CN115125442B - 一种低裂纹率的低密度高强钢及其制备方法 - Google Patents

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Abstract

本申请涉及钢铁冶炼领域，尤其涉及一种低裂纹率的低密度高强钢及其制备方法；以质量分数计，所述高强钢的化学成分包括：C，Si，Mn，Alt，P，S，N，余量为Fe和不可避免的杂质；其中，所述C、所述Mn和所述Alt满足：X＝28[Alt]‑56[C]‑6[Mn]≤35；所述方法包括：得到冶炼后的钢水；将钢水进行连铸，得到铸坯；将铸坯进行第一加热，后进行粗轧和精轧，得到热轧板；将热轧板进行层流冷却，后进行卷取，得到热轧卷；将热轧卷进行冷轧，后进行连续退火，得到带钢；将带钢进行平整，后进行卷曲，得到低裂纹率的低密度高强钢；通过限定C、Mn和Al之间的含量关系，从而通过控制三者之间的含量关系，能有效的控制δ铁素体和κ‑碳化物含量稳定，保证钢板的低裂纹率。

Description

一种低裂纹率的低密度高强钢及其制备方法
技术领域
本申请涉及钢铁冶炼领域，尤其涉及一种低裂纹率的低密度高强钢及其制备方法。
背景技术
随着汽车工业的迅速发展，由于汽车大多消耗燃油等不可再生资源，因此不断发展的汽车工业带来了能源消耗压力及尾气排放污染问题，而汽车轻量化是提高燃油经济效益、降低汽车尾气排放的最有效措施之一；目前汽车轻量化主要通过轻量化材料、先进工艺和结构优化来实现的，其中，以采用轻量化材料为主流。
目前的轻量化材料包括高强度钢、铝合金、镁合金、工程塑料和复合材料等是当前常见和应用较多的轻量化材料；近年来，轻量化材料在各领域应用成长速度飞快，直接威胁着钢铁材料的轻量化发展进程，而目前单纯通过高延性高强度钢板实现轻量化已达到极限，需要进一步寻找新方法实现钢铁材料的轻量化。
而结合轻质材料与高强钢理念开发出的新型先进钢，是实现汽车钢材材料轻量化的研究方向之一。所谓新型先进钢即在原有的先进高强钢的化学成分中添加一定量的轻质元素Al，再通过热处理，从而得到具有高强度和高韧性的汽车用低密度高强钢；但是，随着Al添加量增加，使得delta铁素体直到凝固点以下的常温状态也会残留有一定的比例，同时，残留的delta铁素体会形成脆性κ-碳化物((Fe,Mn)3AlC)，在热轧时，delta铁素体和κ-碳化物会形成特定区域，这类区域将导致热轧板边部会发生裂纹，而裂纹在后续冷轧过程中导致开裂问题。
因此，如何保证在高Al含量的条件下减少低密度高强钢的裂纹率，是目前亟需解决的技术问题。
发明内容
本申请提供了一种低裂纹率的低密度高强钢及其制备方法，以解决现有技术中在高Al含量的条件下难以减少低密度高强钢的的技术问题。
第一方面，本申请提供了一种低裂纹率的低密度高强钢，以质量分数计，所述高强钢的化学成分包括：C:0.3％～0.5％，Si:0.2％～0.5％，Mn：5％～15％，Alt：3％～5％，P≤0.01％，S≤0.01％，N≤0.004％，余量为Fe和不可避免的杂质；
其中，所述C、所述Mn和所述Alt满足：
X＝28[Alt]-56[C]-6[Mn]≤35；
式中，[C]为C的质量分数，[Mn]为Mn的质量分数，[Alt]为Alt的质量分数。
可选的，以体积分数计，所述高强钢的微观组织包括：
残余奥氏体：20％～30％，铁素体：15％～20％和马氏体：50％～65％。
第二方面，本申请提供了一种制备第一方面所述的高强钢的方法，所述方法包括：
得到冶炼后的钢水；
将所述钢水进行连铸，得到铸坯；
将所述铸坯进行第一加热，后进行粗轧和精轧，得到热轧板；
将所述热轧板进行层流冷却，后进行卷取，得到热轧卷；
将所述热轧卷进行冷轧，后进行连续退火，得到带钢；
将所述带钢进行平整，后进行卷曲，得到低裂纹率的低密度高强钢。
可选的，所述连续退火包括预热、第二加热、第一保温、第一冷却、时效处理和第二冷却。
可选的，所述预热的终点温度为210℃～230℃，所述预热的升温速度为8℃/s～12℃/s；
所述第二加热的终点温度为750℃～830℃，所述第二加热的升温速度为1.5℃/s～4℃/s。
可选的，所述第一保温的时间为60s～100s。
可选的，所述第一冷却的终点温度为650℃～700℃，所述第一冷却的冷却速度为8℃/s～12℃/s，所述第二冷却的终点温度为150℃～170℃，所述第二冷却的冷却速度为2℃/s～4℃/s。
可选的，所述时效处理包括第三冷却和第二保温，所述第三冷却的终点温度为300℃～400℃，所述第二保温的时间为300s～400s。
可选的，所述第一加热的终点温度为1200℃～1250℃，所述精轧的终轧温度为900℃～1000℃，所述卷取的温度为550℃～600℃。
可选的，所述冷轧的压下率为50％～60％。
本申请实施例提供的上述技术方案与现有技术相比具有如下优点：
本申请实施例提供的一种低裂纹率的低密度高强钢，通过分别限定C、Si、Mn和Al的含量，同时限定有害元素P和S的含量，并限定C、Mn和Al之间的含量关系，从而通过控制三者之间的含量关系，能有效的控制δ铁素体和κ-碳化物含量稳定，进而防止δ铁素体和κ-碳化物之间形成特殊的区域，避免钢材的边部出现裂纹，而控制C、Mn含量，能得到残余奥氏体，能改善钢材的微观组织，从而进一步避免钢材表面裂纹的产生，进而保证钢板的低裂纹率。
附图说明
此处的附图被并入说明书中并构成本说明书的一部分，示出了符合本发明的实施例，并与说明书一起用于解释本发明的原理。
为了更清楚地说明本发明实施例或现有技术中的技术方案，下面将对实施例或现有技术描述中所需要使用的附图作简单地介绍，显而易见地，对于本领域普通技术人员而言，在不付出创造性劳动性的前提下，还可以根据这些附图获得其他的附图。
图1为本申请实施例提供的方法的流程示意图。
具体实施方式
为使本申请实施例的目的、技术方案和优点更加清楚，下面将结合本申请实施例中的附图，对本申请实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施例是本申请的一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本申请中的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动的前提下所获得的所有其他实施例，都属于本申请保护的范围。
在本申请一个实施例中，提供一种低裂纹率的低密度高强钢，以质量分数计，所述高强钢的化学成分包括：C:0.3％～0.5％，Si:0.2％～0.5％，Mn：5％～15％，Alt：3％～5％，P≤0.01％，S≤0.01％，N≤0.004％，余量为Fe和不可避免的杂质；
其中，所述C、所述Mn和所述Alt满足：
X＝28[Alt]-56[C]-6[Mn]≤35；
式中，[C]为C的质量分数，[Mn]为Mn的质量分数，[Alt]为Alt的质量分数。
本申请实施例中，C的质量分数为0.3％～0.5％的积极效果是在该质量分数范围内，由于C元素是钢材中最重要的固溶强化元素及保证奥氏体淬透性的元素，因此适当的C含量能保证钢材在冷却过程中获得足够的马氏体，以保证钢材的强度，同时C和Mn之间能相互影响，从而得到一定量的残余奥氏体，能改善钢材的微观组织，从而进一步避免钢材表面裂纹的产生；当质量分数的取值大于该范围的端点最大值，将导致C含量过高，导致钢材的强度过硬，影响钢材的柔韧性，导致钢材边部易出现开裂，当质量分数的取值小于该范围的端点最小值，将导致C含量过低，无法得到足够的马氏体以及一定量的残余奥氏体，进而无法保证钢材的强度，同时钢材的边部易出现开裂。
Si的质量分数为0.2％～0.5％的积极效果是在该质量分数的范围内，由于Si是钢材的固溶强化元素，能提高奥氏体淬透性的同时能净化铁素体相，并改善钢材的延伸率，从而保证钢材的边部的力学性能良好，进而能降低钢材出现裂纹的几率；当质量分数的取值大于该范围的端点最大值，将导致钢材的奥氏体淬透性不足，影响奥氏体的转化，导致钢材的力学性能不足，从而将导致钢材出现裂纹的几率增加，当质量分数的取值小于该范围的端点最小值，将导致Si含量过低，无法提高奥氏体淬透性，导致钢材的延伸率过低，钢材易脆。
Mn的质量分数为5％～15％的积极效果是在该质量分数的范围内，由于Mn是固溶强化和稳定奥氏体的重要元素，对钢材力学性能的强化具有重要作用，足够多的Mn将同C形成一定量的残余奥氏体；当质量分数的取值大于该范围的端点最大值，将导致Mn含量过高易引起组织偏析，导致钢材成形过程中开裂，并且恶化钢的力学性能，同时还会在退火过程中导致偏析出的析出物向表面富集，致使钢材表面出现开裂，当质量分数的取值小于该范围的端点最小值，将导致Mn含量不足，无法有效的起到固溶强化和稳定奥氏体的作用，同时无法得到足量的残余奥氏体。
Al的质量分数为3％～5％的积极效果是在该质量分数范围内，能起到脱氧作用，同时保证钢材的冷成形性能，进而促使钢板完全成型，避免钢板开裂；当质量分数的取值大于该范围的端点最大值，将导致钢材中出现AlN类夹杂物，恶化钢材的延伸率，增加钢材的开裂风险，当质量分数的取值小于该范围的端点最小值，由于Al的含量不足，无法保证钢材内脱氧干净，从而影响钢材的冷成形性能。
P≤0.01％的积极效果是在该质量分数范围内，由于P会抑制碳化物的形成，并且能保证钢材的整体的碳当量在适宜范围内；当质量分数的取值大于该范围的端点最大值，将导致碳化物在晶界偏聚，导致晶界强度下降而恶化材料机械性能，进而增加钢材开裂的风险。
S≤0.01％的积极效果是在该质量分数的范围内，由于S为有害元素，会同Mn结合产生MnS，从而恶化钢材的力学性能，增加钢材开裂的风险；当质量分数的取值大于该范围的端点最大值，将导致S含量过多，一方面需增加Al的用量，将其去除，一方面将导致钢材的机械性能偏弱，增加钢材开裂的风险。
N≤0.004％的积极效果是在该质量分数的范围内，由于N会形成析出相，在晶界易富集，从而导致晶界强度下降而恶化材料机械性能，进而增加钢材开裂的风险；当质量分数的取值大于该范围的端点最大值，将导致N含量过多，析出物增多，将影响钢材的性能，增加钢材开裂风险。
28[Alt]-56[C]-6[Mn]≤35的积极效果是在该质量分数关系范围内，通过控制三者之间的含量关系，能有效的控制δ铁素体和κ-碳化物含量稳定，进而防止δ铁素体和κ-碳化物之间形成特殊的区域，避免钢材的边部出现裂纹；当该质量分数范围关系取值大于该范围的端点值，将无法有效的控制δ铁素体和κ-碳化物含量稳定，从而影响钢材的边部质量。
在一些可选的实施方式中，以体积分数计，所述高强钢的微观组织包括：
残余奥氏体：20％～30％，铁素体：15％～20％和马氏体：50％～65％。
本申请实施例中，残余奥氏体的体积分数为20％～30％的积极效果是在该体积分数范围内，能一定程度上提高钢材的韧性，从而保证钢材的力学性能优异，避免钢材边部开裂；当体积分数的取值大于该范围的端点值，将恶化钢材的强度，并影响钢材的使用寿命。
马氏体的体积分数为50％～65％的积极效果是在该体积分数的范围内，能保证钢材的强度在适宜的范围内，同时保证钢材具有一定韧性，保证钢材边部不开裂；当体积分数的取值大于或小于该范围的端点值，都将导致钢材的整体强度不稳定，从而无法保证钢材的力学性能稳定。
在本申请一个实施例中，如图1所示，提供一种低裂纹率的低密度高强钢的制备方法，所述方法包括：
S1.得到冶炼后的钢水；
S2.将所述钢水进行连铸，得到铸坯；
S3.将所述铸坯进行第一加热，后进行粗轧和精轧，得到热轧板；
S4.将所述热轧板进行层流冷却，后进行卷取，得到热轧卷；
S5.将所述热轧卷进行冷轧，后进行连续退火，得到带钢；
S6.将所述带钢进行平整，后进行卷曲，得到低裂纹率的低密度高强钢。
在一些可选的实施方式中，所述连续退火包括预热、第二加热、第一保温、第一冷却、时效处理和第二冷却。
在一些可选的实施方式中，所述预热的终点温度为210℃～230℃，所述预热的升温速度为8℃/s～12℃/s；
所述第二加热的终点温度为750℃～830℃，所述第二加热的升温速度为1.5℃/s～4℃/s。
本申请实施例中，预热的终点温度为210℃～230℃的积极效果是在该温度范围内，能保证冷轧后的热轧卷中冷变形的铁素体发生回复，为后续的相位变化做铺垫；当温度的取值大于或小于该范围的端点值，都将导致冷变形的铁素体无法发生回复，影响后续的相位变化。
所述预热的升温速度为8℃/s～12℃/s的积极效果是在该升温速度范围内，能保证冷轧后的热轧卷中冷变形的铁素体回复的速度在适宜范围内，保证后续相位变化的稳定；当升温速度的取值大于或小于该范围的端点值，都将导致铁素体回复不充分，从而无法保证后续相位变化的稳定。
第二加热的终点温度为750℃～830℃的积极效果是在该温度范围内，能保证冷轧铁素体发生再结晶，同时珠光体先转变为奥氏体并向铁素体长大；当温度的取值大于该范围的端点最大值，将导致的不利影响是由于高温会使奥氏体分率过多，从而难以确保残留的奥氏体的稳定性，当温度的取值小于该范围的端点最小值，将导致的不利影响是温度过低，将导致铁素体缺乏再结晶，无法充分确保延性。
第二加热的升温速度为1.5℃/s～4℃/s的积极效果是在该温度范围内，能保证冷轧铁素体发生再结晶的过程中稳定进行，同时能保证珠光体先转变为奥氏体并向铁素体长大的速率稳定，进而保证钢材的力学性能，从而降低钢材的裂纹率；当升温速度的取值大于或小于该范围的端点值，将导致再结晶过程无法稳定进行，同时奥氏体向铁素体长达的速率不稳定。
在一些可选的实施方式中，所述第一保温的时间为60s～100s。
本申请实施例中，第一保温的时间为60s～100s的积极效果是在该时间范围内，能保证铁素体中的C、Mn元素向奥氏体中转移并在奥氏体中均化，实现部分奥氏体化；当第一保温的时间取值大于或小于该范围的端点值，都将导致奥氏体化过程无法充分进行，导致钢材内的转化不完全，影响钢材的强度。
在一些可选的实施方式中，所述第一冷却的终点温度为650℃～700℃，所述第一冷却的冷却速度为8℃/s～12℃/s，所述第二冷却的终点温度为150℃～170℃，所述第二冷却的冷却速度为2℃/s～4℃/s。
本申请实施例中，第一冷却的终点温度为650℃～700℃的积极效果是在该温度范围内，能保证奥氏体部分转移为铁素体，而C、Mn等元素进一步向奥氏体中聚集，从而能保证钢材的力学性能，进而保证钢材的低裂纹率；当温度的取值大于或小于该范围的端点值，将导致奥氏体转变为铁素体的过程受到影响，无法保证钢材的力学性能，从而无法保证钢材的低裂纹率。
第一冷却的冷却速度为8℃/s～12℃/s的积极效果是在该冷却速度范围内，能保证奥氏体向铁素体转变的速率合适，从而保证最终残余奥氏体的量，进而保证钢材的力学性能从而保证钢材的低裂纹率；当升温速度的取值大于或小于该范围的端点值，将导致奥氏体向铁素体转变的速率不稳定，导致最终残余奥氏体的量不足，影响钢材的力学性能。
第二冷却的终点温度为150℃～170℃的积极效果是在该温度范围内，能保证一部分不稳定的奥氏体转变为马氏体，从而能提高钢材的强度，降低钢材出现裂纹的风险；当温度的取值大于或小于该范围的端点值，将导致不稳定的奥氏体无法转变为马氏体，从而无法提高钢材的强度，无法降低钢材出现裂纹的风险。
第二冷却的冷却速度为2℃/s～4℃/s的积极效果是在该冷却速度的范围内，能保证部分不稳定的奥氏体转变为马氏体的过程更稳定，从而能有效的提高钢材的强度，降低钢材出现裂纹的风险；当升温速度的取值大于或小于该范围的端点值，将导致部分不稳定的奥氏体转变为马氏体的阶段不稳定，将导致马氏体的产生受到影响，从而无法有效的提高钢材的强度，无法降低钢材出现裂纹的风险。
在一些可选的实施方式中，所述时效处理包括第三冷却和第二保温，所述第三冷却的终点温度为300℃～400℃，所述第二保温的时间为300s～400s。
本申请实施例中，第三冷却的终点温度为300℃～400℃的积极效果是在该温度范围内，能保证时效处理在低温度条件下，从而能获得一定含量的硬质相，从而保证钢材的强度稳定，进而降低钢材出现裂纹的风险。
第二保温的时间为300s～400s的积极效果是在该时间的范围内，能保证夹杂物能有效的转变为硬质相，从而提高钢材的强度；当时间的取值大于或小于该范围的端点值，将导致整体耗时增加，同时无法保证硬质相的形成。
在一些可选的实施方式中，所述第一加热的终点温度为1200℃～1250℃，所述精轧的终轧温度为900℃～1000℃，所述卷取的温度为550℃～600℃。
本申请实施例中，第一加热的终点温度为1200℃～1250℃的积极效果是在该温度范围内，能保证铸坯在该温度范围进行相变，从而方便后续的粗轧和精轧的进行，保证后续钢板的力学性能；当温度的取值大于或小于该范围的端点值，将导致铸坯的相变不充分，影响后续粗轧和精轧的进行。
精轧的终轧温度为900℃～1000℃的积极效果是在该温度范围内，能保证钢板的热变形抗力和延伸性在合适范围内，从而保证轧制的顺利进行；当温度的取值大于或小于该范围的端点值，将导致热变形抗力增加，同时会导致κ-碳化物的析出，将导致钢板的延性下降，致使轧制困难。
卷取的温度为550℃～600℃的积极效果是在该温度范围内，能保证κ-碳化物含量在合适范围内，从而保证钢材的卷取后的力学性能的良好，保证后续冷轧阶段的顺利进行；当温度的取值大于或小于该范围的端点值，将导致κ-碳化物析出，并且在冷轧中将残留下来，并且对冷轧阶段的钢材的延伸性有较大的不良影响。
在一些可选的实施方式中，所述冷轧的压下率为50％～60％。
本申请实施例中，冷轧的压下率为50％～60％的积极效果是在该压下率的范围内，能有利于冷轧工艺的进行，从而保证冷轧阶段的微观组织轧制均匀，保证钢材的力学性能优异，从而降低钢材的裂纹率；当压下率的取值大于或小于该范围的端点值，都将导致冷轧阶段的微观组织轧制不均匀，影响钢材的力学性能。
各实施例和对比例的高强钢的化学成分如表1所示：
表1各个高强钢产品的化学成分含量情况表
各实施例和对比例的工艺参数条件如表2所示
表2各个生产工艺参数的情况表
各实施例和对比例所得钢产品的性能参数如表3所示：
表3各高强钢产品的力学性能参数及开裂情况
组别 抗拉强度(MPa) 屈服强度(MPa) 延伸率A50(％) 开裂是否
实施例1 1186 815 27.6 否
实施例2 1140 775 25 否
实施例3 1019 715 35 否
实施例4 995 685 32 否
比较例1 1085 727 20.1 是
比较例1 1120 769 23.2 是
表3的具体分析：
屈服强度是指制备得到的钢板发生屈服现象时的屈服极限，也就是抵抗微量塑性变形的应力，屈服强度越大，说明钢板的屈服极限越高。
抗拉强度是指制备得到的钢板在拉断前所能承受的最大应力值，抗拉强度越大，说明钢板在拉断前所能承受的最大应力值越大。
断后伸长率是指钢板在拉断后标距的伸长于原始标距的百分比，断后伸长率越高，说明钢板的韧性越好。
从实施例1-4的数据可知：
采用本申请的方法，通过分别限定C、Si、Mn和Al的含量，同时限定有害元素P和S的含量，并限定C、Mn和Al之间的含量关系，从而通过控制三者之间的含量关系，能有效的控制δ铁素体和κ-碳化物含量稳定，保证钢板的低裂纹率。
从对比例1-N的数据可知：
若不采用本申请所限定的C、Mn和Al之间的含量关系，则将导致钢材在轧制过程中出现开裂情况。
本申请实施例中的一个或多个技术方案，至少还具有如下所述的技术效果或优点：
(1)本申请实施例所提供的高强钢，通过分别限定C、Si、Mn和Al的含量，同时限定有害元素P和S的含量，并限定C、Mn和Al之间的含量关系，从而通过控制三者之间的含量关系，能有效的控制δ铁素体和κ-碳化物含量稳定，保证钢板的低裂纹率。
(2)本申请实施例所提供的高强钢，能达到980MPa的抗拉强度，680MPa的屈服强度和25％以上的延伸率，并且保证在轧制及产品成型阶段不出现开裂情况。
(3)本申请实施例所提供的高强钢，其密度较传统钢的密度(7.81g/cm3)约降低5％～7％，因此可应用于汽车上，实质性减轻汽车重量。
(4)本申请实施例所提供的方法，通过依次限定钢材轧制、冷却和连续退火阶段的工艺参数，能保证各个阶段的充分进行，进而保证钢板的性能到达预期。
需要说明的是，在本文中，诸如“第一”和“第二”等之类的关系术语仅仅用来将一个实体或者操作与另一个实体或操作区分开来，而不一定要求或者暗示这些实体或操作之间存在任何这种实际的关系或者顺序。而且，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。在没有更多限制的情况下，由语句“包括一个……”限定的要素，并不排除在包括所述要素的过程、方法、物品或者设备中还存在另外的相同要素。
在本文中所披露的范围的端点和任何值都不限于该精确的范围或值，这些范围或值应当理解为包含接近这些范围或值的值。对于数值范围来说，各个范围的端点值之间、各个范围的端点值和单独的点值之间，以及单独的点值之间可以彼此组合而得到一个或多个新的数值范围，这些数值范围应被视为在本文中具体公开。
以上所述仅是本发明的具体实施方式，使本领域技术人员能够理解或实现本发明。对这些实施例的多种修改对本领域的技术人员来说将是显而易见的，本文中所定义的一般原理可以在不脱离本发明的精神或范围的情况下，在其它实施例中实现。因此，本发明将不会被限制于本文所示的这些实施例，而是要符合与本文所申请的原理和新颖特点相一致的最宽的范围。

Claims (2)

1.一种低裂纹率的低密度高强钢，其特征在于，以质量分数计，所述高强钢的化学成分包括：C:0.3%～0.5%，Si:0.2%～0.5%，Mn：5%～15%，Alt：3%～5%，P≤0.01%，S≤0.01%，N≤0.004%，余量为Fe和不可避免的杂质；
其中，C、Mn和Alt满足如下含量关系：X=28[Alt]-56[C]-6[Mn]≤35；
以体积分数计，所述高强钢的微观组织包括：
残余奥氏体：20%～30%，铁素体：15%～20%和马氏体：50%～65%；
制备所述的高强钢的方法包括：
得到冶炼后的钢水；
将所述钢水进行连铸，得到铸坯；
将所述铸坯进行第一加热，后进行粗轧和精轧，得到热轧板；
将所述热轧板进行层流冷却，后进行卷取，得到热轧卷；
将所述热轧卷进行冷轧，后进行连续退火，得到带钢；
将所述带钢进行平整，后进行卷曲，得到低裂纹率的低密度高强钢；
所述连续退火包括预热、第二加热、第一保温、第一冷却、时效处理和第二冷却；
所述预热的终点温度为210℃～230℃，所述预热的升温速度为8℃/s～12℃/s；
所述第二加热的终点温度为750℃～830℃，所述第二加热的升温速度为1.5℃/s～4℃/s；
所述第一保温的时间为60s～100s；
所述第一冷却的终点温度为650℃～700℃，所述第一冷却的冷却速度为8℃/s～12℃/s，所述第二冷却的终点温度为150℃～170℃，所述第二冷却的冷却速度为2℃/s～4℃/s；
所述时效处理包括第三冷却和第二保温，所述第三冷却的终点温度为300℃～400℃，所述第二保温的时间为300s～400s；
所述第一加热的终点温度为1200℃～1250℃，所述精轧的终轧温度为900℃～1000℃，所述卷取的温度为550℃～600℃。
2.根据权利要求1所述的高强钢，其特征在于，所述冷轧的压下率为50%～60%。
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