52· 工程科学学报，第37卷，第1期 RD (2001 100um (a) b 1200 100m (d) 2001 RD TD -100m (c) ) ■40011(100) =(1111K112) ■0011(130) 1131(251) =1101<001) ■1111110> 图1冷轧样品侧面取向成像图及{200}极图.(a)0.2mm取向成像图：(b)0.2mm极图：(c)0.15mm取向成像图：(d)0.15mm极图： (e)0.1mm极图：(00.1mm极图 Fig.1 Imaging maps and (200)pole figures of lateral planes of cold-olled samples:(a)0.20mm imaging map.(b)0.20 mm pole figure,(c) 0.15 mm imaging map,(d)0.15 mm pole figure,(e)0.10 mm imaging map,(f)0.10 mm pole figure 匀程度及大小晶粒比率发生变化.由图2(e)可知， 究中宽展较为显著，同时也有观察到{00}130)形变 1050℃时大尺寸晶粒所占比率明显升高：而到1200℃ 组织内有微小近立方取向的区域出现，这可以解释退 时出现了异常长大到毫米级别的晶粒，如图2()所 火后立方再结晶晶粒出现的原因.与图2中组织照片 示，且此时很多晶粒的直径已经超过了超薄带的厚度. 相对照，此阶段晶粒尺寸较为均匀，主要对应着再结晶 再结晶组织的变化源于不同取向晶粒的长大优势 形核阶段，而不同晶粒长大优势基本未得到体现 不同，而这种不同的长大优势同时导致再结晶织构的 随着退火温度升高到850℃，高斯晶粒在此温度 变化，硅钢薄带随炉升温过程中的织构变化如图3所 表现出更强的长大优势，此时高斯织构达到最强最锋 示.对P2=0°与2=45°截面取向分布函数综合进行 锐的程度，表现出相对其他织构的强烈强度优势.此 分析可见，在升温退火至1200℃的过程中，织构类型 阶段在薄带生产中通常被认为仍属于初次再结晶过 主要集中在η线内部，即RD/1O01)方向，但主要织 程闭，但已存在很明显的晶粒尺寸不均匀.950℃时， 构类型及强弱程度发生了几次变化.升温至650℃ 织构类型没有显著的变化，但高斯织构锋锐度下降， 时，高斯晶粒优先大量形核使得高斯织构形成，而γ线 {11}〈110〉织构的相对强度稍有增加.当温度升高 织构应与残留的形变组织有关.当温度升高到750℃ 到1050℃时，再结晶织构的最高强度处转变为{120} 时，高斯织构稍有增强，同时还得到更强的{120} 001),高斯织构减弱如图3(el)和3(e2)所示.高斯 001)织构以及较弱的立方织构（图(b1)中箭头及 织构的显著减弱与织构抑制有关，因为初次再结晶后 (b2)中圆圈所示).这说明随着退火温度的升高，除 形成了锋锐的高斯织构，只有一个变体的高斯晶粒之 高斯晶粒形核外，还存在{120(001〉取向及立方取向 间是小角度晶界，高斯晶粒难于继续长大.较低温度 晶粒的形核，其中{120(O01)形核在原始高斯晶粒形 时（图3(b1)有较多的{120(001）初次晶粒形核，表 变组织内部过渡带及切边带中均可发生2.前人对 现出很强的长大优势从而使得{120001〉织构增强. 硅钢高斯单晶形变再结晶的研究表明，形变时较为显 此时开始出现一些的杂乱织构组分，这与薄带较高温 著的样品宽展与再结晶立方织构的形成有直接关 度下抑制剂作用减弱有关).本研究中此阶段并未得 系3..前面对形变组织及织构演变的分析说明本研 到完全漫散的织构，而是得到强{120}001〉织构，同工程科学学报，第 37 卷，第 1 期 图 1 冷轧样品侧面取向成像图及{ 200} 极图． ( a) 0. 2 mm 取向成像图; ( b) 0. 2 mm 极图; ( c) 0. 15 mm 取向成像图; ( d) 0. 15 mm 极图; ( e) 0. 1 mm 极图; ( f) 0. 1 mm 极图 Fig． 1 Imaging maps and { 200} pole figures of lateral planes of cold-rolled samples: ( a) 0. 20 mm imaging map，( b) 0. 20 mm pole figure，( c) 0. 15 mm imaging map，( d) 0. 15 mm pole figure，( e) 0. 10 mm imaging map，( f) 0. 10 mm pole figure 匀程度及大小晶粒比率发生变化． 由图 2 ( e) 可知， 1050 ℃时大尺寸晶粒所占比率明显升高; 而到 1200 ℃ 时出现了异常长大到毫米级别的晶粒，如图 2 ( f) 所 示，且此时很多晶粒的直径已经超过了超薄带的厚度． 再结晶组织的变化源于不同取向晶粒的长大优势 不同，而这种不同的长大优势同时导致再结晶织构的 变化，硅钢薄带随炉升温过程中的织构变化如图 3 所 示． 对 φ2 = 0°与 φ2 = 45°截面取向分布函数综合进行 分析可见，在升温退火至 1200 ℃ 的过程中，织构类型 主要集中在 η 线内部，即 ＲD / /〈001〉方向，但主要织 构类型及强弱程度发生了几次变化． 升温至 650 ℃ 时，高斯晶粒优先大量形核使得高斯织构形成，而 γ 线 织构应与残留的形变组织有关． 当温度升高到 750 ℃ 时，高 斯 织 构 稍 有 增 强，同 时 还 得 到 更 强 的 { 120 } 〈001〉织构以及较弱的立方织构( 图( b1) 中 箭 头 及 ( b2) 中圆圈所示) ． 这说明随着退火温度的升高，除 高斯晶粒形核外，还存在{ 120} 〈001〉取向及立方取向 晶粒的形核，其中{ 120} 〈001〉形核在原始高斯晶粒形 变组织内部过渡带及切边带中均可发生［12，14］． 前人对 硅钢高斯单晶形变再结晶的研究表明，形变时较为显 著的样品宽展与再结晶立方织构的形成有直接关 系［13，15］． 前面对形变组织及织构演变的分析说明本研 究中宽展较为显著，同时也有观察到{ 001} 〈130〉形变 组织内有微小近立方取向的区域出现，这可以解释退 火后立方再结晶晶粒出现的原因． 与图 2 中组织照片 相对照，此阶段晶粒尺寸较为均匀，主要对应着再结晶 形核阶段，而不同晶粒长大优势基本未得到体现． 随着退火温度升高到 850 ℃，高斯晶粒在此温度 表现出更强的长大优势，此时高斯织构达到最强最锋 锐的程度，表现出相对其他织构的强烈强度优势． 此 阶段在薄带生产中通常被认为仍属于初次再结晶过 程［7］，但已存在很明显的晶粒尺寸不均匀． 950 ℃ 时， 织构类型没有显著的变化，但高斯织构锋锐度下降， { 111} 〈110〉织构的相对强度稍有增加． 当温度升高 到 1050 ℃时，再结晶织构的最高强度处转变为{ 120} 〈001〉，高斯织构减弱如图 3( e1) 和 3( e2) 所示． 高斯 织构的显著减弱与织构抑制有关，因为初次再结晶后 形成了锋锐的高斯织构，只有一个变体的高斯晶粒之 间是小角度晶界，高斯晶粒难于继续长大． 较低温度 时( 图 3( b1) ) 有较多的{ 120} 〈001〉初次晶粒形核，表 现出很强的长大优势从而使得{ 120} 〈001〉织构增强． 此时开始出现一些的杂乱织构组分，这与薄带较高温 度下抑制剂作用减弱有关［7］． 本研究中此阶段并未得 到完全漫散的织构，而是得到强{ 120} 〈001〉织构，同 · 25 ·