IF钢生产过程中的织构演变

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IF钢铁素体区轧制对热轧织构的影响

轧制该织构强度明显高于奥氏体区轧制。热轧Ｉ板｛０｝１Ｆ钢０１＜１０＞织构的平均取向密度均
呈现随着精轧入口温度和精轧出１温度的升高而明显降低的趋势；轧Ｉ：２热Ｆ钢板｛０｝１０１＜１０＞
织构的平均取向密度随卷取温度的升高而明显提高。最后，分析和讨论了热轧温度和卷取温
律，实验采取将表层、／本１４层、／样品｛０｝１２层０１＜１０＞织构取向密度加和后平均得到平均取向１密度。图２是热轧Ｉ板各层｛０｝＜１０＞织Ｆ钢０１１
构平均取向密度随Ｆ０入口温度的变化图，图更该
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度对Ｉ板热轧织构的影响规律及其形成机理。Ｆ钢关键词：Ｉ板；Ｆ钢热轧；织构；卷取

IF钢罩式退火过程中织构组织演变研究

指导教师：指导小组成员：
刘雅政教授
单位：单位：单位：
北京科技大学

论文提交日期：2009 年 12 月 10 日学位授予单位：北京科技大学
北京科技大学硕士学位论文
致谢
本课题的研究和论文的撰写是在导师刘雅政教授的悉心指导下完成的，导师严谨的治学态度，开阔敏锐的思维方法，系统的理论知识和丰富的实践经验使本人受益至深；严谨求实的作风，勇于创新、勇于实践的勇气给我留下了深刻的印象。特别是导师正直豁达的思想品格和对学生理解、支持、帮助的态度，使我在学习知识的同时也感悟了许多人生的道理，在日常生活中，导师视我们每一个学生如自己的孩子一样，无微不至地关心我们，同时教导我们为人、处事和从事科研工作的道理。值此论文完成之际，向我最尊敬的导师刘雅政教授致以衷心的感谢和崇高的敬意！另外还要感谢包钢薄板坯连铸连轧厂副厂长田荣斌、品质部部长闫波和有关技术人员张晓燕、张华等对本课题进行过程中的大力支持和协助，有了他们的支持才使本研究工作顺利进行。以导师为首的课题组有着积极向上、求实创新、团结互助的团队精神，在论文的完成过程中，还得到了同实验室周乐育老师，博士李亚欣、肖金福、武磊、李明扬，硕士孙小军、李大航、范广斌、贾松的积极帮助，在此对他们表示衷心的感谢。向所有帮助过我的各位老师和同学致以我最诚挚的谢意！最后，感谢为评阅本论文付出辛勤劳动的各位专家教授！
335.5 分类号：TG ____________
密
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ＵＤＣ：____________
１０００８单位代码：______________
北京科技大学硕士学位论文
论文题目：
IF 钢罩式退火过程中织构组织演变研究

IF钢中成分及夹杂物的过程控制研究

IF钢中成分及夹杂物的过程控制研究一、本文概述随着现代工业的发展，钢铁材料作为国民经济的重要支柱，其质量和性能的提升对于满足社会生产的需求至关重要。

IF钢（Interstitial Free Steel，无间隙原子钢）作为一种优质的低碳钢，以其高强度、高韧性、良好的焊接性和成形性等特点，在汽车、石油、化工、建筑等领域得到了广泛应用。

然而，IF钢的生产过程中，钢中成分的控制以及夹杂物的控制对于其最终性能的影响至关重要。

因此，本文旨在深入研究IF钢中成分及夹杂物的过程控制，为提高IF钢的质量和性能提供理论支持和实践指导。

本文将首先介绍IF钢的基本特性和应用领域，阐述研究IF钢中成分及夹杂物过程控制的必要性。

接着，将重点分析IF钢生产过程中成分控制的关键因素，包括碳、氮、氧等主要元素的含量控制，以及合金元素的添加和调整。

还将探讨夹杂物对IF钢性能的影响及其形成机制，提出有效的夹杂物控制策略。

在此基础上，本文将总结国内外在IF钢成分及夹杂物过程控制方面的研究成果和进展，以期为我国IF钢生产技术的进步提供借鉴和参考。

通过本文的研究，期望能够为IF钢的生产过程优化提供理论依据，为提升我国钢铁工业的整体竞争力做出贡献。

二、IF钢的成分控制IF钢（Interstitial-Free Steel）作为一种高级别的深冲用钢，其成分控制对于最终产品的质量和性能具有至关重要的影响。

成分控制不仅关乎钢的强度、韧性、耐腐蚀性，还直接影响到其深冲加工性能和表面质量。

因此，对IF钢的成分进行精确控制是提升产品质量、满足市场需求的关键。

在IF钢的生产过程中，碳（C）、氮（N）和硫（S）等元素是需要特别关注的。

碳元素是影响IF钢性能的主要因素之一，通过降低钢中的碳含量，可以有效提高钢的深冲性能和焊接性能。

氮元素同样对钢的强度、韧性和焊接性有显著影响，因此需要通过精确控制冶炼和精炼过程来降低钢中的氮含量。

硫元素虽然在一定程度上可以提高钢的切削加工性能，但过高的硫含量会导致钢的韧性降低，因此也需要对其进行严格控制。

加热速率对Nb-IF钢退火组织及织构特征的影响

加热速率对Nb-IF钢退火组织及织构特征的影响邓峤;侯自勇;燕际军;李建平【摘要】以一种冷轧Nb - IF钢为研究对象,研究了不同加热速率下退火板的微观组织和织构特征.结果表明:当加热速率由10℃/s增加到150℃/s时,再结晶晶粒平均直径由16.72 μm细化到13.8 μm;当加热速率高于100℃/s时,平均晶粒直径变化趋于平缓.试验钢完全再结晶晶粒以大角晶界为主,随加热速率变化,其含量在81.3％～86.9％范围内波动,重位点阵(CSL)含量在34.1％～44.5％之间波动.在快速加热退火和普通加热退火条件下,试验钢均可获得强烈的γ织构,强点密度在f(g)=9.01～ 10.42范围内.【期刊名称】《材料与冶金学报》【年(卷),期】2012(011)001【总页数】5页(P38-42)【关键词】退火;加热速率;Nb-IF钢;组织;织构【作者】邓峤;侯自勇;燕际军;李建平【作者单位】华中科技大学管理学院,武汉430074;东北大学轧制技术与连轧自动化国家重点实验室,沈阳110819;本溪钢铁集团公司技术中心,本溪111700;东北大学轧制技术与连轧自动化国家重点实验室,沈阳110819【正文语种】中文【中图分类】TG142众所周知，成品板材的微观组织特征决定其力学性能和成形性能，而退火工艺作为冷轧板必不可少的工序对退火板微观组织及织构特征影响很大［1～2］.退火时间、退火温度、冷却模式及过时效参数等对退火板再结晶组织、织构及力学性能的影响，前人已开展了大量的研究工作［3～5］.Attallah等［6］研究了加热速率对Al－Mg合金开始发生初次再结晶的影响，认为加热速率可提高再结晶开始温度，且存在某一临界温度;但也有学者认为加热速率能够单调提高(或降低)再结晶温度［7～9］;Massardier等研究了超快速加热退火下Al镇静钢的再结晶组织和机械性能特征［7］.然而，关于加热速率对再结组织和晶界特征的研究，国内外均鲜见报道.近年来，随着钢铁企业生产装备的发展及人们对高生产效率的追求，有关超速退火的研究成为了人们研究的目标［6～9］.本文以一种冷轧Nb－IF钢为研究对象，采用电子背散射衍射(EBSD)技术和XRD织构分析等技术手段，观察了试验钢在不同加热速率下微观组织及织构变化规律，为超快速退火的工业化应用提供一定的理论指导.试验钢在国内某钢厂150 kg真空感应熔炼炉中冶炼，其实际检测成分如表1所示.试验钢锭经锻造、机加工成待轧方坯，利用RAL－φ450 mm两辊可逆式热轧机经7道次热轧至3.3 mm，精轧终轧温度控制在905±15℃范围内.终轧结束后立即水冷至610～635℃，并在600℃电阻炉中保温1 h后炉冷模拟卷取过程.热轧板经酸洗、润滑冷轧至0.5 mm厚，冷轧总压下率为84.8%.为避免加热速率及轧制方向对组织及织构的影响，每道次冷轧压下率均＜1%，并保持轧制上下表面不变.在冷轧板上用线切割切取90 mm×35 mm(轧向×横向)长条状试样，酸洗后清洗干净以作退火用.为了精确控制加热速率和退火温度，退火试验在MMS－300热力学模拟试验机上进行.设备采用电阻加热方式，并由K－型热电偶控制温度，能够实现连续退火所需升温、保温、降温等各阶段的参数控制.设定加热速率分别为10、20、50、100、150℃/s，退火温度为860℃，加热到退火温度后保温5 s，然后以10℃/s的速度冷却.退火试样经酸洗、平整，用线切割切取金相样进行组织观察及织构测试.金相样用砂纸逐级打磨并进行机械抛光，随后进行电解抛光.在FEI Quanta 600扫描电镜自带的OIM 4000 EBSD系统对不同加热速率下退火试样纵向截面进行取向分析，步长为1.5 μm.对测试结果采用面积法计算各加热速率下冷轧退火组织的再结晶晶粒尺寸.冷轧态X射线衍射(XRD)织构分析试样尺寸为20 mm×22 mm，测试其中心层织构.对待测定表面首先测定(110)、(200)、(211)三张不完整极图，测量范围为α由0～70(°)，β由0～360(°)，测量步长为5(°)，并计算出三维取向分布函数(ODF). 图1为试验钢在不同加热速率下的EBSD取向成像图，其中黑色代表{111}//ND取向，取向容差角为15(°)，白色为Goss取向或立方取向.再结晶完成时，不同加热速率下的再结晶晶粒均以黑色为主，晶粒取向为{111}//ND，即以有利成形性能的γ织构为主.各取向晶粒储能顺序如{110}＞{111}＞{112}＞{100}［5］，根据“定向形核”机制，再结晶形核优先发生在高储能的取向晶粒处.对冷轧IF钢板而言，钢板中{110}取向的晶粒数量极少，故{111}//ND取向晶粒将优先形核、发展，进而成为再结晶织构的主要发源地.试验钢在不同加热速率下的平均再结晶晶粒尺寸如图2所示.从图中可以看出，随着加热速率增加，再结晶晶粒平均尺寸降低.当加热速率由10℃/s增加到100℃/s 时，晶粒平均直径由16.72 μm细化到13.92 μm.然而，当加热速率继续增加，由100℃/s提高到150℃/s时，晶粒平均直径仍达13.8 μm，再结晶晶粒尺寸变化趋于平缓.Muljono等［8］研究结果表明:当加热速率在1 000℃/s以上时，增加加热速率对再结晶晶粒尺寸的细化效应将达到饱和状态，即再结晶晶粒尺寸将不再随加热速率的增加而降低，本试验所得结果与其趋势相一致.此现象解释如下:再结晶过程中，晶粒长大速度取决于晶界迁移率和长大驱动力两个因.长大驱动力主要来源为冷轧变形时的变形储能;晶粒迁移率与温度之间为典型的Arrhenius指数关系，随温度升高而增加［8］.一般而言，随加热速率增加，再结晶形核温度提高，晶粒迁移率增加，晶粒长大速度增加，对晶粒具有粗化作用.同时，快速加热过程中，一方面，形核温度提高，形核率增加，可细化晶粒尺寸;另一方面，加热过程中回复时间短，消耗能量少，变形储能及残余位错密度高，细化再结晶晶粒.因此，最终得到的再结晶晶粒尺寸是粗化效应和细化效应两种因素共同作用的结果.随后，继续提高加热速率，再结晶晶粒尺寸达饱和状态，这与高温形核率达饱和状态和长大驱动力有关，也有文献认为是由超快速加热过程中再结晶温度降低造成的［9］. 图3所示为不同加热速率对退火样晶界角度及重位点阵分布的影响.从图中可以看出，再结晶完成时，不同加热速率下再结晶晶粒晶界夹角小角晶界含量在13.1%～18.7%之间，大角晶界在81.3%～86.9%范围内波动，这些均符合深冲压用板退火后晶界分布特征［10～11］.当加热速率在10℃/s至150℃/s之间变化时，退火样中重位点阵(CSL)晶界数量在34.1%～44.5%波动.此外，小角晶界及CSL晶界数量随加速速率增加有逐渐减少的趋势，但两者仍能保持在13%和30%以上.根据Watanabe提出的晶界特征分布的概念，将晶界分为3种类型［10］:当相邻两晶粒间的取向差小于15(°)时，定义为小角度晶界(也称∑1晶界);当晶界的∑值位于3～29时，定义为低∑重位点阵;当晶界的∑值大于29时的晶界称为随机晶界［11］.前两种晶界一般称为低能晶界，而第3种晶界称为高能晶界［10～11］.众多研究表明［12～13］，由于低∑值CSL晶界和小角度晶界能量低，晶界结合力强，不易与溶质原子和位错发生交互作用，从而减少或避免微裂纹源的产生，而且这些低能晶界对微裂纹的扩展还能起到阻碍作用.试验钢在10～150℃/s加热速率范围内，能够获得含量≥13.1%的小角晶界和≥34.1%的CSL晶界，有利于获得优良的冲压性能和抗二次加工脆性的钢板［10～13］.图4为试验钢冷轧板中心层φ2=45(°)ODF截面图.由图中可知，试验钢冷轧织构表现出极强的α织构、相对较弱的γ织构及较高含量的旋转立方织构{001}＜110＞.其中，α织构主要分布在{001}～{223}＜110＞之间，织构最强点在{223}＜110＞附近处获得，其强点密度f(g)=14.41;γ取向线附近织构密度在5.0左右，相对较弱，上述冷轧织构特征均符合BCC金属轧制织构的一般特征［14］.图5为退火板在不同加热速率下典型的φ2 =45(°)ODF截面图.从图中可以看出，试验钢在不同加热速率下再结晶织构均为单一、强烈的γ织构，织构最强点在γ线附近{112}～{111}＜231＞处，强点峰值密度范围为f(g)=9.0～10.95.与图4中冷轧织构相比，再结晶织构中α织构密度大幅度下降，其密度强度由f(g)=14.41下降到f(g)=2.0左右.根据“定向形核”机制，优先形核晶粒通过吞噬周围的α取向晶粒而长大，整体织构取向在γ取向线附近聚集，最终成品织构几乎都集中在γ取向线附近;与此同时，α纤维织构所占比例下降，取向密度降低［5］.此外，当加热速率为10～50℃/s时，再结晶织构次强点均为{111}＜123＞织构，而加热速率升高到100℃/s和150℃/s时，次强点织构则为{554}＜225＞织构，织构强度密度变化不大.{554}＜225＞织构和{111}＜123＞织构与冷轧变形织构{112}＜110＞存在25～30(°)＜110＞关系，即∑19a(26.5(°)＜110＞)或∑13b(27.8 (°)＜110＞)重位点阵，具有较高的晶界移动性［5，15，16］.研究表明，大变形下的金属，再结晶织构取决于再结晶后期的选择生长［15］.再结晶后期晶核将向{112}＜110＞未再结晶基体中生长，使得最终再结晶织构具有{554}＜225＞和{111}＜123＞织构［16］.当加热速率由10℃/s增加到100～150℃/s时，再结晶发生之前回复时间缩短，冷轧变形储能消耗少，以至于在后期的再结晶过程中能够起到加速再结晶的作用，增加了{112}＜110＞取向通过选择生长转变为{554}＜225＞取向的比例，当{554}＜225＞取向晶粒达到一定比例的情况下，再结晶织构才会表现出相对较强的次强点.(1)随加热速率增加，试验钢再结晶晶粒平均直径由16.72 μm细化到13.8 μm，当加热速率高于100℃/s，晶粒平均直径变化缓慢.(2)不同加热速率下再结晶完成后，晶粒晶界夹角均以大角晶界为主，随加热速率变化，大角晶界分布在81.3% ～86.9%之间，重位点阵(CSL)晶界数量在34.1%～44.5%范围内波动.(3)试验钢在不同加热速率下再结晶织构均为锋锐的γ织构，最强点{111}＜231＞织构密度在f(g)=9.01～10.42之间，随加热速率增加，次强点{111}＜123＞织构转变为{554}＜225＞织构.【相关文献】［1］Ghosh P，Bhattacharya B，Ray R parative study on precipitation behavior and texture formation in cold rolledbatch annealed and cold rolled－continuous annealed interstitial free high strength steels［J］.Scripta Materialia，2007，56(8): 657－660. ［2］Hayakawa Y，Szpunar J A.A comprehensive model of recrystallization for interstitial free steel［J］.Acta Materialia，1997，45(9):3721－3730.［3］Doherty R D，Hughes D A，Humphreys F J，et al.Current issues in recrystallization:a review［J］.Materials Science and Engineering A，1997，238(2):219－274.［4］Caul M，Randle V.Microtexture analysis of interstitial free steel［J］.Materials Characterization，1997，38(5):155－163.［5］Hutchinson W B.Development and control of annealing textures in low －carbon steels［J］.International Metals Reviews，1984，29(1):25－42.［6］Attallah M M，Strangwood M，Davis C L.Influence of the heating rate on the initiation of primary recrystallization in a deformed Al– Mg alloy［J］.Scripta Materialia，2010，63 (4):371－374.［7］Massardier V，Ngansop A，Fabrègue D，et al.Microstructure and mechanical properties of low carbon Al－killed steels after ultra－rapid annealing cycles［J］.Materials Science Forum，2010，638－642:3368－3373.［8］Muljono D，Ferry M，Dunne D P.Influence of heating rate on anisothermal recrystallization in low and ultra－low carbon steels［J］.Materials Science and Engineering A，2001，303(1－2):90–99.［9］Atkinson M.Bifurcation of thermal restoration processes in deformed iron and steel［J］.Materials Science and Engineering A，1999，262(1－2):33－38.［10］Watanabe T.The potential for grain boundary design in materials development ［J］.Mater Forum，1988，11(2):284－303.［11］曹圣泉，张津徐，吴建生，等.IF钢织构与晶界特征分布的研究［J］.金属学报，2004，40(10):1045－1050.(Cao Sheng－quan，Zhang Jin－xu，Wu Jian－sheng，et al.Study of texture and grain boundary character distributions of IF steels［J］.Acta Metallurgica Sinica，2004，40(10):1045－1050.)［12］Lehockey E M，Palumbo G，Lin P.Grain boundary structure effects on cold work embrittlement of microalloyed steels［J］.Scripta Materialia，1998，39(3):353－358. ［13］Cao S Q，Zhang J X，Wu J S，et al.Effects of GBCD on cold work embrittlement of high strength interstitial free steels［J］.Materials and Design，2006，27(1):53－57. ［14］Tiitto K M，Jung C，Wray P，et al.Evolution of texture in ferritically hot rolled Ti and Ti+Nb alloyed ULC steels during cold rolling and annealing［J］.ISIJ International，2004，44 (2):404－413.［15］Verbeken K，Kestens L.Strain－induced selective growth in an ultra low carbon steel after a small rolling reduction［J］.Acta Materialia，2003，51(6):1679－1690. ［16］Saha R，Ray R K.Texture and grain growth characteristics in a boron added interstitial free steel after severe cold rolling and annealing［J］.Materials Science and Engineering A，2010，527(7－8):1882－1890.。

IF钢物理冶金原理与关键工艺技术1

9) 焊接性能：
焊接性能：薄钢板适应焊接的能力。薄钢板的焊接性能取决于它所含元素的种类及其含量。其中，碳当量的影响很大，可作为判别焊接性能的主要标志。薄钢板的含碳量越小且钢质越纯净，焊接性能越好。此外，焊接性能也与薄钢板厚度、强度和焊接方法有关。板厚越小，焊接性能越差，只能采用点焊方法；强度提高，焊接条件的范围变窄。
➢屈服强度低、屈强比低 ➢塑性好 ➢深冲性（成型性）好 ➢无时效性
软钢 YS HSS YS UHSS YS
< 210 MPa 210-550 MPa > 550 MPa
软钢
TS
HSS
TS
UHSS TS
< 270 MPa 270-700 MPa > 700 MPa
第一代AHSS：已经应用，不断完善第二代AHSS： TWIP钢具备应有条件第三代AHSS：正在开发
形成MnS，Nb的最少加入量为：
Nb(%)≥7.75C(%)
• 特点：
Nbexcess= Nbtotal－7.75C
（1）力学性能的平面各向异性（Δr, Δδ）小；
（2）镀层抗粉化能力好；
（3）r值及δ值不及Ti－IF钢好，且再结晶温度明显高于Ti－IF钢，力学
性能对生产工艺参数的变化比较敏感，采用高温卷取会带来板卷头尾性
n 值是评价薄钢板冲压成形性能的重要参数。n 值越高，薄钢板的冲压成形性能越好，特别是拉胀性能。n 值大小
主要取决于钢质的纯净度和铁素体组织晶粒尺寸，提高钢质的纯净度和适当增大铁素体组织晶粒尺寸都可使值增加。
8) 冲压成形性能
冲压成形性能：薄钢板适应冲压成形过程的能力，即指薄钢板在冲压成形过程中抵抗失效(如断裂、瓢曲、起皱、形状扭曲等)的能力。也可理解为薄钢板在冲压成形过程中发生破坏前可得到的最大变形程度。具有极佳冲压成形性能的薄钢板应表现为： ①具有均匀分布应变； ②承受平面内压缩应力而无起皱； ③可达到较高的应变而无颈缩和断裂； ④承受平面内剪切应力而无断裂； ⑤变形的零件由凹模出来后保持形状不变； ⑥保持表面光洁且无损伤。

IF钢的工艺性能及概述

图1 Nb、Ti对IF钢奥氏体区进行的, 为了使热带晶粒细化, 采用高的终轧压下率和终轧后快速冷却。IF钢在奥氏体再结晶区热轧时, 其道次变形量不能太小, 否则, 就会产生奥氏体部分再结晶, 形成混晶组织, 对IF钢的深冲性能不利。在奥氏体再结晶区热轧总变形量越大, 则在轧制时发生的形变再结晶次数越多, 热轧后得到的铁素体晶粒就越均匀, 越有利于得到等轴状的铁素体晶粒, 研究表明晶粒呈等轴状时有利于IF 钢深冲性能的提高。
2.3.2 加热温度
IF钢的终轧方式有两种即奥氏体区轧制、铁素区轧制, 奥氏区轧制是无论精轧还是粗轧, 轧制温度均在Ar3以上, 而铁素体区轧制时粗轧温度在Ar3以上而精轧温度在A r3以下, 即在铁素体区轧制。由于终轧温度的不同, 加热温度也有差别。传统工艺多采用奥低体区轧制, 由于IF 钢中含有T i和Nb, Ti和 Nb对钢再结晶性能的影响如下图1所示。由于钢中Ti和Nb存在致使IF钢的γ→α转变温度升高, 为了使其充分奥氏体化, IF钢的出钢温度较普通钢高据某钢厂的实际生产数据表明, IF钢的出钢温度一般较普碳钢高20℃左右。由于铁素体轧制可以降低加热温度, 节约能源, 轧后产生粗大的二相粒子和细小铁素体晶粒, 在随后的冷轧和退火处理过程中产生分布均匀和强的再结晶织构等优点, 铁素体轧制技术作为一项新技术而得到广泛的应用。CSP生产中由于不存在γ→α → γ的转变, 所以可采用较低的加热温度和终轧温度, 容易实现铁素体区轧制, 生产一些薄规格的IF钢。
3 IF钢的合金元素和性能特点 3.1 IF钢的合金元素的含量 C≦0.003；Si≦0.03；Mn：0.10～0.20； P≦0.006；S≦0.007； Al：0.02～0.05； Ti：0.04～0.08；O≦0.003；N≦0.004； Nb：0.06～0.25。

铁素体区热轧高温卷取条件下IF钢的织构特征

第19卷第8期2007年8月钢铁研究学报 Journal of Iron and Steel ResearchVol.19,No.8August 2007基金项目:国家自然科学基金资助项目(50104004)作者简介:郭艳辉(19812),女,博士生; E 2m ail :gyh415@ ; 修订日期:2007203205铁素体区热轧高温卷取条件下IF 钢的织构特征郭艳辉1,　王昭东1,　孙大庆1,2,　刘相华1,　王国栋1(1.东北大学轧制技术及连轧自动化国家重点实验室,辽宁沈阳110004;2.鞍山钢铁集团公司技术中心,辽宁鞍山114021)摘　要:研究了铁素体区热轧高温卷取条件下,2种不同成分的IF 钢的织构特征。

结果表明,高温卷取后,普通Ti 2IF 钢发生了完全再结晶,中心面和1/4面上形成了很强的<111>∥N D 再结晶织构;高强Ti 2IF 钢大部分晶粒仍处于轧制状态,只有极少部分晶粒发生了再结晶,中心面和1/4面上形成的织构组分以<110>∥RD 为主,<111>∥N D 再结晶织构较弱。

织构分析表明,2种钢的表面织构均较弱,普通Ti 2IF 钢表面上<001>∥N D组分占优,高强Ti 2IF 钢表面上<110>∥N D 组分强度最高。

关键词:铁素体区热轧;高温卷取;织构;Ti 2IF 钢中图分类号:T G 11311 文献标识码:A 文章编号:100120963(2007)0820037205T exture Characteristics of IF Steels After Ferritic R olling and High T emperature CoilingGUO Yan 2hui 1,　WAN G Zhao 2dong 1,　SUN Da 2qing 1,2,　L IU Xiang 2hua 1,　WAN G Guo 2dong 1(1.State Key Laboratory of Rolling Technology and Automation ,Northeastern University ,Shenyang 110004,Liaoning ,China ;　2.Technique Center ,Anshan Iron and Steel Co ,Anshan 114021,Liaoning ,China )Abstract :The texture characteristics of two different IF steels were studied after rolling in the ferritic range and coiling at high temperature.It was found that the ordinary Ti 2IF steel was recrystallized completely and strong <111>∥N D re 2crystallization texture was formed at the mid 2section and 1/42section.However ,in the high strength IF steel ,most of the grains were still in as 2rolled condition after coiling and <110>∥RD texture was in the ascendant at the mid 2section and 1/42section with very weak <111>∥N D recrystallization texture.Textures at surface in both steels were very weak and their <001>∥N D was dominant in ordinary Ti 2IF steel and <110>∥N D in high strength Ti 2IF steel was the strongest component.K ey w ords :ferritic rolling ;high temperature coiling ;texture ;Ti 2IF steel 近年来,为了降低成本,用热轧板代替冷轧板引起了广泛的关注。

不同退火温度下Nb_Ti微合金化高强IF钢板组织和织构的演变

heattreatmentmetalsvol36july2011不同退火温度下nbti微合金化高强if钢板组织和织构的演变攀钢集团研究院有限公司四川成都611731
第 36 卷 2011 年
第7 期 7月
Vol. 36 No. 7
HEAT TREATMENT OF METALS
July 2011
不同退火温度下 Nb + Ti 微合金化高强 IF 钢板组织和织构的演变
Evolution of microstructure and texture of Nb + Ti microalloying high strength IF steel annealed at different temperatures
WANG Minli1 ，XIAO Li2 ， ZHENG Zhiwang1 （ 1． PanGang Group Research Institute Co．，Ltd．， Chengdu Sichuan 611731 ， China； 2. Hot Rolling Mill of PanGang Group Panzhihua Steel and Vanadium Co．，Ltd．，Panzhihua Sichuan 617062 ，China） Abstract： Evolution of microstructure and texture of Nb + Ti microalloying high strength IF steel sheet under different annealing temperatures was studied． The results show that in the test steel there are full recrystallization microstructure treated at the range of annealing temperatures 750870 ℃ under test condition． The yield strength，tensile strength，elongation percentage，plastic strain ratio and strain hardening exponent of the test steel are approximate 300 MPa， 410 MPa， 36. 5% ， 1. 5 and 0. 20 at the range of annealing temperatures 810840 ℃ ， and the α textures have a trend with ｛ 111 ｝ texture． The optimal annealing temperature is 810840 ℃ in production． Key words： high strength interstitial free （ IF） steel； saltbath annealing； texture； microstructure

IF钢热轧生产工艺分析

IF钢热轧生产工艺分析2008-12-4潘竟忠1) 王艳东1) 刘照2)张继业1)陈伟震1)1)邯郸钢铁集团邯宝公司热轧厂2)河北工程大学机电学院摘要：本文主要对IF钢的热轧生产技术进行简要介绍。

邯钢新区的建设成投产，为提升邯钢整体装备水平，生产高级别、高附加值的产品提供了硬件保障，作为生产IF钢重要环节的热轧生产工艺，在整个生产中起着极其关键的作用，本文主要通过对IF钢的热轧生产技术介绍为邯钢及其它同类厂家生产IF钢提供参考。

1 前言IF钢，即无间隙原子钢，是Interstitial- freesteel的简称。

1949年IF钢首次研制成功，由于受到冶炼水平的限制，直到20世纪80年代商用IF钢才正式面世。

随着汽车轻量化的发展，生产超深冲高强度钢已经成为钢铁生产企业发展的目标，IF钢因其具有良好的塑性、高的各向异性(r)值、高的加工硬化指数(n)和无时效性等特点,而使其具有优异的深冲性能，从而作为第三代深冲钢板而广泛应用于汽车制造等行业。

２IF基本原理与化学成份IF钢的基本原理是在超低碳钢(C<0.005%)中添加Ti、Nb等元素,与钢中的C、N原子反应生成碳、氮化合物, 将钢中固溶C和N的含量降到0.01%以下，使铁素体得到深层次的净化、基体呈无间隙原子状态。

由于不含间隙原子致使晶间结合力显著下降，从而得到良好的深冲性能，保证了其成型性。

另外为了提高其强度，在钢中适量的添加P、Si、Mn等元素，进行固溶强化以提高强度。

其中P强化效果显著,但当P的含量较高时,有发生冷加工脆性的倾向,通常在加入P的同时加入适量的B，B将在晶界处快速偏析引起强化，同时抑制P的晶界偏析。

现代IF钢的成分大致为：C≤0.005%、N≤0.003%，T i或Nb一般约0.05%。

３IF生产工艺各个厂家由于工艺装备水平不同，生产的IF钢的用途与规格的不同，所采用的生产工艺也略有差别，一般的工艺流程为：铁水预处理→氧气转炉炼钢→真空脱碳→连铸→加热→热轧→控制冷却→卷取(原料) →酸洗→冷轧→退火。

IF钢的生产

物增多,从而阻碍再结晶，增大热轧板晶粒!使冷轧退火后的lF钢性能下降,损害 IF钢的r值。
低温加热容易得到粗大的析出物，且其铁素体晶粒细小，在以后的冷轧和退火时对这一特征得以保留和改善，防止了弥散细小的二相粒子析出使其再结晶更为充分和完善，有利于深冲性能的γ织构得到加强（1210℃，新余钢铁<=1230℃）
IF钢--冷轧
屈强比 = 屈服强度/抗拉强度
IF钢--冷轧
退火温度
一般认为，在相同的冷轧变形条件下，IF 钢中形变织构各组分的形变储能从高到低的顺序为{111} ＜ 112 ＞、 {111} ＜ 110 ＞、{112}＜ 110 ＞、{001} ＜ 110 ＞。
在再结晶初期，由于{111}变形晶粒具有更高的形变储能，同时晶粒内部存在大量亚晶，所以再结晶{111} 新晶粒会优先在{111}取向的变形晶粒内形成。
精轧变形量分配对于IF 钢来说, 由于碳、氮含量都非常低, 析出过程比较缓慢, 析出物也比较
稀少。为了完全固定碳、氮原子并形成粗大的析出物, 第二相粒子应尽早析出, 以避免在低温下( 如铁素体区卷取中) 析出细小的粒子。
因此，精轧后几道次需要增加道次变形分配量。因为此时变形温度低，回复缓慢, 变形所产生的位错密度和畸变能将比在高温下变形时高，这就会产生更大的形变诱导析出效果。
(1)TiN,TiS,Ti4C2S2是IF钢中析出较早的第二相粒子 TiN粒子在连铸坯冷却和再加热过程中析出,并在后续工艺过程中变化很小; TiS粒子则是在连铸坯冷却过程中开始析出,并且随着温度的降低, 向Ti4C2S2转变；在Ti-IF钢的粗轧过程中,1135℃左右即发现有Ti4C2S2粒子析出,而且粗轧的形变将
在再结晶初期{111} 再结晶织构通过消耗形变的{111} 晶粒而长大，逐渐发展成为γ 纤维织构。而此时的α - ＜ 110 ＞ / /RD变形晶粒形变储能低，亚晶间取向差小，再结晶形核困难，仍处于回复阶段而尚未发生再结晶。随着再结晶过程的发展，α 取向变形晶粒也开始发生再结晶，但其中的部分再结晶晶粒会被相邻的已经长大的{111} 再结晶晶粒吞并和消耗，变形储能最低的{001} ＜ 110 ＞组分最后被消耗掉。所以，γ 纤维织构逐渐增强，而α 取向织构不断减弱。

深冲IF钢再结晶_111_纤维织构形成机制探讨

第16卷第5期2008年10月材料科学与工艺MATER I A LS SC I ENCE &TEC HNOLOGYVo l 16N o 5O ct .,2008深冲I F 钢再结晶{111}纤维织构形成机制探讨于凤云1,王轶农1,蒋奇武2(1.大连理工大学材料学院,辽宁大连116024;2.鞍山科技大学材料工程系,辽宁鞍山114051)摘要:为了探讨深冲IF 钢再结晶织构与退火温度之间的关系及{111}再结晶织构形成机制,采用X 射线衍射三维取向(ODF )和背散射电子衍射(EBSD )分析技术并结合金相组织观察,利用G i bbs T ho m son 方程对冷轧IF 钢在不同退火温度下的再结晶织构演变规律及形成机制进行研究.实验结果表明:随着退火温度的增加,再结晶量逐渐增多, 纤维织构强度亦相应增强,同时, 纤维织构强度则逐渐降低;冷轧I F 钢再结晶初期的织构转变主要发生在纤维织构之间.研究表明,再结晶核心的形成主要以显微择优形核为主,晶核的长大则主要以择优生长为主,而重位点阵晶界在再结晶纤维织构形成过程中起着重要作用.关键词:IF 钢;ODF;EBSD;再结晶{111}织构; 晶界中图分类号:TG113 1;TG 142文献标识码:A 文章编号:1005-0299(2008)05-0724-04For mati on m echanis m of {111}recrysta llization texture i n IF steelYU Feng yun 1,WANG Y i nong 1,JI A NG Q i w u2(1.Co llege ofM ate rials Science and Eng i neering ,D a lian U ni versity of T echno logy ,D a lian 116024,Ch i na ;2.D ept .o fM ater i a l s Sc i ence and Eng i neer i ng ,Anshan U n i versity of Science and T echno l ogy ,Anshan 114051,Ch i na)Abst ract :Based on X ray d iffraction (ODF analysis),electron back scatter diffracti o n (EBSD )and optica lm icroscopy (OM ),w e st u died the dependence o f recrystallizati o n textures i n cold r o lli n g I F steel on te m pera ture and discussed t h e m echan is m on the evolution o f {111}recrysta llizati o n textures i n I F stee l by G ibbs Thom son for mu lation .The results sho w that t h e quantity o f recrysta llizati o n tex ture and the density of texture both increase w ith the rising annealing te m perature ,ho w ever ,t h e i n tensity of texture decreases .M icr o pre ferred nucleation do m i n ates the recrystallization for m ation .The nucleation gro w th is do m i n ated by t h e pre ferred gro w th .W e fi n d that the co i n cidence site lattice (CLS)g rain boundaries play an i m portant role i n the for m ati o n of {111}fiber recrysta llization texture in t h e stee.l K ey w ords :I F stee;l ODF ;EBSD;{111}recr ystallization tex ture ; g rain boundary 收稿日期:2005-07-14.基金项目:国家自然科学基金资助项目(50471069).作者简介:于凤云(1980-),女,硕士研究生;王轶农(1962-),男,教授,博士生导师.无间隙原子钢(I nterstiti a l free stee,l 简称I F 钢)是在超低碳钢中加入强碳、氮化物形成元素,使钢中的C 、N 原子完全以碳、氮化物形式从基体中析出,钢中基本上无间隙原子存在,因而具有低屈强比、高延伸率、高应变硬化指数(n 值)和高塑性应变比(r 值)等优异性能而广泛应用于汽车工业.研究表明[1~5],I F 钢之所以具有高的深冲性能与其高取向密度的再结晶纤维织构({111}//ND)密切相关.在成分和冷轧组织一定的条件下,调控再结晶退火工艺是获得强的纤维织构,以期获得最佳深冲性能最为重要一环.由于再结晶过程的复杂性及实验方法等因素的限制,使得人们对其再结晶织构形成机制仍存有不同的观点[6].因此,探讨I F 钢的再结晶织构形成机制对实际工业生产和理论研究具有重要意义.本文以国产I F 深冲钢板为实验材料,利用ODF 分析方法和EBSD 技术,研究了冷轧I F 钢板的再结晶织构演变规律,对I F 钢再结晶{111}纤维织构形成机制进行了分析和探讨.1 实验材料及方法采用鞍钢提供的1mm 厚的冷轧I F 钢板为实验材料,冷轧压下量为75%,化学成分(质量分数)为:0.003C ,0.047T,i 0.01Nb ,0.01S,i0.12M n ,0.004P ,0.008S .在大块冷轧I F 钢板上沿轧制方向截取50mm !20mm 的样品,在箱式电炉中进行退火,退火温度为600~850∀,氮气保护,以~10∀/m i n 的速度加热至预定的温度,保温15m in 后出炉空冷.利用光学显微镜观察退火态组织,织构样品(20mm !20mm )表面经研磨和侵蚀后,在Dm ax -III A 型X 射线衍射仪上,采用Schulz 背反射法进行织构测定(CuK 辐射).按同心圆方式以5#步进扫测{110}、{200}和{112}不完整极图( 角最大为70#),采用两步法 [7]计算ODF (L max =16),结果以恒!=45#截面图表示.在扫描电镜上利用EBSD 测试系统,对再结晶初期样品中的已再结晶晶粒和未再结晶基体的取向进行了测定,测试时采用手动方式进行,根据逐个取向数据构建EBSD 极图.2 实验结果图1给出了I F 钢冷轧与不同温度退火后的金相组织,可以看出,冷轧I F 钢呈典型的纤维状条带组织(图1(a)).随着退火温度的升高,再结晶份数逐渐增加.650∀退火样品已有少量再结晶(~10%左右)发生(图1(b));700∀退火时(图1(c)),已发生了大部分再结晶(~80%);750∀退火时,已经发生了完全再结晶,晶粒已经长大并开始趋向等轴化;当退火温度达到800∀以上时,晶粒明显长大并呈等轴状(图1(d)),平均晶粒尺寸约为35∀m.图1 IF 钢冷轧与不同温度退火后的金相组织图2和图3分别给出I F 钢冷轧及不同温度退火后样品的ODF 恒!=45#截面图和各织构组分强度随退火温度变化的关系曲线.由图2(a)可见,冷轧织构由典型的纤维织构(<110>//RD )和纤维织构({111}//ND)组成. 纤维织构基本上呈均匀分布,强点{111}<110>和弱点{111}<112>的强度级别仅相差1级左右; 纤维织构则呈不均匀分布,即在{001}<110>、{112}<110>、{111}<110>和{331}<110>位置上有较强的取向密度.图2 IF 钢冷轧与不同温度退火的OD F 恒!=45#截面图随着退火温度的升高, 纤维织构和纤维织构逐渐发生了变化.再结晶初期(如650∀退火), 纤维织构基本保持不变, 纤维织构略有改变,即纤维织构中的{111}<112>组分强度略有增加,{111}<110>组分强度略有减小,但两者的平均织构强度增加较小,这一结果预示着初期再结晶织构转变主要发生在冷轧纤维织构组分中.随着退火温度的增加,再结晶量逐渐增多, 纤维织构强度亦相应增强,与此同时, 纤维织构强度则逐渐降低(如图3所示).值得说明的是,在再结晶初期阶段,由于冷轧纤维织构和再结晶纤维织构两者并存,且ODF 图中无法将两者区分开,因此,ODF 图中的纤维织构应为冷轧纤维织构和再结晶纤维织构的合成.∃725∃第5期于凤云,等:深冲IF 钢再结晶{111}纤维织构形成机制探讨由图3可以看出,再结晶纤维织构的明显增加和冷轧纤维织构的显著降低均同时发生在700~800∀,与图2对比可见,此温度区间对应于再结晶中期和再结晶终了阶段.800∀退火, 纤维织构强度则已显著降低, 纤维织构强度则明显增强,其中,{111}<112>组分强度高于{111}<110>组分强度.图3 IF 钢主织构强度(I )与退火温度(t)的关系利用EBSD 技术,分别对再结晶初期(650∀退火)样品中的未再结晶晶粒和已再结晶晶粒随机进行了取向测定,结果见图4.图4(a )为未再结晶基体的{200}极图,可见未再结晶 -{111}//ND 取向的基体与 -<110>//RD 取向的基体并存,这与X 射线衍射法测得的取向分布(图2)基本一致.另外,还观察到在取向基体内及其晶界处很少有再结晶晶粒,晶粒尺寸很小;而在取向基体内及其晶界处则观察到数量较多的再结晶晶粒.这一结果说明了再结晶优先在取向基体内及其晶界处发生,而在取向基体内及其晶界处则较难发生.图4(b)为已再结晶晶粒的{200}极图,可以看出,再结晶晶粒的取向大多属于取向范围,而这些取向的再结晶晶粒也大多出现在取向基体内及其晶界处.图4IF 钢初期再结晶样品中EBSD {200}极图3 分析与讨论再结晶织构的形成和发展是各种取向晶核形成和生长的竞争过程.冷轧I F 再结晶退火后具有较强的纤维织构显然是初始取向晶核含量较高和生长速度较快的综合结果.由于再结晶过程的复杂性及形核的不均匀性等因素,人们对I F 钢再结晶织构的形成机制一直存有争议[6].持定向形核观点的研究者认为,I F 钢冷轧 -{111}织构的形成经历了较为复杂的位错滑移过程,使其具有较高的形变储能,退火过程中,这些亚晶(或晶粒)将优先回复并在原位形核,其后吞并其它取向的晶粒,使 -{111}织构加强;持选择生长观点的人认为,具有 -{111}取向的晶粒会优先长入{112}<110>取向附近的形变基体,从而形成较强的{111}再结晶织构.本实验结果表明,再结晶初期纤维织构基本保持不变, 纤维织构中的{111}<112>组分强度增加,{111}<110>组分强度减小,但平均纤维织构强度增加较小.根据这一实验事实可以推断,再结晶初期的织构转变主要发生在纤维织构之间,即冷轧{111}<110>织构转变为再结晶{111}<112>织构,冷轧{111}<112>织构转变为再结晶{111}<110>织构.再结晶是一个系统自由能降低的过程,这一过程的发生和发展应选择最容易的方式进行.根据G i b bs Tho m son 关系式[8],晶核长大的临界半径(R c )可表示为R c =2#/P d .(1)式中:#为某一取向亚晶(或晶粒)的平均晶界能,P d 为再结晶驱动力.当一亚晶(或晶粒)尺寸R 大于临界半径为R c 时,其将成为再结晶晶核并长大.显然,影响晶核形成的主要因素是晶界能#和再结晶驱动力P d .由式(1)可知,在驱动力P d 相同的情况下,晶界能#越小,临界晶核半径R c 也越小,亦即越容易发生再结晶.若使得形成的晶核为大角度晶界且晶界能较低,则要求所形成晶核的界面应与冷轧基体保持某种特定的取向关系以降低晶界能.基于上述分析,本文认为,重位点阵(Co i n cidence S ite Lattice ,CLS)晶界,即所谓的晶界可满足上述要求.这是因为晶界属于大角晶界范畴,且具有较低的晶界能[9].也就是说,要使晶胚成为晶核,与之相邻的晶界(或亚晶界)应尽量为某一类型的晶界.于是,本文将按上述条件形成再结晶晶核的过程称之为显微择优形核 .由于{111}<112>取向的晶粒和{111}<110>取向的晶粒之间存在30#<111>取向关系,即 13b CSL 晶界,依上述分析可认为,在冷轧{111}<110>基体中形成{111}<112>再结晶晶核和在冷轧{111}<112>基体中形成{111}<110>再结晶∃726∃材料科学与工艺第16卷晶核是显微择优形核的结果.当然,具有冷轧纤维取向的亚晶(或晶粒)优先回复并在原位形核也是可能的[2],但非主要形核机制.在晶核长大过程中,晶界迁移率(G)可以表示为[8]G=M(P d-2#/R),(2)式中M为晶界可动性系数.当晶界两侧晶粒为某一重位晶界时,其晶界的晶界能#<#r,#r为一般晶界之晶界能.假定M=M r=M,在驱动力P d相同的情况下,依式(2)可知,具有晶界的晶核(晶粒)比一般晶界的晶核(晶粒)生长速率要快.即,具有晶界的晶核不但优先形成,而且还能够优先长大.显然,在再结晶晶核生长过程中, {111}<112>和{111}<110>取向的晶粒长大是择优生长的结果.实验中还发现, 纤维织构强度开始明显增加时恰好与纤维织构强度开始明显减小相对应.这表明,冷轧纤维取向的晶粒已经开始了再结晶.冷轧取向的晶粒在向再结晶取向晶粒转变过程中会出现两种可能性.1)在冷轧 {112}<110>基体中,由于{111}<110>取向与{112}<110>基体之间存在35#<110>取向关系,即9CSL晶界,因此,{111}<110>取向的晶核将优先形成和长大;在冷轧 {001} <110>基体中,由于{111}<110>和{111}<112>取向与{001}<110>基体之间存在54#<110>取向关系,即11CSL晶界,因此, {111}<110>取向的晶核和{111}<112>取向的晶核将优先形成和长大.2)当再结晶取向的晶粒与冷轧取向的晶粒相接触时,会出现择优生长,即{111}<110>取向的再结晶晶粒择优生长入冷轧 {112}<110>基体中;{111}<110>取向的再结晶晶粒和{111}<112>取向的再结晶晶粒择优生长入冷轧 {001}<110>基体中.上述过程的综合作用结果使再结晶纤维织构明显增加,从而导致强的再结晶纤维织构.综上所述,冷轧I F钢再结晶退火后具有较强的纤维织构归因于选择定向形核和择优生长的结果,其中重位晶界在再结晶纤维织构中形成过程中起着重要作用.4 结论1)随着退火温度的增加,再结晶量逐渐增多, 纤维织构强度亦相应增强,与此同时, 纤维织构强度则逐渐降低.2)冷轧I F钢再结晶初期的织构转变主要发生在纤维织构之间,即冷轧{111}<110>织构转变为再结晶{111}<112>织构,冷轧{111}<112>织构转变为再结晶{111}<110>织构.3)再结晶核心的形成主要以显微择优形核为主,晶核的长大则主要以择优生长为主,其中重位晶界在 -{111}再结晶织构形成过程中起着重要作用.参考文献:[1]赵骧,伊藤邦夫,吉永直树.退火制度对高纯超低碳深冲钢板再结晶织构的影响[J],钢铁,1996,31:39-43.[2]HAYAKAW A Y,SZPUNAR J A.M ode li ng o f texturedevelop m ent duri ng recry sta llizati on o f i nterstitial free stee l[J].A c ta M ater,1997,45:2425-2434.[3]RAY R K,J ONA S J J,T ransfor m ation tex ture i n steels[J].ISIJ Inter.,1994,34:927-942.[4]LEE Sang H eon,LEE D ong N yung.Shear ro lli ng andrecrysta lli za ti on textures o f i nterstiti a l free stee l sheet [J].M a ter Sc i Eng,1998,A249:84-90.[5]HE C S,Z HANG Y D,WANG Y N.T exture and m icrostruc t ure deve l op m ent i n co l d ro lled i nterstiti a l free (IF)stee l sheet duri ng electr ic fie l d anneali ng[J].Scr i pta M ater,2003,48:737-742.[6]HU TC H I NSON B.M icro tex tura l st udies of recrystallizati on[C]//P roc I COTOM11.Be iji ng:Interna ti ona lA c ade m i c Pub lisher,1996.377-386.[7]梁志德,徐家桢,王福.织构材料的三维取向分析术%%%OD F分析[M].沈阳:东北工学院出版社,1986.[8]W U B L,W ANG Y D,ZUO L.D evelop ment o f the recrysta lli zati on texture in copper heated by laser beam[J].Scripta M eta llM ater,1998,40:13-17.[9]ZUO L,WATANABE T,ESL I NG C.A theo ry approachto grain boundary charac ter d i str i bu tion(G BCD)i n tex tured po l ycrystalli ne m ater i a l s[J].Z eitschr ift F r M et all kunde,1994,85:554-558.(编辑吕雪梅)∃727∃第5期于凤云,等:深冲IF钢再结晶{111}纤维织构形成机制探讨。

冷轧和退火if钢板中{111}〈110〉和{111}〈112〉织构的形成

冷轧和退火if钢板中{111}〈110〉和{111}〈112〉织构的形成钢板是采用冷轧和退火工艺制造出来的金属材料，它以其优良的性能和良好的可塑性成为广泛应用于各行各业的基础材料。

在钢板生产过程中，将钢材进行冷轧和退火工艺作为重要的一步，为制备出优良的性能、满足多种用途的钢板提供了必要的保证。

在冷轧和退火的过程中，影响钢板性能的主要因素是冷轧和退火后形成的织构结构。

{111}〈110〉和{111}〈112〉织构是一种具有特殊力学性质的细晶格织构，它们在冷轧和退火钢板中得到了广泛的应用。

{111}〈110〉和{111}〈112〉织构的形成，关键在于高温下原子可以自由移动和重新排列，形成特定结构。

首先，冷轧加工将钢材挤压至所需形状，在这个过程中，许多原子将形成初始结晶格织构。

当钢板达到特定的温度时，晶格织构的演变也就开始了。

这时，原子将趋势性地以八面体状排列成六角晶单元，形成{111}〈110〉织构。

随着温度的升高，块核形成和变形，原子便按照{111}〈112〉排列构成六角晶单元，形成{111}〈112〉织构。

{111}〈110〉织构和{111}〈112〉织构是冷轧和退火后钢板组织结构，其形成与温度有关。

高温下，原子在巨大的温度力学力作用下重新排列，织构由初始的{111}〈110〉转变成{111}〈112〉织构。

{111}〈110〉和{111}〈112〉织构的形成，不仅是冷轧和退火钢板性能的影响因素，还是影响钢板塑性和临界点的重要因素之一。

{111}〈110〉织构由晶粒间界面主导，可以提高钢板的塑性，而{111}〈112〉织构由晶粒内部单元主导，可以提高钢板的临界点。

基于此，在实际的产品应用过程中，将{111}〈110〉和{111}〈112〉织构的形成，与所需的组织结构和力学性能做有效的关联，有助于优化钢板的加工条件，提高钢板的力学性能和使用性能，满足各业应用需求。

从以上可以看出，{111}〈110〉和{111}〈112〉织构的形成，对冷轧和退火钢板性能有着显著的影响，如果能准确控制冷轧和退火工艺，形成合适的织构结构，有利于优化钢板的力学性能和使用性能，提升产品质量。

IF钢生产过程中的织构演变

一
个工艺阶段均影响着ＩＦ钢源自的最终性能【。热３］
轧、轧和退火三个工艺步骤是材料最终织构形冷成的关键步骤。热轧板织构通常很弱；轧Ｉ冷Ｆ钢中的主要织构组分为ａ纤维织构（１０／Ｒ和（１）／Ｄ）丫纤维织构（１１／ＮＤ）退火后，（１＞／，ａ织构逐渐消失，构的取向密度进一步增加＿］７织４。本文针对Ｉ生产过程中的热轧、Ｆ钢冷轧和退火三个工艺步骤进行研究，定并计算热轧、轧和退火试样中测冷的织构组分及体积分数，此过程中织构的演变对
为０７．５ｍｍ的钢板。采用盐浴退火模拟工业生产中的连续退火，浴成分为（ａ１：盐ＢＣ）（Ｃ）Ｎａ１一１：，８０。保温９后空冷。１于１Ｃ下０Ｓ从退火试样和热轧试样上截取１ｌ横０ｍｉ（ｌ向）５Ｉｍ（向）格的试样，轧向（Ｄ） ×１ｅ轧Ｔ规对Ｒ和法向（ＮＤ）成的侧面进行电解抛光，助ＦＩ组借Ｅ
表１试验钢种的化学成分（ｎ％）ｗ／
Ｔａｅ１ｂｌＣｈｅｉａｏｐｉｉｎｆｔｘｒｍｅａｔｅｍｃｌｃｍｏｓｔｏｓｏｈｅｅｐｅｉｎｔｌｓｅｌ
Ｃ
００１．０８
２结果与分析
２１显微组织．
图１示为热轧、轧和退火试样的显微组所冷织。从图１中可以看出，轧试样晶粒细小均匀，热

织构概述——精选推荐

织构概述第一节钢板的常见织构类型1.1织构的表达方法织构是多晶体取向分布状态明显偏离随机分布的取向分布结构,通常用晶体的某晶面晶向在参考坐标系中的排布方式来表达晶体的取向。

在立方晶体轧制样品坐标系中，常用(HKL)[UVW]来表达某一晶粒的取向。

这种晶粒的取向特征为(HKL)晶面平行于轧面，[UVW]晶向平行于轧向。

另外也可以用[RST]=[HKL]×[UVW]表示平行于轧板横向的晶向。

1.2织构的分析方法关于织构的分析方法渊源已久，早在1924年Wever就提出了极图法，1948年以后，Deker和Schulz发展了用衍射仪测定极图的方法，使极图法趋于完善。

1952年Harris为测定轧制铀棒的织构提出了反极图法，后经Mueller等发展而完善。

1965年，Roe和Bunge分别采用级数展开方法，从几张极图中推导出晶体的三维取向分布函数(ODF)，使材料织构的细致、定量分析成为可能。

ODF分析法把晶体取向与试样外观的关系用三维取向空间表达出来，这一取向空间就是欧拉空间(Eulerianspace)，欧拉空间的坐标用欧拉角表示，它与归一化后的晶体取向(hkl)[uvw]有着一一对应的换算关系。

ODF法己成为目前定量分析深冲钢板织构的最有力的工具。

钢板的构往往聚集在取向空间的某些取向线上，图1所示为钢板中常见的织构取向线在邦厄(Bunge)系统欧拉空间中的位置。

图1钢板中的织构取向线a取向线和γ取向线是深冲钢板中存在的两种主要织构取向线。

其中a取向线在ODF图中的位置为φ1=00,φ=0-900,φ2=450主要织构类型为{001}〈110,{112}110,{111}110。

γ取向线在ODF图中的位置为φ1=0-900,中=54.70,φ2=450，主要织构类型为{111}110和{111}112，对于IF钢还往往出现{554}225织构(φ1=0-900,φ=610,φ2=450，与{111}112非常接近)。

IF钢的研究

我国IF钢的研究与生产IF钢由于有良好的深冲性能，广泛用于汽车中的复杂冲压件、外覆盖板以及作为高成形镀锌钢板的基板。

从同样追求深冲性能的角度上说，现代意义上的IF钢是从20世纪60年代的第一代普通沸腾钢，80年代的第二代低碳铝镇静钢发展而来的。

90年代初期，随着宝钢等企业成功开发了IF钢，标志着我国具备了第三代超高冲压性能，高屈服强度IF钢的生产能力。

经过多年的努力，随着冶金技术的不断发展，目前我国主要的汽车用钢生产企业不仅掌握了所有级别的IF钢生产技术，还成功开发出在IF钢基础上发展起来的深冲热镀锌钢板，深冲高强度烘烤硬板，IF钢已成为我国汽车用钢板的主要品种之一。

1IF钢的主要特性1）与一般的深冲钢相比，IF钢的含碳量极低，使钢中难以出现渗碳体，保证了IF钢的基体为单一的铁素体。

铁素体有很好的塑性，从而保证了IF钢具有优良的深冲性能。

2)一般深冲钢的时效期为3个月，主要是这种钢中存在着碳、氮等间隙固溶原子，而IF钢的组织中存在着微量碳氮化合物，避免了间隙固溶原子，因此IF 钢没有时效性。

3) IF钢组织中的碳氮化合物是由加入微量的钛或同时加入微量的钛和铌而形成的，IF是微合金化超深冲钢。

深冲钢和加钛的IF钢钢成分对比。

2我国IF钢研究中涉及的主要领域调研所得：多年来，我国各生产企业及科研单位对IF钢的研究主要围绕织构形成机理，析出物的形态，强化机理以及化学成分设计、冶金工艺、轧制工艺和退火制度对深冲性能、机械性能等方面影响而展开的，归纳起来主要有以下几点：1)对IF钢冷轧板的表面缺陷进行了研究，其缺陷是由夹杂物引起的。

这些夹杂物是冶炼过程中间包覆盖渣与浸入式水口内堵塞物的结合物质，为了消除这些夹杂物,对IF钢的钢水进行二次精炼必不可少。

在其成分的设计研究中，发现稍微增加Mn、P、Si等元素的含量就可以保持其优良成形性的同时提高了它的机械性能，增加了强度。

试验结果，其r值可增至2.0，抗拉强度可达到400MPa。

热轧IF钢微观组织和织构演变规律的研究

热轧IF钢微观组织和织构演变规律的研究王野蔡恒君高毅王越蒋奇武许国林孙晓宇（鞍钢股份有限公司冷轧厂，鞍山 114021）摘要选取奥氏体区热轧Ti+Nb+P-IF钢板为研究对象,以冷轧压下率为影响因素,通过冷变形和再结晶退火,采用金相组织观察、TEM分析和织构测试等手段,得出不同冷轧压下率对Ti+Nb+P-IF再结晶组织、第二相粒子、织构的影响规律。

关键词奥氏体区轧制 Ti+Nb+P-IF钢再结晶退火金相组织第二相粒子织构The Study on Microstructure andTexture Evolution of Hot Rolled IF SteelWang Ye Cai Hengjun Gao Yi Wang Yue Jiang Qiwu Xu Guolin Sun Xiaoyu (Cold Strip Works of Anshan Iron and Steel Corporation, Anshan, 114021)Abstract This paper studies hot rolled Ti+Nb+P-IF steel in austenite Region, with cold rolling reduction as the influencing factor. Cold deformation and recrystallization annealing were carried out, and microstructure observation. TEM analysis and texture measurement were used as the measurement methods. Conclusions were drawn on the evolution of recrystallization microstructure、secondary phase particles、texture of Ti+Nb+P-IF steel with different cold rolling reduction.Key words cold rolling reductions, Ti+Nb+P-IF steel, hot roiled in austenite region, opfic micrograph, secondary phase particles, texture1引言高强IF钢的开发思想是把IF钢具有超深冲性的特点，与P、Mn、Si等固溶元素所具有的固溶强化机制结合起来，即在IF钢成分基础上，再加一些P、Mn、Si的量来提高其强度[1, 2]。

IF钢退火过程中不同尺寸晶粒的生长和织构演变

ean be d eseri b ed 勿 the em P irieal f o rm u la f r om th e ex Perim en t data .
K E Y W O R D S textur e, grai n grow th , grai n si ze di stri buti on , i t erst n i ti alf r ee ( IF )steel
to a red ueti o n of 80% a n d su bseq uentl y annealed a t 710 and 770 o C f o r vari ou s h old tim es. T h e resu lts
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第 46 卷 20 10 年 9 月
第9期
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第 1055一 1060 页
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IF 钢退火过程中不同尺寸晶粒的生长和织构演变

冷轧无取向硅钢的织构及演变的实验研究

ｔｅｎｅｔｈｓｏｇｓｔｒ．
Ｔｅ－ｌｓｍｌａａａｄｈｄｆｒｔｎｌｙａｅｔａｏｓｄｌｄｐｓｎｌ勿ｔｅｅｎｔｈｏｇ，ｒｔｅｅｈｃｌｒｅａｅｒｎｅｏｏｄｅｉｅｅｃｏｆｈｂｒｔｖｏｇｎａｏａｄｅｉｄｓｌｅｎｉ．ｃｏｃｎｏｉｔｅｅｓｅｄｒａｉｔｎｄｔｍｎｃｔｌｇｏｓｅＥｅｆｔｌｇｒｌｄｅｚｉｎｅｒｅｒａｎｒｆｆｔｏｒｌｈｏｐｙｉａｚｎｌａｄｒｔｏｐｅｏｔｅｐｓｅ．ｒｓｌｎｇａｏｓｅｅｅ．ｎｔｅｆｓｈｌｔｓｏｃｔｌｅｉｆｉｔｌｇｓＴｎｈａｅｒｆａａｔｎａｉｒｎｉｓａｔｅｓｓｃｙｚｈｒ
２
独创性说明
本人郑重声明：所呈交的论文是我个人在导师指导下进行的研究工作及取得研究成果口尽我所知，除了文中特别加以标注和致谢的地方
外，论文中不包含其他人己经发表或撰写的研究成果，也不包含为获得内蒙古科技大学或其他教育机构的学位或证书所使用过的材料。与我一同工作的同志对本研究所做的任何贡献均己在论文中做了明确的说明并
内蒙古科技大学硕士学位论文
摘
要
本文主要进行了冷轧无取向硅钢的织构形成及演变规律的实验研究．即通过对含有００８碳和０３％硅的．３％的０．３硅钢冷轧至０５．ｍｍ厚进行冷轧织构和退火织构的研
究。
利用金相组织和取向分布函数重点研究了退火工艺中各工艺参数对织构的影响。将２５．ｍｍ厚的７热轧样通过不同的冷轧工艺轧至０ｍｍ，．５然后通过测定显微硬度从中选取一组工艺的试样测定极图并计算ＯＦＤ，分析冷轧织构的演变规律。随着变形量的

大塑性变形过程中IF钢的组织演变.

１实验
半连续等通道挤压法，通过驱动模具运动，使被固定的工件发生大塑性变形，从而获得整体均匀细化的晶粒，且加工前后工件的尺寸保持不变，其原理图如图１所示．模块Ａ与固定平面Ｃ之间构成第一通道，模块Ａ与模块Ｂ之间构成第二通道，两通道在垂直于工件挤压的方向上宽度相同．模块Ａ与待挤压工件间为无摩擦表面，固定平面Ｃ与待挤压工件间为粗糙表面．首先，将待加工工件放置于第一通道，对模块Ａ施加垂直于第一通道的压力，压紧工件；之后，对模块Ｂ施加平行于第一通道的推力，使模块Ｂ带动模块Ａ沿推力方向移动一个步长，从而使待挤压工件在此过程中从模块Ａ与模块Ｂ之间的第二通道挤出一个步长；接着，释放施加于模块Ａ的正向压力及模块Ｂ的推力，驱动模块Ａ、模块Ｂ退回初始位置；之后反复执行上述过程，直至工件全部挤压完成，此时即完成一个周期的加工．重复上述过程，进行多道次加工，即获得均匀的细晶组织．此种方法的优势在于，通过转换驱动力，降低了使工件大塑性变
ＭｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅＥｖｏｌｕｔｉｏｎＤｕｒｉｎｇＳｅｖｅｒｅＰｌａｓｔｉｃＤｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｏｆ
ＩＦＳｔｅｅｌ
ＹＡＮＢｏ１，ＪＩＡＯＳｉｈａｉ２，ＺＨＡＮＧＤｉａｎｈｕａ１
（１．ＳｔａｔｅＫｅｙＬａｂｏｒａｔｏｒｙｏｆＲｏｌｌｉｎｇａｎｄＡｕｔｏｍａｔｉｏｎ，ＮｏｒｔｈｅａｓｔｅｒｎＵｎｉｖｅｒｓｉｔｙ，Ｓｈｅｎｙａｎｇ１１０８１９，Ｃｈｉｎａ；２．ＲｅｓｅａｒｃｈＩｎｓｔｉｔｕｔｅ，ＢａｏｓｈａｎＩｒｏｎ＆ＳｔｅｅｌＣｏ．，Ｌｔｄ．，Ｓｈａｎｇｈａｉ２０１９００，Ｃｈｉｎａ．Ｃｏｒｒｅｓｐｏｎｄｉｎｇａｕｔｈｏｒ：ＹＡＮＢｏ，Ｅｍａｉｌ：ｙａｎｂｏ＠ｂａｏｓｔｅｅｌ．ｃｏｍ）
一般来说，大角度晶界（ＨＡＢ）位于大塑性变形晶粒细化的中心［９－１０］，在当前工作中，使用高分辨率ＥＢＳＤ技术测定出经过不同道次半连续等通道挤压后的大角度晶界．试样的ＥＢＳＤ图如

热分析技术研究IF钢回复、再结晶及相变过程

热分析技术研究ＩＦ钢回复、再结晶及相变过程作者：李俊虎来源：《硅谷》2009年第05期[摘要]利用DSC技术研究IF钢回复、再结晶、相转变行为，指出第二相粒子对冷变形IF 钢间段退火过程的影响，通过定量计算再结晶激活能的方法说明第二相弥散析出对再结晶过程的控制作用。

DSC定量分析铁的同素异构转变潜热为10J/mol。

[关键词]差示扫描量热DSC 无间隙原子钢中图分类号：O59文献标识码：A文章编号：1671－7597（2009）0310122－01IF钢也称无间隙原子钢，主要应用于汽车制造工业中，它通常利用几十个纳米以下的第二相粒子强化，使其保持优良的成形性条件下，获得高得强度，以满足超深冲板板的性能要求。

回复、再结晶、相变的控制是生产过程中的重要环节，这些行为也成为近年来IF钢研究的重要领域，大量研究无间隙原子钢的资料表明，研究方法多采用光学显微镜、显微硬度仪、扫描电镜及透射电镜等显微分析技术，并且都具有一定的局限性。

热分析技术是研究物质在加热和冷却过程中产生某些化学变化的技术。

热分析技术能够原位地反映变形IF钢在加热条件下，第二相粒子与晶体缺陷的交互作用，而且能够准确地获得再结晶激活能和相变潜热，从而弥补显微分析方法误差较大的不足，是一种有效的研究方法。

本文以IF钢为例着重介绍热分析技术在无间隙原子钢回复、再结晶及相变过程中的应用，揭示应用热效应来分析与研究IF钢转变的特点与规律。

一、实验结果与分析经强烈冷形变的金属材料，由于组织的改变和产生了大量的晶体缺陷，使材料的一系列性能发生了变化，如果能提供热激活的条件，形变金属的性能就能恢复到冷变形前的原始状态。

再结晶是形成无畸变新晶粒的退火过程，该过程金相组织明显改变，性能全部复原。

回复与再结晶广泛应用于冷形变后的退火工艺，并对热形变与材料高温机械性能有直接影响，往往在固态相变中也伴随发生回复与再结晶。

究回复再结晶过程中的能量变化，形变金属储存了相当数量的弹性畸变能，使系统处于亚稳状态，有力图向稳态转化的趋势，形变金属随热激活条件变化储存能逐渐释放点缺陷减少和位错的再排列，储存能有所将低，这是回复阶段，在再结晶阶段大角度晶界形成和迁移，基体中的位错被吃收到晶界中迅速解体销毁，储存能消失，性能全部回复。