再結(jié)晶退火溫度對(duì)無(wú)取向硅鋼織構(gòu)和磁性能的影響

代禮斌,賈 涓,朱微微,宋新莉,袁澤喜

(武漢科技大學(xué)材料與冶金學(xué)院,湖北武漢,430081)

無(wú)取向硅鋼是一種常用的電工鋼,要求具有低的鐵損和高的磁感應(yīng)強(qiáng)度,其生產(chǎn)流程主要包括冶煉、熱軋、冷軋和再結(jié)晶退火等。無(wú)取向硅鋼鋼板在厚度和成分一定的情況下,晶粒尺寸和織構(gòu)是影響產(chǎn)品最終磁性能的決定因素[1]。

對(duì)于無(wú)取向硅鋼再結(jié)晶過(guò)程中織構(gòu)的演變和磁性能已有大量的研究報(bào)道[2-7],但大多是針對(duì)二次再結(jié)晶的影響因素進(jìn)行研究。為此,本文特對(duì)無(wú)取向硅鋼在較低退火溫度下的一次再結(jié)晶過(guò)程進(jìn)行研究,探索再結(jié)晶退火溫度對(duì)無(wú)取向硅鋼一次再結(jié)晶后織構(gòu)和磁性能的影響。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

實(shí)驗(yàn)采用冷軋低碳低硅無(wú)取向硅鋼薄片作為初始材料,試樣厚度約為1 mm。實(shí)驗(yàn)用鋼的化學(xué)成分如表1所示。

表1 實(shí)驗(yàn)用鋼的化學(xué)成分(w B/%)Table 1 Chem ical compositions of the experimental steels

對(duì)冷軋態(tài)試樣采用鹽浴進(jìn)行再結(jié)晶退火處理,鹽浴的成分為m(BaCl2)∶m(NaCl)=1∶1,分別在810、840、880℃下保溫3 min。

從退火試樣上切出50 mm×50 mm的試樣,利用TYU-2000M磁性能測(cè)量?jī)x測(cè)量其磁性能。試驗(yàn)采用單片試驗(yàn)測(cè)量方法測(cè)試,在磁感應(yīng)強(qiáng)度B50為1.5 T和頻率為50 Hz的條件下測(cè)量試樣的鐵損P15,在磁場(chǎng)強(qiáng)度為5 000 A/m的條件下測(cè)量試樣的磁感應(yīng)強(qiáng)度B50,分別對(duì)材料進(jìn)行縱橫向測(cè)量,取平均值作為最終磁性能數(shù)據(jù)。對(duì)退火試樣采用電子背散射衍射(EBSD)技術(shù)進(jìn)行觀察與測(cè)量,測(cè)量面為試樣的軋面。借助FEI公司NOVA 400 Nano場(chǎng)發(fā)射SEM上配置的EBSD探頭進(jìn)行數(shù)據(jù)收集。利用HKL公司Channel軟件包中的Project M anager軟件對(duì)數(shù)據(jù)進(jìn)行處理,分別得到試樣的極圖、取向分布函數(shù)(ODF)和織構(gòu)組分的體積分?jǐn)?shù)。利用ZEISS金相顯微鏡分別對(duì)冷軋和退火試樣進(jìn)行顯微組織觀察,以包含軋向和法向的側(cè)面作為觀察面。

2 結(jié)果與分析

2.1 退火溫度對(duì)磁性能的影響

圖1所示為退火試樣的鐵損P15和磁感應(yīng)強(qiáng)度B50隨退火溫度的變化規(guī)律。由圖1中可見,隨著退火溫度的升高,P15和B50均逐漸降低。810℃和880℃退火后,試樣的P15分別為7.022 W/kg和4.882W/kg,B50分別為1.793 T和1.720 T。由圖1中還可見,退火溫度較低時(shí),隨著溫度的升高,B50和P15的降幅均較小;退火溫度繼續(xù)升高,B50和P15的降幅增大。

圖1 再結(jié)晶退火溫度對(duì)試樣磁性能的影響Fig.1 Variation of themagnetic properties with the recrystallization annealing temperatures

2.2 織構(gòu)的進(jìn)展

圖2所示為810、840、880℃下退火后試樣的ODF截面圖(φ2=45°)以及各織構(gòu)組分在φ2=45°截面圖上的對(duì)應(yīng)位置。由圖2中可見,810℃下退火后,極密度等高線沿Φ～60°方向上呈線性聚集,對(duì)應(yīng)于{111}面織構(gòu);在φ1～30°和90°附近出現(xiàn)最大值,對(duì)應(yīng)于{111}〈112〉織構(gòu)組分;840℃退火后,極密度等高線同樣沿Φ～60°方向上呈線性聚集,在φ1～30°和90°附近的最大值向水平方向擴(kuò)展(圖2(b));880℃退火后,極密度等高線繼續(xù)沿Φ～60°方向上呈線性聚集,{111}〈110〉織構(gòu)組分增強(qiáng)。即退火后試樣中首先顯現(xiàn){111}〈112〉織構(gòu)組分,隨著退火溫度的升高,{111}〈110〉織構(gòu)組分顯現(xiàn)并增強(qiáng),最終試樣中為{111}面織構(gòu)。

圖2 退火后實(shí)驗(yàn)鋼織構(gòu)的ODF截面圖(φ2=45°,密度水平:0.5、1、2、4、10)Fig.2 ODF sections views(φ2=45°)of experimental steel annealed at different temperatures

圖3 再結(jié)晶退火溫度與織構(gòu)強(qiáng)度的關(guān)系Fig.3 Relationship between theannealing temperaturesand the percentage of texture components

對(duì)EBSD數(shù)據(jù)進(jìn)行處理,按10°為擴(kuò)散角分別計(jì)算{111}〈112〉、{111}〈110〉織構(gòu)組分和{111}面織構(gòu)的體積分?jǐn)?shù)(強(qiáng)度),結(jié)果如圖3所示。從圖3中可以看出,退火溫度較低時(shí),{111}〈112〉織構(gòu)組分隨退火溫度的升高增強(qiáng)較快,退火溫度繼續(xù)升高,該織構(gòu)組分強(qiáng)度基本不變。{111}〈110〉織構(gòu)組分的強(qiáng)度隨著退火溫度的升高基本呈線性增大,低溫退火后,其強(qiáng)度明顯低于{111}〈112〉織構(gòu)組分,退火溫度較高時(shí),{111}〈110〉織構(gòu)組分強(qiáng)度與{111}〈112〉織構(gòu)組分強(qiáng)度基本相當(dāng)。兩種織構(gòu)組分的增強(qiáng)均使材料中{111}面織構(gòu)的強(qiáng)度增大。

2.3 顯微組織的變化

圖4為冷軋?jiān)嚇雍屯嘶鹪嚇拥娘@微組織照片。觀察面為包含軋向和法向的側(cè)面,其中箭頭方向?yàn)檐埾?。由圖4中可以看出,冷軋?jiān)嚇又芯ЯＣ黠@沿軋向被拉長(zhǎng),存在嚴(yán)重的帶狀變形組織;810℃下退火后,試樣中出現(xiàn)明顯的等軸晶粒,表明再結(jié)晶已經(jīng)發(fā)生得比較充分,但試樣晶粒較小,沒有發(fā)現(xiàn)晶粒長(zhǎng)大現(xiàn)象;當(dāng)退火溫度升高至840℃時(shí),試樣的等軸晶粒尺寸大于810℃退火后試樣的晶粒尺寸,晶粒略有長(zhǎng)大;退火溫度繼續(xù)升高至880℃時(shí),試樣晶粒明顯變大,呈現(xiàn)晶粒長(zhǎng)大現(xiàn)象,但晶粒尺寸均勻,沒有異常長(zhǎng)大現(xiàn)象。

圖4 冷軋?jiān)嚇雍屯嘶鹪嚇拥娘@微組織照片F(xiàn)ig.4 M icrostructures of the cold rolled and annealed samples observed in perpendicular to the transverse direction

3 討論

從圖4中試樣的顯微組織變化規(guī)律可知,退火后試樣發(fā)生了一次再結(jié)晶,晶粒細(xì)小且均勻化程度高,這主要是層錯(cuò)能高的緣故[8]。再結(jié)晶后晶粒長(zhǎng)大過(guò)程是一個(gè)自發(fā)過(guò)程,驅(qū)動(dòng)力為晶粒長(zhǎng)大前后總的界面能差。晶粒的長(zhǎng)大速度正比于e-Q/RT,因此退火溫度越高,晶粒長(zhǎng)大越快。880℃下保溫3 min后試樣的晶粒尺寸變大,但是未發(fā)現(xiàn)異常長(zhǎng)大,即沒有發(fā)生二次再結(jié)晶,要想得到更大尺寸的晶粒,必須提高再結(jié)晶退火溫度。

從圖2中可知,隨著退火溫度的升高,{111}面織構(gòu)強(qiáng)度增大,先顯現(xiàn){111}〈112〉織構(gòu)組分,后顯現(xiàn){111}〈110〉織構(gòu)組分。因?yàn)槔滠堅(jiān)嚇又杏衶111}〈110〉、{001}〈110〉、{112}〈110〉、{011}〈100〉、{111}〈112〉和少量的{110}〈110〉織構(gòu)組分[9],其儲(chǔ)存能由弱到強(qiáng)依次為{001}〈110〉、{112}〈110〉、{111}〈110〉、{111}〈112〉[10]。{111}〈112〉和{111}〈110〉冷變形晶粒有更高的儲(chǔ)存能,這使{111}面織構(gòu)優(yōu)先發(fā)生形核和長(zhǎng)大,而其他取向的冷變形晶粒儲(chǔ)存能較低,不容易形成再結(jié)晶晶核,所以再結(jié)晶退火后,優(yōu)先形成{111}面織構(gòu)。由于{111}〈112〉取向形成剪切帶的能力大于{111}〈110〉,冷軋?jiān)嚇又衶111}〈112〉取向的儲(chǔ)存能比{111}〈110〉取向的儲(chǔ)存能高,是再結(jié)晶的優(yōu)先形核位置[9],因此,冷軋?jiān)嚇又衶111}〈112〉取向最先形核,在其他取向的晶粒還沒有形核條件時(shí)已經(jīng)開始大量形核,最終使得再結(jié)晶試樣中{111}〈112〉組分優(yōu)先顯現(xiàn)。再結(jié)晶退火溫度越低,保溫時(shí)間越長(zhǎng),這種趨勢(shì)越明顯,所以{111}〈112〉織構(gòu)組分始終比{111}〈110〉織構(gòu)組分含量高(見圖3)。{111}〈110〉變形晶粒的儲(chǔ)存能比{111}〈112〉變形晶粒的儲(chǔ)存能要低,在退火過(guò)程中,{111}〈110〉織構(gòu)組分在{111}〈112〉織構(gòu)組分之后顯現(xiàn)。隨著退火溫度的升高,{111}〈110〉織構(gòu)組分逐漸增多,部分{111}〈110〉晶粒開始在變形的{111}〈112〉晶粒內(nèi)部形核,消耗{111}〈112〉晶粒,形成{111}〈110〉晶粒,同時(shí)也有部分{111}〈112〉晶粒在{111}〈110〉晶粒內(nèi)部形核,消耗{111}〈110〉晶粒[10],{111}〈110〉的形核率大于{111}〈112〉的形核率[11],但{111}〈112〉相對(duì)于基體取向具有最大晶界遷移速度的晶核,成長(zhǎng)得最快[9],從而彌補(bǔ)了形核率比{111}〈110〉低的缺點(diǎn),所以{111}〈112〉增長(zhǎng)緩慢。

從圖1中可知,退火溫度較低時(shí),試樣的2個(gè)磁性能參數(shù)(B50和P15)的降幅均較小,隨著退火溫度的升高,其降幅增大。在磁場(chǎng)強(qiáng)度為500 A/m(B50約為1.5 T)以上時(shí),B50隨晶粒尺寸增加而降低[5]。結(jié)合圖4可知,較低溫度退火后試樣中的晶體為等軸晶,晶粒尺寸小,對(duì)B50影響很小,所以不利織構(gòu){111}是導(dǎo)致B50降低的主要原因;較高溫度退火后,試樣的晶粒尺寸變大,不利織構(gòu){111}的強(qiáng)度增大,在晶粒尺寸和不利織構(gòu){111}的雙重作用下,使得較高溫度退火后試樣B50的降幅增大。對(duì)比圖4和圖1可看出,鐵損隨著晶粒尺寸的增大而降低。由于渦流損耗隨晶粒尺寸的增大而增加,鐵損的降低實(shí)際上是磁滯損耗的減少。低溫退火時(shí),晶粒長(zhǎng)大慢,P15降幅小;退火溫度升高,晶粒長(zhǎng)大速度增快,P15降幅變大。一次再結(jié)晶過(guò)程中,{111}面織構(gòu)組分增強(qiáng),使得無(wú)取向硅鋼的B50降低,但由于晶粒長(zhǎng)大,P15同時(shí)減小。

4 結(jié)論

(1)無(wú)取向硅鋼在810℃下退火后,試樣中優(yōu)先顯現(xiàn){111}〈112〉織構(gòu)組分,隨退火溫度升高,840、880℃下退火后試樣中{111}〈112〉織構(gòu)組分強(qiáng)度增大,同時(shí)出現(xiàn)了{(lán)111}〈110〉織構(gòu)組分,其強(qiáng)度隨著溫度的升高而增大,最終試樣中為以{111}織構(gòu)為主。

(2)810℃下退火后,無(wú)取向硅鋼的磁感應(yīng)強(qiáng)度B50和鐵損P15均較高。隨著退火溫度升高,840、880℃下退火后試樣的B50和P15都降低。一次再結(jié)晶過(guò)程中,無(wú)取向硅鋼的B50降低,P15減小。低溫區(qū)試樣的晶粒尺寸變化小,{111}織構(gòu)強(qiáng)度增幅大,B50和P15降幅小;高溫區(qū)試樣的晶粒尺寸增幅和{111}織構(gòu)強(qiáng)度增幅都增大,B50和P15降幅增大。

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