冷轧带钢组织性能与检测

2 冷轧加工性能与生产条件

2.1 加工性能

冷轧带钢的主要用途是用于冲压加工领域，冲压加工有剪断、成形两个工序组成，冲压成形是最中心的工序。近年来，在迅速发展的冲压成型理论的分析方面，对加工性能引入了成形性、磨合性、形状稳定性等概念。重点放在加工性能上。

当考虑加工性能时，必须考虑成形中的问题（即不发生断裂和裂纹而能成形的问题）和成形后的问题（即正确保持成形件尺寸精度）。

一般认为冷轧带刚在冲压加工性能方面比较优越，这是因为通过控制生产条件，能满足这些要求的各种特性。对于热轧带钢工艺来说，控制化学成分和热轧温度几乎是控制加工性能的唯一手段。与此相反，冷轧带钢是通过冷轧和退火、晶粒调整、利用析出相（如AlN）改善各向异性等提高延性，能采用的手段很多，这是冷轧带钢的优点。当然，对冷轧带钢的质量控制也很难。

2.2 加工性能和生产条件

平整冷轧带钢以极软钢为原料，比如S08AL、SPHD等低碳钢，热轧后至少通过压下率40%以上的冷轧，在退火再结晶结束后，经受1%左右的平整轧制。

2.2.1炼钢条件

冶炼工艺要点：

（1）冶炼

①入炉铁水应经过铁水脱硫预处理；

②炉前留氧操作，精炼进行铝的合金化。

（2）精炼

①经RH真空处理，保证低的、稳定的C含量；

②应保证过程温度的稳定性，避免在AHF加升温铝。

（3）连铸

①连铸过程应保证保护浇铸，采用无碳和低碳保温材料、保护渣，避免过程回碳；

②连铸坯规格为210mm*1100m，控制中间包温度为1550-1565℃℃，拉速为0.4～1.0m/min，

依据钢水成分和温度等进行调整；

③人工检查连铸坯有无角红裂、结疤等缺陷。

炼钢主要是控制化学成分和纯度，含碳量越低，材料越软，加工性能越好。碳和磷都是使抗拉强度提高的元素。为得到好的深冲性能，必须降低含碳量，但是含碳量过低，含氧量增多，屈服点上升，延伸率下降。含硫量低成形性好，但一般含硫量在0.025%左右时，除浓度严重偏析部位外，对成形性能影响不太大。当含硫量低于0.025%左右时，夹杂物的影响消除了。

为了防止热扎时由于硫造成的裂纹，有必要使锰含量在0.25%左右，但是，增加锰含量之后，材质变硬而性能不好。

铝镇静钢低温卷取，冷轧后退火，晶粒变成沿轧制方向变长的饼形晶粒。如图2-5所示，这种晶粒显示出优良的冲压性能，钢水在采用真空处理脱碳时，有降低碳而不增加氧的优点。为使碳形成碳化物，同时为了发展适合深冲的结晶织构，也采用添加钛、铌等措施。

图2-4 等轴晶粒（S08Al）图2-5 饼形晶粒(S08Al)

2.2.2 热轧条件

对于深冲板而言，为保证低碳铝镇静钢冷轧成品的冲压性能，国内外的研究和生产实践都表明，在热轧时，应采用“三高一低”制度，即高的加热温度、开轧温度和终轧温度及低的卷取温度，避免进入两相区轧制，得到形状等轴、尺寸均匀细小的，AlN析出量少的铁素体组织。

图2.6 SPHD钢热轧组织

根据GB/T6394-2002标准进行评定，确定热轧组织晶粒度为9级，如图2.6。热轧是控制AlN的溶解与析出的关键工序。在板坯加热过程中AlN分解固溶于奥氏体中，所以高温加热利于溶解。热轧后急冷至AlN快速析出温度范围以下，使得AIN来不及大量析出，经冷轧后在退火缓慢加热过程中析出。铝脱氧镇静钢其过饱和固溶体强烈的分解温度高于600℃。研究表明，AlN在600℃以上时开始析出，在800℃时析出最快，600℃以下AIN析出很少，几乎不析出。由于深冲板SPCD热轧时从粗轧到精轧的温度都在850℃以上，避开了AlN快速析出的温度区域600～800℃，因此低温卷取对避免AlN的析出起了决定性的作用。

2.2.3 冷轧条件

冷轧条件中冷轧压下率是重要因素，而压下率是被轧件厚度和轧机能力所左右的，通常为40%-90%的范围内。

热轧板作为冷轧坯料在冷轧机组中进行轧制变形，所得到的冷轧板组织为形变铁素体，其组织形态是沿轧向伸长的，含有大量位错和亚结构（如胞状结构和微变形带等）的晶粒。SPCD钢冷轧板金相组织如图2.7所示：

图2.7 纤维状组织

冷轧变形量是影响冷轧板组织结构的关键因素，随着变形量的增大，长条晶粒形状越明显，位错密度越高，冷轧织构也越明显[31]。

2.2.4 退火条件

在退火过程中退火温度和退火时间以及加热和冷却速度是重要因素。退火温度的下限必须在再结晶的温度之上，但是，压下率越高，退火温度变得越低。在退火过程中发生再结晶和晶粒继续长大，调整温度和时间可使钢材得到适宜的性能。虽然晶粒越大强度越低，延伸率、n值、r值有变好的倾向。但另一方面，在加工时，由于表面粗糙的所谓桔皮状缺陷，故通过调整退火温度来改善钢材的冲压性能是有限度的。

①全氢罩式炉

强对流全氢罩式退火炉是目前世界上最先进的间歇式退火炉，其主要优点是利用氢气的强还原性和密度小、导热率高等特点，与高速旋转的炉台循环风机相配合，使炉内气体具有高的流动速度和传热速度，炉温均匀。因此，冷轧钢卷经退火后，表面清洁光亮，力学性能优良、均匀。

罩式退火炉是以钢卷堆垛的形式对钢卷进行加热和冷却，以达到再结晶光亮退火的目的，通过对加热罩热电偶温度和炉台热电偶温度的控制来实现对工艺的控制，如图2-7所示。罩式炉退火的特点是炉内带钢各点温度不均匀，且加热、冷却时间较长。通过控制冷点、热点温差所反应的时间，来保证整个钢卷的力学性能满足要求，并通过适当方式的氢气吹扫，达到光亮退火的目的。因此，在保证组织和性能均匀的前提下，应尽可能缩短退火时间和氢气吹扫量，提高产量，减少消耗。

HT-加热罩电偶温度CT-炉台控制电偶温度

图2-7 炉内钢卷温度分布测试图

②退火工艺制定的原则

a 加热、保温制度制定原则

图2.SPCD钢的全氢罩式炉退火工艺

冷轧带钢再结晶退火的目的是消除带钢轧制过程中产生的加工硬化，恢复其塑性变形的能力。研究表明，冷轧带钢在加热过程中将发生回复、再结晶、晶粒长大三个不同的过程，这些过程是在一个温度范围内进行，而且因材质、变形量不同，其每个过程进行的温度范围也不同。冷轧带钢再结晶退火就是将冷轧带钢加热到再结晶温度以上，通过对再结晶和晶粒长大的控制，达到控制其性能的目的。

罩式退火炉内不同垛位的钢卷和同一钢卷的不同部位其温度是不同的，每一炉钢卷在加热和冷却过程中有一个温度最高点（热点）和最低点（冷点），试验测得热点通常在钢卷的边部，冷点通常在钢卷心部靠内侧。退火过程的每个阶段是在一个温度范围内进行，因此只要将冷点和热点的温差（通常称为ΔT）控制在过程进行的温度范围内，就能达到对退火过程的控制，从而控制最终产品性能。

b冷却制度制定原则

根据国内外关于冷轧退火带钢的论述，特别是近年来随着快速冷却的出现，人们普遍认为罩式炉内钢卷冷却速度应当是越快越好，因为罩式炉的冷却速度本身是慢的，不影响钢的性能，快冷可以提高炉台效率，改变“台罩比”。生产实际采用的热处理制度中，吊加热罩以后的冷却速度是不加限制的。

在罩式炉冷却过程中，冷却速度的制定，主要是考虑避免粘结、出炉时钢卷表面不氧化和加热罩、冷却罩匹配利用的问题。

C 氢气吹扫制度制定原则

全氢退火工艺中，氢气的作用有两方面：一是作为带钢加热冷却的介质；二是吹扫带钢表面残留的乳化液。退火后的带钢表面质量与氢气吹扫工艺有密切的关系。典型的罩式炉退火过程中，保护气体成分随时间和温度变化的曲线见图2-7。

图2-8 退火过程中保护气体随时间和温度的变化

从图2-8可以看出，炉内气氛中CH

4两次达到最大值（即图中CH

4

的峰值），第一个峰

值在加热过程中温度达700℃左右时出现，此时CH

4

中的C来源于轧制油中，应被吹掉；另

一个峰值出现在加热结束的保温段，CH

4

中的C主要来源于钢中，为了不使钢脱C，此时产

生的CH

4不应被吹走。由于化学反应方程C＋2H

2

＝CH

4

在600℃以下反应停止进行，因此冷却

段CH

4含量大大降低，在CH

4

达第二次峰值后，H

2

含量接近100%。从图2-8中还可以看到，

在加热阶段即300～500℃时，保护气体中乳化液烟气含量迅速增加，该温度段为乳化液蒸发阶段，在设置氢气吹扫方式时，应采用大流量氢气吹扫。

2.2.5 平整条件

在1%压下率轧制时，屈服平台基本消除。平整轧制对冲压性能影响不太大，但是延伸率随压下率的增加而降低。还必须考虑滑移线要求的程度来选择压下率。

4 塑性变形和再结晶

在工业生产中，广泛采用锻造、冲压、轧制、挤压、拉拔等压力加工工艺生产各种工程材料。各种压力加工方法都会使金属材料按预定的要求进行塑性变形，从而获得成品或半成品。其目的不仅是为了获得具有一定形状和尺寸的毛坯和零件，更重要的是使金属的组织和性能得到改善，所以塑性变形是强化金属材料力学性能的重要手段之一。研究金属塑性变形规律具有重要的理论与实际意义。

4.1 塑性变形

4.1.1 单晶体塑性变形

从力学性能试验中可知，金属材料在外力作用下会发生一定的变形。金属变形包括塑性变形和弹性变形。当外力去除后能够完全恢复的变形称为弹性变形；当外力去除后不能完全恢复的变形称为塑性变形。通过塑性变形可以改善金属材料的各种性能，这是和变形过程中其内部结构的变化分不开的。

图4－1 应力的分解

4.1.2弹性变形与塑性变形的微观机理

如图4－1所示，当受到外力作用后，将在金属内某一晶面上产生一定的正应力(dN)和切应力(r)。在不受外力作用时，单晶体内晶格是规则的，而在应力作用下，晶格就会出现一系列的变化。正应力的主要作用是使晶格沿其受力的方向进行拉长，在正应力作用下，晶格中的原子偏离平衡位置，此时正应力的大小与原子间的作用力平衡。当外力消失以后，正应力消失，在原子间吸引力的作用下，原子回到原来的平衡位置，表现为受拉长的晶格恢复原状，变形消失，表现为弹性变形。当正应力大于原子间作用力时，晶体被拉断，表现为晶体的脆性断裂，所以，正应力只能使晶体产生弹性变形和断裂。

切应力的主要作用则可以使晶格在弹性歪扭的基础上，进一步造成滑移，产生塑性变形，如图4－2所示。具体情况如下：在产牛的切应力很小时，原子移动的距离不超过一个原子间距，晶格发生弹性歪扭，若此时去除外力，切应力消失，则晶格恢复到原来的平衡状态，这种变形，就是弹性变形。若切应力继续增加并达到一定值时，晶格歪扭超过一定程度，则晶体的一部分将会沿着某一晶面，相对于另一部分发生移动，通常称之为滑移。滑移的距离为原子间距的正数倍(图4－2中表示滑移了一个原子间距)。产生滑移后再去除外力时，晶格的弹性歪扭随之减小，但滑移到新位置的原子，已不能回到原来的位置，而在新的位置上重新处于平衡状态，于是晶格就产生了微量的塑性变形。

图4－2 切应力作用下的晶体变形图

4.1.3 单晶体的塑性变形方式

单晶体的塑性变形方式包括两种，即滑移与孪生。

(1)滑移

滑移是单晶体塑性变形最普遍的方式。在晶体在进行塑性变形时，出现的切应力将使晶体内部上下两部分的原子沿着某特定的晶面相对移动。滑移主要发生在原子排列最紧密或较紧密的晶面上，并沿着这些晶面上原子排列最紧密的方向进行，这是因为只有在最紧密晶面以及最紧密晶向之间的距离最大，原子结合力也最弱，所以引起它们之间的相对移动的切应力最小。品格中发生滑移的面，称为滑移面，而发生滑移的方向则称为滑移方向。晶体中每个滑移面和该面上的一个滑移方向可以组成一个滑移系，在晶体中的滑移系越多，则该晶体的塑性越好。

现代理论认为，晶体滑移时，并不是整个滑移面上的全部原子一起移动的刚性位移，实际上滑移是借助于位错的移动来实现的，晶体中存在着一个正刃形位错(符号上)，在切应力，作用下，这种位错比较容易移动。这是因为位错中心前进一个原子间距时，只是位错中心附近的少数原子进行微量的位移，故只需要较小的切应力。这样位错中心(上)在切应力的作用下，便由左向右一格一格地移动，当位错到达晶体表面时，晶体的上半部就相对下半部滑移了一个原子间距，形成了一个原子间距的塑性变形量。当大量的位错移出晶体表面时，就产生了宏观的塑性变形。由此可见，晶体通过位错移动产生滑移时，只需位错附近的少数原子作微量的移动，移动的距离远小于一个原子间距，所以实际滑移所需的切应力远远小于刚性位移的切应力。具有体心立方和面心立方晶体结构的金属，塑性变形基本上是以滑移方式进行的，例如铁、铜、铝、铅、金、银等。

4.2 回复和再结晶

经范性形变的金属或合金在不同温度加热后，会发生结构、组织和性能的变化。在较低温度发生回复；温度较高时发生基体的再结晶和晶粒长大。通过回复和再结晶，金属或合金从热力学上不稳定的冷变形状态转变为热力学上较稳定的新的组织状态。

回复

经范性形变的金属或合金在室温或不太高的温度下退火时,金属或合金的显微组织几乎没有变化,然而性能却有程度不同的改变，使之趋近于范性形变之前的数值，这一现象称为回复。由于加热温度比较低，回复时原子或点缺陷（见晶体缺陷）只在微小的距离内发生迁移。回复后的光学显微组织中，晶粒仍保持冷变形后的形状，但电子显微镜显示其精细结构

已有变化；由范性形变所造成的形变亚结构中,位错密度有所降低,同时，胞状组织逐渐消失，出现清晰的亚晶界和较完整的亚晶。回复时形成亚结构主要借助于点缺陷间彼此复合或抵销，点缺陷在位错或晶界处的湮没，位错偶极子湮没和位错攀移运动，使位错排列成稳定组态，如排列成位错墙而构成小角度亚晶界（见界面）此即所谓“多边形化”。回复过程的驱动力来自变形时留于金属或合金中的贮能。回复后宏观性能的变化决定于退火温度和时间。温度一定时，回复速率随退火时间增加而逐渐降低。力学性能（硬度、强度、塑性等）的回复速率通常要较物理性能（电阻、磁性、内应力等）的回复速率慢（见图4－4）。

再结晶

当退火温度足够高、时间足够长时，在变形金属或合金的显微组织中，产生无应变的新晶粒──再结晶核心。新晶粒不断长大，直至原来的变形组织完全消失,金属或合金的性能也发生显著变化,这一过程称为再结晶。过程的驱动力也是来自残存的形变贮能（见图4－4）。与金属中的固态相变类似，再结晶也有转变孕育期，但再结晶前后，金属的点阵类型无变化。

图4－4回复和再结晶过程中组织性能的变化示意图

再结晶核心一般通过两种形式产生。其一是原晶界的某一段突然弓出，深入至畸变大的相邻晶粒，在推进的这部分中形变贮能完全消失，形成新晶核。其二是通过晶界或亚晶界合并，生成一无应变的小区──再结晶核心。四周则由大角度边界将它与形变且已回复了的基体分开。大角度边界迁移时，核心长大。核心朝取向差大的形变晶粒长大，故再结晶过程具有方向性特征。再结晶后的显微组织呈等轴状晶粒，以保持较低的界面能。开始生成新晶粒的温度称为开始再结晶温度，显微组织全部被新晶粒所占据的温度称为终了再结晶温度或完全再结晶温度。再结晶过程所占温度范围受合金成分、形变程度、原始晶粒度、退火温度等因素的影响。实际应用中，常用开始再结晶温度和终了再结晶温度的算术平均值作为衡量金属或合金性能热稳定水平的参量，称为再结晶温度。

晶粒长大

再结晶完成后,随退火温度的升高或保温时间的延长，金属或合金显微组织中有新晶粒通过晶界的迁移而将相邻的其他新晶粒吞并掉，发生了形成更大尺寸的再结晶晶粒的过程，这个过程称为晶粒长大。晶粒长大的驱动力是晶界能。晶粒长大的过程是金属或合金单位体积中晶界能不断减小的过程。通常有两种情况，即晶粒的正常长大(normal grain growth)和晶体的异常长大(anomaly grain growth)。前者以晶粒长大速率较均匀、长大时晶粒的形状和尺寸分布基本不变为特征；后者则以基体的某一小范围内只有很少几个晶粒发生快速长大为特

征。为区别起见，将正常长大称为聚合再结晶，异常长大称为二次再结晶；异常长大前则称一次再结晶或加工再结晶。晶体的正常长大多出现于纯金属或单相合金中。若金属基体中含有第二相弥散质点，或很强的单一取向结构时，则发生异常长大。CSP工艺下SPCC在不同退火阶段中显微组织变化的金相照片，（如图4－5)。

（a）530℃；（b）545℃；（c）560℃；（d）590℃

图4－5退火过程中不同温度下取样的金相组织

1）由图4－5金相组织可知：545℃开始有明显的再结晶晶粒在晶界生成，但在530℃的金相组织中很难看出是否发生再结晶。560℃已有一半以上的晶粒发生再结晶，590℃时再结晶完成89.47%，此时可以认为再结晶已经基本完成，由此可知，再结晶是在一个温度范围内完成的，并不是在具体的某一温度下完成。

2）金相组织可知，冷轧组织是带状形的，且带状晶粒的颜色不同，有的发亮，有的发暗，由于腐蚀液相同（4%的硝酸酒精），且是在相同的条件下进行腐蚀的，所以可断定，颜色不同，是由于晶粒取向不同所造成，从图4－5金相组织中可以看出再结晶率先发生在颜色深的晶粒上，再结晶是形核和核长大的过程，形核首先是在能量较高的取向上发生，因此，颜色深的晶粒取向储存的变形能高于颜色浅的晶粒取向。

金属或合金进行范性形变时的温度，可低于或高于再结晶温度。前种变形常称冷作、冷变形或冷加工；后者称热加工。金属或合金在热加工的同时伴有回复、再结晶或晶粒长大等过程，这些也可能产生于变形后的保温或冷却过程中。热加工过程中所伴生的回复和再结晶，称动态回复与动态再结晶。

工业上常借助回复完成消除应力的退火，提高合金的抗腐蚀性；借助再结晶消除形变组织，使合金具有某种特定的性能，如一些经受大变形的软磁合金即可借此获得有利的再结晶织构而有最佳的磁导率（见硅钢片）。金属的再结晶和晶粒长大是制订合理的热加工工艺规范的重要依据。工业上还称金属或合金在指定时间内（一般0.5～1小时）完成或达到规定程度的再结晶所需要的最低温度为再结晶温度。由于在一小时内完成再结晶过程所需的温度

范围很窄（在典型情况下，提高退火温度10℃，再结晶过程所需时间便可缩一半），所以往往将其看作某一固定的温度：高于它可完成再结晶；低于它则无再结晶。但实际上它受时间、材料断面尺寸等因素影响，不应视为金属的一种特性。对特定材料于一小时的保温条件下，描述再结晶退火后晶粒尺寸、变形量和退火温度三者关系的再结晶图，是制定生产工艺的重要参考依据。图2是纯铁退火1小时的再结晶图，由该图可知：温度一定时,当范性形变量达到某一临界值（称临界形变度,一般在2～10％左右）时会出现晶粒的急骤长大，在金属塑性加工的生产中通常要力求避免这种临界形变度；有时也可利用这种特性生产大晶粒（甚至单晶）材料。一般来说，形变量越大，晶粒越小；形变量一定时，温度越高，晶粒越大。

图4－6纯铁退火1小时的再结晶图

回复过程的常用的检验方法有硬度法、密度法、电阻法等;检验再结晶的方法有强度法、金相法、X射线衍射法等。

再结晶退火

将经过冷变形加工的工件加热至再结晶温度以上，保温一定时间后冷却，使工件发生再结晶，从而消除加工硬化的工艺。

再结晶

金属经冷加工变形后，其组织和性能均发生变化：原先的等轴晶组织，随着塑性变形量的增大，其晶粒沿变形方向逐渐伸长，变形度越大，则伸长也越显著；当变形度很大时，其组织呈纤维状。随着组织的变化，金属的性能也发生改变：强度硬度增高，塑性则逐渐下降，即产生了“加工硬化”。

经冷变形后的金属加热到再结晶温度时，又会发生相反转变。新的无应变的晶粒取代原先变形的晶粒，金属的性能也恢复到变形前的情况，这一过程称为再结晶。再结晶温度与金属本性、杂质含量、冷变形程度、保温时间、材料的原始晶粒度等有关。再结晶所产生的晶粒大小在很大程度上取决于冷变形程度的大小，在某一变形度变形，再经退火处理后晶粒异常粗大，该变形度称为临界变形度，它使材料性能恶化，是压力加工中切忌的问题。

金属经冷加工变形后，其组织和性能均发生变化：原先的等轴晶组织，随着塑性变形量的增大，其晶粒沿变形方向逐渐伸长，变形度越大，则伸长也越显著；当变形度很大时，其组织呈纤维状。随着组织的变化，金属的性能也发生改变：强度硬度增高，塑性则逐渐下降，即产生了“加工硬化”。

经冷变形后的金属加热到再结晶温度时，在原来的变形组织中重新产生了无畸变的新晶

粒而性能也发生明显变化，并恢复到完全软化状态，这个过程称之为再结晶。

再结晶晶核的形成与长大都需要原子的扩散，因此必须将冷变形金属加热到一定温度之上，足以激活原子，使其能进行迁移时，再结晶过程才能进行。通常把再结晶温度定义为：经过严重冷变形（变形度在70%）以上的金属，在约一小时的保温时间内能够完成再结晶（>95%转变量）的温度。再结晶温度与金属变形度、杂质含量、冷变形程度、保温时间、材料的原始晶粒度等有关。