CN114369758A - 一种高强高韧性热冲压钢基体及其制备方法和应用 - Google Patents

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Abstract

本申请涉及冶金材料制备领域，尤其涉及一种高强高韧性热冲压钢基体及其制备方法和应用；所述钢板包括钢基体和镀层，镀层覆盖在钢基体的至少一个表面；钢基体的化学成分包括：C，Si，Al，Mn，Cr，Mo，N，B，S，P，N，O，其余为Fe和不可避免的杂质；镀层的化学成分包括：Si，Fe，其余为A1和不可避免的杂质；所述方法包括：得到含化学成分的铸坯；将铸坯依次进行热轧、酸洗、冷轧、退火和热冲压，得到含镀层的钢基体；将含镀层的钢基体依次进行冲裁、加热、保温和热冲压淬火，得到钢板；所述应用包括将钢板用于制备汽车车身中；通过在钢基体中加入Si、Al、Mn、Cr、Mo元素，实现在不降低强度的情况下提高热冲压钢的塑性的效果。

Description

一种高强高韧性热冲压钢基体及其制备方法和应用
技术领域
本申请涉及冶金材料制备领域，尤其涉及一种高强高韧性热冲压钢基体及其制备方法和应用。
背景技术
高强度和超高强度钢的使用对汽车车身轻量化十分有效，但随着车身用钢强度不断提高，其塑性出现大幅度下降、成形性能大大降低，成形过程中易产生开裂和回弹，严重影响零件的形状和尺寸精度。由于热冲压成形技术可利用钢板在高温下塑性增加、成形抗力下降的特点，将初始强度较低的板料经高温加热后，在具有冷却系统的模具内快速冲压成形和淬火冷却，可获得大于1300MPa的超高强度零件，因此可以解决高强度和超高强度钢冷成型易开裂、回弹严重等问题。
但是由于热冲压成形技术中热成形淬火后全部为马氏体组织，强度高但韧性不足，例如22MnB5、30MnB5、37MnB5Cr型的热冲压用钢，其强度可以达到1300MPa以上，但是延伸率只有4％～8％，而复杂的载荷条件要求热冲压成形钢不仅具有较高的强度而且还需要有很好的塑性和韧性，因此如何在不降低强度的前提下提高热冲压钢的塑性，是目前亟待解决的技术问题。
发明内容
本申请提供了一种高强高韧性热冲压钢基体及其制备方法和应用，以解决现有技术中在不降低强度的情况下热冲压钢的塑性难以提高的技术问题。
第一方面，本申请提供了一种高强高韧性热冲压钢板，所述钢板包括钢基体和镀层，所述镀层覆盖在所述钢基体的至少一个表面；
以质量分数计，所述钢基体的化学成分包括：C：0.15％～0.4％，Si：0.5％～1.5％，Al：0.02％～0.5％，Mn：0.5％～3％，Cr：0.1％～1％，Mo：0.05％～0.5％，Ni：0.001％～1％，B：0.001％～0.006％，S≤0.005％，P≤0.01％，N≤0.01％，O≤0.003％，其余为Fe和不可避免的杂质；
以质量分数计，所述镀层的化学成分包括：Si：8％～11％，Fe：1％～4％，其余为Al和不可避免的杂质。
可选的，所述钢基体的化学成分还包括：
0.8％≤[Al]+[Si]≤1.6％；
和/或，0.8％≤[Mn]+[Cr]≤1.6％；
其中，[Al]为Al的质量分数，[Si]为Si的质量分数，[Mn]为Mn的质量分数，[Cr]为Cr的质量分数。
可选的，所述钢基体的化学成分还包括Ti、Nb和V中至少一种；
其中，Ti的质量分数为0.02％～0.05％，Nb的质量分数为0.02％～0.1％，V的质量分数为0.1％～0.2％。
可选的，以体积分数计，所述钢基体包括：马氏体：80％～98％，贝氏体：1％～10％，残余奥氏体：1％～10％。
第二方面，本申请提供了一种高强高韧性热冲压钢板的制备方法，所述方法包括：
得到含所述化学成分的铸坯；
将所述铸坯依次进行热轧、酸洗、冷轧、退火、热浸镀铝硅和热冲压，得到含镀层的钢基体；
将含镀层的所述钢基体依次进行冲裁、加热、保温和热冲压淬火，得到钢板。
可选的，所述热轧的板坯加热终点温度为1150℃～1280℃，所述热轧的终轧温度为850℃～920℃，所述热轧的卷取温度为500℃～700℃。
可选的，所述冷轧的压下率为40％～80％。
可选的，所述退火依次包括罩式退火、连续退火和热浸镀铝硅退火；
其中，所述罩式退火的温度为660℃～730℃，所述罩式退火的保温时间为6h～20h；
所述连续退火的温度为720℃～820℃，所述连续退火的速度为60m/min～150m/min，所述连续退火的露点温度为-30℃～10℃；
所述热浸镀铝硅退火的温度为720℃～820℃，所述热浸镀铝硅退火的露点温度为-20℃～10℃。
可选的，所述加热的温度为800℃～1000℃，所述保温的时间为3min～10min，Mf点温度+20℃＜所述热冲压淬火的终点温度≤Ms点温度；
所述热冲压淬火包括：在200℃～400℃条件下进行淬火停留，所述淬火停留的总时间为30s～200s；
所述热冲压淬火还包括：多道次淬火；所述多道次淬火的间隔时间为5s～30s。
第三方面，本申请提供了一种高强高韧性热冲压钢板的应用，将第一方面所述的钢板用于制备汽车车身中。
本申请实施例提供的上述技术方案与现有技术相比具有如下优点：
本申请实施例提供的一种高强高韧性热冲压钢板，通过在钢基体的化学成分中加入Si、Al元素得马氏体板条间的残余奥氏体，再通过添加Mn、Cr、Mo元素，提高淬透性，最终获得精细的位错型马氏体、贝氏体和残余奥氏体的多相复合组织，由于马氏体组织和多相组织的细晶强化与位错强化，从而能够提高钢板的强度，再通过残余奥氏体和贝氏体，以及晶粒细化和多相的协调变形，从而提高钢板的塑性，实现在不降低强度的情况下提高热冲压钢的塑性的效果。
附图说明
此处的附图被并入说明书中并构成本说明书的一部分，示出了符合本发明的实施例，并与说明书一起用于解释本发明的原理。
为了更清楚地说明本发明实施例或现有技术中的技术方案，下面将对实施例或现有技术描述中所需要使用的附图作简单地介绍，显而易见地，对于本领域普通技术人员而言，在不付出创造性劳动性的前提下，还可以根据这些附图获得其他的附图。
图1为本申请实施例提供的制备方法的流程示意图；
图2为本申请实施例提供的钢基体热冲压前的金相组织示意图；
图3为本申请实施例提供的钢基体热冲压后的金相组织示意图；
图4为本申请实施例提供的钢基体热冲压后的EBSD示意图。
具体实施方式
为使本申请实施例的目的、技术方案和优点更加清楚，下面将结合本申请实施例中的附图，对本申请实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施例是本申请的一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本申请中的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动的前提下所获得的所有其他实施例，都属于本申请保护的范围。
在本申请一个实施例中，提供一种高强高韧性热冲压钢板，所述钢板包括钢基体和镀层，所述镀层覆盖在所述钢基体的至少一个表面；
以质量分数计，所述钢基体的化学成分包括：C：0.15％～0.4％，Si：0.5％～1.5％，Al：0.02％～0.5％，Mn：0.5％～3％，Cr：0.1％～1％，Mo：0.05％～0.5％，Ni：0.001％～1％，B：0.001％～0.006％，S≤0.005％，P≤0.01％，N≤0.01％，O≤0.003％，其余为Fe和不可避免的杂质；
以质量分数计，所述镀层的化学成分包括：Si：8％～41％，Fe：1％～4％，其余为Al和不可避免的杂质。
本申请中，钢基体的化学成分中，C的质量份数未0.15％～0.4％的积极效果是由于C是最有效，最便宜的固溶强化元素，可有效保证热冲压用钢强度级别；当质量分数的取值超过该范围的最大端点值，将导致的不利影响是碳含量增多，将导致钢基体的脆性断裂风险增加，当质量分数的取值低于该范围的最小端点值，将导致的不利影响是碳含量过低，将导致钢基体的强度级别不能满足要求。
Si的质量分数为0.5％～1.5％的积极效果是由于Si是铁素体的形成元素，当热冲压钢板加热至奥氏体γ区后的保温阶段时，Si原子固溶于铁素体中，铁素体中Si的溶入使C原子活度提高，促进铁素体中的C原子向外扩散，使周围奥氏体中含碳量增加，随着奥氏体中碳含量的增加，其稳定性也随之增加，而在冷却过程中，Si抑制碳化物的析出，确保组织中存在一定量的残余奥氏体；当质量分数的取值超过该范围的最大端点值，将导致的不利影响是过多的Si将导致基体脆性，当质量分数的取值低于该范围的最小端点值，将导致的不利影响是Si含量过低，将不能有效抑制碳化物的析出、降低奥氏体的稳定性。
Al的质量分数为0.02％～0.5％的积极效果是由于Al可使其塑性得到提升，能够增加奥氏体向贝氏体转变的驱动力，使贝氏体形成的速度得到了加快，以使C原子在铁素体中的活度明显增大，且能对渗碳体的形成起到抑制作用，进而增加奥氏体中的含碳量，同时使残余奥氏体的含量得到有效提升；当质量分数的取值超过该范围的最大端点值，将导致的不利影响是过高的Al含量，将导致板坯浇铸过程难度增加，同时使整体工艺的成本升高，当质量分数的取值低于该范围的最小端点值，将导致的不利影响是过低的Al含量将不能有效促进C在奥氏体的富集。
Mn的质量分数为0.5％～3％的积极效果是由于Mn能用来增加奥氏体区降低奥氏体化温度，提高淬透性；当质量分数的取值超过该范围的最大端点值，将导致的不利影响是Mn含量过高，将使钢基体脆性升高，同时过多的Mn将使成本增加，当质量分数的取值低于该范围的最小端点值，将导致的不利影响是过低的Mn，将导致钢基体的强度降低。
Cr的质量分数为0.1％～1％的积极效果是由于Cr能显著增加淬透性和减轻高温表面出现严重氧化的现象；当质量分数的取值超过该范围的最大端点值，将导致的不利影响是由于Cr能促进贝氏体形成，过高的Cr含量过多，贝氏体形成过多，将导致钢板的硬度下降，当质量分数的取值低于该范围的最小端点值，将导致的不利影响是Cr含量过低，难以提高有效的淬透性。
Mo的质量分数为0.05％～0.5％的积极效果是细化钢板的晶粒，提高淬透性；当质量分数的取值超过该范围的最大端点值，将导致的不利影响是Mo含量过高，将导致的不利影响是钢基体的制备成本过高，当质量分数的取值低于该范围的最小端点值，将导致的不利影响是Mo含量过低，导致钢基体的细化晶粒效果差。
Ni的质量分数为0.001％～1％的积极效果是在该质量分数范围内，能细化晶粒，提高钢的韧性和抗疲性能；当质量分数的取值超过该范围的最大端点值，将导致的不利影响是Ni含量过多，将导致钢基体的降低韧性，当质量分数的取值低于该范围的最小端点值，将导致的不利影响是Ni含量过少，将不能细化晶粒，提高钢的韧性和抗疲性。
B的质量分数为0.001％～0.006％的积极效果是保证钢板有足够的淬透性；当质量分数的取值超过该范围的最大端点值，将导致的不利影响是B含量过高，导致钢基体的晶界富集，进而导致钢基体的韧性下降，当质量分数的取值低于该范围的最小端点值，将导致的不利影响是B含量过低，导致钢基体的淬透性不足。
S≤0.005％的积极效果是避免形成MnS夹杂物和在晶界偏析而恶化钢的韧性，从而降低钢的韧塑性，并使氢致延迟断裂敏感性升高。
P≤0.01％的积极效果是避免P在钢液凝固时易形成微观偏析，而随后在奥氏体后温度加热时偏聚到晶界，使钢的脆性显著增大，从而使氢致延迟断裂敏感性升高。
N≤0.01％的积极效果是N与Al、Ti、Nb和V结合形成化合物，从而细化晶粒和降低氢致延迟断裂敏感性；当质量分数的取值超过该范围的最大端点值，将导致的不利影响是会偏聚晶界而降低晶界强度，影响钢板的强度。
O≤0.003％的积极效果是避免影响氢致延迟断裂敏感性；当质量分数的取值超过该范围的最大端点值，将导致的不利影响是将能与铝形成粗大的氧化铝夹杂物，恶化钢的韧性。
本申请中，镀层的化学成分中，Si的质量分数为8％～11％的积极效果是在该质量分数范围内，可以获得理想的合金层、抑制层厚度；当质量分数的取值超过该范围的最大端点值，将导致的不利影响是Si含量过多，将增加镀层的脆性，从而造成镀层易粉化，当质量分数的取值低于该范围的最小端点值，将导致的不利影响是Si含量过低，将形成合金层的爆发组织，影响镀层的成形。
Fe的质量分数为1％～4％的积极效果是在该质量分数范围内，能获得Fe元素的饱和镀液；当质量分数的取值超过该范围的最大端点值，将导致的不利影响是过高的Fe含量将产生大量渣，将造成漏镀、铝渣等缺陷，当质量分数的取值低于该范围的最小端点值，将导致的不利影响是Fe含量过低，将持续溶解带钢，增加断带风险。
作为一个可选的实施方式，所述钢基体的化学成分还包括：
0.8％≤[Al]+[Si]≤1.6％；
和/或，1.0％≤[Mn]+[Cr]≤3.5％；
其中，[Al]为Al的质量分数，[Si]为Si的质量分数，[Mn]为Mn的质量分数，[Cr]为Cr的质量分数。
本申请中，0.8％≤[Al]+[Si]≤1.6％的积极效果是在该范围内，能保证奥氏体中的C含量足够多，从而提高钢基体的稳定性；当质量分数的取值超过该范围的最大端点值，将导致的不利影响是Al和Si元素带来的负面效果增加，当质量分数的取值低于该范围的最小端点值，将导致的不利影响是残余奥氏体体积分数过低，塑性降低。
1.0％≤[Mn]+[Cr]≤3.5％的积极效果是在该范围内能充分降低生产成本，达到最优的使淬透性提高的元素组合含量；当质量分数的取值超过该范围的最大端点值，将导致的不利影响Mn和Cr含量过多，将导致钢基体金相组织的晶粒粗化或导致贝氏体含量过多，影响钢基体的韧性，当质量分数的取值低于该范围的最小端点值，将导致的不利影响是Mn和Cr含量过少，钢基体的淬透性不足，强度降低。
作为一个可选的实施方式，所述钢基体的化学成分还包括Ti、Nb和V中至少一种；
其中，Ti的质量分数为0.02％～0.05％，Nb的质量分数为0.02％～0.1％，V的质量分数为0.1％～0.2％。
本申请中，Ti的质量分数为0.02％～0.05％的积极效果是在该质量分数范围内，能使钢基体具有优异的析出强化效果；当质量分数的取值超过该范围的最大端点值，将导致的不利影响是Ti的含量过多，将导致析出物粗化，从而降低钢基体的析出强化效果，当质量分数的取值低于该范围的最小端点值，将导致的不利影响是Ti的含量过少，导致钢基体的强化效果不足。
Nb的质量分数为0.02％～0.1％的积极效果在该该质量分数的范围内，能使钢基体具有优异的析出强化效果；当质量分数的取值超过该范围的最大端点值，将导致的不利影响是Nb的含量过多，将导致析出物粗化，从而降低钢基体的析出强化效果，当质量分数的取值低于该范围的最小端点值，将导致的不利影响是Nb的含量过少，导致钢基体的强化效果不足。
V的质量分数为0.1％～0.2％的积极效果是在热冲压工艺过程中，在晶界会有一定量的VC或(V，Ti/Nb)C的复合碳化物析出现，并且第二相粒子对奥氏体晶粒有效钉扎，将会细化原奥氏体晶粒，而弥散的细小的析出物可作为H陷阱，捕获H原子，提高韧性，氢至延迟断裂问题得到极大改善优化；当质量分数的取值超过该范围的最大端点值，将导致的不利影响是V的含量过多，导致析出物粗化，从而降低钢基体的韧性，当质量分数的取值低于该范围的最小端点值，将导致的不利影响是V的含量过少，将导致氢陷阱数量不足，影响钢基体的强度。
作为一个可选的实施方式，以体积分数计，所述钢基体包括：马氏体：80％～98％，贝氏体：1％～10％，残余奥氏体：1％～10％。
本申请中，马氏体的体积分数为80％～98％的积极效果在该体积分数范围内，能保证钢基体有足够的强度；当体积分数的取值超过该范围的最大端点值，将导致的不利影响是马氏体含量过多，导致金相组织单一，钢基体的韧性不足，当体积分数的取值低于该范围的最小端点值，将导致的不利影响是马氏体含量不足，导致钢基体的强度级别不满足要求。
贝氏体的体积分数为1％～10％的积极效果在该体积分数范围内，能保证钢基体有足够的强度，当体积分数的取值超过该范围的最大端点值，将导致的不利影响是贝氏体含量过多，将降低钢基体的强度，当体积分数的取值低于该范围的最小端点值，将导致的不利影响是贝氏体含量不足，导致钢基体的强度级别不满足要求。
残余奥氏体的体积分数为1％～10％的积极效果在该体积分数范围内，能促进钢基体的TRIP效应，从而提高钢基体的延伸率；当体积分数的取值超过该范围的最大端点值，将导致的不利影响是残余奥氏体的含量过多，需要更精细的工艺，将增加能耗，当体积分数的取值低于该范围的最小端点值，将导致的不利影响是在该体积分数范围内，提高钢基体的塑性效果不佳。
在本申请一个实施例中，提供一种高强高韧性热冲压钢板的制备方法，所述方法包括：
S1.得到含所述化学成分的铸坯；
S2.将所述铸坯依次进行热轧、酸洗、冷轧、退火和热冲压，得到含镀层的钢基体；
s3.将含镀层的所述钢基体依次进行冲裁、加热、保温和热冲压淬火，得到钢板。
作为一个可选的实施方式，所述热轧的板坯加热终点温度为1150℃～1280℃，所述热轧的终轧温度为850℃～920℃，所述热轧的卷取温度为500℃～700℃。
作为一个可选的实施方式，所述退火包括罩式退火、连续退火和热浸镀铝硅退火；
其中，所述罩式退火的温度为660℃～730℃，所述罩式退火的保温时间为6h～20h；
所述连续退火的温度为720℃～820℃，所述连续退火的速度为60m/min～150m/min，所述连续退火的露点温度为＜300℃；
所述热浸镀铝硅退火的温度为720℃～820℃，所述热浸镀铝硅退火的露点温度为-20℃～10℃。
本申请中，连续退火的露点温度为＜300℃的积极效果是在该温度范围内，能避免产生过多氧化脱碳。
热浸镀铝硅退火的露点温度为-20℃～10℃的积极效果在该温度范围内，能提高预氧化的程度，从而提高钢基体的可镀性；当温度的取值超过该范围的最大端点值，将导致的不利影响是温度过高，将导致预氧化程度增加，产生漏镀等现象，影响镀层的均匀程度，当温度的取值低于该范围的最小端点值，将导致的不利影响是温度过低，将不能提高预氧化效果，并且将导致外氧化，致使镀层质量不佳。
作为一个可选的实施方式，所述加热的温度为800℃～1000℃，所述保温的时间为3min～10min，Ms点温度＜所述热冲压淬火的终点温度≤Mf点温度+20℃；
所述热冲压淬火包括：在200℃～400℃条件下进行淬火停留，所述淬火停留的总时间为30s～200s；
所述热冲压淬火还包括：多道次淬火；所述多道次淬火的间隔时间为5s～30s。
本申请中，加热的温度为800℃～1000℃的积极效果在该温度范围内，能得到完全奥氏体化的钢基体；当温度的取值超过该范围的最大端点值，将导致的不利影响是温度过高，将导致晶粒粗化，降低钢基体的强韧性，当温度的取值低于该范围的最小端点值，将导致的不利影响是温度过低，奥氏体化的程度不足，不能获得80％以上马氏体。
保温的时间为3min～10min的积极效果在该时间范围内，能得到适当含量的奥氏体；当保温时间的取值超过该范围的最大端点值，将导致的不利影响是过长的保温时间将导致晶粒粗化、氧化脱碳增加和镀层扩散过厚，当保温时间的取值低于该范围的最小端点值，将导致的不利影响是保温时间过短，导致奥氏体化的程度不足。
Mf点温度+20℃＜热冲压淬火的终点温度≤Ms点温度的积极效果能得到合适的钢基体金相组织；当温度的取值超过该范围的最大端点值，将导致的不利影响是温度过高，导致马氏体的含量不足，影响钢基体的韧性，当温度的取值低于该范围的最小端点值，将导致的不利影响是温度过低，无法获得足够的残余奥氏体。
淬火停留的总时间为30s～200s的积极效果在该淬火停留时间内，钢板能进行碳元素的分配，此时马氏体中的碳含量下降，奥氏体中的碳含量升高，从而使残余奥氏体富碳且能够稳定至室温；当淬火停留时间的取值超过该范围的最大端点值，将导致的不利影响是回火时间过长，将导致马氏体分解，当淬火停留时间的取值低于该范围的最小端点值，将导致的不利影响是时间过短，参与奥氏体富C的时间不足，不能获得足够的残余奥氏体。
多道次淬火的间隔时间为5s～30s的积极效果在该时间范围内，能提供足够的动态配分时间获得足够的残余奥氏体；当间隔时间的取值超过该范围的最大端点值，将导致的不利影响是时间过长，将导致马氏体分解，钢基体的强度降低，当间隔时间的取值低于该范围的最小端点值，将导致的不利影响是时间过短，金相组织转变时间不足，导致钢基体的强度过高。
各实施例和对比例的化学成分如表1所示。
表1
Figure BDA0003402971260000091
各实施例和对比例的工艺参数如表2和表3所示。
表2
Figure BDA0003402971260000092
Figure BDA0003402971260000101
表3
Figure BDA0003402971260000102
将实施例1-7和对比例1得到的热冲压钢板进行性能检测，检测结果如表4所示。
表4
Figure BDA0003402971260000111
表4中，
屈服强度是指金属材料发生屈服现象时的屈服极限，也就是抵抗微量塑性变形的应力，屈服强度越大，说明热冲压钢板的屈服极限越大。
抗拉强度是指材料发生断裂时的拉力与断裂横截面积的比值，即应力，抗拉强度越大，说明热冲压钢板的承受力越高。
断裂延伸率是指用钢板断裂时的相对伸长率，即钢板断裂时的伸长与其初始长度之比，以百分率表示，断裂延伸率越高，说明钢板的相对伸长率越高。
极限冷弯性能是指指金属材料在常温下能承受弯曲而不破裂性能，极限冷弯性能越大，说明钢板弯曲能力越强。
从实施例1-7的数据可知：
通过加入Nb、Ti、V，可微调热冲压钢板的屈服强度、抗拉强度、断裂延伸率和极限冷弯性能，其原理为Nb、Ti、V与C、N结合形成析出物，能细化奥氏体晶粒，从而提高钢板的性能。
从对比例1-5的数据可知：
若不加入Nb或V，或者不加入Mo，对冲压钢板的屈服强度、抗拉强度、断裂延伸率和极限冷弯性能都有影响，其中，对断裂延伸率的延伸率影响最大。
本申请实施例中的一个或多个技术方案，至少还具有如下技术效果：
(1)本申请实施例提供的热冲压钢板，其屈服强度Rp0.2≥800MPa，抗拉强度Rm≥1300MPa，延伸率A50mm≥7％，极限冷弯性能＞45°。
(2)本申请实施例提供的热冲压钢板，其钢基体的金相组织包括细化的马氏体、少量贝氏体和残余奥氏体的复相组织。
(3)本申请实施例提供的制备方法，其制备工艺简单，生产成本低，有利于工业化推广应用。
(4)本申请实施例提供的热冲压钢板，具有优越的性能，可用于制作汽车结构件和安全件，保护车内驾乘人员的安全，具有显著的环保与经济效益。
附图解释：
图2为本申请实施例提供的钢基体热冲压前的金相组织示意图，由图2可知，热冲压前的钢基体的金相组织为铁素体、珠光体、部分贝氏体和马氏体；
图3为本申请实施例提供的钢基体热冲压后的金相组织示意图，由图3可知，热冲压后的钢基体的金相组织为细化马氏体、少量贝氏体和残余奥氏体的复相组织；
图4为本申请实施例提供的钢基体热冲压后的EBSD示意图，由图4可知，残余奥氏体均匀分布在热冲压后的钢基体的金相组织中。
需要说明的是，在本文中，诸如“第一”和“第二”等之类的关系术语仅仅用来将一个实体或者操作与另一个实体或操作区分开来，而不一定要求或者暗示这些实体或操作之间存在任何这种实际的关系或者顺序。而且，术语“包括”、“包含”或者其任何其他变体意在涵盖非排他性的包含，从而使得包括一系列要素的过程、方法、物品或者设备不仅包括那些要素，而且还包括没有明确列出的其他要素，或者是还包括为这种过程、方法、物品或者设备所固有的要素。在没有更多限制的情况下，由语句“包括一个……”限定的要素，并不排除在包括所述要素的过程、方法、物品或者设备中还存在另外的相同要素。
以上所述仅是本发明的具体实施方式，使本领域技术人员能够理解或实现本发明。对这些实施例的多种修改对本领域的技术人员来说将是显而易见的，本文中所定义的一般原理可以在不脱离本发明的精神或范围的情况下，在其它实施例中实现。因此，本发明将不会被限制于本文所示的这些实施例，而是要符合与本文所申请的原理和新颖特点相一致的最宽的范围。

Claims (10)

1.一种高强高韧性热冲压钢板，其特征在于，所述钢板包括钢基体和镀层，所述镀层覆盖在所述钢基体的至少一个表面；
以质量分数计，所述钢基体的化学成分包括：C：0.15％～0.4％，Si：0.5％～1.5％，Al：0.02％～0.5％，Mn：0.5％～3％，Cr：0.1％～1％，Mo：0.05％～0.5％，Ni：0.001％～1％，B：0.001％～0.006％，S≤0.005％，P≤0.01％，N≤0.01％，O≤0.003％，其余为Fe和不可避免的杂质；
以质量分数计，所述镀层的化学成分包括：Si：8％～11％，Fe：1％～4％，其余为Al和不可避免的杂质。
2.根据权利要求1所述的钢板，其特征在于，所述钢基体的化学成分还包括：
0.8％≤[Al]+[Si]≤1.6％；
和/或，1.0％≤[Mn]+[Cr]≤3.5％；
其中，[Al]为Al的质量分数，[Si]为Si的质量分数，[Mn]为Mn的质量分数，[Cr]为Cr的质量分数。
3.根据权利要求1所述的钢板，其特征在于，所述钢基体的化学成分还包括Ti、Nb和V中至少一种；
其中，Ti的质量分数为0.02％～0.05％，Nb的质量分数为0.02％～0.1％，V的质量分数为0.1％～0.2％。
4.根据权利要求1所述的钢板，其特征在于，以体积分数计，所述钢基体包括：马氏体：80％～98％，贝氏体：1％～10％，残余奥氏体：1％～10％。
5.一种制备权利要求1-4任一项所述的钢板的方法，其特征在于，所述方法包括：
得到含所述化学成分的铸坯；
将所述铸坯依次进行热轧、酸洗、冷轧、退火、热浸镀铝硅和热冲压，得到含镀层的钢基体；
将含镀层的所述钢基体依次进行冲裁、加热、保温和热冲压淬火，得到钢板。
6.根据权利要求5所述的方法，其特征在于，所述热轧的板坯加热终点温度为1150℃～1280℃，所述热轧的终轧温度为850℃～920℃，所述热轧的卷取温度为500℃～700℃。
7.根据权利要求5所述的方法，其特征在于，所述冷轧的压下率为40％～80％。
8.根据权利要求5所述的方法，其特征在于，所述退火依次包括罩式退火、连续退火和热浸镀铝硅退火；
其中，所述罩式退火的温度为660℃～730℃，所述罩式退火的保温时间为6h～20h；
所述连续退火的温度为720℃～820℃，所述连续退火的速度为60m/min～150m/min，所述连续退火的露点温度为-30℃～10℃；
所述热浸镀铝硅退火的温度为720℃～820℃，所述热浸镀铝硅退火的露点温度为-20℃～10℃。
9.根据权利要求5所述的方法，其特征在于，所述加热的温度为800℃～1000℃，所述保温的时间为3min～10min，Mf点温度+20℃＜所述热冲压淬火的终点温度≤Ms点温度；
所述热冲压淬火包括：在200℃～400℃条件下进行淬火停留，所述淬火停留的总时间为30s～200s；
所述热冲压淬火还包括：多道次淬火；所述多道次淬火的间隔时间为5s～30s。
10.一种高强高韧性热冲压钢板的应用，其特征在于，将权利要求1-4任一项所述的钢板用于制备汽车车身中。
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