电工钢89章.docx

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电工钢89章

第8章特殊用途的电工钢

8.1冷轧取向硅钢薄带

8.1.1概述

冷轧取向硅钢薄带是指厚度≤0.1mm含3%Si的（110）[001]的取向硅钢而言。

它是军工和电子工业中的－种重要材料，要用于工作频率≥400Hz下的高频变压器，脉冲变压器，脉冲发动机，大功率磁放大器，通讯用的扼流线圈，电感线圈，储存和记忆元件、开关和控制儿件、磁屏蔽以及在振动和辐射条件下工作的变压器，工作频率愈高，涡流损耗明显增高，所选用的钢带也应当愈薄（见表1－1）。

1949年利特曼（M.FLittmann）根据邓恩〔C.G.Dunn〕等提出的3%Si的（110）[001]单晶体经50%~70%冷轧转变为{111}<112>冷轧织构，经初次再结晶退火转变为（110）[001]再结晶织构的规律（即这两种位向的关系是晶体绕<001>轴转动约35°的规律[1]用异体取向硅钢产品再经冷轧和退火制成了取向硅钢薄带，满足了当时雷达中脉冲变压器所需要的材料。

因为那时作为原始材科的GO钢产品B8值较低（1.74T）所以厚度0.1mm薄带的位向为{210}<001>~{310}<001>，B8值为1.6~1.7T，P10=0.35~0.70W/kg[2]，随后美国Armco公司、英国BSC公司和日本新日铁公司等陆续生产了厚度0.025，0.05和0.1mm薄带产品，70年代又陆续停止生产，专门生产铁芯的工厂购买厚度0.23~0.35mm取向硅钢产品作为原料按此法生产。

1959年钢铁研究总院制成厚度0.05和0.08mm的取向硅钢薄带。

证明3%Si钢按二次冷轧法制成0.35mm薄板，经高温退火形成（l10）[001]位向后再经－次冷轧和退火，（l10）[001]位向后，再经一次冷轧和退火，（110）[001]取向度磁性高。

0.08mm薄带经磁场退火后矩形Br/Bs≥0.90，μm=50000，Hc=16~20A/m，B8=1.90T，磁性达到取向50%Ni－Fe水平[3]。

随后将此技术推广到上海钢铁研究所和大连钢厂进行生产。

每年生产5－10t，满足了国内需要。

1983年以前是从炼钢开始制造，生产工艺流程长成材率只有30%～40％，磁性达到苏联产品水平，其中30％达到美、日同类产品水平，性能不稳定。

1983年钢铁研究总院用武汉钢铁公司生产的0.20~0.35mm厚的取向硅钢产品作为原材料，生产0.025~0.1mm厚的取向硅钢薄带和各种尺寸的铁芯，成材率提高到85%~90％磁性达到国际水平并且稳定，成本明显降低[4].

8.1.2制造工艺

制造工艺流程如图8－1所示。

取向硅锅薄带的磁性与原始材料的取向度和磁性、冷轧压下率以及退火工艺密切相关。

原始材料GO钢和Hi－B钢的取向度和磁性高，制成的薄带产品磁性也高（见图8－3）。

作为原始材料的GO钢和Hi-B钢最好不涂绝缘涂层，这可降低原始材料成本。

GO钢带或Hi-B钢带首先在含少量HF或氟酸盐的盐酸或硫酸水溶液中酸洗去除表面玻璃膜和绝缘膜。

然后在多辊轧机上冷轧到规定厚度。

如果冷轧时易断裂，可经低温加热脱氢处理。

由图8－2看出，冷轧压下率应控制在60%~70%，此时冷轧织构中{111}<112>组分最强，初次再结晶退火后（110）[001]取向度和B值最高，Hc最低。

产品愈薄，合适压下率有往更大压下率方向移动的趋势，而且压下率对磁性的影响逐渐减小。

冷轧后在连续炉中干H2十N2或真空下经750~1000℃退火。

退火温度高，保温时间短。

为获得高取向度和B8值，应当进行初次再结晶退火，保温时间小于二次再结晶孕育期，如750℃×3~5min或＞900℃×20~30s。

在原来粗大伸长二次晶粒的晶界中形成均匀细小初次晶粒群。

由于晶粒小，Hc和PT也较高。

温度高或保温时间长发生二次再结晶，（110）[001]强度减弱，位向更漫散，偏离角为10°~30°，存在有（l20）~（130）[001]组分，B8降低。

但由于晶粒粗化，Hc和PT也明显降低。

因此要按照磁性的要求，控制好退火温度和时间。

图8－3为0.05mm薄带退火温度（时间为3min）对B8、Hc和高频PT的影响。

厚0.35mmQ9G（Hi-B钢）制的试样在700℃×3min退火后初次再结晶已完全，B8最高（1.88T）。

随温度升高，B8降低。

厚0.3mmQ8G和0.35mmQ10制的试样经700℃退火3min后仍残存有形变晶粒〔见图8－4（a）〕B8低。

750℃×3min退火后再结晶完全（见图8－4（b）〕，750℃和850℃时B8最高（1.85~188T）。

而Q9G制的试样在850℃时已开始二次再结晶，900℃×10min已基本完全，并常出现魏氏组织〔见图8－4（c）〕。

Q8G和Q10试样在900℃×3min时出现二次晶粒，B8降低。

Hc和高频铁损随温度升高而降低。

对＜0.05mm薄带来说，合适的退火温度范围变宽，而且退火后基本为大小混合晶粒，更难发展为完善的二次再结晶组织。

也就是说随钢带厚度减薄，退火温度对磁性的影响也减小。

退火后钢带涂磷酸盐－铬酸盐绝缘膜，400℃~600℃×30~60s烧结。

因为取向硅钢薄带都制成卷铁芯使用，所以须经消除应力退火，－般在含5%~10%H2的N2气中经730℃±20℃×2~4h退火，以约25%/min速度慢冷到约350℃.>750℃退火发生二次再结晶，织构和B8值变坏。

如果采用箱式炉退火，可在750～800℃进行消除应力退火。

表8－l为钢铁研究总院用武钢生产的取向硅钢作为原始材料，按上述工艺生产的不同厚度产品的典型磁性。

图8－5为厚度0.1～和0.05mm产品与日本同类产品的高频铁损的对比[4]。

8.1.3新产品和新工艺

（l）选用高B8值Hi-B钢的制造工艺

在静态和≤5kHz频率下磁化过程主要靠畴壁移动。

在更高频率下畴壁移动困难，能量损耗大，所以磁畴转动起主要作用。

在很高频率（如10kHz），晶粒位向对铁损的影响减小。

由表8－2看出，3%Si0.3mm厚取向和0.5mm厚无取向硅钢的P2/10k无大差别，而6.5%Si－Fe由于电阻率高，P2/10k更低。

选用温度梯度炉高温退火的0.18mm厚Hi-B钢作为原始材料，沿钢带轧向的二次晶粒尺寸D>20mm（如50mm），沿横向的D＞40mm（如1000mm），B8/Bs＞0.9，最好B8=1.97~1.98T.经60%~80％压下率冷轧到≤0.05mm厚和800℃×2min退火后涂绝缘膜。

板厚／辊径≤0.04，钢带波浪度≤1.2%。

由图8－6（a）看出0.18mm厚Hi-B钢经70%~80％冷轧和退火的≥32μm厚带B8≥1.9T。

按－般0.30mm厚的钢制的薄带B8=1.6~1.8T。

图8－6（b）和（c）表明薄带B8愈高，f≤10kHz的铁损愈低。

薄带经激光照射后铁损进－步降低，而且B8愈高，照射效果愈大。

0.05mn薄带环状试样测定的P15/400值如下：

B8=1.6T时P15/400=28W/kg；B8=1.80~1.82T时P15/400=15W/kg，B8=1.90T时P15/400=13~14W/kg；B8=1.92T时P15/400=9~1IW/kg；再经激光照射后P15/400=7~8W/kg。

由图8－7也看出，0.05rmn薄带B8≥1.85T时P15/400最低（可达23W/kg）图8－7也表明B8=1.94T的0.025mm带高频下铁损比B8=1.60T的0.025mm薄带更低。

实验表明，0.3mm厚AlN+MnS方案Hi-B钢（B8＝192T，D=40mm）冷轧到0.09mm厚，850℃×10min初次再结晶退火后为强的（110）[001]位向，但沿原二次晶粒晶界附近存在{111}<011>位向晶粒，因为｛111｝晶核在晶界处产生（见图8－8〕。

｛111｝晶粒数量增多，薄带B8值降低。

选用取向度高（B8高）和粗大二次晶粒的温度梯度退火钢带制造，由于原晶界面积少｛111｝晶粒减少，B8增高。

此外，原始材料的粗大二次晶粒中初次晶粒数量应尽量减少，这样制成的薄带磁性才均匀。

在AlN十MnS方案中加0.05％~0.2%Sn或Sb由干Sn或Sb沿晶界偏聚，有抑制｛111｝<011>位向晶粒沿原晶界形成，制成的薄带B8≥1.9T〔见图8－9（a）〕，并且合适的冷轧压下率比不加Sn或Sb的钢向更高方面移动〔见图8－9（b）〕。

冷轧后初次再结晶退火时先慢加热到400~700℃，保温时间t控制在20s≤t<（－6T℃＋4400）s，T为预退火温度（400~700℃），然后再以5×10－2~5×10℃的速度快升到850℃×10min退火，可促使（110）[001]位向晶粒择优生核和长大，B8提高到≥1.9T，B8/Bs＞0.9。

薄带在H2中800℃×2min退火后再经1200℃×10h退火，然后涂绝缘膜和激光照射，高频下铁损进一步降低，如0.05mm薄带800℃退火后平均晶粒尺寸为50μm，再在H2中经1200℃退火后为100μm，P15/400=6.5W/kg，P17/400=8.5W/kg，P15/1000=20W/kg，P17/1000=27W/kg，B8=2.02T。

0.05mm薄带在H2中800℃×2min退火后在含SiCl4约15%的干N2中900~1000℃×l~10min渗硅和干H2中1000℃×5h扩散处理制成6.5%Si－Fe，然后涂绝缘膜和激光照射，P15/400=5.6W/kg，P15/1000=18W/kg，而一般产品P15/1000=60W/kg。

按上述工艺可制成≤1mm小晶粒和180°畴的B8=1.88~1.95T薄带，比通用制造工艺产品B8提高0.2~0.4T（见图8－10）P15/400降低约50%，B＞1.5T的铁损降低更明显，因此可提高设计Bm，变压器体积缩效率提高，适用于中、高频电源变压器和控制元件[5，6]。

温度梯度退火的厚0.2mm环状样品No.1的晶粒尺寸D=40mm、畴壁间距2L=0.7~1.0mm，B8和Br/B8高，（见表8－3）。

激光照射后No.2试样2L=0.2~0.5mm，略有降低，而不同频率下铁损明显降低（见表8－3和表8－4）同时Br，B8和Br/B8也下降。

冷轧到0.055厚和退火后的No.3试样Br/B8仍为90%，B8=1.86T，≥400Hz铁损明显降低，D=30μm，2L=0.5~1.0mm。

激光照射后的No.4试样2L=0.05~0.1mm高频铁损进－步降低，Br/Bs也明显下降图8－11为4个试样的激磁磁通密度与铁损和颇率与铁损的关系曲线[5]。

激光照射的薄带制成卷铁芯经消除应力退火后效应消失。

如果卷铁芯退火后开卷，将钢带吸附在磁铁板上沿，45°~90°方向经激光照射后再卷取可解决此问题。

例如，温度梯度退火的原始钢带B8=1.96T，轧向D=30mm，横向D=130mm，经75％压下率冷轧到0.055mm厚，在于H2中830℃×2min退火后B8≥1.8T，D<1mm。

制成内径为35mm的卷铁芯850℃×2h消除应力退火后，P15/400=12W/kg，P15/1000=50W/kg。

开卷和激光照射后只P15/400=7.8W/kg，P15/1000=35.5W/kg。

这与成品钢带激光照射结果相同。

用0.14mm厚和B8=1.93T高牌号取向硅钢带制成的B8=1.77T的0.02mm薄带和B8=1.92T的0.028mm薄带卷成铁芯和退火后开卷和激光照射并再卷取制成切割铁芯，铁损降低约30%，Hc无大变化，Br和Br/B8明显降低。

0.055mm薄带激光照射前后的磁滞回线如图8－12（a）所示。

0.02mm薄带切割铁芯的铁损P10/10kH2=330W/kg。

P15/10kH2=580W/kg。

由图8－12（b）看出，可以在Bm＞1.0T下使用，铁芯的铁损与非晶材料制的铁芯铁损相近（5，6）。

（2〕通过二次再结晶获得的新产品

0.10~0.15mm薄带通过二次再结晶退火获得＞10mm大晶粒（B号），比一般通过初次再结晶的产品〔A号〕的（110）[001]取向度高，偏离角小。

由图8－13看出，B号更易磁化，B=1.5~1.7T时PT/400降低15％－20％。

在外加9.8MPa拉应力下，0.1mm薄带的P15/400从12W/kg降到10W/kg。

图8－14表明在脉冲波形下B号的铁损和激磁电流更低[7]。

用0.35mn厚S－14以上高牌号无取向硅钢作为原始材料。

由于钢中铝含量高，在3:

1的H2SO4，HF浓酸中酸洗约40min去掉表面氧化膜和绝缘膜，涂MgO和在干H2中1000－1200℃×5h净化退火使钢中AlN和MnS分解并去掉N，S，Al和Mn使Mn<0.04%，Al<0.005%防止以后它们阻碍二次晶粒长大。

然后冷轧到<0.15mm厚在2.7×10－2~6.7×10－3Pa真空或H2或>10%H2＋Ar中，以>0.5℃/s速度升到950~1100℃×l－3h退火以表面能量作为驱动力，通过二次再结晶发展为强的（110）[001]织构，[001］偏离角＜2.7°。

最后涂绝缘膜。

由表8－5看出，按此工艺得到的成品B8=1.93T，P13/50比Z6H低，与非晶合金相近。

它比通过三次再结晶得到的薄带磁性略低些，但原材料成本低，退火升温速度比三次再结晶法的慢l/3以上，退火温度低和保温时间也短，退火能耗成本明显降低。

用0.35mm厚S－9牌号钢带经酸洗和80％压下率冷轧到0.07mm厚，在6.7×10－3Pa真空中以30℃/min速度升温进行实验，表明600℃开始初次再结晶，800℃开始二次再结晶，950℃时B8=1.93T，>950℃时二次晶粒为5~10mm。

＞800℃时Hc急剧降低。

退火温度与B8的关系见图8－15（a）。

<10－2Pa真空下或纯Ar下退火形成部分（100）［ουω］晶粒，磁性下降。

由图8－15（b）看出，>70％压下率冷轧时1000℃退火后Hc低。

>90％冷轧时薄带出现小孔。

合适的压下率为70％－90%。

由图8－15（c）看出，80％压下率冷轧带在6.7×10－3Pa真空下1000℃×＜1h退火后二次再结晶不完全，所以Hc高。

＞3h退火时部分发生三次再结晶，Hc也增高。

合适的保温时间为l－3h。

图8－15（d）表明，钢中Al＞0.03％时由于阻碍一次晶粒长大，Hc急剧增高。

图8－16（a）为80％压下率冷轧至0.07mm厚和1000℃×2h退火后（二次再结晶完全）的B－H磁滞回线，图8－16（b）为S－9牌号原始材料的磁滞回线。

图8－17为图8－16（a）试样的B－PT/50曲线。

曲线B为退火后情况，P13/50=0.32W/kg。

曲线A为再涂绝缘膜和800℃退火并加9.8~39MPa拉应力清况P13/50=0.27W/kg降低26％[8]。

最近荒井贤一等用含C，S，N，O，Als和Cu分别＜0.01％的3%si钢1.8~2.0mm厚热轧板，经三次或二次冷轧法以表面能量作为驱动力，通过二次再结晶退火制成厚≤0.1mm的（110）[001］取向硅钢薄带。

如第一次压下率45％~65％，第二次压下率55%~70％在N2中750℃×lh或800℃×5min经二次中间退火，第三次经50％－75%冷轧到0.1mm厚，最终在＜0.5Pa真空中或H2中1150~1200℃×1~5h退火后B8≥1.9T。

制造＜0.1mm薄带时加大第三次冷轧压下率。

采用二次冷轧法时第一次经40％~80％冷轧第二次经70％－97%冷轧。

＞95％冷轧和退火后B8＞1.9T，Hc也明显降低[9]。

（3）特殊冷轧工艺

取向硅钢产品酸洗后经CBS（Contactbendstretch）冷轧机至少轧一道，可使冷轧织构中{111}<112>组分更强。

即使总压下率≥90％，{111}<112>组分也强，因为CBS冷轧特点是轧辊压下载荷比一般等速冷轧低l/4以上。

退火后P15/400和P10/2000降低。

图8－18为CBS轧辊示意图。

W1和W3为不同周速的φ100mm工作辊，周速比为1:

0.64。

W2为φ15mm浮动辊，反向卷取钢带，不驱动而依靠卷取产生的张力支持。

5道轧制过程中只经一道CBS轧制时，冷轧总压下率最好为60%。

5道都经CBS轧制时总压下率最好为90％。

表8－6为0.23mm厚的Hi－B钢（B8=1.90T，P17=0.85W/kg）酸洗后经不同冷轧法轧到不同成品厚度，在H2中1000℃×6min退火后的磁性对比[10]

（4）细化磁畴工艺

钢带减薄到＜0.1mm，180°主磁畴加宽，表面自由磁极减少，90°闭合畴数量减少或消失。

磁畴结构随板厚减薄的变化程度与[001]倾角β有密切关系，板厚减薄时随β角增大，Ph明显增高，同时由于180°畴粗大反常损耗Pa也增高，而λs却明显降低，所以细化磁畴可明显降低铁损，由于钢带减薄。

Pe降低Ph所占比例提高。

降低Ph也极为重要，所以应当选用β角小的高B8取向硅钢作为原始材料[11]。

0.08mm薄带沿轧向加弹性拉应力，P15/400，降低约40%.平均晶粒尺寸约为0.1mm的薄带的B8高，铁损也较低。

在拉应力条什下，晶粒尺寸为l~13mm的薄带P15/400都明显降低，因为大晶粒薄带的180°畴细化，小晶粒薄带的90°畴数量减少。

在29MPa拉应力下P15/400都为9~10W/kg。

这些结果说明，薄带涂应力涂层可使铁损明显降低[12]。

如果再经激光照射。

铁损进－步降低[5，6]。

0.15~0.25mm厚取向硅钢成品经机械研磨掉玻璃膜和电解磨光到Ra=0.08μm，冷轧到0.08~0.10mm厚，在1070℃最终退火前或后采用CVD等方法喷涂0.2~0.3μm厚TiN等应力薄膜，退火后再涂应力徐层和激光照射或电子束照射P13/50=0.12~0.25W/kg，与非晶合金的P13/50值相近似[13]。

8.2冷轧无取向硅钢薄带

冷轧无取向硅钢薄带是指厚度为0.15和0.20mm的3%Si钢而言，主要用作中，高频电机和变压器、电抗器和磁屏蔽。

国外在70年代前后已生产这种产品。

武汉钢铁公司于1989年研制成0.2mm厚×1000mm宽的WT200和WTG200牌号，1990年研制成0.15mm厚的WTG150牌号。

产品铁损低、无时效、叠片系数高、厚度均匀、板形好，达到日本同类产品水平（见表8－7）。

冷轧无取向硅钢薄带的化学成分和生产工艺与无取向高牌号硅钢基本相同，因为产品厚度减薄，必须更严格的控制好板形和表面质量，热轧带经常化后采用一次冷轧法或二次中等压下率冷轧法，二次冷轧法更容易获得好的板形，但磁性比一次冷轧法更低些，中间退火时进行脱碳。

成品退火采用干的H2+N2气。

炉内加更小张力，退火后冷速减慢并控制好卷取张力。

也可采用罩式炉退火，然后再经热平整退火和涂绝缘膜。

由图6－36（d〕看出，0.2mm厚度附近的P15/50最低。

钢板表面状态对0.15和0.2mm薄带磁性的影响增大。

为防止成品出现瓦垅状缺陷，钢质要纯净，这在热轧时可促进再结晶。

热轧终轧温度为930~1000℃，700－740℃卷取，不常化和一次冷轧，最终退火温度为700~800℃保温30～90s，控制成品晶粒为5~60μm，P5/700<7.5W/kg，B5/700＞l.2T（环状样晶测量）。

因为使用频率提高，为降低Pe，成品合适晶粒尺寸应减小[14]。

8.3电磁开关用冷轧硅钢

电磁开关用冷轧硅钢带一般是指厚度为0.70mm的3%Si无取向硅钢而言，主要用于电磁开关和继电器。

国外在70年代前后已生产这种产品。

中国以前用热轧硅钢片制造，由于钢片较脆，机械寿命低，P15/50有300~500万次1984年武汉钢铁公司研制并生产DWK牌号，制订了该产品的企业标准。

产品铁损和矫顽力低，硬度高和无磁时效各项性能指标达到了日本同类产品水平（见表8－8），制成的电磁开关体积缩小1/3~1/2机械寿命提高1~10倍，一般在1000万次以上。

电磁开关用的冷轧硅钢带的化学成分和制造工艺与高牌号无取向硅钢基本相同。

采用一次冷轧法制造。

8.4高硅钢

8.4.1概述

高硅钢－般是指含4.5%~6.7%Si的Si－Fe合金，通用的高硅钢为6.5%Si－Fe。

1928年舒尔茨（A.Schulze）发现6.5%Si－Fe合金的磁致伸缩（λs〕近似为零。

1942年鲁德〔W.E.Rudeer）指出6.5%Si－Fe由于磁各向异性K1和λs比3%Si－Fe更低和电阻率ρ更高，所以铁损更低。

1951年戈尔茨（M.Goertz）测定（100）[001]位向的6.4%Si－Fe单晶体的μ=5×104磁场退火后μm=3.8×106。

1964年布朗（D.Brown）等证明6.5%Si－Fe单晶体比3%Si－Fe单晶体的P15/50低0.2W/kg，λs低9/10，K1低1/3[15]。

1965年伯尔（D.J.Burr）等指出5%Si－Fe的伸长率只有1－2%，加6%Ni时伸长率增高到9%，加7.5％杯时伸长率为20%，可以进行冷轧。

因为Ni扩大了γ相区，热轧时通过二相区可获得小晶粒[16]。

1966年石坂哲郎等用不同硅含量的钢进行热轧和冷轧实验表明，4.0％~4.7%Si钢当热轧条件合适时可进行冷轧。

5%Si钢热轧板切掉裂边部分后也可冷轧。

6.5%Si钢在600～750℃经＞70％压下率热轧，获得纤维状组织，剪边后从1mm厚可冷轧到≤0.3mm厚板[17]。

1977年成田贤仁（K.Narita〕等研究加Ni，Al和Mn对6.5%Si－Fe力学性能的影响证明加镍和锰可提高伸长率。

例如，加0.1％－0.17%Mn时伸长率明显提高，经自600～700℃热轧和600℃×lh预退火后，从1mm厚热轧板冷轧到≤0.35mm板，1200℃×20h退火后μm=5×104。

用铝代替部分硅也提高冷轧性[18]。

1978年以前主要都采用轧制法进行研制但由于冷轧脆性没有根本解决而一直不能生产。

1978年津屋昇（N.Tsuya）和荒井贤－（K.I.Aria）开发快淬6.5%Si－Fe微晶带技术解决了脆性问题。

快淬薄带厚度为为20－150μm，可以进行弯曲和冷轧[19]。

川崎钢公可与他们合作，利用此技术建立更大的制造设备，试图向工业化生产方面过渡。

由于快淬带成品窄和薄，使用方面受到很大限制，至今仍未能正式生产。

1986－1987年日本钢管公司中岗一秀和高田芳一等先后采用CVD（化学气相沉积）决速渗硅法和轧制法制成6.5%Si－Fe[20，21]，并于1993年正式生产。

产品命名为“SuperECore”产品厚度为0.1~0.5mm，最大宽度为400mm，成卷供货[22，23]住友金属公司用薄铸坯经热轧和冷轧，通过二次再结晶退火研制成（110）[001］取向6.5%Si－Fe[24]。

新日铁公司采用轧制法也制成6.5%Si－Fe，并通过二次再结晶获得了取向6.5%Si－Fe合金[25].神户制钢公司通过热轧、冷轧和退火研制成4.0~5.5%Si－Fe合金[26]。

8.4.2特性

由图1－11看出随硅量增高，ρ急剧增大，Bs，θT，K1和λs降低。

6.5%Si钢的ρ=82μΩ·cm。

比3%Si钢约高一倍BS=1.80T，λs，近似为零，K1比3%Si钢约低40%。

由图1－13和图1－14看出，随硅含量增高，硬度急速增高，屈服强度和抗拉强度也明显增高到约4.5%Si然后开始迅速下降，伸长率随硅含量增高而显著降低，＞4.5%Si时伸长率＜5%，>5%Si时则近于零，因此≥4%Si钢很脆很硬，难以冷轧。

.表8－9为6.5%Si－Fe合金的物理性能和硬度。

（1）磁性

6.5%Si－Fe合金与通用的3%Si无取向硅钢、取向硅钢和取向硅钢薄带相比，由于ρ提高约一倍，λs近似为零以及Kl降低约40％，其磁性特点是：

高频下铁损明显降低，最大磁导率μm高和矫顽力Hc低