CN117980524A - 扩孔性优异的超高强度冷轧钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及一种扩孔性优异的超高强度冷轧钢板及其制造方法，更具体地，涉及一种主要可用于汽车碰撞和结构部件的扩孔性优异的超高强度冷轧钢板及其制造方法。

Description

扩孔性优异的超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超高强度冷轧钢板及其制造方法，更具体地，涉及一种主要可用于汽车碰撞和结构部件的扩孔性优异的超高强度冷轧钢板及其制造方法。
背景技术
用于汽车的钢板需要轻量化以保护地球环境，另一方面，为了乘客的安全，需要满足确保碰撞安全性的矛盾的目标。为此，正在开发双相(Dual Phase，DP)钢、相变诱导塑性(Transformation Induced Plasticity，TRIP)钢、复相(Complex Phase，CP)钢等各种用于汽车的钢板。但是，在这些先进高强度钢(Advanced High Strength Steel，AHSS)中可以实现的拉伸强度的极限约为1200Mpa级的水平。因此，热压成型(Hot Press Forming)工艺正在备受瞩目，在所述热压成型工艺中，为了确保碰撞安全性，在制成结构部件时，在高温下成型后通过进行与模具(Die)直接接触的快速冷却(水冷)来确保最终强度，但由于设备投资成本高，并且热处理和工艺成本高，因此其应用尚未广泛推广。
另外，与常规的冲压成型和热压成型相比具有更高的生产性的辊压成型工艺是通过分段辊压成型制作复杂形状的方法，通常应用于具有低伸长率的超高强度材料的部件成型，其应用也呈扩大的趋势。应用于这种辊压成型工艺的钢板主要在配备有水冷设备的连续退火设备中制造。但是，其缺点在于，由于在水冷时宽度方向上和长度方向上的温度偏差而导致形状质量差，因此应用辊压成型时操作性变差且出现不同位置的材质偏差等。因此，需要研究出通过水冷进行快速冷却的方法的替代方案。
发明内容
要解决的技术问题
本发明的一个方面的目的在于提供一种扩孔性优异的超高强度冷轧钢板及其制造方法。
技术方案
本发明的一个实施方案提供一种扩孔性优异的超高强度冷轧钢板，以重量％计，所述冷轧钢板包含：C：0.2-0.4％、Si：0.5％以下(0％除外)、Mn：1.0-2.0％、P：0.03％以下(0％除外)、S：0.015％以下(0％除外)、Al：0.1％以下(0％除外)、Cr：0.5％以下(0％除外)、Mo：小于0.2％(0％除外)、Ti：0.1％以下(0％除外)、Nb：0.1％以下(0％除外)、B：0.005％以下(0％除外)、N：0.01％以下(0％除外)、余量的Fe以及其他不可避免的杂质，所述冷轧钢板的微细组织由回火马氏体单相组织或马氏体和回火马氏体的混合组织组成，所述微细组织的每单位面积45μm×45μm的FHAGB为60面积％以上，LHAGB为8mm以上。
(其中，所述FHAGB表示具有大角度晶界的晶粒的分数，LHAGB表示具有大角度晶界的晶界的总长度，所述大角度晶界是指相邻的晶粒之间的位向差角度为15°以上的晶界。)
本发明的另一个实施方案提供一种制造扩孔性优异的超高强度冷轧钢板的方法，所述方法包括以下步骤：将钢坯加热至1100-1300℃的温度，以重量％计，所述钢坯包含：C：0.2-0.4％、Si：0.5％以下(0％除外)、Mn：1.0-2.0％、P：0.03％以下(0％除外)、S：0.015％以下(0％除外)、Al：0.1％以下(0％除外)、Cr：0.5％以下(0％除外)、Mo：小于0.2％(0％除外)、Ti：0.1％以下(0％除外)、Nb：0.1％以下(0％除外)、B：0.005％以下(0％除外)、N：0.01％以下(0％除外)、余量的Fe以及其他不可避免的杂质；将经所述加热的钢坯在Ar3以上的温度下进行热精轧以获得热轧钢板；将所述热轧钢板在720℃以下的温度下进行收卷；将经所述收卷的热轧钢板进行冷轧以获得冷轧钢板；将所述冷轧钢板在780-900℃的温度范围内进行退火热处理；将经所述退火热处理的冷轧钢板以5℃/秒以下的冷却速度进行缓慢冷却，冷却至650-750℃；将经所述缓慢冷却的冷轧钢板以40℃/秒以上的冷却速度进行快速冷却，冷却至150℃以下；以及将经所述快速冷却的冷轧钢板在180-240℃下进行再加热和过时效热处理。
发明效果
根据本发明的一个方面，可以提供一种扩孔性优异且拉伸强度为1470MPa以上的超高强度冷轧钢板及其制造方法。
附图说明
图1是用光学显微镜对根据本发明的一个实施例的发明例5和比较例5进行观察的照片。
图2是用扫描电子显微镜附带的电子背散射衍射对根据本发明的一个实施例的发明例5和比较例5的微细组织进行测量后分析大角度晶界和小角度晶界的照片。
最佳实施方式
下面，对根据本发明的一个实施方案的扩孔性优异的超高强度冷轧钢板进行说明。首先，对本发明的合金组成进行说明。除非另有说明，否则下面说明的合金组成的含量单位表示重量％。
C：0.2-0.4％
C是为了确保马氏体的强度而添加的元素，为了上述效果，优选添加0.2％以上的C。但是，当所述C的含量超过0.4％时，焊接性可能变差。因此，所述C的含量优选具有0.2-0.4％的范围。所述C含量的下限更优选为0.21％，进一步优选为0.22％。所述C的含量的上限更优选为0.3％，进一步优选为0.29％，最优选为0.28％。
Si：0.5％以下(0％除外)
Si是铁素体稳定化元素，其缺点在于，在存在缓慢冷却区间的连续退火炉中退火后进行缓慢冷却时促进铁素体的生成，从而削弱强度。另外，在退火时，由于Si引起的表面富集和氧化，存在引发凹痕缺陷的风险。因此，所述Si的含量优选具有0.5％以下的范围。所述Si的含量更优选为0.4％以下，进一步优选为0.3％以下。
Mn：1.0-2.0％
Mn是抑制铁素体的形成并使奥氏体的形成变得容易的元素。当所述Mn小于1.0％时，在缓慢冷却时容易生成铁素体，另一方面，当所述Mn超过2.0％时，弯曲加工性、耐延迟断裂性以及焊接性可能降低。因此，所述Mn的含量优选具有1.0-2.0％的范围。所述Mn含量的下限更优选为1.3％，进一步优选为1.5％。
P：0.03％以下(0％除外)
P是杂质元素，当所述P的含量超过0.03％时，焊接性降低，并且发生钢的脆性的风险增大，而且引发凹痕缺陷的可能性增大，因此优选将所述P含量的上限限定为0.03％。所述P的含量更优选为0.025％以下，进一步优选为0.02％以下。
S：0.015％以下(0％除外)
与P相同，S是杂质元素，并且是损害钢板的延展性和焊接性的元素。当所述S的含量超过0.015％时，损害钢板的延展性和焊接性的可能性高，因此优选将所述S含量的上限限定为0.015％。所述S的含量更优选为0.01％以下，进一步优选为0.005％以下。
Al：0.1％以下(0％除外)
Al是扩大铁素体相变区间的合金元素，在如本发明所示利用存在缓慢冷却区间的连续退火工艺的情况下，具有促进铁素体的形成的缺点，并且由于AlN的形成而可能导致高温热轧性降低，因此将所述Al含量的上限限定为0.1％。所述Al的含量更优选为0.07％以下，进一步优选为0.05％以下。
Cr：0.5％以下(0％除外)
Cr是通过抑制铁素体相变来容易确保低温相变组织的合金元素，在如本发明所示利用存在缓慢冷却的连续退火工艺的情况下，具有抑制铁素体的形成的优点。但是，当所述Cr的含量超过0.5％时，耐延迟断裂性可能变差，并且形成CrC等碳化物而损害扩孔性和弯曲加工性，而且由于合金添加量过多而可能导致成本增加。因此，所述Cr的含量优选具有0.5％以下的范围。所述Cr的含量更优选为0.4％以下，进一步优选为0.3％以下。
Mo：小于0.2％(0％除外)
Mo具有提高钢的淬火性的效果、生成成为氢陷阱位点的微细的包含Mo的碳化物的效果以及通过使马氏体微细化来改善耐延迟断裂特性的效果。但是，当所述Mo的含量为0.2％以上时，化学转化处理性可能变差，并且存在成本增加的问题，因此优选限制所述Mo含量的范围。因此，所述Mo的含量优选具有小于0.2％的范围。所述Mo含量的下限更优选为0.03％，进一步优选为0.05％，最优选为0.1％。
Ti：0.1％以下(0％除外)
Ti是氮化物形成元素，并且是通过使钢中的N以TiN的形式析出来进行清除(scavenging)的元素。当未添加所述Ti时，在连续铸造时由于AlN的形成而可能产生裂纹。但是，当所述Ti的含量超过0.1％时，除了固溶N的去除之外，由于额外的碳化物的析出而可能导致马氏体的强度降低，并且由于TiC、TiN等碳·氮化物的形成而可能损害扩孔性和弯曲加工性。因此，所述Ti的含量优选具有0.1％以下的范围。所述Ti的含量更优选为0.07％以下，进一步优选为0.05％以下。另外，为了所述清除效果和抑制AlN的形成，所述Ti的添加量可以为48/14*[N]以上的化学当量。
Nb：0.1％以下(0％除外)
Nb是偏析在奥氏体晶界处而在退火热处理时抑制奥氏体晶粒的粗大化的元素。但是，当所述Nb的含量超过0.1％时，碳·氮化物等的析出增加，从而母材的加工性降低，并且随着合金添加量变得过多，成本增加。因此，所述Nb的含量优选具有0.1％以下的范围。所述Nb的含量更优选为0.08％以下，进一步优选为0.06％以下。
B：0.005％以下(0％除外)
所述B是抑制铁素体的形成的元素，因此在本发明中具有在退火后的冷却时抑制铁素体的形成的优点。但是，当所述B的含量超过0.005％时，延展性可能降低。因此，所述B的含量优选具有0.005％以下的范围。所述B的含量更优选为0.004％以下，最优选为0.003％以下。
N：0.01％以下(0％除外)
N是杂质元素，当所述N的含量超过0.01％时，由于形成AlN等而大幅增加连铸时产生裂纹的风险，因此优选将所述N含量的上限限定为0.01％。所述N的含量更优选为0.008％以下，最优选为0.006％以下。
除了上述钢的组成之外，其余可以包含Fe和不可避免的杂质。不可避免的杂质是可能会在常规的钢铁制造工艺中无意地混入的杂质，因此无法完全排除这些杂质，常规的钢铁制造领域的技术人员可以容易地理解其含义。另外，本发明并不完全排除上述钢的组成之外的其他组成的添加。
另外，本发明的冷轧钢板可以进一步包含0.5％以下的Cu和0.5％以下的Ni中的一种以上。
Cu：0.5％以下
Cu具有提高耐蚀性且通过覆盖在钢板表面来抑制氢的侵入的效果。但是，当所述Cu的含量超过0.5％时，可能成为表面缺陷的原因。因此，所述Cu的含量优选具有0.5％以下的范围。所述Cu的含量更优选为0.4％以下，进一步优选为0.3％以下。
Ni：0.5％以下
与Cu相同，Ni也提高耐蚀性，并且起到减少因添加Cu而容易产生的表面缺陷的作用。但是，当所述Ni的含量超过0.5％时，加热炉内的氧化皮的生成变得不均匀，因此可能成为表面缺陷的原因。因此，所述Ni的含量优选具有0.5％以下的范围。所述Ni的含量更优选为0.4％以下，更优选为0.3％以下。
另外，本发明的冷轧钢板可以进一步包含0.05％以下的Sb。
Sb：0.05％以下
Sb是抑制表层的氧化或氮化而有助于高强度化和改善耐延迟断裂特性的元素。但是，当所述Sb的含量超过0.05％时，铸造性可能变差，并且耐延迟断裂特性可能降低。因此，所述Sb的含量优选具有0.05％以下的范围。所述Sb的含量更优选为0.04％以下，进一步优选为0.03％以下。
下面，对根据本发明的一个实施方案的扩孔性优异的超高强度冷轧钢板的微细组织进行说明。
本发明的冷轧钢板的微细组织优选由回火马氏体单相组织或马氏体和回火马氏体的混合组织组成。如上所述，通过使微细组织由回火马氏体单相组织或马氏体和回火马氏体的混合组织组成，可以获得高屈服强度和扩孔性优异的效果。本发明的微细组织更优选为回火马氏体单相组织，但由于在制造工艺中没有完全地发生回火，因此也可以由马氏体和回火马氏体的混合组织组成。在本发明中，对所述马氏体和回火马氏体的混合组织的分数不作特别限定，但是例如，所述混合组织的回火马氏体的分数可以为80面积％以上，更优选可以为90面积％以上。
另外，本发明的微细组织的每单位面积45μm×45μm的FHAGB优选为60面积％以上，LHAGB优选为8mm以上。此时，所述FHAGB表示具有大角度晶界的晶粒的分数，LHAGB表示具有大角度晶界的晶界的总长度，所述大角度晶界是指相邻的晶粒之间的位向差角度为15°以上的晶界。当所述FHAGB小于60面积％或所述LHAGB小于8mm时，存在扩孔性变差的缺点。
另外，本发明的冷轧钢板的原奥氏体的平均粒径可以为6μm以下。当所述原奥氏体的平均粒径超过6μm时，可能存在扩孔性和弯曲加工性变差的缺点。
如上所述提供的本发明的冷轧钢板的拉伸强度(TS)为1470MPa以上，拉伸强度(TS)(MPa)×扩孔率(HER)(％)的值为73500MPa·％以上，因此可以同时确保超高强度和优异的扩孔性。
下面，对根据本发明的一个实施方案的制造扩孔性优异的超高强度冷轧钢板的方法进行说明。
首先，将具有上述合金组成的钢坯加热至1100-1300℃的温度。当所述加热温度低于1100℃时，发生热轧负荷急剧增加的问题，当所述加热温度超过1300℃时，表面氧化皮的量增加，因此可能导致材料的损失(loss)。因此，所述钢坯的加热温度优选具有1100-1300℃的范围。
随后，将经所述加热的钢坯在Ar3以上的温度下进行热精轧以获得热轧钢板。所述Ar3温度是将奥氏体冷却时铁素体开始出现的温度。当所述精轧温度低于Ar3时，进行铁素体和奥氏体的两相区或铁素体区的轧制，从而形成混晶组织，并且可能由于热轧负荷的变动而引起热轧设备的故障。所述热精轧温度更优选为800℃以上，进一步优选为850℃以上，最优选为900℃以上。
随后，将所述热轧钢板在720℃以下的温度下进行收卷。当所述收卷温度超过720℃时，生成过多的钢板表面的氧化膜，因此可能引发缺陷。随着所述收卷温度的降低，热轧钢板的强度增加，从而存在作为后续工艺的冷轧的轧制负荷增加的缺点，但这不是导致实际生产变得不可能的因素，因此本发明中对所述收卷温度的下限不作特别限定。所述收卷温度更优选为700℃以下，进一步优选为680℃以下，最优选为650℃以下。
随后，将经所述收卷的热轧钢板进行冷轧以获得冷轧钢板。在本发明中，对所述冷轧工艺不作特别限定，并且可以利用本技术领域中通常使用的所有工艺。另外，在所述冷轧工艺之前，可以进一步进行酸洗工艺。
随后，将所述冷轧钢板在780-900℃的温度范围内进行退火热处理。当所述退火热处理温度低于780℃时，由于形成大量铁素体，强度可能降低。另外，当与在800℃以上进行退火的其他钢材进行连接作业时，由于本发明的钢材的顶(Top)部和端(End)部的温度梯度的发生，可能发生材质偏差。另一方面，当所述退火热处理温度超过900℃时，连续退火炉的耐久性变差，因此产品生产可能存在困难。因此，所述退火热处理温度优选具有780-900℃的范围。所述退火热处理温度的下限更优选为800℃，进一步优选为820℃，最优选为840℃。所述退火热处理温度的上限更优选为880℃，进一步优选为860℃。
随后，将经所述退火热处理的冷轧钢板以5℃/秒以下的冷却速度进行缓慢冷却，冷却至650-750℃。一般情况下，在连续退火炉中，在退火热处理后存在缓慢冷却区间。即，在所述退火热处理工艺之后，在一定区间内进行缓慢冷却。通常，在包括缓慢冷却区间的连续退火炉的情况下，在退火后存在100-200m的缓慢冷却区间，其缺点在于，在高温下退火后通过缓慢冷却形成铁素体等软质相(Phase)，因此导致超高强度钢的制造变得困难。例如，在存在160m的缓慢冷却区间的情况下，在钢板的板通过速度为每分钟160m时，在缓慢冷却区间保持的时间为60秒，并且在退火温度为830℃且缓慢冷却区间的最终温度为650℃的情况下，缓慢冷却区间的冷却速度非常低，仅为3℃/秒。因此，生成铁素体等软质相的可能性变得非常高。另外，为了使所述退火后缓慢冷却时的冷却速度高于5℃/秒，需要引入额外的冷却装置，因此可能发生制造成本或设备更换等问题。
因此，在本发明中，将经所述缓慢冷却的冷轧钢板以40℃/秒以上的冷却速度进行快速冷却，冷却至150℃以下。通过所述快速冷却工艺，可以使微细组织转变为马氏体。当所述快速冷却速度小于40℃/秒或快速冷却终止温度超过150℃时，马氏体的相变不能充分进行，因此可能难以确保本发明期望获得的微细组织。所述快速冷却速度更优选为50℃/秒以上，进一步优选为60℃/秒以上，最优选为70℃/秒以上。所述快速冷却终止温度更优选为140℃以下，进一步优选为130℃以下。
随后，将经所述快速冷却的冷轧钢板在180-240℃下进行再加热和过时效热处理。通过所述再加热和过时效热处理，可以将通过上述快速冷却工艺获得的马氏体转变为回火马氏体。当所述再加热和过时效热处理温度低于180℃时，回火不能充分进行，从而存在屈服强度低且无法确保充分的韧性的缺点，当所述再加热和过时效热处理温度超过240℃时，由于碳化物的大量析出和粗大化，存在弯曲加工性变差的缺点。所述再加热和过时效热处理温度的下限更优选为190℃，进一步优选为200℃。所述再加热和过时效热处理温度的上限更优选为230℃，进一步优选为220℃。另外，所述过时效热处理可以进行400秒以上。当所述过时效热处理的时间小于400秒时，回火不能充分进行，从而存在屈服强度低的缺点。另外，在本发明中，对所述过时效热处理时间不作特别限定，但由于连续退火设备的特性，难以超过1000秒。所述过时效热处理时间的下限更优选为500秒，进一步优选为600秒。
具体实施方式
下面，通过实施例对本发明进行更详细的说明。但是，这些实施例的记载仅用于例示本发明的实施，本发明并不受这些实施例的记载的限制。这是因为本发明的权利范围是由权利要求书中记载的内容和由此合理推导的内容所决定。
(实施例)
将具有下表1中记载的合金组成的钢水铸造成钢锭，然后进行成型轧制，从而制造钢坯。将该钢坯加热至1200℃的温度并保持1小时，然后在900℃下进行热精轧，并装入预先加热至550℃的炉中并保持1小时，然后进行炉冷，以此模拟热轧收卷。将该热轧钢板进行酸洗，然后以50％的冷轧压下率进行冷轧，然后在下表2中记载的条件下进行退火热处理、缓慢冷却、快速冷却、再加热和过时效热处理，从而制造冷轧钢板。
对如上所述制造的冷轧钢板测量微细组织和机械物理性能，然后示于下表3中。
此时，利用光学显微镜测量微细组织，并且通过[关系式1]Fm＝(Fk×106)/((0.67n+z)×V2)测量原奥氏体的平均粒径。其中，在所述关系式1中，Fm表示原奥氏体的平均粒径，Fk表示微细组织照片的总面积，z表示圆内部包含的晶粒的数量，n表示跨越圆的晶粒的数量，V表示测量微细组织时的倍率。在测量所述原奥氏体的平均粒径时，在用1000倍率的光学显微镜测量的微细组织的照片上绘制直径为140μm的圆进行测量。
另外，对于FHAGB和LHAGB，利用电子背散射衍射法(EBSD)在45μm×45μm的测量面积和0.75μm的测量间隔内测量微细组织，然后利用TSL-OIM软件并以15°的阈值为基准进行分析。
对于拉伸强度(TS)和屈服强度(YS)，通过在与轧制方向垂直的方向上截取JIS 5号尺寸的拉伸试验片后以0.01/秒的应变率(strain rate)进行拉伸试验来测量。
扩孔率(HER)是根据ISO 16630标准进行测量。试片尺寸为120mm×120mm，根据12％的间隙(clearance)标准，初始孔径为10mm。冲压保持载荷为20吨(ton)，试验速度为12mm/分钟。
对于R/t(弯曲特性)，将冷轧钢板加工成宽度100mm×长度30mm的试片，然后在试验速度为100mm/分钟的条件下进行90°弯曲试验，然后利用显微镜确认弯曲部的裂纹，从而通过将不产生裂纹的最小弯曲半径(R)除以试片的厚度(t)来获得R/t值。
[表1]
[表2]
[表3]
通过所述表1至表3可知，在符合本发明的条件的发明例1至发明例8的情况下，可知具有优异的拉伸强度和拉伸强度×扩孔率的值。另一方面，在比较例1至比较例12的情况下，可知由于不符合本发明的条件，因此无法确保本发明所期望获得的拉伸强度或拉伸强度×扩孔率的值。
图1是用光学显微镜观察发明例5和比较例5的照片。通过图1可知，在发明例5的情况下，原奥氏体的平均粒径微细，另一方面，在比较例5的情况下，可知原奥氏体的平均粒径相对较大。
图2是用扫描电子显微镜附带的电子背散射衍射测量发明例5和比较例5的微细组织后分析大角度晶界和小角度晶界的照片。通过图2可知，在发明例5的情况下，FHAGB和LHAGB具有高值，另一方面，在比较例5的情况下，可知FHAGB和LHAGB的值是低水平。

Claims (9)

1.一种扩孔性优异的超高强度冷轧钢板，以重量％计，所述冷轧钢板包含：C：0.2-0.4％、Si：0.5％以下且0％除外、Mn：1.0-2.0％、P：0.03％以下且0％除外、S：0.015％以下且0％除外、Al：0.1％以下且0％除外、Cr：0.5％以下且0％除外、Mo：小于0.2％且0％除外、Ti：0.1％以下且0％除外、Nb：0.1％以下且0％除外、B：0.005％以下且0％除外、N：0.01％以下且0％除外、余量的Fe以及其他不可避免的杂质，
所述冷轧钢板的微细组织由回火马氏体单相组织或马氏体和回火马氏体的混合组织组成，
所述微细组织的每单位面积45μm×45μm的FHAGB为60面积％以上，LHAGB为8mm以上，
其中，所述FHAGB表示具有大角度晶界的晶粒的分数，LHAGB表示具有大角度晶界的晶界的总长度，所述大角度晶界是指相邻的晶粒之间的位向差角度为15°以上的晶界。
2.根据权利要求1所述的扩孔性优异的超高强度冷轧钢板，其中，所述冷轧钢板进一步包含0.5％以下的Cu和0.5％以下的Ni中的一种以上。
3.根据权利要求1所述的扩孔性优异的超高强度冷轧钢板，其中，所述冷轧钢板进一步包含0.05％以下的Sb。
4.根据权利要求1所述的扩孔性优异的超高强度冷轧钢板，其中，所述冷轧钢板的原奥氏体的平均粒径为6μm以下。
5.根据权利要求1所述的扩孔性优异的超高强度冷轧钢板，其中，所述冷轧钢板的拉伸强度TS为1470MPa以上，拉伸强度TS×扩孔率HER的值为73500MPa·％以上，其中，拉伸强度的单位为MPa，扩孔率的单位为％。
6.一种制造扩孔性优异的超高强度冷轧钢板的方法，其包括以下步骤：
将钢坯加热至1100-1300℃的温度，以重量％计，所述钢坯包含：C：0.2-0.4％、Si：0.5％以下且0％除外、Mn：1.0-2.0％、P：0.03％以下且0％除外、S：0.015％以下且0％除外、Al：0.1％以下且0％除外、Cr：0.5％以下且0％除外、Mo：小于0.2％且0％除外、Ti：0.1％以下且0％除外、Nb：0.1％以下且0％除外、B：0.005％以下且0％除外、N：0.01％以下且0％除外、余量的Fe以及其他不可避免的杂质；
将经所述加热的钢坯在Ar3以上的温度下进行热精轧以获得热轧钢板；
将所述热轧钢板在720℃以下的温度下进行收卷；
将经所述收卷的热轧钢板进行冷轧以获得冷轧钢板；
将所述冷轧钢板在780-900℃的温度范围内进行退火热处理；
将经所述退火热处理的冷轧钢板以5℃/秒以下的冷却速度进行缓慢冷却，冷却至650-750℃；
将经所述缓慢冷却的冷轧钢板以40℃/秒以上的冷却速度进行快速冷却，冷却至150℃以下；以及
将经所述快速冷却的冷轧钢板在180-240℃下进行再加热和过时效热处理。
7.根据权利要求6所述的制造扩孔性优异的超高强度冷轧钢板的方法，其中，所述钢坯进一步包含0.5％以下的Cu和0.5％以下的Ni中的一种以上。
8.根据权利要求6所述的制造扩孔性优异的超高强度冷轧钢板的方法，其中，所述钢坯进一步包含0.05％以下的Sb。
9.根据权利要求6所述的制造扩孔性优异的超高强度冷轧钢板的方法，其中，所述过时效热处理进行400秒以上。
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