本发明属于新材料热处理技术领域，特别涉及一种改善残奥形貌提高trip钢力学性能的热处理方法。
背景技术：
为了解决经济快速发展过程中带来的环境问题和能源危机，钢铁工业和汽车用钢产业近些年来进行了转型发展，汽车用钢轻量化和安全化生产已经成为当前研究和应用的主要目标。trip钢(相变诱导塑性钢)兼具有较高的强度和良好的延展性，广泛的应用于汽车企业中。其优异的力学性能主要依赖于trip效应及trip钢中的多相组织。trip效应是指材料受到外部应力作用下，由材料中的软质相奥氏体向硬质相马氏体发生转变使强度和塑性提高的现象。室温下trip钢中通常包含铁素体、贝氏体、亚稳态的残余奥氏体及少量的马氏体。在局部应力或应变作用下，亚稳态的残余奥氏体转变为马氏体时体积膨胀有助于延缓裂纹的扩展，连同较软的铁素体基体相使trip钢具有较好的延展性；贝氏体相及新生成的马氏体相是硬质相，使trip钢具有较高的强度。残余奥氏体是trip钢中非常重要的相，其含量的多少及稳定性程度直接影响trip效应的发挥，进一步影响trip钢的力学性能。在一定范围内，残余奥氏体的含量越高，稳定性越高，trip效应发挥的就越明显。残余奥氏体的稳定性不仅与其自身的尺寸、合金元素含量有关，还与其形貌有关。通常情况下，室温存在的残余奥氏体主要以等轴状和薄膜状形式存在。sugimoto和chiang等人发现薄膜状残余奥氏体相对于等轴状残余奥氏体具有更好的力学稳定性及更好的延展性；当施加应力或是应变时，等轴状残余奥氏体会发生瞬时性转变，而薄膜状残余奥氏体会发生更连续性的转变使trip效应发挥的更好。
传统的冷轧trip钢热处理工艺为两相区临界退火并快速转移到贝氏体转变区等温淬火。在室温下得到相应的微观组织主要为铁素体、贝氏体和等轴状的残余奥氏体。由于等轴状残余奥氏体的稳定性较差，在施加应力或应变作用时，大部分的残余奥氏体会在受到应力、应变初期发生了瞬时性转变。由于在后期应力、应变进行时，未转变的残余奥氏体含量很少，故trip效应发挥的不明显，因此导致trip钢的力学性能较差。sugimoto等人将冷轧trip钢先进行奥氏体单相区保温一段时间后淬火冷却至室温后再进行传统trip热处理工艺。通过这种改进的热处理工艺，在室温下得到trip钢的微观组织主要为铁素体、贝氏体、薄膜状残余奥氏体和等轴状的残余奥氏体。由于薄膜状残余奥氏体具有较强的稳定性，在施加应力或应变初期过程中，薄膜状残余奥氏体会发生均匀、连续性转变。故在后期应力、应变进行时，未转变的残余奥氏体含量相对较多，trip效应的发挥相对充分，使trip钢的力学性能得到了明显的提升。
在现有的冷轧trip钢热处理工艺中，虽对传统trip热处理进行了优化，并得到了大量的薄膜状残余奥氏体，但在室温下仍有一定量尺寸较大的等轴状残余奥氏体，这部分尺寸较大的等轴状残余奥氏体对trip钢的力学性能是不利的。产生尺寸较大的等轴状残余奥氏体的原因，是因为trip钢在两相区临界退火并快速转移到贝氏体转变区等温淬火过程中过冷度较大，产生的贝氏体板条很细。由于贝氏体板条过细，使贝氏体板条间产生了薄膜状的残余奥氏体，然而未转变成贝氏体的奥氏体的尺寸过大，故在室温下出现了尺寸较大的等轴状残余奥氏体。以往传统工艺生产的trip钢，其强度在780mpa，说明以往的热处理工艺参数尚达不到一个最优值。trip钢热处理工艺参数仍需要进行探索与尝试。若想通过热处理工艺生产出更高强度和高塑性的trip钢，奥氏体化预处理制度、两相区转变制度和双级贝氏体处理制度必须同时达到要求，并协调配合才能实现这一目的。
技术实现要素：
针对汽车轻量化用钢的高强度，高塑性的要求，本发明提供了一种改善残奥形貌提高trip钢力学性能的热处理方法。其方法工艺制度包括奥氏体化预处理制度、两相区转变制度和双级贝氏体处理制度三个部分，获得高强度高塑性trip钢。该热处理方法使得trip钢的抗拉强度为850～901mpa，断后延伸率为28.2～32.2％，强塑积超过25000mpa，最高可达28497mpa％，有望成为实现汽车轻量化的有效工艺。
本发明的一种改善残奥形貌提高trip钢力学性能的热处理方法，包括以下步骤：
步骤1：奥氏体化预处理制度
选取充分清洁的trip钢冷轧板为初始材料，放入盐浴中，进行奥氏体化预处理后，淬火，得到奥氏体化预处理的钢板；其中，奥氏体化预处理的温度为905～945℃，奥氏体化预处理的时间为60～120s；
步骤2：两相区转变制度
将奥氏体化预处理的钢板放入盐浴中，进行两相区转变，得到铁素体和奥氏体两相组织的钢板，其中，两相区转变的温度为760～820℃，放入盐浴的停留时间为60～180s；
步骤3：双级贝氏体处理制度
(1)将铁素体和奥氏体两相组织的钢板迅速放入高温范围的贝氏体转变区，进行等温淬火，得到较高温下的贝氏体的钢板；其中，贝氏体转变区的高温范围为460～520℃，保温时间为15～35s；
(2)较高温下的贝氏体的钢板迅速放入低温范围的贝氏体转变区，进行等温淬火后，迅速水淬，得到高强度高塑性trip钢；其中，贝氏体转变区的低温范围为380～440℃，保温时间为205～225s。
所述的步骤1中，所述的充分清洁的trip钢冷轧板，为1.2mm厚的trip钢冷轧钢板按gb/t228-2010制成标距为50mm的标准拉伸试样。
所述的步骤1中，充分清洁的trip钢冷轧板的清洁步骤为：先用丙酮除锈去油，再用酒精洗净，以避免热处理过程中的受热不均。
所述的步骤1中，所述的淬火为水淬。
本发明的一种高强度高塑性trip钢，采用上述一种改善残奥形貌提高trip钢力学性能的热处理方法制备。
本发明的采用一种改善残奥形貌提高trip钢力学性能的热处理方法制备的高强度高塑性trip钢，室温下的组织包括铁素体、贝氏体和残余奥氏体，其中，残余奥氏体的体积百分含量为15.6％～24.1％，残余奥氏体分为薄膜状残余奥氏体和等轴状残余奥氏体，其中，薄膜状残余奥氏体的体积百分含量占残余奥氏体总含量大于等于90％，余量为等轴状残余奥氏体，传统trip处理下等轴状的残余奥氏体的尺寸可达到2～4μm，经过此种热处理方法后等轴状残余奥氏体的尺寸可控制在≤2μm。
本发明的采用一种改善残奥形貌提高trip钢力学性能的热处理方法制得的高强度高塑性trip钢的抗拉强度为850～901mpa，断后延伸率为28.2～32.2％，强塑积超过25000mpa％，最高可达28497mpa％。
本发明的一种改善残奥形貌提高trip钢力学性能的热处理方法，该生产方法生产的trip钢与目前工业生产的trip钢相比有如下优点：
1)目前，工业上通过热处理工艺生产的汽车用trip钢其强度在780mpa。在现有的冷轧trip钢热处理工艺中，虽对传统trip热处理进行了优化，并得到了大量的薄膜状残余奥氏体，但在室温下仍有一定量尺寸较大的等轴状残余奥氏体，这部分尺寸较大的等轴状残余奥氏体对trip钢的力学性能是不利的。这就说明以往工艺生产的汽车用trip钢，其安全性和成型性综合性能并不能达到汽车轻量化的最终要求。而本专利中的热处理工艺获得的汽车用trip钢最终具有高强度高塑性的综合力学性能。综合力学性能平均提高了20％以上，延伸率能达到28％以上。这样的高强度和高延伸率完全能够达到汽车轻量化使用要求，对汽车钢而言极具发展前景。
2)在现有的冷轧trip钢热处理工艺中，虽对传统trip热处理进行了优化，并得到了大量的薄膜状残余奥氏体，但在室温下仍有一定量尺寸较大的等轴状残余奥氏体，这部分尺寸较大的等轴状残余奥氏体对trip钢的力学性能是不利的。而本专利中的热处理工艺获得的汽车用trip钢最终在室温下获得的残余奥氏体组织形貌为大量的薄膜状的残余奥氏体及极少数的尺寸较小的等轴状残余奥氏体。
3)本发明采用了采用盐浴处理，由于加热介质是流体，可以使试样在加热工程中受热均匀，且加热速率速率快，温度控制精准，温差范围小于5℃，快速加热，整个热处理周期短，节约了能源成本；
4)该热处理获得的最终钢板具有很高的强度及塑性，因而对于汽车用钢而言极具发展前景。其强塑积最高可达28497mpa％，抗拉强度达885mpa，延伸率达32.2％。综合力学性能相对于传统trip工艺提升了20％以上。
5)奥氏体化温度是根据升温速率的提高，奥氏体形成的过热度加大即奥氏体形核的驱动力增大，奥氏体化温度不高便能够实现完全奥氏体化。奥氏体化预处理制度后，室温下得到马氏体基的trip钢组织。
6)本发明中提高材料强度和延伸率的办法，就是通过奥氏体化预处理、两相区转变、双级贝氏体处理制度的合理选择及相互配合获得大量、均匀分布的薄膜状残余奥氏体，有利于trip效应更好的发挥，从而提高trip钢的强度和塑性。相比以往的trip钢热处理制度，本专利中完全奥氏体化、两相区转变和淬火制度配合在一起后，能够显著提高trip钢的塑性且获得了良好的强度，比以往工艺trip钢热处理生产的trip钢综合力学性能提高了20％以上。
附图说明
图1为本发明实施例1中制得的高强度高塑性trip钢的sem图；
图2为本发明实施例2中制得的高强度高塑性trip钢的sem图；
图3为对比例中传统trip工艺制得的trip钢的sem图；
具体实施方式
下面结合实施例对本发明作进一步的详细说明。
以下实施例中，利用日本岛津(shimadzu)公司生产的ag-xplus电子拉伸机、采用横梁位移速率控制模式在室温下以2mm/min的速率对制备的高强度高塑性trip钢试样进行拉伸试验。每一状态选取3个高强度高塑性trip钢样品，结果取平均值，以保证实验数据的可靠性。
实施例1
一种改善残奥形貌提高trip钢力学性能的热处理方法，包括以下步骤：
步骤1：奥氏体化预处理制度
选取充分清洁的trip780冷轧板为初始材料，放入盐浴中，进行奥氏体化预处理后，水淬，得到奥氏体化预处理的钢板；其中，奥氏体化预处理的温度为925℃，奥氏体化预处理的时间为90s；
所述的充分清洁的trip780冷轧板，为1.2mm厚的trip780冷轧钢板按gb/t228-2010制成标距为50mm的标准拉伸试样。
充分清洁的trip780冷轧板的清洁步骤为：先用丙酮除锈去油，再用酒精洗净，以避免热处理过程中的受热不均。
步骤2：两相区转变制度
将奥氏体化预处理的钢板放入盐浴中，进行两相区转变，得到铁素体和奥氏体两相组织的钢板，其中，两相区转变的温度为800℃，放入盐浴的停留时间为120s；
步骤3：双级贝氏体处理制度
(1)将铁素体和奥氏体两相组织的钢板迅速放入高温范围的贝氏体转变区，进行等温淬火，得到较高温下的贝氏体的钢板；其中，贝氏体转变区的高温转变温度为500℃，保温时间为20s；
(2)较高温下的贝氏体的钢板迅速放入低温范围的贝氏体转变区，进行等温淬火后，迅速水淬，得到高强度高塑性trip钢；其中，贝氏体转变区的低温转变温度为420℃，保温时间为220s。
本实施例制备的高强度高塑性trip钢，室温下的组织包括铁素体、贝氏体和残余奥氏体，其中，残余奥氏体的体积百分含量为24.1％，残余奥氏体分为薄膜状残余奥氏体和等轴状残余奥氏体，其中，薄膜状残余奥氏体的体积百分含量占残余奥氏体总含量为90％，等轴状残余奥氏体的体积百分含量占残余奥氏体总含量为10％，传统trip处理下等轴状的残余奥氏体的尺寸可达到2～4μm，经过此种热处理方法后等轴状残余奥氏体的尺寸可控制在≤2μm。
对本实施例制得的高强度高塑性trip钢进行测试，测试前，适当的机械研磨保证拉伸前试样的圆弧过渡部分光滑。
本实施例制得的高强度高塑性trip钢的抗拉强度在885mpa，断后延伸率为32.2％，强塑积为28497mpa％，综合力学性能高于传统汽车用trip钢。
本实施例制得的高强度高塑性trip钢的sem图见图1。图中亮白色长条状的组织为薄膜状残余奥氏体，边缘亮白色等轴状的组织为等轴状残余奥氏体。从图片中可以看出均匀分布的薄膜状残余奥氏体。根据扫描和ebsd结果，得到本实施例制备的高强度高塑性trip钢中的残余奥氏体为90％的薄膜状残余奥氏体和10％的等轴状残余奥氏体。
实施例2
一种改善残奥形貌提高trip钢力学性能的热处理方法，包括以下步骤：
步骤1：奥氏体化预处理制度
选取充分清洁的trip780冷轧板为初始材料，放入盐浴中，进行奥氏体化预处理后，水淬，得到奥氏体化预处理的钢板；其中，奥氏体化预处理的温度为925℃，奥氏体化预处理的时间为90s；
所述的充分清洁的trip780冷轧板，为1.2mm厚的trip780冷轧钢板按gb/t228-2010制成标距为50mm的标准拉伸试样。
充分清洁的trip780冷轧板的清洁步骤为：先用丙酮除锈去油，再用酒精洗净，以避免热处理过程中的受热不均。
步骤2：两相区转变制度
将奥氏体化预处理的钢板放入盐浴中，进行两相区转变，得到铁素体和奥氏体两相组织的钢板，其中，两相区转变的温度为800℃，放入盐浴的停留时间为120s；
步骤3：双级贝氏体处理制度
(1)将铁素体和奥氏体两相组织的钢板迅速放入高温范围的贝氏体转变区，进行等温淬火，得到较高温下的贝氏体的钢板；其中，贝氏体转变区的高温转变温度为520℃，保温时间为20s；
(2)较高温下的贝氏体的钢板迅速放入低温范围的贝氏体转变区，进行等温淬火后，迅速水淬，得到高强度高塑性trip钢；其中，贝氏体转变区的低温转变温度为440℃，保温时间为220s。
本实施例制备的高强度高塑性trip钢，室温下的组织包括铁素体、贝氏体和残余奥氏体，其中，残余奥氏体的体积百分含量为22.3％，残余奥氏体分为薄膜状残余奥氏体和等轴状残余奥氏体，其中，薄膜状残余奥氏体的体积百分含量占残余奥氏体总含量为91％，等轴状残余奥氏体的体积百分含量占残余奥氏体总含量为9％，传统trip处理下等轴状的残余奥氏体的尺寸可达到2～4μm，经过此种热处理方法后等轴状残余奥氏体的尺寸可控制在≤2μm。
对本实施例制得的高强度高塑性trip钢进行测试，测试前，适当的机械研磨保证拉伸前试样的圆弧过渡部分光滑。
本实施例制得的高强度高塑性trip钢的抗拉强度为901mpa，断后延伸率为28.5％，强塑积为25679mpa％，综合力学性能高于传统汽车用trip钢。
本实施例制得的高强度高塑性trip钢的sem图见图2；图中亮白色长条状的组织为薄膜状残余奥氏体，边缘亮白色等轴状的组织为等轴状残余奥氏体。从图片中可以看出均匀分布的薄膜状残余奥氏体。根据扫描和ebsd结果，得到本实施例制备的高强度高塑性trip钢中的残余奥氏体为91％的薄膜状残余奥氏体和9％的等轴状残余奥氏体。
实施例3
一种改善残奥形貌提高trip钢力学性能的热处理方法，包括以下步骤：
步骤1：奥氏体化预处理制度
选取充分清洁的trip780冷轧板为初始材料，放入盐浴中，进行奥氏体化预处理后，水淬，得到奥氏体化预处理的钢板；其中，奥氏体化预处理的温度为925℃，奥氏体化预处理的时间为90s；
所述的充分清洁的trip780冷轧板，为1.2mm厚的trip780冷轧钢板按gb/t228-2010制成标距为50mm的标准拉伸试样。
充分清洁的trip780冷轧板的清洁步骤为：先用丙酮除锈去油，再用酒精洗净，以避免热处理过程中的受热不均。
步骤2：两相区转变制度
将奥氏体化预处理的钢板放入盐浴中，进行两相区转变，得到铁素体和奥氏体两相组织的钢板，其中，两相区转变的温度为800℃，放入盐浴的停留时间为120s；
步骤3：双级贝氏体处理制度
(1)将铁素体和奥氏体两相组织的钢板迅速放入高温范围的贝氏体转变区，进行等温淬火，得到较高温下的贝氏体的钢板；其中，贝氏体转变区的高温转变温度为480℃，保温时间为20s；
(2)较高温下的贝氏体的钢板迅速放入低温范围的贝氏体转变区，进行等温淬火后，迅速水淬，得到高强度高塑性trip钢；其中，贝氏体转变区的低温转变温度为400℃，保温时间为220s。
本实施例制备的高强度高塑性trip钢，室温下的组织包括铁素体、贝氏体、大量的薄膜状残余奥氏体及少量的等轴状残余奥氏体，残余奥氏体含量在15.6％～24.1％之间，传统trip处理下等轴状的残余奥氏体的尺寸可达到2～4μm，经过此种热处理方法后等轴状残余奥氏体的尺寸可控制在≤2μm。
对本实施例制得的高强度高塑性trip钢进行测试，测试前，适当的机械研磨保证拉伸前试样的圆弧过渡部分光滑。
本实施例制得的高强度高塑性trip钢的抗拉强度为860mpa，断后延伸率为30.8％，强塑积为26488mpa％，综合力学性能高于传统汽车用trip钢。
对比例
一种trip钢的热处理方法，包括以下步骤：
步骤1：奥氏体化预处理制度
选取充分清洁的trip780冷轧板为初始材料，放入盐浴中，进行奥氏体化预处理后，水淬，得到奥氏体化预处理的钢板；其中，奥氏体化预处理的温度为925℃，奥氏体化预处理的时间为90s；
所述的充分清洁的trip780冷轧板，为1.2mm厚的trip780冷轧钢板按gb/t228-2010制成标距为50mm的标准拉伸试样。
充分清洁的trip780冷轧板的清洁步骤为：先用丙酮除锈去油，再用酒精洗净，以避免热处理过程中的受热不均。
步骤2：两相区转变制度
将奥氏体化预处理的钢板放入盐浴中，进行两相区转变，得到铁素体和奥氏体两相组织的钢板，其中，两相区转变的温度为800℃，放入盐浴的停留时间为120s；
步骤3：贝氏体处理制度
将铁素体和奥氏体两相组织的钢板迅速放入贝氏体转变区，进行等温淬火，迅速水淬，得到trip钢；其中，贝氏体转变区的温度为420℃，保温时间为240s；
对本实施例制得的trip钢进行测试，测试前，适当的机械研磨保证拉伸前试样的圆弧过渡部分光滑。
本实施例制备的trip钢，其抗拉强度为845mpa，断后延伸率为28％，强塑积为23660mpa％。
以贝氏体转变区420℃为例，经过双级贝氏体处理的试验钢强塑积可达28497mpa％，抗拉强度达885mpa，延伸率达32.2％(实施例1)。而经过单级贝氏体处理的传统工艺(对比例)下得到的试验钢的强塑积为23660mpa％，抗拉强度为845mpa，断后延伸率为28％，前者相对于后者综合力学性能提升了20.4％。
本对比例中制备的传统trip工艺制得的trip钢的sem图见图3，通过图1、图2和图3的对比，图1和图2中可以看出均匀分布的薄膜状残余奥氏体，并且可以看到等轴状残余奥氏体的尺寸相对于以往的工艺(图3)已经很小。
实施例4
一种改善残奥形貌提高trip钢力学性能的热处理方法，包括以下步骤：
步骤1：奥氏体化预处理制度
选取充分清洁的trip780冷轧板为初始材料，放入盐浴中，进行奥氏体化预处理后，水淬，得到奥氏体化预处理的钢板；其中，奥氏体化预处理的温度为905℃，奥氏体化预处理的时间为120s；
所述的充分清洁的trip780冷轧板，为1.2mm厚的trip780冷轧钢板按gb/t228-2010制成标距为50mm的标准拉伸试样。
充分清洁的trip780冷轧板的清洁步骤为：先用丙酮除锈去油，再用酒精洗净，以避免热处理过程中的受热不均。
步骤2：两相区转变制度
将奥氏体化预处理的钢板放入盐浴中，进行两相区转变，得到铁素体和奥氏体两相组织的钢板，其中，两相区转变的温度为760℃，放入盐浴的停留时间为180s；
步骤3：双级贝氏体处理制度
(1)将铁素体和奥氏体两相组织的钢板迅速放入高温范围的贝氏体转变区，进行等温淬火，得到较高温下的贝氏体的钢板；其中，贝氏体转变区的高温范围为460℃，保温时间为35s；
(2)较高温下的贝氏体的钢板迅速放入低温范围的贝氏体转变区，进行等温淬火后，迅速水淬，得到高强度高塑性trip钢；其中，贝氏体转变区的低温范围为380℃，保温时间为225s。
对本实施例制得的高强度高塑性trip钢进行测试，测试前，适当的机械研磨保证拉伸前试样的圆弧过渡部分光滑。
本实施例制得的高强度高塑性trip钢的抗拉强度为850mpa，断后延伸率为29.6％，强塑积为25160mpa％，综合力学性能高于传统汽车用trip钢。
实施例5
一种改善残奥形貌提高trip钢力学性能的热处理方法，包括以下步骤：
步骤1：奥氏体化预处理制度
选取充分清洁的trip780冷轧板为初始材料，放入盐浴中，进行奥氏体化预处理后，水淬，得到奥氏体化预处理的钢板；其中，奥氏体化预处理的温度为945℃，奥氏体化预处理的时间为60s；
所述的充分清洁的trip780冷轧板，为1.2mm厚的trip780冷轧钢板按gb/t228-2010制成标距为50mm的标准拉伸试样。
充分清洁的trip780冷轧板的清洁步骤为：先用丙酮除锈去油，再用酒精洗净，以避免热处理过程中的受热不均。
步骤2：两相区转变制度
将奥氏体化预处理的钢板放入盐浴中，进行两相区转变，得到铁素体和奥氏体两相组织的钢板，其中，两相区转变的温度为820℃，放入盐浴的停留时间为60s；
步骤3：双级贝氏体处理制度
(1)将铁素体和奥氏体两相组织的钢板迅速放入高温范围的贝氏体转变区，进行等温淬火，得到较高温下的贝氏体的钢板；其中，贝氏体转变区的高温转变温度为520℃，保温时间为15s；
(2)较高温下的贝氏体的钢板迅速放入低温范围的贝氏体转变区，进行等温淬火后，迅速水淬，得到高强度高塑性trip钢；其中，贝氏体转变区的低温转变温度为440℃，保温时间为205s。
对本实施例制得的高强度高塑性trip钢进行测试，测试前，适当的机械研磨保证拉伸前试样的圆弧过渡部分光滑。
本实施例制得的高强度高塑性trip钢的抗拉强度为892mpa，断后延伸率为28.6％，强塑积为25511mpa％，综合力学性能高于传统汽车用trip钢。