热轧组织对冷轧无取向硅钢再结晶退火过程中组织及织构的影响

热轧组织对冷轧无取向硅钢再结晶退火过程中组织及织构的影响

无向硅钢的主要磁能要求为低铁损失和高磁感。铁损和磁感属于组织敏感性,它们除与化学成分有关外,还与内部组织结构有关。晶粒大小、杂质和合金元素含量、夹杂物数量和分布、织构分布和内应力等因素都对无取向硅钢的磁性能有显著的影响。无取向硅钢的内部组织结构与生产工艺密切相关,在炼钢控制水平达到一定稳定程度后,热轧、冷轧及退火工艺的控制对改善成品磁性能起着决定性的作用。目前,从控制化学成分、生产工艺来控制钢质纯净度,夹杂物状态及晶粒尺寸提高电磁性能方面已进行了大量的研究工作,并已应用于工业技术中。相反,热轧组织形貌对冷轧无取向硅钢的组织及织构演变的研究很少有人注意,作者取国内某冷轧无取向硅钢企业生产冷轧50W600电工钢的冷轧原料,在实验室进行适当的热处理以得到具有不同组织状态的冷轧试料,用处理后的板料进行冷轧及退火,研究热轧组织对冷轧无取向硅钢退火组织及织构演变规律的影响,揭示低牌号冷轧无取向电工钢生产过程中热轧组织对冷轧电工钢退火过程中组织及织构演变的影响。1热轧钢带充压机试样研究实验材料来源于国内某钢铁公司生产50W600硅钢的热轧带钢,其成分和热轧工艺见表l所示。表中SRT为板坯再加热温度,FT为终轧温度,CT为卷取温度。取热轧钢带预先切割成150mm×25mm×2.75mm试样3组,保留一组不进行任何处理(试样1)。其它两组热轧钢带分别在炉子温度升高到1050℃和1150℃时进行热轧组织调整处理,保温30min后空冷至室温,为后续冷轧工序提供不同的组织,达到模拟热轧组织的目的。冷轧在实验室ue78860mm/100mm×245mm四辊轧机进行,热带试样的断面为25mm×2.75mm,冷轧采用6道次可逆轧制,冷轧总压下率约81%。冷轧后的试样放入870℃箱式炉中退火。观察热处理调整组织、冷轧及退火组织,检测试样的织构。测定实验试样表面层的{110},{200},{112}不完整极图,并计算取向分布函数ODF。织构检测设备参数:BrukerAXS:D8GADDS;Co靶;电压35kV;电流30mA;光阑尺寸0.8mm;采用反射法测量;测量范围:α:0~80°;β:0~360°。2结果与分析2.1铁素体组织及冷却图1(a)为试样1热轧组织,该组织沿轧制方向形成长条状变形晶粒,在长条纤维晶粒间存在等轴再结晶晶粒。导致图1(a)试样1组织特征是由于实验钢终轧在850℃,该实验钢在920℃以下即为铁素体相区,热轧后几道次变形处于奥氏体及铁素体两相区变形,其中变形中铁素体被压扁,发生再结晶较为困难,冷却后在轧件侧面显示为长条纤维形态,变形中奥氏体通过发生形变诱导相变,易转变为等轴铁素体晶粒。当终轧温度较低及冷却速度快时,最终形成了图1(a)所示的组织。图1(b)及图1(c)分别为试样2、试样3即如试样1所示的原始热轧带,在1050℃、1150℃加热保温30min调整处理后微观组织照片,采用Imagetool3.0图象分析软件分析试样2及试样3组织约500个晶粒,试样2及试样3的平均晶粒尺寸分别约为50μm及65μm。2.2将晶粒和结晶晶体结构变化图2~图4为试样1、试样2及试样3分别冷轧81%后,在870℃退火保温不同时间的组织。由图2~图4可知3种组织状态的冷轧基料,冷轧81%后在随后的870℃的再结晶退火过程中共同特征是均随着保温时间的延长,再结晶等轴晶粒明显形成开始发生到完全形成等轴再结晶组织,约在2s完成。冷轧81%在随后的870℃退火过程中组织演变的不同点是,未经过调整处理直接冷轧的冷轧基料试样1如图2(a)和(b)纤维组织没有发生明显的变化,即870℃退火保温24s不能明显看到再结晶组织,保温26s仍然有部分纤维长条变形晶粒如图2(c),保温28s再结晶才完成,退火组织全部为等轴再结晶组织如图2(d),试样1冷轧后870℃退火完成再结晶在28s以上。而热轧板经过1050℃及1150℃退火调整处理后的试样2及试样3,870℃退火保温24s在部分变形晶粒基体上形成了再结晶晶粒如图3(b)、图4(b),已能够观察到细小的再结晶晶核,保温26s试样2及试样3均完成再结晶,如图3(c)及图4(c)。说明未经过调整处理直接冷轧的冷轧基料试样1冷轧后退火再结晶形核与再结晶完成较经过退火调整处理后的冷轧基料试样2及试样3冷轧后再结晶速度慢。此外,试样2经过1050℃加热调整处理后的冷轧基料,冷轧后870℃加热退火180s的再结晶退火组织较未经过调整处理的再结晶组织粗大均匀如图3(d)。2.3组织状态对组织织构的影响图5是试样1、试样2及试样3经过冷轧压下81%后,在870℃退火再结晶初期织构演变的α和γ取向线检测结果。从图5(a)可以看出试样1、试样2及试样3在α线{112}<110>、{111}<110>及{110}<110>的取向密度差别较小,其中{111}<110>的取向密度差别最小。而{001}<110>的取向密度差别较大,试样1的{001}<110>的取向密度最大约11.0,试样2中的{001}<110>的取向密度次之,试样3中{001}<110>的取向密度最小约3.0。图5(b)中γ线试样2及试样3的{111}<110>的取向密度与试样1比较均有所提高,而{111}<112>的取向密度变化没有明显的规律。表明低牌号冷轧电工钢冷轧基料组织状态改变对冷轧硬板再结晶随退火初期织构有一定影响,实验钢冷轧前的组织状态不同,冷轧后再结晶退火初期α和γ取向线的密度水平也存在一定的差别。导致上述结果的原因是{001}<110>及{112}<110>是体心立方金属冷轧变形密度水平高且稳定的取向,低牌号无取向硅钢冷轧织构主要为{001}<110>及{112}<011>组分,且{112}<011>密度水平较{001}<110>高;试样1、试样2及试样3由于冷轧前原始组织不同,特别是试样1与试样2及试样3在组织形态上有显著差异,使得冷轧后变形织构存在较大差别;织构检测发现具有试样1组织特征的热轧带经过冷轧后其织构密度水平,较具有试样2及试样3组织特征的热轧带经过冷轧后的织构密度水平高;由于冷轧{001}<110>织构组分是稳定的织构组分,具有这种位向的冷轧α铁素体晶粒具有较低的形变能;使得试样1、试样2及试样3经过冷变形,再结晶退火初期{001}<110>取向的变形晶粒发生再结晶困难,3种试样均保留了较高{001}<110>取向,其它位向的冷轧晶粒再结晶初期部分转变为以{112}<011>及{111}<110>为主的再结晶取向。2.4再结晶期相结合织构密度及织构类型图6为试样1、试样2及试样3冷轧81%后经870℃退火保温180s表面的ODF结果,在该退火工艺条件下3个试样均再结晶完成并发生晶粒长大。如图6(a)所示,试样1冷轧后870℃退火180s时,在ψ2=45°截面图(54.5°,90°,45°)位置{111}<112>织构的密度水平达到了3.4,在(54.5°,60°,45°)附近{111}<110>织构密度水平仅为0.43;存在少量的在ψ1方向偏差15°的旋转立方织构{001}<110>,其密度水平仅为1.0°。从由图6(b)中可以看出,试样2冷轧后870℃退火180s时,在ψ2=45°截面图γ取向线的{111}<110>及{111}<112>的密度水平分别约为3.4和5.2,与试样2再结晶初期图5(b)比较{111}<110>密度水平有所降低,而{111}<112>的密度有较大的增加,这主要是由于再结晶初期有较多的未再结晶{111}<110>取向的变形晶粒由于有较高储存能,且处于优先形核的地位,使得{111}<110>的变形晶粒边界形成{111}<112>取向的再结晶晶粒,最终使得{111}<112>组分占优;此外,试样2在ψ2=45°截面图织构类型较丰富,有较强的在ψ1方向偏差10°~15°的旋转高斯织构{110}<110>、高斯织构{110}<001>及少量旋转立方织构{001}<110>,这些织构易在{111}<112>及{111}<011>变形晶粒的剪切带形核并长大。图6(c)试样3在ψ2=45°截面图织构密度水平较强,织构类型单一,在ψ1=0°~90°,φ=54.5°γ线位置织构密度较试样2弱,但是在ψ1方向偏差10°~15°形成的旋转高斯织构{110}<110>及高斯织构{110}<001>较试样2强,其中具有一定偏差的高斯织构{110}<001>密度水平高达6.5,没有{100}<UVW>类型的织构。表明冷轧前通过对热轧钢带在1050℃及1150℃加热获得具有等轴铁素体晶粒组织的试样2及试样3与未经过加热的热轧钢带原始试样1比较,经过相同的冷轧及退火处理试样1、试样2及试样3的再结晶初期织构类型及强度有一定的差别,再结晶结束并发生晶粒长大的试样2及试样3均具有较强织构,特别是具有一定偏差的{110}<UVW>类型的织构较强,有强的取向性,{100}<UVW>类型的织构较弱,这种类型的织构组分不利于冷轧无取向硅钢磁性能的改善与提高。3晶粒尺寸的影响1)冷轧前硅钢的组织形态及晶粒尺寸,影响冷轧板再结晶进程,等