热成型钢抗氢脆性能的研究
金家春、顾海荣、曹禺、刘飞、崔蕾、张武
（马鞍山钢铁有限公司，安徽省马鞍山市）
摘要：通过小试冶炼、轧制及连续退火模拟得到不同成分的实验原材料，并通过平模淬火实验得到最终的实验钢，利用软件模拟分析不同成分的CCT曲线，对比研究不同成分实验钢的抗氢脆性能、微观组织及析出状态，分析成分影响实验钢抗氢脆性能的机理。
关键词：Nb-V微合金；热成型钢；氢脆；CCT曲线
关于 PHS
金家春,顾海荣,曹钰,刘飞,詹华,崔蕾,张武
（安徽钢铁有限公司）
：中试中，采用 和 ，最终试验钢采用板模。试验钢的CCT分别为 。 的 和 。本文给出了试验钢的抗拉强度。
关键词：Nb-V；高温钢；-；CCT
介绍
近年来，汽车工业的快速发展，汽车产量和使用量的不断增加，伴随而来的是油耗、安全和环保三大问题的出现。汽车轻量化必须保证汽车的安全性。目前，随着汽车安全法规的日益严格，既要减轻车重，又要保证乘客的安全。因此，高强度钢和超高强度钢的应用将越来越普遍。
热冲压有效解决了超高强度钢冷成形中的回弹问题，使用热成形件成为实现汽车轻量化和保证安全性能最有效的措施之一，因此热成形件在汽车领域有着很大的应用潜力，近年来得到了迅速发展。目前应用最为广泛的是Mn-B热成形钢。Mn-B热成形钢虽然强度高，但存在冷弯性能不足、对氢脆敏感性高等缺点。冷弯性能主要与原材料本身的状态有关，例如材料的晶粒尺寸对其有显著影响。延迟断裂是由于高强度材料与环境及应力相互作用而引起的氢致开裂(HIC)现象[1]。当钢材的抗拉强度达到一定水平时，在实际环境中服役时对氢致开裂(HIC)变得非常敏感。 因此可以通过细化晶粒来提高材料的韧性，通过合金化合物的弥散和析出形成氢陷阱来提高材料的抗氢脆性能。
本文拟采用Nb微合金化或Nb-V复合微合金化的方法，研究添加不同含量的合金元素对最终产品抗氢脆性能的影响。
实验材料制备及测试方法
2.1 实验材料准备
3种实验钢的成分如表1所示。实验材料经过“试验冶炼→试验热轧→试验冷轧→连续退火模拟→成品”的工艺流程获得。
表1 实验钢的化学成分（质量分数，%）
2.2 实验方法
在Multi-VIM-200真空炉中进行试验冶炼，分别冶炼表1中的成分，每个成分冶炼一炉钢；利用软件对上述三个成分热成型钢的CCT曲线进行模拟分析。在Ø500试验热轧机组进行试验热轧，热轧工艺控制按表2进行，实验钢热轧后厚度为5mm；随后在Ø350试验冷轧机组进行试验冷轧，实验钢冷轧后厚度为1.6mm；将冷轧得到的实验钢在连续退火模拟试验机上进行连续退火模拟实验，连续退火模拟温度如表3所示。经过连续退火模拟实验后得到最终原料。
表2 热轧工艺流程
将连续退火模拟后得到的实验钢进行平模淬火实验，热成型工艺如表4所示。对淬火后的实验钢进行取样，取样尺寸如图1所示。
表3 退火工艺
表4 热成型工艺
图1 实验材料尺寸（动态充氢慢速拉伸实验）
对所得不同实验钢材料进行动态充氢慢速拉伸试验，实验条件如表5所示。
表5 动态充氢慢速拉伸试验条件
对平模淬火前后实验钢切取的10mm×10mm×板厚试样进行磨削、机械抛光及4%硝酸腐蚀处理,在光学显微镜下观察组织;对平模淬火后实验钢切取的10mm×10mm×板厚试样进行磨削、机械抛光及苦味酸腐蚀处理,在光学显微镜下观察并测量原始奥氏体晶粒尺寸;观察并对比材料在动态充氢慢速拉伸试验后的断口形貌及夹杂物含量;在透射电子显微镜下观察分析不同成分实验钢的析出相形貌。
实验结果与讨论
3.1 CCT曲线对比
利用软件对热成型钢CCT曲线进行模拟分析的结果如图2所示。通过对比不同成分热成型钢的CCT曲线可知，2#钢的CCT曲线相较于1#钢发生了左移，3#钢的左移更为明显。其主要原因是Nb、V元素是强碳化物形成元素，当它们的含量较高时，能在钢中形成稳定的碳化物，在正常加热温度下，它们不能溶解到奥氏体中，而以碳化物的形式存在，从而降低了过冷奥氏体的稳定性，造成CCT曲线左移。另一方面，Nb、V元素的加入细化了奥氏体晶粒，单位体积晶界面积增大，使奥氏体分解时的形核速率增大，降低了奥氏体的稳定性，造成CCT曲线左移[2]。
图2 试验钢的CCT曲线
3.2 成分对实验钢晶粒尺寸的影响
平模淬火前，不同成分实验钢的退火组织如图3所示，晶粒度级别如表6所示。
图3 实验钢退火态组织
平模淬火后，不同成分实验钢的原始奥氏体组织如图4所示，尺寸如表6所示。
图4 实验钢淬火后原始奥氏体晶粒尺寸
表6 热成形前后组织及晶粒尺寸对比
上述实验结果表明，Nb、V合金元素的加入明显细化了原材料晶粒和实验钢淬火后原始奥氏体晶粒（见图3、图4），且Nb、V合金元素联合添加对实验钢晶粒细化的效果比单一Nb合金元素的添加更为明显。这主要是因为Nb、V都是易形成碳和氮化物的合金元素。研究表明，钢中Nb析出相为不规则颗粒（见图5）钢材的冷弯实验，尺寸一般为20~60nm[3]。根据钢铁材料中第二相粒子固溶度积理论[4]，在一定的C含量和温度条件下，固溶体中Nb的含量是有限的，其余部分将以第二相的形式析出。另外，根据前人的研究，钢中Nb析出相的熔点极高[5]。因此，在奥氏体化过程中，Nb（C、N）以析出状态存在。 NbC和Nb(C,N)在奥氏体晶界或位错、变形带等储能较高的位置析出，具有较强的溶质拖拽作用，从而起到钉扎晶界的作用[6]，从而细化原始奥氏体晶粒。
图5 实验钢的析出相
另一方面，在平模淬火工艺条件下，原材料在完全奥氏体化过程中，V（C、N）能够大量弥散析出在晶界和位错线处，析出相呈球状且尺寸较小，有效地限制了原始奥氏体晶粒的长大，原始奥氏体晶粒尺寸可控制在40μm以内[7]。
3.3 成分对实验钢抗氢脆性能的影响
充氢后采用动态充氢慢速拉伸试验方法得到的实验钢的应力-应变曲线如图6（b）所示，未充氢空拉伸状态下实验钢的应力-应变曲线如图6（a）所示。
图6 实验钢的应力-应变曲线
(a) 充氢前 (b) 充氢后
从图6（a）可以看出，在非氢化状态下，3种实验钢的抗拉强度相差无几，2#、3#实验钢的塑性高于1#实验钢，3#实验钢的塑性略高于2#实验钢。这主要是因为Nb、V微合金化后，实验钢的组织得到细化钢材的冷弯实验，从而提高了实验钢的塑性，并且Nb/V复合添加的晶粒细化效果高于单一Nb添加状态。
从图6(b)可以看出，在充氢状态下的慢速拉伸试验中，2#实验钢的表现优于1#实验钢。这主要是因为Nb(C、N)能够在位错线和晶界上弥散析出，形成有效的氢陷阱，可以有效提高实验钢热成形后的抗氢脆性能。3#实验钢的抗氢脆性能最好，这主要是由于V元素析出相尺寸较小、分布较为分散。拉伸后的断口组织如下图7所示。在充氢试验条件下，1#试样的断口为脆性断口形貌，说明实验钢在此实验条件下已经失效；2#和3#试样的断口均为延性断裂，但3#试样的断口韧窝较大且较深，说明3#实验钢的韧性较好，这与拉伸试验结果一致。
图7 实验钢充氢后的断口组织
综上所述
通过研究实验钢的CCT曲线及成分对其抗氢脆性能的影响，得到以下结论：
1）Nb元素的加入使得试验钢的CCT曲线左移，且Nb、V元素联合添加后CCT曲线左移效应更加明显；另一方面，Nb/V元素的添加起到细化晶粒的作用，从而提高热成型钢的抗氢脆性能。
2）热成型钢对氢脆非常敏感，Nb、V元素的析出相尺寸小，是非常有效的氢陷阱，析出相越分散，材料的抗氢脆性能越好。
本文得到中信铌钢发展激励基金项目（）的支持。
参考
[1] 薛红兵, 程永锋. X80钢的疲劳强度及疲劳性能研究[J]. 腐蚀科学与防护技术, 2011, 53: 1201-1208.
[2]崔忠琪,秦耀春.冶金与热处理[M].北京:机械工业出版社,2008:243.
[3] 陈吉平, 康永林, 冯月雪, 等. 铁素体区轧制Ti+Nb超低碳BH钢组织与性能研究[C]. 2009年国际汽车用钢生产与应用技术研讨会论文集. 2009: 212-216.
[4] 雍启龙. 钢铁材料第二阶段[M]. 北京: 冶金工业出版社, 2006: 145.
[5] K.神户制钢工程报告，1966；16：179。
[6] 陈林恒, 康永林, 温德志, 等. CSP生产低碳贝氏体高强度钢组织性能特征及强化机理研究[C]. 2009年国际薄板坯连铸连轧研讨会论文集. 2009: 371-376.
[7] 龚维米, 杨才富, 张永全, 等. 钒氮钢晶粒细化研究[J]. 钢铁研究学报, 2006; 18: 49-53.
关于作者
金家春，硕士生，毕业于东北大学材料成型专业，现就职于马钢技术中心，主要从事热冲压用钢的研发工作。
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