鋼鐵材料在眾多結構材料中，憑借其優越的強度和韌性以及易于循環利用而表現出來的經濟性，與其他材料相比具有不可替代的優勢[1]。為實現綠色低碳循環發展，確保實現碳達峰和碳中和目標，以汽車用鋼為代表的先進高強鋼的開發不斷推進，有力地推動了汽車輕量化、提高了乘用車安全性和節能減排效率。汽車車身質量每減輕10%，可節省燃油3%~7%。自2000年以來，我國汽車工業發展進入了快車道，汽車工業已成為影響國民經濟發展的重要支柱產業，隨著汽車輕量化及安全性能的不斷提升，先進高強鋼的發展迅速[2]。從20世紀60年代開始，第一代先進高強鋼被開發，如雙相鋼(DP鋼)、復相鋼(CP鋼)、相變誘發塑性鋼(TRIP鋼)等(強塑積15~20 GPa·%)，目前在大量生產使用；為了提高鋼種的強韌性，以孿晶誘發塑性鋼(TWIP鋼)為代表的第二代先進高強鋼(強塑積60 GPa·%)相繼被開發，由于其合金成本高，焊接和延遲斷裂性能有待提升，目前的生產和應用有限；第三代先進高強鋼包括淬火-配分(QP)鋼、淬火-配分-回火(QPT)鋼、δ相-TRIP鋼、納米貝氏體鋼、中錳鋼等，其含有亞穩奧氏體等多尺度多相組織，兼顧經濟性和強塑性(強塑積30~40 GPa·%)。鋼鐵材料具備的優異力學性能，源于鋼中微觀組織帶來的多種復雜強韌化機制。基于馬氏體相變和配分原理獲得具有更高強塑性能的先進高強鋼，具有科學性和實用性，是目前鋼鐵材料研究的熱點。本文對近10年來QP鋼及QPT鋼的制備工藝和強韌化機理的發展進行了綜述，并對今后QP鋼和QPT鋼的制造與使用前景作出展望。

QP工藝是由Speer等[3~5]在含有Mn、Si的TRIP鋼基礎上提出的，通過在馬氏體轉變起始溫度(Ms)以上等溫使馬氏體中過飽和的C原子配分至未轉變的殘余奧氏體中來穩定奧氏體至室溫，從而達到改變材料加工硬化能力的目的。描述這一過程要求達到約束條件下的C準平衡(constrained carbon paraequilibrium，CCE)，C在配分過程中滿足3個條件：(1) C在馬氏體和奧氏體中化學勢差異是C元素從馬氏體向奧氏體配分的驅動力，平衡時C在兩相的化學勢相等而其他元素的化學勢不等；(2) 馬氏體/殘余奧氏體的相界面保持不變；(3) 通過加入特定合金元素來抑制碳化物的形成，使C全部配分到奧氏體并提高奧氏體的穩定性。QP工藝采用的熱處理工藝如圖1所示。首先在奧氏體區保溫一段時間奧氏體化，然后淬火到Ms和馬氏體轉變終止溫度(Mf)之間某一溫度，保溫一段時間，通過C原子的配分，實現C原子在殘余奧氏體中的富集，降低其Ms，從而使這部分殘余奧氏體在隨后的淬火過程中不發生相變，進而穩定到室溫。由于這部分殘余奧氏體是亞穩態的，在外加載荷作用下會發生馬氏體相變，得到TRIP效應，從而增加強度和塑性。

QP鋼的成分設計主要為Fe-(0.1~0.3)C-(1.5~3.0)Mn-(1~2)Si/Al (質量分數，%，下文若非特殊說明，所有成分均指質量分數)。其中，C元素是最經濟有效的奧氏體穩定元素和固溶強化元素，每加入0.1%的C可以提高約100 MPa的抗拉強度[6]。Mn也是一種強奧氏體穩定性元素，但是當Mn元素含量高于3.0%時，Mn容易偏聚，形成帶狀組織使材料的脆性增加[7]，所以Mn元素的含量要控制在一定范圍內。Si/Al元素的加入是為了抑制在熱處理過程中碳化物的析出，使得在配分過程中C元素從bcc結構配分到fcc結構中[8,9]。QP鋼主要由兩相(亞穩奧氏體和馬氏體，在相變實際溫度(Ac3)以上主要是奧氏體化)或三相(亞穩奧氏體、鐵素體和馬氏體，在兩相區奧氏體化)組成含亞穩奧氏體和馬氏體的鋼，塑性要優于相同強度的基體組織為鐵素體和馬氏體的雙相鋼[5,10]，其中亞穩奧氏體的含量、分布、形態以及C分布等對材料的強塑性產生影響[11~14]。在QP工藝的基礎上，Hsu等[15~18]提出了一種新型的QPT工藝。其回火過程也可與淬火或C配分過程重疊，與QP工藝的主要區別是選擇性地加入微合金元素，結合合適的熱處理工藝，在最終的組織中析出碳化物，有效地利用彌散析出強化機制，進一步提高鋼的強度和塑性。

中錳鋼設計采用的熱處理思路如圖2所示，通過C、Mn配分得到含有亞穩奧氏體的多相組織，Mn含量為4%~12%，C含量為0.1%~0.6%，強塑積超過30 GPa·%[19~21]。由于基體中C和Mn元素不足以使奧氏體穩定到室溫，熱軋板冷卻后得到的馬氏體組織在兩相區(鐵素體+奧氏體)長時間退火處理，部分板條馬氏體逆相變得到奧氏體，同時伴隨著C和Mn元素在奧氏體中的富集，使得冷卻過程中奧氏體穩定至室溫[22]。中錳鋼的室溫組織中鐵素體基體與亞穩奧氏體晶粒尺寸均在亞微米級別，其中亞穩態的奧氏體含量在20%~40% (體積分數，下文奧氏體含量均指體積分數)，通過優化退火工藝調控逆轉變奧氏體的含量、化學成分和尺寸，通過細晶強化和亞穩奧氏體形變時發生TRIP效應提高強塑性，較高Mn含量的中錳鋼或者Mn和C元素進一步富集提高層錯能，可觀察到TWIP效應[23~27]。隨著退火保溫時間的增加，逆轉變奧氏體的體積分數會增加，然而其穩定性不足會導致其在隨后的降溫過程中轉變成馬氏體。需要注意的是，圖2所示工藝并非中錳鋼獨有，QP鋼也可以采用這種兩相區臨界熱處理工藝。

經過上述分析可知，QP和QPT過程的基礎是C從過飽和馬氏體轉移至奧氏體的C配分，其對這2類鋼的奧氏體穩定性調控起關鍵作用。碳鋼淬火得到的馬氏體中的C化學勢較奧氏體高，因此就可以驅使C擴散至尚未發生馬氏體相變的奧氏體中。早在1960年，Matas和Hehemann[28]就認識到包圍回火馬氏體的殘余奧氏體中存在C富集現象，研究發現，9395鋼(成分為：C 0.95，Si 0.22，Mn 0.60，Ni 3.07，Cr 1.23，Mo 0.13，Fe余量)低溫回火過程伴隨著馬氏體中C含量的持續降低，通過淬火至不同溫度調控馬氏體含量，并在132.2℃長時間保溫實驗表明，2種樣品中馬氏體含C量迅速降至0.22%，且馬氏體含量低(被更多奧氏體包圍)的試樣中的C含量持續降低，說明殘余奧氏體可有效吸收馬氏體基體中多余的C。可以推測，C含量較低(比如< 0.2%)的鋼中，馬氏體在低溫回火過程中C不容易配分至奧氏體中，相比于C含量高的鋼來說更容易得到ε碳化物。與馬氏體/奧氏體中C配分過程相對應的，過冷奧氏體在較低溫度等溫過程也會形成下貝氏體。同時下貝氏體相變伴隨著ε過渡碳化物，貝氏體中測得的含C量只有0.1%。由于貝氏體生長過程較慢，其中C到奧氏體的配分會伴隨著界面移動，因此低溫貝氏體的生長更符合C過飽和的鐵素體機制。Wang等[29]結合原位高能同步加速器X射線衍射和密度泛函理論(DFT)的研究，以揭示QP處理的先進Fe-C鋼中相變的物理機制。研究表明，α/α'中存在第二能壘，有利于C擴散到未轉變的奧氏體中，這可能導致C富集；實驗觀察到，在現有的奧氏體/馬氏體界面上發生的未轉變奧氏體與馬氏體轉變同時發生。配分過程除了奧氏體和馬氏體中的C溶解度差異需要達到平衡，C在鐵素體/馬氏體中比在奧氏體中存在更多可能的跳躍位置和擴散路徑，α/α'中存在第二能壘，這有利于C擴散到未轉變的奧氏體中。

與過飽和鐵素體相比，具有體心四方(bct)結構特征的馬氏體中C配分顯然有所不同。從晶體學上講，由于C原子只占據原來奧氏體晶格八面體間隙位置的一個特定亞晶格，位錯型亞結構的馬氏體C團簇慣習面與馬氏體相變后的四方晶格畸變有關。Morsdorf等[30]通過電子背散射衍射(EBSD)輔助電子通道襯度成像(ECCI)結合三維原子探針(3DAP)分析淬火馬氏體自回火現象。同步輻射X射線衍射結果表明，盡管在局部存在貧C馬氏體基體和C團簇，新鮮淬火態馬氏體仍存在四方晶格畸變，這佐證了C團簇也具有bct結構。且馬氏體回火過程伴隨著(100)αC團簇的溶解，其中馬氏體位錯網絡可成為C擴散的快速通道，在隨后的回火過程中演變得到過渡碳化物和滲碳體。

結合約束C平衡(CCE)模型和Koistinen-Marburger (K-M)方程[31]可知，可以通過優化QP鋼的淬火溫度，獲得最大殘余奧氏體含量。然而，通過實驗測得的殘余奧氏體含量和其中C含量通常遠低于預測值，這種差異在很大程度上可能是由于實際情況不滿足CCE模型中的2種假設：配分同時存在奧氏體分解、馬氏體/奧氏體界面遷移與貝氏體形成；缺陷處的C捕獲、C聚集和在配分過程中過渡碳化物、滲碳體造成C配分不完全。Dai等[31]提出了一個QP局部平衡(QP-LE)熱動力學模型，其中假設馬氏體/奧氏體界面處于局部平衡，以研究QP過程中馬氏體/奧氏體界面遷移和C配分的動力學。雖然沒有兼顧析出，QP-LE模型預測的殘余奧氏體體積和奧氏體C含量與一系列低碳QP鋼的實驗結果一致性較好。QPT工藝的本質是通過C在配分過程中從馬氏體配分到奧氏體來穩定亞穩態奧氏體，并在回火過程中通過微合金化碳化物的納米析出來強化馬氏體基體。這個過程中存在一些競爭性反應，例如C偏析到位錯、過渡碳化物析出和奧氏體分解等。Zhang等[32]基于上述競爭反應的考慮，建立了具有雙界面(馬氏體/碳化物和馬氏體/奧氏體)遷移的簡明 QPT-LE (局部平衡)熱動力學模型，以預測奧氏體分數及其C含量的演變。通過這一修正的模型模擬，測得QPT工藝后殘余奧氏體中的C含量幾乎與淬火溫度無關，其機理由QP-LE和QPT-LE模型揭示，即由NPLE/PLE (可忽略配分局部平衡/配分局部平衡)轉變線決定；與QP-LE和CCE模型相比，QPT-LE模型可以更好地預測高碳QPT鋼中的殘余奧氏體含量，這是由于碳化物析出促進了界面遷移。

在低碳鋼中欲實現C配分或者殘余奧氏體中更高的C富集，可通過以下熱處理工藝。(I) 將熱處理工藝設計為鋼冷卻時在鐵素體轉變區停留，得到C富集的奧氏體后進行馬氏體相變，此時馬氏體形核位點數降低且易被奧氏體包圍而實現配分。這種能夠生產出部分鐵素體QP鋼的熱處理得到應用且有較多工藝方案，比如控制奧氏體冷卻過程緩冷經過鐵素體相變區，或者升溫至兩相區均可以得到部分鐵素體 QP 鋼。Kickinger等[33]將鐵素體鋼在完全奧氏體化后通過緩慢氣體噴射(SJ)冷卻和升溫到兩相區的工藝(IC)進行比較，發現IC工藝可得到組織差異更加明顯的兩相區鐵素體和更高C配分富集的奧氏體，在變形過程中能夠更好地結合局部和整體可成形性。(II) 先預淬火至馬氏體轉變起始溫度以下得到部分馬氏體，提升溫度至低溫貝氏體轉變區，利用貝氏體相變的C配分過程和溫度更高時C的擴散速率來提高殘余奧氏體的C含量。Lu等[34]將QP工藝應用于熱軋和冷軋AISI 430不銹鋼，可獲得高抗拉強度和大延伸率。淬火過程中預先形成的馬氏體和殘余奧氏體的TRIP效應都是提高抗拉強度的原因，殘余奧氏體促進了較大的延伸率。(III) 結合工藝(I)和工藝(II)進行處理可以得到鐵素體、回火馬氏體、貝氏體、新鮮馬氏體和殘余奧氏體。Zheng等[35]用臨界加熱工藝(I&QPT)處理的富鋁QPT鋼，得到多邊形鐵素體、馬氏體和殘余奧氏體組成的復相組織，與工藝(I)兩步QPT 處理的鋼相比，I&QPT 處理鋼的鐵素體體積分數更高，而殘余奧氏體體積分數較低且具有較高的穩定性；因此，TRIP 效應更加明顯，使優化后的組織具有更高的強塑積。

通過上述模型和實驗分析可知，為提高QPT鋼中殘余奧氏體的穩定性，可添加穩定奧氏體的合金元素，如Mn、Ni等；為細化組織，可基于尺寸效應、穩定拖曳效應添加能夠釘扎界面的Mo、Nb等；為了避免碳化物析出對C元素的消耗，實現奧氏體內的C富集，可添加Si或Al等元素，通過影響滲碳體中C的活度及C在奧氏體中的擴散系數，抑制滲碳體大量析出。從QPT鋼組織調控角度來進行材料設計時，需要考慮C偏析到位錯對馬氏體C配分和奧氏體穩定性的影響、回火馬氏體自身性質的演變、配分/回火過程中的奧氏體分解、馬氏體/奧氏體界面的遷移和貝氏體的形成、預先存在的馬氏體對貝氏體轉變的影響等。

奧氏體發生馬氏體相變溫度(Ms)和C含量([C]，質量分數，%)的經驗關系式如下[36]：

Mn和C都是奧氏體相穩定元素，在熱處理過程中配分至亞穩奧氏體中，降低亞穩奧氏體的Ms，從而提高其穩定性[37,38]。

式中，[X]表示X元素的質量分數。隨著C和Mn元素含量的增加，Ms降低明顯。Maheswari等[39]在對CMnSiAl鋼(成分為：C 0.26，Mn 1.57，Si 1.06，Al 0.98，Fe余量)進行Ms以下和以上的QP處理時，發現不論采用何種工藝，經過有效C配分均能獲得在室溫下保持穩定的殘余奧氏體。經3DAP分析表明，殘余奧氏體中C的含量為1.15%，同時發現，在低于Ms進行C配分的試樣中觀察到輕微的界面遷移/等溫馬氏體形成。

除了化學成分，亞穩奧氏體的穩定性影響因素還受奧氏體的晶粒尺寸、形態、相鄰相和變形溫度等因素的影響。晶粒尺寸越細，對馬氏體的形核阻礙作用越大，越不利于奧氏體發生轉變。相變過程中的馬氏體儲存的彈性應變能隨著晶粒尺寸的減小而增大，較小尺寸的奧氏體晶粒轉變成馬氏體需要提供更多的彈性應變能[40]。Wang等[41]研究了晶粒尺寸對于TWIP和TRIP變形機制的影響，發現較大尺寸的逆轉變奧氏體中首先發生機械孿生。而尺寸較小的奧氏體在低應變下首先轉變成α′馬氏體。細化晶粒的方法可以通過熱變形和相變相結合[42]。Xiong等[43]研究表明，在QP鋼中薄膜狀奧氏體含C量在0.64%時較穩定，塊狀奧氏體含C量在1.14%時穩定性較低。Min等[44]發現QP980鋼中亞穩奧氏體的穩定順序為：窄薄膜狀奧氏體>寬薄膜狀奧氏體>塊狀奧氏體。Tirumalasetty等[45]發現不同形態的奧氏體在拉伸過程中的轉變存在差異。在低應變下，處在三叉晶界處的奧氏體最先發生轉變。由于周圍鐵素體的晶粒取向不一樣，導致三叉晶界處的應力較高，而且是三向應力，從而使得奧氏體容易轉變。而嵌入到一個鐵素體晶粒中的奧氏體和三叉晶界處的應力不同，奧氏體周圍的應力基本上是單向的，在變形過程中會發生轉動而不易相變，可作為位錯滑移的障礙，降低背應力，延遲斷裂的發生，提高TRIP鋼的塑性。Zhang和Findley[46]指出，由于貝氏體內部的奧氏體含C量比鐵素體中的奧氏體含C量高，因此也更穩定。Ebner等[47]對成分為C 0.2、Si 1~1.5、Mn 2.2~2.7、Fe余量的鋼經過一步QP (260℃、300 s)和兩步QP (360℃、300 s，400℃、300 s)處理發現，260℃ QP的樣品具有高初始奧氏體含量(12%)但C含量低(0.72%)，顯示出最低的穩定性。相比之下，360℃配分的樣品有略低的奧氏體含量(11%)和更高的C含量(1.09%)，獲得非常穩定的奧氏體并且幾乎沒有奧氏體發生轉變。在400℃配分的樣品具有理想的奧氏體穩定性，初始轉化率較低，但在應變后逐漸增加。再加上由于強回火引起的馬氏體軟化，導致了高延伸率。在兩步QP的情況下，塑性變形首先從馬氏體開始，然后是奧氏體；而在一步QP的情況下，屈服幾乎同時發生。隨著變形后期大量奧氏體向馬氏體轉變，(200)γ和(311)γ的晶格應變在兩步QP時再次增加，說明更高的載荷轉移到奧氏體以維持奧氏體發生馬氏體轉變。變形溫度對奧氏體的穩定性具有顯著的影響[48]。隨著溫度的升高，奧氏體的化學自由能降低，奧氏體轉變成馬氏體的化學驅動力降低，因此需要更多的形變能。

層錯能(SFE)決定了奧氏體的變形過程發生何種變形機制，包括孿生、馬氏體相變或者位錯滑移，SFE受溫度的影響較大[49,50]。一般來說，對于低的SFE (< 18 mJ/m2)，在拉伸過程中奧氏體會發生馬氏體轉變；對于高的SFE (> 45 mJ/m2)，塑性和應變僅僅受位錯滑移的控制；當SFE在18~45 mJ/m2時，會發生TWIP效應[51]。中錳鋼中奧氏體的含量在20%~40%，在塑性變形過程中可能會同時發生TWIP和TRIP效應。Lee等[25]通過原位中子衍射研究了成分為Mn 12、C 0.3、Al 2、Fe余量的鋼中的彈性晶格應變、位錯密度、層錯幾率以及應變誘發相變的動力學。原位中子衍射拉伸實驗表明，鋼在屈服后加工硬化持續降低；接著由于變形孿晶的出現，導致了加工硬化率的略微提高；后期由于發生了應變誘發馬氏體相變使得加工硬化持續提高。

對于低碳低合金體系的QPT工藝，其存在的主要問題是亞穩奧氏體與析出相的形成過程呈一定競爭關系，da Silva等[52]研究了中錳鋼的時效過程，發現在基體與碳化物的界面上有大量的Mn元素偏聚。因此碳化物的形成一定程度上會消耗奧氏體穩定元素的含量，降低逆變奧氏體形成的化學驅動力。如何在保持合金成分經濟性的前提下將Mn、Ni等元素有效地配分于奧氏體(Ni、Mn為穩定奧氏體元素)與析出相中，保證奧氏體的穩定性以使TRIP效應發生在應變后期，是一個值得研究的問題。Kuzmina等[53]的研究證實了，中錳鋼中位錯與逆變奧氏體的穩定組合(成分、結構)及逆相變得到的納米尺寸奧氏體在特定溫度的時效穩定性，提供了一個獲得強韌性復相組織的新途徑。Li等[54,55]提出了納米析出強化的低碳QPT鋼的組織調控和熱處理工藝。他們對成分為Mn 7、Ni 2.5、Al 1.5、C 0.01、Fe余量的鋼的熱軋態(HR)/冷軋態(CR)樣品進行同樣的多步QP (630℃保溫1 h水淬)和QPT熱處理(630℃保溫1 h水淬 + 500℃保溫5 h水淬)。熱軋態樣品的逆變奧氏體容易在大角度的原奧氏體晶界或板條界面處形核[56]，受Mn等元素擴散制約，奧氏體內部穩定元素含量較低，大部分奧氏體在冷卻至室溫后轉變為馬氏體。在后續低溫回火過程中會進行二次逆相變和Mn富集，同時Mn會替代NiAl相的Al元素形成Ni(Al, Mn)納米析出相[57]。冷軋過程累積的應變能提高了奧氏體逆相變的驅動力，高溫時效過程中奧氏體大多在再結晶鐵素體界面處形成，能形成更多的塊狀奧氏體，且Mn擴散容易使配分程度更高，使形成的奧氏體能在室溫下穩定存在。如圖3[54]所示，HR-QPT樣品的兩相界面能夠明顯看到Mn的尖峰出現，這種界面上元素尖峰的滯后現象[58]是由于相變界面的推移與Mn元素的擴散不匹配，從而降低了界面的凝聚力所致[59]；CR-QPT樣品塊狀奧氏體的元素含量要遠高于薄膜狀奧氏體，更多的相界面[60]能夠有效阻止裂紋的萌生與擴展，同時冷變形和再結晶能夠去除原有熱軋組織中脆性的原奧界面等大角度晶界[61]，不易形成微裂紋。多步的高低溫回火工藝能夠使界面上的Mn富集向晶內擴散，此時斷裂機制表現為微孔韌性斷裂[62]。

碳化物的形態、分布與彌散性可以被繼承到逆相變形成的奧氏體，而且也可以利用碳化物的溶解過程調控奧氏體中的成分梯度以及促進整體晶粒細化。Li等[63]基于析出誘導的中錳鋼局部奧氏體再轉變，采用設計的回火和雙配分(TDP)熱處理方法，形成了奧氏體和共沉淀的包覆組織，如圖4a[63]中透射電鏡(TEM)像所示。由于奧氏體/鐵素體界面具有較好的相干性和幾何必需位錯(GND)調節能力，TDP鋼中的殘余奧氏體表現出較好的機械穩定性。通過回火誘導局部溶質偏析，在配分過程中形成非均勻熱穩定性逆變奧氏體，部分淬火新生成馬氏體具有殘余γ，導致后續回火過程新逆變的奧氏體與鄰接的馬氏體基體之間呈更好的K-S位向關系，變形時GND和共格α/γ界面之間的相互作用提高了背應力。具有Mn濃度梯度（見圖4c和d中的Mn元素分布）的核殼奧氏體的隔斷型馬氏體相變對核心的殘余奧氏體起屏蔽作用，提高了在低溫下奧氏體的穩定性，推遲了TRIP效應。Hu等[64]利用晶內M3C析出物誘導形成粗大的梯度成分分布的奧氏體，但是粗大奧氏體主要沿馬氏體晶界分布而且成分梯度起伏不顯著。這主要是因為M3C中固溶的Mn非常有限(低于8.0%)，奧氏體以M3C為基礎的形核動力學與以馬氏體基體為基礎的形核動力學相差不大，雖然M3C會優先成為逆相變形核位置，但M3C周圍基體或晶界處也會逐漸發生逆相變。Xu等[65]對冷軋中錳鋼(成分為：C 0.1，Mn 9.12，Ni 3.18，Al 1.31，Fe余量)利用回火-配分(tempering-partitioning)工藝，通過450℃回火預析出大量富Mn的M12C碳化物，然后在630℃配分處理過程中利用該析出相在晶內誘導形成富Mn梯度成分奧氏體。研究發現，450℃、1 h回火處理后部分碳化物已經由顆粒狀演變成長棒狀，其平均尺寸約為35 nm，粗大富Mn碳化物中的Mn含量約為37.5% (原子分數)，細小Mn碳化物中的Mn含量約為37.1% (原子分數)。在630℃配分處理過程中，晶內富Mn的M12C碳化物逐漸溶解，不僅可以在馬氏體晶粒內誘導形成細小的奧氏體，而且形成的奧氏體中Mn元素呈梯度分布，且Mn與C的含量比較高。C原子在位錯和NiAl納米析出相界面處的偏析程度很高，這歸因于NiAl納米析出對位錯的有效釘扎效應。這表明M12C碳化物與C在位錯/界面之間的競爭抑制了亞穩碳化物向更穩定碳化物的轉變。只經過配分處理的樣品逆相變奧氏體主要沿馬氏體晶界分布，Mn分布均勻，Mn和C含量顯著降低。從亞穩M12C碳化物繼承的定制亞穩奧氏體顯示出強烈的Mn和C富集(Mn為18.1%、C為1.56%，原子分數)，以及分散的分布(數密度為9.8 μm-2)和細小的尺寸(50~200 nm)。由于該工藝得到的奧氏體具有Orowan強化和TRIP輔助加工硬化的結合，從而獲得了優異的動態拉伸力學性能(屈服強度為1350 MPa，總伸長率為30%)。

在QP工藝過程中，Fe的化學勢、C配分、Mn配分和固溶拖曳對馬氏體/奧氏體界面遷移速率的影響已用于控制先進QP鋼中殘余奧氏體的含量和穩定性[66,67]。而相間沉淀相的釘扎效應對相變過程中界面遷移動力學和奧氏體穩定性的影響，值得進一步研究。充分利用相變界面推移和擴散結合的熱處理工藝，能夠在納米析出強化的QPT鋼中實現析出相調控奧氏體穩定性與優化TRIP效應。

熱成形-淬火-配分-回火(HSQPT)的塑性成形與熱處理一體化新工藝，其設計思路是在22MnB5鋼的基礎上提高Si含量(0.89%)，抑制滲碳體析出，以實現C在奧氏體中的配分富集，從而獲得高強塑積和優良的力學性能(抗拉強度為1525 MPa，延伸率為13.6%)的熱成形QPT鋼(HSQPT鋼)[68]。未來通過微觀組織表征揭示熱成形一體化工藝組織強韌化的初步機理，有望在模具里完成配分，從而實現熱成形與QPT工藝一體化。具體流程如圖5所示，將奧氏體化后的鋼材板坯運至特定溫度保溫的模具處，在成型的同時實現將板坯淬火至模具溫度并保溫，最終在空冷至室溫的過程中完成配分，實現熱成形與QPT工藝一體化。

QPT作為一種非常有價值的熱處理工藝，其通常是在傳導加熱實驗條件良好的鹽浴中進行，與蓬勃發展的熱沖壓成形工藝相結合，將有可能開拓工業應用。Shi等[69]發現增加奧氏體區的熱變形量可以提高奧氏體強度，從而降低Ms，同時會促進擴散型相變，如多邊形鐵素體和貝氏體相變。Winter等[70]將熱金屬氣體成型(HMGF)的管材液壓成型工藝與QP工藝結合，對42SiCr10鋼管材經過70 MPa高壓氣體成形后進行模具冷卻，隨后工件轉移至另一保溫爐中在260℃進行配分。實驗表明，10 min的配分處理具有較好的能效，同時得到了高抗拉強度(2050 MPa)和高極限應變(19.7%)的管材成形。Xu等[71]在受控伺服壓力機上結合熱沖壓和非等溫QP的全新工藝，以生成馬氏體和殘余奧氏體的微觀結構。結果表明，在這種新提出的新型熱沖壓工藝中可以成功地進行非等溫配分。與常規熱沖壓鋼相比，總延伸率可提高12.5%~14.6%，均勻延伸率可提高19% (由5.28%至6.27%)，強度與延伸率之積可提高9% (從19.3 GPa·%到21.0 GPa·%)。這些改進的力學性能可歸因于非等溫配分導致的殘余奧氏體比例增加。熱成形QPT一體化工藝涉及的動態載荷、零件復雜幾何形狀、接觸時序以及溫度波動等都會造成零件各區域的非同步冷卻，形成非均勻的組織。通過研究不同冷速下的組織演化和非等溫配分等過程得到的組織-性能關系，能夠實現零件最終的微觀組織和宏觀力學性能的熱加工工藝過程的優化。

從材料的使用安全性出發，在材料設計和使用過程中不僅需要考慮其強度和塑性，還要考慮材料的韌性，即材料發生塑性變形吸收能量而不發生斷裂的能力[72,73]。在含有亞穩奧氏體的第3代先進高強汽車用鋼中，亞穩奧氏體是軟相，裂紋在擴展過程中遇到亞穩奧氏體時，裂紋尖端會被鈍化。在裂紋尖端應力場作用下奧氏體發生馬氏體相變，吸收一部分能量。奧氏體發生馬氏體相變的影響主要有[74,75]：(1) 通過早期的相變軟化推遲微孔形核，降低微孔形核表面的正應力；(2) 相變強化作用抵消微孔形核長大所引起的應變軟化效應。裂紋的擴展路徑也會受到相變硬化的影響，當奧氏體轉變成馬氏體的相變區域和奧氏體的塑性區域相當時，止裂效果較好。吳日銘[76]評價了QP處理高強薄板鋼的斷裂韌性，發現斷裂韌性隨著亞穩奧氏體的含C量降低而升高。同時，通過對比斷裂功，發現QP980鋼低于DP980鋼，即QP鋼抵抗裂紋萌生能力弱于DP鋼，但亞穩奧氏體轉變后可以明顯延緩裂紋的擴展，從而延遲QP980鋼的斷裂。Gao等[77]通過研究含(0.06%~0.42%)C鋼的淬火態和QP工藝下微觀結構與屈服強度的關系，發現淬火鋼和QP鋼屈服強度的廣義物理模型可以用2種不同尺度的顯微組織參數(塊寬和板條厚度)表示，馬氏體的屈服強度隨著塊寬平方根的倒數變化(Hall-Petch關系)，且隨板條厚度的倒數變化(Langford-Cohen 關系)，此外馬氏體的位錯密度和板條厚度與馬氏體的平均C含量有很強的關系。α'相的屈服強度作為淬火鋼和QP鋼的最大強化貢獻，與馬氏體中殘余C含量的立方根成正比。當配分后殘余奧氏體形變誘發得到的馬氏體的強度和變形能力匹配，同時自身不產生新的裂紋的情況下，可以釋放裂紋尖端的應力，從而阻礙裂紋的擴展。

Hockauf等[78]研究了含有12%殘余奧氏體的QP低合金CSiCrMn鋼的疲勞裂紋擴展(FCP)行為，并與其QT工藝進行了比較。疲勞裂紋擴展速率(FCGR)的局部減速和加速(下降和峰值)歸因于不穩定的殘余奧氏體晶粒的轉變，留下更穩定的未轉變殘余奧氏體晶粒。在閾值區域，疲勞裂紋擴展(FCG)行為以裂紋擴展為主，沒有明顯的馬氏體轉變。因此，QP條件下較大體積分數的殘余奧氏體導致應力強度范圍(ΔK)閾值高于QT樣品。在接近閾值區域，FCP主要以穿晶模式發生，基于微孔合并，沒有明顯的馬氏體轉變。隨著應力強度范圍的增加，裂紋尖端塑性區中更多殘余奧氏體轉變為馬氏體。因此，實際工況的應力匹配對于相變能否增韌而不致脆非常關鍵。

從微觀組織方面考慮，細化晶粒是提高韌性的一個有效方式。裂紋擴展穿過晶界時需要消耗大量的能量，因此，當晶粒細化時，晶界所占有的面積就會增大，對于裂紋擴展的阻礙作用也增大。Calcagnotto等[79,80]研究了DP鋼的晶粒細化對提高沖擊功和降低韌脆轉變溫度的影響。研究發現，在粗晶組織中鐵素體晶界處分布著馬氏體帶和大的馬氏體島，而且當局部應力集中時，微孔和微裂紋主要分布在馬氏體帶周圍。當應力轉移到馬氏體中，馬氏體會比鐵素體更早斷裂。馬氏體最先發生斷裂，然后對相鄰的鐵素體晶粒施加高的切應變，使鐵素體發生解理斷裂。在細晶組織中，馬氏體的塑性和界面結合力增強，馬氏體可以釋放部分局部應力以抑制微孔的形成。另外，減小晶粒尺寸會使得斷裂所需要的斷裂應變增加，馬氏體斷裂產生的裂紋也不足以引起周圍鐵素體產生裂紋。Cao等[81]研究了超高沖擊韌性的鐵素體/馬氏體片層結構鋼。當一個片層結構被裂紋擴展破壞時尖端的應力狀態就會從平面應變狀態轉變為平面應力狀態，導致裂紋沿著破壞片層結構方向前進。此時撕裂片層結構、界面和重新在相鄰的板條上形核都會吸收大量的沖擊能量。在裂紋尖端這種應力狀態會重復改變，從而使得裂紋的擴展過程變得更加困難，研究[82,83]表明，更長的破壞片層長度以及更多的表面發生破壞片層可以增加吸收裂紋擴展能量。Kimura等[84]設計出“竹節狀”組織，通過超細晶強化，彌散分布的納米顆粒強化和織構控制，提高了bcc鋼在低溫下的強度和韌性，同時還具有很高的塑性。Koyama等[85]研究設計了類似骨狀結構的多相(奧氏體和鐵素體)、亞穩奧氏體、納米片層結構的組織，同時激活了粗糙界面止裂和相變止裂機制，從而獲得了很好的抗疲勞性能。Liu等[86]在研究變形配分鋼(D&P鋼)的斷裂行為時發現了高屈服強度誘發晶界分層開裂增韌新機制，獲得超高強鋼鐵材料斷裂韌性的大幅提升；同時具備極高屈服強度(約2 GPa)、極佳韌性(102 MPa·m1/2)和良好延展性(19%均勻延伸率)。高強韌界面設計還需要考慮元素分布，Ding等[87]采用沉淀硬化和利用化學界面工程的微觀結構設計策略，在成分為C 0.2、Mn 8、Nb 0.05、Mo 0.2、Fe余量的鋼中實現了超高強塑性，強度達到2041 MPa，總伸長率達到20%。該創新工藝通過對臨界區退火的樣品進行100℃/s快速加熱后淬火的方法，利用Mn在奧氏體擴散的遲滯性和奧氏體/馬氏體相界面的快速遷移的差異，使Mn元素的化學過渡區寬度從原來的4 nm增加到7 nm。

由于QP工藝下得到的殘余奧氏體穩定性不同，發生馬氏體相變的難易程度也有差異。Xia等[88]通過研究不同Cr和Nb合金化的QP鋼的成型性，發現具有最高殘余奧氏體體積分數和單軸拉伸條件下表現出最高拉伸延展性的QP鋼，在所研究的鋼種中顯示出最低的成形性，原因是在成形實驗多軸加載下殘余奧氏體更容易發生馬氏體相變，使殘余奧氏體在塑性變形的早期階段被消耗，從而耗盡材料的應變硬化能力并導致較早的頸縮和斷裂。當奧氏體含量高時會導致部分奧氏體的穩定性不足，塑性變形的早期階段，在脆性新鮮馬氏體和應力/應變誘發馬氏體處容易形成微裂紋。由此可見，需要重視在QP鋼中回火馬氏體積累塑性變形的能力，這對于提高應變硬化延遲頸縮和斷裂是有益的。Zhang等[89]在成分為C 0.67、Mn 1.48、Si 1.53、Nb 0.038、Fe余量的高碳鋼中，通過兩步QPT工藝，即810℃奧氏體化360 s淬火至170℃后在400℃配分600 s最后淬火，得到了抗拉強度1600 MPa、延伸率28.8%、強塑積46 GPa·%的力學性能。而該鋼種常規淬回火處理的強塑積僅為16.8 GPa·%、延伸率為7.8%。該工藝下提高延性的新策略基于位錯穿過馬氏體/奧氏體界面(DAMAI)效應，該效應通過原位TEM實驗得到證實。分子動力學模擬證實了刃位錯可以從馬氏體轉移到奧氏體，穿過K-S取向關系的馬氏體/奧氏體界面。高強度馬氏體鋼回火后具有很好的加工硬化能力，但高密度增殖位錯在界面上的累積微裂紋容易在高位錯密度馬氏體板條的{100}解理面上萌生，可以通過降低應變誘發馬氏體相變，使穩定的奧氏體吸收馬氏體/奧氏體界面上的位錯而軟化馬氏體。

在實際的工業生產中，鋼板要加工成零部件后用于汽車上，在成形過程中有些部位發生一定量的塑性變形，后續還要進行烤漆處理(150~170℃，20~30 min)[90]。烘烤硬化處理使C原子擴散到位錯處形成Cottrell氣團[91]除了可以增加加工硬化率，還可以提高車身最終的屈服強度。在TRIP鋼和DP鋼模擬成形和烤漆過程的實驗中，預變形2%~10%之后烘烤處理，強度增加量為100 MPa[92]。Zhu等[93]在QP980鋼基礎上通過與烤漆溫度相近的低溫回火處理，在保持工業化QP鋼高強塑性的同時，大幅提高了抗氫脆能力。結果表明，QPT熱處理工藝能夠在提高QP鋼強度級別的同時顯著降低其氫脆敏感性，尤其在低的氫含量下，氫脆敏感性因子由42.7%降低至0.6%。3DAP實驗證明回火得到的ε碳化物是有效的氫陷阱，降低氫的有效擴散系數。通過阻礙氫擴散至裂紋尖端靜水壓力集中的區域，緩解局部氫的偏聚，降低氫致裂紋形核幾率和裂紋擴展速率和氫脆敏感性[94~97]。而中錳鋼的加工硬化能力起源于鐵素體和奧氏體之間的協同變形過程。在合適的晶粒尺寸或者氫濃度下，奧氏體在變形過程中發生TRIP效應并且能夠促進鄰近的鐵素體晶粒內部形成位錯纏結，才會呈現加工硬化現象[98]。在更高強度級別汽車用鋼，如1.5~2.0 GPa級熱成形鋼中[99]微合金化處理可以細化熱成形鋼的晶粒并析出納米級第二相。當添加含量大于0.03%的Nb或不小于0.06%的V，或者復合添加Nb和V時，熱成形鋼的晶粒細化顯著，尺寸小至未微合金化的1/3~2/3，大幅提高了抗氫脆性能，改善尖角冷彎性能和碰撞安全性能。

具有高強塑性和韌性的低成本鋼鐵材料一直是材料研究者關注的話題。經過十幾年的發展，人們對基于馬氏體相變和元素配分的QP和QPT鋼中的組織-性能關系的認識不斷深入。從QP工藝到QPT工藝，其意義不僅是將納米析出相的強化作用賦予高強鋼，更重要的是大幅拓寬了原有QP鋼的成分和工藝設計思路。從馬氏體、殘余奧氏體和納米析出相之間的C的去向問題的熱力學準平衡問題出發，在實驗觀察中得到界面遷移證據并通過動力學模擬QPT的組織演變，可實現對殘余奧氏體含量和C含量的準確預測，最終實現復雜組織定量調控。

目前QP和QPT鋼的研究的幾個熱點問題包含以下幾個方面。(1) 如何通過細晶強化提高強度的同時不損傷韌性，從而滿足安全結構件服役的要求。QPT工藝改變了傳統淬火、回火組織，引入復雜多相的組織，利用相變過程如馬氏體正逆相變和貝氏體相變等來細化組織。QPT微合金化成分設計，如添加Nb、Mo等，可通過溶質拖曳和形成析出相來釘扎相變過程中的界面遷移，從而達到細化組織的效果；此外，通過前驅組織和熱處理工藝設計改變奧氏體逆相變的形核和長大過程同樣可以得到不同成分和細化尺寸的逆變奧氏體。(2) 奧氏體穩定性的精確調控，很大程度上決定了QP鋼和QPT鋼的加工硬化水平和強塑性。復雜多相多尺度組織在形變過程中的各種變形機制是競爭關系，因此鐵素體、回火馬氏體和殘余奧氏體各自的變形能力和奧氏體發生TRIP或TWIP效應能否協同，相變是否持續到變形后期并推遲頸縮，相變后馬氏體的亞結構和組態，能否調節鄰近的組織晶粒內部的位錯增殖等，成為了學者們關注的問題。(3) 如何通過創新熱機械處理工藝，如快速加熱、控溫軋制和冷卻、薄板坯連鑄連軋等獲得突破傳統強韌化倒置關系的先進高強鋼。其中涉及到如何耦合相變界面遷移和元素擴散過程，得到化學成分梯度分布和界面元素偏聚，調控淬回火馬氏體的亞結構和位錯增殖能力，提高位錯容納能力等等。(4) 高強韌QPT工藝的先進鋼還需要開展大量的應用技術研究，結合產品和現有工藝，如冷彎、熱沖壓、熱鍍鋅、擴孔、烘烤、焊接等，進行全流程服役評估，得到的組織和性能規律用來進一步反饋和優化QPT鋼成分工藝設計。相信通過科研工作者的不懈努力，在創新QPT成分工藝獲得更高性能材料的同時，重新審視馬氏體相變，貝氏體相變，C有序、團簇和析出，界面遷移與釘扎等基礎材料問題，加深對于強韌鋼的認識，具有重要的研究意義和科學價值。