李民1,2,王繼杰1,李昊澤,2,3,邢煒偉2,劉德壯2,李奧迪2,馬穎澈2

隨著我國電力、電子和國防軍工等領域的快速發展，對高性能電工鋼的迫切需求日益增長。無取向6.5%Si鋼(質量分數，下同)具有優異的高頻軟磁性能，如低鐵損、高磁導率和接近零的飽和磁滯伸縮系數[1]，一直備受人們關注。然而，隨Si含量提升至6.5%，B2和D03有序相的形成使得高硅鋼室溫塑性差，易發生脆性斷裂，幾乎不能冷變形，嚴重制約了該合金鋼的工業生產及應用。熱軋硅鋼受限于產品表面質量和磁性能等問題，早已被淘汰。因此，在高硅鋼的規模化生產實驗中，中溫變形成為了與之最契合、最有效的一種制備工藝。

一直以來，稀土微合金化是無取向6.5%Si鋼增塑研究的重點課題之一。稀土元素憑借獨特的原子結構和物理化學性質，在改善高硅鋼的微觀組織、力學性能以及磁性能方面均具有重要影響。添加元素主要包括Ce[2~7]、La[4]、Y[4,8~10]和Hf[11]等，且相關報道主要集中在輕稀土Ce。Li等[3]研究了稀土Ce對薄帶連鑄無取向6.5%Si鋼600℃拉伸塑性的影響，發現添加Ce有助于細化組織，提高晶間結合力，能夠有效避免鑄帶發生沿晶斷裂。Yu等[4]研究了稀土元素對6.5%Si鋼有序結構和拉伸塑性的影響，發現添加Ce、La和Y均能夠降低基體有序度，含Ce試樣400℃斷后延伸率由無Ce試樣的7.3%提升至23.0%。Cai等[7]研究了稀土Ce對高硅鋼在400~640℃中溫壓縮變形行為和力學性能的影響，將高硅鋼力學性能的提升歸因于添加Ce導致的有序度降低和位錯組態轉變。此外，Yu等[11]發現添加Hf元素能夠阻礙6.5%Si鋼有序化并提升其拉伸塑性，富Hf的fcc結構Hf-Fe-Si相的析出是抑制Fe-Si有序相形成的重要原因。

有關重稀土Y對無取向6.5%Si鋼的增塑研究較少，且主要集中在Y元素對無取向6.5%Si鋼高溫變形的影響研究[8,9]。Liu等[8]研究了無取向6.5%Si鋼在600~900℃下的熱壓縮變形行為，發現添加Y通過細化晶粒和有序相，能夠改善無取向6.5%Si鋼熱變形塑性，減少微裂紋產生，擴大熱加工工藝穩定區。然而，目前針對稀土Y對無取向6.5%Si鋼中溫壓縮變形影響的研究尚未見報道，相關作用機制也有待闡明。

本工作重點研究了稀土Y對無取向6.5%Si鋼凝固組織、中溫壓縮變形行為及軟化機制的影響規律。通過對試樣鑄態組織、500℃壓縮力學性能和變形組織的對比分析，澄清了稀土Y對改善無取向6.5%Si鋼塑性變形能力和動態軟化能力的作用機制。以期為稀土微合金化無取向6.5%Si鋼的成分設計和加工工藝制定提供實驗參考。

1實驗方法

使用25 kg真空感應熔煉爐制備出3種不同Y含量的無取向6.5%Si鋼鑄錠作為實驗原始材料。初始鑄錠橫截面直徑為100 mm，金相與熱模擬試樣均截取自鑄錠半徑的1/2處。其中，添加Y的含量采用iCAP6300電感耦合等離子發射光譜儀檢測，3種試樣詳細的化學成分列于見表1，根據Y含量的檢測結果，將其分別命名為0Y、0.017Y和0.15Y。

表1不同Y含量鑄錠的化學成分 (mass fraction / %)

Table 1Chemical compositions of the ingots with various Y contents

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使用電火花線切割切取直徑10 mm、長15 mm的鑄態試樣，在Gleeble 3800型熱模擬試驗機上進行單道次壓縮實驗，各實驗用鋼測試3支平行試樣，并獲得真應力-真應變曲線。試樣以10℃/s的升溫速率加熱到500℃，保溫4 min后開始變形，應變速率為1 s-1，壓縮率為40%，變形后立即取出水冷，保留變形組織。

鑄態試樣和壓縮變形試樣經逐級打磨、拋光后，采用4 g CuSO4+ 20 mL HCl + 20 mL H2O的混合溶液進行腐蝕，使用GX53光學顯微鏡(OM)獲取金相組織，采用截線法測量平均晶粒尺寸，裂紋長度、數量使用OLYCIA m3軟件——幾何測量工具進行統計。使用JXA-8530F場發射電子探針(EPMA)對鑄錠枝晶進行微區元素分析。使用裝備Nordlys Max3型電子背散射衍射(EBSD)分析系統和Ultim MaxN硅漂移型能譜儀(EDS)的MIRA3型場發射掃描電鏡(SEM)對鑄錠枝晶界稀土化合物進行EBSD相鑒定分析和EDS分析。使用Image-Pro Plus軟件對鑄錠中晶內和晶界稀土化合物的數量、尺寸和面積進行測量統計。

采用SmartLab多功能X射線衍射儀(XRD)對鑄態試樣進行有序結構分析，掃描速率為10°/min。將直徑3 mm的鑄態試樣和變形試樣打磨至50 μm厚，使用TenuPol-5電解雙噴儀在電壓為30 V和溫度為-20℃的條件下進行化學減薄，雙噴液采用5%HClO4+ 95%C2H6O (體積分數)混合溶液，然后使用Talos F200透射電鏡(TEM)進行選區電子衍射(SAED)分析。使用Velox軟件測量有序相{010}衍射斑與基體{020}衍射斑的相對強度比。

EBSD試樣通過電解拋光制備，電解液采用13%HClO4+ 87%C2H6O (體積分數)混合溶液，電壓為30 V，溫度為-20℃。使用配備Symmetry EBSD探測器的MERLIN Compact場發射掃描電鏡檢測變形試樣縱剖面的微觀組織，相關EBSD數據使用配備的HKL Channel 5軟件分析處理。

2實驗結果與討論

2.1鑄錠微觀組織

圖1為3種鑄錠的宏觀組織和對應的高倍SEM像。由低倍組織(圖1a~c)可以看出，鑄錠表層存在明顯的激冷層，形成了明顯的細晶區。0Y鑄錠表層存在1~2 cm的柱狀晶區，而3種鑄錠半徑的1/2處和中心均為等軸晶組織。隨Y含量提高，凝固組織得以顯著細化。經過統計，3種鑄錠的平均晶粒尺寸分別為(1770 ± 126)、(748 ± 56)和(204 ± 10) μm。鑄錠的SEM像(圖1d~f)顯示，0.017Y和0.15Y鑄錠的枝晶內和枝晶界出現了稀土化合物。

圖1

圖10Y、0.017Y和0.15Y鑄錠的宏觀組織和SEM像

Fig.1Macrostructures (a-c) and high magnified SEM images (d-f) of the as-cast 0Y (a, d), 0.017Y (b, e), and 0.15Y (c, f) ingots (Insets in Figs.1e and f show the magnified images. GB—grain boundary, IGC—intragranular rare-earth compound, IDC—interdendritic rare-earth compound)

為進一步確定晶內稀土化合物的種類，使用EPMA分析了晶內稀土化合物的化學成分。如圖2所示，在0.017Y和0.15Y鑄錠枝晶內觀察到了顆粒狀的富Y相，尺寸約為2 μm，稀土化合物的芯部富集Y、O和S元素，外層富集Y和P元素。根據稀土化合物的Gibbs形成自由能[12]可知，由于稀土Y與O、S、P具有較強的化學親和力，鋼液中添加Y可以形成高熔點Y2O3、Y2O2S、Y2S3、YS或YP。綜合鑄錠晶內稀土化合物的元素富集情況和化學成分(圖2和表2)，推斷在本實驗條件下0.017Y和0.15Y鑄錠在熔煉過程中形成了稀土Y的復合型化合物，化學組成略有差異。復合稀土化合物的形成受鋼液中Y與雜質元素反應熱力學的影響，與Y含量有關。0.017Y鑄錠中晶內稀土化合物芯部主要為Y2O3和Y2O2S，表層為YP。0.15Y鑄錠中晶內稀土化合物芯部為Y2O2S，表層為YP。這種復合型稀土化合物的形成說明在當前熔煉條件下，Y元素與鋼液中的O、S具備更高的化學親和力，首先化合形成復合稀土化合物的核心，然后以此為形核基底，Y元素進一步與鋼液中的P化合形成表層的YP。

圖2

圖20.017Y和0.15Y鑄錠的SEM像和EPMA元素面分布圖

Fig.2SEM images and the corresponding EPMA elemental maps of the intragranular rare-earth compounds in the as-cast 0.017Y (a) and 0.15Y (b) ingots

表2鑄錠晶內稀土化合物的EDS結果 (atomic fraction / %)

Table 2EDS results of the intragranular rare-earth compounds

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0.017Y和0.15Y試樣細化的凝固組織與復合稀土化合物的形成有關。高熔點稀土化合物通常與基體具有低晶格錯配度，能夠促進鋼液異質形核，細化凝固組織。本工作基于Bramfitt[13]提出的錯配度計算方法，驗證了復合稀土化合物表層的YP能否作為有效的形核劑促進異質形核：

式中，(hkl)s和(hkl)n分別為基體和形核劑的低指數晶面；[$???$]s和[$???$]n分別為($???$)s和($???$)n的低指數晶向；${?}_{{[???]}_{\mathrm{s}}}$和${?}_{{[???]}_{\mathrm{n}}}$分別為沿[$???$]s和[$???$]n晶向的原子間距；$?$為[uvw]s和[uvw]n之間的角度。表3列出了YP與高溫鐵素體δ-Fe之間的晶格錯配度，其與基體間的錯配度約為0.67%。Bramfitt錯配度模型[13]存在2個經驗判據，低于6%被認為可以作為非均質形核核心，6%~12%被認為有可能成為非均質形核核心。計算結果表明，YP能夠充當δ-Fe的有效形核基底，促進鋼液異質形核，提高形核率，這是0.017Y和0.15Y試樣凝固組織得以細化的原因。

表3晶格錯配度計算結果

Table 3Calculated results of the lattice misfit between YP andδ-Fe (Case:${(\mathrm{220})}_{\mathrm{Y}\mathrm{P}}//{(\mathrm{110})}_{?-\mathrm{F}\mathrm{e}}$)

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為了定量統計鑄錠中晶內和晶界稀土化合物含量與添加Y含量之間的關系，對稀土化合物的個數、尺寸和面積進行測量，分別通過式(2)和(3)計算了晶內稀土化合物的體積分數和晶界稀土化合物的面積分數[16]：

式中，fv-IGC為晶內稀土化合物的體積分數，N為稀土化合物的數量，A為測量照片的面積，d為稀土化合物的平均直徑。

式中，fa-IDC為晶界稀土化合物的面積分數，A0為稀土化合物的面積。統計結果表明，0.017Y和0.15Y鑄錠中晶內稀土化合物的體積分數分別為0.01%和0.05%，晶界稀土化合物的面積分數分別為0.11%和0.90%，2者均隨添加Y含量的增加明顯提高。

基于上述實驗結果，圖5給出了添加Y的無取向6.5%Si鋼凝固過程示意圖。當熔體處于高于基體熔點的一定溫度時，高熔點、顆粒狀的富Y復合稀土化合物優先在熔體中形成(圖2)。隨后，熔體溫度降低達到一定過冷度，基體開始形核結晶。其中，稀土化合物的異質形核機制是含Y鑄錠凝固組織細化的主要原因。隨基體進一步結晶長大，由于Y原子較大的原子半徑和較低的固溶度[17]，僅有少量Y原子固溶于基體中，而大多數Y原子將逐漸偏析至固-液界面前沿。這種偏析可能產生一個成分過冷區域，從而通過溶質效應進一步導致晶粒細化[18,19]，這是含Y鑄錠凝固組織細化的另一個原因。此外，Fe、Si和Y的電負性分別為1.83、1.90和1.22，Y-Fe和Y-Si之間的電負性差值分別為0.61和0.68，這表明Y原子與Si原子具有更大的親和力。因此，Y的偏析可能吸引更多的Si原子向固-液界面擴散，使殘余熔體中Y、Si原子濃度逐漸提高。最終，凝固末期鑄錠在枝晶間形成Y2Fe14Si3化合物(圖3和4)。

圖5

圖5添加Y的無取向6.5%Si鋼凝固過程示意圖

Fig.5Schematic of the solidification process of non-oriented 6.5%Si electrical steel doped with Y

綜上所述，當添加Y含量為0.017%和0.15%時，稀土Y在鑄錠凝固組織中主要有3種存在方式，包括枝晶內高熔點的Y2O3+ Y2O2S/Y2O2S-YP復合稀土化合物，枝晶間的Y2Fe14Si3化合物以及固溶在基體中的少量Y原子。隨Y含量增加，枝晶內和枝晶間稀土化合物的含量均逐漸提高。

無取向6.5%Si鋼在760℃以上為A2結構，即具有bcc晶格結構的無序固溶體[20]。而隨溫度降低，A2相將發生有序化轉變形成B2 (FeSi)和D03(Fe3Si) 2種有序相[21]。圖6為不同Y含量鑄態試樣的XRD譜。可見，3種試樣中均檢測到了B2相的衍射特征峰，說明鑄錠冷卻過程中均發生了有序相轉變。相關文獻報道[4,21]，通過測量有序相特征衍射峰和基體衍射峰的相對強度比(IB2(100)/IA2(200))可以表征有序度，相對強度比越大，基體有序度越高。隨Y含量增加，鑄錠IB2(100)/IA2(200)的測量結果分別為2.39、1.38和0.40，基體有序度逐漸減小。此外，基體有序度還可以通過TEM有序相(100)和基體(200)衍射斑的相對強度比進行表征[20]。圖7為鑄錠[001]晶帶軸的SAED花樣，使用Velox軟件統計了有序相(100)衍射斑與基體(200)衍射斑的相對強度比，0Y、0.017Y和0.15Y鑄態試樣中I${}_{\mathrm{B}\mathrm{2},?{\mathrm{0}}_{\mathrm{3}}(\mathrm{100})}$/I${}_{\mathrm{A}\mathrm{2},\mathrm{B}\mathrm{2},?{\mathrm{0}}_{\mathrm{3}}(\mathrm{200})}$的值分別為0.85、0.53和0.41。XRD和TEM統計結果表明，鑄錠基體有序度與添加Y含量呈反比關系。Fe-Si有序相轉變屬于二級相變，主要通過原子擴散的方式發生相變[22]。添加稀土元素引起基體有序度的降低被歸因于基體Fe、Si元素和稀土元素之間的電負性差異[4~6]。如上文提到Y-Fe和Y-Si之間具有較大的電負性差值，而Fe-Si電負性差值僅為0.07，這將導致有序相變時Si和Fe原子更容易從Y原子中吸引電子，從而降低Fe、Si原子的空位擴散能力[7]，最終使基體有序度降低。

圖6

圖6不同Y含量鑄錠的XRD譜

Fig.6XRD spectra of the ingots with various Y contents

圖7

圖7不同Y含量鑄態試樣沿[001]晶帶軸的SAED花樣

Fig.7SAED patterns along [001] zone axes of the as-cast 0Y (a), 0.017Y (b), and 0.15Y (c) samples

2.2中溫壓縮力學性能(500℃)

圖8為3種鑄態試樣500℃壓縮的真應力-真應變曲線，均由彈性變形階段、加工硬化階段和加工軟化階段組成。材料發生屈服后，進入加工硬化階段，由于位錯積累，真應力隨應變增加而增大。隨后，當達到峰值應力后(最大應力)，進入加工軟化階段，動態軟化作用的增強使真應力隨應變增加而減小。基于真應力-真應變曲線，加工硬化率可通過式(4)計算獲得[23]：

圖8

圖8不同Y含量鑄態試樣在500℃、1 s-1和40%壓下量壓縮的真應力-真應變曲線

Fig.8True stress-true strain curves of the as-cast 0Y (a), 0.017Y (b), and 0.15Y (c) samples at 500oC with constant strain rate of 1 s-1and constant reduction of 40%

式中，θ為加工硬化率，σ為真應力，ε為真應變，T為變形溫度，$\dot{?}$為變形速率。圖9為不同Y含量鑄態試樣500℃壓縮的θ-ε曲線、峰值應力和相應的臨界應變。當θ =0時，意味著此時材料的加工硬化作用等于加工軟化作用，并可獲得曲線的峰值應力和對應的臨界應變。可以看出，隨Y含量增加，曲線峰值應力逐漸提高，這主要是凝固組織細化的強化作用導致的(圖1)。相反，相應的臨界應變隨Y含量增加逐漸減小，表明加工硬化階段縮短，加工軟化階段獲得提前，這與變形試樣的軟化機制有關。

圖9

圖9不同Y含量鑄態試樣500℃壓縮的加工硬化率-真應變(θ-ε)曲線、峰值應力和相應的臨界應變

Fig.9Comparisons ofθ-εcurves (a), peak stress and the corresponding critical strain (b) of the as-cast samples with various Y contents compressed at 500oC (θ—work hardening rate,ε—true strain)

2.3變形組織與加工軟化機制

圖10為不同Y含量鑄態試樣500℃壓縮后外表的宏觀照片。可見，0Y和0.017Y試樣表面凹凸不平，這表明2者變形時發生了塑性失穩。與此相反，0.15Y試樣變形后呈典型的圓鼓狀，說明其變形相對比較穩定。

圖10

圖103種鑄態試樣500℃壓縮后的宏觀照片

Fig.10Macrographies of the as-cast samples with various Y contents after compression at 500oC

圖11a~c為不同Y含量鑄態試樣500℃壓縮后縱剖面組織的OM像。可見，試樣表層區變形程度較小，晶粒仍保持等軸狀態，并產生了明顯的穿晶裂紋，這說明該區域塑性變形比較困難，所以該區域通常也被稱為“死區”。相比之下，試樣芯部晶粒垂直壓縮方向(compression direction，CD)產生了明顯伸長，且無裂紋，表明壓縮時塑性變形主要集中發生在芯部區域。此外，對3種試樣表層區的裂紋數量和長度進行了測量，結果繪于圖11d。可以看出，隨Y含量增加，裂紋的數量和總長度均減小，其中裂紋總長度的減小尤為明顯，這說明添加Y后試樣的裂紋萌生和擴展能力得到一定程度的抑制。

圖11

圖11不同Y含量鑄態試樣500℃壓縮后縱剖面組織的OM像和裂紋統計結果

Fig.11Longitudinal OM images showing the micro-structures of the as-cast 0Y (a), 0.017Y (b), and 0.15Y (c) samples after compression at 500oC, and statistical results of cracks in the surface regions (d) (CD—compression direction)

如圖12所示，進一步觀察變形試樣，可以看出芯部拉長晶的內部存在明顯的變形帶組織，這是由于局部不均勻變形所致[19]。研究[24]表明，在低溫或高應變速率的條件下，6.5%Si鋼在變形過程中易產生{112}<111>形變孿晶，變形機制可能為位錯滑移和形變孿晶的聯合機制。其中，{112}<111>形變孿晶與基體之間的轉軸關系為繞<111>軸轉動60°可得到Σ3的重合點陣界面[25,26]。然而，如圖12d~f所示，變形帶與基體的取向關系分析結果顯示出，3種變形試樣的變形帶與基體之間均不具備Σ3-60°<111>的特殊取向關系，說明3種試樣在變形過程中均未形成形變孿晶，所以500℃熱壓縮的變形機制均為位錯滑移機制。此外，從該區域的元素面掃描圖(圖12g~i)可以看出，變形后0.017Y和0.15Y試樣中晶界Y2Fe14Si3化合物逐漸沿變形方向延伸，部分Y2Fe14Si3化合物發生了破碎，沿晶界呈鏈狀分布。由于Y2Fe14Si3化合物含量較少，且變形后并未在其與基體的界面處觀察到顯微裂紋的萌生和擴展，所以分析認為在當前實驗條件下，Y2Fe14Si3的少量析出不會對含Y鑄錠的中溫加工塑性帶來負面影響。圖13示出了不同Y含量鑄態試樣壓縮后的晶粒取向圖和局部取向差(local misorientation，LM)圖。LM表示定點與其最近鄰點之間的平均取向差，它是評定應變分布和幾何必須位錯(geometrically necessary dislocation，GND)的重要指標[8,27]。如圖所示，變形試樣的表層晶粒LM較低，基本呈藍色，為低應變區；芯部晶粒LM較高，基本呈綠色，為高應變區。比較3種變形試樣的高應變區(圖13b、d和f黑色方框區域)，0Y和0.017Y變形試樣芯部呈藍綠相間，LM分布不均勻；而0.15Y變形試樣芯部的LM分布更為均勻，說明0.15Y試樣的應變分布相對均勻，晶粒間具有良好的變形協調能力。

圖12

圖12不同Y含量鑄態試樣500℃壓縮后的EBSD反極圖、Σ3-60°<111>特殊晶界分布圖及元素面掃描圖

Fig.12CD-inverse pole figures (IPFs) (a-c),Σ3-60°<111> special grain boundary distribution maps (d-f), and EDS elemental maps (g-i) of the as-cast 0Y (a, d, g), 0.017Y (b, e, h), and 0.15Y (c, f, i) samples after compression at 500oC

圖13

圖13不同Y含量鑄態試樣500℃壓縮后縱剖面的EBSD晶粒取向圖和局部取向差(LM)圖

Fig.13Longitudinal EBSD grain orientation maps (a, c, e) and local misorientation (LM) maps (b, d, f) of the as-cast 0Y (a, b), 0.017Y (c, d), and 0.15Y (e, f) samples after compression at 500oC

基于圖13采集的EBSD數據，通過Gao等[28]以及Kubin和Mortensen[29]提出的應變梯度理論計算了GND密度，相關的計算公式為：

式中，${?}_{\mathrm{G}\mathrm{N}\mathrm{D}}$為GND密度，b為Burgers矢量模(0.248 nm)，μ為EBSD掃描步長(10 μm)，ν為平均LM。

圖14統計了圖13黑色方框區域內3種試樣芯部變形組織在0°~5°范圍內的LM分布，黑線代表Gauss擬合曲線。可以看出，0Y和0.017Y試樣芯部變形組織的LM分布相似，主要集中在0°~2°區間；而0.15Y試樣芯部變形組織的LM主要分布于2°~4°區間，說明0.15Y試樣在變形后晶粒內部的局部取向差更大，位錯密度更高。通常，在計算GND密度時，排除大于3°的LM值，因為這些位置可能是變形的晶界或回復后的亞晶界，而并非是由位錯積累造成的[30]。圖14d示出了GND密度的計算結果，0Y和0.017Y試樣芯部變形組織的GND密度相差不大，分別為1.17 × 1015和1.22 × 1015m-2，而0.15Y試樣的GND密度提高至1.73 × 1015m-2。

圖14

圖14不同Y含量鑄態試樣500℃壓縮后芯部晶粒的LM分布圖和對應的幾何必須位錯(GND)密度

Fig.14LM distribution histograms of the as-cast 0Y (a), 0.017Y (b), and 0.15Y (c) samples after compression at 500oC, and the corresponding geometrically necessary dislocation (GND) densities (ρGND) (d) (R2—coefficient of determination)

圖15為不同Y含量鑄態試樣500℃壓縮后的TEM明場像和對應的SAED花樣。首先，從圖15a~c中可以明顯看出，隨Y含量增加，基體中位錯密度逐漸增大，這與基于EBSD數據計算的GND密度變化趨勢一致。其次，在3種試樣的芯部變形組織中均未觀察到再結晶晶粒或亞晶組織(圖11a~c和圖15a~c)，表明3種試樣在變形過程中僅發生中溫回復，其回復機制主要與位錯重組有關[20,31]。此外，沿[001]晶帶軸的SAED花樣(圖15d~f)顯示，3種變形試樣僅出現基體衍射斑，而有序相的衍射斑全部消失，說明經500℃壓縮后3種試樣的芯部變形組織接近無序狀態。基于上述分析，可以確定本工作中3種試樣在500℃壓縮過程中的軟化機制由動態回復和形變誘導無序機制(deformation induced disordering，DID)[32,33]主導。

圖15

圖15不同Y含量鑄態試樣500℃壓縮后的TEM明場像和對應的SAED花樣

Fig.15Dislocation configurations in bright-field TEM images (a-c) and the corresponding SAED patterns (d-f) along [001] zone axes of the as-cast 0Y (a, d), 0.017Y (b, e), and 0.15Y (c, f) samples after compression at 500oC

上述實驗結果表明，添加Y對改善無取向6.5%Si鋼的塑性變形能力具有重要影響作用。一方面，添加Y后鑄錠凝固組織顯著細化。從圖13可以看出，變形過程中晶界是局部應力集中的主要區域，因為晶界作為位錯運動的障礙易造成位錯塞積，導致局部應力集中，最終發生塑性失穩。相反，晶粒細化不僅能夠增大晶界總面積，阻礙裂紋擴展(圖11)，而且能夠使塑性變形分散在更多的晶粒內進行，應力集中相對較小，塑性變形更加均勻。另一方面，添加Y后6.5%Si鋼基體有序度降低(圖6和7)，這是位錯密度隨Y含量增加而增大的主要原因[8](圖14d和圖15a~c)。有序相的塑性變形主要依靠超位錯滑移，超位錯受到反相疇的束縛難于交滑移[33~35]。位錯密度提高有利于位錯切割有序相[21]，從而使DID作用增強。

高溫壓縮時，實驗用鋼真應力-應變曲線的變化特征取決于加工硬化作用和加工軟化作用的相對強弱關系。變形前期，加工硬化階段主要由有序強化和細晶強化主導。晶粒細化意味著晶界面積增大，易造成晶界處位錯塞積；有序化導致位錯運動困難，2者引起的強化作用與峰值應力呈正相關。隨Y含量增加，鑄錠晶粒細化，基體有序度降低。細晶強化作用導致0.017Y和0.15Y試樣變形前期的加工硬化值和峰值應力明顯高于0Y試樣。而當Y含量增加至0.15%，試樣基體有序度顯著降低，所以其峰值應力的提高不再明顯(圖9b)。變形后期，加工軟化階段主要由動態回復和DID作用主導。與0Y試樣相比，0.017Y試樣的位錯密度略微增大，0.15Y試樣的位錯密度明顯增大(圖15a~c)。添加Y使基體有序度降低，基體位錯密度增大，導致了DID作用增強。因此，隨Y含量增加，試樣的臨界應變和變形后期的加工硬化率逐漸減小。當Y含量增加至0.15%時，由于基體位錯密度和DID作用最高，臨界應變由0Y的28%和0.017Y的27%減小至20% (圖9b)。綜上所述，本工作將含Y試樣加工軟化作用的增強歸因于基體有序度下降和DID作用的增強。

3結論

(1) 在當前熔煉條件下，添加Y含量為0.017%和0.15%，無取向6.5%Si鋼的枝晶內形成了高熔點的Y2O3+ Y2O2S/Y2O2S-YP復合化合物，促進了鋼液異質形核，細化了凝固組織；枝晶間形成了Y2Fe14Si3化合物。隨Y含量增加，枝晶內和枝晶間稀土化合物含量逐漸提高，基體有序度明顯降低。

(2) 在500℃、1 s-1和40%壓下量的單軸壓縮條件下，含Y試樣加工軟化階段對應的加工硬化率和臨界應變降低，動態軟化作用增強。隨Y含量提高，壓縮試樣的裂紋數量減少，裂紋總長度減小。壓縮試樣的芯部出現晶內變形帶，變形機制由位錯滑移主導。

(3) 隨Y含量增加，熱壓縮試樣的基體位錯密度逐漸提高，基體有序度下降和形變誘導無序作用的增強是含Y試樣動態軟化作用增強的主要原因。