CC BY
53
DOI: 10.1 8721 /JEST.2401 10 УДК 621.771.23
А.А. Кононов, М.А. Матвеев
Санкт-Петербургский политехнический университет Петра Великого,
Санкт-Петербург, Россия
ФОРМИРОВАНИЕ СТРУКТУРЫ ПРИ ГОРЯЧЕЙ ПРОКАТКЕ ЭЛЕКТРОТЕХНИЧЕСКОЙ АНИЗОТРОПНОЙ СТАЛИ
Исследованы процессы структурообразования при горячей прокатке электротехнической анизотропной стали. Показано, что формирование структуры поверхностных слоев горячекатаной полосы происходит в результате совместного действия фазового превращения у^а и динамической рекристаллизации, центральных слоев — в результате протекания процесса возврата деформированных зерен. На основании результатов исследования установлено, что неоднородная по толщине горячекатаной полосы ЭАС структура формируется из-за неоднородного развития фазового превращения. Поверхностные слои полосы во время прокатки охлаждаются быстрее, чем центральные, вследствие чего фазовое превращение у^а протекает в них интенсивнее. Полигональный феррит при горячей прокатке исследуемых сталей формируется в результате совместного протекания фазового превращения у^а и динамической рекристаллизации. Поскольку в центральной части полосы фазовое превращение протекает слабо, то в них образуется деформированная структура.
ЭЛЕКТРОТЕХНИЧЕСКАЯ АНИЗОТРОПНАЯ СТАЛЬ; ТЕКСТУРА ГОССА; ГОРЯЧАЯ ПРОКАТКА; ФАЗОВОЕ ПРЕВРАЩЕНИЕ; КРИСТАЛЛОГРАФИЧЕСКАЯ ТЕКСТУРА.
Ссьлка при цитировании:
А.А. Кононов, М.А. Матвеев. Формирование структуры при горячей прокатке электротехнической анизотропной стали // Научно-технические ведомости СПбПУ. Естественные и инженерные науки. 2018. Т. 24. № 1. С. 104—112. DOI: 10.18721/JEST.240110.
A.A. Kononov, M.A. Matveev
Peter the Great St. Petersburg polytechnic university, St. Petersburg, Russia
FORMATION OF THE STRUCTURE OF GRAIN-ORIENTED SILICON STEEL
DURING HOT ROLLING
We have studied the processes of structure formation during hot rolling of grain-oriented silicon steel. We have confirmed that the structure of surface layers of a hot-rolled strip forms as a result of two processes: the у ^а phase transformation and dynamic recrystallization. The central layers form as a result of recovery of deformed grains. Based on the obtained results, we have established that a structure that is inhomogeneous in the thickness of the hot-rolled strip forms due to non-uniform phase transformation. The surface layers of the strip are cooled faster than the central ones during rolling because the у^а phase transformation proceeds more intensively in these layers. Polygonal ferrite is formed during hot rolling of the studied steels as a result of two processes: the у^а phase transformation and dynamic recrystallization. Since the phase transformation in the central part of the strip is weak, a deformed structure is formed there.
GRAIN-ORIENTED SILICON STEEL; GOSS TEXTURE; HOT ROLLING; PHASE TRANSFORMATION; CRYSTALLOGRAPHIC TEXTURE.
Citation:
A.A. Kononov, M.A. Matveev. Formation of the structure of grain-oriented silicon steel during hot rolling, St. Petersburg polytechnic university journal of engineering science and technology, 24(01)(2018) 104—112, DOI: 10.18721/JEST.240110.
Введение
Развитие многих отраслей промышленности требует повышения эксплуатационных свойств как конструкционных, так и функциональных материалов, которые обладают комплексом уникальных или аномально высоких свойств. Материалы с особыми физическими, химическими и механическими свойствами используются в различных областях современной техники. Это — атериалы для электроники, магнитные и оптические материалы, сплавы высокого демпфирования и с эффектом памяти формы, биомолекулярные материалы, жаропрочные и коррозионностойкие сплавы, композиционные материалы, сплавы для космической техники и др. [1—8]. Создание функциональных материалов возможно лишь на основе современных экспериментальных и теоретических подходов, описывающих физические процессы, формирующие их требуемые структуру и свойства.
К таким материалам относится и электротехническая анизотропная сталь (ЭАС), магнитомягкий материал, используемый для изготовления сердечников трансформаторов. Кристаллографическая текстура Госса — {110}<001> («ребровая» текстура) в готовом листе обеспечивает высокую магнитную индукцию и минимальные потери на перемагничивание [9, 10].
Непосредственное формирование текстуры {110}<001> в листе ЭАС происходит на этапе высокотемпературного отжига в процессе вторичной рекристаллизации за счет избирательного роста зерен с «ребровой» ориентировкой. Вторичная рекристаллизация начинается в поверхностном слое листа [11]. Развитие аномального роста «ребровых» зерен возможно в результате механизма текстурной наследственности [12—14],* согласно которому предпосылки
* См. также: Лобанов М.Л. Управление структурой и текстурой электротехнической анизотропной стали с нитридным ингибиро-ванием: дисс. ... д-ра техн. наук: 05.16.01; защищена 18.06.2010, 2010. 238 с.
успешного развития полномасштабной текстуры {110}<001> в готовом листе закладываются на этапе горячей прокатки. Горячекатаная полоса ЭАС имеет сильную структурную неоднородность: поверхностные слои состоят из почти равноосных зерен феррита, центральные — из вытянутых в направлении прокатки. Именно во время горячей прокатки в поверхностных слоях полосы образуются зерна с госсовской ориентировкой [12, 15—16]. Чем острее ориентировка {110}<001> в горячекатаной полосе, тем совершеннее текстура в готовом листе ЭАС [17].
Считается, что ориентировка {110}<001> образуется в области деформации сдвига (обусловлена высоким контактным трением), проникающей на глубину ~1/4 от толщины полосы, за счет разворотов решетки при деформации [17—19]. Это подтверждается тем, что большинство «ребровых» зерен — вытянутые деформированные [11, 19, 20], а компонента {110}<001> острее в металле, прокатанном с небольшими обжатиями, т.к. в этом случае в горячекатаной полосе присутствует минимальное количество рекристаллизован-ных зерен. С повышением обжатий доля рекристаллизованных зерен повышается, а доля компоненты {110}<001 > уменьшается.
Однако некоторые авторы полагают [21], что структура поверхностных слоев полосы формируется в результате рекристаллизации. Согласно их представлениям, в очаге деформации поверхность полосы захолаживается и металл в этих слоях на-клепывается сильнее, чем в центральных. В паузе после прохода поверхностные слои разогреваются, и в них развивается первичная рекристаллизация. Подтверждением этому служит наличие в поверхностных слоях горячекатаной полосы крупных «ребровых» зерен без субструктуры и мелких «ребровых» зерен с развитой субструктурой и градиентом ориентировки [22]. С другой стороны, в работе [23] наличие рекристаллизованных «ребровых» зерен в поверхностных слоях горячекатаной поло-
сы связывают с совместным действием сдвиговой деформации и динамической рекристаллизации in situ.
Таким образом, в настоящее время нет полного понимания механизма формирования структуры и текстуры горячекатан-ной полосы, в частности повышенной плотности ориентировки {110}<001> в поверхностных слоях горячекатаной ЭАС. В связи с этим цель данной работы — определение механизмов формирования структуры при горячей прокатке ЭАС.
Материал и методики исследования
В работе исследовали сталь трех химических составов, отличающихся содержанием кремния и углерода (% масс.): 1) Fe — 3,2 % Si — 0,035 % C; 2) Fe — 3,2 % Si — 0,025 % C; 3) Fe — 1,3 % Si —0,04 % C. Это обеспечило получение различного содержания у-фазы в структуре стали при температурах горячей прокатки (см. табл.).
Прокатку образцов осуществляли за несколько проходов (ппр) с обжатиями епр за проход и температурой начала прокатки Тпр; после каждого прохода образцы помещали в печь и для выравнивания температуры по сечению образца выдерживали при температурах начала прокатки различ-
ное время ¿пауз. После последнего прохода образцы охлаждали на воздухе. Режимы лабораторной прокатки отражены в таблице (епр — суммарные обжатия; FY — доля у-фазы в металле при температурах начала прокатки; Ткон — температура металла после последнего прохода).
Исследование структуры проводили на оптическом микроскопе Leica DMI 5000M в продольном сечении. Количественный металлографический анализ проводили с использованием анализатора изображений Thixomet PRO.
Результаты исследования и их обсуждение
На рис. 1 представлена структура стали химического состава 1, прокатанного с паузами 4ауз = 300 с (режимы 1—4 в таблице) в продольном сечении.
Прокатка по режиму 1 приводит к развитию в металле сквозной рекристаллизо-ванной структуры из-за высокой, 1200 °C, температуры прокатки (рис. 1, а) Размер зерен составляет ~100 мкм. В центральной части образца присутствуют мелкие зерна феррита, по-видимому, образовавшиеся в результате фазового превращения у^а, протекающего при остывании стали после прокатки.
Режимы лабораторной горячей прокатки Schedule of the laboratory hot rolling
Номер режима прокатки Температура прокатки, °С Епр, % «пр, шт. Ёсум, % t с 'пауз? w fy, % Номер состава стали
начала Т^ конца T^
1 1200 1100 50 4 91 300 13 1
2 1100 1000 50 4 92 300 19 1
3 1000 950 50 4 90 300 12 1
4 1100 1000 25 7 85 300 19 1
5 1100 1000 50 4 92 30 19 1
6 1100 800 50 3 84 0 19 1
7 1100 1000 50 4 92 300 9 2
8 1100 1000 50 4 91 300 90 3
а)
в)
г)
Рис. 1. Структура прокатанного металла в продольном сечении (состав 1), прокатанного с междеформационными паузами ¿пауз = 300 с: а — Тпр = 1200 °С, £пр = 50 % (режим 1); б — Тпр = 1100 °С, £пр = 50 % (режим 2); в — Тпр = 1000 °С, £пр = 50 % (режим 3); г — 7Лр = 1100 °С, £пр = 25 % (режим 4) Fig. 1. Structure of the rolled metal in longitudinal section (composition 1) which was rolled with pauses 4ауз = 300 s: a — Trol = 1200 °С, £pass = 50 % (schedule 1); b (schedule 2); c
Trol = 1100 °С, £pass = 50 %
Trol = 1000 °С, £pass = 50 % (schedule 3); d — Trol = 1100 °С, £pass = 25 % (schedule 4)
При прокатке по режиму 2 (7^ = 1100 °С) в стали формируется неоднородная по толщине проката структура: в поверхностных слоях — равноосные зерна феррита, в центральных — вытянутые в направлении прокатки (рис. 1, б). Размер зерна в поверхностных слоях составляет 10—40 мкм, а длина зерен в центральной части образца — 300—700 мкм. Как видно, снижение температуры прокатки приводит к уменьшению размера зерна. Толщина слоя равноосных зерен составляет 20—25 % от
толщины образца. Большее снижение температуры прокатки (7пр = 1000 °С, режим 3) приводит к большему измельчению зерна в поверхностных слоях по сравнению с прокаткой при температуре 7пр = 1100 °С — средний диаметр зерна в этом случае составляет 5—25 мкм. В центральных слоях сформировалось вытянутое в направлении прокатки зерно. Толщина слоя равноосных зерен осталась неизменной и составила 20—25 % от толщины образца (рис. 1, в).
Анализируя результаты для режимов 1—3, можно заключить, что снижение температуры прокатки приводит к уменьшению интенсивности процессов рекристаллизации в металле. При этом возможно было ожидать и расширения центральной зоны проката, состоящей из нерекристаллизо-ванных вытянутых в направлении прокатки зерен. Однако этого не наблюдается при металлографическом анализе. Одно из отличий условий прокатки между режима 1 от режимов 2—3, в том, что в первом случае в металле при каждом проходе протекает превращение а^у, а во втором — превращение у^а. Можно предположить, что именно фазовое превращение у^а является одним из условий формирования неравномерной по толщине структуры горячекатаной полосы ЭАС.
Снижение степени деформации за проход с 50 до 25 % (режим 4) приводит к формированию в прокатанном металле сквозной деформированной структуры (рис. 1, г), поскольку такой степени деформации недостаточно для начала динамической рекристаллизации, особенно в последнем проходе. Следовательно, необходимым условием для формирования равноосных зерен в поверхностных слоях полосы ЭАС при горячей прокатке является протекание в них динамической рекристаллизации.
а)
Уменьшение междеформационных пауз при прокатке (режимы 5, 6) приводит к уменьшению разогрева поверхностных за-холоженных слоев металла между проходами и, следовательно, снижению интенсивности протекания превращения а^у. Поэтому доля у-фазы в полосе во время паузы не восстанавливается, а во время деформации после паузы снижается интенсивность фазового превращения у^а, что приводит к формированию в металле деформированной структуры (рис. 2). Таким образом, с уменьшением продолжительности паузы между проходами увеличивается вытяну-тость зерен в направлении прокатки.
Можно заключить, что второе условие формирования в поверхностных слоях горячекатаной полосы полигонального феррита — это протекание фазового превращения у^а во время деформации, так как при отсутствии фазового превращения при прокатке не развивается динамическая рекристаллизация. Исходя из этого можно предположить, что формирование полигонального феррита в поверхностных слоях горячекатаной полосы ЭАС происходит в результате действия двух процессов, протекающих совместно: фазового превращения у^а и динамической рекристаллизации. При отсутствии условий для протекания хотя бы одного из этих процессов происходит образование деформированной структуры.
б)
Рис. 2. Структура в продольном сечении металла (состав 1), прокатанного при Тпр = 1100 °С, Ещ, = 50 % с междеформационными паузами: а — ¿пауз = 30 с (режим 5); б — ¿пауз = 0 с (режим 6) Fig. 2. Structure of the rolled metal in longitudinal section (composition 1) which was rolled at Trol = 1100 °С, £pass = 50 % with pauses: a — tpaus = 30 s (schedule 5); б — tpaus = 0 s (schedule 6)
Рис. 3. Структура в продольном сечении металла, прокатанного при Тпр = 1100 °С, £пр = 50 % с междеформационными паузами 4ауз = 300 с: а — состав 2 (режим 7); б — состав 3 (режим 8) Fig. 3. Structure of the rolled metal in longitudinal section (composition 1) which was rolled at Trol = 1100 °С, £pass = 50 % with pauses tpaus = 300 s: a — composition 2 (schedule 7); б — composition 3 (schedule 8)
На рис. 3 представлена структура стали составов 2, 3, прокатанной по режимам 7, 8 (см. табл.).
Снижение содержания углерода в стали с 0,035 до 0,025 % масс. приводит к уменьшению доли у-фазы во время прокатки (см. табл.). Фазовый состав металла при прокатке близок к фазовому составу металла при прокатке по режиму 3. В результате при прокатке по этим режимам сформировалась близкая структура, несмотря на разницу в температуре прокатки (рис. 1,в и 3,а). Это подтверждает сделанное ранее наблюдение, что в отсутствие фазового превращения динамическая рекристаллизация не развивается.
Прокатка металла с химическим составом 3 происходила в условиях высокого содержания аустенита (см. табл.). В результате во всем объеме образца сформировалось равноосное зерно, которое имеет различный размер в центральных и поверхностных слоях. В центральной части образца получено более мелкое зерно диаметром 3—6 мкм, в поверхностных слоях — диаметром 10—30 мкм (рис. 3, б). Из-за высокого содержания аустенита фазовое превращение у^а происходило по всей толщине образца с наибольшей интенсивностью в поверхностных слоях из-за большего перепада температур.
На основании результатов лабораторной прокатки можно заключить, что неод-
нородная по толщине горячекатаной полосы ЭАС структура формируется из-за неоднородного развития фазового превращения. Поверхностные слои полосы во время прокатки охлаждаются быстрее, чем центральные, вследствие чего фазовое превращение у^а протекает в них интенсивнее. Установлено, что полигональный феррит при горячей прокатке исследуемых сталей формируется в результате совместного протекания фазового превращения у^а и динамической рекристаллизации. Поскольку в центральной части полосы фазовое превращение протекает слабо, то в них образуется деформированная структура.
Заключение
На основании анализа экспериментальных результатов исследования многопроходной горячей прокатки ЭАС установлено, что формирование неоднородной по толщине структуры горячекатаной полосы происходит из-за неоднородного протекания фазового превращения у^а, вызванного захолаживанием поверхностных слоев металла, в результате чего поверхностные слои полосы формируются под действием совместно протекающих процессов у^а превращения и динамической рекристаллизации.
Исследование выполнено при финансовой поддержке Гранта Президента РФ № МК-1587.2017.8.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Pushin V.G. Alloys with a thermomechanical memory: structure, properties, and application // The Physics of Metals and Metallography. 2000. Vol. 90. P. 568-595.
2. Третьяков Ю.Д., Гудилин Е.А. Введение в химию функциональных материалов. М.: Изд-во МГУ им. М.В. Ломоносова, 2006. 125 с.
3. Матвеев В.В., Ярославский Г.Я., Чайковский Б.С., Кондратьев С.Ю. Сплавы высокого демпфирования на медной основе. Киев: Наукова думка, 1986. 208 с.
4. Орыщенко А.С., Кондратьев С.Ю., Ана-стасиади Г.П., Фукс М.Д., Петров С.Н. Особенности структурных изменений в жаропрочном сплаве 45Х26НЗЗС2Б2 при температурах эксплуатации. Сообщение 2: Влияние высокотемпературной выдержки // Научно-технические ведомости Санкт-Петербургского государственного политехнического университета. 2012. № 1(147). С. 217-228.
5. Рудской А.И., Анастасиади Г.П., Оры-щенко А.С., Кондратьев С.Ю., Фукс М.Д. Особенности структурных изменений в жаропрочном сплаве 45Х26Н33С2Б2 при температурах эксплуатации. Сообщение 3: Механизм и кинетика фазовых превращений // Научно -технические ведомости Санкт-Петербургского государственного политехнического университета. 2012. № 2(154). С. 143-150.
6. Соколов Ю.А., Павлушин Н.В., Кондратьев С.Ю. Новые аддитивные технологии с использованием пучка ионов // Вестник машиностроения. 2016. № 9. С. 72-76.
7. Рудской А.И., Кондратьев С.Ю., Соколов Ю.А. Новый подход к синтезу порошковых и композиционных материалов электронным лучом. Часть 1. Технологические особенности процесса // Металловедение и термическая обработка металлов. 2016. № 1 (727). С. 30-35.
8. Рудской А.И., Кондратьев С.Ю., Соколов Ю.А., Копаев В.Н. Особенности моделирования процесса послойного синтеза изделий электронным лучом // Журнал технической физики. 2015. Т. 85. Вып. 11. С. 91-96.
9. Дружинин В.В. Магнитные свойства электротехнических сталей. М.: Энергия, 1974. 240 с.
10. Казаджан Л.Б. Магнитные свойства электротехнических сталей и сплавов. М.: ООО «Наука и технологии», 2000. 224 с.
11. Shimizu Y., Ito Y., Iida Y. Formation of the Goss orientation near the surface of 3 pct silicon steel during hot rolling // Metallurgical Transactions A. 1986. Vol. 17a. No 8. P. 1323-1334.
12. Suzuki S., Ushigami Y., H omnia H., Takebayashi S., Kubota T. Influence of Metallurgical Factors on Secondary Recrystallization of Silicon Steel // Materials Transactions. 2001. Vol. 42. No 6. P. 994—1006.
13. Pease N.C., Jones D.W., Wise M.H.L., Hutchinson W.B. SEM study of origin of Goss texture in Fe-3.25 Si // Metal Science. 1981. Vol. 15. No 5. P. 203—209.
14. Лифшиц Б., Новиков В., Рощина Л. Изучение структуры кристалла (110)[001] кремнистого железа при начальной стадии первичной рекристаллизации // Физика металлов и металловедение. 1969. Т. 27. № 6. С. 865—869.
15. Yang P., Shao Y.Y., Mao W.M., Jiang Q.W., Jin W.X. Orientation Evolutions During Hot Rolling of Electrical Steel Containing Initial Columnar Grains // Materials Science Forum. 2012. Vol. 702—703. P. 754—757.
16. Гольдштейн В.Я., Пащенко С.В., Граж-данкин С.Н. Структурообразование при горячей прокатке сплава Fe 3% Si // ФММ. 1980. Т. 50. № 6. С. 1213—1217.
17. Лобанов М.Л., Редикульцев А. А., Русаков, Г.М., Данилов С.В. Взаимосвязь ориентировок деформации и рекристаллизации при горячей прокатке электротехнической анизотропной стали // МиТОМ. 2015. № 8. С. 44—49.
18. Decker B., Harker D. Relations between initial and final orientations in rolling and annealing of silicon ferrite // Journal of Applied Physics. 1951. Vol. 22. No 7. P. 900—904.
19. Лобанов М.Л., Редикульцев АА, Русаков Г.М., Данилов С.В. Влияние углерода на формирование текстуры в электротехнической стали Fe-3% Si при горячей прокатке // МиТОМ. 2014. Т. 12. С. 12—15.
20. Inokuto Y., Saito F., Gotoh C. Computer color mapping analyses of deformation bands and recrystallized grains inside elongated grains near surface of hot-rolled silicon steel sheet // Materials transactions. 1996. Vol. 37. No 3. P. 203—209.
21. Лифанов В. Прокатка трансформаторной стали. М.: Металлургия, 1975. 200 с.
22. Dorner D., Zaefferer S., Lahn L., Raabe D. Overview of microstructure and microtexture development in grain-oriented silicon steel // Journal of Magnetism and Magnetic Materials. 2006. Vol. 304. No 2. P. 183—186.
23. Mishra S., Darmann C., Lucke K. On the development of the GOSS texture in iron-3% silicon // Acta Metallurgica. 1984. Vol. 32. No 12. P. 2185—2201.
СВЕДЕНИЯ ОБ АВТОРАХ
КОНОНОВ Александр Александрович — инженер Санкт-Петербургского политехнического университета Петра Великого E-mail: kononov.alexandr@yahoo.com
МАТВЕЕВ Михаил Александрович — кандидат технических наук старший научный сотрудник Санкт-Петербургского политехнического университета Петра Великого E-mail: matveev_ma@inbox.ru
Дата поступления статьи в редакцию: 29.01.2018
REFERENCES
[1] Pushin V.G. Alloys with a thermomechanical memory: structure, properties, and application. The Physics of Metals and Metallography. 2000. Vol. 90. P. 568-595.
[2] Tret'iakov Iu.D., Gudilin E.A. Vvedenie v khimiiu funktsional'nykh materialov. M.: Izd-vo MGU im. M.V. Lomonosova, 2006. 125 s. (rus.)
[3] Matveev V.V., Iaroslavskii G.Ia., Chaikovskii B.S., Kondrat'ev S.Iu. Splavy vysokogo dempfirovaniia na mednoi osnove. Kiev: Naukova dumka, 1986. 208 s. (rus.)
[4] Oryshchenko A.S., Kondrat'ev S.Iu., Anastasiadi G.P., Fuks M.D., Petrov S.N. Osobennosti strukturnykh izmenenii v zharoprochnom splave 45Kh26NZZS2B2 pri temperaturakh ekspluatatsii. Soobshchenie 2: Vliianie vysokotemperaturnoi vyderzhki. Nauchno-tekhnicheskie vedomosti Sankt-Peterburgskogo gosudarstvennogo politekhnicheskogo universiteta. 2012. № 1(147). S. 217-228. (rus.)
[5] Rudskoi A.I., Anastasiadi G.P., Oryshchenko A.S., Kondrat'ev S.Iu., Fuks M.D. Osobennosti strukturnykh izmenenii v zharoprochnom splave 45Kh26N33S2B2 pri temperaturakh ekspluatatsii. Soobshchenie 3: Mekhanizm i kinetika fazovykh prevrashchenii. Nauchno-tekhnicheskie vedomosti Sankt-Peterburgskogo gosudarstvennogo politekhnicheskogo universiteta. 2012. № 1 (154). S. 143-150. (rus.)
[6] Sokolov Iu.A., Pavlushin N.V., Kondrat'ev S.Iu. Novye additivnye tekhnologii s ispol'zovaniem puchka ionov. Vestnik mashinostroeniia. 2016. № 9. S. 72-76. (rus.)
[7] Rudskoi A.I., Kondrat'ev S.Iu., Sokolov Iu.A. Novyi podkhod k sintezu poroshkovykh i kompozitsionnykh materialov elektronnym luchom. Chast' 1. Tekhnologicheskie osobennosti protsessa. Metallovedenie i termicheskaia obrabotka metallov. 2016. № 1 (727). S. 30-35. (rus.)
[8] Rudskoi A.I., Kondrat'ev S.Iu., Sokolov Iu.A., Kopaev V.N. Osobennosti modelirovaniia protsessa posloinogo sinteza izdelii elektronnym luchom. Zhurnal tekhnicheskoi fiziki. 2015. T. 85. Vyp. 11. S. 91-96. (rus.)
[9] Druzhinin V.V. Magnitnye svoistva elektrotekhnicheskikh stalei. M.: Energiia, 1974. 240 s. (rus.)
[10] Kazadzhan L.B. Magnitnye svoistva elektrotekhnicheskikh stalei i splavov. M.: OOO «Nauka i tekhnologii», 2000. 224 s. (rus.)
[11] Shimizu Y., Ito Y., Iida Y. Formation of the Goss orientation near the surface of 3 pct silicon steel during hot rolling. Metallurgical Transactions A. 1986. Vol. 17a. No 8. P. 1323-1334.
[12] Suzuki S., Ushigami Y., Homma H., Takebayashi S., Kubota T. Influence of Metallurgical Factors on Secondary Recrystallization of Silicon Steel. Materials Transactions. 2001. Vol. 42. No 6. P. 994-1006.
[13] Pease N.C., Jones D.W., Wise M.H.L., Hutchinson W.B. SEM study of origin of Goss texture in Fe-3.25 Si. Metal Science. 1981. Vol. 15. No 5. P. 203-209.
[14] Lifshits B., Novikov V., Roshchina L. Izuchenie struktury kristalla (110)[001] kremnistogo zheleza pri nachal'noi stadii pervichnoi rekristallizatsii. Fizika metallov i metallovedenie. 1969. T. 27. № 6. S. 865-869. (rus.)
[15] Yang P., Shao Y.Y., Mao W.M., Jiang Q.W., Jin W.X. Orientation Evolutions During Hot Rolling of Electrical Steel Containing Initial Columnar Grains. Materials Science Forum. 2012. Vol. 702703. P. 754-757.
[16] Gol'dshtein V.Ia., Pashchenko S.V., Grazhdankin S.N. Strukturoobrazovanie pri goriachei prokatke splava Fe 3% Si. FMM. 1980. T. 50. № 6. S. 1213-1217. (rus.)
[17] Lobanov M.L., Redikul'tsev AA., Rusakov, G.M., Danilov S.V. Vzaimosviaz' orientirovok deformatsii i rekristallizatsii pri goriachei prokatke elektrotekhnicheskoi anizotropnoi stali. MiTOM. 2015. № 8. S. 44-49. (rus.)
[18] Decker B., Harker D. Relations between initial and final orientations in rolling and annealing of silicon ferrite. Journal of Applied Physics. 1951. Vol. 22. No 7. P. 900-904.
[19] Lobanov M.L., Redikul'tsev AA, Rusakov G.M., Danilov S.V. Vliianie ugleroda na formirovanie tekstury v elektrotekhnicheskoi stali Fe-3% Si pri goriachei prokatke. MiTOM. 2014. T. 12. S. 12-15. (rus.)
[20] Inokuto Y., Saito F., Gotoh C. Computer color mapping analyses of deformation bands and recrystallized grains inside elongated grains near surface of hot-rolled silicon steel sheet. Materials transactions. 1996. Vol. 37. No 3. P. 203-209.
[21] Lifanov V. Prokatka transformatornoi stali. M.: Metallurgiia, 1975. 200 s. (rus.)
[22] Dorner D., Zaefferer S., Lahn L., Raabe D. Overview of microstructure and microtexture development in grain-oriented silicon steel. Journal of Magnetism and Magnetic Materials. 2006. Vol. 304. No 2. P. 183-186.
[23] Mishra S., Damiann C., Lucke K. On the development of the GOSS texture in iron-3% silicon. Acta Metallurgica. 1984. Vol. 32. No 12. P. 2185-2201.
AUTHORS
KONONOV Aleksandr A. — Peter the Great St. Petersburg polytechnic university E-mail: kononov.alexandr@yahoo.com
MATVEEV Mikhail A. — Peter the Great St. Petersburg polytechnic university E-mail: matveev_ma@inbox.ru
Received: 29.01.2018
© Санкт-Петербургский политехнический университет Петра Великого, 2018
