Q&P工藝理念在熱軋先進高強度鋼中的應用研究

袁 國，康 健，張 賀，李云杰，胡虹玲，王國棟

（東北大學軋制技術及連軋自動化國家重點實驗室，沈陽 110819）

Q&P工藝理念在熱軋先進高強度鋼中的應用研究

袁 國，康 健，張 賀，李云杰，胡虹玲，王國棟

（東北大學軋制技術及連軋自動化國家重點實驗室，沈陽 110819）

為滿足汽車工業輕量化發展要求，以Q&P（quenching&partitioning）工藝為基礎的先進高強度鋼受到了廣泛關注，為使其在普通熱連軋生產線上實現工業化并廣泛應用，本文對Q&P理念在熱軋工藝中的應用進行了基礎研究。結果表明在傳統熱處理Q&P工藝中引入熱變形處理后，組織細化顯著，并獲得了一定量的殘余奧氏體。實驗鋼在保持較高強度的同時獲得了較大的強塑積，結合目前國內熱連軋生產線以超快冷系統為核心的新一代控軋控冷（TMCP）技術的應用，確定了在熱連軋生產線生產熱軋Q&P鋼（DQ（direct quenching）&P鋼）的可行性。

先進高強度鋼；Q&P；DQ&P；熱軋；殘余奧氏體

1 前言

近年來，隨著工業制造業節能減排和產品安全性能要求的不斷提高，汽車輕量化成為汽車工業發展的主要趨勢。在汽車用板材中，為減輕車體重量，大量采用高強度、高塑性的先進高強度鋼（advanced high strength steel，AHSS）已成為必然，同時先進汽車鋼板制造技術的廣泛應用是實現汽車輕量化的基礎。

目前廣泛研究并開發的具有代表性的先進高強度鋼主要包括：雙相（dual phase，DP）鋼、復相（complex phase，CP）鋼[1]、相變誘發塑性（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的熱處理工藝實現對顯微組織的調控，在顯著提高鋼鐵材料強度的同時，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、鐵素體以及細小析出相組成的多相組織，具有較高的強度和塑性，TRIP鋼是通過適當的等溫處理獲得的包含鐵素體、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效應而具備了較高的綜合性能，Q&P鋼以及基于Q&P工藝理念開發出的Q-P-T鋼則結合了DP鋼與TRIP鋼的優點，室溫組織具備更高的強塑積，作為新一代先進汽車高強度鋼，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。

應該指出，自2003年美國Speer等提出Q&P新工藝技術以來，國內外學者對此產生了濃厚的興趣，目前已經對配分過程中的組織演變行為、工藝參數對性能的影響規律、碳配分機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是采用離線熱處理的方式，隨著熱軋帶鋼thermo mechanical control process（TMCP）技術的快速發展，尤其是以超快速冷卻為核心的新一代TMCP技術開發與應用[8～10]，為直接淬火（direct quenching，DQ）工藝提供了設備保障，進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結合，為Q&P工藝在普通熱連軋生產線上的應用提供了可行性。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，通過碳配分工藝技術原理提高鋼板的強度與塑性。目前對該工藝技術的研究還比較少，本文介紹了熱軋Q&P鋼的工藝技術特征，研究了DQ&P工藝對微觀組織及性能的影響，為高強塑積DQ&P鋼的研發提供了理論基礎。

2 軋Q&P鋼工藝技術理念

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，以增強其穩定性。通過對淬火溫度TQ、配分溫度TP及配分時間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，具備較高強度和較好塑性/韌性。

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

針對目前廣泛研究的汽車用先進高強度鋼，無論是TRIP鋼，還是Q&P鋼，以及基于Q&P原理開發出的Q-P-T鋼，其顯微組織均具有兩個共同特點：一是通過碳的配分實現奧氏體富C，從而穩定奧氏體，使得室溫組織中含有一定量的亞穩態奧氏體；二是組成相中包含較高比例含量的馬氏體高硬相組織，以提高強度。顯然，為了滿足上述組織特征要求，生產工藝上需要具有高速率冷卻過程以確保獲得馬氏體組織，同時冷卻后需要進行適當的等溫或加熱處理過程以實現C的配分，這就對工藝流程及生產設備提出了苛刻的要求，為工業化生產帶來巨大挑戰。

如果能夠將Q&P工藝理念應用于普通熱連軋生產線[11，12]，那將對先進高強度Q&P鋼的工業化生產及廣泛應用起到巨大的推動作用。目前，在常規熱連軋生產線上，利用TMCP技術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度鋼，同時，隨著熱軋帶鋼新一代TMCP技術的廣泛推廣應用（河北省首鋼遷安鋼鐵有限責任公司與華菱漣源鋼鐵集團有限公司的超快冷系統已上線投產，首鋼京唐鋼鐵聯合有限責任公司的超快冷項目也已啟動），帶鋼軋后的冷卻能力顯著提高，更加便于高強硬相組織的獲得，因此基于新一代TMCP技術的常規熱連軋生產線對應用Q&P理念生產先進高強度汽車用鋼具有巨大潛力。

熱軋Q&P（DQ&P）鋼生產工藝示意圖如圖1b所示，利用軋后冷卻系統實現馬氏體相變控制，然后在Ms～Mf之間的溫度點終止冷卻，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晶細化的奧氏體或未再結晶的形變奧氏體，使得隨后過冷奧氏體相變行為顯著區別于傳統熱處理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（卷取溫度）所決定，即TC=TQ=TP，因此無法像傳統熱處理Q&P鋼那樣獨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間控制C配分程度進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實現淬火馬氏體含量及C配分程度的最佳匹配，顯然其組織演變行為控制機理具有更為顯著的復雜性。最后，熱軋Q&P工藝與傳統熱處理Q&P工藝等溫C配分不同，卷取溫度點意味著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動力（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生馬氏體相變與不同程度C配分的復雜耦合作用。

3 實驗方法

實驗所用鋼坯在150 kg真空感應熔煉爐中冶煉，澆注成鋼錠，然后經熱鍛并機械加工成40 mm（厚）×60 mm（寬）×100 mm（長）規格的板坯。實驗鋼的化學成分（質量分數，%）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工藝條件下實驗鋼的顯微組織特征及差異，在熱力模擬實驗機上進行工藝對比模擬實驗，實驗方案如圖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（通過經驗公式計算得到Ms溫度為388℃）以下，生成一定量馬氏體組織，再在375℃和425℃等溫處理進行C配分后冷至室溫。

圖2 DQ&P與Q&P熱模擬實驗工藝對比示意圖Fig.2 Diagram of DQ&P and Q&P process of the tested steel

熱軋實驗在東北大學RAL實驗室?450 mm二輥可逆式熱軋機上進行，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℃。然后利用軋機后部配備的超快速冷卻系統（包含層流冷卻）對熱軋鋼板進行高速率冷卻，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℃，然后置于事先預熱至360℃的電阻加熱爐中恒溫20 min再冷至室溫。

圖3 實驗室熱軋工藝示意圖Fig.3 Diagram of the hot rolling process of the steel

獲得的試樣經3%硝酸酒精侵蝕后，在FEI QUANTA 600掃描電子顯微鏡（SEM）上進行微觀組織觀察，透射電子顯微鏡（TEM）試樣經機械和雙噴減薄后，利用TECNAI G220透射電子顯微鏡對試樣的微觀結構進行進一步研究，殘余奧氏體含量測定在X射線衍射（XRD）儀上進行，采用Cu靶，掃描角度為40°～120°，殘余奧氏體體積分數Vγ利用式（1）計算獲得。

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度。力學拉伸實驗利用INSTRON萬能試驗機在室溫條件下進行，試樣采用標準拉伸試樣，沿鋼板軋制方向截取，拉伸測試速率為3mm/min。

4 實驗結果分析與討論

4.1 熱變形及配分溫度對組織特征的影響

熱模擬實驗工藝條件下獲得的試樣顯微組織SEM像如圖4所示。經適當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，在傳統熱處理Q&P工藝中引入熱變形處理后，馬氏體尺寸顯著細化，尤其是粗大馬氏體組織減少，同時鐵素體含量略有增加。這是由于在奧氏體高溫區發生的壓縮變形引起奧氏體再結晶及未再結晶區的形變累積，提高了晶粒內部位錯和亞結構密度，為后續相變提供了更多的形核位置。因此，在傳統無變形的熱處理Q&P工藝下獲得試樣的組織中出現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一步觀察發現，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、位錯等，導致盡管在較高的冷卻速率下，仍可能發生奧氏體貧碳區的形成乃至其fcc（面心立方）結構失穩、瓦解，而建構bcc（體心立方）結構的α相晶核，最終形成BF相。

圖4 熱模擬實驗工藝條件下試樣的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生排碳，同時高能的晶界與板條邊界是C配分過程中的擴散“活躍區”，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，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，馬氏體組織呈現較為顯著的回火轉變特征，板條寬化，部分發生間斷，同時盡管化學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，同時由于配分過程中馬氏體/奧氏體的相界面發生遷移，也與上述組織特征的形成有關。總之，配分溫度的提高（或時間的延長）使得馬氏體形貌逐漸從淬火馬氏體向回火馬氏體轉變。

圖5為熱模擬實驗工藝條件下試樣的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。經式（1）計算，試樣DQ&P—375、DQ&P—425、Q&P—375和Q&P—425中殘余奧氏體體積分數分別為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性能

利用SEM及TEM對熱軋實驗條件下獲得的試樣進行分析，典型的圖像結果如圖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 熱模擬實驗工藝條件下試樣的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的不規則塊狀組織（見圖6a箭頭所示），這些組織沒有被侵蝕出其細微結構，其上也未發現碳化物析出相。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行C配分的同時也是對馬氏體組織的回火過程，呈現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，同時在對該試樣進行TEM分析時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 熱軋實驗工藝條件下試樣的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℃條件下進行配分處理，因此一次淬火馬氏體呈現出顯著的回火特性（見圖6c），還呈現了孿晶馬氏體特征（見圖7c箭頭所示）。除板條內出現碳化物析出相外，馬氏體亞結構（高密度位錯等）發生了一定程度的回復，導致板條尺寸增寬，并出現間斷，同時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明場像與相應暗場像，其呈現出典型的位錯型板條馬氏體特征，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取向關系。經XRD衍射實驗并計算得到，試樣2與試樣3中殘余奧氏體體積分數分別為11.5%和10.7%。

試樣的力學性能見表1。試樣1軋后經超快冷系統冷卻至110℃，近似于DQ工藝，因此，力學性能呈現出典型馬氏體鋼的特征，即極高的抗拉強度和相對較低的塑性變形性能，抗拉強度達到1 540 MPa，伸長率僅10%，強塑積為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，實驗鋼在保持強度值較高的同時，通過拉伸變形過程中的TRIP效應而具備了較好的塑性，強塑積分別達到16.9 GPa·%和19.1 GPa·%。由實驗結果還可以看出，在較高的溫度（360℃）條件下進行碳配分處理獲得的組織具有更大的強塑積。

圖7 熱軋實驗工藝下試樣3的TEM像Fig.7 TEM images of the specimen 3 under the hot rolling test

表1 實驗鋼的力學性能Table 1 Mechanical properties of the specimens

4.3 Q&P工藝理念在熱軋工藝中應用的思考

如前所述，應該指出在普通熱連軋生產線上應用Q&P工藝理念生產先進高強度鋼，其配分及二次淬火過程是在緩慢的卷取冷卻階段進行的，碳配分過程與二次淬火馬氏體相變是相互耦合作用的，因此無法通過傳統熱處理Q&P工藝中分別獨立的參數控制兩個組織的演變過程。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用及對組織性能的影響，針對更加適用于熱軋生產線的卷取冷卻過程中的配分及相變機理應進一步深入展開研究。另外在軋制工藝方面，目前已有相關研究采用兩相區加熱淬火結合C配分的方式進行殘余奧氏體控制，即采取兩次配分處理，取得了良好的性能結果。以此原理理念為基礎，在熱軋工藝中，在軋后引入適當弛豫處理（或至兩相區）再進行強冷淬火，通過促進C的長程擴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，進而完成一次配分過程，然后，利用軋后冷卻系統進行淬火后再經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，實現對以馬氏體和殘余奧氏體為主要特征的Q&P鋼組織的靈活調控。

5 結語

1）熱模擬及熱軋實驗結果表明，在傳統熱處理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，同時組織中一次淬火馬氏體尺寸細化顯著，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變，板條內形成碳化物析出相，組織呈現回火轉變特征。

2）熱模擬實驗條件下，DQ&P與Q&P工藝獲得的試樣中殘余奧氏體體積分數相近，配分溫度由375℃提高至425℃時，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）力學性能結果表明，將Q&P理念應用于熱軋工藝中，在保持較高強度的同時獲得了較大的強塑積，確定了Q&P工藝理念在熱軋生產線上生產先進高強度鋼的可行性，為進一步深入研究提供基礎。

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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，主要研究方向為鋼鐵材料熱處理關鍵裝備及工藝技術、熱軋板帶鋼新一代TMCP裝備及工藝技術；E-mail：yuanguo@ral.neu.edu.cn