楊偉陽，黎先浩，于海彬，龐煒光，羅海文*

（1 北京科技大學(xué) 冶金與生態(tài)工程學(xué)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(yè)中不可或缺的軟磁性材料［1-2］。自1934 年Goss［3］發(fā)明普通取向硅鋼（conventional grainoriented silicon steel，CGO）以來，其經(jīng)歷了長足的發(fā)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(chǎn)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(jié)合后期滲氮開發(fā)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(chǎn)Hi-B 鋼的主流方法。取向硅鋼優(yōu)異的磁性能來源于二次再結(jié)晶形成鋒銳的Goss（｛011｝〈001〉）織構(gòu)［5-6］，為了獲得完善的二次再結(jié)晶組織和鋒銳的Goss 織構(gòu)，通常需要滿足三個條件：其一是織構(gòu)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(yīng)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(fā)生異常長大［9-10］；其三是組織條件，尺寸合適的初次再結(jié)晶晶粒才能發(fā)生完善的二次再結(jié)晶［11］。高磁感取向硅鋼的生產(chǎn)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(gòu)，并且在熱軋板1/4層厚處得到后續(xù)所必需的Goss 晶粒核心［12］；脫碳工序?qū) 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(xù)形成硅酸鎂底層［13］；滲氮工序?qū) 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(fā)生二次再結(jié)晶以獲得強Goss 織構(gòu)。?；荋i-B 鋼生產(chǎn)的重要環(huán)節(jié)，可以通過?；瘉碚{(diào)整熱軋板的組織、織構(gòu)和抑制劑析出分布從而改善硅鋼磁性能［14-17］。工業(yè)生產(chǎn)和實驗室研究都表明經(jīng)過?；幚碇驡oss織構(gòu)更鋒銳，磁性能更優(yōu)異［15］。

為了進一步發(fā)掘?；岣叽判阅艿臐摿?、開發(fā)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(xù)工序組織演變的影響。本文從對?；ば蜃饔玫膫鹘y(tǒng)認知和最新研究結(jié)果出發(fā)，綜述了?；ば?qū)θ∠蚬桎摻M織、織構(gòu)、抑制劑析出以及對二次再結(jié)晶的影響規(guī)律。

1 關(guān)于常化工序作用的傳統(tǒng)認知

通過取向硅鋼的研究與生產(chǎn)經(jīng)驗可以總結(jié)出?；ば虻闹匾饔糜校海?）?；缶Я３叽缭龃蟆⒃俳Y(jié)晶分數(shù)增加，軟化組織，為冷軋做組織準備［18-19］；（2）常化前后織構(gòu)無明顯變化，只是織構(gòu)強度略有變化［20］；（3）調(diào)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(fā)生脫碳，無“碳化物”等軸晶區(qū)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(jié)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(gòu)的繼承性以及?；^程中抑制劑的演變規(guī)律方面，以下簡要介紹關(guān)于對?；膫鹘y(tǒng)認知。

1.1 熱軋與常化板組織及其繼承性

圖1（a）為0.05%C-3.25%Si（質(zhì)量分數(shù)，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(gòu)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(qū)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(yīng)變配分，在熱軋時發(fā)生了動態(tài)再結(jié)晶［25］。Giri 等［26］的研究結(jié)果指出熱軋板中95%的Goss 晶粒來源于該細小動態(tài)再結(jié)晶晶粒，可見熱軋板中細小等軸晶粒至關(guān)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(gòu)，中心層則主要為｛001｝〈110〉~｛112｝〈110〉的上α-線織構(gòu)［19，27］。通常認為熱軋板這種厚度方向上的組織與織構(gòu)的不均勻性是二次再結(jié)晶順利進行的前提條件［12］。圖1（d）為圖1（a）中熱軋板經(jīng)兩段式?；笏渌贸；褰鹣嘟M織，?；^承了熱軋板的組織與織構(gòu)不均勻性［28］，?；蟊韺釉俳Y(jié)晶區(qū)域擴大，次表層到中心層位置發(fā)生了部分再結(jié)晶或回復(fù)，但組織上整體來說與熱軋板相似。常化后一般不改變織構(gòu)類型，只是織構(gòu)強度稍有變化。對于不同?；鋮s速度，常化板中沿軋向線性分布的“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(jīng)兩段式?；绽渌弥楣怏w組織如圖1（e）所示，而經(jīng)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(jié)晶織構(gòu)，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(tài)再結(jié)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(guī)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(fā)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 取向硅鋼在常化溫度范圍內(nèi)存在10%~20%的奧氏體［30］，而常化能夠使得AlN 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(fā)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(shù)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A(yù)lN、20~50 nm 的B 類不規(guī)則塊狀A(yù)lN 和100~300 nm 的C 類聚集狀A(yù)lN，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(tài)、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 高磁感取向硅鋼常化過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(tài)。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(xù)升溫至1120 ℃時各種氮化物開始溶解，經(jīng)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(guān)重要的。常化沸水淬火后析出了細小彌散的AlN，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(wěn)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(tǒng)的認知僅停留在?；^程中組織、織構(gòu)及抑制劑析出情況等如何變化，關(guān)于?；侨绾斡绊懞罄m(xù)初次再結(jié)晶和二次再結(jié)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(gòu)的演變過程也愈發(fā)清晰，尤其是?；侨绾斡绊懗醮卧俳Y(jié)晶和二次再結(jié)晶的機制更為深入。

2 常化工序作用的近期研究結(jié)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］指出位于表層的常化組織越均勻、而沿板厚方向的組織越不均勻?qū)罄m(xù)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常化工藝最優(yōu)，二次再結(jié)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?；诓煌；瘻囟认卵匕搴穹较蛐纬闪瞬煌慕M織結(jié)構(gòu)：600 ℃和625 ℃常化后表層與中心都為變形組織；650 ℃和675 ℃常化后表層為再結(jié)晶組織，而中心層為變形晶粒；700 ℃?；蟊韺雍椭行膶佣紴樵俳Y(jié)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(jié)晶織構(gòu)有決定性作用，原因如下：（1）不同溫度常化后?；灞韺蛹爸行膶涌棙?gòu)含量相當；（2）細小變形晶粒經(jīng)冷軋退火后更易形成γ-晶粒，粗大晶粒經(jīng)冷軋退火后更易形成Goss晶粒。600 ℃和625 ℃常化后初次退火板中表面Goss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(zhuǎn)動35°的特殊位向關(guān)系，｛112｝〈110〉與Goss 晶粒形成競爭關(guān)系，二次再結(jié)晶后形成Goss 織構(gòu)和｛112｝〈110〉織構(gòu)。700 ℃?；蟪醮瓮嘶鸢逯行模?11｝〈112〉織構(gòu)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(fā)生二次再結(jié)晶。650 ℃和675 ℃?；蟪醮瓮嘶鸢逯锌棙?gòu)含量和晶粒大小合適，Goss 晶粒能夠往里生長從而發(fā)生異常長大?？梢娔軌虬l(fā)生良好二次再結(jié)晶的常化板應(yīng)具備的組織條件為：表層為再結(jié)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(jié)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(jié)晶織構(gòu)。

?；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］對常化板中細小等軸晶粒的起源進行了研究，所用常化工藝為升溫至1090~1110 ℃保溫40 s 后冷卻至900 ℃保溫120 s 的二段式?；に?，發(fā)現(xiàn)?；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 ℃常化后主要形成了λ-晶粒群。此外，隨著?；谝欢螠囟忍岣?，細小晶粒群的面積分數(shù)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(chǎn)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(chǎn)生，并通過高溫共聚焦顯微鏡和TEM 觀察，得出常化板中細小晶粒來源于變形晶粒的亞晶粗化。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(qū)域在加熱過程中必然會發(fā)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(jīng)?；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(jié)晶晶粒生長速度快，使得脫碳退火時再結(jié)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?jīng)冷軋退火后Goss強度要高于熱軋板經(jīng)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(jié)晶是有利的，?；髮M織進行調(diào)整，不同厚度層形成的組織與織構(gòu)不同，經(jīng)冷軋與初次再結(jié)晶退火后仍然形成不同的組織與織構(gòu)。尤其是常化后形成了細小γ-晶粒群將有利于二次再結(jié)晶形成位向準確的Goss 晶粒。

2.2 常化對織構(gòu)的影響

?；蟛桓淖兛棙?gòu)類型，只會改變織構(gòu)強度，但常化對后續(xù)工序織構(gòu)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(jié)果指出冷軋后經(jīng)100 min ?；幚淼臉悠份^5 min ?；幚順悠返模?12｝〈110〉織構(gòu)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(jié)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(zhuǎn)35°的關(guān)系［35］，初次再結(jié)晶時部分｛112｝〈110〉變形晶粒會轉(zhuǎn)變?yōu)椋?11｝〈112〉再結(jié)晶晶粒，在二次再結(jié)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?gòu)的影響，?；に嚍?100 ℃保溫120~180 s 后冷卻至900 ℃保溫80~120 s 的兩段式?；に嚒彳埣俺；寰驭?線織構(gòu)為主且常化板較熱軋板而言織構(gòu)更為散漫。脫碳退火后未經(jīng)常化處理樣品｛111｝〈112〉，｛411｝〈148〉強度要高于?；瘶悠?，但經(jīng)?；幚砗竺撎及逯蠫oss 強度增加。α-線織構(gòu)上取向多為冷軋亞穩(wěn)定/穩(wěn)定取向，熱軋板中α-線織構(gòu)強度高，冷軋后α-線織構(gòu)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(jīng)?；幚磔^?；幚淼玫礁鼜姷模?11｝〈148〉織構(gòu)。?；遢^熱軋板晶粒尺寸增加了1 倍，小晶粒經(jīng)冷軋退火后易形成γ-線織構(gòu)，而不利于剪切帶的形成。所以冷軋退火后常化樣品較未經(jīng)?；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(jié)晶以及二次再結(jié)晶織構(gòu)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(jié)晶組織，而常化后冷水淬火樣品最終未發(fā)生二次再結(jié)晶。究其原因在于初次再結(jié)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，常化后以上述三種冷卻方式冷卻最終均能發(fā)生完善的二次再結(jié)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(jié)晶晶粒尺寸［43］。可以認為含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(gòu)的形核位點，Sn 的偏聚將會導(dǎo)致γ-線織構(gòu)核心減少，從而造成再結(jié)晶后γ-線織構(gòu)減弱。而Goss 晶粒常在剪切帶處形核，其核心數(shù)量不會因Sn 的加入而受到影響，最終導(dǎo)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?gòu)組分進行微調(diào)，通常情況下經(jīng)?；幚砗罂棙?gòu)會變得更為散漫。在冷軋時織構(gòu)存在一定的遺傳性［45］，初次再結(jié)晶時不同取向的晶粒有對應(yīng)的易形核位點（即取向形核），因此常化后即使細微的織構(gòu)變化也可能在冷軋、初次再結(jié)晶后被放大，即?；ば蛴绊懥撕罄m(xù)工序的織構(gòu)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(shù)量密度至關(guān)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(shù)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(dǎo)致抑制劑數(shù)量顯著減少。二段式常化沸水冷卻后析出的AlN 細小彌散，大部分尺寸為10~20 nm。Ling 等［22］采用二段式?；?，常化后采用冷水淬火、沸水淬火和空冷至相變溫度下再沸水淬火的?；に?，結(jié)果表明?；罂绽渲料嘧儨囟认拢缓蠓兴慊皤@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(chǎn)生重要影響。如Ko 等［46］對3%Si 取向硅鋼采用三段式?；渲械谝欢纬；販囟葹?000 ℃和1100 ℃，脫碳退火時1000 ℃?；瘶悠烦醮卧俳Y(jié)晶晶粒尺寸明顯高于1100 ℃?；瘶悠?。可見在1100 ℃?；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(jié)果指出隨著第二段常化溫度增加，常化板中抑制劑數(shù)量密度降低，平均尺寸增大。第二段?；瘻囟炔煌种苿┬纬稍氐臄U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?，第一段常化和第二段?；臏囟忍荻仍酱?，抑制劑的形核位置增加，所以抑制劑的數(shù)量密度增加。

取向硅鋼中抑制劑形核與長大的熱動力學(xué)計算對設(shè)計合理的常化工藝具有一定的指導(dǎo)意義。孟利等［47］采用熱力學(xué)和動力學(xué)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(xué)行為，計算結(jié)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(xué)，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(xué)，結(jié)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(fā)生的相變以產(chǎn)生更多細小的抑制劑粒子，取向硅鋼?；に囉袕囊欢问匠；D(zhuǎn)變?yōu)槿问降内厔荨Ｈ绨颁搶＠鸆N111440931A［50］所采用的三段式?；?，在傳統(tǒng)二段式常化快冷過程中增加緩冷平臺，使得在720~780 ℃停留時間長，B 類AlN 析出時間延長、析出數(shù)量增加，進而能夠提高產(chǎn)品最終磁性能。傳統(tǒng)二段式常化后快冷所得B 類AlN 數(shù)量密度為31.65×105mm-2，增加緩冷段后B 類AlN 數(shù)量密度為48.87×105mm-2，較傳統(tǒng)二段式?；岣吡?5%。又如中國專利CN110551885A［51］，第二段常化后以10~15 ℃/s 冷速冷卻至700~800 ℃，在?；癄t內(nèi)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(yīng)根據(jù)鋼的成分和形成最大奧氏體體積分數(shù)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(qū)間發(fā)生相變。另外，?；蟮睦鋮s方式對抑制劑析出也至關(guān)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(tǒng)取向硅鋼生產(chǎn)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(chǎn)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(guī)律與傳統(tǒng)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(fù)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(jié)晶的影響及理想的?；に?/h2>

根據(jù)?；芯康淖钚卵芯拷Y(jié)果，總結(jié)了常化對后續(xù)組織演變直至二次再結(jié)晶的影響，并推薦了理想的?；に嚒３；M織對二次再結(jié)晶的有利影響包括：（1）?；缶Я３叽绲脑黾邮沟美滠埡蠹羟袔?shù)量增加，一方面剪切帶數(shù)目的增多使得脫碳退火時形核位點增加、初次再結(jié)晶動力學(xué)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(chǎn)Hi-B 鋼來說，脫碳板中Goss組分的增加有利于二次再結(jié)晶的發(fā)生；（2）常化后形成不同取向的細小晶粒群，若常化后細小晶粒群為γ-晶粒群（圖2（a-1）），γ-線織構(gòu)為冷軋穩(wěn)定織構(gòu)，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(shù)量多（圖2（a-4）），脫碳退火后初次再結(jié)晶組織中形成γ-再結(jié)晶晶粒群（圖2（a-5））。二次再結(jié)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(jié)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，常化也可能對二次再結(jié)晶造成如下不利影響：（1）?；笕粜纬纱执蟮摩?晶粒（圖2（b-1）），經(jīng)一次大壓下率冷軋后，會形成粗大的帶有微量變形亞結(jié)構(gòu)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(fā)生再結(jié)晶（圖2（b-3）），在后期通過發(fā)生“連續(xù)再結(jié)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(jié)晶的發(fā)生，晶粒發(fā)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常化板中粗大λ-晶粒的不利影響［54］。（2）?；逯行奶幧夕?線織構(gòu)相較于熱軋板來說更散漫，上α-線織構(gòu)為冷軋穩(wěn)定/亞穩(wěn)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(jié)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(jié)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(dǎo)致磁性下降。為了消除上述這些可能的不利影響，應(yīng)在常化高溫段短時保溫，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(jié)晶后板厚方向晶粒尺寸和不同織構(gòu)成分的晶粒尺寸更為均勻，在二次再結(jié)晶時可以抑制“島狀晶”的產(chǎn)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，可以認為理想的常化工藝應(yīng)為：以快速加熱升溫至1120 ℃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(qū)域發(fā)生再結(jié)晶，此時中心層只發(fā)生回復(fù)或部分再結(jié)晶，低溫段長時間保溫使得表面再結(jié)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，所以可以改善常化板沿板厚方向的組織不均勻性。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(jié)束語

常化是高磁感取向硅鋼（Hi-B 鋼）生產(chǎn)的重要環(huán)節(jié)，本文既簡要介紹了關(guān)于?；ば蜃饔玫膫鹘y(tǒng)認知，也著重介紹了近期?；侨绾斡绊懗醮卧俳Y(jié)晶和二次再結(jié)晶組織與織構(gòu)的研究結(jié)果。理想的?；M織應(yīng)是表面粗晶和中心層為細小變形晶粒，這有利于發(fā)生完善的Goss 二次再結(jié)晶織構(gòu)。尤其是?；逯屑毿ˇ?晶粒群有利于二次再結(jié)晶，而大的變形α-晶粒與λ-晶粒不利于二次再結(jié)晶。為避免形成不利的?；M織提出了相應(yīng)的工藝改進措施，并推薦了能優(yōu)化低溫加熱滲氮型Hi-B 鋼磁性能的三段式常化工藝：快速加熱升溫至1120 ℃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。該常化工藝不僅能顯著提升?；逡种苿┑囊种颇芰Γ€能在厚度方向獲得不均勻組織，有利于發(fā)生完善的二次再結(jié)晶。

目前對?；に囅到y(tǒng)的研究還較少，各工藝參數(shù)對組織、織構(gòu)及抑制劑析出的影響積累還不夠，掌握各工藝參數(shù)對組織的影響對于?；に嚨膬?yōu)化將起到指導(dǎo)作用。另外，?；に囍腥杂性S多細節(jié)還有待研究，如?；逯屑毿【ЯＨ旱膩碓匆约凹毿【ЯＨ簩罄m(xù)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(gòu)的影響規(guī)律；?；灞砻鏌o“碳化物”等軸晶粒對冷軋組織與織構(gòu)的影響規(guī)律等。常化工藝的未來發(fā)展方向有以下方面：（1）在保證獲得同等織構(gòu)組分與抑制劑含量的基礎(chǔ)上進一步簡化工藝，以起到提高生產(chǎn)效率和節(jié)能減排的作用；（2）薄板坯連鑄連軋和薄帶連鑄生產(chǎn)取向硅鋼是未來取向硅鋼發(fā)展的重要方向，需要明確?；に囋谏鲜鰞煞N生產(chǎn)流程中的作用并制定出合理的常化工藝。