0.27 mm厚高强无取向电工钢的退火组织与性能

陈天宇, 宋新莉, 彭宇凡, 贾 涓, 程朝阳

(武汉科技大学 省部共建耐火材料与冶金国家重点实验室, 湖北 武汉 430081)

无取向硅钢作为一种重要的软磁材料,主要被用于制造发动机和电动机的铁芯[1]。随着国内新能源汽车的需求增加,提高电工钢在驱动电机中的使用效率,就可以节省大量能源,从而产生最直接的经济效益。电工钢的磁性能决定了电机的效率以及转矩。电工钢中铁损越低则运转时电能消耗就越低,电机效率因此提高;而磁感应强度越大,越有利于启动阶段以及加速阶段获得较高的扭矩。在电机高速转动时,转子永磁体中磁桥区域承受极高的应力,因此电工钢就需保证较高的屈服强度,从而使电机运转具有较高的安全性与可靠性[2-3]。晶粒尺寸、试样厚度、合金元素成分、晶体织构和试样表面粗糙度都会对无取向硅钢的磁性能产生影响[4]。Schulte等[5]研究了Mn元素对无取向硅钢性能的影响,通过添加适量的Mn元素,提高铁素体的电阻率而降低涡流损耗。并且在保证磁性能的基础上兼顾力学性能,通过固溶强化,抗拉强度和屈服强度均得到一定提升,屈服强度平均增加30 MPa。在合金成分与试样厚度一定的情况下,晶粒尺寸以及织构是影响无取向硅钢磁性能和力学性能最主要的因素。张兴海等[6]研究了退火温度对双辊薄带连铸高强度无取向硅钢组织和性能的影响,发现900 ℃时晶粒组织最均匀,有利λ织构含量随退火温度的升高而升高,B5000随退火温度升高而增大。织构影响磁性能主要是通过形成强{100}面织构以及弱{111}面织构。杨经富等[7]研究成品厚度对高牌号无取向电工钢组织、织构和磁性能的影响,研究发现成品板厚度减小,涡流损耗降低从而导致总铁损降低,但过度减小板厚会导致晶粒组织均匀性差,同时提高γ织构和α织构强度,并减弱λ织构强度,使得磁感应强度B5000降低。本文针对0.27 mm厚高强无取向电工钢,控制板厚与成分一定,研究不同退火温度对其组织、晶体织构和性能的影响。

1 试验材料与方法

试验钢的化学成分如表1所示,其中Mn和Sn的含量分别为1.3%和0.05%,主要目的是加入适量Mn有利于降低高频铁损,Sn有利于提高有利织构{100}的体积分数,从而达到改善磁性能的目的。试验钢在中试工厂真空感应炉中冶炼,铸锭在1200 ℃保温2 h,粗轧温度1000 ℃,终轧温度880 ℃,经过7道次轧制得到2.5 mm厚热轧板。随后热轧板在930 ℃常化处理,时间为5 min以获得均匀化热轧板组织。用浓度15%的硫酸溶液对常化板进行酸洗,去除表面氧化层,然后在箱式炉300 ℃保温15 min,多次轧制,试验钢板厚度从2.5 mm降至0.7 mm,再用箱式炉加热至250 ℃保温20 min,将试验钢板从0.7 mm厚温轧至0.27 mm厚。使用剪板机剪取30 mm×30 mm的磁性能测试样,以及900 mm×55 mm的力学性能试样,将试样在800、840、880、920和960 ℃温度下进行退火处理,保温时间为3 min,空冷至室温。常化处理与再结晶退火的保护气氛分别为N2和N2+H2。

表1 试验钢的化学成分(质量分数,%)Table 1 Composition composition of the tested steel (mass fraction, %)

退火试样经过磨抛后,用体积分数为4%硝酸酒精溶液擦拭试样表面20～30 s,进行腐蚀处理。然后通过Leica DM2700M型光学显微镜观察金相试样;采用装有电子背散射衍射系统(EBSD)的Apreo S Hivsc型场发射扫描电镜得到微观晶粒取向,分析织构;用MPG-100D型交流磁性测量仪对30 mm×30 mm试样,分轧向(RD)和横向(TD)方向进行铁损和磁感应强度测试,最终结果取平均值;将预留试样制成原始标距为120 mm的标准拉伸试样,通过INSTRON8801型拉伸试验机以2 mm/min的速率进行力学性能测试。

2 试验结果

图1为试验钢经不同温度退火后的显微组织,试验钢经不同温度退火后均发生再结晶,得到等轴铁素体。随着退火温度的升高,晶粒尺寸逐渐增大(见表2)。图1(a)为800 ℃退火后的显微组织,该温度下已经完全再结晶,且形成了细小的等轴状铁素体晶粒,晶粒尺寸较小,平均粒径为9.56 μm,组织均匀性较差;图1(e)为960 ℃退火后的显微组织,其晶粒尺寸明显增大,为72.89 μm,组织的均匀性明显优于其他温度。退火温度较高时晶粒通过大角度晶界迁移吞噬相邻变形基体或晶粒而长大[8]。退火温度对组织的影响占主导地位,冷变形组织中储存着大量晶体缺陷,存在着较高的储存能,使组织处于不稳定状态。当退火温度升高,原子获得了足够高的活动能力,冷变形基体重新转变为再结晶组织的速度更快,释放的储存能也更多,故退火温度越高晶粒尺寸越大。

图1 试验钢经不同温度退火后的显微组织Fig.1 Microstructure of the tested steel annealed at different temperatures(a) 800 ℃; (b) 840 ℃; (c) 880 ℃; (d) 920 ℃; (e) 960 ℃

表2 试验钢经不同温度退火后的平均晶粒尺寸Table 2 Average grain sizes of the tested steel annealed at different temperatures

图2和图3分别为试验钢在不同退火温度下的微观晶粒取向图(IPF)和面织构占比图。如图2(a)所示,蓝色区域代表晶粒ND//<111>取向,红色区域代表晶粒ND//<100>取向,绿色区域代表晶粒ND//<110>取向。退火温度为800 ℃,晶粒较为细小,存在大量{111}织构聚集在表层区域,中心层区域更多的是{100}织构和{110}织构。退火温度升高{111}织构含量增加,且在880 ℃时到达峰值,此时{111}织构占比为52%,{111}织构含量在920 ℃与960 ℃逐渐下降。随着退火温度继续升高,{111}面织构占比降低,{100}面织构占比升高,图3中不同退火温度下的{110}织构含量变化甚微。

图2 试验钢在不同温度退火后的微观晶粒取向图Fig.2 Microscopic grain orientation diagrams of the tested steel annealed at different temperatures(a) 800 ℃; (b) 840 ℃; (c) 880 ℃; (d) 920 ℃; (e) 960 ℃

图3 试验钢经不同温度退火后的织构占比Fig.3 Texture proportion of the tested steel annealed at different temperatures

图4为试验钢在不同温度退火后取向分布函数(ODF)φ2=45°的截面图,图5为不同温度退火后试验钢的α、γ、λ织构。退火温度由800 ℃升高到880 ℃,{111}<231>与{111}<112>织构增强;退火温度为800 ℃时,γ织构在{111}<112>处强度最高f(g)=6.8,并且随着退火温度升高而不断增大,至880 ℃时达到最大;随退火温度进一步提高到960 ℃,γ取向密度降低,λ取向密度增加,对磁性能有利的{100}面织构强度增加。试验钢为体心立方结构材料,冷轧织构通常为α取向线织构与γ取向线织构,在退火过程中,根据定向形核与择优长大理论,随退火温度从800 ℃升高到880 ℃,得到较强的γ取向织构。随退火温度进一步升高,对磁性能有利于的{100}取向晶粒异常长大,强度增加。

图4 不同温度退火后试验钢中取向分布函数(ODF)的截面织构(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 ℃

图5 不同温度退火后试验钢的取向线分布(a)α取向线;(b)γ取向线;(c)λ取向线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

图6是试验钢经不同温度退火后的磁性能,其中包含不同退火温度下的低频铁损P1.5/50和高频铁损P1.0/400(见图6(a))以及磁感应强度B5000(见图6(b))。表3为不同温度退火后试验钢RD、TD方向的磁感B5000及其均值。在图6(a)中,随着退火温度的升高,对应的低频铁损和高频铁损均出现明显的下降趋势。当退火温度为800 ℃时,低频铁损和高频铁损均位于最高点,分别为5.39 W/kg和28.09 W/kg;当退火温度升高至840 ℃,铁损下降幅度最大,此时低频铁损为3.27 W/kg,高频铁损为19.55 W/kg;当退火温度升高至960 ℃,铁损降至最低,低频铁损P1.5/50为2.28 W/kg,高频铁损P1.0/400为16.02 W/kg;当退火温度为920 ℃时,B5000最大,为1.641 T。

图6 不同温度退火后试验钢的磁性能(a)低频铁损与高频铁损;(b)磁感应强度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 不同温度退火后试验钢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

图7是试验钢在不同温度退火后的力学性能。当退火时间一定,不同退火温度下,试验钢的抗拉强度和屈服强度随退火温度升高而下降。当退火温度在800 ℃时,试验钢的力学性能最优,抗拉强度和屈服强度最高,分别为609 MPa和510 MPa。而退火温度在960 ℃时,抗拉强度和屈服强度均为最低,分别为531 MPa和437 MPa。

图7 不同温度退火后试验钢的力学性能Fig.7 Mechanical properties of the tested steel annealed at different temperatures

3 分析与讨论

由图1～图5可知,退火温度对高强度无取向硅钢晶粒尺寸及{111}、{100}和{110}面织构影响显著。不同退火温度,晶粒尺寸、{100}+{110}面织构与{111}面织构占比不同,对无取向电工钢的铁损、磁感应强度与力学性能影响规律不同。铁损主要由涡流损耗、磁滞损耗和反常损耗组成[9-10]。磁滞损耗在反磁化过程中正比于磁畴面积,而磁畴面积随着晶粒尺寸的增大而减少,故此随着退火温度升高,晶粒尺寸增大,磁滞损耗降低。涡流损耗则是随着磁畴壁间的平衡距离D的增加成比例增加,因为D∝R1/2,所以涡流损耗与R1/2成正比[11]。晶粒尺寸R增大,磁滞损耗降低,涡流损耗与反常涡流损耗均增大。根据“Pry and Bean”模型,涡流损耗与反常涡流损耗存在以下关系[12]:

Pa=(η-1)Pcl

(1)

在无取向硅钢中

η=1.63(D/e)

(2)

式中:D为磁畴壁之间的平衡距离;e为板材的厚度。存在一个临界晶粒尺寸,使总铁损最低。而磁滞损耗对总铁损的影响占主要部分。如图1和图6(a)所示,随着退火温度升高,晶粒尺寸增大,铁损降低,实际为磁滞损耗降低。在图6(a)中,退火温度为920～960 ℃时,总铁损变化程度较小,但仍未出现上升转折点,说明960 ℃退火时晶粒尺寸为72.89 μm,没有超过临界晶粒尺寸,因此铁损呈现一直降低趋势。

影响磁感应强度的主要因素为晶粒尺寸和晶体织构。晶粒尺寸对磁感应强度的影响在一定程度上小于其织构的影响。主要原因在于单一晶粒内存在多磁畴结构,在磁化过程中,磁畴壁向一侧迁移需要足够的迁移驱动力,迁移驱动力则与磁畴晶体取向存在关系;在磁化过程的磁畴转动阶段,晶体取向同样具有较大程度的影响,有利织构{100}强度越高,磁畴转动越容易,反之,不利织构{111}强度越高,磁畴转动越困难[13-14]。因此晶体织构对磁感的影响在一定程度上强于晶粒尺寸。合金元素在改善试验钢磁性上也起到了一定程度的作用,试验钢成分中添加了0.05%Sn,Sn偏聚于表面及晶界处降低晶界能,抑制了{111}、{112}等不利织构的形核和长大,增加对磁性能有利的{100}面织构强度。随着退火温度升高,对磁性能不利的{111}面织构减弱,对磁性能有利的{100}面织构强度增加,由于880 ℃形成强的γ织构,对应表3中RD方向磁感应强度明显降低,该温度下磁感应强度总体下降;退火温度为960 ℃时,由于形成Goss织构增加RD与TD方向织构的各向异性,导致最后得到的磁感应强度均值略低。而相比920 ℃,λ织构较880 ℃退火明显提高,最后表现出的磁感最佳。

4 结论

1) 0.27 mm厚的冷轧试验钢在800～960 ℃退火时,得到多边形铁素体组织。随着退火温度的升高,平均晶粒尺寸增大,铁损显著降低;对磁性能不利的{111}面织构体积分数减少,对磁感有利的{100}和{110}面织构增多,磁感应强度增加。

2) 随退火温度从800 ℃升高到960 ℃,试验钢晶粒尺寸增加,细晶强化作用减弱,屈服强度与抗拉强度均降低。通过研究得到磁性能与力学性能均较优异的退火温度为920 ℃,为工业生产提供理论依据。