CN111334716B - 一种含铬钛硼的低碳高强深冲钢及其制备方法和应用 - Google Patents

一种含铬钛硼的低碳高强深冲钢及其制备方法和应用 Download PDF

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Abstract

本发明涉及合金技术领域，具体涉及一种含铬钛硼的低碳高强深冲钢及其制备方法和应用。本发明提供的含铬钛硼的低碳高强深冲钢，以质量百分含量计，包括如下元素组分：C 0.02～0.04％，Mn 0.18～0.5％，Cr 0.4～0.6％，Ti 0.01～0.03％，B 0.003～0.007％，Al 0.01～0.03％，S≤0.015％，N＜0.008％和余量的Fe。本发明在上述各元素的协同作用下，能够在确保高强度的同时，提高深冲性能。实施例结果表明，本发明提供的含铬钛硼的低碳高强深冲钢的抗拉强度为550MPa以上，伸长率大于25％，r值为1.3～1.4。

Description

一种含铬钛硼的低碳高强深冲钢及其制备方法和应用
技术领域
本发明涉及合金技术领域，具体涉及一种含铬钛硼的低碳高强深冲钢及其制备方法和应用。
背景技术
强度和深冲性能的良好匹配一直是汽车深冲件轻量化的有效途径，如何在实现基体强化的前提下，发展深冲织构是先进高强钢需要克服的技术瓶颈。低碳钢中固溶碳(C)含量的存在会影响有利于深冲性能的γ纤维织构的发展，因此，传统低碳钢中深冲性能较差，塑性应变比(r值)普遍＜1.0。先进高强钢中深冲钢系列主要为无间隙原子(C、N)钢，其r值一般＞1.3。然而，该类钢主要是以铁素体为基体，其抗拉强度偏低(Rm<450MPa)，难以满足先进高强钢轻量化的进一步需求。
目前的低碳高强深冲钢为了提高其使用性能，主要添加的成分有Cu、Cr、Mo、Nb等。中国专利CN110117756A公开了一种Cu合金化深冲双相钢板及其制备方法，通过控制Cu的析出与偏聚，来阻碍{100}晶粒长大与促进γ纤维织构的形成；中国专利CN102286696A公开了一种高塑性应变比的超深冲双相钢的制备方法，主要是通过添加Cr、Mo，利用该类析出相的低温析出和高温回溶特性来发展再结晶γ纤维织构织构。上述技术主要是利用析出相在热处理过程中对晶粒织构的发展发挥作用，同时要确保抑制不利织构，而发挥有利织构。但在实际工艺控制过程中，对热处理工艺参数(温度、时间、加热制度等)要求非常高，而且第二相粒子一旦尺寸处于弥散分布的纳米级尺寸，将对所有织构的发展起到抑制作用，而使合金处于自由织构状态。同时，与传统IF钢相比，上述技术对于铁素体基体织构的形成控制有限，在低碳的前提下，仍然会出现诸如立方织构、高斯织构等不利织构，影响低碳钢的深冲性能。
发明内容
本发明的目的在于提供一种含铬钛硼的低碳高强深冲钢，本发明提供的低碳高强深冲钢能够在确保高强度的同时，提高深冲性能，满足汽车冲压件的使用要求。
为了实现上述发明目的，本发明提供以下技术方案：
本发明提供了一种含铬钛硼的低碳高强深冲钢，以质量百分含量计，包括如下元素组分：C 0.02～0.04％，Mn 0.18～0.5％，Cr 0.4～0.6％，Ti 0.01～0.03％，B 0.003～0.007％，Al 0.01～0.03％，S≤0.015％，N＜0.008％和余量的Fe。
优选地，所述含铬钛硼的低碳高强深冲钢的温轧组织中铁素体基体中剪切带的体积分数在70％以上；所述临界区淬火组织为铁素体相和马氏体相双相组织，其中，马氏体相的体积分数为5～10％，铁素体相的平均晶粒尺寸为10～30μm，马氏体相的平均晶粒尺寸为1～5μm。
优选地，所述含铬钛硼的低碳高强深冲钢的织构以<111>//ND纤维为主织构，并含有{112}<110>织构、{554}<225>织构和{223}<110>织构。
本发明提供了上述技术方案所述含铬钛硼的低碳高强深冲钢的制备方法，包括如下步骤：
(1)对锻坯进行950℃以上的奥氏体完全再结晶区粗轧；
(2)粗轧后进行400～500℃的温轧，得到温轧板；
(3)对所述温轧板进行临界区淬火，得到含铬钛硼的低碳高强深冲钢。
优选地，步骤(1)所述奥氏体完全再结晶区粗轧包括依次进行的锻坯加热和轧制；所述锻坯加热的温度为1150～1250℃，在所述锻坯加热的温度条件下保温的时间为1～1.5h；所述轧制的开轧温度为1100～1200℃。
优选地，步骤(1)所述奥氏体完全再结晶区粗轧的总变形量在70％以上。
优选地，步骤(2)所述温轧的道次变形量在50％以上。
优选地，步骤(2)所述温轧后还包括：冷却至室温；所述冷却的方式为水冷。
优选地，所述临界区淬火的过程包括：由室温第一升温至700～750℃，然后第二升温至淬火的温度进行淬火，再降温至室温；所述第一升温的升温速率为13～18℃/s；所述第二升温的升温速率为2～5℃/s；所述淬火的温度为840～880℃，所述淬火的时间为80～120s；所述降温的速率为≥40℃/s。
本发明还提供了上述技术方案所述含铬钛硼的低碳高强深冲钢或上述技术方案所述制备方法得到的含铬钛硼的低碳高强深冲钢在汽车覆盖件或冲压件的应用。
本发明提供了一种含铬钛硼的低碳高强深冲钢，以质量百分含量计，包括如下元素组分：C 0.02～0.04％，Mn 0.18～0.5％，Cr 0.4～0.6％，Ti 0.01～0.03％，B 0.003～0.007％，Al 0.01～0.03％，S≤0.015％，N＜0.008％和余量的Fe。在本发明中，C是提高高强深冲钢强度的主要元素，无论是第二相析出强化还是相变强化，均需要通过C来形成第二相粒子，同时提高过冷奥氏体的淬透性，本发明将C元素的含量控制在上述范围，能够避免C含量过高导致的动态应变时效；Mn是提高奥氏体淬透性的元素，在较低C含量的情况下，添加一定量的Mn，有利于在连续退火过程中形成马氏体相，本发明将Mn元素的含量控制在上述范围能够避免MnS夹杂物的形成，改善合金成形性能；Cr是扩大铁素体区的元素，通过Cr的添加，有利于从热轧到温轧的冷却过程中铁素体的形成，从而实现铁素体区大变形温轧，而且Cr还可以与C形成原子对而打破屏蔽效应，实现对DSA(dynamic strain aging，动态应变时效)的延缓，从而有利于铁素体晶内剪切带的形成，一部分Cr与C形成第二相粒子，另一部分Cr通过固溶或者形成原子对抑制DSA；Ti能够固定住C原子和N原子，尤其是少量固溶的N原子，形成高熔点的TiN，间隙原子的降低有利于再结晶织构的发展，也可以第二相粒子析出，发挥弥散强化的作用，同时，Cr与Ti的共同添加可以更好的促进剪切带的形成与发展；B能够提高奥氏体的淬透性，同时，利用B的晶界占位，改变第二相粒子的晶界析出，使其多以晶内析出为主，Cr和B的混合添加会明显的降低长剪切带，出现大量的强烈的短剪切带，该类剪切带非常有利于在退火过程中形成再结晶织构；Al能够促进铁素体的形成，同时，Al可以与N原子形成AlN，减小基体中的N原子含量，本发明将Al元素的含量控制在上述范围能够避免生成Al2O3夹杂物，从而避免恶化钢液。本发明在上述各元素的协同作用下，能够在确保高强度的同时，通过铁素体晶内剪切带诱发深冲织构，从而提高深冲性能。实施例结果表明，本发明提供的含铬钛硼的低碳高强深冲钢的抗拉强度为550MPa以上，伸长率大于25％(A50标距)，r值为1.3～1.4，本发明提供的含铬钛硼的低碳高强深冲钢可用于汽车面板或内板以及冲压成形性要求较高的汽车零部件的生产。
附图说明
图1为本发明含铬钛硼的低碳高强深冲钢的制备工艺流程图；
图2为本发明实施例1温轧板的剪切带组织图；
图3为本发明实施例1制备的含铬钛硼的低碳高强深冲钢的组织图；
图4为本发明实施例1制备的含铬钛硼的低碳高强深冲钢的织构图。
具体实施方式
本发明提供了一种含铬钛硼的低碳高强深冲钢，以质量百分含量计，包括如下元素组分：C 0.02～0.04％，Mn 0.18～0.5％，Cr 0.4～0.6％，Ti 0.01～0.03％，B 0.003～0.007％，Al 0.01～0.03％，S≤0.015％，N＜0.008％和余量的Fe。
以质量百分含量计，本发明提供的含铬钛硼的低碳高强深冲钢包括C0.02～0.04％，优选为0.037～0.038％。在本发明中，C是提高高强深冲钢强度主要元素，无论是第二相析出强化还是相变强化，均需要通过C来形成第二相粒子，同时提高过冷奥氏体的淬透性；本发明将C元素的含量控制在上述范围，能够避免C含量过高导致的动态应变时效。
以质量百分含量计，本发明提供的含铬钛硼的低碳高强深冲钢包括Mn0.18～0.5％，优选为0.19～0.20％。在本发明中，Mn是提高奥氏体淬透性的元素，在较低C含量的情况下，添加一定量的Mn，有利于在连续退火过程中形成马氏体相，本发明将Mn元素的含量控制在上述范围能够避免MnS夹杂物的形成，改善合金成形性能。
以质量百分含量计，本发明提供的含铬钛硼的低碳高强深冲钢包括Cr0.4～0.6％，优选为0.48～0.51％。在本发明中，Cr是扩大铁素体区的元素，通过Cr的添加，有利于从热轧到温轧的冷却过程中铁素体的形成，从而实现铁素体区大变形温轧，而且Cr还可以与C形成原子对而打破屏蔽效应，实现对DSA的延缓，从而有利于铁素体晶内剪切带的形成，一部分Cr与C形成第二相粒子，另一部分Cr通过固溶或者形成原子对抑制DSA。
以质量百分含量计，本发明提供的含铬钛硼的低碳高强深冲钢包括Ti0.01～0.03％，优选为0.015～0.018％。在本发明中，Ti能够固定住C原子和N原子，尤其是少量固溶的N原子，形成高熔点的TiN，间隙原子的降低有利于再结晶织构的发展，也可以第二相粒子析出，发挥弥散强化的作用，同时，Cr与Ti的共同添加可以更好的促进剪切带的形成与发展。
以质量百分含量计，本发明提供的含铬钛硼的低碳高强深冲钢包括B0.003～0.007％，优选为0.004～0.006％。在本发明中，B能够提高奥氏体的淬透性，同时，利用B的晶界占位，改变第二相粒子的晶界析出，使其多以晶内析出为主，Cr和B的混合添加会明显的降低长剪切带，出现大量的强烈的短剪切带，该类剪切带非常有利于在退火过程中形成再结晶织构。
以质量百分含量计，本发明提供的含铬钛硼的低碳高强深冲钢包括Al0.01～0.03％，优选为0.015～0.025％。在本发明中，Al能够促进铁素体的形成，同时，Al可以与N原子形成AlN，减小基体中的N原子含量，本发明将Al元素的含量控制在上述范围能够避免生成Al2O3夹杂物，从而恶化钢液。
以质量百分含量计，本发明提供的含铬钛硼的低碳高强深冲钢包括S≤0.015％，优选为0.0031～0.0051％。在本发明中，S元素含量较少，能够避免对高强深冲钢的不利影响。
以质量百分含量计，本发明提供的含铬钛硼的低碳高强深冲钢包括N＜0.008％，优选为0.0070～0.0071％。在本发明中，N元素含量较少，能够避免对高强深冲钢的不利影响。
以质量百分含量计，本发明提供的含铬钛硼的低碳高强深冲钢包括余量的Fe。
在本发明中，所述含铬钛硼的低碳高强深冲钢还包括不可避免的杂质，所述杂质具体优选包括Pb、Sn、Bi和As。
本发明在上述各元素的协同作用下，能够在确保高强度的同时，提高深冲性能。
在本发明中，所述含铬钛硼的低碳高强深冲钢的温轧组织中铁素体基体中剪切带的体积分数(以铁素体基体为基准)优选在70％以上，更优选为75％；所述含铬钛硼的低碳高强深冲钢的临界区淬火组织优选为铁素体和马氏体双相组织，其中，马氏体相的体积分数(以临界区淬火组织为基准)优选为5～10％，更优选为8～10％；铁素体相的平均晶粒尺寸优选为10～30μm，更优选为20～30μm；马氏体相的平均晶粒尺寸优选为1～5μm，更优选为3～5μm。
在本发明中，所述含铬钛硼的低碳高强深冲钢的织构优选以<111>//ND纤维织构为主，优选含有少量{112}<110>织构、{554}<225>织构和{223}<110>织构。
本发明还提供了上述技术方案所述含铬钛硼的低碳高强深冲钢的制备方法，包括如下步骤：
(1)对锻坯进行950℃以上的奥氏体完全再结晶区粗轧；
(2)粗轧后进行400～500℃的温轧，得到温轧板；
(3)对所述温轧板进行临界区淬火，得到含铬钛硼的低碳高强深冲钢。
本发明含铬钛硼的低碳高强深冲钢的制备工艺流程图如图1所示，图1中的Ac1表示在现有工艺条件下加热过程中奥氏体相变发生的开始温度，Ac3表示在现有工艺条件下加热过程中完全奥氏体化的开始温度。
本发明对锻坯进行950℃以上的奥氏体完全再结晶区粗轧。在本发明中，所述锻坯的元素组成与上述含铬钛硼的低碳高强深冲钢的组分一致，这里不再赘述。在本发明中，所述锻坯的制备方法优选包括将原料依次进行真空感应氩气保护熔炼和锻造；所述锻坯的尺寸优选为20mm×130mm×1000mm。
在本发明中，所述奥氏体完全再结晶区粗轧包括依次进行的锻坯加热和轧制。在本发明中，所述锻坯加热的温度优选为1150～1250℃，更优选为1200℃；在所述锻坯加热的温度条件下保温的时间优选为1～1.5h，更优选为1.2～1.4h。
在本发明中，所述轧制的开轧温度优选为1100～1200℃，更优选为1150℃。在本发明中，所述轧制优选为多道次轧制，具体的轧制次数根据实际需要的产品厚度来定，在本发明的具体实施例中，所述轧制的道次数为4～5次。在本发明中，所述多道次轧制的终轧温度为950℃以上，具体优选为970℃。本发明将所述轧制的温度控制在奥氏体完全再结晶区，能够形成细小的奥氏体再结晶晶粒，同时产生奥氏体再结晶织构(立方织构)。在本发明中，所述奥氏体再结晶区粗轧的总变形量在70％以上，更优选为75％。
奥氏体完全再结晶区粗轧后，本发明将温度降温至400～500℃进行温轧，得到温轧板。在本发明中，所述降温的方法优选为空冷。本发明在由热轧温度到温轧温度的过程中发生奥氏体向铁素体相变，从而有利于铁素体晶粒细化，也有利于奥氏体再结晶织构遗传到铁素体中形成高密度铁素体再结晶织构。
在本发明中，所述温轧的温度为400～500℃，优选为440～460℃，最优选为450℃。在本发明中，温轧采取铁素体再结晶温度以下轧制，一方面通过大变形低温轧制，充分破碎珠光体团尺寸，使其分布弥散，另外，能够充分发挥铬、钛、硼的作用诱发晶内剪切带的形成。在本发明中，所述温轧的轧制优选为一道次轧制，所述温轧的变形量优选在50％以上，更优选为55～60％，进一步优选为58％。
在本发明中，所述温轧后优选冷却至室温，所述冷却的方式优选为水冷。
得到温轧板后，本发明对所述温轧板进行临界区淬火，得到含铬钛硼的低碳高强深冲钢。在本发明中，所述临界区淬火的过程优选包括：由室温第一升温至700～750℃，然后第二升温至淬火的温度进行淬火，再降温至室温。在本发明中，所述第一升温的升温速率优选为13～18℃/s，更优选为15～17℃/s；所述第二升温的升温速率优选为2～5℃/s，更优选为3～4℃/s；所述淬火的温度优选为840～880℃，更优选为850～870℃；所述淬火的时间优选为80～120s，更优选为90～110s；所述降温的速率优选为≥40℃/s，更优选为≥50℃/s。本发明采用先快后慢的加热制度，在700～750℃之前(完全再结晶温度)，让铁素体基体中变形的α纤维取向晶粒充分发生再结晶，形成γ纤维，同时，未发生变形的原γ纤维晶粒保留下来；快速加热的另一作用是防止铬基碳化物粒子的回溶，避免基体固溶C含量的增加；过了再结晶温度后，此时通过慢速加热，使得部分碳化物回溶，温轧板中的珠光体向奥氏体转变，需要提高奥氏体的淬透性，以形成细小的马氏体相，此时加热温度不易过高，防止奥氏体晶内平均碳含量降低，而出现非马氏体相。
本发明通过添加Cr、Ti、B元素，结合连续热轧、温轧和临界区淬火工艺，合理控制马氏体相变和再结晶织构，提高深冲性能；本发明提供的制备工艺流程短，生产效率高，成本低。
本发明还提供了上述技术方案所述含铬钛硼的低碳高强深冲钢或上述技术方案所述制备方法得到的含铬钛硼的低碳高强深冲钢在汽车覆盖件或冲压件的应用，具体优选为将所述含铬钛硼的低碳高强深冲钢用于汽车面板或内板以及冲压成形性要求较高的汽车零部件的生产。
下面将结合本发明中的实施例，对本发明中的技术方案进行清楚、完整地描述。显然，所描述的实施例仅仅是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。
实施例1
根据表1所示的化学成分，采用25kg真空感应氩气保护熔炼后锻造成原料锻坯，原料锻坯的尺寸为20mm×130mm×1000mm，以进行后续工艺；
将所述原料锻坯冷料装炉，在1200℃保温1.5h，在二辊单机架可逆式热轧机上经4道次轧制，3道次采用奥氏体完全再结晶区粗轧，第一道次轧制温度为1180℃，第三道次轧制温度980℃，第四道次温轧，温轧的温度为450℃，温轧后水冷至室温，前3道次奥氏体完全再结晶区粗轧的总变形量为70％，最后一道次温轧的变形量为58％，最终得到厚度为2.5mm的温轧板；
对温轧板进行临界区淬火：温轧板以15℃/s的升温速率加热到700℃，再以2℃/s的升温速率加热到850℃，保温80s后，以45℃/s的速率冷却到室温，得到含铬钛硼的低碳高强深冲钢；
所得含铬钛硼的低碳高强深冲钢的性能如表2所示。
本实施例所得温轧板的剪切带组织图如图2所示，从图2中可以看出典型高密度晶内短剪切带的形成，这是使低碳高强深冲钢具有较高强度和r值的主要原因；
本实施例制备的含铬钛硼的低碳高强深冲钢的组织图如图3所示，织构图如图4所示，由图3和图4可以看出，实施例1在经过临界区淬火后，获得了铁素体和马氏体双相钢，且形成了非常强烈的γ纤维织构，几乎不含立方织构和旋转立方织构。
实施例2
原料锻坯的组成如表1所示，其他工艺与实施例1相同，得到含铬钛硼的低碳高强深冲钢；
所得含铬钛硼的低碳高强深冲钢的性能如表2所示。
对比例1
原料锻坯的组成如表1所示，其他工艺与实施例1相同，得到低碳钢；所得低碳钢的性能如表2所示。
对比例2
原料锻坯的组成如表1所示，其他工艺与实施例1相同，得到低碳钢；
所得低碳钢的性能如表2所示。
表1实施例1～2和对比例1～2原料锻坯的组成(余量为Fe及不可避免的杂质)
C(wt.％) Mn(wt.％) S(wt.％) Ti(wt.％) Cr(wt.％) B(wt.％) N(wt.％) Al(wt.％)
实施例1 0.037 0.19 0.0051 0.015 0.48 0.004 0.0071 0.021
实施例2 0.038 0.20 0.0031 0.018 0.51 0.006 0.0070 0.023
对比例1 0.038 0.20 0.0031 0.038 0.11 -- 0.0070 0.025
对比例2 0.038 0.20 0.0031 -- 0.49 -- 0.0070 0.020
表1中，“--”表示不含该元素。
对比例3
原料锻坯的组成与实施例1相同，制备工艺与实施例1基本相同，不同之处1仅在于温轧的温度为250℃，得到低碳钢；所得低碳钢的性能如表2所示。
对比例4
原料锻坯的组成与实施例1相同，制备工艺与实施例1基本相同，不同之处1仅在于温轧的温度为650℃，得到低碳钢；所得低碳钢的性能如表2所示。
对比例5
原料锻坯的组成与实施例1相同，制备工艺与实施例1基本相同，不同之处1仅在于，前3道次热轧的变形量为80％，最后一道次温轧的变形量为38％，得到低碳钢；所得低碳钢的性能如表2所示。
对比例6
原料锻坯的组成与实施例1相同，制备工艺与实施例1基本相同，不同之处1仅在于，对温轧板进行淬火的工艺为：温轧板以10℃/s的升温速率加热到850℃，保温80s后，以45℃/s的速率冷却到室温，得到低碳钢；所得低碳钢的性能如表2所示。
表2实施例1～2和对比例1～6产品力学性能测试结果
Figure BDA0002424645050000101
表2中，“--”表示不含该元素；“n值”表示应***化指数；“r值”表示塑性应变比。
由表2的检测结果可以看出，实施例1和实施例2在不同Cr/Ti/B含量下所获得的低碳高强深冲钢抗拉强度>550MPa，伸长率＞25％，r值＞1.3，能够实现强度和深冲性能的良好匹配，从抗拉强度和r值得匹配程度来看，两实施例均较传统深冲钢有明显的优势。对比例1未添加B元素，很明显对低碳钢的淬透性有不好的影响，使得强度降低，r值减小；对比例2同时不添加Ti和B元素，此时Cr元素促使了大量铁素体相的形成，使得析出强化和相变强化作用不能充分发挥，导致强度显著降低；对比例3采用了较低的温轧温度，此时在温变形过程中以加工硬化占主导，使得铁素体晶内不能形成强剪切带，非常不利于后续织构发展，从而导致较低的r值；对比例4的温轧温度过高，此时会发生动态回复或者动态再结晶，这样经过临界区淬火后，很容易造成混晶组织特征，而恶化强度和深冲性能；对比例5的温轧变形量达不到要求，使得剪切带数量不够，同时，由于变形量不够，易导致珠光体团破碎不够，在临界区淬火后易导致马氏体相分布不均匀，从而不利于强度提高；对比例6采用的是传统的淬火加热制度，此时一方面不利于温轧形成的剪切带在后续淬火过程中诱发再结晶织构的形成，同时也不利于Cr基碳化物的回溶，因此，不利于强度改善。
以上所述仅是本发明的优选实施方式，应当指出，对于本技术领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明原理的前提下，还可以做出若干改进和润饰，这些改进和润饰也应视为本发明的保护范围。

Claims (6)

1.一种含铬钛硼的低碳高强深冲钢，以质量百分含量计，包括如下元素组分：C 0.02～0.04％，Mn 0.18～0.5％，Cr 0.4～0.6％，Ti 0.01～0.03％，B 0.003～0.007％，Al 0.01～0.03％，S≤0.015％，N＜0.008％和余量的Fe；
所述含铬钛硼的低碳高强深冲钢的制备方法，包括如下步骤：
(1)对锻坯进行950℃以上的奥氏体完全再结晶区粗轧；
(2)粗轧后进行400～500℃的温轧，得到温轧板；
(3)对所述温轧板进行临界区淬火，得到含铬钛硼的低碳高强深冲钢；
所述奥氏体完全再结晶区粗轧包括依次进行的锻坯加热和轧制；所述锻坯加热的温度为1150～1250℃，在所述锻坯加热的温度条件下保温的时间为1～1.5h；所述轧制的开轧温度为1100～1200℃；所述轧制的道次数为4～5次；多道次轧制的终轧温度为950℃以上；所述奥氏体再结晶区粗轧的总变形量在70％以上；
所述温轧的温度为400～500℃；所述温轧的轧制为 一道次轧制，所述温轧的变形量在50％以上；
所述临界区淬火的过程包括：由室温第一升温至700～750℃，然后第二升温至淬火的温度进行淬火，再降温至室温；所述第一升温的升温速率为13～18℃/s；所述第二升温的升温速率为2～5℃/s；所述淬火的温度为840～880℃；所述淬火的时间为80～120s；所述降温的速率为≥40℃/s。
2.根据权利要求1所述的含铬钛硼的低碳高强深冲钢，其特征在于，所述含铬钛硼的低碳高强深冲钢的温轧组织中铁素体基体中剪切带的体积分数在70％以上；所述临界区淬火组织为铁素体相和马氏体相双相组织，其中，马氏体相的体积分数为5～10％，铁素体相的平均晶粒尺寸为10～30μm，马氏体相的平均晶粒尺寸为1～5μm。
3.根据权利要求1所述的含铬钛硼的低碳高强深冲钢，其特征在于，所述含铬钛硼的低碳高强深冲钢的织构以<111>//ND纤维为主织构，并含有{112}<110>织构、{554}<225>织构和{223}<110>织构。
4.权利要求1～3任一项所述的含铬钛硼的低碳高强深冲钢的制备方法，包括如下步骤：
(1)对锻坯进行950℃以上的奥氏体完全再结晶区粗轧；
(2)粗轧后进行400～500℃的温轧，得到温轧板；
(3)对所述温轧板进行临界区淬火，得到含铬钛硼的低碳高强深冲钢；
所述奥氏体完全再结晶区粗轧包括依次进行的锻坯加热和轧制；所述锻坯加热的温度为1150～1250℃，在所述锻坯加热的温度条件下保温的时间为1～1.5h；所述轧制的开轧温度为1100～1200℃；所述轧制的道次数为4～5次；多道次轧制的终轧温度为950℃以上；所述奥氏体再结晶区粗轧的总变形量在70％以上；
所述温轧的温度为400～500℃；所述温轧的轧制为 一道次轧制，所述温轧的变形量在50％以上；
所述临界区淬火的过程包括：由室温第一升温至700～750℃，然后第二升温至淬火的温度进行淬火，再降温至室温；所述第一升温的升温速率为13～18℃/s；所述第二升温的升温速率为2～5℃/s；所述淬火的温度为840～880℃；所述淬火的时间为80～120s；所述降温的速率为≥40℃/s。
5.根据权利要求4所述的制备方法，其特征在于，步骤(2)所述温轧后还包括：冷却至室温；所述冷却的方式为水冷。
6.权利要求1～3任一项所述含铬钛硼的低碳高强深冲钢或权利要求4～5任一项所述制备方法得到的含铬钛硼的低碳高强深冲钢在汽车覆盖件或冲压件的应用。
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