典型特殊制備技術對無取向電工鋼織構的影響規(guī)律

金宇晨，李志超

（北京科技大學 鋼鐵共性技術協(xié)同創(chuàng)新中心，北京 100083）

無取向硅鋼作為一種軟磁材料，其鐵損和磁感分別受到晶粒尺寸與織構的主要影響［1-2］。在電工鋼中〈001〉方向是易磁化方向，〈111〉方向是難磁化方向，〈110〉方向則介于兩者之間［3-5］，如圖1［6］所示，在諸多典型織構中，〈001〉∥ND（λ 線織構）和〈001〉∥RD（η 線織構）對磁性能有利，〈111〉∥ND（γ 線織構）不利于磁性能［7］，〈110〉∥RD（α 線織構）則處于中間，是一種很普遍的織構，一般的無取向硅鋼制備技術無論如何變化加工參數，最終都會生成較強的α 線織構，這是因為在加工流程中，不同工藝的熱軋板織構均存在較大的相似性，且軋制變形會使織構趨向于α 線織構［8］，此外〈110〉∥ND（ζ 線織構）包括高斯織構在內一般是有利于磁性能的，｛h，1，1｝〈1/h，1，2〉（α*線織構）的形成則與α 線織構的再結晶過程有關，一般在低碳鋼中該織構的存在會削弱鋼材的深沖性能［9］，但在硅鋼中，該織構卻能夠誘導立方晶粒的形核［10］，是一種有利織構。針對無取向硅鋼的織構優(yōu)化措施包括加強有益的｛100｝〈0vw〉和｛hk0｝〈001〉織構以及削弱有害的｛111｝〈uvw〉織構［11-12］，針對取向硅鋼的織構優(yōu)化則是要形成鋒銳的高斯織構｛110｝〈001〉［13-14］。在無取向硅鋼的制造流程中，大部分研究者從材料或冶金的角度出發(fā)，通過不斷調整熱軋、?；?、冷軋及退火期間的加工參數去嘗試改善無取向硅鋼最終成品板織構［15］，只有少部分研究者針對一些硅鋼特殊制備技術進行研究，試圖優(yōu)化出更有利的成品板織構。本文主要綜述了幾種典型特殊制備技術如二次軋制、斜軋、異步軋制、雙輥薄帶連鑄對無取向硅鋼織構的影響規(guī)律。

圖1 無取向硅鋼中的主要織構組分［6］（a）φ2=0°標準ODF 圖；（b）φ2=45°標準ODF 圖Fig.1 Major texture components of non-oriented electrical steel［6］（a）φ2=0° standard ODF sections；（b）φ2=45° standard ODF sections

1 二次軋制工藝

無取向硅鋼的傳統(tǒng)軋制工藝是一次軋制法，冷軋后主要以α，γ 線織構為主，λ 線織構較弱［16］，而在｛100｝〈110〉，｛112｝〈110〉等α 取向形變晶粒中，晶界附近與晶粒內部都是α*再結晶晶粒的重要形核點，同時｛111｝〈110〉冷軋織構為｛111｝〈112〉再結晶晶粒提供了有利的形核位置，因此，最終退火后的成品板以α*和γ 線織構為主［17-18］。隨著無取向硅鋼薄規(guī)格化的發(fā)展，一次冷軋法的軋制壓下率越來越大，導致退火后的有利再結晶織構越來越難以形成［19］，磁感受到了嚴重損害，如Saha 等［20］發(fā)現采用70%冷軋壓下率時的主要織構包括｛112｝〈110〉，｛001｝〈110〉，｛111｝〈112〉和｛111｝〈110〉，再結晶退火后主要織構向｛111｝〈112〉，｛111｝〈110〉轉變。為了化解這種矛盾，二次軋制法開始被采用，即在材料的多道次壓下之間加入一次中間退火，使第二階段軋制前晶粒發(fā)生粗化，促進了后續(xù)軋制中剪切帶的形成，因此λ 和高斯取向晶粒優(yōu)先形核位置增多［21］，再結晶織構更易形成，從而提高了磁感應強度，如Takashima 等［22］對質量分數為0.13%Si 的硅鋼采用二次軋制法制造，最終產生較強的｛001｝〈210〉織構，磁感B50相比一次軋制法提高了0.02 T。

由于二次軋制涉及兩段冷軋過程，在總壓下率不變的情況下，每段軋制的壓下率大小均可能對最終再結晶織構產生影響，因此研究兩段軋制過程的壓下率分配很有必要。Li 等［23］針對二次軋制的壓下率分配進行了研究，發(fā)現隨著第二階段壓下率降低，成品板中的γ 線織構逐漸減弱，λ 線織構先增大后減小。實驗中第一階段冷軋壓下率分別為29%，46%，64%，78%，之后950 ℃氬氣中間退火5 min，第二階段冷軋壓下率分別為88%，83%，75%，60%，最后在950 ℃下氬氣退火6 min。具體織構變化如表1［23］所示，第一階段冷軋后，樣品以峰值為｛223｝〈110〉的α 線織構和較弱的γ 線織構為主，隨著壓下率增大，α 線織構增強，γ線織構其他組分逐漸消失，只保留了小幅度增強的｛111｝〈110〉織構；第二階段冷軋后，樣品以α 與γ 線織構為主，其中88%壓下率樣品的α 線織構較強，峰值在｛223｝〈110〉，γ 線織構相對較弱，主要為｛111｝〈110〉，且強度要顯著弱于一次軋制，隨著第二階段壓下率減小，γ 線織構進一步減弱，峰值逐漸由｛111｝〈110〉向｛111｝〈112〉轉移；最終退火后，γ 線織構相比一次冷軋得到了顯著降低，λ 線織構與高斯、近黃銅織構被增強，隨著第二階段壓下率的減小，γ 與α*再結晶織構也逐漸減弱，λ 再結晶織構則是先增強后減弱，壓下率為75% 的樣品磁性能最佳，相較一次軋制B50提高了0.09 T，P1.5/50降低了0.35 W/kg，P1.0/400降低了1.7 W/kg，且此時兩階段壓下率大小最為接近，當第二階段壓下率繼續(xù)減小后，λ再結晶織構減弱，磁性能發(fā)生降低，由此可推測，當兩階段壓下率相近時磁性能最佳。

表1 二次軋制過程中的主要織構變化［23］Table 1 Main texture change during two-stage cold rolling［23］

由于二次軋制工藝在兩次軋制間加入了中間退火，這使得第二階段冷軋前晶粒尺寸得到增大，γ 形變織構和晶界密度都降低，削弱了γ 再結晶織構［24-25］，粗化的晶粒也對后續(xù)冷軋時晶內剪切帶的形成起到了促進作用，有利于λ 與高斯晶粒的形核［26］；同時，在冷軋形變的｛114｝〈481〉與α 取向晶粒中殘存有λ 取向碎片，也有助于λ 再結晶晶粒的形核，以上兩種因素疊加使得成品板中形成了較強的λ 線織構。對于近黃銅與高斯晶粒來說，其優(yōu)先形核點是｛111｝〈110〉，｛111｝〈112〉形變晶粒的剪切帶［27］，并且由于近黃銅晶粒被高遷移率的晶界包圍，導致新形成的近黃銅晶粒晶界遷移率更高［28-29］，退火后近黃銅織構明顯增強。因此二次軋制工藝的成品板織構特征為強的λ 線織構、弱的γ 線織構以及中等強度的高斯、近黃銅織構。

鑒于中間退火工藝的重要作用，Xu 等［7］研究了中間退火溫度對無取向硅鋼再結晶織構的影響，發(fā)現隨著溫度升高，η 線織構增強，晶粒粗化，磁感顯著提高。實驗中第一階段冷軋將熱軋板從2.4 mm 軋至0.9 mm，之后分別進行900，1000，1100 ℃中間退火6 min，第二階段冷軋至0.35 mm，最終退火1000 ℃×6 min，退火氣氛均為純氮氣。第一階段冷軋后的織構主要是α 與γ 線織構，由于壓下率較小，相比一次軋制法γ線織構較弱，λ 線織構得到更大保留；中間退火后出現了η 線織構，峰值在高斯與立方取向，隨著退火溫度升高，高斯織構逐漸減弱；第二階段冷軋后，900 ℃中間退火板主要包含α 線織構與峰值在｛111｝〈112〉的γ 線織構，與之相比，1000 ℃和1100 ℃中間退火板中的α線織構增強而γ 線織構減弱，且γ 線織構峰值從｛111｝〈112〉分別轉至｛114｝〈110〉和｛118｝〈110〉；最終退火后，所有樣品均含有較弱的γ 線織構及較強的η 線織構，峰值依舊是高斯與立方取向，隨著中間退火溫度升高，η 線織構不斷增強，如圖2［7］所示，在1100 ℃時，相較一次軋制法B50提高了0.037 T，P1.5/50降低了0.42 W/kg。由于中間退火溫度的升高增大了第二階段軋制前的晶粒尺寸，導致最終冷軋板晶粒中產生更多的剪切帶，從而使高斯和立方取向晶粒形核增加，最終在成品板中形成較強的η 線織構，有效提高了磁感應強度。

二次軋制工藝的優(yōu)點在于其能削弱γ 再結晶織構，同時增強λ、高斯再結晶織構，從而使成品板磁性能得到提高，但改善效果受到第二階段冷軋壓下率大小及中間退火溫度的影響；從推廣應用來看，二次軋制工藝所需設備較為簡單，原板材不用進行單獨處理，也不需要特別的退火氣氛；但與一次冷軋工藝相比，二次軋制工藝的缺點在于工藝流程更長，既增大了制造成本又延長了工藝周期，且制備出的硅鋼組織均勻性也相對較差［6］，對磁性能有一定影響。未來如何增強無取向硅鋼二次軋制后的組織均勻性，進一步提高有利織構的百分含量，將成為亟須解決的問題。

2 斜軋工藝

基于常規(guī)軋制工藝流程，無取向硅鋼較難形成強λ 線織構，這是因為在生產流程中控制織構形成的冶金機制往往有利于γ 與α 線織構的形成［30］，即使對常規(guī)工藝參數進行較大的改變，對磁性能的改善也較為有限［31］。為了將較強的λ 線織構保留至成品板階段，人們嘗試了斜軋工藝，區(qū)別于常規(guī)軋制的冷軋方向（cold rolling direction，CRD）與熱軋方向（hot rolling direction，HRD）相同，斜軋工藝卻是將熱軋板或?；迤xHRD 一定的角度送入冷軋輥中［32］，使CRD 處于熱軋橫向方向（hotr olling transverse direction，HTD）與HRD 之間。

斜軋工藝可能會對無取向硅鋼織構產生較大影響，但具體影響規(guī)律尚不清楚。He 等［31］對不同角度斜軋后形變織構的變化開展了研究，將質量分數為0.9%，1.8%，2.8%三種硅含量的熱軋板分別以0°，15°，22.5°，30°，45°送入冷軋輥中軋制，發(fā)現傾角小于30°時，中低硅鋼主要織構為｛223｝〈110〉，會削弱旋轉立方取向，傾角達到30°后，中低硅鋼都會形成強烈的｛001｝〈140〉織構，但高硅鋼的最強織構幾乎一直是｛223｝〈110〉。為了進行對比分析，Sanjari 等［33］對比了常規(guī)軋制、交叉軋制和斜軋對再結晶織構的影響，他們從0.87%（質量分數）Si 無取向硅鋼熱軋板上切下樣品，常規(guī)軋制與交叉軋制樣品均以縱向送入冷軋輥，斜軋樣品則切下45°角后傾斜送入冷軋輥，三者均冷軋至0.5 mm，最終在氬氣中650 ℃退火30 min，最終發(fā)現三種工藝再結晶織構相似，但斜軋的γ 再結晶織構占比最低。具體織構變化如表2 所示［33］，冷軋后，常規(guī)軋制以α 與γ 線織構為主，旋轉立方織構最強，交叉軋制的α 與γ 線織構僅存在｛223｝〈110〉，｛001｝〈110〉和｛111｝〈110〉三個組分，｛223｝〈110〉最強，斜軋則產生了極強的｛001｝〈140〉，α 與γ 線織構均很弱；常規(guī)軋制與交叉軋制的γ 線織構體積分數分別為40%和32%，斜軋僅有15%，斜軋還促進了λ 線織構形成，體積分數達到38%，其余兩種僅為25%。退火后，三種軋制均產生了λ 線織構，常規(guī)軋制的旋轉立方織構最強，交叉軋制最強織構轉變?yōu)椋?12｝〈110〉，斜軋最強織構依然是｛001｝〈140〉，沒有α 線織構，且γ 線織構體積分數最小。結果表明，斜軋的特點是能大幅削弱γ 再結晶織構，而這正是目前比較好的優(yōu)化無取向硅鋼織構的技術方法［34］，造成這種影響的主要原因是斜軋的CRD 與HRD 不一致導致板材初始取向與轉動路徑發(fā)生改變，變形方式從平面應變轉變?yōu)槿S應變，獲得了與眾不同的冷軋織構，最終導致不同的退火織構，但現有對斜軋織構的研究并未涉及形核層面，對斜軋減弱γ 再結晶織構的解釋缺乏理論依據。

表2 三種軋制工藝在不同階段的織構［33］Table 2 Texture components of three rolling processes at different stages［33］

最初的斜軋工藝要將板材直接傾斜送入冷軋輥中，這對設備與場地的要求較高，難以加工太長的板材，且將板材送入冷軋輥時也無法保證傾斜角度正確，因此出現了第二種斜軋工藝，該工藝僅對熱軋板進行傾斜切割，實際的冷軋過程不是傾斜軋制，如圖3［35］所示。Mehdi 等［35］研究了第二種斜軋對無取向硅鋼最終織構的影響，先在質量分數為2.8%Si 的?；迳涎嘏cHRD 成60°的方向切割，隨后對樣品進行正常冷軋，軋至0.5 mm，最終在750 ℃下進行60 min退火，最終發(fā)現初始織構中出現了反高斯織構，最終成品板中則出現了較強的立方織構。對?；暹M行傾斜切割后，表層和中心層的黃銅織構轉變?yōu)榉锤咚箍棙?，中心層的?01｝〈110〉，｛001｝〈160〉轉變?yōu)椋?01｝〈130〉織構。冷軋后在形變反高斯晶粒剪切帶內形成了立方晶核，最終退火后在整個厚度上都形成了強烈的立方織構，γ 線織構基本消失。這是因為黃銅織構繞ND 旋轉60°左右就能轉變?yōu)榉锤咚箍棙嫞S后在冷軋過程中，反高斯晶粒剪切帶內會形成較穩(wěn)定的立方取向晶核［36］，由于立方晶粒較低的儲能，生長時會優(yōu)先消耗較高能量的區(qū)域，因此，立方晶粒也能在晶粒長大過程中得到較大保留，進而在最終成品板中生成較強的立方織構。

圖3 斜軋示意圖［35］Fig.3 Illustration of skew rolling［35］

除此之外，還存在一種特殊的斜軋工藝，即交叉軋制，其HRD 與CRD 相互垂直，即角度為90°的斜軋。Silva 等［37］對質量分數為3.25%Si 的熱軋板分別進行常規(guī)軋制、交叉軋制與異步軋制，再冷軋至0.7 mm，最后在真空1000 ℃下退火120 s，最終發(fā)現交叉軋制生產的無取向硅鋼具有更高的磁感，較常規(guī)軋制B50提高了0.004 T，較異步軋制B50提高了0.003 T。交叉軋制后樣品中出現較強旋轉立方織構，退火后γ 線織構成為主要織構，高斯織構次之，ζ 線織構較弱；另外兩種軋制與交叉軋制相似，只是織構強度更弱，因此相對來說交叉軋制增強了高斯再結晶織構。這主要是因為交叉軋制的CRD 與HRD 互相垂直，導致冷軋后的旋轉立方織構比常規(guī)冷軋更強，促進了高斯晶粒形核，退火后產生了更強的高斯織構。

綜上所述，與常規(guī)軋制相比，斜軋通常會增強退火后的λ 再結晶織構，特別是對低硅鋼影響更大，但斜軋對α 和γ 再結晶織構影響不大［38］，因此，斜軋最大的優(yōu)點就是能夠產生強λ 再結晶織構，根本原因則是該工藝對晶粒初始取向及變形方式的改變，但其缺點也很明顯，首先就是由于特殊的冷軋方式，斜軋難以應用于目前的工業(yè)化大生產，其次就是斜軋過程中的三維變形影響冷軋織構的原理還是未知的。作為一種特殊的斜軋工藝，交叉軋制可以增強退火后的高斯織構，但缺點也與斜軋類似，同樣較難應用于工業(yè)化大生產，軋制過程中導致高斯再結晶織構增強的具體機制也尚不清楚，難以進行深入的應用。未來可以著重探索斜軋與交叉軋制的織構優(yōu)化機制，通過借鑒這兩種工藝優(yōu)化織構的原理對常規(guī)工藝進行改進，如怎樣在冷軋過程中產生更多晶內剪切帶等，將成為后續(xù)研發(fā)的重點方向。

3 異步軋制工藝

在冷軋前增大初始晶粒尺寸是改善硅鋼磁性能的有效途徑［39-42］，主要原因是粗大晶粒在冷軋時更易產生剪切帶，而在退火過程中剪切帶對立方與高斯晶粒的形成有重要意義［43-45］。在硅鋼生產流程中，再結晶織構受到冷軋時剪切應變分布的影響，因此可以通過調整軋制參數來影響剪切帶的形成，最終改善硅鋼磁性能。異步軋制工藝（asymmetric rolling，ASR）一般分為異速異步與異徑異步兩種［4］，其上、下兩輥的表面線速度存在差異，這個速度差造成軋制變形區(qū)內的金屬流動與常規(guī)軋制不同，因此，其具有軋制壓力小、軋薄能力強、軋制精度高等優(yōu)點，能達到更大壓下率，產生更多剪切帶［46］，有助于有利織構的形成，能使硅鋼獲得更好的磁性能［47］。

剪切帶是高斯織構的主要形核位置［48-49］，相比常規(guī)軋制工藝（symmetric rolling，SR），異步軋制能產生更多剪切帶，促進高斯晶粒的形成，為了探究異步軋制對再結晶織構的具體影響規(guī)律，Fang 等［50］研究了異速異步軋制對無取向硅鋼織構演化的影響，結果發(fā)現，異步軋制對η 再結晶織構的形成有重要促進作用。將質量分數為3.3%硅的熱軋板冷軋至0.5 mm，冷軋輥徑為180 mm，常規(guī)冷軋輥速均為10 r/min，異步軋制時上下輥速分別為13 r/min 與10 r/min，最后在多個溫度下分別退火5 min。冷軋后，常規(guī)軋制的織構為γ、弱λ 以及強α 線織構，峰值在｛112｝〈110〉；異步軋制后λ 和γ 線織構明顯增強，其中γ 線織構主要是｛111｝〈110〉和｛111｝〈112〉取向，峰值仍在｛112｝〈110〉，但弱于常規(guī)軋制。在650 ℃退火后，異步軋制樣品發(fā)生部分再結晶，γ 線織構減弱，高斯織構增強，｛001｝〈110〉的強度未變。在750 ℃退火后，異步軋制中｛001｝〈110〉晶粒消耗殆盡，出現立方織構，高斯織構強度無明顯變化，γ 線織構繼續(xù)減弱。在850 ℃退火后，如圖4所示［50］，常規(guī)軋制中η 線織構占比為24.5%，異步軋制為33.4%，且γ 線織構占比較常規(guī)軋制低6.2%，η 線織構占據主要地位，說明異步軋制可以增強η 線織構，這有利于提高無取向硅鋼的磁性能。

圖4 850 ℃退火后常規(guī)軋制（SR）與異步軋制（ASR）典型織構含量對比［50］Fig.4 Comparison of the typical texture components after annealing at 850 ℃ for SR and ASR samples［50］

異步軋制上下兩輥速度之比稱為速比，正是速比的存在讓異步軋制能產生更多剪切帶，因此速比大小可能也會對織構產生影響。裴偉等［51］研究了不同速比的異速異步軋制對織構的影響，最終發(fā)現隨著速比增大，異步軋制增強η 線織構的效果越明顯，如圖5 所示。對2.1%（質量分數，下同）硅含量的熱軋板進行1000 ℃×5 min ?；?，分別采用常規(guī)軋制和速比為1.06，1.125，1.19 的異步軋制冷軋至0.5 mm，最后分別進行1000 ℃×1 min 和600 ℃×5 min 的再結晶退火。冷軋后，兩種軋制的冷軋織構均由α 與γ 線織構組成，常規(guī)軋制下從表層到中間剪切帶逐漸減少，異步軋制下剪切帶數量隨速比的變化而不同，但相比常規(guī)軋制還是有較大增多［52］，且剪切帶沿板厚方向分布更均勻，同時還減弱了｛111｝〈110〉與α 織構，增強了｛111｝〈112〉，該現象隨速比增大越發(fā)顯著。在1000 ℃退火后，各工藝再結晶織構主要由η 織構和較弱的｛111｝〈112〉組成。

圖5 經1000 ℃退火后不同速比情況下η 取向線平均密度（a）和磁性能（b）［51］Fig.5 Average orientation density of η-fibers（a） and magnetic property（b） with different speed ratios after annealing at 1000 ℃［51］

形變織構的儲存能通常是按照｛100｝〈110〉，｛112｝〈110〉，｛111｝〈110〉和｛111｝〈112〉依次遞增［43］，這意味著形變｛111｝〈110〉和｛111｝〈112〉晶粒應首先被消耗，因此，在異步軋制退火后｛111｝〈110〉和｛111｝〈112〉晶粒顯著減少，即γ 線織構被削弱。退火后高斯與立方織構得到強化來源于兩方面作用的結果，其一是｛111｝〈110〉和｛111｝〈112〉形變晶粒的剪切帶是高斯晶粒的優(yōu)先形核點［43，53］，｛112｝〈110〉形變晶粒的剪切帶是立方與高斯晶粒共同的形核點［54-56］，因此，在再結晶退火時會有較多的高斯與立方晶核生成；其二是在較低的退火溫度下，高斯和立方晶粒的生長會受到一定程度的抑制，隨著溫度升高，受抑制的高斯和立方晶粒有足夠的能量生長，出現了強η 再結晶織構［57］。從剪切帶產生的難易程度來說，｛111｝〈112〉晶粒比｛111｝〈110〉，｛112｝〈110〉晶粒更易產生剪切帶［43］，常規(guī)軋制下｛111｝〈112〉要弱于｛111｝〈110〉，但異步軋制后兩者強度接近甚至比｛111｝〈112〉更強，而且由于｛111｝〈112〉晶粒是高斯晶粒的優(yōu)先形核位置，因此異步軋制退火后會形成強η 再結晶織構。

鑒于異速異步軋制存在的一些不足，如降低λ 再結晶織構含量，為了探究如何在增強η 線織構削弱γ線織構的基礎上保持λ 線織構強度不變甚至增強，Chen 等［58］對異徑異步軋制工藝進行了研究，通過改變上下兩輥的直徑，間接使兩輥表面線速度不同，對比了異步熱軋與常規(guī)熱軋工藝后，結果發(fā)現異步熱軋使熱軋板中產生更強的λ 線織構和更弱的γ 線織構，但再結晶織構卻與常規(guī)熱軋無明顯區(qū)別，磁性能甚至變弱了，僅僅使最終織構均勻性更強，磁各向異性更低。與異徑異步熱軋工藝類似，Silva 等［37］對常規(guī)軋制、交叉軋制及異步軋制等冷軋工藝的研究表明，三種冷軋工藝最終產生的再結晶織構均比較相似，異徑異步軋制對有利織構的增強并不明顯，其工作輥直徑比也不會引起再結晶織構太大的變化，唯一的優(yōu)勢同樣是使織構分布更均勻。

綜上所述，異速異步軋制工藝的優(yōu)點為能在｛111｝〈112〉和｛112｝〈110〉晶粒中產生更多剪切帶，高斯晶粒形核位置增多，最終η 再結晶織構得到增強，同時削弱了γ 再結晶織構的強度，增強了無取向硅鋼磁性能；但異速異步軋制也有不足之處，首先就是其上下輥速不一致的特性導致需要以不同的電機來驅動，其次是異速異步軋制會降低λ 再結晶織構含量，對磁性能的提升有一定的影響，后續(xù)可以針對λ 再結晶織構占比的問題進行深入研究。異徑異步軋制對無取向硅鋼再結晶織構基本沒有影響，最終生成的織構與常規(guī)軋制沒有區(qū)別，唯一的影響是使再結晶織構分布更均勻，但可以利用這一優(yōu)點，對其他工藝加工后的板材進行二次加工，以達到磁感均勻的目的。

4 雙輥薄帶連鑄工藝

雙輥薄帶連鑄工藝的原理是在兩個相對旋轉的冷卻輥中間澆鑄鋼液，借助冷卻輥實現快速凝固，同時對鋼液施加一定塑性變形，進而制備出幾毫米厚的鋼帶［59］。該工藝在硅鋼生產方面很有優(yōu)勢［60］，尤其是高硅鋼中包含大量的脆性有序相，難以通過傳統(tǒng)工藝制備［61］，而雙輥薄帶連鑄工藝的實際壓下率遠小于常規(guī)熱軋，產生的有序相少得多，并結合快速凝固的特點有助于產生有利組織［62］。鑒于雙輥薄帶工藝存在的諸多優(yōu)點，許多研究者開始投入研究，如日本早稻田大學與川崎制鐵利用雙輥薄帶連鑄技術成功制備出高性能高硅鋼［63］。為了探究雙輥薄帶連鑄全流程的織構演變，Sha 等［34］采用雙輥薄帶連鑄工藝制備了2.8%Si 無取向硅鋼，發(fā)現初始鑄板有較強的λ 線織構，最終退火后形成了強立方織構。同時為了進行對比分析，Zu 等［64］對4.5%（質量分數）Si 無取向硅鋼采用雙輥連鑄工藝制造，結果發(fā)現與常規(guī)工藝相比，該工藝會產生異常鋒銳的｛114｝〈481〉再結晶織構，高斯、立方再結晶織構更強。

由于高硅鋼冷加工困難，過高的硅含量還降低了飽和磁感應強度，因此，Li 等［65］與Liu 等［66］都對其展開了研究。Li 等［65］研究了6.5%Si 無取向硅鋼的雙輥薄帶連鑄，在實驗室先連鑄出2.5 mm 帶鋼，之后1050 ℃熱軋至1.5 mm，然后在250 ℃進一步溫軋至0.5 mm，最后在氮氫氣氛中980 ℃退火10 min，發(fā)現對比常規(guī)軋制，薄帶連鑄產生的γ 再結晶織構大幅減弱，磁感得到了提高。在初始鑄帶中有著強烈的柱狀晶粒以及較強的λ 線織構；經過熱軋與溫軋后，板材在厚度方向分布有大量剪切帶，α 線織構強，γ 線織構較弱；退火后，有害的γ 線織構幾乎消失，形成了有利的｛001｝〈210〉，｛001｝〈010〉，｛115｝〈5 10 1〉和｛410｝〈001〉再結晶織構，對比相同硅含量的常規(guī)工藝板材，有利織構占比大大提升，磁感B8提高了0.12 T。

Liu 等［66］則探討了薄帶連鑄時熱軋與否對6.2%Si 高硅鋼織構的影響，雙輥連鑄出2.5 mm 帶材后，一部分直接400 ℃溫軋至0.5 mm，另一部分先在1200 ℃下熱軋至1.55 mm，再400 ℃溫軋至0.5 mm，最后統(tǒng)一1000 ℃退火5 min，結果發(fā)現未加熱軋工藝得到的｛001｝〈0vw〉再結晶織構要弱于加入熱軋工藝的，磁感也相應更弱，但鐵損卻更低，未加熱軋工藝的B50與P1.0/400分別為1.62 T 和21.6 W/kg，加入熱軋工藝的B50與P1.0/400分別為1.64 T 和24.2 W/kg。這可能是因為加入熱軋工藝使得｛001｝〈0vw〉取向晶粒增大，再結晶時難以被γ 晶粒消耗，在｛001｝〈0vw〉晶粒中還會發(fā)生回復，最終形成了較強的｛001｝〈0vw〉再結晶織構，因此，磁感得到了略微提高，同時加入熱軋后晶粒尺寸的增大導致鐵損值出現上升。

由于雙輥薄帶連鑄工藝在高硅鋼上展現了較好的織構優(yōu)化能力，研究者開始將其應用在中低硅鋼上。Jiao 等［6］借助雙輥薄帶連鑄技術成功制備出具有強立方和高斯織構的1.3%Si 無取向硅鋼，平均磁感B50在1.75~1.78 T 范圍內，較常規(guī)工藝生產的產品更高，平均鐵損P1.5/50在4.03~4.53 W/kg 范圍內。Xu等［67］研究了通過雙輥連鑄技術制備出的1.3%Si 無取向硅鋼的織構演變，先連鑄出1.6 mm 帶材，再冷軋至0.35 mm，最后在氮氣氣氛中分別進行650 ℃與900 ℃退火5 min，最終發(fā)現相比常規(guī)工藝，雙輥連鑄得到的立方與高斯再結晶織構更強，γ 再結晶織構更弱。連鑄出的帶材中存在明顯的ζ 線織構；經過冷軋后，α 線織構成為主要特征，所有ζ 線織構中僅反高斯組分得到較大保留；退火板材中立方織構最強，高斯織構次之，γ 線織構較弱，最終磁性能與W470 牌號無取向硅鋼相比，平均鐵損P1.5/50相差不大，在4.2 W/kg 左右，平均磁感B50提高了0.12 T，達到1.81 T 左右。這主要是因為保留下來的反高斯組分主要是立方晶粒的形核區(qū)域，高斯晶粒不在其中形核，因此最終導致立方再結晶織構強于高斯再結晶織構。

綜上而言，無論硅含量高低與否，通過雙輥薄帶連鑄生產出的成品板含有較強的如λ、高斯再結晶織構等有利織構，不利的γ 再結晶織構得到了大幅降低，退火板磁性能得到提高，這便是該工藝最大的優(yōu)點。造成這種現象的主要原因在于雙輥薄帶連鑄工藝快速冷卻產生的大溫度梯度與高溫形變容易在鑄態(tài)帶鋼中形成大量｛100｝與｛110｝取向的粗大組織。一方面，大量初始立方晶粒的存在能使立方再結晶晶粒直接從形變立方晶粒中形核長大［6］；另一方面，在冷軋變形過程中，立方織構容易轉變?yōu)棣?線織構，同時｛110｝取向中的反高斯組分容易保留下來，加上粗大晶粒在冷軋過程中極易產生剪切帶，因此在形核過程中α*與反高斯晶粒中能形成大量立方取向晶核，最終退火后就形成了很強的立方再結晶織構。此外，由于強λ 及ζ形變織構的形成導致γ 形變織構本身偏弱，新γ 晶粒傾向于在形變γ 晶粒內與晶界處形核［43，68-69］，但同時新λ 和α*晶粒也會在這些區(qū)域形核，這就導致γ 再結晶晶粒形核變少，最終形成的γ 再結晶織構較弱。目前該工藝依然有以下不足之處，首先是由于凝固速度較快，澆鑄出的鑄帶會出現厚度不均、表面質量較差的問題，不利于后續(xù)軋制；其次是澆鑄時鋼液易發(fā)生氧化，會產生較多夾雜物。未來可以著力于提高雙輥薄帶連鑄工藝可控性，使工業(yè)化生產更為可靠，還能利用該技術的優(yōu)勢開發(fā)特殊用途硅鋼，如強｛100｝織構無取向硅鋼等，最后還可以在織構演變、元素偏析等基礎問題上進行深入研究，進一步發(fā)掘出雙輥薄帶連鑄工藝的優(yōu)勢。

5 結束語

經過多年發(fā)展，電工鋼的大部分特殊制備技術依舊處于實驗室研究探索階段，除了二次軋制工藝外，其他特殊制備技術并沒有在工業(yè)上得到廣泛應用，其原因不僅與制備技術的不成熟相關，而且也跟現有裝備條件的不足相關，但是作為機理性的研究和技術儲備，對相關的特殊制備技術的探索是很有必要的，對這些工藝的研究，也能為無取向硅鋼的織構演變機制研究提供更多參考。伴隨著電子器件小型化、多樣化及薄規(guī)格化的發(fā)展，這些電工鋼特殊制備技術將逐步向中試及工業(yè)化大生產過渡，從而帶動制造裝備的發(fā)展，助力我國工業(yè)4.0 及智能制造2025，同時與特殊制備技術存在較大關聯的電工鋼織構分析及控制技術，也必將取得快速進步。電工鋼的典型特殊制備技術在未來的發(fā)展方向主要有以下四方面：

（1）如何在保持總壓下量的前提下，合理分配兩次軋制壓下率，增強無取向電工鋼二次軋制后的組織均勻性。合理選擇中間退火工藝參數，如退火溫度、退火氣氛等，進一步提高有利織構的含量，將成為亟須解決的問題。

（2）探索適用于工業(yè)化大生產的斜軋制備技術，研究斜軋過程中的三維變形影響冷軋織構的原理，以及探索斜軋與交叉軋制的織構優(yōu)化機制，借鑒這兩種工藝優(yōu)化織構的原理對常規(guī)工藝進行改進，如怎樣在冷軋過程中產生更多晶內剪切帶等。同時，相關斜軋工藝裝備的研發(fā)和改進等，也是未來斜軋技術的發(fā)展方向。

（3）探索異徑異步軋制下優(yōu)化有利織構含量的方法，以及如何利用異步軋制對常規(guī)加工后的板材進行二次加工以均勻化磁感是后續(xù)異步軋制電工鋼的研究重點。

（4）解決薄帶連鑄電工鋼表面質量較差及厚度不均等鑄帶質量問題，探索不同硅含量鑄帶的織構優(yōu)化及元素偏析等材料學基礎問題，研究如何降低鋼液中夾雜物含量、進行適用于薄帶連鑄的高牌號電工鋼工藝路線探索及提高薄帶連鑄電工鋼工藝裝備水平等都是未來研發(fā)的重點方向。