IF鋼生產過程中的織構演變

袁澤喜，代禮斌，賈 涓，宋新莉

（武漢科技大學材料與冶金學院，湖北武漢，430081）

IF鋼（Interstitial Free Steel）廣泛應用于汽車和船舶制造工業領域[1－2]，其生產工藝流程主要為：高爐冶煉鐵水預處理—轉爐冶煉—RH精煉—連鑄—熱軋—冷軋—退火，生產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形成的關鍵步驟。熱軋板織構通常很弱；冷軋IF鋼中的主要織構組分為α纖維織構（〈110〉／／RD）和γ纖維織構（〈111〉／／ND），退火后，α織構逐漸消失，γ織構的取向密度進一步增加[4－7]。本文針對IF鋼生產過程中的熱軋、冷軋和退火三個工藝步驟進行研究，測定并計算熱軋、冷軋和退火試樣中的織構組分及體積分數，對此過程中織構的演變進行系統分析，討論IF鋼生產過程中從熱軋到冷軋再到退火試樣的織構演變過程及傳承關系。

1 試驗

在實驗室利用50 kg真空爐冶煉了實驗用IF鋼，其化學成分如表1所示。

將鋼錠加熱至1 250℃，保溫3 h后進行熱軋，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生產中的連續退火，鹽浴成分為m（BaCl2）∶m（NaCl）＝1∶1，于810℃下保溫90 s后空冷。

從退火試樣和熱軋試樣上截取10 mm（橫向）×15 mm（軋向）規格的試樣，對軋向（RD）和法向（ND）組成的側面進行電解拋光，借助FEI公司NOVA400 Nano－SEM場發射掃描電子顯微鏡上配置的電子背散射衍射（EBSD）探頭對試樣進行觀測，每個試樣選取3個不同區域進行檢測。利用HKL公司Channel軟件對數據進行處理，分別得到試樣的取向成像圖和取向分布函數（ODF）。冷軋試樣則借助配備面探測器的Bruker D8型X射線衍射儀進行測試，利用Textools軟件對數據進行計算，得出冷軋試樣取向分布函數和織構組分的體積分數。

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

2 結果與分析

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，熱軋試樣晶粒細小均勻，且為等軸晶粒；冷軋后，晶粒沿軋向拉長，呈現出軋制纖維，最明顯的金相學特征是晶內剪切帶的出現，這一特征曾被描述為魚骨結構[8]；退火以后，軋制纖維轉變為等軸晶粒。

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，熱軋晶粒均勻細小，顏色雜亂無章，表明晶粒取向紊亂，計算可知約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；熱軋試樣邊部晶粒較細，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，晶粒可充分長大。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，表明再結晶較充分；退火試樣中大部分晶粒取向為〈111〉／／ND，另外還有少量晶粒取向為〈001〉／／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 熱軋試樣的ODF截面圖（φ2恒定，間隔為5°Fig.3 Serious ODF sections of hot rolled sample

2.2.1 熱軋試樣的ODF分析結果

從EBSD結果中可以得到試樣的取向分布函數。圖3所示為熱軋試樣的ODF截面圖。根據立方晶系的對稱性，取φ1＝0°～90°，Φ＝0°～90°。從圖3（a）中可以看出，熱軋試樣的極密度等高線形狀散亂、強度較弱且分布均勻，表明熱軋試樣中的晶粒取向混亂，織構很弱。熱軋試樣中含有幾種強度較弱的織構組分：｛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，熱軋試樣邊部和芯部的織構相差不大，均為散亂的取向分布線，強度略有差別，這是因為熱軋過程中金屬內部主要發生兩種微觀過程，一是以位錯運動為主的塑性變形，并伴隨著金屬基體缺陷密度的增加；二是以回復、形核和晶粒長大為主的動態再結晶，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，因而使試樣在熱軋過程中發生了復雜的微觀變化。軋制過程導致金屬內生成變形織構，動態再結晶過程會造成再結晶織構，但兩過程同時或交替進行，使兩類織構均不能得到充分發展，所以往往導致熱變形后金屬內形成很弱的織構[8]。

2.2.2 冷軋試樣的ODF分析結果

圖4所示為冷軋試樣取向分布函數垂直于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，對應的織構組分為｛001｝〈110〉；隨著φ2的增大，極密度等高線最強點漸漸向（φ1＝0°，Φ＝0°，φ2＝0°）處移動；當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°）附近處的極密度強度有所提高，且這種強度一直保持并繼續向（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°）處轉變；φ2＝35°時，極密度強點到達（φ1＝0°，Φ＝0°，φ2＝35°）處，同時在（φ1＝90°，Φ＝55°，φ2＝35°）處出現極密度線，而且（φ1＝90°，Φ＝0°，φ2＝35°）處也出現較強的極密度線；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度的｛111｝面織構，其中包括了織構組分｛111｝〈110〉和｛111｝〈112〉；隨著φ2繼續增大，極密度線先在Φ＝60°處聚集，極密度強度先增強，然后逐漸向（φ1＝45°，Φ＝55°）處聚集，最終又回到與（φ1＝45°，Φ＝0°，φ2＝0°）狀態一樣的ODF截面圖。表2給出了各織構組分所對應的歐拉角以及以15°為發散角進行統計計算出的織構組分的體積分數。由表2中可見，冷軋試樣中存在的主要織構組分有4種，按含量從少到多依次為：｛001｝〈110〉、｛111｝〈110〉、｛111｝〈112〉和｛112｝〈110〉。

圖4 冷軋試樣ODF截面圖（φ2恒定，間隔為5°）Fig.4 Serious ODF sections of cold rolled sample

表2 冷軋織構組分所對應的歐拉角及體積分數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，沒有出現極密度等高線，表明其強度小于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；隨著φ2增大，極密度等高線逐漸增多，強度逐漸提高，到φ2＝40°時，強度達到最高；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，其對應的織構組分為｛111｝〈110〉，其次在（φ1＝35°，Φ＝60°，φ2＝45°）和（φ1＝90°，Φ＝60°，φ2＝45°）處還有一定強度的極密度線，對應的織構組分為｛111｝〈112〉；此后，隨著φ2增大，極密度等高線逐漸減少，強度逐漸降低，當φ2＝65°時，極密度等高線只剩一條，φ2＝70°時，沒有極密度線，強度已小于2。對應表2中織構組分的歐拉角可知，冷軋IF鋼經退火后，形成了｛111｝面織構，包括｛111｝〈110〉和｛111｝〈112〉兩種織構組分，其織構組分的體積分數分別為28%和17.5%。

3 討論

熱軋鋼板在生產過程中與織構形成有密切關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]。由于本實驗的終軋溫度為910℃，所以熱軋板是在奧氏體區軋制，這將會產生再結晶織構和形變織構，而這種織構將在隨后的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，鐵素體織構會與奧氏體織構有一定取向關系，而當鋼在奧氏體向鐵素體轉變時，通常遵循K－S（Kurdjumov－Sachs）關系，相當于γ和α兩種晶格共〈112〉軸旋轉90°。文獻[6]中根據K－S關系研究表明：當織構遺傳沒有取向選擇時，奧氏體再結晶織構｛001｝〈100〉將轉變為｛001｝〈110〉、｛110｝〈001〉和｛110｝〈110〉，而在奧氏體軋制織構時產生的Copper織構主要轉化為｛112｝〈110〉，Brass織構主要轉化為｛111｝〈112〉，｛001｝〈110〉等，其次是Goss織構將均等地轉化為｛001｝〈100〉、｛111｝〈110〉和｛112｝〈110〉三種織構組分。所以熱軋后的織構組分很多，在高溫和變形的共同作用下，導致熱變形后的織構很弱。然而，熱軋后的細小均勻晶粒為后續冷軋和退火提供了必要的組織準備。

由于熱軋后試樣中的織構非常微弱，不會給冷軋織構的變化造成影響。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小，相當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（如雜質原子）抑制滑移系啟動和晶粒旋轉，使｛111｝晶面平行于軋面，最終形成了｛111｝〈110〉和｛111｝〈112〉冷軋織構[5]。IF鋼經冷軋后主要存在4種織構組分，分別為｛111｝〈110〉、｛111｝〈112〉、｛112｝〈110〉和｛001｝〈110〉。冷變形過程中形成足夠強的變形織構是后期獲得理想退火織構的必要條件，通常采用大壓下量來控制冷軋織構。

冷軋試樣中存在有較強的冷軋織構組分｛111｝〈110〉、｛111｝〈112〉、｛112｝〈110〉和｛001｝〈110〉，當退火過程中形成再結晶晶粒時會發生擇優形核和選擇長大，從而形成與冷軋織構不完全相同的退火織構。4種冷軋織構組分的儲存能大小順序為E｛111｝〈112〉＞E｛111｝〈110〉＞E｛112｝〈110〉＞E｛001｝〈110〉，再結晶退火過程中，｛111｝〈112〉儲存能高，優先形核，其次是｛111｝〈110〉，最后是｛001｝〈110〉，由此表明，冷軋形成的｛111｝面織構將轉變為退火｛111｝面織構，而且｛001｝〈110〉和｛112｝〈110〉最終也將轉變為｛111｝〈112〉織構組分，所以｛111｝面織構成為退火后的主要織構，這將更有利于提高IF鋼的深沖性能。因此，IF鋼最終織構和性能的控制是依靠整個生產過程的綜合調配來達到的，每個工藝步驟都需要嚴格控制。

4 結論

（1）熱軋過程中發生動態再結晶，形成細小的等軸晶粒，提供了后續工藝步驟中所需要的組織。再結晶織構和變形織構均不能得到充分發展，最終形成較弱的織構，不會影響冷軋織構的形成。

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

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

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