CN114959197A - 一种控制获得高强钢中全薄膜状残余奥氏体的处理工艺 - Google Patents

一种控制获得高强钢中全薄膜状残余奥氏体的处理工艺 Download PDF

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Abstract

本发明提供了一种控制获得高强钢中全薄膜状残余奥氏体的处理工艺，包括：将样品钢进行奥氏体化‑淬火处理，得到全马氏体组织；将全马氏体组织的钢缓慢加热至两相区或快速加热至两相区较低温的针状奥氏体形成区进行等温逆转变，以获得全针状逆变奥氏体；将获得全针状逆变奥氏体的钢进行相变诱导塑性钢(TRIP钢)的贝氏体等温相变处理或者淬火‑配分钢(Q&P钢)的淬火和配分处理等，得到室温下全薄膜状的残余奥氏体。本发明高强钢中含有全薄膜状残余奥氏体，其抗拉强度>1000MPa，屈强比>0.51，延伸率>30％，强塑积>30GPa·％，适用于汽车底盘结构件，可冲制较复杂的零件且具有高碰撞吸收性能。

Description

一种控制获得高强钢中全薄膜状残余奥氏体的处理工艺
【技术领域】
本发明涉及金属材料技术领域，尤其涉及一种控制获得高强钢中全薄膜状残余奥氏体的处理工艺。
【背景技术】
为了降低燃油消耗和减少尾气排放，轻量化已成为汽车工业的发展趋势。先进高强度钢(Advanced high strength steel, AHSS)兼具高强度与高塑性，是实现汽车轻量化的重要途径。面向21世纪的低合金高强度钢，可以用更低的成本取得更好的性能。纵观低合金高强度钢在20世纪，特别是最近20～30年以来的发展历程可以看到，这类钢材之所以能够成功地发展，是因为使用它们取代碳素钢可以带来相当大的经济效益。目前，先进高强钢已发展到第三代。其中第一代和第二代分别由于强塑积太低和成本较高而被人们所放弃，而以马氏体基TRIP钢 (TM-TRIP钢)和Q&P钢等为代表的第三代汽车高强度钢兼具很好的力学性能和较低的生产成本，能够很好的满足人们对于现代汽车用钢的要求。
TRIP钢和Q&P钢性能优异的原因是充分利用“相变诱导塑性效应” (TRIP效应)。首先，当钢中含有一定量的奥氏体稳定化元素，再经过铁素体+奥氏体两相区(α+γ)临界退火和随后相应的热处理(贝氏体等温相变处理或淬火和配分处理等)，就会使C元素富集到奥氏体中，使得钢中的显微组织在室温下有大量稳定性适当的奥氏体被保留下来，称为残余奥氏体。当含有残余奥氏体的钢受到载荷作用发生变形时，就会使钢中的残余奥氏体发生应力—应变诱发马氏体相变，这种相变使得钢的强度，尤其是塑性显著提高，即产生所谓的相变诱导塑性(TRIP)效应。因此，残余奥氏体在高强韧性钢中起着至关重要的作用。残余奥氏体有薄膜状和粒状两种形貌，薄膜状残余奥氏体的机械稳定性高于粒状奥氏体。避免粒状残余奥氏体的形成，获得全薄膜状残余奥氏体一直以来都是国内外冶金学者的研究目标。然而，如何获得全薄膜状残余奥氏体目前尚无相关技术报道。
中国发明专利申请公开说明书CN 110578094A公开了一种1.0GPa级冷轧TRIP-BF钢的处理工艺，所述TRIP-BF钢产品化学成分按重量百分比包括C：0.19～0.23％，Si：1.5～1.8％，Mn：2.1～2.4％，Nb：0.04％～0.06％， Alt：0.04～0.07％，并限制P≤0.008％，S≤0.006％，N≤0.005％，O≤0.005％，余量为Fe及其他不可避免的杂质，得到抗拉强度>1000MPa,屈强比>0.69，延伸率A80>18％，强塑积>20GPa·％，同时扩孔率λ≥65％。与本发明相比需要额外添加Nb：0.04％～0.06％，成本较高；其二本发明的初始基体组织为马氏体，具有更高的强度；其三，该发明为单相区奥氏体化，无法控制获得全针状逆转变奥氏体，本发明则通过获得全针状逆转变奥氏体从而控制获得全薄膜状残余奥氏体。
中国发明专利申请公开说明书CN 112853224A公开了一种高强高塑性低碳中锰TRIP钢及其处理工艺，成分的质量百分比为C：0.08～0.16％， Mn：2.9～4.0％，Si：0.1～1.5％，Al：0.01～0.08％，Ti：0.005～0.04％，P<0.015％， S<0.003％，余量为Fe及不可避免的杂质元素。得到屈服强度为470～600 MPa，抗拉强度为670～900MPa，延伸率为37～43％，强塑积为25～35GPa·％，室温冲击吸收功为170～230J，加工硬化指数为0.22～0.28。与本发明相比需要额外添加Ti：0.005～0.04％，成本较高，且本发明抗拉强度较高；其二，中锰钢目前生产工艺还不够成熟，制备难度大；其三，该发明不能控制逆转变奥氏体的形貌，本发明则通过获得全针状逆转变奥氏体从而制备出全薄膜状残余奥氏体。
中国发明专利申请公开说明书CN114381655A公开了一种高强塑积冷轧Q&P钢及其退火工艺和制造方法，成分的质量百分比为C：0.02～0.28％， Mn：0.31～2.6％，Si：0.09～2.2％，Al：0.01～0.1％，Cu：0.001～0.1％，Ni ≤0.1％，Cr≤0.4％，Mo≤0.1％，V≤0.03％，N≤0.01％，Nb≤0.08％， Ti≤0.08％，余量为Fe及不可避免的杂质元素。得到屈服强度为750～1100 MPa，抗拉强度为1000～1400MPa，延伸率为17～22％，强塑积为21～30GPa·％。该发明虽然获得了强塑积较好的Q&P钢，但是不能控制残余奥氏体的形貌，本发明可以通过获得全针状逆转变奥氏体从而得到全薄膜状残余奥氏体，为进一步提高Q&P钢的性能提供了条件。
因此，有必要研究获得高强钢中，如TRIP钢或Q&P钢，全薄膜状残余奥氏体的控制方法来应对现有技术的不足，以解决或减轻上述一个或多个问题。
【发明内容】
有鉴于此，本发明提供了一种控制获得高强钢中全薄膜状残余奥氏体的处理工艺，通过合理的成分设计并有效的控制各步骤的关键工艺参数，能够实现对残余奥氏体形貌的控制，且高强钢中的全薄膜状残余奥氏体TRIP钢或Q&P钢抗拉强度>1000MPa，延伸率>30％，强塑积>30 GPa·％，组织中含有15～35％的全薄膜状残余奥氏体，特别适用于汽车底盘结构件，可冲制较复杂的零件且具有高碰撞吸收性能。
一方面，本发明提供一种控制获得高强钢中全薄膜状残余奥氏体的处理工艺，所述处理工艺包括：
S1：将样品钢进行奥氏体化-淬火处理，得到全马氏体组织的钢；
S2：将全马氏体组织的钢进行两相区退火处理和后续相应的热处理，得到全薄膜状残余奥氏体TRIP钢或Q&P钢。
如上所述的方面和任一可能的实现方式，进一步提供一种实现方式，所述S2具体包括：
S2-1：两相区退火处理的目的是为了获得全针状逆转变奥氏体，使其在后续相应的热处理后转变为室温下全薄膜状残余奥氏体，对获得高强钢中全薄膜状残余奥氏体起着十分重要的作用。获得全针状逆转变奥氏体处理为将全马氏体组织的钢首先快速加热到Ae1温度以下避免马氏体被严重回火，然后以慢加热速率加热到铁素体+奥氏体(α+γ)两相区保温一定时间进行逆转变；或者将全马氏体组织的钢以快加热速率加热到两相区中的较低温的针状奥氏体形成区保温一定时间进行逆转变，通过控制加热速率和逆转变温度，来实现全针状逆转变奥氏体的形成。
S2-2：后续相应的热处理包括新型TRIP钢的贝氏体等温相变处理或 Q&P钢的淬火和配分处理等，目的均是为了将C富集到针状未转变奥氏体中，使其在室温下保留为全薄膜状的残余奥氏体，从而制成含有全薄膜状残余奥氏体的不同类型的高强钢，包括TRIP钢、Q&P钢等。此步骤对获得高强钢中全薄膜状残余奥氏体起着非常重要的作用。
贝氏体等温相变处理为将获得全针状逆转变奥氏体的钢，迅速冷却至贝氏体相变区保温一定时间后快速冷却至室温。贝氏体相变区保温过程中，全针状逆转变奥氏体转变为贝氏体与薄膜状未转变奥氏体，C元素从贝氏体中排出富集至薄膜状未转变奥氏体中，快冷至室温后转变为获得亚微米级全薄膜状残余奥氏体。
淬火和配分处理为将获得全针状逆转变奥氏体的钢，快速冷却至马氏体相变开始温度(Ms)与结束温度(Mf)之间的某一温度(QT)形成部分一次淬火马氏体，之后通过在配分温度(PT)保温一段时间(Pt)控制碳从一次淬火马氏体向未转变奥氏体的配分，最后获得亚微米级全薄膜状残余奥氏体。
如上所述的方面和任一可能的实现方式，进一步提供一种实现方式，所述S2-1中获得全针状逆转变奥氏体处理具体为将全马氏体组织的钢首先快速加热到Ae1温度以下30～50℃避免马氏体被严重回火，然后以0.05～1 K/s的慢加热速率加热到铁素体+奥氏体(α+γ)两相区700～830℃保温0～3 h；或者将全马氏体组织的钢以1～20K/s快加热速率加热到铁素体+奥氏体两相区(α+γ)中700-775℃的低温针状奥氏体形成区保温0-3h，进行逆转变，通过控制加热速率和逆转变温度，来实现全针状逆转变奥氏体的形成。
如上所述的方面和任一可能的实现方式，进一步提供一种实现方式，所述S2-2中贝氏体等温相变处理具体为：将获得全针状逆转变奥氏体的钢，迅速冷却至350～450℃保温10～60min后控制冷却速率为50～200K/s，快速冷却至室温，得到高强钢中的全薄膜状残余奥氏体TRIP钢。
如上所述的方面和任一可能的实现方式，进一步提供一种实现方式，所述S2-2淬火和配分处理中QT具体为150～250℃，PT具体为250～450℃， Pt具体为2～10min。其中QT等于PT为一步法，QT不等于PT为两步法。
如上所述的方面和任一可能的实现方式，进一步提供一种实现方式，所述S1中样品钢化学成分的质量百分数为C：0.2～0.4％，Mn：1.5～3.0％， Si：1.2～1.7％，Al：0.01～0.605％，P<0.01％，S<0.003％，余量为Fe及不可避免的杂质元素。
如上所述的方面和任一可能的实现方式，进一步提供一种实现方式，所述S1具体包括：将样品钢加热到奥氏体单相区保温一定时间后，快速冷却至室温，得到板条状的马氏体组织。
如上所述的方面和任一可能的实现方式，进一步提供一种实现方式，所述S1具体为：将样品钢加热到奥氏体单相区900～1200℃保温5～60min，控制冷却速率为50～200K/s，快速冷却至室温，得到板条状的马氏体组织。
如上所述的方面和任一可能的实现方式，进一步提供一种高强钢中的全薄膜状残余奥氏体TRIP钢和Q&P钢，通过所述的处理工艺制备而成，所述的高强钢中的全薄膜状残余奥氏体TRIP钢或Q&P钢，其化学成分的质量百分数为：C：0.34％，Mn：2.51％，Si：1.47％，S：0.002％，P：0.0048％，Al：0.028％，余量为Fe及不可避免的杂质元素。
如上所述的方面和任一可能的实现方式，进一步提供一种实现方式，所述的高强钢中的全薄膜状残余奥氏体TRIP钢或Q&P钢厚度规格范围为 0.8～3mm，抗拉强度>1000MPa，屈强比>0.51，延伸率>30％，强塑积>30 GPa·％，组织中含有15～35％的薄膜状残余奥氏体。
与现有技术相比，本发明可以获得包括以下技术效果：
1)：本发明制备的高强钢中的全薄膜状残余奥氏体TRIP钢或Q&P 钢，其强度和塑性能够很好地配合，冲击韧性好，并且可以通过控制逆转变过程的加热速率和逆转变温度，获得全针状逆转变奥氏体，从而获得全薄膜状残余奥氏体；
2)：马氏体基体提高了TRIP钢或Q&P钢的强塑性，而通过控制逆转变过程的加热速率和逆转变温度，可以精确调控从源头上获得全针状的逆转变奥氏体，以及后续相应的热处理(贝氏体等温相变或淬火和配分处理)使全针状奥氏体在室温下转变为全薄膜状残余奥氏体。全薄膜状残余奥氏体的机械稳定性高于粒状的残余奥氏体，具有更加优异的 TRIP效应，从而使得钢的塑性增强，提高了高强钢的成形性能；
3)：本发明的高强钢中的全薄膜状残余奥氏体TRIP钢或Q&P钢特别适用于汽车底盘结构件，可冲制较复杂的零件且具有高碰撞吸收性能。
当然，实施本发明的任一产品并不一定需要同时达到以上所述的所有技术效果。
【附图说明】
为了更清楚地说明本发明实施例的技术方案，下面将对实施例中所需要使用的附图作简单地介绍，显而易见地，下面描述中的附图仅仅是本发明的一些实施例，对于本领域普通技术人员来讲，在不付出创造性劳动的前提下，还可以根据这些附图获得其它的附图。
图1是本发明两个实施例提供的获得高强钢(TRIP钢或Q&P钢) 中全薄膜状残余奥氏体的处理工艺的流程示意图；
图2是本发明实施例1的组织图和性能图，其中，(a)为样品以板条马氏体为起始组织，在730℃的盐浴炉中保温3h后淬火至室温，获得的全针状逆转变奥氏体(淬火至室温为马氏体)组织图；(b)为样品以板条马氏体为起始组织，在730℃的盐浴炉中保温3h后迅速放入400 ℃的盐浴炉保温10min，淬火至室温得到的高强钢中的全薄膜状残余奥氏体组织图；(c)高强钢中的全薄膜状残余奥氏体TRIP钢的应力-应变曲线图；(d)奥氏体取向图；抗拉强度Rm为1050MPa，延伸率为36.30％，强塑积为38GPa·％，RA含量为26.3％；
图3是本发明实施例2以板条马氏体为起始组织，在775℃的盐浴炉中保温2min后迅速放入400℃的盐浴炉保温10min，淬火至室温得到的高强钢中的全薄膜状残余奥氏体TRIP钢的应力-应变曲线图；抗拉强度Rm为1005MPa，延伸率为39.68％，强塑积为39GPa·％；
图4是本发明实施例3以板条马氏体为起始组织，在750℃的盐浴炉中保温10min后迅速放入400℃的盐浴炉保温10min，淬火至室温得到的高强钢中的全薄膜状残余奥氏体TRIP钢的应力-应变曲线图；抗拉强度Rm为983MPa，延伸率为41.20％，强塑积为40GPa·％；
图5是本发明实施例4的组织图和性能图，其中，(a)为样品以板条马氏体为起始组织，在0.05K/s加热到770℃后淬火至室温，获得的全针状逆转变奥氏体(淬火至室温为马氏体)组织图；(b)为样品以板条马氏体为起始组织，在0.05K/s加热到770℃，然后快冷到170℃保温20s，接着放入400℃的盐浴炉中保温300s后油淬至室温得到的高强钢中的全薄膜状残余奥氏体Q&P钢组织图；(c)为高强钢中的全薄膜状残余奥氏体Q&P钢的应力-应变曲线图；抗拉强度Rm为1057MPa，延伸率为29.32％，强塑积为31GPa·％。
【具体实施方式】
为了更好的理解本发明的技术方案，下面结合附图对本发明实施例进行详细描述。
应当明确，所描述的实施例仅仅是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有作出创造性劳动前提下所获得的所有其它实施例，都属于本发明保护的范围。
在本发明实施例中使用的术语是仅仅出于描述特定实施例的目的，而非旨在限制本发明。在本发明实施例和所附权利要求书中所使用的单数形式的“一种”、“所述”和“该”也旨在包括多数形式，除非上下文清楚地表示其他含义。
本发明提供一种控制获得高强钢中全薄膜状残余奥氏体的处理工艺，所述处理工艺包括：
S1：将样品钢进行奥氏体化-淬火处理，得到全马氏体组织的钢；
S2：将全马氏体组织的钢进行退火处理和后续相应热处理，得到全薄膜状残余奥氏体TRIP钢或Q&P钢。
所述S2具体包括：
S2-1：两相区退火处理的目的是为了获得全针状逆转变奥氏体，使其在后续相应的热处理后获得室温下全薄膜状残余奥氏体，对获得高强钢中全薄膜状残余奥氏体起着十分重要的作用。获得全针状逆转变奥氏体处理为将全马氏体组织的钢首先快速加热到Ae1温度以下30～50℃避免马氏体组织被严重回火，然后以0.05～1K/s的慢加热速率加热到铁素体+奥氏体(α+γ) 两相区700～830℃保温0～3h进行逆转变；或者将全马氏体组织的钢以1～20 K/s快加热速率加热到两相区中700～775℃的低温针状奥氏体形成区，保温 0～3h进行逆转变，通过控制加热速率和逆转变温度，来实现全针状逆转变奥氏体的形成；
S2-2：后续相应的热处理包括新型TRIP钢的贝氏体等温相变处理或 Q&P钢的淬火和配分处理等，目的是为了将C富集到针状逆转变奥氏体残留下来的薄膜状未转变奥氏体中，使其在室温下保留为全薄膜状的残余奥氏体，从而制成含有全薄膜状残余奥氏体的不同类型的高强钢，包括TRIP 钢、Q&P钢等。此步骤对获得高强钢中全薄膜状残余奥氏体起着非常重要的作用。
贝氏体等温相变处理为，将获得全针状逆转变奥氏体的钢，迅速冷却至贝氏体相变区保温一定时间后快速冷却至室温，全针状逆转变奥氏体转变为贝氏体与薄膜状未转变奥氏体，C元素从贝氏体中排出富集至薄膜状未转变奥氏体中，快冷至室温后转变为亚微米级全薄膜状残余奥氏体。所述 S2-2中贝氏体等温相变处理具体为：将获得全针状逆转变奥氏体的钢，迅速冷却至350～450℃保温10～60min后，快速冷却至室温，控制冷却速率为50～200K/s，得到高强钢中的全薄膜状残余奥氏体的TRIP钢。
淬火和配分处理为，将获得全针状逆转变奥氏体的钢，快速冷却至马氏体相变开始温度(Ms)与结束温度(Mf)之间的某一温度(QT)形成部分马氏体，之后通过在配分温度(PT)保温一段时间(Pt)控制碳(从先形成马氏体向未转变奥氏体)的配分，最后淬火至室温获得亚微米级薄膜状残余奥氏体。所述S2-2淬火和配分处理中QT具体为150～250℃，PT具体为250～450℃，Pt具体为2～10min。其中QT等于PT为一步法，QT不等于PT为两步法。
所述样品钢化学成分的质量百分数为C：0.2～0.4％，Mn：1.5～3.0％， Si：1.2～1.7％，Al：0.01～0.605％，P<0.01％，S<0.003％，余量为Fe及不可避免的杂质元素。
所述S1具体包括：将样品钢加热到奥氏体单相区保温一定时间，快速冷却至室温，得到板条状的马氏体。所述S1具体为：将样品钢加热到奥氏体单相区900～1200℃保温一定时间5～60min，控制冷却速率为50～200K/s，快速冷却至室温，得到板条状马氏体。
两相区温度区间采用以下方法确定：使用ThermoCalc热力学软件计算不同温度下各相的相分数进而确定两相区温度区间。
本发明还提供高强钢中的全薄膜状残余奥氏体的TRIP钢和Q&P钢，通过所述的处理工艺制备而成，所述的高强钢中的全薄膜状残余奥氏体的 TRIP钢或Q&P钢，其包括的成分及各个成分的质量百分比为：C：0.34％，Mn：2.51％，Si：1.47％，S：0.002％，P：0.0048％，Al：0.028％，余量为Fe及不可避免的杂质元素。所述的高强钢中的全薄膜状残余奥氏体TRIP 钢或Q&P钢厚度规格范围为0.8～3mm，抗拉强度>1000MPa，屈强比>0.51，延伸率>30％，强塑积>30GPa·％，组织中含有15-35％的薄膜状残余奥氏体。
在本发明中，此TRIP钢或QP具有强度高、塑性高、强塑积高等性能，其所述的高强钢中的全薄膜状残余奥氏体的TRIP钢或Q&P钢。
本发明将样品钢加热到奥氏体单相区进行奥氏体化后快速冷却至室温，得到其初始基体组织为板条马氏体，然后将全马氏体组织的钢以0.05～1K/s 的慢加热速率从Ae1温度以下(Ae1以下30～50℃)加热到铁素体+奥氏体(α+γ) 两相区(700～830℃)或者将全马氏体组织的钢以1-20K/s快加热速率加热到两相区中(700～775℃)的低温针状奥氏体形成区保温一定时间(0～3h) 进行逆转变，控制全针状逆转变奥氏体的形成，随后进行贝氏体等温淬火处理或者淬火和配分处理，分别制成全薄膜状残余奥氏体的TRIP钢或Q&P 钢等高强钢。贝氏体处理为将获得全针状逆转变奥氏体的钢，迅速冷却到 350～450℃进行贝氏体等温淬火，针状逆转变奥氏体转变为亚微米级全薄膜状残余奥氏体。淬火和配分处理为将两相区全针状逆转变奥氏体样品快速冷却至Ms～Mf(150～250℃)之间的某一温度(QT)形成部分马氏体，之后通过在250～450℃配分温度(PT)保温2～10min(Pt)控制碳(从一次淬火马氏体向未转变奥氏体)的配分，最后淬火至室温获得铁素体、马氏体和富碳的亚微米级薄膜状残余奥氏体多相组织(QT等于PT为一步法， QT不等于PT为两步法)。其中，奥氏体化-淬火、两相区退火、贝氏体等温相变处理或淬火和配分处理方法具体为：控制冷却速率为50～200K/s 的快速冷却方式，两相区逆转变形成全针状逆转变奥氏体且使得C元素被富集到针状逆转变奥氏体中，贝氏体等温相变或淬火和配分处理进一步增加C向薄膜状未转变奥氏体中的富集，形成室温可稳定存在的全薄膜状残余奥氏体。退火处理和后续相应的热处理(贝氏体等温相变或淬火和配分处理)对获得高强钢中全薄膜状残余奥氏体都至关重要。最终制备出来的TRIP钢或Q&P钢残余奥氏体均为薄膜状，残余奥氏体的体积分数占总体积的百分比为15～35％。此TRIP钢或Q&P钢当发生形变的时候使得薄膜状的残余奥氏体发生马氏体相变，提高钢的强塑性。
实施例1：
本实施例中，所选从样品钢上切下来的样品，其化学成分的质量百分数为：C：0.34％，Mn：2.51％，Si：1.47％，S：0.002％，P：0.0048％， Al：0.028％，余量为Fe及不可避免的杂质元素。
将该成分样品在真空管式炉中1050℃保温30min后油淬至室温，获得板条马氏体组织，将表面的淬火油清洗干净。将板条马氏体组织样品放入730℃的盐浴炉中保温3h后迅速放入400℃的盐浴炉保温10 min后淬火至室温，得到高强钢中的全薄膜状残余奥氏体TRIP钢。
如图2(a)所示，该实施例样品以板条马氏体为起始组织，在730℃的盐浴炉中保温3h后淬火至室温，可以获得全针状逆转变奥氏体(淬火至室温为马氏体)。
如图2(b)所示，该实施例样品以板条马氏体为起始组织，在730℃的盐浴炉中保温3h后迅速放入400℃的盐浴炉保温10min，得到薄膜状残余奥氏体+贝氏体+回火马氏体的复相组织，即为高强钢中的全薄膜状残余奥氏体TRIP钢。
如图2(c)所示，为高强钢中的全薄膜状残余奥氏体TRIP钢的应力-应变曲线，可得抗拉强度Rm为1050MPa，延伸率为36.30％，强塑积为38GPa·％。
如图2(d)所示，为奥氏体取向图，可见得到了全薄膜状的残余奥氏体，用XRD测出的RA含量为26.3％。
实施例2：
本实施例中，所选从样品钢上切下来的样品，其化学成分的质量百分数为：C：0.34％，Mn：2.51％，Si：1.47％，S：0.002％，P：0.0048％， Al：0.028％，余量为Fe及不可避免的杂质元素。
将该成分样品在真空管式炉中1050℃保温30min后油淬至室温，获得板条马氏体组织，将表面的淬火油清洗干净。将板条马氏体组织样品放入775℃的盐浴炉中保温2min后迅速放入400℃的盐浴炉保温2 min后淬火至室温，得到高强钢中的全薄膜状残余奥氏体TRIP钢。
如图3所示，为高强钢中的全薄膜状残余奥氏体TRIP钢的应力-应变曲线，可得抗拉强度Rm为1005MPa，延伸率为39.68％，强塑积为 39GPa·％。
实施例3：
本实施例中，所选从样品钢上切下来的样品，其化学成分的质量百分数为：C：0.34％，Mn：2.51％，Si：1.47％，S：0.002％，P：0.0048％， Al：0.028％，余量为Fe及不可避免的杂质元素。
将该成分样品在真空管式炉中1050℃保温30min后油淬至室温，获得板条马氏体组织，将表面的淬火油清洗干净。将板条马氏体组织样品放入750℃的盐浴炉中保温10min后迅速放入400℃的盐浴炉保温2 min后淬火至室温，得到高强钢中的全薄膜状残余奥氏体TRIP钢。
如图4所示，为高强钢中的全薄膜状残余奥氏体TRIP钢的应力-应变曲线，可得抗拉强度Rm为983MPa，延伸率为41.20％，强塑积为40 GPa·％。
实施例4：
本实施例中，所选从样品钢上切下来的样品，其化学成分的质量百分数为：C：0.34％，Mn：2.51％，Si：1.47％，S：0.002％，P：0.0048％， Al：0.028％，余量为Fe及不可避免的杂质元素。
将该成分样品在真空管式炉中1050℃保温30min后油淬至室温，获得板条马氏体组织，将表面的淬火油清洗干净。将板条马氏体组织样品放入650℃的盐浴炉中控制加热速率为0.05K/s加热到770℃，然后快冷到马氏体转变区170℃保温20s，接着迅速将样品放入400℃的盐浴炉中保温300s，得到高强钢中的全薄膜状残余奥氏体Q&P钢。
如图5(a)所示，该实施例样品以板条马氏体为起始组织，控制加热速率为0.05K/s加热到770℃淬火至室温，可以获得全针状逆转变奥氏体，此针状奥氏体富Mn富C，在随后的淬火和配分处理后，针状奥氏体进一步富C，从而部分针状逆转变奥氏体被保留至室温成为薄膜状残余奥氏体。
如图5(b)所示，为高强钢中的全薄膜状残余奥氏体Q&P钢的组织图。
如图5(c)所示，为高强钢中的全薄膜状残余奥氏体Q&P钢的应力 -应变曲线，可得抗拉强度Rm为1057MPa，延伸率为29.32％，强塑积为31GPa·％。
以上对本申请实施例所提供的一种控制获得高强钢中全薄膜状残余奥氏体的处理工艺，进行了详细介绍。以上实施例的说明只是用于帮助理解本申请的方法及其核心思想；同时，对于本领域的一般技术人员，依据本申请的思想，在具体实施方式及应用范围上均会有改变之处，综上所述，本说明书内容不应理解为对本申请的限制。
如在说明书及权利要求书当中使用了某些词汇来指称特定组件。本领域技术人员应可理解，硬件制造商可能会用不同名词来称呼同一个组件。本说明书及权利要求书并不以名称的差异来作为区分组件的方式，而是以组件在功能上的差异来作为区分的准则。如在通篇说明书及权利要求书当中所提及的“包含”、“包括”为一开放式用语，故应解释成“包含/ 包括但不限定于”。“大致”是指在可接收的误差范围内，本领域技术人员能够在一定误差范围内解决所述技术问题，基本达到所述技术效果。说明书后续描述为实施本申请的较佳实施方式，然所述描述乃以说明本申请的一般原则为目的，并非用以限定本申请的范围。本申请的保护范围当视所附权利要求书所界定者为准。
还需要说明的是，术语“包括”、“包含”或者其任何其他变体意在涵盖非排他性的包含，从而使得包括一系列要素的商品或者系统不仅包括那些要素，而且还包括没有明确列出的其他要素，或者是还包括为这种商品或者系统所固有的要素。在没有更多限制的情况下，由语句“包括一个……”限定的要素，并不排除在包括所述要素的商品或者系统中还存在另外的相同要素。
应当理解，本文中使用的术语“和/或”仅仅是一种描述关联对象的关联关系，表示可以存在三种关系，例如，A和/或B，可以表示：单独存在A，同时存在A和B，单独存在B这三种情况。另外，本文中字符“/”，一般表示前后关联对象是一种“或”的关系。
上述说明示出并描述了本申请的若干优选实施例，但如前所述，应当理解本申请并非局限于本文所披露的形式，不应看作是对其他实施例的排除，而可用于各种其他组合、修改和环境，并能够在本文所述申请构想范围内，通过上述教导或相关领域的技术或知识进行改动。而本领域人员所进行的改动和变化不脱离本申请的精神和范围，则都应在本申请所附权利要求书的保护范围内。

Claims (10)

1.一种控制获得高强钢中全薄膜状残余奥氏体的处理工艺，其特征在于，所述处理工艺包括：
S1：将样品钢进行奥氏体化-淬火处理，得到全马氏体组织的钢；
S2：将全马氏体组织的钢进行两相区退火处理和后续相应的热处理，得到全薄膜状残余奥氏体TRIP钢或Q&P钢。
2.根据权利要求1所述的处理工艺，其特征在于，所述S2具体包括：
S2-1：两相区退火处理的目的是获得全针状逆转变奥氏体，具体处理为将全马氏体组织的钢连续缓慢加热至铁素体+奥氏体(α+γ)两相区保温一定时间进行逆转变；或者将全马氏体组织的钢以快加热速率加热到α+γ两相区较低温的针状奥氏体形成区保温一定时间进行逆转变，通过控制加热速率和逆转变温度，来实现全针状逆转变奥氏体的控制；
S2-2：后续相应热处理包括新型TRIP钢的贝氏体等温相变处理或Q&P钢的淬火和配分处理，其目的均是将C富集到针状逆转变奥氏体中，使其在室温下保留为全薄膜状的残余奥氏体。
3.根据权利要求2所述的处理工艺，其特征在于，所述S2-2中贝氏体等温相变处理为将逆相变获得全针状逆转变奥氏体的钢，迅速冷却至贝氏体相变区保温一定时间后快冷至室温,贝氏体相变区保温过程中，针状逆转变奥氏体转变为贝氏体与薄膜状未转变奥氏体，C元素从贝氏体中排出富集至薄膜状未转变奥氏体中，快冷至室温后转变为获得富碳的亚微米级全薄膜状残余奥氏体。
4.根据权利要求2所述的处理工艺，其特征在于，所述S2-2中淬火和配分处理为将两相区逆相变获得全针状逆转变奥氏体钢快速冷却至马氏体相变开始温度(Ms)与结束温度(Mf)之间的某一温度(QT)下形成部分一次淬火马氏体，之后通过在配分温度(PT)保温一段时间(Pt)控制碳从一次淬火马氏体向薄膜状未转变奥氏体中的配分，最后淬火至室温获得富碳的亚微米级薄膜状残余奥氏体。
5.根据权利要求2所述的处理工艺，其特征在于，所述S2-1中慢加热速率获得全针状逆转变奥氏体方法中，将全马氏体组织的钢首先快速加热到Ae1温度以下30～50℃，以避免加热过程中马氏体组织被严重回火，然后以0.05～1K/s的慢加热速率加热到铁素体+奥氏体(α+γ)两相区700～830℃保温0～3h进行逆转变；或者将全马氏体组织的钢以1～20K/s快加热速率加热到两相区中700～775℃的低温针状奥氏体形成区保温0～3h进行逆转变，通过控制加热速率和逆转变温度，来实现全针状逆转变奥氏体的形成。
6.根据权利要求3所述的处理工艺，其特征在于，所述S2-2中贝氏体等温相变处理具体为：将获得全针状逆转变奥氏体的钢，迅速冷却至350～450℃保温10～60min后淬火至室温，得到高强钢中的全薄膜状残余奥氏体的TRIP钢；
所述S2-2淬火和配分处理中QT具体为150～250℃，PT具体为250～450℃，Pt具体为2～10min,其中QT等于PT为一步法，QT不等于PT为两步法。
7.根据权利要求1所述的处理工艺，其特征在于，所述S1中样品钢化学成分的质量百分数为C：0.2～0.4％，Mn：1.5～3.0％，Si：1.2～1.7％，Al：0.01～0.605％，P<0.01％，S<0.003％，余量为Fe及不可避免的杂质元素。
8.根据权利要求1所述的处理工艺，其特征在于，所述S1具体包括：将样品钢加热到奥氏体单相区(900～1200℃)保温一定时间(5～60min)，快速冷却至室温，冷却速率控制为50～200K/s，得到板条状马氏体，即全马氏体组织的钢。
9.根据权利要求1所述的处理工艺，其特征在于，所述全薄膜状残余奥氏体TRIP钢或Q&P钢化学成分的质量百分数为：C：0.34％，Mn：2.51％，Si：1.47％，S：0.002％，P：0.0048％，Al：0.028％，余量为Fe及不可避免的杂质元素。
10.根据权利要求9所述的的处理工艺，其特征在于，所述的高强钢中的全薄膜状残余奥氏体TRIP钢或Q&P钢的抗拉强度>1000MPa，延伸率>30％，强塑积>30GPa·％，组织中含有15～35％的全薄膜状残余奥氏体。
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