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同时具有较高强度和良好塑性的金属材料，一直是金属材料学家追求的目标。目前我国大量生产和应用的结构钢材强度一般在400～1000 MPa。为了节约能源、减少环境污染、减轻器件重量同时又保证其安全性，迫切需要发展超高强度钢。为研制具有超高强度(2000 MPa级)、兼具一定塑性(延伸率在10％以上)且成本低廉(低合金元素含量)的结构钢。本文根据ε过渡碳化物具有析出强化作用和下贝氏体具有良好韧塑性的特点，结合近年来Speer等提出的淬火一配分(Quenching andPartitioning.Q&P)热处理工艺，设计出2000 MPa级的一步和二步Q&P超高强度钢；同时根据Q&P工艺和Bhadeshia等提出的纳米贝氏体钢热处理工艺，提出了一种新型的淬火-配分-等温淬火(Quenching-Partitioning-Austempering，Q-P-A)热处理工艺，获得了一种利用纳米贝氏体强化的2000 MPa级新型超高强度复相钢。利用光学金相(OM)、X射线衍射(XRD)、透射电镜(TEM)、场发射扫描电镜(FESEM)、高温相变仪和力学性能测试等多种方法研究了一步和二步Q&P钢以及新型Q-P-A钢的微观组织与力学性能，以及Q&P处理过程中碳原子再分配和马氏体/奥氏体相界面迁移的问题，揭示了一步和二步Q&P钢以及新型Q-P-A钢具有高强度和良好塑性的因为。本文的主要研究内容及取得的结果如下：
首先，设计成分为0.41C-1.27Si-1.30Mn-1.01Ni-0.56Cr的Q&P超高强度钢；并根据CCE热力学模型设计了相应的一步Q&P热处理工艺(初始淬火温度为180℃，配分时间从30 s到10800 s)。结果表明，一步Q&P钢的抗拉强度超过了2000 MPa、延伸率在10％以上。通过OM、FESEM、TEM、XRD表征和热膨胀分析研究发现：中碳低合金一步Q&P钢中的组织比较复杂，主要由一次马氏体(片状和条状)、二次马氏体(孪晶)和富碳的残余奥氏体薄膜组成；同时在配分过程中还存在ε碳化物析出和等温马氏体形成。一步Q&P钢的抗拉强度和屈服强度随着配分时间的增加而先增加后下降，这是残余奥氏体量、马氏体中碳的过饱和度、位错密度和ε碳化物析出等综合作用的结果。尤其在180℃等温180 s时一步Q&P钢强度出现最大值，抗拉强度高达2468MPa，屈服强度达1550 MPa，延伸率为11.6％，这主要是由于ε碳化物析出引起的。可见在不含微合金元素的钢中，完全可以利用ε碳化物的析出强化效果，来进一步提高钢的强度。定量分析了一步Q&P钢的各种强化贡献，结果表明：一步Q&P钢的屈服强度与钢的成分和微观组织密切相关，同时指出各种强化贡献线性叠加的结果远高于实验结果，而均方根叠加的结果则与实验结果较为一致。这说明一步Q&P钢中各种强化贡献并不是简单的线性叠加，而是有更为复杂的叠加方式。这对于进一步研究Q&P钢的强化机制有着重要的意义。
其次，根据CCE热力学模型和原子无规则跃迁公式设计了二步Q&P热处理工艺(淬火温度为180℃，配分温度为300℃，配分时间从10s到900 s)。结果表明：当配分时间少于30 s时，二步Q&P钢的抗拉强度超过了2000 MPa、延伸率在12％以上；当配分时间延长至600 s时，其抗拉强度为1720 MPa，延伸率高达15.6％。通过OM、FESEM、TEM、XRD表征和热膨胀分析研究发现：中碳低合金二步Q&P钢主要由一次马氏体(片状和条状)、二次马氏体(孪晶)和富碳的残余奥氏体薄膜组成；同时在配分过程中还有下贝氏体和等温马氏体形成；薄膜状残余奥氏体包裹着下贝氏体组织，呈“橄榄状”。随着配分时间的增加，二步Q&P钢的抗拉强度先降低、后基本不变、最后再降低，而屈服强度先降低、后基本保持不变、最后迅速增加。这主要是由于残余奥氏体体积分数增加、一次马氏体软化、二次马氏体量减少、下贝氏体量增加等综合作用引起的。二步Q&P钢中下贝氏体对屈服强度的贡献非常显著，这对开发和拓展新的Q&P工艺，在Q&P钢中有目的的引入下贝氏体组织来合理调控综合力学性能，提供了有益的借鉴。
Q&P过程中碳原子的配分与碳化物析出、下贝氏体形成之间存在着竞争关系。在一步Q&P处理过程中，在配分过程的初期阶段，碳从马氏体到奥氏体的配分在碳原子再分配竞争中居于主导地位，因而导致残余奥氏体体积分数在短时间内增加迅速；在配分的后期阶段，随着ε碳化物的析出，消耗了大量的碳原子，导致了后期残余奥氏体体积分数在长时间内增加比较缓慢。在二步Q&P处理过程中，在配分初期，碳配分稳定奥氏体起主要作用，因而最终残余奥氏体量不断增加；在配分中期，碳配分稳定奥氏体与下贝氏体相变二者开始此消彼长：在配分后期，下贝氏体相变消耗了大量的碳原子，开始导致室温下得到的残余奥氏体量降低。同时，基于室温预测残余奥氏体量的初始淬火温度选择法，引入贝氏体相变对最终残余奥氏体量的影响，提出了室温下预测最终残余奥氏体量的简明关系式，指出了室温下精确预测残余奥氏体量的关键所在是明晰配分过程中的贝氏体相变动力学。
然后，基于Q&P工艺和纳米贝氏体热处理工艺，本文提出了一种新型的热处理概念：淬火-配分-等温淬火(Q-P-A)。Q-P-A处理工艺包括以下四步：首先材料被迅速加热到Ac3温度以上30～50℃等温一段时间进行奥氏体化处理；然后快速淬火到一个特定淬火温度，在Ms和Mf之间，以获得部分的过饱和马氏体和未发生马氏体相变的奥氏体，马氏体和奥氏体的体积分数通过经验关系式来计算；之后迅速加热到Ms点以上某一温度进行配分，以实现碳原子从过饱和马氏体到未转变奥氏体的充分扩散，从而将未转变奥氏体中的碳含量提高到～0.8wt.％，进而降低了未转变奥氏体的Ms点温度；之后在150～200℃之间某一温度进行长时间等温淬火处理，以实现未转变奥氏体到纳米贝氏体的转变。最终，在室温可以获得马氏体、纳米贝氏体和残余奥氏体的复相组织。设计了中碳钢(0.485C-1.195Mn-1.185Si-0.98Ni.0.21Nb)的Q-P-A热处理工艺参数(初始淬火温度200℃，配分温度400℃和等温淬火温度200℃)。经过Q-P-A处理，其抗拉强度达2000 MPa，屈服强度超过1500 MPa，延伸率在12％以上，达到了预期目标。通过OM、FESEM、TEM和XRD揭示了Q-P-A钢的微观组织为：淬火后获得较细小的马氏体板条，尺寸在200～300 nm之间，马氏体条间存在适量的薄膜状残余奥氏体，同时在马氏体条中间还存在有极细的纳米贝氏体组织，尺寸在20～40 nm之间。马氏体基体强化和纳米贝氏体的类析出强化是中碳Q-P-A钢具有高强度的主要因为。同时发现：纳米贝氏体对抗拉强度的贡献与马氏体基本相同，而且纳米贝氏体对于屈服强度的贡献十分显著。这主要是由于纳米贝氏体条非常细小(20～40 nm)且具有高密度的位错而引起的。本文研究的Q-P-A钢，经过进一步的优化和发展，有望成为继TRIP、TWIP、Q&P和Q-P-T钢之后的又一种新型先进超高强度钢。
最后，在配分过程中马氏体/奥氏体相界面的迁移直接影响奥氏体的稳定性及其含量，从而影响Q&P钢的微观组织和力学性能。本文通过热膨胀试验“原位”观察到0.41C-1.27Si-1.30Mn-1.01Ni-0.56Cr钢在退火(配分)过程中马氏体/奥氏体相界面的移动。结果表明：在退火的初期过程中(数十秒以内)，铁原子的近程扩散引起了马氏体/奥氏体相界面的向奥氏体一侧迁移，从而导致了马氏体体积分数增加，奥氏体体积分数降低。同时也证实了马氏体/奥氏体相界面处的铁原子激活能约为180kJ·mol-1，马氏体/奥氏体的相界面为半共格界面。