CN101713047A - 含Cr无取向电工钢及其生产方法 - Google Patents

Abstract

本发明涉及含Cr无取向电工钢及其生产方法。其解决目前存在的内在磁性能与冲片工艺性能存在矛磁性能越好，其屈强比越低、冲片工艺性能越差，边缘磁性恶化效应越严重等问题。措施：本发明化学组分及重量百分比为：C：0.001～0.015％，Mn：0.2～0.8％，Cr：0.1～0.8％，Al：0.1～1.4％，Si：0.1～0.9％，P≤0.08％，S≤0.015％，N≤0.008％，其余为Fe及不可避免的杂质；同时。要满足：Si+Al之和在：0.2～2.0％；其方法：洁净钢工艺冶炼并连铸成坯；对坯加热；粗轧；精轧，控制其前4道次的累计压下率为80～95％；卷取；自然冷却至室温；酸洗；冷轧；脱碳；均热；按常规进行冷却、涂层及精整。本发明内在磁性好、屈强比高、冲片工艺性能优良。

Description

含Cr无取向电工钢及其生产方法

技术领域

本发明涉及无取向电工钢及生产方法，具体属于含Cr无取向电工钢及其生产方法。其钢电工钢软磁材料制造领域，其主要为制造电力、电子工业中各类电机铁芯、EI变压器铁芯及各种电源铁芯用材。

背景技术

随着工业自动化技术的发展，各种电力电子器件铁芯的制造不仅要求其内在性能优良，而且还要求冲片叠片时高速化、自动化，这就要求无取向硅钢铁芯材料具有优良的磁性和良好的冲片工艺性能。冲片工艺性能与材料的屈强比直接相关，屈强比越高，冲剪时对模具损伤越小、毛刺越小、叠片的片间铆接强度越高，这样，模具的寿命越长、冲片工艺性能越好。另外，对于全工艺无取向硅钢，冲剪口的边缘由于剪切应力引起的磁性恶化与屈强比有关，屈强比越高，边缘磁性恶化效应就越轻。但在目前的普通无取向硅钢中，内在磁性能与冲片工艺性能往往是矛盾的，内在磁性能越好，其屈强比越低、冲片工艺性能越差，边缘磁性恶化效应越严重、电力电子器件铁芯的装机整体性能越差。因此开发并生产出磁性能好、屈强比高的全工艺无取向硅钢对于工业现代化的发展具有重要的意义。

硅(Si)等元素能促进晶粒粗化及降低硅钢的磁晶各向异性和磁致伸缩而降低磁滞损耗；另外，Si能提高钢的电阻率而使涡流损耗降低。但Si产生剧烈的固溶强化而引起严重的加工硬化现象，从而使材料的抗拉强度得到显著提高、从而使屈强比降低。因此，靠增大Si％等来改善磁性的方法是以牺牲全工艺无取向硅钢的屈强比、冲片工艺性能、模具寿命、片间铆接强度、器件铁芯装机性能等为代价的。

传统的无取向电工钢成分中一般不含有Cr，其普遍认为Cr在钢中会恶化磁性，是磁性有害元素。直到日本人在研究电动轿车驱动马达铁芯用硅钢片时，为改善高Si高Al无取向硅钢的加工性能和高频磁性能，采取在3.2％Siwt高牌号硅钢中加4.0％Crwt。并已研究开发出高Si高Al加高Cr的高频用无取向硅钢。但日本研究者只是从降低高频铁损和改善轧制加工性的角度研究了Cr的作用，却没有研究加Cr的物理冶金机理及其综合作用、没有开展以Cr替代部分Si-Al作用的研究，更没有研究Cr对硅钢组织结构的影响及对工艺性能、使用性能的贡献。再由于其在无取向硅钢中加4.0％Crwt高含量的Cr，将使钢变得很硬，对冲片不利，切在冲片时对模具磨损严重甚至于把模具崩破，因而Cr的加入量不能太高。故从Cr在钢中的综合作用出发，突破日本研究者只局限在降低高频铁损和改善轧制加工性的角度加Cr的思维，研究Cr的物理冶金机理、Cr对组织结构的影响及Cr对性能的贡献，采取用Cr来代替部分Si及Al作用的新思路生产出屈强比高、综合性能优良、低成本、高性价比的含Cr无取向电工钢具有重要的意义。

此外，在热轧轧制工艺中，传统无取向电工钢的粗轧累计压下率一般控制为90～95％，尤其对于精轧阶段，其每4道次的压下率为均等。热轧工艺没有围绕夹杂物的固溶与析出、聚集与粗化、动、静态回复和再结晶几个过程的均衡、热轧板再结晶晶粒的发达与完善及等轴晶比例的提高来控制，也未曾控制形变诱导和两相区轧制过程。在冷轧工艺中没有考虑形变储能的最佳控制和板形质量的改善。在成品退火工艺中对静态再结晶过程与再结晶晶粒长大过程发展时机的把握及有利织构组分的控制没有重点研究。

发明内容

本发明的目的在于克服上述不足，提供一种屈强比高，冲片工艺性能好，片间铆接强度高，各向同性好，耐蚀性强，使模具使用寿命长的含Cr无取向电工钢及其生产方法。

实现上述目的的技术措施：

含Cr无取向电工钢，其化学组分及重量百分比为：C：0.001～0.015％，Mn：0.2～0.8％，Cr：0.1～0.8％，Al：0.1～1.4％，Si：0.1～0.9％，P≤0.08％，S≤0.015％，N≤0.008％，其余为Fe及不可避免的杂质；同时。要满足：Si+Al之和在：0.2～2.0％。

在于：Si+Al之和在0.5～0.9％。

生产含Cr无取向电工钢的方法，其步骤：

1)采用洁净钢的冶炼工艺进行冶炼，并连铸成坯；

2)将连铸成坯加热到950～1300℃，控制其在炉时间：1.5～3个小时；

3)进行粗轧，控制其出口温度为800～1050℃，其累计压下率控制为90～95％；

4)进行精轧，控制其前4道次的累计压下率为80～95％，轧制温度控制在700～900℃；

5)进行卷取，其卷取温度控制在600～800℃；

6)自然冷却至室温；

7)进行酸洗，酸洗液温度控制在70～100℃，并采用水冷却至≤30℃，酸洗时间为1～5分钟；

8)进行冷轧，根据用户对钢板厚度要求控制各道次压下率；

9)进行脱碳，脱碳温度控制在750～950℃，通板速度为50～120米/分钟，露点温度控制在0～60℃；

10)进行均热，均热温度控制在750～950℃，通板速度为50～120米/分钟，在H₂和N₂混合气或全H₂气氛中进行；

11)按常规进行冷却、涂层及精整。

各元素在本发明中的作用及机理

铬(Cr)能提高电阻率而降低涡流损耗。另外，Cr与Si的塑性变形机理不同，Si等元素由于原子半径与Fe的差异大而产生严重的晶格畸变，位错运动阻力增大，加之扩展位错窄、层错能较高，位错交滑移容易，促使位错缠结成位错墙并细化形变胞状组织，位错密度显著提高，加工硬化严重，从而提高抗拉强度并降低屈强比。而Cr由于原子半径与Fe的差异小，所产生的晶格畸变较小，对位错的开动有阻力作用而使屈服强度提高，但对位错在某个滑移面上的滑移阻力没有Si强，加之层错能降低，位错的交滑移阻力大，位错缠结不明显，不易形成位错胞状组织，位错密度增殖速度慢，加工硬化没有Si严重，因而对抗拉强度的影响较小，这样屈强比得到提高。因此以Cr替代部分Si的作用可改善冲片工艺性能。具体：

Cr对临界点A₃有特殊的影响

当＜7.0％Cr含量时，随Cr含量增加，A₃点下降，Cr含量增至7.0％时，A₃点降至最低点830℃，Cr含量再增加时，A₃点却急剧升高。Cr能提高电阻率降低使涡流损耗降低(涡流损失的降低有利于高频磁性能)。Cr能起固溶强化作用，可改善机械性能(提高强度、改善韧性)。Cr容易沿散热方向出现柱状晶，含Cr钢中呈明显的枝晶偏析，但枝晶偏析对有电磁搅拌装置的连铸工艺来说，容易被搅碎可防止柱状晶的产生。

硅钢属高层错能材料，扩展位错窄，位错交滑移容易，因而有利于发生回复，亚晶组织中的位错密度降低，储存能下降，再结晶难。加入Cr后，Cr降低层错能，扩展位错加宽，位错从位错网中解脱出来的阻力加大，难以通过交滑移和攀移而相互抵消，因而亚组织回复慢，热轧时位错交滑移难、动态回复过程被延迟，亚组织回复慢，位错密度高，形变储能增大，形变诱导析出作用被强化，这一方面促进第二相质点的析出、聚集、长大和粗化，使第二相质点重新固溶后再弥散析出的机会被大大削弱，有利于改善热轧和成品退火组织；另一方面为再结晶的发生积蓄了储能和动力，使动态再结晶能力增强。因此，含Cr硅钢的动态再结晶组织发达，粗轧温度、精轧温度及卷取温度等工艺参数选择范围广、热轧工艺适应能力强，工艺稳定性好。

含Cr硅钢热轧后冷却时由于层错能的降低，位错交滑移阻力大，静态回复延迟，形变储能高，如果较高温度卷取，则发生较为充分的静态再结晶。静态再结晶后又由于位错交滑移阻力大、回复的延迟使晶内残存储能而容易发生晶粒的长大。因此，含Cr硅钢热轧态的再结晶晶粒组织发达，再结晶区域的面积大、形变组织区域的面积和部分再结晶区域很小、形变晶粒少、轴晶比例越高且晶粒尺寸较大；Cr替代部分Si有利于改善热轧板组织并可取消常化工艺而降低生产成本。

(Si+Al)由于原子半径与Fe的差异大而产生严重的晶格畸变，位错运动阻力增大，促使位错缠结成位错墙并细化形变胞状组织，因而产生剧烈加工硬化使强度σ提高、延伸率δ下降。而Cr由于原子半径与Fe的差异小、所产生的晶格畸变较小，对位错在某个滑移面上的滑移阻力没有(Si+Al)强，位错缠结不明显，不易形成位错胞状组织，加工硬化没有(Si+Al)严重，因此Cr替代部分(Si+Al)可改善轧制工艺性能，Cr硅钢冷轧板厚度均匀、板形好，特别是轧到更薄时(0.35mm以下)能表现出良好的板形和板厚一致性。另外，Cr主要是由于降低层错能，阻碍位错的交滑移，强化应力应变曲线第III阶段，屈强比高，而(Si+Al)主要靠严重的晶格畸变阻碍位错运动，促使位错缠结成位错墙并细化形变胞状组织，强化应力应变曲线第II阶段，屈强比低，因此Cr硅钢的冲片性能好。

Cr降低层错能，静态回复过程延迟，位错密度高，从而为静态再结晶的发生积蓄储能和动力，使静态再结晶能力增强，静态再结晶速度加快。因此Cr硅钢的再结晶组织发达和完善，有利于改善磁性，磁性能波动范围小、对成品退火工艺的敏感性降低、稳定性好，工艺适应能力强。

Cr对磁性和组织的贡献

Cr能提高电阻率、降低涡流损耗；另外，Cr％低时，磁性转变温度(居里温度T_C)随Cr％的增加而稍增，超过5％Cr后，T_C随Cr％的增加而降低，因此少量Cr加入到钢中能使T_C升高，由公式Ms²≈3N²μ_B ²(1-T/T_C)可知，T_C升高有利于饱和磁化强度M_S的提高。而Si、Al则不同，剧烈地降低Ms和Bs。

由于溶质原子Cr的加入，一方面使位错运动阻力大；另一方面溶质原子在层错面上富集可降低层错能而增加了扩张位错的宽度，扩张位错不易束集，位错交截困难，双重交滑移和切割林位错困难，不易产生多系滑移；另外，Cr还可改变剪切模量μ(主要是提高μ)，层错能γ的降低和剪切模量μ提高使标准层错能γ/μb进一步降低，交滑移的激活能提高，因而阻碍交滑移的进行；再者Cr溶质原子与空位发生相互作用会减弱空位与位错间的反应从而使位错的攀移几率变小。几方面的综合作用都使得位错的交滑移和攀移困难，会阻碍动态回复过程的进行，使亚晶组织中的位错密度明显升高，储能增加，储能积累到足够高后由于组态不稳定而发生动态再结晶。因此，含Cr硅钢热轧时由于位错交滑移阻力增大、动态回复被延迟、为再结晶的发生积蓄了储能和动力，使再结晶能力加强，促进和有利于再结晶，因而再结晶晶粒组织发达，再结晶区域的面积大、形变组织区域的面积和部分再结晶区域很小、形变晶粒少，等轴晶比例高；而无Cr硅钢只发生快速动态回复过程，部分再结晶区域面积大、形变晶粒多、再结晶区域的面积小，等轴晶比例低。

Cr由于降低层错能，拓宽扩展位错，热轧时位错交滑移难、动态回复过程被延迟，亚组织回复慢，位错密度高，形变储能增大，形变诱导析出作用被强化，从而促进第二相质点的析出，并为第二相质点的聚集、长大和粗化提供了较为充分的条件。因此，第二相质点重新固溶后再弥散析出的机会被大大削弱，有利于改善热轧和成品退火组织。

Cr的作用使位错交滑移阻力增大、回复被延迟，促进和有利于再结晶，再结晶晶粒组织发达，因此热轧板横截面从表面到中心的各织构强度均匀分布。

Cr的加入降低层错能、动态回复被延迟而促进再结晶并很快释放所积累的形变储能，形变诱导作用所产生的γ→α相变驱动力被消除，相变点温度A_r1相对降低，终轧温度容易接近A_r1点，在α单相区精轧的时间缩短，从而使热轧板内部再结晶组织发达、形变晶少、等轴晶多、等轴晶比例高，冷轧后的组织中过渡带和切变带发达，形变带少，由于过渡带和切变带是(100)等有利织构的形核地点，形变带是(111)等不利织构的形核位置，因此，退火后(100)有利织构发达，(111)等不利织构被弱化，改善磁性得到显著。

Cr与(Si+Al)在变形、形变胞、晶粒转动、形变织构形成、再结晶和再结晶织构形成等过程中的作用机理不同，(Si+Al)主要靠所产生的晶格畸变阻碍位错运动并产生加工硬化、提高位错密度和形变储能为主要途径来增大静态再结晶动力、促进再结晶，但由于层错能高，位错交滑移阻力小，容易发生回复，亚晶组织中的位错密度降低，储存能下降，再结晶动力小，因此无Cr硅钢的再结晶组织难以发达和完善，需要严格控制成品退火工艺参数。而Cr则主要依靠降低层错能来阻碍位错的交滑移运动、提高位错密度、抑制形变位错胞的形成并抑制向不得于磁性的{111}位向的转动而促进再结晶和再结晶有利织构的形成，因此含Cr无取向硅钢再结晶组织发达和完善、有利织构组分多。

本发明与现有技术相比，其从Si、Al、Cr、Mn等元素物理性能的角度出发，通过研究Cr对磁性和物理冶金的贡献及对硅钢组织结构的影响、Cr与Mn在硅钢中的复合作用、用低(Si+Al)％为基础采取以Cr替代部分Si的作用，生产出内在磁性能良好、屈强比高、冲片工艺性能优良、模具寿命延长、片间铆接强度高、器件铁芯装机性能好的含Cr无取向硅钢，且其铁损低、磁感高，低成本，高性价比；屈强比高，平整度好、叠片系数高，冲片性能好；各向同性好；耐蚀性强；层间电阻高。

具体实施方式

下面进行详细描述：

各实施例的冶炼成分见表1：

表1

3、根据表1的成分设计，进行冶炼及轧制，其按照工艺步骤：

1)采用洁净钢的冶炼工艺进行冶炼，并连铸成坯；

2)将连铸成坯加热到950～1300℃，控制其在炉时间：1.5～3个小时；

3)进行粗轧，控制其出口温度为800～1050℃，其累计压下率控制为90～95％；

4)进行精轧，控制其前4道次的累计压下率为80～95％，冷轧温度控制在700～900℃；

5)进行卷取，其卷取温度控制在600～800℃；

6)自然冷却至室温；

7)进行酸洗，酸洗液温度控制在70～100℃，并采用水冷却至≤30℃，酸洗时间为1～5分钟；

8)进行冷轧，根据用户对钢板厚度要求控制各道次压下率；

9)进行脱碳，脱碳温度控制在750～950℃，通板速度为50～120米/分钟，露点温度控制在0～60℃；

10)进行均热，均热温度控制在750～950℃，通板速度为50～120米/分钟，在H₂和N₂混合气或全H₂气氛中进行；

11)按常规进行冷却、涂层及精整。

各实施例的工艺控制参数见表2～4。

表2

实施例	连铸坯加热温度，℃	在炉时间，小时	粗轧出口温度，℃	粗轧累计压下率，％	精轧前4道次累计压下率，％	精轧出口温度，℃	卷取温度，℃	自然冷却温度，℃
									1	950～965	3.0	800～815	90	80	700～705	600	30
2	970～985	2.6	820～835	92	85	720～725	650	32
									3	980～995	2.2	830～845	93	96	730～735	700	30
4	1050～1065	2.0	900～915	92	92	800～810	750	35
									5	1080～1095	1.8	930～945	94	94	830～840	800	33
6	1120～1135	1.7	970～985	95	93	870～880	710	34
									7	1150～1165	1.6	1000～1015	92	91	880～890	740	31
8	1290～1300	1.5	1040～1050	95	95	890～900	800	35
									对比例1	1175～1190	2.6	1075～1090	90	85	975～985	735	35
对比例2	1170～1188	2.2	1070～1080	91	82	970～982	725	33

表3

实施例	酸洗温度℃	酸洗时间分钟	水冷后钢板温度℃	冷轧厚度毫米
					1	70	5	17	0.50
2	90	1.5	26	0.50
					3	80	3.3	22	0.50
4	75	4.6	18	0.50
					5	84	2.4	20	0.50

实施例	酸洗温度℃	酸洗时间分钟	水冷后钢板温度℃	冷轧厚度毫米
					6	96	1.2	25	0.50
7	95	1.2	28	0.50
					8	100	1	30	0.50
对比例1	85	3	25	0.50
					对比例2	90	3.3	27	0.50

表4

实施例	脱碳温度℃	露点温度℃	脱碳通板速度米/分钟	均热温度℃	均热通板速度米/分钟	N2+H2或全H2流量dm3/分钟	绝缘涂层布量(g/m2)
								1	750～770	60	50	815	50	480	1.2
2	790～810	52	66	760	66	480	1.2
								3	830～850	46	74	750	74	480	1.2
4	870～890	41	82	830	82	480	1.2
								5	900～920	38	88	950	88	480	1.2
6	910～930	32	96	930	96	480	1.2
								7	920～940	24	105	910	105	480	1.2
8	930～950	0	115	860	120	480	1.2
								对比例1	850～860	44	100	860	100	480	1.2
对比例2	830～840	23	80	890	80	520	1.2

表5为实施例产品经检测后的性能.

表5

Claims (3)

1.含Cr无取向电工钢，其化学组分及重量百分比为：C：0.001～0.015％，Mn：0.2～0.8％，Cr：0.1～0.8％，Al：0.1～1.4％，Si：0.1～0.9％，P≤0.08％，S≤0.015％，N≤0.008％，其余为Fe及不可避免的杂质；同时。要满足：Si+Al之和在：0.2～2.0％。

2.如权利要求1所述的含Cr无取向电工钢，其特征在于：Si+Al之和在：0.5～0.9％。

3.生产权利要求1所述的含Cr无取向电工钢的方法，其步骤：

1)采用洁净钢的冶炼工艺进行冶炼，并连铸成坯；

2)将连铸成坯加热到950～1300℃，控制其在炉时间：1.5～3个小时；

3)进行粗轧，控制其出口温度为800～1050℃，其累计压下率控制为90～95％；

4)进行精轧，控制其前4道次的累计压下率为80～95％，冷轧温度控制在700～900℃；

5)进行卷取，其卷取温度控制在600～800℃；

6)自然冷却至室温；

7)进行酸洗，酸洗液温度控制在70～100℃，并采用水冷却至≤300℃，酸洗时间为1～5分钟；

8)进行冷轧，根据用户对钢板厚度要求控制各道次压下率；

9)进行脱碳，脱碳温度控制在750～950℃，通板速度为50～120米/分钟，露点温度控制在0～60℃；

10)进行均热，均热温度控制在750～950℃，通板速度为50～120米/分钟，在H₂和N₂混合气或全H₂气氛中进行；

11)按常规进行冷却、涂层及精整。