新一代汽车超高强度钢：兼顾轻量化与安全性能的研究进展与发展趋势

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摘要：新一代汽车对所采用的超高强度钢材料提出了更高的要求，需要兼顾轻量化和更好的安全性能。材料的强韧性匹配是实现这一目标的重要途径，热处理温度越高越容易引起脆性断裂，通过优化成分设计、合理匹配热处理工艺，可以有效提高材料的强韧性，减少事故的发生。本文综述了热冲压用钢、淬火延性钢、冷成形马氏体钢的研究，总结了近年来超高强度钢的研究现状，为高强度高塑性先进钢铁材料的研发提供参考，介绍并提出了超高强度钢的优化控制思路。从高强度钢的生产应用、发展现状等方面展望了超高强度钢的发展趋势。

关键词：汽车轻量化；超高强度钢；合金化；热处理；组织；力学性能

超高强度钢是指常温下抗拉强度大于1470MPa、屈服强度大于1380MPa的合金钢[1]。汽车零部件采用超高强度钢可实现汽车轻量化，进而提高汽车燃油经济性，减少碳排放。使用超高强度钢可以减轻汽车自重，满足汽车轻量化的要求，提高汽车的抗撞性、安全性能。20世纪90年代，北美试制了超轻钢车身样品[2]。车身90%采用高强度钢板，减重30%，整车弯曲、扭转刚度提高了1倍左右，证明钢铁作为未来汽车结构材料仍有巨大潜力。

乘用车质量每降低10%，燃油消耗量下降6%~8%，尾气排放减少4%[3]。近10年来，燃油动力乘用车整体轻量化系数呈下降趋势，2020年平均值由2010年的3.47下降至2019年的2.39，下降幅度达30%[4]。随着汽车产业的发展，油耗、雾霾、安全等问题层出不穷。随着国家安全法规日趋严格，汽车节能成为热点问题，减少排放、提高安全性能刻不容缓，对汽车轻量化的技术要求不断提高。

到目前为止，高强度钢的发展经历了从第一代到第三代的演变，如图1所示。第一代高强度钢的强塑性积为10~20 GPa·%，主要包括双相钢、多相钢和相变诱导塑性钢；第二代在50 GPa·%以上，主要包括奥氏体孪生诱导塑性钢、诱导塑性轻钢和硼钢[5]。第三代高强度钢以马氏体为基体，采用微合金化，通过热处理工艺调节组织，利用沉淀硬化、细晶强化等强化机制，获得高强塑性、高硬度、低成本等优异性能的钢材，已成为国内外轻量化汽车用钢的研究重点，但新型超高强度钢的开发面临着平衡强度和韧性的难题。

针对钢铁材料强度高、塑性不足的问题，国内外研究者对超高强度钢的工艺-组织-性能进行了一系列试验，为超高强度钢强度-塑性乘积研究提供参考。本文就汽车用1500～1700 MPa级热成形马氏体钢（PH钢）、淬火延性钢（QP钢）和低合金马氏体超高强度钢（M钢）的合金成分、热处理工艺、显微组织、高性能和超高强度钢的最新研究内容和成果进行综述。

01

PH钢、QP钢、M钢的开发

关于超高强度钢的研究开发，国内外钢厂都开展了大量的工作，日本新日铁、JEF、神户制钢、韩国浦项制铁、瑞典SSAB、巴西安赛乐米塔尔等均开发了自己的超高强度钢。目前汽车上使用的上述1500～1700MPa级超高强度钢包括热成型钢（PH钢）、淬火延性钢（QP钢）、低合金马氏体超高强度钢（M钢），如表1所示。

热成型钢的发展，减少了产品的回弹和开裂问题，其技术路线如图2（a）所示。最初，热成型钢并未应用于汽车，而主要用来制造锯片、割草机等。[6]直到1975年，瑞典科学家首次提出利用热冲压技术制造复杂、易变形的车身安全件和结构件[7]，而直到1984年，瑞典SSAB汽车公司才首次使用该技术制造出汽车保险杠，1991年，第一块热成型保险杠用在福特轿车上[9]。 目前汽车上使用的1500MPa级PH钢有Mn-B、Mn-B-Nb、Mn-BV、Mn-B-Nb-V等系列[10]，主要用于后保险杠、A柱、B柱、中控台、车门防撞梁、车顶加强梁、纵梁、中控台、门槛加强梁等零部件。

QP钢的工艺原理可以追溯到Matas和Hehemann[11]首次发现钢中碳原子可以从马氏体中分配到残余奥氏体中。后来Thomas等[12]通过实验指出，在淬火过程中，马氏体板条之间的残余奥氏体会增加碳（碳从马氏体板条扩散到板条边界的残余奥氏体中）。1983年，Hsu、徐祖耀等[13]通过计算发现，低碳马氏体的形成伴随着碳原子的扩散，扩散速度与马氏体的形成速度差不多，达到10-7 s左右。这种现象当时并未受到重视，但被用于淬火。QP工艺概念如图2(b)所示，CPE（Constrained

但Hutgren等[15]认为相变(准平衡)模型是化学平衡的标志，后来改名为CPE模型。后来徐祖耀院士等[16]推广了QP过程，提出了淬火-分配-回火过程(QPT)。

为了抑制碳化物的析出，在传统的QP钢中添加一定量的Nb、V、Ti等强碳化物形成元素，并在配分（P）完成后进行回火（T），使基体析出碳化物达到弥散。回火温度（TT）可以大于、等于或小于配分温度（PT），即TT>PT、TT=PT、TT<PT。在后续的研究中，研究人员还发现，在碳配分过程中，A/M界面也会发生移动[17]。由于Fe3C在回火过程中易析出，研究人员发现Si和Al元素可以抑制Fe3C碳化物的形成，但对其他碳化物没有抑制作用。因此，Toji等[18]提出了CCEθ模型，既考虑了渗碳体的析出，又保证了其他碳化物的析出。

目前汽车使用的1500MPa级QP钢最早由宝钢生产，现在鞍钢、河钢等钢铁企业也具备1500MPa级QP钢的生产能力，国内钢铁企业在QP钢生产方面处于国际领先地位。主要用于A柱、B柱及加强筋。

马氏体最早是19世纪德国冶金学家马滕斯在一种硬质矿物中发现的[19]，为了纪念这位著名的冶金学家，人们把钢经淬火后得到的高硬度相称为马氏体。为了解决复杂汽车零件的成形问题，生产出了微合金马氏体钢，其组织主要为板条马氏体，含有极少量的残余奥氏体，工艺路线如图2(c)所示。成形方式为冷成形(如辊压成形)，与热成形相比，辊压成形效率高、成本低、回弹开裂倾向小，主要用于A、B柱、保险杠、门槛加强板、侧内门防撞杆等部位。

02

PH、QP及M超高强度钢研究进​​展

2.1PH钢

2.1.1 1500 MPa级PH钢合金成分设计

微合金化对于PH钢零件制造极为重要，是实现高弯曲角度、抗氢脆断裂、高韧性、高淬透性等性能的必要手段，对纳米级第二相的析出、晶粒细化、碰撞安全性能及断裂失效性能起着重要作用。表2为各厂家1500MPa级PH钢的合金成分体系。

2.1.2 PH钢组织与性能的控制

热成型钢的成形过程是热力与相变耦合的过程，由于相变与热冲压过程中的塑性变形紧密耦合，因此热成型钢在连续冷却过程中的相变相当复杂。热冲压过程中的相变研究已从实验方法、动力学和性能预测等方面展开。相变动力学模型对于预测热冲压件力学性能至关重要。刘等[20]的预测模型可以预测不同碳含量下超高强度钢的抗拉强度，结果表明碳含量每增加0.01wt%，抗拉强度可提高30 MPa左右；李等[21]、Kirkaldy等[22]和Lee等[23]提出的模型均能预测变形和连续冷却转变后的最终相分数和硬度；李等[24]的模型可以预测钢在热处理过程中的组织变化； Åkerström 和 Oldenburg [25] 在 Kirkaldy 等 [22] 的速率方程基础上，修改基本速率方程，用来预测不同冷却速度下奥氏体的分解产物；Hart-Rawung 等 [26] 提出了一个模型来预测预应变对材料相变影响。Hippchen 等 [27] 预测了退火过程中铁素体、珠光体、贝氏体和马氏体的数量及分布；Neumann 等 [28] 基于（TMM）模型，预测了热冲压工艺参数对最终形状和残余应力状态的影响；Seraj zadeh 等 [29] 基于有限元法和可加性法则建立了数学模型，预测钢材冷却过程中的最终形状和残余应力状态以及微观组织变化；Bok 等 [30] 模拟结果表明，奥氏体变形对热压板材的最终强度和残余应力分布有很大影响，这些模型对于研究不同条件下超高强度钢的抗拉强度和相变具有重要的指导作用。

研究人员采用实验方法研究了热处理对PH钢的影响，当PH钢（0.38Cunder1.58Mnunder1.48Si）在300 ℃回火时，材料获得了最佳的伸长率，强度最高可达2 000 MPa。31]；在150 ℃/s升温速度下，与1 ℃/s升温速度相比，PH钢成形后的塑性和硬度可提高25.7%和5%[32]。过高的热冲压温度容易使原始奥氏体晶粒（PAGS）粗化，会造成淬火后亚组织（Lath、Packet、Block）尺寸增大，从而降低材料的韧性[33]。当奥氏体化温度大于60 ℃/s时，PH钢为全马氏体[34]； 当奥氏体化温度为920 ℃时，保温2 min后钢的组织为均匀的板条马氏体，具有最好的综合[35]变形可以加速扩散相变的发生，导致CCT曲线向更短保温时间方向移动，但随着塑性应变的增加，扩散转变的加速度很快达到饱和，较低的变形温度和较高的应变速率可以提高马氏体转变的临界冷却速度[21]。

2.2QP钢

2.2.1 1500 MPa级QP钢合金成分设计

合金元素对QP钢的组织和性能有很大影响，适当添加合金元素可以起到延缓或促进相变、抑制铁素体形成、细化晶粒等作用，从而改善QP钢的性能。合金成分体系如表3所示。

2.2.2 C、B、Mn、Si、Al对QP钢的影响

C含量决定马氏体晶格的畸变程度，是影响钢强度的最重要元素。另一方面，间隙碳原子在热处理过程中容易发生扩散，而配分过程正是利用碳易扩散的特性，从马氏体扩散到残余奥氏体中，使残余奥氏体富碳，获得对拉伸性能有利的稳定的残余奥氏体；B能明显提高钢的淬硬性，但在PH钢中B为微量，主要是由于其对焊接裂纹敏感性高。B可以提高钢的硬度，但会降低其抗冲击性能。Si含量一般控制在1.5%左右[36]。Si在QP钢中的作用是复杂的：①过高的Si含量使QP钢的碳当量增加，使焊缝及周围热影响区的强度增加，降低焊缝接头塑性，导致QP钢的阻焊效果不理想； ②由于Si是稳定奥氏体的元素，Si含量降低将导致奥氏体稳定性下降[36]；③Si可以抑制马氏体中渗碳体的析出，有研究发现，Si还能延长渗碳体的孕育期，抑制渗碳体的长大[37]，使得钢在具有较高的强度的同时，保持了良好的伸长率。

Mn含量一般控制在1.8%左右[17]。Mn在QP钢中的作用主要是提高奥氏体的稳定性，延缓珠光体-贝氏体相变，避免钢在快速冷却时被氧化，同时Mn会降低马氏体相变开始温度，有助于提高组织中残余奥氏体的含量。Al和Si均有延缓马氏体中渗碳体形成的作用，与TRIP钢形成无碳化物贝氏体的机理类似，为QP钢配分形成一个工艺窗口，使马氏体中的碳在配分过程中扩散到奥氏体中，增强了残余奥氏体的稳定性，使室温组织中获得最大量的残余奥氏体。同时，Al也是提高马氏体相变开始温度的元素。 合理添加时，可以使得QP钢的淬火温度与分配温度相等[38]，从而达到简化热处理工艺的目的。

2.2.3 QP钢组织与性能控制

QP钢可以通过控制快速冷却温度来获得最佳残余奥氏体含量，从而调节QP钢的力学性能。为了解释和预测QP钢产品中的奥氏体含量，指导QP钢淬火配分工艺的制定，Speer等[14]提出了CCE（Constrained carbon paraequilibrium）模型：

通过研究QPT工艺对QP钢组织的调控作用发现，增加退火时间降低奥氏体热稳定性，从而提高回火马氏体（TM）的体积分数，有效细化了淬火配分后生成的组织，经350 ℃回火后形成由马氏体基位错亚结构组成的薄膜，提高了QP钢的塑性[17]。当温度降低到130～280 ℃时，饱和马氏体中的过剩碳会分配到未转变奥氏体中，促进了过渡碳化物（ε和η）的形成[44]。在300 K/s的温度下，强塑性积可达25.7 GPa·%[45]。黄等[17]研究了QPT工艺对QP钢组织的影响。 提出了一种新的贝氏体等温转变+淬火配分工艺（B-QP），即先在贝氏体区等温保温3 min，获得无碳化物贝氏体，再进行淬火配分工艺，最终得到无碳化物贝氏体+马氏体+薄膜状残余奥氏体的复相组织，强塑性积可达26.3 GPa%[46]。在不同奥氏体化温度下进行实验，研究了完全奥氏体化与部分奥氏体化对QP钢组织的影响，结果表明完全奥氏体化后奥氏体晶粒主要以薄膜形式存在，部分奥氏体化后奥氏体晶粒以块状奥氏体形式存在。 主要成分为完全奥氏体化后的残余奥氏体，完全奥氏体化后残留较多的残余奥氏体[47]；在再结晶温度以下变形时，QP钢原始奥氏体晶粒可得到细化，马氏体相起始点降低。温度对薄膜RA的稳定性也有影响[48]。

2.3M 钢材

2.3.1 1500~1700 MPa级M钢合金成分设计

M钢合金元素含量极少，却具有超高强度和良好的延展性。与其他钢材成型方法不同，M钢采用冷成型，用于汽车A柱/B柱等关键部件。各厂家1500~1700MPa级M钢的合金成分如表4所示。

2.3.2 Nb、V对M钢的影响

M钢中的Nb元素能在奥氏体区析出碳和氮化物，如NbC、NbN等，它们能通过钉扎奥氏体晶界，抑制奥氏体再结晶。铁素体的再结晶储能、晶内点缺陷和位错密度，使相变铁素体的形核速率较高，形成更细小的铁素体，并能钉扎铁素体晶界，抑制铁素体VN是在低温下析出的微合金元素，具有较高的析出温度，也能钉扎奥氏体晶界，抑制奥氏体再结晶。VC的特点是在室温下析出，没有孕育期，析出温度较低，一般析出在铁素体中[50]，对控轧控冷要求不高，能析出在较厚的部位，有强化作用。 Nb或V微合金化后，钢中马氏体板条束尺寸和板条间距明显减小，虽然Nb、V的加入可以提高钢的力学性能，但是与含V钢相比，含Nb钢的回火稳定性较差[51]。

2.3.3M钢组织与性能控制

马氏体钢中细小的PAGS不仅能实现细晶强化，而且可以抑制相变产物而代之以位错马氏体，并产生块状残余奥氏体[4s]，对钢的淬硬性影响很大。在160 ℃/s的冷却速度下，MS钢中α'-M的含量增加[52]，较高的冷却速度降低了碳的扩散，从而促进了MAO岛的形成。马氏体的产生降低了材料的韧性[53]。当水淬温度高于710 ℃时，M钢可获得均匀的马氏体形貌和超高的抗拉强度[54。当块和包的倾斜度在加热速度为100 ℃/s时，

其微观组织由马氏体（60%）、下贝氏体（37%）和残余奥氏体（3%）组成[56]。

回火处理明显改善了试验钢的弯曲性能和冲击性能[57]，但过高的回火温度会导致弯曲性能和冲击性能的下降，但对织构无影响[58]。马氏体钢的强度和韧性均优异，但纳米析出相位于马氏体板条的内部位错和板条边界上；如果在板条边界上快速发生通道和边界扩散[59]，则马氏体钢的析出强度很低，因此研究人员通过增加合金含量（Nb、V、C、Ti等）来提高纳米析出相的数量密度[60]，但合金含量的增加会带来一系列问题，例如析出相尺寸增大、碳当量过高、成本较高以及有害相的生成，常规的固溶时效处理可能不是获得弥散分布的纳米析出相马氏体钢的最佳选择。 最近的研究表明，通过控制位错密度来增加基体中共格纳米沉淀物和细小马氏体板条的数量，M钢的屈服强度可提高约24%，而不会显著损失延展性[61]。位错促进纳米沉淀物的形成过程如图3所示。

03

结论与展望

本文重点介绍了强度级别为1500~1700 MPa的PH钢、0P钢和M钢的发展历史、合金成分体系及组织性能调控方面的最新研究成果。强度高、耐蚀性和焊接性好、成本低廉是减轻汽车重量的有效途径，2021年商用车提升总成燃油效率和轻量化应用水平，到2022年底，汽车材料减重预期将达到10%[]。鉴于钢铁发展的不断进步，对汽车轻量化的要求会更高，因此钢铁材料在汽车上的应用范围将更加广泛。笔者对新型超高强度钢的研发有几点展望：

1）在超高强度钢的强化与塑性机理研究中，大部分工作侧重于探究单一合金元素对钢的影响，关于多种合金元素在钢中的协同作用的报道较少。通过组合合金元素和热处理工艺，调控超高强度钢的晶粒尺寸、板条厚度、残余奥氏体的含量及稳定性以及纳米碳化物的弥散分布，以获得最佳的综合力学性能。

2）目前在超高强度钢的生产上，国内现有的生产线都是固定的，生产超高强度钢需要专用的生产线（如连续退火超快冷生产线，完全依赖进口），成本高，而且只有少数企业有能力生产超高强度钢，生产线只是被大大简化，超高强度钢的最大特性还未得到充分发挥，因此，必须开发适合超高强度钢的生产线。

参考

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注：以下视频与上述文章内容无直接关系。