微合金化热成形钢开发应用进展及展望

路洪洲，赵 岩，冯 毅，马鸣图，边 箭，刘永刚，郭爱民

(1.中信金属股份有限公司，北京 100004；2.中信微合金化技术中心，北京 100004；3.北京理工大学重庆创新中心，重庆 401120；4.中国汽车工程研究院股份有限公司，重庆 401122；5.马鞍山钢铁股份有限公司，马鞍山 243000)

0 引 言

车体轻量化方向的发展和碰撞安全性要求的提高驱动了热成形钢及其热冲压成形零部件在汽车领域的大量应用，促进了汽车被动安全性和节能减排的研究[1]。热成形钢自首次应用于瑞典SAAB汽车9000车型上以来，在主流车型车身上的应用比例已经超过10%，在VOLVO车型上的应用比例更是高达39%[2]。目前，热成形钢及其热冲压成形零部件主要应用在乘用车B柱本体加强板、B柱加强板、A柱加强板本体、前门环铰链柱加强板本体、前门环铰链柱内板、门槛加强板本体、前防撞梁本体、前挡板横梁、前纵梁根部斜撑板、中通道本体、门防撞梁等方面[2]。据统计，全球热成形钢年需求量超过400万t，热冲压成形零件年需求量约6亿只，其中中国市场热成形钢年需求量约120万t。另外，热冲压成形零部件还开始在商用车驾驶室、货箱以及挂车上得到应用。热冲压成形技术由瑞典Plannja公司发明，最初主要用于生产锯片和割草机刀片[3]，而后随着热成形工艺装备技术的发展完善，才逐步应用于汽车工业。在汽车工业应用时，研究人员一般将热冲压成形零部件作为一个高结构强度和高刚度的构件进行汽车设计，以实现保护乘员安全、减少碰撞损伤的目的。然而，热成形钢存在氢脆敏感性高[4-5]、尖角冷弯角度偏低[6-8]等韧性不足的问题，同时其热冲压成形件也存在碰撞开裂和氢致延迟断裂问题，这会导致在汽车碰撞时，仅几百兆帕的冲击载荷就可以使原设计强度为1.5 GPa的热冲压成形零部件发生断裂，致使障碍物或者其他碰撞车辆等侵入乘员舱造成人员伤害。如果事故被认定是热冲压成形件氢脆或者提前开裂所致，则索赔和车辆召回将给整车企业和热冲压成形企业造成不可估量的损失。现实中已经出现上述案例[7]，这就促使汽车企业和零部件企业积极寻找解决方案。奔驰汽车和宝马汽车为此提出了热成形钢采购认证的技术指标，即：热成形钢的弯曲角度必须超过60°和65°(在热冲压成形零件上取样进行弯曲性能测试)[9]；镀层热冲压成形零部件产线必须设置露点控制装置，或者在指定的溶液中进行热成形钢三点弯曲试验，要求在一定时间(一般为300 h)不出现断裂[10]。传统的22MnB5热成形钢也存在淬透性不足以及由于奥氏体化温度波动而引起的晶粒异常长大问题。采用微合金化技术开发热成形钢及其零部件可以显著提升上述性能并解决上述隐患，作者将系统介绍所在研究团队和国内外相关研究机构在微合金化热成形钢方面的研究和开发进展。

1 微合金化热成形钢的开发

过去10 a年间，微合金化已成为热成形钢性能优化的主要技术。2011年，作者即提出了铌微合金化热成形钢理念[4,6]，并在宝钢进行了开发试制[3]。2014年，中信金属、中国汽研和马钢等联合提出铌钒复合微合金化热成形钢的理念[10-11]，并在马钢实现量产，其中M1500LW和M1800LW等产品在长安和江淮汽车等车型上得到批量应用，微合金化M1500LW+AS和M1800LW+AS镀层热成形钢完成了开发和部分主机厂的认证。2015年，武钢开发了CSP铌微合金化热成形钢BR1500HS并实现批量装车应用[12]。2018年，本钢和东北大学合作开发了2.0 GPa级PHS2000钒微合金化热成形钢并应用在北汽和爱驰汽车上[13]。为了解决热冲压成形零部件碰撞开裂问题，涟源钢铁采用铌微合金化热成形钢LG1500替代传统22MnB5钢应用在长安某车型上。2019年，中信金属和日照钢铁联合开发了铌钼复合微合金化22MnB5热轧热成形钢，并应用在商用车挂车及货箱上；鞍钢也进行了AC2000HS铌微合金化热成形钢的开发和研究[14]，并且其开发的ZC1500H2和YC1500H2热成形钢在商用车零部件上得到了应用[15]，取得了显著的轻量化效果。近2 a，我国大陆的唐钢、本钢、宝钢[3]等以及台湾的中钢[16]都在进行微合金化热成形钢的开发试制，安赛乐米塔尔、韩国浦项制铁、韩国现代制铁[17]、印度塔塔钢铁[18]、日本住友[2]以及鞍钢蒂森克虏伯汽车钢等均在进行高强度级别铌微合金化热成形钢的开发。日本住友率先开发了微合金化1.8 GPa热成形钢，并用于制造马自达CX5的保险杠横梁[2]。国内外研究机构和学者对微合金化热成形钢及零部件的性能已进行了深入的研究[19-23]。

微合金化热成形钢的主要优势包括高的极限尖角冷弯性能[5-6,23-24]、高的抗氢脆性能[11,25]、高的抗冲击断裂性能[6]以及更宽的工艺窗口，从材料组织角度看，其最主要的特征是晶粒细化以及纳米级第二相的析出。铌[14-17,26-27]、钒[20,13]以及铌钒复合[10]微合金化均能有效细化热成形钢的原始奥氏体晶粒度(Prior Austenite Grain Size，PAGS)，具体研究结果总结在表1中。由于各研究采用的奥氏体化温度和保温时间等参数不同，微合金化所产生的晶粒细化效果有所差异。作者最新的研究结果表明：0.04%(质量分数，下同)铌+0.04%钒微合金化1.8 GPa热成形钢经930 ℃×300 s奥氏体化处理后，原始奥氏体晶粒度从21.4 μm降低到8.9 μm；当铌质量分数高于0.03%时，晶粒细化效果显著，晶粒尺寸可以达到传统热成形钢的1/3～2/3，甚至更小，尤其是在高温奥氏体化条件下，见图1，这说明奥氏体化温度越高，铌抑制晶粒长大的钉扎力越大。该研究结果对于热冲压成形产品一致性的提高和工艺窗口的扩大有着重要意义，为热冲压成形新工艺的优化以及奥氏体化过程的节能减排和热冲压效率的提升奠定了基础。原始奥氏体晶粒的细化可以使热成形钢淬火后形成较细的马氏体板条，进而实现热冲压成形零部件性能的提升。MURUGESAN等[18]和杨海根等[28]对比了供货态含铌及不含铌热成形钢的铁素体+珠光体组织以及淬火后的马氏体板条组织，发现铌微合金化显著细化了淬火前后的显微组织。

表1 微合金化对热成形钢原始奥氏体晶粒度的影响Table 1 Effect of microalloying on prior austenite grain size of press-hardening steel

图1 铌微合金化1.5 GPa和1.8 GPa热成形钢在不同奥氏体化温度下的原始奥氏体晶粒度Fig.1 Prior austenite grain size of Nb microalloying 1.5 GPa and 1.8 GPa-grade press-hardening steel at different austenitizing temperatures

纳米级第二相析出可以有效地改变材料的力学性能，进而改变零部件的使用性能。铌、钒、钛都是热成形钢的微合金化元素，均可以形成沉淀相；但与铌、钒不同，钛微合金化的目的主要是与钢中的氮元素结合形成氮化钛(TiN)，避免氮与硼元素形成网状氮化硼而造成性能恶化。钛微合金化热成形钢中会高温析出微米级以及尺寸超过100 nm的纳米级TiN[3]等第二相；尺寸较大的TiN通常被认为是热成形钢中的夹杂物。多余的钛也会与铌、钒共同反应形成第二相沉淀，从而增大第二相的尺寸。在22MnB5热成形钢中添加铌元素后，主要析出弥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铌钒复合微合金化热成形钢中，细小(尺寸大于10 nm)碳化物颗粒的平均尺寸约为16.9 nm，单位体积密度约为206.3个·μm-3；超细(尺寸小于10 nm)碳化物颗粒的平均尺寸约为5.6 nm，单位体积密度约为796.2个·μm-3[11]。LIN等[14-15]研究发现：1.5 GPa铌微合金化热成形钢中析出的沉淀相尺寸为0～30 nm，Nb(C,N)的平均尺寸为12 nm；淬火后1.8 GPa 38MnB5Nb热成形钢中纳米级第二相的平均尺寸约为20 nm，且95%分布在0～40 nm，50%以上纳米级第二相的尺寸小于20 nm。在铌微合金化1.9 GPa热成形钢中形成了细小的铌碳化物(尺寸分布在5～25 nm，平均尺寸为7.29 nm±2.81 nm)，而铌钼复合微合金化1.9 GPa热成形钢中形成了铌钼复合碳化物(尺寸分布在3～15 nm，平均尺寸为8.35 nm±3.71 nm)[17]。闻玉辉等[21]也发现，铌钛复合微合金化热成形钢中(Nb,Ti)(C,N)或者Nb(C,N)第二相的尺寸在3～30 nm。CHANG等[29]采用透射电镜观察发现，淬火后34MnB5V热成形钢(含0.11%钒)的显微组织主要为板条马氏体，马氏体内弥散分布着大量尺寸在5～20 nm的VC析出粒子。作者最新开发的1.8 GPa铌钒复合微合金化热成形钢中，尺寸小于20 nm的纳米级第二相的占比达94.25%，该第二相主要为NbC和(Nb,Mo)C。综上可知，不同元素微合金化热成形钢中析出相的尺寸差异较大：钛的碳氮化物尺寸较大，一般在100 nm以上，部分达到微米级；铌和钒的碳氮化物尺寸较小，主要分布在20 nm以下，但部分与钛复合的碳氮化物尺寸有所增大，达到30 nm及以上。对于1.7 GPa及以上的超高强度热成形钢，由于碳元素质量分数较高(一般在0.26%以上，多数在0.3%左右)，其淬透性已满足需求，不需要添加淬透性元素硼，因此可以去除热成形钢中的硼和用于保护硼从而提高淬透性的钛元素，进而消除钛导致的不利影响。作者团队已经开发出了去除硼和钛元素的热成形钢，具体结果将在其他文章中论述。另外，由于钒是低温析出元素，而大多数的钒固溶在热成形钢基体中，其添加量需要很高，如在质量分数0.06%或者0.11%及以上才能有利于析出碳氮化物；或者需采用铌和钒复合添加方式。这些纳米级第二相的析出对于形成强氢陷阱、阻碍位错运动、提高热成形钢及零部件的强韧性起着重要作用。

2 微合金化热成形钢的抗氢脆性能

氢脆是应用镀铝硅热成形钢[30]和1.82.0 GPa热成形钢[17]遇到的严重障碍和挑战。微合金化已被证明可以降低热成形钢的氢脆倾向[4,17,26,31]。当热成形钢在冶炼、热轧、酸洗、奥氏体化时，氢会进入钢中；在其热压成形件焊接以及热冲压件使用时，氢也会进入钢中[3]。无镀层和镀铝硅热成形钢中均会渗入扩散氢原子，且后者的吸氢量更大。在奥氏体化炉内气氛中，无镀层热成形钢的生氢反应主要是水蒸气分子与铁的还原反应；镀铝硅热成形钢除了会发生上述反应外，还会发生铝与水分子的还原反应，甚至硅与水分子的反应生成氢[2,30]，反应后的铝硅涂层作为氢原子扩散屏障，阻止氢原子从钢基体中散逸。因此，实际工况下的氢致延迟断裂大多发生在镀层热冲压成形零部件上[7]，需要进行氢脆预防。1.5 GPa无镀层热冲压成形零部件出现氢脆的概率不大，但是1.7 GPa及以上无镀层热成形钢及零部件的脆性过高,氢脆敏感性高，在零部件设计以及材料和工艺设计时必须考虑其氢脆行为。马自达CX5的1.8 GPa热冲压成形保险杠横梁率先应用了微合金化技术抑制氢脆[2]，成为1.7 GPa及以上热成形钢开发的典范。目前无论是无镀层钢还是镀层热成形钢，当强度级别在1.7 GPa及以上时几乎均进行了微合金化处理。

表征热成形钢抗氢脆性能(Hydrogen Embrittlement Resistance，HER)的试验包括U形恒弯曲载荷试验、恒载荷拉伸试验、氢渗透试验、慢应变速率拉伸(SSRT)试验等。U形恒弯曲载荷试验：将试样放在特制模具中，利用专用加载设备进行U型弯曲成形，至弯曲角度达到既定要求后，采用工装紧固并放置在含氢介质中进行静置，测试其断裂时间，以断裂时间来表征其抗氢脆性能。恒载荷拉伸试验：将试样置于含氢溶液中，利用专用设备进行电化学充氢处理，同步(也可在试样预充氢后)采用具有恒应力输出功能的专用试验设备或夹具施加恒定应力载荷，直至试样断裂，获得相应的断裂应力-断裂时间变化曲线，求出在规定时间范围内不发生氢致延迟断裂所对应的最大应力(即临界断裂应力，σHIC)，作为评价氢致延迟断裂敏感性的依据。慢应变速率拉伸试验：将试样置于含氢溶液中，利用专用设备进行电化学充氢处理，同步利用力学加载设备，在低应变速率(10-7～10-3s-1)条件下对试样进行拉伸，获取断裂应力及塑性参量，并与未充氢试样的进行对比，求取氢脆指数(HEI)，作为评价氢致延迟断裂敏感性的依据。氢渗透试验测试的是氢在晶格中的扩散系数；扩散系数越高，抗氢脆性能越差。上述典型氢脆测试方法用的含氢介质一般为盐酸水溶液(推荐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。

研究人员采用不同方法比较了不同含铌和无铌热成形钢的抗氢脆性能[4,26,31-33,11,17,25]；LU等[4]在0.5 mol·L-1H2SO4+0.25 g·L-1CH4N2S溶液中，在电流密度为0.5 mA·cm-2条件下对22MnB5和22MnBNb5热成形钢进行恒载荷拉伸试验，测得的临界断裂应力分别约为600，1 300 MPa。可见适量添加铌有利于提高氢致延迟断裂抗力。当钢中含有高浓度的氢时，铌质量分数为0.053%即可获得较高氢致延迟断裂抗力[26]。晋家春等[5]对充氢22MnB5热成形钢和2种铌钒复合微合金化1.5 GPa热成形钢的慢应变速率(5×10-6s-1)拉伸性能进行了比较，发现2种铌钒复合微合金化热成形钢的断后伸长率和断裂强度均高于22MnB5钢的，裂纹敏感率、裂纹长度比和裂纹厚度比低于22MnB5钢的。另有研究表明，0.05%铌的添加大大改善了30MnB5钢的氢致延迟开裂性能，在电流密度为0.5 mA·cm-2条件下，预充氢恒载荷拉伸时的临界断裂应力由不含铌的400 MPa增加到1 100 MPa；当添加0.036%铌时，30MnB5钢在充氢条件下的强度损失和塑性损失也大幅降低，氢致开裂敏感性显著低于不含铌的[25]。JO等[17]通过慢应变速率拉伸试验研究发现，不含铌热成形钢的真实断裂应变为0.103，含铌热成形钢的为0.160，铌钼复合微合金化的为0.223，2种微合金化热成形钢表现出了更低的伸长率损失和强度损失；铌钼复合微合金化提高了1.9 GPa热成形钢的抗氢脆性能。LIN等[14]发现，当铌质量分数由0增加至0.049%时，1.5 GPa 22MnB5热成形钢的氢脆敏感指数显著降低，从未添加铌的约0.7%降至0.32%。作者在0.5 mol·L-1HCl溶液中对新型PHS1800钢(0.04%铌+0.04%钒微合金化)和传统的34MnB5钢进行了U形恒弯曲载荷试验，结果表明PHS1800钢的抗氢脆性能优于34MnB5钢的：当加载应力为1.2 GPa和1.5 GPa时，PHS1800钢在300 h内不开裂，34MnB5钢分别在4 h和6 h内开裂；当加载应力为1.8 GPa时，PHS1800钢在10 h内出现裂纹，34MnB5钢在7 h内出现裂纹。作者通过4种典型的氢脆评价方法对22MnB5热成形钢和22MnB5NbV热成形钢进行了对比测试，结果显示：在0.5 mol·L-1HCl溶液中进行U形恒弯曲载荷试验时，在0.9倍抗拉强度的弯曲载荷作用下，22MnB5钢在12 h内开裂，而22MnB5NbV钢在300 h内均未开裂；在0.5 mol·L-1H2SO4溶液、0.5 mA·cm-2充氢电流条件下充氢后进行恒载荷拉伸试验，测得22MnB5钢和22MnB5NbV钢的临界断裂应力分别为819，1 091 MPa；氢渗透试验测得氢在22MnB5钢和22MnB5NbV钢晶格中的扩散系数分别为(8.46±1.96)X10-7，(4.42±0.92)X10-7cm2·s-1；慢应变速率拉伸试验测得22MnB5钢和22MnB5NbV钢的HEI分别为40.3，38.3。这4种氢脆测试结果均表明，微合金化22MnB5NbV钢的抗氢脆性能优于传统22MnB5钢的。由国内外的最新研究成果和作者提供的相关结果可知，铌对热成形钢抗氢脆性能的提升作用非常明显。

板条马氏体钢的氢脆特征是沿晶和准解理穿晶断裂[34-35]。作者认为热成形钢的氢脆是在氢增强局部塑性(Hydrogen-Enhanced Local Plasticity,HELP)[36-40]和氢致脱聚效应(Hydrogen-Enhanced Decohesion,HEDE)的协同作用下发生的，即氢促进了位错滑移，同时位错作为氢陷阱携带氢运动，携带氢的位错堆积冲击到原始奥氏体晶界时发生晶间开裂，冲击到马氏体晶界时发生准解理断裂[34-35]。氢一般聚集在晶界和位错处，并且与第二相(如碳化物)之间会发生相互作用，这些位置有可能通过作为氢陷阱来降低可扩散氢的量，进而提高抗氢脆性能[41]。与氢脆相关的晶间裂纹通常沿原奥氏体晶界扩展[42-45]，裂纹萌生位置在原奥氏体晶界或附近[46-47]；而原奥氏体晶界是马氏体结构中主要的氢俘获点[48-50]。因此可以认为，由于位错滑移造成的氢积聚会导致原奥氏体晶界周围开裂。微合金化技术可以显著降低原始奥氏体晶粒度进而显著增加原始奥氏体晶界数量，降低单位晶界上的氢浓度，从而降低氢原子富集至临界断裂浓度的可能性。

共格/半共格NbC沉淀相是氢的高能俘获点[51-52]，其中半共格NbC捕获的氢可通过小角度中子散射技术直接观察到[53]。大量且高度分散的纳米级NbC颗粒作为有效的氢陷阱，在抗氢脆方面起着决定性作用[54]。共格和半共格NbC颗粒表现出表面积(沉淀物/基体界面)依赖性，其捕氢能力大于TiC的且远大于VC的[52]；NbC的尺寸会影响其捕氢能力，粗化会导致其捕氢能力的降低[51]。钛在热成形钢中主要形成微米级TiN，其尺寸较大不能作为氢陷阱；铌和钒的碳氮化物的尺寸多数在30 nm以内，推测是有效的强氢陷阱。CHEN等[55]通过原子探针层析成像(APT)发现，氢(氘)在尺寸较大(1025 nm)的NbC与基体的界面处被捕获，如图2所示；NbC和基体之间不存在明确的取向关系，即其与热成形钢基体是非共格的，因此非共格的NbC沉淀相也是有效的强氢陷阱。此研究结果与文献[51-53]中的一致，即纳米级碳化物界面可以有效地捕获氢，半共格的NbC颗粒(尺寸小于10 nm)和较大的NbC非共格析出物(尺寸在10～25 nm)都是热成形钢中有效的高能氢陷阱。合金中析出的碳化物越小，其与基体的界面面积越大，捕获的氢越多[52]。GONG等[56]研究了微合金钢中的应变诱导析出行为，发现在奥氏体中形成了较细(尺寸小于10 nm)的共格/半共格NbC沉淀相。由前文可知，热成形钢中铌的碳氮化物和钒的碳氮化物的尺寸主要集中在20 nm以内，少量大于30 nm，因此形成小尺寸铌和钒的碳氮化物是提高热成形钢抗氢脆能力的主要方法之一。大尺寸(尺寸大于25 nm)的NbC能否作为有效的氢陷阱还有待进一步研究。

图2 采用冷冻原子探针观察到的氢(同位素氘)与热成形钢中铌和碳的分布[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 微合金化热成形钢的尖角冷弯性能

传统热成形钢存在尖角冷弯角度不足[6-8]的问题。尖角冷弯角通常根据德国汽车工业协会发布的VDA 238-100标准进行测试[57]。在相同的脱碳层条件下，添加铌等微合金化元素的热成形钢在淬火后能够获得更加细小均匀的板条马氏体组织，其尖角冷弯性能得到提升[58]。刘安民等[23]研究表明，铌钒微合金化能够显著提高1.5 GPa热成形钢的尖角冷弯性能，微合金化后的极限尖角冷弯角达到65°～70°。TU等[16]研究发现：在1.7 GPa热成形钢(30B)中添加微合金化元素后，尖角冷弯角度没有明显提升，但除去钛和硼，再添加铌后，1.9 GPa热成形钢(35B)的尖角冷弯角度大幅度提高；推测是因为1.7 GPa热成形钢中存在大尺寸TiN等夹杂物，抵消了一部分微合金化元素的作用，并且作为裂纹源促进了开裂，钛和硼的去除则能避免大尺寸TiN的形成。梁江涛等[22]测试得到35MnB5、38MnB和38MnBNb热成形钢的尖角冷弯角度分别为37°，48.43°，49.45°，显微组织中一定比例的回火马氏体、更细的原始奥氏体晶粒和一定量的残余奥氏体是导致尖角冷弯角度提高的主要原因。晋家春等[5]认为：热成形钢尖角冷弯角度与原始奥氏体晶粒度有关，原始奥氏体晶粒越细小，热成形钢的尖角冷弯角度越大；微合金化能明显细化晶粒，且铌钒复合微合金化的细化效果更明显。易红亮等[13]测试得到34MnB5V热成形钢的尖角冷弯角度为64°，认为纳米级VC的析出强化作用和析出导致的晶粒细化是尖角冷弯性能提升的原因。事实上，微合金化除了通过产生晶粒细化效果和析出纳米级相来提高热成形钢的尖角冷弯性能外，还可以通过减少带状组织(成分偏析)来提升尖角冷弯性能。马光宗等[59]研究发现，带状组织对钢材热冲压前后的力学性能有着遗传影响，尤其是对尖角冷弯性能影响较大，RD方向(垂直于轧制方向)的折弯角度较TD方向(轧制方向)的尖角冷弯角度低6°。

KURZ等[60]对不同热成形钢制造的结构件(碰撞盒，U形热冲压成形钢制构件与1.5 mm厚HC340LAD钢连接成的空腔结构)进行台车碰撞试验，碰撞速度为20～30 km·h-1，碰撞冲击头的半径为127 mm，研究了侧面碰撞试验结果与断裂总延伸率、抗拉强度、尖角冷弯角度等力学性能的相关性，发现：热成形钢板的断裂总延伸率对零件抗侧面碰撞断裂性能没有影响，但是抗拉强度和尖角冷弯角度与碰撞结果相关性高；在弯曲载荷为主的侧面碰撞载荷条件下，通过热成形钢的尖角冷弯角度(包括对碰撞构件施加烘烤硬化处理后的尖角冷弯角度)能够对热冲压成形结构件的最终断裂行为进行预测，尖角冷弯角度越大，抗撞击断裂性能越好。NAITO等[61]进行了类似的研究，根据零部件三点弯曲碰撞试验结果定义了碰撞断裂指数这个指标来定量评估侧面碰撞时产生的裂纹大小。该研究同样表明碰撞指数与热成形钢的总延伸率没有明显的相关性，与热成形钢的尖角冷弯角度以及弯曲试验载荷降低行为有很好的相关性；提高热成形钢尖角弯曲角度可以提高零件的抗碰撞断裂性能。由上述研究结果可以确定，热成形钢的尖角冷弯角度是预测构件抗碰撞断裂行为、优化材料性能的一个重要依据。增大材料尖角冷弯角度可以降低零件在碰撞试验中的开裂风险或使材料具备更高的碰撞指数。

热成形钢的尖角冷弯角度与汽车碰撞安全密切相关；提高热成形钢的尖角冷弯角度可以提高热冲压成形零部件的抗碰撞断裂性能，进而提高汽车的被动安全性能。铌(钒)微合金化可以提高热成形钢的尖角冷弯角度和载荷峰值。从已有数据看，微合金化可以将尖角冷弯角度提高10%～15%，碰撞断裂指数提高60%～90%。但是，影响热成形钢极限弯曲角度测试的因素很多，包括材料厚度、脱碳层厚度、镀层、钛/氮/硫等形成杂质元素的含量、夹杂物数量、材料表面质量、测试设备刚度以及工装夹具设计等。作者牵头制定了中国汽车工程师学会规范《超高强度汽车用钢板极限尖冷弯性能试验方法》，对上述的测试条件进行了详细的规定，以便各单位测试数据的横向比较。

4 微合金化热成形钢的断裂失效性能

评价热成形钢韧性的另一个重要方法是在以应力三轴度和洛德角为变量的复杂应力状态下进行材料断裂性能测试，以复杂应力状态下的临界断裂应变来表征韧性。多应力状态断裂性能测试试样及剪切断裂极限拟合曲线如图3所示。热成形钢的塑性差，在零部件及整车开发过程中，热成形钢零件的断裂失效预测尤为重要，这就促进了热成形失效仿真预测技术的不断发展。早期的仿真注重材料弹塑性行为的准确描述，失效判据大多使用基于单向拉伸试验的最大失效塑性应变。而实际上，材料的失效应变与应力状态(可用应力三轴度描述)及应变速率存在很大关系。单一的失效应变定义往往导致错误的失效预测结果[62]。同样地，将断裂总延伸率直接作为失效判据也会导致设计过于保守[63]。一些材料模型考虑了断裂失效应变，如Gurson模型。该模型通过引入一个特殊的屈服指标来描述材料失效时微孔的产生，但其失效判据主要依赖于正向断裂而忽略了剪切断裂的影响[62,64]。CrachFEM模型将材料失效分为剪切断裂和正向断裂2种机理，对材料的失效预测比较准确[63]。在动力学显式计算软件LS-DYNA中，除了前面提到的常应变失效和Gurson模型外，还提供了几种高精度的失效模型，比如GISSMO模型，以及考虑正向断裂和剪切断裂的DIEC模型。王栋等[65]应用LS-DYNA软件中的DIEC模型建立了正向准确预测热成形钢断裂失效行为的仿真方法，有效提高了仿真精度，为热冲压成形零件的设计开发及优化提供了评价方法。另外一个较为精确的材料模型是LS-DYNA软件中的MMC模型。作者团队应用MMC模型进行了22MnB5和22MnB5NbV热成形钢断裂卡片的开发和零部件的模拟，建立了以应力三轴度、洛德角为变量的热成形钢三维临界断裂曲面，结果表明22MnB5NbV热成形钢在绝大部分应力状态下的临界断裂应变更高，尤其是应力三轴度为0.40.6时，22MnB5NbV热成形钢具有更大的临界断裂应变，而该应力三轴度与热冲压成形零部件的碰撞状态接近；对这2种材料制造的B柱进行了静压试验和模拟分析，发现22MnB5NbV热冲压成形钢零件的临界断裂塑性应变比22MnB5钢的高出50%以上，前者出现微裂纹时对应的压头位移比后者的高出26%。NAITO等[61]研究认为，热成形钢零部件的碰撞性能与基于热形成钢R5缺口试样拉伸试验结果计算的局部断裂应变有较高的相关性。这从侧面证明了应用多应力状态断裂性能测试的合理性。

图3 多应力状态下断裂性能测试试样形状及剪切断裂极限拟合曲线Fig.3 Specimen shape (a)and shear fracture limit fitting curve (b)for fracture performance test under multi-stress condition

5 结束语

热成形钢以及热冲压成形零部件是汽车领域使用量增长最快的钢种及零部件，极大地促进了汽车安全和轻量化的发展；经过10 a的研究和应用实践，其韧性不足，尤其是氢脆以及尖角冷弯角度相对低的问题得到了汽车行业以及上下游产业的重视。微合金化是解决其韧性不足的重要方法，得到了行业的认可及批量应用。

微合金化处理可以细化热成形钢的晶粒并析出纳米级第二相。当添加质量分数大于0.03%的铌或质量分数不小于0.06%的钒，或者复合添加铌和钒时，热成形钢的晶粒细化显著，尺寸小至未微合金化的1/3～2/3，甚至更小；淬火后组织中的马氏体板条以及亚晶结构均显著细化。奥氏体化温度越高，铌抑制晶粒长大的钉扎能力越强，越能够避免加热温度波动引起的晶粒粗大，有利于热冲压成形产品一致性的提高以及工艺窗口的扩大。

热成形钢中析出的铌和钒的碳氮化物尺寸较小，主要分布在20 nm以下，但部分与钛复合的碳氮化物尺寸有所增大，达到30 nm及以上。钒是低温析出元素，多数固溶在热成形钢基体中，其量需达到一定程度才能利于碳氮化物析出，或者需要通过铌和钒复合添加方式以析出小尺寸钒的碳氮化物，这样才能起到氢陷阱作用。钼元素的添加有利于析出小尺寸含铌第二相。钛微合金化的目的是通过钛与钢中的氮元素结合形成TiN，从而避免氮与硼元素形成网状氮化硼而造成性能恶化。添加钛后热成形钢会高温析出尺寸较大的碳氮化钛(尺寸超过100 nm)，甚至还会出现微米级TiN夹杂物，导致钢的性能恶化。对于1.7 GPa及以上的热成形钢，由于碳含量足够保证淬透性，可以将硼和钛合金元素去除，通过铌和钒(钼)的微合金化来提高材料的性能。

氢脆是热成形钢特别是1.82.0 GPa热成形钢和镀层热成形钢应用的严重障碍。无镀层热成形钢的生氢反应主要是水蒸气分子与铁的还原反应，而镀铝硅热成形钢除了上述反应外，还会发生铝与水蒸气分子的还原反应。微合金化能显著提高热成形钢和热冲压成形零部件的抗氢脆性能，降低氢脆风险。主要原因在于：微合金化技术可以显著降低原奥氏体晶粒尺寸，增加晶界面积，从而降低单位晶界氢原子浓度，抑制可扩散氢在晶界的聚集；微合金化后组织中析出的尺寸25 nm以内的第二相是有效的氢陷阱并能抑制位错滑移。

尖角冷弯角度是预测热冲压成形零部件碰撞开裂行为、优化热成形钢性能的一个重要依据。提高尖角冷弯角度可降低零部件碰撞时的开裂风险或提高碰撞指数，从而提高汽车的被动安全性能。铌/钒微合金化可以使热成形钢的尖角冷弯角度提高10%～15%。以应力三轴度和洛德角为变量的复杂应力状态下的断裂性能试验，是热成形钢韧性的重要评价方法，也是保证热冲压成形零件碰撞模拟精确度的重要手段。微合金化热成形钢在与汽车碰撞相关的应力三轴度下具有更高的断裂应变。

微合金化热成形钢及零部件的发展在近10 a崭露头角，目前还存在一些瓶颈问题和值得关注的研发方向：

(1)微合金化热成形钢尚未形成系列，还有待开展系统性的开发和研究。

(2)汽车产业下游对传统热成形钢及零部件氢脆、韧性低等问题认识不足，尚未投入足够的资源去解决氢脆以及韧性低所带来的安全问题，以及应用背后的科学问题。

(3)微合金化热成形钢对工艺窗口的影响研究尚不充分。

(4)高精度断裂失效模型以及精确的汽车安全碰撞模拟技术在汽车行业尚未普及，还有待汽车产业上下游联合进行研究和推广。