无取向硅钢片（共7篇）
无取向硅钢片 篇1
新能源汽车是汽车未来发展的必然趋势,它包括混合动力汽车(Hybrid EV)和电动汽车(EV),而这两种汽车都需要将电池的电能通过驱动电机转换为汽车行驶的动能。驱动电机系统是新能源车三大核心部件之一。电机驱动控制系统是新能源汽车车辆行驶中的主要执行结构,其驱动特性决定了汽车行驶的主要性能指标,它是电动汽车的重要部件。因此,驱动电机将和现在广泛使用的燃油发动机一样重要。无取向硅钢片作为驱动电机的关键材料,其性能又影响了驱动电机的驱动特性和服役表现[1,2,3]。由于日本在新能源汽车方面处于全球领先位置,与其驱动电机配套的无取向硅钢片已经可以工业化生产,且生产技术趋于成熟。但是这一关键材料在我国尚不能够工业化生产,需要未雨绸缪地积极研发。因此,本文介绍了新能源汽车用驱动电机的类型和特点及其对无取向硅钢片的要求,日本各大钢铁公司关于驱动电机用硅钢片的生产技术的相关专利内容,最终借助于热力学计算工具详细分析了专利文献中报道的各种生产技术路线,提出了最可能实施的技术路线。
1 汽车用驱动电机特点和类型
汽车用驱动电机不同于一般工业用电机,由于其布置空间有限,必须根据具体产品进行特殊设计以达到小型化的目的,这就要求电机的功率密度要显著高于其他工业电机;工作温度变化大(-40~105℃),工作时期振动剧烈,要求高的可靠性以保证乘车者安全,多采用为水冷;能够实现精确的力矩控制,动态性能较好。具体来说,电机驱动系统工况复杂,可以说是随机变化的。车辆的启动、加速、制动、停车、上坡、下坡、转弯、变道等是随机的;而在HEV中,又存在多种工作模式如电机启动发动机、电机驱动、电机发电、电机制动能量回馈等,且电机具体工作于何种模式也是随机的,这就要求电机具有如下特点[4,5,6]:转矩、功率密度大,即在减小电机体积的同时,电机还要有足够的转矩和功率;电机工作速域宽,以适应车辆的启动、加速、负荷爬坡、频繁起停等复杂工况;系统效率高,提高电驱动系统的效率是提高汽车续航里程和经济型的重要手段;系统适应环境能力强,要防水、防尘、防震,具有良好的环境适应性和高可靠性;电磁兼容性好,避免和减小驱动系统对其他电器的影响;性价比高,即在保证性能的前提下,造价不能太高。电动汽车最早采用的是直流电机系统,特点是成本低、控制简单,但质量大,需要定期维护。随着电力电子技术、自动控制技术、计算机控制技术的发展,三相交流感应电机、永磁同步电机和开关磁阻电机显示出比直流电机更为优越的性能,目前已逐步取代了直流电机控制系统。各种驱动电机系统的基本性能比较见表1[7]。其中,异步电机主要应用在纯电动汽车(包括轿车及客车),永磁同步电机主要应用在混合动力汽车(包括轿车及客车)中,开关磁阻电机目前主要应用在客车中。目前在混合动力轿车中采用的基本都是永磁同步电动机,永磁同步驱动是未来的发展方向,主要因其能在控制方式上可实现数字化,在结构上可实现电机与齿轮箱的一体化。日本丰田公司的PRIUS采用的永磁同步电动机功率已达到了50kW,新配置的SUV车型所用电机功率达到了123kW。永磁电机具有效率高、比功率大、功率因数高、可靠性高和便于维护等优点,采用矢量控制的变频调速系统,可使永磁电动机具有宽广的调速范围,因此,丰田和本田国际汽车制造商以及一汽、东风、长安、奇瑞等国内厂商均在其电动汽车中采用了永磁电机方案,推动了车用电机向永磁化方向发展。尤其是采用了稀土永磁材料的稀土永磁电机,不仅效率高,而且结构简单、运行可靠、体积小、质量轻。它既可达到传统电励磁电机所无法比拟的高性能。根据电动汽车、混合动力车车型的开发应用年代,日本的产业水平与市场偏好、成本核算等方面考虑,先采用感应电机,而近几年来在批量生产的日本电动汽车车型上以采用永磁同步电机为主流。
2 汽车用驱动电机与无取向电工钢片性能之间的关系
随着我国新能源汽车用驱动电机系统将朝着永磁化、数字化和集成化方向发展。目前某些关键材料(如高性能硅钢片、绝缘材料)和关键元器件(如IGBT、DSP芯片)依然主要依靠进口。作为制造电机铁心的材料,电工钢带是使用最普遍的重要磁性材料,是车用电机高效、高功率密度的保障。日本新日铁、住友金属生产的电工钢带已用在混合动力驱动电机上,我国宝钢集团在“863”课题支持下,从2008年起开展了电动汽车驱动电机用电工钢带研发,并已申请公开了一项专利。武钢正在进行高强度无取向电工钢的工业试验,钢铁研究总院已开始在实验室通过模拟薄板坯连铸连轧技术试制高强度无取向电工钢。
驱动电机的功率(转矩)、效率和寿命都与所用的无取向电工钢片有很大关系,尤其是电机转子所用的无取向电工钢片,磁性能决定了电机的转矩和效率;如图1所示,电工钢片铁损越低而电机效率越高,而磁感增大导致电机转矩增加;同时力学性能决定了定子和转子的加工精度、服役承载强度和最大转速。
因此新能源汽车的驱动电机对所采用的电工钢片有如下要求[9]:(1)为了良好的驾驶体验,电机需要提供高扭矩用于启动,要提高扭矩必须提高驱动电流和所用电工钢的磁感;(2)要提高能源转换效率,在最经常使用的驾驶模式下电机效率在一般在85%~93%,要求电机所用电工钢片具有优秀的磁性能,即中低磁场下的高磁感和高频下的低铁损;(3)高行车速度需要电机转子高速运转(6000~15000r/min),要求所使用的电工钢片具有足够高的强度抵抗离心力;这就要求使用高强度电工钢;特别是对于永磁驱动电机,磁极镶嵌于转子之中,因此保证转子的强度至关重要;(4)缩小转子和定子之间的间隙可有效提高磁通密度,这要求电工钢薄片具有良好的冲片性;(5)在汽车使用周期内,处于服役期的高速旋转的电工钢片不能发生疲劳破坏,即高的疲劳寿命。
综上所述,新能源汽车EV或HEV的驱动电机所用的电工钢片,既是要求磁性能的功能材料,也是要求强度和疲劳性能的结构材料,因此是具有高技术附加值的、结构性能和功能性能复合的钢铁材料。
3 驱动电机用高强度无取向电工钢片
电机所用的电工钢片成分通常都是超低碳、氮(质量分数均小于50×10-6)和高硅,有时还需要加入高Al含量来保证其优异的磁性能特别是低的铁损。驱动电机要求的电工钢片要较传统无取向电工钢强度高200MPa以上,并且提高强度同时还需保证不能损害其优良的磁性能。驱动电机用电工钢片的磁性能要求并不是很高,通常现有的如50W230和35W210等高牌号无取向硅钢或者高效电机类无取向硅钢如35WH230和50WH300等这类牌号的成分体系就可以满足磁性能的要求[9],因此开发此类钢的关键,就是在高Si+Al含量的无取向硅钢成分体系下,如何大幅度提高强度而不会恶化磁性能。传统磁性硅钢通过Si的固溶强化提高强度同时降低铁损,但最多只能提高至550MPa左右,更高Si含量导致不可轧制,如图1所示[10],同时高Si导致磁感下降。通常的高强结构钢多采用固溶和析出等多种强化机制,可有效提高强度,但其磁性能差。因此需要通过多种强化机制提高无取向电工钢强度,如图2所示[10]。由于电工钢的超低碳含量以及冷轧后需进行再结晶退火,一般情况下无法通过相变和位错强化机制进行强化,而电工钢产品为了防止磁滞时效,其碳、氮含量均很低(通常质量分数在50×10-6内),因此也无法进行间隙原子固溶强化。因此可行的强化机制只有代位原子固溶强化和析出强化。日本从1980年起开始研究高强度无取向电工钢,代表厂家主要为新日铁、JFE和住友金属[11]。由于最终采用的强化技术路线涉及各公司的商业机密,因此很少有这方面的详细研发报告发表,取而代之的是这三家公司在其本国或是其他国家申请了逾百篇高强度无取向电工钢专利,这些专利大多是为了覆盖和掩盖其真实的工艺技术而设立的,因此需要结合科学规律详细分析对这些专利文献,发现它们所遵循的研发思路的,下面分别详细讨论。
3.1 固溶强化提高无取向电工钢强度
新日铁在1990年以前公开的专利中主要采用Si,P,Mn,Ni的固溶强化,但有时也会用到Cr,Mo,Cu,Ti等其他合金元素,并且为达到高强度一般会适当控制成品板晶粒尺寸。Cr可以有效降低高频铁损,同时有降低应力敏感性的作用[12]。无取向电工钢中固溶的Ti,有增强{111}面织构的作用,从而有助于提高强度[13]。主要采用固溶强化的各专利的典型成分、工艺及产品性能如表1所示。由表1可见其采用的主要强化手段是P,Mn,Ni等元素的固溶强化[14],我们推测其实际成分(质量分数)应该是0.1%P-1%Mn-2%Ni-1%Cr左右。P虽为固溶强化效果很好的元素,但其易在晶界偏聚引起钢板脆裂,对此新日铁提出了几种解决方案:一种是将P的含量控制在小于0.1%,将B的含量控制在10×10-6~70×10-6,并采用更低的退火温度(750~800℃)[15];另一种方法是使热轧板在热轧结束到卷取开始这段时间的平均冷速大于100℃/min,并使卷取温度小于650℃,卷取后到300℃的冷速大于100℃/h[16];还有一种是使卷取温度小于550℃,并使热轧板的再结晶率<60%,且热轧板再结晶部分的平均晶粒直径<60μm[17]。
图1 Si含量对普通钢、高强结构钢强度和可轧制性的影响,以及通过包括固溶强化在内的多种手段所要达到的高强电工钢目标强度区间[10]Fig.1 Influence of Si content on the tensile strength of conventional ordinary steel,conventional high-strength steel and the targeted region of strength using strengthening other than solution strengthening[10]
图2高强电工钢产品的强度-铁损目标性能区间及与普通钢和高强结构钢的对比[10]Fig.2 Tensile strength and iron loss of the conventional ordinary steels,high strength steels and the targeted development region using strengthening other than solution strengthening and securing magnetic properties[10]
表1 采用固溶强化的新日铁高强度无取向电工钢专利的部分内容Table 1 Some patents of Nippon Steel relevant to high-strength non-oriented silicon steels
新日铁于2002年11月公布的高强度硅钢片HST系列,有0.50,0.35mm和0.20mm三个规格,其典型磁性能和屈服强度[7],如图3所示。0.2mm和0.5mm厚度屈服强度在780MPa级别是其W10/400分别只有38W/kg和52W/kg;而0.35mm厚度屈服强度570MPa级别的W10/400为30W/kg。图中也将其与高效电机用0.35mm和0.50mm的高效无取向硅钢的性能进行了比较,由此可见,在同样的厚度规格情况下,磁性能虽然略有下降,但是屈服强度大约提高了一倍以上,材料的抗变形能力显著增强,实现了预期目的。
图3 新日铁2002年公布的高强度无取向电工钢系列产品磁性能[7]Fig.3 Magnetic properties of HST series high-tension electrical steel sheet from Nippon Steel,reported in 2002[7]
3.2 析出强化提高无取向电工钢强度
由于过去的固溶强化往往含有昂贵的金属镍,导致合金成本显著上升,而且固溶强化增加了轧制前的强度,使得轧制难度增大,因此住友金属在2011年的美国专利[21]中提出了向无取向硅钢中加入Nb,Ti,V,Zr这一类的微合金元素的方法,一方面形成细小碳化物粒子通过析出强化提高强度,另一方面是通过固溶Nb抑制退火时的再结晶,使得再结晶分数不超过90%,保留了部位冷加工位错等缺陷使得强度不会因再结晶显著下降,他们详细研究了固溶Nb和Ti对退火后抗拉强度的影响,如图4所示。其中固溶Nb*和Ti*的摩尔分数指的是钢中的Nb和Ti被碳和氮固定后剩下的固溶在基体中的量,根据化学当量比按下式计算:Nb*=Nb/93-C/12-N/14和固溶Ti*=Ti/48-C/12-N/14。由图4可知,当Nb含量超过化学当量比后,其对强度的贡献急剧增加然后趋于饱和;而Ti含量超过化学当量比后,抗拉强度随着过剩Ti含量逐步增加。退火时的再结晶分数对屈服和抗拉强度也有显著影响,如图5所示。当再结晶分数不超过90%时,其强度下降幅度为50~100MPa,而当再结晶完全完成时,强度急剧下降;因此需要通过退火温度、钢中固溶Nb含量来控制退火时的再结晶分数,使得材料不能发生完全的再结晶,根据这一技术所开发的SXRC系列高强度无取向硅钢的性能如表2所示[22],在普通无取向硅钢的高频铁损范围内强度显著提高1倍以上,但这一性能指标与图3中的新日铁产品牌号相比,铁损相差较大。但是住友金属采用了不同的设计思路,认为在不损害电工钢的压延加工性的前提下,可以采用位错强化手段。虽然位错强化导致钢的铁损会增大。但是,转子比定子用硅钢片容许铁损要大很多。这是因为电机的能量效率主要受定子铁损支配,而转子铁损的影响很小。永磁同步电机的转子用电工钢的铁损水平,可以根据抑制由焦耳热引起的永磁体热退磁来设计。因此,作为转子用电工钢的强化采用位错强化非常适用,工艺简单易行,成本经济。新日铁在2005年起也有了类似的专利,通过析出Cu或者Nb的碳氮化物来延迟再结晶,并控制再结晶率,实现强度与铁损之间的平衡[23,24]。
图4高强无取向硅钢片中经750℃退火20s时效处理后,其固溶Nb*和Ti*的摩尔分数和抗拉强度之间的关系[21]Fig.4 The relationship of the amount of solute Nb*and Ti*and tensile strength after annealing of high-strength non-oriented silicon steels at 750℃for 20s[21]
图5 屈服强度、抗拉强度与退火时再结晶分数之间的关系[21]Fig.5 Dependence of yield and tensile strength on recrystallized fraction after annealing[21]
表2 住友金属公司的高强度无取向硅钢产品系列的性能[22]Table 2 Magnetic and mechanic properties of high-strength non-oriented silicon steel grades from Sumitomo Metal Corp[22]
RD:Rolling direction;TD:Transverse direction
1990年之后,新日铁公开的专利中开始用到其他强化方式。在固溶强化的基础上同时采用Nb,Zr,Ti,V碳氮化物析出强化[25,26,27,28]。一般来说,为了防止碳氮化物严重恶化磁性能,专利中对这些元素的含量都有严格的要求。另外,添加Ni会增加钢的成本,许多专利中选择不加Ni。各种碳氮化物的强化效果也不尽相同,久保田猛认为Zr的碳氮化物与其他的碳氮化物相比,析出强化效果大,同时对磁性能的劣化较小[25]。有田吉宏、村上英邦、松本穰等指出,NbC通常与MnS复合析出,当Mn含量满足[%Mn]≤0.6-10×[%C]时,有利于NbC细小密集析出,增强抑制晶粒长大的作用,从而获得高的强度和韧性[26]。最近十年新日铁专利转向了Cu金属相的析出强化[29,30]。Cu金属相降低饱和磁通密度的作用很小,而且与碳氮化物相比,对磁畴壁移动的阻碍作用较小[27]。采用Cu金属相的析出强化时,可以通过控轧控冷,使冷轧之前Cu金属相不析出,或不过多地析出,或控制其析出状态,从而使热轧板或常化板不至于特别大地硬化和脆化,这样就比较容易冷轧,也减少了冷轧时轧裂的发生。在冷轧之后的退火及其冷却过程中,也可通过控制退火温度和冷速,从而抑制Cu金属相的析出。用户将成品板冲片后,再经时效退火处理,使Cu金属相析出,从而获得高的强度。这样,在时效退火之前,钢板一直是处于一个相对“软质”的状态,冷轧及其冲片过程中的成材率相对较高。为了防止Cu金属相严重恶化磁性能,专利中一般都对Cu金属相的尺寸、密度做出规定。
4 关于实际应用的高强度无取向硅钢强化方法的分析及未来技术发展趋势
虽然我们由上述新日铁、住友金属关于这一产品的性能变化推测了该公司的日本几大钢铁公司究竟在工业化生产的高强无取向电工钢中采用了何种强化方法,其细节作为商业机密都进行了严格保护。虽然几大钢铁公司都申请了很多相关专利,但涉及众多强化手段,包括P,Mn,Ni的固溶强化、微合金元素(Ti,Nb,V,Zr)等析出强化和Cu的时效强化以及不完全再结晶的位错强化。其中Ni,P,Mn等元素固溶强化是最早提出的,由于这三个元素固溶强化效果显著同时对磁性能的恶化最小,如图6所示,其中P的固溶强化效果最好,Ni其次,Mn最小;而对于磁性能而言,增加Ni含量提高磁感降低铁损,效果最好;P略微增加铁损而Mn降低磁感。据信新日铁是通过这三个元素结合的固溶强化开发出了图3所示的高强度无取向硅钢系列[31]。
(a)强度;(b)铁损和磁感(a)yield strength;(b)iron loss and permeability
图6 P,Mn和Ni固溶元素含量对无取向硅钢性能的影响[31]Fig.6 Influence of the solute P,Mn and Ni contents on the properties of non-oriented silicon steels[31]
但是由于Ni的合金成本高昂,P容易导致冷脆需要特别的工艺处理,从最近各大日本钢铁公司的研发趋势看,正在积极研究其他强化手段来代替。我们注意到新日铁与住友金属两大公司近年来刚刚合并后,其给出的关于高强无取向硅钢的产品性能如表3所示,可以看出表3所给出的在同一强度级别下的磁性能更接近表2中住友产品的水平,但要略好一些,但和最初图3所示的新日铁最初开发的薄规格高强度无取向硅钢牌号的磁性能水平相比,实际上磁性能和强度都是下降的。这表现在一方面将最初的屈服强度改变为抗拉强度来定义强度水平;二是如0.35mm厚度590MPa强度水平下,其高频铁损磁性能W10/400由30W/kg大幅恶化到40W/kg。这种将降级的技术应用于工业生产,应该是因为新日铁基于成本压力改变了强化技术手段,很可能是将最初的Ni,Mn,P等较昂贵的固溶强化改变为上述住友公司开发的、通过加入Nb实现不完全再结晶进行位错强化的经济手段;而其最新的Cu析出强化技术应该是该公司正在研发的最新技术,以在强化效果、更好的磁性能与成本经济之间达到一个更好的平衡,这一技术的未来应用潜力很大。因此,我国在研发此类钢种时,建议充分利用我们的后发优势,直接研究如何通过析出强化来提高现有高牌号无取向硅钢的强度,但这需要首先对各类析出强化的技术途径进行可行性分析。
表3 新日铁住金公司生产的高强度无取向硅钢系列产品的磁性能和力学性能要求及其典型值[32]Table 3 Requirements and typical values of high-strength non-oriented silicon steel grades from Nippon Steel&Sumitomo Metal Corp[32]
L:Rolling direction;C:Perpendicular to rolling direction
潘振东等[33]曾经通过加入3%Mn通过Mn的固溶强化来试制高强度硅钢,但是实验结果发现在经过完全再结晶退火后,其磁性能优秀但是其强度达不到目标;而当经过不完全再结晶退火时,强度可以达到目标但是磁性能显著恶化。因此,通过Mn单一元素固溶强化手段达到如此高的强化增量,还是比较有难度的,需要和析出强化相结合,而析出强化的具体手段也需要仔细分析。
低合金高强结构钢常通过加入Ti,Nb,V等微合金元素以析出碳化物、氮化物纳米粒子使得强度增加,大量的实践证明,如果仅仅考虑析出强化效果,在加入同样质量元素的前提下,Ti的析出强化最明显,因为Ti的原子量最小、密度最小,所以析出相的摩尔分数、体积分数最大。为了使得炼钢中加入的微合金元素在控轧控冷时充分析出,需要在加热时尽量让加入的微合金元素固溶,对于低碳钢而言,加热时是在奥氏体相区,因此加热时微合金元素大部分都要固溶在奥氏体中,这对于析出强化很重要。因为碳化物、氮化物在奥氏体中的固溶度积要显著高于铁素体,这一方面导致加热时可在奥氏体中固溶更多的微合金元素;另一方面,在冷却时由奥氏体至铁素体相变过程中,由于两者固溶度积的很大差别,固溶的微合金元素会以相间析出碳化物的形式弥散分布,强化效果最好。但是对于含有3%Si以及一定量Al的电工钢而言,其相图结构与普通碳钢完全不同,几乎不出现美-奥氏体相圈,也即在加热时硅钢不可能全部奥氏体化。图7给出了3%Si-0.5%Al-0.2%Ti-0.004%N在不同Mn含量下的相图结构,其中BCC_A2相为铁素体,FCC_A1为奥氏体,FCC_A1#2为析出的面心立方的Ti(CN)碳氮化物。由图7可见TiN在各Mn含量下的固溶温度都超过1400℃,因此不可能在加热时使得加入的Ti充分固溶。另外,在没有Mn时,碳含量小于0.07%时在整个温度范围内不出现奥氏体相(见图7(a));2%Mn时,碳大于0.1%在1200℃左右时出现奥氏体单相区,小于0.1%时在700~1400℃范围内出现奥氏体铁素体两相区,且碳含量低时奥氏体相分数很小(见图7(b));4%Mn时,在碳大于0.03%温度在1200℃就出现了奥氏体单相区,这恰好是加热温度范围,因此在成分设计时,可设计钢中碳质量分数(%)≈([Ti]-[N]/14×48)/48×12+0.03,在1000℃左右终轧,快速冷却至600℃左右卷取,这样可抑制1000℃温度以下存在的部分奥氏体向铁素体的相变,最终相变温度可控制在600℃,TiC可在相变时在相界面上实现相间析出,颗粒尺寸细小且弥散分布,实现有效的析出强化。但这一工艺有如下问题需要注意,由于TiN很稳定,在1400℃就可以析出,当钢中氮含量较高时,1200℃以上高温段析出大量TiN,这些高温析出相尺寸在0.1~5μm左右,过于粗大不能起到强化的作用,因此需要尽可能降低钢中的氮避免过多的Ti在高温区间析出。另外,粗大的TiN颗粒可能会对转子用硅钢片的疲劳寿命有影响,而且最终成品钢中还有剩余的固溶碳约0.03%,这将会导致服役时显著的磁致时效。因此通过加入Ti的析出强化达到目标强度,困难重重。
(a)0Mn,(b)2%Mn;(c)4%Mn;(d)4%Mn时,Ti(CN)在各温度下析出量(a)0Mn,(b)2%Mn;(c)4%Mn;(d)amount of Ti(CN)precipitated at different temperatures in the case of 4%Mn
图7 Mn对成分为3%Si-0.5%Al-0.004%N-0.2%Ti的Fe-C相图的影响(图中FCC_A1#2为Ti(CN))由ThermoCalc软件和TCFe数据库计算Fig.7 Influence of Mn on Fe-C phase diagram of 3%Si-0.5%Al-0.004%N-0.2%Ti(FCC_A1#2is Ti(CN)),calculated by ThermoCalc software with TCFe 7database
采用类似地方法可以分析Nb在硅钢中的强化途径,假设成分体系中已经加入了1%Mn-3%Ni固溶强化并同时在高温下获得足够多的奥氏体化相,分别加入0.2%Nb和0.5%Nb的相图结构如图8所示,图中BCC_A2相为铁素体,FCC_A1为奥氏体,FCC_A1#2为析出的面心立方的Nb(CN)。0.2%Nb-0.02%C对应的固溶温度为1200℃,虽然此时没有单一奥氏体相区而只有奥氏体铁素体两相区,但Nb可以完全固溶,如果维持较高的终轧温度和轧后快速冷却,其中的奥氏体区域相变至铁素体时会引起相间析出,而铁素体区域则只会沿晶析出少量Nb(CN)。因此此时的析出相的分布可能是不均匀的,且此时成品钢中固溶碳为0.02-([Nb]-[N]/14×96)/96×12≈0,即加入钢中的碳恰好可以全部析出,保证了服役过程无迟滞时效。析出体积分数约0.2%,若析出相平均尺寸在5nm左右,析出强化贡献可达200MPa左右,而具有3%Si+0.5%Al成分的高牌号无取向硅钢(如50W270或者50W250牌号)屈服强度已经超过了400MPa,Mn、Ni的固溶强化按照图6(a)的数据就可以贡献150~200MPa强化使得屈服强度提高到550~600MPa,如果再加上析出强化的贡献,屈服强度可达到700~800MPa左右,因此达到目标要求强度是可能的。如果进一步提高Nb含量至0.5%,一方面使得NbN的固溶温度显著升高,1200℃固溶时所要求的碳含量不超过0.01%,导致最终析出的NbC数量显著减少;另一方面,0.2%Nb时奥氏体单相区的鼻尖温度和碳含量为1150℃和0.04%C,而0.5%Nb时显著右移至1150℃和0.07%C,这意味着Nb含量升高导致在同一温度、成分下形成的奥氏体数量减少,因此在随后冷却过程中析出NbC的分布将更不均匀。即Nb含量过高反而不利于强化,最佳成分在0.2%Nb-0.02%C,成分和热轧工艺窗口均很狭窄。另外,无论是固溶的Nb还是析出的Nb都会显著抑制再结晶。住友金属利用此特性通过含Nb的高硅钢经不完全再结晶退火得到高强度无取向硅钢[22],这一方法成本经济、简单易行、强化效果明显,但是得到的硅钢片高频铁损依然不低,显著高于新日铁的HST牌号,只能适用于要求不高的驱动电机。
(a)0.2%Nb;(b)0.5%Nb(a)0.2%Nb;(b)0.5%Nb
图8 Nb对3%Si-0.5%Al-0.004%N-1%Mn-3%Ni的Fe-C相图的影响(图中FCC_A1#2为析出的Nb(CN))Fig.8 Influence of Nb on the Fe-C phase diagram with 3%Si-0.5%Al-0.004%N-1%Mn-3%Ni(FCC_A1#2is Nb(CN))
新日铁最新专利中的Cu析出强化路线似乎是个可行的选择,一是因为Cu本身就是奥氏体稳定化元素,可以有限扩大奥氏体相区,如图9的Fe-Cu二元相图所示,奥氏体中Cu的最大固溶量可以超过10%。当富Cu奥氏体在840℃左右转变为铁素体后,Cu在铁素体中的固溶度随着温度下降急剧降低,在400~500℃时几乎全部析出;与Ti、Nb等的析出强化相比,一是避免了大量加入Mn、Ni以便在高温下形成奥氏体相来固溶碳化物,因此成本相对经济;另外,因为不是通过碳化物、氮化物析出强化,所以在炼钢时不需要在钢中预留足够碳含量以供后续析出,而是直接得到超低碳含量,也不需要在热轧、卷取和退火时控制碳化物氮化物的析出,因此工艺相对简单;而且Cu在铁素体相中的析出强化同时并不会损害硅钢片的磁性能,因此Cu是理想的强化相;最后,Cu在铁素体中低温下固溶度很小,在结构钢中Cu的时效析出强化是个成熟的技术,通常就是在铁素体相区400~600℃区间进行回火,大量的Cu就可以析出,其强度贡献与Cu的析出量成正比;有实验证明,对于含1.8%Cu的FeCu合金在1000℃固溶后淬火然后在475℃时效,其屈服强度最大可增加365 MPa[34,35,36]。而对于新日铁的高强度无取向硅钢产品而言,其强度相较于普通无取向硅钢需提高近300MPa,因此可以通过加入Cu后时效析出强化实现这一目标。新日铁2012年针对此技术的美国专利中所保护的Cu含量范围为0.8%~8%,经300~720℃区间内某一温度时效处理析出Cu析出相,平均尺寸<0.1μm[10],可以达到图2所示的强度与磁性能区间。很明显,这个工艺窗口是出于隐藏真正的工艺参数而故意宽化的。仔细研究该专利文献和依据在结构钢中Cu的时效强化的经验发现,最佳Cu含量应该为2%~3.5%,热处理温度窗口为400~550℃,具体保温时间需要通过实验研究来摸索,但是应该遵循温度越高时间越短的原则。总的来说,Cu析出强化的热轧工艺控制窗口宽泛,不需要额外的P,Mn,Ni等的固溶强化和Nb、Ti的析出强化,简单易行,因此工艺上容易实现,而且在实现强化的同时不会损耗磁性能。但是,钢中加入Cu带来的一个显著问题就是会引起热脆,如图9所示,因为Cu的熔点低,在1094℃就会出现液相,尤其是在氧化性气氛下,S和Cu同时在晶界偏聚时,就会在加热、热轧时沿晶产生液相,导致严重的表面裂纹。因此,为克服这一问题,一是要控制钢中的硫含量,不能超过0.01%;尽量缩短加热和热轧时在高温区的停留时间,节奏快、效率高的薄板坯连铸连轧工艺应该是合适的工艺;另外,还要在钢中加入Ni,其加入量通常为Cu含量的1/8~1/2,上限最好不超过2.5%。Ni的加入不仅仅是可以避免由于Cu所导致的热脆[37,38],同时也可以起到固溶强化作用,而且会改变Cu析出的形貌与尺寸,使得Cu的析出强化作用也会增强。另外,根据现有的铜含量在0.5%左右的取向硅钢品种的生产时,并没有发现严重的Cu热脆问题,因此这为更高Cu含量的无取向硅钢的工业生产奠定了信心。
图9 Fe-Cu二元相图(FCC_A1#2是析出的金属Cu相)Fig.9 Binary phase diagram of Fe-Cu(FCC_A1#2is the copper-precipitate)
5 结束语
本文系统介绍了混合动力汽车和电动汽车所用驱动电机的特点和类型,以及驱动电机对无取向硅钢片的要求,即高强度、高磁感和低高频铁损。然后介绍了在业界领先的日本钢铁公司关于高强无取向硅钢片生产技术相关专利的具体内容,归纳了实现高强度的技术途径。尤其是通过分析新日铁公司关于这一产品性能在近年来的变化,总结出新日铁公司过去、现在和未来生产高强度无取向硅钢的可能技术途径。并通过热力学相图计算详细分析了无取向硅钢中加入Ti、Nb析出强化的可能成分和工艺。发现加入Ti析出强化达到目标屈服强度的难度很大;而加入Nb进行析出强化时,成分为0.02%C-0.2%Nb,加热温度为1200℃,保持尽可能高的终轧温度并快冷至600℃左右卷取,并要同时加入足够量的Ni和Mn,一是固溶强化,二是尽可能扩大加热时的奥氏体分数,当所有这些条件具备时是可以达到目标屈服强度的,但成分和工艺窗口狭窄,且同时要求加入Ni和Mn;而通过Cu的析出强化途径,其成分和工艺设计简单、操作窗口灵活,成本相对经济,工业可行性高。
无取向硅钢片 篇2
关键词：无取向硅钢片,压应力,磁性能
1 前言
驱动电机是新能源汽车中最为核心的总成之一,高效率的驱动电机是制备性能优良新能源汽车的前提条件,而冷轧无取向硅钢是制备驱动电机铁芯的首选材料,也是电机中最重要的部件,硅钢片的质量占驱动电机质量的1/2 左右,成本约占电机的1/5。可见,硅钢片的品质直接决定了驱动电机和整车的性能[1]。为此,国内外各大车企和钢铁企业都加大了对无取向硅钢片的研究力度,日本的新日铁,韩国的浦项,中国的宝钢、武钢等主要钢铁企业目前都已经开发出不同牌号的冷轧无取向硅钢片[2]。
硅钢片在驱动电机内部工作时会受到多种应力的作用,包括装机过程中电机外壳对其产生的压应力和电机运转过程中产生的电磁应力等,这些应力通过改变硅钢片的微观结构进而改变其磁性能,最后影响到电机的动力性和整车的稳定性[3]。与普通工业电机中硅钢片不同的是,汽车用电机硅钢片受到的力是不稳定的,这些力会因汽车行驶环境的变化而改变,因此很难评定如此复杂的应力对驱动电机性能和整车动力性所造成的影响。目前,国内还没有相关研究的报道。基于此,本文模拟并实际测试了无取向硅钢片在压应力作用下的磁性能变化情况,为无取向硅钢片磁性能的研究和新能源汽车驱动电机的设计提供了技术支持。
2 试验方法与试验材料
首先利用有限元仿真软件对考虑装配应力前、后无取向硅钢片的磁性能进行仿真计算,随后根据模拟仿真的结果,利用磁测系统和外加压力装置对无取向硅钢片的磁性能进行测试分析。
试验材料选择的是国内某一钢厂生产的冷轧无取向硅钢片,硅钢片尺寸为300 mm×30 mm×0.3 mm,磁性能测试按GB/T-3655《用爱泼斯坦方圈测量电工钢片(带)磁性能的方法》进行,测试装置选择FE-2100M磁测系统和外加辅助压力装置,磁测系统在0~10 000 A/m和0~1 000 Hz测试条件下的测试结果经中国计量科学院矫正比对,其结果精度完全达到相关国标及IEC标准要求。试验测试了硅钢片在不同形式压应力作用下的B(磁感应强度)-H(磁场强度)曲线和Ps(铁损)-B曲线,具体的试验参数和试验条件如下。
a.压应力施加方向:压延方向和法向(图1);
b.压应力等级:0 MPa(自由状态)、20 MPa、40 MPa、80 MPa、100 MPa;
c.测试频率:50 Hz、400 Hz;
d.B-H性能测试精度:0.3%;
e.Ps-B性能测试精度:0.5%;
f.压力精度:0.1%。
3 试验结果
3.1 仿真试验结果
图2 为由电机外壳装配带来的电机定子铁芯应力分布模拟图,由图可知,装机后的铁芯整体受压应力作用。其中定子铁芯轭部受力基本均匀,压应力值为60~90 MPa。而定子槽部受到的应力比较复杂,槽底部受到的压应力达到100 MPa左右;槽底部拐角处受到的压应力最大,可以达到110 MPa;槽顶部分处于自由状态,基本不受应力的作用。
图3 为由装配应力造成的硅钢片材料磁性能变化的仿真图,模拟输入的应力值分别为0 MPa、-5 MPa、-10 MPa和-20 MPa。仿真结果显示,在磁化的初始阶段,尤其是外磁场强度为100-1 000 A/m时,随着外加压应力的增加,硅钢片的磁感应强度明显降低;而随着外磁场强度的逐渐提高,不同压应力下测试的磁感应强度的差值随之减少;当外磁场强度超过10 000 A/m时,由于硅钢片材料逐渐达到磁饱和状态,压应力对硅钢片磁性能的影响也逐渐消失,4 条曲线趋于重合。
3.2 压延方向压应力对硅钢片磁性能的影响
上述仿真计算结果表明,电机装配后,内部定子硅钢片所受的力均为压应力,因此下述试验采用的应力也均为压应力。
3.2.1 压延方向的压应力对硅钢片磁感应强度的影响
图4为对硅钢片压延方向施加大小不同的压应力时,测试所得的B-H曲线,测试频率为50 Hz。由图可知,在测试范围内,在同一磁场强度下,随着压应力的增大,硅钢片的磁感应强度值逐渐降低,而随着磁场强度的不断增加,不同压应力之间的磁感应强度差值逐渐降低。
3.2.2 压延方向压应力对硅钢片铁损的影响
图5 为对硅钢片压延方向施加不同压应力作用时,测试所得的Ps-B曲线,测试频率为50 Hz和400 Hz。由图可知,不同频率下的两组曲线变化规律相似,都是铁损随着外加压应力的增加而升高,其中自由状态和20 MPa压应力下的铁损值相近,而40 MPa以上的3 组数据值相近。
Ps1.5/50和Ps1.0/400是行业通常用来评价硅钢片综合铁损性能的两组数据,因此通过试验对这两组数据进行了对比分析,结果见图6 所示。在测试范围内,随着外加压应力的增加,两组铁损值都有不同程度的增大,当压应力从自由状态增加到100 MPa时,Ps1.5/50和Ps1.0/400增大的幅度分别为58%和72%,其中铁损在20 MPa和40 MPa之间增大较快;而当压应力值低于20 MPa和超过40 MPa时,铁损的增大速度较小,曲线趋于平缓。
3.3 法向压应力力对硅钢片磁性能的影响
3.3.1 法向压应力对硅钢片磁感应强度的影响
图7 为在不同法向压应力作用下测试所得的B-H曲线,测试频率为50 Hz。由图可知,在测试范围内,随着外加压应力的增大,硅钢片的磁感应强度略有下降,但降低的幅度明显小于在压延方向压应力下磁感应强度的降低值,不同压应力作用下测试的B-H曲线相差不大。
3.3.2 法向压应力对硅钢片铁损的影响
图8 为在不同法向压应力作用下测试所得硅钢片的Ps-B曲线,测试频率分别为50 Hz和40Hz。由图可知,与压延方向压应力相同,法向压应力也会使硅钢片的铁损值降低,但其对硅钢片铁损值的影响也比较小。图9 为在法向压应力作用下硅钢片的Ps1.5/50和Ps1.0/400曲线,可见当外加压应力增大时,铁损值会发生小幅度的增加,当压应力从自由状态增加到100 MPa时,Ps1.5/50和Ps1.0/400增加的幅度分别为13%和20%,幅度明显小于压延方向压应力下铁损的变化值。由此可知,法向压应力对硅钢片磁性能的影响要明显弱于压延方向压应力对硅钢片磁性能的影响。
4 结果分析
硅钢片在电机工作过程中产生的铁芯损耗主要由磁滞损耗和涡流损耗两部分组成,而影响这两部分损耗的因素都比较多[4]。硅钢片内部磁畴在磁化过程中会发生转动,当对硅钢片施加外部压应力时,材料的晶格会因受力而产生一定程度的变形;晶粒变形后,磁畴转动的阻力会随之增大,可动性降低。此外,外部压应力也会改变硅钢片内部磁畴原有的排列规律,这些变化都会使硅钢片的磁滞损耗增大而磁感应强度降低。有报道称,在变压器内部,铁芯会因硅钢镶嵌的不均匀、条片的波浪形和温度变化等因素而产生约10 MPa的压应力,而仅4 MPa的压应力就会使铁芯的损耗增加30%[5]。
硅钢片不受应力时处于自由状态,此时硅钢片磁畴中的磁矩取向各异,磁矩总的矢量和为零。当对硅钢片施加外部压应力后,由于铁磁材料具有压磁效应,外部压应力相当于一个等效磁场,在该磁场的作用下,硅钢片内部原有的磁畴结构将会崩溃,同时重排成新的磁畴结构[5,6]。而新畴的结构与外部压应力的方向密切相关。当施加压延方向压应力时,压应力平行于外磁场方向,压应力促使与外磁场垂直方向的磁畴形核并长大,而与磁场平行方向的磁畴逐渐减少,该方向逐渐变成难磁化方向[7],因此硅钢片磁感应强度减小和铁损增大的现象都很明显,而随着外加压应力的增大,压应力对硅钢片磁性能的影响会随之增加。当对硅钢片施加法向压应力时,压应力垂直于外磁场方向,与压应力平行的方向由于磁畴减少变成难磁化方向;而与外磁场平行方向受到压应力的影响相对较弱,因此硅钢片的磁性能变化也相对较小。
5 结论
a.外加压应力会影响无取向硅钢片的磁感应强度和铁损性能,在测试范围内,随着压应力的增大,硅钢的磁感应强度逐渐降低,而铁损不断升高。
b.压延方向压应力对硅钢片磁性能的影响要明显强于法向压应力对硅钢片磁性能的影响。当压延方向压应力从自由状态增加到100 MPa时,Ps1.5/50和Ps1.0/400增大的幅度分别为58%和72%,而法向压应力从自由状态增加到100 MPa时,Ps1.5/50和Ps1.0/400增加的幅度分别只有13%和20%。
参考文献
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无取向硅钢片 篇3
硅钢生产工艺复杂, 制造技术严格, 目前全球范围内无取向硅钢的品种结构中, 高、中、低牌号比例分别约为14.8%、18.5%和66.7%。全球只有极少数标杆企业能够稳定生产出高、精、尖的硅钢产品, 这些企业掌握了硅钢的核心制造技术, 拥有绝大部分技术专利, 并往往采用专利垄断、技术封锁等形式进行保护。相比之下, 国内能够稳定生产高、精、尖硅钢产品的企业不多, 牌号相对较少, 制造成本偏高。本文综述了近年来无取向硅钢磁性能提升技术的进步及其发展动向。
2 化学成分设计
合适的化学成分设计是获得良好磁性能的前提和基础。设计无取向硅钢的化学成分时, 应综合考虑几方面因素: (1) 从产品设计角度, 应具备满足电磁性能、机械性能的产品实现能力; (2) 从工艺设计角度, 应具备满足轧制、退火连续稳定的过程实现能力; (3) 从生产成本角度, 应具备生产简便、低成本、易实现的生产实现能力。
部分化学成分具有多重作用, 如, 碳 (C) 作为有益成分可以提高钢的机械性能, 但作为有害元素却会劣化钢的电磁性能, 并产生较大磁时效;氮 (N) 作为有害元素, 在无铝钢中的危害远大于含铝钢, 在含铝钢中, 不同Al含量下, N的危害程度相差很大。因此, 为了获得最佳的磁性能, 应根据每种化学成分的理化性质, 合理设计化学成分。
按照化学成分的作用机理, 可大致将无取向硅钢的化学成分划分为:主要元素 (Si、Mn、Al、P (添加时) ) 、杂质元素 (C、S、O、N、Nb、V、Ti、Zr) 、微量元素 (Cu、Cr、Ni (残余) 、Sn、Sb、B、Ca、Mg、RE (添加时) ) 。
理论上讲, 主要元素Si、Mn、Al、P可以提高材料的电阻率, 从而降低材料的铁损。因其对电阻率的影响不同, 通过Si、Mn、Al、P成分设计, 也可以同时获得较好的磁感。有报道称, 对于低碳低硅无取向硅钢, 当Al/ (Si+Al) =0.4%~0.6%时, 磁感最高, 铁损最低。此外, P作为晶界偏聚元素, 在合适的生产工艺条件下, 也可以起到较好的磁感改善效果。
基于此, 对于工业化生产的同类钢种, 不同企业的化学成分体系设计相差很大。表1给出了国内部分新近投产企业中, 近似国标50W800牌号的六种无取向硅钢的化学成分。从表1可以看出, 国标50W800牌号硅钢中, Si含量相差很大, 并且C、N杂质元素含量控制技术水平不高, 杂质含量普遍高于日、韩的同类产品, 部分试样的S含量也明显高于国外同类产品[1]。
为从源头避免夹杂物的生成, 需严格控制C、S、O、N、V、Nb、Ti、Zr等杂质元素的含量, 尤其是高级别钢种对这些杂质元素的控制要求越来越严。部分杂质元素含量的控制要求见表2[2~6]。
% (质量分数)
作为晶粒细化元素, Cu、Cr、Ni等微量元素也会劣化硅钢磁性能 (Cu、Cr元素还可分别与S、N结合, 生成CuxS、Cr2N夹杂物[7,8], 阻碍热处理过程中晶粒的长大) , 其影响程度依次为Cu>Ni>Cr[2];Sb、Sn元素具有晶界偏聚作用, 可以改善硅钢磁性能。董浩等[9]认为, Sn可以降低晶界能, 减少有害织构{111}、{112}形核。Sn的晶界偏聚作用不如Sb, 其作用约为Sb的50%[10]。钢的化学成分和生产工艺不同, 对Sb和Sn的控制要求亦不相同, 其效果差别很大。
3 夹杂物控制
随着高级别硅钢的开发, 采用常规的化学成分设计调整方式已不能很好地满足新产品的开发需求, 采用夹杂物控制技术减少炼钢过程中夹杂物的生成逐渐引起人们的重视, 并得到快速发展和良好应用。
硅钢中的夹杂物不仅会抑制晶粒长大, 促使晶格畸变, 还会阻碍磁畴、畴壁运动, 恶化钢的磁性能[2,11,12]。因此, 生产过程中希望尽可能地将其去除, 或使其无害化。生产过程中, 钢的化学成分、生产工艺不同, 夹杂物的种类、数量、尺寸、形态等也不尽相同。不同生产工艺下, 无取向硅钢中的典型夹杂物种类及尺寸分布见表3。不同研究者得到的对硅钢片磁性能影响较大的夹杂物尺寸分布见表4。由表3、4可知, 不同的研究者得到的结论有一定的差异。造成差异的原因是这些研究者所采用的钢的化学成分、生产工艺及晶粒尺寸等存在差别, 但可以肯定的是, 尺寸为0.1~1.0μm的夹杂物对磁性能影响显著。有关生产工艺、夹杂物尺寸对无取向硅钢磁性能的影响, 作者将结合具体钢种另行研究。
% (质量分数)
3.1 预防夹杂物生成
调整钢的化学成分、增加有益元素、减少有害元素是较为简易的控制夹杂物的方法。例如, 提高Mn含量, 可以改善夹杂物尺寸比例分布, 有效减少小颗粒夹杂物生成[13,15];减少S、N含量, 可以避免板坯凝固、再加热过程中, 小颗粒Mn S、Al N的大量析出[20,21];提高Sn、Sb含量, 可以促进钢中夹杂物聚合、上浮、去除[22,23], 等。采用这类方法, 在钢液初始纯净度不高的情况下, 可以快速有效地改善钢质纯净度, 但不能完全抑制或去除有害夹杂物, 尤其是O、S类夹杂物。
图1为Mn对降低1.0μm及以下尺寸夹杂物的改善效果;图2为S对降低成品试样最终退火后晶粒尺寸长大的影响。
从图1可以看出, 随着Mn含量的增加, 钢中1.0μm及以下尺寸夹杂物的比例从约10%迅速降低至5%以下, 但当Mn含量达0.5%以后逐渐达到稳定值。
从图2可以看出, 随着S含量的增加, 成品试样最终退火后的平均晶粒尺寸逐渐变小。
图3是Al对钢中溶解氮含量及溶解氮含量对析出物数量的影响。
从图3可以看出, 溶解氮含量与析出物数量呈线性关系。随着溶解氮含量的增加, 析出物数量同比增加。当Al含量小于0.15%时, 不同Al含量下, 随N含量的增加, 溶解氮含量迅速升高, 并且Al含量越低, 这种效果越明显;而当Al含量达到0.15%后, 随N含量的增加, 溶解氮含量保持不变, 并且随着Al含量的增加, 溶解氮含量仍有下降空间[24]。
3.2 对夹杂物变性处理
3.2.1 钙处理
为了更好地去除有害夹杂物, 近年来, 以强脱氧、脱硫材料钙、稀土为代表的夹杂物变性处理工艺得到了良好发展, 这种处理工艺可有效净化钢液, 控制夹杂物形态, 改善铸态组织[2,4,12,18,25]。但是, 采用钙、稀土处理无取向硅钢的应用, 尤其是在工业化生产中的应用方面研究相对较少。
郭艳永等[12]通过系统取样, 采用金相显微镜、图像分析仪和扫描电镜方法, 对比研究了采用和不采用钙处理的无取向硅钢在生产流程各阶段的夹杂物数量、尺寸分布以及夹杂物类型的演变情况, 见表5。经过定量比较发现, RH精炼处理和中间包冶金可以去除铝脱氧后80%以上的夹杂物。尤其是对于1μm以下的微细夹杂物, 未经钙处理的硅钢片中, 夹杂物数量约为8.18×109个/cm3, 经钙处理后约为1.70×109个/cm3, 说明钙处理有利于夹杂物的聚合长大和去除。同时, 夹杂物中的Mn S变性为Ca S或Ca S与Al2O3·Mg O的复合夹杂物。
3.2.2 稀土处理
稀土处理无取向硅钢中的夹杂物及晶粒尺寸改善效果见图4[26,27]。从图4可以看出, 随稀土含量的增加, 1.0μm以下夹杂物数量明显减少。与不加稀土的炉次相比, 当稀土含量为25×10-4%时, 1.0μm以下夹杂物数量减少了93.33%。同时, 稀土与O、S等元素结合, 可以形成大颗粒稀土铝酸盐夹杂物。这类夹杂物尺寸较大, 数量不多, 因而不会对硅钢的磁性能产生影响, 但由于其密度较接近钢液密度, 生产过程中不易上浮、去除, 会影响热轧及成品带钢的表面质量。由于夹杂物数量明显减少, 在1 250℃或以下, 随着板坯加热温度的升高, 析出物数量不多, 因而成品晶粒尺寸得到改善。随着出炉温度的继续升高, 析出物的数量开始增加, 成品晶粒尺寸有所降低。但即使如此, 仍比不经过稀土处理的钢的晶粒尺寸大。
3.3 控制夹杂物析出
板坯凝固过程中, Mn、S开始偏析、富集, 并在结晶前沿生成微细Mn S析出物, Al、N浓度积超出平衡之后, 也会以微细Al N析出物形式出现[3、20]。板坯再加热过程中, 如果加热温度过高、加热时间过长, Mn S、Al N、CuxS等会充分固溶, 并在随后的轧制、冷却过程中弥散析出[28]。因此, 必须尽可能降低板坯再加热温度, 并确保合适的板坯在炉时间。热轧过程中, 带钢温降速度也会影响析出物。上岛等[29]基于扩散模型, 计算了不同冷却速度下Mn S的析出, 发现相同工艺条件下, 带钢冷却速度越慢, Mn S析出物的数量越多, 如图5所示。
(×105个/cm3)
4 无取向硅钢产品发展趋势
为满足节能、环保、高效以及用电器件多元化的需要, 有必要开发更高效的无取向硅钢, 其设计原则为: (1) 高磁感、低铁损; (2) 优良的冲裁加工性; (3) 生产成本低。图6给出了日本JFE公司开发的新型高效硅钢的技术要求和产品特点。图7给出了JFE开发的新型高效硅钢实物质量控制情况。JFE开发的新型高效硅钢材料, 在相同铁损的条件下具有较高的磁感;在相同磁感的条件下具有较低的铁损。同时, 在相同铁损的条件下具有合适的硬度, 以保证材料具有良好的冲片性能。
为进一步降低生产成本, 2001年前后韩国浦项制铁公司 (POSCO) 开始生产节能型50PNE470牌号的硅钢产品。该产品省略了中间退火工序, 其铁损W15/50、磁感B50分别达到3.20 W/kg和1.69 T, 与50PN470牌号相比, 两者铁损基本相当, 磁感略低于后者。目前, 浦项已开始试制节能型高牌号的产品, 计划省略中间退火工序。
为了降低因工作频率提高后造成的涡流损耗增加, 近年来新日本制铁公司 (NSC) 、JFE等还开发了高频薄带用钢。与普通35H250和0H310牌号相比, 新日铁生产的20HTH1200牌号产品的铁损W10/400达到了11 W/kg, 较前者降低1/2~1/3。
为满足部分电机铁芯对材料强度的需求, 新日铁、JFE等开发了高强度硅钢, 并已有相应牌号产品。其中, 新日铁高强度系列有3个牌号:15HST780Y、20HST570Y和20HST780Y, 主要用于制造电机转子。与普通35H250牌号相比, 其屈服强度提高了1.5~2.0倍, 磁性能稳定。
为了降低高频变压器设备噪音, 节约大功率输电能耗, 新日铁、浦项等开发了6.5%Si硅钢。该产品最薄可达0.2 mm, 磁感B8达到1.27 T, 铁损W15/50、W5/1000、W1/10, 000分别达到0.55、8.4和16.7 W/kg。
5结论
(1) 无取向硅钢的磁性能主要取决于铁素体的晶粒尺寸、晶体织构和钢中的夹杂物。通过合适的化学成分设计以及采用适宜的夹杂物控制技术, 可以获得最佳的夹杂物控制效果, 使其纯净度大幅提高或者无害, 最终获得磁性能优良的高级别无取向硅钢。
(2) 为满足节能、环保、高效的需求, 无取向硅钢的发展趋势是节能降耗、环境友好、多功能、高效率、易加工等。
摘要：无取向硅钢的磁性能主要取决于铁素体的晶粒尺寸、晶体织构和钢中的夹杂物。通过合适的化学成分设计以及采用适宜的夹杂物控制技术, 可以获得最佳的夹杂物控制效果, 使其纯净度大幅度提高或者无害, 最终获得磁性能优良的高级别无取向硅钢。同时, 为满足节能、环保、高效需求, 无取向硅钢正朝着节能降耗、环境友好以及多功能、高效率、易加工等方向发展。
无取向硅钢片 篇4
对于用于大型发电机的硅钢片而言, 不仅要求其铁损低, 而且要求表面涂层绝缘性能和耐压缩性好。涂层需承受制造过程中产生的高压力和各种机械应力、温度波动及使用过程中出现的周期性磁性变化和高电动势[1], 这对保持大型铁芯稳定性起到了决定性的作用。为了满足这方面的需求, 20世纪70 年代, 欧美发达国家开发了抗压缩性优异、绝缘电阻高的无取向硅钢专用C6 涂液, 并于80 年代在大型发电机上得到了应用, 其中国外某公司的C涂液各方面性能表现优异, 在欧美大型发电机市场中备受青睐, 市场占有率达到75%。C6厚涂层质量不仅受所采用的C6涂液特性影响, 涂敷工艺的选择更是其性能的决定性因素。C6 厚涂层涂敷控制点多、易产生表面缺陷、生产难度大, 为此研究了无取向硅钢用C6涂液的选择及其黏度的精确控制, 重点分析了在实验室条件下, 固化条件、涂层厚度等对无取向硅钢C6厚涂层性能的影响。
2 无取向硅钢C6 涂液性能
2.1 C6 涂液和厚涂层性能指标
按照美国标准ASTM A976-03 将硅钢绝缘层分为C0~C6等七类, 其中C6绝缘涂层为有机-无机复合涂层, 含有一定量的无机填料。烘烤固化后的C6 厚涂层表面绝缘性能优异;叠片后的热压收缩率极低;具备良好的冲压剪切加工性;在电机工作持续放热时, 涂层仍能确保良好的绝缘性。综合以上优点, C6绝缘涂液成为大型发电机机芯制造的首选涂液类型之一[2]。
为了规避全新应用风险, 缩短大型发电机用厚涂层硅钢产品开发周期, 本研究选择已成熟应用的国外某公司C6 涂液作为厚涂层硅钢产品开发研究的对象。该C6涂液特性指标及其厚涂层特性指标, 分别列于表1、表2。
2.2 C6 涂液黏度
黏度是涂液的重要指标, 对涂层表面状况、涂敷工艺和涂层性能均有至关重要的影响。为了保证涂层质量, 必须精确控制涂液黏度。在实验室内研究了环境温度、配水量对C6 涂液黏度的影响, 结果见图1。
从图1可见, 随着环境温度的升高, 涂液黏度逐渐降低, 尤其不配水试样黏度变化较大, 温度每升高5 ℃, T4 杯流出时间减少约50 s。随配水量的增加, 涂液黏度明显降低, 且环境温度对黏度影响程度减小;当配水量≥15%时, 涂液黏度随环境温度变化较小, 即涂液黏度相对稳定。当C6涂液配水量小于10%时, 通过对环境温度和配水量的定量控制, 可以实现涂液黏度的精确控制。
2.3 C6 涂液固化特性
为保证在相同的涂层厚度条件下研究固化温度与时间的关系, 本研究采用不配水的C6原涂液涂敷相同的涂棒, 实际形成的涂层厚度为6.5~7.5 μm, 基本确保了涂层厚度的一致。将涂敷后的湿膜在不同固化温度下保持不同的时间, 取出试样对形成的涂层膜进行固化性评价, 得到C6原涂液的固化特性如图2所示。
从图2 可知, 随着固化温度的升高, C6 涂液适合的固化时间范围显著变窄, 这要求在高温条件下需对固化时间精确控制, 过长或过短都会影响涂层的性能。根据机组速度计算, 钢板在炉内停留时间为20~45 s, 为保证厚涂层充分固化, 并确保厚涂层不过烧, 根据生产机组速度和涂层烘干炉炉长, 初步确定涂层烘干温度为300~550 ℃。
3 无取向硅钢C6 厚涂层性能的影响因素
3.1 配水量
采用配水量分别为0、5%、7%、10%、15%的C6涂液进行涂敷, 涂敷试样分别在200、300、400 ℃下进行不同时间的固化, 取刚好完全固化所需的时间作图, 绘制C6涂液配水量对涂层固化特性的影响曲线, 如图3所示。
从图3 可知, 在C6 涂液中配水会延长固化时间, 且随着配水量的增加, 完全固化所需的时间延长, 涂液固体含量降低, 涂层厚度也减小;随着固化温度的降低, 配水量对固化时间的影响幅度增大。
3.2 固化程度
采用不配水的C6原涂液进行涂敷, 涂敷试样在350 ℃下保持不同的时间进行固化, 然后对试样形成的涂层膜进行附着性和硬度检测, 试验结果见表3。
绘制固化程度对C6厚涂层性能的影响曲线, 如图4所示。
从图4可知, 随着涂层固化程度的提高, 涂层表面硬度增大, 但当涂层完全固化后其硬度不再继续增大, 而保持恒定;涂层柔韧性变差, 特别是在涂层过固化后, 柔韧性急剧恶化。涂层膜过固化或欠固化都会对厚涂层性能产生不良影响, 因此, 在生产机组上进行厚涂层产品开发时需对其固化工艺进行探索试验, 以确定最佳固化工艺, 保证C6 厚涂层质量。
3.3 涂层厚度
涂层厚度是影响涂层质量的关键因素之一。为了研究其对厚涂层质量的影响, 本试验分别采用0#、1#、2#、3#、5#、8#涂棒对不配水的C6 原涂液在洁净硅钢基板上进行涂敷, 涂敷试样在350 ℃下固化40 s, 取出试样并对形成的涂层膜进行外观、固化性、附着性、绝缘性评价, 试验结果见表4。绘制涂覆厚度对C6 厚涂层性能的影响曲线, 如图5 所示。从表4 和图5 可知, 涂层厚度会对表面外观产生影响, 当涂层厚度大于2 μm时, 涂层表面为均匀、平滑状态;当涂层厚度小于2 μm时, 表面易出现颗料物突起, 这与涂料中填料粒径有关。涂层厚度对其附着性影响明显, 当涂层厚度小于2 μm时由于涂层过烧, 附着性明显降低;当一次涂敷厚度大于10 μm时涂层附着性也会显著降低。涂层厚度与其绝缘层间电阻呈指数增大关系。经试验, C6涂液一次涂敷厚度控制在3~9 μm时, 绝缘性能已能满足大型发电机需求, 此时C6厚涂层综合性能最佳。
4 结束语
随着我国“节能降耗、环保减排”政策不断推进, 具有高效、低耗的大型核电、火电发电机组将成为未来电力工业的发展方向[3], 对C6厚涂层硅钢产品的需求将在未来几年内大幅增加, 但由于对硅钢表面C6 厚涂层性能要求严格, 涂敷控制点多、易产生表面缺陷一直是厚涂层产品生产过程中困扰的难题。
本文介绍了无取向硅钢C6涂液的性能, 研究了配水量、固化程度和涂层厚度等因素对无取向硅钢C6 涂层性能的影响, 为大批量的工业生产提供了参考依据。
参考文献
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无取向硅钢片 篇5
某钢厂中牌号硅钢50A600屡次发生翘曲、折痕、塌卷等质量问题,而且用户在使用该材料进行冲片时,钢卷头、尾部容易变形,分条后的钢板平整度差、毛刺多。经测试分析,50A600产生上述问题的根本原因是产品的力学性能差、材质偏软。下游用户希望的产品性能是在电磁性能保持目前水平的前提下,增加材料的力学性能。简化的技术指标为铁损P15/50稳定在(4.0±0.1)W/kg,屈服强度达到280 MPa以上。而目前50A600的屈服强度约为240 MPa,同时钢厂没有其他牌号可以替代。图1为该钢厂50A600牌号钢铁损和屈服强度的实绩图。
按照目前50A600的成分体系,提高其屈服强度值,铁损值会相应提高;按照其工艺特性,无法保证屈服强度明显增加的同时铁损P15/50稳定在(4.0± 0.1)W/kg。因此,需要有针对性地对50A600钢生产工艺进行调整。本研究在不破坏原有化学成分体系的前提下,对个别元素成分及制造工艺进行微调,对增大材料屈服强度进行了有效探索。
2试验
2.1试验材料及生产路径
试验材料为某钢厂50A600牌号产品,采用大生产试验模式。50A600牌号钢主要化学成分如表1所示。
该牌号的大生产路径为:
铁水预处理→转炉冶炼→RH精炼→连续铸钢 →板坯加热→热轧→精整酸洗→冷轧退火→精整 →磁性能检测等。
铁损P15/50按照GB/T 3655—2008《用爱泼斯坦方圈测量电工钢片(带)磁性能的方法》进行测试。
屈服强度按照GB/T 228.1—2010《金属材料拉伸试验第1部分:室温试验方法》进行测试。
2.2化学成分调整
在RH精炼工序,对炼钢化学成分进行微调,按炉次分别向钢中添加0.02%、0.04%、0.05%、0.1%和0.15%(质量分数,下同)的P,保持生产路径和其他工艺一致,通过性能测试观察P元素对电磁性能以及力学性能的影响。
2.3退火工艺调整
常规炉次产出板坯经原有工艺流程生产,在连续退火机组退火,退火炉出口板温按照820 ℃、 840 ℃、860 ℃、880 ℃、900 ℃分别进行设置。比较不同退火温度对电磁性能以及力学性能的影响。
2.4试验
分析试验结果,选取合适的生产工艺。
3结果与分析
3.1P元素对电磁性能及力学性能的影响
研究表明[1],P能明显提高ρ区、缩小γ区,促使晶粒长大,降低铁损。P沿晶界偏聚还可以提高{100} 组分和减少{111}组分,从而提高B50。P比Fe和Si的原子半径大,所以明显提高硬度和改善冲片性。 而且向50A600中添加少量P不会影响可轧性。因此,向钢中添加P元素为可行之举。
P含量对材料电磁性能、力学性能的影响分别如图2、图3所示。从图2可以看出,随着P含量的增加,钢的磁感几乎不变,而铁损连续下降。当P含量达到0.05%后,钢的铁损较以往可降低0.3 W/kg左右,并趋于稳定。图3为Si、P含量与钢的力学性能的关系,其中P含量符合0.05~2/35ω[Si]≤ω[P]≤ 0.15~1/7ω[Si]时,钢的冲片性和磁性都高,力学性能最合适[2~7]。因此,通过该牌号的Si含量推算,为得到合适的产品使用效果,P含量的设计值的范围应该在0.04%~0.06%。
3.2退火温度对电磁性能及力学性能的影响
连续退火炉的目的是为了尽快地发生再结晶和晶粒长大,快速升到规定的退火温度,这可使晶粒粗化,改善织构和磁性。但是退火温度必须在相变点以下,因为相变可产生大小混合晶粒,破坏有利织构组分和使脱碳速度减慢,磁性变坏。在α相区内退火温度升高和退火时间延长,晶粒尺寸增大,铁损降低,而硬度略微降低。反之,适当降低连续退火机组的退火温度,可以改善钢的力学性能, 而退火温度降低对电磁性能带来的负面影响,可以通过添加P来弥补。图4为退火温度对50A600牌号钢铁损和屈服强度的影响。从图4可以看出,随着退火温度的升高,铁损逐渐减小,而屈服强度亦逐渐减小。为了同时满足屈服强度≥280 MPa以及铁损值维持在(4.0±0.1)W/kg的要求,综合考虑P元素添加的影响,退火温度可选的范围为840~885 ℃。
3.3最终工艺确定
通过上述分析,可知P的添加量为0.04%~ 0.06%,选取目标值0.05%。当P含量为0.05%时,钢的铁损较以往降低约0.3 W/kg,所以退火温度可以按照铁损4.3 W/kg的目标确定,由图4可知,退火温度目标值可为845 ℃。
4改进效果对比
按照优化工艺生产的50A600产品,对其成品取样进行磁测及拉伸试验。由测试结果可知,改进试验所得材料的铁损值P15/50劣化0.1 W/kg,不过仍然在目标范围中,磁感B50略有提高(30Gs)。屈服强度提高了近50 MPa,材料的力学性能和冲片性能得到明显改善,用户进行试用后反馈效果良好。工艺优化前后,钢的电磁、力学性能变化情况见表2。
另外,在f=50 Hz条件下,分别测量工艺改进前后材料的铁损曲线及B-H磁化曲线(分别如图5、6所示),比较材料改进前后磁化特性。由图5可知, 在常用工作频率50 Hz条件下测试,改进前后两者的铁损曲线基本吻合,差异极小。这也体现了工艺优化后铁损和磁感应强度的稳定性。由图6可知, 在较低磁场强度下,两者曲线基本吻合,在H=100~ 1000 A/m时,改进后的材料磁化强度略低于改进前的材料,H大于1000 A/m时,两者曲线再次重合,并且在较强的磁场下,即理论的饱和磁场下达到饱和磁感应强度。综合来说,工艺改进前后材料的磁化能力差异不大,可进行有效的替代。
改进前后的材料金相照片如图7所示。图7(a) 为改进前的材料金相照片,晶粒度为6.5级;图7(b) 为改进后的材料金相照片,晶粒度为7级。改进后材料的晶粒度略高,即晶粒更为细小,而随着晶粒尺寸的减小,材料的强度提高,通过金相照片可知与理论完全契合。
5结论
(1)在不影响冷轧可轧性的前提下,向无取向硅钢50A600中添加适量的P,可以降低铁损,并且能有效提高材料的力学性能,改善冲片性。当添加量为0.05%时,可降低铁损0.3 W/kg左右,磁感应强度B50几乎保持不变。
(2)对于50A600牌号的无取向硅钢而言,为了使其性能符合要求(屈服强度大于280 MPa,铁损稳定在(4.0±0.1)W/kg),840~885 ℃左右的退火温度较为合适。因退火温度降低而造成的铁损增加,可通过添加0.04%~0.06%的P来弥补。
(3)采用P添加量为0.05%,退火温度为845℃ 的优化工艺生产无取向硅钢,产品铁损4.09 W/kg, 屈服强度283.3 MPa,满足客户需求,可对原产品进行替代使用。
摘要：针对中牌号无取向硅钢50A600屈服强度低的问题,采用添加P元素、调整连续退火机组退火温度等手段进行改善。通过试验,得出合适的工艺能够使50A600牌号钢的铁损值P15/50稳定在4 W/kg左右,同时屈服强度达到280 MPa以上的强度要求。通过对材料改进前后电磁性能、力学性能、磁化曲线及晶粒度的对比,认为改进后的材料可替代原材料。
无取向硅钢片 篇6
钢中夹杂物对无取向硅钢的磁性能有重要影响[1], 其存在不仅会抑制晶粒长大、促使晶格畸变, 还会阻碍磁畴转动和畴壁移动[2]。随钢中夹杂物数量的增加及尺寸的减小, 钢的磁性能变差[3]。在规模化生产过程中, 人们总是会尽可能地将其去除或使其无害化。本研究选择部分国内外无取向硅钢标杆企业的产品, 探讨、分析了其典型牌号成品试样中夹杂物的控制情况 (夹杂物的种类、尺寸、分布及数量等) , 希望对生产有所裨益。
2 研究方法
选取国内外无取向硅钢标杆企业 (分别记为A、B、C) 的产品, 探讨、分析其典型牌号的成品试样夹杂物控制情况。上述试样牌号相同, 公称厚度0.5 mm。其通用的生产流程为:
采用非水溶液电解提取+扫描电镜方法, 研究上述试样的夹杂物控制情况。试样中夹杂物的提取:在SPEED电解装置中, 采用TEA非水电解液, 对经过预处理的试样分两次电解、清洗;采用电磁铁对电解后的溶液进行充分磁选, 并在PTFE滤膜上过滤, 滤膜孔径为50 nm;收集过滤后的夹杂物, 借助HITACHI S 4200扫描电镜, 观察试样的夹杂物形貌和尺寸, 借助设备自带能谱仪确定夹杂物的种类及组成。每个试样在扫描电镜下连续观察10个视场。借助图像分析软件, 统计夹杂物的数量、种类及尺寸。
3 夹杂物的控制效果与评价
3.1 化学成分的控制效果与评价
分析A、B、C企业对应成品试样的化学成分。其中, C、S元素含量和O、N元素含量分别采用碳硫、氧氮分析仪分析, 其余元素含量采用荧光分析仪分析, 分析结果见表1。
% (质量分数)
从表1可以看出, A、B、C企业同牌号成品试样之间的化学成分设计存在明显差异, 目的是在获得最佳磁性能的同时, 尽可能降低炼钢生产成本。其成分设计中Si、Al含量都不高, Si、Al总含量控制在0.5%~0.8%。其中, B企业样品的成分中不含Al, 但Si含量较高。
此外, 从表1还可知, A、B、C企业对C、S、N元素的控制效果不尽相同。A企业C、S、N含量控制效果很好, 分别为0.002 1%、0.002 5%和0.001 4%;B企业S含量控制效果较差, 为0.004 9%, 并且由于该钢种不含Al, 成品全氧含量很高, 为0.009 4%;C企业C、S、N杂质元素含量控制水平介于二者之间。杂质元素S、N含量的有效控制, 以及Si、Mn、Al含量的有效优化, 可以有效减少S、N元素生成Mn S、Al N夹杂物的机会[3,4], 改善Mn S、Al N夹杂物尺寸比例分布[4,5], 降低夹杂物对成品磁性能的危害。
3.2 夹杂物的显微组织
不同观测倍率下, A、B、C企业典型牌号的成品试样中, 夹杂物的显微组织见图1。
从图1可以看出, 在1 000倍率下, A、B、C企业对应成品试样中的夹杂物已经非常明显, 在视场中分布比较均匀, 可以用于统计、分析。A企业试样的较大尺寸夹杂物最多, B企业次之, C企业最少。夹杂物平均尺寸依次为C企业、B企业、A企业。在5 000倍率下, A、B、C企业对应成品试样中的较大尺寸夹杂物与在1 000倍率下的规律正好相反, C企业的最多, B企业次之, A企业最少。平均尺寸与1 000倍率下的规律也相反, 即从大到小依次为A企业、B企业、C企业。5 000倍率下的规律具有遗传性, 10 000 (20 000) 倍率下, 夹杂物的数量与5 000倍率下的规律相同, C企业样品中夹杂物数量最多, 尺寸也最小。
分析认为, A、B、C企业对应成品试样的夹杂物在数量、尺寸控制方面存在明显差异, 这些差异对其成品磁性能影响很大[6]。这一点, 可以从A、B、C企业对应成品试样的铁损 (分别为5.32 W/kg、5.61W/kg和5.86 W/kg) 得到证实。
3.3 夹杂物的形貌及种类
不同倍率下, 利用HITACHI S 4200型扫描电镜及其自带能谱设备, 观测A、B、C企业对应成品试样的夹杂物形貌, 分析夹杂物的组成, 分别如图2~4所示。
A、B、C企业成品试样的夹杂物类型汇总列于表2。结合图2~4及表2可知, 1 000倍率下, A企业对应成品试样中的夹杂物为Al N或者Al N、Mn S复合, B企业对应成品试样中的夹杂物为Si O2或者Al2O3、Mg O复合, C企业对应成品试样中的夹杂物为Si O2;而在5 000、10 000 (20 000) 倍率下, A、B、C企业对应成品试样中的夹杂物种类几乎相同, 均为Mn S、CuxS复合或者Al N、Mn S、CuxS复合, 三者夹杂物仅在形貌、尺寸上表现出了较大差异, A、B企业夹杂物呈椭球状或长条状, 尺寸相对较大, C企业夹杂物几乎全部呈球状, 尺寸相对较小。
3.4 夹杂物的尺寸分布
利用图像分析软件, 统计A、B、C企业对应成品试样中的夹杂物数量及尺寸分布, 列于表3。从表3可以看出, A、B、C企业对应成品试样的夹杂物尺寸绝大多数小于1.0μm, 并且不均匀分布在0~0.1μm、0.1~0.5μm和0.5~1.0μm三个区间。0~0.1μm区间, C企业成品试样的夹杂物最多, A、B企业次之, 两者有数量级之差;而在0.1~0.5μm和0.5~1.0μm两个区间, 三者夹杂物数量处于相同数量级, 但A、B企业要多于C企业。基于此, 可以看出, C企业的夹杂物控制水平要低于A、B企业。究其原因, 可能是C企业板坯在热轧过程中, 钢卷温度制度不合理, 精轧机架间、精轧之后急冷造成Mn S、CuxS、Al N微细夹杂物大量析出, 这些夹杂物及其复合容易变形、延展, 进而阻碍材料组织再结晶, 劣化成品钢的磁性能。同时, 根据Zenar公式[7]可知, 晶界上的钉扎力与夹杂物的体积分数成正比, 与夹杂物平均半径成反比。夹杂物尺寸越小, 越接近畴壁尺寸, 就越阻碍成品钢的晶粒长大, 使晶粒尺寸达不到临界尺寸。因此, 从改善磁性能的角度出发, 应该尽可能地避免这些尺寸小、数量多、形态易变、易延展的夹杂物生成[8]。
个/mm3
4 结论
(1) 本研究分析的A、B、C企业无取向硅钢成品试样中, C、S、N元素的控制效果不尽相同, A企业最好, C企业次之, B企业最差。A、B、C企业对杂质元素S、N含量的有效控制, 以及Si、Mn、Al含量的有效优化, 可以有效减少S、N元素生成Mn S、Al N夹杂物的机会, 改善Mn S、Al N夹杂物尺寸比例分布, 从而降低夹杂物对成品磁性能的危害。
(2) 从磁性能控制角度而言, 受钢的化学成分及生产工艺的影响, A、B、C企业成品试样的夹杂物尺寸、种类及数量存在差异, 这些差异会对其磁性能产生显著影响。特别是C企业的成品中, 夹杂物数量最多, 尺寸相对较小, 相应成品的磁性能最差。
(3) 从夹杂物控制角度而言, A、B、C企业对应成品试样夹杂物的种类, 以Mn S、CuxS复合或者Al N、Mn S、CuxS复合为主;1.0μm以下的夹杂物数量分别为2.34×107个/mm3、2.98×107个/mm3和11.98×107个/mm3, 1.0μm以上的夹杂物数量均很少。三家企业成品试样夹杂物的平均尺寸从大到小依次为A企业、B企业、C企业。
参考文献
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无取向硅钢片 篇7
由于电子背散射衍射技术(Electron Backscattered Scattering Detection,EBSD)是对晶粒取向、晶界类型、晶粒之间的取向差进行统计测量和定量分析的最强有力的工具之一,通过获取这些参数,可以建立晶界特征、晶粒取向、材料织构与材料性能之间的关系,为材料的晶界设计与控制、材料的织构控制等方面的技术奠定基础[7,8,9]。因此,本工作采用EBSD技术来研究无取向硅钢晶粒长大过程中,拉应力对织构转变及晶界变化的影响。
1实验材料与过程
本工作所研究的两种实验硅钢的主要化学成分相同,见表1。WY试样和 Y试样是经50kg真空感应炉冶炼、锻造、1150℃热轧至约2.4mm厚的无取向硅钢,经酸洗、冷轧至0.5mm厚,然后在气氛为4∶1的氮气和氢气的高温电阻炉中,分别进行700℃/5min,750℃/5min,800℃/5min,850℃/5min退火处理使其晶粒长大,但在对Y试样进行退火处理时施加了5MPa的拉应力。
为了方便分析,本工作将晶粒取向分为以下6个主要组成部分:{111}〈112〉,{111}〈110〉,{100}〈001〉(立方织构),{110}〈001〉(高斯织构),{001}〈110〉和{112}〈110〉。其余的织构组分被认为是随机的取向,为便于分析晶粒特定取向的织构组分,一般定义:如果一个晶粒与一个理想晶粒的取向差在20°以内,那么该晶粒取向就属于这个理想晶粒取向。因此任意一个晶粒取向只能属于与它最近的那个理想晶粒取向,而不可能与其他晶粒取向重叠。本工作所测量的晶粒大小、不同取向差角度晶界频率及各种织构组分的面积分数是采用EBSD技术及相应的分析软件来完成的,所测试的试样面为轧面。
2实验结果
采用EBSD测量仪计算出了WY试样和Y试样中{111}〈112〉,{111}〈110〉,{100}〈001〉,{110}〈001〉,{112}〈110〉,{001}〈110〉取向晶粒的面积分数,结果如表2所示,并将表2中的结果即面积分数画成随温度变化的曲线,如图1和图2所示。从图1、图2可以看出,织构组分{111}〈112〉和{111}〈110〉的面积分数随温度的上升而增加,{100}〈001〉的面积分数随温度的上升而减小,而其他织构组分的面积分数随温度变化并不大。同时可以看出,加应力后的Y试样中,虽然{111}〈112〉和{111}〈110〉的面积分数随温度的上升而增加,但增加的速率下降,而{100}〈001〉的面积分数随温度的上升不但没下降,反而还稍有增加(或变化不明显)。因此有必要研究这三种织构组分的面积分数随温度变化的原因。本工作采用EBSD测量仪计算出了WY试样和Y试样经不同温度退火后各试样中这三种织构组分的平均晶粒尺寸及其低角度取向差晶界频率(小于15°的取向差晶界为低角度取向差晶界,反之,大于15°的取向差晶界为高角度取向差晶界)。
图3和图4分别显示了WY试样和Y试样中三种织构组分{111}〈112〉,{111}〈110〉和{100}〈001〉的平均晶粒尺寸随退火温度的变化情况。从图3和图4可以看出,这三种织构组分的晶粒直径各不相同,其中{111}〈112〉和{111}〈110〉织构组分的平均晶粒直径较{100}〈001〉的大,且随着退火温度的增加,三种织构组分的晶粒直径均增大,但与WY试样相比,Y试样中{111}〈112〉和{111}〈110〉织构组分的晶粒直径增大的速率稍有下降,而{100}〈001〉织构组分相反,即增大的速率略有上升(或变化不大)。
表3为采用EBSD计算出的、经不同温度退火后的各试样中这三种织构组分的低角度取向差晶界频率,并将两试样中三种织构组分的低角度取向差晶界频率画成随温度变化的曲线,如图5、图6所示。从图5和图6可以看出,{100}〈001〉织构组分的低角度取向差频率最高,也就是说其高角度取向差频率最低;随退火温度的上升,WY试样和Y试样中{111}〈112〉和{111}〈110〉织构组分的低角度晶界取向差频率呈上升的趋势(则高角度晶界取向差频率呈下降的趋势),{100}〈001〉的低角度取向差频率呈下降的趋势(则高角度取向差频率呈上升趋势)。但是,与WY试样相比,Y试样中{111}〈112〉和{111}〈110〉的低角度取向差频率上升的速率下降(则高角度取向差频率下降的速率减少),而{100}〈001〉高角度取向差频率变化不大(或上升的速率稍微变小)。
从EBSD测量仪所测量的结果来看,应力的施加既影响了不同取向晶粒在长大过程中的长大速率,也影响了其高(或低)角度取向差频率的变化速率,因而进一步影响{111}〈112〉,{111}〈110〉和{100}〈001〉织构组分的面积分数随温度变化的速率。
3分析和讨论
从图1和图2可以看出,{111}〈112〉织构组分的面积分数增加了,因此{111}〈112〉织构组分在晶粒长大过程中得到强化,这与Park[10]在研究1%(质量分数,下同)Si硅钢后所得的结论以及与Hutchinson[11]报道的结果是一致的,但与Balke[12]报道的结果以及Park[10]在研究2%Si硅钢后所得的结论是相反的。显然在应力作用下的退火过程中,{111}〈112〉织构组分的面积分数增大的速率变缓。可以推断,应力作用减缓了主要织构组分{111}〈112〉取向晶粒的长大速率。
从图3和图4可以看出,不同取向晶粒的尺寸不同,其中{111}〈112〉和{111}〈110〉织构组分的平均晶粒直径均比{100}〈001〉的高,且随着退火温度的增加,不同织构组分的平均晶粒直径均增大。因此可以推断,三种取向晶粒的长大速率不同,且{111}〈112〉和{111}〈110〉取向的晶粒在晶粒生长期间比{100}〈001〉取向的晶粒生长得更快。
在本工作所研究的硅钢中,添加了一定量的合金元素,它们固溶于硅钢中,其中某些原子(如Si,Mn)的一部分以置换的形式置换α-Fe体心立方点阵中的部分Fe原子,还有某些原子(如C,N)的一部分作为间隙原子固溶于基体α-Fe中的间隙位置。
在多晶体金属材料中,晶界是一种二维缺陷,晶体的连续性在此处遭到破坏,导致原子排列较松散。无取向硅钢中的溶质原子半径可能较大或较小(与基体Fe原子相比),即使其数量极微,由于它们在溶剂点阵中产生较大的错配度,因此向晶界强烈地偏聚,且在不同晶界上的偏聚程度及其所产生的效果可能存在较明显的差异,从而引起极重要的实际后果[13]。
一部分合金原子(或杂质原子)倾向于向晶界偏聚后,造成这些原子在晶界(或部分晶界)的浓度较高,而且晶界处的浓度与晶界的结构和类型(如大、小取向差晶界)之间有密切的关系,从而对材料的某些性能,如力学性能、物理性能(包括晶界移动、晶界扩散等)产生显著影响[14]。
由于硅钢中置换式的溶质原子半径与基体Fe原子半径不相同,又由于间隙式溶质原子半径一般大于基体α-Fe的间隙位置尺寸,因此溶质原子嵌在基体点阵上产生弹性畸变能。为了降低弹性畸变能,溶质原子向晶界偏聚。由于不同晶界两侧溶剂原子排列的情形会有所不同,导致不同晶界处的晶界能存在差异,从而溶质原子在不同晶界上的偏聚程度及其所产生的效应可能存在明显差别[15]。
在本工作所研究的硅钢试样中,既存在高角度取向差晶界,也存在低角度取向差晶界,从实验结果来看,无论是不施加应力的WY硅钢,还是施加应力的Y硅钢,其{111}〈112〉和{111}〈110〉织构组分的高角度取向差晶界频率明显高于{100}〈001〉的高角度取向差晶界频率,又由于高角度取向差晶界的能量要高于低角度取向差晶界的能量,溶质原子更容易在高角度取向差晶界上偏聚。因此当试样处于一定温度下退火时,为了降低整个试样总的自由能,固溶在基体中的溶质原子向晶界偏聚的过程中,有更多的溶质原子向能量更高的高角度取向差晶界偏聚。这样的结果为不同数量的高角度取向差晶界晶粒的生长速率的改变奠定了基础。
晶界的生长速率一般用晶界的迁移率和晶界驱动压力的乘积来表示。然而,由于晶粒生长的驱动压力很低,晶界的迁移率往往是控制晶界速率的主要因素,另外,高角度取向差晶界的迁移率要高于低角度取向差晶界的迁移率,高角度取向差晶界的晶界能要高于低角度取向差晶界的晶界能[10],许多学者[16,17,18]认为,材料中高能晶界的迁移率要高于低能晶界的迁移率。所以那些具有高角度取向差、高晶界能的晶粒有望在晶粒生长期间长大。由于在低应力(一般在50MPa以下)作用时,拉应力使得溶质原子在晶界偏聚的程度加剧,因此,在不施加拉应力的硅钢中,具有较多高角度取向差晶界的{111}〈112〉和{111}〈110〉晶粒比具有较少高角度取向差晶界的{100}〈001〉晶粒生长得更快,使{111}〈112〉和{111}〈110〉织构组分的面积分数随温度的上升而增加,而{100}〈001〉的面积分数随温度的上升而减小。同时,当试样中施加拉应力后,为降低试样总的自由能,与低角度取向差晶界相比,高角度取向差晶界接收了更多的偏聚原子,使得高角度取向差晶界下降的晶界能比低角度取向差晶界下降得更多,从而降低了高角度取向差晶界的迁移率,促使这些具有高角度取向差、高晶界能的晶粒长大速率减慢。因此,试样中施加拉应力后,具有较多高角度取向差晶界的{111}〈112〉,{111}〈110〉取向晶粒的长大速率比不施加拉应力的试样中这两种取向晶粒的长大速率下降,从而{111}〈112〉和{111}〈110〉织构组分的面积分数随温度的上升而增加的速率下降,这样使{100}〈001〉织构组分的面积分数在晶粒生长过程中几乎没有下降(或稍微增加)。
4结论
(1)在晶粒生长期间,无应力作用下的硅钢中,{111}〈112〉,{111}〈110〉织构组分强化,而{100}〈001〉织构组分弱化;与无拉应力作用下的情况相比,施加5MPa的拉应力时,{111}〈112〉,{111}〈110〉织构组分增加的速率下降,{100}〈001〉织构组分变化不明显,甚至稍有增加。
(2)对于在晶粒生长期间持续变化的{111}〈112〉,{111}〈110〉和{100}〈001〉织构组分而言,无论有、无拉应力作用,硅钢的{111}〈112〉和{111}〈110〉织构组分的高取向差角度晶界频率均下降,而{100}〈001〉织构组分的高取向差角度晶界频率均上升,但当有拉应力作用后,{111}〈112〉和{111}〈110〉织构组分的高取向差角度晶界频率下降的速率变小,{100}〈001〉织构组分的高取向差角度晶界频率上升的速率稍微变小。