电工钢中柱状晶热压缩时取向的变化及对析出的影响.pdf

２０１４年１Ｏ月—第１Ｏ期第７５８１页材料工程ＪｏｕｒｎａｌｏｆＭａｔｅｒｉａｌｓＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇＯｃｔｏｂｅｒ２Ｏ１４—Ｎｏ．１０ＰＰ．７５８１电工钢中柱状晶热压缩时取向的变化及对析出的影响ＥｖｏｌｕｔｉｏｎｏｆＯｒｉｅｎｔａｔｉｏｎｓａｎｄＴｈｅｉｒＩｎｆｌｕｅｎｃｅｏｎＰｒｅｃｉｐｉｔａｔｉｏｎＤｕｒｉｎｇＨｏｔＣｏｍｐｒｅｓｓｉｏｎｏｆ—ＣｏｌｕｍｎａｒｇｒａｉｎｅｄＥｌｅｃｔｒｉｃａｌＳｔｅｅｌ邵媛媛，杨平，毛卫民（北京科技大学材料科学与工程学院，北京１０００８３）——ＳＨＡＯＹｕａｎｙｕａｎ，ＹＡＮＧＰｉｎｇ，ＭＡＯＷｅｉｍｉｎ（ＳｃｈｏｏｌｏｆＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ，ＵｎｉｖｅｒｓｉｔｙｏｆＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙＢｅｉｊｉｎｇ，Ｂｅｉｊｉｎｇ１０００８３，Ｃｈｉｎａ）摘要：利用电子背散射衍射（ＥＢＳＤ）技术和场发射电子扫描显微镜（ＦＥＳＥＭ）研究了电工钢中柱状晶不同初始取向５Ｏ∥热压缩变形后的演变规律及其对粒子析出行为的影响。结果表明：＜１００＞晶粒形变后仍为＜１００＞取向，只发生绕ＮＤ＜１００＞方向的转动，具有遗传性，粒子析出数量少。柱状晶长轴与压缩轴的偏转度增加，取向的稳定性变差，超过４Ｏ。，可形成＜１１１＞取向，期间发生复杂的滑移系交互作用，产生较高的缺陷密度，促进粒子析出。ＭｎＳ粒子主要在晶内析出，变形温度高、形变量低，粒子均无法充分析出。回复时，形变晶粒内高的储能和缺陷密度是促进粒子进一步析出的必要条件。关键词：电工钢；柱状晶；取向；粒子；析出—ｄｏｉ：１０．１１８６８／ｊ．ｉｓｓｎ．１００１４３８１．２０１４．１０．０１４中图分类号：ＴＧ１４２．３３；ＴＧ１１５文献标识码：Ａ———文章编号：１００１４３８１（２０１４）１０００７５０７—Ａｂｓｔｒａｃｔ：Ｔｈｅｅｖｏｌｕｔｉｏｎｏｆｉｎｉｔｉａｌｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎｓａｎｄｔｈｅｉｒｉｎｆｌｕｅｎｃｅｏｎｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｉｏｎｏｆｃｏｌｕｍｎａｒｇｒａｉｎｅｄ—ｅｌｅｃｔｒｉｃａｌｓｔｅｅｌａｆｔｅｒ５０ｈｏｔｃｏｍｐｒｅｓｓｉｏｎｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｗｅｒｅｉｎｖｅｓｔｉｇａｔｅｄｂｙｅｌｅｃｔｒｏｎｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎｔｅｃｈｎｉｑｕｅａｎｄｆｉｅｌｄｅｍｉｓｓｉｏｎｓｃａｎｎｉｎｇｅｌｅｃｔｒｏｎｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ．Ｔｈｅｒｅｓｕｌｔｓｉｎｄｉｃａｔｅｔｈａｔｔｈｅ（１００＞—ｏｒｉｅｎｔａｔｅｄｃｏｌｕｍｎａｒｇｒａｉｎｓｒｅｍａｉｎｓｔｉｌｌ＜１００＞ａｆｔｅｒｈｏｔｃｏｍｐｒｅｓｓｉｏｎｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ，ｗｉｔｈｏｎｌｙｒｏｔａｔｉｏｎａ—ｒｏｕｎｄＮＤｐａｒａｌｌｅｌｔｏ＜１００＞ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ，ｗｉｔｈｈｅｒｅｄｉｔｙ，ａｎｄｌｅｓｓｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｉｏｎ．Ａｓｔｈｅｄｅｖｉａｔｉｏｎａｎｇｌｅｂｅｔｗｅｅｎｔｈｅｌｏｎｇａｘｉｓｏｆｃｏｌｕｍｎａｒｇｒａｉｎａｎｄｔｈｅｃｏｍｐｒｅｓｓｉｏｎａｘｉｓｉｎｃｒｅａｓｅｓ，ｔｈｅｓｔａｂｉｌｉｔｙｏｆｉｎｉｔｉａｌｇｒａｉｎｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎｂｅｃｏｍｅｓｐｏｏｒ，ｗｈｅｎｔｈｅｄｅｖｉａｔｉｏｎａｎｇｌｅｉｓｈｉｇｈｅｒｔｈａｎ４０。，ｔｈｅ＜１１１＞ｏｒｉｅｎｔｅｄｇｒａｉｎｓｃａｎｂｅｆｏｒｍｅｄ，ｄｕｒｉｎｇｗｈｉｃｈｈｉｇｈｅｒｄｅｆｅｃｔｄｅｎｓｉｔｙｉｓｆｏｒｍｅｄｄｕｅｔｏｔｈｅｃｏｍｐｌｅｘｉｎｔｅｒａｃｔｉｏｎｏｆｓｌｉｐｓｙｓｔｅｍｓｗｈｉｃｈｆａｃｉｌｉｔａｔｅｔｈｅＭｎＳｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｉｏｎ．ＴｈｅＭｎＳｐａｒｔｉｃｌｅｓｎｕｃｌｅａｔｅｄｏｍｉｎａｎｔｌｙｗｉｔｈｉｎｈｏｔｃｏｍｐｒｅｓｓｅｄｇｒａｉｎｓ，ｐａｒｔｉｃｌｅｓｃａｎｎｏｔｂｅｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｅｄｔｈｏｒｏｕｇｈｌｙｅｉｔｈｅｒａｔｈｉｇｈｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｏｒｌｏｗｒｅｄｕｃｔｉｏｎｒａｔｅｄｕｒｉｎｇｈｏｔｃｏｍｐｒｅｓｓｉｏｎ，ａｎｄｉｎａｓｕｂｓｅｑｕｅｎｔｒｅｃｏｖｅｒｙ，ｔｈｅｈｉｇｈｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｅｎｅｒｇｙｓｔｏｒａｇｅａｎｄｄｅｆｅｃｔｄｅｎｓｉｔｙａｒｅｐｒｅｒｅｑｕｉｓｉｔｅｔｏｐｒｏｍｏｔｅｆｕｒｔｈｅｒｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｉｏｎ．Ｋｅｙｗｏｒｄｓ：ｅｌｅｃｔｒｉｃａｌｓｔｅｅｌ；ｃｏｌｕｍｎａｒｇｒａｉｎ；ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ；ｐａｒｔｉｃｌｅ；ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｉｏｎ铁素体钢连铸坯中普遍存在柱状晶组织，其各向异性的特点对后续工艺下的组织、织构具有显著的影响，并最终降低产品的表面质量或磁性能］。电工钢是电力、电子和军事工业中用量最大的节能型软磁合金材料，其中取向硅钢制备过程中质量控制的重要环节之一就是第二相粒子的析出Ｅ５，６￣。ＭｎＳ是取向硅钢中重要的抑制剂，在热轧时可大量弥散析出，除表面剪切力外，晶粒取向是否影响析出动力学尚不明确。Ｚａｖｅｒｙｕｋｈａ等［７］研究了硅钢退火板中抑制剂不均匀分布的原因，指出形变晶粒内部位错密度大退火时可析出更多的第二相粒子。但退火属于一个静态的过程，显然与热轧过程中抑制剂析出的情况不同。因此对该问题的研究十分必要。热轧的形变机制复杂，通常沿厚度方向存在显著的组织、织构梯度。热轧主要的作用是在高温下使粗大的ＭｎＳ再固溶，调节析出，以及对组织、织构加以合理地控制。热轧机制的复７６材料工程２０１４年１０期杂主要在于（沿厚度方向）：不同区域的应力状态不同，表层动态回复和动态再结晶、次表层剪切以及中心层平面应变压缩；不同区域形变量及温度梯度的差异；不同初始取向形变时开动的滑移系不同，导致不同区域织构的演变规律不同，对粒子析出的影响也不同。因此，很难将晶粒取向对析出的影响与应变状态、形变量及温度梯度的影响区分开。而热压缩可将上述几个因素的影响区分开，且形变晶粒的取向主要以＜１００＞和＜ｌｌ１＞取向为主ｌ＿１，可将过程简单化，便于分析取向的变化及其对析出的影响。由于连铸坯是在一定的拉坯速率下制成的，因此柱状晶长轴一般与轧板法向（ＮｏｒｍａＩＤｉｒｅｃｔｉｏｎ，ＮＤ）成Ｏ～ｌ５。的夹角ｌ＿】。此时偏转的｛１００｝初始织构的稳定性变差，形变时取向的转动路径也不一致，对粒子析出的影响应该也有差异。Ｑｉａｎ等＿】℃］研究了１１００下∥与柱状晶长轴ＮＤ＜１００＞方向成不同角度的样品热压缩时取向的变化及对析出的影响，结果表明｛１１１｝晶粒内粒子析出数量较多，｛１００）晶粒内析出数量较少。Ｓｕｎ等¨】模拟不同成分取向硅钢热轧过程中的抑制℃剂析出行为时发现，９５０～１０００是ＭｎＳ析出最快的温度。本研究采用热模拟的方法对初始组织为柱状晶℃的电工钢样品在１０００下进行５Ｏ热压缩变形，之后回复退火以补充抑制剂析出，利用ＥＢＳＤ技术和场发射扫描电镜对热压缩时柱状晶初始取向的演变及其对第二相粒子析出的影响作进一步分析。１实验材料及方法从Ｆｅ一３Ｓｉ一０．０５Ｃ一０．０７０ｏＭｎ一０．０２Ｓ电工钢铸锭中柱状晶区取样，样品尺寸为￣１０ｍｍ×１５ｍｍ，柱状晶长轴方向近似与样品轴向分别呈０，３０，４５，９０。，柱状晶截取的宏观组织示意图见图１。对０。样品，圆柱样品中晶粒少，约４个晶粒；随倾斜角度增加，样品中晶粒数目增加，９０。样品中晶粒最多，从圆柱样的上端到下端是一系列晶粒叠在一起，晶粒长度变短；且压缩前从上端部测到的晶粒与压缩后从中心层截开测到的不是同一个晶粒。又由于柱状晶不是很平直，所以℃取向存在偏差。热压缩工艺为：加热至１３６０，保温５ｍｉｎ，使基体中第二相完全固溶。保温后以７￣Ｃ／ｓ降℃至１０００，保温１０ｓ，随后以ｅ一０．１ｓ应变速率变形，总变形量为５Ｏ，变形结束后保温３ｍｉｎ使粒子析出，最后喷气急速冷却。前期检测结果显示晶粒内粒子数量较少，因此，在保证晶粒不发生再结晶的前提下，对压缩后样品在管式炉内进行回复处理，使粒子充分析℃℃℃出。具体工艺为：从４００以６４／ｈ升温至８５０再保温１ｈ，之后空冷至室温。图ｌ柱状晶样品宏观组织（ａ）Ｏ。样品；（ｂ）３０。样品；（ｃ）４，５。样品；（ｄ）９０。样品压缩前利用ＳｉｅｍｅｎｓＤ５０ＯＯＸ射线衍射仪测定样品的初始织构，随后在ＧＩＥＥＢＩＥ３５００热模拟机进行热压缩实验，最后利用ＺＥＩＳＳＵＩＴＲＡ５５场发射电子扫描显微镜及ＩＥＯ一１４５０扫描电镜上配备的ＥＢＳＤ探头和Ｃｈａｎｎｅｌ５取向分析系统分析热压缩之后样品侧面中心区域的组织形貌、晶粒取向及析出相分布情况。２实验结果２．１样品的初始织构图２为用极图表示的各样品的初始织构。热压缩时，由于样品的轧向（ＲｏｌｌｉｎｇＤｉｒｅｃｔｉｏｎ，ＲＤ）和横向（ＴｒａｎｓｖｅｒｓｅＤｉｒｅｃｔｉｏｎ，ＴＤ）等效，因此，样品中的晶面是随机分布的。其中｛２００｝和｛１１０｝极图为从样品压缩面检测的结果。可以看出，随着柱状晶长轴与外力轴之间夹角的增大，样品初始织构偏离外力轴方向也越来越远。Ｏ。样品实际柱状晶长轴＜００１＞方向偏离外力轴方向约５。左右，初始为稍偏转的（１００＞织构；３０。样品中，晶粒偏离外力轴方向３５。左右，定出三个晶粒的取向分别是（１１２＞、＜２１３＞和＜１４６）取向；４５。样品偏离外力轴方向更远约４５。，｛１１０｝极图直观地反应了样品中包含（１ｌ０）取向晶粒的情况，此外根据｛２００｝极图还定出了其他两个晶粒的取向，分别是（２３３＞和＜３ｌ３＞取向；９Ｏ。样品晶界与外力轴方向垂直，晶粒数第１０期电工钢中柱状晶热压缩时取向的变化及对析的影响７７应最多，理想情况应是＜１００）和＜ｌｌＯ＞及其之间的过渡取向。从｛２００｝极图看，实际晶粒偏离外力轴方向约８０。，从｛１１０）极图看，与＜１１０＞轴向偏离约１５。左右。定出两个晶粒的取向，分别是（３５１＞和＜２３３）取向。｛１００）极图可更直观地反应样品的初始织构，与…前期工作相比，本次实验初始织构检测与后面热压缩样品的对应性更好，实际检测结果也与理论预测吻合较好。Ｌｅｖｅ１１０４０８．０１３０Ｌｅｖｅ１１０４０８０１２０图２样品表面的初始织构１一｛２００｝极图；２一｛１１０）极图（ａ）Ｏ。样品；（ｂ）３０。样品；（ｃ）４５。样品；（ｄ）９０。样品Ｆｉｇ．２Ｉｎｉｔｉａｌｔｅｘｔｕｒｅｓｉｎｓｕｒｆａｃｅｓｏｆｔｈｅｓａｍｐｌｅｓ１一｛２００｝ｐｏｌｅｆｉｇｕｒｅｓ；２｛１１０）ｐｏｌｅｆｉｇｕｒｅｓ（ａ）Ｏ。ｓａｍｐｌｅ；（ｂ）３０。ｓａｍｐｌｅ；（ｅ）４５。ｓａｍｐｌｅ；（ｄ）９０。ｓａｍｐｌｅ２．２压缩后样品的取向图３给出样品压缩后侧面中心区的取向成像图。总的来看，除０。样品外，其他样品形变后均可形成（１１ｌ＞取向，说明初始偏转３Ｏ。以上的（１００）取向形变时很容易转到（１ｌ１＞取向，而（１００）取向则得以保留。具体来看，０。样品中心区只有一个大晶粒，为（１００＞取向，说明初始＜１００＞取向形变时四个＜１１１）等效方向的滑移同时发生使晶粒产生绕外力轴向的转动，即只发生晶向的转动，与单晶行为一致［１。而等效滑移面上的滑移则彼此互相抵消以保证样品最终圆柱形的形状；３０。样品压缩后中心有三个大晶粒，其中两个是＜１ｌ１＞取向，一个是（１００）取向；４５。样品中心两个大晶粒均是＜１１ｌ＞取向，二者是绕ＮＤ／／（１ｌ１＞轴转动的关系。该样品中，初始包含＜１１０＞取向晶粒，压缩时不稳定，能顺利转到＜１１１＞取向。而且，样品偏离轴向约４Ｏ。，更接近＜１１１＞取向。因此，形变后，易于形成（１１１＞取向；９Ｏ。样品中心分别是＜１１１）和＜１００）取向晶粒，其中（１００＞晶粒由一条小角度晶界分成两个晶粒，从｛１００）极图看，二者属于（１００）取向中的两个组分，应是由同一初始＜１００＞晶粒形变后获得。因为柱状品尺寸粗大，晶粒内部初始即存在一定的取向差，形变时转动的方式也必然不同。该样品初始晶粒偏离轴向８０。，接近（１１１）取向，加上晶界的作用，形变后易于形成（１ｌ１＞取向。２．３粒子的析出图４给出样品压缩及回复后晶粒内部粒子的析出情况，图５为（１００＞和（１１１＞晶粒内ＭｎＳ粒子的密度。由图４，５可见，晶粒内部粒子的析出数量明显不足，需要仔细寻找视场才能找到。分别统计了形变及回复样品中１２７ｂｔｒｎ和１５０ｐ．ｒｎ面积内粒子的分布密度。结果显示，（１００＞晶粒内的粒子数量明显少于＜ｌｌ１＞晶粒，９Ｏ。样品＜１００＞晶粒和４５。样品（１ｌ１＞晶粒内的粒子数量最多。对（１００）晶粒，前面已经分析，（１００）取向晶粒形变时，取向不发生或只发生绕ＮＤ方向的转动，期间不发生复杂的滑移系交互作用，等效滑移面上滑移系的开动彼此互相抵消，因此内部产生的缺陷密度低，不利于粒子的析出，导致粒子析出的数量较少。Ｏ。样品取向单一，晶粒内取向差小，缺陷密度低，粒子数量最少。７８材料工程２Ｏ１４年ｌ０期（ｂ－Ｄ（￣－２）（ｄ－２）（ｄ－３）●＿＼＼ｆ１～＼＼＼，—／＼、、。／图３压缩后样品侧面中心区取向成像图和极图卜ＥＢＳＤ取向成像图；２一｛１１１｝极图；３一｛１０（】）极图（ａ）Ｏ。样品；（ｂ）３０。样品；（ｃ）４５。样品；（ｄ）９０。样品Ｆｉｇ－３ＥＢｓＤ０ｒｉｅｎｔａｔｉ０ｎｉｍａｇｅｓａｎｄｐｏｌｅｆｉｇｕｒｅｓ。ｆｃｅｎｔｅｒｒｅｇｉ。ｎｏｎｔｒａｎｓｖｅｒｓｅｓｅｃｔｉ。ｎ。ｆｔｈｅｓａｍｐ１ｅｓａｆｆｅｒｃＤｍｐｉ。ｎ１ＥＢＳＤｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎｉｍａｇｅｓ；２一｛１１１｝ｐｏｌｅｆｉｇｕｒｅｓ；３－｛１００｝ｐｏｌｅｆｉｇｕｒｅｓ（ａ）０。ｓａｍｐｌｅ；（ｂ）３０。ｓａｍｐｌｅ；（ｃ）４５。ｓａｍｐｌｅ；（ｄ）９０。ｓａｍｐ１ｅ图４压缩及回复后晶粒内的析出卜热压缩；２一回复（ａ）Ｏ。样品；（ｂ）３０。样品；（ｃ）４５。样品ｉ（ｄ）９０。样品Ｆｉｇ・４Ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｉｏｎｏｆｔｈｅｇｒａｉｎｓａｆｔｅｒｃｏｍｐｒｅｓｓｉｏｎａｎｄｒｅｃｏｖｅｒｙｔｒｅａｔｍｅｎｔ１一ｈｏｔｃｏｍｐｒｅｓｓｉｏｎ；２ｒｅｃ０ｖｅｒｙｔｒｅａｔｍｅｎｔ（ａ）０。ｓａｍｐｌｅ；（ｂ）３Ｏ。ｓａｍｐｌｅ；（ｃ）４５。ｓａｍｐｌｅ；（ｄ）９０。ｓａｍｐ［ｅ３Ｏ。样品中心晶粒数较多，晶粒间的形变协调作用较强，内部产生较大畸变，储能较高，形成许多小角度品界，有利于粒子的析出。９Ｏ。样品中心晶粒尺寸较大，有较大的取向偏差，形变时的转动方式不同，形成不同组分，也是粒子数量多的原因。对（Ｕ１＞晶粒，如前所述，压缩后形成（】１ｌ＞取向，过程中需要发生复杂的滑第１Ｏ期电工钢中柱状晶热压缩时取向的变化及对析出的影响７９移系交互作用，导致位错的长程迁动，可产生较高的缺陷密度，利于粒子形核，使（１１１＞晶粒内可析出较多的粒子。此外还观察到，（１１１＞形变晶粒内部的粒子尺寸普遍较小，平均只有约２６ｎｍ，应是由于热压缩时变形速度较快，形核后的粒子因为扩散时间较短而来不及℃长大，使粒子的尺寸小。经８５０回复处理后，利用形变时产生的储能使新的粒子进一步形核、析出，补充３分析讨论Ｎ呈量葛复茸Ｂ凸了抑制剂的数量，（１Ｏ０＞和（１１１）晶粒内的粒子数量均有明显的增加，比例最高的９Ｏ。样品（１１１＞晶粒内增加了１５１，最低的Ｏ。样品＜１００＞晶粒内也增加了９２。但另一方面，形变时先析出的粒子也发生了粗化的现象，最大尺寸可达１７３ｎｍ。（１００＞晶粒内的粒子平均尺寸为６７ｎｍ，＜ｌ１１＞晶粒内的粒子平均尺寸则为３８ｎ。呈量葛复§０ＳａｍｐｌｅＳａｍｐｌｅ图５（１００＞（ａ）和（１１１）（ｂ）晶粒内ＭｎＳ粒子的密度Ｆｉｇ．５ＤｅｎｓｉｔｙｏｆＭｎＳｐａｒｔｉｃｌｅｓｉｎ（１００＞（ａ）ａｎｄ（１１１＞ｇｒａｉｎｓ３．１样品的取向变化由实验结果可知，具有不同初始取向的各样品形变后均可形成（１００）和（１１１）取向。根据图３中的实测结果，利用Ｓａｃｈｓ模型＿２，考虑｛ｌ１Ｏ）＜ｌｌ１＞和｛１１２）＜ｌ１１＞共２４个滑移系，模拟单向压缩变形（只有方向受力）５ｏ的情况。以各样品中定出的晶粒取向作为初始取向，见图２。其中０。样品选取的三个初始＜１００＞晶粒Ａ，Ｂ，Ｃ的取向（，，）分别为：Ａ（１３５。，５。，４５。）、Ｂ（１３５。，５。，０。）和Ｃ（１３５。，５。，６５。）。表１给出了模拟计算后样品中各初始晶粒形变后的最终取向，图６则更直观地示出了用ＮＤ方向反极图表示的取向演变规律。可见，０。样品中，（１００）取向晶粒形变前后不发生晶面的改变。进一步证明了中等形变量下，（１００＞晶粒形变时滑移面之间的作用相互抵消，∥只发生（１ｌｌ＞方向的滑移，变形晶粒沿着ＮＤ＜１００）方向转动，也就是说形变后样品中的（１００＞晶粒应来源于初始取向的遗传。柱状晶长轴偏离外力轴向角度增大，形变时滑移系将会发生复杂的交互作用。初始晶粒偏转度在４０。之内时，形变时转向（１１２＞轴，形成（１１２）取向。当偏离（１００）轴向超过４０。时，则转向（ＩＩＩ＞表１Ｓａｃｈｓ模型模拟５Ｏ％形变量下的取向变化Ｔａｂｌｅ１Ｓｉｍｕｌａｔｉｏｎｏｆｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎｅｖｏｌｕｔｉｏｎａｔ５０ｒｅｄｕｃｔｉｏｎｕｓｉｎｇＳａｃｈｓｍｏｄｅｌＡ＿（１３５。，５。，４５）Ａ＇－（４５。，５。，４５。）Ａ＿（５。，４Ｏ，５０。）Ａ一（９。，５３。，４５。）Ａ＿（Ｏ。，９Ｏ。，４５。）Ａ一（－２。，５９。，４５。）Ａ＿（９Ｏ。，８Ｏ。，３０。）Ａ一（９０。，６８。，２４。）Ｇｒａｉｎ１３－（１３５。，５。，Ｏ。）Ｂ一（３１。，４。，２３。）Ｂ－（５。，３５。，６Ｏ。）Ｂ一（１２。，３５。，４５。）Ｂ－（９０。，４５。，７０。）Ｂ一（８７。，５４。，４５。）１３－（８５。，７５。，３５。）Ｂ一（８９。，５７。，４１。）Ｃ－（１３５。，５。，６５。）Ｃ一（５４。，５。，５６。）０（５。，３５。，１５。）Ｃ一（一１５。，３３。，４５。）Ｃ－（９Ｏ。，４５。，３５。）Ｃ一（９０。，５５。，４５。）一一ｌｌ）０ＮＤ１Ｉ）０ＮＤ１Ｉ）０ＮＤ１Ｉ）０ＮＤ●ＧｒａｉｎＡＩ＼＼＼－ＧｒａｉｎＢ＼口ＧｒａｉｎＣ＼＼ｏＧｒａｊｎＡ，＼ｘ。。＼ｘ＼．＼口Ｇ胁Ｂ，—１１１１１１．．。ｌ１１：・＋ＧｒａｉｎＣ＇———１ｌ０－－一１１０——————１１０一１１００。ｓａｍｐｌｅ３０。ｓａｍｐｌｅ４５。ｓａｍｐｌｅ９０。ｓａｍｐｌｅ图６模拟结果在ＮＤ方向反极图中的表示Ｆｉｇ．６ＳｉｍｕｌａｔｉｏｎｒｅｓｕｌｔｓｉｌｌｕｓｔｒａｔｉｏｎｉｎｄｉｒｅｃｔｉｏｎｏｆＮＤｉｎｖｅｒｓｅｐｏｌｅｆｉｇｕｒｅｓ８Ｏ材料工程２０１４年ｌＯ期轴，形成（１１１＞取向。对９Ｏ。样品，理想情况下柱状晶长轴应垂直于外力轴方向，初始取向应分布在ＮＤ反极图中的（１００）轴到＜１１０）轴之间，偏离＜１００）轴向超过４０。时，形变后转向（１１１＞轴，低于４０。则转向＜１１２＞轴，３０。样品中的Ｂ、Ｃ晶粒及９０。样品中的Ａ晶粒均表现出了这种转动趋势。对比实际结果发现，３Ｏ。和９Ｏ。样品的模拟结果存在偏差，除＜１１１）晶粒外，并未检测到（１１２＞晶粒，原因可能是：初始检测的是表面，而压缩后测的是中心，柱状晶晶界并不是很平直，并且晶粒尺寸不同，所以样品中心晶粒的长轴方向仍是未知的。也就是说，初始取向的确定有一定的代表性，但同时也存在一定的偏差。所选Ｓａｃｈｓ模型存在的偏差，因为该模型并未考虑形变时晶粒间的相互协调以及晶界的限制作用，所以与实际情况存在一定的误差。但是由于柱状晶组织较为粗大，样品中所含晶粒数相对较少，柱状晶组织尺寸又比较粗大，形变后中心的晶粒数最多只检测到三个。因此一定程度上减弱了晶粒间以及晶界的作用，所以Ｓａｃｈｓ模型应具有一定参考性。３．２取向转变与粒子析出的关系本实验用料的抑制剂方案为ＭｎＳ＋ＡｌＮ，因此，热变形过程中应主要析出ＭｎＳ粒子。ＭｎＳ在热变形过程中的主要形核方式为位错和晶界上形核，而形变温度升高所导致的位错密度下降会使粒子在位错线上的形核率降低，而多数在晶界处形核口¨。实验结果表明，热压缩后晶粒内的粒子数量普遍较少。一方面是由于柱状晶组织尺寸粗大，样品中所含晶粒数很少，压缩后中心最多只有３个晶粒，因此，实验中ＭｎＳ在晶界处（主要指大角度晶界）形核的比例降低，应是以位错或晶粒内部的小角度晶界形核为主。另一方面应是变形温度较高并且形变量较低所导致的粒子析出驱动力不足而无法充分析出。对于层错能很高的电工钢来说，形变的主要机制就是位错的滑移，而滑移系开动的难易程度则取决于变形晶粒的取向因子的大小。也就是说，热变形时晶粒的初始取向是影响电工钢中第二相粒子析出的主要因素之一。一方面，取向因子的大小决定晶粒变形的难易，即晶粒的软硬程度。软取向晶粒的取向因子大，易于变形，产生的缺陷密度较小，使粒子的形核率降低，不利于粒子的析出。硬取向晶粒的取向因子小，滑移系开动困难，可产生较高的位错和小角度晶界等缺陷密度，使粒子可大量析出。另一方面，通过前面的分析，晶粒的初始位向决定了形变时取向的转动路径，也是影响粒子析出的重要因素。取向转动路径大，过程中需要位错的长程迁动，会产生较高的缺陷密度，促进粒子析出。总体上形变后（１１１）晶粒内的析出普遍多于＜１００）晶粒。具体来看，利用Ｓａｃｈｓ模型模拟柱状晶５０单向压缩的情况，计算中得到样品中各初始晶粒的取向因子最大值，这里只关注＜１００＞和形变后转向＜１１１）的初始晶粒，如表２所示。由表２可见，＜１００＞晶粒具有最大的取向因子，说明其软取向的特点，形变时滑移系易于开动，产生的缺陷密度小，粒子形核率低，析出数量少。初始晶粒偏离轴向超过４０。时，晶粒的取向因子变小，形变时滑移系开动困难，需要发生复杂的交互作用，期间会产生大量的缺陷密度，有利于粒子的形核析出。而取向因子越小，说明晶粒变形越困难，形变时就会产生越多的缺陷，粒子的析出量越大。相同条件下，对比（１００＞晶粒，＜１１１＞形变晶粒内部粒子细小弥散的原因应该与晶粒内部较高的缺陷密度有关。高缺陷密度对应高的储能，同时可为粒子提供较多的形核点，使之可相对大量且弥散地析出。而＜１００＞晶粒内部则缺少粒子析出的动力和位置，先析出的质点作为形核点继续析出，导致了晶粒内部粒子一定程度的粗化。回复过程中，ＭｎＳ在形变晶粒内缺陷的帮助下进一步析出，析出方式除了位错和晶界之外还有形变晶粒内部先析出的粒子，也可作为新粒子的核心继续析出。（１００）晶粒内粒子数较少，钉扎力不足，且形变储能低，可使形变基体较快地完成回复，同时晶粒内部缺陷密度较小，导致粒子析出数量不足并发生粗化。而（ｉｉｉ）晶粒内因为粒子数量较多，对回复及再结晶的限制作用较强，在晶粒内部较高的形变储能及缺陷密度的作用下，使粒子可以充分析出。说明，相同条件下，晶粒内形变储能高，回复或再结晶时粒子可弥散、大量地析出。表２样品中初始晶粒的取向因子最大值Ｔａｂｌｅ２ＭａｘｉｍａｌｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎｆａｃｔｏｒｓｏｆｉｎｉｔｉａｌｇｒａｉｎｓＩｎｉｔｉａｌｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ（１３５。，５。，４５。）（１３５。，５。，Ｏ。）（１３５。，５。，６５。）（５。，４０。，５０。）（０。，９０。，４５。）（９０。，４５。，７０。）（９０。，４５。，３５。）（８５。，７５。，３５。）Ｍａｘｉｍｕｍｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎｆａｃｔｏｒ０．４９２１０．４８９２０．４９１５０．３２９９０．３７６９０．３２０６０．３１５２０．３３９０４结论（１）０。样品＜１００）柱状晶５０热压缩变形后仍为（１００＞取向，形变时各滑移系的作用相互抵消，绕ＮＤ／／＜１００）方向转动，与单晶行为一致。柱状晶长轴与压缩轴偏转度超过３０。，取向的稳定性变差，超过４０。，形变第１０期电工钢中柱状晶热压缩时取向的变化及对析出的影响８１后转向（１１１＞取向。（２）晶粒的初始取向是影响电工钢中第二相粒子析出的关键因素。取向因子小，晶粒变形困难，期间滑移系需要发生复杂的交互作用，产生较大的缺陷密度，可有效提高粒子的形核率。＜１００＞晶粒取向因子大，形变时产生的缺陷密度小，粒子析出数量少。（３）热压缩时，变形温度和形变量是影响粒子析出的关键因素。变形温度高、形变量小，粒子析出驱动力不足，无法充分析出，晶粒内抑制剂不足。回复后，形变晶粒内高的储能及缺陷密度是促进粒子进一步析出的主要因素，＜１００）取向晶粒内的粒子数量少于（１１１）晶粒且尺寸相对较大。参考文献ＥｌｉＳＨＩＮＨＪ，ＡＮＪＫ，ＰＡＲＫＳＨ，ｅｔａ１．Ｔｈｅｅｆｆｅｃｔｏｆｔｅｘｔｕｒｅｏｎｒｉｄｇｉｎｇｏｆｆｅｒｒｉｔｉｃｓｔａｉｎｌｅｓｓｓｔｅｅｌ［Ｊ］．ＡｅｔａＭａｔｅｒｉａｌｉａ，２００３，５１—（１６）：４６９３４７０６．—Ｅ２］ＨＵＨＭＹ，ＥＮＧＬＥＲＯ．Ｅｆｆｅｃｔｏｆｉｎｔｅｒｍｅｄｉａｔｅａｎｎｅａｌｉｎｇｏｎｔｅｘｔｕｒｅ，ｆｏｒｍａｂｉｌｉｔｙａｎｄｒｉｄｇｉｎｇｏｆ１７Ｃｒｆｅｒｒｉｔｉｃｓｔａｉｎｌｅｓｓｓｔｅｅｌ—ｓｈｅｅｔ［Ｊ］．ＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇＡ，２００１。３０８（１—２）：７４８７．［３］ＴＳＵＪＩＮ，ＴＳＵＺＡＫＩＫ，ＭＡＫＩＴ．Ｅｆｆｅｃｔｏｆｉｎｉｔｉａｌｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎｏｎｔｈｅｃｏｌｄｒｏｌｌｉｎｇｂｅｈａｖｉｏｒｏｆｓｏｌｉｄｉｆｉｅｄｃｏｌｕｍｎａｒｃｒｙｓｔａｌｓｉｎａ１９Ｃｒｆｅｒｒｉｔｉｃｓｔａｉｎｌｅｓｓｓｔｅｅｌ［Ｊ］．ＩＳＩＪＩｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ，１９９２，３２（１２）：—１３１９１３２８．Ｅ４３ＴＳＵＪＩＮ，ＴＳＵＺＡＫＩＫ，ＭＡＫＩＴ．Ｅｆｆｅｃｔｏｆｉｎｉｔｉａｌｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎｏｎｔｈｅｒｅｃｒｙｓｔａｌｌｉｚａｔｉｏｎｂｅｈａｖｉｏｒｏｆｓｏｌｉｄｉｆｉｅｄｃｏｌｕｍｎａｒｃｒｙｓｔａｌｓｉｎａ１９Ｃｒｆｅｒｒｉｔｉｃｓｔａｉｎｌｅｓｓｓｔｅｅｌ［Ｊ］．ＩＳＩＪＩｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ，１９９３，３３—（７）：７８３７９２．［５］何忠治，孙学范，帅仁杰．抑制剂对取向硅钢再结晶行为的影响［Ｊ］．金属学报，１９８５，２１（２）：Ａ１２６一Ａ１３０．—ＨＥＺＺ，ＳＵＮＸＦ，ＳＨＵＡＩＲＪ．ＢｅｈａｖｉｏｒｏｆｓｅｃｏｎｄａｒｙｒｅｃｒｙｓｔａｌｌｉｚａｔｉｏｎｉｎｏｒｉｅｎｔｅｄＳｉｓｔｅｅｌｃｏｎｔａｉｎｉｎｇｖａｒｉｏｕｓｉｎｈｉｂｉｔｏｒｓＥＪ］．ＡｃｔａＭｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａＳｉｎｉｃａ，１９８５，２１（２）：Ａ１２６一Ａ１３０．Ｅ６］ＨＯＲＫＹＰ，ＰＡＣＬＰ．Ｅｆｆｅｃｔｉｖｅｇｒａｉｎｇｒｏｗｔｈｉｎｈｉｂｉｔｉｏｎｉｎｓｉｌｉｃｏｎｓｔｅｅｌ［Ｊ］．ＪｏｕｒｎａｌｏｆＭａｇｎｅｔｉｓｍａｎｄＭａｇｎｅｔｉｃＭａｔｅｒｉａｌｓ，１９８４，４１——（１３）：１４１６．［７］ＺＡＶＥＲＹＵＫＨＡＡ，ＤＡＶＩＳＣ．Ａｎｉｎｖｅｓｔｉｇａｔｉｏｎｉｎｔｏｔｈｅｃａｕｓｅｏｆｉｎｈｏｍｏｇｅｎｅｏｕｓｄｉｓｔｒｉｂｕｔｉｏｎｓｏｆａｌｕｍｉｎｕｍｎｉｔｒｉｄｅｓｉｎｓｉｌｉｃｏｎｓｔｅｅｌｓ—ＥＪ］．ＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇＡ，２００３，３４５（１）：２３２７．ｒ８］ＳＨＩＭＩＺＵＹ，ＩＴＯＹ，ＩＩＤＡＹ．ＦｏｒｍａｔｉｏｎｏｆｔｈｅＧＯＳＳｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ—ｎｅａｒｔｈｅｓｕｒｆａｃｅｏｆ３ｐｃｔｓｉｌｉｃｏｎｓｔｅｅｌｄｕｒｉｎｇｈｏｔｒｏｌｌｉｎｇ［Ｊ］．Ｍｅｔａｌ—ｌｕｒｇｉｃａｌＴｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓ，１９８６，ｌ７Ａ（８）：１３２３１３３４．—［９］ＨＯＬＳＣＨＥＲＭ，ＲＡＡＢＥＤ，ＬＵＣＫＥＫ．Ｒｏｌｌｉｎｇａｎｄｒｅｃｒｙｓｔａｌｌｉｚａｔｉｏｎｔｅｘｔｕｒｅｓｏｆｂｃｃｓｔｅｅｌｓ［Ｊ￣．ＭａｔｅｒｉａｌｓＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，１９９１，６２—（１２）：５６７５７５．［１Ｏ］ＭＡＴＳＵＯＫＡＳ，ＭＯＲＩＴＡＭ，ＦＵＲＵＫＩＭＩＯ，ｅｔａ１．Ｅｆｆｅｃｔｏｆ—ｌｕｂｒｉｃａｔｉｏｎｃｏｎｄｉｔｉｏｎｏｎｒｅｃｒｙｓｔａ１】ｊｚａｔｉｏｎｔｅｘｔｕｒｅｏｆｕｌｔｒａｌｏｗＣ—ｓｈｅｅｔｓｔｅｅｌｈｏｔｒｏｌｌｅｄｉｎｆｅｒｒｉｔｅｒｅｇｉｏｎ［Ｊ］．ＩＳＩＪＩｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ，—１９９８，３８（６）：６３３６３９．—［１１］ＥＮＧＬＥＲＯ，ＨＵＨＭＹ，ＴＯＭＥＣＮ．Ａｓｔｕｄｙｏｆｔｈｒｏｕｇｈｔｈｉｃｋｎｅｓｓｔｅｘｔｕｒｅｇｒａｄｉｅｎｔｓｉｎｒｏｌｌｅｄｓｈｅｅｔｓ［Ｊ］．Ｍｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａｌａｎｄ［１２］［１３］［１４］［１５］［１６］［１７］［１８］［１９］［２０］［２１］［２２］［２３］—ＭａｔｅｒｉａｌｓＴｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓＡ，２０００，３１（９）：２２９９２３ｌ５．崔风娥，杨平，毛卫民．电工钢热压缩时动、静态再结晶组织及取—向分析［Ｊ］．材料热处理学报，２０１１，３２（１）：３８４２．ＣＵＩＦＥ，ＹＡＮＧＰ，ＭＡＯＷＭ．Ａｎａｌｙｓｉｓｏｆｄｙｎａｍｉｃａｎｄｓｔａｔｉｃ——ｒｅｃｒｙｓｔａｌ１ｉｚａｔｉｏｎｍｉｃｒ０ｓｔｒｕｃｔｕｒｅａｎｄｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎｓｉｎａｈｏｔｃｏｒｎｐｒｅｓｓｅｄｅｌｅｃｔｒｉｃａｌｓｔｅｅｌ［刀．ＴｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓｏｆＭａｔｅｒｉａｌｓａｎｄＨｅａｔ—Ｔｒｅａｔｍｅｎｔ，２０１１，３２（１）：３８４２．ＬＩＵＨＴ。ＬＩＵＺＹ，ＬＩＣＳ，ｅｔａＬＳ０ｌｉｄ｜ｆｉｃａｔｉｏｎｓｔｒｕｃｔｕｒｅａｎｄｃｒｙｓｔａｌ１０ｇｒａｐｈｉｃｔｅｘｔｕｒｅｏｆｓｔｒｉｐｃａｓｔｉｎｇ３ｗｔ—Ｓｉｎｏｎｏｒｉｅｎｔｅｄｓｉｌｉｃｏｎｓｔｅｅｌ［Ｊ］．ＭａｔｅｒｉａｌｓＣｈａｒａｃｔｅｒｉｚａｔｉｏｎ，２０１１，６２（５）：４６３—４６８．ＱＩＡＮＨ，ＹＡＮＧＰ，ＺＨＥＮＧＧＨ，ｅｔａｌ＿Ｇｒａｉｎｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎｓａｎｄｔｈｅｉｒｉｎｆｌｕｅｎｃｅｏｎｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｉｏｎｉｎｈｏｔｃｏｍｐｒｅｓｓｅｄｃｏｌｕｍｎａｒｇｒａｉｎｓｉｎｅｌｅｃｔｒｉｃａｌｓｔｅｅｌ［Ｊ］．ＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅＦｏｒｕｍ，２０１２，７０２——７０３：７３８７４１．—ＳＵＮＷＰ，ＭＩＬＩＴＺＥＲＭ，ＪＯＮＡＳＪＪ．Ｄｉｆｆｕｓｉｏｎｃｏｎｔｒｏｌｌｅｄ—ｇｒｏｗｔｈａｎｄｃｏａｒｓｅｎｉｎｇｏｆＭｎＳｄｕｒｉｎｇｈｏｔｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ［Ｊ￣．Ｍｅｔ—ａｌｌｕｒｇｉｃａｌＴｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓＡ，１９９２，２３（１１）：３０１３３０２３．—ＳＵＮＷＰ，ＭＩＬＩＴＺＥＲＭ，ＪＯＮＡＳＪＪ．Ｓｔｒａｉｎ－ｉｎｄｕｃｅｄｎｕｃｌｅａｔｉｏｎｏｆＭｎＳｉｎｅｌｅｃｔｒｉｃａｌｓｔｅｅｌｓ［Ｊ］．ＭｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａｌＴｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓ—Ａ，１９９２，２３（３）：８２１８３Ｏ．ＡＢＥＨ，ＭＡＴＳＵ０Ｍ，ＩＴ０Ｋ．Ｃｏｌｄｒｏｉｌｉｎｇａｎｄｒｅｃｒｙｓｔａｌｉｚａｔｉｏｎ—ｔｅｘｔｕｒｅｓｏｆｓｉｌｉｃｏｎｉｒｏｎｃｒｙｓｔａｌｓｒｏｌｌｅｄｉｎ（１００）［００１］ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ—［Ｊ］．ＴｒａｎｓａｃｔｉｏｎＪＩＭ，１９６３，４：２８３２．ＨＵＨ．Ａｓｔｕｄｙｏｎｔｈｅｔｅｘｔｕｒｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｉｎｒｏｌｌｅｄａｎｄａｎｎｅａｌｅｄ——ｃｒｙｓｔａｌｓｏｆｓｉｌｉｃｏｎｉｒｏｎ［Ｊ］．ＴｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓｏｆｔｈｅＭｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａｌＳｏｃｉｅｔｙｏｆＡＩＭＥ，１９６１，２２１：１３Ｏ一１４Ｏ．ＷＡＬＴＥＲＪＬ，Ｋ０ＣＨＥＦ．Ｅｌｅｃｔｒｏｎｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅｓｔｕｄｙｏｆｔｈｅ—ｓｔｒｕｃｔｕｒｅｓｏｆｃｏｌｄｒｏｉｌｅｄａｎｄａｎｎｅａｌｅｄ（１００）Ｅ００１］ｃｒｙｓｔａｌｓｏｆ—ｈｉｇｈｐｕｒｉｔｙｓｉｌｉｃｏｎ－ｉｒｏｎ［Ｊ］．ＡｃｔａＭｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａ，１９６２，１０（１１）：—１Ｏ５９１０７５．—ＷＡＬＴＥＲＪＬ，ＨＩＢＢＡＲＤＷＲ．Ｔｅｘｔｕｒｅｏｆｃｏｌｄ－ｒｏｌｌｅｄａｎｄｒｅ——ｃｒｙｓｔａｌｌｉｚｅｄｃｒｙｓｔａｌｓｏｆｓｉｌｉｃｏｎｉｒｏｎ［Ｊ］．ＴｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓｏｆｔｈｅＭｅｔ—ａｌｌｕｒｇｉｃａｌＳｏｃｉｅｔｙｏｆＡＩＭＥ，１９５８，２１２：７３１７３７．ＭＡ０ＷＭ．Ｓｉｍｕｌａｔｉｏｎｏｆｓｈｅａｒｔｅｘｔｕｒｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｉｎｔｈｅｓｕｒｆａｃｅｌａｙｅｒｏｆｉｎｔｅｒｓｔｉｔｉａｌｆｒｅｅｓｔｅｅｌｓｈｅｅｔｓ［Ｊ］．ＩｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌＪｏｕｒｎａｌｏｆ—ＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇＳｉｍｕｌａｔｉｏｎ，２００１，２（１）：１７２３．ＴＡＫＡＭＩＹＡＴ，ＯＢＡＲＡＴ，ＭＵＲＡＫＩＭ，ｅｔａ１．Ｉｎｆｌｕｅｎｃｅｏｆ—ｓｕｌｆｕｒｃｏｎｔｅｎｔａｎｄｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｏｎｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｉｏｎｂｅｈａｖｉｏｒｏｆＭｎＳｉｎ３Ｓｉｓｔｅｅｌ［Ｊ］．ＪｏｕｒｎａｌｏｆｔｈｅＩｒｏｎａｎｄＳｔｅｅｌ—ＩｎｓｔｉｔｕｔｅｏｆＪａｐａｎ，２００３，８９（５）：５１８５２３．安治国，毛卫民．取向电工钢中ＭｎＳ粒子析出形核行为［Ｊ］．材料热处理学报，２０１０，３１（２）：４５～５Ｏ．ＡＮＺＧ。ＭＡＯＷＭ．ＰｒｅｃｉｐｉｔａｔｉｏｎｎｕｃｌｅａｔｉｏｎｂｅｈａｖｉｏｒｓｏｆＭｎＳｐａｒｔｉｃｌｅｓｉｎａｇｒａｉｎ－ｏｒｉｅｎｔｅｄｅｌｅｃｔｒｉｃａｌｓｔｅｅｌ［Ｊ］．Ｔｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓｏｆ—ＭａｔｅｒｉａｌｓａｎｄＨｅａｔＴｒｅａｔｍｅｎｔ，２０１０，３１（２）：４５５０．基金项目：国家自然科学基金资助项目（５１０７１０２４）；国家自然科学基金资助项目（５１１７１０１９）—收稿日期：２０１３－１１－２０；修订日期：２０１４－０４１１通讯作者：杨平（１９５９一），男，教授，主要研究方向为金属材料形变、再结晶机理及织构控制技术，联系地址：北京市海淀区学院路３Ｏ号北京—科技大学材料学院材料学系（１０００８３），Ｅｍａｉｌ：ｙａｎｇｐ＠ｍａｔｅｒ．ｕｓｔｂ．ｅｄｌ１．ｃｎ