钢过程中进行 脱氧。此外，A1还可与钢中的N结合形成A1N并细化晶粒。除上述作用外，本发明钢中加 入较多的A1有两个主要目的：一是加快分段冷却过程中空冷阶段奥氏体向铁素体的转变 的动力学过程，同时与Si-起共同抑制渗碳体的析出；二是A1的加入最主要的作用是提高 碳原子从马氏体向残余奥氏体的扩散速度，从而大大提高残余奥氏体的热稳定性，在室温 下获得尽可能多的亚稳态残余奥氏体。钢中A1的含量若低于0.5%，铁素体难以在空冷的 几秒钟内充分析出；若钢中A1的含量高于1. 0%，钢液变得较为粘稠，连铸过程容易堵塞水 口，连铸板坯易出现表面纵裂等缺陷。因此，钢中A1的含量需控制在合适的范围内，一般控 制在0.5?1.0%，优选范围为0.6?0.8%。
[0022] N:氮在本发明中属于杂质元素，其含量越低越好。N也是钢中不可避免的元素，通 常情况下，钢中N的残余含量在0. 002?0. 004%之间，这些固溶或游离的N元素可以通过 与酸溶A1结合而固定。为了不提高炼钢成本，N的含量控制在0.006%以内即可，优选范 围为小于〇. 004%。
[0023]Nb:铌是本发明中的重要元素之一。Nb-方面可以提高钢的未再结晶温度Tm，使 得在精轧过程中获得拉长的奥氏体晶粒，同时增加奥氏体中的位错密度，有利于后续冷却 过程中铁素体的析出和强度的提高；另一方面，再结晶温度的提高有利于现场轧制过程的 顺利进行。由于本发明中碳、硅、锰的含量相对较高，乳制时的轧制力大，不利于轧制过程的 顺利完成，通过Nb的加入可提高终轧温度，降低轧制力。此外，加入微量的Nb在细化晶粒 和获得超高强度的同时，还可以改善钢塑韧性，本发明中Nb含量控制在0. 02?0. 06%，优 选范围为0.03?0.05%。
[0024]Ti:钛的加入量与钢中氮的加入量相对应。钢中Ti和N的含量控制在较低的范围 内，热轧时可在钢中形成大量细小弥散的TiN粒子；同时钢中Ti/N需控制在3. 42以下以保 证Ti全部形成TiN。细小且具有良好的高温稳定性的纳米级TiN粒子在轧制过程中可有效 细化奥氏体晶粒；若Ti/N大于3. 42,则钢中容易形成比较粗大的TiN粒子，对钢板的冲击 韧性造成不利影响，粗大的TiN粒子可成为断裂的裂纹源。通常Ti的加入量在<0.03%即 可。
[0025] 0 :氧是炼钢过程中不可避免的元素，对本发明而言，钢中0的含量通过A1脱氧之 后一般都可以达到0. 003%以下，对钢板的性能不会造成明显不利影响。因此，将钢中的0 含量控制在〇. 003%以内即可。
[0026] 本发明的低屈强比超高强度热轧Q&P钢的制造方法，包括如下步骤：
[0027] 1)冶炼、二次精炼、铸造
[0028] 按下述成分采用转炉或电炉冶炼、真空炉二次精炼、铸造形成铸坯或铸锭，化学成 分的重量百分含量为：C:0? 2 ?0? 3%，Si:1. 0 ?2. 0%，Mn:1. 5 ?2. 5%，P:彡 0? 015%， S:彡 0? 005 %，A1 :0? 5 ?1. 0%，N:彡 0? 006%，Nb:0? 02 ?0? 06%，Ti:彡 0? 03 %， 0 < 0. 003 %，其余为Fe以及其它不可避免的杂质；
[0029] 2)加热、热轧
[0030] 将步骤1)获得的铸坯或铸锭加热到1100?1200°C并保温1?2h，开轧温度为 1000?1KKTC，在未再结晶温度Tm以上多道次大压下且累计变形量多50%，主要目的是 获得细小等轴的奥氏体晶粒；随后中间坯待温至Tm以下至800°C之间，进行最后3?5个 道次轧制且累计变形量彡70%，获得热轧后的轧件；
[0031] 其中，Tm按下式确定，°C;
[0032] Tm= 887+464C+(6445Nb-644Nb1/2) + (732V-230V172)+890Ti+363Al-357Si；
[0033] 3)分段冷却
[0034] 热轧后的轧件在铁素体析出开始温度之上以>30°C/s的冷速快速水冷至600? 700°C，再空冷5?10s，然后继续以>30°C/s的冷速冷却至150?300°C(即Ms?Mf之 间）某一温度以获得10?25 %铁素体+65?85 %马氏体+5?10 %残余奥氏体组织，然后 卷取并缓慢冷却至室温，获得所述低屈强比超高强度热轧Q&P钢；其屈服强度多600MPa，抗 拉强度彡1300MPa，屈强比彡0? 50。
[0035] 优选地，所述的低屈强比超高强度热轧Q&P钢的制造方法中，步骤1)中热轧Q&P 钢的化学成分中，以重量百分比计，Si的含量范围为1. 3?1. 7% ;Mn的含量范围为1. 8? 2. 2%;A1的含量范围为0? 6?0? 8%;N的含量彡0? 004%;Nb的含量范围为0? 03?0? 05%。
[0036] 本发明的制造方法中，思路是这样的：
[0037] 根据合理的成分设计，配合热轧新工艺获得综合性能优异的钢板。本发明在轧制 工艺上，通过采用分段冷却工艺，获得含有一定量体积分数的先共析铁素体+马氏体+残 余奥氏体三相组织，通过控制三种不同相的相对含量，获得屈服强度彡600MPa，抗拉强度 彡1300MPa的超高强度热轧Q&P钢。
[0038] 具体地说：
[0039] 铸坯的加热温度若低于1100°C以及保温时间过短，则不利于合金元素的均匀化； 而当温度高于1200°C时，不仅提高了制造成本，而且使得铸坯的加热质量有所下降。因此， 铸坯的加热温度一般控制在1100?1200°C比较合适。
[0040] 类似地，保温时间也需要控制在一定范围内。保温时间过短，溶质原子如Si，Mn等 的扩散不够充分，铸坯的加热质量得不到保证；而保温时间过长则使得奥氏体晶粒粗大以 及提高了制造成本，故保温时间应控制在1?2小时之间。加热温度越高，相应的保温时间 可适当缩短。
[0041] 由于碳和锰均为奥氏体稳定化元素，在第一阶段快速水冷之后由于实际生产情 况下的空冷时间不可能很长（通常< 10秒），因此，一方面需要精确控制带钢的温度在铁素 体析出时间最短的"鼻尖"附近（600?700°C)，但同时钢中也必须加入促进铁素体析出的 合金元素铝（多0. 5% )才能在有限的空冷时间内析出足够多的铁素体，二者缺一不可。
[0042] 空冷时间的长短主要取决于钢中C，Mn和A1的含量。C和Mn含量越高，添加A1 含量也相应增加。若C含量和Mn含量均取中值，则空冷时间与A1含量关系式为：空冷时间 t(s) = 23. 7-34. 3A1+15. 6A12,其中，A1 表示重量百分含量（wt% )。
[0043] 因此，本发明在成分设计上大幅提高了A1的含量，其为一般钢中A1含量的十倍以 上。大幅增加A1含量的目的在于在碳和锰含量较高的情况下加快空冷阶段铁素体的析出。 但A1含量也不宜过高，否则容易使钢液变得粘稠，浇铸时易堵塞水口且导致钢中氧化铝夹 杂增多、板坯表面易产生纵裂等缺陷。因此，合金的成分和工艺必须紧密配合，控制在较为 精准的区间内，并与钢板最终的力学性能密切相关。
[0044] 空冷结束之后第二阶段淬火停冷温度必须控制在一定的温度范围内而非室温，否 则无法完成碳原子的分配且残余奥氏体数量太低，导致钢板延伸率降低。目前常用的在线 淬火工艺都是直接淬火至室温。
[0045] 而本发明的又一创新点在于将卷取温度控制在一定的低温范围（150-300°C)内。 一方面可以保留较多的残余奥氏体（>5% )，此时的残余奥氏体不稳定，若冷却至室温，残 余奥氏体将转变为其他组织，因此在成分设计上添加一定量的Si元素可以抑制残余奥氏 体中碳化物的析出，减少碳的消耗；同时加入较高的A1，以提高碳从马氏体向残余奥氏体 中扩散的扩散系数，提高残余奥氏体的热稳定性；另一方面，由于碳原子在马氏体中的化学 势高于在残余奥氏体中的化学势，二者的化学势之差为碳原子从马氏体向残余奥氏体中扩 散提供了驱动力，使得残余奥氏体中的碳含量显著增加，从而使得残余奥氏体在室温下可 稳定地存在。
[0046] 一般而言，钢板的抗拉强度越高，相应的屈服强度也越高；在获得超高抗拉强度 的同时获得很低的屈服强度，即获得超低屈强比是非常困难的。换言之，抗拉强度越高，屈 强比越难以降低。要想获得具有超低屈强比超高强度钢，钢的组