胡 帥，金自力，2，3，吳忠旺，2，李 濤，李 瑋，2，3，胡雨晴，2，3，白 金

(1. 內(nèi)蒙古科技大學(xué) 材料與冶金學(xué)院，內(nèi)蒙古 包頭 014010；2. 內(nèi)蒙古自治區(qū)新金屬材料重點實驗室，內(nèi)蒙古 包頭 014010；3. 白云鄂博共伴生礦資源高效綜合利用省部共建協(xié)同創(chuàng)新中心，內(nèi)蒙古 包頭 014010；4. 內(nèi)蒙古包鋼稀土鋼板材有限責(zé)任公司,內(nèi)蒙古 包頭 014010)

取向硅鋼是制造特高壓交/直流變壓器、高效節(jié)能配電變壓器、換流閥飽和電抗器等電力裝備的核心材料，其成分控制嚴(yán)格，工藝流程復(fù)雜，性能影響因素較多，可用于衡量一個國家鋼鐵行業(yè)的水平，被譽為鋼鐵行業(yè)“皇冠上的明珠”[1]。取向硅鋼要想獲得高磁感和低鐵損需具備鋒銳的高斯織構(gòu)和合適的晶粒尺寸。大量高斯織構(gòu)的獲得需要在熱軋、?；约巴嘶鸬冗^程中進行精準(zhǔn)的控制，同時添加抑制劑來阻礙初次結(jié)晶的晶粒長大以及促進二次再結(jié)晶的發(fā)生。目前，大多研究集中在取向硅鋼?；c退火時抑制劑的析出變化[2-7]，但對熱軋過程中抑制劑析出的研究并沒有引起足夠的重視。汪勇[8]、嚴(yán)彬等[9]發(fā)現(xiàn)，含Nb取向硅鋼的熱軋板中抑制劑主要有MnS、以MnS為核心的復(fù)合析出相和單獨的Nb(C, N)，鈮含量0.050%的硅鋼熱軋板中，析出相的面積密度較大，平均晶粒尺寸較小。同時Fe-3%Si取向硅鋼中MnS粒子主要在位錯線上析出，位錯密度的增加對抑制劑析出的密度有很大影響[10]。本文在成分設(shè)計上充分考慮以白云鄂博礦為主冶煉生產(chǎn)的鋼材中殘留稀土的冶金特點，模擬殘留在白云鄂博礦中的稀土含量進行試驗，通過研究添加稀土的試驗取向硅鋼，在高溫鐵素體區(qū)熱軋后保溫不同時間的組織變化，析出相類型、分布，以及析出相體積分?jǐn)?shù)，分析稀土對取向硅鋼在鐵素體區(qū)變形后抑制劑析出的影響。

圖1 不同道次間隔時間下試驗鋼的應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig.1 Stress-strain curves of the tested steel under different pass intervals(a) 10 s; (b) 20 s; (c) 30 s

1 試驗材料與方法

試驗用取向硅鋼采用25 kg真空冶煉爐進行冶煉，化學(xué)成分見表1，冶煉后鍛造成40 mm厚的鋼坯。利用淬火熱膨脹儀測定出試驗鋼由兩相區(qū)轉(zhuǎn)變?yōu)殍F素體區(qū)的溫度為1140.3 ℃，將試驗鋼切割為φ8 mm×15 mm的試樣，利用Gleeble 1500D熱模擬機在1200 ℃進行雙道次壓縮，壓下量為30%，應(yīng)變速率為0.1 s-1，兩道次間隔時間分別為10、20和30 s，繪制出應(yīng)力-應(yīng)變曲線。將試驗鋼在1280 ℃保溫0.5 h，使其抑制劑固溶，空冷至1200 ℃后，采用型號φ300 mm×450 mm二輥可逆式軋機進行一道次軋制，壓下量為30%，利用公式(1)[11]計算變形滲透：

(1)

式中：S為變形滲透值；R為軋輥半徑；H為試樣變形前厚度；h為試樣變形后厚度。

表1 試驗鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

計算得到變形滲透值S為1.248，大于1，表明熱軋后試樣中心變形量略大于表面的變形量。軋制結(jié)束后試樣直接水冷以及在1200 ℃馬弗爐中保溫50、150及300 s后水冷。

將試樣沿厚度方向從中間切割開，觀察熱軋樣試從邊部到中心的宏觀組織，采用雙A電解液電解后使用掃描電鏡(SEM)觀察析出相的分布和尺寸，同時統(tǒng)計析出相的體積分?jǐn)?shù)。將試樣用砂紙磨至30 μm以下后進行離子減薄，采用透射電鏡觀察第二相粒子的析出位置。通過電感耦合等離子體發(fā)射光譜儀(ICP-OES)測定取向硅鋼熱軋過程中抑制劑的析出量。首先將試驗鋼切割成70 mm×25 mm×2.5 mm試樣，將表面磨至光滑，稱量。用絕緣膠帶將其四周包裹起來測量裸漏面積，計算電流，電解后計算質(zhì)量損失。將表面的析出相震蕩到酒精中，經(jīng)過抽濾后將收集到的析出相用王水(1/4 HNO3+3/4 HCl(體積比))溶解，在380 ℃電熱板上加熱2 h后用100 mL容量瓶定容，將溶液搖勻后測定析出相濃度，根據(jù)結(jié)果計算析出相元素占該元素總量的百分比[12]。

2 試驗結(jié)果

2.1 保溫時間對再結(jié)晶的影響

通過熱模擬試驗繪制出不同道次間隔時間下試驗鋼的應(yīng)力-應(yīng)變曲線(見圖1)，之后用2%補償法計算出軟化率(即靜態(tài)再結(jié)晶發(fā)生率)，2%補償法的計算公式為：

Xi=(σm-σ2)/(σm-σ1)

(2)

式中：Xi為軟化率；σm為第一道次卸載前的最大應(yīng)力；σ1為第一道次加載前的屈服應(yīng)力；σ2為第二道次加載前的屈服應(yīng)力。

圖2為取向硅鋼經(jīng)1200 ℃變形量30%的雙道次壓縮后，擬合出的0～300 s的軟化率曲線。保溫50 s時軟化率為41%，保溫150 s時軟化率達到58%?？梢姡S著保溫時間的延長，靜態(tài)再結(jié)晶發(fā)生率升高，升高速率逐漸降低，直至300 s后趨于平緩，達到64%左右。

圖2 試驗鋼在1200 ℃變形30%時的軟化率擬合曲線Fig.2 Softening rate fitting curve of the tested steel deformed by 30% at 1200 ℃

圖3 試驗鋼熱軋后在1200 ℃保溫不同時間水冷后的宏觀形貌Fig.3 Macro morphologies of the tested steel after hot rolling and holding at 1200 ℃ for different time then water cooling(a) 0 s; (b) 50 s; (c) 150 s; (d) 300 s

2.2 保溫時間對析出相的影響

圖3為試驗鋼熱軋后在1200 ℃保溫不同時間試樣的縱截面組織。直接水冷時(見圖3(a))，試樣整體晶粒呈扁平狀，表層和過渡層平均晶粒尺寸在1.0 mm左右，靠近中心時，晶粒較小，平均尺寸為265 μm。圖3(b～d)分別為保溫50、150以及300 s的縱截面組織。保溫50 s時，表層晶粒尺寸明顯變大，平均晶粒尺寸為1.4 mm，中心層晶粒無明顯變化。隨著保溫時間的增加，表層晶粒與過渡層及中心層晶粒具有較大差異，表層晶粒由原本的扁平狀晶粒變化為尺寸更大，形狀不規(guī)則的晶粒，保溫300 s時平均晶粒尺寸達到5 mm，同時過渡層與中心層的晶粒愈加均勻，平均尺寸增長為357.56 μm。

圖4為試驗鋼熱軋后在1200 ℃保溫不同時間后析出相粒子分布。圖4(a)為直接水冷試樣的析出相粒子分布，析出相數(shù)量極少，平均尺寸為37 nm，基本分布于晶粒內(nèi)部。隨保溫時間延長，靜態(tài)再結(jié)晶率升高，晶內(nèi)抑制劑繼續(xù)析出，且析出粒子尺寸增大、分布均勻，大多數(shù)已經(jīng)長大成尺寸40 nm以上的第二相粒子。當(dāng)保溫時間延長至300 s時，晶內(nèi)析出相粒子數(shù)量明顯增多且分布更為均勻，同時亞結(jié)構(gòu)以及位錯線上也逐漸有析出相抑制劑粒子析出。

利用掃描電鏡觀察放大10 000倍下的微觀照片，隨機選取15個以上的視場，觀察析出相的分布，統(tǒng)計析出相的平均尺寸，計算析出相的體積分?jǐn)?shù)，體積分?jǐn)?shù)的測定公式[13]為：

(3)

式中：Vf為體積分?jǐn)?shù)；N為析出相的數(shù)目；Dmean為析出相粒子尺寸；A為被測照片面積。

圖5為軋制后保溫300 s的試樣中析出相種類。圖5(a)為透射電鏡下利用STEM模式觀察到的析出相，可見析出相粒子在位錯線附近析出，能譜分析為MnS。圖5(b)為掃描電鏡下觀察到的抑制劑析出相，該析出相在晶內(nèi)析出，能譜顯示為MnS與Cu2S的混合析出相。

圖6為試驗鋼中析出相體積分?jǐn)?shù)變化曲線，熱軋后直接水冷試樣中析出相粒子占2.42%，保溫50 s后略微下降至1.98%，隨著保溫時間繼續(xù)延長，靜態(tài)再結(jié)晶發(fā)生率逐漸增大時，析出相所占體積分?jǐn)?shù)開始大幅度增長，保溫時間為300 s時，析出相體積分?jǐn)?shù)增加到9.71%。

圖4 試驗鋼熱軋后在1200 ℃保溫不同時間后析出相的形貌Fig.4 Morphologies of precipitated phase in the tested steel after hot rolling and holding at 1200 ℃ for different time(a) 0 s; (b) 50 s; (c) 150 s; (d) 300 s

圖5 試驗鋼熱軋后在1200 ℃保溫300 s析出相能譜分析Fig.5 Energy spectrum analysis of precipitated phases in the tested steel after hot rolling and holding at 1200 ℃ for 300 s(a) MnS; (b) MnS+Cu2S

圖6 試驗鋼靜態(tài)再結(jié)晶發(fā)生率對析出相體積分?jǐn)?shù)的影響Fig.6 Influence of static recrystallization fraction on volume fraction of precipitated phase in the tested steel

圖7 試驗鋼中靜態(tài)再結(jié)晶發(fā)生率對析出相元素含量的影響Fig.7 Effect of static recrystallization fraction on element content of precipitates in the tested steel

圖7為ICP測試經(jīng)電解后析出抑制劑中Cu、Mn元素的濃度，計算析出相中元素含量占試驗鋼中元素含量的百分比?？梢?，試驗鋼中Cu的含量從直接水冷時12.15%增長到保溫300 s時的31.49%，而Mn的含量沒有Cu的變化明顯，增幅只有7.4%，再結(jié)晶發(fā)生率的提高對Mn的析出量影響不大。

3 分析與討論

含稀土取向硅鋼在1200 ℃變形時組織全部為鐵素體，由于其較高的層錯能，動態(tài)回復(fù)強烈，消耗了大量的儲存能，嚴(yán)重阻礙了含銅取向硅鋼動態(tài)再結(jié)晶的發(fā)生[14]。試驗鋼在1200 ℃變形30%軋制過程中，只發(fā)生了動態(tài)回復(fù)，析出相開始形核，抑制劑析出并不多，析出相中Cu2S和MnS數(shù)量也相差不多。在軋制后保溫過程中發(fā)生了靜態(tài)再結(jié)晶，通過變形滲透計算結(jié)果與組織觀察表明，試樣中心晶粒尺寸細(xì)小，再結(jié)晶形核率大，變形過程中形成的亞結(jié)構(gòu)合并，在晶界以及位錯線上給抑制劑提供了需要的析出通道，使MnS、Cu2S以細(xì)小彌散析出，尺寸逐漸均勻，分布更加彌散，再結(jié)晶發(fā)生率越高，析出相抑制劑體積分?jǐn)?shù)增長的越快，其中Cu和Mn析出量整體上都隨再結(jié)晶發(fā)生程度的升高而增多。文獻[15]計算結(jié)果表明，含銅取向硅鋼在相同平衡固溶度積下，Cu2S會優(yōu)先于MnS析出，圖5試驗結(jié)果與文獻[15]結(jié)果一致，即再結(jié)晶程度對Cu析出的影響較大，Mn影響較小。同時S與Cu若全部結(jié)合會有30%左右的Cu形成的Cu2S，所以，超過30%的Cu析出時，其余Cu可能會是單純的含Cu析出相或者是形成復(fù)合析出相。稀土的加入提高了雙道次壓縮的軟化率[16]，促進了取向硅鋼靜態(tài)再結(jié)晶的發(fā)生，由于稀土比較活潑，容易與S形成夾雜物，減少了抑制劑析出所需要的S，所以會減少抑制劑的析出量。綜合試驗分析，取向硅鋼在實際生產(chǎn)過程中，在熱軋階段要快軋，否則晶粒會嚴(yán)重粗化，析出相增加，對后續(xù)生產(chǎn)工序中抑制劑及組織的控制不利。

4 結(jié)論

1) 試驗含稀土取向硅鋼在高溫鐵素體區(qū)熱軋后發(fā)生了動態(tài)回復(fù)，并未發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶，在1200 ℃變形30%后保溫20 s左右開始發(fā)生靜態(tài)再結(jié)晶，隨著保溫時間的延長，靜態(tài)再結(jié)晶更加充分。

2) 試驗含稀土取向硅鋼在高溫鐵素體區(qū)熱變形后未發(fā)生靜態(tài)再結(jié)晶時，析出相的數(shù)量并沒有出現(xiàn)明顯的增加；發(fā)生靜態(tài)再結(jié)晶時，促使抑制劑開始析出并且長大，再結(jié)晶發(fā)生率越高，析出相體積分?jǐn)?shù)增長越快。

3) 試驗含稀土取向硅鋼變形結(jié)束后析出相中Cu2S和MnS數(shù)量相差不多，再結(jié)晶發(fā)生率為64%時，MnS增長約7.4%，Cu2S增長約19.34%。析出相大多于晶內(nèi)析出，隨保溫時間延長，部分抑制劑逐漸在晶界處開始形核并長大。