热处理工艺对40Cr3Mn3Ni3Si2Mo超高强度钢组织和性能的影响

Effect of heat-treatment processing on microstructure and properties of 40Cr3Mn3Ni3Si2Mo ultra-high strength steel

摘要

本研究设计制备一种中碳合金钢40Cr3Mn3Ni3Si2Mo，通过对实验钢热轧态直接回火、冷处理后回火及淬火态冷处理后回火试样进行组织表征和性能测试，探索组织演变规律，建立工艺-组织-性能的关系并分析强韧化机理，为高强塑性淬火-配分（Q&P）型超高强度钢的成分设计与工艺优化提供了依据。结果表明：实验钢热轧态回火可以获得回火马氏体+富碳奥氏体的复相组织，但由于残余奥氏体含量较高，钢的强度未达到超高强度钢的要求。将热轧态实验钢冷处理后低温回火，改善了组成相的比例和分布状态，使强塑性明显提高。实验钢进行紧密衔接的油淬、深冷及回火处理可以降低奥氏体稳定化的不利影响，获得更加优异的综合性能，此时钢的屈服强度为1506 MPa，抗拉强度为1895 MPa，伸长率为16.7%。同时提出一种提高1800~1900 MPa级超高强度钢强塑性的有效途径：通过成分和工艺优化控制马氏体相变动力学，在马氏体组织中保留20%左右的残余奥氏体，利用回火辅助配分处理提高其稳定性，此时钢的屈服强度小幅下降，降至1400~1600 MPa，但伸长率可以达到15%~18%。

Abstract

A medium carbon alloy steel 40Cr3Mn3Ni3Si2Mo is designed and prepared， and tempering is carried out after hot rolling， hot rolling plus refrigerating treatment， as well as quenching plus refrigerating treatment respectively. Microstructural characterization and properties testing are conducted on the heat-treated samples to investigate microstructural evolution. The relationship between processing， microstructures and mechanical properties is established， and the mechanism of strengthening and toughening is illuminated. Consequently， the principles for composition design and process optimization of quenching and partitioning （Q&P） typed ultra-high strength steels with high strength and plasticity are figured out. The results show that multiphase microstructures of tempered martensite and carbon-enriched austenite are achieved through tempering on the hot-rolled testing steel， while its strength fails to reach the level of ultra-high strength steels due to high volume fraction of retained austenite. The match of strength and ductility of the hot-rolled testing steel increases significantly through low temperature tempering after refrigerating treatment because of the improved phase proportion and distribution. When the testing steel is refrigerating treated and tempered instantly after oil quenching to weaken the effect of austenite stabilization， more excellent comprehensive properties are achieved with 1506 MPa in yield strength， 1895 MPa in ultimate tensile strength and 16.7% in elongation. Moreover， a feasible approach to increase the strength and plasticity of 1800-1900 MPa graded ultra-high strength steels is proposed： through controlling the martensitic phase transformation kinetics by alloying design and process optimization， austenite of about 20% in volume fraction is retained within martensite after incomplete quenching， its stability is reinforced by tempering assistant partitioning. Thus， the elongation increases to 15%-18%， with the yield strength lowered slightly to 1400-1600 MPa.

Graphical abstract

关键词

超高强度钢 / 强塑性 / 残余奥氏体 / 淬火-配分 / 回火辅助配分

Key words

ultra-high strength steel / strength and plasticity / retained austenite / quenching and partitioning / tempering assistant partitioning

强度超过1500 MPa的超高强度钢在航空航天、兵器、机械工程与汽车等关键部件中获得广泛应用^［1-4］。为了达到预期强度，超高强度钢的组织设计通常为高度固溶强化的中碳马氏体或者以MC、M₂C、NiAl、ε-Cu等特殊第二相强化的低碳马氏体。超高强度钢最大限度地利用了固溶、第二相、相变与位错等强化机制，同时也牺牲了材料的变形能力，减损了构件安全性和使用寿命。进一步提高强塑性配合，是超高强度钢向前发展的关键^［5］。

近年来，在汽车钢领域异常活跃的淬火-配分（quenching and partitioning， Q&P）的概念为解决这一问题提供了思路：向马氏体组织中引入弥散的残余奥氏体可以明显提高其塑韧性，其程度随奥氏体含量和稳定性的增加而增加^［6-10］。Q&P处理是将钢加热奥氏体化以后先淬火到马氏体转变开始点（M_s）和马氏体转变结束点（M_f）之间的某一温度（淬火中止温度，QT），获得马氏体+残余奥氏体的双相组织，再加热到更高的温度（配分温度，PT）保温一段时间（配分时间，Pt）进行配分处理，利用碳在马氏体和奥氏体中的平衡浓度差，使马氏体中的碳扩散到奥氏体中；奥氏体碳含量升高以后，M_s降低，室温下得以稳定存在。Q&P钢最终的显微组织是低碳的马氏体+富碳的薄膜状/块状残余奥氏体。为了抑制不完全淬火组织中的马氏体在配分处理时发生碳化物析出的回火反应从而降低碳元素向奥氏体中富集，Q&P钢中需要添加一定量的非碳化物形成元素Si、Al或P等^［11］。

当前，大多数超高强度钢构件不具备连续式处理条件，在室温以上温度淬火中止的工业化操作难度很大。另外，由于截面厚度大、形状复杂导致构件不同部位在快速加热、冷却时的温度变化同步性降低，组织性能的调控难度进一步增大。例如，QT的偏差直接导致不完全淬火组织中的马氏体和残余奥氏体体积分数的改变^［12-13］，在淬火后二次加热保温过程中的有效PT与Pt的波动对于处于亚稳态的各组成相之间的平衡反应和稳定性产生一定的影响^［14-17］。

针对上述问题，通过合金化设计调整钢的相变温度，使QT向室温、冰水或者干冰沸点温度靠拢，通过淬火（或+冷处理）+回火（辅助配分）的离线处理替代在线Q&P处理的设计思路。本研究设计制备了一种中碳合金钢（40Cr3Mn3Ni3Si2Mo钢），Mn提高淬透性，更易获得马氏体，提高奥氏体稳定性，降低M_s；Si的加入抑制碳化物析出同时使奥氏体获得足够多的碳，保证残余奥氏体的稳定性；Ni提高钢的淬透性，扩大奥氏体相区，提高奥氏体稳定性，在室温下获得更多的残余奥氏体；Cr与Ni相似，提高淬透性，降低M_s，提高奥氏体稳定性。合金化的主要目的是利用多种元素的协同作用增加过冷奥氏体的稳定性，以便在淬火组织中保留相当数量的残余奥氏体，并通过回火（辅助配分）处理提高其稳定性。通过对热处理试样的显微组织表征和力学性能测试，研究热处理工艺对组织和性能的影响，探讨工艺参数对组织演变的影响规律并进行强韧性机理分析，为进一步优化成分和工艺提供依据。

1 实验材料与方法

利用50 kg真空感应炉熔炼实验钢，其化学成分（质量分数/%）为：C 0.40，Si 1.6，Mn 3.0，Cr 3.0，Ni 3.0， Mo 0.6，Fe为余量。铸锭经1200 ℃加热后热轧成截面尺寸为160 mm×40 mm的厚板。从热轧板加工Φ3 mm×10 mm的棒状试样进行热膨胀相变行为研究，利用L78RITA全自动相变仪进行热模拟实验，首先将试样以20 ℃/s的速率升温至1200 ℃保温2 min使其完全奥氏体化，然后以10 ℃/s的速率降温至800 ℃，再以5 ℃/s的速率降温至600 ℃，最后分别以1.0、0.5 ℃/s和0.2 ℃/s的速率冷却到室温。

从热轧板截取70 mm×40 mm×25 mm的块状试样进行热处理、组织表征和性能测试。热处理分为热轧态直接回火、热轧态冷处理后回火和淬火态冷处理后回火3种。（1）热轧态直接回火工艺：通过单次回火实验优化回火温度，按照温度升高、时间缩短的原则确定回火温度和时间的组合分别为330 ℃×120 min、380 ℃×120 min、400 ℃×60 min、425 ℃×40 min和450 ℃×30 min；通过多次回火实验进一步优化低温回火温度，分别在300、330 ℃和350 ℃进行3次120 min回火处理。（2）热轧态冷处理后回火：为了提高组织中马氏体含量，热轧态试样浸泡在乙醇溶液中，用干冰将其降温至-20、-30、-40 ℃和-60 ℃后并保温30 min，再进行3次330 ℃×120 min的回火处理。（3）淬火态冷处理后回火：为了降低奥氏体稳定化现象的不利影响，热轧态试样经过880 ℃×30 min奥氏体化后油冷到室温，经过－20 ℃冷处理，再进行3次330 ℃×120 min的回火处理。

热处理试样经砂纸打磨、机械抛光后用体积分数为4%HNO₃+96%C₂H₅OH溶液腐蚀，使用激光共聚焦显微镜（laser confocal scanning microscope，LCSM）观察其光学组织。将试样加工成4 mm×3 mm×2 mm的EBSD表征样品，经过研磨和机械抛光后，进行氩离子抛光去除试样表面的残余应力，采用ZEISS聚焦离子束扫描电子显微镜Crossbeam550集成的EBSD系统进行表征，工作电压为20 kV，扫描步长为0.0278 μm。透射电子显微镜（TEM）试样经研磨后用体积分数为10%HClO₄+90%C₂H₅OH溶液电解双喷减薄，电压为30 V，温度为-25 ℃，之后用TECNCI G20型TEM对组织中相的形态、尺寸和分布进行表征。采用BRUKER D8 ADVANCE型X射线衍射（XRD）仪进行物相分析，设定参数为：CuKα射线，管电压40 kV，衍射角40°~110°，步长0.04°，扫描速度5 （°）/min。分别计算（200）_bcc、（311）_bcc、（200）_fcc、（220）_fcc、（311）_fcc峰的衍射强度，采用式（1）计算残余奥氏体的体积分数^［18］。

V_{\mathrm{\gamma }}=\mathrm{1.4}{I}_{\mathrm{\gamma }}/(I_{\mathrm{\alpha }}+\mathrm{1.4}{I}_{\mathrm{\gamma }})（1）

式中：V_γ为残余奥氏体的体积分数；I_γ表示奥氏体峰（200）_γ、（220）_γ和（311）_γ的平均积分强度；I_α表示铁素体峰（200）_α、（211）_α的平均积分强度。奥氏体中的含碳量按式（2）和式（3）计算^［19］，首先用式（3）计算XRD实测获得的晶格常数，然后将计算得到的晶格常数以及各种合金元素的含量代入式（2），以此获得奥氏体含碳量。

α=0.35780+0.0033X_{\mathrm{C}}+0.000095X_{\mathrm{M}\mathrm{n}}-0.00002X_{\mathrm{N}\mathrm{i}}+0.00006X_{\mathrm{C}\mathrm{r}}+0.00031X_{\mathrm{M}\mathrm{o}}（2）

\alpha =\frac{\lambda \sqrt[]{h^{\mathrm{2}}+k^{\mathrm{2}}+l^{\mathrm{2}}}}{\mathrm{2}\mathrm{s}\mathrm{i}\mathrm{n}{\theta }_{hkl}}（3）

式中：α是奥氏体的晶格参数，nm；X_{\mathrm{C}}、X_{\mathrm{M}\mathrm{n}}、X_{\mathrm{N}\mathrm{i}}、X_{\mathrm{C}\mathrm{r}}和X_{\mathrm{M}\mathrm{o}}分别是奥氏体中C、Mn、Ni、Cr和Mo元素的质量分数；λ、（h k l）和θ_hkl 分别是衍射波长、3个Miller指数和衍射角。

利用JBW-500型冲击试验机来进行冲击实验，试样尺寸为10 mm×10 mm×55 mm的V型缺口试样。利用岛津AG-X Plus 100 kN拉伸试验机进行拉伸实验，拉伸试样的长度为25 mm，直径为5 mm，拉伸速率为2 mm/min，采用量程为25 mm的引伸计来测量到达载荷最高点之前的应变。二者均取3次测量平均值。

2 实验结果与讨论

2.1 热轧态直接回火后的组织和性能

2.1.1 单次回火温度对组织和性能的影响

图1所示为实验钢热轧态及其在380 ℃和450 ℃回火后的显微组织。可以看出，实验钢热轧态的组织为黑色的板条及针状的马氏体分布在白色的基体上；经过不同温度回火处理的显微组织差异不大，只是相界面轮廓更加清晰。对热轧态实验钢及其在330~450 ℃温度区间回火试样进行物相分析得到XRD谱图，如图2所示。可以看出，图中主要有BCC和FCC两种结构的衍射峰，说明实验钢热轧态及回火态均为马氏体+残余奥氏体的复相组织。对XRD数据进行定量分析，获得奥氏体含量和含碳量列于表1中。可以看出，热轧组织中奥氏体体积分数为26.7%，含碳量为0.58%（质量分数，下同），略高于钢中平均含碳量；回火组织中奥氏体含量和含碳量均高于热轧态，说明回火时发生了配分反应，使奥氏体稳定性提高。热轧态奥氏体含量低于回火态是由于奥氏体的含碳量低导致力学稳定性差，制样时部分奥氏体转变为马氏体，导致测试含量低于实际含量。随回火温度升高，残余奥氏体体积分数变化不大，在34.8%~36.0%之间波动；随回火温度升高，奥氏体含碳量呈现先升高后降低的趋势，奥氏体中最高含碳量为1.12%，最低含碳量为0.81%。低温回火时，奥氏体与马氏体平衡的碳含量也较低；随着温度升高，奥氏体含碳量增加；温度继续升高，马氏体内非碳化物形成元素抑制碳化物析出的作用减弱，马氏体内碳化物析出导致奥氏体内平衡含碳量又有所下降。

实验钢热轧态及其不同温度回火后的拉伸应力-应变曲线如图3所示，力学性能指标列于表1中。结果表明，实验钢热轧态相当于淬火态，拉伸时发生脆性断裂，强度和塑韧性都很差。实验钢在330 ℃回火时获得最佳强塑性配合，此时屈服强度为1118 MPa，抗拉强度为1716 MPa，伸长率为12.4%，冲击吸收功为19.7 J。由于组织中残余奥氏体体积分数较高（约35%左右），钢的屈服强度和抗拉强度均未达到超高强度钢的水平。随回火温度从330 ℃升高到450 ℃，钢的屈服强度维持在1100 MPa左右变化不大，抗拉强度从1716 MPa下降到1497 MPa，伸长率由12.4%降低到仅有4.7%，冲击功由19.7 J降到11.7 J。组织分析结果表明，回火温度升高并未对奥氏体含量造成显著的影响，因此判断塑韧性的降低可能与马氏体内部或马氏体与奥氏体界面处的碳化物析出有关。这是因为随着温度的升高，Si和Al等非碳化物形成元素对碳化物的析出抑制作用减弱，碳化物的非均匀析出降低了材料的均匀变形能力。根据以往经验，Si含量与之相当的中低碳合金钢在400 ℃配分30 min通常不会对塑韧性造成不良影响，而本实验钢的碳含量升高到0.40%的中高碳水平后，升高回火（配分）温度显著降低了钢的塑性变形能力，分析认为除了与碳含量提高促进碳化物析出有关，还可能与孪晶马氏体的回火反应有关。

2.1.2 多次回火温度对组织和性能的影响

借鉴低合金超高强度钢通常采用低温多次回火的经验，对热轧态实验钢分别在300、330、350 ℃进行3次时长为2 h的回火处理，然后进行组织分析和力学性能测试，结果如表2所示。组织分析结果显示，残余奥氏体体积分数变化不大，维持在39%左右，略高于单次回火的含量；奥氏体含碳量随温度升高，从0.74%小幅升高至0.81%。力学性能检测结果显示，300 ℃回火时的屈服强度和抗拉强度最高，分别为1075 MPa和1826 MPa；随温度升高，屈服强度和抗拉强度略有降低，330 ℃回火时屈服强度为993 MPa，抗拉强度为1708 MPa；伸长率和冲击吸收功随温度升高呈现先升高后降低的趋势，330 ℃回火时达到最高伸长率14.7%和最大冲击吸收功24.2 J。结果表明，多次回火有利于提高实验钢的变形能力，最佳回火温度为330 ℃。

2.2 热轧态冷处理再回火后的组织和性能

上述实验结果表明，由于过量的合金元素添加，实验钢热轧态组织中的残余奥氏体体积分数接近40%，导致钢的屈服强度和抗拉强度都达不到超高强度钢的水平。为了提高组织中马氏体的含量，将热轧态实验钢分别冷却至-20、-30、-40 ℃和-60 ℃进行冷处理然后在330 ℃回火3次，经-20、-30 ℃和-60 ℃冷处理钢的显微组织如图4所示，可以看出，随着冷处理温度的降低，钢中马氏体含量增加，残余奥氏体的体积分数和尺寸均减小。

热轧态实验钢经-20 ℃和－30 ℃冷处理后回火组织EBSD表征结果如图5所示，由反极图和取向分布图可以看出，同一马氏体板条中以及附近的奥氏体取向大致相同。马氏体以板条束的形式在奥氏体基体内沿不同取向切变生长，存在相互平行的马氏体板条间的为细的条状奥氏体（厚度较小，难以分辨），而存在不同取向的板条束之间的为块状奥氏体；随着冷处理温度降低，不断形成新的马氏体板条和板条束，导致条状奥氏体厚度减小，块状奥氏体的尺寸缩小。热轧态实验钢冷处理回火组织TEM表征结果如图6所示，-20 ℃冷处理的组织中存在许多微米级别的块状残余奥氏体，板条间隙的条状残余奥氏体厚度在200 nm左右，且连续性较强，如图6（a），（b）所示；而在-30 ℃冷处理的组织中块状残余奥氏体数量及尺寸减小，条状奥氏体的厚度减小到100 nm左右，且连续性降低，如图6（c），（d）所示；除了板条马氏体，组织中还有大量的孪晶马氏体（图6（e）），板条马氏体内偶尔有一些ε-碳化物沿特定取向择优析出（图6（f））。

对上述试样进行物相分析和力学性能测试，获得XRD谱图和应力-应变曲线分别如图7和图8所示。根据上述数据计算出不同热处理状态下的力学性能测试结果及组织中残余奥氏体含量和含碳量列于表3中。结果显示：随冷处理温度的降低，残余奥氏体体积分数不断减少，从-20 ℃时的29.3%减少至-60 ℃时的11.4%，奥氏体含碳量基本在0.9%左右。随冷处理温度降低，马氏体含量升高，钢的屈服强度和抗拉强度提高，伸长率逐渐降低。

热轧态实验钢经冷处理后组织组成相的比例和分布状态更加合理，从而使强塑性明显改善。热轧态－20 ℃冷处理回火组织中残余奥氏体体积分数比热轧态直接回火组织降低了10%，约30%的总含量中包括约20%的块状奥氏体和约10%的条状奥氏体。马氏体体积分数的增加使钢的屈服强度提高到1197 MPa，抗拉强度达到1812 MPa；弥散分布的块状奥氏体赋予其最佳延展性能，伸长率达到18.0%。-30 ℃冷处理回火组织中残余奥氏体体积分数降低到21.2%，马氏体含量的进一步增加使得钢的屈服强度提高到1398 MPa，抗拉强度达到1914 MPa，含量相当的块状奥氏体和条状奥氏体相间分布使钢的延展性表现良好，伸长率达到15.9%。-40 ℃冷处理回火组织中残余奥氏体体积分数降低到15%以下，零星存在的块状奥氏体对变形能力的贡献骤降，弥散分布的膜状残余奥氏体略微提高延展性，此时钢的屈服强度提高到1603 MPa，抗拉强度达到1978 MPa，伸长率降低到13.5%，接近但优于全马氏体组织的性能。进一步降低冷处理温度至-60 ℃，回火组织中残余奥氏体体积分数为11.4%，其对力学性能的贡献几乎可以忽略。综上提出一种提高1800~1900 MPa级超高强度钢强塑性的新思路：设计含0.40%C左右的中碳合金钢，控制其马氏体相变动力学，在其淬火组织中保留20%左右的残余奥氏体，经过回火辅助配分处理，奥氏体含碳量升高到0.9%~1.0%，马氏体含碳量降低至0.26%~0.30%，从而使钢的屈服强度达到1400~1600 MPa，伸长率达到15%~18%。

2.3 淬火态冷处理再回火处理后的组织和性能

实验钢热轧态经室温放置后冷却到-20 ℃时，马氏体含量增加10%左右，进一步降温至-30 ℃时，马氏体含量再增加10%，这说明残余奥氏体在室温停留产生了较强的稳定化现象。热膨胀实验结果表明：连续冷却过程中减缓冷却速度同样会产生奥氏体稳定化现象，降低马氏体转变动力学（图9）。图9（a）为实验钢奥氏体化后以不同冷却速度冷却到室温的温度-膨胀量曲线，采用切线法测定其在0.2、0.5 ℃/s和1.0 ℃/s冷却速度对应的M_s分别为162、169 ℃和176 ℃，M_f比M_s低200 ℃左右。这种相变点随着冷却速度增加而提高的现象既不符合贝氏体转变的正常规律，也不是由实验误差引起，它是低温低冷速马氏体转变的特有情况，可以用降低冷却速度促进奥氏体稳定化的理论来解释。从图9（b）~（d）可以看出：冷却速度较低时，晶粒非常细小，随着冷却速度提高，马氏体呈现出平行排列的板条形貌，与奥氏体基体相间分布形成层片状；冷却速度进一步提高，与平行的马氏体板条成一定交角的针状马氏体含量增加，针状马氏体之间存在大量的块状残余奥氏体。

缩短淬火、冷处理及回火工艺的衔接时间以降低奥氏体稳定化的不利影响，可以获得更加优异的综合性能。实验钢在880 ℃保温30 min奥氏体化后油冷到室温，立即进行－20 ℃冷处理，之后在330 ℃进行3次时长为2 h的回火处理。此时组织中奥氏体体积分数为19.7%，奥氏体含碳量为0.86%，钢的屈服强度为1506 MPa，抗拉强度为1895 MPa，伸长率为16.7%，冲击吸收功为12 J。与热轧态－30 ℃冷处理回火状态相比，淬火－20 ℃冷处理回火状态表现出更好的强塑性，此时两种处理状态的组织中残余奥氏体体积分数均为20%左右，但是由于后者块状奥氏体减少而条状奥氏体增多，增加了奥氏体分布的弥散性，从而获得更好的塑韧性。

3 结论

（1）实验钢热轧态经回火处理后可以获得马氏体+残余奥氏体的复相组织。随着回火温度从330 ℃升高到450 ℃，钢的屈服强度变化不大，而抗拉强度、伸长率、冲击功均下降。实验钢热轧态在低温区多次回火处理，组织中残余奥氏体含量略有升高，导致钢的变形能力提高。实验钢热轧态在330℃ 3次回火时获得最佳强塑（韧）性配合，屈服强度993 MPa，抗拉强度1708 MPa，伸长率14.7%，冲击吸收功24.2 J。由于残余奥氏体含量较高，屈服强度和抗拉强度均未达到超高强度钢的水平。

（2）将热轧态实验钢冷处理后低温回火，随着冷处理温度降低，钢中马氏体含量增加，残余奥氏体的体积分数和尺寸均减小，改善了组织组成相的比例和分布状态，从而使强塑性明显提高。-30 ℃冷处理回火组织中残余奥氏体体积分数降低到21.2%，获得良好的强塑性，此时钢的屈服强度为1398 MPa，抗拉强度为1914 MPa，伸长率达到15.9%。

（3）实验钢在连续冷却过程中降低冷却速度或冷却到室温后停留都会发生奥氏体稳定化现象。缩短淬火、冷处理及回火工艺的衔接时间以降低奥氏体稳定化的不利影响，可以获得更加优异的综合性能。实验钢奥氏体化后油冷至室温，立即进行-20 ℃冷处理，之后在330 ℃进行3次回火处理，获得的综合性能最佳。此时，组织中奥氏体体积分数为19.7%，钢的屈服强度为1506 MPa，抗拉强度为1895 MPa，伸长率为16.7%。

（4）Q&P处理是提高1800~1900 MPa级超高强度钢强塑性的新方法：设计含0.40%C左右的中碳合金钢，控制其马氏体相变动力学，在淬火组织中保留20%左右的残余奥氏体，经过回火辅助配分处理，获得富碳奥氏体+中碳马氏体的复相组织，钢的屈服强度可达到1400~1600 MPa，伸长率可达到15%~18%。

参考文献

[1] 赵博，许广兴，贺飞，等 ．飞机起落架用超高强度钢应用现状及展望［J］．航空材料学报，2017，37（6）：1-6．

[2] ZHAO B， XU G X， HE F，et al ．Present status and prospect of ultra high strength steel applied to aircraft landing gear ［J］．Journal of Aeronautical Materials， 2017，37（6）：1-6．

[3] 王晓辉，罗海文 ．飞机起落架用超高强度不锈钢的研究及应用进展［J］．材料工程，2019，47（9）：1-12．

[4] WANG X H， LUO H W ．Research and application progress in ultra-high strength stainless steel for aircraft landing gear ［J］．Journal of Materials Engineering，2019，47（9）：1-12．

[5] MAWEJA K， STUMPF W ．The design of advanced performance high strength low-carbon martensitic armour steels：microstructural considerations ［J］．Materials Science and Engineering：A，2008，480（1/2）：160-166．

[6] DENG X T， WANG Z D， HAN Y，et al ．Microstructure and abrasive wear behavior of medium carbon low alloy martensitic abrasion resistant steel ［J］．Journal of Iron and Steel Research，2014，21（1）：98-102．

[7] MANDAL G， ROY C， GHOSH S K，et al ．Structure-property relationship in a 2 GPa grade micro-alloyed ultrahigh strength steel ［J］．Journal of Alloys and Compounds，2017，705：817-827．

[8] SPEER J G， DE MOOR E， FINDLEY K O，et al ．Analysis of microstructure evolution in quenching and partitioning automotive sheet steel ［J］．Metallurgical and Materials Transactions A，2011，42：3591-3601．

[9] SPEER J G， MATLOCK D K， DE COOMAN B C，et al ．Carbon partitioning into austenite after martensite transformation ［J］．Acta Materialia，2003，51（9）：2611-2622．

[10] EDMONDSA D V， HE K， RIZZO F C，et al ．Quenching and partitioning martensite—a novel steel heat treatment ［J］．Materials Science and Engineering：A，2006，438/440：25-34．

[11] SPEER J G， RIZZO F C， MATLOCK D K，et al ．The “quenching and partitioning” process： background and recent progress ［J］．Materials Research，2005，8（4）：417-423．

[12] WANG X D， GUO Z H， RONG Y H ．Mechanism exploration of an ultrahigh strength steel by quenching-partitioning-tempering process［J］．Materials Science and Engineering：A，2011，529：35-40．

[13] KOZESCHNIK E， BHADESHIA H K D H ．Influence of silicon on cementite precipitation in steels ［J］．Materials Science and Technology，2008，24：343-347．

[14] JIRKOVÁ H， KUČEROVÁ L， MAŠEK B ．Effect of quenching and partitioning temperatures in the Q-P process on the properties of AHSS with various amounts of manganese and silicon［J］．Materials Science Forum，2012，706/709：2734-2739．

[15] WANG Y， XU Y B， ZHANG T Y，et al ．Effects of quenching temperature on bainite transformation， retained austenite and mechanical properties of hot-galvanized Q&P steel ［J］．Materials Science and Engineering：A，2021，822：141643．

[16] REN K K， KANG Y L， ZHU S ．Effect of partitioning time on the microstructure and mechanical properties of Q&P steels ［J］．Materials Science Forum，2013，749：303-307．

[17] TOJI Y， MIYAMOTO G， RAABE D ．Carbon partitioning during quenching and partitioning heat treatment accompanied by carbide precipitation ［J］．Acta Materialia，2015，86：137-147．

[18] PIERCE D T， COUGHLIN D R， WILLIAMSON D L，et al ．Quantitative investigation into the influence of temperature on carbide and austenite evolution during partitioning of a quenched and partitioned steel ［J］．Scripta Materialia，2016，121：5-9.

[19] DE KNIJF D， SILVA E P DA， FÖJER C，et al ．Study of heat treatment parameters and kinetics of quenching and partitioning cycles ［J］．Materials Science and Technology，2015，31（7）：817-828．

[20] WANG Z C， KIM S J， LEE C G，et al ．Bake-hardening behavior of cold-rolled CMnSi and CMnSiCu TRIP-aided steel sheets ［J］．Journal of Materials Processing Technology，2004，151：141-145．

[21] BABU S S， SPECHT E D， DAVID S A，et al ． In-situ observations of lattice parameter fluctuations in austenite and transformation to bainite［J］．Metallurgical and Materials Transactions A，2005，36（12）：3281-3289．

基金资助

国家自然科学基金面上项目(51571053)