本发明涉及用于变压器和电动机芯材的高硅电工钢片。 电工钢片被广泛地用作电动机和变压器的芯材。电工钢片通常含有控制组织和提高电阻率的硅。含有6.5wt.%硅的铁合金由于其磁致伸缩基本上接近于零而显示出较好的软磁性质。然而，增加硅含量会使钢片变脆，而且含有4wt.%或更多硅的高硅钢片不能用普通轧制法制成薄钢片。为了解决这个问题，已经提出了若干制取高硅薄钢片的方法。其中方法之一是通过浇铸直接用钢水生产高硅薄钢片的快速固化直接生产方法，例如，在日本已经审查的专利公告公报No.60-32705中就公开了这一方法。另一种方法是应用特殊轧制法，例如，在日本已经审查的专利公告公报No.3-80846中公开了这种方法，第三种方法是使硅富集于经轧制制取的低硅钢片的渗硅法，例如，在日本已经审查地专利公告公报No.2-60041中公开了该方法。在这三种方法中，渗硅法已经进入商用阶段。
用上述任一方法制取的高硅钢片在应用于电动机和变压器以前必需进行冲压、剪切和弯曲加工。然而，高硅钢片存在着在冲压或剪切拐角处导致裂纹和碎裂的脆性问题，在弯曲加工中势必产生断裂。
已经提出了旨在改进高硅钢片加工性能的各种建议。
日本已经审查的专利公告公报No.61-15136公开了一种制造具有优良可加工性和磁特性的高硅钢片的方法，该方法是将晶粒大小控制在1-100μm范围并控制晶粒具有垂直于薄片表面而生长的柱状结晶，同时基本上消除有序晶格。
日本未经审查的专利公开公报No.62-270723公开了一种制造具有相当高可加工性的高硅钢片的方法，该方法是将具有轧制组织的钢加工成成品型材随后进行退火。
日本未经审查的专利公开公报No.4-165050公开了一种制造可加工性优良的高硅晶粒-取向的钢片的方法，该方法是添加Mn以抑制固溶硫坏影响和提高晶粒取向性。
尽管如此，当晶粒直径增大到100μm或更大时，日本已经审查的专利公告公报No.61-15136的方法也达不到它的目标效果。对于高硅钢而言，该方法需要使用淬火步骤，例如在900℃或更高的高温下的水-淬火以基本上消除有序晶相。因此，该方法在实际应用中面临着困难。
日本已经审查的专利公告公报No.62-270723的方法要对具有轧制组织的钢进行加工，以致该方法需要在加工后进行高温退火。从而，该方法的缺点是在变压器和电动机制造过程中添加额外的步骤。
日本未经审查的专利公开公报No.4-1605050的方法需要使用高晶粒取向的钢。由于使用抑制剂的二次再结晶的稳定性差，很难达到高晶粒取向性。此外，这种方法还存在不能用于非取向性硅钢片的缺点。
本发明的目的是提供一种具有高可加工性的电工钢片。
为实现上述目的，本发明提供一种含有4-10wt.%Si的电工钢片，它包括：
所述电工钢片包含结晶颗粒和晶粒边界，所述晶粒边界具有30at（原子）%或更低的氧含量。
该电工钢片还优选由以下主要元素组成：
0.01wt.%或更低的C、4-10wt.%Si、0.5wt.%或更低的Mn、0.01wt.%或更低的P、0.01wt.%或更低的S、0.2wt.%或更低的可溶解的（Sol.）Al、0.01wt.%或更低的N、0.02wt.%或更低的O，其余是Fe和不可避免的杂质。
本发明还提供一种含有4-10wt.%（si+Al）的电工钢片，它包括：
所述电工钢片包含结晶颗粒和晶粒边界，所述晶粒边界具有30at%或更低的氧含量。
该电工钢片还优选由以下主要元素组成：
0.01wt.%或更低的C、4-10wt.%（Si+Al）、0.5wt.%或更低的Mn、0.01wt.%或更低的P、0.01wt.%或更低的S、0.01wt.%或更低的N、0.02wt.%或更低的O，其余是Fe和不可避免的杂质。
本发明还提供一种含有4-10wt.%Si的电工钢片，它包括：
所述电工钢片包含结晶颗粒和晶粒边界，所述晶粒边界具有30at.%或更低的氧含量和0.2at.%或更低的硫含量。
该电工钢片还优选由以下主要元素组成：
0.01wt.%或更低的C、4-10wt.%Si、0.5wt.%或更低的Mn、0.01wt.%或更低的P、0.01wt.%或更低的S、0.2wt.%或更低的可溶解的Al、0.01wt.%或更低的N、0.02wt.%或更低的O，其余是Fe和不可避免的杂质。
本发明还提供一种含有4-10wt.%（Si+Al）的电工钢片，它包括：
所述电工钢片包含结晶颗粒和晶粒边界，所述晶粒边界具有30at.%或更低的氧含量和0.2at.%或更低的硫含量。
该电工钢片还优选由以下主要元素组成：
0.01wt.%或更低的C、4-10wt.%（Si+Al）、0.5wt.%或更低的Mn、0.01wt.%或更低的P、0.01wt.%或更低的S、0.01wt.%或更低的N、0.02wt.%或更低的O，其余是Fe和不可避免的杂质。
图1是表示本发明钢片最终热处理气氛的真空度和三点弯曲特性之间关系的曲线;
图2是表示本发明钢片晶粒边界中的氧含量和伸长率之间关系的曲线;
图3是表示本发明钢片晶粒边界强度参数和三点弯曲特性之间关系的曲线;
图4是表示本发明钢片平均晶粒直径和三点弯曲特性之间关系的曲线;
图5是评价钢片可加工性的三点弯曲试验方法的说明;
图6是表示实施例1钢片晶粒边界中氧含量和三点弯曲特性之间关系的曲线;
图7是表示实施例2钢片晶粒边界中氧含量和三点弯曲特性之间关系的曲线;
图8是表示实施例3钢片晶粒边界中氧含量和剪切截面上产生的疵点数之间关系的曲线;
图9是表示实施例4钢片晶粒边界中氧含量和伸长率之间关系的曲线;
图10是表示实施例6钢片晶粒边界中氧含量和三点弯曲特性之间关系的曲线;
图11是表示本发明钢片晶粒边界中硫含量和三点弯曲特性之间关系的曲线;
图12是表示本发明钢片晶粒边界中硫含量和伸长率之间关系的曲线;
图13是表示本发明钢片晶粒边界中硫含量、氧含量和伸长率之间关系的曲线;
图14是表示本发明钢片平均晶粒直径和三点弯曲特性之间关系的曲线;
图15是表示实施例7钢片晶粒边界中硫含量和三点弯曲特性之间的曲线;
图16是表示实施例9钢片晶粒边界中硫含量和三点弯曲特性之间关系的曲线。
由于高硅钢片的母相天然具有脆性，该钢片一直被认为基本上无法提高其加工性。同时，本发明者进行了一系列试验，旨在提高在最终热处理气氛中不同露点和氧浓度下高硅钢片的可加工性，发现其中存在一种具有较高可加工性的钢片，而该钢片含有相同百分比的硅。图1示出钢片可加工性的试验结果。在试验中变化真空度以改变退火气氛的露点和氧浓度。水平轴线代表真空度，而垂直轴线代表三点弯曲试验中（在图5所示压下条件下测定试件断裂前最大冲程量的试验）作为可加工性指标的试件弯曲量。在1200℃退火15分钟。试验结果显示，真空度越高，可加工性的改进越大。
最佳实施例方案-1
对那些试验样品进行研究以弄清高硅钢片的断裂机理，在加工性能和断裂面状态之间显示出紧密的关系。具体地说，可加工性低劣的高硅钢片显示出大量的晶间断裂面，而可加工性优良的高硅钢片显示出大量的解理断裂面。当利用俄歇电子能谱学对可加工性高的样品和可加工性低的样品进行研究以测定晶间断裂面上的氧含量时，可加工性高的样品给出晶粒边界中的氧含量低，而可加工性低的样品给出晶粒边界中的氧含量高。
所得俄歇能谱的进一步研究显示出，不仅在晶粒边界中的氧含量和可加工性之间而且在晶粒边界中的碳含量和可加工性之间都存在着一定的关系。因为上述试验并没有明确说明控制碳量的条件，晶粒边界内碳量的变化被认为是同晶粒边界中氧行为的联合现象。然而，尚未认识它的详细机理。此外，已经发现，改变退火温度很容易控制粒径和大大地改变可加工性。
因此，本发明者们发现，被认为是天然可加工性很差的高硅钢片，其可加工性实际上同晶粒边界的特性之间存在着极强的相互关系，并发现，通过控制晶粒边界的特性就可以得到具有极好可加工性的高硅钢片。
现在，通过优选的元素范围更详细地叙述本发明。
碳是一种有害于软磁性质的元素，当C含量超过0.01wt.%时，软磁性随时间而降低，该现象称为“时效恶化（age degrading）”。为了避免这一缺点，C含量最好为0.01wt.%或更低。
硅含量接近6.5wt.%会使磁致伸缩为零并显示出较好的软磁性质。当Si含量低于4wt.%时，硅钢片不具有希望的磁性质，钢片的可加工性不出现特殊问题。当Si含量超过10wt.%时，饱和磁通密度明显下降。因此，Si含量被规定在4-10wt.%范围内。
一部分Si可被Al代替。在此情况下，必需规定（Si+Al）的总量。当（Si+Al）的总量低于4wt..%时，不能获得本发明要求的磁特性。而钢片的可加工性不会出现特殊问题。当Si含量超过10wt.%时，饱和磁通密度明显下降。因此，当部分Si用Al代替时，（Si+Al）总量最好被规定在4-10wt.%范围内。
锰同S结合生成MnS可改进板坯阶段的热加工性，然而，当Mn含量超过0.5wt.%时，饱和磁通密度的下降明显，这是不希望的。所以，Mn含量最好为0.5wt.%或更低。
磷是一种降低软磁性质的元素，最好尽可能地减少它的含量。因为0.01wt.%或更低的P含量基本上不产生坏影响，从经济上考虑最好P含量被规定为0.01wt.%或更低。
硫是一种增加热轧脆性和降低软磁性的元素。因此，最好尽可能地减少它的含量。因为0.01wt.%或更低的S含量基本上不产生坏影响，从经济上考虑最好S含量为0.01wt.%或更低。
铝通过脱氧作用而能够净化钢，从磁性质方面看，它具有增加电阻的功能。钢含有4-10wt.%的Si，就可以通过Si改进磁性质，所以只要求Al实现脱氧作用。因此，可溶解的Al含量最好被规定为0.2wt.%或更低。另一方面，当一部分Si被Al代替时，如上所述，（Si+Al）总量被规定在4-10wt.%范围内。
氮是一种降低软磁性质和导致磁性时效变化的元素。所以最好尽可能地减少它的含量。因为0.01wt.%或更低的N含量基本上不产生坏影响，从经济上考虑最好N含量为0.01wt.%或更低。
氧是一种降低软磁性质的元素，最好尽可能地减少它的含量。如同后面所叙述的，本发明最重要的因素是晶粒边界中的氧含量，而O含量是指晶粒边界和晶粒内部二者的总O量。本发明通过控制在钢片中不可避免存在的晶粒边界中的O含量来提供优良的可加工性，将在以后叙述这一情况。当钢片中的O含量超过0.02wt.%时，氧在全部热处理条件下存在于晶粒边界和晶粒内部，该状态很难将晶粒边界中的氧含量降低到30at.%或更低。换句话说，仅为0.02wt.%或更低的O含量才可能有选择地控制氧存在的区域（在晶粒内或晶粒边界内）。因此，O含量被规定为0.02wt..%或更低。另一方面，并不特别规定O含量的下限。单纯减少O含量不会导致晶粒边界中O浓度的降低。然而，过份减少O会增加生产成本。因此，从经济原因考虑，最好不要将O含量减少到0.0005wt.%以下。
除了上述各元素外，钢的杂质还包括Cr、Ni、Cu、Sn和Mo。上述每种元素的含量约为0.03wt.%不影响本发明的效果。
要求本发明钢的晶粒边界中O含量（离析到晶粒边界的元素中的O含量）为30at.%（原子百分比）或更低。这是本发明最重要的条件。晶粒边界处的O含量意指离析到晶粒边界的各元素中的O含量（at.%）。通常，应用俄歇电子能谱学以测定氧含量。根据能谱学，试件在保持1×10-9托或更低的真空室内破裂，应用俄歇电子光谱测定法同时观察未被大气空气污染的晶间断裂面。该方法允许在干净晶间断裂面上进行元素分析。
以后是使用俄歇电子光谱测定法测定元素的一般方法（参考“Practical Auger Electron Spectroscopy for Users”Kgoritsu Shup-pan，1989.）。当对材料表面进行元素测定时，将所测俄歇电子强度（它是通过对能量求微分而得到的并由峰值高度表示）和相关灵敏度（各元素俄歇电子发射效率的指数）代入以下公式：
[X]（at.%）＝｛（X/x）/[（A/a）+（B/b）+（C/c）+……+（X/x）+……]｝×100
式中A，B，C和D……各元素的俄歇电子强度
a，b，c，和d……各元素的相关灵敏度
为各元素规定测量俄歇电子强度的能量位置。例如，Fe使用三个LMM转换中的最高能侧的峰值，O使用KLL转换，C用KLL转换，而S用LVV转换。各元素转换的相关灵敏度是已知的，在上述文献中已叙述过这些数值。根据Phai单位，Fe的数值为0.220，C的数值为0.140，O的数值为0.400，S的数值为0.750。按照这种方式，俄歇电子能谱已被广泛用于测定元素定量数值。所以，本发明也采用这种方法测定晶粒边界处的元素。如上所述，本发明者们使用这种方法对具有优良可加工性和低劣可加工性的各材料测定其晶粒边界，进行晶粒边界处的元素分析，并发现晶粒边界处的O含量同加工性的容易程度之间存在极密切的关系。
作为一个实例，图2示出了使用具有如表1所示化学成分和片厚为0.1mm的高硅钢片的伸长率和用俄歇电子光谱仪测定的晶粒边界中O含量之间的关系。根据图2，在晶粒边界内含O量少的钢片显示出较好的伸长率。在已经试验的各钢片中，显示出3%或更大伸长率的钢片呈塑性变形。此外，对断裂面进行电子显微镜扫描观察显示出，具有优良伸长率的钢片给出解理断裂而不是晶间断裂，而具有低劣伸长率的钢片显示倾向于晶间断裂。在过去，这类不会导致塑性变形的高硅钢片是可接受的。然而，已发现当晶粒边界中的O含量为30at.%或较低时，会发生塑性变形。因此，本发明规定O含量为30at.%或更低。从图2可见，晶粒边界中15at.%或更低的O含量提供更好的可加工性。
表1 （wt.%）CSiMnPSSol.AlNO0.00236.650.150.00230.00120.0010.00320.0089
除了晶粒边界中O含量的作用以外，这在以上已叙述过，已经发现晶粒边界中的碳无疑对可加工性起着重要作用。具体地说，即使晶粒边界中的O含量在30at.%或更低范围内，当晶粒边界中的C含量（离析到晶粒边界的各元素中的C含量）为0.5at.%或更多时，会进一步改进伸长率和改进可加工性。认为晶粒边界中的碳对晶界裂纹具有抑制功能，尽管尚未认识它的详细机理。
所以，为获得高硅钢片的优良可加工性，发现限制晶粒边界中的氧必需将晶粒边界中碳的作用包括进去。为了证实这一作用，本发明者们制定了晶粒边界强度参数，该参数由以下存在于晶粒边界处的氧和碳的公式表示，并相当于实际三点弯曲试验结果的公式。
晶粒边界强度参数＝〔C（284）/〔O（531）〕
公式中的术语C（284）和O（531）表示对俄歇能谱求微分而测定的信号强度，圆括号内的数字分别表示出现C和O峰值处的能量。
图3示出了晶粒边界强度和三点弯曲特性之间的关系。
根据该图形，在三点弯曲特性中示出的可加工性同上述晶粒边界强度参数之间存在着极紧密的关系。此时，当三点弯曲试验的弯曲量为5mm或更大时，同先有技术材料相比认为改进了可加工性，所以（C/Fe）/（O/Fe）比值（晶粒边界强度参数）为0.5或更大就可认为改进了可加工性。当三点弯曲试验的弯曲量为10mm或更大时，推断可加工性得到明显改进。因此，晶粒边界强度参数最好被规定为1.0mm或更大。
关于晶粒边界中的C含量，当晶粒边界中的O含量超过30at.%时，不会显示出改进可加工性的效果，当晶粒边界中的O含量在30at.%以下时，如果晶粒边界中的C含量为0.5at.%或更高，则会提高晶粒边界强度和改进可加工性。因此，晶粒边界中的C含量最好被规定为0.5at.%或更高。为了进一步改进可加工性，晶粒边界中的C含量最好被规定为0.8at.%或更高。
除发现晶粒边界中氧和碳的这种作用以外，还发现了粒径也影响可加工性，从钢片表面来看，2.0mm或更小的平均粒径会进一步改进可加工性。这一作用的原因被认为是，当限制晶粒边界中的O含量和C含量以强化晶粒边界时，晶粒内部的强度相对成比例地下降而横过晶粒的裂纹增加，所以过大的粒径会降低可加工性。在具有表1所示化学成分的各高硅钢片（厚度：0.1mm）中，对晶粒边界中的O含量约为5at.%和晶粒边界中C含量约为1at.%的高硅钢片进行试验，以确定不同粒径下从钢片表面看的平均粒径和三点弯曲特性之间的关系。在图4中示出了该试验结果。根据该图，可看出由于将平均粒径规定为2.0mm或更小的而改进了可加工性。
在上述各试验中所用的高硅钢片由于热处理而具有形成粗晶粒的极好结晶颗粒生长条件，势必在结晶颗粒透入片厚方向的地方形成竹节组织。尽管如此，如前所述，从可加工性方面看，钢片的粒径最好为2.0mm或更小，并且该钢片需要选择一个可控热处理条件以致不会产生过多的粗晶粒。当该高硅钢片的结晶组织形成竹节组织时，本发明者们发现，结晶颗粒的生长基本上停止在粒径约3-4倍于钢片厚度的地方。因此，为使粒径保持在2.0mm或更小，应选择片厚为0.5mm或更薄。在此情况下，无需注意热处理条件。基于这些原因，钢片的优选厚度为0.5mm或更薄。
获得本发明的效果与硅钢片中晶粒取向性分布无关。因此，本发明既不规定为取向硅钢片也不规定为非取向硅钢片。普通电工钢片要涂敷绝缘薄膜，而本发明不取决于涂膜的存在。
本发明不规定制造薄片的方法，本发明可用于通过特殊轧制法、渗硅法（已在前面叙述过）和其它适当的方法制造的高硅钢片。
实施例1
对具有表1所示成分的钢进行熔炼、热轧和温轧，以制取具有0.1mm厚度的钢片。该钢片于1，200℃在5托-1×10-5托的各级对比压范围内进行15分钟的热处理（最终退火）。实验室的环境温度为27℃，湿度为80%。用图5所示三点弯曲机对所得试件进行试验，以测定断裂前的最大压进冲程量。将各试件的残余部分置于俄歇电子光谱仪内使其在8×10-10托的真空中破裂。观察各试件的断裂面并分析晶粒边界处的成分。成分分析示出全部试件在晶粒边界中的C含量都在0.5at.%或更低。图6示出了晶粒边界中的O含量对三点弯曲试验弯曲量的影响。该曲线图示出，晶粒边界中O含量减少明显地增加弯曲量。这样就可以认为晶粒边界中较低的O含量给出较好的可加工性。
实施例2
使用具有实施例1中相同成分的钢，在若干不同气氛条件下进行热处理。对那些制得的试件进行三点弯曲试验。由三点弯曲试验残余的试件制取用于俄歇电子能谱学的样品。在俄歇电子光谱仪的真空条件下破裂这些样品，以测定晶粒边界中O和C的成分。对晶粒分界内的O含量和C含量以及三点弯曲特性之间的关系进行研究。对于晶粒边界中O含量在30at.%以上的试件，晶粒边界中的O含量和C含量以及弯曲量之间不存在任何关系。然而，对于晶粒边界中O含量为30at.%或更低的试件，在晶粒边界内的O含量和C含量以及弯曲量之间存在着明显的关系。图7示出了对于晶粒边界中的O含量约为10at.%试件的（平均粒径：0.19mm）晶粒边界中C含量和三点弯曲特性之间的关系。根据该曲线图，可看出晶粒边界中含C量达到某种程度的钢明显地改进了可加工性。
实施例3：
使用间隙为3μm的剪切试验台对实施例1和实施例2中所试验的试件进行剪切试验。在光学显微镜（×200）下观察剪切面对每10cm剪切长度上裂纹之类的各种疵点进行计数。在同晶粒边界中的O含量有关的图8中示出了该计数结果。该曲线图示出与三点弯曲试验结果同样的倾向，并清楚地表明了限制晶粒边界中O含量的作用。
实施例4
对具有表2所列成分的钢进行熔炼、热轧和温轧以制取厚度为0.35mm的钢片。在0～-70℃范围内具有各种露点的氮气氛中、于1200℃对该钢片进行15分钟的热处理，以制备在晶粒边界中含不同O含量的若干钢片试件。在抗拉试验台（使用JIS5级试件的拉力计）上试验这些试件。按照在实施例1中所用方法测定各试件晶粒边界中的O含量，并对抗拉试验台内所测伸长率和晶粒边界中的O含量之间的关系进行研究。在全部试件内，晶粒边界中的O含量都在0.2-0.8at.%范围内，平均粒径在1-1.4mm范围内。该结果示于图9中。该曲线图显示出，晶粒边界中O含量低的钢片给出较大的伸长率。
表2 （wt.%）CSiMnPSSol.AlNO0.00513.030.250.00190.00212.300.00210.0031
实施例5
对具有表3所列成分的钢进行熔炼、热轧和温轧以制取不同厚度的钢片。在800-1，300℃各种退火温度下对那些试件进行15分钟最终退火。在1×10-4托的对比压中制取不同片厚和平均粒径的各种试件。用三点弯曲机对所得试件进行试验。将各试件的残余部分置于俄歇电子光谱仪内以测定晶粒边界中的O含量和C含量。该俄歇电子能谱学显示出，全部试件在晶粒边界中的O含量为5±2at.%，而晶粒边界中的C含量为0.8-2at.%。表4示出各试件的平均晶粒直径和三点弯曲试验结果。该表显示出较大平均粒径全部都降低了弯曲特性。特别是，当平均粒径超过2.0mm时，弯曲特性明显下降。对于厚度超过0.5mm的试件，即使平均粒径为2.0mm或更小，该弯曲特性也是低劣的。
表3 （wt.%）CSiMnPSSol.AlNO0.00246.510.030.00210.00090.0010.00120.0019
表4片 厚（mm)平均粒径(mm)弯曲量(mm)0.100.3117试样0.100.6816″0.100.913″0.101.912″0.350.9211″0.351.428.5″0.351.904.9″0.352.562.3对比试样0.501.234.3试 样0.501.594.2″0.502.561.9对比试样0.502.800.9″0.601.901.2″0.702.421.1″
实施例6：
制备具有表5所列化学成分的硅钢片（厚度：0.3mm）。对该钢片进行渗硅一扩散处理（Si扩散和渗透处理）以制造硅含量为6.5wt.%的硅钢片。使用两种不同的混合气体作为载气进行渗硅：一种是同高纯氮气（露点：-70℃）混合的混合气体，另一种是同普通氮气（露点：-30℃）混合的混合气体。所得试件进行三点弯曲试验，用俄歇电子光谱仪分析残余试件以测定晶粒边界中的O含量。全部试件显示出，晶粒边界中的C含量在0.2at.%-1.2at.%范围内而平均粒径接近0.89mm。该结果被总结在图10中。该曲线图显示出，限制晶粒边界中的O含量改进即使对用Si扩散一渗透法制得的高硅钢片也是有效的。
表5 （wt.%）CSiMnPSSol.AlNO0.00313.020.150.00100.0010＜0.0010.00210.0025
最佳实施方案-2
通过更详细地研究，本发明者们通过对晶粒边界的精细观察弄清楚了同可加工性有关的（除了晶粒边界中的O含量之外的）其它因素。具体地说，本发明者们使用在晶粒边界中O含量恒定的样品研究了离析到晶粒边界的各元素对可加工性的影响，并发现硫对可加工性具有与氧的影响不同的明显的影响。图11示出了三点弯曲特性（上述三点弯曲试验台内试件的压进冲程量）和用俄歇电子光谱仪测得的晶粒边界处的S含量之间的关系。这里所用试件具有以下成分：6.49wt.%Si.0.005wt.%Mn、0.0015wt.%S和0.0022wt.%O，其厚度为0.35mm，并使其在含有0.1Vol.%H2S的N2气氛中进行热处理。热处理后的各试件在分析误差内给出近于相同数量的总S。用俄歇电子光谱仪测得的全部试验试件的晶粒边界中O含量都在3-5at.%范围内。根据图11，可加工性同晶粒边界中的S含量存在很强的关系，这就可以认为晶粒边界中的S降低了可加工性。尽管尚未认识到晶粒边界中S含量和可加工性强烈关系的详细机理，晶粒边界并不含如Mn之类生成硫化物的元素这一事实，可以认为S可能以固溶形态存在于晶粒边界中。
通过改变退火温度就能很容易地控制粒径。然而，上述试验显示出改变退火温度会大大地改变可加工性。
如同以上详细叙述的那样，本发明者们发现，长期以来被认为是加工性天然低劣的高硅钢片的可加工性同晶粒边界的特性存在着极紧密的相互关系，控制该特性可以提供具有极好可加工性的高硅钢片。
作为一个实例，使用厚度为0.1mm、具有如表6所列化学成分和用俄歇电子光谱仪测定的晶粒边界中几乎相同O含量的高硅钢片，以测定伸长率和用俄歇电子光谱仪测得的晶粒边界中S含量之间的关系。该结果示于图12中。该图显示出，晶粒边界中S含量低的试件给出了高伸长率。在试验期间，给出3%或更大伸长率的试件产生了塑性变形。用电子显微镜扫描观察断裂面显示出，给出高伸长率的试件发生解理断裂而不是晶间断裂，而伸长率低劣的钢片显示出晶间断裂的倾向。在过去，这类不会导致塑性变形的高硅钢片是可以接受的。然而，已发现当晶粒边界中的S含量为0.2at.%或更低时，会发生塑性变形。因此，本发明规定S含量为0.2at.%或更低。
表6 （wt.%）CSiMnPSSol.AlNO0.00246.510.030.00210.00090.0010.00120.0019
本发明不仅需要规定如上所述晶粒边界中的S含量，而且需要将晶粒边界中的O含量（离析到晶粒边界的各元素中的O含量）规定在30at.%（原子百分比）或更低。换句话说，只有当晶粒边界中的O含量足够低时，才能够实现降低晶粒边界中S含量的作用。为此目的，晶粒边界中的O含量必需降低到30at.%或更低。图13示出了三点弯曲特性（在如上所述三点弯曲试验台内的试件的压进冲程量）和晶粒边界中S含量之间的关系。这里所用的试件具有以下成分：6.66wt.%Si、0.001wt.%S、0.001wt.%Sol.Al和0.0025wst.%O，其厚度为0.35mm，并且晶粒边界中包含不同的O含量。该曲线图显示出，30wt.%或更低的晶粒边界中O含量给出了晶粒边界中S含量和三点弯曲特性之间的相互关系，该图还示出在晶粒边界中的O含量超过30at.%情况下，即使晶粒边界中的S含量为0.2wt.%或更低时，三点弯曲特性也只显示出非常小的变化。因此，本发明规定晶粒边界中的O含量为30at.%或更低，最好为15at.%或更低。
除了晶粒边界中的S含量和O含量的影响以外，发现粒径也影响可加工性。已发现从钢片表面看的平均粒径为2.0mm或更小时，会进一步改进可加工性。推测该作用的原因是，随晶粒边界强度的提高晶粒内强度成比例地降低是由于晶粒边界中S的影响，这会增加横过晶粒的裂纹，所以过大的粒经会降低可加工性。在具有表1所列化学成分的高硅钢片中，对在晶粒边界中O含量约5at.%、晶粒边界中C含量约lat.%和晶粒边界中S含量约0.05at.%的高硅钢片进行试验。以测定不同粒径下从钢片表面看的平均粒径和三点弯曲特性之间的关系。该结果示于图14中。根据该曲线图可看出，由于将平均粒径规定为2.0mm或更小而改进了可加工性。
在上述试验中使用的高硅钢片具有极好的形成粗晶粒的结晶颗粒生长条件，并势必在结晶颗粒透入片厚方向的地方形成竹节组织。尽管如此，如前所述，从可加工性观点看，钢片的粒径最好为2.0mm或更小，钢片需要选择可控的热处理条件以致不产生过多的粗晶粒。当高硅钢片的结晶组织形成竹节组织时，本发明者们发现，结晶颗粒的生长基本上停止在粒径约3-4倍于钢片厚度的地方。因此，为了将粒径保持在2.0mm或更小，片厚可选择在0.5mm或更薄。在此情况下，不需要注意热处理条件。鉴于这些原因，钢片的优选厚度为0.5mm或更薄。
获得本发明的效果与硅钢片中晶粒取向性分布无关。因此，本发明既不规定为取向的硅钢片，也不规定为非取向的硅钢片。普通电工钢片需要涂敷绝缘薄膜，而本发明不取决于涂膜的存在。本发明不规定制造薄片的方法，但本发明适用于通过特殊轧制法、渗硅法（已在以前叙述过）和其它适当方法制造的高硅钢片。
实施例7：
具有表7所列成分的高硅钢片（厚度：0.1mm）于1200℃、在5-1×10-5托的不同对比压内进行15分钟热处理（最终退火）。实验室的环境温度为27℃，湿度为80%。用三点弯曲机对所得试件进行试验，以测定断裂前的最大压进冲程量。将各试件的残余部分分置于俄歇电子光谱仪内使其在8×10-10托的真空内破裂。观察各试件的断裂面并分析晶粒边界处的成分。根据俄歇电子光谱仪的成分分析，选择晶粒边界中的O含量为3-5at.%、C含量为约0.3at.%和平均粒径为0.2mm的试件，以测定晶粒边界中的S含量对三点弯曲试验弯曲量的影响。图15示出了该结果。该曲线图显示出，减少晶粒边界中的S含量明显地增加弯曲量，这可以认为，晶粒边界中的S含量越低，可加工性就越好。
表7 （wt.%）CSiMnPSSol.AlNO0.00414.210.010.00150.00152.100.00150.0021
实施例8：
对具有表8所列成分和不同厚度的高硅钢片在1×10-4托的对比压、于800-1300℃的各种退火温度进行15分钟最终退火，以制取具有不同片厚和不同平均晶粒直径的试件。使用三点弯曲机对所得试件进行试验。将各试件的残余部分置于俄歇电子光谱仪内以测定晶粒边界中的C含量和S含量。该俄歇电子能谱显示出，全部试件在晶粒边界中的O含量为8±2at.%、晶粒边界中的C含量在0.8-2at.%范围内，晶粒边界中的S含量在0.05-0.10at.%范围内。表4示出了各试件的平均晶粒直径和三点弯曲试验结果。该表示出，2.0mm以上的平均粒径明显地降低了弯曲特性。对于厚度超过0.5mm的试件，即使平均粒径为2.0mm或更低时，弯曲特性也是低劣的。
表8 （wt.%）CSiMnPSSol.AlNO0.00246.610.010.00190.00210.0010.00290.0052
实施例9：
制取具有表9所列化学成分的硅钢片（厚度：0.3mm）。该钢片在1200℃进行渗硅一扩散处理（Si扩散和渗透处理）。使用两种不同的混合气体作为载气进行渗硅。一种是同高纯氮气（露点：-70℃）混合的SiCl4气体，另一种是同普通氮气（露点：-30℃）混合的SiCl4气体。所得试件进行三点弯曲试验，用俄歇电子光谱仪分析残余的试件，以测定晶粒边界中的O含量、C含量和S含量。在所试验的各试件中，选择在晶粒边界中的O含量约10at.%、晶粒边界中的S含量约0.7at.%和平均粒径约0.8mm的试件，以测定晶粒边界中S含量和三点弯曲试验弯曲量之间的关系。该结果总结于图16中。该曲线图显示出，限制晶粒边界中的S含量改进可加工性即使对通过用Si扩散一渗透法制得的高钢片也是有效的。
表9 （wt.%）CSiMnPSSol.AlNO0.00352.990.020.00150.0012＜0.0010.00310.0021
实施例10
用轧制法制取厚度为0.35mm、具有表10所列成分的钢片，该钢片在具有-10～-70℃露点和H2S含量在0-0.1Vol.%范围内的若干种氮气氛下、于1200℃进行15分钟热处理。用三点弯曲机对这些制得的试件进行试验，用俄歇电子光谱仪分析上述试件的残余部分，测量晶粒边界中的O含量和S含量以确定它们对三点弯曲试验弯曲量的影响。该结果总结于图13中，该曲线图显示出，晶粒边界中O含量为30at.%或更低时，晶粒边界中的S含量和弯曲量之间的关系，当晶粒边界中的O含量在30at.%以上时，即使晶粒边界中的S含量降低到0.2at%或更低时，三点弯曲特性产生的变化也很小。
表10: （wt.%）CSiMnPSSol.AlNO0.0036.660.250.0020.00150.0010.00180.0034
表11片 厚（mm)平均粒径(mm)弯曲量(mm)0.100.3516.5试样0.100.7215.2″0.100.9514.2″0.101.9311.9″0.102.123.3对比试样0.102.432.9″0.350.8911.9试 样0.351.499.5″0.351.854.1″0.352.491.9对比试样0.501.194.1试 样0.501.514.2″0.502.411.8对比试样0.502.421.9″0.601.851.1″0.702.491.1″