黎 雨，李 偉，金學軍

(上海交通大學材料科學與工程學院，上海 200240)

1 QPT工藝的由來

由于其獨特的性價比和資源節(jié)約化優(yōu)勢，先進高強鋼在汽車行業(yè)、裝備制造業(yè)和航海平臺等各種工業(yè)領(lǐng)域廣泛應用。綜合成本以及強韌性的考慮，先進高強鋼發(fā)展已歷經(jīng)三代，其組織結(jié)構(gòu)也經(jīng)過由單一相到雙相以及多相特征的演變，包括雙相(dual phase, DP)鋼、孿晶誘發(fā)塑性(twinning-induced plasticity,TWIP)鋼和相變誘發(fā)塑性(transformation-induced plasticity,TRIP)鋼[1-6]。其中，殘余奧氏體作為一種重要的亞穩(wěn)相，其在變形過程中產(chǎn)生的TRIP效應[7, 8]能有效釋放界面處的應力集中，推遲頸縮，能顯著提高材料的延展性。然而，如何獲得更多的穩(wěn)定奧氏體一直是經(jīng)濟型高強鋼鐵材料發(fā)展中無法回避的問題。美國科羅拉多礦校Speer教授在2003年提出新型淬火-配分(quenching-partitioning，Q&P)熱處理工藝[9]，在低合金體系中利用元素配分的思路實現(xiàn)了殘余奧氏體的穩(wěn)定化。Q&P工藝[10]具體過程包括將中低碳鋼件加熱至奧氏體區(qū)保溫，隨后淬火至馬氏體轉(zhuǎn)變開始溫度(Ms)和結(jié)束溫度(Mf)之間的某一溫度(Tq)，隨后在該溫度(一步法)或高于該溫度(兩步法)保溫，或是熱軋態(tài)鋼件淬火至臨界溫度后以慢速率冷卻至室溫，如圖1。在此階段中，碳從過飽和馬氏體向殘余奧氏體進行擴散，增強穩(wěn)定性使其能在室溫保留下來。通過選擇適當?shù)拇慊饻囟龋色@得相應的殘余奧氏體含量(10%～20%)和理想的性能需求。比起相同合金體系的其他鋼種，如TRIP鋼和淬火-回火(quenching-tempering，QT)鋼，這種Q&P鋼在保持高強度的基礎(chǔ)上具有很好的強塑性綜合性能(強塑積能達到20 GPa%)。

圖1 一步、兩步法和非等溫Q&P熱處理過程的示意圖[10]Fig.1 Process schematics for one-, two-step and non-isothermal Q&P heat treatments[10]

為了減少碳化物析出對碳配分穩(wěn)定奧氏體的影響，Q&P鋼中經(jīng)常添加Si或Al等元素以抑制滲碳體的形成，并最大化實現(xiàn)奧氏體內(nèi)的碳富集和穩(wěn)定化。Si為非碳化物形成元素，在碳化物中的溶解度極低，因而在Q&P鋼等溫過程中能夠強烈抑制滲碳體的形成，使未轉(zhuǎn)變的奧氏體富碳并能在室溫下保留下來。另外，Si還能顯著強化鐵素體。但較高的Si含量會惡化鋼的熱軋性能，產(chǎn)生較多的表面缺陷等。因此，Q&P鋼的Si含量(質(zhì)量分數(shù))不宜大于2%。Al的作用與Si類似，但其固溶強化效果弱于Si，同時添加Al元素可以降低高Si含量的副作用。同時，Nb，Mo或V等碳化物形成元素的含量常常需要被控制在很低的水平。然而，近來許多研究表明,第二相顆粒的析出對材料的力學性能尤其是服役性能如韌性、疲勞性能等，有著積極的影響。在產(chǎn)生析出強化的同時，某些第二相粒子也可釘扎晶界進而抑制晶粒長大，保證鋼材的韌性。因此，上海交通大學徐祖耀院士在Q&P工藝的基礎(chǔ)上，提出了淬火-配分-回火(沉淀)(quenching-partitioning-tempering,QPT)熱處理的新思路[11]，以期得到更優(yōu)良的性能。雖然QPT工藝核心原理仍然是Q&P工藝，如QPT工藝淬火溫度的選取仍遵從于Q&P工藝,但是QPT鋼中加入了能夠形成穩(wěn)定碳化物的合金元素，如Nb,V,Ti和Mo，以引入復雜碳化物、碳氮化物及過渡碳化物等析出強化機制，從而進一步增加鋼的強度。同時，雖然兩者熱處理工藝大體相似，但QPT工藝更加注重回火溫度以及時間的選擇以獲得最佳的析出強化效應。目前QPT工藝已經(jīng)在低中碳微合金鋼中得到推廣使用：Zhong等[12]對Fe-0.2C-1.5Mn-1.5Si-0.05Nb-0.13Mo(質(zhì)量分數(shù)，%，下同)合金進行QPT處理得到抗拉強度為1500 MPa及延伸率為15%的高強塑性。Zhang等[13]在Fe-0.42C-1.46Mn-1.58Si-0.028Nb體系中獲得了比傳統(tǒng)QT工藝更高的強塑積31.4 GPa%。Wang等[14]對Fe-0.485C-1.195Mn-1.185Si-0.98Ni-0.21Nb(質(zhì)量分數(shù)，%)中碳鋼進行QPT工藝處理后，其抗拉強度高達2 GPa以上的同時塑性能達到10%。圖2所示是QPT鋼與其他先進高強鋼力學性能的比較[15]，其中QPT鋼比Q&P鋼和其他鋼種均有更好的強度和綜合強塑積，其抗拉強度基本在1.2 GPa以上。

圖2 QPT鋼與其他先進高強鋼力學性能比較[15]Fig.2 Ultimate tensile strength and total elongation of QPT steels and other high strength steels[15]

2 QPT工藝的碳配分及組織演變

QPT工藝有3個關(guān)鍵點：一是淬火過程中的馬氏體量，是鋼最終強度的主要決定因素；二是碳從馬氏體配分到奧氏體中的熱力學和動力學過程；三是碳氮化物或者過渡碳化物的析出強化熱力學和動力學過程。Speer等假設碳自馬氏體向奧氏體配分完成的全過程中，存在如下3個條件：① 碳在馬氏體和奧氏體中不等的化學勢是碳從馬氏體向奧氏體配分的驅(qū)動力；② 碳自馬氏體向奧氏體配分完成的全過程中，馬氏體/殘余奧氏體的相界面保持不變(相界面上的Fe或者X原子不做短程擴散)；③在碳自馬氏體向奧氏體配分完成的全過程中，不存在碳化物的析出，即所有的碳都用于提高奧氏體的富集度和穩(wěn)定性。以上3個假設條件被稱為 “限制條件準平衡”(constrained paraequilibrium, CPE)態(tài)[16]。同時，結(jié)合Koistinen-Marburger方程[17]可大致計算出馬氏體以及殘余奧氏體各自的體積分數(shù)。Gonzalez L等[18]在此模型基礎(chǔ)上利用Thermo-Calc(DICTRA)軟件模擬Q&P鋼中合金元素如C，Si等對整個配分過程的影響，如圖3所示，在高Si含量高C含量體系下，奧氏體/馬氏體界面在同一淬火溫度下遷移更快，元素配分更為充分。并發(fā)現(xiàn)計算得到的室溫奧氏體含量與實驗測得的基本一致。由于模型未考慮在配分過程中的體積膨脹效應，預測得到的奧氏體內(nèi)部碳含量會比實驗值偏高。此模型可詳細半定量描述整個等溫過程的組織演變和元素配分過程，對于合金設計和實際熱處理工藝制定有著重大意義。

圖3 奧氏體內(nèi)部碳分布隨配分時間和距離的變化 (奧氏體/馬氏體相界面位于最右側(cè)) [18]Fig.3 Carbon distribution in austenite as a function of partitioning time and distance (Austenite/martensite phase boundary is located on the right) [18]

不同于傳統(tǒng)的Q&P工藝，QPT工藝更加注重回火溫度以及時間，以獲得最佳的析出強化效應。一方面，碳化物的析出可有效提高材料的強度水平。但另一方面，新加入的回火過程會影響奧氏體內(nèi)部的碳配分過程進而影響其穩(wěn)定性。上述CPE模型中也未考慮碳化物的析出，但在某些實際工藝過程中，即使在很高的Si含量下也不可避免有碳化物的析出[19]。因此，新型QPT工藝中碳化物的演化過程不可避免地影響整個碳配分過程，需要建立復雜的熱力學與動力學模型，現(xiàn)有研究主要以實驗為主。Peng等[20]在研究QPT工藝中碳化釩的析出與奧氏體內(nèi)部碳含量的相互影響規(guī)律中發(fā)現(xiàn)，隨著配分時間的增加，奧氏體的平均碳含量基本保持不變；碳化釩主要在鐵素體和馬氏體內(nèi)部析出，并隨配分時間增加而長大，如圖4所示。Furuhara等[21]也在研究Fe-C-Mn合金中碳化鈮的析出與殘余奧氏體/馬氏體界面移動的相互影響規(guī)律時發(fā)現(xiàn)，其相變的化學驅(qū)動力與碳化鈮的形核長大過程息息相關(guān)?，F(xiàn)有文獻[12, 13]已較好地揭示了傳統(tǒng)Nb,V,Mo微合金化QPT鋼中碳化物的析出行為，如析出相的類型、密度及分布。Xie等[22]對Ti微合金化低碳鋼進行QPT處理，發(fā)現(xiàn)了從納米級別到亞微米級別的碳氮鈦化物。碳化物在提高基體強度的同時，也能降低馬氏體內(nèi)的碳含量，這對提高材料的韌性是有幫助的。

圖4 鐵素體中VC相的體積分數(shù)和平面直徑(a)及XRD測量的殘余奧氏體中平均碳含量和總碳含量(b) 隨配分時間的變化[20]Fig.4 Volume fraction and mean planar intercept diameter of VC in ferrite (a) and mean carbon concentration and the total carbon concentration of retained austenite (b) measured by XRD as a function of partitioning time[20]

同時，配分過程有時會引入貝氏體組織，貝氏體的形成能夠細分殘余奧氏體以獲得更細的組織形態(tài)[23]。貝氏體組織類型對材料的力學性能也有很大影響。粗大的貝氏體對于材料的韌性有害[24]，而在Ms溫度以下形成的細小貝氏體能夠顯著提高材料的韌性。由于碳原子的擴散速率較快，傳統(tǒng)Q&P或QPT工藝的配分時間一般很短，在10～60 s左右，同時也可避免貝氏體的形成和碳化物的粗化，以保證奧氏體內(nèi)足夠的碳含量及穩(wěn)定性。Tan等[25]將QPT工藝的配分時間延長至90 min以引入無碳貝氏體、馬氏體和殘余奧氏體的復相組織，如圖5所示，且在貝氏體和馬氏體板條間可分別獲得30 nm和100～300 nm非均質(zhì)厚度的薄膜奧氏體，能在整個應變過程中提供連續(xù)的TRIP效應，因而獲得良好的強韌性。同時，較長的配分時間有利于實際工業(yè)生產(chǎn)過程的組織均勻化。

Q&P過程中的碳配分與組織演變相互耦合，如碳原子擴散、鐵碳化物析出、貝氏體轉(zhuǎn)變和相界面移動[26]，其最終組織特征不僅受熱處理參數(shù)影響，也與初始組織形態(tài)有關(guān)系。傳統(tǒng)的Q&P工藝是將材料加熱到奧氏體化溫度以上，也可根據(jù)目標組織和性能,將材料部分奧氏體化后進行QPT處理。Santofimia等[27]認為初始馬氏體的存在能夠促進薄膜狀奧氏體的生成，而初始組織為鐵素體則更有利于塊狀形貌的生成。Zhang等[28]也在Nb微合金化QPT鋼中發(fā)現(xiàn)部分奧氏體化工藝得到的強塑積能從16提高到24 GPa%。

3 QPT鋼的強化、增塑與韌化機制

強度和韌性是鋼鐵材料最基本的兩大性能指標。影響鋼鐵材料強度和韌性的主要因素是基體組織和各種微觀缺陷，這些缺陷包括點缺陷、位錯、晶界、相界、沉淀和各種亞結(jié)構(gòu)等。

圖5 40Mn2Si2Cr鋼經(jīng)QT(a)和QPT(b)工藝處理后的復相組織TEM照片[25]Fig.5 TEM images of QT (a) and QPT (b) samples of 40Mn2Si2Cr steel[25]

QPT鋼的強度主要來源于以下方面：① 基體馬氏體的高位錯密度及細晶強化效應，淬火馬氏體的高位錯密度(1015m-2)可帶來很好的位錯強化效果(300～500 MPa)。馬氏體板條的寬度基本在數(shù)百納米量級，可提供很高的晶界強化分量。② 彌散復雜碳化物的析出強化，有文獻指出在QPT鋼中引入尺寸在35 nm級別的含鈮碳化物后，強度能提高130 MPa以上[14]。關(guān)于析出相與位錯彈性交互作用機制[29]分為：位錯切過第二相的切過機制；位錯繞過第二相顆粒并留下環(huán)繞顆粒位錯環(huán)的Orowan機制。碳化鈮等硬質(zhì)顆粒[30]一般不可變形，主要為繞過機制；③ 碳原子的釘扎效應，由于柯氏氣團的形成，在高密度的馬氏體基體內(nèi)能獲得很強的釘扎效應。如高碳QPT鋼比中、低碳QPT鋼具有更高的強度[31]，其原因在于高的碳含量可細化馬氏體的packet和block的尺寸，達到細晶強化的效果。

另一方面，QPT鋼的塑性主要來源于奧氏體在變形過程中產(chǎn)生的TRIP效應，這與其體積分數(shù)及其機械穩(wěn)定性息息相關(guān)。Dong等[32]總結(jié)了傳統(tǒng)鋼如雙相鋼、TRIP鋼、納米貝氏體鋼的強塑性與奧氏體體積分數(shù)的關(guān)系，發(fā)現(xiàn)有TRIP效應的鋼的強塑性與奧氏體體積分數(shù)成線性關(guān)系。Bhadishia等[33]經(jīng)過模擬計算發(fā)現(xiàn)塑性的提高不是由馬氏體相變引起的體積變化導致，而是應變誘發(fā)馬氏體相變引起的應力松弛和再分布。同時，Raabe等[34, 35]提出，為了得到良好的強塑性，殘余奧氏體應具有最佳的穩(wěn)定性范圍，即能在變形過程中誘發(fā)TRIP效應，也能足夠穩(wěn)定使TRIP效應持續(xù)發(fā)生在整個應變范圍內(nèi)，特別是高應變時期。對于層錯能較高的鐵素體或馬氏體，由于其滑移系眾多，塑性變形主要以單一位錯滑移的方式進行。Zhang等[36]在研究中碳QPT鋼中提出了殘余奧氏體吸收位錯(dislocation absorption by retained austenite,DARA)效應，即馬氏體中的位錯在形變過程中能夠越過馬氏體與奧氏體之間的相界面而被奧氏體所“吸收”。Hao等[37]利用原位XRD拉伸發(fā)現(xiàn)在QPT鋼中馬氏體內(nèi)部位錯密度降低的現(xiàn)象，如圖6a所示，這間接證實了DARA效應的存在。Zheng等[38]利用有限元模型和Mecking-Kocks理論將Q&P 980高強鋼的單相拉伸性能和整體力學曲線結(jié)合分析，發(fā)現(xiàn)殘余奧氏體在應變過程中產(chǎn)生的硬相馬氏體能承擔高應力，而軟相鐵素體主要承擔高應變，如圖6b所示。朱國輝等[39]提出，需從第二相粒子與位錯的交互作用、組織亞微米細化和多相組織設計的“多維度增強增塑”設計思路出發(fā)，實現(xiàn)塑性大幅提升。總結(jié)來說，除TRIP效應之外，兩相內(nèi)的位錯演化及應變配分行為亦對QPT鋼整體的加工硬化能力與延伸率具有很大的影響。

圖6 QT和QPT鋼在靜態(tài)拉伸不同應變下馬氏體和殘余奧氏體內(nèi)平均位錯密度的變化[37] (a),應力在Q&P 980鋼鐵素體和馬氏體內(nèi)部的分布情況[38] (b)Fig.6 The average dislocaties densities of the martensite and the retained austenite in the quasi-static tensile test samples of the QT and the QPT steels at different strain stages[37] (a), distributions of true stress in ferrite and tempered martensite of Q&P 980 steel[38] (b)

圖7 超高強QPT鋼強塑積與V型缺口沖擊韌性的關(guān)系[42]Fig.7 Summary of product of strength and elongation versus CVN (Charpy V-notch) impact energy[42]

關(guān)于高強QPT鋼(抗拉強度超過1.2 GPa)，其更多的應用局限性在于其組織對裂紋形核和擴展抗力較小及其缺口敏感性較強[40, 41]，即材料的韌性很低。如何在不降低強塑性的情況下提高材料的韌性成為近來研究工作的重點之一。眾多研究表明，控制材料塑性與韌性的組織特征似乎并不一致，塑性的提高并不一定代表能同時提高韌性。事實上，超高強QPT鋼的韌性一般隨著其強塑積提高而顯著降低[42]，如圖7所示，QPT鋼的韌性與殘余奧氏體的元素含量、尺寸、形貌及其分布密切相關(guān)。Wu等[43]對低碳鋼進行QT和QPT處理后發(fā)現(xiàn)，QPT鋼的斷裂韌性比QT鋼的斷裂韌性要高32%，然而當調(diào)整工藝使大量奧氏體形成后，又會降低QPT鋼的韌性。因此，殘余奧氏體對于韌性的影響是多面性的，主要體現(xiàn)在以下幾個方面：① 殘余奧氏體作為軟相，可吸收裂紋尖端塑性變形能量從而加大裂紋擴展的難度；同時，變形過程產(chǎn)生的馬氏體相變可釋放裂紋尖端的能量以阻礙裂紋擴展。② 塊狀奧氏體的相變產(chǎn)物會在界面處產(chǎn)生應力集中，從而發(fā)生脆性斷裂。相變“増韌”與相變“致脆”的評價標準，可能取決于裂紋尖端塑性區(qū)的大小，及該塑性區(qū)內(nèi)奧氏體發(fā)生馬氏體相變吸收能量的能力。此外，基體馬氏體的形貌、尺寸及成分對于韌性也有很重要的影響，如細化馬氏體板條界面能夠引入更多的高角度晶界[44]，從而抵抗裂紋擴展。配分后的深冷處理[45]有助于引入新的馬氏體板條晶界，起到優(yōu)化材料韌性的作用。作者認為，為獲得具有相當韌性、抗拉強度接近或超過2000 MPa的QPT鋼，優(yōu)選的理想組織為幾百納米級的條狀馬氏體與薄膜狀的殘余奧氏體，并以此為基體析出細微的復雜碳化物，同時奧氏體厚度在幾十到一百納米級別。

對于高碳QPT馬氏體鋼，其奧氏體形態(tài)多為塊狀，且在相變過程中容易形成脆性的孿晶馬氏體，因此通過改進工藝提高殘余奧氏體穩(wěn)定性是其塑性提高的關(guān)鍵。這一設計思想與TRIP效應核心思想正好相反，需盡可能避免應變誘發(fā)馬氏體的產(chǎn)生，被命名為anti-TRIP效應[46]。Qin等[46]通過工藝的改進，即引入正火處理或冷軋?zhí)幚碜鳛镼PT工藝的前處理，可細化最終組織，包括殘余奧氏體和板條馬氏體。Liu等[47]對超高碳鋼(C 1.0%～2.1%,質(zhì)量分數(shù))進行QPT處理，在保持其硬度(HRC 55)的基礎(chǔ)上，材料的室溫沖擊功(32 J)比傳統(tǒng)QT處理的高出一倍，同時具有更好的耐磨性。

4 新型QPT工藝的應用

4.1 超低碳中錳QPT鋼的高強韌性設計

上述QPT工藝都是基于碳配分穩(wěn)定奧氏體的原理，然而碳元素的添加會帶來可焊接性和低溫韌性問題，因而在某些超低碳體系的鋼中如何實現(xiàn)奧氏體的穩(wěn)定性是一個有意義的問題。超低碳中錳鋼的QPT工藝思想仍借鑒于傳統(tǒng)QPT工藝，即升溫至兩相區(qū)發(fā)生逆相變形成奧氏體/馬氏體兩相組織，隨后通過元素配分(主要是Mn)實現(xiàn)奧氏體的穩(wěn)定化，并通過引入納米析出相(主要是金屬間化合物)獲得析出強化的效果。比起傳統(tǒng)QPT工藝，其優(yōu)勢在于逆變奧氏體常為薄膜狀，且尺寸細小，對于提高材料的韌性有益。同時，彌散的納米析出相比幾十納米的碳化物能獲得更高的析出強化效果[48]。作者等[49, 50]在超低碳低合金體系的基礎(chǔ)上，通過添加Ni，Al及Cu元素以形成金屬間化合物的第二相粒子，利用亞穩(wěn)奧氏體的TRIP效應和納米析出相的析出強化作用以同時提高材料的強度和塑性。圖8a和8b分別為超低碳中錳鋼納米析出相經(jīng)三維原子探針分析獲得的三維及一維元素濃度分布，兩種納米析出相在基體馬氏體中呈相鄰結(jié)構(gòu)，因而可獲得很強的析出強化效果。圖8c和8d為逆變奧氏體的EBSD照片，可通過調(diào)控熱處理工藝獲得不同形貌、不同尺寸的亞穩(wěn)奧氏體(薄膜狀與塊狀)，從而調(diào)控TRIP效應。有文獻指出晶內(nèi)的納米析出相在作為位錯運動的阻礙的同時，并不會在晶界處形成裂紋，因此能夠代替其他傳統(tǒng)強化機制如晶粒細化和冷變形，在強化的基礎(chǔ)上不會損害塑性[51, 52]。

圖8 超低碳中錳QPT鋼的納米析出相經(jīng)三維原子探針分析獲得的三維(a)及一維(b)元素濃度分布，不同配分溫度下獲得的逆變奧氏體的EBSD照片(c,d)[50]Fig.8 3D (a) and 1D (b) elements concentration profiles of nanoscale precipitates by 3D atom probe characterization, and EBSD images (c,d) of reversed austenite obtained at different partitioning temperatures of ultra-low carbon medium Mn QPT steels[50]

對于超低碳低合金體系的QPT工藝，其主要存在的問題是亞穩(wěn)奧氏體與析出相的形成過程呈一定競爭關(guān)系。Raabe等[53]在研究中錳鋼時效過程中發(fā)現(xiàn)，在基體與碳化物的界面上有大量的Mn元素偏聚，如圖9所示。因此碳化物的形成一定程度上會消耗奧氏體穩(wěn)定元素的含量，降低逆變奧氏體形成的化學驅(qū)動力。在基體合金元素含量匱乏的基礎(chǔ)上，如何將Mn，Ni等元素有效地配分于奧氏體(Ni，Mn為穩(wěn)定元素)與析出相(主要為NiAl相)中，在保證奧氏體穩(wěn)定性足夠高以使TRIP效應發(fā)生在應變后期的同時，盡量使納米析出物彌散地分布在兩相中(有可能在鐵素體內(nèi)，也有可能在奧氏體內(nèi))，是該類鋼成分、工藝設計的難點。同時，Mn在界面處的元素偏聚會導致中錳鋼在時效過程中產(chǎn)生脆性[54]。上述組織設計原理是獲得高強韌性材料的關(guān)鍵，這種復相組織的變形機理以及組織和力學性能的相關(guān)性規(guī)律也值得研究。

4.2 多循環(huán)MQPT工藝及其應用

在傳統(tǒng)QPT工藝的基礎(chǔ)上，Rong等[55, 56]針對大型工件開發(fā)出多循環(huán)QPT(MQPT)工藝，通過水冷/空冷交替技術(shù)(alternately timed quenching by water and air, ATQ)實現(xiàn)，如圖10所示，主要應用于鍛后大工件的處理，可有效改善其力學性能。如高鉻鑄球在經(jīng)過MQPT工藝處理后，比空冷鑄球的徑向硬度平約高出HRC 17，沖擊功約為其4倍。MQPT工藝具有傳統(tǒng)QPT工藝的3個優(yōu)點[57]：① 對于含Si的中、低碳鋼，淬火溫度遠高于室溫，由此可獲得比傳統(tǒng)QT工藝更多的殘留奧氏體，因而在相同回火溫度和回火時間的前提下，MQPT工藝可以獲得比QT工藝更高的塑性和韌性；② 遠高于室溫的淬火溫度有效地減小了熱應力和相變應力，顯著降低了淬火開裂傾向；③ 遠高于室溫的淬火溫度減小了馬氏體長大的驅(qū)動力，從而獲得的馬氏體組織的尺寸比傳統(tǒng)QT工藝更為細小，由此提高了鋼的強度，部分彌補了QPT鋼中更多殘留奧氏體所帶來的強度損失。

圖9 Fe-7Mn-0.5Si-0.1C (質(zhì)量分數(shù)，%)中錳鋼時效過程中碳化物/奧氏體(a,b)及碳化物/鐵素體(c,d)界面上三維及一維元素濃度分布曲線[53]Fig.9 3D and 1D elements concentration profiles by 3D atom probe analysis of carbide/austenite(a,b) and carbide/ferrite(c,d) interface after isothermal aging of Fe-7Mn-0.5Si-0.1C (wt.%) alloy[53]

圖10 MQPT淬火冷卻工藝示意圖[55]Fig.10 Schematic diagram of MQPT process[55]

ATQ淬火冷卻方法，一方面具有很高的冷卻速率，可以獲得更大的硬化層深度；另一方面也利用了每次水淬后的空冷過程中發(fā)生的自回火作用。在空冷過程中，心部熱量向表面?zhèn)鬟f，造成溫度已經(jīng)低于Ms溫度重新升高，在這個過程中已經(jīng)發(fā)生馬氏體相變的區(qū)域由于溫度的升高而使馬氏體被回火，使馬氏體中碳的固溶度下降、應力降低，提高材料的韌性。

5 高強QPT鋼的氫致斷裂及氫脆機制

在工業(yè)應用中，伴隨著強度級別的提升，氫脆問題已成為制約先進高強鋼應用的一個潛在威脅。氫的存在會導致鋼鐵材料的機械性能(尤其是韌性和延伸率)急劇惡化，在遠低于材料設計的強度極限時發(fā)生不可預期的延遲斷裂現(xiàn)象[58-61]。前文已提及，QPT鋼的抗拉強度都在1.2 GPa以上，而且QPT鋼的基體組織為氫脆敏感性極高的馬氏體，其氫致延遲斷裂問題更需要深入研究。

材料的氫脆機理與其基體組織特征,如相含量、尺寸等息息相關(guān)。Q&P鋼與QPT鋼的基體組織均為馬氏體、鐵素體與殘余奧氏體的復相組織，QPT鋼的部分氫脆機理可通過Q&P鋼的組織與其氫脆相關(guān)性進行說明。Zhu等[62]在研究復相Q&P鋼的氫脆行為時發(fā)現(xiàn)，氫的存在會使材料宏觀斷口形貌表現(xiàn)為齊整的脆性斷口，氫致裂紋主要在馬氏體和奧氏體的界面上形核，向周邊奧氏體及馬氏體方向擴展。關(guān)于殘余奧氏體對氫脆敏感性的影響未有定論：一方面，Yang等[63]發(fā)現(xiàn)殘余奧氏體可作為不可逆氫陷阱有效釘扎氫原子，降低氫脆敏感性；然而，殘余奧氏體相變生成的馬氏體在局部內(nèi)應力和氫濃度的影響下往往會成為氫致裂紋的形核位置，提高奧氏體的穩(wěn)定性的同時也可提高QPT鋼的抗氫脆敏感性。另外有研究表明，軟相鐵素體的引入[64]雖然不能釘扎氫原子，但能有效降低界面處應力集中，抵抗裂紋擴展。

在QPT鋼的組織體系中，碳化物可能作為有效的氫陷阱，將可擴散的氫“固定”在碳化物周圍，緩解裂紋尖端附近可移動氫的含量，進而改善氫脆敏感性。Takahashi等[65, 66]通過氫的同位素示蹤法結(jié)合三維原子探針表征直觀地證實了碳化鈦和碳化釩對氘的釘扎作用：碳化鈦表面的碳空位和界面的錯排位錯是釘扎氫的主要位置[65]，而碳化釩的釘扎作用主要是來自于半共格界面的錯排位錯[66]。Zhu等[67]提出引入ε碳化物改善氫脆敏感性的思路，并利用三維原子探針表征獲得證實，如圖11所示，在ε碳化物內(nèi)部有高濃度的氫原子富集，說明ε碳化物可作為有效的不可逆氫陷阱，起到氫原子的釘扎作用。

圖11 QPT鋼中ε碳化物的三維元素濃度分布(a)及局部碳化物/馬氏體界面的碳(b)和氫(c)的元素分布及其一維濃度分布 (d)[67]Fig.11 3D atom probe analysis of ε-carbide in QPT steels(a), and the local elemental distribution of carbon(b) and hydrogen(c), and the corresponding 1D elements concentration profile (d) across the local carbide/martensite interface[67]

6 結(jié) 語

自從淬火-配分-回火(QPT)工藝被提出以來，對低碳、中碳及高碳微合金鋼都進行了QPT工藝的探索，旨在獲得優(yōu)異的強度、塑性及韌性綜合性能。從先進高強鋼發(fā)展及其強塑性變化規(guī)律可以看出，合金成本、高強度和高塑性這3個指標是相互制約的，如馬氏體鋼塑性低而強度高，TWIP鋼的塑性高但強度低，且合金成本昂貴。高強QPT鋼作為典型的第三代先進高強鋼，相較第一代先進高強鋼(如雙相鋼、馬氏體鋼以及TRIP鋼)具有更好的強塑性匹配，相較第二代先進高強鋼如TWIP鋼具有突出的成本優(yōu)勢。同時，綜合考慮析出以及細晶強化等機制，輔以新型可控的熱處理工藝，可大大擴展其強塑性范圍。相較其他先進高強鋼，QPT鋼具有更為有利的發(fā)展前景。

目前很多研究者對QPT工藝過程中的組織演變及組織對性能的影響有比較深入的研究。配分和回火過程的熱力學過程是非平衡的，為了獲得最大含量的殘余奧氏體，其相應熱處理工藝的優(yōu)化設計面臨很大的挑戰(zhàn)。未來需要對如QPT熱處理工藝中涉及的貝氏體相變、準平衡相變、位錯處碳偏聚、界面遷動與釘扎等做更深入的理論研究。QPT工藝原理是基于馬氏體、殘余奧氏體和納米析出相之間的熱力學相變，是非平衡相變的亞穩(wěn)相調(diào)控。對于不同的鋼種和制備工藝需要具體考慮成分和熱處理工藝。基于性能和目標組織的前提下需要在成分設計的基礎(chǔ)上，結(jié)合熱處理工藝進行優(yōu)化。如添加Cr，B等元素可在冷卻過程中避免鐵素體和貝氏體組織形成，使配分只在馬氏體和奧氏體兩相中進行。選擇不同的配分和回火窗口對后續(xù)的性能也有較大影響。配分過程可能存在馬氏體-奧氏體界面遷動，因而會影響奧氏體穩(wěn)定性?；鼗疬^程碳化物和位錯上碳團簇可以降低基體馬氏體固溶碳含量，提高韌性。因此，如何將有限的碳含量配分到各相內(nèi)以獲得優(yōu)異的性能，是需要考慮的問題。

同時，考慮到綠色制備和降低生產(chǎn)成本，提高QPT工藝窗口或者結(jié)合產(chǎn)品現(xiàn)有工藝如熱沖壓、熱鍍鋅、烘烤等實現(xiàn)配分或者回火，從流程上都可以提高生產(chǎn)效率，這也是開發(fā)薄板QPT鋼種需要考慮的問題。薄板坯連鑄連軋無頭軋制工藝是一項具有很好應用前景的技術(shù)，用熱軋先進高強鋼替代傳統(tǒng)的冷軋產(chǎn)品，省掉了復雜的冷軋工序，產(chǎn)線更短，成本更低?；诙塘鞒痰腝PT工藝研究對于制備具有強度、塑性與韌性等優(yōu)異綜合性能的低成本高性能鋼板是很有必要的。對于大型鑄鍛件及復雜形狀的構(gòu)件，在成分和工藝設計時需要從其經(jīng)濟型、高強韌性、可焊性及工業(yè)實用性多方面考慮。相信在不久的將來，可以實現(xiàn)QPT鋼更好的發(fā)展和應用。