毕娜等：取向硅钢薄带形变再结晶组织及织构演变 ·55 {l1}〈uww〉织构很弱，因此样品获得很高的磁感应强 1200℃时虽然有异常长大到毫米级别的晶粒，但此 度值，但此时铁损仍高于原料成品板.继续升温过程 时铁损值反而升高，这应体现了极为不均匀的晶粒 中，织构组分强弱对比的变化使得磁感值有涨有落， 尺寸分布对铁损的不利影响.随着在1200℃的继续 1050℃时相对较低的磁感与此时较为杂乱的弱织构 保温，晶粒尺寸不均匀度下降且大尺寸晶粒比率升 组分有关.另一方面，虽然板厚的降低可以降低涡流 高，铁损值逐步降低到原始板的P.,=1.501Wkg 损耗值，但退火升温过程中远小于原始板的平均晶粒 以下.尤其是保温6.5h后，铁损值P,=1.354W· 尺寸值将导致较高的磁滞损耗值，并使得薄带退火 kg,而此时磁感也达到较高的水平，磁感与铁损的 板总的铁损值低于原始板.随着退火温度的升高，再 这种综合优势也验证了取向硅钢薄带生产的实际可 结晶晶粒长大，铁损呈现降低的趋势，当升温达到 行性 3.2 2.00 1.96 2.8 1.92 1.88 2.4 1.84 2.0 1.80 1.76 1.6 1.72 1.68 650℃750℃850℃950℃1050℃1200℃1200℃1200℃1200℃ 1.2 650℃750℃850℃950℃1050℃1200℃1200℃1200℃1200℃ 退火条件 2h 4h 6.5h 退火条件 2h 4h 6.5h 图5退火过程磁性能随温度和保温时间的变化.(a)磁感应强度Bg:(b)铁损P.7 Fig.5 Magnetic property change with temperature or holding time during annealing:(a)magnetic induction Bs:(b)iron loss P 从而未达到传统意义上的显著异常长大，因此，此过 3分析讨论 程乃至随后的三次再结晶过程需要与织构结合起来进 在薄带退火过程中，再结晶形核晶粒取向主要包 行界定，也即织构的显著变化印证了存在着某些在初 括高斯{110〈001)、{120}(001)以及立方{100} 次组织中不占主体的晶粒的异常长大，第二，普遍认 O01),其他如y线织构组分，{11d〈we〉取向晶粒在 为薄带生产中三次再结晶的驱动力是适当气氛下 织构演变过程中不发挥主要作用.不同退火温度下， {110}表面能优势刀，而在本研究的退火过程中织构 发生形核的晶粒取向存在差异.而在750℃再结晶形 演变不仅表现为表面能驱动，驱动力的具体表现与退 核基本完成后出现三次织构类型的转变，其中对应着 火温度有关.退火升温过程中的二次再结晶阶段，初 新织构组分的晶粒异常长大有两次.同时，退火过程 次再结晶强高斯织构的抑制效应及与基体晶粒存在绕 中几种主要再结晶织构均较为锋锐，且各组分间体现 001〉轴取向关系晶粒的长大优势共同发挥作用，对 了绕001〉轴的转动关系. 应着较多初次再结晶形核的{120〈001〉织构增强，其 总的来说，在整个退火再结晶过程中有以下两点 与高斯基体存在近似为Σ19a的取向关系7.继续升 值得留意：第一，当退火温度升高到850℃至950℃时， 温过程中的三次再结晶阶段，高斯与立方织构的增强 高斯取向晶粒凭更强长大优势形成强高斯织构.此时 一方面体现了与{120}(001)织构的绕001)轴的转动 再结晶组织表现出不均匀，但仍属于正常长大范畴，通 关系，另一方面{100}与{110}晶面都在高温阶段体现 常也被认为仍属于初次再结晶过程可.然而由于这种 出较低表面能的优势.而在1200℃保温较长时间后， 初次再结晶组织中即已存在的显著晶粒尺寸差异， 氢气气氛下{110}低表面能的优势更加显著，使得最 少数其他取向晶粒在逐渐吃掉原主要织构组分晶粒 终锋锐的高斯织构形成.可以认为织构演变在升温过 时，产生的组织变化没有织构或磁性能变化那么显著. 程中主要源自于织构诱发机制，而在高温长时间保温 也就是说，与我们推测的一致，初次不均匀的晶粒分布 后三次再结晶过程则表现出较强的表面能诱发，驱动 给后续界定二次再结晶组织带来一定困难。前人提出 力的这种差异对应了不同退火温度下晶界能及表面能 的晶粒异常长大可有三个因素诱发：一是第二相粒子： 的不同比例.在升温过程中晶界能发挥更主要的作 二是表面能或厚度效应：三是强织构的存在.前两种 用，本研究中各织构组分的高强度表明绕O01〉轴的 发生时都对应非常显著的晶粒尺寸差异，很容易辨认： 晶界存在较强的迁移优势.而在高温保温过程中薄带 而第三种在异常长大时产生的组织变化要明显小于织 的表面能作用显著，且此时伴随着抑制剂作用的减弱 构或磁性能变化.本文的二次再结晶过程正是这样， 导致晶界能不再发挥主要作用.毕 娜等: 取向硅钢薄带形变再结晶组织及织构演变 { 111} 〈uvw〉织构很弱，因此样品获得很高的磁感应强 度值，但此时铁损仍高于原料成品板． 继续升温过程 中，织构组分强弱对比的变化使得磁感值有涨有落， 1050 ℃时相对较低的磁感与此时较为杂乱的弱织构 组分有关． 另一方面，虽然板厚的降低可以降低涡流 损耗值，但退火升温过程中远小于原始板的平均晶粒 尺寸值将导致较高的磁滞损耗值，并使得薄带退火 板总的铁损值低于原始板． 随着退火温度的升高，再 结晶晶粒 长 大，铁 损 呈 现 降 低 的 趋 势，当 升 温 达 到 1200 ℃ 时虽然有异常长大到毫米级别的晶粒，但此 时铁损值反而升高，这应体现了极为不均匀的晶粒 尺寸分布对铁损的不利影响． 随着在 1200 ℃ 的继续 保温，晶粒尺寸不均匀度下降且大尺寸晶粒比率升 高，铁损值逐步降低到原始板的 P1. 7 = 1. 501 W·kg － 1 以下． 尤其是保温 6. 5 h 后，铁损值 P1. 7 = 1. 354 W· kg － 1，而此时磁感也达到较高的水平，磁感与铁损的 这种综合优势也验证了取向硅钢薄带生产的实际可 行性． 图 5 退火过程磁性能随温度和保温时间的变化． ( a) 磁感应强度 B8 ; ( b) 铁损 P1. 7 Fig． 5 Magnetic property change with temperature or holding time during annealing: ( a) magnetic induction B8 ; ( b) iron loss P1. 7 3 分析讨论 在薄带退火过程中，再结晶形核晶粒取向主要包 括高 斯 { 110} 〈001〉、{ 120} 〈001〉以 及 立 方 { 100 } 〈001〉，其他如 γ 线织构组分，{ 110} 〈uvw〉取向晶粒在 织构演变过程中不发挥主要作用． 不同退火温度下， 发生形核的晶粒取向存在差异． 而在 750 ℃ 再结晶形 核基本完成后出现三次织构类型的转变，其中对应着 新织构组分的晶粒异常长大有两次． 同时，退火过程 中几种主要再结晶织构均较为锋锐，且各组分间体现 了绕〈001〉轴的转动关系． 总的来说，在整个退火再结晶过程中有以下两点 值得留意: 第一，当退火温度升高到850 ℃至950 ℃时， 高斯取向晶粒凭更强长大优势形成强高斯织构． 此时 再结晶组织表现出不均匀，但仍属于正常长大范畴，通 常也被认为仍属于初次再结晶过程［7］． 然而由于这种 初次再结晶组织中即已存在的显著晶粒尺寸差异［16］， 少数其他取向晶粒在逐渐吃掉原主要织构组分晶粒 时，产生的组织变化没有织构或磁性能变化那么显著． 也就是说，与我们推测的一致，初次不均匀的晶粒分布 给后续界定二次再结晶组织带来一定困难． 前人提出 的晶粒异常长大可有三个因素诱发: 一是第二相粒子; 二是表面能或厚度效应; 三是强织构的存在． 前两种 发生时都对应非常显著的晶粒尺寸差异，很容易辨认; 而第三种在异常长大时产生的组织变化要明显小于织 构或磁性能变化． 本文的二次再结晶过程正是这样， 从而未达到传统意义上的显著异常长大． 因此，此过 程乃至随后的三次再结晶过程需要与织构结合起来进 行界定，也即织构的显著变化印证了存在着某些在初 次组织中不占主体的晶粒的异常长大． 第二，普遍认 为薄带生产中三次再结晶的驱动力是适当气氛下 { 110} 表面能优势［7］，而在本研究的退火过程中织构 演变不仅表现为表面能驱动，驱动力的具体表现与退 火温度有关． 退火升温过程中的二次再结晶阶段，初 次再结晶强高斯织构的抑制效应及与基体晶粒存在绕 〈001〉轴取向关系晶粒的长大优势共同发挥作用，对 应着较多初次再结晶形核的{ 120} 〈001〉织构增强，其 与高斯基体存在近似为 Σ19a 的取向关系［17］． 继续升 温过程中的三次再结晶阶段，高斯与立方织构的增强 一方面体现了与{ 120} 〈001〉织构的绕〈001〉轴的转动 关系，另一方面{ 100} 与{ 110} 晶面都在高温阶段体现 出较低表面能的优势． 而在 1200 ℃ 保温较长时间后， 氢气气氛下{ 110} 低表面能的优势更加显著，使得最 终锋锐的高斯织构形成． 可以认为织构演变在升温过 程中主要源自于织构诱发机制，而在高温长时间保温 后三次再结晶过程则表现出较强的表面能诱发，驱动 力的这种差异对应了不同退火温度下晶界能及表面能 的不同比例． 在升温过程中晶界能发挥更主要的作 用，本研究中各织构组分的高强度表明绕〈001〉轴的 晶界存在较强的迁移优势． 而在高温保温过程中薄带 的表面能作用显著，且此时伴随着抑制剂作用的减弱 导致晶界能不再发挥主要作用． · 55 ·