1.3　第三代汽車先進高強度鋼的開發

1.3.1　汽車輕量化與先進高強度鋼的發展

現代汽車發展的方向是輕量化、節能降耗、減少排放和提高安全性，從而對占汽車質量70％左右的汽車用鋼也提出更高的要求，帶動了汽車鋼（特指汽車薄板鋼）的發展。研究表明，汽車自重的25％在車身，車身材料的輕量化舉足輕重；汽車的燃油消耗與汽車自身總質量呈正比，汽車每降低10％的自重就可節約燃料3％～7％。節能環保，必須在確保安全性前提下盡量減輕汽車自身質量，從而推動了先進高強度鋼（Advanced High Strength Steel，即AHSS）的發展。據推測，到2015年，在世界輕型車車身及其封閉件中，AHSS將增加到35％。例如，汽車用普通鋼板的厚度通常為0.70～0.75mm，而AHSS板厚度僅0.65mm甚至更薄，新款歐寶賽飛利的發動機蓋鋼板只有0.6mm厚。這只需在每輛車上增加212歐元（約合人民幣2200元）的成本以購買AHSS板減輕車身質量就能節省約5％的燃油。因此，近年來各國一直致力于第3代汽車AHSS的研發。

美國科學家Krupitzer和Heimbuch首先提出了第3代AHSS的概念，美國汽車/鋼鐵聯盟在美國能源部和美國國家衛生基金會的支持下于2007年10月啟動了為期3年的強塑積與成本介于第1與第2代AHSS之間的第3代AHSS的研發工作。同時，我國與韓國也相繼啟動了提高強塑積的高強高塑鋼的研發工作。至今，各國第3代AHSS的研發仍在積極探索之中。2010年10月，中國鋼鐵研究總院與太鋼集團合作，成功地在工業生產流程上開發出第3代AHSS熱軋板卷和冷軋板，強塑積均超過30GPa·％，并研發出我國第3代AHSS及其工業化生產技術。

1.3.2　第三代汽車鋼的概念及其在我國的開發

針對汽車輕量化和高安全性能要求，未來汽車用鋼鐵材料應是一個具有強度和塑性良好結合的新一代鋼鐵材料。這要求新型汽車用鋼不但可通過高強化來達到汽車的輕量化，而且需較高塑性來提高鋼的成形能力和汽車的碰撞安全性能。

（1）汽車用鋼的綜合性能指標——“強塑積”

為了直觀而準確地描述這種高強高塑性鋼材，提出了具有高強塑積性能（即抗拉強度Rm與塑性A的乘積）的第3代汽車鋼的概念，作為未來新型汽車鋼的研發方向。

強塑積作為汽車用鋼的一個綜合性能指標，它直觀地表達了汽車用鋼成形能力和碰撞中吸收形變能大小的一個參數，因而越來越受到材料研究人員和汽車設計人員的重視。由于汽車用鋼量大而且質量較高，高性能汽車用鋼的發展水平也代表了一個國家整個鋼鐵研究和生產水平的重要標志。

（2）三代汽車用鋼的劃分

根據強塑積Rm×A的大小，將強塑積為10～20GPa·％的IF鋼、DP鋼、TRIP鋼和熱成性MART（馬氏體）鋼等汽車用鋼稱為第1代汽車用鋼；將強塑積為50～70GPa·％的奧氏體鋼和TWIP鋼等稱為第2代汽車用鋼；而將第1代汽車用鋼和第2代汽車用鋼之間（性能與成本）的新型汽車用鋼則稱為第3代汽車用鋼，即性能和成本均介于兩者之間的新型汽車用鋼。低成本和高強塑是對未來汽車用鋼發展的一個基本定位。

（3）我國第三代汽車用鋼的發展

2007年，中國鋼研的科研人員注意到國際上的汽車鋼研發動向。中國鋼研董事長干勇認為，第三代汽車鋼的研發意義重大，于是決定立即投入力量開展相關研究。2008年，在國家第3期“973”計劃的資助下，鋼鐵研究總院相關研究人員在歸納分析第1代汽車鋼與第2代汽車鋼的組織與性能的基礎上提出要獲得30～40GPa·％的強塑積，鋼中的亞穩奧氏體體積分數需要達到30％左右。為了同時獲得高強度和高塑性，必須通過合理的組織調控獲得硬基體與亞穩奧氏體相復合的組織結構。

鋼研院研究人員經過深入實驗研究，認為組織含30％左右亞穩奧氏體與超細晶基體，性能為強塑積不低于30GPa·％的低成本高強高塑鋼將是一種非常具有前景的第3代汽車鋼。中國鋼研與太原鋼鐵公司合作，成功地在工業生產流程上開發出第3代汽車鋼熱軋板卷和冷軋板，強塑積均超過30GPa·％（抗拉強度為900MPa級時，伸長率35％），率先在國際上研發出第3代汽車鋼產品工業生產技術。中國率先在世界上完成第3代汽車用鋼的工業化試制。首先會應用在北京現代和一汽的汽車上，2012年制造出實驗產品，2014年實現商業應用。

1.3.3　高強度鋼的強化機理、分類與發展

（1）高強度鋼的強化機理

高強度鋼的強化機理主要有固溶強化、析出強化、組織強化和細晶強化等，如表1-7所示。

（2）高強度鋼的分類

根據國際上對高強度汽車用鋼板的研究，將抗拉強度<270MPa、屈服強度<210MPa的鋼稱為低強度鋼；抗拉強度在270～770MPa、屈服強度在210～550MPa范圍內的鋼稱為高強度鋼（HSS）；而抗拉強度>770MPa、屈服強度>550MPa的鋼稱為超高強度鋼（DHSS）。AHSS（先進的高強度鋼）的屈服強度則包含了高強度鋼板（HSS）和超高強度鋼板（DHSS）的范圍。

按照強化機理又可把高強度鋼板分為傳統（普通）高強度鋼板和AHSS板。傳統（普通）高強度鋼板多是以固溶、析出和細化晶粒等為主要強化手段，常見的主要有碳-錳（C-M）鋼、高強度低合金（HSLA）鋼、各向同性（IS）鋼、含磷（P）鋼、高強度無間隙原子（IF）鋼和烘烤硬化（BH）鋼等。AHSS則是指主要通過相變進行強化的鋼種，組織中含有馬氏體、貝氏體和殘余奧氏體，如雙相（DP）鋼、馬氏體（M）鋼、相變誘發塑性（TRIP）鋼、孿生誘發塑性（TWIP）鋼以及淬火和再分配（Q&P）鋼等。

AHSS（先進的高強度鋼）的強度和塑性配合與傳統高強度鋼相比更加優越，且具高強度和良好的成形性，特別是加工硬化指數高，利于提高碰撞過程中對能量的吸收，對于實現車身減重的同時保證安全性十分有利。

（3）高強度鋼的發展趨勢

表1-8給出了北美學者的一個研究報告，它認為20世紀80年代汽車廠家主要考慮汽車鋼的成本、成形性能和耐腐蝕性能，這對應著當時的IF鋼和鍍鋅鋼板；20世紀90年代主要考慮汽車鋼的成本和碰撞安全性，當時汽車鋼的代表主要是HSLA鋼、C-Mn鋼和BH鋼；21世紀初的前10年主要考慮汽車鋼的成本、節能和碰撞安全性，當時的汽車鋼代表是DP鋼、TRIP鋼和熱成形鋼；未來人們主要考慮如何提高汽車鋼的碰撞安全性、節能效果與成本，現代汽車鋼將是同時具有高強度和高塑性的新一代汽車鋼即第3代汽車鋼。

圖1-9示出了各種鋼的應力-應變曲線及抗拉強度Rm與伸長率A之間的關系?？梢钥闯?，第1代汽車鋼包括DP鋼、CP鋼、TRIP鋼、馬氏體鋼、貝氏體鋼都可看作是以鐵素體為基的高強度鋼，其強塑積一般在15GPa·％的水平，其抗拉強度可從IF鋼的300MPa提高至馬氏體鋼的2000MPa，甚至更高；但其塑性基本上隨抗拉強度的提高而下降，即伸長率由IF鋼的45％左右下降至馬氏體鋼的小于10％?？梢哉f，具有較低強塑積的第1代汽車鋼已不能滿足汽車工業未來發展對輕量化和高安全的雙重要求。對第2代汽車鋼，其抗拉強度在800～1000MPa水平、塑性可達50％～90％的優良塑性，這表明其具有非常高的碰撞吸收能力與良好的成形能力，但相對于合金含量<5％的第1代汽車鋼，第2代汽車鋼如TWIP鋼、L-IP（具有誘發塑性的輕量化）鋼、奧氏體不銹鋼等在常溫下都是奧氏體單相組織，可以看作是奧氏體為基的AHSS，其強塑積雖達到較高的50GPa·％的水平，但因添加了大量的Cr、Ni、Mn、Si和Al等合金元素且其總合金含量高達25％以上，導致其成本較高、工藝性能較差及冶金生產困難較大。為適應節能、降低成本、汽車輕量化和提高安全性要求，迫切需要研發具有成本接近第1代汽車鋼而性能接近第2代汽車鋼的低成本高強塑積的第3代汽車鋼。低成本和高強塑積是汽車鋼發展的一個基本定位。

由圖1-9可見，在第1代和第2代AHSS之間的區域，即第3代AHSS區域，現有的研究主要是通過改進或創新的工藝路線來致力于填補這些空白區域，并特別關注于工業化生產可行性和成本因素。其研發策略主要有：研發性能良好的DP鋼；改進傳統TRIP鋼；研發超細晶貝氏體高強鋼；開發新的生產工藝路線，包括淬火-碳分配（Q&P）和超快加熱和冷卻工藝等。

1.3.4　第3代先進高強度鋼的研究進展

性價比良好的第3代先進高強度鋼（AHSS）已成為世界各國研發的熱點，本文將在以下7個方面，對這些方案和研究進行說明。

（1）性能良好的DP鋼

DP鋼是指雙相鋼，其軟相是鐵素體，硬相是馬氏體。DP鋼是既有高的抗拉強度又有相當高的伸長率的鋼種，同時其又有較高的疲勞性能。DP鋼因其具有高的伸長率和疲勞性能而常被應用于輪轂上。采用優化碳含量和/或臨界退火溫度來增加馬氏體含量來穩定獲得強度更大的DP鋼。以這種方式開發出來的DP780、DP980和DP1180已經工業化生產。采用特殊的熱軋工藝獲得的顯微組織細化也可達到強度增加的目的，主要有兩種工藝。

①應用變形誘導鐵素體相變（DIFT）　DIFT包括由奧氏體到鐵素體的應變誘導相變，該相變是在低于Ac3的Ar3之上25～50℃區域進行軋制。該方案已成功生產出晶粒尺寸在1μm級的超細晶粒鐵素體。采用軋后特殊的冷卻工藝以傳統的DP鋼成分，如0.06C-1.9Mo，生產出了超細晶DP鋼。值得關注的一個現象是，超細晶DP鋼可通過更低的合金成分而不添加昂貴的Mo來獲得。

②在珠光體精軋溫度之下進行大應變（真應變最大為1.6）溫軋　由此而獲得帶有均勻彌散的、球化滲碳體顆粒的超細晶粒鐵素體基體。在隨后進行臨界退火處理時，所獲得的1～2μm晶?；咎幱诜€定狀態。以該方式獲得的抗拉強度893MPa、伸長率為21％的超細晶DP鋼已見報道。然而，這些鋼的性能仍處于第1代AHSS的區域內，這種組織細化的DP鋼還不能夠達到第3代AHSS的性能。

在一些情況下，強度增加還不是主要關注點，現已開發的多種DP組織結構目的是滿足專用要求，像高的擴孔率或抗彎性，而不是單純地追求抗拉強度的增加。如浦項光陽廠的6號熱鍍鋅生產線在世界上首次成功地生產了490MPa級深沖型DP鋼汽車面板。2010年，浦項制鐵又成功開發了590MPa級DP鋼汽車面板。表1-9為典型DP鋼工業化生產概況。

注：表中DP鋼均為冷軋。

（2）改進型TRIP鋼

TRIP鋼是指含有殘余奧氏體的微合金化鋼，直譯是相變誘導塑性鋼。它也是既有高的抗拉強度同時又有相當高的伸長率的鋼種，同時它又有較高的疲勞強度。TRIP鋼由于其具有相變誘導塑性的特點，在增加強度的同時不至于損害其塑性。對于TRIP鋼應考慮其焊接性能、表面質量等方面問題，因此其C、Mn含量不宜過高，一般碳含量（質量分數）<0.2％，Mn、Si、Al含量（質量分數）均<2％。為獲得熱軋態的TRIP鋼，需添加Nb、Mo等微合金元素。固溶Nb在熱軋和奧氏體轉變為鐵素體的過程中延遲了靜態和動態再結晶。少量的碳氮化物也推遲了再結晶并導致一定量的強度的增加。添加Nb、Mo可有效地改善強度和伸長率。該鋼板在400℃卷曲時，抗拉強度為780MPa級的鋼板的強塑積達26000MPa·％。另外，細小彌散的殘余奧氏體也有助于改善鋼的延展性。

相對于現今已工業化的TRIP鋼，早期的研究鋼種碳含量更高，研究者研究了0.4CMnSi鋼種，其性能指標處于第3代AHSS優先考慮的目標區域內。此外，通過合金化對TRIP鋼進行晶粒細化，已獲得了標準強度達1GPa，總伸長率達20％的鋼。其他的TRIP鋼開發包括改進熱處理，即在350～475℃溫度區間內進行等溫處理，而某些情況下是在Ms溫度之下（計算值為417℃）。當降低保溫溫度時，導致強度值增加而延展性下降，同時應變硬化顯著變小。

鞍鋼已批量供貨的低碳低硅無鋁（低鋁）TRIP590和TRIP780鋼突破了TRIP鋼傳統的合金設計理念，如TRIP780采用0.22C-0.6Si-1.65Mn-0.05P-0.02Al-0.1V合金設計，以P或P+V代Si、Al，使成分、工藝設計更加科學合理，這類TRIP鋼成本低、可鍍、可焊，低溫韌性好，工業生產方便，鋼板的性能達到及優于國外同類產品實物水平。目前，980MPa級高強度冷軋TRIP鋼在鞍鋼也已研制成功。表1-10為典型TRIP鋼工業化生產概況。

（3）超細晶貝氏體鋼

近來的研究工作一直致力于開發出超細貝氏體組織的高強度鋼（見表1-11）。通過采用125～625℃較低的相變溫度，研發出0.98C-1.89Mn-1.46Si-1.26Cr-0.26Mo-0.090V合金，其硬度為600（HV），而強度超過2.5GPa。該顯微組織是經15天熱處理之后獲得的，該時間對于工業化生產來說，時間太長，為此正在做進一步的研究。通過采用Al和/或Co進行合金化，將加熱溫度降低，爭取將熱處理時間大幅度縮短，以便進行工業化生產。該鋼具有高強度和高韌性，使該材料成為裝甲用鋼的一個良好備選材料，它比類似性能的馬氏體時效鋼的成本低很多?？梢垣@得具有良好伸長率和韌性且抗拉強度在1700～2300MPa的鋼種，但由于采用相對高的合金和碳含量，該方法進行大規模的應用可能會更加困難。

西班牙國家冶金研究中心和新西蘭代爾夫特大學的研究人員成功試制出了碳含量為0.3％同時不含碳化物的貝氏體鋼，其顯微組織由貝氏體鐵素體和殘余奧氏體組成。該鋼顯示出良好的強韌性組合，抗拉強度在1500～1800MPa，總伸長率超過了15％。經過改進的含碳量為0.2％的貝氏體鋼達到了更好的強韌性組合，而且其焊接性得到改善。

（4）淬火-碳分配（Q&P）鋼與淬火-碳分配-回火（Q-P-T）鋼

①Q&P鋼　新型鋼種的開發逐步向兼顧強度和塑性的方向發展，為進一步改善材料的綜合性能，2003年，美國Speer等開發研究了一種新的熱處理工藝（Quenching and Partitioning Process，即Q&P工藝，淬火-分配工藝），該工藝是將含一定量Si和（或）Al的合金鋼經淬火至Ms-Mf間一定的溫度QT（Quenching Temperature）后，再在一定溫度PT（Partitioning Temperature）等于或者高于Ms停留，使碳由馬氏體擴散至殘留奧氏體，使其穩定化，增加最后淬至室溫的殘留奧氏體含量，最終主要得到馬氏體和一定可控量的富碳殘留奧氏體，如圖1-10所示。圖中Ci、Cγ和Cm分別表示原始合金、奧氏體和馬氏體中的碳含量，QT和PT分別表示初始淬火溫度和碳分配溫度。

因此，Q&P鋼是一種新型的高強度和高塑（韌）性的馬氏體鋼，室溫條件下為馬氏體和殘留奧氏體兩相組織。但它區別于傳統的回火馬氏體鋼，同等強度下與回火馬氏體鋼相比，塑性有大幅度提高。這是由于Q&P鋼的室溫組織中除馬氏體以外，還存在7％～15％的殘留奧氏體，奧氏體變形時發生TRIP效應，轉移頸縮時的應力集中，延緩裂紋產生，提高塑性。

我國寶鋼進行了Q&P鋼工業化試制，其研究的0.2C-1.5Si-1.8Mn系TRIP780鋼經Q&P處理，成功生產出Q&P1000鋼，其抗拉強度為981～1223MPa，伸長率為9.3％～21.2％，并成功用于國內轎車B柱的沖壓成形。另外，科羅拉多礦業大學與浦項公司合作研究了不同C、Mn含量對Q&P鋼組織與性能的影響。經過實驗，其完全奧氏體化后的0.2C-3Mn-1.6Si及0.3C-3Mn-1.6Si系鋼展示出了較佳的強韌性組合。但有關Q&P鋼的組織結構與性能的關系，特別是少量殘余奧氏體對于應變硬化的貢獻還有待于進一步研究。表1-12為典型淬火-碳分配（Q&P）鋼研發概況。

②Q-P-T鋼　為了改善環保、節約能源和原材料，需要進一步提高鋼的強度，我國材料科學家徐祖耀在Q&P工藝基礎上，提出淬火-碳分配-回火（Q-P-T）工藝，即引入碳化物沉淀強化機制，在含有一定Si和（或）Al量的鋼中有意識地加入少量復雜碳化物形成元素（如Nb、V或Mo等），使經過碳分配處理外，再在一定溫度保溫使析出共格、彌散的復雜碳化物（非滲碳體），呈現沉淀強化，如圖1-11所示。因此，此類鋼即稱Q-P-T（淬火-碳分配-回火）鋼。Q-P-T鋼的研究與開發，不僅對Q-P-T鋼組織和性能的設計和控制有重要實際意義，而且對開發具有自主知識產權的低碳硅錳高強度Q-P-T鋼、進一步推動我國的汽車工業發展具有重要的實用價值。

③Q-P-T鋼的成分、組織和熱處理設計原則

a.成分設計　碳含量應<015％（質量）；為避免Fe3C的形成造成脆性及改善焊接性，Si（及Al）能抑制Fe3C的形成，穩定ε（η）碳化物，并使鋼能進行碳分配處理，宜含1％～2％ Si（或約1％ Al）；含Mn、Ni等穩定奧氏體元素，使Ms下降；含復雜碳化物形成元素如Nb或（和）Mo，使Ms下降，呈沉淀硬化并細化奧氏體晶粒。建議的成分（質量分數）為：<015％C、1％～2％ Si、1％～2％ Mn、約0.02％Nb或（和）0.2％Mo。

b.顯微組織　具高位錯密度的細條狀馬氏體，條厚最好為數十納米；馬氏體上析出細小共格復雜碳化物以進一步增加強度；避免析出Fe3C；馬氏體條間含適當數量（厚度）和一定碳含量的殘留奧氏體，以提高鋼的韌性和塑性；原始奧氏體應具細晶組織。

c.熱處理工藝。較低溫度奧氏體化，可以得到細晶奧氏體組織；淬火至一定溫度（QT）以獲得適量的馬氏體。淬火溫度或馬氏體量為決定鋼最終強度的主要因素之一。在淬火溫度，也可能自馬氏體沉淀出ε（η）過渡碳化物。為使更多殘留奧氏體富碳，并穩定至室溫，常在Ms以上溫度停留，進行碳分配。復雜碳化物的沉淀可在分配溫度（PT）進行，也可在PT較高或略低溫度下進行，最后水淬至室溫（RT），上述工藝即為Q-P-T熱處理。其中，淬火溫度（QT）、分配溫度（PT）和在分配溫度下的停留的時間，以及回火（沉淀）溫度（TT）和時間，決定馬氏體量及其碳含量，以及殘留奧氏體量及其碳含量，從而決定鋼的強度、伸長率和韌性。

④Q-P-T鋼應用實例　研究者對比新型淬火-分配-回火（Q-P-T）和傳統淬火-回火（Q-T）處理對中、低碳鋼力學性能的影響發現，在提高材料的強塑積方面Q-P-T處理遠勝于Q-T處理，特別是對中碳鋼的效果更為顯著。如Fe-0.42C-1.46Mn-1.58Si-0.028Nb合金的強塑積經Q-P-T處理后高達31627 MPa·％，且延伸率達20.3％，不僅遠高于傳統Q-T處理的試樣，而且已滿足新一代AHSS鋼預測的性能。顯微組織分析表明，Q-T和Q-P-T處理的差異在于：殘留奧氏體的量和尺寸分布以及馬氏體板條的均勻程度。前者含少量（<3％）較薄的“薄膜狀”殘留奧氏體，且馬氏體板條尺寸范圍較寬；而后者含較多較厚的“薄片狀”殘留奧氏體，且馬氏體板條尺寸分布較窄。因此Q-P-T處理的AHSS具有承受較強的塑性變形和阻止微裂紋擴展的能力。

又如，研究者對Q235鋼經新型淬火-分配-回火（Q-P-T）工藝處理后，進行了力學性能試驗。試驗結果表明，經Q-P-T處理后的Q235鋼，其強度得到了大幅度的提升：屈服強度和抗拉強度分別達435MPa和615MPa。顯微組織觀察，揭示了Q235鋼性能改善的原因：Q235鋼經淬火-分配-回火（Q-P-T）工藝處理后為硬相馬氏體、貝氏體和軟相殘余奧氏體的復合組織，取代了原鐵素體+珠光體組織。

（5）超快加熱和冷卻工藝

一種超快加熱和冷卻工藝（Flash Process）現已用于鋼板生產。采用該工藝生產的一種AISI8620鋼種呈現出非常細的顯微組織，它由貝氏體鐵素體和馬氏體組織構成，其上均勻分布著大的和小的被認為是富Cr的滲碳體。由于奧氏體化時間非常短，這些碳化物被認為是遺傳于先前顯微組織中的難溶碳化物。在最終的顯微組織中也觀察到非常細的先前的奧氏體晶粒。可以假設，在Ac3溫度之上的很短時間內能產生不完全的碳擴散并在整個奧氏體組織上重新分配，它將導致復合的奧氏體分解產生不同的相變組織，如貝氏體和馬氏體。

美國研究人員對低合金AISI1020鋼進行了實驗，305mm寬薄鋼板在5s之內進行快速加熱與冷卻，獲得了1560～1600MPa抗拉強度和8.0％～8.7％伸長率。由于獲得了貝氏體組織，具有優良的耐回火能力，在500℃回火300s后，仍有1225MPa的抗拉強度。該鋼經溫軋成型，可通過一次和二次沖壓將鋼板加工成復雜幾何形狀的零件。表1-13為美國超快加熱和冷卻工藝鋼的成分及性能。

（6）高錳鋼

由Merwin基于Grange和Miller早期研究成果而研發的較低錳（5％～7％）、低碳（0.1％）成分的雙相鐵素體-奧氏體顯微組織的鋼。其錳含量高于常規鋼種，但比TWIP鋼低很多，可以采用常規的熱軋、冷軋和罩式退火工藝。在退火溫度的最高點延長保溫導致了雙相區退火，此時產生了錳分配現象。在室溫條件下獲得了由鐵素體和高錳奧氏體構成的超細晶顯微組織。在0.10C-5.2Mn鋼中，檢測的奧氏體比例達17％，而在0.10C-5.8Mn和0.10C-7.1Mn鋼中所獲得的奧氏體比例分別達28％和38％。除了降低TWIP鋼相關的合金成本之外，該工藝路線也可使那些不具備連續退火或先進冷卻能力的生產線生產出高強鋼。

關于第2代奧氏體鋼種已提出各種成分系列，現今的研究主要集中在如何降低合金含量上。Frommeyer等研究了更低錳（15％ Mn）的Fe-Mn-3Si-3Al系鋼。高錳鋼中Mn、C、Al等合金元素含量較高，對冶煉、連鑄以及熱軋工藝提出了非常苛刻的要求。主要表現在以下幾點。

①冶煉過程中，Fe-Mn-Al-Si系高錳中Al元素燒損嚴重，成分難以精確控制；另外，Mn、C與覆蓋劑容易發生反應。

②連鑄過程中，Mn元素的微觀偏析導致彎月面處的凝固坯殼強度偏低，容易漏鋼；隨著溫度下降，高錳鋼強度快速上升，導致拉矯過程困難。

③熱軋過程中，在隧道爐加熱時晶界非常容易氧化，并且鋼中K相碳化物也帶來熱軋的困難，高Mn、C含量容易使熱軋板表面形成凹坑缺陷。

可見，利用連鑄-熱軋傳統流程生產高錳鋼存在許多技術瓶頸。薄帶連鑄技術快速凝固，可以有效降低高合金鋼中元素的偏析，提高材料的成型性能。各大鋼鐵集團在嘗試利用該技術生產高錳鋼。蒂森-克虜伯鋼鐵公司采用帶式的薄帶連鑄技術，嘗試生產出Fe-Mn-Al-Si系高錳鋼薄帶。韓國浦項科技大學也在嘗試用薄帶連鑄流程進行Fe-Mn-C系高錳鋼的生產。表1-14為典型TWIP（孿晶誘發塑性）鋼研發概況。

（7）中錳碳亞穩奧氏體-超細晶基體鋼

目前，通過中錳碳鋼的合金化設計及奧氏體逆相變等措施，中鋼研已在實驗室內制備出30％左右的亞穩奧氏體與超細晶基體的雙相復合組織鋼。該鋼的室溫抗拉強度在0.8～1.6GPa級，斷后伸長率為30％～45％的水平，而其強塑積在30～48GPa·％。目前實驗室內已完成了對不同碳含量和不同錳含量的C-Mn鋼的系列化基礎研究?；竟に囀菍υO計的原型鋼先進行淬火處理，獲得馬氏體組織，然后對這些淬火鋼雙相區（Ac1～Ac3）進行不同時間的退火，進行奧氏體逆轉變，獲得包括奧氏體、超細晶鐵素體及沉淀析出相的多相組織，此種退火工藝被稱為奧氏體逆轉變退火。

從以上對中錳鋼實驗室研究結果來看，通過逆轉變處理和相應的形變處理，可獲得含有大量奧氏體相的基體為超細晶組織的奧氏體、鐵素體雙相鋼。當鋼中含有30％左右的亞穩奧氏體時，可獲得強塑積30～40GPa·％的高強高塑汽車鋼。拉伸形變過程中，亞穩奧氏體又逐步轉變為馬氏體，形成了亞穩、多相和多尺度的稱為M3的組織。2011年11月中鋼研與太鋼合作研發的第3代汽車鋼在太鋼進行了工業試制，初步試制的0.1C-5Mn鋼熱軋卷和冷軋板均達到第3代汽車鋼的基本目標。表1-15為中鋼研第3代汽車鋼工業試制數據概況。

在汽車制造領域，鋼與鋁及鎂合金等的競爭已進入一新的階段。同時，汽車制造商也對鋼鐵材料的性能和成本提出了更高要求，AHSS，特別是性價比優良的第3代AHSS汽車鋼的開發就顯得特別迫切。目前，世界各國都在致力于AHSS特別是第3代AHSS的研究和開發，同時也對新的用戶加工技術與工藝加大了研究力度，使鋼的強韌性能得到進一步提升。中鋼研已獲初步成功的第3代AHSS研發，同時以Q&P鋼和先進貝氏體鋼為代表的AHSS的研發，是目前比較接近于第3代AHSS目標的研發方向，其他的工藝路線和新鋼種也正在探索之中。中鋼研與太原鋼鐵集團率先在國際上聯合成功開發了第3代AHSS汽車鋼的工業試制工藝路線，標志著我國AHSS的研發達到了世界先進水平。