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先进高强度钢（AHSS）主要是指采用相变强化为主的系列高强度钢，目前商业化冷成形先进高强度钢的抗拉强度级别最低500MPa，最高到1700MPa，是汽车轻量化的主导材料，是汽车材料的主要发展方向，种类比较多，表2-3给出了目前已经商业化应用的各类先进高强度钢的级别与性能情况。
表2-3 AHSS级别与性能
（续）
图2-16给出了不同种类抗拉强度超过780MPa的先进高强度钢典型力学性能曲线。
根据先进高强度钢冶金原理的不同，目前商业化的品种大类主要包括8类：双相钢、高延伸双相钢、相变诱发塑性钢、相变诱发塑性贝氏体铁素体钢、复相钢、孪晶诱发塑性钢、淬火配分钢、热冲压用钢，各钢种大类的特点具体如下。
双相钢（DP）钢板的商业化开发已30多年，包括热轧、冷轧、电镀和热镀锌产品，是目前汽车上AHSS使用量最多的品种。其组织包括软相铁素体和硬相马氏体（图2-17），随着马氏体含量的增加，钢板的强度线性增加，强度范围为500～1500MPa。热轧DP钢的生产是通过控制冷却来得到铁素体和马氏体组织，冷轧和热镀锌DP钢是通过铁素体和奥氏体两相区退火和随后的快速冷却来得到铁素体和马氏体组织。DP钢的主要成分是C和Mn，根据生产工艺的不同，可适当添加Cr、Mo等元素使C曲线右移，避免冷却时析出珠光体和贝氏体组织。
图2-16 先进高强度钢的典型力学性能（ T S ≥780MPa）
图2-17 双相钢的典型金相组织
除了AHSS钢的共性特点外，双相钢还具有以下特点：
1）连续屈服，应力-应变曲线呈光滑的拱形，无屈服点延伸。这就避免了成形零件表面出现拉伸应变痕，从而不需要附加的精整工序。
2）高的加工硬化速率，尤其是初始的加工硬化速率，只需5%以下的应变，就可使双相钢的流变应力达到500～550MPa。
3）无屈服延伸，无室温时效。
4）具有烘烤硬化值35～80MPa。
5）屈服强度比较低（0.5～0.65）。
6）点焊与激光焊接性能良好。易通过简单的焊接工艺调整实现良好的焊接，焊点塑性好，采用普通焊接规范即可获得性能优良的点焊接头。
图2-18 典型双相钢的硬化曲线
DP钢典型级别的硬化曲线和成形极限如图2-18和图2-19所示。
图2-19 典型双相钢的成形极限
DP钢是目前AHSS中成熟度最高和使用量最大的产品，是结构类零件首选材料，广泛应用于如A柱、B柱、门槛加强板、车门防撞杆等车身和座椅安全结构件，也可推广应用到外板件零件。
复相钢（CP）具有非常高的抗拉强度，其微观组织是铁素体/贝氏体基体上含有少量的马氏体、残余奥氏体和珠光体，图2-20是CP钢的金相结构示意图。通过抑制再结晶或微合金元素（Ti和Nb）的析出使晶粒尺寸显著细化。图2-21是典型CP钢的硬化曲线和成形极限。
图2-20 复相钢的典型金相组织
图2-21 典型复相钢的成形性能
与DP钢相比，相同抗拉强度级别的CP钢（800MPa或者更高抗拉强度）具有更高的屈服强度。CP钢的特性是具有高的碰撞吸收能力、高残余变形能力和高扩孔性能。CP钢主要应用于要求有扩孔的零件中，如座椅和底盘悬架的一些结构零件。
马氏体钢（MS）的组织特点是在马氏体基体上含有少量的铁素体和（或）贝氏体，如图2-22所示。在多相钢中，马氏体钢具有最高的抗拉强度，目前工业上已经生产出最高强度达到1700MPa的马氏体钢。目前常用的冷轧马氏体钢是通过连续退火生产的，通过加热到奥氏体区后快速冷却到室温，常用的冷却方式是通过水淬，冷却速度可达到1000℃/s。为了提高马氏体钢的延展性和改善延迟开裂性能，淬火后的钢板常常需要回火处理，从而具有适中的成形性和极高的强度。马氏体钢中添加碳元素可以提高其淬透性，并强化马氏体组织。以不同的组合方式添加锰、硅、铬、钼、硼、钒和镍元素也可以用于提高淬透性。图2-23是典型马氏体钢的硬化曲线和成形极限。
图2-22 马氏体钢的典型金相组织
图2-23 典型马氏体钢的成形性能
马氏体钢的高强度也导致了其伸长率比较低，一般只适用于形状简单的零部件，最常用的成形方式是辊压成形，典型零件如门槛梁和保险杠等。在使用马氏体钢时，延迟开裂的控制是必须考虑的。
相变诱发塑性钢（TRIP）的主要组织是铁素体、贝氏体和残余奥氏体，其中残余奥氏体的质量分数为5%～15%，图2-24是其典型的金相组织，强度范围为600～980MPa。
TRIP钢具有高伸长率的本质是应变诱发残余奥氏体转变为马氏体，同时相变引起的体积膨胀伴随着局部加工硬化指数增加，使得变形很难集中在局部区域。同DP钢相比，TRIP钢的起始加工硬化指数小于DP钢，但是TRIP钢的加工硬化指数在很长的应变范围内仍保持较高，特别适合要求具有高的胀形情况。与同强度级别的DP钢相比，TRIP钢的碳当量较高，焊接性能略差。
图2-24 TRIP钢的典型金相组织
TRIP钢的生产需要在贝氏体区等温保持一段时间形成贝氏体和富C的奥氏体，TRIP钢的主要成分是C、Si和Mn，其中Si的主要作用是抑制贝氏体转变时渗碳体的析出。图2-25是典型TRIP钢的硬化曲线和成形极限。
图2-25 典型TRIP钢的成形性能
相变诱发塑性双相钢（DH）是近年来由欧洲提出的一类先进高强度钢，强度级别主要包括590MPa、780MPa和980MPa，表2-4是VDA标准中3个级别的性能要求情况。
表2-4 VDA中DH钢的性能要求
DH钢的伸长率介于同级别DP钢和TRIP钢之间，大约是同级别双相钢的1.3倍。DH钢的伸长率借鉴了TRIP钢的理念，在组织设计上引入了亚稳奥氏体，质量分数在6%左右（TRIP钢在10%以上），其组织包括铁素体、马氏体、贝氏体和亚稳奥氏体（图2-26）。
淬火配分钢（QP）的概念首先由美国教授Speer于2003年提出，继而由我国宝钢在2012年全球首先实现产业化。QP钢也是一种通过亚稳奥氏体应变诱发塑性的超高强度钢，其组织主要包括马氏体、亚稳奥氏体和铁素体（图2-27所示），已经商业化的强度级别包括980MPa、1180MPa；伸长率是同级别DP钢的两倍，如QP980的伸长率超过21%，QP1180的伸长率超过15%，典型力学性能如表2-5所示。
图2-26 DH钢的典型金相组织
图2-27 QP钢的典型组织照片
表2-5 QP钢的典型力学性能
图2-28是典型QP钢的硬化曲线和成形极限。
图2-28 典型QP钢的成形性能
QP钢由于具有高强度和高成形性，已成为对结构要求复杂、强度要求很高的结构和安全件的优选方案。QP钢适用于形状相对复杂的结构件或安全件的冷成形，使冷成形超高强度钢制造复杂零件的强度从780MPa提升到1180MPa，减重10%～20%，有利于汽车的减重节能和提高乘员安全性。此外，汽车复杂结构如B柱等之前只能由热冲压来实现，随着高成形性QP钢的逐渐成熟，通过冷冲压为汽车结构安全件提供了一种新的轻量化材料技术路线。
孪晶诱发塑性钢（TWIP）有高的锰含量（质量分数为17%～24%），这使其室温为完全奥氏体组织（图2-29）。形变孪晶的形成使其具有大的变形量，这类钢也是由此变形机制命名的。孪晶引起高的瞬间硬化速率（ n 值），使晶粒变得越来越细小，产生的孪晶界具有类似晶界的作用使材料强化。
TWIP钢同时具有极高的强度和很高的延展性。在30%的工程应变下， n 值可以达到0.4，而且 n 值可以保持基本不变直到均匀和断裂伸长率达到50%，其抗拉强度可以超过1000MPa。图2-30是典型TWIP钢的硬化曲线和成形极限。
TWIP钢的高成形性决定其特别适合于通过冷冲压制造比较复杂的结构件，但由于其制造比较困难，目前在国际上可商业化生产的钢厂和应用的汽车厂均较少。
图2-29 TWIP钢的典型组织照片
图2-30 典型TWIP钢的成形性能
中锰钢（Mn-TRIP）是第3代先进高强度钢中另外一种实现的技术路线，组织主要是铁素体和亚稳奥氏体（图2-31）。
Mn-TRIP钢通常含有质量分数为4%～10%的Mn和较低含量的C，强塑积超过30GPa%。这种优异的力学性能取决于其成分和退火工艺，以控制残余奥氏体的体积分数和稳定性。通过退火调控，C和Mn从铁素体中配分到奥氏体，提高了奥氏体稳定性，从而导致奥氏体在室温下稳定存在并具备TRIP效应，因而为Mn-TRIP钢提供了优异的力学性能。
图2-31 Mn-TRIP钢的典型组织照片
Mn-TRIP钢尽管其性能优异，但由于Mn含量较高，在钢厂制造端和汽车使用端均存在很多技术挑战需要攻克，目前在国际上Mn-TRIP钢还没有批量应用实绩。