低密度汽車鋼的顯微組織與氫脆性能

王 瑞 張麗鳳 王社則 羅 峰

(1.山西交通職業技術學院，山西 太原 030031；2.太原理工大學，山西 太原 030024)

在保障汽車強度和安全性的前提下，盡可能減小整車的質量，從而提升汽車動力性并實現節能減排是當今汽車工業發展的重要方向，汽車整車質量每減輕10%則可降低燃油消耗7%左右，而開發低密度汽車鋼是實現汽車輕量化的重要途徑[1]。已有研究表明：向傳統汽車用Fe-Mn-C鋼中添加質量分數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提升汽車鋼的強塑性、耐蝕性能和抗蠕變性能等[2]。但是隨著強度提高，鋼的氫致延遲斷裂敏感性也隨之增大，尤其是鋼材強度達到1 000 MPa以上時氫脆現象更為顯著。目前雖然在低密度汽車鋼的合金化和變形機制方面的研究較多[3-4]，但是關于添加Al的Fe-Mn-Al-C系低密度鋼的氫脆特征的研究報道則較少，且相應的作用機制仍不清楚[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，結果有助于抗氫致延遲斷裂低密度汽車鋼的開發及其應用范圍的擴大。

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，主要化學成分如表1所示。鑄錠切頭銑面后在Carbolite & Gero高溫爐中進行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后進行熱軋，開軋和終軋溫度分別為1 075和875 ℃，經過8道次軋制成25 mm厚鋼板。

表1 低密度汽車鋼的化學成分(質量分數)

1.2 測試與表征

從熱軋鋼板上取樣進行打磨、機械拋光和腐蝕后，在奧林巴斯GX51型光學顯微鏡和日立S-4800型掃描電鏡上觀察顯微組織。采用自制電化學充氫裝置對熱軋態Fe-Mn-Al-C鋼試樣(6 mm×6 mm×35 mm)進行充氫，裝置包括CDM10-WYJ型直流穩壓電源和HH-3AHH-4A型恒溫水浴鍋等，充氫過程中試樣為陰極、Pt片為陽極，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，充氫時間為10～180 min，電流密度為10～100 mA/cm2。采用排油集氣法測定Fe-Mn-Al-C鋼中的氫含量，放氫溫度為318 K、放氫時間為24 h。采用美國MTS CMT6000型電子萬能材料試驗機對充氫試樣進行慢應變速率拉伸試驗，拉伸速率為0.02 mm/min，取3根試樣平均值作為測試結果。

2 結果及討論

2.1 顯微組織和力學性能

熱軋8.9Al和12.2Al鋼的光學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網狀分布，基體為鐵素體，黑色區域放大后可見塊狀碳化物(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，黑色區域放大后可見細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，結合文獻可知[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，并對低密度汽車鋼的組織、力學性能和氫脆敏感性產生顯著影響[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果如表2所示。對比分析可知，熱軋12.2Al鋼的屈強強度和抗拉強度相較于8.9Al鋼分別提高了12.0%和11.9%，斷口伸長率和強塑積相較于8.9Al鋼分別降低了24.5%和15.4%。可見，提高Fe-Mn-Al-C鋼中Al含量有助于提升鋼的強度，但對塑性產生不利影響。這主要是因為8.9Al鋼中含有相對較少的κ-碳化物，奧氏體晶粒尺寸較大，在保持較高強度的同時具有較高的塑性[8]，而12.2Al鋼中κ-碳化物含量較多且奧氏體晶粒尺寸較小，但是奧氏體和鐵素體呈帶狀分布，因此強度有所提高，而塑性相對較低。進一步采用阿基米德法[9]測得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，Fe-Mn-Al-C鋼具有較低密度的同時具有良好的強塑性。

表2 熱軋8.9Al和12.2Al鋼的室溫拉伸性能

2.2 氫脆性能

對熱軋8.9Al和12.2Al鋼進行不同時間的充氫處理，充氫不同時間的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。對比分析可知，隨著充氫時間的延長，8.9Al鋼的氫含量呈先增加而后保持穩定的趨勢，而12.2Al鋼的氫含量呈逐漸增加的趨勢。在相同的充氫時間內，12.2Al鋼的氫含量要高于8.9Al鋼，在充氫時間為60 min時8.9Al鋼的氫含量約為2.78 μg/g，之后繼續延長充氫時間不會對8.9Al鋼的氫含量產生明顯影響，而12.2Al鋼的氫含量則表現為繼續增加的趨勢，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，充氫時間為60 min。對比分析可知，隨著電流密度的增大，8.9Al和12.2Al鋼的氫含量都呈現逐漸降低的趨勢，電流密度低于50 mA/cm2時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，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為不同充氫時間下Fe-Mn-Al-C鋼的室溫拉伸性能測試結果。隨著充氫時間的延長，8.9Al和12.2Al鋼的抗拉強度和斷后伸長率都呈逐漸降低的趨勢；雖然未充氫時12.2Al鋼的抗拉強度高于8.9Al鋼，斷后伸長率低于8.9Al鋼，但經過10、30和60 min充氫處理后，12.2Al鋼的抗拉強度和斷后伸長率均明顯降低，且都小于相同充氫時間下的8.9Al鋼。可見，Fe-Mn-Al-C鋼的抗拉強度和斷后伸長率與氫含量都呈負相關性，即氫含量越高，Fe-Mn-Al-C鋼的強塑性越差，這表明Fe-Mn-Al-C鋼具有較高的氫脆敏感性，在制備過程中應該盡量降低鋼中氫的含量。

表3 不同充氫時間下Fe-Mn-Al-C鋼的室溫拉伸性能

圖5為8.9Al和12.2Al鋼的抗拉強度隨充氫時間的變化曲線。可見，充氫前，8.9Al鋼的抗拉強度低于12.2Al鋼，但隨著充氫時間的延長，8.9Al鋼的抗拉強度降低幅度較小，而12.2Al鋼的抗拉強度呈急劇下降趨勢。由此可見，12.2Al鋼的氫脆敏感性要明顯高于8.9Al鋼，這主要是因為二者的微觀組織不同造成相同充氫時間下的氫含量存在差異[11]，從而影響了低密度Fe-Mn-Al-C鋼的力學性能。

圖5 Fe-Mn-Al-C鋼的抗拉強度隨充氫時間的變化

采用脆化指數(EI)來評價Fe-Mn-Al-C鋼的氫脆敏感性，用材料斷后伸長率損失來表示為[12]：

式中：A0表示未充氫試樣的斷后伸長率，A1表示充氫后試樣的斷后伸長率。

圖6為低密度Fe-Mn-Al-C鋼的斷后伸長率和斷后伸長率損失隨充氫時間的變化曲線。可見，隨著充氫時間的延長，8.9Al和12.2Al鋼的斷后伸長率都呈逐漸降低的趨勢，而斷后伸長率損失呈逐漸升高的趨勢；在相同充氫時間下，8.9Al鋼的斷后伸長率損失遠小于12.2Al鋼，即8.9Al鋼相對12.2Al鋼具有更好的抗氫脆性能。這主要是因為熱軋8.9Al和12.2Al鋼中碳化物的形成會在與基體界面結合處產生氫陷阱并造成氫的吸附和聚集，當材料的局部氫濃度達到一定臨界值時，會在內應力和外加應力作用下產生氫致裂紋萌生和擴展[13]；由于12.2Al鋼中具有較高氫溶解度的奧氏體含量相對較少，而鐵素體含量相對較多，且氫在鐵素體中的擴散速率相對較快(比奧氏體高2～3個數量級)[14]，因此，12.2Al鋼的氫脆敏感性相對較高；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小的奧氏體晶粒會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鋼的斷后伸長率(a)和斷后伸長率損失(b)隨充氫時間的變化

3 結論

(1)熱軋12.2Al鋼的屈強強度和抗拉強度相較于8.9Al鋼分別提高了12.0%和11.9%，斷后伸長率和強塑積相較于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)隨著充氫時間的延長，8.9Al和12.2Al鋼的抗拉強度和斷后伸長率都呈逐漸降低的趨勢；充氫前8.9Al鋼的抗拉強度低于12.2Al鋼，經過10、30和60 min充氫處理后，12.2Al鋼的抗拉強度和斷后伸長率明顯降低，且都小于相同充氫時間下的8.9Al鋼。

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