基于多維度增強增塑的高強塑積第三代汽車用鋼的設計與開發

朱國輝，丁漢林，王曉南，王永強，陳其偉

(1.安徽工業大學冶金工程學院，安徽 馬鞍山 243032)(2.蘇州大學 沙鋼鋼鐵學院，江蘇 蘇州 215021)(3.安徽工業大學材料科學與工程學院，安徽 馬鞍山 243032)

1 第三代汽車用鋼的研究開發現狀

抗拉強度在1000 MPa級以上的超高強度汽車用鋼主要用于汽車成員艙和防撞梁等重要結構，對汽車安全性起著決定性的作用。一般而言，材料強度的提升往往以犧牲塑性為代價。因此，現有的超高強汽車用鋼的塑性相對偏低，以目前常用的第一代汽車用鋼DP980和DP1180等為例，其延伸率往往不足10%[1, 2]。由此，引起兩個不容忽視的問題：① 超高強度鋼的變形和部件成形困難，容易在成形過程中出現斷裂、回彈和模具磨損等問題；② 汽車零部件吸收碰撞過程中強大沖擊能量的能力降低，易產生結構破壞而造成人員傷害。

如何實現汽車用鋼在超高強度條件下的塑性提升已成為國內外的研究熱點之一，例如通過殘余奧氏體設計，利用其在形變過程中的“孿生誘發塑性(twinning induced plasticity，TWIP)”效應開發了第二代汽車用鋼—TWIP鋼[3]，實驗室研究結果表明，在超高強度(>1000 MPa)條件下TWIP鋼的強塑積可達50 GPa%以上，成功解決了超高強度低強塑積的問題。但是由于其合金含量高(特別是Mn含量高達20%以上)，導致實際工業生產中存在工藝技術難度大、成本高、延遲斷裂傾向大等一系列生產和應用問題，未能廣泛應用于汽車工業。在此背景下，美國汽車/鋼鐵聯盟率先提出了第三代汽車用鋼的研究開發，于2007年啟動了強塑積和成本介于第一代與第二代之間的新一代汽車用鋼的研發工作。與此同時，我國與韓國也相繼啟動了高強塑積超高強度汽車用鋼的研發工作[1]。我國“973”項目“高性能鋼的組織調控原理與技術基礎研究”(2010～2014年)將第三代汽車鋼的強塑積目標確定為30 GPa%，如圖1所示。

圖1 先進高強度鋼塑性與抗拉強度的關系Fig.1 Relationship between elongation and ultimate tensile strength of the advanced high strength steels

當前研究工作中，比較典型的第三代汽車鋼主要有：納米貝氏體鋼、δ-TRIP鋼、中錳鋼、Q&P鋼和超快加熱/冷卻工藝AHSS鋼等。

1.1 納米貝氏體鋼 (Nanostructured Bainitic Steels)

納米貝氏體鋼又稱低溫貝氏體鋼或超級貝氏體鋼，主要是利用納米貝氏體和殘余奧氏體來提高鋼的強度和塑性。表1給出的是典型超級貝氏體鋼的化學成分與力學性能。該類型鋼的成分體系主要是C-Si-Mn[4-18]，其中C主要是為降低貝氏體和馬氏體的轉變開始溫度，而較高含量的Si主要是為了抑制滲碳體析出、穩定殘余奧氏體，Mn用于提高鋼的淬透性。另外，從淬透性、多相組織調控等角度，還可以添加Cr, Mo, Ni, Co, Al等合金元素[7-12]，形成了一系列高強高韌的貝氏體鋼，其強度可達1700～2200 MPa，強塑積為20～60 GPa%，如表1所示。研究表明，納米貝氏體鋼的超高強度是由于顯微組織的超細化和貝氏體鐵素體中過飽和碳原子[13]，而優異的延伸率則主要取決于組織中殘余奧氏體的含量及其穩定性[14, 15]，超級貝氏體鋼中的殘余奧氏體含量一般≥20%。

值得注意的是，為保證組織超細化和足夠數量的殘余奧氏體，該類鋼經奧氏體化后，必須在低溫貝氏體相變區(125～300 ℃)進行長時間等溫(數天甚至數十天)，以獲得納米尺度(20～40 nm)的貝氏體鐵素體板條和富碳殘余奧氏體。因此，從生產效率和能耗的角度而言，該處理方式不利于在實際的生產過程中大規模推廣應用。此外，為保證其極低的貝氏體相變溫度并形成納米尺度的貝氏體，納米貝氏體鋼的碳當量一般均大于1%，導致其焊接性能嚴重惡化。而為了改善焊接性能，研究者們也嘗試研究開發了中、低碳納米貝氏體鋼，但其納米貝氏體的形成往往需要通過預塑性變形[17]或多道次連續冷卻[18]的方式獲得，顯然，這在實際的工業生產與應用中也是難以實現的。

表1 典型超級貝氏體鋼的化學成分與力學性能Table 1 Chemical compositions and mechanical properties of typical super bainitic steels

1.2 δ-TRIP鋼(δ-TRIP steels)

δ-TRIP (transformation induced plasticity，TRIP)鋼于2007年在Chatterjee等[19]的研究工作首次提出。δ-TRIP鋼的成分體系主要是C-Si-Mn-Al[19-26]。為獲得足夠的殘余奧氏體充分發揮TRIP效應提高塑性，該鋼中的碳含量一般控制在0.4%左右；同時為避免滲碳體析出消耗碳元素，需要添加合金元素Si和Al。其中Al元素的含量達到2%～4%[20-22]，不但使得高溫δ鐵素體保留至室溫、替代了傳統TRIP鋼中的α鐵素體[19]，而且還使得鋼材密度降低約4.5%～8%。盡管δ-TRIP鋼的碳當量相對較高，但是研究發現[23-25]，由于δ-TRIP鋼中Al含量相對較高，在凝固過程中Al 會從液相擴散到δ鐵素體中，在焊接接頭中獲得更多較為穩定的δ鐵素體，可以有效地提高焊接接頭的力學性能。

表2 典型δ-TRIP鋼的化學成分與力學性能Table 2 Chemical compositions and mechanical properties of typical δ-TRIP steels

表2給出的是典型δ-TRIP鋼的化學成分與力學性能。可見，高Al(質量分數為3%～5%)的δ-TRIP鋼其強塑積指標接近30 GPa%，但是其抗拉強度偏低，距離超高強度第三代汽車用鋼的力學性能還有顯著差距，仍需進一步的探索研究。此外，由于Al與Fe元素的物理和化學性能上的差異，高Al含量添加將導致鋼在冶煉和鑄造過程中出現新的問題，例如文獻報道的水口堵塞等，而且其元素之間的交互作用對相變規律、形變規律以及強韌化機理等方面影響也需要進行深入研究，距離實際的應用還有相當的距離[26]。

1.3 中錳鋼(Medium Mn Steels)

為了提高殘余奧氏體的體積分數和穩定性，近年來開發了錳含量達到4%～12%、碳含量為0.1%～0.6%的中錳鋼[27-39]。中錳鋼在工藝上采用逆相變技術[28]，即將淬火鋼快速加熱至兩相區退火獲得超細晶的鐵素體和奧氏體混合組織，以提高鋼的塑性。C含量的增加可有效提高中錳鋼中殘余奧氏體含量，進而通過形變過程中的TRIP效應提高塑性；Al和Si是非碳化物形成元素，可抑制滲碳體析出。很多研究工作中將中錳設計與高Al鋼的研究相結合，根據Al含量及鋼微觀組織特征的不同，將中錳鋼分為3類：第一類不含Al元素，組織特征為超細晶的鐵素體和奧氏體；第二類含少量Al(<3.5%)，組織特征為超細晶的鐵素體和奧氏體、粗大的δ鐵素體；第三類為高Al含量，組織特征與第二類相類似，但較高的Al含量可使鋼板密度顯著降低[33]。

中錳鋼的強度范圍為800～1200 MPa，強塑積可達到25～45 GPa%，兼具了高強度、高塑性和高應變硬化能力，如表3所示。可見，其力學性能與鋼的成分和殘余奧氏體含量密切相關，室溫下穩定殘余奧氏體的體積分數一般控制在20%～40%。同時還可以看出，中錳鋼的力學性能還與加工工藝和熱處理制度密切相關，這是因為退火溫度和保溫時間的變化直接影響了殘余奧氏體的含量。然而，對于1000 MPa級強塑積達到30 GPa%以上的中錳鋼，往往需要很長的退火時間，從能耗、效率以及成本考慮，實際工業生產中存在較大問題。此外，中錳鋼Mn含量較高易產生偏析，而較高的C含量又不利于焊接，Al元素的引入會導致連鑄問題及熱軋過程中的開裂現象，Si添加亦會造成熱鍍鋅困難等等生產和應用問題，因此中錳鋼，特別是超高強度中錳鋼距離實際工業生產和應用還有相當的差距。

表3 典型中錳鋼的化學成分、熱處理工藝及力學性能Table 3 Chemical compositions, heat treatment conditions and mechanical properties of typical medium Mn steels

1.4 淬火-配分鋼(Q&P steels)

淬火-配分(quenching and partitioning，Q&P)是近年來被廣泛應用的一種制備第三代汽車用鋼的熱處理工藝[40]，包括一步法和兩步法兩種方式[41-45]。該工藝的基本過程是將鋼板加熱至奧氏體相區后直接淬火至Ms-Mf溫度范圍內進行保溫，在得到部分馬氏體的同時進行碳元素配分，馬氏體中過飽和的碳將向未轉變奧氏體內擴散，從而形成富碳的殘余奧氏體。其微觀組織為板條馬氏體和薄膜狀(或塊狀)殘余奧氏體，殘余奧氏體在形變過程將轉變為馬氏體，通過TRIP效應增強塑性。

Q&P鋼的主要合金元素包括C,Si,Mn,Al,Cr等[46-50]，其典型鋼種的化學成分如表4所示。其中，為保證足量的殘余奧氏體，C含量一般控制在0.19%～0.60%范圍內；而Si和Al元素的作用與中錳鋼等類似，抑制配分過程中滲碳體的形成；Mn元素主要是為擴大奧氏體相區和增加殘余奧氏體含量。由表4可見，對于低碳或低合金含量的Q&P鋼，其抗拉強度一般不足1500 MPa，最大延伸率約為15%；而通過提高碳含量或添加Nb,Cr等元素，可進一步提高合金強度，但對延伸率并無明顯改善。

在實際生產過程中，如采用一步法生產，往往需要精確控制冷軋退火工藝，必然需要配套專用的高強鋼生產線，而且由于Q&P鋼中的殘余奧氏體一般僅有10%左右[40]，達不到高塑性所要求的殘余奧氏體含量。如果采用兩步法生產，顯然會導致實際工業生產中生產效率下降、成本能耗增加等問題的出現。

表4 典型Q&P鋼的化學成分及力學性能Table 4 Chemical compositions and mechanical properties of typical Q&P steels

1.5 超快加熱/冷卻工藝(flash processing)AHSS鋼

超快加熱和冷卻技術的最高加熱速度約400 ℃/s，最大冷卻速度約3000 ℃/s，一般在10 s之內完成加熱和淬火冷卻過程[51]。將快速加熱和冷卻技術應用到先進高強度鋼的生產中，利用鋼在AC3溫度以上的短時保溫而產生的碳的不完全擴散及在整個奧氏體組織上的重新分配，最終導致奧氏體向貝氏體和馬氏體的不同轉變，制備具有超細的貝氏體和馬氏體的基體組織(貝氏體體積分數約20%～25%)，基體上均勻分布著大小不一的富Cr滲碳體，在獲得超高強度的同時并不損害材料的塑性變形能力[52, 53]。

據報道[54, 55, 57]，目前超快加熱/冷卻工藝可用于AISI 1004、1010、1020、1050、4130、4140、6150、8620等鋼種的熱處理，部分合金的化學成分及力學性能如表5所示。可以看出，超快加熱/冷卻熱處理的鋼板表現出超高強度和塑性變形能力的較好匹配，但其塑性和強塑積與第三代汽車用鋼的要求依然存在較大差距。此外，該熱處理工藝強烈依賴于特殊專用設備，在實際的工業生產中難以推廣應用。

表5 超快加熱/冷卻AHSS鋼化學成分與力學性能Table 5 Chemical compositions and mechanical properties of flash processed steels

2 第三代汽車用鋼開發中存在的關鍵問題

以上分析表明，雖從2007年提出了高強塑積第三代汽車用鋼的研發目標，但是經過近十年的努力，由于一些關鍵科學問題和關鍵技術未能真正實現突破，目前第三代汽車用鋼并未大規模實現工業生產和應用，絕大部分第三代汽車用鋼，特別是超高強度級別的第三代鋼仍停留在研發階段。以相對比較成熟的Q&P鋼和中錳鋼為例，已成功實現工業生產和批量供貨的產品類型十分有限，如表6所示[58]。

表6 中國第三代汽車鋼Q&P鋼與中錳鋼的力學性能[58]Table 6 Mechanical properties of commercial third generation steels, Q&P and medium Mn steels, in China[58]

當前第三代汽車用鋼從成分設計到工藝優化的核心均是通過調控鋼中的殘余奧氏體含量并利用奧氏體的TRIP效應實現塑性提升，即主要是圍繞殘余奧氏體的增塑機制而展開的。但是由于成分和工藝的限制，Q&P鋼中的殘余奧氏體含量不足，從本質上決定其很難達到第三代汽車用鋼30 GPa%的強塑積要求。因此，目前能夠實現量產的也僅有1000 MPa強度級別的QP980鋼。對于更高強度級別的QP1180，雖然其抗拉強度達到了1200 MPa，但其斷裂伸長率僅為14%，強塑積不足17 GPa%(表6)。

為了進一步提高強塑積，中錳鋼通過增加錳含量來提高殘余奧氏體的穩定性、增加殘余奧氏體體積分數，進而獲得優異的塑性延伸率。然而，隨著殘余奧氏體體積分數的增加，鋼的塑性及強塑積雖然得到了顯著的提升，但為了獲得大于30 GPa%的強塑積，其殘余奧氏體的體積分數一般不應少于25%，如圖2a所示[59]。鋼中殘余奧氏體體積分數的增加必然導致馬氏體體積分數的減少，直接導致強度降低。因此，盡管中錳鋼的強塑積很高，但其強度，尤其是屈服強度偏低，即使是對于合金含量較高的0.2C-7Mn中錳鋼，其屈服強度也僅為600 MPa左右(如圖2b所示)，在作為汽車部件使用時，明顯表現出剛度不足的問題。從應用角度而言，國內的鋼研集團和太鋼共同開發的中錳鋼已經基本實現了工業化生產，其強塑積可達30 GPa%以上，但其對應的熱軋汽車鋼板的抗拉強度僅為700 MPa左右，冷軋鋼板的抗拉強度僅為1000 MPa，與超高強度的具體要求又存在了很大差距(表6)。由此可見，目前主要采用的殘余奧氏體提高塑性的機制，難以同時兼顧超高強度和高塑性的具體要求，構成了目前第三代汽車用鋼開發過程中的技術瓶頸。

圖2 中錳鋼強塑積與殘余奧氏體體積分數的關系(a);不同錳含量中錳鋼應力應變曲線(b)[59]Fig.2 Dependence of Rm×A values on the volume fraction of retained austenite (a); Stress-strain curves of medium Mn steel with different Mn contents (b)[59]

就實際生產應用而言，針對Q&P鋼，通常采用一步法或二步法工藝來提高鋼中殘余奧氏體的含量。其中，二步法生產Q&P鋼和QPT(Quenching Partitioning Tempering)鋼需在冷軋后進行專門的熱處理，因而需要相應的設備投入并產生大量的附加能耗，難以適應低成本低能耗的現代鋼鐵生產要求。而一步法工藝路線雖然可以在冷軋退火過程中一次實現淬火和配分的目的，但需對熱處理工藝進行精準控制，對設備本身和控制技術均提出了很高要求。以目前全球唯一能夠生產高強塑積QP980和QP1180鋼的寶鋼為例，從2009年開始先后投資7億元進行設備改造，建成了專用高強度鋼生產線。即便如此，更高強度級別的第三代汽車用鋼仍未實現工業生產。中錳鋼也經歷了多年的研究與開發，但是目前能夠達到超高強度下高強塑積要求的鋼仍然處于實驗室研發階段，強度1000 MPa級以上、強塑積30 GPa%以上的中錳鋼并未實現工業化生產(表6)。另外，從實際汽車部件生產和應用的角度，中錳鋼在連鑄過程中易產生錳的偏析，而且在使用過程中存在嚴重的延遲開裂傾向，導致作為汽車部件使用時的安全風險增大。

綜上所述，雖然第三代汽車用鋼經過了近十年的研發，但大多第三代汽車用鋼仍然不具備工業生產和應用的基本條件。為了真正實現第三代汽車用鋼的實際工業生產和應用，突破現有塑性提升的單一機制，創新開發新的品種和技術路線是必由之路。

3 多維度組織調控的增強增塑機理及應用

上述分析表明，利用殘余奧氏體增強塑性從本質上難以達到超高強度條件下的高強塑積要求，而且增加殘余奧氏體含量主要是通過提高合金元素錳的加入量，這會導致一系列生產和應用問題。真正實現第三代汽車用鋼推廣應用需要提出新的超高強度條件下的增強增塑機理，通過關鍵科學問題的研究，突破其關鍵技術。從材料學理論和實驗研究可知，除殘余奧氏體的TWIP/TRIP效應可實現塑性提升以外，合理控制組織細化[60]和第二相粒子的尺寸分布[61]，可以同時實現超高強度條件下的增強增塑。在第三代汽車用鋼的開發中，完全可以借助上述的組織細化和第二相粒子增強增塑，并結合傳統的殘余奧氏體增塑，充分利用多種增塑機制的復合效應來提高塑性。因此，本文提出，從第二相粒子(Precipitates)與位錯的交互作用(零維和一維)、組織亞微米細化(Refinement，二維)和多相組織設計(Multiphase，三維)的“多維度增強增塑”(PRM)設計思路出發，突破殘余奧氏體增塑單一機制的技術瓶頸，從而在超高強度條件下實現塑性大幅提升的新的第三代高性能汽車用鋼研究開發。為了實現PRM多維度增強增塑的目標，需要從合金設計、組織調控等相關的關鍵科學問題著手，取得關鍵技術突破。

3.1 第三代高性能汽車用鋼的合金化設計

為了實現上述多維度增強增塑的組織調控，合金的成分設計是基礎。目前，國內外所研制開發的超高強度汽車用鋼，基于低成本高性能的基本原則，化學成分主要以C，Mn和Si為主，各元素的主要作用以及對強度、塑性、成形、焊接、鍍鋅、擴孔等方面的影響已在上述文獻中進行總結分析。值得注意的是，盡管現有第三代汽車鋼成分設計的合金成本較低，但是生產技術難度大，還可能需要大額設備投資，生產成本比較高。可見，在進行合金設計時，不僅需要考慮合金元素對多相組織形成與調控的影響，還需要從工藝性能、成本、環保等多個方面進行綜合考慮。

作者團隊提出，以滿足使用性能為目標進行合金體系與成分的逆向設計，綜合主要添加元素對淬透性、強化效果、延緩碳化物形成以及抗氧化性等多方面的作用特性，從成分-組織-加工條件-性質-成本多因素出發完成合金設計。基于上述認識，根據元素特性及其對多相組織調控的影響規律的分析結果，提出了Cr-Mn合金體系設計思想。其中，合金元素Cr在鋼中的具體作用可歸納為：① Cr為鐵素體形成元素，可以穩定少量的鐵素體起到應變協調的作用，有利于實現高強塑積的目標；② Cr具有優異的提高淬透性的作用，可以保證生產過程中易于得到馬氏體組織；③ Cr是有效的固溶強化元素，可以提高強度；④ Cr是中強碳化物形成元素，在退火過程中有利于形成細小的碳化物進而提高強度。值得注意的是，Cr是僅次于Si的延緩碳化物形成的元素，有利于殘余奧氏體的形成，又不會對涂裝等工藝性能產生不利影響。基于上述指導思想，作者團隊設計開發了20Mn2Cr(0.2C-1.66Mn-1.26Cr)合金，并以此合金體系為基礎，對新品種的設計進行探索性研究。

20Mn2Cr實驗用鋼的轉變動力學曲線如圖3所示[62]。由圖可見，該鋼的臨界冷卻速度僅為14 ℃/s。組織分析和力學性能測試結果表明，該鋼種經淬火得到完全馬氏體后，其屈服強度達1000 MPa以上、抗拉強度達1500 MPa以上、延伸率約為10%，強塑積約15 GPa%[63]。圖4對比分析了20Mn2Cr實驗用鋼與典型QP鋼和中錳鋼的力學性能，可以看出，實驗用鋼的強塑積與現有QP1180基本接近，但其強度更高，取得了更為優異的超高強度條件下的強塑積。

圖3 20Mn2Cr實驗鋼的連續冷卻轉變曲線[62]Fig.3 Continuous cooling transformation curves of 20Mn2Cr steel[62]

圖4 20Mn2Cr鋼與Q&P鋼和中錳鋼力學性能的對比分析Fig.4 Comparison of mechanical properties among 20Mn2Cr, Q&P and medium Mn steels

另一個值得注意的問題是，目前大部分研發工作都是圍繞鋼板的超高強度展開的。但是在實際應用中，對于強度超過1200 MPa以上的超高強度鋼，由于變形抗力大，冷成形過程中的開裂、回彈、磨具磨損以及延遲斷裂等一系列問題始終未能有效解決。從實際應用而言，汽車部件是直接面向汽車整車的最終產品，其性能的優劣更是直接決定了汽車輕量化效果和安全性。換言之，即使汽車鋼板的性能達到了超高強度和高強塑積的要求，如果不能解決成形問題以及成形過程所引起的性能變化問題，從本質上來講依然未能從根本上解決汽車輕量化和安全性問題。為了解決超高強度部件成形問題，國外常用的方法是熱沖壓成形技術[64, 65]。基于上述分析，作者提出，在進行第三代汽車用鋼合金化設計時，必須以汽車用鋼生產和汽車部件熱沖壓成形過程中共性的關鍵科學問題研究為基礎，打通汽車用鋼和汽車部件的成分設計。根據實際生產應用情況，對強度低于1200 MPa的可以兼顧冷成形和熱成形工藝，而對于強度高于1200 MPa的汽車用鋼則應以熱沖壓成形為主。所以，在采用Cr合金化設計時，還重點考慮了Cr元素對鋼的抗氧化性能的影響，期望開發新型的無涂層熱沖壓成形技術，打破國外壟斷。研究結果表明，在以Cr為基礎的成分設計中，將鋼板加熱至930 ℃保溫12 min后進行熱沖壓成形，其抗氧化性和脫碳性能明顯優于目前國內外典型熱沖壓成形鋼22MnB5，如圖5所示。

圖5 熱沖壓成形后部件表面形貌照片： (a) 22MnB5；(b) 20Mn2CrFig.5 Morphologies of hot stamped 22MnB5 (a) and 20Mn2Cr (b) steels

上述工作表明，從組織-性能要求進行逆向設計，根據元素特性及其對組織性能的影響規律，設計開發的Cr-Mn系的合金體系，取得了良好的力學性能和工藝性能，展現出作為新型超高強度高強塑積汽車用鋼的巨大潛力，為進一步的研究開發工作奠定了基礎。

3.2 第三代高性能汽車用鋼的多維度組織調控

上述前期研究表明，為實現超高強度條件下的塑性增強、獲得高強塑積，需要突破主要利用殘余奧氏體增塑的傳統思維，實現新型第三代汽車用鋼品種體系的創新設計。成分設計必須和技術路線相結合，才能取得優異的綜合力學性能。針對高強塑積的要求，作者團隊提出綜合多種塑性增強機制的技術路線，以多維度增強增塑為目標進行微觀組織設計與調控，其主要目的是通過發揮各種塑性增強機制的增塑效應而使得超高強度條件下總的塑性伸長率得到顯著提升，全面達到第三代汽車用鋼的超高強度和高強塑積的要求。在多維度增強增塑的研究中，重點在于從第二相粒子“彌散強化”轉化為第二相粒子“增強增塑”關鍵科學問題的研究，通過對第二相粒子析出行為及其與基體組織形態之間的交互作用規律等材料學問題的系統分析，探索能夠實現第二相粒子增強增塑的物理機制和條件，形成通過合理控制第二相粒子尺寸與分布來滿足增強增塑條件的關鍵技術。

由于第二相粒子對位錯運動的阻礙作用，變形過程中位錯滑移往往是采用繞過或切過的方式通過第二相粒子而使形變得以繼續進行，這種繞過或切過需要通過增加外加應力的方式來實現，這是第二相粒子“彌散強化”的物理機制。然而，由于粒子和基體的變形不協調，彌散強化往往會降低合金塑性。所以，材料學中將第二相粒子的彌散強化定義為一種以犧牲塑性為代價的強化手段。然而，近年來研究表明[61]，當第二相粒子尺寸分布與基體的晶粒尺寸達到某種配合時，第二相粒子不但可有效提高強度還可增加塑性，即達到同時增強增塑的作用。其典型代表是近年來開發的NanoSteel[66]，在超高強度的基礎上，強塑積可以達到50～60 GPa%。但是，目前對第二相粒子增強增塑的物理本質和與基體相互作用構成實現增強增塑的條件，還缺少相應的理論研究。

作者團隊基于位錯運動的基本理論分析，認為基體晶粒的微晶化與第二相粒子的納米化是實現第二相粒子增強增塑的必要條件。對于傳統材料，由于其晶粒尺寸較大，可開動的位錯源的數目對于形變而言并不是主要的限制因素，而粒子和基體之間的應變不協調性成為主導因素而導致塑性降低。而對于亞微米級的超細晶材料，可開動的位錯源大大降低，如何提高位錯源的數目成為影響塑性的關鍵問題。而彌散的第二相粒子是潛在的F-R位錯源，在這種情況下對于塑性提升就起到了至關重要的作用。這種潛在的位錯源能否開動，則取決于第二相粒子的間距。如果以第二相粒子的間距作為F-R位錯源的長度，則其尺寸需要小于晶粒尺寸的1/3次方可成為可開動的位錯源[67, 68]。在亞微米級的晶粒尺寸條件下，這就要求第二相粒子具有納米尺寸而獲得極小的粒子間距。對此相關的機理和定量模型在進一步研究工作中。

一般認為，晶粒細化是可以有效提高強度且同時有利于塑性增強的一種強化方法。雖然在現有第三代汽車用鋼的研究中，納米貝氏體鋼采用了通過組織細化提高強度和塑性的方法[4, 7, 11]，中錳鋼研制時提出了利用奧氏體的逆相變(ARP)獲得超細晶鐵素體晶粒尺寸的方法[28, 59]，但是，目前工作中對于組織細化對塑性影響機理的分析不夠深入。值得注意的是，晶粒細化增強增塑的效果僅在一定的尺寸范圍內適用，理論分析和實驗研究工作已經證實[69-71]，當晶粒尺寸細化到一定程度后，細化晶粒不僅不能有效提高塑性，而且會造成塑性的降低。因此，在組織細化的研究工作中，有必要深入分析組織細化對塑性的影響規律，在提升塑形的尺度范圍內結合第二相粒子與組織細化的交互作用的基礎上實現合理的組織細化。這就要求對第三代汽車用鋼成分設計時的微合金化和軋制過程進行優化設計。作者團隊通過對開發的Cr-Mn系汽車用鋼進行微合金化設計和控制軋制后，其組織得到了有效的細化，如圖6所示。力學性能測試結果表明，少量Nb添加后鋼的抗拉強度達1420 MPa，延伸率為12.6%，強塑積約18 GPa%，強度和強塑積指標明顯優于QP1180，且與未微合金化的鋼相比，其在超高強度條件下強塑積得到了有效提高，進一步科學問題和控制技術的研究工作正在進行中。

圖6 微合金化對Cr-Mn鋼組織細化的影響：(a) 20Mn2Cr; (b) 20Mn2Cr-NbFig.6 Effect of micro-alloying on the microstructural refinement of Cr-Mn steel: (a) 20Mn2Cr; (b) 20Mn2Cr-Nb

多相組織調控是調整材料強度和塑性配合的最為常用的手段。從超高強度條件下塑性增強的角度考慮，多相組織調控的關鍵在于馬氏體基體上殘余奧氏體含量和穩定性的合理控制，對此國內外具有相當多的研究工作，如前所述。需要強調的是，從實際工業推廣生產和應用的角度，包括殘余奧氏體在內的多相組織調控，應該考慮生產應用成本和節能降耗，基于現有生產設備和條件進行。作者團隊的研究工作表明，通過合金體系開發和成分優化，可以在現有冷軋退火線實現在線淬火和配分，得到一定的殘余奧氏體體積分數來部分提高塑性。但是，顯然在低合金含量和現有生產裝備條件下，如果主要依靠殘余奧氏體是不能獲得要求的高強塑積。利用多種機制結合實現多維度增強增塑才是易于在現有條件下推廣、實現超高強度條件下塑性增強的新技術。

4 結 語

自2007年美國汽車/鋼鐵聯盟提出開發第三代汽車用鋼(強塑積達到30 GPa%)以來，經過近十年的努力，從工業規模的推廣生產和應用方面來看，1000 MPa強度級別以上的超高強度第三代汽車用鋼并未取得突破性進展。目前典型的強塑積達到20 GPa%的Q&P體系也僅有寶鋼實現了QP980的生產，而1000 MPa強度級別以上的30 GPa%的第三代汽車用鋼至今未見量產的相關報道。這是由于目前超高強度條件下塑性增強的機制主要依賴于殘余奧氏體的TRIP/TWIP效應的本質所限。

為了真正實現第三代超高強度高強塑積汽車用鋼和部件的生產應用，應該從根本上突破單一殘余奧氏體增塑的現有模式，在現有工藝裝備條件下，通過“合金化設計”開發新的汽車用鋼品種體系，利用一維/零維第二相粒子與位錯交互作用增強增塑、二維組織細化增強增塑(晶界)以及三維多相組織設計的“多維度增強增塑”模式實現塑性提高，從而在短期內實現新型高性能汽車用鋼及部件實際工業生產和應用，使我國汽車輕量化鋼鐵材料研發與應用達到國際領先水平。

致謝：本文的研究工作得到了安徽省科技攻關項目(12010202015)的經費支持。本文的撰寫，得到了董元篪教授無私的指導和幫助；在論文寫作過程中，與上海大學李謙教授、馬鞍山鋼鐵公司張建教授、劉永剛教授、谷海榮博士、中國汽車工業研究院有限公司馬鳴圖教授、馮毅老師、北京科技大學閆柏軍教授、奇瑞汽車有限公司李創博士、蘇州大學章順虎和宋濱娜博士等進行了卓有成效的討論，在此表示衷心感謝。