A study of primary recrystallization of highly permeable electrical anisotropic steel with additional alloying elements

Full Text

ВВЕДЕНИЕ

Высокопроницаемая электротехническая анизотропная сталь (ЭАС) является современным и перспективным материалом для использования в сердечниках трансформаторов. Она превосходит по свойствам ЭАС, произведенные по классической технологии, но является более сложным с точки зрения технологии материалом. Основными отличиями от классической технологии являются низкотемпературный нагрев слябов перед горячей прокаткой и проведение химико-термической обработки (ХТО) после однократной холодной прокатки с целью получения “приобретенного ингибитора” [1]. ХТО включает в себя обезуглероживание и последующее азотирование.

Известно, что высокие магнитные свойства ЭАС обеспечиваются в первую очередь совершенством кристаллографической текстуры (текстура Госса), полученной в результате аномального роста зерен при вторичной рекристаллизации (ВР) в процессе окончательного высокотемпературного отжига (ВТО). Микроструктура и текстура первичной рекристаллизации (ПР), которая формируется на этапе обезуглероживания и азотирования холоднокатаного проката, оказывают значительное влияние на процесс вторичной рекристаллизации и магнитные свойства ЭАС.

Известны определенные закономерности [2], позволяющие делать выводы о том, какие характеристики структуры после первичной рекристаллизации являются благоприятными для успешного протекания процесса ВР и формирования совершенной кристаллографической текстуры. Одним из способов контролировать протекание процесса ПР является легирование стали элементами, склонными к сегрегации на границах зерен (олово, сурьма), и элементами, образующими ингибиторную фазу (в частности, алюминий).

В работе [3] сделаны следующие наблюдения о роли олова в формировании структуры ЭАС: добавление олова приводит к снижению размера зерна после завершения первичной рекристаллизации и к повышению интенсивности текстурной компоненты {110}. Также олово повышает температуру начала первичной рекристаллизации. Подобный эффект можно объяснить тем, что сегрегация олова на границах зерен “тормозит” процесс рекристаллизации. В работе [4] показано влияние добавления олова на текстуру изотропной электротехнической стали: в сплаве с оловом основной текстурной компонентой по мере роста зерен становится компонента {411}<148>, в то время как в стали без олова главной компонентой является {111}<112>, которая изначально доминирует в обоих сплавах на ранних этапах первичной рекристаллизации. Авторами предлагается следующее объяснение: границы зерен с ориентировкой {111}<112> менее мобильны, чем границы зерен с ориентировкой {411}<148>. Сегрегация олова на границах зерен приводит к торможению движения границ, причем эффект торможения проявляется интенсивнее для границ с меньшей мобильностью.

В работе [5] было исследовано влияние добавления хрома в высокопроницаемую ЭАС на процесс первичной рекристаллизации: на формирование микроструктуры и эволюцию текстурных компонент. Авторы сопоставили характеристики процесса первичной рекристаллизации для стали без хрома и стали с 0.13 мас.% хрома (содержание остальных легирующих элементов одинаково). В состоянии после обезуглероживания и азотирования в образце холоднокатаной стали с хромом размер зерен и разница в размере зерен между поверхностью и центром меньше, чем в образце стали без хрома. В образце прокатанной стали без хрома наблюдается значительный рост зерен в центральной части, что оказывает неблагоприятный эффект на протекание ВР: наличие крупных зерен в структуре после первичной рекристаллизации препятствует аномальному росту зерен Госса при ВТО и ухудшает итоговую текстуру. Анализ кристаллографической текстуры образцов после обезуглероживания и азотирования показал, что в образцах стали с хромом значительно интенсивнее компонента {111}<112> , благоприятная для роста зерен Госса. Авторы объясняют это тем, что образование дополнительных хромсодержащих ингибиторов тормозит движение границ зерен, и границы с повышенной мобильностью (например, границы зерен {111}<112>) получают относительное преимущество. Также в образце стали с хромом меньше интенсивность текстурных компонент {001}<110> и {112}<110>, которые не способствуют росту зерен Госса.

Таким образом, из приведенных литературных данных видно, что добавление олова и хрома оказывает сходный эффект на протекание процесса первичной рекристаллизации: торможение процесса рекристаллизации, уменьшение размера зерен по завершению первичной рекристаллизации.

Большинство исследований, затрагивающих моделирование процесса ПР в ЭАС, посвящены эволюции текстурных компонент и механизмам формирования текстуры Госса (оценка теорий специальных границ, высокоэнергетических границ). Так, в работах [6, 7] моделирование процесса первичной рекристаллизации показало, что по количеству специальных границ зерна Госса не имеют значительного преимущества перед зернами других ориентировок, но они превосходят другие зерна по количеству границ с разориентировкой 20°–45°. Помимо исследования непосредственно зерен Госса, при изучении процесса ПР может быть проведено исследование развития текстурных компонент, которые считаются благоприятными для формирования текстуры Госса в процессе вторичной рекристаллизации [8, 9]. В работе [10] поясняется, что к таким ориентировкам относятся {111}<112> и {411}<148>. Причиной положительного эффекта этих ориентировок считается их отношение к зернам Госса, когда аномально растущие зерна в последнюю очередь поглощают кристаллиты, имеющие с ними специальные границы [11].

Известно исследование [7], авторы которого изучали процесс рекристаллизации в ЭАС. Как показано в работе, основными областями зарождения рекристаллизованных зерен являются либо полосы сдвига, либо границы деформированных зерен. По мнению авторов, в случае ЭАС росту зародышей, сформировавшихся на границах зерен, препятствует наличие ингибиторов, поэтому в рекристаллизованные зерна развиваются зародыши, образовавшиеся на полосах сдвига. По результатам исследования главными этапами развития рекристаллизации были образование и рост зародышей на полосах сдвига в зернах с ориентировкой {111}<110> и {111}<112>, поскольку эти зерна обладают повышенной энергией деформации в сравнении с зернами других ориентировок. Именно эти текстурные компоненты превалируют в текстуре рекристаллизованного материала на всех этапах процесса.

Перечисленные исследования направлены прежде всего на анализ формирования текстуры. Что касается, именно кинетики рекристаллизации, то она реже становится объектом исследований. Для ЭАС известно исследование [12], авторы которого оценивали кинетику первичной рекристаллизации материала с повышенным содержанием меди. При этом, основной целью работы было получение информации о вторичной рекристаллизации, поэтому нагрев для эксперимента проводился со скоростью, сопоставимой со скоростью нагрева в процессе ВТО: 30°С/ч или 100°С/ч.

Настоящая работа посвящена вопросу о влиянии легирования оловом и хромом на процесс первичной рекристаллизации в электротехнической анизотропной стали. Настоящее исследование интересно не только анализом влияния олова и хрома на процесс ПР, но и подробным изучением кинетики ПР и процесса формирования текстуры.

МЕТОДЫ И МАТЕРИАЛЫ

Исходным материалом для моделирования процесса первичной рекристаллизации послужили образцы холоднокатаной электротехнической анизотропной стали с содержанием кремния 3.1–3.2 мас.%, углерода — 0.04–0.06 мас.%. При холодной прокатке степень деформации составила ~90%. Рассмотрены два химических состава: сталь А с высоким содержанием олова (0.08–0.10% мас.) и низким содержанием хрома (<0.05% мас.) и сталь В с низким содержанием олова (0.03–0.05% мас.) и высоким содержанием хрома (0.10–0.15% мас.). С помощью деформационно-закалочного дилатометра TA Instruments DIL 805A/D образцы были нагреты со скоростью 30°С/с до температур 650, 660, 670, 680, 690, 700, 720, 740°С и охлаждены с максимальной скоростью потоком гелия до температуры 20°С. Подобный режим имитирует режим нагрева холоднокатаных образцов ЭАС перед обезуглероживанием в процессе ХТО.

Затем образцы были отшлифованы и отполированы в поперечной плоскости в долевом относительно прокатки направлении. Исследование методом дифракции обратноотраженных электронов (EBSD) проводили после термического воздействия. EBSD-анализ проводили на сканирующем электронном микроскопе ThermoScientific Scios2 с помощью приставки для дифракции обратноотраженных электронов Bruker XFlash. Карты EBSD снимали с 1/10, 1/4 и 1/2 глубины поперечного сечения образцов с шагом сканирования 0.075 мкм. Для оценки доли рекристаллизованной структуры данные трех карт, снятых на каждой глубине, усредняли. Оценку доли рекристаллизованных зерен проводили по критерию разброса разориентировки внутри зерна (который не превышает 2° для рекристаллизованных зерен).

3. РЕЗУЛЬТАТЫ

3.1. Экспериментальные результаты

Из визуального анализа ориентационных EBSD-карт в цветах обратной полюсной фигуры (рис. 1) можно сделать следующие наблюдения о протекании процесса рекристаллизации для стали состава А и В:

1. При температурах, с которых начинался анализ (650, 660°С), видно, что процесс рекристаллизации протекает негомогенно по объему материала: между областями, состоящими из крупных деформированных зерен c предположительно более низкой энергией деформации, располагаются области, представляющие собой зерна с более высокой энергией деформации, где в результате процесса полигонизации образовались субзерна, часть которых впоследствии становится зародышами рекристаллизации. Данное наблюдение совпадает с результатами, полученными в работе [13]: рекристаллизация начинается в областях с высокой энергией деформации, а области с более низкой энергией деформации либо поглощаются рекристаллизованными зернами из соседних областей, либо образуют самостоятельные центры рекристаллизации, но гораздо позже.
2. При повышении температуры до 670°С параллельно с образованием новых зародышей происходит рост образовавшихся ранее рекристаллизованных зерен, которые достигают максимального размера ~ 5 мкм, причем этот рост происходит не только как преимущественный рост отдельных зерен, но и как конкурентный рост зерен, образовавшихся в пределах деформированных зерен с высокой энергией.
3. При достижении температуры 680–690°С возрастает средний размер рекристаллизованных зерен и уменьшается доля деформированных зерен. В микроструктуре все еще наблюдаются зародыши рекристаллизации, но их доля меньше, чем доля выросших рекристаллизованных зерен. Наблюдается значительная разнозернистость рекристаллизованных зерен.
4. При температурах 720 и 740°С уже почти не наблюдается зародышей рекристаллизации, остаются более крупные зерна, и происходит преимущественный рост одних зерен и поглощение других. Деформированные вытянутые зерна исчезают.

 

Рис. 1. EBSD-карты в цветах обратной полюсной фигуры (ОПФ), показывающие структуру после нагрева до различных температур для стали А (а–г) и стали В (д–з).

 

Процесс рекристаллизации протекает с разной скоростью на разных глубинах поперечного сечения проката: доля рекристаллизованного материала на середине сечения меньше доли рекристаллизованного материала в приповерхностной области (рис. 2). Можно предположить, что это связано с обезуглероживанием поверхностных слоев материала при предшествующей термообработке или с эффектом изменения энергии процессов вблизи поверхности.

 

Рис. 2. EBSD-карты в цветах обратной полюсной фигуры, снятые на 1/10 (а) и 1/2 (б) толщины образца.

 

3.2. Уравнение кинетики первичной рекристаллизации для сплавов различных составов

Проведение эксперимента в неизотермических условиях объясняется тем, что такой режим позволяет воспроизвести изменения, происходящие в металле при обработке на технологическом агрегате. Однако для описания процесса ПР необходимо привести полученные данные к изотермическим эквивалентам.

Кинетика первичной рекристаллизации описывается с помощью уравнения Колмогорова–Джонсона–Мела–Аврами [14, 15], которое описывает зависимость доли рекристаллизованного материала от времени выдержки при некоторой температуре изотермического процесса:

$X_{rex}=1-\text{exp}\left(-k{t}^n\right)$, (1)

где X_rex — доля рекристаллизованного материала, t — время, k и n — параметры уравнения Колмогорова–Джонсона–Мела–Аврами для данной температуры, различающиеся для каждого сплава.

Поскольку кинетика рекристаллизации описывается в рамках изотермического процесса, в данном исследовании использовался метод Уиттакера [16] для расчета эквивалентного времени для каждой из температур, до которой проводился нагрев:

$t_{eq}=\frac{W_i}{W_{ISO}}=\frac{\sum \text{exp}\left(-Q/R{T}_i\right)\delta t_i}{\text{exp}\left(-Q/RT\right)}$, (2)

где T_i — температура в промежуток времени δt_i, T – температура, которая принята за температуру эквивалентного изотермического процесса, R – универсальная газовая постоянная. Q – энергия активации процесса статической рекристаллизации, равная 230 кДж/моль.

Для стали А параметры k и n равны (0.47±0.02) и (1.39±0.35) (коэффициент достоверности аппроксимации R^2_А=0.936) соответственно; уравнение кинетики рекристаллизации выглядит следующим образом:

$X_{rex}=1-\text{exp}\left(-\left(0.47\pm 0.02\right)*t^{\left(1.39\pm 0.35\right)}\right)$. (3)

Для стали В параметры k и n равны (0.54±0.02) и (1.54±0.37) (коэффициент достоверности аппроксимации R^2_В=0.941), и уравнение кинетики рекристаллизации принимает вид:

$X_{rex}=1-\text{exp}\left(-\left(0.54\pm 0.02\right)*t^{\left(1.54\pm 0.37\right)}\right)$. (4)

Графики доли рекристаллизованного материала в зависимости от времени отжига при температуре 700°С, полученные по результатам представленных выше вычислений, а также экспериментальные данные, приведены на рис. 3.

 

Рис. 3. Зависимость доли рекристаллизованных зерен от продолжительности отжига для сталей А и В по расчетным (линии) и экспериментальным (символы) значениям.

 

Отклонение экспериментальных значений от расчетных при достижении степеней рекристаллизации >70% может объясняться тем, что при данных значениях доли рекристаллизованного материала уравнение Колмогорова–Аврами–Мела–Джонсона хуже описывает кинетику процесса, чем при более низких степенях рекристаллизации [17]. Фактически, основываясь в первую очередь на экспериментальных значениях, можно заключить, что при степенях рекристаллизации более 70% в стали А наблюдается более сильное торможение процесса рекристаллизации, чем в стали В.

Как видно из представленных графиков, на начальных этапах процесса рекристаллизации (до ~40% рекристаллизованных зерен в структуре) обе стали демонстрируют идентичную зависимость доли рекристаллизованных зерен от продолжительности отжига. Однако при увеличении доли рекристаллизованных зерен более ~40% в стали А с повышенным содержанием олова и пониженным содержанием хрома наблюдается торможение процесса рекристаллизации и снижение параметров k и n по сравнению со сталью В. Предположительный механизм этого эффекта таков: за счет сегрегации на границах олово тормозит рост зерен, а сегрегация олова на дислокациях в субзернах тормозит образование зародышей рекристаллизации.

Интерпретация полученных значений параметров k и n позволяет получить информацию о механизмах ПР, поскольку численное значение параметра n отражает характерные для данного материала особенности процесса рекристаллизации, а параметр k зависит от скорости роста рекристаллизованных зерен.

Экспоненциальный параметр Аврами n может описываться следующим выражением [18]:

$n=n_I+d\times n_{\text{G}}$, (5)

где n_I — параметр, показывающий скорость образования новых зародышей как функцию от времени. Этот параметр может варьироваться от 0 (в случае существующих ранее в металле зародышей) до 1 (в случае постоянной скорости зарождения). n_G — параметр роста; равен 1 для роста на поверхности раздела и равен 0.5 для роста по диффузионному механизму; d — параметр, зависящий от размерности пространства роста: может быть равен 3, 2 или 1 в зависимости от того, в скольких измерениях растет зародыш. Необходимо учитывать, что механизмы зарождения и роста не остаются неизменными на протяжении всего процесса, поэтому параметр n может принимать не только дискретные целые значения.

Например, в работе [13] значение коэффициента n=0.7, полученное для сплава Fe–3Si–0.1Sn после холодной прокатки, авторы объясняют накопленной ранее энергией деформации, более высокой для тройного сплава, чем для бинарного. В работе [12] значение n, равное 2.7 и полученное для ЭАС, авторы определяют как соответствующее зарождению зерен по всему объему и их росту в двух измерениях.

Как показано на приведенных выше примерах, для сплавов близких составов (электротехнические анизотропные и изотропные стали) после холодной прокатки значения коэффициента n сильно различаются в разных работах. Это может объясняться различной обработкой материала до холодной прокатки, различной степенью деформации холодной прокатки, а также различными условиями проведения эксперимента по рекристаллизации.

В данной работе значение параметра n≈1.4–1.5 можно интерпретировать как соответствующее росту зерна по диффузионному механизму в двух измерениях с условием непостоянной скорости образования зародышей рекристаллизации.

3.3. Текстура

Для анализа роста зародышей рекристаллизации и преимущественного роста зерен процесс рекристаллизации был условно разделен на два этапа. Первый этап, от 650°С до 690°С, характеризуется тем, что в материале одновременно присутствуют деформированные зерна, зародыши рекристаллизации и укрупненные рекристаллизованные зерна.

Для анализа данного этапа все рекристаллизованные зерна были условно разделены по размерному признаку на зародыши и укрупненные зерна. Для получения более полной картины изменения текстуры данные по рекристаллизованным зернам со всех глубин образцов при всех температурах были разделены на данные, полученные с зародышей рекристаллизации, и данные с более крупных зерен; затем полученные наборы данных были суммированы и по результату были построены усредненные функции распределения ориентировок (ФРО).

На рис. 4 показаны сечения ФРО с зародышей и ФРО с укрупненных зерен при температурах 650–690°С. Как видно из рис. 4, зародыши рекристаллизации в основном имеют текстуру α-волокна с наиболее интенсивной компонентой {223}<110>, а также γ-волокна с наиболее интенсивной текстурной компонентой {111}<110>. Также в текстуре зародышей присутствует интенсивная компонента {001}<110>, относящаяся к повернутому кубу.

 

Рис. 4. Сечения ФРО для зародышей рекристаллизации (а) и для укрупненных рекристаллизованных зерен (б) при температурах 650–690°С.

 

Для выросших зерен (рис. 4б) текстура имеет другой вид. В текстуре остается α-волокно, но оно начинает отклоняться в сторону α*-волокна, и более сильными становятся компоненты, отклоненные от γ-волокна (от компоненты {111}<112> в сторону компоненты {112}<131>). Также появляется интенсивная компонента {554}<225>.

Второй этап рекристаллизации при температурах от 700 до 740°С характеризуется тем, что в структуре осталось мало деформированных зерен, и рекристаллизованные зерна начинают расти за счет друг друга (собирательная рекристаллизация) (рис. 5). На рис. 5а показана исходная ориентационная карта, из которой были удалены деформированные зерна (черный цвет на рис. 5а соответствует удаленным деформированным областям). Рис. 5б, 5в и 5г показывают, как из исходной карты на рис. 5а были выделены только мелкие (до 3 мкм), средние (~ от 3 до 7 мкм) и крупные (~ от 7 мкм) зерна соответственно.

 

Рис. 5. EBSD-карта в цветах ОПФ с образца, нагретого до температуры 740°С (а), и примеры выделения мелких (б), средних (в) и крупных (г) зерен из первоначальной карты (а).

 

Для второго этапа данные анализировали следующим образом: для всех EBSD-карт на всех глубинах при температурах 700–740°С карта разделялась на крупные зерна, имеющие размерное преимущество в процессе роста, зерна среднего размера, которых большинство, и мелкие зерна, которые будут поглощены соседними зернами (рис. 5).

Затем все данные с крупных, средних и мелких зерен были просуммированы, и по результатам были построены усредненные ФРО. Результаты показаны на рис. 6.

 

Рис. 6. Сечения ФРО с мелких (а), средних (б) и крупных (в) зерен в процессе рекристаллизации при температуре 700–740°С.

 

Как видно из рис. 6, текстура мелких зерен схожа с текстурой зародышей рекристаллизации на первом этапе: в ней превалируют компоненты {223}<110> и {114}<110> α-волокна и γ-волокно с сильными компонентами {111}<112>. Присутствуют компоненты повернутого куба {001}<110>.

Зерна среднего размера имеют в текстуре интенсивную компоненту {111}<112>. α-волокно отклоняется от своего положения в сторону α*-волокна ({h11}<1/h 12>), а также компонент {411}<148> и {112}<131>. Компонента {554}<225> имеет большую интенсивность. В текстуре содержится компонента повернутого куба {001}<110>.

Зерна крупного размера отличаются от зерен среднего размера тем, что у них α-волокно еще сильнее отклонилось от своего положения, и компонента {411}<148> имеет большую интенсивность. Наибольшую интенсивность имеет компонента {111}<112>. Компонента повернутого куба {001}<110> гораздо слабее, чем у средних зерен.

Проведенный выше анализ с применением разбиения на размерные диапазоны имел целью получить представление о механизме формирования текстуры, путем ориентированного роста или ориентированного зародышеобразования.

На рис. 7 приведено сечение усредненной ФРО для карт EBSD, снятых на последнем этапе рекристаллизации и отражающих конечную текстуру первичной рекристаллизации. Как видно из данной ФРО, в текстуре преобладают такие компоненты, как {111}<112> и {554}<225>. Именно эти компоненты являются основными для рассмотренных выше диапазонов средних и крупных зерен. Таким образом, показано, как путем преимущественного роста зерен с данными ориентировками формируется итоговая текстура первичной рекристаллизации, в то время как исходно превалирующие на этапе начала первичной рекристаллизации зерна с ориентировками α- и γ-волокна поглощаются (мелкие зерна) и не вносят свой вклад в итоговую текстуру первичной рекристаллизации.

 

Рис. 7. Сечение ФРО, полученной на последнем этапе рекристаллизации при 740°С.

 

Текстура первичной рекристаллизации, состоящая в основном из компонент {111}<112> {411}<148>, является классической для электротехнической анизотропной стали, подвергнутой большой деформации методом холодной прокатки [5]. Известно, что при холодной деформации электротехнической стали способность зерен различных ориентировок накапливать энергию деформации убывает в ряду (110)>(111)>(112)>(001). Однако, поскольку зерна с ориентировкой (110) редко встречаются в текстуре АЭС после холодной прокатки, то наибольшее количество зерен с высокой энергией деформации приходится на ориентировку {111}. Вследствие большой накопленной энергии, полосы сдвига в зеренах с ориентировкой {111} с наибольшей вероятностью становятся местами зарождения центров рекристаллизации. Преимущество в росте получают зерна, ориентировка которых соответствует компоненте текстуры {111}<112>, поскольку именно они имеют высокоугловые границы с зернами, принадлежащими компонентам {001}<110> и {112}<110> α-волокна [5].

Компонента текстуры {411}<148> в процессе рекристаллизации зарождается на границах деформированных зерен, имеющих ориентировки α-волокна [19]. Ее дальнейший рост может объясняться наличием высокоугловой границы между зародышами рекристаллизации и такими зернами, что приводит к ускоренному росту зерен с ориентировкой {411}<148> [20].

Изучение текстуры на разных этапах рекристаллизации позволяет определить, по какому механизму формировалась текстура: ориентированного зародышеобразования или ориентированного роста [21]. Из анализа ФРО зерен в различных размерных диапазонах на разных этапах рекристаллизации видно, что зерна, имеющие преимущество в росте, характеризуются текстурой, отличной от преобладающей текстуры зародышей рекристаллизации. Это означает, что преимущественно растут зерна с ориентировками, которые при образовании зародышей присутствуют в меньшем количестве. Исходя из этих наблюдений можно сделать вывод, что текстурообразование осуществляется в основном за счет ориентированного роста, а не ориентированного зарождения.

ВЫВОДЫ

1. В результате эксперимента по отжигу холоднокатаной ЭАС с прерыванием были определены уравнения кинетики первичной рекристаллизации для сталей двух составов с разным содержанием олова и хрома. Сталь с повышенным содержанием олова и пониженным содержанием хрома демонстрирует более медленное протекание первичной рекристаллизации, чем сталь, в которой низкое содержание олова и высокое содержание хрома. Это явление может объясняться зернограничной сегрегацией олова, которая тормозит процессы зародышеобразования и рост зерен.
2. Выявлены следующие закономерности процесса рекристаллизации в ЭАС: рекристаллизация быстрее протекает в приповерхностной области, чем в середине образца. Кроме того, зародыши рекристаллизации образуются в первую очередь в сильнодеформированных областях. Ускоренному росту зерен у поверхности может способствовать обезуглероживание этой зоны при предшествующей термообработке; так же за счет энергии свободной поверхности рекристаллизация может ускоренно протекать на небольшой глубине от поверхности.
3. Текстура зародышей рекристаллизации близка к текстуре деформированных зерен, где зародыши образуются: основными компонентами текстуры являются α- и γ-волокно, повернутый куб. По мере роста зерен основной компонентой становится компонента {111}<112> γ-волокна; α-волокно ослабевает или поворачивается в сторону компоненты {411}<148>. При собирательной рекристаллизации зерна с текстурой α-волокна поглощаются зернами с текстурой {111}<112> и {554}<225>. Преимущественный рост осуществляют зерна с текстурой {111}<112>, {411}<148> и {554}<225>. Полученные данные позволяют сделать вывод о том, что в текстурообразовании при рекристаллизации данного класса материалов определяющую роль играет ориентированный рост зерен.

Авторы данной работы заявляют, что у них нет конфликта интересов.

About the authors

A. S. Roldugina

Novolipetsk Steel Company

Author for correspondence.
Email: rolduginaas@gmail.com
Russian Federation, Lipetsk, 398005

M. V. Ryazanov

Novolipetsk Steel Company

Email: rolduginaas@gmail.com
Russian Federation, Lipetsk, 398005

V. I. Parakhin

Bardin Central Research Institute of Ferrous Metals

Email: rolduginaas@gmail.com
Russian Federation, Moscow, 105005

References

Supplementary files