CN114787396A - 经热处理的冷轧钢板及其制造方法 - Google Patents

经热处理的冷轧钢板及其制造方法 Download PDF

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Abstract

一种经热处理的冷轧钢板，其组成包含以下元素：0.1％≤碳≤0.25％、2.15％≤锰≤3.0％、1％≤硅≤0.8％、0.1％≤铝≤0.9％、0.05％≤铬≤0.5％、0％≤磷≤0.09％、0％≤硫≤0.09％、0％≤氮≤0.09％、2.4％≤C+Mn≤3％、0％≤铌≤0.1％、0％≤钛≤0.1％、0％≤钒≤0.1％、0％≤钼≤1％、0％≤镍≤1％、0％≤钙≤0.005％、0％≤硼≤0.01％、0％≤铈≤0.1％、0％≤镁≦0.05％、0％≤锆≦0.05％，剩余部分由铁和不可避免的杂质组成，所述钢板的显微组织包含：20％至70％马氏体、5％至60％亚温铁素体、5％至30％转变铁素体、8％至20％残余奥氏体、和1％至20％贝氏体，其中亚温铁素体和转变铁素体的累积量为15％至65％。

Description

经热处理的冷轧钢板及其制造方法
本发明涉及具有高强度和高可成形性的冷轧钢板，所述冷轧钢板具有950MPa或更大的抗拉强度和14.0％或更大的总延伸率，所述冷轧钢板适合用作车辆用钢板。
汽车部件需要满足两个不一致的需求，即，易于成形且具有强度，但是近年来，考虑到全球环境问题，还给予汽车以改善燃料消耗的第三个要求。因此，现在汽车部件必须由具有高可成形性的材料制成，以便符合复杂汽车组件的易于装配的标准，并且同时必须针对车辆耐撞性和耐久性而提高强度，同时减轻车辆的重量以改善燃料效率。
因此，进行了大量的研究和开发努力以通过增加材料的强度来减少汽车中使用的材料的量。相反地，钢板强度的增加降低了可成形性，并且因此必须开发具有高强度和高可成形性二者的材料。
在高强度和高可成形性钢板的领域中的早期研究和开发已经产生了数种用于生产高强度和高可成形性钢板的方法，本文中列举了其中的一些方法以用于对本发明的明确理解：
EP2971209是涉及待在汽车工业中使用的具有改善的可成形性的高强度热浸镀锌复合相钢带的专利，所述钢带具有以下强制性元素组成：C：0.13％至0.19％、Mn：1.70％至2.50％、Si：0％至0.15％、Al：0.40％至1.00％、Cr：0.05％至0.25％、Nb：0.01％至0.05％、P：0％至0.10％、Ca：0％至0.004％、S：0％至0.05％、N：0％至0.007％，余量为铁和不可避免的杂质，其中0.40％<Al+Si<1.05％且Mn+Cr>1.90％，并且具有以体积百分比计包含以下的复合相显微组织：8％至12％残余奥氏体、20％至50％贝氏体、少于10％的马氏体，剩余部分为铁素体，但该授权专利无法达到超过900MPa的抗拉强度。
与高强度和高可成形性钢板的制造有关的已知的现有技术具有一个或另一个缺陷：因此需要具有高强度和高可成形性的冷轧钢板及其制造方法。
本发明的目的是通过使得可获得同时具有以下的冷轧钢板来解决这些问题：
-大于或等于950MPa，并且优选高于980MPa的极限抗拉强度，
-大于或等于14.0％的总延伸率；
-600MPa或更大，并且优选630MPa或更大的屈服强度。
在一个优选的实施方案中，根据本发明的钢板可以具有大于0.55的YS/TS比。
优选地，这样的钢还可以具有对于成形，特别是对于具有良好的可焊性和可涂覆性的轧制的良好适应性。
本发明的另一目的还在于提供用于制造这些板的方法，该方法与常规的工业应用相容同时对于制造参数变化是稳健的。
本发明的其他特征和优点将根据本发明的以下详细描述而变得明显。
碳以0.1％至0.25％存在于钢中。碳是通过产生诸如马氏体的低温转变相来提高钢板的强度所必需的元素。此外，碳也在奥氏体稳定中起关键作用。小于0.1％的含量既不会使奥氏体稳定也不能保证至少20％的马氏体，从而降低了强度和延性。另一方面，在碳含量超过0.25％时，焊接区和热影响区显著硬化，并因此损害了焊接区的机械特性。碳的优选限制为0.12％至0.22％，并且更优选为0.15％至0.20％。
本发明的钢的锰含量为2.15％至3.0％。锰是赋予强度以及使奥氏体稳定以获得残余奥氏体的元素。发现至少2.15重量％的量的锰用以提供钢板的强度和淬透性以及用以使奥氏体稳定。因此，较高百分比的锰例如2.2％至2.9％是优选的。但是当锰大于3.0％时，这产生诸如在用于贝氏体转变的等温保持期间减缓奥氏体向贝氏体的转变的不利影响，导致延性降低。此外，锰含量高于3.0％也会降低本发明的钢的可焊性。因此，本发明的钢的优选限制为2.2％至2.9％，并且更优选为2.3％至2.6％。
硅是用于本发明的钢的必需元素，硅以0.1％至0.8％存在。向本发明的钢中添加硅以通过固溶强化赋予强度。硅通过防止碳化物的析出以及通过促进马氏体的形成而在显微组织的形成方面发挥作用。但是每当硅含量大于0.8％时，使钢的表面特性和可焊性劣化，因此硅含量优选为0.15％至0.7％，并且更优选为0.2％至0.6％。
本发明的铝含量为0.1％至0.9％。添加铝以使本发明的钢脱氧。铝是α相生成(alphageneous)元素，并且还通过延缓碳化物的形成来促进奥氏体的稳定化。这可以增加钢的可成形性和延性。为了获得这样的效果，铝含量需要为0.1％或更大。然而，当铝含量超过0.9％时，Ac3点升高超出可接受，奥氏体单相在工业上非常难以实现，因此无法进行完全奥氏体区域的热轧。因此，铝含量不得大于0.9％。铝存在的优选限制为0.2％至0.8％，并且更优选为0.3％至0.8％。
本发明的钢的铬含量为0.05％至0.5％。铬是为钢提供强度和硬化的必不可少的元素，但在使用时高于0.5％损害钢的表面光洁度。铬的优选限制为0.1％至0.4％，并且更优选为0.1％至0.3％。
本发明的钢的磷含量被限制为0.09％。磷是在固溶体中硬化且还干扰碳化物的形成的元素。因此，至少0.002％的少量的磷可以是有利的，但是磷特别是由于其在晶界处偏析或者与锰共偏析的倾向而也具有不利影响，例如点焊性和热延性的降低。由于这些原因，磷含量优选地限制为最大0.05％。
硫不是必需元素，但可以作为杂质以至多0.09％包含在钢中。硫含量优选地尽可能低，但从制造成本的角度出发，0.001％至0.03％是优选的。此外，如果钢中存在较高的硫，则硫尤其与Mn和Ti结合而形成硫化物并且降低了它们对本发明的有益影响。
为了避免材料老化，将氮限制为0.09％，氮通过沉淀强化与钒和铌形成赋予本发明的钢以强度的氮化物，但是每当存在大于0.09％的氮时，其可以形成大量的对本发明不利的铝氮化物，因此氮的优选上限为0.01％。
碳和锰累积以2.4％至3％存在于钢中。碳和锰既使本发明的钢中的奥氏体稳定，又为本发明的钢提供强度。最小2.4％的累计量以具有8％的残余奥氏体，从而确保本发明的钢达到950MPa的抗拉强度的同时具有14.0％延伸率，但每当碳和锰的累计量大于3％时，强化效果占优势，而延伸率和抗拉强度平衡不再有吸引力。碳和锰累积存在的优选限制为2.5％至2.9％，并且更优选为2.5％至2.8％。
铌是可以以至多0.1％，优选地0.0010％至0.1％添加到钢中的任选元素。铌适合于通过沉淀硬化来形成碳氮化物以赋予根据本发明的钢以强度。由于铌在加热期间延迟重结晶，因此在保持温度结束时以及因此在完全退火之后所形成的显微组织更精细，这导致产品硬化。但是，当铌含量高于0.1％时，碳氮化物的量对于本发明是不利的，因为大量的碳氮化物倾向于降低钢的延性。
钛是可以以至多0.1％，优选地0.001％至0.1％添加到本发明的钢中的任选元素。与铌一样，其参与在碳氮化物中，因此在硬化中起作用。但是钛也参与形成在铸造产品凝固期间出现的TiN。Ti的量因此被限制为0.1％，以避免对扩孔不利的粗TiN。在钛含量低于0.001％的情况下，钛不对本发明的钢产生任何影响。
钒是可以以至多0.1％，优选地0.001％至0.01％添加到本发明的钢中的任选元素。与铌一样，其参与在碳氮化物中，因此在硬化中起作用。但是钒也参与形成在铸造产品凝固期间出现的VN。V的量因此被限制为0.1％，以避免对扩孔不利的粗VN。在钒含量低于0.001％的情况下，钒不对本发明的钢产生任何影响。
钼是构成本发明的钢的0％至1％的任选元素；钼增加了本发明的钢的淬透性，并且在退火之后的冷却期间影响奥氏体向铁素体和贝氏体的转变。然而，过量添加钼增加了合金元素的添加成本，使得出于经济原因将其含量限制为1％。
镍可以以0％至1％的量作为任选元素添加以增加钢的强度并改善其韧性。需要最少0.01％以产生这样的效果。然而，当其含量大于1％时，镍导致延性劣化。
钙是可以以至多0.005％，优选地0.001％至0.005％添加到本发明的钢中的任选元素。钙作为任选元素尤其是在夹杂物处理期间添加到本发明的钢中。钙通过在对钢进行球化处理中捕获有害的硫含量而有助于钢的精炼。
诸如铈、硼、镁或锆的其他元素可以以以下比例单独添加或组合添加：Ce≤0.1％、B≤0.01％、Mg≤0.05％和Zr≤0.05％。直至所示的最大含量水平，这些元素使得可以在凝固期间细化晶粒。
钢的组成的剩余部分由铁和由加工产生的不可避免的杂质组成。
根据本发明的钢板的显微组织以面积分数计包含20％至70％的马氏体、5％至60％的亚温铁素体(Inter-critical ferrite)、5％至30％的转变铁素体、8％至20％的残余奥氏体、1％至20％的贝氏体，并且亚温铁素体和转变铁素体的累积量为15％至65％。
马氏体以面积分数计构成显微组织的20％至70％。本发明的马氏体可以包含新鲜马氏体和回火马氏体以及以MA岛形式二者。然而，回火马氏体是任选的显微组织成分，其优选地在钢中被限制为0％至10％，优选0％至5％的量。回火马氏体可以在退火之后的冷却期间形成。新鲜马氏体在过时效保持之后的冷却期间形成。本发明的马氏体赋予这样的钢以延性和强度。优选地，马氏体的含量为20％至60％，并且更优选为24％至56％。
亚温铁素体构成本发明钢的以面积分数计的显微组织的5％至60％。该亚温铁素体赋予本发明的钢以至少14.0％的总延伸率。亚温铁素体由在低于Ac3的温度下退火而产生。亚温铁素体不同于将在下面描述的在下文中称为“转变铁素体”的可以在退火之后产生的铁素体。特别地，与转变铁素体相反，亚温铁素体是多边形的。此外，转变铁素体富含碳和锰，即具有高于亚温铁素体的碳和锰含量的碳和锰含量。因此，亚温铁素体和转变铁素体可以通过在用偏亚硫酸氢盐蚀刻之后用使用二次电子的FEG-TEM显微镜观察显微照片来区分。在这样的显微照片上，亚温铁素体呈中灰色，而转变铁素体由于其较高的碳和锰含量而呈深灰色。本发明的钢中的亚温铁素体存在的优选限制为5％至50％，并且更优选为10％至50％。
转变铁素体构成本发明的钢的以面积分数计的显微组织的5％至30％。本发明的转变铁素体由退火之后形成的铁素体和在用于涂覆钢的均热期间形成的贝氏体铁素体组成。转变铁素体赋予本发明的钢以高强度以及延伸率。为了确保14.0％并且优选15％或更大的延伸率，需要具有5％的转变铁素体。本发明的转变铁素体在退火之后进行的冷却期间和在用于涂覆钢的均热期间形成。本发明的钢的转变铁素体与亚温铁素体相比富含碳和锰。但每当转变铁素体含量以大于30％在本发明的钢中存在时，不可能同时具有抗拉强度和总延伸率二者。本发明的铁素体存在的优选限制为6％至25％，并且更优选为7％至20％。
残余奥氏体构成钢的以面积分数计的8％至20％。根据本发明的钢的残余奥氏体由于TRIP效应而赋予增强的延性。本发明的残余奥氏体也可以以MA岛形式存在。奥氏体存在的优选限制为8％至18％，并且更优选为8％至15％。在一个优选的实施方案中，残余奥氏体以高于0.8重量％且低于1.1重量％，更优选0.9重量％至1.1重量％，并且甚至更优选0.95重量％至1.05重量％的量包含碳。
贝氏体构成本发明的钢的以面积分数计的显微组织的1％至20％。在本发明中，贝氏体累积地由板条贝氏体和粒状贝氏体组成。为了确保950MPa或更大的抗拉强度，需要具有至少1％的贝氏体。贝氏体在过时效保持期间形成。
转变铁素体和亚温铁素体的累积量必须为15％至65％，转变铁素体和亚温铁素体的这种累积量确保了本发明的钢总是同时具有至少14.0％的总延伸率以及950MPa的抗拉强度。
根据本发明的钢板可以通过任何适当的方法获得。然而，优选的是使用根据本发明的优选实施方案的方法，该方法包括以下顺序步骤：
这样的方法包括提供具有根据本发明的化学组成的钢的半成品。半成品可以铸造成锭或者连铸成薄板坯或薄带的形式，即，厚度例如从对于板坯的约220mm到对于薄带的数十毫米变化。
为了简化本发明的目的，板坯将被视为半成品。具有上述化学组成的板坯通过连铸而制造，其中板坯优选地在铸造期间经历直接的轻微压下，以确保消除中心偏析和孔隙率降低。通过连铸工艺提供的板坯可以在连铸之后直接在高温下使用，或者可以首先冷却至室温然后再加热以进行热轧。
经受热轧的板坯的温度为至少1000℃，优选为至少1050℃，优选高于1100℃，并且必须低于1250℃，在板坯的温度低于1000℃的情况下，对轧机施加过大的负荷，此外，钢的温度在精轧期间可能降低至铁素体转变温度，从而钢将在组织中包含转变铁素体的状态下被轧制。此外，温度不得高于1250℃，因为将存在导致粗的铁素体晶粒的粗糙铁素体晶粒的形成的风险，这降低了这些晶粒在热轧期间重结晶的能力。初始铁素体晶粒尺寸越大，重结晶越不容易，这意味着必须避免再加热温度高于1250℃，因为这在工业上是昂贵的并且在铁素体的重结晶方面是不利的。
板坯的温度优选足够高，使得热轧可以完全在奥氏体范围内完成，并且在Ac3至Ac3+200℃之间进行热轧，热轧终轧温度保持高于Ac3，并且优选高于Ac3+50℃。终轧必须在高于Ac3下进行，因为低于该温度，钢板表现出可轧制性的显著下降。终轧温度应优选高于Ac3+50℃以具有有利于重结晶和轧制的组织。
然后使以这种方式获得的板以至少30℃/秒的冷却速率冷却至低于600℃的卷取温度。优选地，冷却速率将小于或等于65℃/秒且高于35℃/秒。卷取温度优选地高于350℃，以避免奥氏体转变为铁素体和珠光体以及有助于形成均匀的贝氏体和马氏体显微组织。
经卷取的热轧钢板可以在使其经受任选的热带退火之前被冷却至室温或者可以被直接送至任选的热带退火。
如果需要，热轧钢板可以经受任选的酸洗以除去热轧期间形成的氧化皮。然后优选地使热轧板在400℃至750℃的温度下经受任选的热带退火1小时至96小时。
此后，如有必要，可以进行该热轧钢板的酸洗以除去氧化皮。
然后以35％至90％的厚度压下率对热轧钢板进行冷轧。然后使冷轧钢板经受退火，以赋予本发明的钢以目标显微组织和机械特性。
然后以两步加热使所述冷轧钢板退火，其中第一步从以至少2℃/秒的加热速率HR1将钢板从室温加热至600℃至750℃的温度T1开始，HR1的优选范围为2℃/秒至40℃/秒，并且更优选为3℃/秒至25℃/秒，此后第二步从以15℃/秒或更小的加热速率HR2将钢板从T1进一步加热至Ac1至Ac3的均热温度T2开始，HR2低于HR1，然后在T2下进行退火10秒至500秒。在一个优选的实施方案中，第二步的加热速率小于5℃/秒，并且更优选小于3℃/秒。用于均热的优选温度T2为Ac1+30℃至Ac3，并且更优选为Ac1+30℃至Ac3-20℃。
第二加热步骤确保本发明的钢在高温下具有足够的时间，使得在先前的加工步骤中形成的所有析出物例如渗碳体完全溶解。这导致本发明的奥氏体具有0.8重量％至1.1重量％的均匀碳含量，并且导致以面积分数计亚温铁素体为5％至60％。
然后使冷轧钢板在Ac1至Ac3的均热温度T2下退火，其中
在一个优选的实施方案中，均热温度被选择为确保在均热结束时钢板的显微组织包含至少50％的奥氏体并且更优选至少60％的奥氏体。
然后使冷轧钢以至少5℃/秒，并且优选至少10℃/秒，并且更优选15℃/秒的平均冷却速率从T2冷却至Ms-50℃至500℃，优选Ms-40℃至490℃的过时效保持温度Tover，其中冷却步骤可以包括以2℃/秒或更小，并且优选1℃/秒或更小的冷却速率在T2与600℃至750℃的温度Tsc之间的任选的缓慢冷却子步骤。
然后将冷轧钢板在Tover下保持5秒至500秒。
在第一实施方案中，然后使冷轧钢板冷却至室温以获得根据本发明的经热处理的冷轧钢板。在另一个实施方案中，冷轧钢板可以在150℃至300℃的温度下经历后分批退火(post batch annealing)30分钟至120小时。在另一个实施方案中，根据涂层的性质，可以使冷轧钢板任选地达到涂覆浴的温度以促进冷轧钢板的热浸镀以及进行任选的涂覆。在锌涂层的情况下，这样的钢的温度可以保持在420℃至460℃之间。
冷轧钢板也可以通过任何已知的工业过程例如电镀锌、JVD、PVD等进行涂覆，这些过程可以不需要在涂覆之前使钢板达到上述温度范围。
实施例
本文中提供的以下试验和实施例本质上是非限制性的并且必须仅出于说明的目的而被考虑，并且将显示本发明的有利特征并阐述本发明人在大量实验之后选择的参数的重要性，并进一步确定了可以由根据本发明的钢实现的特性。
用表1中汇总的组成制备根据本发明的钢板样品和根据一些比较等级的钢板样品，并且将工艺参数汇总在表2中。这些钢板的相应的显微组织汇总在表3中并且特性汇总在表4中。
表1描绘了具有以重量百分比表示的组成的钢。
表1：试验的组成
Figure BDA0003661212160000081
表2汇总了在表1的钢上实施的退火工艺参数。
表1还示出了本发明的钢和参考钢的贝氏体转变温度Bs和马氏体转变温度Ms。Bs的计算通过使用Materials Science and Technology(2012)第28卷，第4期，第487-495页中公布的Van Bohemen公式来完成，公式如下：
Bs＝839-(86＊[Mn]+23＊[Si]+67＊[Cr]+33＊[Ni]+75＊[Mo])-270＊(1-EXP(-1，33＊[C]))
Ms的计算使用Barbier公式来完成：
Ms＝545-601.2＊(1-Exp(1-0.868＊C％))-34.4＊Mn％-13.7Si％-9.2Cr％-17.3Ni％-15.4Mo％+10.8V％+4.7Co％-1.4Al％-16.3Cu％-361Nb％-2.44Ti％-3448B％
表1还示出了通过使用以下公式计算的Ac1和Ac3值：
Ac1＝723-10，7[Mn]-16，9[Ni]+29，1[Si]+16，9[Cr]+6，38[W]+290[As]
Ac3＝955-350[C]-25[Mn]+51[Si]+106[Nb]+100[Ti]+68[AI]-11[Cr]-33[Ni]-16[Cu]+67[Mo]
其中元素含量以重量百分比表示。
表2：试验的工艺参数
将所有实施例和反例再加热至1200℃的温度，然后进行热轧，其中热轧终轧温度为920℃，此后将热轧钢带在550℃下卷取，并且所有实施例和反例的冷轧压下率为60％。
Figure BDA0003661212160000091
加下划线的值：不是根据本发明。
表3汇总了根据标准在不同显微镜例如扫描电子显微镜上进行的测试以确定本发明的钢试验和参考试验二者的显微组织组成的结果。
表3：试验的显微组织
Figure BDA0003661212160000101
加下划线的值：不是根据本发明。
表4汇总了本发明的钢和参考钢二者的机械特性。抗拉强度、屈服强度和总延伸率测试根据ISO 6892-1标准进行。
表4：试验的机械特性
Figure BDA0003661212160000102
加下划线的值：不是根据本发明。
实施例表明，根据本发明的钢板由于其特定的组成和显微组织是仅有的显示出所有目标特性的钢板。

Claims (18)

1.一种经热处理的冷轧钢板，以重量百分比表示，所述钢板的组成包含以下元素：
0.1％≤碳≤0.25％
2.15％≤锰≤3.0％
0.1％≤硅≤0.8％
0.1％≤铝≤0.9％
0.05％≤铬≤0.5％
0％≤磷≤0.09％
0％≤硫≤0.09％
0％≤氮≤0.09％
2.4％≤C+Mn≤3％
并且能够包含以下任选元素中的一者或更多者：
0％≤铌≤0.1％
0％≤钛≤0.1％
0％≤钒≤0.1％
0％≤钼≤1％
0％≤镍≤1％
0％≤钙≤0.005％
0％≤硼≤0.01％
0％≤铈≤0.1％
0％≤镁≦0.05％
0％≤锆≦0.05％
剩余部分由铁和因加工产生的不可避免的杂质组成，所述钢板的显微组织以面积分数计包含：20％至70％马氏体、5％至60％亚温铁素体、5％至30％转变铁素体、8％至20％残余奥氏体、和1％至20％贝氏体，其中残余奥氏体的碳为0.8重量％至1.1重量％，其中亚温铁素体和转变铁素体的累积量为15％至65％。
2.根据权利要求1所述的经热处理的冷轧钢板，其中所述组成包含0.15％至0.7％的硅。
3.根据权利要求1或2所述的经热处理的冷轧钢板，其中所述组成包含0.12％至0.22％的碳。
4.根据权利要求1至3中任一项所述的经热处理的冷轧钢板，其中所述组成包含0.2％至0.8％的铝。
5.根据权利要求1至4中任一项所述的经热处理的冷轧钢板，其中所述组成包含2.2％至2.9％的锰。
6.根据权利要求1至5中任一项所述的经热处理的冷轧钢板，其中，碳和锰的累积量为2.5％至2.9％。
7.根据权利要求1至6中任一项所述的冷轧钢板，其中残余奥氏体的碳含量为0.9％至1.1％。
8.根据权利要求1至7所述的冷轧板，其中所述亚温铁素体为5％至50％。
9.根据权利要求1至8中任一项所述的冷轧并经涂覆的钢板，其中所述转变铁素体为6％至25％。
10.根据权利要求1至9中任一项所述的冷轧钢板，其中所述马氏体为20％至60％。
11.根据权利要求1至10中任一项所述的冷轧钢板，其中所述钢板具有950MPa或更大的极限抗拉强度和14.0％或更大的总延伸率。
12.根据权利要求11所述的冷轧钢板，其中所述钢板的屈服强度为600MPa或更大。
13.一种生产冷轧钢板的方法，包括以下顺序步骤：
-提供根据权利要求1至6中任一项所述的钢组成；
-将所述半成品再加热至1000℃至1250℃的温度；
-在Ac3至Ac3+200℃的温度范围内对所述半成品进行轧制以获得热轧钢，其中热轧终轧温度应高于Ac3；
-使所述热轧钢以至少30℃/秒的冷却速率冷却至低于600℃的卷取温度；以及将所述热轧钢卷取；
-将所述热轧钢冷却至室温；
-任选地对所述热轧钢板进行氧化皮去除过程；
-任选地在400℃至750℃之间对热轧钢板进行退火；
-任选地对所述热轧钢板进行氧化皮去除过程；
-以35％至90％的压下率对所述热轧钢板进行冷轧以获得冷轧钢板；
-以两步加热使所述冷轧钢板退火，其中：
ο第一步包括以至少2℃/秒的加热速率HR1将所述钢板从室温加热至600℃至750℃的温度T1，
ο第二步从以15℃/秒或更小的加热速率HR2将所述钢板从T1进一步加热至Ac1至Ac3的均热温度T2开始，HR2低于HR1，
-然后在T2下进行退火10秒至500秒，
-然后使所述冷轧钢板以至少5℃/秒的平均冷却速率从T2冷却至Ms-50℃至500℃的过时效温度Tover，其中这样的冷却能够包括以2℃/秒或更小的缓慢冷却速率在T2与600℃至750℃的温度Tsc之间的任选的缓慢冷却子步骤，
-然后使所述冷轧钢板在Tover下过时效5秒至500秒，并且达到420℃至460℃的温度范围以促进任选的涂覆，
-然后在150℃至300℃的温度范围之间进行任选的后分批退火30分钟至120小时，
-此后使所述冷轧钢板冷却至室温以获得经热处理的冷轧钢板。
14.根据权利要求13所述的方法，其中所述卷取温度为350℃至600℃。
15.根据权利要求13或14所述的方法，其中所述热轧终轧温度高于Ac3+50℃。
16.根据权利要求13至15中任一项所述的方法，其中所述均热温度T2被选择为确保在均热结束时存在至少50％的奥氏体。
17.根据权利要求1至12中任一项所述的钢板或根据权利要求13至16所述的方法制造的钢板用于制造车辆的结构部件或安全部件的用途。
18.一种车辆，包括根据权利要求17获得的部件。
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