分享：成分对真空脱锰法相变控制高硅电工钢{100}织构的影响

杨平,1, 王金华1, 马丹丹1, 庞树芳2, 崔凤娥3

利用控制板材表面优先相变的方法,在电工钢中可以获得比通过形变与再结晶工艺组合强得多的{100}织构。这已经被大量的实验证实,并且可在0%Si (质量分数,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]的电工钢中制备出来。在此基础上也开展了使用工业产品成分进行相变法处理的尝试[25],证实可以显著改善织构并增加晶粒尺寸。此外,研究[26]表明,这种基于表面效应的相变处理技术同样可以显著改变钛合金的织构,将具有再结晶织构特征的倾转基面相变织构(称织构遗传现象)改变为{ $\mathrm{11}\overline{\mathrm{2}}\mathrm{0}$}//轧面的相变织构。通过这种方法,电工钢中{100}取向晶粒的面积分数可达50%,甚至90%以上。根据Si、Mn、C含量的高低,相变法涉及的电工钢可分为2类：一类是低Si、低C的全相变型电工钢[1~9,11~15]；另一类是高Si、高Mn、高C的电工钢[16~24]。后者的成分设计是因Si含量接近3%时,对应的铁合金没有固态相变,无法通过相变强化{100}织构。因此加入奥氏体稳定化元素Mn、C,可以使合金发生固态相变。通过使板材表层先真空脱锰、再湿氢脱碳,可制备出非常强的{100}织构。由于相变只在表面因成分的变化而发生,可称其为部分相变型电工钢,或称为化学效应诱发的相变。Tomida等[16~20]早在20世纪90年代中期开发了真空脱锰、湿氢脱碳制备3%Si电工钢的方法,其磁性能远高于相同Si含量的商用电工钢,铁损(P1.7)在2 W/kg以下,磁感(B8)在1.80 T以上,而目前3%Si的商用电工钢磁感(B50)一般在1.68 T以下。如上所述,通过加入扩大奥氏体区的C和Mn使合金发生相变,并将冷轧板在真空退火,表面发生脱锰时伴随形成强{100}单相铁素体层,以及在随后的湿氢脱碳工艺下,可使表面{100}铁素体层长入中心层得到单相强织构。然而,这种特殊工艺因真空设备要求及长时间高温退火周期(1000~1100℃,约10 h)而难以工业化。Wang等[22~24]考察单片退火条件下可将脱锰时间减至30 min,显著缩短了时间,但真空设备的限制仍无法工业实施。由于3%Si电工钢强立方织构的磁性比低C、低Si电工钢优异得多,也展示Goss织构{110}<001>取向硅钢不具有的优势,因而立方织构电工钢也称为双取向钢,因为在成品板面上有2个<100>易磁化方向。随着制备装备多样化、精准化和智能化水平的不断提高,以及一些高科技、小规模的尖端领域需求的提高,就有可能小批量工业化生产这种磁性能优异的产品。

{100}织构可以是旋转立方织构{100}<011>[21~23],立方织构{100}<001>[1,18,19]或25°旋转立方织构{100}<021>[1,7,13,14,17,18,20,24]。由于前者是形变织构,后2种是再结晶织构,这表明,基于脱锰的相变法工艺,在表面发生相变前样品板表层经历了不同程度的再结晶,既可能没有发生再结晶(这时对应连续再结晶或回复),也可能是部分或完全再结晶。这些不同类型的{100}织构具有不同的用途,因此研究各自的形成既有理论意义也有应用价值。随着组织结构检测技术的成熟和热力学计算相图技术的普遍应用,对真空脱锰相变法形成各种{100}织构机理的认识也更加深入。近期研究[22~24]表明,在整个板材{100}织构形成的过程中,前期的铁素体形核及表面脱锰层初期生长是关键期,而后期脱碳过程中,表面{100}铁素体晶粒长入板材中心层形成柱状晶,该阶段织构通常不会改变,只是继承前期的织构。而关键的表层单相铁素体形核阶段涉及加热时弥散渗碳体的回溶、局部脱碳和{100}亚晶择优长大的复杂过程。已有研究[21~24]表明,在各种{100}织构中,旋转立方织构最容易得到,立方织构最难得到。按轧制量与立方织构的关系,中等形变量时最有利于立方织构保留[18,19,27],而过大形变量造成立方织构消失,取而代之的是{100}<021>及{114}<481>再结晶织构。对Tomida等[16~20]摸索出的Fe-3Si-xMn-yC (质量分数,%)多相合金,由于还有第二相的影响和成分的复杂变化,所以探索立方织构的形成规律远比单相合金难。

由于立方织构比旋转立方织构更便于成卷板材裁剪加工,因此揭示其形成机制并成功制备出相应产品尤为重要。研究立方织构的形成条件一方面可以通过固定成分,研究工艺参数(如冷轧压下量和退火工艺)的影响,也可通过固定工艺,研究成分对立方织构形成难易的影响。由于合金成分影响相变点及不同相的相对量,因此也影响热轧组织、冷轧再结晶组织与再结晶发生的程度,并进一步影响真空加热脱锰时的表层相变行为和随后的湿氢脱碳行为。本工作对4种不同C、Mn含量的3%Si电工钢进行考察,目的是在相同工艺下建立成分与{100}织构类型的关系,以及寻找立方织构形成的成分特点或工艺、时间特点。

1 实验方法

真空脱锰、湿氢脱碳法适合的电工钢典型成分是Fe-0.1C-1Mn-3Si (质量分数,%)。为此设计了奥氏体区扩大元素C、Mn含量稍加变化的4种合金,冶炼后的实际成分如表1。可见,1#合金的成分特点是低C高Mn,2#合金特点是高C低Mn,3#合金特点是高C高Mn,4#合金特点是低C低Mn。表1中同时给出利用热力学软件Thermo-Calc计算出的平衡相变点,其中A3为奥氏体中铁素体开始析出的温度,A1s为共析产物Fe3C开始析出的温度,A1f为共析产物完成析出的温度。可见,3#合金相变点最低(A3 = 974℃),4#合金由于含C、Mn最少,其相变点最高(A3 = 1094℃)。

表1   4种合金的成分、热轧参数、平衡相变点及平衡时珠光体体积分数

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

新窗口打开| 下载CSV

高硅电工钢真空脱锰法的制备工艺比较固定,即热轧(热轧后是否常化退火可参照热轧板内晶粒的变形程度)、冷轧、真空退火(脱锰)、湿氢脱碳退火。前期研究[22~24]表明,最终成品板织构类型主要取决于脱锰阶段的单相铁素体层形核阶段或长大初期阶段,随后850~1000℃下的湿氢脱碳只是形成全部铁素体柱状晶组织,织构类型基本不再改变。因此本工作仅考察脱锰过程,而不研究脱碳过程。1#合金的详细制备过程及各阶段的组织、织构演变见文献[22,23],本工作考察其他3种合金与它的差异。合金冶炼后经过锻造,加热到1180℃保温20 min,从27~30 mm的板厚热轧到2.5~4.0 mm的厚度(因控制不够精确,热轧板厚度不同),共3道次热轧,终轧温度(TF)见表1。随后进行50%压下量(适合立方织构的形变量)冷轧,然后在约3 × 10-3 Pa的真空度下退火,退火中板材表面出现脱锰。样品从室温随炉升温至1100℃并保温30 min,900℃之前升温速率约为900℃/min,由于EXPRESS-LINE真空退火炉加热效率的限制,900℃以上平均加热速率约为40℃/min。保温时间达到后将样品退出到真空管内的室温区域冷却。前期研究[22~24]表明,脱锰形成表面层晶粒的取向特点在随后的湿氢脱碳长入中心层过程不会改变,也就是说最终{100}织构的强弱基本取决于真空脱锰形核工艺,而不取决于脱碳过程的长大工艺。采用D8 Advance型 X射线衍射仪(XRD)对冷轧样品的宏观织构进行测试,采用Imager M2M型光学显微镜(OM)、Ultra 55扫描电子显微镜(SEM)和HKL Channel 5 EBSD系统及EDAX OIM analysis软件测试试样的微观组织及织构数据。

2 实验结果

图1为4种合金在1180℃保温并进行3道次热轧后显微组织的OM像。由于成分不同,相变点不同,且热轧终轧温度难以控制完全一致,因此组织显示的形变程度不同。高C或高Mn的1#、3#合金相变点较低,相对终轧温度较高,得到均匀分布的铁素体(图中白色晶粒)加珠光体(图中黑色衬度区)混合组织,见图1a和c；而低C或低Mn的2#和4#合金(图1b和d)有显著的形变痕迹,轧制引起的条带组织特征显著。虽然铁素体基本是等轴的,但珠光体团(原奥氏体)成串分布,表明原奥氏体处于形变状态,并呈长条状分布,这样才会转变成成串的珠光体；或因合金的相变点较高,相对终轧温度低(见表1),铁素体量大而稳定,因此形变迹象更显著。此外,4#合金的铁素体晶粒尺寸最大,出现了明显的长大；珠光体较少(8%),对铁素体长大的阻碍作用弱。由此可知,4种合金冷轧前的初始组织不同,对铁素体长大起阻碍作用的珠光体团尺寸及分布不同,在随后的冷轧及真空退火中也可能起不同作用。总体上,相变点越低,热轧两相组织越均匀,珠光体团越多。相反,相变温度越高,形变的痕迹越显著,珠光体越少,铁素体长大越显著。

图1

图1   4种合金热轧后(冷轧前)显微组织的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)

图2是4种合金在50%压下量的冷轧织构。较低的冷轧压下量是希望再结晶时有较多的立方取向晶粒,大压下量的情况在文献[22~24]中已详细介绍。由图2可见,4种合金织构类型相同,均以旋转立方冷轧织构为主。但织构强度有差异,高C高Mn、相变点最低的3#合金冷轧织构最弱,它对应珠光体体积分数多(15%,见表1)、铁素体晶粒较小的初始组织,见图1c；低C低Mn、相变点最高的4#合金织构最强,它对应珠光体体积分数少(8%)、铁素体多且晶粒尺寸大的初始组织,见图1d。由此初步得到初始铁素体晶粒尺寸及珠光体体积分数与冷轧织构强度的关系。通常,初始细晶组织冷轧后应强化{111}织构,随形变量的继续加大才强化α取向线织构(特征是<110>//RD,RD为轧制方向),如无间隙原子钢(IF钢)。本工作50%的低压下量下就得到强旋转立方织构,应该是C的影响或初始织构的影响。

图2

图2   4种合金在50%压下量下冷轧的φ2 = 45°截面取向分布函数(ODF)图

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)

图3是4种合金冷轧后在真空炉内快速加热到1100℃保温30 min后显微组织的OM像,用来考察表层与中心层铁素体的尺寸差异在多大时最有利于后续脱碳时表层柱状晶长入内部。相图计算表明,1100℃下4个合金都应在奥氏体单相区(但如果加热时间不充分,会有少量铁素体),见后文计算相图。在加热过程中,样品表面就开始脱锰脱碳,由此伴随铁素体晶粒不同程度的再结晶或亚晶回复长大,以及奥氏体的形成及消失或渗碳体颗粒的钉扎与溶解的复杂过程,这些过程比商用的高牌号电工钢再结晶过程复杂得多。可见,成分不同,初始组织不同,表面脱锰层厚度和中心层组织也不同。4个合金的表面脱锰单相铁素体层厚度差异不太大,为30~50 μm。低C低Mn、高相变点的4#合金的脱锰层最厚,见图3d；高C低Mn的2#合金的脱锰层较薄,见图3b。高C高Mn、最低相变点的3#合金中心层组织最粗大,奥氏体冷却下来没有形成珠光体而是形成了魏氏组织(如图3c中白色箭头所示),推测高温保温时样品中心层奥氏体、铁素体经历了显著的粗化过程,两相的成分也显著不同,30 min保温结束后缓冷奥氏体转变为魏氏组织,粗大等轴铁素体保留下来(如图3c中黑色箭头所示)。1#、2#、4#合金中心层区域保留了岛状珠光体弥散均匀分布的状态(1#合金铁素体粗化程度稍高于2#和4#),说明其组织比较稳定,这为后续湿氢脱碳形成完全的柱状晶组织提供了有利保障。而3#合金中心层组织不均匀且不稳定,给后续湿氢脱碳时诱发表层铁素体向内层生长、形成均匀的柱状晶组织带来较大困难。显然,因合金成分不同,各自相变点不同,相同的脱锰温度及保温时间下,表层脱锰速率不同、中心层铁素体粗化程度也不同,后续表层晶粒生长进入中心层的能力也不同,这些都影响最终整体板厚度上能否实现强{100}织构。前期研究[23,24]表明,700℃时表层就因脱锰脱碳的开始而发生再结晶,得到近似等轴晶组织。

图3

图3   4种合金冷轧后快速加热到1100℃真空退火30 min后显微组织的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)

图4给出4种合金表面脱锰层内铁素体的EBSD取向成像图及相应的{100}极图。表2给出各合金内{100}、{111}取向晶粒的面积分数及平均晶粒尺寸。可见,表面脱锰层内主要由{100}和{111}取向晶粒组成,晶粒尺寸不同,{100}取向晶粒面积分数也不同,这种组织明显继承了冷轧织构的取向特点。1#合金表层对应旋转立方织构,这是典型的轧制织构,而不是再结晶织构,说明该合金脱锰相变过程是形变组织中的旋转立方亚晶出现了择优长大,先再结晶的{111}晶粒没有长大优势,再结晶晶粒的作用不如形变的旋转立方晶粒,最后得到等轴饼状晶粒。2#合金晶粒尺寸最小,对应的脱锰层也最薄,说明中心层基体组织阻碍表层晶粒长大的能力强或脱锰速率较慢。其织构特点是较均匀的{100}织构,即脱锰相变时发生再结晶,各种取向的{100}晶粒都出现。3#合金中{100}晶粒发生了较显著的长大,其尺寸比{111}晶粒大了一倍,{100}晶粒的面积分数达到81.3%；同时具有旋转立方织构和{100}<021>织构,说明同时发生了不连续再结晶与连续再结晶。4#合金发生了最充分的晶粒长大,晶粒尺寸最大,{111}晶粒尺寸较小。{100}晶粒尺寸比{111}晶粒大1.5倍,达155 μm；其面积分数也达到77.3%,且最突出的是形成明显的立方织构,这是本工作最希望得到的织构。由于4#合金冷轧前晶粒尺寸最大(见图1d),推测在立方织构最有利的中等压下量下,形变铁素体内有较多的立方取向形变带或形变不均匀区,退火初期形成较多的立方取向晶粒,抵消了旋转立方亚晶回复式长大的作用。1#合金只能得到旋转立方织构,如同文献[22,23]给出的结果。由此可见,3#与4#合金可以得到再结晶织构遗传下来的相变织构,而1#合金只能得到形变织构遗传下来的旋转立方织构,2#合金继续保温时{111}是否可能被完全吞并以及哪种{100}<0vw>织构可继续强化都需要进一步的证实；如果此时进行脱碳退火,{111}晶粒就很难被吞并。由此可见,相同工艺下,不同成分合金对应的相变点不同,初始组织不同,最终可以得到不同类型的{100}织构,这为后续精确控制成分与工艺,得到更锋锐的各类{100}织构提供了参考。不同合金脱锰时也需要不同的最佳时间。珠光体量较多(15%)的3#合金本来应该有更强的阻碍铁素体长大的能力,但其相变点低,高温1100℃脱锰时其阻碍作用已基本消失,见图4c。而2#珠光体量也较多(14%),但其相变点稍高(见表1),第二相阻碍长大能力还没消失,因此{100}晶粒吞并{111}晶粒需要更长的时间,见图4b。

图4

图4   4种合金1100℃真空退火脱锰30 min后表层组织的EBSD取向成像图及相应的{100}极图

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   真空退火脱锰后4种合金表层晶粒信息

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

新窗口打开| 下载CSV

3 分析讨论

由上述实验结果可见,因成分不同,相同工艺下可获得不同类型的{100}织构铁素体表面层,因脱碳伴随的相变过程难从本质上改变织构类型,所以精确控制成分与脱锰层织构更加关键。本工作目的之一是考察能否制备出立方织构、{100}<021>织构和旋转立方织构或考察立方织构的形成条件；二是结合计算相图分析成分或相变点的影响。一方面,可以在同一种合金中通过不同工艺优化出立方织构可能的形成条件；另一方面,也可考察不同成分合金,研究哪种相对容易得到立方织构。由于脱锰型硅钢中立方织构的形成除了受初始晶粒尺寸、形变量、退火温度和时间影响外,也受相变点、珠光体量及分布的影响,因此考察立方织构的形成不应局限在同一成分合金以内。通过对比文献[22~24]与本工作结果,可知得到旋转立方织构比较容易。为考察不同成分合金组织及织构形成的原因及规律,进行了热力学计算,图5给出4种合金相的相对量与温度的关系,图6给出温度与Mn含量关系的相图,图7给出温度与C含量关系的相图。相图计算表明,1100℃下4个合金都应在奥氏体单相区(但如果加热时间不充分,会有少量铁素体)。需要说明的是,实际加热过程中表层脱锰与脱碳就发生了,并不是在1100℃才发生脱锰、脱碳过程；但脱碳程度远低于后续的湿氢脱碳,因而组织织构变化主要由脱锰控制。

图5

图5   4种合金中相的相对量与温度的关系

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)

图6

图6   4种合金对应的计算相图(温度与Mn含量的关系)

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)

图7

图7   4种合金中温度与C含量的关系相图

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)

由图5可知,1#合金在997℃进入奥氏体单相区,1100℃保温时的过热度是103℃,珠光体开始出现的温度是741℃；2#合金在1050℃进入奥氏体单相区,过热度是50℃,珠光体开始出现的温度是776℃；3#合金在974℃进入奥氏体单相区,过热度最大,为126℃；珠光体开始出现的温度最低,为749℃；4#合金在1094℃进入奥氏体单相区,过热度最小,只有6℃,因此在1100℃的单相区内奥氏体晶粒最难长大,保温脱锰后的冷却过程中,形成的铁素体及珠光体团尺寸最小,组织最均匀,见图3d。而珠光体开始出现的温度较高,为770℃。此外4#合金珠光体形成温度范围最小,只有6℃,3#合金珠光体形成温度范围最大,为18℃。

图6中各相图内用红色虚线标出合金原始成分位置。可见,它们都处在奥氏体单相区,而从脱锰后缓冷的组织(图3)来看,除3#合金以外的3种合金中心区组织应该为处在奥氏体+铁素体两相区形成的,一方面它们可能是缓冷时奥氏体分解后的组织转变产物,也可能是相图计算存在一定的误差引起的,当然也不能完全排除化验成分不够准确。但这些差异对规律性的分析影响较小。

4#合金中心层成分处在奥氏体单相区的最低位置,见图6d；其他3种合金初始成分处于奥氏体单相区较高温度位置,见图6a~c。由此可知4#合金的基体组织稳定,铁素体及奥氏体晶粒粗化速率最小,这为脱锰层组织的发展提供了有利条件,因为中心层晶粒尺寸越小,表层晶粒长入中心层越容易。随表面层脱锰的进行,表层的铁素体单相区向中心层奥氏体区推进；如果温度降低,则中心层就处在奥氏体与铁素体的两相区。相变点最低的3#合金中奥氏体最稳定,晶粒长大能力最强；Mn是奥氏体稳定元素,脱锰驱动力应该较小,但其高的Mn含量又加速脱锰。低C低Mn、相变点最高的4#合金相变难以发生,于是有较充分的时间完成再结晶过程,加上初始组织粗大,冷轧时容易形成晶内形变不均匀区,便于立方取向晶粒再结晶后保留。此外,50%冷轧压下量也有利于保留立方取向晶粒,因此,4#合金立方织构最强。高C高Mn、相变点最低的3#合金加热时相变容易进行,但快速升温时因弥散、量大的珠光体阻碍晶粒长大,再结晶过程便难以充分进行；然而,一旦渗碳体粒子溶解,晶粒长大能力就增强,所以部分再结晶的晶粒可以充分长大并吞并{111}晶粒,最后出现形变取向的旋转立方和再结晶取向的{100}<021>等同发展。但由于3#合金中心层奥氏体粗化快,冷却后没有得到弥散细小的两相分布状态,见图3c,使得在随后的脱碳过程中,表层{100}晶粒难以有效长入中心层。所以3#合金是个表层织构容易形成,脱碳时柱状晶组织难以实现的合金(但不说明在其他工艺下可得到理想的整体{100}织构组织)。

随着脱锰的进行,在相图中样品表面成分状态点将左移到铁素体与奥氏体两相区,微观上对应表层铁素体单相区的定向扩散过程,中心区则是原始状态。4种合金的三相区温度范围(见表1中A1s、A1f之差)分别为12、10、18和6℃,即4#合金的温度范围最小,但其三相区温度高；而3#合金温度范围最大,温度低；但2种合金晶粒长大都较充分。

从图7可见,高Mn、低相变点的1#和3#合金相图很相似,而低Mn、高相变点的2#和4#合金相图很相似。已有的研究[16~21]一般都提出脱碳温度应在铁素体+奥氏体两相区,但由图7可知,脱碳温度应该在C含量为0 (即不含C)时的两相区温度区间的最低温度以下,否则即使完成脱碳,合金也是两相混合组织,而不是单相铁素体组织。这个临界温度,对于1#合金来说是在约925℃以下脱碳(见图7a中的红色虚线),2#合金应在约1070℃以下脱碳(见图7b中的红色虚线),3#合金应在约930℃以下脱碳(见图7c中的红色虚线),4#合金应在低于约1050℃下脱碳(见图7d中的红色虚线)。因此4个合金应该有不同的脱碳温度,高相变点合金采用较高的脱碳温度,以便于提高脱碳速率,而低相变点的合金只能采用较低的脱碳温度。为了防止较高温度下组织迅速粗化,表层铁素体层难以均匀推进到中心层,脱碳温度还应进一步下降。只有中心层是弥散细小的两相组织时,表面铁素体层才能稳定推进,最终得到组织单一、{100}织构锋锐的合金。但脱碳温度过低时,表面铁素体层与中心两相区的界面迁移率与脱碳速率不匹配,表层晶粒就难以均匀推进到中心层,中心层等轴组织不会消失。因此最佳脱碳温度一般在两相区的中温区,且与合金成分即相变点有对应关系。综合来讲,相比于组织和织构都要精确控制的脱锰层工艺,主要控制组织的脱碳工艺相对要容易一些。

4 结论

(1) 4种不同成分的Fe-xC-yMn-3Si系列电工钢在50%冷轧压下量及其他相同工艺下获取的表面脱锰层中{100}织构类型存在差异,1#合金为典型的形变类型旋转立方织构{100}<011>；2#合金为均匀的{100}织构；3#合金为旋转立方形变织构和{100}<021>再结晶织构,{100}晶粒面积分数达81.3%；4#合金为立方织构{100}<001>,{100}晶粒面积分数为77.3%。

(2) 成分是影响脱锰层组织和{100}织构的重要影响因素。相同工艺下,相变点及各相相对量的差异造成热轧双相组织中的等轴铁素体和珠光体团的尺寸和分布不同、冷轧织构强度不同、脱锰层厚度和织构不同。最终立方织构样品对应的是初始铁素体晶粒尺寸较大、冷轧后旋转立方织构最强、相变点高的低Mn、低C合金。脱锰层发生了最显著的晶粒长大和{100}晶粒吞并{111}晶粒的过程。换句话说,不同成分合金制备立方织构的工艺应不同。两相组织比单相组织更有利于{100}织构的强化。

(3) 4种合金两相区上限或奥氏体单相区的低温区为合适的脱锰温度,低于C在铁素体中溶解度为0时的温度为合适的脱碳温度范围。低相变点合金应该采用低的真空脱锰温度。