CN111542631A - 超高强度冷轧钢板及其制造方法 - Google Patents

超高强度冷轧钢板及其制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明的优选的方面提供一种超高强度冷轧钢板及其制造方法，以重量％计，所述超高强度冷轧钢板包含：C：0.25‑0.4％、Si：0.5％以下(0除外)、Mn：3.0‑4.0％、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：1％以下(0除外)、Ti：48/14*[N]至0.1％以下、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和其它杂质，微细组织包含90％以上(包括100％)的马氏体以及10％以下(包括0％)的铁素体和贝氏体中的一种或两种。

Description

超高强度冷轧钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种用于汽车碰撞部件和结构部件等的高强度冷轧钢板，更详细地涉及一种形状质量优异的拉伸强度超高强度冷轧钢板及其制造方法。
背景技术
为了保护地球环境，并满足用于确保汽车钢板的轻量化和乘客安全的碰撞安全性的矛盾的目标，正在开发双相(Dual Phase，DP)钢、相变诱导塑性(TransformationInduced Plasticity，TRIP)钢、复相(Complexed Phase，CP)钢等多种汽车钢板。但是，这种先进高强度钢(Advanced high strength steel)可以实现的拉伸强度的极限是约1200Mpa级水平。在用于确保碰撞安全性的结构部件中的应用中，备受瞩目的是热压成型(HotPress Forming)钢，所述热压成型钢通过在高温下成型后与进行水冷却的模具(Die)直接接触的急速冷却来确保最终强度，但由于过高的设备投资成本和高的热处理和工艺成本，未能广泛应用。
与一般的冲压成型和热压成型(Hot press forming)相比，生产性高的辊轧成型技术是通过多级辊轧成型来制造复杂的形状的方法，正在扩大应用在通常伸长率低的超高强度材料的部件成型中。主要在具有水冷却设备的连续退火炉中制造，微细组织显示出将马氏体进行回火得到的回火马氏体组织。由于进行水冷却时的宽度方向和长度方向的温度偏差，形状质量差，因此应用于辊轧成型时存在显示出操作性差和不同位置的材质偏差的缺点。因此，需要设计一种替代通过水冷却的急速冷却的方法。
作为制造形状优异的超高强度钢的技术，专利文献1提出了一种具有1GPa以上的强度且形状质量得到提高的超高强度冷轧钢板的制造方法，在退火炉中急速冷却时控制△T和合金组成来确保形状质量。此外，专利文献2的情况下，提供一种制造冷轧钢板的方法，所述方法利用回火马氏体而同时获得高强度和高延展性，并且连续退火后的板形状也优异，但由于含有高含量的Si，具有引起炉内凹痕的可能性。
此外，专利文献3的情况下，提供一种使用水冷却方法来实现1700MPa级的拉伸强度的制造方法，但厚度限定为1mm以下，并且依然存在现有的水冷却方式的马氏体钢的缺点，即形状质量差和不同位置的材质偏差等问题。
[现有技术文献]
(专利文献1)韩国公开专利公报第2012-0063198号
(专利文献2)日本公开专利公报第2010-090432号
(专利文献3)韩国公开专利公报第2017-7001783号
发明内容
要解决的技术问题
本发明的优选的一个方面的目的在于提供一种形状质量优异的超高强度冷轧钢板及其制造方法。
本发明的优选的另一个方面的目的在于提供一种制造形状质量优异的超高强度冷轧钢板的方法。
技术方案
本发明的优选的一个方面，提供一种超高强度冷轧钢板，以重量％计，所述超高强度冷轧钢板包含：C：0.25-0.4％、Si：0.5％以下(0除外)、Mn：3.0-4.0％、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：1％以下(0除外)、Ti：48/14*[N]至0.1％以下、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和其它杂质，微细组织包含90％以上(包括100％)的马氏体以及10％以下(包括0％)的铁素体和贝氏体中的一种或两种。
本发明的优选的另一个方面，提供一种制造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：0.25-0.4％、Si：0.5％以下(0除外)、Mn：3.0-4.0％、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：1％以下(0除外)、Ti：48/14*[N]至0.1％以下、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和其它杂质；以Ar3以上的热精轧温度条件，将经过加热的所述钢坯进行热轧以获得热轧钢板；在720℃以下的温度下，将所述热轧钢板进行收卷；将所述热轧钢板进行冷轧以获得冷轧钢板；在780-880℃的温度范围内，对所述冷轧钢板进行退火热处理；将如上所述的经过退火热处理的冷轧钢板以5℃/秒以下的冷却速度进行一次冷却，冷却至700-650℃的一次冷却终止温度；以及将如上所述的经过一次冷却的冷轧钢板以5℃/秒以上的冷却速度进行二次冷却，冷却至320℃以上的二次冷却终止温度(RCS)，所述C、Mn以及Cr和所述二次冷却终止温度(RCS)满足下述关系式1。
[关系式1]
1200[C]+498.1[Mn]+204.8[Cr]-0.91[RCS]>1560
(其中，C、Mn和Cr是以重量％表示的各成分的含量，RCS表示二次冷却终止温度)
有益效果
本发明的优选的方面可以提供一种冷轧钢板，所述冷轧钢板通过利用具有缓慢冷却区间的常规的连续退火炉，从而具有拉伸强度为1700MPa以上的超高强度，而且与利用水冷却生产的马氏体钢相比，具有优异的形状质量。
附图说明
图1是示出符合本发明的钢板的一个实例的发明例1的扫描电子显微镜组织照片。
图2是示出脱离本发明的范围的钢板的比较例10的扫描电子显微镜组织照片。
图3示出用于测量本发明的形状质量的波高(wave height)的概念的示意图。
最佳实施方式
本发明的一个方面提供一种超高强度冷轧钢板及其制造方法，所述超高强度冷轧钢板没有发生现有的利用水冷却设备进行急速冷却时所引起的宽度方向和长度方向的波形(wave)而形状质量优异。
以下，对本发明的优选的一个方面的超高强度冷轧钢板进行说明。
本发明的优选的一个方面的超高强度冷轧钢板，以重量％计，包含：C：0.25-0.4％、Si：0.5％以下(0除外)、Mn：3.0-4.0％、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：1％以下(0除外)、Ti：48/14*[N]至0.1％以下、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和其它杂质。
碳(C)：0.25-0.4重量％(以下，也称为％)
碳(C)是用于确保马氏体的强度而需要的成分，应添加0.25％以上。但是，当C的含量超过0.4％时，焊接性变差，因此将其上限限制为0.4％。因此，所述C的含量优选为0.25-0.4％，更优选为0.25-0.3％。
硅(Si)：0.5％以下(0除外)
硅(Si)是铁素体稳定化元素，在存在缓慢冷却区间的常规连续退火炉中退火后进行缓慢冷却时促进铁素体的形成，因此具有使强度降低的缺点，如本发明为了抑制相变而添加大量的Mn时，存在退火时由于Si的表面富集和氧化而引起的凹痕缺陷的风险，因此优选将Si的含量限制为0.5％以下(0除外)。所述Si的含量更优选为0.2％以下。
锰(Mn)：3.0-4.0％
钢中的锰(Mn)是抑制铁素体的形成，并使奥氏体容易形成的元素，当Mn的含量小于3％时，缓慢冷却时易于形成铁素体，当Mn的含量超过4％时，由于偏析而形成带，并且由于转炉操作时合金投入量过多而增加了合金铁的成本，因此优选将Mn的含量限制为3.0-4.0％。所述Mn的含量更优选为3.0-3.6％。
磷(P)：0.03％以下(0除外)
钢中的磷(P)是杂质元素，当P的含量超过0.03％时，焊接性降低，发生钢的脆性的风险增加，并且引起凹痕缺陷的可能性增加，因此优选将P含量的上限限定为0.03％。所述P的含量更优选为0.02％以下。
硫(S)：0.015％以下(0除外)
硫(S)与P一样是钢中的杂质元素，是阻碍钢板的延展性和焊接性的元素。当S的含量超过0.015％时，阻碍钢板的延展性和焊接性的可能性高，因此优选将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。
铝(Al)：0.1％以下(0除外)
铝(Al)是扩大铁素体区的合金元素，如本发明，利用具有缓慢冷却的连续退火工艺时，铝促进铁素体的形成，由于AlN的形成而高温热轧性可能降低，因此优选将铝(Al)的含量限定为0.1％以下(0除外)。所述Al的含量更优选为0.05％以下。
铬(Cr)：1％以下(0除外)
铬(Cr)是通过抑制铁素体相变而容易确保低温相变组织的合金元素，如本发明，利用具有缓慢冷却的连续退火工艺时，铬具有抑制铁素体的形成的优点，但当Cr的含量超过1％时，合金添加量过多，导致合金铁的成本增加，因此优选将Cr的含量限制为1％以下(0除外)。
钛(Ti)：48/14*[N]至0.1％
钛(Ti)是形成氮化物的元素，Ti使钢中的N以TiN析出而清除(scavenging)N，为此，以化学当量计需要添加48/14*[N]以上的Ti。当不添加Ti时，由于AlN的形成，进行连续铸造时可能发生裂纹，因此需要添加Ti，当Ti的含量超过0.1％时，除了去除固溶N之外，由于进一步析出碳化物而使马氏体强度降低，因此优选将钛(Ti)的含量限制为48/14*[N]至0.1％。
铌(Nb)：0.1％以下(0除外)
铌(Nb)是偏析在奥氏体晶界上，并在退火热处理时抑制奥氏体晶粒的粗大化的元素，因此需要添加，当Nb的含量超过0.1％时，合金添加量的过多，导致合金铁的成本增加，因此优选将铌(Nb)的含量限制为0.1％以下(0除外)。所述Nb的含量更优选为0.05％以下。
硼(B)：0.005％以下(0除外)
硼(B)是抑制铁素体的形成的成分，具有在退火后进行冷却时抑制铁素体的形成的优点。当所述B的含量超过0.005％时，由于Fe23(C，B)6的析出，反而会促进铁素体的形成，因此优选将硼(B)的含量限制为0.005％以下(0除外)。所述B的含量更优选为0.003％以下。
氮(N)：0.01％以下(0除外)
当氮(N)超过0.01％时，通过AlN的形成等连铸时发生裂纹的风险大大增加，因此优选将N含量的上限限定为0.01％。
余量由Fe和不可避免的杂质组成。
本发明的优选的一个方面的超高强度冷轧钢板的微细组织包含90％以上(包括100％)的马氏体以及10％以下(包括0％)的铁素体和贝氏体中的一种或两种。
所述马氏体是用于提高强度的组织，其分率优选为90％以上。可以具有100％的马氏体组织。
所述铁素体和贝氏体在拉伸强度方面是不利的组织，在通过利用Mn、C等淬透性元素延迟相变而制造马氏体钢的方式中，在连续退火工艺中混入铁素体相或贝氏体相的可能性大，而非在通过利用急速冷却的方式制造马氏体钢的工艺中。因此，在本发明中，将铁素体和贝氏体中的一种或两种的分率限制为10％以下。可以不包含所述铁素体和贝氏体。
本发明的优选的一个方面的超高强度冷轧钢板不产生宽度方向和长度方向的波形(wave)而形状质量优异，并且可以具有1700MPa以上的拉伸强度。
将钢板沿长度方向切割成1000mm的尺寸之后，所显示出的所述冷轧钢板的边缘部的波高(ΔH)可以为3mm以下。
以下，对本发明的优选的另一个方面的制造超高强度冷轧钢板的方法进行说明。
本发明的优选的另一个方面的制造超高强度冷轧钢板的方法包括以下步骤：将钢坯加热至1100-1300℃的温度，以重量％计，所述钢坯包含：C：0.25-0.4％、Si：0.5％以下(0除外)、Mn：3.0-4.0％、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：1％以下(0除外)、Ti：48/14*[N]至0.1％以下、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和其它杂质；以Ar3以上的热精轧温度条件，将经过加热的所述钢坯进行热轧以获得热轧钢板；在720℃以下的温度下，将所述热轧钢板进行收卷；将所述热轧钢板进行冷轧以获得冷轧钢板；在780-880℃的温度范围内，对所述冷轧钢板进行退火热处理；将如上所述的经过退火热处理的冷轧钢板以5℃/秒以下的冷却速度进行一次冷却，冷却至700-650℃的一次冷却终止温度；以及将如上所述的经过一次冷却的冷轧钢板以5℃/秒以上的冷却速度进行二次冷却，冷却至320℃以上的二次冷却终止温度(RCS)，所述C、Mn以及Cr和所述二次冷却终止温度(RCS)满足下述关系式1。
[关系式1]
1200[C]+498.1[Mn]+204.8[Cr]-0.91[RCS]>1560
(其中，C、Mn和Cr是以重量％表示的各成分的含量，RCS表示二次冷却终止温度)
板坯加热步骤
首先，将满足上述组成的板坯加热至1100-1300℃的温度范围。当所述加热温度小于1100℃时，发生热轧负荷迅速增加的问题，当所述加热温度超过1300℃时，表面氧化皮的量增加，可能导致材料的损失(loss)。因此，优选将板坯的加热温度限制为1100-1300℃。
获得热轧钢板的步骤
以Ar3以上的热精轧温度条件，将经过加热的所述钢坯进行热轧以获得热轧钢板。其中，Ar3表示奥氏体冷却时铁素体开始出现的温度。
当所述热精轧温度低于Ar3时，形成铁素体+奥氏体的两相区或铁素体区的轧制，形成混晶组织，并且因热轧负荷的变化可能产生误操作，因此，优选将所述热精轧温度限制为Ar3以上。优选的热精轧温度为850-1000℃。
收卷步骤
在720℃以下的温度下，将所述热轧钢板进行收卷。
当收卷温度超过720℃时，钢板表面形成过多的氧化膜可能引发缺陷，因此将收卷温度限制为720℃以下。可能存在收卷温度越低，热轧钢板的强度越高，以及作为后续工艺的冷轧的轧制负荷变高的缺点，但该缺点不是导致无法进行实际生产的因素，因此对所述收卷温度的下限不作限制。所述收卷温度更优选为600℃以下。
获得冷轧钢板的步骤
将如上所述制造的热轧钢板进行冷轧以获得冷轧钢板。
所述冷轧时的压下率优选为40-70％。
在进行所述冷轧之前，可以进行酸洗处理。
退火热处理步骤
在780-880℃的温度范围内，对如上所述制造的冷轧钢板进行退火热处理。
所述退火热处理可以通过连续退火的方法进行。
当所述退火温度小于780℃时，由于形成大量的铁素体而强度下降，并且与在800℃以上进行退火的其它钢种的连接操作时，本发明的卷材的顶(Top)部和底(End)部产生温度梯度，可能导致材质偏差。另外，当退火温度超过880℃时，由于连续退火炉的耐久性变差，可能难以生产。
因此，优选将所述退火温度限制为780-880℃。
一次冷却(缓慢冷却区间冷却)步骤
将如上所述的经过退火热处理的冷轧钢板以5℃/秒以下的冷却速度进行一次冷却，冷却至700-650℃的一次冷却终止温度。
通常，包括缓慢冷却区间的连续退火炉的情况下，退火后具有100-200m的缓慢冷却区间，由于退火后在高温下的缓慢冷却，诸如铁素体等软质相(Phase)发生相变，因此具有难以制造超高强度钢的缺点。例如，所述连续退火炉中存在160m的缓慢冷却区间时，薄钢板的通板速度为每分钟160m时，在缓慢冷却区间中保持的时间表示60秒(sec)，并且例如，退火温度为830℃且缓慢冷却区间的最终温度为650℃时，缓慢冷却区间的冷却速度非常低，为每秒(sec)3℃，因此形成诸如铁素体等软质相的可能性非常高。为了确保退火后的缓慢冷却速度高于5℃/秒，需要引入额外的冷却设备，因此优选将冷却速度限定为5℃/秒以下。
二次冷却(急速冷却区间冷却)步骤
将如上所述的经过一次冷却的冷轧钢板以5℃/秒以上的冷却速度进行二次冷却，冷却至320℃以上的二次冷却终止温度(RCS)。
当所述二次冷却终止温度(RCS)小于320℃时，由于过时效处理过程中马氏体的量过度增加，屈服强度和拉伸强度同时增加，延展性非常差，特别是由于急速冷却而导致形状变差，辊轧成型时可能存在操作性变差等的问题，因此优选将二次冷却终止温度(RCS)限定为320℃以上。
更优选的二次冷却终止温度(RCS)为320-460℃。
所述二次冷却时冷却速度为5℃/秒以下也是允许的，但为了提高生产性，优选将冷却速度限制为5℃/秒以上。
更优选的二次冷却速度为5-20℃/秒。
所述C、Mn以及Cr和所述二次冷却终止温度(RCS)应满足下述关系式1。
[关系式1]
1200[C]+498.1[Mn]+204.8[Cr]-0.91[RCS]>1560
(其中，C、Mn和Cr是以重量％表示的各成分的含量，RCS表示二次冷却终止温度)
根据温度低于所述缓慢冷却区间的二次冷却终止温度(RCS)，形成作为高温相变相的贝氏体(bainite)等，从而退火时形成的奥氏体不能转变为马氏体，导致拉伸强度和屈服强度急剧降低的问题。
为了在具有所述缓慢冷却区间的常规连续退火炉中，减少铁素体的形成，并在冷却时抑制作为高温相变相的贝氏体(bainite)等的形成，从而获得1700MPa以上的拉伸强度，所述C、Mn以及Cr和所述二次冷却终止温度(RCS)应满足所述关系式1。
根据本发明的优选的另一个方面的制造超高强度冷轧钢板的方法，可以制造一种超高强度冷轧钢板，所述超高强度冷轧钢板不产生宽度方向和长度方向的波形(wave)而形状质量优异，并且具有1700MPa以上的拉伸强度。
将钢板沿长度方向切割成1000mm的尺寸之后，所显示出的所述冷轧钢板的边缘部的波高(ΔH)可以为3mm以下。
具体实施方式
以下，通过实施例对本发明进行更详细的说明。但本发明并不限定于下述实施例。
(实施例)
将具有下表1的组成的钢真空熔炼成34kg的钢锭，然后通过成型轧制制造热轧板坯。将该热轧板坯在1200℃的温度下保持1小时，然后在900℃下进行精轧，装入预热至680℃的炉中并保持1小时，然后进行炉内冷却来模拟热轧收卷。将其进行酸洗，然后以50％的压下率进行冷轧，然后在800℃下进行退火热处理，然后以3℃/秒(sec)的冷却速度，缓慢冷却至650℃，然后以作为通常的冷却速度的20℃/秒(sec)，将其冷却至表2的RSC温度(二次冷却终止温度)，并进行过时效热处理，以制造钢板。
对所述钢板的机械特性和形状质量进行测量，其结果示于下表2中。
其中，形状质量是如图3所示，通过测量将钢板沿长度方向切割成1000mm的尺寸后所显示出的边缘(edge)部的波高(ΔH)来表示。
下表2中，RCS：二次冷却终止温度、M：马氏体、TM：回火马氏体、B：贝氏体、F：铁素体、TS：拉伸强度、YS：屈服强度、El：伸长率。
另外，对发明例1和比较例10的微细组织进行观察，图1中示出发明例1，图2中示出比较例10。
[表1]
钢种 C Si Mn P S Al Cr Ti Nb B N 备注
1 0.25 0.123 3 0.011 0.0032 0.027 0.994 0.018 0.016 0.0016 0.0042 发明钢
2 <u>0.248</u> 0.12 <u>2.87</u> 0.01 0.0033 0.024 0.495 0.018 0.014 0.0015 0.0048 比较钢
3 0.25 0.122 3.47 0.013 0.006 0.028 0.99 0.018 0.016 0.0016 0.0045 发明钢
4 0.25 0.125 3.53 0.012 0.004 0.027 0.515 0.019 0.015 0.0018 0.0048 发明钢
5 0.295 0.112 <u>2.54</u> 0.01 0.0027 0.021 0.52 0.018 0.014 0.0013 0.0047 比较钢
6 0.3 0.13 3.16 0.012 0.006 0.027 1.00 0.018 0.016 0.0016 0.0054 发明钢
7 0.29 0.096 3 0.011 0.0033 0.025 0.5 0.019 0.014 0.0015 0.0033 发明钢
8 0.298 0.13 3.59 0.013 0.0045 0.025 1.00 0.018 0.016 0.0017 0.0042 发明钢
9 0.285 0.108 3.47 0.011 0.004 0.028 0.503 0.019 0.014 0.0017 0.0038 发明钢
10 0.333 0.111 <u>2.36</u> 0.012 0.003 0.02 0.495 0.018 0.016 0.0016 0.0040 比较钢
[表2]
Figure BDA0002548531510000111
如所述表1和表2所示，可知比较例2、比较例5、比较例10是Mn的含量脱离本发明的范围的钢种，拉伸强度低至1700MPa以下，尤其，Mn的量非常低的比较钢10的拉伸强度显示出小于1200MPa的非常低的强度。尤其，比较例10的情况下，如图2所示，可知铁素体和贝氏体的分率高。
另一方面，比较例7是满足本发明的成分和成分范围，但二次冷却终止温度为460℃，并且是不满足关系式1(1200[C]+498.1[Mn]+204.8[Cr]-0.91[RCS]>1560)的钢种，从表2可知，拉伸强度显示为1700MPa以下。另外，发明例7的情况下，二次冷却终止温度为320℃，满足关系式1，并且拉伸强度显示为1700MPa以上。
发明例(1、3、4、6、7、8、9)的情况下，如表2所示，可知满足关系式1(1200[C]+498.1[Mn]+204.8[Cr]-0.91[RCS]>1560)，并在包括缓慢冷却的连续退火操作条件下，也显示出1700MPa以上的拉伸强度，而且波高也低至3mm以下，从而形状质量也优异。
如图1所示，发明例1的情况下，主相是马氏体，并含有少量(小于10％)的铁素体和贝氏体，认为这种第二相相变是在常规的连续退火炉所必须包含的缓慢冷却和过时效过程中出现的。

Claims (7)

1.一种超高强度冷轧钢板，以重量％计，所述超高强度冷轧钢板包含：C：0.25-0.4％、Si：0.5％以下且0除外、Mn：3.0-4.0％、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：1％以下且0除外、Ti：48/14*[N]至0.1％以下、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和其它杂质，微细组织包含90％以上且包括100％的马氏体以及10％以下且包括0％的铁素体和贝氏体中的一种或两种。
2.根据权利要求1所述的超高强度冷轧钢板，其特征在于，所述冷轧钢板具有1700MPa以上的拉伸强度。
3.根据权利要求1所述的超高强度冷轧钢板，其特征在于，将钢板沿长度方向切割成1000mm的尺寸之后，所显示出的所述冷轧钢板的边缘部的波高(ΔH)为3mm以下。
4.一种制造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：0.25-0.4％、Si：0.5％以下且0除外、Mn：3.0-4.0％、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：1％以下且0除外、Ti：48/14*[N]至0.1％以下、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和其它杂质；
以Ar3以上的热精轧温度条件，将经过加热的所述钢坯进行热轧以获得热轧钢板；
在720℃以下的温度下，将所述热轧钢板进行收卷；
将所述热轧钢板进行冷轧以获得冷轧钢板；
在780-880℃的温度范围内，对所述冷轧钢板进行退火热处理；
将如上所述的经过退火热处理的冷轧钢板以5℃/秒以下的冷却速度进行一次冷却，冷却至700-650℃的一次冷却终止温度；以及
将如上所述的经过一次冷却的冷轧钢板以5℃/秒以上的冷却速度进行二次冷却，冷却至320℃以上的二次冷却终止温度(RCS)，
所述C、Mn以及Cr和所述二次冷却终止温度(RCS)满足下述关系式1。
[关系式1]
1200[C]+498.1[Mn]+204.8[Cr]-0.91[RCS]>1560
其中，C、Mn和Cr是以重量％表示的各成分的含量，RCS表示二次冷却终止温度。
5.根据权利要求4所述的制造超高强度冷轧钢板的方法，其特征在于，所述热精轧温度为850-1000℃。
6.根据权利要求4所述的制造超高强度冷轧钢板的方法，其特征在于，所述冷轧时的压下率为40-70％。
7.根据权利要求4所述的制造超高强度冷轧钢板的方法，其特征在于，所述二次冷却速度为5-20℃/秒。
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