1280MPa级别低碳低合金热镀锌Q&P钢及快速热处理热镀锌制造方法 |
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| 申请号 | CN202110360131.0 | 申请日 | 2021-04-02 | 公开(公告)号 | CN115181884B | 公开(公告)日 | 2023-08-11 |
| 申请人 | 宝山钢铁股份有限公司; | 发明人 | 李俊; 王健; 张利祥; 毛展宏; | ||||
| 摘要 | 1280MPa级别低 碳 低 合金 热 镀 锌 Q&P 钢 及快速 热处理 热镀锌制造方法，该钢化学成分 质量 百分比为：C 0.16～0.23％，Si 1.4～2.0％，Mn 2.4～3.0％，Ti 0.006～0.016％，P≤0.015％，S≤0.002％，Al 0.02～0.05％，还可含有Cr、Mo、Nb、V中的一种或两种，Cr+Mo+Ti+Nb+V≤0.5％，余量为Fe和其它不可避免的杂质。热镀锌步骤包括：快速加热～短时保温～快速冷却～热镀锌～快速冷却(热镀纯锌GI产品)；快速加热～短时保温～快速冷却～短时回火～热镀锌～再加热～合金化处理～快速冷却(合金化热镀锌GA产品)。本 发明 通过快速热处理改变 退火 过程中 变形 组织的回复、 铁 素体再结晶及奥氏体 相变 过程，增加再结晶和奥氏体形核点，缩短晶粒长大时间，最终获得Q&P钢的金相组织为 马 氏体、铁素体、奥氏体的三相组织，改善了材料 力 学性能，扩展了材料性能区间范围。 | ||||||
| 权利要求 | 1.1280MPa级别低碳低合金热镀锌Q&P钢，其化学成分质量百分比为：C：0.16 0.23%，~ |
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| 说明书全文 | 1280MPa级别低碳低合金热镀锌Q＆P钢及快速热处理热镀锌制造方法 技术领域[0001] 本发明属于材料快速热处理技术领域，特别涉及一种1280MPa级别低碳低合金热镀锌Q&P钢(包括热镀锌GI产品和热镀锌GA产品)及快速热处理热镀锌制造方法。 背景技术[0002] 随着人们对能源节约以及材料服役安全意识的逐步提高，高强钢尤其是先进高强钢的使用日益增多，这也使得钢铁企业及科研院所对先进高强钢的开发日益重视。为了进一步提高钢材产品的强塑积，以热镀锌Q&P(Quenching and Partitioning，淬火及碳的再分配)钢为代表的第三代先进高强钢的开发日益得到重视。 [0003] Q&P热处理工艺是由Speer等人于21世纪初提出的一种新型的连续热处理工艺技术，该工艺主要包括四步： [0004] 第一，将带钢加热到奥氏体化温度保温； [0006] 第三、将带钢加热至不高于Ms的温度下保温，使碳元素从过饱和的马氏体向奥氏体中扩散配分，降低马氏体中的碳含量和硬度，改善其塑性，同时提高奥氏体的碳含量并增加其稳定性； [0007] 第四、冷却到室温，在这一个过程中，如果残余奥氏体的稳定性不够，部分奥氏体将转变为马氏体，那么室温下得到的残余奥氏体量将减少。 [0008] Q&P钢本质上是一种马氏体钢，但是它区别于传统的回火马氏体钢，在与回火马氏体钢同等强度下，Q&P钢的塑性却有很大的提高。这是由于Q&P钢的组织中存在残余奥氏体，这部分奥氏体在变形过程中转变为马氏体，产生所谓的TRIP效应，大幅度提高了钢的塑性。 [0009] 目前，针对Q&P工艺的开发手段有两条，一是通过添加合金元素，提高钢中合金元素对碳化物析出的抑制能力；二是优化工艺，找出最佳温度和时间，通过调整Q&P工艺中淬火及配分过程的温度及时间，来改变Q&P钢的组织性能。 [0010] 美国专利US2003/027825提出了Q&P钢生产工艺的大致过程，并将对奥氏体化过程限定于高温下进行，材料组织需全奥氏体化，对于实际生产过程这一温度过高(850‑950℃)，时间长(通常要求钢板奥氏体化过程需在两相区保温2～5min)，设备要求较高，制造成本也较高。 [0011] 中国专利CN109136779A公开了“一种马氏体基体1100MPa级稀土Q&P钢制备方法”，该发明钢化学成分质量百分比为：C：0.15～0.22％，Si：0.6～1.7％，Mn：1.1～2.4％，Mo：0.1～0.5％，Al：0.1～0.5％，V：0.05～0.11％，Y：0.01～0.05％，P：0.02～0.04％，S≤ 0.005％，Nb：0.04～0.07％，N≤0.006％，B：0.001～0.006％，余量为Fe和其它不可避免的杂质元素。所得到的钢板的抗拉强度大于1100MPa左右，断后伸长率在20％左右。该发明钢的主要特征在于：通过同时添加稀土Y和Mo、V、Nb等合金元素用于细化晶粒，减少Mn元素的含量提高焊接性能。制造过程需要进行两次铸造：首先连铸得到铸坯，后在电弧熔炼炉中加入微量合金元素粉末，得到二次铸坯，热轧后进行水淬处理到室温。整个退火过程分为三次：第一次Mn配分，加热至Ac3和Ac1之间两相区的某一温度保温一段时间后水淬到室温；第二次C配分，加热至Ms和Mf之间的某一温度(T0)保温一段时间后水淬至室温；第三次C配分，加热至Ms和Mf之间的某一温度(T1小于T0)保温一段时间后水淬至室温；其制造工艺复杂，能耗高，且多次水淬处理，涉及到材料表面氧化层的去除，带来环境和能耗等方面的诸多问题，导致产品的制造成本增加和制造灵活性的降低。 [0012] 中国专利CN108431248A公开了“一种用于制造具有改善延展性和可成形性的高强度钢板的方法和所获得的钢板”，该发明钢化学成分质量百分比为：C：0.15～0.23％，Mn：2.0～2.8％，Si：1.0～2.1％，Al：0.02～1.0％，Al+Si：1.0～2.1％，Nb：0～0.035％，Mo≤ 0.3％，Cr≤0.04％，余量为Fe和其它不可避免的杂质元素。所得钢板的抗拉强度至少 1180MPa，断后伸长率大于12％。该发明钢的主要特征：在于采用高Mn、高Si和高Al成分通过传统Q&P工艺，控制最终组织中各相的比例，达到获得良好强塑性配合的结果。由于采用传统热处理工艺，均热时间和配分时间均很长，这会导致制造成本增加、灵活性降低。 [0013] 中国专利CN105274301B公开了“一种屈服强度≥220MPa铁锌合金镀层钢板的生产方法”，其方法为经铁水脱硫、转炉冶炼并连铸成坯；进行热轧：粗轧温度1045℃，精轧温度880℃；卷取温度675℃；冷轧至所需厚度；连续热镀锌，机组速度在100‑130m/min，锌液温度在460℃；快速冷却，冷却速度43℃/s；锌铁合金化后采用气雾进行冷却，冷却速度38℃/s。 该发明可保证屈服强度为220‑260MPa，抗拉强度为300‑380MPa，伸长率≥43％的前提下，锌铁合金镀层表面晶粒细小、大小分布均匀、镀层表面空洞所占面积比≤5％、表面无微裂纹，冲压成形时镀层不易出现粉化与脱落现象，即90°V弯测试评级达2级。 [0014] 该发明的主要特征在于：保证力学性能的前提下，对锌铁合金镀层进行快速冷却处理，以获得表面晶粒细小、大小分布均匀、镀层表面空洞少、无微裂纹、冲压成形时镀层不易出现粉化与脱落现象的镀层性能。该方法仅仅是通过镀后或合金化后的快速冷却来获得较好的锌铁合金镀层性能；而无法通过热镀过程的工艺调整来对基板组织和性能进行调整，因此其所得到的基板强度不高。 [0015] 中国专利201711385129.9公开了“一种780MPa级别低碳低合金热镀锌TRIP钢及其快速热处理方法”，其化学成分质量百分比为：C：0.16‑0.22％，Si：1.2‑1.6％，Mn：1.6‑2.2％，余量为Fe和其它不可避免的杂质元素，其通过下述快速热处理工艺获得：带钢由室温快速加热至790℃～830℃奥氏体和铁素体两相区，加热速率为40～300℃/s；在两相区加热目标温度区间停留时间为60‑100s；带钢从两相区温度快速冷却至410‑430℃，冷却速度为40‑100℃/s，并在此温度区间停留200‑300s；将带钢从410‑430℃再加热至460‑470℃，浸入锌锅进行保温。带钢镀锌后，由460‑470℃快速冷却(冷却速率为50～150℃/s)至室温获得热镀纯锌(GI)产品；带钢热镀锌之后，也可以再加热(再加热速率10‑300℃/s)到480～ 550℃进行5～20秒的合金化处理，合金化处理后快速冷却(冷速为10～250℃/s)至室温获得合金化热镀锌(GA)产品。其特征在于：所述的TRIP钢金相组织为贝氏体、铁素体、奥氏体三相组织；所述的TRIP钢平均晶粒尺寸明显细化；抗拉强度950～1050MPa；延伸率21～ 24％；强塑积最大可达到24GPa％。 [0016] 该专利的不足主要有以下几个方面： [0017] 第一，该专利公开的是一种780MPa级别低碳低合金热镀锌TRIP钢产品及其工艺技术，但该TRIP钢产品的抗拉强度为950～1050MPa该强度作为780MPa级的产品抗拉强度显得太高了，用户使用效果不可能好，而作为980MPa级别抗拉强度又偏低了，不能很好地满足用户的强度要求； [0018] 第二，该专利采用一段式快速加热，在整个加热温度区间均采用了同一个快速加热速率，未根据不同温度段的材料组织结构变化需要进行区别处理，而全部以40‑300℃/s的速度快速加热，必然导致快速加热过程生产成本的提高； [0019] 第三，该专利均热时间定为60‑100s，这和传统连退的均热时间差不多，均热时间的增加必然部分减弱快速加热产生的细化晶粒效果对材料强度和韧性提高非常不利； [0020] 第四，该专利必须进行200‑300s的贝氏体等温处理时间，这实际上对快速热处理产品而言等温处理时间过长了，起不到应有的作用，没有必要。而且均热时间和等温处理时间的增加都不利于节约能源、降低机组设备投资和机组占地面积，更不利于带钢在炉内的高速稳定运行。 [0021] 中国专利CN105543674B公开了“一种高局部成型性能冷轧超高强双相钢的制造方法”，该发明的高强度双相钢化学成分按重量百分数计为：C：0.08～0.12％、Si：0.1～0.5％、Mn：1.5～2.5％、Al：0.015～0.05％，其余为Fe和其他不可避免杂质。将该化学成分选配原料，熔炼成铸坯；将铸坯在1150‑1250℃加热1.5‑2小时后进行热轧，热轧开轧温度 1080‑1150℃，终轧温度为880‑930℃；轧后以50‑200℃/s的冷却速度冷却至450‑620℃进行卷取，得到以贝氏体为主要组织类型的热轧钢板；将热轧钢板进行冷轧，随后以50‑300℃/s的速度加热至740‑820℃进行退火，保温时间30s‑3min，以2‑6℃/s的冷速冷至620‑680℃，之后以30‑100℃/s的冷速冷至250‑350℃过时效处理3‑5min，得到铁素体+马氏体双相组织的超高强双相钢。该超高强双相钢的屈服强度为650‑680MPa，抗拉强度为1023‑1100MPa，延伸率为12.3‑13％，沿轧制方向180°弯曲不开裂。 [0022] 该专利的最主要特征为将热轧后冷却条件控制与连续退火过程中的快速加热相结合，即通过控制热轧后冷却工艺，消除带状组织，实现组织均匀化；在后续连续退火过程中采用快速加热，在保证组织均匀性的基础上实现组织细化。可见该专利技术采用快速加热退火，其前提是热轧后获得以贝氏体为主要组织的热轧原料，其目的主要在于保证组织均匀性，避免出现带状组织而导致局部变形不足。 [0023] 该专利的不足主要在于： [0024] 第一，要获得具有贝氏体组织的热轧原料，该热轧原料强度高、变形抗力大，为后续酸洗和冷轧生产都带来了很大的困难； [0025] 第二，其对快速加热的理解仅限于缩短加热时间，细化晶粒的层面，其加热速率未根据不同温度段的材料组织结构变化需要进行划分，而全部以50‑300℃/s的速度加热，导致快速加热生产成本的提高； [0026] 第三，均热时间30s‑3min，均热时间的增加必然部分减弱快速加热产生的细化晶粒效果对材料强度和韧性提高不利； [0027] 第四，该专利必须进行3‑5分钟的过时效处理，这实际上对快速热处理DP钢而言时效时间过长了，没有必要。而且均热时间和过时效时间的增加都不利于节约能源、降低机组设备投资和机组占地面积，更不利于带钢在炉内的高速稳定运行，显然这也不是严格意义上的快速热处理过程。 [0028] 中国专利CN108774681A公开了“一种高强钢的快速热处理方法”，该方法采用陶瓷片电加热装置，可获得最大值达到400℃/s的加热速率，加热到1000～1200℃后，以近3000℃/s的冷速冷至室温。该发明钢中含碳量0.16～0.55％，且同时含有：Si、Mn、Cr、Mo等合金元素；该方法主要适合于钢丝、盘条或5mm以下的钢带。该专利阐述了一种通过陶瓷片电加热的快速热处理方法，该方法为获得高的加热速率就必须与产品进行表面接触，这会导致产品表面质量无法得到保证等问题；该专利主要目的在于解决高强钢热处理效率低，浪费能源及环境污染的问题；未提及快速加热对材料组织性能的影响及作用；该发明未结合钢种牌号成分及组织特点，过高的冷速会导致钢板板型不良，不适用于宽薄钢板的大规模工业化连续热处理生产。 [0029] 中国专利CN107794357B和美国专利US2019/0153558A1公开了“一种超快速加热工艺生产超高强度马氏体冷轧钢板的方法”，该高强度双相钢化学成分按重量百分数计为：C：0.10～0.30％、Mn：0.5～2.5％、Si：0.05～0.3％、Mo：0.05～0.3％、Ti：0.01～0.04％、Cr： 0.10～0.3％、B：0.001～0.004％、P≤0.02％、S≤0.02％，其余为Fe和其他不可避免杂质。 该双相钢的力学性能：屈服强度Rp0.2大于1100MPa，抗拉强度Rm＝1800‑2300MPa，延伸率最大12.3％，均匀延伸率5.5～6％。该发明提供了一种超高强度马氏体冷轧钢板的超快速加热生产工艺，其工艺特征首先将冷轧钢板以1～10℃/s加热到300～500℃，然后以100～500℃/s的加热速率再加热至单相奥氏体区850～950℃；之后，钢板在保温不超过5s后立即水冷到室温，得到超高强度冷轧钢板。 [0030] 该专利所述工艺的不足之处包括： [0031] 第一，该发明钢含有较多的合金元素，这给前工序制造及后续用户使用带来一定程度的困难； [0032] 第二，该发明的超快速加热退火方法，其采用不超过5s的保温时间，这会导致最终产品中合金元素分布不均匀，导致产品塑性不高； [0033] 第三，最后的快冷其采用的是水淬冷却到室温，未进行必要的回火处理，这样其所得到的最终产品组织性能及最终组织结构中的合金元素分布情况不能使产品获得最佳的强韧性，导致最终产品强度过剩有余，而塑性和韧性不足； [0034] 第四，该发明的方法由于水淬冷速过高会导致钢板板型不良和表面氧化等问题，因此该专利技术没有多大实际应用价值或实际应用价值不大。 [0035] 当前受传统连续退火炉生产线设备能力所限，热镀锌Q&P钢产品及退火工艺相关研究都是基于现有工业装备的加热速率(5～20℃/s)对带钢进行慢速加热，使其依次完成回复、再结晶和奥氏体化相变，因此加热时间都比较长，同时传统连续热镀锌生产线一般均热时间要求在1～3min，存在带钢在高温炉段均热时间长，高温段辊子数目较多(对于机组速度在180米/分左右的传统产线其高温炉段内的辊子数目在20‑40根不等)。这不仅会增加能耗而且对炉子设备要求也将提高。 [0036] 近年来，横磁感应加热和新型直火加热等快速加热技术的开发，使快速热处理工艺得以工业化应用。冷轧带钢从室温开始将在十几秒甚至几秒内完成奥氏体化过程，大大缩短了加热段长度，便于提高机组速度和生产效率。同时，极短时间内所完成的奥氏体化过程也将提供更加灵活及柔性化的组织设计和产线设计方法，进而在无需改变合金成分以及轧制工艺的前提下改善Q&P钢材料性能。 [0037] 以相变诱导塑性Q&P钢为代表的先进高强钢有着广阔的应用前景，而快速热处理技术有着巨大的开发价值，两者的结合必将会为Q&P钢的开发和生产提供更大的空间。 发明内容[0038] 本发明的目的在于提供一种1280MPa级别低碳低合金热镀锌Q&P钢及快速热处理热镀锌制造方法，通过快速热处理改变变形组织的回复、再结晶及奥氏体相变过程，细化晶粒，获得细小的马氏体、铁素体、奥氏体三相组织，马氏体强化相晶粒仍以细小片状组织结构为主，获得较佳的材料强韧性配合结果，获得Q&P钢的屈服强度为802～956MPa，抗拉强度为1280～1352MPa，延伸率为19～22.5％，强塑积为25.2～28.9GPa％；同时，采用快速热处理工艺提高了生产效率，降低同级别钢中的合金含量，降低合金生产成本及热处理工序制造难度，提高材料的成型、焊接等用户使用性能；而且可以显著减少炉辊数量，提高钢带表面质量。 [0039] 为达到上述目的，本发明的技术方案是： [0040] 1280MPa级别低碳低合金热镀锌Q&P钢，其化学成分质量百分比为：C：0.16～0.23％，Si：1.4～2.0％，Mn：2.4～3.0％，Ti 0.006～0.016％，P≤0.015％，S≤0.002％，Al：0.02～0.05％，还可含有Cr、Mo、Nb、V中的一种或两种，且Cr+Mo+Ti+Nb+V≤0.5％，余量为Fe和其它不可避免的杂质，并通过下述工艺获得： [0041] 1)冶炼、铸造 [0042] 按上述化学成分冶炼并铸造成板坯； [0043] 2)热轧、卷取 [0044] 热轧终轧温度≥Ar3，卷取温度550～680℃； [0045] 3)冷轧 [0046] 冷轧压下率为40～80％； [0047] 4)快速热处理、热镀锌 [0048] 冷轧后的钢板进行快速加热至770～845℃，所述快速加热采用一段式或两段式； [0049] 采用一段式快速加热时，加热速率为50～500℃/s； [0050] 采用两段式快速加热时，第一段以15～500℃/s的加热速率从室温加热至550～625℃，第二段以50～500℃/s的加热速率从550～625℃加热至770～845℃；之后进行均热，均热温度：770～845℃，均热时间：10～60s； [0051] 均热结束后以5～15℃/s的冷却速率缓慢冷却至700～770℃，随后以50～200℃/s的冷却速率快速冷却至230～280℃，并在此温度区间保温2～10s，随后以10～30℃/s的加热速率加热至460～470℃进行配分处理，配分时间10～60s；随后浸入锌锅进行热镀锌； [0052] 热镀锌之后，以30～150℃/s的冷却速率快速冷却至室温，获得热镀纯锌GI产品；或者， [0053] 热镀锌之后，以10～300℃/s的加热速率加热到480～550℃进行合金化处理，合金化处理时间5～20s；合金化处理后以30～250℃/s的冷却速率快速冷却至室温，获得合金化热镀锌GA产品。 [0054] 优选的，所述C含量为0.18～0.21％。 [0055] 优选的，所述Si含量为1.6～1.8％。 [0056] 优选的，所述Mn含量为2.6～2.8％。 [0057] 优选的，所述快速热处理、热镀锌全过程用时为43～186s。 [0058] 优选的，步骤2)中，所述热轧温度≥Ar3。 [0059] 优选的，步骤2)中，所述卷取温度为580～650℃。 [0060] 优选的，步骤3)中，所述冷轧压下率为60～80％。 [0061] 优选的，步骤4)中，所述快速加热采用一段式加热时加热速率为50～300℃/s。 [0062] 优选的，步骤4)中，所述快速加热采用两段式加热：第一段以15～300℃/s的加热速率从室温加热至550～625℃，第二段以50～300℃/s的加热速率从550～625℃加热至770～845℃。 [0063] 优选的，步骤4)中，所述快速加热采用两段式加热：第一段以30～300℃/s的加热速率从室温加热至550～625℃，第二段以80～300℃/s的加热速率从550～625℃加热至770～845℃。 [0064] 优选的，步骤4)中，所述快速冷却阶段冷却速率为50～150℃/s。 [0065] 本发明所述热镀锌Q&P钢的金相组织为马氏体、铁素体、奥氏体的三相组织，其基体组织分布均匀，出现明显片层状回火马氏体，晶粒粒径为1‑3μm，马氏体强化相晶粒周围存在均匀分布的铁素体相，马氏体强化相晶粒以片状组织结构为主。 [0066] 本发明所述热镀锌Q&P钢的屈服强度为802～956MPa，抗拉强度为1280～1352MPa，延伸率19～22.5％，强塑积25.2～28.9GPa％。 [0067] 本发明所述热镀锌Q&P钢金相组织中奥氏体具有良好的热稳定性，‑50℃奥氏体转化变率低于8％，‑190℃奥氏体转变率低于30％。 [0068] 在本发明钢的成分与工艺设计中： [0069] C：碳是钢中最常见的强化元素，碳使钢的强度增加，塑性下降，但对成形用钢而言，需要的是低的屈服强度、高的均匀延伸率和总延伸率，故碳含量不宜过高。碳在钢中的相有两种存在方式：铁素体和渗碳体。碳含量对钢的力学性能影响十分大，随着含碳量的升高，贝氏体、珠光体及马氏体等强化相的数量会增加，钢的强度与硬度大幅提高，但是其塑性与韧性会明显下降，若含碳量过高，钢中便会出现明显的网状碳化物，而网状碳化物的存在会使其强度、塑性与韧性都明显下降，钢中含碳量的升高所产生的强化效果也会显著减弱，使钢的工艺性能变差，所以在保证强度的前提下应尽量降低碳含量。 [0070] 对于Q&P钢而言，碳元素是马氏体基体最有效的强化元素之一，它固溶于奥氏体中，扩大奥氏体相区，极大的提高奥氏体稳定性，使珠光体和贝氏体的转变C曲线右移，推迟了珠光体和贝氏体的转变，降低了Ms点温度。含碳量太低则使得残余奥氏体的稳定性降低，含碳量过高会使马氏体中出现孪晶，降低钢的塑性、韧性和焊接性。综合考虑，本发明将含碳量限定在0.16～0.23％较低的范围之内。 [0071] Mn：锰可以与铁形成固溶体，进而提高碳钢中铁素体与奥氏体的强度及硬度，并使钢材在热轧之后的冷却过程中获得较细小且强度较高的珠光体，而且珠光体的含量也会随着Mn含量的增加而有所增加。锰同时又是碳化物的形成元素，锰的碳化物能够溶入渗碳体，从而间接地增强珠光体的强度。锰还可以强烈增强钢的淬透性，进一步提高其强度。 [0072] 对于Q&P钢而言，添加锰元素可降低马氏体转变温度Ms，增加残余奥氏体的含量，提高残余奥氏体的稳定性。同时，锰元素对钢的韧性影响不大，但锰含量较高时，有使钢中晶粒粗化的趋势，并且增加钢的过热敏感性，当熔炼浇注与锻轧之后冷却不当时，容易使碳钢中产生白点。综合考虑，本发明将含锰量控制在2.4～3.0％范围之内。 [0073] Si：硅在铁素体或奥氏体中形成固溶体，从而增强钢的屈服强度与抗拉强度，而且硅可增大钢的冷加工变形硬化率，是合金钢中的有益元素。另外硅在硅锰钢的沿晶断口表面有着明显的富集现象，硅在晶界位置的偏聚能够减缓碳与磷沿晶界的分布，进而改善晶界的脆化状态。硅可以提高钢的强度、硬度与耐磨性，而且在一定范围内不会使钢的塑性明显下降。硅脱氧的能力较强，是炼钢时常用的脱氧剂，硅还能够增大钢液的流动性，所以一般钢中都含硅，但是当钢中硅的含量过高时，其塑性与韧性会显著下降。 [0074] 对于Q&P钢而言，硅元素是非碳化物形成元素，在碳化物中的溶解度极低，在Q&P钢等温过程中，能够抑制Fe3C的形成，使未转变的奥氏体富碳，从而大大提高奥氏体的稳定性，使奥氏体能够在室温保留下来。另外Si元素是铁素体形成元素，不仅提高残余奥氏体的稳定性，而且也起到固溶强化的作用，从而提高钢的强度。同时，硅元素有缩小奥氏体相区，提高C元素在铁素体中活度的作用。较高的硅含量有利于获得较多的残余奥氏体，但过高的硅含量会使钢产生诸如坚硬的氧化层、降低热轧钢板的润湿性、劣化表面质量等问题。硅主要影响是降低给定退火温度时间条件下，硅会降低在最终平衡时的奥氏体体积分数。综合考虑，本发明将硅含量控制在1.4～2.0％范围之内。 [0075] Ti：Ti是微合金元素，属于封闭γ区的铁素体形成元素，它可提高钢的临界点，钢中的Ti和C可形成十分稳定的TiC，在一般热处理的奥氏体化温度范围内，TiC极难溶解。由于TiC颗粒使奥氏体晶粒细化，奥氏体分解转变时，新相晶核形成的机会增多，这些都加速了奥氏体转变。另外，Ti可与C，N形成TiC、TiN析出相，比Nb、V的碳氮化物更稳定，显著降低C在奥氏体中的扩散速度，使奥氏体形成速度大幅度降低，形成的碳氮化物在基体中沉淀，钉扎在奥氏体的晶界，阻碍奥氏体晶粒长大。在冷却过程中，析出的TiC具有沉淀强化作用；在回火过程中，Ti减缓C在α相中的扩散，减缓Fe、Mn等碳化物的析出与长大，增加回火稳定性，并可通过析出TiC而起到二次硬化作用。通过Ti的微合金化可提高钢的高温强度。在钢中添加微量的Ti，一方面，可在减少碳当量含量的同时提高强度、提高钢的焊接性能；另一方面，将不纯物质如氧、氮、硫等固定起来，从而改善钢的可焊性；其次，由于其微观质点的作用，例如TiN在高温下的未溶解性，可阻止热影响区晶粒的粗化，提高热影响区的韧性，从而改善钢的焊接性能。本发明中Ti元素为必要添加元素，考虑成本增加等因素添加量不宜过多。 [0076] Cr：铬在钢中的主要作用是提高淬透性，使钢经淬火回火后具有较好的综合力学性能。铬与铁形成连续固溶体，缩小奥氏体相区城，铬与碳形成多种碳化物，与碳的亲和力大于铁和锰元素。铬与铁可形成金属间化合物σ相(FeCr)，铬使珠光体中碳的浓度及奥氏体中碳的极限溶解度减少；铬减缓奥氏体的分解速度，显著提高钢的淬透性。但亦增加钢的回火脆性倾向。铬元素可提高钢的强度和硬度，与其他合金元素同时使用，效果较显著。由于Cr提高了钢在空冷时的淬火能力，因而对钢的焊接性能有不利的影响。但是在含铬量小于0.3％时，对焊接性的不利影响可以忽略；大于此含量时，容易在焊接时产生裂纹和夹渣等缺陷。当Cr与其他合金元素同时存在(如和V共存)时，Cr对焊接性的不利影响大大减小。如当Cr、Mo、V等元素同时存在于钢中时，即使含Cr量达到1.7％，对钢的焊接性能尚无显著的不利影响。本发明中铬元素为有益且非必要添加元素，考虑成本增加等因素添加量不宜过多。 [0077] Mo：钼元素能抑制铁的自扩散和其他元素的扩散速度。Mo原子半径比α‑Fe原子大，当Mo溶解在α固溶体时，使固溶体发生强烈的晶格畸变，同时Mo能增加晶格原子键引力，提高α铁素体的再结晶温度。Mo在珠光体型、铁素体型、马氏体型钢中，甚至在高合金奥氏体钢中的强化作用也十分明显。Mo在钢中的良好作用还需视与钢中其他合金元素间的相互作用而定。在钢中加入强碳化物形成元素V、Nb、Ti时，Mo的固溶强化作用更加显著。这是因为当强碳化物形成元素与C结合成稳定的碳化物时，能促进Mo更有效地溶入固溶体中，从而更有利于钢的热强性提高。加入Mo还可以增加钢的淬透性，但效果没有C和Cr显著。Mo会抑制珠光体区的转变，使中温区转变加快，因而含Mo钢在冷却速度较大的情况下也能形成一定数量的贝氏体，并且消除铁素体的形成，这是Mo对低合金耐热钢热强性产生有利影响的原因之一。Mo还能显著降低钢的热脆倾向，并减小珠光体球化速度。当Mo含量在0.15％以下时，对钢的焊接性能无不利的影响。本发明中钼元素为有益且非必要添加元素，考虑成本增加等因素添加量不宜过多。 [0078] Nb：Nb元素是碳化物和氮化物的形成元素，且在比较低的浓度下就能满足这种要求。常温时，在钢中大部分以碳化物、氮化物、碳氮化物形式存在，少部分固溶在铁素体中。加入Nb可以阻止奥氏体晶粒长大，提高钢材晶粒的粗化温度，Nb元素与碳生成十分稳定的NbC，在钢中添加微量的Nb元素可以利用其析出强化的效果，提高基体的强度。Nb元素对铁素体再结晶的长大和奥氏体的晶粒长大有明显的阻碍作用，能够细化晶粒，提高钢的强度和韧性；Nb元素可以影响晶界的移动性，对相变行为和碳化物的形成也有影响。Nb可使碳在残余奥氏体中的含量升高，阻碍贝氏体的形成，促使马氏体形核，获得弥散分布的马氏体组织，并且能够提高残余奥氏体的稳定性，通过添加Nb元素来提高双相钢的强度，可以在较低含量的马氏体和低C含量的条件下得到一定强度的双相钢，提高双相钢的强韧性；同时添加Nb元素的另外一个好处是可以在一个较宽的退火温度范围内提高钢的强度。本发明中Nb元素为有益且非必要添加元素，考虑成本增加等因素添加量不宜过多。 [0079] V：V是铁素体稳定元素，且是强碳化物形成元素，具有强烈的细化晶粒作用，可使钢的组织致密。钢中添加V可使钢的强度、塑性和韧性同时得到改善。钒还可以提高结构钢的高温强度。钒不能提高淬透性。在钢中添加微量的微合金元素V，可保证钢在碳当量较低的情况下，通过其碳、氮化物质点(尺寸小于5nm)的弥散析出及V的固溶，细化晶粒，极大地提高钢的强度、韧性，特别是低温韧性，使钢具有良好的可焊性等使用性能。在钢中添加微量的V，一方面，可在减少碳当量含量的同时提高强度、提高钢的焊接性能；另一方面，将不纯物质如氧、氮、硫等固定起来，从而改善钢的可焊性；其次，由于其微观质点的作用，例如V(CN)在高温下的未溶解性，可阻止热影响区晶粒的粗化，提高热影响区的韧性，从而改善钢的焊接性能。本发明中微合金元素为有益且非必要添加元素，考虑成本增加等因素添加量不宜过多。 [0080] 对于Q&P钢而言，添加微合金化元素，能够通过晶粒细化和沉淀强化铁素体基体。铁素体的形成导致残余奥氏体的碳富集，延迟了奥氏体转变为贝氏体，同时细小弥散的碳氮化物使贝氏体形核受到抑制，从而也延迟贝氏体形成动力。加入Nb、V、Ti可以阻止奥氏体晶粒长大，提高钢的粗化温度，这是由于它们的碳、氮化物弥散的小颗粒能对奥氏体晶界起固定作用，阻碍奥氏体晶界的迁移，提高奥氏体再结晶温度，可扩大未再结晶区，亦即阻止了奥氏体晶粒长大。 [0081] 在钢中添加微量的Nb、V、Ti： [0082] 第一，可在减少碳当量含量的同时提高强度，提高钢的焊接性能； [0083] 第二，将不纯物质如氧、氮、硫等固定起来，从而改善钢的可焊性； [0084] 第三，由于其微观质点的作用，例如TiN在高温下的未溶解性，可阻止热影响区晶粒的粗化，提高热影响区的韧性，从而改善钢的焊接性能。本发明中微合金元素为有益且非必要添加元素，考虑成本增加等因素添加量不宜过多。 [0085] 本发明通过快速热处理热镀锌方法(包括快速加热、短时保温和快速冷却过程)来精细化控制轧硬带钢在热处理过程中变形组织的回复、再结晶和相变过程，最终获得细小、均匀、弥散分布的各项组织结构和良好的强塑性匹配。 [0086] 具体原理在于：加热过程不同温度阶段采用不同加热速率，低温段主要发生变形组织的回复，可采用相对低的加热速率以降低能耗；高温段主要发生不同相组织的再结晶和晶粒长大，必须要采用相对高的加热速率和短的均热时间来缩短材料在高温区间的停留时间才能确保晶粒无法长大。通过控制加热过程中的加热速率抑制加热过程中变形组织的回复及铁素体再结晶过程，使再结晶过程与奥氏体相变过程重叠，增加了再结晶晶粒和奥氏体晶粒的形核点，最终细化晶粒。通过短时保温和快速冷却，缩短均热过程晶粒长大的时间，确保晶粒组织细小、均匀分布。 [0087] 通过综合控制整个热处理过程：包括快速加热(分区段控制加热速度)、短时均热和快速冷却过程，才能获得精细控制的最优的晶粒尺寸、合金元素和各相组织均匀分布，最终获得最优的强韧性匹配产品。 [0088] 通过本发明的快速热处理方法后所获得的铁素体、奥氏体和马氏体的多相组织，其平均晶粒尺寸在1～3μm，通过晶粒细化可提高材料的强度，同时获得良好的塑性和韧性，提高材料的使用性能；而且本发明获得的铁素体、马氏体和残余奥氏体组织主要为块状和颗粒状等多种形态，且分布更加均匀，从而变形阶段可获得更好的强塑性。 [0089] 本发明所述的1280MPa级别低碳低合金热镀锌Q&P钢的快速热处理热镀锌制造方法，包括以下步骤： [0090] 1)冶炼、铸造 [0091] 按上述化学成分冶炼并铸造成板坯； [0092] 2)热轧、卷取 [0093] 热轧终轧温度≥Ar3，随后冷却至550～680℃进行卷取； [0094] 3)冷轧 [0095] 冷轧压下率40～80％，冷轧后获得轧硬态带钢或钢板； [0096] 4)快速热处理、热镀锌 [0097] a)快速加热 [0098] 将冷轧带钢或钢板由室温快速加热至770～845℃奥氏体和铁素体两相区目标温度，所述快速加热采用一段式或两段式；采用一段式快速加热时，加热速率为50～500℃/s；采用两段式快速加热时，第一段以15～500℃/s的加热速率从室温加热至550～625℃，第二段以50～500℃/s的加热速率从550～625℃加热至770～845℃； [0099] b)均热 [0100] 在奥氏体和铁素体两相区目标温度770～845℃进行均热，均热时间为10～60s； [0101] c)冷却 [0102] 带钢或钢板均热结束后以5～15℃/s冷却速率缓冷至720～770℃；随后以50～200℃/s冷却速率快速冷却至230～280℃，并在此温度区间保温2～8s； [0103] d)配分 [0104] 保温结束后，将带钢或钢板以10～30℃/s的加热速率加热至460～470℃进行配分处理，配分时间10～60s； [0105] e)热镀锌 [0106] 配分结束后将带钢或钢板浸入锌锅进行热镀锌； [0107] f)带钢或钢板热镀锌之后，以30～150℃/s的冷却速率快速冷却至室温，获得热镀纯锌GI产品；或者， [0108] 带钢或钢板热镀锌之后，以10～300℃/s的加热速率加热到480～550℃进行合金化处理，合金化处理时间5～20s；合金化处理后以30～250℃/s的冷却速率快速冷却至室温，获得合金化热镀锌GA产品。 [0109] 优选的，所述快速热处理、热镀锌全过程用时为43～186s。 [0110] 优选的，步骤2)中，所述热轧温度≥Ar3。 [0111] 优选的，步骤2)中，所述卷取温度为580～650℃。 [0112] 优选的，步骤3)中，所述冷轧压下率为60～80％。 [0113] 优选的，步骤4)中，所述快速加热采用一段式加热时加热速率为50～300℃/s。 [0114] 优选的，步骤4)中，所述快速加热采用两段式加热，第一段以15～300℃/s的加热速率从室温加热至550～625℃，第二段以50～300℃/s的加热速率从550～625℃加热至770～845℃。 [0115] 优选的，步骤4)中，所述快速加热采用两段式加热，第一段以30～300℃/s的加热速率从室温加热至550～625℃，第二段以80～300℃/s的加热速率从550～625℃加热至770～845℃。 [0116] 优选的，步骤4)中，所述快速加热最终温度为790～845℃。 [0117] 优选的，步骤4)中，所述快速冷却阶段冷却速率为50～150℃/s。 [0118] 优选的，步骤4)均热过程中，带钢或钢板加热至所述奥氏体和铁素体两相区目标温度后，保持温度不变进行均热。 [0119] 优选的，步骤4)均热过程中，带钢或钢板在均热时间段内进行小幅度升温或小幅度降温，升温后温度不超过845℃，降温后温度不低于770℃。 [0120] 优选的，所述均热时间为10～40s。 [0121] 优选的，步骤4)中，所述带钢或钢板热镀锌之后，以30～200℃/s的加热速率加热到480～550℃进行合金化处理，合金化处理时间5～20s；合金化处理后以30～200℃/s的冷却速率快速冷却至室温，获得合金化热镀锌GA产品。 [0122] 在本发明所述的1280MPa级别低碳低合金热镀锌Q&P钢的快速热处理热镀锌制造方法中： [0123] 1、加热速度控制 [0124] 传统热处理过程采用慢速加热，该条件下变形基体依次发生回复、再结晶及晶粒长大，而后发生铁素体向奥氏体的相转变，相变形核点主要集中在已经长大的铁素体晶界处，形核率较低，最终得到的晶粒组织比较粗大。 [0125] 连续加热过程的再结晶动力学可以由受加热速率影响的关系式来定量描述，连续加热过程中铁素体再结晶体积分数与温度T的函数关系式为： [0126] [0127] 其中，X(t)为铁素体再结晶体积分数；n为Avrami指数，与相变机制有关，取决于再结晶形核率的衰减周期，一般在1～4的范围内取值；T为热处理温度；Tstar为再结晶开始温度；β是加热速率；b(T)由下式所获得： [0128] b＝b0exp(‑Q/RT) [0129] 从以上公式及有关实验数据可以得出，随加热速率增加，再结晶开始温度(Tstar)及结束温度(Tfin)均升高；加热速率在50℃/s以上时，奥氏体相变与再结晶过程将重叠，再结晶温度升高至两相区温度，加热速率越快，铁素体再结晶温度也越高。 [0130] 传统慢速加热条件下，变形基体都先回复、再结晶及晶粒长大，而后发生铁素体向奥氏体的相转变，且相变形核点主要集中在已经长大的铁素体晶界处，形核率较低，最终得到的晶粒组织比较粗大。 [0131] 快速加热条件下，变形基体还没有充分回复就开始再结晶，再结晶还没有完成或晶粒长大还没开始，就开始发生铁素体向奥氏体的相转变，由于刚刚完成再结晶时晶粒细小、晶界面积大，因此形核率显著提高，晶粒明显细化。特别是铁素体再结晶与奥氏体相变过程发生重叠后，由于铁素体晶体内保留了大量位错等晶体缺陷，为奥氏体提供了大量的形核点，使得奥氏体呈现爆发式形核，奥氏体晶粒进一步细化。同时保留下来的高密度位错线缺陷也成为碳原子高速扩散的通道，使得每一个奥氏体晶粒都能快速生成并长大，因此增大奥氏体体积分数。 [0132] 通过快速加热过程中精细控制组织演变、合金元素和各相组分分布，为后续均热过程奥氏体组织长大，以及各合金成分分布及快速冷却过程奥氏体向马氏体相转变奠定了良好的基础。最终才能获得具有细化晶粒、合理的元素及各相分布的最终产品组织。综合考虑快速加热细化晶粒的效果、制造成本以及可制造性等因素，本发明将一段式快速加热时加热速率定为50～500℃/s，采用两段式快速加热时加热速率定为15～500℃/s。 [0133] 由于不同温度区间范围内，快速加热对材料的回复、再结晶和晶粒长大等组织演变过程所产生的影响不同，为获得最优的组织控制，因此不同的加热温度区间其优选的加热速率也不相同：从20℃到550～625℃，加热速率对回复过程的影响最大，控制加热速率为15～300℃/s，进一步优选为30～300℃/s；加热温度从550～625℃到奥氏体化温度770～ 845℃，加热速率对晶粒长大过程影响最大，控制加热速率为50～300℃/s；进一步优选为80～300℃/s。 [0134] 2、均热温度控制 [0135] 均热温度的选择需结合加热过程各温度阶段材料组织演变过程控制，同时需考虑后续快速冷却过程组织的演变和控制，这样才能最终获得优选的组织结构及分布。 [0136] 均热温度通常取决于C含量，传统工艺中一般将均热温度设置在AC3以上30～50℃，本发明利用快速加热技术在铁素体中形成大量位错，为奥氏体转变提供了形核功，所以只需要将温度加热到AC1到AC3之间，本发明钢中C含量为0.16～0.23％，本发明钢的AC1和AC3分别在730℃和870℃左右。 [0137] Q&P钢中有大量未溶解的细小均匀分布的碳化物，在均热处理加热过程中，能够对奥氏体晶粒的长大起到机械阻碍的作用，有利于细化合金钢的晶粒度。但是如果均热温度过高，就会使未溶解的碳化物数目大量减少，削弱这种阻碍作用，增强晶粒的长大倾向，进而降低钢的强度。当未溶碳化物的数量过多时，又有可能引起聚集，造成局部化学成分的不均匀分布，该聚集处的含碳量过高时，还会引发局部过热。所以理想情况下，合金钢中应该均匀分布着少量细小的颗粒状未溶碳化物，这样既可以防止奥氏体晶粒异常长大，又能够相应地提高基体中的各合金元素的含量，达到改善合金钢的强度与韧性等力学性能的目的。 [0138] 均热温度的选取还应以获得细小均匀的奥氏体晶粒为目的，以达到在冷却之后能够得到较高体积分数且均匀细小的马氏体组织的目的。过高的均热温度会使奥氏体晶粒粗大，淬火过程中工件容易开裂，淬火后获得的马氏体组织也会较粗大，使钢的力学性能不佳；还会降低残余奥氏体的数量，降低工件的硬度与耐磨性。过低的均热温度，又会使奥氏体溶入的碳以及合金元素含量不足，令奥氏体中的合金元素浓度分布不均，使钢的淬透性大幅降低，对钢的力学性能造成不利影响。亚共析钢的均热温度应该为Ac3+30～50℃。对于超高强度钢来说，存在碳化物形成元素，会阻碍碳化物的转变，所以均热温度可以适当的提高。综合以上因素，本发明选取770～845℃作为均热温度，以期获得更理想更合理的最终组织。 [0139] 3、均热时间控制 [0140] 由于本发明采用快速加热，在两相区材料含有大量位错，为奥氏体形成提供大量的形核点，并且为碳原子提供了快速扩散通道，所以奥氏体可以极快的形成；而且均热时间越短碳原子扩散距离越短，奥氏体内碳浓度梯度越大，最后保留下来的残余奥氏体碳含量越多；但是如果均热时间过短，会使钢中合金元素分布不均，导致奥氏体化不充分；均热时间过长又容易导致奥氏体晶粒粗大。综上，本发明将均热保温时间定为10～60s。 [0141] 4、快速冷却速度控制 [0142] 为了获得贝氏体，快速冷却时试样的冷速必须大于临界冷却速度才能够得到贝氏体组织，临界冷却速度主要取决于材料成分，本发明中的Si含量为1.4～2.0％，Mn含量为2.4～3.0％，含量相对较高，所以Si和Mn很大程度加强了Q&P钢的淬透性，降低了临界冷却速度。 [0143] 冷却速率还需综合考虑加热过程和均热过程的组织演变及合金扩散分布结果，以最终获得合理的各相组织分布及合金元素分布。冷却速率太低无法获得马氏体组织，会导致强度下降，力学性能无法满足要求；而太大的冷速又会产生较大的淬火应力(即组织应力与热应力)引起板形严重不良，冷却不均匀时板形不良尤其严重，甚至容易导致试样严重变形和开裂。所以本发明将快速冷却速度设置为50～200℃/s。 [0144] 5、配分温度控制 [0145] 通常较高合金含量的Q&P钢在150℃以下进行碳分配(回火)，由于温度过低，合金元素无法进行扩散，只有碳元素还具有一定的的扩散能力。因此低温配分钢虽然具备较高的硬度，但其脆性过大，韧性也很差，无法满足工件的使用性能要求。当在200℃以上温度进行配分时，马氏体含有的碳元素与其他合金元素会开始大量析出，使残余应力减小直至消失，配分钢的硬度也会随配分温度的上升而逐渐下降。当配分温度达到500℃左右时，马氏体分解结束，渗碳体逐渐聚集长大，α相开始发生回复过程，继续升高温度，α相开始再结晶，形成多边形铁素体。配分温度越高，α相与渗碳体相越粗大，配分钢的硬度也会越低，本发明的配分工艺最主要的目的是为了将已经获得的马氏体中的碳扩散到尚未发生马氏体转变的残余奥氏体中，使得马氏体中的碳降低塑性提高，同时扩散到残余奥氏体中的碳浓度提高，增强其稳定性，使得最终产品同时获得较好的强度和塑性，即良好的强塑性配合，再结合热镀锌温度，所以将配分温度设置在460～470℃。 [0146] 6、配分时间控制 [0147] 钢在配分过程中，配分时间起到三方面的作用：(1)保证组织转变进行充分；(2)尽量降低或消除内应力；(3)与配分温度配合使工件获得所需要的性能。本发明中由于采用快速加热技术使得奥氏体晶粒细化，从而将一次快速冷却后生成的残余奥氏体与马氏体的间距缩短，碳原子由过饱和马氏体向残余奥氏体扩散配分的效率提高，因此配分过程所需时间也大大减小。但如果回火时间过短难以消除内应力、降低工件的脆硬性，综合考虑，本发明将配分时间设置在10～60s。 [0148] 7、热镀锌和合金化控制 [0149] 对于高强度的热镀锌产品而言，快速热处理工艺由于减少了带钢在高温炉内的停留时间，因此在热处理过程中合金元素在高强度带钢表面的富集量显著减少，有利于改善高强度热镀锌产品可镀性，减少表面漏镀缺陷，提高耐蚀性能，从而能提高成材率。 [0150] 通过本发明方法，可降低同级别钢中的合金含量，细化晶粒、获得良好的软、硬相组织构成及强度和韧性的匹配；同时，通过对传统连续热镀锌机组进行快速加热和快速冷却工艺改造，使其实现快速热处理工艺，可以极大的缩短退火炉加热及均热段的长度(较传统连续退火炉至少能缩短三分之一)，提高传统连续热镀锌机组的生产效率，降低生产成本及能耗，显著减少连续退火炉炉辊数量，特别是高温炉段炉辊数量，这可以降低能耗和对设备的投入。 [0151] 同时，通过建立快速热处理热镀锌工艺技术的新型连续退火热镀锌机组，可实现机组短小精悍、材料过渡灵活、调控能力强等目的；对产品材料而言则可细化带钢晶粒，进一步提高材料强度，降低合金成本及热处理热镀锌前工序制造难度，提高材料的成型、焊接等用户使用性能。 [0152] 本发明相对于传统技术所具有的优点： [0153] (1)本发明通过快速热处理抑制热处理过程中变形组织的回复及铁素体再结晶过程，使再结晶过程与奥氏体相变过程重叠，增加再结晶晶粒和奥氏体晶粒的形核点，缩短晶粒长大时间，所获得的Q&P钢为细化的马氏体、铁素体和奥氏体三相组织，基体组织分布均匀，出现明显片层状回火马氏体，晶粒粒径为1～3μm，其中组织中的残余奥氏体，其特征是具有块状，条带状，颗粒状等多种形态，且可在不同应变条件下持续发生TRIP效应，从而使Q&P钢产品可获得良好的强塑性匹配，残余奥氏体具有良好的热稳定性，‑50℃温度条件下奥氏体转化变率低于8％，‑190℃奥氏体转化率低于30％。 [0154] (2)相比于传统连续退火热镀锌方式所得的热镀锌Q&P钢，在前工序制造条件不变的前提下，通过本发明快速热处理后得到的Q&P钢的平均晶粒尺寸为1‑3μm，平均晶粒尺寸减小10～30％，可获得良好的细晶强化的效果。其屈服强度为802～956MPa，抗拉强度为1280～1352MPa，延伸率为19～22.5％，强塑积25.2～28.9GPa％。 [0155] (3)根据本发明所述的低碳低合金1280MPa级热镀锌Q&P钢快速热处理工艺，热处理全过程用时可缩短至43～186s，大大降低了整个热处理工艺过程的时间(传统连续退火工艺时间通常在5‑8min)，显著提高了生产效率、减少了能耗，降低了生产成本。 [0156] (4)相比于传统的热镀锌Q&P钢及其热处理工艺，本发明的快速热处理方法缩短了连续热镀锌退火炉加热段和均热段的长度和时间(和传统连续热镀锌退火炉相比，加热段和均热段的长度缩短可达60‑80％)及整个热处理工序时间，可节能减排降耗，并显著降低炉子设备一次性投资，显著降低生产运行成本和设备维护成本；生产相同强度等级的产品，利用本发明所述工艺生产的产品中合金含量更低，可以降低热处理及前工序的生产成本，降低热处理之前各工序的制造难度。 [0157] (5)相比于传统连续退火处理得到的Q&P钢，采用快速热处理工艺技术，可以减少加热过程和均热过程时间，缩短炉子长度，显著减少炉辊数量，使得炉内产生表面缺陷的几率减少，产品表面质量将显著提高。 [0158] 对于高强度的热镀锌产品而言，快速热处理工艺由于减少了带钢在高温炉内的停留时间，因此在热处理过程中合金元素在高强度带钢表面的富集量显著减少，有利于改善高强度热镀锌产品可镀性，减少表面漏镀缺陷，提高耐蚀性能，从而能提高成材率。 [0159] 另外，由于产品晶粒的细化和材料合金含量的减少，使得采用本发明技术得到的Q&P钢产品的扩孔性能和弯折性能等加工成形性能及焊接性能等用户使用性能也有所提高。 [0161] 图1是本发明试验钢A按实施例1所生产的热镀纯锌Q&P钢(GI)显微组织图片。 [0162] 图2是本发明试验钢A按传统工艺1所生产的热镀纯锌Q&P钢(GI)显微组织图片。 [0163] 图3是本发明试验钢I按实施例17所生产的合金化热镀锌双相钢(GA)显微组织图片。 [0164] 图4是本发明试验钢D按实施例22所生产的热镀纯锌双相钢(GI)显微组织图片。 [0165] 图5是本发明试验钢I按实施例34所生产的合金化热镀锌双相钢(GA)显微组织图片。 具体实施方式[0166] 下面结合实施例和附图对本发明作进一步说明，本实施例以本发明技术方案为前提进行实施，给出了详细的实施方式和具体操作过程，但本发明的保护范围不限于下述的实施例。 [0167] 本发明试验钢的成分参见表1，本发明实施例及传统工艺的具体参数参见表2(一段式加热)和表3(两段式加热)；表4和表5为本发明试验钢成分按实施例及传统工艺制备所得热镀纯锌GI产品的主要性能，表4为本发明试验钢成分按表2和表3中实施例及传统工艺制备所得GI和GA热镀锌QP钢产品的主要性能。 [0168] 从表1～表5可以看出，通过本发明的方法，可降低同级别钢中的合金含量，细化晶粒、获得材料组织构成及强度和韧性的匹配。通过本发明的方法获得的Q&P钢屈服强度可达802～956MPa，抗拉强度为1280～1352MPa，最大延为19～22.5％，强塑积25.2～28.9GPa％。 [0169] 图1和图2为典型成分A钢经过实施例1和传统工艺例1的组织图。从图上看，热镀锌后的组织存在非常大的区别。经过本发明的快速热处理后的A钢其组织(图1)：由马氏体、奥氏体及少量铁素体和碳化物组成，基体组织分布均匀，组织出现明显片层状回火马氏体，晶粒粒径为1‑3μm。绝大多数强化相晶粒周围均由铁素体包围。由于部分原奥氏体长大后形成的马氏体稳定性下降使得热处理后组织中出现少量回火马氏体，剩余强化相仍以块状形貌为主，铁素体、马氏体晶粒组织及碳化物都非常细小且均匀分布于基体中，这对提高材料强度和塑性都是非常有利的。 [0170] 而经过传统工艺处理的钢组织(图2)则为典型的Q&P钢组织图，板条马氏体晶粒粗大，奥氏体及碳化物沿马氏体晶界分布，多相组织分布不均匀。 [0171] 图3为典型成分I钢经过实施例17(GA)获得的组织图，图4为典型成分D钢经过实施例22(GI)获得的组织图。图5为典型成分I钢经过实施例34(GA)获得的组织图。实施例17、22、34均为整个热处理周期较短的工艺；从图上可以看出，采用本发明方法，可获得非常均匀、细小、弥散分布的各相组织。因此本发明的热镀锌Q&P钢制备方法可细化晶粒，使材料各相组织均匀分布于基体中，进而改善了材料组织，提高了材料性能。 [0172] 本发明通过采用快速加热和快速冷却工艺对传统连续退火热镀机组进行工艺改造，使其实现快速热处理热镀锌工艺，可以极大的缩短传统连续退火热镀锌炉加热段及均热段的长度，提高传统连续退火热镀锌机组的生产效率，降低生产成本及能耗，减少连续退火热镀锌炉的炉辊数量，显著减少辊印、麻点、擦划伤等表面缺陷，因此提高了带钢表面质量的控制能力，容易获得高表面质量的带钢产品；同时通过建立采用快速热处理热镀锌工艺技术的新型连续退火机组，可实现热镀锌机组短小精悍、材料过渡灵活、调控能力强等优点；对材料而言则可细化带钢晶粒，进一步提高材料强度，降低合金成本及热处理前工序制造难度，提高材料的成形、焊接等用户使用性能。 [0173] 综上所述，本发明通过采用快速热处理热镀锌工艺，对冷轧带钢的连续退火热镀锌工艺技术进步产生了极大的促进作用，冷轧带钢从室温开始到最后完成奥氏体化过程可望在十几秒甚至几秒内完成，大大缩短了连续退火热镀锌炉子加热段长度，便于提高连续退火热镀锌机组的速度和生产效率，显著减少连续退火热镀锌机组炉内辊子数目，对于机组速度在180米/分左右的快速热处理热镀锌产线其高温炉段内的辊子数目不超过10根，可明显提高带钢表面质量。同时，在极短时间内所完成的再结晶和奥氏体化过程的快速热处理热镀锌工艺方法也将提供更加灵活及柔性化的高强钢组织设计方法，进而在无需改变合金成分以及轧制工艺等前工序条件的前提下改善材料组织，提高材料性能。 [0174] 以热镀锌Q&P钢为代表的先进高强钢有着广阔的应用前景，而快速热处理热镀锌技术又有着巨大的开发价值，两者的结合必将会为热镀锌Q&P钢的开发和生产提供更大的空间。 [0175] [0176] [0177] [0178] [0179] [0180] [0181] [0182] |
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