在過去的幾十年里，人們?yōu)殚_發(fā)先進高強鋼做了大量的研究工作。當時研究的主要目的是為了滿足汽車工業(yè)的需要，希望通過減輕車身重量來降低油耗，同時提高車內乘客的人身安全。隨著監(jiān)管日趨嚴厲，人們對汽車的抗沖撞能力和省油的期望也越來越高，先進高強鋼已廣泛應用于汽車車身結構。預計到2015年，先進高強鋼在輕型車的車身蓋上的重量百分比將提高到35%，而低碳鋼的重量百分比將從2007年的55%降至29%。許多國內外的汽車制造商正在將高強鋼的廣泛應用列為汽車發(fā)展戰(zhàn)略的一部分。

     目前正在應用和研發(fā)的先進高強鋼有∶第一代先進高強鋼一一雙相(DP)鋼 多相(CP)鋼 和相變誘導塑性(TRIP)鋼 ，以及第二代先進高強鋼一一奧氏體孿晶誘導塑性(TWIP)鋼、誘導塑性輕鋼(L-IP)和剪切帶強化(SIP)鋼。這里沒有考慮沖壓硬化鋼。圖1(略)概括了先進高強鋼與傳統高強鋼相比具有代表性的性能。第一代先進高強鋼合金含量低，主要是以鐵素體為主的多相顯微組織。雙相鋼是目前使用最多的一種先進高強鋼，除了強度高、成型性好外，還具有易于焊接加工的優(yōu)點。TRIP鋼兼具良好的強度和延伸性能，其殘余奧氏體相通過應變誘導相變轉化成馬氏體相，從而提高了應變硬化指數。第二代先進高強鋼機械性能優(yōu)異，但因奧氏體鋼的合金含量高，使得成本大大增加。此外，這些合金的加工難度非常大，而且TRIP鋼還易于產生延遲裂紋。最新研究結果表明，加入鋁可降低脆化敏感性，但具體的作用機理還在研究之中。

     從圖1(略) 可清楚地看出，第一代和第二代先進高強鋼在性能上存在著缺點。因此，目前正在研究如何通過改進處理工藝或采用新型處理工藝來彌補不足，同時應特別注意這些工藝的工業(yè)可行性及經濟性?，F在正在尋求一些解決辦法，具體包括∶

      *通過處理提高雙相鋼的性能；

      * 改進傳統的TRIP鋼的處理方法；

      *開發(fā)具有超細貝氏體顯微組織的高強鋼；

      *采用新型處理工藝，包括淬火分配(Q&P) 以及超快速加熱和冷卻；

      *開發(fā)高錳TRIP鋼。

      近來，利用一個簡化了的復合模型對第三代先進高強鋼的設想進行了討論?？紤]了馬氏體/鐵素體和馬氏體/奧氏體顯微組織。通過改變假想顯微組織中的相體積分數得出的計算結果見圖2 (略) ，從圖2的顯示結果可以看出，奧氏體非常穩(wěn)定，也就是說，奧氏體在應變過程中沒有發(fā)生相變。很明顯，假想的馬氏體/鐵素體顯微組織的預測抗拉性能與第一代先進高強鋼所表現出的性能是一致的。馬氏體/奧氏體混合體的性能介于第一代和第二代先進高強鋼性能之間，即在第三代性能的期望范圍內。

      在第二步模擬測試中，亞穩(wěn)奧氏體應變誘發(fā)了相變。假設有四種奧氏體穩(wěn)定性(見圖3 a ，略) 。在這四種穩(wěn)定性下，預測強度/延伸率見圖3 b ，(略) 。很明顯，奧氏體穩(wěn)定性對性能的預測值有很大的影響。奧氏體穩(wěn)定性最低時，在低應變情況下可形成馬氏體，其性能與第一代先進高強鋼性能相同，表明奧氏體對提高性能作用不大。有大量相對穩(wěn)定的奧氏體時，強度和韌性的預測值最高。在模型中作了一些簡單的假設，現在正想辦法開發(fā)一些更為精準的模型。不過，這種比較簡易的方法讓我們對各種成分的作用有了一個清楚的認識，并給我們以啟示∶要獲得新一代先進高強鋼，離不開大量高強相一一可能是馬氏體、貝氏體或超細晶粒鐵素體組成的復合顯微組織，同時還要韌性很高，穩(wěn)定性可控制的奧氏體相，防止因應變而轉變成馬氏體。

   現在，先進高強鋼的研究主要著眼于∶無需添加太多合金成分的情況下，使強度和/或韌性超過第一代先進高強鋼；或將第三代先進高強鋼的合金含量降低。本文將對其中幾種方法進行討論。表2(略)匯總了從文獻中搜集到的針對不同處理工藝，提出的成分建議，所產生的拉伸性能見圖4a (略) 一一總延伸率和抗拉強度曲線圖。圖中的實線和虛線分別代表圖2中預測的馬氏體/鐵素體和馬氏體/奧氏體的性能，可供參考。

4.1 增強型雙相鋼

   通過調整碳含量和/或臨界退火溫度提高馬氏體體積分數，這樣就可以很容易地提高雙相鋼的強度。DP780和DP980就是這樣開發(fā)出來的，而且目前市場上可以買到。通過特殊的熱變形使組織細化，同樣能提高雙相鋼的強度。一種采用變形誘導鐵素體相變的方法如圖5所示。變形誘導鐵素體相變是指在25~50℃的溫度下軋制時，通過應變誘導相變使奧氏體轉變成鐵素體。利用這種方法可成功獲得晶粒為1μm左右的超細鐵素體。對變形后的標準雙相鋼進行特殊的冷卻處理，同樣可以獲得超細雙相鋼組織。另一種工藝一一在溫度低于珠光體終軋溫度時高應變下的熱變形一一產生了超細晶粒的鐵素體基體，上面均勻分散著球狀滲碳鐵顆粒。晶粒尺寸為1~2μm，且在后續(xù)的臨界退火過程中仍然非常穩(wěn)定。采用這種工藝產生的超細晶粒雙相鋼的抗拉強度為893MPa，延伸率為21%。但是，這些性能仍處于第一代先進高強鋼的性能范圍內，也就是說，雙相鋼組織細化并不能產生第三代先進高強鋼的性能。有時，提高強度已不是重點關注對象，重要的是開發(fā)了多種雙相鋼組織，以滿足良好的孔伸縮性和可彎性等特定要求，而不是為了提高拉伸性能。

4.2 改進型TRIP鋼

   早期對TRIP鋼的研究主要是針對碳含量較高的鋼種。從圖4 (略) 可明顯看出，碳含量高所產生的性能對第三代先進高強鋼的目準性能具有參考價值。同時，人們還研究了如何通過添加微量合金元素使TRIP鋼的晶粒細化。這樣獲得的抗拉強度高達1GPa，韌性約為總延伸率的20%，如圖4 (略) 所示。此外，還通過改變熱處理方法，即∶在完全奧氏體化后，在350~475℃的溫度區(qū)間內進行等溫保溫，或在溫度低于Ms(計算溫度為417℃)時保溫。降低保溫溫度可提高強度等級，但韌性隨之降低，應變硬化則不太明顯，分別如圖6 a 、6 b (略) 所示。TRIP鋼-雙相鋼分級淬火工藝也采用了在溫度低于Ms時進行等溫保溫，所產生的性能見圖4 (略) 。在這些組織中保留了大量由于貝氏體相變而產生的奧氏體。

4.3 超細晶粒貝氏體

   近來，研究開發(fā)超細晶粒貝氏體組織的工作一直在進行。根據T0原理所做的理論計算找出了的細晶粒組織所需的合金含量，而且不存在可能會影響韌性的未發(fā)生相變的大塊奧氏體。T0曲線是點軌跡，即具有相同化學成分的奧氏體和鐵素體具有相同的自由能，正如溫度和碳濃度關系曲線圖所示。該組織是在熱處理15天后獲得的。通過添加Al和/或Co合金提高了貝氏體動力，將熱處理時間縮短到了幾個小時。這種鋼的強度和韌性都非常高，與具有同等性能的馬氏體高強鋼相比，其成本明顯降低，因此成為軍用裝甲首選材料之一。這種鋼的抗拉強度為1700~2300 MPa，拉伸延伸率和韌性也很高。雖然這些材料的強度等級比較高，但都具有圖1(略) 所示的第一代高強鋼的綜合性能特征。如果合金含量和碳含量比較高，在車輛的批量生產中可能很難使用這種方法，盡管在經濟型合金中也獲得了貝氏體組織。

4.4 淬火和分配工藝

      最近提出了一種新型熱處理工藝一一淬火分配工藝。利用這種工藝可提高馬氏體鋼中殘留奧氏體的含量。該熱處理工藝分兩步進行(見圖8a，略) 所示∶鋼在等溫后先淬火至Ms~Mf區(qū)間的一個預定溫度(淬火溫度QT) ，形成一定數量的馬氏體和奧氏體相。第二步是分配，即∶減少馬氏體相的碳，使碳元素轉移到奧氏體相，形成富碳奧氏體相。從而，在最后冷卻至室溫后，碳穩(wěn)定化后的奧氏體繼續(xù)保留在顯微組織中。碳分配可以采用兩步淬火分配法，在高于淬火溫度的條件下進行，也可以在淬火溫度保溫時進行，即采用一步淬火分配法。通過計算得出淬火溫度，在淬火溫度下，利用馬氏體中存在的碳穩(wěn)定盡可能多的奧氏體，見圖8b (略) 所示。在計算過程中，采用Koistinen-Marburger關系式計算出達到淬火溫度后形成的初始馬氏體分數，然后再計算碳分配之后冷卻至室溫時形成的馬氏體分數。添加鉬元素可阻礙貝氏體相變動力，并已證實可提高殘留奧氏體的體積分數；但是，如果用鋁代替硅，則可加速貝氏體反應，降低殘留奧氏體分數?？梢钥隙ǖ氖牵岣邭埩魥W氏體分數可改善鋼的強度和塑性，如圖4 (略) 所示。

4.5 快速加熱和冷卻

     一種類似于感應淬火的快熱和快冷工藝現已在薄板上得到了應用。這種工藝的加熱冷卻時間非常短，加熱冷卻速率也非?？臁Ｓ眠@種快速加熱冷卻工藝處理過的AISI8620鋼的微觀結構表明，經過處理，這種鋼的貝氏奧氏體和馬氏體顯微組織非常精細，且有大大小小分布均勻的碳化物。這些碳化物是先前組織中遺留下來的，因奧氏體化時間太短而沒有溶解。在處理后的組織中還發(fā)現了非常細小的奧氏體晶粒?？赡苁且驗樵诟哂贏c3的溫度條件下停留時間太短，導致碳在奧氏體中沒有完全擴散和重新分配，從而使奧氏體分解成貝氏體和馬氏體等各種相變產物。但有一點可以肯定這種方法可以保證強度。

4.6 低錳TWIP/TRIP鋼

     第二代奧氏體鋼有各種各樣的成分組成。目前進行的一些研究主要針對降低這些鋼的合金含量。將Mn含量從25%降低到15%后對應力應變所產生的影響見圖9 (略) 。影響非常明顯的是真應變，超過了15%，其中15Mn鋼的應變硬化明顯增大，這肯定與馬氏體相變有關。25Mn鋼中既沒有相變產物，也沒有馬氏體，應變硬化主要是由于孿生晶形成而產生的。20Mn鋼則表現出孿生及相變誘發(fā)的應變硬化。

4.7 高錳TRIP鋼

     這種鋼的錳含量比傳統薄板中的錳含量高，但是比TWIP鋼中的錳含量低很多。這種工藝采用的傳統熱軋、冷軋和罩式退火工藝。延長在峰值退火溫度下的保溫時間產生臨界區(qū)退火，從而發(fā)生錳分配。在室溫下獲得了含有鐵素體和高錳奧氏體的超細顯微組織。在所選擇的退火條件下，應變硬化明顯增大。這種方法有利于降低合金成分，同時對于那些不具備連續(xù)退火或先進冷卻能力的設備也有好處。

5 結論

     本文回顧了近期文獻中提到的發(fā)展先進高強鋼的若干冶金處理方法，這些方法與模型結果所確定的方向大致相同。報導的發(fā)展戰(zhàn)略中采用了各種方法，通過改變合金和/或處理工藝來保留奧氏體，提高強度。利用貝氏體及馬氏體等低溫相變產物，并采用一些新的方法使組織進一步細化，從而提高強度。通過使用奧氏體穩(wěn)定劑，并采用處理工藝控制顯微組織的大小和形態(tài)以及奧氏體的成分和穩(wěn)定性，提高奧氏體含量。

     通過回顧得出，利用一些合金和處理工藝完全可以生產第三代先進高強鋼。但是，在處理過程中應小心控制合金元素及含量、處理時間和處理溫度；而且，為滿足特殊的工藝要求，可能還需要對設備進行改造。

     本文主要關注的是如何提高強度/塑性綜合指標，但是，隨著基體強度進一步提高，邊部拉伸、彎曲和剪切斷裂、延遲裂紋等其它性能可能將在優(yōu)化材料性能方面起到更重要的作用。