在過去的幾十年里，人們?yōu)殚_發(fā)先進(jìn)高強(qiáng)鋼做了大量的研究工作。當(dāng)時(shí)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(shí)提高車內(nèi)乘客的人身安全。隨著監(jiān)管日趨嚴(yán)厲，人們對(duì)汽車的抗沖撞能力和省油的期望也越來越高，先進(jìn)高強(qiáng)鋼已廣泛應(yīng)用于汽車車身結(jié)構(gòu)。預(yù)計(jì)到2015年，先進(jìn)高強(qiáng)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(nèi)外的汽車制造商正在將高強(qiáng)鋼的廣泛應(yīng)用列為汽車發(fā)展戰(zhàn)略的一部分。

     目前正在應(yīng)用和研發(fā)的先進(jìn)高強(qiáng)鋼有∶第一代先進(jìn)高強(qiáng)鋼一一雙相(DP)鋼 多相(CP)鋼 和相變誘導(dǎo)塑性(TRIP)鋼 ，以及第二代先進(jìn)高強(qiáng)鋼一一奧氏體孿晶誘導(dǎo)塑性(TWIP)鋼、誘導(dǎo)塑性輕鋼(L-IP)和剪切帶強(qiáng)化(SIP)鋼。這里沒有考慮沖壓硬化鋼。圖1(略)概括了先進(jìn)高強(qiáng)鋼與傳統(tǒng)高強(qiáng)鋼相比具有代表性的性能。第一代先進(jìn)高強(qiáng)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(jìn)高強(qiáng)鋼，除了強(qiáng)度高、成型性好外，還具有易于焊接加工的優(yōu)點(diǎn)。TRIP鋼兼具良好的強(qiáng)度和延伸性能，其殘余奧氏體相通過應(yīng)變誘導(dǎo)相變轉(zhuǎn)化成馬氏體相，從而提高了應(yīng)變硬化指數(shù)。第二代先進(jìn)高強(qiáng)鋼機(jī)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(chǎn)生延遲裂紋。最新研究結(jié)果表明，加入鋁可降低脆化敏感性，但具體的作用機(jī)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(jìn)高強(qiáng)鋼在性能上存在著缺點(diǎn)。因此，目前正在研究如何通過改進(jìn)處理工藝或采用新型處理工藝來彌補(bǔ)不足，同時(shí)應(yīng)特別注意這些工藝的工業(yè)可行性及經(jīng)濟(jì)性?，F(xiàn)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(jìn)傳統(tǒng)的TRIP鋼的處理方法；

      *開發(fā)具有超細(xì)貝氏體顯微組織的高強(qiáng)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(gè)簡(jiǎn)化了的復(fù)合模型對(duì)第三代先進(jìn)高強(qiáng)鋼的設(shè)想進(jìn)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?jǐn)?shù)得出的計(jì)算結(jié)果見圖2 (略) ，從圖2的顯示結(jié)果可以看出，奧氏體非常穩(wěn)定，也就是說，奧氏體在應(yīng)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(yù)測(cè)抗拉性能與第一代先進(jìn)高強(qiáng)鋼所表現(xiàn)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(jìn)高強(qiáng)鋼性能之間，即在第三代性能的期望范圍內(nèi)。

      在第二步模擬測(cè)試中，亞穩(wěn)奧氏體應(yīng)變誘發(fā)了相變。假設(shè)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(yù)測(cè)強(qiáng)度/延伸率見圖3 b ，(略) 。很明顯，奧氏體穩(wěn)定性對(duì)性能的預(yù)測(cè)值有很大的影響。奧氏體穩(wěn)定性最低時(shí)，在低應(yīng)變情況下可形成馬氏體，其性能與第一代先進(jìn)高強(qiáng)鋼性能相同，表明奧氏體對(duì)提高性能作用不大。有大量相對(duì)穩(wěn)定的奧氏體時(shí)，強(qiáng)度和韌性的預(yù)測(cè)值最高。在模型中作了一些簡(jiǎn)單的假設(shè)，現(xiàn)在正想辦法開發(fā)一些更為精準(zhǔn)的模型。不過，這種比較簡(jiǎn)易的方法讓我們對(duì)各種成分的作用有了一個(gè)清楚的認(rèn)識(shí)，并給我們以啟示∶要獲得新一代先進(jìn)高強(qiáng)鋼，離不開大量高強(qiáng)相一一可能是馬氏體、貝氏體或超細(xì)晶粒鐵素體組成的復(fù)合顯微組織，同時(shí)還要韌性很高，穩(wěn)定性可控制的奧氏體相，防止因應(yīng)變而轉(zhuǎn)變成馬氏體。

   現(xiàn)在，先進(jìn)高強(qiáng)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(qiáng)度和/或韌性超過第一代先進(jìn)高強(qiáng)鋼；或?qū)⒌谌冗M(jìn)高強(qiáng)鋼的合金含量降低。本文將對(duì)其中幾種方法進(jìn)行討論。表2(略)匯總了從文獻(xiàn)中搜集到的針對(duì)不同處理工藝，提出的成分建議，所產(chǎn)生的拉伸性能見圖4a (略) 一一總延伸率和抗拉強(qiáng)度曲線圖。圖中的實(shí)線和虛線分別代表圖2中預(yù)測(cè)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(qiáng)型雙相鋼

   通過調(diào)整碳含量和/或臨界退火溫度提高馬氏體體積分?jǐn)?shù)，這樣就可以很容易地提高雙相鋼的強(qiáng)度。DP780和DP980就是這樣開發(fā)出來的，而且目前市場(chǎng)上可以買到。通過特殊的熱變形使組織細(xì)化，同樣能提高雙相鋼的強(qiáng)度。一種采用變形誘導(dǎo)鐵素體相變的方法如圖5所示。變形誘導(dǎo)鐵素體相變是指在25~50℃的溫度下軋制時(shí)，通過應(yīng)變誘導(dǎo)相變使奧氏體轉(zhuǎn)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(xì)鐵素體。對(duì)變形后的標(biāo)準(zhǔn)雙相鋼進(jìn)行特殊的冷卻處理，同樣可以獲得超細(xì)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(shí)高應(yīng)變下的熱變形一一產(chǎn)生了超細(xì)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(chǎn)生的超細(xì)晶粒雙相鋼的抗拉強(qiáng)度為893MPa，延伸率為21%。但是，這些性能仍處于第一代先進(jìn)高強(qiáng)鋼的性能范圍內(nèi)，也就是說，雙相鋼組織細(xì)化并不能產(chǎn)生第三代先進(jìn)高強(qiáng)鋼的性能。有時(shí)，提高強(qiáng)度已不是重點(diǎn)關(guān)注對(duì)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(jìn)型TRIP鋼

   早期對(duì)TRIP鋼的研究主要是針對(duì)碳含量較高的鋼種。從圖4 (略) 可明顯看出，碳含量高所產(chǎn)生的性能對(duì)第三代先進(jìn)高強(qiáng)鋼的目準(zhǔn)性能具有參考價(jià)值。同時(shí)，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(xì)化。這樣獲得的抗拉強(qiáng)度高達(dá)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(nèi)進(jìn)行等溫保溫，或在溫度低于Ms(計(jì)算溫度為417℃)時(shí)保溫。降低保溫溫度可提高強(qiáng)度等級(jí)，但韌性隨之降低，應(yīng)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(jí)淬火工藝也采用了在溫度低于Ms時(shí)進(jìn)行等溫保溫，所產(chǎn)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(chǎn)生的奧氏體。

4.3 超細(xì)晶粒貝氏體

   近來，研究開發(fā)超細(xì)晶粒貝氏體組織的工作一直在進(jìn)行。根據(jù)T0原理所做的理論計(jì)算找出了的細(xì)晶粒組織所需的合金含量，而且不存在可能會(huì)影響韌性的未發(fā)生相變的大塊奧氏體。T0曲線是點(diǎn)軌跡，即具有相同化學(xué)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(guān)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(dòng)力，將熱處理時(shí)間縮短到了幾個(gè)小時(shí)。這種鋼的強(qiáng)度和韌性都非常高，與具有同等性能的馬氏體高強(qiáng)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(qiáng)度為1700~2300 MPa，拉伸延伸率和韌性也很高。雖然這些材料的強(qiáng)度等級(jí)比較高，但都具有圖1(略) 所示的第一代高強(qiáng)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(chǎn)中可能很難使用這種方法，盡管在經(jīng)濟(jì)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(jìn)行(見圖8a，略) 所示∶鋼在等溫后先淬火至Ms~Mf區(qū)間的一個(gè)預(yù)定溫度(淬火溫度QT) ，形成一定數(shù)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(zhuǎn)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(jìn)行，也可以在淬火溫度保溫時(shí)進(jìn)行，即采用一步淬火分配法。通過計(jì)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(jì)算過程中，采用Koistinen-Marburger關(guān)系式計(jì)算出達(dá)到淬火溫度后形成的初始馬氏體分?jǐn)?shù)，然后再計(jì)算碳分配之后冷卻至室溫時(shí)形成的馬氏體分?jǐn)?shù)。添加鉬元素可阻礙貝氏體相變動(dòng)力，并已證實(shí)可提高殘留奧氏體的體積分?jǐn)?shù)；但是，如果用鋁代替硅，則可加速貝氏體反應(yīng)，降低殘留奧氏體分?jǐn)?shù)?？梢钥隙ǖ氖?，提高殘留奧氏體分?jǐn)?shù)可改善鋼的強(qiáng)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(yīng)淬火的快熱和快冷工藝現(xiàn)已在薄板上得到了應(yīng)用。這種工藝的加熱冷卻時(shí)間非常短，加熱冷卻速率也非?？?。用這種快速加熱冷卻工藝處理過的AISI8620鋼的微觀結(jié)構(gòu)表明，經(jīng)過處理，這種鋼的貝氏奧氏體和馬氏體顯微組織非常精細(xì)，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(shí)間太短而沒有溶解。在處理后的組織中還發(fā)現(xiàn)了非常細(xì)小的奧氏體晶粒?？赡苁且?yàn)樵诟哂贏c3的溫度條件下停留時(shí)間太短，導(dǎo)致碳在奧氏體中沒有完全擴(kuò)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(chǎn)物。但有一點(diǎn)可以肯定這種方法可以保證強(qiáng)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(jìn)行的一些研究主要針對(duì)降低這些鋼的合金含量。將Mn含量從25%降低到15%后對(duì)應(yīng)力應(yīng)變所產(chǎn)生的影響見圖9 (略) 。影響非常明顯的是真應(yīng)變，超過了15%，其中15Mn鋼的應(yīng)變硬化明顯增大，這肯定與馬氏體相變有關(guān)。25Mn鋼中既沒有相變產(chǎn)物，也沒有馬氏體，應(yīng)變硬化主要是由于孿生晶形成而產(chǎn)生的。20Mn鋼則表現(xiàn)出孿生及相變誘發(fā)的應(yīng)變硬化。

4.7 高錳TRIP鋼

     這種鋼的錳含量比傳統(tǒng)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(tǒng)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(shí)間產(chǎn)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(xì)顯微組織。在所選擇的退火條件下，應(yīng)變硬化明顯增大。這種方法有利于降低合金成分，同時(shí)對(duì)于那些不具備連續(xù)退火或先進(jìn)冷卻能力的設(shè)備也有好處。

5 結(jié)論

     本文回顧了近期文獻(xiàn)中提到的發(fā)展先進(jìn)高強(qiáng)鋼的若干冶金處理方法，這些方法與模型結(jié)果所確定的方向大致相同。報(bào)導(dǎo)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(qiáng)度。利用貝氏體及馬氏體等低溫相變產(chǎn)物，并采用一些新的方法使組織進(jìn)一步細(xì)化，從而提高強(qiáng)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(chǎn)第三代先進(jìn)高強(qiáng)鋼。但是，在處理過程中應(yīng)小心控制合金元素及含量、處理時(shí)間和處理溫度；而且，為滿足特殊的工藝要求，可能還需要對(duì)設(shè)備進(jìn)行改造。

     本文主要關(guān)注的是如何提高強(qiáng)度/塑性綜合指標(biāo)，但是，隨著基體強(qiáng)度進(jìn)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。