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CN117802419A - 一种1.0GPa级抗氢脆型冷轧CH钢及其制备方法 - Google Patents

一种1.0GPa级抗氢脆型冷轧CH钢及其制备方法 Download PDF

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CN117802419A CN202311787598.9A CN202311787598A CN117802419A CN 117802419 A CN117802419 A CN 117802419A CN 202311787598 A CN202311787598 A CN 202311787598A CN 117802419 A CN117802419 A CN 117802419A
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徐鑫
林利
刘仁东
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苏洪英
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Abstract

本发明提供了一种1.0GPa级抗氢脆型冷轧CH钢及其制备方法，该钢板的成分按重量百分比计如下：C：0.10％～0.20％，Mn：1.0％～2.0％，Si：0.1％～1.0％，Al：0.6％～6.0％，Cr：0.02～0.80％，Mo：0.02～0.80％，Ni：0.05～0.80％，P≤0.01％，S≤0.01％，N≤0.005％，Mg：0.005％～0.50％，Nb：0.01％～0.50％，V：0.01％～0.50％，且5≤Al/Si≤20；余量为Fe和不可避免的杂质；制备方法，包括电炉冶炼、中薄板坯连铸连轧、酸洗冷轧、连续退火或连续热镀工艺或合金化热镀锌，以短流程低成本工艺路径和极致降本的合金设计实现汽车高强钢低碳、绿色、轻量化设计开发，同时兼顾超高强钢抗氢脆、高塑性和高成形性个性化需求，生产的钢板屈服强度≥780MPa，抗拉强度980～1100MPa，A80断后伸长率≥15.0％，扩孔率≥60％。

Description

一种1.0GPa级抗氢脆型冷轧CH钢及其制备方法
技术领域
本发明属于金属材料领域，尤其涉及一种1.0GPa级抗氢脆型冷轧CH钢及其制备方法。
背景技术
近些年来，随着汽车行业对材料的成形性能指标要求越来越高，传统复相钢已难以满足复杂冲压件对高拉延性的要求，而TRIP钢由于高合金含量带来昂贵的生产成本而限制了其广泛使用。应运而生的CH钢由于在传统复双相钢中引入一定量的残余奥氏体，通过TRIP效应使材料表现出优异的成形性能，可以显著克服CP钢和TRIP钢在上述应用过程中存在的不足，CH钢俨然成为目前汽车用钢开发领域研究热点之一。然而，在超高强度钢零部件服役过程中存在严重的氢脆(氢致延迟断裂)现象，且超高强度钢的氢致延迟断裂敏感性会随着强度级别的增加而显著提高。由于该现象严重影响到零部件的正常服役，超高强度钢的延迟断裂现象受到制造商和用户们极大的关注。
开发出绿色低碳型汽车用CH钢产品，即一钢多用型合金设计和短流程低成本制备工艺，不仅能够满足汽车产业多零件、用户需求多元化、多规格以及小批量订货的特殊需求等特点，而且也是钢铁企业提高竞争力的有效措施，成为各大钢铁供应商研究热点。基于上述研究现状，急需解决汽车高强钢的成形性能差和氢脆问题。
相关专利文献如下：
专利文献CN112048680B公开了一种合金化热镀锌DH980钢及其制备方法，其主要化学成分为：C：0.16％～0.23％，Mn：1.5％～2.5％，Si：0.2％～0.9％，Al：0.02％～0.9％，Cr：0.02％～0.70％，P≤0.01％，S≤0.01％，Nb≤0.05％，V≤0.05％，Ti≤0.05％，其余为Fe及不可避免杂质。该发明采用冷轧-合金化热镀锌的生产工艺，生产出合金化热镀锌DH980钢，该发明产品耐疲劳性和扩孔性能优异，但并未考虑超高强钢存在氢脆问题，且制备工艺未能考虑电炉+废钢冶炼工艺。
专利文献CN113403551A公开了一种高屈强比抗氢脆冷炙DH980钢板及其制备方法，其主要化学成分为：：C：0.16％～0.23％，Mn：1.8％～2.5％，Si：0.4％～1.2％，Al：0.30％～0.90％，Cr：0.10～0.50％，Mo：0.10～0.60％，P≤0.01％，S≤0.01％，N≤0.005％，Nb：0.01％～0.10％，Ti：0.01％～0.10％，余量为Fe和其他不可避免杂质。该发明采用冷轧-连退生产工艺，生产出强度级别1.0GPa级冷轧DH钢，该产品表现出高屈强比和抗氢脆性，然而该产品延展性能相对较差，难以满足兼顾高塑性和抗氢脆问题，且制备工艺未能考虑电炉+废钢冶炼工艺。
发明内容
本发明的目的在于克服上述问题和不足而提供一种以短流程低成本工艺路径和极致降本的合金设计实现汽车高强钢低碳、绿色、轻量化设计开发，同时兼顾超高强钢抗氢脆、高塑性和高成形性个性化需求的1.0GPa级抗氢脆型冷轧CH钢及其制备方法。
本发明目的是这样实现的：
一种1.0GPa级抗氢脆型冷轧CH钢，该钢板的成分按重量百分比计如下：C：0.10％～0.20％，Mn：1.0％～2.0％，Si：0.1％～1.0％，Al：0.6％～6.0％，Cr：0.02～0.80％，Mo：0.02～0.80％，Ni：0.05～0.80％，P≤0.01％，S≤0.01％，N≤0.005％，Mg：0.005％～0.50％，Nb：0.01％～0.50％，V：0.01％～0.50％，且5≤Al/Si≤20；余量为Fe和不可避免的杂质。
所述钢板显微组织包括铁素体、贝氏体、残余奥氏体和马氏体；按体积百分比及如下：铁素体20％～45％，贝氏体30％～60％，残余奥氏体3％～12％，马氏体3％～15％；所述残余奥氏体呈薄膜状形态，晶粒尺寸在0.05μm～0.20μm之间，薄膜状残余奥氏体主要分布于贝氏体及马氏体板条之间。
所述CH钢钢板屈服强度≥780MPa，抗拉强度980～1100MPa，A80断后伸长率≥15.0％，扩孔率≥60％，密度为6.5～7.5g/cm3；采用180°U型弯曲成形预置应力，置于0.5mol/LHCl溶液中浸泡14天，均未发生延迟断裂；满足超高强汽车钢的抗氢脆性、高强高塑和优异成形性能的要求。
本发明成分设计理由如下：
C：碳元素通过固溶强化来保障钢材的强度要求，足量的碳元素有助于稳定奥氏体，进而改进了钢材的成形性能。C元素含量过低，不能获得本发明中钢材的力学性能；含量过高会使钢材脆化，存在氢致延迟断裂风险。因此，本发明中将C元素的含量控制为0.10％～0.20％。
Mn：锰元素是钢中的奥氏体稳定元素，可以扩大奥氏体相区，降低钢的临界淬火速度，同时，还可以细化晶粒，有助于固溶强化来提高强度。Mn元素含量过低，过冷奥氏体不够稳定，降低钢板的塑性和韧性等加工性能；Mn元素含量过高，会导致钢板焊接性能变差，且生产成本上升，不利于工业化生产。因此，本发明中将Mn元素含量控制为1.0％～2.0％。
Si：硅元素在铁素体中具有一定的固溶强化作用，确保钢材具有足够的强度，同时，Si还可以抑制残余奥氏体分解和碳化物析出，减少钢中的夹杂。本发明中Si元素与Al元素配合使用，采用以铝代硅设计理念可以显著改善钢材表面质量。Si元素含量过低，起不到强化的作用；Si元素含量过高，会降低钢板的表面质量以及焊接性能。因此，本发明中将Si元素的含量控制为0.1％～1.0％。
Al：铝元素密度远低于Fe元素，钢中加入适量的Al元素可以显著降低钢密度，有助于钢铁轻量化发展，同时Al元素具备抗氧化作用，与Si元素配合添加可以有效改善钢铁表面质量，利于实现一钢多用产品设计。此外，Al元素还可以抑制残余奥氏体分解和碳化物析出，并加速贝氏体转变来提高协调变形能力。此外，铝元素可以抑制残余奥氏体分解和碳化物析出，并加速贝氏体转变来提高协调变形能力。Al元素含量过高，不仅会提高生产成本，还会导致连铸生产困难等，铝含量过低时无法实现材料低密度设计。因此，本发明中将Al元素含量的范围控制在0.6％～6.0％。
Cr：铬元素可以增加钢的淬透性来保证钢的强度，并可以稳定残余奥氏体，Cr含量过低将影响钢的淬透性，含量过高将增加生产成本。因此，本发明中将Cr元素含量的范围控制在0.02％～0.80％。
Mo：钼元素为钢中的强化元素，有助于稳定残余奥氏体，同时对提高钢的淬透性效果显著，Mo元素的与Ti配合使用可形成大量TiMoC析出物，有利于使钢中扩散氢呈弥散分布，减少扩散氢的聚集，因而可以兼顾高强度和抗氢脆性能。本发明将Mo元素含量的范围控制在0.02％～0.80％。
Ni：镍元素为提高钢材焊接性能的重要元素，Ni的添加有利于提高焊缝的韧性尤其是低温冲击韧性，降低脆性转变温度；与Cr合理搭配，可有效控制焊缝金属的相转变过程，得到马氏体和一定比例的残余奥氏体的复合组织，从而兼顾高的抗裂性和高强度。本发明将Ni元素含量的范围控制在0.05％～0.80％。
P：P元素是钢中的有害元素，极易偏聚到晶界而严重降低钢材的塑性及变形性能，其含量越低越好。考虑到成本，本发明中将P元素含量控制在P≤0.01％。
S：S元素是钢中的有害元素，硫与锰元素容易结合形成MnS夹杂，经轧制变形后材料横向性能会显著下降，严重影响钢材的成形性，其含量越低越好。考虑到成本，本发明中将S元素含量控制在S≤0.01％。
N：N元素容易与Ti反应析出TiN大颗粒，在变形过程中充当裂纹源，对抗氢脆性能不利，因而要严格控制钢中N元素含量。本发明将N含量控制在N≤0.005％。
Mg：镁元素在钢铁中是一种良好的脱氧剂、脱硫剂和球化剂，Mg能使钢中夹杂物数量减少、尺寸变小、分布均匀、形态改善。少量镁能改善DH钢的碳化物尺寸及分布，促进碳化物颗粒细小均匀，亦有助于实现材料低密度设计。为了控制生产成本，本发明中将Mg元素含量控制在0.005％～0.50％。
Nb：微合金元素Nb与碳、氮形成化合物，有助于延迟热轧过程中材料的再结晶，具有细化晶粒尺寸，并显著改善材料的强韧性和抗疲劳失效作用，在本发明中，将Nb元素含量控制在0.01％～0.50％。
V：微合金化元素钒主要以VC形式存在，通过细晶强化和弥散强化来提高材料的强度和耐疲劳性能，在热镀锌退火加热过程中，未溶解VC颗粒可以钉扎铁素体晶界，从而起到细化晶粒的作用；退火温度增加至两相区时，VC溶解温度较低，故充分溶解于基体中，同时固溶C原子向奥氏体中富集以提高其稳定性；在退火过程中，铁素体中的VC将重新析出，从而生产明显的沉淀强化。因此，在本发明中，将V元素含量控制在0.01～0.50％。
本发明技术方案之二是提供一种1.0GPa级抗氢脆型冷轧CH钢的制备方法，包括电炉冶炼、中薄板坯连铸连轧、酸洗冷轧、连续退火或连续热镀工艺或合金化热镀锌，
电炉冶炼：本发明选用30％～70％比例废钢作为原料，通过电炉进行冶炼，得到按质量百分比计，满足下述成分要求的钢水，C：0.10％～0.20％，Mn：1.0％～2.0％，Si：0.1％～1.0％，Al：0.6％～6.0％，Cr：0.02～0.80％，Mo：0.02～0.80％，Ni：0.05～0.80％，P≤0.01％，S≤0.01％，N≤0.005％，Mg：0.005％～0.50％，Nb：0.01％～0.50％，V：0.01％～0.50％，且5≤Al/Si≤20；余量为Fe和不可避免的杂质。钢水温度在1600～1750℃之间。
中薄板坯连铸连轧：采用高铝钢专用保护渣，优选高铝钢专用保护渣中Li2O质量百分比为：0.5％～10.0％；浇铸温度在1530～1600℃，铸机拉速为1.0～5.5m/min，连铸坯厚度在60～115mm之间。开轧温度为1000～1150℃之间，终轧温度在900℃以上，卷取温度在600～700℃之间。
热轧后钢板厚度规格为2.0～4.5mm，热轧钢板显微组织包括铁素体、珠光体、贝氏体、少量渗碳体/杂质；各项显微组织按体积百分比计如下：铁素体30％～60％，珠光体20％～50％，贝氏体5％～20％，渗碳体/杂质1％～5％。
酸洗冷轧：冷轧前热轧钢卷通过酸液去除表面的氧化铁皮，冷轧压下率为45％～70％。压下率过高，会导致变形抗力过大，难以轧制到目标厚度；压下率过低，会导致冷轧钢板的延伸率下降。
酸洗冷轧后钢板进行连续退火或连续热镀工艺或合金化热镀锌，所述连续热镀工艺为连续热镀锌或连续镀锌铝镁。
其中；
连续退火：带速控制在60～180m/min，均热段炉膛温度为760～880℃，均热时间为10～600s，缓冷出口温度为700～760℃，快速冷却速率大于25℃/s，快冷温度至350～550℃之间，时效温度为350～550℃，退火时间在60～1000s。退火温度为760～880℃，若退火温度过高，由于奥氏体化趋于完全而铁素体比例不足，将降低钢材的延展性；如果退火温度过低，最终材料的软相铁素体比例过高会大幅降低材料的强度。退火时间为60～1000s，若退火时间过长，会导致钢板晶粒粗大，退火时间过短，钢板来不急完成退火和再结晶过程，导致钢板伸长率下降。
连续热镀锌和连续热镀锌铝镁具体工艺为：带速控制在60～180m/min，退火温度在760～880℃之间，露点温度控制在-20～-10℃之间，退火时间在30～300s之间，缓冷出口温度为680～760℃，快速冷却速率大于20℃/s，快冷出口温度为450～470℃，镀锌温度为450～470℃，镀锌结束后带钢先气刀冷却到400～420℃，随后采用风冷冷却，冷却塔顶辊温度控制在250～300℃。
连续热镀锌过程中，镀锌镀液成分按质量百分比计入下：Al：0.16％～0.25％，其余为Zn和不可避免的杂质，连续热镀锌后钢板单位面积锌层重量为60～200g/cm2。
连续热镀锌铝镁过程中，镀锌铝镁镀液成分按质量百分比计入下：Al：2.0％～10.0％，Mg：1.0％～5.0％，Si：0.001％～0.1％，其余为Zn和不可避免杂质，连续热镀锌铝镁后钢板单位面积锌铝镁镀层重量为50～200g/cm2。
合金化热镀锌：带速控制在60～180m/min，退火温度为770～870℃，退火时间在30～300s之间，露点控制在-20～-10℃，缓冷出口温度为680～760℃，快速冷却速率大于20℃/s，快冷出口温度在450～470℃之间，镀锌温度为450～470℃，镀锌结束后带钢先气刀冷却到400～420℃，随后进行合金化处理，合金化温度为470～530℃，合金化保温时间为5～60s。
还包括光整：光整过程采用轧制力控制，轧制力控制在1000～3500kN，轧制张力为500～2000kN。
经过上述工艺后得到的钢板显微组织包括铁素体、贝氏体、残余奥氏体和马氏体；按体积百分比及如下：铁素体20％～45％，贝氏体30％～60％，残余奥氏体3％～12％，马氏体3％～15％；所述残余奥氏体呈薄膜状形态，晶粒尺寸在0.05μm～0.20μm之间，薄膜状残奥主要分布于贝氏体及马氏体板条之间。
通过上述方法可以得到通过上述方法可以得到屈服强度≥780MPa，抗拉强度980～1100MPa，A80断后伸长率≥15.0％，扩孔率≥60％，密度为6.5～7.5g/cm3；采用180°U型弯曲成形预置应力，置于0.5mol/LHCl溶液中浸泡14天，均未发生延迟断裂的1.0GPa级抗氢脆型冷轧CH钢生产方法。
本发明的有益效果在于：
(1)本发明的钢材化学成分主要以C、Mn、Al、Si为主要元素，原始成本较低。
(2)本发明采用“大比例废钢+电炉冶炼+中薄板坯连铸连轧”新型短流程低成本生产工艺，可以大幅降低碳排放和节约能耗；
(3)本发明生产的1.0GPa级抗氢脆型冷轧CH钢在传统冷轧双复钢的基础上增加了一定比例的残余奥氏体，在相变诱导塑性(TRIP)效应作用下，实现其高强度、高塑性和成形性的特点；
(4)本发明生产的1.0GPa级抗氢脆型冷轧CH钢添加大量铝元素可以实现高强钢低密度化，满足汽车轻量化设计需求；
(5)本发明生产的1.0GPa级抗氢脆型冷轧CH钢因在成分和工艺上特殊设计可实现一套合金体系满足连续退火、连续热镀锌/镀锌铝镁和合金化热镀锌等多样化产品需求，即一钢多用，不仅可以大幅缩短产品开发周期和研发成本，还能够实现多种牌号产品之间转换并显著提高产品生产效率；
(6)本发明生产的1.0GPa级抗氢脆型冷轧CH钢可实现屈服强度≥780MPa，抗拉强度980～1100MPa，A80断后伸长率≥15.0％，扩孔率≥60％，密度为6.5～7.5g/cm3；采用180°U型弯曲成形预置应力，置于0.5mol/LHCl溶液中浸泡14天，均未发生延迟断裂的优异性能。
附图说明
图1为本发明实施例1-1显微组织金相图。
图2为本发明实施例1-4显微组织金相图。
图3为本发明实施例1-1应力应变曲线。
具体实施方式
下面通过实施例对本发明作进一步的说明。
本发明实施例根据技术方案的组分配比，进行电炉冶炼、中薄板坯连铸连轧、酸洗冷轧、连续退火或连续热镀工艺或合金化热镀锌。
电炉冶炼：本发明选用30％～70％比例废钢作为原料，钢水温度在1600～1750℃之间。
中薄板坯连铸连轧：采用高铝钢专用保护渣，浇铸温度1530～1600℃，铸机拉速1.0～5.5m/min，连铸坯厚度60～115mm；开轧温度1000～1150℃，终轧温度在900℃以上，卷取温度600～700℃；
酸洗冷轧：冷轧压下率为45％～70％；
酸洗冷轧后钢板进行连续退火或连续热镀工艺，所述连续热镀工艺为连续热镀锌或连续镀锌铝镁或合金化热镀锌工艺；
光整：光整过程采用轧制力控制，轧制力控制在1000-3500kN，轧制张力为500～2000kN。
进一步；所述连续退火：带速控制在60～180m/min，均热段炉膛温度为760～880℃，均热时间为10～600s，缓冷出口温度为700～760℃，快速冷却速率大于25℃/s，快冷温度至350～550℃之间，时效温度为350～550℃，退火时间在60～1000s。
进一步；连续热镀锌和连续热镀锌铝镁具体工艺为：带速控制在60～180m/min，退火温度在760～880℃之间，露点温度控制在-20～-10℃之间，退火时间在30～300s之间，缓冷出口温度为680～760℃，快速冷却速率大于20℃/s，快冷出口温度为450～470℃，镀锌温度为450～470℃，镀锌结束后带钢先气刀冷却到400～420℃，随后采用风冷冷却，冷却塔顶辊温度控制在250～300℃。
进一步；连续热镀锌过程中，镀锌镀液成分按质量百分比计入下：Al：0.16％～0.25％，其余为Zn和不可避免的杂质，连续热镀锌后钢板单位面积锌层重量为60～200g/cm2。
进一步；连续热镀锌铝镁过程中，镀锌铝镁镀液成分按质量百分比计入下：Al：2.0％～10.0％，Mg：1.0％～5.0％，Si：0.001％～0.1％，其余为Zn和不可避免杂质，连续热镀锌铝镁后钢板单位面积锌铝镁镀层重量为50～200g/cm2。
进一步；合金化热镀锌：带速控制在60～180m/min，退火温度为770～870℃，退火时间在30～300s之间，露点控制在-20～-10℃，缓冷出口温度为680～760℃，快速冷却速率大于20℃/s，快冷出口温度在450～470℃之间，镀锌温度为450～470℃，镀锌结束后带钢先气刀冷却到400～420℃，随后进行合金化处理，合金化温度为470～530℃，合金化保温时间为5～60s。
进一步；热轧后钢板厚度规格为2.0～4.5mm，热轧钢板显微组织包括铁素体、珠光体、贝氏体、少量渗碳体/杂质；各项显微组织按体积百分比计如下：铁素体30％～60％，珠光体20％～50％，贝氏体5％～20％，，渗碳体/杂质1％～5％。
本发明实施例钢的成分见表1。本发明实施例钢冶炼及连铸连轧的主要工艺参数及热轧组织见表2。本发明实施例钢连续退火的主要工艺参数见表3。本发明实施例钢连续热镀锌的主要工艺参数见表4。本发明实施例钢连续热镀锌铝镁的主要工艺参数见表5。本发明实施例钢合金化热镀锌的主要工艺参数见表6。本发明实施例钢的性能见表7。本发明实施例钢的显微组织见表8。
表1本发明实施例钢的成分(wt％)
表2本发明实施例钢冶炼及连铸连轧的主要工艺参数及热轧组织
表3本发明实施例钢连续退火的主要工艺参数
表4本发明实施例钢连续热镀锌的主要工艺参数
表5本发明实施例钢连续热镀锌铝镁的主要工艺参数
表6本发明实施例钢合金化热镀锌的主要工艺参数能
表7本发明实施例钢的性能
注：抗氢脆(抗延迟断裂)性能评价采用U型弯曲浸泡评价，180°冷弯弯曲半径为5mm，每组5个平行试样，置于0.5mol/L HCl溶液中浸泡14天，若未发生断裂则判定该试样无延迟断裂风险，标记Ο；若发生断裂则判定该试样存在延迟断裂风险，标记×。
表8本发明实施例钢显微组织
为了表述本发明，在上述中通过实施例对本发明恰当且充分地进行了说明，以上实施方式仅用于说明本发明，而并非对本发明的限制，有关技术领域的普通技术人员，在不脱离本发明的精神和范围的情况下，还可以做出各种变化和变型，所作的任何修改、等同替换、改进等，均应包含在本发明的保护范围之内，本发明的专利保护范围应由权利要求限定。

Claims (10)

1.一种1.0GPa级抗氢脆型冷轧CH钢，其特征在于，该钢的成分按重量百分比计如下：C：0.10％～0.20％，Mn：1.0％～2.0％，Si：0.1％～1.0％，Al：0.6％～6.0％，Cr：0.02％～0.80％，Mo：0.02％～0.80％，Ni：0.05％～0.80％，P≤0.01％，S≤0.01％，N≤0.005％，Mg：0.005％～0.50％，Nb：0.01％～0.50％，V：0.01％～0.50％，且5≤Al/Si≤20；余量为Fe和不可避免的杂质。
2.根据权利要求1所述的一种1.0GPa级抗氢脆型冷轧CH钢，其特征在于，该钢显微组织包括铁素体20％～45％，贝氏体30％～60％，残余奥氏体3％～12％，马氏体3％～15％；所述残余奥氏体呈薄膜状形态，晶粒尺寸在0.05μm～0.20μm之间，薄膜状残奥主要分布于贝氏体及马氏体板条之间。
3.根据权利要求1所述的一种1.0GPa级抗氢脆型冷轧CH钢，其特征在于，所述CH钢钢板屈服强度≥780MPa，抗拉强度980～1100MPa，A80断后伸长率≥15.0％，扩孔率≥60％，密度为6.5～7.5g/cm3。
4.一种权利要求1～3任一项所述的一种1.0GPa级抗氢脆型冷轧CH钢的制备方法，其特征在于：包括电炉冶炼、中薄板坯连铸连轧、酸洗冷轧、连续退火或连续热镀工艺或合金化热镀锌；
电炉冶炼：添加30％～70％比例废钢作为原料，钢水温度1600～1750℃；
中薄板坯连铸连轧：采用高铝钢专用保护渣，浇铸温度1530～1600℃，铸机拉速1.0～5.5m/min，连铸坯厚度60～115mm；开轧温度1000～1150℃，终轧温度在900℃以上，卷取温度600～700℃；
酸洗冷轧：冷轧压下率为45％～70％；
酸洗冷轧后钢板进行连续退火或连续热镀工艺或合金化热镀锌，所述连续热镀工艺为连续热镀锌或连续镀锌铝镁；
光整：光整过程采用轧制力控制，轧制力控制在1000～3500kN，轧制张力为500～2000kN。
5.根据权利要求4所述的一种1.0GPa级抗氢脆型冷轧CH钢的制备方法，其特征在于：
连续退火：带速控制在60～180m/min，退火温度760～880℃，均热时间10～600s，缓冷出口温度700～760℃，快速冷却速率大于25℃/s，快冷温度350～550℃，时效温度350～550℃，时效时间60～1000s。
6.根据权利要求4所述的一种1.0GPa级抗氢脆型冷轧CH钢的制备方法，其特征在于：
连续热镀锌和连续热镀锌铝镁具体工艺为：退火温在760～880℃，露点温度-20～-10℃，退火时间30～300s，缓冷出口温度680～760℃，快速冷却速率大于20℃/s，快冷出口温度450～470℃，镀锌温度450～470℃，镀锌结束后带钢先气刀冷却到400～420℃，随后采用风冷冷却，冷却塔顶辊温度250～300℃。
7.根据权利要求6所述的一种1.0GPa级抗氢脆型冷轧CH钢的制备方法，其特征在于：
连续热镀锌过程中，镀锌镀液成分按质量百分比计入下：Al：0.16％～0.25％，其余为Zn和不可避免的杂质，连续热镀锌后钢板单位面积锌层重量为60～200g/cm2。
8.根据权利要求6所述的一种1.0GPa级抗氢脆型冷轧CH钢的制备方法，其特征在于：
连续热镀锌铝镁过程中，镀锌铝镁镀液成分按质量百分比计入下：Al：2.0％～10.0％，Mg：1.0％～5.0％，Si：0.001％～0.1％，其余为Zn和不可避免杂质，连续热镀锌铝镁后钢板单位面积锌铝镁镀层重量为50～200g/cm2。
9.根据权利要求4所述的一种1.0GPa级抗氢脆型冷轧CH钢的制备方法，其特征在于：
合金化热镀锌：退火温度770～870℃，退火时间30～300s，露点控制-20～-10℃，缓冷出口温度680～760℃，快速冷却速率大于20℃/s，快冷出口温度450～470℃，镀锌温度450～470℃，镀锌结束后带钢先气刀冷却到400～420℃，随后进行合金化处理，合金化温度470～530℃，合金化保温时间5～60s。
10.根据权利要求4所述的一种1.0GPa级抗氢脆型冷轧CH钢的制备方法，其特征在于：热轧后钢板厚度为2.0～4.5mm，热轧钢板显微组织包括铁素体、珠光体、贝氏体、少量渗碳体/杂质；各显微组织按体积百分比计如下：铁素体30％～60％，珠光体20％～50％，贝氏体5％～20％，，渗碳体/杂质1％～5％。
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