微合金化熱成形鋼開(kāi)發(fā)應(yīng)用進(jìn)展及展望

路洪洲，趙 巖，馮 毅，馬鳴圖，邊 箭，劉永剛，郭愛(ài)民

(1.中信金屬股份有限公司，北京 100004；2.中信微合金化技術(shù)中心，北京 100004；3.北京理工大學(xué)重慶創(chuàng)新中心，重慶 401120；4.中國(guó)汽車(chē)工程研究院股份有限公司，重慶 401122；5.馬鞍山鋼鐵股份有限公司，馬鞍山 243000)

0 引 言

車(chē)體輕量化方向的發(fā)展和碰撞安全性要求的提高驅(qū)動(dòng)了熱成形鋼及其熱沖壓成形零部件在汽車(chē)領(lǐng)域的大量應(yīng)用，促進(jìn)了汽車(chē)被動(dòng)安全性和節(jié)能減排的研究[1]。熱成形鋼自首次應(yīng)用于瑞典SAAB汽車(chē)9000車(chē)型上以來(lái)，在主流車(chē)型車(chē)身上的應(yīng)用比例已經(jīng)超過(guò)10%，在VOLVO車(chē)型上的應(yīng)用比例更是高達(dá)39%[2]。目前，熱成形鋼及其熱沖壓成形零部件主要應(yīng)用在乘用車(chē)B柱本體加強(qiáng)板、B柱加強(qiáng)板、A柱加強(qiáng)板本體、前門(mén)環(huán)鉸鏈柱加強(qiáng)板本體、前門(mén)環(huán)鉸鏈柱內(nèi)板、門(mén)檻加強(qiáng)板本體、前防撞梁本體、前擋板橫梁、前縱梁根部斜撐板、中通道本體、門(mén)防撞梁等方面[2]。據(jù)統(tǒng)計(jì)，全球熱成形鋼年需求量超過(guò)400萬(wàn)t，熱沖壓成形零件年需求量約6億只，其中中國(guó)市場(chǎng)熱成形鋼年需求量約120萬(wàn)t。另外，熱沖壓成形零部件還開(kāi)始在商用車(chē)駕駛室、貨箱以及掛車(chē)上得到應(yīng)用。熱沖壓成形技術(shù)由瑞典Plannja公司發(fā)明，最初主要用于生產(chǎn)鋸片和割草機(jī)刀片[3]，而后隨著熱成形工藝裝備技術(shù)的發(fā)展完善，才逐步應(yīng)用于汽車(chē)工業(yè)。在汽車(chē)工業(yè)應(yīng)用時(shí)，研究人員一般將熱沖壓成形零部件作為一個(gè)高結(jié)構(gòu)強(qiáng)度和高剛度的構(gòu)件進(jìn)行汽車(chē)設(shè)計(jì)，以實(shí)現(xiàn)保護(hù)乘員安全、減少碰撞損傷的目的。然而，熱成形鋼存在氫脆敏感性高[4-5]、尖角冷彎角度偏低[6-8]等韌性不足的問(wèn)題，同時(shí)其熱沖壓成形件也存在碰撞開(kāi)裂和氫致延遲斷裂問(wèn)題，這會(huì)導(dǎo)致在汽車(chē)碰撞時(shí)，僅幾百兆帕的沖擊載荷就可以使原設(shè)計(jì)強(qiáng)度為1.5 GPa的熱沖壓成形零部件發(fā)生斷裂，致使障礙物或者其他碰撞車(chē)輛等侵入乘員艙造成人員傷害。如果事故被認(rèn)定是熱沖壓成形件氫脆或者提前開(kāi)裂所致，則索賠和車(chē)輛召回將給整車(chē)企業(yè)和熱沖壓成形企業(yè)造成不可估量的損失。現(xiàn)實(shí)中已經(jīng)出現(xiàn)上述案例[7]，這就促使汽車(chē)企業(yè)和零部件企業(yè)積極尋找解決方案。奔馳汽車(chē)和寶馬汽車(chē)為此提出了熱成形鋼采購(gòu)認(rèn)證的技術(shù)指標(biāo)，即：熱成形鋼的彎曲角度必須超過(guò)60°和65°(在熱沖壓成形零件上取樣進(jìn)行彎曲性能測(cè)試)[9]；鍍層熱沖壓成形零部件產(chǎn)線(xiàn)必須設(shè)置露點(diǎn)控制裝置，或者在指定的溶液中進(jìn)行熱成形鋼三點(diǎn)彎曲試驗(yàn)，要求在一定時(shí)間(一般為300 h)不出現(xiàn)斷裂[10]。傳統(tǒng)的22MnB5熱成形鋼也存在淬透性不足以及由于奧氏體化溫度波動(dòng)而引起的晶粒異常長(zhǎng)大問(wèn)題。采用微合金化技術(shù)開(kāi)發(fā)熱成形鋼及其零部件可以顯著提升上述性能并解決上述隱患，作者將系統(tǒng)介紹所在研究團(tuán)隊(duì)和國(guó)內(nèi)外相關(guān)研究機(jī)構(gòu)在微合金化熱成形鋼方面的研究和開(kāi)發(fā)進(jìn)展。

1 微合金化熱成形鋼的開(kāi)發(fā)

過(guò)去10 a年間，微合金化已成為熱成形鋼性能優(yōu)化的主要技術(shù)。2011年，作者即提出了鈮微合金化熱成形鋼理念[4,6]，并在寶鋼進(jìn)行了開(kāi)發(fā)試制[3]。2014年，中信金屬、中國(guó)汽研和馬鋼等聯(lián)合提出鈮釩復(fù)合微合金化熱成形鋼的理念[10-11]，并在馬鋼實(shí)現(xiàn)量產(chǎn)，其中M1500LW和M1800LW等產(chǎn)品在長(zhǎng)安和江淮汽車(chē)等車(chē)型上得到批量應(yīng)用，微合金化M1500LW+AS和M1800LW+AS鍍層熱成形鋼完成了開(kāi)發(fā)和部分主機(jī)廠(chǎng)的認(rèn)證。2015年，武鋼開(kāi)發(fā)了CSP鈮微合金化熱成形鋼BR1500HS并實(shí)現(xiàn)批量裝車(chē)應(yīng)用[12]。2018年，本鋼和東北大學(xué)合作開(kāi)發(fā)了2.0 GPa級(jí)PHS2000釩微合金化熱成形鋼并應(yīng)用在北汽和愛(ài)馳汽車(chē)上[13]。為了解決熱沖壓成形零部件碰撞開(kāi)裂問(wèn)題，漣源鋼鐵采用鈮微合金化熱成形鋼LG1500替代傳統(tǒng)22MnB5鋼應(yīng)用在長(zhǎng)安某車(chē)型上。2019年，中信金屬和日照鋼鐵聯(lián)合開(kāi)發(fā)了鈮鉬復(fù)合微合金化22MnB5熱軋熱成形鋼，并應(yīng)用在商用車(chē)掛車(chē)及貨箱上；鞍鋼也進(jìn)行了AC2000HS鈮微合金化熱成形鋼的開(kāi)發(fā)和研究[14]，并且其開(kāi)發(fā)的ZC1500H2和YC1500H2熱成形鋼在商用車(chē)零部件上得到了應(yīng)用[15]，取得了顯著的輕量化效果。近2 a，我國(guó)大陸的唐鋼、本鋼、寶鋼[3]等以及臺(tái)灣的中鋼[16]都在進(jìn)行微合金化熱成形鋼的開(kāi)發(fā)試制，安賽樂(lè)米塔爾、韓國(guó)浦項(xiàng)制鐵、韓國(guó)現(xiàn)代制鐵[17]、印度塔塔鋼鐵[18]、日本住友[2]以及鞍鋼蒂森克虜伯汽車(chē)鋼等均在進(jìn)行高強(qiáng)度級(jí)別鈮微合金化熱成形鋼的開(kāi)發(fā)。日本住友率先開(kāi)發(fā)了微合金化1.8 GPa熱成形鋼，并用于制造馬自達(dá)CX5的保險(xiǎn)杠橫梁[2]。國(guó)內(nèi)外研究機(jī)構(gòu)和學(xué)者對(duì)微合金化熱成形鋼及零部件的性能已進(jìn)行了深入的研究[19-23]。

微合金化熱成形鋼的主要優(yōu)勢(shì)包括高的極限尖角冷彎性能[5-6,23-24]、高的抗氫脆性能[11,25]、高的抗沖擊斷裂性能[6]以及更寬的工藝窗口，從材料組織角度看，其最主要的特征是晶粒細(xì)化以及納米級(jí)第二相的析出。鈮[14-17,26-27]、釩[20,13]以及鈮釩復(fù)合[10]微合金化均能有效細(xì)化熱成形鋼的原始奧氏體晶粒度(Prior Austenite Grain Size，PAGS)，具體研究結(jié)果總結(jié)在表1中。由于各研究采用的奧氏體化溫度和保溫時(shí)間等參數(shù)不同，微合金化所產(chǎn)生的晶粒細(xì)化效果有所差異。作者最新的研究結(jié)果表明：0.04%(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)鈮+0.04%釩微合金化1.8 GPa熱成形鋼經(jīng)930 ℃×300 s奧氏體化處理后，原始奧氏體晶粒度從21.4 μm降低到8.9 μm；當(dāng)鈮質(zhì)量分?jǐn)?shù)高于0.03%時(shí)，晶粒細(xì)化效果顯著，晶粒尺寸可以達(dá)到傳統(tǒng)熱成形鋼的1/3～2/3，甚至更小，尤其是在高溫奧氏體化條件下，見(jiàn)圖1，這說(shuō)明奧氏體化溫度越高，鈮抑制晶粒長(zhǎng)大的釘扎力越大。該研究結(jié)果對(duì)于熱沖壓成形產(chǎn)品一致性的提高和工藝窗口的擴(kuò)大有著重要意義，為熱沖壓成形新工藝的優(yōu)化以及奧氏體化過(guò)程的節(jié)能減排和熱沖壓效率的提升奠定了基礎(chǔ)。原始奧氏體晶粒的細(xì)化可以使熱成形鋼淬火后形成較細(xì)的馬氏體板條，進(jìn)而實(shí)現(xiàn)熱沖壓成形零部件性能的提升。MURUGESAN等[18]和楊海根等[28]對(duì)比了供貨態(tài)含鈮及不含鈮熱成形鋼的鐵素體+珠光體組織以及淬火后的馬氏體板條組織，發(fā)現(xiàn)鈮微合金化顯著細(xì)化了淬火前后的顯微組織。

表1 微合金化對(duì)熱成形鋼原始奧氏體晶粒度的影響Table 1 Effect of microalloying on prior austenite grain size of press-hardening steel

圖1 鈮微合金化1.5 GPa和1.8 GPa熱成形鋼在不同奧氏體化溫度下的原始奧氏體晶粒度Fig.1 Prior austenite grain size of Nb microalloying 1.5 GPa and 1.8 GPa-grade press-hardening steel at different austenitizing temperatures

納米級(jí)第二相析出可以有效地改變材料的力學(xué)性能，進(jìn)而改變零部件的使用性能。鈮、釩、鈦都是熱成形鋼的微合金化元素，均可以形成沉淀相；但與鈮、釩不同，鈦微合金化的目的主要是與鋼中的氮元素結(jié)合形成氮化鈦(TiN)，避免氮與硼元素形成網(wǎng)狀氮化硼而造成性能惡化。鈦微合金化熱成形鋼中會(huì)高溫析出微米級(jí)以及尺寸超過(guò)100 nm的納米級(jí)TiN[3]等第二相；尺寸較大的TiN通常被認(rèn)為是熱成形鋼中的夾雜物。多余的鈦也會(huì)與鈮、釩共同反應(yīng)形成第二相沉淀，從而增大第二相的尺寸。在22MnB5熱成形鋼中添加鈮元素后，主要析出彌散分布的小尺寸球形(Nb,Ti)(C,N)或者Nb(C,N)第二相，尺寸在130 nm[3]。在1.5 GPa鈮釩復(fù)合微合金化熱成形鋼中，細(xì)小(尺寸大于10 nm)碳化物顆粒的平均尺寸約為16.9 nm，單位體積密度約為206.3個(gè)·μm-3；超細(xì)(尺寸小于10 nm)碳化物顆粒的平均尺寸約為5.6 nm，單位體積密度約為796.2個(gè)·μm-3[11]。LIN等[14-15]研究發(fā)現(xiàn)：1.5 GPa鈮微合金化熱成形鋼中析出的沉淀相尺寸為0～30 nm，Nb(C,N)的平均尺寸為12 nm；淬火后1.8 GPa 38MnB5Nb熱成形鋼中納米級(jí)第二相的平均尺寸約為20 nm，且95%分布在0～40 nm，50%以上納米級(jí)第二相的尺寸小于20 nm。在鈮微合金化1.9 GPa熱成形鋼中形成了細(xì)小的鈮碳化物(尺寸分布在5～25 nm，平均尺寸為7.29 nm±2.81 nm)，而鈮鉬復(fù)合微合金化1.9 GPa熱成形鋼中形成了鈮鉬復(fù)合碳化物(尺寸分布在3～15 nm，平均尺寸為8.35 nm±3.71 nm)[17]。聞?dòng)褫x等[21]也發(fā)現(xiàn)，鈮鈦復(fù)合微合金化熱成形鋼中(Nb,Ti)(C,N)或者Nb(C,N)第二相的尺寸在3～30 nm。CHANG等[29]采用透射電鏡觀察發(fā)現(xiàn)，淬火后34MnB5V熱成形鋼(含0.11%釩)的顯微組織主要為板條馬氏體，馬氏體內(nèi)彌散分布著大量尺寸在5～20 nm的VC析出粒子。作者最新開(kāi)發(fā)的1.8 GPa鈮釩復(fù)合微合金化熱成形鋼中，尺寸小于20 nm的納米級(jí)第二相的占比達(dá)94.25%，該第二相主要為NbC和(Nb,Mo)C。綜上可知，不同元素微合金化熱成形鋼中析出相的尺寸差異較大：鈦的碳氮化物尺寸較大，一般在100 nm以上，部分達(dá)到微米級(jí)；鈮和釩的碳氮化物尺寸較小，主要分布在20 nm以下，但部分與鈦復(fù)合的碳氮化物尺寸有所增大，達(dá)到30 nm及以上。對(duì)于1.7 GPa及以上的超高強(qiáng)度熱成形鋼，由于碳元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)較高(一般在0.26%以上，多數(shù)在0.3%左右)，其淬透性已滿(mǎn)足需求，不需要添加淬透性元素硼，因此可以去除熱成形鋼中的硼和用于保護(hù)硼從而提高淬透性的鈦元素，進(jìn)而消除鈦導(dǎo)致的不利影響。作者團(tuán)隊(duì)已經(jīng)開(kāi)發(fā)出了去除硼和鈦元素的熱成形鋼，具體結(jié)果將在其他文章中論述。另外，由于釩是低溫析出元素，而大多數(shù)的釩固溶在熱成形鋼基體中，其添加量需要很高，如在質(zhì)量分?jǐn)?shù)0.06%或者0.11%及以上才能有利于析出碳氮化物；或者需采用鈮和釩復(fù)合添加方式。這些納米級(jí)第二相的析出對(duì)于形成強(qiáng)氫陷阱、阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)、提高熱成形鋼及零部件的強(qiáng)韌性起著重要作用。

2 微合金化熱成形鋼的抗氫脆性能

氫脆是應(yīng)用鍍鋁硅熱成形鋼[30]和1.82.0 GPa熱成形鋼[17]遇到的嚴(yán)重障礙和挑戰(zhàn)。微合金化已被證明可以降低熱成形鋼的氫脆傾向[4,17,26,31]。當(dāng)熱成形鋼在冶煉、熱軋、酸洗、奧氏體化時(shí)，氫會(huì)進(jìn)入鋼中；在其熱壓成形件焊接以及熱沖壓件使用時(shí)，氫也會(huì)進(jìn)入鋼中[3]。無(wú)鍍層和鍍鋁硅熱成形鋼中均會(huì)滲入擴(kuò)散氫原子，且后者的吸氫量更大。在奧氏體化爐內(nèi)氣氛中，無(wú)鍍層熱成形鋼的生氫反應(yīng)主要是水蒸氣分子與鐵的還原反應(yīng)；鍍鋁硅熱成形鋼除了會(huì)發(fā)生上述反應(yīng)外，還會(huì)發(fā)生鋁與水分子的還原反應(yīng)，甚至硅與水分子的反應(yīng)生成氫[2,30]，反應(yīng)后的鋁硅涂層作為氫原子擴(kuò)散屏障，阻止氫原子從鋼基體中散逸。因此，實(shí)際工況下的氫致延遲斷裂大多發(fā)生在鍍層熱沖壓成形零部件上[7]，需要進(jìn)行氫脆預(yù)防。1.5 GPa無(wú)鍍層熱沖壓成形零部件出現(xiàn)氫脆的概率不大，但是1.7 GPa及以上無(wú)鍍層熱成形鋼及零部件的脆性過(guò)高,氫脆敏感性高，在零部件設(shè)計(jì)以及材料和工藝設(shè)計(jì)時(shí)必須考慮其氫脆行為。馬自達(dá)CX5的1.8 GPa熱沖壓成形保險(xiǎn)杠橫梁率先應(yīng)用了微合金化技術(shù)抑制氫脆[2]，成為1.7 GPa及以上熱成形鋼開(kāi)發(fā)的典范。目前無(wú)論是無(wú)鍍層鋼還是鍍層熱成形鋼，當(dāng)強(qiáng)度級(jí)別在1.7 GPa及以上時(shí)幾乎均進(jìn)行了微合金化處理。

表征熱成形鋼抗氫脆性能(Hydrogen Embrittlement Resistance，HER)的試驗(yàn)包括U形恒彎曲載荷試驗(yàn)、恒載荷拉伸試驗(yàn)、氫滲透試驗(yàn)、慢應(yīng)變速率拉伸(SSRT)試驗(yàn)等。U形恒彎曲載荷試驗(yàn)：將試樣放在特制模具中，利用專(zhuān)用加載設(shè)備進(jìn)行U型彎曲成形，至彎曲角度達(dá)到既定要求后，采用工裝緊固并放置在含氫介質(zhì)中進(jìn)行靜置，測(cè)試其斷裂時(shí)間，以斷裂時(shí)間來(lái)表征其抗氫脆性能。恒載荷拉伸試驗(yàn)：將試樣置于含氫溶液中，利用專(zhuān)用設(shè)備進(jìn)行電化學(xué)充氫處理，同步(也可在試樣預(yù)充氫后)采用具有恒應(yīng)力輸出功能的專(zhuān)用試驗(yàn)設(shè)備或夾具施加恒定應(yīng)力載荷，直至試樣斷裂，獲得相應(yīng)的斷裂應(yīng)力-斷裂時(shí)間變化曲線(xiàn)，求出在規(guī)定時(shí)間范圍內(nèi)不發(fā)生氫致延遲斷裂所對(duì)應(yīng)的最大應(yīng)力(即臨界斷裂應(yīng)力，σHIC)，作為評(píng)價(jià)氫致延遲斷裂敏感性的依據(jù)。慢應(yīng)變速率拉伸試驗(yàn)：將試樣置于含氫溶液中，利用專(zhuān)用設(shè)備進(jìn)行電化學(xué)充氫處理，同步利用力學(xué)加載設(shè)備，在低應(yīng)變速率(10-7～10-3s-1)條件下對(duì)試樣進(jìn)行拉伸，獲取斷裂應(yīng)力及塑性參量，并與未充氫試樣的進(jìn)行對(duì)比，求取氫脆指數(shù)(HEI)，作為評(píng)價(jià)氫致延遲斷裂敏感性的依據(jù)。氫滲透試驗(yàn)測(cè)試的是氫在晶格中的擴(kuò)散系數(shù)；擴(kuò)散系數(shù)越高，抗氫脆性能越差。上述典型氫脆測(cè)試方法用的含氫介質(zhì)一般為鹽酸水溶液(推薦0.1 mol·L-1HCl水溶液,也可以用0.5 mol·L-1HCl水溶液)，也可以是其他酸性水溶液。

研究人員采用不同方法比較了不同含鈮和無(wú)鈮熱成形鋼的抗氫脆性能[4,26,31-33,11,17,25]；LU等[4]在0.5 mol·L-1H2SO4+0.25 g·L-1CH4N2S溶液中，在電流密度為0.5 mA·cm-2條件下對(duì)22MnB5和22MnBNb5熱成形鋼進(jìn)行恒載荷拉伸試驗(yàn)，測(cè)得的臨界斷裂應(yīng)力分別約為600，1 300 MPa。可見(jiàn)適量添加鈮有利于提高氫致延遲斷裂抗力。當(dāng)鋼中含有高濃度的氫時(shí)，鈮質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.053%即可獲得較高氫致延遲斷裂抗力[26]。晉家春等[5]對(duì)充氫22MnB5熱成形鋼和2種鈮釩復(fù)合微合金化1.5 GPa熱成形鋼的慢應(yīng)變速率(5×10-6s-1)拉伸性能進(jìn)行了比較，發(fā)現(xiàn)2種鈮釩復(fù)合微合金化熱成形鋼的斷后伸長(zhǎng)率和斷裂強(qiáng)度均高于22MnB5鋼的，裂紋敏感率、裂紋長(zhǎng)度比和裂紋厚度比低于22MnB5鋼的。另有研究表明，0.05%鈮的添加大大改善了30MnB5鋼的氫致延遲開(kāi)裂性能，在電流密度為0.5 mA·cm-2條件下，預(yù)充氫恒載荷拉伸時(shí)的臨界斷裂應(yīng)力由不含鈮的400 MPa增加到1 100 MPa；當(dāng)添加0.036%鈮時(shí)，30MnB5鋼在充氫條件下的強(qiáng)度損失和塑性損失也大幅降低，氫致開(kāi)裂敏感性顯著低于不含鈮的[25]。JO等[17]通過(guò)慢應(yīng)變速率拉伸試驗(yàn)研究發(fā)現(xiàn)，不含鈮熱成形鋼的真實(shí)斷裂應(yīng)變?yōu)?.103，含鈮熱成形鋼的為0.160，鈮鉬復(fù)合微合金化的為0.223，2種微合金化熱成形鋼表現(xiàn)出了更低的伸長(zhǎng)率損失和強(qiáng)度損失；鈮鉬復(fù)合微合金化提高了1.9 GPa熱成形鋼的抗氫脆性能。LIN等[14]發(fā)現(xiàn)，當(dāng)鈮質(zhì)量分?jǐn)?shù)由0增加至0.049%時(shí)，1.5 GPa 22MnB5熱成形鋼的氫脆敏感指數(shù)顯著降低，從未添加鈮的約0.7%降至0.32%。作者在0.5 mol·L-1HCl溶液中對(duì)新型PHS1800鋼(0.04%鈮+0.04%釩微合金化)和傳統(tǒng)的34MnB5鋼進(jìn)行了U形恒彎曲載荷試驗(yàn)，結(jié)果表明PHS1800鋼的抗氫脆性能優(yōu)于34MnB5鋼的：當(dāng)加載應(yīng)力為1.2 GPa和1.5 GPa時(shí)，PHS1800鋼在300 h內(nèi)不開(kāi)裂，34MnB5鋼分別在4 h和6 h內(nèi)開(kāi)裂；當(dāng)加載應(yīng)力為1.8 GPa時(shí)，PHS1800鋼在10 h內(nèi)出現(xiàn)裂紋，34MnB5鋼在7 h內(nèi)出現(xiàn)裂紋。作者通過(guò)4種典型的氫脆評(píng)價(jià)方法對(duì)22MnB5熱成形鋼和22MnB5NbV熱成形鋼進(jìn)行了對(duì)比測(cè)試，結(jié)果顯示：在0.5 mol·L-1HCl溶液中進(jìn)行U形恒彎曲載荷試驗(yàn)時(shí)，在0.9倍抗拉強(qiáng)度的彎曲載荷作用下，22MnB5鋼在12 h內(nèi)開(kāi)裂，而22MnB5NbV鋼在300 h內(nèi)均未開(kāi)裂；在0.5 mol·L-1H2SO4溶液、0.5 mA·cm-2充氫電流條件下充氫后進(jìn)行恒載荷拉伸試驗(yàn)，測(cè)得22MnB5鋼和22MnB5NbV鋼的臨界斷裂應(yīng)力分別為819，1 091 MPa；氫滲透試驗(yàn)測(cè)得氫在22MnB5鋼和22MnB5NbV鋼晶格中的擴(kuò)散系數(shù)分別為(8.46±1.96)X10-7，(4.42±0.92)X10-7cm2·s-1；慢應(yīng)變速率拉伸試驗(yàn)測(cè)得22MnB5鋼和22MnB5NbV鋼的HEI分別為40.3，38.3。這4種氫脆測(cè)試結(jié)果均表明，微合金化22MnB5NbV鋼的抗氫脆性能優(yōu)于傳統(tǒng)22MnB5鋼的。由國(guó)內(nèi)外的最新研究成果和作者提供的相關(guān)結(jié)果可知，鈮對(duì)熱成形鋼抗氫脆性能的提升作用非常明顯。

板條馬氏體鋼的氫脆特征是沿晶和準(zhǔn)解理穿晶斷裂[34-35]。作者認(rèn)為熱成形鋼的氫脆是在氫增強(qiáng)局部塑性(Hydrogen-Enhanced Local Plasticity,HELP)[36-40]和氫致脫聚效應(yīng)(Hydrogen-Enhanced Decohesion,HEDE)的協(xié)同作用下發(fā)生的，即氫促進(jìn)了位錯(cuò)滑移，同時(shí)位錯(cuò)作為氫陷阱攜帶氫運(yùn)動(dòng)，攜帶氫的位錯(cuò)堆積沖擊到原始奧氏體晶界時(shí)發(fā)生晶間開(kāi)裂，沖擊到馬氏體晶界時(shí)發(fā)生準(zhǔn)解理斷裂[34-35]。氫一般聚集在晶界和位錯(cuò)處，并且與第二相(如碳化物)之間會(huì)發(fā)生相互作用，這些位置有可能通過(guò)作為氫陷阱來(lái)降低可擴(kuò)散氫的量，進(jìn)而提高抗氫脆性能[41]。與氫脆相關(guān)的晶間裂紋通常沿原奧氏體晶界擴(kuò)展[42-45]，裂紋萌生位置在原奧氏體晶界或附近[46-47]；而原奧氏體晶界是馬氏體結(jié)構(gòu)中主要的氫俘獲點(diǎn)[48-50]。因此可以認(rèn)為，由于位錯(cuò)滑移造成的氫積聚會(huì)導(dǎo)致原奧氏體晶界周?chē)_(kāi)裂。微合金化技術(shù)可以顯著降低原始奧氏體晶粒度進(jìn)而顯著增加原始奧氏體晶界數(shù)量，降低單位晶界上的氫濃度，從而降低氫原子富集至臨界斷裂濃度的可能性。

共格/半共格NbC沉淀相是氫的高能俘獲點(diǎn)[51-52]，其中半共格NbC捕獲的氫可通過(guò)小角度中子散射技術(shù)直接觀察到[53]。大量且高度分散的納米級(jí)NbC顆粒作為有效的氫陷阱，在抗氫脆方面起著決定性作用[54]。共格和半共格NbC顆粒表現(xiàn)出表面積(沉淀物/基體界面)依賴(lài)性，其捕氫能力大于TiC的且遠(yuǎn)大于VC的[52]；NbC的尺寸會(huì)影響其捕氫能力，粗化會(huì)導(dǎo)致其捕氫能力的降低[51]。鈦在熱成形鋼中主要形成微米級(jí)TiN，其尺寸較大不能作為氫陷阱；鈮和釩的碳氮化物的尺寸多數(shù)在30 nm以?xún)?nèi)，推測(cè)是有效的強(qiáng)氫陷阱。CHEN等[55]通過(guò)原子探針層析成像(APT)發(fā)現(xiàn)，氫(氘)在尺寸較大(1025 nm)的NbC與基體的界面處被捕獲，如圖2所示；NbC和基體之間不存在明確的取向關(guān)系，即其與熱成形鋼基體是非共格的，因此非共格的NbC沉淀相也是有效的強(qiáng)氫陷阱。此研究結(jié)果與文獻(xiàn)[51-53]中的一致，即納米級(jí)碳化物界面可以有效地捕獲氫，半共格的NbC顆粒(尺寸小于10 nm)和較大的NbC非共格析出物(尺寸在10～25 nm)都是熱成形鋼中有效的高能氫陷阱。合金中析出的碳化物越小，其與基體的界面面積越大，捕獲的氫越多[52]。GONG等[56]研究了微合金鋼中的應(yīng)變誘導(dǎo)析出行為，發(fā)現(xiàn)在奧氏體中形成了較細(xì)(尺寸小于10 nm)的共格/半共格NbC沉淀相。由前文可知，熱成形鋼中鈮的碳氮化物和釩的碳氮化物的尺寸主要集中在20 nm以?xún)?nèi)，少量大于30 nm，因此形成小尺寸鈮和釩的碳氮化物是提高熱成形鋼抗氫脆能力的主要方法之一。大尺寸(尺寸大于25 nm)的NbC能否作為有效的氫陷阱還有待進(jìn)一步研究。

圖2 采用冷凍原子探針觀察到的氫(同位素氘)與熱成形鋼中鈮和碳的分布[55]Fig.2 Distribution of hydrogen (deuterium),niobium and carbon in press-hardening steel by cryogenic atom probe analysis[55]:(a)atomic distribution;(b)diagram of sampling;(c)atomic distribution in core of 1# NbC precipitate;(d)atomic distribution in core of 2# NbC precipitate;(e)atom content distribution in 1# NbC precipitate and (f)atom content distribution in 2# NbC precipitate

3 微合金化熱成形鋼的尖角冷彎性能

傳統(tǒng)熱成形鋼存在尖角冷彎角度不足[6-8]的問(wèn)題。尖角冷彎角通常根據(jù)德國(guó)汽車(chē)工業(yè)協(xié)會(huì)發(fā)布的VDA 238-100標(biāo)準(zhǔn)進(jìn)行測(cè)試[57]。在相同的脫碳層條件下，添加鈮等微合金化元素的熱成形鋼在淬火后能夠獲得更加細(xì)小均勻的板條馬氏體組織，其尖角冷彎性能得到提升[58]。劉安民等[23]研究表明，鈮釩微合金化能夠顯著提高1.5 GPa熱成形鋼的尖角冷彎性能，微合金化后的極限尖角冷彎角達(dá)到65°～70°。TU等[16]研究發(fā)現(xiàn)：在1.7 GPa熱成形鋼(30B)中添加微合金化元素后，尖角冷彎角度沒(méi)有明顯提升，但除去鈦和硼，再添加鈮后，1.9 GPa熱成形鋼(35B)的尖角冷彎角度大幅度提高；推測(cè)是因?yàn)?.7 GPa熱成形鋼中存在大尺寸TiN等夾雜物，抵消了一部分微合金化元素的作用，并且作為裂紋源促進(jìn)了開(kāi)裂，鈦和硼的去除則能避免大尺寸TiN的形成。梁江濤等[22]測(cè)試得到35MnB5、38MnB和38MnBNb熱成形鋼的尖角冷彎角度分別為37°，48.43°，49.45°，顯微組織中一定比例的回火馬氏體、更細(xì)的原始奧氏體晶粒和一定量的殘余奧氏體是導(dǎo)致尖角冷彎角度提高的主要原因。晉家春等[5]認(rèn)為：熱成形鋼尖角冷彎角度與原始奧氏體晶粒度有關(guān)，原始奧氏體晶粒越細(xì)小，熱成形鋼的尖角冷彎角度越大；微合金化能明顯細(xì)化晶粒，且鈮釩復(fù)合微合金化的細(xì)化效果更明顯。易紅亮等[13]測(cè)試得到34MnB5V熱成形鋼的尖角冷彎角度為64°，認(rèn)為納米級(jí)VC的析出強(qiáng)化作用和析出導(dǎo)致的晶粒細(xì)化是尖角冷彎性能提升的原因。事實(shí)上，微合金化除了通過(guò)產(chǎn)生晶粒細(xì)化效果和析出納米級(jí)相來(lái)提高熱成形鋼的尖角冷彎性能外，還可以通過(guò)減少帶狀組織(成分偏析)來(lái)提升尖角冷彎性能。馬光宗等[59]研究發(fā)現(xiàn)，帶狀組織對(duì)鋼材熱沖壓前后的力學(xué)性能有著遺傳影響，尤其是對(duì)尖角冷彎性能影響較大，RD方向(垂直于軋制方向)的折彎角度較TD方向(軋制方向)的尖角冷彎角度低6°。

KURZ等[60]對(duì)不同熱成形鋼制造的結(jié)構(gòu)件(碰撞盒，U形熱沖壓成形鋼制構(gòu)件與1.5 mm厚HC340LAD鋼連接成的空腔結(jié)構(gòu))進(jìn)行臺(tái)車(chē)碰撞試驗(yàn)，碰撞速度為20～30 km·h-1，碰撞沖擊頭的半徑為127 mm，研究了側(cè)面碰撞試驗(yàn)結(jié)果與斷裂總延伸率、抗拉強(qiáng)度、尖角冷彎角度等力學(xué)性能的相關(guān)性，發(fā)現(xiàn)：熱成形鋼板的斷裂總延伸率對(duì)零件抗側(cè)面碰撞斷裂性能沒(méi)有影響，但是抗拉強(qiáng)度和尖角冷彎角度與碰撞結(jié)果相關(guān)性高；在彎曲載荷為主的側(cè)面碰撞載荷條件下，通過(guò)熱成形鋼的尖角冷彎角度(包括對(duì)碰撞構(gòu)件施加烘烤硬化處理后的尖角冷彎角度)能夠?qū)釠_壓成形結(jié)構(gòu)件的最終斷裂行為進(jìn)行預(yù)測(cè)，尖角冷彎角度越大，抗撞擊斷裂性能越好。NAITO等[61]進(jìn)行了類(lèi)似的研究，根據(jù)零部件三點(diǎn)彎曲碰撞試驗(yàn)結(jié)果定義了碰撞斷裂指數(shù)這個(gè)指標(biāo)來(lái)定量評(píng)估側(cè)面碰撞時(shí)產(chǎn)生的裂紋大小。該研究同樣表明碰撞指數(shù)與熱成形鋼的總延伸率沒(méi)有明顯的相關(guān)性，與熱成形鋼的尖角冷彎角度以及彎曲試驗(yàn)載荷降低行為有很好的相關(guān)性；提高熱成形鋼尖角彎曲角度可以提高零件的抗碰撞斷裂性能。由上述研究結(jié)果可以確定，熱成形鋼的尖角冷彎角度是預(yù)測(cè)構(gòu)件抗碰撞斷裂行為、優(yōu)化材料性能的一個(gè)重要依據(jù)。增大材料尖角冷彎角度可以降低零件在碰撞試驗(yàn)中的開(kāi)裂風(fēng)險(xiǎn)或使材料具備更高的碰撞指數(shù)。

熱成形鋼的尖角冷彎角度與汽車(chē)碰撞安全密切相關(guān)；提高熱成形鋼的尖角冷彎角度可以提高熱沖壓成形零部件的抗碰撞斷裂性能，進(jìn)而提高汽車(chē)的被動(dòng)安全性能。鈮(釩)微合金化可以提高熱成形鋼的尖角冷彎角度和載荷峰值。從已有數(shù)據(jù)看，微合金化可以將尖角冷彎角度提高10%～15%，碰撞斷裂指數(shù)提高60%～90%。但是，影響熱成形鋼極限彎曲角度測(cè)試的因素很多，包括材料厚度、脫碳層厚度、鍍層、鈦/氮/硫等形成雜質(zhì)元素的含量、夾雜物數(shù)量、材料表面質(zhì)量、測(cè)試設(shè)備剛度以及工裝夾具設(shè)計(jì)等。作者牽頭制定了中國(guó)汽車(chē)工程師學(xué)會(huì)規(guī)范《超高強(qiáng)度汽車(chē)用鋼板極限尖冷彎性能試驗(yàn)方法》，對(duì)上述的測(cè)試條件進(jìn)行了詳細(xì)的規(guī)定，以便各單位測(cè)試數(shù)據(jù)的橫向比較。

4 微合金化熱成形鋼的斷裂失效性能

評(píng)價(jià)熱成形鋼韌性的另一個(gè)重要方法是在以應(yīng)力三軸度和洛德角為變量的復(fù)雜應(yīng)力狀態(tài)下進(jìn)行材料斷裂性能測(cè)試，以復(fù)雜應(yīng)力狀態(tài)下的臨界斷裂應(yīng)變來(lái)表征韌性。多應(yīng)力狀態(tài)斷裂性能測(cè)試試樣及剪切斷裂極限擬合曲線(xiàn)如圖3所示。熱成形鋼的塑性差，在零部件及整車(chē)開(kāi)發(fā)過(guò)程中，熱成形鋼零件的斷裂失效預(yù)測(cè)尤為重要，這就促進(jìn)了熱成形失效仿真預(yù)測(cè)技術(shù)的不斷發(fā)展。早期的仿真注重材料彈塑性行為的準(zhǔn)確描述，失效判據(jù)大多使用基于單向拉伸試驗(yàn)的最大失效塑性應(yīng)變。而實(shí)際上，材料的失效應(yīng)變與應(yīng)力狀態(tài)(可用應(yīng)力三軸度描述)及應(yīng)變速率存在很大關(guān)系。單一的失效應(yīng)變定義往往導(dǎo)致錯(cuò)誤的失效預(yù)測(cè)結(jié)果[62]。同樣地，將斷裂總延伸率直接作為失效判據(jù)也會(huì)導(dǎo)致設(shè)計(jì)過(guò)于保守[63]。一些材料模型考慮了斷裂失效應(yīng)變，如Gurson模型。該模型通過(guò)引入一個(gè)特殊的屈服指標(biāo)來(lái)描述材料失效時(shí)微孔的產(chǎn)生，但其失效判據(jù)主要依賴(lài)于正向斷裂而忽略了剪切斷裂的影響[62,64]。CrachFEM模型將材料失效分為剪切斷裂和正向斷裂2種機(jī)理，對(duì)材料的失效預(yù)測(cè)比較準(zhǔn)確[63]。在動(dòng)力學(xué)顯式計(jì)算軟件LS-DYNA中，除了前面提到的常應(yīng)變失效和Gurson模型外，還提供了幾種高精度的失效模型，比如GISSMO模型，以及考慮正向斷裂和剪切斷裂的DIEC模型。王棟等[65]應(yīng)用LS-DYNA軟件中的DIEC模型建立了正向準(zhǔn)確預(yù)測(cè)熱成形鋼斷裂失效行為的仿真方法，有效提高了仿真精度，為熱沖壓成形零件的設(shè)計(jì)開(kāi)發(fā)及優(yōu)化提供了評(píng)價(jià)方法。另外一個(gè)較為精確的材料模型是LS-DYNA軟件中的MMC模型。作者團(tuán)隊(duì)?wèi)?yīng)用MMC模型進(jìn)行了22MnB5和22MnB5NbV熱成形鋼斷裂卡片的開(kāi)發(fā)和零部件的模擬，建立了以應(yīng)力三軸度、洛德角為變量的熱成形鋼三維臨界斷裂曲面，結(jié)果表明22MnB5NbV熱成形鋼在絕大部分應(yīng)力狀態(tài)下的臨界斷裂應(yīng)變更高，尤其是應(yīng)力三軸度為0.40.6時(shí)，22MnB5NbV熱成形鋼具有更大的臨界斷裂應(yīng)變，而該應(yīng)力三軸度與熱沖壓成形零部件的碰撞狀態(tài)接近；對(duì)這2種材料制造的B柱進(jìn)行了靜壓試驗(yàn)和模擬分析，發(fā)現(xiàn)22MnB5NbV熱沖壓成形鋼零件的臨界斷裂塑性應(yīng)變比22MnB5鋼的高出50%以上，前者出現(xiàn)微裂紋時(shí)對(duì)應(yīng)的壓頭位移比后者的高出26%。NAITO等[61]研究認(rèn)為，熱成形鋼零部件的碰撞性能與基于熱形成鋼R5缺口試樣拉伸試驗(yàn)結(jié)果計(jì)算的局部斷裂應(yīng)變有較高的相關(guān)性。這從側(cè)面證明了應(yīng)用多應(yīng)力狀態(tài)斷裂性能測(cè)試的合理性。

圖3 多應(yīng)力狀態(tài)下斷裂性能測(cè)試試樣形狀及剪切斷裂極限擬合曲線(xiàn)Fig.3 Specimen shape (a)and shear fracture limit fitting curve (b)for fracture performance test under multi-stress condition

5 結(jié)束語(yǔ)

熱成形鋼以及熱沖壓成形零部件是汽車(chē)領(lǐng)域使用量增長(zhǎng)最快的鋼種及零部件，極大地促進(jìn)了汽車(chē)安全和輕量化的發(fā)展；經(jīng)過(guò)10 a的研究和應(yīng)用實(shí)踐，其韌性不足，尤其是氫脆以及尖角冷彎角度相對(duì)低的問(wèn)題得到了汽車(chē)行業(yè)以及上下游產(chǎn)業(yè)的重視。微合金化是解決其韌性不足的重要方法，得到了行業(yè)的認(rèn)可及批量應(yīng)用。

微合金化處理可以細(xì)化熱成形鋼的晶粒并析出納米級(jí)第二相。當(dāng)添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)大于0.03%的鈮或質(zhì)量分?jǐn)?shù)不小于0.06%的釩，或者復(fù)合添加鈮和釩時(shí)，熱成形鋼的晶粒細(xì)化顯著，尺寸小至未微合金化的1/3～2/3，甚至更小；淬火后組織中的馬氏體板條以及亞晶結(jié)構(gòu)均顯著細(xì)化。奧氏體化溫度越高，鈮抑制晶粒長(zhǎng)大的釘扎能力越強(qiáng)，越能夠避免加熱溫度波動(dòng)引起的晶粒粗大，有利于熱沖壓成形產(chǎn)品一致性的提高以及工藝窗口的擴(kuò)大。

熱成形鋼中析出的鈮和釩的碳氮化物尺寸較小，主要分布在20 nm以下，但部分與鈦復(fù)合的碳氮化物尺寸有所增大，達(dá)到30 nm及以上。釩是低溫析出元素，多數(shù)固溶在熱成形鋼基體中，其量需達(dá)到一定程度才能利于碳氮化物析出，或者需要通過(guò)鈮和釩復(fù)合添加方式以析出小尺寸釩的碳氮化物，這樣才能起到氫陷阱作用。鉬元素的添加有利于析出小尺寸含鈮第二相。鈦微合金化的目的是通過(guò)鈦與鋼中的氮元素結(jié)合形成TiN，從而避免氮與硼元素形成網(wǎng)狀氮化硼而造成性能惡化。添加鈦后熱成形鋼會(huì)高溫析出尺寸較大的碳氮化鈦(尺寸超過(guò)100 nm)，甚至還會(huì)出現(xiàn)微米級(jí)TiN夾雜物，導(dǎo)致鋼的性能惡化。對(duì)于1.7 GPa及以上的熱成形鋼，由于碳含量足夠保證淬透性，可以將硼和鈦合金元素去除，通過(guò)鈮和釩(鉬)的微合金化來(lái)提高材料的性能。

氫脆是熱成形鋼特別是1.82.0 GPa熱成形鋼和鍍層熱成形鋼應(yīng)用的嚴(yán)重障礙。無(wú)鍍層熱成形鋼的生氫反應(yīng)主要是水蒸氣分子與鐵的還原反應(yīng)，而鍍鋁硅熱成形鋼除了上述反應(yīng)外，還會(huì)發(fā)生鋁與水蒸氣分子的還原反應(yīng)。微合金化能顯著提高熱成形鋼和熱沖壓成形零部件的抗氫脆性能，降低氫脆風(fēng)險(xiǎn)。主要原因在于：微合金化技術(shù)可以顯著降低原奧氏體晶粒尺寸，增加晶界面積，從而降低單位晶界氫原子濃度，抑制可擴(kuò)散氫在晶界的聚集；微合金化后組織中析出的尺寸25 nm以?xún)?nèi)的第二相是有效的氫陷阱并能抑制位錯(cuò)滑移。

尖角冷彎角度是預(yù)測(cè)熱沖壓成形零部件碰撞開(kāi)裂行為、優(yōu)化熱成形鋼性能的一個(gè)重要依據(jù)。提高尖角冷彎角度可降低零部件碰撞時(shí)的開(kāi)裂風(fēng)險(xiǎn)或提高碰撞指數(shù)，從而提高汽車(chē)的被動(dòng)安全性能。鈮/釩微合金化可以使熱成形鋼的尖角冷彎角度提高10%～15%。以應(yīng)力三軸度和洛德角為變量的復(fù)雜應(yīng)力狀態(tài)下的斷裂性能試驗(yàn)，是熱成形鋼韌性的重要評(píng)價(jià)方法，也是保證熱沖壓成形零件碰撞模擬精確度的重要手段。微合金化熱成形鋼在與汽車(chē)碰撞相關(guān)的應(yīng)力三軸度下具有更高的斷裂應(yīng)變。

微合金化熱成形鋼及零部件的發(fā)展在近10 a嶄露頭角，目前還存在一些瓶頸問(wèn)題和值得關(guān)注的研發(fā)方向：

(1)微合金化熱成形鋼尚未形成系列，還有待開(kāi)展系統(tǒng)性的開(kāi)發(fā)和研究。

(2)汽車(chē)產(chǎn)業(yè)下游對(duì)傳統(tǒng)熱成形鋼及零部件氫脆、韌性低等問(wèn)題認(rèn)識(shí)不足，尚未投入足夠的資源去解決氫脆以及韌性低所帶來(lái)的安全問(wèn)題，以及應(yīng)用背后的科學(xué)問(wèn)題。

(3)微合金化熱成形鋼對(duì)工藝窗口的影響研究尚不充分。

(4)高精度斷裂失效模型以及精確的汽車(chē)安全碰撞模擬技術(shù)在汽車(chē)行業(yè)尚未普及，還有待汽車(chē)產(chǎn)業(yè)上下游聯(lián)合進(jìn)行研究和推廣。