晁理想 李建軍 盧林峰 江海東 徐明沁

(1.江蘇理工學院 機械工程學院，江蘇 常州 213001； 2.中國冶金科工股份有限公司 科技部，北京 100020；3.鋼鐵研究總院 連鑄技術國家工程研究中心，北京 100081； 4.常州東方特鋼有限公司煉鐵廠技術科，江蘇 常州 213151)

無取向硅鋼是一種碳含量極低的硅鐵軟磁合金，廣泛應用于發(fā)動機、發(fā)電機、變壓器鐵芯和各種電訊器材上，在電力、機械和軍工等行業(yè)都有著舉足輕重的地位[1- 3]。隨著現(xiàn)代科技的發(fā)展和對能源的需求持續(xù)增長，研究人員期望制備出鐵損更低、磁感應強度更高的無取向硅鋼。低鐵損和高磁感應強度是衡量無取向硅鋼性能的重要指標，其影響因素有很多，如熱軋板的組織狀態(tài)[4]、中間退火[5]、析出相[6]、合金元素[7]等。由于組織的遺傳性，初始熱軋板的狀態(tài)對無取向硅鋼的性能有很大影響，而?；幚硎莾?yōu)化硅鋼熱軋組織、改善其磁性能的重要工藝之一[8- 11]。

一般認為，?；瘻囟仍礁撸Я３叽缭酱?，在冷軋變形組織中形成的剪切帶越多，其較高的儲存能有利于再結晶晶粒形核長大，從而提高硅鋼的磁性能[12]。同時，常化處理可以消除因鑄造過程形成的粗大柱狀晶而產(chǎn)生的瓦楞狀缺陷，改善熱軋板的組織均勻性[13]。此外，常化處理能顯著改善低硅和高硅含量成品板的磁性能。例如，50W470無取向硅鋼經(jīng)?；幚砗?，熱軋板的纖維組織消失，并且熱軋板和退火組織晶粒尺寸隨?；瘻囟鹊纳叨龃螅瑢Υ判阅苡欣膡001}和{110}織構組分所占比例增大,并在950 ℃?；幚頃r達到最大值[13]。武曉龍等[14]指出，低硅含量的50W800熱軋板經(jīng)常化處理后，晶粒尺寸顯著增大，{111}織構比例降低，Goss織構略有增強，并且900 ℃?；幚韺μ岣叱善钒宓拇判阅茏饔米铒@著。同樣，Lan等[15]對Fe- 1%Si(質量分數(shù)，下同)連鑄鋼條帶進行1 060 ℃的高溫?；幚?，經(jīng)過冷軋和再結晶退火后，有利的α和λ纖維織構增多，γ纖維織構減少，磁感應強度從未?；瘯r的1.747 T提高到?；蟮?.782 T。此外，常化溫度對高硅含量無取向硅鋼織構和磁性能的影響有著相同的規(guī)律[16]，即隨著常化溫度的提高，有利織構逐漸增多，鐵損降低、磁感提高，并且在1 000 ℃高溫?；蟠判阅苓_到最佳。以上研究表明，高溫常化處理更有利于對磁性能有利的織構形成，而眾多研究中的常化溫度并未超過1 110 ℃，因此有必要探索更高的?；瘻囟炔⒀芯科鋵o取向硅鋼組織和織構的影響。

本文通過對熱軋Fe- 2%Si無取向硅鋼板進行?；?、冷軋和再結晶退火處理，研究了1 150 ℃高溫常化處理(發(fā)生部分奧氏體相變)對無取向硅鋼組織和織構的影響，并與未常化板進行對比，探索了高溫?；幚砀纳朴欣棙嫷脑颍@有助于獲得對磁性能更有利的織構和組織。

1 試驗材料及方法

試驗材料為熱軋Fe- 2%Si無取向硅鋼板，厚度為2.5 mm，其化學成分如表1所示。在熱軋板上取若干片60 mm×30 mm×2.5 mm試樣，進行真空常化處理，加熱溫度為1 150 ℃，保溫時間為10 min，加熱設備采用合肥科晶的GSL- 1700X型管式爐。利用MSK- 5070- AC型冷軋機對常化和未?；幚淼匿摪暹M行多道次軋制，壓下量為80%，軋至0.5 mm厚。隨后進行再結晶退火，加熱溫度為850 ℃，保溫時間為5 min，隨爐冷卻。常化處理工藝示意圖如圖1所示。在未?；统；捌淅滠埡屯嘶鹪嚇由戏謩e取10 mm×5 mm×0.5 mm的片狀試樣，對其厚度方向截面進行磨拋后，再用體積分數(shù)為5%的硝酸酒精溶液腐蝕，利用蔡司金相顯微鏡觀察其組織形貌。使用Philip PW3040/60型X射線衍射儀(X- ray diffractometer, XRD)測定宏觀織構，采用Co- Kα輻射，通過測量試樣的{110}、{200}和{112} 3個不完整極圖并計算取向分布函數(shù)(orientation distribution function, ODF)，最大系列展開項Lmax=22。

表1 熱軋Fe- 2%Si無取向硅鋼板的化學成分(質量分數(shù))Table 1 Chemical composition of the hot- rolled Fe- 2%Si non- oriented silicon steel plate (mass fraction) %

圖1 ?；^程示意圖Fig.1 Schematic diagram of the normalizing process

2 試驗結果與分析

2.1 常化處理對顯微組織的影響

圖2為熱軋Fe- 2%Si無取向硅鋼板經(jīng)不同工藝處理后的顯微組織，均由鐵素體組成。圖2(a)為未?；療彳埌褰M織，其表面區(qū)域的晶粒尺寸小于中心區(qū)域，且中心區(qū)域晶粒有被拉長的特征，這是熱軋過程中中心區(qū)域所受軋制變形程度較表面低及晶粒未完全回復所致。在熱軋過程中，鋼板的表面和心部組織因應變方式不同而有所差異[17]。熱軋板表面發(fā)生切應變，大的形變儲存能促使再結晶優(yōu)先發(fā)生；而熱軋板心部發(fā)生壓應變，較小的形變儲存能未能提供充足的回復再結晶驅動力，導致心部晶粒被拉長。圖2(b)為?；療彳埌褰M織，可見經(jīng)1 150 ℃?；幚砗?，晶粒顯著長大，尺寸為500 μm左右，相比未?；療彳埌寰Я３叽绱笠粋€數(shù)量級，這種晶粒組織特征被保留至隨后的冷軋組織中。

圖2(c)和圖2(d)分別為未?；统；摪褰?jīng)80%壓下量冷軋后的顯微組織，均包含細長變形的輕蝕晶粒和嚴重變形的深蝕晶粒。冷軋后出現(xiàn)明顯的剪切帶，該條帶為金屬和合金受到嚴重變形時的應變不均勻和局部塑性不穩(wěn)定造成的局部變形區(qū)域[18- 19]，其中未?；摪宓募羟袔л^為細小，?；摪宓妮^寬。受原始組織影響，在冷軋變形過程中，晶粒被拉長且在晶粒內(nèi)部形成纖維組織。晶粒越粗大，形成的纖維組織越多，并集中變形成較寬的剪切帶。

圖2(e)和圖2(f)分別為未?；统；摪謇滠埡驮俳Y晶退火后的顯微組織?？梢娊?jīng)過再結晶退火的鋼板均發(fā)生了完全再結晶，且?；摪宓木Я８哟执?。熱軋板經(jīng)?；幚砗螅Я３叽顼@著增大，進而在冷軋變形過程中具有較低的形變儲存能，從而導致退火再結晶形核驅動力減小，再結晶形核率降低[15]。此外，再結晶形核率還與原始晶界數(shù)量正相關，晶粒較粗大的熱軋板冷軋后，由于可供新晶粒形核的原始晶界位置較少，再結晶形核率較低。因此，原始晶粒粗大的特征決定了后續(xù)加工處理的晶粒大小，相比于未?；摪?，?；摪宓拇缶Я＝档土送嘶鸷笤俳Y晶形核率，最終形成較粗大的晶粒。

圖2 熱軋Fe- 2%Si無取向硅鋼板經(jīng)不同工藝處理后的顯微組織Fig.2 Microstructures of the hot- rolled Fe- 2%Si non- oriented silicon steel plate treated by different procedures

由以上分析可知，F(xiàn)e- 2%Si無取向硅鋼板經(jīng)過?；幚砗?，晶粒尺寸顯著增大，且該特征持續(xù)保留至冷軋和退火再結晶組織中，晶粒形核及晶界遷移改變了晶粒原有的取向，對織構將產(chǎn)生較大影響。

2.2 ?；幚韺ν嘶鹂棙嫷挠绊?/h3>

圖3和圖4為熱軋板和1 150 ℃?；褰?jīng)冷軋退火后的恒φ2=45° ODF截面圖和取向線的取向密度分布圖?？梢钥闯?，熱軋板直接冷軋退火，對應成品板的織構主要為較強且不均勻的γ纖維織構，α和λ纖維織構強度較弱且相對均勻，高斯織構{110}<001>不明顯。1 150 ℃?；瘜善钒宓摩美w維織構明顯減弱，{100}<012>和{100}<001> λ纖維織構顯著增強，并且高斯織構{110}<001>變得明顯。

圖3 熱軋板(a)和?；?b)經(jīng)冷軋退火后的恒φ2=45° ODF截面圖Fig.3 ODFs constant sections of φ2=45° for the hot- rolled plate(a)and the normalized plate(b) after cold rolling and annealing

圖4 冷軋退火后的熱軋板和常化板沿γ(a)、α(b)和λ(c)取向線的取向密度分布Fig.4 Orientation density distributions along γ(a)，α(b) and λ(c) orientation lines of the hot- rolled plate and the normalized plate after cold rolling and annealing

由于組織的遺傳性，冷軋退火后的再結晶織構與冷軋前的組織和織構密切相關。纖維織構的形核長大一般在能量較高的晶界或剪切帶附近，其中{111}位相織構優(yōu)先在晶界附近形核并長大，而高斯織構{110}<001>在晶內(nèi)剪切帶處形核并長大。未常化的熱軋板經(jīng)冷軋后，保留了大量的熱軋原始晶界，一方面晶界附近嚴重變形引起晶界移動而形成高遷移率和大角度晶界，另一方面變形晶界附近具有高的儲存能。因此較大的取向差和變形儲能有利于γ纖維再結晶晶粒的形核和長大，從而導致未?；善钒逯笑美w維織構增多。

熱軋板經(jīng)1 150 ℃?；幚砗?，一方面，原始晶界消失，冷軋后變形晶粒附近具有較小的取向差和較低的變形儲能，抑制了γ纖維再結晶晶粒的形核和長大；另一方面，?；缶Я３叽顼@著增大， 該粗大組織促使冷軋γ變形晶粒中形成大量的晶內(nèi)剪切帶，有利于{110}<001>高斯織構的形成[20- 21]，并且{110}<001>織構的發(fā)展同樣抑制了γ再結晶織構的發(fā)展。因此，熱軋板?；螃美w維織構顯著減弱且高斯織構變得明顯。

值得注意的是，經(jīng)高溫?；幚淼某善钒宄霈F(xiàn)了明顯的{100}<012>和{100}<001> λ纖維織構。這是由于應變誘發(fā)晶界遷移，低形變儲存能的{100}取向晶粒通過消耗形變儲存能高的晶粒而生長，從而促進{100}再結晶織構的形成[22]。眾所周知，{100}面具有兩個<001>易磁化方向，且<100>方向與磁力線方向平行顯著降低了硅鋼的鐵損及提高磁感應強度，因此更希望形成對磁感有利的{100}<0vw>面織構。因此，本文熱軋板經(jīng)1 150 ℃?；幚砗笮纬傻膹娏业摩死w維織構與冷軋后初次再結晶形成的{100}織構有關。初次再結晶后，試樣在真空中繼續(xù)升高至1 150 ℃，原立方取向的晶粒二次再結晶，長大粗化形成取向集中的{100}織構。綜上所述，強烈的λ纖維織構和減弱的γ纖維織構將有利于Fe- 2%Si無取向硅鋼的磁性能。

3 結論

(1)熱軋板經(jīng)1 150 ℃?；幚砗?，晶粒尺寸顯著增大，冷軋后剪切帶較長且寬，再結晶晶粒比未常化的稍大且相對均勻。

(2)常化板再結晶織構出現(xiàn)少量的高斯織構，γ纖維織構明顯減弱，α纖維織構變化不明顯。

(3)高溫常化處理更易促進強烈的{100}<012>和{100}<001>λ纖維織構形成，有利于成品板磁性能的改善。