超高強(qiáng)度鋼在汽車輕量化中的應(yīng)用及研究進(jìn)展

摘要：新一代汽車對使用的超高強(qiáng)度鋼材料提出了更高的要求，需要兼顧輕量化和更好的安全性能，材料的強(qiáng)韌性匹配是實現(xiàn)這一 目標(biāo)的重要途徑 。鋼鐵材料的強(qiáng)度越高，越容易發(fā)生脆性斷裂 。通過成分設(shè)計優(yōu)化和合理的熱處理工藝匹配可以有效提高材料的 強(qiáng)韌性，減少事故發(fā)生 。本文綜述了熱沖壓成形鋼、淬火延性鋼和冷成形馬氏體鋼的研究發(fā)展，總結(jié)了近年來超高強(qiáng)度鋼的研究現(xiàn) 狀，為高強(qiáng)度、高塑性的先進(jìn)鋼鐵材料的研制開發(fā)提供參考，并針對超高強(qiáng)度鋼的優(yōu)化控制思路提出介紹和建議 。最后，從超高強(qiáng) 度鋼的生產(chǎn)應(yīng)用、開發(fā)現(xiàn)狀等方面對超高強(qiáng)度鋼的發(fā)展趨勢進(jìn)行了展望。

關(guān)鍵詞：汽車輕量化；超高強(qiáng)度鋼；合金化；熱處理；顯微組織；力學(xué)性能

超高強(qiáng)度鋼是指在室溫下，抗拉強(qiáng)度高于 1470 MPa、 屈服強(qiáng)度高于 1380 MPa 的合金鋼[1] 。汽車零部件使用超高強(qiáng)度鋼可實現(xiàn)輕量化，從而提高汽車燃油經(jīng)濟(jì)性，減少碳排放 。使用超高強(qiáng)度鋼來使汽車減重，滿足  汽車輕量化要求，同時提升汽車耐撞性及安全使用性 能 。在 20 世紀(jì) 90 年代，北美試制出一種超輕鋼汽車車身樣品[2] , 車體 90% 采用高強(qiáng)度鋼板，減重達(dá) 30% , 汽車在彎曲剛性與扭曲剛性方面提高了 1 倍左右，證明了鋼材作為未來車輛的結(jié)構(gòu)材料仍具有較大潛力。

乘用車自 身 質(zhì) 量 每 下 降 10% , 油 耗 降 低 6% ~ 8% , 尾氣排放降低 4% [3] 。近 10 年燃油乘用車的整 車輕量化系數(shù)總體呈下降趨勢，均值由 2010 年的 3. 47 降 低至 2020 年的 2. 39 , 降幅達(dá) 30% [4] 。隨著汽車工業(yè) 的發(fā)展，油耗、霧霾、安全等問題隨之產(chǎn)生，以及國家安 全法律法規(guī)的日趨嚴(yán)格，汽車節(jié)能減排和提高安全性 能已刻不容緩，汽車輕量化的技術(shù)要求不斷提升。

迄今為止，高強(qiáng)度鋼的發(fā)展已經(jīng)經(jīng)歷了第一代到 第三代的演變，如圖 1 所示 。第一代高強(qiáng)度鋼的強(qiáng)塑 積為 10 ~ 20 GPa ·% , 主要包括雙相鋼、多相鋼和相 變誘導(dǎo)塑性鋼等；第二代為 50 GPa ·% 以上，主要包 括奧 氏 體 孿 晶 誘 導(dǎo) 塑 性 鋼、誘 導(dǎo) 塑 性 輕 鋼 和 硼 鋼 等 [5] 。第三代高強(qiáng)度鋼以馬氏體為基體組織，采用微 合金化的手段，通過熱處理工藝對組織的調(diào)控，利用沉淀硬化、細(xì)晶強(qiáng)化等強(qiáng)化機(jī)制來獲取高強(qiáng)塑積、高硬 度、低成本等優(yōu)異性能的鋼種，已經(jīng)成為國內(nèi)外輕量化 汽車用鋼的研究重點，但是新型超高強(qiáng)度鋼的開發(fā)面 臨強(qiáng)韌性平衡的難題。

鑒于鋼鐵材料強(qiáng)度高、塑性不足的問題，國內(nèi)外研究學(xué)者從超高強(qiáng)度鋼的工藝?組織?性能方面進(jìn)行了一系列試驗，為超高強(qiáng)度鋼的強(qiáng)塑積研究提供參考 。本文對當(dāng)前應(yīng)用在汽車上的 1500 ~ 1700 MPa 強(qiáng)度級熱  成形馬氏體鋼( PH 鋼）、淬火延性鋼( QP 鋼）和低合金 馬氏體超高強(qiáng)度鋼( M 鋼）的合金成分、熱處理工藝、 組織性能及超高強(qiáng)度鋼的最新研究內(nèi)容和成果進(jìn)行了  綜述。

01  PH 鋼、QP 鋼和 M 鋼的發(fā)展

關(guān)于超高強(qiáng)度鋼的研究開發(fā)，國內(nèi)外鋼廠都進(jìn)行  了大量的工作 。 日本新日鐵、JEF、神戶制鋼、韓國浦項、瑞典 SSAB 和巴西 ArcelorMittal 等鋼鐵公司已開發(fā)  出各自的超高強(qiáng)度鋼產(chǎn)品，并在汽車行業(yè)得到應(yīng)用。 上述當(dāng)前應(yīng)用在汽車上的 1500 ~ 1700 MPa 超高強(qiáng)度  鋼有熱成形鋼( PH 鋼）、淬火延性鋼( QP 鋼）、低合金  馬氏體超高強(qiáng)度鋼( M 鋼），如表 1 所示。

熱成形鋼的研發(fā)減小了產(chǎn)品的回彈、開裂問題，技 術(shù)路線如圖 2( a) 所示 。最開始的熱成形鋼并未應(yīng)用 在汽車上，主要用于制造鋸片和割草機(jī)的刀片[6] 。直到 1975 年，瑞典科學(xué)家率先提出了采用熱沖壓成形工藝制造復(fù)雜且易變形的車身安全件和結(jié)構(gòu)件[7] , 直到 1984 年，瑞典 SSAB 汽車公司最先運用該技術(shù)制造出 汽車車身零部件門內(nèi)防撞桿[8] 。1991 年，第一件熱成形保險杠用于福特汽車[9] 。 目前應(yīng)用在汽車上強(qiáng)度為 1500 MPa 級 PH 鋼為 Mn ?B、Mn ?B ?Nb、Mn ?B ?V、Mn ?B ?Nb?V 等系列[10] , 主要應(yīng)用在后保險杠、A 柱、B 柱、中通道、門內(nèi)防撞梁、車頂加強(qiáng)梁、縱梁、中通道、門檻 加強(qiáng)梁等構(gòu)件。

QP 鋼的工藝原理可追溯到 Matas 和 Hehemann[11] 最 先發(fā)現(xiàn)了鋼中碳原子可由馬氏體配分至殘留奧氏體的 現(xiàn)象，后來 Thomas 等 [12] 通過試驗指出，在淬火過程 中，馬氏體板條間的殘留奧氏體會增碳（ 碳由馬氏體 板條內(nèi)向板條界的殘留奧氏體擴(kuò)散）。1983 年，H su 和徐祖耀等[13] 通過計算發(fā)現(xiàn)，低碳馬氏體形成的同時 會伴隨著碳原子的擴(kuò)散，并且擴(kuò)散的速度和馬氏體形 成的速度相差不多，大約達(dá)到 10- 7 s 數(shù)量級，這一現(xiàn)象在當(dāng)時并沒有受到重視，但為淬火?配分( Q?P) 工藝提處理的概念，如圖 2( b) 所示，并提出 CPE( Constrained

para?equilibrium) 模型 。但是 Hutgren 等 [15] 認(rèn)為相變( Para?equilibrium) 模型，兩人后來將 CPE 模型改名為學(xué)平衡的標(biāo)志是碳原子在兩相中的化學(xué)勢相同 。后來徐祖耀院士等[16] 將 Q?P 工藝進(jìn)行了推廣，提出了淬火?配分?回火工藝（Ｑ?Ｐ?Ｔ），跟以往的 Ｑ?Ｐ 熱處理工藝

抑制碳化物析出不同，在傳統(tǒng) ＱＰ 鋼基礎(chǔ)上，添加一定量的 Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ 等強(qiáng)碳化物形成元素，在配分（Ｐ）結(jié)束后進(jìn)行回火（Ｔ），使基體析出碳化物達(dá)到彌散強(qiáng)化的效果，其中回火溫度（ ＴＴ）范圍可大于、等于或小于配分溫度（ＰＴ），即 ＴＴ ＞ ＰＴ，ＴＴ ＝ ＰＴ，ＴＴ ＜ ＰＴ。在之后的研究中，研究人員還發(fā)現(xiàn)，在碳配分的過程中 A/M 界 面也會發(fā)生移動[17] 。 由于回火過程中 Fe3 C 容易析 出，研究人員發(fā)現(xiàn)，Si 和 Al 元素能抑制 Fe3 C 碳化物的 形成，但 是 對 其 他 碳 化 物 抑 制 作 用 較 小，因 此，Toji 等 [18] 考慮到滲碳體的析出，又保證其他碳化物的析 出，提出 CCEθ 模型。

當(dāng)前應(yīng)用在汽車上的 1500 MPa 級 QP 鋼最開始由寶鋼生產(chǎn)，現(xiàn)在，鞍鋼、河鋼等鋼鐵企業(yè)也具備了 1500 MPa 級 QP 鋼的生產(chǎn)能力，國內(nèi)鋼鐵企業(yè)在 QP 鋼生產(chǎn)處于 國際領(lǐng)先地位，主要應(yīng)用在 A、B 柱和加強(qiáng)件。

馬氏體最先由德國冶金學(xué)家 Martens 于 19 世紀(jì)在一種硬礦物中發(fā)現(xiàn)[19] , 為了紀(jì)念這位著名的冶金學(xué)  家，將鋼淬火得到的高硬度相稱為馬氏體 。為了解決  汽車復(fù)雜零部件的成形問題，生產(chǎn)了微合金馬氏體鋼， 其組織以板條馬氏體為主，含有極少量的殘留奧氏體， 工藝路線如圖 2( c ) 所示 。M 鋼的成形方式為冷成形  （如輥彎成形），相比熱成形，輥彎成形的效率高、成本  低、回彈開裂的趨向性更小 。主要用于 A、B 柱，保險  杠、門檻加強(qiáng)板、側(cè)內(nèi)門的防撞桿等零部件。

02  PH、QP、M 超高強(qiáng)度鋼的研究進(jìn)展

2. 1  PH 鋼

2. 1 . 1  1500 MPa 級 PH 鋼的合金成分設(shè)計

微合金化對 PH 鋼的零件制造極其重要，是實現(xiàn) 高彎曲角度、抗氫脆斷裂、高韌性、高淬透性等性能的 必要手段，對納米級第二相析出、晶粒細(xì)化、碰撞安全 性能、斷裂失效性能有著重要的作用 。表 2 為當(dāng)前各 生產(chǎn)商 1500 MPa 級 PH 鋼的合金成分體系。

2.1.2 ＰＨ 鋼組織性能調(diào)控

熱成形鋼的成形過程是一個熱力和相變耦合的過程。因為相變與熱沖壓過程中的塑性變形緊密耦合， 所以熱成形鋼在連續(xù)冷卻過程中的相變相當(dāng)復(fù)雜 。近 十年來，在試驗方法、動力學(xué)和性能預(yù)測等方面對熱沖  壓過程中的相變進(jìn)行了研究 。相變動力學(xué)模型對于預(yù)  測熱沖壓零件的力學(xué)性能至關(guān)重要 。Liu 等 [20] 的預(yù)測  模型可對不同 C 含量下超高強(qiáng)度鋼的抗拉強(qiáng)度進(jìn)行  了預(yù)測，表明 C 含量每增加 0. 01wt% ,抗拉強(qiáng)度就增加約  30 MPa,Li 等[21] 、Kirkaldy 等[22] 、Lee 等 [23] 提出的模型  均可以預(yù)測變形連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變后最終相分?jǐn)?shù)和硬度；Li 等[24] 模型預(yù)測鋼在熱處理過程中的顯微組織變化； ?kerstr?m 和 Oldenburg[25] 基于 Kirkaldy 等[22] 的速率方程，對基本速率方程進(jìn)行了修改，預(yù)測不同冷卻速率下奧氏體的分解產(chǎn)物；Hart?Rawung 等[26] 提出模型預(yù)測預(yù)應(yīng)變對材料相變的影響；Hippchen 等 [27] 預(yù)測了退 火過程中鐵素體、珠光體、貝氏體和馬氏體的數(shù)量和分 布；Neumann 等[28] 基于(TMM) 模型，預(yù)測熱沖壓工藝參 數(shù)對最終形狀和殘留應(yīng)力狀態(tài)的影響；Seraj zadeh 等[29] 建 立了基于有限元法和可加性規(guī)則的數(shù)學(xué)模型，用于預(yù)測 鋼冷卻過程中的組織變化；Bok 等[30] 模擬結(jié)果表明奧氏 體變形對熱壓成形板材的最終強(qiáng)度和殘留應(yīng)力分布有很大影響。這些模型為研究不同條件下超高強(qiáng)度鋼的拉伸 強(qiáng)度和相變有著重要指導(dǎo)作用。

研究人員通過試驗方法研究熱處理工藝對 PH 鋼的影響 。PH 鋼(0. 38C?1 . 58Mn ?1 . 48Si) 在 300 ℃ 回火時，材料獲得最佳的伸長率，強(qiáng)度高達(dá) 2000 MPa[31] ; 在 150 ℃/s 的加熱速率下，相比 1 ℃ /s 的加熱速率，可使 PH 鋼的塑性和成形后硬度提高 25. 7% 和 5% [32] 。高的熱沖壓溫度易使原始奧氏體晶粒( PAGS) 粗化，淬 火后導(dǎo)致亞結(jié)構(gòu)的尺寸變大( Lath、Packet、Block) , 從 而導(dǎo)致材料的韌性降低[33] ; 當(dāng)模具冷速大于 60 ℃ /s 時，PH 鋼為全馬氏體[34] ; 當(dāng)奧氏體化溫度為 920 ℃ 時，鋼保溫 2 min 后的組織為均勻板條馬氏體，其具有最 佳的綜合性能[35] 。形變可加速擴(kuò)散相變的發(fā)生，導(dǎo)致 CCT 曲線向保溫時間較短的方向移動，但隨著塑性應(yīng)變 的增加，擴(kuò)散轉(zhuǎn)變的加速度迅速飽和，且較低的變形溫度 和高的應(yīng)變速率可提高馬氏體相變的臨界冷卻速率[21] 。

2. 2  QP 鋼

2. 2. 1  1500 MPa 級 QP 鋼的合金成分設(shè)計

合金元素對 QP 鋼的組織和性能影響很大，適當(dāng)  加入合金元素可以推遲或促進(jìn)相變、抑制鐵素體生成、 細(xì)化晶粒等，提高 QP 鋼的性能。各生產(chǎn)商 1500 MPa 級  QP 鋼的合金成分體系如表 3 所示。

2. 2. 2  C、B、Mn、Si、Al 對 QP 鋼的影響

C 含量的高低決定了馬氏體晶格的畸變程度，是 影響鋼強(qiáng)度的最主要元素；另一方面，間隙碳原子在熱  處理的過程中易發(fā)生擴(kuò)散，而配分過程正是利用碳容  易擴(kuò)散的特性，從馬氏體擴(kuò)散至殘留奧氏體，使得殘留  奧氏體富碳，獲得有利于拉伸性能的穩(wěn)定殘留奧氏體；B 可以顯著地提高鋼的淬透性，但在 PH 鋼中 B 是微  量的，主要是 B 對焊接裂紋的高敏感性所致，B 可提高  鋼的硬度，但會降低其沖擊性能；Si 含量一般控制在  1 . 5% 左右[36] , Si 在 QP 鋼中的作用是復(fù)雜的：①過多  的 Si 含量使得 QP 鋼碳當(dāng)量提高，增加了焊縫及周圍  熱影響區(qū)的強(qiáng)度，降低了焊接接頭的塑性，導(dǎo)致 QP 鋼  的電阻焊效果不理想；②由于 Si 是穩(wěn)定奧氏體元素， Si 含量的降低將導(dǎo)致奧氏體穩(wěn)定性下降[36] ; ③Si 能夠  起到抑制馬氏體中滲碳體析出的作用，在有的研究中  發(fā)現(xiàn)，Si 還能延長滲碳體的孕育期，抑制滲 碳 體 長  大 [37] ,使鋼擁有高強(qiáng)度的同時保持了較好的伸長率。

M n 含量一般控制在 1 . 8% 左右[17] , M n 在 QP 鋼中的  作用主要是提高奧氏體的穩(wěn)定性 ，推遲珠光體、貝氏  體相變 ，避 免 鋼 在 快 冷 的 過 程 中 形 成 低 強(qiáng) 度 相；同  時 ，M n 會降低馬氏體相變開始溫度 ，有助于提高組  織中殘留奧氏體含量 。Al 和 Si 都有推遲滲碳體在  馬氏體中形成的作用 ，類似于 TRIP 鋼形成無碳化物  貝氏體的機(jī)理 ，從而形成了 QP 鋼配分的工藝窗口 ， 使配分時馬氏體中的碳向奧氏體擴(kuò)散 ，增強(qiáng)殘留奧  氏體的穩(wěn)定性 ，使室溫組織中獲得最大量的殘留奧  氏體 。同時 Al 也是提升馬氏體相變開始溫度的元  素 ，在合理添加的情況下 ，能夠使得 QP 鋼的淬火溫  度和配分溫度相等[38] , 從而達(dá)到簡化熱處理工藝的  目的。

2. 2. 3  QP 鋼組織性能調(diào)控

QP 鋼通過控制快冷溫度可以獲得最佳殘留奧氏 體含量，從而調(diào)節(jié) QP 鋼的力學(xué)性能，為了解釋和預(yù)測 QP 鋼成品中的奧氏體含量，指導(dǎo)制定 QP 鋼的淬火配分工藝，Speer 等 [14] 提 出 了 CCE ( Constrained carbon paraequilibrium) 模型：

通過研究 Q?P ?T 工藝對 QP 鋼顯微組織的調(diào)控，發(fā)現(xiàn)增加退火時間，奧氏體的熱穩(wěn)定性降低，從而增加 了回火馬氏體( TM) 的體積分?jǐn)?shù)，有效地細(xì)化了生成 的微觀結(jié)構(gòu)[43] 。淬火和配分后的組織經(jīng) 350 ℃ 回火后，形成了由馬氏體基位錯亞結(jié)構(gòu)組成的薄膜，改善了  QP 鋼的塑性[17] ; 當(dāng)回火溫度降低至 130 ~ 280 ℃ 時， 飽和馬氏體中過量的碳會分配到未轉(zhuǎn)變奧氏體中，促  進(jìn)過渡碳化物( ε 和 η) 的形成[44] 。通過超快全奧氏  體化 ( 300 K/s ) , 強(qiáng) 塑 積 可 達(dá) 25. 7 GPa ·% [45] 。Huang 等提出一種新的貝氏體等溫轉(zhuǎn)變 ＋淬火和分配工藝( B?QP) , 即先在貝氏體區(qū)等溫保持 3 min , 獲得無碳化物貝氏體，再經(jīng)過淬火和配分工藝，最終獲得無碳  化物貝氏體、馬氏體、薄膜狀殘留奧氏體的多相組織， 強(qiáng)塑積可達(dá) 26. 3 GPa% [46] 。通過不同的奧氏體化溫  度進(jìn)行試驗，研究完全奧氏體化和部分奧氏體化對 QP 鋼組織的影響，發(fā)現(xiàn)完全奧氏體化后的奧氏體晶粒主要  為薄膜狀，而部分奧氏體化后則以塊狀奧氏體為主，且  完全奧氏體化后保留的殘留奧氏體更多[47] ; 再結(jié)晶溫  度以下變形時，可細(xì)化 QP 鋼的原始奧氏體晶粒并降低  馬氏體相變起始溫度，同時影響了薄膜狀 RA 的穩(wěn)  定性[48] 。

2. 3  M 鋼

2. 3. 1  1500 ~ 1700 MPa 級 M 鋼的合金成分設(shè)計

M 鋼中加入的合金元素極其微量，但實現(xiàn)了超高  的強(qiáng)度和良好的伸長率 。與其他鋼的成形方式不同， M 鋼采用冷成形方式，應(yīng)用于汽車 A 柱/B 柱等關(guān)鍵  零部件 。各生產(chǎn)商 1500 ~ 1700 MPa 級 M 鋼的合金成  分如表 4 所示。

2. 3. 2  Nb、V 對 M 鋼的影響

M 鋼中 Nb 元素能在奧氏體區(qū)析出碳、氮化物，如  NbC 和 NbN , 通過釘軋奧氏體晶界，抑制奧氏體再結(jié)晶 。在高溫奧氏體形變的情況下，增加奧氏體的再結(jié)  晶儲能、晶內(nèi)點缺陷和位錯密度，使得相變的鐵素體形  核率更高，形成更加細(xì)小的鐵素體，并釘軋鐵素體的晶  界，抑制鐵素體的長大，達(dá)到細(xì)晶強(qiáng)化的效果[49] ;V 是  一種低溫析出的微合金元素，VN 的析出溫度較高，也  有釘軋奧氏體晶界，抑制奧氏體再結(jié)晶的效果 。VC 的特點是到溫析出，沒有孕育期，析出溫度相對較低， 一般在鐵素體中析出[50] , 對控軋控冷的要求不高，較厚的部件中析出可起到沉淀強(qiáng)化的作用 。Nb 或 V 微  合金處理后，鋼中馬氏體板條束尺寸和板條片間距顯著降低，雖然 Nb、V 的添加均能提高鋼的力學(xué)性能，但 是與含 V 鋼相比，含 Nb 鋼的回火穩(wěn)定性較差[51] 。

2. 3. 3  M 鋼組織性能調(diào)控

馬氏體鋼的細(xì)小 PAGS 不僅能實現(xiàn)細(xì)晶強(qiáng)化,還能使相變產(chǎn)品被抑制并被位錯馬氏體所取代,且產(chǎn)生塊狀殘留奧氏體[4s],對鋼的淬透性、強(qiáng)度和沖擊性能有顯著影響。在 160 ℃/s 的冷卻速率下,α'-M 在 MS鋼中的含量增加[52],且較高的冷速會減少碳擴(kuò)散,從而促進(jìn)馬奧島的產(chǎn)生,使材料的韌性下降[53]。當(dāng)水淬溫度高于710 ℃時,M 鋼可獲得均勻的馬氏體形貌和超高的抗拉強(qiáng)度[54。當(dāng) Block 和 Packet 的傾斜度高達(dá)-55°時,塑性變形和 TRIP 轉(zhuǎn)變集中在馬氏體 Block和 Packet 之間的邊界上!」。當(dāng)加熱速率為 100 ℃/s,顯微組織由馬氏體(60% ) 、下貝氏體(37% ) 和殘留奧 氏體(3% ) 組成[56] 。

回火處理對試驗用鋼的彎曲性能和沖擊性能有明 顯改善[57] , 但回火溫度過高會造成彎曲性能和沖擊性 能下降，但對織構(gòu)沒有影響[58] 。通常沉淀強(qiáng)化能提高 馬氏體鋼的強(qiáng)度及韌性，但納米沉淀位于馬氏體板條 的內(nèi)部位錯和板條邊界上；在板條邊界上時，如果通道 和邊界擴(kuò)散快速發(fā)生[59] ,會導(dǎo)致馬氏體鋼的沉淀強(qiáng)度 非常小，所以研究人員通過增加合金含量( Nb、V、C、Ti 等），來增加納米沉淀的數(shù)量密度[60] 。但是合金含量 的增加將引發(fā)一系列問題，如析出相尺寸變大、碳當(dāng)量 過高、成本更高和有害相的產(chǎn)生，對于獲得具有彌散分 布的納米沉淀的馬氏體鋼，傳統(tǒng)的固溶時效處理可能 不是最佳選擇 。最近的研究表明，通過控制位錯密度 來增加基體中共格納米沉淀的數(shù)量和細(xì)馬氏體板條 數(shù)目 ，使 M 鋼屈服強(qiáng)度提高了約 24% , 且塑性沒有 明顯損失[61] 。M 鋼中位錯促進(jìn)納米沉淀的形成過程 如圖 3 所示。

03  結(jié)語與展望

本文重點綜述了 1500~1700 MPa強(qiáng)度級別的PH鋼、0P 鋼和 M 鋼的發(fā)展歷程、合金成分體系及組織性能調(diào)控的最新研究成果。第三代高強(qiáng)度低合金(HSLA)鋼具有超高的強(qiáng)度、良好的耐蝕性和焊接性以及低成本,是汽車輕量化的有效途徑。2021年,商用車已經(jīng)提升總成節(jié)油和輕量化應(yīng)用水平,到2022年底,實現(xiàn)整車材料預(yù)期減重 10%[]。鑒于鋼鐵發(fā)展的不斷進(jìn)步,汽車輕量化的要求會更高,因此,鋼鐵材料在汽車上的應(yīng)用范圍會越廣。筆者對新型超高強(qiáng)度鋼的研究開發(fā)有幾點展望:

1) 在超高強(qiáng)度鋼強(qiáng)塑化機(jī)理研究中,大多數(shù)工作集中在探究單一合金元素對鋼的作用,多種合金元素在鋼中的協(xié)同作用研究報道較少,應(yīng)將計算機(jī)模擬技術(shù)、合金元素和熱處理工藝結(jié)合起來調(diào)控超高強(qiáng)度鋼的晶粒尺寸、板條厚度、殘留奧氏體的含量及穩(wěn)定性和納米碳化物的彌散分布,以獲得最優(yōu)的綜合力學(xué)性能。

2) 目前在超高強(qiáng)度鋼的生產(chǎn)中,國內(nèi)現(xiàn)有的生產(chǎn)線已經(jīng)固定,而超高強(qiáng)度鋼的生產(chǎn)需要特殊的生產(chǎn)線(如連續(xù)退火超快冷生產(chǎn)線,完全依賴進(jìn)口),由于產(chǎn)線的價格昂貴,只有個別企業(yè)有能力進(jìn)行超高強(qiáng)度鋼的生產(chǎn),且生產(chǎn)線也只是進(jìn)行了大幅度的簡化,未能充分發(fā)揮超高強(qiáng)度鋼的最大特點,因此,開發(fā)適合超高強(qiáng)度鋼的生產(chǎn)線也是必要的。

參考文獻(xiàn)

來源/作者：金屬熱處理 熱沖壓 作者：唐遠(yuǎn)壽 , 司  宇 , 徐正萌 , 于碩碩 , 曹鵬軍, 栗克建, 馮  毅 , 高  翔