CN105849299B - 软质高硅钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及软质高硅钢板，更详细而言，涉及一种即使是硅含量超过4％的高硅钢板，也保有柔性的性质，无需进一步的渗硅过程，仅借助于轧制便能够制造成具有高硅含量的软质高硅钢板。本发明的软质高硅钢板可以具有按重量％包含Si：超过4％～7％以下、Cr：1～20％的组成或按重量％包含Si+Al：5～7％、Cr：1～20％的组成。

Description

软质高硅钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种软质高硅钢板，更详细而言，涉及一种即使是硅含量超过4％的高硅钢板，也保有柔性的性质，无需进一步的渗硅过程，仅借助于轧制便能够制造成具有高硅含量的钢板的软质高硅钢板。
背景技术
高硅钢板作为用作变压器、电动机、发电机及其它电子设备等的铁芯材料的钢板，通常也称为电气钢板。作为所述高硅钢板要求的代表性性质，可以为较高的通量密度与较低的铁损。
通量密度代表单位面积的磁通量数，在相同的使用条件下，通量密度越高，铁芯的量越少，因而能够实现电气设备的小型化。另外，铁损意味着当铁芯置于随时间而变化的磁场内时发生的能量损失，由涡电流损失与磁滞损失构成。其中，涡电流损失因在铁芯受磁场感应时发生的涡电流(eddy current)而发生。
硅作为使这种涡电流损失有效减小的元素，在电气钢板中作为核心元素进行添加。特别是当硅的添加量达到6.5％时，成为噪声原因的磁致伸缩(magnetostriction)几乎减小到0，磁导率会升高到最大。另外，高硅含量在高频(例如，50Hz以上，优选地为400Hz或1000Hz等)下使用时，具有能够使铁损减小、使使用效率最大化的优点。因此，高硅钢板在考虑其性质时，可以有利地用作逆变器与电抗器、燃气涡轮用发电机诱导加热装置、不间断电源装置的电抗器等高附加值电气设备用。
由于这种理由，当从钢板的特性方面来看时，尽可能多地添加硅更有利。但是，如果硅大量添加，则加工性恶化，因而通常在硅添加3.5重量％以上的情况下，以通常的方法，冷轧非常困难。
在日本特开昭56-3625中，为了克服这种问题，提出了一种使熔融体向旋转体喷出并急冷凝固的方法。作为另一种方法，日本特开平5-171281号有一种方法，对在内部放入高硅钢而周围用低硅钢包围的钢材进行轧制制造。但是，这种技术仍无法在工业上实现实用化。
作为另一种方法，在韩国注册专利公告10-0374292号等中，利用粉末冶金法，取代高硅钢板，制造以粉末构成的高硅钢块，用作高硅钢板的替代材料。在所述文献中，复合使用纯铁粉磁芯、高硅钢粉磁芯、铁硅铝粉磁芯，但由于粉末具有的界限，软磁性特性比高硅钢板差。
作为钢板的量产技术，现在利用的技术有诸如日本特公昭38-26263号、日本特公昭45-21181号、日本特开昭62-227078号中记载的化学气相沉积法(CVD，Chemical VaporDepostion)等，该方法是制造包含约3％的硅的钢板后，利用SiCl4使硅渗透于该钢板并扩散退火的方法。所述方法是使钢板的硅含量降低，在保持加工性的状态下进行加工后，借助于扩散而把硅含量提高至所需水平的技术。但是，这种方法需要利用有毒性的SiCl4，扩散退火需要大量时间，存在生产率下降的问题。
此外，在日本特开平-299702等中，实验性地尝试在对高硅钢板进行热轧后，不进行冷轧，例如，在350℃以上的温度下进行温轧，从而制造薄钢板。但是，不仅是冷轧，在热轧工序中也会有加工性的问题，因此，仅仅通过提高轧制温度，无法充分确保钢板的加工性。即，如果以通常的方法连续铸造而制造板坯，则为了确保热轧温度，需要对板坯进行再加热，在这种情况下，由于板坯的表面部与中心部的温度差异而发生裂纹，在再加热炉中提取后进行热轧时，也容易发生断裂。图1是显示把含有硅6.5％的高硅钢板在1100℃的氩气氛围下加热1小时30分钟后进行热轧时板断裂的形状的照片。如图所示，高硅钢板不仅是在冷轧时，而且在热轧时板断裂的可能性也较大。因此，仅仅通过调节轧制温度，难以控制钢板的加工性。
发明内容
(一)要解决的技术问题
本发明用于解决所述现有技术的问题，根据本发明的一个方面，提供一种软质高硅钢板，能够以不较大地超出具有4％以下、优选地具有3.5％以下较低硅含量的电气钢板的制造方法进行制造。
根据本发明的另一方面，能够提供一种通量密度高、铁损低的软质高硅钢板。
本发明的课题不限定于所述内容。只要是本发明所属技术领域的技术人员，便可以从说明书的内容充分理解说明书中未记载的本发明的追加课题。
(二)技术方案
本发明的软质高硅钢板可以具有按重量％包含Si：超过4％～7％以下、Cr：1～20％及B：0.01～0.05％的组成。
另外，所述高硅钢板还可以包含总Al：0.1～3重量％，作为Si与总Al组成之和的Si+总Al，可以具有超过4.1％～7％以下的范围。
本发明的另一个方面的软质高硅钢板可以具有按重量％包含Si+总Al：5～7％、Cr：1～20％及B：0.01～0.05％的组成。
此时，这些钢板还可以包含在Mo：0.1％以下、Ni：0.01％以下、P：0.05％以下及Cu：0.01％以下中选择的1种或2种以上，作为杂质，可以包含C和N的含量分别限制在C：0.05％以下及N：0.05％以下。
本发明又一方面的软质高强度钢的制造方法可以是包括以下步骤的过程：准备具有按重量％包含Si：超过4％～7％以下、Cr：1～20％的组成的钢材的步骤；把所述钢材在800℃以上的温度下热轧而获得热轧板的步骤；及把所述热轧板在150～300℃的温度下冷轧的步骤。
此时，所述钢材还可以具有包含总Al：0.1～3重量％的组成。
此时，所述钢材作为杂质而可以包含C和N的含量分别限制在C：0.05％以下及N：0.05％以下。
另外，所述钢材还可以包含在Mo：0.1％以下、Ni：0.01％以下、P：0.05％以下及Cu：0.01％以下中选择的1种或2种以上。
此时，所述钢材可以借助于连续铸造或薄带连铸而制造。
另外，所述热轧板的内部组织的晶粒大小为150～250μm，加工性非常优秀。
为了使钢板内部存在的有序相减少而进一步提高加工性，优选所述获得热轧板的步骤还包括在热轧后在800～100℃的温度区间，按30℃/秒以上的冷却速度冷却的步骤。
另外，作为对此的替代方案，在所述获得热轧板的步骤之后，还可以包括把热轧板以800～1200℃的温度进行热处理后，在800～100℃的温度区间，按30℃/秒以上的冷却速度冷却的步骤。
(三)有益效果
如上所述，本发明通过适宜地控制其组成，可以提供借助于通常的电气钢板制造过程便能够制造的硅(Si)超过4％的软质高硅钢板。
另外，本发明通过控制在钢板内部存在的有序相的比率，可以防止钢板制造时的加工性的劣化，无需诸如渗硅处理的方法，也可以制造高硅钢板。
附图说明
图1是观察对高硅钢进行热轧时板断裂的现象的照片。
图2是用于说明在高硅钢中生成诱发钢的脆性的有序相的Fe-Si二元系相图。
图3作为显示观察5％Si-1％Al钢板的不同Cr添加量的400℃与200℃下的均一延伸率的结果的图表，左侧是400℃、右侧是200℃结果的图表。
图4是观察未添加铬的高硅钢板的热轧后晶粒大小与晶体组织的结果。而且，
图5是观察添加铬的高硅钢板的热轧后晶粒大小与晶体组织的结果。
最佳实施方式
下面详细说明本发明。
本发明按硅(Si)重量基准(下面只要未另行确定，添加元素的含量以重量为基准)，以超过4％的高硅钢板为对象。如上所述，在硅超过4％的情况下，不仅钢板的通量密度与铁损飞跃性升高，而且，非常适合用于诸如高频铁芯材料的用途。不过，在硅含量过大的情况下，加工性显著劣化，因而其含量的上限定为7％。因此，本发明的高硅钢板意味着含有硅超过4％～7％以下的钢板。
本发明的发明人为了解决上述的本发明的课题，经多方面研究的结果，可以确认在把钢板的添加元素及其组成控制在适宜范围的情况下，可以使高硅钢板软质化并显著提高加工性。
作为能添加于钢板的第3元素，有一部分关于使用镍(Ni)、锰(Mn)等的结果的报告。
例如，C.A.克拉克等在“Effect of nickel on the properties of grain-oriented silicon-iron alloys”，Proceedings of the Institution of ElectricalEngineers，Volume 113，Issue 2，February 1966，345-351(“镍对晶粒取向硅铁合金性能的作用”，电气工程师学会期刊，1966年2月，113卷(2)：3458-351)页中曾报告通过添加镍而获得的效果，K.娜丽塔等在“Effect of ordering on magnetic properties of6.5-percent silicon-iron alloy”，IEEE Transactions，1979(“铁-6.5硅合金对磁性能有序化的影响”，电气工程师学会学报，1979)报告了通过添加锰而获得的效果。但是，这些文献中记载的追加元素只是能够借助于冷轧而制造钢板的程度，无法改善钢板的加工性，因而存在的问题是依然难以借助于冷轧而制造钢板。
本发明的发明人发现，作为钢板的添加元素，把铬(Cr)添加1～20重量％较为有效，从而发明了本发明。当铬添加1重量％以上时，由于如下理由，对解决本发明的课题非常有用。这是因为，不仅能够抑制铬在钢板内部形成有序相，此外，还能够防止钢板的裂纹发生的起点的生成。
即，如果参照图2的Fe-Si二元相图，如本发明中当作对象的一样，如果硅添加超过4％，则在钢板内部形成称为有序相的B2、DO3相，有序相在钢板中引起脆性，对加工性非常不利。与非有序相(如图2所示A2相)相比，预计由于如下两种理由中的一种以上理由而使钢板的脆性增加。
在有序相内移动的有序晶格位错难以实现交叉滑移，结果导致晶粒系容易发生应力集中、晶界破裂，或者有序合金的晶界结构特异，与晶内相比，沿晶界传播的裂纹能低，因而会容易发生晶界破裂。因此，为了缓解高硅钢板的脆性，最好抑制使得不生成有序相，为此，铬添加1重量％以上较为有利。在添加1重量％以上的铬的情况下，在常温下作为非有序相的A2相的比率增加，能够使钢板的脆性减小。不仅是位错，有序相还对磁畴的移动造成妨碍，因而如果添加铬，还有利于提高磁特性。
但是，当添加了铬时，可知均一延伸率大幅增加。即，图3显示了含有硅5％、铝1％的钢板的随着铬含量变化的均一延伸率变化，如图所示，显示出在铬含量为0％的情况下，均一延伸率(U-El)在400℃下为10～15％，在200℃下只不过为10％左右，但无论何种情况，随着铬含量的增加，均一延伸率增加。
另外，添加了铬的高硅钢能够具有把热轧后的晶粒大小控制得较小的效果，热轧性与冷轧(或温轧)性优秀。图4显示了不含铬而含有硅5.1％、铝1％的高硅钢板的热轧(1100℃下结束热轧，热轧板厚度2.5mm)后的细微组织，图5显示了在与图4的钢板相同的硅、铝含量中添加铬8％的钢的热轧后的细微组织。使得两种情形的板坯厚度、热轧温度及最终钢板厚度相同。正如在图中可以确认的，与图4的铬未添加钢相比，图5的铬添加钢的晶粒受到远远更细微地控制。因此，在本发明中，添加1％以上的铬，对确保高硅钢板的加工性非常重要。
另外，在为了热轧而对铸造的板坯进行再加热的情况下，在再加热温度下形成称为铁橄榄石(Fe2SiO4)的低熔点氧化物，这种氧化物侵蚀板坯的表面与侧面，容易形成裂纹发生的起点。可是，在按本发明限制的范围添加铬的情况下，能够抑制铁橄榄石形成，大幅减小裂纹发生的起点。因此，与不添加铬的情形相比，可以无裂纹发生或板断裂地进行热轧，例如制造1～3mm厚度的板，在串联薄带连铸装置与热轧装置进行制造的情况下，可以在保持高生产率的同时制造达0.1mm厚度的高硅薄钢板。
另外，就高硅钢板而言，在内部越多形成称为立方织构(cube texture)的{100}<001>，磁特性越提高，因而在添加铬的情况下，所述立方织构的分数会增加。
不过，在铬含量过多的情况下，在热轧时，边缘裂纹(edge crack)多发，轧制性会变坏，因而优选所述铬添加20％以下，更优选添加16％以下。
在此基础上，为了进一步提高轧制性，当添加硼0.01～0.05％，优选地添加0.01～0.03％时，在低温度下冷轧时，能够进一步确保材料的加工性，确保能够实现商业性生产的水平的收率。即，为了确保轧制性而添加B，且按适宜水平添加比较有利，如本发明所示，在控制Si含量与Cr含量的情况下，所述B的适宜含量为0.01～0.05％，优选地为0.01～0.03％。这在如下所示把Si+Al含量控制在适宜范围的情况下也一样。
因此，本发明的一个方面的软质高硅钢板可以具有按重量比率包含Si：超过4％～7％以下、Cr：1～20％及B：0.01～0.05％的组成。
根据本发明的又一有利方面，所述软质高硅钢板可以还包含0.1～3％的铝(总Al)。当所述铝(Total.Al)添加0.1％以上时，对改善轧制性有效。不过，在过多添加的情况下，反而轧制性劣化，因而添加3％以下较为有利。
另外，铝在与硅一同添加的情况下，可以分担因添加硅而引起的提高通量密度与减小铁损等磁特性改善效果，可以使硅添加量减小。由于这种理由，根据本发明的一个方面，所述硅与铝的添加量之和(Si+总Al)可以为4％以上，根据另一方面，可以超过4.1％，根据又一方面，更优选5％以上。不过，在所述Si+总Al超过7％的情况下，轧制性会减小，因而所述Si+总Al的上限定为7％。
这种效果在如上所述把铬添加1～20％，优选地添加1～16％的情况下更能够发挥。因此，本发明又一方面的软质高硅钢板的特征在于，把硅与铝含量之和(Si+总Al)控制在5～7％，具有添加Cr：1～20％、B：0.01～0.05％的组成。
另外，为了提高钢板的磁性，还可以包括在Mo：0.1％以下、Ni：0.01％以下、P：0.05％以下及Cu：0.01％以下中选择的1种或2种以上。在添加这些元素的情况下，钢板的磁特性或脆性等会改善。特别是高硅电气钢板，会有发生氢脆性的情形，但如果添加0.1％以下的Mo，则具有能够有效抑制氢脆性发生的优点。
本发明的高硅钢的其余成分为Fe与其它在制造过程中不可避免地混入的杂质。另外，只要不违背本发明的本质，本发明并不特别地排除追加包含用作铁芯材料用途的钢板中包含的添加元素。
如果举出本发明的钢板可包含的杂质的非限制性示例，可以例如C：0.05％以下与N：0.05％以下。如果这些元素的含量升高，则钢材的脆性会变坏，轧制性会劣化，因此，优选分别只允许添加至0.05％。
本发明的高硅钢板，其立方织构的比率按面积基准可以为13～25％左右。这可以借助于较高的硅及铬添加等而达成，比照现有钢板的立方织构比率为12％或其以下来看，可知本发明的高硅钢板显示出非常优秀的磁特性。
所述本发明的有利的软质高硅钢板可以借助于包括热轧及冷轧或热轧及低温温轧的工序而制造。只要是借助于这种工序而制造的情形，其详细条件不特别地限制，只要是本发明所属技术领域的技术人员，在参照本发明的高硅钢板的有利条件而获得本发明的高硅钢板方面便没有特别的困难。
不过，下面说明由本发明的发明人导出的一种有利的制造条件。
板坯热轧温度：800℃以上
热轧不仅发挥对钢板的厚度进行第1次调整的作用，而且具有细微改善钢板的组织的效果，能够使后续的冷轧或温轧容易。此时，优选板坯热轧温度设置为800℃以上。这是因为在比其更低的温度下容易生成有序相，因而在低于800℃的温度下进行轧制时，可能钢板的脆性加强而发生破坏。如果热轧温度的上限是高硅钢板的通常的热轧温度范围，则不进行特别限制，但如果举出一种非限制性示例，则为了均一的板坯加热与表面品质控制，可以把热轧温度定为1200℃以下。
所述的热轧既可以在铸造后，在板坯冷却之前不经再加热而直接实施，也可以对冷却的板坯进行再加热而实施，但为了防止因再加热而生成铁橄榄石，更优选在铸造后对未冷却的热板坯直接实施。另外，在对板坯进行再加热的情况下，并非必须限于此，但优选在凝固后的铸坯的表面温度尚未减小到低于700℃的时间点进行再加热。另外，在一种优选的体现例中，不是借助于铸造而制造板坯，而是可以采用通过薄带连铸而铸造薄钢板后，借助于在铸造步骤之后直接连接的热轧工序而进行热轧的方法。薄带连铸作为向相互相反方向旋转的一对辊之间(双辊法)或旋转的一个辊表面(单辊法)注入熔钢而使得熔钢铸造成薄钢板的技术(此外还有单一传送带法等)，只要是本发明所属技术领域的技术人员，则对其实施不会有特别的困难。不过，即使在这种情况下，也优选所述热轧温度限制在800℃以上。
另外，优选借助于所述热轧而获得的钢板(热轧板)的厚度为3mm以下。在热轧板的厚度过厚的情况下，在后续的冷轧或温轧时，钢板的压下量变大，会发生板断裂等问题。即使热轧板厚度较薄，在体现本发明方面也没有特别的问题，因此，不特别地确定热轧板厚度的下限。不过，在使热轧板的厚度过薄的情况下，轧制负载增大，会发生热轧板的断裂或裂纹等问题，因此，虽然不限定于此，但所述热轧板厚度的下限也可以定为2mm。特别是在借助于薄带连铸而制造钢板的情况下，钢板厚度的下限可以减小至1.0mm。不过，在改善了热轧技术的情况下，所述热轧板厚度的下限可以进一步减小，因而需要注意的是，并非必须把热轧板厚度限制为所述范围。
根据所述过程而制造的热轧钢板，晶粒大小为150～250μm，与通常的热轧钢板相比，具有优秀的加工性，因而在后续的冷轧时，能够以良好的加工性进行轧制。如果考虑到现有的高硅热轧钢板具有500μm以上的晶粒大小，则可知本发明的热轧钢板具有非常细微大小的晶粒。
冷轧：150～300℃
本发明的钢板组成与现有技术相比，能够使钢板的加工性提高，因此，可以使热轧之后的轧制温度为300℃以下，优选地为250℃以下来制造钢板。不过，在轧制温度过低的情况下，会出现钢板的断裂，因此，其温度的下限定为150℃。
借助于所述冷轧而制造的钢板，根据要求的最终产品的特性，可以具有0.1～0.5mm的厚度。
因此，本发明的软质高硅钢板制造方法包括：准备所述组成的板坯的步骤；把所述板坯在800℃以上的温度下进行热轧而获得热轧板的步骤；及对所述热轧板进行冷轧而获得最终厚度的钢板的步骤。
此时，所述冷轧也可以热轧后直接实施，但为了使有利于磁特性的集合组织发达，控制晶粒大小，使有序相的比率减小，进一步提高加工性，更优选在热处理后实施。因此，根据本发明的一种有利方面，可以在所述热轧与冷轧之间进一步包括热处理步骤。
热处理温度：800～1200℃
热轧的钢板在内部大量形成有序相，在直接进行冷轧或低温温轧的情况下，会发生板破裂等，轧制性非常差。因此，在本发明的一个优选体现例中，在冷轧或温轧之间可以包括以800℃以上的温度进行热处理的步骤。800℃以上的热处理温度用于借助于相变态而控制在钢板内部存在的有序相。不过，在热处理温度过高的情况下，会有能源费用增加、钢板表面氧化皮增加等问题，因此，将其温度的上限定为1200℃。更优选的热处理温度为900～1200℃。
热处理时的氛围
在所述热处理时如果在钢板的表面发生氧化皮，则轧制性会劣化，因此，优选尽可能在不发生氧化皮的非氧化性氛围下实施热处理。因此，作为所述热处理时的氛围气体，可以使用由氮、氩或氮与氩的混合气体构成的惰性气体或在所述气体中包含低于35体积分数(％)的氢气的还原性气体。
热处理后冷却：对包括800℃至100℃的区间的温度区间，以30℃/秒以上的冷却速度冷却
虽然在加热到所述温度的高温的钢板内部去除了有序相，但在热处理以后慢慢冷却的情况下，会再次形成有序相，因而为了抑制有序相的形成，需要以30℃/秒以上的冷却速度冷却。冷却速度越高越好，因此，冷却速度的上限不特别限定，例如，也可以对钢板进行淬火(quenching)冷却。不过，当冷却在低于800℃的温度下开始或在超过100℃的温度下终止时，存在有序相可能事与愿违地大量形成，因此，所述冷却区间优选包括从800℃至100℃的区间。不过，本冷却条件旨在进一步改善钢板的加工性(轧制性)，并非是在与本发明组成范围相应的钢板的所有组成范围中所必须需要的，在具有本发明的组成的钢板中，有相当部分借助于添加Cr而相当地改善了加工性，结果，即使以空冷等比较低的冷却速度冷却，在后续的冷轧工序中也能够轧制。
如上所述，所述热处理及冷却过程是为了在冷轧或温轧前抑制有序相的生成而包括的过程。如果不实施所述的热处理过程，则也可以在结束热轧后，代替实施以30℃/秒以上的冷却速度，从800℃以上的温度急剧冷却至100℃以下温度的过程。冷却速度的上限如热处理后冷却一样不特别限制。不过，为了有效控制钢板的组织，进行热处理更有利。
在对钢板进行冷轧或温轧之后，可以以通常的方法进行最终退火。优选最终退火在900～1200℃的温度范围内实施。即，为了增加立方织构的比率，优选所述最终退火在900℃以上的温度下实施。不过，如果温度超过1200℃，则其效果饱和，能源费用也增加，因而所述最终退火温度的上限可以定为1200℃。
需要注意的是，本说明书中未特别记载的制造条件，可以遵照通常的制造条件应用，通常利用的过程也可以新追加。
具体实施方式
下面通过实施例，具体说明本发明。不过需要注意的是，后述的实施例仅用于对本发明进行举例并具体化，并非用于限定本发明的权利范围。这是因为，本发明的权利范围由权利要求书中记载的事项与由其合理地类推的事项所决定。
(实施例)
实施例1
以下表1中记载的组成，铸造了电气钢板铸坯。在表中未记载的杂质中，主要成分为C、N，分别控制在0.005％、0.0033％水平。然后把所述铸坯在1100℃下加热1小时后，在1050℃的温度下开始热轧，在850℃下结束。借助于热轧，厚度30mm的铸坯轧制成2.5mm的热轧板。把热轧的硅钢板在1000℃下，在氢20体积％、氮80体积％的氛围下热处理5分钟后，冷却至常温，获得了经热处理的热轧板。然后，对所述热轧板进行酸洗，去除表面氧化层。针对所述热轧板，在400℃与150℃的温度下分别实施冷轧(温轧)，达到0.2mm的最终厚度。
按各情形评价轧制时的轧制性并一同记载于表1。在表中，i)把未达到最终厚度而板断裂的情形区分标记为“断裂”，ii)把虽然达到最终厚度但在轧制板上发生长度1cm以上的裂纹的情形区分标记为“不良”，iii)把发生小于1cm的细微裂纹的情形区分标记为“普通”，iv)把未在最终轧制板中发现裂纹的情形区分标记为“优秀”。
表1[表1]
正如在所述表1中可以确认的那样，在如对比例2所示Si含量过多添加的情况下，虽然把Cr和B添加一定水平以上，但在400℃与150℃的轧制中，均出现板断裂。另外，对比例3作为Cr含量未达到本发明规定的范围的情形，无法充分防止有序相的生成，结果也显示出不够良好的轧制性。对比例4作为Cr含量过多的情形，也显示出不良的轧制性。对比例5作为超过本发明规定的范围添加Al的情形，其也作为板断裂的原因发生作用。对比例6作为B含量不足的情形，可知在400℃下的轧制性普通，但在150℃下不良。因此可以确认，B也是确保轧制性所需的元素。不过，当B过多时(对比例7)，轧制性反而恶化，连在400℃下也判定为不良。
但是，就满足本发明条件的发明例而言，在400℃下均显示出优秀的轧制性，在作为本发明一个体现例的冷轧温度150℃的低温下，也显示出普通以上的轧制性(大体上，裂纹大小为0.2cm以下)。特别是发明例1及2显示了实质上未添加Al的情形。
实施例2
对于以与实施例1相同的方式成功轧制至0.2mm厚度的情形的钢板，为了体现最终磁性，在1000℃下，在氢20体积％、氮80体积％、露点-10℃的干燥氛围下退火10分钟后，测量了磁性，将其结果显示于下表2中。另外，利用扫描电子显微镜(SEM)的EBSD设备，在表2中比较分析了热轧板的<100>{001}集合组织(所谓立方织构)的份率。热轧板(热轧板)的立方织构比率对最终板的磁性质产生较大影响。随着所述<100>{001}集合组织的分数升高，磁特性会提高。
表2[表2]
如上所述，可知Si含量低的对比例8与发明例相比，铁损非常高。铁损越高，能量损失越大，因此不适合作为电气钢板。与此相比，满足本发明的组成条件的发明例均显示出优秀的铁损值。特别是根据本发明条件的发明例，可以确认即使在1000Hz的高频下，也显示出较低的铁损值，因此，适合用作高频铁芯材料。
实施例3
把按重量％含有Si：5％、Al：1％、Cr：12％、C：0.002％、N：0.003％的硅钢合金，利用垂直型双辊薄带连铸机(strip caster)铸造成厚度2.0mm。利用连接于薄带连铸机的热轧机，把厚度2.0mm的铸造板热轧成1.0mm。热轧时，热轧开始温度为1000℃，结束温度为850℃。把经热轧的高硅钢板在1000℃下，在氢20体积％、氮80体积％的氛围下加热5分钟后冷却。冷却时，使800～100℃区间的冷却速度为100℃/秒与10℃/秒两种，利用盐酸液对冷却的钢板进行酸洗，去除表面的氧化层后，在150℃的温度下进行温轧。与冷却速度无关，两种情形均能够轧制至0.1mm的厚度，但冷却速度为100℃/秒的情形，轧制性更良好。这是借助于添加Cr而抑制有序相，从而从根本上改善轧制性，在冷却过程中最大限度地抑制有序相的发生的结果。

Claims (8)

1.一种软质高硅钢板，其为通过以下步骤制造的高硅钢板：将钢材在800℃以上的温度下热轧而获得热轧板的步骤；将所述热轧板以800～1200℃的温度进行热处理后，在800～100℃的温度区间，按30℃/秒以上的冷却速度冷却的步骤；及将经过冷却的热轧板在150～300℃的温度下冷轧的步骤，
并具有如下组成：按重量％包含Si：超过4％～7％以下、Cr：1～20％及B：0.01～0.05％，还包含总Al：0.1～3重量％，满足Si+总Al：超过4.1％～7％以下的范围；并且立方织构的比率按面积基准为13～25％。
2.根据权利要求1所述的软质高硅钢板，其特征在于，
还包含在Mo：0.1％以下、Ni：0.01％以下、P：0.05％以下及Cu：0.01％以下中选择的1种或2种以上。
3.根据权利要求1所述的软质高硅钢板，其特征在于，
包含C和N的含量分别限制在C：0.05％以下及N：0.05％以下。
4.一种软质高硅钢板的制造方法，其特征在于，包括：
准备钢材的步骤，所述钢材具有按重量％包含Si：超过4％～7％以下、Cr：1～20％及B：0.01～0.05％，还包含总Al：0.1～3重量％，满足Si+总Al：超过4.1％～7％以下的范围的组成；
将所述钢材在800℃以上的温度下热轧而获得热轧板的步骤；
将所述热轧板以800～1200℃的温度进行热处理后，在800～100℃的温度区间，按30℃/秒以上的冷却速度冷却的步骤；及
将经过冷却的热轧板在150～300℃的温度下冷轧的步骤，
从而获得立方织构的比率按面积基准为13～25％的钢板。
5.根据权利要求4所述的软质高硅钢板的制造方法，其特征在于，
所述钢材包含C和N的含量分别限制在C：0.05％以下及N：0.05％以下。
6.根据权利要求4所述的软质高硅钢板的制造方法，其特征在于，
所述钢材还包含在Mo：0.1％以下、Ni：0.01％以下、P：0.05％以下及Cu：0.01％以下中选择的1种或2种以上。
7.根据权利要求4所述的软质高硅钢板的制造方法，其特征在于，
所述钢材借助于连续铸造或薄带连铸而制造。
8.根据权利要求4所述的软质高硅钢板的制造方法，其特征在于，
所述热轧板的内部组织的晶粒大小为150～250μm。
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