980 MPa級汽車用鋼氫致延遲斷裂性能

王金榮，許 強，逯志強，靳 斌 ，王誠斯 ，吳 磊 ，王海龍 ，陳 卓*，

（1.唐山鋼鐵集團有限責任公司技術中心，河北唐山063016；2.唐山鋼鐵集團微爾自動化有限公司，河北唐山063016）

隨著環境和能源問題的日益突出以及國家政策的導向，可持續發展成為當代各行各業的指向標。汽車行業中，汽車輕量化成為順應這一時代汽車發展的潮流［1］。在汽車輕量化發展技術中，采用大量高強鋼和超高強鋼成為最簡單和最有效的途徑［2］。高強鋼和超高強鋼制造出的汽車“白車身”具有減重降耗特點，同時還大大的提高了車身的安全性［3］。但是，對于高強鋼來說一個很棘手的問題就是氫致延遲斷裂失效，并且高強鋼的強度級別越大，氫致延遲斷裂的敏感性越強［4-5］。因此較高敏感性的氫致延遲斷裂已然成為了限制高強鋼以及超高強鋼應用的重要因素［6］。

氫致延遲斷裂是指材料在靜止應力的作用下，服役不確定時間后，突然發生脆性斷裂的一種失效現象。這種脆性斷裂是建立在材料、環境、應力三大因素共同作用下發生的，主要是由于氫引起，因此稱之為“氫致延遲斷裂”［7-8］。氫致延遲斷裂的發生具有突發性、不可預知性，是一種無征兆的斷裂失效行為。因此飛機、汽車、輪船或者重大設備中的某個零部件一旦發生了氫致延遲斷裂，往往會導致極為嚴重的破壞性后果，對人類的生命和財產都將帶來極大的威脅。因此，超高強鋼或者高強鋼在使用之前必須要對其氫致延遲斷裂行為作出評價［9-10］。影響高強鋼氫致延遲斷裂行為的因素非常多，針對超高強汽車用鋼氫致延遲斷裂敏感性的測試評價方法一直是汽車用鋼應用領域熱點和難點，國內外對此已開展了大量研究［11-17］，相繼提出了多種測評方法，代表性方法諸如U 型彎梁實驗法、恒載荷法、慢應變速率法、準靜態拉伸法、氫滲透法、沖杯試驗法等，然而截至目前尚未形成能在行業內通行的技術規范，依舊處于空白階段。針對高強鋼的延遲斷裂性能評價，有采用鋼材試樣，有直接從零部件上取樣測試，由于實際成形后零件各部位的性能有所差別，且各自的服役要求也可能不同，因此取樣部位應由試驗委托方根據己方零件使用需求提出，由試驗雙方協商確定。在零部件實際的使用環境下做氫致延遲斷裂性能評價，但這種方法往往需要較長的時間，幾年甚至是幾十年，因此多采用加速斷裂實驗測試方法來進行高強鋼的氫致延遲斷裂性能評價。

筆者采用U 型彎曲試樣在酸性介質中的加速斷裂實驗法研究了DP980 和QP980 兩種汽車常用高強鋼氫致延遲斷裂性能。通過觀察兩種鋼種組織的差異性，從實驗和理論兩個角度上研究了QP980 的抗氫致延遲斷裂能力與DP980 的差別，分析了兩種鋼種氫致延遲斷裂敏感性差異的原因，為高強鋼以及超高強鋼的推廣應用及其應用安全性提供一定的技術參考。

1 試驗材料與方法

實驗采用厚度均為1.0 mm 無鍍層的汽車用980 MPa 級別連退雙相鋼（DP980）和淬火配分鋼（QP980）高強鋼板料為研究材料，兩種鋼材的化學成分如表1 所示。試樣使用線切割按照ISO 6892-1：2016標準裁剪成標準單拉試樣，兩種鋼材沿平行于試驗鋼軋制方向的基本力學性能如表1所示。

圖1 是金相取樣示意圖，取沿試驗鋼軋制方向的側面樣品，圓柱表示的是軋輥，箭頭表示軋制方向，紅色線框表示側面取樣的方向。沿著軋制方向將試樣進行鑲嵌、研磨、拋光，選用4%的硝酸酒精對樣品進行侵蝕，吹干后在光學顯微鏡和掃描電子顯微鏡（SEM）下觀察兩種鋼種的組織。

表1 兩種鋼種的化學成分（wt.%）與力學性能Tab.1 Chemical composition（wt.%）and mechanical properties of DP980 and QP980

圖1 金相取樣示意圖Fig.1 Schematic diagram of metallographic sampling

本實驗采用的是U 型彎曲試樣在酸性介質中加速斷裂實驗法，該方法可以簡單和直觀的評判不同鋼種的氫脆敏感性，也是主機廠比較喜歡的一種快速判斷氫脆敏感性的方法。含氫介質選擇的是0.5 mol/L 的鹽酸水溶液。圖2為高強鋼U 型彎曲試樣在酸性介質中加速斷裂實驗的示意圖，試樣在板料上取樣獲得，實驗前將試樣表面的油污、銹跡等清除干凈。為避免因邊緣質量缺陷造成的實驗不準確，筆者采用激光切割代替線切割方式獲得加速實驗試樣的固定尺寸，試樣的尺寸如圖2 內嵌圖所示。將規定尺寸的試樣置于力學加載試驗機對試樣進行彎曲，然后采用螺桿及螺母等配件將試樣緊固，實現彎曲應力加載。試樣彎曲成形以后進行表面外觀的檢查，保證彎曲成形后的試樣表面沒有裂紋產生。采用0.5 mol/L 的鹽酸水溶液作為酸性介質，DP980和QP980試樣的彎曲角度為180°U彎，每種鋼取3 個試樣為一組平行樣。將固定好的試樣樣品浸泡到鹽酸水溶液中室溫下靜置進行實驗。試樣在浸泡過程中，采用視頻監控設備對試樣進行不間斷記錄觀測，精確記錄試樣開裂時間點，500 h未發生斷裂則停止實驗。

圖2 U彎方法示意圖Fig.2 Sketch of U-bend experiment method

2 試驗結果與分析

2.1 顯微組織分析

DP 鋼，即雙相鋼，是低碳鋼或低合金鋼經臨界區熱處理或經控制軋制而得到的高強度鋼。通過制定恰當的冷卻工藝，使奧氏體化的鋼較長時間的停留在鐵素體相變區，從而保證有80%左右的奧氏體轉變為鐵素體，通過快冷繞過貝氏體形成區，直接冷卻到Ms（馬氏體相變開始溫度）點以下，從而形馬氏體相的組織，最終DP 鋼具有鐵素體+馬氏體相的組織［18］。QP 鋼，即淬火延性鋼，是將鋼加熱到兩相區等溫保溫一段時間后，引入部分鐵素體，快速冷卻到Ms和Mf（馬氏體相變結束溫度）間的淬火溫度并保溫，產生適量的馬氏體，隨后升溫到高于Ms 點的配分溫度恒溫一段時間，從而確保殘留奧氏體富碳過程完成。DP980 鋼的組織如圖3（a）所示，其中白色多邊形區域為鐵素體組織，灰色區域為島狀馬氏體組織，馬氏體含量約為50%（經Image Pro Plus 軟件測量）。圖3（b）所示為QP980 鋼的組織，主要為鐵素體，馬氏體和少量的殘余奧氏體。經測量，其馬氏體含量約為64%，殘余奧氏體含量約為13%。圖4 為DP980 和QP980 兩種試驗鋼的高倍 SEM 顯微組織照片，如圖 4（a）所示，DP980 試驗鋼中馬氏體主要呈島狀分布在鐵素體基體上，圖4（b）中的QP980 試驗鋼中的馬氏體主要是板條狀的回火馬氏體，馬氏體板條間分布著殘余奧氏體。

圖3 試驗鋼的顯微組織照片Fig.3 Microstructure of DP980 and QP980

圖4 試驗鋼的高倍SEM照片Fig.4 SEM images of DP980 and QP980

2.2 U型彎曲試驗結果分析

圖5是DP980和QP980 U彎試樣在0.5 mol/L 的鹽酸溶液中浸泡前后的試樣照片對比。從圖5 中可以明顯看出，經過鹽酸浸泡的DP980 樣品只是在試樣的表面產生了一些腐蝕產物，并沒有發生斷裂，而QP980 三個試樣在浸泡之后，均發生了斷裂。

表2為DP980和QP980試樣在0.5 mol/L的鹽酸溶液中浸泡的U 型彎曲實驗結果統計。從實驗結果可以看出，DP980 和QP980 兩種鋼種的抗氫致延遲斷裂敏感性差異非常大，3 個DP980 平行試樣在0.5 mol/L 的鹽酸溶液中浸泡500 h，樣品均未發生斷裂，彎曲位置也沒有肉眼可見的裂紋出現。而QP980 樣品的平行樣在0.5 mol/L 的鹽酸溶液中浸泡后，3 個平行樣在平均36 h 即全部發生了斷裂。由此可見，QP980 鋼種的氫致延遲斷裂敏感性要比DP980鋼種的高很多。

從成分來看，QP980 鋼種中的C 和Si 兩種元素要比DP980 鋼種中的元素含量要高。鋼中C 和Si兩種元素容易發生偏析，可以促進高強鋼在酸性環境下對氫的吸收，從而進一步增大高強鋼的氫致延遲斷裂敏感性［4-5］。因此，QP980 鋼的氫致延遲斷裂敏感性要比DP980鋼的敏感性要大。

圖5 DP980和QP980試驗鋼的浸泡前后的照片對比Fig.5 Comparison of appearance of DP980 and QP980 test steels before and af-ter immersion

表2 DP980和QP980試驗鋼的U型彎曲試驗斷裂時間Tab.2 Fracture time（h）of the DP980 and QP980 tested steels

從組織上來看，DP980 高強鋼中主要是由鐵素體基體中分布的高強度馬氏體組織組成，QP980 鋼種中的組織主要為鐵素體，馬氏體和部分殘余奧氏體。高強鋼不同的組織對氫致延遲斷裂敏感性的影響也非常大。一般來講，相同應力水平下，材料中馬氏體的含量越多，氫致延遲斷裂的敏感性就越大。對奧氏體組織來說，一方面該組織是有助于提高高強鋼的抗氫致延遲斷裂能力的，這是由于奧氏體屬于面心立方結構，晶體間隙相對較大，對氫具有較高的溶解能力，奧氏體組織對氫的溶解度要遠大于馬氏體組織，同時，面心立方結構的奧氏體可以大大降低氫的擴散系數，α-Fe 轉變為γ-Fe 時，氫的擴散系數會降低6 個數量級［19］，因此奧氏體組織有助于降低高強鋼中可擴散氫的含量，從而增大高強鋼的抗氫致延遲斷裂性能。另一方面，奧氏體組織對高強鋼氫致延遲斷裂敏感性的影響除了奧氏體的含量以外，奧氏體的穩定性也起著關鍵性的作用［19］。QP980 鋼在本實驗中采用的 U 彎變形，在彎曲變形的過程中會導致QP980 鋼中的殘余奧氏體發生TRIP 效應轉變，組織中不穩定的殘余奧氏體會發生向馬氏體組織的轉變，產生的馬氏體組織更容易導致高強鋼發生氫致延遲斷裂失效［20］；同時，奧氏體在發生TRIP 效應轉變為馬氏體后，會釋放出一部分氫變為可擴散氫，這進一步加大了高強鋼材料發生氫致延遲斷裂失效的可能性；除此之外，奧氏體組織與馬氏體組織的界面在變形過程當中會產生塑性變形不相容的現象，會導致兩相界面產生一些應力集中或者缺陷，而這些應力集中和缺陷正是氫較容易富集以及裂紋形核的重要部位。

以上種種原因說明了高強鋼的微觀組織對氫致延遲斷裂敏感性具有較高的影響力，本文研究從實驗和理論兩個角度上證明了QP980 的抗氫致延遲斷裂能力確實要比DP980差。

3 結論

U 型彎曲實中，DP980 和 QP980 試樣在 0.5 mol/L 的鹽酸溶液中浸泡的實驗結果顯示，DP980 三個平行樣品均未發生斷裂。而QP980 三個平行樣品在平均36 h 即全部發生了斷裂。由此可見，QP980鋼種的氫致延遲斷裂敏感性要比DP980 鋼種的高很多。

顯微組織對高強鋼的氫致延遲斷裂敏感性有較大的影響，QP980 高強鋼中含有殘余奧氏體組織，溶氫能力高，在變形過程中，殘余奧氏體發生TRIP 效應轉變成具有較高氫致延遲斷裂敏感性的馬氏體組織，同時釋放出氫增大了可擴散氫的濃度，兩個方面共同作用，導致QP980 鋼具有較高的氫致延遲斷裂敏感性。