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汽车零部件在服役过程中总是不同程度地承受着各种形式的力的作用。这就要求使用的材料必须具有一种抵抗外力而不产生过量变形或断裂失效的能力，这种能力称为材料的强度。提升汽车用钢的强度可以减小一些零部件的截面尺寸，进而达到轻量化的目的，目前汽车用高强钢占整车身的比例已达60%。高强度汽车用钢的发展日新月异，这也为汽车用钢的发展带来了一系列的难题。钢材的强度与塑性通常为制约关系，钢材的强度越高，其变形越困难，越难于成形，采用高强钢制造一些结构形状复杂的零部件面临关键技术难题。因此，汽车用钢的强韧化始终是行业共性科学与技术难题。
20世纪80年代，以无间隙原子钢（IF钢）为代表的低强度钢，屈服强度小于210MPa。20世纪90年代，以高强度低合金钢、碳-锰钢为代表的普通高强度钢，屈服强度210～550MPa。进入21世纪后，先进高强度钢得到了快速发展，开发了马氏体钢、双相钢、相变诱导塑性钢等高强度钢，屈服强度大于550MPa。如今，汽车用钢的强度越来越高，如何使用更高强度的钢材制备汽车零部件已经成为全世界汽车企业技术竞争的焦点。在这种情况下，第三代汽车用钢——淬火配分钢（Q&P钢）应运而生。
为了使钢铁材料获得高强度和高塑性的完美结合，同时又价格低廉，学者和钢铁企业多尝试通过成分设计获得多相组织复合的方法，并结合多种强化机制与增塑机制来进一步提高钢的综合力学性能，即获得更高强度的同时改善变形能力，从而适用于复杂零部件的成形。2003年，Speer等人首次提出了一种同时具有高强度和高塑性的新型钢种，即淬火配分钢（Quenching and Partitioning Steel，Q&P钢）。Q&P钢的微观组织为马氏体基体、一定量的残余奥氏体和马氏体基体上少量的合金碳化物，其金相组织如图1-51所示。Q&P工艺可生产一种具有TRIP效应的、高强度高塑（韧）性的马氏体钢，即Q&P钢。其室温组织是贫碳的板条马氏体和富碳的残余奥氏体，马氏体组织保证了钢的强度，残余奥氏体由于在变形过程中发生了相变诱发塑性，从而提高钢的塑性。Q&P钢的强度主要分布在980～1300MPa，伸长率大约为15%。
图1-51 Q&P钢典型金相组织
Q&P钢还具有TRIP效应，组织中马氏体保证了钢的强度，残余奥氏体在变形过程中发生相变诱发塑性效应，提高了材料加工硬化能力，因而Q&P钢较同级别产品具有更高的塑性及加工成形能力。由于TRIP钢中的铁素体和贝氏体两种较软组织被马氏体硬相（强度远高于铁素体或贝氏体）所取代，故Q&P钢的总体强度要高于TRIP钢而塑性低于TRIP钢，其强度为800～1500MPa，同时仍能保持15%～30%的伸长率。研究表明，低碳的Q&P钢的抗拉强度可以达到1500MPa以上，中高碳的Q&P钢抗拉强度可以达到2000MPa以上，伸长率一般超过10%，甚至可以达到20%。Q&P钢根据产品强度级别区分，目前已实现工业量产的产品主要为980MPa、1180MPa以及1470MPa三个强度级别产品。此外，Q&P钢以低成本的C-Mn-Si钢为基础，价格低廉。根据表面状态可分为无镀层、热镀锌、镀锌合金化三种Q&P钢产品。Q&P钢适用于成形复杂的汽车安全结构件，成形零件主要为A柱内板、后地板加强板、前地板侧梁等汽车结构件。与其他钢种相比，Q&P钢具有合金含量低、强度高、塑性优良、成本低的特点，是先进高强度钢未来的发展方向。
20世纪六七十年代，Matas及Thomas等学者就通过试验发现并理论证实了碳原子可以自马氏体扩散（或称之为分配）至残余奥氏体，从而使残余奥氏体得到富碳。徐祖耀院士的理论研究发现，生成低碳马氏体的同时伴随着碳原子的扩散，并且碳原子扩散的速度大于或可能略微小于马氏体的生成速度。这些研究成果都证实了碳原子可以从马氏体扩散至奥氏体。马氏体钢传统的热处理工艺为Q&T工艺，其淬火温度多为室温，由于温度过低几乎不存在碳原子的扩散现象或者扩散速度很慢。随后的较高温度回火阶段，残余奥氏体的高温回火分解以及马氏体内碳化物的析出都会使得残余奥氏体难以富碳，因此在很长一段时间里人们意识不到可以通过碳自马氏体向残余奥氏体扩散（分配）这种方式来促使残余奥氏体富碳而稳定。一直到2003年，美国Speer等人充分意识到钢在相变过程中碳的分配问题，提出了淬火和分配工艺，简称Q&P工艺。
Q&P钢在连续加热和冷却过程中，由于发生固态相变会产生不同的相与组织。不同的相变产物具有不同的物理性能和晶体结构（体积改变），因此通过测量相变产物的物理性能和晶体结构的变化，可以确定钢在连续加热和冷却过程中相与组织的演变规律。钢铁材料相变临界点的主要测试方法有热膨胀法和电阻法等，其中热膨胀法基于不同相的不同的相热膨胀系数和比容的原理来测定。一般采用Gleeble热模拟试验机测定了试验用钢的相变临界点。
Q&P钢的 A c1 （珠光体向奥氏体转变的开始温度，即奥氏体开始形成的最低温度）和 A c3 （铁素体全部转变为奥氏体的终结温度，即单相奥氏体形成的最低温度）温度的测定工艺为：利用Gleeble热模拟试验机将试样从室温（20℃）以5℃/s的加热速度加热到650℃，然后再以0.05℃/s缓慢加热到1000℃，最后以2℃/s缓冷至室温。观察整个加热过程中热膨胀数据的变化，即热膨胀数据的拐点值，进而确定奥氏体化温度。试样直径的初始值和改变量分别用符号 d 0 和 Δ d 表示，记录加热过程中样品的热膨胀数据（ Δ d / d 0 ）随温度（ T ）的变化曲线，根据该曲线斜率发生改变的位置（即拐点位置），通过切线法分别得出其奥氏体的转变开始温度 A c1 和奥氏体的转变结束温度 A c3 。
Q&P钢的 M s （马氏体相变的开始温度）和 M f （马氏体相变的终结温度）温度的测定工艺为：利用Gleeble热模拟试验机将试样从室温（20℃）以2℃/s的加热速率缓慢加热到已经确定的 A c3 奥氏体化温度，然后在该温度保温10min使其充分奥氏体化，最后以100℃/s的冷却速率将试样冷却到室温。观察冷却过程中热膨胀数据的拐点值，进而确定 M s 和 M f 温度。通过XRD测定，试样的XRD谱上只有马氏体的衍射峰，没有观察到明显奥氏体衍射峰的存在。试样中奥氏体几乎全部已经发生了马氏体相变，进一步明确 M f 温度。
Q&P工艺的核心思想，即采用Speer提出的CCE理论模型预测淬火温度（ T q ）。通过使用CCE模型理论预测Q-P/Q-P-T工艺中的淬火温度，而 T q 的选择将直接影响着室温Q&P钢显微组织中残余奥氏体的体积分数乃至钢件最终的综合力学性能。Speer等在提出Q&P工艺的同时，还提出了碳分配过程中的三个热力学条件，即CCE热力学理论模型。依据CCE理论，分配结束后富碳残余奥氏体中的含碳量可以被估算出来，再利用马氏体相变开始温度 M s 的经验公式，估算出此时富碳残余奥氏体的 M s 温度，然后结合计算残余奥氏体含量的K-M（Koistinen-Marburger）经验公式，可以预测出室温下最终的残余奥氏体体积分数。CCE热力学理论模型要求分配过程中仅仅存在碳原子从 α 相分配至 γ 相而最终使得两相碳的化学势相等，但Fe及合金元素质量是守恒的（即界面不迁移，Fe及置换元素在每相中的含量不变）。当淬火温度较高时，转变的马氏体量较少，未转变的奥氏体量较多，在碳由少量马氏体分配至大量奥氏体过程中，因奥氏体碳浓度过低而不足以使得大部分奥氏体在室温下稳定存在。随着淬火温度的降低，马氏体量逐渐增多，尽管未转变的奥氏体量降低，但由于碳从大量马氏体分配至少量残余奥氏体中而使残余奥氏体碳浓度明显提高变得更加富碳，因此在室温下稳定存在的残余奥氏体含量也明显增加，并且当淬火温度为某一特定数值时，残余奥氏体含量也会达到峰值。当淬火温度继续降低时，未转变的奥氏体含量继续降低，但由于其本身具有很高的碳浓度，所有未转变的奥氏体在随后快速冷却至室温时，由于残余奥氏体富碳而更加稳定，均有可能在室温保留下来，因此室温下残余奥氏体含量与未转变的富碳奥氏体含量近似，随着淬火温度的降低而降低。
Speer等人在研究残余奥氏体含量预测值和试验值的比较时发现，室温下最大残余奥氏体含量对应的淬火温度试验值和理论计算值基本相同，但理论计算的残余奥氏体含量与试验值有较大的偏离。Speer等人认为在碳分配过程中不可避免地会发生其他相变，如ε碳化物的析出，这种竞争关系使得未转变奥氏体减少或者未转变奥氏体内碳含量降低（碳化物的析出消耗碳，使得碳不能尽可能多地分配至奥氏体），从而导致未转变奥氏体的稳定性下降，最终导致室温下所得的残余奥氏体含量减少。Clarke和Santofimia等人发现在最佳淬火温度（对应最大残余奥氏体含量）附近区间内进行淬火时，残余奥氏体含量变化不大，这为Q&P工艺淬火时提供了一个较宽的温度范围。
冷轧Q&P钢在连续退火快速加热的过程中，存在铁素体向奥氏体相变的过程。在相变的过程中，需要研究奥氏体的相变规律。目前没有适应于连续退火生产条件的、加热过程中奥氏体相变的相关研究，因此很有必要研究连续加热的过程中奥氏体体积分数变化规律，为均热过程的奥氏体相变研究做好准备。在连续加热过程中的奥氏体相变规律，可以采用JMAK方程进行描述
式中， X 为组织转变的进行度； t 为时间； k 为系数。
通过将适应于恒温热处理的Avrami方程用数学的方法处理为适应于恒加热速率条件下的数学形式，以适应连续退火在生产线带速情况下，不同热速率下奥氏体体积分数的变化情况。适应于恒温热处理条件下的Avrami方程变化为恒加热速率下的方程形式，其主要的核心思路在于将一个恒加热速率过程考虑为一系列短时恒温的过程。通过Sheli等效原理，算出等效时间后，将一系列短时恒温过程考虑为一个恒加热速率过程。
均热的研究内容是在加热研究的基础上，进一步研究奥氏体在均热过程中的体积分数变化情况，由于加热速率会影响到均热前奥氏体的体积分数和均热时间的长短，因此加热、均热的奥氏体化过程应建立一个统一的奥氏体化模型进行研究。Avrami方程的热处理终点，相变体积分数为1，但是在连续退火临界区均热的过程中带钢并不能完成100%的奥氏体化，因此有必要根据热力学的计算结果来估计临界区保温Avrami方程相变的体积分数终点。在缓冷的过程中，奥氏体中合金元素的浓度以及缓冷冷速决定了缓冷过程中是否形成铁素体。由于缓冷冷速受带速影响，而带速又影响了均热时间，进而影响了临界区奥氏体体积分数，间接影响了奥氏体中合金元素的浓度，因此，缓冷过程既受缓冷段工艺的影响，也受到加热+均热热处理结果的影响。由于奥氏体中合金元素的浓度与奥氏体的体积分数直接相关，不同的均热温度会导致加热+均热热处理结束时奥氏体中的碳等合金元素含量不同，而JMAK方程受成分的影响，只能在相同成分的前提下用JMAK方程描述相变动力学的相关规律。JMAK方程在描述Q&P钢的缓冷过程时，不同的加热+均热热处理工艺就需要建立不同的JMAK方程，这会极大地增加试验量，也极大降低了对于工业生产的指导意义。缓冷结束时的奥氏体体积分数和奥氏体中的合金成分决定了快冷过程马氏体的相变温度，目前马氏体的相变温度均采用经验工艺，通过钢的基础成分进行计算，一方面存在计算精度问题，另一方面由于临界区保温，奥氏体中已经富集合金，直接用钢的基础成分计算马氏体的相变温度会导致计算准确性下降。
Q&P钢在配分过程中需要解决两个问题：一是碳从马氏体片条向奥氏片条扩散的过程；二是碳化物在奥氏体中析出形成降低奥氏体中碳含量的过程。目前已知马氏体相变体积分数是与相变时间无关的参数，但是马氏体的片条厚度与冷速有关，需要研究马氏体的片条厚度随合金元素在奥氏体中的富集程度的变化趋势以及冷速对马氏体片条厚度的影响。只有得出这个结论才能合理地建立出配分过程中，马氏体片条中的碳向奥氏体片条中的碳富集的扩散模型。随着快冷结束，马氏体相变至某一体积分数后，停止继续相变，连续退火进入再加热的过程，随着再加热温度的升高，奥氏体、铁素体界面上的碳含量逐步达到热力学平衡状态。如前文Speer对于Q&P钢的研究结果表明，淬火完成时，奥氏体和铁素体中的碳浓度是一致的。此时，奥氏体和铁素体界面处的碳的化学势是不相等的，但随着再加热的进行，当进入到配分过程，配分初期，奥氏体和马氏体内部的碳含量依然保持淬火时的浓度，维持一致，但是在奥氏体和马氏体界面上的碳的浓度发生了变化，碳向奥氏体一侧扩散，使得奥氏体、马氏体界面上的化学势达到了一致的水平。在配分初期，马氏体中碳过饱和，奥氏体中碳未达到饱和，碳通过奥氏体和马氏体的界面持续向奥氏体中扩散。因此在求解配分过程的扩散方程前，需要计算出在配分温度下奥氏体、马氏体界面上碳活度相等的碳浓度数值，Q&P钢的缓冷过程界面上碳浓度的变化如图1-52所示。终冷过程是一个再次淬火的过程，奥氏体由于在配分过程中富碳，且伴随着渗碳体的形成，最终造成奥氏体中碳含量同时受到扩散和碳化物析出的影响，通过配分过程的计算，得出奥氏体在终冷前的碳含量。
图1-52 Q&P钢的缓冷过程界面上碳浓度W（C）的变化
Q&P工艺流程以及相变情况如图1-53所示。原始合金、马氏体和奥氏体中的含碳量分别用符号C i 、C m 和C γ 表示，符号QT（或 T q ）和PT（或 T p ）分别表示淬火温度和碳分配温度。这里的淬火温度（ T q ）被Speer等定义为从奥氏体化温度冷却到的某一温度，而并非通常所指的奥氏体化温度。
图1-53 Q&P工艺流程图以及相变示意图
Q&P钢热处理工艺主要分为四步：
第一步，将含Si和/或Al的钢高温奥氏体化，使其得到全奥氏体组织。
第二步，在马氏体相变开始温度（ M s ）和终结温度（ M f ）之间的某一温度进行淬火，这个温度被命名为淬火温度（ T q ）。淬火后会形成一部分过饱和的马氏体和部分未转变的奥氏体（并未富碳）。
第三步，在该 T q 温度或高于该 T q 温度保温一段时间进行碳分配，使碳原子从过饱和的马氏体分配（或扩散）至未转变的奥氏体中去。分配完成时，马氏体脱碳而得到软化，奥氏体富碳而更加稳定。
第四步，水淬至室温。由于在最后冷却到室温的过程中富碳增加了残余奥氏体在室温的稳定性，因此在冷却到室温的过程中残余奥氏体不会发生马氏体相变。Q&P工艺处理后最终获得马氏体（贫碳）与残余奥氏体（富碳）的两相复合组织。
在碳分配过程中，如前所述，碳分配温度可以等于淬火温度，也可以高于淬火温度。若 T p = T q ，则称为一步法Q&P工艺处理；若 T p ＞ T q ，则称为二步法Q&P工艺处理。作为马氏体钢热处理的一种新工艺，经Q&P工艺处理后的钢种可以获得更多的残余奥氏体，这是传统的Q&T工艺所不能比拟的。
徐祖耀等人在Q&P工艺基础上，引入沉淀硬化机制，提出了QPT（淬火-碳分配-回火）热处理工艺，即在钢中加入少量复杂碳化合物形成元素，如Nb、V、Ti等，在碳分配后进行回火时或者是在碳分配过程中，析出弥散的复杂碳化物，起到析出强化作用。另外，向钢中添加的碳化物形成元素还可以起到固溶强化、细化晶粒等的效果。采用QPT工艺的Q&P钢具有较高的强度和良好的塑性。低碳QPT工艺的Q&P钢的抗拉强度可以达到1500MPa以上，中高碳QPT工艺的Q&P钢抗拉强度可以达到2000MPa以上，延伸性能一般超过10%，甚至可以达到20%。因此采用该QPT热处理工艺作为能生产具有超高强度、较好塑性，而且成本低的钢的热处理工艺。
2013年，鞍钢完成了Q&P钢企业标准的制定，生产出抗拉强度超过980MPa、伸长率大于20%的冷轧板卷产品，Q&P钢作为第三代汽车用钢的代表品种之一，具有良好的塑性，特别适用于汽车结构件和内部加强板。
2015年2月，宝钢全球首发QP1180GA钢，抗拉强度达到1180MPa，伸长率仍能保持在10%，成为汽车板制造的市场引导者。宝钢已成为世界上唯一能够同时批量生产第一代、第二代、第三代先进高强钢的钢铁企业，巩固了超高强钢产品在世界范围内的领先地位。
2018年10月，河钢邯钢QP980产品顺利下线，其性能指标达到国内先进水平，该产品在邯宝产线高强连退线产出，该产线是继SSAB和安赛乐米塔尔之后的世界第三条采用高速喷水冷却的生产线，依靠其再加热能力，从多相化、亚稳化等方面进行微观组织调控，保障了Q&P工艺的稳定实施。2019年，河钢邯钢QP1180也顺利下线。河钢邯钢形成了Q&P钢系列产品，以满足客户的不同需求。
宝钢以C-Si-Mn的成分体系为采用淬火-配分（Q&P）退火工艺，成功开发出抗拉强度达1200MPa、断裂伸长率在15%以上、扩孔率在30%以上的新一代汽车用高强钢。其适合外形相对复杂、强度要求相对高的零件，并且对焊接工程化影响不大，可达到汽车轻量化的效果。Q&P钢特别适合形状复杂的车身结构件和安全件的生产。
目前，Q&P钢的主要成分体系为C-Si-Mn系。Q&P钢主要成分的质量分数见表1-25。采用这种成分体系的主要核心思想是低成本，利于汽车制造商低成本条件下实现轻量化，利于Q&P钢的推广。吸取TRIP钢设计之初合金成本较高、为了推广重新开发低成本TRIP钢导致TRIP推广周期过长的历史经验，以及第二代汽车用钢TIWP钢在开发过程中成本过高没有成功应用的经验。Q&P钢的主要规格及力学性能见表1-26。
表1-25 Q&P钢主要成分的质量分数 （单位：%）
表1-26 Q&P钢主要规格及力学性能
淬火配分钢简称Q&P钢，其微观组织为马氏体基体、一定量的残余奥氏体和马氏体基体上少量的合金碳化物，具有TRIP效应。其室温组织是贫碳的板条马氏体和富碳的残余奥氏体，马氏体组织保证了钢的强度，残余奥氏体由于在变形过程中发生了相变诱发塑性，从而提高了钢的塑性，使Q&P钢的强度主要处于980～1300MPa之间，伸长率大约为15%。徐祖耀等人在Q&P工艺基础上，引入沉淀硬化机制，提出了QPT（淬火-碳分配-回火）热处理工艺。低碳QPT工艺的Q&P钢的抗拉强度可以达到1500MPa以上，中高碳QPT工艺的Q&P钢的抗拉强度可以达到2000MPa以上，延伸性能一般超过10%，甚至可以达到20%。
然而，对Q&P钢的变形机制的研究主要聚焦在残余奥氏体软相，由于马氏体的特征是多尺度结构，不同的尺度控制着马氏体的力学性能，当下对Q&P钢中马氏体的多尺度描述不多，仍然集中在位错滑移与元素配分行为上，马氏体内部是否还有其他未发现的强化效应和变形机制，仍需要深入研究。此外，QPT钢中位错型的马氏体板条虽然强度很高，但塑性很差，深入研究Q&P钢的增强和增塑机制，有利于设计和控制微观组织，进而来获得所需力学性能。总之，研究先进高强度钢的力学性能时不能仅仅考虑静态（或准静态）条件下先进高强度钢的变形行为，研究高应变（形变）速率条件下先进高强度钢的动态力学行为对于开发和拓展先进高强度钢的使用范围与应用潜力有着非常重要的意义。