3、薄带铸轧法制备冷轧硅钢薄带
3.1、薄带铸轧法制备冷轧无取向硅钢薄带
1987年，日本人首先提出双辊快淬法制成约2mm厚薄铸带并直接冷轧。2mm厚薄铸带由于晶粒大（大于0.05mm），钢中含Si在反复弯曲时难发生交叉滑移，并且由于冷却快产生很大热应力，铸带中缺陷多，韧性低，很脆。
双辊法快淬3%Si钢（Ts=1475℃）成1.05-1.20mm薄板，薄板晶粒直径大于0.05mm，酸洗后经大于50%压下率冷轧到0.5mm厚，经1100℃×30s退火。证明冷轧时获得强的(100)(001)织构，纵横向B5000高，L/C=1.02-1.03，B5000（L）=1.74T，B5000（C）=1.70T；大于75%-85%冷轧时为强的(100)(013)（80%冷轧）和(100)(025)（85%冷轧）织构，BS，5000较低，B5000（L）为169-171T，B5000（C）为167-169T，但L/C=1.01，适合用作电机；如果快淬后经高于1000℃卷取，由于更容易发生交叉滑移，内部缺陷少，韧性明显提高。如果钢水从冷却辊脱离前就完全凝固，即脱离前加784~980MPa压力减薄，铸带缺陷少和晶粒细化，也改善韧性。钢水离开冷却辊后从1200℃以小于30℃/s冷却到600℃，晶粒大且均匀，而且使MnS、Fe3C等析出物粗化，冷轧和退火后晶粒大且均匀。如果薄铸板凝固后先以大于15%-20%的压下率热轧和1100-1200℃终轧，反复弯曲数明显提高（14-18次），韧性好和厚度偏差小。
双辊快淬法一般都在空气下进行，这在冷却辊与钢水之间存在有几微米厚的气膜层，导热不好。如果在氮气保护下快淬，钢水表面吸附氮气而使钢水热传导率降低，柱状晶组织发展良好，成品磁性提高。如果在氢气或者氦气保护下快淬，热传动率增高，铸带为等轴晶，磁性低。
1993年，熊野知二、久保田猛、小管健司等采用双辊法，将3%Si-0.25%Al钢水快淬成0.56-0.62mm薄板，发展强的{100}<UVW>柱状晶，酸洗后，经小于40%压下率冷轧到0.50mm，由于原柱状晶可作为晶核，1050℃X30s退火后形成完善的{100}<UVW>织构，B5000明显增高，全周B5000=1.74T，P1.5/50=2.4-2.6W/kg，与5OA270牌号相当。此法对Si+2Al≤2.5有相变的钢也适用。如果经大于40%冷轧和退火，{110}<001>和{111}<112>强，{100}<uvw>减弱，全周方向磁性较低。
3.15%Si+0.9%Al钢水经双辊法（辊径Ф300mm）快淬成1.5-2.0mm厚板。钢水与冷却辊接触时间约0.3s，凝固后从1200℃以12-30℃/s速度冷到600℃并卷取或经上述工艺热轧并卷取，冷轧到0.35mm厚和1000℃X30s退火，P1.5/50=2.44-2.54w.kg，B5000=1.67-l.68T，与50A290牌号相当。
1995年，采用快淬法，铸成约2mm厚带卷取后，在Ar3+50℃到Ar1-50℃之间的平均冷速小于50℃/s，晶粒粗大且均匀，碳化物充分析出并聚集。然后直接冷轧到0.5mm厚退火。不大于0.5%Si钢P1.5/50小于5W/kg，B5000=1.80T，比传统热轧和常化工艺的P1.5/50约低1W/kg，B5000约高0.04T。一般薄铸带都经大于40%压下率冷轧和退火，由于柱状晶破坏程度大，{111}<112>和{110}<001>组分加强。如果快淬成0.56-0.70mm薄铸带，并使板厚中心区凝固速度大于10℃/S，发展完善的柱状晶，再经5%-40%压下率冷轧和退火，{100}<UVW>强度大2.3倍以上，0.5mm厚0.3%Si钢B5000=1.845T，P1.5/50=4.76W/kg；1.14%Si钢B5000=1.835T，P1.5/50=4.2W/kg，全周磁性好（全周B5000>1.70T）。因为冷轧压下率小，{100}<UVW>柱状晶粒难以受到加工应变，仍然保留在冷轧织构中，以后再结晶和晶粒长大仍然保留。为保证大于10℃/S凝固速度，提高钢水过热度△T，即提高浇铸温度和在凝固区快速降温（如采用高传导率冷却辊、用水强制冷却等），并且凝固后急冷。钢中加4%-13%Cr可提高耐蚀性，用作耐蚀电机和电磁开关。
2004-2007年，新日铁将3%Si+1%Al钢快淬时控制钢水过热度高于70℃，形成完善的{100}<uvw>，经70%-85%压下率冷轧到0.35mm厚，1075℃x30s退火后无边裂，B5000（L）=1.74T，B5000（C）=1.72T，P1.5/50（L+C）=2W/kg，达35A210最高牌号，如果经15%-40%压下率冷轧至0.5-0.6mm厚带，{100}强度大于4倍，全周磁性好，B5000=1.69T，P1.5/50=1.98W/kG。如果钢中加REM、Cu、Sb、Sn等并在Ar、He气体保护下快淬，使REM3O2S、AIN复合析出和TiN、AIN复合析出，P1.5/50明显降低。加Sn防止表层渗氮，P1.5/50更低。0.35mm厚3%Si-1.4%Al-（30-85）X10-6REM钢在70%H2-N2中1075℃X30s退火后，B5000=1.725T，P1.5/50=1.9W/kg。如果不加REM，在N2下快淬时AIN粗大可达几微米和不大于100nm细小（Mn，Cu）S（在Ar和He气氛下快淬也如此），但由于快淬后钢中存在有固溶硫，以后退火时又析出小于100nm细小（Mn，Cu）S。
1996年美国InLand钢公司提出2%-3%Si钢快淬成不大于0.5mm厚带经0.5%-1%平整压下和500-650℃消除应力退火但不发生再结晶，{100}<uvw>柱状晶不被破坏，磁性好。
2006年美国AK公司提出2%-3%Si钢快淬成2-2.5mm厚带，从高于1250℃以大于25℃/s速度二次冷却到低于900℃，高于680℃卷取，钢带在不高于1100℃热轧到成品厚度，压下率30%-75%，80℃X1h罩式退火或者950-1050℃连续炉退火，也可再经小于25%压下率冷轧和退火，磁性好，钢中可加0.15%-2%Cr提高电阻率和韧性。
1999年，韩国浦项提出2%-3%Si钢快淬成0.3-0.5mm薄带，经冷轧和退火后板形好，厚度均匀，表面光滑，{100}组分强，磁性高。
德国MPI采用铸辊直径为150mm，辊身长度为60mm，厚度为0.5-2.0mm，硅含量高达6.0%的高硅薄带，研究了工艺参数对铸带组织结构和质量的影响；Thyseen采用辊径Ф500mm，辊身长度300mm的铸机，对含硅量分别为2.0%、3.2%、5.0%的硅钢进行了试验研究，铸带厚0.3-3.0mm，铸带坯可冷轧到0.12mm，经过特殊处理后，显示极低的铁损和极好的磁化性能.
3.2、薄带铸轧法制备取向硅钢薄带
为了省掉高温加热和热轧工序以及生产不小于0.3mm厚的带，新日角按ALN+MnS方案的成分，采用双辊快淬法制成1-4mm厚的薄铸坯。冷却辊直径Ф300mm，辊周速为400-550mm/s，钢水与冷却辊接触时间约0.3s。调整冷却条件（冷却辊压力和二次冷却速度）以控制铸坯厚度，辊子压力控制在490MPa以上。铸坯厚度方向中心区冷却速度大于50℃/s，快速凝固后，在1300-1000℃之间的冷却速度（二次冷却速度）大于10℃/s时，产生再结晶晶粒，为混乱位向的铸态组织，并获得细小MnS和AIN析出质点。铸坯在高温常化后经一次或二次冷轧法都可使二次再结晶完善和Bs提高。因为快淬薄铸坯中，(110)「001]晶粒少，采用一次大压下率冷轧法，0.22mm和0.3mm厚带的B800=1.92-1.94T。如果经强水冷却只能采用二次冷轧法，B800≈1.88T。如果薄铸坯的两个表面先经刚体小球（直径为薄铸坯厚度的0.2-2倍）喷丸处理或高速气流处理和700-1250℃退火（如700℃x25min或1250℃X10s），使表面形成细小再结晶晶粒层并形成部分(110)[001]晶粒，成品二次晶粒小，取向度提高，P1.7/50比通用的Hi-B工艺低5%以上，而且提高冷轧加工性。薄铸坯凝固后以大于10℃/s冷却时，MnS和AIN尺寸较大（0.1~1.0μm），而且薄铸坯中位错密度较低，晶粒也较大，析出位置明显减少，抑制力较弱；这对制造不大于0.15mm厚带很不利。如果钢中加0.04%-0.10%Nb，提高抑制力，2mm厚铸坯一次冷轧到0.15mm厚带时，B800=1.91-1.93T。在MgO中加硫化物或氮化物也可加强抑制力。按一次或二次冷轧法制成的0.1mm厚AIN+MnS+Cu+Sn方案的P1.7/50=0.76W/kg，0.O5mm厚板的P1.7/50=0.71-0.74W/kg，B800=1.92T。
研究AIN+MnS+Sn方案的3mm厚铸坯（A号）和通用的2.3mm厚热轧板（B号），经1130℃常化后的冷轧压下率的影响证明，A号铸坯经92.7%压下率冷轧时，二次再结晶还未完善，B800很低。压下率大于92.7%时（95%-96%），二次再结晶完善，B800高；B号热轧板经90%压下率冷轧时，二次再结晶完善，随压下率继续增高，(110)[001)位向变坏，B800降低。A号铸坯在冷轧前为混乱织构，但经95%-96%压下率冷轧和脱碳退火后，∑9重位位向密度Ic增高，从而获得高取向二次再结晶组织。压下率为92.7%冷轧时，Ic低，所以二次再结晶不完善。B号热轧板在原表层就存在强的(110)[001)组分，所以经90.4%冷轧和脱碳退火后IC高。
在AIN+MnS+Sn（或再加Cu或Sb）方案的成分中，将碳含量提高到0.065%-0.12%，控制Als(%)={(27/14)XN(%)+0.0035}-{(27/14)XN(%)+0.01}，钢水快淬成0.5-3mm厚的薄铸坯，浇铸后以100℃/s速度从1250℃冷到500℃，使AIN中N=0.001%-0.0012%，1100℃常化后以约35℃/s速度冷到200℃以下，一次冷轧到0.17mm厚板的P1.5/50=0.54-0.55W/kg，B800=1.93-1.94T。加铜或锑时，P1.5/50=1.51-0.53W/kg，激光照射后P1.5/50=0.41-0.43W/kg。加0.35%-2%Ni时，激光照射后P1.5/50=0.36-0.41W/kg。平均二次晶粒尺寸为11-50mm，B800=1.95T。
浇铸温度高，薄铸坯中{100}<UVW>柱状晶增多，几乎没有(110)[001]晶粒。因此控制浇铸温度与凝固温度的温度差，即过热度△T<+50℃，柱状晶减少，晶粒位向是混乱的。在N2+Ar气氛中浇铸可保证成分，特别是氮含量稳定。凝固后从MnS固溶区（δ相区）温度快速冷却至（δ+γ）两相区。如从1300℃以大于100℃/s二次冷却速度冷至900℃，使γ相细小均匀分布并在δ相晶粒中析出10nm数量级的细小MnS。为阻止γ相晶粒长大和析出粗大AIN，再以大于5℃/s冷却速度冷到700℃。此时薄铸坯晶粒小于100μm，(110)[001]晶粒数量增多，常化、冷轧和退火后B800高。钢中Als含量高，铸坯晶粒细小，因为在凝固期通过铝的润湿性使凝固核增多。从1400-800℃之间的冷却速度V与Als含量有关，即V≥[400-0.2W/(Als)]/1.8。V与Als高，晶粒细小。薄铸坯中晶粒尺寸比一般热轧板中晶粒约大10倍，并且热应力大，韧性较低，因此应在快淬后高于1000℃时卷取，凝固后冷却到700-1100℃之间经不大于45%压下率热轧，并且压下率R（%）=5+15/400（1100-T）（T为热轧开始温度，℃）。弯曲数明显提高。薄铸坯晶粒大也使MnS析出不均匀。如果凝固后以约50℃/s速度冷至1200℃，并在约1100℃停留约10s后再经20%-40%热轧，MnS析出均匀，同时析出细小AIN，这可省去常化处理。薄铸坯冷轧时易产生裂纹，除去本身韧性较低外，与二次冷却过程中形成的粗大Fe3C也有关系。以大于10℃/s速度冷却，并在100-400℃冷却过程中经15%-50%压下率温轧成1-3mm厚板，可阻止析出粗大Fe3C，弯曲数提高。在钢包或中间罐中加不易分解的CoO或NIO，Co或Ni加入量相当于100-700g/t，作为晶核可细化晶粒。常化后经大于80%（最好大于90%）压下率冷轧，B800高。
AIN+Mns方案中加0.005%-0.025%Bi，双辊法浇铸2.3mm厚坯，常化和一次冷轧法制成的0.3mm厚成品B800=1.94-1.97T，二次冷轧法制成的成品B800=1.92-1.93T。AIN+渗N方案，2.3mm薄铸坯经550-650℃卷取，常化和大于85%压下率一次冷轧法，冷轧温度约200℃，B800=1.94T，0.3mm板P1.7/50=0.91W/kg，0.23mm板P1.7/50=0.8W/kg。也可先在500-1100%经小于45%压下率热轧。
美国AK公司也提出，首先以不小于10℃/S速度冷却到1150-1250℃，再以75-100℃/S速度快冷到不低于950℃，不低于800℃卷取，目的是控制MnS析出尺寸。凝固的钢带进入密闭室中通N2或Ar气使表面氧化减到最低。通过水流速、喷嘴数量和形状、喷射角以及冷却区长度控制喷水速度为125-400L/min，可保证上述冷速。喷水温度为25℃，喷水时间为4-9s。2.5mm厚×80mm宽的铸坯带无裂纹。MnS方案0.27mm厚度成品B800=1.85-1.87T。如果浇铸3mm厚带在不氧化气氛中加热到约1050℃x≥10min，经一道热轧到2mm厚，使表层1/4地区充分再结晶也可。
意大利Terni公司提出AIN+渗N方案，控制好冷速，不低于750℃卷取，以后900℃渗N处理，0.3mm厚板B800=1.94T。AIN+MnS或AIN+渗N方案，在快淬与卷取之间在线经1100-1200℃大于20%压下率热轧后再低于600℃卷取，组织和织构更均匀，并析出细小的AIN和MnS，磁性好。
3.3、影响薄带铸轧制备硅钢薄带的主要工艺因素
急冷快淬和薄带铸轧都属于超快冷却的近终成形制造技术，只是急冷快淬的冷却速度更快、带材更薄，因此影响薄带铸轧硅钢带性能的主要工艺因素相近，即：冷却辊表面的材质及冷却速度、冷却辊转速、钢水的温度及液面高度、结晶点与吻合口的高度、布流口形状、铸带厚度及二次冷却速度等。冷却辊表面加工成纹理状、提高冷却水的出口入口温度都可以提高冷却效果，提高表面质量；与铬错铜相比，被钻铜的强度高、导热性更好，表面纹理承受高温钢水的热冲击能力强。
薄铸坯晶粒大，而且由于钢水急冷（钢水与冷却辊接触时间为0.3s）收缩率大和二次冷却产生大的热应力，使铸坯中缺陷增多，这都造成薄铸坯脆化。如果延长钢水与冷却辊接触时间（如0.5s），在铸坯脱离冷却辊前就已凝固，然后立即经冷却辊压下减薄，这使铸坯内部缺陷明显减少和晶粒细化，韧性提高（即弯曲数提高）。如果在双辊与钢水接触时在Ar气下进行，由于Ar热导率高，钢水冷却更快，铸坯为混乱位向的细小等轴晶组织，成品磁性好。如果采用N2其热导率虽与Ar相近，但钢水表面吸收少量N而使热传率降低，铸坯为柱状晶组织，磁性差。
4、结论
尽管高硅钢片的脆性问题依旧存在，但采用近终成形的快速凝固技术已经取得了长足的进展，高硅钢片的应用范围也在逐步扩大。在能源日益紧张的今天，节能减排、绿色制造已成为钢铁及功能材料发展的主旋律；近终成形制备硅钢片正是最简单、经济、有效的制备工艺之一，其产业化必将会产生巨大的经济效益和社会效益。
收稿时间：2012年
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