H13热作模具钢广泛应用于高温成形领域，但传统淬火回火工艺往往产生粗大的回火马氏体组织，热疲劳抗力有限。研究人员系统研究了淬火与配分（Quenching and Partitioning, Q&P）处理对H13钢显微组织、力学性能和热疲劳行为的影响，结合硬度与冲击试验以及X射线衍射（XRD）、扫描电子显微镜（SEM）、电子背散射衍射（EBSD）和透射电子显微镜（TEM）等分析手段。Q&P处理形成了由初级马氏体（M1）、次级马氏体（M2）、残余奥氏体（Retained Austenite, RA）和弥散碳化物组成的细化多相显微组织。碳从过饱和马氏体向周围奥氏体的配分有效稳定了残余奥氏体，优化条件下残余奥氏体体积分数达到17.8%。淬火温度显著影响M1/M2比例和马氏体形貌，而配分过程主要调控碳再分布和残余奥氏体稳定性。在所研究的条件下，淬火至200°C后在400°C配分30分钟可获得最佳的性能平衡，硬度达55.9 HRC，冲击吸收能量达205 J。与传统淬火回火钢相比，Q&P处理试样在循环热载荷下表现出明显更优的抗热疲劳裂纹扩展性能，裂纹长度和裂纹密度均显著降低。这一改善归因于细化的马氏体亚结构、薄膜状残余奥氏体的存在以及更均匀分布的细小碳化物，这些因素共同缓解了应力集中、增强了裂纹偏转并抑制了氧化辅助裂纹扩展。
H13热作模具钢作为代表性的热作模具钢，因其强度、韧性和热稳定性的良好平衡而广泛应用于铝合金压铸模具、热挤压模具和热锻模具中。随着现代工业过程中服役条件的日益苛刻，高温成形、压铸和挤压等工艺对模具钢的力学强度、热稳定性、耐磨性和耐腐蚀性提出了更高要求。然而，传统淬回火（Quenching and Tempering, Q&T）工艺主要获得回火马氏体组织，虽然硬度较高，但韧性有限，导致材料在严苛服役条件下易发生边缘崩裂、过早萌生裂纹甚至灾难性失效。在实际服役中，H13钢经受反复热循环，产生复杂的热机械应力，促进马氏体回火分解、加速碳化物粗化与再分布，并导致残余应力逐渐累积，降低材料容纳塑性变形和热错配的能力，从而削弱抗热疲劳裂纹萌生与扩展的能力。因此，亟需开发先进的热处理策略以细化组织、稳定残留相并提高严苛热机械条件下的损伤容限。
提升工具钢性能的途径主要包括表面改性和显微组织调控两大类。表面改性技术主要用于改善表面相关性能如耐磨性，而热处理则可通过调控相分布和显微组织特征实现强度和韧性的更优平衡。传统Q&T工艺以马氏体基体实现高强度，但回火温度的选择存在固有权衡：较低回火温度导致应力消除不足、脆性增加，较高回火温度则促进马氏体分解和碳化物粗化、加速软化。前期研究表明，增加残余奥氏体含量有助于提高疲劳极限，这与奥氏体向马氏体转变引起的裂纹扩展延缓有关。基于此，Q&P处理通过在马氏体基体中引入稳定的残余奥氏体，有效缓解强度与韧性的内在矛盾，成为改善H13钢热疲劳抗力和断裂韧性的有效途径。
Q&P概念由Speer等人于2003年提出，其本质是基于相变诱导塑性（Transformation-Induced Plasticity, TRIP）效应。该工艺通常包括完全奥氏体化后淬火至马氏体开始温度（Ms）与马氏体终了温度（Mf）之间，使部分奥氏体转变为初级马氏体，剩余部分未转变；随后在等温配分阶段，碳原子从过饱和马氏体向周围残余奥氏体扩散，使其富碳并稳定化；最终淬火至室温获得马氏体基体与亚稳态残余奥氏体组成的细化组织。在此类组织中，马氏体基体提供主要承载能力，残余奥氏体通过应变诱导转变贡献延展性，在外加载荷下逐步转变为马氏体以协调塑性变形、增强加工硬化并延迟裂纹萌生。
尽管Q&P处理最初为先进高强度钢开发，但已逐渐扩展应用于更广泛的钢种。本研究旨在将Q&P概念从传统先进高强度钢拓展至高合金热作模具钢，系统考察Q&P处理参数对H13钢显微组织演变和热疲劳行为的影响，建立处理参数—组织演化—损伤容限之间的清晰关联，为严苛服役条件下H13钢的热处理工艺优化提供依据。该研究发表于《Journal of Materials Research and Technology》。
研究人员采用的主要关键技术方法包括：以真空感应熔炼（VIM）结合真空电弧重熔（VAR）双真空熔炼工艺制备的改性H13钢为实验材料，通过JMatPro软件计算平衡相图和时间-温度-转变（TTT）曲线，结合DIL 805AD/T热膨胀仪测定实际相变温度以指导Q&P工艺设计。Q&P处理在1050°C奥氏体化后，以约30°C/s的冷速淬火至180-220°C区间，随后在盐浴炉中进行400-500°C的等温配分（5-30 min），最终油淬至室温，并经540-620°C双回火处理。材料表征综合运用XRD（测定残余奥氏体含量）、SEM（含EDS元素分析）、EBSD（分析晶界特征分布和取向成像）和TEM（含SAED相鉴定）。力学性能评估包括洛氏硬度测试和室温夏比摆锤冲击试验（600°C双回火后）。热疲劳测试采用定制装置，对5 mm×10 mm×15 mm带60° V型缺口（缺口深度2 mm）试样进行650°C/16 s加热+水冷5 s的循环热冲击，测试500、1000、2000次循环后的裂纹形貌统计与组织演变分析。
**3.1 Q&P处理过程中的显微组织演变**
**3.1.1 配分温度与配分时间对组织的耦合影响**
SEM观察表明，随配分时间从5 min延长至30 min，马氏体板条束逐渐趋于规整，M/A（马氏体/奥氏体）组元区域在尺寸和数量上均增加，这与配分阶段碳扩散的时间依赖性密切相关。短时配分下，碳原子没有足够时间从初级马氏体扩散至周围未转变奥氏体，导致奥氏体热力学不稳定，最终淬火时快速转变为次级马氏体（M2），形成相对无序的板条形貌。随配分延长，碳再分布更为充分，部分奥氏体富碳稳定，并非全部转变，而以细小M/A组元形式保留。稳定化残余奥氏体的存在抑制了组织的过度碎化，促进了更均匀、规则排列的马氏体板条形成，有利于韧性和疲劳抗力。
对比不同热处理条件的SEM组织可见，传统淬火试样呈现粗大且不均的马氏体板条，而Q&P处理试样组织更为均匀致密，板条细化、边界平直、形貌规则。在400-500°C配分温度范围内，整体形貌变化不显著，但残余奥氏体分布更均匀，通常沿板条边界或呈块状M/A组元出现，表明此温度窗口内配分温度对形态影响有限，但对碳分布和残余奥氏体稳定性起更关键的调控作用。碳配分过程具有强温度依赖性：升高配分温度加速碳从过饱和马氏体向奥氏体扩散、促进奥氏体稳定化，但同时促进碳化物（如M
23 C
6 和MC）析出消耗碳源，降低奥氏体稳定化可用碳量，增加最终淬火时新鲜马氏体形成倾向；较低配分温度抑制碳化物析出但限制碳扩散动力学，导致奥氏体稳定化不足。
**3.1.2 淬火温度对马氏体形貌的调控**
光学显微镜和SEM观察显示，与传统淬火相比，Q&P处理试样组织更加均匀细化，可区分两种马氏体：较暗区域对应经配分部分回火、更易腐蚀的初级马氏体（M1），较亮区域对应最终淬火形成、耐蚀性更高的新鲜次级马氏体（M2）。Q&P处理试样中M1和M2清晰可辨，马氏体板条形貌更规则，边界更平直，末端更尖锐。M2板条通常更细更 elongated，反映其在受限奥氏体区域形成的空间约束特征。
这种形貌演变由淬火路径决定。当淬火至Ms以下温度时，仅部分奥氏体转变为M1，留有充足未转变奥氏体；这些M1板条因空间充裕而相对自由生长。后续最终淬火时，M2在受限奥氏体区域形成，导致板条细化 elongated。随淬火温度升高，M1分数减少，更多奥氏体留待转变为M2，板条生长约束减小、更规则。传统淬火则导致马氏体在整个组织中同时形核长大，板条间严重碰撞，形成无序形貌。
高倍SEM结合EDS元素分布显示，M2马氏体通常邻近或被残余奥氏体包围，这归因于配分保温阶段碳的非均匀分布行为：碳在马氏体/奥氏体界面附近富集程度高于晶粒内部。最终冷却阶段，晶粒内部未转变不稳定奥氏体转变为新鲜M2，而界面附近碳富集奥氏体保留至室温，形成RA/M环状结构。此外，基体中观察到纳米级细小析出物，这些碳化物贡献析出强化，同时消耗马氏体基体中的碳，降低其碳浓度，有利于通过缓解脆性来改善韧性，优化强韧性平衡。
EBSD分析进一步揭示，传统淬火试样几乎全为马氏体，仅含微量未溶碳化物；而Q&P处理后出现可观分数的残余奥氏体，这与配分阶段碳从过饱和马氏体向周围未转变奥氏体扩散、从而稳定化奥氏体有关。晶界特征分布显示明显差异：传统淬火后低角度晶界（Low-Angle Grain Boundaries, LAGBs，<15°）和高角度晶界（High-Angle Grain Boundaries, HAGBs，≥15°）分别占46.5%和53.5%，典型于高亚结构密度的板条马氏体；Q&P处理后LAGBs显著降至17.8%，HAGBs增至82.2%，表明向高角度边界主导的结构转变。这与马氏体细化及配分过程中边界演变有关：碳再分布降低晶格过饱和度、促进位错重排，配分温度促进回复过程，导致低角度边界向高角度边界转变；最终冷却阶段形成的次级马氏体及板条边界薄膜状残余奥氏体也促进HAGBs增加。
反极图（Inverse Pole Figure, IPF）显示，传统淬火条件下每个原奥氏体晶粒主要由取向相似的马氏体块组成，内部取向差有限；Q&P处理后晶粒被细分为多个取向差异显著的细小区域，取向分散度提高。这源于初级马氏体形成、碳配分和受限奥氏体后续转变为次级马氏体的综合作用，有利于协调变形和降低局部应力集中，改善韧性和热疲劳抗力。
**3.1.3 马氏体分数、残余奥氏体及亚结构的定量分析**
Image-Pro Plus定量分析显示，随淬火温度从220°C降至180°C（400°C配分30 min），M2体积分数从41.81%降至22.14%，表明更低淬火温度促进更多M1形成，同时减少可用于后续转变的奥氏体量。XRD检测证实，传统淬火试样主要为马氏体，残余奥氏体峰可忽略；Q&P处理后γ(111)、γ(200)、γ(220)、γ(311)等奥氏体衍射峰清晰可辨，残余奥氏体体积分数约17.9%，与EBSD结果吻合。这归因于碳配分有效稳定化奥氏体，抑制最终淬火时的马氏体转变。根据Speer等提出的约束碳平衡（Constrained Carbon Equilibrium, CCE）概念，碳原子从过饱和M1向邻近奥氏体扩散，提高奥氏体碳浓度、降低其Ms温度，从而热力学稳定化奥氏体。
XRD峰形分析表明，Q&P处理后α(110)和α(211)衍射峰明显宽化，根据Scherrer方程，峰宽化反映晶粒细化或晶格微应变增加，可归因于Q&P处理后马氏体板条的显著细化。这得到EBSD分析支持：传统淬火试样显示较粗大马氏体块，Q&P处理试样则呈现高度碎化、细化的马氏体结构，由取向多样的细小板条组成。晶粒细化源于两个关键因素：初始淬火形成的初级马氏体细分割原奥氏体晶粒；最终淬火时次级马氏体在高度受限的未转变奥氏体区域形成，空间限制抑制板条生长、促进细化。
TEM观察显示，传统淬火试样主要由排列良好的马氏体板条和夹杂的薄膜状残余奥氏体组成，板条宽度约500 nm，SAED证实存在Kurdjumov-Sachs（K-S）取向关系。Q&P处理试样（220°C淬火+400°C配分、180°C淬火+400°C配分、220°C淬火+500°C配分）中，马氏体板条失去规则排列而分布更不规则，板条间存在厚度小于200 nm的薄膜状残余奥氏体和块状残余奥氏体共存。薄膜状残余奥氏体因几何约束强、与周围马氏体基体界面共格性高而具有更高机械稳定性；块状残余奥氏体约束较弱、机械稳定性较低，更易在塑性变形早期发生应力或应变诱导转变。SAED证实块状和薄膜状残余奥氏体均与马氏体基体保持K-S取向关系。此外观察到孪生马氏体结构，为富碳奥氏体在最终冷却阶段转变形成，是中高碳钢马氏体转变中缓解转变应变的典型机制。
**3.2 力学性能**
**3.2.1 不同处理后的硬度变化**
硬度测试表明，淬火温度对硬度有显著影响：220°C、200°C、180°C淬火（400°C配分30 min）后硬度分别为58.9 HRC、55.9 HRC、51.2 HRC，呈明显下降趋势。这与初始淬火形成的初级马氏体分数及其配分过程中的回火响应相关。较低淬火温度（如180°C）下，更多奥氏体转变为M1，配分阶段该马氏体因脱碳和碳再分布而发生部分回火，马氏体基体碳过饱和度降低，转变为硬度降低的回火马氏体。较高淬火温度（200°C和220°C）下，M1分数减少，更多奥氏体保留；由于配分动力学有限，部分残余奥氏体稳定化不足，在最终淬火时转变为新鲜M2，保留较高碳含量和最小回火程度，对硬度提升贡献显著。
配分时间对硬度影响较小（5-30 min仅约降1 HRC）。短时配分下碳扩散不足，不稳定残余奥氏体最终转变为M2，形成以M1+M2为主的组织；随时间延长，碳配分更有效，促进残余奥氏体稳定化，形成M1+M2+RA多相组织，同时延长配分引起马氏体部分回火和过渡碳化物析出，降低固溶强化和位错钉扎效应，硬度轻微下降。
配分温度对硬度影响相对适中。与淬火态相比，Q&P处理试样硬度略有降低，且随配分温度升高逐渐下降，这是因为基体仍以高位错密度的板条马氏体为主，固溶碳和弥散碳化物的强化作用仍有效，但较高温度下M1的自回火效应更显著，碳原子更易以碳化物形式析出而非扩散至奥氏体，马氏体基体碳含量降低导致本征硬度下降。
双回火硬度演化显示，两种试样均随回火温度升高逐渐软化，但在560°C左右出现明显的二次硬化现象，第二次回火硬度 surpasses 第一次，主要归因于540-560°C范围内细小、均匀弥散的合金碳化物（如M
23 C
6 或MC）的析出贡献弥散强化。超过590°C后硬度急剧下降，主要因静态再结晶、马氏体分解和碳化物粗化共同削弱抗塑性变形能力。
**3.2.2 冲击韧性与断裂特征**
冲击试验表明，传统淬回火试样平均冲击能量为135 J，而Q&P处理试样显著提高至155 J（220°C淬火）、205 J（200°C淬火）和198 J（180°C淬火）。200°C淬火试样呈现最优冲击能量，表明马氏体与残余奥氏体间达到最佳平衡。220°C淬火韧性相对较低归因于残余奥氏体稳定化不足：虽然初始淬火后保留较多奥氏体，但有限碳配分导致稳定性差，最终冷却时不稳定奥氏体转变为新鲜马氏体或其他bcc相，降低延展性和韧性。较低淬火温度促进更多M1形成，增强碳配分驱动力，更有效稳定化残余奥氏体，从而改善冲击能量。
断口形貌显示，所有试样均呈准解理断裂特征（河流花样），但Q&P处理试样，特别是200°C淬火试样，出现局部韧窝，表明韧性断裂特征。这显示残余奥氏体在增强断裂前局部塑性变形中起重要作用。残余奥氏体通过位错吸收由残余奥氏体（Dislocation Absorption by Retained Austenite, DARA）机制和TRIP效应改善韧性：DARA机制使相邻马氏体板条的位错迁移至附近残余奥氏体，增强整体变形能力；TRIP效应在高位错密度引起的应力集中诱导下，使亚稳态奥氏体转变为马氏体，缓解局部应力、阻止裂纹形成。Q&P处理形成的组织相比传统马氏体和贝氏体结构实现了更优的强度-延伸率平衡，主要源于更高效的TRIP效应利用。
**3.3 热疲劳行为及裂纹扩展机制**
**3.3.1 裂纹形貌与统计分析**
热疲劳测试（650°C/16 s加热+水冷）显示，500次循环后传统Q&T和Q&P处理试样均仅在缺口根部萌生有限微裂纹，长度一般低于~500 nm，两种条件下裂纹密度和形貌无明显差异，这与早期阶段陡峭热梯度引起的局部拉应力足以在缺口等几何不连续处触发裂纹形核有关。
1000次循环后，裂纹扩展特征出现明显差异。两种条件下裂纹继续从缺口呈放射状扩展，但Q&T试样损伤更严重：主裂纹显著更宽更深，近缺口区以穿晶扩展为主；次裂纹位于更远区域，优先沿晶界扩展形成网状晶间裂纹网络。这种混合扩展模式反映热应力的空间变化：高应力水平 favor 穿晶断裂，较远区域应力降低促进裂纹沿相对薄弱晶界界面偏转。
2000次循环后，裂纹长度和穿透深度进一步增加，伴随明显氧化辅助损伤。主裂纹呈沟槽状形态（中心氧化相关），次裂纹显示坑状特征（局部氧化和材料退化）。尽管退化持续，Q&P处理试样始终表现出较Q&T试样更低的裂纹发展程度，减小的裂纹密度和较浅的扩展深度表明其抗裂纹萌生与扩展能力增强。这归因于Q&P处理引入的细化马氏体亚结构、增加且稳定的残余奥氏体分数以及更均匀的残余应力分布，共同缓解应力集中、阻碍循环热载荷下的裂纹扩展。
Image-Pro Plus 6.0统计定量分析证实，2000次循环后Q&P处理试样的最大裂纹长度和裂纹密度显著低于Q&T试样，表明裂纹扩展速率更慢，为Q&P处理提高热疲劳性能提供了定量验证。
**3.3.2 氧化辅助裂纹扩展与元素再分布**
热疲劳过程中，H13钢裂纹扩展呈现穿晶和晶间混合模式。近裂纹尖端区域晶间开裂尤为突出，这归因于晶界碳化物偏聚、氧化诱导脆化和界面位错累积。传统淬火试样中，粗大链状碳化物频繁沿晶界分布，作为裂纹萌生与扩展的优先位置；碳化物与基体间热膨胀系数和热导率错配进一步放大局部热应力，加速晶界脱粘、氧化与裂纹扩展。
Q&P处理试样则表现出更细化、均匀分布的碳化物，晶界偏聚趋势显著降低。这种显微组织细化不仅缓解局部应力集中，还减轻了氧化诱发的晶界退化严重程度，从而显著降低裂纹扩展速率、改善抗热疲劳损伤能力。这归因于回火马氏体稳定化、残余奥氏体诱发的转变韧化以及细小二次碳化物的均匀析出三者协同贡献，形成更坚韧、热更稳定的组织结构。
裂纹尖端元素分布显示，传统淬火和Q&P处理试样裂纹内部均存在显著氧富集，表明疲劳裂纹内形成氧化产物。但关键差异在于：Q&P处理试样裂纹影响区Fe、Cr、Mn等关键合金元素明显贫化，尤其近裂纹尖端，反映选择性氧化——较活泼合金元素优先氧化并向外扩散，留下化学不稳定的基体。Cr和Mn的缺失削弱氧化物粘附性和耐腐蚀性，使这些区域在反复热循环中更加脆弱。
此外，Q&P处理试样中多孔氧化通道和晶间脱粘相较传统淬火试样更连续、结构连通性更强，表明尽管Q&P处理钢具有更细化稳定的初始组织，热疲劳仍驱动氧化辅助裂纹扩展通过局部化学和微观结构凝聚力的逐步退化。但总体而言，Q&P处理试样氧化和元素贫化分布更均匀、局部化程度更低，这归因于回火马氏体基体和残余奥氏体共同缓冲热应力、延缓应力集中形成。
碳元素分布对比显示，Q&P处理试样裂纹尖端碳浓度明显降低，表明局部碳化物密度减小，与SEM观察到的更细化均匀碳化物形态一致。降低的碳化物密度主要源于Q&P处理配分阶段碳优先扩散至残余奥氏体或保留在溶解状态，抑制过度碳化物析出。这种细化稀疏的碳化物分布消除了粗大脆性碳化物簇作为裂纹萌生优先位置的形成，同时降低循环热载荷下碳化物/基体界面热膨胀错配应力，减少界面脱粘和裂纹扩展速率。
**3.3.3 残余奥氏体和组织细化在热疲劳抗力中的作用**
尽管氧化在两种处理条件下均是裂纹演化的关键因素，Q&P处理引起的显微组织细化——较低碳化物含量、均匀化元素分布和稳定化残余奥氏体——显著缓解了裂纹扩展驱动力。更关键的是，分布于马氏体板条间的薄膜状残余奥氏体在抵抗热疲劳裂纹扩展中发挥关键作用。与传统淬火H13钢缺乏显著残余奥氏体不同，Q&P处理形成的精细分散残余奥氏体在循环加载中引入协同裂纹止裂机制：裂纹扩展时，裂纹尖端局部应力场可诱导残余奥氏体应变辅助马氏体转变（TRIP效应），导致局部塑性变形和体积膨胀，钝化裂纹尖端、缓解应力集中、耗散裂纹驱动能，显著延缓进一步扩展。
残余奥氏体/马氏体界面作为位错运动和裂纹扩展的有效壁垒，异相界面破坏滑移带连续性，促进裂纹偏转、分叉甚至止裂。界面屏蔽效应增加裂纹路径曲折度，提高疲劳裂纹扩展抗力。同时，残余奥氏体作为动态碳库，调节晶界处局部碳浓度和扩散，抑制碳化物粗化和连续晶界碳化物或氧化物等脆化相的形成，保持晶界凝聚力，减轻氧化诱发的晶间断裂。
为阐明回火对显微组织演变及Q&P处理改善热疲劳抗力根源的影响，对常规Q&T和Q&P+回火试样进行了EBSD表征。相图显示两种条件均以回火马氏体为主，含少量弥散碳化物，未检测到可辨识残余奥氏体，这与Q&P钢高温回火过程中富碳奥氏体分解为回火马氏体或贝氏体产物伴随碳化物析出的行为一致。此时显微组织差异不再体现在相组成，而在亚结构特征，特别是晶界特征和晶体学取向分布。
常规淬回火条件下LAGBs和HAGBs分别占33.5%和66.5%，典型于板条马氏体层级结构；Q&P+回火后LAGBs显著降至21.5%，表明边界网络进一步向HAGBs演化。这源于配分阶段碳再分布和后续回火的协同效应：一方面碳从过饱和马氏体向奥氏体扩散降低位错密度、促进回复；另一方面配分阶段伴随一定马氏体自回火，位错重排和湮灭发生，部分LAGBs演化为HAGBs；最终冷却形成的次级马氏体及其与初级板条的晶体学取向差异也增加HAGB比例。
IPF图显示，常规淬回火马氏体结构由原奥氏体晶粒内取向相对均匀的大块组成，变体多样性有限；Q&P+回火试样则呈现明显细化的板条形貌，相似取向的马氏体板条尺寸减小，不同取向板条交替更频繁。这归因于初次淬火M1细分割原奥氏体晶粒，随后受限区域内M2形成促进多重马氏体变体激活，导致更高取向分散度。显著减小的马氏体束尺寸和更异质的取向分布使热疲劳裂纹扩展受阻。
KAM分析进一步提供局部应变状态信息：淬火态KAM值为0.61，600°C回火后略增至0.65（因二次硬化区细小合金碳化物沿位错析出有效钉扎位错运动，残余淬火应力也贡献局部取向差）；Q&P处理态KAM值较低（0.56），归因于配分过程中自回火效应——碳再分布降低晶格应变，位错重排和部分回复减少局部应变累积，马氏体与残余奥氏体间的转变协调性也缓解内应力。但Q&P+600°C回火后KAM值增至0.68，这与高温下残余奥氏体分解有关，转变产物（次级马氏体或贝氏体）因与基体的晶体学错配引入额外GNDs，同时二次硬化碳化物沿位错网络析出增强局部取向差。这表明尽管Q&P处理降低初始位错密度，但回火过程中残余奥氏体分解和碳化物析出的综合效应可导致位错重新累积。
Q&P+回火获得的细化、高取向分散度马氏体结构在抑制热疲劳裂纹扩展中起关键作用。裂纹遭遇大取向差板条边界时，相邻晶粒间滑移系统的不兼容性阻碍裂纹尖端位错源激活，导致裂纹偏转或分叉。晶粒细化和边界密度增加被广泛报道可增强裂纹扩展抗力。由此产生的曲折裂纹路径增加裂纹扩展所需能量，有效降低循环热载荷下的裂纹扩展速率，改善热疲劳抗力。
总之，尽管回火后未保留残余奥氏体，其在Q&P处理中的先存在和转变根本性地改变了马氏体亚结构、晶界特征和局部应变分布。引入的细化板条结构具有高HAGBs分数和分散的晶体学取向，加上位错结构的受控演化，为提升热疲劳性能提供了有效的微观结构基础。
**结论翻译**
研究人员系统研究了Q&P处理工艺参数对H13热作模具钢显微组织、力学性能和热疲劳行为的影响，主要结论如下：
（1）Q&P处理H13钢形成了由初级马氏体（M1）、次级马氏体（M2）和可观分数残余奥氏体（RA，~17.8%）组成的细化多相显微组织。相比之下，传统处理试样仅含微量残余奥氏体，且具有粗大马氏体板条特征。这表明Q&P过程中碳有效从过饱和M1向周围未转变奥氏体配分，增强残余奥氏体稳定性；同时与Q&P相关的分阶段马氏体转变细分割原奥氏体晶粒，促进细小马氏体块和板条形成，显著细化马氏体组织。
（2）淬火温度在决定最终组织和力学性能中起决定性作用。从220°C降至180°C降低初始淬火形成的M1分数，促进更有效碳配分和残余奥氏体稳定化，但同时减少可用于后续转变的未转变奥氏体量。200°C淬火后400°C配分30 min实现最优硬度（55.9 HRC）和冲击韧性（205 J）组合。
（3）与传统淬回火相比，Q&P处理显著增强H13钢热疲劳抗力。2000次热循环（650°C加热+水冷）后，Q&P处理试样最大裂纹长度、平均裂纹长度和裂纹密度均显著降低。改善的热疲劳性能归因于细化的马氏体板条结构、提供TRIP韧化的薄膜状残余奥氏体存在、以及细小碳化物的均匀分布，共同降低应力集中并阻碍裂纹扩展。
（4）尽管大部分残余奥氏体在后续600°C回火中分解，但先期Q&P处理根本性地改变了钢的亚结构特征。Q&P处理后回火试样保留细化板条形貌，具有高HAGBs分数（78.5%）和分散的晶体学取向分布，与传统淬回火钢的粗大、低角度边界主导结构形成对比。这些保留下来的亚结构特征，加上回火前较低的KAM值，通过促进裂纹沿细化边界偏转和分叉，对增强热疲劳裂纹抗力有所贡献。
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