHSS)的常用蚀刻技术-Le Pera蚀刻以及通过扫描电子显微镜(SEM)观察来分辨出来。对本领域技术人员很常见的Le Pera蚀刻可以例如在"F.S.LePera,Improved etching technique for the determination of percentmartensite in high-strength dual-phase steels Metallography,Volume12,Issue3,September1979,Pages263-268"中找到。此外，对于例如扩孔性能，MA组分的含量和尺寸起着重要的作用。因此，在工业实践中，MA组分的分数和尺寸常常在ASHH中使用以表明它们的机械性能和成形性的相关性。

马氏体-奥氏体(MA)的尺寸最大为5微米，优选为3微米。少量马氏体可存在于该结构中。MA的量为最大为20％，优选最大为16％，最优选在10％以下。

冷轧高强度TBF钢板优选具有如下的机械性能

拉伸强度(Rm) ≥980兆帕

总延伸率(A80) ≥10％

扩孔率(λ)≥44％，优选≥50％。

根据欧洲标准EN10002第1部分获得所述Rm和A80的值，其中在所述钢板的纵向方向取样。

根据ISO/WD16630用扩孔试验确定所述扩孔率(λ)。在该试验中，将具有60°的顶点的锥形冲头压入在100×100平方毫米钢板中制成的10毫米直径的冲孔中。只要确定第一裂纹就停止该试验，并且在彼此正交的两个方向测量孔的直径。其算术平均值用于计算。

以％表示的扩孔率(λ)计算如下：

λ＝(Dh–Do)/Do x100

其中Do是初始时的孔径(10mm)和Dh是试验后的孔径。

钢板的成形性进一步由下面的参数进行评估：强度-延伸平衡(Rm XA80)和伸缘成形性(Rm Xλ)。

伸长型钢板具有高的强度-延伸平衡，和高孔延展型钢板具有高的伸缘成形性。

本发明的钢板中至少满足以下一项条件：

Rm x A80 ≥ 13 000 MPa％

Rm xλ ≥50 000 MPa％

本发明的钢板的机械性能可以通过合金化组分和微观结构在很大程度上进行调节。

根据本发明的一个可以想到的变体，所述钢包含0.17-0.19的C，2.3-2.5的Mn，0.7-0.9的Si，0.6-0.7的Al。任选地，Si+0.8Al+Cr调节到1.0-1.8，并进一步，所述钢可包含0.02～0.03的Nb。所述钢板满足以下要求的至少一个：

(Rm)＝980-1200MPa，(A80)≥11％，(λ)≥45％，优选≥50％，

和进一步的至少下述的一种：

Rm x A80≥13 000MPa％，优选≥14 000MPa％，和

Rm xλ≥50 000MPa％，优选≥55000MPa％。

典型的化学组成可包含0.17的C，2.3的Mn，0.80的Si，0.3-0.7的Al，杂质外余量的铁。

根据本发明的另一个可想到的变体，所述钢含有0.18-0.23的C，2.3-2.7的Mn，0.7-0.9的Si，0.7～0.9的Cr。任选地，Si+0.8Al+CR调节到1.3-1.8，并进一步的，所述钢可包含0.02-0.03的Nb。所述钢板满足以下要求的至少一个：

(Rm)＝1050-1400MPa，(A80)≥10％，(λ)≥40％，优选≥44％，

和进一步的至少下述的一种：

Rm x A80≥13 000MPa％，优选≥15 000MPa％，和

Rm xλ≥50 000MPa％，优选≥52000MPa％。

典型的化学组成可包含0.19的C，2.6的Mn，0.82的Si，0.3-0.7的Al，0.10的Mo，杂质外余量的铁。

本发明的钢板可以使用常规的CA-生产线来制造。该工艺包括以下步骤：

a)提供上文所载组成的冷轧钢带，

b)退火冷轧钢带，所述退火在A_c3以上的退火温度(T_an)进行以便完全奥氏体化所述钢，然后

c)冷却所述冷轧钢带，所述冷却从退火温度(T_an)到快速冷却的冷却停止温度(T_RC)，以足以避免铁素体形成的冷却速度进行，冷却速度为20-100℃/秒，同时：

·对于高扩孔型的钢带，冷却停止温度(T_RC)比马氏体开始温度(T_MS)低，T_MS为300-400℃之间，优选340-370℃，

·对于高延伸型钢带，冷却停止温度(T_RC)在360-460℃之间，优选在380-420℃，然后

d)奥氏体回火(austempering)所述冷轧钢带，所述奥氏体回火在360-460℃优选380-420℃之间的过时效/奥氏体回火温度(T_OA)下进行，，并且

e)将该冷轧钢板冷却到室温。

该工艺应优选进一步包括以下步骤：

在方法步骤b)中，所述退火在910-930℃的退火温度(T_an)下进行，退火保持时间(t_an)为150-200秒之间，优选为180秒，

在步骤c)中，所述冷却根据具有两个独立的冷却速率的冷却模式进行：以80-100℃/s，优选为85-95℃/s，优选为约90℃/s的第一冷却速度(CR1)冷却到530-570℃，优选550℃的温度，并且以35-45℃，优选约40℃/s的第二冷却速率(CR2)冷却到快速冷却停止温度(T_RC)，并且

在步骤d)中，所述奥氏体回火在150-600秒优选180-540秒之间的过时效/奥氏体回火保持时间(t_OA)中进行。

优选的是，在步骤c)和d)之间，不对所述钢板施加外部加热。

调节热处理条件的原因如下：

退火温度(T_an)>A_c3温度：

通过完全奥氏体化所述钢，可以控制钢板中的多边形铁素体的量。若退火温度(T_an)低于所述钢的完全奥氏体化温度(A_c3)，存在钢板中多边形铁素体的量将超过10％的风险。太多的多边形铁素体将产生MA组分更大的尺寸。

快速冷却的冷却停止温度(T_RC)：

通过控制快速冷却的冷却停止温度(T_RC)，可以控制所述钢板中MA组分的尺寸。如果快速冷却的冷却停止温度(T_RC)超过马氏体相变开始温度(T_MS)，MA的尺寸变得更大，从而降低高扩孔型钢板所必需的产物Rm xλ值。在高延伸率型的钢板的情况下，冷却停止温度(T_RC)可高于马氏体相变开始温度(T_MS)。

奥氏体回火温度(T_OA)：

通过控制奥氏体回火温度(T_OA)至360-460℃之间，优选380-420℃，可以控制MA组分的尺寸和残留奥氏体(RA)的量。较低的奥氏体回火温度(T_OA)会降低RA的量。较高的奥氏体回火温度(T_OA)会降低RA的量并增大MA的尺寸。在这两种情况下，使所述钢板的均匀延伸率(Ag)和总延伸率(A80)降低。

第一及第二冷却速率，CR1，CR2：

通过控制第一冷却速率(CR1)为80-100℃/s，优选为85-95℃/s，优选约90℃/s至530-570℃，优选550℃的温度，并且控制第二冷却速率(CR1)在35-45℃，优选约40℃/s至快速冷却的停止温度(T_RC)，可以控制多边形铁素体的量。降低冷却速率将增加多边形铁素体的量到超过10％。

在本发明的一个实施例中，所述钢板是高延伸率型钢，其强度-延伸平衡Rm x A80≥13000MPa％，优选≥15000MPa。

在本发明的另一实施例中，所述钢板是高扩孔型钢，其伸缘成形性Rm xλ≥50000MPa％，优选≥55000MPa。

实施例

根据表I的化学组成制备多个试验合金A-M。制备钢板并在常规的CA生产线中根据表II中指定的参数使其经受热处理。对所述钢板的微观组织以及一些机械性能进行了检查，其结果列于表II中。

在比较本发明的钢板与比较例的钢板的结果时，要求保护的组成对结构和机械性能的有利影响是明显的。表II显示，在某些情况下，残余奥氏体的量太低(编号16，17，21，22)，并且在其它的情况下铁素体的含量过高(编号14，15，18，19，20)。在大多数情况下，该孔伸缘成形性过低。

对于本发明的钢板，发现了一种完全不同的行为。部分地基于这些结果，开发了所要求保护的TBF钢板，其具有Si-Al系合金设计，任选地含有Cr添加物，具有高的伸缘成形性和改善的可加工性，用于在连续退火生产线生产。

微观结构的定量测量

残留奥氏体的量用X射线分析在片材厚度的四分之一位置处测量。对通过SEM得到的微观组织的照片进行图像分析，以测定MA的体积％，基体相的体积％(贝氏体铁素体+贝氏体+回火马氏体)，残余奥氏体的体积％和多边形铁素体的体积％。

贝氏体铁素体+贝氏体+回火马氏体：

一种晶粒，其中在SEM照片的图像分析中观察为白点(或连续连接的白点的线性阵列组成的白线)。

MA(马氏体-奥氏体)：

一种晶粒，其中在SEM照片的图像分析中观察不到白点(或观察不到白线)。

工业实用性

本发明可广泛应用在用于车辆如汽车具有优异成形性的高强度钢板。

Claims

1.一种高强度冷轧钢板，具有：

a)由以下元素(重量％计)组成的组分：

除杂质外平衡量的铁，

b)多相微观结构，包括(体积％计)

残余奥氏体5-20

贝氏体+贝氏体铁素体+回火马氏体≥80

多边形铁素体≤10

c)以下的机械性能

拉伸强度(R_m) ≥980MPa

延伸率(A₈₀) ≥4％

扩孔率(λ) ≥40％，

和任选地满足至少一项下述条件

Rm x A₈₀ ≥13 000 MPa％

Rm xλ ≥50 000 MPa％。

2.根据权利要求1所述的高强度冷轧钢板，满足下述的至少一项：

3.根据前述任何一项权利要求所述的高强度冷轧钢板，满足下述的至少一项：

4.根据前述任何一项权利要求所述的高强度冷轧钢板，满足下述的至少一项：

5.根据前述任何一项权利要求所述的高强度冷轧钢板，其中所述的马氏体-奥氏体组分(MA)的最大尺寸≤5μm，优选≤3μm。

6.根据前述任何一项权利要求所述的高强度冷轧钢板，其中所述多相微观结构包含(以体积％计)

残余奥氏体5-16，优选小于10％

贝氏体+贝氏体铁素体+回火马氏体≥80

多边形铁素体≤10

马氏体-奥氏体组分(MA)≤20％，优选≤16％，最优选10％以下。

7.根据前述任何一项权利要求所述的高强度冷轧钢板，所述钢包含：

C 0.15-0.18

Mn 2.2-2.4

Si 0.7–0.9

任选地下述一项：

Al 0.2-0.6

Si+0.8Al+Cr 1.0-1.8

Nb 0.02-0.03

和其中所述钢板满足下述要求：

(R_m) 980-1200MPa

(A₈₀) ≥11 ％

(λ) ≥45％，优选≥50％

和至少下述一项：

R_m x A₈₀ ≥13 000MPa％，优选≥14 000MPa

R_m xλ ≥50 000MPa％，优选≥55 000MPa。

8.根据权利要求1-6中任一项所述的高强度冷轧钢板，其中所述钢包括：

任选地下述之一

Al 0.6–0.8

Si+0.8Al+Cr 1.3–1.8

Nb 0.02-0.03

和其中所述钢板满足下述要求：

(Rm) 1050-1400 MPa

(A80) ≥10％，优选≥12％

(λ) ≥40％，优选≥44％

和至少一项下述条件

Rm x A80 ≥13 000MPa％,优选≥15 000MPa

Rm xλ ≥ 50 000MPa％，优选≥52 000MPa。

9.根据前述任何一项权利要求所述的高强度冷轧钢板，其中比率(Mn+Cr)/(Si+Al)≥1.6。

10.根据前述权利要求所述的高强度冷轧钢板，其中Si的含量与Al的含量相似或大于Al的含量，优选为Si>1.1Al，更优选为Si>1.3Al，最优选的Si>2Al。

11.根据前述权利要求任何一项所述的高强度冷轧钢板，其中不设置热镀锌层。

12.制造根据前述权利要求任何一项所述的高强度冷轧钢板的方法，包括如下步骤：

a)提供具有前述权利要求任何一项所述成分的冷轧钢带，

b)退火冷轧钢带，所述退火在高于A_c3温度的温度进行以便完全奥氏体化所述钢，然后

c)冷却所述冷轧钢带，所述冷却是从退火温度T_an到快速冷却的冷却停止温度T_RC以足以避免铁素体形成的冷却速度进行，所述冷却停止温度为360-460℃，优选380-420℃，所述冷却速度为20-100℃/秒，然后

d)奥氏体回火(austempering)所述冷轧钢带，所述奥氏体回火在过时效/奥氏体回火温度T_OA进行，该温度为360-460℃，优选为380-420℃，并且

e)将该冷轧钢带冷却到环境温度，

其中所述钢板是高延伸型钢板，其强度-延伸率平衡Rm x A80≥13 000MPa％，优选≥15 000MPa％。

13.制造根据权利要求1-11中任一项所述的高强度冷轧钢板的方法，包括如下步骤：

a)提供具有前述权利要求任何一项所述成分的冷轧钢带，

b)退火所述冷轧钢带，所述退火在高于A_c3温度的温度进行以便完全奥氏体化所述钢，然后

c)冷却所述冷轧钢带，所述冷却是从退火温度T_an到快速冷却的冷却停止温度以足以避免铁素体形成的冷却速度进行，T_RC<T_MS，T_MS为300-400℃，优选为340-370℃，所述冷却速度为20-100℃/秒，然后

d)奥氏体回火所述冷轧钢带，所述奥氏体回火在过时效/奥氏体回火温度T_OA进行，该温度为360-460℃，优选为380-420℃，优选T_OA>T_RC，并且

e)将该冷轧钢带冷却到环境温度，

其中所述钢板是高扩孔型的钢板，其伸缘成形性Rm xλ≥50 000MPa％，优选≥55 000MPa。

14.根据权利要求12和13所述的制造高强度冷轧钢板的方法，其中：

在步骤b)中，所述退火在910-930℃的退火温度T_an下在退火保持时间t_an期间进行，所述退火保持时间为150-200秒，优选为180秒，

在步骤c)中，所述冷却根据具有两个独立的冷却速率的冷却模式进行：以80-100℃/s，优选为85-95℃/s，优选为约90℃/s的第一冷却速度CR1冷却到530-570℃，优选550℃的温度，并且以35-45℃，优选约40℃/s的第二冷却速率CR2冷却到快速冷却停止温度T_RC，并且

在步骤d)中，所述钢的奥氏体回火在150-600秒，优选180-540秒的时间间隔中进行。

15.根据权利要求12和13所述的高强度冷轧钢板的制造方法，其中：在步骤c)和d)之间不对所述钢板施加外部加热。