袁澤喜，代禮斌，賈 涓，宋新莉

（武漢科技大學(xué)材料與冶金學(xué)院，湖北武漢，430081）

IF鋼（Interstitial Free Steel）廣泛應(yīng)用于汽車和船舶制造工業(yè)領(lǐng)域[1－2]，其生產(chǎn)工藝流程主要為：高爐冶煉鐵水預(yù)處理—轉(zhuǎn)爐冶煉—RH精煉—連鑄—熱軋—冷軋—退火，生產(chǎn)過程中的每一個工藝階段均影響著IF鋼的最終性能[3]。熱軋、冷軋和退火三個工藝步驟是材料最終織構(gòu)形成的關(guān)鍵步驟。熱軋板織構(gòu)通常很弱；冷軋IF鋼中的主要織構(gòu)組分為α纖維織構(gòu)（〈110〉／／RD）和γ纖維織構(gòu)（〈111〉／／ND），退火后，α織構(gòu)逐漸消失，γ織構(gòu)的取向密度進(jìn)一步增加[4－7]。本文針對IF鋼生產(chǎn)過程中的熱軋、冷軋和退火三個工藝步驟進(jìn)行研究，測定并計(jì)算熱軋、冷軋和退火試樣中的織構(gòu)組分及體積分?jǐn)?shù)，對此過程中織構(gòu)的演變進(jìn)行系統(tǒng)分析，討論IF鋼生產(chǎn)過程中從熱軋到冷軋?jiān)俚酵嘶鹪嚇拥目棙?gòu)演變過程及傳承關(guān)系。

1 試驗(yàn)

在實(shí)驗(yàn)室利用50 kg真空爐冶煉了實(shí)驗(yàn)用IF鋼，其化學(xué)成分如表1所示。

將鋼錠加熱至1 250℃，保溫3 h后進(jìn)行熱軋，制成厚度約為3 mm的鋼板，終軋溫度為910℃。熱軋后的鋼板經(jīng)酸洗后再冷軋，制成厚度約為0.75 mm的鋼板。采用鹽浴退火模擬工業(yè)生產(chǎn)中的連續(xù)退火，鹽浴成分為m（BaCl2）∶m（NaCl）＝1∶1，于810℃下保溫90 s后空冷。

從退火試樣和熱軋?jiān)嚇由辖厝?0 mm（橫向）×15 mm（軋向）規(guī)格的試樣，對軋向（RD）和法向（ND）組成的側(cè)面進(jìn)行電解拋光，借助FEI公司NOVA400 Nano－SEM場發(fā)射掃描電子顯微鏡上配置的電子背散射衍射（EBSD）探頭對試樣進(jìn)行觀測，每個試樣選取3個不同區(qū)域進(jìn)行檢測。利用HKL公司Channel軟件對數(shù)據(jù)進(jìn)行處理，分別得到試樣的取向成像圖和取向分布函數(shù)（ODF）。冷軋?jiān)嚇觿t借助配備面探測器的Bruker D8型X射線衍射儀進(jìn)行測試，利用Textools軟件對數(shù)據(jù)進(jìn)行計(jì)算，得出冷軋?jiān)嚇尤∠蚍植己瘮?shù)和織構(gòu)組分的體積分?jǐn)?shù)。

表1 試驗(yàn)鋼種的化學(xué)成分（wB／%）Table 1 Chemical compositions of the experimental steel

2 結(jié)果與分析

2.1 顯微組織

圖1所示為熱軋、冷軋和退火試樣的顯微組織。從圖1中可以看出，熱軋?jiān)嚇泳Я＜?xì)小均勻，且為等軸晶粒；冷軋后，晶粒沿軋向拉長，呈現(xiàn)出軋制纖維，最明顯的金相學(xué)特征是晶內(nèi)剪切帶的出現(xiàn)，這一特征曾被描述為魚骨結(jié)構(gòu)[8]；退火以后，軋制纖維轉(zhuǎn)變?yōu)榈容S晶粒。

圖2所示為熱軋和退火試樣的取向成像圖。取向成像圖中以取向差大于10°的晶界作為大角度晶界，取向差為2°～10°的晶界作為小角度晶界。從圖2（a）、圖2（b）中可以看出，熱軋晶粒均勻細(xì)小，顏色雜亂無章，表明晶粒取向紊亂，計(jì)算可知約1／3的晶粒為〈001〉／／ND取向，約1／3的晶粒為〈110〉／／ND取向，少量晶粒為〈111〉／／ND取向；熱軋?jiān)嚇舆叢烤Я］^細(xì)，芯部晶粒較粗大，這主要是由于試樣邊部冷卻速度快，晶粒來不及長大，而芯部冷卻速度慢，晶?？沙浞珠L大。由圖2（c）中可見，退火后，試樣中晶粒呈等軸狀，晶粒尺寸比較均勻，晶粒間主要為大角度晶界，表明再結(jié)晶較充分；退火試樣中大部分晶粒取向?yàn)椤?11〉／／ND，另外還有少量晶粒取向?yàn)椤?01〉／／ND。

圖1 熱軋、冷軋和退火試樣的顯微組織Fig.1 Microstructures of hot rolled，cold rolled and annealed samples

圖2 熱軋和退火試樣的取向成像圖Fig.2 Orientation imaging maps of the hot rolled and annealed samples

2.2 ODF分析

圖3 熱軋?jiān)嚇拥腛DF截面圖（φ2恒定，間隔為5°Fig.3 Serious ODF sections of hot rolled sample

2.2.1 熱軋?jiān)嚇拥腛DF分析結(jié)果

從EBSD結(jié)果中可以得到試樣的取向分布函數(shù)。圖3所示為熱軋?jiān)嚇拥腛DF截面圖。根據(jù)立方晶系的對稱性，取φ1＝0°～90°，Φ＝0°～90°。從圖3（a）中可以看出，熱軋?jiān)嚇拥臉O密度等高線形狀散亂、強(qiáng)度較弱且分布均勻，表明熱軋?jiān)嚇又械木ЯＨ∠蚧靵y，織構(gòu)很弱。熱軋?jiān)嚇又泻袔追N強(qiáng)度較弱的織構(gòu)組分：｛111｝〈110〉、｛111｝〈112〉、｛554｝〈225〉、｛112｝〈110〉和｛001｝〈110〉等。對比圖3（a）和圖3（b）可以看出，熱軋?jiān)嚇舆叢亢托静康目棙?gòu)相差不大，均為散亂的取向分布線，強(qiáng)度略有差別，這是因?yàn)闊彳堖^程中金屬內(nèi)部主要發(fā)生兩種微觀過程，一是以位錯運(yùn)動為主的塑性變形，并伴隨著金屬基體缺陷密度的增加；二是以回復(fù)、形核和晶粒長大為主的動態(tài)再結(jié)晶，并伴隨著金屬基體缺陷密度的下降。兩者在變形過程同時或交替出現(xiàn)，因而使試樣在熱軋過程中發(fā)生了復(fù)雜的微觀變化。軋制過程導(dǎo)致金屬內(nèi)生成變形織構(gòu)，動態(tài)再結(jié)晶過程會造成再結(jié)晶織構(gòu)，但兩過程同時或交替進(jìn)行，使兩類織構(gòu)均不能得到充分發(fā)展，所以往往導(dǎo)致熱變形后金屬內(nèi)形成很弱的織構(gòu)[8]。

2.2.2 冷軋?jiān)嚇拥腛DF分析結(jié)果

圖4所示為冷軋?jiān)嚇尤∠蚍植己瘮?shù)垂直于φ2方向的系列截面圖，間隔為5°。從圖4中可以看出，φ2＝0°時，極密度等高線向（φ1＝45°，Φ＝0°，φ2＝0°）和（φ1＝45°，Φ＝90°，φ2＝0°）處聚集，對應(yīng)的織構(gòu)組分為｛001｝〈110〉；隨著φ2的增大，極密度等高線最強(qiáng)點(diǎn)漸漸向（φ1＝0°，Φ＝0°，φ2＝0°）處移動；當(dāng)φ2＝20°時，（φ1＝45°，Φ＝90°，φ2＝20°）處極密度等高線消失，而在（φ1＝45°，Φ＝0°，φ2＝20°）附近處的極密度強(qiáng)度有所提高，且這種強(qiáng)度一直保持并繼續(xù)向（φ1＝0°，Φ＝0°，φ2＝30°）處移動，在此過程中，有部分晶粒向（φ1＝0°，Φ＝35°，φ2＝30°）處轉(zhuǎn)變；φ2＝35°時，極密度強(qiáng)點(diǎn)到達(dá)（φ1＝0°，Φ＝0°，φ2＝35°）處，同時在（φ1＝90°，Φ＝55°，φ2＝35°）處出現(xiàn)極密度線，而且（φ1＝90°，Φ＝0°，φ2＝35°）處也出現(xiàn)較強(qiáng)的極密度線；到φ2＝45°時，（φ1＝0°，Φ＝0°，φ2＝45°）和（φ1＝90°，Φ＝0°，φ2＝45°）處極密度強(qiáng)度基本保持不變。同時在（φ1為0°～90°，Φ＝55°，φ2＝45°）處形成了具有一定強(qiáng)度的｛111｝面織構(gòu)，其中包括了織構(gòu)組分｛111｝〈110〉和｛111｝〈112〉；隨著φ2繼續(xù)增大，極密度線先在Φ＝60°處聚集，極密度強(qiáng)度先增強(qiáng)，然后逐漸向（φ1＝45°，Φ＝55°）處聚集，最終又回到與（φ1＝45°，Φ＝0°，φ2＝0°）狀態(tài)一樣的ODF截面圖。表2給出了各織構(gòu)組分所對應(yīng)的歐拉角以及以15°為發(fā)散角進(jìn)行統(tǒng)計(jì)計(jì)算出的織構(gòu)組分的體積分?jǐn)?shù)。由表2中可見，冷軋?jiān)嚇又写嬖诘闹饕棙?gòu)組分有4種，按含量從少到多依次為：｛001｝〈110〉、｛111｝〈110〉、｛111｝〈112〉和｛112｝〈110〉。

圖4 冷軋?jiān)嚇覱DF截面圖（φ2恒定，間隔為5°）Fig.4 Serious ODF sections of cold rolled sample

表2 冷軋織構(gòu)組分所對應(yīng)的歐拉角及體積分?jǐn)?shù)Table 2 Percentage and Euler angles of texture components for cold rolled sample

2.2.3 退火試樣的ODF分析結(jié)果

圖5 退火試樣ODF截面圖（φ2恒定，間隔為5°）Fig.5 Serious ODF sections of annealed sample

圖5所示為退火試樣ODF截面圖。從圖5中可以看出，φ2為0°～15°時，沒有出現(xiàn)極密度等高線，表明其強(qiáng)度小于2；φ2＝20°時，極密度等高線開始在（φ1＝25°，Φ＝60°，φ2＝20°）和（φ1＝65°，Φ＝60°，φ2＝20°）處出現(xiàn)；隨著φ2增大，極密度等高線逐漸增多，強(qiáng)度逐漸提高，到φ2＝40°時，強(qiáng)度達(dá)到最高；φ2＝45°時，極密度等高線聚集于（φ1＝0°，Φ＝60°，φ2＝45°）和（φ1＝55°，Φ＝60°，φ2＝45°）處，其對應(yīng)的織構(gòu)組分為｛111｝〈110〉，其次在（φ1＝35°，Φ＝60°，φ2＝45°）和（φ1＝90°，Φ＝60°，φ2＝45°）處還有一定強(qiáng)度的極密度線，對應(yīng)的織構(gòu)組分為｛111｝〈112〉；此后，隨著φ2增大，極密度等高線逐漸減少，強(qiáng)度逐漸降低，當(dāng)φ2＝65°時，極密度等高線只剩一條，φ2＝70°時，沒有極密度線，強(qiáng)度已小于2。對應(yīng)表2中織構(gòu)組分的歐拉角可知，冷軋IF鋼經(jīng)退火后，形成了｛111｝面織構(gòu)，包括｛111｝〈110〉和｛111｝〈112〉兩種織構(gòu)組分，其織構(gòu)組分的體積分?jǐn)?shù)分別為28%和17.5%。

3 討論

熱軋鋼板在生產(chǎn)過程中與織構(gòu)形成有密切關(guān)系的物理過程主要有奧氏體形變、γ／α相變和鐵素體形變[6]。由于本實(shí)驗(yàn)的終軋溫度為910℃，所以熱軋板是在奧氏體區(qū)軋制，這將會產(chǎn)生再結(jié)晶織構(gòu)和形變織構(gòu)，而這種織構(gòu)將在隨后的γ／α相變過程中遺傳給鐵素體[6]。奧氏體相變形成鐵素體時，鐵素體織構(gòu)會與奧氏體織構(gòu)有一定取向關(guān)系，而當(dāng)鋼在奧氏體向鐵素體轉(zhuǎn)變時，通常遵循K－S（Kurdjumov－Sachs）關(guān)系，相當(dāng)于γ和α兩種晶格共〈112〉軸旋轉(zhuǎn)90°。文獻(xiàn)[6]中根據(jù)K－S關(guān)系研究表明：當(dāng)織構(gòu)遺傳沒有取向選擇時，奧氏體再結(jié)晶織構(gòu)｛001｝〈100〉將轉(zhuǎn)變?yōu)椋?01｝〈110〉、｛110｝〈001〉和｛110｝〈110〉，而在奧氏體軋制織構(gòu)時產(chǎn)生的Copper織構(gòu)主要轉(zhuǎn)化為｛112｝〈110〉，Brass織構(gòu)主要轉(zhuǎn)化為｛111｝〈112〉，｛001｝〈110〉等，其次是Goss織構(gòu)將均等地轉(zhuǎn)化為｛001｝〈100〉、｛111｝〈110〉和｛112｝〈110〉三種織構(gòu)組分。所以熱軋后的織構(gòu)組分很多，在高溫和變形的共同作用下，導(dǎo)致熱變形后的織構(gòu)很弱。然而，熱軋后的細(xì)小均勻晶粒為后續(xù)冷軋和退火提供了必要的組織準(zhǔn)備。

由于熱軋后試樣中的織構(gòu)非常微弱，不會給冷軋織構(gòu)的變化造成影響。冷軋過程中，啟動的滑移系主要有：｛110｝〈111〉、｛112｝〈111〉和｛123｝〈111〉，同時由于熱軋晶粒細(xì)小，相當(dāng)多的晶粒取向在變形過程中先匯聚于取向｛001｝〈110〉附近，然后沿α線流向｛112｝〈110〉取向。軋制時位錯滑移造成的取向變化趨勢是滑移面趨于平行于軋面，滑移方向趨于平行于軋向。依據(jù)單晶滑移模型，取向在α線上的晶粒軋制變形時主要有兩個滑移系｛001｝〈111〉和｛101｝〈111〉，這兩個滑移系的綜合作用會使晶粒的（112）面趨于平行于軋面，晶體的[11－0]方向趨于平行軋向，因此晶粒取向趨于流向（112）[1 1－0]取向[7]。其次由于晶體缺陷（如雜質(zhì)原子）抑制滑移系啟動和晶粒旋轉(zhuǎn)，使｛111｝晶面平行于軋面，最終形成了｛111｝〈110〉和｛111｝〈112〉冷軋織構(gòu)[5]。IF鋼經(jīng)冷軋后主要存在4種織構(gòu)組分，分別為｛111｝〈110〉、｛111｝〈112〉、｛112｝〈110〉和｛001｝〈110〉。冷變形過程中形成足夠強(qiáng)的變形織構(gòu)是后期獲得理想退火織構(gòu)的必要條件，通常采用大壓下量來控制冷軋織構(gòu)。

冷軋?jiān)嚇又写嬖谟休^強(qiáng)的冷軋織構(gòu)組分｛111｝〈110〉、｛111｝〈112〉、｛112｝〈110〉和｛001｝〈110〉，當(dāng)退火過程中形成再結(jié)晶晶粒時會發(fā)生擇優(yōu)形核和選擇長大，從而形成與冷軋織構(gòu)不完全相同的退火織構(gòu)。4種冷軋織構(gòu)組分的儲存能大小順序?yàn)镋｛111｝〈112〉＞E｛111｝〈110〉＞E｛112｝〈110〉＞E｛001｝〈110〉，再結(jié)晶退火過程中，｛111｝〈112〉儲存能高，優(yōu)先形核，其次是｛111｝〈110〉，最后是｛001｝〈110〉，由此表明，冷軋形成的｛111｝面織構(gòu)將轉(zhuǎn)變?yōu)橥嘶穑?11｝面織構(gòu)，而且｛001｝〈110〉和｛112｝〈110〉最終也將轉(zhuǎn)變?yōu)椋?11｝〈112〉織構(gòu)組分，所以｛111｝面織構(gòu)成為退火后的主要織構(gòu)，這將更有利于提高IF鋼的深沖性能。因此，IF鋼最終織構(gòu)和性能的控制是依靠整個生產(chǎn)過程的綜合調(diào)配來達(dá)到的，每個工藝步驟都需要嚴(yán)格控制。

4 結(jié)論

（1）熱軋過程中發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶，形成細(xì)小的等軸晶粒，提供了后續(xù)工藝步驟中所需要的組織。再結(jié)晶織構(gòu)和變形織構(gòu)均不能得到充分發(fā)展，最終形成較弱的織構(gòu)，不會影響冷軋織構(gòu)的形成。

（2）冷軋過程是織構(gòu)形成的主要工藝步驟，冷軋IF鋼中主要含有4種織構(gòu)組分，按其體積分?jǐn)?shù)從小到大依次為：｛001｝〈110〉，｛111｝〈110〉，｛111｝〈112〉和｛112｝〈110〉。

（3）較強(qiáng)的冷軋織構(gòu)是最終理想織構(gòu)形成的必要條件，冷軋｛111｝面織構(gòu)儲存能高，退火后將優(yōu)先形核，形成退火｛111｝面織構(gòu)，｛001｝〈110〉和｛112｝〈110〉織構(gòu)組分最終也被｛111｝〈112〉織構(gòu)組分取代。

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