為了檢查熱帶的退火處理（‘?；┑淖饔茫K軋溫度1000℃后溫水淬火試樣在950℃退火6～9min，隨后空冷。熱軋試樣采用兩種不同的冷軋規(guī)程進行冷軋。
3.結論
所有試樣都有相當多的硅酸鹽夾雜物，常以纖維形式出現。此外，鋼A也有拉長的MnS，另外兩種實驗室冶煉鋼B和鋼C含有復雜的球狀夾雜物，認為是(Ca，Al，Mn)氧硫化物，也發(fā)現存在尺寸小于100nm細小顆粒。通過X射線衍射儀觀察發(fā)現，鋼A的顆粒為MnS，鋼B為AlN。除了這些尺寸只有幾個um的夾雜物外，而鋼C中都還有NbC和NbN。
在所有試樣中都存在3個明顯的分層：表面處為等軸多邊形鐵素體，表明發(fā)生完全再結晶。離表面一定距離處多邊形鐵素體更多地呈拉長狀，說明回復或局部再結晶等軟化機制為主，而越往中心處是非再結晶的變形組織。
熱軋試樣中高斯織構的強度也與加工條件有關。終軋溫度1000℃，尤其當采用更高的冷速時，最有利于實現高體積分數的{110}＜001＞取。如所料，發(fā)現當終軋溫度高于1000C時，高斯織構的量隨溫度升高而降低。終軋溫度在900C時高斯織構最小，這可能是在該溫度部分α→γ轉變引起的。
對最大體積分數高斯織構的試樣（終軋溫度1000℃，水淬）在950℃退火幾分鐘，發(fā)現與熱軋條件得到的織構相比，退火僅僅部分地影響了織構含量。這些結果表明對那些經過優(yōu)化的熱軋條件的材料可省去“常化處理”。
冷軋薄板對經過一階段冷軋及不同退火條件處理的試樣，研究了其中間厚度處組織變化，總結如下：隨著退火溫度和退火時間的增加，晶粒尺寸呈指數增加。對‘MnS’的鋼A尤為明顯，但鋼B和鋼C即使在920℃退火1.5h也無明顯的晶粒尺寸增加，證實AlN和Nb(C，N)非常有效地控制晶粒尺寸。
鐵損對實驗室加工獲得的“變壓器薄板”進行了鐵損測量，并與工業(yè)生產數據做對比，可明顯看出，由實驗材料測得的鐵損結果差于標準工業(yè)生產工藝結果，后者采用稍高些的二次再結晶退火溫度，為1175℃。但是，至少有兩種原因可解釋這一劣勢：首先，實驗室加工工藝如總變形量和變形速率等與工業(yè)生產規(guī)程不同，因此，工業(yè)生產坯料鋼A采用實驗室加工工藝獲得的鐵損結果不能等同于工業(yè)生產產品，一般來說，要差些。其次，實驗室熔煉的鋼B和鋼C的清潔度比工業(yè)生產的鋼A要差得多，引起鋼A樣具有與鋼B樣相同的鐵損，或更好，鋼B具有更有利的晶體學織構。