微合金化熱成形鋼開發應用進展及展望

路洪洲，趙 巖，馮 毅，馬鳴圖，邊 箭，劉永剛，郭愛民

(1.中信金屬股份有限公司，北京 100004；2.中信微合金化技術中心，北京 100004；3.北京理工大學重慶創新中心，重慶 401120；4.中國汽車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

車體輕量化方向的發展和碰撞安全性要求的提高驅動了熱成形鋼及其熱沖壓成形零部件在汽車領域的大量應用，促進了汽車被動安全性和節能減排的研究[1]。熱成形鋼自首次應用于瑞典SAAB汽車9000車型上以來，在主流車型車身上的應用比例已經超過10%，在VOLVO車型上的應用比例更是高達39%[2]。目前，熱成形鋼及其熱沖壓成形零部件主要應用在乘用車B柱本體加強板、B柱加強板、A柱加強板本體、前門環鉸鏈柱加強板本體、前門環鉸鏈柱內板、門檻加強板本體、前防撞梁本體、前擋板橫梁、前縱梁根部斜撐板、中通道本體、門防撞梁等方面[2]。據統計，全球熱成形鋼年需求量超過400萬t，熱沖壓成形零件年需求量約6億只，其中中國市場熱成形鋼年需求量約120萬t。另外，熱沖壓成形零部件還開始在商用車駕駛室、貨箱以及掛車上得到應用。熱沖壓成形技術由瑞典Plannja公司發明，最初主要用于生產鋸片和割草機刀片[3]，而后隨著熱成形工藝裝備技術的發展完善，才逐步應用于汽車工業。在汽車工業應用時，研究人員一般將熱沖壓成形零部件作為一個高結構強度和高剛度的構件進行汽車設計，以實現保護乘員安全、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]等韌性不足的問題，同時其熱沖壓成形件也存在碰撞開裂和氫致延遲斷裂問題，這會導致在汽車碰撞時，僅幾百兆帕的沖擊載荷就可以使原設計強度為1.5 GPa的熱沖壓成形零部件發生斷裂，致使障礙物或者其他碰撞車輛等侵入乘員艙造成人員傷害。如果事故被認定是熱沖壓成形件氫脆或者提前開裂所致，則索賠和車輛召回將給整車企業和熱沖壓成形企業造成不可估量的損失?，F實中已經出現上述案例[7]，這就促使汽車企業和零部件企業積極尋找解決方案。奔馳汽車和寶馬汽車為此提出了熱成形鋼采購認證的技術指標，即：熱成形鋼的彎曲角度必須超過60°和65°(在熱沖壓成形零件上取樣進行彎曲性能測試)[9]；鍍層熱沖壓成形零部件產線必須設置露點控制裝置，或者在指定的溶液中進行熱成形鋼三點彎曲試驗，要求在一定時間(一般為300 h)不出現斷裂[10]。傳統的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而引起的晶粒異常長大問題。采用微合金化技術開發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，作者將系統介紹所在研究團隊和國內外相關研究機構在微合金化熱成形鋼方面的研究和開發進展。

1 微合金化熱成形鋼的開發

過去10 a年間，微合金化已成為熱成形鋼性能優化的主要技術。2011年，作者即提出了鈮微合金化熱成形鋼理念[4,6]，并在寶鋼進行了開發試制[3]。2014年，中信金屬、中國汽研和馬鋼等聯合提出鈮釩復合微合金化熱成形鋼的理念[10-11]，并在馬鋼實現量產，其中M1500LW和M1800LW等產品在長安和江淮汽車等車型上得到批量應用，微合金化M1500LW+AS和M1800LW+AS鍍層熱成形鋼完成了開發和部分主機廠的認證。2015年，武鋼開發了CSP鈮微合金化熱成形鋼BR1500HS并實現批量裝車應用[12]。2018年，本鋼和東北大學合作開發了2.0 GPa級PHS2000釩微合金化熱成形鋼并應用在北汽和愛馳汽車上[13]。為了解決熱沖壓成形零部件碰撞開裂問題，漣源鋼鐵采用鈮微合金化熱成形鋼LG1500替代傳統22MnB5鋼應用在長安某車型上。2019年，中信金屬和日照鋼鐵聯合開發了鈮鉬復合微合金化22MnB5熱軋熱成形鋼，并應用在商用車掛車及貨箱上；鞍鋼也進行了AC2000HS鈮微合金化熱成形鋼的開發和研究[14]，并且其開發的ZC1500H2和YC1500H2熱成形鋼在商用車零部件上得到了應用[15]，取得了顯著的輕量化效果。近2 a，我國大陸的唐鋼、本鋼、寶鋼[3]等以及臺灣的中鋼[16]都在進行微合金化熱成形鋼的開發試制，安賽樂米塔爾、韓國浦項制鐵、韓國現代制鐵[17]、印度塔塔鋼鐵[18]、日本住友[2]以及鞍鋼蒂森克虜伯汽車鋼等均在進行高強度級別鈮微合金化熱成形鋼的開發。日本住友率先開發了微合金化1.8 GPa熱成形鋼，并用于制造馬自達CX5的保險杠橫梁[2]。國內外研究機構和學者對微合金化熱成形鋼及零部件的性能已進行了深入的研究[19-23]。

微合金化熱成形鋼的主要優勢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化以及納米級第二相的析出。鈮[14-17,26-27]、釩[20,13]以及鈮釩復合[10]微合金化均能有效細化熱成形鋼的原始奧氏體晶粒度(Prior Austenite Grain Size，PAGS)，具體研究結果總結在表1中。由于各研究采用的奧氏體化溫度和保溫時間等參數不同，微合金化所產生的晶粒細化效果有所差異。作者最新的研究結果表明：0.04%(質量分數，下同)鈮+0.04%釩微合金化1.8 GPa熱成形鋼經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；當鈮質量分數高于0.03%時，晶粒細化效果顯著，晶粒尺寸可以達到傳統熱成形鋼的1/3～2/3，甚至更小，尤其是在高溫奧氏體化條件下，見圖1，這說明奧氏體化溫度越高，鈮抑制晶粒長大的釘扎力越大。該研究結果對于熱沖壓成形產品一致性的提高和工藝窗口的擴大有著重要意義，為熱沖壓成形新工藝的優化以及奧氏體化過程的節能減排和熱沖壓效率的提升奠定了基礎。原始奧氏體晶粒的細化可以使熱成形鋼淬火后形成較細的馬氏體板條，進而實現熱沖壓成形零部件性能的提升。MURUGESAN等[18]和楊海根等[28]對比了供貨態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，發現鈮微合金化顯著細化了淬火前后的顯微組織。

表1 微合金化對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

納米級第二相析出可以有效地改變材料的力學性能，進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合形成氮化鈦(TiN)，避免氮與硼元素形成網狀氮化硼而造成性能惡化。鈦微合金化熱成形鋼中會高溫析出微米級以及尺寸超過100 nm的納米級TiN[3]等第二相；尺寸較大的TiN通常被認為是熱成形鋼中的夾雜物。多余的鈦也會與鈮、釩共同反應形成第二相沉淀，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鈮釩復合微合金化熱成形鋼中，細小(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·μm-3；超細(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·μm-3[11]。LIN等[14-15]研究發現：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)，而鈮鉬復合微合金化1.9 GPa熱成形鋼中形成了鈮鉬復合碳化物(尺寸分布在3～15 nm，平均尺寸為8.35 nm±3.71 nm)[17]。聞玉輝等[21]也發現，鈮鈦復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現，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，馬氏體內彌散分布著大量尺寸在5～20 nm的VC析出粒子。作者最新開發的1.8 GPa鈮釩復合微合金化熱成形鋼中，尺寸小于20 nm的納米級第二相的占比達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，部分達到微米級；鈮和釩的碳氮化物尺寸較小，主要分布在20 nm以下，但部分與鈦復合的碳氮化物尺寸有所增大，達到30 nm及以上。對于1.7 GPa及以上的超高強度熱成形鋼，由于碳元素質量分數較高(一般在0.26%以上，多數在0.3%左右)，其淬透性已滿足需求，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硼從而提高淬透性的鈦元素，進而消除鈦導致的不利影響。作者團隊已經開發出了去除硼和鈦元素的熱成形鋼，具體結果將在其他文章中論述。另外，由于釩是低溫析出元素，而大多數的釩固溶在熱成形鋼基體中，其添加量需要很高，如在質量分數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合添加方式。這些納米級第二相的析出對于形成強氫陷阱、阻礙位錯運動、提高熱成形鋼及零部件的強韌性起著重要作用。

2 微合金化熱成形鋼的抗氫脆性能

氫脆是應用鍍鋁硅熱成形鋼[30]和1.82.0 GPa熱成形鋼[17]遇到的嚴重障礙和挑戰。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]。當熱成形鋼在冶煉、熱軋、酸洗、奧氏體化時，氫會進入鋼中；在其熱壓成形件焊接以及熱沖壓件使用時，氫也會進入鋼中[3]。無鍍層和鍍鋁硅熱成形鋼中均會滲入擴散氫原子，且后者的吸氫量更大。在奧氏體化爐內氣氛中，無鍍層熱成形鋼的生氫反應主要是水蒸氣分子與鐵的還原反應；鍍鋁硅熱成形鋼除了會發生上述反應外，還會發生鋁與水分子的還原反應，甚至硅與水分子的反應生成氫[2,30]，反應后的鋁硅涂層作為氫原子擴散屏障，阻止氫原子從鋼基體中散逸。因此，實際工況下的氫致延遲斷裂大多發生在鍍層熱沖壓成形零部件上[7]，需要進行氫脆預防。1.5 GPa無鍍層熱沖壓成形零部件出現氫脆的概率不大，但是1.7 GPa及以上無鍍層熱成形鋼及零部件的脆性過高,氫脆敏感性高，在零部件設計以及材料和工藝設計時必須考慮其氫脆行為。馬自達CX5的1.8 GPa熱沖壓成形保險杠橫梁率先應用了微合金化技術抑制氫脆[2]，成為1.7 GPa及以上熱成形鋼開發的典范。目前無論是無鍍層鋼還是鍍層熱成形鋼，當強度級別在1.7 GPa及以上時幾乎均進行了微合金化處理。

表征熱成形鋼抗氫脆性能(Hydrogen Embrittlement Resistance，HER)的試驗包括U形恒彎曲載荷試驗、恒載荷拉伸試驗、氫滲透試驗、慢應變速率拉伸(SSRT)試驗等。U形恒彎曲載荷試驗：將試樣放在特制模具中，利用專用加載設備進行U型彎曲成形，至彎曲角度達到既定要求后，采用工裝緊固并放置在含氫介質中進行靜置，測試其斷裂時間，以斷裂時間來表征其抗氫脆性能。恒載荷拉伸試驗：將試樣置于含氫溶液中，利用專用設備進行電化學充氫處理，同步(也可在試樣預充氫后)采用具有恒應力輸出功能的專用試驗設備或夾具施加恒定應力載荷，直至試樣斷裂，獲得相應的斷裂應力-斷裂時間變化曲線，求出在規定時間范圍內不發生氫致延遲斷裂所對應的最大應力(即臨界斷裂應力，σHIC)，作為評價氫致延遲斷裂敏感性的依據。慢應變速率拉伸試驗：將試樣置于含氫溶液中，利用專用設備進行電化學充氫處理，同步利用力學加載設備，在低應變速率(10-7～10-3s-1)條件下對試樣進行拉伸，獲取斷裂應力及塑性參量，并與未充氫試樣的進行對比，求取氫脆指數(HEI)，作為評價氫致延遲斷裂敏感性的依據。氫滲透試驗測試的是氫在晶格中的擴散系數；擴散系數越高，抗氫脆性能越差。上述典型氫脆測試方法用的含氫介質一般為鹽酸水溶液(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22MnB5和22MnBNb5熱成形鋼進行恒載荷拉伸試驗，測得的臨界斷裂應力分別約為600，1 300 MPa。可見適量添加鈮有利于提高氫致延遲斷裂抗力。當鋼中含有高濃度的氫時，鈮質量分數為0.053%即可獲得較高氫致延遲斷裂抗力[26]。晉家春等[5]對充氫22MnB5熱成形鋼和2種鈮釩復合微合金化1.5 GPa熱成形鋼的慢應變速率(5×10-6s-1)拉伸性能進行了比較，發現2種鈮釩復合微合金化熱成形鋼的斷后伸長率和斷裂強度均高于22MnB5鋼的，裂紋敏感率、裂紋長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鋼的氫致延遲開裂性能，在電流密度為0.5 mA·cm-2條件下，預充氫恒載荷拉伸時的臨界斷裂應力由不含鈮的400 MPa增加到1 100 MPa；當添加0.036%鈮時，30MnB5鋼在充氫條件下的強度損失和塑性損失也大幅降低，氫致開裂敏感性顯著低于不含鈮的[25]。JO等[17]通過慢應變速率拉伸試驗研究發現，不含鈮熱成形鋼的真實斷裂應變為0.103，含鈮熱成形鋼的為0.160，鈮鉬復合微合金化的為0.223，2種微合金化熱成形鋼表現出了更低的伸長率損失和強度損失；鈮鉬復合微合金化提高了1.9 GPa熱成形鋼的抗氫脆性能。LIN等[14]發現，當鈮質量分數由0增加至0.049%時，1.5 GPa 22MnB5熱成形鋼的氫脆敏感指數顯著降低，從未添加鈮的約0.7%降至0.32%。作者在0.5 mol·L-1HCl溶液中對新型PHS1800鋼(0.04%鈮+0.04%釩微合金化)和傳統的34MnB5鋼進行了U形恒彎曲載荷試驗，結果表明PHS1800鋼的抗氫脆性能優于34MnB5鋼的：當加載應力為1.2 GPa和1.5 GPa時，PHS1800鋼在300 h內不開裂，34MnB5鋼分別在4 h和6 h內開裂；當加載應力為1.8 GPa時，PHS1800鋼在10 h內出現裂紋，34MnB5鋼在7 h內出現裂紋。作者通過4種典型的氫脆評價方法對22MnB5熱成形鋼和22MnB5NbV熱成形鋼進行了對比測試，結果顯示：在0.5 mol·L-1HCl溶液中進行U形恒彎曲載荷試驗時，在0.9倍抗拉強度的彎曲載荷作用下，22MnB5鋼在12 h內開裂，而22MnB5NbV鋼在300 h內均未開裂；在0.5 mol·L-1H2SO4溶液、0.5 mA·cm-2充氫電流條件下充氫后進行恒載荷拉伸試驗，測得22MnB5鋼和22MnB5NbV鋼的臨界斷裂應力分別為819，1 091 MPa；氫滲透試驗測得氫在22MnB5鋼和22MnB5NbV鋼晶格中的擴散系數分別為(8.46±1.96)X10-7，(4.42±0.92)X10-7cm2·s-1；慢應變速率拉伸試驗測得22MnB5鋼和22MnB5NbV鋼的HEI分別為40.3，38.3。這4種氫脆測試結果均表明，微合金化22MnB5NbV鋼的抗氫脆性能優于傳統22MnB5鋼的。由國內外的最新研究成果和作者提供的相關結果可知，鈮對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解理穿晶斷裂[34-35]。作者認為熱成形鋼的氫脆是在氫增強局部塑性(Hydrogen-Enhanced Local Plasticity,HELP)[36-40]和氫致脫聚效應(Hydrogen-Enhanced Decohesion,HEDE)的協同作用下發生的，即氫促進了位錯滑移，同時位錯作為氫陷阱攜帶氫運動，攜帶氫的位錯堆積沖擊到原始奧氏體晶界時發生晶間開裂，沖擊到馬氏體晶界時發生準解理斷裂[34-35]。氫一般聚集在晶界和位錯處，并且與第二相(如碳化物)之間會發生相互作用，這些位置有可能通過作為氫陷阱來降低可擴散氫的量，進而提高抗氫脆性能[41]。與氫脆相關的晶間裂紋通常沿原奧氏體晶界擴展[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構中主要的氫俘獲點[48-50]。因此可以認為，由于位錯滑移造成的氫積聚會導致原奧氏體晶界周圍開裂。微合金化技術可以顯著降低原始奧氏體晶粒度進而顯著增加原始奧氏體晶界數量，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[51-52]，其中半共格NbC捕獲的氫可通過小角度中子散射技術直接觀察到[53]。大量且高度分散的納米級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顆粒表現出表面積(沉淀物/基體界面)依賴性，其捕氫能力大于TiC的且遠大于VC的[52]；NbC的尺寸會影響其捕氫能力，粗化會導致其捕氫能力的降低[51]。鈦在熱成形鋼中主要形成微米級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在30 nm以內，推測是有效的強氫陷阱。CHEN等[55]通過原子探針層析成像(APT)發現，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氫陷阱。此研究結果與文獻[51-53]中的一致，即納米級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變誘導析出行為，發現在奧氏體中形成了較細(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以內，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

傳統熱成形鋼存在尖角冷彎角度不足[6-8]的問題。尖角冷彎角通常根據德國汽車工業協會發布的VDA 238-100標準進行測試[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到65°～70°。TU等[16]研究發現：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；推測是因為1.7 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了開裂，鈦和硼的去除則能避免大尺寸TiN的形成。梁江濤等[22]測試得到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、更細的原始奧氏體晶粒和一定量的殘余奧氏體是導致尖角冷彎角度提高的主要原因。晉家春等[5]認為：熱成形鋼尖角冷彎角度與原始奧氏體晶粒度有關，原始奧氏體晶粒越細小，熱成形鋼的尖角冷彎角度越大；微合金化能明顯細化晶粒，且鈮釩復合微合金化的細化效果更明顯。易紅亮等[13]測試得到34MnB5V熱成形鋼的尖角冷彎角度為64°，認為納米級VC的析出強化作用和析出導致的晶粒細化是尖角冷彎性能提升的原因。事實上，微合金化除了通過產生晶粒細化效果和析出納米級相來提高熱成形鋼的尖角冷彎性能外，還可以通過減少帶狀組織(成分偏析)來提升尖角冷彎性能。馬光宗等[59]研究發現，帶狀組織對鋼材熱沖壓前后的力學性能有著遺傳影響，尤其是對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]對不同熱成形鋼制造的結構件(碰撞盒，U形熱沖壓成形鋼制構件與1.5 mm厚HC340LAD鋼連接成的空腔結構)進行臺車碰撞試驗，碰撞速度為20～30 km·h-1，碰撞沖擊頭的半徑為127 mm，研究了側面碰撞試驗結果與斷裂總延伸率、抗拉強度、尖角冷彎角度等力學性能的相關性，發現：熱成形鋼板的斷裂總延伸率對零件抗側面碰撞斷裂性能沒有影響，但是抗拉強度和尖角冷彎角度與碰撞結果相關性高；在彎曲載荷為主的側面碰撞載荷條件下，通過熱成形鋼的尖角冷彎角度(包括對碰撞構件施加烘烤硬化處理后的尖角冷彎角度)能夠對熱沖壓成形結構件的最終斷裂行為進行預測，尖角冷彎角度越大，抗撞擊斷裂性能越好。NAITO等[61]進行了類似的研究，根據零部件三點彎曲碰撞試驗結果定義了碰撞斷裂指數這個指標來定量評估側面碰撞時產生的裂紋大小。該研究同樣表明碰撞指數與熱成形鋼的總延伸率沒有明顯的相關性，與熱成形鋼的尖角冷彎角度以及彎曲試驗載荷降低行為有很好的相關性；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。由上述研究結果可以確定，熱成形鋼的尖角冷彎角度是預測構件抗碰撞斷裂行為、優化材料性能的一個重要依據。增大材料尖角冷彎角度可以降低零件在碰撞試驗中的開裂風險或使材料具備更高的碰撞指數。

熱成形鋼的尖角冷彎角度與汽車碰撞安全密切相關；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，進而提高汽車的被動安全性能。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。從已有數據看，微合金化可以將尖角冷彎角度提高10%～15%，碰撞斷裂指數提高60%～90%。但是，影響熱成形鋼極限彎曲角度測試的因素很多，包括材料厚度、脫碳層厚度、鍍層、鈦/氮/硫等形成雜質元素的含量、夾雜物數量、材料表面質量、測試設備剛度以及工裝夾具設計等。作者牽頭制定了中國汽車工程師學會規范《超高強度汽車用鋼板極限尖冷彎性能試驗方法》，對上述的測試條件進行了詳細的規定，以便各單位測試數據的橫向比較。

4 微合金化熱成形鋼的斷裂失效性能

評價熱成形鋼韌性的另一個重要方法是在以應力三軸度和洛德角為變量的復雜應力狀態下進行材料斷裂性能測試，以復雜應力狀態下的臨界斷裂應變來表征韌性。多應力狀態斷裂性能測試試樣及剪切斷裂極限擬合曲線如圖3所示。熱成形鋼的塑性差，在零部件及整車開發過程中，熱成形鋼零件的斷裂失效預測尤為重要，這就促進了熱成形失效仿真預測技術的不斷發展。早期的仿真注重材料彈塑性行為的準確描述，失效判據大多使用基于單向拉伸試驗的最大失效塑性應變。而實際上，材料的失效應變與應力狀態(可用應力三軸度描述)及應變速率存在很大關系。單一的失效應變定義往往導致錯誤的失效預測結果[62]。同樣地，將斷裂總延伸率直接作為失效判據也會導致設計過于保守[63]。一些材料模型考慮了斷裂失效應變，如Gurson模型。該模型通過引入一個特殊的屈服指標來描述材料失效時微孔的產生，但其失效判據主要依賴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種機理，對材料的失效預測比較準確[63]。在動力學顯式計算軟件LS-DYNA中，除了前面提到的常應變失效和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]應用LS-DYNA軟件中的DIEC模型建立了正向準確預測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計開發及優化提供了評價方法。另外一個較為精確的材料模型是LS-DYNA軟件中的MMC模型。作者團隊應用MMC模型進行了22MnB5和22MnB5NbV熱成形鋼斷裂卡片的開發和零部件的模擬，建立了以應力三軸度、洛德角為變量的熱成形鋼三維臨界斷裂曲面，結果表明22MnB5NbV熱成形鋼在絕大部分應力狀態下的臨界斷裂應變更高，尤其是應力三軸度為0.40.6時，22MnB5NbV熱成形鋼具有更大的臨界斷裂應變，而該應力三軸度與熱沖壓成形零部件的碰撞狀態接近；對這2種材料制造的B柱進行了靜壓試驗和模擬分析，發現22MnB5NbV熱沖壓成形鋼零件的臨界斷裂塑性應變比22MnB5鋼的高出50%以上，前者出現微裂紋時對應的壓頭位移比后者的高出26%。NAITO等[61]研究認為，熱成形鋼零部件的碰撞性能與基于熱形成鋼R5缺口試樣拉伸試驗結果計算的局部斷裂應變有較高的相關性。這從側面證明了應用多應力狀態斷裂性能測試的合理性。

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

5 結束語

熱成形鋼以及熱沖壓成形零部件是汽車領域使用量增長最快的鋼種及零部件，極大地促進了汽車安全和輕量化的發展；經過10 a的研究和應用實踐，其韌性不足，尤其是氫脆以及尖角冷彎角度相對低的問題得到了汽車行業以及上下游產業的重視。微合金化是解決其韌性不足的重要方法，得到了行業的認可及批量應用。

微合金化處理可以細化熱成形鋼的晶粒并析出納米級第二相。當添加質量分數大于0.03%的鈮或質量分數不小于0.06%的釩，或者復合添加鈮和釩時，熱成形鋼的晶粒細化顯著，尺寸小至未微合金化的1/3～2/3，甚至更??；淬火后組織中的馬氏體板條以及亞晶結構均顯著細化。奧氏體化溫度越高，鈮抑制晶粒長大的釘扎能力越強，越能夠避免加熱溫度波動引起的晶粒粗大，有利于熱沖壓成形產品一致性的提高以及工藝窗口的擴大。

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，但部分與鈦復合的碳氮化物尺寸有所增大，達到30 nm及以上。釩是低溫析出元素，多數固溶在熱成形鋼基體中，其量需達到一定程度才能利于碳氮化物析出，或者需要通過鈮和釩復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鈦與鋼中的氮元素結合形成TiN，從而避免氮與硼元素形成網狀氮化硼而造成性能惡化。添加鈦后熱成形鋼會高溫析出尺寸較大的碳氮化鈦(尺寸超過100 nm)，甚至還會出現微米級TiN夾雜物，導致鋼的性能惡化。對于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，通過鈮和釩(鉬)的微合金化來提高材料的性能。

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用的嚴重障礙。無鍍層熱成形鋼的生氫反應主要是水蒸氣分子與鐵的還原反應，而鍍鋁硅熱成形鋼除了上述反應外，還會發生鋁與水蒸氣分子的還原反應。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，降低氫脆風險。主要原因在于：微合金化技術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，抑制可擴散氫在晶界的聚集；微合金化后組織中析出的尺寸25 nm以內的第二相是有效的氫陷阱并能抑制位錯滑移。

尖角冷彎角度是預測熱沖壓成形零部件碰撞開裂行為、優化熱成形鋼性能的一個重要依據。提高尖角冷彎角度可降低零部件碰撞時的開裂風險或提高碰撞指數，從而提高汽車的被動安全性能。鈮/釩微合金化可以使熱成形鋼的尖角冷彎角度提高10%～15%。以應力三軸度和洛德角為變量的復雜應力狀態下的斷裂性能試驗，是熱成形鋼韌性的重要評價方法，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碰撞相關的應力三軸度下具有更高的斷裂應變。

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

(1)微合金化熱成形鋼尚未形成系列，還有待開展系統性的開發和研究。

(2)汽車產業下游對傳統熱成形鋼及零部件氫脆、韌性低等問題認識不足，尚未投入足夠的資源去解決氫脆以及韌性低所帶來的安全問題，以及應用背后的科學問題。

(3)微合金化熱成形鋼對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安全碰撞模擬技術在汽車行業尚未普及，還有待汽車產業上下游聯合進行研究和推廣。