劉云霞,李 躍,程 林,曹瑞芳,劉恭濤,劉曉強,安冬洋,李澤琳 

(首鋼智新遷安電磁材料有限公司,遷安 064400) 

摘 要:選用硅含量2.5%~3.5%(質量分數)的無取向硅鋼作為分析對象,研究了其在全工藝 流程(熱軋、常化、冷軋、退火)中的組織和織構變化。結果表明:由于形變和溫度場的分布特征,該 無取向硅鋼熱軋板形成組織分層,表層為再結晶組織,中心層為帶狀回復組織,過渡區域混雜分布 再結晶和回復組織。同時厚度方向表現出很大的織構梯度,并會一直遺傳至成品板,但織構梯度隨 著形變和再結晶會不斷弱化。常化后熱軋帶狀組織消失,再結晶晶粒發生了充分長大。冷軋后,無 取向硅鋼的組織主要表現為沿軋制方向伸長的帶狀組織。該無取向硅鋼的形變和再結晶行為一般 規律為形變形成α線織構,再結晶后轉變為γ線織構和α * 織構。

關鍵詞:無取向硅鋼;組織;織構;帶狀組織;織構梯度 中圖分類號:TB31 文獻標志碼:A 文章編號:1001-4012(2021)04-0029-05

新能源汽車要求其驅動電機具備效率高、能耗 低、體積小、質量輕等特點,因此對驅動電機鐵芯用 無取向硅鋼的磁性能提出了更加苛刻的要求。降低 無取向硅鋼的鐵損對提高驅動電機效率和汽車行駛 里程具有重要意義,因此新能源汽車驅動電機用無 取向硅鋼的磁性能改善是技術人員持續努力的方 向。影響無取向硅鋼磁性能的因素,除了合金成分 外,還有組織和織構[1-2],無取向硅鋼的晶粒尺寸直 接影響磁滯損耗的大小,不同取向晶粒的磁性能也 各向異性。無取向硅鋼中各面織構對磁感值的貢獻 按以下晶面族順序依次降低:{100},{310},{411}, {210},{110},{211},{111}[3]。所以,優化無取向硅 鋼的組織和織構類型是改善和提升其磁性能的有效途徑之一。高硅含量新能源車用無取向硅鋼的組織 和織構分析多基于試驗室制備的樣品[4-6],而關于工 業生產全流程樣品的分析卻鮮有報道。因此,筆者通 過分析硅質量分數為2.5%~3.5%的無取向硅鋼在 全工藝流程中的組織和織構變化,研究了無取向硅鋼 在全工藝流程中各階段的組織和織構的演變規律。 

1 試驗方法 

試驗材料為硅質量分數為2.5%~3.5%的新能 源汽車用無取向硅鋼,其化學成分見表1。為了分 析全工藝流程(熱軋、常化、冷軋、退火)中樣品組織、 織構的轉變,選取該硅鋼熱軋、常化、冷軋和成品板 試樣,對軋制方向-法線方向(ND-RD)的全厚度方 向進行金相觀察及電子背散射衍身(EBSD)取向成 像分析(金相觀察時定義上下表面至板厚1/4層位 置為表層,上下1/4層之間為中心層),并對冷硬板 表層進行 X射線衍射(XRD)織構檢測。

2 試驗結果與討論 

2.1 熱軋板的組織和織構 

該無取向硅鋼熱軋板的顯微組織形貌如圖1所 示,可見熱軋板沿厚度方向上存在明顯的組織不均勻 性,而這種不均勻性必然也會導致織構的不均勻性, 即織構梯度。其熱軋板為正常的分層組織,表層為再 結晶組織,中心層為帶狀回復組織,過渡區域為再結 晶和回復組織混雜分布。原因主要是在熱軋溫度及 應力場的共同作用下,熱軋板表面會優先于中心層區 域發生再結晶,而中心層區域由于存儲能較低,且溫 度較高,動態回復占主導作用,所以主要為回復組織。 熱軋板厚度方向不同位置的EBSD取向成像圖 如圖2所示,熱軋組織表現為很強的分層現象,表層 為再結晶組織,中心層為帶狀的形變組織,次表層為 過渡組織。由取向分布函數(ODF)圖可看出中心 層表現為強α線織構,次表層主要為 Goss織構、黃 銅和銅型剪切織構。這是因為板坯加熱階段組織為 無相變的鐵素體,不會有兩相區軋制時的相變碎化 作用,中心層的帶狀組織是鑄坯中的大量柱狀晶和 心部等軸晶組織經熱變形后形成的。而次表層的過 渡區域存在少量再結晶組織和殘留形變組織,由于熱軋過程中剪切力的作用而形成上述織構。

由圖1和圖2均可觀察到再結晶晶粒的分布不 均勻現象,其表層主要為再結晶組織,從表層到中心 層,再結晶晶粒的面積分數逐漸減少,通過EBSD數 據分析可以區分出完整的再結晶組織、亞晶組織和 形變組織。熱軋板中 示,可見亞晶組織和形 3 變 種 組 不 織 同 大 組 致 織 交 的 替 分 層 布 疊 如 分 圖 布 3所 在 中心層區域。再結晶組織、亞晶組織和形變組織的 面積分數分別為31.1%,36.3%,32.6%。

對熱軋板中3種不同組織的織構分析如圖4所 示,再結晶組織主要為銅型織構、黃銅織構和 Goss 織構,亞晶組織表現為很強的旋轉立方織構和{111} <110>,而形變組織則主要為α線織構。表層和次表 層的再結晶晶粒主要來源于剪切組織的原位再結 晶,因此保留了剪切織構的特征,中心層的亞晶組織 則來自于強α線的帶狀組織,因此具有α線織構特 征,熱軋板中的形變組織主要為中心層的帶狀組織 和次表層的剪切形變組織,因此保留了強α線織構 特征和較弱的剪切織構特征。

2.2 ?；宓慕M織和織構 

無取向硅鋼常化后的顯微組織形貌如圖 5 所 示,與熱軋組織相比,常化后熱軋帶狀組織消失,再 結晶晶粒發生了充分長大,從厚度方向來看,再結晶 晶粒尺寸沿厚度方向存在著一定的不均勻性,表層 區域的晶粒稍大。 ?；宓木Я３叽缫姳?/span>2,可見上、下表層晶粒 的平均尺寸均比中心層晶粒的大10 下表層晶粒尺寸更大是由于?；?μ 熱 m 軋 左 板 右 中 。 的 上 組 、 織狀態決定的,熱軋板的上、下表層已經出現了再結 晶組織,而中心層的再結晶晶粒很少,次表層的再結 晶晶粒及其周圍的形變和亞晶組織所構成的環境促 進了?；^程中再結晶晶粒的繼續長大,晶粒長大 的驅動力為組織的形變儲存能。因此,正是上、下表 層的熱軋組織特征導致了常化后的組織不均勻性。 ?；宓慕M織不均勻性還有可能是由熱軋臨界壓下 造成的,如果熱軋后進行小變形量臨界軋制,使熱軋 板表層晶粒產生形變,由于形變的不均勻性存在導致熱軋板表層晶粒的形變儲存能存在差異,?；瘯r, 一些形變儲能低的晶粒極易吞并周邊儲能較大的晶 粒從而發生異常長大,在表層形成隨機取向的類柱 狀晶粗大再結晶組織。 

?；褰孛娴?EBSD 取向成像圖如圖6所示, 可見常化后無取向硅鋼再結晶完全,由于熱軋組織 的織構梯度存在,常化后不同厚度層的織構同樣存 在顯著的差異。對上、下表層及中心層分別計算其 織構分布,可知 常 化 板 表 層 及 次 表 層 區 域 主 要 為 {110}織構和{112}<111>織構,這一類織構顯然來 自于熱軋板表層及次表層區域的剪切織構形變組 織,而?；逯行膶拥脑俳Y晶組織則主要為{φ1,φ, φ2}={20°,10°~30°,45°}的α * 織構,EBSD 取向成 像圖中中心層大量分布的{112}<241>和{114}<481> 取向晶粒就屬于 α * 織構,α * 織構的出現與熱軋板 中心層的強α線形變織構有關。 

2.3 冷軋板的組織和織構 

無取向硅鋼冷軋后的組織主要表現為沿軋制方 向伸長的帶狀組織,如圖7所示。可見其內部粗大 的帶狀組織局部有明顯的剪切帶分布,這些剪切帶 有利于后期η線晶粒的形核和再結晶。 冷軋織構的形成主要是受到冷軋壓下率的影 響,隨著形變量的增大,冷軋織構不斷向α線聚集, 最終的穩定冷軋織構為{112}<110>和{111}<110>織構的密度水平也在不斷增強。冷軋板表層的織構 ODF截面圖如圖8所示,其織構為密度水平很強的 α線織構,主要織構集中在旋轉立方到{114}<110> 附近。 

2.4 成品板的組織和織構 

該無取向硅鋼成品板的顯微組織形貌如圖9所 示,成品板的晶粒尺寸為97μm,晶粒尺寸大是其鐵 損較低的原因之一。 成品板的 EBSD取向成像圖及織構 ODF 截面 圖如圖 10 所 示,從 成 品 板 的 縱 截 面 觀 察,{100}<021>和{114}<481>兩種取向晶粒占據主導,織構類 型主要為較強的{114}<481>為主的α * 織構和較弱 的γ線織構,這種織構特征由于弱化了γ線,不利于 織構的強度,有利于磁性能的提升。

?；寰Я３叽绱执?/span>,對無取向硅鋼的成品織 構改善有利。通過提高?；瘻囟仁篃彳埦ЯｉL大, 中等壓下量軋制過程中容易形成更多的剪切帶,再 結晶時促進η線晶粒的形核,成品板中 γ線織構的 體積分數降低同時η線織構的體積分數提高,在降 低鐵 損 的 同 時 改 善 了 成 品 的 磁 感 值[7]。PARK 等[8]的 研 究 證 實 了 Goss 織 構 容 易 在 形 變 {111} <112>,{111}<110>和{112}<110>晶粒的剪切帶處形 核和再結晶,立方取向晶粒也會在剪切帶處形核和 再結晶。

3 結論 

(1)無取向硅鋼的熱軋板由于形變和溫度場的 分布特征,表現出很大的織構梯度,這種梯度會一直 遺傳至成品板,但織構梯度隨著形變和再結晶會不 斷弱化。 (2)?；鬅彳垘罱M織消失,再結晶晶粒發 生了充分長大,上、下表層的熱軋組織分層特征導致 了?；蟮慕M織不均勻。無取向硅鋼冷軋后的組織主要表現為沿軋制方向伸長的帶狀組織,其內部粗 大的帶狀組織局部會觀察到明顯的剪切帶分布。剪 切帶在組織中越多越有利于成品退火時有利織構的 形成。 (3)新能源汽車用無取向硅鋼的形變和再結晶 行為一般規律為:形變形成α線織構,再結晶后轉變 為γ 線 和 α * 織 構,成 品 織 構 類 型 主 要 為 較 強 的 {114}<481>為主的α * 織構和較弱的γ線織構。