本發(fā)明屬于冷軋高強鋼領域，具體涉及一種磷化性能和成形性能優(yōu)良的冷軋高強度鋼板及其制造方法。

背景技術：

近年來，隨著環(huán)保法和碰撞法規(guī)的要求越來越高，汽車上開始大量使用強度在590～980MPa級別的高強度冷軋鋼板替代傳統(tǒng)汽車用鋼，從而實現(xiàn)車身零件的高強減薄，達到節(jié)能減重、提高安全性和降低制造成本的目的。

為進一步提升車身輕量化效果，材料強度需進一步提高，即強度達到1180MPa以上，然而，隨著強度的增加，鋼板的成形性逐漸劣化，因此，期望開發(fā)兼具有高強度和高成形性的鋼板。

通常，鋼板在汽車上使用之前需要進行涂裝，而在涂裝前需要進行磷化處理，使鋼板表面形成磷化膜，正常的磷化膜具有均勻致密，磷化結晶細小的特點，可改善涂層附著力，增強電泳效果，提高零件涂裝后的耐蝕性，因此，磷化的好壞直接決定了涂裝質量和汽車的耐蝕性，進而影響著鋼板在汽車上的應用。

為同時提高鋼板的強度和成形性，通常會在鋼中加入一定量的Si，然而，高Si成分設計的鋼板在連續(xù)退火時，Si元素會在鋼板表面富集形成Si的氧化物，該氧化物在磷化過程中阻礙了磷化過程的均勻反應，引發(fā)磷化覆蓋不良，磷化結晶尺寸粗大等問題，從而導致了鋼板的磷化性能惡化，涂裝質量和耐蝕性不過關，嚴重限制了高Si成分設計的鋼板在汽車上的應用。因此，改善高Si成分設計的冷軋高強度鋼板在使用過程中的磷化涂裝性能一直是主要問題。

中國專利CN103154297A公開了一種高強度冷軋鋼板及其制造方法，鋼板中含有C：0.01～0.18％、Si：0.4～2.0％、Mn：1.0～3.0％、P：0.005～0.060％、S≤0.01％、Al：0.001～1.0％、N≤0.01％且其余為Fe和不可避免的雜質，對該鋼板進行連續(xù)退火時，控制加熱爐溫度為A℃以上且B℃以下(A：600≤A≤780，B：800≤B≤900)的溫度區(qū)域的氣氛露點為-10℃以上，并且，在連續(xù)退火后在含有硫酸的水溶液中進行電解酸洗，中國專利CN103140597A公開的一種高強度鋼板及其制造方法與其類似，但退火爐內溫度在750℃以上時氣氛露點的設定為-40℃以下。上述兩個專利均在退火后采用了酸洗工序，不僅增加了生產成本、降低了生產效率，并且，酸洗工序本身及酸液廢液處理對環(huán)境也存在不利影響。

中國專利CN103124799A公開的一種高強度鋼板及其制造方法，其要點為：使均熱過程中退火爐內溫度為820℃以上且1000℃以下的溫度區(qū)域的氣氛露點為-45℃以下，并且，使冷卻過程中退火爐內溫度為750℃以上的溫度區(qū)域的氣氛露點為-45℃以下。通過該種處理，氣氛中的還原能力增強，并且可以使在鋼板表面上發(fā)生選擇性表面氧化后的Si、Mn等易氧化性元素的氧化物還原。然而，實際連續(xù)退火生產時，將氣氛露點連續(xù)穩(wěn)定控制在-45℃以下技術難度較大，不僅對生產裝備和生產技術水平有很高的要求，生產成本方面也不具備優(yōu)勢。

中國專利CN104508155A公開了一種高強度鋼板及其制造方法，鋼板的化學成分以質量百分數％計含有C：0.03～0.35％、Si：0.01～0.5％、Mn：3.6～8.0％、Al：0.01～1.0％、P≤0.10％、S≤0.010％且余量為Fe和不可避免的雜質，對該鋼板進行連續(xù)退火時，退火爐內，設定鋼板的最高溫度為600～750℃，時間為30秒～10分鐘，將氣氛中的露點設定為-10℃以上。該方法中Si含量在0.01～0.5％的范圍內，但Mn含量較高，達到3.6～8.0％，不僅無法充分利用廉價Si元素的強韌化作用，而且較高的Mn含量已經達到特殊鋼的范疇，一方面在成本方面不利，另一方面也會帶來煉鋼、連鑄和后續(xù)熱處理生產的大量技術問題。

中國專利CN102666923A公開了一種高強度冷軋鋼板及其制造方法，鋼板中含有C：0.05～0.3％、Si：0.6～3.0％、Mn：1.0～3.0％、P≤0.1％、S≤0.05％、Al：0.01～1％、N≤0.01％且其余為Fe和不可避免的雜質，對該鋼板進行連續(xù)退火時，控制氧濃度，實現(xiàn)在退火前的氧化處理。在氧濃度為1000ppm以上的氣氛下對鋼板進行第一次加熱，直至鋼板溫度達到630℃以上，接著，在氧濃度低于1000ppm的氣氛下對鋼板進行第二次加熱，直至鋼板溫度達到700～800℃，使得鋼板表面形成0.1g/m²以上的氧化量，接著，利用露點為-25℃以下，1～10％H₂-N₂的還原性氣氛進行退火。該制造方法中，在退火前增加了氧化處理工序，需要產線配備相應裝置同時控制加熱溫度和氧濃度，操作難度較大，現(xiàn)有大多數連續(xù)退火產線不具備此類功能，而且，利用高含氧量的氣氛實現(xiàn)鋼板表面的非選擇性氧化，氧化反應程度對氣氛非常敏感，反應均勻性難以保證，易出現(xiàn)氧化層厚度及氧化程度的不均，后續(xù)通過還原反應生成還原鐵層也容易發(fā)生厚度不均，導致產品磷化性能不良。

技術實現(xiàn)要素：

本發(fā)明的目的在于提供一種磷化性能和成形性能優(yōu)良的冷軋高強度鋼板及其制造方法，該鋼板具有良好的磷化性能和成形性，室溫組織為具有鐵素體、馬氏體以及殘余奧氏體的復相組織，抗拉強度≥1180MPa，延伸率≥14％，適用于制造汽車結構件和安全件。

為達到上述目的，本發(fā)明提供的技術方案如下：

一種磷化性能和成形性能優(yōu)良的冷軋高強度鋼板，其化學成分按重量百分比含有：C 0.15～0.25％，Si 1.50～2.50％，Mn 2.00～3.00％，P≤0.02％，S≤0.01％，Al 0.03～0.06％，N≤0.01％，其余為Fe和不可避免的雜質元素，所述鋼板表層存在厚度為1～5μm的內氧化層，所述內氧化層以鐵為基體，該基體中含有氧化物顆粒，所述氧化物顆粒為Si氧化物、Si與Mn的復合氧化物中的至少一種，表面無Si、Mn元素富集；

所述氧化物顆粒的平均直徑為50～200nm，氧化物顆粒間的平均間距λ滿足下述關系：

A＝0.247×(0.94×[Si]+0.68×[Mn])^1/2×d

B＝1.382×(0.94×[Si]+0.68×[Mn])^1/2×d

A≤λ≤B

其中，[Si]為鋼中Si的含量％；[Mn]為鋼中Mn的含量％；d為氧化物顆粒直徑，單位nm。

優(yōu)選地，所述氧化物顆粒為氧化硅、硅酸錳、硅酸鐵以及硅酸錳鐵中的至少一種。

進一步，所述的鋼板含有Cr 0.01～1％，Mo 0.01～0.5％和Ni 0.01～2.0％中的至少一種。

又進一步，所述的鋼板含有Ti 0.005～0.5％，Nb 0.005～0.5％和V0.005～0.5％中的至少一種。

本發(fā)明所述磷化性能和成形性能優(yōu)良的冷軋高強度鋼板的室溫組織具有鐵素體、馬氏體以及殘余奧氏體的復相組織，其中，殘余奧氏體含量不低于5％，該冷軋高強度鋼板的抗拉強度≥1180MPa，延伸率≥14％。

在本發(fā)明的成分設計中：

C：是鋼中為了確保強度而必需的固溶強化元素，是奧氏體穩(wěn)定化元素。C含量過低時，殘余奧氏體的含量不足且材料強度偏低，而C含量過高時，鋼材的焊接性能顯著惡化，因此，本發(fā)明控制C含量為0.15～0.25％。

Si：具有提高強度同時改善鋼材成形性的作用，本發(fā)明中大量添加。但過量添加Si，鋼板脆化變得顯著，冷軋時易在鋼板端部產生裂紋，阻礙生產效率。因此，本發(fā)明控制Si含量為1.50～2.50％。

Mn：增加了奧氏體的穩(wěn)定性，同時降低了鋼淬火時的臨界冷卻溫度以及馬氏體轉變溫度Ms，提高鋼板的淬透性。此外，Mn是固溶強化元素，對提高鋼板的強度有利，因此，需要在本發(fā)明中大量添加，但過高的Mn含量會導致連鑄工序中鋼坯裂紋產生，且影響鋼材的焊接性能。因此，本發(fā)明控制Mn含量為2.00～3.00％。

P：在本發(fā)明中是雜質元素，使得焊接性能變差，增加鋼的冷脆性，降低了鋼的塑性，因此，需要控制P在0.02％以下。

S：同樣作為雜質元素，使得焊接性能變差，降低鋼的塑性，因此，需要控制S在0.01％以下。

Al：是為了鋼水的脫氧而添加的。Al含量過低時，無法達到脫氧的目的，而Al含量過高，脫氧效果飽和。因此，本發(fā)明控制Al含量在0.03～0.06％。

N：是粗鋼中含有的雜質，N與Al結合AlN顆粒，影響鋼板的延展性和熱塑性。因此，期望盡可能在煉鋼工序將N含量控制在0.01％以下。

Cr：有助于奧氏體晶粒的細化，同時，提高鋼板的淬透性，提高鋼的強度。因此，為達到高強度，可適當添加Cr。但不宜過高，當Cr含量超過1.0％時，鋼板的成本提高，焊接性能變差，因此，在本發(fā)明中，將Cr的含量控制在0.01～1.0％。

Mo：可提高鋼板的淬透性，進而提高鋼板的強度。為保證鋼板的淬透性，可適當添加Mo。然而，當Mo含量高于0.5％時，鋼板的塑性明顯下降，且生產成本提高，因此，本發(fā)明中將Mo含量的范圍控制在0.01～0.5％。

Ni：Ni的作用與Mo類似，同樣為提高鋼板淬透性的元素。為保證抗拉強度達到1180MPa以上，可適量添加Ni。但Ni含量不宜過高，當Ni含量超過2.0％時，鋼板的生產成本提高，因此，控制Ni的含量在0.01～2.0％。

Ti：Ti與C、S、N形成析出物而有效地提高鋼板的強度和韌性。為達到上述效果，Ti含量需要在0.005％以上。另一方面，如果Ti含量超過0.05％，再增加其含量，對于鋼的改善效果并不顯著。因此，本發(fā)明中的Ti含量設計為0.005～0.05％。

Nb：通過析出強化而對鋼進行強化，同時阻止奧氏體晶粒的長大，細化晶粒，同時提高強度和延伸率。當Nb含量小于0.005％時，無法達到上述的效果，但當Nb的含量超過0.1％時，析出強化過度發(fā)揮作用，導致成形性下降，同時，增加制造成本。因此，在本發(fā)明中，Nb含量的控制范圍為0.005～0.1％。

V：V的作用與Nb類似，可形成碳化物，提高鋼的強度。當V含量小于0.005％時，析出強化效果不顯著。然而，當V含量大于0.1％時，析出強化效果過度發(fā)揮作用，導致鋼板成形性下降。為此，在本發(fā)明中，V含量控制在0.005～0.1％。

本發(fā)明的冷軋高強鋼板表層存在厚度在1～5μm的內氧化層，該內氧化層含有氧化物顆粒，所述氧化物顆粒為Si氧化物以及Si、Mn復合氧化物之中的一種或多種，本發(fā)明鋼板表層一定厚度的內氧化層特征是必需的，其與鋼板中的高Si、Mn含量有著必然的聯(lián)系，保證了Si元素不在鋼板表面富集形成Si的氧化物，使氧化反應由外氧化轉變?yōu)閮妊趸?，從而改善了鋼板的磷化性能?/p>

本發(fā)明冷軋高強鋼板表層的內氧化層的厚度、氧化物顆粒的尺寸和氧化物粒子密度會直接影響內氧化層改善鋼板表面狀態(tài)作用的發(fā)揮，而氧化物密度可以通過氧化物顆粒的平均間距λ表達，其與Si、Mn含量以及氧化物顆粒直徑的關系為：氧化物顆粒間的平均間距λ滿足下述關系：

A＝0.247×(0.94×[Si]+0.68×[Mn])^1/2×d

B＝1.382×(0.94×[Si]+0.68×[Mn])^1/2×d

A≤λ≤B

其中，[Si]為鋼中的Si元素含量，[Mn]為鋼中的Mn元素含量，d為氧化物顆粒直徑，單位nm。當內氧化層厚度＜1μm，Si氧化物顆粒平均直徑＜50nm以及平均間距λ＞B時，內氧化層無法阻止Si向鋼板表面富集，鋼板表面仍形成大量的氧化物顆粒，外氧化無法得到有效抑制，而鋼板表面的氧化物顆粒將嚴重阻礙磷化過程的均勻反應，造成表面黃銹，磷化不良，磷化結晶尺寸粗大等問題。

而當內氧化層厚度＞5μm，Si氧化物顆粒平均直徑＞200nm以及平均間距λ＜A時，內氧化作用過于強烈，對鋼板表面的韌性和成形性能有顯著影響，因此，為保證鋼板具有良好的磷化性能，鋼板表層內氧化層的厚度為1～5μm，氧化物顆粒平均直徑控制在50～200nm，氧化物顆粒間的平均間距λ控制在A與B之間。

本發(fā)明所述冷軋高強鋼板的室溫組織包含殘余奧氏體，殘余奧氏體含量不小于5％。在變形過程中，一定量的殘余奧氏體發(fā)生相變轉變?yōu)轳R氏體，發(fā)生TRIP效應，保證鋼板在具有1180MPa強度的同時具有良好的成形性能。當殘余奧氏體含量＜5％時，其TRIP效應不顯著，鋼板的強度和成形性無法保證。因此，期望保證室溫組織中的殘余奧氏體含量≥5％。

本發(fā)明還提供了該磷化性能和成形性能優(yōu)良的冷軋高強度鋼板的制造方法，包括以下步驟：

1)冶煉、鑄造

按照上述化學成分冶煉和澆鑄后制成板坯；

2)熱軋、卷取

將板坯加熱到1170～1300℃，保溫0.5～4h，軋制，終軋溫度≥850℃；卷取，卷取溫度為400～700℃，獲得熱軋卷；

3)酸洗、冷軋

將熱軋卷開卷，進行酸洗及冷軋，酸洗速度≤150m/min，冷軋壓下量為40～80％，獲得軋硬帶鋼；

4)連續(xù)退火

將獲得的軋硬帶鋼開卷、清洗，加熱至均熱溫度790～920℃，保溫30～200s，其中，加熱速率為1～20℃/s，加熱段和保溫段的氣氛采用N₂-H₂混合氣體，其中H₂含量為0.5～20％，退火氣氛的露點為-25～10℃；；

之后快冷至200～300℃，冷卻速度≥30℃/s；

然后再加熱至350～450℃，保溫60～250s，獲得具有優(yōu)良磷化性能和成形性的冷軋高強度鋼板。

優(yōu)選地，步驟2)中進行熱軋時，對板坯再加熱的溫度為1210～1270℃，卷取溫度為450～550℃。

又，步驟4)中的均熱溫度為810～870℃。

進一步，步驟4)中退火氣氛的露點為-10～5℃。

本發(fā)明的制造工藝設計的理由如下：

本發(fā)明在熱軋時，對板坯的再加熱溫度為1170～1300℃，優(yōu)選1210～1270℃，加熱溫度過高，會造成板坯過燒，板坯內晶粒組織粗大導致其熱加工性能降低，并且超高溫會引起板坯表面嚴重脫碳；加熱溫度過低，板坯經高壓水除鱗和初軋后，精軋溫度過低，會造成坯料變形抗力過大。在熱軋時，保溫時間設為0.5～4h，若保溫時間超過4h，會造成板坯內晶粒組織粗大同時板坯表面脫碳嚴重，若保溫時間低于0.5h，則板坯內部溫度尚未均勻。

本發(fā)明需要控制終軋溫度在850℃以上，完成對鑄坯的熱軋，終軋溫度過低會造成板坯變形抗力過高，從而難以生產出所需厚度規(guī)格的鋼板且板形不良。

本發(fā)明在400～700℃進行熱軋板的卷取，優(yōu)選卷取溫度為450～550℃。若卷取溫度過高，則鋼板表面的氧化鐵皮生成過厚，難于酸洗，而如果卷取溫度過低，則熱卷強度偏高，難于冷軋，影響生產效率。

本發(fā)明在酸洗時，酸洗速度≤150m/min，若酸洗速度過快，鋼板表面的氧化皮無法完全去除，易形成表面缺陷。將酸洗后的熱軋鋼板冷軋變形至規(guī)定厚度，冷軋壓下量為40～80％，大的冷軋壓下量可以在后續(xù)退火過程中提高奧氏體形成速率，有助于提高退火鋼板的組織均勻性，從而提高鋼板的延展性。但如果冷軋壓下量過大，會因加工硬化導致材料的變形抗力非常高，使得制備規(guī)定厚度和良好板型的冷軋鋼板變得異常困難。

本發(fā)明在退火過程中，均熱溫度控制在790～920℃，均熱時間在30～200s，均熱溫度及均熱時間的選取主要考慮對帶鋼基體組織和性能的影響以及對鋼板表層內氧化層厚度的影響，而快冷溫度，再加熱溫度以及再加熱保溫時間的選取則希望保證鋼板中殘余奧氏體的含量，以達到最佳的成形性能。如果均熱溫度低于790℃、均熱時間低于30s，冷軋鋼板的奧氏體化不充分，奧氏體組織不均勻，在隨后的退火工藝后，無法形成足夠量的殘余奧氏體且奧氏體的穩(wěn)定性不足，導致鋼板最終的延伸率不足。當均熱溫度高于920℃、均熱時間長于200s時，均熱處理后鋼板基體組織發(fā)生完全奧氏體相變，奧氏體穩(wěn)定性降低，從而使得退火后鋼板基體中殘余奧氏體含量減少，同時退火后鋼板表層形成的內氧化層厚度大于5μm，影響鋼板的韌性和成形性。

本發(fā)明在快冷階段，控制快冷溫度在200～300℃，冷卻速度≥30℃/s，保證鋼板中生產一定量的馬氏體組織。本發(fā)明的成分設計中，馬氏體臨界冷卻速度為30℃/s，因此，為保證冷卻過程中僅發(fā)生馬氏體相變，冷卻速度不小于30℃/s。如果快冷溫度低于200℃，奧氏體全部發(fā)生馬氏體轉變，鋼板室溫組織中無殘余奧氏體生成，而如果快冷溫度高于300℃，則馬氏體生成量較少，隨后的再加熱過程中，馬氏體中碳含量向奧氏體中擴散的驅動力不足，導致奧氏體的穩(wěn)定性不足，室溫下鋼板中殘余奧氏體的含量小于5％，影響鋼板的成形性。

本發(fā)明的再加熱溫度控制在350～450℃，再加熱時間在60～250s。如果再加熱溫度低于350℃和再加熱時間低于60s，鋼板殘余奧氏體穩(wěn)定化過程不充分，室溫下組織中的殘余奧氏體含量小于5％，如果再加熱溫度高于450℃和再加熱時間高于250s，鋼板發(fā)生顯著的回火軟化，馬氏體強度下降，則會使鋼板的強度下降。

本發(fā)明在加熱及均熱段的退火氣氛選用N₂-H₂混合氣體，其中H₂含量為0.5～20％，目的是還原帶鋼表面的氧化鐵。退火氣氛的露點為-25～10℃，優(yōu)選-10～5℃，在上述露點范圍內，退火氣氛對Fe都是還原性的，因此會把氧化鐵還原。若退火氣氛露點低于-25℃，則上述退火氣氛對基體中的Si元素依然是氧化的，基體中的Si會在帶鋼表面形成連續(xù)致密的氧化物薄膜影響磷化性能。若退火氣氛露點高于10℃，則退火氣氛中的氧勢過高，O原子向帶鋼基體擴散的能力加大，在鋼板表層Si和Mn等合金元素形成內氧化層過厚，影響鋼板的強度和成形性，同時，Si和Mn又開始在鋼板表面形成富集，使得鋼板的磷化性能惡化。

與現(xiàn)有技術相比，本發(fā)明的有益效果：

1)本發(fā)明的冷軋高強度鋼板表層存在內氧化層，該內氧化層以鐵為基體，厚度為1～5μm，含有氧化物顆粒，該內氧化層阻止了Si、Mn等元素向鋼板表面富集，使得上述元素的氧化反應不在鋼板表面發(fā)生，由外氧化轉變?yōu)閮妊趸?，該鋼板表面無Si、Mn元素富集，從而改善了鋼板的磷化性能，保證了高Si含量的冷軋高強鋼板的優(yōu)異的磷化性能。

2)本發(fā)明的冷軋高強鋼板的室溫組織包含殘余奧氏體，在變形過程中，一定量的殘余奧氏體發(fā)生相變轉變?yōu)轳R氏體，發(fā)生TRIP效應，保證鋼板在具有1180MPa強度的同時具有良好的成形性能。

3)本發(fā)明在退火過程中，均熱溫度及均熱時間的選取主要考慮對帶鋼基體組織和性能的影響，以及對鋼板表層內氧化層厚度的影響，而快冷溫度，再加熱溫度以及再加熱保溫時間的選取則希望保證鋼板中殘余奧氏體的含量，以達到最佳的成形性能。

4)本發(fā)明在退火過程中，加熱段及均熱段的退火氣氛選用N₂-H₂混合氣體，其中H₂含量為0.5～20％，還原帶鋼表面的氧化鐵，退火氣氛的露點為-25～10℃，在該露點范圍內，選用的退火氣氛對Fe都是還原性的，因此，會將氧化鐵還原，抑制了Si、Mn等易氧化元素在鋼板表面的外氧化富集，使其轉化成內氧化并在表層形成了1～5μm的內氧化層。

5)本發(fā)明可以在現(xiàn)有高強鋼連續(xù)退火生產線上完成，無需做較大調整，在汽車結構件中將具有很好的應用前景，特別適合于制造形狀較為復雜、對成形性能和耐蝕性能都要求較高的車輛結構件和安全件，如車門防撞桿、保險杠及B柱等。

附圖說明

圖1為本發(fā)明冷軋高強度鋼板表面內氧化層的示意圖，其中，1為鋼板，2為內氧化層，3為氧化物顆粒。

圖2為本發(fā)明實施例的冷軋高強鋼板的截面掃描電鏡背散射電子像，其中1為鋼板，2為鋼板表層的內氧化層。

圖3為本發(fā)明實施例的冷軋高強度鋼板經過磷化處理后表面掃描電鏡二次電子像。

圖4為對比例1的冷軋高強鋼板的截面掃描電鏡背散射電子像。

圖5為對比例1的冷軋高強度鋼板經過磷化處理后表面掃描電鏡二次電子像。

具體實施方式

下面將結合附圖說明和具體的實施例對本發(fā)明進一步的解釋和說明，然而該解釋和說明并不對本發(fā)明的技術方案構成不當限定。

實施例和對比例

本發(fā)明實施例1～16的磷化性能和成形性能優(yōu)良的冷軋高強度鋼板和對比例1～5的鋼板采用下述步驟制得：

表1列出了實施例1～16和對比例1～5的各化學元素的質量百分比(％)，其余為Fe。

將具有表1所示成分的鋼料經冶煉和澆鑄后制成板坯，在1250℃加熱溫度下加熱板坯，保溫時間1h后進行熱軋，在900℃以上的終軋溫度下完成精軋，熱軋鋼板的厚度約為2.5mm。將所述熱軋鋼板在500℃下卷取，并進行酸洗和冷軋，冷軋壓下量為52％，軋硬帶鋼的最終厚度為1.2mm。

將所獲得的軋硬帶鋼開卷、清洗，進行退火，實施例和對比例的退火工藝、氣氛條件參見表2，然后對退火后的冷軋高強度鋼板的力學性能，殘余奧氏體含量，表層內氧化層厚度，氧化物顆粒平均直徑，平均間距以及磷化性能進行評價，評價結果參見表3。

從表3可以看出，經本發(fā)明的退火工藝配合，所有實施例的抗拉強度均在1180MPa以上，且延伸率在14％以上，其室溫組織中殘余奧氏體含量不低于5％，成形性良好，同時，通過控制退火氣氛的露點，鋼板表層存在1～5μm的內氧化層，內氧化層特征參見圖1～2，經磷化處理后，磷化結晶均勻覆蓋在鋼板表面，且尺寸尺寸小于10μm，覆蓋面積達到80％以上，磷化性能優(yōu)良，參見圖3。

結合表2和表3可知，對比例1的露點為-40℃，遠低于本發(fā)明的設計下限，其表面無內氧化層生成(參見圖4)，Si和Mn在鋼板表面富集，因此，鋼板磷化后，表面僅局部存在磷化結晶且結晶尺寸粗大，且大部分表面無磷化結晶覆蓋，磷化性能不良，如圖5所示。

而對比例2的快冷溫度為100℃，奧氏體全部轉變?yōu)轳R氏體，無殘余奧氏體保留，因此，鋼板的強度偏高，延伸率偏低。

對比例3的均熱溫度為755℃，低于設計要求的790℃，其均熱過程中奧氏體化不充分，在隨后的冷卻和在加熱過程中無法穩(wěn)定足夠量的殘余奧氏體，因此，材料的強度和延伸率均偏低。

對比例4則由于采用了超出本發(fā)明設計上限的露點，鋼板表面的內氧化層偏厚，影響了材料抗拉強度和延伸率，同時，過高的露點使得Si和Mn元素重新在鋼板表面富集，鋼板的磷化性能又開始變差。

結合表1和表3可知，對比例5的Si含量偏低，其延伸率無法達到14％。這是由于Si含量未達到設計下限，因此，在退火過程中，殘余奧氏體的含量不足，致使其延伸率偏低。

拉伸試驗方法為：采用JIS5號拉伸試樣，拉伸方向垂直于軋制方向。

殘余奧氏體含量測試方法：從鋼板上切取15×15mm尺寸的試樣，經過研磨和拋光后，進行XRD定量測試。

沿鋼板截面取樣，經過研磨和拋光后，在掃描電鏡下以5000倍觀察所有試樣鋼板的截面形貌。

氧化層中氧化物粒子平均直徑和平均間距測定方法：沿鋼板截面取樣，經過研磨和拋光后，使用掃描電鏡以10000倍隨機觀察10個視野，并用圖像軟件對氧化物顆粒平均直徑和平均間距進行統(tǒng)計。

鋼板磷化性能評價方法：將退火鋼板依次經過脫脂、水洗、表調、水洗后進行磷化，之后再水洗、干燥，使用掃描電鏡以500倍對磷化后的鋼板隨機觀察5個視野，并用圖像軟件對磷化膜的未覆蓋面積進行統(tǒng)計。若未覆蓋面積不足20％且磷化結晶尺寸小于10μm，則判斷磷化性能良好(OK)，反之，則判斷磷化性能較差(NG)。

需要注意的是，以上列舉的僅為本發(fā)明的具體實施例，顯然本發(fā)明不限于以上實施例，隨之有著許多的類似變化。本領域的技術人員如果從本發(fā)明公開的內容直接導出或聯(lián)想到的所有變化，均應屬于本發(fā)明的保護范圍。