0.27 mm厚高強無取向電工鋼的退火組織與性能

陳天宇, 宋新莉, 彭宇凡, 賈 涓, 程朝陽

(武漢科技大學 省部共建耐火材料與冶金國家重點實驗室, 湖北 武漢 430081)

無取向硅鋼作為一種重要的軟磁材料,主要被用于制造發動機和電動機的鐵芯[1]。隨著國內新能源汽車的需求增加,提高電工鋼在驅動電機中的使用效率,就可以節省大量能源,從而產生最直接的經濟效益。電工鋼的磁性能決定了電機的效率以及轉矩。電工鋼中鐵損越低則運轉時電能消耗就越低,電機效率因此提高;而磁感應強度越大,越有利于啟動階段以及加速階段獲得較高的扭矩。在電機高速轉動時,轉子永磁體中磁橋區域承受極高的應力,因此電工鋼就需保證較高的屈服強度,從而使電機運轉具有較高的安全性與可靠性[2-3]。晶粒尺寸、試樣厚度、合金元素成分、晶體織構和試樣表面粗糙度都會對無取向硅鋼的磁性能產生影響[4]。Schulte等[5]研究了Mn元素對無取向硅鋼性能的影響,通過添加適量的Mn元素,提高鐵素體的電阻率而降低渦流損耗。并且在保證磁性能的基礎上兼顧力學性能,通過固溶強化,抗拉強度和屈服強度均得到一定提升,屈服強度平均增加30 MPa。在合金成分與試樣厚度一定的情況下,晶粒尺寸以及織構是影響無取向硅鋼磁性能和力學性能最主要的因素。張興海等[6]研究了退火溫度對雙輥薄帶連鑄高強度無取向硅鋼組織和性能的影響,發現900 ℃時晶粒組織最均勻,有利λ織構含量隨退火溫度的升高而升高,B5000隨退火溫度升高而增大。織構影響磁性能主要是通過形成強{100}面織構以及弱{111}面織構。楊經富等[7]研究成品厚度對高牌號無取向電工鋼組織、織構和磁性能的影響,研究發現成品板厚度減小,渦流損耗降低從而導致總鐵損降低,但過度減小板厚會導致晶粒組織均勻性差,同時提高γ織構和α織構強度,并減弱λ織構強度,使得磁感應強度B5000降低。本文針對0.27 mm厚高強無取向電工鋼,控制板厚與成分一定,研究不同退火溫度對其組織、晶體織構和性能的影響。

1 試驗材料與方法

試驗鋼的化學成分如表1所示,其中Mn和Sn的含量分別為1.3%和0.05%,主要目的是加入適量Mn有利于降低高頻鐵損,Sn有利于提高有利織構{100}的體積分數,從而達到改善磁性能的目的。試驗鋼在中試工廠真空感應爐中冶煉,鑄錠在1200 ℃保溫2 h,粗軋溫度1000 ℃,終軋溫度880 ℃,經過7道次軋制得到2.5 mm厚熱軋板。隨后熱軋板在930 ℃常化處理,時間為5 min以獲得均勻化熱軋板組織。用濃度15%的硫酸溶液對常化板進行酸洗,去除表面氧化層,然后在箱式爐300 ℃保溫15 min,多次軋制,試驗鋼板厚度從2.5 mm降至0.7 mm,再用箱式爐加熱至250 ℃保溫20 min,將試驗鋼板從0.7 mm厚溫軋至0.27 mm厚。使用剪板機剪取30 mm×30 mm的磁性能測試樣,以及900 mm×55 mm的力學性能試樣,將試樣在800、840、880、920和960 ℃溫度下進行退火處理,保溫時間為3 min,空冷至室溫。常化處理與再結晶退火的保護氣氛分別為N2和N2+H2。

表1 試驗鋼的化學成分(質量分數,%)Table 1 Composition composition of the tested steel (mass fraction, %)

退火試樣經過磨拋后,用體積分數為4%硝酸酒精溶液擦拭試樣表面20～30 s,進行腐蝕處理。然后通過Leica DM2700M型光學顯微鏡觀察金相試樣;采用裝有電子背散射衍射系統(EBSD)的Apreo S Hivsc型場發射掃描電鏡得到微觀晶粒取向,分析織構;用MPG-100D型交流磁性測量儀對30 mm×30 mm試樣,分軋向(RD)和橫向(TD)方向進行鐵損和磁感應強度測試,最終結果取平均值;將預留試樣制成原始標距為120 mm的標準拉伸試樣,通過INSTRON8801型拉伸試驗機以2 mm/min的速率進行力學性能測試。

2 試驗結果

圖1為試驗鋼經不同溫度退火后的顯微組織,試驗鋼經不同溫度退火后均發生再結晶,得到等軸鐵素體。隨著退火溫度的升高,晶粒尺寸逐漸增大(見表2)。圖1(a)為800 ℃退火后的顯微組織,該溫度下已經完全再結晶,且形成了細小的等軸狀鐵素體晶粒,晶粒尺寸較小,平均粒徑為9.56 μm,組織均勻性較差;圖1(e)為960 ℃退火后的顯微組織,其晶粒尺寸明顯增大,為72.89 μm,組織的均勻性明顯優于其他溫度。退火溫度較高時晶粒通過大角度晶界遷移吞噬相鄰變形基體或晶粒而長大[8]。退火溫度對組織的影響占主導地位,冷變形組織中儲存著大量晶體缺陷,存在著較高的儲存能,使組織處于不穩定狀態。當退火溫度升高,原子獲得了足夠高的活動能力,冷變形基體重新轉變為再結晶組織的速度更快,釋放的儲存能也更多,故退火溫度越高晶粒尺寸越大。

圖1 試驗鋼經不同溫度退火后的顯微組織Fig.1 Microstructure of the tested steel annealed at different temperatures(a) 800 ℃; (b) 840 ℃; (c) 880 ℃; (d) 920 ℃; (e) 960 ℃

表2 試驗鋼經不同溫度退火后的平均晶粒尺寸Table 2 Average grain sizes of the tested steel annealed at different temperatures

圖2和圖3分別為試驗鋼在不同退火溫度下的微觀晶粒取向圖(IPF)和面織構占比圖。如圖2(a)所示,藍色區域代表晶粒ND//<111>取向,紅色區域代表晶粒ND//<100>取向,綠色區域代表晶粒ND//<110>取向。退火溫度為800 ℃,晶粒較為細小,存在大量{111}織構聚集在表層區域,中心層區域更多的是{100}織構和{110}織構。退火溫度升高{111}織構含量增加,且在880 ℃時到達峰值,此時{111}織構占比為52%,{111}織構含量在920 ℃與960 ℃逐漸下降。隨著退火溫度繼續升高,{111}面織構占比降低,{100}面織構占比升高,圖3中不同退火溫度下的{110}織構含量變化甚微。

圖2 試驗鋼在不同溫度退火后的微觀晶粒取向圖Fig.2 Microscopic grain orientation diagrams of the tested steel annealed at different temperatures(a) 800 ℃; (b) 840 ℃; (c) 880 ℃; (d) 920 ℃; (e) 960 ℃

圖3 試驗鋼經不同溫度退火后的織構占比Fig.3 Texture proportion of the tested steel annealed at different temperatures

圖4為試驗鋼在不同溫度退火后取向分布函數(ODF)φ2=45°的截面圖,圖5為不同溫度退火后試驗鋼的α、γ、λ織構。退火溫度由800 ℃升高到880 ℃,{111}<231>與{111}<112>織構增強;退火溫度為800 ℃時,γ織構在{111}<112>處強度最高f(g)=6.8,并且隨著退火溫度升高而不斷增大,至880 ℃時達到最大;隨退火溫度進一步提高到960 ℃,γ取向密度降低,λ取向密度增加,對磁性能有利的{100}面織構強度增加。試驗鋼為體心立方結構材料,冷軋織構通常為α取向線織構與γ取向線織構,在退火過程中,根據定向形核與擇優長大理論,隨退火溫度從800 ℃升高到880 ℃,得到較強的γ取向織構。隨退火溫度進一步升高,對磁性能有利于的{100}取向晶粒異常長大,強度增加。

圖4 不同溫度退火后試驗鋼中取向分布函數(ODF)的截面織構(φ2=45°)Fig.4 Cross-sectional texture of orientation distribution function (ODF) of the tested steel annealed at different temperatures (φ2=45°)(a) 800 ℃; (b) 840 ℃; (c) 880 ℃; (d) 920 ℃; (e) 960 ℃

圖5 不同溫度退火后試驗鋼的取向線分布(a)α取向線;(b)γ取向線;(c)λ取向線Fig.5 Distribution of orientation lines of the tested steel annealed at different temperatures(a) α orientation line; (b) γ orientation line; (c) λ orientation line

圖6是試驗鋼經不同溫度退火后的磁性能,其中包含不同退火溫度下的低頻鐵損P1.5/50和高頻鐵損P1.0/400(見圖6(a))以及磁感應強度B5000(見圖6(b))。表3為不同溫度退火后試驗鋼RD、TD方向的磁感B5000及其均值。在圖6(a)中,隨著退火溫度的升高,對應的低頻鐵損和高頻鐵損均出現明顯的下降趨勢。當退火溫度為800 ℃時,低頻鐵損和高頻鐵損均位于最高點,分別為5.39 W/kg和28.09 W/kg;當退火溫度升高至840 ℃,鐵損下降幅度最大,此時低頻鐵損為3.27 W/kg,高頻鐵損為19.55 W/kg;當退火溫度升高至960 ℃,鐵損降至最低,低頻鐵損P1.5/50為2.28 W/kg,高頻鐵損P1.0/400為16.02 W/kg;當退火溫度為920 ℃時,B5000最大,為1.641 T。

圖6 不同溫度退火后試驗鋼的磁性能(a)低頻鐵損與高頻鐵損;(b)磁感應強度Fig.6 Magnetic properties of the tested steel annealed at different temperatures(a) low-frequency iron loss and high-frequency iron loss; (b) magnetic induction intensity

表3 不同溫度退火后試驗鋼RD、TD方向的磁感B5000及其均值Table 3 Magnetic induction B5000 and its mean value in RD and TD directions of the tested steel annealed at different temperatures

圖7是試驗鋼在不同溫度退火后的力學性能。當退火時間一定,不同退火溫度下,試驗鋼的抗拉強度和屈服強度隨退火溫度升高而下降。當退火溫度在800 ℃時,試驗鋼的力學性能最優,抗拉強度和屈服強度最高,分別為609 MPa和510 MPa。而退火溫度在960 ℃時,抗拉強度和屈服強度均為最低,分別為531 MPa和437 MPa。

圖7 不同溫度退火后試驗鋼的力學性能Fig.7 Mechanical properties of the tested steel annealed at different temperatures

3 分析與討論

由圖1～圖5可知,退火溫度對高強度無取向硅鋼晶粒尺寸及{111}、{100}和{110}面織構影響顯著。不同退火溫度,晶粒尺寸、{100}+{110}面織構與{111}面織構占比不同,對無取向電工鋼的鐵損、磁感應強度與力學性能影響規律不同。鐵損主要由渦流損耗、磁滯損耗和反常損耗組成[9-10]。磁滯損耗在反磁化過程中正比于磁疇面積,而磁疇面積隨著晶粒尺寸的增大而減少,故此隨著退火溫度升高,晶粒尺寸增大,磁滯損耗降低。渦流損耗則是隨著磁疇壁間的平衡距離D的增加成比例增加,因為D∝R1/2,所以渦流損耗與R1/2成正比[11]。晶粒尺寸R增大,磁滯損耗降低,渦流損耗與反常渦流損耗均增大。根據“Pry and Bean”模型,渦流損耗與反常渦流損耗存在以下關系[12]:

Pa=(η-1)Pcl

(1)

在無取向硅鋼中

η=1.63(D/e)

(2)

式中:D為磁疇壁之間的平衡距離;e為板材的厚度。存在一個臨界晶粒尺寸,使總鐵損最低。而磁滯損耗對總鐵損的影響占主要部分。如圖1和圖6(a)所示,隨著退火溫度升高,晶粒尺寸增大,鐵損降低,實際為磁滯損耗降低。在圖6(a)中,退火溫度為920～960 ℃時,總鐵損變化程度較小,但仍未出現上升轉折點,說明960 ℃退火時晶粒尺寸為72.89 μm,沒有超過臨界晶粒尺寸,因此鐵損呈現一直降低趨勢。

影響磁感應強度的主要因素為晶粒尺寸和晶體織構。晶粒尺寸對磁感應強度的影響在一定程度上小于其織構的影響。主要原因在于單一晶粒內存在多磁疇結構,在磁化過程中,磁疇壁向一側遷移需要足夠的遷移驅動力,遷移驅動力則與磁疇晶體取向存在關系;在磁化過程的磁疇轉動階段,晶體取向同樣具有較大程度的影響,有利織構{100}強度越高,磁疇轉動越容易,反之,不利織構{111}強度越高,磁疇轉動越困難[13-14]。因此晶體織構對磁感的影響在一定程度上強于晶粒尺寸。合金元素在改善試驗鋼磁性上也起到了一定程度的作用,試驗鋼成分中添加了0.05%Sn,Sn偏聚于表面及晶界處降低晶界能,抑制了{111}、{112}等不利織構的形核和長大,增加對磁性能有利的{100}面織構強度。隨著退火溫度升高,對磁性能不利的{111}面織構減弱,對磁性能有利的{100}面織構強度增加,由于880 ℃形成強的γ織構,對應表3中RD方向磁感應強度明顯降低,該溫度下磁感應強度總體下降;退火溫度為960 ℃時,由于形成Goss織構增加RD與TD方向織構的各向異性,導致最后得到的磁感應強度均值略低。而相比920 ℃,λ織構較880 ℃退火明顯提高,最后表現出的磁感最佳。

4 結論

1) 0.27 mm厚的冷軋試驗鋼在800～960 ℃退火時,得到多邊形鐵素體組織。隨著退火溫度的升高,平均晶粒尺寸增大,鐵損顯著降低;對磁性能不利的{111}面織構體積分數減少,對磁感有利的{100}和{110}面織構增多,磁感應強度增加。

2) 隨退火溫度從800 ℃升高到960 ℃,試驗鋼晶粒尺寸增加,細晶強化作用減弱,屈服強度與抗拉強度均降低。通過研究得到磁性能與力學性能均較優異的退火溫度為920 ℃,為工業生產提供理論依據。