CN115323283B - 一种低合金高强度无取向硅钢及其生产方法 - Google Patents

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Abstract

本发明属于钢铁冶金和金属材料领域，为一种低合金高强度无取向硅钢及其生产方法。在较低的合金含量下，同时使用细晶强化、析出强化来提升产品的力学性能。恰当的成分和热轧工艺参数，保障析出强化效果的实现。发明中建立的退火温度和退火速度的匹配关系，保障细晶强化的实现。所发明产品同时具备优良的力学性能（规定塑性延伸强度Rp0.2和上屈服强度ReH）和磁性能。

Description

一种低合金高强度无取向硅钢及其生产方法
技术领域
本发明涉及钢铁冶金领域和金属材料领域,尤其涉及一种低合金高强度无取向硅钢及其生产方法。
背景技术
硅钢是一种功能材料，一直以来被认为最重要的性能是磁性能。但随着电机行业的蓬勃发展，对硅钢的力学提出了更高的要求，也有了更深的认识。目前，硅钢的高力学性能主要有两方面作用。一方面，为电机的高转速设计提供安全保障，因为高转速意味着转子铁芯将受到高的离心力，需要使用强度较高的硅钢片；另一方面，高强度硅钢片可提升铁芯的加工性能，比如提高铁芯铆接强度，或防止铁芯大冲片发生翘曲等。
无取向硅钢各个方向的力学性能不同，轧制方向的力学强度最低，本发明中都以轧制方向力学作为衡量。本发明力学的代表性指标为规定塑性延伸强度Rp0.2和上屈服强度ReH。规定塑性延伸强度Rp0.2是指力学拉伸试验中规定塑性延伸率为0.2%时的应力。上屈服强度ReH是指力学拉伸试验中试样发生屈服而力首次下降前的最大应力。
普通硅钢要求磁性能优异，所以强化方式仅为Si、Al、Mn的固溶强化，而且主要依靠Si元素。常规最高牌号无取向硅钢的Si含量可高达3.3%，轧制方向的规定塑性延伸强度Rp0.2典型值为420Mpa。而对于常规的中低牌号无取向硅钢，若想轧制方向的规定塑性延伸强度Rp0.2达到275MPa以上，Si的质量百分比需达到2.0%以上，或Mn的质量百分比需达到1.0%以上，合金成本特别高。
另外，常规无取向硅钢的上屈服强度ReH与规定塑性延伸强度Rp0.2很接近，二者差异在10MPa以内，没有体现出ReH的力学优势。而金属材料在应变发生屈服过程中，所受应力需先达到上屈服强度ReH，才能进一步发生屈服现象。从电机运行的安全角度考虑，具备高的上屈服强度ReH对于硅钢材料来说更有价值。从这个角度看，上屈服强度ReH比规定塑性延伸强度Rp0.2更能代表硅钢材料力学性能的优劣。
对于Si含量1.25-1.55%、Mn含量≤0.45%，且不经过常化工序的常规中低牌号无取向硅钢，力学性能较差，轧制方向的规定塑性延伸强度Rp0.2仅为215~240MPa，上屈服强度ReH仅为220~250MPa；铁损P1.5/50为3.4~4.5W/kg。
中国专利申请号201810585897.7的文献，公开一种高强度无取向硅钢、及其制造方法和应用，主要使用Si、Mn、P的固溶强化，存在合金成本高的不足，且P含量高存在冷轧易断带、磁性能易恶化的风险。
中国专利申请号202010522716 .3的文献，公开一种低铁损低时效高强度50W800无取向硅钢及其制造方法，主要使用固溶P进行强化，同样存在P含量高的相关风险。且发明中的产品力学性能偏低。
中国专利申请号201910272331 .3的文献，公开一种冷轧无取向电工钢35WD1900及其生产方法，提高强度主要依靠Si、P的固溶强化，合金成本较高。且在高Si含量钢中继续添加高含量P，冷轧断带的风险更大。
综上，常规的中低牌号无取向硅钢，若其轧制方向的规定塑性延伸强度Rp0.2达到275MPa以上，需以高合金含量、高成本为代价，且具有ReH与Rp0.2差异小的不足。
本发明针对现有技术存在的不足，提供一种轧制方向规定塑性延伸强度Rp0.2≥275MPa 、上屈服强度ReH≥300MPa的低合金高强度无取向硅钢及其生产方法。在较低的合金含量下，主要使用细晶强化、析出强化来提升产品的力学性能。产品同时具备优异的规定塑性延伸强度Rp0.2和上屈服强度ReH，且产品ReH明显高于Rp0.2。产品可广泛用于风力发电机、柴油发电机等中大型电机。
发明内容
本发明的目的就是针对上述问题，提供一种低合金高强度无取向硅钢及其生产方法。
本发明的目的是这样实现的：一种低合金高强度无取向硅钢及其生产方法，包括以下步骤：转炉冶炼→RH精炼→连铸→加热炉加热→热轧→酸洗→冷轧→退火→涂层；所述RH精炼工序析出强化元素含量要求：Nb为0.0010~0.0030%，Ti为0.0005~0.0015%，V为0.0010~0.0025%，0.0045%＜Ti+Nb+V＜0.0065%；C为0.0012-0.0035%，N为0.0012-0.0035%，Si为1.25-1.55%，Al≤0.35%，Mn≤0.45%，P≤0.02%，S≤0.0035%；所述热轧工序要求加热温度1250~1330℃,加热时间5~7h，热轧终轧温度为800~850℃，卷取温度为540~580℃，热轧材的厚度≤2.0mm；所述退火工序：冷轧卷进行退火，退火温度T℃与退火速度Cm/min需满足关系式：0.0467·C2 - 9.593·C +1269 ≤ T ≤ 0.0467·C2 - 9.593·C +1329。
进一步的讲，所述硅钢轧制方向的力学为：规定塑性延伸强度275MPa≤ Rp0.2≤320MPa、上屈服强度300MPa≤ReH≤350MPa；磁性能为：铁损P1.5/50≤6.0W/kg，磁极化强度1.68T≤J5000≤1.72T。
进一步的讲，冷轧目标厚度为0.496~0.504mm。
进一步的讲，退火工序使用炉膛长度200~215米的连续退火炉，退火速度为100~150m/min。
进一步的讲，其化学成分为：Si：1.25-1.55%，Al≤0.35%，Mn≤0.45%，P≤0.02%，S≤0.0035%，及总重量含量不超过0.5%的Sn、Sb、B、Ce、La 中任一种或多种。
本发明的有益效果是：（1）针对常规中低牌号无取向硅钢，主合金含量为Si：1.25-1.55%，Al：≤0.35%，Mn：≤0.45%时，轧制方向规定塑性延伸强度Rp0.2较低的现状，通过使用Nb、Ti、V碳氮化物的析出强化，和细晶强化，使成品轧制方向规定塑性延伸强度Rp0.2提升至275Mpa以上。
（2）针对常规中低牌号无取向硅钢上屈服强度ReH与规定塑性延伸强度Rp0.2差异在10MPa以内的现状，通过使用Nb、Ti、V碳氮化物的析出强化，和细晶强化，抑制屈服前期位错滑移系的大规模开动，从而有效提升硅钢的上屈服强度ReH。通过此方法，对于本发明主合金含量为Si：1.25-1.55%，Al：≤0.35%，Mn：≤0.45%的硅钢，轧制方向的上屈服强度ReH可达到300MPa及以上。
（3）针对常规中低牌号无取向硅钢，当轧制方向规定塑性延伸强度Rp0.2达到275MPa以上时，Si的质量百分比需达到2.0%以上，或Mn的质量百分比需达到1.0%以上，合金成本特别高的现状。本发明的低合金高强度无取向硅钢，通过析出强化和细晶强化方法提升强度，具有产品合金成本低的有益效果。
附图说明
下面结合附图对本发明作进一步的描述。
图1是850℃ 退火温度下成品板组织图。
图2是790℃ 退火温度下成品板组织图。
图3是940℃ 退火温度下成品板组织图。
具体实施方式
本发明提供一种低合金高强度无取向硅钢及其生产方法。
生产方法中，硅钢的主合金元素含量保持低水平，主要通过细晶强化和析出强化来实现提升力学性能的目的。通过限定析出强化元素Nb、Ti、V的含量，并配以特定的热轧工艺参数，确保析出相细小弥散析出，实现析出强化目的。通过制定退火温度和退火速度的匹配关系式，合理匹配退火温度和退火速度，使产品具备合适的晶粒尺寸，实现细晶强化目的。析出强化与细晶强化相结合，一方面整体提升产品的力学水平；另一方面加强抑制屈服前期位错滑移系的大规模开动，使硅钢材料具备更高的上屈服强度ReH。析出强化和细晶强化通常会劣化产品磁性能。本发明强化方法的设计，通过对成分、工艺的严格限制，保障不严重劣化磁性能，从而实现力学性能和磁性能的兼顾。综合以上方法，可制备一种低合金高强度无取向硅钢，产品力学可达到：轧制方向规定塑性延伸强度Rp0.2≥275MPa 、上屈服强度ReH≥300MPa；产品磁性能可达到：铁损P1.5/50≤6.0W/kg，磁极化强度J5000≥1.68T 。产品Si、Mn含量以质量百分比计，分别不超过1.55%、0.45%，具备较低的合金成本。产品可广泛用作风力发电机、柴油发电机等中大型电机的铁芯材料。
本发明的技术方案具体为：
Si、Al、Mn是本发明硅钢的主合金元素，可增大材料电阻率，降低铁损。同时，引发材料基体晶格畸变，一定程度上提高材料强度。这三个元素为本发明营造一个基本的元素环境，是实现材料力学性能和磁性能的基础保障。综合考虑磁性能、力学性能、产品成本而制定其含量要求。要求Si：1.25-1.55%，Mn≤0.45%， Al≤0.35%。
Ti、Nb、V为主要的析出强化元素，在热轧过程中与钢中的C、N元素相结合而细小弥散析出，起到析出强化的作用。析出的碳氮化物一方面钉扎晶界、位错，抑制形变过程晶界、位错的运动，从而整体提高力学强度。另一方面，在形变过程位错滑移系开动之初，可强烈抑制位错滑移系的大规模开动，所以可显著提升材料的上屈服强度ReH。Ti、Nb、V的含量设计考究，含量的下限是考虑起到足够的析出强化效果而设计得出，含量的上限设计是为防止析出相严重恶化磁性能。要求Ti：0.0005-0.0015%，Nb：0.0010-0.0030%，V：0.0010-0.0025%， Ti、Nb、V的总量：0.0045-0.0065%。
C、N元素在普通无取向硅钢中一般被视为杂质元素，在本发明中为析出强化必不可少的元素。含量的下限设计，是为了在碳氮化物析出后，基体中能够保留一部分固溶C、N，防止产品成为无间隙原子钢。固溶的C、N是以间隙原子的状态存在于基体中，可增强晶格畸变，产生的应力场可与位错应力场、析出相应力场相互作用，增加材料强度。C、N含量过低，则都以碳氮化物的形式存在于钢中，使钢成为无间隙原子钢，不利于力学性能的提升。因此，根据Ti、Nb、V的含量要求，设定了C、N含量的下限。同时，C、N含量不可过高。否则在模拟电机运行的低温时效过程中，会析出大量的含铁碳氮化物，严重劣化产品磁性能。综合考虑以上，要求C：0.0012-0.0035%，N：0.0012-0.0035%。
P元素具有明显的固溶强化效果，但对不常化处理的中低牌号硅钢来说，P含量高会严重劣化磁性能，且使冷轧过程存在脆断风险。考虑到实际生产控制水平，要求P≤0.02%。
S元素在本发明中与常规无取向硅钢中一样，被认为是杂质元素。本发明不使用MnS的析出强化，S含量高会增大MnS的析出量、恶化产品磁性能。故要求S≤0.0035%。
本发明生产流程为：转炉冶炼→RH精炼→连铸→加热炉加热→热轧→酸洗→冷轧→退火→涂层。
RH精炼过程需达到本发明的成分要求，特别是对析出强化元素Nb、Ti、V、C、N需进行严格把控，为热轧过程析出相形成创造前提条件。
精炼得到本发明要求的钢水成分后，通过连铸制备成铸坯。
铸坯在加热炉加热5小时及以上，加热温度不低于1250℃。以确保Nb、Ti、V、C、N元素全部且均匀地溶解在铸坯中。如果未全部溶解，则热轧过程析出效果不好，即不利于析出相的细小弥散析出。如果未均匀溶解在铸坯中，则可能导致最终成品性能的不均匀。
热轧终轧温度和热轧材厚度的设定范围，目的在于创造足够的热轧储能。热轧储能可以被析出过程所利用，与析出相的析出吉布斯自由能相叠加，一起做为析出动能，促进析出相细小弥散析出。终轧温度高，热轧储能小；终轧温度低，热轧困难。热轧材厚度越薄，热轧储能越大。结合生产实际，经多次摸索，确定本发明的热轧终轧温度范围为800~850℃，热轧材厚度≤2.0mm。
热轧卷取温度的设计原理为，卷取温度尽可能与析出相的最大形核率温度相对应。因特定温度下析出相的体积分数不变，形核率越大，那么析出相的个数最多，析出相也就最细小。析出相越细小，对产品力学的提升效果越大。理论上，成分、生产工艺确定时，析出相的最大形核率温度是确定的。但实际生产过程中，成分、工艺有一定的允许偏差，所以析出相的最大形核率温度也有一定的变化。根据多次摸索，本发明要求卷取温度介于540~580℃。
冷轧目标厚度主要影响产品磁性能。本发明热轧卷酸洗后，冷轧至目标厚度0.496~0.504mm。
冷轧卷进行退火，退火设备为炉膛长度约208米的连续退火炉，退火速度可选取100~150m/min。退火温度T（℃）与退火速度C（m/min）需满足关系式：0.0467·C2 - 9.593·C+1269 ≤ T ≤ 0.0467·C2 - 9.593·C +1329。退火的主要作用是使冷轧组织发生再结晶，通过不同的退火工艺来调整成品晶粒尺寸、织构，从而使成品性能满足用户需求。晶界可以抑制形变过程中位错的运动，也可以抑制屈服前期位错滑移系的大规模开动。所以增大基体中的晶界总面积，可以整体提升屈服强度，并且使材料具备较高的上屈服强度ReH。本发明细晶强化是主要强化方式之一，不同的退火工艺可得到不同的晶粒尺寸，对应产品也就具备不同的性能。上述关系式是多次摸索得到的规律。 关系式的上限温度是为满足本发明力学要求而设计，采用上限温度可以达到本发明的基本力学要求；下限温度是兼顾产品磁性能所需的最低温度，温度若继续降低以偏近下限温度，则力学会进一步提升。
为了充分了解本发明的目的、特征及功效，通过下述具体实施方式，对本发明作详细说明。本发明的工艺方法除下述内容外，其余均采用本领域的常规方法或装置。下述名词术语除非另有说明，否则均具有本领域技术人员通常理解的含义。
本文使用的术语“第一”“第二”等不表示任何顺序或重要性，而是用于区别一个要素与另一要素，术语“该”“所述”“一个”和“一种”不表示数量的限制，而是表示存在至少一个所提及的对象。另外，本文公开的所有范围包括端点，可独立地组合。
具体的，本发明提供了一种轧制方向规定塑性延伸强度Rp0.2≥275MPa，上屈服强度ReH≥300MPa的低合金高强度无取向硅钢及其生产方法。
具体包括以下步骤：
（1）转炉出钢后，使用RH精炼得到本发明要求的钢水成分。Nb：0.0010~0.0030%，Ti：0.0005~0.0015%，V：0.0010~0.0025%，且0.0045%＜Ti+Nb+V＜0.0065%； C：0.0012-0.0035%，N：0.0012-0.0035%；Si：1.25-1.55%，Al≤0.35%，Mn≤0.45%，P≤0.02%，S≤0.0035%。另外，为了改善硅钢成品性能的需求，还可考虑再添加总含量不超过0.5%的Sn、Sb、B、Ce、La中一种或多种。
（2）对所得钢水进行连续浇铸，形成一定尺寸规格的连铸坯。铸坯厚度一般介于210~240mm，铸坯尺寸对本发明性能的影响很小，不做刻意要求。
（3）对铸坯进行加热，要求加热温度≥1250℃,加热时间≥5h，然后热轧至≤2.0mm。粗轧温度对本发明不构成本质影响，不做过多说明，本发明使用900~1000℃。热轧终轧温度介于800~850℃，卷取温度介于540~580℃。
（4）热轧卷进行酸洗。酸洗无过多要求，以酸洗后表面无氧化铁皮残留为宜。
（5）使用廿辊轧机或连轧机将酸洗后的热轧卷轧至目标厚度0.496~0.504mm。
（6）对冷轧卷进行退火、涂层。本发明退火设备为炉膛有效加热长度约208米的连续退火炉，退火温度T（℃）与退火速度C（m/min）需满足以下关系式的规定。
0.0467·C2 - 9.593·C +1269 ≤ T ≤ 0.0467·C2 - 9.593·C +1329 （关系式一）
（7）依据GB/T 228进行轧向试样的力学检测。依据GB/T 3655进行磁性检测。
需要特别说明的是，关系式一仅适用于按照本发明方法进行热处理的情况，因为不同炉膛长度的热处理设备的热处理能力差别很大。
实施例
下面通过实施例的方式进一步说明本发明，但并不因此将本发明限制在所述的实施例范围之中。下列实施例中未注明具体条件的实验方法，按照常规方法和条件。
本发明冷轧卷退火过程使用炉膛有效加热长度约208m的连续炉。后续不再特别说明。
实施例1
RH精炼得到主合金目标成分为1.41%Si-0.23%Al-0.35%Mn的钢水，Ti、Nb、V含量见下表。钢水浇铸成截面尺寸230×1100mm的铸坯。铸坯加热温度1260℃，加热5.5h。铸坯粗轧至厚度31mm，在热连轧机组经七道次轧到目标厚度1.96mm，精轧终轧温度为840~850℃，卷取温度为550~560℃。热轧卷酸洗后，在连轧机组轧制到0.498mm。冷轧卷进行退火，退火速度110m/min，退火温度830℃。对成品进行磁性和力学检测，磁性检测使用爱泼斯坦方圈，力学检测使用与轧制方向平行的纵向试样，成品性能见下表。
对比例4、5，(Ti+Nb+V)总含量未达到发明要求下限，屈服强度低。对比例6，(Ti+Nb+V)总含量超出发明要求上限，磁性能恶化较明显，磁极化强度J5000明显偏低。
发明例1、2、3析出强化元素Nb、Ti、V满足本发明要求，表现出优良的力学性能和磁性能。
实施例2
RH精炼得到主合金目标成分为1.52%Si-0.21%Al-0.35%Mn，（Nb、Ti、V）总量为0.0055~0.0061%的钢水，钢水浇铸成截面尺寸210×1080mm的铸坯。铸坯加热温度1280℃，加热6小时10分。铸坯粗轧至厚度36mm，在热连轧机组经七道次轧到目标厚度1.89mm，精轧终轧温度、卷取温度见下表。热轧卷酸洗后，在廿辊轧机轧制到0.50mm。冷轧卷进行退火，退火速度133m/min，退火温度840℃。对成品进行磁性和力学检测，磁性检测使用爱泼斯坦方圈，力学检测使用与轧制方向平行的纵向试样，成品性能见下表。
对比例4、5、6，热轧终轧温度、卷取温度未达到发明要求范围，对析出相的细小弥散析出造成影响，屈服强度低。
发明例1、2、3，热轧终轧温度、卷取温度满足本发明设计范围，为析出相的细小弥散析出创造有利条件，成品力学性能都较高。
实施例3
RH精炼得到主合金目标成分为1.28%Si-0.26%Al-0.41%Mn，（Nb、Ti、V）总量为0.0057~0.0064%的钢水，钢水浇铸成截面尺寸210×1150mm的铸坯。铸坯加热温度1310℃，加热5h。铸坯粗轧至厚度38mm，在热连轧机组经七道次轧到目标厚度2.0mm，精轧终轧温度为820~830℃，卷取温度为560~570℃。热轧卷酸洗后，在连轧机轧制到0.497mm。冷轧卷进行退火，退火速度、退火温度见下表。对成品进行磁性和力学检测，磁性检测使用爱泼斯坦方圈，力学检测使用与轧制方向平行的纵向试样，成品性能见下表。对于不满足本发明要求的，以下划线标示。
上表发明例1和发明例4，满足本发明退火温度和退火速度的匹配关系式，力学性能、磁性能都达到了本发明的目标。
对比例2、3、5、6，退火温度和退火速度没有满足本发明要求的匹配关系。退火温度低于下限的，铁损未达到本发明目标；退火温度高于上限的，力学性能未达到本发明目标。
上表发明例4、对比例5、对比例6，退火速度为134m/min，退火温度分别850、790、940℃，对应的成品板金相组织如下图所示。790℃退火温度低，导致成品未完全再结晶，是铁损差的主要原因。940℃退火温度高，晶粒尺寸过大，是力学低的主要原因。
以上所述仅为本发明的具体实施例，但本发明所保护范围的结构特征并不限于此，任何本领域的技术人员在本发明的领域内，所作的变化或修饰皆涵盖在本发明的专利范围内。

Claims (4)

1.一种低合金高强度无取向硅钢的生产方法，其特征在于：包括以下步骤：转炉冶炼→RH精炼→连铸→加热炉加热→热轧→酸洗→冷轧→退火→涂层；所述RH精炼工序析出强化元素含量要求：Nb为0.0010~0.0030%，Ti为0.0005~0.0015%，V为0.0010~0.0025%，0.0045%＜Ti+Nb+V＜0.0065%；C为0.0012-0.0035%，N为0.0012-0.0035%，Si为1.25-1.55%，Al≤0.35%，Mn≤0.45%，P≤0.02%，S≤0.0035%；所述热轧工序要求加热温度1250~1330℃,加热时间5~7h，热轧终轧温度为800~850℃，卷取温度为540~580℃，热轧材的厚度≤2.0mm；所述退火工序：冷轧卷进行退火，退火温度T℃与退火速度Cm/min需满足关系式：0.0467·C2 -9.593·C +1269 ≤ T ≤ 0.0467·C2 - 9.593·C +1329。
2.根据权利要求1所述的一种低合金高强度无取向硅钢的生产方法，其特征在于：冷轧目标厚度为0.496~0.504mm。
3.根据权利要求1所述的一种低合金高强度无取向硅钢的生产方法，其特征在于：退火工序使用炉膛长度200~215米的连续退火炉，退火速度为100~150m/min。
4.一种低合金高强度无取向硅钢，采用权利要求1所述的方法得到，其特征在于：所述硅钢轧制方向的力学性能为：规定塑性延伸强度275MPa≤ Rp0.2≤320MPa、上屈服强度300MPa≤ReH≤350MPa；磁性能为：铁损P1.5/50≤6.0W/kg，磁极化强度1.68T≤J5000≤1.72T。
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