本发明属于冷轧汽车用钢制造领域，尤其涉及一种抗拉强度大于1180mpa的冷轧汽车用超高强度淬火配分钢板及生产方法。
背景技术：
近年来，伴随着生活质量的日渐提高，汽车工业持续迅猛发展，车辆保有量逐年增加。这一趋势在给交通运输造成严峻压力的同时，也给能源和生态环境带来了巨大的负担。数据表明，汽车重量每下降10％，可节约能耗3％～7％；车辆因底盘质量的减少会更加稳定；轻量化材料吸收冲撞能量，可以提高碰撞安全性。因此，汽车轻量化成为必然趋势。
先进高强钢是实现汽车轻量化的重要有效手段，其研发进展成为钢铁企业和汽车行业关心的重点。淬火配分钢，也称qp(quenchingandpartitioning)钢，作为第三代先进高强钢的代表品种之一，具有优异的力学性能，特别适合于汽车结构件、加强件的减薄，市场前景广阔。与同等抗拉强度的双相钢相比，它具有更高的延伸率；与同等抗拉强度的相变诱导塑性钢相比，它具有更低的碳当量。
淬火配分钢的基本原理由美国学者speer教授于2003年首次提出，即通过淬火-配分工艺实现c元素从马氏体向残余奥氏体的扩散，在室温下得到一定体积分数的亚稳奥氏体，亚稳奥氏体在变形过程中发生trip效应，从而获得良好的强度和塑性配合。然而，由于该工艺在淬火后需要再加热，对连退炉的冷却及时效段升温能力要求较高，故多年来对此新钢种的研究一直停留在理论研究和实验室阶段。2012年以来，宝钢和鞍钢先后完成了淬火配分钢的工业试制，实现了理论到实践的转化，产品性能优异。其中，宝钢利用其高强钢专用产线生产，采用严格的淬火配分工艺，即奥氏体单相区加热；鞍钢高强钢专用产线正在筹建中，故根据现有条件，首次采用双相区加热的淬火配分工艺在传统产线上成功实现了该产品的工业化生产。
现有公开文献中：王成林，李伟，金学军发表的一种新型高硅热成形钢的淬火-配分处理及其性能[j].材料热处理学报,2015(05)；万德成，冯运莉，李杰发表的等温温度对直接淬火配分超高强钢组织性能的影响[j].热加工工艺,2015(10)；周冶东，周澍，丁晨，张建伟，李和田，方健发表的qp980钢低温韧脆性能的研究[j].塑性工程学报,2015(03)；左敦桂，阎启，王利，超高强的qp980钢激光焊缝组织和性能研究[j].金属加工(热加工),2015(04)；郑德兵，柳一凡，吴纯明，余欢庆的第3代高强钢qp980冲压稳定性研究[j].模具工业,2015(02)；陈连生，赵远，田亚强，宋进英，杨栋的淬火温度对硅锰钢双相区保温+q&p处理后组织性能影响[j].钢铁钒钛,2014(05)；鞠新华，田志红，崔桂彬，孟杨，蔡宁的q&p钢中残留奥氏体的稳定性[j].材料热处理学报,2014(10)；以及现有技术中，专利申请号201110154471.4，公开的一种冷轧相变诱导塑性钢的淬火配分生产方法，上述技术方案主要是用于生产980mpa级别的钢，就现有技术而言，大部分为试验用，并未实现批量稳定生产，就抗拉强度980mpa级别而言，鞍钢产品屈强比较低，延伸率较高，成形性更好。
截至目前，全球仅上述两家钢铁企业能够实现淬火配分钢的批量供货，并且都在进行更高强度级别和热镀锌产品的研制开发。
技术实现要素：
为克服现有技术的不足，本发明的目的是提供一种抗拉强度大于1180mpa的淬火配分冷轧钢板及生产方法，采用双相区加热方式连续退火，生产方法简单，采用传统退火产线即可实现。
为实现上述目的，本发明通过以下技术方案实现：
一种抗拉强度大于1180mpa的淬火配分冷轧钢板，成分重量百分比含量为：
c：0.20％-0.30％、si：1.5％-2.0％、mn：2.0％-3.0％、p：≤0.02％、s：≤0.01％、nb：0-0.03％，余量为fe及不可避免的杂质。
一种抗拉强度大于1180mpa的淬火配分冷轧钢板的生产方法，退火加热时钢板部分奥氏体化，实现碳在奥氏体组织中的富集；采用双相区缓冷，调节奥氏体、铁素体两相体积分数，奥氏体进一步富碳；然后以30-40℃/s的冷速快冷，使奥氏体部分转变为马氏体；随后升温再保温，使碳从马氏体向未转变的奥氏体扩散；最后风冷至室温，得到铁素体、马氏体和亚稳奥氏体的多相组织，生产工序为：冶炼→连铸→热轧→酸洗→冷轧→连续退火，具体包括以下步骤：
1)连铸成板坯；
2)热轧：板坯加热温度为1200～1250℃，保温180min以上；热轧开轧温度为大于1100℃，终轧温度为900～1000℃；卷取温度为650～700℃；
3)酸洗和冷轧：热轧板经常规酸洗后进行冷轧，冷轧压下率控制在50～60％之间；
4)连续退火：加热温度为780～820℃，保温时间为150-180s，缓冷速度为5-10℃/s，缓冷温度680～720℃，快冷速度为30-40℃/s，快冷温度为250～280℃，配分温度为350～400℃，配分时间为300～600s，之后风冷至室温。
其中，c：c为钢中最基本的强化元素，也是提高奥氏体稳定性的重要元素，特别是本发明中要利用c的扩散形成室温下一定体积分数的亚稳奥氏体。含碳量过低，马氏体硬度下降，强度无法满足要求，同时亚稳奥氏体体积分数下降或稳定性不足。碳含量过高，钢板的塑性下降，成形性和焊接性降低。因此本发明要求c含量在0.20％-0.30％之间。
si：si为非碳化物形成元素，通过固溶强化来提高钢板的强度和冷加工变形硬化率。本发明中，利用其在碳化物中溶解度极低的特性，阻碍奥氏体分解，减少渗碳体的析出，保证亚稳奥氏体的富碳。si含量不足，亚稳奥氏体的室温稳定性下降，强度、塑性同时降低。si含量过高，会降低热轧板坯的表面质量、冷轧钢板的涂镀性能和焊接性能。因此本发明中的si含量为1.5％-2.0％。
mn：mn是有效的固溶强化元素之一，对于淬透性有显著影响，可以促进马氏体的形成，同时mn也是奥氏体稳定化元素，可以降低渗碳体析出温度。mn含量过低，马氏体形成量不足，强度下降，同时无法保证的亚稳奥氏体的体积分数和稳定性；mn含量过高，则会造成严重的成分偏析，形成带状组织，影响钢板的力学性能。因此本发明选择的mn含量在2.0％-3.0％范围。
p、s：p、s为残留元素，p易造成钢板中心偏析，严重破坏钢的冲击韧性，且存在二次加工脆性，不利于钢板的热加工及焊接性；s易与mn形成非金属夹杂物，使钢板的冷弯和扩孔性能下降，故两者均应尽量控制在较低水平。即p≤0.02％，s≤0.01％。
nb：nb在钢中以置换溶质原子形式存在，起固溶强化作用。溶入奥氏体时可显著提高钢板的淬透性；以碳化物或氧化物微粒形式存在时，细化晶粒并降低淬透性。本发明中，nb的作用主要是提高奥氏体的再结晶温度，细化晶粒，得到更多稳定、细小的亚稳奥氏体，同时提高钢板的扩孔率和冷弯性能。微量的nb足以可使钢板获得优异的综合性能，多余的nb对强韧化的贡献不再明显，且造成合金成本提高，因此本发明要求nb含量在0-0.03％之间。
与现有技术相比，本发明的有益效果是：
1)本发明用以批量生产抗拉强度大于1180mpa的淬火配分冷轧钢板，化学成分简单，除c、si、mn外不添加或仅添加了微量nb元素，冶炼成本低廉，工艺控制简便。
2)连续退火为双相区加热，快冷要求的冷却速度仅为30-40℃/s，对连退机组的设备能力要求较低，生产方法简单，传统退火产线即可实现工业化。
3)室温下得到铁素体、马氏体和亚稳奥氏体的多相组织，钢板抗拉强度大于1180mpa，同时具有良好塑性，可用于冷成形，为汽车行业提供了理想的轻量化材料。
4)最终得到的钢板力学性能为rp0.2：600-945mpa；rm：1185-1255mpa；a：13.0-16.5％。
具体实施方式
下面对本发明进行详细地描述，但是应该指出本发明的实施不限于以下的实施方式。
抗拉强度大于1180mpa的淬火配分冷轧钢板，成分重量百分比含量为：
c：0.20％-0.30％、si：1.5％-2.0％、mn：2.0％-3.0％、p：≤0.02％、s：≤0.01％、nb：0-0.03％，余量为fe及不可避免的杂质。
抗拉强度大于1180mpa的淬火配分冷轧钢板及生产方法，退火加热时钢板部分奥氏体化，实现碳在奥氏体组织中的富集；采用双相区缓冷，调节奥氏体、铁素体两相体积分数，奥氏体进一步富碳；然后以30-40℃/s的冷速快冷，使奥氏体部分转变为马氏体；随后升温再保温，使碳从马氏体向未转变的奥氏体扩散；最后风冷至室温，得到铁素体、马氏体和亚稳奥氏体的多相组织，生产工序为：冶炼→连铸→热轧→酸洗→冷轧→连续退火，具体包括以下步骤：
1)连铸成板坯；
2)热轧：板坯加热温度为1200～1250℃，保温180min以上；热轧开轧温度为大于1100℃，终轧温度为900～1000℃；卷取温度为650～700℃；
3)酸洗和冷轧：热轧板经常规酸洗后进行冷轧，冷轧总压下率控制在50～60％之间；
4)连续退火：加热温度为780～820℃，保温时间为150-180s，缓冷速度为5-10℃/s，缓冷温度680～720℃，快冷速度为30-40℃/s，快冷温度为250～280℃，配分温度为350～400℃，配分时间为300～600s，之后风冷至室温。
实施例：
实施例化学成分如表1所示：
表1化学成分(wt％)
实施例轧制工艺参数如表2所示：
表2轧制工艺参数
实施例连退工艺参数如表3所示：
表3连退工艺参数
实施例钢板的力学性能如表4所示：
表4钢板的力学性能