CN112522616B - 一种650MPa级热轧高强钢及其制备方法、应用 - Google Patents

Abstract

本发明提供了一种650MPa级热轧高强钢及其制备方法、应用，所述高强钢由如下质量分数的化学成分组成：C：0.07～0.12％；Si：0～0.10％；Mn：0.5～1.0％；P≤0.010％；S≤0.003％；Al：0.03～0.05％；Nb：0.045～0.075％；Ca：0.0010～0.0030％；其余为Fe及不可避免的杂质；所述Ca与所述S的质量分数比值为0.5～0.8。采用本发明的方法，实现了钢板屈服强度大于600MPa，抗拉强度大于650MPa，具有优良的冷成形性，其延伸率大于28％，同时具有良好的疲劳性能，经过疲劳测试，大于110万次不开裂；180°(d＝1a)冷弯测试不开裂，满足元宝梁使用要求。

Description

一种650MPa级热轧高强钢及其制备方法、应用

技术领域

本发明属于高强钢制备技术领域，特别涉及一种650MPa级热轧高强钢及其制备方法、应用。

背景技术

热轧高强钢是板坯经过热轧所得，添加了合金元素，使其具有良好的强度。因其强度高，广泛应用于汽车制造、大型桥梁、高层建筑等领域。其中，汽车制造中，元宝梁是汽车最重要的结构件，用于支承前后车桥与悬挂的支架，使车桥与悬挂通过它再与“正车架”相连，元宝梁作为车架的重要组成部分，其强度影响着车架的整体强度，进而影响车辆的安全性能。重型卡车为土方运输和各种露天矿剥岩、矿石运输提供了经济、高效、低耗的运输设备，因此重型卡车常用元宝梁应有足够的强度和刚度，使前板簧后支架联结更加牢固可靠，承受由车轮传来的弯扭组合的各种反力。

目前，中、重型汽车的元宝梁用钢以Q235B、Q345C等钢板为主，厚度规格一般为8.0～12.0mm。重型卡车在行驶1万公里左右，或使用半年左右，约3％的元宝梁出现沿孔开裂、甚至端部断裂。通过提高强度，提高材质的疲劳强度、耐磨性等手段是一个比较理想的选择。但由于元宝梁形状复杂，对成形性要求极高，由于提高材料强度的同时，延伸率下降，会造成元宝梁成形过程中出现批量开裂问题。

为了解决这一问题，国内部分钢厂采用高延性的双相贝氏体或者马氏体钢，即在软相铁素体基体上引入贝氏体或者马氏体硬相，但是这种组织的疲劳性能不理想，而且由于屈服强度偏低，使用中容易出现变形，影响结构安全。

因此，研发一种即具有优异的拉延性能、又具有良好疲劳性能的高强度元宝梁专用钢是亟待解决的技术问题。

发明内容

本发明实施例提供了一种650MPa级热轧高强钢及其制备方法、应用，以解决现有技术中热轧高强钢不能同时具备强度高、疲劳性能好和良好成形性，综合性能差的技术问题。

第一方面，本发明实施例提供了一种650MPa级热轧高强钢，所述高强钢由如下质量分数的化学成分组成：C：0.07～0.12％；Si：0～0.10％；Mn：0.5～1.0％；P≤0.010％；S≤0.003％；Al：0.03～0.05％；Nb：0.045～0.075％；Ca：0.0010～0.0030％；其余为Fe及不可避免的杂质；

所述Ca与所述S的质量分数比值为0.5～0.8。

进一步地，所述高强钢的显微组织为铁素体和珠光体，所述铁素体的体积分数为99～100％，所述珠光体的体积分数为0～1％，所述铁素体的晶粒尺寸为2～5μm。

进一步地，所述高强钢的显微组织中含有粒径为1～50nm的球形析出相。

进一步地，所述高强钢的厚度为4～10mm。

基于同一发明构思，本发明实施例还提供了一种上述的650MPa级热轧高强钢的制备方法，所述方法包括，

钢水连铸，获得板坯；所述板坯由如下质量分数的化学成分组成：C：0.07～0.12％；Si：0～0.10％；Mn：0.5～1.0％；P≤0.010％；S≤0.003％；Al：0.03～0.05％；Nb：0.045～0.075％；Ca：0.0010～0.0030％；其余为Fe及不可避免的杂质；所述Ca与所述S的质量分数比值为0.5～0.8。

将所述板坯进行加热和粗轧，获得中间坯；

将所述中间坯进行精轧、一次水冷、空冷、二次水冷和卷取，获得高强钢；所述一次水冷结束温度为660～700℃，一次水冷速率为20～40℃/s，所述二次水冷开始温度为640～660℃，所述二次水冷速率为20～40℃/s。

进一步地，所述卷取温度为600～640℃。

进一步地，所述精轧结束温度为790～820℃。

进一步地，所述加热中，加热温度为1120～1150℃，在炉时间为160～200min，均热时间50～100min。

进一步地，所述粗轧结束温度为930～980℃，所述中间坯的厚度为34～42mm。

第三方面，本发明实施例提供了上述的650MPa级热轧高强钢的应用，将所述高强钢用于制作元宝梁。

本发明实施例中的一个或多个技术方案，至少具有如下技术效果或优点：

本发明实施例公开了一种650MPa级热轧高强钢及其制备方法、应用，所述高强钢由如下质量分数的化学成分组成：C：0.07～0.12％；Si：0～0.10％；Mn：0.5～1.0％；P≤0.010％；S≤0.003％；Al：0.03～0.05％；Nb：0.045～0.075％；Ca：0.0010～0.0030％；其余为Fe及不可避免的杂质；所述Ca与所述S的质量分数比值为0.5～0.8。通过添加适当的Nb元素，一方面，具有抑制热轧工序中奥氏体的恢复、再结晶的晶粒成长、从而获得合适尺寸的细化铁素体，这种铁素体既可以提供加工硬化能力，提高成形性和疲劳性能，又可以提供一定的强度。另一方面，形成了第二相析出物，第二相析出物可以提高材料的强度。添加Ca元素并控制钙硫比，可以使材料中的硫化物变性，形成细小的球状硫化物，可以改善钢板的抗疲劳裂纹扩展特性和成形性能。采用本发明的方法，实现了钢板屈服强度大于600MPa，抗拉强度大于650MPa，具有优良的冷成形性，其延伸率大于28％，同时具有良好的疲劳性能，经过疲劳测试，大于110万次不开裂；180°(d＝0a)冷弯测试不开裂，满足元宝梁使用要求。

附图说明

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。

图1是本发明实施例的热轧高强钢金相组织；

图2是本发明实施例的热轧高强钢制作的元宝梁。

具体实施方式

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。

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。

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。

本申请中，“一次”、“二次”不代表顺序，可以理解为名词。

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：

第一方面，本发明实施例提供了一种650MPa级热轧高强钢，所述高强钢由如下质量分数的化学成分组成：C：0.07～0.12％；Si：0～0.10％；Mn：0.5～1.0％；P≤0.010％；S≤0.003％；Al：0.03～0.05％；Nb：0.045～0.075％；Ca：0.0010～0.0030％；其余为Fe及不可避免的杂质；

所述Ca与所述S的质量分数比值为0.5～0.8。

通过添加适当的Nb元素，一方面，具有抑制热轧工序中奥氏体的恢复、再结晶的晶粒成长、从而获得合适尺寸的细化铁素体，这种铁素体既可以提供加工硬化能力，提高成形性和疲劳性能，又可以提供一定的强度。另一方面，形成了第二相析出物，第二相析出物可以提高材料的强度。添加Ca元素并控制钙硫比，可以使材料中的硫化物变性，形成细小的球状硫化物，可以改善钢板的抗疲劳裂纹扩展特性和成形性能。

本申请中各元素的作用如下：

C：C是钢中最经济的强化元素之一。如果C含量太高，不能确保所希望的延伸率值，影响试验钢的拉延性能和焊接性能。如果C含量太低，优于钢基体内的固溶C含量的降低，而固溶C元素可以抑制疲劳裂纹的产生与扩展速率，从而会降低材料的疲劳性能。因此，综合考虑材料的强度、拉延性与疲劳性能，本发明钢中C含量控制在0.07％～0.12％。作为优选，C为0.07％～0.10％。

Si：Si是一种固溶强化元素，但是对于含有Nb析出型微合金化元素时，Si的固溶强化增量比例是非常小的，可以忽略不计；而Si对表面质量的影响较大，Si含量较高时，很容易形成铁橄榄石相，增加除鳞阶段去除难度，不利于带钢表面质量，同时对带钢韧性、焊接性不利。因此，考虑带钢的韧性与表面质量，本发明钢中Si含量控制在0～0.10％，进一步地，可优选0～0.06％。

Mn：Mn是固溶强化元素。Mn含量过高时会形成严重的带状组织，降低横向延伸率，影响冷拉延性能。因此，考虑材料强韧性，本发明将Mn的含量设计为0.5～1.0％，进一步地，可优选0.5％～0.9％。

P与S：P和S为钢中杂质元素，P元素易引起钢材的中心偏析，恶化钢材的焊接性与塑韧性；S元素易于Mn元素形成MnS夹杂，会使钢的焊接性、成形性降低。因此，综合考虑材料的焊接性与塑韧性，本发明钢中P含量控制≤0.010％，S含量控制≤0.003％。

Al：Al是钢中脱氧剂，脱不净将导致材料的冷成形性能下降，Al含量过高会导致钢中AlN类夹杂物过多，降低材料的冷成形性。因此，综合考虑脱氧效果与冷成形性，本发明的Al含量控制在0.03％～0.05％。

Nb：Nb微合金化元素，是强析出型元素，具有抑制热轧工序中奥氏体的恢复、再结晶的晶粒成长、从而使铁素体相成为所希望的粒径的作用。但Nb含量较高时，一方面会显著增加热轧过程的轧制难度，另一方面会导致延展性降低；因此，综合考虑经济性、冷成形性和疲劳性能，本发明选择Nb和Ti微合金化成分体系，其含量控制为Nb：0.045～0.075％，，进一步地，控制为Nb：0.05％～0.07％。

Ca：对钢进行Ca处理，可以对钢中硫化物进行变性处理，使之变成不可变形的、稳定细小的球状硫化物，提高低温韧性、改善钢板抗疲劳裂纹扩展特性以及冷拉延性能。因此，本发明钢中Ca含量控制在0.0010～0.0030％，进一步地，优选0.0012～0.0025％。

进一步地，所述高强钢的显微组织为铁素体和珠光体，所述铁素体的体积分数为99～100％，所述珠光体的体积分数为0～1％，所述铁素体的晶粒尺寸为2～5μm。

为保证带钢具有优异的冷拉延性能和疲劳性能，组织控制尽可能单一和均匀，避免硬相的存在对疲劳性能的影响，因此组织控制为铁素体，珠光体的含量小于1％。且保证铁素体组织平均晶粒尺寸2～5μm，不能存在混晶，这是保证高拉延性的关键。铁素体体积分数过少时，影响材料塑性的提高；铁素体体积分数过大时，无法保证所希望的强度。

进一步地，所述高强钢的显微组织中含有粒径为1～50nm的球形析出相。

在铁素体基体中存在第二相球形粒子，其平均粒径在1～50nm之间，第二相析出物粒径尽可能小且分布弥散，析出物粗大时，一方面对强度贡献较小，另一方面降低延伸性能和疲劳性能。

进一步地，所述高强钢的厚度为4～10mm。

第二方面，基于同一发明构思，本发明实施例提供了如上述的650MPa级热轧高强钢的制备方法，所述方法包括，

S1，钢水连铸，获得板坯；所述板坯由如下质量分数的化学成分组成：C：0.07～0.12％；Si：0～0.10％；Mn：0.5～1.0％；P≤0.010％；S≤0.003％；Al：0.03～0.05％；Nb：0.045～0.075％；Ca：0.0010～0.0030％；其余为Fe及不可避免的杂质；所述Ca与所述S的质量分数比值为0.5～0.8。

其中，采用转炉、电炉等公知的熔炼方法熔炼出上述组成的钢水。

S2，将所述板坯进行加热和粗轧，获得中间坯；

进一步地，所述加热中，加热温度为1120～1150℃，在炉时间为160～200min，均热时间50～100min。

板坯的加热温度是根据钢中的Nb和Ti的固溶与析出行为，同时考虑到奥氏体晶粒的粗化行为来制定。加热温度较低时，第二相析出物未能完全固溶，影响随后二次析出行为，从而影响带钢的强度提升。加热温度较高时，奥氏体晶粒易发生异常长大，导致异常粗化，很难得到所希望的铁素体晶粒，无法保证高强度与高延塑性的提高。考虑到第二相溶解与奥氏体组织均匀性，将连铸坯加热总在炉时间设定为160～200min，其中，均热时间≥50min。

进一步地，所述粗轧结束温度为930～980℃，所述中间板坯的厚度为34～42mm。

粗轧采用3+3模式的轧制工艺，即R1粗轧机采用三道次轧制，R2粗轧机为三道次轧制，在奥氏体再结晶区进行充分再结晶细化奥氏体晶粒。

S3，将所述中间坯进行精轧、层流冷却和卷取，获得高强钢；

进一步地，所述精轧结束温度为790～820℃。

为了实现在奥氏体未再结晶区轧制，并且让压缩变形充分扩散至板材心部，获得在厚度方向均匀的组织，采取低温轧制，因此精轧结束温度尽可能低。另一方面，为了获得均匀细小的铁素体晶粒，需要引入大量的变形带、同时通过相变诱导析出一定第二相析出物作为形核点，充分提高铁素体形核率。

进一步地，所述一次水冷结束温度为660～700℃，一次水冷速率为20～40℃/s，所述二次水冷开始温度为640～660℃，所述二次水冷速率为20～40℃/s。

一次冷却为层流冷却，采用上2下2的稀疏冷却模式，这不仅有利于提高冷却均匀性，提高组织的均匀性和保证带钢的板形质量，同时还可以延长冷却段长度，有利于抑制带钢氧化，降低表面氧化铁皮厚度，获得更加优异的表面质量。一次冷却结束温度设定为660-700℃，冷却到两相区促使奥氏体向铁素体转变，获得一定量的先共析铁素体，然后进行空冷，这主要是为了使先共析铁素形核长大，获得适当粗化至4～5μm的组织，提高加工硬化能力。然后二次冷却利用精调水冷却至600～640℃进行卷取，二次冷却的作用是使奥氏体快速冷却至铁素体单相区，获得细化的铁素体组织。一次冷却结束温度过高，可能无法进入奥氏体-铁素体两相区，无法获得先共析铁素体。一次冷却温度过低，可能会进入到铁素体单相区，无法获得先共析铁素体，或者处于奥氏体-铁素体两相区的低温区，导致先共析铁素体的量和尺寸达不到要求。二次冷却开始温度过高，可能导致先共析铁素体长大受到抑制，无法获得适当粗化的先共析铁素体；二次冷却开始温度过低，可能出产生低温贝氏体组织，无法获得铁素体单相组织。

进一步地，所述卷取温度为600～640℃。

卷取温度是决定热轧钢带的铁素体体积百分比与尺寸、第二相粒子的重要因素之一，卷取温度低于600℃时，由于第二相析出物的形核需要微合金元素的扩散，温度过低不利于第二相粒子在铁素体区中的析出，影响第二相析出物的体积分数，从而影响强度。卷取温度超过640℃，容易降低冷却速率，出现珠光体，铁素体相尺寸也容易粗化，平均粒径超过5μm，第二相粒子也容易长大，导致强度降低，也影响表面质量。

卷取下线后，在库冷却模式为单独摆放，进行空冷，避免集中堆垛冷却，这有利于快速冷却至室温，有利于获得更薄的表面氧化铁皮，避免后续加工中铁皮破碎，影响环境和损害工人健康，同时还有利于避免铁瘤子形成划伤零部件表面，这对疲劳性能的保证至关重要。

第三方面，本发明实施例提供了上述的650MPa级热轧高强钢的应用，将所述高强钢用于制作元宝梁。

本申请采用了合理配比的化学元素，结合合理的加热制度、控制轧制与控制冷却制度，获得了均匀细小的铁素体组织，避免了珠光体组织的出现对拉延性能的影响，同时利用铁素体基体中大量的纳米级析出物来提高强度，减少大颗粒析出物对塑性、疲劳性能的影响，保证拉延性能的同时，具备较好的疲劳性能，满足元宝梁加工成形性和使用性能。

通过合理热轧工艺和下线冷却工艺设计，优化改善元宝梁用热轧带钢的成品钢卷的表面氧化铁皮物相比例，保证开平中表面氧化铁皮不脱落，以防在模具中形成铁瘤子，划伤元宝梁表面，从而对疲劳性能影响产生影响。这样，有效解决了元宝梁的加工性与使用要求相矛盾的技术问题，实现了钢板屈服强度大于600MPa，抗拉强度大于650MPa，具有优良的冷成形性，其延伸率大于28％，同时具有良好的疲劳性能，经过疲劳测试，大于110万次不开裂；180°(d＝0a)冷弯测试不开裂，满足元宝梁使用要求。

下面将结合实施例、对照例及实验数据对本申请的一种650MPa级热轧高强钢及其制备方法、应用进行详细说明。

实施例1到实施例5提供了一种650MPa级热轧高强钢及其制备方法，按照冶炼→连铸→板坯加热→粗除鳞→定宽压力机→粗轧→板卷箱→飞剪→精除鳞→精轧→冷却→卷取的步骤制造具有良好疲劳性和优异拉延性的元宝梁用热轧高强钢。关键步骤如下：

(1)冶炼与连铸：按设定成分冶炼钢水并浇注成坯，其化学元素按质量百分比含量如表1所示。

(2)板坯加热：连铸坯在1120℃～1150℃进行加热保温，在炉时间为160～200min，其中均热时间大于50min，以充分奥氏体化，确保微合金元素回溶，其加热工艺如表2所示。

(3)热轧：粗轧采用3+3模式的轧制工艺，R2粗轧出口温度范围为930～980℃；粗轧中间坯厚度范围为34～42mm。精轧工序的终轧结束温度为790～820℃。其热轧工艺如表2所示。

(4)冷却：分为三个阶段，依次为一次水冷、空冷和二次水冷，一次水冷为层流冷却采用上2下2的稀疏冷却模式，一次水冷结束温度为660～700℃，一次水冷速率为20～40℃/s，二次水冷开始温度为640～660℃，所述二次水冷速率为20～40℃/s。其冷却工艺如表3所示。

(5)卷取：卷取温度为600～640℃。

(6)热卷单独摆放，空冷。

对比例1和对比例2

对比例1和对比例2提供了一种热轧高强钢及其制备方法，将如表1化学成分的板坯依次进行板坯加热→粗除鳞→定宽压力机→粗轧→板卷箱→飞剪→精除鳞→精轧→冷却→卷取，其加热工艺和热轧工艺如表2所示，冷却为层流冷却，将精轧后的钢板层流冷却后直接进行卷取。

对实施例1～5，对比例1～2的热轧高强钢进行力学性能检测，检测结果如表4所示。对其进行加工变形制作元宝梁，统计成形开裂率，如表4所示。对元宝梁在疲劳测试机上进行疲劳性能测试，检测结果如表4所示。采用显微镜观察实施例1～5的微观组织，其金相组成为体积分数为99～100％的铁素体和0～1％的珠光体，铁素体晶粒尺寸为2～5μm，并且含有粒径为1～50nm的球形析出相，可参见图1。

对比例3

为了研究本申请化学成分保护范围外成分的影响，设置了对比例3。对比例3以实施例4为参照，添加了Ti，去掉了Ca，同时调整了Nb，具体化学成分如表1所示，制备工艺与实施例4相同。

对比例4

对比例4提供了一种650MPa级铁素体-贝氏体双相钢，其化学成分如表1所示。对比例4的制备工艺与实施例1到实施例5的工序相同，具体工艺控制如表2和表3，其中唯一不同的是冷却工艺，带钢出精轧后首先进行水冷至奥氏体与铁素体双相区，冷却3～8s左右，再进行快速水冷，水冷至贝氏体转变区，发生贝氏体转变，从而获得铁素体-贝氏体双相组织。

表1

编号	厚度/mm	C/％	Si/％	Mn/％	P/％	S/％	Alt/％	Nb/％	Ti/％	Ca/％	Cr/％
												实施例1	4.0	0.07	0.08	1.00	0.008	0.002	0.035	0.065	/	0.0010	/
实施例2	6.0	0.08	0.04	0.85	0.007	0.003	0.035	0.060	/	0.0015	/
												实施例3	8.0	0.10	0.05	0.60	0.007	0.001	0.030	0.055	/	0.0020	/
实施例4	10.0	0.12	0.06	0.50	0.008	0.002	0.035	0.050	/	0.0025	/
												实施例5	8.0	0.08	0.05	0.75	0.008	0.003	0.040	0.070	/	0.0020	/
对比例1	6.0	0.07	0.20	1.50	0.008	0.005	0.025	0.025	0.06	/	/
												对比例2	8.0	0.07	0.15	1.65	0.008	0.004	0.030	0.040	0.04	/	/
对比例3	8.0	0.07	0.15	1.65	0.008	0.004	0.030	0.040	0.04	/	/
												对比例4	6.0	0.08	0.20	1.40	0.010	0.005	0.035	0.050	0.04	0.0023	0.30

表2

表3

表4

表1列出了本发明实施例1～5，对比例1～4的热轧高强钢不同化学组分配比下的各化学元素的质量分数(余量为Fe和其他不可避免的杂质)。表2列出了本发明实施例1～5，对比例1～4热轧高强钢的加热和热轧相关工艺参数。表3列出了本发明实施例1～5，对比例3～4热轧高强钢的冷却工艺参数。表4列出了本发明实施例1～5，对比例1～4热轧高强钢的各项力学性能、变形开裂率和疲劳寿命。

(1)本发明实施例制备的热轧高强钢性能分析

根据表4数据可知，

本发明实施例1到实施例5的热轧高强钢屈服强度605～628Mpa，抗拉强度657～670Mpa，延伸率为28.5～31.0％；同时，180°d＝1a冷弯测试均合格；采用该热轧高强钢制作的元宝梁，元宝梁如图2所示，在冲压变形时均未发生开裂问题，经过检测，疲劳次数均大于110万次。

采用扫描电镜观察，本发明实施例热轧高强钢表面氧化铁皮厚度≤12μm，Fe₃O₄比例均＞75％，在冲压成形中基本不脱落。

由图1可知，本发明实施例的高强钢铁素体组织平均晶粒尺寸2～5μm，珠光体比例＜1％，Nb的碳氮化物的平均粒径以1～50nm之间为主。

(2)对比例1～4热轧高强钢性能分析

根据表4数据可知，

对比例1和对比例2相对于本申请的技术方案，加入了Ti元素，去掉Ca元素，并采用层流冷却工艺，其屈服强度为597～615MPa，抗拉强度657～662MPa，延伸率为24～25.5％；同时，180°d＝1a冷弯测试均合格；采用该热轧高强钢制作的元宝梁，在冲压变形时均发生开裂问题，开裂率为40～65％，经过检测，疲劳次数为79～95万次。对比文件1和对比例2的屈服强度和抗拉强度与本申请属于同一水平，但是其延伸率不及本申请，开裂率高，疲劳寿命低。这是因为加入Ti元素，容易在高温发生粗化行为，从而影响带钢冷成形和疲劳性能，且未加入Ca对夹杂物变形，也导致变形性能差，疲劳寿命低。

对比例3相对于本申请，加入了Ti元素，去掉Ca元素，其屈服强度为601MPa，抗拉强度648MPa，延伸率为25.5％；同时，180°d＝1a冷弯测试均合格；采用该热轧高强钢制作的元宝梁，在冲压变形时发生开裂问题，开裂率为35％，经过检测，疲劳次数为88万次。对比例3的屈服强度和抗拉强度与本申请的技术方案属于同一水平，但是其延伸率不及本申请，开裂率高，疲劳寿命低。这是因为加入Ti元素，容易形成粗化的TiN析出物，从而影响带钢冷成形和疲劳性能，且未加入Ca对夹杂物变形，夹杂物未进行变性，尖角类夹杂物数量多，疲劳寿命低。

对比例4提供了一种650MPa级铁素体-贝氏体双相钢，其屈服强度为532MPa，抗拉强度665MPa，延伸率为28.5％；同时，180°d＝1a冷弯测试均合格；采用该热轧高强钢制作的元宝梁，在冲压变形时未发生开裂问题，开裂率为0％，经过检测，疲劳次数为83万次。对比例4的抗拉强度和延伸率与本申请的技术方案属于同一水平，但是其屈服强度不及本申请，虽然冲压变形时未发生开裂问题，但其疲劳寿命低。这是因为铁素体-贝氏体双相钢存在两相，软相为铁素体，硬相为贝氏体，两相的硬度差较大，在疲劳性能测试中，与铁素体钢相比，更容易形成裂纹源导致疲劳失效问题。

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。

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。

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。

Claims (8)

1.一种650MPa级热轧高强钢，其特征在于，所述高强钢由如下质量分数的化学成分组成：C：0.07～0.12％；Si：0～0.10％；Mn：0.5～1.0％；P≤0.010％；S≤0.003％；Al：0.03～0.05％；Nb：0.045～0.075％；Ca：0.0010～0.0030％；其余为Fe及不可避免的杂质；

所述Ca与所述S的质量分数比值为0.5～0.8，所述高强钢的显微组织为铁素体和珠光体，所述铁素体的体积分数为99～100％，所述珠光体的体积分数为0～1％，所述铁素体的晶粒尺寸为2～5μm且显微组织中含有粒径为1～50nm的球形析出相，所述高强钢的屈服强度大于600MPa，抗拉强度大于650MPa，延伸率大于28％。

2.根据权利要求1所述的一种650MPa级热轧高强钢，其特征在于，所述高强钢的厚度为4～10mm。

3.如权利要求1～2任一项所述的650MPa级热轧高强钢的制备方法，其特征在于，所述方法包括，

钢水连铸，获得板坯；所述板坯由如下质量分数的化学成分组成：C：0.07～0.12％；Si：0～0.10％；Mn：0.5～1.0％；P≤0.010％；S≤0.003％；Al：0.03～0.05％；Nb：0.045～0.075％；Ca：0.0010～0.0030％；其余为Fe及不可避免的杂质；所述Ca与所述S的质量分数比值为0.5～0.8；

将所述板坯进行加热和粗轧，获得中间坯；

将所述中间坯进行精轧、一次水冷、空冷、二次水冷和卷取，获得高强钢；所述一次水冷结束温度为660～700℃，一次水冷速率为20～40℃/s，所述二次水冷开始温度为640～660℃，所述二次水冷速率为20～40℃/s。

4.根据权利要求3所述的一种650MPa级热轧高强钢的制备方法，其特征在于，所述卷取温度为600～640℃。

5.根据权利要求3所述的一种650MPa级热轧高强钢的制备方法，其特征在于，所述精轧结束温度为790～820℃。

6.根据权利要求3所述的一种650MPa级热轧高强钢的制备方法，其特征在于，所述加热中，加热温度为1120～1150℃，在炉时间为160～200min，均热时间50～100min。

7.根据权利要求3所述的一种650MPa级热轧高强钢的制备方法，其特征在于，所述粗轧结束温度为930～980℃，所述中间坯的厚度为34～42mm。

8.如权利要求1～2任一项所述的650MPa级热轧高强钢的应用，其特征在于，将所述高强钢用于制作元宝梁。

Images