VLIYaNIE PROMEZhUTOChNYKh OTZhIGOV NA RAZNYKh ETAPAKh PROKATKI ELEKTROTEKhNIChESKIKh STALEY NA IKh FINAL'NUYu KRISTALLOGRAFIChESKUYu TEKSTURU

Cover Page

Cite item

Full Text

Abstract

Изучены закономерности развития кристаллографической текстуры на последовательных этапах холодной прокатки и отжигов электротехнической стали 2414 (ГОСТ 21427.2—83), проанализирована неоднородность субструктурного состояния зерен разных ориентаций, выявлена неоднородность накопленной искаженности кристаллической решетки для отдельных компонент текстуры прокатки, рассмотрено влияние промежуточных отжигов на разных этапах холодной прокатки на конечную текстуру и структуру рекристаллизованных образцов. Представлены микроструктуры, характерные сечения функции распределения зерен по ориентациям, объемные доли разных компонент текстуры и рассчитанная анизотропия магнитных свойств для образцов, изготовленных в лабораторных условиях по нескольким маршрутам. Показано, что возвратный отжиг на промежуточных деформациях около 50% приводит к перераспределению степени накопленной искаженности кристаллической решетки разных компонент текстуры и при последующем рекристаллизационном отжиге позволяет получить более высокую долю текстурной компоненты λ-волокна, способствующей снижению магнитных потерь.

Full Text

Растущее потребление электроэнергии в разных отраслях народного хозяйства, обусловленное в том числе повышением спроса на электромобили, автоматизацией и роботизацией производств, развитием технологий «умного дома» и общим повышением спроса на электроприборы, предопределяет необходимость сокращения потерь при выработке и транспортировке электроэнергии, что напрямую связано с оптимизацией функциональных свойств электротехнических сталей (ЭТС). Одним из основных направлений повышения качества ЭТС является снижение потерь на перемагничивание, где борьба идет за каждые 0,1 Вт/кг. В современных трансформаторах и роторах электродвигателей основным конструкционным элементом является сердечник, состоящий, как правило, из параллельных тонких пластин ЭТС. Для повышения их коэффициентов полезного действия необходимо увеличить уровень индукции насыщения и снизить коэрцитивную силу материала. Основным легирующим элементом ЭТС — сплавов на основе железа — является кремний (3—6,5 мас.%), а основной фазой — твердый раствор замещения на основе α-Fe с ОЦК структурой [1]. В настоящее время наиболее распространенная технология производства листов ЭТС включает в себя горячую и холодную (ХП) прокатку с заключительным рекристаллизационным отжигом (РО), также могут проводиться промежуточные отжиги на разных стадиях. Коммерческая ЭТС выпускается, как правило, в виде листового проката толщиной от 0,02 до 2 мм, шириной 240—1000 мм и длиной от 720 до 2000 мм в зависимости от формы выпуска (рулоны или отдельные листы). В зависимости от технологии производства ЭТС бывают холоднокатаные (изотропные или анизотропные, с содержанием кремния до 3,3 мас.%) и горячекатаные (изотропные, с содержанием кремния до 4,5 мас.%). С учетом анизотропии магнитных свойств монокристалла железа [1] при производстве листов ЭТС особое внимание уделяется не только структуре, но и кристаллографической текстуре — преимущественной ориентации зерен в материале. При использовании текстурованных пластин для преобразования электрической энергии уровень ее потерь удается уменьшить на треть. Динамная (изотропная, в английском варианте NGO — non-grain oriented steel) ЭТС — это листы, обладающие одинаковыми магнитными свойствами во всех направлениях в плоскости [1—3]. Такую ЭТС используют для изготовления электрических машин с вращающимися магнитопроводами, в роторах и статорах, которые составляют основу электродвигателей. Так как в изотропной ЭТС магнитное поле прикладывается во всех направлениях в плоскости листа, оптимальной текстурой является аксиальная компонента, для которой плоскости {100} параллельны плоскости прокатки (ПП), т.е. || нормальному направлению (НН) к плоскости листа [1, 4]. Несмотря на то, что взаимосвязь структуры и кристаллографической текстуры ЭТС с магнитными свойствами известна давно [1, 3—7], добиться их оптимальных значений в рамках существующей технологии прокатки довольно сложно, в том числе в силу влияния на технологический процесс большого числа сопутствующих факторов. Характер и совершенство текстуры зависят от способа предварительной обработки давлением, степени и температуры заключительной деформации, температуры и длительности заключительного отжига, промежуточных деформаций и отжига, а также от разных примесей, содержащихся в стали, исходного размера зерна, от среды отжига и др. Закономерностям развития текстуры и структуры ЭТС посвящены многочисленные исследования [8—16], при этом известно, что формирование и изменение кристаллографической текстуры материала происходят на каждом этапе производства, поэтому оптимальной текстуры можно добиться как варьированием технологических режимов прокатки и промежуточных термических обработок (ТО), так и параметрами РО. В большинстве исследований промежуточные ТО проводятся при довольно высоких температурах, в районе (0,5—0,7)tпл, которая для ЭТС с содержанием кремния 3мас.% составляет ~1500 °С. Например, в работе [17] рассматривали технологию ХП ЭТС с промежуточным отжигом по следующей схеме: горячая прокатка сляба до толщины 2,5—2,8 мм, далее двухступенчатая ХП, на первом этапе которой лист деформировали до толщины 0,7 мм, затем после промежуточного отжига при температуре 750—850 С на втором этапе — до толщины 0,35 мм. В исследовании [15] также проводилась двухступенчатая ХП с промежуточным отжигом при температурах 900—1100 °С: на первом этапе лист имел толщину 0,9 мм, а на заключительном — 0,35 мм, далее проводился окончательный отжиг при температуре 1000 °С. В некоторых более поздних исследованиях показано [18, 19], что в процессе прокатки ОЦК металлов зерна текстурной компоненты так называемого γ-волокна ( || НН) измельчаются и наклепываются в большей степени по сравнению с зернами γ-волокна ( || направлению прокатки — НП) в силу того, что образуются в результате действия разных систем скольжения. Полученная таким образом неоднородность распределения наклепа на стадии прокатки может приводить к неоднородности процессов зарождения и роста зерен при последующей рекристаллизации [18], так как запасенная энергия деформации является движущей силой для зарождения и роста зерен. Поэтому частичное снижение наклепа в зернах определенных компонент текстуры можно осуществить с помощью возвратных отжигов (ВО) при более низких температурах, что имеет дополнительным эффектом снижение затрат. В отличие от рекристаллизации возврат не связан с изменением зеренной структуры холоднодеформированного материала, вместо этого основные изменения затрагивают расположение дислокаций внутри деформированных зерен. Такие характерные для возврата явления, как уменьшение плотности дислокаций и точечных дефектов, а также постепенное конкурентное укрупнение субзерен, обычно приводят к уменьшению полей внутренних напряжений и, следовательно, к умеренному и постепенному снижению наклепа [7]. Процессы перестройки дислокаций приводят к постепенному формированию субзерен и границ субзерен (например, малоугловых границ наклона и/или кручения), т.е. возврат начинается без инкубационного периода или, соответственно, без какой-либо стадии зародышеобразования, а вместо этого начинается немедленно при температурах, когда точечные дефекты и дислокации становятся достаточно подвижными, чтобы взаимодействовать между собой или с другими дефектами решетки. Поэтому ВО на промежуточных степенях деформации будет приводить к разному характеру разупрочнения γ- и α-волокон, что при дальнейшей рекристаллизации приведет к перераспределению объемных долей компонент текстуры. Таким образом, изучение закономерностей развития текстуры и структуры ЭТС на каждом технологическом этапе все еще является актуальной задачей, так как растущие требования к магнитным потерям требуют оптимизации их параметров. Несмотря на то, что получить идеальную текстуру {001} || ПП ( || НН) практически невозможно в силу особенностей схемы деформации при прокатке, варьируя параметры процессов на каждом технологическом этапе, а также проведением ВО можно добиться повышения объемной доли данной компоненты. Данная работа проведена с целью выявления влияния промежуточных отжигов на разных этапах ХП ЭТС на финальную кристаллографическую текстуру ее листа. Материалы и методика эксперимента. В качестве исходного материала использован лист ЭТС 2414 (ГОСТ 21427.2—83) (сплав Fe3Si-1Al (мас.%)) толщиной 2,0 мм в нормализованном состоянии (далее в тексте — состояние АН). Из него вырезали образцы размером 20×20 мм, которые прокатывали до разных степеней деформации с шагом ~10% за проход. На некоторых этапах проводили промежуточные ВО с разными температурами и длительностями выдержки, а на заключительной стадии — РО либо на воздухе (РО-ВД), либо в вакууме (РО-ВМ). При этом на каждом этапе исследовали структуру и текстуру материала. На фиг. 1 приведена технологическая схема изготовления лабораторных образцов, а в табл. 1 — перечень исследованных состояний. Также проводилось сравнение с образцами, изготовленными по штатной заводской технологии прокатки в ХП и РО состояниях. Температуру и длительность ВО выбирали на основе падения полуширины рентгеновских отражений. Проведение ВО непосредственно перед РО (маршрут 2) обусловлено возможностью снижения наклепа зерен γ-волокна для блокирования зарождения зерен данных ориентаций. Для анализа неоднородности финальной текстуры по толщине листов исследовались разные слои по толщине листа: поверхностные (обозначены «0») и центральные слои (середина листа по толщине — «1/2»). Поверхность образцов для исследований готовили шлифованием на станке с водяным охлаждением с применением абразивных бумажных дисков SiC зернистостью от Р180 до Р1200, последующим электролитическим травлением для удаления наклепанного слоя толщиной 30—50 мкм, образующегося в результате шлифовки, в растворе 70%H3PO4 +15%H2SO4 +15%H2O с добавлением 6 г CrO3 (хромовый ангидрид) при напряжении 20 В и силе тока 2 А. Для выявления микроструктуры проводилось химическое травление поверхности в растворе С2H5OH+HNO3 в соотношении 11:1. Таблица 1. Перечень исследованных состояний ЭТС . Основные методы исследования в настоящей работе: рентгеновский анализ текстуры и субструктурной неоднородности, а также оптическая металлография, которые включали: съемку трех неполных прямых полюсных фигур (ППФ) {110}, {200} и {211} стандартным методом наклона на отражение на дифрактометре ДРОН-3 при использовании CrKα-излучения [20, 21]. В случае рекристаллизованных образцов размер зерен превышает 100 мкм, поэтому для них съемка проводилась в нескольких точках и затем данные суммировались; восстановление по экспериментальным ППФ функции распределения зерен по ориентациям (ФРО, или f(g)) с определением текстурных характеристик (проводилось с использованием свободно распространяемого программного обеспечения MTEX) [22, 23]; анализ субструктурной неоднородности материала по обобщенным прямым полюсным фигурам (ОППФ), представляющим собой распределение на стереографической проекции физического уширения β разных рентгеновских отражений, характеризующего степень искаженности кристаллической решетки (наклеп) [24, 25]; анализ микроструктуры с определением среднего размера зерен по ГОСТ [26—28]. Анализ кристаллографической текстуры осуществлялся по характерным для ОЦК металлов сечениям ФРО при постоянных углах Эйлера φ2 = 0 и 45° в интерпретации Бунге [22], которые содержат все возможные компоненты текстуры прокатки кубических металлов. Из количественных параметров текстуры, рассчитываемых из ФРО, использовался текстурный индекс (Tf), характеризующий степень выраженности (остроту) текстуры, который пропорционален квадрату значений ФРО и рассчитывается интегрированием по всему ориентационному пространству g: Tf = ∮f(g)2dg. Текстурный индекс Tf представляет собой степень преобладания зерен определенных ориентировок по сравнению с бестекстурным материалом, для которого вероятность обнаружения зерен любой ориентации одинакова и по условиям нормировки равна единице, в то время как для идеального монокристалла Tf → ∞. При этом промежуточные значения параметра Tf отвечают постепенному усилению остроты текстуры. Количественно оценить текстуру позволяют объемные доли (VF) отдельных компонент текстуры и их соотношения. В качестве основных компонент текстуры прокатки ЭТС принято рассматривать четыре аксиальные компоненты (также «волокна» от англ. fiber), т.е. суммы нескольких компонент, характеризующихся одинаковым кристаллографическим направлением: α-волокно, или {001—111} — сумма компонент, для которых кристаллографическое направление || НП; основными его составляющими являются {001}, {113} — сумма компонент, для которых кристаллографическое направление — сумма компонент, для которых кристаллографическое направление — сумма компонент, для которых кристаллографическое направление — сумма компонент, для которых кристаллографическое направление || НП; одна из его составляющих — так называемая компонента Госса {110}. Определение VF проводилось интегрированием значений ФРО в пределах угла 15разориентации вокруг заданной компоненты. В качестве интегрального количественного параметра текстуры, оказывающего влияние на магнитные свойства поликристаллического материала, оценивалась энергия магнитной анизотропии (E–а), линейная связь которой с намагниченностью показана в разных исследованиях, например в работе [4] установлена следующая зависимость между E–а и намагниченностью насыщения Iнас: I50 = Iнас(1 –0,19E–а), (2) где I50 — намагниченность, измеренная при напряженности магнитного поля 5000 А/м. Таким образом, чем ниже значение E–а, тем выше будет намагниченность при одинаковом поле и, соответственно, меньше величина работы на намагничивание. Непосредственно значение E–а рассчитывается усреднением по всему ориентационному пространству g энергии магнитной анизотропии Eа определенной ориентировки с ФРО в качестве веса [1, 9]: E–а = ∮Ea(g)f(g)dg. Здесь Eа для определенной ориентации зависит от химического состава стали и рассчитывается в соответствии с формулой: Eа = (4,77–0,21256%Si–0,03816%Al) × (α 2/1 α2/2 + α 2/2 α 2/3 + α 2/3 α 2/1), (4) где α1, α2, α3 — направляющие косинусы углов между направлением намагничивания и базисными осями кристалла. Таким образом, при постоянном содержании легирующих элементов энергия магнитной анизотропии зависит только от кристаллографической ориентации зерен [1]. Поскольку E–а зависит от направления приложения магнитного поля в плоскости листа, определяемого углом θ относительно НП, оценивалась средняя арифметическая величина для диапазона θ от 0 (НП) до 90° (поперечное направление в листе — ПН) с шагом 5°, а также коэффициент изотропности KE, %, по значениям, соответствующим приложению поля в НП и ПН: KE = EEaa((ПНПН)) +−EEaa((НПНП))100. Для анализа субструктурной неоднородности на дифрактометре D8 Discover (Bruker AXS) с системой поликапиллярной оптики (Polycap) и позиционно-чувствительным детектором (LynxEye) на CuKα-излучении записывались ОППФ на отражениях (110) и (200). Корректировка профиля рентгеновских отражений осуществлялась по порошковому эталону LaB6 (NIST SRM 660b). В качестве количественной характеристики оценивалась средневзвешенная по всей ОППФ полуширинапорциональна средней величине искаженности кристаллической структуры. Анализ микроструктуры в образцах проводился согласно ГОСТ 5639—82 и ГОСТ 8233—56. Для получения изображений использовался оптический микроскоп ЕС МЕТАМ РВ22 с характеристиками объектива: F = 25 мм, числовая апертура A = 0,17. Изображение микроструктуры анализировалось с использованием ПО «ВидеоТесТ — Структура 5.2». Среднее значение размера зерна определялось методом подсчета пересечений зерен (метод секущих) в соответствии с ГОСТ 21073.3—75. Для каждого образца использовалось 10 линий, погрешность рассчитывалась как среднеквадратичное отклонение по формуле: S_(x̅)= √(□((∑_(i=1)^N▒〖(x_i-x̅)〗^2 )/(N(N-1)))) , где N — число измерений; xi — полученное в каждом измерении значение размера зерна; x– — среднее значение размера зерна для каждого образца. Результаты исследований и их обсуждение. Микроструктура. На фиг. 2 приведена микроструктура сталей на разных этапах лабораторной прокатки. В рекристаллизованном состоянии анализ проводился как в ПП листа, т.е. по поверхности ⊥НН , так и на торцевых сечениях ⊥НП (); изображения для последних получены с помощью растрового электронного микроскопа. На стадии нормализации исходные мелкие раздробленные после горячей прокатки зерна вырастают до размеров = 68±6 мкм (фиг. 2, а). После ХП наблюдается характерная вытянутость вдоль НП, или так называемая металлографическая текстура (фиг. 2, б), а на конечной стадии после РО происходит рост равноосных зерен. Размер зерна в образцах, изготовленных в лабораторных условиях, в среднем существенно ниже, чем в штатной ЭТС (фиг. 2, в), для которой = 216±18 мкм) среди лабораторных образцов выявлен для маршрута 1 без промежуточного ВО (табл. 2), и для него же наблюдается наибольшая анизотропия размеров ( = 149±7 мкм) (фиг. 2, г, е). Наименьший размер зерна имеет образец, отожженный в вакууме, = 140±10 мкм (фиг. 2, д, ж). При этом наблюдаются отдельные зерна существенно больших размеров, что может свидетельствовать о начале вторичной рекристаллизации и негативно сказывается на свойствах изотропной ЭТС. Таблица 2. Параметры текстуры и структуры ЭТС на разных этапах обработки. Субструктурная неоднородность. Компоненты α- и γ-волокон являются неотъемлемой частью прокатки ОЦК материалов, полностью нивелировать их не представляется возможным, однако изменить соотношение и повысить долю компоненты {001} — вполне реальная задача. На фиг. 3, а приведены ОППФ деформированных ХП образцов, представляющие собой экспериментальные ППФ и соответствующие им распределения физического уширения (β200) на стереографической проекции. Разноцветными точками отмечены ориентировки, относящиеся к разным компонентам текстуры прокатки. Видно, что зерна α- и γ-волокон, формирующиеся при ХП за счет действия разных систем скольжения, в результате имеют разную запасенную энергию деформации (наклеп). Например, в образце, изготовленном по штатной технологии, зерна, относящиеся к γ-волокну, обладают большей величиной наклепа и повышенной мелкодисперсностью. Это наблюдается по различию величин β в точках, относящихся к разным компонентам текстуры: более темные области на ОППФ β200, т.е. с высокими значениями β200, соответствуют компонентам {111} (γ-волокно). Эти данные удобно анализировать по распределениям VF зерен по величинам β200. Соответствующие гистограммы приведены на фиг. 3, б и в. При этом построены распределения как для всех ориентировок, так и отдельно для α-волокна (см. на ОППФ β200 желтый пунктир) и γ-волокна (синий пунктир). Суммирование проводилось в пределах 5°-разориентации. Видно, что значение средневзвешенной для зерен γ-волокна выше в штатном образце. В случае лабораторной прокатки ВО на промежуточных стадиях приводит к разному характеру разупрочнения γ- и α-волокон, что подтверждается снижением величины для зерен γ-волокна, т.е. снижением наклепа (запасенной энергии). Поскольку движущей силой рекристаллизации является накопленная деформация, в процессе последующего РО можно ожидать снижение количества зародышей γ-волокна. В общем случае формирование текстуры рекристаллизации происходит путем зарождения и роста центров рекристаллизации определенной ориентировки или ориентировок, поэтому в отличие от текстуры деформации на текстуру рекристаллизации влияет большее число факторов. Известны три варианта эволюции текстуры в процессе РО. Один из них — это переход текстуры деформации в тождественную ей текстуру рекристаллизации, т.е. зерна после рекристаллизации приобретают ориентировку, которую имели исходные деформированные зерна. Во втором варианте текстура исходных деформированных зерен будет отличаться от нее текстурой рекристаллизации. В третьем варианте зерна после РО могут иметь хаотичную ориентацию кристаллов, несмотря на то, что после деформации металл был текстурирован. Текстура. Сечения ФРО образцов на разных этапах лабораторной прокатки для всех маршрутов показаны на фиг. 4, а в табл. 2 собраны характеристики текстуры и структуры ЭТС. Анализ полученных данных свидетельствует о следующем: исходная текстура после нормализации неоднородна по толщине листа: во внешних слоях она характеризуется компонентой {110}, а во внутренних — типичной текстурой прокатки из суммы α- и γ-волокон; уже после 50% деформации прокаткой вне зависимости от исходной текстуры материал характеризуется суммой текстурных компонент α и γ-волокон, при этом наиболее выраженными максимумами являются {001}; возврат не приводит к существенному изменению текстуры, основные ее компоненты сохраняются, но происходит небольшое рассеяние, выражающееся в некотором снижении Tf, что типично для возврата; также по значениям параметров из табл. 2 можно заметить небольшое перераспределение объемных долей α- и γ-волокон в пользу последнего, при этом величина после ВО снижается, что подтверждает снятие наклепа; рекристаллизационный отжиг приводит к формированию довольно однородной по сравнению с исходным состоянием текстуры по толщине листа, с преобладанием типичной для рекристаллизации ОЦК металлов компоненты α´-волокна (.По данным табл. 2 построены гистограммы параметров текстуры для разных маршрутов (фиг. 5). На графиках проведено усреднение значений для поверхностных и центральных слоев, учитывая их небольшое различие. Анализируя совокупность полученных данных, можно отметить: обнаруженную и подтвержденную с помощью ОППФ неоднородность процессов зарождения и роста зерен разных компонент текстуры в процессе РО, обусловленную неоднородным распределением накопленной энергии искаженности решетки (наклепа) в процессе деформации; снижение в модельных образцах доли отрицательно влияющего на магнитные потери γ-волокна после ВО и сопутствующий рост λ-волокна, являющегося предпочтительным для динамных ЭТС; проведение ВО на промежуточной стадии прокатки (~50% деформации) оказывает более благоприятное влияние на конечную текстуру, чем разупрочнение непосредственно перед РО; наиболее изотропные магнитные свойства наблюдаются для маршрута 1, однако повышенное значение в рассматриваемых условиях не позволяет его считать оптимальным; наименьшее значение среди лабораторных образцов наблюдается для маршрута 4, однако при этом выше коэффициент анизотропии, поэтому в качестве оптимального можно выбрать маршрут 3; отжиг в вакууме приводит к формированию более мелкодисперсной структуры с оптимальным для динамных ЭТС размером зерен ~140 мкм, но разброс размеров при этом выше, что неблагоприятно для магнитных свойств. Кроме того, в этом случае выше послойная неоднородность текстуры (по объемной доле λ-волокна). Несмотря на то, что параметры анизотропии маршрутов 3 и 4 сопоставимы со штатной технологией, для которой деформации за проход должны быть больше, чем при лабораторном маршруте без ВО, они более оптимальны. Объемная доля γ-волокна в образце, изготовленном по маршруту 4, немного ниже, что делает его предпочтительным, однако рост больших зерен неблагоприятно скажется на магнитных потерях, к тому же РО в вакууме сопряжен с существенными технологическими трудностями. Таким образом, можно рекомендовать проведение ВО на промежуточных стадиях прокатки в районе 50% деформации, а также проведение дополнительных исследований о совместном влиянии ВО и среды РО на процессы формирования текстуры ЭТС. Выводы. 1. Исследована послойная неоднородность текстуры исходного листа электротехнической стали (ЭТС) марки 2414 (ГОСТ 21427.2—83) толщиной 2 мм. Показано, что, несмотря на исходную послойную неоднородность по толщине листа, характеризующуюся текстурной компонентой {110}
×

References

  1. Cullity, B.D. Introduction to magnetic materials / B.D. Cullity, C.D. Graham. — N.J. : John Wiley & Sons, Inc, 2009. 544 p.
  2. Rebouҫas Filho, P.P. New approach to evaluate a nongrain oriented electrical steel electromagnetic performance using photomicrographic analysis via digital image processing / P.P. Rebouҫas Filho [et al.] // J. Mater. Res. Technol. 2019. V.8. №1. P.112—126.
  3. Dou, W.X. The significance of microstructure and texture on magnetic properties of non-oriented silicon steel: Strip casting versus conventional process / W.X. Dou [et al.] // Steel Res. Int. 2020. V.91. №1. P.1—10.
  4. Гервасьева, И.В. Текстурные и структурные преобразования в изотропной электротехнической стали / И.В. Гервасьева, В.А. Зимин // Физика металлов и металловедение. 2009. Т.108. Вып.5. С.482—493.
  5. Yonamine, T. Correlation between magnetic properties and crystallographic texture of silicon steel / T. Yonamine, F.J.G. Landgraf // J. Magn. Magn. Mater. 2004.V. 272—276, № SUPPL. 1. P. E565—E566. doi: 10.1016/j.jmmm.2003.12.1220.
  6. Shiozaki, M. Anisotropy of magnetic properties in non-oriented electrical steel sheets / M. Shiozaki, Y. Kurosaki // Textures Microstruct. 1989. V.11. №2—4. P.159—170.
  7. Новиков, И.И. Теория термической обработки металлов / И.И. Новиков. — М. : Металлургия, 1986. 479 с.
  8. Chwastek, K.R. A description for the anisotropy of magnetic properties of grain-oriented steels / K.R. Chwastek, A.P.S. Baghel, M.F. de Campos, S.V. Kulkarni, J. Szczyglowski // IEEE Trans Magn. 2015. V.51. №12.P.1—5.
  9. Wu, W. Effects of punching process on crystal orientations, magnetic and mechanical properties in nonoriented silicon steel / W. Wu [et al.] // J. Magn. Magn. Mater. 2017. V.444. P.211—217.
  10. Чеглов, А.Е. Совершенствование технологии термической обработки горячекатаного подката высоколегированной электротехнической изотропной стали / А.Е. Чеглов // Сталь. 1999. Вып.10. С.62—65.
  11. Hayakawa, Y. Orientation relationship between primary and secondary recrystallized texture in electrical steel / Y. Hayakawa, M. Kurosawa // Acta Mater. 2002. V.50. P.4527—4534.
  12. Mehdi, M. Texture evolution of a 2.8 wt.% Si nonoriented electrical steel during hot band annealing / M. Mehdi [et al.] // IOP Conf. Ser. Mater. Sci. Eng. 2018. V.375. №1. Art.012014. 8 p. doi: 10.1088/1757899X/375/1/012014.
  13. Xu, Y. Effect of cold rolling process on microstructure, texture and properties of strip cast Fe-2.6%Si steel / Xu Y. [et al.] // Mater. (Basel). 2018. V.11. Art.1161. 12 p. doi: 10.3390/ma11071161.
  14. Hongjiang, P. The effect of recrystallization texture and grain size on magnetic properties of 6.5% Si electrical steel / P. Hongjiang, Z. Zhihao, X. Jianxin // J. Magn. Magn. Mater. 2015. Vol.401. P.625—632.
  15. Yunbo, Xu. Effect of cold rolling process on microstructure, texture and properties of strip cast Fe-2.6%Si steel / Yunbo Xu, Haitao Jiao, Wenzheng Qiu, Raja Devesh Kumar Misra, Jianping Li // Materials. 2018. V.11. №1161. 12 p.
  16. Cong, J.Q. Texture evolution during recrystallization and grain growth in non-oriented electrical steel produced by compact strip production process / J.Q. Cong [et al.] // Materials. 2022. V.15. P.1—14.
  17. Дружинин, В.В. Магнитные свойства электротехнической стали / В.В. Дружинин. — М.: Энергия, 1974. 240 с.
  18. Перлович, Ю.А. Структурная неоднородность текстурованных металлических материалов / Ю.А. Перлович, М.Г. Исаенкова. — М. : Изд. НИЯУ МИФИ, 2015. 396 c.
  19. Benatti, E.A. Generalized pole figures from post-processing whole Debye–Scherrer patterns for microstructural analysis on deformed materials / E.A. Benatti [et al.] // J. Synchrotron Radiation. 2022. V.29. P.732—748.
  20. Перлович, Ю.А. Современные методы экспериментального построения текстурных прямых полных полюсных фигур по рентгеновским данным / Ю.А. Перлович, М.Г. Исаенкова, В.А. Фесенко // Зав. лаб. Диагностика материалов. 2013. Т.79. №7. Ч.1. C.25—32.
  21. Isaenkova, M. Modern methods of experimental construction of texture complete direct pole figures by using X-ray data / M. Isaenkova, Yu. Perlovich, V. Fesenko // IOP Conf. Ser. : Mater. Sci. Eng. 2016. V.130. Art.012055. 9 p. doi: 10.1088/1757-899X/130/1/012055.
  22. Bunge, H.J. Texture analysis in materials science / H.J. Bunge. — L. : Butterworth, 1982. 593 p.
  23. MTEX Toolbox [Электронный ресурс]. Режим доступа: https://mtex-toolbox.github.io/index.html
  24. Перлович, Ю.А. Исследование субструктурной неоднородности текстурованных материалов рентгеновским методом обобщенных прямых полюсных фигур / Ю.А. Перлович, М.Г. Исаенкова, О.А. Крымская, Я.А. Бабич, В.А. Фесенко // Зав. лаб. Диагностика материалов. 2020. Т.86. №5. С.22—30.
  25. Isaenkova, M. Practical applications of the method of generalized pole figures / M. Isaenkova, Yu. Perlovich, V. Fesenko, O. Krymskaya, P. Dobrokhotov // IOP Conf. Series: Mater. Sci. Eng. 2015. V.82. Art. 012075. 5 p.
  26. ГОСТ 5639–82. Методы выявления и определения величины зерна. — М. : Изд-во стандартов, 1983. 14 с.
  27. ГОСТ 8233—56. Эталоны микроструктуры. — М. : Изд-во стандартов, 1957. 12 с.
  28. ГОСТ 21073.3—75. Определение величины зерна методом подсчета пересечений зерен. — М. : Изд-во стандартов, 1976. 15 с.

Supplementary files

Supplementary Files
Action
1. JATS XML
Download

Copyright (c) 2024 Russian Academy of Sciences

Согласие на обработку персональных данных с помощью сервиса «Яндекс.Метрика»

1. Я (далее – «Пользователь» или «Субъект персональных данных»), осуществляя использование сайта https://journals.rcsi.science/ (далее – «Сайт»), подтверждая свою полную дееспособность даю согласие на обработку персональных данных с использованием средств автоматизации Оператору - федеральному государственному бюджетному учреждению «Российский центр научной информации» (РЦНИ), далее – «Оператор», расположенному по адресу: 119991, г. Москва, Ленинский просп., д.32А, со следующими условиями.

2. Категории обрабатываемых данных: файлы «cookies» (куки-файлы). Файлы «cookie» – это небольшой текстовый файл, который веб-сервер может хранить в браузере Пользователя. Данные файлы веб-сервер загружает на устройство Пользователя при посещении им Сайта. При каждом следующем посещении Пользователем Сайта «cookie» файлы отправляются на Сайт Оператора. Данные файлы позволяют Сайту распознавать устройство Пользователя. Содержимое такого файла может как относиться, так и не относиться к персональным данным, в зависимости от того, содержит ли такой файл персональные данные или содержит обезличенные технические данные.

3. Цель обработки персональных данных: анализ пользовательской активности с помощью сервиса «Яндекс.Метрика».

4. Категории субъектов персональных данных: все Пользователи Сайта, которые дали согласие на обработку файлов «cookie».

5. Способы обработки: сбор, запись, систематизация, накопление, хранение, уточнение (обновление, изменение), извлечение, использование, передача (доступ, предоставление), блокирование, удаление, уничтожение персональных данных.

6. Срок обработки и хранения: до получения от Субъекта персональных данных требования о прекращении обработки/отзыва согласия.

7. Способ отзыва: заявление об отзыве в письменном виде путём его направления на адрес электронной почты Оператора: info@rcsi.science или путем письменного обращения по юридическому адресу: 119991, г. Москва, Ленинский просп., д.32А

8. Субъект персональных данных вправе запретить своему оборудованию прием этих данных или ограничить прием этих данных. При отказе от получения таких данных или при ограничении приема данных некоторые функции Сайта могут работать некорректно. Субъект персональных данных обязуется сам настроить свое оборудование таким способом, чтобы оно обеспечивало адекватный его желаниям режим работы и уровень защиты данных файлов «cookie», Оператор не предоставляет технологических и правовых консультаций на темы подобного характера.

9. Порядок уничтожения персональных данных при достижении цели их обработки или при наступлении иных законных оснований определяется Оператором в соответствии с законодательством Российской Федерации.

10. Я согласен/согласна квалифицировать в качестве своей простой электронной подписи под настоящим Согласием и под Политикой обработки персональных данных выполнение мною следующего действия на сайте: https://journals.rcsi.science/ нажатие мною на интерфейсе с текстом: «Сайт использует сервис «Яндекс.Метрика» (который использует файлы «cookie») на элемент с текстом «Принять и продолжить».