CN117363972A - 一种冷轧钢板、冲压件及其制造方法 - Google Patents

一种冷轧钢板、冲压件及其制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明公开了一种冷轧钢板，其含有Fe和不可避免的杂质，此外还含有质量百分比如下的下述化学元素：C：0.06～0.10wt％，Si：0.01～0.5wt％，Mn：1.6～2.5wt％，Al：0.01～0.07wt％，Cr：0.5～1.0wt％，Mo：0.1～0.3wt％，Ti：0.01～0.05wt％，Nb：0.001～0.03wt％，B：0.0001～0.005wt％，0＜N≤0.006wt％；所述冷轧钢板的微观组织为单相铁素体基体上均匀分布球状渗碳体颗粒，其中球状渗碳体球化率≥90％。相应地，本发明还公开了该冷轧钢板的制造方法，以及采用该冷轧钢板制得的冲压件。

Description

一种冷轧钢板、冲压件及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种板材及其制造方法，尤其涉及一种冷轧钢板及其制造方法。
背景技术
冲压用汽车用钢广泛应用于汽车零部件制造行业。由于热轧钢材料具有粗大的珠光体片层，强度较高，塑性较差，一般难以直接成型，并且热轧钢表面质量差，厚度精度差，因此热轧钢需进行后续的冷轧、球化退火才能进行后续的复杂精冲工序。
冲压用汽车用钢的组织和性能是实现复杂零件冲压的基本条件。为达到良好的冲压性能，希望材料具有高塑性和较低的强度，性能均匀，而这一性能希望通过提高球化率来实现。而影响球化效果的主要因素包括热轧钢材原始组织、退火工艺等。
在现有生产工艺中，通常采用增加球化退火次数和延长球化退火时间来提高材料的球化率，但退火次数的增加和延长退火时间大大增加了生产成本。
此外，对于部分需要热处理的材料或者零件，特别是中碳钢、高碳钢、合金钢等钢种，零件冲压后需要进行热处理，这就需要材料具有良好的淬透性，在油淬等淬火介质下进行淬火，才能生产全马氏体，提高零件的强度。但目前现有钢种，由于合金成分体系设计，一般都需要较快的冷速(≥30℃/s)才能淬成马氏体。这就对材料的厚度、冷却介质提出较高的要求，同时，还需要考虑淬透性不足，零件因此尺寸变形等相关问题。
基于此，期望提供一种冷轧钢板及其制造方法，以简便的工艺获得高球化率。
发明内容
本发明的目的之一在于提供一种冷轧钢板，其具有高球化率，具有良好的塑性以及较低的强度，能够满足复杂冲压的要求，同时其在热处理后还具有优异的淬透性。
为了实现上述目的，本发明提供了一种冷轧钢板，其含有Fe和不可避免的杂质，此外还含有质量百分比如下的下述化学元素：
C：0.06～0.10wt％，Si：0.01～0.5wt％，Mn：1.6～2.5wt％，Al：0.01～0.07wt％，Cr：0.5～1.0wt％，Mo：0.1～0.3wt％，Ti：0.01～0.05wt％，Nb：0.001～0.03wt％，B：0.0001～0.005wt％，0＜N≤0.006wt％；
所述冷轧钢板的微观组织为单相铁素体基体上均匀分布球状渗碳体颗粒，其中球状渗碳体球化率≥90％。
相应地，本发明还提供了一种冷轧钢板，其各化学元素质量百分比为：
C：0.06～0.10wt％，Si：0.01～0.5wt％，Mn：1.6～2.5wt％，Al：0.01～0.07wt％，Cr：0.5～1.0wt％，Mo：0.1～0.3wt％，Ti：0.01～0.05wt％，Nb：0.001～0.03wt％，B：0.0001～0.005wt％，0＜N≤0.006wt％；余量为Fe和不可避免的杂质；
所述冷轧钢板的微观组织为单相铁素体基体上均匀分布球状渗碳体颗粒，其中球状渗碳体球化率≥90％。
本发明通过合理控制碳、锰、铬、钼、硼元素及其含量并通过各元素组成成分之间的相互配合，使得冷轧钢板获得良好的淬透性，在热处理时以较低的冷速获得马氏体组织，提高材料的强度与硬度。
本发明所采用的各化学成分的成分设计理由如下：
碳：在本发明所述的技术方案中，碳是重要的强化元素，可以通过固溶强化显著提升钢的强度。但碳的质量百分比过高不仅会显著提高带钢的碳当量，降低可焊性性，也会降低带钢的塑性，并增加钢的冷脆性和时效敏感性，因此，碳的质量百分比不能太高，因而，本发明的冷轧钢板中碳的质量百分比控制在0.06～0.10wt％。
硅：硅是铁素体固溶强化元素，可以提高强度，但是添加硅会提升碳当量，降低焊接性，对磷化性也不利，因而，本发明的冷轧钢板中硅的质量百分比控制在0.01～0.5wt％。
锰：锰具有强固溶强化作用，能有效提高钢板强度，因此为了满足热处理后高强度要求，在本发明的冷轧钢板中添加一定量的Mn。但由于Mn的质量百分比过高会显著提高钢板的碳当量，降低可焊性，也会加重偏析，对塑性、扩孔性、弯曲性能等成形性能不利，因而，本发明的冷轧钢板中Mn的质量百分比控制在1.6～2.5wt％。
铝：Al充当脱氧剂，与N结合形成AlN，有助于防止奥氏体晶粒粗大。但当Al的含量超过0.07wt％时，钢板的纯度会降低。因此，本发明的冷轧钢板将Al的质量百分比控制在0.01～0.07wt％。
铬：铬在钢中主要用来延迟奥氏体转变孕育时间，提高淬透性，使铁素体、珠光体转变后移，在冷却过程中抑制该类组织形成，使钢在冷速不高的情况下直接进入马氏体相变区。因而，本发明的冷轧钢板中铬的质量百分比控制在0.5～1.0wt％。
钼：钼在钢种的主要作用是固溶强化作用，同时也提高碳化物的稳定性，从而提高钢的强度，还可以提高淬透性和热强性，防止回火脆性。因而，本发明的冷轧钢板中钼的含量为0.1～0.3wt％。
钛：在本发明中，Ti是一种强碳、氮化物形成元素，具有较强的细晶强化和析出强化作用。本发明添加Ti还有利于减轻板坯边角裂纹。此外，与Nb元素相比，Ti的价格不足Nb的十分之一，成本优势显著。然而，Ti添加过多则其强化效应降低。因此，本发明所述的高强度冷轧带钢控制Ti的质量百分比在0.01～0.05wt％。
铌：铌是一种强碳、氮化物形成元素，具有较强的细晶强化和析出强化作用，有助于提高带钢的强度。然而，Nb的质量百分比过高容易导致碳、氮化物偏聚，劣化钢的加工性能。另外，Nb非常昂贵，添加过多会增加成本。因此，Nb的添加量不宜过高，在本发明所述的技术方案中，控制Nb的质量百分比为0.001～0.03wt％。
硼：硼是钢中奥氏体晶界偏析强烈的元素，能降低奥氏体的晶界能，抑制先共析铁素体晶核的形成，对于提高钢的淬透性作用具有三大特点：提高淬透性的能力很强，只需极少量的B即可节约大量的贵重合金元素。但是，B有提高淬透性的最佳含量，不同于一般合金元素提高淬透性的效果，随其在钢中含量增加而增加，为了有效提高淬透性，本发明中的B含量必须在0.0001wt％以上，但是当其含量超过0.005wt％时，提高淬透性的效果达到饱和，因此本发明中B含量控制在0.0001～0.005wt％。
氮：在含Ti钢中，适量的N与Ti易在高温下形成TiN，有利于强化基体，并提高钢板的焊接性能。但N的质量百分比过高，则容易使TiN粗化，或使过多的N固溶，降低钢的塑性和扩孔翻边性能。且N含量过高，在热轧时会形成AlN的氮化物，导致基板钢板的冲裁加工性能和淬透性降低。因此，在本发明的技术方案中，N的质量百分比控制在0＜N≤0.006wt％。
本发明中不可避免的杂质主要是S和P。其中，磷会增加钢的冷脆性，降低钢的塑性，对焊接性能也不利影响，因此，在本发明的冷轧钢板中，杂质P的含量越低越好，然而考虑到冶炼成本，在一些实施方式中，P的质量百分比可以控制在P≤0.015wt％。
硫在钢中易与Mn形成MnS，恶化力学性能、扩孔性能以及其他成形性能，因此，在本发明所述的技术方案中，S的含量越低越好，因而，在本发明的一些实施方式中，S的质量百分比控制在可以控制为S≤0.01wt％。
进一步地，在本发明所述的冷轧钢板中，铁素体的晶粒度为7.0～11.0级。
进一步地，在本发明所述的冷轧钢板中，其中球状渗碳体球化率≥95％。
进一步地，在本发明所述的冷轧钢板中，其屈服强度为280～420MPa，抗拉强度为450～600MPa，断后伸长率A50mm≥25％。
进一步地，本发明所述的冷轧钢板，其在热轧态的微观组织为铁素体+珠光体+马氏体的混合组织。
本发明的另一目的在于提供一种冷轧钢板的制造方法，其制得的冷轧钢板具有高球化率，具有良好的塑性以及较低的强度，能够满足复杂冲压的要求，同时其在热处理后还具有优异的淬透性。
基于上述目的，本发明还提供了上文所述的冷轧钢板的制造方法，其包括步骤：
冶炼和铸造，得到板坯；
热轧：加热，轧制和卷取；其中卷取温度为500～620℃；
酸洗和冷轧；
罩式退火：退火均热温度为660～710℃，退火均热时间为5～30h；
平整。
在本发明的制造方法中，热轧步骤是冷轧钢板显微组织中球状渗碳体球化率提高的关键步骤。现有技术一般采用620～670℃的中高温卷取温度，得到的热轧钢板的显微组织为带状铁素体+块状珠光体，且会存在带状组织，为了得到球化率尽可能高的球状渗碳体且球状渗碳体均匀弥散分布于铁素体基体中的产物，现有技术一般采用增加球化退火次数(2次及以上)和延长球化退火时间的工艺，使得渗碳体充分扩散，最终得到弥散分布的球状渗碳体颗粒，但退火次数的增加和退火时间的延长大大增加了生产成本。
与现有技术不同的是，本发明的制造方法在在热轧步骤采用500℃～620℃的低温卷取工艺，制备得到的热轧钢板的显微组织为均匀的铁素体+珠光体或者贝氏体或者马氏体组织，这些组织中的碳化物分布均匀，因此在后续的冷轧步骤及球化退火步骤中需要的扩散距离大大缩短，在相同的球化退火工艺下，能获得更好的球化率组织，因此本发明的制造方法中不需多次、长时间退火便能得到球化良好的球状渗碳体颗粒。
在本发明中，若卷取温度不足500℃，则卷取时由于低温卷取得到较多马氏体造成强度太高，钢板容易产生裂纹，且卷取温度低，温度控制波动大，性能波动大，组织差异大，容易产生内应力造成板型差。因而，本发明采取500℃～620℃的低温卷取工艺。
退火是将金属缓慢加热到一定温度，保持足够时间，然后以适宜速度冷却，目的是降低钢板因冷轧步骤造成的硬度提高，以改善精冲加工性能。在本发明的制造方法中，采用罩式退火炉退火，退火温度选择在A1点温度(即平衡状态下，奥氏体、铁素体、渗碳体平衡共存的温度)以下，这是因为：过低的退火温度需要进一步延长保温时间才能得到良好的球化效果，过高的退火温度则会造成带钢进入两相区，在后续冷却过程中相变成块状珠光体的不良组织，同时也会造成铁素体晶粒粗大以及表面明显脱碳，影响材料最终使用性能。因此，为改善球化退火效果，本发明设定冷轧钢板在罩式退火炉的退火均热温度为660～710℃。退火时均热时间也很关键，均热时间过短，不能形成细小球状颗粒且无法形成渗碳体颗粒的弥散分布；若均热时间过长，则球状珠光体又会重新长大、团聚，形成层片状偏析，导致材料塑性降低，不利于后续精冲加工。因此，为了提高球化退火效果，本发明冷轧钢板在罩式退火步骤的退火均热时间5～30h。
本发明的上述的退火工艺与现有技术相比，在减少球化退火次数、缩短球化退火时间的条件下，大大节约了制造成本的同时保留了退火后得到的冷轧钢板的球状渗碳体的高球化率，因此获得的冷轧钢板具有塑性好、强度较低的优点，具备良好的冲压性能，能够满足复杂冲压要求。
在本发明的一些实施方式中，冶炼采用转炉或电炉进行，板坯的厚度可以为80～300mm。
进一步地，在本发明所述的制造方法的热轧步骤中，控制板坯加热温度为1180～1280℃，终轧温度为870～940℃。
本发明热轧步骤中控制板坯加热温度在1180～1280℃，这是因为：为了使板坯中的微合金元素充分溶解，以利于在后序步骤中充分发挥微合金元素的作用。由于终轧轧制必须在单相区进行，即不能低于Ar3相变温度(冷却时奥氏体向铁素体转变的开始温度)，因而，将终轧温度控制在870～940℃。如果终轧的终轧温度高于940℃，则产生的氧化皮变厚，酸洗性降低，钢板的表层上可能会发生脱碳层，铁素体粒径容易变粗；而如果终轧温度低于Ar3相变点温度，不仅会导致混晶，且轧机的轧制负荷显著增加。因此，将终轧温度限制在870～940℃的范围内，避免因为终轧温度过低导致混晶、轧制难度增大或温度过高导致晶粒过大影响强化效果等问题。
更进一步地，在本发明所述的制造方法的热轧步骤中，控制板坯加热温度为1200～1250℃，所述终轧温度控制为890～930℃。
更进一步地，在本发明所述的制造方法的热轧步骤中，控制卷取温度为550～600℃。
在本发明的一些实施方式中，在热轧步骤，板坯加热温度可选为1200～1250℃，终轧温度为890～930℃，卷取温度为500～620℃，由此可以产生有利于提高球化率的贝氏体组织，最终达到提高球化率、提高冷轧钢塑性、降低强度的目的，同时有利于缩短后续球化退火时间、减少后续球化退火次数，从而降低制造成本。
在本发明的一些实施方式中，终轧步骤后还可以包括喷水冷却，使钢板温度按照设定的冷却速率冷却至卷取温度进行卷取，其中冷却速率可以为＞30℃/s。
进一步地，在本发明所述的制造方法的冷轧步骤中，控制冷轧钢板的冷轧压下率为20～60％。
在冷轧步骤中决定冷轧钢板质量的主要参数是冷轧压下量，合适的冷轧压下量可以使材料产生畸变能，为珠光体球化转变提供能量，本发明通过对热轧钢板进行冷轧，可以促进后续罩式退火步骤的晶粒再结晶，得到合适的晶粒度，满足连续精冲加工要求，因此需要将压下率设为20％以上；另一方面，如果压下率超过60％，则由于晶粒过于细化，使得钢板硬化，制得的冷轧钢板的精冲性能降低，同时过高的形变量会使冷轧机负荷过大、冷轧轧制道次增加、冷轧成本提高。
进一步地，在本发明所述的制造方法的冷轧步骤中，控制冷轧钢板的冷轧压下率为30～50％。
冷轧压下率优选地控制在30～50％可以进一步得到目标球化率和晶粒度的产物。
进一步地，在本发明所述的制造方法中，在罩式退火步骤后还具有平整步骤，其中控制平整延伸率≤2.5％。
更进一步地，在本发明所述的制造方法中，控制平整延伸率为0.5～2.0％，可以进一步获得合适的屈强比，利于后续精密冲压。
在本发明的一些实施方式中，获得的冷轧钢板表面无镀层。
本发明的又一目的在于提供一种冲压件，其可以适用于汽车发动机系统、变速箱系统、汽车底盘系统等零部件。
基于上述目的，本发明提供了一种冲压件，其采用上文所述的冷轧钢板冲压制得。
进一步地，本发明所述的冲压件，其经过加热温度为800～950℃，冷却速度为10～30℃/s的热处理工艺，获得全马氏体组织。
相较于现有技术中的冲压件在热处理时需要≥30℃/s的冷速才能淬成马氏体，本发明即使采用较低的淬火冷速，也可以获得全马氏体。
进一步地，本发明所述的汽车用冲压件的屈服强度为650～900MPa，抗拉强度为800～1100MPa，断后伸长率A50mm≥8％。
本发明所述的冷轧钢板及其制造方法具有如下优点和有益效果：
本发明所述的冷轧钢板通过优化化学成分配比并对热轧工艺进行优化设计，使热轧钢板的微观组织为均匀的铁素体+珠光体+马氏体混合组织，进而冷轧、球化退火后的冷轧钢板的微观组织为铁素体基体上均匀弥散分布球状渗碳体颗粒，且球状渗碳体的球化率≥90％，因此冷轧钢具有高球化率、良好的塑性、较低的强度，满足了精密冲裁的要求。
本发明所述的制造方法在热轧步骤采用500℃～620℃的低温卷取工艺，制备得到的热轧钢板的显微组织为均匀的铁素体+珠光体+马氏体混合组织，这些组织中的碳化物分布均匀，因此在后续的冷轧步骤及球化退火步骤中需要的扩散距离大大缩短，在相同的球化退火工艺下，能获得更好的球化率组织，因此本发明的制造方法中不需多次、长时间退火便能得到球化良好的球状渗碳体颗粒。
本发明所述的制造方法，在减少球化退火次数、缩短球化退火时间的条件下，大大节约了制造成本的同时保留了退火后得到的冷轧钢板的球状渗碳体的高球化率，因此获得的冷轧钢板具有塑性好、强度较低的优点，具备良好的冲压性能，能够满足复杂冲压要求。
附图说明
图1示出了本发明实施例1的热轧钢板的显微组织金相图。
图2示出了本发明实施例1的冷轧钢板的显微组织金相图。
图3示出了本发明实施例1的冲压件热处理后的显微组织金相图。
具体实施方式
下面将结合具体的实施例和说明书附图对本发明所述的冷轧钢板及其制造方法以及冲压件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1-6和对比例1-2
表1列出了实施例1-6的冷轧钢板以及对比例1-2的对比钢板中的各化学元素质量百分比。
表1.(wt％，余量为Fe其他不可避免的杂质)
本发明所述实施例1-6的冷轧钢板均采用以下步骤制得：
(1)根据表1所示的化学成分冶炼和铸造，以得到厚度为80～300mm的板坯。
(2)热轧：控制板坯加热温度为1180～1280℃，终轧温度为870～940℃，终轧后喷水冷却，使钢板温度冷却至卷取温度500～620℃进行卷取；优选的，控制板坯加热温度为1200～1250℃，终轧温度为890～930℃，卷取温度为560～620℃。
(3)酸洗和冷轧：酸洗以去除表面氧化铁皮，在酸洗步骤后进行冷轧步骤，控制冷轧压下率为20～60％，优选地可以冷轧压下率为30～50％。
(4)罩式退火：控制退火均热温度为660～710℃，退火均热时间为5～30h。
(5)平整：控制平整率≤2.5％，优选地可以控制平整率为0.5～2.0％。
对比例1-2的对比钢材虽然也采用上述制造流程制得，但其化学成分设计和具体制造工艺参数中均存在不满足本发明设计要求的参数。
表2列出了实施例1-6的冷轧钢板以及对比例1-2的对比钢板在上述制造方法的步骤流程中的具体工艺参数。
表2.
为了观察本发明的微观组织变化，发明人还对实施例1在热轧步骤后的热轧态板材进行取样，观察其微观组织。图1示出了本发明实施例1的热轧钢板的显微组织金相图。
从图1中可以看出，其热轧态微观组织为铁素体+珠光体+马氏体。
此外，发明人还对本发明实施例1-6和对比例1-2制得的冷轧钢板分别取样，并进一步对实施例1-6和对比例1-2的冷轧钢板的微观组织进行观，在光学显微镜下，按照SEP1520 3系列评级标准，观察所得的结果列于下述表3之中。
表3列出了实施例1-6的冷轧钢板以及对比例1-2的冷轧钢板的金相微观组织观察结果。
表3.
编号 微观组织 球状渗碳体球化率(％)
实施例1 铁素体 99
实施例2 铁素体 92
实施例3 铁素体 95
实施例4 铁素体 99
实施例5 铁素体 97
实施例6 铁素体 99
对比例1 铁素体+珠光体 74
对比例2 铁素体 85
从上述表3中可以看出，实施例1-6中的冷轧钢板的微观组织均为单相铁素体基体上均匀分布球状渗碳体颗粒，其中球状渗碳体球化率≥90％。
此外，图2还示出了本发明实施例1的冷轧钢板的显微组织金相图。
如图2所示的，微观组织呈现为均匀的铁素体组织分布，同时有弥散分布的球状渗碳体分布，其中球状渗碳体的占比超过99％。
发明人还对各实施例和对比例的样品冷轧钢板进行了力学性能测试。本实施例和对比例的成分测定标准采用GB/T 223，屈服强度、抗拉强度以及延伸率的测试方法按照测定标准GB/T228-2002进行执行，延伸率标距为50m；扩孔性能测试的按照标准GB/T15825.4-2008标准执行，且性能测试的最终结果列于下述表4之中。
表4列出了实施例1-6的冷轧钢板以及对比例1-2的冷轧钢板的性能测试结果。
表4.
从表4中可以看出，在本发明中，实施例1-6的冷轧钢板的屈服强度均大于280MPa，抗拉强度均大于450MPa，断后伸长率A50mm均大于25％。
从以上实施例可以看出，本发明通过合适的化学成分设计以及优化制造工艺，可以获得具备良好的塑性以及较低的强度的冷轧钢板，其能够满足后续复杂冲压的要求。
为了进一步验证本发明的冷轧钢板的冲压性能，将各实施例和对比例均冲压制成汽车用冲压件，并在加热温度800～950℃，以10℃/s～30℃/s的速度冷却的热处理工艺参数下进行热处理，按照GB/T228-2002进行拉伸性能测试对获得的冲压件观测其微观组织及性能，并将结果列于表5中。
表5.
从表5中可以看出，本发明各实施例最低在10℃/s的淬火冷速下，就可以获得全马氏体的微观组织，而对比例1和对比例2在10℃/s和20℃/s的淬火冷速下，仍然无法获得全马氏体组织，这就使得对比例1和2的强度低于本发明实施例。
图3示出了采用实施例1制得的冲压件在热处理后的微观组织。从图3中可以看出，该冲压件为全马氏体组织。
需要说明的是，本发明的保护范围中现有技术部分并不局限于本申请文件所给出的实施例，所有不与本发明的方案相矛盾的现有技术，包括但不局限于在先专利文献、在先公开出版物，在先公开使用等等，都可纳入本发明的保护范围。
此外，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 (16)

1.一种冷轧钢板，其特征在于，其含有Fe和不可避免的杂质，此外还含有质量百分比如下的下述化学元素：
C：0.06～0.10wt％，Si：0.01～0.5wt％，Mn：1.6～2.5wt％，Al：0.01～0.07wt％，Cr：0.5～1.0wt％，Mo：0.1～0.3wt％，Ti：0.01～0.05wt％，
Nb：0.001～0.03wt％，B：0.0001～0.005wt％，0＜N≤0.006wt％；
所述冷轧钢板的微观组织为单相铁素体基体上均匀分布球状渗碳体颗粒，其中球状渗碳体球化率≥90％。
2.如权利要求1所述的冷轧钢板，其特征在于，其各化学元素质量百分比为：
C：0.06～0.10wt％，Si：0.01～0.5wt％，Mn：1.6～2.5wt％，Al：0.01～0.07wt％，Cr：0.5～1.0wt％，Mo：0.1～0.3wt％，Ti：0.01～0.05wt％，Nb：0.001～0.03wt％，B：0.0001～0.005wt％，0＜N≤0.006wt％；余量为Fe和不可避免的杂质。
3.权利要求1或2所述的冷轧钢板，其特征在于，铁素体的晶粒度为7.0～11.0级。
4.权利要求1或2所述的冷轧钢板，其特征在于，其中球状渗碳体球化率≥95％。
5.权利要求1或2所述的冷轧钢板，其特征在于，其屈服强度为280～420MPa，抗拉强度为450～600MPa，断后伸长率A50mm≥25％。
6.权利要求1或2所述的冷轧钢板，其特征在于，其在热轧态的微观组织为铁素体+珠光体+马氏体。
7.如权利要求1-6中任意一项所述的冷轧钢板的制造方法，其特征在于，包括步骤：
冶炼和铸造，得到板坯；
热轧：加热，轧制和卷取；其中卷取温度为500～620℃；
酸洗和冷轧；
罩式退火：退火均热温度为660～710℃，退火均热时间为5～30h；
平整。
8.如权利要求7所述的制造方法，其特征在于，在热轧步骤中，控制板坯加热温度为1180～1280℃，终轧温度为870～940℃。
9.如权利要求7所述的制造方法，其特征在于，在热轧步骤中，控制卷取温度为550～600℃。
10.如权利要求9所述的制造方法，其特征在于，在热轧步骤中，控制板坯加热温度为1200～1250℃，所述终轧温度控制为890～930℃。
11.如权利要求7所述的制造方法，其特征在于，在冷轧步骤中，控制冷轧压下率为20～60％。
12.如权利要求7所述的制造方法，其特征在于，在冷轧步骤中，控制冷轧压下率为30～50％。
13.如权利要求7所述的制造方法，其特征在于，在平整步骤中，控制平整延伸率≤2.5％。
14.一种汽车用冲压件，其特征在于，其采用如权利要求1-6中任意一项所述的冷轧钢板冲压制得。
15.如权利要求14所述的汽车用冲压件，其特征在于，其经过加热温度为800～950℃，冷却速度为10～30℃/s的热处理工艺，获得全马氏体组织。
16.如权利要求14所述的汽车用冲压件，其特征在于，其屈服强度为650～900MPa，抗拉强度为800～1100MPa，断后伸长率A50mm≥8％。
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