技术领域
[0001] 本
发明属于无取向电工钢制造技术领域，特别涉及一种提高无
取向硅钢磁性能的方法。
背景技术
[0002] 无取向硅钢是一种软磁材料，是磁性材料中用量最大的一种
合金材料，在电
力、
电子和军事工业中占有非常重要的地位；无取向硅钢主要用于制造
变压器，
压缩机，
电动机铁芯等，是电力工程、
电机制造、
家用电器等工业必不可少的重要材料。
[0003] 随着电力行业的迅速发展，
能源短缺和环境污染等问题日益突出，国家对电力设备的要求越来越高；因此，机电产品需朝着小型化、高
精度化、高效率化方向发展，用普通
冷轧硅钢片制造的铁芯已难以满足要求，迫切需要开发出低铁损、高磁通
密度的冷轧无取向系列硅钢产品；目前，提高磁性能的方法主要有提纯钢液、添加微
合金元素、采用常化工艺和中间
退火工艺等；但这些技术往往导致成本增加，因此迫切需要一种制造成本涨幅不大且能提高无取向硅钢磁性能的技术。
发明内容
[0004] 针对现有无取向硅钢板制备技术存在的上述问题，本发明提供一种提高无取向硅钢磁性能的方法，根据钢的
相变温度控制终轧温度，进而调控
热轧板内部的组织状态，以获得较低的形变储能，经高温卷取获得粗大的晶粒；由于组织、织构具有遗传性，所以，成品板的有利织构强度提高、不利织构强度降低，成品板的晶粒尺寸及磁性能都显著提高。
[0005] 本发明的方法包括以下步骤：
[0006] (1)按设定化学成分
冶炼钢水，其成分按
质量百分比含Si 0.2～1.5％，Al 0.1～0.6％，Mn 0.1～0.7％，P≤0.2％，S≤0.003％，N≤0.003％，C≤0.005％，Sb 0～0.15％，Sn
0～0.15％，其余为Fe和不可避免的杂质；将上述成分的钢水经
连铸机制成连
铸坯，厚度为
200～250mm；
[0007] (2)将连铸坯加热到1100～1200℃并保温1～2h，然后进行热轧，控制终轧温度为T，且T＝(Ar1－120)～(Ar1－70)℃，其中Ar1为γ/α相变温度，单位℃；热轧完成后卷取，卷取后空冷至室温，得到厚度为2.5～3.0mm的热轧卷；其中Ar1的计算公式为：Ar1＝872℃+1000(11*[Si]－14*[Mn]+21*[Al]+24*[P])，[Si]、[Mn]、[Al]、[P]分别为Si、Mn、Al、P的质量百分数；
[0008] (3)将热轧卷开卷后
酸洗，再冷
轧制成厚度0.5mm的冷轧板；
[0009] (4)将冷轧板在保护气氛中进行退火处理，退火温度800～890℃，时间1～5min，然后随炉冷却至400～500℃，空冷至室温；最后涂覆绝缘膜，得到无取向硅钢成品板。
[0010] 上述的步骤(2)中卷取温度为700～750℃。
[0011] 上述的步骤(4)中保护气氛为N2和H2混合气氛，其中H2的体积百分比为10～80％。
[0012] 上述的无取向电工钢的磁性能为：B50＝1.783～1.799T，P1.5/50≤5.0W/Kg。
[0013] 上述的热轧卷的平均晶粒尺寸90～150μm。
[0014] 上述的热轧卷的未再结晶组织体积分数5～25％。
[0015] 本发明采用终轧温度与γ/α相变温度Ar1相配合的方法，使热轧板中未再结晶组织体积分数在5～25％范围内，获得较低的形变储能；热轧板内较低的形变储能在高温卷取时有利于促进形变诱导
晶界迁移，获得粗大的晶粒；一方面，这种粗大的晶粒在随后的冷轧过程中获得的累积
变形储存能较少，抑制了不利γ(<111>∥ND)织构的发展；另一方面这种粗大的晶粒在冷轧时易形成大量的晶内剪切带，在退火时有利于促进λ(<001>//ND)和Goss({110}<001>)织构的发展；又因为组织、织构具有遗传性，经冷轧和退火后，退火板晶粒尺寸较大，有利织构组分增强，不利织构组分减弱，磁性能得到提高。
[0016] 与
现有技术相比，本发明的有益效果为：
[0017] 通过控制热轧板内未再结晶组织的体积分数来获得较低的形变储能，结合高温卷取来获得粗大的晶粒。粗大的晶粒在随后的冷轧退火过程中有利于抑制不利的γ织构的发展；现有普通无取向硅钢(钢中Si含量低于1.5％)冷轧前晶粒尺寸大概为40～70μm，本发明冷轧前晶粒尺寸达到90～150μm，晶粒尺寸明显增大；由于组织、织构具有遗传性，经
过冷轧与退火后，成品板不利织构显著降低，有利织构提高，并且晶粒尺寸也明显增大，从而使无取向硅钢磁性能得到大幅度提升。
附图说明
[0018] 图1为本发明的提高无取向硅钢磁性能的方法流程示意图；
[0019] 图2为本发明
实施例1中的热轧卷的金相组织图；
[0020] 图3为本发明实施例1中的热轧卷的织构 的ODF截面图；
[0021] 图4为本发明对比例2中的热轧卷的金相组织图；
[0022] 图5为本发明对比例2中的热轧卷的织构 的ODF截面图。
具体实施方式
[0023] 本发明实施例中金相组织观测采用的设备型号为Leica金相
显微镜。
[0024] 本发明实施例中织构观测采用的设备型号为Bruker D8Discover型
X射线衍射仪。
[0025] 本发明实施例中检测磁性能采用的设备型号为MATS-2010M硅钢磁性能测量装置。
[0026] 以下为本发明优选实施例。
[0027] 实施例1
[0028] 流程如图1所示；
[0029] 按设定化学成分冶炼钢水，其成分按质量百分比含Si 0.31％，Al 0.52％，Mn 0.31％，P 0.18％，S 0.0019％，N 0.0014％，C 0.0018％，Sn 0.05％，其余为Fe和不可避免的杂质；将上述成分的钢水经连铸机制成连铸坯，厚度220mm；
[0030] 将连铸坯加热到1100℃并保温1.5h，然后进行热轧，Ar1的计算公式为：Ar1＝872℃+1000(11*[Si]－14*[Mn]+21*[Al]+24*[P])＝1015.1℃，且终轧温度T＝(Ar1－120)～(Ar1－70)℃＝895.1～945.1℃，实际终轧温度为910℃；热轧完成后卷取，卷取温度为750℃，卷取后空冷至室温，得到厚度为2.6mm的热轧卷；热轧卷的平均晶粒尺寸100μm；热轧卷的未再结晶组织体积分数18.5％；热轧卷的金相组织如图2所示， 的ODF截面图如图3所示，有利织构较强，不利织构很弱，几乎没有，织构强点在{100}<001>，f(g)为8.1；
[0031] 将热轧卷开卷后酸洗，再冷轧制成厚度0.5mm的冷轧板；
[0032] 将冷轧板在保护气氛中进行退火处理，保护气氛为N2和H2混合气氛，其中H2的体积百分比为60％，退火温度850℃，时间4min，然后随炉冷却至400～500℃之间，空冷至室温；最后涂覆绝缘膜，得到无取向硅钢成品板，磁性能为：B50＝1.797T，P1.5/50＝4.89W/Kg。
[0033] 实施例2
[0034] 方法同实施例1，不同点在于：
[0035] (1)钢水成分按质量百分比含Si 0.36％，Al 0.32％，Mn 0.24％，P 0.16％，S 0.0015％，N 0.0021％，C 0.0022％，Sb 0.1％；连铸坯厚度230mm；
[0036] (2)连铸坯加热到1150℃并保温1h后进行热轧，Ar1的计算公式为：Ar1＝872℃+1000(11*[Si]－14*[Mn]+21*[Al]+24*[P])＝983.6℃，终轧温度＝(Ar1－120)～(Ar1－70)℃＝863.6～913.6℃，实际终轧温度为870℃；卷取温度为730℃，得到厚度为2.7mm的热轧卷；热轧卷的平均晶粒尺寸135μm；热轧卷的未再结晶组织体积分数23.7％；
[0037] (3)保护气氛中H2的体积百分比为30％，退火温度890℃，时间1min，无取向硅钢成品板的磁性能为：B50＝1.798T，P1.5/50＝4.82W/Kg。
[0038] 实施例3
[0039] 方法同实施例1，不同点在于：
[0040] (1)钢水成分按质量百分比含Si 0.55％，Al 0.14％，Mn 0.46％，P 0.13％，S 0.0012％，N 0.0012％，C 0.0037％，Sn 0.1％；连铸坯厚度为210mm；
[0041] (2)连铸坯加热到1200℃并保温1h后进行热轧，Ar1的计算公式为：Ar1＝872℃+1000(11*[Si]－14*[Mn]+21*[Al]+24*[P])＝928.7℃，终轧温度＝(Ar1－120)～(Ar1－70)℃＝808.7～858.7℃；实际终轧温度为830℃；卷取温度为720℃，得到厚度为2.8mm的热轧卷；热轧卷的平均晶粒尺寸124μm；热轧卷的未再结晶组织体积分数8.1％；
[0042] (3)保护气氛中H2的体积百分比为50％，退火温度830℃，时间5min，无取向硅钢成品板的磁性能为：B50＝1.793T，P1.5/50＝4.73W/Kg。
[0043] 实施例4
[0044] 方法同实施例1，不同点在于：
[0045] (1)钢水成分按质量百分比含Si 1.05％，Al 0.19％，Mn 0.14％，P 0.085％，S 0.0023％，N 0.0018％，C 0.0041％，Sn 0.07％；连铸坯厚度250mm；
[0046] (2)连铸坯加热到1200℃并保温2h后进行热轧，Ar1的计算公式为：Ar1＝872℃+1000(11*[Si]－14*[Mn]+21*[Al]+24*[P])＝1028.2℃，终轧温度＝(Ar1－120)～(Ar1－
70)℃＝908.2～958.2℃；实际终轧温度为925℃；卷取温度为730℃，得到厚度为2.8mm的热轧卷；热轧卷的平均晶粒尺寸 热轧卷的未再结晶组织体积分数16.7％；
[0047] (3)保护气氛中H2的体积百分比为35％，退火温度870℃，时间3min，无取向硅钢成品板的磁性能为：B50＝1.785T，P1.5/50＝4.41W/Kg。
[0048] 实施例5
[0049] 方法同实施例1，不同点在于：
[0050] (1)钢水成分按质量百分比含Si 0.40％，Al 0.25％，Mn 0.19％，P 0.11％，S 0.0018％，N 0.0015％，C 0.0014％，Sb 0.15％；连铸坯厚度240mm；
[0051] (2)连铸坯加热到1120℃并保温1.5h后进行热轧，Ar1的计算公式为：Ar1＝872℃+1000(11*[Si]－14*[Mn]+21*[Al]+24*[P])＝968.3℃，终轧温度＝(Ar1－120)～(Ar1－70)℃＝848.3～898.3℃；选用的终轧温度为870℃；卷取温度为750℃，得到厚度为2.7mm的热轧卷；热轧卷的平均晶粒尺寸116μm；热轧卷的未再结晶组织体积分数12.8％；
[0052] (3)保护气氛中H2的体积百分比为20％，退火温度820℃，时间5min，无取向硅钢成品板的磁性能为：B50＝1.795T，P1.5/50＝4.79W/Kg。
[0053] 对比例1
[0054] 方法同实施例1，不同点在于：
[0055] (1)实际终轧温度为870℃，不在(Ar1－120)～(Ar1－70)℃即895.1～945.1℃℃范围内，热轧板内部未再结晶晶粒的体积分数为45.5％；
[0056] (2)最终获得的无取向硅钢板的磁感应强度B50＝1.759T，铁损P1.5/50＝5.35W/Kg。
[0057] 对比例2
[0058] 方法同实施例1，不同点在于：
[0059] (1)实际终轧温度为990℃，不在(Ar1－120)～(Ar1－70)℃即895.1～945.1℃范围内，热轧板内部未再结晶晶粒的体积分数为0％；
[0060] (2)热轧板卷的金相组织如图4所示，平均晶粒尺寸为69μm， 的ODF截面图如图5所示，有利的{100}面织构明显减弱，织构强点在{100}<001>，f(g)降为5.8；
[0061] (3)最终获得的无取向硅钢板的磁感应强度B50＝1.769T，铁损P1.5/50＝5.16W/Kg。
[0062] 对比例3
[0063] 方法同实施例5，不同点在于：
[0064] (1)实际终轧温度为820℃，不在(Ar1－120)～(Ar1－70)℃即848.3～898.3℃范围内，热轧板内部未再结晶晶粒的体积分数为58.2％；
[0065] (2)最终获得的无取向硅钢板的磁感应强度B50＝1.754T，铁损P1.5/50＝5.29W/Kg。
[0066] 对比例4
[0067] 方法同实施例5，不同点在于：
[0068] (1)实际终轧温度为940℃，不在(Ar1－120)～(Ar1－70)℃即848.3～898.3℃范围内，热轧板内部未再结晶晶粒的体积分数为0％；
[0069] (2)最终获得的无取向硅钢板的磁感应强度B50＝1.766T，铁损P1.5/50＝5.03W/Kg。
[0070] 对比例5
[0071] 方法同实施例5，不同点在于：
[0072] (1)热轧板不进行高温卷取处理，直接冷轧；
[0073] (2)最终获得的无取向硅钢板的磁感应强度B50＝1.750T，铁损P1.5/50＝5.60W/Kg。
[0074] 上述的实施例的终轧温度均在(Ar1－120)～(Ar1－70)℃范围内，热轧板中未再结晶组织体积分数也在5～25％范围内。又因为卷取温度较高，在700～750℃范围内，所以，最终得到的成品板铁损较低，磁感较高。
[0075] 上述的对比例1、2、3、4的终轧温度不在(Ar1－120)～(Ar1－70)℃范围内，导致热轧板中未再结晶组织体积分数不在5～25％范围内，最终得到的成品板磁性能劣化；对比例5的终轧温度在(Ar1－120)～(Ar1－70)℃范围内，热轧板中未再结晶组织体积分数也在5～
25％范围内，但由于没有进行高温卷取，最终得到的成品板磁性能也劣化。
