Формирование кристаллографической текстуры при горячей прокатке электротехнической анизотропной стали тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 05.16.01, кандидат наук Кононов, Александр Александрович

• Кононов, Александр Александрович
• кандидат наук
• 2017

Оглавление диссертации кандидат наук Кононов, Александр Александрович

Содержание

Введение

1 Электротехническая анизотропная сталь: современные представления

1.1 Особенности электротехнической анизотропной стали

1.2 Вторичная рекристаллизация в электротехнической анизотропной стали

1.3 Развитие структуры и текстуры при промышленном производстве электротехнической анизотропной стали

1.4 Особенности производства электротехнической анизотропной стали

1.4.1 Технологии производства электротехнической анизотропной стали

1.4.2 Методы понижения потерь на перемагничивание в производстве электротехнической анизотропной стали

1.5 Особенности формирования структуры на переделах горячей прокатки

1.6 Заключение

2 Материал и методики исследования

2.1 Материал для исследований

2.2 Методики исследований

2.2.1 Оборудование и методики физических экспериментов

2.2.2 Исследование структуры металла

2.2.3 Математическое моделирование

3 Исследование фазового состава стали при температурах горячей прокатки

3.1 Расчет фазового состава стали при температурах горячей прокатки

3.2 Экспериментальное определение фазового состава стали при температурах горячей прокатки

3.2.1 Определение границ фазового превращения

3.2.2 Определение фазового состава

3.2.3 Влияние пластической деформации на фазовый состав

4 Анализ структуры и текстуры ЭАС на этапах промышленной горячей прокатки

4.1 Структура ЭАС после черновой горячей прокатки

4.2 Структура ЭАС после чистовой горячей прокатки

4.3 Заключение

5 Исследование возможных процессов формирования кристаллографической ориентировки {110}<001> при горячей прокатке стали

5.1 Формирование ориентировки {110}<001> в результате динамической рекристаллизации

5.1.1 Математическое моделирование лабораторной прокатки

5.1.2 Формирование структуры

5.1.3 Формирование текстуры

5.1.4 Формирование ингибиторной фазы

5.2 Формирование ориентировки {110}<001> при статической рекристаллизации

5.3 Формирование ориентировки {110}<001> при фазовом превращении

5.4 Заключение

6 Формирование ориентировки {110}<001> при многопроходной горячей прокатке

6.1 Формирование структуры

6.2 Формирование текстуры

6.3 Формирование структуры полосы при горячей прокатке на стане 2000

6.3.1 Расчет изменения температуры полосы электротехнической анизотропной стали в течение промышленной горячей прокатки

6.3.2 Развитие статической рекристаллизации в паузах между проходами при промышленной прокатке

6.3.3 Формирование структуры и текстуры при прокатке на стане 2000

Выводы

125

Список литературы

127

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Формирование кристаллографической текстуры при горячей прокатке электротехнической анизотропной стали»

Введение

Актуальность темы. Технологии изготовления электротехнической анизотропной стали (ЭАС) являются одними из самых сложных в металлургии. Рыночные цены на этот металл зависят от уровня его электротехнических характеристик, таких как магнитная индукция насыщения и потери на перемагничивание. Поскольку практически вся производимая электроэнергия проходит трансформацию, то снижение потерь в трансформаторах, даже на 1 %, дает значительный экономический эффект в масштабах страны. По этой причине исследования в области электротехнических сталей ведутся в передовых исследовательских центрах (Seoul National University, Carnegie Mellon University, Helmholtz Centre Berlin for Materials and Energy, Delft University of Technology и др.).

В настоящее время наилучший комплекс свойств ЭАС достигается предприятиями Posco и Nippon Steel. Производимый этими заводами лист толщиной 0,3 мм характеризуется магнитными потерями Pi,7/50=0,95 Вт/кг и магнитной индукцией B800=1,94 Тл. Необходимость повышения конкурентоспособности российского проката из электротехнической анизотропной стали обусловливает актуальность данной работы.

Оптимальными свойствами «цена-качество» обладают листы ЭАС с содержанием кремния 3-4 %, имеющие текстуру Госса {110}<001>, минимальное содержание примесных элементов, крупное зерно феррита и малые размеры магнитных доменов. Именно острая кристаллографическая текстура {110}<001> обеспечивает высокие магнитные свойства листа в направлении прокатки. Рост полномасштабной текстуры Госса в листе происходит во время вторичной рекристаллизации, протекающей при высокотемпературном отжиге (ВТО) на заключительном этапе производства. Применение специальных ингибиторов (AlN, MnS, Cu2S и др.) обеспечивает сдерживание нормального роста зерен матрицы во время ВТО, в результате чего происходит аномальный рост зерен с ориентировкой {110}<001>. Существует несколько теорий избирательного роста госсовских зерен в результате вторичной рекристаллизации (работы Хара-се, Хаякава, Хвана, Парка), ни одна из которых не нашла к настоящему времени полного подтверждения. Поэтому основная часть исследовательских работ, посвященных ЭАС сосредоточена именно в области избирательного роста зерна при вторичной рекристаллизации. Однако, для обеспечения аномального роста

зерен нужной ориентировки, необходимо эту ориентировку получить в холоднокатаной полосе. Анализ выполненных ранее работ показывает, что зарождение требуемой ориентировки происходит в поверхностных слоях полосы при горячей прокатке, которая по механизму текстурной наследственности сохраняется и развивается в полномасштабную текстуру {110}<001>. Таким образом, структура горячекатаной полосы влияет на развитие вторичной рекристаллизации при высокотемпературном отжиге. По этой причине при горячей прокатке необходимо обеспечить получение вполне определенного структурного состояния: повышенная плотность ориентировки {110}<001> в поверхностных слоях полосы, а также равномерное распределение мелкодисперсной ингибиторной фазы в металле.

Несмотря на то, что в мире, в том числе в России, с 1960-х годов ведутся исследования стурктурообразования при горячей прокатке (работы Булата С.И., Лифанова В.Ф., Гольдштейна В.Я., Лобанова М.Л.), механизм зарождения ориентировки Госса при горячей прокатке, которая происходит в двухфазной а + у области при постоянно изменяющемся фазовом составе, остается не совсем ясным. Вследствие этого сохраняется открытой проблема управления образованием зерен с ориентировкой {110}<001> и, следовательно, конечными свойствами готового проката. Именно это определило цель и задачи работы.

Целью работы является разработка практических рекомендаций для горячей прокатки электротехнической анизотропной стали на основе структурного анализа механизма зарождения зерен с кристаллографической ориентировкой {110}< 001> в поверхностных слоях горячекатаной полосы.

Для достижения поставленной цели решали следующие задачи:

1. Выявление влияния различных факторов, в том числе пластической деформации, статической и динамической рекристаллизации, фазовых превращений, на формирование зерен с кристаллографической ориентировкой {110}<001> при горячей прокатке ЭАС.

2. Исследование изменения фазового состава ЭАС по толщине полосы в процессе горячей прокатки и определение его влияния на процессы структурообра-зования в стали.

3. Исследование кинетики процессов термического разупрочнения при горячей прокатке ЭАС и выявление основного механизма разупрочнения в паузах между проходами.

4. Выявление основного механизма формирования зерен феррита с ориентировкой Госса в горячекатаной полосе и возможности управления им при горячей прокатке ЭАС.

Научная новизна диссертационной работы:

1. Предложен механизм формирования повышенной плотности кристаллографической ориентировки {110}<001> в поверхностных слоях горячекатаной полосы ЭАС, заключающийся в последовательном многократном образовании в поверхностных слоях полосы зерен феррита с ориентировкой {110}<001>.

2. Показано, что основной физической причиной, в результате которой происходит формирование зерен с кристаллографической ориентировкой {110}<001> при горячей прокатке, является совместное протекание фазового превращения у^а и динамической рекристаллизации в поверхностных слоях полосы ЭАС.

3. Установлено, что формирование полигонального феррита в поверхностных слоях полосы ЭАС возможно за счет суммирования движущих сил двух процессов — разности энергии высокотемпературной и низкотемпературной фаз и разности энергий упрочненного и рекристаллизованного состояний при превращении. Наибольшую объемную долю зерен феррита с кристаллографической ориентировкой {110}<001> можно получить при горячей прокатке в двухфазной области на падающей ветви температурной зависимости содержания аустенита.

4. Показано, что для интенсивного образования новых зерен в поверхностных слоях полосы ЭАС в процессе горячей прокатки необходимо захолаживание этих слоев, обеспечивающее протекание фазового превращения у^а.

5. Показано, что помимо таких факторов, как температура и деформация, на формирование зерен с ориентировкой Госса оказывает влияние фазовый состав стали в процессе обработки. Зарождение зерен с ориентировкой Госса происходит наиболее активно при максимальной протяженности межфазных границ, т.е. при соотношении фаз в структуре стали 50/50. Практическая значимость полученных результатов:

Разработаны практические рекомендации, позволяющие получить горячекатаную полосу ЭАС с высокой плотностью ориентировки {110}<001> в поверхностных слоях и заключающиеся в назначении заданного химического состава

стали и режимов прокатки на падающем участке температурной зависимости содержания аустенита за счет управления температурой начала и конца прокатки и распределения обжатий.

Основные положения, выносимые на защиту:

1. Основной механизм и закономерности формирования зерен феррита с ориентировкой {110}<001> в поверхностных слоях полосы электротехнической анизотропной стали.

2. Структурные условия получения наибольшей объемной доли зерен феррита с ориентировкой {110}<001> в структуре электротехнической анизотропной стали.

3. Технологические рекомендации для горячей прокатки электротехнической анизотропной стали, обеспечивающие получение наибольшей объемной доли зерен феррита с ориентировкой {110}<001> в структуре. Достоверность результатов. Достоверность результатов экспериментальных исследований обеспечивается их проведением на современном сертифицированном аттестованном исследовательском оборудовании с применением современных методик структурных исследований, а также использованием лицензионного компьютерного программного обеспечения в решении температурно-деформационных задач.

Личный вклад соискателя заключается в постановке и реализации задач исследования, проведении экспериментальных исследований, обработке экспериментальных данных, анализе и интерпретации полученных результатов. Автор принимал участие в разработке методик физического моделирования и создании виртуальных моделей прокатных станов, а также готовил материалы для публикаций.

Структура и объем диссертации. Диссертация состоит из введения, шести глав, основных результатов и выводов, списка литературы из 182 наименований. Работа изложена на 143 страницах, содержит 77 рисунков и 10 таблиц.

Апробация результатов работы. Основные результаты диссертации докладывались и обсуждались на XL международной научно-практической конференции «Неделя науки СПбГПУ» (6-9 декабря 2011, Санкт-Петербург); Молодежной научной конференции «Студенты и молодые ученые - инновационной России» (23-24 мая 2013, Санкт-Петербург);23 Международной конференции по металлургии и материалам «Metal 2014» (21-23 мая 2014, Brno, Czech Republic).

Публикации. По теме диссертации опубликовано 7 печатных работ, 3 из которых — в рецензируемых журналах, рекомендованных ВАК РФ.

Глава 1. Электротехническая анизотропная сталь: современные

представления

1.1. Особенности электротехнической анизотропной стали

Магнитно-кристаллическая энергия ферромагнитного кристалла способствует появлению так называемых направлений легкого намагничивания — кристаллографических направлений, вдоль которых кристалл легче всего намагнитить [1—3]. Для намагничивания кристалла вдоль этих направлений требуется затратить значительно меньше энергии, чем для намагничивания вдоль остальных [4]. Для железа такми направлением является кристаллографическая ось <100> (рисунок 1.1. а) [5]. Если изделие из магнитного материала при эксплуатации всегда намагничивается в одном направлении, то для достижения высоких магнитных свойств изделия, необходимо получить в материале сильную кристаллографическую текстуру, обеспечивающую совпадение направления намагничивания с направлением легкого намагничивания . В ЭАС, которая используется в качестве материала для сердечников трасноформаторов, высокие магнитные свойства в направлении прокатки достигаются за счет кристаллографической текстуры {110}<001> [6], впервые полученной американским инженером Госсом [7]. В русскоязычной литературе такая текстура называется «ребровой», или текстурой Госса. Наличие острой кристаллографической текстуры {110}<001> является главным условием высоких магнитных свойств готового листа ЭАС.

Наличие «ребровой» текстуры — не единственное условие, обеспечивающие высокие магнитные свойства листа. Сильное влияние на свойства электротехнического листа оказывает химический состав стали. Чистое железо обладает высокими магнитными свойствами. Однако малейшие примеси существенно ухудшают его магнитные характеристики, так как они препятствуют движению границ доменов (рисунок 1.1, б). Наиболее вредное влияние на магнитные свойства стали оказывает углерод, поэтому его содержание сводится к минимуму [8; 9]. Отличительной особенностью электротехнических сталей является высокое содержание кремния — основного легирующего элемента в ЭАС. Добавление кремния к железу уменьшает удельные потери на перемагничивание, повышает удельное сопротивление, что приводит к снижению потерь на микро- и макровихревые токи. Поэтому обычно ЭАС содержит около 3-4 % кремния.

аб

Рисунок 1.1 - Магнитные свойства железа: a — кривые намагничивание железа вдоль различных кристаллографических направлений; б — кривая намагничивания железа различной чистоты

Другой особенностью ЭАС является необходимость получения крупного зерна, которое может достигать размеров в несколько десятков миллиметров. Магнитные свойства являются структурно чувствительными и сильно зависят от количества дефектов кристаллической решетки. Так как границы зерен — это дефект кристаллического строения, то уменьшение их протяженности приводит к повышению магнитных свойств. С увеличением размера зерна магнитная проницаемость и потери на вихревые токи возрастают, а потери на гистерезис и коэрцитивная сила уменьшаются [8; 10—12].

Современные технологии производства построены исходя из особенностей ЭАС. Так главной задачей любой технологии является необходимость получить острую «ребровую» текстуру в готовом листе. Поэтому в основе всех технологий лежит явление вторичной рекристаллизации (ВР) — процесса в результате которого в листе развивается полномасштабная кристаллографическая текстура, в случае ЭАС — текстура Госса. Предшествующие ВР структурные преобразования ЭАС выстраиваются так, чтобы обеспечить достижение условий аномального роста «ребровой» ориентировки на заключительном этапе производства.

1.2. Вторичная рекристаллизация в электротехнической анизотропной

стали

Острая кристаллографическая текстура {110}<001> в готовой ЭАС формируется за счет аномального роста «ребровых» зерен в процессе вторичной рекристаллизации (ВР) [13]. В промышленном производстве ВР протекает во время

высокотемпературного отжига (ВТО), который является заключительной технологической операцией, оказывающей значительное влияние на структуру стали.

ВР заключается в избирательном росте некоторых зерен, в случае ЭАС — зерен с ориентировкой {110}<001>. Начало ВР обнаруживается по появлению крупных зерен и дальнейшему их росту, в то время как размер остальных зерен остается неизменным [14]. Таким образом, для протекания ВР необходимо сдерживание нормального роста зерен. Теории текстурооброзования при рекристаллизации базируются на двух гипотезах: гипотеза ориентированного зарождения и гипотеза ориентированного роста [15]. В первой гипотезе предполагается, что зародыши ВР преимущественно образуются с некоторой ориентировкой, в результате чего после рекристаллизации возникает текстура, при этом скорость роста зародышей одинакова и не влияет на конечную текстуру. В основе второй гипотезы лежат экспериментальные данные о зависимости подвижности границы от ее кристаллографической разориентировки. В результате этого скорость роста зародышей разная — быстрее растут зерна некоторой ориентировки относительно большинства компонент текстуры деформации [14; 16; 17].

В настоящее время нет полного понимания процессов, протекающих при ВР в ЭАС, и представления об образовании текстуры Госса во многом основаны на эмпирических фактах. Хорошо известно, что для успешного протекания ВР в стали должны присутствовать дисперсные частицы ингибиторной фазы [18]. Поэтому любая теория, описывающая механизм ВР в ЭАС должна объяснять какую роль играют частицы ингибиторной фазы в аномальном росте зерен.

Теории аномального роста зерен с ориентировкой {110}<001> в ЭАС основаны на гипотезе ориентированного роста. Одна из теорий разработана Харасе [19—26]. Данная теория основана на том факте, что подвижность границы зерна зависит от соотношения ориентировок данного зерна и соседних зерен. Интенсивность зерен с ориентировкой N (частота обнаружения зерен с данной ориентировкой) обозначается IN. Интенсивность зерен, находящихся в специальной разори-ентиации Е/ с зерном ориентировки N обозначается как 1СЕг. В основе теории лежит наблюдение, что интенсивность зерен, находящихся в специальной разо-риентации Е9 (1СЕ9) для {110}<001> увеличивается с повышением обжатий при холодной прокатке. Зародыши, ориентация которых дает значения 1СЕ9 большее некоторого значения вырастают во время ВР. В результате этих наблюдений было сделано заключение, что интенсивность ориентации зародышей ^ и 1СЕ9 игра-

ют важную роль для протекания ВР. Экспериментальные данные были объяснены большей подвижностью специальных границ £9 при высоких температурах по сравнению с другими границами. Специальные границы обладают меньшей энергией и на них выделяется меньшее количество частиц ингибиторной фазы, поэтому в то время, как миграция остальных границ сдерживается частицами, специальные границы способны смещаться. В областях, где эффективность ингибитора высока, достигается наибольший эффект преимущества роста зародышей, окруженных специальной границей £9. В этом случае эволюция текстуры контролируется значением 1С. В областях, где действие ингибитора ниже, чем в других областях текстура зависит от I^, но контролируется РСм = 1С • 1м.

Другая теория, объясняющая аномальный рост зерен с ориентацией Госса была разработана Хаякава [27—30]. Она основана на том, что наиболее подвижны границы, обладающие высокой энергией и имеющие высокий зерногранич-ный коэффициент диффузии [31]. В начале отжига все границы сдерживаются частицами-ингибиторами. В течение ВТО частицы на границах с большой энергией укрупняются быстрее из-за более высокого коэффициента зернограничной диффузии. Сдерживающим эффектом обладают частицы, диаметр которых не превышает 100 нм [32; 33], поэтому после достижения частицами критического размера граница с высокой энергией становится подвижной. С продолжением отжига аналогичный эффект достигается и на границах с меньшей энергией, в конце отжига все границы свободно мигрируют. Другими словами, границы с некоторой критической энергией Ее становятся подвижными на более ранних этапах отжига, чем границы с низкой энергией. Согласно этой теории, зерна с ребровой ориентировкой в большинстве случаев окружены границами с углом разориента-ции от 20° до 45°, в то время как количество специальных границ в металле не превышает 3 %. Подтверждением теории служит тот факт, что в течение ВТО количество границ с такой разориентацией уменьшается, а количество специальных границ остается неизменным [29].

Как можно заметить, обе описанные теории, построены на предположении, что зерна с «ребровой» ориентировкой во время ВТО окружены более подвижными границами, чем зерна матрицы. Однако предположение о возможности аномального роста зерен из-за высокой подвижности их границ не получило достаточного экспериментального обоснования [34—36], в результате чего описанные теории подвергаются сомнению.

Рисунок 1.2 - Схема твердотельного смачивания

В последние годы активно обсуждается еще одна теория аномального роста текстуры Госса в процессе ВР. Эта теория основана на идее твердотельного смачивания (solid-state wetting) вдоль стыка трех зерен (тройного узла) [37—47]. Движение границы определяется ее изгибом, который зависит от баланса сил в тройном стыке. Рост зерна происходит, когда граница изогнута против направления роста. Для того, чтобы граница имела такой изгиб необходимо, чтобы тройные узлы перемещались в сторону роста, т.е. граница не может мигрировать быстрее тройных стыков и ее перемещение ограничено прямой линией, соединяющей эти узлы. Искривление границы определяется балансом сил в тройном стыке. В случае изотропной системы, когда все границы имеют одинаковую энергию [48], искривление определяется только разницей в размере соседних зерен. Если же система анизотропная, то энергия границы играет важную роль в ее искривлении. Крайний случай анизотропного распределения энергии границ — это твердотельное смачивание. В этом случае в тройном узле граница с высокой энергией замещается двумя другими границами с низкой энергией, т.е. происходит перемещение тройного узла вдоль границы с высокой энергией. Если три зерна А, B и C находятся в контакте в тройном узле с энергиями границ удв, Уас, Ybc между ними, то зерно A будет расти за счет твердотельного смачивания вдоль границ (рисунок 1.2), при условии, что сумма энергий двух границ меньше, чем энергия третьей:

Yab + Yac < Ybc (1.1)

Описанный подход нашел применения для описания ВР в ЭАС в работах Хва-на [49—51]. Подтверждением того, что аномальный рост зерен с текстурой Госса происходит именно по механизму твердотельного смачивания, служит наличие в структуре полосы полуостровных зерен на линии роста зерен с ориентировкой {110}<001> и островных зерен внутри, которые образуются в результате продвижения фронта роста (рисунок 1.3).

Рисунок 1.3 - Аномальный рост «ребрового» зерна во время ВТО [49]

Для реализации аномального роста зерен с ориентацией {110}<001> по такому механизму необходимо, чтобы два «ребровых» зерна были разделены субграницей с очень низкой энергией. На рисунке 1.4 представлено два возможных в этом случае варианта. Пусть два «ребровых» зерна А и В разделены субграницей с энергией 0,001 Дж/м2 (граница АВ), а с «неребровым» зерном С границами с энергиями 0,1 Дж/м2 и 0,12 Дж/м2 (рисунок 1.4, а). Так как сумма энергий АС и АВ 0,101 Дж/м2 меньше энергии ВС 0,12 Дж/м2 , то зерно А будет расти за счет твердотельного смачивания вдоль границы ВС. Другой возможный вариант, когда сумма энергий ВС и АВ 0,091 Дж/м2 меньше энергии границы АС 0,1 Дж/м2 (рисунок 1.4, б). В этом случае будет расти зерно В. Таким образом, если два «ребровых» зерна разделены между собой субграницей, а границы с соседним «неребровым» зерном обладают высокой энергией, то расти будет одно из зерен с ориентацией Госса. Экспериментально такие границы с углами разориентации составляющими десятые градуса (менее 0,5°) были обнаружены в зернах с ориентацией {110}<001> [52].

Роль частиц ингибиторной фазы сводится к сдерживанию нормального роста зерен матрицы. Аномальный рост зерен начинается после достижения температуры начала растворения частиц-ингибиторов, что свидетельствует о том, что вторая фаза сдерживает рост всех зерен. Если частица находится в тройном узле, то смачивание в нем не происходит. С повышением температуры частицы начинают растворяться, причем в узлах растворение происходит раньше, чем на границах или внутри зерен [44]. Поэтому рост «ребровых» зерен по механизму твердотель-

Рисунок 1.4 - Роль субграницы в аномальном росте «ребровых» зерен

ного смачивания начинается при меньших температурах, в то время как остальные зерна все еще сдерживаются ингибиторной фазой.

Как можно заметить, согласно всем описанным теориям ВР аномальный рост «ребровых» зерен возможен только при выполнении определенных условий структурного состояния полосы, таких как присутствие мелкодисперсных частиц ингибиторной фазы, наличие специальных, малоугловых или высокоэнергетических границ вокруг зерен с ориентировкой {110}<001>. Таким образом, для возможности протекания ВР, структура металла в результате предшествующих ВТО технологических операций должна развиться в опредленное состояние, обеспечивающее возможность аномального роста «ребровых» зерен. Поэтому последовательное преобразование структуры ЭАС на технологических операциях имеет важное значение для возможности успешного протекания ВР.

1.3. Развитие структуры и текстуры при промышленном производстве электротехнической анизотропной стали

Любое производство ЭАС начинается с выплавки и разливки стали. На этом этапе производства главной задачей является получение точного химического состава. Выплавленную сталь разливают в слябы, структура которых состоит из столбчатых кристаллов. В процессе непрерывной разливки сталь охлаждается медленно, в результате чего частицы ингибиторной фазы сильно укрупняются. Так как максимальный эффект во время ВР от присутствия ингибиторной фазы достигается при равномерном распределении частиц, имеющих диаметр 50100 нм [32; 33], то перед горячей прокаткой их необходимо перевести в твердый раствор, что происходит во время нагрева стали под прокатку. Поэтому температура нагрева слябов зависит от типа ингибитора используемого в технологии.

Кроме того, во время нагрева слябов под прокатку, происходит фазовое превращение а^у и формируется исходная структура для горячей прокатки. При традиционных способах производства структура разлитых слябов полностью разрушается в процессе горячей прокатки и ее влияние на конечные свойства незначительно [53].

Нагретый сляб прокатывается в горячую. После черновой группы клетей структура проката равнономерная, а текстурная неоднородность выражена слабо: в поверхностных слоях присутствует несколько повышенное содержание ориентировки {112}<111>, в центральных — {111}<112>. С продолжением прокатки доля компонент {112}<111> и {111}<112> уменьшается и увеличивается содержание {110}<001> и {100}<011>. После чистовой горячей прокатки полоса характеризуется сильной структурной и текстурной неоднородностью по толщине. В поверхностных слоях горячекатаной полосы формируются рекри-стализованные зерна и деформированные нере-кристаллизованные зерна (полигонизованные). В центральных слоях полосы структура однородна и состоит из крупных деформированных зерен, вытянутых в направлении прокатки и имеющих длину до 300-800 мкм [54]. Пример структуры полосы после горячей прокатке приведен на рисунке 1.5. При этом в поверхностных слоях образуется рассеянная текстура с основными компонентами {110}<001>, {111}<112>, {112}<111>, а в центральных — острая текстура с компонентами {100}<011>, {111}<112>, {112}<110> [55—57]. Исходная ориентировка прокатываемого сляба слабо влияет на распределение текстуры в горячекатаном листе, но оказывает влияние на соотношение между компонентами текстуры [55; 58; 59].

Многие авторы отмечают, что формирование конечной структуры ЭАС начинается на этапе горячей прокатки, и именно на нем закладываются все основные

Рисунок 1.5 - Пример структуры горячекатаной полосы

структурные и текстурные предпосылки, определяющие в итоге высокие магнитные свойства готовой электротехнической стали [57; 60—62]. Это обусловлено двумя фактами. Во-первых, при горячей прокатке ЭАС происходит выделение частиц ингибиторной фазы. Как было описано ранее, во время нагрева слябов под прокатку частицы ингибиторной фазы растворяются, а в процессе горячей прокатки происходит их повторное выделение в виде мелкодисперсных включений, которое может продолжается после горячей прокатки во время последующих термообработок. Так как наиболее сильно сдерживают нормальный рост только мелкие частицы ингибиторной фазы, то важно получить именно мелкодисперсную ингибиторную фазу уже на стадии горячей прокатки. Во-вторых, считается [54; 58; 60; 63; 64], что при горячей прокатке в поверхностных слоях полосы формируется повышенная плотность ориентировки {110}<001>, которая играет важную роль при ВТО. На рисунке 1.6 схематично показаны приповерхностные и промежуточные слои полосы после горячей прокатки. Наибольшая плотность текстуры Госса образуется на глубине ~ 1/10 от толщины полосы. Зерна с ориентировкой {110}<001>, сформировавшиеся при горячей прокатке в этой области играют важную роль в развитии ВР во время ВТО. ВР начинается в поверхностных слоях [65] и развивается в центральные слои листа при любом методе производства ЭАС. Такое развитие ВР связано с расположением зерен с «ребровой» ориентировкой в горячекатаном листе. Удаление из горячекатаной полосы поверхностных слоев, содержащих повышенную плотность «ребровой» ориентировки приводит к неполному протеканию ВР при ВТО [23; 66; 67], и, следовательно, к ухудшению магнитных свойств готового листа из-за рассеяния «ребровой» текстуры.

Список литературы диссертационного исследования кандидат наук Кононов, Александр Александрович, 2017 год

Список литературы

1. Дружинин В. В. Магнитные свойства электротехнической стали. — Москва: Энергия, 1974.— С. 240.

2. Kittel C. Physical theory of ferromagnetic domains // Reviews of modern Physics. — 1949. — Vol. 21, no. 4. — P. 541.

3. Казаджан Л. Б. Магнитные свойства электротехнических сталей и сплавов. — Наука и технология, 2000. — С. 224.

4. Вонсовский С. В., Шур Я. С. Ферромагнетизм. — Москва, Ленинград : Государственное издательство технико-теоретической литературы, 1948.

5. Зайкова В. А., Веденев М. А., Дрожжина В. И. Анизотропия магнитных свойств и доменная структура кристаллов кремнистого железа // Физика металлов и металловедение. — 1973. — Т. 35, № 1—3. — С. 484—492.

6. Hubert A., Schafer R. Magnetic Domains: The Analysis of Magnetic Microstructures. — Cambridge, 2008. — P. 686.

7. Goss N. P. Electrical sheet and method and apparatus for its manufacture and test. — 1934. — US Patent 1,965,559.

8. Мишин Д. Д. Магнитные материалы. — Москва : Высшая школа, 1991. — С. 384.

9. Tumanski S. Modern magnetic materials - the review // Organ. — 2010. — Vol. 4.—Pp. 1-15.

10. On the correlation between microstructure and magnetic losses in electrical steel / J. Barros, J. Schneider, K. Verbeken, Y. Houbaert // Journal of Magnetism and Magnetic Materials. — 2008. — Vol. 320, no. 20. — Pp. 2490-2493.

11. Лобанов М. Л., Русаков Г. М., Редикульцев А. А. Электротехническая анизотропная сталь. Часть I. История развития // Металловедение и термическая обработка металлов. — 2011. — № 7. — С. 18—25.

12. Лобанов М. Л., Русаков Г. М., Редикульцев А. А. Электротехническая анизотропная сталь. Часть II. Современное состояние // Металловедение и термическая обработка металлов. — 2011. — № 8. — С. 3—7.

13. Dunn C. G. Cold working of metals // ASM, Cleveland. — 1949. — Vol. 113.

14. Новиков В. Ю. Вторичная рекристаллизация. — Москва : Металлургия, 1990.— С. 128.

15. Новиков И. И. Теория термической обработки металлов. — M., «Металлургия», 1974.— С. 400.

16. Горелик С. С., Добаткин С. В., Капуткина Л. М. Рекристаллизация металлов и сплавов. — 3-е издани. — Москва : МИСИС, 2005. — С. 432.

17. Humphreys F. J., Hatherly M. Recrystallization and related annealing phenomena. — Second edi. — Elsevier, 2004. — P. 574.

18. May J. E., Turnbull D. Secondary recrystallization in silicon iron // Transactions of the Metallurgical Society of AIME. — 1958. — Vol. 212, no. 12. — Pp. 769781.

19. Harase J., Shimizu R. Texture evolution by grain growth in the presence of MnS and AIN precipitates in Fe-3% Si alloy // Acta Metallurgica et Materialia. — 1990. — Vol. 38, no. 8. — Pp. 1395-1403.

20. Effect of initial texture on secondary recrystallization of grain-oriented electrical steel / J. Iwanaga, H. Masui, [et al.] // Journal of Materials Engineering and Performance. — 1994. — Vol. 3, no. 2. — Pp. 223-227.

21. Harase J., Shimizu R., Dingley D. J.Texture evolution in the presence of precipitates in Fe- 3% Si alloy // Acta metallurgica et materialia. — 1991. — Vol. 39, no. 5.—Pp. 763-770.

22. Coincidence grain boundary and role of primary recrystallized grain growth on secondary recrystallization texture evolution in Fe-3%Si alloy / Y. Yoshitomi, Y. Ushigami, [et al.] // Acta metallurgica et materialia. — 1994. — Vol. 42, no. 8. — Pp. 2593-2602.

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. — Pp. 21852201.

24. Беляевских А. С. Формирование текстуры и свойств сверхтонкой электротехнической анизотропной стали. — дис. кан. тех. наук : 05.16.01: защищена 15.12.2016, 2016.— С. 141.

25. Влияние специальных разориентаций на характер распределения ориентировок зерен в текстуре вторичной рекристаллизации электротехнической анизотропной стали / Г М. Русаков, М. Л. Лобанов, А. А. Редикульцев, М. С. Карабаналов // Известия вузов. Черная металлургия. — 2011. — № 5. — С. 35—38.

26. Специальные границы в процессе вторичной рекристаллизации / Г. М. Русаков, Л. В. Лобанова [и др.] //Известия вузов. Черная металлургия. — 2016. — Т. 59, № 5. — С. 409—413.

27. Hayakawa Y., Szpunar J. A. A new model of Goss texture development during secondary recrystallization of electrical steel // Acta Materialia. — 1997. — Vol. 45, no. 11.—Pp. 4713-4720.

28. Hayakawa Y., Szpunar J. A. The Role of Grain Boundary Character Distribution in Secondary Recrystallization of Electrical Steels // Acta Materialia. — 1997. — Vol. 45, no. 3. — Pp. 1285-1295.

29. Hayakawa Y., Muraki M., Szpunar J. A. The changes of grain boundary character distribution during the secondary recrystallization of electrical steel // Acta Materialia. — 1998. — Vol. 46, no. 3. — Pp. 1063-1073.

30. Rajmohan N., Szpunar J. A., Hayakawa Y. Role of fractions of mobile grain boundaries in secondary recrystallization of Fe-Si steels // Acta Materialia. — 1999. — Vol. 47, no. 10. — Pp. 2999-3008.

31. Brandon D. G. The structure of high-angle grain boundaries // Acta Metallur-gica. — 1966. — Vol. 14, no. 11. — Pp. 1479-1484.

32. Jenkins K., Lindenmo M. Precipitates in electrical steels // Journal of Magnetism and Magnetic Materials. — 2008. — Vol. 320, no. 20. — Pp. 2423-2429.

33. Sakai T., Shiozaki M., Takashina K. A study on AlN in high permeability grain-oriented silicon steel // Journal of Applied Physics. — 1979. — Vol. 50, B3. — Pp. 2369-2371.

34. MorawiecA. Grain misorientations in theories of abnormal grain growth in silicon steel // Scripta materialia. — 2000. — Vol. 43, no. 3. — Pp. 275-278.

35. Etter A. L., Baudin T., Penelle R. Influence of the Goss grain environment during secondary recrystallisation of conventional grain oriented Fe-3% Si steels // Scripta materialia. — 2002. — Vol. 47, no. 11. — Pp. 725-730.

36. Quadir M. Z., Chang C. S. T, Duggan B. J. Formation of the Goss Texture in a Thin Foil Experiment on Fe-3.2% Si // ISIJ international. — 2010. — Vol. 50, no. 2.—Pp. 264-271.

37. Hwang N. M., Lee S. B., Kim D. Y. Abnormal grain growth by solid-state wetting along grain boundary or triple junction // Scripta Materialia. — 2001. — Vol. 44, no. 7.—Pp. 1153-1160.

38. Gottstein G., Shvindlerman L. S. Triple junction drag and grain growth in 2D polycrystals // Acta Materialia. — 2002. — Vol. 50, no. 4. — Pp. 703-713.

39. Novikov V. Y. Triple Junction Controlled Grain Growth // Materials Science Forum. — 2004. — Vol. 467-470. — Pp. 1093-1098.

40. Gottstein G., Shvindlerman L. S. A novel concept to determine the mobility of grain boundary quadruple junctions // Scripta Materialia. — 2005. — Vol. 52, no. 9. — Pp. 863-866.

41. Gottstein G., Ma Y., Shvindlerman L. S. Triple junction motion and grain microstructure evolution// Acta Materialia. — 2005. — Vol. 53, no. 5. —Pp. 15351544.

42. Ko K. J.., Cha P. R., Hwang N. M. Phase Field Model Simulation of Abnormal Grain Growth by Solid-State Wetting // Materials Science Forum. — 2007. — Vol. 539-543. — Pp. 2557-2563.

43. Monte Carlo simulations of abnormal grain growth by sub-boundary-enhanced solid-state wetting / D. K. Lee, K. J. Ko, B. J. Lee, N. M. Hwang // Scripta Materialia. — 2008. — Vol. 58, no. 8. — Pp. 683-686.

44. Abnormal grain growth induced by sub-boundary-enhanced solid-state wetting: Analysis by phase-field model simulations / K. J. Ko, P. R. Cha, D. Srolovitz, N. M. Hwang // Acta Materialia. — 2009. — Vol. 57, no. 3. — Pp. 838-845.

45. Gottstein G., Shvindlerman L. S., Zhao B. Thermodynamics and kinetics of grain boundary triple junctions in metals: Recent developments // Scripta Materialia. — 2010. — Vol. 62, no. 12. — Pp. 914-917.

46. Three-dimensional Monte Carlo simulation for the effect of precipitates and sub-boundaries on abnormal grain growth / C.-S. Park, T.-W. Na, [et al.] // Scripta Materialia. — 2012. — Vol. 66, no. 6. — Pp. 398-401.

47. Parallel three-dimensional Monte Carlo simulations for effects of precipitates and sub-boundaries on abnormal grain growth of Goss grains in Fe-3%Si steel / C.-S. Park, T.-W. Na, [et al.] // Philosophical Magazine. — 2013. — Vol. 93, no. 34. — Pp. 4198-4212.

48. Vondrous A. Grain growth behavior and efficient large scale simulations of recrystallization with the phase-field method. — KIT Scientific Publishing, 2014. — P. 136.

49. Microstructural evidence of abnormal grain growth by solid-state wetting in Fe-3%Si steel / H. Park, D. Y. Kim, [et al.] // Journal of Applied Physics. — 2004. — Vol. 95, no. 10.—Pp. 5515-5521.

50. Morphological evidence that Goss abnormally growing grains grow by triple junction wetting during secondary recrystallization of Fe-3% Si steel / K. J. Ko, J. T. Park, J. K. Kim, N. M. Hwang // Scripta Materialia. — 2008. — Vol. 59, no. 7. — Pp. 764-767.

51. Ko K. J., Rollett A. D., Hwang N. M. Abnormal grain growth of Goss grains in Fe-3% Si steel driven by sub-boundary-enhanced solid-state wetting: Analysis by Monte Carlo simulation // Acta Materialia. — 2010. — Vol. 58, no. 13. —

Pp. 4414-4423.

52. Sub-boundaries in abnormally growing Goss grains in Fe-3% Si steel / H. K. Park, S. D. Kim, [et al.] // Scripta Materialia. — 2010. — Vol. 62, no. 6. — Pp. 376378.

53. Лифанов В. Ф. Прокатка трансформаторной стали. — М.: Металлургия, 1975.— С. 200.

54. Transmission Kossel Study of Origin of Goss Texture in Grain Oriented Silicon Steel / Y. Inokuto, C. Maeda, I. Yo, H. Shimanka // Transaction ISIJ. — 1983. — Vol. 23, A.—Pp. 440-449.

55. Gheorghies C., Doniga A. Evolution of Texture in Grain Oriented Silicon Steels // Journal of Iron and Steel Research International. — 2009. — Vol. 16, no. 4. — Pp. 78-83.

56. Уфимцева М. П., Адамеску Р. А., Гельд П. В. Влияние деформации на тек-стурообразование в кремнистом железе // Структура и свойства текстуриро-ванных металлов и сплавов. Наука. — 1968. — С. 48.

57. Лифшиц В. Г, Новиков В. Ю. Происхождение зародышей вторичной рекристаллизации с ориентацией (110)[001] в промышленной трансформаторной стали // Структура и свойства текстурированных металлов и сплавов. Наука.—1968.—С. 56.

58. Текстурообразование при горячей прокатке кремнистого сплава / С. В. Пащенко, В. Я. Гольдштейн, А. В. Серый, С. Н. Гражданкин // Физика металлов и металловедение. — 1984. — Т. 58, № 1. — С. 63—68.

59. Hong B. D., Kim J. K., Kyung-Mox C. Effect of hot rolling on microstructures and magnetic properties in 3% Si grain oriented electrical steels // Journal of Magnetics. — 2006. — Vol. 11, no. 3.—Pp. 111-114.

60. Лобанов М. Л. Управление структурой и текстурой электротехнической анизотропной стали с нитридным ингибированием. — дис. док. тех. наук : 05.16.01 : защищена 18.06.2010, 2010. — С. 238.

61. Influence of Metallurgical Factors on Secondary Recrystallization of Silicon Steel / S. Suzuki, Y. Ushigami, [et al.] // Materials Transactions. — 2001. — Vol. 42, no. 6. — Pp. 994-1006.

62. Influence of Hot Rolling Condition on the Final Microstructure of Non-Oriented Electrical Steel Fe-3.2 wt.% Si / A. Stöcker, A. Franke, H. Hermann, R. Kawalla// Materials Science Forum. Vol. 854. — Trans Tech Publ. 2016. — Pp. 16-21.

63. Гольдштейн В. Я., Пащенко С. В., Гражданкин С. Н. Структурообразование при горячей прокатке сплава Fe—3% Si // Физика металлов и металловедение. — 1980. — Т. 50. — С. 1213—1217.

64. Аврамов Ю. С., Новиков В. Ю., Семенов В. М. Влияние степени деформации на текстуры деформации и рекристаллизации в кремнистом железе // Сталь. — 1966. — №11. — С. 1045—1046.

65. Abnormal Growth Mechanisms of Goss Grains in Grain-oriented Electrical Steels / W. M. Mao, Y. Li, P. Yang, W. Guo. — 2012.

66. Böttcher A., Lücke K. Influence of subsurface layers on texture and microstructure development in RGO electrical steel // Acta metallurgica et materialia. — 1993. — Vol. 41, no. 8. — Pp. 2503-2514.

67. SEM study of origin of Goss texture in Fe-3.25 Si / N. C. Pease, D. W. Jones, M. H. L. Wise, W. B. Hutchinson // Metal Science. — 1981. — Vol. 15, no. 5. — Pp. 203-209.

68. Сильникова Е. Ф., Сильников М. В. Кристаллографическая текстура и тек-стурообразование. — СПб.:Наука, 2011. — С. 560.

69. Лифшиц Б. Г., Новиков В. Ю., Рощина Л. В. Изучение структуры кристалла (110)[001] кремнистого железа при начальной стадии первичной рекристаллизации // Физика металлов и металловедение. — 1969. — Т. 27, № 6. — С. 865—869.

70. Аврамов Ю. С., Науманн Г. Формирование текстуры первичной рекристаллизации в монокристалле (110) трансформаторной стали, прокатанном в разных направлениях // Физика металлов и металловедение. — 1967. — Т. 24, № 6. — С. 1042—1049.

71. Формирование текстуры при волочении алюминиевой катанки / В. Г. Борисов, А. Н. Жаров [и др.] // Кабельная техника. — 1978. — № 9. — С. 14— 16.

72. Mishra S., Därmann C., Lücke K. New information on texture development in regular and high-permeability grain-oriented silicon steels // Metallurgical Transactions A. — 1986. — Vol. 17, no. 8.—Pp. 1301-1312.

73. Matsuo M., Sakai T., Suga Y. Origin and development of through-the-thickness variations of texture in the processing of grain-oriented silicon steel // Metallurgical Transactions A. — 1986. — Vol. 17A. — Pp. 1313-1322.

74. Ros-Yanez T., Houbaert Y. Microstructure And Texture Evolution During Recrys-tallization Of Hot Rolled High Silicon Electrical Steels (> 4% Si) // Simposio Materia. — 2003. — Vol. 04-27, no. 8. — Pp. 266-269.

75. Fukagawa T., Yashiki H. Effect of Hot-band Annealing Condition on Secondary Recrystallization in Grain-oriented 2.3% Si-1.7% Mn Steel. // ISIJ international. — 2000. — Vol. 40, no. 4. — Pp. 402-408.

76. Occurrence of shear bands in rotated Goss ({110}< 110>) orientations of metals with bcc crystal structure / T. Nguyen-Minh, J. J. Sidor, R. H. Petrov, L. A. I. Kestens // Scripta Materialia. — 2012. — Vol. 67, no. 12. — Pp. 935-938.

77. Полосы сдвига в техническом сплаве Fe-3%Si-0,5%Cu и кристаллографические аспекты их образования / М. С. Карабаналов, Л. В. Лобанова [и др.] // Известия вузов. Черная металлургия. — 2011. — № 7. — С. 42—47.

78. Ushioda K., Hutchinson W. B. Role of shear bands in annealing texture formation in 3% Si-Fe (1П)[П2] single crystals // ISIJ International. — 1989. — Vol. 29, no. 10.—Pp. 862-867.

79. Влияние условий холодной прокатки на текстуру железа / А. К. Григорьев, Е. Ф. Сильникова [и др.] // Известия вузов. Черная металлургия. — 1977. — Т. 2.— С. 51—53.

80. Matsuo M. Texture control in the production of grain oriented silicon steels // ISIJ international. — 1989. — Vol. 29, no. 10. — Pp. 809-827.

81. Dunn C. G. Secondary recrystallization textures and their origin in cold-rolled single crystals of silicon iron // Acta Metallurgica. — 1953. — Vol. 1, no. 2. — Pp. 163-175.

82. Overview of microstructure and microtexture development in grain-oriented silicon steel / D. Dorner, S. Zaefferer, L. Lahn, D. Raabe // Journal of Magnetism and Magnetic Materials. — 2006. — Vol. 304, no. 2. — Pp. 183-186.

83. Гольдштейн В. Я., Пащенко С. В., Петрова Т. А. Влияние исходного состояния сплава Fе-3% кремния на особенности процессов структуро-и текстуро-образования при чередующихся циклах «деформация—рекристаллизация» // Физика металлов и металловедение. — 1978. — Т. 46. — С. 132—138.

84. Dorner D., Zaefferer S., Raabe D. Retention of the Goss orientation between microbands during cold rolling of an Fe3% Si single crystal // Acta Materialia. — 2007. — Vol. 55, no. 7. — Pp. 2519-2530.

85. Shin S.-M., Chang S.-K., De Cooman B. C. Evolution of Texture and Related Magnetic Properties in Fe-3% Si Steel during Single-step Annealing // ISIJ international. — 2008. — Vol. 48, no. 12. — Pp. 1788-1794.

86. Специальные разориентации в областях локализации деформации в монокристаллах сплава Fe-3%Si / Г. М. Русаков, М. Л. Лобанов [и др.] // Журнал технической физики. — 2014. — Т. 84, № 8. — С. 77—81.

87. Лобанов М. Л. Особенности азотирования технического сплава Fe-3%Si // Известия вузов. Черная металлургия. — 2015. — Т. 58, № 2. — С. 88—94.

88. Исследование окисленного слоя анизотропной электротехнической стали методами послойного спектрального и фракционного газового анализа / Г С. Спрыгин, С. С. Шибаев, К. В. Григорович, С. В. Бахтин // Заводская лаборатория. Диагностика материалов. — 2007. — Т. 73, № 4. — С. 15—22.

89. Обезуглероживающий отжиг технического сплава Fe-3%Si / М. Л. Лобанов, А. И. Гомозиков, С. В. Акулов, А. И. Пятыгин // МиТОМ. — 2005. — № 10.— С. 40—45.

90. Dorner D., Lahn L., Zaefferer S. Investigation of the primary recrystallisation microstructure of cold rolled and annealed Fe 3% Si single crystals with Goss orientation. — 2004.

91. Редикульцев А. А. Эволюция ориентировки {110}<001> в техническом сплаве Fe-3%Si при деформации и рекристаллизации. — дис. кан. тех. наук : 05.16.01, 01.04.07 : защищена 21.03.2009, 2009. — С. 143.

92. Evolution of Goss orientation during rapid heating for primary recrystallization in grain-oriented electrical steel / N.-J. Park, E.-J. Lee, H.-D. Joo, J.-T. Park // ISIJ international. — 2011. — Vol. 51, no. 6. — Pp. 975-981.

93. ФранценюкИ. В., ФранценюкЛ. И. Современные технологии производства металлопроката на Ново-Липецком металлургическом комбинате. — ИКЦ «Академкнига» М., 2003.

94. Washko S. D., Miller R. F. Sheet thickness effects on energy losses in 3% silicon-iron // Journal of Magnetism and Magnetic Materials. — 1980. — Vol. 19, no. 1-3.—Pp. 361-364.

95. Стародубцев Ю. Н., Драгошанский Ю. Н. О зависимости размеров доменов от толщины кристаллов кремнистого железа // Физика металлов и металловедение. — 1979. — Т. 47, № 5. — С. 925—931.

96. Nakano M., Ishiyama K., Arai K. I. Production of ultra thin grain oriented silicon steel sheets // IEEE Transactions on Magnetics. — 1995. — Vol. 31, 6 pt 2. — Pp. 3886-3888.

97. Reduction of iron loss in thin grain-oriented silicon steel sheets / M. Nakano, K. Ishiyama, K. I. Arai, H. Fukunaga// IEEE Transactions on Magnetics. — 1997. — Vol. 33.—Pp. 3754-3756.

98. New production method of 100-^m-thick grain-oriented 3% silicon steel sheets / M. Nakano, K. Ishiyama, K. Arai, H. Fukunaga // Journal of Applied Physics. — 1997. — Vol. 81, no. 8. — Pp. 4098-4100.

99. Nakano M., Fukunaga H. (110) Grain growth and magnetic properties of thin grain-oriented 3% silicon steel sheets // IEEE Transactions on Magnetics. — 1999. — Vol. 35, no. 5. — Pp. 3379-3381.

100. Littmann М. F. Process for developing high magnetic permeability and low core loss in very thin silicon steel. — 1949. — US Patent 2,473,156.

101. Улучшение технологии производства сверхтонкой электротехнической анизотропной стали / А. С. Беляевских, М. Л. Лобанов, Г. М. Русаков, А. А. Редикульцев // Сталь. — 2015. — № 12. — С. 63—67.

102. Recent technology developments in the production of grain-oriented electrical steel / K. GuNTHER, G. Abbruzzese, S. FORTUNATI, G. LIGI // Steel research international. — 2005. — Vol. 76, no. 6. — Pp. 413-421.

103. Inhibitor induced secondary recrystallization in thin-gauge grain oriented silicon steel with high permeability / F. Fang, Y. Zhang, [et al.] // Materials & Design. — 2016. — Vol. 105. — Pp. 398-403.

104. A novel ultra-low carbon grain oriented silicon steel produced by twin-roll strip casting / Y. Wang, Y.-X. Zhang, [et al.] // Journal of Magnetism and Magnetic Materials. — 2016. — Vol. 419. — Pp. 225-232.

105. Development of microstructure and texture in strip casting grain oriented silicon steel / Y. Wang, Y.-B. Xu, [et al.] // Journal of Magnetism and Magnetic Materials. — 2015. — Vol. 379. — Pp. 161-166.

106. Xia Z., Kang Y., Wang Q. Developments in the production of grain-oriented electrical steel // Journal of Magnetism and Magnetic Materials. — 2008. — Vol. 320, no. 23.—Pp. 3229-3233.

107. Kubota T., Fujikura M., Ushigami Y. Recent progress and future trend on grain-oriented silicon steel // Journal of Magnetism and Magnetic Materials. — 2000. — Vol. 215.—Pp. 69-73.

108. Pry R. H., Bean C. P. Calculation of the energy loss in magnetic sheet materials using a domain model // Journal of Applied Physics. — 1958. — Vol. 29, no. 3. — Pp. 532-533.

109. О связи между размером зерна и магнитными свойствами электротехнической анизотропной стали / Л. Г. Григорьев, В. М. Канова [и др.] // Сталь. — 1995. — № 12.— С. 63—65.

110. Счастливцева И. К., Казаджан Л. Б., Соколов Б. К. Влияние формы и величины зерна на магнитные свойства текстурованной трансформаторной стали // Физика металлов и металловедение. — 1976. — Т. 41, № 4. — С. 543— 546.

111. Imamura M., Sasaki T., Yamaguchi T. Domain-Wall Eddy-Current Loss in a Stripe Domain Structure of Si-Fe Crystals Inclined Slightly from the Perfect (110)[001] Orientation // IEEE Transactions on Magnetics. — 1984. — Vol. 20, no. 6. — Pp. 2120-2129.

112. The influence of grain-orientation on 180° domain wall spacing in (110) [001] grain-oriented 3% Si-Fe with very high permeability / T. Yamamoto, T. Nozawa, T. Nakayama, Y. Matsuo // Journal of Magnetism and Magnetic Materials. — 1983. — Vol. 31-34. — Pp. 993-996.

113. Notoji A., Saito A., Hayakawa M. Strain-magnetization properties and domain structures of silicon steel sheets // Electrical Engineering in Japan. — 2004. — Vol. 149, no. 2.—Pp. 10-17.

114. Драгошнаский Ю. Н., Шейко Л. М. Влияние плоскостных растяжений на доменную структуру и магнитные свойства кремнистого железа // Известия академии наук СССР. — 1985. — Т. 49, № 8. — С. 1568—1572.

115. Effect of laser scribing on the magnetic properties and domain structure of high-permeability 3% Si-Fe / R. F. Krause, G. C. Rauch, W. H. Kasner, R. A. Miller // Journal of Applied Physics. — 1984. — Vol. 55, no. 6. — P. 2121.

116. Effects of scratching on two-dimensional magnetic properties in grain-oriented silicon steel sheet / M. Enokizono, I. Tanabe, [et al.] // Journal of Magnetism and Magnetic Materials. — 1999. — Vol. 196/197. — Pp. 335-337.

117. Ponnaluri S. V, Cherukuri R., Molian P. A. Core loss reduction in grain-oriented silicon steels by excimer laser scribing - Part I: Experimental work // Journal of Materials Processing Technology. — 2001. — Vol. 112, no. 2/3. — Pp. 199-204.

118. Iuchi T. Laser processing for reducing core loss of grain oriented silicon steel // Journal of Applied Physics. — 1982. — Vol. 53, no. 3. — Pp. 2410-2412.

119. Effects of laser irradiation on iron loss reduction for Fe-3%Si grain-oriented silicon steel / M. Imafuku, H. Suzuki, [et al.] // Acta Materialia. — 2005. — Vol. 53, no. 4. — Pp. 939-945.

120. Sadayori T., Iida Y., Fukuda B. Developments of Grain Oriented Silicon-Steel Sheets With Low Iron Loss // Kawasaki Steel Giho. — 1989. — Vol. 21, no. 3.—Pp. 239-244.

121. Morito N., Komatsubara M., Shrimizu Y. History and recent development of grain oriented electrical steel at Kawasaki Steel // Kawasaki steel technical report. — 1998.—No. 39.—Pp. 3-12.

122. Влияние локальной плазменной обработки на измельчение зерна и доменную структуру сплава Fe-3%Si / А. А. Редикульцев, С. В. Акулов, М. Л. Лобанов, Г М. Русаков // Физика и химия обработки материалов. — 2008. — №6.— С. 25—31.

123. Taguchi S., Yamamoto T., Sakakura A. New grain-oriented silicon steel with high permeability ORIENTCORE HI-B // IEEE Transactions on Magnetics. — 1974. — Vol. 10, no. 2. — Pp. 123-127.

124. Effect of tension coating on iron loss at frequencies below 1 kHz in thin-gauged 3% Si-Fe sheets / S. S. Cho, S. B. Kim, J. Y. Soh, S. O. Han // IEEE Transactions on Magnetics. — 2009. — Vol. 45, no. 10. — Pp. 4165-4168.

125. Shingaki Y., Okabe S. Influence of crystal orientation on magnetic properties in 3% silicon steel with ultra-high tension TiN coating // IEEE Transactions on Magnetics. — 2012. — Vol. 48, no. 4. — Pp. 1469-1472.

126. Драгошанский Ю. Н., Пудов В. И. Лазерная и термомеханическая обработки электротехнический сталей и контроль их эффективности // Научные известия на HTCM. — 2012. — № 1. —С. 58—61.

127. Драгошанский Ю. Н., Пудов В. И., Губернаторов В. В. Комплексные термомагнитная и лазерная обработки электротехнических материалов // Физика металлов и металловедение. — 2011. — Т. 111, № 5. — С. 486—492.

128. Грудев А. П. Внешнее трение при прокатке. — М.: Металлургия, 1973. — С. 288.

129. Теория образования текстур в металлах и сплавах / Я. Д. Вишняков, А. А. Бабарэко, С. А. Владимиров, И. В. Эгиз. — монография, 1979. — С. 343.

130. Furubayashi E.-i. Block Models and (110)[001] Recrystallized Orientation in Cold Rolled Single Crystals of a Iron—A Critical Review— // ISIJ international. — 1998. — Vol. 38, no. 6. — Pp. 510-517.

131. 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. — Pp. 1323-1334.

132. Влияние углерода на формирование такстуры в электротехнической стали Fe—3% Si при горячей прокатке / М. Л. Лобанов, А. А. Редикульцев, Г. М. Русаков, С. В. Данилов // Металловедение и термическая обработка металлов. — 2014. — Т. 12. — С. 12—15.

133. Взаимосвязь ориентировок деформации и рекристаллизации при горячей прокатке электротехнической анизотропной стали / М. Л. Лобанов, А. А. Ре-дикульцев, Г. М. Русаков, С. В. Данилов // Металловедение и термическая обработка металлов. — 2015. — Т. 8. — С. 44—49.

134. Decker B. F., Harker D. Relations between initial and final orientations in rolling and annealing of silicon ferrite // Journal of Applied Physics. — 1951. — Vol. 22, no. 7. — Pp. 900-904.

135. 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. — Pp. 203-209.

136. Texture of Hot Rolled Strip of Fe-3Si Steel Produced by Thin Slab Casting and Rolling / C. S. Li, H. Yang, Y. F. Wang, Y. M. Yu // Journal of Iron and Steel Research International. — 2010. — Vol. 17, no. 12. — Pp. 46-53.

137. Effect of hot rolling reduction on microstructure, texture and ductility of strip-cast grain-oriented silicon steel with different solidification structures / H. Y. Song, H. T. Liu, [etal.] //Materials Science and Engineering A. — 2014. —Vol. 605. — Pp. 260-269.

138. Akta S., Richardson G. J., Sellars C. M. Hot Deformation and Recrystallization of 3% Silicon Steel Part 1: Microstructure, Flow Stress and Recrystallization Characteristics // ISIJ International. — 2005. — Vol. 45, no. 11. — Pp. 1666-1675.

139. Химическая энциклопедия. — Изд-во «Советская энциклопедия», 1990. — С. 588.

140. Phase Diagrams of Fe-Si Alloys under High Pressures / J. F. Lin, D. L. Heinz, A. J. Campbell, J. M. Devine // The Consortium for Advanced Radiation Sources GeoSoilEnviroCARS. — 2004. — Pp. 196-198.

141. Петрова Т. А., Цейтлин А. М. Влияние содежания углерода на формирование структуры в сплаве Fe-3% Si при деформации и термообработке // Физика металлов и металловедение. — 1984. — Т. 58, № 1. — С. 149—153.

142. Akta S., Richardson G. J., Sellars C. M. Hot Deformation and Recrystallization of 3% Silicon Steel Part 2: Effect of Microstructural Variables on Static Recrystallization // ISIJ International. — 2005. — Vol. 45, no. 11. — Pp. 1676-1685.

143. Akta S., Richardson G. J., Sellars C. M. Hot Deformation and Recrystallization of 3% Silicon Steel Part 3: Effect of Hot Deformation Variables on Static Recrystallization // ISIJ International. — 2005. — Vol. 45, no. 11. — Pp. 1686-1695.

144. Luiz de alcântara F., Barbosa R. A. N. M., Antônio da cunha M. Aluminium Nitride Precipitation in Fe-3%Si Steel // ISIJ International. — 2013. — Vol. 53, no. 7.—Pp. 1211-1214.

145. Grrain Orientations and their Influence on Precipitation in Hot Compressed Columnar Grains in Electrical Steel / H. Qian, P. Yang, G. H. Zheng, W. M. Mao // Materials Science Forum. — 2011. — Vol. 702/703. — Pp. 738-741.

146. Oh J.-H., Cho S.-H., Jonas J. J.AlN Precipitation in Dual-phase 3% Si Electrical Steels // ISIJ International. — 2001. — Vol. 41, no. 5. — Pp. 484-491.

147. Akta S., Richardson G. J., Sellars C. M. Hot Deformation and Recrystallization of 3% Silicon Steel Part 4: Effect of Recovery and Partial Recrystallization between Passes on Subsequent Recrystallization Behaviour // ISIJ International. — 2005. — Vol. 45, no. 11. — Pp. 1696-1702.

148. Evolution of Texture in High Permeability Grain Oriented Silicon Steel Produced by Casting Thin Slab and Rolling Process / F. Li-feng, Q. Sheng-tao, X. Li, T. Guang-bo // Materials Transactions. — 2014. — Vol. 55, no. 1. — Pp. 123-127.

149. Orientation Evolutions During Hot Rolling of Electrical Steel Containing Initial Columnar Grains / P. Yang, Y.-y. Shao, [et al.] // Materials Science Forum. — 2012. — Vol. 702/703. — Pp. 754-757.

150. Texture Evolution of Columnar Grains in Electrical Steel During Hot Rolling / Y.-y. Shao, P. Yang, Y.-j. Fu, W.-m. Mao // Journal of Iron and Steel Research, International. — 2013. — Vol. 20, no. 10. — Pp. 99-106.

151. Influence of temperature evolution on precipitation behaviour of second phase particles in grain-oriented electrical steels / W. Mao, Z. An, W. Guo, P. Yang // Steel Research International. — 2010. — Vol. 81, no. 6. — Pp. 477-481.

152. Microscale texture of hot deformed 3% Si-steel and statically recrystallized orientations / M. Muraki, Y. Ozaki, T. Obara, M. Komatsubara // Materials Science Forum. Vol. 408. — Trans Tech Publ. 2002. — Pp. 1317-1322.

153. Characterization of the austenite recrystallization by comparing double deformation and stress relaxation tests / S. Vervynckt, K. Verbeken, P. Thibaux, Y. Houbaert // Steel research international. — 2010. — Vol. 81, no. 3. — Pp. 234244.

154. Devadas C., Samarasekera I. V., Hawbolt E. B. The thermal and metallurgical state of steel strip during hot rolling: Part III. Microstructural evolution // Metallurgical Transactions A. — 1991. — Vol. 22, no. 2. — Pp. 335-349.

155. Elwazri A. M., Essadiqi E., Yue S. Kinetics of metadynamic recrystallization in microalloyed hypereutectoid steels // ISIJ international. — 2004. — Vol. 44, no. 4. — Pp. 744-752.

156. Dehghan-Manshadi A., Barnett M. R., Hodgson P. D. Recrystallization in AISI 304 austenitic stainless steel during and after hot deformation // Materials Science and Engineering: A. — 2008. — Vol. 485, no. 1. — Pp. 664-672.

157. Fernandez A. I., Lopez B., Rodriguez-Ibabe J. M. Relationship between the austenite recrystallized fraction and the softening measured from the interrupted torsion test technique // ScriptaMaterialia. — 1999. —Vol. 40, no. 5. —Pp. 543549.

158. Laasraoui A., Jonas /./.Recrystallization of austenite after deformation at high temperatures and strain rates—analysis and modeling // Metallurgical Transac-tionsA. — 1991.— Vol. 22, no. 1. —Pp. 151-160.

159. Практическая растровая электронная микроскопия / под ред. Д. Гоулдстейн, Х. Яковиц. — Москва : Мир, 1978.

160. Кальнер В., Зиьберман А. Г. Практика микрозондовых методов исследования металлов и сплавов. — Москва : Металлургия, 1981. — С. 216.

161. Scanning Electron Microscopy and X-ray Microanalysis / J. Goldstein, D. E. Newbury, [et al.]. — Springer Science + Business Media New York, 2003. — P. 675.

162. Texture measurement of grain-oriented electrical steels after secondary recrystallization / M. Frommert, C. Zobrist, [et al.] // Journal of Magnetism and Magnetic Materials. — 2008. — Vol. 320, no. 20. — Pp. 657-660.

163. Electron Backscatter Diffraction in Materials Science / ed. by A. J. Schwartz, M. Kumar, B. L. Adams, D. P. Field. — Second edi. —New York: Springer, 2009. — P. 403.

164. Roe R.-J. Inversion of pole figures for materials having cubic crystal symmetry // Journal of Applied Physics. — 1966. — Vol. 37, no. 5. — Pp. 2069-2072.

165. Bunge H.-J. Texture Analysis by Orientation Distribution Functions (ODF-Analysis) // Zeitschrift fur Metallkunde. — 1977. — Vol. 68, no. 9. — Pp. 571581.

166. Рыбин Ю. И., Рудской А. И., Золотов А. М. Математическое моделирование и проектирование технологических процессов обработки металлов давле-ним. — Санкт-Петербург : Издательство СПбГПУ, 2004. — С. 644.

167. Галлагер Р. Метод конечных элементов. Основы. — Москва : Мир, 1984. — С. 428.

168. Зенкевич О. К. Метод конечных элементов в технике / под ред. Б. Е. Побед-ри. — Москва : Мир, 1975. — С. 541.

169. Сегерлинд Л. Применение Метода Конечных Элементов / под ред. Б. Е. По-бедри. — Москва : Мир, 1979. — С. 195.

170. Вол А. Е. Строение и свойства двойных металлических систем, т. II. — Москва : Государственное издательство физико-математической литературы, 1962.— С. 982.

171. Johnson G. R., Cook W A. Fracture characteristic of three metals subjected to various strains, strain rates, temperatures and pressures // Engineering Fracture Mechanics. — 1985. — Vol. 21, no. 1. — Pp. 31-48.

172. Практическое руководство к программному комплексу Deform-3D / В. С. Паршин, А. П. Карамышев [и др.]. —Екатеринбург : УрФУ, 2010. — С. 266.

173. Oh S.-I., Altan T. Metal forming and the finite-element method. — Oxford university press, 1989. — P. 378.

174. Трансформаторная сталь / Н. М. Чуйко, Е. И. Машкевич, А. Т. Перевязко, Ю. Галицкий. — Москва : Металлургия, 1970. — С. 264.

175. Effects of Temperature and Alloying Elements on у Phase Fraction of Grain-oriented Silicon Steel / F. Bing, H.-j. WANG, [et al.] // Journal of Iron and Steel Research, International. — 2016. — Vol. 23, no. 6. — Pp. 573-579.

176. Weng Y.-q., Sun X.-j., Dong H. Overview on the theory of deformation induced ferrite transformation // Iron & Steel. — 2005. — Vol. 40, S1. — Pp. 9-15.

177. Weng Y. Ultra-fine grained steels. — Springer Science & Business Media,

2009.—P. 569.

178. Рудской А. И., Лунев В. А. Теория и технология прокатного производства. — СПб : Наука, 2005. — С. 540.

179. Radis R. Numerical simulation of the precipitation kinetics of nitrides and carbides in microalloyed steel. — Verlag der Techn. Univ. Graz, 2010.

180. Texture evolution in grain-oriented electrical steel during hot band annealing and cold rolling / S. M. Shin, S. Birosca, S. K. Chang, B. C. De Cooman // Journal of microscopy. — 2008. — Vol. 230, no. 3. — Pp. 414-423.

181. Kulakov M., Poole W. J., Militzer M. A Microstructure Evolution Model for In-tercritical Annealing of a Low-carbon Dual-phase Steel // ISIJ International. — 2014. — Vol. 54, no. 11. — Pp. 2627-2636.

182. Deformation Feature of Goss Grains in Fe-3% Si Steel Focused on Stored Energy after Cold Rolling / H.-K. Park, S.-J. Kim, [et al.] // Materials transactions. —

2010. — Vol. 51, no. 9. — Pp. 1547-1552.