取向硅鋼?；捌鋵Χ卧俳Y晶影響的研究進展

楊偉陽，黎先浩，于海彬，龐煒光，羅海文*

（1 北京科技大學 冶金與生態工程學院，北京 100083；2 首鋼智新遷安電磁材料有限公司，河北 唐山 064404）

取向硅鋼主要用于制造各類變壓器的鐵芯，是電子、電力、軍事工業中不可或缺的軟磁性材料［1-2］。自1934 年Goss［3］發明普通取向硅鋼（conventional grainoriented silicon steel，CGO）以來，其經歷了長足的發展，1968 年新日鐵以AlN+MnS 為抑制劑配合一次大壓下率冷軋法首次生產出高磁感取向硅鋼（high magnetic induction grain-oriented silicon steel，HGO），1989年新日鐵又以AlN 為抑制劑結合后期滲氮開發出低溫Hi-B 鋼［4］，成功將板坯加熱溫度降低至1150~1250 ℃，這也是目前生產Hi-B 鋼的主流方法。取向硅鋼優異的磁性能來源于二次再結晶形成鋒銳的Goss（｛011｝〈001〉）織構［5-6］，為了獲得完善的二次再結晶組織和鋒銳的Goss 織構，通常需要滿足三個條件：其一是織構條件，在高溫退火前需要具備適量Goss 晶粒，并且Goss 晶粒周圍應具有足夠多的｛111｝〈112〉晶粒［7-8］；其二是抑制劑條件，在高溫退火初期要具備足夠強的抑制能力，這樣才能抑制晶粒的正常長大，而使得Goss 晶粒發生異常長大［9-10］；其三是組織條件，尺寸合適的初次再結晶晶粒才能發生完善的二次再結晶［11］。高磁感取向硅鋼的生產流程為：熱軋、?；?、冷軋、脫碳及滲氮、高溫退火，其中熱軋和冷軋的目的是減薄厚度、獲得必需的組織與織構，并且在熱軋板1/4層厚處得到后續所必需的Goss 晶粒核心［12］；脫碳工序將C 含量脫至30×10-6以下使得硅鋼在高溫退火時為單相鐵素體組織，并在鋼板表層得到幾個微米的氧化層以在后續形成硅酸鎂底層［13］；滲氮工序將N 原子滲入鋼帶中得到（Al，Si）N 抑制劑以增強抑制能力［9］；高溫退火的目的則是為了發生二次再結晶以獲得強Goss 織構。?；荋i-B 鋼生產的重要環節，可以通過?；瘉碚{整熱軋板的組織、織構和抑制劑析出分布從而改善硅鋼磁性能［14-17］。工業生產和實驗室研究都表明經過?；幚碇驡oss織構更鋒銳，磁性能更優異［15］。

為了進一步發掘?；岣叽判阅艿臐摿?、開發出更高牌號取向硅鋼，需要厘清?；瘜彳埌褰M織的繼承性及其對后續工序組織演變的影響。本文從對?；ば蜃饔玫膫鹘y認知和最新研究結果出發，綜述了?；ば驅θ∠蚬桎摻M織、織構、抑制劑析出以及對二次再結晶的影響規律。

1 關于?；ば蜃饔玫膫鹘y認知

通過取向硅鋼的研究與生產經驗可以總結出?；ば虻闹匾饔糜校海?）?；缶Я３叽缭龃?、再結晶分數增加，軟化組織，為冷軋做組織準備［18-19］；（2）?；昂罂棙嫙o明顯變化，只是織構強度略有變化［20］；（3）調整抑制劑尺寸及分布，冷卻時通過γ→α 相變析出大量AlN［21-22］；（4）表面發生脫碳，無“碳化物”等軸晶區擴大［23］；（5）?；笮纬捎驳鸟R氏體、貝氏體等組織，冷軋后儲存能更高，再結晶時形核位置增多［4，24］。以往對于?；难芯恐饕性诔；瘜彳埌褰M織及織構的繼承性以及?；^程中抑制劑的演變規律方面，以下簡要介紹關于對?；膫鹘y認知。

1.1 熱軋與?；褰M織及其繼承性

圖1（a）為0.05%C-3.25%Si（質量分數，下同）低溫加熱高磁感取向硅鋼熱軋板金相組織，熱軋之后沿板厚方向存在顯著的組織和織構不均勻性：表層為無“碳化物”的等軸晶層，中心層為變形長條組織，次表層為表層到中心層的過渡區域，并且次表層到中心層存在沿軋向線性分布的“碳化物”層，如圖1（a），（b）所示；此外，熱軋板在“碳化物”附近存在細小等軸鐵素體晶粒，如圖1（c）所示，這是由于熱軋時鐵素體較原奧氏體相比為軟相，受到更多應變配分，在熱軋時發生了動態再結晶［25］。Giri 等［26］的研究結果指出熱軋板中95%的Goss 晶粒來源于該細小動態再結晶晶粒，可見熱軋板中細小等軸晶粒至關重要。熱軋時表面所受剪切力大，表層及次表層主要為Goss、黃銅（｛110｝〈112〉）及銅型（｛112｝〈111〉）等剪切織構，中心層則主要為｛001｝〈110〉~｛112｝〈110〉的上α-線織構［19，27］。通常認為熱軋板這種厚度方向上的組織與織構的不均勻性是二次再結晶順利進行的前提條件［12］。圖1（d）為圖1（a）中熱軋板經兩段式?；笏渌贸；褰鹣嘟M織，?；^承了熱軋板的組織與織構不均勻性［28］，?；蟊韺釉俳Y晶區域擴大，次表層到中心層位置發生了部分再結晶或回復，但組織上整體來說與熱軋板相似。?；笠话悴桓淖兛棙嬵愋?，只是織構強度稍有變化。對于不同?；鋮s速度，?；逯醒剀埾蚓€性分布的“碳化物”層會形成不同的組織。?；笠愿呃渌偻ㄟ^相變溫度時該層為馬氏體或貝氏體，以低冷速通過相變溫度時該層為珠光體、晶界碳化物［29］，圖1（a）中熱軋板經兩段式?；绽渌弥楣怏w組織如圖1（e）所示，而經同樣?；に嚨浜蟮玫今R氏體組織，如圖1（f）所示。Barisoni 等［24］將0.045%C-2.9%Si-0.025%Al-0.008%N-0.1%Mn-0.03%S 取向硅鋼熱軋板在1150 ℃保溫60 s，然后以20 ℃/s 冷速冷卻至800~850 ℃淬火后也形成約8%的馬氏體。馬氏體為硬相，冷軋后形變儲存能更高，脫碳退火后｛110｝組分更強。他們指出為了獲得合適的初次再結晶織構，冷軋前獲得諸如馬氏體這種硬相是必要的，但馬氏體/貝氏體等硬相在其中的作用仍需進一步研究。

圖1 高磁感取向硅鋼熱軋板（a）~（c）和?；澹╠）~（f）組織（a）熱軋板金相組織；（b）“碳化物”層SEM 圖；（c）動態再結晶鐵素體；（d）?；褰鹣嘟M織；（e）珠光體；（f）馬氏體Fig.1 Microstructures of hot-rolled band （a）-（c） and normalized band （d）-（f） in high magnetic induction grain-oriented silicon steel（a）optical microstructures of hot-rolled band；（b）SEM images on layer of carbide；（c）fine dynamically recrystallized ferrite；（d）optical microstructures of normalized band；（e）pearlite；（f）martensite

1.2 ?；^程中抑制劑的演變規律

?；牧硪粋€重要作用就是析出更多抑制劑粒子，這些抑制劑在高溫退火初期時抑制晶粒正常長大，后期逐漸失去抑制能力，促使Goss 晶粒發生異常長大。在Hi-B 鋼中多采用以AlN 為主抑制劑，MnS，Nb（C，N）以及Sn，Mo 等晶界偏析元素為輔助抑制劑。含3%Si 取向硅鋼在?；瘻囟确秶鷥却嬖?0%~20%的奧氏體［30］，而?；軌蚴沟肁lN 大量析出的機理在于：?；訜峒案邷乇剡^程中將抑制劑形成元素固溶，在?；鋮s過程中會發生γ→α 相變，由于N在γ 相中的溶解度比在α 相中溶解度高一個數量級，所以?；鋮s時通過γ→α 相變可以析出大量AlN［22］。Sakai 等［31］研究了AlN 在Hi-B 鋼中的析出行為，可將Hi-B 鋼中AlN 分為三類：10~20 nm 的A 類針狀AlN、20~50 nm 的B 類不規則塊狀AlN 和100~300 nm 的C 類聚集狀AlN，其中B 類AlN 被認為是能夠有效抑制初次晶粒長大的抑制劑。表1［31-32］列出了三類AlN的尺寸及形態、析出溫度和析出時間。熱軋板中主要為A 類和C 類AlN，在?；郎睾捅剡^程中，A 類和B 類AlN 能夠固溶，并在冷卻階段析出大量B 類AlN。

表1 高磁感取向硅鋼中三類AlN 的析出行為［31-32］Table1 Precipitation behavior of three types AlN in high magnetic induction grain-oriented silicon steel［31-32］

蒙肇斌等［33］在0.076C%-3.18%Si-0.026%Al-0.0065%N-0.085%Mn-0.028%S 高磁感取向硅鋼?；^程中不同時期取樣淬入冰鹽水中，采用TEM 詳細觀察研究了不同?；瘯r期氮化物的存在狀態。熱軋板中氮化物存在形式為細小的AlN，Si3N4及少量細小氮化鐵，?；郎刂?50~1000 ℃時細小氮化物有聚集長大趨勢，繼續升溫至1120 ℃時各種氮化物開始溶解，經第一段?；睾笊鲜龅镆淹耆芙?。冷卻至第二段保溫溫度（920~960 ℃）時AlN 伴隨著γ →α 相變析出，但這個過程中并不能析出所有AlN，隨后的冷卻過程也是至關重要的。?；兴慊鸷笪龀隽思毿浬⒌腁lN，形狀多為長方形和三角形，尺寸為20~50 nm，但同時也有少量Si3N4與AlN 析出，尺寸在10 nm 左右。Si3N4在高溫下不穩定，高溫退火初期就會分解從而失去抑制能力［34］。如果?；渌龠^快，如淬入冷水中，AlN 可能來不及析出或析出不完全。

但是這些傳統的認知僅停留在?；^程中組織、織構及抑制劑析出情況等如何變化，關于?；侨绾斡绊懞罄m初次再結晶和二次再結晶的機制還尚未明確。隨著近期研究的深入，對?；蠼M織與織構的演變過程也愈發清晰，尤其是?；侨绾斡绊懗醮卧俳Y晶和二次再結晶的機制更為深入。

2 ?；ば蜃饔玫慕谘芯拷Y果

2.1 ?；瘜M織的影響

如前文所述，?；笱匕搴穹较蛉源嬖陲@著的組織不均勻性，Li 等［21］指出位于表層的?；M織越均勻、而沿板厚方向的組織越不均勻將會對后續形成位向準確的Goss 晶粒越有利。其中采用1120 ℃保溫3 min 后爐冷至920~960 ℃保溫3 min 且最后在沸水中淬火的二段式?；に囎顑?，二次再結晶后磁性能最佳。?；瘻囟炔煌瑫@著影響?；搴穸确较虻慕M織分布。如Fukagawa 等［35］將0.0023%C-2.35%Si-0.0124%Al-0.0042%N-1.68%Mn-0.05%S 超低碳取向硅鋼分別加熱至600~700 ℃保溫1 h 進行一段式?；?，在不同?；瘻囟认卵匕搴穹较蛐纬闪瞬煌慕M織結構：600 ℃和625 ℃?；蟊韺优c中心都為變形組織；650 ℃和675 ℃?；蟊韺訛樵俳Y晶組織，而中心層為變形晶粒；700 ℃?；蟊韺雍椭行膶佣紴樵俳Y晶組織且中心晶粒尺寸粗大。他們指出?；筮@種組織不均勻性對初次和二次再結晶織構有決定性作用，原因如下：（1）不同溫度?；蟪；灞韺蛹爸行膶涌棙嫼肯喈?；（2）細小變形晶粒經冷軋退火后更易形成γ-晶粒，粗大晶粒經冷軋退火后更易形成Goss晶粒。600 ℃和625 ℃?；蟪醮瓮嘶鸢逯斜砻鍳oss取向強度低且包含較多｛112｝〈110〉晶粒，該取向與｛111｝〈112〉具有繞〈110〉軸轉動35°的特殊位向關系，｛112｝〈110〉與Goss 晶粒形成競爭關系，二次再結晶后形成Goss 織構和｛112｝〈110〉織構。700 ℃?；蟪醮瓮嘶鸢逯行模?11｝〈112〉織構強度低且繼承了?；宓拇志Я＝M織，表面的Goss 晶粒難以往里生長，因此未能發生二次再結晶。650 ℃和675 ℃?；蟪醮瓮嘶鸢逯锌棙嫼亢途Я４笮『线m，Goss 晶粒能夠往里生長從而發生異常長大?？梢娔軌虬l生良好二次再結晶的?；鍛邆涞慕M織條件為：表層為再結晶晶粒，中心為變形晶粒，但不可過于粗大。Xu 等［16］將3.25%Si 高磁感取向硅鋼采用高溫段1100 ℃保溫90 s 后冷卻至900 ℃保溫180 s 的兩段式?；呗?，?；蟪；灞韺訛榇执笤俳Y晶晶粒，而中心層則為細小的變形晶粒，這種?；褰M織將有利于增強Goss 二次再結晶織構。

?；笤诖伪韺又林行膶又g存在著大量細小且平行于軋向的等軸晶粒群，見圖1（d）。Wang 等［14］對?；逯屑毿〉容S晶粒的起源進行了研究，所用?；に嚍樯郎刂?090~1110 ℃保溫40 s 后冷卻至900 ℃保溫120 s 的二段式?；に?，發現?；蠹毿〉容S晶粒群具有相似的取向，并且?；谝欢螠囟葘毿【ЯＨ喝∠蛴杏绊?。1090 ℃與1100 ℃?；笾饕纬闪甩?晶粒群，而1110 ℃?；笾饕纬闪甩?晶粒群。此外，隨著?；谝欢螠囟忍岣?，細小晶粒群的面積分數降低，但其平均尺寸增加。對于這種細小晶粒群的來源，通常都認為是由于γ→α 相變產生的，但他們通過Thermo-Calc 計算及熱膨脹儀分析認為大量細小晶粒不是由于γ→α 相變產生，并通過高溫共聚焦顯微鏡和TEM 觀察，得出?；逯屑毿【Я碓从谧冃尉Я５膩喚Т只?。但這一解釋顯然存在諸多可疑之處，有待商榷：（1）熱軋板中沿軋向線性分布的大量富碳區域在加熱過程中必然會發生奧氏體相變；（2）大量研究都表明?；鋮s時通過γ→α 相變析出了大量AlN［21-22］，而Wang 等［14］卻否定了這一觀點，這與常理相悖。

經?；幚砗缶Я３叽缭黾?，冷軋板中剪切帶增多，未?；瘶悠访撎纪嘶饡r易在晶界處形核，而?；瘶悠访撎纪嘶饡r易在剪切帶和晶界處形核。剪切帶的增多一方面使得形核位點增加，另一方面再結晶晶粒生長速度快，使得脫碳退火時再結晶速率明顯提高。此外，Goss 晶粒易在剪切帶處形核［36-37］，所以?；褰浝滠埻嘶鸷驡oss強度要高于熱軋板經冷軋退火［15］。

綜上可知：?；逖睾穸确较虼嬖诮M織不均勻性對二次再結晶是有利的，?；髮M織進行調整，不同厚度層形成的組織與織構不同，經冷軋與初次再結晶退火后仍然形成不同的組織與織構。尤其是?；笮纬闪思毿ˇ?晶粒群將有利于二次再結晶形成位向準確的Goss 晶粒。

2.2 ?；瘜棙嫷挠绊?/h3>

?；蟛桓淖兛棙嬵愋?，只會改變織構強度，但?；瘜罄m工序織構的影響是顯著的。Shin 等［38］將0.031%C-3.09%Si-0.03%Al-0.007%N-0.1%Mn-0.007%S 取向硅鋼進行加熱至1000 ℃保溫5 min 和100 min 的一段式?；?，結果指出冷軋后經100 min ?；幚淼臉悠份^5 min ?；幚順悠返模?12｝〈110〉織構強度更高，沿板厚方向分布更為均勻。事實上，冷軋板中存在｛112｝〈110〉和｛111｝〈112〉晶粒是十分重要的，一方面Goss 晶粒易在變形｛112｝〈110〉及｛111｝〈112〉晶粒剪切帶處形核［36-37］，這使得二次再結晶時具備更多的Goss 核心。另一方面，｛111｝〈112〉和｛112｝〈110〉具備繞〈110〉TD 旋轉35°的關系［35］，初次再結晶時部分｛112｝〈110〉變形晶粒會轉變為｛111｝〈112〉再結晶晶粒，在二次再結晶時促使Goss 晶粒異常長大。何承緒等［39］采用0.055%~0.060%C-3.15%~3.20%Si取向硅鋼探究了有無?；幚韺Ρ∪∠蚬桎摽棙嫷挠绊?，?；に嚍?100 ℃保溫120~180 s 后冷卻至900 ℃保溫80~120 s 的兩段式?；に?。熱軋及?；寰驭?線織構為主且?；遢^熱軋板而言織構更為散漫。脫碳退火后未經?；幚順悠罚?11｝〈112〉，｛411｝〈148〉強度要高于?；瘶悠?，但經?；幚砗竺撎及逯蠫oss 強度增加。α-線織構上取向多為冷軋亞穩定/穩定取向，熱軋板中α-線織構強度高，冷軋后α-線織構強度也高。而｛411｝〈148〉晶粒易在變形α-晶粒晶界處形核［40-41］，所以冷軋退火后未經?；幚磔^?；幚淼玫礁鼜姷模?11｝〈148〉織構。?；遢^熱軋板晶粒尺寸增加了1 倍，小晶粒經冷軋退火后易形成γ-線織構，而不利于剪切帶的形成。所以冷軋退火后?；瘶悠份^未經?；幚鞧oss 強度有所增加，而｛111｝〈112〉強度降低。

Nakashima 等［42］采用含Sn 和不含Sn 兩種鋼研究了?；渌賹Τ醮卧俳Y晶以及二次再結晶織構的影響。在無Sn 鋼中，?；罂绽湟约胺兴慊饦悠纷罱K都能得到完善的二次再結晶組織，而?；罄渌慊饦悠纷罱K未發生二次再結晶。究其原因在于初次再結晶后｛110｝與｛111｝極密度乘積小，Goss 晶核與易被其吞噬晶粒接觸概率低。而在含Sn 鋼中，?；笠陨鲜鋈N冷卻方式冷卻最終均能發生完善的二次再結晶，原因在于初次晶粒尺寸小，脫碳板中｛110｝與｛111｝極密度乘積大。Sn 為界面活性元素，易在界面處偏析，增強抑制能力，減小初次再結晶晶粒尺寸［43］?？梢哉J為含Sn 鋼脫碳板中｛110｝與｛111｝極密度乘積大的原因可能在于：Sn 在晶界處偏聚使得晶界能降低，變形晶粒的晶界是γ-線織構的形核位點，Sn 的偏聚將會導致γ-線織構核心減少，從而造成再結晶后γ-線織構減弱。而Goss 晶粒常在剪切帶處形核，其核心數量不會因Sn 的加入而受到影響，最終導致Goss 組分含量增加［44］。在二者的綜合作用下，脫碳板中｛110｝與｛111｝極密度乘積增大。

總的來說，?；梢詫彳埧棙嫿M分進行微調，通常情況下經?；幚砗罂棙嫊兊酶鼮樯⒙?。在冷軋時織構存在一定的遺傳性［45］，初次再結晶時不同取向的晶粒有對應的易形核位點（即取向形核），因此?；蠹词辜毼⒌目棙嬜兓部赡茉诶滠?、初次再結晶后被放大，即?；ば蛴绊懥撕罄m工序的織構演變直至Goss 二次晶粒的形成。

2.3 ?；瘜σ种苿┪龀龅挠绊?/h3>

?；罄鋮s方式對抑制劑尺寸及數量密度至關重要，如Li 等［21］將0.036%C-3.15%Si-0.022%Al-0.0087%N-0.21%Mn-0.007%S 取向硅鋼在1120 ℃保溫3 min 的一段式?；筮M行空冷、沸水淬火、冷水淬火等不同的方式冷卻，以及冷卻至920~960 ℃保溫3 min 再沸水淬火的二段式?；?，對抑制劑析出情況進行了分析。一段式?；蠓兴慊疠^空冷抑制劑數量有所減少，但尺寸有所增加，抑制劑類型主要為AlN。?；蟠闳肜渌杏捎诶渌龠^快，許多抑制劑來不及析出，導致抑制劑數量顯著減少。二段式?；兴鋮s后析出的AlN 細小彌散，大部分尺寸為10~20 nm。Ling 等［22］采用二段式?；?，?；蟛捎美渌慊?、沸水淬火和空冷至相變溫度下再沸水淬火的?；に?，結果表明?；罂绽渲料嘧儨囟认?，然后沸水淬火獲得了更多納米級AlN。

第一段和第二段保溫溫度對于抑制劑析出也會產生重要影響。如Ko 等［46］對3%Si 取向硅鋼采用三段式?；?，其中第一段?；販囟葹?000 ℃和1100 ℃，脫碳退火時1000 ℃?；瘶悠烦醮卧俳Y晶晶粒尺寸明顯高于1100 ℃?；瘶悠??？梢娫?100 ℃?；瘲l件下析出了更多抑制劑，抑制能力更強。Liu等［17］采用0.049%C-3.104%Si-0.027Al-0.007N-0.08%Mn-0.006%S 取向硅鋼研究了二段式?；械诙纬；瘻囟葘σ种苿┪龀龅挠绊?，所用?；に嚍?120 ℃保溫4 min，空冷至920，950，980 ℃保溫3 min 然后空冷。結果指出隨著第二段?；瘻囟仍黾?，?；逯幸种苿盗棵芏冉档?，平均尺寸增大。第二段?；瘻囟炔煌?，抑制劑形成元素的擴散速度不同，高溫下抑制劑形成元素擴散快、抑制劑易粗化，所以平均尺寸增大。并且第二段?；瘻囟仍降?，第一段?；偷诙纬；臏囟忍荻仍酱?，抑制劑的形核位置增加，所以抑制劑的數量密度增加。

取向硅鋼中抑制劑形核與長大的熱動力學計算對設計合理的?；に嚲哂幸欢ǖ闹笇б饬x。孟利等［47］采用熱力學和動力學理論計算了0.059%C-0.1%Mn-0.024%Al-0.0076%N 取向硅鋼中MnS 沉淀析出的動力學行為，計算結果表明在該合金成分下MnS 的析出以位錯形核為主，主要在鐵素體中析出，并且MnS 的有效析出溫度為850~1100 ℃，?；瘯r間控制在5min 較為合適。 王海軍等［48］計算了0.031%Al-0.011%N 高磁感取向硅鋼AlN 在鐵素體中的析出動力學，AlN 以位錯形核、均勻形核和晶界形核三種形核方式下最快析出溫度分別為1000，920 ℃和1020 ℃，當溫度低于1020 ℃時AlN 在鐵素體中以位錯形核為主。劉磊等［49］計算了0.072%C-3%Si-0.026%Al-0.072%N-0.079%Mn-0.0065%S 取向硅鋼中AlN 在奧氏體中的析出動力學，結果表明AlN 在奧氏體中不同形核機制下臨界形核尺寸相同且隨溫度增加而增大，AlN 在奧氏體中的形核機制主要為晶界形核。

為了最大程度地通過?；^程發生的相變以產生更多細小的抑制劑粒子，取向硅鋼?；に囉袕囊欢问匠；D變為三段式的趨勢。如鞍鋼專利CN111440931A［50］所采用的三段式?；?，在傳統二段式?；炖溥^程中增加緩冷平臺，使得在720~780 ℃停留時間長，B 類AlN 析出時間延長、析出數量增加，進而能夠提高產品最終磁性能。傳統二段式?；罂炖渌肂 類AlN 數量密度為31.65×105mm-2，增加緩冷段后B 類AlN 數量密度為48.87×105mm-2，較傳統二段式?；岣吡?5%。又如中國專利CN110551885A［51］，第二段?；笠?0~15 ℃/s 冷速冷卻至700~800 ℃，在?；癄t內完成γ→α 相變，防止快冷中造成的20 nm 以下無效AlN 析出。同時出爐溫度低，可以改善?；蟮拇嘈院桶逍?。

因此，從抑制劑的角度來看，應根據鋼的成分和形成最大奧氏體體積分數的溫度來制定?；墓倘軠囟龋?2］，以保證抑制劑的有效固溶并可在冷卻時通過相變析出細小、均勻的抑制劑，因此?；诠倘芎箜毨鋮s至900~950 ℃區間發生相變。另外，?；蟮睦鋮s方式對抑制劑析出也至關重要，沸水淬火是獲得細小彌散抑制劑的有效手段。如在上述第二段保溫后，再進一步緩冷至750~800 ℃后沸水水淬，效果最好。

在傳統取向硅鋼生產路線中，MnS 主要在熱軋時析出，而AlN 主要在?；瘯r通過相變析出。雙輥薄帶連鑄是一項極具潛力的短流程生產工藝，薄帶連鑄取向硅鋼具有快速凝固和熱軋壓下率小的特點，其抑制劑析出規律與傳統取向硅鋼截然不同。薄帶連鑄取向硅鋼由于快速凝固，大量抑制劑形成元素來不及析出，鑄坯中只有少量MnS 和AlN 復合析出相。熱軋時析出大量10~30 nm 的細小AlN，在?；瘯rAlN 長大至20~50 nm，形成彌散的有效抑制劑［53］。

3 ?；M織對二次再結晶的影響及理想的?；に?/h2>

根據?；芯康淖钚卵芯拷Y果，總結了?；瘜罄m組織演變直至二次再結晶的影響，并推薦了理想的?；に?。?；M織對二次再結晶的有利影響包括：（1）?；缶Я３叽绲脑黾邮沟美滠埡蠹羟袔盗吭黾?，一方面剪切帶數目的增多使得脫碳退火時形核位點增加、初次再結晶動力學加快。另一方面Goss 晶粒易在｛111｝〈112〉，｛111｝〈110〉以及｛112｝〈110〉剪切帶處形核［36-37］，脫碳退火后Goss 組分強度增加。對于一次大壓下率冷軋法生產Hi-B 鋼來說，脫碳板中Goss組分的增加有利于二次再結晶的發生；（2）?；笮纬刹煌∠虻募毿【ЯＨ?，若?；蠹毿【ЯＨ簽棣?晶粒群（圖2（a-1）），γ-線織構為冷軋穩定織構，在冷軋之后能盡可能保留下來，形成變形γ-晶粒（圖2（a-2））。γ-晶粒易在變形γ-晶粒晶界處形核（圖2（a-3）），并且變形γ-晶粒形變儲存能高［37］，γ-晶粒形核數量多（圖2（a-4）），脫碳退火后初次再結晶組織中形成γ-再結晶晶粒群（圖2（a-5））。二次再結晶初期γ-晶粒群相較于散漫的γ-晶粒不易被其他取向晶粒吞噬而得以保留下來，二次再結晶后期被Goss 晶粒吞噬（圖2（a-6），（a-7）），促進Goss 晶粒異常長大［14，54］。

但同時，?；部赡軐Χ卧俳Y晶造成如下不利影響：（1）?；笕粜纬纱执蟮摩?晶粒（圖2（b-1）），經一次大壓下率冷軋后，會形成粗大的帶有微量變形亞結構的λ-晶粒（圖2（b-2））。λ-晶粒變形儲存能低，在脫碳退火初期難以發生再結晶（圖2（b-3）），在后期通過發生“連續再結晶”形成大量λ-晶粒（圖2（b-4））［55］，脫碳退火后會形成λ-晶粒群（圖2（b-5））。在高溫退火時，Goss 晶粒難以吞噬λ-晶粒，阻礙二次再結晶的發生，晶粒發生正常長大（圖2（b-6），（b-7））。對此，采用二次中等壓下率＋中間退火的方法可能會消除?；逯写执螃?晶粒的不利影響［54］。（2）?；逯行奶幧夕?線織構相較于熱軋板來說更散漫，上α-線織構為冷軋穩定/亞穩定取向，在冷軋后能夠保留下來。若?；逯笑?晶粒過于粗大（圖2（c-1）），冷軋后將形成粗大的α-變形晶粒（圖2（c-2））。初次再結晶時｛411｝〈148〉晶粒易在α-變形晶粒晶界處形核（圖2（c-3））［40-41］，｛411｝〈148〉能快速吞噬α-變形晶粒（圖2（c-4）），而在脫碳板中形成過于粗大｛411｝〈148〉的晶粒（圖2（c-5））。二次再結晶時Goss 晶粒難以將其吞噬，形成“島狀晶”（圖2（c-6），（c-7））［16，56］，“島狀晶”的殘留會導致磁性下降。為了消除上述這些可能的不利影響，應在?；邷囟味虝r保溫，而低溫段長時間保溫，以能夠得到中心層細小的變形晶粒。這種?；呗允沟弥行淖冃桅?晶粒細小，而晶界比例高，從而能夠提高脫碳板中γ-晶粒比例，限制｛411｝〈148〉晶粒過分長大。同時使得初次再結晶后板厚方向晶粒尺寸和不同織構成分的晶粒尺寸更為均勻，在二次再結晶時可以抑制“島狀晶”的產生，提高Goss 晶粒異常長大速率［16］。

綜上所述，針對成分范圍為0.04%~0.08%C-2.8%~3.3%Si-0.020%~0.030%Al-0.007%~0.010%N-0.05%~0.15%Mn-0.005%~0.020%S 并以AlN 為主抑制劑的低溫加熱滲氮型高磁感取向硅鋼，可以認為理想的?；に噾獮椋阂钥焖偌訜嵘郎刂?120 ℃短時保溫40~60 s，后以30 ℃/s 左右冷速冷卻至920~950 ℃保溫120~180 s，然后以10~30 ℃/s 冷卻至750~800 ℃，最后采用噴水冷卻方式冷卻（相當于淬在100 ℃水中）。此工藝快速加熱升溫可避免抑制劑在加熱過程中的粗化，而使其在高溫段短時保溫時能夠充分固溶。高溫段短時保溫使得表層和次表層高儲存能區域發生再結晶，此時中心層只發生回復或部分再結晶，低溫段長時間保溫使得表面再結晶晶粒充分生長、中心晶粒儲存能充分釋放，由此可以獲得表面粗晶粒和中心不會過于粗大的變形晶粒，所以可以改善?；逖匕搴穹较虻慕M織不均勻性。并且低溫段保溫溫度選擇920~950 ℃有利于AlN 的析出。此外，增加的緩冷段和沸水淬火冷卻均能促進AlN 進一步彌散析出。該?；に囘m用于低溫加熱滲氮型高磁感取向硅鋼，在高硅鋼和薄帶連鑄取向硅鋼中是否可行需進一步驗證。

4 結束語

?；歉叽鸥腥∠蚬桎摚℉i-B 鋼）生產的重要環節，本文既簡要介紹了關于?；ば蜃饔玫膫鹘y認知，也著重介紹了近期?；侨绾斡绊懗醮卧俳Y晶和二次再結晶組織與織構的研究結果。理想的?；M織應是表面粗晶和中心層為細小變形晶粒，這有利于發生完善的Goss 二次再結晶織構。尤其是?；逯屑毿ˇ?晶粒群有利于二次再結晶，而大的變形α-晶粒與λ-晶粒不利于二次再結晶。為避免形成不利的?；M織提出了相應的工藝改進措施，并推薦了能優化低溫加熱滲氮型Hi-B 鋼磁性能的三段式?；に嚕嚎焖偌訜嵘郎刂?120 ℃高溫段短時保溫40~60 s，低溫段（920~950 ℃）長時間保溫120~180 s，之后進行緩冷至750~800 ℃后沸水淬火。該?；に嚥粌H能顯著提升?；逡种苿┑囊种颇芰?，還能在厚度方向獲得不均勻組織，有利于發生完善的二次再結晶。

目前對?；に囅到y的研究還較少，各工藝參數對組織、織構及抑制劑析出的影響積累還不夠，掌握各工藝參數對組織的影響對于?；に嚨膬灮瘜⑵鸬街笇ё饔?。另外，?；に囍腥杂性S多細節還有待研究，如?；逯屑毿【ЯＨ旱膩碓匆约凹毿【ЯＨ簩罄m組織的影響；?；逯兄T如馬氏體、貝氏體中硬相對冷軋后組織與織構的影響規律；?；灞砻鏌o“碳化物”等軸晶粒對冷軋組織與織構的影響規律等。?；に嚨奈磥戆l展方向有以下方面：（1）在保證獲得同等織構組分與抑制劑含量的基礎上進一步簡化工藝，以起到提高生產效率和節能減排的作用；（2）薄板坯連鑄連軋和薄帶連鑄生產取向硅鋼是未來取向硅鋼發展的重要方向，需要明確?；に囋谏鲜鰞煞N生產流程中的作用并制定出合理的?；に?。