CN109943769A - 780MPa级别低碳低合金TRIP钢及其快速热处理方法 - Google Patents

Abstract

780MPa级别低碳低合金TRIP钢及其快速热处理方法，该钢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和其他不可避免杂质。其热处理步骤包括快速加热‑短时保温‑快速冷却。本发明通过控制加热过程中的再结晶和相变过程以及冷却时的相变过程，最终得到贝氏体和奥氏体均匀分布在铁素体基体上的三相组织，贝氏体和奥氏体平均晶粒尺寸为1‑3μm；贝氏体为亚微米级颗粒状；奥氏体呈岛状均匀分布等轴晶粒；总体上三相组织中贝氏体体积分数35～75％、铁素体体积分数10～60％、奥氏体体积分数5～15％；快速热处理在提高热处理效率的同时改善了材料力学性能，扩展了材料性能区间范围。

Description

780MPa级别低碳低合金TRIP钢及其快速热处理方法

技术领域

本发明属于材料快速热处理技术领域，特别涉及一种780MPa级别低碳低合金TRIP钢及其快速热处理方法。

背景技术

随着人们对能源节约以及材料安全服役意识的逐步提高，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TRIP(相变诱导塑性形变)钢为代表的先进高强钢的开发日益得到重视。冷轧TRIP钢的冷轧热处理工艺，由奥氏体化退火和贝氏体等温处理两个阶段组成。

1.加热及奥氏体化过程

在连续加热过程中，变形基体组织先发生回复与再结晶，在该温度区间，基体中的渗碳体开始溶解于铁素体。超过A_C1之后，如果温度高且时间充裕的话渗碳体可全部溶解于奥氏体中，完成奥氏体化过程。

2.快速冷却及贝氏体等温过程

完成奥氏体化之后进行快速冷却，当冷却到贝氏体相变温度时保温(等温)，首先在过冷奥氏体晶界处开始发生贝氏体转变，由于贝氏体中的碳含量低于奥氏体中的碳含量，奥氏体晶界形成贝氏体后，剩余碳向尚未反应的奥氏体中扩散形成富碳奥氏体，当富碳奥氏体中的碳含量达到某一临界值时，富碳奥氏体就会停止转变，从而形成残余奥氏体。

目前，针对TRIP工艺的开发的主要手段是通过添加合金元素以及调整TRIP工艺中淬火及配分过程的温度及时间来改变TRIP钢的组织性能。中国专利CN102312157B提出了TRIP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组织需全奥氏体化，对于实际生产过程这一温度过高，对设备要求较高，制造成本也较高。中国专利CN102230058B公开了一种低合金高强钢热处理工艺，其权利要求钢板需在奥氏体化保温3～5min。

以往受企业生产设备所限，绝大部分的相关研究都是基于在现有传统加热装备的加热速率(5～20℃/s)条件对带钢进行奥氏体化(中国专利CN104988391A)。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有可能实现在几十秒内完成奥氏体化过程，大大缩短了加热段长度，提高了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，进而在无需改变合金成分以及轧制工艺的前提下改善TRIP钢材料性能。

以TRIP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TRIP钢的开发提供更大的空间。

发明内容

本发明的目的在于提供一种780MPa级别低碳低合金TRIP钢及其快速热处理的方法，通过快速加热以及控制奥氏体晶粒长大，在完成热处理后获得细小的铁素体及强化相组织，同时得到多形态的残余奥氏体，在材料强度大幅提高的同时韧性亦有所改善。

为达到上述目的，本发明的技术方案是：

780MPa级别低碳低合金TRIP钢，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和其它不可避免杂质，并通过下述快速热处理工艺获得，其制造工艺包括以下步骤：

1)带钢或钢板由室温快速加热至770℃～850℃奥氏体和铁素体两相区，加热速率为30～300℃/s；

2)带钢或钢板在两相区加热目标温度区间内短时间停留，停留时间为40s～90s；

3)带钢或钢板从两相区温度快速冷却至410～430℃，冷却速度为40℃/s～100℃/s，并在此温度区间停留200～300s；

4)带钢或钢板从410～430℃快速冷却至室温。

优选的，所述的TRIP钢的热处理工艺全过程用时为280s～380s。

本发明所述的TRIP钢的抗拉强度950～1050MPa；延伸率21％～24％；强塑积最大可达到24GPa％。

本发明所述的TRIP钢金相组织为贝氏体(35％～75％)、铁素体(10％～60％)、奥氏体(5％～15％)的三相组织，平均晶粒尺寸为1～3μm；贝氏体为亚微米级颗粒状；奥氏体为孤岛状分布的等轴晶粒；贝氏体和奥氏体均匀分布在铁素体基体上。

本发明所述TRIP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％。

本发明所述的780MPa级别低碳低合金TRIP钢的快速热处理方法，其包括以下步骤：

1)带钢或钢板由室温快速加热至770℃～850℃奥氏体和铁素体两相区，加热速率为30～300℃/s；

2)带钢或钢板在两相区加热目标温度区间内短时间停留，停留时间为40s～90s；

3)带钢或钢板从两相区温度快速冷却至410～430℃，冷却速度为40℃/s～100℃/s，并在此温度区间停留200～300s；

4)带钢或钢板从410～430℃冷却至室温。

优选的，所述的TRIP钢的热处理工艺全过程用时为280s～380s。

优选的，步骤(2)中，当带钢或钢板加热至指定两相区目标温度后在该温度下保温的时间为40～90s。

进一步，步骤(2)中，带钢或钢板可以在某一时间段内进行小幅度升温或小幅度降温，升温后温度需保证不超过850℃，降温后温度不低于770℃，并保证在这一两相区温度区间总停留时间为40～90s。

更进一步，步骤(2)中，当带钢或钢板加热至790℃～830℃温度区间可获得更加细小、均匀的组织形态，从而获得更好的强塑性。

在本发明钢的成分与工艺设计中：

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，珠光体的数量会增加，使钢的强度与硬度会大幅提高，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小，而且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。对于TRIP钢而言，碳元素固溶于奥氏体中，可以扩大奥氏体相区，增加残余奥氏体的数量，提高其稳定性，使铁素体和贝氏体转变的C曲线右移，推迟了铁素体和贝氏体的转变，降低了Ms点温度。奥氏体中碳的含量决定了残余奥氏体的量和稳定程度，残余奥氏体含碳量越高残余奥氏体的稳定性越好。随碳含量增加，残余奥氏体的含量也增加。但含碳量过高则会降低钢的焊接性能；如果含碳量太低则使得残余奥氏体的稳定性大大降低，甚至没有TRIP效应出现。本发明将含碳量限定在0.16％～0.22％范围之内。

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且强度较高的珠光体，而且珠光体的含量也会有所增加，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。对于TRIP钢而言，目前的研究认为：锰元素在钢中起固溶强化和降低Ms点的作用，进而提高残余奥氏体的稳定性，也有研究认为，当钢中同时存在Si和Mn两种元素时，Si元素的存在会加剧Mn元素的偏聚程度，加强了Mn对C原子的拖拽作用，推迟贝氏体的形成。但锰含量较高时，一方面会导致组织呈带状化，另一方面残余奥氏体过分稳定,不利于相变的发生，同时也会导致钢中晶粒粗化，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。综合以上因素考虑，本发明将含锰量设计在1.6％～2.2％范围之内。

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，而且不会使钢的塑性下降明显。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。对于TRIP钢而言，Si元素是铁素体形成元素，可以提高残余奥氏体的稳定性同时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、差的表面性能、降低热轧钢板的润湿性、表面质量等问题。硅元素的含量过低则不会带来稳定的令人满意的TRIP效应，所以硅含量必须控制在一定范围内。硅的主要影响是降低给定退火时间及最终平衡时的奥氏体体积分数。硅对奥氏体长大速率没有明显影响，但对奥氏体的形成形态和分布有明显影响。综合以上因素，本发明将含硅量确定在1.2％～1.6范围之内。

热处理过程中加热速度的控制：一般在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，而且相变形核主要在已经长大的铁素体晶界处形核，形核率较低，最终组织是晶粒比较粗大。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：

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；T_star为再结晶开始温度；β是加热速率；b(T)由下式所获得：

b＝b₀exp(-Q/RT)

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(T_star)及结束温度(T_fin)均升高；加热速率在50℃/s以上时，奥氏体相变与再结晶过程重叠，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。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有开始，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，因此晶粒明显细化。特别是当铁素体再结晶过程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，因此奥氏体晶粒进一步细化，而且这些高密度的位错线缺陷也成为了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，因此奥氏体体积分数增大。以上快速加热过程为接下来的快速冷却过程奥氏体向马氏体相转变奠定了良好的基础。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数，本发明将加热速率定为30～300℃/s。

淬火前加热加热温度：淬火加热温度取决于C含量，传统工艺中一般将淬火温度设置在A_c3以上30℃～50℃，本发明利用快速加热技术在未充分再结晶的铁素体中保留大量位错，为奥氏体转变提供了形核功，所以只需要将温度加热到A_C1到A_C3之间。本发明中TRIP钢的C含量为：0.16～0.22％，A_C1和A_C3分别是730℃和870℃左右。TRIP钢中有大量未溶解的细小均匀分布的碳化物，在淬火加热过程中，能够对奥氏体颗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，但是如果加热温度过高，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大时，又有可能引起聚集，造成局部化学成分的分布不均匀，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。

淬火加热温度的选取应该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细小的马氏体的最终目的。过高的淬火加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，还会增加残余奥氏体的数量同时减少马氏体的数量，降低产品的硬度与耐磨性。过低的淬火加热温度，又会使奥氏体溶入的碳以及合金元素不足，令奥氏体碳浓度分布不均，使钢的淬透性大幅降低，对合金钢的力学性能造成不利影响。亚共析钢的淬火温度应该为A_C3+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，所以淬火加热温度可以适当的提高。所以本发明选取770℃～850℃作为淬火加热温度，以期获得合理的淬火工艺。

淬火前保温时间：由于发明本工艺采用快速加热，在两相区因材料含有大量位错，因此为奥氏体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，而且淬火保温时间越短碳原子扩散距离越短，奥氏体内碳浓度梯度越大，因此最后保留下来的残余奥氏体碳含量越多；但是如果保温时间过短，会使钢中合金元素分布不均而且会导致奥氏体化不充分；保温时间过长又容易导致奥氏体晶粒粗大。淬火保温时间的影响因素也取决于钢中碳以及合金元素的含量，当其含量升高时，不仅会导致钢的导热性降低，而且因为合金元素比碳元素的扩散速度更慢，合金元素会明显延滞钢的组织转变，这时就要适当延长保温时间，综上，本发明将保温时间定为40s～90s。

淬火冷却速度：淬火时试样的冷速必须大于临界冷却速度才能够得到马氏体，而临界冷却速度又取决于材料成分，本发明中的Si含量为：1.2～1.6％，Mn含量为1.6～2.2％，含量相对较高，所以Si和Mn很大程度上加强了TRIP钢的淬透性，从而降低了临界冷却速度。但是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)，容易导致试样变形甚或开裂。所以，本发明将冷却速度设置为40℃/s～100℃/s。

贝氏体等温温度：TRIP钢的贝氏体等温温度一般选择在贝氏体铁素体与奥氏体自由能相等温度(T₀)以下，此时铁素体自由能小于奥氏体自由，自由能的降低为贝氏体转变提供化学驱动力。由于实验材料化学组分不同，贝氏体等温处理温度也不相同，贝氏体等温温度一般选择在350～550℃之间，等温处理温度较高时，原子扩散能力强，奥氏体部分转变粒状贝氏体，析出碳化物，降低了过冷奥氏体的稳定性，残余奥氏体体积分数较低。而在较低温度等温处理时，原子扩散难以进行，发生无扩散的马氏体相变，此时马氏体为C的过饱和组织，在等温过程中，C扩散过于缓慢，难以在过冷奥氏体中富集，也会导致残余奥氏体体积分数减少，所以本发明贝氏体等温温度选择在410～430℃温度区间。

贝氏体等温时间：当贝氏体等温时间较短时贝氏体相变未能充分进行，C元素向奥氏体富集程度较低，奥氏体C含量较低决定其稳定性较差，在随后的冷却过程中，过冷奥氏体转变为大量的马氏体。马氏体组织具有高强度低延伸率的特点。随着等温时间的延长，贝氏体转变充分，实验钢中，贝氏体体积分数增加。等温时间过长，SEM显微组织变化不明显，贝氏体体积分数和形貌变化不大，此时主要为C元素向残余奥氏体富集的过程，随保温时间的延长，导致残余奥氏体含量及其碳含量升高，稳定性将增加，材料在使用过程中残余奥氏体随应变的发生可持续性地发生马氏体相变而增强，所以本发明将贝氏体等温时间设定在200s～300s。

本发明相对于传统技术所具有的优点：

(1)根据本发明所述的TRIP钢热处理工艺，热处理全过程用时可缩短至280s～380s，大大降低了整个快速热处理工艺过程的时间，特别是在高温下的停留时间，从而降低了大量能耗。

(2)相比于传统加热方式所得TRIP钢，该发明得到的TRIP钢平均晶粒尺寸减小30％～50％，达到1～3μm；抗拉强度提高至950～1050MPaMPa；延伸率提高至21％～24％；强塑积最大可达24GPa％。

(3)快速热处理后的组织为贝氏体(35％～75％)、铁素体(10％～60％)和奥氏体(5％～15％)的三相组织，平均晶粒尺寸为1～3μm；贝氏体为亚微米级颗粒状；奥氏体为孤岛状分布的等轴晶粒；贝氏体和奥氏体均匀分布在铁素体基体上；且奥氏体可在不同应变条件下持续发生TRIP效应。

(4)与此同时，热处理后组织中的奥氏体还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％。

(5)相比于传统的TRIP钢及其热处理工艺，本发明的快速热处理方法通过快速高效加热替代传统辐射加热，缩短了整个热处理工序时间，降低了能源消耗，从而降低生产成本。

(6)相比于传统TRIP钢及其热处理工艺，本发明技术得到的TRIP钢的扩孔、焊接等性能也有所提高。

综上所述，通过本发明得到的快速热处理TRIP钢对新一代轻量化汽车、火车、船舶、飞机等交通运输工业以及先进制造业的健康发展均具有重要价值。

附图说明

图1是本发明实施例1所生产的TRIP钢显微组织图片；

图2是对比实施例1中传统加热速率下所生产的TRIP钢显微组织图片；

图3是本发明实施例2所生产的TRIP钢显微组织图片；

图4是对比实施例2中传统加热速率下所生产的TRIP钢显微组织图片；

图5是本发明实施例3所生产的TRIP钢显微组织图片；

图6是对比实施例3中传统加热速率下所生产的TRIP钢显微组织图片。

具体实施方式

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。

实施例1

选用原材料钢的化学成分按重量百分比计为：C-0.16％，Mn-1.6％，Si-1.4％，余量为Fe和不可避免的杂质元素。热处理前钢板为冷轧带钢，冷轧压下率65％。冷轧后钢板组织由珠光体和铁素体组成。

其热处理工艺步骤如下：

1)将钢板以300℃/s的加热速率加热至770℃，保温60s；

2)以40℃/s冷却速度将钢板冷却至410℃，并保温200s；

3)从410℃以50℃/s快速冷却至室温。

上述热处理全过程用时约278s，得到的TRIP钢微观组织如图1所示，贝氏体明显细化，呈亚微米级颗粒状；奥氏体呈岛状分布；贝氏体和奥氏体均匀分布在铁素体基体上。该TRIP钢对应的抗拉强度为1020MPa，延伸率为23.9％，强塑积为24378MPa％。

对照实施例1，以传统加热速率(5℃/s)将钢板加热至770℃，保温60s，其他的热处理条件与本发明技术相同的情况下，热处理全过程用时约426s，得到的微观组织如图2所示，贝氏体大部分呈条状分布，晶粒比较粗大，强化相体积占比较小。该TRIP钢对应的抗拉强度为925MPa，延伸率为22％，强塑积为20350MPa％。

由此可见，在实施例1中加热速率不同即使其他热处理条件相同的情况下，采用本发明热处理方法生产的TRIP钢比用传统工艺生产TRIP钢在延伸率相近的情况下抗拉强度明显提高。

实施例2

选用原材料钢的化学成分按重量百分比计为：C-0.22％，Mn-2.2％，Si-1.2％，余量为Fe和不可避免的杂质元素。热处理前钢板为冷轧带钢，冷轧压下率55％。冷轧后钢板组织由珠光体和铁素体组成。

其热处理工艺步骤如下：

1)将带钢板以30℃/s的加热速率加热至800℃，保温90s；

2)以100℃/s的冷却速率将钢板冷却至430℃，保温250s；

3)从430℃以100℃/s快速冷却至室温。

上述热处理全过程用时约374s，得到的TRIP钢微观组织如图3所示，贝氏体颗粒尺寸非常细小；奥氏体呈岛状分布；贝氏体和奥氏体弥散均匀分布，强化相体积分数明显增加。该TRIP钢对应的抗拉强度为980MPa，延伸率为23.1％，强塑积为22638MPa％。

对照实施例2，以传统加热速率(5℃/s)将钢板加热至800℃，保温90s，其他热处理条件与本发明技术相同的情况下，热处理全过程用时约508s，得到的TRIP钢微观组织如图4所示，贝氏体大部分呈板条状分布，晶粒比较粗大，强化相体积占比较小，该TRIP钢对应的抗拉强度为950MPa，延伸率为22％，强塑积为20900MPa％。

由此可见，在实施例2中加热速率不同即使其他热处理条件相同的情况下，采用本发明热处理方法生产的TRIP钢比用传统工艺生产的TRIP钢强度、延伸率均有所提高。

实施例3

选用原材料钢的化学成分按重量百分比计为：C-0.18％，Mn-2.0％，Si-1.6％，余量为Fe和不可避免的杂质元素。热处理前钢板为冷轧带钢，冷轧压下率65％。冷轧后钢板组织由珠光体和铁素体组成。

其热处理工艺步骤如下：

1)将钢板以200℃/s的加热速率加热至850℃，保温40s；

2)以80℃/s冷却速度将钢板冷却至420℃，并保温300s；

3)从420℃以150℃/s快速冷却至室温。

上述热处理全过程用时约352s，得到的TRIP钢微观组织如图5所示，贝氏体尺寸明显变小；奥氏体呈岛状分布；贝氏体和奥氏体弥散均匀分布，强化相体积分数明显增加。该TRIP钢对应的抗拉强度为1000MPa，延伸率为22.2％，强塑积为22200MPa％。

对照实施例3，以传统加热速率(5℃/s)将钢板加热至850℃，保温40s，余下热处理条件相同的情况下，热处理全过程用时约518s，得到的TRIP钢钢微观组织如图6所示，贝氏体大部分呈板条状分布，晶粒比较粗大，强化相体积占比较小，该TRIP对应的抗拉强度为940MPa，延伸率为21％，强塑积为19740MPa％。

由此可见，在实施例3中加热速率不同即使其他热处理条件与本发明技术相同的情况下，采用本发明热处理方法生产的TRIP钢比用传统工艺生产的TRIP钢强度，延伸率均有所提高。

表1传统工艺与本发明工艺下的产品性能对比

Claims (10)

1.780MPa级别低碳低合金TRIP钢，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，并通过下述快速热处理工艺获得，其制造工艺包括以下步骤：

1)带钢或钢板由室温快速加热至770℃～850℃奥氏体和铁素体两相区，加热速率为30～300℃/s；

2)带钢或钢板在两相区加热目标温度区间内短时间停留，停留时间为40s～90s；

3)带钢或钢板从两相区温度快速冷却至410～430℃，冷却速度为40℃/s～100℃/s，并在此温度区间停留200～300s；

4)带钢或钢板从410～430℃冷却至室温。

2.如权利要求1所述的780MPa级别低碳低合金TRIP钢，其特征是，所述的TRIP钢的快速热处理工艺全过程用时为280s～380s。

3.如权利要求1或2所述的780MPa级别低碳低合金TRIP钢，其特征是，所述TRIP钢的抗拉强度950～1050MPa；延伸率21～24％；强塑积最大可达到24GPa％。

4.如权利要求1或2或3所述的780MPa级别低碳低合金TRIP钢，其特征是，所述的TRIP钢金相组织为贝氏体(35％～75％)、铁素体(10％～60％)、奥氏体(5％～15％)的三相组织，平均晶粒尺寸为1～3μm；贝氏体为亚微米级颗粒状；奥氏体为孤岛状分布的等轴晶粒；贝氏体和奥氏体均匀分布在铁素体基体上。

5.如权利要求4所述的780MPa级别低碳低合金TRIP钢，其特征是，所述TRIP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％。

6.780MPa级别低碳低合金TRIP钢的快速热处理方法，其特征是，包括以下步骤：

1)所述低碳低合金TRIP钢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；

2)将上述成分的带钢或钢板由室温快速加热至770℃～850℃奥氏体和铁素体两相区，加热速率为30～300℃/s，停留时间为40～90s；

3)带钢或钢板从两相区温度快速冷却至410～430℃，冷却速率为40～100℃/s，并在此温度区间停留200～300s；

4)带钢或钢板从410～430℃冷却至室温。

7.如权利要求6所述的780MPa级别低碳低合金TRIP钢的快速热处理方法，其特征是，所述的TRIP钢的快速热处理工艺全过程用时为280s～380s。

8.如权利要求6所述的780MPa级别低碳低合金TRIP钢的快速热处理方法，其特征是，步骤(2)中，当带钢或钢板加热至指定两相区目标温度后在该温度下保持温度不变，保温时间为40～90s。

9.如权利要求6或8所述的780MPa级别低碳低合金TRIP钢的快速热处理方法，其特征是，步骤(2)中，带钢或钢板在某一时间段内进行小幅度升温或小幅度降温，升温后温度需保证不超过850℃，降温后温度不低于770℃，并保证在这一两相区温度区间总停留时间为40～90s。

10.如权利要求6所述的780MPa级别低碳低合金TRIP钢的快速热处理方法，其特征是，步骤(2)中，带钢或钢板的加热温度为790℃～830℃。