铸造具有低表面粗糙度和低孔隙率的钢带的制作方法

专利名称：：铸造具有低表面粗糙度和低孔隙率的钢带的制作方法
技术领域：
：本发明涉及在双辊连铸机中钢带的铸造。
背景技术：
：在双辊连铸机中，熔融金属被引导到一对相反转动的被冷却的水平铸造辊之间，以使金属壳(shell)凝固在移动辊表面，并在铸造辊之间的辊隙(nip)处合起来，以产生从辊之间的辊隙向下输送的凝固的带产品。术语“辊隙”在这里被用于指代一般区域，在该区域辊是最接近在一起。熔融金属可从浇包中倾注入较小的容器，从该容器熔融金属流过位于辊隙上方的金属输送喷嘴，立即在辊隙上形成支撑在辊的铸造表面上的并且沿辊隙的长度延伸的熔融金属的铸造池。这个铸造池通常被限定在以与辊的末端表面滑动啮合方式固定的侧板或挡板之间，以堵塞铸造池的两端，防止流出。在双辊连铸机中铸造钢带时，铸造池一般是超过1550℃、通常是1600℃及更高的温度，并且必须实现在辊的整个铸造表面上对钢水的非常快速且均匀的冷却，以在铸造辊的每个旋转期间，在铸造表面上暴露于钢水铸造池的短时期内形成凝固壳(shell)。再者，重要的是实现均匀凝固以避免在辊隙处合成在一起形成钢带的凝固壳的变形。该壳的变形可导致被称为“鳄鱼皮”表面粗糙的表面缺陷。鳄鱼皮表面粗糙被说明在图1中，并包含在40至80微米的带表面的、以5至10毫米的周期的、周期性的上下起伏，由表面光度计测量。即使明显的表面变形和缺陷被避免，在壳生长和壳变形中微小的不规则仍将导致液体夹带在钢带的中间部分中两个壳之间的分离槽或孔穴中。这些孔穴被产生作为夹带的液体凝固，并引起由x射线观察到的在钢带中的孔隙，该孔隙如在这里的图2和在我们的文章中的图2b中所示；我们的文章题目为“RecentDevelopmentsinProjectMtheJointDevelopmentofLowCarbonSteelStripCasting”，由BHP和IHI在METECCongress99，DusseldorfGermany(June13-15，1999)上发表。由于该带因由孔穴产生的裂缝和在张力作用下的该带潜在破裂而不能被用作冷轧的供料，这使得必须进行该带的联机热轧以消除孔隙。迄今认为，这种内部孔隙在铸造的薄铸造带中是不可避免的，其必须通过联机热轧被消除。然而，在仔细考虑可引起不均匀凝固的因素和在控制这些多种因素以双辊连铸机铸造钢带中的广泛经验之后，我们确定实现更均匀壳生长而避免鳄鱼皮表面粗糙、以及还有避免显著的液体夹带(liquidentrapment)、从而基本上减少孔隙是可能的。
发明内容依据本发明，提供一种生产具有低表面粗糙度和低孔隙率的薄铸造带的方法，包括步骤装配一对被冷却的铸造辊，在该对辊之间具有一辊隙和限定封闭相邻的辊隙末端；引导具有至少70ppm、通常低于250ppm的总氧含量和在20到60ppm之间的游离氧含量的钢水在该对铸造辊之间，以在所述铸造辊之间在一温度形成铸造池，使得形成在所述铸造池中的大多数氧化夹杂物处于液态；相反转动所述铸造辊并从所述钢水传递热量，以在所述铸造辊的表面形成金属壳，使得所述壳生长以包括相关于所述钢水的总氧含量的氧化夹杂物、并形成没有鳄鱼表面粗糙的钢带；和通过在所述铸造辊之间的辊隙从所述凝固的壳形成凝固的薄钢带。依据本发明，还提供一种生产具有低表面粗糙度和低孔隙率的薄铸造带的方法，包括步骤装配一对被冷却的铸造辊，在该对辊之间具有一辊隙和限定封闭相邻的辊隙末端；引导具有至少100ppm的总氧含量和在30和50ppm之间的游离氧含量的钢水在该对铸造辊之间，以在所述铸造辊之间在一温度形成铸造池，使得形成在所述铸造池中的大多数氧化夹杂物处于液态；相反转动所述铸造辊并从所述钢水传递热量，以在所述铸造辊的表面形成金属壳，使得所述壳生长以包括相关于所述钢水的总氧含量的氧化夹杂物、并形成没有鳄鱼表面粗糙的钢带；和通过在所述铸造辊之间的辊隙从所述凝固的壳形成凝固的薄钢带。尽管也可用于不锈钢的制作，但已发现本方法在低碳钢的制作中特别有用。在任何情况下，钢壳可具有氧化锰、二氧化硅和氧化铝夹杂物，以产生具有距离带表面2微米深的每平方毫米至少120个氧化夹杂物的每单位面积密度的钢带。夹杂物的熔点可低于1600℃，优选是大约1580℃，并且低于铸造池中金属的温度。包括MnO、SiO2和Al2O3的氧化夹杂物可分布在铸造池的钢水中，具有每立方厘米2至4克之间的夹杂物密度。不受理论所限制，在铸造期间通过控制生长的速度和凝固金属壳生长的分布，鳄鱼皮表面粗糙度的避免和较低孔隙率确信被实现。避免壳变形的主要因素被发现是由在铸造表面上钢水中凝固成核位置的良好分布、以及尤其在成核之后立即凝固的初始阶段中的控制的壳生长速度引起的。另外，我们发现，重要的是在凝固壳经过铁素体向奥氏体转变之前，壳达到了大于0.30毫米的足够厚度，以抵抗伴随这个转变由体积变化产生的应力，另外从铁素体向奥氏体相位的转变发生在壳通过辊隙之前。这通常是足以抵抗由伴随这个转变的体积变化产生的应力。例如，在每平方米14.5兆瓦特级的热通量的情况下，每个壳的厚度在铁素体向奥氏体转变开始时可是大约0.32毫米，在转变结束时是大约0.44毫米和在辊隙处是大约0.78毫米。我们还确定，通过具有每平方毫米至少120个的每单位面积密度的成核来避免鳄鱼皮粗糙。我们认为，这种鳄鱼皮粗糙也可通过在铸造池的上部或弯月面区域中在初始20毫秒凝固期间产生每平方米小于25兆瓦特的控制的热通量来避免，以形成共格凝固壳，并确保这些壳的被控制的生长速度，以这种方法，避免可导致在带中液体夹带的壳变形。用于初始凝固的成核位置的良好分布可通过使用具有一种构造(texture)的铸造表面来实现，该构造由离散凸起的随机图案形成。铸造表面的所述离散凸起可具有至少20微米的平均高度，以及它们可具有每平方毫米5个至200个隆起之间的平均表面分布。在任何情况下，每个辊的铸造表面可被由保护层所覆盖的喷砂基底限定。更具体地，保护涂层可是电镀金属涂层。进一步更具体地，基底可是铜，镀层可以是铬。铸造池中的钢水可是具有以重量计在0.001％至0.1％的范围内的碳含量、以重量计在0.1％至2.0％的范围内的锰含量、以及以重量计在0.01％至10％的范围内的硅含量的低碳钢。钢水可具有以重量计0.01％级或更少的铝含量。钢水可具有在钢带中产生MnO·SiO2·Al2O3夹杂物的锰、硅和铝的氧化物，在MnO·SiO2·Al2O3夹杂物中MnO/SiO2的比率在1.2至1.6的范围内以及该夹杂物中Al2O3含量少于40％。该夹杂物可包括至少3％的Al2O3。本发明的部分是通过按照如上述的方法步骤制造具有改进的表面粗糙度和孔隙率的新型钢带，对于我们的理解而言，钢带的成份已通过上述说明的使用在形成钢带中的处理步骤被说明。为了更充分解释本发明，参考附图将说明在双辊连铸机中铸造低碳钢带的大量试验，其中图1是现有技术薄钢带中的鳄鱼皮表面粗糙的照片；图2是显示现有技术薄钢带中的孔隙的x射线照片；图3是可依据本发明操作的连续式带连铸机的平面图；图4是显示图3中的带连铸机的侧视图；图5是图3中沿线5-5上的垂直截面图；图6是图3中沿线6-6上的垂直截面图；图7是图3中沿线7-7上的垂直截面图；图8显示夹杂物熔点对在双辊铸造试验中使用硅/锰镇静钢获得的热通量的影响；图9是显示在凝固钢带中微凝固夹杂物波带的Mn的能量分散光谱(energydispersivespectroscopy)(EDS)图；图10是显示改变锰对硅的含量对夹杂物液相线温度的影响的图；图11显示氧化铝含量(从带夹杂物中测量的)和脱氧效率之间的关系；图12是用于MnO·SiO2·Al2O3的三元相图；图13显示氧化铝含量夹杂物和液相线温度之间的关系；图14显示钢水中的氧对表面张力的影响；图15是关于在不同钢清洁度级可用于成核的夹杂物的计算结果的图表；图16说明MnO/SiO2比率对夹杂物熔点的影响；图17说明在低碳钢带铸造期间对从带连铸机中不同位置采集的样本实施的夹杂物分析所获得的MnO/SiO2比率；图18说明以不同含量添加Al2O3对夹杂物熔点的影响；图19说明在铸造低碳钢时在可靠操作区域内如何调整氧化铝水平，以保持氧化夹杂物的熔点低于约1580℃的铸造温度；图20说明使用变化的总氧量和Al2O3含量的钢铸造的结果；图21说明在钢样本在具有180微米间距和60微米深度的规则图案的脊的构造基底上凝固期间获得的热通量值，以及将这些值与在喷砂基底上凝固期间获得的值的比较；图22所示为在连续浸渍试验(diptest)中获得的最大热通量测量值，其中钢从四种不同熔融被凝固在脊状的和喷砂基底上；图23示出了对由图22的浸渍试验中得到的凝固壳内鳄鱼皮缺陷的物理测量的结果；图24示出了由图22的浸渍试验中得到的凝固壳厚度的5个标准差的测量结果；图25和26是在脊状基底上形成的壳表面的显微照片，该基底具有不同的脊深度；图27是凝固在由棱锥形凸起的规则图案形成有构造的基底上的壳表面的显微照片；图28是凝固在喷砂基底上的钢壳表面的显微照片；图29至33是显示在使用双辊连铸机铸造薄带的过程中、直接在钢水的铸造池上方的浇口盘内钢熔融产品的总氧含量的图表；和图34至38是显显示在使用双辊连铸机铸造薄带的过程中、直接位于钢水铸造池上方的浇口盘内的图29至33中同一钢水中的游离氧含量的图表。具体实施例方式为便于理解的本发明原理，现参考附图并使用专用语言描述本发明的实施例。然而应该理解，并不因此而限制本发明的范围，本领域技术人员可以做出各种变化和进一步的修改，并且可以做出对本发明的原理的进一步的应用。图3至7说明可依据本发明操作的的双辊连续式带连铸机。该铸造机包括直立在工厂地面12上的主机架11。架11支撑铸造辊滑架(carriage)13，该滑架13可水平滑动在组装工部(assemblystation)14和铸造工部(castingstation)15之间。滑架13承载一对平行铸造辊16，在从浇包17经浇口盘18和输送喷嘴19的铸造操作中熔融金属被供给至该辊16，以产生铸造池30。铸造辊16是水冷的，以使壳固化在运动的辊表面16A上并在辊之间的辊隙处合在一起，以在辊的出口产生凝固的带产品20。该产品20被提供给标准卷取机21，随之被传送至第二卷取机22。容器23被安装在毗邻铸造工部的机架上，如果在铸造操作中出现产品的严重畸形或其它严重故障，熔融金属可通过位于浇口盘上的溢流管24或通过拔出在该浇口盘一侧的应急插头25转移至该容器内。辊滑架13包含滑架支架31，该滑架支架31通过在沿部分主机架伸展的导轨33上的轮32安装，因而辊滑架13作为一整体被安装为沿导轨33移动。滑架支架31支撑一对辊托架34，辊16被可旋转地安装在该辊托架34内。辊托架34通过相互啮合的互补滑动件35、36被安装在滑架支架31上，以允许托架在液压气缸单元37、38的影响下在支架上移动，以调整压铸辊16间的辊隙，和当需要形成穿过带的不明显的横向线路时能够使该辊快速移开一短时间间隔，以下将更详细说明。通过双动作的液压活塞和气缸单元39的作用，滑架作为一整体可沿导轨33移动，所述单元39被连接在辊滑架上的传动悬臂40和主机架之间，从而可驱动为在组装工部14和铸造工部15之间移动辊滑架，反之亦然。铸造辊16通过来自于电动机的驱动轴41和安装在滑架支架31的传动装置而相反旋转。辊16具有形成有一连串轴向延伸并且沿外周隔开的水冷却通道的铜外围壁，穿过辊的两末端从供水管为该水冷却通道提供冷水，所述供水管位于辊传动轴41中并通过旋转密封管43连接至供水软管42。辊一般地直径约500mm并且长度达2000mm，以生产2000mm宽的带产品。浇包17完全属于常规的结构，并经吊架(yoke)45被支撑在天车(overheadcrane)上，从那里其可被从热金属接收部定位。该浇包配备有由伺服气缸驱动的塞杆46，以允许熔融金属从该浇包通过出口喷嘴47和耐火护罩48流入浇口盘18。浇口盘18也属于常规的结构。其形成为由譬如氧化镁(MgO)的耐火材料制造的宽盘。浇口盘的一侧接收来自浇包的熔融金属，并具有前述的溢流管24和应急塞25。浇口盘的另一侧具有一连串纵向隔开的金属出口开口52。浇口盘的低部分承载用于在辊滑架支架31上安装浇口盘的固定悬臂53，并在滑架支架上具有容纳分度栓(indexingpeg)54的孔，以准确地定位浇口盘。输送喷嘴19被形成为由譬如氧化铝石墨的耐火材料制造的加长体。输送喷嘴19的下部分是锥形的，以向内和向下会聚，这样它能凸出进入铸造辊16间的辊隙。输送喷嘴19具有安装悬臂60，从而支撑其在辊滑架支架上，输送喷嘴19的上部分形成有放置在安装悬臂上的向外凸起的侧凸缘55。喷嘴19可具有一连串水平隔开的通常垂直伸展的流动通道，以在辊的整个宽度上产生合适的金属低速排出并将熔融金属传送进辊间的辊隙，而不直接冲击辊表面，在该辊表面上发生初始凝固。可替换地，喷嘴可具有单个连续的狭缝出口以直接将低速熔融金属幕输送入辊间辊隙和/或其被浸入熔融金属池。当辊滑架在铸造工部时，所述池被一对紧贴辊的阶跃端57固定的侧封闭板56限定在辊的末端。侧封闭板56由例如氮化硼的强耐火材料制造，并具有带圆齿的侧边沿81以匹配辊阶跃端57的曲率。侧板可被安装在板固定器82中，该板固定器82在一对液压气缸单元83的驱动下在铸造工部处时是可移动的，以使侧板与铸造辊的阶跃端相啮合，从而在铸造操作期间形成用于形成在铸造辊上的金属熔融池的端封闭。在铸造操作期间，浇包塞杆46被启动以允许熔融金属从浇包中通过金属输送喷嘴倾倒至浇口盘，从那里流入铸造辊。带产品20的干净头端由裙板(aprontable)96的驱动而被引导至卷取机21的钳爪。在形成干净头端后，通过液压气缸单元98的驱动，裙板96从主机架上的枢轴安装97垂下并可向卷取机摆动。裙板96可对着由活塞和气缸单元101驱动的上部带引导片(upperstripguideflap)99运行，带产品20可以被限定在一对垂直侧辊102之间。在头端被引导进卷取机的钳爪后，卷取机旋转以卷取带产品20，裙板被允许摆回其无效位置，在那里裙板只从机架垂下，不限制带产品被直接带到卷取机21上。所得到的带产品20可随后被转移至卷取机22以产生用于运输离开连铸机的最后盘绕。在我们的美国专利第5,184,668号和5,277,243号以及国际专利申请PCT/AU93/00593中更充分地说明了在图3至7中所述种类的双辊连铸机的全部细节。在参考图3至7粗略说明了双辊连铸机的操作后，我们确定了被控制的因素，以铸造基本上没有在铸造状态下的鳄鱼皮表面粗糙和孔隙的钢带。这种钢带不必受联机热轧的影响来消除孔隙，并可在铸造状态下被使用或用作冷轧的原料。在通常情况下，通过在凝固初始阶段细致控制初始成核和初始热通量以确保被控制的壳生长速度，可实现鳄鱼皮表面粗糙和孔隙的改善。可通过提供不平的铸造表面以确保成核位置的良好分布来控制初始成核现象，该不平表面由分散的凸起的随机图案形成，与该钢水原料(feed)的大于70ppm、通常小于250ppm的总氧含量和在20到60ppm之间的游离氧含量的钢化学成分一起，产生氧化夹杂物的良好分布以作为成核位置。钢水原料的氧含量可以是至少100ppm的总氧含量和在30至50ppm之间的游离氧含量。例如，在铸造辊的铸造表面形成构造表面(texturedsurface)可产生期望的成核位置分布，该构造表面具有离散凸起的随机图案、所述凸起具有至少20微米的平均高度以及具有每平方毫米5和200个隆起之间的平均表面分布。熔融铸造池的温度被保持为在成核和凝固的初始阶段期间大部分氧化夹杂物为液体状态的温度。我们还确定了初始接触热通量应为这样的在凝固的初始20毫秒期间从熔融金属至铸造表面热传递不超过每平方米25兆瓦特以防止快速的壳生长和变形。这种壳生长的控制也可通过使用被选择的表面状态来完成。使用硅锰镇静低碳钢的铸造试验已证明钢水内氧化夹杂物的熔点影响在钢凝固过程中获得的热通量，如图8所示。低熔点氧化物提高了在熔融金属和铸造辊表面之间的热传递速度。当它们的熔点高于铸造池中钢的温度时，不产生液态氧化夹杂物。因此，当夹杂物熔点高于大约1600℃时热传递速度显著降低。铸造池中夹杂物的熔点因此应保持在1600℃及以下，具体是超过铸造池中钢水的温度。在凝固的金属壳和在薄钢带内依次形成的氧化夹杂物包括在钢壳凝固过程中形成的凝固夹杂物和在浇包中精炼的过程中形成的脱氧夹杂物。通过铸造试验，我们发现对于铝镇静钢，如果不能避免高熔点氧化铝夹杂物(熔点2050℃)的形成，则通过在组合物中添加钙以提供液态CaO·Al2O3夹杂物，可限制高熔点氧化铝夹杂物(熔点2050℃)的形成。钢中的游离氧水平在冷却过程中在弯月面上显著减少，导致在靠近带的表面处凝固的夹杂物的产生。这些凝固的夹杂物通过下述反应主要形成MnO·SiO2由能量分散光谱(EDS)图得到的带的表面上凝固夹杂物的外观被显示在图9中。可看到凝固夹杂物是非常纤细的(一般地小于2至3μm)并位于距表面10到20μm的带中。在带中的氧化夹杂物的一般大小分布在我们呈交给METEC大会99，杜塞尔多夫德国(1999年6月13-15)的题目为RecentDevelopmentsinProjectMtheJointDevelopmentofLowCarbonSteelStripCastingbyBHPandIHI的论文的图3中显示，其可提供更多信息。在硅锰镇静钢中，凝固夹杂物的相对水平主要由钢中的Mn和Si水平决定。图10显示Mn与Si的比对夹杂物的液相线温度有显著的影响。一种碳含量以重量计在0.001％至0.1％范围内、锰含量以重量计在0.1％至10％范围内、硅含量以重量计在0.01％至10％范围内、和铝含量以重量计在0.01％级别或更少的锰硅镇静钢在该钢在铸造池的上方区域冷却的过程中可产生这样的凝固氧化夹杂物。具体地，该钢可具有下述成分，命名为M06脱氧夹杂物通常在钢水在浇包内与Al、Si和Mn脱氧化的过程中产生。因此，在脱氧化过程中形成的氧化夹杂物的成分主要是以Mn·SiO2·Al2O3为基础的。这些脱氧化夹杂物随机分布在带内并且比带表面附近由游离氧的反应形成的凝固夹杂物粗糙。夹杂物的铝含量对钢中的游离氧水平有强大的影响，并可用于控制熔化金属内的游离氧水平。图11显示随着铝含量的增加，钢中的游离氧水平减少。如在后面的权利要求中，图4中报告的游离氧是使用由HeraeusElectro-Nite制造的Celox测量系统测量的，和该测量规格化至1600℃以标准化游离氧含量报告。引入氧化铝，MnO·SiO2夹杂物被稀释并随之活性减弱，接下来减少了游离氧水平，如从下述反应看到的对于MnO-SiO2-Al2O3基夹杂物，夹杂物成分对液相线温度的影响可从图12所示的三元相图表获得。对薄钢带中氧化夹杂物的分析已显示MnO/SiO2比率一般在0.6至0.8范围内，以及对于此模式，可以发现氧化夹杂物中氧化铝的含量对夹杂物的夹杂物熔点(液相线温度)影响最强，如图13所示。我们已确定对于依据本发明的铸造，重要的是具有足够的凝固和脱氧化夹杂物并且在钢的初始凝固温度时处于使大部分夹杂物为液体状态的温度。铸造池中的钢水具有至少70ppm的总氧含量和在20至60ppm之间的游离氧含量以产生具有被钢水的总氧含量和游离氧含量反映的氧化夹杂物水平的钢壳，以促进钢在铸造辊表面初始凝固时期的成核。凝固和脱氧化夹杂物都是氧化夹杂物并在金属凝固过程中提供成核位置和对成核作出重要贡献，但是脱氧化夹杂物可以是速度控制的，因为脱氧化夹杂物的浓度可被改变的并且其浓度影响存在的游离氧的浓度。脱氧化夹杂物是非常大的，一般大于4微米，而凝固夹杂物一般小于2微米并以MnO·SiO2为基础的且没有Al2O3，而脱氧化夹杂物还将Al2O3作为夹杂物的一部分。已发现在使用上述M06级硅/锰镇静低碳钢的铸造试验中，如果在浇包精练过程中钢的总氧含量减少至小于100ppm的低水平，热通量被减少和铸造被影响，而如果总氧含量至少高于100ppm和一般在200ppm的级别可获得优良铸造结果。如下面更详细描述的，浇包中的这些氧水平导致浇口盘中至少70ppm的总氧含量及在20到60ppm之间的游离氧含量，并且接下来略微降低铸造池中的氧水平。在浇包处理过程中总氧含量可通过“LECO”装置测量并被“冲洗”度(degreeof“rinsing”)控制，即经由多孔塞或顶部喷管从浇包中溢出的氩的量、和处理的持续时间。总氧含量通过使用LECOTC-436氮/氧测定仪的常规处理测定，这在可从LECO得到的TC436氮/氧测定器指导手册(印版号200-403，1996年4月修订本，第7部分第7-1至7-4页)中描述。为了确定由更高总氧含量获得的增强的热通量是否是因为在铸造过程中作为成核位置的氧化夹杂物的有效性，用浇包中的脱氧化物由钙硅(Ca-Si)实现的钢进行了铸造试验，将结果与使用公知的如M06级钢的低碳Si-镇静钢进行的铸造相比较。结果列在下表中表1M06与Cal-Sil级钢之间的热通量差异虽然锰和硅水平与正常的硅镇静级相似，当氧化夹杂物中含有更多CaO时在Ca-Si熔炼(heat)中游离氧水平更低。这显示在表2中。在Ca-Si熔炼中的热通量因而更低，尽管夹杂物熔点更低。表2Ca-Si脱氧化物的矿渣组分在Ca-Si级中游离氧水平是低的，与使用M06级的40至50ppm相比较，一般是20至30ppm。氧是一种表面活性元素，因此游离氧水平的减少被预期减少钢水和铸造辊之间的浸湿并引起该金属和铸造辊之间热传递速度的降低。然而，图14显示从40至20ppm的游离氧减少可能不足以增加表面张力至能解释观察到的热通量减少的水平。在任何情况下，降低钢中总氧和游离氧水平减少了夹杂物的体积，并因此减少用于初始成核的氧化夹杂物的数量。这对钢壳和辊表面之间初始和继续的接触特性产生不利影响。浸渍试验工作显示，要求大约120/mm2的每单位面积密度的成核，以在铸造池的上方或弯月面区域内对初始凝固产生足够的热通量。浸渍试验包括向前移动冷冻的块进入钢水槽，前进的速度严格模仿接触双辊连铸机铸造表面的状况。当块移动穿过熔融槽时钢在该冷冻块上凝固以在该冷块的表面产生一层凝固的钢。该层的厚度可在其整个区域的各点被测量以测定凝固速度的变化和接下来在各位置热传递的有效速度。整体凝固速度和总热通量的测量可因此被确定。使用观察到的凝固速度的凝固微结构的改变和热传递值的改变可以被关联起来，并且与冷表面上初始凝固成核相关的结构被检测。在美国专利5,720,336中更全面描述了一种浸渍试验装置。在初始成核上的液态钢的氧含量和热传递的关系已使用附录1中所述的模型被检测。该模型假设所有氧化夹杂物为球形的和均匀分布于整个钢中。假设表面层为2μm和只有出现在表面层内的夹杂物能参加钢带初始凝固的成核过程。该模型的输入是钢中的总氧含量、夹杂物直径、带厚度、铸造速度和表面层厚度。输出是以符合120/mm2的每单位面积的目标成核密度的钢中所需的总氧夹杂物的百分比。图15是假设钢带厚度1.6mm和铸造速度80m/min时，在由总氧含量表示的不同钢清洁度水平下，为达到每单位面积的目标成核密度，表面层中所需参加成核过程的氧化夹杂物的百分比图。这显示对于2μm大小的夹杂物和200ppm的总氧含量，在表面层中需要共20％的可利用氧化夹杂物以获得120/mm2的每单位面积的目标成核密度。然而，在80ppm总氧含量时，约需要50％夹杂物以获得临界成核速度，在40ppm总氧含量时氧化夹杂物的浓度将不足以适合目标的单位面积成核密度。因此，钢的氧含量需要被控制以产生至少100ppm和优选地低于250ppm的总氧含量，一般地为大约200ppm。结果是该毗邻铸造辊的2微米深的层在初始凝固时将包含至少120/mm2的单位面积密度的氧化夹杂物。这些夹杂物将出现在最终凝固带产品的外表面层并可被适当的检验所检测，例如通过能量分散光谱(EDS)。示例在硅锰镇静低碳钢带中，我们已进一步证实Al2O3在脱氧夹杂物中的出现可非常有利于确保那些夹杂物保持熔融，直到周围的钢溶液已凝固。对于锰/硅镇静钢，夹杂物的熔点对锰与硅氧化物的比率改变非常敏感，对于某些比率夹杂物的熔点可以十分高，例如大于1700℃，该熔点阻止了令人满意的液体膜在铸造辊表面形成以及导致阻塞钢水输送系统中的流动通道。在脱氧夹杂物中有意产生Al2O3以至产生包括MnO、SiO2和Al2O3的三相氧化物系统可降低夹杂物熔点对于MnO/SiO2比率变化的敏感性，并且能够降低熔点。图16中说明了脱氧夹杂物的熔点对MnO/SiO2比率改变的敏感程度，该图显示了对应相应的MnO/SiO2比率夹杂物熔点的改变。当铸造低碳钢带时铸造温度约为1580℃。由图16可看出，在某一MnO/SiO2比率范围内夹杂物的熔点明显高于这个铸造温度，可能超过1700℃。这样高的熔点不可能满足确保氧化夹杂物保持液态和接下来在铸造表面形成液体膜的需要。这样的钢组分因此不适合用于铸造。而且，在输送喷嘴和钢水输送系统的其它部分中流动通道的堵塞可能成为一个问题。虽然钢中的锰和硅水平可根据产生理想的MnO/SiO2比率为目的而调整，确保在工业设备的实践中实际获得理想的比率是困难的。例如，我们已确定具有0.6％锰含量和0.3％硅含量的钢组分是理想的化学配比和基于等效计算应产生大于1.2的MnO/SiO2比率。然而，操作一工业级设备显示获得低得多的MnO/SiO2比率。这在图17中显示，该图中MnO/SiO2比率来自对钢样品进行的夹杂物分析，所述钢样品在M06钢带铸造过程中取自一种工业级带连铸机的不同部位。不同的部位定义如下L1-浇包T1，T2，T3-从浇包接收金属的浇口盘TP2，TP3-浇口盘下方的过渡连接件(transitionpiece)S，1，2-所形成的钢带的连续的部分。从图17可看到，所测得的MnO/SiO2比率全部比大于1.2的计算的期望比率显著地低。再者，MnO/SiO2比率的小变化，例如从0.9至0.8的降低可显著地增加熔点。另外值得注意的是，在从浇包至铸模的钢转移操作期间，暴露于空气的钢将引起再次氧化，该再次氧化将进一步降低MnO/SiO2比率(Si具有比Mn更大的对氧的亲和力，因此将形成更多的SiO2，从而降低该比率)。这个影响可在图17中清楚地看到，在图17中，在浇口盘(T1、T2、T3)、过渡连接件(TP2、TP3)和带(S、1、2)中的MnO/SiO2比率低于在浇包(L1)中的MnO/SiO2比率。通过控制铝的水平，MnO·SiO2·Al2O3基夹杂物可被控制，从而产生以下益处降低夹杂物的熔点，特别是在MnO/SiO2比率为较低值处；和减小夹杂物的熔点对MnO/SiO2比率的变化的敏感性。这些影响通过图18说明，图18显示了具有不同的Al2O3含量的不同MnO/SiO2比率的夹杂物熔点的测量值。这些结果显示不同的MnO/SiO2比率的低碳钢可使用对Al2O3水平的适当控制来进行铸造。图19也显示了用于不同MnO/SiO2比率的Al2O3含量的范围，其将保证夹杂物熔点低于1580℃，该熔点是用于硅锰镇静低碳钢的通常铸造温度。可以看到，Al2O3含量的上限为从用于MnO/SiO2比率0.2的大约35％至用于MnO/SiO2比率1.6的大约39％。该最大值的增长是近似线性的，并且上限或最大Al2O3含量可因此表示为35+2.9(R-0.2)，其中R是MnO/SiO2比率。对于小于0.9的MnO/SiO2比率，其必不可少包含Al2O3以保证夹杂物熔点小于1580℃。大约3％的Al2O3的最小量是必需的，并且合理的最小量应是10％的级别。对于在0.9以上的MnO/SiO2比率，使用可忽略的Al2O3含量理论上是可行的。然而，如前所述，在工业设备中实际获得的MnO/SiO2比率可不同于理论或计算的预期值，并可在带连铸机中的不同位置而改变。再者，熔点可对该比率中较小改变非常敏感。因此理想的是，对于所有硅锰镇静低碳钢，控制铝水平以产生至少3％的Al2O3含量。图20显示在熔炼中控制铝水平和总氧含量的组合效果，图20给出了在供给铸造池的浇口盘处测得的不同Al2O3水平和总氧含量值处的大量铸造的结果。该铸造基于可铸造性能和测得的热通量被划分为“优质铸造”(goodcast)或“低等铸造”(poorcast)的等级。清楚的是，在推荐的铝水平的范围上，假如总氧含量是100ppm或更大、并且游离氧在30和50ppm之间，则可获得优质铸造。在铸造试验之后，更大量的产品被产生，总氧含量和游离氧水平如图29-38所示。我们发现，钢水含量中的总氧含量须保持在大约70ppm以上，游离氧含量从20扩展至60ppm。这如图29至36依次所示，这些图是在2003年8月3日至2003年10月2日之间制作出的。在图29和34中所示的测量是在铸造池上浇包中直接采集的总氧含量和游离氧的第一样本(firstsample)。而且，总氧含量被通过上述的LECO仪器测量，游离氧被通过上述的Celox测量系统测量。在图34中所示的游离氧水平是被标准化到1600℃的值的实际测量值，标准化值用于与权利要求书一致的游离氧的测量。这些游离氧和总氧被在铸造池上方的浇口盘中立即测量，尽管在浇口盘中的钢温度高于在铸造池中的钢温度，这些水平是在铸造池中钢水中的略微较低总氧和游离氧水平的指示。第一样本的总氧和游离氧水平的测量的值如图29和34所示，该样本在铸造池的填充期间或紧随在铸造池的填充之后在试验开始处采集。清楚的是，总氧和游离氧水平在试验期间被降低。图30-33和35-38显示直接在铸造池上的浇包中总氧和游离氧的测量值，使用从试验期间采集的样本2、3、4和5，以说明下降。另外，这些数据显示本发明的实施，这些实施利用LMF的氧气喷枪进行高吹风(120-180ppm)、低吹风(70-90ppm)和超低吹风(60-70ppm)。序号1090至1130被使用高吹风实施，序号1130至1160被使用低吹风实施，以及序号1160至1120被使用超低吹风实施。这些数据显示总氧随吹风实施的降低而减少，但游离氧水平没有减少那么多。这些数据显示最佳的工序是使用超低吹风实施来吹风，以保存可利用的氧，同时提供足够的总氧和游离氧水平以实施本发明。从该数据可以看到，总氧含量是至少大约70ppm(除了一个逸出值(outlier)之外)，通常是低于200ppm，总氧水平一般在大约80ppm和150ppm之间。游离氧水平均在25ppm以上，一般集中在大约30和大约50ppm之间，这表示游离氧含量应在20到60ppm之间。游离氧的高水平将引起氧结合在不期望的炉渣形成物中，而游离氧的低水平将导致用于有效的壳形成和带铸造的凝固夹杂物的不充分形成。在初始凝固时的池的弯月面水平处形成的凝固夹杂物会定位在最终带产品的表面，并可通过除锈或酸洗被除去。另一方面，脱氧夹杂物一般分布在带中。它们比凝固夹杂物更粗糙，并且大小一般在2至12微米的范围内。它们可容易地通过SEM(scanningelectronmicroscope，扫描电子显微镜)或其它技术来检测。还有为了避免鳄鱼皮粗糙，我们发现经过铁素体向奥氏体转变的凝固壳应当达到大于0.30毫米的足够厚度。这个壳抵抗因伴随从铁素体向奥氏体的转变的体积变化而在壳中产生的应力。假定热通量可在每平方米14.5兆瓦特的级别上，在铁素体向奥氏体转变的开始处该壳的厚度可是大约0.32毫米，在转变结束是大约0.44毫米，以及在辊隙处是大约0.78毫米。我们还发现，在壳通过双辊连铸机之前在壳中钢从铁素体向奥氏体相位的转变对于避免鳄鱼皮粗糙和改善孔隙是重要的。同样重要的是，氧夹杂物和成核被相对均匀地分布在钢壳中。国际专利申请PCT/AU99/00641和相应的美国申请09/743638公开了一种连续式铸造钢带的方法，在其中钢水的铸造池被支撑在一个或多个淬火的由离散凸起的随机图案构造的铸造表面上。该随机构造的铸造表面与先前提出的表面形成对比，先前提出的表面利用被设计来促进热传递的脊状表面。随机图案构造不易于形成鳄鱼皮粗糙以及由高的初始热传递速度引起的振动缺陷(chatterdefect)，随机构造比具有脊状构造的铸造表面具有低得多的初始热传递速度。为了阻止造成液体夹带和带多孔性的壳变形，我们发现初始热传递速度应当低于每平方米25兆瓦特，优选每平方米15兆瓦特的级别，其可以利用在铸造表面上的随机图案构造来获得。再者，随机图案构造还可有助于在铸造表面上成核位置的均匀分布，结合上述的氧化夹杂物化学性质的控制，在凝固初期提供均匀散布的成核的凝固壳的均匀散布核和基本上均匀的共格固化壳的形成，这对于防止可能导致液体夹带和带多孔性的任何壳变形是必要的。图21示出了在两种基底上的钢样本凝固期间获得的热通量值，第一种基底具有由加工的180微米间距和60微米深的脊形成的构造，和第二种基底被喷砂以产生尖锐隆起状凸起的随机图案，其具有每平方毫米20至50个隆起的数量级的表面密度和大约30微米的平均构造深度，基底显示7Ra的算术平均粗糙度值。看起来喷砂构造在凝固期间中产生更加均匀热通量。更重要的是，没有和脊状构造一样产生的跟随有急剧下降的初始热通量的高峰，如上所解释，该高峰是鳄鱼皮缺陷的主要原因。喷砂表面或基底产生较低的初始热通量值，随后随着凝固的进展平缓得多地下降至仍然高于从脊状基底获得的热通量值的数值。图22示出了在连续浸渍试验中获得的最大热通量测量，使用喷砂基底和具有180微米间距和60微米脊深的脊状基底。试验从不同熔融化学特性的四种钢熔融进行凝固。前三种熔融是不同铜含量的低残留钢，第四种熔融是高残留钢熔融。在脊状构造的情况下，对于有字母WB标示试验要对基底进行钢丝刷清理，但在如由字母NO标示的一些试验之前不用进行钢丝刷清理。在任何使用喷砂基底的连续试验之前不用进行钢丝刷清理。可以看到，对于所有钢化学性质，喷砂基底始终产生低于脊状基底的最大热通量值，并且不用钢丝刷清理。对于所有钢化学性质，构造基底始终产生低于脊状基底的最大热通量值，并且不用钢丝刷清理。脊状基底始终产生较高的热通量值，如果停止钢丝刷清理一段时间，就会产生急剧升高的值，这说明对存在于铸造表面上的氧化物有高得多的敏感性。检验在图22所示的浸渍试验中凝固的壳，并且测量鳄鱼皮缺陷。测量结果如图23所示。可以看到，沉积在脊状基底的壳显示出实际的鳄鱼皮缺陷，而沉积在喷砂基底上的壳没有显示任何鳄鱼皮缺陷。壳还被测量了在其整个区域中的位置的全部厚度，以得出在图24中测定的厚度的标准偏差测量值。可以看到，脊状构造比凝固在喷砂基底上的壳产生宽得多的厚度的标准偏差波动。凝固在喷砂基底上的壳具有显著均匀的厚度，这与我们在安装着具有喷砂构造的辊的双辊连铸机中铸造带的经验是一致的，生产这种可有效避免液体夹带和产生孔隙的均匀厚度的壳是很有可能的。图25、26、27和28是显示凝固在四种不同基底和一种喷砂基底上的壳的表面成核的显微照片，所述四种不同基底具有分别由180微米间距、20微米深度的规则脊形成的构造(图25)；由180微米间距、60微米深度的规则脊形成的构造(图26)；由160微米间距和20微米高度的正棱锥凸起形成的构造(图27)，而所述喷砂基底具有10Ra的算术平均粗糙度(图28)。图25和26显示与构造的脊对应的大量成核带区域，在初始凝固期间在整个该构造的脊上散布液体氧化物。图27和28显示用于喷砂基底的氧化物覆盖(coverage)与用于20微米高和160微米间距的棱锥凸起的规则网格图案的氧化物覆盖同样多。因此，可以看到，由喷砂产生的离散凸起的随机图案限制了氧化物的扩散和保证了可以用作成核位置的分离氧化物沉淀的均匀扩散，这有利于在成核初期建立共格壳，其与被控制的壳生长速度相结合，使必要的显著均匀厚度的壳的生长能够避免液体夹带和带的多孔性。通过使用具有0.7至1.4mm级颗粒大小的譬如氧化铝、二氧化硅或碳化硅的坚硬颗粒材料来喷砂，可以使金属基底具有合适的随机构造。例如，铜辊表面可被以这种方法喷砂，以施加合适的构造及具有50微米厚度级的薄铬涂层的构造表面。作为选择，也可能直接将构造表面应用至镍基底，而不用额外的保护层。也可以利用化学沉积或电解沉积形成涂层来获得合适的随机构造。然而，用于在铸造表面上成核位置的分布的铸造辊的基底构造中随机图案与成核位置的数量不直接相关。如前所述，可以期望每平方毫米至少120个包括MnO、SiO2和Al2O3的氧化夹杂物。已经发现，钢可具有与铸造辊表面的构造中的隆起无关的氧化夹杂物分布。然而，如上所述，铸造辊表面中的隆起有利于钢中氧化夹杂物分布的均匀性。虽然在附图和前述说明中详细图解和描述了本发明，但应认为这些是说明性的而不是在性质上进行限制，应该理解，仅示出和描述了一些优选实施例，在本发明的实质的范围内的所有变化和修改均将受到保护。附录1a.符号列表w＝辊宽度，mt＝带厚度，mmms＝浇包中钢重量，吨□s＝钢密度，kg/m3□I＝夹杂物密度，kg/m3Ot＝钢中总氧量，ppmd＝夹杂物直径，mvI＝一个夹杂物的体积，m3mI＝夹杂物质量，kgNt＝夹杂物总数量ts＝表面层厚度，μmNs＝表面中存在的夹杂物总数量(可以参与在成核过程的)u＝铸造速度，m/minLs＝带长度，mAs＝带表面面积，m2Nreq＝满足目标成核密度所需要的夹杂物总数量NCt＝每单位面积密度的目标成核，number/mm2(从浸渍试验获得)Nav＝用于初始成核过程的在铸造辊的表面的钢水中可得到的总夹杂物的％b.等式(1)mI＝(Ot×ms×0.001)/0.42注对于Mn-Si镇静钢，需要0.42kg的氧来产生1kg的具有30％MnO、40％SiO2和30％Al2O3的组分的夹杂物。对于Al-镇静钢(具有Ca添加物)，需要0.38kg的氧来产生1kg的具有50％Al2O3和50％CaO的组分的夹杂物。(2)vI＝4.19×(d/2)3(3)Nt＝mi/(□i×Nt/t)(4)Ns＝(2.0ts×0.001×Nt/t)(5)Ls＝(ms×1000)/(□s×w×t/1000)(6)As＝2.0×Ls×w(7)Nreq＝As×106×NCt(8)Nav％＝(Nreq/Ns)×100.0等式1计算钢中夹杂物的质量。等式2计算一个假定是球形的夹杂物的体积。等式3计算钢中可得到的夹杂物的总数量。等式4计算表面层中可得到的夹杂物的总数量(假定各侧为2μm)。注意，这些夹杂物仅可参与初始成核。等式5和等式6用于计算带的总表面积。等式7计算为满足目标成核速度而在表面所需要的夹杂物的数量等式8用于计算必须参与成核过程的在表面上可得到的总夹杂物的百分数。注意假如这个数大于100％，则在表面的夹杂物的数量不足以满足目标成核速度。权利要求1.一种通过连续铸造来生产具有低表面粗糙度和低孔隙率的薄铸造带的方法，其包括如下步骤a)装配一对被冷却的铸造辊，在该对辊之间具有一辊隙并且该对辊具有邻近所述辊隙的端部的限制封闭物；b)引导具有至少100ppm的总氧含量和在30到50ppm之间的游离氧含量的钢水在该对铸造辊之间，以在所述铸造辊之间在一温度形成一铸造池，使得形成在所述铸造池中的大多数氧化夹杂物处于液态；c)相反转动所述铸造辊并从所述钢水传递热量，以在所述铸造辊的表面形成金属壳，使得所述壳生长以包括相关于所述钢水的总氧含量的氧化夹杂物、并形成没有鳄鱼表面粗糙的钢带；和d)通过在所述铸造辊之间的所述辊隙从所述凝固的壳形成凝固的薄钢带。2.如权利要求1所述的通过连续铸造制造具有低表面粗糙度和低孔隙率的钢带的方法，其中铸造池的温度低于1600℃。3.如权利要求1所述的通过连续铸造制造具有低表面粗糙度和低孔隙率的钢带的方法，其中包括另外步骤在所述铸造辊的铸造表面形成一构造表面，该表面具有离散凸起的随机图案、具有至少20微米的平均高度和具有每平方毫米在5到200个之间的隆起的平均表面分布。4.如权利要求1所述的通过连续铸造制造具有低表面粗糙度和低孔隙率的钢带的方法，其中包括MnO、SiO2和Al2O3的所述氧化夹杂物以每立方厘米在2到4克之间的夹杂物密度被分布在所述铸造池的钢水中。5.如权利要求1所述的通过连续铸造制造具有低表面粗糙度和低孔隙率的钢带的方法，其中所述铸造池中的钢水是具有碳含量以重量计在0.001％至0.1％的范围内、锰含量以重量计在0.1％至10.0％的范围内、以及硅含量以重量计在0.01％至10％的范围内的低碳钢。6.如权利要求1所述的通过连续铸造制造具有低表面粗糙度和低孔隙率的钢带的方法，其中所述钢壳的锰、硅和铝的氧化夹杂物使得产生具有2微米深的每平方毫米至少120个氧化夹杂物的每单位面积密度的钢带。7.一种通过连续铸造生产具有低表面粗糙度和低孔隙率的薄铸造带的方法，其中包括如下步骤a)装配一对被冷却的铸造辊，在该对辊之间具有一辊隙并且该对辊具有邻近所述辊隙的端部的限制封闭物；b)引导具有至少70ppm的总氧含量和在20到60ppm之间的游离氧含量的钢水在该对铸造辊之间，以在所述铸造辊之间在一温度形成一铸造池，使得形成在所述铸造池中的大多数氧化夹杂物处于液态；c)相反转动所述铸造辊并从所述钢水传递热量，以在所述铸造辊的表面形成金属壳，使得所述壳生长以包括相关于所述钢水的总氧含量的氧化夹杂物、并形成没有鳄鱼表面粗糙的钢带；和d)通过在所述铸造辊之间的所述辊隙从所述凝固的壳形成凝固的薄钢带。8.如权利要求7所述的通过连续铸造制造具有低表面粗糙度和低孔隙率的钢带的方法，其中铸造池的温度低于1600℃。9.如权利要求7所述的通过连续铸造制造具有低表面粗糙度和低孔隙率的钢带的方法，其中包括另外步骤在所述铸造辊的铸造表面形成一构造表面，该表面具有离散凸起的随机图案、具有至少20微米的平均高度和具有每平方毫米在5到200个之间的隆起的平均表面分布。10.如权利要求7所述的通过连续铸造制造具有低表面粗糙度和低孔隙率的钢带的方法，其中包括MnO、SiO2和Al2O3的所述氧化夹杂物以每立方厘米在2到4克之间的夹杂物密度被分布在所述铸造池的钢水中。11.如权利要求7所述的通过连续铸造制造具有低表面粗糙度和低孔隙率的钢带的方法，其中所述铸造池中的钢水是具有碳含量以重量计在0.001％至0.1％的范围内、锰含量以重量计在0.1％至10.0％的范围内、以及硅含量以重量计在0.01％至10％的范围内的低碳钢。12.如权利要求7所述的通过连续铸造制造具有低表面粗糙度和低孔隙率的钢带的方法，其中所述钢壳的锰、硅和铝的氧化夹杂物使得产生具有2微米深的每平方毫米至少120个氧化夹杂物的每单位面积密度的钢带。13.如权利要求7所述的通过连续铸造制造具有低表面粗糙度和低孔隙率的钢带的方法，其中所述铸造池中的钢水具有少于0.01％级别的铝含量。14.一种具有低表面粗糙度和低孔隙率的薄铸造带，制造该带的步骤包括a)装配一对被冷却的铸造辊，在该对辊之间具有一辊隙并且该对辊具有邻近所述辊隙的端部的限制封闭物；b)引导具有至少100ppm的总氧含量和在30到50ppm之间的游离氧含量的钢水在该对铸造辊之间，以在所述铸造辊之间在一温度形成一铸造池，使得形成在所述铸造池中的大多数氧化夹杂物处于液态；c)相反转动所述铸造辊并从所述钢水传递热量，以在所述铸造辊的表面形成金属壳，使得所述壳生长以包括相关于所述钢水的总氧含量的氧化夹杂物、并形成没有鳄鱼表面粗糙的钢带；和d)通过在所述铸造辊之间的所述辊隙从所述凝固的壳形成凝固的薄钢带。15.如权利要求14所述的具有低表面粗糙度和低孔隙率的薄铸造带，其中所述铸造池的温度低于1600℃。16.如权利要求14所述的具有低表面粗糙度和低孔隙率的薄铸造带，其中所述铸造池中的钢水具有少于0.01％级别的铝含量。17.如权利要求14所述的具有低表面粗糙度和低孔隙率的薄铸造带，包括另外步骤在所述铸造辊的铸造表面形成一构造表面，该表面具有离散凸起的随机图案、具有至少20微米的平均高度和具有每平方毫米在5到200个之间的隆起的平均表面分布。18.如权利要求14所述的具有低表面粗糙度和低孔隙率的薄铸造带，其中包括MnO、SiO2和Al2O3的所述氧化夹杂物以每立方厘米在2到4克之间的夹杂物密度被分布在所述铸造池的钢水中。19.如权利要求14所述的具有低表面粗糙度和低孔隙率的薄铸造带，其中所述铸造池中的钢水是具有碳含量以重量计在0.001％至0.1％的范围内、锰含量以重量计在0.1％至10.0％的范围内、以及硅含量以重量计在0.01％至10％的范围内的低碳钢。20.如权利要求14所述的具有低表面粗糙度和低孔隙率的薄铸造带，其中所述钢壳的锰、硅和铝的氧化夹杂物使得产生具有2微米深的每平方毫米至少120个氧化夹杂物的每单位面积密度的钢带。21.一种具有低表面粗糙度和低孔隙率的薄铸造带，制造该带的步骤包括a)装配一对被冷却的铸造辊，在该对辊之间具有一辊隙并且该对辊具有邻近所述辊隙的端部的限制封闭物；b)引导具有至少70ppm的总氧含量和在20到60ppm之间的游离氧含量的钢水在该对铸造辊之间，以在所述铸造辊之间在一温度形成一铸造池，使得形成在所述铸造池中的大多数氧化夹杂物处于液态；c)相反转动所述铸造辊并从所述钢水传递热量，以在所述铸造辊的表面形成金属壳，使得所述壳生长以包括相关于所述钢水的总氧含量的氧化夹杂物、并形成没有鳄鱼表面粗糙的钢带；和d)通过在所述铸造辊之间的所述辊隙从所述凝固的壳形成凝固的薄钢带。22.如权利要求21所述的具有低表面粗糙度和低孔隙率的薄铸造带，其中所述铸造池的温度低于1600℃。23.如权利要求21所述的具有低表面粗糙度和低孔隙率的薄铸造带，包括另外步骤在所述铸造辊的铸造表面形成一构造表面，该表面具有离散凸起的随机图案、具有至少20微米的平均高度和具有每平方毫米在5到200个之间的隆起的平均表面分布。24.如权利要求21所述的具有低表面粗糙度和低孔隙率的薄铸造带，其中包括MnO、SiO2和Al2O3的所述氧化夹杂物以每立方厘米在2到4克之间的夹杂物密度被分布在所述铸造池的钢水中。25.如权利要求21所述的具有低表面粗糙度和低孔隙率的薄铸造带，其中所述铸造池中的钢水是具有碳含量以重量计在0.001％至0.1％的范围内、锰含量以重量计在0.1％至10.0％的范围内、以及硅含量以重量计在0.01％至10％的范围内的低碳钢。26.如权利要求21所述的具有低表面粗糙度和低孔隙率的薄铸造带，其中所述钢壳的锰、硅和铝的氧化夹杂物使得产生具有2微米深的每平方毫米至少120个氧化夹杂物的每单位面积密度的钢带。全文摘要一种通过铸造生产具有低表面粗糙度和低孔隙率的铸造钢带的方法，使用具有至少大约70ppm的总氧含量和在20到60ppm之间的游离氧含量的钢水，以及允许大多数氧化夹杂物处于液体状态的温度。总氧含量可是至少100ppm，以及游离氧含量在30和50ppm之间。通过该方法生产的钢带可具有距离带表面大约2微米深、每平方厘米至少120个氧化夹杂物的每单位面积密度。文档编号C22C38/06GK1753744SQ200480005103公开日2006年3月29日申请日期2004年1月23日优先权日2003年1月24日发明者拉马·B·马哈帕特拉,沃尔特·布莱杰德申请人:纽科尔公司