CN111926268B - 板材叠层和制造高磁导率软磁合金的方法 - Google Patents

Abstract

公开了一种软磁合金，其基本上由以下组成：5重量％≤Co≤25重量％，0.3重量％≤V≤5.0重量％，0重量％≤Cr≤3.0重量％，0重量％≤Si≤3.0重量％，0重量％≤Mn≤3.0重量％，0重量％≤Al≤3.0重量％，0重量％≤Ta≤0.5重量％，0重量％≤Ni≤0.5重量％，0重量％≤Mo≤0.5重量％，0重量％≤Cu≤0.2重量％，0重量％≤Nb≤0.25重量％，和最多达0.2重量％的杂质。

Description

板材叠层和制造高磁导率软磁合金的方法

技术领域

本发明涉及板材叠层(叠片组、叠片铁芯，Blechpaket)和制造软磁合金、特别是高磁导率软磁合金以及板材叠层的方法。

背景技术

具有约3重量％硅的非晶粒取向电工钢(SiFe)是目前应用最广泛的结晶性软磁材料，其用于电机的板材叠层中。随着电动汽车的发展，需要更有效的、比SiFe具有更好性能的材料。这意味着，除了具有足够高的电阻，首要期望更高的感应水平以形成高的扭矩和/或较小的结构体积。

对于在一些技术如汽车工业和电动汽车中的使用，期望更有效的材料以进一步提高功率密度。软磁性钴-铁合金(CoFe)由于其极高的饱和感应也被用于电机中。市售CoFe合金一般具有49重量％Fe、49重量％Co和2重量％V的组成。在这种组成下，在0.4μΩm的高电阻率下饱和感应同时达到了约2.35 T。然而，期望降低例如由高Co含量、额外的生产步骤和废料含量所产生的CoFe合金的材料和制造成本。

因此，本文所要解决的问题是提供一种材料成本较低且同时可加工性良好的FeCo合金，以降低合金直至板材叠层的制造成本，同时实现高功率密度。

发明内容

这是通过独立权利要求的主题解决的。进一步的有利的技术方案是各从属权利要求的主题。

根据本发明提供了一种制造软磁合金、特别是高磁导率软磁性FeCo-合金的方法。首先提供了一种预制品(Vorprodukt)，其组成基本上由以下组成：

5重量％≤Co≤25重量％

0.3重量％≤V≤5.0重量％

0重量％≤Cr≤3.0重量％

0重量％≤Si≤3.0重量％

0重量％≤Mn≤3.0重量％

0重量％≤Al≤3.0重量％

0重量％≤Ta≤0.5重量％

0重量％≤Ni≤0.5重量％

0重量％≤Mo≤0.5重量％

0重量％≤Cu≤0.2重量％

0重量％≤Nb≤0.25重量％

0重量％≤Ti≤0.05重量％

0重量％≤Ce≤0.05重量％

0重量％≤Ca≤0.05重量％

0重量％≤Mg≤0.05重量％

0重量％≤C≤0.02重量％

0重量％≤Zr≤0.1重量％

0重量％≤O≤0.025重量％

0重量％≤S≤0.015重量％

余量为铁，其中Cr+Si+Al+Mn≤3.0重量％和最多达0.2重量％的其他熔融导致的杂质。其他杂质例如为B、P、N、W、Hf、Y、Re、Sc、Be，除Ce外的其他镧系元素。

预制品具有从BCC相区向BCC/FCC混合区至FCC相区的相变，其中随着温度升高，在BCC相区与BCC/FCC混合区之间的相变发生在第一转变温度

而随着温度进一步升高，在BCC/FCC混合区与FCC相区之间的相变发生在第二转变温度

其中

且差值

小于45K，优选小于25K。

预制品经历以下热处理：

将预制品加热到温度T₁并接着

在温度T₁热处理预制品持续时间t₁并接着从T₁冷却至室温，

或者

预制品经历以下热处理：

将预制品加热到温度T₁并接着

在温度T₁热处理预制品持续时间t₁并接着

将预制品冷却至温度T₂并接着

在温度T₂热处理预制品持续时间t₂，并接着

将预制品从T₂冷却至室温，

其中T₁>T₂，T₁高于

且T₂低于

其中920℃≤T₁<T_m，700℃≤T₂≤1050℃，且T_m为固相线温度。

对于这两种方法，加热速率在至少从

到

的温度范围上为1K/h至100K/h，优选10K/h至50K/h，且冷却速率在至少从

到

的温度范围上为1K/h至100K/h，优选10K/h至50K/h。

预制品常规地在含氢气氛下或在惰性气体下、优选在干燥含氢气氛下进行热处理。含氢气氛是指气氛除了氢之外还具有惰性气体如氩气。

在一些实施例中，预制品在热处理开始之前具有冷轧织构或纤维织构。

因此，根据本发明，预制品缓慢地加热和冷却通过在BCC相区和BCC/FCC混合区之间的相变以及BCC/FCC混合区和FCC相区之间的相变。已经确定，加热速率对预制品的形状有影响。特别地，如果加热速率为1K/h至100K/h，优选4K/h至100K/h，优选10K/h至50K/h，特别是至少在从

到

的温度范围上，在热处理之后确保片状形式以及堆叠的板材的预制品的平面度。在

和

之间的冷却速率也是如此，因此冷却速率为1K/h至100K/h，优选4K/h至100K/h，优选10K/h至50K/h，特别是至少在从

到

的温度范围上。

已经发现，加热或冷却太快会导致波形板材，此外其在板材内部也具有一种塑性变形。这种观察现象可能是由于合金的相变。当穿过两相区域时，以体心为中心的α相(BCC)变为堆积更紧密的以面心为中心的γ相(FCC)。这导致板材的缩短。冷却时，依次进行逆转变，理想情况下可以恢复原始几何形状。在根据本发明的方法中，使合金经历两次相变。可以假定，观察到的变形是由于来回转变中的体积跳跃引起的。由于根据本发明的较慢的加热和冷却速率，可以避免这种波形的形成和变形。

可以使用20K/h和10K/h的加热速率和冷却速率。合适的速率可根据预制品的形状进行选择。例如，在50个板材的堆叠时使用低于50K/h的加热和冷却速率，对于由100个板材构成的堆叠使用低于35K/h的加热和冷却速率。

在至少从

至

的温度范围上冷却速率还可以为1K/h至100K/h，优选4K/h至50K/h，优选10K/h至50K/h，以保持板材的平面度。还可以使用缓慢的冷却速率，以改善软磁性，特别是提高感应B。

在一个实施例中，在加大范围上有目的地调节加热速率和/或冷却速率。在一个实施例中，加热速率在至少从900℃到T₁的温度范围上为1K/h至100K/h，优选4K/h至100K/h，优选10K/h至50K/h。

在一个实施例中，冷却速率在至少从T₁到900℃的温度范围上为1K/h至100K/h，优选4K/h至50K/h，优选10K/h至50K/h。

在一个实施例中，更精确地定义在FCC相区中的热处理的温度T₁，使得T₁在

和

之间，即，温度T₁仅略高于从FCC/BCC两相区进入FCC区的转变温度

在其他实施例中，T₁位于

和

之间或者

和

之间。可以使用在该区域中的温度，以改善软磁性，例如实现更高的感应和更低的矫顽场强。

在一个实施例中，所述预制品增重额外的配重，并且具有该配重的预制品经历热处理。增重的配重为所述预制品的重量的至少20％，优选至少50％。

如果预制品具有板材的形状，则即使在所述加热速率和冷却速率下，它也会在热处理期间变形，使得板材不再是平坦的而是波浪形的。在某些应用中，例如板材叠层中，这是不希望的。额外的配重可用于防止预制品变形并保持板材的平面度。

预制品可以为多个堆叠的板材或一个或多个板材叠层的形状。在该实施例中，如果使用了配重，则可以在热处理期间将其放置在堆叠上或堆叠的顶部板材上。

在一些实施例中，预制品具有多个堆叠的板材的形状，每个堆叠的片涂覆有电绝缘涂层。在该实施例中，如果使用了配重(Gewicht)，则可以在热处理期间将其放置在堆叠或堆叠的顶层板材上。

在一个实施例中，用于电绝缘的预制品也涂覆有氧化物层。例如，如果将预制品用于板材叠层中，则可以使用该实施例。预制品可以例如涂覆一层甲醇镁或丙酸锆的层，它们在热处理过程中转变成绝缘氧化物层。

还可以在含氧或水蒸气的气氛中对预制品进行热处理以形成电绝缘层。该目标氧化可以在调节磁性的热处理之后的为了目标氧化的单独热处理之后进行。

在一个实施例中，从预制品冲压、激光切割或腐蚀的板材段还经受最终退火，然后借助绝缘粘合剂将退火的单个板材粘合成板材叠层上，或者将经退火的单个板材表面氧化以调节绝缘层并接着粘合、焊接或激光焊接成板材叠层，或者将经退火的单个板材涂覆无机-有机混合涂层，如Remisol-C5，并接着继续加工成板材叠层。

在热处理之后，可以对预制品进行进一步的热处理，该热处理在含氧或水蒸气的气氛中进行。这种额外的热处理可用于形成绝缘层或增加预制品或片材上已经存在的绝缘层的厚度。

在热处理之后，可以通过腐蚀、激光切割或水射流切割从堆叠的板材中制造至少一个板材叠层。因此，在该实施例中，板材在热处理期间不具有最终轮廓，而是可以是矩形的。

在一个实施例中，首先将板材从带材切成一定长度、堆叠并作为堆叠进行热处理。在热处理后，可以通过绝缘粘合剂将若干带材粘合起来，或者将其表面氧化以调节绝缘层，然后将其粘合或激光焊接，或者涂覆以无机-有机混合涂层。然后将该堆叠或复合材料进一步加工成板材叠层。具有用于定子或转子的外部轮廓的板材厚板可以例如通过腐蚀从堆叠或复合材料上切割。

在其他实施例中，更精确地定义了热处理的其他参数，以进一步改善软磁性和/或预制品的形状。

在一个实施例中，960℃≤T₁<T_m。

在一个实施例中，预制品在高于

热处理超过15分钟的持续时间，并接着冷却至T₂。

在温度T₁的持续时间t₁可以为15分钟≤t₁≤20小时。

在温度T₂的持续时间t₂可以为30分钟≤t₂≤20小时。

在一个实施例中，将预制品至少从T₁冷却至室温，然后从室温加热至T₂。在T₂的热处理可以在稍后的时间点作为单独的热处理进行。

如果在T₁的退火之后冷却到室温，则可以有利地在T₂进行后退火。这特别改善了软磁性参数的磁导率，磁导率增加，H_c减小，磁滞损耗减小。但是，后退火对感应值的影响很小。可替代地，可以在冷却阶段期间维持在T2的温度。

在一个实施例中，预制品在T₁热处理一段时间t₁，其中15分钟≤t₁≤20小时，然后从T₁冷却至T₂。在一个实施例中，预制品从T₁冷却至T₂，在T₂热处理一段时间t₂，其中30分钟≤t₂≤20小时，然后从T₂冷却至室温。

在将预制品从T₁冷却至室温的实施例中，然后可将预制品从室温加热至T₂，并根据本文所述的一个实施例在T₂进行热处理。

因为合金由于Co含量很少而不具有有序-无序转变，所以省去了从800℃至600℃的温度范围上的淬火。800℃至600℃的冷却速率例如可以在100℃/h至500℃/h之间。然而，原则上也可以选择更慢的冷却速率。上述的冷却速率也可以没有问题地进行到室温。

因此，根据本发明，在至少从

到

的温度范围上的冷却速率为1K/h至100K/h，优选4K/h至50K/h，优选10K/h至50K/h。在T₁至900℃或者T₁至T₂的温度范围上也可以使用1K/h至100K/h、优选4K/h至50K/h、优选10K/h至50K/h的冷却速率。

从T₂到室温的冷却速率对磁性能的影响较小，因此预制品从T₂到室温可以10℃/h到50,000℃/h、优选100℃/h到1000℃/h的速率冷却。

在另一个可替代的实施例中，预制品从T₁至室温以4K/h至50K/h的冷却速率冷却。在从T₁缓慢冷却至室温的实施例中，例如以小于100K/h、优选小于50K/h的冷却速率，也可以省去在温度T₂的进一步热处理。

在热处理后，预制品或者由该预制品构成的软磁合金可以具有：

最大磁导率μ_max≥5,000，和/或电阻率ρ≥0.25μΩm，在1.5T的振幅的磁滞损耗P_Hys≤0.07J/kg，和/或矫顽场强H_c≤0.7A/cm和/或在100A/cm时的感应B≥1.90T，或

最大磁导率μ_max≥10,000，和/或电阻率ρ≥0.25μΩm，和/或在1.5T的振幅的磁滞损耗P_Hys≤0.06J/kg，和/或矫顽场强H_c≤0.6A/cm和在100A/cm时的感应B≥1.95T，或

最大磁导率μ_max≥12,000，优选μ_max≥17,000和/或电阻率ρ≥0.30μΩm，和/或在1.5T的振幅的磁滞损耗P_Hys≤0.05J/kg，和/或矫顽场强H_c≤0.5A/cm，优选矫顽场强H_c≤0.4A/cm，优选矫顽场强H_c≤0.3A/cm和/或在100A/cm时的感应B≥2.00T。

磁滞损耗P_Hys通过线性回归法从曲线P/f中的频率f在Y轴截距上在1.5T感应的振幅处的反复磁化损耗P测定。线性回归在至少8个测量值上进行，这些测量值大致均匀地分布在50Hz至1kHz的频率范围上(例如，在50、100、200、300、400、500、600、700、800、900、1,000Hz)。

预制品可以从铸块得到，该铸块通过真空感应熔融、电渣重熔或真空电弧重熔从熔体制造。该熔体基本上由以下组成：

5重量％≤Co≤25重量％

0.3重量％≤V≤5.0重量％

0重量％≤Cr≤3.0重量％

0重量％≤Si≤3.0重量％

0重量％≤Mn≤3.0重量％

0重量％≤Al≤3.0重量％

0重量％≤Ta≤0.5重量％

0重量％≤Ni≤0.5重量％

0重量％≤Mo≤0.5重量％

0重量％≤Cu≤0.2重量％

0重量％≤Nb≤0.25重量％

0重量％≤Ti≤0.05重量％

0重量％≤Ce≤0.05重量％

0重量％≤Ca≤0.05重量％

0重量％≤Mg≤0.05重量％

0重量％≤C≤0.02重量％

0重量％≤Zr≤0.1重量％

0重量％≤O≤0.025重量％

0重量％≤S≤0.025重量％

余量为铁，其中Cr+Si+Al+Mn≤3.0重量％和最多达0.2重量％的其他熔融导致的杂质。其他杂质例如为B、P、N、W、Hf、Y、Re、Sc、Be，除Ce外的其他镧系元素。

将熔体倒入并凝固成铸块。铸块成型以产生预制品。成型可以通过热轧和/或锻造和/或冷变形来进行。

在一个实施例中，所述铸块借助在900℃至1300℃之间的温度热轧成板坯，接着成型为厚度为D₁的热带材。

在一些实施例中，该热带材借助冷轧成型为厚度为D₂的带材，其中0.05mm≤D₂≤1.0mm，且D₂<D₁。

在一个实施例中，首先通过连铸生产厚度为D₁的热带材，然后借助冷轧将其成型为厚度为D₂的带材，其中0.05mm≤D₂≤1.0mm，且D₂<D₁。

在一个实施例中，通过冷轧的冷变形度>40％，优选>80％，优选>95％。

在一个实施例中，所述铸块在900℃至1300℃之间的温度借助热轧成型为坯料，然后借助冷拉拔成型为线材。

在一个实施例中，通过冷拉拔的冷变形度>40％，优选>80％，优选>95％。

在一个实施例中，在热处理后，平均晶粒尺寸为至少100μm，优选至少200μm，特别优选至少250μm，并且所述软磁合金的感应B₁₀₀(在H＝100A/cm时的感应B)为至少1.90T，优选至少1.95T。至少100μm、200μm或250μm的平均晶粒尺寸有利于更高的感应值，并且矫顽场强H_c随着晶粒尺寸d_K的增加而减少。

由于本发明合金的Co含量较低，所以其原料成本相对于基于49重量％Fe、49重量％Co、2％V的合金有所降低。根据本发明，制造了一种最大钴含量为25重量％的FeCO合金，该合金具有更好的软磁性能，特别是比其他最大钴含量为25重量％的FeCo合金(例如现有的和市售的FeCo合金，如VACOFLUX 17、AFK 18或HIPERCO 15)具有显著更高的磁导率。这些现有的和市售的合金的最大磁导率小于5000。

根据本发明的合金没有有序调节，因此，不同于具有超过30重量％Co的合金，这种合金可以冷轧而不需要上游的淬火过程。淬火过程特别是在大量材料的情况下难以控制，因为很难达到足够快的冷却速率，所以会发生由此导致合金变脆的有序。在本发明合金中缺省了有序-无序转变，因此简化了大规模生产。

明显的有序-无序转变，正如在Co含量超过30重量％的CoFe合金中的那样，可以通过DSC测量(差示扫描量热法)确定，因为它导致DSC测量中的峰。对于根据本发明合金而言，这种峰在相同条件的DSC测量中测不到。

同时，这种新的合金的磁滞损耗比以前已知的和市售的Co含量在10至30重量％之间的合金要低得多，以及更高的感应和更高的磁导率水平。本发明的FeCo合金也可以成本效益高地大规模制造。

本发明的合金由于在诸如电动机的转子或定子之类的应用中具有较高的磁导率，可用于减小转子或定子的尺寸从而减小电动机的尺寸和/或增加功率。例如，在相同的结构尺寸和/或在相同的重量下，可以产生更高的扭矩，这在电动或混合动力车辆中应用时是有利的。

在一个实施例中，合金的最大磁导率μ_max≥10,000，电阻率ρ≥0.28μΩm，在振幅为1.5T的磁滞损耗P_Hys≤0.055J/kg，矫顽场强H_c≤0.5A/cm,100A/cm时的感应B≥1.95T。这种性能的组合对于作为或用于电动机的转子或定子的应用特别有利，以减小转子或定子的尺寸，从而减小电动机和/或增加功率，或在相同结构尺寸和/或相同重量下产生更高扭矩。

因此，软磁合金可用于电机，例如用作或用于电动机和/或发电机的定子和/或转子，和/或用于变压器中和/或电磁致动器中。它可以以板材的形式提供，例如0.5毫米到0.05毫米的厚度。可以将合金中的若干板材堆叠成用作定子或转子的板材叠层。

根据本发明的合金，电阻率至少为0.25μΩm，优选最小0.3μΩm。涡流损耗可以通过选择一个稍低的带材厚度而降低到较低的水平。

在进一步的实施例中，更详细地定义了软磁合金的组成，其中10重量％≤Co≤20重量％，优选15重量％≤Co≤20重量％和0.3重量％≤V≤5.0重量％，优选1.0重量％≤V≤3.0重量％，优选1.3重量％≤V≤2.7重量％和/或0.1重量％≤Cr+Si≤2.0重量％，优选0.2重量％≤Cr+Si≤1.0重量％，优选0.25重量％≤Cr+Si≤0.7重量％。

在一个实施例中，更详细地定义了和式，其中0.2重量％≤Cr+Si+Al+Mn≤1.5重量％，优选0.3重量％≤Cr+Si+Al+Mn≤0.6重量％。

软磁合金也可以含有硅，其中0.1重量％≤Si≤2.0重量％，优选0.15重量％≤Si≤1.0重量％，优选0.2重量％≤Si≤0.5重量％。

铝和硅可以相互交换，因此在一个实施例中，Si和铝(Si+Al)的总和为0重量％≤(Si+Al)≤3.0％重量％。

根据本发明的合金几乎是无碳的，并且具有最多达0.02重量％的碳，优选≤0.01重量％的碳。这种最高碳含量被认为是不可避免的杂质。

在本发明的合金中，只能在最多达0.05重量％的小规模上合金化钙、铍和/或镁以脱氧和脱硫。为了达到一个特别好的脱氧效果，可合金化最多达0.05重量％的Cer(铈)或Cer混合金属。

在选择温度T₁和/或T₂时，可以考虑合金的居里温度。例如，可以

其中T_c是居里温度，且T_c≥900℃。在一个实施例中，选择

对于使从BCC到BCC+FCC两相区的相变和居里温度T_c分开的组成，存在另一个具有较高自扩散性的温度范围，使得通过在该区域的热处理或由于通过该区域的冷却，可以得到较大的BCC晶粒结构以及更好的软磁性能。此外，两相区和居里温度T_c的分开意味着在冷却时，通过两相区BCC/FCC的通道以及到纯BCC相区的转变都完全在顺磁状态下发生。随着温度T₂的选择使得

软磁性能可进一步改善。

根据本发明，改善的磁性能可以通过与如下组成匹配的热处理来实现。特别地，已经发现，针对所选择的组成的相变温度的测定以及相对于这些测定的相变温度的热处理温度和冷却速率的测定导致改善的磁性能。此外，考虑到钴含量最高为25重量％的根据本发明的合金不具有有序-无序转变，因此在生产过程中不需要淬火来避免有序和由此产生的脆化。

CoFe合金通常以0.50mm至0.050mm的极薄尺寸范围的带材厚度使用。为了带材加工，通常将材料热轧并且接着冷轧至其最终厚度。冷却时，在热轧后大约在730℃发生脆化的有序调节，因此必须进行特殊的中间退火并随后进行淬火以抑制有序调节，以便能够进行充分的冷轧。该淬火在根据本发明的合金中被省去，因为它没有有序-无序过渡，这简化了生产。

为了获得磁性，对CoFe合金进行最终热处理，这也称为磁性最终退火。为此，将材料加热到退火温度，在退火温度保持一定时间，然后以规定的速率冷却。在尽可能高的温度和在干燥、纯净的氢气气氛下进行最终退火是有利的，因为首先氢对杂质的还原变得更有效，其次，晶粒结构变得更粗，因此改善了矫顽场强和磁导率等软磁性能。

实际上，CoFe系统中的退火温度有上限，因为在大约950℃的二元系统中会发生相变，从而将磁性和铁素体BCC相转换为非磁性和奥氏体FCC相。当发生合金化时，在FCC和BCC相之间会形成两相区域，其中两相共存。BCC相与两相或BCC/FCC混合区之间的转变温度为

而两相区与FCC相之间的转变温度为

其中

两相区域的位置和大小还取决于合金化的类型和程度。如果在两相区域或在FCC区域中发生退火，则在冷却和不完全逆转换后，FCC相的残留会损坏磁性。即使进行了完全的逆转换，由于矫顽场强与晶粒直径成反比，所以破坏作用仍然超出了另外产生的晶粒边界。因此，在低于两相区域BCC+FCC的温度对Co含量为20重量％的已知的市售合金进行最终退火。例如对于AFK 18，建议3h/850℃，对于AFK 1，建议3h/900℃。对于VACOFLUX 17，建议10h/850℃。在如此低的最终退火温度，由于相对较高的磁晶各向异性(在Co含量为17重量％时，K₁为约45,000J/m³)，这些FeCo合金限制了特别好的软磁性能的潜力。因此，例如使用VACOFLUX 17带材时，仅能达到4,000的最大磁导率，而矫顽场强通常为1A/cm，这限制了特别是发动机和发电机的应用。

与这些已知的最终退火工艺相比，根据本发明的组成能够进行热处理，该热处理产生的磁性能比FeCo合金通常采用炉冷却的一步退火更好，而与进行一步退火的温度范围无关。选择合金化，使得两相区域的下限和BCC/FCC相变向上移动，以便能够在纯BCC区域中在高温，例如在925℃以上进行退火。使用先前已知的FeCo合金无法在如此高的温度进行退火。

此外，由于根据本发明的组成，两相区域的宽度，即，较低的转变温度

和较高的转变温度

之间的差值应尽可能地小。因此，与通过两相区域的冷却以及随后的保持时间或在纯BCC区域中的受控冷却相关联，在两相区域之上的最终退火会得到高的最终退火的优点，即去除可能的磁性不利织构、在H₂下的清洁效果以及大晶粒的生长，而无FCC相的磁性有害残留物的风险。

已经发现，具有在纯BCC区和BCC/FCC混合区之间的相变在较高的温度(如高于925℃)和具有在较窄的两相区(如小于45K)的组成表现出明显的磁性能改善。根据本发明选择具有该相图特征的特定组合的组成，并相应地热处理以确保大于5000或大于10,000或甚至大于15,000的高最大磁导率。

在Fe-Co合金中，钒被认为是最有效的元素之一，其提高了电阻且同时将钴含量低的合金的两相区转移至较高温度。钴含量较低时，钒提高转变温度更为有效。对于Fe-17Co合金，通过添加约2％的钒，甚至可以将转变温度提高到二元FeCo组成的值以上。

在二元Fe-Co系统中，从约15％的钴开始，BCC/FCC相变的温度在低至居里温度的温度。由于FCC相是顺磁性的，因此磁性相变不再取决于居里温度，而是取决于BCC/FCC相变。足够高的钒含量会移动BCC/FCC相变经过居里温度T_c，从而使顺磁性BCC相变得可见。

然而，如果钒含量太高，则混合区的宽度增加。这些组成具有较低的最大磁导率值，尽管BCC/FCC混合区和纯BCC区之间的相变是在较高的温度发生的。结果发现，该组成既影响发生相变的温度又影响混合区的宽度，并且在选择组成时应予以考虑。为了获得最高的磁导率值，热处理的温度可以相对于该组成发生相变的温度进行选择。

因此发现，当优化生产过程时，对于特定的组成，更精确地测定发生相变的温度是有利的。这些可以通过DSC测量(差示扫描量热法)测定。DSC测量可以用50mg的样品质量和10K/分钟的DSC加热速率进行，因此在样品加热和冷却过程中测定的相变温度可以用来确定热处理的温度。

可以添加铬和其他元素以改善电阻或机械性能。铬和大多数其他元素一样，降低了二元Fe-17Co合金的两相区。因此，除钒以外的合金份额优选地以这样的方式选择，使得与二元FeCo合金相比，与钒合计增加了两相区。为此，必须尽可能低地保持使奥氏体特别稳定的杂质和元素(如镍)。

为了获得良好的磁性能，以下含量已被证明是优选的：

钴，5重量％≤Co≤25重量％，优选10重量％≤Co≤20重量％的含量，特别优选15重量％≤Co≤20重量％的含量

钒，0.3重量％≤V≤5.0重量％，优选1.0重量％≤V≤3.0重量％的含量和下列和式：0.2重量％≤Cr+Si+Al+Mn≤3.0重量％。

根据本发明的合金几乎是无碳的，并且具有最多达0.02重量％的碳，优选≤0.01重量％的碳。这种最高碳含量被认为是不可避免的杂质。

在根据本发明的合金中，钙、铍和/或镁只能以不超过0.05重量％的少量添加用于脱氧和脱硫。为了实现特别好的脱氧和脱硫，可以合金化至多0.05重量％的Cer或Cer混合金属。

根据本发明的组成实现了进一步的改进。钴在顺磁性BCC相中的扩散系数高于在铁磁性BCC相中的扩散系数。因此，钒通过将两相区域和居里温度T_c分开，在更大的温度范围内实现自扩散，从而使该区域中的热处理或由于冷却通过该区域而产生更大的BCC晶粒结构，因此软磁性能更好。此外，两相区域和居里温度T_c的分开意味着在冷却时，通过两相区域BCC/FCC的通路以及到纯BCC相的过渡都完全在顺磁状态下发生。这对软磁性能也具有积极作用。

在一个实施例中，退火合金的测量密度ρ(合金)比以下密度低超过0.10％，该密度为由合金MAG(合金)的金属元素(包括Si)的平均原子量、由对应的二元FeCo-合金MAG(二元合金)的金属元素的平均原子量和由退火二元FeCo合金的测量密度ρ(二元合金)根据比例法计算的密度ρ(合金[计算])。

作为公式：

ρ(合金)＜0.999×ρ(合金[计算])

与

由于进行了热处理，最终合金中的硫含量可以低于熔体中的硫含量。例如，熔体中硫含量的上限可以为0.025重量％，而在最终的软磁合金中，上限为0.015重量％。

在一个实施例中提供了由多个堆叠的软磁合金的电绝缘板材构成的板材叠层。该软磁合金基本上由以下组成：

5重量％≤Co≤25重量％

0.3重量％≤V≤5.0重量％

0重量％≤Cr≤3.0重量％

0重量％≤Si≤3.0重量％

0重量％≤Mn≤3.0重量％

0重量％≤Al≤3.0重量％

0重量％≤Ta≤0.5重量％

0重量％≤Ni≤0.5重量％

0重量％≤Mo≤0.5重量％

0重量％≤Cu≤0.2重量％

0重量％≤Nb≤0.25重量％

0重量％≤Ti≤0.05重量％

0重量％≤Ce≤0.05重量％

0重量％≤Ca≤0.05重量％

0重量％≤Mg≤0.05重量％

0重量％≤C≤0.02重量％

0重量％≤Zr≤0.1重量％

0重量％≤O≤0.025重量％

0重量％≤S≤0.015重量％

余量为铁，其中Cr+Si+Al+Mn≤3.0重量％和最多为0.2重量％的其他杂质。软磁合金具有最大磁导率μ_max≥10,000，以及电阻率ρ≥0.28μΩm和在1.5T的振幅的磁滞损耗P_Hys≤0.055J/kg，矫顽场强H_c≤0.5A/cm以及在100A/cm时的感应B≥1.95T。板材叠层的填充系数F≥90％，优选>94％。

在合金的制造和根据本发明的方法中，经过两相区两次，其中引起两次相变。通过相变在板材中引起体积跳跃，这导致板材的塑性变形，这在实践中可以通过形成波浪形来观察到。结果是不能保持片材的原始平面度并且减小了片材叠层的填充系数。但是，如果根据本发明设定加热速率和/或退火温度，则可以确保片材的平面度和板材叠层的填充系数。如果需要，还可以在热处理过程中在板材上设置额外的配重，以确保板材的平面性并实现板材叠层的填充系数。

在一个实施例中，软磁合金具有的最大磁导率μ_max≥12,000，优选μ_max≥17,000。

在一个实施例中，软磁合金具有的磁滞损耗P_Hys≤0.05J/kg，和/或矫顽场强H_c≤0.4A/cm，优选H_c≤0.3A/cm，和/或在100A/cm时的感应B≥2.00T。

在一个实施例中，更详细地定义软磁合金的组成，其中，

10重量％≤Co≤20重量％，优选15重量％≤Co≤20重量％，或

0.5重量％≤V≤4.0重量％，优选1.0重量％≤V≤3.0重量％，优选1.3重量％≤V≤2.7重量％，或

0.1重量％≤Cr≤2.0重量％，优选0.2重量％≤Cr≤1.0重量％，优选0.3重量％≤Cr≤0.7重量％，或

0.1重量％≤Si≤2.0重量％，优选0.15重量％≤Si≤1.0重量％，优选0.2重量％≤Si≤0.5重量％，和/或

和式0.1重量％≤Cr+Si+Al+Mn≤1.5重量％，优选0.2重量％≤Cr+Si+Al+Mn≤0.6重量％。

板材叠层取决于应用可以具有不同数目的板材。例如，板材叠层可以例如对于致动机具有至少两个板材，或者对于转子或定子具有至少50或100个板材。板材可以分别具有0.05mm至0.50mm的厚度且相邻板材之间的电绝缘具有0.1μm至2.0μm的厚度。

根据本文所述的实施例之一的片材叠层可以用在电机中，例如用作或用在电动机和/或发电机的定子和/或转子中，和/或用在变压器和/或电磁致动器中。

在一个替代的实施例中，在用于制造软磁性合金的方法中更详细地定义了热处理的温度，特别是FCC相区中的温度T₁，其中能够如上所述地设定加热速率和冷却速率。在该实施例中提供了一种预制品，其基本上由以下组成：

5重量％≤Co≤25重量％

0.3重量％≤V≤5.0重量％

0重量％≤Cr≤3.0重量％

0重量％≤Si≤3.0重量％

0重量％≤Mn≤3.0重量％

0重量％≤Al≤3.0重量％

0重量％≤Ta≤0.5重量％

0重量％≤Ni≤0.5重量％

0重量％≤Mo≤0.5重量％

0重量％≤Cu≤0.2重量％

0重量％≤Nb≤0.25重量％

0重量％≤Ti≤0.05重量％

0重量％≤Ce≤0.05重量％

0重量％≤Ca≤0.05重量％

0重量％≤Mg≤0.05重量％

0重量％≤C≤0.02重量％

0重量％≤Zr≤0.1重量％

0重量％≤O≤0.025重量％

0重量％≤S≤0.015重量％

余量为铁，其中Cr+Si+Al+Mn≤3.0重量％和最多达0.2重量％的其他熔融导致的杂质，并且其具有冷轧织构或纤维织构。其他杂质例如为B、P、N、W、Hf、Y、Re、Sc、Be，除Ce外的其他镧系元素。

预制品具有从BCC相区向BCC/FCC混合区至FCC相区的相变，其中在升高的温度在BCC相区与BCC/FCC混合区之间的相变发生在第一转变温度

而在进一步升高的温度在BCC/FCC混合区与FCC相区之间的相变发生在第二转变温度

其中

且差值

小于45K，优选小于25K。

预制品经历以下热处理：

将预制品加热到温度T₁并接着

在温度T₁热处理预制品持续时间t₁并接着从T₁冷却至室温。

可替代地，预制品经历以下热处理：

将预制品加热到温度T₁并接着

在温度T₁热处理预制品持续时间t₁并接着

将预制品冷却至温度T₂并接着

在温度T₂热处理预制品持续时间t₂，并接着

将预制品从T₂冷却至室温，其中T₁>T₂。

在这两个方法中，调节温度T₁，使得T₁在

和

之间，T₂低于

其中700℃≤T₂≤1050℃且T₂<T₁。在进一步的实施例中，T₁在

和

之间，或在

和

之间。

在另一个实施例中，增加冷变形度以实现改善的软磁性能，特别是实现高的感应B和低的矫顽场强Hc。在该实施例中，可以如上所述设定加热速率和冷却速率。

在该实施例中，铸块可以从熔体制造，熔体例如通过真空感应熔融、电渣重熔或真空电弧重熔提供，其中熔体基本上由以下组成：

5重量％≤Co≤25重量％

0.3重量％≤V≤5.0重量％

0重量％≤Cr≤3.0重量％

0重量％≤Si≤3.0重量％

0重量％≤Mn≤3.0重量％

0重量％≤Al≤3.0重量％

0重量％≤Ta≤0.5重量％

0重量％≤Ni≤0.5重量％

0重量％≤Mo≤0.5重量％

0重量％≤Cu≤0.2重量％

0重量％≤Nb≤0.25重量％

0重量％≤Ti≤0.05重量％

0重量％≤Ce≤0.05重量％

0重量％≤Ca≤0.05重量％

0重量％≤Mg≤0.05重量％

0重量％≤C≤0.02重量％

0重量％≤Zr≤0.1重量％

0重量％≤O≤0.025重量％

0重量％≤S≤0.025重量％

余量为铁，其中Cr+Si+Al+Mn≤3.0重量％和最多达0.2重量％的其他杂质。

将熔体浇注并凝固成软磁合金的铸块并使铸块成型。

铸块借助在900℃至1300℃之间的温度热轧成板坯，接着成型为厚度为D₁的热带材，并接着借助冷轧成型为厚度为D₂的带材，其中冷变形度>40％，优选>80％，优选>95％且0.05mm≤D₂≤1.0mm，且D₂<D₁，其中带材具有冷轧织构或纤维织构。

如同在上述方法中那样，带材的软磁合金具有从BCC相区向BCC/FCC混合区至FCC相区的相变，其中随着温度升高，在BCC相区与BCC/FCC混合区之间的相变发生在第一转变温度

而随着温度进一步升高，在BCC/FCC混合区与FCC相区之间的相变发生在第二转变温度

其中

且差值

小于45K，优选小于25K。

带材经历以下热处理：

将预制品加热到温度T₁并接着

在温度T₁热处理预制品持续时间t₁并接着从T₁冷却至室温，

或者

经历以下热处理：

在温度T₁热处理预制品持续时间t₁并接着

将预制品冷却至温度T₂并接着

在温度T₂热处理预制品持续时间t₂，并接着

将预制品从T₂冷却至室温，其中T₁>T₂。

在该实施例中，T₁高于

且T₂低于

其中920℃≤T₁<T_m，700℃≤T₂≤1050℃，且T_m为固相线温度。

在T₁和例如900℃之间的10至50K/h的冷却速率对于获得更好的软磁性是有利的，并且免除单独的后续退火或者在温度T₂的更长的保持。

附图说明

现在将参考附图和以下实施例更详细地解释本发明的实施例。

图1示出了根据本发明的热处理的示意图。

图2示出了矫顽场强H_c随冷却速率变化的图。

图3示出了在20A/cm的感应B随冷却速率变化的图。

图4示出了在两个实施例中用于确定晶粒尺寸的金相截面。

图5示出了在γ区中退火之后的含Si的实例93/0505的金相截面。

图6示出了感应B20(H＝20A/cm时的B)随晶粒尺寸变化的图。

图7示出了矫顽场强H_c随晶粒尺寸变化的图。

图8示出了剩磁B_r和B₂₀(在H＝20A/cm时的B)的图像。

图9示出了矫顽场强H_c随冷变形变化的图。

图10示出了感应B(20A/cm)随冷变形变化的图。

具体实施方式

根据本发明提供了基本上由以下组成的软磁合金：

5重量％≤Co≤25重量％

0.3重量％≤V≤5.0重量％

0重量％≤Cr≤3.0重量％

0重量％≤Si≤3.0重量％

0重量％≤Mn≤3.0重量％

0重量％≤Al≤3.0重量％

0重量％≤Ta≤0.5重量％

0重量％≤Ni≤0.5重量％

0重量％≤Mo≤0.5重量％

0重量％≤Cu≤0.2重量％

0重量％≤Nb≤0.25重量％

0重量％≤Ti≤0.05重量％

0重量％≤Ce≤0.05重量％

0重量％≤Ca≤0.05重量％

0重量％≤Mg≤0.05重量％

0重量％≤C≤0.02重量％

0重量％≤Zr≤0.1重量％

0重量％≤O≤0.025重量％

0重量％≤S≤0.015重量％

余量为铁，其中Cr+Si+Al+Mn≤3.0重量％和最多达0.2重量％的其他熔融导致的杂质。例如，杂质可以例如是元素B、P、N、W、Hf、Y、Re、Sc、Be、除Ce以外的镧系元素中的一种或多种。为了提高电阻，除了合金元素钒之外，还可以在一定程度上合金化Cr、Si、Al和Mn中的一种或多种，其中满足以下和式：

0.05重量％≤Cr+Si+Al+Mn≤3.0重量％

合金可以预制品的形式提供，该预制品具有冷轧织构或纤维织构。预制品可以为适合制成板材叠层的带材或一个或多个片材。

软磁合金或预制品具有从BCC相区(也称为α区)向BCC/FCC混合区(也称为α+γ区)至FCC相区(也称为γ区)的相变，其中，随着温度升高，在BCC相区与BCC/FCC混合区之间的相变发生在第一转变温度

而随着温度进一步升高，在BCC/FCC混合区与FCC相区之间的相变发生在第二转变温度

其中

且差值

小于45K，优选小于25K。

根据本发明的合金优选在真空感应炉中熔融。但真空电弧重熔和电渣重熔也是可行的。熔体首先凝固成氧化皮从其去除的块体(或铸块、铸锭)，然后在900℃至1300℃之间的温度锻造或热轧。可替代的，氧化皮的去除也可以首先在锻造或热轧的杆材上进行。有利的措施可以通过带材、坯料或杆材的热成型来实现。热轧材料可以通过喷砂、磨光或剥落去除表面氧化物。然而，有利的最终尺寸也可以通过带材、杆材或线材的冷成型来实现。在冷轧带材的情况下，可以进行磨光工艺以去除热轧工艺中的氧化物。如果冷成型后硬化度过高，则可以在400℃至1300℃之间的温度进行一次或多次中间退火以恢复和重结晶。中间退火的厚度或直径应当如此选择，使得优选达到冷变形>40％直到最终厚度，特别是>80％和>95％的冷变形。

然后根据本发明的一个实施例进行热处理，这也称为磁最终退火。最终退火优选在纯净干燥的氢气气氛下进行。还可以在保护气体或在真空中进行退火。

在一个实施例中，将预制品加热到温度T₁并接着在温度T₁热处理预制品持续时间t₁并接着从T₁冷却至室温。在一个可替代的实施例中，将预制品加热到温度T₁并接着在温度T₁热处理预制品持续时间t₁并接着冷却至温度T₂并接着在温度T₂热处理预制品持续时间t₂，并接着从T₂冷却至室温。温度T₁大于温度T₂。此外，T₁高于

即，在FCC相区中，且T₂低于

即在BCC相区中，且920℃≤T₁<T_m，其中T_m为固相线温度，且700℃≤T₂≤1050℃。

对于这两种方法，加热速率在至少从

到

的温度范围上为1K/h至100K/h，优选10K/h至50K/h，且冷却速率在至少从

到

的温度范围上为1K/h至100K/h，优选10K/h至50K/h。

在一个实施例中，由根据本发明的合金制造由多个片材形成的板材叠层。使用以下方法。提供带材形状的软磁合金，其被涂覆有例如由氧化物制成的电绝缘层。将带材切成一定长度，然后生产板材厚板。根据这些实施例之一，这些板材厚板被堆叠并且堆叠的板材厚板在罩式炉中退火或热处理。然后可以将片材氧化。

在热处理之后，将片材粘合在一起，其中将带有粘合剂层的经涂覆的片材厚板堆叠在一起以形成复合材料，清洁并且接着例如使用腐蚀从复合材料成型为板材叠层，以用于诸如转子或定子的应用。

在一个实施例中，将50或100个片材(210×140×0.15mm³)退火。将约2kg重的陶瓷板(244x213x10mm³)用作几乎所有测试的平基底。然后对切割后的板材进行退火，以确保板材的平整度并增加成品板材叠层中的填充系数。特别地，设定加热速率和冷却速率是为了避免原始平面片材的塑性变形，从而通过热处理获得足够的平面度。

在一些实施例中，除了设定的加热速率和冷却速率之外，将配重设置在堆叠的片材或厚板上。在大多数情况下，使用重量为6.5kg(270x150x20mm³)的大NCT3-盖板(1.4841)来改变重量。板材厚板的自重为1.7千克(50个板材)或3.4千克(100个板材)，具体取决于厚板高度。

图1显出了实验退火的示意曲线。虚线表示两相区的预期面积。该两相区取决于合金的组成。

对于一定的组成，转变温度

和

可以通过DSC测量来确定。表1示出了四个实施例的组成和转变温度。

表1选择退火程序，使保持温度T₁在两相区上方和在FCC相区中的1000℃至1030℃，如图1所示。根据DSC，在所使用的批次7605180A，其在949℃至967℃之间(冷却或加热时的第一起始)。穿过两相区的通路是变化的，即在加热期间从T₀到T₁有个斜坡，在冷却期间从T₁到T₃有个斜坡，均以在10K/h和100K/h之间的加热或冷却速率。

图2示出了矫顽场强H_c的图，并且图3示出了在H＝20A/cm时感应B依赖于冷却速率的关系图。

表2示出了三个实施例的矫顽场强H_c和在20A/cm和100Acm时的感应B的总结，这三个实例以不同的加热速率和冷却速率进行热处理。感应值在所有情况下都是相似的，其中缓慢的加热和冷却速率的一个优点是改善了片材的平整度。

批次7605180A，带材厚度0.20mm

表2

冷却速度越慢，测得的矫顽场强就越低；冷却速度越慢，测得的感应场强就越高。因此，如果使用小于100K/h，优选小于50K/h或小于25k/h的冷却速率，则可以改善这些合金的软磁性能。

实验表明，加热或冷却太快会导致板材起伏很大，而板材内部也会产生某种塑性变形。当通过两相区域时，以体心为中心的α相在加热时会变成堆积更紧密的以面心为中心的γ相。这导致片材的缩短。冷却时，依次进行逆转变，理想情况下可以恢复原始几何形状。可以假设观察到的变形是由于不完全的向前或逆转变引起的。以20K/h和10K/h的加热速率和冷却速率可获得最佳效果。以更高的速率，例如每次50K/h，在50个板材时已经有轻微的波纹，在100个板材时甚至在每次35K/h的速率已经产生波纹，导致板材无法使用。

已经发现，除了配重之外，还可以设定加热和冷却速率以获得平的板材。如果未对片材厚板进行配重或仅对其进行最小的配重，则会产生强烈的波纹。如果退火是在相同条件下进行的，即在同样低的10K/h的加热和冷却速率下，但重量却高达6.5kg，因此可以形成完全平坦的片材厚板。尽管配量很重，但所有片材都可以彼此分开而没有任何问题。

表3总结了实验结果，使用了以下退火评价：

-很好：板材绝对平整并且显示无波纹

-好：板材整体平坦并且边缘波纹最小

-糟糕：板材至少在一半上显示塑性变形

-很糟糕：板材在整个板材上显示塑性变形

1)通过4个小陶瓷板的不均匀、仅非常少的配重

2)均匀配重，四个大陶瓷板，每个2kg

3)均匀配重，具有1个6.5kg配重的大NCT3-板

表3

在一项退火实验(100个板材，20K/h)中，使用大NCT3板作为基底和增重。板材以非常好的品质从退火中出来。这些结果表明，缓慢通过两相区有利于建立良好的软磁性能。

在另一组实施例中，更详细地研究了图1所示的退火温度T₁的影响。表4示出了实施例的组成。

已经发现，可以精确地调节退火温度以改善磁性能，特别是感应值。另外，可以通过适当设定退火温度来调整晶粒尺寸。

发现在γ区中退火对感应值B20＝B(20A/cm)，矫顽场强H_c和最大磁导率μ_max都有积极影响。还观察到对所得晶粒尺寸的影响。

研究了具有不同组成的厚度为0.35mm的四种组成，请参见表4，其中未列出的所有元素均以最大0.02重量％存在。

表4

这些实施例具有约17％的Co和添加1至2％的V，其中：

-批次93/0328和932/0329还添加了0.5％至1.0％的Cr，

-批次93/0330是纯三元Fe-Co-V合金，不添加Cr或Si，

-批次93/0505除Fe-Co-V外还含有0.4％的Si。

退火是在850℃至1150℃之间的不同温度下进行的。大部分退火是在γ区的至少1000℃的高温下进行的，但也有一些在α区的较低温度下进行了退火。表5中列出了两相区的确切位置。可以看出这里有很大的变化，即α+γ→α的上相界为928℃(强烈添加Cr)和970℃(合金化Si)之间。两相区的宽度也剧烈变化了17℃到35℃。

从600℃开始的加热通常以150K/h进行。冷却阶段以炉内冷却(约100至150K/h)进行，因此在低于600℃的温度，冷却速率甚至会更慢。

1)DSC中的第一起始加热,2)DSC中的第一起始冷却表5

退火在两个批次中的α区域(850℃，910℃)中进行都会如预期那样导致小于1.7T的相对较低的感应值B20＝B(20A/cm)，大于0.6A/cm的较高的H_c值，低于5100的较低的最大磁导率μ_max，参见表6和表7。表6示出了添加Cr(Fe-17Co-1V-1Cr)的合金93/0328的磁值和晶粒尺寸d_K。表7示出了添加了Cr(Fe-17Co-1.5V-0.5Cr)的合金93/0329的磁值和晶粒尺寸。

B20＝B(20A/cm),B100＝B(100A/cm)

表6

B20＝B(20A/cm),B100＝B(100A/cm)

表7

在γ区(直到1050℃)中退火后，B20值明显高于1.75T。与在930℃的最佳退火温度相比，实施例中含1％Cr(表6)的退火温度(1100℃，1150℃)进一步升高导致感应B20明显降低了80mT。另一方面，具有0.5％Cr(表7)的实施例在这方面更加稳定，与1050℃的最佳退火相比，其下降仅为约30mT。

图4显示了用于确定批次93/0328晶粒尺寸的金相截面。左：10h910℃(α)，右：10h910℃+70h930℃(γ)。

关于晶粒尺寸d_k，在两个批次中只能确定，与在α区(<180μm)中进行退火相比，在γ区中进行退火所导致的晶粒更大(>180μm)。另外，不能确定B20与晶粒尺寸之间的进一步关系，因为例如批次93/0328在1050℃和1150℃的退火得到从180μm至350μm的相同的晶粒尺寸，但B20值非常不同，分别为1.767T和1.692T。

在930℃长时间退火的样品上，可以识别出矫顽场强H_c和晶粒尺寸之间的关系，因为在这种状态下，该批次发生最低的H_c(0.47A/cm)和迄今最大的晶粒(>1500μm)。

对于具有Fe-17Co-2V的三元合金93/0330(表8)，在α区进行了两次退火(850℃、910℃)，在γ区进行了四次退火(1000℃、1050℃、1100℃、1150℃)，参见表8。在此还证实了，感应B20中的增加仅在γ区中退火时发生。此外，该值在1100℃或更高的非常高的退火温度下也再次下降。

B20＝B(20A/cm),B100＝B(100A/cm)

表8

在这两个批次清楚看出，由于在γ区中退火，剩磁Br显著增加，即，环路变得更加矩形(Br>1.4T)。

在添加Si(Fe-17Co-1.5V-0.5Cr)的实施例93/0505中，仅考虑了在γ区中的退火(1000℃、1050℃、1100℃)。表9示出了合金93/0505的磁值和晶粒尺寸。

与其他批次一样，测得的最高感应值B20最高达1.79T，但是在1100℃时又明显下降。与其他研究过的组成相比，H_c值非常低，约为0.3A/cm，磁导率非常高，大于10,000，这可以用相对粗粒度的结构来解释，参见表9和图5。

B20＝B(20A/cm),B100＝B(100A/cm)

表9

在所有研究的批次中，高感应值(B20>1.75T)仅在γ区(FCC)中的退火的情形中产生。

观察到，退火后的感应值在相变α+γ→γ(FCC+BCC→FCC)正上方位于最高处。这与结构的明显粗化有关。

表10示出了，考虑到所有持续4到10个小时之间的退火，所研究批次的测量的晶粒尺寸的总结。图6示出了感应B₂₀(在H＝20A/cm时的B)随晶粒尺寸变化的图。图7示出了矫顽场强H_c随晶粒尺寸变化的图。图8示出了在所有研究状态下的剩磁Br与B₂₀(H＝20A/cm时的B)之间的关系。实心符号对应于γ区域(FCC)中的退火，非实心符号对应于α区域(BCC)中的退火。

表10

退火温度的过度升高(1100℃或更高)导致所考虑的感应值降低。这四个批次的行为不同，即虽然批次93/0329和93/0330即使在1150℃时仍具有非常高的大于1.75T的B₂₀值，但对于批次93/0328和93/0505，该值已分别在1150℃和1100时℃降至1.69T。无法确定这种影响与晶粒尺寸的直接关系。

添加了Si的合金93/05050比没有添加Si的组成显示出明显更大的晶粒。因此相应地，其中三元Fe-Co-V熔体93/0330尽管具有明显较小的晶粒尺寸，但仍显示出几乎高的Hc值，但Hc值也最低。

如果排除具有1mm或更大的非常粗晶粒的条件，则磁参数与晶粒尺寸之间存在直接相关性，比较图4(B₂₀)和图5(H_c)。在图6中还可以看出，高感应B20与高剩磁Br有关。从1.3T的剩磁，这项实验的所有条件甚至都具有至少1.75T的感应B20。因此，感应的增加与建立磁滞回线是一起进行的。

在其他实施例中，研究了冷变形度对磁性能的影响。从软磁的观点来看，低的Hc和高的B值是有利的。

在轧制时，可以忽略带材宽度，并且将最终厚度D₂的冷变形度KV定义为基于未冷成形的初始厚度D₁的厚度减小的百分比。成立有：

非冷成形的初始厚度D₁可以例如通过热轧或通过中间退火(ZGL)来实现。在1.9mm至6.4mm范围内的D₁和在0.35mm至0.10mm范围内的D₂都发生变化。使用了三种不同的热处理，退火方案：第一阶段+第二阶段或第一阶段+受控冷却。退火4h1050℃的冷却速率为150℃/h。OK表示炉冷，这也对应于150℃/h的冷却速度。RT表示室温。

图9示出了矫顽场强H_c依赖于冷变形的关系图。图10示出了感应B₂₀(H＝20A/cm时的B)依赖于冷变形的关系图。

从图9可以看出，在20A/cm的场强H，感应B随着冷变形度增加。最大已实现的KV为98％。B值可以通过增加冷变形来改善，并且可以通过在两相区的第一阶段后进行适当的冷却来补偿Hc随着冷变形增加的劣化。

总之，提供了一种具有更好的软磁性能的高磁导率的软磁合金，例如，具有比现有的和市售的FeCo合金显著更高的磁导率和更低的磁滞损耗，同时提供了更高的饱和度。同时，这种新的合金提供了比之前已知的和市售的Co含量在10至30重量％之间的合金显著更低的磁滞损耗，尤其是这种合金还从未达到的显著更高的磁导率水平。本发明的合金也可以工业规模且廉价地生产，特别是平的板材和板材叠层的形式，板材叠层由于平的板材可以具有大于90％或94％的填充系数。

Claims (70)

1.制造软磁合金的方法，所述方法包括：

提供预制品，其组成由以下组成

5重量％≤Co≤25重量％

0.3重量％≤V≤5.0重量％

0重量％≤Cr≤3.0重量％

0重量％≤Si≤3.0重量％

0重量％≤Mn≤3.0重量％

0重量％≤Al≤3.0重量％

0重量％≤Ta≤0.5重量％

0重量％≤Ni≤0.5重量％

0重量％≤Mo≤0.5重量％

0重量％≤Cu≤0.2重量％

0重量％≤Nb≤0.25重量％

0重量％≤Ti≤0.05重量％

0重量％≤Ce≤0.05重量％

0重量％≤Ca≤0.05重量％

0重量％≤Mg≤0.05重量％

0重量％≤C≤0.02重量％

0重量％≤Zr≤0.1重量％

0重量％≤O≤0.025重量％

0重量％≤S≤0.015重量％

余量为铁，其中Cr+Si+Al+Mn≤3.0重量％和最多达0.2重量％的其他熔融导致的杂质，并且其具有冷轧织构或纤维织构，

其中所述预制品具有从BCC相区向BCC/FCC混合区至FCC相区的相变，其中随着温度升高，在BCC相区与BCC/FCC混合区之间的相变发生在第一转变温度T_ü1，而随着温度进一步升高，在BCC/FCC混合区与FCC相区之间的相变发生在第二转变温度T_ü2，其中T_ü2>T_ü1且差值T_ü2-T_ü1小于45K，

其中所述预制品经历以下热处理：

将所述预制品加热到温度T₁并接着

在温度T₁热处理所述预制品持续时间t₁并接着

将所述预制品冷却至温度T₂并接着

在温度T₂热处理所述预制品持续时间t₂，并接着

将所述预制品从T₂冷却至室温，

其中T₁>T₂，T₁高于T_ü2且T₂低于T_ü1，其中920℃≤T₁<T_m，700℃≤T₂≤1050℃，且T_m为固相线温度，

其中加热速率在至少从T_ü1到T_ü2的温度范围上为1K/h至100K/h，

冷却速率在至少从T_ü2到T_ü1的温度范围上为1K/h至100K/h。

2.根据权利要求1所述的方法，其中，差值T_ü2-T_ü1小于25K。

3.根据权利要求1所述的方法，其中，加热速率在至少从T_ü1到T_ü2的温度范围上为10K/h至50K/h。

4.根据权利要求1所述的方法，其中，冷却速率在至少从T_ü2到T_ü1的温度范围上为10K/h至50K/h。

5.根据权利要求1所述的方法，其中，所述加热速率在至少从900℃到T₁的温度范围上为1K/h至100K/h。

6.根据权利要求1所述的方法，其中，所述加热速率在至少从900℃到T₁的温度范围上为10K/h至50K/h。

7.根据权利要求1所述的方法，其中，所述冷却速率在至少从T₁到900℃的温度范围上为1K/h至100K/h。

8.根据权利要求1所述的方法，其中，所述冷却速率在至少从T₁到900℃的温度范围上为10K/h至50K/h。

9.根据权利要求1所述的方法，其中，T₁在T_ü2和(T_ü2+100℃)之间。

10.根据权利要求1所述的方法，其中，所述预制品增重额外的配重，并且具有该配重的预制品经历热处理。

11.根据权利要求10所述的方法，其中，所述增重的配重为所述预制品的重量的至少20％。

12.根据权利要求10所述的方法，其中，所述增重的配重为所述预制品的重量的至少50％。

13.根据权利要求1所述的方法，其中，所述预制品具有多个堆叠的板材或者一个或多个板材叠层的形状。

14.根据权利要求1所述的方法，其中，所述预制品具有多个堆叠的板材的形状，所述板材分别涂覆有电绝缘涂层。

15.根据权利要求14所述的方法，所述方法还包括使用用于电绝缘的氧化物层涂覆所述预制品。

16.根据权利要求15所述的方法，其中，所述预制品涂覆有由甲醇镁或丙醇锆制成的层，所述层在热处理期间转变成绝缘氧化物层。

17.根据权利要求1所述的方法，其中，在热处理后，所述预制品在含氧或含水蒸气的气氛中经历进一步的热处理以形成电绝缘层。

18.根据权利要求13所述的方法，其中，在热处理后，通过腐蚀、激光切割或水射流切割从堆叠的板材制备至少一个板材叠层。

19.根据权利要求18所述的方法，其中，在所述热处理后，若干板材借助绝缘粘合剂被粘合成板材叠层，或

表面氧化以形成绝缘层，并接着粘合或激光焊接成板材叠层，或者

以无机-有机混合涂层涂覆并接着继续加工成板材叠层。

20.根据权利要求1所述的方法，其中，960℃≤T₁<T_m。

21.根据权利要求1所述的方法，其中，所述预制品在高于T_ü2热处理超过15分钟的持续时间，并接着冷却至T₂。

22.根据权利要求1所述的方法，其中，15分钟≤t₁≤20小时。

23.根据权利要求1所述的方法，其中，30分钟≤t₂≤20小时。

24.根据权利要求1所述的方法，其中，在热处理后，所述软磁合金具有：

最大磁导率μ_max≥5,000，和/或电阻率ρ≥0.25μΩm，在1.5T的振幅的磁滞损耗P_Hys≤0.07J/kg，和/或矫顽场强H_c≤0.7A/cm和/或在100A/cm时的感应B≥1.90T，或

最大磁导率μ_max≥10,000，和/或电阻率ρ≥0.25μΩm，和/或在1.5T的振幅的磁滞损耗P_Hys≤0.06J/kg，和/或矫顽场强H_c≤0.6A/cm和在100A/cm时的感应B≥1.95T，或

最大磁导率μ_max≥12,000和/或电阻率ρ≥0.30μΩm，和/或在1.5T的振幅的磁滞损耗P_Hys≤0.05J/kg，和/或矫顽场强H_c≤0.5A/cm和/或在100A/cm时的感应B≥2.00T。

25.根据权利要求24所述的方法，其中，最大磁导率μ_max≥17,000。

26.根据权利要求24所述的方法，其中，矫顽场强H_c≤0.4A/cm。

27.根据权利要求24所述的方法，其中，矫顽场强H_c≤0.3A/cm。

28.根据权利要求1所述的方法，其中，所述预制品在含氢气氛下或在惰性气体下进行热处理。

29.根据权利要求1所述的方法，所述方法还包括：

通过真空感应熔融、电渣重熔或真空电弧重熔提供熔体，所述熔体上由以下组成：

5重量％≤Co≤25重量％

0.3重量％≤V≤5.0重量％

0重量％≤Cr≤3.0重量％

0重量％≤Si≤3.0重量％

0重量％≤Mn≤3.0重量％

0重量％≤Al≤3.0重量％

0重量％≤Ta≤0.5重量％

0重量％≤Ni≤0.5重量％

0重量％≤Mo≤0.5重量％

0重量％≤Cu≤0.2重量％

0重量％≤Nb≤0.25重量％

0重量％≤Ti≤0.05重量％

0重量％≤Ce≤0.05重量％

0重量％≤Ca≤0.05重量％

0重量％≤Mg≤0.05重量％

0重量％≤C≤0.02重量％

0重量％≤Zr≤0.1重量％

0重量％≤O≤0.025重量％

0重量％≤S≤0.025重量％

余量为铁，其中Cr+Si+Al+Mn≤3.0重量％和最多为0.2重量％的其他杂质，

将熔体凝固成铸块，

使铸块成型以制造所述预制品，

其中，所述成型借助热轧和/或锻造和/或冷成型进行。

30.根据权利要求29所述的方法，其中，所述铸块借助在900℃至1300℃之间的温度热轧成板坯，接着成型为厚度为D₁的热带材，然后借助冷轧成型为厚度为D₂的带材，其中，0.05mm≤D₂≤1.0mm，且D₂<D₁。

31.根据权利要求30所述的方法，其中，首先通过连铸生产厚度为D₁的热带材，然后借助冷轧将其成型为厚度为D₂的带材，其中0.05mm≤D₂≤1.0mm，且D₂<D₁。

32.根据权利要求30所述的方法，其中，通过冷轧的冷变形度>40％。

33.根据权利要求30所述的方法，其中，通过冷轧的冷变形度>80％。

34.根据权利要求30所述的方法，其中，通过冷轧的冷变形度>95％。

35.根据权利要求30所述的方法，其中，所述铸块在900℃至1300℃之间的温度借助热轧成型为坯料，然后借助冷拉拔成型为线材。

36.根据权利要求35所述的方法，其中，通过冷拉拔的冷变形度>40％。

37.根据权利要求35所述的方法，其中，通过冷拉拔的冷变形度>80％。

38.根据权利要求35所述的方法，其中，通过冷拉拔的冷变形度>95％。

39.根据权利要求1所述的方法，其中，在热处理后，平均晶粒尺寸为至少100μm，并且所述软磁合金的感应B₁₀₀为至少1.90T，其中，B₁₀₀表示在H＝100A/cm时的感应B。

40.根据权利要求39所述的方法，其中，平均晶粒尺寸为至少200μm。

41.根据权利要求39所述的方法，其中，平均晶粒尺寸为至少250μm。

42.根据权利要求39所述的方法，其中，所述软磁合金的感应B₁₀₀为至少1.95T。

43.由多个堆叠的软磁合金的电绝缘板材构成的板材叠层，所述软磁合金通过根据权利要求1所述的方法来制备，

其中，所述软磁合金具有最大磁导率μ_max≥10,000，以及电阻率ρ≥0.28μΩm和在1.5T的振幅的磁滞损耗P_Hys≤0.055J/kg，矫顽场强H_c≤0.5A/cm以及在100A/cm时的感应B≥1.95T，和

板材叠层的填充系数F≥90％。

44.根据权利要求43所述的板材叠层，其中，板材叠层的填充系数F>94％。

45.根据权利要求43所述的板材叠层，其中，所述软磁合金具有的最大磁导率μ_max≥12,000。

46.根据权利要求43所述的板材叠层，其中，所述软磁合金具有的最大磁导率μ_max≥17,000。

47.根据权利要求43所述的板材叠层，其中，所述软磁合金具有的磁滞损耗P_Hys≤0.05J/kg，和/或矫顽场强H_c≤0.4A/cm，和/或在100A/cm时的感应B≥2.00T。

48.根据权利要求47所述的板材叠层，其中，矫顽场强H_c≤0.3A/cm。

49.根据权利要求43所述的板材叠层，其中，

10重量％≤Co≤20重量％，或

0.5重量％≤V≤4.0重量％，或

0.1重量％≤Cr≤2.0重量％，或

0.1重量％≤Si≤2.0重量％，和/或

和式0.1重量％≤Cr+Si+Al+Mn≤1.5重量％。

50.根据权利要求49所述的板材叠层，其中，15重量％≤Co≤20重量％。

51.根据权利要求49所述的板材叠层，其中，1.0重量％≤V≤3.0重量％。

52.根据权利要求49所述的板材叠层，其中，1.3重量％≤V≤2.7重量％。

53.根据权利要求49所述的板材叠层，其中，0.2重量％≤Cr≤1.0重量％。

54.根据权利要求49所述的板材叠层，其中，0.3重量％≤Cr≤0.7重量％。

55.根据权利要求49所述的板材叠层，其中，0.15重量％≤Si≤1.0重量％。

56.根据权利要求49所述的板材叠层，其中，0.2重量％≤Si≤0.5重量％。

57.根据权利要求49所述的板材叠层，其中，和式0.2重量％≤Cr+Si+Al+Mn≤0.6重量％。

58.根据权利要求43所述的板材叠层，所述板材叠层具有至少两个板材，所述板材分别具有0.05mm至0.50mm的厚度且相邻板材之间的电绝缘具有0.1μm至2.0μm的厚度。

59.根据权利要求43所述的板材叠层在电机中、和/或在变压器中和/或在电磁致动器中的用途。

60.根据权利要求43所述的板材叠层用作或用在电动机和/或发电机的定子和/或转子中的用途。

61.制造软磁合金的方法，所述方法包括：

提供预制品，其组成由以下组成

5重量％≤Co≤25重量％

0.3重量％≤V≤5.0重量％

0重量％≤Cr≤3.0重量％

0重量％≤Si≤3.0重量％

0重量％≤Mn≤3.0重量％

0重量％≤Al≤3.0重量％

0重量％≤Ta≤0.5重量％

0重量％≤Ni≤0.5重量％

0重量％≤Mo≤0.5重量％

0重量％≤Cu≤0.2重量％

0重量％≤Nb≤0.25重量％

0重量％≤Ti≤0.05重量％

0重量％≤Ce≤0.05重量％

0重量％≤Ca≤0.05重量％

0重量％≤Mg≤0.05重量％

0重量％≤C≤0.02重量％

0重量％≤Zr≤0.1重量％

0重量％≤O≤0.025重量％

0重量％≤S≤0.015重量％

余量为铁，其中Cr+Si+Al+Mn≤3.0重量％和最多达0.2重量％的其他熔融导致的杂质，并且其具有冷轧织构或纤维织构，其中，所述预制品具有从BCC相区向BCC/FCC混合区至FCC相区的相变，其中，随着温度升高，在BCC相区与BCC/FCC混合区之间的相变发生在第一转变温度T_ü1，而随着温度进一步升高，在BCC/FCC混合区与FCC相区之间的相变发生在第二转变温度T_ü2，其中T_ü2>T_ü1且差值T_ü2-T_ü1小于45K，

其中

所述预制品经历以下热处理：

将所述预制品加热到温度T₁并接着

在温度T₁热处理所述预制品持续时间t₁并接着

将所述预制品冷却至温度T₂并接着

在温度T₂热处理所述预制品持续时间t₂，并接着

将所述预制品从T₂冷却至室温，其中T₁>T₂，

其中，T₁在T_ü2和(T_ü2+100℃)之间，T₂低于T_ü1，其中700℃≤T₂≤1050℃且T₂<T₁，

其中加热速率在至少从T_ü1到T_ü2的温度范围上为1K/h至100K/h，

冷却速率在至少从T_ü2到T_ü1的温度范围上为1K/h至100K/h。

62.根据权利要求61所述的方法，其中，差值T_ü2-T_ü1小于25K。

63.根据权利要求61所述的方法，其中，加热速率在至少从T_ü1到T_ü2的温度范围上为10K/h至50K/h。

64.根据权利要求61所述的方法，其中，冷却速率在至少从T_ü2到T_ü1的温度范围上为10K/h至50K/h。

65.制备软磁合金的方法，所述方法包括：

通过真空感应熔融、电渣重熔或真空电弧重熔提供熔体，所述熔体上由以下组成：

5重量％≤Co≤25重量％

0.3重量％≤V≤5.0重量％

0重量％≤Cr≤3.0重量％

0重量％≤Si≤3.0重量％

0重量％≤Mn≤3.0重量％

0重量％≤Al≤3.0重量％

0重量％≤Ta≤0.5重量％

0重量％≤Ni≤0.5重量％

0重量％≤Mo≤0.5重量％

0重量％≤Cu≤0.2重量％

0重量％≤Nb≤0.25重量％

0重量％≤Ti≤0.05重量％

0重量％≤Ce≤0.05重量％

0重量％≤Ca≤0.05重量％

0重量％≤Mg≤0.05重量％

0重量％≤C≤0.02重量％

0重量％≤Zr≤0.1重量％

0重量％≤O≤0.025重量％

0重量％≤S≤0.025重量％

余量为铁，其中Cr+Si+Al+Mn≤3.0重量％和最多为0.2重量％的其他杂质，

将所述熔体凝固成软磁合金的铸块，

使铸块成型，

其中，所述铸块借助在900℃至1300℃之间的温度热轧成板坯，接着成型为厚度为D₁的热带材，然后借助冷轧成型为厚度为D₂的带材，其中冷变形度>40％，且0.05mm≤D₂≤1.0mm和D₂<D₁，其中所述带材具有冷轧织构或纤维织构，

其中，所述带材的软磁合金具有从BCC相区向BCC/FCC混合区至FCC相区的相变，其中随着温度升高，在BCC相区与BCC/FCC混合区之间的相变发生在第一转变温度T_ü1，而随着温度进一步升高，在BCC/FCC混合区与FCC相区之间的相变发生在第二转变温度T_ü2，其中T_ü2>T_ü1且差值T_ü2-T_ü1小于45K，

其中，所述带材经历以下热处理：

将预制品加热到温度T₁并接着

在温度T₁热处理所述预制品持续时间t₁并接着

将所述预制品冷却至温度T₂并接着

在温度T₂热处理所述预制品持续时间t₂，并接着

将所述预制品从T₂冷却至室温，其中T₁>T₂，

其中，T₁高于T_ü2且T₂低于T_ü1，其中920℃≤T₁<T_m，700℃≤T₂≤1050℃，其中T₂<T₁且T_m为固相线温度，

其中加热速率在至少从T_ü1到T_ü2的温度范围上为1K/h至100K/h，

冷却速率在至少从T_ü2到T_ü1的温度范围上为1K/h至100K/h。

66.根据权利要求65所述的方法，其中，冷变形度>80％。

67.根据权利要求65所述的方法，其中，冷变形度>95％。

68.根据权利要求65所述的方法，其中，差值T_ü2-T_ü1小于25K。

69.根据权利要求65所述的方法，其中，加热速率在至少从T_ü1到T_ü2的温度范围上为10K/h至50K/h。

70.根据权利要求65所述的方法，其中，冷却速率在至少从T_ü2到T_ü1的温度范围上为10K/h至50K/h。

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