王 瑞 張麗鳳 王社則 羅 峰

(1.山西交通職業(yè)技術(shù)學(xué)院，山西 太原 030031；2.太原理工大學(xué)，山西 太原 030024)

在保障汽車強(qiáng)度和安全性的前提下，盡可能減小整車的質(zhì)量，從而提升汽車動(dòng)力性并實(shí)現(xiàn)節(jié)能減排是當(dāng)今汽車工業(yè)發(fā)展的重要方向，汽車整車質(zhì)量每減輕10%則可降低燃油消耗7%左右，而開(kāi)發(fā)低密度汽車鋼是實(shí)現(xiàn)汽車輕量化的重要途徑[1]。已有研究表明：向傳統(tǒng)汽車用Fe-Mn-C鋼中添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)6.5%～12%的Al可使鋼的密度降低至6.5～7.1 g/cm3，可在減輕重量的同時(shí)提升汽車鋼的強(qiáng)塑性、耐蝕性能和抗蠕變性能等[2]。但是隨著強(qiáng)度提高，鋼的氫致延遲斷裂敏感性也隨之增大，尤其是鋼材強(qiáng)度達(dá)到1 000 MPa以上時(shí)氫脆現(xiàn)象更為顯著。目前雖然在低密度汽車鋼的合金化和變形機(jī)制方面的研究較多[3-4]，但是關(guān)于添加Al的Fe-Mn-Al-C系低密度鋼的氫脆特征的研究報(bào)道則較少，且相應(yīng)的作用機(jī)制仍不清楚[5]。本文考察了不同Al含量的Fe-Mn-Al-C低密度鋼的顯微組織和氫脆性能，結(jié)果有助于抗氫致延遲斷裂低密度汽車鋼的開(kāi)發(fā)及其應(yīng)用范圍的擴(kuò)大。

1 材料與方法

1.1 材料制備

采用真空熔煉爐制備了2種不同Al含量的Fe-Mn-Al-C中錳低密度鋼錠，主要化學(xué)成分如表1所示。鑄錠切頭銑面后在Carbolite & Gero高溫爐中進(jìn)行1 125 ℃保溫60 min熱處理，然后鍛造成50 mm×70 mm×90 mm鍛坯，并空冷至室溫。鍛坯加熱至1 175 ℃保溫60 min后進(jìn)行熱軋，開(kāi)軋和終軋溫度分別為1 075和875 ℃，經(jīng)過(guò)8道次軋制成25 mm厚鋼板。

表1 低密度汽車鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))

1.2 測(cè)試與表征

從熱軋鋼板上取樣進(jìn)行打磨、機(jī)械拋光和腐蝕后，在奧林巴斯GX51型光學(xué)顯微鏡和日立S-4800型掃描電鏡上觀察顯微組織。采用自制電化學(xué)充氫裝置對(duì)熱軋態(tài)Fe-Mn-Al-C鋼試樣(6 mm×6 mm×35 mm)進(jìn)行充氫，裝置包括CDM10-WYJ型直流穩(wěn)壓電源和HH-3AHH-4A型恒溫水浴鍋等，充氫過(guò)程中試樣為陰極、Pt片為陽(yáng)極，充氫溶液為0.5 mol/L硫酸+0.25 g/L硫脲+蒸餾水的混合溶液，充氫時(shí)間為10～180 min，電流密度為10～100 mA/cm2。采用排油集氣法測(cè)定Fe-Mn-Al-C鋼中的氫含量，放氫溫度為318 K、放氫時(shí)間為24 h。采用美國(guó)MTS CMT6000型電子萬(wàn)能材料試驗(yàn)機(jī)對(duì)充氫試樣進(jìn)行慢應(yīng)變速率拉伸試驗(yàn)，拉伸速率為0.02 mm/min，取3根試樣平均值作為測(cè)試結(jié)果。

2 結(jié)果及討論

2.1 顯微組織和力學(xué)性能

熱軋8.9Al和12.2Al鋼的光學(xué)顯微組織和掃描電鏡顯微組織分別如圖1和圖2所示。熱軋8.9Al和12.2Al鋼的顯微組織都為鐵素體、奧氏體和碳化物。8.9Al鋼中奧氏體晶界呈連續(xù)網(wǎng)狀分布，基體為鐵素體，黑色區(qū)域放大后可見(jiàn)塊狀碳化物(圖1(c、d))；12.2Al鋼中鐵素體和奧氏體呈沿軋制方向的條狀分布特征，黑色區(qū)域放大后可見(jiàn)細(xì)小的奧氏體晶粒和尺寸約在3 μm以下的碳化物(圖2(c、d))。能譜分析表明，8.9Al和12.2Al鋼中碳化物均主要含有Fe、Mn、Al和C元素，結(jié)合文獻(xiàn)可知[6]，這種碳化物為κ-碳化物，即(Fe,Mn)3AlC0.5，這種尺寸不等的碳化物可能成為鋼中的氫陷阱，并對(duì)低密度汽車鋼的組織、力學(xué)性能和氫脆敏感性產(chǎn)生顯著影響[7]。

圖2 熱軋12.2Al鋼的顯微組織

圖1 熱軋8.9Al鋼的顯微組織

熱軋8.9Al和12.2Al鋼的室溫拉伸性能結(jié)果如表2所示。對(duì)比分析可知，熱軋12.2Al鋼的屈強(qiáng)強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度相較于8.9Al鋼分別提高了12.0%和11.9%，斷口伸長(zhǎng)率和強(qiáng)塑積相較于8.9Al鋼分別降低了24.5%和15.4%?？梢?jiàn)，提高Fe-Mn-Al-C鋼中Al含量有助于提升鋼的強(qiáng)度，但對(duì)塑性產(chǎn)生不利影響。這主要是因?yàn)?.9Al鋼中含有相對(duì)較少的κ-碳化物，奧氏體晶粒尺寸較大，在保持較高強(qiáng)度的同時(shí)具有較高的塑性[8]，而12.2Al鋼中κ-碳化物含量較多且?jiàn)W氏體晶粒尺寸較小，但是奧氏體和鐵素體呈帶狀分布，因此強(qiáng)度有所提高，而塑性相對(duì)較低。進(jìn)一步采用阿基米德法[9]測(cè)得8.9Al和12.2Al鋼的密度分別為6.771 5和6.639 9 g/cm3，相較于純Fe的密度(7.87 g/cm3)分別降低了13.96%和15.63%，可見(jiàn)，F(xiàn)e-Mn-Al-C鋼具有較低密度的同時(shí)具有良好的強(qiáng)塑性。

表2 熱軋8.9Al和12.2Al鋼的室溫拉伸性能

2.2 氫脆性能

對(duì)熱軋8.9Al和12.2Al鋼進(jìn)行不同時(shí)間的充氫處理，充氫不同時(shí)間的Fe-Mn-Al-C鋼中氫含量變化曲線如圖3所示，電流密度為10 mA/cm2。對(duì)比分析可知，隨著充氫時(shí)間的延長(zhǎng)，8.9Al鋼的氫含量呈先增加而后保持穩(wěn)定的趨勢(shì)，而12.2Al鋼的氫含量呈逐漸增加的趨勢(shì)。在相同的充氫時(shí)間內(nèi)，12.2Al鋼的氫含量要高于8.9Al鋼，在充氫時(shí)間為60 min時(shí)8.9Al鋼的氫含量約為2.78 μg/g，之后繼續(xù)延長(zhǎng)充氫時(shí)間不會(huì)對(duì)8.9Al鋼的氫含量產(chǎn)生明顯影響，而12.2Al鋼的氫含量則表現(xiàn)為繼續(xù)增加的趨勢(shì)，這主要是由于不同成分的Fe-Mn-Al-C鋼的微觀組織和電化學(xué)性能不同，造成溶解度以及吸氫性能存在差異[10]。

圖3 不同充氫時(shí)間下Fe-Mn-Al-C鋼的氫含量變化

熱軋8.9Al和12.2Al鋼在不同電流密度下充氫處理后鋼中氫含量的變化曲線如圖4所示，充氫時(shí)間為60 min。對(duì)比分析可知，隨著電流密度的增大，8.9Al和12.2Al鋼的氫含量都呈現(xiàn)逐漸降低的趨勢(shì)，電流密度低于50 mA/cm2時(shí)氫含量降低速度較快。在相同電流密度下，12.2Al鋼的氫含量要高于8.9Al鋼，且在電流密度為100 mA/cm2時(shí)，8.9Al和12.2Al鋼的氫含量分別為0.30和1.40 μg/g。

圖4 不同電流密度下Fe-Mn-Al-C鋼的氫含量變化

表3為不同充氫時(shí)間下Fe-Mn-Al-C鋼的室溫拉伸性能測(cè)試結(jié)果。隨著充氫時(shí)間的延長(zhǎng)，8.9Al和12.2Al鋼的抗拉強(qiáng)度和斷后伸長(zhǎng)率都呈逐漸降低的趨勢(shì)；雖然未充氫時(shí)12.2Al鋼的抗拉強(qiáng)度高于8.9Al鋼，斷后伸長(zhǎng)率低于8.9Al鋼，但經(jīng)過(guò)10、30和60 min充氫處理后，12.2Al鋼的抗拉強(qiáng)度和斷后伸長(zhǎng)率均明顯降低，且都小于相同充氫時(shí)間下的8.9Al鋼?？梢?jiàn)，F(xiàn)e-Mn-Al-C鋼的抗拉強(qiáng)度和斷后伸長(zhǎng)率與氫含量都呈負(fù)相關(guān)性，即氫含量越高，F(xiàn)e-Mn-Al-C鋼的強(qiáng)塑性越差，這表明Fe-Mn-Al-C鋼具有較高的氫脆敏感性，在制備過(guò)程中應(yīng)該盡量降低鋼中氫的含量。

表3 不同充氫時(shí)間下Fe-Mn-Al-C鋼的室溫拉伸性能

圖5為8.9Al和12.2Al鋼的抗拉強(qiáng)度隨充氫時(shí)間的變化曲線。可見(jiàn)，充氫前，8.9Al鋼的抗拉強(qiáng)度低于12.2Al鋼，但隨著充氫時(shí)間的延長(zhǎng)，8.9Al鋼的抗拉強(qiáng)度降低幅度較小，而12.2Al鋼的抗拉強(qiáng)度呈急劇下降趨勢(shì)。由此可見(jiàn)，12.2Al鋼的氫脆敏感性要明顯高于8.9Al鋼，這主要是因?yàn)槎叩奈⒂^組織不同造成相同充氫時(shí)間下的氫含量存在差異[11]，從而影響了低密度Fe-Mn-Al-C鋼的力學(xué)性能。

圖5 Fe-Mn-Al-C鋼的抗拉強(qiáng)度隨充氫時(shí)間的變化

采用脆化指數(shù)(EI)來(lái)評(píng)價(jià)Fe-Mn-Al-C鋼的氫脆敏感性，用材料斷后伸長(zhǎng)率損失來(lái)表示為[12]：

式中：A0表示未充氫試樣的斷后伸長(zhǎng)率，A1表示充氫后試樣的斷后伸長(zhǎng)率。

圖6為低密度Fe-Mn-Al-C鋼的斷后伸長(zhǎng)率和斷后伸長(zhǎng)率損失隨充氫時(shí)間的變化曲線。可見(jiàn)，隨著充氫時(shí)間的延長(zhǎng)，8.9Al和12.2Al鋼的斷后伸長(zhǎng)率都呈逐漸降低的趨勢(shì)，而斷后伸長(zhǎng)率損失呈逐漸升高的趨勢(shì)；在相同充氫時(shí)間下，8.9Al鋼的斷后伸長(zhǎng)率損失遠(yuǎn)小于12.2Al鋼，即8.9Al鋼相對(duì)12.2Al鋼具有更好的抗氫脆性能。這主要是因?yàn)闊彳?.9Al和12.2Al鋼中碳化物的形成會(huì)在與基體界面結(jié)合處產(chǎn)生氫陷阱并造成氫的吸附和聚集，當(dāng)材料的局部氫濃度達(dá)到一定臨界值時(shí)，會(huì)在內(nèi)應(yīng)力和外加應(yīng)力作用下產(chǎn)生氫致裂紋萌生和擴(kuò)展[13]；由于12.2Al鋼中具有較高氫溶解度的奧氏體含量相對(duì)較少，而鐵素體含量相對(duì)較多，且氫在鐵素體中的擴(kuò)散速率相對(duì)較快(比奧氏體高2～3個(gè)數(shù)量級(jí))[14]，因此，12.2Al鋼的氫脆敏感性相對(duì)較高；此外，12.2Al鋼中沿軋制方向呈條狀分布的鐵素體和奧氏體以及細(xì)小的奧氏體晶粒會(huì)吸引更多的氫原子聚集[15]，從而增加了12.2Al鋼的氫脆敏感性。綜上，8.9Al鋼的氫脆敏感性要低于12.2Al鋼。

圖6 Fe-Mn-Al-C鋼的斷后伸長(zhǎng)率(a)和斷后伸長(zhǎng)率損失(b)隨充氫時(shí)間的變化

3 結(jié)論

(1)熱軋12.2Al鋼的屈強(qiáng)強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度相較于8.9Al鋼分別提高了12.0%和11.9%，斷后伸長(zhǎng)率和強(qiáng)塑積相較于8.9Al鋼分別降低了24.5%和15.4%；8.9Al和12.2Al鋼的密度分別為6.771 5和6.639 9 g/cm3，相較于純Fe密度分別降低了13.96%和15.63%。

(2)隨著充氫時(shí)間的延長(zhǎng)，8.9Al和12.2Al鋼的抗拉強(qiáng)度和斷后伸長(zhǎng)率都呈逐漸降低的趨勢(shì)；充氫前8.9Al鋼的抗拉強(qiáng)度低于12.2Al鋼，經(jīng)過(guò)10、30和60 min充氫處理后，12.2Al鋼的抗拉強(qiáng)度和斷后伸長(zhǎng)率明顯降低，且都小于相同充氫時(shí)間下的8.9Al鋼。

(3)隨著充氫時(shí)間的延長(zhǎng)，8.9Al和12.2Al鋼的斷后伸長(zhǎng)率都呈逐漸降低的趨勢(shì)，而斷后伸長(zhǎng)率損失呈逐漸升高的趨勢(shì)；在相同充氫時(shí)間下，8.9Al鋼的斷后伸長(zhǎng)率損失遠(yuǎn)小于12.2Al鋼，即8.9Al鋼相對(duì)12.2Al鋼的抗氫脆性能更好。