福禄克过程仪器在铁素体低密度钢拉伸性能调研

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轧制和退火温度对低碳铁素体低密度钢显微组织和拉伸性能的影响

轧制和退火温度对低碳铁素体低密度钢组织和拉伸性能的影响

通过组织改良和冷轧/温轧+退火的方式研究铁素体低密度钢的拉伸性能。 铁素体低密度钢具有不同的碳含量（1号钢的碳含量为0.0035mass%，2号钢的碳含量为0.04mass%）和铝含量（1号钢的铝含量为6.8质量％，2号钢为9.7质量％)。 研究了铁素体比率、晶粒尺寸和Fe3Al金属间化合物的形成。 1号钢在室温下冷轧变形，2号钢在250℃下热轧变形，以避免过早形成裂纹。 轧制后，将钢号1和钢号2的试样在900℃下退火5分钟。 退火后，合金的屈服强度、抗拉强度和塑性增加，屈强比下降，这是由于Fe3Al金属间化合物的形成和铁素体晶粒尺寸的减小所致。 由于2号钢间隙碳含量较高，会出现屈服点现象，降低钢的成形性能。 1号钢和2号钢的拉伸试验中，裂纹出现在铁素体晶粒和铁素体晶界处，且断裂以准解理方式发生。 轧制和退火产生的晶粒细化和微观结构特征是两种钢的强度和延展性良好结合的原因。

关键词：低密度钢； 轧制和退火； 拉伸性能； 准解理断裂

1 简介

与传统钢相比，添加1质量%的Al可使钢的密度降低1.3%。 [1~3] 这导致了高强度Fe-Al-C低密度汽车钢的发展，以提高燃油效率，从而最大限度地减少有害二氧化碳气体的排放。 当Fe-Al低密度钢冷却到552℃以下时，Al的添加还可以稳定铁素体（BCC）相并促进Fe3Al金属间化合物的析出。 [4~7]根据物相分析，低密度钢可分为单相（仅有铁素体相或奥氏体相）、两相（铁素体或奥氏体与Fe3Al金属间化合物相）和多相（铁素体、奥氏体和 Fe3Al 金属间相）。 [8~11] 拉伸性能很大程度上取决于这些相。 例如，含C铁素体低密度钢的极限抗拉强度（UTS）和总伸长率分别为200MPa～600MPa和10%～40。 %。 [7] 在铁素体低密度钢中，Al含量越高，钢的强度越高，但延伸率和成形性越低。 这是由于形成了硬度较高的Fe3Al金属间化合物。

过去，人们对低碳、低密度钢的冷轧和退火进行了大量的研究。 [12~15] 例如，Rana等人。 [9]研究了Al含量在6.8~9.7质量%之间的冷轧退火（900℃保温1分钟）钢的晶体结构。 然而，低密度钢的冷轧和温轧尚未得到广泛报道和讨论。 关于低密度钢断裂行为的报道是零星的。 索恩等人。 [16]研究了含0.3C-3Mn-(4~6)Almass%的低密度钢的解理裂纹，发现裂纹发生在铁素体晶界的κ碳化物处。 解理断裂后，裂纹通过铁素体晶粒扩展。 索恩等人。 [17]强调了退火通过将断裂机制从解理断裂转变为混合韧性和准解理断裂来提高抗拉强度和延展性的重要性。 然而，通过轧制和退火工艺提高Fe3Al金属间化合物的强度和效果的研究报道非常有限。 因此，有必要研究通过轧制和退火改变组织来提高高铝低密度钢的延展性。

本研究旨在巩固冷轧、温轧和后续​​退火过程中的成分、微观结构发展和变形行为之间的关系，以设计优化微观结构和拉伸性能的加工工艺。 本文研究了两种不同碳含量（1号钢0.0035mass%C、2号钢0.04mass%C）和铝含量（1号钢6.8mass%Al、2号钢9.7mass%艾尔）。 冷轧、温轧和退火处理的目的是细化铁素体晶粒。 研究了钢的化学成分、轧制和退火参数对拉伸性能的影响。 钢材的拉伸变形和断裂与结构密切相关。

2. 实验步骤

表1给出了本研究涉及的低密度钢的名义化学成分以及利用阿基米德原理估算的钢的密度。 使用TCFE7数据库的Thermo-Calc软件预测室温下的平衡相。 将25mm厚的1号钢样在1250℃下再加热1小时，在终轧温度900℃下热轧至3mm厚度，空冷至室温，然后进行多次冷轧至一定厚度1.2毫米。 1号钢冷轧试样在900℃下退火5分钟。 2号钢样品在900℃下热轧至厚度为3.9mm。 将热轧试样在空气中冷却至室温。 然后将样品加热至300℃，保持30分钟，然后热轧（轧制温度~250℃）至1.2mm的厚度。 热轧样品在 900°C 下退火 5 分钟。 1号钢和2号钢的轧制和退火工艺如图1所示。此外，还对两种钢热轧后的部分带钢进行冷轧，检查是否可以直接冷轧，了解其冷轧情况属性来确定将它们加工成薄板的工艺策略。

表1 利用阿基米德原理估算1号钢和2号钢的化学成分和密度

图1 (a)1号钢、(b)2号钢和(c)试样的轧制轨迹和热处理条件示意图。 样品显示了轧制方向（RD）、横向（TD）和法向（ND）。 。 RT：轧制温度，FRT：终轧温度

通过ImageJ软件从带钢的轧制方向和法线方向分析表面显微组织（图1（c））。 将样品用SiO2抛光至光滑度为0.05μm，然后用5%硝酸溶液（5ml浓HNO3加95ml乙醇）蚀刻，置于Leica DM 2500M光学显微镜和Quanta450场发射枪扫描电子显微镜（FEG）下-扫描电镜）。 使用能量色散 X 射线光谱仪 (EDS) 测定沉淀相和基质的组成。 FEG-SEM的工作电压为20kV，工作距离为10mm。 在衍射角（2θ）40-120°（Co-Kα靶，扫描步长0.02°，扫描速度0.5/min）范围内进行X射线衍射，以确定热轧和轧材中室温下存在的相。退火样品。 。

使用容量为±100 kN 的伺服电动万能试验机（INSTRON 8862），在室温下以 1×10−3 s−1 的应变速率对两种研究钢的试样进行拉伸试验。 使用引伸计（容量：+50% 至 -10%）在应变控制模式下进行完整的断裂测试。 使用 ASTM E-8 样本几何形状，长度为 25 毫米，宽度为 6 毫米。 使用测试系统附带的Instron Bluehill拉伸测试软件控制测试并收集数据，然后使用扫描电子显微镜观察断裂形貌。 在钢上随机五个点测量维氏显微硬度（载荷：100g）和宏观硬度（载荷：10kg），并给出平均值。

3. 结果 3.1。 室温凝固顺序和平衡相的热力学计算

图2(a)和图2(b)显示了使用Thermal-Calc软件计算出的1号钢和2号钢的相含量随温度的变化。 在1号钢中，在凝固过程中（图2（a）），铁素体在1537℃开始形成，并在1532℃完全转变为高温铁素体相。 达到完全凝固温度时高温铁素体开始形成。 温差只有5℃。 预计在1150℃的温度下形成具有面心立方（FCC）晶体结构的碳化钛相。 进一步冷却，在250℃时形成含有Fe和Ti六方晶体结构的Laves相，并且在室温下稳定。 100℃时，各相的平衡体积分数为：铁素体相～0.9988，富Ti碳化物相～0.0003，Lave相～0.00081。 2号钢（图2（b））的凝固从1522℃到1492℃开始高温铁素体相，铁素体相变完成。 铁素体凝固温度范围为30°C。 2 号钢中，富钛碳化物相（FCC 晶体结构）在 1350°C 时成核。 较高碳含量的2号钢中的碳提高了富钛碳化物相的形成温度。 在 900°C 时，铁、铝、碳和钛形成 Kappa 相。 100°C 时，稳定相和体积分数为：铁素体 ~ 0.99491，富钛碳化物 ~ 0.00158，κ 相 ~ 0.00351。 两种钢的凝固顺序和温度范围如表 2 所示。Thermo-Calc 预测了 1 号和 2 号钢的第一个凝固固体（铁素体）和最后一个钢水转变为铁素体的成分。表3表明，铁素体和液体中的元素或显微偏析不同元素的含量不同，不同元素的显微偏析趋势不同，可以通过偏析比来量化。 元素的分配比是根据最终凝固液的主要溶质元素与开始凝固的固态铁素体的组成比来计算的。 分配比大于1，说明凝固过程中形成的铁素体消耗了这些溶质元素，而这些溶质的熔点较低，很难继续变成液态。 由表3可知，1号钢和2号钢的初始固态铁素体主要被固溶元素C和Ti消耗。 分配比例最低的Al几乎均匀地分布在1号钢和2号钢的铁素体和最终钢水中。

图2 (a) 1号钢和(b) 2号钢的热力学计算。 (c) 1 号钢和 2 号钢的密度变化，使用 Thermo-Calc 随温度估算。

表2 钢的凝固顺序

表3 Thermo-Calc预测1号钢和2号钢中开始凝固的固体和最终钢水的成分（质量分数）

图 2(c) 显示了两种钢的密度 Thermo-Calc 预测值与温度的函数关系。 在1号和2号钢中，当存在具有体心立方（BCC）晶体结构的稳定相铁素体时，密度随着凝固的进行而迅速增加，并且与凝固过程中的快速体积收缩有关。 固液间溶质分布发生变化，如表3所示。1号钢在1150℃、2号钢在1350℃时，有效体积收缩率较低，密度增加率急剧下降由于析出具有较高比容FCC晶体结构的富钛碳化物。 结果，随着进一步冷却，1号、2号钢的密度因体积逐渐收缩而继续缓慢上升。 实测1号钢和2号钢的室温密度分别为7.14gm/cm3和6.81gm/cm3（见表1）。

3.2. 热轧、冷轧、温轧、退火不同工艺阶段的显微组织

钢1（图3（a））和钢2（图3（b））热轧试样的显微组织由大晶粒铁素体组成。 1号钢以60%的变形率进行冷轧，并在900℃下退火5分钟（图3（C）），2号钢以69%的变形率进行热轧（轧制温度250℃）。 ℃）并在900℃退火5分钟（图3（d）），其显微组织显示铁素体晶粒尺寸大大减小，见表4。1号钢冷轧退火样品（图3 (e)) 和 2 号钢的温轧退火样品 样品的显微组织 (图 3(f)) 显示铁素体晶粒中和沿晶界存在 Fe3Al 金属间化合物。 2号钢中Fe3Al金属间化合物的面积分数相对大于1号钢。 采用10个连续显微组织场对面积分数进行平均后，测量不同加工条件下1号钢和2号钢的铁素体和Fe3Al金属间化合物的面积分数，见表5。1号钢的EDS谱（图4（a））和退火后的2号钢（图4（b））表明，1号钢中Fe和Al的光谱均匀，而2号钢中Fe和Al的光谱均匀是统一的。 Al沿晶界的波动较小。 此外，在沿1号钢晶界的EDS剖面中还可以观察到富Ti析出峰（图4（c））。 1号钢中Al原子数相对低于2号钢，而2号钢退火后样品中Fe3Al金属间化合物的比例较大。 图 5 所示的 XRD 图证实只有铁素体 (BCC) 在室温轧制和退火前后显示出峰值。

图3 1号钢在(a)热轧(光学)、(c)和(e)冷轧和退火(光学和扫描电子显微镜)条件下和2号钢在(a)热轧(光学)条件下5%硝酸浸蚀显微组织b) ) 热轧（光学）、(d) 和 (f) 温轧和退火（光学和扫描电子显微镜）条件下 5% 硝酸蚀刻的显微组织

表4 1号钢和2号钢不同加工阶段后的铁素体晶粒尺寸

表5 不同加工条件下钢1和钢2中铁素体和Fe3Al相的含量

图4 (a)1号钢冷轧退火试样，(b)2号钢热轧退火试样，(c)1号钢冷轧退火试样沿晶界富Ti析出物

图5 1号钢和2号钢不同加工条件下的XRD图谱

3.3. 热轧、冷轧、温轧、退火时拉伸性能和硬度的变化

显示了室温工程应力-应变曲线（图6（a）和6（b））、真实应力-应变曲线（图6（c））以及应变硬化率和塑性应变曲线（图6（d））其屈服强度（YS）、抗拉强度（UTS）、总伸长率（TE）和屈强比（YR）见表6。 1号钢和2号钢的热轧试验样品的伸长率分别为0.51%和1.7%。 2号钢热轧退火试样屈服强度不连续，TE比1号钢冷轧退火试样小（图6（b））。 与1号钢相比，2号钢的Al含量较高，Fe3Al金属间化合物面积分数较大（表5），导致2号钢的强度增加，延伸率下降。 1号钢冷轧退火试样的最大伸长率为17%。 从应变硬化曲线（图6（d））可以看出，2号钢温轧退火试样的应变硬化率略高于2号钢冷轧退火试样的应变硬化率。 . 1 钢。 1号钢和2号钢热轧、冷轧/温轧、退火后的显微硬度（HV0.1）和宏观硬度（HV10）值如表7所示，两者的显微硬度值冷轧/温轧和退火（900°C 5 分钟）后的钢与热轧条件相似。 但2号钢（热轧、温轧、退火试样）的显微硬度和宏观硬度值均高于1号钢（热轧、冷轧、退火试样）。 屈服比（YS/UTS）反映了材料在塑性变形过程中的硬化能力，即屈服比的降低意味着钢材强度的增加。 两种钢的屈服比在退火后均降低（表6），因此其成形性能也有望得到改善。

图6 (a)热轧后工程应力应变曲线 (b)冷轧/温轧+退火后工程应力-应变曲线 (c)冷轧/温轧+退火后真实应力-应变曲线 (d)应变硬化1号钢、2号钢冷轧/温轧及900℃退火5分钟后的率曲线

表6 1号钢和2号钢在不同加工条件下屈服强度（YS）、极限抗拉强度（UTS）和总伸长率的变化

表7 1号钢和2号钢在不同加工条件下维氏显微硬度（HV0.1）和宏观硬度（HV10）的变化

拉伸试样的SEM断口形貌如图7(a)-7(d)所示。 1号钢在热轧状态下，以解理模式断裂为主（图7（a）），可见粗糙的平面解理面； 在冷轧和退火样品中，可以观察到解理模式断裂和准解理模式断裂（波状解理）和少量二次裂纹（图7（b））。 2号钢在热轧阶段出现解理模式断裂和较大的二次裂纹（图7（c）），而在温轧和退火阶段观察到解理模式断裂和准解理或波状解理模式。 断裂，并适度修正二次裂纹（图7（d））。

图7 1号钢热轧试样(a)、冷轧试样和退火试样(b)的SEM断口像； (c)热轧和(d)温轧退火2号钢样品

4.讨论 4.1。 轧制和退火策略

变形策略的选择很大程度上取决于低密度钢中的Al含量。 对于No.1钢（6.8质量％Al），即使在变形率为60％的冷轧后，样品中也没有出现裂纹（图8（a））。 然而，2号钢（9.7mass%Al）由于Fe3Al金属间化合物含量较高，在变形率为69%的冷轧后出现了中心和边缘裂纹（图8（b））。 [7,9,14]此外，2号钢的显微硬度和宏观硬度均高于1号钢（表7），表明Al对铁素体的固溶硬化程度较高。 因此，Al含量较高的冷轧2号钢会因Al在铁素体中的固溶硬化而产生裂纹。 因此，2号钢采用温轧（轧制温度250℃）变形以避免裂纹的预形成。 如果Fe3Al金属间相析出物的存在仅限于铁素体晶粒（在我们的例子中观察到），则高铝含量的低密度2号钢中裂纹的发生将是最小的[18]在冷轧高铝低合金钢中-密度钢 当使用高密度钢时，防止裂纹形成的最佳预防方法是通过从热轧温度快速冷却到卷取温度来快速通过Fe3Al金属间化合物形成温度。 控制Fe3Al金属间化合物析出的长度和厚度。 [16] 略低于金属间化合物形成温度，析出物生长和增厚的比例会很高。 退火后，两种钢中均出现晶间 Fe3Al 金属间化合物。 在高于再结晶温度的退火过程中，轧制的应变晶粒被新的未应变晶粒取代。 拉纳等人。 [19]发现在6.57Al-3.34Mn-0.179Cmass%合金中，铁素体相在850℃完成再结晶。 然而，现有钢的再结晶温度可能稍高。 凝固过程中，与表3中的C和Ti相比，1号钢中的Al分布比（1.080）和2号钢中的Al分布比（1.058）最低，表明Al仍然存在于钢中。铁氧体基体。 中间。

图8 (a)1号钢(压下率60%)和(b)2号钢(压下率69%)的冷轧行为

图3(a)和3(b)显示了1号钢和2号钢在热轧条件下的再结晶大铁素体晶粒。 然而，经过冷/温轧和退火（温度在900°C保持5分钟）后，两种钢中的铁素体晶粒都显着细化（表4）。 这种晶粒细化以及合金元素Al和C也影响1号钢和2号钢的拉伸性能。冷轧和温轧均在再结晶温度以下进行，不能消除加工应变硬化。 冷轧或温轧试样中存在应变能，在退火过程中促进新的无应变晶粒形核并细化铁素体晶粒。 因此，根据Al和C含量选择合适的轧制和退火条件可以改善两种钢的拉伸性能（图6（a）和6（b））。 退火温度可以改变Fe3Al金属间化合物的形状和尺寸。 如图3（f）所示，2号钢在温轧和退火（900℃，5分钟）后可以观察到晶间Fe3Al金属。 间化合物。

4.2. 微观结构特征和拉伸性能

退火前后钢的主要相是铁素体（表5）。 根据Hall-Petch关系（见式（1）），退火后铁素体晶粒的减少使1号钢和2号钢的屈服强度增加（表6）。 1号钢和2号钢的总伸长率从0.51%（热轧钢1）和1.7%（热轧钢2）提高到17%（冷轧退火，1号钢）和11.7%（热轧钢）分别。 并退火，2号钢）。 退火（温度在900°C保持5分钟）后，由于多重滑移系统的激活，两种钢的应变硬化逐渐降低（图6（d））。 普拉马尼克等人。 [14]也报道了类似的趋势。 2号钢的应变硬化率高于1号钢（图6（d））。 这可能是由于2号钢中的Fe3Al含量高于1号钢（表5），这意味着更多的位错沉淀相互作用。 退火后1号钢和2号钢的屈强比分别降低19%和8.8%。 因此，1号钢退火后的拉伸成形性能优于2号钢。 在退火后的2号钢中可以看到屈服点行为（如图6（b）所示），并且它也可能使2号钢的成形性能变差。 因此，可以认为，经过轧制和退火后，两种钢的成形性能均较热轧条件下有所提高。

4.3. 4.3.1. 强化机制晶粒细化

冷轧/温轧及退火（温度900℃保温5分钟）后1号钢和2号钢的平均晶粒尺寸下降约92%（表4）。 1号钢冷轧样品中，晶粒比2号钢热轧样品具有更高的应变能和位错密度。 在1号钢中，表明在退火（900℃温度）期间，2号钢中的晶粒比2号钢具有更高的应变能和位错密度。 保持5分钟后），新晶粒成核的驱动力更大。 如图6(a)和6(b)所示，钢No.1和钢2的强度和延展性由于晶粒细化而增加。 。 两种钢的强度也可以通过晶界周围位错的积累来提高。 1号钢和2号钢的轧制和退火试样中，晶界本身是位错源，也是Fe3Al金属间化合物扩散和析出的潜在来源（图3（c）和图6（d）） ），从而提高屈服强度。

Hall-Petch 关系如下所示：[20]

式中，σy为屈服应力，σi为摩擦应力，K为强化系数，d为平均晶粒直径。 本文研究的摩擦应力σi=100 MPa，K在550~600 MPa之间，考虑μm1/2。 根据武田等人的工作条件。 文献[21]中，两种钢（以铁素体为基体）经轧制和退火（温度900℃保温5分钟）后的屈服强度计算如下：

式(2)和(3)中冷轧/温轧及退火条件下的晶粒尺寸取表4。根据式(1)晶界强化计算的强度为1号钢194.47 MPa 2号钢为202.70 MPa。 由于其他强化机制的存在，1号钢和2号钢的预测屈服应力低于实测值（表6）。 [22] 更高的晶粒细化导致 2 号钢比 1 号钢具有更高的屈服强度，这在本研究中表明，微观结构特征比钢的化学成分更重要。

4.3.2. 固溶强化

为了在轧制和退火后获得更好的屈服强度，Al原子的固溶强化起着重要作用。 [23] Al原子引起的固溶强化效应可以用下式计算。 [24]

式中，kss（MPa/at.%）为固溶强化系数（综合模量失配和尺寸失配的影响），CAl为Al（at.%）固溶原子浓度（1号钢和1号钢） .2 钢：13.12 at.% 和 18.18 at.%)。 计算1号钢和2号钢的屈服强度贡献值（Δσss）时，固溶强化系数kss取9MPa/at.%。 [24]）。 根据式（4）可以看出，1号钢和2号钢的固溶强化效果分别为118.17 MPa和163.62 MPa，这就解释了为什么2号钢的强度高于2号钢的强度。 1号钢（图6（b））。

4.3.3. 应变硬化

真实应力-应变曲线（图6（c））和应变硬化率-塑性应变曲线（图6（d））描述了两种钢的应变硬化行为。 图6(d)显示，2号钢在2号钢中表现出比1号钢更高的应变硬化率（由于更高的析出相相互作用）。 2号钢退火后观察到的屈服点现象如图6(b)所示。 退火后，2号钢的应变硬化率较高，可能是由于比1号钢存在更多的Fe3Al金属间化合物（表5）和更高的固溶强化。由于更多的碳和铝，这可能会阻碍位错的运动并导致更多位错的积累（在不可剪切析出物处），[25,26]导致2号钢（温轧和退火）比1号钢（冷轧和退火）具有更高的强度和更低的整体伸长率。 因此，预计2号钢的成形性能低于1号钢。 Rana 等人对双相低密度钢的研究也支持了这一点。 [18]。

图9(a)和表8显示了两种钢在不同强化机制下的轧制和退火样品的强度增加情况。 强度的增加主要是由于晶粒细化，其次是固溶元素的溶解强化。 由于没有考虑位错-位错相互作用和沉淀强化的影响，1号和2号钢的预测强度低于实测值。 [8,22] 在不同加工阶段存在化学成分梯度的情况下对微观结构进行表征可以准确量化不同的强化贡献，消除钢的测量强度和预测强度之间的差异。

图9 (a)1号钢和2号钢轧制退火后的强度计算，(b)1号钢和2号钢的屈服强度和总伸长率对比以及文献同类钢材的对比

表8 1号钢和2号钢晶界强化和固溶强化的预测强度贡献

图9（b）显示了冷滚动/温暖滚动和退火后，屈服强度和1号钢和2号钢的总伸长的变化。 图9（b）中包括其他C和Al范围的其他钢的屈服强度和总伸长。 冷滚动/温暖滚动和退火后，第一和第二钢的产量强度和延展性比已发表的文献中的现有结果更好。 [9,27〜30] 2号钢中的碳和铝含量高于1号钢中的碳和铝含量，这主要是由于固体溶液增强引起的屈服强度提高。 它提供了提高的屈服强度和整体伸长率以及可表现性的结合。

5 结论

在这项研究中，探索了含有不同量的C和Al的低密度钢的微观结构和拉伸性能的冷滚动，温暖滚动和退火的影响。 主要结论是：

•热 - 电池分析可以预测由于溶质分配而导致的低密度钢和微膜片的凝固行为。 热力学计算表明，钢的室温平衡阶段主要是铁氧体，这与观察到的结构非常吻合。 除了钢的组成之外，随着温度变化的变化，微结构的发展还控制着钢的密度。 使用Thermo-CALC方法估算了钢的密度作为温度的函数，并经过实验验证。

•热滚动后的平均铁氧体晶粒尺寸为1钢，为477±175μm，冷滚动和退火后的平均铁氧体晶粒尺寸为39±14μm。 2号钢的平均铁氧体晶粒尺寸为406±187μm，在热卷标本中为33±13μm，在暖卷和退火的标本中。 滚动和退火后（温度在900°C 5分钟）中，铁氧体晶粒的细化会导致两种钢的强度和总伸长延长。

•冷滚动和退火后，第一钢的产量强度从310 MPa增加到337 MPa，拉伸强度从328 MPa增加到444 MPa，总伸长率从0.51％增加到17％。 2号钢制暖卷和退火标本具有最高的屈服强度（501 MPa）和最高的拉伸强度（607 MPa）。 冷或温暖的滚动和退火后，大量的谷物细化会导致钢的强度和延展性提高。 在热滚动条件下的平面裂解的1号钢和2号钢的断裂表面转变为在冷滚动或温暖的滚动退火条件下的准切割或瓦楞纸裂解。 随着钢中的C和Al含量的增加，实心溶液加强的强度效应增加。

•使用不同强化机制的强度预测说明了化学组成和微观结构的重要性。 在不同的处理阶段，微观进行微分的微观结构特征的存在可以消除测得的强度值和预测强度值之间的差异。

•为了获得拉伸特性的最佳组合，建议优化低密度钢的热滚动标本的晶粒尺寸。 随着AL含量的增加，FE3AL金属间化合物将在滚动过程中形成，从而导致过早破裂。 1号钢（6.8 Mass％Al）和2号钢（9.7 Mass％Al）的冷滚动，然后退火（900°C持续5分钟）有助于获得强度和延展性的理想组合低碳低密度钢用于汽车车身组件应用。

致谢

印度政府科学技术部科学与工程研究委员会的核心研究赠款获得了对这项工作的财政支持（文件编号：CRG/2020/001511）。 其中一位作者（AK）要感谢PC Chakraborti教授，冶金与材料工程系，贾达维布尔大学，加尔各答700032，印度，以及阶段变化和产品表征的卓越中心有关热门设备的有用讨论和评论。 研究设施。

姓名

FRT：整理滚动温度的滚动温度

RT：滚动温度滚动温度

RD：滚动方向滚动方向

TD：横向横向

ND：正常方向正常方向

BCC：身体中心的立方结构

FCC：面部集中立方结构

YS：屈服强度（MPA）屈服强度

UTS：终极拉伸强度（MPA）拉伸强度

TE：总伸长率（％）总伸长率

YR：产量比产量比

HV：Vickers金字塔号HV硬度

σy：屈服强度（MPA）屈服强度

σi：摩擦应力（MPA）摩擦应力

K：霍尔 - - 伸长系数系数（MPA.μm-1/2）霍尔 - - - 壁架增强系数

D：平均晶粒直径（μm）平均晶粒直径

ΔσSS：由于实心溶液加强（MPA）屈服强度而产生的屈服强度，其固定溶液加强的贡献强度

KSS：实心解决方案加长系数（MPA/at。％）实心溶液加强系数

CAL：铝的浓度（at。％）铝含量

参考

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作者

Vinit Kumar Singh，1）*Radhakanta Rana，2）Shiv Brat Singh1）和Amrita Kundu3）：

1）印度西孟加拉邦哈拉格普尔-721302的IIT Kharagpur冶金和材料工程系。

2）塔塔钢，Wenckebachstraat 1，1970ca Ijmuiden，荷兰。

3）印度西孟加拉邦加尔各答 - 700032贾达夫大学冶金和工程学系。

通讯作者电子邮件：vksmme@iitkgp.ac.in

唐·吉米（Tang Jiemin）于2023年5月下旬从五月的特定国家杂志（May of The Tunxi）翻译成Tunxi的某个国家杂志。该水平有限。 如果翻译中有任何缺点，请纠正我。