駱新根，郭小龍，高 洋，陳文聰，丁 哲

(1. 國家硅鋼工程技術研究中心, 湖北 武漢，430080; 2. 武漢鋼鐵有限公司硅鋼部, 湖北 武漢，430080)

高磁感取向硅鋼(Hi-B鋼)是一種廣泛應用于變壓器鐵芯及大型發(fā)電機定子鐵芯制造的軟磁材料，其生產的關鍵在于如何在初次再結晶織構基礎上，經(jīng)由高溫退火后獲得單一取向的高斯(Goss)織構，使材料具有低鐵損、高磁感的優(yōu)良性能[1-2]。

根據(jù)熱軋加熱溫度的不同，Hi-B鋼的生產通常分為高溫板坯加熱和低溫板坯加熱技術。高溫板坯加熱技術早期從日本引進到國內，較為成熟，缺點是原料燒損量大、熱軋邊裂多、成材率低、能耗高、產品表面缺陷多等[3]。采用低溫板坯加熱技術生產Hi-B鋼則能有效解決上述問題，該技術的特點是不依賴于“先天抑制劑”，而是在二次再結晶開始之前通過滲氮處理來“獲得抑制劑”。根據(jù)滲氮溫度的不同，又可以分為高溫滲氮和低溫滲氮工藝，其中高溫滲氮溫度控制在900～1050 ℃，低溫滲氮溫度則為650～800 ℃[4]。日本新日鐵最早利用低溫滲氮工藝制備Hi-B鋼，極大降低了生產成本，但由于商業(yè)機密等原因，其中的基本原理仍不夠清楚[5]。意大利Acciai Speciali Terni公司開發(fā)了高溫滲氮法制備取向硅鋼工藝，該技術可以提高氮滲入及擴散進入鋼片的速率，從而使氮能更好地擴散至鋼帶內部，而且在滲氮處理的過程中便可能直接形成部分所需的 AlN 抑制劑[6]。

由于滲氮過程對形成“獲得抑制劑”的影響較大，而滲氮溫度對抑制劑種類和分布狀態(tài)的研究尚不多見。為此，本研究通過對不同滲氮溫度下硅鋼中析出相的形貌、成分及分布情況進行表征，研究了抑制劑的形成狀態(tài)，以期為低溫Hi-B鋼生產工藝的優(yōu)化提供理論支撐。

1 試驗材料與方法

表1 試驗鋼的化學成分(wB/%)Table 1 Chemical composition of the tested steel

2 結果與分析

2.1 滲氮溫度對鋼初次再結晶組織的影響

圖1為不同溫度滲氮處理后試樣截面的微觀組織，各試樣中滲氮量及平均晶粒尺寸列于表2中。由表2可以看出，隨著滲氮溫度的升高，鋼樣中氮含量逐漸降低，表明溫度越低，鋼基體中滲氮速率越高。主要是由于在較低溫度下，氨氣分解速度慢，分解后活性氮原子數(shù)量相對較多，故氮原子滲入鋼基體中的速度較快；而高溫條件下氨氣會過早分解，反而不利于加速滲氮過程的進行。

結合試樣金相組織和晶粒尺寸來看，初次再結晶晶粒隨著滲氮溫度的提高略有長大。王瑞等[7]的研究也得到類似的規(guī)律，但他認為滲氮量的提高是初次再結晶晶粒尺寸降低的主要原因。實際上，本研究中各試樣的初次再結晶晶粒尺寸在脫碳退火后應該是相同的。在隨后的滲氮處理過程中，滲氮量較低時晶粒還有長大的趨勢；當滲氮量達到某一臨界值時，滲氮物完全抑制了進一步的初次再結晶，晶粒不再長大。高溫滲氮由于滲氮效率較低，滲氮量達到臨界值所需時間更長，這段時間內晶粒會繼續(xù)長大，使得最終平均晶粒尺寸略大。另一方面，試驗采用的高溫滲氮溫度為900 ℃，明顯高于脫碳退火溫度，故雖然試樣已完成初次再結晶，但在較高溫度下晶粒仍有長大的趨勢，這是影響晶粒大小的另一個因素。

(a)660 ℃ (b)770 ℃

(c)900 ℃

表2滲氮試樣中氮含量及平均晶粒尺寸

Table2Nitrogencontentsandaveragegrainsizesofsamplesafternitriding

滲氮溫度/℃w(N)/%d-/μm6600.024725.17700.019326.39000.018127.6

2.2 滲氮溫度對鋼中抑制劑形態(tài)及成分的影響

圖2為不同溫度滲氮處理后試樣表層及中心層析出相的形態(tài)及成分。由圖2可見，當滲氮溫度為660 ℃時，試樣表層抑制劑數(shù)量較多，形態(tài)多為棒狀和條狀，長度為1～1.5 μm，析出相成分主要為Si3N4，部分含有少量MnS；770 ℃下滲氮時，鋼樣表層抑制劑數(shù)量多，形態(tài)多為不規(guī)則條狀，尺寸多在1 μm以下，比660℃滲氮時形成的析出相更細小，析出相成分也主要為Si3N4；當滲氮溫度升高至900 ℃時，試樣表層抑制劑數(shù)量少于660、770 ℃時的情形，形態(tài)多為不規(guī)則多邊形或球狀，尺寸為0.2～0.5 μm，成分分析顯示，該析出相為(Al, Si)N，部分含有少量MnS。

從圖2中還可以看出，不同滲氮溫度處理試樣的中心層中抑制劑數(shù)量均較少，形態(tài)為球狀或不規(guī)則多邊形，尺寸為0.2～0.5 μm，成分分析結果顯示，析出相主要為AlN、(Al,Si)N，部分含有少量MnS。從抑制劑種類和形態(tài)判斷，各樣品厚度中間區(qū)域的抑制劑基本為先天抑制劑，即無論滲氮溫度高低，試樣中心層中都極少有滲氮物，可見滲氮深度還無法達到試樣的中心區(qū)域。

另外，滲氮溫度為660、770 ℃時，雖然析出物同為Si3N4，但其形態(tài)存在細微差別。660 ℃滲氮形成的析出物體積更大，邊緣平直且形態(tài)飽滿規(guī)則；770 ℃時，析出相體積較小，形狀不規(guī)則且邊緣也不平直，表明770 ℃滲氮時晶粒內形成的Si3N4析出相已存在不穩(wěn)定的趨勢。而900 ℃的滲氮溫度已經(jīng)明顯超出了Si3N4穩(wěn)定存在的溫度范圍，故形成的氮化物大部分轉化為 (Al, Si)N。王瑞等[7]也認為，滲氮溫度會對硅鋼中析出粒子的尺寸及類型產生影響，主要是因為不同滲氮溫度下，NH3分解產生活性氮原子以及氮原子滲入鋼基體并擴散的速率不同，這將造成氮與鋼中Al、Si的反應存在差異。低于 850 ℃滲氮時，鋼中析出粒子以Si3N4為主，而溫度高于850 ℃時，鋼中開始析出(Al, Si)N復合粒子。

(a) 660 ℃，表層 (b) 660 ℃，中心層

(c) 770 ℃，表層 (d) 770 ℃，中心層

(e) 900 ℃，表層 (f) 900 ℃，中心層

圖2滲氮試樣中析出相的形貌及成分分析

Fig.2Morphologyandcompositionofprecipitatesinsamplesafternitriding

2.3 滲氮溫度對鋼抑制劑分布狀態(tài)的影響

圖3為不同溫度滲氮處理后試樣中析出相的分布情況。對比可知，660 ℃滲氮時，Si3N4析出相分布在試樣表層40 μm附近，在晶內和晶界處均有較為密集的分布；含Al氮化物在表層20 μm范圍分布較少，從次表層至中心層分布較為均勻，并且分布密度無明顯的變化。770 ℃滲氮時，Si3N4在表層40 μm附近區(qū)域分布較為集中，且主要以晶界擴散的方式由表層向中心層擴散；含Al氮化物在表層20 μm范圍分布較少，從次表層到中心層分布較為均勻，且無顯著的分布密度變化。900 ℃滲氮時，有少量Si3N4分布在表層40 μm范圍，其密度遠不及660、770 ℃時的情形；含Al氮化物在表層20 μm范圍分布較少，從次表層到中心區(qū)域分布較為均勻，分布密度無顯著變化。

硅鋼的滲氮過程可分為4個階段[8-10]：①NH3由氣態(tài)變?yōu)槲綉B(tài)；②吸附態(tài)的NH3在鐵表面分解出活性氮原子；③氮原子向鋼基體內部擴散，主要通過晶界擴散或間隙擴散的方式；④滲氮原子與基體中的Si或Al化合生成原始態(tài)的Si3N4或AlN，最終形成抑制劑。由于N在α相中的固溶度很低，N原子向內擴散和向外擴散實質是一個雙向過程，未形成氮化物的N原子會向外擴散重新回到氣氛中。

660 ℃滲氮時，鋼基體內含Si量較高，N通過晶界或間隙擴散時優(yōu)先形成Si3N4，該溫度下Si3N4較為穩(wěn)定，因此在晶內和晶界處的Si3N4均得以保留，N含量也最高。770 ℃滲氮時，在晶粒內形成的Si3N4已經(jīng)存在不穩(wěn)定的趨勢，但晶界處含Si量更高，故在晶界處更容易形成穩(wěn)定的Si3N4并保留下來。900 ℃滲氮時，仍有少量Si3N4分布在表層，因此高溫滲氮下仍是先形成Si3N4，然后轉化為更穩(wěn)定的(Al, Si)N存在，但由于鋼中Al含量比Si含量低，實際形成的新(Al,Si)N較少，多余N又重新擴散至氣氛中，導致該條件下鋼中滲氮量最低。

(a) 660 ℃

(b) 770 ℃

(c) 900 ℃

2.4 滲氮過程分析

從圖3所示N元素的EDS面掃描結果來看，在660、770 ℃的滲氮條件下，試樣表層(20 μm內)的晶界上N含量明顯高于其他區(qū)域；同時，富N晶界上的Si含量也明顯更高。可以推測，該溫度下的滲氮過程中，氮原子是率先沿晶界向鋼帶內部擴散的，擴散過程中N迅速與Si反應，生成Si3N4。而晶界上的Si反應后，晶粒內的Si向晶界處擴散進行補充，使得Si3N4的生成可以持續(xù)地進行。但900 ℃滲氮時，EDS面掃描結果表明，N元素幾乎沒有在晶界處富集。一方面，這是由于高溫下滲氮效率低；另一方面由于溫度較高，即使晶界處先生成了Si3N4，隨著滲氮過程的推進，Si3N4也會快速轉變或同時轉變?yōu)锳lN，而未轉變的氮化物分解后，氮原子又重新擴散回氣氛中。

低溫條件下滲氮時，在硅鋼表層晶界上富集的Si3N4會對晶粒長大產生較大的抑制作用。但如圖1所示的初次再結晶形貌中，并未發(fā)現(xiàn)表層晶粒尺寸有顯著的差異。這是由于滲氮溫度本身較低，即使沒有Si3N4的抑制作用，晶粒長大也不明顯。但在后續(xù)的高溫退火過程中，Si3N4的形態(tài)變化將受高溫退火制度及氣氛制度的影響。如果表層晶界處的Si3N4或其轉化物在晶界上停留時間較長，這將對表層晶粒的正常長大和異常長大產生重要影響。而表層一般被認為是Goss核的主要分布區(qū)域，所以最終Goss織構的發(fā)展與表層晶界處的Si3N4或其轉化物密切相關。低溫滲氮下，表層滲氮物數(shù)量多，如果后續(xù)的高溫退火過程中，這些Si3N4能形成有效抑制劑并分布在樣品表層，則會抑制表層晶粒的長大。而Goss晶粒具有先天長大優(yōu)勢，這將有利于其吞并其它晶粒形成單一取向的二次再結晶組織；但是又由于Si3N4分布于表層，受高溫退火氣氛和溫度的影響很大，如果高溫退火前期無法保留并轉化成穩(wěn)定的AlN存在，初次再結晶晶粒將會自由長大，二次再結晶將會受到較大的影響，從而無法形成完整的單一取向Goss織構。

高溫(900 ℃)滲氮下，未見抑制劑在表層富集，并且Si3N4已大部分轉化為(Al, Si)N，減少了高溫退火前段由Si3N4轉化為AlN不穩(wěn)定因素，從理論上更有利于抑制劑的穩(wěn)定和二次再結晶發(fā)育過程的穩(wěn)定。但高溫滲氮時，若滲氮過程控制不佳，易造成初次晶粒的過度長大和不均勻(如圖3中經(jīng)典的尺寸大于50 μm的晶粒，高溫滲氮樣品中則明顯較多)。此時，初次晶粒的異常長大驅動力不足，容易造成二次再結晶不良，最終致使硅鋼磁性能惡化。

3 結論

(1)低溫高磁感取向硅鋼中，低溫滲氮時形成的Si3N4不易分解，有利于鋼中滲氮量的提高；隨著滲氮溫度提高，Hi-B鋼樣初次再結晶晶粒有增大的趨勢。

(2)不同滲氮溫度下，Hi-B鋼樣表層形成的氮化物數(shù)量和形態(tài)不同，試樣厚度中間部位析出物狀態(tài)沒有顯著差異，主要為先天析出物。

(3)不同滲氮溫度下，取向硅鋼試樣表層40 μm區(qū)域主要為Si3N4分布區(qū)。其中，660 ℃滲氮下形成的Si3N4析出相最多，分布于晶內和晶界處；770 ℃滲氮下形成的Si3N4粒子主要分布于晶界處；900 ℃滲氮下Si3N4很少，絕大部分已經(jīng)轉化為(Al,Si)N。