低合金鋼中納米碳化物相間析出行為的研究進(jìn)展

董浩凱，陳 浩，張 弛，楊志剛

(清華大學(xué)材料學(xué)院 先進(jìn)材料教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，北京 100084)

1 前 言

隨著科技和工業(yè)的不斷發(fā)展，各國對(duì)鋼鐵材料的性能提出了更高的要求。通過向鋼中添加V，Ti，Nb，Mo等微合金元素，利用其固溶強(qiáng)化、析出強(qiáng)化等作用方式可大幅度地優(yōu)化鋼鐵的強(qiáng)韌性。相間析出(interphase precipitation,IP)作為鋼鐵相變過程中的一類特殊產(chǎn)物，憑借其對(duì)鋼鐵材料強(qiáng)度貢獻(xiàn)高、擴(kuò)孔性能好等獨(dú)特優(yōu)勢(shì)在近幾年得到了國內(nèi)外科技工作者的廣泛關(guān)注[1-4]。不同于熱軋時(shí)的形變誘導(dǎo)析出和低溫鐵素體基體中過飽和析出[5]，相間析出是指奧氏體向鐵素體轉(zhuǎn)變時(shí)，納米級(jí)的碳化物在移動(dòng)的α/γ相界面內(nèi)成列地析出，最終均勻彌散地分布在鐵素體基體上的一類現(xiàn)象。由于碳化物的尺寸、列(片)間距等參數(shù)對(duì)結(jié)構(gòu)鋼力學(xué)性能的決定作用及其對(duì)合金成分、熱處理工藝的敏感性，深入探究相間析出機(jī)制，尤其是揭示碳化物析出與移動(dòng)相界面間的耦合交互作用對(duì)先進(jìn)高強(qiáng)鋼中微觀組織與性能的調(diào)控具有重要意義。然而受到電鏡表征技術(shù)及加熱設(shè)備的限制，目前人們還無法原位地觀測(cè)到相間析出的具體過程，因此相關(guān)學(xué)者在過去半個(gè)世紀(jì)提出了各類模型來描述其背后的物理機(jī)制。本文將從相間析出的微觀組織、析出模型(機(jī)理)及其在工業(yè)上的應(yīng)用3個(gè)部分簡(jiǎn)要綜述該領(lǐng)域近些年來的研究進(jìn)展，并對(duì)尚未解決或存有爭(zhēng)議的科學(xué)問題進(jìn)行討論和展望。

2 相間析出微觀組織

低合金鋼的宏觀力學(xué)性能與相間析出的微觀組織特征密不可分。除因長(zhǎng)時(shí)間高溫導(dǎo)致的粗化以外，相間析出型的第二相粒子尺寸多在納米級(jí)別，且由于片層狀的排列特征只出現(xiàn)在一些特定的晶體學(xué)面上，通常需要滿足入射電子束方向[u,v,w]與相間析出平面[h,k,l]平行的條件時(shí)，典型相間析出的形貌才能在透射電鏡下被觀察到，否則將呈現(xiàn)出普通的彌散析出特征[6]。Smith和Dunne[7]通過研究不同微合金鋼中相間析出分布形態(tài)，歸納出以下3種類型：① 等間距平面型相間析出(PIP)；② 等間距曲面型相間析出(Regular CIP)；③ 變間距曲面型相間析出(Irregular CIP)。圖1為含Ti和Mo的低碳微合金鋼在不同溫度下等溫后的TEM照片[6]。可見隨著溫度的降低，相間析出的片間距與尺寸逐漸減小，其形貌也由變間距的曲面型相間析出向等間距的平面型相間析出轉(zhuǎn)變。相間析出片間距、尺寸與溫度的這類負(fù)相關(guān)趨勢(shì)也普遍存在于其他微合金鋼中[8-10]。近年來隨著三維原子探針技術(shù)(3DAP)的問世和發(fā)展，為進(jìn)一步從空間上表征相間析出組織奠定了基礎(chǔ)[11-14]，如圖2所示。利用該技術(shù)能更直觀地解析相間析出碳化物的三維分布特征，從而獲得碳化物成分、尺寸、數(shù)密度等重要參數(shù)。然而不同于TEM、3DAP等微區(qū)表征手段，小角度中子或X射線衍射技術(shù)則可以給出材料統(tǒng)計(jì)意義上的組織參數(shù)[15-19]，從而為低合金鋼的工藝優(yōu)化和組織調(diào)控提供更可靠的實(shí)驗(yàn)依據(jù)。近期Wang等人[19]將該方法成功應(yīng)用于含釩低碳鋼的相變過程，定量描述了等溫階段相間析出碳化物的尺寸及體積分?jǐn)?shù)隨保溫時(shí)間的變化，其趨勢(shì)與TEM結(jié)果保持一致。

大量實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明[6, 20-22]相間析出型碳化物均具有NaCl型的晶體結(jié)構(gòu)，且與基體鐵素體保持Baker-Nutting(B-N)的位向關(guān)系，即 [001]ferrite// [011]carbide, (100)ferrite// (100)carbide，但通常只能觀察到單個(gè)變體，而對(duì)于從過飽和鐵素體中析出的碳化物，其與基體呈B-N關(guān)系的3種變體則均會(huì)出現(xiàn)。相間析出碳化物與基體間的這類晶體學(xué)特征反映了其在移動(dòng)的α/γ相界面附近的析出行為：一方面通過與基體形成共格的低能界面來促進(jìn)早期的形核過程(熱力學(xué)因素)，另一方面通過選擇合適的變體來匹配相界面的遷移從而依靠其高擴(kuò)散通道加速長(zhǎng)大(動(dòng)力學(xué)因素)。關(guān)于相間析出過程中碳化物的形核位置問題國內(nèi)外學(xué)者也開展了相關(guān)研究[6, 23-25]。由于相界面附近易有合金元素和碳的富集，且結(jié)構(gòu)較晶內(nèi)更加無序，又是高擴(kuò)散通道，因此人們普遍認(rèn)為碳化物是在α/γ相界面內(nèi)形核。事實(shí)上碳化物在鐵素體中形核(B-N位向關(guān)系)的錯(cuò)配度遠(yuǎn)小于在奧氏體中的(Cube-Cube位向關(guān)系)，因而也有人推測(cè)其易于在靠近α/γ相界面的鐵素體一側(cè)形核。但兩者均缺乏直接的實(shí)驗(yàn)證據(jù)，還有待做進(jìn)一步的研究。

圖1 含Ti和Mo的低碳微合金鋼在不同溫度下等溫后的TEM照片[6]Fig.1 TEM images of Ti-Mo-bearing low carbon microalloyed steels showing irregular CIP carbides at 720 ℃ (a), regular CIP carbides at 700 ℃ (b), a mix of PIP and regular CIP carbides at 680 ℃ (c), and PIP carbides at 650 ℃(d)[6]

圖2 利用三維原子探針技術(shù)獲得Fe-0.1C-1.5Mn-0.4V-0.05Si低合金鋼在不同溫度等溫60 s后的相間析出組織[11]Fig.2 Three-dimensional V atom maps superimposed by 2at% V iso-concentration surface of ferrite grains in the Fe-0.1C-1.5Mn-0.4V-0.05Si alloy isothermally transformed at (a) 993 K, (b) 923 K and (c) 873 K for 60 s, Δθ indicates the deviation angle from the exact K-S OR[11]

3 相間析出模型

相間析出獨(dú)特的片層狀排列特征與其析出過程的物理機(jī)制息息相關(guān)。早期人們?yōu)榻忉尣煌瑢悠瑺畹南嚅g析出形貌，分別提出了臺(tái)階模型、弓出模型和準(zhǔn)臺(tái)階模型。基于相間析出為鐵素體相變和碳化物析出耦合型相變的特點(diǎn)，人們又提出了溶質(zhì)損耗模型及溶質(zhì)拖曳模型。下面將分別對(duì)以上幾類模型進(jìn)行介紹和歸納，并討論各自存在的局限性。

3.1 臺(tái)階模型

20世紀(jì)70年代，Campbell等[26]在研究Fe-12Cr-0.2C合金等溫鐵素體相變的實(shí)驗(yàn)中發(fā)現(xiàn)：奧氏體/鐵素體相界面具有典型的臺(tái)階特征(如圖3所示)，在其附近能清晰地觀察到一排排M23C6型碳化物規(guī)則地分布在原α/γ相界面的臺(tái)面上(terrace)，并確定該碳化物所在的析出面為(110)α。據(jù)此Honeycombe[23]在1976年提出了相間析出的臺(tái)階模型(如圖4所示)，認(rèn)為鐵素體-奧氏體相界面由臺(tái)面和階面(ledge)組成，合金碳化物傾向于在可移動(dòng)性差的低能共格(或半共格)臺(tái)面上形核長(zhǎng)大，而來不及在可動(dòng)性好的高能非共格階面上析出；由于宏觀界面的遷移源于一系列微觀臺(tái)階的不斷形成和垂直于界面移動(dòng)方向的橫移實(shí)現(xiàn)，當(dāng)相變完成后，一列列碳化物將規(guī)則地分布在鐵素體基體上，此時(shí)兩列碳化物之間的距離即為臺(tái)階的高度。雖然臺(tái)階模型可以定性地解釋碳化物等間距平面型的相間析出形貌，但是事實(shí)上低能的半共格界面(110)α在實(shí)驗(yàn)中并不常見[6, 27]，即碳化物更容易在非共格的α/γ相界面上析出，這與臺(tái)階模型的基本假設(shè)相矛盾。關(guān)于該模型的普適性有待作進(jìn)一步考證。

3.2 弓出模型和準(zhǔn)臺(tái)階模型

為了更好地描述實(shí)驗(yàn)中觀察到的變間距(圖5a)及等間距曲面型相間析出形貌(圖5b)，Ricks和Howell又分別提出了弓出模型[28]和準(zhǔn)臺(tái)階模型[29]。弓出模型認(rèn)為相間析出的碳化物會(huì)對(duì)移動(dòng)的α/γ相界面產(chǎn)生顯著的釘扎作用，且當(dāng)碳化物間距大于某個(gè)臨界值時(shí)，相界面可通過類似位錯(cuò)越過障礙物的弓出機(jī)制來擺脫釘扎從而繼續(xù)前進(jìn)(如圖6a 1～3)。當(dāng)相界面附近富集足夠的碳化物形成元素時(shí)，相間析出再次發(fā)生，相界面繼續(xù)以弓出方式向前推進(jìn)(如圖6a 4)。此過程循環(huán)往復(fù)進(jìn)而形成了不均勻的曲面型相間析出。準(zhǔn)臺(tái)階模型則是在臺(tái)階機(jī)制的基礎(chǔ)上發(fā)展而來的，如圖6b所示。該模型認(rèn)為碳化物也可在非共格(Non K-S)的高能臺(tái)面上析出，由于其有效的釘扎作用使得宏觀界面的前進(jìn)只能依靠類似臺(tái)階機(jī)制中非共格階面的橫向遷移而實(shí)現(xiàn)，從而形成相對(duì)均勻的曲面型相間析出。另外當(dāng)碳化物的平均間距較小時(shí)，相界面將通過弓出和準(zhǔn)臺(tái)階混合機(jī)制得以前進(jìn)(如圖6c)，即在個(gè)別相距較遠(yuǎn)的顆粒間弓出而形成小凸包(bulge)，而弓出的相界面又會(huì)被新形核析出的碳化物釘扎住，迫使可動(dòng)性較好的階面橫移來促進(jìn)鐵素體長(zhǎng)大。但這兩種模型在定量描述上依然無法取得滿意的結(jié)果。表1歸納總結(jié)了以上3種模型的主要特點(diǎn)。近年來Chen等[30, 31]還提出了超臺(tái)階的概念(super-ledge)，將經(jīng)典形核理論用于定量描述鐵素體臺(tái)階的形成，并綜合考慮碳化物對(duì)于臺(tái)階側(cè)移的釘扎效應(yīng)(見文獻(xiàn)[30]圖3)。盡管該模型結(jié)果與實(shí)驗(yàn)所得的相間析出片間距較吻合，但依然存在兩點(diǎn)不足：① 模型中存在大量的擬合參數(shù)，其應(yīng)用性受到限制；② 模型過度強(qiáng)調(diào)臺(tái)階形貌而未考慮元素?cái)U(kuò)散對(duì)臺(tái)階形成和側(cè)移速度的影響，對(duì)相間析出物理本質(zhì)解釋地還不夠明確。

圖3 Fe-12Cr-0.2C合金在650 ℃等溫30 min后的相間析出組織[26]Fig.3 Fe-12Cr-0.2C isothermally transformed 30 min at 650 ℃, thin-foil EM: (a) high magnification, bright field, (b) dark field, same area as (a)[26]

圖4 相間析出臺(tái)階模型示意圖[23]Fig.4 Schematic of ledge mechanism for interphase precipitation[23]

表1 各類相間析出模型特點(diǎn)[32]Table 1 The characters of each interphase precipitation model[32]

aInterface plane does not have to be the lowest energy interface[23].

圖5 Fe-12Cr-0.2C合金在625 ℃等溫60 min[26](a)及Fe-10Cr-0.2C合金在650 ℃等溫30 min(b)后的TEM照片[28]Fig.5 TEM images of Fe-12Cr-0.2C transformed 60 min at 625 ℃ (a)[26] and Fe-10Cr-0.2C alloy partially transformed at 650 ℃ for 30 min (b)[28]. Ledges on boundary are associated with sheets of precipitates (arrowed in (b) and note non-planar morphology of resultant precipitate sheets)

圖6 相間析出弓出模型[28] (a)、準(zhǔn)臺(tái)階模型[29] (b)和弓出準(zhǔn)臺(tái)階混合控制模型[29](c)示意圖Fig.6 Schematics of bowing mechanism[28] (a), quasi-ledge mechanism[29] (b) and mixed control model with both bowing and quasi-ledge mechanisms[29] (c) for interphase precipitation

3.3 溶質(zhì)擴(kuò)散模型和溶質(zhì)拖曳模型

不同于上述的(準(zhǔn))臺(tái)階模型和弓出模型，溶質(zhì)損耗和溶質(zhì)拖曳模型則默認(rèn)奧氏體-鐵素體相界面為平直的一維界面，不考慮其微觀結(jié)構(gòu)及位向關(guān)系，重點(diǎn)從元素?cái)U(kuò)散的熱動(dòng)力學(xué)角度來揭示相間析出的物理過程。

如圖7a所示，溶質(zhì)損耗模型認(rèn)為α/γ相界面移動(dòng)受奧氏體一側(cè)碳擴(kuò)散控制，而碳化物的析出則受到合金元素的體擴(kuò)散控制[33]。當(dāng)有一列碳化物在界面附近形核長(zhǎng)大時(shí)，在其周圍將產(chǎn)生一個(gè)個(gè)貧溶質(zhì)區(qū)。隨著α/γ界面的移動(dòng)，貧溶質(zhì)區(qū)的影響逐漸減弱，直至界面附近的溶質(zhì)量達(dá)到臨界形核濃度而促使新一列碳化物的析出。這一過程交替進(jìn)行，從而形成宏觀上觀察到的相間析出形貌。但該模型在應(yīng)用上也存在幾個(gè)缺點(diǎn)：① 只分析了單個(gè)析出相周圍貧溶質(zhì)區(qū)的演變，而未考慮片層內(nèi)緊密分布的碳化物附近的濃度場(chǎng)；② 忽視了溶質(zhì)元素的擴(kuò)散系數(shù)在基體與界面之間的不連續(xù)性；③ 無法合理地解釋只出現(xiàn)單個(gè)與鐵素體呈B-N關(guān)系的析出相變體。另外，Lagneborg等[34]還指出合金元素沿著相界面的擴(kuò)散比其體擴(kuò)散更為重要，需進(jìn)一步將溶質(zhì)原子在界面內(nèi)的分布及擴(kuò)散考慮到模型中。

溶質(zhì)拖曳模型可用于定量描述合金元素在界面的偏聚程度與相界面移動(dòng)速度的耦合關(guān)系[35, 36]。近期陳浩等將考慮有溶質(zhì)拖曳效應(yīng)的GEB模型(Gibbs energy balance)成功應(yīng)用于對(duì)不同鐵素體長(zhǎng)大動(dòng)力學(xué)模式的概括[37]和貝氏體不完全轉(zhuǎn)變現(xiàn)象的解釋[38]。早期Edmond[39]將溶質(zhì)拖曳效應(yīng)與相間析出過程聯(lián)系起來，并給出了定性的描述(如圖7b所示)：隨著相變的進(jìn)行界面奧氏體一側(cè)的碳含量不斷升高，導(dǎo)致相變驅(qū)動(dòng)力逐漸下降及合金元素在界面不斷富集，直至達(dá)到碳化物臨界形核濃度而誘導(dǎo)相間析出；由于碳化物長(zhǎng)大消耗了界面處富集的合金元素和碳，使界面遷移的驅(qū)動(dòng)力增大而阻力減小，界面重新遷移進(jìn)入下一個(gè)相間析出的循環(huán)。Okamoto等[32]率先在臺(tái)階機(jī)制的基礎(chǔ)上提出了考慮有溶質(zhì)拖曳效應(yīng)的相間析出模型，定量給出了鈮在界面內(nèi)的濃度分布及碳化物片間距與溫度之間的關(guān)系，但未計(jì)算碳化物的析出動(dòng)力學(xué)，且數(shù)值計(jì)算復(fù)雜，難以廣泛推廣。近期Clark等[40]將考慮有碳化物析出的GEB模型用于描述含釩合金鋼的相間析出片間距與鐵素體長(zhǎng)大動(dòng)力學(xué)之間的變化趨勢(shì)，發(fā)現(xiàn)與實(shí)驗(yàn)結(jié)果符合較好。但該模型未討論碳化物長(zhǎng)大對(duì)溶質(zhì)拖曳作用的影響。

圖7 溶質(zhì)損耗模型(a)和溶質(zhì)拖曳模型(b)示意圖Fig.7 Schematics of solute depletion model (a) and solute drag model (b)

鑒于合金元素(如V，Nb，Mo)的界面偏聚在相間析出過程中扮演著重要角色，亟需在溶質(zhì)拖曳理論的基礎(chǔ)上，建立可定量描述鐵素體長(zhǎng)大與碳化物析出耦合相變動(dòng)力學(xué)的模型，從而揭示相間析出的物理本質(zhì)。

4 相間析出在工業(yè)上的應(yīng)用

4.1 相間析出型鐵素體高強(qiáng)鋼

20世紀(jì)60年代到90年代，人們圍繞著相間析出背后的科學(xué)問題展開了豐富的實(shí)驗(yàn)和激烈的討論，但對(duì)其在工業(yè)上的應(yīng)用前景關(guān)注甚少，直至2004年日本JFE公司[3]制備出擁有高強(qiáng)韌性、高擴(kuò)孔性能的納米析出強(qiáng)化鋼，各國再次掀起了相間析出的研究熱潮。JFE公司通過適當(dāng)?shù)男巫儫崽幚砉に嚝@得了組織為細(xì)小鐵素體(～3.1 μm)和鐵素體基體上成列分布納米(Ti, Mo)C(～3 nm)析出相的780 MPa級(jí)高強(qiáng)鋼，并將其命名為Nano-Hiten。 相比于傳統(tǒng)的熱軋鋼板(如圖8所示)，此類高強(qiáng)鋼能在維持良好塑性(24%)的同時(shí)還具備卓越的擴(kuò)孔性能(120%)，可被廣泛應(yīng)用于汽車的底板、懸架、搖臂等成型復(fù)雜的部位，在汽車行業(yè)具有可觀的應(yīng)用前景。

圖8 納米析出型高強(qiáng)鋼與不同基體的傳統(tǒng)熱軋鋼板的擴(kuò)孔率及延伸率對(duì)比圖[3]Fig.8 Comparison of hole-expanding ratio and elongation of developed steel with those of conventional hot-rolled high strength sheet steels. Steel X denotes Nano-Hiten steel; F, B, M denotes ferrite, bainite and martensite, respectively[3]

近年來日本JFF、韓國浦項(xiàng)等鋼鐵公司相繼對(duì)外宣稱已大批量投產(chǎn)使用Nano-Hiten高強(qiáng)鋼，而國內(nèi)在此類鋼的研發(fā)生產(chǎn)上尚處空白。近期寶鋼也已開展了一些納米析出高強(qiáng)鋼的研發(fā)工作，發(fā)現(xiàn)在模擬卷曲過程中存在帶鋼橫向溫度有梯度、鋼卷內(nèi)中外圈冷速不同等問題，這些均會(huì)導(dǎo)致析出相尺寸、片間距分布不均，使得帶鋼性能波動(dòng)大，工藝窗口變窄，進(jìn)而難以滿足客戶需求。黃耀等[41]則通過模擬熱軋成形過程在實(shí)驗(yàn)室制備出了強(qiáng)度為995 MPa、延伸率為20%的鐵素體基高強(qiáng)鋼，其中相間析出型納米碳化物的最大析出強(qiáng)化作用高達(dá)430 MPa，但此類鋼的擴(kuò)孔率僅有44%，尚未達(dá)到工業(yè)的應(yīng)用標(biāo)準(zhǔn)。另外Kestenbach等[42, 43]在研究鈮鈦微合金鋼時(shí)發(fā)現(xiàn)實(shí)際只有約50%甚至更少的鐵素體晶粒內(nèi)分布著相間析出碳化物，而剩余晶粒內(nèi)則以無規(guī)則碳化物分布為主，從而大大限制了相間析出對(duì)鐵素體鋼的強(qiáng)度貢獻(xiàn)。因此如何通過優(yōu)化成分和工藝參數(shù)來提高組織均勻性和析出相穩(wěn)定性是未來進(jìn)一步提升Nano-Hiten高強(qiáng)鋼綜合力學(xué)性能的重要課題。

4.2 相間析出的其他應(yīng)用前景

相間析出不僅在全鐵素體基的高強(qiáng)鋼中得到了廣泛的應(yīng)用，在雙相鋼中也發(fā)揮著巨大的潛能。眾多實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明向鐵素體相中引入相間析出[44-46]，可改善鐵素體與馬氏體在成形過程中的變形協(xié)調(diào)性，緩解應(yīng)力集中，從而在維持一定塑性的同時(shí)顯著提高雙相鋼的強(qiáng)度。另外人們?cè)谘芯扛咛己C鋼時(shí)還發(fā)現(xiàn)[24, 47-49]：相間析出除了分布在先共析鐵素體中還可產(chǎn)生于珠光體的鐵素體片層內(nèi)。由于相間析出是一類依賴于鐵素體長(zhǎng)大動(dòng)力學(xué)的特殊析出型相變，因此理論上對(duì)有鐵素體相變的微合金鋼，只要選擇合適的熱處理工藝(如冷卻速度、等溫溫度)使α/γ相界面的遷移速率與碳化物析出動(dòng)力學(xué)匹配良好就可在鐵素體相中引入相間析出，從而為先進(jìn)高強(qiáng)鋼的性能優(yōu)化提供新的設(shè)計(jì)思路。

鋼中的氫脆現(xiàn)象一直是科學(xué)界和工業(yè)界關(guān)注的熱點(diǎn)問題，而相間析出型碳化物的出現(xiàn)為顯著改善鋼的抗氫脆性能帶去了福音。憑借其彌散、細(xì)小、與基體共格等特點(diǎn)，每一個(gè)納米析出相都可能成為有效的氫陷阱，從而大幅度減少可移動(dòng)氫的數(shù)量，緩解鋼的氫脆傾向。人們已通過充氘及三維原子探針技術(shù)直接表征了氘原子在基體中的空間分布[50, 51]，如圖9所示。結(jié)果表明氘在碳化釩內(nèi)部及附近確實(shí)有明顯的富集，而在基體中則分布較少，這也為納米級(jí)碳化物可作為有效氫陷阱提供了強(qiáng)有力的證據(jù)。因此向先進(jìn)高強(qiáng)鋼中引入相間析出在提高鋼的抗氫脆性能方面同樣有著廣闊的應(yīng)用前景。

圖9 氘在含有相間析出碳化釩的鐵素體鋼中的分布[51]Fig.9 Introduced deuterium colocated with interphase precipitation VCs[51]. 3D view of deuterated ferritic steel, showing individual carbides. As can be seen from the top-down and side slices, deuterium atoms (2H) are correlated to the carbide positions

5 結(jié) 語

在過去的半個(gè)世紀(jì)里，隨著實(shí)驗(yàn)表征手段的不斷進(jìn)步和各類理論模型的不斷涌現(xiàn)，人們對(duì)低合金鋼中的相間析出現(xiàn)象有了更深入的理解和認(rèn)識(shí)。然而現(xiàn)有的理論模型只能解釋部分實(shí)驗(yàn)現(xiàn)象，且大多基于經(jīng)典的臺(tái)階機(jī)制進(jìn)行分析，而對(duì)合金元素在相界面內(nèi)的偏聚問題關(guān)注甚少，可以預(yù)見解決此問題將是揭示相間析出背后物理本質(zhì)的重要突破口；建立基于溶質(zhì)拖曳理論的耦合型相變模型可為相間析出型高強(qiáng)鋼的組織調(diào)控和性能優(yōu)化提供有效的指導(dǎo)。高溫原位透射電鏡的日益發(fā)展有望直接獲取相間析出的物理過程，為解析相界面遷移與碳化物析出的耦合作用奠定基礎(chǔ)；深入挖掘相間析出在鋼鐵強(qiáng)韌化及抗氫脆方面的潛能亦將促進(jìn)新一代汽車鋼的發(fā)展。