基于多維度增強(qiáng)增塑的高強(qiáng)塑積第三代汽車(chē)用鋼的設(shè)計(jì)與開(kāi)發(fā)

朱國(guó)輝，丁漢林，王曉南，王永強(qiáng)，陳其偉

(1.安徽工業(yè)大學(xué)冶金工程學(xué)院，安徽 馬鞍山 243032)(2.蘇州大學(xué) 沙鋼鋼鐵學(xué)院，江蘇 蘇州 215021)(3.安徽工業(yè)大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，安徽 馬鞍山 243032)

1 第三代汽車(chē)用鋼的研究開(kāi)發(fā)現(xiàn)狀

抗拉強(qiáng)度在1000 MPa級(jí)以上的超高強(qiáng)度汽車(chē)用鋼主要用于汽車(chē)成員艙和防撞梁等重要結(jié)構(gòu)，對(duì)汽車(chē)安全性起著決定性的作用。一般而言，材料強(qiáng)度的提升往往以犧牲塑性為代價(jià)。因此，現(xiàn)有的超高強(qiáng)汽車(chē)用鋼的塑性相對(duì)偏低，以目前常用的第一代汽車(chē)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(gè)不容忽視的問(wèn)題：① 超高強(qiáng)度鋼的變形和部件成形困難，容易在成形過(guò)程中出現(xiàn)斷裂、回彈和模具磨損等問(wèn)題；② 汽車(chē)零部件吸收碰撞過(guò)程中強(qiáng)大沖擊能量的能力降低，易產(chǎn)生結(jié)構(gòu)破壞而造成人員傷害。

如何實(shí)現(xiàn)汽車(chē)用鋼在超高強(qiáng)度條件下的塑性提升已成為國(guó)內(nèi)外的研究熱點(diǎn)之一，例如通過(guò)殘余奧氏體設(shè)計(jì)，利用其在形變過(guò)程中的“孿生誘發(fā)塑性(twinning induced plasticity，TWIP)”效應(yīng)開(kāi)發(fā)了第二代汽車(chē)用鋼—TWIP鋼[3]，實(shí)驗(yàn)室研究結(jié)果表明，在超高強(qiáng)度(>1000 MPa)條件下TWIP鋼的強(qiáng)塑積可達(dá)50 GPa%以上，成功解決了超高強(qiáng)度低強(qiáng)塑積的問(wèn)題。但是由于其合金含量高(特別是Mn含量高達(dá)20%以上)，導(dǎo)致實(shí)際工業(yè)生產(chǎn)中存在工藝技術(shù)難度大、成本高、延遲斷裂傾向大等一系列生產(chǎn)和應(yīng)用問(wèn)題，未能廣泛應(yīng)用于汽車(chē)工業(yè)。在此背景下，美國(guó)汽車(chē)/鋼鐵聯(lián)盟率先提出了第三代汽車(chē)用鋼的研究開(kāi)發(fā)，于2007年啟動(dòng)了強(qiáng)塑積和成本介于第一代與第二代之間的新一代汽車(chē)用鋼的研發(fā)工作。與此同時(shí)，我國(guó)與韓國(guó)也相繼啟動(dòng)了高強(qiáng)塑積超高強(qiáng)度汽車(chē)用鋼的研發(fā)工作[1]。我國(guó)“973”項(xiàng)目“高性能鋼的組織調(diào)控原理與技術(shù)基礎(chǔ)研究”(2010～2014年)將第三代汽車(chē)鋼的強(qiáng)塑積目標(biāo)確定為30 GPa%，如圖1所示。

圖1 先進(jìn)高強(qiáng)度鋼塑性與抗拉強(qiáng)度的關(guān)系Fig.1 Relationship between elongation and ultimate tensile strength of the advanced high strength steels

當(dāng)前研究工作中，比較典型的第三代汽車(chē)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(jí)貝氏體鋼，主要是利用納米貝氏體和殘余奧氏體來(lái)提高鋼的強(qiáng)度和塑性。表1給出的是典型超級(jí)貝氏體鋼的化學(xué)成分與力學(xué)性能。該類(lèi)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(zhuǎn)變開(kāi)始溫度，而較高含量的Si主要是為了抑制滲碳體析出、穩(wěn)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(diào)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(qiáng)高韌的貝氏體鋼，其強(qiáng)度可達(dá)1700～2200 MPa，強(qiáng)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(qiáng)度是由于顯微組織的超細(xì)化和貝氏體鐵素體中過(guò)飽和碳原子[13]，而優(yōu)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(wěn)定性[14, 15]，超級(jí)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(xì)化和足夠數(shù)量的殘余奧氏體，該類(lèi)鋼經(jīng)奧氏體化后，必須在低溫貝氏體相變區(qū)(125～300 ℃)進(jìn)行長(zhǎng)時(shí)間等溫(數(shù)天甚至數(shù)十天)，以獲得納米尺度(20～40 nm)的貝氏體鐵素體板條和富碳?xì)堄鄪W氏體。因此，從生產(chǎn)效率和能耗的角度而言，該處理方式不利于在實(shí)際的生產(chǎn)過(guò)程中大規(guī)模推廣應(yīng)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(dāng)量一般均大于1%，導(dǎo)致其焊接性能?chē)?yán)重惡化。而為了改善焊接性能，研究者們也嘗試研究開(kāi)發(fā)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(guò)預(yù)塑性變形[17]或多道次連續(xù)冷卻[18]的方式獲得，顯然，這在實(shí)際的工業(yè)生產(chǎn)與應(yīng)用中也是難以實(shí)現(xiàn)的。

表1 典型超級(jí)貝氏體鋼的化學(xué)成分與力學(xué)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(fā)揮TRIP效應(yīng)提高塑性，該鋼中的碳含量一般控制在0.4%左右；同時(shí)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(dá)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(tǒng)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(dāng)量相對(duì)較高，但是研究發(fā)現(xiàn)[23-25]，由于δ-TRIP鋼中Al含量相對(duì)較高，在凝固過(guò)程中Al 會(huì)從液相擴(kuò)散到δ鐵素體中，在焊接接頭中獲得更多較為穩(wěn)定的δ鐵素體，可以有效地提高焊接接頭的力學(xué)性能。

表2 典型δ-TRIP鋼的化學(xué)成分與力學(xué)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(xué)成分與力學(xué)性能?？梢?jiàn)，高Al(質(zhì)量分?jǐn)?shù)為3%～5%)的δ-TRIP鋼其強(qiáng)塑積指標(biāo)接近30 GPa%，但是其抗拉強(qiáng)度偏低，距離超高強(qiáng)度第三代汽車(chē)用鋼的力學(xué)性能還有顯著差距，仍需進(jìn)一步的探索研究。此外，由于Al與Fe元素的物理和化學(xué)性能上的差異，高Al含量添加將導(dǎo)致鋼在冶煉和鑄造過(guò)程中出現(xiàn)新的問(wèn)題，例如文獻(xiàn)報(bào)道的水口堵塞等，而且其元素之間的交互作用對(duì)相變規(guī)律、形變規(guī)律以及強(qiáng)韌化機(jī)理等方面影響也需要進(jìn)行深入研究，距離實(shí)際的應(yīng)用還有相當(dāng)?shù)木嚯x[26]。

1.3 中錳鋼(Medium Mn Steels)

為了提高殘余奧氏體的體積分?jǐn)?shù)和穩(wěn)定性，近年來(lái)開(kāi)發(fā)了錳含量達(dá)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(shù)[28]，即將淬火鋼快速加熱至兩相區(qū)退火獲得超細(xì)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(jìn)而通過(guò)形變過(guò)程中的TRIP效應(yīng)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(shè)計(jì)與高Al鋼的研究相結(jié)合，根據(jù)Al含量及鋼微觀組織特征的不同，將中錳鋼分為3類(lèi)：第一類(lèi)不含Al元素，組織特征為超細(xì)晶的鐵素體和奧氏體；第二類(lèi)含少量Al(<3.5%)，組織特征為超細(xì)晶的鐵素體和奧氏體、粗大的δ鐵素體；第三類(lèi)為高Al含量，組織特征與第二類(lèi)相類(lèi)似，但較高的Al含量可使鋼板密度顯著降低[33]。

中錳鋼的強(qiáng)度范圍為800～1200 MPa，強(qiáng)塑積可達(dá)到25～45 GPa%，兼具了高強(qiáng)度、高塑性和高應(yīng)變硬化能力，如表3所示?？梢?jiàn)，其力學(xué)性能與鋼的成分和殘余奧氏體含量密切相關(guān)，室溫下穩(wěn)定殘余奧氏體的體積分?jǐn)?shù)一般控制在20%～40%。同時(shí)還可以看出，中錳鋼的力學(xué)性能還與加工工藝和熱處理制度密切相關(guān)，這是因?yàn)橥嘶饻囟群捅貢r(shí)間的變化直接影響了殘余奧氏體的含量。然而，對(duì)于1000 MPa級(jí)強(qiáng)塑積達(dá)到30 GPa%以上的中錳鋼，往往需要很長(zhǎng)的退火時(shí)間，從能耗、效率以及成本考慮，實(shí)際工業(yè)生產(chǎn)中存在較大問(wèn)題。此外，中錳鋼Mn含量較高易產(chǎn)生偏析，而較高的C含量又不利于焊接，Al元素的引入會(huì)導(dǎo)致連鑄問(wèn)題及熱軋過(guò)程中的開(kāi)裂現(xiàn)象，Si添加亦會(huì)造成熱鍍鋅困難等等生產(chǎn)和應(yīng)用問(wèn)題，因此中錳鋼，特別是超高強(qiáng)度中錳鋼距離實(shí)際工業(yè)生產(chǎn)和應(yīng)用還有相當(dāng)?shù)牟罹唷?/p>

表3 典型中錳鋼的化學(xué)成分、熱處理工藝及力學(xué)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(lái)被廣泛應(yīng)用的一種制備第三代汽車(chē)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(guò)程是將鋼板加熱至奧氏體相區(qū)后直接淬火至Ms-Mf溫度范圍內(nèi)進(jìn)行保溫，在得到部分馬氏體的同時(shí)進(jìn)行碳元素配分，馬氏體中過(guò)飽和的碳將向未轉(zhuǎn)變奧氏體內(nèi)擴(kuò)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(guò)程將轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，通過(guò)TRIP效應(yīng)增強(qiáng)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(xué)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(nèi)；而Si和Al元素的作用與中錳鋼等類(lèi)似，抑制配分過(guò)程中滲碳體的形成；Mn元素主要是為擴(kuò)大奧氏體相區(qū)和增加殘余奧氏體含量。由表4可見(jiàn)，對(duì)于低碳或低合金含量的Q&P鋼，其抗拉強(qiáng)度一般不足1500 MPa，最大延伸率約為15%；而通過(guò)提高碳含量或添加Nb,Cr等元素，可進(jìn)一步提高合金強(qiáng)度，但對(duì)延伸率并無(wú)明顯改善。

在實(shí)際生產(chǎn)過(guò)程中，如采用一步法生產(chǎn)，往往需要精確控制冷軋退火工藝，必然需要配套專(zhuān)用的高強(qiáng)鋼生產(chǎn)線，而且由于Q&P鋼中的殘余奧氏體一般僅有10%左右[40]，達(dá)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(chǎn)，顯然會(huì)導(dǎo)致實(shí)際工業(yè)生產(chǎn)中生產(chǎn)效率下降、成本能耗增加等問(wèn)題的出現(xiàn)。

表4 典型Q&P鋼的化學(xué)成分及力學(xué)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(shù)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(nèi)完成加熱和淬火冷卻過(guò)程[51]。將快速加熱和冷卻技術(shù)應(yīng)用到先進(jìn)高強(qiáng)度鋼的生產(chǎn)中，利用鋼在AC3溫度以上的短時(shí)保溫而產(chǎn)生的碳的不完全擴(kuò)散及在整個(gè)奧氏體組織上的重新分配，最終導(dǎo)致奧氏體向貝氏體和馬氏體的不同轉(zhuǎn)變，制備具有超細(xì)的貝氏體和馬氏體的基體組織(貝氏體體積分?jǐn)?shù)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(qiáng)度的同時(shí)并不損害材料的塑性變形能力[52, 53]。

據(jù)報(bào)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(xué)成分及力學(xué)性能如表5所示?？梢钥闯?，超快加熱/冷卻熱處理的鋼板表現(xiàn)出超高強(qiáng)度和塑性變形能力的較好匹配，但其塑性和強(qiáng)塑積與第三代汽車(chē)用鋼的要求依然存在較大差距。此外，該熱處理工藝強(qiáng)烈依賴于特殊專(zhuān)用設(shè)備，在實(shí)際的工業(yè)生產(chǎn)中難以推廣應(yīng)用。

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

2 第三代汽車(chē)用鋼開(kāi)發(fā)中存在的關(guān)鍵問(wèn)題

以上分析表明，雖從2007年提出了高強(qiáng)塑積第三代汽車(chē)用鋼的研發(fā)目標(biāo)，但是經(jīng)過(guò)近十年的努力，由于一些關(guān)鍵科學(xué)問(wèn)題和關(guān)鍵技術(shù)未能真正實(shí)現(xiàn)突破，目前第三代汽車(chē)用鋼并未大規(guī)模實(shí)現(xiàn)工業(yè)生產(chǎn)和應(yīng)用，絕大部分第三代汽車(chē)用鋼，特別是超高強(qiáng)度級(jí)別的第三代鋼仍停留在研發(fā)階段。以相對(duì)比較成熟的Q&P鋼和中錳鋼為例，已成功實(shí)現(xiàn)工業(yè)生產(chǎn)和批量供貨的產(chǎn)品類(lèi)型十分有限，如表6所示[58]。

表6 中國(guó)第三代汽車(chē)鋼Q&P鋼與中錳鋼的力學(xué)性能[58]Table 6 Mechanical properties of commercial third generation steels, Q&P and medium Mn steels, in China[58]

當(dāng)前第三代汽車(chē)用鋼從成分設(shè)計(jì)到工藝優(yōu)化的核心均是通過(guò)調(diào)控鋼中的殘余奧氏體含量并利用奧氏體的TRIP效應(yīng)實(shí)現(xiàn)塑性提升，即主要是圍繞殘余奧氏體的增塑機(jī)制而展開(kāi)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(zhì)上決定其很難達(dá)到第三代汽車(chē)用鋼30 GPa%的強(qiáng)塑積要求。因此，目前能夠?qū)崿F(xiàn)量產(chǎn)的也僅有1000 MPa強(qiáng)度級(jí)別的QP980鋼。對(duì)于更高強(qiáng)度級(jí)別的QP1180，雖然其抗拉強(qiáng)度達(dá)到了1200 MPa，但其斷裂伸長(zhǎng)率僅為14%，強(qiáng)塑積不足17 GPa%(表6)。

為了進(jìn)一步提高強(qiáng)塑積，中錳鋼通過(guò)增加錳含量來(lái)提高殘余奧氏體的穩(wěn)定性、增加殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)，進(jìn)而獲得優(yōu)異的塑性延伸率。然而，隨著殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)的增加，鋼的塑性及強(qiáng)塑積雖然得到了顯著的提升，但為了獲得大于30 GPa%的強(qiáng)塑積，其殘余奧氏體的體積分?jǐn)?shù)一般不應(yīng)少于25%，如圖2a所示[59]。鋼中殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)的增加必然導(dǎo)致馬氏體體積分?jǐn)?shù)的減少，直接導(dǎo)致強(qiáng)度降低。因此，盡管中錳鋼的強(qiáng)塑積很高，但其強(qiáng)度，尤其是屈服強(qiáng)度偏低，即使是對(duì)于合金含量較高的0.2C-7Mn中錳鋼，其屈服強(qiáng)度也僅為600 MPa左右(如圖2b所示)，在作為汽車(chē)部件使用時(shí)，明顯表現(xiàn)出剛度不足的問(wèn)題。從應(yīng)用角度而言，國(guó)內(nèi)的鋼研集團(tuán)和太鋼共同開(kāi)發(fā)的中錳鋼已經(jīng)基本實(shí)現(xiàn)了工業(yè)化生產(chǎn)，其強(qiáng)塑積可達(dá)30 GPa%以上，但其對(duì)應(yīng)的熱軋汽車(chē)鋼板的抗拉強(qiáng)度僅為700 MPa左右，冷軋鋼板的抗拉強(qiáng)度僅為1000 MPa，與超高強(qiáng)度的具體要求又存在了很大差距(表6)。由此可見(jiàn)，目前主要采用的殘余奧氏體提高塑性的機(jī)制，難以同時(shí)兼顧超高強(qiáng)度和高塑性的具體要求，構(gòu)成了目前第三代汽車(chē)用鋼開(kāi)發(fā)過(guò)程中的技術(shù)瓶頸。

圖2 中錳鋼強(qiáng)塑積與殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)的關(guān)系(a);不同錳含量中錳鋼應(yīng)力應(yīng)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(shí)際生產(chǎn)應(yīng)用而言，針對(duì)Q&P鋼，通常采用一步法或二步法工藝來(lái)提高鋼中殘余奧氏體的含量。其中，二步法生產(chǎn)Q&P鋼和QPT(Quenching Partitioning Tempering)鋼需在冷軋后進(jìn)行專(zhuān)門(mén)的熱處理，因而需要相應(yīng)的設(shè)備投入并產(chǎn)生大量的附加能耗，難以適應(yīng)低成本低能耗的現(xiàn)代鋼鐵生產(chǎn)要求。而一步法工藝路線雖然可以在冷軋退火過(guò)程中一次實(shí)現(xiàn)淬火和配分的目的，但需對(duì)熱處理工藝進(jìn)行精準(zhǔn)控制，對(duì)設(shè)備本身和控制技術(shù)均提出了很高要求。以目前全球唯一能夠生產(chǎn)高強(qiáng)塑積QP980和QP1180鋼的寶鋼為例，從2009年開(kāi)始先后投資7億元進(jìn)行設(shè)備改造，建成了專(zhuān)用高強(qiáng)度鋼生產(chǎn)線。即便如此，更高強(qiáng)度級(jí)別的第三代汽車(chē)用鋼仍未實(shí)現(xiàn)工業(yè)生產(chǎn)。中錳鋼也經(jīng)歷了多年的研究與開(kāi)發(fā)，但是目前能夠達(dá)到超高強(qiáng)度下高強(qiáng)塑積要求的鋼仍然處于實(shí)驗(yàn)室研發(fā)階段，強(qiáng)度1000 MPa級(jí)以上、強(qiáng)塑積30 GPa%以上的中錳鋼并未實(shí)現(xiàn)工業(yè)化生產(chǎn)(表6)。另外，從實(shí)際汽車(chē)部件生產(chǎn)和應(yīng)用的角度，中錳鋼在連鑄過(guò)程中易產(chǎn)生錳的偏析，而且在使用過(guò)程中存在嚴(yán)重的延遲開(kāi)裂傾向，導(dǎo)致作為汽車(chē)部件使用時(shí)的安全風(fēng)險(xiǎn)增大。

綜上所述，雖然第三代汽車(chē)用鋼經(jīng)過(guò)了近十年的研發(fā)，但大多第三代汽車(chē)用鋼仍然不具備工業(yè)生產(chǎn)和應(yīng)用的基本條件。為了真正實(shí)現(xiàn)第三代汽車(chē)用鋼的實(shí)際工業(yè)生產(chǎn)和應(yīng)用，突破現(xiàn)有塑性提升的單一機(jī)制，創(chuàng)新開(kāi)發(fā)新的品種和技術(shù)路線是必由之路。

3 多維度組織調(diào)控的增強(qiáng)增塑機(jī)理及應(yīng)用

上述分析表明，利用殘余奧氏體增強(qiáng)塑性從本質(zhì)上難以達(dá)到超高強(qiáng)度條件下的高強(qiáng)塑積要求，而且增加殘余奧氏體含量主要是通過(guò)提高合金元素錳的加入量，這會(huì)導(dǎo)致一系列生產(chǎn)和應(yīng)用問(wèn)題。真正實(shí)現(xiàn)第三代汽車(chē)用鋼推廣應(yīng)用需要提出新的超高強(qiáng)度條件下的增強(qiáng)增塑機(jī)理，通過(guò)關(guān)鍵科學(xué)問(wèn)題的研究，突破其關(guān)鍵技術(shù)。從材料學(xué)理論和實(shí)驗(yàn)研究可知，除殘余奧氏體的TWIP/TRIP效應(yīng)可實(shí)現(xiàn)塑性提升以外，合理控制組織細(xì)化[60]和第二相粒子的尺寸分布[61]，可以同時(shí)實(shí)現(xiàn)超高強(qiáng)度條件下的增強(qiáng)增塑。在第三代汽車(chē)用鋼的開(kāi)發(fā)中，完全可以借助上述的組織細(xì)化和第二相粒子增強(qiáng)增塑，并結(jié)合傳統(tǒng)的殘余奧氏體增塑，充分利用多種增塑機(jī)制的復(fù)合效應(yīng)來(lái)提高塑性。因此，本文提出，從第二相粒子(Precipitates)與位錯(cuò)的交互作用(零維和一維)、組織亞微米細(xì)化(Refinement，二維)和多相組織設(shè)計(jì)(Multiphase，三維)的“多維度增強(qiáng)增塑”(PRM)設(shè)計(jì)思路出發(fā)，突破殘余奧氏體增塑單一機(jī)制的技術(shù)瓶頸，從而在超高強(qiáng)度條件下實(shí)現(xiàn)塑性大幅提升的新的第三代高性能汽車(chē)用鋼研究開(kāi)發(fā)。為了實(shí)現(xiàn)PRM多維度增強(qiáng)增塑的目標(biāo)，需要從合金設(shè)計(jì)、組織調(diào)控等相關(guān)的關(guān)鍵科學(xué)問(wèn)題著手，取得關(guān)鍵技術(shù)突破。

3.1 第三代高性能汽車(chē)用鋼的合金化設(shè)計(jì)

為了實(shí)現(xiàn)上述多維度增強(qiáng)增塑的組織調(diào)控，合金的成分設(shè)計(jì)是基礎(chǔ)。目前，國(guó)內(nèi)外所研制開(kāi)發(fā)的超高強(qiáng)度汽車(chē)用鋼，基于低成本高性能的基本原則，化學(xué)成分主要以C，Mn和Si為主，各元素的主要作用以及對(duì)強(qiáng)度、塑性、成形、焊接、鍍鋅、擴(kuò)孔等方面的影響已在上述文獻(xiàn)中進(jìn)行總結(jié)分析。值得注意的是，盡管現(xiàn)有第三代汽車(chē)鋼成分設(shè)計(jì)的合金成本較低，但是生產(chǎn)技術(shù)難度大，還可能需要大額設(shè)備投資，生產(chǎn)成本比較高。可見(jiàn)，在進(jìn)行合金設(shè)計(jì)時(shí)，不僅需要考慮合金元素對(duì)多相組織形成與調(diào)控的影響，還需要從工藝性能、成本、環(huán)保等多個(gè)方面進(jìn)行綜合考慮。

作者團(tuán)隊(duì)提出，以滿足使用性能為目標(biāo)進(jìn)行合金體系與成分的逆向設(shè)計(jì)，綜合主要添加元素對(duì)淬透性、強(qiáng)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(zhì)-成本多因素出發(fā)完成合金設(shè)計(jì)?；谏鲜稣J(rèn)識(shí)，根據(jù)元素特性及其對(duì)多相組織調(diào)控的影響規(guī)律的分析結(jié)果，提出了Cr-Mn合金體系設(shè)計(jì)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(wěn)定少量的鐵素體起到應(yīng)變協(xié)調(diào)的作用，有利于實(shí)現(xiàn)高強(qiáng)塑積的目標(biāo)；② Cr具有優(yōu)異的提高淬透性的作用，可以保證生產(chǎn)過(guò)程中易于得到馬氏體組織；③ Cr是有效的固溶強(qiáng)化元素，可以提高強(qiáng)度；④ Cr是中強(qiáng)碳化物形成元素，在退火過(guò)程中有利于形成細(xì)小的碳化物進(jìn)而提高強(qiáng)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(huì)對(duì)涂裝等工藝性能產(chǎn)生不利影響?；谏鲜鲋笇?dǎo)思想，作者團(tuán)隊(duì)設(shè)計(jì)開(kāi)發(fā)了20Mn2Cr(0.2C-1.66Mn-1.26Cr)合金，并以此合金體系為基礎(chǔ)，對(duì)新品種的設(shè)計(jì)進(jìn)行探索性研究。

20Mn2Cr實(shí)驗(yàn)用鋼的轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)曲線如圖3所示[62]。由圖可見(jiàn)，該鋼的臨界冷卻速度僅為14 ℃/s。組織分析和力學(xué)性能測(cè)試結(jié)果表明，該鋼種經(jīng)淬火得到完全馬氏體后，其屈服強(qiáng)度達(dá)1000 MPa以上、抗拉強(qiáng)度達(dá)1500 MPa以上、延伸率約為10%，強(qiáng)塑積約15 GPa%[63]。圖4對(duì)比分析了20Mn2Cr實(shí)驗(yàn)用鋼與典型QP鋼和中錳鋼的力學(xué)性能，可以看出，實(shí)驗(yàn)用鋼的強(qiáng)塑積與現(xiàn)有QP1180基本接近，但其強(qiáng)度更高，取得了更為優(yōu)異的超高強(qiáng)度條件下的強(qiáng)塑積。

圖3 20Mn2Cr實(shí)驗(yàn)鋼的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)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(xué)性能的對(duì)比分析Fig.4 Comparison of mechanical properties among 20Mn2Cr, Q&P and medium Mn steels

另一個(gè)值得注意的問(wèn)題是，目前大部分研發(fā)工作都是圍繞鋼板的超高強(qiáng)度展開(kāi)的。但是在實(shí)際應(yīng)用中，對(duì)于強(qiáng)度超過(guò)1200 MPa以上的超高強(qiáng)度鋼，由于變形抗力大，冷成形過(guò)程中的開(kāi)裂、回彈、磨具磨損以及延遲斷裂等一系列問(wèn)題始終未能有效解決。從實(shí)際應(yīng)用而言，汽車(chē)部件是直接面向汽車(chē)整車(chē)的最終產(chǎn)品，其性能的優(yōu)劣更是直接決定了汽車(chē)輕量化效果和安全性。換言之，即使汽車(chē)鋼板的性能達(dá)到了超高強(qiáng)度和高強(qiáng)塑積的要求，如果不能解決成形問(wèn)題以及成形過(guò)程所引起的性能變化問(wèn)題，從本質(zhì)上來(lái)講依然未能從根本上解決汽車(chē)輕量化和安全性問(wèn)題。為了解決超高強(qiáng)度部件成形問(wèn)題，國(guó)外常用的方法是熱沖壓成形技術(shù)[64, 65]?；谏鲜龇治觯髡咛岢?，在進(jìn)行第三代汽車(chē)用鋼合金化設(shè)計(jì)時(shí)，必須以汽車(chē)用鋼生產(chǎn)和汽車(chē)部件熱沖壓成形過(guò)程中共性的關(guān)鍵科學(xué)問(wèn)題研究為基礎(chǔ)，打通汽車(chē)用鋼和汽車(chē)部件的成分設(shè)計(jì)。根據(jù)實(shí)際生產(chǎn)應(yīng)用情況，對(duì)強(qiáng)度低于1200 MPa的可以兼顧冷成形和熱成形工藝，而對(duì)于強(qiáng)度高于1200 MPa的汽車(chē)用鋼則應(yīng)以熱沖壓成形為主。所以，在采用Cr合金化設(shè)計(jì)時(shí)，還重點(diǎn)考慮了Cr元素對(duì)鋼的抗氧化性能的影響，期望開(kāi)發(fā)新型的無(wú)涂層熱沖壓成形技術(shù)，打破國(guó)外壟斷。研究結(jié)果表明，在以Cr為基礎(chǔ)的成分設(shè)計(jì)中，將鋼板加熱至930 ℃保溫12 min后進(jìn)行熱沖壓成形，其抗氧化性和脫碳性能明顯優(yōu)于目前國(guó)內(nèi)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(jìn)行逆向設(shè)計(jì)，根據(jù)元素特性及其對(duì)組織性能的影響規(guī)律，設(shè)計(jì)開(kāi)發(fā)的Cr-Mn系的合金體系，取得了良好的力學(xué)性能和工藝性能，展現(xiàn)出作為新型超高強(qiáng)度高強(qiáng)塑積汽車(chē)用鋼的巨大潛力，為進(jìn)一步的研究開(kāi)發(fā)工作奠定了基礎(chǔ)。

3.2 第三代高性能汽車(chē)用鋼的多維度組織調(diào)控

上述前期研究表明，為實(shí)現(xiàn)超高強(qiáng)度條件下的塑性增強(qiáng)、獲得高強(qiáng)塑積，需要突破主要利用殘余奧氏體增塑的傳統(tǒng)思維，實(shí)現(xiàn)新型第三代汽車(chē)用鋼品種體系的創(chuàng)新設(shè)計(jì)。成分設(shè)計(jì)必須和技術(shù)路線相結(jié)合，才能取得優(yōu)異的綜合力學(xué)性能。針對(duì)高強(qiáng)塑積的要求，作者團(tuán)隊(duì)提出綜合多種塑性增強(qiáng)機(jī)制的技術(shù)路線，以多維度增強(qiáng)增塑為目標(biāo)進(jìn)行微觀組織設(shè)計(jì)與調(diào)控，其主要目的是通過(guò)發(fā)揮各種塑性增強(qiáng)機(jī)制的增塑效應(yīng)而使得超高強(qiáng)度條件下總的塑性伸長(zhǎng)率得到顯著提升，全面達(dá)到第三代汽車(chē)用鋼的超高強(qiáng)度和高強(qiáng)塑積的要求。在多維度增強(qiáng)增塑的研究中，重點(diǎn)在于從第二相粒子“彌散強(qiáng)化”轉(zhuǎn)化為第二相粒子“增強(qiáng)增塑”關(guān)鍵科學(xué)問(wèn)題的研究，通過(guò)對(duì)第二相粒子析出行為及其與基體組織形態(tài)之間的交互作用規(guī)律等材料學(xué)問(wèn)題的系統(tǒng)分析，探索能夠?qū)崿F(xiàn)第二相粒子增強(qiáng)增塑的物理機(jī)制和條件，形成通過(guò)合理控制第二相粒子尺寸與分布來(lái)滿足增強(qiáng)增塑條件的關(guān)鍵技術(shù)。

由于第二相粒子對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻礙作用，變形過(guò)程中位錯(cuò)滑移往往是采用繞過(guò)或切過(guò)的方式通過(guò)第二相粒子而使形變得以繼續(xù)進(jìn)行，這種繞過(guò)或切過(guò)需要通過(guò)增加外加應(yīng)力的方式來(lái)實(shí)現(xiàn)，這是第二相粒子“彌散強(qiáng)化”的物理機(jī)制。然而，由于粒子和基體的變形不協(xié)調(diào)，彌散強(qiáng)化往往會(huì)降低合金塑性。所以，材料學(xué)中將第二相粒子的彌散強(qiáng)化定義為一種以犧牲塑性為代價(jià)的強(qiáng)化手段。然而，近年來(lái)研究表明[61]，當(dāng)?shù)诙嗔Ｗ映叽绶植寂c基體的晶粒尺寸達(dá)到某種配合時(shí)，第二相粒子不但可有效提高強(qiáng)度還可增加塑性，即達(dá)到同時(shí)增強(qiáng)增塑的作用。其典型代表是近年來(lái)開(kāi)發(fā)的NanoSteel[66]，在超高強(qiáng)度的基礎(chǔ)上，強(qiáng)塑積可以達(dá)到50～60 GPa%。但是，目前對(duì)第二相粒子增強(qiáng)增塑的物理本質(zhì)和與基體相互作用構(gòu)成實(shí)現(xiàn)增強(qiáng)增塑的條件，還缺少相應(yīng)的理論研究。

作者團(tuán)隊(duì)基于位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的基本理論分析，認(rèn)為基體晶粒的微晶化與第二相粒子的納米化是實(shí)現(xiàn)第二相粒子增強(qiáng)增塑的必要條件。對(duì)于傳統(tǒng)材料，由于其晶粒尺寸較大，可開(kāi)動(dòng)的位錯(cuò)源的數(shù)目對(duì)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(yīng)變不協(xié)調(diào)性成為主導(dǎo)因素而導(dǎo)致塑性降低。而對(duì)于亞微米級(jí)的超細(xì)晶材料，可開(kāi)動(dòng)的位錯(cuò)源大大降低，如何提高位錯(cuò)源的數(shù)目成為影響塑性的關(guān)鍵問(wèn)題。而彌散的第二相粒子是潛在的F-R位錯(cuò)源，在這種情況下對(duì)于塑性提升就起到了至關(guān)重要的作用。這種潛在的位錯(cuò)源能否開(kāi)動(dòng)，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(cuò)源的長(zhǎng)度，則其尺寸需要小于晶粒尺寸的1/3次方可成為可開(kāi)動(dòng)的位錯(cuò)源[67, 68]。在亞微米級(jí)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(duì)此相關(guān)的機(jī)理和定量模型在進(jìn)一步研究工作中。

一般認(rèn)為，晶粒細(xì)化是可以有效提高強(qiáng)度且同時(shí)有利于塑性增強(qiáng)的一種強(qiáng)化方法。雖然在現(xiàn)有第三代汽車(chē)用鋼的研究中，納米貝氏體鋼采用了通過(guò)組織細(xì)化提高強(qiáng)度和塑性的方法[4, 7, 11]，中錳鋼研制時(shí)提出了利用奧氏體的逆相變(ARP)獲得超細(xì)晶鐵素體晶粒尺寸的方法[28, 59]，但是，目前工作中對(duì)于組織細(xì)化對(duì)塑性影響機(jī)理的分析不夠深入。值得注意的是，晶粒細(xì)化增強(qiáng)增塑的效果僅在一定的尺寸范圍內(nèi)適用，理論分析和實(shí)驗(yàn)研究工作已經(jīng)證實(shí)[69-71]，當(dāng)晶粒尺寸細(xì)化到一定程度后，細(xì)化晶粒不僅不能有效提高塑性，而且會(huì)造成塑性的降低。因此，在組織細(xì)化的研究工作中，有必要深入分析組織細(xì)化對(duì)塑性的影響規(guī)律，在提升塑形的尺度范圍內(nèi)結(jié)合第二相粒子與組織細(xì)化的交互作用的基礎(chǔ)上實(shí)現(xiàn)合理的組織細(xì)化。這就要求對(duì)第三代汽車(chē)用鋼成分設(shè)計(jì)時(shí)的微合金化和軋制過(guò)程進(jìn)行優(yōu)化設(shè)計(jì)。作者團(tuán)隊(duì)通過(guò)對(duì)開(kāi)發(fā)的Cr-Mn系汽車(chē)用鋼進(jìn)行微合金化設(shè)計(jì)和控制軋制后，其組織得到了有效的細(xì)化，如圖6所示。力學(xué)性能測(cè)試結(jié)果表明，少量Nb添加后鋼的抗拉強(qiáng)度達(dá)1420 MPa，延伸率為12.6%，強(qiáng)塑積約18 GPa%，強(qiáng)度和強(qiáng)塑積指標(biāo)明顯優(yōu)于QP1180，且與未微合金化的鋼相比，其在超高強(qiáng)度條件下強(qiáng)塑積得到了有效提高，進(jìn)一步科學(xué)問(wèn)題和控制技術(shù)的研究工作正在進(jìn)行中。

圖6 微合金化對(duì)Cr-Mn鋼組織細(xì)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(diào)控是調(diào)整材料強(qiáng)度和塑性配合的最為常用的手段。從超高強(qiáng)度條件下塑性增強(qiáng)的角度考慮，多相組織調(diào)控的關(guān)鍵在于馬氏體基體上殘余奧氏體含量和穩(wěn)定性的合理控制，對(duì)此國(guó)內(nèi)外具有相當(dāng)多的研究工作，如前所述。需要強(qiáng)調(diào)的是，從實(shí)際工業(yè)推廣生產(chǎn)和應(yīng)用的角度，包括殘余奧氏體在內(nèi)的多相組織調(diào)控，應(yīng)該考慮生產(chǎn)應(yīng)用成本和節(jié)能降耗，基于現(xiàn)有生產(chǎn)設(shè)備和條件進(jìn)行。作者團(tuán)隊(duì)的研究工作表明，通過(guò)合金體系開(kāi)發(fā)和成分優(yōu)化，可以在現(xiàn)有冷軋退火線實(shí)現(xiàn)在線淬火和配分，得到一定的殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)來(lái)部分提高塑性。但是，顯然在低合金含量和現(xiàn)有生產(chǎn)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(qiáng)塑積。利用多種機(jī)制結(jié)合實(shí)現(xiàn)多維度增強(qiáng)增塑才是易于在現(xiàn)有條件下推廣、實(shí)現(xiàn)超高強(qiáng)度條件下塑性增強(qiáng)的新技術(shù)。

4 結(jié) 語(yǔ)

自2007年美國(guó)汽車(chē)/鋼鐵聯(lián)盟提出開(kāi)發(fā)第三代汽車(chē)用鋼(強(qiáng)塑積達(dá)到30 GPa%)以來(lái)，經(jīng)過(guò)近十年的努力，從工業(yè)規(guī)模的推廣生產(chǎn)和應(yīng)用方面來(lái)看，1000 MPa強(qiáng)度級(jí)別以上的超高強(qiáng)度第三代汽車(chē)用鋼并未取得突破性進(jìn)展。目前典型的強(qiáng)塑積達(dá)到20 GPa%的Q&P體系也僅有寶鋼實(shí)現(xiàn)了QP980的生產(chǎn)，而1000 MPa強(qiáng)度級(jí)別以上的30 GPa%的第三代汽車(chē)用鋼至今未見(jiàn)量產(chǎn)的相關(guān)報(bào)道。這是由于目前超高強(qiáng)度條件下塑性增強(qiáng)的機(jī)制主要依賴于殘余奧氏體的TRIP/TWIP效應(yīng)的本質(zhì)所限。

為了真正實(shí)現(xiàn)第三代超高強(qiáng)度高強(qiáng)塑積汽車(chē)用鋼和部件的生產(chǎn)應(yīng)用，應(yīng)該從根本上突破單一殘余奧氏體增塑的現(xiàn)有模式，在現(xiàn)有工藝裝備條件下，通過(guò)“合金化設(shè)計(jì)”開(kāi)發(fā)新的汽車(chē)用鋼品種體系，利用一維/零維第二相粒子與位錯(cuò)交互作用增強(qiáng)增塑、二維組織細(xì)化增強(qiáng)增塑(晶界)以及三維多相組織設(shè)計(jì)的“多維度增強(qiáng)增塑”模式實(shí)現(xiàn)塑性提高，從而在短期內(nèi)實(shí)現(xiàn)新型高性能汽車(chē)用鋼及部件實(shí)際工業(yè)生產(chǎn)和應(yīng)用，使我國(guó)汽車(chē)輕量化鋼鐵材料研發(fā)與應(yīng)用達(dá)到國(guó)際領(lǐng)先水平。

致謝：本文的研究工作得到了安徽省科技攻關(guān)項(xiàng)目(12010202015)的經(jīng)費(fèi)支持。本文的撰寫(xiě)，得到了董元篪教授無(wú)私的指導(dǎo)和幫助；在論文寫(xiě)作過(guò)程中，與上海大學(xué)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(guó)汽車(chē)工業(yè)研究院有限公司馬鳴圖教授、馮毅老師、北京科技大學(xué)閆柏軍教授、奇瑞汽車(chē)有限公司李創(chuàng)博士、蘇州大學(xué)章順虎和宋濱娜博士等進(jìn)行了卓有成效的討論，在此表示衷心感謝。