導讀：熱壓成型 (HPF) 鋼作為汽車加固部件引起了極大的關注，但由於在 HPF 過程中容易引入的氫很難透過凝固塗層釋放，因此存在潛在的氫脆 (HE) 風險。特別是，氫（H） 嚴重降低了彎曲性，這是要考慮的主要特性之一。在這項研究中，Al-Si 塗層結構被修改以透過增加 H 擴散率來改善 H 擴散。透過間斷彎曲試驗、H 滲透試驗和根據 H 充電後經過時間的熱解吸分析，研究了塗層結構對彎曲性和 H 解吸的影響。這項工作提出了一種最佳化的 Al-Si 塗層設計，可增強彎曲性和抗 H 誘導降解的能力，以實現安全的 HPF 鋼應用。
熱壓成型 (HPF) 已被開發為汽車行業中超高強度增強部件的減重製造技術。傳統的“22MnB5”HPF鋼是透過奧氏體化、高溫壓制成型和淬火製成的高強度馬氏體組織，其抗拉強度等級達到1.5 GPa. 對於這種千兆級 HPF 鋼的更廣泛汽車應用，可彎曲性被認為是與板材成型性、延遲斷裂和碰撞衝擊性能直接相關的重要標準。然而，高強度水平和基於體心立方 (BCC) 的馬氏體結構具有固有的高 H 擴散係數和缺陷密度 增加了對氫脆 (HE) 的敏感性，這會降低包括彎曲性在內的整體機械效能。
HPF 用冷軋鋼板通常塗有 Al-Si 或 Zn，以防止脫碳或表面氧化。然而，塗層在高溫 HPF 過程中促進了 H 原子的吸收，這使得 HPF 鋼容易受到 HE 的影響。例如，在 900 °C 以上的奧氏體化過程中，Al-Si 塗層會熔化，而爐內水分提供的 H 原子很容易透過熔化的 Al-Si 塗層侵入鋼基體。這是因為 H 在熔融 Al-Si 塗層中的擴散係數遠高於固態 Fe 中的擴散係數，而 H 在 Al-Si 塗層中的溶解度要低得多. 此外，當Al-Si塗層在冷卻過程中凝固時，它會阻礙曾經吸附在鋼基體中的H原子向外擴散。固化的塗層將 H 原子捕獲在基材內，從而導致 H 引起的機械效能（例如強度、延展性和彎曲性）嚴重下降。雖然H（0.3-0.8重量ppm）相對少量的在工業處理侵入，它足以觸發HE在BCC基於馬氏體鋼。對於 HPF 工藝，在劇烈模具淬火過程中發生的馬氏體轉變和不均勻的熱梯度伴隨著體積變化和由此產生的轉變塑性，這直接導致最終零件的變形和殘餘應力. 儘管馬氏體相變發生在應力被釋放以抑制回彈變形的方向上，但殘餘應力仍區域性存在，例如變形區域。基於易受 HE 影響的馬氏體組織，吸收的 H 與區域性應力顯著相互作用，在 HPF 工藝後引起 HE。因此，Al-Si塗層鋼中的HE最近成為HPF鋼研究的主要問題。
為了防止HE，提高固有電阻的到HE已由原奧氏體晶粒的微細化，並利用強碳化物形成如Nb，Ti微細碳化物的析出建議。然而，這些方法在同時提高彎曲性和抗 HE 效能方面通常具有侷限性，同時增加了生產成本 。除了利用析出外，還需要透過控制熱處理條件使H原子容易脫附來改善塗層結構和厚度。Al-Si 和 Zn 塗層的比較表明，Zn 塗層的 H 擴散率明顯高於 Al-Si 塗層。
在這項研究中，韓國高麗大學材料科學與工程系Seok SuSohn團隊對 Al-Si 塗層進行了改性，以透過增加 H 的擴散率來改善鋼基材透過塗層的 H 發射。為此，透過控制塗層來改變 Al-Si 塗層的微觀結構和厚度和熱處理條件。研究結果表明，一種最佳的 Al-Si 塗層設計可以增強彎曲性和抗 H 誘導降解的能力，以實現安全的 HPF 鋼應用。浸入 Al-10%Si 浴和隨後的 HPF 工藝（930°C 6 分鐘）產生 33 μm 厚的由 Fe 組成的多層塗層結構2 Al 5、FeAl和鐵素體層。另一方面，浸浴減少的 Al-Si 附著量和增加的時間和溫度（950°C 30 分鐘）產生了 30 µm 厚的體心立方（BCC）基塗層結構，由FeAl 和鐵素體層。基於 BCC 的晶體結構、降低 FeAl 層中的 Al 含量和粗化的鐵素體晶粒有效地增強了 H 擴散率並抑制了 H 誘導的降解。此外，軟化的 FeAl 和厚鐵素體層透過允許彎曲變形的大應變調節來提高彎曲性。相關研究成果以題“Effects of Al-Si coating structures on bendability and resistance to hydrogen embrittlement in 1.5-GPa-grade hot-press-forming steel”發表在金屬頂刊Acta Materialia上。
論文連結：
https://www.sciencedirect.com/science/article/pii/S1359645421009393
圖 1。A93-T、A93-t 和 A95-T 鋼板的 (a-c) 表面、(d-f) 塗層/基材介面和 (g-i) 內部基材區域的光學顯微照片。所有板材均由全馬氏體組成，測量的原奧氏體晶粒尺寸 (PAGS) 顯示在每張顯微照片中。
圖 2。(a) A93-T、(b) A93-t 和 (c) A95-T 片材的 Al-Si 塗層的 EBSD 影象質量 (IQ)、相位、反極圖 (IPF) 圖。A93-T 板材的塗層由 Fe 2 Al 5、FeAl 和含 Al-Si 的鐵氧體 (α-Fe(Al,Si)) 層組成，而 A93-t 和 A95-T 板材的塗層由FeAl和鐵素體層組成。
圖 3。(a) A93-T、(b) A93-t 和 (c) A95-T 沿黃線的 SEM 背散射電子 (BSE) 影象和能量色散光譜 (EDS) 線輪廓塗料。鐵氧體層含有大量的Al和Si，而基體中Al和Si的含量幾乎為零，這表明鐵氧體層被認為是塗層的一部分，而不是基體的一部分。
圖 4。(a) FeAl 和鐵氧體層的 SEM 影象和 (b) 綠色 FIB 樣品區域的掃描-TEM (STEM) 影象。(c-e) 顯示了由 (c) 到 (e) 標記的三個晶粒的選區衍射 (SAD) 圖案。
圖 5。（a，b）A93-T、（c）A93-t 和（d）A95-T 片材在 H 充電後從 TDA 獲得的 H 解吸速率曲線。第 2 條曲線下方的面積被認為是基材內帶電的擴散 H 的量。隨著經過的時間增加，透過塗層的 H 解吸連續發生。
彎曲機制分為四個階段：V 型裂紋的形成、V 型裂紋數量和尺寸的增加、剪下裂紋擴充套件的開始和剪下裂紋的開啟直至破壞。位於拉伸應變區域的相的硬度主要影響彎曲變形的適應和隨之而來的彎曲效能。A95-T 板材的長時間高溫 HPF 條件促進了 Al 和 Si 從塗層擴散到基體，這使得 FeAl 層變軟，鐵素體層變厚。因此，A95-T 塗層有效地適應了局部彎曲變形，與傳統 HPF 條件製造的 A93-T 板材相比，這改善了 A95-T 板材的峰值載荷角（74 與 65°）。
圖 6。(a) A93-T、(b) A93-t 和 (c) A95-T 板材隨 H 充電後經過的時間的載荷彎曲角曲線。如虛線箭頭所示，峰值載荷時的彎曲角度(peak-load angle)被認為是用於評價片材彎曲性或成形性的主要彎曲特性。
圖 7。SEM 顯微照片說明了 (a-e) 非 H 荷電 A93-T 片材和 (g-i) 非 H 荷電 A95-T 片材中拉伸應變區域的連續開裂過程。(f) 顯示了裂紋面積隨彎曲角度的變化以及載荷-彎曲-角度曲線。A93-T 板材的四個彎曲階段不能在具有較軟塗層的 A95-T 板材中定義，因為 V 型裂紋幾乎不會在基材中形成。
圖 8。(a-c) SEM 顯微照片，說明 H 充電後 A93-T 片材中拉伸應變區域的連續開裂過程。V 型裂紋在第一階段 47° 形成，在第二階段擴大 50°，並開始剪下裂紋擴充套件，在第三和第四階段在 53° 處達到最終破壞。(d) 顯示了裂紋面積的變化作為彎曲角度的函式以及載荷-彎曲角度曲線。
圖 14。在（a）非H充電和（b）H充電條件下，距離A93-T片材中形成的V形裂紋30-40μm的半截面區域的EBSD IPF圖。在非充氫條件下，剪下裂紋沿著足夠發達的剪下帶在基體中傳播，而位於裂紋附近的晶粒在充氫條件下幾乎不變形而不形成剪下帶。
由於 A95-T 片材在塗層中的 H 擴散率最高，峰值負載角隨時間的增加率最高。這種改進的效能是由於 A95-T 塗層與其他塗層相比具有以下有利特性。與 Fe 2 Al 5的複雜正交結構相比，FeAl 和鐵氧體的 BCC 基塗層結構更適合 H 擴散具有致密的原子堆積。FeAl層中Al含量的降低削弱了與H的吸引力，與化學計量的偏差降低了長程有序性，從而增加了H的擴散率。此外，鐵素體的粗化和隨之而來的每單位面積作為 H 俘獲點的邊界的減少進一步增加了 H 的擴散率。
