CN113373370A - 一种1100MPa级桥壳钢及其制造方法 - Google Patents

一种1100MPa级桥壳钢及其制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明公开了一种1100MPa级桥壳钢，其化学元素质量百分比为：C：0.17～0.23％，Si：1.00～1.30％，Mn：1.10～1.50％，Nb：0.010～0.050％，Ti：0.060～0.100％，V：0.030～0.07％，Ni≤0.80％，Cr：0.20～0.90％，Cu≤0.40％，Mo：0.10～0.50％，B：0.0015～0.0030％，Al：0.005～0.015％，Ca：0.0004～0.0010％，N：0.001～0.002％；余量为Fe及其他不可避免的杂质。此外，本发明还公开了一种上述的1100MPa级桥壳钢的制造方法。本发明所述的桥壳钢采用分段冷却控制，控制得到少量的铁素体(3‑10％)+超低温回火马氏体组织；同时在控轧控冷过程中形成直径几纳米到几十纳米的细小碳化物析出。使得所获得的桥壳钢具有优异的力学性能。

Description

一种1100MPa级桥壳钢及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种钢材及其制造方法，尤其涉及一种桥壳钢及其制造方法。
背景技术
桥壳作为汽车的关键承载部件，对安全性有较高要求，需要满足严格的构件疲劳性能。因此，对于桥壳用钢的钢板不仅要求需要具有稳定、耐低温冲击、焊接性良好的性能，此外还需要严格控制偏析和夹杂物。
目前我国广泛采用的桥壳用钢主要是16Mn、Q345C、Q420C、Q460C等普通C-Mn结构钢，此类C-Mn钢热冲压后力学性能下降严重，例如Q460C热冲压后屈服强度会下降到400MPa左右。基于现有技术中桥壳钢的力学性能普遍不佳，对于高强度桥壳用钢的研发至关重要。
例如：公开号为CN104213019A，公开日为2014年12月17日，名称为“一种600MPa级汽车桥壳钢及其生产方法”的中国专利文献公开了一种600MPa级汽车桥壳钢及其生产方法。在该专利文献所公开的技术方案通过准确控制V和N元素的含量，并结合控轧控冷技术，从而生产出600MPa级的汽车桥壳用热轧带钢。
又例如：公开号为CN103422020A，公开日为2013年12月4日，名称为“一种冲焊桥壳用钢板及其制造方法”的中国专利文献公开了一种热冲压桥壳钢及其制造方法，在该专利文献所公开的技术方案中，是通过综合添加Nb、V等元素提高热冲压后的钢板强度，并通过对Ti、Al等元素的综合控制，提高钢板热冲压后的低温韧性和疲劳性能，同时实现600MPa级的强度。
发明内容
本发明的目的之一在于提供一种1100MPa级桥壳钢，其旨在解决现有桥壳钢热冲压后形成的桥壳力学性能不佳的问题。本发明所述的一种1100MPa级桥壳钢具有优异的力学性能，使用该1100MPa级桥壳钢热冲压后形成的桥壳的力学性能相对于现有技术中的桥壳钢热冲压后的桥壳的力学性能大大提高。
为了实现上述目的，本发明提出了一种1100MPa级桥壳钢，其化学元素组分除了Fe以外，还具有质量百分含量为下述范围的各化学元素：C：0.17～0.23％，Si：1.00～1.30％，Mn：1.10～1.50％，Nb：0.010～0.050％，Ti：0.060～0.100％，V：0.030～0.07％，Ni≤0.80％，Cr：0.20～0.90％，Cu≤0.40％，Mo：0.10～0.50％，B：0.0015～0.0030％，Al：0.005～0.015％，Ca：0.0004～0.0010％，N：0.001～0.002％。
进一步地，本发明所述的1100MPa级桥壳钢的化学元素质量百分比为：
C：0.17～0.23％，Si：1.00～1.30％，Mn：1.10～1.50％，Nb：0.010～0.050％，Ti：0.060～0.100％，V：0.030～0.07％，Ni≤0.80％，Cr：0.20～0.90％，Cu≤0.40％，Mo：0.10～0.50％，B：0.0015～0.0030％，Al：0.005～0.015％，Ca：0.0004～0.0010％，N：0.001～0.002％；余量为Fe及其他不可避免的杂质。
进一步的，在本发明所述的1100MPa级桥壳钢中，其中各化学元素的质量百分含量还满足下述各项的至少其中之一：
Ni：0.2～0.5％，
Cu：0.1～0.25％。
具体来说，在本发明所述的1100MPa级桥壳钢中，各化学元素的设计原理如下所述：
C：在本发明所述的1100MPa级桥壳钢中，C起到了固溶强化的作用，0.17％以上的碳含量可以提高形成的马氏体的强度，同时，可以在钢板空冷和缓冷期间与Ti反应，形成细小的TiC析出，从而提高钢板的强度。且在桥壳热冲压空冷后期间还可以与Fe反应形成弥散分布的Fe3C，提高热冲压后钢板的强度。然而，当C含量高于0.23％时，不利于钢板的焊接性。因此，在本发明所述的1100MPa级桥壳钢中，控制C的质量百分比为0.17～0.23％。
Si：在本发明所述的1100MPa级桥壳钢中，1.00％以上的较高Si含量可以有效抑制碳的扩散，抑制渗碳体在高温析出，使渗碳体在低温保温时在马氏体中形成细小的渗碳体颗粒，提高马氏体体的强度。但若Si含量太高，就会恶化钢板的焊接性能。因此，在本发明所述的1100MPa级桥壳钢中，控制Si的质量百分比为1.00～1.30％。
Mn：在本发明所述的1100MPa级桥壳钢中，含量在1.1％以上的Mn元素，不仅具有较高的固溶强化作用，同时还能提高钢板的淬透性，有利于马氏体转变。但是较高的Mn含量容易产生偏析，恶化钢板的焊接性能。因此，在本发明所述的1100MPa级桥壳钢中，控制Mn的质量百分比为1.10～1.50％。
Nb：在本发明所述的1100MPa级桥壳钢中，在控轧控冷阶段阶段，钢板中的微量的Nb与C反应形成细小的NbC颗粒，细化了钢板组织，提高了钢板的强度、塑性和韧性。此外，在热冲压加热阶段NbC还可以细化奥氏体晶粒，提高桥壳钢板热冲压后的强度。但是需要说明的是，Nb属于贵合金元素，不宜加太多。因此，在本发明所述的1100MPa级桥壳钢中，控制Nb的质量百分比为0.010～0.050％。
Ti：在本发明所述的1100MPa级桥壳钢中，Ti元素在钢板650～730℃空冷和随后的缓冷期间会与C反应形成一定TiC析出，TiC的析出可以提高组织强度。桥壳用钢的热冲压温度通常在750-900℃，在该温度范围内会继续产生大量的TiC析出，提高热冲压后桥壳的强度。此外，Ti还可与N反应形成TiN颗粒，其在钢板焊接时会促进形成针状铁素体，从而改善接头韧性。但是当Ti元素含量太高时，容易与N反应形成微米级立方体型TiN大颗粒，从而恶化钢板的韧性和疲劳性能。因此，在本发明所述的1100MPa级桥壳钢中，控制Ti的质量百分比为0.060～0.100％。
V：在本发明所述的1100MPa级桥壳钢中，一定量的V在桥壳热冲压过程中可以在450-600℃与C反应形成VC，从而弥散析出，起到析出强化的作用。但是当V含量低于0.03％时析出强化不明显，当V含量大于0.07％时VC析出物长大，容易恶化钢的韧性。因此，在本发明所述的1100MPa级桥壳钢中，控制V的质量百分比为0.03～0.07％。
Ni：在本发明所述的1100MPa级桥壳钢中，Ni元素可以提高钢的热冲压强度，改善钢的韧性，同时提高钢板的耐大气腐蚀性能，但当Ni元素太高时会恶化钢板的焊接性能。为实现高强度热冲压桥壳钢的最佳强韧性匹配，同时提高钢板的耐腐蚀性，在本发明所述的1100MPa级桥壳钢中，控制Ni的质量百分比为0～0.80％。
在一些优选的实施方式中，Ni的质量百分比可以控制在0.2～0.5％之间。
Cr：在本发明所述的1100MPa级桥壳钢中，Cr元素可以提高钢板的淬透性，使厚钢板淬成马氏体组织，但当Cr含量太高时，会恶化钢板的焊接性能。因此，在本发明所述的1100MPa级桥壳钢中，控制Cr的质量百分比为0.20～0.90％。
Cu：在本发明所述的1100MPa级桥壳钢中，一定量的Cu元素可以提高钢板的耐腐蚀性能，同时在热冲压、空冷阶段Cu析出产生析出强化作用。为了提高热冲压桥壳钢热冲压后的强度，同时提高耐腐蚀性，在本发明所述的1100MPa级桥壳钢中，控制Cu的质量百分比为0～0.40％。
在一些优选的实施方式中，Cu的质量百分比可以控制在0.1～0.25％之间。
Mo：在本发明所述的1100MPa级桥壳钢中，Mo元素可以提高钢板的淬透性，Mo元素在钢板热冲压时可以抑制C元素的扩散，提高钢板热冲压后的强度。但是当Mo元素太高时，也会恶化钢板的焊接性能。因此，在本发明所述的1100MPa级桥壳钢中，控制Mo的质量百分比为0.10～0.50％。
B：在本发明所述的1100MPa级桥壳钢中，微量的B可以促进马氏体的形成，但若B元素太高，则容易产生B脆问题，导致钢板的冲击韧性恶化。此外，在桥壳热冲压阶段，微量的B元素也有利于促进形成较细的马氏体，从而提高钢板的强度。因此，通过综合考量，在本发明所述的1100MPa级桥壳钢中，控制B的质量百分比为0.0015～0.0030％。
Al：在本发明所述的1100MPa级桥壳钢中，Al可以作为重要的脱氧剂，但是考虑到桥壳钢对疲劳性能的严格要求，需要对Al的氧化物链状夹杂进行专门控制，因此将Al含量控制在较低的范围，在本发明所述的1100MPa级桥壳钢中，控制Al的质量百分比为0.005～0.015％。需要说明的是，本发明中的桥壳钢主要靠Si进行脱氧。
Ca：在本发明所述的1100MPa级桥壳钢中，微量的Ca元素可以在钢冶炼过程中的起到净化剂的作用，从而改善钢的韧性和疲劳性能；同时，Ca处理还可以改善MnS夹杂的形状，防止形成长条形的MnS夹杂物。但当Ca含量超过0.001％时，容易形成尺寸比较大的Ca的化合物，导致钢板的韧性和疲劳性能恶化。因此，通过综合考量，在本发明所述的1100MPa级桥壳钢中，控制Ca的质量百分比为0.0004～0.0010％。
N：在本发明所述的1100MPa级桥壳钢中，需要严格控制N元素在较窄的范围，使得微量的N元素与Ti反应形成TiN颗粒。在焊接和热冲压时，可以有效抑制奥氏体晶粒的长大，细化焊接热影响区和热冲压后的组织，提高热影响区和热冲压钢板的强度、低温韧性和疲劳性能。但若N含量太高，形成的TiN颗粒太大，反而会恶化钢板低温韧性和疲劳性能。因此，通过综合考量，在本发明所述的1100MPa级桥壳钢中，控制N的质量百分比为0.001～0.002％。
进一步地，在本发明所述的1100MPa级桥壳钢中，其中Ti和N含量满足：Ti/N≥40，式中的Ti和N分别表示对应元素的质量百分含量。
在本发明所述的1100MPa级桥壳钢中，通过控制Ti/N≥40这一技术特征，从而保留足够的Ti元素，Ti元素可以进一步地与C反应形成大量TiC析出强化，使得形成的TiN颗粒尺寸变小。
进一步地，在本发明所述的1100MPa级桥壳钢中，在其他不可避免的杂质中，P≤0.015％，S≤0.0020％，O≤0.003％。
P：在本发明所述的桥壳钢中，P是杂质元素，含量过多容易产生冷脆问题。基于此，在本发明所述的桥壳钢中，控制P的质量百分比≤0.015％。
S：在本发明所述的桥壳钢中，S容易与Mn反应产生MnS夹杂，考虑到桥壳钢对疲劳性能的严格要求，需要在在炼钢环节进行深脱硫处理。在本发明所述的桥壳钢中，控制S的质量百分比≤0.0020％。
O：在本发明所述的桥壳钢中，O容易与Al反应产生Al3O链状夹杂，考虑到桥壳钢对疲劳性能的严格要求，在本发明所述的桥壳钢中，控制O的质量百分≤0.003％。
进一步地，在本发明所述的1100MPa级桥壳钢中，其微观组织的基体为超低温回火马氏体组织+铁素体。
进一步地，在本发明所述的1100MPa级桥壳钢中，所述铁素体的相比例为3～10％。
进一步地，在本发明所述的1100MPa级桥壳钢中，其微观组织还包括析出的细小碳化物。
进一步地，在本发明所述的1100MPa级桥壳钢中，所述细小碳化物的直径在几纳米到几十纳米的范围内。
进一步地，在本发明所述的1100MPa级桥壳钢中，所述细小的碳化物至少包括NbC、TiC、VC和Fe3C。
进一步地，在本发明所述的1100MPa级桥壳钢中，其屈服强度≥1100MPa，抗拉强度≥1300MPa，延伸率A50≥18％，-20℃下的冲击功≥80J。
此外，本发明的又一目的在于提供一种上述的1100MPa级桥壳钢的制造方法，通过该制造方法制造获得的桥壳钢力学性能优异。
为了实现上述目的，本发明提出了上述的1100MPa级桥壳钢的制造方法，其包括步骤：
(1)冶炼和铸造；
(2)加热；
(3)轧制；
(4)分段冷却：第一阶段将钢板以80～120℃/s的冷速冷至650～730℃，然后第二阶段空冷8～10s，然后第三阶段将钢板以8～16℃/s的冷速缓冷至140～190℃；
(5)卷取或空冷至室温。
在本发明所述的制造方法中，步骤(1)中，按设计成分冶炼后，采用了RH+LF双重精炼进一步微调，才铸造形成铸坯。
需要说明的是，本发明是采用分段冷却控制与低温卷取或从140～190℃空冷到室温的方法得到少量的铁素体(3-10％)+超低温回火马氏体组织，同时在马氏体中会形成直径几纳米到几十纳米的细小渗碳体析出，由于本发明钢含有较高的Si和Mo含量，会抑制C元素的扩展，抑制渗碳体的长大。这些直径只有几十纳米的细小析出物会提高钢板的屈服强度，从而最终会生产出屈服强度≥1100MPa，抗拉强度≥1300MPa，延伸率A50≥18％，-20℃下的冲击功≥80J的1100MPa级桥壳钢。
进一步地，在本发明所述的1100MPa级桥壳钢的制造方法中，在所述步骤(2)中，将铸坯在1240～1280℃的炉中加热后保温，保温时间>1.5h。
在上述方案中，加热工艺中控制加热温度大于1240℃，心部保温时间>1.5h可以保证合金元素充分固溶，特别是尖晶型的TiN颗粒在高温下长时间加热会发生部分溶解。TiN数量的减少不仅可以改善钢板的冲击韧性，还可以改善钢板的疲劳性能。但当加热温度超过1280℃时奥氏体晶粒的过度长大，会引起晶间结合力减弱，在轧制时容易产生裂纹，此外加热温度超过1280℃时也容易引起钢坯表面脱碳，对成品力学性能造成影响。
进一步地，在本发明所述的1100MPa级桥壳钢的制造方法中，在所述步骤(3)中，采用单机架往复轧制或多机架热连轧将铸坯轧至目标厚度，控制最后一道次的轧制压下率>15％。
需要说明的是，最后一道次的压下率＞15％，可以使奥氏体往马氏体相变前积累足够多的变形，促进形成较细的相变组织。
更进一步地，在本发明所述的1100MPa级桥壳钢的制造方法中，在所述步骤(3)中，控制终轧温度为870～930℃。
在上述方案中，轧制工艺中将轧制温度控制在870～930℃之间进行高温终轧，有利于奥氏体晶粒的再结晶和回复。相变后的铁素体和马氏体呈等轴型，有利于提高用户冲压变形均匀性和尺寸稳定性。相应的，如果在轧制过程中，温度太低，则会形成长条形的铁素体和马氏体组织，导致产生组织和性能各向异性，从而影响冲压质量。
本发明所述的1100MPa级桥壳钢及其制造方法相较于现有技术具有如下所述的优点以及有益效果：
与现有发明相比，本发明通过控制Si、Mo、Ti、B等元素的含量，并结合控轧控冷、分段冷却控制、在某些实施例中低温卷取等特定的工艺，得到细少量的铁素体(3-10％)和超低温回火马氏体组织，并且在铁素体和马氏体中可以形成几十纳米级的碳化物析出，使得在实现桥壳钢1100MPa屈服强度级别的同时，还拥有了较高的塑性性能、低温冲击性能和良好的焊接性能。
另外，本发明还采用特殊组织和析出物设计，在进行桥壳热冲压过程中，可以起到有利于抑制奥氏体的长大并细化最终组织的作用。
此外，在热冲压过程中，还会继续产生大量的NbC、TiC和VC析出，从而实现钢板热冲压后具有较高的强度。
相对于现有技术，采用本技术方案可以实现钢板热冲压后具有良好的强度和韧性。更适合用于制造高强轻量化商用车桥壳。
附图说明
图1显示了本发明所述的1100MPa级桥壳钢在实施例1在500倍光学显微镜下的典型金相组织图。
图2显示了本发明所述的1100MPa级桥壳钢在实施例3在500倍光学显微镜下的典型金相组织图。
图3显示了本发明所述的1100MPa级桥壳钢在实施例1在1000倍扫描电镜下的典型金相组织图。
图4显示了本发明所述的1100MPa级桥壳钢在实施例3在1000倍扫描电镜下的典型金相组织图。
图5显示了本发明所述的1100MPa级桥壳钢在实施例1在10000倍扫描电镜下的典型金相组织图。
图6显示了本发明所述的1100MPa级桥壳钢在实施例3在10000倍扫描电镜下的典型金相组织图。
具体实施方式
下面将结合说明书附图和具体的实施例对本发明所述的1100MPa级桥壳钢及其制造方法做进一步的解释和说明，然而该解释和说明并不对本发明的技术方案构成不当限定。
实施例1-6
本发明所述的1100MPa级桥壳钢采用以下步骤制得：
(1)冶炼和铸造：采用真空电炉进行冶炼，化学成分如表1所示，将冶炼的钢水浇注成200mm厚的钢坯。
(2)加热：将铸坯于1240～1280℃的炉中加热，待铸坯心部到温后开始保温，保温时间>1.5h；
(3)轧制：采用多道次将钢坯轧制成目标厚度12mm的钢板，轧制最后一道次轧制压下率>15％；终轧温度为870～930℃；
(4)分段冷却：第一阶段将钢板以80～120℃/s的冷速冷至650～730℃，然后第二阶段空冷8～10s，然后第三阶段将钢板以8～16℃/s的冷速缓冷至140～190℃；
(5)卷取或空冷至室温。
表1列出了实施例1-6的钢板的各化学元素的质量百分配比。
表1.(wt％，余量为Fe和除了P、S、O以外的其他不可避免的杂质)
Figure BDA0002405386220000081
Figure BDA0002405386220000091
表2列出了实施例1-6的1100MPa级桥壳钢的具体工艺参数。
表2.
Figure BDA0002405386220000092
表3列出了实施例1-6的1100MPa级桥壳钢的相关性能参数。
表3.
Figure BDA0002405386220000093
注：-20℃冲击功试验结果中三列分别代表三个平行试样的测试结果。
结合表1、表2和表3，本发明所述实施例1-6通过采用合适的成分设计，并配以相适的制造工艺，使得最终取得的钢板力学性能优良，室温下屈服强度在1135～1189MPa，室温下抗拉强度在1367～1399MPa，室温下延伸率A50在18.5～20.5％，-20℃冲击功在83J～116J。明显优于目前现有技术中的普通的桥壳钢的力学性能。由此说明上述的1100MPa级桥壳钢强度高，延伸率好，力学性能强。
图1显示了本发明所述的1100MPa级桥壳钢在实施例1在500倍光学显微镜下的典型金相组织图。
图2显示了本发明所述的1100MPa级桥壳钢在实施例3在500倍光学显微镜下的典型金相组织图。
从图1和图2中可以看出，本实施例1和实施例3中的1100MPa级桥壳钢的金相组织为超低温回火马氏体组织+铁素体，且微观组织基体里的铁素体的相比例为3～10％。
图3显示了本发明所述的1100MPa级桥壳钢在实施例1在1000倍扫描电镜下的典型金相组织图。
图4显示了本发明所述的1100MPa级桥壳钢在实施例3在1000倍扫描电镜下的典型金相组织图。
从图3和图4中可以看出，在实施例1和实施例3中的1100MPa级桥壳钢的微观组织超低温回火马氏体组织+铁素体，且微观组织基体里的铁素体的相比例为3～10％。
图5显示了本发明所述的1100MPa级桥壳钢在实施例1在10000倍扫描电镜下的典型金相组织图。
图6显示了本发明所述的1100MPa级桥壳钢在实施例3在10000倍扫描电镜下的典型金相组织图。
从图5和图6中可以看出，本实施例1和实施例3中的1100MPa级桥壳钢的基体组织中存在纳米级的细小碳化物析出，细小碳化物的直径在几纳米到几十纳米的范围内。
综上，可以看出，本发明所述的1100MPa级桥壳钢材料具有1100MPa以上的屈服强度，同时还具有良好的塑性、低温韧性和疲劳性能。比较适合热冲压桥壳的高强减重使用。
需要注意的是，以上所列举的实施例仅为本发明的具体实施例。显然本发明不局限于以上实施例，随之做出的类似变化或变形是本领域技术人员能从本发明公开的内容直接得出或者很容易便联想到的，均应属于本发明的保护范围。

Claims (15)

1.一种1100MPa级桥壳钢，其特征在于，其化学元素组分除了Fe以外，还具有质量百分含量为下述范围的各化学元素：C：0.17～0.23％，Si：1.00～1.30％，Mn：1.10～1.50％，Nb：0.010～0.050％，Ti：0.060～0.100％，V：0.030～0.07％，Ni≤0.80％，Cr：0.20～0.90％，Cu≤0.40％，Mo：0.10～0.50％，B：0.0015～0.0030％，Al：0.005～0.015％，Ca：0.0004～0.0010％，N：0.001～0.002％。
2.如权利要求1所述的1100MPa级桥壳钢，其特征在于，其化学元素质量百分比为：
C：0.17～0.23％，Si：1.00～1.30％，Mn：1.10～1.50％，Nb：0.010～0.050％，Ti：0.060～0.100％，V：0.030～0.07％，Ni≤0.80％，Cr：0.20～0.90％，Cu≤0.40％，Mo：0.10～0.50％，B：0.0015～0.0030％，Al：0.005～0.015％，Ca：0.0004～0.0010％，N：0.001～0.002％；余量为Fe及其他不可避免的杂质。
3.如权利要求2所述的1100MPa级桥壳钢，其特征在于，其中各化学元素的质量百分含量还满足下述各项的至少其中之一：
Ni：0.2～0.5％，
Cu：0.1～0.25％。
4.如权利要求1或2所述的1100MPa级桥壳钢，其特征在于，其中Ti和N含量满足：Ti/N≥40。
5.如权利要求2所述的1100MPa级桥壳钢，其特征在于，在其他不可避免的杂质中，P≤0.015％，S≤0.0020％，O≤0.003％。
6.如权利要求1或2所述的1100MPa级桥壳钢，其特征在于，其微观组织的基体为超低温回火马氏体组织+铁素体。
7.如权利要求6所述的1100MPa级桥壳钢，其特征在于，所述铁素体的相比例为3～10％。
8.如权利要求6所述的1100MPa级桥壳钢，其特征在于，其微观组织还包括析出的细小碳化物。
9.如权利要求8所述的1100MPa级桥壳钢，其特征在于，所述细小碳化物的直径在几纳米到几十纳米的范围内。
10.如权利要求8所述的1100MPa级桥壳钢，其特征在于，所述细小的碳化物至少包括NbC、TiC、VC和Fe3C。
11.如权利要求1-10中任意一项所述的1100MPa级桥壳钢，其特征在于，其屈服强度≥1100MPa，抗拉强度≥1300MPa，延伸率A50≥18％，-20℃下的冲击功≥80J。
12.如权利要求1-11中任意一项所述的1100MPa级桥壳钢的制造方法，其特征在于，其包括步骤：
(1)冶炼和铸造；
(2)加热；
(3)轧制；
(4)分段冷却：第一阶段将钢板以80～120℃/s的冷速冷至650～730℃，然后第二阶段空冷8～10s，然后第三阶段将钢板以8～16℃/s的冷速缓冷至140～190℃；
(5)卷取或空冷至室温。
13.如权利要求12所述的制造方法，其特征在于，在步骤(2)中，将铸坯在1240～1280℃的炉中加热后保温，保温时间>1.5h。
14.如权利要求12所述的制造方法，其特征在于，在步骤(3)中，采用单机架往复轧制或多机架热连轧将铸坯轧至目标厚度，控制最后一道次的轧制压下率>15％。
15.如权利要求12所述的制造方法，其特征在于，在步骤(3)中，控制终轧温度为870～930℃。
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