金属学报(中文版)  2018 , 54 (3): 377-384 https://doi.org/10.11900/0412.1961.2017.00326

Orginal Article

退火工艺对含Nb高强无取向硅钢组织及性能的影响

黄俊, 罗海文

北京科技大学冶金与生态工程学院 北京 100083

Influence of Annealing Process on Microstructures, Mechanical and Magnetic Properties of Nb-Containing High-Strength Non-Oriented Silicon Steel

HUANG Jun, LUO Haiwen

School of Metallurgical and Ecological Engineering, University of Science and Technology Beijing, Beijing 100083, China

文献标识码:  0412-1961(2018)03-0377-08

通讯作者:  通讯作者 罗海文,luohaiwen@ustb.edu.cn,主要从事高附加值钢的研究

收稿日期: 2017-08-1

网络出版日期:  2018-03-20

版权声明:  2018 《金属学报》编辑部 《金属学报》编辑部

作者简介:

作者简介 黄 俊,男,1991年生,硕士生

展开

摘要

研究了退火工艺对含Nb高强冷轧无取向硅钢组织、磁性能与力学性能的影响。退火温度升高与退火时间延长均可导致Nb在晶界处的偏聚减弱、富Nb析出相粒子的固溶与粗化,因此阻止晶界迁移的钉扎力降低,晶粒长大;富Nb相粒子粗化与晶粒长大均可降低铁损,但也同时使得强度显著降低。因此,含Nb高强冷轧无取向硅钢的磁性能与力学性能无法同时得到优化。当采用940 ℃保温270 s退火工艺后,Nb偏聚于该钢晶界并同时有大量富Nb相粒子析出,有效抑制了晶粒长大与γ织构的发展,可以在磁感和铁损尚未明显恶化的情况下,通过晶粒细化和析出强化有效提高该钢的屈服强度,达到该钢磁性能与力学性能的最佳匹配,此时磁感应强度B50为1.690 T,铁损P1.5/50为4.86 W/kg,P1.0/400为30.47 W/kg,屈服强度为505 MPa,断后伸长率为17.55%。

关键词: 高强度无取向硅钢 ; Nb ; 再结晶 ; 磁性能 ; 力学性能

Abstract

As the core material of transaction motor for electrical/hybrid vehicles, the non-oriented silicon steel (NOSS) sheets require not only the good magnetic properties, i.e. high permeability and low iron loss, but also high yield strength to resist the centrifugal force during the high speed rotation. In this work, Nb element was added into the conventional NOSS to improve the strength without sacrificing the good magnetic properties too much. The effects of annealing process on the microstructures, magnetic and mechanical properties of Nb-containing high-strength non-oriented cold-rolled silicon steel were studied. The increases of annealing temperature and time both lead to the reduced segreation of Nb at grain boundaries and the solution and ripening of precipitates, which means the decreased suppression on the migration of grain boundaries; thus, the recrystallized grains start to grow; particularly, the density of {111}<112> texture component may increase to deteriorate the magnetic flux density, B50. The best mechanical and magnetic properties cannot be achieved at the same time. The annealing process at 940 ℃ for 270 s could lead to the best combination of mechanical and magnetic properties, which include B50 of 1.69 T, the iron loss P1.5/50 of 4.86 W/kg and P1.0/400 of 30.47 W/kg, resulting from both the segregation of solute Nb at grain boundaries and the extensive precipitation which refrains the grain growth and development of harmful γ texture. Therefore, the yield strength is increased due to both grain refinement and precipitation strengthening without greatly sacrificing the permeability and iron loss.

Keywords: high strength non-oriented silicon steel ; niobium ; recrystallization ; magnetic property ; mechanical property

0

PDF (4904KB) 元数据 多维度评价 相关文章 收藏文章

本文引用格式 导出 EndNote Ris Bibtex

黄俊, 罗海文. 退火工艺对含Nb高强无取向硅钢组织及性能的影响[J]. 金属学报(中文版), 2018, 54(3): 377-384 https://doi.org/10.11900/0412.1961.2017.00326

HUANG Jun, LUO Haiwen. Influence of Annealing Process on Microstructures, Mechanical and Magnetic Properties of Nb-Containing High-Strength Non-Oriented Silicon Steel[J]. Acta Metallurgica Sinica, 2018, 54(3): 377-384 https://doi.org/10.11900/0412.1961.2017.00326

铁损和磁感应强度是衡量无取向硅钢性能的2个重要指标。近年来,随着高速电机和微型电机的迅猛发展,要求无取向硅钢在具有良好磁性能的同时还要具有较好的力学性能。在保证高磁感和低铁损的前提下,目前主要采用固溶强化、细晶强化、析出强化及位错强化等来提高高强无取向硅钢的强度[1,2]。文献[3]指出使用固溶适量的Ni可以在不严重恶化磁感强度及铁损的情况下,大幅度提高无取向硅钢的力学性能,其主要性能如屈服强度可达630 MPa,断后延伸率最高可达30%,工频铁损P1.5/50低至6.5 W/kg,磁感应强度B50最高为1.65 T,但添加昂贵的Ni增加了生产成本。工程结构钢采用V、Nb和Ti等元素进行微合金化可以达到兼备高强度和低成本的目的[4,5,6],但目前硅钢在这方面的研究很有限。Chang和Hwang[7]认为在0.3%Si无取向硅钢中添加(0.002%~0.011%)V,可在低退火温度时生成极细的VC和VN,从而抑制再结晶及晶粒长大,但导致铁损急剧升高;当退火温度升至1073 K时,VC和VN回溶至基体,引起晶粒的异常长大,且{111}//ND织构急剧增加因此磁感应强度降低。也有通过固溶适量的Ti增强{111}面织构来提高无取向硅钢的力学性能,但也会导致无取向硅钢的磁感应强度降低[8]。Hulka等[9]研究了NbC作为抑制剂在取向硅钢中的作用,认为在一次再结晶过程中NbC细化了晶粒,而在二次再结晶过程中由于NbC的溶解导致Goss织构强度的增加。Tanaka等[10]通过在无取向硅钢中添加适量的Nb,可抑制位错对消并形成特殊的微观组织,最终产品兼备较高的力学性能和磁感应强度,0.5 mm厚薄板屈服强度为780 MPa,但高频铁损P1.0/400高达53 W/kg。过高的高频铁损会导致新能源汽车的电池电力消耗加快、续航距离显著缩短等问题。本工作尝试设计不同成分的含Nb高强无取向硅钢,优化退火工艺,旨在提高钢强度的同时能够保持较好的磁性能。

1 实验方法

实验用含Nb无取向硅钢经过50 kg真空炉冶炼,其主要化学成分(质量分数,%)为:C 0.0013,Si 2.84,Al 0.89,Cr 1.2,Nb 0.2,Fe余量。通过Thermo-Calc软件(基于TCFe9数据库)计算该钢种的热力学性质图。冶炼完成后浇铸成钢锭,并锻造成50 mm厚的钢坯。将钢坯在1200 ℃均热炉内保温1.5 h,采用二辊可逆轧机经7道次轧至3 mm,并将热轧板送入温度为650 ℃的马弗炉保温1 h后随炉冷却。模拟卷曲后的热轧板在纯N2气氛下进行980 ℃、5 min常化保温,取出后空冷至室温。将常化板进行酸洗并一次冷轧至0.5 mm,随后采用850 ℃、3 min中间退火,并采用二次冷轧至0.2 mm。对冷轧板进行裁剪后,在30%H2+70%N2气氛加热至940 ℃分别保温240、270、300和330 s后空冷,或者加热至980 ℃保温240和270 s后空冷。

退火样品经标准磨抛后,用5%硝酸+95%酒精溶液(体积分数)侵蚀,在DM4000M光学显微镜(OM)下观察金相组织,并利用Image tool软件通过截线法统计晶粒的平均尺寸。通过NIM-2000E交流磁性测量仪测量30 mm×300 mm单片的工频铁损P1.5/50、高频铁损P1.0/400和磁感应强度B50。冷轧板和最终退火板经电解抛光后,用D8 Advance X射线衍射仪(XRD)和TexTools软件测定该钢的{100}、{200}和{211}极图并计算出取向分布函数(ODF)。利用JSM-6701F扫描电子显微电镜(SEM)及其自带的能谱仪(EDS)和EPMA-1720H电子探针(EPMA)对退火板的显微组织和成分进行观察和分析。将退火板制成标距为50 mm标准拉伸试样,使用CMT5105电子万能试验机在拉伸速率为2 mm/min条件下测试其力学性能。

2 实验结果

2.1 退火工艺对组织的影响

图1为冷轧硅钢板在不同退火工艺下组织的OM像,观察面为轧向与法向组成的侧面。由图可以清晰地观察到退火时发生的静态再结晶以及晶粒长大。由图1a可以看出,940 ℃退火240 s后,在薄板心部依然还有纤维状变形组织;退火270 s后,在心部形核形成了细小晶粒且晶粒几乎全部为等轴形貌(图1b);退火时间延长至300 s,大晶粒吞并小晶粒导致细小晶粒消失(图1c);退火时间继续延长,晶粒明显粗化(图1d)。当退火时间一定而提高退火温度时,晶粒长大得更明显且尺寸更均匀,如图1a和e所示。通过定量统计图1a~f所示退火工艺下的晶粒尺寸,可得到温度为940和980 ℃时,随着保温时间的延长晶粒平均尺寸分别为15.7、17.5、20.2、29.0、30.2和38.4 μm。即退火时间延长和退火温度升高均导致晶粒尺寸增大,但是温度的影响更显著。

图1   含Nb无取向硅钢经不同工艺退火后组织的OM像

Fig.1   OM images of microstructures of Nb-containing non-oriented silicon steel after different annealing processes

图2a~f给出了上述退火过程中析出的第二相粒子变化趋势。根据图2g的EDS结果,这些粒子应该富含Si和Nb,还有少量的Cr和C,但不含N、Al、Mn、S,因此可以排除这些粒子不是硅钢常见的抑制剂AlN和MnS。940 ℃下退火时间由240 s增加至300 s时,该富Nb的析出相粗化且体积分数增加,说明该退火过程中在原有析出相粗化的同时,还有新的第二相粒子析出;当退火时间增加到330 s时,析出相尺寸继续增大但体积分数急剧减少,这说明此时析出相发生了显著的固溶;当退火温度升高至980 ℃时,析出相大部分已经固溶,导致体积分数急剧减小。对比图2a和e发现,将退火温度提高到980 ℃时,退火240 s后绝大部分析出相已经固溶,粒子尺寸也显著增大;980 ℃退火270 s后,析出相几乎全部固溶。也就是说,这些富Nb的析出相在940 ℃可稳定存在,而980 ℃时则会固溶。升高退火温度和延长退火时间,均可导致富Nb相粒子固溶,但温度的影响更为显著。

图2   含Nb无取向硅钢经不同工艺退火后富Nb相粒子的形貌变化及热力学性质图

Fig.2   SEM images (a~f) and EDS of Nb-rich particles after different annealing processes and calculated phase fractions

为了推测这些大量弥散分布的富Nb析出相的类型和结构,根据该钢成分进行了热力学计算,结果如图2h所示。该成分体系下的析出相可能有NbC、MnS、AlN和Laves相。EDS结果中不含Mn、S和N,因此可以排除MnS和AlN;而热力学计算结果表明,由于钢中C含量很低,NbC的析出分数在10-5数量级,这远低于所观察到的在10-3数量级的体积分数。虽然在硅钢中鲜见关于Laves相的报告,但是大量关于Fe-Nb-Si三元合金相图的实验与热力学计算结果均表明Fe-Nb二元合金中所形成的ε-Fe2Nb在Si加入后可溶解Si,进而形成C14型Laves相,即(Fe, Si)2Nb[11,12,13,14,15,16]。另外,图2h的热力学计算结果还表明该Laves相的固溶温度为950 ℃,这和940 ℃时退火长时间保温后体积分数下降、980 ℃退火时几乎完全固溶的实验结果完全吻合;另外,计算得到的Laves相在940 ℃时的体积分数约为10-3 (Fig.2h),这与观察得到的体积分数相一致;而且由EDS分析得知,该析出相富含Nb、Si和Fe,也与Laves相的成分计算结果相吻合。因此,推测所观察到的这些弥散析出的富Nb析出相很可能为Laves相,但还需要通过该相的结构表征才能最终确定。

无取向硅钢中所添加的Nb,除了富Nb的Laves相、NbC相析出外,固溶在钢中的Nb还存在晶界偏聚,如图3所示。由图3a和d、b和e可知,固溶Nb原子在940 ℃退火直至330 s时,Nb在晶界均显著偏聚,且偏聚程度随退火时间增加而减小;当退火温度升高至980 ℃时,Nb在晶界的偏聚几乎消失(图3c和f)。即升高退火温度和延长退火时间均导致Nb在晶界的偏聚降低,Nb的分布更为均匀,且温度的影响更为显著。

图3   含Nb无取向硅钢经不同工艺退火后Nb元素在钢中的分布图

Fig.3   SEM images (a~c) and EPMA (d~f) of Nb distributions after different annealing processes of Nb-containing non-oriented silicon steel

2.2 退火工艺对磁感强度及铁损的影响

退火后成品板的铁损和磁感应强度与退火工艺的关系如图4所示。退火温度为940 ℃时,随着退火时间延长,无论工频铁损P1.5/50还是高频铁损P1.0/400均持续下降,磁感应强度B50在保温270 s达到最大值而后下降。而当退火时间为240 s、温度升高至980 ℃时,P1.5/50P1.0/400均显著下降,B50略有升高;但延长高温退火时间时,B50显著下降而铁损变化不明显。因此,较好磁性能可在940 ℃退火270 s (B50为1.690 T,P1.5/50P1.0/400分别为4.86和30.47 W/kg )及980 ℃退火240 s后(B50为1.682 T,P1.5/50P1.0/400分别为3.10和18.80 W/kg )获得。

图4   含Nb无取向硅钢经不同工艺退火后获得的工频铁损P1.5/50、高频铁损P1.0/400和磁感应强度B50

Fig.4   Iron losses of P1.5/50, P1.0/400 and permeability B50 of Nb-containing non-oriented silicon steel after different annealing processes

2.3 退火工艺对力学性能的影响

力学性能与退火温度和时间的关系如图5所示。退火温度为940 ℃时,当退火时间超过300 s,抗拉强度和屈服强度开始显著下降,而塑性则是在退火时间为240和330 s时较好,位于两者之间则变差;退火温度升高导致屈服强度与抗拉强度显著下降,尤其是980 ℃退火240 s后,与940 ℃退火240 s相比其强度和塑性均下降。同样地,温度对力学性能的影响更为显著。在940 ℃退火240 s后,该无取向硅钢可获得最佳力学性能,此时屈服强度为500 MPa,抗拉强度为640 MPa,断后延伸率为23.29%,即获得最佳力学性能的退火工艺与磁性能的工艺是不一致的。

图5   含Nb无取向硅钢经不同工艺退火后的力学性能

Fig.5   Mechanical properties of Nb-containing non-oriented silicon steel after different annealing processes

3 讨论

冷轧无取向硅钢在退火过程中发生晶粒再结晶和长大。随着退火温度的升高和时间的延长,再结晶日趋完善且晶粒不断长大(图1),同时富Nb相粒子发生析出、固溶和粗化(图2),Nb在晶界偏聚程度趋于降低,而后两者的变化又制约了再结晶与晶粒生长[17,18,19]表1是940和980 ℃退火不同时间后铁素体的平均晶粒尺寸和钢中的第二相粒子的平均尺寸和体积分数。可见,940 ℃退火时间由240 s增加至270 s时,富Nb相粒子平均尺寸增大但同时体积分数也增大,并且Nb在晶界处依然有显著的偏聚(图3),因此对晶界迁移的总的抑制力变化不大,所以晶粒长大不明显,导致细晶强化和沉淀析出强化的贡献无区别,最终强度变化不明显;但退火时间延长至300 s时,虽然富Nb相粒子体积分数依然持续增大,但其粗化明显,同时Nb在晶界处的偏聚减少,因此对晶粒生长的抑制力降低,晶粒开始长大,导致晶粒细化强化和析出强化的贡献均有所下降,因此强度开始下降;但另一方面对畴壁运动的钉扎阻力减小,使磁滞损失降低[20],因此铁损降低。退火时间延长至330 s后,Nb在晶界处偏聚较少,此时析出相粒子粗化且体积分数减少,对再结晶的抑制力大幅减小,晶粒尺寸显著增大,因此铁损、屈服强度和抗拉强度进一步降低。退火温度升高至980 ℃,富Nb相粒子尺寸显著粗化且体积分数大幅度减少,晶粒也显著长大,因此强度大幅下降但铁损得到改善;而在980 ℃退火时,时间由240 s增加至270 s,富Nb析出相大部分都已固溶,富Nb析出相体积分数急剧减小且尺寸相差不大,同时Nb在晶界处的偏聚几乎消失,平均晶粒尺寸急剧增大,因此屈服强度、抗拉强度和工频铁损也均降低。但无取向硅钢的高频铁损随着频率升高对应的最佳晶粒尺寸减小[21,22],因此当980℃退火270 s时,P1.0/400反而略有升高。

表1   含Nb无取向硅钢经不同退火工艺处理后实测的富Nb析出相粒子尺寸与分数及铁素体晶粒尺寸

Table 1   Measured sizes and fractions of precipitates and ferrite grain sizes in Nb-containing non-oriented silicon steel after different annealing processes

Annealing processAverage size of
ferrite grain / μm
Average size of
Nb-rich particle / nm
Volume fraction of particle
940 ℃, 240 s15.7±4.0101.340.0043
940 ℃, 270 s17.5±5.3117.960.0047
940 ℃, 300 s20.2±6.7126.990.0052
940 ℃, 330 s29.0±8.1144.760.0039
980 ℃, 240s30.2±13.7171.960.0011
980 ℃, 270 s38.4±18.297.510.0005

新窗口打开

退火工艺对该钢塑性的影响较复杂。940 ℃退火时该钢的延伸率先是随退火时间延长而逐渐降低,但是达到330 s时延伸率反升至21.46%;退火温度为980 ℃,保温时间由240 s增加至270 s时,延伸率显著增加。通常退火温度升高、保温时间延长均导致冷轧变形组织中发生更大程度的回复、再结晶和晶粒长大,有助于塑性的改善,而该钢在940 ℃保温270~300 s时呈现较低的塑性,可能与此退火工艺下发生的不完全再结晶导致的晶粒尺寸不均匀性相关(图1),从而更容易在变形过程中发生应变集中导致提前断裂。

图6   含Nb无取向硅钢冷轧后的ODF图及不同工艺退火后的γ织构、η织构

Fig.6   ODF maps of Nb-containing non-oriented silicon steel after cold rolling (a) and the γ-fiber (b) and η-fiber (c) components after the subsequent various annealing processes

无取向硅钢的磁感应强度主要受退火所形成的再结晶织构、富Nb相粒子和晶粒尺寸等因素的影响,而γ织构(<111>//ND)因其较高的平均磁晶各向异性能成为影响磁感强度的主要因素之一[23,24,25]。如图6a所示,冷轧板中主要存在{111}<110>、{111}<112>、{112}<110>以及{001}<110>等织构,而其形变储存能由弱到强依次为{001}<110>、{112}<110>、{111}<110>、{111}<112>[26]。由于{111}<112>和{111}<110>取向晶粒具有较大的存储能,因此在再结晶形核过程中,{111}晶粒可以优先形核并通过吞并其它相邻低存储能形变组织而长大[27,28]。940 ℃退火时间延长至270 s,对磁感不利的γ织构密度基本保持不变,但对磁感有利的η织构密度有所增加(图6b和c),因此B50增加;退火时间延长至330 s后,再结晶{111}<110>织构密度仍基本保持不变,{111}<112>不利织构密度急剧增加,导致B50降低。退火时间均为240 s时,退火温度升高时η织构密度变化不明显,但γ织构密度有所降低(图6b),所以B50升高。因此,避免磁感恶化就需要控制{111}<112>等不利织构晶粒由于高形变存储能导致的优先生长。在低温短时退火时,富Nb相大量析出且晶界处有显著Nb偏聚,因此存在显著的晶界钉扎力,{111}<112>等晶界迁移的优势并不明显;而随着退火时间增加,Nb在晶界处偏聚减弱,富Nb相粒子粗化,导致抑制作用减弱,{111}<112>晶界迁移的优势凸显,因此{111}<112>再结晶织构密度显著增加,这一现象也被其他研究者所发现[29,30,31]。退火温度升高至980 ℃时,Nb在晶界偏聚几乎消失,同时富Nb相粒子固溶引起富Nb相粒子体积分数急剧降低且尺寸显著粗化,对晶界的钉扎效果迅速减弱,即对{111}<112>再结晶织构密度增加的抑制作用消失,所以在该温度下退火不同时间后,γ织构密度差别不明显。因此,为了抑制二次冷轧含Nb无取向硅钢的不利织构强度,应采用短时退火工艺。

综上分析,含Nb无取向硅钢通过采用短时低温退火工艺,可使部分Nb固溶并偏聚于晶界同时剩余其它Nb析出形成含富Nb的第二相粒子,这样既抑制了γ不利织构的长大,又在第二相粒子不严重损害铁损的情况下细化了晶粒,通过晶粒细化强化和析出沉淀强化提高了强度。与含Ni无取向硅钢[3]相比,虽然该钢的力学性能稍差,但B50却更高,达1.690 T;而与所报道的含Nb强化无取向硅钢相比[10],其高频铁损可大幅降至18.80 W/kg,从而可以实现更高的电池续航能力。

4 结论

(1) 940 ℃退火时,随着保温时间延长至330 s,固溶Nb在晶界偏聚程度减弱,再结晶晶粒和富Nb相粒子均粗化,同时富Nb相粒子体积分数先增加后减小,导致铁损、屈服强度与抗拉强度均随退火时间延长而降低;{111}<110>织构密度基本保持不变,而{111}<112>织构持续增加,η织构先增加至270 s后减少,导致磁感应强度先增加至1.690 T后急剧降低。在940 ℃退火240 s时,屈服强度为500 MPa,抗拉强度为640 MPa,力学性能达到最佳,强度增加主要由沉淀强化和细晶强化2部分贡献组成。

(2) 退火时间一定时,随着退火温度由940 ℃升高至980 ℃,Nb在晶界的偏聚几乎消失,晶粒尺寸增大和富Nb相粒子体积分数急剧减少,导致铁损、屈服强度和抗拉强度降低。退火温度升高至980 ℃并保温240 s时,η织构基本保持不变,γ织构密度降低,磁感应强度有所增加。此工艺下B50为1.682 T,P1.5/50为3.10 W/kg,P1.0/400为18.80 W/kg,磁性能达到最佳。

(3) 对于含Nb无取向硅钢,磁性能与力学性能,特别是铁损与强度,难以在同一个退火工艺下同时得到优化,因为富Nb析出相粗化与晶粒长大有利于铁损,但恶化了强度。因此其综合性能只能是磁性能与力学性能的相互妥协与平衡。对于该钢,冷轧后经过940 ℃保温270 s的退火工艺可以实现Nb在晶界处的偏聚,从而在一定程度上抑制γ织构并提高η织构密度,而大量析出的富Nb相粒子既有效抑制了晶粒长大又提供了析出强化,因此提高了强度的同时又降低了对磁感的恶化程度。此时,屈服强度达到505 MPa,断后伸长率为17.55%,其B50维持在1.690 T,P1.5/50为4.86 W/kg,P1.0/400为30.47 W/kg。

The authors have declared that no competing interests exist.


/