超高强度钢作为战略性结构材料，是航空航天、工程机械、交通运输及能源工业等关键领域的核心材料基础。其在起落架、装甲防护、轻量化结构及深海工程等应用中发挥着不可替代的作用。

面对日益严苛的极端服役环境，传统超高强度钢发展面临重大瓶颈，强度与韧性之间存在固有的倒置关系。这一矛盾源于传统强化机制的本质缺陷——通过引入微观障碍提升强度的同时，抑制了均匀塑性变形能力，导致应力集中和脆性断裂风险增加。其根本问题在于强化微观结构增大了裂纹扩展驱动力，却未能同步提升裂纹扩展阻力。

实现更高强度和韧性的协同提升，需要在材料的纯净度、均匀度和组织度三个维度开展系统性工作：纯净度控制要求最大限度减少有害杂质和夹杂物，为性能提升扫清障碍；均匀度控制需实现成分和组织的精确均匀分布，避免性能薄弱环节；组织度控制则需通过精巧设计实现多尺度结构的有序排列与协同作用。

突破现有瓶颈需要超越传统合金化和工艺优化的局限，通过精巧的组织设计实现界面强化与塑性变形的协同，为能量耗散创造有效微观路径。同时，工业化生产中的性能一致性控制和长期服役的组织稳定性维持等工程化挑战，亦需从系统性视角重新构建材料设计理念，为新一代超高强度钢的发展奠定理论与技术基础。

钢铁材料强化机制研究主要遵循两种截然不同的技术路径：基于完美晶体结构的理论强度途径和基于显微缺陷的强化机制。完美晶体的理论强度和实际钢材强度存在数量级差距，主要源于显微缺陷的存在。早在1956年，Brenner通过铁晶须实验首次获得了接近理论强度的13 GPa抗拉强度［1］。

相反，显微缺陷强化效果与缺陷密度呈正相关关系。通过精确控制位错、晶界、析出物等显微缺陷的密度，可显著提升材料强度。通过引入高位错密度（1015 m-2）作为核心强化机制，材料可实现极高的强度。例如，凭借该机制在中锰钢中获得了2.2 GPa的屈服强度［2］。基于类似的位错强化原理，在马氏体钢中通过引入高密度位错与纳米级障碍物（如碳化物）的协同作用，其抗拉强度亦可达到2.2 GPa［3］。该策略甚至可延伸至纯金属，研究表明，经高压变形的纯铁因其内部产生的高密度位错，其单轴压缩极限强度可达3.7 GPa［4］。高密度显微缺陷的引入已使钢铁材料强度达到7 GPa水平［5］。

这两种强化路径的对比揭示了材料强化的本质机制：完美晶体路径通过消除缺陷以接近理论极限，而缺陷强化路径则通过精确调控缺陷的类型、密度和空间分布来优化强度-韧性匹配。这一认识为现代高性能钢铁材料的结构设计和性能优化提供了重要的理论指导。

目前，广泛应用的超高强度材料主要基于缺陷强化机制，超高强度钢主要包括低合金超高强度钢、马氏体时效钢、高Co-Ni二次硬化钢、马氏体不锈钢和中/高锰钢等。近年来，中高熵合金研究取得显著进展，同样实现了超高强化效果。图2中统计了典型超高强度钢强度-塑韧性，为了对比增加了中高熵合金数据。图2中显示了强度与塑韧性呈现典型的倒置关系。传统超高强度钢（低合金超高强度钢、马氏体时效钢、高Co-Ni二次硬化钢、马氏体不锈钢）的最高强度可达3 GPa。中/高锰钢及中高熵合金凭借其复杂的多尺度微观结构（如相变诱导塑性、严重的晶格畸变等），在强度-塑性协同方面展现出超越传统超高强度钢的巨大潜质。然而，受限于当前复杂的制备工艺与可控性挑战，这两类高性能材料的研究目前大多仍处于实验室阶段，其工业化应用尚待突破。

超高强度钢的研发进程通常历经实验室研究、中试放大与工业化量产三个阶段，实验室阶段完成原理验证，中试阶段实现工程放大，最终在工业化阶段达成规模化稳定应用。其技术成熟度与应用范围随之逐级提升。

工业化阶段已实现4340、300M、AerMet100、PH 13-8Mo等钢种的规模化生产，强度级别为1 500~2 000 MPa，断裂韧性为60~120 MPa·m1/2。其中，300M钢抗拉强度可达1 860 MPa以上，广泛应用于飞机起落架；AerMet100抗拉强度为1 930 MPa，断裂韧性高达110 MPa·m1/2［6］。这些钢种的强化主要通过马氏体相变和细小弥散的析出相强化实现超高强度。目前，AerMet360钢抗拉强度已达2 580 MPa，但伸长率仅为5.2%，断裂韧性仅为22.6 MPa·m1/2，较低的塑韧性限制了其广泛应用。

中试阶段取得重要突破，Wang等［7-8］在中试线上制备出2 200、2 500 MPa级NiAl和M2C双析出超高强度钢，同时，保持8~10%的伸长率。该阶段的强韧化机理主要基于复合析出强化，传统的马氏体时效钢一般通过Mo、Ti金属间化合物的弥散析出来强化基体，而新型双析出钢通过NiAl-M2C复合强化机制实现性能突破。

在实验室阶段，已制备出抗拉强度达2 600~3 000 MPa的超高强度钢。Liu等［9］基于M54钢成分中添加1%的Al，通过NiAl和M2C碳化物的双析出强化，其抗拉强度可达到2700 MPa。中碳低锰钢可以达到获得了2 800 MPa的超高抗拉强度和18%的伸长率，其优异性能来源多级组织，该钢微观结构由体积分数分别为67%的马氏体、10%的残余奥氏体和23%的铁素体和纳米级沉淀组成［10］。在C350时效钢基础上进行优化，调整Mo、Ti含量，经过1.8%预变形拉伸后抗拉强度可达到3 002 MPa［11］。

实现超高强度钢强度与塑韧性的协同提升，从根本上制约于三项关键材料学要素：纯净度、均匀度和组织度。高纯净度是消除裂纹源、延缓断裂的前提；高均匀度是确保性能一致、避免局部弱化的基础；高组织度则是精准调控强化相与韧化相，实现强韧匹配的根本保障。三者共同构成了超高强度钢卓越力学性能的内在基石。

2.1纯净度

高纯净度是超高强度钢性能的前提。有害元素、杂质元素和非金属夹杂物作为应力集中源和裂纹萌生点，对材料的强度、韧性和疲劳性能产生严重的恶化作用。

Davis等［12］通过对比研究发现，真空电弧重熔工艺相比大气熔炼能显著降低4340钢中的气体含量（质量分数）：H、O、N分别从1.4×10-6、25×10-6、100×10-6降低至0.9×10-6、4×10-6、53×10-6，材料均匀性提升，断裂韧性由44.5 MPa·m1/2提高至60.4 MPa·m1/2。在0.15C-0.3Si-1.0Mn-0.4Cr-0.1Mo-0.015Ti-0.0015B超高强度钢体系中，研究表明，当O、N、S杂质总含量从55×10-6增至91×10-6时，粗大夹杂物数量密度相应从0.7个/mm2增至1.2个/mm2，导致-40℃下横向和纵向冲击功分别降低15、11 J［13］。采用4N级高纯铁制备的300M钢中五害元素（As、Sn、Sb、Bi、Pb）质量分数总含量可低至2.7×10-6［14］。

非金属夹杂物通过应力集中效应、界面脱粘机制和氢致开裂影响钢材性能［15-17］。疲劳失效机制随强度水平转变：高周疲劳由表面缺陷控制，超高周疲劳由内部夹杂物控制［18］，当屈服强度超过1 500 MPa时，内部夹杂物成为疲劳寿命主控因素［19］。采用4N级高纯铁制备的M50钢，滚动接触疲劳寿命显著提升［14］。

随着冶炼技术不断进步，目前已实现采用EAF+LF+VD/VOD常规工艺替代昂贵的VIM+VAR双真空工艺生产部分超高强度钢品种，生产成本大幅降低。韩顺等［20］通过优化单真空熔炼工艺制备300M钢，采用电弧炉氧化精炼脱磷、LF炉白渣控硫、VD/VHD强搅拌脱气等关键技术措施，实现了成本控制与性能保证的有效平衡。相比较电渣重熔，真空自耗冶炼后钢中氧含量更低，钢中氧含量由9×10-6降低为5×10-6，其夹杂物也更加细小，真空自耗夹杂物尺寸主要分布在2~5μm，而电渣重熔主要分布在5~10μm，真空自耗冶炼后夹杂周围裂纹萌生驱动减小，超高周疲劳强度更高，在109循环周次下条件下，疲劳强度较电渣重熔冶炼钢高21 MPa［21］。

2.2均匀度

高均匀度是确保性能一致的基础。成分偏析、组织不均会导致各部位力学性能差异显著，形成“木桶效应”，使整体性能受限于最薄弱环节。实现多尺度组织均匀性是确保性能一致性和服役可靠性的关键。影响材料均匀度的主要有偏析、带状等。

成分偏析损害材料的强度与韧性。偏析导致元素浓度不均，形成硬脆相，可能局部区域溶质富集强化，但更易成为裂纹源，削弱整体强度并引发早期脆断，从而导致材料过早颈缩与失效［22-23］。偏析区与基体性能差异导致变形不协调，产生应力集中，Guo等［24］研究表明，在1 500 MPa的超高强度钢中，偏析区的室温平均冲击功由约47 J降低至约32 J，无元素偏析区域中的组织均匀弥散分布，具有较多的大角度晶界和较低的KAM值，能够有效阻碍裂纹扩展［25］。Ritchie等［26］研究发现，合金元素Ni，Mn与杂质元素P，Si在原奥氏体晶界的共偏析造成了300M钢的脆化。由于宏观偏析造成的Cr、Mo、Ni合金元素的降低，会降低300M钢的耐腐蚀性能［27］。

带状组织作为超高强度钢中的主要缺陷，不仅导致显著的力学性能各向异性，还会恶化材料的韧性、延展性和成形性能，在动态载荷下更易形成应力集中和裂纹萌生点。基体与偏析带之间的应变梯度促进裂纹萌生，特别是在基体与偏析带界面处产生应力集中［28］。在马氏体时效钢中，Ti和Mo的偏析是带状组织形成的主要原因，当这些元素的浓度超过临界水平时，会形成由不同晶粒尺寸组成的带状结构，夹杂物优先存在于带状组织的界面处［29］。高合金钢冶炼锻造后通常会形成带状组织［30］，带状组织的存在使钢组织不均匀，容易形成各向异性，降低钢的塑韧性。形成带状组织的主要原因是钢液在铸锭结晶过程中选择性解决、各种溶质原子的溶解度不同、合金成分密度差异形成了化学成分不均匀的枝晶组织，在锻造变形时大部分粗大树枝晶会在锻造时沿变形方向被拉长，并逐渐与变形方向一致，并在一定程度上仍保留着枝晶偏析从而形成碳及合金元素的贫化带彼此交替堆叠。

2.3组织度

组织度体现组织设计的精巧性。通过精确控制晶粒大小、析出相分布、界面结构、奥氏体分布等，构建多尺度微观结构，实现强化机制协同作用，在保证高强度的同时为塑性变形提供有效路径。

组织度作为超高强度钢组织设计的核心理念，通过精确控制晶粒大小、析出相分布、界面结构［31］以及亚稳奥氏体分布［32］等多尺度微观结构参数，构建层次化多级组织架构，实现了固溶强化、析出强化、细晶强化、位错强化等多重强化机制的协同作用以及TRIP效应［33-35］、TWIP效应［36-37］等应变硬化机制的优化配置，为塑性变形提供了有效的位错滑移路径和相变韧化机制［38］，突破传统材料学中“强度-韧性”倒置的经典制约关系。这一设计理念不仅体现在Gong等开发的多尺度铁素体/马氏体结构［39］、Zhang等设计的多元析出强化体系［40］、以及Kwok等构建的分层变形行为组织［41］等前沿研究中，还在增材制造超高强度合金［42］、海洋工程用耐蚀高强钢［43］、以及核聚变反应堆结构材料［44］等实际应用中展现出巨大潜力，代表了现代钢铁材料设计从经验驱动向理论指导、从单一强化向协同优化、从均匀组织向有序结构转变的重要发展趋势，为解决航空航天、汽车制造、海洋工程等高端装备制造领域对超高性能材料的迫切需求提供了重要的科学基础和技术路径。

奥氏体增韧增塑是高组织度的典型应用，残余奥氏体抑制裂纹扩展的物理本质可用裂尖发射位错理论进行解释［45］。裂纹尖端残余奥氏体塑性变形从而发射位错，已发射的位错在裂尖前方塞积所产生的应力强度因子如式（1）。

式中，G为剪切模量，GPa；b为位错柏氏矢量，nm；ν为泊松比；r为位错距裂纹尖端的距离，nm；θ为滑移面与裂纹面的夹角，°。

采用感应炉制备成分为0.44C-9.95Mn-1.87Al-0.67V（质量分数）%的钢材，经锻造→热轧→温轧→退火→冷轧的完整工艺流程处理后，获得了优异的力学性能：屈服强度1 978 MPa、抗拉强度2 144 MPa、均匀伸长率19.0%，横向和纵向断裂韧性分别达到136.4 MPa·m1/2和79.4 MPa·m1/2。该钢的增韧机理为Mn元素偏析形成的原奥氏体晶界为裂纹扩展提供了优先路径，层状马氏体/奥氏体双相组织有效延长了裂纹扩展路径，实现分层增韧效应，如图3所示，其中，奥氏体相进一步提升了材料的韧性水平［46］。

采用50 kg感应炉制备成分为0.34C-7.4Mn-1Si-0.2V（质量分数/%）的钢材，经多梯度温度锻造（总变形量达91%）+低温回火处理，所获得的细长棱柱状晶粒呈现分层马氏体/亚稳奥氏体微观结构，不同相具有差异化的晶体取向，有效阻碍位错滑移；同时，亚稳奥氏体发生TRIP效应，显著提高了材料的塑韧性［47］。

对于0.2C-8Mn-0.2Mo-0.05Nb（质量分数/%）钢，采用冷轧+快速加热淬回火工艺，通过快速加热精确控制Mn元素在不同界面的扩散行为，构建化学成分梯度区域，形成精细的马氏体/奥氏体复合组织。该组织在提高强度的同时，通过TRIP效应实现有效增韧［48］。

作者团队基于“高纯净度、高均匀度、高组织度”理论与技术，工业化制备出1 700~2 700 MPa级超高强度钢。以下简要介绍研制的两类超高强度钢合金成分、制备工艺、微观组织及力学性能。

3.1低合金超高强钢

作者团队研发的系列超高强度钢（牌号为817~821［49-52］）的强韧性如图4所示，其抗拉强度为1 700~2 100 MPa，U型冲击功大于50 J，断裂韧性均优于70 MPa·m1/2。与典型低合金超高强度钢300M和D6AC钢的性能对比如图4所示，与300M钢的详细力学性能对比见表1。结果显示，819钢和820钢的强韧性匹配优于300M钢；特别是819钢，在保持2 000 MPa级强度的同时，断裂韧性较300M钢提升约26 MPa·m1/2。

818钢采用真空感应→真空自耗→锻造（锻比≥12）→热处理工艺流程，以3N级高纯铁为原料。其名义成分（质量分数）%为0.32C-2.0Si-1.1Mn-0.6Cr-2.2Ni-0.3Mo-0.4V，杂质元素严格控制：S、P、O、N、H总量82×10-6，As、Sn、Sb、Bi、Pb总量130×10-6。

团队开发的“深冷处理+二次淬火”工艺通过先消除后重新生成残余奥氏体（RA）的策略，获得了细小弥散的RA组织，如图5所示，显著提升了其稳定性与分布均匀性。在RA含量相近条件下，该工艺使冲击功较传统处理提升15%，最终获得抗拉强度1 909 MPa、屈服强度1 432 MPa、伸长率12%、V型冲击功50.8 J的优异综合性能［49-50］。

819钢采用真空感应→真空自耗→锻造（锻比≥13.5）→热处理工艺流程，以3N5级高纯铁为原料。其名义成分（质量分数）%为0.35C-1.62Si-0.86Mn-1.62Cr-3Ni-0.45Mo-0.22V，杂质元素严格控制：S、P、O、N、H总量45×10-6，As、Sn、Sb、Bi、Pb总量23×10-6，较818钢降低。

经980℃淬火+280℃回火后，819钢形成由板条马氏体、残余奥氏体与ε-碳化物组成的复合组织，如图6所示。其优异的强韧性源于协同作用机制：高位错密度板条马氏体与弥散ε-碳化物提供强化效应，板条亚结构与薄膜状残余奥氏体提供韧化贡献。最终获得抗拉强度2 013 MPa、均匀伸长率11%、夏比U型冲击功67.2 J的综合性能［51］。

821钢采用真空感应→真空自耗→锻造（锻比≥12）→热处理工艺流程，以3N级高纯铁为原料。其名义成分（质量分数）%为0.31C-2Si-1Mn-1Cr-5Ni-0.6Mo-0.1V-1.3Al，杂质元素S、P、O、N、H总量89×10-6。

经970℃淬火+180℃低温回火后，821钢组织由板条马氏体、残余奥氏体、ε-碳化物及高数密度纳米级NiAl团簇构成，如图7所示。均匀分布的NiAl纳米团簇可优化位错分布、减轻界面位错塞积，有效延缓微裂纹萌生，赋予材料卓越的强韧性：抗拉强度1 894 MPa、均匀伸长率接近15%、U型缺口冲击功83 J、断裂韧性高达108 MPa·m1/2［49］。

3.2高合金超高强钢

本研究通过在二次硬化钢中引入NiAl相（与Co协同），将M2C碳化物数量密度提升至1024 m-3。NiAl相与M2C碳化物相互抑制粗化的机制为开发高性能钢种奠定了基础。据此研制的2112钢（0.20C-12Co-13.5Ni-1Al-1.3Cr-1.3Mo-0.6 W）和A800钢（0.26C-13.5Co-14.2Ni-1.2Al-2.1Cr-1.8Mo-0.6 W）（质量分数）%均表现出优异性能。

2112钢采用真空感应→真空自耗→锻造开坯→轧制→热处理工艺流程，以3N级高纯铁为原料，其强韧性匹配如图8所示。

时效温度对2112钢的组织和性能具有显著影响。200℃时效时，马氏体基体中析出亚微米级ε-碳化物和高数密度纳米级NiAl团簇，两者独立形核；高数密度NiAl团簇通过缓解位错塞积，使冲击功达到136 J。500℃时效时，析出相演变为数密度达9.3×1023 m-3的NiAl相和3.3×1023 m-3的M2C碳化物（析出机制如图9所示），二者在高位错密度马氏体基体中均匀分布，协同贡献约600 MPa的屈服强度增量；此外，板条界面形成厚度约20 nm的薄膜状奥氏体，进一步提升了材料的塑韧性［8］。

A800钢采用真空感应→真空自耗→锻造开坯→轧制→热处理工艺流程，以4N级高纯铁为原料，拉伸性能如图10所示。

510℃时效后，马氏体基体中均匀析出高数密度纳米相：NiAl相14.5×1023 m-3、M 2 C碳化物2.2×1023 m-3，后者数密度是AerMet100钢的3倍［54］。在Co协同作用下［55］，析出相尺寸控制在0.5~20 nm（图11），通过与位错的交互作用贡献超过1 000 MPa的屈服强度增量。

NiAl-M2C双析出体系呈现协同强化机制：NiAl相优先高密度析出并促进M2C形核［56］，双析出提高了M2C数密度、细化了其尺寸并抑制相互粗化［57］，显著提升了强度和热稳定性。此外，深冷时效调控形成的均匀薄膜状奥氏体改善了材料韧性［58］。

超高强度钢的未来发展将聚焦于实现更高水平的强韧性协同，核心目标是在维持超高强度的同时，显著提升断裂韧性及损伤容限性能，以满足新一代先进装备对材料安全性与可靠性的极限要求。其主要发展方向可概括为以下四个方面：

1）超纯净冶炼技术。通过采用高超纯铁为原料，采用多级真空熔炼技术，将钢中P、S、O、N等杂质元素及有害痕量元素的含量降至极低水平，从源头改善材料的韧性、疲劳抗力与环境耐久性。

2）高均匀性制备技术。深入开展凝固过程与塑性变形的基础理论研究，通过技术创新有效控制宏观偏析、缩松等凝固缺陷，并实现微观组织的均匀化调控，从而获得成分与结构高度一致的理想组织，为突破现有强韧化极限奠定基础。

3）人工智能驱动的材料设计。深度融合人工智能、机器学习与材料大数据，构建“成分-工艺-组织-性能”一体化智能设计平台。通过高通量计算与数据挖掘，逆向设计最优成分与热处理窗口，实现新材料的高效、精准开发，大幅缩短研发周期。

4）3 000 MPa级超级钢的极限探索。面向未来极端服役条件，挑战3 000 MPa强度级别的极限目标。亟须发展超越传统理念的新型强韧化理论（如多级异构结构设计、纳米尺度相变调控等），通过多尺度、多维度的协同优化，解决该强度级别下材料韧塑性急剧下降的瓶颈问题。