本發(fā)明涉及高強鋼技術領域，尤其涉及一種鈮微合金化trip鋼及其制備方法。

背景技術：

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度鋼已越來越多的應用于汽車結構件及加強件中，以達到節(jié)能減排和提高整車碰撞安全性效果。而冷軋trip鋼因其強度高、加工硬化能力強、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，倍受汽車工業(yè)界的青睞。

同時汽車用鋼多需要經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計中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。因此急需一種滿足熱鍍鋅工藝處理成分要求并且確保trip鋼較高強度和延伸率優(yōu)異力學性能的trip鋼。

技術實現(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，得到具有較高強度和延伸率的trip鋼的同時滿足熱鍍鋅工藝成分要求。

為了實現(xiàn)上述發(fā)明目的，本發(fā)明提供以下技術方案：

一種鈮微合金化trip鋼的制備方法，包括以下步驟：

對鈮微合金鋼進行保溫處理后進行淬火處理，得到部分奧氏體化合金鋼；所述保溫處理的溫度為800～1000℃，所述保溫處理的時間為3～5min；所述鈮微合金鋼包括以下質量百分含量的組分：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℃，所述退火處理的時間為1～10min；

對所述退火態(tài)合金鋼進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立地以加熱的方式達到，所述加熱的速率獨立地為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處理，所述預處理具體包括以下步驟：

(1)對鋼坯進行預保溫處理后熱軋，得到初級熱軋態(tài)鋼坯；

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

(3)對所述熱軋態(tài)鋼坯進行冷軋。

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，確保高強度的獲得；而延伸率的保障，則是通過保溫處理后淬火再結合后續(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，提高了穩(wěn)定性，從而保障了延伸率，實現(xiàn)了無需要求較高的含si量即可得到具有較高強度和延伸率的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，實現(xiàn)部分奧氏體化過程；結合720～900℃的退火處理，進行臨界區(qū)退火，促進退火馬氏體的形成，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)明實施例的結果表明，按照本發(fā)明提供的熱處理方法得到的trip鋼的抗拉強度達770mpa以上，斷后延伸率在27.5～34％之間，兩者的乘積達23000mpa·％以上。

附圖說明

下面結合附圖和具體實施方式對本發(fā)明作進一步詳細的說明。

圖1為本發(fā)明實施例5得到的鈮微合金化trip鋼的微觀組織圖；

圖2為本發(fā)明實施例5得到的鈮微合金化trip鋼拉伸應力應變曲線；

圖3為本發(fā)明實施例6得到的鈮微合金化trip鋼的微觀組織圖；

圖4為本發(fā)明實施例6得到的鈮微合金化trip鋼拉伸應力應變曲線；

圖5為本發(fā)明實施例7得到的鈮微合金化trip鋼的微觀組織圖；

圖6為本發(fā)明實施例7得到的鈮微合金化trip鋼拉伸應力應變曲線；

圖7為本發(fā)明實施例8得到的鈮微合金化trip鋼的微觀組織圖；

圖8為本發(fā)明實施例8得到的鈮微合金化trip鋼拉伸應力應變曲線。

具體實施方式

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，確保高強度的獲得；而延伸率的保障，則是通過保溫處理后淬火再結合后續(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，提高了穩(wěn)定性，從而保障了延伸率，實現(xiàn)了無需要求較高的含si量即可得到具有較高強度和延伸率的trip鋼，確保滿足熱鍍鋅工藝成分要求。

本發(fā)明對鈮微合金鋼進行保溫處理。在本發(fā)明中，所述鈮微合金鋼包括以下質量百分含量的組分：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的質量百分含量對于殘余奧氏體的體積分數(shù)有決定性作用，并且能改善殘余奧氏體在加工時的穩(wěn)定性，同時確保殘余奧氏體的含量，并且避免了c含量過高導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，所述質量百分含量的mn能夠避免mn含量過低導致的殘余奧氏體體積分數(shù)較少以及mn含量過高導致的對鐵素體或貝氏體的硬化，進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℃等溫時不溶于滲碳體，從而能夠抑制滲碳體在該溫度范圍內析出；同時發(fā)揮極強的固溶強化能力，提高固溶強化作用。在本發(fā)明中，所述質量百分含量的p，既有利p的固溶強化效果發(fā)揮，亦不產生負面影響。

在本發(fā)明中，所述si的質量百分含量≤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數(shù)，改善鋼板的可加工性。此外，si會阻止?jié)B碳體的形成，從而使c有效富集在奧氏體中，所述si結合c元素的添加，對于在室溫下將奧氏體穩(wěn)定在一適當?shù)捏w積分數(shù)是必需的。

在本發(fā)明中，所述al的質量百分含量為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數(shù)，改善鋼板的可加工性。此外，al會阻止?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，所述al的質量百分含量避免了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結合mn元素和si元素實現(xiàn)對鐵素體和貝氏體基體的固溶強化。

在本發(fā)明中，所述nb的質量百分含量為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，細化晶粒的同時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，采用本領域技術人員所熟知的即可；在本發(fā)明的實施例中，可以采用鈮微合金鋼的市售產品，也可以采用本領域技術人員所熟知的制備鈮微合金鋼的技術方案自行制備。

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

在本發(fā)明中，所述鋼坯的組分為上述技術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，采用市售產品或本領域技術人員所熟知的方式自行制備均可；當采用自行制備的方式獲取所述鋼坯時，具體采用50kg真空感應爐進行冶煉，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沒有特殊要求，采用本領域技術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，采用本領域技術人員所熟知的尺寸即可。

得到所述鋼坯后，本發(fā)明優(yōu)選對所述鋼坯進行預保溫處理；在本發(fā)明中，所述預保溫處理的溫度優(yōu)選為1200～1300℃，進一步優(yōu)選為1250～1280℃；所述預保溫處理的時間優(yōu)選為1.5～3h，進一步優(yōu)選為2～2.5h。本發(fā)明在所述溫度條件下進行保溫處理，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擴散，促進合金元素的均勻化，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沒有特殊要求，采用本領域技術人員所熟知的鋼坯的保溫處理方式即可。

本發(fā)明優(yōu)選對所述預保溫處理后的鋼坯進行熱軋，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℃，進一步優(yōu)選為920～930℃；所述精軋的終軋溫度優(yōu)選為850～900℃，進一步優(yōu)選為875～880℃，避免終軋溫度過低導致的先共析鐵素體及奧氏體均沿加工方向伸長，完成轉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重，冷軋后連續(xù)退火加熱時奧氏體優(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。本發(fā)明對所述粗軋和精軋的具體操作方式沒有特殊要求，采用本領域技術人員所熟知的相應的軋制方式即可。

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℃，進一步優(yōu)選為420～430℃；所述相變保溫的時間優(yōu)選為1.5～2h，進一步優(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膩均勻，從而改善熱軋帶狀組織，進而減小冷軋再結晶晶粒尺寸，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沒有特殊要求，采用本領域技術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行卷取，以提高熱軋板的強度，由于熱軋強度具有遺傳性，從而使得冷軋熱處理后的強度能得到保障。

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沒有特殊要求，在本發(fā)明的實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)鋼坯進行酸洗后冷軋，完成對所述鈮微合金鋼的預處理。

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)鋼坯進行浸泡，實現(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間沒有特殊要求，以能實現(xiàn)對所述熱軋態(tài)鋼坯表面的鋼化皮的去除為準。

在本發(fā)明中，所述冷軋的變形量優(yōu)選為65～75％，進一步優(yōu)選為70～72％；本發(fā)明對所述冷軋的具體方式沒有特殊要求，采用本領域技術人員所熟知的冷軋方式即可。

本發(fā)明優(yōu)選對所述預處理后的鈮微合金鋼進行保溫處理。在本發(fā)明中，所述保溫處理的溫度為800～1000℃，進一步優(yōu)選為850～980℃，更優(yōu)選為900～950℃。在本發(fā)明中，所述保溫處理的時間為3～5min，進一步優(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)選以加熱的方式達到；所述加熱的速率優(yōu)選為1～10℃/s，進一步優(yōu)選為5～8℃/s；本發(fā)明對所述加熱的方式沒有特殊要求，采用本領域技術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沒有特殊要求，采用本領域技術人員所熟知的淬火處理方式即可。本發(fā)明提供的方法經過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℃，進一步優(yōu)選為750～850℃；所述退火處理的時間為1～10min，進一步優(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)選以加熱的方式達到，所述加熱的速率優(yōu)選為1～10℃/s，進一步優(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，所述冷卻處理達到的溫度優(yōu)選為460～480℃，進一步優(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到的溫度條件下進行熱鍍鋅處理。

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沒有特殊要求，采用本領域技術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細化奧氏體原始晶粒的作用，確保在800～1000℃之間進行部分奧氏體化時奧氏體晶粒不被粗化。在先進行兩相區(qū)退火，再進行貝氏體相變的傳統(tǒng)兩階段熱處理工藝基礎之上，增加一個部分奧氏體化-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，利用退火馬氏體細小的板條結構，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鋼的抗拉強度和延伸率性能的提高，克服傳統(tǒng)熱鍍鋅處理時間較短，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，進而力學性能不穩(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，確保高強度的獲得；而延伸率的保障，則是通過保溫處理后淬火再結合后續(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，提高了穩(wěn)定性，從而保障了延伸率，實現(xiàn)了無需要求較高的含si量即可得到具有較高強度和延伸率的trip鋼，確保滿足熱鍍鋅工藝成分要求；本發(fā)明實施例的結果表明，按照本發(fā)明提供的熱處理方法得到的trip鋼的抗拉強度達770mpa以上，斷后延伸率在27.5～34％之間，兩者的乘積達23000mpa％以上。

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

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鋼進行拉伸力學性能測試，力學拉伸數(shù)據(jù)測試儀器為美國產mts-858。

實施例1

按照如下重量百分數(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，采用50kg真空感應爐冶煉，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鋼進行力學性能：屈服強度rp0.2為420.00mpa，抗拉強度rm為800.00mpa，延伸率a50mm為27.00％，強塑積216000mpa·％，屈強比為0.525。

實施例2

按照如下重量百分數(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，采用50kg真空感應爐冶煉，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鋼進行力學性能：屈服強度rp0.2為480.00mpa，抗拉強度rm為820.00mpa，延伸率a50mm為28.50％，強塑積23370mpa·％，屈強比為0.585。

實施例3

按照如下重量百分數(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，采用50kg真空感應爐冶煉，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鋼進行力學性能：屈服強度rp0.2為400.00mpa，抗拉強度rm為805.00mpa，延伸率a50mm為27.50％，強塑積為221375.00mpa·％，屈強比均在0.47。

實施例4

按照如下重量百分數(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，采用50kg真空感應爐冶煉，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鋼進行力學性能：屈服強度rp0.2為375.00mpa，抗拉強度rm為845.00mpa，延伸率a50mm為29.50％，強塑積為27927.50mpa·％，屈強比均在0.44。

實施例5

按照如下重量百分數(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，采用50kg真空感應爐冶煉，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℃的卷取溫度下進行1.2h的相變保溫。熱軋鋼板厚度為3.5mm，然后經過酸洗、冷軋成1.2mm的冷硬板，然后進行熱處理。

對所述冷硬板進行熱處理工藝：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鋼板進行力學性能測試，其中拉伸應力應變曲線如圖2所示：屈服強度rp0.2＝464.43mpa，抗拉強度rm＝797.56mpa，延伸率a50mm＝28.85％，強塑積＝23009.61mpa·％，屈強比＝0.58。

并且對得到鈮微合金化trip鋼板進行微觀組織觀察，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鋼板的組織結構包括鐵素體，貝氏體，退火馬氏體，殘余奧氏體以及馬氏體，其中各組織結構的體積分數(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％。

實施例6

本實施所采用的鋼坯組分與實施例5一致，經在工廠采用50kg真空感應電爐冶煉而成。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，然后經過酸洗、冷軋成1.2mm的冷硬板，進行熱處理。

對所述冷硬板進行熱處理：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鋼板進行力學性能測試，其中拉伸應力應變曲線如圖4所示：屈服強度rp0.2＝466.00mpa，抗拉強度rm＝782.00mpa，延伸率a50mm＝30％，強塑積＝23460.56mpa·％，屈強比＝0.60。

并對得到鈮微合金化trip鋼板進行微觀組織觀察，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鋼板的組織結構包括鐵素體，貝氏體，退火馬氏體，殘余奧氏體，以及少量馬氏體，其中各組織結構的體積分數(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％。

實施例7

本實施例以實施例5中的組分含量的鋼坯為待加工產品，在工廠采用50kg真空感應電爐冶煉。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，然后經過酸洗、冷軋成1.2mm的冷硬板，進行熱處理。

對所述冷硬板進行熱處理：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。

本實施例得到的鈮微合金化trip鋼板進行力學性能測試，其中拉伸應力應變曲線如圖6所示：屈服強度rp0.2＝485.5mpa，抗拉強度rm＝778.5mpa，延伸率a50mm＝31.5％，強塑積＝24522.75mpa·％，屈強比＝0.62。

并對得到鈮微合金化trip鋼板進行微觀組織觀察，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鋼板的組織結構包括鐵素體，貝氏體，退火馬氏體，殘余奧氏體以及少量馬氏體，其中各組織結構的體積分數(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％。

實施例8

本實施例以實施例5中的組分含量的鋼坯為待加工產品，在工廠采用50kg真空感應電爐冶煉。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，然后經過酸洗、冷軋成1.2mm的冷硬板，進行熱處理。

對所述冷硬板進行熱處理：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鋼板進行力學性能測試，其中拉伸應力應變曲線如圖8所示：屈服強度rp0.2＝470.5mpa，抗拉強度rm＝775mpa，延伸率a50mm＝32.25％，強塑積＝24993.75mpa·％，屈強比＝0.61。

并對鈮微合金化trip鋼板進行微觀組織觀察，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鋼板的組織結構包括鐵素體，貝氏體，退火馬氏體，殘余奧氏體以及少量馬氏體，其中各組織結構的體積分數(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)選實施方式，應當指出，對于本技術領域的普通技術人員來說，在不脫離本發(fā)明原理的前提下，還可以做出若干改進和潤飾，這些改進和潤飾也應視為本發(fā)明的保護范圍。