一、引言

 

    歐洲車身會議（ECB大會）對汽車用鋼板的分類是按照冶金學的組織類型來分類的，將鋼種分為傳統軟鋼、高強度鋼、先進高強度鋼和超高強度鋼等。

    先進高強度鋼（Advanced High Strength Steels，AHSS），是具有復相組織的材料，通過嚴格控制加熱和冷卻工藝達到所要的化學成分和復相微結構，并采用各種強化機制來實現不同強度、延展性、韌性和疲勞性能。

二、性能

 

在過去，鋼鐵的抗拉強度超過550 MPa，可以歸為先進高強度鋼，而抗拉強度超過780 MPa歸為超高強度鋼，然而，當下多相先進高強度鋼的最低抗拉強度是440 Mpa，因此將強度作為界定先進高強鋼的標準不再適用。抗拉強度為1000 MPa的先進高強度鋼通常也稱之為1GPa鋼。第三代先進高強度鋼有望在低成本前提下實現相當或更優的性能。

鋼種的強度-延性圖IF—無間隙原子鋼；Mild—低碳鋁鎮靜鋼；

IF-HS—高強度IF鋼；BH鋼—烘烤硬化剛；

CMn—碳錳鋼；HSLA—高強度低合金鋼；

DP—雙相鋼；CP—復相鋼；

TRIP—相變誘導塑性鋼；MS—馬氏體鋼；

TWIP—孿晶誘導塑性鋼先進高強度鋼材料性能概覽（包含HSLA鋼）

 

序號	牌號	Min Yield Strength	Min Tensile Strength
		MPa	MPa
1	DP210/440	210	440
2	DP 300/500	300	500
3	FB 330/450	330	450
4	HSLA 350/450	350	450
5	DP 350/600	350	600
6	TRIP 350/600	350	600
7	TRIP 400/700	400	700
8	HSLA 420/500	420	500
9	FB 450/600	450	600
10	TRIP 450/800	450	800
11	HSLA 490/600	490	600
12	CP 500/800	500	800
13	DP 500/800	500	800
14	TWIP 500/900	500	900
15	TWIP 500/980	500	980
16	HSLA 550/650	550	650
17	CP 600/900	600	900
18	TWIP 600/900	600	900
19	DP 600/980	600	980
20	TRIP 600/980	600	980
21	Q&P 650/980	650	980
22	CP 680/780	680	780
23	TPN 680/780	680	780
24	HSLA 700/780	700	780
25	DP 700/1000	700	1000
26	CP 750/900	750	900
27	TPN 750/900	750	900
28	DP 750/980	750	900
29	TRIP 750/980	750	980
30	TWIP 750/1000	750	1000
31	CP 800/1000	800	1000
32	DP 800/1180	800	1180
33	CP 850/1180	850	1180
34	MS 950/1200	950	1200
35	TWIP 950/1200	950	1200
36	CP 1000/1200	1000	1200
37	MS 1050/1470	1050	1470
38	CP1050/1470	1050	1470
39	HF 1050/1500	1050	1500
40	DP 1150/1270	1150	1270
41	MS 1150/1400	1150	1400
42	HF 1200/1900	1200	1900
43	MS 1250/1500	1250	1500

 

 三、分類

 

世界鋼協根據研發歷史及其特點，將AHSS鋼分為三代：

（1）第一代AHSS鋼以鐵素體為基的AHSS鋼的強塑積為15 GPa%以下，主要包括雙相（ DP）鋼、多相（ CP）鋼和相變誘導塑性（ TRIP）鋼，鐵素體貝氏體鋼（FB/SF），馬氏體鋼（MS/PHS）、硼鋼（HF）；

 

（2）第二代AHSS鋼以奧氏體為基的AHSS鋼的強塑積為50 GPa%以上，主要包括奧氏體孿晶誘導塑性（ TWIP） 鋼（主要鋼種）、誘導塑性輕鋼（L-IP） 和剪切帶強化（SIP）鋼；

 

（3）第三代AHSS鋼以馬氏體、回火馬氏體、亞微米晶/納米晶組織或沉淀強化的高強度BCC組織，強塑積20 -40GPa%，主要包括TBF鋼（TRIP Aided Bainitic Ferrite steels），中錳鋼（medium Mn-Trip），Q&P鋼（Quenching-Partitioning Steel）。第三代AHSS鋼以“多相、亞穩、多尺度”為特征的組織調控理論的指導下，提出高強塑積第三代汽車鋼的超細晶基體與亞穩相的組織調控思路，采用新型中錳合金化和逆轉變奧氏體（ART）退火的技術思路。

 

先進高強鋼的組織結構與性能關系分析總結

（上圖陰影區域是第三代先進高強鋼強塑積的研發目標，下圖紅色區域表明第三代先進高強鋼要含有30%~40%的亞穩奧氏體含量）

 

第一代先進高強鋼

 

3.1 DP鋼（Dual-Phase Steel）

 

3.1.1 顯微組織（Microstructure）

 

DP鋼的顯微組織主要為鐵素體和馬氏體，馬氏體組織以島狀彌散分布在鐵素體基體上（如圖2所示）。鐵素體較軟，使鋼材具備較好的塑性。馬氏體較硬，使鋼材具備較高的強度。DP鋼的強度隨較硬的馬氏體所占比例提高而增強。

DP鋼的顯微組織

 

3.1.2 性能特點

 

（1）屈強比較低（一般為0.5～0.65），不僅易于加工，而且具有僅次于TRIP鋼的高延伸率；

 

（2）應變集中在低強度的鐵素體相上，使其具有獨特的高加工硬化率，尤其在低的應變區（2%～3%），屈服強度提高很快（140～220MPa）；

 

（3）無屈服延伸，無時效；

 

（4）呈烘烤硬化特性（可達30～150MPa）；

 

（5）良好地碰撞能量吸收性能。

3.1.3 應用

 

雙相鋼是先進高強度鋼中應用最為廣泛的一類鋼種。如表2所示，可看出雙相鋼C級車上所應用部件的使用情況。雙相鋼最適用于結構件及其加強件，在外板上也有廣泛的應用。雙相鋼在C級車上占到了整個結構用鋼的74%左右。對于450/500MPa級別的雙相鋼常用于車門外板等外露件，比標準鋼種的抗凹陷能力高20%，可有15%的減重潛能；而600/780/1000/1180MPa級別的雙相鋼則適用于生產各類結構件和安全部件，常見的部件有縱梁、橫梁、車底十字構架、防撞加強構件、前翼構件、車輪等。

DP鋼在汽車部件中典型應用

 

牌號	在汽車部件中的應用
DP 300/500	Roof outer, door outer, body  side outer, package tray, floor panel
DP 350/600	Floor panel, hood outer,  body side outer, cowl, fender, floor reinforcements
DP 500/800	Body  side inner, quarter panel inner, rear rails, rear shock reinforcements
DP 600/980	Safety  cage components (B-pillar, floor panel tunnel, engine cradle, front sub-frame package  tray, shotgun, seat1)
DP 700/1000	Roof rails
DP 800/1180	B-pillar upper

 

3.1.4 缺點

 

雙相鋼的沖壓回彈是該材料面臨的最大挑戰。由于冷軋雙相鋼的高強度級別，在沖壓成形過程中，材料必然存在較大的內應力。成形完成從模具中取出時，材料的高內應力使零件很容易產生回彈，造成零件的扭曲與翹曲。

雙相鋼的沖壓開裂則是另一個較大的挑戰。開裂傾向主要是由于雙相鋼中的鐵素體和馬氏體兩種相之間的力學性能差異巨大，成形過程中在兩相的界面之間造成應力集中，從而引起界面間的開裂。

3.2 CP鋼（Complex Phase steel）

 

3.2.1 顯微組織

 

CP鋼的顯微組織以鐵素體/貝氏體為基體，含有少量的馬氏體、殘余奧氏體以及珠光體。通過再結晶和Ti/Nb等微量元素形成的析出相達到細化晶粒的目的。

 CP 800/1000 熱軋鋼的顯微組織

 

3.2.2 性能特點

 

CP鋼具有非常高的抗拉強度，與同等抗拉強度的雙相鋼相比，其屈服強度明顯要高很多，且有較高的能力吸收能力和較高的殘余應變能力，擴孔性能好。

3.2.3 應用

 

CP鋼在汽車部件中典型應用

 

牌號	在汽車部件中的應用
CP 600/900	Frame rails, B-pillar reinforcements
CP 680/780	Frame rails, chassis components, transverse beams
CP 750/900	B-pillar reinforcements, tunnel stiffener
CP 800/1000	Rear suspension brackets, fender beam
CP1000/1200	Rear frame rail reinforcements, rocker outer
CP1050/1470	Rocker panels, bumper beams

 

3.3 FB鋼（Ferritic-Bainitic steel）

 

3.3.1 顯微組織

 

FB鋼的顯微組織由鐵素體和貝氏體組成。FB鋼是過冷奧氏體在珠光體轉變和馬氏體轉變之間的中溫區域內發生的轉變而形成。

FB450/600鋼的顯微組織

3.3.2 性能特點

FB鋼具有良好地成型、焊接和疲勞性能。FB鋼的最大特點是具有良好地延伸凸緣性（擴孔性能）。

3.3.3 應用

FB鋼通常用于生產沖壓大、中型車身覆蓋件的激光對焊板坯或汽車底盤、車輪等載重件。

FB鋼在汽車部件中的應用

3.4 相變誘導塑性鋼（Transformation InducedPlasticity Steel，TRIP）

3.4.1 顯微組織

TRIP鋼的顯微組織以鐵素體為基體，殘留奧氏體彌散分布在鐵素體上，也存在馬氏體和貝氏體。鋼中組織的合理配比、殘余奧氏體的穩定性決定了TRIP鋼的力學性能。

TRIP 690鋼的顯微組織

3.4.2 TRIP效應

TRIP效應是TRIP鋼在變形過程中，殘余奧氏體轉變為高強度的高碳馬氏體，同時伴隨著體積膨脹，因而抑制了塑性變形的不穩定，增加了均勻延伸的范圍，故使得強度和塑性同時提高。

3.4.3 化學成分

TRIP鋼的成分以C-Mn-Si合金為主，根據具體情況添加少量的Cr、V、Ni等合金元素。其成分特征是低碳、低合金化、鋼質純凈。

TRIP鋼中化學元素的作用

3.4.4 性能特點

成型性能：TRIP鋼具有較高的平面應變特征點值，因此具有較好的極限變形能力；在雙向拉伸變形區域，TRIP鋼的安全成型度比DP鋼高，所以相同強度級別下的TRIP鋼的沖壓成形性優于DP鋼。

焊接性能：Si和Mn元素的加入使鋼板的焊接性能下降。

撞吸特性：TRIP鋼加工硬化速率變化較平緩，隨應變呈線性下降趨勢，因此在大變形階段，TRIP鋼的吸能特性顯著。

3.4.5 應用

TRIP鋼應用于防撞結構件。

TRIP鋼在汽車部件中典型應用

3.5 馬氏體鋼（Martensitic Steel）

3.5.1 顯微組織

MS鋼的顯微組織以馬氏體為基體，少量的鐵素體或貝氏體彌散分布其中。馬氏體組織通過高溫奧氏體組織經熱軋或冷軋連續退火后淬火形成，具有非常高的強度。

馬氏體鋼的顯微組織

3.5.2 性能特點

馬氏體鋼具有非常高的強度，抗拉強度極限達到了1700MPa。馬氏體鋼經等溫回火處理后可得到很好的成形性。

低碳馬氏體鋼具有良好地強度、塑性、韌性以及低的品奧傾向，同時還具有較低的缺口敏感性，過熱敏感性、優良的冷加工性、良好地可焊性而且熱處理變形較小等一系列的優點。

3.5.3 應用

馬氏體高強鋼在汽車領域主要應用于成形性要求不高的零件部分，如汽車前后左右門的防撞桿，A、B、C柱加強板，下邊地板通道，車頂加強梁等。

MS鋼在汽車部件中的應用

3.6 硼鋼（Boronbased hot-forming steel）

3.6.1 顯微組織

熱成形鋼的原始顯微組織通常為鐵素體加珠光體組織，以及少量的碳化物顆粒和貝氏體組織。熱成形后，顯微組織主要為全馬氏體組織，以及少量的鐵素體、貝氏體或殘余奧氏體存在。

3.6.2 熱成形工藝原理

首先把常溫下強度為500~600MPa的高強度硼合金鋼板加熱到880~950℃，使之均勻奧氏體化，然后送入內部帶有冷卻系統的模具內沖壓成型，之后保壓快速冷卻淬火，使奧氏體轉變成馬氏體，成形件因而得到強化硬化，強度大幅度提高。該工藝被稱為“沖壓硬化”技術，分為直接工藝和間接工藝，兩種工藝大致相同。

3.6.3 化學成分

熱成形中使用最廣泛的22MnB5材料是一種低碳微合金含硼鋼，含有少量Ti、Cr、Mo、Cu、Ni等合金元素。

B元素可顯著提高鋼的淬透性，有利于獲得高強度的全馬氏體組織，添加量一般為15~30 μg/g。B元素還可以提高過冷奧氏體的穩定性，降低珠光體和貝氏體的轉變速率，使過冷傲實體等溫轉變曲線右移，避免鐵素體和珠光體的形成。B元素主要通過奧氏體化時在晶界的偏析來影響鐵素體形核，從而提高鋼的強度。

3.6.4 性能特點

熱成形鋼屈服強度≥1000MPa，抗拉強度≥1500 MPa，斷后伸長率≥5%，強度、硬度高、耐磨性好，具有極高的減重潛力、高碰撞吸收能力、高疲勞強度、高成形性等優勢。

3.6.5 應用

熱成形鋼被廣泛用于車身骨架的關鍵部位，例如A、B、C柱，車門防撞梁等安全關鍵部位。

第二代先進高強鋼

3.7 孿晶誘導塑性鋼（Twinning Induced Plasticity，TWIP）

3.7.1 顯微組織

TWIP鋼的顯微組織為單一的奧氏體組織和少量退火孿晶組織。

 經退火的TWIP鋼的顯微組織

3.7.2 變形機制

在外力的作用下，TWIP鋼的變形主要以孿生方式進行，這是因為對于低層錯能的奧氏體晶粒，微小的變形就能使其內部產生大量的位錯與層錯缺陷，在切應力作用下位錯源所產生的大量位錯沿滑移面運動時遇到了障礙，位錯被釘扎造成位錯的塞積和纏結，隨著應力的增大位錯不斷堆集，應力集中愈來愈大，滑移系很難再滑移運動，不能再通過滑移方式來繼續塑性變形，當應力集中在孿生方向達到臨界應力值時，晶體就開始進行孿晶變形。

隨著應變量的增加，材料的顯微組織中出現大量的高密度形變孿晶，并產生二次孿晶。初生孿晶與次生孿晶交互穿越、切割基體，增加運動的障礙，起到了細化晶粒的作用，極大提高了TWIP鋼的強度。高應變區首先形成的孿晶界阻礙了該區滑移的進行，促使其它應變較低區域通過滑移進行形變直至孿晶的形成，這使試樣發生均勻變形，顯著推遲了縮頸的產生。同時對位錯運動的阻礙也在一定程度上減少了加工硬化現象的發生，也使塑性變形能夠持續進行，獲得更大的延伸效果。圖10為TWIP鋼應力-應變曲線，其中存在的兩種主要的形變機制。

TWIP鋼應力-應變曲線中兩種主要的形變機制

3.7.3 化學成分

TWIP鋼的Mn含量很高（17~24%），并含有少量C (<1 %), Si (<3%)或 Al (<3 %)。

TWIP鋼中化學元素的作用

3.7.4 性能特點

TWIP鋼不僅展現出奧氏體鋼所具有良好的耐磨性和耐蝕性，而且在塑性變形的過程中表現出卓越的延展性、較高的強度和良好的成形性；同時具有高的能量吸收能力（是傳統高強鋼的2倍）。

3.7.5 應用

TWIP鋼用于改善汽車的碰撞安全性能；極高的翻邊成形性能，使之更容易制造出復雜形狀的零件。

表8  TWIP鋼在汽車部件中的應用

 

3.8 L-IP鋼（Light-Induced Plasticity Steel,誘導塑性輕鋼）

在《Advanced High Strength Steels》（P369）定義L-IP鋼為carbon-free TWIP steels，即無碳或超低碳TWIP鋼，其中以Fe-Mn-Si-Al系為代表，其中Mn含量為25%~30%，Si含量為2%~4%，Al含量為2%~4%。

碳是奧氏體化穩定化元素，能顯著提高TWIP鋼的合金系的層錯能有利于TWIP效應。碳含量較高時會引起鋼板焊接時的冷裂紋傾向，降低了材料的可焊接性病降低了HAZ韌性，此外中高碳含量的TWIP鋼中不可避免地出現大量的碳化物，顯著降低材料的塑、韌性。

因此L-IP鋼的思路是以少量的強度降低為代價，改善TWIP的焊接問題。而為了保證TWIP效應，在無低碳或者超低碳TWIP鋼中通常會加入一定量的Si、Al元素，除調節合金系的層錯能外，還可以強化奧氏體基體。

L-IP鋼的顯微組織為全奧氏體組織。

近年來的研究表明，超低碳鋼和無碳雙相高錳TWIP鋼塑性變形時同時會或相繼發生TRIP和TWIP效應，兼具高強度和良好塑性。

室溫下不同化學成分Fe-Mn-Al-Si TWIP鋼的力學性能

3.9 SIP鋼（Shear Band Induced Plasticity steel，剪切帶強化鋼）

高錳鋼的變形機制根據堆垛層錯能(SFE)和相變的吉布斯自由能（△G）不同，可分為馬氏體相變、應變誘發相變（TRIP效應）、應變誘發孿晶（TWIP效應）和位錯滑移。變形機制如圖所示。

不同合金成分和溫度下高錳鋼變形機制隨層錯能的轉變圖

在Fe-Mn-Al-C系鋼中，隨著Al的大量添加，鋼的層錯能很高（~100 mJ/m2），在變形時不發生馬氏體相變，也不發生機械孿生，而是出現大量均勻的剪切帶，剪切變形對總的塑性有重要貢獻，因此被稱為剪切帶誘發塑性（Shear BandInduced Plasticity），簡稱SIP效應。因此這類鋼也被稱為SIP鋼。

這類鋼的另一個特點是在奧氏體基體上均勻分布著納米級碳化物，其間距很小，并與奧氏體基體共格，同時鋼中還有5%~15%的鐵素體。

SIP鋼具有優良的成形性和抗碰撞性能，且密度僅為6.5~7g/cm3，減重效果好。

第三代先進高強鋼

3.10 TBF鋼（TRIP Aided Bainitic Ferrite steels）

TBF鋼為相變誘導塑性鐵貝氏體素體鋼，也稱為Carbide-free bainitic steels（無碳化物貝氏體鋼），TRIP with bainitic matrix（貝氏體基相變誘導塑性鋼）或super-bainitic TRIP（超級貝氏體基相變誘導塑性鋼）。

3.10.1顯微組織

TBF鋼的組織特征是精細規整的無碳化物貝氏體鐵素體板條束、分布在貝氏體鐵素體基體上板條束間的薄膜狀殘余奧氏體與塊狀殘余奧氏體，同時也存在有非常少量的回火馬氏體。

TBF鋼的SEM顯微照片

（F–先共析鐵素體，B–無碳化物貝氏體，A–殘余奧氏體）

3.10.2性能特點

TBF鋼中有亞穩態殘余奧氏體（體積分數約為10%-30%）的存在，不僅具有較好的超高強度和塑性匹配，而且具有較高的疲勞強度、較好的沖擊性能，翻邊擴孔性能和抗氫脆性能。

設計目標：屈服強度達1.5GPa以上，抗拉強度達1.77~2.2GPa，斷后伸長率達15%。

3.10.3化學成分

TBF鋼中的C元素為0.2~0.4%。

TBF鋼中化學元素的作用

3.10.4應用

如圖所示。

ArcelorMittal的TBF鋼使用示例

3.11 Q&P鋼（Quenching-Partitioning Steel）

3.11.1 顯微組織

Q&P鋼的顯微組織為貧碳的板條馬氏體和氟碳的殘余奧氏體（5~15%）。馬氏體組織保證了鋼的強度，殘留奧氏體在變形過程中發生相變誘發塑性，從而提高鋼的塑性。

Q&P鋼的顯微組織

3.11.2 性能特點

Q&P鋼具有較高的屈強比（YS/TS）、高強度和較高延伸率的新鋼種，設計抗拉強度為800~1500MPa，伸長率15%~40%。

3.11.3 淬火配分工藝

設計思路：通過碳的配分，實現奧氏體富碳，從而穩定奧氏體。然后，利用室溫下奧氏體的TIRP效應獲得相對高塑性。

淬火配分工藝首先將鋼材加熱到Ac3以上的某一溫度，使其完全奧氏體化，該溫度稱之為奧氏體化溫度AT，然后以大于馬氏體轉變臨界冷速淬火到Ms和Mf之間的某一溫度QT，形成馬氏體和殘余奧氏體的混合組織；接著升溫到低于Ms的配分溫度PT保溫一定時間，使碳元素從過飽和馬氏體中的碳擴散到殘余奧氏體中，增加奧氏體穩定性，從而在隨后的淬火過程中保留至室溫。

Q&P工藝和組織演變示意圖

3.12 中錳鋼（Medium Mn-Trip）

3.12.1顯微組織

中錳鋼ART鋼的顯微組織為馬氏體或回火馬氏體基體上含有大量片狀殘留奧氏體或超細鐵素體。

中錳ART鋼的顯微組織

3.12.2奧氏體逆轉變方法（Austenite reverted transformation, ART）

ART工藝首先將鋼淬火得到淬火馬氏體，然后在鐵素體+奧氏體兩相區保溫退火獲得逆生奧氏體，并伴隨溶質元素在奧氏體中的富集及再配分活動，使殘余奧氏體穩定性提高保留到室溫。

3.12.3化學成分

由于提高鋼中亞穩奧氏體的含量是提高鋼的強塑積的關鍵因素，因此需要提高亞穩奧氏體的含量。

Mn元素可擴大奧氏體相區且有效促進奧氏體的形成及組織超細化。因此Mn元素的置換擴散與配分和奧氏體逆轉變是最終以多相和亞微米尺度的超細基體為特點的體心立方(BCC)的鐵素體組織與面心立方（FCC）殘余奧氏體復合組織的關鍵。

實驗研究的中錳鋼的成分設計為C的質量分數為0.15%-0.60%，Mn的質量分數為4%-10%，部分研究人員在中錳鋼中加入了Si、Al，二者的質量分數基本控制在1.5%-3.0%范圍內。此外，少數研究中添加了Mo和微合金化元素V，旨在提高晶界強度和細化基體晶粒尺寸。

四、先進高強鋼的發展趨勢及研究熱點

下一代先進高強鋼的開發應具備如下條件：低碳（高的焊接性）、低成本（低合金量的添加）、高成形性、易于裝備和維修。今后材料的設計開發，應從全流程的角度來考慮。需求會促進相關技術的進步，技術的進步同樣會刺激需求的提高。對于下一步先進高強鋼的發展方向和研究議題，在大學和科研院所等機構提出如下研究領域：

先進高強鋼的微觀組織和機械性能；

先進高強鋼的碳擴散過程；

先進高強鋼的粒子尺寸及界面效應；

先進高強鋼中納米針狀鐵素體型雙相鋼；

高強高塑貝氏體鋼；

先進高強鋼的成形及回彈行為；

先進高強鋼的響應模型。

參考文獻：

1、《Advanced High-Strength Steels Application Guidelines Version 6.0》;

2、《Advanced High Strenght Sheet Steels-Physical Metallurgy, Design, Processing and  Properties》(2015);

3、國內外期刊及學位論文若干；

 

4、網頁資料整理。