IF鋼冷軋和退火過程的織構(gòu)演變規(guī)律

申文竹, 王朋飛, 胡相平, 包菲菲, 侯鑫鑫, 曹立勝

(1. 西南石油大學 新能源與材料學院, 四川 成都 610500;2. 中國核動力研究設(shè)計院 反應(yīng)堆燃料及材料重點實驗室, 四川 成都 610041)

IF鋼是無間隙原子鋼(Interstitial free)的簡稱,于20世紀60年代在日本首次開發(fā)成功[1-4]。在經(jīng)過一段時間的低速發(fā)展后,隨社會需求增大和生產(chǎn)技術(shù)得到改善,IF鋼的生產(chǎn)在20世紀80年代以后逐漸開始高速發(fā)展。IF鋼生產(chǎn)過程中,冷軋織構(gòu)和退火再結(jié)晶織構(gòu)對其性能的影響最大[4-9],因此對IF鋼冷軋和再結(jié)晶織構(gòu)進行研究尤為重要,并且也是當前的研究熱點。為探究熱軋高溫卷取IF鋼在隨后冷軋、冷軋退火過程中織構(gòu)變化的規(guī)律,本文采用X射線衍射技術(shù)研究了冷軋壓下率、大冷軋變形下退火對IF鋼織構(gòu)的影響規(guī)律,以期為工業(yè)生產(chǎn)提供參考。

1 試驗材料與方法

試驗用原始材料為某鋼廠生產(chǎn)的超低碳IF鋼,其化學成分見表1。IF鋼出廠規(guī)格為760 ℃熱軋+740 ℃高溫卷取態(tài)板材,板材終軋厚度為5.53 mm。熱軋卷取后板材呈現(xiàn)完全再結(jié)晶態(tài)組織,晶粒如圖1所示。冷軋樣品取自熱軋鋼板,采用雙輥軋設(shè)備進行冷軋?zhí)幚?其軋制壓下率為40%和80%。退火在80%冷軋壓下率的樣品中進行,設(shè)計的退火工藝為:670、790和850 ℃退火10 min;790 ℃退火60 min。

圖1 熱軋高溫卷取態(tài)IF鋼的顯微組織Fig.1 Microstructure of the hot-rolled coiled IF steel

表1 試驗鋼的化學成分(質(zhì)量分數(shù),%)

IF鋼織構(gòu)測試在D8 ADVANCE X射線衍射儀上進行,測試面為RD-TD軋制面。XRD織構(gòu)測試采用Co靶材,以Δα=Δβ=5°間隙采集(200)、(110)和(112) 3張不完整極圖數(shù)據(jù),利用設(shè)備自帶軟件MULTEX 3計算三維取向分布函數(shù)ODF,利用計算獲得的ODF圖進一步反算并獲得特定研究方向的反極圖。ODF圖中Euler角采用Bange系統(tǒng)標記法,即分別為φ1、φ和φ2。對于Bange系統(tǒng),晶粒取向指數(shù){hkl}與Euler角φ1、φ和φ2的關(guān)系可表達為[10]:

h∶k∶l=sinφsinφ2∶sinφcosφ2∶cosφ

u∶v∶w=(cosφ1cosφ2-sinφ1sinφ2cosφ)∶

(-cosφ1sinφ2-sinφ1cosφ2cosφ)∶sinφ1sinφ

2 試驗結(jié)果與分析

2.1 冷軋織構(gòu)演變規(guī)律

圖2為不同冷軋壓下率樣品XRD測試獲得的極圖。正、反極圖結(jié)果都表明熱軋卷取后板材在經(jīng)歷后續(xù)冷軋過程后,織構(gòu)特征發(fā)生明顯改變。從圖2所示的(200)正極圖看,熱軋態(tài)IF鋼板材經(jīng)過高溫卷取后晶粒的<001>極軸在軋制面RD-TD面分布散漫,沒有明顯的聚集,而樣品經(jīng)過冷軋?zhí)幚砗缶Я５?001>極軸逐步向ND方向聚集,如40%冷軋壓下率形成了多個極密度點,當冷軋變形達到80%時,<001>極軸更靠近ND方向,形成極密度更高,從而形成較強的{001}面織構(gòu)。

圖2 不同冷軋壓下率試樣的(200)極圖及反極圖(a)原始熱軋卷取;(b)40%;(c)80%Fig.2 (200) PF and IPF of the specimen under different cold rolling reduction(a) original hot-rolled coiled; (b) 40%; (c) 80%

從ND和RD反極圖也可看出,未進行冷軋?zhí)幚淼臒彳埦砣『蟀宀?織構(gòu)分布散漫,沿ND方向<001>、<101>和<111>取向晶粒都有分布,而在RD方向主要是<001>、<101>取向晶粒分布,這些晶粒取向的織構(gòu)特點主要是由于熱軋過程中變形和再結(jié)晶共同作用生成的弱織構(gòu)特征[5]。在軋制壓下率為40%時,沿ND方向晶粒取向更向<001>、<101>集中,{111}面織構(gòu)特征在40%冷軋過程有所形成,但不顯著,未能形成強烈的γ-纖維織構(gòu),這可能和軋制過程中{111}面織構(gòu)逐漸向{101}織構(gòu)和{001}織構(gòu)轉(zhuǎn)變有關(guān)[11],另外在RD也未出現(xiàn)明顯的{111}織構(gòu)。在軋制壓下率達到80%時,<001>取向晶粒進一步向ND方向集中,強度高達8.45,并且<111>取向晶粒在ND方向也略有聚集,其強度達1.67;RD方向的<111>和<001>取向晶粒較少,分布更為明顯的是<101>取向晶粒。由此可知在進行軋制時,未進行冷軋?zhí)幚淼臒彳埦砣『蟀宀目棙?gòu)分布散漫,隨軋制進行,在ND方向形成了強度較高的{001}織構(gòu)和一定強度的{111}織構(gòu),RD方向在冷軋初期形成低強度的{111}織構(gòu)(α-纖維織構(gòu)),在壓下率達到80%時消失。

圖3為不同冷軋壓下率試樣的φ2=45° ODF截圖。晶粒取向指數(shù){hkl}與Euler角φ1、φ和φ2的關(guān)系表達,對ODF截圖織構(gòu)組分進行了計算,結(jié)果表明未進行軋制的試樣中織構(gòu)組分較多,試樣中的主要織構(gòu)組分有{110}<011>、{112}<110>、{110}<110>和{100}<011>等織構(gòu),但強度都較低,織構(gòu)呈現(xiàn)散漫分布特征。在軋制壓下率達到40%時,試樣中的織構(gòu)開始向{110}<110>、{110}<011>和{112}<110>織構(gòu)集中,其中{110}<110>織構(gòu)的最大強度達到了2.19。隨軋制壓下率達到80%,試樣中的織構(gòu)分布已呈現(xiàn)集中趨勢,主要的織構(gòu)組分有旋轉(zhuǎn)立方織構(gòu){110}<011>和{100}<011>,并且生成了弱的{111}面織構(gòu)特征,{110}<110>和{110}<011>Goss織構(gòu)強度相對于40%冷軋壓下率已有所降低。

圖3 不同冷軋壓下率試樣的ODF圖(φ2=45°)(a)原始熱軋卷取;(b)40%;(c)80%Fig.3 ODF of the specimen under different cold rolling reduction (φ2=45°)(a) original hot-rolled coiled; (b) 40%; (c) 80%

可以看出,在冷軋過程中,試樣中織構(gòu)從最初的散漫分步狀態(tài)逐漸聚集,熱軋試樣中原有的弱織構(gòu)在軋制時不斷變化,最終在試樣中形成了強度極高的{110}<011>和{100}<011>織構(gòu),并且生成了取向平行于軋制方向的弱{111}//RD織構(gòu),軋制壓下率達到80%時試樣中基本沒有與法向平行的γ-纖維織構(gòu)({111}//ND),這與極圖分析結(jié)果一致,說明在冷軋過程中,會形成新的冷軋織構(gòu)并且冷軋織構(gòu)會得到極大的發(fā)展,形成強度值較大的{110}<011>和{100}<011>織構(gòu)。

2.2 再結(jié)晶退火織構(gòu)演變規(guī)律

對80%冷軋壓下率的試樣進行670、790和850 ℃退火10 min的熱處理,以研究退火溫度對IF鋼織構(gòu)的影響,同時在790 ℃下進行退火60 min,以研究退火時間對IF鋼織構(gòu)強度的影響。不同退火工藝下試樣的反極圖如圖4所示。可以看出,80%冷軋壓下率冷軋板材在進行670 ℃和790 ℃溫度下10 min退火后,試樣中晶粒<111>取向ND轉(zhuǎn)向,故{111}織構(gòu)強度相對冷軋樣品得到了加強,并且各種退火條件下樣品的ND方向的晶粒<111>取向相對強度規(guī)律為790 ℃/60 min>670 ℃/10 min>790 ℃/10 min。另外,790 ℃/60 min的試樣中晶粒<101>沿ND方向集中的相對強度比670 ℃/10 min的試樣要低,這說明在790 ℃退火時,IF鋼中因為冷軋變形的組織再結(jié)晶形核速度比670 ℃退火要快,大多能量用于晶粒的形核,但是由于保溫時間只有10 min,形核的晶粒沒有足夠的能量長大,導致最終在退火結(jié)束時試樣內(nèi)的退火織構(gòu)形成較少,大多織構(gòu)處于發(fā)展狀態(tài),這從790 ℃/60 min試樣中織構(gòu)的含量和分布狀態(tài)可以看出,790 ℃/60 min的試樣中除去高強度{111}//ND方向的γ-纖維織構(gòu)外,其余織構(gòu)組分極少,并且強度極低。保溫10 min時,850 ℃退火的試樣中織構(gòu)含量急劇下降,特別是{111}//ND的γ-纖維織構(gòu)強度急劇降低,僅有少量的中間織構(gòu)存在,這是由于在該退火溫度下,外界提供能量充足,IF鋼晶粒形核和長大極快,再結(jié)晶織構(gòu)及其他織構(gòu)由于過量的能量而逐漸向偏離理想織構(gòu)取向的方向發(fā)展,最終導致無序性增大,試樣內(nèi)織構(gòu)組分和含量都降低。在RD方向,退火后試樣中的織構(gòu)由原來冷軋形成的弱{111}//RD和強{110}//RD的α-纖維織構(gòu)轉(zhuǎn)變成{111}//ND的γ-纖維織構(gòu),導致RD方向的{111}織構(gòu)強度降低,同樣在790 ℃/60 min退火時,試樣中RD方向的{111}織構(gòu)減少最多,在850 ℃退火,RD方向又形成強度較弱的{111}織構(gòu)。

圖4 冷軋壓下率80% IF鋼經(jīng)不同退火處理后ND、RD方向反極圖Fig.4 IPF of ND, RD directions of the IF steel with 80% cold rolling reduction annealed under different processes(a) 670 ℃×10 min; (b) 790 ℃×10 min; (c) 790 ℃×60 min; (d) 850 ℃×10 min

圖5對比了不同退火工藝下IF鋼的ODF截圖(φ2=45°)。從φ2=45°ODF截圖中各織構(gòu)組分變化可以看出,當保溫時間都為10 min時,試樣中的織構(gòu)發(fā)展規(guī)律為退火溫度為670 ℃時,試樣中的{110}和{100}立方織構(gòu)強度極大降低,而{111}面織構(gòu)得到發(fā)展,但是由于退火不夠充分,立方織構(gòu)沒有完全轉(zhuǎn)變?yōu)閧111}面織構(gòu),這些織構(gòu)形成了與{111}面織構(gòu)取向相近的{114}織構(gòu)和{223}織構(gòu);當試樣在790 ℃退火時,試樣中織構(gòu)組分與670 ℃時情況相似,也是{110}和{100}立方織構(gòu)強度有所降低,{111}面織構(gòu)得到發(fā)展,并且{111}面織構(gòu)強度相較于670 ℃退火試樣更低,這是由于在790 ℃下退火10 min時,IF鋼的形核速率更快,但是由于保溫時間較短,晶粒的長大受到限制,原有的立方織構(gòu)經(jīng)過形核,處于亞晶階段,還未長大形成完整晶粒,導致再結(jié)晶{111}面織構(gòu)強度還未來得及進一步增強。

圖5 冷軋壓下率80% IF鋼經(jīng)不同工藝退火后的ODF圖(φ2=45°)Fig.5 ODF of the IF steel with 80% cold rolling reduction annealed under different processes (φ2=45°)(a) 670 ℃×10 min; (b) 790 ℃×10 min; (c) 850 ℃×10 min; (d) 790 ℃×60 min

通過對比圖5(b,d)可以發(fā)現(xiàn),在790 ℃下對試樣進行長時間的保溫處理,IF鋼中未完全轉(zhuǎn)變的{114}、{223}等織構(gòu)組分轉(zhuǎn)變成了強的{111}面織構(gòu),并且{111}面織構(gòu)的強度從保溫10 min時的最大強度3.29增加到保溫60 min時的最大強度4.29,此時的織構(gòu)分布已非常均勻,沿{111}面織構(gòu)分割線向兩端強度逐漸降低,織構(gòu)對稱性強。

在850 ℃退火時,相同時間下再結(jié)晶形成的{111}織構(gòu)強度與670 ℃和790 ℃時相比極大降低,進而形成了強度較高的{112}、{100}和{110}織構(gòu),說明在該溫度下進行退火時,再結(jié)晶形成的{111}面織構(gòu)由于退火溫度過高,晶粒形核和長大速度極快,在退火初期便完成了有利的{111}面織構(gòu)的形成和發(fā)展,在經(jīng)過10 min的保溫處理后,試樣中的{111}織構(gòu)隨著晶粒的長大而逐漸減少,織構(gòu)強度逐漸降低并開始散漫分布,形成散漫分布的{112}、{100}和{110}等不利于IF鋼深沖性能的織構(gòu)。

3 結(jié)論

1) IF鋼熱軋高溫卷取板材,不同取向晶粒分布散漫,熱軋過程中變形和再結(jié)晶共同作用生成弱織構(gòu)特征。

2) 熱軋高溫卷取IF鋼板在進行后續(xù)冷軋時,隨壓下率逐漸增大,IF鋼中的織構(gòu)由{110}<110>、{110}<001>和{112}<110>織構(gòu)逐步轉(zhuǎn)變成為{110}<011>、{100}<011>和一定強度的{111}面織構(gòu)。

3) 高達80%大冷軋變形的IF鋼熱軋高溫卷取板,利于深沖性能的γ-纖維織構(gòu)發(fā)展的退火制度優(yōu)先順序依次為790 ℃保溫60 min、670 ℃保溫10 min、790 ℃保溫10 min、850 ℃保溫10 min。

4) 850 ℃較高的退火溫度下,短時間保溫,變形的IF鋼形核和晶粒長大較快,較容易形成與熱軋織構(gòu)相似的{112}<110>等織構(gòu),同時抑制γ-纖維織構(gòu)的形成,不利于深沖性能。