本发明涉及热镀锌超高强钢制造技术领域，涉及一种抗拉强度1000mpa级热镀锌高强钢及其减量化生产方法。
背景技术
近年来，为了降低汽车使用过程中的能耗，减少co2排放，汽车用钢等正朝着薄厚度规格、高强的方向发展，1000mpa级及以上的超高强钢是其主要发展方向之一。与普通冷轧高强钢相比，镀锌高强钢不仅具有高的强度、还具有良好的耐腐蚀性能，因此1000mpa以上级别镀锌超高强钢得到广泛应用。
在现有技术中，1000mpa级镀锌超高强钢的微观组织主要为15～60％的铁素体和30～80％马氏体、贝氏体和残余奥氏体，强度主要由钢中的贝氏体、马氏体等提升，制造工艺流程为传统工艺流程，即炼钢→连铸→热轧→酸洗→冷轧→退火镀锌，在冷轧工序轧制困难，生产流程长，能耗和排放问题突出，且由于高强钢的合金含量高，在冷轧时存在轧制负荷大、板形难控制、轧制开裂等问题。cn103805840a公布了一种高成形性热镀锌超高强钢板及其制造方法，其主要化学成分c：0.15～0.25％，si：1.00～2.00％，mn：1.50～3.00％，p：≤0.015％，s：≤0.012％，al：0.03-0.060％，n：≤0.008％，其余为fe和不可避免的杂质元素。微观组织由10～30％铁素体和60～80％马氏体和5～15％残余奥氏体组成，产品屈服强度600～900mpa，抗拉强度980～1200mpa，延伸率15～22％。生产步骤包括经冶炼、浇铸成板坯，加热，热轧，酸洗后冷轧，退火，板坯加热温度1170～1230℃，终轧温度850～910℃，卷取温度550～650℃，冷轧变形率40～60％，退火采用直火加热氧化气氛和辐射方式还原气氛加热两段加热，其中直火加热在氧化性气氛中加热至680～750℃，连续退火炉内露点≥-35℃，再以辐射方式在还原性气氛中加热至840～920℃，并保温40～80s，控制炉内h含量8％～15％，再以3～10℃/s的冷速缓冷至720～800℃，然后快冷至260～360℃，冷却速率≥50℃/s，使奥氏体转变为马氏体，然后再加热至460～470℃，保温60～120s。cn102348821a公布了成形性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法，其主要化学成分c：0.05～0.20％，si：0.50～2.50％，mn：1.50～3.0％，p：0.001～0.05％，s：0.0001～0.01％，al：0.001～0.10％，n：0.0005～0.01％，cr：0.01～1.5％，ti：0.0005～0.10％，b：0.0003～0.003％，nb：0.005～0.05％，mo：0.01～1.0％，ni：0.01～2.0％，cu：0.01～2.0％，其余为fe和不可避免的杂质元素。生产工艺包括将上述成分加热至1150～1300℃，然后在800～950℃终轧，然后以40％以上的压下率进行冷轧，之后，以5℃/s的加热速度至ac1～ac3，并进行保温，然后在600℃以下进行退火，并在450～600℃进行锌层合金化处理。产品抗拉强度可达到900～1200mpa，延伸率14～22％，扩孔率达到50％以上，90°弯曲半径和厚度之比小于0.40。上述方法在生产1000mpa级镀锌超高强钢时存在的冷轧轧制困难，轧制负荷大、生产流程长、能耗大和co2排放突出的问题，亟待解决。
技术实现要素：
本发明所要解决的技术问题是针对现有技术中存在的上述不足，提供一种无需冷轧工序的1000mpa级超高强镀锌钢的成分及其减量化制造方法，生产的产品具备良好的力学性能、成形性能和表面质量。
为解决上述技术问题，本发明提供的技术方案是：
提供一种抗拉强度1000mpa级热镀锌高强钢，所述热镀锌高强钢包括以下重量百分比的化学成分：c：0.06～0.18％，mn：1.60～2.50％，als：0.005～0.050％，si：0.10～0.50％，v：0.20～0.40％，p：≤0.015％，s：≤0.010％，n：≤0.008％，其余为fe和不可避免的杂质，产品微观组织主要由85～95％铁素体、0～10％贝氏体、0～10％马氏体组成，且钢中≤10nm的析出物体积百分比为0.2～1％。
按上述方案，所述化学成分还包括nb、ti、cr、mo、b中的至少一种元素，各元素所占质量百分比为：nb：0.005～0.050％，ti：0.005～0.15％，cr：0.05～0.30％，mo：0.05～0.50％，b：0.0005～0.003％。
本发明还提供上述抗拉强度1000mpa级热镀锌高强钢的减量化生产方法，具体包括以下步骤：炼钢，精炼，连铸热轧，酸洗，退火镀锌，光整；
所述连铸热轧步骤为：连铸，加热，粗轧，精轧，冷却，卷取，其中加热温度为1150～1300℃，粗轧温度为900～1300℃，粗轧压下率≥80％，精轧温度为850～950℃，精轧压下率≥70％，冷却过程中在650℃以上时，平均冷却速率≥20℃/s，在200～600℃完成卷取；或
所述连铸热轧步骤为：连铸，粗轧，加热，精轧，冷却，卷取，其中粗轧温度为900℃以上，粗轧压下率≥80％，然后将粗轧坯加热至900～1200℃，在850～950℃完成精轧，精轧压下率≥70％，冷却过程中在650℃以上时，平均冷却速率≥20℃/s，在200～600℃完成卷取；或
所述连铸热轧步骤为：连铸，加热，精轧，冷却，卷取，其中加热温度为1150～1300℃，在850～950℃完成精轧，精轧压下率≥90％，冷却过程中在650℃以上时，平均冷却速率≥20℃/s，在200～600℃完成卷取。
按上述方案，所述退火镀锌步骤包括带钢加热、均热、冷却、镀锌、镀后冷却，其中均热温度550～840℃，均热时间30～200s，冷却过程中冷却速率≥15℃/s，镀锌过程中带钢入锌锅温度440～500℃，锌液温度450～470℃，锌液铝含量0.15～0.25％，退火炉内露点-20～-50℃，炉内氢气含量为1～10％，残氧≤30ppm。
按上述方案，所述退火镀锌步骤包括带钢加热、均热、冷却、镀锌、镀后冷却、热处理、镀后冷却，其中均热温度550～840℃，均热时间30～200s，均热至镀锌间冷却速率≥15℃/s，镀锌过程中带钢入锌锅温度440～500℃，锌液温度450～470℃，热处理温度500～600℃，镀后冷却速率≥8℃/s，锌液铝含量0.15～0.25％，退火炉内露点-20～-50℃，炉内氢气含量为1～10％，残氧≤30ppm。
按上述方案，所述光整步骤光整压下率0.1～1％。
本发明制备热镀锌高强钢过程中去掉了冷轧步骤，和现有工艺存在显著差别，在成分上进行重新设计，并在工艺上进行改进解决了去掉冷轧带来的问题，主要在连铸热轧和退火镀锌阶段采用上述几种方案，提供和经过冷轧后相同厚度的原料。
本发明中各元素及主要工艺的作用：
c：碳在钢中起固溶强化作用，或与钢中的nb、ti、mo等碳化物形成元素形成mc细小颗粒，起到析出强化和细化晶粒的作用，提高钢材的强度。过高的碳含量降低钢材的焊接性能，因此综合考虑，钢中的c含量选择为0.06％～0.18％。
mn：mn在钢中起固溶强化和稳定奥氏体、提高淬透性的作用，含量过低，强化作用太小，奥氏体不稳定。mn含量过高容易在板带厚度中心形成严重偏析，降低产品韧性，导致成型开裂，同时mn含量过高，产品的合金成本显著增加，因此本发明mn含量为1.60～2.50％。
si：si为固溶强化元素，可显著提高钢材的强度，但si易于氧化，并在钢材表面富集，对产品的表面质量造成影响，尤其对于热镀锌高强钢，si的含量不应太高，因此本发明中si含量为0.01～0.50％。
al：al易于和钢中的n结合，形成aln等析出物，使钢中的自由n含量降低，减少钢中其它微合金v、nb、ti的消耗，促进钢中细小vc、nb、tic粒子的析出，但al含量太高，易形成粗大的aln粒子，降低钢材的韧性，因此本发明中al含量为0.005～0.05％。
p：p为钢中的杂质元素，易于在晶界偏聚，影响产品的韧性，因此其含量越低越好，根据实际控制水平，应控制在0.015％以下。
s：s为钢中的杂质元素，易在晶界产生偏聚，且与钢中的fe形成低熔点的fes，降低钢材的韧性，炼钢时应充分去除，应控制在0.010％。
n：n为钢中的杂质元素，降低钢材的韧性，容易和钢中al、nb、ti、v、b等形氮化物粒子，含量过高，易形成粗大析出物而降低钢材的韧性，因此尽量降低其含量，应控制在0.006％以下。
v：v在本发明中为主要微合金元素，v在钢中易于和钢中的c、n结合，在较低温度下析出，形成纳米级的vc等细小粒子，提高钢材的强度，但v太高，使制造成本增加，因此本发明v的含量为0.20～0.40％。
nb：nb可显著细化钢中铁素体晶粒，提高钢材的强度和韧性，也与钢中的c、n等元素形成nbc、nbn等颗粒，起到析出强化、提高钢材强度的作用，但nb含量过高会增加钢材的制造成本，因此本发明中nb的含量为0.005～0.050％。
ti：ti与钢中的c、n结合形成tic和tin，起到析出强化的作用，但ti也易与n结合，在钢液中析出，形成粗大的tin颗粒，降低钢材的韧性，且ti含量过高带来成本增加，因此本发明中ti的含量为0.005～0.150％。
cr：cr可显著提高钢材的淬透性，并具有抑制碳化物析出和珠光体转变的作用，有利于促进钢中贝氏体和马氏体的形成，但含量太高增加成本，因此本发明中cr含量为0.05～0.30％。
mo：mo可显著提高钢材的淬透性，促进钢材低温组织贝氏体和马氏体的转变，mo含量过高会显著增加钢材的制造成本，因此本发明中mo的含量为0.05～0.30％。
b：b具有提高奥氏体淬透性的作用，有效促进钢中马氏体的形成，与钢中的n结合形成bn，起到析出强化的作用，b易于在奥氏体晶界富集，抑制铁素体转变，b含量过高会使钢材韧性变差，且会增加钢材的制造成本，因此本发明中b的含量为0.0005～0.0050％。
对本发明中主要工艺理由分析如下：
板坯加热温度采用1150-1300℃，板坯温度低于1150℃不利于钢中合金元素均匀化，造成成分和组织偏析，且不利于连铸冷却过程中析出的v、nb、ti的碳氮化物的重新固溶，加热温度高于1300℃，表面容易形成难以去除的氧化铁皮，使产品表面质量变差。
热轧粗轧过程中，粗轧温度太低，轧制设备轧制负荷增加，钢材板形质量变差，因此应在900℃以上完成粗轧，粗轧压下率太低，不利于晶粒细化，造成组织粗大，降低产品的强度和韧性。
热轧过程中终轧温度较低容易在钢中形成不均匀的组织，而较高容易形成粗大的晶粒组织，均不利于产品的力学性能，因此本发明热轧终轧温度850～950℃。精轧压下率太低不利于晶粒细化，易形成粗大的晶粒组织。
热轧后的冷却过程中，在650℃以上的冷却速度低于20℃/s容易在钢中析出粗大的不均匀铁素体组织和微合金碳化物，造成产品的性能尤其延伸率等韧性指标下降。
在卷取过程中，卷取温度过高，容易造成形成粗大的铁素体和析出粗大的碳化物颗粒，而卷取温度过低，容易导致板形不良，因此本发明中卷取温度在200～600℃。
在连续退火过程中，为了使带钢表面可均匀涂覆上锌，因此退火温度要大于450℃，最优550℃以上，退火温度太高，容易形成粗大的不均匀组织和vc析出物，且容易促成表面外氧化，对最终涂覆性能不利，因此本发明退火温度550～840℃。
退火时的均热时间太短，冷轧组织不能发生充分的回复和再结晶，容易形成不均匀的组织，对延伸率等韧性指标有显著影响，造成成形性能降低，均热时间过长，容易形成粗大组织和粗大析出物，且表面容易形成过氧化造成表面质量下降，因此本发明500～800℃保温时间30～200s。
退火后的冷却速度低于15℃/s，钢中容易形成珠光体，造成钢材强度降低，因此本发明的冷却速度≥15℃/s。
本发明控制退火炉内露点-20～-50℃，炉内氢气含量h2在1～10％，露点太高容易造成外氧化和脱碳严重，使镀锌产品出现漏镀等表面缺陷，并使产品强度下降，而露点太低对设备能力要求太高，在常规产线难以实现。h2含量太低也容易造成带钢表面的外氧化，而太高增加成本，因此本发明退火炉h2在1～10％。残氧含量太高，容易导致表面氧化，从而涂覆后的表面质量产生显著影响。
本发明的有益效果在于：1、本发明提供的镀锌超高强钢的抗拉强度达到1000mpa以上，抗拉强度≥1000mpa，屈强比≥0.70，延伸率a80≥15％，扩孔率≥30％，具备良好的成形性能，并且产品表面质量良好，适用于制造对耐蚀性要求较高的汽车结构件及家电、建筑用的结构件；2、本发明提供了一种适合减量化生产流程的1000mpa级镀锌超高强钢的成分及其减量化制造方法，省掉了传统生产工艺流程的冷轧工序，生产流程显著缩短，生产过程能耗和co2排放可大大降低，生产效率可得到显著提升。
具体实施方式
为使本领域技术人员更好地理解本发明的技术方案，下面结合实施例对本发明作进一步详细描述。
实施例1
本实施例提供一种抗拉强度1000mpa级热镀锌高强钢，具体按照以下步骤进行生产：冶炼、连铸→加热或均热→3道次粗轧→5道次精轧→冷却→卷取→酸洗→连退→镀锌→光整→成品。
采用转炉、lf精炼、rh真空冶炼，控制钢材成分为0.16％c、0.30％si、1.8％mn、0.35％v、0.020％als、0.15％mo、0.002％p、0.002％s、0.003％n、0.04％ti，将此铸坯进行连铸，铸坯厚度80mm，将此铸坯加热至1220℃，然后进行三道次粗轧，得到15mm的中间坯，粗轧终轧温度1050℃，粗轧压下率81.3％，然后进行5道次精轧，精轧终轧温度900℃，产品厚度2.0mm，精轧压下率86.6％，精轧后进行快速冷却，650℃以上的平均冷却速率25℃/s，卷取温度400℃，将此热轧带钢进行酸洗，然后进行退火镀锌，退火温度750℃，退火时间200s，退火后进行冷却，冷却速率18℃/s，冷却至465℃，随后带钢入锌锅，锌液温度455℃，锌液铝含量0.18％，带钢出锌锅后，进行镀后冷却至室温，镀锌退火时炉内露点-30℃，氢气含量4.5％，残氧2～10ppm，镀锌后的带钢经0.6％的光整后，得到无表面脱锌和漏点、表面质量良好的热镀锌高强钢成品。
检验本实施例所得热镀锌高强钢成品微观组织和力学性能，铁素体体积分数90％，其余为贝氏体，碳化物粒子≤10nm的体积百分比0.40％，抗拉强度1020mpa，屈强比0.85，延伸率16％，扩孔率35％。
实施例2
本实施例提供一种抗拉强度1000mpa级热镀锌高强钢，具体按照以下步骤进行生产：冶炼、连铸→3道次粗轧→加热或均热→5道次精轧→冷却→卷取→酸洗→连退→镀锌→光整→成品。
采用转炉、lf精炼、rh真空冶炼，控制钢材成分为0.15％c、0.30％si、1.8％mn、0.30％v、0.03％als、0.006％p、0.001％s、0.004％n、0.03％ti、0.003％b，将此铸坯进行连铸，铸坯厚度120mm，将此铸坯进行三道次粗轧，得到18mm的中间坯，粗轧压下率90％，粗轧终轧温度1040℃，然后进行加热至1080℃，然后进行5道次精轧，精轧终轧温度900℃，产品厚度1.6mm，粗轧压下率91％，精轧后进行快速冷却，650℃以上的平均冷却速率25℃/s，卷取温度520℃，将此热轧带钢进行酸洗，然后进行退火镀锌，退火温度820℃，退火时间100s，退火后进行冷却，冷却速率20℃/s，冷却至470℃，随后带钢入锌锅进行镀锌，锌液温度455℃，锌液铝含量0.21％，带钢出锌锅后，进行镀后冷却至室温，镀锌退火时炉内露点-45℃，氢气含量3％，残氧2～10ppm，镀锌后的带钢经0.5％的光整后，得到无表面脱锌和漏点、表面质量良好的成品。
检验本实施例所得热镀锌高强钢成品微观组织和力学性能，铁素体体积分数90％，碳化物粒子≤10nm的体积百分比0.530％，其余为马氏体组织，产品抗拉强度1150mpa，屈强比0.82，延伸率21％，扩孔率45％。
实施例3
本实施例提供一种抗拉强度1000mpa级热镀锌高强钢，具体按照以下步骤进行生产：冶炼、连铸→加热或均热→7道次精轧→冷却→卷取→酸洗→连退→镀锌→光整→成品。
采用转炉、lf精炼、rh真空冶炼，控制钢材成分为0.06％c、0.50％si、2.2％mn、0.39％v、0.010nb％、0.02％als、0.002％p、0.002％s、0.30％cr、0.002％n、0.003％b，将此铸坯进行连铸，铸坯厚度56mm，将此铸坯加热，出炉温度1220℃，然后进行7道次精轧，精轧终轧温度860℃，得到1.2mm成品，精轧压下率97.8％，精轧后进行快速冷却，650℃以上的平均冷却速率45℃/s，卷取温度400℃，将此热轧带钢进行酸洗，然后进行退火镀锌，退火温度795℃，退火时间120s，退火后进行冷却，冷却速率30℃/s，冷却至460℃，随后带钢入锌锅进行镀锌，锌液温度455℃，锌液铝含量0.18％，带钢出锌锅后，进行镀后冷却至室温，镀锌退火时炉内露点-25℃，氢气含量4％，残氧2～10ppm，镀锌后的带钢经0.6％的光整后，得到无表面脱锌和漏点、表面质量良好的成品。
检验本实施例所得热镀锌高强钢成品微观组织和力学性能，铁素体体积分数95％，碳化物粒子≤10nm的体积百分比1.00％，其余为马氏体，产品抗拉强度1060mpa，屈强比0.82，延伸率21％，扩孔率50％。
实施例4
本实施例提供一种抗拉强度1000mpa级热镀锌高强钢，具体按照以下步骤进行生产：冶炼、连铸→加热或均热→7道次精轧→冷却→卷取→酸洗→连退→镀锌→光整→成品。
采用转炉、lf精炼、rh真空冶炼，控制钢材成分为0.09％c、0.50％si、2.30％mn、0.35％v、0.010nb％、0.02％als、0.002％p、0.002％s、0.20％cr、0.002％n、0.0025％b，将此铸坯进行连铸，铸坯厚度56mm，将此铸坯加热，出炉温度1220℃，然后进行7道次精轧，精轧终轧温度860℃，得到1.2mm成品，精轧压下率97.8％，精轧后进行快速冷却，650℃以上的平均冷却速率45℃/s，卷取温度400℃，将此热轧带钢进行酸洗，然后进行退火镀锌，退火温度765℃，退火时间120s，退火后进行冷却，冷却速率30℃/s，冷却至460℃，随后带钢入锌锅进行镀锌，锌液温度455℃，锌液铝含量0.18％，带钢出锌锅后，进行加热热处理，热处理温度550℃，热处理后进行镀后冷却至室温，镀后冷却速率10℃/s，镀锌退火时炉内露点-25℃，氢气含量4％，残氧2～10ppm，镀锌后的带钢经0.4％的光整后，得到无表面脱锌和漏点、表面质量良好的成品。
检验本实施例所得热镀锌高强钢成品微观组织和力学性能，铁素体体积分数92％，碳化物粒子≤10nm的体积百分比0.70％，其余为贝氏体和马氏体，产品抗拉强度1030mpa，屈强比0.76，延伸率22％，扩孔率55％。