袁 國，康 健，張 賀，李云杰，胡虹玲，王國棟

（東北大學(xué)軋制技術(shù)及連軋自動(dòng)化國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，沈陽 110819）

Q&P工藝?yán)砟钤跓彳埾冗M(jìn)高強(qiáng)度鋼中的應(yīng)用研究

袁 國，康 健，張 賀，李云杰，胡虹玲，王國棟

（東北大學(xué)軋制技術(shù)及連軋自動(dòng)化國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，沈陽 110819）

為滿足汽車工業(yè)輕量化發(fā)展要求，以Q&P（quenching&partitioning）工藝為基礎(chǔ)的先進(jìn)高強(qiáng)度鋼受到了廣泛關(guān)注，為使其在普通熱連軋生產(chǎn)線上實(shí)現(xiàn)工業(yè)化并廣泛應(yīng)用，本文對Q&P理念在熱軋工藝中的應(yīng)用進(jìn)行了基礎(chǔ)研究。結(jié)果表明在傳統(tǒng)熱處理Q&P工藝中引入熱變形處理后，組織細(xì)化顯著，并獲得了一定量的殘余奧氏體。實(shí)驗(yàn)鋼在保持較高強(qiáng)度的同時(shí)獲得了較大的強(qiáng)塑積，結(jié)合目前國內(nèi)熱連軋生產(chǎn)線以超快冷系統(tǒng)為核心的新一代控軋控冷（TMCP）技術(shù)的應(yīng)用，確定了在熱連軋生產(chǎn)線生產(chǎn)熱軋Q&P鋼（DQ（direct quenching）&P鋼）的可行性。

先進(jìn)高強(qiáng)度鋼；Q&P；DQ&P；熱軋；殘余奧氏體

1 前言

近年來，隨著工業(yè)制造業(yè)節(jié)能減排和產(chǎn)品安全性能要求的不斷提高，汽車輕量化成為汽車工業(yè)發(fā)展的主要趨勢。在汽車用板材中，為減輕車體重量，大量采用高強(qiáng)度、高塑性的先進(jìn)高強(qiáng)度鋼（advanced high strength steel，AHSS）已成為必然，同時(shí)先進(jìn)汽車鋼板制造技術(shù)的廣泛應(yīng)用是實(shí)現(xiàn)汽車輕量化的基礎(chǔ)。

目前廣泛研究并開發(fā)的具有代表性的先進(jìn)高強(qiáng)度鋼主要包括：雙相（dual phase，DP）鋼、復(fù)相（complex phase，CP）鋼[1]、相變誘發(fā)塑性（transformation induced plasticity，TRIP）鋼[2，3]、淬火-配分（quenching&partitioning，Q&P）鋼[4，5]、淬火-配分-回火（quenched&partitioned-tempered ，Q-P-T）鋼[6，7]等，其核心均是通過適當(dāng)?shù)臒崽幚砉に噷?shí)現(xiàn)對顯微組織的調(diào)控，在顯著提高鋼鐵材料強(qiáng)度的同時(shí)，不損害甚至提高材料的塑性。DP鋼的室溫組織由鐵素體與馬氏體組成，具有中等強(qiáng)度和較高的伸長率，CP鋼則通常是由馬氏體、貝氏體、鐵素體以及細(xì)小析出相組成的多相組織，具有較高的強(qiáng)度和塑性，TRIP鋼是通過適當(dāng)?shù)牡葴靥幚慝@得的包含鐵素體、貝氏體以及一定量殘余奧氏體組織的多相鋼，其在室溫條件下基于TRIP效應(yīng)而具備了較高的綜合性能，Q&P鋼以及基于Q&P工藝?yán)砟铋_發(fā)出的Q-P-T鋼則結(jié)合了DP鋼與TRIP鋼的優(yōu)點(diǎn)，室溫組織具備更高的強(qiáng)塑積，作為新一代先進(jìn)汽車高強(qiáng)度鋼，可以更好地滿足未來汽車零件成形及汽車碰撞安全性的要求。

應(yīng)該指出，自2003年美國Speer等提出Q&P新工藝技術(shù)以來，國內(nèi)外學(xué)者對此產(chǎn)生了濃厚的興趣，目前已經(jīng)對配分過程中的組織演變行為、工藝參數(shù)對性能的影響規(guī)律、碳配分機(jī)理等展開了深入的研究。然而，目前基于Q&P理念提出的工藝技術(shù)是采用離線熱處理的方式，隨著熱軋帶鋼thermo mechanical control process（TMCP）技術(shù)的快速發(fā)展，尤其是以超快速冷卻為核心的新一代TMCP技術(shù)開發(fā)與應(yīng)用[8～10]，為直接淬火（direct quenching，DQ）工藝提供了設(shè)備保障，進(jìn)而通過將軋制過程中的奧氏體形變、軋后高速率冷卻過程中的組織控制以及卷取后緩慢冷卻過程中的碳配分有機(jī)結(jié)合，為Q&P工藝在普通熱連軋生產(chǎn)線上的應(yīng)用提供了可行性。與Q&P離線熱處理工藝相比，DQ&P工藝可以有效利用軋后余熱，在降低能耗的同時(shí)，通過碳配分工藝技術(shù)原理提高鋼板的強(qiáng)度與塑性。目前對該工藝技術(shù)的研究還比較少，本文介紹了熱軋Q&P鋼的工藝技術(shù)特征，研究了DQ&P工藝對微觀組織及性能的影響，為高強(qiáng)塑積DQ&P鋼的研發(fā)提供了理論基礎(chǔ)。

2 軋Q&P鋼工藝技術(shù)理念

典型Q&P熱處理工藝示意圖如圖1a所示，將鋼加熱至完全奧氏體化后淬火至溫度TQ（Mf＜TQ＜Ms），然后經(jīng)過等溫處理（1階段Q&P）或再加熱至較高溫度的等溫處理（2階段Q&P），使馬氏體中的C在等溫過程中配分至殘余奧氏體中，以增強(qiáng)其穩(wěn)定性。通過對淬火溫度TQ、配分溫度TP及配分時(shí)間tP的控制，從而獲得主要由馬氏體和富C殘余奧氏體組成的多相組織，具備較高強(qiáng)度和較好塑性/韌性。

圖1 Q&P工藝技術(shù)路線示意圖Fig.1 Diagram of the processing route of Q&P

針對目前廣泛研究的汽車用先進(jìn)高強(qiáng)度鋼，無論是TRIP鋼，還是Q&P鋼，以及基于Q&P原理開發(fā)出的Q-P-T鋼，其顯微組織均具有兩個(gè)共同特點(diǎn)：一是通過碳的配分實(shí)現(xiàn)奧氏體富C，從而穩(wěn)定奧氏體，使得室溫組織中含有一定量的亞穩(wěn)態(tài)奧氏體；二是組成相中包含較高比例含量的馬氏體高硬相組織，以提高強(qiáng)度。顯然，為了滿足上述組織特征要求，生產(chǎn)工藝上需要具有高速率冷卻過程以確保獲得馬氏體組織，同時(shí)冷卻后需要進(jìn)行適當(dāng)?shù)牡葴鼗蚣訜崽幚磉^程以實(shí)現(xiàn)C的配分，這就對工藝流程及生產(chǎn)設(shè)備提出了苛刻的要求，為工業(yè)化生產(chǎn)帶來巨大挑戰(zhàn)。

如果能夠?qū)&P工藝?yán)砟顟?yīng)用于普通熱連軋生產(chǎn)線[11，12]，那將對先進(jìn)高強(qiáng)度Q&P鋼的工業(yè)化生產(chǎn)及廣泛應(yīng)用起到巨大的推動(dòng)作用。目前，在常規(guī)熱連軋生產(chǎn)線上，利用TMCP技術(shù)在非等溫條件下通過對組織相變行為的控制，可以獲得包含馬氏體/貝氏體/殘余奧氏體組織的高強(qiáng)度鋼，同時(shí)，隨著熱軋帶鋼新一代TMCP技術(shù)的廣泛推廣應(yīng)用（河北省首鋼遷安鋼鐵有限責(zé)任公司與華菱漣源鋼鐵集團(tuán)有限公司的超快冷系統(tǒng)已上線投產(chǎn)，首鋼京唐鋼鐵聯(lián)合有限責(zé)任公司的超快冷項(xiàng)目也已啟動(dòng)），帶鋼軋后的冷卻能力顯著提高，更加便于高強(qiáng)硬相組織的獲得，因此基于新一代TMCP技術(shù)的常規(guī)熱連軋生產(chǎn)線對應(yīng)用Q&P理念生產(chǎn)先進(jìn)高強(qiáng)度汽車用鋼具有巨大潛力。

熱軋Q&P（DQ&P）鋼生產(chǎn)工藝示意圖如圖1b所示，利用軋后冷卻系統(tǒng)實(shí)現(xiàn)馬氏體相變控制，然后在Ms～Mf之間的溫度點(diǎn)終止冷卻，隨后通過緩慢的卷取冷卻過程完成C的配分及相變。顯然，熱軋Q&P鋼與傳統(tǒng)熱處理Q&P鋼存在顯著差異。首先，針對熱軋Q&P鋼，由于引入了軋制壓縮變形而獲得再結(jié)晶細(xì)化的奧氏體或未再結(jié)晶的形變奧氏體，使得隨后過冷奧氏體相變行為顯著區(qū)別于傳統(tǒng)熱處理Q&P鋼。其次，熱軋Q&P工藝中，淬火溫度以及配分熱處理溫度由同一工藝參數(shù)（卷取溫度）所決定，即TC=TQ=TP，因此無法像傳統(tǒng)熱處理Q&P鋼那樣獨(dú)立地通過淬火溫度控制一次淬火馬氏體含量，并通過等溫處理溫度及時(shí)間控制C配分程度進(jìn)而控制殘余奧氏體含量。熱軋Q&P工藝需通過單一的卷取溫度控制參數(shù)實(shí)現(xiàn)淬火馬氏體含量及C配分程度的最佳匹配，顯然其組織演變行為控制機(jī)理具有更為顯著的復(fù)雜性。最后，熱軋Q&P工藝與傳統(tǒng)熱處理Q&P工藝等溫C配分不同，卷取溫度點(diǎn)意味著C配分的開始，在卷取冷卻C配分過程中，溫降賦予了馬氏體相變驅(qū)動(dòng)力（馬氏體相變受到卷取溫度、冷卻速率以及合金元素添加引起淬透性變化等因素的影響），因此帶鋼在卷取冷卻至室溫過程中發(fā)生馬氏體相變與不同程度C配分的復(fù)雜耦合作用。

3 實(shí)驗(yàn)方法

實(shí)驗(yàn)所用鋼坯在150 kg真空感應(yīng)熔煉爐中冶煉，澆注成鋼錠，然后經(jīng)熱鍛并機(jī)械加工成40 mm（厚）×60 mm（寬）×100 mm（長）規(guī)格的板坯。實(shí)驗(yàn)鋼的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%）為：C 0.21、Si 1.61、Mn 1.63、Al 0.05、P 0.0035、S 0.0016、Fe余量。

為了研究DQ&P與Q&P工藝條件下實(shí)驗(yàn)鋼的顯微組織特征及差異，在熱力模擬實(shí)驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行工藝對比模擬實(shí)驗(yàn)，實(shí)驗(yàn)方案如圖2所示。將熱模擬試樣（尺寸為?8×15 mm）加熱奧氏體化后分別進(jìn)行40%壓縮變形處理（見圖2a）及不變形處理（見圖2b），然后以40℃/s迅速降溫至Ms溫度（通過經(jīng)驗(yàn)公式計(jì)算得到Ms溫度為388℃）以下，生成一定量馬氏體組織，再在375℃和425℃等溫處理進(jìn)行C配分后冷至室溫。

圖2 DQ&P與Q&P熱模擬實(shí)驗(yàn)工藝對比示意圖Fig.2 Diagram of DQ&P and Q&P process of the tested steel

熱軋實(shí)驗(yàn)在東北大學(xué)RAL實(shí)驗(yàn)室?450 mm二輥可逆式熱軋機(jī)上進(jìn)行，工藝方案如圖3所示。將鋼坯加熱至1 200℃保溫約1.5 h，經(jīng)8道次將40 mm厚坯料軋至4 mm，終軋溫度控制在850～870℃。然后利用軋機(jī)后部配備的超快速冷卻系統(tǒng)（包含層流冷卻）對熱軋鋼板進(jìn)行高速率冷卻，試樣1終冷溫度為110℃，試樣2終冷溫度控制在210℃，然后立即置于事先預(yù)熱至300℃的電阻加熱爐中恒溫20 min后冷至室溫，試樣3工藝為軋后水冷至370℃，然后置于事先預(yù)熱至360℃的電阻加熱爐中恒溫20 min再冷至室溫。

圖3 實(shí)驗(yàn)室熱軋工藝示意圖Fig.3 Diagram of the hot rolling process of the steel

獲得的試樣經(jīng)3%硝酸酒精侵蝕后，在FEI QUANTA 600掃描電子顯微鏡（SEM）上進(jìn)行微觀組織觀察，透射電子顯微鏡（TEM）試樣經(jīng)機(jī)械和雙噴減薄后，利用TECNAI G220透射電子顯微鏡對試樣的微觀結(jié)構(gòu)進(jìn)行進(jìn)一步研究，殘余奧氏體含量測定在X射線衍射（XRD）儀上進(jìn)行，采用Cu靶，掃描角度為40°～120°，殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)Vγ利用式（1）計(jì)算獲得。

式（1）中，Iα與Iγ分別為馬氏體特征峰和奧氏體特征峰的積分強(qiáng)度。力學(xué)拉伸實(shí)驗(yàn)利用INSTRON萬能試驗(yàn)機(jī)在室溫條件下進(jìn)行，試樣采用標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣，沿鋼板軋制方向截取，拉伸測試速率為3mm/min。

4 實(shí)驗(yàn)結(jié)果分析與討論

4.1 熱變形及配分溫度對組織特征的影響

熱模擬實(shí)驗(yàn)工藝條件下獲得的試樣顯微組織SEM像如圖4所示。經(jīng)適當(dāng)C配分處理后得到的顯微組織主要由板條馬氏體（M）、一定量鐵素體（F）及少量殘余奧氏體（RA）組成。對比圖4a與圖4b可見，在傳統(tǒng)熱處理Q&P工藝中引入熱變形處理后，馬氏體尺寸顯著細(xì)化，尤其是粗大馬氏體組織減少，同時(shí)鐵素體含量略有增加。這是由于在奧氏體高溫區(qū)發(fā)生的壓縮變形引起奧氏體再結(jié)晶及未再結(jié)晶區(qū)的形變累積，提高了晶粒內(nèi)部位錯(cuò)和亞結(jié)構(gòu)密度，為后續(xù)相變提供了更多的形核位置。因此，在傳統(tǒng)無變形的熱處理Q&P工藝下獲得試樣的組織中出現(xiàn)較為粗大的一次淬火馬氏體（見圖4b）。

圖4c與圖4d為較高倍數(shù)下試樣DQ&P—375與DQ&P—425的SEM像。對不同配分溫度下試樣的微觀組織進(jìn)一步觀察發(fā)現(xiàn)，組織中還存在少量貝氏體鐵素體（BF），見圖4c。在DQ&P條件下，過冷奧氏體中存在許多晶體缺陷，如晶界、亞晶界、位錯(cuò)等，導(dǎo)致盡管在較高的冷卻速率下，仍可能發(fā)生奧氏體貧碳區(qū)的形成乃至其fcc（面心立方）結(jié)構(gòu)失穩(wěn)、瓦解，而建構(gòu)bcc（體心立方）結(jié)構(gòu)的α相晶核，最終形成BF相。

圖4 熱模擬實(shí)驗(yàn)工藝條件下試樣的SEM像Fig.4 SEM images of the steels under the thermo-mechanical simulation test

同時(shí)可見，組織中的殘余奧氏體主要分布在鐵素體周邊、原奧氏體晶界及馬氏體板條邊界上。鐵素體相變過程中發(fā)生排碳，同時(shí)高能的晶界與板條邊界是C配分過程中的擴(kuò)散“活躍區(qū)”，因此鐵素體周邊以及原奧氏體晶界、馬氏體板條邊界等位置易于形成奧氏體富C區(qū)，最終全部或部分保留下來形成殘余奧氏體。另外，在較高的配分溫度下，見圖4d，馬氏體組織呈現(xiàn)較為顯著的回火轉(zhuǎn)變特征，板條寬化，部分發(fā)生間斷，同時(shí)盡管化學(xué)成分中含有較高量的Si元素，組織中仍形成少量碳化物析出物，同時(shí)由于配分過程中馬氏體/奧氏體的相界面發(fā)生遷移，也與上述組織特征的形成有關(guān)?？傊?，配分溫度的提高（或時(shí)間的延長）使得馬氏體形貌逐漸從淬火馬氏體向回火馬氏體轉(zhuǎn)變。

圖5為熱模擬實(shí)驗(yàn)工藝條件下試樣的XRD譜。由圖5可見，各試樣中存在不同程度的奧氏體衍射峰，其中375 ℃配分條件下試樣的（111）γ、（200）γ、（220）γ和（311）γ峰均十分明顯。經(jīng)式（1）計(jì)算，試樣DQ&P—375、DQ&P—425、Q&P—375和Q&P—425中殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)分別為10.2%、8.6%、10.4%和9.1%。

4.2 熱軋Q&P（DQ&P）鋼的顯微組織及力學(xué)性能

利用SEM及TEM對熱軋實(shí)驗(yàn)條件下獲得的試樣進(jìn)行分析，典型的圖像結(jié)果如圖6、圖7所示。顯微組織主要由馬氏體（回火馬氏體）、鐵素體、殘余奧氏體及少量碳化物析出相組成。

圖5 熱模擬實(shí)驗(yàn)工藝條件下試樣的XRD譜Fig.5 XRD spectra of the steels under thermo-mechanical simulation test

在試樣2中除具備板條特征的典型馬氏體以外，還存在一定量的2～5 μm的不規(guī)則塊狀組織（見圖6a箭頭所示），這些組織沒有被侵蝕出其細(xì)微結(jié)構(gòu)，其上也未發(fā)現(xiàn)碳化物析出相。這些塊狀組織大部分為C配分后冷卻過程中形成的二次淬火馬氏體（亦有可能是由于部分保留下來的殘余奧氏體存在而形成的馬奧島）。與之對比，試樣3中的這種特征組織相對較少，在較高溫度條件下進(jìn)行C配分的同時(shí)也是對馬氏體組織的回火過程，呈現(xiàn)出顯著的馬氏體回火組織特征。由圖6c清晰可見，在馬氏體基體上存在一定量的析出粒子，同時(shí)在對該試樣進(jìn)行TEM分析時(shí)同樣觀察到了碳化物析出相的存在，如圖7d所示，析出相呈長條狀，且其長軸方向趨近于一致，另外依據(jù)原馬氏體板條取向的差異，同樣存在著與之呈一定角度的碳化物析出相。

圖6 熱軋實(shí)驗(yàn)工藝條件下試樣的SEM像Fig.6 SEM images of the steels under the hot rolling test

由于試樣3在相對較高的360℃條件下進(jìn)行配分處理，因此一次淬火馬氏體呈現(xiàn)出顯著的回火特性（見圖6c），還呈現(xiàn)了孿晶馬氏體特征（見圖7c箭頭所示）。除板條內(nèi)出現(xiàn)碳化物析出相外，馬氏體亞結(jié)構(gòu)（高密度位錯(cuò)等）發(fā)生了一定程度的回復(fù)，導(dǎo)致板條尺寸增寬，并出現(xiàn)間斷，同時(shí)由于配分過程中相界面遷移而引起了板條平行趨勢減弱。

圖7a與圖7b為試樣中二次淬火馬氏體組織的TEM明場像與相應(yīng)暗場像，其呈現(xiàn)出典型的位錯(cuò)型板條馬氏體特征，板條平行趨勢明顯，寬度0.1～0.3 μm。在馬氏體板條間清晰可見存在著薄片狀殘余奧氏體（見圖7a箭頭所示），其與基體組織通常存在K—S或N—W取向關(guān)系。經(jīng)XRD衍射實(shí)驗(yàn)并計(jì)算得到，試樣2與試樣3中殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)分別為11.5%和10.7%。

試樣的力學(xué)性能見表1。試樣1軋后經(jīng)超快冷系統(tǒng)冷卻至110℃，近似于DQ工藝，因此，力學(xué)性能呈現(xiàn)出典型馬氏體鋼的特征，即極高的抗拉強(qiáng)度和相對較低的塑性變形性能，抗拉強(qiáng)度達(dá)到1 540 MPa，伸長率僅10%，強(qiáng)塑積為15.4 GPa·%。與之相比，試樣2與3在軋后冷卻階段中引入了C配分過程，組織中存在相對較多含量的富C殘余奧氏體，因此與單一DQ工藝相比，實(shí)驗(yàn)鋼在保持強(qiáng)度值較高的同時(shí)，通過拉伸變形過程中的TRIP效應(yīng)而具備了較好的塑性，強(qiáng)塑積分別達(dá)到16.9 GPa·%和19.1 GPa·%。由實(shí)驗(yàn)結(jié)果還可以看出，在較高的溫度（360℃）條件下進(jìn)行碳配分處理獲得的組織具有更大的強(qiáng)塑積。

圖7 熱軋實(shí)驗(yàn)工藝下試樣3的TEM像Fig.7 TEM images of the specimen 3 under the hot rolling test

表1 實(shí)驗(yàn)鋼的力學(xué)性能Table 1 Mechanical properties of the specimens

4.3 Q&P工藝?yán)砟钤跓彳埞に囍袘?yīng)用的思考

如前所述，應(yīng)該指出在普通熱連軋生產(chǎn)線上應(yīng)用Q&P工藝?yán)砟钌a(chǎn)先進(jìn)高強(qiáng)度鋼，其配分及二次淬火過程是在緩慢的卷取冷卻階段進(jìn)行的，碳配分過程與二次淬火馬氏體相變是相互耦合作用的，因此無法通過傳統(tǒng)熱處理Q&P工藝中分別獨(dú)立的參數(shù)控制兩個(gè)組織的演變過程。本研究初步地研究和討論了軋制變形和Q&P原理在熱軋工藝中的應(yīng)用及對組織性能的影響，針對更加適用于熱軋生產(chǎn)線的卷取冷卻過程中的配分及相變機(jī)理應(yīng)進(jìn)一步深入展開研究。另外在軋制工藝方面，目前已有相關(guān)研究采用兩相區(qū)加熱淬火結(jié)合C配分的方式進(jìn)行殘余奧氏體控制，即采取兩次配分處理，取得了良好的性能結(jié)果。以此原理理念為基礎(chǔ)，在熱軋工藝中，在軋后引入適當(dāng)弛豫處理（或至兩相區(qū)）再進(jìn)行強(qiáng)冷淬火，通過促進(jìn)C的長程擴(kuò)散或鐵素體相變過程排C而引起的奧氏體局部形成高C濃度區(qū)，進(jìn)而完成一次配分過程，然后，利用軋后冷卻系統(tǒng)進(jìn)行淬火后再經(jīng)卷取冷卻階段完成二次配分過程。綜上，即通過熱變形、弛豫處理（一次配分過程）、高速率冷卻（馬氏體相變）、卷取溫度控制（二次配分開始）以及卷取冷卻控制（二次配分過程）的匹配，實(shí)現(xiàn)對以馬氏體和殘余奧氏體為主要特征的Q&P鋼組織的靈活調(diào)控。

5 結(jié)語

1）熱模擬及熱軋實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明，在傳統(tǒng)熱處理Q&P工藝中引入熱變形處理后，顯微組織主要包括板條馬氏體（回火馬氏體）、一定量鐵素體及殘余奧氏體，同時(shí)組織中一次淬火馬氏體尺寸細(xì)化顯著，隨配分溫度的提高，一次馬氏體形貌逐漸從淬火馬氏體向回火馬氏體轉(zhuǎn)變，板條內(nèi)形成碳化物析出相，組織呈現(xiàn)回火轉(zhuǎn)變特征。

2）熱模擬實(shí)驗(yàn)條件下，DQ&P與Q&P工藝獲得的試樣中殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)相近，配分溫度由375℃提高至425℃時(shí)，殘余奧氏體量略有降低，并且殘余奧氏體主要呈薄片狀分布于鐵素體周邊、原奧氏體晶界及馬氏體板條邊界上。

3）力學(xué)性能結(jié)果表明，將Q&P理念應(yīng)用于熱軋工藝中，在保持較高強(qiáng)度的同時(shí)獲得了較大的強(qiáng)塑積，確定了Q&P工藝?yán)砟钤跓彳埳a(chǎn)線上生產(chǎn)先進(jìn)高強(qiáng)度鋼的可行性，為進(jìn)一步深入研究提供基礎(chǔ)。

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Application research of Q&P concept in hot rolled AHSS production

Yuan Guo，Kang Jian，Zhang He，Li Yunjie，Hu Hongling，Wang Guodong

（The State Key Laboratory of Rolling and Automation，Northeastern University，Shenyang 110819，China）

In order to satisfy the requirements of lightweight in the automotive industry，the development of advanced high strength steel obtained using the quenching and partitioning（Q&P）process has been paid extensive attentions.In the present work，the application of Q&P concept during hot rolling was investigated for wide use of Q&P process on the conventional hot rolling production line.It was shown that introducing thermo-mechanical treatment during the conventional Q&P process was favorable for significantly refining the microstructure and obtaining a certain amount of retained austenite，and the experimental steel possessed the higher productofstrengthandductilityundertheconditionofmaintaininghigherstrength.Thefeasibility of producing the hot rolled Q&P steel（DQ（direct quenching）&P steel）was determined on the hot rolling production line by employing the new-generation thermo mechanical control process（TMCP）with ultra fast cooling at the core.

advanced high strength steel；Q&P；DQ&P；hot rolling；retained austenite

TG113

A

1009-1742（2014）01-0059-07

2013-10-12

袁 國，1979年出生，男，山東泰安市人，副教授，主要研究方向?yàn)殇撹F材料熱處理關(guān)鍵裝備及工藝技術(shù)、熱軋板帶鋼新一代TMCP裝備及工藝技術(shù)；E-mail：yuanguo@ral.neu.edu.cn