CN117966037A - 各方向的材质偏差少的析出硬化型钢板及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明公开析出硬化型钢板及其制造方法，以重量％计，所述钢板包含：C：0.06～0.15％、Mn：1.5％以下(0％除外)、P：0.002～0.03％、S：0.01％以下、N：0.01％以下、Si：0.3％以下、酸溶Al：0.01～0.06％、Ti：0.03～0.1％、余量的Fe及不可避免的杂质。本发明的析出硬化型钢板的各方向的材质偏差少，从而能够优选使用于汽车用组件等结构部件。

Description

各方向的材质偏差少的析出硬化型钢板及其制造方法

本申请是申请日为2018年1月12日、中国专利申请号为201810032363.1且发明名称为“各方向的材质偏差少的析出硬化型钢板及其制造方法”的中国专利申请的分案申请。

技术领域

本发明涉及析出硬化型钢板及其制造方法，更详细地，涉及能够优选使用于汽车用组件等结构部件的各方向的材质偏差少的析出硬化型钢板及其制造方法。

背景技术

随着汽车的冲击稳定性规定的加强，为了提高车体的耐冲击特性，组件(member)、梁(beam)及柱(pillar)等结构部件中广泛使用析出硬化型钢板。

析出硬化方法是利用如下现象，即在高温下进行固溶热处理之后冷却时形成多个微细析出物，以通过析出物周围的应力场得到强化的现象，析出硬化型钢板的特征在于，相对于拉伸强度(Tensile Strength，TS)的屈服强度(Yield Strength，YS)高，即，屈服比(YS/TS)高。

这种析出硬化型钢板的代表性技术有专利文献1和专利文献2。但是，就这些技术而言，由于钢中存在微细析出物，从而具有屈服比优异的优点，但是这些微细析出物的分布不均匀，从而各方向的材质均匀性差，因此具有加工性差的缺点。

现有技术文献

专利文献

(专利文献1)韩国公开专利公报第10-2004-0027981号

(专利文献2)韩国公开专利公报第10-2011-0125860号

发明内容

要解决的技术问题

本发明的目的之一在于提供各方向的材质偏差少的析出硬化型钢板及其制造方法。

技术方案

本发明的一个方面提供析出硬化型钢板，以重量％计，所述钢板包含：C：0.06～0.15％、Mn：1.5％以下(0％除外)、P：0.002～0.03％、S：0.01％以下、N：0.01％以下、Si：0.3％以下、酸溶Al：0.01～0.06％、Ti：0.03～0.1％、余量的Fe及不可避免的杂质，并且，所述钢板具有铁素体(ferrite)和珠光体(pearlite)的复合组织，由下述数学式1定义的N_P为70～130。

[数学式1]

N_P＝(N_X/N_Y)×100

(其中，N_X表示以钢板的宽度方向中心的任一点为中心，长边朝向轧制方向且面积为200mm×50mm的长方形内存在的直径为10nm以下的Ti类析出物的数量，N_Y表示以钢板的宽度方向中心的任一点为中心，长边朝向垂直于轧制方向的方向且面积为200mm×50mm的长方形内存在的直径为10nm以下的Ti类析出物的数量。)

此外，本发明的另一个方面提供制造析出硬化型钢板的方法，所述方法包括以下步骤：将钢坯进行热轧以使精轧温度达到Ar3以上，从而获得热轧钢板，以重量％计，所述钢坯包含：C：0.06～0.15％、Mn：1.5％以下(0％除外)、P：0.002～0.03％、S：0.01％以下、N：0.01％以下、Si：0.3％以下、酸溶Al：0.01～0.06％、Ti：0.03～0.1％、余量的Fe及不可避免的杂质；在超过450℃且700℃以下的收卷温度下，将所述热轧钢板进行收卷；以40～75％的压下率及5～20％的最终辊压下比的条件，将所述经过收卷的热轧钢板进行冷轧，从而获得冷轧钢板；在760～850℃的退火温度下，将所述冷轧钢板进行连续退火；以及以7℃/秒以下(0℃/秒除外)的平均冷却速度，将所述经过连续退火的冷轧钢板从所述退火温度冷却至(Ac1-50)℃。

有益效果

本发明的多种效果中的一种为本发明的析出硬化型钢板的各方向的材质偏差少，从而能够优选使用于汽车用组件等结构部件。

附图说明

图1是发明例1的透射电子显微镜(Transmission Electron Microscope，TEM)图像。

具体实施方式

下面，对本发明的一个方面的各方向的材质偏差少的析出硬化型钢板进行详细说明。

首先，对析出硬化型钢板的合金成分及优选的含量范围进行详细说明。除非另有说明，后述的各成分的含量均以重量为基准。

C：0.06～0.15％

碳为析出物形成元素，有助于提高钢的强度。当碳的含量过低时，难以确保晶界强化所需的适当水平的珠光体(pearlite)，从而具有使扩孔性劣化的可能性，并且不能获得充分的微细Ti类析出物，从而具有使强度及屈服比降低的可能性。另一方面，当碳的含量过高时，在炼钢连铸工序中形成夹杂物偏析带，从而使发生拉漏(break out)的可能性变高。此外，大量的未析出的固溶碳与Fe结合形成粒径超过3μm的粗大的珠光体，从而使其成为加工时产生裂纹的始发点的可能性变高，而且具有使扩孔性及焊接性劣化的可能性。本发明中，碳的含量控制为0.06～0.15％，优选控制为0.07～0.12％。

Mn：1.5％以下(0％除外)

锰为固溶强化元素，不仅有助于提高钢的强度，而且将钢中的S析出为MnS，从而起到抑制热轧时产生由S导致的板断裂及高温脆化的作用。但是，当锰的含量过多时，在钢板的轧制方向上形成Mn带(band)，从而具有产生加工裂纹的可能性。本发明中，锰的含量控制为1.5％以下，优选控制为1.4％以下。另外，本发明中，对锰含量的下限不作特别限定，但是在确保适当的强度的方面，可以优选限定为0.1％。

P：0.005～0.03％

磷是不会显著损害成型性的同时对提高钢的强度最有利的元素。但是，当磷的含量过多时，显著提高发生脆性破坏的可能性，从而在热轧时使板坯发生板断裂的可能性变高，而且因晶界偏析使延展性-脆性转变温度增加，从而具有使低温脆性劣化的可能性。本发明中，磷的含量控制为0.005～0.03％，优选控制为0.006～0.028％。

S：0.01％以下、N：0.01％以下

硫和氮是钢中存在的不可避免的杂质，为了优异的焊接特性，硫和氮的含量优选控制为尽可能低的水平。本发明中，硫和氮的含量分别控制为0.01％以下，优选分别控制为0.009％以下。

Si：0.3％以下

硅通过固溶强化而有助于提高钢的强度，但本发明中并不有意地添加硅。另一方面，当硅的含量过多时，引发表面氧化皮缺陷，从而具有降低镀覆表面特性的可能性。本发明中，硅的含量控制为0.3％以下，优选控制为0.25％以下。

酸溶Al：0.01～0.06％

酸溶铝是为了钢的粒度微细化和脱氧而添加的元素。当酸溶铝的含量过低时，难以以通常的稳定的状态制造镇静(killed)钢，另一方面，当酸溶铝的含量过多时，虽然因晶粒的微细化效果而有利于提高钢的强度，但是在炼钢连铸操作时形成过多的夹杂物，从而不仅增加产生镀覆钢板表面不良的可能性，而且还导致制造成本的上升。本发明中，酸溶铝的含量控制为0.01～0.06％。

Ti：0.03～0.1％

钛是热轧时与固溶碳反应并析出Ti类析出物，从而对提高钢的强度有很大帮助的元素。当钛的含量过低时，难以确保适当的强度，另一方面，当钛的含量过高时，在炼钢连铸工序中使铸坯产生裂纹的可能性变高，并导致制造成本的上升，而且还会阻碍镀覆表面特性。本发明中，钛的含量控制为0.03～0.1％，优选控制为0.04～0.08％。

除此之外，包含余量的Fe和不可避免的杂质。然而，在通常的制造过程中，从原料或周围环境不可避免地混入并不需要的杂质，因此无法将其排除。这些杂质对于本技术领域中具有通常知识的技术人员来说是众所周知的，因此在本说明书中没有特别地提及其全部内容。此外，并不排除添加除了所述组成之外的有效的成分，尤其，为了进一步提高钢板的机械物理性质，可以进一步包含如下成分。

B：0.003％以下(0％除外)

硼抑制由钢中的P导致的二次加工脆性。但是，当硼的含量过多时，会伴随着钢板的延展性的降低，本发明中，硼的含量控制为0.003％以下，优选控制为0.002％以下。

Nb：0.005～0.1％及V：0.005～0.1％

铌和钒与Ti相同，通过析出强化有助于提高钢的强度。但是，当铌和钒的含量过多时，不仅会降低经济性，而且还会伴随着延展性的降低。本发明中，铌和钒的含量分别控制为0.005～0.1％。

下面，对析出硬化型钢板的微细组织及析出物进行详细说明。

本发明的析出硬化型钢板具有铁素体(ferrite)和珠光体(pearlite)的复合组织，优选将铁素体(ferrite)作为基体并包含2～20面积％的珠光体(pearlite)。当珠光体少于2面积％时，可能会难以确保扩孔性，另一方面，当珠光体超过20面积％时，成为加工时产生裂纹的始发点的可能性变高，并且具有对表面形状及镀覆特性产生坏影响的可能性。

本发明的析出硬化型钢板的由下述数学式1定义的N_P值可以为70～130。当N_P超出所述范围时，各方向的材质偏差变高，从而在加工时会产生裂纹或使扩孔性显著劣化。本发明中，将N_P控制为所述范围，从而能够确保50％以上的扩孔性(Hole Expansion Ratio，HER)，并且将各方向的屈服强度材质偏差(利用JIS 5号试片对轧制方向的0°、45°、90°方向分别进行拉伸试验并测量屈服强度时，其中的最大值与最小值之差)控制为40MPa以下，从而能够确保优异的加工性。

[数学式1]N_P＝(N_X/N_Y)×100

(其中，N_X表示以钢板的宽度方向中心的任一点为中心，长边朝向轧制方向且面积为200mm×50mm的长方形内存在的圆当量直径为10nm以下的Ti类析出物的数量，N_Y表示以钢板的宽度方向中心的任一点为中心，长边朝向垂直于轧制方向的方向且面积为200mm×50mm的长方形内存在的圆当量直径为10nm以下的Ti类析出物的数量，用于测量N_X及N_Y的长方形的中心相互一致。)

根据一个例子，本发明的析出硬化型钢板的由下述数学式2定义的Q可以为1.5～28.5。本发明人欲通过使晶界中偏析的P成分最小化来提高低温脆性特性，尤其，对晶界偏析程度而言，C与P相互为竞争关系，因此欲在晶界中偏析尽可能多的C。当Q小于1.5时，晶界中偏析大量的P成分，从而具有使延展性-脆性转变温度(DBTT)特性劣化的可能性，另一方面，当Q超过28.5时，钢中的固溶碳的含量过高，从而具有急剧降低延展性的可能性。本发明中，通过将Q值控制为如上所述的范围，从而能够将延展性-脆性转变温度(DuctileBrittle Transition Temperature，DBTT)控制为-50℃以下，由此能够确保优异的低温脆性特性。

[数学式2]Q＝([C]-0.25[Ti])/[P]

(其中，[C]、[Ti]及[P]分别表示该元素的含量(重量％)。)

根据一个例子，本发明的析出硬化型钢板可以包含30个/μm²以上的圆当量直径为10nm以下的Ti类析出物。当钢中形成多个如上所述的微细Ti类析出物时，对外部冲击的局部应力集中得到抑制，从而使钢板的耐冲击特性得到提高。另外，本发明中，Ti类析出物可以表示TiC单独析出物及/或(Ti,Nb)C复合析出物。

另外，每单位面积的微细Ti类析出物的数量越多，就能够进一步提高耐冲击特性，因此，本发明中对所述碳化物的数量的上限不作特别限定。

如上所述的微细Ti类析出物不仅可以在铁素体晶粒内形成，而且还可以在铁素体晶界中形成，其中，在铁素体晶粒内形成的微细Ti类析出物的面积越大，就进一步提高钢板的耐冲击特性。其原因在于，晶粒内存在的碳化物在加工时显著妨碍位错的运动，从而相比于拉伸强度，使屈服强度快速提高。根据一个例子，本发明的析出硬化型钢板的由下述数学式3定义的T可以为85以上。本发明中，通过将T值控制为如上所述的范围，从而能够确保0.75以上的钢板的屈服比(YS/TS)。其中，屈服强度(Yield Strength，YS)及拉伸强度(Tensile Strength，TS)可以利用JIS 5号试片并以垂直于轧制方向的方向为基准进行拉伸试验来测量。

[数学式3]T(％)＝{T_in/(T_gb+T_in)}×100

(其中，T_in表示铁素体晶粒内存在的Ti类析出物的总面积，T_gb表示铁素体晶界中存在的Ti类析出物的总面积。)

以上说明的本发明的析出硬化型钢板可以通过多种方法来制造，并不特别限定其制造方法。但是，作为优选的一个例子，可以通过如下方法来制造。

下面，对本发明的另一个方面的制造各方向的材质偏差少的析出硬化型钢板的方法进行详细说明。

首先，将具有前述成分体系的钢坯进行热轧以使精轧温度达到Ar3℃以上，从而获得热轧钢板。如上所述，在奥氏体单相区中进行热轧的原因在于，提高组织的均匀性。

之后，将热轧钢板进行收卷。

为了使微细Ti类析出物的析出所带来的提高强度的效果极大化，优选进行低温收卷，但是，当收卷温度过低时，微细Ti类析出物优先在铁素体晶界中析出，而不是在铁素体晶粒内析出，从而会降低钢板的屈服比，而且作为钢板的微细组织形成贝氏体，而不是形成珠光体，从而会使扩孔性劣化。另一方面，当收卷温度过高时，使Ti类析出物粗大化，并在铁素体晶界中析出大量的Ti类析出物，从而难以确保所需的强度，而且形成粗大的珠光体，从而会使扩孔性劣化。尤其，通过高温收卷形成的粗大的Ti类析出物难以在作为后续工序的退火工序中进行再熔解，导致各方向的析出程度不同，由此会使钢板的材质均匀性劣化，而且由于在铁素体晶界中析出的大量的Ti类析出物，能够残留固溶碳的位点(site)少，从而在退火时发生晶界中析出固溶P的现象，由此会使DBTT特性劣化。从上述方面考虑时，收卷温度优选为超过450℃且700℃以下，更优选为480℃以上且650℃以下。

根据一个例子，从热精轧温度到收卷温度的平均冷却速度可以为10～200℃/秒。当平均冷却速度小于10℃/秒时，使铁素体内的析出物的尺寸粗大化，从而具有无法实现本发明中所需的析出硬化特性的可能性，另一方面，当平均冷却速度超过200℃/秒时，因过度的冷却而具有使热轧钢板的温度变得不均匀的可能性，而且生成一部分贝氏体组织，从而具有使热轧钢板的宽度方向的材质偏差变大的可能性。

之后，将经过收卷的热轧钢板进行冷轧，从而获得冷轧钢板。

此时，冷轧压下率优选为40～75％。当冷轧压下率小于40％时，由于晶粒的成核位点少，从而在进行再结晶退火时使Ti类析出物粗大化，而且铁素体晶界中析出大量的Ti类析出物。另一方面，当冷轧压下率超过75％时，不仅引发轧制负荷，而且发生板断裂的可能性变高。

根据一个例子，冷轧时的最终辊压下比可以为5～20％。最终辊压下比控制为如上所述的范围的原因在于，将热轧后偏析在晶界的珠光体细微地分散在钢中，从而在退火过程中提高固溶碳的晶界偏析程度，当最终辊压下比小于5％时，最终无法容易地破碎热轧工序中形成的微细珠光体，从而最后在进行退火时固溶碳的晶界偏析程度低，由此会使DBTT特性劣化，另一方面，当最终辊压下比超过20％时，因轧制负荷而在冷轧时具有发生板断裂的可能性。

之后，将冷轧钢板进行连续退火。

此时，退火温度优选为760～850℃，更优选为780～850℃。当退火温度低于760℃时，不能实现完整的再结晶，从而具有使宽度方向的材质偏差增加的问题。另一方面，当退火温度超过850℃时，使析出物粗大化，晶粒急剧生长，从而难以确保所需的强度，并且具有使高温退火所导致的板形状不良的可能性变高的问题。本发明中，更优选在790℃以上进行退火，以对热轧时析出的一部分微细Ti类析出物进行再熔解，由此诱导在退火后冷却时再析出10nm以下的极微细Ti类析出物，使退火板的各方向的析出程度尽可能均匀，从而减少最终退火板的屈服强度材质偏差。此时，特别控制屈服强度偏差的原因在于，本发明为析出硬化钢，其是用于汽车部件的耐冲击材料，屈服强度的意义高。结果，随着在高温下进行退火，在热轧时析出的更粗大的Ti类析出物的一部分进行再熔解，并在退火后冷却时再析出微细的析出物，从而能够将各方向的材质偏差控制为较低水平。

另外，退火时间，即在退火温度下的保持时间优选确保为40秒以上。热轧时析出的Ti类析出物在高温退火时一部分被再熔解，当退火时间少于40秒时，没有充分的时间从晶粒内扩散至晶界，从而增加晶界中偏析P成分的概率，结果使DBTT特性劣化。另一方面，随着退火时间变长，使晶界中偏析C的程度变高，从而有利于DBTT特性，因此，本发明中，对退火时间的上限不作特别限定。

之后，对经过连续退火的冷轧钢板进行冷却，从而获得析出硬化型钢板。

此时，从退火温度到(Ac1-50)℃的平均冷却速度可以为7℃/秒以下(0℃/秒除外)，优选可以为5℃/秒以下(0℃/秒除外)。这是为了在高温下尽可能地生成大量的微细Ti类析出物，并最大限度地抑制冷却时残留的固溶碳析出为珠光体或渗碳体(Fe₃C)。当平均冷却速度超过7℃/秒时，不会生成充分的微细Ti类析出物，并形成大量的珠光体或渗碳体，从而具有各方向的材质偏差变大的可能性。另外，就Ac1温度而言，可以通过下述式1来计算。

[式1]

Ac1(℃)＝723-10.7[Mn]-16.9[Ni]+29.1[Si]+16.9[Cr]+290[As]+6.38[W]

(其中，[Mn]、[Ni]、[Si]、[Cr]、[AS]及[W]分别表示该元素的含量(重量％)。)

之后，根据需要可以对析出硬化型钢板的表面进行热浸镀锌，从而获得热浸镀锌钢板，或者在进行热浸镀锌后进行合金化热处理，从而获得合金化热浸镀锌钢板。

下面，通过实施例对本发明进行更详细的说明。但是，以下实施例仅仅是用于更详细地说明本发明的例示，并不限定本发明的权利范围。

(实施例)

以890℃的精轧温度，将具有下述表1的合金组成的钢坯进行热轧，然后以下述表2中记载的条件进行收卷、冷轧、连续退火及冷却，从而制造冷轧钢板。对于所述制造的冷轧钢板，测量碳化物的分布、微细组织及机械物理性质等，然后将其结果示于下述表3中。

微细Ti类析出物的分布及面积是通过利用透射电子显微镜(TEM)的图像分析来计算，珠光体面积分数是通过利用扫描电子显微镜(SEM)的图像分析来计算。图1是发明例1的透射电子显微镜(Transmission Electron Microscope，TEM)图像。

各方向的屈服强度材质偏差(YS)是利用JIS 5号试片对0°、45°、90°方向进行拉伸试验，并通过屈服强度的最大值与最小值之差来计算。延展性-脆性转变温度(DBTT)是通过以下方法来测量：根据KS B 0809的标准制作试片，然后在试片中间开V型缺口(V-notch)并在各试验温度下保持10分钟，然后进行冲击试验。将出现延展性断裂面率为100％的温度下的吸收能量的1/2的值的温度作为转变温度。

[表1]

[表2]

[表3]

参照上述表1至表3可以确认，在均满足本发明中提出的合金组成和制造条件的发明例1～6的情况下，具有0.75以上的高屈服比、50％以上的优异的扩孔性(HER)、-50℃以下的延展性-脆性转变温度(DBTT)，并且各方向的屈服强度偏差为40MPa以下，显示出非常少的材质偏差。

但是，在比较例1～5的情况下，可以确认合金组成或制造条件中的某一个没有满足本发明中提出的条件，从而显示出差的机械物理性质。尤其，在比较例7和比较例8的情况下，Mn或C的含量过高，从而在退火后没有形成铁素体和珠光体的复合组织，而是在铁素体组织内形成微细的马氏体组织，因此显示出低的屈服比。

Claims (9)

1.析出硬化型钢板，以重量％计，所述钢板包含：C：0.06～0.15％、Mn：1.5％以下且0％除外、P：0.002～0.03％、S：0.01％以下、N：0.01％以下、Si：0.3％以下、酸溶Al：0.01～0.06％、Ti：0.03～0.1％、余量的Fe及不可避免的杂质，并且，所述钢板具有铁素体和珠光体的复合组织，由下述数学式1定义的N_P为70～130，

由下述数学式2定义的Q为1.5～28.5，

利用JIS 5号试片对轧制方向的0°、45°、90°方向分别进行拉伸试验并测量屈服强度时，其中的最大值与最小值之差为40MPa以下，

所述钢板的延展性-脆性转变温度为-50℃以下，

所述钢板包含30个/μm²以上的直径为10nm以下的Ti类析出物，

[数学式1]

N_P＝(N_X/N_Y)×100

其中，N_X表示以钢板的宽度方向中心的任一点为中心，长边朝向轧制方向且面积为200mm×50mm的长方形内存在的直径为10nm以下的Ti类析出物的数量，N_Y表示以钢板的宽度方向中心的任一点为中心，长边朝向垂直于轧制方向的方向且面积为200mm×50mm的长方形内存在的直径为10nm以下的Ti类析出物的数量，

[数学式2]

Q＝([C]-0.25[Ti])/[P]

其中，[C]、[Ti]及[P]分别表示该元素的含量，单位为重量％。

2.根据权利要求1所述的析出硬化型钢板，其中，

以重量％计，所述钢板还包含选自B：0.003％以下且0％除外、Nb：0.005～0.1％及V：0.005～0.1％中的一种以上。

3.根据权利要求1所述的析出硬化型钢板，其中，

所述钢板包含2～20面积％的珠光体。

4.根据权利要求1所述的析出硬化型钢板，其中，

由下述数学式3定义的T为85以上，

[数学式3]

T(％)＝{T_in/(T_gb+T_in)}×100

其中，T_in表示铁素体晶粒内存在的Ti类析出物的总面积，T_gb表示铁素体晶界中存在的Ti类析出物的总面积。

5.根据权利要求4所述的析出硬化型钢板，其中，

所述钢板的屈服比(YS/TS)为0.75以上。

6.制造权利要求1所述的析出硬化型钢板的方法，所述方法包括以下步骤：

将钢坯进行热轧以使精轧温度达到Ar3以上，从而获得热轧钢板，以重量％计，所述钢坯包含：C：0.06～0.15％、Mn：1.5％以下且0％除外、P：0.002～0.03％、S：0.01％以下、N：0.01％以下、Si：0.3％以下、酸溶Al：0.01～0.06％、Ti：0.03～0.1％、余量的Fe及不可避免的杂质，并且由下述数学式2定义的Q为1.5～28.5；

在超过450℃且700℃以下的收卷温度下，将所述热轧钢板进行收卷；

以40～75％的压下率及5～20％的最终辊压下比的条件，将所述经过收卷的热轧钢板进行冷轧，从而获得冷轧钢板；

在760～850℃的退火温度下，将所述冷轧钢板进行连续退火；以及

以4.9℃/秒以下且0℃/秒除外的平均冷却速度，将所述经过连续退火的冷轧钢板从所述退火温度冷却至由下述式1计算的(Ac1-50)℃的温度，

其中，所述析出硬化型钢板的延展性-脆性转变温度满足-50℃以下，

[式1]

Ac1(℃)＝723-10.7[Mn]-16.9[Ni]+29.1[Si]+16.9[Cr]+290[As]+6.38[W]

其中，[Mn]、[Ni]、[Si]、[Cr]、[AS]及[W]分别表示该元素的含量，单位为重量％，

[数学式2]

Q＝([C]-0.25[Ti])/[P]

其中，[C]、[Ti]及[P]分别表示该元素的含量，单位为重量％。

7.根据权利要求6所述的制造析出硬化型钢板的方法，其中，

以重量％计，所述钢坯还包含选自B：0.003％以下且0％除外、Nb：0.005～0.1％及V：0.005～0.1％中的一种以上。

8.根据权利要求6所述的制造析出硬化型钢板的方法，其中，

从所述精轧温度到所述收卷温度的平均冷却速度为10～200℃/秒。

9.根据权利要求6所述的制造析出硬化型钢板的方法，其中，

所述退火时的退火时间为40秒以上。