一种800MPa级冷轧热镀锌双相钢及其生产方法

摘要

本发明公开了一种800MPa级冷轧热镀锌双相钢，其原料化学成分质量百分比(％)为：C 0.05％‑0.10％，Mn 1.60％‑2.30％，Als 0.010‑1.0％，Si 0.10％‑0.60％，Nb 0.010‑0.050％，Cr 0.05‑0.30％，Mo 0.05‑0.30％，P≤0.015％，S≤0.010％，N≤0.008％，其余为Fe和不可避免的杂质，且贵重金属元素Cr和Mo满足关系式：0.05≤Cr+Mo≤0.30，且C+Si/30+Mn/20≤0.22。所述热镀锌汽车轮罩用钢的生产方法包括冶炼，连铸，加热，热轧，冷却，卷取，酸洗，冷轧，退火及涂镀步骤。根据本发明得到的冷轧热镀锌双相钢中贵重合金元素添加少，产品具备良好的力学性能、表面质量、成形性能和焊接性能，并且本发明可在现有常规产线上进行生产，无需额外增加设备。

权利要求

1.一种800MPa级冷轧热镀锌双相钢的生产方法，包括冶炼，连铸，加热，热轧，冷却，卷取，酸洗，冷轧，退火及涂镀步骤，其特征在于：

1)所述冶炼步骤中采用RH、LF精炼方式对钢水进行精炼，所述钢水化学成分质量百分比为：C 0.05％-0.10％，Mn 1.60％-2.30％，Als 0.50-1.0％，Si 0.10％-0.50％，Nb 

0.010-0.050％，Cr 0.05-0.30％，Mo 0.05-0.30％，P≤0.015％，S≤0.010％，N≤0.008％，其余为Fe和不可避免的杂质，且贵重金属元素Cr和Mo满足关系式：0.05≤Cr+Mo≤0.30，且C+Si/30+Mn/20≤0.22；还包括Ti、Ca、Ni、Cu、B中的至少一种元素，其成分质量百分比(％)为：Ti 0.005-0.030％，Ca 0.0001-0.10％，Ni 0.03-0.20％，Cu 0.03-0.30％，B 0.0005-

0.0050％；

2)所述连铸步骤中，浇铸过热度15-30℃；

3)所述加热步骤中，板坯出炉温度1180-1300℃，加热时间150min-300min；

4)所述热轧步骤中，热轧终轧温度850-950℃；

5)所述冷却步骤中，带钢温度≥620℃时，带钢的平均冷却速率≥15℃/s；

6)所述卷取步骤中，卷取温度500-620℃；

7)所述酸洗冷轧步骤中，冷轧压下率控制在40％-70％；

8)所述退火步骤中，退火温度760-840℃，其中温度≤760℃的加热速度≤5℃/s，760-

840℃保温时间60-300s，退火后的冷却速度≥15℃/s，退火炉内露点0～-40℃，炉内H2含量为1-5％，H2O/H2≤1.0；

9)所述涂镀步骤中，带钢入锌锅温度440-500℃，锌液温度450-470℃，锌液铝含量

0.15-0.25％。

2.如权利要求1所述的冷轧热镀锌双相钢生产方法，其特征在于，步骤3)中所述板坯在

1200℃以上的加热时间为40-100min。

3.如权利要求2所述的冷轧热镀锌双相钢生产方法，其特征在于，所述板坯在1200℃以上的加热时间为50-90min。

4.如权利要求1所述的冷轧热镀锌双相钢生产方法，其特征在于，步骤4)中所述热轧终轧温度为860-900℃。

5.如权利要求1所述的冷轧热镀锌双相钢生产方法，其特征在于，步骤5)中所述带钢的平均冷却速率≥20℃/s。

6.如权利要求1所述的冷轧热镀锌双相钢生产方法，其特征在于，步骤6)中所述卷取温度为540～600℃。

7.如权利要求1所述的冷轧热镀锌双相钢生产方法，其特征在于，步骤8)中所述退火温度≤760℃的加热速度为1-4.5℃/s；所述退火温度为760-820℃时，所述保温时间为60-

250s，所述冷却速度≥15℃/s；所述退火炉内露点为-5～-35℃，炉内H2含量在1～4％，H2O/H2为0.2～1.0。

8.一种如权利要求1-7任一项所述的冷轧热镀锌双相钢生产方法所获得的冷轧热镀锌双相钢，其特征在于，所述冷轧热镀锌双相钢的内部显微组织为铁素体+马氏体，铁素体晶粒度≥13级。

说明书

一种800MPa级冷轧热镀锌双相钢及其生产方法

技术领域

[0001] 本发明涉及一种800MPa级冷轧热镀锌双相钢及其生产方法，属于冷轧热镀锌汽车用超高强钢制造领域。

背景技术

[0002] 近年来，随着汽车节能减排技术的推进，汽车轻量化成为一种发展趋势。780MPa级及以上的超高强钢是汽车轻量化材料的发展方向之一，由于铁素体+马氏体双相高强钢具有良好的强塑性、低屈强比、高初始加工硬化率、良好烘烤硬化性而得到广泛应用。与普通冷轧高强双相钢相比，镀锌双相钢还具有良好的耐腐蚀性能，因此广泛应用于车门防撞梁、纵梁加强板、导槽加强板等汽车结构件。

[0003] 为保证镀锌超高强双相钢的力学性能、焊接性能、成形性能和表面质量等，当前800MPa级镀锌双相钢成分设计采用低碳中锰低硅的成分体系，并复合添加较高的Cr、Mo、V等较为贵重的合金元素。生产工艺路线采用炼钢-连铸-热轧-冷轧-镀锌退火的工艺流程。

[0004] 在现有技术中，由于添加了较高的合金元素Cr、Mo(Cr+Mo含量一般在0.3以上)等，导致合金成本较高，且为了控制产品的表面质量，钢中的Si含量一般控制在0.05％以下。为降低合金成本，也有技术采用0.40％以上的Si来生产800MPa级双相钢，但采用较高的Si含量进行生产时，产线需具有预氧化或直火加热的功能，以解决由于外氧化导致镀锌时的漏镀问题，从而生产高表面质量的镀锌产品，因此对于不具有直火加热功能的常规产线，难以生产高表面质量的镀锌产品。另外，现有产品在用户使用的过程中也会出现成形开裂等问题。

[0005] 参考文献：

[0006] 1.CN 106399857A：一种抗拉强度800MPa级含Si的冷轧热镀锌双相钢的生产方法；

[0007] 2.CN 106011631A：一种800MPa级低碳热镀锌双相钢及其制备方法；

[0008] 3.CN 102433509A：一种780MPa级冷轧热镀锌双相钢及其制备方法；

[0009] 4.CN 105441805A：一种800MPa级轿车用镀锌双相钢及生产方法；

[0010] 5.CN 1782116A：一种800MPa级冷轧热镀锌双相钢及其制造方法。

发明内容

[0011] 本发明旨在提供一种800MPa级冷轧热镀锌双相钢及其生产方法，解决现有技术中存在的贵重合金元素Cr、Mo、V添加较多，致使成本较高；在不具有直火加热的常规产线生产上含Si较高的镀锌双相钢时，从而出现表面质量问题；以及现有产品在成形过程中成形性能较低，存在开裂等技术问题。本发明所述冷轧热镀锌双相钢的贵重合金元素添加少，产品具备良好的力学性能、表面质量、成形性能和焊接性能，并且本发明可在现有常规产线上进行生产，无需额外增加设备。

[0012] 本发明涉及一种800MPa级冷轧热镀锌双相钢，其原料化学成分质量百分比(％)为：C 0.05％-0.10％，Mn 1.60％-2.30％，Als 0.010-1.0％，Si 0.10％-0.60％，Nb 0.010-0.050％，Cr 0.05-0.30％，Mo 0.05-0.30％，P≤0.015％，S≤0.010％，N≤0.008％，其余为Fe和不可避免的杂质，且贵重金属元素Cr和Mo满足关系式：0.05≤Cr+Mo≤0.30，且C+Si/30+Mn/20≤0.22。

[0013] 另一方面，本发明还涉及一种800MPa级冷轧热镀锌双相钢的生产方法，包括冶炼，连铸，加热，热轧，冷却，卷取，酸洗，冷轧，退火及涂镀步骤，其特征在于：

[0014] 1)所述冶炼步骤中采用RH、LF等精炼方式对钢水进行精炼；

[0015] 2)所述连铸步骤中，浇铸过热度15-30℃；

[0016] 3)所述板坯加热步骤中，板坯出炉温度1180-1300℃，加热时间150min-300min；

[0017] 4)所述热轧步骤中，热轧终轧温度850-950℃；

[0018] 5)所述冷却步骤中，带钢温度≥620℃以上时，带钢的平均冷却速率≥15℃/s；

[0019] 6)所述卷取步骤中，卷取温度500-620℃；

[0020] 7)所述酸洗冷轧步骤中，冷轧压下率控制在40％-70％；

[0021] 8)所述连续退火步骤中，退火温度760-840℃，其中温度≤760℃的加热速度≤5℃/s，760-840℃保温时间60-300s，冷却速度≥15℃/s，退火炉内露点0～-40℃，炉内H2含量为1-5％，H2O/H2≤1.0；

[0022] 9)所述涂覆步骤中，带钢入锌锅温度440-500℃，锌液温度450-470℃，锌液铝含量0.15-0.25％。

[0023] 本发明详细说明

[0024] 本发明提供一种800MPa级冷轧热镀锌双相钢，其原料化学成分质量百分比(％)为：C 0.05％-0.10％，Mn 1.60％-2.30％，Als 0.010-1.0％，Si 0.10％-0.60％，Nb 0.010-0.050％，Cr 0.05-0.30％，Mo 0.05-0.30％，P≤0.015％，S≤0.010％，N≤0.008％，其余为Fe和不可避免的杂质，且贵重金属元素Cr和Mo满足关系式：0.05≤Cr+Mo≤0.30，且C+Si/30+Mn/20≤0.22。

[0025] 根据本发明所述的冷轧热镀锌双相钢，其化学成分还可以包括Ti、Ca、Ni、Cu、B中的至少一种或一种以上元素，其成分质量百分比(％)为：Ti 0.005-0.030％，Ca 0.0001-0.10％，Ni 0.03-0.20％，Cu 0.03-0.30％，B 0.0005-0.0050％。

[0026] 以下是本发明所涉及的主要组分的作用及其限定说明：

[0027] 碳：碳在钢中起固溶强化作用，或与钢中的Nb、Ti、Mo等碳化物形成元素形成MC细小颗粒，起到析出强化和细化晶粒的作用，提高钢材的强度。碳含量也影响钢中马氏体的含量和强度，同时过高的碳含量降低钢材的焊接性能，因此综合考虑，钢中的C元素含量限定为0.05％～0.10％。

[0028] 锰：锰在钢中起固溶强化和稳定奥氏体、提高淬透性的作用，含量过低，强化作用太小，奥氏体不稳定。Mn含量过高容易在板带厚度中心形成严重偏析，降低产品韧性，成型过程中容易导致开裂，同时Mn含量过高，产品的合金成本显著增加，因此本发明Mn元素含量限定为1.50～2.30％。

[0029] 硅：硅在钢中起显著的固溶强化作用，并在相变过程中，有效抑制碳化物的析出，推迟珠光体转变等，Si含量过低，抑制碳化物析出和珠光体转变的效果不明显，但Si含量过高，容易在热轧时形成难以去除的铁皮，并最终在产品表面残留，严重影响表面质量，因此本发明Si元素含量限定为0.10～0.60％。

[0030] 铝：铝为强脱氧剂，可有效降低钢中的残氧，减少钢中夹杂物的含量，添加过多的Als，易于引起难以浇铸等问题。因此本发明中Als元素含量限定为0.01～1.0％。

[0031] 硫：硫为钢中的杂质元素，易在晶界产生偏聚，且与钢中的Fe形成低熔点的FeS，降低钢材的韧性，炼钢时应充分去除，将S元素含量控制在0.010％以下。

[0032] 磷：磷为钢中的杂质元素，易于在晶界偏聚，影响产品的韧性，因此其含量越低越好。根据实际控制水平，应将S元素含量控制在0.015％以下。

[0033] 氮：氮为钢中的杂质元素，降低钢材的韧性，容易和钢中Al、Nb、Ti等形氮化物粒子，含量过高，易形成粗大的AlN和TiN而降低钢材的韧性，因此尽量降低其含量，将N元素含量控制在0.008％以下。

[0034] 铬：铬可显著提高钢材的淬透性，并具有抑制碳化物析出和珠光体转变的作用，有利于促进双相钢中马氏体的形成，但含量太高增加成本，因此本发明中Cr元素含量限定为0.05～0.30％。

[0035] 钼：钼可显著提高钢材的淬透性，并抑制珠光体转变，和贝氏体转变的作用，Mo含量过高会显著增加钢材的制造成本，因此本发明中将Mo元素含量限定为0.05～0.30％。

[0036] 铌：铌可显著细化钢中铁素体晶粒，提高钢材的强度和韧性，也与钢中的C、N等元素形成NbC、NbN等颗粒，起到显著的析出强化，提高钢材强度的作用，但Nb含量过高会增加钢材的制造成本，因此本发明中将Nb元素含量限定为0.01～0.05％。

[0037] 钛：钛在钢中起到固溶强化作用，Ti与钢中的C、N结合形成TiC和TiN，起到析出强化的作用。但Ti含量过高带来成本增加，因此本发明中将Ti元素含量限定为0.005～0.030％。

[0038] 钙：一定含量的钙可改善钢中夹杂物的状态，从而有利于提高钢的韧性，因此本发明中将Ca元素含量限定为0.0001-0.10％。

[0039] 镍：镍为钢中固溶强化元素，一定含量的Ni可提高钢材的抗氧化性和耐蚀性，但Ni价格昂贵，因此本发明中Ni元素含量为0.03-0.20％。

[0040] 铜：铜在钢中起到固溶强化和析出强化的作用，但Cu过高对表面质量产生不利影响，而且由于价格昂贵，因此本发明中Cu元素含量为0.03～0.30％。

[0041] 硼：硼具有提高奥氏体淬透性的作用，有效促进双相钢中马氏体的形成，与钢中的N结合形成BN，起到析出强化的作用，但B含量过高会使钢材韧性变差，且会增加钢材的制造成本，因此本发明中将B元素含量限定为0.0005～0.0050％。

[0042] 本申请所述冷轧热镀锌双相钢的内部显微组织为铁素体+马氏体组织，晶粒度≥13级，该组织类型可保证所述冷轧热镀锌双相钢具有良好的力学性能、表面质量、成形性能和焊接性能。

[0043] 在本专利申请中，采用低碳当量设计，并添加适当的Si，并减少Cr、Mo贵重金属合金元素的使用，大大降低合金成本，使成品钢具有良好的焊接性能，以上元素综合作用来保证成品钢的力学性能可达到：抗拉强度≥800MPa，屈服强度≥450MPa，延伸率A80≥16％，n10～20％值≥0.12％，r值≥0.70，扩孔率≥30％。

[0044] 本发明还提供了一种800MPa级冷轧热镀锌双相钢的生产方法，包括冶炼，连铸，加热，热轧，冷却，卷取，酸洗，冷轧，退火及涂镀步骤，其特征在于：

[0045] 1)所述冶炼步骤中采用RH、LF等精炼方式对钢水进行精炼；

[0046] 2)所述连铸步骤中，浇铸过热度15-30℃；

[0047] 3)所述板坯加热步骤中，板坯出炉温度1180-1300℃，加热时间150min-300min；

[0048] 4)所述热轧步骤中，热轧终轧温度850-950℃；

[0049] 5)所述冷却步骤中，带钢温度≥620℃以上时，带钢的平均冷却速率≥15℃/s；

[0050] 6)所述卷取步骤中，卷取温度500-620℃；

[0051] 7)所述酸洗冷轧步骤中，冷轧压下率控制在40％-70％；

[0052] 8)所述连续退火步骤中，退火温度760-840℃，其中温度≤760℃的加热速度≤5℃/s，760-840℃保温时间60-300s，冷却速度≥15℃/s，退火炉内露点0～-40℃，炉内H2含量为1-5％，H2O/H2≤1.0；

[0053] 9)所述涂覆步骤中，带钢入锌锅温度440-500℃，锌液温度450-470℃，锌液铝含量0.15-0.25％。

[0054] 根据本发明所述冷轧热镀锌双相钢的生产方法，由于所述方法涉及的合金元素含量较高，步骤2)中的所述连铸采用过热度15-30℃控制，可减少合金偏析，提高板坯成分和最终组织的均匀性，提高成形性能。

[0055] 根据本发明所述冷轧热镀锌双相钢的生产方法，步骤3)中所述板坯加热温度采用1180-1300℃，板坯温度低于1180℃不利于钢中合金元素均匀化，造成成分和组织偏析，加热温度高于1300℃，表面容易形成难以去除的Fe2SiO4，使产品表面质量变差。加热时间
150min-300min，时间太短，板坯中合金元素难以充分扩散，造成成分和组织偏析，时间过长，容易造成表面铁皮增厚和形成难以去除的Fe2SiO4，并造成脱碳，降低产品强度。

[0056] 优选地，为保证合金元素的充分扩散，应保证所述板坯在1200℃以上的加热时间为40-100min。

[0057] 更优选地，所述板坯在1200℃以上的加热时间为50-90min。

[0058] 根据本发明所述冷轧热镀锌双相钢的生产方法，步骤4)中，热轧过程中终轧温度较低容易在钢中形成不均匀的组织，而较高容易形成粗大的晶粒组织，均不利于产品的力学性能，因此本发明热轧终轧温度限定为850-950℃。

[0059] 优选地，所述热轧终轧温度为860-900℃。

[0060] 根据本发明所述冷轧热镀锌双相钢的生产方法，步骤5)中，在620℃以上的冷却速度低于15℃/s容易在钢中形成先粗大的不均匀铁素体组织，造成产品的性能尤其延伸率等韧性指标下降。

[0061] 优选地，所述带钢的平均冷却速率≥20℃/s。

[0062] 根据本发明所述冷轧热镀锌双相钢的生产方法，步骤6)中，卷取温度过高，容易造成形成粗大的铁素体和珠光体组织，不利于产品韧性指标的提高，而卷取温度过低，容易导致冷轧过程中产品的边部开裂和增加轧制负荷等，因此本发明中卷取温度为500～620℃。

[0063] 优选地，所述卷取温度为540～600℃。

[0064] 根据本发明所述冷轧热镀锌双相钢的生产方法，步骤7)中，采用40％以上的冷轧压下率可充分破碎热轧组织，使连退后的组织细小均匀，而冷轧压下率太大，容易造成轧制负荷太大，对板形和边部质量控制不利，因此，本发明中，冷轧压下率控制在40％～70％。

[0065] 根据本发明所述冷轧热镀锌双相钢的生产方法，步骤8)中，退火温度太低，冷轧组织不能发生充分的回复和再结晶，形成不均匀的组织，对产品的延伸和成形性能不利，温度太高，容易形成粗大的不均匀组织，且容易促成表面外氧化，对最终涂覆性能不利，因此本发明退火温度760-840℃，在加热过程中，温度≤760℃的加热速度如果太高，钢中不容易形成马氏体环状组织，成形性能较低，因此本发明所述退火温度≤760℃的加热速度≤5℃/s。

[0066] 优选地，所述退火温度≤760℃的加热速度为1-4.5℃/s。

[0067] 退火时的保温时间太短，冷轧组织不能发生充分的回复和再结晶，容易形成不均匀的组织，对延伸率等韧性指标有显著影响，造成成形性能降低，均热时间过长，容易形成粗大组织，且表面容易形成过氧化造成表面质量下降，因此本发明所述退火温度为760-840℃时，保温时间为60-300s。

[0068] 优选地，所述退火温度为760-820℃时，所述保温时间为60-250s，所述冷却速度≥15℃/s。

[0069] 退火后的冷却速度低于15℃/s，钢中容易过多的铁素体和珠光体，造成钢材强度降低，因此本发明的冷却速度≥15℃/s。

[0070] 根据本发明所述冷轧热镀锌双相钢的生产方法，步骤8)中，本发明控制退火炉内露点0～-40℃，炉内氢气含量H2在1～5％，0.1≤H2O/H2≤1.0，露点太高需要有专用设备，且露点太高容易造成外氧化和脱碳严重，使镀锌产品出现漏镀等表面缺陷，并使产品强度下降，而露点太低不容易实现，且露点太低也容易形成外氧化，使含Si较高的产品出现漏镀等缺陷，H2含量太低也容易造成带钢表面的外氧化，而太高增加成本，因此本发明退火炉H2在1～5％；H2O/H2比例太低和太高均容易造成外氧化，因此本发明中0.1≤H2O/H2≤1.0。

[0071] 优选地，所述退火炉内露点为-5～-35℃，炉内H2含量在1～4％，H2O/H2为0.2～1.0。

[0072] 根据本发明所述方法制备的冷轧热镀锌双相钢较之现有技术具有以下优点：

[0073] (1)本发明添加适当的Si，并减少Cr、Mo贵重金属合金元素的使用，大大降低合金成本，并控制热轧加热、冷却、卷取、冷轧加热、冷却等各段工艺参数，使产品不仅抗拉强度达到800MPa以上，同时具有高的延伸率、n、r、扩孔率，产品的成形性能大大提高；

[0074] (2)为解决Si增加带来的表面问题，通过采用较低的卷取温度，并降低现有退火产线中H2含量，露点，控制退火炉中的H2O/H2的比例，使得本发明的产品具有良好的涂覆性能和表面质量，在此过程中，H2使用量较现有产线进一步降低，生产成本进一步降低；

[0075] (3)本发明采用低碳当量设计，产品具有良好的焊接性能；

[0076] (4)本发明涉及的生产工艺可在现有生产线上实现，无需额外增加设备和投资等；

[0077] (5)本发明产品的力学性能可达到：抗拉强度≥800MPa，屈服强度≥450MPa，延伸率A80≥16％，n10～20％值≥0.12％，r值≥0.70，扩孔率≥30％。

附图说明

[0078] 图1为本发明所述冷轧热镀锌双相钢的金相显微组织照片。

具体实施方式

[0079] 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。

[0080] 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。

[0081] 以下是本发明生产的冷轧热镀锌双相钢的实例说明：

[0082] 实施例1-6：

[0083] 本发明各实施例按照以下步骤进行生产(冶炼、连铸→加热或均热→轧制→层流冷却→卷取→酸洗→冷轧→连退→镀锌→成品)

[0084] 1)冶炼、连铸：板坯拉速0.1-10.0m/min，过热度15-30℃，具体钢水化学成分如下表1所示(wt％)；

[0085] 2)将上述板坯进行加热，板坯出炉温度1180-1300℃，加热时间150-300min，其中1200℃以上的加热时间40-120min；

[0086] 3)热轧：热轧终轧温度850-950℃，优选860-900℃；

[0087] 4)冷却：带钢温度≥620℃以上时，带钢的平均冷却速率≥15℃/s；

[0088] 5)卷取：卷取温度500-620℃，优选540-600℃；

[0089] 6)酸洗；

[0090] 7)冷轧：冷轧压下率控制在40％-70％；

[0091] 热轧和冷轧等主要轧制工艺参数如下表2所示；

[0092] 8)连续退火：退火温度760-840℃，其中温度≤760℃的加热速度≤5℃/s，760～840℃保温时间60～300s，保温后的带钢进行冷却，冷却速度≥15℃/s，退火炉内露点0～-
40℃，炉内氢气含量H2在1～5％，0.10≤H2O/H2≤1.0，退火工艺参数如下表3所示；

[0093] 9)热镀锌：带钢入锌锅时的温度440-500℃，锌液温度450-470℃，锌液铝含量0.15-0.25％。

[0094] 本发明实施例1-6生产的冷轧热镀锌双相钢成品力学性能，如表4所示。

[0095] 表1.实施例1-6中钢水的化学成分，Wt％

[0096]

[0097] 表2.实施例1-6中热轧和冷轧等主要轧制工艺参数

[0098]

[0099]

[0100] 表3实施例1-6中退火工艺参数

[0101]

[0102] 表4实施例1-6中冷轧热镀锌双相钢检测成品力学性能

[0103]

[0104] 从表4可以看出，本发明实施例1-6的产品抗拉强度高达815MPa以上；延伸率A80达18％以上，实施例6中达到30％，n10～20％达到了0.12以上，实施例6达到了0.17，r值达到了
0.75以上，实施例6达到了1.0，扩孔率达到了34％以上，实施例2达到了50％；实施列的表面质量和焊接性能均良好，但本发明实施例1-6的贵重合金Cr+Mo含量均低于0.30。对比例1-3加热时在1200℃以上加热时间小于40min，会导致钢中的偏析加重，对钢材的延伸率、扩孔率等成形性能不利，对比例1终轧后的冷却速度低于15℃/s，对比例2和3的卷取温度在620℃以上，易形成不均匀和粗大的微观组织，降低钢材的韧性和成形性能，对比例1-3在连退时平均加热速度大于5℃/s，对比例1和2均热时间短，对比例3均热时间过长，均不利于微观组织的回复和再结晶以及金属元素C、Mn、Cr、Si等元素的扩散，会造成钢中的组织不均匀，带状组织明显，降低钢材韧性和成形性能。对比例1和3在连退均热后的冷速低于15℃/s，不利于钢中马氏体组织的形成，因此钢材的抗拉强度均偏低。对比例1-3的露点、H2含量和H2O/H2的比例不在本发明范围内，因此产品最终的表面质量较差。此外，对比例1-3的Cr+Mo含量均在0.50以上，对比例1由于Si含量较高，对比例3由于碳含量和碳当量高，因此其焊接性能较差。

[0105] 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。