王 瑞 张丽凤 王社则 罗 峰

(1.山西交通职业技术学院，山西 太原 030031；2.太原理工大学，山西 太原 030024)

在保障汽车强度和安全性的前提下，尽可能减小整车的质量，从而提升汽车动力性并实现节能减排是当今汽车工业发展的重要方向，汽车整车质量每减轻10%则可降低燃油消耗7%左右，而开发低密度汽车钢是实现汽车轻量化的重要途径[1]。已有研究表明：向传统汽车用Fe-Mn-C钢中添加质量分数6.5%～12%的Al可使钢的密度降低至6.5～7.1 g/cm3，可在减轻重量的同时提升汽车钢的强塑性、耐蚀性能和抗蠕变性能等[2]。但是随着强度提高，钢的氢致延迟断裂敏感性也随之增大，尤其是钢材强度达到1 000 MPa以上时氢脆现象更为显著。目前虽然在低密度汽车钢的合金化和变形机制方面的研究较多[3-4]，但是关于添加Al的Fe-Mn-Al-C系低密度钢的氢脆特征的研究报道则较少，且相应的作用机制仍不清楚[5]。本文考察了不同Al含量的Fe-Mn-Al-C低密度钢的显微组织和氢脆性能，结果有助于抗氢致延迟断裂低密度汽车钢的开发及其应用范围的扩大。

1 材料与方法

1.1 材料制备

采用真空熔炼炉制备了2种不同Al含量的Fe-Mn-Al-C中锰低密度钢锭，主要化学成分如表1所示。铸锭切头铣面后在Carbolite & Gero高温炉中进行1 125 ℃保温60 min热处理，然后锻造成50 mm×70 mm×90 mm锻坯，并空冷至室温。锻坯加热至1 175 ℃保温60 min后进行热轧，开轧和终轧温度分别为1 075和875 ℃，经过8道次轧制成25 mm厚钢板。

表1 低密度汽车钢的化学成分(质量分数)

1.2 测试与表征

从热轧钢板上取样进行打磨、机械抛光和腐蚀后，在奥林巴斯GX51型光学显微镜和日立S-4800型扫描电镜上观察显微组织。采用自制电化学充氢装置对热轧态Fe-Mn-Al-C钢试样(6 mm×6 mm×35 mm)进行充氢，装置包括CDM10-WYJ型直流稳压电源和HH-3AHH-4A型恒温水浴锅等，充氢过程中试样为阴极、Pt片为阳极，充氢溶液为0.5 mol/L硫酸+0.25 g/L硫脲+蒸馏水的混合溶液，充氢时间为10～180 min，电流密度为10～100 mA/cm2。采用排油集气法测定Fe-Mn-Al-C钢中的氢含量，放氢温度为318 K、放氢时间为24 h。采用美国MTS CMT6000型电子万能材料试验机对充氢试样进行慢应变速率拉伸试验，拉伸速率为0.02 mm/min，取3根试样平均值作为测试结果。

2 结果及讨论

2.1 显微组织和力学性能

热轧8.9Al和12.2Al钢的光学显微组织和扫描电镜显微组织分别如图1和图2所示。热轧8.9Al和12.2Al钢的显微组织都为铁素体、奥氏体和碳化物。8.9Al钢中奥氏体晶界呈连续网状分布，基体为铁素体，黑色区域放大后可见块状碳化物(图1(c、d))；12.2Al钢中铁素体和奥氏体呈沿轧制方向的条状分布特征，黑色区域放大后可见细小的奥氏体晶粒和尺寸约在3 μm以下的碳化物(图2(c、d))。能谱分析表明，8.9Al和12.2Al钢中碳化物均主要含有Fe、Mn、Al和C元素，结合文献可知[6]，这种碳化物为κ-碳化物，即(Fe,Mn)3AlC0.5，这种尺寸不等的碳化物可能成为钢中的氢陷阱，并对低密度汽车钢的组织、力学性能和氢脆敏感性产生显著影响[7]。

图2 热轧12.2Al钢的显微组织

图1 热轧8.9Al钢的显微组织

热轧8.9Al和12.2Al钢的室温拉伸性能结果如表2所示。对比分析可知，热轧12.2Al钢的屈强强度和抗拉强度相较于8.9Al钢分别提高了12.0%和11.9%，断口伸长率和强塑积相较于8.9Al钢分别降低了24.5%和15.4%。可见，提高Fe-Mn-Al-C钢中Al含量有助于提升钢的强度，但对塑性产生不利影响。这主要是因为8.9Al钢中含有相对较少的κ-碳化物，奥氏体晶粒尺寸较大，在保持较高强度的同时具有较高的塑性[8]，而12.2Al钢中κ-碳化物含量较多且奥氏体晶粒尺寸较小，但是奥氏体和铁素体呈带状分布，因此强度有所提高，而塑性相对较低。进一步采用阿基米德法[9]测得8.9Al和12.2Al钢的密度分别为6.771 5和6.639 9 g/cm3，相较于纯Fe的密度(7.87 g/cm3)分别降低了13.96%和15.63%，可见，Fe-Mn-Al-C钢具有较低密度的同时具有良好的强塑性。

表2 热轧8.9Al和12.2Al钢的室温拉伸性能

2.2 氢脆性能

对热轧8.9Al和12.2Al钢进行不同时间的充氢处理，充氢不同时间的Fe-Mn-Al-C钢中氢含量变化曲线如图3所示，电流密度为10 mA/cm2。对比分析可知，随着充氢时间的延长，8.9Al钢的氢含量呈先增加而后保持稳定的趋势，而12.2Al钢的氢含量呈逐渐增加的趋势。在相同的充氢时间内，12.2Al钢的氢含量要高于8.9Al钢，在充氢时间为60 min时8.9Al钢的氢含量约为2.78 μg/g，之后继续延长充氢时间不会对8.9Al钢的氢含量产生明显影响，而12.2Al钢的氢含量则表现为继续增加的趋势，这主要是由于不同成分的Fe-Mn-Al-C钢的微观组织和电化学性能不同，造成溶解度以及吸氢性能存在差异[10]。

图3 不同充氢时间下Fe-Mn-Al-C钢的氢含量变化

热轧8.9Al和12.2Al钢在不同电流密度下充氢处理后钢中氢含量的变化曲线如图4所示，充氢时间为60 min。对比分析可知，随着电流密度的增大，8.9Al和12.2Al钢的氢含量都呈现逐渐降低的趋势，电流密度低于50 mA/cm2时氢含量降低速度较快。在相同电流密度下，12.2Al钢的氢含量要高于8.9Al钢，且在电流密度为100 mA/cm2时，8.9Al和12.2Al钢的氢含量分别为0.30和1.40 μg/g。

图4 不同电流密度下Fe-Mn-Al-C钢的氢含量变化

表3为不同充氢时间下Fe-Mn-Al-C钢的室温拉伸性能测试结果。随着充氢时间的延长，8.9Al和12.2Al钢的抗拉强度和断后伸长率都呈逐渐降低的趋势；虽然未充氢时12.2Al钢的抗拉强度高于8.9Al钢，断后伸长率低于8.9Al钢，但经过10、30和60 min充氢处理后，12.2Al钢的抗拉强度和断后伸长率均明显降低，且都小于相同充氢时间下的8.9Al钢。可见，Fe-Mn-Al-C钢的抗拉强度和断后伸长率与氢含量都呈负相关性，即氢含量越高，Fe-Mn-Al-C钢的强塑性越差，这表明Fe-Mn-Al-C钢具有较高的氢脆敏感性，在制备过程中应该尽量降低钢中氢的含量。

表3 不同充氢时间下Fe-Mn-Al-C钢的室温拉伸性能

图5为8.9Al和12.2Al钢的抗拉强度随充氢时间的变化曲线。可见，充氢前，8.9Al钢的抗拉强度低于12.2Al钢，但随着充氢时间的延长，8.9Al钢的抗拉强度降低幅度较小，而12.2Al钢的抗拉强度呈急剧下降趋势。由此可见，12.2Al钢的氢脆敏感性要明显高于8.9Al钢，这主要是因为二者的微观组织不同造成相同充氢时间下的氢含量存在差异[11]，从而影响了低密度Fe-Mn-Al-C钢的力学性能。

图5 Fe-Mn-Al-C钢的抗拉强度随充氢时间的变化

采用脆化指数(EI)来评价Fe-Mn-Al-C钢的氢脆敏感性，用材料断后伸长率损失来表示为[12]：

式中：A0表示未充氢试样的断后伸长率，A1表示充氢后试样的断后伸长率。

图6为低密度Fe-Mn-Al-C钢的断后伸长率和断后伸长率损失随充氢时间的变化曲线。可见，随着充氢时间的延长，8.9Al和12.2Al钢的断后伸长率都呈逐渐降低的趋势，而断后伸长率损失呈逐渐升高的趋势；在相同充氢时间下，8.9Al钢的断后伸长率损失远小于12.2Al钢，即8.9Al钢相对12.2Al钢具有更好的抗氢脆性能。这主要是因为热轧8.9Al和12.2Al钢中碳化物的形成会在与基体界面结合处产生氢陷阱并造成氢的吸附和聚集，当材料的局部氢浓度达到一定临界值时，会在内应力和外加应力作用下产生氢致裂纹萌生和扩展[13]；由于12.2Al钢中具有较高氢溶解度的奥氏体含量相对较少，而铁素体含量相对较多，且氢在铁素体中的扩散速率相对较快(比奥氏体高2～3个数量级)[14]，因此，12.2Al钢的氢脆敏感性相对较高；此外，12.2Al钢中沿轧制方向呈条状分布的铁素体和奥氏体以及细小的奥氏体晶粒会吸引更多的氢原子聚集[15]，从而增加了12.2Al钢的氢脆敏感性。综上，8.9Al钢的氢脆敏感性要低于12.2Al钢。

图6 Fe-Mn-Al-C钢的断后伸长率(a)和断后伸长率损失(b)随充氢时间的变化

3 结论

(1)热轧12.2Al钢的屈强强度和抗拉强度相较于8.9Al钢分别提高了12.0%和11.9%，断后伸长率和强塑积相较于8.9Al钢分别降低了24.5%和15.4%；8.9Al和12.2Al钢的密度分别为6.771 5和6.639 9 g/cm3，相较于纯Fe密度分别降低了13.96%和15.63%。

(2)随着充氢时间的延长，8.9Al和12.2Al钢的抗拉强度和断后伸长率都呈逐渐降低的趋势；充氢前8.9Al钢的抗拉强度低于12.2Al钢，经过10、30和60 min充氢处理后，12.2Al钢的抗拉强度和断后伸长率明显降低，且都小于相同充氢时间下的8.9Al钢。

(3)随着充氢时间的延长，8.9Al和12.2Al钢的断后伸长率都呈逐渐降低的趋势，而断后伸长率损失呈逐渐升高的趋势；在相同充氢时间下，8.9Al钢的断后伸长率损失远小于12.2Al钢，即8.9Al钢相对12.2Al钢的抗氢脆性能更好。