CN105121672A - 钢板及其制备方法 - Google Patents

Abstract

本发明公开了具有出色的抗老化性的钢板及其制备方法。根据本发明的钢板包含0.005-0.06重量％的C、0.2重量％或更少的Si、1.0-2.0重量％的Mn、0.01重量％或更少的S、0.2-2.0重量％的Al、量满足0.3≤[Cr]+0.3[Mo]≤2.0的Cr和Mo中的至少一种，和0.008重量％或更少的N，剩余为Fe和不可避免的杂质，其中在铁素体基质中的位错密度为1x10¹³n/m²或更大。

Description

钢板及其制备方法

技术领域

本发明涉及钢板制备技术，更具体地涉及具有出色的抗老化性的钢板及其制备方法。

背景技术

机动车辆的外面板需要具有低的屈服比性质从而保证在成型过程中的形状稳固性。另一方面，制成的机动车辆的成形的外面板需要具有耐冲击性使得其不易于通过外部应力变形。

烘烤硬化钢是一种可以满足所述两种性质的钢，其中固溶碳保留在钢中，使得可以通过在油漆烘烤过程中碳至位错的扩散而增加最终产品的屈服强度，因此保证最终产品的耐冲击性。通常地，烘烤硬化钢保证屈服强度增加3kgf/mm²或更多。

然而，固溶碳即使在非油漆烘烤条件的室温条件下仍然具有一定活性，并且造成老化现象和屈服点伸长。

由于固溶碳扩散至移动位错从而干扰位错的迁移，发生老化现象。老化现象还与固溶碳的量成比例地增加，并且已经广泛使用将钢中的固溶碳的量控制到约0.001重量％的方法从而抑制老化现象。然而，钢中的固溶碳的量由于钢的组分和钢制备过程中的各种过程变量而变化，并且取决于钢的储存温度，钢暴露于可能在任意时间发生老化现象的条件。

通常已知烘烤硬化钢具有在室温下达3个月的抗老化性。然而，事实上，当考虑运输时间和使用时间点时，烘烤硬化钢需要具有更长时间段(约6-12个月)的抗老化性。

涉及本发明的现有技术文献包括名为“经涂布的咬粘硬化类型的冷轧钢板及其制备方法”的韩国专利特开公开No.10-2000-0016460(2000年3月25日公开)。

发明内容

技术问题

本发明的目的是提供具有出色的抗老化性的钢板及其制备方法。

技术方案

为了实现所述目的，根据本发明的实施方案，提供一种钢板，所述钢板包含以重量计0.005-0.06％的碳(C)、0.2％或更少的硅(Si)、1.0-2.0％的锰(Mn)、0.01％或更少的硫(S)、0.2-2.0％的铝(Al)、量满足0.3≤[Cr重量％]+0.3[Mo重量％]≤2.0的铬(Cr)和钼(Mo)中的一者或多者，和0.008％或更少的氮(N)，剩余为铁(Fe)和不可避免的杂质，其中所述钢板的铁素体基质中的位错密度为1x10¹³/m²或更大。

在此，钢板可以具有由2.0-10.0体积％的马氏体和剩余为铁素体组成的微结构。

钢板可以进一步包含0.02-0.08重量％的磷(P)。

[Cr重量％]+0.3[Mo重量％]优选为0.5-1.5。

钢板优选包含0.3-1.5重量％的铬(Cr)。在该情况下，钢板可以包含0.02-0.08重量％的磷(P)和0.05-0.4重量％的钼(Mo)中的一者或多者。

钢板优选包含0.3-1.0重量％的铝(Al)。

根据本发明的另一个实施方案，提供用于制备钢板的方法，所述方法包括如下步骤：再加热钢板坯，所述钢板坯具有上述合金组成；在等于或高于Ar3点的温度下热轧经再加热的钢板坯，从而获得热轧钢板；在680℃或更高的温度下卷取热轧钢板；酸洗卷取的钢板，然后冷轧；使冷轧钢板退火使得其奥氏体体积分数为20体积％或更小，然后冷却；和回火轧制经冷却的钢板。

在所述方法中，优选进行退火使得奥氏体的体积分数为10-20体积％。

可以进行冷却直至从450℃至510℃的温度。在该情况下，所述方法可以进一步包括如下步骤：等温转化经冷却的钢板；并且将经等温转化的钢板冷却至等于或低于Ms点的温度，并且可以在冷却至等于或低于Ms点的温度的钢板上进行回火轧制。

可以进行冷却直至等于或低于Ms点的温度。

此外，可以以15-30℃/sec的平均冷却速率进行冷却。

此外，在退火和冷却步骤和回火轧制步骤之间，所述方法可以进一步包括热浸钢板的步骤。

优选以0.5-2.0％的减速比进行回火轧制。

有利效果

根据本发明的钢板制备方法，控制合金组分例如碳、铝和铬，同时控制过程例如卷取、退火和冷却过程。因此，钢板可以显示铁素体基质中的1x10¹³/m²或更大的位错密度连同铁素体和马氏体的两相结构，因此可以显示1.2或更大的r-值，30MPa或更高的可烘烤硬化性，和6个月或更长的抗老化性。

因此，根据本发明的钢板特别适合用作机动车辆的外面板。

具体实施方式

下文将具体描述根据本发明的实施方案的钢板及其制备方法。

钢板

根据本发明的钢板包含以重量计0.005-0.06％的碳(C)、0.2％或更少的硅(Si)、1.0-2.0％的锰(Mn)、0.01％或更少的硫(S)、0.2-2.0％的铝(Al)、量满足0.3≤[Cr重量％]+0.3[Mo重量％]≤2.0的铬(Cr)和钼(Mo)中的一者或多者，和0.008％或更小的氮(N)。

此外，钢板可以进一步包含0.02-0.08重量％的磷(P)。

钢板包含上述合金组分，剩余为铁(Fe)和在钢制备过程中不可避免包含的杂质等。

现在将描述本发明的钢板中包含的组分的功能和含量。

碳(C)

马氏体结构为通过由奥氏体结构无扩散转化而包含超饱和碳的结构，碳有助于该马氏体结构的形成。

基于钢板的总重量，优选以0.005-0.06重量％的量包含碳。为了实现38％或更大的伸长的目的，优选以0.005-0.025重量％的量包含碳。在该碳含量范围内，可以获得马氏体结构而无需大大减少钢板的伸长，并且通过该马氏体结构也可以保证抗老化性。如果碳含量小于0.005重量％，将难以形成马氏体结构。相反，如果碳含量大于0.06重量％，钢板的强度将过度增加并且伸长将降低，造成钢板可成形性的降低。

硅(Si)

在钢制备过程中作为脱氧剂加入硅(Si)从而从钢中除去氧。此外，硅有助于通过固溶强化改进钢板的强度。

以钢板的总重量计，优选以0.2重量％或更小，更优选0.1重量％或更小的量包含硅。如果硅的含量大于0.2重量％，将存在的问题是在钢板表面上形成大量氧化物从而降低钢板的可加工性。

锰(Mn)

锰是有效的硬化元素，并且在退火之后的冷却过程中有助于马氏体的形成。

基于钢板的总重量，优选以1.0-2.0重量％的量包含锰。如果锰的含量小于1.0重量％，加入的锰的效果将不足。相反，如果锰的含量大于2.0重量％，钢板的相变温度降低，并且在形成<111>/ND质地之前通过再结晶造成相变，造成可成形性降低，并且锰的表面氧化也可以造成表面品质问题。

硫(S)

硫(S)可以形成MnS从而降低有效锰含量，并且通过MnS造成表面缺陷。

出于该原因，在本发明中，以钢板的总重量计，硫的含量限制于0.01重量％或更小。

铝(Al)

本发明中使用的铝(Al)是充当脱氧剂的元素。特别地，铝是可以延迟Ac3转化因此增加奥氏体中的碳浓度的元素。此外，铝是有效获得在退火之后的冷却过程中甚至具有0.06重量％或更小的低碳含量的硬质奥氏体相的元素。

以钢板的总重量计，优选以0.2-2.0重量％，更优选0.3-1.0重量％的量包含铝。如果铝含量小于0.2重量％，在退火过程中在两相温度范围内奥氏体分数迅速增加从而增加钢板品质的变化，并且奥氏体中的碳浓度也降低，因此在冷却过程中形成碳化物结构例如贝氏体或珠光体，造成屈服强度增加、抗老化性降低和马氏体硬度降低。相反，如果铝含量大于2.0重量％，Ac3温度增加，因此在退火过程中两相分数降低，并且最终抑制马氏体的形成。此外，在该情况下，问题是内含物增加，在退火过程中发生表面氧化，并且镀层品质降低。

铬(Cr)和钼(Mo)

铬(Cr)和钼(Mo)是可以增强钢板的可硬化性从而获得马氏体结构的元素。然而，如果铬含量过高，在退火过程中奥氏体分数迅速增加从而降低碳浓度。此外，如果钼含量过高，Ac3温度增加从而降低奥氏体分数，并且Ac3温度的增加造成一般连续退火作业线中生产率的降低。此外，在铬的情况下，由铬和钼的含量造成的效果的变化是显著的。

基于该事实，本发明人在长时间段内进行研究，由此发现当根据本发明的钢板的合金组成中的铬和钼满足如下条件时，它们有助于获得马氏体结构而不会由于铬和钼的过多含量造成问题：

0.3≤[Cr重量％]+0.3[Mo重量％]≤2.0。

如果[Cr重量％]+0.3[Mo重量％]小于0.3，铬和钼对钢板的可硬化性的改进不显示足够的效果。相反，如果[Cr重量％]+0.3[Mo重量％]大于2.0，可能出现由于过多加入铬或钼而造成的问题。更优选地，在安全获得马氏体方面，[Cr重量％]+0.3[Mo重量％]为0.5≤[Cr重量％]+0.3[Mo重量％]≤1.5。

同时，基于钢板的总重量，更优选以0.3-1.5重量％的量包含铬。在该情况下，根据本发明的钢板可以包含0.02-0.08重量％的磷(P)和0.05-0.4重量％的钼(Mo)中的一者或多者。

氮(N)

氮(N)造成钢中的内含物从而降低钢板的内部品质。

出于该原因，在本发明中，以钢板的总重量计，将氮的含量限制于0.008重量％或更小。

磷(P)

磷(P)部分有助于强度的增加，并且可以显示改进钢板质地的效果。当钢板中的磷含量为0.02重量％或更大时，该效果更为显著。磷在控制45°方向上的r-值方面特别有效。然而，如果以钢板的总重量计以大于0.08重量％的量过多地包含磷，可能通过熔析造成表面缺陷以及脆性问题。

出于该原因，当有意加入磷时，以钢板的总重量计磷含量优选为0.02-0.08重量％。

同时，在根据本发明的钢板的情况下，铌和钛为形成碳氮化物的元素，并且当过多加入这些元素时，它们增加钢板的屈服强度并且还降低固溶碳的含量，从而干扰马氏体的形成。因此，优选不加入这些元素，并且当钢板中包含这些元素时，这些元素的每一者的含量优选限制为小于1重量％。

由于控制如上所述的合金组分和如下所述的过程，根据本发明的钢板具有的特征在于铁素体基质中的位错密度为1x10¹³/m²或更大，更优选1x10¹³/m²至9.9x10¹³/m²。如果铁素体基质中的位错密度小于1x10¹³/m²，钢板的抗老化性可能降低，因为位错密度不足。

根据本发明的钢板可以由2.0-10.0体积％的马氏体和剩余基本为铁素体组成。更特别地，马氏体可以显示平均晶粒尺寸为5μm或更小的脱壳小米形状的颗粒。铁素体结构可以由多边形铁素体组成。

由于如上所述的位错密度和微结构，根据本发明的钢板可以显示1.2或更高的r-值，30MPa或更高的可烘烤硬化性，和6个月或更长的抗老化性。

用于制备钢板的方法

根据本发明的用于制备钢板的方法包括板坯再加热步骤、热轧步骤、卷取步骤、冷轧步骤、退火步骤、冷却步骤和回火轧制步骤。

在板坯再加热步骤中，将具有上述合金组成的钢板坯再加热至约1100℃至约1300℃的温度。

之后，在热轧步骤中，在等于或高于Ar3点的温度下热轧经再加热的钢板坯从而获得热轧钢板。

之后，在卷取步骤中，冷却热轧钢板，然后卷取。在此，卷取温度优选为680℃或更高，更优选680至750℃。如果卷取温度低于680℃，将产生第二相碳化物例如珠光体或渗碳体，从而在冷轧过程中造成破坏钢板质地的剪切带，并且在碳化物质地中形成具有高碳浓度的奥氏体，因此钢板的伸长减小同时钢板的强度迅速增加。出于这些原因，在680℃或更高的温度下进行卷取从而将热轧结构控制为多边形铁素体。

之后，在冷轧步骤中，酸洗卷取的钢板，然后以约50-80％的减速比冷轧。

之后，在退火步骤中，使冷轧钢板退火从而控制奥氏体的分数从而控制所得钢板的微结构。

在此，优选在奥氏体分数变为20体积％或更低，更优选10-20体积％的时间和温度条件下进行退火。在该奥氏体分数范围内，在冷却之后可以以2％或更多的量产生钢的两相结构(马氏体)，并且在退火和回火轧制的过程中钢的移动性位错密度可以增加，因此增加钢的抗老化性。如果奥氏体分数小于10体积％，难以获得2％或更多的马氏体。相反，如果奥氏体分数大于20％，由于产生过多马氏体使得r-值不能达到1.2。为了实现该奥氏体分数，优选在从810℃至850℃的温度下进行退火约60秒。更优选地，在从820℃至840℃的温度下进行退火。

在冷却步骤中，冷却经退火的钢板以获得希望的微结构。在此，优选以15-30℃/sec的平均冷却速率进行冷却。当平均冷却速率为15℃/sec或更高时，在冷却过程中可能形成马氏体，因此在相变过程中位错密度可能增加。然而，如果平均冷却速率高于30℃/sec，问题是位错密度过度增加，造成屈服比的过度增加。

作为一个示例，可以进行冷却直至从450℃至510℃的温度。在该情况下，所述方法在冷却步骤之后可以进一步包括等温转化钢板并且将经等温转化的钢板冷却至等于或低于Ms点的温度的步骤。等温转化过程可以控制钢板的强度和伸长。

作为另一个示例，可以进行冷却直至等于或低于Ms点的温度。在该情况下，可以进一步进行等温转化过程。

在回火轧制步骤中，通过表面平整机(SPM)回火轧制经冷却的钢板从而增加钢板的位错密度。

优选以0.5-2.0％的减速比进行回火轧制。如果回火轧制中的减速比低于0.5％，增加钢板的位错密度的效果将不足。相反，如果回火轧制中的减速比高于2.0％，钢板的屈服强度可以增加从而造成形状稳固性的降低。

同时，在退火和冷却步骤和回火轧制步骤之间，所述方法可以进一步包括热浸钢板的步骤。

可以通过在从约450℃至约510℃的温度下的热浸镀锌进行热浸，或者通过在从约450℃至约510℃的温度下的热浸镀锌后续在从约500℃至约550℃的温度下的合金热处理进行热浸。

在本发明中，在热轧之后的卷取过程的温度被控制为680℃或更高，因此大于1μm的粗碳化物或珠光体的体积比为被控制为10％或更低，由此在冷轧之后的退火的过程中剪切质地的形成减少，从而形成[111]<110>γ-纤维。当将如上所述制备的热轧材料冷轧和退火时，两个相的γ体积比被控制为20％或更低，因此抑制了退火之后的冷却过程中的转化铁素体的形成，因此避免了γ-纤维形成的减少。

如上所述，在本发明中，固溶碳保留在钢中，从而充分保证具有烘烤硬化性质的钢的铁素体基质结构中的移动性位错的密度，因此抑制室温老化现象。在退火步骤和之后的回火轧制步骤中保证位错密度。更特别地，在退火步骤中，利用由于硬度极不同于铁素体的马氏体结构的形成而造成的位错密度的增加，并且在回火轧制步骤中，利用由于马氏体结构和铁素体相之间的硬度差异而造成的位错密度的增加。由于通过铁素体中的碳和移动性位错之间的相互作用造成室温老化现象和屈服点伸长，当充分保证移动性位错的密度时可以保证抗老化性。

实施例

下文将参考优选实施例进一步详细描述本发明的结构和效果。然而应理解，这些实施例仅出于说明的目的而不旨在以任何方式限制本发明的范围。本领域技术人员可以容易设想本文未描述的内容，并且因此省略其详细描述。

1.钢板样本的制备

在1180℃的温度下再加热包含下表1中所示的组分并且剩余为铁和杂质的钢板坯2小时，然后热轧从而获得热轧钢板。在终轧条件下在900℃(对应于等于或高于Ar3点的温度)下进行热轧。冷却每个热轧钢板并且在700℃下卷取。

之后，酸洗卷取的钢板并且冷轧，之后在820℃下使钢板退火60秒，然后以20℃/sec的速率冷却至480℃。在480℃的温度下等温转化经冷却的钢板，之后在465℃下在锌浴中浸渍钢板。之后，在520℃下使钢板经受合金热处理，然后冷却至300℃(对应于等于或低于Ms点的温度)。

之后，以0.5％或更低的减速比回火轧制钢板。

表1(单位：重量％)

下表2显示了样本1至9的机械性质。

表2

正如在上表2中可见，满足本发明中指定的合金组成的样本3、4和7至9显示小于60％的屈服比和1.2或更高的r-棒值。

然而，不包含铬并且具有相对低的铝含量的样本1和2显示极高的屈服比。同样的，满足其它条件但是具有相对低的铝含量的样本5和6显示高于60％的屈服比，并且样本6显示相对低的r-棒值。

下表3显示了样本1至5的微结构、位错密度和上屈服性质。

使用EBSD(电子背散射衍射)测量每个样本的微结构和位错密度。

此外，位错密度通过结晶错向分析使用EBSD(电子背散射衍射)进行评估，并且使用如下等式进行计算：

KAM[θ]＝1/6n×Σ(θ₁+θ₂+……………+θ_n)

L＝a(2n+1)

ρ(θ)＝2*θ/L*|b|

其中KAM[θ]为内核平均错向，θ为错向角度，L为单位长度，a为步长，n为内核数目，ρ(θ)为位错密度，并且b为伯格斯矢量。

使用微硬度测试机测量马氏体硬度。

此外，为了评估上屈服性质，每个样本在100℃的温度下经受加速老化测试而无预应变。

表3

参考上表3，可见样本3和4相比于样本1和2具有高的位错密度，因此在样本3和3中出现上屈服的时间点显著更晚。

此外，参考上表3，可见在样本3至5的情况下，当马氏体硬度更高时位错密度的增加更大，表明由于加入铝、铬、磷和钼使得马氏体硬度显著增加至480Hv或更高，因此改进样本3至5的抗老化性。然而，可见在样本5的情况下，由于以对应于杂质的量的量加入铝使得马氏体硬度较低，并且由于该原因，在样本5中出现上屈服的时间点比样本3和4更快，即使在SPM(回火轧制)之后样本5的位错密度为1x10¹³/m²或更大。

此外，包含下表4中所示组分并且剩余为铁和杂质的钢板坯在1200℃下再加热2小时，然后热轧。在870℃(对应于等于或高于Ar3点的温度)的终轧条件下进行热轧从而获得热轧钢板。冷却热轧钢板，然后在下表5中显示的温度下卷取。

之后，酸洗钢板并且冷轧，然后在840℃下使钢板退火100秒。以20℃/sec的速率将退火的钢板冷却至300℃(对应于等于或低于Ms点的温度)。

之后，以0.5％的减速比回火轧制经冷却的钢板。

表4(单位：重量％)

表5

正如在上表5中可见，满足本发明中指定的条件的样本10和11满足38％或更高的伸长(El))，30MPa或更高的可烘烤硬化性(BH)，和1.2或更高的r-值。

然而，具有相对高的碳含量的样本12显示低于希望值的伸长，表明碳含量优选为0.025重量％或更高以实现38％或更高的伸长。

此外，相比于样本10和11，具有满足本发明中指定的范围的合金组成但是以相对低的卷取温度制备的样本13显示低的r-棒值和略低的伸长。

此外，在[Cr重量％]+0.3[Mo重量％]值低于0.3的样本14和铝含量低于0.2重量％的样本15的情况下，马氏体分数低于2％。

下表6显示在不同的退火温度下由钢类型1制备的样本的测量结果。样本16和17在除了退火温度之外与样本10相同的条件下制得。

表6

正如在上表6中可见，马氏体分数随着退火温度的增加而增加。此外，810℃或更高的退火温度显示2体积％或更大的马氏体分数，表明其在抗老化性方面更有利。

然而，可见在低于810℃的退火温度下制备的样本16显示低的马氏体分数。

此外，包含下表7中所示组分并且剩余为铁和杂质的钢板坯在1200℃下再加热2小时，然后热轧。在870℃(对应于等于或高于Ar3点的温度)下终止热轧从而获得热轧钢板。冷却热轧钢板，然后在下表8中显示的温度下卷取。

之后，酸洗钢板并且冷轧，然后在下表8中显示的温度下使钢板退火100秒。以20℃/sec的速率将退火的钢板冷却至300℃(对应于等于或低于Ms点的温度)。

之后，以下表8中显示的减速比回火轧制钢板。

表7(单位：重量％)

表8

下表9显示了制得样本的物理性质的评估结果。

为了评估可烘烤硬化性(BH)，根据对比实施例1至8和实施例1至8的每个样本预应变2％，然后在160℃下热处理20分钟，并且测量每个样本热处理之后的上屈服强度和2％预应变之后的拉伸强度之间的差异。

为了评估抗老化性，每个样本预应变7.5％，然后在100℃下热处理1小时，并且测量热处理之后的下屈服强度和7.5％预应变之后的屈服强度之间的差异，所述差异以老化指数(AI)表示。更高的老化指数(AI)表明更好的抗老化性。

此外，为了评估屈服点伸长，每个样本在30℃下等温热处理，并且在180天内以30天的间隔评估出现上屈服点的时间点。

表9

正如在上表9中可见，满足本发明的钢板制备方法中指定的合金组成和过程条件的钢板样本(样本24、25和28至33)满足所有希望的物理性质。

有利的是最大化可烘烤硬化性(BH)和老化指数(AI)之间的差异从而避免出现老化同时保证耐冲击性。参考表9，可见在对应于本发明的钢的所有样本的情况下，可烘烤硬化性(BH)和老化指数(AI)之间的差异大于10MPa。

然而，在不满足本发明中指定的合金组成的钢板样本18至21的情况下，BH-AI值小于10MPa，并且出现上屈服的天数相对较短。

此外，在不满足本发明中指定的卷取温度条件的钢板样本22、23、26和27的情况下，r-棒值低于1.2，暗示这些钢板样本具有较差的可加工性。

总之，根据本发明的钢板制备方法，可以通过使用在相变的过程中增加位错密度的过程和使用最小量的马氏体回火轧制，从而实现高于1.2的r-值。此外，可以通过限制碳含量并且将热轧步骤中的卷取温度(CT)增加至680℃或更高使得热轧结构不具有双相，从而改进最终产品的r-值。这可以增加钢板作为外面板的适用性。

尽管出于说明的目的已描述了本发明的优选实施方案，但是本领域一般技术人员将意识到，各种修改形式、增加形式和替代形式都是可行的，并不脱离所附权利要求中所公开的本发明的范围和精神。

Claims (16)

1.一种钢板，所述钢板包含以重量计0.005-0.06％的碳(C)、0.2％或更少的硅(Si)、1.0-2.0％的锰(Mn)、0.01％或更少的硫(S)、0.2-2.0％的铝(Al)、量满足0.3≤[Cr重量％]+0.3[Mo重量％]≤2.0的铬(Cr)和钼(Mo)中的一者或多者，和0.008％或更少的氮(N)，剩余为铁(Fe)和不可避免的杂质，其中所述钢板的铁素体基质中的位错密度为1x10¹³/m²或更大。

2.根据权利要求1所述的钢板，所述钢板进一步包含0.02-0.08重量％的磷(P)。

3.根据权利要求1所述的钢板，其中[Cr重量％]+0.3[Mo重量％]为0.5-1.5。

4.根据权利要求1所述的钢板，所述钢板包含0.3-1.5重量％的铬(Cr)。

5.根据权利要求4所述的钢板，所述钢板包含0.02-0.08重量％的磷(P)和0.05-0.4重量％的钼(Mo)中的一者或多者。

6.根据权利要求1所述的钢板，所述钢板包含0.3-1.0重量％的铝(Al)。

7.根据权利要求1所述的钢板，所述钢板具有由2.0-10.0体积％的马氏体和剩余为铁素体组成的微结构。

8.一种用于制备钢板的方法，所述方法包括如下步骤：

再加热钢板坯，所述钢板坯具有权利要求1至6任一项中列出的合金组成；

在等于或高于钢板坯的Ar3点的温度下热轧经再加热的钢板坯，从而获得热轧钢板；

在680℃或更高的温度下卷取热轧钢板；

酸洗卷取的钢板，然后冷轧；

使冷轧钢板退火使其奥氏体的体积分数为20体积％或更低，然后冷却；和

回火轧制经冷却的钢板。

9.根据权利要求8所述的方法，其中进行退火使得奥氏体的体积分数为10-20体积％。

10.根据权利要求8所述的方法，其中在从810℃至850℃的温度下进行退火。

11.根据权利要求8所述的方法，其中进行冷却直至从450℃至510℃的温度。

12.根据权利要求11所述的方法，所述方法进一步包括如下步骤：

等温转化经冷却的钢板；和

将经等温转化的钢板冷却至等于或低于钢板的Ms点的温度，其中在冷却至等于或低于Ms点的温度的钢板上进行回火轧制。

13.根据权利要求8所述的方法，其中进行冷却直至等于或低于钢板的Ms点的温度。

14.根据权利要求8所述的方法，其中以15-30℃/sec的平均冷却速率进行冷却。

15.根据权利要求8所述的方法，在退火和冷却步骤和回火轧制步骤之间，所述方法进一步包括热浸钢板的步骤。

16.根据权利要求8所述的方法，其中以0.5-2.0％的减速比进行回火轧制。