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CN112195416B - 一种含铝高强钢及其制备方法、应用 - Google Patents

一种含铝高强钢及其制备方法、应用 Download PDF

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Abstract

本发明提供了一种含铝高强钢及其制备方法、应用，该高强钢由如下质量分数的化学成分组成：C：0.1～0.2％，Si：0.3～0.6％，Mn：2～3％，P≤0.0015％，S≤0.0015％，Al：0.5～1％，Mo：0.1～0.3％，Pb：0.01～0.05％，其余为Fe及不可避免的杂质。本发明提供的含铝高强钢经过镀锌后表面良好，无色差缺陷。

Description

一种含铝高强钢及其制备方法、应用
技术领域
本发明属于轧钢技术领域，尤其涉及一种含铝高强钢及其制备方法、应用。
背景技术
高强钢因其良好的强度，满足安全性需求，可用于制作汽车零件。除此之外，高强钢应用于汽车零件还应具有优良的成型性、良好的耐蚀性、可焊接性及涂装性能等。随着发展，高强钢逐渐的应用于可视位置的部件，例如，有采用400MPa级别的高强钢制作车门、门槛等，采用590MPa级别的高强钢制作车门内板，采用980MPa-1470MPa的高强钢制作内板加强件等。
含铝高强钢作为可视位置的部件，对表面质量的要求越来越高。在其使用前，需要对含铝高强钢进行镀锌，但是，含铝高强钢在镀锌后表面会产生一系列的色差问题，这将直接限制了含铝高强钢在作为汽车可视部件的使用，成为瓶颈。
发明内容
本发明提供了一种含铝高强钢及其制备方法、应用，解决现有技术中含铝高强钢在镀锌后会产生一系列的色差问题。
第一方面，本发明实施例提供了一种含铝高强钢，所述高强钢由如下质量分数的化学成分组成：
C：0.1～0.2％，Si：0.3～0.6％，Mn：2～3％，P≤0.0015％，S≤0.0015％，Al：0.5～1％，Mo：0.1～0.3％，Pb：0.01～0.05％，其余为Fe及不可避免的杂质。
进一步地，所述高强钢由如下体积分数的金相组织组成：75～85％的铁素体和15～25％的马氏体。
进一步地，所述高强钢的厚度为0.5～1.5mm。
第二方面，本发明实施例提供了上述的一种含铝高强钢的制备方法，所述方法包括，
获得板坯；所述板坯由如下质量分数的化学成分组成：C：0.1～0.2％，Si：0.3～0.6％，Mn：2～3％，P≤0.0015％，S≤0.0015％，Al：0.5～1％，Mo：0.1～0.3％，Pb：0.01～0.05％，其余为Fe及不可避免的杂质；
将所述板坯进行加热、粗轧、精轧、超快冷和卷取，获得热轧卷；
将所述热轧卷进行酸洗、冷轧和连续退火，获得高强钢，所述连续退火中，预热段露点温度为-10～0℃，均热段露点温度为-30～10℃。
进一步地，所述加热的总时间为130～160min，所述加热中，均热段温度为1180-1200℃。
进一步地，所述精轧采用双道次除鳞，所述精轧入口温度为1000～1040℃，所述精轧结束温度为890～930℃。
进一步地，所述超快冷采用前端冷却模式，所述超快冷冷却速率为30～50℃/s。
进一步地，所述卷取温度为500～550℃。
进一步地，所述冷轧总压下率为60～70％。
第三方面，本发明实施例提供了上述的一种含铝高强钢的应用，将所述高强钢用于镀锌。
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：
本发明实施例提供了一种含铝高强钢及其制备方法、应用，通过控制含铝高强钢中的用Al替代部分Si，由于Al元素与氧的亲和力最大，在工业退火气氛下倾向于发生内氧化，几乎不影响钢板与锌液的反应，从而抑制发生Si的外氧化；钢中添加一定量的Sb，钢中添加一定量的Pb，也能抑制钢板的选择性氧化和脱碳，这是因为Pb容易扩散到钢板的表面，同时其会阻碍Al、Mn和Si合金元素扩散至钢板的表面，从而避免了外氧化。Mo代替部分Mn，可避免Mn的选择性氧化。通过Al、Mn、Si、Pb和Mo元素之间相互配合，在保证高强钢的力学性能的前提下，抑制外氧化，促进内氧化，从而避免了外氧化所导致的镀锌产生的色差缺陷的问题。
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为本发明实施例的含铝高强钢高温氧化特性曲线；
图2为卷取温度＞550℃的热轧卷的晶间氧化图；
图3为卷取温度＞550℃的热轧卷的带状组织形貌；
图4为本发明实施例的含铝高强钢镀锌后的表面照片；
图5为本发明实施例的高强钢晶间氧化图；
图6为图5的局部放大图；
图7为对比例2的高强钢镀锌后的宏观色差缺陷形貌；
图8为对比例2的高强钢镀锌后的色差缺陷表面微观形貌；
图9为对比例2的高强钢镀锌后的色差缺陷处锌层中的抑制层形貌；
图10为对比例2的高强钢镀锌后的色差缺陷处界面皮下裂纹形貌。
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：
一方面，本发明实施例提供了一种含铝高强钢，所述高强钢由如下质量分数的化学成分组成：
C：0.1～0.2％，Si：0.3～0.6％，Mn：2～3％，P≤0.0015％，S≤0.0015％，Al：0.5～1％，Mo：0.1～0.3％，Pb：0.01～0.05％，其余为Fe及不可避免的杂质。
本发明实施例中各元素的作用如下：
C：碳元素的存在直接影响着材料的组织组成，同时影响着材料的焊接性能和切削加工性能。在冷轧高强钢中，碳影响着材料中马氏体的体积分数，从而影响着最终的抗拉强度和硬度；碳的存在直接影响着奥氏体的稳定性，在配分过程中，马氏体中过饱和的碳会向不稳定的残留奥氏体中扩散，由于碳是稳定奥氏体的元素，因此能使得残留奥氏体稳定到室温，从而提高材料的伸长率。同时，碳还能与碳化物形成元素相结合形成不同类型的碳化物，从而影响材料的组织组成与力学性能。而当碳含量较高时会严重影响钢的焊接性能，同时碳元素还会使钢材的冷态压延性能恶化。因此，C的质量分数为0.1～0.2％。
Si：硅是铁素体形成元素，能有效的提高铁素体的强度。硅会影响两相区奥氏体的形态，提高钢的淬透性，能保证双相钢强度与延性的良好配合。固溶到铁素体中的硅可以影响铁素体中位错的运动，从而提高材料的加工硬化速率。硅是铁素体形成元素，能加快碳向奥氏体的扩散，使铁素体进一步净化。但Si会在连续退火过程发生表面氧化，且在高温卷取温度下易发生晶间氧化，在冷轧阶段形成微小裂纹，暴露至材料表面，这些微小裂纹镀锌后会表现出色差缺陷。因此，Si的质量分数为0.3～0.6％。
Mn：是固溶强化元素，在双相钢中，它能影响相组成的稳定性，从而改善试样的冷却速率，最终影响材料的组织和性能。它是奥氏体形成元素，能使得曲线右移，因而可以降低临界区加热后获得双相钢的组织和性能所必需的冷却速率。但Mn会在连续退火过程发生表面氧化，且高温卷取温度下易发生晶间氧化。因此，Mn的质量分数为2～3％。
P：P元素在连续退火中会发生表面偏聚，形成外氧化物，从而影响浸润性，出现镀锌色差缺陷。因此，P含量越低越好，本发明实施例中P≤0.0015％。
S：S元素在本发明实施例中为杂质，几乎没有溶解度，主要是以FeS的形式存在于钢中。由于在钢中会产生严重的偏析，会导致钢在热加工时开裂，称为热脆，因此，S含量越低越好，本发明实施例中S≤0.0015％。
不同的元素与氧的亲和力不同，而在镀锌前的连续退火中发生选择性氧化的元素肯定与氧有很强亲和力，在高强度钢中常用的元素Al、Si、Mn、Cr、P等，它们的氧化物的生成自由能比铁氧化物的生成自由能低，因此，这几个元素易发生表面偏聚和氧化。
Al：Al元素与氧的亲和力最大，在工业连续退火气氛下，不容易发生表面偏聚，更倾向于发生内氧化，几乎不影响钢板与锌液的反应。在含铝高强钢种，会生成Al-Mn氧化物MnAl2O4，其为内氧化物，会取代Mn-Si氧化物，而最先在钢板表面生成复合氧化物。本发明实施例用Al替代部分Si，可以很好抑制外氧化，而且MnAl2O4氧化物对可镀性的影响甚小。但是不可将Al全部替代Si，否则会影响钢板铁素体的纯净度。Al在较高的卷曲温度下易发生晶间氧化，从而在冷轧时暴露至材料表现形成裂纹，导致镀锌后出现色差缺陷。因此，Al的质量分数为0.5～1％。
Pb：钢中添加一定量的Pb，也能抑制钢板的选择性氧化和脱碳，这是因为Pb容易扩散到钢板的表面，同时其会阻碍Al、Mn和Si合金元素扩散至钢板的表面，从而避免了外氧化。如果钢板表面发生外氧化，会影响浸润性，在镀锌后，该处会出现异常，用肉眼观察就是镀锌色差缺陷；Pb元素过高可能会发生板坯表面开裂情况，因此Pb的质量分数为0.01～0.05％。
Mo：可以代替部分Mn，可避免Mn的选择性氧化的产生，因为Mo氧化物与Fe氧化物的吉布斯自由能相近，极少发生选择性氧化。Mo元素过高，钢板成本过高。因此，Mo的质量分数为0.1～0.3％。
在本发明的一些实施例中，高强钢可以由如下体积分数的金相组织组成：75～85％的铁素体和15～25％的马氏体。
马氏体属于较硬的相，使高强钢具有良好的强度，满足汽车使用安全性；铁素体属于较软的相，铁素体发生形变后，由于马氏体强度高于铁素体，它将阻止铁素体的位错通过，使之在相界上塞积，随着形变应力的进一步增加，塞积位错不断增多，低碳马氏体内部的位错将开始松动而减少塞积处的应力集中，从而协调两相间的变形，推迟了缩颈的产生，延迟了微裂纹的发生，从而使高强钢在宏观上表现为：具有连续屈服、屈强比低和强塑性匹配良好等特点。
在本发明的一些实施例中，高强钢的厚度可以为0.5～1.5mm。
第二方面，本发明实施例还公开了一种含铝高强钢的制备方法，所述方法包括，
S1，获得板坯；所述板坯由如下质量分数的化学成分组成：C：0.1～0.2％,Si：0.3～0.6％,Mn：2～3％，P≤0.0015％，S≤0.0015％，Al：0.5～1％，Mo：0.1～0.3％，Pb：0.01～0.05％，其余为Fe及不可避免的杂质；
S2，将所述板坯进行加热、粗轧、精轧、超快冷和卷取，获得热轧卷；
S3，将所述热轧卷进行酸洗、冷轧和连续退火，获得高强钢，所述连续退火中，预热段露点温度为-10～0℃，均热段露点温度为-30～10℃。
在本发明实施例中，露点是指湿空气中水蒸气的分压力所对应的饱和温度，可以用露点计或湿度计测定。水汽分压越大，露点越高。在连续退火镀锌生产线上，退火炉中的气氛一般为H2-N2还原性气氛，在氢气将铁的氧化物还原的过程中会产生水汽。而水汽会使钢种的Mn、Si、Al合金元素氧化，从而影响钢板表面和锌液之间的浸润性。随着露点温度提高，Mn、Al、Cr、P从外氧化变为内氧化，不同元素从外氧化变为内氧化露点不同。在本发明实施例的成分设计范围内，内氧化与外氧化之间的临界露点温度为-10～10℃，在该临界露点温度以下，发生外氧化为主，在该临界露点温度以上，发生内氧化为主。采用在预热段(升温段)和均热段(等温段)切换露点的方式，改变了双相钢表面氧化物的形貌。在升温段，控制高露点温度，使钢的选择性氧化类型由外氧化转变为内氧化，减少表面氧化物的覆盖率，可一定程度改善钢板与锌液之间的浸润性，改善色差缺陷产生。预热段露点温度过高，炉内湿度过大，影响氧化铁皮的还原性。露点控制是汽车板热镀锌机组退火工艺中很重要的内容之一。它的控制效果好坏直接影响到热镀锌带钢的镀层性能和表面质量。这时因为带钢在清洗后进入退火炉内时，表面会有一层氧化膜，这层氧化膜会在退火过程中被还原成海绵铁。而带钢进入锌锅镀锌时，带钢表面的海绵铁会和锌液中的铝反应生成Fe2Al5，这时决定镀层粘附力好坏重要因素。因此，带钢表面氧化膜的好坏决定镀层的粘附力。如果带钢表面氧化膜不够厚或者不均匀，则镀层性能不好，甚至可能出现漏镀影响表面质量。
申请人对不同温度氧化模拟实验发现，本发明实施例成分体系的含铝高强钢易于发生内氧化情况，高温下呈现条带状分布，主要是Al-Si-Mn系内氧化产物，内氧化的发生可抑制外氧化的进行，从而避免了外氧化在镀锌后导致的色差缺陷。
在本发明的一些实施例中，加热总时间为130～160min，加热中，均热段温度为1180～1200℃。
在本发明的一些实施例中，精轧采用双道次除鳞，精轧入口温度为1000～1040℃，精轧结束温度为890～930℃。
本发明实施例的钢种成分体系，在加热到1000℃后，进入到明显的氧化加速增重范围，其第一氧化加速波峰位置在1048℃，而后氧化增速放缓，加热到1218℃存在第二个氧化增重波峰，如图1(含Al高强钢高温氧化特性曲线，DTG表示高强钢的氧化增重速率)所示。并且申请人发现在采用低温快烧模式下，精轧入口温度与热轧卷的氧化铁皮缺陷有明确的对应关系：低温轧制的钢卷随着长度方向，从头部到尾部红锈缺陷逐渐减缓，精轧入口温度如果控制在1040℃左右，红锈缺陷相对轻微许多，而此温度区间正好对应该成分体系下钢种的氧化第一氧化加速波峰温度点。
因此，精轧前采取双道次除鳞，尽可能的去除带钢表面的氧化铁皮，同时控制精轧入口温度为1000～1040℃，避开该材料的氧化峰值温度1048℃，使其在精轧过程中尽可能少的产生氧化铁皮。精轧入口温度过低造成终轧温度命中率降低，影响材料性能。
在本发明的一些实施例中，超快冷采用前端冷却模式，超快冷冷却速率为30～50℃/s。
在本发明的一些实施例中，卷取温度为500～550℃。
本发明实施例中，由于钢中含有易于氧化元素Mn、Al和Si，一方面，若卷取温度超过550℃，易发生晶间氧化，且卷取温度越高，晶间氧化越严重。在本发明实施例中，晶间氧化是指：在带钢轧制过程中金属材料沿晶粒边界或在晶界附近发生氧化，晶间氧化的深度是指由金属表面至晶间氧化所能达到的最大深度，在高温卷取下此钢种晶间氧化深度可达10微米，如图2所示。晶间氧化产生的原因是在高温含氧条件下，氧沿材料晶界扩散的结果。由于晶界是金属材料中最薄弱的地方，所以氧化首先发生在晶界，在晶界氧化后氧向晶内扩展进而氧化整个晶粒，即形成表面氧化层；如果保温时间过长，当表面金属发生氧化之后，氧不断向近表面进行充分的扩散，就会造成晶间氧化，并最终形成表面氧化层与近表面晶间氧化层两部分。本发明实施例采用500～550℃的低温卷取温度，晶间氧化现象明显得到抑制，当材料出现晶间氧化，在冷轧过程中，这些晶间氧化会暴露到材料的表面，形成微小裂纹，这些微小裂纹在镀锌后有别于正常镀锌部分，用肉眼观察，表现为色差。若卷取温度低于500℃，热轧板强度增加，冷轧轧制困难。另一方面，卷取温度高于550℃，其热轧卷组织组织为铁素体和珠光体，这种组织边部和中部易于存在带状组织，且卷取温度越高，带状组织越严重，图3为卷取温度＞550℃条件下热轧卷的带状组织形貌；而采用本发明实施例的卷取温度，其热轧卷组织组织为95～85％的铁素体和5-15％的马氏体，这种组织的边部和中部带状情况得到明显的减弱，组织差异减小，力学性能各相异性降低。第三方面，若卷取温度高于550℃，会发生扁卷问题，造成下游无法开卷。
在本发明的一些实施例中，冷轧总压下率为60～70％。
控制冷轧总压下率，以避免热轧卷中出现的晶间氧化在冷轧过程中变成裂纹，如果冷轧总压下率过大，在材料的表面可能会出现大量的微小裂纹，镀锌后形成色差缺陷。如果冷轧总压下率过小，可能造成镀锌板强度不足。
第三方面，本发明实施例还提供了一种含铝高强钢的应用，将所述高强钢用于镀锌。
下面将结合实施例、对照例及实验数据对本发明的一种含铝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
实施例1到实施例5提供了一种含铝高强钢及其制备方法、应用，该制备方法如下：
将连铸获得的板坯置于加热炉中进行加热，在加热中，加热一段温度为700～800℃，加热二段为1150～1190℃，均热段温度为1190～1220℃，加热总时间为130～160min，随后进行粗轧、精轧两道次除鳞、精轧、超快冷和卷取，获得热轧卷。其中精轧两道次除鳞水的压力为23MPa，超快冷采用层流冷却前端冷却模式，
将热轧卷进行酸洗和冷轧，之后进行连续退火，获得高强钢。其中冷轧为5道次连续冷轧，总压下量如表3所示，在连续退火中，预热段加热温度为750℃，均热段温度为750-850℃，均热段时间为40-60s；连续退火后冷却至460℃，高强钢即可进入锌锅进行镀锌。
其中，板坯的化学成分如表1所述，其余为Fe及不可避免的杂质。热轧、冷轧以及连续退火各工序的工艺参数控制如表2所示。高强钢的金相组织为铁素体和马氏体。
对比例1
对比例1提供了一种含铝高强钢，其以实施例5为参照，其化学成分如表1所示(其余为Fe及不可避免的杂质)，其余工艺控制与实施例5相同。
对比例2
对比例2提供了一种含铝高强钢，其化学成分如表1所示，其余为Fe及不可避免的杂质。将如表1所述化学成分的板坯，加热至1250℃，再依次进行粗轧和精轧，然后在25℃的冷却速率下进行水冷，在635℃温度下卷取，获得厚度为5mm的热轧卷。将热轧卷酸洗后冷轧至1.5mm，冷轧总压下率为70％，然后进行连续退火，退火过程中，预热段露点温度为-25℃，均热段露点温度为-35℃。
表1
编号 C/％ Si/％ Mn/％ P/％ S/％ Al/％ Mo/％ Pb/％
实施例1 0.15 0.54 2.13 0.0012 0.0012 0.58 0.15 0.03
实施例2 0.18 0.38 2.67 0.0010 0.0012 0.87 0.13 0.01
实施例3 0.13 0.43 2.93 0.0008 0.0009 0.67 0.28 0.02
实施例4 0.12 0.35 2.34 0.0013 0.0010 0.73 0.24 0.04
实施例5 0.19 0.48 2.56 0.0010 0.0013 0.91 0.21 0.05
对比例1 0.15 0.65 2.46 0.0010 0.0013 0.68 / /
对比例2 0.16 0.68 2.56 0.0011 0.0012 0.65 / /
表2
Figure BDA0002713463300000081
表3
Figure BDA0002713463300000082
表4
编号 镀锌效果 屈服强度/MPa 抗拉强度/MPa 延伸率/％
实施例1 无色差 360 640 34
实施例2 无色差 370 655 33
实施例3 无色差 380 676 32
实施例4 无色差 365 645 33
实施例5 无色差 375 660 34
对比例1 有色差 367 653 31
对比例2 有色差 377 646 31
将实施例1～5，对比例1～2制备的高强钢浸入锌锅进行镀锌，并观察其表面，结果如表4所示，对高强钢进行力学性能检测，如表4所示。
根据表4可知，本发明实施例1～5制备的含铝高强钢，其镀锌后表面无色差缺陷，屈服强度为360-380MPa，抗拉强度为640-660MPa，延伸率为32-34％。
对比例1和对比例2制备的含铝高强钢，经过镀锌后表面出现了色差缺陷。
附图4-10说明：
图4为本发明实施例的高强钢镀锌后的表面照片，由图4可以看出，高强钢镀锌后表面良好，无色差缺陷。图5和图6是本发明实施例的高强钢的晶间氧化情况，可以看出，本发明实施例的高强钢没有出现任何晶间氧化。
图7为对比例2的高强钢镀锌后的宏观色差缺陷形貌，据图7可以看出镀锌后钢板表面有明显的色差缺陷；
图8为对比例2的高强钢镀锌后的色差缺陷(黑色圆圈处)表面微观形貌，据图8可以看出，缺陷处表面明显趋于低平，锌晶粒的晶界没有正常处明晰，由于较大面积的处于低平状态，光整辊难以触及，所以此处异常平整光亮，用肉眼观察正面发黑，侧光闪亮，整个板面呈现花纹状，这种低平区的尺寸基本上在数百微米至数毫米，形状为椭圆形、柳叶形、短条形、楔形，其长轴方向与板轧制方向一致；
图9为对比例2的高强钢镀锌后的色差缺陷处(图8)锌层中的抑制层形貌，据图9可知，正常处抑制层颗粒致密均匀；缺陷处(白色圆圈内)抑制层颗粒略大，稀疏并有缺失，局部完全露出基板；对色差缺陷进行的能谱面分布分析，正常处锌镀层沿晶界处有锌层自然减薄甚至是轻微漏镀，能谱分析漏镀处抑制层依然是完整的；缺陷处漏镀形貌一般呈针孔状或不规律形状，漏镀处抑制层完全缺失。
图10为对比例2的高强钢镀锌后的色差缺陷处界面皮下裂纹形貌，据图10黑色椭圆标注部分可以看出，色差位置皮下存在较多的皮下裂纹。
本发明实施例提供了一种含铝高强钢及其制备方法、应用，通过控制含铝高强钢中的用Al替代部分Si，由于Al元素与氧的亲和力最大，在工业退火气氛下倾向于发生内氧化，几乎不影响钢板与锌液的反应，从而抑制发生Si的外氧化；钢中添加一定量的Sb，钢中添加一定量的Pb，也能抑制钢板的选择性氧化和脱碳，这是因为Pb容易扩散到钢板的表面，同时其会阻碍Al、Mn和Si合金元素扩散至钢板的表面，从而避免了外氧化。Mo代替部分Mn，可避免Mn的选择性氧化。通过Al、Mn、Si、Pb和Mo元素之间相互配合，在保证高强钢的力学性能的前提下，抑制外氧化，促进内氧化，从而避免了外氧化所导致镀锌产生的色差缺陷的问题。同时成分设计与轧制工艺相匹配，避免生成过多的氧化铁皮造成红锈缺陷，成分与退火工艺相匹配，使选择性氧化类型由外氧化转变为内氧化，减少表面氧化物的覆盖率，改善钢板与锌液之间的浸润性，改善色差缺陷产生。
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 (6)

1.一种含铝高强钢，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：0.1～0.2％，Si：0.3～0.6％，Mn：2～3％，P≤0.0015％，S≤0.0015％，Al：0.5～1％，Mo：0.1～0.3％，Pb：0.01～0.05％，其余为Fe及不可避免的杂质，所述高强钢由如下体积分数的金相组织组成：75～85％的铁素体和15～25％的马氏体，所述高强钢采用如下方法制备：
获得由上述质量分数的化学成分组成的板坯；
将所述板坯进行加热、粗轧、精轧、超快冷和卷取，获得热轧卷，所述精轧入口温度为1000～1040℃，所述精轧结束温度为890～930℃，所述卷取温度为500～550℃；
将所述热轧卷进行酸洗、冷轧和连续退火，获得高强钢，所述连续退火中，预热段加热温度为750℃，均热段温度为750-850℃，均热段时间为40-60s，预热段露点温度为-10～0℃，均热段露点温度为-30～10℃，所述冷轧总压下率为60～70％。
2.根据权利要求1所述的一种含铝高强钢，其特征在于，所述高强钢的厚度为0.5～1.5mm。
3.根据权利要求1所述的一种含铝高强钢，其特征在于，所述加热的总时间为130～160min，所述加热中，均热段温度为1180～1200℃。
4.根据权利要求1所述的一种含铝高强钢，其特征在于，所述精轧采用双道次除鳞。
5.根据权利要求4所述的一种含铝高强钢，其特征在于，所述超快冷采用前端冷却模式，所述超快冷冷却速率为30～50℃/s。
6.如权利要求1～5任一项所述的一种含铝高强钢的应用，其特征在于，将所述高强钢用于镀锌。
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