CN104114724B - 生产由软磁合金制成的薄带材的方法以及所得到的带材 - Google Patents

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Abstract

用于生产能够被机械切割的由软磁合金制成的带材的方法，该软磁合金的化学组成以重量计包括：18％≤Co≤55％、0％≤V+W≤3％、0％≤Cr≤3％、0％≤Si≤3％、0％≤Nb≤0.5％、0％≤B≤0.05％、0％≤C≤0.1％、0％≤Zr+Ta≤0.5％、0％≤Ni≤5％、0％≤Mn≤2％，其余是铁和炼制中不可避免的杂质，根据所述方法，对通过热轧而得到的带材进行冷轧以得到厚度小于0.6mm的冷轧带材。在冷轧后，在介于该合金的有序/无序转变温度和该合金的铁素体/奥氏体转变开始温度之间的温度下，使通过连续炉，随后快速冷却至低于200℃的温度来进行连续退火处理。所得到的带材。

Description

生产由软磁合金制成的薄带材的方法以及所得到的带材
技术领域
本发明涉及生产铁-钴型软磁合金的带材。
背景技术
许多件电子技术设备包括磁部件和尤其是由软磁合金制成的磁轭。特别地，尤其在航空、铁路或汽车领域中的交通工具上的发电机是这样的情况。通常，所用的合金是铁-钴型合金并且尤其是包含约50重量％的钴的合金。这些合金具有以下优点：具有非常强的饱和感应，在大于或等于1.6特斯拉的工作感应下具有高的磁导率，以及在高的感应下具有相当强的电阻率以允许减少交流电流损耗。当它们在当前的使用中时，这些合金具有对应于弹性极限介于约300和500MPa之间的机械强度。然而，对于某些应用来说，所期望的是具有高的弹性极限的合金，该合金的弹性极限可以达到或超过600MPa，或者在某些情况下甚至为900MPa。后面所谓的HEL合金特别用于生产航空器上的微型化交流发电机。这些交流发电机的特征在于非常高的旋转速度，该旋转速度可超过20000rpm，这需要机械强度大的部件装配成磁轭。为了得到合金高的弹性极限的性能，在多项专利中提出了添加不同的合金元素，诸如尤其是铌、碳和硼。
所有含有15重量％至55重量％的钴的这些材料，无论它们是否具有近似等原子的Fe-Co组成或者它们是否含有比钴更多的铁，都必须经受适当的退火，以便得到所期望的使用性能，以及尤其是得到取决于它们所旨在的用途的所寻求的机械性能和磁性能之间良好的折衷。对于这些合金，已知的良好建立并实践的是，电子技术部件(定子、转子以及其它各种型材)由冷轧至最终厚度所得到的加工硬化材料的带材切割成。在已被切割之后，在最后步骤中使部件系统地经受静态型的退火以便调节磁性能。
现有技术Fe-Co合金的静态退火是指一种热处理，在该热处理期间，使切割的部件保持在高于200℃持续至少1小时，并且使切割的部件升高至大于或等于700℃的温度，在此温度下实施平稳期。平稳期是指至少10分钟的时间段，在此时间段期间，温度变化至多比设定温度值高或低20℃。在此处理中，在室温和平稳期之间的上升和下降在工业生产条件下通常花费至少1小时的时间。因此，允许良好地优化磁性能的工业“静态”退火处理包括从一小时至若干小时的这种温度平稳期：因此“静态”退火花费若干小时。
以本身为本领域技术人员所已知的方式，对由热轧并且然后经受超淬火而得到的厚度通常为约2至2.5mm的带材进行冷轧。超淬火提供了以下可能性，很大程度上避免材料中的有序/无序转变，该材料进而几乎保持无序，但相对于其在高于700℃的温度下的结构状态是非常不改变的。由于这种处理，该材料然后可以被冷轧而没有降低至最终厚度的任何问题。
然后由此得到的带材具有足够的延展性，从而能够通过机械切割而被切割。而且，当这些带材被用于生产由薄带材切割而成的部件的堆叠物组成的磁轭时，这些合金以加工硬化状态的带材的形式被出售给用户。然后，用户切割部件，堆叠部件并确保安装或组装磁轭，并然后进行所需的质量热处理以用于得到所寻求的性能。这种质量热处理旨在得到在晶粒再结晶后晶粒的生长的一定发展，因为晶粒尺寸决定机械性能和磁性能之间的折衷。取决于电子技术机器的相关部件，关于性能的折衷可以不同，以及因此热处理可以不同。因而，一般地，航空机上的发电机的定子和转子在相同的带材部分一起被切割以便最小化金属废料。但是，转子通常在小于800℃的温度下经历促进相当高的机械性能的热处理，而定子通常在高于800℃的温度下经历优化磁性能的热处理(因此具有较大的平均晶粒尺寸)。
另外，对于每种类型的切割部件，该质量热处理可以包括两种退火：一种，正如刚刚已经看到的，用于调整磁性能和机械性能；而另一种用于氧化金属片材的表面以便减少层间磁损耗。此第二种退火也可以被有机材料、无机材料或混合材料的沉积所取代。
根据现有技术的这种技术的缺点是多重的并且将特别提及的是以下各项：
-当期望达到至少500至600MPa的弹性极限时，需要改变合金(复杂的、更大库存量的、更昂贵的)；事实上，当在至少850℃下进行退火时，本领域技术人员已知的适用于大多数电子技术应用中的Fe-Co合金可以达到诸如从0.4至0.6Oe(32至48A/m)矫顽场的软磁性能，并且当退火温度降低至低于750℃时，也可以达到450至500MPa的弹性极限；在每种情况下，弹性极限从未在相同的合金上达到600MPa；为了解决该问题，必须使用组成稍有不同的其它合金，尤其是使用析出物或第二相；
-需要用户对所有切割部件进行退火(无论等级是否具有高的弹性极限(HEL))；事实上，在静态退火后，合金太脆，以便能够被机械装置切割；
-需要必须支持至少500MPa的弹性极限的高磁损耗；
-难以或甚至不可能用热处理达到HEL性能，机械性能和磁性能的特定折衷；事实上，从理论上说，总是可以通过施加介于700和720℃之间的温度平稳期，用如上所述的“静态退火”得到HEL性能(500至1200MPa的弹性极限)，因此处于从加工硬化状态和然后恢复到一定程度上结晶状态的范围内的冶金学状态中并且特定于此类型的退火；但是，在实践中，在500至1200MPa这个范围内，弹性极限将基本上在一定程度上取决于平稳期温度；在该平稳期温度下的性能的此过敏性阻止了工业换位(industrial transposition)，因为静态工业炉一般不能保证待退火的负载温度均匀性优于+/-10℃，即，弹性极限的调整范围的程度介于500和1200MPa之间；例外地，此均匀性可能为+/-5℃；然而，这不足以用于控制工业生产。
-当最终静态退火被施加到具有复杂几何形状的由加工硬化的金属切割的部件(例如，具有细长支架的变压器的E-部件/型材)时，难以达到成品部件的特定维度。
发明内容
本发明的目的是通过提出一种方法来找到针对这些缺点的解决方法，使用该方法可以由相同的合金来生产铁-钴型的软磁合金薄带材，该方法能够提出一种带材，该带材可以很容易地被切割；通过随后施加第二静态热处理或连续热处理，该带材也可以以预定义的方式具有平均且非常高的弹性极限而同时保持得到良好至非常好的磁性能；在诸如例如传统的静态退火的退火作用下，该合金能够从具有高的弹性极限的状态转到具有高的磁性能的状态下；该合金还具有对高达200℃的机械性能的良好耐老化性。
为此目的，本发明的目的是一种用于生产能够被机械切割的软磁合金的带材的方法，该软磁合金的化学组成以重量计包括：
18％≤Co≤55％
0％≤V+W≤3％
0％≤Cr≤3％
0％≤Si≤3％
0％≤Nb≤0.5％
0％≤B≤0.05％
0％≤C≤0.1％
0％≤Zr+Ta≤0.5％
0％≤Ni≤5％
0％≤Mn≤2％
其余由铁及炼制中不可避免(elaboration)的杂质组成，
根据此方法，对通过热轧由此合金组成的半成品而得到的带材进行冷轧以得到厚度通常小于0.6mm的冷轧带材，并且，在冷轧后，通过如下方式对所述带材进行连续退火处理：在介于合金的有序/无序转变温度(例如：本领域技术人员所熟知的Fe-49％Co-2％V合金为700至710℃)和合金的铁素体/奥氏体相变点(对于本发明的Fe-Co合金通常为880至950℃)之间的温度下，使所述带材通过连续炉，随后快速冷却至低于200℃的温度。
退火温度优选介于700℃和930℃之间。
优选地，对带材的前行速度进行调整以使得带材在退火温度下的停留时间小于10分钟。
优选地，带材在离开处理炉时的冷却速率大于1000℃/h。
根据本发明，对带材在炉中的前行速度以及退火温度进行调整以调节带材的机械强度。
优选地，合金的化学组成是这样的：
47％≤Co≤49.5％
0.5％≤V≤2.5％
0％≤Ta≤0.5％
0％≤Nb≤0.5％
0％≤Cr<0.1％
0％≤Si<0.1％
0％≤Ni<0.1％
0％≤Mn<0.1％
此方法具有如下优点：能够生产一种薄带材，该薄带材可以容易地被机械装置切割，并且该薄带材就冶金学结构而言不同于已知的带材。特别地，由此方法得到的带材是厚度小于0.6mm的冷轧软磁合金的带材，所述软磁合金由化学组成以重量计包括如下物质的合金组成：
18％≤Co≤55％
0％≤V+W≤3％
0％≤Cr≤3％
0％≤Si≤3％
0％≤Nb≤0.5％
0％≤B≤0.05％
0％≤C≤0.1％
0％≤Zr+Ta≤0.5％
0％≤Ni≤5％
0％≤Mn≤2％
其余由铁及炼制中不可避免的杂质组成，所述合金的冶金学结构是：
-或者，“部分结晶”型，即，在用氯化高铁进行化学蚀刻后，在放大倍数为×40的显微镜下观察的样品至少10％的表面上不能够识别出晶界；
-或者，“结晶”型，即，在用氯化高铁进行化学蚀刻后，在放大倍数为×40的显微镜下观察的样品至少90％的表面上能够识别出晶界的网络，并且，在晶粒尺寸为0至60μm2的范围内，存在晶粒尺寸宽度(grain size width)为10μm2的至少一个组，所述至少一个组包括是相同晶粒尺寸组的晶粒的至少两倍的晶粒，所述相同晶粒尺寸组对应于对具有相同组成的未经受连续退火，而是经受在一定温度下的静态退火的对照冷轧带材的观察结果，使得用静态退火所得到的矫顽场与用连续退火所得到的矫顽场之间的差值小于通过连续处理所得到的矫顽场的值的一半；并且，在晶粒尺寸为0至60μm2的范围内，存在宽度为10μm2的至少一个晶粒尺寸组，其中，对已经历连续退火的样品所观察到的晶粒的数目与晶粒总数的比例，比对应于从已经历静态退火的所述对照冷轧带材上所取的样品的同一比例大至少50％。
对于本领域技术人员很明显的是，术语“结晶”在这里被用作“再结晶”的同义词。实际上，薄带材形式的冷轧带材是完全加工硬化的，即，晶态顺序长距离地完全移位，并且晶体或“晶粒”的概念不再存在。然后，连续退火处理允许此加工硬化的基质“结晶”成晶体或晶粒。不过，这种现象也被称为再结晶，因为这不是合金所经历的第一次结晶，因为其炼制阶段来自固化的液体金属。
优选地，软磁合金的化学组成是这样的：
47％≤Co≤49.5％
0.5％≤V≤2.5％
0％≤Ta≤0.5％
0％≤Nb≤0.5％
0％≤Cr≤0.1％
0％≤Si≤0.1％
0％≤Ni≤0.1％
0％≤Mn≤0.1％
并且弹性极限RP0.2介于590MPa和1100MPa之间，矫顽场Hc介于120A/m和900A/m之间，1600A/m的场的磁感应B介于1.5和1.9特斯拉之间。
此外，带材饱和时的磁化强度大于2.25T。
使用这种带材，能够生产用于磁组件的部件，例如转子部件和定子部件以及尤其是用于磁轭的部件，以及磁组件诸如磁轭，通过直接切割根据本发明的带材的部件，如果需要，通过组装由此切割的部件以便形成组件，诸如轭，并且任选地通过使它们中的一些(例如，仅定子部件)或它们中的一些(例如，定子轭)经历补充退火处理以允许优化磁性能，以及特别是最小化磁损耗。
而且，本发明的目的也是一种用于生产磁组件的方法，根据所述方法，多个部件通过机械切割由前述方法得到的带材而被切割，并且在切割之后，组装这些部件以形成磁组件。
另外，能够使磁组件或部件经受质量静态退火，即，用于优化磁性能的退火。
优选地，质量静态退火或用于优化磁性能的退火是在介于820℃和880℃之间的温度下退火介于1小时和5小时之间的时间。
例如，磁组件是磁轭。
具体实施方式
现在将更具体地而非以限制性的方式描述本发明，并通过实施例进行说明。
为了生产冷轧薄带材，所述冷轧薄带材用于通过机械切割来生产电子技术设备的磁轭部件，使用本身已知的合金，该合金的化学组成以重量计包括：18％至55％的钴、0％至3％的钒和/或钨、0％至3％的铬、0％至3％的硅酮、0％至0.5％的铌、0％至0.05％的硼、0％至0.1％的C、0％至0.5％的锆和/或钽、0％至5％的镍、0％至2％的锰，其余是铁和炼制中不可避免的杂质。
优选地，该合金含有47％至49.5％的钴、总和为0％至3％的钒+钨、0％至0.5％的钽、0％至0.5％的铌、小于0.1％的铬、小于0.1％的硅、小于0.1％的镍、小于0.1％的锰。
另外，钒含量应优选大于或等于0.5％，以便提高磁性能，并且在快速冷却期间更好地远离脆化有序化；并且保持小于或等于2.5％，以便避免第二非磁性奥氏体第二相的出现。钨并非不可缺少的。而铌含量应优选大于或等于0.01％以便在高温下控制晶粒生长并且促进热转变。铌实际上是一种生长抑制剂，在连续退火时可以同时限制结晶的萌发和晶粒生长。
该合金含有少量的碳，以便在炼制期间脱氧化反应是足够的，但是，碳含量应保持小于0.1％且优选小于0.02％或甚至小于0.01％，以便避免形成过多的使磁性能变差的碳化物。
诸如Mn、Si、Ni或Cr的元素含量的下限没有限制。这些元素可以不存在，但它们一般至少以次于它们在原材料中的存在量或者次于被炼制炉的耐火材料所污染的量的非常少的量存在。当这些元素以非常少的量存在时，它们对合金的磁性能没有影响。当它们以显著量存在时，这意味着它们已被自愿地添加，以便将该合金的磁性能调节至目标应用。
该合金例如是已知名称为AFK 502R的合金，基本上含有约49％的钴、2％的钒和0.04％的铌，其余由铁和杂质以及少量的诸如C、Mn、Si、Ni和Cr的元素组成。
以本身已知的方式对该合金进行炼制并且铸造成半成品诸如锭的形式。为了生产薄带材，半成品诸如锭被热轧以便得到热带材，热带材的厚度取决于实际的生产条件。作为参考，此厚度一般介于2和2.5mm之间。在热轧结束时，使所得到的带材经受超淬火。该处理能够在相当大的程度上避免材料中的有序/无序的转变，从而后者保持几乎无序的结构状态，相对于其在高于700℃的温度下的结构状态是非常不改变的，并且它因而是足够延展的，使得能够被冷轧。因此，超淬火允许热带材随后被冷轧而没有降低到最终厚度的任何问题。如果在轧制结束时的温度足够高，在离开热轧时可以直接实现超淬火，或者，在相反的情况下，在加热至高于有序/无序转变温度的温度后实现超淬火。在实践中，在720℃和室温之间建立的脆化有序化中，例如在金属离开热轧时，用水将金属从800-1000℃的温度突然冷却至室温(通常以高于1000℃/分钟的速率)，或者，随后被缓慢冷却并因此变脆的热轧金属，在突然冷却至室温之前，被加热到800℃和1000℃之间。这样的处理本身是本领域技术人员已知的，本领域技术人员知道如何在对于他/她来讲通常可得的设备上实现这样的处理。
在超淬火后，热带材被冷轧以便得到厚度小于1mm，优选小于0.6mm，一般介于0.5mm和0.2mm之间，并且可被降低至0.05mm的冷带材。
在已经生产了加工硬化的冷轧带材后，在使合金处于无序的铁素体相的温度下，在连续炉中使它经受连续退火。这意味着该温度介于有序/无序转变温度和铁素体/奥氏体相变点之间。对于钴含量为45重量％至55重量％的铁-钴合金，退火温度应介于700℃和930℃之间。连续退火的温度范围可以更加朝向低温，因为钴含量将接近18％。例如，在27％的钴的情况下，退火温度应介于500℃和950℃之间。本领域技术人员知道如何根据合金的组成来确定此退火温度。
可以对通过炉内的速度进行调整以便顾及炉的长度，使得通过炉均匀温度区域的时间小于10分钟，优选介于1和5分钟之间。在任何情况下，用于保持处理温度的时间应大于30s。对于长度为约一米的工业炉，速度应大于0.1米/分钟。对于长度为30m的另一种类型的工业炉，连续的速度应大于2米每分钟，并且优选7至40米/分钟。一般地，本领域技术人员知道如何根据炉的长度来自行调整连续的速度。
应注意的是，所使用的处理炉可以是任何类型的。特别地，这可以是具有电阻器的常规炉，或者具有热辐射的炉、具有焦耳效应的退火炉、用流化床进行退火的设施，或者任何其它类型的炉。
在离开炉时，带材应以足够快的速率被冷却以避免发生完全的有序-无序转变。然而，本发明人们惊奇地注意到，不同于必须被超淬火以便然后能够被冷轧的厚度为2mm的带材，旨在被机械加工、被模压(stamp)、被冲压(punch)的小厚度(0.1至0.5mm)的带材可以仅经受部分有序化，其结果仅是低程度的脆化使得不需要超淬火。
本发明人们还惊奇地注意到，在正如刚刚描述的连续退火结束时，从无序/有序转变不完全的那一刻起，切割带材的可能性变得非常良好。这出乎意料地意味着这样的带材可以被机械装置切割，尽管部分有序化产生一定程度的脆化。
为了使无序/有序转变不完全，介于有序/无序温度(对于组成接近Fe-49％Co-2％V的常规合金为700℃)和200℃之间所确定的冷却速率应大于600℃每小时，并优选大于1000℃每小时或者甚至大于2000℃/h。在实践中，冷却速率不必要超过10000℃/h，并且介于2000℃/h和3000℃/h之间的速率通常是足够的。
本发明人们惊奇地注意到，不同于可以得到类似的机械性能或磁性能的静态热处理所注意到的，使用这样的结晶处理的连续萌发，得到了足够延展性的带材，以便能够被机械切割用于生产旨在堆叠用于形成磁轭或任何其他磁组件的部件。
本发明人们也注意到，通过调节通过炉内的时间，能够调节带材所得到的机械特性，使得能够由标准铁-钴合金得到具有常规机械特性即弹性极限介于300和500MPa之间的合金以及高弹性极限(HEL)型即弹性极限大于500MPa、优选介于600和1000MPa之间并且可以达到1200MPa的合金。当然，这些热处理产生非常不同的磁性能，特别是关于磁损耗。标准铁-钴合金是例如AFK 502R型铁-钴合金，AFK 502R型铁-钴合金基本上含有49％的钴、2％的钒和0.04％的Nb，其余是铁和杂质。
本发明人注意到，这组不同寻常的性能，即，在退火状态下被切割的能力，同时期望地将弹性极限设置在300和1200MPa之间，与根据本发明的连续退火所得到的特定的冶金学结构密切相关，根据本发明的连续退火所得到的特定的冶金学结构不同于来自静态退火的冶金学结构。特别是，该冶金学结构与结晶速率有关，并且对于充分结晶的材料，与晶粒尺寸分布有关，该晶粒尺寸分布非常不同于静态退火所得到的晶粒尺寸分布，从而能够得到材料的相同使用性能。
现将由一系列测试更具体地描述连续热处理及其发生条件对50％钴型合金机械性能和磁性能的影响。
一方面，对含有48.6％Co-1.6％V-0.119％Nb-0.058％Ta-0.012％C，其余是铁和杂质的非标准组成的合金AFK502NS(铸件JB990)和等级为AFK 502R型的常规合金(铸件JD173)即含有48.6％Co-1.98％V-0.14％Ni-0.04％Nb-0.007％C，其余是铁和杂质的标准合金进行实验室测试。使首先被生产成厚度为0.2mm的冷轧带材形式的这些合金通过使它们通过温度分别保持在785℃、800℃、840℃和880℃的热炉中一分钟而经受热处理。在氩气下进行允许模拟如同工业流的热处理的这些热处理，并随后以介于2000℃/h和10000℃/h之间的速率进行快速冷却，并且，考虑到测定这种类型的速率的不确定性和介于平稳期温度和200℃或室温之间的冷却速率的不均匀性的不确定性，稍微更具体地以6000+/-3000℃/h的速率进行快速冷却。这些测试能够得到示于表1中的结果。
在表1中：
T：是以℃计的退火温度
B1600：是对于1600A/m(约20Oe)的磁场以特斯拉表示的磁感应。
Br/Bm：是剩磁感应Br与在样品磁饱和时所得到的最大磁感应Bm的比。
Hc：是以A/m计的矫顽场。
损耗：是当样品经受可变的磁场时，由感应电流所耗散的以W/kg计的磁损耗，在本发明的情况下，可变的磁场是通过使用所施加的磁场的电子伺服控制来产生交变正弦感应的频率为400Hz的交变场，这种交变场本身对本领域技术人员来讲是已知的，磁场的最大值是2特斯拉。
RP0.2＝是对标准化样品以纯牵引方式所测得的常规弹性极限。
表1：连续热处理及其发生条件对机械性能和磁性能的影响
在热处理后，通过冲头和冲模进行机械切割测试。从这些结果，表明：在连续退火后，对于非标准组成等级AFK502NS和标准或常规等级AFK502R都能够在令人满意的条件下切割成部件而没有任何明显的脆化迹象。也注意到的是，通过将连续退火的温度调整在785℃和880℃之间，对于合金AFK502NS和常规合金AFK502R都能够得到高弹性极限类型的机械性能，并且所得到的机械特性是非常类似的。因此，这表明没有必要使用两种不同等级来用于得到具有高弹性极限的类型的合金或者具有现有的弹性极限的合金，即，用于生产高弹性极限合金的部件或普通弹性极限合金的部件。
此外，这些结果表明，磁性能是相当类似的，上述磁性能包括在400赫兹频率下最大振幅为2特斯拉的交变场下所测量的损耗。而且，注意到，对于不同组成的这2种合金，在由退火带材切割而成的垫圈上所测量的厚度为0.20mm的金属片材的磁速度和弹性极限之间的关系是相当类似的。
针对这些材料，在上述退火之后的状态下，还进行了高温退火，即所谓的“优化静态退火”，用于优化磁性能。在850℃的温度下静态退火三小时对垫圈进行了此退火。此优化静态退火所得到的结果示于下面的表2中。
表2：优化退火后的磁性能
考虑到这些结果，可以发现，在2特斯拉的场下400赫兹时的磁损耗大大减少，并且更一般地，实际上得到的整体磁性能并不取决于连续退火温度。而且，这些性能准等同于针对由厚度为0.2mm的带材提取的垫圈所得到的性能，该带材不是连续退火的，但其直接经受对应于现有技术的相同的优化静态退火。
这些结果示出，连续退火为AFK502R(常规等级)类型的材料提供了以下优点：事实上，用这种材料能够生产具有HEL特性的预退火的带材，该带材进一步可以在该预退火的状态下被切割并成型。
此外，注意到，机械性能/磁性能折衷可以通过连续退火温度进行调整。因此，具有这些实例的化学组成的合金可以被如下用户使用，上述用户希望生产具有高机械特性的部件和具有普通机械特性的部件，并且，如果需要，上述用户将能够仅对他/她已经切割的部件进行优化静态退火以便简单地优化磁损耗。
而且，对厚度为0.35mm的加工硬化的标准组成的工业合金AFK502R的带材进行了一系列测试。在这些测试期间，以不同通过有效长度为1.2m的工业炉的速度进行了连续退火处理。有效长度是指炉中温度足够均匀从而该温度对应于退火的温度平稳期的炉的长度。
所使用的样品的化学组成示于表3中。在此表中，没有示出所有的元素，并且本领域技术人员将会理解其余是铁和炼制中不可避免的杂质以及少量的可选元素，诸如碳。
表3：所使用的样品的化学组成
铸件 标记 Co V Nb Mn Cr Si Ni
No.1 JD842 48.61 1.99 0.041 0.027 0.015 0.016 0.04
No.2 JE686 48.49 2.00 0.037 0.042 0.031 0.061 0.10
No.3 JE798 48.01 1.99 0.041 0.043 0.040 0.057 0.16
No.4 JE799 48.51 1.96 0.040 0.035 0.028 0.051 0.06
No.5 JE872 48.45 1.98 0.041 0.043 0.049 0.069 0.14
对在炉内的通过速率进行了选择以使得这些处理中的每一个对应于恢复温度开始500℃以上的用时基本上小于10分钟。
以三种速率进行了连续退火：1.2米每分钟，用于得到与生产定子的磁轭的用途对应的磁性能和机械性能，定子磁轭寻求低磁损耗水平至平均磁损耗水平；2.4米每分钟的速率，用于得到适合于生产转子的磁轭的机械性能；以及3.6和4.8米每分钟的速率，用于得到与HEL质量对应的机械性能。此外，作为对照，在760℃的温度下对样品进行静态退火两个小时。该退火是常规“优化静态退火”类型的退火，该退火产生与在880℃下以1.2米每分钟的速率进行连续退火的性能类似的性能。最后，对于最高的连续退火温度(880℃)，进一步降低前行速率(以10分钟的平稳期为限)以进一步降低磁损耗和弹性极限。事实上，对于某些应用，要求在定子上相当低的磁损耗。这些结果示出，这实际上允许将RP0.2降低至低于400MPa，作为通过简单地调节前行速率来调节弹性极限的扩展范围，这是引人注目的。另一方面，磁损耗不相对于邻近值的速度而降低。因而，如果目的是显著降低磁损耗，那么如表2的结果所示，有必要进行额外的磁性优化静态退火。
对铸件1号，JD842所进行的测试结果示于表4中，与对其它铸件所得到的结果类似。
这些结果示出，可以通过改变退火参数来在400MPa和1200MPa之间的很宽的范围内调节弹性极限RP0.2，上述退火参数是通过炉内的速度，即，高温停留时间和退火温度以及对于工业生产来讲满意的条件下的退火温度。实际上，所得到的性能随处理参数足够慢地变化，使得能够控制工业生产。这些结果也示出弹性极限、矫顽场和合金的各种其它性能之间有紧密的相关性。
而且，这些测试允许鉴定热处理对根据本发明的方法所生产的合金的金相学结构的影响。特别对铸件JD842进行了测试。尤其对已以多种前行速度在880℃下经历连续退火的金属片材进行测量。选择880℃的温度，因为它对应于得到良好的磁性能的最佳温度，即，在该温度下，通过简单地改变前行速度，使用仅使合金停留在温度平稳期区中几分钟(<10分钟)的前行速度值，能够得到低磁损耗值和宽范围的弹性极限(例如，从300MPa至800MPa)。
表4：在连续退火过程中的机械性能和磁性能与前行速度
*B＝800A/m的场
B1600＝1600A/m的磁场中得到的磁感应
为了研究金相学结构，对取自带材的样品进行显微观察，以便观察垂直于轧制方向的轧制带材的边缘。通过如下方式来获得这些样品的显微照片：在用1200纸进行抛光并随后用浴A2进行电解抛光之后，在室温下将这些样品浸渍在氯化高铁浴中5秒进行蚀刻，其中氯化高铁浴(100ml)含有50ml的FeCl3和50ml的水，上述浴A2(1升)由78ml的高氯酸、120ml的蒸馏水、700ml的乙醇、100ml的丁基乙二醇组成。
用放大倍数40倍的光学显微镜进行这些观察。注意到：对于低退火速率，即，1.2米每分钟，结构类似于对经历静态退火的材料所观察到的结构。这是各向同性的结晶结构。对于静态退火，该结构明显是100％结晶的并且晶界被完美限定。对于在785℃下的连续退火，该结构是部分结晶的(晶界未被非常良好地限定)，而对于在880℃下的连续退火，该结构是更加结晶的，然而，晶界未充分地显示以用于确定这些样品是否是100％结晶。
对于最高的速率，即，对于2.4米每分钟、3.6米每分钟和4.8米每分钟的速率，显微照片示出了与静态退火得到的结构非常不同的高度特定的结构。该结构明显接近于加工硬化金属的结构。本发明人们还注意到，对以4.8米每分钟的速率在880℃下进行连续退火的材料所得到的显微照片具有非常各向异性的结构(非常长的晶粒)，且比由以4.8米每分钟的通过速度在785℃下退火所得到的结构更加各向异性。
因而，看起来用连续热处理能够得到两种类型的结构：
-一方面，以较高的速度(2.4米每分钟、3.6米每分钟和4.8米每分钟)前行所得到的各向异性的特定结构，这种结构是恢复(restored)或部分结晶的结构，该结构可以通过用x射线检查来证实，x射线示出纹理是与加工硬化纹理非常相似的略微再结晶的恢复的材料的纹理；
-另一方面，与通过静态退火得到的结构明显类似的结构，该结构对应于低速度(0.6米每分钟和1.2米每分钟)下连续退火的结构。这是完全结晶的结构，该结构通过用x射线检查来证实，并且具有与静态退火中再结晶的金属纹理非常接近的纹理。
针对这些不同的样品，也测定了晶粒的尺寸。因为磁合金的矫顽场与晶粒尺寸高度相关，为了能够获得用于处理相同材料的两种方法之间的显著比较，有必要对具有等效矫顽场的材料进行观察。另外，为了进行这些测量，选择了具有接近的矫顽场的样品，并且，一方面对在760℃下经受静态退火两小时的材料进行了测量，另一方面对在880℃下以1.2米每分钟的通过速度进行连续退火的材料进行了测量。
通过一台用于分析自动图像的设备进行了晶粒维度的评估，该设备允许检测晶粒的轮廓、计算每个晶粒的周长、将此周长转换成等效直径并最后计算晶粒的表面积。此设备也能够得到晶粒的总数目以及晶粒的表面积。用于分析自动图像的这样设备用于测量晶粒本身是已知的。为了得到具有令人满意的统计学意义的结果，必须对多个样品区域进行测量。通过限定以下晶粒尺寸组(class)来进行维度评估：
-表面积为10μm2至140μm2，步长(step)为10μm2的晶粒。
-表面积为140μm2至320μm2，步长为20μm2的晶粒。
-表面积为320μm2至480μm2，步长为40μm2的晶粒。
-尺寸为480至560μm2的晶粒，尺寸为560至660μm2的晶粒，尺寸为660至800μm2的晶粒，尺寸为800至1000μm2的晶粒，尺寸为1000至1500μm2的晶粒，以及尺寸超过1500μm2的晶粒。
这些检查示出，在760℃下的静态退火的特征在于峰值约为150μm2的晶粒尺寸的高斯型分布。该维度的晶粒占所分析的样品的总表面积的5.5％。存在非常少的大晶粒并且晶粒的尺寸保持小于750μm2。
另一方面，连续退火的材料展示出存在较少小尺寸的晶粒而存在较多介于200和1000μm2之间的大尺寸的晶粒的结构。特别地，介于30和50μm2之间的晶粒占据与尺寸介于500μm2和1100μm2之间的大晶粒所占据的表面积相当的表面积。
这些结果示出，虽然与通过静态退火所得到的结构明显类似，但是连续退火产生非常不同的结构，尤其是晶粒尺寸的分布。
而且，对厚度为0.34mm的四个带材进行了晶粒的维度评估，对于这四个带材，一方面在氢气下以1.2米每分钟的速率进行在880℃下的连续退火，并且，另一方面在氢气下进行在760℃下的优化静态退火两个小时。这些带材对应于铸件JE686、JE798、JD842、JE799和JE872，这些铸件的组成示出在表3中。这些检查示出，对于这些铸件，最细小的晶粒的分布，尤其是尺寸小于80μm2晶粒的分布对于经受了在760℃下的静态分类退火的样品来讲，非常不同于由在880℃下的连续处理所产生的样品。特别是，经受了静态退火的样品的细小晶粒远多于经受了连续退火的样品的细小晶粒。将特别注意到，对于尺寸小于40μm2的晶粒、晶粒的数目、每个尺寸组，对于经历了静态退火的样品大于对于连续退火样品所得到的晶粒的最大数目。整体这些结果示出，尤其是对于连续退火，晶粒尺寸的分布没有任何占主导地位的晶粒尺寸。以晶粒尺寸组标记的晶粒的最大数目绝不超过30，不同于静态退火中，在静态退火中对于相同尺寸组的晶粒，尤其是小晶粒，晶粒的数目可以达到160。
也对表面积为44200mm2的这些样品中的每一个测定了晶粒的总数目以及晶粒的平均尺寸。这些结果示于表5。
表5：用各组成所得到的晶粒的尺寸和数目
这些结果尤其可以示出，经受了速率为1.2米每分钟在880℃下的连续退火的样品具有大于110μm2的平均晶粒尺寸和小于300的晶粒平均数，而经受了在760℃下静态退火两个小时的样品具有小于110μm2的平均晶粒尺寸和大于300的晶粒数目。这些特性允许：识别或明确区分一方面通过连续退火所得到的结构以及另一方面通过静态退火所得到的结构。以更一般的方式，本发明人们注意到，处理的类型可以通过以下晶粒尺寸特征而得以区分：
-或者，结构是“部分结晶”型，即，在用氯化高铁进行化学蚀刻后，在放大倍数为×40的显微镜下观察的样品至少10％的表面上不能够识别出晶界；
-或者，所述结构是“结晶”型，即，在用氯化高铁进行化学蚀刻后，在放大倍数为×40的显微镜下观察的样品至少90％的表面上能够识别出晶界的网络，并且，在晶粒尺寸为0至60μm2的范围内，存在晶粒尺寸宽度为10μm2的至少一个组，所述至少一个组包括是相同晶粒尺寸组的晶粒的至少两倍的晶粒，所述相同晶粒尺寸组对应于对具有相同组成的未经受连续退火，而是经受在一定温度下的静态退火的对照冷轧带材的观察结果，使得用静态退火所得到的矫顽场与用连续退火所得到的矫顽场之间的差值小于通过连续处理所得到的矫顽场的值的一半；并且，在晶粒尺寸为0至60μm2的范围内，存在宽度为10μm2的至少一个晶粒尺寸组，其中，对已经历连续退火的样品所观察到的晶粒的数目与晶粒总数的比例，比对应于从已经历静态退火的所述对照冷轧带材上所取的样品的同一比例大至少50％。
也对这些样品进行了切割测试。为此，定子由根据本发明的样品切割而成，根据本发明，该样品对于有效炉长度为1.2m以前行速度为1.2米每分钟，在785℃、800℃、840℃的温度下进行连续退火，这对应于在退火温度下停留时间为一分钟。在工业切割设施上通过使用冲头和冲模进行冲压来进行这些切割。切割是针对厚度为0.20mm和0.35mm的带材而进行的。
切割的质量通过评估切割半径和存在或不存在毛刺来确定。结果示于表6中。经阅读它之后，表明无论厚度如何并且无论连续退火温度如何，根据对应于用户要求的常规标准，切割的质量是令人满意的。
表6：切割测试
在表6中，“接近于加工硬化状态”是指毛刺的数目基本上等于或甚至稍微大于加工硬化状态中确定的毛刺的数目，而“大于加工硬化状态”是指毛刺的数目仍然稍微较大，但根据对应于用户要求的常规标准，仍然可接受。
也检查了在对切割部件进行质量热处理之后的变形。
事实上，对于某些部件且尤其是E形部件，注意到，对通过根据现有技术的方法所得到的部件进行最终处理可能会导致变形，该变形可能是由再结晶以及轧制纹理转变成再结晶纹理造成的。这些变形导致不可接受的约十分之几毫米的维度偏差。对于E形型材，例如E的支架具有几十厘米的长度，其相对于E的其它维度是大的，在优化退火后观察到相邻支架之间的偏差，在支架的顶部和底部之间偏差为约1至5mm。
与此相反，对于根据本发明的连续退火合金，其为结晶状态或部分结晶状态下，磁性能的额外优化静态退火(通常为在850℃下三小时)对部件的几何形状上一般没有显著影响。对E形部件的测试已经示出，在前面E形型材的例子中由磁性优化静态退火所产生的维度偏差保持小于0.05mm，这完全可以接受。
为了详述退火温度的作用和在离开处理炉时带材冷却速率的作用，对标准等级AFK502R合金进行了测试，该合金含有48.63％Co-1.98％V-0.14％Ni-0.04％Nb-0.007％C(铸件JD173)其余为铁和杂质。
将此合金制成不同厚度的冷轧带材的形式，然后使冷轧带材以恒定速度通过在受保护气氛下的炉中而经受平稳期温度等于700℃、750℃、800℃、850℃、900℃或950℃，平稳期时间等于30秒、1分钟或2分钟的连续退火。
在此退火后，以介于600℃/h和35000℃/h之间的冷却速率将带材冷却至低于200℃的温度。
另外，作为对照，仅以250℃/h的冷却速率冷却某些带材。
通过切割拉伸在冷却后所得到的薄带材的试样和内径和外径分别为26mm和35mm的垫圈测试了切割退火带材的可能性和更一般地它们对包括成形操作的应用操作的脆化。
使试样经受根据IEC404-8-8标准的标准化带材脆化测试。根据ISO7799标准中所描述的装置和程序，此测试由交替地将扁平试样从每个初始位置弯曲至90°组成。通过用于在中等频率下使用的超薄金属片材(FeCo型)的IEC404-8-8标准所选择的弯曲半径为5mm。从初始位置弯曲至90°和返回到初始位置算作一个单元。在肉眼可见金属出现第一破裂时停止测试。最后弯曲不计算在内。通过缓慢且均匀移动交替弯曲，对宽度为20mm的FeCo合金的片材坯料进行测试。
在20次弯曲后中止这些测试。因而，折叠的数目等于20是指经得起至少20次弯曲的相应样品。
平行地，在工业切割设施上通过使用冲头和冲模进行冲压，使板材形式的样品经受切割测试。通过评估切割半径，并通过检查用于确定毛刺的边缘以及金属厚度比例来确定切割的质量，金属厚度比例由材料的穿晶断裂而没有显著塑性伸长(切割的毛刺的起源)所产生。
在这些测试中，切割这些样品的能力被描述为非常良好(VG)、良好(G)、平均(AVG)或差(P)。
非常良好的切割能力对应于相对于加工硬化的FeCo合金使用相对于本领域现有技术所已知的挤压力降低的挤压力的金属切割，对应于没有任何毛刺的切割区，并且对应于具有穿晶断裂的较高的厚度比例。
良好的切割能力对应于使用高挤压力的金属切割，符合本领域现有技术所已知的对于FeCo合金的挤压力。在此冶金学状态(加工硬化或甚至少量恢复的)下，在冲压机开始穿透之前以及在用非常大的挤压力进行穿透期间，带材非常有弹性和抗性以及发生相当大的变形。通过完全的穿晶断裂来获得切割区而在穿孔之后没有任何毛刺，伴随有带材非常大弹性返回。
中等切割能力对应于如下的合金，对于该合金，切割是容易的但切割区变得不规则并且毛刺或金属的脱落出现在冲压机的离开阶段。
在冲压机完成对金属片材打孔之前，在冲压机周围出现破裂，这时切割能力被描述为差。用冲压机开始对带材有弹性地加压可能足以产生样品的破裂和断裂。
在上述退火之后的状态下，也对这些材料进行了高温退火或所谓的“优化静态退火”，用于优化磁性能。在静态退火期间在850℃的温度下持续三个小时来对垫圈进行此退火。
这些测试能够得到示于表7中的结果，其中：
-Tp是以分钟计的平稳期时间，
-E是以毫米计的带材的厚度，
-T是以℃计的退火温度，
-VR是以℃/h计的下降至低于200℃的温度的冷却速率，
-Hc是A/m计的矫顽场，
-Nplis是断裂之前的折叠的数目，
-Dec.是切割能力，
-Rp0.2是以MPa计的对标准化样品以纯牵引方式所测得的常规弹性极限，
-损耗(1)是当样品经受可变的磁场时，由感应电流所耗散的以W/kg计的磁损耗，在本发明的情况下，可变的磁场是通过使用所施加的磁场的电子伺服控制来产生交变正弦感应的频率为400Hz的交变场，这种交变场本身对本领域技术人员来讲是已知的，磁场的最大值是2特斯拉。在情况(1)中，金属仅经受了连续退火。
-损耗(2)是在连续退火后进行优化退火之后以W/kg计的磁损耗。
表7：退火温度和带材离开炉时的冷却速率对机械性能和磁性能的影响
由这些测试示出了下面的实验关系，该实验关系将断裂之前折叠的数目和在压机中材料被切割的能力关联起来：
-在平稳期温度大于或等于720℃且平稳期时间大于30秒的连续退火之后所得到的大于或等于20的折叠的数目与非常良好的切割能力相关联(测试2至6，测试8至13)；
-在平稳期温度小于720℃，或平稳期时间小于或等于30秒的连续退火之后所得到的大于或等于20的折叠的数目与良好的切割能力相关联(测试1、7、16、28、32)；
-介于15和20之间的折叠的数目与平均切割能力相关联，这仍然是可以接受的；
-小于15的折叠的数目与要避免的差切割能力相关联。
因而，仅保留可以得到“平均”至“非常良好”的切割能力的条件，因此材料经得起至少15次连续弯曲而无断裂。
而且，这些测试示出，令人惊奇地，离开连续退火时的冷却速率控制退火带材的被切割能力，并且更一般地控制其对应用操作的脆化，临界限值位于大约600℃/h。
进一步，出现下面的点。
在高的冷却速率(35000和5000℃/h)下，对于部分或完全再结晶的材料，即经受至少710℃的连续退火温度的材料，金属系统地具有至少良好的切割能力或者甚至非常良好的切割能力。低于710℃(测试1和7)，通过增加平稳期时间也有可能得到部分再结晶，但是此平稳期时间应该是显著的持续时间，而不与执行工业连续退火非常相容。因此，高于700℃或者甚至高于720℃的退火温度是优选的。
在1000℃/h，尤其是600℃/h时，切割能力降低，但它仍然保持足够。另一方面，对250℃/h进行测试的所有情况中，带材在非常少数的折叠(通常小于5)之后就断裂，这清楚地示出材料变得更脆并且不能被切割。
认为至少600℃/h的冷却速率能够得到切割能力令人满意的带材。
对于厚度为0.2mm的带材和厚度为0.1mm和0.35mm的带材都证实了通过控制离开工业连续退火时的冷却速率来控制切割能力，从而对于约600℃/h的速率产生相同的延展性/脆性限值。
对于小于3分钟的短平稳期时间和低于720℃的退火温度(测试1、7和16)，所得到的材料的矫顽场非常高，至少15Oe，这对应于主要被加工硬化和恢复而没有任何显著结晶的材料。尽管如此，磁损耗超过500W/kg。因此，对于小于3分钟的平稳期时间优选应用大于或等于720℃的平稳期温度，以便能够得到有限的磁损耗(对于厚度为0.2mm的带材，小于500W/kg)。
因而，根据本发明的磁性带材有利地具有介于0.05和0.6mm之间的厚度，小于500W/kg优选小于400W/kg的磁损耗。
也注意到，通过连续退火(退火温度高于900℃，测试6、12和21)而进入位于奥氏体畴中过高的温度显著降低了在进行850℃/3h额外退火之后的磁损耗。而且，如果它们的平稳期温度足够远离950℃，那么更多地进行连续退火。
与较低的温度相比，900℃的退火不改变或者仅非常小地改变在额外静态退火3h之后的磁损耗。因而，认为，最相关的平稳期温度区域介于720℃和900℃之间。
而且，除了退火金属片材耐切割的重要标准之外，就机器的能量产额方面和局部加热热量方面来讲，生产具有有限的磁损耗的磁性材料也是重要的。
因而，两点因此而被区分。
值得注意的是，根据本发明的方法能够直接得到由退火的带材切割而成的产品(诸如定子或转子)，该退火的带材已经具有所期望的HEL型的机械性能和与它们对应的必然降低的磁损耗。然而，磁损耗应该保持在一定的水平以便能够耗散在转子上的热量：通常对于厚度为0.2mm在2T/400Hz下的磁损耗应小于500W/kg，且优选小于400W/kg。根据本发明的方法实际上允许达到这样的值。
而且，根据本发明的方法能够切割连续退火状态下的所有部件，该连续退火状态具有预定的且高的弹性极限，例如与转子的要求相一致的弹性极限，与此同时，需要在切割之后，具体地对切割的定子部件施加退火，用于优化磁性能(在纯H2下850℃/3h)，定子一般且主要需要非常低的磁损耗。现在，重要的是，连续退火后所提供的带材在额外的优化退火之后可以恢复与直接仅进行优化退火的带材一样非常低的磁损耗。在工业等级和商业等级的第一炼制后不重新熔化的锭Fe-49％Co-2％V-0～0.1％Nb-0.003～0.02％C的情况下，这些非常低的磁损耗对于厚度为0.2mm的带材在2T/400Hz下为约35W/kg，对于厚度为0.35mm的带材为约71W/kg，对于厚度为0.1mm的带材为约28W/kg。因而，所期望的是，在对来自连续退火的带材施加850℃/3h的额外退火之后，损耗不超过大于20％的如下的磁损耗，在850℃/3h的单一静态“常规”退火结束时所注意到的磁损耗。根据本发明的方法也能够达到这样的性能。
为了研究合金的组成对机械性能和磁性能的影响的潜力，对多种合金组成进行了类似于参照表7所描述的测试。对于这些测试，在850℃下以平稳期时间为1分钟的方式实现连续退火，并随后在H2下以5000℃/h的方式冷却。
所使用的样品的化学组成以及所得到的性能示于表8中。在此表中，Js表示饱和时以特斯拉表示的磁化强度。
表8：组成对机械性能和磁性能的影响(1)
样品 A B C D E F G H
C 0.007 0.012 0.009 0.008 0.093 0.011 0.008 0.017
Mn 0.024 0.042 0.037 0.23 0.1 0.023 0.23 0.16
Si 0.045 0.037 0.42 0.09 1.7 0.062 0.09 0.31
S 0.0021 0.0027 0.0075 0.0021 0.0018 0.0017 0.0021 0.0016
P 0.0033 0.0025 0.0028 0.0041 0.0023 0.0035 0.0041 0.0026
Ni 0.14 0.18 0.12 0.09 0.08 0.022 0.09 3.7
Cr 0.026 0.036 0.032 0.017 0.67 0.012 0.017 0.32
Mo <0.005 <0.005 <0.005 <0.005 <0.005 <0.005 <0.005 <0.005
Cu 0.011 0.01 0.088 0.033 0.037 0.026 0.033 0.027
Co 48.63 48.61 48.52 50.05 27.05 48.72 50.05 48.69
V 1.98 1.59 2.03 0.98 0.04 1.55 1.4 1.92
Al <0.005 <0.003 <0.004 <0.004 <0.004 <0.004 <0.004 <0.004
Nb 0.04 0.119 0.31 0.006 0.16 0.003 0.006 0.04
Ti <0.005 0.0015 0.009 0.0013 <0.0005 <0.005 0.0013 0.0015
N2 0.0046 0.0027 0.0017 0.0034 0.0038 0.0043 0.0034 0.0048
Ta <0.0008 0.058 0.032 0.032 <0.0008 <0.0008 <0.0008 <0.0008
Zr <0.0008 <0.0008 <0.0008 <0.0008 <0.0008 <0.0008 0.32 <0.0008
B <0.0006 <0.0005 0.005 0.04 <0.0006 <0.0006 0.0007 0.0013
Fe 48.9 49.1 47.915 48.15 71.94 48.56 47.74 44.8
W <0.005 <0.005 <0.005 <0.005 <0.005 0.6 <0.005 <0.005
Js(T) 2.35 2.36 2.32 2.37 2.28 2.34 2.36 2.26
Hc(A/m) 159 541 668 772 414 151 271 127
Nplis >20 >20 >20 >20 >20 >20 >20 >20
Dec. VG VG VG VG VG VG VG VG
R0.2(MPa) 480 845 960 1045 625 530 640 530
在400Hz下的损耗(1)(W/kg) 101 245 295 334 197 102 146 93
在400Hz下的损耗(2)(W/kg) 34.5 38 42 45 81 36 38.5 33
Inv？ 是 是 是 是 是 是 是 是
此表中的所有组成都符合本发明。
实施例A对应于与表7中给出的测试所使用的合金相同组成的合金。因此，实施例A等同于表7的测试10。
实施例B集合了钒的百分比降低以及铌和钽增加，钽被用于取代钒的有序化减速剂的作用，而铌是生长抑制剂，能够抑制伴随连续退火的再结晶的萌发和晶粒生长。因而，可以看出，性能处于目标性能的范围内并同时与实施例A相比向较高的弹性极限和磁损耗偏移。
参照合金A，实施例C含有较多的Si、S、Nb、Ta和B，而同时符合目标性能的范围：适度添加的硅通过其存在于固体溶液中来使少量金属硬化，而硼和硫析出在晶界，而铌减慢结晶/生长。这引起：强烈减慢结晶，使较大的弹性极限以及可接受的磁损耗的增加可见。
实施例D示出了更多地添加Mn和B，而钽保持与合金C中相同的水平，并且钒被降低至1％。性能总是符合本发明。更多地添加硼使得强烈束缚(trapping)晶芽和晶界，这进一步提高弹性极限和磁损耗。
实施例E更多地添加了C、Si、Cr和Nb，而钴的百分比降低至27％，这使得它是磁性能大幅减弱的合金，而且也便宜很多。钒的百分比被降低至非常低的水平，因为对于这样百分比的钴不再存在任何脆化有序化。所得到的磁性能仍保持在目标性能范围中，即使额外的磁性优化退火之后的磁损耗达到相当高的水平(81W/kg)，但仍符合目标性能(<100W/kg)。
在实施例F中，与参照合金A比较，一部分钒被钨取代。性能仅被很小地改变，且在任何情况下保持在所寻求的性能范围内。
在实施例G中，一部分钒被锆取代。由于Zr是比Nb略弱的萌发和晶粒生长的抑制剂，可以看出，弹性极限和磁损耗值增加(相对于合金A)，而在任何情况下都处于目标性能的范围内。
在实施例H中，添加大于3％的Ni，已知的是，这进一步提高材料的延展性以及电阻率。然而，饱和时的磁化强度降低，但像所有其它表征的性能一样，仍符合本发明。
作为对照，对不符合本发明的合金组成进行了类似的测试。
所使用的样品的化学组成以及所得到的性能示于表9中。
表9：组成对机械性能和磁性能的影响(2)
在组成包括15％的Co的实施例I中，饱和的Js＝2.22T，低于所期望的最低限2.25T。这示出Co最小值为18％的好处。事实上，寻求FeCo合金在饱和时高的磁化强度，这允许FeCo合金减小随载(on board)系统(航天、航空、铁路、汽车、机器人……)中电子技术机器的质量和体积。
根据实施例J的组成含有3.8％的钒，这超过最大限3％V+W。这样百分比的组成基本渗透到双相畴α+γ中，这强烈降低在额外退火或优化性能(850℃/3h)之后的磁性能，将它们置于远远高于100W/kg的所期望的极限值。
根据实施例K的组成含有3.5％的铬但没有钒，这允许它展示出足够的饱和时的磁化强度(2.26T)，但是非常差的弯曲能力和被切割的能力。这是因为以下事实：与钒不同，铬不具有减慢约50％Co+/-25％的FeCo的脆化有序化的能力。因此，热轧而后冷轧而后连续退火的带材是脆性的。
实施例L通过重新引入2％的钒(类似在参照合金A中)和百分比大于3％的铬(类似在前面的实施例K中)而规避了前面的问题。金属在连续退火后变成有延展性并且能够被切割，但非磁性元素的添加量过高，并且通过减少钴和铁的原子磁性移动，饱和时的磁化强度Js(2.21T)变得小于所需要的最低限2.25T。
根据实施例M的组成不含有任何钒但含有3.2％的硅。这样百分比的合金不再以任何方式有延展性，因为硅不像钒一样会减慢脆化有序化。与此相反，随着有序化为化学计量化合物Fe3Si的趋势，硅使合金硬化并脆化。另外，百分比例为3.2％的硅具有低于最低限2.25T的饱和时的磁化强度Js(事实上，Si是非磁性元素，因此减少了Fe和Co的磁矩)。
就类似于参照合金A，根据实施例N的组成含有2％的钒，并且还含有0.65％的铌，这大于根据本发明的0.5％的限值。现在，已知当铌的百分比变得显著时，铌不仅作为萌发、再结晶和晶粒生长的有力的抑制剂，而且作为Nb碳氮化物和莱夫斯相(Fe,Co)2Nb的发生器。这些相和析出物进一步减慢晶界的迁移，但特别是通过布洛赫壁的有效锚固使磁性能变差。这导致在用于优化磁性能的额外退火之后的高损耗(143W/kg)。
根据实施例O的组成含有0.11％的硼，即，远远高于根据本发明的硼最大限值(0.05％)。这会造成材料弯曲时非常大的脆化和差的被切割能力：Fe和Co的硼化物的析出使晶粒脆化并且使金属失去了任何延展性。
实施例P研究了镍的大幅增加(6.03％)而组成仍保持非常类似于参照合金A：不仅饱和时的磁化强度变得过小(2.23T<2.25T最小值)，而且在用于优化磁性能的额外退火(850℃/3h)后的磁损耗变得非常高(328W/kg)。镍实际上稳定γ相，并且这种合金使得在铁磁性铁素体相中间明显出现非磁性γ相。该材料因此不是非常软磁性的并且磁损耗是非常巨大。
上表中的测试示出，根据本发明的方法能够通过工业连续退火来生产薄FeCo带材，该带材可被例如压机切割成复杂的形状，同时能够得到非常宽的可能范围内的弹性极限，通常为450至1150MPa，而在2T/400Hz下不超过500W/kg(对于0.2mm的厚度)且优选小于400W/kg的损耗，同时保证在850℃下额外的静态常规退火后可以再次获得非常低的磁损耗。
得到了这些性能，如果：
-化学组成符合本发明，
-金属在离开连续退火时且在平稳期温度和200℃之间所测定的冷却速率为至少600℃/h，且优选至少1000℃/h，
-平稳期温度为至少700℃，优选至少720℃，
-平稳期温度至多为900℃。
最后，在200℃下进行了老化测试，保持时间为100小时，并且累计的保持时间为100小时+500小时。在200℃下进行这些测试是因为此温度近似对应于形成磁轭的材料可能经受的最高温度，该磁轭使在正常工作条件下使用的电子技术机器旋转。为此，对以下材料进行测试：两种标准等级的AFK502R型合金，对应于760℃静态退火两小时和850℃静态退火三小时，以及根据本发明的带材，对应于在880℃的温度下在有效长度为1.2m的炉中以三种通过速度：1.2米每分钟、2.4米每分钟和4.8米每分钟进行连续退火。在这些测试期间，测量了B1600(1600A/m场的磁感应)、剩磁感应与最大磁感应的比Br/Bm，以及矫顽场HC。结果示于表10中。
表10：老化测试
结果示出，对于静态退火的样品，在退火之后对于1600A/m的场的感应B降低了2％，而矫顽场Hc增加了10％(在760℃下热处理)或增加了25％(在850℃下热处理)。
对于连续退火的样品，在退火之后对于1600A/m的场的感应B变化了至多2％，而矫顽场Hc变化了至多23％。
这些结果示出，连续退火的合金与静态退火的合金相比对老化较不敏感。因而，使用如上所限定的合金，即，含有18至55％的Co、0至3％的V+W、0至3％的Cr、0至3％的Si。0至0.5％的Nb、0至0.05％的B、0至0.1％的C、0至0.5％的Ta+Zr、0至5％的Ni、0至2％的Mn，其余是铁和炼制中不可避免的杂质的合金和尤其是AFK502R型的合金，通过用机械切割机进行切割，能够生产连续退火的冷轧带材的磁组件，尤其是磁屏蔽，磁部件，考虑到预期的应用，并且根据此应用，通过对任选组装的切割部件进行或不进行旨在优化该合金的磁性能的补充质量退火，以便得到所期望的机械特性。
对于每个应用和每个特定的合金，本领域技术人员知道如何确定所期望的机械性能和磁性能，以及如何确定能够得到这些性能的各种热处理的特定条件。当然，冷轧带材是通过冷轧超淬火热轧带材而得到的以便达到必要的无序结构。本领域技术人员知道如何生产这样的热轧带材。
进一步地，可以进行氧化热处理以便确保堆叠的部件的电隔离，这是本领域技术人员所已知的。
本领域技术人员将会理解此方法的好处：一方面，允许降低满足用户各种需求所需要的合金等级的数目；另一方面，非常显著地降低对切割部件所进行的静态热处理的数目。
而且，本领域技术人员将会理解，所指出的化学组成仅限定了必须存在的元素的下限和上限。任选存在的元素的含量的下限已经被设置为0％，可以理解为，这些元素可以总是以至少痕量存在，用已知的分析装置一定程度上可检测到。

Claims (15)

1.一种用于生产能够被机械切割的软磁合金的带材的方法，所述软磁合金的化学组成以重量计包括：
18％≤Co≤55％
0％≤V+W≤3％
0％≤Cr≤3％
0％≤Si≤3％
0％≤Nb≤0.5％
0％≤B≤0.05％
0％≤C≤0.1％
0％≤Zr+Ta≤0.5％
0％≤Ni≤5％
0％≤Mn≤2％
其余由铁及炼制中不可避免的杂质组成，
根据所述方法，对通过热轧由所述合金组成的半成品而得到的带材进行冷轧以得到厚度小于0.6mm的冷轧带材，
其特征在于，在冷轧后，通过在介于所述合金的有序/无序转变温度和所述合金的铁素体/奥氏体相变点之间的温度下，使所述带材通过连续炉来对所述带材进行连续退火处理，随后快速冷却至低于200℃的温度，介于所述合金的有序/无序转变温度和200℃之间的冷却速率大于1000℃/h。
2.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，所述退火温度介于700℃和930℃之间。
3.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，所述退火温度介于720℃和900℃之间。
4.根据权利要求1至3中任意一项所述的方法，其特征在于，对所述带材的通过速度进行调整，以使在所述退火温度下所述带材在所述连续炉中的停留时间小于10分钟。
5.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，对所述带材在所述连续炉内的通过速度和所述退火温度进行调整，以调节所述带材的机械强度。
6.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，所述合金的化学组成为：
47％≤Co≤49.5％
0.5％≤V≤2.5％
0％≤Ta≤0.5％
0％≤Nb≤0.5％
0％≤Cr<0.1％
0％≤Si<0.1％
0％≤Ni<0.1％
0％≤Mn<0.1％。
7.一种根据权利要求1至6中任意一项所述的方法生产的冷轧的软磁合金带材，其特征在于：
或者，结构是“部分结晶”型，即，在用氯化高铁进行化学蚀刻后，在放大倍数为×40的显微镜下观察的样品至少10％的表面上不能够识别出晶界；
或者，所述结构是“结晶”型，即，在用氯化高铁进行化学蚀刻后，在放大倍数为×40的显微镜下观察的样品至少90％的表面区域上能够识别出晶界的网络；并且，在晶粒尺寸为0至60μm2的范围内，存在晶粒尺寸宽度为10μm2的至少一个组，所述至少一个组包括是第一晶粒尺寸组的晶粒数目的至少两倍的晶粒，所述第一晶粒尺寸组对应于对具有相同组成的未经受连续退火，而是经受在一定温度下的静态退火的对照冷轧带材的观察结果，使得用静态退火所得到的矫顽场与用连续退火所得到的矫顽场之间的差值小于通过连续退火所得到的矫顽场的值的一半；并且，在晶粒尺寸为0至60μm2的范围内，存在宽度为10μm2的至少一个晶粒尺寸组，其中，对已经历连续退火的样品所观察到的所述晶粒的数目与晶粒总数的比例，比对应于从已经历静态退火的所述对照冷轧带材上所取的样品的所述晶粒的数目与晶粒总数的比例大至少50％，
并且当根据权利要求1至6中任意一项所述的方法生产的冷轧的软磁合金带材经受根据符合ISO7799标准程序的弯曲测试时，该带材能够经得起至少20次弯曲。
8.根据引用权利要求6时的权利要求7所述的软磁合金带材，其特征在于，
弹性极限Rp0.2介于590MPa和1100MPa之间，矫顽场Hc介于120A/m和900A/m之间，对于1590A/m的磁场的磁感应介于1.5特斯拉和1.9特斯拉之间。
9.根据权利要求7或8所述的软磁合金带材，其特征在于，饱和时的磁化强度大于2.25特斯拉。
10.根据权利要求7所述的软磁合金带材，其特征在于，所述化学组成是使：0％≤C≤0.02％。
11.根据权利要求7所述的软磁合金带材，其特征在于，所述软磁合金带材的厚度介于0.05mm和0.6mm之间，并且，所述软磁合金带材表现出小于500W/kg的磁损耗。
12.一种用于生产磁组件的方法，其特征在于，通过机械切割根据权利要求1至6中任意一项所述的方法所得到的根据权利要求7至11中任意一项所述的带材而切割出多个部件，并且在切割后，组装所述部件以形成磁组件。
13.根据权利要求12所述的方法，其特征在于，额外地使所述磁组件经受用于优化磁性能的静态退火。
14.根据权利要求13所述的方法，其特征在于，所述用于优化磁性能的静态退火是在介于820℃和880℃之间的温度下持续介于1小时和5小时之间的平稳期时间的退火。
15.根据权利要求12至14中任意一项所述的方法，其特征在于，所述磁组件是磁轭。
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