壓縮機電機用無取向硅鋼二次退火組織和磁性能

陸佳棟, 黃 杰, 張建雷, 岳重祥

(江蘇省(沙鋼)鋼鐵研究院, 江蘇 張家港 215625)

近年來,為響應國家節能減排的號召,各類家用電器和中小型電機逐步更新換代。無取向硅鋼作為制造電機鐵芯的重要金屬功能材料,因其具有低鐵損、高磁感的優點,需求量逐年提升[1-4]。在生產家用電器時,一般需要將無取向硅鋼先沖壓疊片,后二次退火。二次退火主要有兩個目的,一是消除硅鋼片沖壓后邊部的殘余應力和晶格畸變;二是采用較高的二次退火溫度可以進一步提高硅鋼片的磁性能[5-8]。

當前壓縮機電機鐵芯常用的無取向硅鋼牌號為50W800、50W600等,其中50W800鋼市場用量最大。因此,國內各大先進鋼鐵生產企業針對壓縮機電機鐵芯需要二次退火這一特點,開發了壓縮機電機專用的無取向硅鋼產品。開發這一系列產品的思路主要有兩種,分別是在現有鋼種成分基礎上提高Si含量或提高Al含量[9-10]。目前關于這兩種成分體系無取向硅鋼二次退火后組織和磁性能的研究較少。本文以國內某鋼廠生產的不同成分體系的無取向硅鋼50W800為研究對象,分析研究了不同成分體系的無取向硅鋼二次退火后組織和磁性能的演變規律,為壓縮機電機用無取向硅鋼的開發提供技術支持。

1 試驗材料及方法

本試驗材料為國內某鋼廠生產的0.50 mm厚無取向硅鋼退火板,其化學成分如表1所示。

試樣S1～S3主要的生產流程為鐵水KR脫硫處理、轉爐煉鋼、RH真空精煉,經連鑄得到220 mm厚連鑄坯;該連鑄坯在1160 ℃的加熱爐內保溫150 min后,經R1和R2兩機架粗軋及F1～F7七機架精軋后得到2.50 mm厚熱軋鋼卷。粗軋溫度為960 ℃,終軋溫度為860 ℃,卷取溫度為650 ℃;熱軋鋼卷經連續式酸洗-五機架冷連軋至0.50 mm厚冷軋鋼卷;該冷軋鋼卷經連續退火涂層至成品鋼卷,退火均熱段溫度分別為870 ℃和910 ℃,均熱段保溫時間為65 s。

將兩種不同退火溫度下的試樣S1～S3沿橫縱向分別剪切加工成尺寸為30 mm×300 mm的樣條,選取橫縱向樣條各8片組成一組試樣,共有6組試樣在Linn KS-38高溫退火爐中進行二次退火。二次退火溫度為800 ℃,升溫速率為4 ℃/min,降溫速率為3 ℃/min,在高溫區保溫2 h,退火過程中使用氮氣保護。

沿軋向取二次退火前后的試樣制成金相試樣,磨拋后經4%硝酸酒精腐蝕;采用Zeiss Axio光學顯微鏡進行顯微組織觀察,并利用直線截距法測量平均晶粒尺寸;采用TD-8520磁性能測量儀測量二次退火前后試樣的磁性能、磁化曲線和磁導率曲線。在50 Hz頻率、1.5 T磁感應強度下測試鐵損P1.5/50,在5000 A/m磁場強度下測量磁感應強度B50;磁化曲線和磁導率曲線的磁感應強度測試范圍為0.05～2.00 T。

2 試驗結果及分析

圖1為不同成品退火溫度下試樣S1～S3二次退火前后的顯微組織,圖2為不同成品退火溫度下試樣S1～S3二次退火前后的平均晶粒尺寸。可知,當成品退火溫度為870 ℃時,二次退火前S1～S3試樣晶粒尺寸相差不大,約70 μm;隨著成品退火溫度升高至910 ℃,二次退火前S1～S3試樣的晶粒尺寸分別增大至87.5、109.3、134.6 μm。經800 ℃二次退火后,對于成品退火溫度為870 ℃的試樣,試樣S3的晶粒長大最明顯,平均晶粒尺寸由72.3 μm大幅增至159.1 μm,增大了120%;試樣S2的晶粒長大幅度僅次于試樣S3,平均晶粒尺寸由70 μm增大至125 μm,增大了78.5%;而試樣S1的晶粒長大幅度最小,平均晶粒尺寸由67.3 μm增大至83.3 μm,僅增大了23.7%。相比之下,成品退火溫度為910 ℃的試樣二次退火后晶粒長大幅度較小。其中,試樣S1晶粒尺寸由87.5 μm增至102.9 μm,晶粒長大幅度雖然是最大的,但也僅增大了17.6%;S2試樣的晶粒長大幅度略低于S1試樣,平均晶粒尺寸由109.3 μm增至123.7 μm,增大了13.1%;試樣S3的晶粒長大幅度最小,平均晶粒尺寸由134.6 μm增至145.8 μm,只增大了8.3%。

圖1 不同成品退火溫度下試驗鋼800 ℃二次退火前(a～c,g～i)、后(d～f,j～l)的顯微組織成品退火溫度:(a～f)870 ℃;(g～l)910 ℃ 試驗鋼:(a,d,g,j)S1;(b,e,h,k)S2;(c,f,i,l)S3Fig.1 Microstructure of the tested steels primary annealed at different temperatures before(a-c, g-i) and after(d-f, j-l) secondary annealing at 800 ℃ Primary annealing temperature: (a-f) 870 ℃; (g-l) 910 ℃ Tested steel:(a, d, g, j) S1; (b, e, h, k) S2; (c, f, i, l) S3

圖2 不同成品退火溫度下試驗鋼二次退火前、后的平均晶粒尺寸Fig.2 Average grain size of the tested steels primary annealed at different temperatures before and after secondary annealing(a) 870 ℃; (b) 910 ℃

圖3為不同成品退火溫度下S1～S3試樣二次退火前后的鐵損P1.5/50和磁感B50。可以看出,成品退火溫度越高,二次退火前試樣S1～S3的鐵損越低;經800 ℃二次退火后,試樣S1～S3的鐵損繼續降低;但鐵損下降值并不是固定的,成品退火溫度不同、成分體系相同試樣的鐵損均降低至同一水平。不同成分體系試樣的鐵損下降潛力不同,其中,試樣S3的鐵損下降潛力最高,鐵損能下降至3.2 W/kg;并且當成品退火溫度為870 ℃時,S3試樣二次退火后鐵損降幅最大,降低了1.14 W/kg。試樣S2的鐵損下降潛力略低于試樣S3,鐵損能下降至3.4 W/kg。相比之下,試樣S1的鐵損下降潛力最低,鐵損能僅下降至4.0 W/kg。在磁感B50方面,當成品退火溫度相同時,試樣S1與S3的磁感比較相近,而試樣S2的磁感較低。經800 ℃二次退火后,試樣S1～S3的磁感均略有下降,但降幅不大。其中,試樣S2磁感下降幅度最大,也僅下降了0.015 T。

圖3 不同成品退火溫度下試驗鋼二次退火前、后的鐵損P1.5/50(a)和磁感B50(b)Fig.3 Iron loss P1.5/50(a) and magnetic induction B50(b) of the tested steels primary annealed at different temperatures before and after secondary annealing

根據上述試驗結果,相比成品退火溫度910 ℃的試樣,可以看出,成品退火溫度870 ℃的試樣經800 ℃二次退火后,晶粒長大較為明顯,鐵損降幅較大,磁性能顯著提升。因此,對于壓縮機電機用無取向硅鋼,較優的工藝是成品退火工藝為870 ℃×65 s,二次退火工藝為800 ℃×2 h。為了進一步了解二次退火后無取向硅鋼磁化性能的變化情況,對二次退火前后試樣的磁化曲線和磁導率曲線進行了測量。

圖4為成品退火溫度870 ℃的試樣在二次退火前、后的磁化曲線(B-H)和磁導率曲線(μ-H,μ-B),測試頻率為50 Hz。從圖4(a)中B-H曲線的變化可以看出,當外加磁場強度低于1000 A/m時,二次退火后試樣的磁感應強度明顯優于二次退火前;隨著外加磁場強度提升至2000 A/m,二次退火后試樣的磁感應強度與二次退火前逐漸趨于一致;外加磁場強度進一步升高,超過5000 A/m時,二次退火后試樣的磁感應強度趨于飽和,并逐漸低于二次退火前。

圖4 成品退火溫度為870 ℃下試驗鋼二次退火前、后的磁化曲線(a)和磁導率曲線(b,c)Fig.4 Magnetization curves(a) and permeability curves(b, c) of the tested steels primary annealed at different temperatures before and after secondary annealing (b) μ-H; (c) μ-B

在磁導率方面,從圖4(b)的μ-H曲線可以看出,二次退火前S1～S3試樣的峰值磁導率分別為6.9、6.2、7.9 mH/m。經800 ℃二次退火后,試樣S1～S3的峰值磁導率均發生了大幅提升。其中,試樣S3峰值磁導率的提升幅度最大,達到了13.8 mH/m;試樣S2峰值磁導率的提升僅次于試樣S3,達到了12.7 mH/m;試樣S1峰值磁導率的提升最不明顯,僅達到10.7 mH/m。

從圖4(c)的μ-B曲線可以看出,對于二次退火前的試樣,當磁感應強度低于1.6 T時,試樣S3的磁導率高于試樣S1和S2,試樣S2的磁導率最差;隨著磁感應強度繼續提高,S1～S3試樣的磁導率逐漸趨于一致。經800 ℃二次退火后,試樣S1～S3在磁感應強度0～1.6 T范圍內的磁導率得到顯著提升。其中,當磁感應強度低于1.0 T時,試樣S1～S3的磁導率快速升高,試樣S3的磁導率略高于試樣S2,明顯高于試樣S1。隨著磁感應強度由1.0 T提升至1.2 T,試樣S1和S3的磁導率繼續升高,而試樣S2的磁導率逐漸降低。磁感應強度繼續提升至1.6 T時,試樣S1～S3的磁導率急劇降低,試樣S3的磁導率仍高于試樣S1和S2,試樣S2的磁導率逐漸低于試樣S1。

3 討論

通過上述試驗結果可以看出,成分體系對壓縮機電機用無取向硅鋼二次退火后組織和性能有重要的影響。在無取向硅鋼中,Si可以提高電阻率,從而降低鐵損;Al的作用與Si相近,同樣能增加電阻率,使鐵損降低[11]。不同之處在于,在煉鋼過程中,Al能更有效地脫氧,提高鋼水純凈度。不僅如此,Al含量的高低對析出相AlN的大小及分布有直接影響,通常認為Al含量較低時,Al和N易形成細小彌散的AlN釘扎在晶界處,阻礙退火晶粒長大,使磁性能惡化;Al含量較高時,析出相AlN聚集長大,形成數量較少但尺寸較大的AlN,有利于退火晶粒長大,磁性能得到提高[12-14]。

本文中試樣S1為常規成分體系,試樣S2為高Si成分體系,試樣S3為高Al成分體系。對比分析上述試驗結果,可以發現二次退火后無取向硅鋼磁性能的提升并不是固定的,不同成分體系無取向硅鋼二次退火后磁性能的提升潛力不同。對于同一成分體系的無取向硅鋼,成品退火溫度的提高會使得成品鐵損逐漸降低[15-16]。但經相同二次退火工藝處理后,鐵損下降并不是固定的。成品鐵損越低,必然會減少鐵損進一步下降的空間。當無取向硅鋼鐵損的下降潛力全部釋放后,鐵損將不再降低。因此,二次退火后無取向硅鋼磁性能的提升潛力與成品退火溫度無關。除此之外,通過對比常規成分體系和高Si成分體系的無取向硅鋼,還可以發現采用高Al成分體系的無取向硅鋼二次退火后晶粒更易長大,鐵損下降潛力最大;高Al成分體系的無取向硅鋼的磁感與常規成分體系的無取向硅鋼維持同一水平,明顯優于高Si成分體系的無取向硅鋼。

然而,二次退火后無取向硅鋼的磁感應強度并非一直低于二次退火前。從二次退火前后試樣的磁化曲線和磁導率曲線的變化可以看出,二次退火能夠顯著提升無取向硅鋼在低磁場強度下的磁感應強度。同時根據磁導率公式μ=B/H[16],在同一外加磁場強度下,磁感應強度的提高使得磁導率也會有相應的提升。隨著外加磁場強度進一步提高,二次退火前后無取向硅鋼的磁感應強度緩慢增加并逐漸趨于飽和,在高磁場強度下,二次退火后無取向硅鋼的磁感應強度略低于二次退火前。此時,由于二次退火前后無取向硅鋼的磁感應強度趨于飽和,導致二次退火前后無取向硅鋼的磁導率逐漸降低,并趨向于0。

一般來說,電機的工作磁感通常位于0.5～1.5 T之間,因此電機在0.5～1.5 T時的磁導率高低影響著電機效率的好壞[17]。根據試驗中得到的二次退火前后無取向硅鋼的μ-B曲線,二次退火后,無取向硅鋼磁感應強度在1.6 T以下的磁導率明顯高于二次退火前,且采用高Al成分體系的無取向硅鋼明顯優于其他兩個成分體系。

綜上所述,無取向硅鋼二次退火后,鐵損快速下降,磁感雖略有下降,但低磁場強度下的磁性能顯著提高。采用高Al成分體系的無取向硅鋼制成鐵芯并進行二次退火,磁性能提升最明顯,電機工作磁感區間內的磁導率更高,裝配成電機后,電機性能優異。因此,高Al成分體系的無取向硅鋼更適用于生產壓縮機電機。

4 結論

1) 二次退火后無取向硅鋼磁性能的提升潛力與無取向硅鋼的成分體系有關,與成品退火溫度無關。高Al成分體系的無取向硅鋼二次退火后晶粒更易長大,平均晶粒尺寸能夠達到159 μm,鐵損P1.5/50下降潛力最大,磁感B50與常規成分體系的無取向硅鋼維持同一水平,磁性能最優。

2) 二次退火能夠顯著提高無取向硅鋼在低磁場強度下的磁感應強度,進而提升無取向硅鋼在低磁場強度下的磁導率,同時,無取向硅鋼在磁感應強度0～1.6 T范圍內的磁導率也有明顯的提升。二次退火后無取向硅鋼的磁性能更優。

3) 高Al成分體系的無取向硅鋼因其二次退火后磁性能提升最明顯,電機工作磁感區間內的磁導率更高,所以更適用于生產壓縮機電機。