本发明属于金属材料的制备与加工领域，具体涉及高硅钢薄带材的粉末热锻和轧制变形的方法。
技术背景
软磁性材料的剩磁与矫顽磁力都很小，即磁滞回线很窄，它与基本磁化曲线几乎重合，主要用于电感线圈、变压器、继电器和电机的铁心。fe-si合金最大磁导率随si含量发生变化，分别在si的质量百分比(以下同)为2％和6.5％附近出现了两个最大磁导率的峰值，分别达到10000和25000。fe-si合金的最大磁导率在软磁材料中并没有绝对优势，如坡莫合金的最大磁导率可以达到200000。然而si＜4.5％的fe-si合金薄板制造成本低，因此硅钢片又称为电工钢片或硅钢薄片，是一种非常重要的磁性材料。
而si>4.5％时，fe-si合金在540℃温度以下会发生b2有序相的共析分解反应，生成α-fe无序相和do3有序相，使得合金变脆而难以变形。
对于si含量在4.5～6.7％之间的铁硅系合金，一般称为高硅钢，其中硅含量6.5％的高硅钢最为重要。其原因在于fe-si合金晶粒沿<100>方向的磁致伸缩系数随si含量增加而减小，在约6.3％时基本消失，而<111>方向的磁致伸缩系数随si含量增加而增加，在约6.1％时与<100>方向的磁致伸缩系数相等，使得高硅钢在较高频率工作时表现出优异的低铁损特性。
正常运行的变压器会发生持续均匀的“嗡嗡”声，这是由于交流电流经过变压器绕组时，在铁芯中间产生了周期性变化的交变磁通，引起铁芯磁致伸缩而震动发出的声音。大量或者大型的铁芯在震动时发出的声音不但造成了能量的损耗，还造成了噪音污染。特别是在航天器、潜艇和导弹等军事航空领域，fe-si系合金扮演着极为重要的角色。20世纪60年代末，si含量6.5％的合金作为变压器材料出现在阿波罗11号飞船上，完成人类首次登月壮举。可见，高硅钢是一种性能优良的降耗、降噪的环保型软磁材料。
相比于其他合金，高硅钢的研究和开发过程相对比较漫长。20世纪20年代末a.schulze首次研究发现，硅含量6.5％的铁硅系合金具有磁致伸缩系数几乎为零的特性。20世纪80年代，k.i.arail教授等发现高硅钢相比于传统si含量低的合金在交流动态磁场中具有更低铁损以及更高的磁导率。此后数十年间，为了克服高硅钢的脆性，在制备技术方面出现了很多尝试。如包套或控温的特殊轧制方法、快速凝固法、化学气相沉积法(cvd法)、等离子体化学气相沉积法(pcvd法)、热浸渗一扩散退火方法、粉末冶金法、微量合金化改性等各种方法。
其中cvd是比较成功的例子。1988年日本nkk公司采用cvd技术第一次生产出了厚度为0.1～0.5mm，宽度为400mm的无取向6.5％si钢片。20世纪90年代初期，全球第一条商用能够实现连续渗硅的cvd生产线被研制出来，生产的产品尺寸可以达到0.1～0.3mm×600mm。
cvd的原理为：在特定温度条件下，含硅气体(sicl4)会与硅钢带发生反应生成fe-si化合物，而借助升高的炉温向合金内部扩散，最终使合金达到所需含量。虽然己运用此项技术实现小规模的工业化生产，但其规模和产量都远远无法满足国际软磁材料市场的需求，而且这种制备方法工艺过程十分复杂，能耗和成本高，作业环境及其恶劣，不能满足环保要求。
高硅钢是“钢铁艺术品”，其制备技术时时处处都是最先进的钢铁制造技术,并且是研制和开发的热点。对6.5％si高硅钢而言,其优异的磁学性能和广阔的应用前景更是吸引着科技工作者进行大量的研究和开发工作。制备工艺的发展和成熟以及能否经济有效地生产,是6.5％si高硅钢走向商业化广泛应用的关键,也一直是研究工作的重点。一旦摸索出简单、经济、有效、成熟的制备工艺,就将会产生巨大的经济效益和社会效益。
技术实现要素：
本发明的目的是提供一种粉末热锻制备高硅钢薄带材的方法，针对fe-4.5～6.7％si合金薄带材难以成形的问题，以还原fe粉与si含量为50～70％的高纯硅铁粉为原料，添加成形剂后模压成热锻生坯，再采用粉末热锻方法制备出一定厚度的板坯，利用粉末热锻的大变形作用使得压坯密度提高、组织细化，并在热扩散作用下实现部分合金化，形成具有塑性变形能力的贫si的α-fe晶粒和脆性高si相的多相组织。后续经过多道次冷轧-烧结后获得薄板，最后采用高温扩散烧结获得均质单相高硅钢带材。
本发明是通过以下技术方案实现的：采用不规则形貌的还原fe粉，微细的si含量为50～70％的高纯硅铁粉为原料，形成fe-4.5～6.7％si混合粉体。通过合适的粘接剂、分散剂将微细的高纯硅铁粉在混合过程中粘附到还原铁粉表面或填充铁粉的孔隙中。由于还原fe粉为具有高压缩性的粗大颗粒，在混合粉中占有较大的体积比，添加硅铁粉后不显著降低其塑性变形能力，可以通过模压成方形坯。再加热到1000～1070℃实现fe相奥氏体化，然后再放入封闭模具热锻，多次锻造后终锻温度为900～970℃，使得压坯接近全致密，约为6.80～7.12g/cm3。然后将粉末热锻坯在1020～1120℃温度范围进行真空或还原气氛保护烧结，使fe粉颗粒冶金结合，而硅铁粉颗粒与fe实现部分合金化，形成致密的、具有塑性变形能力贫si的α-fe晶粒和脆性高si相的多相组织高硅钢坯料。后续通过多次冷轧、低温扩散烧结，板坯的密度升高、板厚度减少，si的合金化程度也不断提高。最后在1200～1300℃温度范围内真空或还原气氛保护烧结，在热扩散的帮助下实现高硅钢的均质合金化，获得含4.5～6.7％si的0.1～0.5mm厚，密度≥7.36g/cm3的高硅钢带材。
本发明方法具体包括如下步骤：
(1)原材料粉末准备
采用-100目还原铁粉，还原铁粉中fe≥98.5％，其余为si、mn、p、s及其他不可避免的杂质，采用精炼的si含量为50～70％的高纯硅铁粉，粒径≤6μm，这种硅铁粉除了含有50～70％si以外，主要杂质为～0.24％al、～0.07％ca和～0.02％c,其余为fe。
还原铁粉是一种广泛使用的工业铁粉，具有不规则的多孔形貌，利于储藏、粘附微细硅粉，并且后续粉末热锻过程中也容易实现粉末的相互咬合而提高压坯的强度。
fe-50～70％si高纯硅铁在凝固过程存在两个共晶反应，在富si一侧在1207℃时形成了具有tp3结构的β-fesi2和si相共晶组织，在富fe一侧在1212℃时形成了具有tp3结构的β-fesi2和cp8结构的fesi共晶组织；在982℃和937℃还存在β-fesi2的分解和oc48-fesi2相的形成两个固态相变过程。因此fe-50～70％si在精炼后的凝固过程中就容易脆化，形成细微的fe-si或si多相组织，很容易通过机械破碎工艺细化。将fe-50～70％si高纯硅铁破碎至≤6μm的硅铁粉，其实际组织中的si相、fesi2、fesi相更细小，有利于后续高温烧结时si元素的热扩散均匀化，形成均质fe-6.5％si单相合金。同时，高纯硅铁粉末中存在的30～50％fe可以有效降低si的氧化程度，有利于提高高硅钢的产品质量。
将fe-50～70％si高纯硅铁机械破碎至粒径≤6μm，有利于其粘附在还原fe粉的表面或填充于还原fe粉的孔隙中，细小的si、fesi2、fesi相在坯料中弥散分布，起到组织细化的强韧化作用，有利于提高后续的坯料韧性，在轧制致密化过程中不易造成开裂。但fe-50～70％si高纯硅铁中仍含有少量si相，si很容易吸附氧，在裸露的si相表面形成sio2薄膜，因此在fe-50～70％si高纯硅铁粉的制备、储存和转移过程中，以及后续混料、热锻、轧制过程中应采用惰性气体保护，所使用的工具也必须预先采取脱水、干燥处理。
在控制氧含量的前提下，其他al、ca、mn等杂质对合金磁性能的影响不大，过程中引入其他合金元素的可能性也不大。
(2)粉末混合
按照fe-4.5～6.7％si的比例，称取还原fe粉和fe-50～70％si高纯硅铁粉；在惰性保护气氛下采用低能量混合机混合，混合速度和时间视混合均匀性而定，应尽量减轻fe粉在混合过程中发生加工硬化。
(3)粉末热锻
采用模压成型方法制备出方形压坯，获得的压坯密度为6.55～6.72g/cm3；热锻前将模压方坯在氮气保护作用下加热到1000～1070℃，保温2～4h，在方形模具中热锻致密化，多次锻造后终锻温度为900～970℃，压坯接近全致密，密度达到6.80～7.12g/cm3。
在冲击力作用下，热锻压坯接近全致密。为了避免合金化而使热锻后板料的塑性下降，热锻前选择了较低的加热温度。热锻后合金组织为高塑性的fe相和复杂fesi相组成的复合组织，该组织具备了单质fe的高塑性特性。
(4)冷轧-烧结
将上述热锻板冷轧-烧结，逐步减薄。
单道次压下量≤8％，经多道次轧制到总压下率达到30～50％后，再在烧结炉中于1020～1120℃保温烧结0.5～2h，多次冷轧-烧结后，板料的厚度达到0.1～0.5mm，随着si的合金化的逐步完成，带材密度提高，达到7.35～7.49g/cm3。
坯料中存在大量可变形的fe相，板坯可以承受冷轧变形。但板坯中也存在较多的高si相，其性能较脆，故每道次的轧下量不能太高，累积总压下率达到30～50％，大约需要8～25道次。
由于存在的硬脆相、冷变形过程会形成一些微裂纹。为了实现孔隙闭合和裂纹的修复，以及一定程度的si元素均匀化扩散。冷轧变形量积累到一定程度后需要重新烧结1次，从36～54mm热锻板料轧制到0.1～0.5mm，大约需要重新烧结12～20次。
烧结温度过低，不利于fe粉颗粒的冶金结合和si元素热扩散；而烧结温度过高则会造成si元素快速扩散，造成晶粒硬度过高、脆化，后续轧制变形难以实现。
采取还原性、惰性气体保护或者真空烧结。烧结时可采用w、mo、耐热钢等做为支撑板(或称烧舟)，也可以采用刚玉、氧化锆等陶瓷板，但金属板导热性好，而利于均匀烧结。
烧结后形成含有第二相的粗大晶粒组织。x-射线衍射物相鉴定为非均质fe(si)相，体心立方的几个特征峰有明显的分裂现象，说明存在si固溶度不同的2种fe相，其中必有一种fe相中的si含量低，具有塑性变形能力。
(5)全合金化高温烧结
在1200～1300℃温度范围内真空或还原性保护气氛烧结1～4h，在热扩散的作用下，实现si全合金化，形成单相合金，获得均质高硅钢，致密化烧结后板料的厚度几乎不变，为0.1～0.5mm，密度达到7.36～7.50g/cm3。
粒径≤6μm的高纯硅铁粉由高能球磨或冲旋法获取。
所述的低能量混合机是锥形混料机、v形混料机或滚筒式混料机。
步骤(3)中制备出的方形压坯，长、宽分别为100～300mm，高度为40～60mm，采用表面压力为400～600mpa的压力压制。热锻后坯料的厚度为36～54mm，三点弯曲试验表现出塑性，弯曲强度达到123～210mpa。
步骤(2)混合时添纤维素、石蜡微粉或硬酯酸锌非水溶性做为成形剂，成形剂的添加量总量不超过混合粉末总质量的0.8％，同时添加油脂和无水乙醇做钝化剂，起钝化si粉、粘接fe-si粉、增强粉末流动性和压坯强度的作用，钝化剂的添加量总量不超过混合粉末总质量的2％。
步骤(4)所述的支撑板采用钼板、w板、耐热钢、刚玉或氧化锆陶瓷板。
步骤(6)所述的高温烧结时，叠合放置烧结板料，层间铺设mgo粉，板料平铺放置，在板料上放置平板重物，防止烧结过程中变形。
高硅钢的磁性性能除了si含量以外，晶粒度、晶粒取向、c等元素的含量等也会有较大的影响，后续可通过湿氢退火、常化处理等技术手段加以控制。
本发明实质是通过在具有良好塑性的大体积比例的还原fe粉中添加了一定体积比例的微细fe-50～70％si高纯硅铁粉形成fe-4.5～6.7％si合金基础粉末。采用粉末热锻成板坯，获得高的压坯密度。由于热锻组织为不完全合金化组织，组织中除了少部分富si相外，主要组成物为易变形的fe相，因此后续可以通过多道次冷轧和烧结，提高组织均匀性和致密性，再高温扩散工艺，实现si的均匀化，从而获得高质量的单相高硅钢带材。该方法通过工艺和装备设计，实现工艺过程自动化、连续化生产，可大批量生产0.1～0.5mm厚，密度≥7.36g/cm3的高硅钢带材。
附图说明
图1为本发明实施例1的粉末热锻后坯料的三点弯曲曲线图；
图2为本发明实施例2的粉末热锻-冷轧-烧结后金相组织图；
图3为本发明实施例2的粉末热锻-冷轧-烧结后xrd衍射曲线图；
图4为本发明实施例4的粉末热锻-冷轧-高温烧结后xrd衍射曲线图。
具体实施方式
下面结合附图和具体实施方式对本发明做进一步的详细说明。
实施例1
将-100目的还原fe粉与粒度≤6μm的fe-70％si高纯粉末按照90.43:9.57的比例混合，形成fe-6.7％si的混合粉末。混合时添加原料总量0.6％的石蜡微粉，0.1％的机油。无水乙醇按照200ml/吨的量添加。采用v形混料机将上述粉末混合4h。
采用模压成型方法制备出方形压坯，压坯尺寸为100×100×40mm，表面压力600mpa，压坯密度为6.55g/cm3。
模压方坯在氮气保护作用下加热到1000℃，保温4h。采用粉末锻造机，在方形模具中热锻致密化，多次锻造后终锻温度为900℃，坯料的厚度约为36mm，密度达到6.80g/cm3。三点弯曲试验表现出塑性，见图1，弯曲强度达到123mpa。
将上述热锻板冷轧-烧结，逐步减薄。具体压下-退火制度为：36mm→24mm→17mm→12mm→9.5mm→7.2mm→5mm→3.5mm→2.4mm→1.6mm→1.02mm→1.02mm→0.71mm→0.49mm，即经13次冷轧和12次烧结。
多道次冷轧轧制到30～50％后，再在真空烧结炉中于1020℃保温烧结2h，板材厚度减薄到0.49mm，密度达到7.35g/cm3。
在1300℃温度真空烧结1h，实现si全合金化，形成单相合金，厚度0.5mm，密度达到7.36g/cm3，si含量为6.7％。
实施例2
将-100目的还原fe粉与粒度≤10μm的fe-50％si高纯粉末按照91:9的比例混合，形成fe-4.5％si的混合粉末。混合时添加原料总量0.7％的硬脂酸锌，0.1％的机油。无水乙醇按照400ml/吨的量添加。采用滚筒式混料机将上述粉末混合6h。
采用模压成型方法制备出方形压坯，压坯尺寸为300×300×60mm，表面压力600mpa，压坯密度为6.72g/cm3。
模压方坯在氮气保护作用下加热到1070℃，保温2h。采用粉末锻造机，在方形模具中热锻致密化，多次锻造后终锻温度为970℃，坯料的厚度约为54mm，密度达到7.12g/cm3。三点弯曲试验表现出塑性，弯曲强度达到210mpa。
将上述热锻板冷轧-烧结，逐步减薄。具体压下-退火制度为：54mm→36mm→36mm→24mm→17mm→12mm→9.5mm→7.2mm→5mm→3.5mm→2.4mm→1.6mm→1.02mm→1.02mm→0.71mm→0.49mm→0.39mm→0.25mm→0.17mm→0.13mm→0.10mm，即经20次冷轧和19次烧结。
多道次冷轧轧制到30～50％总压下率后，再在氢气保护烧结炉中于1120℃保温烧结0.5h，板材厚度减薄到0.10mm，密度达到7.49g/cm3。
烧结后形成含有第二相的粗大晶粒组织，见图2。x-射线衍射物相鉴定为非均质fe(si)相，如图3所见，体心立方的几个特征峰有明显的分裂现象，说明存在si固溶度不同的2种fe相，其中必有一种fe相中的si含量低，具有塑性变形能力。
在1200℃温度真空烧结4h，实现si全合金化，形成单相合金，厚度0.1mm，密度达到7.50g/cm3，si含量为4.5％。
实施例3
将-100目的还原fe粉与粒度≤6μm的fe-60％si高纯粉末按照89.17:10.83的比例混合，形成fe-6.5％si的混合粉末。混合时添加原料总量0.4％的石蜡微粉，0.2％的甲基纤维素，0.1％的机油。无水乙醇按照400ml/吨的量添加。采用滚筒式混料机将上述粉末混合6h。
采用模压成型方法制备出方形压坯，压坯尺寸为200×200×50mm，表面压力500mpa，压坯密度为6.57g/cm3。
模压方坯在氮气保护作用下加热到1020℃，保温2h。采用粉末锻造机，在方形模具中热锻致密化，多次锻造后终锻温度为920℃，坯料的厚度约为46mm，密度达到6.82g/cm3。三点弯曲试验表现出塑性，弯曲强度达到140mpa。
将上述热锻板冷轧-烧结，逐步减薄。具体压下-退火制度为：46mm→36mm→24mm→17mm→12mm→9.5mm→7.2mm→5mm→3.5mm→2.4mm→1.6mm→1.02mm→1.02mm→0.71mm→0.49mm→0.39mm→0.27mm，即经16次冷轧和15次烧结。
多道次冷轧轧制到30～50％总变形量后，再在氮气保护烧结炉中于1060℃保温烧结1h，板材厚度减薄到0.27mm，密度达到7.36g/cm3。
在1280℃温度真空烧结2h，实现si全合金化，形成单相合金，厚度0.27mm，密度达到7.37g/cm3，si含量为6.5％，
实施例4
将-100目的还原fe粉与粒度≤10μm的fe-62％si高纯粉末按照90.64:9.36的比例混合，形成fe-5.8％si的混合粉末。混合时添加原料总量0.6％的石蜡微粉，0.2％的机油。无水乙醇按照400ml/吨的量添加。采用滚筒式混料机将上述粉末混合3h。
采用模压成型方法制备出方形压坯，压坯尺寸为220×220×55mm，表面压力450mpa，压坯密度为6.65g/cm3。
模压方坯在氮气保护作用下加热到1020℃，保温2h。采用粉末锻造机，在方形模具中热锻致密化，多次锻造后终锻温度为920℃，坯料的厚度约为52mm，密度达到6.88g/cm3。三点弯曲试验表现出塑性，弯曲强度达到160mpa。
将上述热锻板冷轧-烧结，逐步减薄。具体压下-退火制度为：52mm→39mm→26mm→18mm→13mm→10.5mm→8.2mm→5mm→3.2mm→2.4mm→2.0mm→1.3mm→0.90mm→0.63→0.43mm→0.32mm→0.21mm。即经17次冷轧和16次烧结。
多道次冷轧轧制到30～50％总变形量后，再在氢气保护烧结炉中于1050℃保温烧结1h，板材厚度减薄到0.21mm，密度达到7.42g/cm3。
在1260℃温度真空烧结4h，实现si全合金化，形成单相合金，厚度0.21mm，密度达到7.43g/cm3，si含量为5.8％，其最终板材的xrd分析图见图4，为单相均质高硅钢。