IF钢冷轧和退火过程的织构演变规律

申文竹, 王朋飞, 胡相平, 包菲菲, 侯鑫鑫, 曹立胜

(1. 西南石油大学 新能源与材料学院, 四川 成都 610500;2. 中国核动力研究设计院 反应堆燃料及材料重点实验室, 四川 成都 610041)

IF钢是无间隙原子钢(Interstitial free)的简称,于20世纪60年代在日本首次开发成功[1-4]。在经过一段时间的低速发展后,随社会需求增大和生产技术得到改善,IF钢的生产在20世纪80年代以后逐渐开始高速发展。IF钢生产过程中,冷轧织构和退火再结晶织构对其性能的影响最大[4-9],因此对IF钢冷轧和再结晶织构进行研究尤为重要,并且也是当前的研究热点。为探究热轧高温卷取IF钢在随后冷轧、冷轧退火过程中织构变化的规律,本文采用X射线衍射技术研究了冷轧压下率、大冷轧变形下退火对IF钢织构的影响规律,以期为工业生产提供参考。

1 试验材料与方法

试验用原始材料为某钢厂生产的超低碳IF钢,其化学成分见表1。IF钢出厂规格为760 ℃热轧+740 ℃高温卷取态板材,板材终轧厚度为5.53 mm。热轧卷取后板材呈现完全再结晶态组织,晶粒如图1所示。冷轧样品取自热轧钢板,采用双辊轧设备进行冷轧处理,其轧制压下率为40%和80%。退火在80%冷轧压下率的样品中进行,设计的退火工艺为:670、790和850 ℃退火10 min;790 ℃退火60 min。

图1 热轧高温卷取态IF钢的显微组织Fig.1 Microstructure of the hot-rolled coiled IF steel

表1 试验钢的化学成分(质量分数,%)

IF钢织构测试在D8 ADVANCE X射线衍射仪上进行,测试面为RD-TD轧制面。XRD织构测试采用Co靶材,以Δα=Δβ=5°间隙采集(200)、(110)和(112) 3张不完整极图数据,利用设备自带软件MULTEX 3计算三维取向分布函数ODF,利用计算获得的ODF图进一步反算并获得特定研究方向的反极图。ODF图中Euler角采用Bange系统标记法,即分别为φ1、φ和φ2。对于Bange系统,晶粒取向指数{hkl}与Euler角φ1、φ和φ2的关系可表达为[10]:

h∶k∶l=sinφsinφ2∶sinφcosφ2∶cosφ

u∶v∶w=(cosφ1cosφ2-sinφ1sinφ2cosφ)∶

(-cosφ1sinφ2-sinφ1cosφ2cosφ)∶sinφ1sinφ

2 试验结果与分析

2.1 冷轧织构演变规律

图2为不同冷轧压下率样品XRD测试获得的极图。正、反极图结果都表明热轧卷取后板材在经历后续冷轧过程后,织构特征发生明显改变。从图2所示的(200)正极图看,热轧态IF钢板材经过高温卷取后晶粒的<001>极轴在轧制面RD-TD面分布散漫,没有明显的聚集,而样品经过冷轧处理后晶粒的<001>极轴逐步向ND方向聚集,如40%冷轧压下率形成了多个极密度点,当冷轧变形达到80%时,<001>极轴更靠近ND方向,形成极密度更高,从而形成较强的{001}面织构。

图2 不同冷轧压下率试样的(200)极图及反极图(a)原始热轧卷取;(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%

从ND和RD反极图也可看出,未进行冷轧处理的热轧卷取后板材,织构分布散漫,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,这些晶粒取向的织构特点主要是由于热轧过程中变形和再结晶共同作用生成的弱织构特征[5]。在轧制压下率为40%时,沿ND方向晶粒取向更向<001>、<101>集中,{111}面织构特征在40%冷轧过程有所形成,但不显著,未能形成强烈的γ-纤维织构,这可能和轧制过程中{111}面织构逐渐向{101}织构和{001}织构转变有关[11],另外在RD也未出现明显的{111}织构。在轧制压下率达到80%时,<001>取向晶粒进一步向ND方向集中,强度高达8.45,并且<111>取向晶粒在ND方向也略有聚集,其强度达1.67;RD方向的<111>和<001>取向晶粒较少,分布更为明显的是<101>取向晶粒。由此可知在进行轧制时,未进行冷轧处理的热轧卷取后板材织构分布散漫,随轧制进行,在ND方向形成了强度较高的{001}织构和一定强度的{111}织构,RD方向在冷轧初期形成低强度的{111}织构(α-纤维织构),在压下率达到80%时消失。

图3为不同冷轧压下率试样的φ2=45° ODF截图。晶粒取向指数{hkl}与Euler角φ1、φ和φ2的关系表达,对ODF截图织构组分进行了计算,结果表明未进行轧制的试样中织构组分较多,试样中的主要织构组分有{110}<011>、{112}<110>、{110}<110>和{100}<011>等织构,但强度都较低,织构呈现散漫分布特征。在轧制压下率达到40%时,试样中的织构开始向{110}<110>、{110}<011>和{112}<110>织构集中,其中{110}<110>织构的最大强度达到了2.19。随轧制压下率达到80%,试样中的织构分布已呈现集中趋势,主要的织构组分有旋转立方织构{110}<011>和{100}<011>,并且生成了弱的{111}面织构特征,{110}<110>和{110}<011>Goss织构强度相对于40%冷轧压下率已有所降低。

图3 不同冷轧压下率试样的ODF图(φ2=45°)(a)原始热轧卷取;(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,在冷轧过程中,试样中织构从最初的散漫分步状态逐渐聚集,热轧试样中原有的弱织构在轧制时不断变化,最终在试样中形成了强度极高的{110}<011>和{100}<011>织构,并且生成了取向平行于轧制方向的弱{111}//RD织构,轧制压下率达到80%时试样中基本没有与法向平行的γ-纤维织构({111}//ND),这与极图分析结果一致,说明在冷轧过程中,会形成新的冷轧织构并且冷轧织构会得到极大的发展,形成强度值较大的{110}<011>和{100}<011>织构。

2.2 再结晶退火织构演变规律

对80%冷轧压下率的试样进行670、790和850 ℃退火10 min的热处理,以研究退火温度对IF钢织构的影响,同时在790 ℃下进行退火60 min,以研究退火时间对IF钢织构强度的影响。不同退火工艺下试样的反极图如图4所示。可以看出,80%冷轧压下率冷轧板材在进行670 ℃和790 ℃温度下10 min退火后,试样中晶粒<111>取向ND转向,故{111}织构强度相对冷轧样品得到了加强,并且各种退火条件下样品的ND方向的晶粒<111>取向相对强度规律为790 ℃/60 min>670 ℃/10 min>790 ℃/10 min。另外,790 ℃/60 min的试样中晶粒<101>沿ND方向集中的相对强度比670 ℃/10 min的试样要低,这说明在790 ℃退火时,IF钢中因为冷轧变形的组织再结晶形核速度比670 ℃退火要快,大多能量用于晶粒的形核,但是由于保温时间只有10 min,形核的晶粒没有足够的能量长大,导致最终在退火结束时试样内的退火织构形成较少,大多织构处于发展状态,这从790 ℃/60 min试样中织构的含量和分布状态可以看出,790 ℃/60 min的试样中除去高强度{111}//ND方向的γ-纤维织构外,其余织构组分极少,并且强度极低。保温10 min时,850 ℃退火的试样中织构含量急剧下降,特别是{111}//ND的γ-纤维织构强度急剧降低,仅有少量的中间织构存在,这是由于在该退火温度下,外界提供能量充足,IF钢晶粒形核和长大极快,再结晶织构及其他织构由于过量的能量而逐渐向偏离理想织构取向的方向发展,最终导致无序性增大,试样内织构组分和含量都降低。在RD方向,退火后试样中的织构由原来冷轧形成的弱{111}//RD和强{110}//RD的α-纤维织构转变成{111}//ND的γ-纤维织构,导致RD方向的{111}织构强度降低,同样在790 ℃/60 min退火时,试样中RD方向的{111}织构减少最多,在850 ℃退火,RD方向又形成强度较弱的{111}织构。

图4 冷轧压下率80% IF钢经不同退火处理后ND、RD方向反极图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

图5对比了不同退火工艺下IF钢的ODF截图(φ2=45°)。从φ2=45°ODF截图中各织构组分变化可以看出,当保温时间都为10 min时,试样中的织构发展规律为退火温度为670 ℃时,试样中的{110}和{100}立方织构强度极大降低,而{111}面织构得到发展,但是由于退火不够充分,立方织构没有完全转变为{111}面织构,这些织构形成了与{111}面织构取向相近的{114}织构和{223}织构;当试样在790 ℃退火时,试样中织构组分与670 ℃时情况相似,也是{110}和{100}立方织构强度有所降低,{111}面织构得到发展,并且{111}面织构强度相较于670 ℃退火试样更低,这是由于在790 ℃下退火10 min时,IF钢的形核速率更快,但是由于保温时间较短,晶粒的长大受到限制,原有的立方织构经过形核,处于亚晶阶段,还未长大形成完整晶粒,导致再结晶{111}面织构强度还未来得及进一步增强。

图5 冷轧压下率80% IF钢经不同工艺退火后的ODF图(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

通过对比图5(b,d)可以发现,在790 ℃下对试样进行长时间的保温处理,IF钢中未完全转变的{114}、{223}等织构组分转变成了强的{111}面织构,并且{111}面织构的强度从保温10 min时的最大强度3.29增加到保温60 min时的最大强度4.29,此时的织构分布已非常均匀,沿{111}面织构分割线向两端强度逐渐降低,织构对称性强。

在850 ℃退火时,相同时间下再结晶形成的{111}织构强度与670 ℃和790 ℃时相比极大降低,进而形成了强度较高的{112}、{100}和{110}织构,说明在该温度下进行退火时,再结晶形成的{111}面织构由于退火温度过高,晶粒形核和长大速度极快,在退火初期便完成了有利的{111}面织构的形成和发展,在经过10 min的保温处理后,试样中的{111}织构随着晶粒的长大而逐渐减少,织构强度逐渐降低并开始散漫分布,形成散漫分布的{112}、{100}和{110}等不利于IF钢深冲性能的织构。

3 结论

1) IF钢热轧高温卷取板材,不同取向晶粒分布散漫,热轧过程中变形和再结晶共同作用生成弱织构特征。

2) 热轧高温卷取IF钢板在进行后续冷轧时,随压下率逐渐增大,IF钢中的织构由{110}<110>、{110}<001>和{112}<110>织构逐步转变成为{110}<011>、{100}<011>和一定强度的{111}面织构。

3) 高达80%大冷轧变形的IF钢热轧高温卷取板,利于深冲性能的γ-纤维织构发展的退火制度优先顺序依次为790 ℃保温60 min、670 ℃保温10 min、790 ℃保温10 min、850 ℃保温10 min。

4) 850 ℃较高的退火温度下,短时间保温,变形的IF钢形核和晶粒长大较快,较容易形成与热轧织构相似的{112}<110>等织构,同时抑制γ-纤维织构的形成,不利于深冲性能。