熱沖壓高強鋼不同充氫時間下的氫濃度計算及其與氫脆層關系研究*

張曉欣，陳 揚，黃蘇婷，韓先洪，2*

(1. 上海交通大學 材料科學與工程學院塑性成形技術與裝備研究院，上海 200030；2. 上海交通大學 材料科學與工程學院模具CAD國家工程研究中心，上海 200030)

0 引言

隨著汽車行業對于安全標準和輕量化要求的提升，熱沖壓高強鋼在車身中的應用率顯著增加。熱沖壓是將冷軋后的鋼板在900～950℃的溫度下保溫3～5 min，待板料組織全部轉化為奧氏體后，在水冷模具中淬火同時壓制成型，獲得高強度馬氏體零件的一種工藝方法。熱沖壓工藝可以獲得回彈小、強度高的零部件[1]。但材料的強度越高，其氫脆敏感性越高，產生氫致延遲斷裂的風險也越大[2-3]，具體表現為氫在加熱、酸洗、服役等過程中滲入板料，與殘余應力作用一定時間后，引起機械性能下降，產生裂紋，并最終導致零件損傷、斷裂[4]。

高強鋼的氫脆問題已引起國內外學者的廣泛關注。Wang等[5]對比了QP980和QP1180淬火再分配高強鋼的抗氫致延遲斷裂性能，結果顯示： 其抗延遲斷裂能力隨強度增加而降低。Depover等[6]通過研究TRIP鋼、DP鋼、FB鋼和馬氏體鋼這4種熱沖壓高強鋼充氫后的力學性能，分析不同組織對高強鋼氫脆敏感性的影響，發現了馬氏體鋼對氫的敏感性最高，奧氏體對氫敏感性最低；Venezuela等[7]研究了MS1700新型先進高強鋼在不同充氫環境中的氫脆現象，發現其在3.5%(質量分數)的NaCl中的氫脆敏感性遠低于在0.1 mol·L-1NaOH和0.1 mol·L-1HCl溶液中的氫脆敏感性，拉伸斷口呈現脆性剪切斷裂特征；Li等[8]采用高強度馬氏體不銹鋼PH13-8Mo研究了充氫時效影響下的斷裂形式，指出有氫時斷口截面外部表現出脆性的準解理斷裂，中心區域為韌性斷裂，且脆性斷裂區深度和脆性斷裂區面積分數隨氫作用時間延長而增加。

材料的氫脆現象與氫濃度分布密切相關，但氫具有活性高、體積小、擴散能力強的特點，很難測定或觀察氫擴散及運動過程，因此采用數值模擬是研究氫擴散行為的有效方法[9]。Diaz等[10]根據擴散方程和傳熱方程的相似性，在Abaqus軟件中建立與傳熱類似的氫擴散子程序，將氫運動與彈塑性材料的力學響應耦合起來。Olden等[11]利用有限元內聚單元模擬氫致裂紋的萌生，研究了X70管線鋼氫擴散與斷裂的關系，指出焊接產生的熱影響區易于斷裂，具有較強的氫脆敏感性。Mente等[12]則使用Ansys模擬了氫擴散影響下，不同相之間裂紋萌生、擴展的過程。注意到目前針對熱沖壓高強鋼的氫擴散與分布計算的研究較少，現有研究尚未建立氫濃度與氫脆層的關系。本文分別利用理論計算和ABAQUS有限元軟件模擬了氫在熱沖壓高強鋼B1500HS中的擴散，分析氫的擴散和濃度分布規律；通過電化學充氫、拉伸試驗以及斷口微觀觀測，將試驗結果與模擬結果聯系起來，獲得斷口氫脆層分布與氫濃度的對應關系。

1 氫擴散理論計算與數值模擬

1.1 熱沖壓鋼中的氫擴散理論計算

菲克第一定律假定擴散物可穩定地從高濃度擴散到低濃度，且擴散過程中各處的濃度變化與時間無關，即：

(1)

實際上，穩定態擴散的情況很少，大部分擴散屬于隨時間變化的非穩定態擴散，即滿足菲克第二定律：

(2)

當氫擴散源為非點源時，其擴散過程宏觀上可以近似為一維擴散，(2)式中的菲克定律可簡寫為：

(3)

針對一般的電化學充氫過程，近似滿足如下邊界條件： 當t=0時，擴散介質中氫濃度為0；在氫擴散起始面，氫濃度始終為Cs；在擴散介質中距離擴散起始面較遠的位置，氫濃度為0。

通過Laplace變換求解C(x，t)，得到沿擴散深度方向氫濃度隨時間變化的誤差函數解[13]：

(4)

1.2 熱沖壓鋼中的氫擴散有限元模型

以有限元軟件ABAQUS為平臺開展氫擴散數值模擬。ABAQUS遵循的質量擴散方程dC/dt=-ΔJ是菲克定律的擴展，物質擴散過程中除了受到濃度梯度的影響，溫度和應力梯度也有利于氫的擴散。假定在非均勻介質中，化學勢梯度是氫擴散的驅動力，給出了瞬態氫擴散方程[14]：

(5)

針對氫由試樣表面向內部滲透擴散的現象，建立沿厚度方向的平面模型，如圖1所示。幾何模型尺寸為1.4 mm×6.0 mm，其中1.4 mm代表板料厚度，最小單元尺寸為10 μm，網格共劃分為8.4×104個單元。采用二維四節點四邊形的DC2D4單元和瞬態分析過程進行氫擴散計算。模型兩側為氫擴散起始位置，氫濃度為Cs，試樣內部的初始氫濃度為0。

圖1 氫擴散有限元模型

2 氫擴散試驗

2.1 試驗材料

本試驗采用B1500HS熱沖壓用鋼，厚度為1.4 mm，化學成分及含量見表1。熱處理前的原始組織為鐵素體和珠光體。加熱到920℃，保溫5分鐘得到完全的奧氏體組織，水淬后為全馬氏體。

表1 B1500HS鋼化學成分 %

2.2 充氫試驗

原始熱沖壓試樣中的氫含量很低，需要外界充氫增加試樣中氫的濃度，本試驗采用電化學充氫法對B1500HS的氫擴散現象進行研究。通過電源、導線、鉑絲、試樣和電解液構成電化學充氫回路。其中，鉑絲作為陽極，試樣作為陰極，電解液為500 mL物質的量濃度為0.5 mol·L-1的稀硫酸，添加硫脲作為抑制氫原子結合成為氫氣分子逸散的毒化劑，提高氫原子滲入試樣的效率，試驗使用0.001 A充氫電流(充氫電流密度為0.422 mA·cm-2)。

2.3 拉伸試驗及斷口觀測

試樣在充氫300， 780， 1 800 s后，繼續保持電解充氫狀態，防止氫溢出試樣，使用INSTRON拉伸試驗機以9.6 mm·min-1的拉伸速率快速拉斷，從而獲得不同充氫時間下熱沖壓鋼的宏觀力學性能及微觀斷口形貌變化。使用充氫后的延伸率損失表示脆性指數(Embrittlement Index, EI)[6]，以評估試樣氫脆敏感性程度，該指數表達式如下：

(6)

式中：δAir和δHydrogen分別表示充氫前后試樣的延伸率。

參照GB/T 228—2010設計出試驗所需標準拉伸試樣，如圖2所示。通過給試樣開缺口來控制斷裂位置，獲得平整斷口，缺口應力集中系數為3.1。在電解充氫過程中，試樣表面除用來測量應變的標距段外，均采用絕緣膠帶包裹(圖2中深色區域)。使用掃描電子顯微鏡(Scanning Electron Microscope, SEM)觀測不同充氫時間下試樣的拉伸斷口，分析其微觀形貌差異，研究氫濃度分布對熱沖壓鋼斷口形貌的影響。本試驗采用VEGA LaB6掃描電子顯微鏡進行觀測試驗。

圖2 B1500HS缺口拉伸試樣(單位： mm)

3 結果分析與討論

3.1 熱沖壓鋼中氫擴散的理論計算結果和有限元模擬結果

本節建立了氫在熱沖壓高強鋼中擴散的有限元模型，研究氫在高強鋼中分布的規律。氫在馬氏體熱沖壓高強鋼中的擴散系數D=3.3×10-10m-2·s-1[15]，使用試樣充氫飽和后的熱脫附光譜(Thermal Desorption Spectroscopy, TDS)測得的平均氫濃度作為試樣表面的初始氫質量分數Cs=1×10-5。氫擴散的時間分別為t1=300 s，t2=780 s，t3=1 800 s。同樣的氫擴散參數也適用于式(4)所示菲克第二定律的誤差函數解。圖3為根據式(4)得到的氫擴散誤差函數解(曲線圖)和有限元解(散點圖)的結果，表示不同氫擴散時間下，沿深度方向的氫濃度分布。氫在濃度梯度的驅動下，由材料表面向材料內部進行擴散。由圖3可知，兩種解法得到的結果非常接近。氫擴散的誤差函數解法已經被廣泛應用[14，16]，由本試驗對比可知： 使用Abaqus有限元模擬熱沖壓高強鋼中的氫擴散具有較好的可信度。

圖3 不同充氫時間沿擴散深度方向變化的氫濃度分布

圖4為有限元模擬得到的氫濃度梯度分布云圖，由圖3和圖4可知： 氫從試樣外表面向內擴散，氫濃度分布呈現遞減規律。隨著氫擴散時間的增加，氫在試樣中的擴散距離和高濃度氫聚集的區域面積進一步擴大，但氫濃度梯度有所降低。如果氫擴散時間足夠長，整個試樣中的氫濃度將與環境氫濃度一致。

(a) 300 s

3.2 不同充氫時間下試樣的宏觀力學性能

本節通過單向拉伸試驗分析不同充氫時間下材料的氫脆現象。試樣在電化學充氫不同時間后快速拉伸，得到熱沖壓高強鋼應力應變曲線，如圖5所示，表2則是不同充氫時間對應的抗拉強度、延伸率以及脆性指數EI。由圖5，表2可知： 隨著充氫時間的增加，材料的抗拉強度和延伸率也在逐漸降低。僅充氫300 s，其強度為1 406 MPa，較未充氫試樣降低13.8%，延伸率為2.37%，氫脆指數達到58.6%；在充氫780 s后，抗拉強度降為1 196 MPa，延伸率降為1.08%；充氫1 800 s后，抗拉強度減小到1 118 MPa，與未充氫試樣相比損失31.5%，延伸率僅為0.94%，氫脆指數升至83.6%。隨著氫原子由試樣表面向試樣內部擴散時間的延長，進入試樣的氫原子數目逐漸增加，試樣中氫濃度上升，最終引起了材料強度、塑性的降低，發生氫脆現象。

圖5 不同充氫時間后拉伸的應力-應變曲線

表2 不同充氫時間后拉伸的抗拉強度和延伸率

3.3 斷口形貌及氫脆層分析

圖6(a)～6(c)分別為熱沖壓高強鋼在充氫300， 780和1 800 s后，快速拉伸得到的斷口形貌圖。該形貌圖取自沿試樣厚度方向靠近表面的位置，其中實線表示斷口邊緣，即試樣表面，也是電化學充氫試驗中與電解液接觸的平面，即滲氫起始面。圖6中可以觀察到充氫不同時間后，試樣斷口邊緣位置向內產生了光滑氫脆層，且隨著充氫時間的延長，氫脆層的深度也在擴大，但是斷口內部依舊是韌性斷裂，有小且深的韌窩。每組試樣選取50處位置量取氫脆層厚度，得到： 充氫300 s后，氫脆層厚度為14～20 μm；充氫780 s，其氫脆層厚度基本在27～42 μm之間，與充氫300 s后的氫脆層相比略有增加；充氫1 800 s后的氫脆層厚度已經可以達到31～50 μm。

圖6 充氫不同時間后拉伸斷口邊緣形貌

圖7為試樣斷口氫脆層平均厚度柱狀圖，充氫300， 780和1 800 s后，斷口氫脆層的平均厚度分別為18， 30和43 μm。充氫時間越長，通過電化學還原、滲入試樣中的氫就會擴散到更遠的位置，因此受氫擴散影響的氫脆層厚度也就越大。盡管根據模擬結果顯示： 同一深度不同位置的氫濃度分布是一致的，因此氫脆區深度應該是均勻的，實際上由于材料各處微觀缺陷，造成局部氫濃度過高，在圖7中使用誤差棒表示所有統計結果與平均厚度的差距。需要指出，在試樣中并不是只有脆性區才有氫。實際上氫原子遵循化學勢梯度擴散，在試樣中存在由高濃度向低濃度連續擴散的趨勢，只是靠近試樣表面位置處的氫濃度更大，達到了能使試樣斷口形成脆性斷裂特征的臨界氫濃度，而試樣截面靠近中心的位置雖然也有氫分布，但氫濃度較低，因此依舊保持韌性斷裂特征，從而整個斷面呈現兩種不同的斷裂形式。

圖7 不同充氫時間氫脆層深度

通過數值模擬，可得到斷口各個位置在不同時間下的氫濃度值，如圖8所示。研究3個典型充氫時間后的氫脆層邊界所對應的氫濃度值發現： 充氫300 s，氫脆層深度18 μm處，對應的氫質量分數為8.18×10-6；充氫780 s，氫脆層深度30 μm處，對應的氫質量分數為8.10×10-6；充氫1 800 s，氫脆層深度43 μm處，對應的氫質量分數為8.23×10-6。非常有趣的是： 3種情況下，氫脆層邊界對應的氫質量分數接近，均為8.20×10-6左右。張惠臻等[17]研究指出： 慢應變拉伸速率下氫有足夠的時間運動到孔洞、夾雜等易形成高應力的位置，促進外力作用下的裂紋擴展，因此試樣截面整體呈現脆性斷裂特征。而本試驗中的拉伸試驗是在快應變速率下進行的，且缺口試樣斷裂更快，拉伸過程中幾乎沒有產生應力誘導氫擴散，因此只有達到臨界氫濃度的位置才會在斷裂后呈現脆性特征。通過氫脆層深度和有限元的模擬計算，可以預測，對于本試驗所采用的熱沖壓鋼B1500HS，引起脆性開裂的臨界氫質量分數約為8.20×10-6。

圖8 模擬結果中氫脆層厚度對應的臨界氫濃度

4 結論

本文以熱沖壓高強鋼B1500HS為試驗對象，利用ABAQUS模擬不同充氫時間下氫的擴散和濃度分布，并開展氫脆試驗與斷口微觀形貌觀測，得到以下結論。

1) ABAQUS模擬氫擴散曲線顯示試樣從外向內擴散氫濃度分布呈非線性遞減規律，隨著氫擴散時間的延長，試樣中的氫擴散距離和高濃度氫分布面積均增大；

2) B1500HS的力學性能隨著充氫時間的增加而下降，充氫1 800 s的試樣強度僅為1 118 MPa，塑性為0.94%，塑性損失達到83.6%，氫脆敏感性高；

3) 隨著充氫時間的增加，熱沖壓鋼拉伸斷口出現兩種不同的斷裂模式。斷口邊部為光滑的氫脆層，呈現脆性斷裂特征，斷口中心位置則出現韌窩這一韌性斷裂特征，且氫脆層的平均厚度從充氫300 s的18 μm，擴大到充氫1 800 s的43 μm；

4) 結合實際斷裂氫脆層尺寸和氫擴散有限元模擬，得出引起B1500HS脆性開裂的臨界氫質量分數約為8.20×10-6。試樣中局部氫質量分數超過8.20×10-6，產生脆性開裂，而低于此臨界值時，產生韌性開裂。