本文依托宝钢快速加热镀锌模拟实验装置,以冷轧DP590为原料,利用金相显微镜（OM）、扫描电镜（SEM）、透射电镜（TEM）、电子探针（EPMA）及拉伸实验等方法,研究了冷轧双相钢快速加热退火过程的微观组织演变机理及其对力学性能与烘烤硬化性（BH值）的影响,主要内容与结论如下:首先,研究了加热速率对冷轧双相钢DP590组织演变规律的影响。结果表明,随着加热速率增加,铁素体再结晶与奥氏体相变重叠,导致奥氏体形核长大过程改变。慢速加热时,奥氏体在再结晶铁素体晶界处形核,长大过程中碳原子由铁素体晶内碳化物扩散至晶界,再沿晶界扩散至奥氏体。快速加热时,奥氏体在变形铁素体/渗碳体界面处形核,碳原子在奥氏体内由原渗碳体区域向奥氏体界面扩散。另外,基于JMAK方程分析了连续加热过程的奥氏体动力学,确立了铁素体再结晶与奥氏体相变动力学的关系,发现变形组织的存在大幅增加了适合奥氏体形核的位置,加热速率由5℃/s增加至500℃/s时,Kn提高8个数量级至3.79×109。其次,研究了快速加热退火工艺对冷轧DP590显微组织及其力学性能的影响规律。结果表明,快速加热退火双相钢显微组织均表现为两种典型形貌,一种是细小马氏体颗粒沿轧向连接成线,分布于带状再结晶铁素体晶界处;另一种是块状马氏体随机分布于细小先共析铁素体基体中。快速加热退火明显细化铁素体晶粒,提高奥氏体淬透性。加热速率从5℃/s提高至300℃/s时,铁素体晶粒尺寸由9.7μm细化至2.2μm,马氏体体积分数由22.6%增加至27%,屈服强度提高20%以上,抗拉强度与断后延伸率达到687MPa和21.7%。再次,对比研究了马氏体含量近似、形貌不同的快速加热退火双相钢（FH1、FH2）与慢速加热退火双相钢（SH0）的力学性能及断裂机理。研究发现,抗拉强度无明显变化,屈服强度显著提高,FH2的屈服强度较SH0提高27%。利用C-J分析研究了三种形貌双相钢的加工硬化行为,发现FH2初始加工硬化指数达到0.53,明显高于SH0与FH1的0.31、0.37。SH0与FH2微孔以铁素体-马氏体界面脱聚、紧邻马氏体的相邻铁素体晶界分离及相邻马氏体晶粒分离的形式出现,而FH1微孔则以马氏体条带断裂形式出现。由于应变集中于马氏体条带狭窄部位,导致FH1断后延伸率较SH0下降了3.1%。然后,本文对快速加热退火双相钢的烘烤硬化性（BH值）进行了研究。结果表明,在烘烤处理时,固溶C原子偏聚至可动位错周围形成Cottrell气团,达到过饱和时将在位错线附近析出碳化物。因此,烘烤硬化主要归结于Cottrell气团的形成和碳化物的析出,而烘烤过程包括Cottrell气团形成、碳化物析出和马氏体低温回火3个阶段。随加热速率增加,铁素体晶粒细化,马氏体体积分数提高,铁素体中诱导产生更多可动位错,双相钢BH值显著增加。加热速率从5℃/s提高至300℃/s时,BH值由41MPa增加至75MPa,增幅近83%。烘烤温度超过220℃时,铁素体与马氏体中均析出大量碳化物,最大BH达到151MPa。预应变超过应变转变点εtr时,铁素体/马氏体相界处塞积的位错重新开动进入马氏体中,BH值增速明显减缓。预应变由2%增加至8%时,BH值仅升高24MPa。最后,根据Eshelby等效夹杂模型和Mori-Tanaka平均场等相关理论,建立双相钢的细观力学模型,并在Tomota增量变形法的基础上增加了微孔形成释放内应力的过程,建立了预测双相钢力学性能的应力应变关系计算模型。计算与分析结果显示,该模型考虑了微孔形成导致的内应力释放,更准确的描述了双相钢的微观变形行为,有效减小了计算误差。