典型特殊制备技术对无取向电工钢织构的影响规律

金宇晨，李志超

（北京科技大学 钢铁共性技术协同创新中心，北京 100083）

无取向硅钢作为一种软磁材料，其铁损和磁感分别受到晶粒尺寸与织构的主要影响［1-2］。在电工钢中〈001〉方向是易磁化方向，〈111〉方向是难磁化方向，〈110〉方向则介于两者之间［3-5］，如图1［6］所示，在诸多典型织构中，〈001〉∥ND（λ 线织构）和〈001〉∥RD（η 线织构）对磁性能有利，〈111〉∥ND（γ 线织构）不利于磁性能［7］，〈110〉∥RD（α 线织构）则处于中间，是一种很普遍的织构，一般的无取向硅钢制备技术无论如何变化加工参数，最终都会生成较强的α 线织构，这是因为在加工流程中，不同工艺的热轧板织构均存在较大的相似性，且轧制变形会使织构趋向于α 线织构［8］，此外〈110〉∥ND（ζ 线织构）包括高斯织构在内一般是有利于磁性能的，｛h，1，1｝〈1/h，1，2〉（α*线织构）的形成则与α 线织构的再结晶过程有关，一般在低碳钢中该织构的存在会削弱钢材的深冲性能［9］，但在硅钢中，该织构却能够诱导立方晶粒的形核［10］，是一种有利织构。针对无取向硅钢的织构优化措施包括加强有益的｛100｝〈0vw〉和｛hk0｝〈001〉织构以及削弱有害的｛111｝〈uvw〉织构［11-12］，针对取向硅钢的织构优化则是要形成锋锐的高斯织构｛110｝〈001〉［13-14］。在无取向硅钢的制造流程中，大部分研究者从材料或冶金的角度出发，通过不断调整热轧、常化、冷轧及退火期间的加工参数去尝试改善无取向硅钢最终成品板织构［15］，只有少部分研究者针对一些硅钢特殊制备技术进行研究，试图优化出更有利的成品板织构。本文主要综述了几种典型特殊制备技术如二次轧制、斜轧、异步轧制、双辊薄带连铸对无取向硅钢织构的影响规律。

图1 无取向硅钢中的主要织构组分［6］（a）φ2=0°标准ODF 图；（b）φ2=45°标准ODF 图Fig.1 Major texture components of non-oriented electrical steel［6］（a）φ2=0° standard ODF sections；（b）φ2=45° standard ODF sections

1 二次轧制工艺

无取向硅钢的传统轧制工艺是一次轧制法，冷轧后主要以α，γ 线织构为主，λ 线织构较弱［16］，而在｛100｝〈110〉，｛112｝〈110〉等α 取向形变晶粒中，晶界附近与晶粒内部都是α*再结晶晶粒的重要形核点，同时｛111｝〈110〉冷轧织构为｛111｝〈112〉再结晶晶粒提供了有利的形核位置，因此，最终退火后的成品板以α*和γ 线织构为主［17-18］。随着无取向硅钢薄规格化的发展，一次冷轧法的轧制压下率越来越大，导致退火后的有利再结晶织构越来越难以形成［19］，磁感受到了严重损害，如Saha 等［20］发现采用70%冷轧压下率时的主要织构包括｛112｝〈110〉，｛001｝〈110〉，｛111｝〈112〉和｛111｝〈110〉，再结晶退火后主要织构向｛111｝〈112〉，｛111｝〈110〉转变。为了化解这种矛盾，二次轧制法开始被采用，即在材料的多道次压下之间加入一次中间退火，使第二阶段轧制前晶粒发生粗化，促进了后续轧制中剪切带的形成，因此λ 和高斯取向晶粒优先形核位置增多［21］，再结晶织构更易形成，从而提高了磁感应强度，如Takashima 等［22］对质量分数为0.13%Si 的硅钢采用二次轧制法制造，最终产生较强的｛001｝〈210〉织构，磁感B50相比一次轧制法提高了0.02 T。

由于二次轧制涉及两段冷轧过程，在总压下率不变的情况下，每段轧制的压下率大小均可能对最终再结晶织构产生影响，因此研究两段轧制过程的压下率分配很有必要。Li 等［23］针对二次轧制的压下率分配进行了研究，发现随着第二阶段压下率降低，成品板中的γ 线织构逐渐减弱，λ 线织构先增大后减小。实验中第一阶段冷轧压下率分别为29%，46%，64%，78%，之后950 ℃氩气中间退火5 min，第二阶段冷轧压下率分别为88%，83%，75%，60%，最后在950 ℃下氩气退火6 min。具体织构变化如表1［23］所示，第一阶段冷轧后，样品以峰值为｛223｝〈110〉的α 线织构和较弱的γ 线织构为主，随着压下率增大，α 线织构增强，γ线织构其他组分逐渐消失，只保留了小幅度增强的｛111｝〈110〉织构；第二阶段冷轧后，样品以α 与γ 线织构为主，其中88%压下率样品的α 线织构较强，峰值在｛223｝〈110〉，γ 线织构相对较弱，主要为｛111｝〈110〉，且强度要显著弱于一次轧制，随着第二阶段压下率减小，γ 线织构进一步减弱，峰值逐渐由｛111｝〈110〉向｛111｝〈112〉转移；最终退火后，γ 线织构相比一次冷轧得到了显著降低，λ 线织构与高斯、近黄铜织构被增强，随着第二阶段压下率的减小，γ 与α*再结晶织构也逐渐减弱，λ 再结晶织构则是先增强后减弱，压下率为75% 的样品磁性能最佳，相较一次轧制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，且此时两阶段压下率大小最为接近，当第二阶段压下率继续减小后，λ再结晶织构减弱，磁性能发生降低，由此可推测，当两阶段压下率相近时磁性能最佳。

表1 二次轧制过程中的主要织构变化［23］Table 1 Main texture change during two-stage cold rolling［23］

由于二次轧制工艺在两次轧制间加入了中间退火，这使得第二阶段冷轧前晶粒尺寸得到增大，γ 形变织构和晶界密度都降低，削弱了γ 再结晶织构［24-25］，粗化的晶粒也对后续冷轧时晶内剪切带的形成起到了促进作用，有利于λ 与高斯晶粒的形核［26］；同时，在冷轧形变的｛114｝〈481〉与α 取向晶粒中残存有λ 取向碎片，也有助于λ 再结晶晶粒的形核，以上两种因素叠加使得成品板中形成了较强的λ 线织构。对于近黄铜与高斯晶粒来说，其优先形核点是｛111｝〈110〉，｛111｝〈112〉形变晶粒的剪切带［27］，并且由于近黄铜晶粒被高迁移率的晶界包围，导致新形成的近黄铜晶粒晶界迁移率更高［28-29］，退火后近黄铜织构明显增强。因此二次轧制工艺的成品板织构特征为强的λ 线织构、弱的γ 线织构以及中等强度的高斯、近黄铜织构。

鉴于中间退火工艺的重要作用，Xu 等［7］研究了中间退火温度对无取向硅钢再结晶织构的影响，发现随着温度升高，η 线织构增强，晶粒粗化，磁感显著提高。实验中第一阶段冷轧将热轧板从2.4 mm 轧至0.9 mm，之后分别进行900，1000，1100 ℃中间退火6 min，第二阶段冷轧至0.35 mm，最终退火1000 ℃×6 min，退火气氛均为纯氮气。第一阶段冷轧后的织构主要是α 与γ 线织构，由于压下率较小，相比一次轧制法γ线织构较弱，λ 线织构得到更大保留；中间退火后出现了η 线织构，峰值在高斯与立方取向，随着退火温度升高，高斯织构逐渐减弱；第二阶段冷轧后，900 ℃中间退火板主要包含α 线织构与峰值在｛111｝〈112〉的γ 线织构，与之相比，1000 ℃和1100 ℃中间退火板中的α线织构增强而γ 线织构减弱，且γ 线织构峰值从｛111｝〈112〉分别转至｛114｝〈110〉和｛118｝〈110〉；最终退火后，所有样品均含有较弱的γ 线织构及较强的η 线织构，峰值依旧是高斯与立方取向，随着中间退火温度升高，η 线织构不断增强，如图2［7］所示，在1100 ℃时，相较一次轧制法B50提高了0.037 T，P1.5/50降低了0.42 W/kg。由于中间退火温度的升高增大了第二阶段轧制前的晶粒尺寸，导致最终冷轧板晶粒中产生更多的剪切带，从而使高斯和立方取向晶粒形核增加，最终在成品板中形成较强的η 线织构，有效提高了磁感应强度。

二次轧制工艺的优点在于其能削弱γ 再结晶织构，同时增强λ、高斯再结晶织构，从而使成品板磁性能得到提高，但改善效果受到第二阶段冷轧压下率大小及中间退火温度的影响；从推广应用来看，二次轧制工艺所需设备较为简单，原板材不用进行单独处理，也不需要特别的退火气氛；但与一次冷轧工艺相比，二次轧制工艺的缺点在于工艺流程更长，既增大了制造成本又延长了工艺周期，且制备出的硅钢组织均匀性也相对较差［6］，对磁性能有一定影响。未来如何增强无取向硅钢二次轧制后的组织均匀性，进一步提高有利织构的百分含量，将成为亟须解决的问题。

2 斜轧工艺

基于常规轧制工艺流程，无取向硅钢较难形成强λ 线织构，这是因为在生产流程中控制织构形成的冶金机制往往有利于γ 与α 线织构的形成［30］，即使对常规工艺参数进行较大的改变，对磁性能的改善也较为有限［31］。为了将较强的λ 线织构保留至成品板阶段，人们尝试了斜轧工艺，区别于常规轧制的冷轧方向（cold rolling direction，CRD）与热轧方向（hot rolling direction，HRD）相同，斜轧工艺却是将热轧板或常化板偏离HRD 一定的角度送入冷轧辊中［32］，使CRD 处于热轧横向方向（hotr olling transverse direction，HTD）与HRD 之间。

斜轧工艺可能会对无取向硅钢织构产生较大影响，但具体影响规律尚不清楚。He 等［31］对不同角度斜轧后形变织构的变化开展了研究，将质量分数为0.9%，1.8%，2.8%三种硅含量的热轧板分别以0°，15°，22.5°，30°，45°送入冷轧辊中轧制，发现倾角小于30°时，中低硅钢主要织构为｛223｝〈110〉，会削弱旋转立方取向，倾角达到30°后，中低硅钢都会形成强烈的｛001｝〈140〉织构，但高硅钢的最强织构几乎一直是｛223｝〈110〉。为了进行对比分析，Sanjari 等［33］对比了常规轧制、交叉轧制和斜轧对再结晶织构的影响，他们从0.87%（质量分数）Si 无取向硅钢热轧板上切下样品，常规轧制与交叉轧制样品均以纵向送入冷轧辊，斜轧样品则切下45°角后倾斜送入冷轧辊，三者均冷轧至0.5 mm，最终在氩气中650 ℃退火30 min，最终发现三种工艺再结晶织构相似，但斜轧的γ 再结晶织构占比最低。具体织构变化如表2 所示［33］，冷轧后，常规轧制以α 与γ 线织构为主，旋转立方织构最强，交叉轧制的α 与γ 线织构仅存在｛223｝〈110〉，｛001｝〈110〉和｛111｝〈110〉三个组分，｛223｝〈110〉最强，斜轧则产生了极强的｛001｝〈140〉，α 与γ 线织构均很弱；常规轧制与交叉轧制的γ 线织构体积分数分别为40%和32%，斜轧仅有15%，斜轧还促进了λ 线织构形成，体积分数达到38%，其余两种仅为25%。退火后，三种轧制均产生了λ 线织构，常规轧制的旋转立方织构最强，交叉轧制最强织构转变为｛112｝〈110〉，斜轧最强织构依然是｛001｝〈140〉，没有α 线织构，且γ 线织构体积分数最小。结果表明，斜轧的特点是能大幅削弱γ 再结晶织构，而这正是目前比较好的优化无取向硅钢织构的技术方法［34］，造成这种影响的主要原因是斜轧的CRD 与HRD 不一致导致板材初始取向与转动路径发生改变，变形方式从平面应变转变为三维应变，获得了与众不同的冷轧织构，最终导致不同的退火织构，但现有对斜轧织构的研究并未涉及形核层面，对斜轧减弱γ 再结晶织构的解释缺乏理论依据。

表2 三种轧制工艺在不同阶段的织构［33］Table 2 Texture components of three rolling processes at different stages［33］

最初的斜轧工艺要将板材直接倾斜送入冷轧辊中，这对设备与场地的要求较高，难以加工太长的板材，且将板材送入冷轧辊时也无法保证倾斜角度正确，因此出现了第二种斜轧工艺，该工艺仅对热轧板进行倾斜切割，实际的冷轧过程不是倾斜轧制，如图3［35］所示。Mehdi 等［35］研究了第二种斜轧对无取向硅钢最终织构的影响，先在质量分数为2.8%Si 的常化板上沿与HRD 成60°的方向切割，随后对样品进行正常冷轧，轧至0.5 mm，最终在750 ℃下进行60 min退火，最终发现初始织构中出现了反高斯织构，最终成品板中则出现了较强的立方织构。对常化板进行倾斜切割后，表层和中心层的黄铜织构转变为反高斯织构，中心层的｛001｝〈110〉，｛001｝〈160〉转变为｛001｝〈130〉织构。冷轧后在形变反高斯晶粒剪切带内形成了立方晶核，最终退火后在整个厚度上都形成了强烈的立方织构，γ 线织构基本消失。这是因为黄铜织构绕ND 旋转60°左右就能转变为反高斯织构，随后在冷轧过程中，反高斯晶粒剪切带内会形成较稳定的立方取向晶核［36］，由于立方晶粒较低的储能，生长时会优先消耗较高能量的区域，因此，立方晶粒也能在晶粒长大过程中得到较大保留，进而在最终成品板中生成较强的立方织构。

图3 斜轧示意图［35］Fig.3 Illustration of skew rolling［35］

除此之外，还存在一种特殊的斜轧工艺，即交叉轧制，其HRD 与CRD 相互垂直，即角度为90°的斜轧。Silva 等［37］对质量分数为3.25%Si 的热轧板分别进行常规轧制、交叉轧制与异步轧制，再冷轧至0.7 mm，最后在真空1000 ℃下退火120 s，最终发现交叉轧制生产的无取向硅钢具有更高的磁感，较常规轧制B50提高了0.004 T，较异步轧制B50提高了0.003 T。交叉轧制后样品中出现较强旋转立方织构，退火后γ 线织构成为主要织构，高斯织构次之，ζ 线织构较弱；另外两种轧制与交叉轧制相似，只是织构强度更弱，因此相对来说交叉轧制增强了高斯再结晶织构。这主要是因为交叉轧制的CRD 与HRD 互相垂直，导致冷轧后的旋转立方织构比常规冷轧更强，促进了高斯晶粒形核，退火后产生了更强的高斯织构。

综上所述，与常规轧制相比，斜轧通常会增强退火后的λ 再结晶织构，特别是对低硅钢影响更大，但斜轧对α 和γ 再结晶织构影响不大［38］，因此，斜轧最大的优点就是能够产生强λ 再结晶织构，根本原因则是该工艺对晶粒初始取向及变形方式的改变，但其缺点也很明显，首先就是由于特殊的冷轧方式，斜轧难以应用于目前的工业化大生产，其次就是斜轧过程中的三维变形影响冷轧织构的原理还是未知的。作为一种特殊的斜轧工艺，交叉轧制可以增强退火后的高斯织构，但缺点也与斜轧类似，同样较难应用于工业化大生产，轧制过程中导致高斯再结晶织构增强的具体机制也尚不清楚，难以进行深入的应用。未来可以着重探索斜轧与交叉轧制的织构优化机制，通过借鉴这两种工艺优化织构的原理对常规工艺进行改进，如怎样在冷轧过程中产生更多晶内剪切带等，将成为后续研发的重点方向。

3 异步轧制工艺

在冷轧前增大初始晶粒尺寸是改善硅钢磁性能的有效途径［39-42］，主要原因是粗大晶粒在冷轧时更易产生剪切带，而在退火过程中剪切带对立方与高斯晶粒的形成有重要意义［43-45］。在硅钢生产流程中，再结晶织构受到冷轧时剪切应变分布的影响，因此可以通过调整轧制参数来影响剪切带的形成，最终改善硅钢磁性能。异步轧制工艺（asymmetric rolling，ASR）一般分为异速异步与异径异步两种［4］，其上、下两辊的表面线速度存在差异，这个速度差造成轧制变形区内的金属流动与常规轧制不同，因此，其具有轧制压力小、轧薄能力强、轧制精度高等优点，能达到更大压下率，产生更多剪切带［46］，有助于有利织构的形成，能使硅钢获得更好的磁性能［47］。

剪切带是高斯织构的主要形核位置［48-49］，相比常规轧制工艺（symmetric rolling，SR），异步轧制能产生更多剪切带，促进高斯晶粒的形成，为了探究异步轧制对再结晶织构的具体影响规律，Fang 等［50］研究了异速异步轧制对无取向硅钢织构演化的影响，结果发现，异步轧制对η 再结晶织构的形成有重要促进作用。将质量分数为3.3%硅的热轧板冷轧至0.5 mm，冷轧辊径为180 mm，常规冷轧辊速均为10 r/min，异步轧制时上下辊速分别为13 r/min 与10 r/min，最后在多个温度下分别退火5 min。冷轧后，常规轧制的织构为γ、弱λ 以及强α 线织构，峰值在｛112｝〈110〉；异步轧制后λ 和γ 线织构明显增强，其中γ 线织构主要是｛111｝〈110〉和｛111｝〈112〉取向，峰值仍在｛112｝〈110〉，但弱于常规轧制。在650 ℃退火后，异步轧制样品发生部分再结晶，γ 线织构减弱，高斯织构增强，｛001｝〈110〉的强度未变。在750 ℃退火后，异步轧制中｛001｝〈110〉晶粒消耗殆尽，出现立方织构，高斯织构强度无明显变化，γ 线织构继续减弱。在850 ℃退火后，如图4所示［50］，常规轧制中η 线织构占比为24.5%，异步轧制为33.4%，且γ 线织构占比较常规轧制低6.2%，η 线织构占据主要地位，说明异步轧制可以增强η 线织构，这有利于提高无取向硅钢的磁性能。

图4 850 ℃退火后常规轧制（SR）与异步轧制（ASR）典型织构含量对比［50］Fig.4 Comparison of the typical texture components after annealing at 850 ℃ for SR and ASR samples［50］

异步轧制上下两辊速度之比称为速比，正是速比的存在让异步轧制能产生更多剪切带，因此速比大小可能也会对织构产生影响。裴伟等［51］研究了不同速比的异速异步轧制对织构的影响，最终发现随着速比增大，异步轧制增强η 线织构的效果越明显，如图5 所示。对2.1%（质量分数，下同）硅含量的热轧板进行1000 ℃×5 min 常化后，分别采用常规轧制和速比为1.06，1.125，1.19 的异步轧制冷轧至0.5 mm，最后分别进行1000 ℃×1 min 和600 ℃×5 min 的再结晶退火。冷轧后，两种轧制的冷轧织构均由α 与γ 线织构组成，常规轧制下从表层到中间剪切带逐渐减少，异步轧制下剪切带数量随速比的变化而不同，但相比常规轧制还是有较大增多［52］，且剪切带沿板厚方向分布更均匀，同时还减弱了｛111｝〈110〉与α 织构，增强了｛111｝〈112〉，该现象随速比增大越发显著。在1000 ℃退火后，各工艺再结晶织构主要由η 织构和较弱的｛111｝〈112〉组成。

图5 经1000 ℃退火后不同速比情况下η 取向线平均密度（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］

形变织构的储存能通常是按照｛100｝〈110〉，｛112｝〈110〉，｛111｝〈110〉和｛111｝〈112〉依次递增［43］，这意味着形变｛111｝〈110〉和｛111｝〈112〉晶粒应首先被消耗，因此，在异步轧制退火后｛111｝〈110〉和｛111｝〈112〉晶粒显著减少，即γ 线织构被削弱。退火后高斯与立方织构得到强化来源于两方面作用的结果，其一是｛111｝〈110〉和｛111｝〈112〉形变晶粒的剪切带是高斯晶粒的优先形核点［43，53］，｛112｝〈110〉形变晶粒的剪切带是立方与高斯晶粒共同的形核点［54-56］，因此，在再结晶退火时会有较多的高斯与立方晶核生成；其二是在较低的退火温度下，高斯和立方晶粒的生长会受到一定程度的抑制，随着温度升高，受抑制的高斯和立方晶粒有足够的能量生长，出现了强η 再结晶织构［57］。从剪切带产生的难易程度来说，｛111｝〈112〉晶粒比｛111｝〈110〉，｛112｝〈110〉晶粒更易产生剪切带［43］，常规轧制下｛111｝〈112〉要弱于｛111｝〈110〉，但异步轧制后两者强度接近甚至比｛111｝〈112〉更强，而且由于｛111｝〈112〉晶粒是高斯晶粒的优先形核位置，因此异步轧制退火后会形成强η 再结晶织构。

鉴于异速异步轧制存在的一些不足，如降低λ 再结晶织构含量，为了探究如何在增强η 线织构削弱γ线织构的基础上保持λ 线织构强度不变甚至增强，Chen 等［58］对异径异步轧制工艺进行了研究，通过改变上下两辊的直径，间接使两辊表面线速度不同，对比了异步热轧与常规热轧工艺后，结果发现异步热轧使热轧板中产生更强的λ 线织构和更弱的γ 线织构，但再结晶织构却与常规热轧无明显区别，磁性能甚至变弱了，仅仅使最终织构均匀性更强，磁各向异性更低。与异径异步热轧工艺类似，Silva 等［37］对常规轧制、交叉轧制及异步轧制等冷轧工艺的研究表明，三种冷轧工艺最终产生的再结晶织构均比较相似，异径异步轧制对有利织构的增强并不明显，其工作辊直径比也不会引起再结晶织构太大的变化，唯一的优势同样是使织构分布更均匀。

综上所述，异速异步轧制工艺的优点为能在｛111｝〈112〉和｛112｝〈110〉晶粒中产生更多剪切带，高斯晶粒形核位置增多，最终η 再结晶织构得到增强，同时削弱了γ 再结晶织构的强度，增强了无取向硅钢磁性能；但异速异步轧制也有不足之处，首先就是其上下辊速不一致的特性导致需要以不同的电机来驱动，其次是异速异步轧制会降低λ 再结晶织构含量，对磁性能的提升有一定的影响，后续可以针对λ 再结晶织构占比的问题进行深入研究。异径异步轧制对无取向硅钢再结晶织构基本没有影响，最终生成的织构与常规轧制没有区别，唯一的影响是使再结晶织构分布更均匀，但可以利用这一优点，对其他工艺加工后的板材进行二次加工，以达到磁感均匀的目的。

4 双辊薄带连铸工艺

双辊薄带连铸工艺的原理是在两个相对旋转的冷却辊中间浇铸钢液，借助冷却辊实现快速凝固，同时对钢液施加一定塑性变形，进而制备出几毫米厚的钢带［59］。该工艺在硅钢生产方面很有优势［60］，尤其是高硅钢中包含大量的脆性有序相，难以通过传统工艺制备［61］，而双辊薄带连铸工艺的实际压下率远小于常规热轧，产生的有序相少得多，并结合快速凝固的特点有助于产生有利组织［62］。鉴于双辊薄带工艺存在的诸多优点，许多研究者开始投入研究，如日本早稻田大学与川崎制铁利用双辊薄带连铸技术成功制备出高性能高硅钢［63］。为了探究双辊薄带连铸全流程的织构演变，Sha 等［34］采用双辊薄带连铸工艺制备了2.8%Si 无取向硅钢，发现初始铸板有较强的λ 线织构，最终退火后形成了强立方织构。同时为了进行对比分析，Zu 等［64］对4.5%（质量分数）Si 无取向硅钢采用双辊连铸工艺制造，结果发现与常规工艺相比，该工艺会产生异常锋锐的｛114｝〈481〉再结晶织构，高斯、立方再结晶织构更强。

由于高硅钢冷加工困难，过高的硅含量还降低了饱和磁感应强度，因此，Li 等［65］与Liu 等［66］都对其展开了研究。Li 等［65］研究了6.5%Si 无取向硅钢的双辊薄带连铸，在实验室先连铸出2.5 mm 带钢，之后1050 ℃热轧至1.5 mm，然后在250 ℃进一步温轧至0.5 mm，最后在氮氢气氛中980 ℃退火10 min，发现对比常规轧制，薄带连铸产生的γ 再结晶织构大幅减弱，磁感得到了提高。在初始铸带中有着强烈的柱状晶粒以及较强的λ 线织构；经过热轧与温轧后，板材在厚度方向分布有大量剪切带，α 线织构强，γ 线织构较弱；退火后，有害的γ 线织构几乎消失，形成了有利的｛001｝〈210〉，｛001｝〈010〉，｛115｝〈5 10 1〉和｛410｝〈001〉再结晶织构，对比相同硅含量的常规工艺板材，有利织构占比大大提升，磁感B8提高了0.12 T。

Liu 等［66］则探讨了薄带连铸时热轧与否对6.2%Si 高硅钢织构的影响，双辊连铸出2.5 mm 带材后，一部分直接400 ℃温轧至0.5 mm，另一部分先在1200 ℃下热轧至1.55 mm，再400 ℃温轧至0.5 mm，最后统一1000 ℃退火5 min，结果发现未加热轧工艺得到的｛001｝〈0vw〉再结晶织构要弱于加入热轧工艺的，磁感也相应更弱，但铁损却更低，未加热轧工艺的B50与P1.0/400分别为1.62 T 和21.6 W/kg，加入热轧工艺的B50与P1.0/400分别为1.64 T 和24.2 W/kg。这可能是因为加入热轧工艺使得｛001｝〈0vw〉取向晶粒增大，再结晶时难以被γ 晶粒消耗，在｛001｝〈0vw〉晶粒中还会发生回复，最终形成了较强的｛001｝〈0vw〉再结晶织构，因此，磁感得到了略微提高，同时加入热轧后晶粒尺寸的增大导致铁损值出现上升。

由于双辊薄带连铸工艺在高硅钢上展现了较好的织构优化能力，研究者开始将其应用在中低硅钢上。Jiao 等［6］借助双辊薄带连铸技术成功制备出具有强立方和高斯织构的1.3%Si 无取向硅钢，平均磁感B50在1.75~1.78 T 范围内，较常规工艺生产的产品更高，平均铁损P1.5/50在4.03~4.53 W/kg 范围内。Xu等［67］研究了通过双辊连铸技术制备出的1.3%Si 无取向硅钢的织构演变，先连铸出1.6 mm 带材，再冷轧至0.35 mm，最后在氮气气氛中分别进行650 ℃与900 ℃退火5 min，最终发现相比常规工艺，双辊连铸得到的立方与高斯再结晶织构更强，γ 再结晶织构更弱。连铸出的带材中存在明显的ζ 线织构；经过冷轧后，α 线织构成为主要特征，所有ζ 线织构中仅反高斯组分得到较大保留；退火板材中立方织构最强，高斯织构次之，γ 线织构较弱，最终磁性能与W470 牌号无取向硅钢相比，平均铁损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，达到1.81 T 左右。这主要是因为保留下来的反高斯组分主要是立方晶粒的形核区域，高斯晶粒不在其中形核，因此最终导致立方再结晶织构强于高斯再结晶织构。

综上而言，无论硅含量高低与否，通过双辊薄带连铸生产出的成品板含有较强的如λ、高斯再结晶织构等有利织构，不利的γ 再结晶织构得到了大幅降低，退火板磁性能得到提高，这便是该工艺最大的优点。造成这种现象的主要原因在于双辊薄带连铸工艺快速冷却产生的大温度梯度与高温形变容易在铸态带钢中形成大量｛100｝与｛110｝取向的粗大组织。一方面，大量初始立方晶粒的存在能使立方再结晶晶粒直接从形变立方晶粒中形核长大［6］；另一方面，在冷轧变形过程中，立方织构容易转变为α*线织构，同时｛110｝取向中的反高斯组分容易保留下来，加上粗大晶粒在冷轧过程中极易产生剪切带，因此在形核过程中α*与反高斯晶粒中能形成大量立方取向晶核，最终退火后就形成了很强的立方再结晶织构。此外，由于强λ 及ζ形变织构的形成导致γ 形变织构本身偏弱，新γ 晶粒倾向于在形变γ 晶粒内与晶界处形核［43，68-69］，但同时新λ 和α*晶粒也会在这些区域形核，这就导致γ 再结晶晶粒形核变少，最终形成的γ 再结晶织构较弱。目前该工艺依然有以下不足之处，首先是由于凝固速度较快，浇铸出的铸带会出现厚度不均、表面质量较差的问题，不利于后续轧制；其次是浇铸时钢液易发生氧化，会产生较多夹杂物。未来可以着力于提高双辊薄带连铸工艺可控性，使工业化生产更为可靠，还能利用该技术的优势开发特殊用途硅钢，如强｛100｝织构无取向硅钢等，最后还可以在织构演变、元素偏析等基础问题上进行深入研究，进一步发掘出双辊薄带连铸工艺的优势。

5 结束语

经过多年发展，电工钢的大部分特殊制备技术依旧处于实验室研究探索阶段，除了二次轧制工艺外，其他特殊制备技术并没有在工业上得到广泛应用，其原因不仅与制备技术的不成熟相关，而且也跟现有装备条件的不足相关，但是作为机理性的研究和技术储备，对相关的特殊制备技术的探索是很有必要的，对这些工艺的研究，也能为无取向硅钢的织构演变机制研究提供更多参考。伴随着电子器件小型化、多样化及薄规格化的发展，这些电工钢特殊制备技术将逐步向中试及工业化大生产过渡，从而带动制造装备的发展，助力我国工业4.0 及智能制造2025，同时与特殊制备技术存在较大关联的电工钢织构分析及控制技术，也必将取得快速进步。电工钢的典型特殊制备技术在未来的发展方向主要有以下四方面：

（1）如何在保持总压下量的前提下，合理分配两次轧制压下率，增强无取向电工钢二次轧制后的组织均匀性。合理选择中间退火工艺参数，如退火温度、退火气氛等，进一步提高有利织构的含量，将成为亟须解决的问题。

（2）探索适用于工业化大生产的斜轧制备技术，研究斜轧过程中的三维变形影响冷轧织构的原理，以及探索斜轧与交叉轧制的织构优化机制，借鉴这两种工艺优化织构的原理对常规工艺进行改进，如怎样在冷轧过程中产生更多晶内剪切带等。同时，相关斜轧工艺装备的研发和改进等，也是未来斜轧技术的发展方向。

（3）探索异径异步轧制下优化有利织构含量的方法，以及如何利用异步轧制对常规加工后的板材进行二次加工以均匀化磁感是后续异步轧制电工钢的研究重点。

（4）解决薄带连铸电工钢表面质量较差及厚度不均等铸带质量问题，探索不同硅含量铸带的织构优化及元素偏析等材料学基础问题，研究如何降低钢液中夹杂物含量、进行适用于薄带连铸的高牌号电工钢工艺路线探索及提高薄带连铸电工钢工艺装备水平等都是未来研发的重点方向。