Содержание к диссертации
Введение
Глава 1. Литературный обзор 7
1. Влияние легирующих элементов и примесей на магнитные свой ства изотропных электротехнических сталей 7
2. Неметаллические включения в электротехнической стали 22
3. Формирование структуры и текстуры в изотропной электротех нической стали и их влияние на магнитные свойства. 29
4. Технология производства изотропной электротехнической стали 34
Глава 2. Материалы и методика исследования 46
1, Материал исследования 46
2. Методика подготовки образцов для исследования 46
3. Методика проведения исследований 50
Глава 3. Изучение неметаллических включений в изотропной электротехниче ской стали различного химического состава на разных стадиях производства 55
1. Неметаллические включения после горячей прокатки 55
2. Неметаллические включения после нормализации 62
3. Неметаллические включения в готовой стали 65
4. Температурные интервалы выделения и растворения нитридов 69
Глава 4. Изучение фосфорсодержащей фазы в изотропной электротехнической стали 79
1. Фосфорсодержащая фаза в стали с содержанием фосфора более 0,1% 79
2. Кинетика растворения включений Fe3P 88
3. Влияние включений Fe3P на формирование структуры стали 102
4. Влияние скорости нагрева на структуру стали 105
Глава 5. Опробование полученных результатов в промышленных условиях 109
1. Отжиг вне температурного интервала существования Fe3P 109
2. Изменение скорости нагрева и охлаждения при рекристаллиза- ционном отжиге 115
Общие выводы 118
Основные результаты и выводы 119
Библиографический список 122
- Неметаллические включения в электротехнической стали
- Методика подготовки образцов для исследования
- Неметаллические включения после нормализации
- Кинетика растворения включений Fe3P
Введение к работе
Актуальность работы. Изотропная электротехническая сталь является магни-томягким материалом, применяемым для изготовления магнитопроводов электрической аппаратуры, работающих во вращающемся переменном магнитном поле. Основной характеристикой этой стали являются магнитные свойства - потери энергии перемагничивание, магнитная индукция и их анизотропия. Магнитные свойства стали определяются ее химическим составом и параметрами структуры. Готовая сталь имеет структуру, полученную процессами первичной и собирательной рекристаллизации при конечном обезуглероживаюше-рекристаллизационном отжиге. Наиболее широко используемая технология производства этой стали включает выплавку и непрерывную разливку, горячую прокатку, нормализацию или без нее, холодную прокатку и конечный отжиг.
В настоящее время изотропные электротехнические стали в качестве маг-нитомягких материалов не имеют альтернативы. Это обусловлено тем, что из всех магнитомягких материалов они имеют наименьшую стоимость. В то же время, развитие электромашиностроения приводит к тому, что возрастает потребность в сталях с более высоким уровнем магнитных свойств. Немалое внимание уделяется уровню механических и технологических характеристик, позволяющих выполнять в потоке механические операции изготовления магнитопроводов, при как можно более низкой себестоимости их производства
Неметаллические включения являются одним из факторов, оказывающих влияние на формирование структуры стали. Считается, что неметаллические включения оказывают отрицательное влияние на магнитные свойства. Однако до недавнего времени были исследованы только включения нитридного, сульфидного и оксидного типа, характерные для электротехнических сталей. Освоение технологии производства легированной фосфором изотропной электротехнической стали вызвало комплекс новых проблем, потребовавших уточнения роли фосфора в формировании структуры стали, а также его влияния на формирование НеметаЛЛИЧеСКИХ ramnqftwratt П gatrmfrrfflj Д" ИгаТ"ГП- времени СЧИ-
рос. национальная!
талось, что фосфор находится в состфе твфодомфЮТюра, ре образуя включе-
СЛепрвург
09 wqT-r [fa
,. ,. - 4
ний вторых фаз.
Представляемая диссертационная работа посвящена исследованию законо-
мерностей формирования неметаллических включений в изотропной электро-
технической стали с различным содержанием фосфора после различных технологических операций и их влияния на формирования структуры и свойства. Цель работы - исследование особенностей влияния фосфора на формирование неметаллических включений в изотропной электротехнической стали и их воздействия на формирование структуры и свойства.
Для достижения поставленной цели были решены следующие задачи:
исследовано формирование нитридов в процессе производства изотропных сталей различного химического состава;
исследовано формирование и определен тип фосфорсодержащей фазы в процессе производства изотропных сталей;
изучены процессы выделения и растворения фосфорсодержащей фазы в изотропной стали 0 группы легирования;
изучено воздействие фосфорсодержащей фазы на формирование микроструктуры и текстуры и свойства изотропных сталей;
разработаны способы управления параметрами фосфорсодержащей фазы, позволяющие существенно уменьшить удельные потери энергии на перемагни-чивание в изотропной стали 0 группы.
Положения и результаты, выносимые на защиту
закономерности формирования фосфорсодержащей фазы;
особенности воздействия фосфорсодержащей фазы на формирование микроструктуры и текстуры и свойства изотропной стали 0 группы;
- технологии производства высокопроницаемой стали 0 группы легирования.
Достоверность научных положений обеспечена применением стандартных ме
тодик исследования, использованием поверенных методик и оборудования, ста
тистической обработкой полученных Полученные результаты не противоречат
существующим теориям и подтверждены результатами промышленного опробо
вания.
5 Научная новизна
впервые показано выделение фосфорсодержащей фазы Fe3P в изотропной электротехнической стали с содержанием фосфора 0,1% и выше и исследованы температурные интервалы ее" выделения и растворения;
исследовано влияние включений БезР на формирование микроструктуры и текстуры изотропной электротехнической стали и магнитные свойства готовой стали;
исследована неоднородность распределения фосфора в изотропной электротехнической стали после разных технологических операций;
предложены способы управления параметрами фосфорсодержащей фазы и снижения неоднородности распределения фосфора в стали, позволяющие повысить уровень магнитных свойств готовой стали.
Практическая значимость работы. Полученные результаты могут быть использованы при разработке новых и оптимизации существующих технологических схем производства изотропной электротехнической стали. Практическую ценность имеют следующие результаты работы:
установленные температурные интервалы выделения и растворения включений фосфорсодержащих фаз;
влияние на эти процессы скоростей нагрева и охлаждения при отжиге;
установленное влияние неоднородности распределения фосфора и включений фосфорсодержащих фаз на магнитные свойства;
возможность проведения вторичной рекристаллизации в изотропной электротехнической стали, легированной фосфором, при её обработке в агрегатах непрерывного отжига.
Апробация работы. Материалы работы представлены и обсуждены на Всероссийской научно-технической конференции «Новые материалы и технологии» в г. Москве (2002, 2004 г), научной конференции «Теория и практика производства листового проката» в г. Липецк (2003 г), научно-практической конференции «Наша общая окружающая среда» в г. Липецке (2002 г).
Публикации. По материалам диссертации опубликованы шесть печатных работа. Поданы две заявки на изобретение, по которым получены положительные решения.
Структура и объём работы. Диссертация состоит из введения, 5 глав, общих выводов и списка литературы. Работа изложена на 141 странице машинописного текста, содержит 32 рисунка и 37 таблиц. Библиографический список содержит 191 наименование.
Неметаллические включения в электротехнической стали
Наибольшее влияние на магнитные свойства изотропной электротехнической стали оказывают параметры микроструктуры и текстуры. Формирование структуры происходит при нагреве деформированного металла и протекания процессов, объединяемых термином «рекристаллизация». В зависимости от температуры нагрева могут протекать процессы первичной, собирательной или вторичной рекристаллизации. Присутствующие в стали неметаллические включения оказывают влияние на протекание рекристаллизационных процессов.
При пластической деформации включения способствуют активизации большего числа систем скольжения. В результате вблизи включений уменьшается размер деформационных ячеек, и увеличивается внутризёренная разориен-тировка. В окрестностях включений решётка сильно искажена, напряжения в матрице распределены неоднородно. Это приводит к тому, что после протекания процесса полигонизации образующиеся в окрестностях включений полигоны имеют меньший размер, так как за счёт создаваемых включениями напряжений существенно затрудняется перераспределение дислокаций.
Движущей силой первичной рекристаллизации является различная плотность дислокаций в зародыше и матрице. Так как в окрестностях включений протекание полигонизации затруднено, и плотность дислокаций в образующихся полигонах достаточно высока, то зародышеобразование в объёме деформированных кристаллитов затрудняется, и увеличивается вклад в зародышеобразование границ зёрен. Соответственно увеличивается вклад, вносимый в текстуру рекристаллизации зародышами, возникшими в зёренных границах [71]. В то же время имеются указания на то, что инкубационный период зародышеоб-разования около включений меньше, чем в других участках деформированной матрицы. Предполагается, что зародышами в этом случае служат отдельные субзёрна [1]. После завершения первичной рекристаллизации зёрна, выросшие из зародышей, образовавшихся около включений, как правило, не получают размерного преимущества и характеризуются высокой степенью рассеяния текстуры. Тормозящее действие, оказываемое включениями на границы зёрен при первичной рекристаллизации, невелико. Это обусловлено тем, что при первичной рекристаллизации высвобождается такое количество накопленной при деформации энергии, которое намного превышает затраты энергии на преодоление границей зерна тормозящего влияния включений.
Движущая сила роста зёрен при собирательной рекристаллизации связана с уменьшением суммарной зернограничной энергии вследствие уменьшения суммарной протяжённости границ и определяется разницей в размерах контактирующих зёрен и энергией разделяющих их границ. Движущая сила собирательной рекристаллизации значительно меньше движущей силы первичной рекристаллизации. Поэтому рост зёрен протекает значительно медленнее, и он более чувствителен к присутствию частиц и растворённых примесей. Рост зерен в структурно однородной матрице, стабилизированной дисперсными частицами, способствует развитию компромиссных компонент, разориентирован-ных относительно основных составляющих на углы 25- 45 [72], повышению средней скорости роста зерен, увеличению разнозернистости. С увеличением разнозернистости структуры и степени искривленности границ зерен удельные потери возрастают [73].
Вторичная рекристаллизация развивается когда начинают растворяться (или коалесцироватъ) частицы вторых фаз. Если в стали присутствуют в большом количестве нерастворимые частицы, то вторичная рекристаллизация не имеет места. Для протекания вторичной рекристаллизации необходимо оптимальное количество дисперсных фаз, нестабильных в определенном температурном интервале формирования этой структуры. В электротехнических сталях вторичная рекристаллизация протекает при плотности таких включений не ме-нее 10 см" [74-75]. Эти фазы стабилизируют матрицу первичной рекристаллизации, в процессе вторичной рекристаллизации происходит «дестабилизация» границ зерен вследствие растворения или коалесценции частиц [1, 76]. Влияние неметаллических включений на магнитные свойства
Большинство неметаллических включений является неферромагнитными [1, 77]. На их поверхности в ферромагнитной матрице, как правило, возникают магнитные заряды, с которыми связана определённая энергия. При перемагни-чивании происходит движение доменных границ, что требует затрат энерпш внешнего поля. Зависимость величины этой энергии и, соответственно, коэрцитивной силы Нс от размера включений носит экстремальный характер. Возрастание Нсв области малых включений и снижение в области больших имеет различную природу. Максимум коэрцитивной силы приходится на дефекты струк туры размером, равным по порядку ширине доменных границ, составляющей в а-железе около 30-40 нм. [78-81] Основная масса дисперсных включений, выделяющихся из твёрдого раствора при охлаждении, имеет размер порядка 40-50 нм [82].
Отрицательное влияние включений на магнитные свойства связано и с тем, что поверхность раздела «включение - матрица» испускает как отдельные дислокации, так и целые дислокационные ансамбли [83]. Плотность дислокаций вокруг включений может достигать 1012 см" и выше. Это может привести к перестройке доменной структуры, влияние которой на магнитные свойства значительно больше, чем влияние местного повышения плотности дислокаций. Объём зон с «испорченной» доменной структурой может более чем в 300 раз превышать
Методика подготовки образцов для исследования
Исследована изотропная электротехническая сталь производства НЛМК 0 4 групп легирования кремнием. Сталь разделена на две группы в соответствии с содержанием фосфора. В первую группу входит сталь, легированная фосфором (более 0,1%), во вторую - сталь с обычным содержанием фосфора (менее 0,1%). Такое разделение обусловлено тем, что содержание фосфора 0,1%, согласно литературным данным, является минимальным, при котором возможно выделение фосфорсодержащих включений. Для исследования отбирались образцы после горячей прокатки, нормализационного отжига и обезуг-лероживающе-рекристаллизационного отжига. Сталь обрабатывалась по существующей технологии (рис. 7). Толщина горячекатаных полос составляла 2,0 мм, конечная толщина - 0,5 мм. Химический состав и параметры обработки (температуры конца горячей прокатки, смотки, нормализационного и обезугле-роживающе-рекристаллизационного отжигов) приведены в табл. 2, 3. Нормали-зационный отжиг горячекатаных полос проводился в атмосфере сухого азота (влажность не более 7С по точке росы). Обезуглероживающе-рекристаллизационный отжиг проводился в два этапа. Обезуглероживание холоднокатаной полосы проводилось при температуре 830 -850С во влажной азотоводородной атмосфере (содержание Нг 18- -20%, влажность по точке росы +35С), рекристаллизационный отжиг - при температурах, указанных в таблице 2, во влажной азотоводородной атмосфере (содержание Н2 не менее 7%, влажность по точке росы +42С).
Для приготовления шлифов вырезались образцы размером 30 30 мм. Для выравнивания поверхности среза проводилась грубая шлифовка на абразивном круге. С целью уменьшения неровностей на поверхности проводилась тонкая шлифовка на шлифовальной бумаге трех сортов с различными номерами зернистости от 125 до 5 мкм по ГОСТ 6456-68. Полировку производилась механическим способом на полировальном станке, диск которого обтянут сукном. Сукно смачивалось полировальной жидкостью, состоящей из воды, в которой во взвешенном состоянии находятся частицы полировального порошка: окиси хрома СГ2О3. Полировку заканчивали, когда микрошлиф приобретал зеркальную поверхность, без царапин и рисок. После полировки образец промывался водой и высушивался с помощью фильтровальной бумаги. Травление шлифов для выявления микроструктуры производилось в 5% водном растворе азотной кислоты HN03. Время травления составляло 10+60 секунд. После травления образцы тщательно промывались и высушивались. Для изучения неоднородности распределения фосфора в стали шлифы после травления в 5% растворе HN03 дополнительно травились в реактиве Стеда в течение 15+30 секунд. Затем шлифы протирались раствором аммиака и высушивались Методика приготовления образцов для исследования текстуры
Для исследования вырезались образцы диаметром 30 мм. В случае необходимости производилось механическое удаление электроизоляцишпюго покрытия. Образцы подвергались химической полировке в концентрированном растворе HF в пергидроле (40% Н2О2) до появления зеркального блеска с целью снятия поверхностного окисленного и наклёпанного слоя. Затем образец помещался в раствор нейтрализатора (К2СГ2О7Х промывался в проточной и дистиллированной воде и просушивался. Методика приготовления тонких фольг
Образец исследуемого материала подвергался механическому утонению до толщины 0,1-Ю,2 мм. Затем производилось его химическое утонение в растворе HF в пергидроле (40% Н202). Травление начиналось в наиболее концентрированном растворе (10%) до появления блеска, затем образец помещался в слабый раствор (5%). Периодическое чередование растворов производилось, пока образец не начинал гнуться под собственной тяжестью. После этого образец помещался в раствор со средней концентрацией HF и тра вился до появления отверстий. Приготовление фольги заканчивалось в растворе с наибольшей концентрацией HF для снятия окисной плёнки с поверхности. Затем образец помещался в раствор нейтрализатора (К2Сг207), промывался в проточной и дистиллированной воде и спирте. Из полученной фольги вырезался образец для исследования и помещался на сетку-подложку. Методика приготовления угольных реплик
Для приготовления угольных реплик исследуемый образец обрабатывался способом механической шлифовки и полировки. Затем образцы подвергались травлению в 5% растворе НЫОз в спирте. Травление может не производиться, если нет необходимости выявления структурных составляющих. На приготовленный шлиф производилось напыление углеродной плёнки путём распыления угольных электродов в вакууме 10ч мм.рт.ст. при силе тока 5{Н-100 А. Полученная угольная плёнка с находящимися в ней дисперсными частицами, содержащимися в металле, насекалась на квадратики размером 2x2 мм. Образцы подвергались электролитическому травлению в 10% растворе HNO3 в спирте при силе тока 0,01 А в течение 30 -45 секунд до отделения угольной плёнки. Отделившиеся реплики промывались в дистиллированной холодной воде и высушивались на медных сетках-подложках. Раздел 3. Методика проведения исследований. Методика определения величины зерна
Средний размер зерна определялся на автоматическом линейном анализаторе «EPIQUANT». Анализатор измерял длину между пересечениями границ зерен с линией измерения. По длине хорды классифицируются расстояния между границами зерен, пересекаемых линией измерения в 13-ти классах. Частота длин пересечений в отдельных классах заполняется в адресах счетчика с 08 по 20. В адресе счетчика 21 подсчитываются все длины пересечений. Нижняя граница длин пересечений, поддающихся классификации анализатором «EPIQUANT» составляет 1 мкм. Подсчет зерен проводился в полуавтоматическом режиме с помощью встроенного пульта управления. Величина зерен определялась при увеличении 200 по 500 зернам на продоль где: 1 — общая длина линии измерения, мкм; N — количество зерен; Z — количество переходов границ.
Методика определения размера и плотности неметаллических включенийДисперсные фазы изучались методом просвечивающей электронной микроскопии тонких фольг на электронном микроскопе М-200. Этот метод исследования позволяет изучать включения непосредственно в металле. Подсчет включений производился на 100 полях зрения на 3- -5 фольгах.
Средний размер включений определялся по формуле:где di - размер включения; к; — количество включений такого размера. Плотность включений в единице объёма определялась по формуле:где F - площадь поля зрения, F = 4,08 см ; DCP - средний размер включения;п - число полей зрения.Методика определения типа неметаллических включений
Определение типа неметаллических включений производилось методом щщицировашш электроиограмм, снятых с включений, экстрагированных в угольные реплики, снятие электроиограмм с тонких фольг невозможно, так как дифракционная картина от матрицы усложняет и затемняет, а в отдельных случаях,- полностью перекрывает дифракционную картину от включений. Основой для индицирования является геометрическое соотношение, которое выражает условие принадлежности узла (hkl) к плоскости обратной решётки (uvw), содержащей нулевой узел:
Неметаллические включения после нормализации
По мере возрастания содержания кремния снижается разница между плотностью включений в стали с высоким (более 0,1%) и низким (менее 0,1%) содержанием фосфора (рис. 9). Уменьшение разницы в количестве нитридов при повышении содержания кремния в стали с различным содержанием фосфора также связано с влиянием кремния. При высоком содержании кремния растворимость азота в кремнистом феррите настолько уменьшается, что легирование фосфором не оказывает заметного влияния.
Включения нитридного типа равномерно распределены по толщине полосы (табл. 4-5, рис. 10), что подтверждается данными [88]. Это также подтверждает данные [85-86] о том, что включения нитридного типа, присутствующие в горячекатаной стали, образуются только за счёт азота, растворённого в стали при выплавке и разливке. При этом не происходит насыщение стали азотом при последующих технологических операциях, так как в противном случае плотность нитридов в поверхностных слоях была бы выше, чем в центральных [74].
Параметры включений окислов и сульфидов в стали различного химического состава различаются мало (табл. 6). Это обусловлено тем, что сера практически нерастворима в феррите, и сульфиды, выделяющиеся при кристаллизации стали, при дальнейшей термической обработке изменений не претерпевают [45]. Включения окислов также образуются на стадии разливки и кристаллиза 62 ции [2], являются термостабильными и не претерпевают изменений при последующей обработке. Суммарная плотность сульфидов и окислов мала по сравнению с критической величиной 1013 см"3, при которой включения могут оказывать влияние на формирование структуры стали.горячей прокатки представлены нитридами алюминия, кремния и титана, сульфидами и окислами, суммарная плотность которых не превышает 10 см"3. Нитриды алюминия составляют основную массу неметаллических включений (до 95%).2. Плотность нитридов алюминия уменьшается, а их средний размер - увеличивается с ростом содержания кремния. Это может быть обусловлено тем, что кремний снижает растворимость азота в феррите, способствуя более раннему и полному его выделению в виде нитридов. При этом включения успевают вырасти до большего размера. На параметры сульфидов и окислов химический состав влияния не оказывает.3. В стали, легированной фосфором, плотность включений нитридпого типа ниже, чем в стали с содержанием фосфора менее 0,1%. Это связано с тем, что фосфор, подобно кремнию, снижает растворимость азота в феррите.4. Параметры неметаллических включений в поверхностных и центральных слоях полосы различаются незначительно. Это свидетельствует о том, что нитриды образуются только за счёт азота, растворённого в стали при выплавке. Насыщения стали азотом из атмосферы не происходит.Параметры неметаллических включений в стали после нормализации представлены в табл. 7, 8. На рис. 11 представлены параметры нитридной фазы в горячекатаной и нормализованной стали. Для сравнения взяты данные о включениях в горячекатаной стали с содержанием фосфора менее 0,1%, так как сталь с содержанием фосфора более 0,1% не подвергалась нормализации.
Как видно из рис. 11, нормализация в большинстве случаев не оказывает заметного влияния на суммарную плотность и средний размер включений нит-ридного типа. Происходит незначительное снижение плотности включений и увеличение их размера. Это объясняется высокой скоростью охлаждения полосы после отжига. Согласно данным [172], при высокой скорости охлаждения после нормализации (вода, воздух), включения нитридного типа не претерпевают изменений. Увеличение размера нитридов до 2+3 мкм возможно только при медленном охлаждении.
Наблюдавшиеся в горячекатаной стали включения окислов и сульфидов марганца после нормализации изменений не претерпевают (табл. 8).
Выводы: 1. Нормализационный отжиг горячекатаной полосы не оказывает заметного влияния на параметры неметаллических включений. Это обусловлено высокой скоростью охлаждения полосы после отжига.
Результаты исследования неметаллических включений в готовой стали приведены в табл. 9-Ю и нарис. 12. Основную массу неметаллических включений в готовой стали, как и в горячекатаной и нормализованной, составляют включения нитридов алюминия и титана. С ростом содержания кремния наблюдается уменьшение плотности и увеличение размера включений A1N, что характерно для стали с содержанием фосфора как менее 0,1%, таки более 0,1%. При этом плотность включений ниже в стали с высоким содержанием фосфора при всех содержаниях кремния, их размер также меньше.
Плотность включений 0,50x10 см", которая наблюдается в стали с содержанием кремния 1,2+1,5% и содержанием фосфора менее 0,1%, при легировании фосфором до содержания более 0,1% достигается при содержании кремния около 0,5%. По мере возрастания содержания кремния снижается разница между плотностью включений в стали с высоким ( 0,1%) и низким ( 0,1%) содержанием фосфора (рис. 12). Если при содержании кремния 1,0% она составляет около 0,30х1012 см"3, то при содержаїпщ кремния 1,47% она снижается примерно до 0,10 1012 см"3. нормализованной сталью.
Известно, что особенно сильное влияние на формирование микроструктуры и текстуры оказывают мелкодисперсные включения нитридов алюминия A1N размером 10+100 нм, сдерживающие рост зёрен в ходе заключительного отжига. Однако плотность нитридов в исследованной стали различного химического состава не превышает 1012 см 3, что меньше критической плотности 1013 см"3, при которой включения оказывают влияние на формирование микроструктуры и текстуры.ских включений нитридного типа образцы холоднокатаной стали толщиной 0,5 мм отжигались при температурах 600, 650, 700, 750, 800, 850, 900, 950, 1000С в сухой атмосфере N2+15%H2 в течение 15 минут с последующей закалкой в воду для фиксации высокотемпературного состояния неметаллических включений. Химический состав стали приведен в табл. 11. Результаты исследования представлены в табл. 12-15 и нарис. 13-14.
В исследованной стали присутствуют нитриды квадратной и прямоугольной формы. Из табл. 12-15 и рис. 13-14 видно, что плотность нитридов прямоугольной формы заметно меньше плотности нитридов квадратной формы.
Зависимость суммарной плотности нитридов от температуры отжига имеет тот же вид, что и для нитридов квадратной формы: в температурном интервале 600- 750С происходит снижение плотности включений, затем она возрастает. Зависимость плотности включений прямоугольной формы от температуры не имеет определённого вида. Плотность включений нитридного типа мало различается в стали с различным содержанием кремния и фосфора во всём диапазоне температур нагрева под закалку. Из этого следует, что содержание нитридных включений в стали определяется содержанием азота, которое одинаково в исследованной стали. Это подтверждается литературными данными [85-86]. Выше показано, что квадратная форма характерна преимущественно для нитридов алюминия A1N, а прямоугольная - для нитридов титана TiN. Видно, что в интервале температур 600 -750С происходит растворение нитридов квадратной формы, а при температуре более 750С их плотность возрастает (рис. 14, б). Согласно [174-175], в интервале температур 300 -500С выделяются нитриды железа Fe4N. При дальнейшем нагреве в интервале температур до 650Спроисходит растворение нитридов железа [175] и выделение включений нитрида кремния Si3N4 [56]. При нагреве до температуры 700С и выше включения Si3N4 растворяются, и начинается выделение нитрида алюминия A1N. Это связано с тем, что повышается диффузионная подвижность атомов азота, и нитриды кремния термодинамически нестабильны [176].
Кинетика растворения включений Fe3P
С целью выяснения условий растворения включений Fe3P были проведены дополнительные отжиги готовой изотропной электротехнической стали, химический состав которой представлен в табл. 21.
Отжиг производился в лабораторной трубчатой печи в сухой азотоводо-родной атмосфере (15% Нг) при температуре 900С в течение 15 минут. Затем образцы охлаждались на воздухе (скорость охлаждения 500С/мин) и с печью до температуры 120С (скорость охлаждения 5С/мин), затем на воздухе. Средний размер зерна до отжига составлял 20-К25 мкм. Плотность включений Fe3P составляла 5 1012 см 3, средний размер - 15-К20 нм. После отжига размер зерна не изменился. Плотность включений FejP после отжига с охлаждением на воздухе составила 6,4x1012 см"3, после охлаждения с печью - 1,2x1012 см"3. Средний размер включений при этом не изменился. Одновременно с плотностью включений Fe3P изменяется характер их распределения. Если до отжига наибольшая плотность включений Fe3P наблюдается в приграничных участках зёрен и вдоль границ субзёрен, то после отжига и охлаждения с печью они равномерно распределены в теле зерна. При охлаждении после отжига на воздухе не наблюдается закономерности в расположении включений. Полученные ре зультаты свидетельствуют о том, что растворению включений способствует увеличение эффективного времени отжига при медленном охлаждении. Вероятно, это связано с тем, что при малой выдержке в области высоких температур не успевает произойти полное растворение включений.
Для выяснения кинетики растворения Fe3P образцы готовой изотропной электротехнической стали, химический состав которой представлен в табл. 22, магнитные и механические свойства в табл. 23, были подвергнуты отжигу при температурах 300, 350, 400, 450, 500, 550, 600, 650, 700, 750, 800, 850, 900, 950, 1000, 1050С в течение 15 минут в сухой азотоводородной атмосфере (12% Hz). Охлаждение после отжига производилось в кварцевом контейнере (скорость охлаждения 50С/мин) и с печью (5С/мин). Параметры включений Fe3P приведены в табл. 24, магнитные свойства после отжига в табл. 25 и При отжиге в интервале температур 30(Н500С не происходит существенного изменения магнитных свойств. При скорости охлаждения 5С/мин существенное снижение удельных магнитных потерь происходит после отжига при температуре 600С. Минимум удельных магнитных потерь Рі,о/5о и Рі,5/50 наблюдается после отжига при температуре 850С и охлаждении со скоростью 5С/мин- 2,17 и 4,97 Вт/кг соответственно. Дальнейшее повышение температуры отжига сопровождается возрастанием удельных магнитных потерь. После отжига при температуре 1050С их уровень сравним с первоначальным.
При скорости охлаждения 50С/мин изменение уровня удельных магнитных потерь меньше, чем при скорости охлаждения 5С/мин. Минимальные удельные магнитные потери Pi,o/5o и Pi,5/5o достигаются при 900С - 2,56 и 5,77 Вт/кг соответственно. После отжига при температуре выше 900С удельные магнитные потери превышают исходный уровень.
Магнитная индукция Вюоо при отжиге в интервале температур 550- 900С возрастает на 0,1 Тл, значение В2;оо не изменяется. При повышении температуры отжига до 950С и выше происходит снижение индукции ВШОо и В25оо Исследование фосфорсодержащей фазы показало, что при нагреве до температуры 400С её плотность и средний размер частиц не испытывают заметного изменения. Фаза распределена в теле зерна, вдоль границ зёрен её плотность несколько выше. При нагреве до 600С и охлаждении со скоростью 50С/мин происходит незначительное уменьшение плотности при сохранении среднего размера частиц, тогда как при охлаждении со скоростью 5С/мин плотность включений уменьшается в 2,5- -3 раза. (табл. 24, рис. 20, 21) Эта температура
Соответствует реЗКОМу СНИЖеНИЮ урОВНЯ уделЬНЫХ МаГНИТНЫХ ПОТерЬ Pi,5/50(рис. 19). При температуре 850С наблюдается выделение дисперсной фазы, её плотность соответствует плотности включений до отжига (рис. 22). При этом фаза распределена равномерно в теле зерна с локальными скоплениями вдоль границ. Увеличение температуры отжига до 900С сопровождается незначительным увеличением плотности включений. Размер включений в зависимости от температуры отжига изменяется мало. Дальнейшее повышение температуры отжига при скорости 5С/мин приводит к полному растворению включений Fe3P при температуре 950С. При скорости охлаждения после отжига 50С/мин при температуре 950С плотность включений ИезР снижается в 2,5- -3 раза по сравнению с первоначальной, а их полное растворение происходит при 1000С. Распределение фосфора в объёме металла также изменяется в зависимости от температуры отжига. До отжига в стали наблюдается сильная зональная ликвация в центральных слоях полосы (рис. 23 а). Отжиг при температуре 300 -900С с последующим охлаждением со скоростью 50С/мин приводит к частичному устранению зональной ликвации, однако центральные слои полосывсё ещё насыщены фосфором по сравнению с поверхностными (рис. 23 б). При охлаждении со скоростью 5С/мин с температур 600- -800 зональная ликвация уменьшается, однако границы зёрен насыщаются фосфором (рис. 23 в). В стали, отожжённой при температуре 850С и охлаждённой со скоростью 5С/мин, ликвация фосфора отсутствует (рис. 23 г). Увеличение температуры отжига до 900С при скорости охлаждения 5С/мин не приводит к перераспределению фосфора, хотя наблюдается насыщение им отдельных зёрен как в поверхностных, так и в центральных слоях (рис. 23 д).
Из табл. 24 видно, что при отжиге в температурном интервале до 600С включения РезР не претерпевают заметных изменений. При температуре 600С начинается растворение включений Fe3P. Скорость охлаждения оказывает заметное влияние на растворение включений: при скорости охлаждения 5С/мин плотность включений уменьшается на 68%, тогда как при 50С/мин - на 6%. При этом происходит снижение уровня удельных магнитных потерь, что свидетельствует об отрицательном влиянии включений РезР на магнитные свойства готовой стали. Известно, что наиболее сильное отрицательное влияние на
