CN105671447B - 扩孔性优异的高屈服比型高强度冷轧钢板及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明公开一种扩孔性优异的高屈服比型高强度冷轧钢板及其制造方法。所述冷轧钢板，按重量％计，包括：C:0.035～0.07％；Si:0.3％以下(0％除外)；Mn:2.0～3.5％；Cr:0.3～1.2％；Ti:0.03～0.08％；Nb:0.01～0.05％；Sol.Al:0.01～0.10％；B:0.0010～0.0050％；余量Fe以及不可避免的杂质，从微观组织方面来看，按面积分数计，包括90％以上(包括100％)的马氏体，所述马氏体的平均粒径为3μm以下，所述马氏体包括回火马氏体和板条马氏体，所述板条马氏体的平均粒径为1μm以下，所述板条马氏体中的粒径为1μm以上的板条马氏体的面积分数为5％以下，包括150个/μm²以上的直径为10nm以下的析出物。

Description

扩孔性优异的高屈服比型高强度冷轧钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及一种扩孔性优异的高屈服比型高强度冷轧钢板及其制造方法，更详细地，涉及一种可用于构件(member)、座椅横档(seat rail)、支柱(pillar)等汽车结构部件的扩孔性优异的高屈服比型高强度冷轧钢板及其制造方法。

背景技术

近年来，随着各种环境法规和能源监管机制的强化，为了提高汽车燃油效率和耐久性，需要高强度的汽车用钢板。特别是，随着汽车冲击安全性法规的传播，为了提高车体的耐冲击性正广泛使用高强度钢板用作构件(member)、座椅横档(seat rail)、支柱(pillar)等结构部件用钢板。这种高强度钢板是为了吸收汽车的冲击能量而设计的，因此，其特征是钢板的屈服强度高于抗张强度，即屈服比(屈服强度/抗张强度)高。

另一方面，如上所述的汽车用结构部件除了通过滚压成型的方法制造外，还通过冲压成型的方法制造，因此所述高强度钢板需要具有优异的扩孔性。但是，通常随着钢板的强度增强，柔韧性降低，从而导致扩孔性劣化，因此目前需要研发能够完善这种现象的元件。

与此相关的专利文献1中公开了一种为了提高钢的屈服强度而在连续退火时进行水冷却的技术。即，在退火工艺期间，将钢板进行均热处理后浸渍在水箱(water tank)中，进行回火处理，从而制造微观组织为回火马氏体的钢板。但是，对通过所述专利文献1的技术制造的钢板进行水冷却时，由于宽度方向和长度方向上的温度偏差，其形状品质低劣，因此，在采用辊压成型的方法的情况下，存在加工型降低和根据位置的材质偏差等严重的缺点。

并且，在专利文献2中公开了一种为了同时提高钢的强度和延展性，从钢的微观组织方面来看，形成为回火马氏体和铁素体的复合组织的技术。但是，通过所述专利文献2的技术制造的钢板，因碳添加量过多，可能会导致焊接性较差，且因硅的添加量过多，可能会引发炉内产生凹痕。

现有技术文献

专利文献

专利文献1 日本授权专利公报第2528387号

专利文献2 日本授权专利公报特开2010-90432号

发明内容

(一)要解决的技术问题

根据本发明的一个方面，其目的是通过适当控制合金组成和制造条件，从而提供扩孔性优异的高屈服比型高强度冷轧钢板及其制造方法。

(二)技术方案

为了实现上述目的，本发明的一个方面，提供一种扩孔性优异的高屈服比型高强度冷轧钢板，按重量％计，包括：C:0.035～0.07％、Si:0.3％以下(0重量％除外)、Mn:2.0～3.5％、Cr:0.3～1.2％、Ti:0.03～0.08％、Nb:0.01～0.05％、Sol.Al:0.01～0.10％、B:0.0010～0.0050％、余量Fe以及不可避免的杂质，从微观组织方面来看，按面积分数计，包括90％以上(包括100％)的马氏体，所述马氏体(martensite)的平均粒径为3μm以下，所述马氏体包括回火马氏体(tempered martensite)和板条马氏体(lath martensite)，所述板条马氏体的平均粒径为1μm以下，所述板条马氏体中的粒径为1μm以上的板条马氏体的面积分数为5％以下，包括150个/μm²以上的直径为10nm以下的析出物。

并且，本发明的另一方面，提供一种扩孔性优异的高屈服比型高强度冷轧钢板的制造方法，包括以下步骤：对钢坯进行再加热，其中，所述钢坯以重量％计，包括C:0.035～0.07％、Si:0.3％以下(0重量％除外)、Mn:2.0～3.5％、Cr:0.3～1.2％、Ti:0.03～0.08％、Nb:0.01～0.05％、Sol.Al:0.01～0.10％、B:0.0010～0.0050％、余量Fe以及不可避免的杂质；对所述再加热的钢坯进行热轧以获得热轧钢板；卷取所述热轧钢板；对卷取的所述热轧钢板进行冷轧，以获得冷轧钢板；在780～850℃中，对所述冷轧钢板进行连续退火处理；以1～10℃/sec的速度，将进行连续退火处理的所述冷轧钢板一次冷却至650～700℃；以5～20℃/sec的速度，将进行一次冷却的所述冷轧钢板二次冷却至(Ms-100)～Ms℃，然后进行过时效处理。

此外，上述的技术问题解决方法并没有将本发明的特征全部一一列举出来。通过下面的具体实施方式，可更加详细地理解本发明的各种技术特征和基于该特征的优点以及效果。

(三)有益效果

根据本发明，可以提供一种材质偏差小，且屈服比和扩孔性优异的高强度冷轧钢板。

附图说明

图1是观察发明例6的微观组织的图。

图2是观察发明例6的钢中的析出物的图。

具体实施方式

众所周知，一般为了提高钢板的屈服比和扩孔性，要确保低温组织。因此，以低温组织中的具有最高强度的马氏体为主要组织的钢板一直备受关注。如上所述，为了形成以马氏体组织为主要组织的钢板，最为普通的方法是，进行退火处理时保持足够长的时间，以便能够形成奥氏体，然后快速冷却(水冷却)并进行回火处理。但是，如前所述，这种方法会引起材质偏差和形状不合格等问题。

因此，本发明的发明人通过适当控制合金元素的种类和含量，从而试图确保马氏体。更加具体地，大量添加锰和铬等提高淬透性的元素，以便在低冷却速度中也能够确保马氏体。另一方面，在这种情况下，因大量添加合金元素而产生焊接性劣化、热轧强度增加等问题，因此本发明的发明人想要最大限度地减少对焊接性产生最大影响的碳含量。

但是，如上所述的合金设计结果，由于马氏体内的碳含量不足，使得不能充分加强屈服强度，因此产生了屈服比降低的问题。因此，为了解决所述问题，本发明的发明人进行了深入的研究，结果得知了通过适当添加碳化物、氮化物形成元素，并适当控制制造条件，从而在微观组织内均匀分布碳化物、氮化物的同时，通过细化马氏体晶粒尺寸，能够同时提高钢板的屈服比和扩孔性，并完成了本发明。

下面，对本发明的一个方面的扩孔性优异的高屈服比型冷轧钢板进行详细地说明。

碳(C)：0.035～0.07重量％

碳是用于确保钢的强度而添加的元素。并且，在如本发明的冷轧钢板的组织转变的钢中，起到促进马氏体的形成，并增加钢中的马氏体的分数的作用。为了获得这样的效果，在本发明中，优选地，包括0.035％重量％以上，更优选地，包括0.038重量％以上，再更优选地，包括0.040重量％以上。相反，碳含量过多时，马氏体的强度过高，使得与碳含量相对低的第二相，如与铁素体的强度差异过大，在此情况下对其施加应力，两相之间界面上容易产生裂缝，因此，降低钢的延伸凸缘性。并且，因焊接性劣化，加工时可能产生焊接缺陷。因此，所述碳含量的上限值优选为0.07重量％，更优选为0.068重量％，再更优选为0.065重量％。

硅(Si)：0.3重量％以下(0％除外)

硅是促进铁素体转变的元素，因此本发明中并不会有意添加硅。并且，所述硅含量过多时，会增加未转变的奥氏体内的碳含量，降低马氏体的强度，使钢的微观组织形成为铁素体和马氏体的复合组织。并且，存在引发表面氧化皮缺陷，降低钢板的表面品质，而且降低化学处理性的问题。因此，优选地，将硅含量尽可能控制在最低，所述硅含量的上限值优选为0.3重量％，更优选为0.2重量％。

锰(Mn)：2.0～3.5重量％

锰是通过细化晶粒，将钢中的S完全以MnS析出，从而具有防止基于生成FeS的热脆性，同时，在不降低延展性的情况下通过固溶强化加固钢的作用。并且，降低用于马氏体转变的临界冷却速度，以便更加易于确保马氏体组织。为了获得这样的效果，本发明中包含的锰含量优选为2.0重量％以上，更优选为2.2重量％以上，再更加优选为2.4重量％以上。然而，锰含量过多时，可能降低焊接性和热轧性。因此，所述锰含量的上限值优选为3.5重量％，更优选为3.2重量％，再更加优选为3.1重量％。

铬(Cr)：0.3～1.2重量％

铬不仅提高钢的强度，而且还提高钢的淬透性，因此是在形成低温转变的马氏体相变方面起到重要作用的元素。为了获得这样的效果，本发明中包含的铬含量优选为0.3重量％以上，更优选为0.4重量％以上，再更加优选为0.5重量％以上。然而，铬含量过多时，因过于增强热轧强度，存在冷轧性劣化的问题。因此，所述铬含量的上限值优选为1.2重量％，更优选为1.1重量％。

钛(Ti)：0.03～0.08重量％

钛不仅提高钢的强度，而且与钢中的碳和/或氮结合，形成精细碳化物、氮化物，从而在细化晶粒方面起到重要作用。另一方面，如上所述的精细碳化物、氮化物强化基体组织，并降低两相之间的硬度比，从而在提高钢的屈服强度和延伸凸缘性方面起到重要作用。为了获得这样的效果，本发明中包含的钛含量优选为0.03重量％以上，更优选为0.035重量％以上，再更加优选为0.04重量％以上。相反，钛含量过多时，不仅降低经济性，而且因形成过多的碳化物、氮化物，可能会大幅降低钢的延展性。因此，所述钛含量的上限值优选为0.08重量％，更优选为0.065重量％，再更加优选为0.055重量％。

铌(Nb)：0.01～0.05重量％

铌不仅提高钢的强度，而且与钢中的碳和/或氮结合，形成精细碳化物、氮化物，从而在细化晶粒方面起到重要作用。另一方面，如上所述的精细碳化物、氮化物强化基体组织，并降低两相之间的硬度比，从而在提高钢的屈服强度和延伸凸缘性方面起到重要作用。为了获得这样的效果，本发明中包含的铌含量优选为0.01重量％以上，更优选为0.02重量％以上，再更加优选为0.03重量％以上。相反，铌含量过多时，不仅降低经济性，而且因形成过多的碳化物、氮化物，可能会大幅降低钢的延展性。因此，所述铌含量的上限值优选为0.05重量％，更优选为0.04重量％，再更加优选为0.035重量％。

可溶铝(Sol.Al)：0.01～0.10重量％

可溶铝(Al)作为强脱氧剂，可降低钢液中的氧含量，是制造纯净钢时的有效元素。并且，与钢中的氮结合析出AlN，从而具有降低固溶氮的作用。为了获得这样的效果，本发明中包含的可溶铝含量优选为0.01重量％以上，更优选为0.015重量％以上，再更加优选为0.02重量％以上。然而，可溶铝含量过多时，不仅增加生产成本，而且因析出过多的AlN，增加了击打时产生板坯裂痕的危险。因此，所述可溶铝含量的上限值优选为0.10重量％，更优选为0.08重量％，再更加优选为0.05重量％。

硼(B)：0.0010～0.0050重量％

在对冷轧钢板进行连续退货处理后进行冷却的过程中，硼不仅延迟奥氏体到珠光体的转变，而且抑制铁素体的形成，促进马氏体的形成。为了获得这样的效果，本发明中包含的硼含量优选为0.0010重量％以上，更优选为0.0015重量％以上，再更加优选为0.0018重量％以上。然而，硼含量过多时，因形成过多的铁合金，导致增加不必要的成本。因此，所述硼含量的上限值优选为0.0050重量％，更优选为0.0040重量％，再更加优选为0.0030重量％。

除了上述成分之外，其余是铁(Fe)。只是，通常在制造过程中，必然会从原料和周边环境混入意料之外的杂质，因此无法排除这些杂质。本技术领域的技术人员都会知道这些杂质，因此不在本说明书中特别说明。

然而，其中的磷、硫和氮是一般经常提及的杂质，下面将对其进行简单的说明。

磷(P)：0.10重量％以下(0重量％除外)

磷是不可避免地被含有的杂质，是偏析到晶界而降低延展性的主要原因的元素，因此，优选地，将磷含量尽可能控制在最低。理论上最好将磷的含量控制在0重量％，然而在制造工序上必然被含有。因此，关键是管理磷含量的上限值。在本发明中所述磷含量的上限值优选为0.10重量％，更优选为0.05重量％，再更加优选为0.03重量％。

硫(S)：0.010重量％以下(0重量％除外)

硫是不可避免地被含有的杂质，是降低钢的延展性和焊接性的主要原因的元素，因此，优选地，将硫含量尽可能控制在最低。理论上最好将硫的含量控制在0重量％，然而在制造工序上必然被含有。因此，关键是管理硫含量的上限值。在本发明中所述硫含量的上限值优选为0.01重量％，更优选为0.005重量％。

氮(N)：0.01重量％以下(0重量％除外)

钢中的氮虽然具有稳定奥氏体的有益效果，但是通过形成AlN等，增加击打时产生裂痕的危险，因此，在本发明中不会有意添加。因此，优选地，将氮含量尽可能控制在最低，所述氮含量的上限值优选为0.01重量％，更优选为0.008重量％，再更加优选为0.007重量％。

下面，对本发明的冷轧钢板的优选微观组织和析出物进行详细说明。

优选地，本发明的冷轧钢板满足上述组成成分的条件，同时，以面积分数计，其微观组织为包括90％以上(包括100％)的马氏体。此时，所述马氏体包括回火马氏体和板条马氏体。另一方面，除所述马氏体外，其不纯组织可包括铁素体(ferrite)、贝氏体(bainite)和粒状贝氏体(granular bainite)，这些组织的面积分数之和优选为10％以下(包括0％)。

并且，所述马氏体的平均粒径优选为3μm，所述板条马氏体的平均粒径优选为1μm，所述板条马氏体中的粒径为1μm以上的板条马氏体的面积分数优选为5％以下。虽然本发明的冷轧钢板的钢中的碳含量非常低，不利于确保硬度，但是，如上所述，控制马氏体晶粒大小，使其尺寸精细，从而能够确保优异的屈服比。此时，粒径是指观察钢板的剖面而检测出的马氏体的等效圆直径(equivalent circular diameter)。

优选地，本发明的冷轧钢板包括150个/μm²以上的直径为10nm以下的析出物。在此，析出物是指碳氮化钛、碳氮化铌或者钛、铌复合碳氮化物。通过将如上所述的精细析出物均匀地分布在微观组织内，从而能够适当控制马氏体硬度的提高和两相间的硬度比，由此能够确保优异的扩孔性。

根据本发明的一个具体实施例，所述马氏体的硬度可以是350Hv以上，所述冷轧钢板的两相间的硬度比可以是1.5以下。所述两相间的硬度比是指，微观组织中的具有最低硬度的组织的硬度与具有最高硬度的组织的硬度的比值。此时，所述微观组织的硬度可以利用纳米压痕(nano-indenter，NT110)仪器，通过在2g的负荷下以正方形测量3次100point，然后计算除去最大值和最小值的剩余测量值的平均值而获得。

根据本发明的一个具体实施例，如上所述的本发明的冷轧钢板可具有600MPa以上的屈服强度、0.8以上的屈服比以及50％以上的扩孔性(HER,Hole Expansion Ratio)，由此可优选适用于构件、座椅横档、支柱等汽车结构部件中。

上述的本发明的冷轧钢板可以通过各种方法制造，并不特别限定其制造方法。只是，其中的一个具体实施例可以通过如下的方法制造。

下面，对本发明的另一个方面的扩孔性优异的高屈服比高强度冷轧钢板的制造方法进行详细说明。

首先，对具有上述组成的钢坯进行再加热，然后进行热轧以获得热轧钢板。进行热轧之前，虽然没有特别限定对钢坯进行再加热的步骤中的温度条件，但是优选使用通常的再加热温度进行再加热。

根据本发明的一个具体实施例，进行所述热轧处理时，终轧出口侧的温度可以是870～950℃，优选地，可以是880～920℃。当终轧出口侧的温度小于870℃时，会导致热变形阻抗急剧增加的可能性变大，并且热轧线圈的上部(top)和尾部(tail)以及边缘成为单相区，可能会使平面内的各向异性增加且成型性劣化。相反，当终轧出口侧的温度大于950℃时，不仅产生过厚的氧化皮，而且可能使钢板的微观组织粗化。

接着，卷取所述热轧钢板。根据本发明的一个具体实施例，卷取温度可以是600～750℃，优选地，可以是650～720℃。当卷取温度小于600℃时，生成过多的马氏体或贝氏体，导致热轧钢板的硬度过度提高，从而可发生冷轧时因负荷导致形状不良等制造方面的问题。相反，当卷取温度大于750℃时，因表面氧化皮的增加，可能会使酸洗性劣化。

接着，对卷取的热轧钢板进行酸洗处理，然后进行冷轧以获得冷轧钢板。根据本发明的一个具体实施例，所述冷轧时的压下率可以是40～70％，优选地，可以是45～55％。当压下率小于40％时，再结晶驱动力降低，可使获得良好的再结晶粒时发生问题，且矫正形状非常困难。相反，当压下率大于70％时，不仅迅速增加轧制负荷，而且可能在钢板的边缘(edge)部产生裂缝(crack)。

接着，对所述冷轧钢板进行连续退火处理。此时，退火温度如同冷却终止温度(后述的一次、二次冷却后的冷却终止温度)，是本发明中进行管理的重要因素中的一个。为了确保本发明中提出的0.80以上的屈服比(YR)和50％以上的HER，所述退火温度优选为780～850℃，更优选为800～830℃。当退火温度小于780℃时，形成大量的铁素体，从而降低屈服比，并且两相间的硬度比增加，具有使扩孔性降低的问题。相反，当退火温度大于850℃时，因基于高温退火的奥氏体晶粒的粗化，使得通过后述的冷却而获得的马氏体板条束(packet)尺寸增大，具有无法确保本发明中提出的3μm以下的精细的马氏体组织的问题。

接着，对所述进行连续退火处理的冷轧钢板进行一次冷却。所述一次冷却阶段是用于抑制铁素体的转变，确保马氏体组织为钢板的主要组织的步骤。

此时，一次冷却速度优选为1～10℃/sec，更优选为1～5℃/sec。当所述一次冷却速度小于1℃/sec时，在冷却过程中部分产生铁素体的转变，降低屈服比，并且两相间的硬度比增加，具有扩孔性降低的问题。相反，当所述一次冷却速度大于10℃/sec时，具有通过线圈时发生弯曲的问题。

并且，一次冷却终止温度优选为650～700℃，更优选为650～680℃。当所述一次冷却终止温度小于650℃时，可能会使线圈弯曲，当所述一次冷却终止温度大于700℃时，因冷却速度降低，可能会产生基于铁素体的形成的屈服比降低等问题。

接着，对所述一次冷却的冷轧钢板进行二次冷却。本步骤是通过快速冷却，使得在连续退火工艺中确保的奥氏体转变成马氏体，从而用于确保本发明中提出的面积分数为90％以上的马氏体的步骤。

此时，二次冷却速度优选为5～20℃/sec。当所述二次冷却速度小于5℃/sec时，存在无法获得马氏体转变时所需的充分的冷却性能的问题。相反，当所述二次冷却速度大于20℃/sec时，可产生因快速冷却所导致的线圈形状扭曲等品质问题。

并且，二次冷却终止温度优选为(Ms-100)～Ms℃，更优选为(Ms-50)～Ms℃。所述二次冷却终止温度如同确保线圈的宽度方向和长度方向的形状，是用于确保高屈服比和高扩孔性的非常重要的温度条件，当所述二次冷却终止温度小于(Ms-100)℃时，因过时效处理期间的马氏体的过度增加，使得屈服比和抗张强度过于增加，从而具有降低延展性的问题。相反，当所述二次冷却终止温度大于Ms℃时，退火时生成的奥氏体没有转变为马氏体，而是生成高温相变的贝氏体、粒状贝氏体(granular bainite)等，从而具有屈服强度急剧劣化的问题。所述组织不仅劣化屈服比，而且还伴随着扩孔性的劣化的问题。作为参考，Ms值是通过下面数学式3计算。

[数学式3]

Ms(℃)＝561-474(wt％C)-33(wt％Mn)-17(wt％Cr)-17(wt％Ni)-21(wt％Mo)

其中，wt％分别表示相应元素的含量(重量％)。

接着，完成所述二次冷却后，在所述二次冷却终止温度下进行过时效处理。根据本发明的一个具体实施例，过时效处理时间可以是100～800秒，优选为200～600秒。当所述过时效处理时间小于100秒时，通过所述二次冷却而生成的马氏体得不到充分的回火处理，因此，可能会获得过多的板条马氏体组织。相反，当所述过时效处理时间大于800秒时，虽然能够确保预期的微观组织，但是可能会因过度的回火处理，使得硬度降低。

根据本发明的一个具体实施例，所述过时效处理后，还可以包括以0.1～10％的压下率来平整(skin pass)轧制的步骤。通常，平整轧制转变组织的钢时，大部分不会增加抗张强度，而提高50至100MPa以上的屈服强度。此时，当压下率小于0.1％时，如本发明的超高强度钢中难以控制形状，相反，当压下率大于1.0％的情况下进行加工时，屈服强度过度增加。并且，通过高度拉伸操作，会使操作性变得很不稳定，因此，平整轧制时的压下率优选为0.1～1.0％。

下面，通过本发明的实施例进行更加详细的说明。但是，这些实施例只是用于例示本发明的实施，本发明并不限定于此。这是因为本发明的保护范围是通过权利要求书中记载的事项和由此合理推导的事项而决定的。

实施例

对如下表1组成的钢坯进行真空熔解，在加热炉内在1200℃的加热温度下进行一个小时的再加热，然后根据下表2中的条件进行热轧和卷取。接着，酸洗卷取的热轧钢板，以45％的压下率进行冷轧，由此获得冷轧钢板，然后根据下表2中的条件进行连续退火处理、一次冷却以及二次冷却。之后，在二次冷却终止温度下进行300秒过时效处理。此时，使一次冷却速度恒为2℃/sec，一次冷却终止温度恒为650℃，二次冷却速度恒为15℃/sec。

接着，测量每个所制造的冷轧钢板的微观组织的相分数、大小及硬度，并检查了析出物的大小和分布密度，将其结果显示在表3中。并且，制作JIS5号抗张强度试验片，测量屈服强度(YS)、抗张强度(TS)、屈服比(YR＝YS/TS)，延展率(T-El)以及扩孔性，并将其结果显示在表4中。

此时，所述微观组织的相分数及大小和析出物的大小及分布密度是通过FE-TEM观察，然后利用图像分析(image analyzer)设备进行测量的。并且，所述微观组织的硬度是利用纳米压痕(NT110)仪器，通过在2g的负荷下以正方形测量3次100point，然后计算除去最大值和最小值的剩余测量值的平均值而获得。

[表1]

[表2]

[表3]

[表4]

如表3和表4所示，满足本发明的成分范围和制造条件的发明例1至9的马氏体面积分数显示为最少94％以上，马氏体平均粒径为1.7μm以下。并且，钢中所存在的板条马氏体的大小显示为0.9μm以下，同时粒径为1μm以上的板条马氏体的分数显示为2面积％以内。并且，马氏体的平均硬度值显示为最小为350Hv以上，两相间的硬度比也显示为最大为1.4以下。另一方面，直径为10nm以下的析出物满足了本发明中提出的150个/μm²以上。因此，发明例1至9的屈服比为0.8以上，HER为50％以上，由此可知其具有优异的屈服比和扩孔性。

图1是观察发明例6的微观组织的图。通过图1可知，存在1μm以下的精细的板条马氏体。图2是观察发明例6的钢中的析出物的图。可以确认分布了大量的10nm以下的精细析出物。

比较例1和2的合金组成虽然满足了本发明提出的范围，但在制造条件中的二次冷却终止温度超出了本发明所提出的范围，生成了高温相变的贝氏体和粒状贝氏体等，因此马氏体的硬度降低，两相间的硬度比增大，从而使得其屈服比降低，扩孔性劣化。

比较例3的退火温度没有达到本发明所提出的范围，而是在异相区域进行了退火处理，因此，形成了大量的铁素体，从而降低了屈服比，并且增加了两相间硬度比，使得其扩孔性劣化。

比较例4的退火温度超出了本发明所提出的范围，因基于高温退火的奥氏体晶粒的粗化，使得马氏体板条束尺寸增大，从而无法确保本发明中提出的3μm以下的马氏体组织和1μm以下的板条马氏体组织，从而使得其屈服比降低，扩孔性的劣化。

比较例5至8中的碳含量超出了本发明中提出的范围。其导致了退火处理后的冷却步骤中产生的板条马氏体的硬度增加的结果。但是，如上所述的板条马氏体为非常稳定的相，即使通过过时效处理也能够原封不动地残存下来，通过过时效处理而生成的回火马氏体的情况，因碳的析出会降低硬度，因此两相间的硬度比增加，从而使得其屈服比降低，扩孔性劣化。

比较例9的锰含量没有达到本发明中提出的范围，无法充分确保马氏体的面积分数，比较例10和11中的铬含量没有达到本发明中提出的范围，因此形成了粗大的马氏体。由此，使得其屈服比降低，扩孔性劣化。

比较例12中的硅含量超出了本发明中提出的范围，形成了大量的铁素体，从而无法确保充分的马氏体面积分数，结果马氏体的硬度降低，两相间的硬度比增加，从而使得其屈服比降低，扩孔性劣化。

比较例13中的钛含量和铌含量没有达到本发明中提出的范围。所述钛和铌与钢中的碳结合，形成碳化物，这种碳化物具有强化基体组织，并降低两相间的硬度比的作用。但是比较例13中的钛含量和铌含量较少，无法形成充分的析出物，因此导致其屈服比降低，扩孔性劣化。

Claims (12)

1.一种扩孔性优异的高屈服比型高强度冷轧钢板，按重量％计，包括：C:0.035～0.07％；Si:0.3％以下，0％除外；Mn:2.2～3.5％；Cr:0.4～1.2％；Ti:0.03～0.08％；Nb:0.01～0.05％；Sol.Al:0.01～0.10％；B:0.0010～0.0050％；余量Fe以及不可避免的杂质，

从微观组织方面来看，按面积分数计，包括90％以上的马氏体，所述90％以上包括100％，所述马氏体的平均粒径为3μm以下，

所述马氏体包括回火马氏体和板条马氏体，

所述板条马氏体的平均粒径为1μm以下，所述板条马氏体中的粒径为1μm以上的板条马氏体的面积分数为5％以下，

包括150个/μm²以上的直径为10nm以下的析出物。

2.根据权利要求1所述的扩孔性优异的高屈服比型高强度冷轧钢板，其特征在于，所述冷轧钢板的微观组织还包括铁素体、贝氏体和粒状贝氏体，这些组织的面积分数之和为10％以下，0％除外。

3.根据权利要求1所述的扩孔性优异的高屈服比型高强度冷轧钢板，其特征在于，所述马氏体的硬度为350Hv以上。

4.根据权利要求1所述的扩孔性优异的高屈服比型高强度冷轧钢板，其特征在于，所述冷轧钢板的两相间的硬度比为1.5以下。

5.根据权利要求1所述的扩孔性优异的高屈服比型高强度冷轧钢板，其特征在于，以重量％计，所述冷轧钢板还包括：P：0.10％以下，0％除外；S：0.010％以下，0％除外；以及N：0.010％以下，0％除外。

6.一种扩孔性优异的高屈服比型高强度冷轧钢板的制造方法，包括以下步骤：

对钢坯进行再加热，其中，所述钢坯以重量％计，包括C:0.035～0.07％；Si:0.3％以下，0％除外；Mn:2.2～3.5％；Cr:0.4～1.2％；Ti:0.03～0.08％；Nb:0.01～0.05％；Sol.Al:0.01～0.10％；B:0.0010～0.0050％；余量Fe以及不可避免的杂质；

对所述再加热的钢坯进行热轧以获得热轧钢板；

卷取所述热轧钢板；

对卷取的所述热轧钢板进行冷轧，以获得冷轧钢板；

在780～850℃下，对所述冷轧钢板进行连续退火处理；

以1～10℃/sec的速度，将进行连续退火处理的所述冷轧钢板一次冷却至650～700℃；以及

以5～20℃/sec的速度，将进行一次冷却的所述冷轧钢板二次冷却至(Ms-100)～Ms℃，然后进行过时效处理。

7.根据权利要求6所述的扩孔性优异的高屈服比型高强度冷轧钢板的制造方法，其特征在于，所述热轧时终轧出口侧的温度是870～950℃。

8.根据权利要求6所述的扩孔性优异的高屈服比型高强度冷轧钢板的制造方法，其特征在于，所述卷取时，卷取温度为600～750℃。

9.根据权利要求6所述的扩孔性优异的高屈服比型高强度冷轧钢板的制造方法，其特征在于，所述冷轧时，压下率为40～70％。

10.根据权利要求6所述的扩孔性优异的高屈服比型高强度冷轧钢板的制造方法，其特征在于，进行所述过时效处理时，过时效处理时间为100～800秒。

11.根据权利要求6所述的扩孔性优异的高屈服比型高强度冷轧钢板的制造方法，其特征在于，所述过时效处理后，还包括以0.1～1.0％的压下率平整轧制的步骤。

12.根据权利要求6所述的扩孔性优异的高屈服比型高强度冷轧钢板的制造方法，其特征在于，以重量％计，所述冷轧钢板还包括：P：0.10％以下，0％除外；S：0.010％以下，0％除外；以及N：0.010％以下，0％除外。