二次冷轧对极薄无取向硅钢组织、织构及力、磁性能的影响

Effect of two-stage cold-rolling on microstructure， texture，mechanical and magnetic properties of ultrathin-gauge non-oriented silicon steel

摘要

通过一次冷轧和二次冷轧法制备极薄无取向硅钢，研究轧制及退火过程中组织、织构的演变规律及其对力、磁性能的影响。结果表明：一次冷轧法的冷轧组织主要为纤维变形组织，最终的再结晶组织晶粒较小，低温退火织构继承冷轧板中｛001｝〈110〉和｛223｝〈110〉织构，高温退火时，织构发生偏转，最终以α*织构和γ织构为主，二次冷轧法冷轧组织中观察到明显的剪切带，最终退火组织晶粒尺寸较大，并且剪切带为Goss晶粒提供形核位点，有利于退火过程中形成Goss织构，且λ取向线上｛001｝〈110〉织构向｛001｝〈010〉（Cube）织构偏转，γ织构强度逐渐降低。随退火温度升高，铁损先快速降低后缓慢降低，磁感应强度先升高后趋于稳定。且相较于一次冷轧法，二次冷轧法制备的极薄无取向硅钢铁损更低、磁感应强度更高，这主要是由于二次冷轧法含有明显的剪切带，从而促进有利织构Goss和Cube的形成，并减少γ不利织构，且再结晶晶粒尺寸更大。随退火温度升高，一次冷轧和二次冷轧退火板的屈服强度先快速下降后趋于稳定，且一次冷轧法制备的极薄无取向硅钢的屈服强度高于二次冷轧。采用二次冷轧法在800 ℃退火时，可以实现极薄无取向硅钢力学性能和磁性能的最佳匹配，此时中高频铁损P_10/400为12.34 W/kg，P_10/1000为36.12 W/kg，B₅₀为1.71 T，屈服强度为389 MPa。

Abstract

Ultrathin-gauge non-oriented silicon steel sheets are produced by both one-stage and two-stage cold-rolling processes.The effects of rolling and annealing on the evolution of microstructure， texture， mechanical， and magnetic properties are investigated. It is found that the microstructure resulting from one-stage cold-rolling primarily comprised fibrous deformation structures， resulting in refined grain size after final recrystallization. Notably， the ｛001｝〈110〉 and ｛223｝〈110〉 textures persisted in the low-temperature recrystallized state，which is inherited from cold-rolled sheets. Conversely， during high-temperature annealing， a notable texture transformation occurs， with the α* and γ textures emerging as the dominant features. The two-stage cold-rolling method promotes the formation of shear bands， leading to a larger grain size in the final annealed structure. These shear bands served as crucial nucleation sites for Goss grains， thereby facilitating the development of Goss texture during the annealing process. Furthermore， the ｛001｝〈110〉 texture aligned along the λ orientation line towards the ｛001｝〈010〉 texture， accompanied by a gradual decrease in the intensity of the γ texture. As the annealing temperature increases， the iron loss initially decreases rapidly and slowly， whereas the magnetic induction intensity initially rises before stabilizing. Compared with the one-stage cold-rolling method， the ultrathin-gauge non-oriented silicon steel prepared by the two-stage cold-rolling method has lower iron loss and higher magnetic induction intensity. This superior performance can be attributed to the formation of shear bands， which enhance the formation of favorable Goss and Cube textures， the suppression of detrimental γ texture， and the attainment of a larger recrystallized grain size.With increasing the annealing temperature， the yield strength of both the one-stage and two-stage cold-rolling annealed sheets initially decreases dramatically before trending to be stabilized. The yield strength of ultra-thin non-oriented silicon steel produced by the one-stage cold-rolling method is higher than that produced by two-stage cold-rolling. The optimal comprehensive properties （both mechanical and magnetic properties） are achieved through a two-stage cold-rolling process followed by annealing at 800 ℃， which yields a mid/high frequency-iron loss P_10/400 of 12.34 W/kg， P of 36.12 W/kg， a magnetic induction intensity B₅₀ of 1.71 T and a yield strength of 389 MPa.

Graphical abstract

关键词

极薄无取向硅钢 / 二次冷轧 / 退火温度 / 铁损 / 磁感应强度 / 屈服强度

Key words

ultrathin-gauge non-oriented silicon steel / two-stage cold-rolling / annealing temperature / iron loss / magnetic induction intensity / yield strength

无取向硅钢作为电机的关键铁芯材料，具有优异的软磁性能^［1-2］。随着智能制造行业兴起，无人机、智能机器人、智能家电等快速发展，该领域对未来微电机提出轻量化、高效化和高速化的要求^［3］，需要电机关键铁芯材料-无取向硅钢具有厚度薄、高频铁损低、磁感高和强度高的特点^［4-6］。目前，无人机用无取向硅钢的最薄规格为0.15~0.20 mm，主要以宝钢和JFE的产品为主^［3］。在高频条件下，无取向硅钢铁损耗以涡流损耗为主，而涡流损耗与硅钢厚度的平方呈正比，减薄无取向硅钢厚度可显著降低高频铁损^［7］，铁损越低，功率密度和能量转换效率越高；提高磁感，电机可以输出较高的转矩^［8］；足够的屈服强度，以抵抗离心力，保证转子应力最集中的磁桥稳定运行^［9］。因此，近年来极薄（0.05~0.1 mm）和超薄（0.02~0.03 mm）无取向硅钢引起研究者的关注。然而，这种厚度极薄的无取向硅钢往往会出现轧制困难、磁感恶化和屈服强度下降的问题^［9-11］。因此，如何通过合适的轧制工艺制备极薄无取向硅钢，并实现其力、磁性能的协同优化是该领域的研究难点和热点。

极薄无取向硅钢的制备往往需要经过较大的压下量，然而随冷轧压下量过大，会破坏剪切带，使得退火初期，剪切带为Goss晶粒提供的形核位置少，导致完全再结晶后Goss织构强度低，从而降低磁感应强度。为了降低轧制难度，许多研究者^［12-14］采用二次冷轧法制备薄规格无取向硅钢，由于经过中间退火，有效地释放部分内应力，不仅有利于极薄无取向硅钢的轧制，且而且利于织构的改善。Li等^［15］和付珊等^［16］采用二次冷轧法制备0.1 mm极薄无取向硅钢，发现相较于一次冷轧，二次冷轧法的晶粒尺寸更大，同时明显降低不利的γ和α^*织构，获得更高的磁感和更低的铁损，并且｛117｝〈291〉织构的出现，改善磁各向异性。尽管以上研究表明二次冷轧法对轧制和磁性能有利，但并未讨论二次冷轧对力学性能的影响。此外，再结晶组织织构与退火温度有密不可分的联系^［17-18］。退火初期会形成具有择优取向的晶核，这些晶核的取向会影响再结晶织构，从而影响磁感应强度^［19］。另一方面，随温度升高，晶界迁移速率加快，晶粒逐渐长大，晶界对磁畴壁迁移的阻碍作用会减小，从而降低铁损，并且晶粒尺寸增大，也会影响细晶的强化效果，从而影响极薄无取向硅钢的强度。由此可见，探究合适的轧制工艺和退火温度，可实现极薄无取向硅钢的制备，并实现磁性能和力学性能的最佳匹配。

因此，本工作采用一次冷轧和二次冷轧法分别制备0.1 mm极薄无取向硅钢，并探究不同轧制工艺和退火温度对极薄无取向硅钢再结晶过程中组织、织构演变的影响，揭示轧制工艺对强度和磁性能影响的机理，最终明确较佳的轧制工艺和退火温度，获得高频低铁损、高磁感应强度和高强度的微电机用极薄无取向硅钢，实现了磁性能和力学性能的协同优化。

1 实验材料与方法

本实验原料为某钢厂生产的高牌号无取向硅钢热轧板，实验钢成分如表1所示。实验钢的主要加工流程如图1所示，将热轧板原料置于气氛炉中在900 ℃保温3 min进行常化处理，然后在室温下冷轧至0.3 mm，试样标记为0.3R。分别采用一次冷轧法和二次冷轧法将实验钢冷轧至0.1 mm，分别标记为0.1R和0.1A试样，其中二次冷轧法中间退火的温度为960 ℃，保温时间为3 min，中间退火试样标记为0.3A。将两种工艺得到的0.1 mm厚冷轧板分别在650，700，750，800，850，900，950 ℃不同退火温度下进行退火，保温时间为2 min。常化处理及再结晶均在N₂∶H₂=1∶1（体积比）的保护气氛中进行。

选取冷轧、退火试样的纵截面（轧向×法向， RD×ND）经打磨、机械抛光和腐蚀（体积分数为4%）硝酸酒精溶液）后，在光学显微镜（ZEISS Axioplan 2 imaging）进行金相显微组织观察。同时借助配有电子背散射衍射（EBSD）系统的Apreo S Hivac型场发射扫描电子显微镜进行微观织构测试，扫描步长为2 μm，并利用Channel 5软件进行数据分析。采用Bruker D8 Advance X射线衍射仪测量冷轧及退火试样沿轧制平面（轧向×横向，RD×TD）的宏观织构。根据｛110｝，｛200｝和｛211｝不完整极图的结果，通过TexTools软件得到取向分布图（ODF）。采用MPG-100D型软磁材料测试仪测量退火板的铁损P_15/50（1.5 T， 50 Hz），P_10/400（1.0 T，400 Hz），P_10/1000（1.0 T， 1000 Hz）以及磁感应强度B₅₀ （5000 A/m），样品尺寸为300（RD） mm×30（TD） mm×0.1 （ND） mm。参照GB/T 228.1—2010《金属材料拉伸试验第1部分：室温试验方法》中的方法，在室温下以0.002 mm/s的速度在电子万能试验机（INSTRON-8801）上进行0.1 mm薄板拉伸实验，测试退火板强度，拉伸试样标距长为20 mm，宽为6 mm。

2 结果与分析

2.1 显微组织

图2为0.3 mm冷轧板和中间退火板的显微组织。冷轧后的显微组织中晶粒发生严重变形，全部为沿轧向被拉长的条状变形组织。这些变形组织由深色的粗糙条带和浅色的光滑条带组成，粗糙条带中出现与轧向呈20°~35°倾角的剪切带（图2（a）中黄色虚线所示）。0.3 mm冷轧板进行中间退火后，晶粒已经完全再结晶（如图2（b）），晶粒大小分布不均匀，平均晶粒尺寸约为97 μm。

采用一次冷轧和二次冷轧法将实验钢分别终轧至0.1 mm，其显微组织和取向成像图如图3所示。0.1R试样为一次冷轧法制备，经95%压下率冷轧后，冷轧板组织发生严重变形而导致晶粒破碎，全部呈细长的条状纤维状组织，沿轧线方向趋于平直。从0.1R冷轧板取向成像图（图3（a-2））可以看出，0.1R一次冷轧组织主要有两种取向：粗糙条带呈｛111｝取向，光滑条带呈｛001｝取向。相比于一次冷轧，0.1A二次冷轧板经过了中间退火过程，二次冷轧压下率为67%，变形程度相对较小，组织主要由粗大的变形晶粒和晶粒内的剪切带组成（图3（b-1）中黄色虚线所示），由图3（b-2）可以看出，这些变形晶粒以不利的｛111｝取向为主。

从不同退火温度0.1R退火板的显微组织图（图4）和取向成像图（图5）可以看出，在650 ℃退火时，退火组织主要以沿轧向的条状变形带和附近细小晶粒为主，退火温度较低，大部分冷轧组织被保留（如图4（a）中绿色标记所示），由于变形带中含较多的储存能^［20］，为再结晶初期形核过程提供驱动力，故在变形带附近出现了许多细小的晶核（如图4（a）中黄色标记所示）。从取向成像图（图5（a））中可以发现，650 ℃退火组织与金相结果一致，条状变形带取向主要为｛001｝，附近小晶粒取向主要为｛111｝，同时还有少数的｛101｝取向晶粒。退火温度升高至700 ℃时，大部分退火组织完成再结晶，晶粒细小（平均晶粒尺寸约16.4 μm）且分布均匀，这些晶粒主要是｛111｝，｛001｝取向和少数｛101｝取向，此外基体中仍存在少量｛001｝取向的变形带。当退火温度高于750 ℃时，再结晶晶粒不断长大，950 ℃时退火晶粒已贯穿板厚。从取向成像图（图5（c）~（g））可以看出随退火温度升高，γ织构含量减少，｛001｝面织构和｛110｝面织构增多。

不同退火温度0.1A退火板的显微组织图，取向成像图分别如图（6）~（7）所示。二次冷轧法退火组织与一次冷轧法退火组织明显不同。二次冷轧法650 ℃退火组织分布着粗大的变形晶粒，变形晶粒内部仅出现极少｛110｝取向形核晶粒（如图7（a）白色虚线所示）。当退火温度升至700 ℃，再结晶驱动力增大，从而再结晶比例上升，在｛111｝取向的变形基体中，出现晶核并伴随小晶粒长大。当750 ℃退火时，组织已经完成再结晶，｛001｝和｛110｝有利取向的晶粒占多数。随退火温度继续升高，晶界迁移速度加快，晶粒逐渐长大，950 ℃退火组织平均晶粒尺寸达到最大。对比两种冷轧工艺退火组织的显微组织图和取向成像图，可以发现二次冷轧法对应的退火组织的晶粒尺寸均大于一次冷轧法，但组织均匀性较差，二次冷轧法的最终退火板中｛111｝不利面织构相较于一次冷轧法明显减弱，而｛110｝有利面织构（Goss织构为主）显著增强。

2.2 宏观织构

图8为一次冷轧和二次冷轧法的冷轧及中间退火的宏观织构。0.3R冷轧板（图8（a））织构类型为λ，α和γ织构，经过中间退火后（图8（b），0.3A），γ不利织构强度增大，｛111｝〈112〉组分强度为5.93，此外中间退火板还出现α*织构，集中在｛001｝〈120〉和｛223｝〈362〉，强度分别为5.86和7.23。中间退火板进一步二次冷轧至0.1 mm后（图8（c），0.1A），λ织构强度升高，主要以旋转立方织构为主，γ织构强度下降，γ取向线上｛111｝〈231〉和｛111｝〈112〉强度分别为3.18和2.73。一次冷轧法的冷轧织构（图8（d），0.1R）具有较强的α织构和λ织构，｛001｝〈110〉最高强度达到45.87。

图9为不同退火温度下一次冷轧最终退火板的宏观织构。可以看出，650 ℃退火板的织构类型遗传了一次冷轧板织构，以高强度λ织构，强度较小的α织构和γ织构为主。退火温度为700~750 ℃时，λ取向线上｛001｝〈110〉织构强度由33.02降低至18.64，又降到3.32，并且α织构上｛223｝〈110〉峰向γ取向线迁移，使γ不利织构强度不断增大。在后续退火过程中，出现α*织构并集中于｛001｝〈120〉和｛223｝〈362〉取向，并随退火温度升高，｛001｝〈120〉织构强度逐渐增大，由2.57增大至3.64，｛223｝〈362〉织构强度在5.2~6.22之间波动变化，γ织构强度略微增加。从ODF图中可以发现800 ℃和900 ℃退火板中出现强度很弱的近Goss织构。

从不同退火温度二次冷轧最终退火板的宏观织构（图10）可以发现，二次冷轧最终退火板的织构类型均包括λ织构和γ织构，退火温度为650~700 ℃时，λ取向线上｛001｝〈110〉织构最为锋锐，强度分别为6.54，5.44，γ取向线上峰值集中在｛111｝〈231〉织构，强度由3.53降低至2.94。退火温度高于700 ℃后，还出现Goss织构。退火温度为750 ℃和800 ℃时，λ和γ纤维取向分布散漫，强度偏低，但此时Goss织构强度较高，分别为2.13，3.42。当退火温度升高至850~950 ℃时，λ取向线上｛001｝〈110〉织构发生偏转，并主要集中在｛001｝〈010〉织构附近，强度由3.81逐渐升高至4.28，Goss织构强度略有下降。

2.3 磁性能

一次冷轧法和二次冷轧法退火板的磁性能随退火温度的变化规律如图11所示。一次冷轧法退火板铁损（蓝色曲线）分别为P_15/50，P_10/400和P_10/1000时，随退火温度升高呈先快后慢的下降趋势（图11（a）~（c）），一次冷轧法退火板磁感应强度B₅₀在650~700 ℃呈上升趋势，当退火温度高于700 ℃后，磁感应强度变化不大，800 ℃退火板磁感应强度B₅₀达到最大为1.614 T。二次冷轧法退火板铁损随退火温度变化规律与一次冷轧法退火板相近，铁损呈现先快后慢的下降趋势，在850 ℃之后铁损变化较小，趋于稳定。当退火温度为650~750 ℃时，二次冷轧法退火板磁感应强度显著提升，退火温度继续升高，磁感应强度无明显变化（图11（d））。综合分析，在不同退火温度下，二次冷轧法试样铁损均低于一次冷轧法试样，且磁感应强度均高于一次冷轧法试样，800 ℃退火时获得最高磁感。故采用二次冷轧法在800 ℃退火时，退火板可获得最佳磁性能，此时P_15/50为2.86 W/kg，P_10/400为12.34 W/kg，P_10/1000为36.12 W/kg，B₅₀为1.71 T。

2.4 力学性能

图12为一次冷轧和二次冷轧最终退火板的屈服强度随退火温度的变化曲线，从图中可见，一次冷轧和二次冷轧法最终退火板的屈服强度变化规律相似，随退火温度升高，屈服强度首先从大约600 MPa大幅度下降至约500 MPa，随后，退火温度由700 ℃升至800 ℃时，屈服强度缓慢下降，850 ℃后趋于平缓，一次冷轧退火板屈服强度稳定在400~450 MPa，二次冷轧最终退火板屈服强度稳定在360~400 MPa左右。在退火过程中发现，一次冷轧法最终退火板的屈服强度高于二次冷轧法，并且随着再结晶程度升高以及晶粒长大，二者屈服强度差距减小。图12中绿色标记为国内外用于高速小型电机的0.2 mm不同无取向硅钢产品的屈服强度^［21-22］，由图可见， JFE（20-JFEH系列）、宝钢（B20AHV1300）、首钢（20SW1500）等所开发的0.2 mm无取向硅钢强度约为340~380 MPa。无论是一次冷轧法还是二次冷轧法制备的0.1 mm极薄无取向硅钢，实验钢屈服强度都高于上述0.2 mm薄规格无取向硅钢产品。由此说明，本工作研究的0.1 mm无取向硅钢在实现厚度减薄的同时获得了较好的力学性能。

3 讨论

3.1 二次冷轧对显微组织的影响

一次冷轧和二次冷轧组织演变过程如图13所示。常化板经95%压下率一次冷轧至0.1 mm，冷轧组织严重变形，基体内产生新的位错滑移并切过剪切带内部，缩短剪切带长度，产生严重破碎的晶粒，故冷轧组织中的剪切带含量减少且不易观察到，破碎的晶粒沿轧制方向被拉长形成纤维组织^［23］，基体主要由高能纤维组织组成，未观察到明显剪切带。变形后的基体在再结晶过程中被热激活，高的形变能为再结晶形核提供驱动力^［23］。在650 ℃退火时，变形组织附近产生大量细小的晶核，随退火温度升高，晶核数量增多，且晶界迁移速度加快，晶粒均匀长大。采用二次冷轧法过程中，中间冷轧组织0.3R中形成大量剪切带，这些剪切带中含有较高的储存能为再结晶过程提供驱动力，并为再结晶晶粒提供形核位点。经中间退火后，组织已完全再结晶，晶粒粗大，为最终冷轧板中剪切带的形成和保持提供了有利条件。在最终冷轧过程中，经不大的压下率变形后，晶粒沿轧向被拉长，由于晶体的几何软化行为，导致基体塑性不稳定，从而产生剪切带，故在粗大的变形晶粒内部观察到明显的剪切带^［24］。随后在退火初期，冷变形基体内首先发生形核，形核是一个热激活过程，由于中间退火过程释放形变储存能，降低再结晶形核率，所以退火初期（退火温度为650~700 ℃）形核数量少，组织主要由粗大变形晶粒和少数细小晶核组成。随退火温度升高，相邻晶粒间存在的储能差导致应变诱导晶界迁移^［25-26］，使晶界粗化，从而完成再结晶过程及晶粒长大。对比发现，通过二次冷轧法获得的最终退火板的平均晶粒尺寸比一次冷轧法退火板大，组织均匀性略差一些。

3.2 二次冷轧对织构演变的影响

冷轧及退火过程中主要织构的演变如图14所示。0.1R一次冷轧板中存在较强的｛001｝〈110〉和｛223｝〈110〉形变织构（如图8（d）所示），这两种织构属于稳定取向^［27］，容易被遗传。因此，再结晶初期退火板中的织构类型（如图（9）所示）与冷轧板织构类似，主要为强｛001｝〈110〉和较弱｛223｝〈110〉织构。随退火温度升高，λ织构强度降低，｛223｝〈110〉织构向γ取向线偏转，并且峰值集中在｛111｝〈231〉和｛111｝〈112〉，这是由于基体中储存能较高的区域，如变形带、剪切带和晶界（主要为｛111｝〈uvw〉和｛001｝〈uvw〉取向），优先发生再结晶，形成γ和其他取向晶粒^［28］；当退火温度高于800 ℃时，散漫的λ织构逐渐向｛001｝〈120〉织构聚集，形成α*织构，γ织构强度继续增强。一次冷轧法冷轧-退火过程中织构演变路径为：（1）｛001｝〈110〉沿λ线向｛001｝〈120〉发生偏移；（2）｛001｝〈110〉沿α线向｛223｝〈110〉偏转，随后沿γ线形成较强的｛111｝〈231〉和｛111｝〈112〉织构。因此，再结晶温度较低时（650~700 ℃）以λ和γ织构为主，而再结晶温度较高时（≥750 ℃）以α*和γ织构为主（如图14（a））。

对于二次冷轧法，一次冷轧织构类型集中在｛001｝〈110〉，｛223｝〈110〉，还有较弱的γ织构，如图8（a）所示，随后进行中间退火，中间退火可以有效改善再结晶织构。不同试样厚度和轧制工艺，所得中间退火织构有差异。Qin等^［14］研究的0.2 mm无取向硅钢的中间退火板织构主要集中在｛001｝〈310〉和｛111｝〈112〉。Jiao等^［20］发现，对于0.2 mm无取向硅钢在67%~83%压下率冷轧后的中间退火板织构表现为Goss和Cube织构，且随压下率增大，Goss和Cube织构强度减弱，而本研究中间退火板的织构类型与Lukas等^［13］结果一致，中间退火板织构以α*织构和｛111｝〈112〉织构为主，如图8（b）所示。根据Lukas等^［13］及Mehdi^［27］等的研究，中间退火板中的α*织构具有较低的泰勒因子（Taylor-factor），对二次冷轧组织形成剪切带具有促进作用，如图3（b）所示，从而促进退火板的Goss和Cube织构。从初次冷轧到二次冷轧过程中，织构演变路径如下：（1）｛001｝〈110〉向｛001｝〈120〉和｛223｝〈110〉偏转；（2）｛223｝〈110〉向｛111｝〈231〉偏转。最终二次冷轧板以｛001｝〈110〉和｛111｝〈231〉形变织构为主，如图8（c）所示。随后对二次冷轧板进行最终退火，由于低温（650~700 ℃）退火板组织大部分为变形基体，故退火板中保持稳定的｛001｝〈110〉和｛111｝〈231〉形变织构，如图10（a），（b）所示，但形变织构强度在下降，这是因为退火提供的激活能使随机取向的晶粒不断在基体内形核。当退火温度高于700 ℃后，Goss再结晶晶粒优先在｛111｝〈112〉形变基体的剪切带内形成^［29］，并随着晶粒不断长大，具有尺寸和数量优势的Goss织构组分择优生长，最终发展为较强的织构组分，在退火温度超过850 ℃时，形成较强的Cube织构，有利的Cube织构对无取向硅钢磁性能贡献较大^［30］。因此，二次冷轧法最终退火过程中织构演变路径如下：（1）｛111｝〈112〉形变织构向Goss再结晶织构偏转；（2）｛001｝〈110〉织构向｛001｝〈010〉发生偏移。由上述分析可知，相比于一次冷轧，二次冷轧法可以获得强度更高的Goss和Cube织构，同时减少γ不利织构，如图14（b）所示。

3.3 二次冷轧对磁性能的影响

无取向硅钢磁性能主要与晶粒度、晶体学织构等有关，并且织构是影响磁感应强度的主要因素。图15统计一次冷轧和二次冷轧法退火板中Cube、Goss和γ织构的含量。可以看出一次冷轧和二次冷轧法退火板中γ织构含量均较高，且一次冷轧法退火板中γ织构多于二次冷轧退火板，而Cube和Goss织构比二次冷轧退火板含量少，这是因为退火前二次冷轧组织中出现的剪切带为Goss晶粒提供更多形核位置^［30］，所以在退火过程中，形成较多的Goss织构，且在高温退火时，λ取向线上出现强度较高的Cube织构。Cube和Goss织构是无取向硅钢中的有利织构，可以改善磁感应强度^［31］，且退火温度在800 ℃退火时，二次冷轧板获得强度最高、含量最多的Goss织构。因此二次冷轧退火板磁感应强度高于一次冷轧退火板。

无取向硅钢的铁芯损耗包括三部分：磁滞损耗、涡流损耗和反常损耗，在中低频下，磁滞损耗占主要组成部分，因此减小磁滞损耗是减低铁损的关键。研究发现增大晶粒尺寸和提高有利的织构含量可以降低磁滞损耗。再结晶初期组织形核率高，晶粒尺寸细小，晶界面积大，使得晶界对磁畴壁迁移阻碍作用显著^［32］，增加磁滞损耗，从而恶化铁损。随退火温度升高，晶界迁移速度加快，平均晶粒尺寸增大，铁损逐渐得到改善。相比于一次冷轧，二次冷轧板退火组织晶粒尺寸略大一些，所以二次冷轧法试样的铁损较低。综合考虑铁损和磁感应强度，二次冷轧法试样在800 ℃退火时综合性能最优，此时铁损最低，磁感较高：P_15/50为2.86 W/kg，P_10/400为12.34 W/kg，P_10/1000为36.12 W/kg，B₅₀为1.71 T。

3.4 二次冷轧对力学性能的影响

无取向硅钢的屈服强度与晶粒尺寸、位错密度等密切相关。为了获得优异的磁性能，重点关注已完全再结晶阶段，此时位错强化效果较低^［5］，因此，磁性能优异的极薄无取向硅钢的强度差异主要来自于晶粒尺寸差异所引起的细晶强化。对比一次冷轧和二次冷轧退火板显微组织（图（4）、（6））可以看出650~800 ℃退火时，二次冷轧晶粒尺寸比一次冷轧更大，退火温度高于850 ℃后，晶粒生长过大，贯穿试样纵截面，为了准确的统计高温退火下的晶粒尺寸，观察了试样表面（RD×TD）的显微组织，并统计了晶粒尺寸，结果如图16，17所示。可以发现，在高温下，随退火温度升高，晶粒尺寸显著长大，并且相同退火温度下，二次冷轧晶粒尺寸比一次冷轧更大，这与较低温度下的组织规律相似。根据Hall-Petch公式^［33］，

∆{\sigma }_y={\mathrm{\sigma }}_{\mathrm{0}}+K{\overline{d}}^{-\frac{\mathrm{1}}{\mathrm{2}}}（1）

式中：{\sigma }_{\mathrm{y}}为屈服强度；{\sigma }_{\mathrm{0}}为基体摩擦力，常数；无取向硅钢基体值可取53 MPa^［8］；K为常数；\overline{d}为平均晶粒尺寸。由此可见，晶粒尺寸和屈服强度成反比，晶粒尺寸减小，晶界对位错的钉扎效果加强，从而提升屈服强度。但晶粒尺寸减小时，晶界会阻碍磁畴壁的迁移^［32］，使得铁损升高，从而恶化磁性能。因此无取向硅钢存在最佳晶粒尺寸，此时可同时获得较为优异的力学性能和磁性能。结合力、磁性能结果，认为采用二次冷轧法在800 ℃退火时，可以实现极薄无取向硅钢力学性能和磁性能的最佳匹配，此时P_15/50为2.86 W/kg，P_10/400为12.34 W/kg，P_10/1000为36.12W/kg，B₅₀为1.71 T，屈服强度为389 MPa。

4 结论

（1）一次冷轧法组织变形量过大，形成含高储存能的纤维变形组织，剪切带较少，从而获得晶粒细小的再结晶组织；而二次冷轧法经中间退火后形成粗大的等轴晶粒，且二次冷轧变形量较小，为冷轧组织中形成剪切带提供有利条件，最终退火过程中形成尺寸较大的晶粒。

（2）一次冷轧法低温退火织构继承冷轧板中｛001｝〈110〉和｛223｝〈110〉织构，高温退火时，｛001｝〈110〉和｛223｝〈110〉织构发生偏转，最终以α*织构和γ织构为主。二次冷轧法再结晶初期退火板以｛001｝〈110〉和｛111｝〈231〉织构为主，并且二次冷轧组织中的剪切带为Goss晶粒提供形核位点，促进有利Goss织构的形成；随退火温度升高，｛001｝〈110〉织构向有利Cube织构偏转，且γ不利织构强度降低。

（3）随退火温度升高，铁损P_15/50，P_10/400和P_10/1000不断下降，下降幅度先快后慢；磁感应强度B₅₀先快速上升后趋于平稳。二次冷轧试样的铁损更低，磁感应强度更高。

（4）退火温度升高，晶粒不断长大，一次冷轧和二次冷轧退火板屈服强度先大幅度下降，后趋于平稳。由于细晶的强化作用，一次冷轧退火板屈服强度高于二次冷轧退火板，一次冷轧退火板屈服强度稳定在400~450 MPa左右，二次冷轧最终退火板屈服强度稳定在360~400 MPa左右。采用二次冷轧法在800 ℃退火时，可以实现0.1 mm极薄无取向硅钢磁性能和力学性能的最佳匹配，其性能为P_15/50为2.86 W/kg，P_10/400为12.34 W/kg，P_10/1000为36.12 W/kg，B₅₀为1.71 T，屈服强度为389 MPa。

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基金资助

国家自然科学基金项目(52274393)

国家自然科学基金项目(52074200)

湖北省重点研发计划项目(2023BAB141)