莫遠科,張志豪,謝建新,潘洪江

北京科技大學新材料技術研究院, 北京 100083

摘要

關鍵詞：高硅電工鋼,;冷軋,;再結晶退火,;有序度,;力學性能

電工鋼(Fe-Si合金)廣泛用于制造發電機、電動機、變壓器和儀器儀表的鐵芯或轉子, 是電力、電訊、軍工和車輛工程等領域的重要軟磁材料. 通常情況下, Fe-Si合金帶材必須采用再結晶退火處理來調控織構和晶粒尺寸以獲得優異的磁性能[1,2]. Fe-6.5%Si (質量分數, 下同)合金(簡稱高硅電工鋼)具有飽和磁致伸縮系數幾乎為零、最大磁導率高、磁損耗低等優異的軟磁性能[3,4]. 然而, 普通鑄造的高硅電工鋼的室溫塑性幾乎為零, 難以采用常規的軋制工藝生產滿足使用要求的冷軋帶材.

近年來, 有關高硅電工鋼帶材的軋制制備及再結晶退火方面的研究取得較大的進展. 例如, Ros-Yá?ez等[5]通過熱軋-冷軋制備得到厚度為0.4~0.5 mm的Fe-6.3%Si合金帶材, 并分析了帶材經900 ℃保溫2 h再結晶退火后的織構. 文獻[6~8]通過“鍛造-熱軋-溫軋-淬火-冷軋”方法制備厚度為0.05~0.3 mm的薄帶材, 并研究了冷軋帶材在900~1200 ℃再結晶退火后磁性能的變化規律. 文獻[9~11]采用雙輥連鑄制備高硅電工鋼板坯后, 通過熱軋-溫軋制備了厚度為0.3~0.5 mm的溫軋帶材, 并研究了帶材在980, 1050和1150 ℃再結晶退火后的磁性能. 文獻[12,13]利用強<100>取向柱狀晶組織高硅電工鋼良好的中溫塑性, 通過與熱處理結合, 溫軋-冷軋制備了厚度為0.1~0.4 mm的帶材, 帶材試樣經800~1200 ℃保溫1 h再結晶退火后具有較優異的磁性能[14]. 以上研究表明, 目前高硅電工鋼帶材的再結晶退火研究主要是針對如何提高材料的磁性能.

Fe-Si合金帶材經再結晶退火后, 通常還會進行許多后續塑性變形和塑性加工, 例如帶材的卷取、開卷和沖裁, 以及二次冷軋提高磁性能[10,15,16]等. 與普通電工鋼(Si含量<4.5%)具有良好室溫塑性不同, 高硅電工鋼的室溫塑性較差, 冷軋帶材再結晶退火后是否滿足后續塑性變形加工的要求尚不明確; 此外, 高硅電工鋼自高溫冷卻至室溫時, 合金的室溫塑性受冷卻條件(冷卻溫度和冷卻速率)影響顯著[17~20]. 因此, 研究高硅電工鋼冷軋帶材在再結晶退火條件下的組織、有序結構和力學性能的變化及關系, 對控制再結晶退火試樣的組織和有序結構, 以及合理選擇再結晶退火冷卻條件以提高帶材室溫塑性具有參考意義.

本工作以高硅電工鋼冷軋帶材為研究對象, 重點分析了再結晶退火條件對冷軋帶材試樣組織、有序結構、力學性能和冷軋成形性能的影響規律, 提出了通過提高再結晶退火后的冷卻溫度和速率的方法, 有效提升再結晶退火試樣的室溫塑性變形與加工性能.

1 實驗方法

高硅電工鋼(Fe-6.5%Si-0.02%B合金)經真空感應爐熔煉制備鑄錠后, 經1150~900 ℃鍛造開坯. 參考本文作者前期研究結果[13,21], 取7 mm厚的鍛造態高硅電工鋼板狀試樣按以下溫軋制度軋制至厚度0.5 mm: 500 ℃, 3道次, 總變形量50% (軋制至3.5 mm)→400 ℃, 5道次, 總變形量60% (軋制至1.4 mm)→300 ℃, 4道次, 總變形量64% (軋制至0.5 mm, 累積溫軋變形量約93%). 溫軋試樣經350 ℃保溫1 h退火處理后, 用約20%HCl溶液(體積分數)酸洗去除表面氧化皮, 冷軋至0.2 mm, 冷軋道次變形量為15%~20%.

高硅電工鋼帶材再結晶退火溫度范圍通常為800~1200 ℃. 本工作將高硅電工鋼冷軋試樣分別加熱到800, 1000和1200 ℃, 保溫1 h后隨爐緩冷至室溫, 研究再結晶退火對冷軋試樣組織和力學性能的影響. 為了研究再結晶退火后不同冷卻條件對試樣組織和力學性能的影響, 將冷軋試樣加熱至1000 ℃保溫1 h后, 分別隨爐降溫至500~900 ℃, 然后進行油淬或空冷. 采用管式退火爐進行退火, 退火用Ar保護, 試樣出爐后立即油淬或空冷.

參考《GB/T 232-2010金屬材料彎曲試驗方法》, 測定試樣承受彎曲塑性變形的能力來表征試樣的塑性. 以試樣彎曲外表面剛出現裂紋時對應的彎曲角度α來評定彎曲性能, α越大說明試樣彎曲塑性變形能力越強. 彎曲試樣尺寸為20 mm×6 mm×0.2 mm (長×寬×厚), 每組試樣測試3個試樣, 取平均值. 彎曲實驗示意圖如圖1所示. α由下式求得:

$\begin{array}{c}\cos \frac{\alpha }{2}\approx \frac{\raisebox{1ex}{$l$}\!\left/ \!\raisebox{-1ex}{$2$}\right.}{\raisebox{1ex}{$l_0$}\!\left/ \!\raisebox{-1ex}{$2$}\right.}=\frac{l}{l_0}\end{array}$(1)

$\begin{array}{c}\alpha \approx 2\arccos \frac{l}{l_0}\end{array}$(2)

式中, l0為試樣初始長度, l為試樣彎曲至剛出現裂紋時兩端面的距離.

圖1彎曲實驗示意圖

Fig.1Schematic of bending test (l0—original length of the sample, l—distance between the both ends of the sample when cracks start to appear, α—bending angle)

通過室溫拉伸性能進一步評價冷軋試樣及其經1000 ℃保溫1 h后分別隨爐緩冷和900 ℃油淬試樣的力學性能. 試樣拉伸方向為板材軋制方向, 拉伸實驗在MTS810拉伸試驗機上進行, 拉伸速率為1×10-4s-1, 斷后伸長率通過工程應力-應變曲線獲得, 每組試樣測試3個試樣, 取平均值.

以冷軋試樣再結晶退火后再次冷軋(二次冷軋)出現邊裂的程度作為衡量再結晶退火試樣冷軋加工性能優劣的指標. 二次冷軋試樣尺寸為50 mm×10 mm (長×寬), 冷軋在工作輥直徑為60 mm的4輥軋機上進行.

采用Auriga掃描電鏡(SEM)觀察拉伸試樣的斷口形貌, 并對試樣進行電子背散射衍射(EBSD)分析; 根據《GB/T 6394-2002金屬平均晶粒度測定方法》的面積法測量試樣EBSD像的晶粒平均直徑. 采用LV 150光學顯微鏡(OM)觀察試樣拉伸后標距內的顯微組織, 金相試樣經拋光后在5%HNO3+95%C2H5OH (體積分數)混合溶液中侵蝕約1 min. 采用Tecnai G2F30透射電鏡(TEM)觀察試樣的位錯組態和有序度, TEM試樣經機械減薄至50 μm左右后, 使用電解雙噴儀在-30 ℃經50 V電壓電解雙噴, 電解液為5%HClO4+95%C2H5OH (體積分數)混合溶液. 試樣的有序度以[001]晶帶軸衍射圖譜中超點陣斑點的強弱, 或超點陣斑點的暗場像中有序相疇尺寸的大小來評價[22~24].

2 實驗結果與討論

2.1 冷軋帶材再結晶退火后的微觀組織和力學性能

2.1.1 力學性能 高硅電工鋼冷軋試樣及其分別經800, 1000和1200 ℃保溫1 h再結晶退火后隨爐緩冷至室溫, 試樣室溫彎曲開始出現裂紋的平均彎曲角度分別為147.9°, 51.6°, 54.5°和51.7°.圖2為高硅電工鋼冷軋試樣及其經1000 ℃保溫1 h再結晶退火隨爐緩冷后試樣的彎曲宏觀形貌. 可見, 冷軋試樣彎曲至約150°開始出現裂紋(圖2a), 即可彎曲不出現裂紋的臨界角度約為150°, 彎曲后試樣的下表面觀察到明顯的裂紋, 試樣上表面基本完整(圖2b); 經3種條件再結晶退火隨爐緩冷后, 試樣彎曲臨界角度都下降至約50°, 3種溫度再結晶退火試樣的彎曲性能相差不明顯. 彎曲實驗時試樣一旦出現裂紋立即斷裂成兩截, 如圖2c所示, 表現出很大的脆性.

圖2高硅電工鋼冷軋試樣及其經1000 ℃保溫1 h再結晶退火隨爐緩冷后試樣的彎曲宏觀形貌

Fig.2Bended macrostructures of cold-rolled high silicon electrical steel (a, b) and the samples recrystallized at 1000 ℃ for 1 h followed by furnace-cooling (c)

可見, 高硅電工鋼冷軋試樣經800~1200 ℃保溫1 h再結晶退火隨爐緩冷后, 試樣的彎曲塑性變形性能顯著下降.

為了考察拉伸性能的變化, 進一步對比了高硅電工鋼冷軋試樣和1000 ℃保溫1 h再結晶退火隨爐緩冷試樣的室溫拉伸性能, 測試結果表明, 高硅電工鋼冷軋試樣室溫拉伸的平均斷后伸長率為0.9%, 經1000 ℃保溫1 h再結晶退火后隨爐緩冷試樣的平均斷后伸長率下降至0.2%. 可見, 拉伸性能與彎曲性能變化趨勢相似, 表明彎曲實驗能有效反應試樣塑性的變化.

高硅電工鋼冷軋試樣和1000 ℃保溫1 h再結晶退火隨爐緩冷試樣的拉伸斷口形貌的SEM像如圖3所示. 可見, 冷軋試樣的斷口上分布著大量的淺韌窩和少量解理斷口(圖3a和b); 再結晶退火隨爐緩冷試樣的斷口主要為穿晶解理斷口(圖3c和d), 即冷軋試樣經再結晶退火后, 拉伸斷口由冷軋態中大量的韌性斷裂典型形貌的韌窩斷口轉變為脆性斷裂典型形貌的穿晶解理斷口.

圖3冷軋試樣及其經1000 ℃保溫1 h再結晶退火隨爐緩冷后的拉伸斷口形貌的SEM像

Fig.3Low (a, c) and locally high (b, d) magnified SEM images of tensile fracture in cold-rolled sample (a, b) and recrystallized sample at 1000 ℃ for 1 h followed by furnace-cooling (c, d)

室溫彎曲和拉伸實驗結果表明, 高硅電工鋼冷軋試樣經再結晶退火隨爐緩冷后, 室溫塑性顯著下降, 不利于再結晶退火帶材的后續塑性變形和加工.

2.1.2 顯微組織和有序結構 有序結構是高硅電工鋼具有本征脆性的主要原因, 試樣的有序度以[001]晶帶軸的選區電子衍射(SAED)花樣中超點陣斑點的強弱來評價[22,23]. 高硅電工鋼冷軋試樣的位錯組態、以及冷軋試樣和1000 ℃保溫1 h再結晶退火隨爐緩冷試樣在[001]晶帶軸的SAED花樣如圖4所示.

圖4高硅電工鋼冷軋試樣的位錯組態, 以及冷軋試樣和1000 ℃保溫1 h再結晶退火隨爐緩冷試樣在[001]晶帶軸的SAED花樣

Fig.4TEM image of dislocation configuration (a) and [001] SAED patterns of cold-rolled sample (b), and the sample recrystallized at 1000 ℃ for 1 h followed by furnace-cooling (c) (The spots connected by lines inFig.4b represent a set of matrix spots)

如圖4a所示, 冷軋試樣中出現高密度和互相纏結的位錯. 如圖4b所示, 冷軋試樣SAED花樣中主斑點的1/2{020}位置基本觀察不到超點陣斑點(主斑點的標定如圖4c), 說明試樣的有序度低; 冷軋試 樣經再結晶退火隨爐緩冷后, 試樣的SAED花樣在1/2{020}位置可觀察到清晰的超點陣斑點, 表明試樣的有序度比冷軋態的高(圖4c). 需要說明的是, 冷軋試樣圖譜中除了基體一套較亮的主斑點之外, 還 可以觀察到多套較弱的基體斑點(如圖4b中線條相連接的斑點對應一套基體的部分斑點), 甚至在圖4b的右下角和右上角出現微弱的環化現象; 在圖4b中出現多套基體斑點是由于溫軋和冷軋大變形使晶粒發生細化, 冷軋試樣晶粒細小, 在進行電子衍射時一個選區內還套住了其它晶粒.

高硅電工鋼試樣經約93%變形量的溫軋和60%變形量的冷軋后, 冷軋試樣中出現高密度和互相纏結的位錯(圖4a). 由于形變無序化降低試樣的有序度[25~27], 經溫軋和冷軋大變形后, 試樣的有序度低, SAED花樣中主斑點的1/2{020}位置觀察不到超點陣斑點(圖4b). 再結晶退火冷卻過程中, 試樣從無序相區隨爐緩冷至室溫時發生了大量的有序結構轉變, 導致試樣的有序度升高(圖4c).

冷軋試樣經再結晶退火后, 雖然再結晶退火消除了軋制變形引起的加工硬化, 但是再結晶退火隨爐緩冷后試樣的有序度高, 導致室溫塑性較差.

2.2 冷卻條件對再結晶退火試樣的力學性能、微觀組織和有序結構的影響

2.2.1 力學性能 高硅電工鋼冷軋試樣在1000 ℃保溫1 h, 分別隨爐降溫至500~900 ℃進行油淬或空冷至室溫后, 試樣的室溫彎曲性能如圖5所示, 插圖為彎曲后部分試樣的宏觀形貌. 可以看出, 1000 ℃保溫1 h再結晶退火后采用油淬或空冷2種冷卻方式對試樣彎曲性能的影響趨勢基本相似, 即油淬或空冷溫度在600 ℃以下時, 試樣的臨界彎曲角度約為50°, 與隨爐緩冷至室溫試樣的相當; 提高油淬和空冷溫度至650 ℃時, 試樣臨界彎曲角度分別急劇增大至126.0°和117.3°; 提高油淬和空冷溫度至700 ℃時, 試樣的臨界彎曲角度分別增大至152.5°和130.7°; 進一步提高油淬和空冷溫度至800和900 ℃時, 試樣的臨界彎曲角度增大變緩, 增大至900 ℃油淬試樣的175.5°和空冷試樣的163.3°.圖5中插圖顯示, 900 ℃油淬試樣彎曲時, 試樣兩端能相互接觸, 表現出優異的彎曲變形能力. 油淬和空冷溫度在600 ℃以下時, 2種冷卻方式試樣的臨界彎曲角度相差不明顯; 在650~900 ℃時, 采用油淬比空冷可以獲得更大的臨界彎曲角度.

圖5冷卻條件對高硅電工鋼再結晶退火試樣彎曲性能的影響

Fig.5Effect of cooling condition of recrystallization on the bending properties of the high silicon electrical steel samples (Insets show the macrostructures of representative bended samples)

進一步對比彎曲性能相差較大的1000 ℃保溫1 h再結晶退火后分別隨爐緩冷和900 ℃油淬試樣的室溫拉伸性能, 測試結果表明, 與隨爐緩冷試樣的平均斷后伸長率(0.2%)相比, 900 ℃油淬試樣的平均斷后伸長率提高至5.2%.

1000 ℃保溫1 h再結晶退火后分別隨爐緩冷和900 ℃油淬試樣室溫拉伸后的宏觀形貌及標距內的微觀組織如圖6所示. 可以看出, 再結晶退火隨爐緩冷試樣拉伸后, 試樣標距階段的表面光滑(圖6a); 拉伸后, 900 ℃油淬試樣明顯比隨爐緩冷試樣長, 且試樣標距階段的表面出現明顯的凹凸起伏(圖6b). 與隨爐緩冷試樣(圖6c)對比, 900 ℃油淬試樣拉伸后大部分晶粒中出現大量的形變條帶狀組織, 各晶粒中的條帶狀組織的排列方向和密集程度不同(圖6d). 說明900 ℃油淬試樣發生了較大的塑性變形, 且不同晶粒間存在明顯的變形取向和應變差異, 導致試樣宏觀表面出現凹凸起伏.

圖61000 ℃, 1 h再結晶退火后分別隨爐緩冷和900℃油淬試樣室溫拉伸后的宏觀形貌及微觀組織

Fig.6Macrostructures (a, b) and OM images (c, d) of the samples recrystallized at 1000 ℃ for 1 h followed by furnace-cooling (a, c) and oil-quenching from 900 ℃ (b, d)

將1000 ℃保溫1 h再結晶退火后分別隨爐緩冷和900 ℃油淬試樣進行二次冷軋, 宏觀形貌如圖7所示. 可見, 隨爐緩冷試樣經二次冷軋后出現大量的邊裂(圖7a), 冷軋加工性能較差; 而900 ℃油淬試樣二次冷軋后基本觀察不到邊裂(圖7b), 表明再結晶退火采用900℃油淬可有效提升再結晶退火試樣的二次冷軋加工性能.

圖71000 ℃, 1 h再結晶退火分別隨爐緩冷和900 ℃油淬試樣二次冷軋后的宏觀形貌

Fig.7Macrostructures of secondary cold-rolling of the samples recrystallized at 1000 ℃ for 1 h followed by furnace-cooling (a) and oil-quenching from 900 ℃ (b) (Rolling by 1 pass with a reduction of about 16% and 27%)

圖5~7表明, 再結晶退火冷卻條件顯著影響高硅電工鋼冷軋試樣再結晶退火后的室溫塑性. 1000 ℃保溫1 h再結晶退火后, 隨爐冷卻至600 ℃以下油淬或空冷時, 試樣的塑性較差; 提高油淬或空冷溫度至700~900 ℃時, 溫度越高、冷卻速率越快, 試樣的室溫塑性提高越顯著.

2.2.2 微觀組織和有序結構 1000 ℃保溫1 h后分別隨爐緩冷和900 ℃油淬試樣的EBSD像如圖8所示. 可見, 2種冷卻條件試樣的晶粒尺寸基本相同, 晶粒平均直徑分別約為219.6和236.5 μm. 2種試樣軋面法向(ND)的取向成像圖中的藍色、紫色和紅色晶粒分別表示{111}, {112}和{100}取向晶粒(圖8a和c), 軋向(RD)的取向成像圖中的綠色、紅色和紫色分別表示<011>, <100>和<112>取向晶粒(圖8b和d). 可見, 2種冷卻條件下的再結晶退火試樣中都主要形成{111}<011>和{112}<110>, 以及少量的{100}<011>和{100}<001>再結晶織構.圖8說明, 高硅電工鋼冷軋試樣在1000 ℃保溫1 h后, 采用隨爐緩冷至室溫和隨爐緩冷至900 ℃油淬對試樣的晶粒尺寸和再結晶織構影響不明顯.

圖81000 ℃保溫1 h再結晶退火后隨爐緩冷和900 ℃油淬試樣的EBSD像

Fig.8EBSD images along normal direction (ND) (a, c) and rolling direction (RD) (b, d) of the samples recrystallized at 1000 ℃ for 1 h followed by furnace-cooling (a, b) and oil-quenching from 900 ℃ (c, d) (The blue, purple and red grains represent {111}, {112} and {100} orientations respectively in Figs.8a and c. The green, red and purple grains represent <011>, <100> and <112> orientations respectively in Figs.8b and d)

根據冷卻條件對1000 ℃保溫1 h再結晶退火試樣室溫彎曲性能的影響規律(圖5), 對性能相差較大和變化較大的4種冷卻條件試樣(隨爐緩冷、600 ℃油淬、700 ℃油淬和900 ℃油淬試樣)的有序度進行對比分析, 各試樣的有序相疇如圖9所示. 可見, 高硅電工鋼冷軋試樣在1000 ℃保溫1 h后, 采用隨爐緩冷和600 ℃油淬時, 試樣的有序相疇尺寸均約為5 μm; 700 ℃油淬時, 有序相疇尺寸顯著減小至約50 nm; 900 ℃油淬試樣的有序相疇尺寸進一步減小至小于25 nm.圖9表明, 高硅電工鋼冷軋帶材再結晶退火后, 提高冷卻溫度可有效降低試樣的有序度.

圖9高硅電工鋼冷軋試樣1000 ℃保溫1 h再結晶退火后不同冷卻條件下的有序相疇

Fig.9TEM images show the ordered domains of the samples recrystallized at 1000 ℃ for 1 h followed by furnace-cooling (a) and oil-quenching from 600 ℃ (b), 700 ℃ (c) and 900 ℃ (d)

由Fe-Si二元合金相圖[23,28]可知, 高硅電工鋼的無序結構A2和有序結構B2的轉變溫度約為770 ℃, 有序結構B2和有序結構D03的轉變溫度約為600 ℃. 高硅電工鋼試樣從無序相區冷卻至室溫時, 采用緩慢冷卻時無序向有序結構轉變較充分, 試樣的有序度升高; 采用快速冷卻可減少無序結構向有序結構的轉變, 使試樣的有序度降低. 本工作高硅電工鋼冷軋試樣在1000 ℃保溫1 h再結晶退火后, 緩冷至600 ℃以下時, 試樣已經發生了大量的無序-有序轉變, 因此600 ℃油淬和隨爐緩冷至室溫試樣的有序相尺寸相差不明顯, 即600 ℃以下的冷卻方式(快冷或緩冷)對試樣的有序度影響不明顯; 1000 ℃保溫1 h再結晶退火后, 在700~900 ℃范圍油淬時, 隨著溫度的升高, 試樣發生有序轉變程度減少, 試樣的有序相疇尺寸減小, 有序度降低.

有序結構是高硅電工鋼室溫塑性差的主要原因, 再結晶退火后提高油淬和空冷溫度可有效降低試樣的有序度, 從而提高試樣的室溫塑性; 由于油淬的冷卻速率比空冷快, 在650~900 ℃范圍內采用油淬比空冷更能有效降低試樣的有序度, 所以油淬試樣具有較好的室溫塑性(圖5). 由于不同再結晶退火冷卻條件下試樣的晶粒尺寸和再結晶織構基本相同(圖8), 因此有序度降低是試樣塑性改善的主要原因.

綜上所述, 高硅電工鋼冷軋試樣再結晶退火隨爐緩冷后, 試樣的有序度增大, 室溫塑性下降; 而通過提高再結晶退火后的冷卻溫度和冷卻速率, 可有效降低試樣的有序度, 從而提高室溫塑性. 本工作研究結果可為改善高硅電工鋼帶材再結晶退火后的室溫塑性提供參考.

3 結論

(1) 高硅電工鋼冷軋試樣在800~1200 ℃范圍內保溫1 h再結晶退火, 隨爐緩冷至室溫后塑性明顯下降, 可彎曲角度均由冷軋試樣的約150°下降至約50°, 且二次冷軋時出現嚴重的邊裂.

(2) 1000 ℃保溫1 h再結晶退火后空冷或油冷溫度在600 ℃以下時對退火試樣室溫塑性影響不明顯; 在700~900 ℃空冷或油淬時, 溫度越高、冷卻速率越快, 退火試樣的室溫塑性越好, 900 ℃油淬試樣可彎曲角度增大至約175°, 拉伸斷后伸長率由隨爐緩冷試樣的0.2%提高至5.2%, 且二次冷軋時基本不出現邊裂.

(3) 再結晶退火條件顯著影響試樣室溫塑性的原因是, 空冷或油淬溫度越高, 冷卻速率越快, 有序相尺寸越小. 例如, 600 ℃以下油淬或空冷試樣的有序相疇尺寸約為5 μm, 而700和900 ℃油淬試樣的有序相疇尺寸分別減小至50 nm和25 nm以下.

來源--金屬學報