張功庭，鄭之旺，王敏莉

（攀鋼集團(tuán)研究院有限公司，釩鈦資源綜合利用國家重點實驗室，攀枝花617000）

0 引 言

冷軋總壓下率是影響退火IF鋼（無間隙原子鋼）深沖性能的主要因素。若沒有冷軋變形，就不會有退火過程的再結(jié)晶，從而也無法獲得較強(qiáng)的｛111｝有利織構(gòu)和高r（塑性應(yīng)變比）值。因此，在適當(dāng)?shù)幕瘜W(xué)成分和合理的熱軋之后，保證充分的冷軋壓下率是此類鋼獲得高r值的重要條件。研究者一致認(rèn)為［1］，對于IF 鋼，r 值 隨冷軋 壓下率 的增加而 單 調(diào)增大，直至壓下率高達(dá)90%時。在實際生產(chǎn)中為了獲得高的r值，普遍采用大于75%的冷軋壓下率，但由于生產(chǎn)設(shè)備的能力有限，壓下率一般不會超過85%。目前，冷軋壓下率對IF鋼組織和性能影響的研究較多［2-4］，但在對含鈮鈦IF鋼的研究方面，僅有張鵬［5］研究了加入鈮、鈦IF鋼在單機(jī)架四輥軋機(jī)一次冷軋退火和二次冷軋退火后的組織、性能及織構(gòu)演變規(guī)律，其主要考慮的是冷軋壓下率分配的問題，并未對不同的冷軋壓下率進(jìn)行研究分析。鑒于此，作者對含鈮鈦IF鋼進(jìn)行不同壓下率的冷軋，之后進(jìn)行退火處理，研究了冷軋壓下率對其性能和織構(gòu)的影響，并確定了最優(yōu)性能對應(yīng)的冷軋壓下率，期望能指導(dǎo)其工業(yè)化生產(chǎn)。

1 試樣制備與試驗方法

試驗鋼取自工業(yè)生產(chǎn)的4.5mm厚含鈮鈦IF鋼熱軋板，其化學(xué)成分見表1。

熱軋板經(jīng)酸洗后，在實驗室SG-300型四輥軋機(jī)上進(jìn)行冷軋，冷軋壓下率分別為60%，70%，80%和90%。垂直于軋向取樣，試樣尺寸為40mm×230mm×板厚，在預(yù)抽真空保護(hù)氣氛退火爐中進(jìn)行退火。退火工藝：以360℃·h-1的加熱速率快速加熱至500℃，然后以50℃·h-1的加熱速率加熱至720℃，保溫5h后隨爐冷卻至150℃出爐。

根據(jù)GB/T 228-2010加工標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣，在INSTRON 5569型電子式萬能試驗機(jī)上進(jìn)行拉伸試驗；在力學(xué)性能測試后的試樣端頭切取24mm×26mm（26mm為軋向）的織構(gòu)試樣，采用單面浸蝕的方法獲得1/4層測試面，然后在D/max-C型X射線衍射儀上，用Cu-Ka射線，采用Schulz反射法在各試樣1/4層面上采集｛110｝、（200）和｛112｝三張不完整極圖，由Buange系統(tǒng)分析軟件計算取向分布函數(shù)f（g），并繪制ODF圖；沿織構(gòu)測試后試樣縱截面的軋向磨制金相試樣，采用MeF3型光學(xué)顯微鏡觀察顯微組織。

表1 試驗鋼的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）Tab.1 Chemical composition of the experimental steel（mass） %

2 試驗結(jié)果與討論

2.1 力學(xué)性能

圖1中n和r值是在試樣拉伸15%～30%后，處于均勻塑性變形時，根據(jù)應(yīng)力應(yīng)變關(guān)系計算得到的，其中r90為垂直于軋向上試樣寬度方向與厚度方向的真應(yīng)變之比，n90為垂直于軋向上試樣的應(yīng)變硬化指數(shù)。由圖1可見，在試驗冷軋壓下率下，退火態(tài)試驗鋼屈服強(qiáng)度（93～104MPa）和抗拉強(qiáng)度（290～300MPa）的波動均較小，即冷軋壓下率對退火態(tài)屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度的影響很??；冷軋壓下率在70%～90%時，退火態(tài)試驗鋼具有良好的伸長率，A80為45.5%～48%；隨著冷軋壓下率從60%增至90%，應(yīng)變硬化指數(shù)n90從0.34逐漸降為0.32，塑性應(yīng)變比r90在2.2～2.45范圍內(nèi)，且呈先升后降的趨勢，并在70%冷軋壓下率下達(dá)到最大?？梢?，冷軋壓下率為70%～90%時，退火態(tài)試驗鋼具有較好的綜合力學(xué)性能。

圖1 不同冷軋壓下率下退火態(tài)試驗鋼的力學(xué)性能Fig.1 Mechanical properties of the annealed experimental steel with different cold rolled reductions：（a）yield strength and tensile strength；（b）elongation and（c）strain hardness index n90and plasticity strain ratio r90perpendicular to the rolling direction

2.2 顯微組織與再結(jié)晶織構(gòu)

由圖2可見，在不同冷軋壓下率下，退火態(tài)試驗鋼均為完全再結(jié)晶鐵素體組織，且隨著冷軋壓下率的增加，鐵素體晶粒不斷細(xì)化。這是因為，隨著冷軋壓下率的增加，冷軋態(tài)形變儲能增加，增大了退火時再結(jié)晶晶核的形核率，因而再結(jié)晶晶粒尺寸得以細(xì)化。

由圖3可見，冷軋態(tài)試驗鋼主要由｛001｝〈110〉、｛114｝〈110〉、｛223｝〈110〉和｛111｝等織構(gòu)組成，隨著冷軋壓下率的增大，上述織構(gòu)強(qiáng)度增大，但織構(gòu)類型無明顯變化。

由圖4可見，在退火態(tài)試驗鋼的α取向線上，｛001｝〈110〉織構(gòu)與｛110｝〈110〉織構(gòu)的強(qiáng)度很低，冷軋壓下率越大，結(jié)構(gòu)強(qiáng)度越接近于零，即該類織構(gòu)逐漸消失；隨著冷軋壓下率從60%增至90%，織構(gòu)強(qiáng)度增大，但織構(gòu)的類型和最強(qiáng)織構(gòu)并未發(fā)生變化，｛223｝〈110〉織構(gòu)保持最強(qiáng)，｛114｝〈110〉織構(gòu)也保持較高強(qiáng)度，這可能是遺傳了冷軋｛114｝〈110〉織構(gòu)的緣故；另外，｛111｝〈110〉織構(gòu)并未因為大的壓下率而成為最強(qiáng)的再結(jié)晶織構(gòu)。在γ取向線上，隨冷軋壓下率的增大，再結(jié)晶織構(gòu)強(qiáng)度增大，當(dāng)冷軋壓下率為60%～80%時，｛111｝〈110〉織構(gòu)與｛111｝〈112〉織構(gòu)的強(qiáng)度基本同步增強(qiáng)，｛111｝〈110〉織構(gòu)的強(qiáng)度高于｛111｝〈112〉織構(gòu)的；當(dāng)冷軋壓下率繼續(xù)增大至90%時，｛111｝〈112〉織構(gòu)的強(qiáng)度大大增強(qiáng)，｛111｝〈110〉織構(gòu)的強(qiáng)度略微降低，它們對應(yīng)的f（g）值分別為7.5和5.0，此 時 ｛111｝〈112〉織 構(gòu) 的 強(qiáng) 度 已 高 于｛111｝〈110〉織構(gòu)的。

圖2 不同冷軋壓下率下退火態(tài)試驗鋼的顯微組織Fig.2 Microstructure of annealed experimental steels with different cold reductions

圖3 不同冷軋壓下率下冷軋態(tài)試驗鋼1/4層α取向線和γ取向線上的f（g）Fig.3 f（g）alongα-fiber skeleton（a）andγ-fiber skeleton（b）at 1/4thickness of the cold-rolled experimental steel with different cold rolling reductions

圖4 不同冷軋壓下率退火態(tài)試驗鋼1/4層α取向線和γ取向線上的f（g）Fig.4 f（g）alongα-fiber skeleton（a）andγ-fiber skeleton（b）at 1/4thickness of the annealed experimental steel with different cold rolling reductions

2.3 討 論

冷軋退火態(tài)高強(qiáng)IF鋼的優(yōu)異成形性能與其再結(jié)晶織構(gòu)有關(guān)，冷軋壓下率越大，形變儲能越大，再結(jié)晶織構(gòu)形成的驅(qū)動力也就越大。在冷軋過程中，晶粒受強(qiáng)烈的塑性變形會發(fā)生轉(zhuǎn)動，處于軟取向的晶粒先開動并最終轉(zhuǎn)到穩(wěn)定取向；隨著冷軋變形率的增大，開動滑移系的動力也越大，一些處于硬取向的晶粒也發(fā)生轉(zhuǎn)動，并至穩(wěn)定取向，這樣就形成了不同的冷軋織構(gòu)。試驗鋼冷軋后，其主要的冷軋織構(gòu)由｛001｝〈110〉、｛114｝〈110〉、｛223｝〈110〉和｛111｝織構(gòu)組成。｛111｝〈110〉和｛111｝〈112〉組分具有最高的形變儲能［1］，因而在退火過程中，具有這兩個取向的形變晶粒最先發(fā)生再結(jié)晶形核，并且｛111｝〈110〉再結(jié)晶晶粒形核于｛111｝〈112〉形變晶粒，｛111｝〈112〉再結(jié)晶的晶粒形核于｛111｝〈110〉形變晶粒，而另兩個取向的形變晶粒直到再結(jié)晶后期才被新的再結(jié)晶晶粒取代，這種定向形核機(jī)制是IF鋼具有強(qiáng)烈γ-〈111〉//ND再結(jié)晶織構(gòu)的主要原因。

從試驗鋼的冷軋織構(gòu)到再結(jié)晶織構(gòu)的演變可以推測，其再結(jié)晶過程應(yīng)由定向形核-選擇生長機(jī)制共同作用完成。根據(jù)IF深沖鋼板再結(jié)晶織構(gòu)的形成與演變理論［6-7］，IF鋼深沖鋼板主織構(gòu)中的γ纖維織構(gòu)的｛111｝〈110〉取向與｛111｝〈112〉取向之間存在30°〈111〉取向關(guān)系，其重位點陣晶界位為∑13b。重位點陣晶界具有較低的晶界能，具有∑晶界的晶核不但優(yōu)先形成，而且還能夠優(yōu)先長大［8］。在再結(jié)晶初期，｛111｝〈110〉和｛111｝〈112〉再結(jié)晶晶核分別在冷軋γ取向線上的｛111｝〈112〉和｛111｝〈110〉形變晶粒中形核；在再結(jié)晶中后期，｛111｝〈110〉取向和｛111｝〈112〉取向又分別吞并了α纖維織構(gòu)中的｛112｝〈110〉取向和｛001｝〈110〉取向。這充分解釋了90%冷軋壓下率下退火后γ取向線中｛111｝〈112〉取向密度高于｛111｝〈110〉取向強(qiáng)度的原因，因為90%冷軋壓下率下｛001｝〈110〉取向密度大幅增大。因此，當(dāng)冷軋壓下率大于80%時，一方面，冷軋態(tài)γ取向線上的取向密度明顯增強(qiáng)，增加了原位形核的｛111｝取向；另一方面，因冷軋態(tài)α取向線上｛001｝〈110〉和｛112｝〈110〉附近的取向密度明顯增強(qiáng)，導(dǎo)致｛111｝取向晶粒選擇生長時γ取向線上的取向密度明顯增強(qiáng)，且當(dāng)冷軋壓下率為90%時，不僅γ取向線上的織構(gòu)密度明顯增強(qiáng)，而且f（g）峰值從｛111｝〈110〉變?yōu)榱耍?11｝〈112〉。因此對于試驗鋼而言，要想獲得強(qiáng)的｛111｝織構(gòu)，冷軋壓下率需控制在80%以上。這與冷軋壓下率對含鈦IF鋼影響的結(jié)論相似［9］。

另外，再結(jié)晶后α取向線線上｛223｝〈110〉和｛114｝〈110〉取向附近仍保留較高的取向密度，且隨著冷軋壓下率的增加，其取向密度還有所增加，說明｛223｝〈110〉和｛114｝〈110〉是較穩(wěn)定的織構(gòu)，在｛111｝織構(gòu)形核和長大過程中不容易被吞并，且具有較強(qiáng)的遺傳性。

3 結(jié) 論

（1）冷軋壓下率對試驗鋼力學(xué)性能的影響較小，當(dāng)冷軋壓下率為70%～90%時，再結(jié)晶組織均勻細(xì)小，試驗鋼具有良好的綜合力學(xué)性能。

（2）冷軋態(tài)試驗鋼主要由｛001｝〈110〉、｛114｝〈110〉、｛223｝〈110〉和｛111｝織構(gòu)組成，且織構(gòu)取向密度隨冷軋壓下率的增加而增大；再結(jié)晶退火后，隨著冷軋壓下率的增大，組織不斷細(xì)化，｛114｝〈110〉和｛223｝〈110〉取向由于穩(wěn)定性高而被遺傳下來，｛001｝〈110〉取向被｛111｝〈112〉取向晶粒吞并，形成較強(qiáng)的｛111｝再結(jié)晶織構(gòu)。

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