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(guān)系研究*

張曉欣，陳 揚，黃蘇婷，韓先洪，2*

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

0 引言

隨著汽車行業(yè)對于安全標(biāo)準(zhǔn)和輕量化要求的提升，熱沖壓高強鋼在車身中的應(yīng)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(zhuǎn)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(chǎn)生氫致延遲斷裂的風(fēng)險也越大[2-3]，具體表現(xiàn)為氫在加熱、酸洗、服役等過程中滲入板料，與殘余應(yīng)力作用一定時間后，引起機械性能下降，產(chǎn)生裂紋，并最終導(dǎo)致零件損傷、斷裂[4]。

高強鋼的氫脆問題已引起國內(nèi)外學(xué)者的廣泛關(guān)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(jié)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(xué)性能，分析不同組織對高強鋼氫脆敏感性的影響，發(fā)現(xiàn)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(jìn)高強鋼在不同充氫環(huán)境中的氫脆現(xiàn)象，發(fā)現(xiàn)其在3.5%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))的NaCl中的氫脆敏感性遠(yuǎn)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(xiàn)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(xiàn)出脆性的準(zhǔn)解理斷裂，中心區(qū)域為韌性斷裂，且脆性斷裂區(qū)深度和脆性斷裂區(qū)面積分?jǐn)?shù)隨氫作用時間延長而增加。

材料的氫脆現(xiàn)象與氫濃度分布密切相關(guān)，但氫具有活性高、體積小、擴(kuò)散能力強的特點，很難測定或觀察氫擴(kuò)散及運動過程，因此采用數(shù)值模擬是研究氫擴(kuò)散行為的有效方法[9]。Diaz等[10]根據(jù)擴(kuò)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(kuò)散子程序，將氫運動與彈塑性材料的力學(xué)響應(yīng)耦合起來。Olden等[11]利用有限元內(nèi)聚單元模擬氫致裂紋的萌生，研究了X70管線鋼氫擴(kuò)散與斷裂的關(guān)系，指出焊接產(chǎn)生的熱影響區(qū)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(kuò)散影響下，不同相之間裂紋萌生、擴(kuò)展的過程。注意到目前針對熱沖壓高強鋼的氫擴(kuò)散與分布計算的研究較少，現(xiàn)有研究尚未建立氫濃度與氫脆層的關(guān)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(kuò)散，分析氫的擴(kuò)散和濃度分布規(guī)律；通過電化學(xué)充氫、拉伸試驗以及斷口微觀觀測，將試驗結(jié)果與模擬結(jié)果聯(lián)系起來，獲得斷口氫脆層分布與氫濃度的對應(yīng)關(guān)系。

1 氫擴(kuò)散理論計算與數(shù)值模擬

1.1 熱沖壓鋼中的氫擴(kuò)散理論計算

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

(1)

實際上，穩(wěn)定態(tài)擴(kuò)散的情況很少，大部分?jǐn)U散屬于隨時間變化的非穩(wěn)定態(tài)擴(kuò)散，即滿足菲克第二定律：

(2)

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

(3)

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

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

(4)

1.2 熱沖壓鋼中的氫擴(kuò)散有限元模型

以有限元軟件ABAQUS為平臺開展氫擴(kuò)散數(shù)值模擬。ABAQUS遵循的質(zhì)量擴(kuò)散方程dC/dt=-ΔJ是菲克定律的擴(kuò)展，物質(zhì)擴(kuò)散過程中除了受到濃度梯度的影響，溫度和應(yīng)力梯度也有利于氫的擴(kuò)散。假定在非均勻介質(zhì)中，化學(xué)勢梯度是氫擴(kuò)散的驅(qū)動力，給出了瞬態(tài)氫擴(kuò)散方程[14]：

(5)

針對氫由試樣表面向內(nèi)部滲透擴(kuò)散的現(xiàn)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(wǎng)格共劃分為8.4×104個單元。采用二維四節(jié)點四邊形的DC2D4單元和瞬態(tài)分析過程進(jìn)行氫擴(kuò)散計算。模型兩側(cè)為氫擴(kuò)散起始位置，氫濃度為Cs，試樣內(nèi)部的初始?xì)錆舛葹?。

圖1 氫擴(kuò)散有限元模型

2 氫擴(kuò)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(xué)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(xué)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(xué)充氫法對B1500HS的氫擴(kuò)散現(xiàn)象進(jìn)行研究。通過電源、導(dǎo)線、鉑絲、試樣和電解液構(gòu)成電化學(xué)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(zhì)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(jié)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(xù)保持電解充氫狀態(tài)，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(xué)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(shù)(Embrittlement Index, EI)[6]，以評估試樣氫脆敏感性程度，該指數(shù)表達(dá)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(shè)計出試驗所需標(biāo)準(zhǔn)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(yīng)力集中系數(shù)為3.1。在電解充氫過程中，試樣表面除用來測量應(yīng)變的標(biāo)距段外，均采用絕緣膠帶包裹(圖2中深色區(qū)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(jìn)行觀測試驗。

圖2 B1500HS缺口拉伸試樣(單位： mm)

3 結(jié)果分析與討論

3.1 熱沖壓鋼中氫擴(kuò)散的理論計算結(jié)果和有限元模擬結(jié)果

本節(jié)建立了氫在熱沖壓高強鋼中擴(kuò)散的有限元模型，研究氫在高強鋼中分布的規(guī)律。氫在馬氏體熱沖壓高強鋼中的擴(kuò)散系數(shù)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?xì)滟|(zhì)量分?jǐn)?shù)Cs=1×10-5。氫擴(kuò)散的時間分別為t1=300 s，t2=780 s，t3=1 800 s。同樣的氫擴(kuò)散參數(shù)也適用于式(4)所示菲克第二定律的誤差函數(shù)解。圖3為根據(jù)式(4)得到的氫擴(kuò)散誤差函數(shù)解(曲線圖)和有限元解(散點圖)的結(jié)果，表示不同氫擴(kuò)散時間下，沿深度方向的氫濃度分布。氫在濃度梯度的驅(qū)動下，由材料表面向材料內(nèi)部進(jìn)行擴(kuò)散。由圖3可知，兩種解法得到的結(jié)果非常接近。氫擴(kuò)散的誤差函數(shù)解法已經(jīng)被廣泛應(yīng)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(kuò)散具有較好的可信度。

圖3 不同充氫時間沿擴(kuò)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(nèi)擴(kuò)散，氫濃度分布呈現(xiàn)遞減規(guī)律。隨著氫擴(kuò)散時間的增加，氫在試樣中的擴(kuò)散距離和高濃度氫聚集的區(qū)域面積進(jìn)一步擴(kuò)大，但氫濃度梯度有所降低。如果氫擴(kuò)散時間足夠長，整個試樣中的氫濃度將與環(huán)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(xué)性能

本節(jié)通過單向拉伸試驗分析不同充氫時間下材料的氫脆現(xiàn)象。試樣在電化學(xué)充氫不同時間后快速拉伸，得到熱沖壓高強鋼應(yīng)力應(yīng)變曲線，如圖5所示，表2則是不同充氫時間對應(yīng)的抗拉強度、延伸率以及脆性指數(shù)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(shù)達(dá)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(shù)升至83.6%。隨著氫原子由試樣表面向試樣內(nèi)部擴(kuò)散時間的延長，進(jìn)入試樣的氫原子數(shù)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(fā)生氫脆現(xiàn)象。

圖5 不同充氫時間后拉伸的應(yīng)力-應(yīng)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(xué)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(nèi)產(chǎn)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(kuò)大，但是斷口內(nèi)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(jīng)可以達(dá)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(xué)還原、滲入試樣中的氫就會擴(kuò)散到更遠(yuǎn)的位置，因此受氫擴(kuò)散影響的氫脆層厚度也就越大。盡管根據(jù)模擬結(jié)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(qū)深度應(yīng)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(tǒng)計結(jié)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(qū)才有氫。實際上氫原子遵循化學(xué)勢梯度擴(kuò)散，在試樣中存在由高濃度向低濃度連續(xù)擴(kuò)散的趨勢，只是靠近試樣表面位置處的氫濃度更大，達(dá)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(xiàn)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(shù)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(yīng)的氫濃度值發(fā)現(xiàn)： 充氫300 s，氫脆層深度18 μm處，對應(yīng)的氫質(zhì)量分?jǐn)?shù)為8.18×10-6；充氫780 s，氫脆層深度30 μm處，對應(yīng)的氫質(zhì)量分?jǐn)?shù)為8.10×10-6；充氫1 800 s，氫脆層深度43 μm處，對應(yīng)的氫質(zhì)量分?jǐn)?shù)為8.23×10-6。非常有趣的是： 3種情況下，氫脆層邊界對應(yīng)的氫質(zhì)量分?jǐn)?shù)接近，均為8.20×10-6左右。張惠臻等[17]研究指出： 慢應(yīng)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(yīng)力的位置，促進(jìn)外力作用下的裂紋擴(kuò)展，因此試樣截面整體呈現(xiàn)脆性斷裂特征。而本試驗中的拉伸試驗是在快應(yīng)變速率下進(jìn)行的，且缺口試樣斷裂更快，拉伸過程中幾乎沒有產(chǎn)生應(yīng)力誘導(dǎo)氫擴(kuò)散，因此只有達(dá)到臨界氫濃度的位置才會在斷裂后呈現(xiàn)脆性特征。通過氫脆層深度和有限元的模擬計算，可以預(yù)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(zhì)量分?jǐn)?shù)約為8.20×10-6。

圖8 模擬結(jié)果中氫脆層厚度對應(yīng)的臨界氫濃度

4 結(jié)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(kuò)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(jié)論。

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

2) B1500HS的力學(xué)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(dá)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(xiàn)兩種不同的斷裂模式。斷口邊部為光滑的氫脆層，呈現(xiàn)脆性斷裂特征，斷口中心位置則出現(xiàn)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(kuò)大到充氫1 800 s的43 μm；

4) 結(jié)合實際斷裂氫脆層尺寸和氫擴(kuò)散有限元模擬，得出引起B(yǎng)1500HS脆性開裂的臨界氫質(zhì)量分?jǐn)?shù)約為8.20×10-6。試樣中局部氫質(zhì)量分?jǐn)?shù)超過8.20×10-6，產(chǎn)生脆性開裂，而低于此臨界值時，產(chǎn)生韌性開裂。