CN115181899A - 980MPa级别低碳低合金TRIP钢及其快速热处理制造方法 - Google Patents

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Abstract

980MPa级别低碳低合金TRIP钢及其快速热处理制造方法，该钢成分质量百分比为：C 0.17～0.23％，Si 1.1～1.7％，Mn 1.6～2.2％，P≤0.015％，S≤0.002％，Al 0.02～0.05％，还可含有Cr、Mo、Ti、Nb、V中的一种或两种，Cr+Mo+Ti+Nb+V≤0.5％，余量为Fe和其它不可避免的杂质。其制造方法包括：冶炼、铸造、热轧、冷轧和快速热处理；快速热处理全过程用时281～350s。本发明通过控制快速热处理过程中快速加热、短时保温和快速冷却过程，改变变形组织的回复、再结晶及奥氏体相变过程，增加形核率(包括再结晶形核率和奥氏体相变形核率)，缩短晶粒长大时间，细化晶粒，最终获得TRIP钢显微组织为贝氏体、马氏体、铁素体、奥氏体的多相组织，且平均晶粒尺寸在1～3μm；在提高材料强度的同时获得良好的塑性和韧性。

Description

980MPa级别低碳低合金TRIP钢及其快速热处理制造方法
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980MPa级别低碳低合金TRIP钢及其快速热处理制造方法。
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，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，特别是其延伸率，以TRIP(相变诱导塑性)钢为代表的先进高强钢的开发日益得到重视。冷轧相变诱导塑性TRIP钢组织是由铁素体基体上包含贝氏体和残余奥氏体构成，在塑性变形时，亚稳态残余奥氏体转变成为马氏体，因而在加工高强度时具有优良的伸长率和可成形性。通过亚稳态的残余奥氏体在很大应变范围内产生的形变诱导相变作用改善钢的成型性能，其总伸长率可达到30-40％，由于存在较软的多边形铁素体组织的原因，导致其抗拉强度一般不超过980MPa。TRIP钢的力学性能由铁素体、贝氏体和奥氏体的体积分数、强度及各相组织形态、分布决定，特别是残余奥氏体抑制应变诱导马氏体转变的稳定性。TRIP钢的热处理工艺过程，主要由奥氏体化退火过程和贝氏体等温处理过程两个主要阶段组成。
1.加热及奥氏体化过程
在连续加热退火过程中，冷轧变形基体组织率先发生回复与再结晶过程，在该温度区间，基体中的渗碳体开始溶解于铁素体中。当加热温度超过AC1之后，如果温度高且时间充裕，渗碳体可全部溶解于奥氏体中，完成奥氏体化过程。通过临界退火，奥氏体相中的碳富集到Ac3线，此后，如果先共析渗碳体被合金元素Si、Al等抑制，则在等温淬火过程中碳浓度达到T0或T'0。
2.快速冷却及贝氏体等温过程
材料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进行保温(等温)处理，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，剩余碳向尚未发生相变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，富碳奥氏体随后冷却过程就会停止相转变，从而形成残余奥氏体。
目前，针对相变诱导塑性TRIP钢成分配方及生产工艺的研究开发、优化完善，主要是通过添加合金元素、调整TRIP工艺中淬火及配分过程中温度及时间来改变相变诱导塑性TRIP钢的组织性能。
中国专利CN102312157B公开了“一种1000MPa级以上冷轧TRIP钢及其制备方法”，该发明钢化学成分质量百分比为：C：0.18～0.23％，Si：1.3～1.64％，Mn：2.1～2.3％，Nb：0.03～0.05％，V：0.03～0.09％，P≤0.01％，S≤0.01％，Alt：0.8～1.2％，N≤0.005％，余量为Fe和其它不可避免的杂质元素。该发明钢的主要特征在于采用传统连退产线进行生产，其加热速率为1.5-15℃/s，均热温度810-830℃，均热时间85-120s，贝氏体保温时间5-8min，其退火及贝氏体转变处理时间都很长。同时其添加较高C、Si、Mn及Nb、V等微合金元素，替代Ni、Cr，实际生产过程其合金成本和生产工艺过程中的制造成本必然也较高。
中国专利CN109182923A公开了“一种低碳微合金化高强塑积冷轧TRIP980钢的热处理方法”，该发明钢化学成分质量百分比为：C：0.18～0.23％，Si：1.6～1.8％，Mn：1.5～2.0％，Nb：0.025～0.045％，Ti：0.08～0.15％，P≤0.015％，S≤0.005％，余量为Fe和其它不可避免的杂质元素。该发明钢的主要特征在于：一方面，采用了较高的Si含量，同时添加较高的微合金元素Nb、Ti，来获得高延伸率(A％≥24％)和高强度(≥980MPa)。另一方面，与传统TRIP钢生产工艺相比，其采用的是对冷轧带钢进行两次热处理，酸洗后冷轧处理的冷轧带钢首先进行一次完全奥氏体化退火，然后淬火成全马氏体组织，随后进行表面除氧化铁皮和去除脱碳层，再重新进行一次加热退火，最终得到成品带钢。显然该方法不仅存在Si含量偏高和微合金元素添加量偏高问题，而且工艺复杂，要采用两次退火，导致制造成本显著增加、制造工序难度增加。
中国专利201711385126.5公开了“一种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，其通过下述快速热处理工艺获得：带钢由室温快速加热至790～830℃奥氏体和铁素体两相区，加热速率为40～300℃/s；在两相区加热目标温度区间停留时间为60～100s；带钢从两相区温度快速冷却至410～430℃，冷却速度为40～100℃/s，并在此温度区间停留200-300s；带钢从410～430℃快速冷却至室温。其特征在于：所述的TRIP钢金相组织为贝氏体、铁素体、奥氏体三相组织；所述的TRIP钢平均晶粒尺寸明显细化；抗拉强度950～1050MPa；延伸率21～24％；强塑积最大可达到24GPa％。
该专利的不足主要有以下几个方面：
第一，该专利公开的是一种780MPa级别低碳低合金TRIP钢产品及其工艺技术，但该TRIP钢产品的抗拉强度为950～1050MPa该强度作为780MPa级的产品抗拉强度显得太高了，用户使用效果不可能好，而作为980MPa级别抗拉强度又偏低了，不能很好地满足用户的强度要求；
第二，该专利采用一段式快速加热，在整个加热温度区间均采用了同一个快速加热速率，未根据不同温度段的材料组织结构变化需要进行区别处理，而全部以40～300℃/s的速度快速加热，必然导致快速加热过程生产成本的提高；
第三，该专利均热时间定为60～100s，这和传统连退的均热时间差不多，均热时间的增加必然部分减弱快速加热产生的细化晶粒效果，对材料强度和韧性提高非常不利；
第四，该专利必须进行200～300s的贝氏体等温处理时间，这实际上对快速热处理产品而言等温处理时间过长了，起到的作用有限，没有必要。而且均热时间和等温处理时间的增加都不利于节约能源、降低机组设备投资和机组占地面积，更不利于带钢在炉内的高速稳定运行，显然这也不是严格意义上的快速热处理过程。
中国专利CN103237905B公开了“一种多相钢”，由该类多相钢制成的、冷轧的扁钢制品以及该制造方法。该发明钢化学成分质量百分比为：C：0.14～0.25％，Mn：1.7～2.5％，Si：1.4～2.0％，Al≤0.1％，Cr≤0.1％，Mo≤0.05％，Nb：0.02～0.06％，S≤0.01％，P≤0.02％，N≤0.01％，以及可选的“Ti、B、V”族中的至少一个元素：Ti≤0.1％，B≤0.002％，V≤0.15％，余量为Fe和其它不可避免的杂质元素。其热轧开轧温度1100-1300℃，终轧温度820-950℃，卷取温度400-750℃；经过30-80％冷轧压下后进行热处理，热处理采用传统退火工艺方式进行，退火温度AC1+20℃～AC3范围内。在350-500℃温度范围内进行过时效处理。最终获得高延伸率(A％：16.9-22％)和高强度(980-1086MPa)。该发明钢的主要特征在于采用添加较高微合金元素Nb、Mo、Cr、Ti或B、V(必须含有之一)，其主合金成分C、Si、Mn的含量也不低。同时采用传统热处理工艺，存在组织控制能力低、退火时间长，成本高等问题。
中国专利CN105543674B公开了“一种高局部成型性能冷轧超高强双相钢的制造方法”，该发明的高强度双相钢化学成分按重量百分数计为：C：0.08～0.12％、Si：0.1～0.5％、Mn：1.5～2.5％、Al：0.015～0.05％，其余为Fe和其它不可避免杂质。将该化学成分选配原料，熔炼成铸坯；将铸坯在1150-1250℃加热1.5-2小时后进行热轧，热轧开轧温度1080-1150℃，终轧温度为880-930℃；轧后以50-200℃/s的冷却速度冷却至450-620℃进行卷取，得到以贝氏体为主要组织类型的热轧钢板；将热轧钢板进行冷轧，随后以50-300℃/s的速度加热至740-820℃进行退火，保温时间30s-3min，以2-6℃/s的冷速冷至620-680℃，之后以30-100℃/s的冷速冷至250-350℃过时效处理3-5min，得到铁素体+马氏体双相组织的超高强双相钢。该超高强双相钢的屈服强度为650-680MPa，抗拉强度为1023-1100MPa，延伸率为12.3-13％。沿轧制方向180°弯曲不开裂。
该专利的最主要特征为将热轧后冷却条件控制与连续退火过程中的快速加热相结合，即通过控制热轧后冷却工艺，消除带状组织，实现组织均匀化；在后续连续退火过程中采用快速加热，在保证组织均匀性的基础上实现组织细化。可见该专利技术采用快速加热退火，其前提是热轧后获得以贝氏体为主要组织的热轧原料，其目的主要在于保证组织均匀性，避免出现带状组织而导致局部变形不足。
该专利的不足之处在于：
第一，要获得具有贝氏体组织的热轧原料，该热轧原料强度高、变形抗力大，为后续酸洗和冷轧生产都带来了很大的困难；
第二，其对快速加热的理解仅限于缩短加热时间，细化晶粒的层面，其加热速率未根据不同温度段的材料组织结构变化需要进行划分，而全部以50-300℃/s的速度加热，导致快速加热生产成本的提高；
第三，均热时间30s-3min，均热时间的增加必然部分减弱快速加热产生的细化晶粒效果，对材料强度和韧性提高不利；
第四，该专利必须进行3-5分钟的过时效处理，这实际上对快速热处理DP钢而言时效时间过长了，没有必要。而且均热时间和过时效时间的增加都不利于节约能源、降低机组设备投资和机组占地面积，更不利于带钢在炉内的高速稳定运行，显然这也不是严格意义上的快速热处理过程。
中国专利CN108774681A公开了“一种高强钢的快速热处理方法”，该方法采用陶瓷片电加热装置，可获得最大值达到400℃/s的加热速率，加热到1000～1200℃后，采用风机吹风冷却，最快冷速近3000℃/s的冷速冷至室温。该发明方法中采用陶瓷片电加热的热处理装置处理速度为50cm/min。该发明钢的特征在于其含碳量高达0.16～0.55％，且同时含有：Si、Mn、Cr、Mo等合金元素；该方法主要适合于钢丝、盘条或5mm以下的钢带。该专利阐述了一种通过陶瓷片电加热的快速热处理方法；该发明的主要目的在于解决高强钢丝和盘条等产品热处理效率低，浪费能源及环境污染的问题；未提及快速加热对材料组织性能的影响及作用；该发明未结合钢种牌号成分及组织特点，采用风机吹风冷却的方式，最快冷速接近3000℃/s指的是高温段的瞬时冷速，平均冷速是达不到3000℃/s的；同时高温段采用过高的冷速生产宽薄带钢会导致内应力过大、钢板板型不良等问题，不适用于宽薄钢板的大规模工业化连续热处理生产。
中国专利CN107794357B和美国专利US2019/0153558A1公开了“一种超快速加热工艺生产超高强度马氏体冷轧钢板的方法”，该高强度钢化学成分按重量百分数计为：C：0.10～0.30％、Mn：0.5～2.5％、Si：0.05～0.3％、Mo：0.05～0.3％、Ti：0.01～0.04％、Cr：0.10～0.3％、B：0.001～0.004％、P≤0.02％、S≤0.02％，其余为Fe和其它不可避免杂质。该钢的力学性能：屈服强度Rp0.2大于1100MPa，抗拉强度Rm＝1800-2300MPa，延伸率最大12.3％，均匀延伸率5.5-6％。该发明提供了一种超高强度马氏体冷轧钢板的超快速加热生产工艺，其工艺特征首先将冷轧钢板以1～10℃/s加热到300～500℃，然后以100～500℃/s的加热速率加热至单相奥氏体区850～950℃；钢板保温不超过5s立即水冷到室温，得到超高强度冷轧钢板。
该专利所述工艺的不足之处包括：
第一，该发明钢退火温度已经进入到奥氏体单相区的超高温温度范围，而且还含有较多的合金元素，屈服强度和抗拉强度均超过了1000MPa，所以给本热处理工艺、热处理前工序及后续用户使用带来较大的困难。
第二，该发明的超快速加热退火方法，其采用不超过5s的保温时间，不仅加热温度的可控性差，而且还会导致最终产品中合金元素分布不均匀，导致产品组织性能的不均匀和不稳定；
第三，最后的快冷其采用的是水淬冷却到室温，未进行必要的回火处理，这样其所得到的最终产品组织性能及最终组织结构中的合金元素分布情况不能使产品获得最佳的强韧性，导致最终产品强度过剩有余，而塑性和韧性不足；
第四，该发明的方法由于水淬冷速过高会导致钢板板型不良和表面氧化等问题，因此该专利技术没有太大实际应用价值或实际应用价值不大。
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)对带钢进行慢速加热，使其依次完成再结晶和奥氏体化相变，因此加热和均热时间都比较长、能耗高，同时传统连续退火生产线还存在带钢在高温炉段的炉辊数目较多，传统连续退火机组根据产品大纲和产能要求，一般均热时间要求在1-3min，对于机组速度在180米/分左右的传统产线其高温炉段内的炉辊数目在20-40根不等。这对带钢表面质量控制难度增大。
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在几十秒、十几秒、甚至几秒内完成奥氏体化过程，大大缩短了加热段长度，便于提高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和产线设计方法，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。
以相变诱导塑性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钢的开发和生产提供更大的空间。
发明内容
本发明的目的在于提供一种980MPa级别低碳低合金TRIP钢及其快速热处理制造方法，通过快速热处理改变变形组织的回复、再结晶及相变过程，缩短晶粒长大时间，细化晶粒，获得TRIP钢的金相组织为贝氏体35～45％、马氏体20～25％、铁素体10～60％、奥氏体5～15％的多相组织，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、马氏体和奥氏体均匀分布在铁素体基体上；其屈服强度为549～716MPa，抗拉强度为1030～1120MPa，延伸率为21.3～24.5％，强塑积23～25.9GPa％；在明显提高材料强度性能的同时获得良好的塑性和韧性；采用快速热处理工艺提高了生产效率，降低生产成本及能耗，显著减少炉辊数量，提高钢带表面质量。
为达到上述目的，本发明的技术方案是：
980MPa级别低碳低合金TRIP钢，其化学成分质量百分比为：C：0.17～0.23％，Si：1.1～1.7％，Mn：1.6～2.2％，P≤0.015％，S≤0.002％，Al：0.02～0.05％，还可含有Cr、Mo、Ti、Nb、V中的一种或两种，Cr+Mo+Ti+Nb+V≤0.5％，余量为Fe和其它不可避免的杂质，并通过下述工艺获得，包括：
1)冶炼、铸造
按上述化学成分冶炼并铸造成板坯；
2)热轧、卷取
卷取温度550～680℃；
3)冷轧
冷轧压下率为40～80％；
4)快速热处理
冷轧后的钢板快速加热至770～860℃，所述快速加热采用一段式或两段式；采用一段式快速加热时加热速率为50～500℃/s；采用两段式快速加热时，第一段以15～500℃/s的加热速率从室温加热至550～625℃，第二段以50～500℃/s的加热速率从550～625℃加热至770～860℃；之后进行均热，均热温度为770～860℃，均热时间为40～120s；
均热结束后以5～15℃/s的冷却速率缓慢冷却至670～770℃，随后以40～100℃/s的冷却速率快速冷却至贝氏体等温处理温度410～430℃，并在此温度区间进行等温处理，等温处理时间150～250s；之后以30～150℃/s的冷却速率冷却至室温。
优选的，所述C含量为0.19～0.21％。
优选的，所述Si含量为1.3～1.5％。
优选的，所述Mn含量为1.8～2.0％。
优选的，所述快速热处理全过程用时为281～350s。
优选的，步骤2)中，所述热轧温度≥Ar3。
优选的，步骤2)中，所述卷取温度为580～650℃。
优选的，步骤3)中，所述冷轧压下率为60～80％。
优选的，步骤4)中，所述快速加热采用一段式加热时加热速率为50～300℃/s。
优选的，步骤4)中，所述快速加热采用两段式加热，第一段以30～300℃/s的加热速率从室温加热至550～625℃；第二段以50～300℃/s的加热速率从550～625℃加热至770～860℃。
优选的，步骤4)中，所述快速加热采用两段式加热，第一段以50～300℃/s的加热速率从室温加热至550～625℃；第二段以80～300℃/s的加热速率从550～625℃加热至770～860℃。
本发明所述TRIP钢的金相组织为贝氏体35～45％、马氏体20～25％、铁素体10～60％、奥氏体5～15％的多相组织，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、马氏体和奥氏体均匀分布在铁素体基体上。
本发明所述TRIP钢的屈服强度为549～716MPa，抗拉强度为1030～1120MPa，延伸率为21.3～24.5％，强塑积23～25.9GPa％。
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。碳在钢中一般有几种存在方式：铁素体和奥氏体中的固溶碳和渗碳体。碳含量对钢的力学性能影响十分大，随着含碳量的升高，贝氏体、珠光体及马氏体等强化相的数量会增加，使钢的强度与硬度大幅提高，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弱，从而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。
对于相变诱导塑性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，使珠光体和贝氏体转变的C曲线右移，推迟铁素体和贝氏体的转变，降低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；含碳量太低则使残余奥氏体的稳定性大大降低，甚至没有TRIP效应出现。因此，本发明将含碳量限定在0.17～0.23％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，珠光体的含量也会随着Mn含量的增加而有所增加，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。
对于相变诱导塑性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，也可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Mn对C原子的拖拽作用，推迟贝氏体的形成。锰含量较高时，会导致组织呈带状化、残余奥氏体过分稳定，不利于相变的发生；也会导致钢中晶粒粗化，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。另外，增加Mn含量会增加合金成本，增加热处理前工序生产成本和生产难度。综合以上因素考虑，本发明将锰含量控制在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，硅可增加钢的冷加工变形硬化速率，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，而且在一定范围内不会使钢的塑性明显下降。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。但是钢中硅的含量过高，其塑性与韧性会显著下降。
对于相变诱导塑性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，也起到固溶强化的作用，提高钢的强度。硅元素还有缩小奥氏体相区，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、劣化表面质量等问题。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。硅对奥氏体长大速率没有明显影响，但对形成的奥氏体形态和分布有明显影响。硅含量的增加将使得热处理前工序的制造难度增加，综合以上因素，本发明将硅含量控制在1.1～1.7％范围之内。
Cr：铬在钢中的主要作用是提高淬透性，使钢经淬火回火后具有较好的综合力学性能。铬与铁形成连续固溶体，缩小奥氏体相区域，铬与碳形成多种碳化物，与碳的亲和力大于铁和锰元素。铬与铁可形成金属间化合物σ相(FeCr)，铬使珠光体中碳的浓度及奥氏体中碳的极限溶解度减少；铬减缓奥氏体的分解速度，显著提高钢的淬透性，但亦增加钢的回火脆性倾向。铬元素在提高钢的强度和硬度方面加入其他合金元素，效果较显著。由于Cr提高了钢在空冷时的淬火能力，因而对钢的焊接性能有不利的影响。但是在含铬量小于0.3％时，对焊接性的不利影响可以忽略；大于此含量时，容易在焊接时产生裂纹和夹渣等缺陷。当Cr与其他合金元素同时存在(如和V共存)时，Cr对焊接性的不利影响大大减小。如当Cr、Mo、V等元素同时存在于钢中时，即使含Cr量达到1.7％，对钢的焊接性能尚无显著的不利影响。本发明中铬元素为有益且非必要添加元素，考虑成本增加等因素添加量不宜过多。
Mo：钼元素能抑制铁的自扩散和其他元素的扩散速度。Mo原子半径比α-Fe原子大，当Mo溶解在α固溶体时，使固溶体发生强烈的晶格畸变，同时Mo能增加晶格原子键引力，提高α铁素体的再结晶温度。Mo在珠光体型、铁素体型、马氏体型钢中，甚至在高合金奥氏体钢中的强化作用也十分明显。在钢中加入强碳化物形成元素V、Nb、Ti时，Mo的固溶强化作用更加显著。这是因为当强碳化物形成元素与C结合成稳定的碳化物时，能促进Mo更有效地溶入固溶体中，从而更有利于钢的热强性提高。加入Mo还可以增加钢的淬透性，但效果没有C和Cr显著。Mo会抑制珠光体区的转变，使中温区转变加快，因而含Mo钢在冷却速度较大的情况下也能形成一定数量的贝氏体，并且消除铁素体的形成，这是Mo对低合金耐热钢热强性产生有利影响的原因之一。Mo还能显著降低钢的热脆倾向，并减小珠光体球化速度。当Mo含量在0.15％以下时，对钢的焊接性能无不利的影响。本发明中钼元素为有益且非必要添加元素，考虑成本增加等因素添加量不宜过多。
微合金元素Ti、Nb、V：在钢中添加微量的微合金元素Nb、V、Ti，可保证钢在碳当量较低的情况下，通过其碳、氮化物质点(尺寸小于5nm)的弥散析出及Nb、V、Ti的固溶，细化晶粒，极大地提高钢的强度、韧性，特别是低温韧性，使钢具有良好的可焊性、使用性。Nb、V、Ti是强碳化物和氮化物的形成元素，这些元素在比较低的浓度下就能满足这种要求。常温时，在钢中大部分以碳化物、氮化物、碳氮化物形式存在，少部分固溶在铁素体中。
对于TRIP钢而言，添加微合金化元素，能够通过晶粒细化和沉淀强化铁素体基体，还可以延迟贝氏体形成。贝氏体形成被延迟的原因是在冷却时强化铁素体的形成，这是显微组织晶粒细化后的结果。铁素体的形成导致残余奥氏体的碳富集，延迟了奥氏体转变为贝氏体，同时细小弥散的碳氮化物使贝氏体形核受到抑制，从而也延迟贝氏体形成。加入Nb、V、Ti可以阻止奥氏体晶粒长大，提高钢的粗化温度，这是由于它们的碳、氮化物弥散的小颗粒能对奥氏体晶界起固定作用，阻碍奥氏体晶界的迁移，提高奥氏体再结晶温度，可扩大未再结晶区，亦即阻止了奥氏体晶粒长大。
在钢中添加微量的Nb、V、Ti：
第一，可在减少碳当量含量的同时提高强度，提高钢的焊接性能；
第二，将不纯物质如氧、氮、硫等固定起来，从而改善钢的可焊性；
第三，由于其微观质点的作用，例如TiN在高温下的未溶解性，可阻止热影响区晶粒的粗化，提高热影响区的韧性，从而改善钢的焊接性能。本发明中微合金元素为有益且非必要添加元素，考虑成本增加等因素添加量不宜过多。
本发明通过快速热处理方法(包括快速加热、短时保温和快速冷却过程)精细化控制轧硬带钢在热处理过程中变形组织的回复、再结晶和相变过程，最终获得细小、均匀、弥散分布各项组织结构和良好的强塑性匹配。
具体原理在于：加热过程不同温度阶段采用不同加热速率，低温段主要发生变形组织的回复，可采用相对低的加热速率以降低能耗；高温段主要发生不同相组织的再结晶和晶粒长大，必须要采用相对高的加热速率来缩短组织在高温区间的停留时间才能确保晶粒无法长大或长大不明显。通过控制加热过程中的加热速率抑制加热过程中变形组织的回复及铁素体再结晶过程，使再结晶过程与奥氏体相变过程重叠，增加了再结晶晶粒和奥氏体晶粒的形核点，最终细化晶粒。通过短时保温和快速冷却，缩短均热过程晶粒长大的时间，确保晶粒组织细小、均匀分布。
中国专利CN106811698B中公开的热处理工艺，其未对整个加热过程进行区分处理，且其加热过程采用的加热速率为20-60℃/s属于中等加热速率，是基于现有传统连续退火机组的加热技术实现的，无法根据材料组织转变的需要进行大范围的调控。
中国专利CN107794357B和美国专利US2019/0153558A1公开的热处理工艺中，虽然也对加热过程进行了分段处理：先以1-10℃/s的加热速率加热到300-500℃，然后以100-500℃/s的加热速率加热至单相奥氏体区850-950℃，保温不超过5s后水淬到室温。该处理方法要求必须将钢板加热到单相奥氏体的高温区，这提高了设备的耐高温要求，增加了制造难度，同时其采用水冷的冷却方式，虽然冷速极高，可大幅度减少晶粒组织在高温区间的长大时间，但是也不可避免的带来最终产品中合金元素分布不均匀，导致产品组织性能的不均匀和不稳定，冷速过高也会导致钢板板型不良和表面氧化等一系列问题。
只有通过综合控制整个热处理过程：包括快速加热(分区段控制加热速度)、短时均热和快速冷却过程，才能获得精细控制的最优的晶粒尺寸、合金元素和各相组织均匀分布，最终获得最优的强韧性匹配产品。
通过本发明的快速热处理方法后所获得的铁素体、奥氏体和贝氏体的多相组织，其平均晶粒尺寸在1～3μm，比现有传统技术生产的产品晶粒尺寸(通常在5～15μm)减小50～80％，通过晶粒细化可提高材料的强度，同时获得良好的塑性和韧性，提高材料的使用性能；而且本发明获得的铁素体、贝氏体和残余奥氏体组织主要为块状和颗粒状等多种形态，且分布更加均匀，从而变形阶段可获得更好的强塑性。
本发明所述的980MPa级别低碳低合金TRIP钢的快速热处理制造方法，包括以下步骤：
1)冶炼、铸造
按上述化学成分冶炼并铸造成板坯；
2)热轧、卷取
卷取温度550～680℃；
3)冷轧
冷轧压下率40～80％，获得轧硬态带钢或钢板；
4)快速热处理
a)快速加热
冷轧后的带钢或钢板快速加热至770～860℃，所述快速加热采用一段式或两段式；采用一段式快速加热时加热速率为50～500℃/s；采用两段式快速加热时，第一段以15～500℃/s的加热速率从室温加热至550～625℃，第二段以50～500℃/s的加热速率从550～625℃加热至770～860℃；
b)均热
在奥氏体和铁素体两相区目标温度770～860℃进行均热，均热时间为40～120s；
c)冷却
将带钢或钢板均热后以5～15℃/s的冷却速率缓冷至670～770℃；随后以40～100℃/s的冷却速率快速冷却至贝氏体等温处理温度410～430℃；
d)贝氏体等温处理
在410～430℃温度区间进行贝氏体等温处理，等温处理时间150～250s；
e)等温处理结束后带钢或钢板以30～150℃/s的冷却速率冷却至室温。
优选的，所述快速热处理全过程用时为281～350s。
优选的，步骤2)中，所述热轧温度≥Ar3。
优选的，步骤2)中，所述卷取温度为580～650℃。
优选的，步骤3)中，所述冷轧压下率为60～80％。
优选的，步骤4)中，所述快速加热最终温度为790～830℃。
优选的，步骤4)中，所述快速加热采用一段式加热时加热速率为50～300℃/s。
优选的，步骤4)中，所述快速加热采用两段式加热，第一段以30～300℃/s的加热速率从室温加热至550～625℃，第二段以50～300℃/s的加热速率从550～625℃加热至770～860℃。
优选的，步骤4)中，所述快速加热采用两段式加热，第一段以50～300℃/s的加热速率从室温加热至550～625℃，第二段以80～300℃/s的加热速率从550～625℃加热至770～860℃。
优选的，步骤4)中，所述快速冷却过程冷却速率为50～100℃/s。
优选的，步骤4)均热过程中，带钢或钢板加热至所述奥氏体和铁素体两相区目标温度后，保持温度不变进行均热。
优选的，步骤4)均热过程中，带钢或钢板在均热时间段内进行小幅度升温或小幅度降温，升温后温度不超过860℃，降温后温度不低于770℃。
在本发明所述的980MPa级别低碳低合金TRIP钢的快速热处理制造方法中：
1、加热速度控制
连续加热过程的再结晶动力学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：
Figure BDA0003005377400000141
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；Tstar为再结晶开始温度；β是加热速率；b(T)由下式所获得：
b＝b0 exp(-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，再结晶开始温度(Tstar)及结束温度(Tfin)均升高；加热速率在50℃/s以上时，奥氏体相变与再结晶过程将重叠，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。
传统热处理过程中受限于加热技术的影响均为慢速加热，该条件下变形基体依次发生回复、再结晶及晶粒长大，而后发生铁素体向奥氏体的相转变，且相变形核主要在已经长大的铁素体晶界处，形核率较低。因此最后得到的双相钢的组织相对粗大。
快速加热条件下，变形基体刚刚完成再结晶或还没有完成再结晶(甚至还没有充分回复)，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或还没有完成再结晶时晶粒细小、晶界面积大，因此形核率显著提高，奥氏体晶粒明显细化。此时铁素体再结晶与奥氏体相变过程发生重叠，由于铁素体晶体内保留了大量位错等晶体缺陷，为奥氏体的形成提供了大量的形核点，使得奥氏体的形核呈现爆发式形核，因此奥氏体晶粒进一步细化。同时保留下来的高密度位错线缺陷也成为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并长大，因此奥氏体晶粒细小而且体积分数增大。
通过快速加热过程中精细控制组织演变、合金元素和各相组分分布，为后续均热过程奥氏体组织长大，以及各合金成分分布及快速冷却过程奥氏体向马氏体相转变奠定了良好的基础。最终才能获得具有细化晶粒、合理的元素及各相分布的最终产品组织。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素，本发明将一段式快速加热时加热速率定为50～500℃/s，采用两段式快速加热时加热速率定为15～500℃/s。
由于不同温度区间范围内，快速加热对材料的回复、再结晶和晶粒长大等组织演变过程所产生的影响不同，为获得最优的组织控制，因此不同的加热温度区间其优选的加热速率也不相同：从20℃到500～625℃，加热速率对回复过程的影响最大，控制加热速率为30～300℃/s，进一步优选为50～300℃/s；加热温度从500～625℃到奥氏体化温度770～860℃，加热速率对形核率及晶粒长大过程影响最大，控制加热速率为50～300℃/s；进一步优选为80～300℃/s。
2、均热温度控制
均热温度的选择需结合加热过程各温度阶段材料组织演变过程控制，同时需考虑后续快速冷却过程组织的演变和控制，这样才能最终获得优选的组织结构及分布。
均热温度通常取决于钢中C含量，传统的热处理工艺中一般将均热温度设置在AC1到AC3之间，或者Ac3以上30～50℃。本发明利用快速加热技术在未充分回复及再结晶的基体中保留大量的位错等晶体缺陷，为奥氏体转变提供了充足的形核功，所以只需要将温度加热到AC1到AC3之间就可以获得较多的奥氏体。本发明中TRIP钢的C含量为：0.17～0.23％，AC1和AC3分别是730℃左右和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多时，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，达到改善合金钢强度与韧性等力学性能的目的。
均热温度的选取还应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均匀的铁素体、贝氏体和残余奥氏体的目的。过高的均热温度会使奥氏体晶粒粗大，淬火过程中工件容易开裂，淬火后获得的组织也会较粗大，使钢的力学性能不佳。过低的均热温度，又会使奥氏体溶入的碳以及合金元素含量不足，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。亚共析钢的均热温度应该为Ac3+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，所以均热温度可以适当的提高。综合以上因素，本发明选取770～860℃作为均热温度，以期获得更理想更合理的最终组织。
3、均热时间控制
均热时间的影响因素也取决于钢中碳以及合金元素的含量，当钢中碳以及合金元素含量升高时，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。
由于本发明采用快速加热，在两相区材料含有大量位错，为奥氏体形成提供大量的形核点，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，而且均热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，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，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。均热保温时间的影响因素也取决于钢中碳以及其它合金元素的含量，当合金含量升高时，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。所以均热时间的控制需严格结合均热温度、快速冷却及快速加热过程综合考虑制定，才能最终获得理想的组织和元素分布。综上所述，本发明将均热保温时间定为40～120s。
4、快速冷却速度控制
快速冷却过程控制需结合前期加热和均热过程中各组织演变结果及合金扩散分布结果等综合因素，确保最终获得理想的各相组织及元素合理分布的材料组织。
为了获得贝氏体，快冷时材料的冷速必须大于临界冷却速度才能够得到贝氏体，临界冷却速度主要取决于材料成分，本发明TRIP钢中的Si含量为1.1～1.7％，Mn含量为1.6～2.2％，含量相对较高，所以Si和Mn很大程度加强了TRIP钢中奥氏体的淬透性，降低了临界冷却速度。
冷却速率还需综合考虑加热过程和均热过程的组织演变及合金扩散分布结果，以最终获得合理的各相组织分布及合金元素分布。冷速太低则不能获得贝氏体组织，那么力学性能不能满足要求，但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)引起板形不良，甚至容易导致试样严重变形和开裂。所以本发明将快速冷却速度设置为40～100℃/s。
5、贝氏体等温处理温度
TRIP钢的贝氏体等温处理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，此时贝氏体自由能小于奥氏体自由能，自由能的降低为贝氏体转变提供了相变驱动力。由于钢铁材料化学组分不同，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，原子扩散能力强，奥氏体部分转变成粒状贝氏体，并析出碳化物，降低过冷奥氏体的稳定性，残余奥氏体体积分数较低。较低温度等温处理时，需要原子扩散的贝氏体转变难以进行，可能导致发生无原子扩散的马氏体相变，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℃之间。
6、贝氏体等温处理时间
当贝氏体等温处理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含量较低其稳定性较差，在随后的冷却过程中，过冷奥氏体将转变为马氏体，马氏体组织具有高强度低延伸率的特点，因此对提高强塑性不利。随着等温时间的延长，贝氏体转变充分，本发明TRIP钢中贝氏体体积分数增加。等温时间延长，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，导致残余奥氏体碳含量升高，稳定性将增加，TRIP钢材料在服役使用过程中某形变区域的残余奥氏体随应变的发生可持续性地发生马氏体相变，该区域的材料强度增强，从而使应变可以转移到材料的其它区域，可显著提高材料延伸率。所以本发明将贝氏体等温时间设定得较长在150～250s。
本发明通过对传统连续退火机组进行快速加热和快速冷却工艺改造，使其实现快速热处理工艺，可以极大的缩短退火炉加热及均热段的长度(较传统连续退火炉至少能缩短三分之一)，提高传统连续退火机组的生产效率，降低生产成本及能耗，显著减少连续退火炉炉辊数量，特别是减少高温炉段炉辊数量，这可以提高带钢表面质量控制能力，获得高表面质量的带钢产品。同时通过建立快速热处理工艺技术的新型连续退火机组，可实现机组短小精悍、材料过渡灵活、调控能力强等目的；对产品材料而言则可细化带钢晶粒，进一步提高材料强度，降低合金成本及热处理前工序制造难度，提高材料的成型、焊接等用户使用性能。
本发明相对于传统技术所具有的优点：
(1)本发明通过快速热处理抑制热处理过程中变形组织的回复及铁素体再结晶过程，使再结晶过程与奥氏体相变过程重叠，增加了再结晶晶粒和奥氏体晶粒的形核点，缩短晶粒长大时间，细化晶粒，所获得的TRIP钢的显微组织为贝氏体组织体积占比35～45％、马氏体组织体积占比20～25％、铁素体组织体积占比15～60％、奥氏体组织体积占比5～15％的多相组织，且平均晶粒尺寸细化到1～3μm，比现有传统技术生产的产品晶粒尺寸(通常在5-15μm)减小50～80％；贝氏体为亚微米级颗粒状；奥氏体为孤岛状分布的晶粒；贝氏体和奥氏体均匀分布在铁素体基体上；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％，且不同大小、形状、取向的奥氏体可在不同应变条件下持续发生TRIP效应，显著提高材料性能。通过晶粒细化可提高材料的强度，同时获得良好的塑性和韧性，提高材料的使用性能。
(2)相比于传统热处理方式所得TRIP钢，该发明得到的TRIP钢为多相组织，且晶粒尺寸减小50～80％，材料的强韧性明显提高，其屈服强度控制在549～716MPa，抗拉强度可控制在1030～1120MPa较小区间范围内，产品力学性能的稳定性明显提高；延伸率依然保持在21.3～24.5％的较高水平；强塑积23～25.9GPa％。
(3)根据本发明所述的TRIP钢快速热处理工艺，热处理全过程用时可缩短至281～350s，大大降低了整个热处理工艺过程的时间(TRIP钢传统连续退火工艺时间通常在9～11min)，特别是缩短了在600℃以上高温下的停留时间，从而提高了生产效率、减少了能耗，降低了生产成本。
(4)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加热段和均热段时间缩短了60～80％，以及缩短了带钢在高温下的处理时间，整个热处理工序时间缩短至281～350s，可节能减排降耗，显著降低炉子设备的一次性投资，显著降低生产运行成本和设备维护成本；另外通过快速热处理生产相同强度等级的产品可以降低合金含量，降低热处理及前工序的生产成本，降低热处理之前各工序的制造难度。
(5)相比于传统的TRIP钢及其热处理工艺，由于快速热处理工艺技术使得加热过程和均热过程时间减少、炉子长度缩短、炉辊数量减少，使得炉内产生表面缺陷的几率减少，因此产品表面质量将显著提高；另外由于产品晶粒细化和材料合金含量的减少，采用本发明技术得到的钢板扩孔性能和弯折性能等加工成形性能、焊接性能等用户使用性能也有所提高。
本发明得到的低碳低合金980MPa级相变诱导塑性TRIP钢对新一代轻量化汽车、火车、船舶、飞机等交通运输工具的发展及相应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是本发明试验钢A按实施例1所生产的TRIP钢显微组织图片。
图2是本发明试验钢A按传统工艺1所生产的TRIP钢显微组织图片。
图3是本发明试验钢P按实施例6所生产的TRIP钢显微组织图片。
图4是本发明试验钢M按实施例12所生产的TRIP钢显微组织图片。
图5是本发明试验钢G按实施例21所生产的TRIP钢显微组织图片。
图6是本发明试验钢S按实施例23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。
本发明试验钢的成分参见表1，本发明实施例及传统工艺的具体参数参见表2和表3，表4和表5为本发明试验钢成分按实施例及传统工艺制备所得钢的主要性能。
从表1～表5可以看出，通过本发明的方法，可降低同级别钢中的合金含量，细化晶粒、获得材料组织构成及强度和韧性的良好匹配。通过本发明的方法获得的TRIP钢屈服强度为549～716MPa，抗拉强度为1030～1120MPa，延伸率为21.3～24.5％，强塑积为23～25.9GPa％。
图1为典型成分A钢经过实施例1获得的组织图，图2为典型成分A钢经过传统工艺例1获得的组织图。从图上看，不同热处理方式处理后的组织存在非常大的区别。经过本发明实施例处理后A钢其组织(图1)主要为铁素体基体上弥散分布的均匀的贝氏体和残余奥氏体组织组成。通过本发明工艺处理后的组织：贝氏体、残余奥氏体组织都非常均匀的分布于铁素体基体中，这对提高材料强度和塑性都是非常有利的。而经过传统工艺处理的A钢组织(图2)则为典型的TRIP钢组织。大块铁素体晶界上分布着贝氏体和少量的残余奥氏体组织，平均晶粒尺寸大约在5-15μm左右。采用传统工艺处理的组织特点是：晶粒组织相对粗大，贝氏体及残余奥氏体组织含量相对较少，且分布相对不均匀。
图3为典型成分P钢经过实施例6获得的组织图，图4为典型成分M钢经过实施例12获得的组织图。图5为典型成分G钢经过实施例21获得的组织图，图6为典型成分S钢经过实施例23获得的组织图。实施例6、12、21、23为典型的快速热处理工艺。从图中可见，采用本发明方法，可以获得非常均匀、细小、弥散分布的铁素体、贝氏体和残余奥氏体各相组织。本发明的TRIP钢制备方法可细化晶粒，使材料各相组织均匀分布于基体中，进而改善材料组织，提高材料性能。
本发明可通过采用快速加热和快速冷却工艺对传统连续退火机组进行改造，使其实现快速热处理工艺，极大缩短传统连续退火炉加热段及均热段的长度，提高传统连续退火机组的生产效率，降低生产成本及能耗，减少连续退火炉的炉辊数量，可以提高带钢表面质量的控制能力，获得高表面质量的带钢产品；同时通过建立采用快速热处理工艺技术的新型连续退火机组，使得连续热处理机组短小精悍、材料过渡灵活、而且调控能力强等优点；对材料而言则可细化带钢晶粒，进一步提高材料强度，降低合金成本及热处理前工序制造难度，提高材料的焊接性能等用户使用性能。
综上所述，本发明通过采用快速热处理工艺，对冷轧带钢的连续退火工艺技术进步产生了极大的促进作用，冷轧带钢从室温开始到最后完成奥氏体化过程可望在几十秒、十几秒甚至几秒内完成，大大缩短了连续退火炉子加热段长度，便于提高连续退火机组的速度和生产效率，显著减少连续退火机组炉内辊子数目，对于机组速度在180米/分左右的快速热处理产线其高温炉段内的辊子数目可以不超过10根，可明显提高带钢表面质量。同时，在极短时间内所完成的再结晶和奥氏体化过程的快速热处理工艺方法也将提供更加灵活及更柔性化的高强钢组织设计方法，进而在无需改变合金成分及轧制工艺等前工序条件前提下改善材料组织，提高材料性能。
以相变诱导塑性TRIP钢为代表的先进高强钢有着广阔的应用前景，而快速热处理技术又有着巨大的开发应用价值，两者的结合必将会为TRIP钢的开发和生产提供更大的空间。
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Claims (26)

1.980MPa级别低碳低合金TRIP钢，其化学成分质量百分比为：C：0.17～0.23％，Si：1.1～1.7％，Mn：1.6～2.2％，P≤0.015％，S≤0.002％，Al：0.02～0.05％，还可含有Cr、Mo、Ti、Nb、V中的一种或两种，Cr+Mo+Ti+Nb+V≤0.5％，余量为Fe和其它不可避免的杂质；并通过以下制造工艺获得，包括以下步骤：
1)冶炼、铸造
按上述化学成分冶炼并铸造成板坯；
2)热轧、卷取
卷取温度550～680℃；
3)冷轧
冷轧压下率为40～80％；
4)快速热处理
冷轧后的钢板快速加热至770～860℃，所述快速加热采用一段式或两段式；采用一段式快速加热时加热速率为50～500℃/s；采用两段式快速加热时，第一段以15～500℃/s的加热速率从室温加热至550～625℃，第二段以50～500℃/s的加热速率从550～625℃加热至770～860℃；之后进行均热，均热温度为770～860℃，均热时间为40～120s；
均热结束后以5～15℃/s的冷却速率缓慢冷却至670～770℃，随后以40～100℃/s的冷却速率快速冷却至贝氏体等温处理温度410～430℃，并在此温度区间进行等温处理，等温处理时间150～250s；之后以30～150℃/s的冷却速率冷却至室温。
2.如权利要求1所述的980MPa级别低碳低合金TRIP钢，其特征是，所述C含量为0.19～0.21％。
3.如权利要求1所述的980MPa级别低碳低合金TRIP钢，其特征是，所述Si含量为1.3～1.5％。
4.如权利要求1所述的980MPa级别低碳低合金TRIP钢，其特征是，所述Mn含量为1.8～2.0％。
5.如权利要求1所述的980MPa级别低碳低合金TRIP钢，其特征是，所述快速热处理全过程用时为281～350s。
6.如权利要求1所述的980MPa级别低碳低合金TRIP钢，其特征是，步骤2)中，所述热轧温度≥Ar3。
7.如权利要求1或6所述的980MPa级别低碳低合金TRIP钢，其特征是，步骤2)中，所述卷取温度为580～650℃。
8.如权利要求1所述的980MPa级别低碳低合金TRIP钢，其特征是，步骤3)中，所述冷轧压下率为60～80％。
9.如权利要求1所述的980MPa级别低碳低合金TRIP钢，其特征是，步骤4)中，所述快速加热采用一段式加热时加热速率为50～300℃/s。
10.如权利要求1所述的980MPa级别低碳低合金TRIP钢，其特征是，所述步骤4)快速加热采用两段式加热，第一段以30～300℃/s的加热速率从室温加热至550～625℃；第二段以50～300℃/s的加热速率从550～625℃加热至770～860℃。
11.如权利要求1所述的980MPa级别低碳低合金TRIP钢，其特征是，所述步骤4)快速加热采用两段式加热，第一段以50～300℃/s的加热速率从室温加热至550～625℃；第二段以80～300℃/s的加热速率从550～625℃加热至770～860℃。
12.如权利要求1所述的980MPa级别低碳低合金TRIP钢，其特征是，步骤4)中，所述冷却过程中快速冷却速率为50～100℃/s。
13.如权利要求1～12任一项所述的980MPa级别低碳低合金TRIP钢，其特征是，所述TRIP钢的金相组织为贝氏体35～45％、马氏体20～25％、铁素体10～60％、奥氏体5～15％的多相组织，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、马氏体和奥氏体均匀分布在铁素体基体上。
14.如权利要求1～13任一项所述的980MPa级别低碳低合金TRIP钢，其特征是，所述TRIP钢的屈服强度为549～716MPa，抗拉强度为1030～1120MPa，延伸率为21.3～24.5％，强塑积23-25.9GPa％。
15.如权利要求1～14任一项所述的980MPa级别低碳低合金TRIP钢的快速热处理制造方法，其特征是，包括以下步骤：
1)冶炼、铸造
按所述的化学成分冶炼并铸造成板坯；
2)热轧、卷取
卷取温度550～680℃；
3)冷轧
冷轧压下率40～80％，冷轧后获得轧硬态带钢或钢板；
4)快速热处理
a)快速加热
冷轧后的带钢或钢板快速加热至770～860℃，所述快速加热采用一段式或两段式；采用一段式快速加热时加热速率为50～500℃/s；采用两段式快速加热时，第一段以15～500℃/s的加热速率从室温加热至550～625℃，第二段以50～500℃/s的加热速率从550～625℃加热至770～860℃；
b)均热
在奥氏体和铁素体两相区目标温度770～860℃进行均热，均热时间为40～120s；
c)冷却
将带钢或钢板均热后以5～15℃/s的冷却速率缓冷至670～770℃；
随后以40～100℃/s的冷却速率快速冷却至贝氏体等温处理温度410～430℃；
d)贝氏体等温处理
在410～430℃温度区间进行贝氏体等温处理，等温处理时间150～250s；
e)终冷
带钢或钢板等温处理结束后以30～150℃/s的冷却速率冷却至室温。
16.如权利要求15所述的980MPa级别低碳低合金TRIP钢的快速热处理制造方法，其特征是，所述快速热处理全过程用时为281～350s。
17.如权利要求15所述的980MPa级别低碳低合金TRIP钢的快速热处理制造方法，其特征是，步骤2)中，所述热轧温度≥Ar3。
18.如权利要求15所述的980MPa级别低碳低合金TRIP钢的快速热处理制造方法，其特征是，步骤2)中，所述卷取温度为580～650℃。
19.如权利要求15或18所述的980MPa级别低碳低合金TRIP钢的快速热处理制造方法，其特征是，步骤3)中，所述冷轧压下率为60～80％。
20.如权利要求15所述的980MPa级别低碳低合金TRIP钢的快速热处理制造方法，其特征是，步骤4)中，所述快速加热最终温度为790～830℃。
21.如权利要求15所述的980MPa级别低碳低合金TRIP钢的快速热处理制造方法，其特征是，步骤4)中，所述快速加热采用一段式加热时加热速率为50～300℃/s。
22.如权利要求15所述的980MPa级别低碳低合金TRIP钢的快速热处理制造方法，其特征是，步骤4)中，所述快速加热采用两段式加热，第一段以30～300℃/s的加热速率从室温加热至550～625℃；第二段以50～300℃/s的加热速率从550～625℃加热至770～860℃。
23.如权利要求15所述的980MPa级别低碳低合金TRIP钢的快速热处理制造方法，其特征是，步骤4)中，所述快速加热采用两段式加热，第一段以50～300℃/s的加热速率从室温加热至550～625℃；第二段以80～300℃/s的加热速率从550～625℃加热至770～860℃。
24.如权利要求15所述的980MPa级别低碳低合金TRIP钢的快速热处理制造方法，其特征是，步骤4)中，所述冷却过程快速冷却速率为50～100℃/s。
25.如权利要求15所述的980MPa级别低碳低合金TRIP钢的快速热处理制造方法，其特征是，步骤4)均热过程中，带钢或钢板加热至所述奥氏体和铁素体两相区目标温度后，保持温度不变进行均热。
26.如权利要求15所述的980MPa级别低碳低合金TRIP钢的快速热处理制造方法，其特征是，步骤4)均热过程中，带钢或钢板在均热时间段内进行小幅度升温或小幅度降温，升温后温度不超过860℃，降温后温度不低于770℃。
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