CN114790530A

CN114790530A - 一种高塑性超高强钢板及其制造方法

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Publication number: CN114790530A
Application number: CN202110103533.2A
Authority: CN
Inventors: 刘生; 王巍
Original assignee: Baoshan Iron and Steel Co Ltd
Current assignee: Baoshan Iron and Steel Co Ltd
Priority date: 2021-01-26
Filing date: 2021-01-26
Publication date: 2022-07-26
Anticipated expiration: 2041-01-26
Also published as: CN114790530B

Abstract

本发明公开了一种高塑性超高强钢板，其除了Fe和不可避免的杂质以外还含有质量百分含量如下的下述各化学元素：C：0.3‑0.5％，Si：1.0‑2.0％，Mn：0.4‑1.2％，Ni：0.8‑2.8％，Cr：0.8‑3.5％，Mo：0.4‑1.2％；所述高塑性超高强钢板的微观组织包括方向相互交错的板条贝氏体，所述板条贝氏体的间隙具有大量碳化物。此外，本发明还公开了上述高塑性超高强钢板的制造方法，其包括步骤：(1)冶炼和连铸；(2)加热；(3)轧制：粗轧3～5道次，粗轧累计变形量≤80％；然后采用多机架轧机进行精轧，精轧累计变形量≥85％，控制终轧温度为700～800℃，终轧道次的变形量≥35％；(4)冷却；(5)热处理。

Description

一种高塑性超高强钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及一种钢材及其制造方法，尤其涉及一种超高强钢板及其制造方法。

背景技术

在现有技术中，高强化一直都是钢铁材料发展的一个重要方向。为了提高钢铁材料的强度，通常采用的技术手段有细晶强化、固溶强化、析出强化、相变强化以及加工硬化等，但一些强化如固溶强化、析出强化、加工硬化等手段在提高钢板强度的同时会往往会造成钢板塑性的损失。

因此，如何合理运用各种强化手段生产出兼具高强度和高塑性的钢板一直都是广大钢铁材料从业者所迫切需求的。

目前，国内外针对超高强钢已有部分研究，现有技术中已存在生产高强钢的方法，但这些方法仍然存在一定的局限性。

例如：公开号为CN105734423B，公开日为2018年8月10日，名称为“一种1180MPa级析出强化型热轧超高强钢及其制造方法”的中国专利文献公开了一种超高强钢，其通过复合添加Nb、Ti、V等微合金元素，同时采用分段冷却和中温卷取工艺，充分运用细晶强化、第二相析出和相变强化来生产1180MPa级热轧超高强钢的方法。

又例如：公开号为CN108531810A，公开日为2018年9月14日，名称为“一种超高强钢热轧基板及其制备方法”的中国专利文献公开了一种超高强钢热轧基板及其制备方法，其通过严格控制杂质元素含量和板坯偏析，并综合微合金化、固溶强化和组织强化等方法，来生产由铁素体+细珠光体+少量贝氏体的复相组织组成的960MPa级超高强度热轧基板的方法。

再例如：公开号为CN108220806A，公开日为2018年6月29日，名称为“超高强高韧耐磨钢及其制造方法”的中国专利文献公开了一种通过淬火+回火的方法，利用无碳化物贝氏体+马氏体复相组织强化方式来产生1800～2000MPa级高强耐磨钢的方法。

上述专利文献中介绍的生产高强钢的方法都分别采用了细晶强化、固溶强化和析出强化以及相变强化中的一种或几种，但都是采用较为常规的方式进行生产，而并未利用加工变形这一强化方式。

不同于现有技术中的专利文献，本发明期望获得一种新的高塑性超高强钢板及其制造方法，该高塑性超高强钢板仅需采用简单的成分设计，利用温轧工艺便可进行生产，其可以通过利用低温轧制工艺，充分发挥加工变形和其它强化机制的作用，使钢板具有高强度和高塑性。

发明内容

本发明的目的之一在于提供一种高塑性超高强钢板，该高塑性超高强钢板不仅具有超高的强度，其还具有良好的塑性，其屈服强度为750～1050MPa，抗拉强度≥1600MPa，延伸率≥12％，屈强比≤0.6。该高塑性超高强钢板的屈强比低，塑性好，易加工成形，可以有效应用于工程机械、矿山机械、装甲防护等领域中，具有十分广阔的应用前景。

为了实现上述目的，本发明提出了一种高塑性超高强钢板，其除了Fe和不可避免的杂质以外还含有质量百分含量如下的下述各化学元素：

C：0.3-0.5％，Si：1.0-2.0％，Mn：0.4-1.2％，Ni：0.8-2.8％，Cr：0.8-3.5％，Mo：0.4-1.2％；

所述高塑性超高强钢板的微观组织包括方向相互交错的板条贝氏体，所述板条贝氏体的间隙具有大量碳化物。

进一步地，在本发明所述的高塑性超高强钢板中，其各化学元素质量百分含量为：

C：0.3-0.5％，Si：1.0-2.0％，Mn：0.4-1.2％，Ni：0.8-2.8％，Cr：0.8-3.5％，Mo：0.4-1.2％；余量为Fe和不可避免的杂质。

本发明所述的高塑性超高强钢板采用了简单且合理的化学成分设计，其各化学元素的设计原理具体如下所述：

C：在本发明所述的高塑性超高强钢板中，C是钢中的基本元素，也是本发明中最重要的强化元素。C作为钢中间隙原子，对提高钢的强度起着非常重要的作用，对钢的屈服强度和抗拉强度影响最大。在本发明中，为了获得高强度和高塑性，除利用低温轧制工艺发挥加工变形的作用外，还必须依靠马氏体相变强化以及残余奥氏体提高钢板塑性，而钢中C元素的含量对马氏体强度以及残余奥氏体的量有着决定性作用。为了保证马氏体的强度和足够的残余奥氏体量，本发明钢中C元素的含量至少要在0.30％以上；但较多的C含量对变形抗力影响很大，不利于低温轧制，为保证顺利低温终轧，因此钢中C元素含量不宜过高。基于此，在本发明所述的高塑性超高强钢板中，将C元素的质量百分比控制在0.3-0.5％之间。

Si：在本发明所述的高塑性超高强钢板中，Si也是钢中的基本元素，其可以在炼钢过程中起到部分脱氧的作用，同时Si元素还有较强的固溶强化效果。Si元素所起到的固溶强化作用仅次于C、N、P而超过其它合金元素，此外Si还能抑制碳化物析出，提高C的配分效果。但需要注意的是，当钢中Si元素含量在1.0％以下时，则不能有效起到以上作用；而当钢中Si元素含量高于2.0％时，则作用饱和，并可能影响钢材的韧性。因此，为充分利用Si元素在钢中所起到的作用，在本发明所述的高塑性超高强钢板中，将Si元素的质量百分比控制在1.0-2.0％之间。

Mn：在本发明所述的高塑性超高强钢板中，Mn是钢中的基本元素，其可以扩大奥氏体相区、稳定奥氏体，推迟奥氏体向珠光体转变，降低马氏体转变的临界冷却速度，大大提高淬透性。此外，Mn还有一定的固溶强化作用。若钢中Mn元素含量太高，则会使马氏体转变温度下降太多，导致室温残余奥氏体量增加，不利于钢板获得高强度。因此，在本发明所述的高塑性超高强钢板中，将Mn元素的质量百分比控制在0.4-1.2％之间。

Ni：在本发明所述的高塑性超高强钢板中，Ni元素在钢中只溶于铁素体相和奥氏体相，不形成碳化物。Ni不仅可以起到非常强的稳定奥氏体的作用，其还可以有效提高材料塑性和低温韧性。Ni的价格较高，综合考虑Ni元素的有益效果和成本因素，在本发明所述的高塑性超高强钢板中，将Ni元素的质量百分比控制在0.8-2.8％之间。

Cr：在本发明所述的高塑性超高强钢板中，Cr元素可以提高奥氏体稳定性，使钢的C曲线右移，降低马氏体转变的临界冷却速度，提高钢的淬透性。因此，在本发明所述的高塑性超高强钢板中，将Cr元素的质量百分比控制在0.8-3.5％之间。

Mo：在本发明所述的高塑性超高强钢板中，Mo元素能细化晶粒，提高钢板的淬透性，促进低温相变组织，提高钢板的抗拉强度，此外Mo还能避免钢在400～500℃左右回火时出现的脆化现象，提高回火稳定性，使得钢在较高温度下回火时，更有效地消除或降低残余应力，但Mo比较昂贵，添加Mo会增加钢板的生产成本。因此，综合考虑Mo元素的优异效果和生产成本，在本发明所述的高塑性超高强钢板中，将Mo元素的质量百分比控制在0.4-1.2％之间。

进一步地，在本发明所述的高塑性超高强钢板中，其还含有下述各化学元素的至少其中一种：0＜Cu≤0.3％，0＜Ti≤0.1％，0＜V≤0.1％，0＜B≤0.002％。

在本发明的上述技术方案中，钢中添加适量的Cu、Ti、V、B元素均可以进一步地提高本发明所述高塑性超高强钢板的性能。

但需要说明的是，上述Cu、Ti、V以及B元素的加入会增加材料的成本，综合考虑到性能与成本控制，在本发明所述技术方案中，可以优选地添加上述元素的至少其中之一。

进一步地，在本发明所述的高塑性超高强钢板中，在不可避免的杂质中，P≤0.015％，并且/或者S≤0.005％。

在上述技术方案中，P和S均为钢中的杂质元素，在技术条件允许情况下，为了获得性能更好且质量更优的钢材，应尽可能降低钢中杂质元素的含量。

P：P是钢中的杂质元素。P极易偏聚到晶界上与Fe形成低熔点共晶化合物Fe₂P，降低钢的塑性和韧性，故其含量越低越好。因此在本发明所述的高塑性超高强钢板中，控制P元素含量为：P≤0.015％。

S：S是钢中的杂质元素。钢中的S通常与Mn结合形成MnS夹杂，MnS有一定塑性，在轧制过程中沿着轧制方向变形，破坏基体的连续性，降低钢板横向性能，因此钢中S的含量也是越低越好，本发明所述的高塑性超高强钢板中，控制S元素含量为S≤0.005％。

进一步地，在本发明所述的高塑性超高强钢板中，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：

C：0.38-0.45％，

Si：1.2-1.8％，

Mn：0.5-1.0％，

Ni：1.0-2.0％，

Cr：1.0-3.0％，

Mo：0.6-1.0％。

需要说明的是，在某些优选的实施方式中，为了获得更优的实施效果，在本发明所述的高塑性超高强钢板中，可以优选地将C元素的质量百分比控制在0.38-0.45％之间，将Si元素的质量百分比控制在1.2-1.8％之间，将Mn元素的质量百分比控制在0.5-1.0％之间，将Ni元素的质量百分比控制在1.0-2.0％之间，将Cr元素的质量百分比控制在1.0-3.0％之间，将Mo元素的质量百分比控制在0.6-1.0％之间。

进一步地，在本发明所述的高塑性超高强钢板中，其中Ni和Cr的质量百分含量还满足Cr+Ni≥3.0％。

在本发明中，为了保证在低温轧制时，钢板仍处于奥氏体区，必须增强奥氏体的稳定性。因此，本发明所述的高塑性超高强钢板在控制单一元素质量百分含量的同时，还可以优选地控制钢中Ni元素和Cr元素的质量百分含量满足Cr+Ni≥3.0％，以保证轧后冷却时钢板可以获得较好的淬透性。

进一步地，在本发明所述的高塑性超高强钢板中，所述高塑性超高强钢板的微观组织为贝氏体+残余奥氏体，其中贝氏体的相比例为70-90％，所述贝氏体中的板条贝氏体的占比≥80％，所述残余奥氏体存在于板条贝氏体的板条间隙内，且呈薄膜状。

进一步地，在本发明所述的高塑性超高强钢板中，其屈服强度为750～1050MPa，抗拉强度≥1600MPa，延伸率≥12％，屈强比≤0.6，-20℃下的夏比冲击功＞30J。

相应地，本发明的另一目的在于提供一种高塑性超高强钢板的制造方法，该制造方法生产简单，采用该制造方法可以有效制得具有高塑性和高强度的高塑性超高强钢板，该高塑性超高强钢板的屈强比低，塑性好，且易加工成形，可以有效应用于工程机械、矿山机械、装甲防护等领域中，具有十分广阔的应用前景。

为了实现上述目的，本发明提出了上述的高塑性超高强钢板的制造方法，其包括步骤：

(1)冶炼和连铸；

(2)加热；

(3)轧制：粗轧3～5道次，粗轧累计变形量≤80％；然后采用多机架轧机进行精轧，精轧累计变形量≥85％，控制精轧终轧温度为700～800℃，精轧终轧道次的变形量≥35％；

(4)冷却；

(5)热处理。

在本发明所述的技术方案中，本发明通过低温轧制工艺，可以充分利用加工变形、细晶强化、析出强化、相变强化作用，保证钢板的性能，从而实现钢板在获得高强度同时具有良好的塑性。

在本发明步骤(3)的的轧制操作中，需要快速进行小变形粗轧，减小板坯厚度，因此控制粗轧3～5道次，控制粗轧累计变形量≤80％，是为了给后续的精轧阶段的大变形量(精轧累计变形量≥85％)留下足够的富余度。

在步骤(3)中，控制精轧终轧温度为700～800℃是因为钢板在粗轧后待温冷却至700～800℃时，钢板发生奥氏体向铁素体转变，但是由于钢中加入的抑制渗碳体形成的元素Si的含量较高，渗碳体的孕育期很长，此时还来不及形成。在精轧阶段，钢板已进入铁素体区，此阶段变形量很大，所以铁素体积累了大量的位错，从而为后续热处理步骤时的相转变提供驱动力。

进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(2)中，加热温度为1230～1300℃，加热时间2～5h。

在上述技术方案中，本发明所述制造方法在步骤(2)中，可以控制加热温度为1230～1300℃，加热时间2～5h。这是因为：采用较高的加热温度，可以有效保证步骤(1)中冶炼和连铸制得的铸坯或铸锭可以充分奥氏体化并获得大的奥氏体尺寸，以使得后续转变成的铁素体尺寸也较大。

进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(4)中，终轧后以10-100℃/s的冷速冷却到400～550℃之间，然后卷取，冷却到室温。

在上述技术方案中，在本发明所述制造方法的步骤(4)中，在终轧后以10-100℃/s的冷速冷却到400～550℃之间，低于铁素体的再结晶温度，钢板组织仍然保持变形后的形态。同时，此温度下钢板会发生一定的回复，钢板内应力会减弱，塑性有一定回升，有利于后续钢板的顺利卷取。

进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(5)中，将钢板以2-15℃/s的加热速度加热到800～900℃，保温10～15min后，将钢板以30-200℃/s的冷却速度冷却到300～350℃，保温5～10h，然后空冷到室温。

在上述技术方案中，钢板能够以2-15℃/s的加热速度加热到800～900℃，重新奥氏体化，由于轧后钢板中存储了大量的位错，奥氏体形核点，奥氏体晶粒相对细小。设置10～15min短暂的保温时间，一方面能使奥氏体晶粒不要太过粗大，另一方面使钢板成分不完全均匀，保持一定的微区浓度差异。

相应地，在奥氏体化结束后钢板能够以30-200℃/s的冷却速度冷却到300～350℃，快速冷却到贝氏体转变温度鼻尖温度附近，并长时间保温5～10h，钢板发生贝氏体转变。但由于钢板奥氏体化过程中存在微区浓度差异同时在保温过程中碳等间隙原子发生配分，钢板中碳、锰等元素富集的微区奥氏体稳定性增加从而不发生贝氏体转变。因而，最终得到的是微观组织为贝氏体+残余奥氏体，贝氏体的相比例为70-90％的高塑性超高强钢板。

在本发明中，本发明所述的高塑性超高强钢板中的贝氏体以板条状为主，贝氏体中的板条贝氏体的占比≥80％，板条贝氏体的间隙具有大量碳化物，提高了钢板的强度。不同贝氏体方向相互交错，使钢板具有很好的塑、韧性。另有少量块状或岛状铁素体+碳化物组成的粒状贝氏体。在板条状贝氏体的板条间隙存在一定数量的残余奥氏体，呈薄膜状，提高了钢板的塑性。几种形态贝氏体和奥氏体的组合最终使钢板既具有极高的强度又具有较高的塑性。

本发明所述的高塑性超高强钢板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：

本发明采用简单的成分设计，充分利用加工变形、细晶强化、析出强化、相变强化作用，采用现有的热连轧产线就可以直接生产具有高强度和良好塑性的高塑性超高强钢板。

本发明所述的高塑性超高强钢板的成分体系简单，生产工艺窗口宽，常规热轧产线即能生产，其通过利用低温轧制工艺，充分发挥加工变形和其它强化机制的作用，使钢板具有高强度和高塑性。与现有技术相比，本发明仅需采用简单的成分设计，利用温轧工艺即可进行生产，这是目前其他已知现有技术所不具备的。

本发明所述的高塑性超高强钢板不仅具有超高的强度，其还具有良好的塑性，其屈服强度为750～1050MPa，抗拉强度≥1600MPa，延伸率≥12％，屈强比≤0.6。该高塑性超高强钢板的屈强比低，塑性好，易加工成形，可以有效应用于工程机械、矿山机械、装甲防护等领域中，具有十分广阔的应用前景。

附图说明

图1为实施例3的高塑性超高强钢板的典型金相组织照片。

图2为实施例3的高塑性超高强钢板的典型扫描电子照片。

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高塑性超高强钢板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1-10

实施例1-10的高塑性超高强钢板均采用以下步骤制得：

(1)按照下述表1所示的化学成分进行冶炼和连铸：在150kg真空感应炉进行冶炼，而后连铸成100kg的铸坯或铸锭。

(2)加热：铸坯或铸锭在加热炉中加热，控制加热温度为1230～1300℃，控制加热时间为2～5小时。

(3)轧制：粗轧3～5道次，将钢坯轧制成40～60mm中间坯，控制粗轧累计变形量≤80％；然后采用多机架轧机进行精轧，其中精轧累计变形量≥85％，控制终轧温度为700～800℃，终轧道次的变形量≥35％。

(4)冷却：终轧后以10-100℃/s的冷速冷却到400～550℃之间，然后卷取，冷却到室温。

(5)热处理：将钢板以2-15℃的加热速度加热到800～900℃，保温10～15min后，将钢板以30-200℃/s的冷却速度冷却到300～350℃，保温5～10h，然后空冷到室温。

需要说明的是，本发明所述的实施例1-10的高塑性超高强钢板的化学成分设计以及相关工艺均满足本发明设计规范要求。

表1列出了实施例1-10的高塑性超高强钢板的各化学元素的质量百分配比。

表1-1.(wt.％，余量为Fe和除了P以及S以外的其他不可避免的杂质)

注：上表中，公式Cr+Ni中的各化学元素均代入对应化学元素的质量百分含量。

表2-1和表2-2列出了实施例1-10的高塑性超高强钢板在上述工艺步骤中的具体工艺参数。

表2-1.

表2-2.

将得到的实施例1-10的高塑性超高强钢板分别取样，并对各实施例成品高塑性超高强钢板分别进行拉伸试验、夏比V型缺口冲击试验和冷弯测试试验，将所得实施例1-10的高塑性超高强钢板的测试试验结果分别列于表3中。

相关拉伸试验、夏比V型缺口冲击试验和冷弯测试试验手段，如下所述：

拉伸试验：在25℃下，控制横梁位移速度3mm/min，根据GB/T228.1B，进行检测试验，得到表3所示的屈服强度、抗拉强度、延伸率。

夏比V型缺口冲击试验：试样条件-20℃，试验机打击能量750J，V型缺口试样，根据GB/T 229-2007进行检测，得到表3所示的夏比冲击功。

冷弯测试试验：试验条件25℃，试样宽度b＝20mm，侧边铣削加工，根据GB/T 232-2010进行弯曲试验，判断弯曲部位是否开裂。若弯曲部位发生开裂，则判断为“不合格”；若弯曲部位不发生开裂，则判断为“合格”。

表3列出了实施例1-10的高塑性超高强钢板的测试试验结果。

表3.

在上述表3中，在夏比冲击功所属列中，实施例1-10均具有三项参数，这是因为：在夏比V型缺口冲击试验中，每个实施例取三个平行样进行检测，并分别测得对应的-20℃夏比冲击功，以保证测量的准确性。

从表3中可以看出，本发明所述实施例1-10的高塑性超高强钢板均具有超高的强度和良好的塑性，其屈服强度Rp0.2在783-1047MPa之间，抗拉强度Rm在1611-1851MPa之间，延伸率A在12.1-15.5％之间，屈强比为0.45-0.59。此外，本实施例1-10的高塑性超高强钢板还具有良好的韧性，其-20℃夏比冲击功在30-52J之间，且在d＝6a(d-弯心直径；a—试样厚度)折弯180°的条件下进行弯曲试验不发生开裂。

综上所述可以看出，本发明所述的高塑性超高强钢板通过合理的化学成分设计并结合利用低温轧制工艺，充分发挥加工变形和其它强化机制的作用，可以获得超高强度和优良的塑性。由此可见，该高塑性超高强钢板的屈强比低，塑性好，易加工成形，可以有效应用于工程机械、矿山机械、装甲防护等领域中，具有十分广阔的应用前景。

图1为实施例3的高塑性超高强钢板的典型金相组织照片。

图2为实施例3的高塑性超高强钢板的典型扫描电子照片。

结合图1和图2并经过综合分析，可以看出，实施例3的高塑性超高强钢板的微观组织包括方向相互交错的板条贝氏体，且板条贝氏体的间隙具有大量碳化物。

在本实施方式中，实施例3的高塑性超高强钢板的微观组织为贝氏体+残余奥氏体，且残余奥氏体存在于板条贝氏体的板条间隙内，且呈薄膜状。在该高塑性超高强钢板中，贝氏体的相比例为70-90％，贝氏体中的板条贝氏体的占比≥80％。

需要说明的是，本案中各技术特征的组合方式并不限本案权利要求中所记载的组合方式或是具体实施例所记载的组合方式，本案记载的所有技术特征可以以任何方式进行自由组合或结合，除非相互之间产生矛盾。

还需要注意的是，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

1.一种高塑性超高强钢板，其特征在于，其除了Fe和不可避免的杂质以外还含有质量百分含量如下的下述各化学元素：

2.如权利要求1所述的高塑性超高强钢板，其特征在于，其各化学元素质量百分含量为：

3.如权利要求1或2所述的高塑性超高强钢板，其特征在于，其还含有下述各化学元素的至少其中一种：0＜Cu≤0.3％，0＜Ti≤0.1％，0＜V≤0.1％，0＜B≤0.002％。

4.如权利要求1或2所述的高塑性超高强钢板，其特征在于，在不可避免的杂质中，P≤0.015％，并且/或者S≤0.005％。

5.如权利要求1或2所述的高塑性超高强钢板，其特征在于，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：

C：0.38-0.45％，

Si：1.2-1.8％，

Mn：0.5-1.0％，

Ni：1.0-2.0％，

Cr：1.0-3.0％，

Mo：0.6-1.0％。

6.如权利要求1或2所述的高塑性超高强钢板，其特征在于，其中Ni和Cr的质量百分含量还满足Cr+Ni≥3.0％。

7.如权利要求1或2所述的高塑性超高强钢板，其特征在于，所述高塑性超高强钢板的微观组织为贝氏体+残余奥氏体，其中贝氏体的相比例为70-90％，所述贝氏体中的板条贝氏体的占比≥80％，所述残余奥氏体存在于板条贝氏体的板条间隙内，且呈薄膜状。

8.如权利要求1或2所述的高塑性超高强钢板，其特征在于，其屈服强度为750～1050MPa，抗拉强度≥1600MPa，延伸率≥12％，屈强比≤0.6，-20℃下的夏比冲击功＞30J。

9.如权利要求1-8中任意一项所述的高塑性超高强钢板的制造方法，其特征在于，其包括步骤：

(1)冶炼和连铸；

(2)加热；

(4)冷却；

(5)热处理。

10.如权利要求9所述的制造方法，其特征在于，在步骤(2)中，加热温度为1230～1300℃，加热时间2～5h。

11.如权利要求9所述的制造方法，其特征在于，在步骤(4)中，终轧后以10-100℃/s的冷速冷却到400～550℃之间，然后卷取，冷却到室温。

12.如权利要求9所述的制造方法，其特征在于，在步骤(5)中，将钢板以2-15℃的加热速度加热到800～900℃，保温10～15min后，将钢板以30-200℃/s的冷却速度冷却到300～350℃，保温5～10h，然后空冷到室温。