CN110172637A - 一种340MPa级深冲用高强无间隙原子钢带及其制备方法 - Google Patents

Abstract

本发明涉及一种340MPa级深冲用高强无间隙原子钢带及其制备方法，通过合理的化学成分设计，配合热轧、冷轧、连续退火镀锌处理工艺、平整工艺，获得一种340MPa级深冲用高强无间隙原子钢带。本发明具有较高的屈服强度和合适的屈强比、良好的深冲和表面质量等综合性能，具有良好的应用前景。

Description

一种340MPa级深冲用高强无间隙原子钢带及其制备方法

技术领域

本发明属于深冲用钢领域，特别涉及一种340MPa级深冲用高强无间隙原子钢带及其制备方法。

背景技术

IF钢普遍用于汽车、家电行业深冲压成型产品，随着智能化大家电舒适、美观型产品的发展、以及民营冷轧企业的介入，对钢材的轻量化、成本控制等提出了新的要求，并使得通过适当减薄钢板起到轻量化的作用，成型较复杂的家电内、外面板等产品成型烤漆加工后需保持一定的刚度(尤其是大家电部件)并具有良好的抗压溃性，且不得出现屈服纹，同时屈强比不得过高以保持较好的深冲性能以利于美观成型，并做到良好的成本控制以利于市场竞争。

IF钢具有无时效特点，因此在多次200℃左右的彩涂烤漆工艺后不会出现拉伸应变纹，冲压无屈服纹，但IF钢一般较软，目前市场上镀锌IF软钢屈服强度一般低于190MPa，易成型但成型后刚性不足，因此，经常在传统IF中加入P、Si、Mn、Cu等固溶元素；为保证较好的成型性、一定的强度，并减少二次加工脆性，经常采用Nb、Ti复合微合金化、添加一定量的B处理，屈服强度170MPa级高强IF钢屈服强度相对偏低、屈服强度210MPa级高强IF钢屈服强度、抗拉强度能满足刚性要求但加入了较多的P、Mn及贵金属Nb，成本较高；若采用较低成本合金加入、低温退火工艺，按目前市场上产品经验证其屈服强度能满足要求，但其屈强比又较高、延伸率相对不足，深冲性能又满足不了要求，因此保证了较高的屈服强度、无时效的产品需求，但不能保证良好的深冲成型性能；采用低碳、超低碳铝镇静钢设计，经烤漆加工后，镀锌板屈服强度可以上到220MPa及以上，但其深冲成型性能相对不足，且不能保证消除时效，表面质量难以得到满足。若采用烘烤硬化钢，易成型，成型后也有较好的刚性，但还是无法保证无时效问题。这种市场上新型产品需求的出现，试用了市场上国内外大钢厂的各种热轧钢带原料，镀锌、烤漆加工后均不能满足客户需求。

专利号CN201210203590.9提出一种340MPa级深冲用高强度冷轧钢板及其生产方法，阐述了通过采用超低碳、固溶强化和细晶强化，最终状态为冷轧连续退火板，达到抗拉强度≥340MPa、塑性应变比r_m≥1.6的深冲高强钢板，屈服强度185～220MPa。其组分和重量百分比为：C：≤0.010％，Si：≤0.060％，Mn：0.30％～0.70％，P：0.030％～0.070％，S：≤0.015％，Als：0.020％～0.080％，N：≤0.0050％，B：0.0002％～0.0012％，余量为Fe和不可避免的杂质。

类似专利为超低碳铝镇静钢，加入了较多的P和Mn元素，其屈服强度还是低于220MPa，且超低碳铝镇静钢在这个屈服强度区间，在拉伸、成型等外力作用下，由于局部的突然屈服产生不均匀变形，极易形成吕德斯带，而在钢板表面产生条带状皱褶的现象，表面难以保证，性能波动大，也不利于自动化连续大规模加工。

专利号CN201710163920.9提出一种340MPa级高强IF钢及其生产方法，阐述了通过采用固溶强化和Nb、Ti复合微合金化析出强化、细晶强化，最终状态为冷轧连续退火板，成品抗拉强度≥340MPa，屈服强度180～230MPa，延伸率A80≥36％。其组分和重量百分比为：C≤0.0050％，Si≤0.03％，Mn：0.15～0.35％，P：0.035～0.055％，S≤0.008％，Als：0.025～0.055％，Nb：0.025～0.040％，Ti：0.030～0.045％，B：0.0005～0.0015％，N≤0.0050％，余量为Fe和不可避免的杂质。

类似专利采用加磷固溶强化，Nb、Ti复合微合金化，最终状态为连续退火冷轧板，340MPa级抗拉强度达到了良好抗溃性、延伸率和其它指标也达到深冲性能要求，但屈服强度低于220MPa，成型后明显刚性不足。

专利CN201410371937X提出了一种170MPa级冷轧加磷IF高强钢及其生产方法，阐述了通过加Mn、P等固溶强化和Ti微合金析出、细晶强化方式，其化学成份及重量百分比为：C：≤0.004％；Si：≤0.03％；Mn：0.50～0.60％；P：0.050～0.065％；S：≤0.01％；Als：0.030～0.050％；Ti：0.01～0.10％；其余为铁和不可避免的微量元素。工艺流程为：高炉铁水冶炼→转炉钢水冶炼→LF钢水精炼处理→RH钢水精炼处理→CSP薄板坯连铸连轧→酸洗冷连轧→罩式炉退火→平整→检验包装入库。

类似专利采用加磷固溶强化，但按照LF-RH工艺，采用罩式炉退火工艺，达到屈服强度≥170MPa。与采用连续退火相比，罩式退火生产周期长，产量低，且过LF钢包炉处理，吨钢成本高；罩式退火时间长会析出更多的FeTiP磷析出相，对产品成型性相当不利，同时较多的磷析出相会弱化磷的固溶强化效果，因此，在传统IF钢基础上必须加入其它如Mn等固溶强化，因为碳含量极低，因此加入合金为极低含碳量的金属锰，每增加0.01％的Mn含量，按目前合金价格吨钢成本将增加1.2元左右，传统IF钢(DDQ～SEDDQ)Mn含量为0.10～0.20％，即仅Mn含量增加即增加成本约50元，且影响焊接性能及成型性。且采用罩式退火工艺，屈服强度较低成，易成型但成型后刚性不足。

专利CN201510902010.9提出了一种一种含磷无间隙原子冷轧镀锌钢板及其制造，其化学成份及重量百分比为：C：≤0.003％；Si：≤0.03％；Mn：0.20～0.60％；P：0.04～0.08％；S：≤0.02％；N：≤0.005％；Alt：0.02～0.06％；Ti：0.004～0.089％；其余为铁和不可避免的微量元素，且上述元素重量百分比含量满足：0.004％≤Ti-(3.4N+1.5S+4C)≤0.03％。冷轧镀锌板屈服强度≥260MPa，抗拉强度≥330MPa，断后伸长率A80≥30％。

类似专利采用加磷固溶强化，但会在晶界处析出较多的FeTiP磷析出相，对产品成型性相当不利，因此，在传统IF钢基础上必须加入其它如Mn等固溶强化，因为碳含量极低，因此加入合金为极低含碳量的金属锰，每增加0.01％的Mn含量，按目前合金价格吨钢成本将增加1.2元左右，且影响焊接性能及成型性；同时较多的磷析出相也会弱化磷的固溶强化效果，因此冷轧生产中有意的将退火温度降到较低的水平，加上Ti较窄的范围限制，此设计及实物质量上都明显的偏向提高屈服强度而大大弱化了成型性能，反过来又极大提高了成型难度，也给连续现代化大生产模式带来了很大不便。

以上几种专利或类似专利，都采用了加磷固溶强化方案，但都还存在着以下一个或几个不足：

1)C含量较高，不利于深冲；

2)有的添加了Nb元素，采用Nb、Ti复合微合金化，以控制二次加工脆性，但Nb比Ti明显成本高，经济性差，也导致再结晶温度升高，增加了退火线的生产难度，对一般民营企业镀锌设备工艺很难适应；

3)有的在传统Mn含量范围内添加了Mn元素，成本偏高，也使得其焊接和成型性能进一步变差；

4)有的加P、Ti微合金化高强钢但未充分考虑二次加工脆性危害，也未采取有效措施，如仅加微量B又由于受工业生产因素影响效果有时往往不尽如人意，导致在低温及二次深加工中极易出现脆性开裂。

5)有的抗拉强度高，但屈服强度偏低，一般屈强比在0.6以下，成型性良好，但成型后刚性不足，抗凹性差。若采用烘烤硬化钢设计，成本及工艺难度大幅上升，且需严格控制时效性问题。

6)有的屈服强度高，但延伸率较低、深冲性能不良，断后伸长率A80≤33％，屈强比在0.80左右，只能制作小型、简单的弯折类家电板，市场上有用低碳钢替代的产品。

7)有的屈服强度高，但断后伸长率相对较低，屈强比也高，深冲压加工性及终端客户的加工特点考虑相对不足。

发明内容

本发明所要解决的技术问题是提供一种340MPa级深冲用高强无间隙原子钢带及其制备方法，该钢带具有较高的屈服强度和合适的屈强比、良好的深冲和表面质量等综合性能。

本发明提供了一种340MPa级深冲用高强无间隙原子钢带，所述钢带的化学成份及含量为：按质量百分比，C≤0.0035％，Si≤0.03％，Mn：0.08～0.20％，P：0.050～0.080％，S≤0.015％，Als：0.015～0.060％，Ti：0.03～0.09％，B：0.0002～0.0014％，N≤0.0045％，且上述元素重量百分含量满足0.60％≤Mn+10P≤0.90％，0.01％≤Ti-(3.4N+1.5S+4C)≤0.045％，余量为Fe和不可避免的杂质。

本发明中主要合金元素的作用及以上限定范围原因如下：

C：为间隙固溶元素，有助于提高强度，但不利于深冲性能，且碳含量高时，钛的碳化物含量增加，不利于后续再结晶。因此，本发明设定碳含量≤0.0035％，同时在符合该范围条件下尽可能降低C含量。

Si：有效的铁素体固溶强化元素，但影响镀锌的表面质量，抗粉化能力差。因此，本发明设定硅含量≤0.03％。

Mn：固溶强化元素，可以提高强度，但在含磷钢中，复合添加大量的Mn会降低铁素体点阵畸变，也不利于钢的韧性。因此，本发明设定锰含量控制与传统IF钢一致，控制在0.08～0.20％。

P：磷在高强IF钢中，是廉价、高效的固溶强化元素，可以显著提高钢的强度，过高会导致强度偏高、延伸率下降，且磷易在晶界处偏聚，尤其是超低碳氮无间隙原子钢中更为明显，会提高钢的韧脆转变温度，极易引起钢的加工脆性，恶化焊接性能，但磷含量偏低其强化作用有限，如何既能保持P的有益作用又能消除P偏聚带来的韧性降低，对于生产新一代高强钢铁材料抑制都具有重要意义。因此，本发明采用略高于传统170MPa屈服强度高强IF钢的磷(一般P按≤0.050％控制)、略低于传统210MPa及以上屈服强度高强IF钢的磷含量，设定磷含量控制在0.05～0.08％。

S：易偏析，在钢中容易形成硫化物夹杂，延展性和韧性下降，易导致产生裂纹。因此，本发明设定硫含量≤0.015％，同时在符合该范围条件下尽可能降低含量。

N：为间隙固溶元素，其作用基本同碳元素，有助于提高强度，不利于成型加工，且易形成钛氮化合物，并增加了钛合金的加入量，因此氮含量越少越好。因此，本发明设定氮含量≤0.0045％。

Ti：形成碳、氮、硫等化合物，起到固碳、固氮作用，同时形成沉淀强化，为确保钢板无时效且具有较好的深冲性能，钢中需存有一定量的剩余钛，但也要考虑到再结晶温度等其它因素。因此，本发明设定钛含量控制在0.03～0.09％，且钛、碳、氮、硫元素重量百分含量满足0.01％≤Ti-(3.4N+1.5S+4C)≤0.045％。

B：硼铁合金廉价，微量硼在奥氏体晶界有偏聚作用，有利于强化晶界并能抑制磷元素在晶界处的偏聚，从而降低钢板韧脆性转变温度，但过多的B会带来对深冲性能不利等影响。因此，本发明设定硼含量控制在0.0002～0.0014％。

本发明还提供了一种340MPa级深冲用高强无间隙原子钢带的制备方法，包括：

对铁水进行预处理，随后经过转炉冶炼、RH精炼、浇注，得到钢坯；对得到的钢坯进行热轧和冷轧，然后进行连续退火以及热浸镀锌，最后进行平整即可。

所述铁水S≤0.045％，T≥1300℃；所述预处理为KR搅拌脱硫，脱硫后进行扒渣处理。

所述转炉冶炼的工艺参数为：铁水比按＞86％控制，出钢时间≥4.5min，出钢采用双挡渣。

所述RH精炼的工艺参数为：采用先行脱碳、本处理模式，在高真空度下处理时间≥15分钟。

所述浇注的工艺参数为：结晶器保护渣采用超低碳；实行全程保护浇注；长水口插入深度≥300mm；结晶器液面波动≤±3mm；中包目标温度控制在20～35℃；铸坯出炉温度控制在1180～1240℃，在炉总时间为100～240分钟，均热时间≥20分钟。

所述热轧采用两段式轧制；热轧后进行酸洗；所述冷轧采用单机架可逆式冷轧机轧制。

所述连续退火的均热段温度为690～720℃；带钢在均热段退火时间36s～50s。

所述平整延伸率为0.4～1.5％。

有益效果

1)本发明主要采用添加磷元素强化、添加硼元素抑制二次加工脆性的化学组分，通过对炼钢、热轧、中间坯厚度控制、终轧温度、卷取温度、轧后层流冷却策略、卷取温度、冷轧压下率、连续退火、平整等工艺参数的优化组合，获得一种低成本的340MPa级深冲高强无间隙原子钢板，具有抗拉强度高、屈服强度适中、屈强比适中、延伸率高等特点的深冲用冷轧钢板。

2)本发明化学成分中采用廉价的P元素固溶强化来提高传统超低碳无间隙原子钢的强度级别，通过添加微量、廉价的B元素以及采取合适的浇注、轧后冷却速度、卷取温度等组合工艺控制途径，从而有效抑制了加磷会导致的提高钢的韧脆转变温度、恶化钢的韧性问题。

3)本发明化学成分中通过控制添加合适的Ti含量，达到即保证钢材无时效性、具有良好的深冲性又控制了合适的再结晶温度的效果。

4)本发明化学成分中相对传统高强IF钢，极大减少了Mn元素的加入量，Mn控制范围0.08～0.20％，不需要在传统的IF软钢添加多余的Mn、Si等元素，不但合金成本低，也保证了良好的冲压韧性。

5)本发明化学成分中添加Ti固定间隙原子，不需要添加Nb元素，合金成本低，且利于国内大批的民营企业热浸镀锌设备低温退火工艺特点，一定程度上也间接降低了冷轧退火成本。

6)本发明成品力学性能指标：抗拉强度Rm≥340MPa，屈服强度R_P0.2为230～260MPa，延伸率A₈₀≥35％，屈强比在0.55～0.70，塑性应变比r值不低于2.0，加工硬化指数不低于0.20。保证高强度产品减薄钢板的抗溃型、成型后刚性良好的同时又具有良好的深冲冷成型性能。

7)本发明具有成本低、实施难度小、生产过程稳定易控、冷轧装备适应性广、成品性能优良且稳定的特点，具有良好的应用前景。

附图说明

图1为本发明钢带的热轧组织图(上)和冷轧成品组织图(下)。

具体实施方式

下面结合具体实施例，进一步阐述本发明。应理解，这些实施例仅用于说明本发明而不用于限制本发明的范围。此外应理解，在阅读了本发明讲授的内容之后，本领域技术人员可以对本发明作各种改动或修改，这些等价形式同样落于本申请所附权利要求书所限定的范围。

实施例1

成分设计：按质量百分比，C≤0.0035％，Si≤0.03％，Mn：0.08～0.20％，P：0.050～0.080％，S≤0.015％，Als：0.015～0.060％，Ti：0.03～0.09％，B：0.0002～0.0014％，N≤0.0045％，且上述元素重量百分含量满足0.60％≤Mn+10P≤0.90％，0.01％≤Ti-(3.4N+1.5S+4C)≤0.045％，余量为Fe和不可避免的杂质。

制备方法包括：

对铁水进行预处理，随后经过转炉冶炼、RH精炼、浇注，得到钢坯；对得到的钢坯进行热轧和冷轧，然后进行连续退火以及热浸镀锌，最后进行平整即可。

高炉铁水S≤0.045％，T≥1300℃；预处理采用KR搅拌脱硫，脱硫后要进行扒渣处理。

转炉冶炼的工艺参数为：铁水比按＞86％控制，不加生铁、渣钢，出钢时间≥4.5min，出钢采用双挡渣，不加铝脱氧剂，可加入适量中碳锰铁以降低成本。

RH精炼的工艺参数为：采用先行脱碳、本处理模式，在高真空度下处理时间≥15分钟，若需吹氧升温，需在脱碳前期吹入氧气。处理结束处至连铸钢包开浇时间≥15min。

浇注的工艺参数为：与钢水接触的辅料如结晶器保护渣采用超低碳；实行全程保护浇注；长水口插入深度≥300mm；结晶器液面波动≤±3mm；为控制磷偏析，严格控制铸机对弧精度、辊缝精度，采取适当的低过热度浇注，中包目标温度控制在20～35℃；实施“热装热送”工艺，铸坯出炉温度控制在1180～1240℃，在炉总时间在100～240分钟(热装热送取下限)，均热时间≥20分钟。

热轧采用两段式轧制，粗轧在奥氏体结晶区进行6道次轧制，较厚的中间坯有利于在精轧奥氏体非结晶阶段累计更多的形变能，从而得到细小的晶粒，但过后会增加精轧机组负荷，设定粗轧结束后中间坯厚度控制在38～46mm；精轧在奥氏体非结晶区进行7道次连轧。

终轧温度对高强IF钢性能影响并不大，但为保证性能精轧温度应该高于Ar₃相变点，另高温轧制也可以抑制晶界处磷的化合物偏聚，在奥氏体区轧制时，降低终轧温度，γ织构增强，塑性应变比r值提高，若终轧温度过低，在形变诱导析出机制下，P化合物二相粒子会大量析出，导致固溶磷原子数量减少，即磷的固溶强化作用会减弱，若终轧温度过高，还会影响表面质量.因此，设定精轧终轧温度控制在900～950℃，为保证控制轧制以及精轧终轧温度，设定精轧开轧温度为950～1070℃，终轧结束钢卷厚度2.5～4.0mm。

轧后层流冷却，快速冷却可以加快铁素体的形核再结晶过程，从而得到细小的铁素体晶粒，同时为减少带钢轧向性能波动，采用前段冷却、头尾部微调的冷却策略，为抑制P元素的晶界偏聚，采用快速冷却和高温卷取工艺，同时，从精轧结束，卷取温度的设定，也是给IF钢中微合金化二相粒子的熟化过程提供一定的热力学动力，但若过高，板面氧化铁皮会增厚，影响酸洗效果，通过控制卷取温度，也可控制析出物的尺寸，从而改变钢板的性能。因此，设定精轧后层流冷却保证带钢冷却速度≥15℃/S，卷取温度控制在680～750℃。

参考表1数据，本发明钢板韧脆转变温度不高于-80℃，说明通过以上综合工艺控制，加磷高强钢的二次加工脆性问题能得到很好的控制。

表1钢带冲击功试验

热轧后的钢材在紊流酸洗槽内酸洗，为保证板面氧化铁皮酸洗干净，酸洗走带速度一般不大于100m/min，尤其头、尾部要降低酸洗速度，但在洗净的前提下，应尽可能的缩短酸洗时间；本发明钢材采用单机架可逆式冷轧机轧制，冷轧后高强减薄钢带厚度在0.3～0.5mm，一定程度上冷轧形变量增加，可以促进退火过程再结晶的进行及程度，得到细小晶粒组织，从而提高强度，但过高又会导致冷轧板板形的控制不良、轧机负荷急剧增加等等，同时也为了保证热卷规格的设计，使得热轧钢卷不但易于通板轧制，也使得带钢的边部、次边部、中部的温度、组织控制较为均匀，作为上述技术方案的优选，所述冷轧总压下率控制在80％～90％。

冷轧钢带采用立式炉连续退火工艺进行退火，在冷轧状态下，本发明钢板的铁素体晶粒沿轧向被拉长、晶粒被严重压碎，通过再结晶退火，钢板会发生铁素体重新形核、回复、再结晶和晶粒长大，若结晶不充分将会影响深冲性能，为控制钢板强度，又宜采取低温退火，保证得到细小晶粒、且降低了退火温度的波动也对减少了对成品晶粒尺寸的影响。作为上述技术方案的优选，所述连续退火的均热段温度(板温)为690～720℃；带钢在均热段退火时间36s～50s。得到的钢带热轧组织图和冷轧成品组织图如图1所示，由图1可知，热轧卷铁素体组织明显细小、均匀，冷轧卷组织晶粒度适中，均匀，能获得良好的性能。

所述平整能保证板形，也可以一定程度上提高屈服强度，但会影响深冲性能，综合考虑，设定的平整延伸率为0.4～1.5％。

得到的340MPa级高强无间隙原子钢板，热浸镀锌成品厚度0.3～0.5mm，显微组织为铁素体，晶粒度级别为7～9级，抗拉强度Rm≥340MPa，屈服强度R_P0.2为230～260MPa，断后伸长率A₈₀≥35％，屈强比在0.55～0.70。

以下表格列出了6种340MPa级高强无间隙原子钢板的具体成分、相应的工艺参数以及相应的产品性能。

主要化学成分(Wt％)

	C	Si	Mn	P	S	Als	Ti	B	N
										1	0.0015	0.009	0.19	0.065	0.010	0.041	0.059	0.0008	0.0013
2	0.0024	0.008	0.18	0.063	0.010	0.051	0.063	0.0014	0.0016
										3	0.0022	0.005	0.17	0.062	0.007	0.040	0.056	0.0010	0.0025
4	0.0019	0.011	0.15	0.071	0.008	0.042	0.058	0.0012	0.0018
										5	0.0028	0.012	0.15	0.064	0.006	0.043	0.057	0.0011	0.0017
6	0.0018	0.015	0.14	0.068	0.007	0.039	0.057	0.0011	0.0011

热轧工艺控制参数

酸洗、冷轧、退火、平整工艺控制参数

	冷轧钢板厚度/mm	酸洗速度m/min	冷轧压下率/％	均热段温度/℃	退火时间/S	平整延伸率/％
							1	0.38	50	0.86	700	45	1
2	0.45	60	0.85	700	45	1.2
							3	0.43	60	0.84	700	40	1
4	0.48	70	0.83	690	45	1
							5	0.4	60	0.86	718	36	1
6	0.35	50	0.88	718	33	0.9

冷轧钢板的力学性能

	屈服强度/MPa	抗拉强度/MPa	断后伸长率A80/％
				1	245	360	38
2	250	360	38
				3	240	355	37
4	235	370	35
				5	245	355	38
6	245	360	38

Claims (9)

1.一种340MPa级深冲用高强无间隙原子钢带，其特征在于：所述钢带的化学成份及含量为：按质量百分比，C≤0.0035％，Si≤0.03％，Mn：0.08～0.20％，P：0.050～0.080％，S≤0.015％，Als：0.015～0.060％，Ti：0.03～0.09％，B：0.0002～0.0014％，N≤0.0045％，且上述元素重量百分含量满足0.60％≤Mn+10P≤0.90％，0.01％≤Ti-(3.4N+1.5S+4C)≤0.045％，余量为Fe和不可避免的杂质。

2.一种如权利要求1所述的340MPa级深冲用高强无间隙原子钢带的制备方法，包括：

对铁水进行预处理，随后经过转炉冶炼、RH精炼、浇注，得到钢坯；对得到的钢坯进行热轧和冷轧，然后进行连续退火以及热浸镀锌，最后进行平整即可。

3.根据权利要求2所述的制备方法，其特征在于：所述铁水S≤0.045％，T≥1300℃；所述预处理为KR搅拌脱硫，脱硫后进行扒渣处理。

4.根据权利要求2所述的制备方法，其特征在于：所述转炉冶炼的工艺参数为：铁水比按＞86％控制，出钢时间≥4.5min，出钢采用双挡渣。

5.根据权利要求2所述的制备方法，其特征在于：所述RH精炼的工艺参数为：采用先行脱碳、本处理模式，在高真空度下处理时间≥15分钟。

6.根据权利要求2所述的制备方法，其特征在于：所述浇注的工艺参数为：结晶器保护渣采用超低碳；实行全程保护浇注；长水口插入深度≥300mm；结晶器液面波动≤±3mm；中包目标温度控制在20～35℃；铸坯出炉温度控制在1180～1240℃，在炉总时间为100～240分钟，均热时间≥20分钟。

7.根据权利要求2所述的制备方法，其特征在于：所述热轧采用两段式轧制；热轧后进行酸洗；所述冷轧采用单机架可逆式冷轧机轧制。

8.根据权利要求2所述的制备方法，其特征在于：所述连续退火的均热段温度为690～720℃；带钢在均热段退火时间36s～50s。

9.根据权利要求2所述的制备方法，其特征在于：所述平整延伸率为0.4～1.5％。