1、2冷軋加工性能與生產條件2.1加工性能冷軋帶鋼的主要用途是用于沖壓加工領域，沖壓加工有剪斷、成形兩個工序組成，沖壓成形是最中心的工序。近年來，在迅速發展的沖壓成型理論的分析方面，對加工性能引入了成形性、磨合性、形狀穩定性等概念。重點放在加工性能上。當考慮加工性能時，必須考慮成形中的問題（即不發生斷裂和裂紋而能成形的問題）和成形后的問題（即正確保持成形件尺寸精度）。一般認為冷軋帶剛在沖壓加工性能方面比較優越，這是因為通過控制生產條件，能滿足這些要求的各種特性。對于熱軋帶鋼工藝來說，控制化學成分和熱軋溫度幾乎是控制加工性能的唯一手段。與此相反，冷軋帶鋼是通過冷軋和退火、晶粒調整、利用析出相（如A1

2、N）改善各向異性等提高延性，能采用的手段很多，這是冷軋帶鋼的優點。當然，對冷軋帶鋼的質量控制也很難。2.2加工性能和生產條件平整冷軋帶鋼以極軟鋼為原料，比如S08AL、SPHD等低碳鋼，熱軋后至少通過壓下率40%以上的冷軋，在退火再結晶結束后，經受1%左右的平整軋制。2.2.1煉鋼條件冶煉工藝要點：（1）冶煉入爐鐵水應經過鐵水脫硫預處理；爐前留氧操作，精煉進行鋁的合金化。（2）精煉經RH真空處理，保證低的、穩定的C含量；應保證過程溫度的穩定性，避免在AHF加升溫鋁。（3）連鑄連鑄過程應保證保護澆鑄，采用無碳和低碳保溫材料、保護渣，避免過程回碳；連鑄坯規格為210mm*1100m,控制中間包溫度

3、為1550-1565CC,拉速為0.41.0m/min，依據鋼水成分和溫度等進行調整；人工檢查連鑄坯有無角紅裂、結疤等缺陷。煉鋼主要是控制化學成分和純度，含碳量越低，材料越軟，加工性能越好。碳和磷都是使抗拉強度提高的元素。為得到好的深沖性能，必須降低含碳量，但是含碳量過低，含氧量增多，屈服點上升，延伸率下降。含硫量低成形性好，但一般含硫量在0.025%左右時，除濃度嚴重偏析部位外，對成形性能影響不太大。當含硫量低于0.025%左右時，夾雜物的影響消除了。為了防止熱扎時由于硫造成的裂紋，有必要使錳含量在0.25%左右，但是，增加錳含量之后，材質變硬而性能不好。鋁鎮靜鋼低溫卷取，冷軋后退火，晶粒變

4、成沿軋制方向變長的餅形晶粒。如圖2-5所示，這種晶粒顯示出優良的沖壓性能，鋼水在采用真空處理脫碳時，有降低碳而不增加氧的優點。為使碳形成碳化物，同時為了發展適合深沖的結晶織構，也采用添加鈦、鈮等措施。圖2-4等軸晶粒（S08A1）圖2-5餅形晶粒（S08A1）2.2.2熱軋條件對于深沖板而言，為保證低碳鋁鎮靜鋼冷軋成品的沖壓性能，國內外的研究和生產實踐都表明，在熱軋時，應采用“三高一低”制度，即高的加熱溫度、開軋溫度和終軋溫度及低的卷取溫度，避免進入兩相區軋制，得到形狀等軸、尺寸均勻細小的，AlN析出量少的鐵素體組織。圖2.6SPHD鋼熱軋組織根據GB/T6394-2002標準進行評定，確定熱

5、軋組織晶粒度為9級，如圖2.6。熱軋是控制AlN的溶解與析出的關鍵工序。在板坯加熱過程中AlN分解固溶于奧氏體中，所以高溫加熱利于溶解。熱軋后急冷至AlN快速析出溫度范圍以下，使得AIN來不及大量析出，經冷軋后在退火緩慢加熱過程中析出。鋁脫氧鎮靜鋼其過飽和固溶體強烈的分解溫度高于600C。研究表明，AlN在600C以上時開始析出，在800C時析出最快，600C以下AIN析出很少，幾乎不析出。由于深沖板SPCD熱軋時從粗軋到精軋的溫度都在850C以上，避開了AlN快速析出的溫度區域600800C,因此低溫卷取對避免AlN的析出起了決定性的作用。2.2.3冷軋條件冷軋條件中冷軋壓下率是重要因素，而

6、壓下率是被軋件厚度和軋機能力所左右的，通常為40%-90%的范圍內。熱軋板作為冷軋坯料在冷軋機組中進行軋制變形，所得到的冷軋板組織為形變鐵素體,其組織形態是沿軋向伸長的，含有大量位錯和亞結構（如胞狀結構和微變形帶等）的晶粒。SPCD鋼冷軋板金相組織如圖2.7所示：圖2.7纖維狀組織冷軋變形量是影響冷軋板組織結構的關鍵因素，隨著變形量的增大，長條晶粒形狀越明顯，位錯密度越高，冷軋織構也越明顯31。2.2.4退火條件在退火過程中退火溫度和退火時間以及加熱和冷卻速度是重要因素。退火溫度的下限必須在再結晶的溫度之上，但是，壓下率越高，退火溫度變得越低。在退火過程中發生再結晶和晶粒繼續長大，調整溫度和時

7、間可使鋼材得到適宜的性能。雖然晶粒越大強度越低，延伸率、n值、r值有變好的傾向。但另一方面，在加工時，由于表面粗糙的所謂桔皮狀缺陷,故通過調整退火溫度來改善鋼材的沖壓性能是有限度的。全氫罩式爐強對流全氫罩式退火爐是目前世界上最先進的間歇式退火爐，其主要優點是利用氫氣的強還原性和密度小、導熱率高等特點，與高速旋轉的爐臺循環風機相配合，使爐內氣體具有高的流動速度和傳熱速度，爐溫均勻。因此，冷軋鋼卷經退火后，表面清潔光亮，力學性能優良、均勻。罩式退火爐是以鋼卷堆垛的形式對鋼卷進行加熱和冷卻，以達到再結晶光亮退火的目的，通過對加熱罩熱電偶溫度和爐臺熱電偶溫度的控制來實現對工藝的控制，如圖2-7所示。罩

8、式爐退火的特點是爐內帶鋼各點溫度不均勻，且加熱、冷卻時間較長。通過控制冷點、熱點溫差所反應的時間，來保證整個鋼卷的力學性能滿足要求，并通過適當方式的氫氣吹掃,達到光亮退火的目的。因此，在保證組織和性能均勻的前提下，應盡可能縮短退火時間和氫氣吹掃量，提高產量，減少消耗。HT-加熱罩電偶溫度CT-爐臺控制電偶溫度圖2-7爐內鋼卷溫度分布測試圖退火工藝制定的原則a加熱、保溫制度制定原則圖2.SPCD鋼的全氫罩式爐退火工藝冷軋帶鋼再結晶退火的目的是消除帶鋼軋制過程中產生的加工硬化，恢復其塑性變形的能力。研究表明，冷軋帶鋼在加熱過程中將發生回復、再結晶、晶粒長大三個不同的過程,這些過程是在一個溫度范圍內

9、進行，而且因材質、變形量不同，其每個過程進行的溫度范圍也不同。冷軋帶鋼再結晶退火就是將冷軋帶鋼加熱到再結晶溫度以上，通過對再結晶和晶粒長大的控制，達到控制其性能的目的。罩式退火爐內不同垛位的鋼卷和同一鋼卷的不同部位其溫度是不同的，每一爐鋼卷在加熱和冷卻過程中有一個溫度最高點（熱點）和最低點（冷點），試驗測得熱點通常在鋼卷的邊部，冷點通常在鋼卷心部靠內側。退火過程的每個階段是在一個溫度范圍內進行，因此只要將冷點和熱點的溫差（通常稱為AT）控制在過程進行的溫度范圍內，就能達到對退火過程的控制，從而控制最終產品性能。b冷卻制度制定原則根據國內外關于冷軋退火帶鋼的論述，特別是近年來隨著快速冷卻的出現，

10、人們普遍認為罩式爐內鋼卷冷卻速度應當是越快越好，因為罩式爐的冷卻速度本身是慢的，不影響鋼的性能，快冷可以提高爐臺效率，改變“臺罩比”生產實際采用的熱處理制度中，吊加熱罩以后的冷卻速度是不加限制的。在罩式爐冷卻過程中，冷卻速度的制定，主要是考慮避免粘結、出爐時鋼卷表面不氧化和加熱罩、冷卻罩匹配利用的問題。C氫氣吹掃制度制定原則L全氫退火工藝中，氫氣的作用有兩方面：一是作為帶鋼加熱冷卻的介質；二是吹掃帶鋼表面殘留的乳化液。退火后的帶鋼表面質量與氫氣吹掃工藝有密切的關系。典型的罩式爐退火過程中，保護氣體成分隨時間和溫度變化的曲線見圖2-7。LD204Q旨0fljii-rrrif/h圖2-8退火過程中

11、保護氣體隨時間和溫度的變化從圖2-8可以看出，爐內氣氛中CH兩次達到最大值（即圖中CH的峰值），第一個峰44值在加熱過程中溫度達700C左右時出現，此時CH中的C來源于軋制油中，應被吹掉；另4一個峰值出現在加熱結束的保溫段，CH中的C主要來源于鋼中，為了不使鋼脫C,此時產4生的CH不應被吹走。由于化學反應方程C+2H=CH在600C以下反應停止進行，因此冷卻2段CH含量大大降低，在CH達第二次峰值后，H含量接近100%。從圖2-8中還可以看到，2在加熱階段即300500C時，保護氣體中乳化液煙氣含量迅速增加，該溫度段為乳化液蒸發階段，在設置氫氣吹掃方式時，應采用大流量氫氣吹掃。2.2.5平整條

12、件在1%壓下率軋制時，屈服平臺基本消除。平整軋制對沖壓性能影響不太大，但是延伸率隨壓下率的增加而降低。還必須考慮滑移線要求的程度來選擇壓下率。4塑性變形和再結晶在工業生產中，廣泛采用鍛造、沖壓、軋制、擠壓、拉拔等壓力加工工藝生產各種工程材料。各種壓力加工方法都會使金屬材料按預定的要求進行塑性變形，從而獲得成品或半成品。其目的不僅是為了獲得具有一定形狀和尺寸的毛坯和零件，更重要的是使金屬的組織和性能得到改善，所以塑性變形是強化金屬材料力學性能的重要手段之一。研究金屬塑性變形規律具有重要的理論與實際意義。4.1塑性變形411單晶體塑性變形從力學性能試驗中可知，金屬材料在外力作用下會發生一定的變形。

13、金屬變形包括塑性變形和彈性變形。當外力去除后能夠完全恢復的變形稱為彈性變形；當外力去除后不能完全恢復的變形稱為塑性變形。通過塑性變形可以改善金屬材料的各種性能，這是和變形過程中其內部結構的變化分不開的。圖41應力的分解412彈性變形與塑性變形的微觀機理如圖41所示，當受到外力作用后，將在金屬內某一晶面上產生一定的正應力(dN)和切應力(r)。在不受外力作用時，單晶體內晶格是規則的，而在應力作用下，晶格就會出現一系列的變化。正應力的主要作用是使晶格沿其受力的方向進行拉長，在正應力作用下,晶格中的原子偏離平衡位置，此時正應力的大小與原子間的作用力平衡。當外力消失以后，正應力消失，在原子間吸引力的作

14、用下，原子回到原來的平衡位置，表現為受拉長的晶格恢復原狀，變形消失，表現為彈性變形。當正應力大于原子間作用力時，晶體被拉斷，表現為晶體的脆性斷裂，所以，正應力只能使晶體產生彈性變形和斷裂。切應力的主要作用則可以使晶格在彈性歪扭的基礎上，進一步造成滑移，產生塑性變形,如圖42所示。具體情況如下：在產牛的切應力很小時，原子移動的距離不超過一個原子間距，晶格發生彈性歪扭，若此時去除外力，切應力消失，則晶格恢復到原來的平衡狀態，這種變形，就是彈性變形。若切應力繼續增加并達到一定值時，晶格歪扭超過一定程度,則晶體的一部分將會沿著某一晶面，相對于另一部分發生移動，通常稱之為滑移。滑移的距離為原子間距的正數

15、倍(圖42中表示滑移了一個原子間距)。產生滑移后再去除外力時，晶格的彈性歪扭隨之減小，但滑移到新位置的原子，已不能回到原來的位置，而在新的位置上重新處于平衡狀態，于是晶格就產生了微量的塑性變形。（3變形前弾性變略評軌性匪形陽孌形后圖42切應力作用下的晶體變形圖4.1.3單晶體的塑性變形方式單晶體的塑性變形方式包括兩種，即滑移與孿生。（1）滑移滑移是單晶體塑性變形最普遍的方式。在晶體在進行塑性變形時，出現的切應力將使晶體內部上下兩部分的原子沿著某特定的晶面相對移動。滑移主要發生在原子排列最緊密或較緊密的晶面上，并沿著這些晶面上原子排列最緊密的方向進行，這是因為只有在最緊密晶面以及最緊密晶向之間的

16、距離最大，原子結合力也最弱，所以引起它們之間的相對移動的切應力最小。品格中發生滑移的面，稱為滑移面，而發生滑移的方向則稱為滑移方向。晶體中每個滑移面和該面上的一個滑移方向可以組成一個滑移系，在晶體中的滑移系越多，則該晶體的塑性越好。現代理論認為，晶體滑移時，并不是整個滑移面上的全部原子一起移動的剛性位移，實際上滑移是借助于位錯的移動來實現的，晶體中存在著一個正刃形位錯（符號上），在切應力，作用下，這種位錯比較容易移動。這是因為位錯中心前進一個原子間距時，只是位錯中心附近的少數原子進行微量的位移，故只需要較小的切應力。這樣位錯中心（上）在切應力的作用下，便由左向右一格一格地移動，當位錯到達晶體表

17、面時，晶體的上半部就相對下半部滑移了一個原子間距，形成了一個原子間距的塑性變形量。當大量的位錯移出晶體表面時，就產生了宏觀的塑性變形。由此可見，晶體通過位錯移動產生滑移時，只需位錯附近的少數原子作微量的移動，移動的距離遠小于一個原子間距，所以實際滑移所需的切應力遠遠小于剛性位移的切應力。具有體心立方和面心立方晶體結構的金屬，塑性變形基本上是以滑移方式進行的，例如鐵、銅、鋁、鉛、金、銀等。4.2回復和再結晶經范性形變的金屬或合金在不同溫度加熱后,會發生結構、組織和性能的變化。在較低溫度發生回復；溫度較高時發生基體的再結晶和晶粒長大。通過回復和再結晶，金屬或合金從熱力學上不穩定的冷變形狀態轉變為熱

18、力學上較穩定的新的組織狀態。回復經范性形變的金屬或合金在室溫或不太高的溫度下退火時,金屬或合金的顯微組織幾乎沒有變化,然而性能卻有程度不同的改變，使之趨近于范性形變之前的數值，這一現象稱為回復。由于加熱溫度比較低，回復時原子或點缺陷（見晶體缺陷）只在微小的距離內發生遷移。回復后的光學顯微組織中，晶粒仍保持冷變形后的形狀，但電子顯微鏡顯示其精細結構已有變化；由范性形變所造成的形變亞結構中，位錯密度有所降低，同時，胞狀組織逐漸消失,出現清晰的亞晶界和較完整的亞晶。回復時形成亞結構主要借助于點缺陷間彼此復合或抵銷，點缺陷在位錯或晶界處的湮沒，位錯偶極子湮沒和位錯攀移運動，使位錯排列成穩定組態，如排列

19、成位錯墻而構成小角度亞晶界（見界面）此即所謂“多邊形化”回復過程的驅動力來自變形時留于金屬或合金中的貯能。回復后宏觀性能的變化決定于退火溫度和時間。溫度一定時，回復速率隨退火時間增加而逐漸降低。力學性能（硬度、強度、塑性等）的回復速率通常要較物理性能（電阻、磁性、內應力等）的回復速率慢（見圖44）。再結晶當退火溫度足夠高、時間足夠長時，在變形金屬或合金的顯微組織中，產生無應變的新晶粒一一再結晶核心。新晶粒不斷長大，直至原來的變形組織完全消失，金屬或合金的性能也發生顯著變化,這一過程稱為再結晶。過程的驅動力也是來自殘存的形變貯能（見圖44）。與金屬中的固態相變類似，再結晶也有轉變孕育期，但再結晶

20、前后，金屬的點陣類型無變化。圖44回復和再結晶過程中組織性能的變化示意圖再結晶核心一般通過兩種形式產生。其一是原晶界的某一段突然弓出，深入至畸變大的相鄰晶粒，在推進的這部分中形變貯能完全消失，形成新晶核。其二是通過晶界或亞晶界合并,生成一無應變的小區一一再結晶核心。四周則由大角度邊界將它與形變且已回復了的基體分開。大角度邊界遷移時，核心長大。核心朝取向差大的形變晶粒長大，故再結晶過程具有方向性特征。再結晶后的顯微組織呈等軸狀晶粒，以保持較低的界面能。開始生成新晶粒的溫度稱為開始再結晶溫度，顯微組織全部被新晶粒所占據的溫度稱為終了再結晶溫度或完全再結晶溫度。再結晶過程所占溫度范圍受合金成分、形變

21、程度、原始晶粒度、退火溫度等因素的影響。實際應用中，常用開始再結晶溫度和終了再結晶溫度的算術平均值作為衡量金屬或合金性能熱穩定水平的參量，稱為再結晶溫度。晶粒長大再結晶完成后，隨退火溫度的升高或保溫時間的延長，金屬或合金顯微組織中有新晶粒通過晶界的遷移而將相鄰的其他新晶粒吞并掉，發生了形成更大尺寸的再結晶晶粒的過程,這個過程稱為晶粒長大。晶粒長大的驅動力是晶界能。晶粒長大的過程是金屬或合金單位體積中晶界能不斷減小的過程。通常有兩種情況，即晶粒的正常長大（normalgraingrowth）和晶體的異常長大（anomalygraingrowth）。前者以晶粒長大速率較均勻、長大時晶粒的形狀和尺寸

22、分布基本不變為特征;后者則以基體的某一小范圍內只有很少幾個晶粒發生快速長大為特征。為區別起見，將正常長大稱為聚合再結晶，異常長大稱為二次再結晶；異常長大前則稱一次再結晶或加工再結晶。晶體的正常長大多出現于純金屬或單相合金中。若金屬基體中含有第二相彌散質點，或很強的單一取向結構時，則發生異常長大。CSP工藝下SPCC在不同退火階段中顯微組織變化的金相照片，（如圖45）。（a）530r；（b）545r；（c）560C；（d）590C圖45退火過程中不同溫度下取樣的金相組織1）由圖45金相組織可知：545C開始有明顯的再結晶晶粒在晶界生成，但在530C的金相組織中很難看出是否發生再結晶。560C已有

23、一半以上的晶粒發生再結晶，590C時再結晶完成89.47%，此時可以認為再結晶已經基本完成，由此可知，再結晶是在一個溫度范圍內完成的，并不是在具體的某一溫度下完成。2）金相組織可知，冷軋組織是帶狀形的，且帶狀晶粒的顏色不同，有的發亮，有的發暗，由于腐蝕液相同（4%的硝酸酒精），且是在相同的條件下進行腐蝕的，所以可斷定，顏色不同，是由于晶粒取向不同所造成，從圖45金相組織中可以看出再結晶率先發生在顏色深的晶粒上，再結晶是形核和核長大的過程，形核首先是在能量較高的取向上發生，因此，顏色深的晶粒取向儲存的變形能高于顏色淺的晶粒取向。金屬或合金進行范性形變時的溫度，可低于或高于再結晶溫度。前種變形常稱

24、冷作、冷變形或冷加工；后者稱熱加工。金屬或合金在熱加工的同時伴有回復、再結晶或晶粒長大等過程，這些也可能產生于變形后的保溫或冷卻過程中。熱加工過程中所伴生的回復和再結晶,稱動態回復與動態再結晶。工業上常借助回復完成消除應力的退火，提高合金的抗腐蝕性；借助再結晶消除形變組織，使合金具有某種特定的性能，如一些經受大變形的軟磁合金即可借此獲得有利的再結晶織構而有最佳的磁導率（見硅鋼片）。金屬的再結晶和晶粒長大是制訂合理的熱加工工藝規范的重要依據。工業上還稱金屬或合金在指定時間內（一般0.51小時）完成或達到規定程度的再結晶所需要的最低溫度為再結晶溫度。由于在一小時內完成再結晶過程所需的溫度范圍很窄（

25、在典型情況下，提高退火溫度10C,再結晶過程所需時間便可縮一半），所以往往將其看作某一固定的溫度：高于它可完成再結晶；低于它則無再結晶。但實際上它受時間、材料斷面尺寸等因素影響，不應視為金屬的一種特性。對特定材料于一小時的保溫條件下,描述再結晶退火后晶粒尺寸、變形量和退火溫度三者關系的再結晶圖，是制定生產工藝的重要參考依據。圖2是純鐵退火1小時的再結晶圖，由該圖可知：溫度一定時，當范性形變量達到某一臨界值（稱臨界形變度,一般在210%左右）時會出現晶粒的急驟長大，在金屬塑性加工的生產中通常要力求避免這種臨界形變度；有時也可利用這種特性生產大晶粒（甚至單晶）材料。一般來說，形變量越大，晶粒越小；形變量一定時，溫度越高，晶粒越