本發(fā)明涉及高強(qiáng)鋼技術(shù)領(lǐng)域，尤其涉及一種鈮微合金化trip鋼及其制備方法。

背景技術(shù)：

隨著汽車車身輕量化的不斷發(fā)展與乘客安全性要求的不斷提高，780mpa及以上級別的超高強(qiáng)度鋼已越來越多的應(yīng)用于汽車結(jié)構(gòu)件及加強(qiáng)件中，以達(dá)到節(jié)能減排和提高整車碰撞安全性效果。而冷軋trip鋼因其強(qiáng)度高、加工硬化能力強(qiáng)、總延伸率和均勻延伸率大、易沖壓成形、良好的塑性和韌性匹配諸多優(yōu)點(diǎn)，倍受汽車工業(yè)界的青睞。

同時(shí)汽車用鋼多需要經(jīng)過熱鍍鋅過程提高汽車用鋼的耐腐蝕性和美觀性，但是備受汽車用鋼青睞的高強(qiáng)度780mpa級trip鋼難以用于熱鍍鋅工藝，原因在于，熱鍍鋅工藝要求成分設(shè)計(jì)中si含量不易超過0.3wt％，而對于trip鋼而言，si元素是確保trip鋼優(yōu)異性能的重要元素，不能低于0.5wt％，盡管有研究表明在0.5％的si也能熱鍍鋅，但是條件很苛刻，不利于工業(yè)化生產(chǎn)。因此急需一種滿足熱鍍鋅工藝處理成分要求并且確保trip鋼較高強(qiáng)度和延伸率優(yōu)異力學(xué)性能的trip鋼。

技術(shù)實(shí)現(xiàn)要素：

有鑒于此，本發(fā)明的目的在于提供一種鈮微合金化trip鋼及其制備方法，本發(fā)明提供的方法，得到具有較高強(qiáng)度和延伸率的trip鋼的同時(shí)滿足熱鍍鋅工藝成分要求。

為了實(shí)現(xiàn)上述發(fā)明目的，本發(fā)明提供以下技術(shù)方案：

一種鈮微合金化trip鋼的制備方法，包括以下步驟：

對鈮微合金鋼進(jìn)行保溫處理后進(jìn)行淬火處理，得到部分奧氏體化合金鋼；所述保溫處理的溫度為800～1000℃，所述保溫處理的時(shí)間為3～5min；所述鈮微合金鋼包括以下質(zhì)量百分含量的組分：c0.15～0.3％，mn1.0～3.0％，p0.05～0.15％，si≤0.3％，al0.5～3.0％，nb0.01～0.1％，余量的fe；

退火處理所述部分奧氏體化合金鋼后進(jìn)行冷卻處理，得到退火態(tài)合金鋼；所述退火處理的溫度為720～900℃，所述退火處理的時(shí)間為1～10min；

對所述退火態(tài)合金鋼進(jìn)行熱鍍鋅處理后冷卻，得到鈮微合金化trip鋼；所述熱鍍鋅處理的溫度為460～480℃，所述熱鍍鋅處理的時(shí)間為10～60s。

優(yōu)選的，所述保溫處理的溫度和所述退火處理的溫度分別獨(dú)立地以加熱的方式達(dá)到，所述加熱的速率獨(dú)立地為1～10℃/s。

優(yōu)選的，所述退火處理后的冷卻速率為20～30℃/s，所述冷卻處理達(dá)到的溫度為所述熱鍍鋅處理的溫度。

優(yōu)選的，所述保溫處理前還包括對所述鈮微合金鋼的預(yù)處理，所述預(yù)處理具體包括以下步驟：

(1)對鋼坯進(jìn)行預(yù)保溫處理后熱軋，得到初級熱軋態(tài)鋼坯；

(2)對所述初級熱軋態(tài)鋼坯進(jìn)行相變保溫，得到熱軋態(tài)鋼坯；

(3)對所述熱軋態(tài)鋼坯進(jìn)行冷軋。

優(yōu)選的，所述步驟(1)中保溫處理的溫度為1200～1300℃，所述保溫處理的時(shí)間為1.5～3h。

優(yōu)選的，所述步驟(1)中熱軋包括粗軋和精軋，所述熱軋的溫度為850～1200℃，所述熱軋的變形量為85～95％。

優(yōu)選的，所述粗軋的開軋溫度為1150～1200℃，所述粗軋的終軋溫度為1100～1150℃，所述粗軋的變形量為40～50％；所述精軋的開軋溫度為900～950℃，所述精軋的終軋溫度為850～900℃，所述精軋的變形量為75～80％。

優(yōu)選的，所述步驟(2)中相變保溫的溫度為400～450℃，所述相變保溫的時(shí)間為1.5～2h。

優(yōu)選的，所述步驟(3)中冷軋的變形量為65～75％。

本發(fā)明還提供了上述技術(shù)方案制備得到的鈮微合金化trip鋼，包括以下體積百分含量的組織：鐵素體45～65％，貝氏體15～30％，退火馬氏體25～45％，奧氏體5～20％，馬氏體3～5％。

本發(fā)明提供了一種鈮微合金化trip鋼的制備方法，對鈮微合金鋼在800～1000℃條件下保溫處理3～5min后進(jìn)行淬火處理，得到部分奧氏體化合金鋼；其中，鈮微合金鋼包括以下質(zhì)量百分含量的組分：c0.15～0.3％，mn1.0～3.0％，p0.05～0.15％，si≤0.3％，al0.5～3.0％，nb0.01～0.1％，余量的fe；隨后對得到的部分奧氏體合金鋼在720～900℃條件下退火處理1～10min后冷卻，再在460～480℃的條件下熱鍍鋅處理10～60s，得到鈮微合金化trip鋼。本發(fā)明提供的方法得到的組織中含有一定量的馬氏體，確保高強(qiáng)度的獲得；而延伸率的保障，則是通過保溫處理后淬火再結(jié)合后續(xù)的退火處理三階段熱處理，使得殘余奧氏體分布在退火馬氏體板條內(nèi)，提高了穩(wěn)定性，從而保障了延伸率，實(shí)現(xiàn)了無需要求較高的含si量即可得到具有較高強(qiáng)度和延伸率的trip鋼，確保滿足熱鍍鋅工藝成分要求；本發(fā)明提供的方法經(jīng)過在800～1000℃條件下3～5min的保溫處理和后續(xù)的淬火處理得到鐵素體加的組織，實(shí)現(xiàn)部分奧氏體化過程；結(jié)合720～900℃的退火處理，進(jìn)行臨界區(qū)退火，促進(jìn)退火馬氏體的形成，得到鐵素體加奧氏體以及退火馬氏體組織，確保殘余奧氏體的存在，獲取trip鋼所需的大量的殘余奧氏體，有助于提高合金鋼的塑韌性；后續(xù)10～60s的460～470℃熱鍍鋅處理過程中，發(fā)生貝氏體相變，最終得到包括鐵素體、貝氏體、退火馬氏體、奧氏體組織和馬氏體的trip合金鋼。本發(fā)明實(shí)施例的結(jié)果表明，按照本發(fā)明提供的熱處理方法得到的trip鋼的抗拉強(qiáng)度達(dá)770mpa以上，斷后延伸率在27.5～34％之間，兩者的乘積達(dá)23000mpa·％以上。

附圖說明

下面結(jié)合附圖和具體實(shí)施方式對本發(fā)明作進(jìn)一步詳細(xì)的說明。

圖1為本發(fā)明實(shí)施例5得到的鈮微合金化trip鋼的微觀組織圖；

圖2為本發(fā)明實(shí)施例5得到的鈮微合金化trip鋼拉伸應(yīng)力應(yīng)變曲線；

圖3為本發(fā)明實(shí)施例6得到的鈮微合金化trip鋼的微觀組織圖；

圖4為本發(fā)明實(shí)施例6得到的鈮微合金化trip鋼拉伸應(yīng)力應(yīng)變曲線；

圖5為本發(fā)明實(shí)施例7得到的鈮微合金化trip鋼的微觀組織圖；

圖6為本發(fā)明實(shí)施例7得到的鈮微合金化trip鋼拉伸應(yīng)力應(yīng)變曲線；

圖7為本發(fā)明實(shí)施例8得到的鈮微合金化trip鋼的微觀組織圖；

圖8為本發(fā)明實(shí)施例8得到的鈮微合金化trip鋼拉伸應(yīng)力應(yīng)變曲線。

具體實(shí)施方式

本發(fā)明提供了一種鈮微合金化trip鋼的制備方法，對鈮微合金鋼在800～1000℃條件下保溫處理3～5min后進(jìn)行淬火處理，得到部分奧氏體化合金鋼；其中，鈮微合金鋼包括以下質(zhì)量百分含量的組分：c0.15～0.3％，mn1.0～3.0％，p0.05～0.15％，si≤0.3％，al0.5～3.0％，nb0.01～0.1％，余量的fe；隨后對得到的部分奧氏體合金鋼在720～900℃條件下退火處理1～10min后冷卻，再在460～480℃的條件下熱鍍鋅處理10～60s，得到鈮微合金化trip鋼。

本發(fā)明提供的方法得到的組織中含有一定量的馬氏體，確保高強(qiáng)度的獲得；而延伸率的保障，則是通過保溫處理后淬火再結(jié)合后續(xù)的退火處理三階段熱處理，使得殘余奧氏體分布在退火馬氏體板條內(nèi)，提高了穩(wěn)定性，從而保障了延伸率，實(shí)現(xiàn)了無需要求較高的含si量即可得到具有較高強(qiáng)度和延伸率的trip鋼，確保滿足熱鍍鋅工藝成分要求。

本發(fā)明對鈮微合金鋼進(jìn)行保溫處理。在本發(fā)明中，所述鈮微合金鋼包括以下質(zhì)量百分含量的組分：c0.15～0.3％，mn1.0～3.0％，p0.05～0.15％，si≤0.3％，al0.5～3.0％，nb0.01～0.1％，余量的fe。

在本發(fā)明中，所述c的質(zhì)量百分含量為0.15～0.3％，優(yōu)選為0.19～0.23％，更優(yōu)選為0.20％。在本發(fā)明中，所述c作為室溫下穩(wěn)定奧氏體的的元素，是確保奧氏體殘留的必要元素；所述c的質(zhì)量百分含量對于殘余奧氏體的體積分?jǐn)?shù)有決定性作用，并且能改善殘余奧氏體在加工時(shí)的穩(wěn)定性，同時(shí)確保殘余奧氏體的含量，并且避免了c含量過高導(dǎo)致的對沖壓加工的可成形性的損害以及可焊性的降低。

在本發(fā)明中，所述mn的質(zhì)量百分含量為1.0～3.0％，優(yōu)選為1.10～2.0％，更優(yōu)選為1.20～1.60％。在本發(fā)明中，所述mn同樣作為奧氏體穩(wěn)定化元素，同時(shí)能夠阻止?jié)B碳體生成，有助于c在奧氏體中的富集；在本發(fā)明中，所述質(zhì)量百分含量的mn能夠避免mn含量過低導(dǎo)致的殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)較少以及mn含量過高導(dǎo)致的對鐵素體或貝氏體的硬化，進(jìn)而避免對可加工性和韌性的降低。

在本發(fā)明中，所述p的質(zhì)量百分含量為0.05～0.15％，優(yōu)選為0.08～0.14％，更優(yōu)選為0.10～0.12％。在本發(fā)明中，所述p在350～600℃等溫時(shí)不溶于滲碳體，從而能夠抑制滲碳體在該溫度范圍內(nèi)析出；同時(shí)發(fā)揮極強(qiáng)的固溶強(qiáng)化能力，提高固溶強(qiáng)化作用。在本發(fā)明中，所述質(zhì)量百分含量的p，既有利p的固溶強(qiáng)化效果發(fā)揮，亦不產(chǎn)生負(fù)面影響。

在本發(fā)明中，所述si的質(zhì)量百分含量≤0.3％，優(yōu)選為0.05～0.25％，更優(yōu)選為0.06～0.1％。在本發(fā)明中，所述si作為鐵素體穩(wěn)定化元素，有助于增加鐵素體的體積分?jǐn)?shù)，改善鋼板的可加工性。此外，si會(huì)阻止?jié)B碳體的形成，從而使c有效富集在奧氏體中，所述si結(jié)合c元素的添加，對于在室溫下將奧氏體穩(wěn)定在一適當(dāng)?shù)捏w積分?jǐn)?shù)是必需的。

在本發(fā)明中，所述al的質(zhì)量百分含量為0.5～3.0％，優(yōu)選為0.8～2.5％，更優(yōu)選為1.0～1.5％。在本發(fā)明中，所述al作為鐵素體穩(wěn)定化元素，助于增加鐵素體的體積分?jǐn)?shù)，改善鋼板的可加工性。此外，al會(huì)阻止?jié)B碳體的形成，從而使c有效富集在奧氏體中，有效彌補(bǔ)si含量的降低對鐵素體形成的影響，確保殘余奧氏體的穩(wěn)定存在。同時(shí)，所述al的質(zhì)量百分含量避免了al含量過高對沖壓加工的可成形性的損害以及可焊性的降低；再者，al結(jié)合mn元素和si元素實(shí)現(xiàn)對鐵素體和貝氏體基體的固溶強(qiáng)化。

在本發(fā)明中，所述nb的質(zhì)量百分含量為0.01～1.0％，優(yōu)選為0.02～0.08％，更優(yōu)選為0.03～0.05％。本發(fā)明在部分奧氏體化階段，所述nb元素充分發(fā)揮對奧氏體晶粒生長的阻礙作用，細(xì)化晶粒的同時(shí)避免大量析出物對殘余奧氏體穩(wěn)定性的影響。

本發(fā)明對所述鈮微合金鋼的來源沒有特殊要求，采用本領(lǐng)域技術(shù)人員所熟知的即可；在本發(fā)明的實(shí)施例中，可以采用鈮微合金鋼的市售產(chǎn)品，也可以采用本領(lǐng)域技術(shù)人員所熟知的制備鈮微合金鋼的技術(shù)方案自行制備。

本發(fā)明對所述鈮微合金鋼進(jìn)行保溫處理。在本發(fā)明中，所述保溫處理前優(yōu)選對所述鈮微合金鋼進(jìn)行預(yù)處理，所述預(yù)處理具體優(yōu)選包括以下步驟：(1)對鋼坯進(jìn)行預(yù)保溫處理后熱軋，得到初級熱軋態(tài)鋼坯；(2)對所述初級熱軋態(tài)鋼坯進(jìn)行相變保溫，得到熱軋態(tài)鋼坯；(3)對所述熱軋態(tài)鋼坯進(jìn)行冷軋。

在本發(fā)明中，所述鋼坯的組分為上述技術(shù)方案所述的鈮微合金鋼的組分。本發(fā)明對所述鋼坯的來源沒有特殊要求，采用市售產(chǎn)品或本領(lǐng)域技術(shù)人員所熟知的方式自行制備均可；當(dāng)采用自行制備的方式獲取所述鋼坯時(shí)，具體采用50kg真空感應(yīng)爐進(jìn)行冶煉，并采用鍛造的方式得到所述鋼坯；本發(fā)明對所述冶煉和鍛造的具體方式?jīng)]有特殊要求，采用本領(lǐng)域技術(shù)人員所熟知的冶煉和鍛造的方式即可，以能得到所述組分的鈮微合金鋼即可。本發(fā)明對所述鋼坯的尺寸沒有特殊要求，采用本領(lǐng)域技術(shù)人員所熟知的尺寸即可。

得到所述鋼坯后，本發(fā)明優(yōu)選對所述鋼坯進(jìn)行預(yù)保溫處理；在本發(fā)明中，所述預(yù)保溫處理的溫度優(yōu)選為1200～1300℃，進(jìn)一步優(yōu)選為1250～1280℃；所述預(yù)保溫處理的時(shí)間優(yōu)選為1.5～3h，進(jìn)一步優(yōu)選為2～2.5h。本發(fā)明在所述溫度條件下進(jìn)行保溫處理，可以保證合金鋼中所有合金元素尤其是nb的充分固溶，并且保溫的限定有利于合金元素的充分?jǐn)U散，促進(jìn)合金元素的均勻化，最終有利于組織的均勻化。本發(fā)明對所述保溫處理的具體操作方式?jīng)]有特殊要求，采用本領(lǐng)域技術(shù)人員所熟知的鋼坯的保溫處理方式即可。

本發(fā)明優(yōu)選對所述預(yù)保溫處理后的鋼坯進(jìn)行熱軋，得到初級熱軋態(tài)鋼坯。在本發(fā)明中，所述熱軋的溫度為850～1200℃；在本發(fā)明中，所述熱軋的變形量優(yōu)選為85～95％，進(jìn)一步優(yōu)選為90～93％，所述熱軋優(yōu)選為多道次軋制，本發(fā)明對所述軋制道次數(shù)沒有特殊限制，以能得到預(yù)定變形量的軋制效果即可。

在本發(fā)明中，所述熱軋優(yōu)選包括粗軋和精軋；所述粗軋的開軋溫度優(yōu)選為1150～1200℃，進(jìn)一步優(yōu)選為1175～1180℃，有利于保證后續(xù)的精軋溫度要求，避免因粗軋后溫度過低而導(dǎo)致鋼坯的重新回爐加熱；所述粗軋的終軋溫度優(yōu)選為1100～1150℃，進(jìn)一步優(yōu)選為1120～1130℃。在本發(fā)明中，所述粗軋的變形量優(yōu)選為40～50％，進(jìn)一步優(yōu)選為42～45％；

在本發(fā)明中，所述精軋的開軋溫度優(yōu)選為900～950℃，進(jìn)一步優(yōu)選為920～930℃；所述精軋的終軋溫度優(yōu)選為850～900℃，進(jìn)一步優(yōu)選為875～880℃，避免終軋溫度過低導(dǎo)致的先共析鐵素體及奧氏體均沿加工方向伸長，完成轉(zhuǎn)變后形成鐵素體與珠光體交替分布的帶狀組織形貌，否則帶狀組織具有遺傳性，如若熱軋帶狀組織嚴(yán)重，冷軋后連續(xù)退火加熱時(shí)奧氏體優(yōu)先在帶狀組織晶界處形成，并快速向珠光體長大，在隨后的冷卻過程中形成帶狀馬氏體，導(dǎo)致鋼板伸長率下降。在本發(fā)明中，所述精軋的變形量優(yōu)選為75～80％，進(jìn)一步優(yōu)選為76～78％；在本發(fā)明中，所述精軋的變形量以所述粗軋后的合金鋼為變形量確定基準(zhǔn)。本發(fā)明對所述粗軋和精軋的具體操作方式?jīng)]有特殊要求，采用本領(lǐng)域技術(shù)人員所熟知的相應(yīng)的軋制方式即可。

完成所述熱軋后，對所述初級熱軋態(tài)鋼坯優(yōu)選進(jìn)行相變保溫，得到熱軋態(tài)鋼坯。在本發(fā)明中，所述相變保溫的溫度優(yōu)選為400～450℃，進(jìn)一步優(yōu)選為420～430℃；所述相變保溫的時(shí)間優(yōu)選為1.5～2h，進(jìn)一步優(yōu)選為1.6～1.8h。在本發(fā)明中，所述相變溫度條件下，發(fā)生貝氏體相變，同時(shí)在所述相變保溫過程中有效提高熱軋基板組織的均勻性，使熱軋基板的晶粒細(xì)膩均勻，從而改善熱軋帶狀組織，進(jìn)而減小冷軋?jiān)俳Y(jié)晶晶粒尺寸，使得冷軋退火組織更加均勻。在本發(fā)明中，所述相變保溫過程優(yōu)選通過卷取的方式完成；本發(fā)明對所述卷取的方式?jīng)]有特殊要求，采用本領(lǐng)域技術(shù)人員所熟知的卷取方式即可。本發(fā)明采用相對較低的溫度進(jìn)行卷取，以提高熱軋板的強(qiáng)度，由于熱軋強(qiáng)度具有遺傳性，從而使得冷軋熱處理后的強(qiáng)度能得到保障。

本發(fā)明優(yōu)選冷卻所述相變保溫后的鋼坯，得到熱軋態(tài)鋼坯。本發(fā)明對所述相變保溫后的鋼坯的冷卻方式?jīng)]有特殊要求，在本發(fā)明的實(shí)施例中具體采用空冷的方式。在本發(fā)明中，所述冷卻后的鋼坯的溫度優(yōu)選為20～30℃，進(jìn)一步優(yōu)選為25℃。

得到所述熱軋態(tài)鋼坯后，本發(fā)明優(yōu)選對所述熱軋態(tài)鋼坯進(jìn)行酸洗后冷軋，完成對所述鈮微合金鋼的預(yù)處理。

在本發(fā)明中，所述酸洗具體為通過鹽酸溶液對所述熱軋態(tài)鋼坯進(jìn)行浸泡，實(shí)現(xiàn)對熱軋態(tài)鋼坯表面的鋼化皮的去除，便于后續(xù)的冷軋過程。本發(fā)明對所述鹽酸溶液的濃度和浸泡時(shí)間沒有特殊要求，以能實(shí)現(xiàn)對所述熱軋態(tài)鋼坯表面的鋼化皮的去除為準(zhǔn)。

在本發(fā)明中，所述冷軋的變形量優(yōu)選為65～75％，進(jìn)一步優(yōu)選為70～72％；本發(fā)明對所述冷軋的具體方式?jīng)]有特殊要求，采用本領(lǐng)域技術(shù)人員所熟知的冷軋方式即可。

本發(fā)明優(yōu)選對所述預(yù)處理后的鈮微合金鋼進(jìn)行保溫處理。在本發(fā)明中，所述保溫處理的溫度為800～1000℃，進(jìn)一步優(yōu)選為850～980℃，更優(yōu)選為900～950℃。在本發(fā)明中，所述保溫處理的時(shí)間為3～5min，進(jìn)一步優(yōu)選為3.5～4.5min，更優(yōu)選為4.0～4.2min。在本發(fā)明中，所述保溫處理的溫度優(yōu)選以加熱的方式達(dá)到；所述加熱的速率優(yōu)選為1～10℃/s，進(jìn)一步優(yōu)選為5～8℃/s；本發(fā)明對所述加熱的方式?jīng)]有特殊要求，采用本領(lǐng)域技術(shù)人員所熟知的加熱方式即可。

完成所述保溫處理后，本發(fā)明對所述鈮微合金鋼進(jìn)行淬火處理，得到部分奧氏體化合金鋼。在本發(fā)明中，所述淬火處理優(yōu)選為水冷；本發(fā)明對所述淬火處理的具體操作方式?jīng)]有特殊要求，采用本領(lǐng)域技術(shù)人員所熟知的淬火處理方式即可。本發(fā)明提供的方法經(jīng)過3～5min的800～1000℃保溫處理和后續(xù)的淬火處理得到鐵素體加馬氏體的組織，實(shí)現(xiàn)部分奧氏體化過程。

所述淬火處理后，對所述部分奧氏體化合金鋼退火處理后進(jìn)行冷卻處理，得到退火態(tài)合金鋼。在本發(fā)明中，所述退火處理的溫度為720～900℃，進(jìn)一步優(yōu)選為750～850℃；所述退火處理的時(shí)間為1～10min，進(jìn)一步優(yōu)選為2～8min，更優(yōu)選為5～6min。在本發(fā)明中，所述退火處理的溫度優(yōu)選以加熱的方式達(dá)到，所述加熱的速率優(yōu)選為1～10℃/s，進(jìn)一步優(yōu)選為2～8℃/s，更優(yōu)選為4～5℃/s。

本發(fā)明對所述退火處理后的合金鋼進(jìn)行冷卻處理。在本發(fā)明中，所述退火處理后的冷卻速率優(yōu)選為20～30℃/s，進(jìn)一步優(yōu)選為22～28℃/s，最優(yōu)選為25℃/s。在本發(fā)明中，所述冷卻處理達(dá)到的溫度優(yōu)選為460～480℃，進(jìn)一步優(yōu)選為461～478℃，更優(yōu)選為465～470℃；本發(fā)明優(yōu)選在所述冷卻處理達(dá)到的溫度條件下進(jìn)行熱鍍鋅處理。

得到退火態(tài)合金鋼后，本發(fā)明對所述退火態(tài)合金鋼進(jìn)行熱鍍鋅處理后冷卻，得到鈮微合金化trip鋼。在本發(fā)明中，所述熱鍍鋅處理的溫度為460～480℃，優(yōu)選為461～478℃，更優(yōu)選為465～470℃；所述熱鍍鋅處理的時(shí)間為10～60s，優(yōu)選為11～30s，更優(yōu)選為15～20s。本發(fā)明對所述熱鍍鋅處理的方式?jīng)]有特殊要求，采用本領(lǐng)域技術(shù)人員所熟知的熱鍍鋅處理方式即可。

本發(fā)明提供的方法減少合金含量，充分利用nb細(xì)化奧氏體原始晶粒的作用，確保在800～1000℃之間進(jìn)行部分奧氏體化時(shí)奧氏體晶粒不被粗化。在先進(jìn)行兩相區(qū)退火，再進(jìn)行貝氏體相變的傳統(tǒng)兩階段熱處理工藝基礎(chǔ)之上，增加一個(gè)部分奧氏體化-淬火階段，確保組織中形成一定量退火馬氏體和殘余奧氏體，利用退火馬氏體細(xì)小的板條結(jié)構(gòu)，提高貝氏體相變速度，使得在較短的熱鍍鋅過程中生成大量貝氏體，確保trip鋼的抗拉強(qiáng)度和延伸率性能的提高，克服傳統(tǒng)熱鍍鋅處理時(shí)間較短，貝氏體相變不充分，不利于得到室溫下穩(wěn)定存在的奧氏體，進(jìn)而力學(xué)性能不穩(wěn)定的弊端。

本發(fā)明還提供了上述制備方法得到的鈮微合金化trip鋼，包括以下體積百分含量的組織：鐵素體45～65％，貝氏體15～30％，退火馬氏體25～45％，奧氏體5～20％，馬氏體3～5％。

本發(fā)明提供的鈮微合金化trip鋼的制備方法，對鈮微合金鋼在800～1000℃條件下保溫處理3～5min后進(jìn)行淬火處理，得到部分奧氏體化合金鋼；其中，鈮微合金鋼包括以下質(zhì)量百分含量的組分：c0.15～0.3％，mn1.0～3.0％，p0.05～0.15％，si≤0.3％，al0.5～3.0％，nb0.01～0.1％，余量的fe；隨后對得到的部分奧氏體合金鋼在720～900℃條件下退火處理1～10min后冷卻，再在460～480℃的條件下熱鍍鋅處理10～60s，得到鈮微合金化trip鋼。本發(fā)明提供的方法得到的組織中含有一定量的馬氏體，確保高強(qiáng)度的獲得；而延伸率的保障，則是通過保溫處理后淬火再結(jié)合后續(xù)的退火處理三階段熱處理，使得殘余奧氏體分布在退火馬氏體板條內(nèi)，提高了穩(wěn)定性，從而保障了延伸率，實(shí)現(xiàn)了無需要求較高的含si量即可得到具有較高強(qiáng)度和延伸率的trip鋼，確保滿足熱鍍鋅工藝成分要求；本發(fā)明實(shí)施例的結(jié)果表明，按照本發(fā)明提供的熱處理方法得到的trip鋼的抗拉強(qiáng)度達(dá)770mpa以上，斷后延伸率在27.5～34％之間，兩者的乘積達(dá)23000mpa％以上。

下面結(jié)合實(shí)施例對本發(fā)明提供的鈮微合金化trip鋼及其制備方法進(jìn)行詳細(xì)的說明，但是不能把它們理解為對本發(fā)明保護(hù)范圍的限定。

本發(fā)明按《gb/t228.1-2010薄鋼板拉伸試樣》的檢測方法對得到的鈮微合金化trip鋼進(jìn)行拉伸力學(xué)性能測試，力學(xué)拉伸數(shù)據(jù)測試儀器為美國產(chǎn)mts-858。

實(shí)施例1

按照如下重量百分?jǐn)?shù)：c：0.18％；mn：1.2％；p：0.06％；si：0.05％；al：0.8％；nb：0.04％；其余為fe和其它不可避免雜質(zhì)，采用50kg真空感應(yīng)爐冶煉，并鍛造成小方鋼坯，將鋼坯隨爐加熱至1200℃，并且保溫3h。

隨后在熱軋機(jī)上軋制，粗軋開軋溫度控制在1100℃，粗軋終軋溫度控制為1100℃，將厚度為60mm的鋼坯軋制為36mm。精軋終軋溫度控制在850℃，得到厚度為4mm的鋼板；在400℃的卷取溫度下進(jìn)行1.5h的相變保溫，隨后空冷至室溫，得到熱軋態(tài)鋼板。

熱軋后的鋼板經(jīng)過酸洗，70％變形量的冷軋，制成厚度為1.2mm的冷硬板備用。

以10℃/s的加熱速度將該冷硬板加熱到1000℃，并等溫保持3分鐘；隨后淬火到室溫，將淬火后的鋼板以10℃/s的加熱速度加熱到900℃，并等溫保持1分鐘；再隨后以25℃/s的速率冷卻到500℃，等溫10秒；然后冷卻到室溫，得到鈮微合金化trip鋼板。

對得到的鈮微合金化trip鋼進(jìn)行力學(xué)性能：屈服強(qiáng)度rp0.2為420.00mpa，抗拉強(qiáng)度rm為800.00mpa，延伸率a50mm為27.00％，強(qiáng)塑積216000mpa·％，屈強(qiáng)比為0.525。

實(shí)施例2

按照如下重量百分?jǐn)?shù)：c：0.3％；mn：3.0％；p：0.15％；si：0.3％；al：3.0％；其余為fe和其它不可避免雜質(zhì)，采用50kg真空感應(yīng)爐冶煉，并鍛造成小方鋼坯，將鋼坯隨爐加熱至1300℃，并且保溫1.5h。

隨后在熱軋機(jī)上軋制，粗軋開軋溫度控制在1100℃，粗軋終軋溫度控制為1100℃，將厚度為60mm的鋼坯軋制為30mm。精軋初軋溫度控制在950℃，終軋溫度控制在900℃，得到厚度為6mm的鋼板；在400℃的卷取溫度下進(jìn)行1.5h的相變保溫，隨后空冷至室溫，得到熱軋態(tài)鋼板。

熱軋后的鋼板經(jīng)過酸洗，70％變形量的冷軋，制成厚度為2.1mm的冷硬板備用。

以5℃/s的加熱速度將該冷硬板加熱到800℃，并等溫保持5分鐘；隨后淬火到室溫，將淬火后的鋼板以10℃/s的加熱速度加熱到720℃，并等溫保持10分鐘；再隨后以25℃/s的速率冷卻到500℃，等溫30秒；然后冷卻到室溫，得到鈮微合金化trip鋼板。

對得到的鈮微合金化trip鋼進(jìn)行力學(xué)性能：屈服強(qiáng)度rp0.2為480.00mpa，抗拉強(qiáng)度rm為820.00mpa，延伸率a50mm為28.50％，強(qiáng)塑積23370mpa·％，屈強(qiáng)比為0.585。

實(shí)施例3

按照如下重量百分?jǐn)?shù)：c：0.19％；mn：1.20％；p：0.05％；si：0.05％；al：1.0％；其余為fe和其它不可避免雜質(zhì)，采用50kg真空感應(yīng)爐冶煉，并鍛造成小方鋼坯，將鋼坯隨爐加熱至1250℃，并且保溫1.5h。

隨后在熱軋機(jī)上軋制，粗軋開軋溫度控制在1200℃，粗軋終軋溫度控制為1150℃，將厚度為60mm的鋼坯軋制為32mm。精軋初軋溫度控制在950℃，終軋溫度控制在900℃，得到厚度為6.4mm的鋼板；在450℃的卷取溫度下進(jìn)行1.2h的相變保溫，隨后空冷至室溫，得到熱軋態(tài)鋼板。

熱軋后的鋼板經(jīng)過酸洗，75％變形量的冷軋，制成厚度為1.6mm的冷硬板備用。

以1℃/s的加熱速度將該冷硬板加熱到1000℃，并等溫保持3分鐘；隨后淬火到室溫，將淬火后的鋼板以5℃/s的加熱速度加熱到850℃，并等溫保持3分鐘；再隨后以30℃/s的速率冷卻到500℃，等溫25秒；然后冷卻到室溫，得到鈮微合金化trip鋼板。

對得到的鈮微合金化trip鋼進(jìn)行力學(xué)性能：屈服強(qiáng)度rp0.2為400.00mpa，抗拉強(qiáng)度rm為805.00mpa，延伸率a50mm為27.50％，強(qiáng)塑積為221375.00mpa·％，屈強(qiáng)比均在0.47。

實(shí)施例4

按照如下重量百分?jǐn)?shù)：c：0.23％；mn：1.60％；p：0.1％；si：0.1％；al：1.50％；其余為fe和其它不可避免雜質(zhì)，采用50kg真空感應(yīng)爐冶煉，并鍛造成小方鋼坯，將鋼坯隨爐加熱至1250℃，并且保溫1.5h。

隨后在熱軋機(jī)上軋制，粗軋開軋溫度控制在1200℃，粗軋終軋溫度控制為1150℃，將厚度為60mm的鋼坯軋制為32mm。精軋初軋溫度控制在950℃，終軋溫度控制在900℃，得到厚度為6.4mm的鋼板；在450℃的卷取溫度下進(jìn)行1.2h的相變保溫，隨后空冷至室溫，得到熱軋態(tài)鋼板。

熱軋后的鋼板經(jīng)過酸洗，75％變形量的冷軋，制成厚度為1.6mm的冷硬板備用。

以5℃/s的加熱速度將該冷硬板加熱到800℃，并等溫保持7分鐘；隨后淬火到室溫，將淬火后的鋼板以6℃/s的加熱速度加熱到880℃，并等溫保持2分鐘；再隨后以35℃/s的速率冷卻到450℃，等溫20秒；然后冷卻到室溫，得到鈮微合金化trip鋼板。

對得到的鈮微合金化trip鋼進(jìn)行力學(xué)性能：屈服強(qiáng)度rp0.2為375.00mpa，抗拉強(qiáng)度rm為845.00mpa，延伸率a50mm為29.50％，強(qiáng)塑積為27927.50mpa·％，屈強(qiáng)比均在0.44。

實(shí)施例5

按照如下重量百分?jǐn)?shù)：c：0.21％；mn：1.48％；p：0.073％；si：0.005％；al：1.33％；nb：0.045％；其余為fe和其它不可避免雜質(zhì)，采用50kg真空感應(yīng)爐冶煉，并鍛造成小方鋼坯，將鋼坯隨爐加熱至1250℃，并且保溫2h。

在常規(guī)熱軋機(jī)上軋制，粗軋開軋溫度控制在1150℃，將厚度為60mm的鋼坯軋制為32mm，精軋終軋溫度控制在860℃，得到厚度為6.4mm的鋼板，在450℃的卷取溫度下進(jìn)行1.2h的相變保溫。熱軋鋼板厚度為3.5mm，然后經(jīng)過酸洗、冷軋成1.2mm的冷硬板，然后進(jìn)行熱處理。

對所述冷硬板進(jìn)行熱處理工藝：首先在900℃溫度下等溫保持3分鐘，然后淬火到室溫(冷速大于50℃/s)，隨后將淬火后的鋼板加熱到850℃溫度下等溫保持1分鐘，然后以大于20℃/s速度冷卻到460℃保溫10秒鐘，隨后空冷到室溫，得到鈮微合金化trip鋼板。

對得到的鈮微合金化trip鋼板進(jìn)行力學(xué)性能測試，其中拉伸應(yīng)力應(yīng)變曲線如圖2所示：屈服強(qiáng)度rp0.2＝464.43mpa，抗拉強(qiáng)度rm＝797.56mpa，延伸率a50mm＝28.85％，強(qiáng)塑積＝23009.61mpa·％，屈強(qiáng)比＝0.58。

并且對得到鈮微合金化trip鋼板進(jìn)行微觀組織觀察，微觀組織圖如圖1所示，由圖1可知，制備得到鈮微合金化trip鋼板的組織結(jié)構(gòu)包括鐵素體，貝氏體，退火馬氏體，殘余奧氏體以及馬氏體，其中各組織結(jié)構(gòu)的體積分?jǐn)?shù)分別為鐵素體42％，貝氏體18％，退火馬氏體23％，殘余奧氏體9％，馬氏體8％。

實(shí)施例6

本實(shí)施所采用的鋼坯組分與實(shí)施例5一致，經(jīng)在工廠采用50kg真空感應(yīng)電爐冶煉而成。將鋼坯隨爐加熱至1200℃并保溫2h后在常規(guī)熱軋機(jī)上軋制，粗軋開軋溫度控制在1080℃，精軋終軋溫度控制在860℃，卷取溫度控制在600℃。熱軋鋼板厚度為3.5mm，然后經(jīng)過酸洗、冷軋成1.2mm的冷硬板，進(jìn)行熱處理。

對所述冷硬板進(jìn)行熱處理：首先在950℃溫度下等溫保持2分鐘，然后淬火到室溫(冷速大于50℃/s)，隨后將淬火后的鋼板加熱到840℃溫度下等溫保持1分鐘，然后以大于20℃/s速度冷卻到460℃保溫20秒鐘，隨后空冷到室溫，即可得到鈮微合金化trip鋼板。

對得到的鈮微合金化trip鋼板進(jìn)行力學(xué)性能測試，其中拉伸應(yīng)力應(yīng)變曲線如圖4所示：屈服強(qiáng)度rp0.2＝466.00mpa，抗拉強(qiáng)度rm＝782.00mpa，延伸率a50mm＝30％，強(qiáng)塑積＝23460.56mpa·％，屈強(qiáng)比＝0.60。

并對得到鈮微合金化trip鋼板進(jìn)行微觀組織觀察，微觀組織圖如圖3所示，由圖3可知，制備得到鈮微合金化trip鋼板的組織結(jié)構(gòu)包括鐵素體，貝氏體，退火馬氏體，殘余奧氏體，以及少量馬氏體，其中各組織結(jié)構(gòu)的體積分?jǐn)?shù)分別為鐵素體40％，貝氏體19％，退火馬氏體25％，殘余奧氏體10％，馬氏體6％。

實(shí)施例7

本實(shí)施例以實(shí)施例5中的組分含量的鋼坯為待加工產(chǎn)品，在工廠采用50kg真空感應(yīng)電爐冶煉。將鋼坯隨爐加熱至1200℃并保溫2h后，在常規(guī)熱軋機(jī)上軋制，粗軋開軋溫度控制在1080℃、精軋終軋溫度控制在860℃、卷取溫度控制在600℃。熱軋鋼板厚度為3.5mm，然后經(jīng)過酸洗、冷軋成1.2mm的冷硬板，進(jìn)行熱處理。

對所述冷硬板進(jìn)行熱處理：首先在900℃溫度下等溫保持3分鐘，然后淬火到室溫(冷速大于50℃/s)，隨后將淬火后的鋼板加熱到860℃溫度下等溫保持1分鐘，然后以大于20℃/s速度冷卻到460℃保溫30秒鐘，隨后空冷到室溫，即可得到鈮微合金化trip鋼板。

本實(shí)施例得到的鈮微合金化trip鋼板進(jìn)行力學(xué)性能測試，其中拉伸應(yīng)力應(yīng)變曲線如圖6所示：屈服強(qiáng)度rp0.2＝485.5mpa，抗拉強(qiáng)度rm＝778.5mpa，延伸率a50mm＝31.5％，強(qiáng)塑積＝24522.75mpa·％，屈強(qiáng)比＝0.62。

并對得到鈮微合金化trip鋼板進(jìn)行微觀組織觀察，微觀組織圖如圖5所示.由圖5可知，制備得到鈮微合金化trip鋼板的組織結(jié)構(gòu)包括鐵素體，貝氏體，退火馬氏體，殘余奧氏體以及少量馬氏體，其中各組織結(jié)構(gòu)的體積分?jǐn)?shù)分別為鐵素體42％，貝氏體20％，退火馬氏體23％，殘余奧氏體10％，馬氏體5％。

實(shí)施例8

本實(shí)施例以實(shí)施例5中的組分含量的鋼坯為待加工產(chǎn)品，在工廠采用50kg真空感應(yīng)電爐冶煉。將鋼坯隨爐加熱至1200℃并保溫2h后，在常規(guī)熱軋機(jī)上軋制，粗軋開軋溫度控制在1080℃、精軋終軋溫度控制在860℃、卷取溫度控制在600℃。熱軋鋼板厚度為3.5mm，然后經(jīng)過酸洗、冷軋成1.2mm的冷硬板，進(jìn)行熱處理。

對所述冷硬板進(jìn)行熱處理：首先在860℃溫度下等溫保持5分鐘，然后淬火到室溫(冷速大于50℃/s)，隨后將淬火后的鋼板加熱到850℃溫度下等溫保持1分鐘，然后以大于20℃/s速度冷卻到460℃保溫60秒鐘，隨后空冷到室溫，即可得到鈮微合金化trip鋼板。

對得到的鈮微合金化trip鋼板進(jìn)行力學(xué)性能測試，其中拉伸應(yīng)力應(yīng)變曲線如圖8所示：屈服強(qiáng)度rp0.2＝470.5mpa，抗拉強(qiáng)度rm＝775mpa，延伸率a50mm＝32.25％，強(qiáng)塑積＝24993.75mpa·％，屈強(qiáng)比＝0.61。

并對鈮微合金化trip鋼板進(jìn)行微觀組織觀察，微觀組織圖如圖7所示，由圖7可知，制備得到鈮微合金化trip鋼板的組織結(jié)構(gòu)包括鐵素體，貝氏體，退火馬氏體，殘余奧氏體以及少量馬氏體，其中各組織結(jié)構(gòu)的體積分?jǐn)?shù)分別為鐵素體45％，貝氏體21％，退火馬氏體18％，殘余奧氏體12％，馬氏體4％。

以上所述僅是本發(fā)明的優(yōu)選實(shí)施方式，應(yīng)當(dāng)指出，對于本技術(shù)領(lǐng)域的普通技術(shù)人員來說，在不脫離本發(fā)明原理的前提下，還可以做出若干改進(jìn)和潤飾，這些改進(jìn)和潤飾也應(yīng)視為本發(fā)明的保護(hù)范圍。