升溫速率對(duì)低碳無(wú)取向電工鋼脫碳退火組織及織構(gòu)的影響(參考版)
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【正文】 702703: 730(責(zé)任編輯:肖素紅)。 356: 1[26] Sung J K, Lee D N, Wang D H. ISIJ Int, 2011。 37: 1263[24] Park J T, Szpunar J A. Acta Mater, 2003。 55: 1711[21] Mao W M, Zhao X B. Recrystallization and Grain Growth in Met als. Beijing: Metallurgical Industry Press, 1994: 274(毛衛(wèi)民, 趙新兵. 金屬的再結(jié)晶與晶粒長(zhǎng)大. 北京: 冶金工業(yè)出版社, 1994: 274)[22] Carlos R O. Scr Mater, 1996。 55: 1[19] Dzubinsky M, Sidor Y, Kovac F. Mater Sci Eng, 2004。 2: 265[17] Marder A, Perpetua S M, Kowalik J A, Stephenson E T. Metall Trans, 1985。 16A: 897[15] Swisher J H. Trans TMS AIME, 1968。 (4): 28)[12] Xie L, Yang P, Zhang N, Mao W M. J Mater Eng Perform, :// [13] Marder A R. Metall Trans, 1986。 (3): 58)[11] He L J, Pei D R. Wuhan Iron Steel Corp Technol, 1981。 269: 333[10] He L J. Wuhan Iron Steel Corp Technol, 1981。 254255: 315[8] Tomida T. Metall Trans, 2003。 5: 316[6] Tomida T, Uenoya S. IEEE Trans Magn, 2001。 35: 548[4] Tomida T. J Appl Phys, 1996。 而柱狀晶的生長(zhǎng)階段僅涉及界面遷移過(guò) 程, 對(duì)最終退火織構(gòu)影響不大.參考文獻(xiàn)[1] He Z Z, Zhao Y, Luo H W. Electrical Steels. Beijing: Metallurgical Industry Press, 2012: 187(何忠治, 趙 宇, 羅海文. 電工鋼. 北京: 冶金工業(yè)出版社, 2012:187)[2] Park J T, Szpunar J A, Cha S Y. ISIJ Int, 2003。 快速升溫使 g 線織構(gòu) 大幅度減弱, a 線組分有所增強(qiáng), 同時(shí)產(chǎn)生了一定強(qiáng) 度的{001}120織構(gòu)。 section ODF for the H2DA2 samples(a) partially recrystallized(b) (110) pole figure for the appointed grain in (c) after decarburization annealing(d) φ2=45176。截面的 ODF 如圖 8d 所示. 可以看出, 最終的脫碳 退火織構(gòu)與樣品次表層的再結(jié)晶織構(gòu)基本相同, 即 以 Goss 取向?yàn)橹? 而 g 線織構(gòu)則幾乎消失. 這一實(shí)驗(yàn) 結(jié)果進(jìn)一步驗(yàn)證了上述觀點(diǎn), 即柱狀晶在其“形核”構(gòu)柱狀晶. 可以看到, 利用脫碳退火形成有利取向 的柱狀晶組織, 其關(guān)鍵在于使材料表面形成有利取 向的“種子”, 即本工作中所述的柱狀晶“晶核”. 這 一思想與相變法制備{100}織構(gòu)柱狀晶也有相通之 處, 盡管二者的“形核”原理和控制“晶核”定向生長(zhǎng) 的方法不同, 即前者是利用 C 對(duì)實(shí)驗(yàn)材料相變點(diǎn)的 影響使樣品在脫碳過(guò)程中逐層發(fā)生 g→a 相變而實(shí)Color online圖 8 H2DA2 冷軋板部分再結(jié)晶及相應(yīng)脫碳退火后的 EBSD 圖、極圖及φ2=45176。~40176。根 據(jù) 式 (1), 以 2x ( 表 示 樣 品 內(nèi) 的 某 一 深 度,h2x 2xat the critical temperature T0 under rapid and slow heating conditions, respectively)態(tài). 當(dāng)溫度梯度進(jìn)一步減小時(shí), 表層與心部的再結(jié)h = 0 表示樣品的表面,h = 1 表示樣品的心部)為晶程度相當(dāng), 此時(shí)形變儲(chǔ)能梯度的作用不明顯, 柱橫坐標(biāo), T (表示樣品內(nèi)某一深度處的溫度)為縱坐標(biāo), 繪制出樣品內(nèi)部在不同升溫速率下的溫度分布 曲線, 如圖 6 所示. 可以看到, 在不同的升溫速率下,樣品內(nèi)部的溫度 T 均隨 2x 的增大呈指數(shù)規(guī)律減h?T (x,t)狀晶“晶核”不易形成, 因此兩相區(qū)脫碳退火后不能 形成柱狀晶組織而只能得到等軸晶組織[20].綜上可知, 溫度梯度是柱狀晶形成的必要條 件, 只有在足夠的溫度梯度下, 表層或次表層晶粒 才可能在有效的時(shí)間內(nèi)借助形變儲(chǔ)能梯度實(shí)現(xiàn)向小, 而溫度梯度則按指數(shù)規(guī)律呈負(fù)增長(zhǎng)狀?x內(nèi)部的快速長(zhǎng)大, 以形成大尺寸晶粒(柱狀晶“晶態(tài)(式(2)). 與快速升溫相比(圖 6 中的 R 曲線), 慢速 升溫時(shí)樣品內(nèi)部的溫度梯度相對(duì)平緩(圖 6 中的 S 曲 線). 如前所述, 由于脫碳速率和晶界遷移速率的影 響, 柱狀晶“晶核”須在一定的退火溫度下才能形 成, 設(shè)圖 6 中的 T0 為柱狀晶“形核”的臨界溫度. 可以看到, 若樣品表面溫度(Ts)相同, 則在同一深度 2x 處h核”). 慢速升溫時(shí), 柱狀晶從樣品的次表層開(kāi)始生長(zhǎng), 最終在樣品表面附近留下一定厚度的小尺寸晶 粒層, 而快速升溫時(shí)的“晶核”在樣品最表層, 這些 “晶核”在脫碳的作用下可以更好地實(shí)現(xiàn)單向生長(zhǎng), 因此最終的脫碳組織也相對(duì)均勻. 不同升溫速率下柱狀晶織構(gòu)的演變規(guī)律圖 7a 給出了慢速升溫條件下相關(guān)織構(gòu)的統(tǒng)計(jì)(如圖 6 中的 2x = Dh S處), 慢速升溫具有更高的溫度,數(shù)據(jù). 可以看到, 慢速升溫時(shí), 最終的脫碳退火織構(gòu)因此更有利于柱狀晶“晶核”的形成. 換句話說(shuō), 在 慢速升溫條件下, 滿足柱狀晶“形核”溫度條件的區(qū) 域深度更大(DSDR), 因此, 最終的柱狀晶“晶核”在 樣品表層的一定范圍內(nèi)形成, 但由于慢速升溫條件 下的形變儲(chǔ)能梯度相對(duì)較弱, 所以形成的“晶核”數(shù) 目相對(duì)較少, 最終形成如圖 2c 所示的“晶核”分布狀和表層再結(jié)晶織構(gòu)在不同面織構(gòu)的含量上僅有微小的波動(dòng), 二者之間表現(xiàn)出很明顯的繼承關(guān)系. 圖 7b 所示的快速升溫樣品中, 表層再結(jié)晶織構(gòu) 、柱 狀晶“晶核”以及最終的柱狀晶織構(gòu)三者關(guān)于不同 面織構(gòu)含量的變化趨勢(shì)仍保持一致, 即{111}面織 構(gòu)含量最高, {100}次之, {110}最低. 可以看到, 最50(a)40(b)20Recrystallizationtextureatsurface Textureforcolumnar
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