冷軋壓下率對IF鋼微結構、織構及深沖性能的影響

許 峰， 肖 穎， 陳 前， 鄧長春， 孫曉寒

(1. 常熟理工學院 汽車工程學院， 江蘇 常熟 215500；2. 燁輝(中國)科技有限公司， 江蘇 常熟 215500)

IF鋼(無間隙原子鋼)是通過在超低碳鋼(C<0.005%，質量分數)中加入Nb、Ti等強碳、氮化物形成元素，以析出碳化物、氮化物的形式將基體中的碳、氮元素固定下來，使基體呈無間隙原子狀態[1]。經過冷軋、連續退火等生產工序，IF鋼可獲得較強的{111}面織構和弱{100}面織構，使其具備高應變硬化指數(n值)、高塑性應變比(r值)和無明顯屈服等優良的成形性能，高深沖性能優異。作為第三代深沖鋼，可以廣泛應用于電氣產品、汽車工業、食品包裝等領域[2]。

衡量IF鋼深沖性能的兩個重要指標為n值和r值，其深沖性能受產品織構的重要影響。而冷軋壓下率對IF鋼的微結構和織構具有直接影響。分析和研究冷軋壓下率對IF鋼的微結構、織構及深沖性能的影響，對于控制其織構組分、改進產品的深沖性能，具有非常重要的科學和工程意義。本文采用電子背散射衍射技術(EBSD)和X射線衍射技術(XRD)表征不同冷軋壓下率的IF鋼樣品中織構和力學性能演變，研究其織構和深沖性能的演變規律，為工業生產提供參考。

1 試驗材料與方法

表1 試驗鋼的化學成分(質量分數，%)

使用數控式剪板機將熱軋原料鋼板剪切成600 mm×120 mm的冷軋試驗鋼板，經打磨毛刺、酸洗后，在直拉式四輥可逆冷軋試驗機上進行不同壓下率的冷軋試驗，壓下率分別為65%、72%、80%。再使用數控式剪板機將軋硬后的冷軋板，剪除頭尾，加工成500 mm×120 mm 的連續退火試驗鋼板，在多爐室連續退火爐中進行模擬退火試驗，連續退火工藝模擬現場工藝參數：帶鋼運行速度110 m/min，退火溫度850 ℃，保溫時間114 s。相比傳統罩式退火，連續退火工藝具有組織均勻、鋼帶平直、表面光潔、生產效率高等優點。模擬連續退火工藝曲線如圖1所示。

圖1 模擬連續退火工藝曲線

將不同壓下率IF鋼進行相同模擬退火試驗后，于樣品板中部沿縱截面取樣，進行微結構和織構組分表征，經機械磨拋后，使用Zeiss Axio Imager Z1光學顯微鏡進行顯微組織觀察；使用JSM-7001F場發射掃描電鏡進行EBSD分析，并使用HKL Channel 5軟件處理所得數據。

力學性能測試參照GB/T 5027—2016《金屬材料薄板和薄帶 塑性應變比(r值)的測定》和GB/T 5028—2008《金屬材料 薄板和薄帶 拉伸應變硬化指數(n值)的測定》進行，在不同壓下率的退火板上，使用線切割方法切取與軋制方向分別成0°、45°和90° 3個方向的小尺寸拉伸試樣各4片，拉伸試樣的詳細尺寸如圖2所示。

圖2 拉伸試樣尺寸

(1)

(2)

式中：r0、r45、r90分別代表0°、45°和90° 3個方向試樣的r值。

2 試驗結果與分析

2.1 冷軋微結構和織構

IF鋼相組織為單相鐵素體，經不同壓下率冷軋后樣品的微結構如圖3所示。冷軋后，原始等軸晶粒沿豎直的軋制方向拉長變形，晶粒拉長變形的長寬比隨壓下率的增加而增加，拉長晶粒內部出現魚骨狀的形變結構[3-4]。IF鋼冷軋過程中，各種晶體取向晶粒的儲能大小各不相同，E{111}<112>>E{111}<110>>E{112}<110>>E{001}<110>。IF鋼的主要塑性變形機制是位錯滑移，位錯在分切應力的作用下分別沿著{110}、{112}和{123}易滑移面、<111>滑移方向開動，各種取向晶粒根據變形難易程度先后進行，晶粒發生一定角度的轉動[5-7]。多個滑移面沿相同的<111>方向進行交滑移，位錯發生纏結形成胞狀組織，進一步轉變成2°～10°的小角晶界，這些小角晶界沿著位錯運動方向分布，呈魚骨狀[8]。同一壓下率樣品的表層到冷軋板中心，晶粒拉長變形長寬比相近，表明冷軋過程中，壓下率足夠，表層和中心區域的晶粒變形劇烈，組織均勻。

圖3 不同壓下率冷軋樣品的微結構和織構組分

使用Channel 5軟件對不同壓下率冷軋樣品的各種織構組分進行定量計算和標定，如圖3所示。其中，{111}<112>、{111}<110>、{112}<110>和{001}<110>織構組分分別用紅色、綠色、藍色和黃色進行標識。

圖4為不同壓下率冷軋樣品的取向分布函數(Orientation distribution function，ODF)φ2=45°截面圖。對比圖4(d)標準織構圖可見，冷軋后不同壓下率樣品的主要織構類型有：{111}<112>、{111}<110>、{112}<110>和{001}<110>。3個壓下率樣品的極密度最大值均位于α取向線上，極密度最大值隨著壓下率的增加，從7.7逐漸增加至13.1。{111}<112>、{111}<110>、{112}<110>等織構強度值始終約3～4，γ取向線上織構含量隨壓下率的增加變化不大，而{001}<110>等α取向線織構含量增長明顯。這表明冷軋過程中，位錯運動，晶粒拉長變形，晶粒取向發生偏轉，生成強α取向線織構和較強的γ取向線織構，α取向線織構的強度隨壓下率的增加而增大。

圖4 不同壓下率冷軋樣品的ODF圖(φ2=45°)

2.2 模擬連續退火微結構和織構

在退火過程中，冷軋變形時的儲能是形變晶粒的再結晶驅動力，儲能的大小直接影響再結晶過程中的織構形成。IF鋼冷軋過程中，晶體取向不同的晶粒，其儲存能的大小各不相同，導致后續再結晶退火過程中，{111}<112>晶體取向的晶粒儲存能最高，最先發生形核，{111}<110>取向晶粒依次形核[5,9]。經模擬連續退火后，冷軋延長變形晶粒發生再結晶晶粒形核和長大，形成大小尺寸比較均勻的等軸晶，不同壓下率樣品的平均晶粒尺寸分別達到15.6、18.8和17.6 μm。同樣，各織構組分使用不同顏色進行標識，如圖5所示。各織構組分取向晶粒分布從表層到板厚中心，分布均勻。

圖5 不同壓下率的模擬連續退火樣品微結構和織構組分

圖6為不同壓下率的模擬連續退火樣品取向分布函數φ2=45°截面圖。經模擬連續退火后，主要織構類型數量減少，{001}<110>織構基本消失，保留了{111}<112>、{111}<110>、{112}<110>等γ取向線織構。3個壓下率樣品的極密度最大值均從α取向線轉移到γ取向線上，極密度最大值隨著壓下率的增加從7.8略微增大到8.6。這表明連續退火過程中，{001}<110>取向晶粒被其它取向晶粒所吞并，冷軋時的強α取向線織構被徹底消除，而γ取向線織構變化不大，在α取向線織構消失后，轉變為最強織構。

圖6 不同壓下率模擬連續退火樣品ODF圖(φ2=45°)

2.3 n值、r值和織構演變

對不同壓下率冷軋和模擬連續退火樣品的各織構組分分別進行定量計算，結果如圖7所示。織構演變分析結果表明：原始熱軋樣品經過冷軋和退火后的{111}(即γ取向線織構)含量在50%左右，不同壓下率樣品冷軋后和退火后的含量基本不變，均隨壓下率的增加而略有增加，冷軋后{111}織構含量從48.2%增長到53.9%，而退火后含量由47.7% 增長到55.5%。退火過程中，再結晶晶粒形核與長大，對{111}基本無影響。隨著冷軋過程中壓下率的增加，α取向線織構呈整體增強，密度值增大。其中，典型{001}<110>的織構含量從7.49% 增加至11.5%；再結晶退火過程中，樣品發生完全再結晶，γ取向線織構含量基本不變，α取向線織構被消除，{001}<110>的織構含量隨著壓下率的增加從2.13% 降至0.83%。

圖7 不同壓下率樣品的織構組分

Nagataki等[10]發現{111}<112>取向晶粒的變形儲能要高于{111}<110>取向晶粒，{111}<112>取向晶粒優先形核，大量{111}<112>取向的再結晶晶粒會原位形核于取向相同的原始變形晶粒內。與此同時，{111}<112>晶粒還具有較高的晶界遷移率和長大能力，體現出一定的晶粒長大優勢，更容易合并其它取向晶粒，發生長大。而{001}<110>取向和{112}<110>取向的晶粒由于其變形儲能較低，在再結晶過程中會被吞并消耗掉[11]。這導致完全退火再結晶過程中α取向線晶粒被大量吞并，{001}<110>織構百分比降低至0.83%，而{111}<112>、{111}<110>等γ取向線織構含量變化不大。

表2 不同軋制壓下率退火樣品的深沖性能

3 結論

通過對不同冷軋壓下率的IF鋼模擬退火樣品進行微結構、織構演變和深沖性能分析，得出以下3點結論：

1) 冷軋變形后原始晶粒拉長變形，厚度方向上變形均勻；樣品具有強α取向線織構和較強γ取向線織構，隨壓下率從65%增大至80%，α取向線織構的極密度最大值從7.7逐漸增加至13.1。

2) 模擬連續退火后發生完全再結晶，在65%、72%、80%冷軋壓下率下分別生成15.6、18.8和17.6 μm的均勻等軸晶；樣品中的α取向線織構被消除，γ取向線織構變化不大，極密度最大值轉移到γ取向線，且隨著壓下率的增加從7.8略微增大到8.6。