CN103173678A - 一种转子用无取向硅钢及其制造方法 - Google Patents
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Abstract
一种转子用无取向硅钢及其制造方法,其成分重量百分比为:C0.001~0.004%,Si 2.5~4.0%,Al 0.5~1.5%,Mn 0.10~1.50%,P≤0.02%,S≤0.001%,4.1%≤(Si+Al/2+Mn)≤6.0%,N≤0.002%,B≤0.005%,余Fe和不可避免杂质;其制造方法主要包括:精炼工序先Si后Al脱氧,最后加CaSi合金进行Ca处理;将铸坯在加热炉内加热到~1100℃,保温后,进行轧制;常化,酸洗、冷轧,压下率为70~78%;带张力退火,温度920~980℃,张力控制在0.5MPa~1.5MPa范围。本发明可以得到电磁性能优良、屈服强度及疲劳性能优异的电工钢板,并且退火温度低,可降低生产的能耗,进而降低生产的成本。
Description
技术领域
本发明涉及无取向电工钢制造技术,特别涉及一种转子用无取向硅钢及其制造方法。
背景技术
高牌号无取向硅钢主要用于制造大型电动机和发电机定子铁芯,其磁性的主要特点是铁损极低。传统上其制造特点是硅含量在2.5%以上,再添加0.2%以上的铝,以增加钢中的电阻,从而降低铁损。再实施热轧、常化和冷轧工序,并进行最终退火和涂覆绝缘层。为降低铁损,最终退火温度要求达到1000℃以上,甚至1075℃。
但是,用于制造大型发电机及电动机转子材料,在转动过程中要承受离心力,在启动和停止过程中还要能经受周期性疲劳作用,因此,对于旋转铁芯,除了要求电磁性能,尤其是各向异性优异外,对屈服强度、疲劳强度还有一定要求。比如,在保证磁性能(B50≥1.64T,P15/50≤2.70W/kg,各向异性≤9%)的前提下,屈服强度达到420MPa以上,低周疲劳强度达到420MPa以上,普通高牌号无取向硅钢往往不能满足要求。
美国专利US20090202383提出,通过添加Cu、Ni、Cr、Mo、W等元素,进行基体固溶强化和第二相析出强化,提高屈服强度效果显著,但是,该方法磁感较低、成本增大,而且没有考虑疲劳性能。
发明内容
本发明的目的是提供一种转子用无取向硅钢及其制造方法,在保证优异磁性能(P15/50≤2.70W/kg),尤其是磁各向异性(≤9%)的前提下,具备较高的屈服强度(≥420MPa)和疲劳强度(≥420MPa),满足大型发电机及电动机转子材料使用要求。而且本方法成本低,效果稳定。
为达到上述目的,本发明的技术方案为:
一种转子用无取向硅钢,其化学成分重量百分比为:Si 2.5~4.0%,Al0.5~1.5%,C 0.001~0.004%,Mn 0.10~1.50%,4.1%≤(Si+Al/2+Mn)≤6.0%,P≤0.02%,S≤0.001%,N≤0.002%,B≤0.005%;其余为Fe和不可避免杂质。
作为优选,4.1%≤(Si+Al/2+Mn)≤4.5%。
在本发明成分设计中:
Si:能溶于铁素体中形成置换固溶体,提高基体电阻率,降低铁损,是电工钢最重要的合金元素,当Si含量达到一定值时,其含量继续增加,降低铁损作用明显减弱。Si是固溶强化元素,能显著提高屈服强度,为保证一定的屈服强度和低铁损,本发明规定2.5%≤Si≤4.0%,硅含量超过4.0%加工困难。
Al:可溶于铁素体提高基体电阻率,粗化晶粒,降低铁损,同时还可以脱氧固氮,但容易造成成品钢板表层内氧化。Al提高屈服强度,但是Al含量超过1.5%将使冶炼浇注困难,磁感降低,且加工困难,因此,本发明规定0.5~1.5%。
Mn:与Si、Al一样可以增加钢的电阻率,降低铁损,可与杂质元素S形成稳定的MnS,消除S对磁性的危害,还可防止热脆,其也溶于铁素体形成置换固溶体,有固溶强化作用,提高基体屈服强度。因此有必要添加0.1%以上的含量。本发明Mn为0.10%~1.50%,Mn含量低于0.1%有利作用不明显,高于1.50%,Ac1温度降低,再结晶温度降低,热处理时发生α-γ相变,劣化有利织构。
图1所示为屈服强度与(Si+Al/2+Mn)的关系,为了保证达到一定的屈服强度,兼顾可制造性,本发明规定:4.1%≤(Si+Al/2+Mn)≤6.0%。因为随Si+Al/2+Mn含量增大,屈服强度提高,冷轧难度增大,可制造性变差,容易发生严重边裂甚至脆断。表1是Si+Al/2+Mn含量常化板在实验室模拟室温20℃、60℃预热后轧制以及>100℃温轧情况。
表1不同Si+Al/2+Mn(%)成分下冷轧及温轧通板性
Si+Al/2+Mn(%) | 室温冷轧情况 | 60℃预热后轧制情况 | >100℃温轧 |
4.1 | 无边裂 | - | - |
4.3 | 少量边裂 | 无边裂 | - |
4.5 | 小锯齿边裂 | 无边裂 | - |
4.6 | 轧断 | 大边裂 | 无边裂 |
4.7 | 轧断 | 轧断 | 无边裂 |
5.1 | 轧断 | 轧断 | 无边裂 |
6.0 | - | - | 偶见微小边裂 |
6.2 | - | - | 大边裂 |
注:母合金C≤20ppm,S≤10ppm,Ti≤10ppm,Si+Al/2=3.0%,通过添加Mn提高合金含量。常化采取900℃×90s,100%N2保护。
表1的试验结果表明,>100℃温轧条件下,Si+Al/2+Mn=6.0%开始出现微小边裂,达到6.2%时出现了大边裂。因此,本发明将成分(Si+Al/2+Mn)上限设定为≤6.0%,保证轧制时顺利通板。
在(Si+Al/2+Mn)≤4.5%时,不需温轧就可以实现顺利轧制,即可以省略>100℃温轧措施,从而进一步节省能源,降低制造成本,提高可制造性。因此优选地,4.1%≤(Si+Al/2+Mn)≤4.5%。
P:0.02%以下,在钢中添加一定的磷可以改善钢板的加工性,但对于高Si电工钢P超过0.02%时反而使钢板冷轧加工性劣化。
S:对加工及磁性均有害,其与Mn形成细小的MnS质点,阻碍成品退火晶粒长大,严重恶化磁性,与Fe形成低熔点FeS及FeS2或共晶体,易造成热加工脆性。本发明规定S≤0.001%以下,超过0.001%将使MnS等S化物析出量大大增加,不仅铁损劣化,而且疲劳强度显著下降,如图2所示。
C:对磁性有害,是强烈阻碍晶粒长大的元素,同时C是扩大γ相区的元素,过量的C使常化处理时α与γ两相区转变量增加,大大降低Ac1点,引起结晶组织反常细化,引起铁损增加,而且C是间隙元素,含量过高有害于疲劳性能。本发明Si≥2.5%已属于完全铁素体,如果含量超过0.004%会发生磁时效,但是如果C含量过低,会导致屈服强度显著下降,因此要求C严格控制在0.001~0.004%。
N:易形成AlN等细小弥散氮化物,强烈阻碍晶粒长大,铁损劣化,本发明N≤0.002%以下,超过0.002%将使AlN等N化物析出量增加,强烈阻碍晶粒长大,铁损劣化。
B:低Si含量钢中加B为了降低Al量,降低炼钢成本,高Si高Al钢中加B,B处于固溶状态,固溶的B沿晶界偏聚可以改善织构,同时可以防止P偏聚得脆化,并可以防止形成内氧化层和内氮化层并促进晶粒长大。B是间隙原子,含量过高阻碍磁畴运动,降低磁性能,一般应控制在B≤0.005%。
本发明的综合性能优异的无取向硅钢的制造方法,包含如下步骤:
a)炼钢、铸造,化学成分重量百分比为:C 0.001~0.004%,Si 2.5~4.0%,Al 0.5~1.5%,Mn 0.10~1.50%,4.1%≤(Si+Al/2+Mn)≤6.0%,P≤0.02%,S≤0.001%,N≤0.002%,B≤0.005%;其余为Fe和不可避免杂质;钢水经精炼和连铸成铸坯,精炼工序脱碳完成后先Si后Al进行脱氧、之后脱S处理、最后加CaSi合金进行Ca处理;
在钢水精炼工序,脱碳结束时,先采用FeSi合金进行脱氧,可以有效去除钢中绝大部分自由氧,而脱氧生成物SiO2夹杂,由于颗粒尺寸较大,所以比较容易上浮、去除;后续采用FeAl进行合金化时,由于其脱氧能力由于FeSi,可以去除钢中FeSi合金脱氧后的残留自由氧,因此钢中的氧化物夹杂数量明显减少,从而改善电磁性能和疲劳性能。
b)轧制,铸坯在加热炉内加热到1090℃,保温后进行轧制,终轧温度850℃以上;
c)常化,热轧板板温以5~15℃/s的平均加热速度升高到850~900℃,保温时间t:10s≤t≤90s,然后以≤10℃/s的冷却速度冷至650℃以下;
d)酸洗、冷轧,压下率为70~78%;当4.5%<(Si+Al/2+Mn)≤6.0%,冷轧时采取>100℃温轧;
e)退火,冷轧板以≥25℃/s的平均加热速度升温到900~1000℃,高温段加一定张力,张力控制要求0.5MPa≤σ≤1.5MPa,保温时间8s≤t≤60s,气氛为常规氮氢混合保护气氛。
优选地,步骤c)中常化温度为850~930℃。
优选地,步骤e)中退火温度为920~980℃,张力控制1MPa≤σ≤1.3MPa。
本发明的有益效果:
1.本发明不添加其它强化元素,通过炼钢控制C、S、Si、Al、Mn、N、B成分、精炼Ca处理,对高牌号无取向电工钢进行低温张力短时退火处理,可以得到电磁性能、屈服强度、疲劳性能优良的电工钢板。
2.本发明的制造工艺中,退火温度较低,降低了生产能耗,从而降低生产的成本。
附图说明
图1为(Si+Al/2+Mn)与屈服强度的关系示意图。
图2为经Ca处理及无Ca处理条件下,S含量与铁损P15/50及疲劳强度的关系(成分3.3%Si+0.8%Al+0.45%Mn)示意图。
图3为经过Ca处理与未经Ca处理的两炉钢在退火工序张力与铁损各向异性的关系曲线图。
具体实施方式
下面结合实施例对本发明做进一步说明。
本发明实施例按表2的组分冶炼,精炼工序均为先Si后Al脱氧处理,并加入SiCa合金进行Ca处理。比较例成分也列在表2中。其中比较例1~7的精炼工艺与实施例相同,而比较例8~13均为先Al后Si脱氧处理工艺,未进行Ca处理。之后钢水通过连铸得到连铸板坯,连铸坯加热到~1090℃后经粗轧、精轧成2mm热板,终轧温度850℃,650℃卷取,经常化处理、酸洗、70~78%压下率,一次冷轧到0.5mm的成品厚度、冷轧时对Si+Al/2+Mn≥4.5%的料采取了>100℃温轧以防止断带。最终冷轧带钢经过不同温度的再结晶退火获得成品。
表3为实施例和对比例制成成品后爱泼斯坦方圈测量及屈服强度、疲劳强度检测的结果。
表2实施例及比较例化学成分 单位:重量百分比
Si | Al | Mn | P | C | S | N | B | Si+Al/2+Mn | |
实施例1 | 2.5 | 1.5 | 0.85 | 0.012 | 0.0015 | 0.0005 | 0.0010 | 0.0047 | 4.10 |
实施例2 | 3.3 | 0.8 | 0.45 | 0.012 | 0.0015 | 0.0005 | 0.0013 | 0.0032 | 4.15 |
实施例3 | 3.5 | 0.8 | 0.20 | 0.013 | 0.0012 | 0.0005 | 0.0018 | 0.0024 | 4.10 |
实施例4 | 3.7 | 0.5 | 0.25 | 0.011 | 0.0012 | 0.0005 | 0.0018 | 0.0017 | 4.20 |
实施例5 | 2.8 | 0.8 | 1.00 | 0.013 | 0.0012 | 0.0004 | 0.0015 | 0.0024 | 4.60 |
实施例6 | 2.8 | 0.8 | 1.50 | 0.010 | 0.0012 | 0.0004 | 0.0015 | 0.0024 | 5.11 |
实施例7 | 3.3 | 0.8 | 0.47 | 0.015 | 0.0012 | 0.0008 | 0.0013 | 0.0032 | 4.15 |
实施例8 | 3.3 | 0.8 | 0.43 | 0.013 | 0.0011 | 0.001 | 0.0013 | 0.0035 | 4.15 |
比较例1 | 2.4 | 1.0 | 0.24 | 0.011 | 0.0018 | 0.0006 | 0.0012 | 0.0017 | 3.14 |
比较例2 | 2.96 | 0.8 | 0.20 | 0.013 | 0.0012 | 0.0005 | 0.0015 | 0.0017 | 3.56 |
比较例3 | 3.01 | 0.8 | 0.25 | 0.012 | 0.0014 | 0.0008 | 0.0016 | 0.0017 | 3.66 |
比较例4 | 3.12 | 1.03 | 0.26 | 0.014 | 0.0012 | 0.0006 | 0.0012 | 0.0017 | 3.89 |
比较例5 | 3.31 | 0.82 | 0.44 | 0.011 | 0.0014 | 0.0012 | 0.0012 | 0.0030 | 4.15 |
比较例6 | 3.33 | 0.81 | 0.45 | 0.012 | 0.0013 | 0.0015 | 0.0013 | 0.0030 | 4.15 |
比较例7 | 3.3 | 0.8 | 0.45 | 0.012 | 0.0013 | 0.002 | 0.0013 | 0.0030 | 4.15 |
比较例8 | 3.2 | 1.0 | 0.40 | 0.012 | 0.0008 | 0.0006 | 0.0018 | 0.0024 | 4.10 |
比较例9 | 3.3 | 0.8 | 0.45 | 0.013 | 0.0015 | 0.0008 | 0.0013 | 0.0032 | 4.15 |
比较例10 | 3.31 | 0.78 | 0.46 | 0.012 | 0.0015 | 0.0010 | 0.0013 | 0.0032 | 4.15 |
比较例11 | 3.31 | 0.78 | 0.46 | 0.011 | 0.0015 | 0.0014 | 0.0013 | 0.0032 | 4.15 |
比较例12 | 3.32 | 0.77 | 0.46 | 0.012 | 0.0015 | 0.0017 | 0.0013 | 0.0032 | 4.15 |
比较例13 | 3.31 | 0.78 | 0.45 | 0.014 | 0.0015 | 0.0020 | 0.0013 | 0.0032 | 4.15 |
备注:上述成分中,余量为Fe和不可避免的杂质。
表3工艺及性能比较
(Si+Al/2+Mn)与屈服强度的关系如图1所示。可以看到,随(Si+Al/2+Mn)含量增大,屈服强度持续提高。
疲劳性能试样为平行于轧向长150mm,宽5mm板状样品,边部用800#砂纸打磨,进行应力比0.1、频率为20Hz的拉-拉疲劳测试。疲劳极限为拉伸107不产生破坏的最大应力值。
S含量对疲劳强度及铁损有显著影响,其关系如图2所示。可以看到,随S含量增加,疲劳强度降低,对于Ca处理过的材料,S≤0.001%时,疲劳强度保持在一定水平,S在0.001%以上时,疲劳强度显著降低。对于先Al后Si未进行Ca处理的材料,随S含量增加,疲劳强度持续降低。未经Ca处理的材料与经过Ca处理的材料相比,疲劳强度整体较低,铁损相对较高。因此,从保证磁性能及疲劳强度的角度,精炼工序先Si后Al脱氧加Ca处理的工艺与先Al后Si脱氧不进行Ca处理工艺具有优势。
表2中实施例7、比较例9的成分为Si:3.3%、Al:0.8%、Mn:~0.45%、S:0.0008%、C:0.0012~0.0015%、B:0.0032%、N:0.0013%、P:0.013~0.015%,主要成分基本相同,但是精炼工艺不同,前者经过先Si后Al并做Ca处理,后者先Al后Si脱氧不进行Ca处理,连铸坯经过~1090℃加热后热轧成卷,再进行850℃×90S常化、950℃×20S退火,退火过程中加张力0.5~2MPa张力,对成品进行磁各向异性检测,结果如图3所示。
可见,Ca处理及张力对磁各向异性有显著影响。Ca处理有利于降低磁各向异性,对于磁各向异性而言,张力存在一个最佳范围:1.0~1.3MPa,在此范围内各向异性优异。
Claims (6)
1.一种转子用无取向硅钢,其化学成分重量百分比为:C 0.001~0.004%,Si 2.5~4.0%,Al 0.5~1.5%,Mn 0.10~1.50%,4.1%≤(Si+Al/2+Mn)≤6.0%,P≤0.02%,S≤0.001%,N≤0.002%,B≤0.005%,其余为Fe和不可避免杂质。
2.如权利要求1所述的转子用无取向硅钢,其特征是:4.1%≤(Si+Al/2+Mn)≤4.5%,以重量百分比计。
3.一种转子用无取向硅钢的制造方法,其包括如下步骤:
a)炼钢、铸造,无取向硅钢的化学成分重量百分比为:C 0.001~0.004%,Si 2.5~4.0%,Al:0.5~1.5%,Mn:0.10~1.50%,4.1%≤(Si+Al/2+Mn)≤6.0%,P≤0.02%,S≤0.001%,N≤0.002%,B≤0.005%,其余为Fe和不可避免杂质;钢水经精炼和连铸成铸坯,精炼工序脱碳完成后先Si后Al进行脱氧、之后脱S处理、最后加CaSi合金进行Ca处理;
b)轧制,铸坯在加热炉内加热到1090℃,保温后进行轧制,终轧温度850℃以上;
c)常化,热轧板板温以5~15℃/s的平均加热速度升高到850~900℃,保温时间t:10s≤t≤90s,然后以≤10℃/s的冷却速度冷至650℃以下;
d)酸洗、冷轧,压下率为70~78%;当4.5%<(Si+Al/2+Mn)≤6.0%,冷轧时采取>100℃温轧;
e)退火,冷轧板以≥25℃/s的平均加热速度升温到900~1000℃,并施加一定张力,张力控制要求0.5MPa≤σ≤1.5MPa,保温时间8s≤t≤60s。
4.如权利要求3所述的转子用无取向硅钢的制造方法,其特征是:4.1%≤(Si+Al/2+Mn)≤4.5%,以重量百分比计。
5.如权利要求3所述的转子用无取向硅钢的制造方法,其特征是:步骤c)中常化温度为850~930℃。
6.如权利要求3所述的转子用无取向硅钢的制造方法,其特征是:步骤e)中退火温度为920~980℃,张力控制要求1.0MPa≤σ≤1.3MPa。
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