加工晶粒取向硅钢前提条件是高清洁度。对含铝钢而言，这一点尤为突出，含铝钢有铝夹杂物并有内部氧化的危害性。Si含量大于2.15%纯铁是完全铁素体，由于无相变应力因而有利于控制晶体学织构。但是，更高碳（奥氏体稳定元素）含量的硅钢可能在大约1100℃含一定量的奥氏体，因为在1100℃是α＋γ两相区。因此，应该避免碳含量大于0.05%。此外，高的热轧温度有助于完成铁素体区的热轧变形。进一步说，Mn含量维持在0.06%～0.08%这样低的水平，会形成Mn－O－S偶极簇，促进缓慢的一次再结晶。

晶粒取向硅钢的加工过程相当复杂，完成炼钢和连铸后典型工艺路线如下所示。为最大化高斯织构组分，不同的冷轧规程和退火工艺不可少。典型的热处理是高温退火，它是最重要的二次再结晶过程工业应用。二次再结晶与少数晶界脱离钉扎点的能力有关。在一次再结晶的工艺过程中，当晶粒长大被抑制时就能实现强的高斯织构，这可通过引入能钉扎晶界的颗粒来实现。综上所述，目标是获得高体积分数且均匀分布的颗粒，即“抑制相”。获得所需颗粒分布的一种途径是利用板坯均热过程中颗粒溶解及热轧过程中再析出。有许多具有这种作用的化合物，其中MnS和AlN最突出。但是，为了能让二次再结晶过程发生，这些颗粒必须被清除（再次溶解），或者至少显著地粗化。由于这类颗粒将也会抑制畴避运动，从而引起更大的铁损。颗粒清除有双重正面作用。

为了检查热带的退火处理（‘常化’）的作用，终轧温度1000℃后温水淬火试样在950℃退火6～9min，随后空冷。热轧试样采用两种不同的冷轧规程进行冷轧。

1在带有中间再结晶处理的二阶段冷轧规程中，第一变形阶段将试样轧到2～0.7mm厚：随后的一次再结晶中间退火采用的退火温度为800℃，920℃或1050℃，10种不同的退火时间从5s到1.5h范围内变化。这些试样剪切成尺寸为0.7×30×75mm，随后在第二阶段冷轧过程中厚度从0.7mm轧到0.35mm。接下来试样在880℃的H2中脱碳处理30min，随后立即进行二次再结晶的高温退火，退火温度900℃，1000℃或1150℃，退火时间为2h，4h或6h。

为了确定冷轧压下率对织构的影响，几个0.7mm厚试样在920C退火5min后，除了前面提到的50%压下率，还分别采用40%，56%或64%的压下率进行冷轧，随后采用上述退火工艺进行最终的二次再结晶退火处理，退火温度1150℃，退火时间6min。

2最终厚度为0.35mm的的薄板采用一步冷轧规程加工。对本研究，7mm板分别热轧成1.7mm，2.3mm和3.15mm，因此冷轧压下率从80%到85%到90%。所有这些试样也在1150℃进行6h的二次再结晶处理。

研究涉及到夹杂物的识别以及整个加工过程中微观组织和织构的演变。用反射法确定织构，不同织构的体积分数由反极图测量。此外，扭矩测量法来确认这些结果。为了测定实验室研究得到的“变压器薄板”的铁损，采用的感应磁场强度为0.5T，1.0T和1.5T，使用单块样品，30mm宽，180mm长，所得结果与工业生产钢作了对比。

3结论

所有试样都有相当多的硅酸盐夹杂物，常以纤维形式出现。此外，钢A也有拉长的MnS，另外两种实验室冶炼钢B和钢C含有复杂的球状夹杂物，认为是(Ca，Al，Mn)氧硫化物，也发现存在尺寸小于100nm细小颗粒。通过X射线衍射仪观察发现，钢A的颗粒为MnS，钢B为AlN。除了这些尺寸只有几个um的夹杂物外，而钢C中都还有NbC和NbN。

在所有试样中都存在3个明显的分层：表面处为等轴多边形铁素体，表明发生完全再结晶。离表面一定距离处多边形铁素体更多地呈拉长状，说明回复或局部再结晶等软化机制为主，而越往中心处是非再结晶的变形组织。

热轧试样中高斯织构的强度也与加工条件有关。终轧温度1000℃，尤其当采用更高的冷速时，最有利于实现高体积分数的{110}＜001＞取。如所料，发现当终轧温度高于1000C时，高斯织构的量随温度升高而降低。终轧温度在900C时高斯织构最小，这可能是在该温度部分α→γ转变引起的。

对最大体积分数高斯织构的试样（终轧温度1000℃，水淬）在950℃退火几分钟，发现与热轧条件得到的织构相比，退火仅仅部分地影响了织构含量。这些结果表明对那些经过优化的热轧条件的材料可省去“常化处理”。

冷轧薄板对经过一阶段冷轧及不同退火条件处理的试样，研究了其中间厚度处组织变化，总结如下：随着退火温度和退火时间的增加，晶粒尺寸呈指数增加。对‘MnS’的钢A尤为明显，但钢B和钢C即使在920℃退火1.5h也无明显的晶粒尺寸增加，证实AlN和Nb(C，N)非常有效地控制晶粒尺寸。

铁损对实验室加工获得的“变压器薄板”进行了铁损测量，并与工业生产数据做对比，可明显看出，由实验材料测得的铁损结果差于标准工业生产工艺结果，后者采用稍高些的二次再结晶退火温度，为1175℃。但是，至少有两种原因可解释这一劣势：首先，实验室加工工艺如总变形量和变形速率等与工业生产规程不同，因此，工业生产坯料钢A采用实验室加工工艺获得的铁损结果不能等同于工业生产产品，一般来说，要差些。其次，实验室熔炼的钢B和钢C的清洁度比工业生产的钢A要差得多，引起钢A样具有与钢B样相同的铁损，或更好，钢B具有更有利的晶体学织构。