侯雅青， 張 宇， 于明光， 王靜靜， 楊 麗， 蘇 航

(1. 中國鋼研科技集團(tuán)有限公司 鋼鐵研究總院， 北京 100081；2. 鞍鋼集團(tuán) 北京研究院有限公司， 北京 102209； 3. 鞍鋼集團(tuán) 鋼鐵研究院， 遼寧 鞍山 114021；4. 中國鋼研科技集團(tuán)有限公司 數(shù)字化研發(fā)中心， 北京 100081)

Q&P鋼是一種新型馬氏體鋼，也稱為淬火-配分鋼，具有高強(qiáng)度、高塑(韌)性，在汽車行業(yè)受到廣泛的關(guān)注[1]。美國Colorada州礦校的Gerdemann等[2]首次提出了這種新型工藝，即在含Mn、Si的TRIP鋼基礎(chǔ)上將高碳和中碳含硅鋼進(jìn)行淬火，再在Ms以上一定溫度進(jìn)行等溫。與一般的高強(qiáng)度和超高強(qiáng)度鋼相比，這種鋼價(jià)格低廉，主要成分為Fe-C-Mn-Si，但通過Q&P(Quenching and partitioning process)工藝可實(shí)現(xiàn)高強(qiáng)度兼韌性的結(jié)合。Q&P鋼的強(qiáng)度在1500 MPa左右，伸長率達(dá)20%以上，強(qiáng)塑性超越第一代先進(jìn)高強(qiáng)鋼(Advanced high strength steel,AHSS)，是第三代AHSS成員之一，具備很高的研究價(jià)值和應(yīng)用潛力[3]。

Q&P鋼優(yōu)越的力學(xué)性能主要來自于室溫組織的合理配比，即馬氏體和殘留奧氏體兩相組織。馬氏體主要起到組織強(qiáng)化作用，而殘留奧氏體是一種亞穩(wěn)組織，在一定應(yīng)力應(yīng)變作用下可轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體使硬度增加，同時(shí)可通過增加頸縮前均勻變形能力使塑性增加，從而產(chǎn)生相變誘導(dǎo)塑性效應(yīng)(TRIP效應(yīng))[4-5]。因此目前高強(qiáng)塑性Q&P鋼設(shè)計(jì)研究方向主要集中在通過調(diào)整熱處理工藝和元素成分含量獲取高含量比例、高穩(wěn)定性的室溫殘留奧氏體。王亞婷等[6]研究了淬火溫度對中錳Q&P鋼組織和性能的影響，試驗(yàn)結(jié)果顯示，淬火溫度較低(140 ℃)時(shí)，新生馬氏體體積分?jǐn)?shù)最大，因而試驗(yàn)鋼的抗拉強(qiáng)度最大，當(dāng)淬火溫度較高(200 ℃)時(shí)，試驗(yàn)鋼的殘留奧氏體含量較少，因?yàn)閺?qiáng)度和伸長率均有所下降，當(dāng)淬火溫度為180 ℃時(shí)，試驗(yàn)鋼的殘留奧氏體體積分?jǐn)?shù)最大，綜合力學(xué)性能最好。涂英明等[3]綜述了高強(qiáng)度淬火-配分鋼的研究現(xiàn)狀及發(fā)展方向，指出結(jié)合熱力學(xué)信息對Q&P鋼多組元相進(jìn)行分析，可指導(dǎo)Q&P鋼成分及工藝設(shè)計(jì)，對試驗(yàn)探究和實(shí)際生產(chǎn)具有參考價(jià)值。萬德成等[7]研究一步配分時(shí)間對中碳低合金鋼組織演變和顯微硬度變化的影響，結(jié)果顯示鋼中的殘留奧氏體呈膜狀分布在馬氏體板條間，隨等溫配分時(shí)間增加，殘留奧氏體含量增加并達(dá)到8%。

相圖計(jì)算(CALPHAD)技術(shù)的實(shí)質(zhì)是相圖與熱化學(xué)的計(jì)算機(jī)耦合，它基于由熱分析和顯微組織分析等關(guān)鍵試驗(yàn)以及第一性原理等理論計(jì)算方法所得到體系中各物相的晶體學(xué)結(jié)構(gòu)信息和熱力學(xué)性質(zhì)，建立適當(dāng)?shù)臒崃W(xué)模型，通過對熱力學(xué)模型中的參數(shù)進(jìn)行優(yōu)化得到多元體系的熱力學(xué)數(shù)據(jù)庫，在此基礎(chǔ)上，進(jìn)一步計(jì)算各種形式的多元相圖和熱力學(xué)函數(shù)。將CALPHAD方法與擴(kuò)散動力學(xué)數(shù)據(jù)庫耦合，通過同時(shí)求解控制液態(tài)和固態(tài)相變的熱力學(xué)和擴(kuò)散方程，可以實(shí)現(xiàn)對多元合金的擴(kuò)散析出行為模擬。CALPHAD方法可高效建立材料成分/工藝-組織定量關(guān)系，是材料設(shè)計(jì)的重要方法之一[8]。

本文基于CALPHAD方法建立了一套特定成分特定Q&P工藝下的組織轉(zhuǎn)變模型，從而定量預(yù)測室溫殘留奧氏體含量。其中馬氏體轉(zhuǎn)變模型采用Thermo-Calc軟件內(nèi)置的馬氏體相變模型，與Koistinen-Marburger方程相比，該模型的適用范圍更廣[9]。利用該組織轉(zhuǎn)變模型計(jì)算所得的殘留奧氏體含量與文獻(xiàn)報(bào)道的試驗(yàn)數(shù)據(jù)基本吻合。進(jìn)一步計(jì)算分析了碳、錳元素含量和熱處理制度對AQP980/1180鋼殘留奧氏體含量的影響規(guī)律，為Q&P鋼的成分設(shè)計(jì)和工藝優(yōu)化提供理論依據(jù)。

1 熱動力學(xué)原理與計(jì)算模型

1.1 Q&P鋼熱處理工藝過程的計(jì)算任務(wù)流

Q&P鋼的熱處理工藝-組織演變示意圖如圖1所示[10]。Speer等在提出Q&P熱處理工藝的同時(shí)，在2004年還提出了Q&P鋼的熱力學(xué)計(jì)算模型-約束條件碳平衡(Constrained carbon paraequilibrium，CCE)模型[11]，提出了碳原子從淬火馬氏體向奧氏體中擴(kuò)散的熱力學(xué)條件的同時(shí)，研究碳在熱處理過程中的擴(kuò)散動力學(xué)問題。CCE模型對碳配分過程作如下假設(shè)：①僅碳原子作長程擴(kuò)散；②碳化物析出被完全抑制；③馬氏體/殘留奧氏體的相界面保持固定不動。Edmonds等[10]對0.19C-1.59Mn-1.63Si鋼進(jìn)行Q&P處理后，結(jié)合DICTRA計(jì)算和透射電鏡對室溫組織進(jìn)行分析。計(jì)算結(jié)果顯示，碳原子約在0.1 s時(shí)間內(nèi)就完成由馬氏體分配至奧氏體的過程，殘留奧氏體內(nèi)碳完成均勻化的時(shí)間約為10 s。2006年國外研究人員開始引入DICTRA軟件模擬計(jì)算配分工藝下碳原子從過飽和鐵素體向鄰近奧氏體中的擴(kuò)散過程[12-15]。周媛等[16]利用DICTRA軟件并結(jié)合Thermo-Calc軟件對成分為0.185C-1.87Mn-1.0Si的TRIP鋼的組織轉(zhuǎn)變和成分分布進(jìn)行了研究。通過對比試驗(yàn)結(jié)果與模擬計(jì)算結(jié)果，模擬值可大致預(yù)測奧氏體長大動力學(xué)曲線的基本趨勢和特征，該結(jié)果對臨界區(qū)處理工藝參數(shù)的優(yōu)化具有指導(dǎo)意義。王曉東[17]基于細(xì)晶強(qiáng)化和彌散析出強(qiáng)化思路，借助Thermo-Calc軟件進(jìn)行合金成分和工藝的設(shè)計(jì)，成功開發(fā)出了屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度分別為863 MPa和1020 MPa、斷后伸長率高于20%的高強(qiáng)度TRIP鋼。

圖1 Q&P鋼的熱處理工藝-組織演變示意圖[10]

本工作采用Thermo-Calc軟件和DICTRA軟件耦合計(jì)算，構(gòu)建了一套Q&P鋼在熱處理工藝全流程中的組織轉(zhuǎn)變及元素分配模型。該模型包括4個(gè)工藝階段，分別為完全奧氏體化階段、一次淬火階段、保溫配分階段和室溫淬火階段[18]。其中，當(dāng)Q&P鋼在完全奧氏體化狀態(tài)下其碳含量為原始合金碳含量，在完全奧氏體化后經(jīng)一次淬火至Ms點(diǎn)與Mf點(diǎn)之間某一溫度時(shí)，部分奧氏體轉(zhuǎn)變成馬氏體(本文中稱為“一次馬氏體”)，剩余部分為未轉(zhuǎn)變奧氏體(本文中稱為“一次殘留奧氏體”)。由于淬火冷卻過程極快，因此假設(shè)一次馬氏體和一次殘留奧氏體中碳含量相同，即等于原始合金碳含量。隨后在適當(dāng)溫度進(jìn)行適當(dāng)時(shí)間的配分保溫處理，此過程中碳原子從一次馬氏體中擴(kuò)散到一次殘留奧氏體中，使得配分完成后一次馬氏體中碳含量將低于原始合金中碳含量，而部分一次殘留奧氏體中的碳含量將高于原始合金中碳含量(稱為“高碳一次殘留奧氏體”)。經(jīng)室溫淬火后剩余的一次殘留奧氏體轉(zhuǎn)變成馬氏體，而高碳一次殘留奧氏體則大部分穩(wěn)定保存至室溫，計(jì)算任務(wù)流下的組織轉(zhuǎn)變模型如圖2 所示。

圖2 Q&P鋼的組織轉(zhuǎn)變模型

1.2 馬氏體轉(zhuǎn)變動力學(xué)模型

Q&P鋼中亞穩(wěn)的殘留奧氏體相在變形過程中將發(fā)生應(yīng)變誘導(dǎo)馬氏體相變，產(chǎn)生的TRIP效應(yīng)對綜合力學(xué)性能，特別是塑性的提高具有重要作用。鋼中殘留奧氏體的含量與穩(wěn)定性主要取決于鋼種的成分和熱處理工藝。而兩者的作用機(jī)理均體現(xiàn)在馬氏體的轉(zhuǎn)變動力學(xué)上。因而鋼中馬氏體轉(zhuǎn)變本構(gòu)模型的建立對計(jì)算結(jié)果的準(zhǔn)確性起到至關(guān)重要的作用。

馬氏體轉(zhuǎn)變動力學(xué)的建模工作[9]可以追溯到20世紀(jì)40年代哈里斯和科恩提出的HC模型，該方程推導(dǎo)自4種不同鉻、鎳含量的碳鋼的試驗(yàn)數(shù)據(jù)：

f=1-6.95×10-15[455-(Ms-T)]5.32

(1)

式(1)中：f為馬氏體的體積分?jǐn)?shù)；Ms為馬氏體的起始溫度；T為淬火溫度。

Fei Huyan等[9]提出，F(xiàn)isher等建立了一個(gè)基于成核理論的FHT模型，研究人員采用該公式擬合了HC模型中兩個(gè)鋼種的試驗(yàn)數(shù)據(jù)：

f=1-(qn+1)-m

(2)

式(2)中：q為與晶粒大小有關(guān)的常數(shù)；n為板條馬氏體的數(shù)量；m為與馬氏體單元形狀有關(guān)的常數(shù)。

目前馬氏體轉(zhuǎn)變動力學(xué)最常用的經(jīng)驗(yàn)公式是Koistinen-Marburger方程：

f=1-exp[α×(Ms-TQ)]

(3)

式(3)中：f為馬氏體的體積分?jǐn)?shù)；α為與材料體系相關(guān)的一個(gè)常量，對于Fe-(0.37～1.1)C(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%，下同)二元合金，α=-0.011；TQ為淬火溫度。從公式(3)中可知，過高的TQ溫度會使馬氏體形成含量變少，使得碳配分不夠，則奧氏體含碳量低，室溫穩(wěn)定性差。過低的TQ溫度使一次淬火后殘留奧氏體含量變少，即便配分后含碳量較高，但室溫奧氏體含量較低。因此一定成分的Q&P鋼配合合適的淬火溫度可獲得體積含量最大的殘留奧氏體。

Van Boheman等[19]于2009年提出了計(jì)算α數(shù)值的BS模型，該模型的適用范圍為0.26～1.86C、0.1～14.9Ni、0.2～8.7Cr以及微量Mn和Si：

α=-0.0224+0.0107C+0.0007Mn+0.00005Ni+

0.00012Cr+0.0001Mo

(4)

式(4)中：各元素符號表示其質(zhì)量分?jǐn)?shù)。

1970年，Magee[20]從理論上推導(dǎo)出了板條馬氏體的K-M方程并給出方程的物理意義，其假設(shè)新形成的馬氏體板條的數(shù)量dN與化學(xué)驅(qū)動力ΔG成正比：

dN=φdΔGγ-α′

(5)

式(5)中：φ為常數(shù)；γ和α′分別代表奧氏體和馬氏體。

通過假設(shè)每個(gè)板條的平均體積為V，則形成的馬氏體體積分?jǐn)?shù)為：

(6)

Lee等[21]對Koistinen-Marburger方程進(jìn)行了修正，提出了L-T模型，更適用于低馬氏體含量的鋼種，其中建議的使用成分范圍為0.2～1.2C、0～2.1Ni、0～1.12Cr以及微量Mn和Si：

f=1-exp[αLT(Ms-T)n]

(7)

αLT=-0.0231+0.0105C+0.0017Ni-0.0074Cr+

0.0193Mo

(8)

n=1.4304-1.1836C+0.7527C2-0.0258Ni-0.0739Cr+0.3108Mo

(9)

其中：n和αLT為與元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)相關(guān)的變量；各元素符號代表其質(zhì)量分?jǐn)?shù)。

Skrotzki等[22]于1991年提出了計(jì)算馬氏體轉(zhuǎn)變的公式，該公式與碳鋼、高鎳鐵合金、高錳鐵合金、銅合金和鎳鈦形狀記憶合金的試驗(yàn)數(shù)據(jù)均擬合較好：

(10)

式(10)中：n為與材料相關(guān)的常量。

與其他模型相比，Koistinen-Marburger方程模型使用方便，并對某些低合金鋼的參數(shù)進(jìn)行了多次確定。然而，由于K-M類型的模型是純經(jīng)驗(yàn)的，確定的參數(shù)只適用于有限的組成范圍。而其他模型大多是從理論上推導(dǎo)出來的，通常作為擬合函數(shù)來應(yīng)用，僅對少數(shù)鋼種確定了參數(shù)，因此大多數(shù)情況下不能精確預(yù)測奧氏體轉(zhuǎn)變過程[9]。

(11)

(12)

(13)

其中：B為材料常數(shù)；f′為先前形成的馬氏體的自催化效應(yīng)增量；A為常數(shù)；ΔGE為過剩驅(qū)動力，即驅(qū)動力在T和Ms處的差值。

1.3 配分?jǐn)U散模型建立與模型校驗(yàn)

元素的配分?jǐn)U散模型是準(zhǔn)確計(jì)算室溫殘留奧氏體含量的另一關(guān)鍵因素。本工作建立的一次馬氏體與一次殘留奧氏體在配分過程的擴(kuò)散模型如圖3所示。該計(jì)算模型作如下簡化和假設(shè)：①配分過程中馬氏體和奧氏體的界面會因元素?cái)U(kuò)散而發(fā)生遷移，從而發(fā)生馬氏體到奧氏體的轉(zhuǎn)變；②配分過程中馬氏體和奧氏體簡化為兩個(gè)二維板條，元素的擴(kuò)散為一維，兩個(gè)板條的寬度分別為一次淬火形成的馬氏體和奧氏體體積分?jǐn)?shù)，配分模型如圖3所示；③室溫殘留奧氏體的含量僅受碳元素富集的影響；④配分后高碳奧氏體板條的寬度為碳元素的擴(kuò)散距離，平均碳含量為碳元素?cái)U(kuò)散區(qū)域的中值，不考慮馬/奧界面處的元素激增數(shù)量；⑤室溫殘留奧氏體的體積=配分后的高碳奧氏體板條寬度×室溫殘留奧氏體剩余體積分?jǐn)?shù)(高碳)+配分后的低碳奧氏體板條寬度×室溫殘留奧氏體剩余體積分?jǐn)?shù)(低碳)。

圖3 一次馬氏體與一次殘留奧氏體在配分過程的擴(kuò)散模型

采用表1所示的試驗(yàn)鋼化學(xué)成分和表2所示的熱處理工藝作為輸入條件[23]，通過Thermo-Calc軟件、DICTRA軟件、TCFE和MOBFE數(shù)據(jù)庫計(jì)算該試驗(yàn)鋼在此試驗(yàn)工藝條件下的殘留奧氏體含量，計(jì)算結(jié)果如表3所示，試驗(yàn)鋼合理的一次淬火溫度區(qū)間為320～430 ℃，奧氏體化的臨界溫度Ac3應(yīng)大于813 ℃。通過與文獻(xiàn)[23]報(bào)道的試驗(yàn)數(shù)據(jù)對比可知，試驗(yàn)鋼的計(jì)算奧氏體化溫度與文獻(xiàn)結(jié)果相符合，計(jì)算馬氏體轉(zhuǎn)變溫度比文獻(xiàn)數(shù)據(jù)高60 ℃。計(jì)算殘留奧氏體含量為4.41%，處于試驗(yàn)數(shù)據(jù)區(qū)間內(nèi)。因此驗(yàn)證了該計(jì)算模型和任務(wù)流可半定量地預(yù)測Q&P鋼在特定工藝下室溫的殘留奧氏體含量。

表1 模型校驗(yàn)采用的試驗(yàn)鋼化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%) [23]

表2 模型校驗(yàn)采用的熱處理工藝[23]

表3 試驗(yàn)鋼計(jì)算結(jié)果與文獻(xiàn)報(bào)道的試驗(yàn)結(jié)果對比

2 熱動力學(xué)計(jì)算結(jié)果與討論

2.1 元素含量對熱處理溫度的影響

采用上述驗(yàn)證后的模型，對AQP980鋼和AQP1180鋼的合理熱處理工藝區(qū)間進(jìn)行分析和預(yù)測。如表4和表5所示，對比AQP980、AQP1180鋼的成分區(qū)間可知，兩種牌號所含元素種類一致，與傳統(tǒng)Q&P鋼的成分區(qū)別在于添加了間隙元素N。AQP1180鋼和AQP980鋼成分設(shè)計(jì)的主要區(qū)別在于采取較高的碳和錳元素含量，因此本文統(tǒng)稱為AQP鋼，重點(diǎn)分析了元素C和Mn含量以及熱處理溫度對其相變的影響。

表4 AQP980鋼和AQP1180鋼的標(biāo)準(zhǔn)化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

表5 AQP980鋼和AQP1180鋼的熱處理工藝

圖4所示為計(jì)算所得的C、Mn元素含量對AQP鋼奧氏體化溫度的影響規(guī)律。結(jié)果顯示，當(dāng)AQP鋼中的碳元素含量在0～0.5%(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)范圍內(nèi)逐漸增加時(shí)，會使其A3溫度大幅下降，最高可下降120 ℃。鋼中小幅增加錳元素含量，也會使其A3溫度下降，當(dāng)碳含量為0.2%時(shí)，AQP鋼中錳含量從1.8%增加到2.7%會使其A3溫度下降40 ℃。計(jì)算所得的C、Mn元素含量對馬氏體開始轉(zhuǎn)變溫度和轉(zhuǎn)變結(jié)束溫度的影響如圖5所示。碳、錳元素含量的增加會使AQP鋼中的馬氏體開始轉(zhuǎn)變溫度和結(jié)束轉(zhuǎn)變溫度大幅度降低。當(dāng)碳含量在0.1%～0.4%范圍內(nèi)逐漸增加時(shí)，AQP鋼中的馬氏體開始轉(zhuǎn)變溫度最高可下降100 ℃，馬氏體完成99%轉(zhuǎn)變溫度最高可下降80 ℃。當(dāng)AQP鋼中的錳含量在1.8%～2.7%范圍內(nèi)逐漸增加時(shí)，馬氏體開始轉(zhuǎn)變溫度最高可下降80 ℃，馬氏體完成99%轉(zhuǎn)變溫度最高可下降60 ℃。

圖4 C、Mn元素含量對AQP鋼A3溫度的影響

圖5 C、Mn元素含量對AQP鋼馬氏體轉(zhuǎn)變溫度的影響

2.2 熱處理工藝對元素配分的影響

C、Mn元素含量和臨界區(qū)淬火溫度對一次淬火后殘留奧氏體含量的影響如圖6所示。從圖6中可知，在固定淬火溫度下，AQP鋼中的碳含量和錳含量增加可使一次殘留奧氏體含量大幅增加；當(dāng)碳、錳元素含量一定時(shí)，臨界區(qū)淬火溫度的上升會使一次殘留奧氏體含量大幅增加。

圖6 C、Mn元素含量(a)和臨界區(qū)淬火溫度(b)對AQP鋼一次殘留奧氏體含量的影響

計(jì)算不同配分時(shí)長對一次馬氏體和一次殘留奧氏體中的碳擴(kuò)散的影響，結(jié)果如圖7所示，橫坐標(biāo)為馬氏體奧氏體擴(kuò)散模型的長度坐標(biāo)。計(jì)算結(jié)果顯示，碳元素在1 s內(nèi)可完成界面處的富集，在10 s左右會完成少量的馬氏體轉(zhuǎn)變，與Speer等[11]提出的CCE模型分析結(jié)果一致。此外，馬氏體中的碳原子向奧氏體中擴(kuò)散并均勻化的時(shí)間需要102～103s。

圖7 不同配分時(shí)間對AQP鋼中碳元素?cái)U(kuò)散距離的影響

2.3 元素含量對殘留奧氏體含量的影響

表6為采用組織轉(zhuǎn)變模型計(jì)算所得的不同C、Mn元素含量下，AQP鋼中室溫殘留奧氏體的含量及相變點(diǎn)溫度。從計(jì)算結(jié)果可知，在特定的熱處理工藝下，AQP鋼中增加C元素和Mn元素含量，均會使鋼種的A3、Ms和Mf下降，室溫殘留奧氏體的含量會大幅增加。

表6 AQP980、AQP1180鋼的相變點(diǎn)溫度和室溫殘留奧氏體的含量

3 結(jié)論

本文基于CALPHAD方法建立了一套Q&P鋼熱處理工藝全流程的組織轉(zhuǎn)變計(jì)算模型，采用文獻(xiàn)報(bào)道中的鋼種成分和試驗(yàn)工藝作為輸入條件，通過Thermo-Calc軟件、DICTRA軟件、TCFE和MOBFE數(shù)據(jù)庫進(jìn)行殘留奧氏體含量計(jì)算，從而對計(jì)算模型進(jìn)行校驗(yàn)，進(jìn)一步預(yù)測了元素含量添加對AQP980鋼和AQP1180鋼殘留奧氏體含量的影響，得到如下結(jié)論：

1) 對試驗(yàn)鋼進(jìn)行相變點(diǎn)和殘留奧氏體含量計(jì)算可知，試驗(yàn)鋼種合理的一次淬火溫度區(qū)間為320～430 ℃，奧氏體化臨界溫度A3應(yīng)大于813 ℃。通過與文獻(xiàn)報(bào)道的試驗(yàn)數(shù)據(jù)對比可知，試驗(yàn)鋼的計(jì)算奧氏體化溫度與文獻(xiàn)結(jié)果相符合，計(jì)算馬氏體轉(zhuǎn)變溫度比文獻(xiàn)數(shù)據(jù)高60 ℃左右。在試驗(yàn)工藝下的計(jì)算殘留奧氏體含量為4.41%，與試驗(yàn)結(jié)果基本吻合。

2) 對AQP980鋼和AQP1180鋼種的相變點(diǎn)和殘留奧氏體含量計(jì)算可知，碳、錳元素含量的增加可使鋼種相變點(diǎn)(A3、Ms、Mf)溫度下降；在固定淬火溫度下，鋼中碳含量和錳含量增加可使一次殘留奧氏體含量大幅增加；當(dāng)碳、錳元素含量一定時(shí)，一次淬火溫度的上升會使一次殘留奧氏體含量大幅增加。

3) 本工作建立的Q&P鋼熱處理工藝的組織轉(zhuǎn)變模型可半定量地計(jì)算鋼的相變點(diǎn)和殘留奧氏體含量，可用于Q&P鋼的熱處理工藝區(qū)間優(yōu)化及組織性能預(yù)測。由于計(jì)算模型所采用的馬氏體轉(zhuǎn)變模型具備較廣泛的適用性，因而該組織轉(zhuǎn)變模型具備應(yīng)用于其它成分Q&P鋼種的可行性。