0.20mm CGO硅钢高温退火Goss晶粒起源及异常长大行为研究.pdf

第４４卷第５期—２０１６年５月第１７页材料工Ｊｏｕｒｎａ１ｏｆＭａｔｅｒｉａｌｓ程ＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇＶｏ１．４４Ｎｏ．５——Ｍａｙ２０１６ＰＰ．１７０．２０ｒａｍＣＧＯ硅钢高温退火Ｇｏｓｓ晶粒起源及异常长大行为研究ＯｒｉｇｉｎａｔｉｏｎａｎｄＡｂｎｏｒｍａｌＧｒｏｗｔｈＢｅｈａｖｉｏｒｏｆＧｏｓｓＧｒａｉｎｓＤｕｒｉｎｇＨｉｇｈＴｅｍｐｅｒａｔｕｒｅＡｎｎｅａｌｉｎｇＰｒｏｃｅｓｓｏｆ０．２０ｍｍＣＧＯＳｉｌｉｃｏｎＳｔｅｅｌ党宁，李志超，唐荻，张文康。，孙强（１北京科技大学冶金工程研究院，北京１０００８３；２太原钢铁集团，太原０３０００３）——ＤＡＮＧＮｉｎｇ，ＬＩＺｈｉｃｈａｏ，ＴＡＮＧＤｉ，ＺＨＡＮＧＷｅｎｋａｎｇ，ＳＵＮＱｉａｎｇ（１ＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇＲｅｓｅａｒｃｈＩｎｓｔｉｔｕｔｅ，ＵｎｉｖｅｒｓｉｔｙｏｆＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙＢｅｉｊｉｎｇ，Ｂｅｉｊｉｎｇ１０００８３，Ｃｈｉｎａ；２ＴａｉｙｕａｎＩｒｏｎａｎｄＳｔｅｅｌＧｒｏｕｐ，Ｔａｉｙｕａｎ０３０００３，Ｃｈｉｎａ）摘要：利用Ｘ射线衍射织构分析技术和电子背散射衍射微织构分析技术，对ｏ．２ＯｍｍＣＧＯ硅钢薄板在高温退火缓慢升温过程中表层和次表层的织构演变规律进行了研究。结果表明：０．２０ｍｍＣＧＯ硅钢在高温退火过程中经历了低温回复、初次再结晶、初次再结晶晶粒长大和二次再结晶形成最终锋锐Ｇｏｓｓ织构的演变过程。Ｇｏｓｓ取向晶粒最初起源于变形回复基体中残存于｛１１ｌ｝＜１１２）形变带上少量的Ｇｏｓｓ晶粒亚结构，６００￣Ｃ保温２ｈ后，Ｇｏｓｓ取向晶粒率先从变形基体中转变形核，在随后的升温过程中逐渐发生再结晶，Ｇｏｓｓ取向晶粒在此过程中并不具有尺寸优势，７００￣Ｃ时初次再结晶完成，基体中以纤维织构和｛１１２｝（１１０）织构为主；随着退火温度的升高，Ｇｏｓｓ晶粒的含量和平均晶粒尺寸逐渐增加，在℃“”９ｏ０～１０００之间，Ｇｏｓｓ取向晶粒迅速吞噬其他取向晶粒形成锋锐的Ｇｏｓｓ织构，ｌＯＯＯ￣Ｃ时已经发生了二次再结晶。关键词：硅钢；退火；高斯织构；再结晶—ｄｏｉ：１０．１１８６８／ｊ．ｉｓｓｎ．１００１４３８１．２０１６．０５．００１中图分类号：ＴＧ１４２．１文献标识码：Ａ——文章编号：１００１－４３８１（２０１６）０５０００１０７Ａｂｓｔｒａｃｔ：Ｔｅｘｔｕｒｅｅｖｏｌｕｔｉｏｎｉｎｓｕｒｆａｃｅｌａｙｅｒａｎｄｓｕｂｓｕｒｆａｃｅｌａｙｅｒｄｕｒｉｎｇｈｉｇｈｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅａｎｎｅａｌｉｎｇ——ｐｒｏｃｅｓｓｏｆ０．２０ｍｍＣＧＯｓｉｌｉｃｏｎｓｔｅｅ１ｗａｓａｎａｌｙｚｅｄｂｙＸｒａｙｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ（ＸＲＤ）ｔｅｘｔｕｒｅａｎａｌｙｓｉｓｔｅｃｈ———ｎｉｑｕｅａｎｄｅｌｅｃｔｒｏｎｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒｅｄｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ（ＥＢＳＤ）ｍｉｃｒｏｔｅｘｔｕｒｅａｎａｌｙｓｉｓｔｅｃｈｎｉｑｕｅ．Ｔｈｅｒｅｓｕｌｔｓｉｎ——ｄｉｃａｔｅｔｈａｔ０．２０ｍｍＣＧＯｓｉｌｉｃｏｎｓｔｅｅｌｅｘｐｅｒｉｅｎｃｅｓｌｏｗｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｒｅｃｏｖｅｒｙ，ｐｒｉｍａｒｙｒｅｃｒｙｓｔａｌｌｉｚａｔｉｏｎ，ｒｅｅｒｙｓｔａｌｌｉｚｅｄｇｒａｉｎｇｒｏｗｔｈ，ａｎｄｓｅｃｏｎｄａｒｙｒｅｃｒｙｓｔａｌｌｉｚａｔｉｏｎｐｒｏｃｅｓｓ，ｆｉｎａｌｌｙｆｏｒｍｓｓｈａｒｐＧｏｓｓ——ｔｅｘｔｕｒｅ．ＧｏｓｓｏｒｉｅｎｔｅｄｇｒａｉｎｓｏｒｉｇｉｎａｔｅｆｒｏｍｔｈｅＧｏｓｓｇｒａｉｎｓｕｂｓｔｒｕｃｔｕｒｅｒｅｓｉｄｕｅｓｉｎ｛１１ｌ｝（１１２＞ｄｅ℃—ｆｏｒｍａｔｉｏｎｂａｎｄｓｏｆｒｅｃｏｖｅｒｙｍａｔｒｉｘｉｎｉｔｉａｌｌｙ，ａｆｔｅｒ２ｈｔｈｅｒｍａ１ｉｎｓｕｌａｔｉｏｎａｔ６００，Ｇｏｓｓｇｒａｉｎｎｕｃｌｅａｔｉｏｎｏｃｃｕｒｓｉｎｔｈｅｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｍａｔｒｉｘｉｎｔｈｅｆｉｒｓｔｐｌａｃｅ，ｔｈｅｎｒｅｃｒｙｓｔａｌｌｉｚｅｓｇｒａｄｕａｌｌｙｉｎｔｈｅｆｏｌｌｏｗｉｎｇ—ｈｅａｔｉｎｇｐｒｏｃｅｓｓ，Ｇｏｓｓｏｒｉｅｎｔｅｄｇｒａｉｎｓｄｏｎｏｔｈａｖｅｔｈｅｓｉｚｅａｄｖａｎｔａｇｅｉｎｔｈｉｓｐｒｏｃｅｓｓ，ｐｒｉｍａｒｙｒｅｃｒｙｓ℃ｔａｌｌｉｚａｔｉｏｎｆｉｎｉｓｈｅｓａｔ７００，７ｆｉｂｅｒｔｅｘｔｕｒｅａｎｄ｛１１２）＜１１０）ａｒｅｔｈｅｍａｊｏｒｔｅｘｔｕｒｅｃｏｍｐｏｎｅｎｔｓｉｎｔｈｅｍａｔｒｉｘ．Ｗｉｔｈｔｈｅｉｎｃｒｅａｓｅｏｆａｎｎｅａｌｉｎｇｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ，ｔｈｅｃｏｎｔｅｎｔａｎｄａｖｅｒａｇｅｇｒａｉｎｓｉｚｅｏｆＧｏｓｓｏｒｉｅｎｔｅｄ—ｇｒａｉｎｓａｒｅｉｍｐｒｏｖｅｄｇｒａｄｕａｌｌｙ．Ａｔ９００１０００￣Ｃ，ＧｏｓｓｇｒａｉｎｓｇｒｏｗｕｐｒａｐｉｄｌｙａｎｄｓｈａｒｐＧｏｓｓｔｅｘｔｕｒｅｉｓ℃ｆｏｒｍｅｄｂｙｓｗａｌｌｏｗｉｎｇｏｔｈｅｒｏｒｉｅｎｔｅｄｇｒａｉｎｓ，ｓｅｃｏｎｄａｒｙｒｅｃｒｙｓｔａｌｌｉｚａｔｉｏｎｈａｓｔａｋｅｎｐｌａｃｅａｔ１０００．Ｋｅｙｗｏｒｄｓ：ｓｉｌｉｃｏｎｓｔｅｅ１；ａｎｎｅａｌｉｎｇ；ＧＯＳＳｔｅｘｔｕｒｅ；ｒｅｃｒｙｓｔａ１ｌｉｚａｔｉｏｎ低温板坯加热工艺具有低成本、短流程等优点，近年来得到了广泛的推广和应用引。低温板坯加热工艺省略了传统高温板坯加热工艺中的脱碳退火环节，在二次冷轧后直接进行高温退火，其初次再结晶和二次再结晶都是在高温退火阶段完成，Ｇｏｓｓ晶粒在这个阶段经历了从变形基体中碎化的亚结构、重新再结晶形核、晶粒逐渐长大直至发生二次再结晶的完整过程；通过对高温退火过程的研究可以得到Ｇｏｓｓ晶粒的起源、发展和生长环境等重要信息，二次再结晶是多种机制联合作用的结果，只有具备了各方面的条件如Ｇｏｓｓ２材料工程２Ｏ１６年５月“晶粒的数量、基体织构和特征晶界的分布等，才能形成单一锋锐的Ｇｏｓｓ织构。磁性能的改善尤其是铁损的降低一直是电工钢研究的核心内容］，硅钢的涡流损耗与厚度的平方成正比关系，所以减薄成品板厚是降低铁损最有效的方法［］。常规取向硅钢板的成品厚度为０．２３～０．３０ｒａｍ，而厚度为０．１５～０．２０ｍｍ的取向硅钢称为薄规格取向硅钢。板厚的减薄，会使抑制剂在高温退火过程中熟化速率加快］，因此需要通过冷轧工艺、高温退火工艺和抑制剂的配合来增加抑制剂强度，保证二次再结晶可以顺利发展。０．１０～０．２０ｍｍ厚度范围的取向硅钢制备工艺分为一次冷轧法、二次冷轧法“和三次冷轧法＿１］，一次冷轧法的制备难度最大，三次冷轧法增加了工艺流程，故本工作采用二次冷轧法制备０．２０ｍｍＣＧＯ硅钢薄板，研究其在高温退火缓慢升温过程中的微观组织变化、织构演变和再结晶行为。１实验材料与方法实验材料为含３．０Ｖ００（质量分数，下同）Ｓｉ，０．５Ｃｕ，０．１５Ｍｎ，以Ｃｕ。Ｓ为主要抑制剂的ＣＧＯ硅钢，℃板坯加热温度为１３００，热轧至２．３ｍｍ，一次冷轧经℃７７压下率轧至０．５４ｍｍ，在８４０保温１０ｍｉｎ进行中间脱碳退火，二次冷轧至最终厚度０．２０ｍｍ，二次冷轧压下率为６３。在高温退火阶段采用中断法研究其组织和织构的演变过程，高温退火工艺如图１所示，℃℃℃℃５００以前的升温速率为１００／ｈ，从５００以１７／ｈ℃℃的升温速率加热到６００保温３ｈ，随后以１７／ｈ的升℃℃℃温速率继续加热到１１００，分别在６００，６００／ｌｈ，℃℃℃６００／２ｈ，６００／２．５ｈ，６００／３ｈ，６５０，７００，８００，９００，℃１０００，１０５０，１１００温度点从退火炉中抽取试样，水淬至室温。对样品的微观组织进行观察；采用ＢＲＵＫＥＲＤ８型Ｘ射线衍射仪对样品的宏观织构进行测量；采１１００１０００９００８００７００巴６００墨５００ｎ）Ｉ－－Ｎ，Ｎ：Ｈ＝１：３Ｔｉｍｅ，ｈ图１高温退火工艺Ｆｉｇ．１Ｈｉｇｈｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅａｎｎｅａｌｉｎｇｐｒｏｃｅｓｓ用ＺＥＩＳＳＳＵＰＲＡ５５型扫描电镜上配备的ＥＢＳＤ附件对样品进行电子背散射衍射微区取向测量，并利用Ｃｈａｎｎｅｌ５软件对测量数据进行处理分析。２结果与分析２．１高温退火过程中的微观组织升温过程中在不同温度点取样观察样品的微观组℃织，图２（ａ）～（ｉ）为６００～９００样品沿轧向的侧面微℃观组织，图２（ｊ）～（１）为１０００，１０５０和１１００ｏＣ样品表—面的宏观组织，使用ＩｍａｇｅＰｒｏＰｌｕｓ软件对７００～℃１１００之间的晶粒尺寸进行统计，统计结果如表ｌ所示。从图２可以清楚地看到试样在高温退火过程中经历的低温回复、初次再结晶、初次再结晶晶粒长大和二次再结晶的组织演变过程。如图２（ａ）～（ｅ）所示，在℃６００保温过程中，显微组织首先进行回复，当保温２ｈ后，变形基体中形变量较大的区域开始出现细小的初次再结晶晶粒。如图２（ｆ）～（ｉ）所示，随着退火温度继续升高，初次再结晶晶粒的数量不断增加，在基体内长℃大直至互相接触，７００时变形基体完全被再结晶晶粒所取代，此时初次再结晶完成。初次再结晶结束后，℃７。０～９００升温的过程中，晶粒生长速率逐渐加快，从℃表１可以看出，８００～９００升温区间的晶粒生长速率显著高于７００～８（）（］ｏｃ升温区间的晶粒生长速率，可以℃推测由于试样的厚度较薄，抑制剂粒子在８００～９００已经逐渐粗化，使得抑制力降低，导致晶粒生长速率加快。退火温度升高到１０００ｏｃ时，试样中已经发生了二℃次再结晶，平均晶粒尺寸为１．８８ｃｍ，从１０００升温到℃１０５０的过程中，二次再结晶晶粒仍在继续长大，最终℃１１００试样的平均晶粒尺寸为２．６４ｃｍ，远远大于传统高温工艺制备的ＣＧＯ硅钢成品晶粒尺寸。２．２高温退火过程中的织构演变为了研究０．２０ｍｍＣＧＯ硅钢在高温退火过程中的织构演变规律，采用Ｘ射线衍射仪（ＸＲＤ）测量样品沿轧面的宏观织构（轧面表层）。图３为不同温度下样品的取向分布函数一４５。截面图，图４为根据取向分布函数获得的取向线分布图，图５为ＸＲＤ测得Ｇｏｓｓ织构的密度值在退火过程中的变化。从图３和图４可以看出，ＣＧＯ硅钢在保温回复过４材料工程２０１６年５月图４高温退火过程中的取向线分布图（ａ）ａ取向线；（ｂ）７取向线Ｆｉｇ．４Ｔｈｅｖａｒｉａｔｉｏｎｏｆｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎｄｅｎｓｉｔｙｄｕｒｉｎｇｈｉｇｈｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅａｎｎｅａｌｉｎｇｐｒｏｃｅｓｓ（ａ）Ｃｔｆｉｂｅｒ；（ｂ）Ｔｆｉｂｅｒ程和初次再结晶过程中的织构类型基本相同，主要为完整的丫纤维织构和分布在｛１１２｝（１１０）至（１１１｝＜１１０）区间的ａ纤维织构，另外还有少量的黄铜织构、立方℃织构和Ｇｏｓｓ织构。６００～７００是冷轧织构消失和初次再结晶织构形成的过程，变形回复组织中最强的织构组分依次是｛１１１）＜１１２＞，｛１１２）（１１０）和｛１１１｝＜１１０＞，初次再结晶完成后，取向线上｛００１）＜１１０＞至｛ｌ１２）（１１０）区间的织构强度显著降低，这与ａ取向线上低角区域的储存能较低有关，其初次再结晶发生得比较晚；７取向线上的织构始终维持一定强度，｛１１１｝（１１２＞的强度呈波动性变化。这是由于初次再结晶过程中｛１１１｝＜１１２＞轧制织构的消失和｛Ｉ１１）＜１１２＞再结晶织构的形成交替进行，另外｛１１１｝（１１２）和｛１１１｝（１１０＞两者间可以互相转变，当冷轧基体的变形织构｛１１１｝＜ｉ１２）较强时就会获得较强的｛１Ｉｌ｝（１１０＞再结晶织构口，所以｛ｌｌ１｝（１ｉ０）织构的含量不断增加。当退火温度升高到９００ｏＣ时，初次再结晶组织中最强的织构组分依次为｛１１１）（１１２＞，｛１１１｝＜１１０＞和｛１ｌ２｝（１１０）。二次再结晶发生后，其他织构组分被Ｇｏｓｓ晶粒吞并，迅速长大成超大尺寸晶粒，Ｇｏｓｓ织构占据了绝对主要位置，从图３（ｊ）可以看出，其他取向基本消失，只存在单一极强的高斯织构，说明其二次再结晶过程发展得比较完善。从图５的Ｇｏｓｓ织构在高温退火过程中的密度值变化曲线可以看出，在二次再结晶发生前，Ｇｏｓｓ织构的密度值一直很低，远远低于Ｃｔ取向线和ｙ取向线的℃织构密度值，１０００时Ｇｏｓｓ织构的密度值急剧升高到８６．３５，说明９００～１０００ｏＣ之间Ｇｏｓｓ晶粒发生了异常长大。为了进一步研究高温退火过程中不同取向晶粒的再结晶行为，采用ＥＢＳＤ电子背散射衍射技术获得了不同试样沿轧面的微观织构（轧面次表层），图６为图５高温退火过程中Ｇｏｓｓ织构密度值的变化Ｆｉｇ．５ＤｅｎｓｉｔｙｄｉｓｔｒｉｂｕｔｉｏｎｖａｒｉａｔｉｏｎｏｆＧｏｓｓｔｅｘｔｕｒｅｄｕｒｉｎｇｈｉｇｈｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅａｎｎｅａｌｉｎｇｐｒｏｃｅｓｓ６００～９００ｏＣ时试样的取向成像图，不同颜色代表不同℃取向的晶粒，位向偏差角设定为小于２０，图７为ＥＢＳＤ所测区域中不同织构组分的体积分数。从图６可以看出，６００ｏＣ保温开始时，试样中主要为粗大的变形回复组织，分布最多的织构组分为｛ｌｌ１｝＜１１２＞，｛１１１｝＜１ｌ０），｛ｌ１２｝＜１１０＞和｛Ｏ０１｝＜１１０＞，图６（ａ），（ｂ）中有残留的Ｇｏｓｓ晶粒亚结构（红色）分布在｛１ｌ１）（１１２）形变带上，由于试样在二次冷轧后直接进行高温退火，所以初次再结晶阶段的驱动力为形变储能，不同晶面的晶粒形变储能的变化对其再结晶发生的时间产生了直接影响。保温２ｈ后，图６（ｃ）中开始有细小的初次再结晶Ｇｏｓｓ晶粒从｛１１１）＜１１２＞形变带中形成，可见Ｇｏｓｓ晶粒的形变储能较高，可以率先从形变基体中转变发生再结晶，｛１１１｝面晶粒的形变储能要低于｛１１０｝面晶粒的储能，因此升温到６５０ｏＣ时图６（ｆ）中｛１１１｝＜１１２）和｛１１１｝＜１１０＞晶粒才开始大范围地发生初次再结晶，而此时仍有部分｛１１２｝（１１０）晶粒还℃处于回复状态，直到７００时才完全发生初次再结晶，变形基体中的主要织构组分｛１１１｝＜１１２），｛１１１｝（１１０＞，｛１１２｝（１１０）都较好地延续保存下来，只有旋转立方织构｛（）（］１｝（１１０）大幅度降低。６材料工程２Ｏｌ６年５月温退火的氢气气氛中表面能最低，因此如果黄铜织构发生异常长大至样品表面达到稳定，则随后难以被Ｇｏｓｓ晶粒所吞并。在９００ｏＣ的样品中Ｇｏｓｓ织构的含量为５．７，而黄铜织构的含量为０．１６，远远低于Ｇｏｓｓ织构的含量，且Ｇｏｓｓ织构与｛ｌｌ１｝（１１２）形成的∑９晶界，比黄铜织构与｛１１１｝＜１１２）或｛１１１）＜１１０＞形成的大角度晶界的迁移率要高口，因此Ｇｏｓｓ晶粒比黄铜晶粒的生长速率要快，具有比较明显的尺寸优势。℃采用散点测定方式得到１０００～１１００样品中晶粒的欧拉角，散点极图如图８所示，计算其与标准℃Ｇｏｓｓ取向的偏差角，统计得到１０００的平均位向偏ｆａ．、．Ｊ￡。：・。℃差角为７．１。，１０５０的平均位向偏差角为６．１。，℃１１００的平均位向偏差角为６．２。。初次再结晶过程中所形成的Ｇｏｓｓ晶粒平均位向偏差角约为ｌ４。（表２），单个Ｇｏｓｓ晶粒的位向偏差角也都超过了１０。，二次再结晶发生后大多数Ｇｏｓｓ晶粒的位向偏差角均降低到１Ｏ。以下，可见，位向准确的Ｇｏｓｓ晶粒更容易发生异常长大。这与普通高温工艺制备的ＣＧＯ硅钢相同，文献［１６］也认为最初Ｇｏｓｓ晶粒偏差角在１０。以上，只是随着温度的升高，取向精确的Ｇｏｓｓ晶粒能充分长大，使整个样品逐步向精确的Ｇｏｓｓ晶粒取向靠拢，整体偏差角逐渐减小。．’、．●一－●’／）（ｃ．…＼、‘－’℃℃图８１０００～１１００试样的极图（ａ）１０００；（ｂ）１０５０￣Ｃ；（ｃ）１１００￣Ｃ℃Ｆｉｇ．８Ｐｏｌｅｆｉｇｕｒｅｓｏｆｓａｍｐｌｅｓａｔ１０００一ｌ１００（ａ）１０００￣Ｃ；（ｂ）］０５０￣Ｃ；（ｃ）１１００￣Ｃ从上述分析可以得出Ｇｏｓｓ晶粒在高温退火过程中的发展规律，Ｇｏｓｓ晶粒的异常长大是由组织梯度所造成的多阶段过程，在不同的阶段有不同的机制发挥主要作用。冷轧变形时，位于次表层的Ｇｏｓｓ晶粒会在较大的剪切作用力下转变为｛１１１）（１１２＞取向，同时会有少量的亚结构残留在形变带中＿１。在６００ｏＣ保温时组织发生了回复，位错重新排列形成了由小角度晶界分隔的亚晶结构，在随后的升温过程中，Ｇｏｓｓ取向亚结构可以优先转变为再结晶核，且由于Ｇｏｓｓ晶粒与｛１１１｝（１１２＞之间良好的位向关系，使得再结晶时Ｇｏｓｓ晶粒可以重新从｛１１１｝＜１１２＞中转变形成。另外，由于抑制剂粒子易于在晶界和亚晶界扩散，所以经过了回复的组织可以使抑制剂在基体中分布得更均匀。初次再结晶结束时，基体中形成了以｛１１１）＜１１２＞，｛１１１）（１１０＞，｛１１２｝（１１０＞织构为主的组织，随着温度的℃升高，所有取向的晶粒在初始阶段都可以长大，９００时这３种主要织构组分的总含量达到了６３．９，｛１１ｌ｝（１１２），｛１１１｝（１１０）和｛１１２）（１ｌ０＞相互间会形成难迁移的小角度晶界或孪晶晶界口。，使得晶粒难以继续长大，因此这３种织构在再结晶初期依靠尺寸优势吞并周围的其他晶粒不断长大，随后相遇时，会不可避免地形成难迁移的晶界使其晶粒长大受阻；而Ｇｏｓｓ织构｛１１０｝（００１）与｛１１１｝（１１２＞，｛１１１）（１１０），｛１１２｝（１１０＞的取向差角分别为３５。，４６。，４６。，均可以形成易迁移的大角度晶界，因此Ｇｏｓｓ晶粒在长大过程中遇到大多数晶粒时都能形成快速迁移的大角度晶界，所以尽管初次再结晶基体中Ｇｏｓｓ晶粒的尺寸和数量并不具有优势，但在后期发展过程中这种晶界分布特征为其提供了有利的生长环境，升温过程中Ｇｏｓｓ晶粒周围的高能晶界可以比其他低能晶界较早地摆脱析出物钉扎。一Ｊ，使Ｇｏｓｓ晶粒能够异常长大，当亚表层的Ｇｏｓｓ晶粒长大到样品表面时，便可以借助低表面能的优势迅速长大，并继续向中心层发展吞并其他过渡取向的晶粒直至二次再结晶完成，最终形成单一锋锐的Ｇｏｓｓ织构。３结论（１）０．２０ｍｍＣＧＯ硅钢在高温退火过程中，６００～℃℃７００之间发生初次再结晶，７００～９００升温过程中，℃初次再结晶晶粒的生长速率逐渐加快，１０００时已经发生了二次再结晶。（２）高温退火过程中变形回复组织和初次再结晶组织的织构类别基本相同，均以７纤维织构和｛１１２｝（１１０＞织构为主，退火温度升高到９００￣Ｃ时，基体中含量最高的织构组分依次为｛１１１｝（１１２＞，｛１１１｝＜１１０＞和｛１１２｝（１１０＞，这３种主要织构组分的总含量达到６３．９。℃（３）７００～９００升温过程中，Ｇｏｓｓ晶粒的平均晶粒尺寸和体积分数在逐渐增加，９００￣Ｃ时Ｇｏｓｓ晶粒的第４４卷第５期０．２０ｒａｍＣＧＯ硅钢高温退火Ｇｏｓｓ晶粒起源及异常长大行为研究℃平均位向偏差角为１４．３。，１０００时Ｇｏｓｓ晶粒的平均位向偏差角为７．１。，随着二次再结晶的发展，样品中ｎ２］Ｇｏｓｓ晶粒的平均位向偏差角逐渐减小。［１］［２］［３］［４］［５］［６］［７］［８］［９］［１ｏ］［１１］参考文献ＸＩＡＺ．ＫＡＮＧＹ，ＷＡＮＧＱ．Ｄｅｖｅｌｏｐｍｅｎｔｓｉｎｔｈｅｐｒｏｄｕｃｔｉｏｎｏｆ—ｇｒａｉｎｏｒｉｅｎｔｅｄｅｌｅｃｔｒｉｃａｌｓｔｅｅｌＥＪ］．ＪｏｕｒｎａｌｏｆＭａｇｎｅｔｉｓｍａｎｄＭａｇ—ｎｅｔｉｃＭａｔｅｒｉａｌｓ，２００８，３２０（２３）：３２２９３２３３．ＴＡＫＡＨＡＳＨＩＮ．ＳＵＧＡＹ．ＫＯＢＡＹＡＳＨＩＨ．Ｒｅｃｅｎｔｄｅｖｅｌｏｐ——ｍｅｎｔｓｉｎｇｒａｉｎｏｒｉｅｎｔｅｄｓｉｌｉｃｏｎｓｔｅｅｌ［Ｊ］．ＪｏｕｒｎａｌｏｆＭａｇｎｅｔｉｓｍａｎｄ—ＭａｇｎｅｔｉｃＭａｔｅｒｉａｌｓ，１９９６，１６０（７）：９８１０１．ＲＡＪＭＯＨＡＮＮ，ＳＺＰＵＮＡＲＪＡ，ＨＡＹＡＫＡＷＡＹ．ＩｍｐｏｒｔａｎｃｅｏｆｆｒａｃｔｉｏｎｓｏｆｈｉｇｈｌｙｍｏｂｉｌｅｂｏｕｎｄａｒｉｅｓｉｎａｂｎｏｒｍａｌｇｒｏｗｔｈｏｆＧｏｓｓｇｒａｉｎｓ［Ｊ］．ＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ：Ａ，１９９９，２５９—（１）：８１６．ＥＴＴＥＲＡＬ．ＢＡＵＤＩＮＴ，ＰＥＮＥＩＩＥＲ．ＩｎｆｌｕｅｎｃｅｏｆｔｈｅＧＯＳＳｇｒａｉｎｅｎｖｉｒｏｎｍｅｎｔｄｕｒｉｎｇｓｅｃｏｎｄａｒｙｒｅｃｒｙｓｔａＩ１ｉｚａｔｉｏｎｏｆｃｏｎｖ．—ｅｎｔｉｏｎａｌｇｒａｉｎｏｒｉｅｎｔｅｄＦｅ一３Ｓｉｓｔｅｅｌｓ［Ｊ］．ＳｃｒｉｐｔａＭａｔｅｒｉａｌｉａ，２ＯＯ２，４７（１１）：７２５７３Ｏ．ＤＥＶＩＥＳＨＡ，ＦＩＯＲＩＬＩＯＦ，ＦＬＯＨＲＥＲＳ，ｅｔａ１．Ｃｈａｌｌｅｎｇｅｓｉｎｏｐｔｉｍｉｚｉｎｇｔｈｅｍａｇｎｅｔｉｃｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆｂｕｌｋｓｏｆｔｍａｇｎｅｔｉｃｍａｔｅｒｉａｌｓ［Ｊ］．ＪｏｕｒｎａｌｏｆＭａｇｎｅｔｉｓｍａｎｄＭａｇｎｅｔｉｃＭａｔｅｒｉａｌｓ，２００８，３２０—（２０）：２４１１２４２２．ＩＩＴＴＭＡＮＮＭＦ．Ｓｔｒｕｃｔｕｒｅｓａｎｄｍａｇｎｅｔｉｃｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆｇｒａｉｎ—ｏｒｉｅｎｔｅｄ３．２ｓｉｌｉｃｏｎｉｒｏｎＥＪ］．ＪｏｕｒｎａｌｏｆＡｐｐｌｉｅｄＰｈｙｓｉｃｓ，１９６７，—３８（３）：】１Ｏ４１１０８．Ｙ０ＳＨＩＹＵＫＩＵ，ＭＡＳＡＴｏＭ，ＭＡＳＡＨＩＲＯＦ，ｅｔａ１．Ｒｅｃｅｎｔ——ｄｅｖｅｌｏｐｍｅｎｔｏｆｌｏｗｌｏｓｓｇｒａｉｎｏｒｉｅｎｔｅｄｓｉｌｉｃｏｎｓｔｅｅｌ［Ｊ］．Ｊｏｕｒｎａｌｏｆ—ＭａｇｎｅｔｉｓｍａｎｄＭａｇｎｅｔｉｃＭａｔｅｒｉａｌｓ，２００３，２５４～２５５：３０７３１４．林希峰，刘静，汪汝武，等．厚度对取向硅钢组织和磁性能的影响［Ａ］．第十一届中国电工钢专业学术年会论文集［Ｃ］．福州：中国—金属学会，２Ｏｉｏ．２２８２３１．——ＩＡＮＸｉｆｅｎｇ，ＩＩＵＪｉｎｇ，ＷＡＮＧＲｕｗｕ，ｅｔａ１．Ｅｆｆｅｃｔｏｆｐｒｏｄｕｃｔｔｈｉｃｋｎｅｓｓｏｎｔｅｘｔｕｒｅａｎｄｍａｇｎｅｔｉｃｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆｏｒｉｅｎｔｅｄｓｉｌｉｃｏｎｓｔｅｅｌ［Ａ］．Ｐｒｏｃｅｅｄｉｎｇｓｏｆｔｈｅ１ｌｔｈＣｈｉｎａＥｌｅｃｔｒｉｃａｌＳｔｅｅｌＡｃａｄｅｍｉｃＭｅｅｔｉｎｇ［Ｃ］．Ｆｕｚｈｏｕ：ＴｈｅＣｈｉｎｅｓｅＳｏｃｉｅｔｙｆｏｒＭｅｔａｌｓ，２０１０．２２８—２３１．ＮＡＫＡＮｏＭ，ＩＳＨＩＹＡＭＡＫ，ＡＲＡＩＫＩ，ｅｔａ１．Ｎｅｗｐｒｏｄｕｃｔｉｏｎ——ｍｅｔｈｏｄｏｆ１００一ｆｔｍｔｈｉｃｋｇｒａｉｎｏｒｉｅｎｔｅｄ３ｓｉｌｉｃｏｎｓｔｅｅｌｓｈｅｅｔｓ—［Ｊ］．ＪｏｕｒｎａｌｏｆＡｐｐｌｉｅｄＰｈｙｓｉｃｓ，１９９７，８１（８）：４０９８４１００．王慧敏，杨平，崔凤娥，等．二次冷轧法与三次冷轧法制备取向硅钢薄带的织构转变规律［Ｊ］．中国体视学与图像分析，２０１３，１８—（４）：３４８３５５．—ＷＡＮＧＨｕｉｍｉｎ，ＹＡＮＧＰｉｎｇ，ＣＵＩＦｅｎｇｅ，ｅｔａ１．Ｒｅｇｕｌａｒｉｔｙｏｆ—ｔｅｘｔｕｒｅｃｈａｎｇｅｓｉｎｍａｎｕｆａｃｔｕｒｉｎｇｔｈｉｎｇｒａｉｎｏｒｉｅｎｔｅｄｓｉｌｉｃｏｎｓｔｅｅｌ—ｂｙｔｗｏ－ｓｔｅｌ＞ｒｏｌｌｉｎｇａｎｄｔｈｒｅｅ－ｓｔｅｐ－ｒｏｌｌｉｎｇｍｅｔｈｏｄｓ［Ｊ］．ＣｈｉｎｅｓｅＪｏｕｒ—ｎａｌｏｆＳｔｅｒｅｏｌｏｇｙａｎｄＩｍａｇｅＡｎａｌｙｓｉｓ，２０１３，１８（４）：３４８３５５．毕娜，张宁，杨平．取向硅钢薄带形变再结晶组织及织构演变—口］．工程科学学报，２０１５，３７（１）：５０５６．—ＢＩＮａ，ＺＨＡＮＧＮｉｎｇ，ＹＡＮＧＰｉｎｇ．Ｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎａｎｄｒｅｃｒｙｓｔａｌｌｉｚａｔｉｏｎｔｅｘｔｕｒｅａｎｄｍｉｅｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｅｖｏｌｕｔｉｏｎｏｆｔｈｉｎｇｒａｉｎ－ｏｒｉｅｎ一［１３］［１４７［１５］［１６］［１７］［１８］［１９］［２Ｏ］ｔｅｄｓｉｌｉｃｏｎｓｔｅｅｌｓｈｅｅｔｓ［Ｊ］．ＣｈｉｎｅｓｅＪｏｕｒｎａｌｏｆＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ，２０１５，３７（１）：５０５６．付勇军，蒋奇武，金文旭，等．取向硅钢高温退火样品晶粒尺寸、取向及磁性能关系的研究［Ｊ］．电子显微学报，２０１０，２９（１）：４３４７．———ＦＵＹｏｎｇｊｕｎ，ＪＩＡＮＧＱｉｗｕ，ＪＩＮＷｅｎｘｕ，ｅｔａ１．Ｉｎｆｌｕｅｎｃｅｓｏｆｇｒａｉｎｓｉｚｅｓａｎｄｇｒａｉｎｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎｓｉｎｓｅｃｏｎｄａｒｉｌｙｒｅｃｒｙｓ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