楊平,1, 王金華1, 馬丹丹1, 龐樹芳2, 崔鳳娥3

利用控制板材表面優先相變的方法,在電工鋼中可以獲得比通過形變與再結晶工藝組合強得多的{100}織構。這已經被大量的實驗證實,并且可在0%Si (質量分數,下同)[1~9]、0.24%Si[10]、0.43%Si[11]、0.82%Si[12]、1%Si[1~3,10,13,14]、1.45%Si[15]、2%Si[14]和3%Si[16~24]的電工鋼中制備出來。在此基礎上也開展了使用工業產品成分進行相變法處理的嘗試[25],證實可以顯著改善織構并增加晶粒尺寸。此外,研究[26]表明,這種基于表面效應的相變處理技術同樣可以顯著改變鈦合金的織構,將具有再結晶織構特征的傾轉基面相變織構(稱織構遺傳現象)改變為{ $\mathrm{11}\overline{\mathrm{2}}\mathrm{0}$}//軋面的相變織構。通過這種方法,電工鋼中{100}取向晶粒的面積分數可達50%,甚至90%以上。根據Si、Mn、C含量的高低,相變法涉及的電工鋼可分為2類：一類是低Si、低C的全相變型電工鋼[1~9,11~15]；另一類是高Si、高Mn、高C的電工鋼[16~24]。后者的成分設計是因Si含量接近3%時,對應的鐵合金沒有固態相變,無法通過相變強化{100}織構。因此加入奧氏體穩定化元素Mn、C,可以使合金發生固態相變。通過使板材表層先真空脫錳、再濕氫脫碳,可制備出非常強的{100}織構。由于相變只在表面因成分的變化而發生,可稱其為部分相變型電工鋼,或稱為化學效應誘發的相變。Tomida等[16~20]早在20世紀90年代中期開發了真空脫錳、濕氫脫碳制備3%Si電工鋼的方法,其磁性能遠高于相同Si含量的商用電工鋼,鐵損(P1.7)在2 W/kg以下,磁感(B8)在1.80 T以上,而目前3%Si的商用電工鋼磁感(B50)一般在1.68 T以下。如上所述,通過加入擴大奧氏體區的C和Mn使合金發生相變,并將冷軋板在真空退火,表面發生脫錳時伴隨形成強{100}單相鐵素體層,以及在隨后的濕氫脫碳工藝下,可使表面{100}鐵素體層長入中心層得到單相強織構。然而,這種特殊工藝因真空設備要求及長時間高溫退火周期(1000~1100℃,約10 h)而難以工業化。Wang等[22~24]考察單片退火條件下可將脫錳時間減至30 min,顯著縮短了時間,但真空設備的限制仍無法工業實施。由于3%Si電工鋼強立方織構的磁性比低C、低Si電工鋼優異得多,也展示Goss織構{110}<001>取向硅鋼不具有的優勢,因而立方織構電工鋼也稱為雙取向鋼,因為在成品板面上有2個<100>易磁化方向。隨著制備裝備多樣化、精準化和智能化水平的不斷提高,以及一些高科技、小規模的尖端領域需求的提高,就有可能小批量工業化生產這種磁性能優異的產品。

{100}織構可以是旋轉立方織構{100}<011>[21~23],立方織構{100}<001>[1,18,19]或25°旋轉立方織構{100}<021>[1,7,13,14,17,18,20,24]。由于前者是形變織構,后2種是再結晶織構,這表明,基于脫錳的相變法工藝,在表面發生相變前樣品板表層經歷了不同程度的再結晶,既可能沒有發生再結晶(這時對應連續再結晶或回復),也可能是部分或完全再結晶。這些不同類型的{100}織構具有不同的用途,因此研究各自的形成既有理論意義也有應用價值。隨著組織結構檢測技術的成熟和熱力學計算相圖技術的普遍應用,對真空脫錳相變法形成各種{100}織構機理的認識也更加深入。近期研究[22~24]表明,在整個板材{100}織構形成的過程中,前期的鐵素體形核及表面脫錳層初期生長是關鍵期,而后期脫碳過程中,表面{100}鐵素體晶粒長入板材中心層形成柱狀晶,該階段織構通常不會改變,只是繼承前期的織構。而關鍵的表層單相鐵素體形核階段涉及加熱時彌散滲碳體的回溶、局部脫碳和{100}亞晶擇優長大的復雜過程。已有研究[21~24]表明,在各種{100}織構中,旋轉立方織構最容易得到,立方織構最難得到。按軋制量與立方織構的關系,中等形變量時最有利于立方織構保留[18,19,27],而過大形變量造成立方織構消失,取而代之的是{100}<021>及{114}<481>再結晶織構。對Tomida等[16~20]摸索出的Fe-3Si-xMn-yC (質量分數,%)多相合金,由于還有第二相的影響和成分的復雜變化,所以探索立方織構的形成規律遠比單相合金難。

由于立方織構比旋轉立方織構更便于成卷板材裁剪加工,因此揭示其形成機制并成功制備出相應產品尤為重要。研究立方織構的形成條件一方面可以通過固定成分,研究工藝參數(如冷軋壓下量和退火工藝)的影響,也可通過固定工藝,研究成分對立方織構形成難易的影響。由于合金成分影響相變點及不同相的相對量,因此也影響熱軋組織、冷軋再結晶組織與再結晶發生的程度,并進一步影響真空加熱脫錳時的表層相變行為和隨后的濕氫脫碳行為。本工作對4種不同C、Mn含量的3%Si電工鋼進行考察,目的是在相同工藝下建立成分與{100}織構類型的關系,以及尋找立方織構形成的成分特點或工藝、時間特點。

1 實驗方法

真空脫錳、濕氫脫碳法適合的電工鋼典型成分是Fe-0.1C-1Mn-3Si (質量分數,%)。為此設計了奧氏體區擴大元素C、Mn含量稍加變化的4種合金,冶煉后的實際成分如表1。可見,1#合金的成分特點是低C高Mn,2#合金特點是高C低Mn,3#合金特點是高C高Mn,4#合金特點是低C低Mn。表1中同時給出利用熱力學軟件Thermo-Calc計算出的平衡相變點,其中A3為奧氏體中鐵素體開始析出的溫度,A1s為共析產物Fe3C開始析出的溫度,A1f為共析產物完成析出的溫度。可見,3#合金相變點最低(A3 = 974℃),4#合金由于含C、Mn最少,其相變點最高(A3 = 1094℃)。

表1   4種合金的成分、熱軋參數、平衡相變點及平衡時珠光體體積分數

Table 1  Compositions, hot rolling parameters, equilibrium transformation temperatures, and equilibrium volume fractions of pearlite in four electrical steels

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高硅電工鋼真空脫錳法的制備工藝比較固定,即熱軋(熱軋后是否常化退火可參照熱軋板內晶粒的變形程度)、冷軋、真空退火(脫錳)、濕氫脫碳退火。前期研究[22~24]表明,最終成品板織構類型主要取決于脫錳階段的單相鐵素體層形核階段或長大初期階段,隨后850~1000℃下的濕氫脫碳只是形成全部鐵素體柱狀晶組織,織構類型基本不再改變。因此本工作僅考察脫錳過程,而不研究脫碳過程。1#合金的詳細制備過程及各階段的組織、織構演變見文獻[22,23],本工作考察其他3種合金與它的差異。合金冶煉后經過鍛造,加熱到1180℃保溫20 min,從27~30 mm的板厚熱軋到2.5~4.0 mm的厚度(因控制不夠精確,熱軋板厚度不同),共3道次熱軋,終軋溫度(TF)見表1。隨后進行50%壓下量(適合立方織構的形變量)冷軋,然后在約3 × 10-3 Pa的真空度下退火,退火中板材表面出現脫錳。樣品從室溫隨爐升溫至1100℃并保溫30 min,900℃之前升溫速率約為900℃/min,由于EXPRESS-LINE真空退火爐加熱效率的限制,900℃以上平均加熱速率約為40℃/min。保溫時間達到后將樣品退出到真空管內的室溫區域冷卻。前期研究[22~24]表明,脫錳形成表面層晶粒的取向特點在隨后的濕氫脫碳長入中心層過程不會改變,也就是說最終{100}織構的強弱基本取決于真空脫錳形核工藝,而不取決于脫碳過程的長大工藝。采用D8 Advance型 X射線衍射儀(XRD)對冷軋樣品的宏觀織構進行測試,采用Imager M2M型光學顯微鏡(OM)、Ultra 55掃描電子顯微鏡(SEM)和HKL Channel 5 EBSD系統及EDAX OIM analysis軟件測試試樣的微觀組織及織構數據。

2 實驗結果

圖1為4種合金在1180℃保溫并進行3道次熱軋后顯微組織的OM像。由于成分不同,相變點不同,且熱軋終軋溫度難以控制完全一致,因此組織顯示的形變程度不同。高C或高Mn的1#、3#合金相變點較低,相對終軋溫度較高,得到均勻分布的鐵素體(圖中白色晶粒)加珠光體(圖中黑色襯度區)混合組織,見圖1a和c；而低C或低Mn的2#和4#合金(圖1b和d)有顯著的形變痕跡,軋制引起的條帶組織特征顯著。雖然鐵素體基本是等軸的,但珠光體團(原奧氏體)成串分布,表明原奧氏體處于形變狀態,并呈長條狀分布,這樣才會轉變成成串的珠光體；或因合金的相變點較高,相對終軋溫度低(見表1),鐵素體量大而穩定,因此形變跡象更顯著。此外,4#合金的鐵素體晶粒尺寸最大,出現了明顯的長大；珠光體較少(8%),對鐵素體長大的阻礙作用弱。由此可知,4種合金冷軋前的初始組織不同,對鐵素體長大起阻礙作用的珠光體團尺寸及分布不同,在隨后的冷軋及真空退火中也可能起不同作用。總體上,相變點越低,熱軋兩相組織越均勻,珠光體團越多。相反,相變溫度越高,形變的痕跡越顯著,珠光體越少,鐵素體長大越顯著。

圖1

圖1   4種合金熱軋后(冷軋前)顯微組織的OM像

Fig.1   OM images of alloy 1 (a), alloy 2 (b), alloy 3 (c), and alloy 4 (d) after hot rolling (RD—rolling direction, ND—normal direction. White grains are ferrites, black regions are pearlites)

圖2是4種合金在50%壓下量的冷軋織構。較低的冷軋壓下量是希望再結晶時有較多的立方取向晶粒,大壓下量的情況在文獻[22~24]中已詳細介紹。由圖2可見,4種合金織構類型相同,均以旋轉立方冷軋織構為主。但織構強度有差異,高C高Mn、相變點最低的3#合金冷軋織構最弱,它對應珠光體體積分數多(15%,見表1)、鐵素體晶粒較小的初始組織,見圖1c；低C低Mn、相變點最高的4#合金織構最強,它對應珠光體體積分數少(8%)、鐵素體多且晶粒尺寸大的初始組織,見圖1d。由此初步得到初始鐵素體晶粒尺寸及珠光體體積分數與冷軋織構強度的關系。通常,初始細晶組織冷軋后應強化{111}織構,隨形變量的繼續加大才強化α取向線織構(特征是<110>//RD,RD為軋制方向),如無間隙原子鋼(IF鋼)。本工作50%的低壓下量下就得到強旋轉立方織構,應該是C的影響或初始織構的影響。

圖2

圖2   4種合金在50%壓下量下冷軋的φ2 = 45°截面取向分布函數(ODF)圖

Fig.2   Constant φ2 = 45° sections of orientation distribution function (ODF) of alloy 1 (a), alloy 2 (b), alloy 3 (c), and alloy 4 (d) after cold rolling with 50% reduction (φ1, Φ, φ2—Euler angles)

圖3是4種合金冷軋后在真空爐內快速加熱到1100℃保溫30 min后顯微組織的OM像,用來考察表層與中心層鐵素體的尺寸差異在多大時最有利于后續脫碳時表層柱狀晶長入內部。相圖計算表明,1100℃下4個合金都應在奧氏體單相區(但如果加熱時間不充分,會有少量鐵素體),見后文計算相圖。在加熱過程中,樣品表面就開始脫錳脫碳,由此伴隨鐵素體晶粒不同程度的再結晶或亞晶回復長大,以及奧氏體的形成及消失或滲碳體顆粒的釘扎與溶解的復雜過程,這些過程比商用的高牌號電工鋼再結晶過程復雜得多。可見,成分不同,初始組織不同,表面脫錳層厚度和中心層組織也不同。4個合金的表面脫錳單相鐵素體層厚度差異不太大,為30~50 μm。低C低Mn、高相變點的4#合金的脫錳層最厚,見圖3d；高C低Mn的2#合金的脫錳層較薄,見圖3b。高C高Mn、最低相變點的3#合金中心層組織最粗大,奧氏體冷卻下來沒有形成珠光體而是形成了魏氏組織(如圖3c中白色箭頭所示),推測高溫保溫時樣品中心層奧氏體、鐵素體經歷了顯著的粗化過程,兩相的成分也顯著不同,30 min保溫結束后緩冷奧氏體轉變為魏氏組織,粗大等軸鐵素體保留下來(如圖3c中黑色箭頭所示)。1#、2#、4#合金中心層區域保留了島狀珠光體彌散均勻分布的狀態(1#合金鐵素體粗化程度稍高于2#和4#),說明其組織比較穩定,這為后續濕氫脫碳形成完全的柱狀晶組織提供了有利保障。而3#合金中心層組織不均勻且不穩定,給后續濕氫脫碳時誘發表層鐵素體向內層生長、形成均勻的柱狀晶組織帶來較大困難。顯然,因合金成分不同,各自相變點不同,相同的脫錳溫度及保溫時間下,表層脫錳速率不同、中心層鐵素體粗化程度也不同,后續表層晶粒生長進入中心層的能力也不同,這些都影響最終整體板厚度上能否實現強{100}織構。前期研究[23,24]表明,700℃時表層就因脫錳脫碳的開始而發生再結晶,得到近似等軸晶組織。

圖3

圖3   4種合金冷軋后快速加熱到1100℃真空退火30 min后顯微組織的OM像

Fig.3   OM images of alloy 1 (a), alloy 2 (b), alloy 3 (c), and alloy 4 (d) after cold rolling and quickly heating to 1100oC in vacuum for 30 min (White arrows in Fig.3c show Widmanst?tten structures, and black arrows show equiaxed ferrites)

圖4給出4種合金表面脫錳層內鐵素體的EBSD取向成像圖及相應的{100}極圖。表2給出各合金內{100}、{111}取向晶粒的面積分數及平均晶粒尺寸。可見,表面脫錳層內主要由{100}和{111}取向晶粒組成,晶粒尺寸不同,{100}取向晶粒面積分數也不同,這種組織明顯繼承了冷軋織構的取向特點。1#合金表層對應旋轉立方織構,這是典型的軋制織構,而不是再結晶織構,說明該合金脫錳相變過程是形變組織中的旋轉立方亞晶出現了擇優長大,先再結晶的{111}晶粒沒有長大優勢,再結晶晶粒的作用不如形變的旋轉立方晶粒,最后得到等軸餅狀晶粒。2#合金晶粒尺寸最小,對應的脫錳層也最薄,說明中心層基體組織阻礙表層晶粒長大的能力強或脫錳速率較慢。其織構特點是較均勻的{100}織構,即脫錳相變時發生再結晶,各種取向的{100}晶粒都出現。3#合金中{100}晶粒發生了較顯著的長大,其尺寸比{111}晶粒大了一倍,{100}晶粒的面積分數達到81.3%；同時具有旋轉立方織構和{100}<021>織構,說明同時發生了不連續再結晶與連續再結晶。4#合金發生了最充分的晶粒長大,晶粒尺寸最大,{111}晶粒尺寸較小。{100}晶粒尺寸比{111}晶粒大1.5倍,達155 μm；其面積分數也達到77.3%,且最突出的是形成明顯的立方織構,這是本工作最希望得到的織構。由于4#合金冷軋前晶粒尺寸最大(見圖1d),推測在立方織構最有利的中等壓下量下,形變鐵素體內有較多的立方取向形變帶或形變不均勻區,退火初期形成較多的立方取向晶粒,抵消了旋轉立方亞晶回復式長大的作用。1#合金只能得到旋轉立方織構,如同文獻[22,23]給出的結果。由此可見,3#與4#合金可以得到再結晶織構遺傳下來的相變織構,而1#合金只能得到形變織構遺傳下來的旋轉立方織構,2#合金繼續保溫時{111}是否可能被完全吞并以及哪種{100}<0vw>織構可繼續強化都需要進一步的證實；如果此時進行脫碳退火,{111}晶粒就很難被吞并。由此可見,相同工藝下,不同成分合金對應的相變點不同,初始組織不同,最終可以得到不同類型的{100}織構,這為后續精確控制成分與工藝,得到更鋒銳的各類{100}織構提供了參考。不同合金脫錳時也需要不同的最佳時間。珠光體量較多(15%)的3#合金本來應該有更強的阻礙鐵素體長大的能力,但其相變點低,高溫1100℃脫錳時其阻礙作用已基本消失,見圖4c。而2#珠光體量也較多(14%),但其相變點稍高(見表1),第二相阻礙長大能力還沒消失,因此{100}晶粒吞并{111}晶粒需要更長的時間,見圖4b。

圖4

圖4   4種合金1100℃真空退火脫錳30 min后表層組織的EBSD取向成像圖及相應的{100}極圖

Fig.4   EBSD orientation maps and corresponding {100} pole figures of the surface region of alloy 1, {100}<011> texture (a), alloy 2, {100} texture (b), alloy 3, {100}<021> texture (c), and alloy 4, {100}<001> texture (d) after vacuum annealing at 1100oC for 30 min (TD—transverse direction)

表2   真空退火脫錳后4種合金表層晶粒信息

Table 2  Surface grains information of 4 alloys after Mn-removal annealing in vacuum

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3 分析討論

由上述實驗結果可見,因成分不同,相同工藝下可獲得不同類型的{100}織構鐵素體表面層,因脫碳伴隨的相變過程難從本質上改變織構類型,所以精確控制成分與脫錳層織構更加關鍵。本工作目的之一是考察能否制備出立方織構、{100}<021>織構和旋轉立方織構或考察立方織構的形成條件；二是結合計算相圖分析成分或相變點的影響。一方面,可以在同一種合金中通過不同工藝優化出立方織構可能的形成條件；另一方面,也可考察不同成分合金,研究哪種相對容易得到立方織構。由于脫錳型硅鋼中立方織構的形成除了受初始晶粒尺寸、形變量、退火溫度和時間影響外,也受相變點、珠光體量及分布的影響,因此考察立方織構的形成不應局限在同一成分合金以內。通過對比文獻[22~24]與本工作結果,可知得到旋轉立方織構比較容易。為考察不同成分合金組織及織構形成的原因及規律,進行了熱力學計算,圖5給出4種合金相的相對量與溫度的關系,圖6給出溫度與Mn含量關系的相圖,圖7給出溫度與C含量關系的相圖。相圖計算表明,1100℃下4個合金都應在奧氏體單相區(但如果加熱時間不充分,會有少量鐵素體)。需要說明的是,實際加熱過程中表層脫錳與脫碳就發生了,并不是在1100℃才發生脫錳、脫碳過程；但脫碳程度遠低于后續的濕氫脫碳,因而組織織構變化主要由脫錳控制。

圖5

圖5   4種合金中相的相對量與溫度的關系

Fig.5   Relationships of volume fractions of different phases and temperatures of alloy 1 (a), alloy 2 (b), alloy 3 (c), and alloy 4 (d)

圖6

圖6   4種合金對應的計算相圖(溫度與Mn含量的關系)

Fig.6   Calculated phase diagrams (relation of temperature and manganese content) of alloy 1 (a), alloy 2 (b), alloy 3 (c), and alloy 4 (d)

圖7

圖7   4種合金中溫度與C含量的關系相圖

Fig.7   Calculated phase diagrams showing the relation of temperature and carbon content of alloy 1 (a), alloy 2 (b), alloy 3 (c), and alloy 4 (d)

由圖5可知,1#合金在997℃進入奧氏體單相區,1100℃保溫時的過熱度是103℃,珠光體開始出現的溫度是741℃；2#合金在1050℃進入奧氏體單相區,過熱度是50℃,珠光體開始出現的溫度是776℃；3#合金在974℃進入奧氏體單相區,過熱度最大,為126℃；珠光體開始出現的溫度最低,為749℃；4#合金在1094℃進入奧氏體單相區,過熱度最小,只有6℃,因此在1100℃的單相區內奧氏體晶粒最難長大,保溫脫錳后的冷卻過程中,形成的鐵素體及珠光體團尺寸最小,組織最均勻,見圖3d。而珠光體開始出現的溫度較高,為770℃。此外4#合金珠光體形成溫度范圍最小,只有6℃,3#合金珠光體形成溫度范圍最大,為18℃。

圖6中各相圖內用紅色虛線標出合金原始成分位置。可見,它們都處在奧氏體單相區,而從脫錳后緩冷的組織(圖3)來看,除3#合金以外的3種合金中心區組織應該為處在奧氏體+鐵素體兩相區形成的,一方面它們可能是緩冷時奧氏體分解后的組織轉變產物,也可能是相圖計算存在一定的誤差引起的,當然也不能完全排除化驗成分不夠準確。但這些差異對規律性的分析影響較小。

4#合金中心層成分處在奧氏體單相區的最低位置,見圖6d；其他3種合金初始成分處于奧氏體單相區較高溫度位置,見圖6a~c。由此可知4#合金的基體組織穩定,鐵素體及奧氏體晶粒粗化速率最小,這為脫錳層組織的發展提供了有利條件,因為中心層晶粒尺寸越小,表層晶粒長入中心層越容易。隨表面層脫錳的進行,表層的鐵素體單相區向中心層奧氏體區推進；如果溫度降低,則中心層就處在奧氏體與鐵素體的兩相區。相變點最低的3#合金中奧氏體最穩定,晶粒長大能力最強；Mn是奧氏體穩定元素,脫錳驅動力應該較小,但其高的Mn含量又加速脫錳。低C低Mn、相變點最高的4#合金相變難以發生,于是有較充分的時間完成再結晶過程,加上初始組織粗大,冷軋時容易形成晶內形變不均勻區,便于立方取向晶粒再結晶后保留。此外,50%冷軋壓下量也有利于保留立方取向晶粒,因此,4#合金立方織構最強。高C高Mn、相變點最低的3#合金加熱時相變容易進行,但快速升溫時因彌散、量大的珠光體阻礙晶粒長大,再結晶過程便難以充分進行；然而,一旦滲碳體粒子溶解,晶粒長大能力就增強,所以部分再結晶的晶粒可以充分長大并吞并{111}晶粒,最后出現形變取向的旋轉立方和再結晶取向的{100}<021>等同發展。但由于3#合金中心層奧氏體粗化快,冷卻后沒有得到彌散細小的兩相分布狀態,見圖3c,使得在隨后的脫碳過程中,表層{100}晶粒難以有效長入中心層。所以3#合金是個表層織構容易形成,脫碳時柱狀晶組織難以實現的合金(但不說明在其他工藝下可得到理想的整體{100}織構組織)。

隨著脫錳的進行,在相圖中樣品表面成分狀態點將左移到鐵素體與奧氏體兩相區,微觀上對應表層鐵素體單相區的定向擴散過程,中心區則是原始狀態。4種合金的三相區溫度范圍(見表1中A1s、A1f之差)分別為12、10、18和6℃,即4#合金的溫度范圍最小,但其三相區溫度高；而3#合金溫度范圍最大,溫度低；但2種合金晶粒長大都較充分。

從圖7可見,高Mn、低相變點的1#和3#合金相圖很相似,而低Mn、高相變點的2#和4#合金相圖很相似。已有的研究[16~21]一般都提出脫碳溫度應在鐵素體+奧氏體兩相區,但由圖7可知,脫碳溫度應該在C含量為0 (即不含C)時的兩相區溫度區間的最低溫度以下,否則即使完成脫碳,合金也是兩相混合組織,而不是單相鐵素體組織。這個臨界溫度,對于1#合金來說是在約925℃以下脫碳(見圖7a中的紅色虛線),2#合金應在約1070℃以下脫碳(見圖7b中的紅色虛線),3#合金應在約930℃以下脫碳(見圖7c中的紅色虛線),4#合金應在低于約1050℃下脫碳(見圖7d中的紅色虛線)。因此4個合金應該有不同的脫碳溫度,高相變點合金采用較高的脫碳溫度,以便于提高脫碳速率,而低相變點的合金只能采用較低的脫碳溫度。為了防止較高溫度下組織迅速粗化,表層鐵素體層難以均勻推進到中心層,脫碳溫度還應進一步下降。只有中心層是彌散細小的兩相組織時,表面鐵素體層才能穩定推進,最終得到組織單一、{100}織構鋒銳的合金。但脫碳溫度過低時,表面鐵素體層與中心兩相區的界面遷移率與脫碳速率不匹配,表層晶粒就難以均勻推進到中心層,中心層等軸組織不會消失。因此最佳脫碳溫度一般在兩相區的中溫區,且與合金成分即相變點有對應關系。綜合來講,相比于組織和織構都要精確控制的脫錳層工藝,主要控制組織的脫碳工藝相對要容易一些。

4 結論

(1) 4種不同成分的Fe-xC-yMn-3Si系列電工鋼在50%冷軋壓下量及其他相同工藝下獲取的表面脫錳層中{100}織構類型存在差異,1#合金為典型的形變類型旋轉立方織構{100}<011>；2#合金為均勻的{100}織構；3#合金為旋轉立方形變織構和{100}<021>再結晶織構,{100}晶粒面積分數達81.3%；4#合金為立方織構{100}<001>,{100}晶粒面積分數為77.3%。

(2) 成分是影響脫錳層組織和{100}織構的重要影響因素。相同工藝下,相變點及各相相對量的差異造成熱軋雙相組織中的等軸鐵素體和珠光體團的尺寸和分布不同、冷軋織構強度不同、脫錳層厚度和織構不同。最終立方織構樣品對應的是初始鐵素體晶粒尺寸較大、冷軋后旋轉立方織構最強、相變點高的低Mn、低C合金。脫錳層發生了最顯著的晶粒長大和{100}晶粒吞并{111}晶粒的過程。換句話說,不同成分合金制備立方織構的工藝應不同。兩相組織比單相組織更有利于{100}織構的強化。

(3) 4種合金兩相區上限或奧氏體單相區的低溫區為合適的脫錳溫度,低于C在鐵素體中溶解度為0時的溫度為合適的脫碳溫度范圍。低相變點合金應該采用低的真空脫錳溫度。