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CN106929755A - 一种用于生产低温热冲压汽车零部件的钢板及其制造方法和用途 - Google Patents

一种用于生产低温热冲压汽车零部件的钢板及其制造方法和用途 Download PDF

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CN106929755A
CN106929755A CN201511016271.7A CN201511016271A CN106929755A CN 106929755 A CN106929755 A CN 106929755A CN 201511016271 A CN201511016271 A CN 201511016271A CN 106929755 A CN106929755 A CN 106929755A
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韩启航
张玉龙
王利
张理扬
范吾平
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Baoshan Iron and Steel Co Ltd
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Abstract

本发明公开了一种用于生产低温热冲压汽车零部件的钢板，其化学元素质量百分比为：C：0.1％～0.3％，Si：0.1％～1.5％，Mn：7％～12％，Al：0.01％～3.0％，N：0.005％～0.010％，P≤0.02％，S≤0.02％，余量为Fe和其他不可避免的杂质；此外，其化学元素含量还满足：24.2C-2.8Si+Mn-10.1Al≥-15，式中的C、Si、Mn和Al分别表示相应元素的质量百分比。本发明还公开了该钢板的制造方法及用途。另外本发明还公开了采用该钢板制得的低温热冲压汽车零部件。

Description

一种用于生产低温热冲压汽车零部件的钢板及其制造方法和用途
技术领域
本发明涉及一种钢板及其制造方法和用途，尤其涉及一种用于热冲压的钢板及其制造方法和用途。
背景技术
为了达到车身轻量化、安全性能提高和节能减排的目的，先进高强钢被广泛地应用于汽车制造领域，例如，DP钢，CP钢，TRIP钢等。然而，随着钢板强度提高以及厚度减薄，在冲压成形过程中，车身零件容易发生开裂，并且回弹较难控制，影响零件的尺寸精度和车身装配。因此，成形后强度高、成形零件形状复杂的热冲压工艺及热冲压用钢(PHS)被广泛用于车身结构件上，诸如前纵梁、B柱和保险杠等。热冲压用钢于1988年已经首次应用在侧防撞梁SAAB 9000前后门上。目前，在全球范围内每年有数以亿计的热冲压用钢零件被生产，在2014年全球采用生产热冲压用钢制成的零件超过5.5亿件。
热冲压用钢的广泛应用可以归因于现代热成形技术所具备的以下优点：1)在高温下可以形成外观形状复杂的零件，且该零件具有全马氏体微观组织和超高抗拉强度；2)由于在高温下成形后不发生回弹，尺寸精度高；3)可以在表面涂覆有防腐蚀效果的铝硅涂层。另外，由于技术扩散和高效的生产能力，使得热成形的轻量化方案具有显著的经济效益。已经设计、制造并在市场上销售的大量的汽车热冲压零件通常占到了车身结构的20％以上。
目前，广泛采用的热冲压成形钢是含硼钢22MnB5(0.22C～1.2Mn，wt.％)。22MnB5钢的生产工艺是在930～950℃下保温6～10分钟后，通过随后的热冲压和模具淬火，使得成形零件获得1500MPa抗拉强度和约为6％的总伸长率。然而，未来的燃油经济性要求更加积极的整车质量减重方案。鉴于此，企业期待在保证低成本的前提下获得一种强度更高和塑性更好的钢材，以实现下一代车身构造的轻量化。
发明内容
本发明的目的之一在于提供一种用于生产低温热冲压汽车零部件的钢板，采用该钢板经过低温热冲压工艺可以制得1800MPa级的低温热冲压汽车零部件。
基于上述发明目的，本发明提供了一种用于生产低温热冲压汽车零部件的钢板，其化学元素质量百分比为：
C：0.1％～0.3％，Si：0.1％～1.5％，Mn：7％～12％，Al：0.01％～3.0％，N：0.005％～0.010％，P≤0.02％，S≤0.02％，余量为Fe和其他不可避免的杂质；此外，其化学元素含量还满足：24.2C-2.8Si+Mn-10.1Al≥-15，式中的C、Si、Mn和Al分别表示相应元素的质量百分比(也就是说公式中C、Si、Mn、Al代入的数值是百分号前的数值，例如C含量为0.2％的实施例中，该公式中C的代入数值就是0.2)。
本发明所述的钢板中的各化学元素的设计原理为：
碳：C作为固溶强化元素可以提高马氏体的硬度，从而提升钢种的强度。同时，C还可以起到稳定残余奥氏体的作用，从而促进一定比例的奥氏体稳定至室温，由此在零件变形过程中提高钢种的塑性。但是，当C含量过高时，会恶化钢的焊接性能。对于此，本发明所述的钢板中的C含量应当限定为0.1％～0.3％。
硅：Si是置换固溶合金元素，它可以促进C在奥氏体中的富集，使得钢中的奥氏体稳定性增加，提高钢种的强度，并在一定程度上提高其韧性。同时，由于Si可以提高C的活度，抑制了晶内和界面处碳化物的形成。另外，固溶Si还可以影响位错之间的相互作用，提高加工硬化速率以及均匀伸长率。然而，Si会形成一些低熔点的复杂氧化物，较高含量的Si会给热轧表面质量带来不利影响。因此，本发明所述的钢板中的Si含量需要设定为0.1％～1.5％。
锰：Mn属于固溶强化元素，可以稳定钢中的奥氏体，降低奥氏体化加热后获得马氏体所必需的冷却速率，并提高钢的淬透性能。Mn作为扩大γ相区的元素，可以降低Ae3点和Ae1点的温度，从而延缓珠光体相变，同时降低贝氏体相变温度。发明人发现不同含量的Mn会对相变温度产生影响。Ae3点和Ae1点的温度会随着Mn含量的增加而降低。为此，通过提高钢中的Mn含量，可以显著降低奥氏体化的温度，从而大幅降低传统热冲压用钢所需的加热温度，达到低温热冲压的目的。同时，Mn含量的提高也使得奥氏体的稳定性大幅度地增加，从而在零件热冲压和模具淬火后，还可以在微观组织中保留一定体积分数的奥氏体，从而在零件变形过程中产生相变诱导塑性(TRIP)效应，以提高零件的强韧性。鉴于此，本发明所述的钢板中的Mn含量较之于现有技术的热冲压用钢22MnB5中的Mn含量更高(Mn含量为1～3％)，将其含量设定为7％～12％。另外，在本发明的钢板中的Mn含量为7％～12％，Mn元素作为固溶强化元素，可以提高马氏体和奥氏体的硬度，从而大幅度地将钢种的抗拉强度提升超过1750MPa。
铝和氮：作为1800MPa级别的超高强度钢，需要着重关注此类钢种的延迟开裂特性。Al的添加可以显著地降低超高强钢的延迟开裂倾向，其原因在于：一方面Al可以在钢板表面形成Al2O3的颗粒和薄膜，阻碍H原子向钢板内部扩散；另一方面Al可以和N结合，在晶粒内部形成AlN的析出，作为H陷阱阻碍钢板内部H的移动。此外，由于Al无法在碳化物中固溶，还可以减少碳化物在晶界析出，而晶界碳化物是主要的裂纹萌生的来源之一，从而可以进一步提高钢种的塑性。Al的添加还可以将一部分从液相析出的δ-铁素体保留至室温，优化焊缝组织，提升焊缝韧性，从而提高钢种的焊接性能。基于本发明的技术方案，需要将Al含量控制在0.01％～3.0％的范围之间。与此同时，基于上述技术方案，为了保留一定量的N与Al进行化合，在本发明所述的钢板中的N含量应当被设计为0.005％～0.010％。
本发明所述的钢板中的主要杂质元素为磷和硫，这两项杂质元素应当被控制得越少越好，由此所获得的汽车零部件就越纯净。然而，根据生产过程的实际冶炼水平，将杂质元素控制得越低所产生的制造成本也就越高。综合钢材的纯净度指标和制造成本的控制，将杂质元素P和S分别设定为：P≤0.02％，S≤0.02％。
另外需要说明的是，24.2C-2.8Si+Mn-10.1Al≥-15是本案的核心技术特征。在本技术方案中，尽管Mn的添加可以降低完全奥氏体化温度，但由于本发明钢中为了保证钢种的力学性能还需要添加其它合金元素，而这些元素可能会提高奥氏体化温度，因此，为了实现低温热冲压的低加热温度工艺，必须同时考虑其它合金元素的影响。本案发明人在长期的研究实验过程中发现，对钢种奥氏体化影响最为显著的四个元素是C、Si、Mn和Al，其中C降低奥氏体化温度的效果最为强烈，Mn元素虽然也可以降低奥氏体化温度，但影响能力有限；而Si和Al的添加与C和Mn的效果相反，将会大幅提高完全奥氏体化温度，并且Al对奥氏体化温度提升的能力数倍于Si。基于此，本案发明人根据大量实验研究设计了上述公式，以实现低奥氏体化温度的目的。
在某些实施方式中，所述钢板的微观组织为全马氏体。
进一步地，该钢板的抗拉强度≥1300MPa。
在某些实施方式中，所述钢板的微观组织为铁素体+奥氏体。
进一步地，该钢板的抗拉强度≥800MPa。
进一步地，本发明所述的钢板还具有0＜Nb≤0.5％，0＜V≤1.0％，0＜Ti≤0.5％的至少其中之一。
无论是上述合金元素Nb，V和/或Ti的单一添加或是复合添加都可以起到晶粒细化的作用，并且提高钢中奥氏体的稳定性，从而来改善钢材的微观组织和综合性能。上述合金元素的种类可以根据实际需要进行设计添加。
本发明的另一目的在于提供一种低温热冲压汽车零部件，其采用本发明所述的钢板经过下述低温热冲压工艺制得：控制热冲压的加热保温温度为750～830℃，保温时间为1-10min，以完成完全奥氏体化。
采用该钢板制得的汽车零部件兼具较高的抗拉强度和良好的塑性，此外还具有较高的强塑积。
相较于现有技术中的热冲压温度，本技术方案中的热冲压温度在确保钢中的微观组织全部奥氏体化的前提下得以大大地降低，也就是说，加热保温温度仅为750～830℃。由于本发明所述的钢板中的锰含量设计为7％～12％，使得本发明的钢材较之于现有的钢材(例如，22MnB5钢)具有更低的奥氏体化温度，这样，由此通过Mn含量的设计就可以将现有技术中的热冲压的加热保温温度从930～950℃降低至750～830℃，热冲压步骤中的加热保温温度一旦被大幅度地降低，则该步骤所需的热能消耗也就会显著地减少。同时，本发明的钢板中的7％～12％的锰含量还可以提高钢中奥氏体稳定性的作用。一旦零件温度降低至室温，将产生相变诱导塑性效应(TRIP效应)，既可以提高零件的强韧性，又能够降低零件成形过程中的低热冲压加热保温温度。
进一步地，所述热冲压工艺具体包括：在加热炉中采用氮气保护进行加热保温，控制所述加热保温温度为750～830℃，所述保温时间为1～10min，以完成完全奥氏体化；然后将坯料放入热冲压模具中进行热冲压成形，热冲压保压时间为3～15秒，冲压力为400～800吨；热冲压成形完成后，坯料在热冲压模具中冷却。
当坯料在热冲压模具中冷却至室温时，钢中产生相变诱导塑性效应(TRIP效应)，马氏体相变过程导致钢材的塑性升高，不但提高了钢材的强塑性，还降低了钢材制造过程中的热能消耗。
对于大多数零件而言，在上述加热保温温度和保温时间范围内均可以满足热冲压成形的需要。然而，当零件形状较为复杂且尺寸较大时，优选在上述范围内尽量提高加热保温温度，并且尽可能地延长保温时间。
将热冲压保压时间控制在3～15秒之间的原因在于：当热冲压保压时间过短，若热冲压保压时间不足3秒，大部分马氏体可能因温度过高而尚未发生相变，使得零件出模具后发生一定比例的相变导致回弹，从而影响零件的尺寸精度。
进一步地，所述低温热冲压汽车零部件的抗拉强度≥1750MPa，且其伸长率≥10％。
由于评价钢材的塑性指标之一包括伸长率，并且伸长率越大，钢材的塑性越好，其在遭受外力破坏前可以经受永久变形的性能就越好，因此，汽车零部件的伸长率≥10％有益于提高由该钢种制成的汽车安全件的碰撞安全性能。
相应地，本发明还提供了一种本发明所述的钢板的制造方法，其依次包括步骤：
(1)冶炼；
(2)铸造；
(3)热轧；
(4)罩式炉退火；
(5)酸洗；
(6)冷轧。
其中，在所述步骤(3)中，将铸坯加热到1200～1250℃后控制轧制，开轧温度为950～1150℃，终轧温度为800～900℃，卷取温度为500～800℃，然后冷却至室温。
在所述步骤(4)中，退火温度为580～860℃，保温时间为6h～96h。
在所述步骤(6)中，冷轧压下率为40～65％，获得微观组织全部为马氏体的组织。
采用这种制造方法，可以制造微观组织为全马氏体的钢板，该钢板的抗拉强度相对较高，可以达到1300MPa以上。
另外，本发明还提供了另一种钢板的制造方法，其依次包括步骤：
(1)冶炼；
(2)铸造；
(3)热轧；
(4)罩式炉退火；
(5)酸洗；
(6)冷轧；
(7)冷轧后退火。
其中，在所述步骤(3)中，将铸坯加热到1200～1250℃后控制轧制，开轧温度为950～1150℃，终轧温度为800～900℃，卷取温度为500～800℃，然后冷却至室温。
在所述步骤(6)中，冷轧压下率为40～65％。
在所述步骤(4)中，退火温度为580～860℃，保温时间为6～96h。
在所述步骤(7)中，退火温度为500～800℃，冷轧后退火可以采用连续退火或罩式炉退火，采用连续退火的保温时间为60秒～900秒，采用罩式炉退火的保温时间为1h～48h。
相较于前一种制造方法，该制造方法在热轧步骤和冷轧步骤后均增加了退火步骤，这样可以获得微观组织为铁素体+奥氏体的钢板，这种钢板较之前述的全马氏体钢板相对较软，强度也下降了，其抗拉强度可以达到800MPa以上，但是采用该方法制得的钢板可以降低后续步骤的加工难度。
本发明的技术方案通过对合金成分的合理控制，尤其是对于Mn、Al和N元素含量的精确控制。将Mn元素的含量从现有技术的22MnB5中的1～3％提高至7％～12％，一方面有利于奥氏体的稳定，使得钢材中产生马氏体相变诱导塑性效应(TRIP效应)，由此来提高钢材的强度和塑性，另一方面降低了热冲压的加热保温温度。同时，控制Al和N元素的含量来大幅降低超高强钢的延迟开裂倾向，并将一部分从液相析出的δ-铁素体保留至室温，通过优化焊缝组织提高焊接性能，从而进一步提升钢种的塑性和可焊性。
另外，本发明的技术方案的合金种类的添加数量少，Nb、V和/或Ti均为优选添加的合金元素，在确保钢材的微观组织和力学性能的前提下，进一步地优化了合金元素的添加，使得本发明的技术方案更加经济，生产效益更好。
此外，本发明还提供了一种上述钢板的用途，本发明所述的钢板被用于生产低温热冲压汽车零部件。
本发明所述的钢板可以采用较低的热冲压温度制得低温热冲压汽车零部件，从而可以大大降低生产成本和能耗。此外制得的低温热冲压汽车零部件具备优良的强塑性匹配，有利于提高由本发明所述的汽车用钢制成的汽车零部件的碰撞吸收能和冲击载荷下材料的耐断裂性能。
附图说明
图1为不同Mn含量对于平衡状态下奥氏体相变开始温度(Ae1)和相变结束温度(Ae3)影响的关系图。
图2为采用实施例A中钢板制得的低温热冲压汽车零部件与传统热冲压用钢22MnB5制得的汽车零部件的拉伸曲线的对比图。
图3显示了采用实施例A中钢板制得的低温热冲压汽车零部件的微观组织形态。
具体实施方式
下面将结合附图说明和具体的实施例对本发明所述的钢板及其制造方法以及其制得的低温热冲压汽车零部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A-F和对比例G
上述实施例和对比例中的钢板采用下述步骤制得：
(1)冶炼：采用转炉冶炼，控制各化学元素的质量百分比如表1所示；
(2)铸造：连铸生产获得铸坯；
(3)热轧：将铸坯加热到1200～1250℃后控制轧制，开轧温度为950～1150℃，终轧温度为800～900℃，热轧板厚度通常控制在3～4mm之间，卷取温度为500～800℃，然后冷却至室温，使微观组织为全部为马氏体组织；
(3a)退火：采用罩式炉退火，退火温度为580～860℃，退火时间6～96hr，退火后得到的微观组织中含有一定体积分数的奥氏体，以提高钢板的塑性，便于后序冷轧；
(4)酸洗：酸洗以去除板坯加热、热轧、卷取和罩式退火过程中产生的氧化铁皮，提高表面质量；
(5)冷轧：控制冷轧压下率为40～65％，将轧后钢板厚度控制在3mm以下；
(5a)冷轧后退火：退火温度为500～800℃，冷轧后退火可以采用连续退火或罩式炉退火，采用连续退火的保温时间为60秒～900秒，采用罩式炉退火的保温时间为1h～48h；
另外，在步骤(1)中，还可以采用电炉或感应炉进行冶炼。
另外，需要说明的是，在实施例A-F中，步骤(5a)之后获得的是铁素体+奥氏体钢。这种钢，相对较软，其可以降低后续加工工序的难度。当然，在其他实施方式中，也可以不进行步骤(3a)和(5a)，这样获得的钢板为全马氏体钢板(即微观组织全部为马氏体的钢板)，其将具有更高的强度。
对比例G为现有技术中的22MnB5钢。
表1列出了实施例和对比例的钢板中的各化学元素的质量百分比。
表1.(wt％，余量为Fe和除了杂质元素S和P之外的其他杂质元素)
表2列出了实施例和对比例的钢板的制造方法的具体工艺参数。
表2
将本发明各实施例和对比例得到的钢板进一步进行热冲压，得到低温热冲压汽车零部件，具体步骤包括：
(1)开卷落料；
(2)热冲压：在加热炉中采用氮气保护进行加热保温以提高零部件表面质量，控制加热保温温度为750～830℃，保温时间为1～10min，以完成完全奥氏体化；然后将坯料放入热冲压模具中进行热冲压成形，热冲压保压时间为3～15秒，冲压力为400～800吨；热冲压成形完成后，坯料在热冲压模具中冷却(各实施例和对比例的详细工艺参数见表3)。
表3.
对上述实施例和对比例的汽车零部件取样，进行各项力学性能测试，将试验测得到的相关力学性能列于表4中。
表4列出了实施例A-F和对比例G的汽车零部件的力学性能参数。
表3
序号 屈服强度ReL(MPa) 抗拉强度Rm(MPa) 伸长率A50(％) *强塑积Rm×A50(GPa％)
A 886 1760 10.4 18.3
B 834 1773 11.2 19.9
C 915 1790 10.5 18.8
D 937 1854 11.9 22.1
E 895 1833 13.5 24.7
F 879 1792 14.7 26.3
G 1062 1518 6.3 9.6
结合表1和表4可以看出，对比例G的Mn含量仅为1.24％。较之于对比例G(22MnB5钢)，实施例A-F的汽车零部件的屈服强度均≥834MPa，抗拉强度均≥1760MPa，伸长率均≥10.4％，说明这些汽车零部件具备更高的强度和更为良好的塑性，尤其是具备更高的抗拉强度。另外，相较于对比例G(22MnB5钢)的强塑积Rm×A50仅为9.6GPa％，实施例的汽车零部件的强塑积Rm×A50均≥18.3GPa％，是其强塑积的两倍以上，说明实施例的汽车零部件具备更加优良的强韧性水平，由这些汽车零部件制成的零件的碰撞吸收性能更好。
结合表3和表4的内容可知，对比例G的热冲压加热保温温度高达930℃，其所要需的热能消耗远远高于实施例的热能消耗。然而，实施例的汽车零部件在保证高强度、良好塑性和高强塑积的情况下，热冲压加热保温温度降低了100℃以上，大幅度地节约了热能消耗。
图1显示了不同Mn含量与平衡状态下奥氏体相变开始温度(Ae1)和相变结束温度(Ae3)之间的关系。
如图1所示，不同含量的Mn会对相变温度产生影响。随着Mn含量的增加，Ae1点的温度逐渐降低。同样地，Ae3点的温度也会随着Mn含量的增加而降低。由此，通过提高Mn含量，可以显著降低钢的奥氏体化温度，从而大幅降低传统热冲压用钢在热冲压步骤中所需的加热保温温度，达到低温热冲压的目的。同时，Mn作为扩大γ相区的元素，降低了Ae3点和Ae1点的温度，以起到延缓珠光体相变，降低贝氏体相变温度的作用。
图2显示了采用实施例A中的钢板制得的低温热冲压汽车零部件与传统热冲压用钢22MnB5制得的汽车零部件的拉伸曲线之间的对比。
如图2所示，由于在轧制变形过程中，钢中发生相变诱导塑性(TRIP效应)，实施例A的低温热冲压汽车零部件的抗拉强度和伸长率均大于22MnB5钢的抗拉强度和伸长率。强塑积是钢的抗拉强度与总伸长率的乘积，其是表征其强韧性水平的综合性能指标。它的数值近似地等于钢的拉伸曲线所包围的面积，其表示了钢在拉伸试验过程中所吸收的能量或外力拉断试样时所作的功。结合图2和表3的内容可知，实施例A的汽车零部件的强塑积为对比例G的22MnB5钢的两倍以上。由此说明该实施例的汽车零部件在兼具较高强度和良好塑性的同时，还具有较高的强塑积。
图3显示了采用实施例A中的钢板制得的低温热冲压汽车零部件的微观组织。
如图3所示，该低温热冲压汽车零部件的微观组织为马氏体+奥氏体，其中，红色突显的部分为奥氏体，奥氏体的相比例约为12％。
需要注意的是，以上列举的仅为本发明的具体实施例，显然本发明不限于以上实施例，随之有着许多的类似变化。本领域的技术人员如果从本发明公开的内容直接导出或联想到的所有变形，均应属于本发明的保护范围。

Claims (19)

1.一种用于生产低温热冲压汽车零部件的钢板，其特征在于，其化学元素质量百分比为：
C：0.1％～0.3％，Si：0.1％～1.5％，Mn：7％～12％，Al：0.01％～3.0％，N：0.005％～0.010％，P≤0.02％，S≤0.02％，余量为Fe和其他不可避免的杂质；此外，其化学元素含量还满足：24.2C-2.8Si+Mn-10.1Al≥-15，式中的C、Si、Mn和Al分别表示相应元素的质量百分比。
2.如权利要求1所述的钢板，其特征在于，其微观组织为马氏体。
3.如权利要求2所述的钢板，其特征在于，其抗拉强度≥1300MPa。
4.如权利要求1所述的钢板，其特征在于，其微观组织为铁素体+奥氏体。
5.如权利要求4所述的钢板，其特征在于，其抗拉强度≥800MPa。
6.如权利要求1所述的钢板，其特征在于，其化学元素还具有0＜Nb≤0.5％，0＜V≤1.0％，0＜Ti≤0.5％的至少其中之一。
7.一种低温热冲压汽车零部件，其采用如权利要求1-6中任意一项所述的钢板经过下述低温热冲压工艺制得：控制热冲压的加热保温温度为750～830℃，保温时间为1-10min，以完成完全奥氏体化。
8.如权利要求7所述的低温热冲压汽车零部件，其特征在于，所述热冲压工艺还包括：在加热炉中采用氮气保护进行加热保温，控制所述加热保温温度为750～830℃，所述保温时间为1～10min，以完成完全奥氏体化；然后将坯料放入热冲压模具中进行热冲压成形，热冲压保压时间为3～15秒，冲压力为400～800吨；热冲压成形完成后，坯料在热冲压模具中冷却。
9.如权利要求7或8所述的低温热冲压汽车零部件，其特征在于，其抗拉强度≥1750MPa，且其伸长率≥10％。
10.如权利要求1-3,6中任意一项所述的钢板的制造方法，其依次包括步骤：
(1)冶炼；
(2)铸造；
(3)热轧；
(4)罩式炉退火；
(5)酸洗；
(6)冷轧。
11.如权利要求10所述的钢板的制造方法，其特征在于，在所述步骤(3)中，将铸坯加热到1200～1250℃后控制轧制，开轧温度为950～1150℃，终轧温度为800～900℃，卷取温度为500～800℃，然后冷却至室温。
12.如权利要求10所述的制造方法，其特征在于，在所述步骤(4)中，退火温度为580～860℃，保温时间为6h～96h。
13.如权利要求10所述的钢板制造方法，其特征在于，在所述步骤(5)中，冷轧压下率为40～65％，获得的微观组织为马氏体组织。
14.如权利要求1,4-6中任意一项所述的钢板的制造方法，其依次包括步骤：
(1)冶炼；
(2)铸造；
(3)热轧；
(4)罩式炉退火；
(5)酸洗；
(6)冷轧；
(7)冷轧后退火。
15.如权利要求13所述的钢板的制造方法，其特征在于，在所述步骤(3)中，将铸坯加热到1200～1250℃后控制轧制，开轧温度为950～1150℃，终轧温度为800～900℃，卷取温度为500～800℃，然后冷却至室温。
16.如权利要求13所述的钢板制造方法，其特征在于，在所述步骤(6)中，冷轧压下率为40～65％。
17.如权利要求13所述的制造方法，其特征在于，在所述步骤(4)中，退火温度为580～860℃，保温时间为6h～96h。
18.如权利要求13所述的制造方法，其特征在于，在所述步骤(7)中，冷轧退火为连续退火或罩式炉退火，退火温度为500～800℃，冷轧后退火可以采用连续退火或罩式炉退火，采用连续退火的保温时间为60秒～900秒，采用罩式炉退火的保温时间为1h～48h。
19.一种如权利要求1-6中任意一项所述的钢板的用途，其特征在于，所述钢板被用于生产低温热冲压汽车零部件。
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