冷轧Ti-IF超深冲钢罩式退火机理及织构变化规律的研究

在480~750℃条件下,模拟罩式退火,利用光学显微镜、X射线衍射和金相显微硬度计研究了冷轧Ti-IF超深冲钢晶粒结构的变化,通过取向密度函数分析了再结晶过程织构演变规律。研究表明:冷轧Ti-IF超深冲钢的再结晶温度约为630℃,再结晶过程能够在660℃条件下2 h之内完成;冷轧后该钢主要有4种织构,分别是{001}〈110〉、{111}〈110〉、{111}〈112〉和{112}〈110〉;在退火再结晶过程中,{111}逐渐转变为γ-{111},当退火温度升至720℃时,{001}〈110〉和{112}〈110〉转变为纤维织构γ-{111},最终{111}〈110〉和{111}〈112〉成为主要织构类型。     

退火工艺及压下率对超低碳CSP冷轧薄板织构的影响

在实验室用电阻炉模拟了包钢CSP工艺生产的以62.0%和71.4%压下率冷轧的1.9 mm和1.0 mmCD01钢(0.047%C)和SPCC钢(0.041%C)冷轧板的700℃罩式退火工艺。结果表明,冷轧板退火后主要以{111}〈110〉和{111}〈112〉织构为主;71.4%压下率冷轧板快速升温退火后{112}〈110〉取向密度最大,且大角度晶界所占比例较大,织构密度较大,织构主要集中在γ取向线附近。     

再结晶阶段加热速度对低碳冷轧板罩式退火过程组织和织构的影响

在实验室条件下模拟CSP热轧板为基板生产的低碳冷轧板罩式退火过程,研究再结晶阶段加热速度对冷轧板罩式退火过程组织和织构的影响。结果表明,压下率83.3%的冷轧板,随着再结晶阶段加热速度的增加,会使试样再结晶温度降低,再结晶过程提前完成,{001}110织构变强,{111}110织构先减少后增加,{111}112织构先减少后增加出现峰值,当加热速度超过50℃/h时又减小。在加热速度30~40℃/h间变形织构{112}110有较低的密度值。再结晶阶段加热速度40℃/h的退火工艺成品组织为饼形晶粒,{001}110织构密度较低,{111}110和{111}112密度较强,密度值接近。     

基于CSP工艺热轧及冷轧过程3%Si钢组织和织构的演变

3%Si钢(/%:0.067C、3.09Si、0.34Mn、0.007P、0.003S、0.70Cu、≤0.005Al、0.0080～0.0120N)由50kg真空感应炉冶炼,并在实验室轧机经6道次热轧成3.5mm板,终轧温度850℃,卷取温度650℃,热轧板经常化处理后由4辊可逆轧机6道次冷轧成0.50mm薄板。分析结果表明,热轧板表面主要为随机分布较大的等轴晶,中心处由细小等轴晶和长条状晶粒组成,并出现了很强的旋转立方织构{001}〈110〉。经过冷轧,薄板表面出现了很强的α织构和γ织构组分,并且冷轧板保留了热轧的{001}〈110〉旋转立方织构。     

微合金冷轧高强钢组织性能的研究

运用光学显微镜(OM)、扫描电子显微镜(SEM)、X射线衍射(XRD)、电子背散射衍射(EBSD)、透射电子显微镜(TEM)等分析方法对微合金钢280VK组织、织构及析出粒子的演变规律进行分析,研究冷轧高强钢组织性能变化规律。结果表明:280VK热轧板组织主要为多边形铁素体,晶粒不均匀,冷轧板组织为形变铁素体,退火后晶粒均匀长大且晶界上析出物增多;热轧板中只有高斯织构{011}100,冷轧板中含有旋转立方织构{100}011以及铜型织构{112}110的α纤维织构,也含有面织构{111}110的γ纤维织构,退火板中含有{111}110的α纤维织构和{111}110γ纤维织构。热轧板中的位错缠结,析出粒子多沿位错线析出,冷轧板内部析出粒子无显著增加。退火板析出粒子沿晶内位错大量析出且尺寸增大。     

退火温度对06Cr13不锈钢冷轧板织构和力学性能的影响

06Cr13不锈钢(/%:0.03C,0.45Si,0.22Mn,0.020P,0.002S,12.20Cr)3.5mm热轧板经11道次冷轧成0.375 mm冷轧板。利用CCT-AV-Ⅱ模拟退火实验机研究了800~925℃退火对06Cr13不锈钢冷轧板的织构组分和力学性能的影响。结果表明,随着退火温度的升高,深冲性能有利的{111}织构组分含量上升,而不利组分{001}110,{114}110,{112}110,{112}111和{110}110含量总和下降;在875℃退火时,{111}110与{111}112织构组分含量的差值最大,{111}织构的均匀性最差;06Cr13不锈钢的强度和延伸率在875℃退火后表现出很明显的各向异性。综合分析,该06Cr13不锈钢冷轧板的适合退火温度为(850±10)℃。     

初次再结晶退火对模拟CSP含Cu Hi-B硅钢组织和织构的影响

在实验室用模拟CSP工艺试制Hi-B高磁感取向硅钢薄板（/%:0.07C,3.02Si,0.13Mn,0.020P,0.006S,0.21Cu,0.025Cr,0.016A1,0.004Sn）,该钢经25kg真空感应炉熔炼,铸成41 mm×120 mm板坯-热轧成2mm板-1 120℃常化-冷轧成0.27mm薄板。研究了830~870℃,3~7min退火对再结晶组织和织构的影响。结果表明,0.27mm含Cu Hi-B高磁感取向硅钢板的合适退火工艺为830℃ 5 min,其平均晶粒尺寸为15.6μm,不利织构{111}〈110〉和{001}〈110〉含量较低,有利织构{111}〈112〉分布合理,有利于在二次再结晶退火过程形成良好的高斯组织。     

冷轧压下率对Hi-B高磁感取向硅钢初次再结晶织构的影响

模拟CSP Hi-B钢(/%:0.05C,0.20Mn,3.47Si,0.001 5S,0.007P,0.027Al,0.006 0N)窄带制造流程为25 kg真空感应炉熔炼-浇铸成40 mm×85 mm扁锭-热轧2.5 mm板-930℃常化处理-冷轧成0.6 mm(76%),0.4mm(84%),0.3 mm(88%)和0.2 mm(92%)薄板-830℃5 min初次再结晶退火。采用X-射线衍射测量技术(XRD)对初次再结品退火后的试样进行织构分析。结果表明,初次再结晶退火后,GOSS织构主要形成于次表层,有少量的GOSS织构存存于76%压下量的1/4层;随压下量的增加,α纤维织构中的{112}〈1 10〉和{001}〈110〉取向强度逐渐减弱,而γ纤维织构中的{111}〈112〉和{111}〈110〉取向强度先增强后减弱;在压下量为88%时,γ纤维织构强烈向{111}〈112〉取向集中,强度达到最大,最有利于GOSS织构的形成。     

冷轧压下率对薄规格取向硅钢冷轧和退火织构的影响

实验采用不同厚度的低温取向硅钢热轧板冷轧至0.18 mm。通过XRD分析冷轧板表面和中心层的织构,通过EBSD分析了脱碳板截面的织构。结果表明,冷轧样品表层和中心层,随着压下率增大,{111}面织构总含量有所减少,{100}面织构总含量有所增多;脱碳样品中{111}面织构明显增多,尤其是{111}〈112〉织构组分,{100}面织构明显减少,尤其是{100}〈011〉织构组分,{411}〈148〉织构组分也明显增多;脱碳样品中,随着压下率增大,晶粒尺寸逐渐减小。不利于二次再结晶发展的织构随着压下率的增大明显增加,同时有利的CSL晶界随着压下率的增加会稍有减少。     

退火温度和时间对冷轧无取向硅钢组织与织构的影响

针对冷轧无取向硅钢退火工艺的特点,研究了退火温度和保温时间对成分为0.004%C、0.33%Si的冷轧无取向硅钢晶粒组织和织构演变的影响.结果表明:退火后,α线上{100}织构密度明显减弱,取向从{112}〈110〉向{111}〈112〉大量聚集;适当增加保温时间有助于提高{100}〈hkl〉织构,900℃、保温180 s,水冷得到的织构分布比较均匀,{001}面织构占有率比较高.     

CSP工艺0.04C钢热轧板冷轧-退火织构的演变

通过实验室4辊轧机和保护气氛管式退火炉，对0．04C钢CSP工艺生产的3姗热轧板进行冷轧（至0．8mm）和退火试验，并用蚀坑法对退火试样进行织构分析；同时对包钢薄板厂CSP3mm热轧板冷轧的1．2姗板卷退火试样进行了X-射线检测。结果表明，1．2mm SPCC冷轧板退火织构表层有较弱的{111}织构组分，中心层没有发现有利于提高钢的深冲性能的{111}织构。1．2mm板卷退火试样{111}／{100}取向密度比为2．0～3．0，与实验室蚀坑法的试验结果一致。     

冷轧压下率和再结晶退火温度对Ti-IF钢织构和成型性能的影响

采用背散射衍射技术(EBSD)研究了3.13 mm热轧板的冷轧压下量(65%~80%)和再结晶退火温度(660~780℃)对0.64~1.10 mm Ti-IF钢冷轧板(/%:0.02C、0.01Si、0.10Mn、0.013P、0.011S、0.064 Ti、0.028Al、0.002 0N)的织构和成型性能应变硬化指数(n)、塑性应变比(r)的影响。结果表明,Ti-IF钢冷轧板在冷轧压下率为75%时{111}织构含量最大,成型性能最佳;在740℃以下再结晶退火时材料{111}<110>织构含量高,高于740℃时材料{111}<112>织构含量高;在660~780℃再结晶退火随温度增高,材料{111}织构含量增加,成型性能提高。     

Ti-Nb对Cr18超低碳铁素体不锈钢冷轧板成形性能的影响

研究了0～0.21%Ti和0～0.29%Nb对Cr18钢(%:0.008～0.009C、17.48～17.57Cr)的组织、再结晶织构、力学性能和成形性能的影响。结果表明,Nb稳定化退火冷轧板的晶粒较Ti稳定化退火冷轧板细小;Ti-Nb稳定化的冷轧板{111}〈112〉取向密度最大、Ti稳定化冷轧板次之,Nb稳定化冷轧板最小;Ti、Nb、Ti-Nb稳定化退火冷轧板应变硬化指数n值分别为1.55、1.12和1.48,因此Ti和Ti-Nb稳定化退火冷轧板的成形性良好。     

基于CSP工艺稀土冷轧板罩式退火中组织织构演变

 采用金相显微镜和X射线衍射仪对CSP(Compact Strip Production)稀土板热轧、冷轧及退火3个阶段的组织和织构进行了检测和分析,并结合文献讨论了稀土板组织织构的演变规律。结果表明：稀土冷轧板以{223}<110>、{001}<110>、{112}<110>为主要织构,退火后形成了以{223}<110>和{111}<110>为主的再结晶织构,织构密度均达8. 5以上,{223}<110>和{111}<110>取向差为10°。稀土板开始再结晶需要的温度较高,并且再结晶完成需要的时间较长。再结晶初期织构变化比后期小。试验稀土板退火后{111}/{001}值极大,{111}<011>织构与{111}<211>织构密度差约为6。     

CSP制无取向硅钢热轧、常化、冷轧织构的演变

运用EBSD和X射线衍射技术,研究了模拟CSP流程生产无取向硅钢在热轧-常化-冷轧过程中织构的演变。热轧板沿板厚方向应力场和温度场的差异导致由表至中织构锋锐度增高,织构类型存在明显变化,表层主织构为B类纤维织构,次表层为A类纤维织构,中心层为旋转立方织构{001}<110>。常化过程削弱了这种差异性,但中心层仍保留了一定强度的立方织构{001}<100>。冷轧板表层及中心层的主织构均为{112}<110>、{111}<112>,表层织构锋锐度较中心层的强。分析表明热轧、常化、冷轧织构的演变与基体初始织构、组织密切相关。表层、次表层热轧板织构经常化演化成散漫、分布较均匀的织构,中心层主要织构由{001}<-1-10>绕RD逆时针旋转45°演化至{001}<0-10>。冷轧后织构演变为以{223}<110>为主的B类织构和以{111}<112>为主的A类织构。     

Fe-6.5%Si钢极薄带的试制

 为了研究Fe-6.5%Si钢极薄带的制备工艺,并获得良好的产品磁性能,以薄带铸轧试验机制备的6.5%Si钢铸带为原料,分别采用一次温轧法、二次温轧法和基于应变诱导无序(DID)原理的高硅钢室温冷轧3种工艺制备出厚度为0.1 mm的Fe-6.5%Si钢。分析结果显示,一次温轧法退火后以高强度γ织构为主,由于压下率达到90%,形变储能高,晶粒尺寸最大,铁损最低,同时磁感也最低;二次温轧的退火板除了γ织构外,还有较强的η织构,故其磁感值高于一次温轧法,该方法得到的6.5%Si钢薄带综合磁性能最优,但生产成本高,效率低;基于DID原理,对6.5%Si钢热轧板在温度为300～450 ℃、压下率为45%～65%的条件下进行温轧,实现了6.5%Si钢软化,随后可将6.5%Si钢室温冷轧至0.1 mm,此时温轧板和冷轧板内部有序相消失,基体变成无序态;室温冷轧板退火后晶粒更细,铁损略有升高。此外,室温冷轧可促进{111}<112>形变晶粒在冷轧剪切带中形核形成有利织构,因此磁感值得到更大提升;采用DID原理进行室温冷轧,效率较高,后续可通过优化退火工艺使其进一步降低铁损,该方法为薄带铸轧工艺批量生产磁性能优异的6.5%Si钢极薄带提供技术参考。     

热轧常化温度对3．0%Si无取向电工钢组织和性能的影响

当常化温度由850℃提高至1 100℃,0.005%E-3.0%Si无取向电工钢2.5 mm热轧板的平均晶粒尺寸由60μm增至200μm;当热轧板常化温度为1 000℃,0.5 mm冷轧板850℃+950℃退火后的晶粒尺寸最大,为105μm。随热轧板常化温度提高,冷轧板退火后{111}、{112}和{114}织构明显减弱,{100}织构增强,热轧板最佳常化温度为900～1 050℃,该电工钢的铁损最低。     

Evolution of Through-Thickness Texture in Ultra Purified 17%Cr Ferritic Stainless Steels

 Texture inhomogeneity usually takes place in ferritic stainless steels due to the lack of phase transformation and recrystallization during hot strip rolling, which can deteriorate the formability of final sheets. In order to work out the way of weakening texture inhomogeneity, conventional hot rolling and warm rolling processes have been carried out with an ultra purified ferritic stainless steel. The results showed that the evolution of through-thickness texture is closely dependent on rolling process, especially for the texture in the center layer. For both conventional and warm rolling processes, shear texture components were formed in the surface layers after hot rolling and annealing; sharp α-fiber and weak γ-fiber with the major component at {111}<110> were developed in both cold rolled sheet surfaces, leading to the formation of inhomogeneous γ-fiber dominated by {111}<112> after recrystallization annealing. In the center layer of conventional rolled and annealed bands, strong α-fiber and weak γ-fiber textures were formed; the cold rolled textures were comprised of sharp α-fiber and weak γ-fiber with the major component at {111}<110>, and inhomogeneous γ-fiber dominated by {111}<112> was formed after recrystallization annealing. By contrast, in the centre layer of warm rolled bands, the texture was comprised of weak α-fiber and sharp γ-fiber, and γ-fiber became the only component after annealing. The cold rolled texture displayed a sharp γ-fiber with the major component at {111}<112> and the intensity of γ-fiber close to that of α-fiber, resulting in the formation of a nearly homogeneous γ-fiber recrystallization texture in the center layer of the final sheet.