提高硅钢表面的硅含量, 是改善其磁性能最有效的手段^[1]。6.5%的硅能使硅钢具有良好的综合磁性能, 如提高电阻率、降低铁损、磁致伸缩率几乎为零。但是, 随着硅含量的增加硅钢的脆性也随之增大^[2], 对其加工性能产生不利影响^{[3, 4]}。日本钢管公司在20世纪80年代成功开发了化学气相沉积(CVD)法生产质量分数为6.5%的高硅钢板, 但其表现为又脆又硬, 成材率很低^{[5, 6]}。本文用熔盐电沉积法制备高硅钢, 研究退火工艺对样品的显微组织和磁性能的影响。

1 实验方法

实验用无取向硅钢片的尺寸为20 mm×20 mm×0.5 mm, 其成分列于表1。为了除去硅钢片表面的防腐漆和降低硅钢表面的粗糙度, 获得平整光洁的沉积面, 对其进行磨光处理。基体先后在粒度为260、400、800、1000、2000的砂纸上打磨, 再用水、酒精冲洗干净、干燥, 用游标卡尺测量表面积。

用电阻炉加热, DWK-702控温仪控制温度, 测温用铂铑-铂热电偶, 误差范围±10℃。将硅钢片作为阴极, 电源为阳极连接镍铬丝与石墨坩锅。把装有NaCl-KCl-NaF-SiO混和药品的石墨放入电阻炉内加热。待温度超过500℃时通入Ar气。温度达到850℃后, 恒温60 min。放入阴极硅钢基体, 在脉冲电流正反向比为9∶1、电流密度为50 mAcm^-2、电沉积时间为60 min条件下进行电沉积。电沉积结束后缓慢取出试样在室温放置约5 min, 然后放入沸水中煮10 min左右后取出, 用去离子水、酒精冲洗, 吹干放入试样袋留待检测及进行均匀化扩散退火。

用KBF11Q型可控气氛热处理炉进行退火处理。将电沉积后的样品放入干燥后的退火炉内, 并通入Ar做保护。表2给出了电沉积后样品的退火工艺参数。

用JXP－10金相显微镜(OM)观察分析不同条件下退火试样的断面显微组织; 用D5000 X-Ray Diffractometer检测设备进行织构分析。先检测试样表层的{110}、{200}和{211}3个不完全极图, 计算机完成数据采集, 用Bunge级数展开法计算试样的取向分布函数(ODF)。用TPS-500M硅钢测试电源和非标磁导计(交流)测量磁性能。B_m＝1.500 T, 频率50 Hz, 检测铁损P_1.5/50, H_m＝5000 Am^-1检测磁感B。

2 结果与讨论

2.1 显微组织

从图1可以看出, 随着退火温度的升高, 试样的断面晶粒尺寸明显增大, 晶界延伸, 视野范围内晶粒的数目急剧减少。从900℃到1050℃, 晶粒明显粗化。退火温度较低时试样的中心部位为等轴晶, 晶粒尺寸较小, 900℃时明显不均匀, 晶粒分布不规则, 粗细晶粒交错分布。粗细交替的不均匀性的原因, 是再结晶未完成或者试样局部热变形。随着退火温度的进一步提高, 晶粒的不均匀性得到改善。

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图1   不同条件退火后试样的OM像

Fig.1   OM images of samples annealed at 900℃ for 60 min (a), 950℃ for 60 min (b), 1000℃ for 60 min (c), 1050℃ for 60 min (d), 1000℃ for 90 min (e), 1000℃ for 150 min (f), 1000℃ for 180 min (g) and 1000℃ for 210 min (h)

退火温度一定时, 随着退火时间的延长晶粒尺寸逐渐变大。退火时间延长到150 min时, 退火试样的晶粒不均匀程度比90 min试样高, 在较短时间内晶粒大小分布不均。退火时间进一步延长晶粒继续粗化, 但长大趋势逐渐平缓, 晶粒尺寸大小逐渐分布均匀。因此, 在一定温度下晶粒尺寸有一定的极限值。退火试样的晶粒长大到极限后, 不再长大。但如果继续提高温度, 原子的扩散能力增加, 这样就打破了晶界迁移与阻力的平衡关系, 使晶界迁移更容易。因此退火温度为1050℃时, 试样的晶粒尺寸明显比1000℃时的大。

从表2可以看出, 退火温度对试样晶粒长大影响较大。随着退火温度的升高, 试样的平均晶粒尺寸增大, 试样平均晶粒等级相应降低。退火温度越高则晶粒长大越快, 1000℃时退火时间为60-210 min, 试样的平均晶粒等级为1.5, 平均晶粒尺寸为约187.428 μm, 正好落入最佳铁损尺寸范围内(100-200 μm)。1050℃试样的平均晶粒等级达到0.5级, 过于粗大。

再结晶是晶粒不断形核和晶核不断长大, 直到全部变形晶粒都消失的过程。退火温度升高则晶核长大的速率增加。从试样的断面组织可以看出, 晶粒随温度的升高而粗化, 说明退火时都已发展到晶粒长大阶段。在相同的保温时间内, 温度越高晶粒长大的速率也越大, 因而最终得到粗大的晶粒。退火温度的升高使原子得到较大的迁移能, 使扩散能力提高。原子的扩散加快, 将打破晶界迁移力和阻力之间的平衡。因此, 温度升高使晶体通过晶界不断迁移而将其周围的原子吞并长大, 最终得到粗大的晶粒。

退火后试样中的Si浓度分布如图2所示, 可见退火前后试样的浓度变化较大。由于电沉积试样中硅含量由表面到内部逐渐降低, 在高温下退火促进了沉积层中的Si向试样内部扩散, 试样表面浓度降低, 扩散深度加深。退火温度越高, 原子的能量越大, 扩散越容易进行, 温度为1050℃时试样中的浓度趋于均匀分布。

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图2   不同退火条件试样中Si的浓度分布

Fig.2   Distribution of Si content in samples annealed at 900℃ for 60 min (a), 950℃ for 60 min (b), 1000℃ for 60 min (c), 1050℃ for 60 min (d), 1000℃ for 90 min (e), 1000℃ for 150 min (f), 1000℃ for 180 min (g), and 1000℃ for 210 min (h)

退火温度一定时, 试样中的硅浓度将随着退火时间变化。由图2可知, 试样中硅浓度随着退火时间的增加逐渐趋于平缓, 退火温度为1000℃、保温时间180 min时退火后试样表面还存在一定的硅浓度梯度。在1000℃下退火210 min后Si浓度趋于均匀分布, 平均浓度为6.3715%, 接近6.5%。由此可见, 在一定退火温度下, 延长退火时间可使扩散充分进行。

2.2 样品织构

试样退火后形成的再结晶织构与冷轧试样中的变形织构, 主要受退火温度和退火时间的影响^[7]。图3给出了基体试样的取向分布函数等φ=45°截面图, 图4给出了不同温度下退火所得试样的取向分布函数等φ=45°截面图。图4a-d为不同退火温度下试样的ODF图。图4c, 4e-h为不同退火时间下试样的ODF图。取向分布函数φ=45°截面图是表征无取向硅钢板织构最具有代表性的截面图。硅钢的易磁化织构为{100}和{110}面织构, 难磁化织构为{111}面织构。易磁化方向为<100>位向, <111>位向为难磁化位向^[8]。为了提高硅钢的磁性能, 需要提高{100}和{110}面织构强度, 降低{111}面织构强度。

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图3   基体试样的取向分布函数等φ₂=45°截面图

Fig.3   φ₂=45°sections of ODFs for base sample (density level: 1, 2, 5, 7, 9, 9.2)

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图4   退火所得试样的取向分布函数等φ₂=45°截面图

Fig.4   φ₂=45°sections of ODFs for samples annealed (density level: 1, 2, 4, 6, 8, 8.5) (a) 60 min, 900℃, (b) 60 min, 950℃, (c) 60 min, 1000℃, (d) 60 min, 1050℃, (e) 1000℃, 90 min, (f) 1000℃, 150 min, (g) 1000℃, 180 min, (h) 1000℃, 210 min

由图4可知, 退火后试样中的织构主要集中在γ纤维分量{111}<112>、{111}<110>织构, α纤维上的{100}<011>、{110}<490>、{100}<001>织构以及高斯织构{011}<100>。与基体冷轧板(图3)对比, 退火后的试样在γ取向线上的织构密度有所降低, 其中{111}<112>织构的密度明显减弱。冷轧试样中的织构组分主要为{111}<112>、{111}<110>、{100}<011>、{011}<100>、{112}<110>^[9], 各组分的存储能有强到弱依次为{111}<112>、{111}<110>、{112}<110>、{100}<011>^{[10, 11]}。退火时后再结晶形核和长大优先从具有储存能较高的{111}<112>、{111}<110>织构组分的{111}面织构进行, 而具有较低储存能的其它织构不容易形核, 因此退火织构优先在{111}面聚集。由图4a-d可知, 随着退火温度的升高{111}<112>织构的密度逐渐增加。图4c, 4e-h表明, 随着退火时间的延长{111}<110>织构组分开始增加, 部分晶粒开始在{111}<110>织构组分形核长大, 并逐渐消耗{111}<112>织构晶粒, 因此呈现出γ取向线上的织构密度向{111}<110>织构组分偏聚。并且随着退火温度的升高和退火时间的延长, 开始形成{112}<110>织构取向晶粒, 高斯织构{110}<>晶粒通过消耗周围{111}取向面的{111}<112>织构组分逐渐长大, 在退火时间达到210 min时试样的γ取向线上取向密度明显降低, 其高斯织构{110}<001>的密度较高, 约为6.40。

2.3 磁性能

对于规格一致、主要合金元素等因素相同的硅钢, 影响其铁损和磁感的因素主要有Si含量、晶粒的尺寸以及晶体取向即织构。退火温度和时间的改变影响试样中Si浓度的分布、晶粒的大小以及织构等。在相同电沉积条件下试样中的Si浓度分布大致相同, 随着退火温度的升高试样晶粒尺寸增加, 当退火温度达到1000℃、时间为60-210 min时晶粒的平均尺寸为187 μm左右。晶粒尺寸对试样的磁感应强度影响比较复杂。晶粒越大, 晶界越少, 阻碍磁化的能力减小, 磁感应强度会越高。但是织构对磁化程度的影响很大, 因此磁感应强度不一定随着晶粒尺寸的增加而提高^[12]。对于相同Si含量的试样, 随着退火温度的升高易磁化织构的含量增加。其原因是, 硅钢在经过冷轧后形成了大量的{111}面织构, 退火时再结晶晶核优先在储存能较高的{111}<112>位置形核, 并吞噬周围的{111}<112>织构组分, 形成磁性能优越的织构晶粒。这些因素使试样中含有大量的{100}和{110}面织构, 提高材料的磁性能。从表3可见, 随着退火温度的升高铁损逐渐降低, 磁感应强度变化不大。因此, 在较高的温度下延长退火时间可得到晶粒尺寸较大、{100}和{110}面织构密度增加, {111}面织构密度明显降低的试样, 其磁感应强度增大, 铁损明显降低。

3 结论

1. 对渗硅后的硅钢进行高温退火, 1000℃下退火时间为60-210 min, 退火试样的平均晶粒尺寸为187 μm左右, 正好落入最佳铁损尺寸范围内(100-200 μm)。退火温度为1000℃、退火为210 min的试样, 其Si浓度分布已均一化。

2. 在较高温度下退火, 延长退火时间可使硅钢的{111}面织构密度降低, {100}和{110}面织构增加, 并得到密度为6.4的高斯织构{110}<001>。退火温度和时间对硅钢的磁感应强度影响不大, 退火时间对铁损的影响较大。退火时间一定时, 随着退火温度的提高磁感应强度变化不明显, 铁损逐渐降低; 退火温度一定时, 随着退火时间的延长铁损明显降低; 温度为1000℃、退火210 min的硅钢, 其铁损低而磁感应强度较高。