取向硅钢调研报告资料

1、取向硅钢调研报告 简介 取向硅钢主要用于制作变压器铁芯和大发电机的定子铁芯， 是电力工业发展 最为重要的功能材料之一。取向硅钢组织以高度趋于 (110) 001位向，即高斯 方向的晶粒为主要特征，是唯一经过二次再结晶得到的钢铁制品， 其生产工艺复 杂、制造技术严格，被誉为钢铁材料中的“艺术品”。 取向硅钢按110取向度和磁性能不同分为普通取向硅钢 (Conventional Grain-oriented Silicon Steel,CGO)和高磁感取向硅钢(High Magnetic Induction Grain-oriented Silicon Steel, Hi-B)两类。Hi-B 钢与

2、 CGO 钢相比，具 有铁损低、磁感应强度高、磁致伸缩小等优点，用它制作的变压器产品具有空载 损耗低、噪声低、体积小等优点。近年来，高磁感取向硅钢的产量与使用量逐年 增大。两者在性能上的差异见下表1。 表1 CGO和HiB钢的性能比较 类别 001平均 偏离角/ 001偏离角 10晶粒比例 /% 二次晶粒直 径/mm 晶粒取 向度/% Bs/T CGO 7左右 75 3-5 85-90 1.82-1.85 HiB 3左右 100 10-20 95 1.92-1.95 取向硅钢生产技术现状 目前，世界上主要的取向硅钢生产工艺有 4种，分别是高温加热两次冷轧法、 高温加热一次冷轧法、低温加热两次冷

3、轧法、低温加热一次冷轧法。每种工艺的 生产流程、工艺特点和优缺点如表 2所示。 表2 世界4种主要取向硅钢生产工艺技术比较 对岀项目 高温抑热 荫次冷轧法 爲温捕热 一氏冷轧法 低温加热 两次持轧法 昭温加热 -次抄轧11 生产流程 转护+RH 转炉+SH 转炉卡RH 转炉+RH 连铸 连错 铸坯髙覷加热 138010 铸坯高温加热 CL400V） 铸坯低區加热 （I260CJ 捋坯低瘟亦热 热轧 攝轧 热亂 X 常化 X 常化 一师轧 一次冷乳 一空冷轧 中间脱碳退火 f剖冷脱礙） X 中间脱碳退火 （完全脫戰 X 二枕拎轧 X 二次冷轧 X 成品脱碳退火 成品脱碇退火 低温回境退火 成品歸

4、碳退火 X X X 矗啟临0+烘于 涂敕H 德国蒂森克虏伯开发了以Cu2S+AIN为主，并以MnS+Sn为辅作为抑制剂的 低温加热一次冷轧法，生产HiB取向硅钢。其工艺特点是高温常化+次大压下 率冷轧工艺，并采取冷轧时效处理。 俄罗斯采用低温加热两次冷轧法主要生产 CGO，采用AIN+Cu2S为抑制剂, 其特点是Cu含量（约0.50%）和Mn含量（约0.20）较高，虽然采用AIN为抑制剂， 但不需要常化处理，仍采用二次冷轧法，中间退火即将 C脱到30ppm以下。 国内目前只有武钢、宝钢够批量稳定生产普通取向硅钢和高温加热HiB取向 硅钢。 取向硅钢发展趋势及新工艺 目前取向硅钢主要向高效、节能

5、及低成本这几个方面发展： 1. 超低铁损取向硅钢 （1）细化磁畴 硅钢片的铁损由磁滞损耗和涡流损耗组成，涡流损耗又分为经典涡流损耗和 反常涡流损耗。在工频下，反常涡流损耗约占铁损的 50%。反常涡流损耗是以磁 畴壁的移动为基础的涡流损失，与磁畴壁的移动速率成正比，而畴壁的移动速率与 移动距离成正比，因此磁畴宽度越大，涡流损失越大。磁畴细化技术就是通过减小 取向硅钢主畴宽度来降低其涡流损耗的物理方法。 目前用来细化磁畴的方法主要为激光刻痕法。激光刻痕法是用照射能量为几 个毫焦的半宽脉冲式或连续式激光束以点状或线状沿与轧向垂直的方向以大约 5mm的间距照射在带有绝缘膜的成品钢带表面。激光束的热量在

6、钢板的表面之 下产生弹性-塑性形变区域。磁畴是通过在弹塑性形变区产生的压应力和刻痕间 的张应力来细化的。 （2）提高Si含量 Si含量升高会使电阻率升高，进而铁损会降低，然而Si含量增高会使冷加 工性变坏，因此通过提高Si含量来降低铁损程度有限。 （3）减薄厚度 板越薄，叠片系数越低，涡流损耗越小；板越薄，所制成薄板内晶粒的001 轴与轧向之间的偏离角越小， 因而磁感越高。 取向硅钢厚度规格的发展历史是由 0.35mm0.30mm 0.27mm0.23mm0.20mm0.15mm 发展，目前，0.20mm 厚取向硅钢薄带是应用在 400Hz 磁场下的一种软磁材料，它具有磁感应强度高、 铁损低等

7、特性，是用于军工雷达变压器的理想铁芯材料。 （4）沉积应力涂层 其机制是硅钢片经过高温退火处理后， 由于涂层与硅钢片的热膨胀系数差别 较大，在冷却时两者收缩率不同， 涂层收缩相对较小而使硅钢片基体受到一定的 拉力，从而可降低硅钢片单位质量铁损。 另外，在取向硅钢表面利用溶胶凝胶技 术制备氧化铝薄膜，可以使铁损降低。 2. 短流程生产工艺 （ 1 ）薄板坯连铸连轧工艺 与传统板坯流程相比 ,薄板坯连铸连轧省略了初轧工艺 ,铸坯厚度 （100mm） 远小于传统连铸坯厚度（200300mm）薄板坯经均热炉加热后无需粗轧，直接轧制 成2.03.0mm厚度的热轧带卷。同时薄板坯流程生产的热轧带卷厚度可以

8、减到小 于1.2mm,有利于实现一次冷轧工艺生产取向硅钢。薄板坯连铸连轧流程的抑制 剂类型为固有 +后添加抑制剂 ,在初次再结晶和脱碳退火过程后 ,以相对较高温度 用 NH3 进行渗氮处理 , 直接形成 AlN 沉淀。 薄板坯连铸连轧工艺板坯加热温度低、时间短 ,可避免传统工艺的铸坯高温 加热所带来的麻烦并省去保温炉 ,在很大程度上减少工艺过程 ,大大降低生产成 本。 （2）连续退火取代罩式退火 用连续退火炉取代罩式退火炉完成二次再结晶和净化钢中的抑制剂已经成 为生产高端取向电工钢的重要方法。 这种退火工艺仅需几分钟， 而非几天， 大大 缩短了退火时间。高温连续退火不仅产量高，而且可以节能20

9、以上。 3. 含6.5%Si的取向硅钢 目前世界范围内，大批量生产的硅钢片中硅质量分数大都控制在4以内。 当硅钢片中硅质量分数达到 6.5时，磁致伸缩系数趋于零，电阻率增大，涡流 损失减小，从而在较高频率下表现出优良的磁性。所以，6.5高 Si 硅钢片是制 作低噪音、低铁损的理想铁芯材料。然而，由于 Si 的含量过高，钢成形性变差， 易开裂，因此高硅钢的制备工艺的研制工作受到了广泛的研究和关注。 4. 异步轧制生产取向硅钢 减薄取向硅钢片厚度可以大幅度降低铁损，提高其综合性能。常规生产工艺 中,当钢板减薄时，由于表面能对二次晶粒长大的驱动力的作用增大，同时抑制剂 在高温退火时分解和扩散加剧，二

10、次再结晶发生时抑制剂的数量和分布状态欠缺， 导致其抑制能力下降，二次再结晶不易完善，磁性和稳定性极差，因此必须采用加 强抑制初次晶粒长大能力等有效措施才能发展完善的二次再结晶。 异步轧制是2个工作辊圆周速度不等使轧制变形区产生一种搓轧变形的轧 制技术,具有轧薄能力强、轧制压力低、轧制精度高等特点，可用于超薄取向硅 钢的生产（0.1mm）。 5. 双取向硅钢 与一般取向硅钢沿轧向的单一易磁化方向不同，双取向硅钢存在2个相互垂 直的易磁化方向，在纵、横两方向的磁感最高，因此可以显著提高硅钢片的磁性能。 双取向硅钢由100001立方织构构成,在100晶面上有双倍于取向硅钢110 面的最易磁化方向即0

11、01。此外,具有强旋转立方织构100 011的硅钢板, 同样也能达到双取向硅钢的效果。与取向硅钢一样，双取向硅钢也需要通过二次 再结晶获得准确集中的立方织构。 6. 无抑制剂生产取向硅钢 无抑制剂生产取向硅钢技术采用低温板坯加热，无需高温加热设备，加热时产 生的氧化铁皮少，成材率高，能耗低，降低了成本，并可获得理想的磁性能。 目前，主要有以下2种无抑制剂生产取向硅钢工艺： （1） 利用表面能的方法。以表面能为驱动力，有意识地使 110面优先长大，必 要条件是板厚很薄，如0.15mm以下,以至于可采用50%75%的第三次冷轧的技 术，之后在一定咼温区域、非氧化性保护气氛或真空中进行最终咼温退火。

12、 （2）高洁净度钢生产取向硅钢。高斯方位晶粒二次再结晶的本质要素是：一次 再结晶组织中的高能晶界的分布状态；抑制剂的作用是使高能晶界与其他晶界产 生移动速度差，使得二次再结晶成为可能。但是钢中存在不纯元素时，在晶界上特 别是在高能晶界上容易产生偏析。当不纯元素含量多时，高能晶界与其他晶界几 乎没有移动速度差，钢的洁净度越高，在结晶晶界上析出物和不纯元素越少，高能 晶界构造中原有的移动速度差潜在性越强，从而使得高斯方位晶粒二次再结晶成 为可能。 取向硅钢全流程工艺研究 取向硅钢加工流程的核心是形成强及准的 Goss织构，最主要的技术手段是 成分控制、组织控制、抑制剂控制及织构控制。 抑制剂控制

13、1. 简介 抑制剂在取向硅钢生产中的作用极为关键。为使成品获得单一高斯织构并具 有优良的磁性能，通常采用细小弥散的第二相质点及单元素溶质为抑制剂，通过 钉扎作用与晶界偏聚作用，在脱碳退火和最终高温退火升温阶段二次再结晶开始 前，保持初次再结晶晶粒细小，并在高温退火的初期（900-1100C）使具有 110位向的初次晶粒（二次晶核）能吞并周围其它初次晶粒，发生二次再结 晶而异常长大，再随着温度的升高，抑制剂粒子出现粗化或者溶解，然后在还原性 气氛下其中S、N依靠硅酸镁玻璃膜而脱掉。 抑制相本身对磁性有害，还可能抑制二次再结晶晶粒的长大， 因此，抑制相 需要满足以下两个条件：1）细小均匀弥散分布或

14、富集在晶界；2）所选抑制剂应 为亚稳态，在高温退火阶段，随着温度的升高，应粗化分解，最终在1180-1200C 纯干H2气氛下去除对磁性有害的S和N等元素。 取向硅钢中的主要抑制剂有化合物 MnS、Cu2S、AlN、MnSe、MnTe等， 单元素B、N、S、Se Te、Sb等。不同牌号钢的取向硅钢因成分不同抑制剂的 类型也不同，如CGO钢中抑 制剂以MnS或MnSe为主，Hi-B钢中以AlN+MnS为主要抑制剂，低温硅钢抑 制剂以MnS, Cu2S, -Cu为主，各钢种中均存在 Si3N4和铁的碳、氮化物等。 主要化合物抑制剂的有关工艺及特征参数如下表： 净化气 类别 元素含量/% 固溶 温度

15、 /C 析出 抑制剂形貌及尺寸 抑制剂粗化温 度/ C 氛及净 化温度 / C 备注 Mn/S=3比较好 热轧和随后冷却阶 CGO: 0.05-0.10 Mn 段； 球形； 干H2; MnS 0.02-0.03 S 1320 1200 C开始析出， 有效尺寸：20-70nm 1150C左右 1200 HiB： 0.06-0.12 Mn 1100-1150 C 最快， 0.02-0.03 S 950 C基本停止 三种形态： 1.AIN质点具有独特的析出 A类：细针状；10nm ；热 方向性，能使最终的 Goss CGO: 0.01-0.015AI 常化冷却阶段析出； 轧后卷取时析出； 干H2;

16、织构具有更加准确的位向； AIN 0.004-0.006N 1280 900 C左右为析出峰 B类：细小盘状；20-50nm ； 1070 C左右 1150-120 2.AlN若作为固有抑制剂，其 HiB: 0.02-0.03Al 值，空冷到900C然 常化冷却阶段析出； 0 元素含量需要严格控制，因 0.006-0.010N 后淬在100 C水中 （有效抑制剂） 为含量的波动会很大程度影 C类：粗大块状； 响后续的热处理工艺； 100-200nm;热轧时 3. HiB钢的主抑制剂 高温析出物 全流程析出，热轧、 1.对于含Cu为主抑制剂时， CU2S 冷轧、脱碳过程都会 球形；10-50nm

17、 可省去常化过程 0.2 Cu左右 1250 析出； 干H2; 2.Cu2S可作为CGO钢的主抑 Cui$S 主要在热轧阶段析 1180-120 制剂或HiB钢的辅助抑制剂 、?-Cu 出，1000 C析出峰 30-50nm 0 3. Cu1.8S ?-Cu等只能作为 等 值，沿原来的Y相界 辅助抑制剂 析出 MnTe 0.04-0.15 Mn 1150- 热轧及随后急冷 球形；80-100nm 干H2; 0.035-0.08 Te 1200 1150 MnSe 0.045-0.07 Mn 1360 常化 干H2; 0.02-0.08 Se 1150 辅助抑制剂元素如下表: 类别 作用 B 1

18、. 热轧时可优先形成抑制剂 BN,若以BN为主要抑制剂，热轧 终轧温度应高于950 C，然后快冷 2. 晶界偏聚元素，沿晶界偏聚可加强抑制力 Cr 1. 提高电阻率，改变力学性能，添加0.05-0.15%的Cr可以改善 底层质量 2. 添加0.03-0.07%的Cr可使热轧钢板的显微组织均匀化、并 补偿脱碳退火过程碳的减少从而使初次再结晶的显微组织均 匀化 3. Cr含量过高会影响脱碳效果 4. 研究表明，对于 Als 0.018-0.031 %的取向硅钢，加入 0.08-0.11 %的 Cr 和 0.08-0.10% Cu,二次结晶完善 1.张颖等的研究表明，Nb （C，N）析出颗粒均匀细小

19、、粗化速 率小，抑制作用更强，可提高取向硅钢的性能 Nb 2. 钢中的Nb通过形成NbC和NbN等析出物易在晶界偏聚，使 热轧板再结晶组织细化，改善脱碳退火板的晶粒分布和集合组 织，在最终高温退火过程中起到抑制正常晶粒长大的作用。 3. 采用Nb （C, N）作抑制剂比采用MnS、AIN获得的钢具有更 高体积分数的热轧高斯织构和最低的铁损； NbN分解温度约为 1030C，比 AIN 低 Sn、Sb 1.Sn可在卷取和常化后沿晶界析出，使常化时y相分布更均匀， 常化后铁素体相更均匀和细小，冷轧时形成更多的形变带，二 次晶核增多。 2.Sn还在第二相质点MnS和AIN与基体界面处偏聚，阻碍它们

20、的Ostwald长大 3.Sn的偏聚使冷轧时效有效的固溶碳和氮量增多 4. 加Sn会使钢的底层质量变差，加 Cu可以改善钢的底层质量 问题 5. 有研究表明，在高磁感取向硅钢中加入0.05-0.10%S n可明显 改善磁性能 6.Sb作用与Sn相似 Mo 1. 提高MnSe或MnS的抑制能力，使热轧板表层的（110） 001 强度提高 2. 加Mo能使二次再结晶温度提高 15-20C,另外加Mo不会影 响脱碳 3. Mo可以在MnS和AlN周围偏聚防止其粗化 4. 铸坯高温加热时，Mo在表面富集可防止晶界氧化 2. 抑制剂的研究发展 （1）传统抑制剂 传统抑制剂如MnS、AIN等固溶温度较高，

21、为使其完全固溶，铸坯需要很 高的加热温度，铸坯高温加热可以保证获得稳定的高磁性，但缺点是氧化渣多， 烧损量可达5%,成材率低；要经常清理炉底，产量降低；燃料费用高；炉子寿 命短；制造成本高；产品表面缺陷多等缺点。因此开始研究低温加热铸坯生产取 向硅钢的方法。 （2）固有抑制剂/获得抑制剂法 通过采用固有抑制剂（固溶温度低）或获得抑制剂法（后续渗氮工艺）生产 取向硅钢，将板坯再加热温度降到了 1150-1200C，相对于超过1300C的传统高 温加热技术，大大降低了取向硅钢的生产成本，提高了其性能。 目前，国内外普遍使用的生产低温高磁感取向硅钢所采用的抑制剂体系分别 是：固有AIN/Cu2S/M

22、nS +获得AIN +辅助晶界偏析元素Sn、Cr，使铸坯的再 加热温度降低到1250 r或以下，结合合适的轧制及退火工艺，使钢的磁性能得 到了较大的提高。 全流程织构演变 工艺流程 表层附近 中心层 连铸 柱状晶100织构 柱状晶100织构 热轧 011 ， 112 ， 001,112 （ a 织构）轧 1103种典型剪切织构 制织构 常化 常化不会改变织构类型，整体织构强度有所下降 冷 轧 次 冷 轧 第一次冷 轧 60-70% 001,111 001,112 111 第一次冷轧后，主要为 a和丫织构，其中旋转立方较强，GOSS几乎 消失 中间退火 中间退火后，减少的 Goss晶粒会依靠回复

23、和再结晶得到增强 第二次冷 轧 50-60% 以111织构为主 以001织构为主 恢复到与第一次冷轧织构类型，主要为a和丫织构，但强度不冋，以 111织构为主： 次 冷 轧 大压下率 一次冷轧 法 85% 形成更多111形变带，形变带之间高储能过渡带中有许多 011 晶核 脱 碳 退 火 二次冷轧 均匀的 丫织构111，111，较强011 一次冷轧 强111，011较弱，在二次再结晶发生之前尺寸数量都不 占优势 单一 110 高 CGO钢：Goss首先吞并111使Goss晶粒长大，随后由于尺寸效 温 应Goss吞并111继续长大 退 Hi-B 钢：在后期退火过程中，111会消耗111 , 11

24、2 火 取向使其组分增强，最终Goss吞并111. 工艺流程控制 铸造 铸锭的宏观组织通常由三个晶区组成， 即表层细晶区、中间的柱状晶区和心 部的等轴晶区。 细晶区：晶粒十分细小、组织致密、机械性能好。纯金属铸锭表层细晶区厚 度比较薄，因此没有多大的实际意义，而合金铸锭一般则具有较厚的表层细晶区； 柱状晶区：组织致密，性能具有方向性，但存在弱面。对于塑性好的金属或 合金，即使全部为柱状晶组织，也能顺利通过热轧而不致开裂， 而对于塑性差的 金属或合金，如钢铁和镍合金等则应力求避免形成发达的柱状晶区，否则往往导 致热轧开裂而形成废品； 中心等轴晶区：各晶粒取向各不相同，其性能也没有方向性；但等轴晶

25、的树 枝状晶体比较发达，分枝较多，因而显微缩孔也比较多，组织不够致密，但显微 缩孔经过后续热压力加工一般可焊合。 铸坯加热 传统制备工艺铸坯加热温度为1350-1400E高温加热，为使 MnS、AIN等完 全固溶； 铸坯厚度方向中心区温度应保证在 1310-1340C,上下表面温差应最好小于 40C；当温度加热到1250T后，加热温度应以150C/h快速加热，以防止柱状 晶的异常长大（柱状晶尺寸应小于 30mm），使许多晶粒快速长大到彼此碰撞。 热轧 热轧过程在全流程中是十分重要的一步， 它不仅决定热轧织构的种类，热轧 及热轧板的热处理过程对其次表层中的 Goss晶粒位相准确性、尺寸大小以及数

26、 量都有很大的影响，另外，对成品的织构和组织也有很大的影响，因此需要严格 控制热轧制度。 1. 热轧板厚度方向组织不均匀性/热轧板织构梯度 沿板厚方向的显微组织可分为 3个区域：表层（再结晶组织，脱碳区）、次表 层（部分再结晶）和中心层（形变层）。原因：在热变形过程中，由于试样各个部位 承受的轧辊与轧件之间的摩擦力、剪切变形强度和变形温度不同，导致变形储存 能不同，即回复和再结晶的驱动力大小不同。从表层到次表层再到中心层变形储 存能逐渐减小。因此，表层的再结晶最充分，在表层形成了细小的再结晶晶粒； 次表层的变形储存能减小，发生回复或部分再结晶，形成少量粗大的再结晶晶粒； 中心层具有最低的储存能

27、，再结晶困难甚至不能发生，可明显观察到粗大伸长的 变形晶粒。如图1,剪切形变对形成110位向和通过亚晶粒聚集成粗大 （110）001晶粒十分重要。 surface Grains in Goss orientation Contributing factors : rolling temperature, pass reduction, rolling velocity, and lubrication midplane 图1热轧板织构梯度 热轧后的Goss织构具有继承性和记忆性。由于在表层和次表层发生了再结晶, 使得在表层和次表层保持了 Goss位向的晶粒，Goss织构被保留下来，二次晶 核都

28、起源于热轧板的次表层，形成了再结晶织构，中心层为形变区，形成了形变 织构，这是取向硅钢能最终发生二次再结晶的重要原因之一。 2. 热轧织构 由于热轧板沿厚度方向存在组织的不均匀性，导致了织构沿厚度方向也存在 梯度分布。研究表明，热轧板表层及1/4层，均为较强的 Goss织构，其次为 112 ;中心层有较强的a纤维织构，它是一种典型的形变织构，其中以 001 为主。 3. Goss织构的形成规律 热轧时的轧辊速度、轧制温度、每道次压下量及有无润滑都会对于Goss织 构的形成有较大影响。 研究表明，在相同压下量下，低的轧速（6m/min）比高的轧速（50m/min） 更有利于形成Goss织构； 总

29、压下量一定时，小的道次压下量（20-30%）对应更大的表面剪切作用； Goss织构主要来源于变形晶粒，因此，再结晶分数越低，变形组织越多， 对于Goss织构的形成越有利； 热轧时润滑将不利于Goss织构发展。 4. 热轧工艺控制 影响热轧板织构梯度的因素有：热轧温度、每道次压下率、热轧速度和润滑 条件。 （1） 轧制温度：通过控制开轧及终轧温度来控制抑制剂的析出。女口CGO钢开 轧温度为1160 20C，终轧温度950 10C（因为MnS约从1200C开始析出， 在1100-1150C的丫相数量最多的温度下 MnS析出速度最快，低于950E基本停 止析出）；HiB钢开轧温度为1200业20C,

30、终轧温度： 950C, 般为1000-1060C （终轧温度950C目的是为了防止AIN析出） （2） 冷速控制：热轧后应快冷。对于CGO钢是为了防止析出的MnS质点粗化； 对于HiB钢是为了防止在900E时大量析出AlN，另外使碳化物如针状Fe3C弥 散分布在晶粒内。 （3）压下率：精轧前三道每道经大于 40%大压下率热轧，后三道每道经小于 30% 小压下率热轧，每道次压下率递减。前半部分大压下率热轧使表层优先形成强的 （110） 001组分，后半部分小压下率热轧只形成伸长的（110） 001晶粒一二 次晶核的发源地，而不形成（110） 001再结晶晶粒。另外，在抑制剂析出温度 区间应采用大

31、压下率轧制并快冷。 （4）高摩擦力对对热轧板表面织构起重要作用，在较低热轧温度下，增大热轧 时的摩擦力可以使表层110位向加强。 常化 常化即正火处理。 热轧板经常化处理后，热轧组织更加细小均匀，可改善初次再结晶织构。（因 为升温和保温时热轧板中的 Fe3C、珠光体、Si3N4和细小的AIN会重新固溶， 淬在100C水中后会在晶粒内析出许多的10-20nm细小的?-碳化物、Fe3C和AIN， 这些析出物会在后来的冷轧过程中钉扎位错，使再结晶形核位置增多，最终使再 结晶晶粒细小均匀） 常化处理后，织构种类无明显变化，有很强的继承性，只是织构强度发生了 变化。有研究表明，常化处理会使 Goss织构

32、的强度有所增加，但总的织构强度 会显著降低。 常化制度：一般为高温常化 1050-1150C，最好为1100-1120C *4-5min，空 冷到900C然后淬在100C水里。（以AlN为固有抑制剂方案中，常化处理过程 必不可少，其他工艺应根据实际情况确定是否需要常化过程） 冷轧 1. 冷轧方式 冷轧一般分为一次大压下率冷轧和二次冷轧。 CGO钢：一般采用加中间退火的二次冷轧，第一次冷轧压下率为60-70%， 第二次冷轧压下率为50-60%。 研究表明，采用中等压下率冷轧时，会使Goss取向转到111，中间 退火之后在表层会形成强 Goss织构，经二次冷轧能得到较多的 Goss晶粒，但偏 差角

33、较一次冷轧大（平均约为7）,在二次再结晶过程中得到的Goss晶粒较多， 但尺寸较小，约为 3-5mm。另外，采用二次冷轧时，不要求抑制剂有很强的抑 制能力。 HiB钢：一般采用大压下率的一次冷轧法，以AlN为主要抑制剂，平均每 道次压下率为25-33%，总压下率达到85-90%。 研究表明，采用大压下率一次冷轧时， 会形成更多的111112形变带，两 个形变带之间为高储能的过渡带，它们由（110）001亚晶粒组成，虽然得到很 少的Goss晶粒，但这部分晶粒位向准确，会在后期形成尖锐单一的Goss织构， 最终得到的Goss晶粒尺寸较大，可达10-20mm，平均偏差角为3_。采用一次 大压下率冷轧

34、时，要求使用抑制能力强的抑制剂，以充分抑制其它取向晶粒长大。 2. 冷轧过程的织构转变 冷轧后，织构主要类型为a和丫织构，其中，a织构中主要为112110， 111110为主，丫织构中以111112为主。 脱碳退火 1目的：1）完成初次再结晶，使基体内有足够数量的Goss初次晶粒及有利于它 们长大的初次再结晶织构和组织；2）使钢中Cv 0.003%,保证高温退火时处于 单一的a相，消除磁时效；3）使钢带表面形成致密均匀的 Si02薄膜（2-3卩m）。 2. 脱碳机理 靠气氛中的水蒸气，反应式 H2O+CH2+CO，在流动的气氛中CO不断排 出炉外。 3. 脱碳制度 影响脱碳速度的主要因素为温度

35、、时间和气氛露点或PH2O/PH2。 温度升高，碳的扩散系数增大，脱碳速度加快。碳在丫相中的扩散系数小于 在a相中，在存在丫相温度下（850C）,脱碳速度减慢；另外，温度过高，氧 化速度加快，当氧化速度大于脱碳速度时，表面会形成致密的SiO2氧化膜从而 阻止脱碳；（有研究表明，在铁素体单相区内，当表面氧化未形成致密氧化膜阻 碍脱碳时，可提高脱碳温度或者 H2比例或露点，都能提高脱碳速度，对于比较 厚的样品，提高温度效果最明显） 气氛中如果不含H2，钢带容易先氧化，若H2含量过高，为保证PH2O/PH2 比，水蒸气的量要增加，容易使钢带先于脱碳而氧化。退火气氛中H2量最好大 于20%，如50-7

36、5%H2,冷却时为干的100%N2或75%N2+H2，目的是防止内氧 化层的外层Fe2SiO4被还原成SiO2,即内氧化层Fe2SiO4减少，使Fe2SiO4/SiO2 比值降低；控制 PH2O/PH2=0.3-0.5,使 Fe2SiO4/SiO2=0.05-0.45 时，形成的底层 质量好； 冷轧带厚度的平方与脱碳时间成正比，钢带越薄，脱碳速度越快，时间越短。 通用的退火制度为:快升温（提高再结晶所需储能）到835-850CX 3-4min，保 护气氛为湿的 20%H2+80%N2，d.p.=+35-45 C （水温 60-65 C ）， PH2O/PH2=0.35-0.45;冷却阶段通干的

37、 20%H2+80%N2，d.p. v -20 C， PH20/PH2=0.03,再喷氮气快冷。 渗氮 采用获得抑制剂法生产取向硅钢时，其核心主要为：1）固有抑制剂方案的 制定（决定后续的渗氮温度选择）；2）气态渗氮工艺及相应的高温退火工艺的制 定，包括渗氮温度，渗氮方式及高温退火气氛。 在采用板坯低温方法生产取向硅钢时，一般都需采用渗氮的方式来弥补固有 抑制剂数量不足的缺点 1. 气态渗氮方式及渗氮量 目前，取向硅钢生产中采用的气态渗氮方法主要包括： （1）平衡渗氮：在高温退火升温阶段通过提高退火气氛中N2比例或延长升温 段退火时间，防止原有AlN等抑制剂过早分解并形成少量新型（Al, Si

38、）N抑制剂， 称为“平衡渗氮” ；（2）非平衡渗氮：在冷轧后与高温退火前用NH3对钢板进 行短时渗氮处理，在渗氮过程及后续高温退火升温阶段形成 AlN或（Al, Si）N等 抑制剂，称为“非平衡渗氮”。采用非平衡渗氮时，根据脱碳退火与气态渗氮工 序的先后顺序，大致可分为脱碳后渗氮（居多）、同步脱碳与渗氮（渗氮时间会 受受脱碳时间的影响而变得稍长） 及渗氮后脱碳（虽不受氧化膜的影响，渗氮时 钢中存在少量丫相，会对表层晶粒氮渗入与氮化物析出相的分布均匀性有一定影 响）3种不同的渗氮方式。 渗氮量取决于渗氮时间及氨气的比例，一般情况下，合适的渗 100-200ppm。 另外，有研究表明，喷氮与非喷氮

39、方式对渗氮量影响较大，氨气体积分数为 30%时,前者渗氮量是后者的2.5倍。喷氮方式下，合适的氨气量应在10%20%之 间;非喷氮方式下合适的氨气量在 20%40%之间。 2. 渗氮温度 渗氮温度目前有提高的趋势，约为 850-900C，因为高温渗氮可提高氮渗入 和扩散进入钢片的速率，从而使氮更好地扩散至钢带内部。但是渗氮温度的选择 与设计的固有抑制剂方案关系密切: 若钢中固有抑制剂量较充足，脱碳退火后初 次晶粒的平均尺寸相对较小，且初次晶粒发生异常长大的可能性较小，则后续的 渗氮处理可在相对较高的温度下进行,因为在脱碳与渗氮过程中易控制较佳的初 次晶粒尺寸及其均匀性；若钢中固有抑制剂量相对不

40、足，脱碳退火后初次晶粒的 平均尺寸相对较大，后续的渗氮过程应采用较低的处理温度，由于初次晶粒发生 异常长大的可能性较大。 3. 渗氮气氛 干的H2、N2和NH3混合气体，控制氧化率PH2O/PH2W 0.04 4. 非平衡渗氮后抑制剂的转变过程： （1）“低温非平衡渗氮” （700-800C ）后，首先在钢的表层形成不稳定的非晶态 Si3N4颗粒（主要分布在晶界处，少量在晶内；晶界处为大块多边形，100-200nm, 晶内为规则小四方形，20-50nm）,在高温退火的升温过程中，不稳定的氮化物 固溶（固溶温度750-900C），N原子向钢内部扩散，在750C左右形成细小的（Al， Si） N颗

41、粒，弥散分布在钢中，沿板厚分布均匀。 （2） “高温非平衡渗氮” （850-900C） 后,可在钢中直接形成并析出 AlN或（Al， Si, Mn） N，但分布规律不统一。 脱碳退火及渗氮处理后最关键的目的是控制初次再结晶晶粒尺寸（应小而均 匀），因为二次再结晶晶粒长大的驱动力主要与初次晶粒尺寸有关，一般认为， 初次晶粒越细小，二次晶粒长大的驱动力越大，但初次晶粒的尺寸需处于合适的 范围内。若初次晶粒尺寸过小,晶粒生长的驱动力会增大，使二次再结晶开始温 度Ts下降，与Goss位向相近的二次晶粒可能也会长大，造成磁性能下降；若 初次晶粒尺寸过大，晶粒生长的驱动力会减小，使二次再结晶开始温度升高，

42、二 次晶核长大速度减慢，二次再结晶甚至不会发生，会对磁性产生不良影响（有研 究表明，Ts与初次晶粒直径d有以下关系：Ts20d+700） 高温退火 涂好MgO的钢卷通常放在电加热罩式炉的底板上并加内罩进行高温退火。 高温退火主要的目的为： （1） 完成二次再结晶过程，升温到850-1050 E通过二次再结晶形成单一的 110 织构； （2）形成Mg2SiO4底层，升温到1000-1100C通过MgO与表面氧化膜中的SiO2 起化学反应，形成Mg2SiO4底层； （3）净化退火过程，在1200二20T保温，去除钢中的S和N （由于抑制剂分解 产生，对磁性和弯曲性有害），同时使二次晶粒吞并分散的残

43、余初次晶粒，二次 再结晶组织更加完善。 在高温退火的三个目的中，毫无疑问，二次再结晶过程是重中之重，二次再 结晶过程决定了以后形成锋锐、单一的Goss织构，因此，对于二次再结晶过程 的研究一直十分热门。 二次再结晶过程 1. Goss来源 Goss晶粒来源于热轧板次表层（距表面1/5-1/4厚度处最强）,并且该晶粒的 二次晶核发源于粗大形变晶粒内部各形变带之间的过渡带处或剪切带中，次表层 的高斯晶粒在冷轧基体中最先发生回复和再结晶，这些晶粒经过后续的处理会继 承下来。在 HiB工艺中冷轧基体中围绕在少量的高斯晶粒周围的主要是 111组分,这是由于高斯晶粒与111有特定的位向关系，冷轧板经过 回

44、复或者再结晶后存在高斯晶粒的剪切带（或团簇）与轧向成20和37取向（从 侧面观察）。二次再结晶的过程就是高斯晶粒不断长大和调整位向的过程。 2. 异常长大机理 目前,对于高斯取向晶粒发生异常长大的机理还没有一个完善的理论。各种 理论虽然强调点不同，但共同点都是认为某一类特殊的晶界应该是导致高斯取向 晶粒异常长大的原因。被广泛认可的取向硅钢晶界类型主要有两个模型，即由 Harase等提出的重合位置点阵（CSL）模型和Hayakawa等提出的高能晶界（HE） 理论模型。 （1） CSL模型：认为与其他普通大角晶界相比，CSL晶界拥有较低的能量.在二 次再结晶的升温阶段，抑制剂粒子未粗化或者分解之前

45、，所有的大角晶界的移动能 力都很低由于CSL晶界的界面能较低,在界面上偏聚的溶质原子较少,受到溶 质原子的钉扎力要弱于普通大角晶界，当粒子粗化或者分解时，这部分晶界先于其 余晶界脱离钉扎，从而导致了高斯晶粒的异常长大。这种模型提倡Goss晶粒主要 被低能的CSL晶界，尤其是一 晶界包围。（简单来说，为抑制剂粒子选择性钉 扎的模型） （2） HE模型：高能晶界（取向差角为20-45的晶界）相比其他晶界拥有更多 的点阵缺陷，这导致了其拥有较高的晶界迁移速率和较大的晶界扩散率.在高能晶 界上的粒子粗化速度较其余晶界快，因此在二次再结晶过程中高能晶界能较快地 脱离粒子钉扎，发生迁移。这种模型提倡Goss取向晶粒周围的高能晶界密度与其 余类型晶界相比