为满足汽车行业更安全、更轻量化、更环保以及更经济油耗的需求，AHSS（Advanced High Strength Steel先进高强度钢）一直是材料研发工作的重点。据预测，到2015年，在世界轻型车车身及其封闭件中，AHSS钢将增加到35%，而低碳钢将从2007年的55%下降到29%。
近年来各国一直致力于第3代AHSS钢的研发，美国科学家首先提出了第3代AHSS钢的概念，美国汽车/钢铁联盟在美国能源部和美国国家卫生基金会的支持下于2007年10月启动了为期3年的强塑积与成本介于第1代与第2代AHSS钢之间的第3代AHSS钢的研发工作。同时，中国与韩国也相继启动了提高强塑积的高强高塑钢的研发工作。（关注微信公众号：材料科学与工程）到目前为止，各国第3代AHSS钢的研发仍然在积极探索之中。2010年11月，中国钢铁研究总院（简称中钢研）与太原钢铁集团合作，成功地在工业生产流程上开发出第3代AHSS钢热轧板卷和冷轧板，强塑积均超过了30GPa·%，并研发出中国第3AHSS钢及其工业化生产技术。
1、第3代AHSS（先进高强度）钢的研究进展
目前正在进行的AHSS研究是在不明显增加合金量的条件下，将第1代AHSS钢的强度和韧性增加到更高水平，或者目的是降低第2代AHSS钢的合金含量，降低生产成本。但第2代AHSS钢由于生产成本高而难以进行大批量生产和应用，目前只有韩国和中国等少数国家仍在进行工业化试制，而性价比良好的第3代AHSS钢已成为世界各国研发的热点，本文将在以下7个方面，对这些方案和研究进行探讨。
1.1、DP（双相）钢
采用优化碳含量和/或临界退火温度来增加马氏体含量来稳定获得强度更大的双相钢。以这种方式开发出来的DP780、DP980和DP1180已经工业化生产。
采用特殊的热轧工艺获得的显微组织细化也可以达到强度增加的目的，主要有两种工艺：
（1）应用变形诱导铁素体相变（DIFT），DIFT研究方法包括由奥氏体到铁素体的应变诱导相变，该相变是在低于Ac3的Ar3之上25~50℃区域进行轧制。该方案现已成功生产出晶粒尺寸在1μm级的超细晶粒铁素体。采用轧后特殊的冷却工艺以传统的DP钢成分，如0.O6C-1.9Mo-0.16Mo，生产出了超细晶DP钢。值得关注的一个现象是，超细晶DP钢可以通过更低的合金成分而不添加昂贵的Mo来获得。
（2）在珠光体精轧温度之下进行大应变（真应变最大为1.6）温轧而获得带有均匀弥散的、球化渗碳体颗粒的超细晶粒铁素体基体。在随后进行临界退火处理时，所获得的1~2μm晶粒基本处于稳定状态。以该方式获得的抗拉强度893MPa、伸长率为21%的超细晶DP钢已见报道。（关注微信公众号：材料科学与工程）然而，这些钢的性能仍处于第1代AHSS钢的区域内，这种组织细化的DP钢还不能够达到第3代AHSS钢的性能。
在一些情况下，强度增加还不是主要关注点，现已开发的多种DP组织结构目的是满足专用要求，像高的扩孔率或抗弯性，而不是单纯地追求抗拉强度的增加。如浦项光阳厂的6号热镀锌生产线在世界上首次成功地生产了490MPa级深冲型双相钢汽车面板。2010年，浦项制铁又成功开发了590MPa级双相钢汽车面板。表1为典型DP钢工业化生产概况。
表1：典型DP钢工业化生产概况
公司
牌号
化学成分（上限）/%
YS/MPa
Rm/MPa
A/%
GPa·%
C
Mn
Si
安塞乐米塔尔
DP1180
0.18
2.4
0.60
900~1100
1180
≥5
≥5.90
安塞乐米塔尔
DP980
0.11
2.9
0.70
700~800
980
≥8
≥7.84
宝钢
DP1180
-
-
-
820~1130
1180
≥3
≥3.54
注：表中DP钢均为冷轧。
1.2、改进型TRIP（形变诱发塑性）钢
相对于现今已工业化的TRIP钢，早期的研究钢种碳含量更高，Matsumura等人研究了0.4CMnsi钢种，其性能指标处于第3代AHSS钢优先考虑的目标区域内。此外，通过合金化对TRIP钢进行晶粒细化，己获得了标准强度达1GPa，总伸长率达20%的钢。其它的TRIP钢开发包括改进热处理，即在350~475℃温度区间内进行等温处理，而某些情况下是在Ms温度之下（计算值为417℃）。当降低保温温度时，导致强度值增加而延展性下降，同时应变硬化显著变小。
鞍钢已批量供货的低碳低硅无铝（低铝）TRIP590和TRIP780钢突破了TRIP钢传统的合金设计理念，如TRIP780采用0.22C-0.6Si-1.65Mn-0.O5P-0.02Al-0.1V合金设计，以磷或磷 钒代硅、铝，使成分、工艺设计更加科学合理，这类TRIP钢成本低、可镀、可焊，低温韧性好，工业生产方便，钢板的性能达到及优于国外同类产品实物水平。目前，980MPa级高强度冷轧TRIP钢鞍钢也已研制成功。表2为典型TRIP钢工业化生产概况。
表2：典型TRIP钢工业化生产概况
公司
牌号
化学成分（上限）/%
YS/MPa
Rm/MPa
A/%
GPa·%
C
Mn
Si
安塞乐米塔尔
TRIP780
0.25
2.00
2.00
550
780
≥23.0
≥17.9
宝钢
TRIP980
-
-
-
700
980
≥14.0
≥13.7
宝钢
TRIP780
0.20
2.50
0.80
580
780
≥20.0
≥15.6
鞍钢
TRIP780
0.22
1.65
0.60
535
825
≥25.0
≥20.6
蒂森克虏伯
TRIP780
0.22
1.70
1.60
545
840
≥24.5
≥20.6
日本
TRIP780
0.22
1.65
1.50
530
820
≥25.5
≥20.9
注：1）Si Al=2.00；2）表中TRIP钢均为冷轧。
1.3、超细晶贝氏体钢
近来的研究工作一直致力于开发出超细贝氏体组织的高强度钢（表3）。通过采用125~625℃较低的相变温度，研发出了0.98C-1.89Mn-1.46Si-1.26Cr-0.26Mo-0.09OV合金，其硬度为600HV，而强度超过2.5GPa。该显微组织是经15天热处理之后获得的，该时间对于工业化生产来说，时间太长，为此正在做进一步的研究。通过采用Al和/或Co进行合金化，将加热温度降低，争取将热处理时间大幅度缩短，以便进行工业化生产。（关注微信公众号：材料科学与工程）该钢具有高强度和高韧性，使该材料成为装甲用钢的一个良好备选材料，它比类似性能的马氏体时效钢的成本低很多。可以获得具有良好伸长率和韧性且抗拉强度在1700~2300MPa的钢种，但由于采用相对高的合金和碳含量，该方法用于大规模的应用可能会更加困难。
表3：典型超细晶贝氏体钢研发概况
研究单位
合金系列
化学成分（上限）/%
Rm/MPa
A/%
GPa·%
C
Mn
Si
Mo
英国剑桥大学
0.98C-1.89Mn-1.46Si
0.20
1.80
1.50
0.26
2500
-
-
西班牙国家冶金研究中心和新西兰代尔夫特大学
0.2C-2.23Mn-1.5Si
0.22
2.23
1.50
0.25
1382
24.0
33.2
0.3C-2.25Mn-1.5Si
0.29
2.25
1.50
0.26
1796
18.0
32.3
西班牙国家冶金研究中心和新西兰代尔夫特大学的研究人员成功试制出了碳含量为0.3%同时不含碳化物的贝氏体钢，其显微组织由贝氏体铁素体和残余奥氏体组成。该钢显示出良好的强韧性组合，抗拉强度在1500~1800MPa，总伸长率超过了15%。经过改进的含碳量为0.2%的贝氏体钢达到了更好的强韧性组合，而且其焊接性得到改善。
1.4、淬火-碳分配（Q&P）钢
淬火-碳分配（Q&P）是近年来生产含有更多残余奥氏体的马氏体钢的一种新工艺。该工艺由2步热处理组成。首先，在均热后，钢在Ms-Mf范围内预定的淬火温度进行淬火以产生部分马氏体和部分奥氏体显微组织。第2步，称之为碳分配阶段，其目的是通过（部分）将马氏体的碳分配到奥氏体中并使碳在奥氏体中富集。这样，在最终淬火到室温之后，稳定的富碳奥氏体残留在显微组织中。碳在高于淬火温度下可以通过2步Q&P工艺进行分配，或采用1步Q&P工艺在淬火温度下保温进行碳分配。残余奥氏体稳定化被认为是来自于马氏体的碳消耗（分配），而与贝氏体相变无关。
自从2003年美国的John G Speer提出了Q&P工艺后，中国宝钢进行了Q&P钢工业化试制，其研究的0.2C-1.5Si-1.8Mn系TRIP780钢经Q&P处理，成功生产出了Q&P1000钢，其抗拉强度为981~1223MPa，伸长率为9.3%~21.2%，并成功用于国内轿车B柱的冲压成形。最近，科罗拉多矿业大学与浦项公司合作研究了不同C、Mn含量对Q&P钢组织与性能的影响。经过实验，其完全奥氏体化后的0.2C-3Mn-1.6M及0.3C-3Mn-1.6Si系钢展示出了较佳的强韧性组合。但是有关Q&P钢的组织结构与性能的关系，特别是少量残余奥氏体对于应变硬化的贡献还有待于进一步的研究。表4为典型淬火-碳分配（Q&P）钢研发概况。
表4：典型淬火-碳分配（Q&P）钢研发概况
研究单位
合金系列
化学成分（上限）/%
Rm/MPa
A/%
GPa·%
C
Mn
Si
其它
宝钢
0.2C-1.8Mn-1.5Si
0.20
1.80
1.50
0.046Al
981
21.2
20.8
科罗拉多矿业大学与浦项公司
0.2C-3Mn-1.6Si
0.20
3.00
1.60
0.06Al
1047
19.0
19.9
0.3C-3Mn-1.6Si
0.29
2.95
1.59
0.06Al
874
18.0
15.7
中钢研
0.37C-0.2Mn-1.85Si
0.37
0.20
1.85
Cr、Ni、Mo、V
1670
19.8
33.1
中钢研
0.41C-0.03Mn-1.68Si
0.41
0.03
1.68
Cr、Ni、Mo、V
1835
19.0
34.9
1.5、超快加热和冷却工艺
一种超快加热和冷却工艺（Flash Process）现已用于钢板生产。采用该工艺生产的一种AISI 8620钢种呈现出非常细的显微组织，它由贝氏体铁素体和马氏体组织构成，上面均匀分布着大的和小的被认为是富Cr的渗碳体。由于奥氏体化时间非常短，这些碳化物被认为是遗传于先前显微组织中的难溶的碳化物。在最终的显微组织中也观察到了非常细的先前的奥氏体晶粒。可以假设，在Ac3温度之上的很短时间内能产生不完全的碳扩散并在整个奥氏体组织上重新分配，它将导致复合的奥氏体分解产生不同的相变组织，如贝氏体和马氏体。
美国研究人员对低合金AISI 1020钢进行了实验，305mm宽薄钢板在5s之内进行快速加热与冷却，获得了1560~1600MPa抗拉强度和8.0%~8.7%伸长率。由于获得了贝氏体组织，具有优良的耐回火能力，在500℃回火300s后，仍有1225MPa的抗拉强度。该钢经过温轧成型，可以通过一次和二次冲压将钢板加工成复杂几何形状的零件。表5为美国超快加热和冷却工艺（Flash Process）钢的成分及性能。
表5：超快加热和冷却工艺（Flash Process）AHSS钢的成分及性能
牌号
化学成分（上限）/%
Rm/MPa
A/%
GPa·%
C
Mn
Si
其它
AISI 1020
0.21
0.63
0.22
Cr、Ni、Mo、Cu
1576
8.7
13.7
1.6、高锰钢
由Merwin基于Grange和Miller早期研究成果而研发的较低锰（5%~7%）、低碳（0.1%）成分的双相铁素体-奥氏体显微组织的钢。其锰含量高于常规钢种，但比TWIP钢低很多，可以采用常规的热轧、冷轧和罩式退火工艺。在退火温度的最高点延长保温导致了双相区退火，此时产生了锰分配现象。在室温条件下获得了由铁素体和高锰奥氏体构成的超细晶显微组织。在0.10C-5.2Mn钢中，检测的奥氏体比例达17%，而在0.10C-5.8Mn和0.10C-7.1Mn钢中所获得的奥氏体比例分别达28%和38%。除了降低TWIP钢相关的合金成本之外，该工艺路线也可使那些不具备连续退火或先进冷却能力的生产线生产出高强钢。
关于第2代奥氏体钢种已经提出了各种成分系列，现今的研究主要集中在如何降低合金含量上。Frommeyer等人研究了更低锰（15%Mn）的Fe-Mn-3Si-3Al系钢。高锰钢中Mn、C、Al等合金元素含量较高，对冶炼、连铸以及热轧工艺提出了非常苛刻的要求。主要表现在：
（1）冶炼过程中，Fe-Mn-Al-Si系高锰中Al元素烧损严重，成分难以精确控制；另外，Mn、C与覆盖剂容易发生反应。
（2）连铸过程中，Mn元素的微观偏析导致弯月面处的凝固坯壳强度偏低，容易漏钢；随着温度下降，高锰钢强度快速上升，导致拉矫过程困难。
（3）热轧过程中，在隧道炉加热时晶界非常容易氧化，并且钢中K相碳化物也带来热轧的困难，高Mn、C含量容易使热轧板表面形成凹坑缺陷。
可见，利用连铸-热轧传统流程生产高锰钢存在许多技术瓶颈。薄带连铸技术快速凝固，可以有效降低高合金钢中元素的偏析，提高材料的成型性能。各大钢铁集团在尝试利用该技术生产高锰钢。蒂森-克虏伯钢铁公司采用带式的薄带连铸技术，尝试生产出Fe-Mn-Al-Si系高锰钢薄带。韩国浦项也在尝试用薄带连铸流程进行Fe-Mn-C系高锰钢的生产。表6为典型TWIP（孪晶诱发塑性）钢研发概况。
表6：典型孪晶诱发塑性（TWIP）钢研发概况
研究单位
合金系列
化学成分（上限）/%
Rm/MPa
A/%
GPa·%
C
Mn
Si
其它
德国Paderborn大学和Benteler汽车公司
Fe-Mn-C
0.52
22.36
0.25
0.20Cr
1160
52
63.2
安赛乐和蒂森克虏伯
Fe-Mn-C
0.70
20.0
-
-
1000
≥50.0
≥50.0
Bracke L
Fe-Mn-C
0.25
16.2
0.14
5.60Cr
848
≥31.0
≥26.3
北京科技大学
Fe-Mn-Al-Si
0.0175
24.0
2.92
2.52Al
715
≥61.2
≥43.8
浦项科技大学
Fe-18Mn-1.5Al-0.6C
0.60
18.0
-
1.50Al
990
≥63.0
≥62.4
1.7、中锰碳亚稳奥氏体-超细晶基体钢
目前，通过中锰碳钢的合金化设计及奥氏体逆相变等措施，中钢研已经在实验室内制备出30%左右的亚稳奥氏体与超细晶基体的双相复合组织钢。该钢的室温抗拉强度在0.8~1.6GPa级，断后伸长率为30%~45%的水平，而其强塑积在30~48GPa·%。目前实验室内已经完成了对不同碳含量和不同锰含量的C-Mn钢的系列化基础研究。（关注微信公众号：材料科学与工程）基本工艺是对设计的原型钢先进行淬火处理，获得马氏体组织，然后对这些淬火钢进行双相区（Ac1-Ac3）进行不同时间的退火，进行奥氏体逆转变，获得包括奥氏体、超细晶铁素体及沉淀析出相的多相组织，此种退火工艺被称为奥氏体逆转变退火。
从以上对中锰钢的实验室研究结果来看，通过逆转变处理和相应的形变处理，可以获得含有大量奥氏体相的基体为超细晶组织的奥氏体、铁素体双相钢。当钢中含有30%左右的亚稳奥氏体时，可以获得强塑积在30~40GPa·%的高强高塑汽车钢。拉伸形变过程中，亚稳奥氏体又逐步转变为马氏体，形成了亚稳、多相和多尺度称之为M3的组织。2011年11月中钢研与太钢合作研发的第3代汽车钢在太钢进行了工业试制，初步试制的0.1C-5Mn钢热轧卷和冷轧板均达到了第3代汽车钢的基本目标。表7为中钢研第3代汽车钢工业试制数据概况。
表7：中锰亚稳奥氏体-超细晶基体钢的主要成分和性能
项目
合金系列
Rm/MPa
伸长率A/%
强塑积/（GPa·%）
工业试制热轧板卷
0.1C-5Mn
700
＞40
＞30
工业试制冷轧板
0.1C-5Mn
900
＞40
＞36
2、结语
在汽车制造领域，钢与铝及镁合金等的竞争已进入了一个新的阶段。同时，汽车制造商也对钢铁材料的性能和成本提出了更高的要求，AHSS钢，特别是性价比优良的第3代AHSS汽车钢的开发就显得特别迫切。（关注微信公众号：材料科学与工程）目前，世界各国都在致力于AHSS特别是第3代AHSS钢的研究和开发，同时也对新的用户加工技术与工艺加大了研究力度，使钢的强韧性能得到了进一步的提升。中钢研已获初步成功的第3代AHSS钢研发，同时以Q&P钢和先进贝氏体钢为代表的AHSS钢的研发，是目前比较接近于第3代AHSS钢目标的研发方向，其它的工艺路线和新钢种也正在探索之中。中钢研与太原钢铁集团率先在国际上联合成功开发了第3代AHSS汽车钢的工业试制工艺路线，标志着中国AHSS钢的研发达到了世界先进水平。（中国汽车材料）
