一、前言
与传统钢相比，添加1质量%的Al可使钢的密度提高1.3%。 [1~3] 这导致了高硬度Fe-Al-C低密度车用钢的开发，以提高燃油效率，从而最大限度地减少有害气体二氧化碳的排放。 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，低密度钢可分为三相（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该相。 例如，含C(的铁素体基低密度钢的极限伸长硬度(UTS)和总伸长率分别为和10%～40%。[7]在铁素体低密度钢中， Al浓度越高，钢相应的硬度降低，延展性和成形性增加，这是因为生成了强度更高的Fe3Al金属间化合物。
过去，人们对低碳低密度钢的热轧和固溶体进行了大量的研究。 [12~15] 例如，Rana等人。 [9]研究了Al浓度在6.8～9.7质量%之间的热轧钢和固溶钢（在900℃坯体温度下保持1分钟）的晶体结构。 然而，低密度钢的热轧和温轧尚未得到广泛报道和讨论。 关于低密度钢的开裂行为的报道是零星的。 索恩等人。 文献[16]研究了含0.3C-3Mn-(4~6)%低密度钢的解理裂纹，发现裂纹发生在铁素体氢键处的κ基体中。 解理断裂后，裂纹通过铁素体碳化物扩展。 索恩等人。 文献[17]通过将断裂机制从解理断裂转变为混合硬度和准解理断裂，指出固溶体对于提高拉伸硬度和脆性的重要性。 然而，通过轧机和固溶工艺提高Fe3Al金属间化合物的硬度和功效的研究报道非常有限。 为此，有必要研究通过轧机和固溶改变组织来提高高铝低密度钢的延展性。
这项研究致力于巩固热轧、温轧和后续固溶过程中的成分、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浓度（1号钢0.%C、2号钢0.%C）和铝浓度（1号钢6.8质量%Al、2号钢9.7质量%Al）的钢。 通过热轧、温轧和固溶处理工作，实现铁素体碳化物细化。 研究了钢材的物理成分、轧制和固溶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给出了本研究中涉及的低密度钢的名义物理成分以及利用阿基米德原理得到的钢的密度。 使用TCFE7数据库的-Calc软件预测温度下的平衡相。 将25mm长度的1号钢样在1250℃下再加热1小时，在终轧温度900℃下镀锌至3mm长度，水冷至该温度，然后进行多次热轧至1.2长度毫米。 将1号钢的热轧样品在900℃下固溶5分钟。 2号钢样品在900℃下热轧至3.9毫米的长度。 将镀锌样品在空气中冷却至一定温度。 然后将样品加热至300℃，保持30分钟，然后热轧（轧机温度~250℃）至1.2mm的长度。 将热轧样品在900℃下固溶5分钟。 1号钢和2号钢的轧机及解决流程如图1所示。据悉，这两种钢镀锌后的部分棒材进行了热轧，测试是否可以直接热轧，然后再进行热轧。了解它们的热轧性能，以确定将它们加工成板材的工艺策略。
表1 采用阿基米德原理计算的1号钢和2号钢的物理成分和密度
图1 (a)1号钢、(b)2号钢和(c)试样的铣削方向(RD)、横向(TD)和法向的轧机路径和热处理条件示意图（ND）。 RT：钢坯温度，FRT：终轧温度
通过软件从棒材的轧机方向和法线方向分析表面显微组织（图1（c））。 将样品用SiO2抛光至白度0.05μm，然后用5%硫酸铵（5ml浓HNO3加95ml甲醇）蚀刻，置于Leica 光学显微镜和450场发射枪扫描电子显微镜（FEG-扫描电镜）。 使用能量色散 X 射线光谱 (EDS) 测量析出相和晶界的组成。 FEG-SEM的工作电流为20kV，工作距离为10mm。 在衍射角（2θ）40-120°（Co-Kα靶，扫描步长0.02°，扫描速率0.5/min）范围内进行X射线衍射，以确定镀锌和固溶体样品中温度的存在。 相互。
使用容量为 ±100 kN 的伺服电动万能试验机 (8862)，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ASTME-8试样几何形状，厚度为25毫米15号钢材密度，厚度为6毫米。 使用测试系统附带的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口形貌。 随机选取5个点测试该钢的维氏显微强度（载荷：100g）和宏观强度（载荷：10kg），并给出平均值。
3. 结果 3.1。 温度下熔化级和平衡相的热力学估计
图2(a)和2(b)显示了使用-Calc软件估算的1号和2号钢中相浓度随空气温度的变化。 1号钢在熔化过程中（图2（a）），在1537℃开始生成铁素体，并在1532℃完全转变成低温铁素体相。 低温铁素体开始生成并达到完全熔化的温度。 温差只有5℃。 预计在 1150°C 的温度下将具有面心立方 (FCC) 晶体结构和钛晶相。 进一步冷却，在250℃时生成富含Fe和Ti的六方晶体结构的Laves相，但在该温度下稳定。 100℃时，各相的平衡体积分数为：铁素体相~0.9988，富Ti晶粒相~0.0003，Lave相~0.00081。 2号钢(图2(b))的熔化从1522℃开始生成低温铁素体相，1492℃完成铁素体相变。 铁氧体熔化的温度范围为30°C。 2 号钢中，富钛晶粒相（FCC 晶体结构）在 1350°C 时成核。 较高碳浓度的2号钢中的碳提高了富钛基体相的温度。 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，富钛基体~0.00158，κ 相~0.00351。 两种钢的熔化顺序和湿度范围如表2所示。1号钢和2号钢的-Calc预测的第一熔化固体（铁素体）和最后液态钢水转变为铁素体的成分如表2所示。图3显示，铁氧体和液体中的元素或显微烧蚀浓度不同，不同元素的显微烧蚀趋势不同，可以通过翘曲比来量化。 根据最后熔化的液体和起始熔化的固体铁氧体的主要固溶元素的组成比来估计元素的分配比。 分配比小于1，说明熔化过程中产生的铁素体耗尽了这种溶质元素，而这种溶质的熔点很低，不能继续变成液体。 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号钢的热力学估计。(c) 1号钢和2号钢的密度变化，使用-Calc随温度计算。
表2 钢的熔化顺序
Table-Calc预测1号钢和2号钢中起始固熔和最终钢水的成分（质量分数）
图 2(c) 显示了两种钢的密度计算预测与气温的函数关系。 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，密度随着熔化的进行而迅速降低，并且与熔化过程中的快速体积收缩有关。 固液间的溶质分布发生变化，如表3所示。当1号钢在1150℃、2号钢在1350℃时，具有较高比容FCC晶体结构的富Ti基体析出物，导致有效体积收缩率降低，密度降低率急剧增加。 结果，随着进一步冷却，1号钢和2号钢的密度随着体积逐渐收缩而继续平缓上升。 实测1号钢和2号钢的温度密度分别为7.14gm/cm3和6.81gm/cm3（见表1）。
3.2. 热、冷、温轧机的显微组织及固溶不同工艺阶段
钢1（图3（a））和钢2（图3（b））的镀锌试样的显微组织由含有大量碳化物的铁素体组成。 1号钢进行热轧，变形率为60%，并在900℃退火5分钟（图3（C）），2号钢进行热轧，变形率为69%（轧机温度250℃）。 ℃）并在900℃退火5分钟（图3（d）），其显微组织显示铁素体碳化物规格急剧减少，见表4。1号钢的热轧固溶样品（图3（d）） e))和2号钢的温轧固溶试验 样品的显微组织(图3(f))显示铁素体碳化物和沿氢键存在的Fe3Al金属间化合物。 2号钢中Fe3Al金属间化合物的面积分数比1号钢相对较小。 借助连续10个显微组织视场对面积分数进行平均，检测出不同加工条件下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。固溶后的1号钢（图4（a））和2号钢（图4（b））表明，1号钢中Fe和Al的光谱均匀，而1号钢中Fe和Al的光谱均匀。 2号钢均匀。 Al和Al沿氢键的波动较小。 据报道，在1号钢的EDS剖面中可以观察到沿晶粒的富Ti析出峰（图4（c））。 1号钢中Al原子数相对高于2号钢，2号钢固溶后样品中Fe3Al金属间化合物的比例较大。 如图5所示的XRD图谱所示，在该温度下，只有铁素体（BCC）在坯料和固溶体前后出现峰值。
图31钢在(a)镀锌(光学)、(c)和(e)热轧和固溶(光学和扫描电镜)条件下5%硫酸浸蚀显微组织，以及(b)2号钢的显微组织镀锌（光学）、（d）和（f）温轧和固溶（光学和扫描电子显微镜）条件下的 5% 硫酸蚀刻
表4 4号钢和2号钢不同加工阶段后的铁素体碳化物规格
表5 不同加工条件下钢1和钢2中铁素体和Fe3Al相的浓度
图4（a）1号钢热轧固溶试样15号钢材密度，（b）2号钢热轧固溶试样，（c）1号钢热轧固溶试样沿氢键富Ti沉淀物
图 51号钢和2号钢在不同加工条件下的XRD图谱
3.3. 镀锌、冷轧、温轧和固溶过程中拉伸性能和强度的变化
1号钢和2号钢的温度工程挠度-应变曲线（图6（a）和6（b））、真挠度-应变曲线（图6（c））以及应变硬化率和塑性应变曲线（图6（d））见图6。相应的屈服硬度（YS）、拉伸硬度（UTS）、总伸长率（TE）和屈强比（YR）见表6。1号镀锌试验钢和2号钢样品的延伸率分别为0.51%和1.7%。 2号钢热轧固溶试样屈服不连续，TE大于1号钢热轧固溶试样（图6（b））。 与1号钢相比，2号钢中Al浓度较高，Fe3Al金属间化合物面积分数较大（表5），导致2号钢硬度增强，塑性增加。 1号钢热轧和固溶试样的最大挠度为17%。 从应变硬化曲线（图6（d））可以看出，2号钢热轧固溶试样的应变硬化率略低于2号钢热轧固溶试样的应变硬化率。 . 1 钢。 1号钢和2号钢镀锌、冷轧/温轧及固溶后的显微强度（HV0.1）和宏观强度（HV10）值见表7。两种钢的显微强度值热轧/温轧及固溶（900℃保温5分钟）后与镀锌条件相似。 但2号钢（镀锌、热轧和固溶试样）的显微强度和宏观强度值均低于1号钢（镀锌、冷轧和固溶试样）。 屈强比（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硬度的降低。 两种钢固溶后的屈强比均有所提高（表6），因此其成形性能也有望得到改善。
图6 (a)镀锌后工程挠度-应变曲线 (b)热轧/温轧后工程挠度-应变曲线及求解 (c)热轧/温轧后真实挠度-应变曲线及求解 (d)应变硬化率图1 1号钢和2号钢热轧/温轧并900℃退火5分钟后的曲线。
表6 1号钢和2号钢在不同加工条件下屈服硬度（YS）、极限伸长硬度（UTS）和总伸长率的变化
表7 2号钢和2号钢在不同加工条件下维氏显微强度（HV0.1）和宏观强度（HV10）的变化
拉伸试样的SEM断口形貌如图7(a)-7(d)所示。 1号钢在镀锌状态下，解理模式裂纹占主导地位（图7（a）），可见粗糙的平面解理面； 在热轧和固溶试样中，可以观察到解理模式断裂和准解理模式断裂（波状解理）以及少量的二次裂纹（图7（b））。 2号钢在镀锌阶段出现解理型裂纹和较大的二次裂纹（图7（c）），而在温轧和固溶阶段则出现解理型裂纹和准解理或波状解理。 图案破裂，二次裂纹得到适度修正（图7（d））。
图71钢镀锌样品(a)和热轧样品及固溶样品(b)SEM断口图； (c) 镀锌和 (d) 热轧和固溶样品 2 号钢
资料来源：ISIJ.2023.05
