CN106244924A - 一种冷轧淬火延性钢及制备方法 - Google Patents

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Abstract

本申请提供了一种冷轧淬火延性钢及制备方法，所述冷轧淬火延性钢的化学成分质量百分比为：C：0.18～0.23％；Mn：1.5～2.2％；Si：1.3～1.8％；P：≤0.02％；S：≤0.008％；Nb：0～0.05％；Ti：0～0.1％；余量为Fe和不可避免的杂质。本申请采用制备板坯、加热、热轧、冷却、卷取、冷轧及连续退火等工序制备的冷轧淬火延性钢的抗拉强度达到980～1200MPa，强塑积达25GPa·％以上。

Description

一种冷轧淬火延性钢及制备方法
技术领域
本申请涉及超高强钢技术领域，尤其涉及一种冷轧淬火延性钢及制备方法。
背景技术
本部分的描述仅提供与本申请公开相关的背景信息，而不构成现有技术。
近年来，汽车产业发展迅速，汽车数量急剧增多，这样就对车辆的安全性提出了新的要求。与此同时，资源匮乏、能源短缺等问题愈发突出，环境问题日益严峻，越来越多的国家和团体开始关注生态和环境保护。因此，保证车辆安全性的同时，降低油耗、节约能源成为汽车钢发展的必然方向。
先进高强钢具有高强度高成型性的特点，不仅可以满足汽车安全性的要求，而且可以通过减薄汽车结构件，达到减轻汽车自重的效果。先进高强钢主要有双相钢(DP，dual-phase)、马氏体钢(MS，Martensitic Steel)、相变诱发塑性钢(TRIP，TransformationInduced Plasticity Steel)和淬火配分钢(Q&P，Quenching and Partitioning)等。
其中，DP钢和MS钢能够满足高强度要求，但一般延伸率不足，强塑积不超过20GPa％；
传统低碳低合金TRIP钢一般难以达到980MPa高强度级别，而中碳或高合金TRIP钢在提高强度的同时会带来冶炼、焊接等方面的困难；
一步配分Q&P钢由于配分温度低，导致抗拉强度较高，延伸率较低；两步配分Q&P钢为了在不牺牲强度的前提下得到足够数量的残余奥氏体，要求连续热处理线拥有高速冷却和淬火后快速提温的特殊功能，然而目前的工业生产线大都不具备这样的条件。即使生产线拥有了这样的能力，也会加大控制难度，导致性能不稳定、通卷均匀性差以及与其他产品衔接不顺等问题，从而影响生产效率和产品质量。
应该注意，上面对技术背景的介绍只是为了方便对本申请的技术方案进行清楚、完整的说明，并方便本领域技术人员的理解而阐述的。不能仅仅因为这些方案在本申请的背景技术部分进行了阐述而认为上述技术方案为本领域技术人员所公知。
发明内容
在已公开的高强度、高强塑积汽车用钢专利申请中，公开号为CN105018843A的中国发明专利申请公开了一种钒和钛复合添加的Q&P钢及其制造方法，其主要成分的重量百分比为：C：0.17～0.22％、Si：1.3～1.6％、Mn：1.5～2.1％、P≤0.010％、S≤0.008％、V：0.03～0.07％、Ti：0.02～0.04％，余量为Fe和不可避免的杂质。热轧工艺卷取温度低于200℃，配分温度较低为170～210℃。抗拉强度1350～1450MPa，延伸率≥15％，强塑积≥22GPa·％。
公开号为CN104278194A的中国发明专利申请公开了一种高强度高塑性的两步配分Q&P钢板及其制备方法，其化学成分中C含量为0.25～0.35wt％，Si含量0.8～1.2wt％，Al含量0.5～1.0wt％，B含量0.001～0.002wt％。热轧工艺卷取温度为600～650℃，过时效段淬火温度为250～280℃，配分温度为350～400℃。热处理后所得钢板抗拉强度大于980MPa，延伸率大于20％。
公开号为CN102011051A的中国发明专利申请公开了一种高强度高塑性的中碳相变诱发塑性钢及其制备方法，其化学成分中C含量为0.24～0.30wt％，Si含量0.8～1.2wt％，P含量0.03～0.075wt％，V含量0.07～0.09wt％。连续退火工艺中快冷段冷却速率为20℃/s，配分温度较高为380～460℃。抗拉强度≥980MPa，延伸率≥18％，强塑积≥17.64GPa·％，
依据上述专利得到的钢的延伸率较低；且为了使得到的钢具有较高的强度和强塑积，需要添加Al、V或B等元素，使得制备成本升高，制备工艺难度加大，实际中难以实现量产。
鉴于现有技术的不足，本申请提供了一种冷轧淬火延性钢及制备方法，以获得高强度、高强塑积，且制备工艺简单的汽车钢。
为实现上述目的，本申请提供了如下的技术方案。
本申请一方面提供了一种冷轧淬火延性钢，所述冷轧淬火延性钢的化学组成及其质量百分比为：
C：0.18～0.23％；
Mn：1.5～2.2％；
Si：1.3～1.8％；
P：≤0.02％；
S：≤0.008％；
Nb：0～0.05％；
Ti：0～0.1％；
余量为Fe和不可避免的杂质。
本申请另一方面提供了一种轧淬火延性钢的制备方法，包括：
制备板坯，所述板坯具有上述实施方式之一所述的化学组成及其质量百分比；
加热，将所述板坯加热到1200～1280℃，保温1～4h；
热轧，采用两阶段控轧轧制，粗轧阶段温度为1070～1170℃，在再结晶区压下率为80～85％；在未再结晶区压下率为60～90％，终轧温度为850～900℃；
冷却，采取连续冷却，冷却速率为10～100℃/s；
卷取，卷取温度为680～720℃；
冷轧，压下率为60～90％；
连续退火，所述连续退火的工序采用两相区退火制度，分三段加热；其中，
第一段从室温预加热到150～300℃，加热速率为2～25℃/s；
第二段从第一段的预热目标温度加热到600～650℃，加热速率为1～20℃/s；
第三段从第二段的加热目标温度再加热到退火温度780～820℃，加热速率为0.5～10℃/s，保温时间为5～200s。
本申请设计了低成本、易焊接的合金化路线，采用马氏体相转变点(Ms)附近等温淬火的新颖工艺路线，制备所得淬火延性钢组织包括多边形铁素体、无碳贝氏体、马氏体和残余奥氏体。抗拉强度为980～1200MPa，断后延伸率大于等于22％，强塑积在25GPa·％以上。
利用本申请的制备方法制得的新钢种相较于同强度级别的DP钢的延伸率大幅度提高，成型、扩孔和折弯等性能均有不同程度提高。比同强度级别的传统TRIP钢添加更少的合金元素，节约了成本，降低了冶炼、焊接等方面的难度。与两步配分Q&P钢相比，力学性能更为优越，且均匀性和稳定性更好，退火工艺可操作性强，适合现有流程，有利于工业化推广。
此外，本申请通过合金成分设计、奥氏体稳定化和多相微结构的精准调控，在兼顾材料淬透性、强度和塑性关系的基础上，成品钢板力学性能优异，抗拉强度980～1200MPa，断后延伸率≥22％，强塑积≥25GPa·％。
本申请的制备方法适用于工业用传统连续退火生产线，可以取代同强度级别的DP钢、TRIP钢和两步配分QP钢，以低成本、低能耗、高效率的方式生产出高强塑积的第三代汽车钢，以满足汽车轻量化的市场需求。
采用本申请的工艺流程能够获得具有高强度和高塑性的性能优良钢板，使用本申请的钢板，能够适应要求高强度的汽车用钢和其他工业机械零件的成形加工。
其它应用领域将根据本文中提供的描述而变得明显。本申请内容的描述和具体示例仅旨在例示的目的，并非旨在限制本申请的范围。
附图说明
在此描述的附图仅用于解释目的，而不意图以任何方式来限制本申请公开的范围。另外，图中的各部件的形状和比例尺寸等仅为示意性的，用于帮助对本申请的理解，并不是具体限定本申请各部件的形状和比例尺寸。本领域的技术人员在本申请的教导下，可以根据具体情况选择各种可能的形状和比例尺寸来实施本申请。在附图中：
图1为本申请实施方式的冷轧淬火延性钢的制备方法的流程图；
图2为图1中连续退火工艺的流程图；
图3为根据本申请实施例1的板坯的热轧金相/探针组织相图；
图4为采用本申请方式的冷轧淬火延性钢的制备方法对实施例1的板坯在320℃进行等温得到的冷轧淬火延性钢的金相/探针组织相图；
图5为根据本申请实施例2的板坯的热轧金相/探针组织相图；
图6为采用本申请方式的冷轧淬火延性钢的制备方法对实施例2的板坯在340℃进行等温得到的冷轧淬火延性钢的金相/探针组织相图；
图7为根据本申请实施例3的板坯的热轧金相/探针组织相图；
图8为采用本申请方式的冷轧淬火延性钢的制备方法对实施例3的板坯在360℃进行等温得到的冷轧淬火延性钢的金相/探针组织相图；
图9为采用本申请方式的冷轧淬火延性钢的制备方法对实施例3的板坯在390℃进行等温得到的冷轧淬火延性钢的金相/探针组织相图。
具体实施方式
下面将结合本申请实施方式中的附图，对本申请实施方式中的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施方式仅仅是本申请一部分实施方式，而不是全部的实施方式。基于本申请中的实施方式，本领域普通技术人员在没有作出创造性劳动前提下所获得的所有其它实施方式，都属于本申请保护的范围。
除非另有定义，本文所使用的所有的技术和科学术语与属于本申请的技术领域的技术人员通常理解的含义相同。本文中在本申请的说明书中所使用的术语只是为了描述具体的实施方式的目的，不是旨在于限制本申请。
下面说明限定的各元素含量的原因。
C：0.18～0.23％
C元素是低碳钢较常采用的强化元素，是稳定奥氏体的主要元素。在本申请中，将C元素含量控制在0.18～0.23％之间，进一步优选地范围为0.19～0.22％，在淬火等温无碳贝氏体生成过程中，C元素会向奥氏体中扩散，使得奥氏体更稳定，残余奥氏体含量增加，从而提高了钢的延展性。此外，将C元素含量控制在0.18～0.23％之间，还可以使得最终制备得到的钢的强度较高，同时，不会因为C元素含量过高而给冶炼和焊接带来困难。
Mn：1.5～2.2％
Mn元素为低合金钢的基本组成元素，是奥氏体稳定化的主要元素。在本申请中，将Mn元素含量控制在1.5～2.2％之间，能显著提高钢的淬透性，并起到固溶强化和细化铁素体晶粒的作用，并且，还能够显著推迟珠光体和贝氏体的转变。此外，将Mn元素含量控制在1.5～2.2％之间，还可以较佳的控制生产成本，同时，不会因为Mn元素含量过高而给冶炼带来困难。
Si：1.3～1.8％
在本申请中，将Si元素含量控制在1.3～1.8％之间，能够大大提高碳原子在铁素体和奥氏体中的活度，同时，还可以减少C元素在铁素体中的固溶度，从而提高奥氏体中的C元素含量，起到稳定奥氏体的作用；并且，还能够抑制配分过程中渗碳体的形成。此外，Si元素还能够影响马氏体回火的反应顺序及贝氏体的生成。进一步地，将Si元素含量控制在1.3～1.8％之间，还可以使得最终制备得到的钢具有较佳的表面质量。
S：≤0.008％
在本申请中，将S元素含量控制在≤0.008％的范围内，可以显著地降低S元素因形成MnS等硫化物夹杂物而使钢板力学性能和加工性能恶化的情况发生，从而，使最终制备得到的钢的力学性能和加工性能均较佳。
P：≤0.02％
在本申请中，将P元素含量控制在≤0.02％的范围内，能够有效的抑制碳化物的析出，使马氏体的强度略有下降，铁素体的强度略有升高，从而，使最终制备得到的钢的加工性能较佳。
Nb：0～0.05％
Nb元素对细化晶粒、相变行为、奥氏体中C元素的富集和马氏体的形核发挥显著作用。在本申请中，将Nb元素含量控制在0～0.05％之间，Nb元素可以与C元素和N元素结合形成细小的碳氮化物，阻止晶粒长大，从而可以起到明显的强化效果。
Ti：0～0.1％
Ti元素为强碳化物形成元素。在本申请中，将Ti元素含量控制在0～0.1％之间，可以达到较佳的沉淀强化和细晶强化的作用，从而可以较显著地提高钢的抗拉强度。
下面说明本申请的淬火延性钢的组织和性能。
本申请的淬火延性钢具有的组织如下：多边形铁素体、无碳贝氏体、马氏体和残余奥氏体。以相对于全部组织的面积统计，铁素体含量为20～50％，无碳贝氏体和马氏体含量之和为30～70％，残余奥氏体含量为8～16％。上述的多边形铁素体、无碳贝氏体、马氏体和残余奥氏体的组织面积之和为100％。
多边形铁素体(PF，Polygonal Ferrite)在透射电镜(TEM，TransmissionElectron Microscope)下为白色，呈多角形形状，内有细小碳化物析出。无碳贝氏体(B，Bainitic)和马氏体(M，Martensitic)为黑色，呈板条状，残余奥氏体(RA，RetainedAustenite)有块状和薄膜状两种形态。
在本申请中，显微组织的主要特征主要表现在以下几个方面：两相区退火，生成多边形铁素体，完成碳向奥氏体的初次富集；在较低温度马氏体相转变点(Ms)附近及稍下等温，得到了硬度较高、板条细小的低温无碳贝氏体；等温过程贝氏体相变不充分，余下的奥氏体中部分在二次淬火中发生相变，生成新鲜马氏体；无碳贝氏体的生成，使得贝氏体中的碳元素向奥氏体中扩散富集，使得奥氏体更稳定，能够保留更多的残余奥氏体。
在本申请中，多相复合组织一起导致了新钢种具有如下的力学性能：屈服强度为550～700MPa，抗拉强度≥980MPa，均匀延伸率≥20％，断后延伸率≥22％，强塑积≥25GPa·％。
下面说明本申请的淬火延性钢的制备工艺流程方法。
如图1所示，为本申请实施方式的冷轧淬火延性钢的制备方法的流程图。请参阅图1，本申请实施方式的冷轧淬火延性钢的制备方法主要包括：S10：板坯制备工序，S20：加热工序，S30：热轧工序，S40：冷却工序，S50：卷取工序，S60：冷轧工序，S70：连续退火工序。为了高效地获得本申请的冷轧淬火延性钢，有必要合理的控制上述工序中的关键参数，以保证获得理想的显微组织和力学性能。
S10：制备板坯，上述板坯具有上述实施方式之一所述的化学组成及其质量百分比。具体的，在冶炼过程中加入上述化学组分，并控制加入的所述化学组分的质量百分比含量。
在本申请中，制备的所述板坯的厚度为≥60mm。
S20：加热，将制备的所述板坯加热到1200～1280℃，保温1～4h。加热工序的主要作用包括充分奥氏体化、微合金(Nb、Ti)充分固溶和缓解Mn偏析。
S30：热轧，本申请采用两阶段控轧轧制，粗轧阶段温度为1070～1170℃，在再结晶区压下率为80～85％；在未再结晶区压下率为60～90％，终轧温度为850～900℃。
在本申请中，完成热轧工序后，得到的热轧板厚度为3.0～6.0mm。
S40：冷却，终轧后采取连续冷却，冷却速率为10～100℃/s。
S50：卷取，卷取温度为680～720℃。
S60：冷轧，压下率为60～90％。
在本申请中，完成冷轧工序后，得到的成品冷轧板厚度为0.6～2.5mm。
S70：连续退火工艺。如图2所示，为本申请中连续退火工艺的流程图。在图2中，H1、H2、H3为加热段，RTS为均热段，SC为缓冷段，RC为快冷段，FC为终冷段。
请参阅图2，在本申请中，采用两相区退火，分三段加热。其中，
第一段H1预热温度为150～300℃，加热速率为2～25℃/s；
第二段H2预热温度为600～650℃，加热速率为1～20℃/s；
第三段H3即退火温度在780～820℃，加热速率为0.5～10℃/s。
在均热段RTS保温时间为10～200s，铁素体含量为20～50％；
在缓冷段SC缓冷至680～720℃，缓冷速率为5～20℃/s；
在快冷段RC冷却至300～400℃，快冷速率为25～80℃/s，时效时间400～1000s；
在终冷段FC以大于10℃/s的冷速冷却至室温。
等温过程有低温无碳贝氏体生成，随后冷却至室温，有少量新鲜马氏体生成。
本申请设计了低成本、易焊接的合金化路线，采用马氏体相转变点(Ms)附近等温淬火的新颖工艺路线，制备所得淬火延性钢组织包括多边形铁素体、无碳贝氏体、马氏体和残余奥氏体。抗拉强度为980～1200MPa，断后延伸率大于等于22％，强塑积在25GPa·％以上。
利用本申请的工艺方法制得的新钢种相较于同强度级别的DP钢的延伸率大幅度提高，成型、扩孔和折弯等性能均有不同程度提高。比同强度级别的传统TRIP钢添加更少的合金元素，节约了成本，降低了冶炼、焊接等方面的难度。与两步配分Q&P钢相比，力学性能更为优越，且均匀性和稳定性更好，退火工艺可操作性强，适合现有流程，有利于工业化推广。
此外，本申请通过合金成分设计、奥氏体稳定化和多相微结构的精准调控，在兼顾材料淬透性、强度和塑性关系的基础上，成品钢板力学性能优异，抗拉强度980～1200MPa，断后延伸率≥22％，强塑积≥25GPa·％。
本申请的制备方法适用于工业用传统连续退火生产线，可以取代同强度级别的DP钢、TRIP钢和两步配分QP钢，以低成本、低能耗、高效率的方式生产出高强塑积的第三代汽车钢，以满足汽车轻量化的市场需求。
采用本申请的工艺流程能够获得具有高强度和高塑性的性能优良钢板，使用本申请的钢板，能够适应要求高强度的汽车用钢和其他工业机械零件的成形加工。
下面通过具体的实验数据说明本申请的淬火延性钢的性能。
实施例1
首先按照上述成分范围进行冶炼、连铸，制得的板坯的成分，见下表1。得到如图3所示冷轧淬火延性钢的热轧金相/探针组织相图。
表1板坯的成分(wt.％)
C Si Mn Nb Ti S P Ms/℃
0.22 1.80 1.65 0 0.10 0.001 0.006 382
本实施例热轧工艺如下：将厚度60mm的板坯从室温加热1200℃，保温2.5h。热轧过程分为粗轧阶段和精轧阶段，粗轧开始温度为1170℃，粗轧终轧温度为1100℃，粗轧后中间板厚10mm；精轧开始温度为950℃，精轧终轧温度为850℃。终轧后采取连续冷却，冷却速率约为30℃/s，卷取温度为680℃。这时热轧板的组织为铁素体F+珠光体P，热轧板厚度3.2mm。
本实施例冷轧工艺如下：将热轧板进行酸洗后冷轧，压下率为69％，冷轧板厚1.0mm。
本实施例退火工艺如下：将冷轧板在第一段H1先以22℃/s加热到280℃，再在第二段H2以15℃/s速率加热到650℃，再然后在第三段H3以5℃/s速率加热到810℃，在均热段RTS保温时间为10s。之后，在缓冷段SC以20℃/s的速率冷却到700℃，在快冷段RC快冷速率为80℃/s。过时效阶段不同分为4个工艺，分别为①淬火温度320℃，保温650s；②淬火温度330℃，保温500s；③淬火温度340℃，保温500s；④淬火温度350℃，保温500s。后在终冷段FC以20℃/s的冷速冷却至室温，制得的钢板的性能见表2。
表2实施例1的钢板的性能
序号 过时效温度/℃ 过时效时间/s 抗拉强度/MPa 屈服强度/MPa 延伸率/％ 强塑积/GPa·％
① 320 650 1137 585 22.2 25.2
② 330 500 1039 604 24.2 25.1
③ 340 500 1024 636 26.2 26.8
④ 350 500 1018 628 28.7 29.2
由上表可以看出，利用本申请提供的制备方法制备的钢板的各个力学性能和加工性能均达到所要求的性能指标。其中，在过时效温度为320℃(工艺①)下制备钢板的金相/探针组织相图如图4所示，以相对于全部组织的面积统计，铁素体F含量约为28％，无碳贝氏体B和马氏体M含量约62％，残余奥氏体RA含量约10％。
实施例2
首先按照上述成分范围进行冶炼、连铸，制得的板坯的成分，见下表3。得到如图5所示冷轧淬火延性钢的热轧金相/探针组织相图。
表3板坯的成分(wt.％)
C Si Mn Nb Ti S P Ms/℃
0.23 1.43 1.97 0.02 0 0.003 0.005 371
本实施例热轧工艺如下：将厚度60mm的板坯从室温加热1200℃，保温2h。热轧过程分为粗轧阶段和精轧阶段，粗轧开始温度为1170℃，粗轧终轧温度为1100℃，粗轧后中间板厚10mm；精轧开始温度为950℃，精轧终轧温度为880℃。终轧后采取连续冷却，冷却速率为50℃/s，卷取温度为700℃，这时热轧板的组织为铁素体F+珠光体P，热轧板厚度5mm。
本实施例冷轧工艺如下：将热轧板进行酸洗后冷轧，压下率为80％，冷轧板厚1.0mm。
本实施例退火工艺如下：将冷轧板在第一段H1先以20℃/s加热到200℃，再在第二段H2以10℃/s速率加热到650℃，再然后在第三段H3以3℃/s速率加热到790℃，在均热段RTS保温时间为120s。之后，在缓冷段SC以20℃/s的速率冷却到700℃，在快冷段RC快冷速率为50℃/s。过时效阶段不同分为4个工艺，分别为⑤淬火温度330℃，保温500s；⑥淬火温度340℃，保温500s；⑦淬火温度350℃，保温500s；⑧淬火温度360℃，保温500s。后在终冷段FC以50℃/s的冷速冷却至室温，制得的钢板的性能见表4。
表4实施例2的钢板的性能
序号 过时效温度/℃ 过时效时间/s 抗拉强度/MPa 屈服强度/MPa 延伸率/％ 强塑积/GPa·％
⑤ 330 500 1097 582 22.9 25.1
⑥ 340 500 1026 592 25.3 25.9
⑦ 350 500 1010 633 25.4 25.7
⑧ 360 500 990 637 28.2 27.9
由上表可以看出，利用本申请提供的制备方法制备的钢板的各个力学性能和加工性能均达到所要求的性能指标。其中，在过时效温度为340℃(工艺⑥)下制备钢板的金相/探针组织相图如图6所示，以相对于全部组织的面积统计，铁素体F含量约为41％，无碳贝氏体B和马氏体M含量之和约为47％，残余奥氏体RA含量约为12％。
实施例3
首先按照上述成分范围进行冶炼、连铸，制得的板坯的成分，见下表5。得到如图7所示冷轧淬火延性钢的热轧金相/探针组织相图。
表5板坯的成分(wt.％)
C Si Mn Nb Ti S P Ms/℃
0.21 1.64 2.01 0.026 0.053 0.001 0.015 377
本实施例热轧工艺如下：将厚度200mm的板坯从室温加热1280℃，保温1h。热轧过程分为粗轧阶段和精轧阶段，粗轧开始温度为1170℃，粗轧终轧温度为1100℃，粗轧后中间板厚32mm；精轧开始温度为1050℃，精轧终轧温度为890℃。终轧后采取连续冷却，冷却速率为80℃/s，卷取温度为690℃，这时热轧板的组织为铁素体F+珠光体P，热轧板厚度4.0mm。
本实施例冷轧工艺如下：将热轧板进行酸洗后冷轧，压下率为60％，冷轧板厚1.6mm。
本实施例退火工艺如下：将冷轧板在第一段H1先以4℃/s加热到200℃，再在第二段H2以2.3℃/s速率加热到650℃，再然后在第三段H3以0.8℃/s速率加热到800℃，在均热段RTS保温时间为128s。之后，在缓冷段SC，以7℃/s的速率冷却到700℃，在快冷段RC快冷速率为34℃/s。过时效阶段不同分为2个工艺，分别为⑨淬火温度360℃，保温555s；⑩淬火温度390℃，保温555s。后以30℃/s的冷速冷却至室温，制得的钢板的性能见表6。
表6实施例3的钢板的性能
序号 过时效温度/℃ 过时效时间/s 抗拉强度/MPa 屈服强度/MPa 延伸率/％ 强塑积/GPa·％
⑨ 360 555 1045 604 24.9 25.6
⑩ 390 555 1004 596 25.0 25.1
由上表可以看出，利用本申请提供的制备方法制备的钢板的各个力学性能和加工性能均达到所要求的性能指标。其中，在过时效温度为360℃(工艺⑨)下制备钢板的金相/探针组织相图如图8所示，铁素体F含量约为35％，贝氏体B和马氏体M含量约为52％，残余奥氏体含量RA约为13％。在过时效温度为390℃(工艺⑩)下制备钢板的金相/探针组织相图如图9所示，以相对于全部组织的面积统计，铁素体F含量约为38％，无碳贝氏体B和马氏体M含量之和约为47％，残余奥氏体RA含量约为15％。
进一步地，请继续参阅表2、表4和表6，相较于公开号为CN105018843A的中国发明专利申请提供的钒和钛复合添加的Q&P钢，利用本申请提供的制备方法制备的钢的延伸率等加工性能指标更佳；相较于公开号为CN104278194A的中国发明专利申请提供的高强度高塑性的两步配分Q&P钢，以及，公开号为CN102011051A的中国发明专利申请提供的高强度高塑性的中碳相变诱发塑性钢，利用本申请提供的制备方法制备的钢的抗拉强度和强塑积等力学性能指标以及延伸率等加工性能指标均更佳。
此外，由于本申请的钢的制备无需添加Al、V或B等元素，从而可以降低工艺难度，降低生产成本。
本文引用的任何数字值都包括从下限值到上限值之间以一个单位递增的下值和上值的所有值，在任何下值和任何更高值之间存在至少两个单位的间隔即可。举例来说，如果阐述了一个化学组分含量的值是从1到90，优选从20到80，更优选从30到70，则目的是为了说明该说明书中也明确地列举了诸如15到85、22到68、43到51、30到32等值。对于小于1的值，适当地认为一个单位是0.0001、0.001、0.01、0.1。这些仅仅是想要明确表达的示例，可以认为在最低值和最高值之间列举的数值的所有可能组合都是以类似方式在该说明书明确地阐述了的。
披露的所有文章和参考资料，包括专利申请和出版物，出于各种目的通过援引结合于此。描述组合的术语“基本由…构成”应该包括所确定的成分或步骤以及实质上没有影响该组合的基本新颖特征的其他成分或步骤。使用术语“包含”或“包括”来描述这里的成分或步骤的组合也想到了基本由这些成分或步骤构成的实施方式。这里通过使用术语“可以”，旨在说明“可以”包括的所描述的任何属性都是可选的。
应该理解，以上描述是为了进行图示说明而不是为了进行限制。通过阅读上述描述，在所提供的示例之外的许多实施方式和许多应用对本领域技术人员来说都将是显而易见的。因此，本教导的范围不应该参照上述描述来确定，而是应该参照前述权利要求以及这些权利要求所拥有的等价物的全部范围来确定。出于全面之目的，所有文章和参考包括专利申请和公告的公开都通过参考结合在本文中。在前述权利要求中省略这里公开的主题的任何方面并不是为了放弃该主体内容，也不应该认为发明人没有将该主题考虑为所公开的发明主题的一部分。
应该理解，以上描述是为了进行图示说明而不是为了进行限制。通过阅读上述描述，在所提供的示例之外的许多实施方式和许多应用对本领域技术人员来说都将是显而易见的。因此，本教导的范围不应该参照上述描述来确定，而是应该参照前述权利要求以及这些权利要求所拥有的等价物的全部范围来确定。出于全面之目的，所有文章和参考包括专利申请和公告的公开都通过参考结合在本文中。在前述权利要求中省略这里公开的主题的任何方面并不是为了放弃该主体内容，也不应该认为申请人没有将该主题考虑为所公开的申请主题的一部分。

Claims (8)

1.一种冷轧淬火延性钢，其特征在于，所述冷轧淬火延性钢的化学组成及其质量百分比为：
C：0.18～0.23％；
Mn：1.5～2.2％；
Si：1.3～1.8％；
P：≤0.02％；
S：≤0.008％；
Nb：0～0.05％；
Ti：0～0.1％；
余量为Fe和不可避免的杂质。
2.如权利要求1所述的冷轧淬火延性钢，其特征在于，所述冷轧淬火延性钢中C的质量百分比为0.19～0.22％。
3.如权利要求1所述的冷轧淬火延性钢，其特征在于，所述冷轧淬火延性钢的强塑积大于25GPa·％。
4.如权利要求1所述的冷轧淬火延性钢，其特征在于，
所述冷轧淬火延性钢的抗拉强度为980～1200MPa；
所述冷轧淬火延性钢的屈服强度为550～700MPa；
所述冷轧淬火延性钢的均匀延伸率≥20％；
所述冷轧淬火延性钢的断后延伸率≥22％。
5.如权利要求1所述的冷轧淬火延性钢，其特征在于，以相对于全部组织的面积统计，所述冷轧淬火延性钢的组织包括：20～50％的多边形铁素体，30～70％的无碳贝氏体和马氏体，8～16％的残余奥氏体；
所述多边形铁素体、无碳贝氏体、马氏体和残余奥氏体的组织面积之和为100％。
6.如上述权利要求之一所述的冷轧淬火延性钢的制备方法，其特征在于，包括：
制备板坯，所述板坯具有上述权利要求之一所述的化学组成及其质量百分比；
加热，将所述板坯加热到1200～1280℃，保温1～4h；
热轧，采用两阶段控轧轧制，粗轧阶段温度为1070～1170℃，在再结晶区压下率为80～85％；在未再结晶区压下率为60～90％，终轧温度为850～900℃；
冷却，采取连续冷却，冷却速率为10～100℃/s；
卷取，卷取温度为680～720℃；
冷轧，压下率为60～90％；
连续退火，所述连续退火的工序采用两相区退火制度，分三段加热；其中，
第一段从室温预加热到150～300℃，加热速率为2～25℃/s；
第二段从第一段的预热目标温度加热到600～650℃，加热速率为1～20℃/s；
第三段从第二段的加热目标温度再加热到退火温度780～820℃，加热速率为0.5～10℃/s，保温时间为5～200s。
7.如权利要求6所述的方法，其特征在于，
在制备板坯的工序中，制备的所述板坯的厚度≥60mm；
完成热轧工序后，得到的热轧板厚度为3.0～6.0mm；
完成冷轧工序后，得到的成品冷轧板厚度为0.6～2.5mm。
8.如权利要求6所述的方法，其特征在于，在完成连续退火工序后，所述方法还包括：
缓冷至680～720℃，缓冷速率为5～20℃/s；
以25～80℃/s的冷却速率冷却至300～400℃，过时效时间400～1000s，后以大于10℃/s的冷速冷却至室温。
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