孫　超，張　芳，沙玉輝，柳金龍，左　良

(1. 東北大學(xué) 材料各向異性與織構(gòu)教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室， 沈陽(yáng) 110819;2. 河鋼集團(tuán)唐鋼公司技術(shù)中心，河北 唐山 063016)

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軋制溫度對(duì)雙輥鑄軋硅鋼形變與再結(jié)晶織構(gòu)的影響*

孫超1,2，張芳1，沙玉輝1，柳金龍1，左良1

(1. 東北大學(xué) 材料各向異性與織構(gòu)教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室， 沈陽(yáng) 110819;2. 河鋼集團(tuán)唐鋼公司技術(shù)中心，河北 唐山 063016)

摘要：采用宏微觀織構(gòu)分析相結(jié)合的方法，研究了軋制溫度對(duì)雙輥鑄軋F(tuán)e-2.8%Si-0.8%Al硅鋼形變與再結(jié)晶織構(gòu)的影響。室溫和200 ℃軋制樣品形變織構(gòu)均由α(〈110〉∥RD)、γ(〈111〉∥ND)和λ(〈001〉∥ND)纖維織構(gòu)組成，但200 ℃軋制顯著減弱α、λ形變織構(gòu)，增強(qiáng)γ形變織構(gòu)特別是1/4層的{111}〈110〉織構(gòu)。200 ℃軋制時(shí)，剪切帶數(shù)量增多、儲(chǔ)能增強(qiáng)，從而促進(jìn)了Goss({110}〈001〉)、Cube ({001}〈100〉)再結(jié)晶晶粒分別在γ和{111}〈110〉形變基體剪切帶的大量形核，γ再結(jié)晶晶粒在晶界少量形核以及Goss和Cube再結(jié)晶晶粒的增多，有效抑制了γ織構(gòu)。λ織構(gòu)的變化由Cube和{001}〈110〉的變化共同決定，在1/4層，Cube織構(gòu)顯著增強(qiáng)導(dǎo)致λ織構(gòu)的增強(qiáng)；在中心層，Cube略微增強(qiáng)而{001}〈110〉顯著減弱導(dǎo)致λ織構(gòu)的減弱。

關(guān)鍵詞：無(wú)取向硅鋼；軋制溫度；雙輥鑄軋；形變織構(gòu)；再結(jié)晶織構(gòu)

0引言

無(wú)取向硅鋼是用量最大的軟磁材料，主要應(yīng)用于制作發(fā)電機(jī)和電動(dòng)機(jī)的鐵芯。無(wú)取向硅鋼的成分、組織與織構(gòu)均對(duì)磁性能有顯著影響，其中織構(gòu)優(yōu)化仍有較大提升空間。有利于磁性能的織構(gòu)主要為λ(〈001〉∥ND)和η(〈001〉∥RD)織構(gòu)，對(duì)磁性能產(chǎn)生不利影響的織構(gòu)主要為γ(〈111〉∥ND)織構(gòu)。

傳統(tǒng)無(wú)取向硅鋼制備流程中，Goss({110}〈001〉)和γ再結(jié)晶織構(gòu)之間的競(jìng)爭(zhēng)決定了再結(jié)晶織構(gòu)特征[1]。軋制溫度是一個(gè)重要的加工參數(shù)，對(duì)Goss和γ再結(jié)晶織構(gòu)的形成與演變有顯著影響[2-3]。Lee等[2]研究表明，F(xiàn)e-3%Si硅鋼經(jīng)50和200 ℃下65%壓下率冷軋、退火后呈現(xiàn)不同的再結(jié)晶形核機(jī)制：前者以γ晶粒在晶界形核為主，后者以Goss晶粒在剪切帶形核為主。Barnett等[3]對(duì)低碳鋼再結(jié)晶織構(gòu)的研究顯示，70 ℃軋制時(shí)，再結(jié)晶織構(gòu)為γ和Goss織構(gòu)；300 ℃軋制時(shí)，Goss織構(gòu)增強(qiáng)。200和300 ℃軋制溫度下的Goss織構(gòu)強(qiáng)化，應(yīng)與發(fā)生動(dòng)態(tài)應(yīng)變時(shí)效進(jìn)而促進(jìn)γ形變基體內(nèi)剪切帶形成相關(guān)。

雙輥鑄軋技術(shù)應(yīng)用于無(wú)取向硅鋼，可大幅縮短生產(chǎn)流程。特別是其薄帶坯具有初始λ織構(gòu)特征，使再結(jié)晶織構(gòu)除了常見的Goss和γ外，還包含Cube({001}〈100〉)和λ組分。Liu等[4-5]研究表明，雙輥鑄軋F(tuán)e-3%Si和Fe-3.2%Si-0.7%Al硅鋼帶坯分別經(jīng)75%和82%室溫冷軋和退火后，依次形成強(qiáng)γ和Goss以及強(qiáng)Cube和γ的再結(jié)晶織構(gòu)。Pei等[6]發(fā)現(xiàn)，鑄軋F(tuán)e-2.99%Si硅鋼帶坯經(jīng)80%壓下率室溫冷軋和退火后，形成強(qiáng)Goss和γ再結(jié)晶織構(gòu)。由于Goss、Cube和γ再結(jié)晶晶粒均可在γ形變基體內(nèi)形核，且消耗γ形變基體長(zhǎng)大，三者之間的競(jìng)爭(zhēng)關(guān)系將影響鑄軋硅鋼薄帶再結(jié)晶織構(gòu)的形成與發(fā)展。目前，尚缺少對(duì)軋制溫度與雙輥鑄軋硅鋼薄帶中Cube、Goss和γ織構(gòu)間相互競(jìng)爭(zhēng)的研究。

本文以雙輥鑄軋帶坯為初始材料，分別采用室溫和200 ℃直接冷軋的方式，研究軋制溫度對(duì)形變與再結(jié)晶織構(gòu)的影響。

1實(shí)驗(yàn)

研究用Fe-2.8%Si-0.8%Al雙輥鑄軋帶坯，厚度為2.0mm。經(jīng)酸洗去除氧化皮后，分別在室溫和200 ℃直接冷軋至0.35mm，冷軋方向(RD)與鑄軋方向平行。隨后將兩種冷軋板在氬氣保護(hù)氣氛中進(jìn)行1 200 ℃保溫1min的再結(jié)晶退火。對(duì)于軋制和退火樣品，采用SmartLab型X射線衍射儀測(cè)試宏觀織構(gòu)，按Schulz背反射法實(shí)測(cè){110}、{200}和{211}不完整極圖，進(jìn)而通過(guò)LaboTex織構(gòu)分析軟件計(jì)算出取向分布函數(shù)(ODF)和織構(gòu)組分體積分?jǐn)?shù)。測(cè)試分別在1/4層和中心層進(jìn)行。切取200mm×30mm的試樣，其中長(zhǎng)度方向與軋向平行，經(jīng)1 200 ℃保溫1min退火后，利用Iwatsusy-8232型B-H分析儀，分析退火雙輥鑄軋硅鋼的磁性能。測(cè)試指標(biāo)為磁場(chǎng)強(qiáng)度2 500A/m時(shí)的磁感應(yīng)強(qiáng)度B25以及磁感應(yīng)強(qiáng)度為1.5T、頻率為50Hz時(shí)的鐵損P15/50。此外，對(duì)200 ℃軋制樣品進(jìn)行了1 200 ℃保溫3s退火，獲得10%再結(jié)晶分?jǐn)?shù)的樣品，采用電子背散射衍射(EBSD)技術(shù)觀察再結(jié)晶形核特征。采用OLYMPUS的OLS3100激光共聚焦顯微鏡在軋板ND-RD面進(jìn)行組織觀察。

2結(jié)果與討論

雙輥鑄軋薄帶坯通體由均勻的等軸晶粒組成，平均晶粒尺寸約為300μm。帶坯織構(gòu)主要是以Cube為峰值的λ織構(gòu)，并含有少量{113}〈361〉和Goss織構(gòu)[7]。圖1(a)、(b)給出了帶坯經(jīng)室溫和200 ℃軋制后的顯微組織，可觀察到明顯的剪切帶特征。與室溫軋制相比，200 ℃軋制樣品的剪切帶數(shù)量占優(yōu)。由于高儲(chǔ)能區(qū)域更容易被腐蝕，從剪切帶腐蝕襯度可知，200 ℃軋制樣品中剪切帶同時(shí)具有較高的儲(chǔ)能。圖2為經(jīng)室溫和200 ℃冷軋后的形變織構(gòu)。

圖1　鑄軋硅鋼帶坯經(jīng)不同溫度軋制和1 200 ℃保溫1 min退火的金相組織

Fig1Microstructuresofsiliconsteelsheetscoldrolledwithdifferentrollingtemperaturesandannealedat1 200 ℃for1min

圖2　鑄軋硅鋼帶坯經(jīng)不同溫度軋制后ODF的2=45°截面圖(取向密度等級(jí)：1,2,3…)

圖3　鑄軋硅鋼軋制織構(gòu)沿α、γ和λ取向線分布特征

Fig3Orientationdensitiesalongα,γandλfibersofsiliconsteelsheetsrolledwithdifferentrollingtemperatures

形變織構(gòu)主要由α、γ和λ組成，軋制溫度對(duì)各組分強(qiáng)度影響顯著：室溫冷軋時(shí)，通體由{001}～{112}〈110〉區(qū)間的α、{001}〈110〉～〈210〉區(qū)間的λ及較弱的γ織構(gòu)組成；200 ℃冷軋時(shí)，1/4層的形變織構(gòu)由以近{111}〈110〉為峰值的強(qiáng)γ織構(gòu)和弱α、λ織構(gòu)構(gòu)成，中心層的形變織構(gòu)相對(duì)較弱。圖3給出了冷軋織構(gòu)沿α、γ和λ取向線的取向密度分布。由圖3可知，當(dāng)軋制溫度由室溫升高至200 ℃時(shí)，{001}～{112}〈110〉強(qiáng)α織構(gòu)和{001}〈110〉～〈210〉λ織構(gòu)顯著減弱，γ織構(gòu)特別是1/4層的{111}〈110〉織構(gòu)則顯著增強(qiáng)。

圖1(c)、(d)和圖4分別給出了室溫和200 ℃冷軋板經(jīng)1 200 ℃保溫1min退火后的組織與織構(gòu)。軋制溫度對(duì)再結(jié)晶組織影響較小，兩者均為等軸晶且尺寸接近。但軋制溫度對(duì)再結(jié)晶織構(gòu)影響顯著，室溫軋制時(shí)，1/4和中心層再結(jié)晶織構(gòu)均為以Goss為峰值的η、α、{113}〈361〉和較弱的Cube織構(gòu)，中心層還有較強(qiáng)的{111}〈112〉和{001}〈110〉～〈210〉區(qū)間的λ織構(gòu)；200 ℃軋制時(shí)，1/4和中心層再結(jié)晶織構(gòu)均由以Goss為強(qiáng)點(diǎn)的η、{001}〈100〉～〈210〉區(qū)間的λ、Cube及{113}〈361〉織構(gòu)組成，α和γ織構(gòu)幾乎完全消失。

圖4　不同溫度冷軋和1 200 ℃保溫1 min退火后的ODF恒2 =0和45°截面圖(取向密度等級(jí)：1,2,3…)

Fig4Constant2=0and45°sectionsofODFsofsiliconsteelsheetscoldrolledwithdifferentrollingtemperaturesandannealedat1 200 ℃for1min

圖5給出了各主要再結(jié)晶織構(gòu)組分的體積分?jǐn)?shù)。在1/4層，200 ℃軋制顯著增強(qiáng)再結(jié)晶織構(gòu)中的Cube、Goss和λ織構(gòu)，減弱{111}〈112〉織構(gòu)；在中心層，200 ℃軋制減弱{111}〈112〉和λ織構(gòu)，略微增強(qiáng)Cube和Goss織構(gòu)。結(jié)合圖4可知，λ織構(gòu)體積分?jǐn)?shù)的減少，與{001}〈110〉織構(gòu)的顯著減弱相關(guān)。磁性能測(cè)試結(jié)果表明，軋制溫度對(duì)磁感應(yīng)強(qiáng)度B25影響顯著而對(duì)鐵損P15/50影響不明顯，軋制溫度由室溫升高至200 ℃時(shí)，B25由1.60T升高至1.63T，而P15/50保持在2.5W/kg左右。結(jié)合再結(jié)晶組織和織構(gòu)可知，200 ℃軋制時(shí)，B25的提高與Goss、Cube的增強(qiáng)以及γ織構(gòu)的減弱有關(guān)，P15/50變化不明顯可能是由于兩者最終退火后晶粒尺寸相似。

由以上結(jié)果可知，在200 ℃軋制增強(qiáng)Goss、Cube再結(jié)晶織構(gòu)、減弱γ再結(jié)晶織構(gòu)。鑒于三者均可在γ形變基體形核，這種影響應(yīng)與γ形變織構(gòu)的增強(qiáng)相關(guān)聯(lián)。為了進(jìn)一步分析200 ℃軋制改善再結(jié)晶織構(gòu)的原因，選擇200 ℃軋制樣品并采用EBSD技術(shù)，分析γ形變基體內(nèi)Goss、Cube和{111}〈112〉晶粒的形核特征。

圖5不同溫度軋制的硅鋼薄板經(jīng)1 200 ℃保溫1min退火后各織構(gòu)組分的體積分?jǐn)?shù)

Fig5Volumefractionsofvariousrecrystallizationtexturecomponentsofsiliconsteelsheetscoldrolledatdifferenttemperaturesandannealedat1 200 ℃for1min

圖6分別給出了{(lán)111}〈112〉和{111}〈110〉-〈112〉形變基體內(nèi)再結(jié)晶晶粒取向成像圖。{111}〈112〉形變基體的剪切帶主要為Goss再結(jié)晶晶粒形核；{111}〈110〉形變基體的剪切帶主要為Goss和Cube再結(jié)晶晶粒形核，且兩者數(shù)量相當(dāng)。γ再結(jié)晶晶粒主要在γ形變基體的晶界區(qū)域形核，且形核數(shù)量很少。

無(wú)取向硅鋼再結(jié)晶織構(gòu)演變與形變組織和織構(gòu)密切相關(guān)，軋制溫度對(duì)雙輥鑄軋硅鋼薄帶再結(jié)晶織構(gòu)演變的影響，其原因即在于特殊的形變組織與織構(gòu)。Goss晶粒主要形核于γ形變基體的剪切帶[8-9]，200 ℃軋制使γ形變織構(gòu)顯著增強(qiáng)，剪切帶數(shù)量增加且儲(chǔ)能提高。結(jié)合γ形變基體的形核特征(圖6)可知，Goss晶粒在{111}〈112〉和{111}〈110〉形變基體均可大量形核，由此雙輥鑄軋硅鋼通過(guò)軋制溫度升高使Goss再結(jié)晶織構(gòu)得以顯著強(qiáng)化。

Cube晶粒主要形核在由初始Cube晶粒演變而來(lái)的Cube形變帶[10-11]、γ形變基體的剪切帶[7]以及{112}〈110〉[1]和{110}〈110〉[12]等α形變基體的剪切帶。200 ℃軋制顯著減弱了可能對(duì)Cube形核有貢獻(xiàn)的{112}〈110〉和{001}〈210〉形變織構(gòu)，但γ織構(gòu)特別是1/4層的{111}〈110〉織構(gòu)顯著增強(qiáng)，而{111}〈110〉的增強(qiáng)與Cube再結(jié)晶織構(gòu)的增強(qiáng)相對(duì)應(yīng)。結(jié)合剪切帶數(shù)量增加、儲(chǔ)能增強(qiáng)和{111}〈110〉形變基體的形核特征(圖6)，200 ℃軋制下Cube再結(jié)晶織構(gòu)的增強(qiáng)主要是由{111}〈110〉形變基體的剪切帶形核貢獻(xiàn)增加所致。

圖6200 ℃軋制樣品中形核位置和周圍形變基體的取向成像圖

Fig6Orientationimagesmapsofnucleationsitesandsurroundeddeformedmatricesinsiliconsheetrolledat200 ℃

γ再結(jié)晶晶粒主要形核于γ形變基體的晶界和形變帶[13]。200 ℃軋制有效促進(jìn)Goss和Cube再結(jié)晶晶粒在γ形變基體剪切帶的大量形核，并消耗γ形變基體長(zhǎng)大，減少了γ再結(jié)晶晶粒的發(fā)展空間，同時(shí)γ再結(jié)晶晶粒在晶界形核數(shù)量很少，兩者共同決定了200 ℃軋制時(shí)γ再結(jié)晶晶粒的形成和發(fā)展均被有效抑制。λ織構(gòu)的強(qiáng)度變化則由{001}〈110〉和Cube組分的變化共同決定：在1/4層，λ織構(gòu)主要為{001}〈100〉-〈210〉，Cube織構(gòu)的顯著增強(qiáng)導(dǎo)致λ織構(gòu)增強(qiáng)；在中心層，織構(gòu)中既包含Cube織構(gòu)也包含{001}〈110〉織構(gòu)，Cube織構(gòu)強(qiáng)度略微增強(qiáng)而{001}〈110〉織構(gòu)顯著減弱，導(dǎo)致λ織構(gòu)整體強(qiáng)度減弱。

剪切帶是均勻變形受阻時(shí)出現(xiàn)的集中變形組織[14]，200 ℃軋制增加剪切帶數(shù)量、增強(qiáng)儲(chǔ)能，這應(yīng)與動(dòng)態(tài)應(yīng)變時(shí)效現(xiàn)象有關(guān)[2-3]。鑄軋帶坯中不可避免地含有少量C、N原子，200 ℃軋制時(shí)C、N原子活動(dòng)性增加并在軋制變形時(shí)富集于位錯(cuò)，產(chǎn)生動(dòng)態(tài)應(yīng)變時(shí)效，促進(jìn)局部區(qū)域出現(xiàn)高速集中變形的失穩(wěn)特征，即形成由剪切帶承擔(dān)晶粒變形的非均勻變形方式，使剪切帶數(shù)量增加且剪切帶內(nèi)等效應(yīng)變提高。

3結(jié)論

以具有初始λ織構(gòu)的雙輥鑄軋薄帶坯為對(duì)象，研究了室溫與200 ℃軋制對(duì)形變和再結(jié)晶織構(gòu)的影響，主要結(jié)論如下：

(1)軋制溫度顯著影響形變織構(gòu)和剪切帶特征：形變織構(gòu)均由α、γ和λ纖維織構(gòu)組成，但200 ℃軋制顯著減弱α、λ織構(gòu)，增強(qiáng)γ織構(gòu)特別是1/4層的{111}〈110〉織構(gòu)；200 ℃軋制增加剪切帶數(shù)量及其儲(chǔ)能。

(2)再結(jié)晶織構(gòu)隨軋制溫度提高變化明顯，200 ℃軋制促進(jìn)了Goss和Cube再結(jié)晶織構(gòu)增強(qiáng)，γ再結(jié)晶織構(gòu)有效抑制，在1/4層λ織構(gòu)因Cube織構(gòu)增加而強(qiáng)化，中心層λ織構(gòu)則由于{001}〈110〉減少而弱化。

(3)適宜的軋制溫度結(jié)合壓下率和初始織構(gòu)，有利于雙輥鑄軋硅鋼薄帶中形成強(qiáng)λ和Goss有利再結(jié)晶織構(gòu)，抑制γ不利再結(jié)晶織構(gòu)，并顯著提高磁感應(yīng)強(qiáng)度B25。

參考文獻(xiàn)：

[1]ParkJT,SzpunarJA.Evolutionofrecrystallizationtextureinnonorientedelectricalsteels[J].ActaMater, 2003, 51(11): 3037-3051.

[2]LeeS,DeCoomanBC.Effectofwarmrollingontherollingandrecrystallizationtexturesofnon-oriented3%Sisteel[J].ISIJInt, 2011, 51(9): 1545-1552.

[3]BarnettMR,JonasJJ.InfluenceofferriterollingtemperatureongrainsizeandtextureinannealedlowCandIFsteels[J].ISIJInt, 1997, 37(7): 706-714.

[4]LiuH,LiuZ,CaoG,etal.Microstructureandtextureevolutionofstripcasting3wt%Sinon-orientedsiliconsteelwithcolumnarstructure[J].JMagnMagnMater, 2011, 323: 2648-2651.

[5]LiuHT,SchneiderJ,LiHL,etal.Fabricationofhighpermeabilitynon-orientedelectricalsteelsbyincreasing〈001〉recrystallizationtextureusingcompactedstripcastingprocesses[J].JMagnMagnMater, 2015, 374: 577-586.

[6]PeiW,ShaY,ZhangF,etal.Textureevolutioninnon-orientedsiliconsteelprocessedbytwin-rollcasting[J].AdvMaterRes, 2012, 452-453: 7-11.

[7]ShaYH,SunC,ZhangF,etal.Strongcuberecrystallizationtextureinsiliconsteelbytwin-rollcastingprocess[J].ActaMater, 2014, 76: 106-117.

[8]UshiodaK,HutchinsonWB.Roleofshearbandsinannealingtextureformationin3%Si-Fe(111)[112]singlecrystals[J].ISIJInt, 1989, 29(10): 862-867.

[9]SamajdarI,CicaleS,VerlindenB,etal.Primaryrecrystallizationinagrainorientedsiliconsteel:ontheoriginof{110} 〈001〉grains[J].ScriptaMater, 1998, 39(8): 1083-1088.

[10]ZhangNing,YangPing,MaoWeimin.InfluenceofcolumnargrainsontherecrystallizationtextureevolutioninFe-3%Sielectricalsteel[J].ActaMetallSin, 2012, 48(3): 307-314.

張寧, 楊平, 毛衛(wèi)民. 柱狀晶對(duì)Fe-3%Si電工鋼再結(jié)晶織構(gòu)演變規(guī)律的影響 [J]. 金屬學(xué)報(bào), 2012, 48(3): 307-14.

[11]ZhangN,YangP,MaoW.Formationofcubetextureaffectedbyneighboringgrainsinatransverse-directionallyalignedcolumnar-grainedelectricalsteel[J].MaterLett, 2013, 93: 363-365.

[12]XuYB,ZhangYX,WangY,etal.Evolutionofcubetextureinstrip-castnon-orientedsiliconsteels[J].ScriptaMater, 2014, 87: 17-20.

[13]BarnettMR,KestensL.Formationof{111}〈110〉and{111}〈112〉texturesincoldrolledandannealedIFsheetsteel[J].ISIJInt, 1999, 39(9): 923-929.

[14]QuadirMZ,DugganBJ.Shearbandthickeningduringrollingofinterstitialfreesteel[J].ISIJInt, 2006, 46: 1495-1499.

文章編號(hào)：1001-9731(2016)07-07071-05

基金項(xiàng)目：國(guó)家高技術(shù)研究發(fā)展計(jì)劃(863計(jì)劃)資助項(xiàng)目(2012AA03A505)；國(guó)家自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目(51171042, 51101031)；高等學(xué)校博士學(xué)科點(diǎn)專項(xiàng)科研基金資助項(xiàng)目(20110042110002)

作者簡(jiǎn)介：孫超(1981-)，男，河北衡水人，博士，師承沙玉輝教授，從事硅鋼組織和織構(gòu)優(yōu)化及相關(guān)機(jī)制研究。

中圖分類號(hào)：TG337.3

文獻(xiàn)標(biāo)識(shí)碼：A

DOI:10.3969/j.issn.1001-9731.2016.07.014

Effectofrollingtemperatureondeformationandrecrystallizationtextureintwin-rollcastsiliconsteel

SUN Chao1,2，ZHANG Fang1，SHA Yuhui1，LIU Jinlong1，ZUO Liang1

(1.KeyLaboratoryforanisotropyandTextureofmaterials,MinistryofEducation,NortheasternUniversity,Shenyang110819,China;2.HesteelGroupTangsteelCompanyTechnicalCenter,Tangshan063016,China)

Abstract:The twin-roll cast Fe-2.8%Si-0.8%Al strips were cold rolled at room temperature and 200 ℃, respectively, and annealed to investigate the effect of rolling temperature on deformation and recrystallization texture by macro- and micro-texture analysis. Deformation textures are both composed of α, γ and λ fibers under the two rolling temperatures, but rolling at 200 ℃ reduces α and λ fibers while increases γ fiber especially {111}〈110〉 component at quarter layer. Recrystallization textures for the two rolling temperatures consist of Goss, λ and γ. Relative to the room temperature rolling, the rolling at 200 ℃ promotes the nucleation of Goss and Cube grains at shear bands, whereas weakens nucleation of γ grain at grain boundaries. Moreover, the recrystallization λ fiber is enhanced at quarter layer by the increase of Cube and weakened at center layer due to the reduction of {001}〈110〉, respectively.

Key words:non-oriented silicon steel; rolling temperature; twin-roll strip casting; deformation texture; recrystallization texture

收到初稿日期：2015-06-10 收到修改稿日期：2015-09-26 通訊作者：張芳，E-mail:zhangf@smm.neu.edu.cn