一种500MPa级高强钢及其制备方法与流程

一种500mpa级高强钢及其制备方法
技术领域
[0001]
本发明属于钢铁冶炼技术领域，具体涉及一种500mpa级高强钢及其制备方法。


背景技术：

[0002]
汽车制造业为满足节能减排的使用需求，在车体设计上为保证安全性的前提下而逐渐轻量化，特别是底盘轻量化首当其冲，所使用的材料逐渐由先进高强钢所替代。
[0003]
目前，在生产汽车底盘悬挂系统的纵臂时，所需要的钢材料需经焊接成管再进行正火热处理，而后经过多道次复杂工序来冲压成型。因此，需要选择在热处理后仍具备优异的加工成形性能的钢材料，要求其断后延伸率为a80≥28％以上，同时要求经热处理后的钢材料的抗拉强度等级与未经热处理材料的抗拉强度等级均在500mpa以上。目前，市场上的500mpa高强钢产品在正火热处理后往往出现强度降低的情况，并且相同产品在相同工艺正火热处理后会出现较大的力学性能波动，影响了产品性能的稳定性。
[0004]
综上所述，亟需一种经热处理后兼具强度、高塑性、优异冲压成形性能、优异焊接性的先进高强钢。


技术实现要素：

[0005]
鉴于上述问题，本发明提供一种500mpa级高强钢及其制备方法。本发明所得到的500mpa级高强钢在经热处理后仍具备高强度、高塑性、优异冲压成形性能、优异焊接性。本发明所述500mpa级高强钢的微观金相组织为铁素体+珠光体(其中显著提高了珠光体的体积分数达30％以上)，其屈服强度≥430mpa，抗拉强度≥550mpa，断后延伸率a80≥30％；经过热处理后，其组织均匀性得到显著提升，抗拉强度波动在20mpa以内，且断后延伸率a80明显升高。
[0006]
本发明用于实现上述目的的技术方案如下：
[0007]
本发明提供一种500mpa级高强钢，其特征在于，按质量百分比计，所述500mpa级高强钢包含：c 0.06～0.25％、si 0.05～0.25％、mn 0.8～1.7％、p≤0.02％、s≤0.009％、nb≤0.05％、ti≤0.05％，余量为铁和不可避免的杂质。
[0008]
在一些优选实施方案中，本发明所述的500mpa级高强钢中，按质量百分比计，所述500mpa级高强钢包含：c 0.132％、si 0.17％、mn 1.49％、p 0.012％、s 0.003％、nb 0.022％、ti 0.019％，余量为铁和不可避免的杂质。
[0009]
在一些实施方案中，本发明所述的500mpa级高强钢中，所述500mpa级高强钢的微观组织包括铁素体和珠光体；
[0010]
其中所述铁素体的体积分数≤70％，所述珠光体的体积分数≥30％。
[0011]
在一些优选实施方案中，本发明所述的500mpa级高强钢中，所述500mpa级高强钢的微观组织中的晶粒的平均尺寸为4～9μm。
[0012]
本发明还提供本发明所述的500mpa级高强钢的制备方法，所述制备方法包括以下步骤：
[0013]
冶炼并连铸得到钢板坯，将所述钢板坯进行热轧，得到热轧板；
[0014]
将所述热轧板依次进行层流冷却、卷取，得到热轧卷；
[0015]
将所述热轧卷进行平整处理，得到钢板；
[0016]
将所述钢板进行酸洗，得到所述500mpa级高强钢；
[0017]
其中，按质量百分比计，所述钢板坯包含：c 0.06～0.25％、si 0.05～0.25％、mn 0.8～1.7％、p≤0.02％、s≤0.009％、nb≤0.05％、ti≤0.05％，余量为铁和不可避免的杂质。
[0018]
本发明中，将铁水预处理后，经过转炉冶炼、lf精炼、rh精炼和连铸，得到所述钢板坯。
[0019]
在一些优选实施方案中，本发明所述的500mpa级高强钢的制备方法中，按质量百分比计，所述钢板坯包含：c 0.132％、si 0.17％、mn 1.49％、p 0.012％、s 0.003％、nb 0.022％、ti 0.019％，余量为铁和不可避免的杂质。
[0020]
在一些实施方案中，本发明所述的500mpa级高强钢的制备方法中，所述将所述钢板坯进行热轧，得到热轧板，包括：将所述钢板坯在1160～1210℃下保温150～200min，后进行粗轧和精轧，得到所述热轧板；其中，所述粗轧的终轧温度为1020～1080℃，所述精轧的终轧温度为850～900℃；
[0021]
所述热轧板的厚度为1.8～4mm；
[0022]
所述精轧的轧制速度为6～12m/s。
[0023]
在一些实施方案中，本发明所述的500mpa级高强钢的制备方法中，所述粗轧经5道次粗轧(一号粗轧机空过，二号粗轧机轧5道次)，所述精轧经7道次精轧，获得所述热轧板。
[0024]
在一些实施方案中，本发明所述的500mpa级高强钢的制备方法中，所述精轧的过程中，采用恒定速率进行轧制，并根据所述热轧板的厚度来调整该轧制恒定速率。
[0025]
在一些优选实施方案中，本发明所述的500mpa级高强钢的制备方法中，所述将所述钢板坯进行热轧，得到热轧板，包括：将所述钢板坯在1180～1200℃下保温180～190min，后进行粗轧和精轧，得到所述热轧板；其中，所述粗轧的终轧温度为1060～1070℃，所述精轧的终轧温度为880～900℃。
[0026]
在一些实施方案中，本发明所述的500mpa级高强钢的制备方法中，所述卷取的温度为580～630℃，优选590～615℃。
[0027]
在一些实施方案中，本发明所述的500mpa级高强钢的制备方法中，所述平整处理的过程中，平整延伸率为1～3％。
[0028]
在一些实施方案中，本发明所述的500mpa级高强钢的制备方法中，所述酸洗的过程中，所述钢板的运行速度为60～100m/min，末端酸洗槽(酸洗的过程中最末端的酸洗槽)中的酸洗温度为80～90℃，末端酸洗槽中的铁离子浓度为30～40g/l。
[0029]
本发明又提供本发明所述的500mpa级高强钢的制备方法制备得到的500mpa级高强钢。
[0030]
本发明的设计思路主要体现在：
[0031]
发明人认为，c元素是决定碳钢经缓冷后的组织均匀性和综合性能的主要元素。进一步发现，在亚共析范围内，抗拉强度会随着c元素含量的升高而升高，适当提高c元素含量有利于获取珠光体组织，从而在后续的热处理过程中能够获得韧塑性良好的球化珠光体组
织，最终显著提高了产品的冲压成形能力，基于上述设计思路和大量优化选择试验，本发明将c元素含量限定为0.06～0.25％。
[0032]
发明人认识到，降低si元素含量对钢的焊接性能、表面质量会产生较大影响，通过优化配比试验，在本发明中限定了si 0.05～0.25％，从而在钢中产生了晶粒细化和析出强化的效果，使其焊接性能得到显著改善并达到最佳匹配。
[0033]
本发明选择mn元素的含量为0.8～1.7％，能够显著提高钢的基体强度，但是mn元素的含量过高则会影响材料焊接性并产生大量mns夹杂物。
[0034]
p元素与s元素对钢材料性能易产生不利影响，本发明严格控制钢中p与s元素的含量，并将它们与其他合金元素以及c元素进行合理配比，从而提高钢材料的综合性能。因此，本发明限定了p≤0.02％、s≤0.009％
[0035]
本发明人还认识到，当少量nb元素偏聚于晶界时可起到强化结晶的作用，同时在热处理过程中会抑制c原子沿晶界扩散，从而减轻了脱碳现象。此外，nb元素还会降低珠光体中渗碳体的展弦比，促进渗碳体球化，球化渗碳体与铁素体间不易产生应力集中，从而提高组织韧性，提升产品疲劳性能。因此，本发明限定了nb≤0.05％，并进一步优化为nb 0.022％。
[0036]
基于以下考虑，在钢材料中适量添加了ti元素：(1)ti元素可固定钢中的n元素，还可细化晶粒并防止其中产生的nbn所造成的连铸板坯裂纹；(2)降低沿轧向分布的条状物质mns所造成的板材在横纵向力学性能方面的差异；(3)适量ti元素能够抑制焊接时生成的奥氏体晶粒的粗化，焊接过程中，高温使铁素体+珠光体组织发生向奥氏体的转变，高熔点的tin可以有效抑制奥氏体晶界的迁移，细化奥氏体晶粒，细化室温下的焊缝组织，从而提高焊缝疲劳性能。但是，如果ti含量过高，则会产生大颗粒的ti夹杂物，不利于钢材料的综合性能。为了促使ni与不同种类或含量的其他合金元素共同发挥的作用，本发明限定了ti≤0.05％，并进一步优化为ti 0.019％。
[0037]
本发明中，为确保所述钢板坯中各成分的均匀性，获得均匀细小的奥氏体组织，发明人经过筛选优化试验，将钢板坯的加热温度设定为1160～1210℃，并限定了保温150～200min，如此设计既能够保证钢板坯中各成分的均匀性，也能够避免钢板坯产生过热等缺陷。
[0038]
此外，发明人限定了粗轧的终轧温度为1020～1080℃。该温度范围处于奥氏体未再结晶区温度范围内，同时为了避免在奥氏体铁素体两相区进行轧制，同时限定了精轧的终轧温度为850～900℃，从而使奥氏体充分累积变形量以提高铁素体的形核率。此外，本发明采用恒定速率进行精轧，且根据热轧板的厚度条件来调整该恒定速率，以防止机架共振所产生的麻坑，最适当的热轧板的厚度为1.8～4mm。
[0039]
本发明还限定了卷取的温度为580～630℃，优选590～615℃，能够在珠光体温度转变区间获得珠光体组织。
[0040]
在所述酸洗的过程中，限定了钢板的运行速度为60～100m/min，避免了酸洗速度过慢或过快所造成的过酸洗或欠酸洗的情况；同时，限定了最后一个酸洗槽中的酸洗温度控制为80～90℃、末端酸洗槽中的铁离子浓度为30～40g/l，酸洗后的高强钢具备较高的表面等级(fb级及以上)。
[0041]
本发明人为了获得高强度、高塑性、优异冲压成形性能、优异焊接性的500mpa级高
强钢，采用c-si-mn-nb-ti成分体系，其中将c元素作为主要的合金元素，并对各个元素添加用量进行了筛选和优化，最终获得了成形性能优异且具备高焊接性能的热处理型500mpa级高强钢，其微观金相组织为铁素体+珠光体组织(珠光体的体积分数为60％以上)。
[0042]
此外，本发明通过选择适当的热轧、层流冷却、卷取、平整和酸洗工艺参数，获得了成形性能优异且具备高焊接性能的热处理型500mpa级高强钢，其微观金相组织为铁素体+珠光体组织，屈服强度≥430mpa，抗拉强度≥550mpa，断后延伸率a80≥30％，具备优异的表面质量及焊接性。所获得的产品在经过热处理后，产品的组织均匀性显著提升，抗拉强度波动在20mpa以内，且断后延伸率a80明显升高，产品成形性能更加优异。
[0043]
本发明所述的一个或多个技术实施方案，至少具有如下技术效果或优点：
[0044]
(1)本发明所述500mpa级高强钢的微观金相组织为铁素体+珠光体，其中显著提高了珠光体的体积分数为30％以上，所得产品的组织均匀性和力学性能好；所述500mpa级高强钢的屈服强度≥430mpa，抗拉强度≥550mpa，断后延伸率a80≥30％；所述500mpa级高强钢经过热处理后，组织均匀性得到显著提升，抗拉强度波动在20mpa以内，且断后延伸率a80明显升高。
[0045]
(2)相比于其它合金钢所需要的1230～1250℃的加热保温温度，本发明可以使用相对较低的加热保温温度1160～1210℃，使c元素能够快速达到均匀状态，同时还能够有效降低钢板坯的氧化程度。
[0046]
(3)本发明通过控制粗轧和精轧温度，充分利用奥氏体再结晶和奥氏体未再结晶区的奥氏体形变的特征，使转变生成的铁素体晶粒度达到10.5级以上(铁素体晶粒尺寸在10μm以下)，从而达到细化室温组织铁素体+珠光体晶粒的目的。
[0047]
(4)本发明还通过控制卷取温度580～630℃，利用珠光体相变温度区间，使得最终产品获得质量分数为30％以上的珠光体组织。
[0048]
(5)本发明通过合金元素成分配比设计，获得韧塑性良好的球化珠光体组织，最终显著提高了产品的冲压成形能力、焊接性能、热处理后成形性能。
[0049]
(6)本发明还通过选用相应的制备工艺，且对各工艺参数进行筛选调整，使得最终产品500mpa级高强钢的微观组织为铁素体+珠光体。该500mpa级高强钢在经过热处理后，微观组织仍保持铁素体+珠光体，其组织分布的均匀性显著提高、珠光体球化明显、力学性能显著提升、冲压成形性能优异。
附图说明
[0050]
为了更清楚地说明本发明实施例中的技术方案，下面将对实施例描述中所需要使用的附图作一简单地介绍，显而易见地，下面描述中的附图是本发明的一些实施例，对于本领域普通技术人员来讲，在不付出创造性劳动的前提下，还可以根据这些附图获得其它的附图。
[0051]
图1(a)示出了本发明实施例1试验组3得到的钢板在热处理前的金相组织；
[0052]
图1(b)示出了本发明实施例1试验组3得到的钢板在热处理后的金相组织；
[0053]
图2(a)示出了本发明对比例得到的钢板在热处理前的金相组织；
[0054]
图2(b)示出了本发明对比例得到的钢板在热处理后的金相组织。
具体实施方式
[0055]
下文将结合具体实施方式和实施例，具体阐述本发明，本发明的优点和各种效果将由此更加清楚地呈现。本领域技术人员应理解，这些具体实施方式和实施例是用于说明本发明，而非限制本发明。
[0056]
在整个说明书中，除非另有特别说明，本文使用的术语应理解为如本领域中通常所使用的含义。因此，除非另有定义，本文使用的所有技术和科学术语具有与本发明所属领域技术人员的一般理解相同的含义。若存在矛盾，本说明书优先。
[0057]
除非另有特别说明，本发明中用到的各种原材料、试剂、仪器和设备等，均可通过市场购买得到或者可通过现有方法制备得到。
[0058]
本发明实施例提供的技术方案为解决上述技术问题，总体思路如下：
[0059]
本发明提供一种500mpa级高强钢，其特征在于，按质量百分比计，所述500mpa级高强钢包含：c 0.06～0.25％、si 0.05～0.25％、mn 0.8～1.7％、p≤0.02％、s≤0.009％、nb≤0.05％、ti≤0.05％，余量为铁和不可避免的杂质。
[0060]
本发明人考虑到，合金钢中各种元素相互作用、彼此影响，共同决定了合金钢的性能，而并非是单独起作用；因此，本发明通过合金元素成分配比设计，添加适当量的c、si、mn结合其他元素，能够得到铁素体+珠光体的双相组织结构的高强钢，所得产品的组织均匀性和力学性能可控性好。
[0061]
在一些优选实施方案中，本发明所述的500mpa级高强钢中，按质量百分比计，所述500mpa级高强钢包含：c 0.132％、si 0.17％、mn 1.49％、p 0.012％、s 0.003％、nb 0.022％、ti 0.019％，余量为铁和不可避免的杂质。
[0062]
本发明对上述合金元素的添加用量进行了进一步的筛选和优化，使得本发明的高密度钢的综合性能得到显著改善并达到最佳匹配。
[0063]
在一些实施方案中，本发明所述的500mpa级高强钢中，所述500mpa级高强钢的微观组织包括铁素体和珠光体；
[0064]
其中所述铁素体的体积分数≤70％，所述珠光体的体积分数≥30％。
[0065]
为了获得高强度、高塑性、优异冲压成形性能、优异焊接性的500mpa级高强钢，本发明采用c-si-mn-nb-ti成分体系，其中将c元素作为主要的合金元素，并对各个元素的添加用量进行了进一步筛选和优化，获得了成形性能优异且具备高焊接性能的热处理型500mpa级高强钢，其微观金相组织为铁素体+珠光体组织(珠光体的体积分数为30％以上)，所得产品的组织均匀性和力学性能好。
[0066]
在一些优选实施方案中，本发明所述的500mpa级高强钢中，所述500mpa级高强钢的微观组织中的晶粒的平均尺寸为4～9μm。
[0067]
本发明在钢材料中适量添加了ti元素，可固定钢中的n元素，还可细化晶粒并防止其中产生的nbn所造成的连铸板坯裂纹，适量ti元素能够抑制焊接时生成的奥氏体晶粒的粗化，细化焊缝的室温组织，提高焊缝疲劳性能。
[0068]
本发明还提供本发明所述的500mpa级高强钢的制备方法，所述制备方法包括以下步骤：
[0069]
冶炼并连铸得到钢板坯，将所述钢板坯进行热轧，得到热轧板；
[0070]
将所述热轧板依次进行层流冷却、卷取，得到热轧卷；
[0071]
将所述热轧卷进行平整处理，得到钢板；
[0072]
将所述钢板进行酸洗，得到所述500mpa级高强钢；
[0073]
其中，按质量百分比计，所述钢板坯包含：c 0.06～0.25％、si 0.05～0.25％、mn 0.8～1.7％、p≤0.02％、s≤0.009％、nb≤0.05％、ti≤0.05％，余量为铁和不可避免的杂质；
[0074]
在一些优选实施方案中，本发明所述的500mpa级高强钢的制备方法中，按质量百分比计，所述钢板坯包含：c 0.132％、si 0.17％、mn 1.49％、p 0.012％、s 0.003％、nb 0.022％、ti 0.019％，余量为铁和不可避免的杂质。
[0075]
本发明在采用c-si-mn-nb-ti成分体系的基础上，通过选择适当的热轧、层流冷却、卷取、平整和酸洗工艺参数，获得了成形性能优异且具备高焊接性能的热处理型500mpa级高强钢，其微观金相组织为铁素体+珠光体组织。
[0076]
在一些实施方案中，本发明所述的500mpa级高强钢的制备方法中，所述将所述钢板坯进行热轧，得到热轧板，包括：将所述钢板坯在1160～1210℃下保温150～200min，后进行粗轧和精轧，得到所述热轧板；其中，所述粗轧的终轧温度为1020～1080℃，所述精轧的终轧温度为850～900℃；
[0077]
所述热轧板的厚度为1.8～4mm；
[0078]
所述精轧的轧制速度为6～12m/s。
[0079]
相比于其它合金钢所需要的1230～1250℃的加热保温温度，本发明可以使用相对较低的加热保温温度1160～1210℃，使c元素能够快速达到均匀状态，同时还能够有效降低钢板坯的氧化程度，防止加热炉内产生过厚的氧化铁皮。
[0080]
本发明还通过控制粗轧和精轧温度，充分利用奥氏体再结晶和奥氏体未再结晶区的奥氏体形变的特征，从而达到细化室温组织铁素体+珠光体晶粒的目的。
[0081]
在一些优选实施方案中，本发明所述的500mpa级高强钢的制备方法中，所述将所述钢板坯进行热轧，得到热轧板，包括：将所述钢板坯在1180～1200℃下保温180～190min，后进行粗轧和精轧，得到所述热轧板；其中，所述粗轧的终轧温度为1060～1070℃，所述精轧的终轧温度为880～900℃。
[0082]
本发明所述钢板坯在热轧过程中，对于粗轧终轧温度和精轧终轧温度的控制精度，将直接影响最终产品的组织性能和综合性能。发明人针对发明目的，在各个合金元素及其含量的设计构思的基础之上，进一步优化选择最适用的制备工艺参数，特别是限定了粗轧终轧温度和精轧终轧温度的优化范围，显著提高了所述500mpa级高强钢的组织均匀性，有效降低了钢板坯的氧化程度以及细化了室温组织铁素体+珠光体晶粒。
[0083]
在一些实施方案中，本发明所述的500mpa级高强钢的制备方法中，所述卷取的温度为580～630℃，优选590～615℃。发明人通过将卷取温度准确设定在珠光体相变温度区间并结合其他具体工艺参数，再配合如本申请所述的“粗轧+精轧”等热轧优化方案，从而使得最终产品获得质量分数为30％以上的珠光体组织，保证产品抗拉强度在500mpa以上。
[0084]
在一些实施方案中，本发明所述的500mpa级高强钢的制备方法中，所述平整处理的过程中，平整延伸率为1～3％。本发明通过选择适当的热轧、层流冷却、卷取参数，并配以最适当的平整延伸率，能够控制热轧板的板型，消除热轧板的板型缺陷(如边浪)，从而获得了成形性能优异且具备高焊接性能的热处理型500mpa级高强钢，并具备优异的表面质量及
焊接性。
[0085]
在一些实施方案中，本发明所述的500mpa级高强钢的制备方法中，所述酸洗的过程中，所述钢板的运行速度为60～100m/min，末端酸洗槽中的酸洗温度为80～90℃，末端酸洗槽中的铁离子浓度为30～40g/l。本发明在酸洗的过程中，限定了钢板的运行速度，如此避免了酸洗速度过慢或过快所造成的过酸洗或欠酸洗情况；同时，限定了末端酸洗槽(酸洗过程中的最后一个酸洗槽)中的酸洗温度控制为80～90℃、末端酸洗槽中的铁离子浓度为30～40g/l，最终使得酸洗后的产品高强钢具备良好的表面质量。
[0086]
下面将结合实施例、对照例及实验数据对本申请所述的500mpa级高强钢及其制备方法进行详细说明。
[0087]
实施例1：
[0088]
本实施例采用5个试验组，在试验组1～5中，采用本发明所述方法制备所述500mpa级高强钢；
[0089]
一、将铁水预处理后，经过转炉冶炼、lf精炼、rh精炼，获得以下化学成分的钢水后连铸，得到钢板坯，按质量百分比计，钢板坯包含的化学成分如表1所示；
[0090]
表1：本发明所述钢板坯包含的化学成分
[0091]
序号c(％)si(％)mn(％)p(％)s(％)nb(％)ti(％)ce试验组10.060.051.70.020.0090.050.050.345试验组20.250.250.80.0130.0050.0170.0220.394试验组30.1320.171.490.0120.0030.0220.0190.387试验组40.1410.181.480.0100.0020.0460.0180.395试验组50.1350.221.420.0140.0120.0210.0460.381
[0092]
注：其中ce为焊接碳当量，其低于0.4时焊接无需预热，ce越低焊接性越好。
[0093]
二、按如下工艺制备所述500mpa级高强钢，本实施例中的5个试验组的具体制备工艺参数如表2所示：
[0094]
将步骤(一)得到的钢板坯进行热轧，得到热轧板；将所述热轧板依次进行层流冷却、卷取，得到热轧卷；将所述热轧卷进行平整处理，得到钢板；将所述钢板进行酸洗，得到所述500mpa级高强钢；
[0095]
具体包括：
[0096]
(1)将所述钢板坯进行热轧，得到热轧板，其中：将所述钢板坯在1160～1210℃下保温150～200min，后进行粗轧和精轧，得到所述热轧板，厚度为1.8～4mm；其中，所述粗轧的终轧温度为1020～1080℃，所述精轧的终轧温度为850～900℃；
[0097]
(2)在卷取的过程中，温度为580～630℃，优选590～615℃；
[0098]
(3)在平整处理的过程中，平整延伸率为1～3％；
[0099]
(4)在酸洗的过程中，钢板的运行速度为60～100m/min，酸洗槽(酸洗过程的最后一个酸洗槽，即最末酸洗温度)中的酸洗温度为80～90℃，末端酸洗槽中的铁离子浓度为30～40g/l。
[0100]
表2：本发明所述500mpa级高强钢的制备工艺参数
[0101]
编号加热保温温度℃粗轧终轧温度℃精轧终轧温度℃卷取温度℃热轧板厚度mm试验组1116010208505801.8
试验组2121010809006305试验组3118010608805903.0试验组4120010709006152.0试验组5119510458765912.5
[0102]
表3：本发明所述500mpa级高强钢的制备工艺参数
[0103]
编号平整延伸率％酸洗中钢板运行速度m/min末端酸洗温度℃末端酸洗铁离子浓度g/l试验组11608030试验组231009040试验组31.7708537试验组41.5758636试验组52.6758635
[0104]
对比例1：
[0105]
本对比例采用4个对比组，其钢板坯的实际化学成分如表4所示：
[0106]
表4：对比组1～4中钢板坯包含的实际化学成分
[0107]
序号c(％)si(％)mn(％)p(％)s(％)nb(％)ti(％)对比组10.050.051.650.030.0090.060.05对比组20.280.350.80.0130.0100.0170.06对比组30.060.040.80.020.0090.050.05对比组40.300.250.80.020.0090.050.05
[0108]
对比组1～4中制备钢板所使用的工艺参数如表5所示：
[0109]
表5：对比组1～4的制备工艺参数
[0110]
编号加热保温温度℃粗轧终轧温度℃精轧终轧温度℃卷取温度℃热轧板厚度mm对比组1115010208505801.8对比组2121010909006305对比组3116010208405804对比组4115010809005705
[0111]
表6：对比组1～4的制备工艺参数
[0112]
编号平整延伸率％酸洗中钢板运行速度m/min末端酸洗温度℃末端酸洗铁离子浓度g/l对比组10.5608030对比组231509040对比组31607025对比组441009045
[0113]
针对上述实施例1和对比例1中所制备得到的钢板分别进行力学性能测试，其比较结果见表7：
[0114]
表7：实施例1和对比例1所制备得到的钢板的力学性能测试结果
[0115]
编号屈服强度mpa抗拉强度mpa延伸率a80％试验组143657730.5试验组246256430.5试验组343555031试验组444756030.5试验组544056031.5
对比组144057028.5对比组247556225对比组346056228.5对比组449558024
[0116]
取实施例1(试验组1～5)和对比例1(对比组1～4)得到的钢板进行正火热处理实验，其中热处理温度890～900℃，保温时间290～310s，在相同的正火工艺下，上述钢板的力学性能的检测结果如表8所示。
[0117]
表8：实施例1(试验组1～5)和对比例1(对比组1～4)所制备得到的钢板经正火热处理前后的力学性能测试结果
[0118][0119][0120]
通过以上本发明实施例1中的试验组1～5与对比例1中的对比组1～4的对比可以看出，本发明通过合金元素成分配比设计，得到了焊接性能良好、热处理后成形性能优异的先进高强钢。本发明还通过选用相应的制备工艺，且对各工艺参数进行筛选调整，使得最终产品500mpa级高强钢的微观组织为铁素体+珠光体。该500mpa级高强钢在经过热处理后，微观组织仍保持铁素体+珠光体，其组织分布的均匀性显著提高、珠光体球化明显、力学性能显著提升、冲压成形性能优异。
[0121]
图1为本发明实施例1试验组3得到的钢板的显微组织示意图，其显微组织为：铁素体+珠光体组织；
[0122]
本发明实施例1试验组3得到的钢板在正火前的金相组织如图1(a)所示，本发明实施例1试验组3得到的钢板在正火后的金相组织如图1(b)所示，形成粒状珠光体组织，该粒
状珠光体组织具有比片状珠光体组织更少的相界面，因此其范性更高，加工成型性更好。
[0123]
通过实施例1试验组1～5可以看出，本发明所得到的钢板在正火热处理前后性能较为稳定，产品的组织均匀性显著提升，抗拉强度波动在20mpa以内，且断后延伸率a80明显升高，产品成形性能更加优异。
[0124]
图2为本发明对比例1中对比组3得到的钢板的显微组织示意图，其经热处理后(图2(b)所示)，组织晶粒明显粗化，钢板力学性能显著降低。
[0125]
通过对比例1中对比组1～4可以看出，其得到的钢板在正火热处理前后的性能不稳定，波动较大，成品零件的性能稳定性差。
[0126]
最后，还需要说明的是，术语“包括”、“包含”或者其任何其他变体意在涵盖非排他性的包含，从而使得包括一系列要素的过程、方法、物品或者设备不仅包括那些要素，而且还包括没有明确列出的其他要素，或者是还包括为这种过程、方法、物品或者设备所固有的要素。
[0127]
尽管已描述了本发明的优选实施例，但本领域内的技术人员一旦得知了基本创造性概念，则可对这些实施例作出另外的变更和修改。所以，所附权利要求意欲解释为包括优选实施例以及落入本发明范围的所有变更和修改。
[0128]
显然，本领域的技术人员可以对本发明进行各种改动和变型而不脱离本发明的精神和范围。这样，倘若本发明的这些修改和变型属于本发明权利要求及其等同技术的范围之内，则本发明也意图包含这些改动和变型在内。