CN116783313A - 制造基本等原子的FeCo合金冷轧带材或片材的方法和从其切割的磁性部件 - Google Patents

制造基本等原子的FeCo合金冷轧带材或片材的方法和从其切割的磁性部件 Download PDF

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Abstract

本发明涉及一种基本等原子的FeCo合金冷轧带材或片材和从该带材或片材切割的磁性部件，以及制备FeCo合金冷轧带材或片材的方法。准备完全重结晶的热轧片材或带材，厚度为1.5‑2.5mm并具有以下组成：47.0％≤Co≤51.0％；痕量≤V+W≤3.0％；痕量≤Ta+Zr≤0.5％；痕量≤Nb≤0.5％；痕量≤B≤0.05％；痕量≤Si≤3.0％；痕量≤Cr≤3.0％；痕量≤Ni≤5.0％；痕量≤Mn≤2.0％；痕量≤O≤0.03％；痕量≤N≤0.03％；痕量≤S≤0.005％；痕量≤P≤0.015；痕量≤Mo≤0.3％；痕量≤Cu≤0.5％；痕量≤Al≤0.01％；痕量≤Ti≤0.01％；痕量≤Ca+Mg≤0.05％；痕量≤稀土元素≤500ppm；剩下的为铁和杂质。以70％至90％的减量率进行第一冷轧步骤，使带材或片材达到≤1mm的厚度。在运行时进行中间退火，使带材或片材部分重结晶，以速度V运行，并且其在有用长度(Lu)的炉的有用区域中的温度在Trc到900℃之间，带材或片材在其中在温度T下留存15s到5min，使得26℃.min≤T‑Trc).Lu/V≤160℃.min。带材或片材以至少600℃/h冷却。以减量率60％至80％进行冷轧退火过的带材或片材的第二步骤，使带材或片材的厚度达到0.05mm至0.25mm。进行冷轧带材或片材的最终退火(Rf)来实现完全重结晶，再在100℃/h至500℃/h下冷却。磁性部件，例如磁芯，从用这种方法制造的带材或片材中获得。

Description

制造基本等原子的FeCo合金冷轧带材或片材的方法和从其切 割的磁性部件
技术领域
本发明涉及磁性材料的冷轧带材和片材和从这种带材和片材切割的部件的领域，更特别涉及由基本等原子的FeCo合金制造的带材或片材。
背景技术
基本等原子的磁芯由软磁FeCo合金制成(因此包含基本等重和等原子量的Fe和Co)，通常向其中加入约2％V，长期以来被认为可以在电气工程能量相变中获得高功率重量比或功率体积比。众所周知的是，当寻求尽可能降低散热来源的磁损耗时，降低形成磁芯的带材厚度是必要的，其是从前述带材或片材切割得到。
发明内容
在工业实践中，通常生产厚度约0.1mm的等原子FeCo的冷轧带材或片材。然而，与这种材料相关的磁损耗仍然被认为没有充分降低。可以通过使用新的原材料和在生产锭形式的金属期间实施一次或多次重熔来生产在残留元素和杂质方面高纯的带材和片材而实现额外的降低。因此，0.1mm厚的带材在400Hz下可以获得约25W/kg的低磁损耗，最大正弦感应为2T。然而，这种生产方法昂贵，因为与常规的等原子FeCo合金相比，该方法需要至少一次额外的重熔。
作为实例，在具有以下组成的参考金属样品上观察到以下结果，按重量百分比计，汇总于表1。此处未提及的元素最多只是作为熔化产生的杂质(痕量)存在，没有任何冶金影响。
表1：编号Ref 1至Ref 5的铸件组成
与其他铸造不同，Ref 1铸件没有经过重熔，不仅真空感应熔炼(VIM)，导致其保持Fe-Co合金的常规包容性分布，特别是钒、硅、铝、镁、氧化钙等，以及还有铌和铝的氮化物、碳化硅。限于样品组成的表1，不能用溶于金属中的部分元素来解释这种包容性富度。
通过真空电弧重熔(VAR)对首先由VIM生产的铸件进行铸件Ref 2至Ref 5的重熔，不添加Nb，其主要作用是去除或破碎来自VIM的金属基质的稳定沉淀物(氧化物、碳化物、氮化物)的主要部分，并且也通过应用真空，直接去除基质中未沉淀的部分杂质(S、N、O)。
通过铸方坯和从带钢轧机(热轧)中通过将编号铸件热变形为厚度2mm的带材，然后在单次冷轧前超淬火，降至厚度为0.1mm。
在这种厚度的最终状态，可以生产规格为36mm(外径)×30.5mm(内径)或36mm(外径)×25mm(内径)的垫圈，或规格30mm×20mm(分别是外径和内径)×10mm(环形磁芯高度，对应于带材的宽度)的绕带环形磁芯，取决于人们是否对“旋转电机”(垫圈)或“相变器”(绕带环形磁芯)应用感兴趣。
在所有情况中，测试的材料为在纯氢气下热处理3h，样品Ref 1、Ref 2和Ref 3在850℃下，样品Ref 4和Ref 5在880℃下。为了优化磁性能，所有情况中热处理后的冷却以250℃/h的速度进行。对于所述冷却速度，第一磁晶各向异性常数K1(其极大地控制了磁性能)被抵消。
绕带环形磁芯是单相或三相相变器磁芯应用中会见到的典型，而垫圈是旋转式传动装置应用的典型，特别是在高速下。
矫顽磁场Hc的测量结果、在2T和400Hz下的损耗结果以及在垫圈和环形磁芯间观察到的损耗增加的结果汇总于表2。
表2对表1中所示编号样品进行矫顽磁场和磁损耗的测量
可以看出使用重熔降低了环形磁芯上约30％的磁损耗(在绕带环形磁芯上比较Ref1和Ref 2或Ref 3)，这对许多应用是非常重要的。
还可以看出，根据测量是否是在环形磁芯上沿着轧制DL的方向进行的，或者是否是在垫圈上进行从而使用片材的所有方向的，对于环形磁芯来说，磁损耗高出5％至10％。以上表明，在轧制平面上性能的一定各向异性。
另一方面，最终退火温度从850℃至880℃的增加，显著降低了环形磁芯和垫圈上磁损耗的水平，一方面如Ref 2和Ref 4的比较所示，另一方面如Ref 3和Ref 5的比较所示。
本发明的目的是给等原子的FeCo合金的带材或片材以及由这种带材或片材所切割的产品的制造商建议一种获得非常低的磁损耗的方式，通常在400Hz下2T的感应下为26.5W/kg或更低，由于连续的冶金操作中原材料的选择一样，因此不需要昂贵的生产。
为此，本发明的主题是一种制造基本等原子的FeCo合金的冷轧带材或片材的方法，其特征在于：
制备厚度(eHR)在1.5mm和2.5mm之间的热轧片材或带材，其组成由重量百分比的以下项构成：
47.0％≤Co≤51.0％，优选47.0％≤Co≤49.5％；
痕量≤V+W≤3.0％，优选0.5％≤V+W≤2.5％；
痕量≤Ta+Zr≤0.5％；
痕量≤Nb≤0.5％，优选痕量≤Nb≤0.1％；
痕量≤B≤0.05％，优选痕量≤B≤0.005％；
痕量≤Si≤3.0％；
痕量≤Cr≤3.0％；
痕量≤Ni≤5.0％，优选痕量≤Ni≤0.1％；
痕量≤Mn≤2.0％，优选痕量≤Mn≤0.1％；
痕量≤C≤0.02％，优选痕量≤C≤0.01％；
痕量≤O≤0.03％，优选痕量≤O≤0.01％；
痕量≤N≤0.03％，优选痕量≤N≤0.01％；
痕量≤S≤0.005％，优选痕量≤S≤0.002％；
痕量≤P≤0.015，优选痕量≤P≤0.007％；
痕量≤Mo≤0.3％，优选痕量≤Mo≤0.1％；
痕量≤Cu≤0.5％，优选痕量≤Cu≤0.1％；
痕量≤Al≤0.01％，优选痕量≤Al≤0.002％；
痕量≤Ti≤0.01％，优选痕量≤Ti≤0.002％；
痕量≤Ca+Mg≤0.05％，优选痕量≤Ca+Mg≤0.001％；
痕量≤稀土元素≤500ppm；
剩下的为铁和熔化产生的杂质；
所述带材和片材具有重结晶起始温度(Trc)和100％重结晶的微结构；
然后在一个或多个过程中对所述带材或片材进行第一冷轧步骤(LAF1)，总减量比(TR1)为70-90％，优选为65-75％，使所述带材或片材的厚度(e1)小于或等于1mm，优选小于或等于0.6mm；
然后在所述带材或片材经过退火炉时进行中间退火(R1)，使所述带材或片材部分重结晶，所述带材或片材以速度(V)经过所述退火炉，部分重结晶度为10％至50％，优选为15％至40％，最好保持15％至30％，其中，在具有有效长度(Lu)的所述炉的有效区域中，所述带材或片材的温度包含在Trc至900℃之间，优选在700℃至880℃之间，所述带材或片材在有效区域(Lu)中在温度(T)下停留15s至5min，使得26℃.min≤(T-Trc).Lu/V≤160℃.min，优选50℃.min≤(T-Trc).Lu/V≤160℃.min，T和Trc的单位是℃，Lu的单位是m，V的单位是m/min，所述炉的出口处的带材或板材以至少600℃/h，优选至少1000℃/h，更优选至少2000℃/h的速度冷却至小于或等于200℃的温度；
然后，在一个或多个过程中对退火的带材或片材进行第二冷轧步骤，总减量比为60％至80％，优选65％至75％，使得冷轧过的带材或片材厚度(e2)为0.05mm至0.25mm；
然后，冷轧过的带材或片材或从所述带材预先切割的部分在750℃至900℃下，优选从800℃至900℃，更好的是850℃至880℃之间，在中性或还原性气氛或真空下经历静态终退火(Rf)至少30分钟，优选至少1h，以获得所述带材或所述片材或切割部分的完全重结晶，接着以100℃/h至500℃/h，优选200℃/h至300℃/h的速度冷却。
根据本发明的变体，(V+W)/2+(Ta+Zr)/0.2≥0.8％,优选≥1.0％。
根据本发明的变体，痕量≤Si≤0.1％。
根据本发明的变体，痕量≤Cr≤0.1％。
根据本发明的变体，在所述第一冷轧步骤(LAF1)前，进行冷轧(LAFi)和中间退火(Ri)的至少一个额外循环，使得冷轧过的带材或片材的厚度包含在其热轧后的厚度(eHR)和第一冷轧(LAF1)的输入厚度之间，在每次额外退火(Ri)期间，带材在所述炉的位于Trc和900℃之间的有效区域内的通过时间导致所述带材或片材完全重结晶，中间退火(Ri)在所述炉的Lu长度区域内具有10s至10min，优选15s至5min，更好的是在30s和5min之间的通过时间，其中在所述炉的Lu长度区域内带材的温度在Trc和900℃之间，接着是在所述炉的出口以至少600℃/h，优选至少1000℃/h，更优选至少2000℃/h的速度冷却带材或片材至温度小于或等于200℃，在最后的所述额外退火(Ri)后，所述带材或片材具有100％重结晶的微结构。
在热轧之后和第一冷轧(LAF1)之前，热轧过的带材或片材可经历超淬火，通过将热轧过的带材或片材从包含在800℃至1000℃之间的温度，以至少600℃/s，优选至少1000℃/s，更优选至少2000℃/s的速度冷却至室温。
所述超淬火在热轧后直接发生，没有任何中间再加热。
退火炉的气氛可为还原性气氛，优选是纯氢气。
至少一次额外的中间退火可以是退火炉中带材或片材的连续退火，其中所述带材或片材在所述炉的有效区域内的温度在Trc到900℃之间，带材在该有效区域内驻留15s至5min，并且在所述炉的出口，带材和片材被以至少600℃/h，优选至少1000℃/h，更优选至少2000℃/h，降至温度低于或等于200℃，且其中在一个或多个过程中进行至少一次额外的冷轧(LAFi)，总的减量率为至少40％。
在静态最终退火(Rf)后，进行带材或片材的额外的连续退火，使得金属达到至少700℃，且至多900℃，保持至少10s且至多1h，优选10s至20min，随后以至少1000℃/h的速度冷却。
本发明进一步涉及一种基本等原子的FeCo合金，其特征在于：
其组成由以重量百分比计的以下项构成:
47.0％≤Co≤51.0％，优选47.0％≤Co≤49.5％；
痕量≤V+W≤3.0％，优选0.5％≤V+W≤2.5％；
痕量≤Ta+Zr≤0.5％；
痕量≤Nb≤0.5％，优选痕量≤Nb≤0.1％；
痕量≤B≤0.05％，优选痕量≤B≤0.005％；
痕量≤Si≤3.0％；
痕量≤Cr≤3.0％；
痕量≤Ni≤5.0％，优选痕量≤Ni≤0.1％；
痕量≤Mn≤2.0％，优选痕量≤Mn≤0.1％；
痕量≤C≤0.02％，优选痕量≤C≤0.01％；
痕量≤O≤0.03％，优选痕量≤O≤0.01％；
痕量≤N≤0.03％，优选痕量≤N≤0.01％；
痕量≤S≤0.005％，优选痕量≤S≤0.002％；
痕量≤P≤0.015，优选痕量≤P≤0.007％；
痕量≤Mo≤0.3％，优选痕量≤Mo≤0.1％；
痕量≤Cu≤0.5％，优选痕量≤Cu≤0.1％；
痕量≤Al≤0.01％，优选痕量≤Al≤0.002％；
痕量≤Ti≤0.01％，优选痕量≤Ti≤0.002％；
痕量≤Ca+Mg≤0.05％，优选痕量≤Ca+Mg≤0.001％；
痕量≤稀土元素≤500ppm；
剩下的为铁和熔化产生的杂质；
其中，所述合金的微结构是完全重结晶的；
并且其中，所述合金的质构如下：
按表面积或体积计，8％至20％，优选9％至20％的成分{001}<110>最多偏向15°；
按表面积或体积计，8％至25％，优选9％至20％的成分{111}<112>最多偏向15°；
按表面积或体积计，5％至15％，优选6％至11％的成分{111}<110>最大偏向15°；
材料的其余部分由最多偏向15°的其他质构成分构成，按面积或体积计，每个其他质构成分占比至多15％，按表面积或体积计，所述其他质构成分与成分{001}<110>、{111}<112>和{111}<110>中任意一者的重叠部分不超过10％。
根据本发明的变体，(V+W)/2+(Ta+Zr)/0.2≥0.8％，优选≥1.0％。
根据本发明的变体，痕量≤Si≤0.1％。
根据本发明的变体，痕量≤Cr≤0.1％。
本发明进一步的主题是一种从基本等原子的FeCo合金切割出的磁性部件，其特征在于，所述磁性部件从由前述类型的合金制作的带材或片材切割得到。
本发明进一步的主题是一种由基本等原子的FeCo合金制成的磁芯，其特征在于，所述磁芯由前述类型的切割得到的磁性部件制成。
如同所理解的，本发明首先包括通过一系列工艺步骤获得带材或片材中的以上所有，该一系列工艺步骤包括在至少两个步骤中冷轧，即至少两个冷轧过程或至少两组连续冷轧过程，该两个或两组过程，称作LAF1和LAF2，通过仅部分重结晶的特定中间退火R1分开，在两个过程或两组过程中连续实施。就在两个过程或两组过程后，最后实施最终静态退火，后者导致获得完全重结晶的带材。这种步骤适用于成分明确的合金，且根据给定比例的三种主要的给定质构的组分，这些处理条件导致在冷轧和退火过的带材或片材中构建特定质构。
同样，通过退火分开的只导致部分重结晶的两个冷轧操作的顺序必须在热轧操作和任何随后处理(如果有)后100％重结晶的带材上开始。
所有这些特点由此给予带材或片材显著低的磁损耗。
在本文的下文中，当我们讨论“冷轧步骤”及其减量率时，应该理解的是我们包括在中间次序实施的多个过程中进行冷轧步骤的情况，因此没有任何中间退火，并且如果存在多个过程，“冷轧步骤”的减量率是在步骤所有过程结束时获得的总的比率。
当应用本发明时，令人惊奇地不需要具有可用的具有高化学纯度和高包容性的金属以获得期待的性能，尽管仍然优选为了获得比类似现有产品的性能还要更好的性能，以可能浓度最低的杂质和包含物开始。
以上暗示可以使用一般的原材料，不需要含有很少残余元素和各种杂质的新的原材料，且可以在获得带材或片材的锭块生产期间免除多次重熔。当然，当想要获得具有理想低的磁损耗的带材或片材时，这类操作在根据本发明的方法中就不能去除。然而，根据以上定义的传统标准，这类操作在获得被认为是“低”的磁损耗时不再需要。
结果表明，应用于基本等原子的FeCo合金的根据本发明的连续步骤的使用，也可能在其中加入相对有限数量的某些合金元素，导致获得含有成分{001}<110>，{111}<112>和可能更少程度的{111}<110>的特定质构，每种成分在精确的限值范围内以精确的最大偏向出现。
值得注意的是，为了获得低磁损耗，这种质构容许合金中相对高浓度的杂质，并且如果杂质水平低，近似于以现有技术的方法所必需的，例如随着用于制造等原子FeCo合金的带材和片材，以只获得低磁损耗，导致获得特别低的磁损耗。
附图说明
通过结合以下附图给出的以下描述，可以更好地理解本发明:
图1示出了在2T 400Hz磁场下的磁损耗，单位是W/kg，和各种样品的重结晶比率，作为以℃.min/m为单位的数量(T–Trc)/V的函数。
图2示出了在2T 400Hz磁场下的磁损耗，单位是W/kg，和各种样品的重结晶比率，作为对2.6m的有效炉长(Lu)的以℃.min/m为单位的数量(T–Trc)/V的函数。
在上述公式中，T和Trc以℃表示，Lu以m表示，V以m/min表示。
具体实施方式
本发明讨论了具有以下组成的基本等原子的FeCo合金。所有百分比为重量百分比。当讨论“痕量”的出现时，应该理解的是，该讨论的元素可能完全不存在，或者只以杂质存在，从原材料的简单熔化和液态金属的生产得到，其中浓度可处于所用测量仪器的元素检测可能性的限值。以上包括测量仪器将表明元素低含量而实际浓度将为零的情况。
Co的浓度包含在47.0％和51.0％之间并优选在47.0％和49.5％之间。
这种浓度必然接近对于FeCo合金的等原子成分的约49％Co和49％Fe，此外包含约2％V。
显然的是，该两组分的FeCo等原子合金已知为具有高饱和磁化值JSAT(2.35T)和非常低的磁晶各向异性常数K1，最终退火后以约250℃/h(最常用是100℃/h至500℃/h，但优选200℃/h至300℃/h)的冷却速度可以抵消或至少大幅降低。该低的或甚至为零的磁晶各向异性常数大大决定了合金在直流电或低频交流电下的磁性能。
V+W的浓度包含在痕量至3.0％之间，优选在0.5％至2.5％之间。
V和/或W的存在用于降低700℃以下弱化排列的速度，使得超淬火进行，其非常优选在热成型之后，以保护用于冷轧的金属的良好延展性。与不含V的FeCo相比，2％的V还可以使电阻率加倍成为可能，这导致在低频尤其是中频下的磁损耗显著降低，因此特别是在整个电气工程应用中是相当可观的，通常对低频地面应用为几十Hz，对航天应用通常是几百至几千Hz(发动机、变压器、平滑电感)。从2％V起，并取决于最终退火温度(Rf)，我们进入了α+γ双相范围，这对合金的磁性能不利。超过3％V后，无论最终退火温度Rf是什么，形成了非磁性奥氏体γ，然后对于等原子的FeCo合金的常规应用，且磁性能开始明显地普通。因此，如果添加的V和/或W，V+W加和超过了前面提及的3.0％的限值，不推荐添加具有基本相同的作用的V和/或W。
Ta和Zr的浓度和包含在痕量和0.5％之间。
Ta和Zr，与V和W一样，表现出减缓排列的速度。在这方面，添加2％Ta和2％的V和W的添加具有相同的效果。然而，Ta和Zr对电阻系数没有影响，因此对于涉及本发明提及合金的一般应用，添加V和W是优选的。
一方面为了考虑V和W各自对排列速度的影响，另一方面为了考虑Ta和Zr各自对排列速度的影响，应当优选根据公式对两组元素影响的进行加权：
(V+W)/2+(Ta+ZR)/0.2≥0.8％,优选≥1.0％。
然而，在此以上给出的对V+W和Ta+Zr浓度的上限也应该被满足。
Nb的浓度包含在痕量和0.5％之间，优选在痕量和0.1％之间。
Nb的可能添加对阻止在可能的再加热(发生了热成型的半完成产物的超淬火)中脆化相的发生是有趣的，因此使得冷轧操作顺利进行。但是Nb是一种晶粒生长的强抑制剂，使得在最终静态退火Rf期间生长非常困难。因此如果Nb浓度太高获得好的磁性能被折中。此外，Nd易与C、N和O结合以形成碳化物、氮化物、碳氮化物或氧化物，它们导致晶粒生长变慢和磁性能降低，或者直接(通过捕获布洛赫壁)或间接(通过限制晶粒尺寸)。
因此，取决于使用的方法：有或没有重熔的生产；有液态金属的氧化、氮化、渗碳反应的生产，无论是否有限制；在超淬火之前，进行不同时长的加热；或者在热成型后直接进行超淬火；通常可加入只有很少1/100％的Nb，0.10％和例如0.04％或0.07％的Nb。超过0.5％，对于获得所寻求的磁性能的晶粒抑制作用过大。
B的浓度包含在痕量和0.05％之间。
B具有和Nb作用相似的作用，因此也会脆化，其含量必须相应地加以限制。
Si的浓度包含在痕量和3.0％之间，在一些情况中在痕量和0.1％之间。
Cr的浓度包含在痕量和3.0％之间，在一些情况中在痕量和0.1％之间。
已知Si和Cr具有显著地增加材料电阻率的能力。然而，在等原子的FeCo合金的具体情况中，这种功能已经，或可能已经由V、W、Ta、Zr提供。此外，与V不同，Cr和Si不降低排列速率，而这种降低对本发明中使用的合金是高度优选的。
因此，Cr和Si每个最多可以容忍3.0％的比率，如果需要非常高的电阻率，添加V对获得电阻率的增加是主要优选的，由于该添加伴随着其他如前所述的有益效果。添加更多的Cr或Si会降低饱和感应，因此由于产生的Fe和Co的浓度降低，材料的性能具有高功率重量比。但是通过由于焦耳效应和磁芯的磁损耗来加热，还应该记住的是电机，比如相变器、传动器、发电机的尺寸受限制，尤其是在航空领域。然而，Si和/或Cr的加入倾向于减少磁损耗，从而增加了工作频率和磁感应。然后可以增加功率重量比，或者可以减少饱和感应降低的不利影响。为了磁损耗的降低非常重要的某些特定应用，因此添加Si和/或Cr可以是总体上有利的。
对于不是特别寻求这种磁损耗降低的应用，建议每个Cr和Si限制在0.1％，这通常对应于在生产期间简单地缺少上述元素的有目的的添加。
Ni的浓度包含在痕量和5.0％之间，优选在痕量和0.1％之间。
Ni是一种铁磁性元素，但是对于饱和磁化强度Jsat方面远不如Fe和Co受关注，并且在降低磁晶各向异性常数k1和增加电阻率方面没有优势。另一方面，Ni提高了对冷轧很有利的延展性。可以容许添加至多5.0％的Ni，但在许多情况下不需要添加Ni，首选最大含量0.1％通常简单地对应于原料中存在的Ni。此外，缺乏添加Ni有利于限制合金的成本。
Mn的浓度包含在痕量和2.0％之间，在一些例子中在痕量和0.1％之间。
除了没有优势可以抵消地降低Jsat，锰没有特别有利或不利的性能。可添加高达2.0％，但优选原料简单熔化产生的浓度就足够，因此首选最大值为0.1％。
C的浓度包含在痕量和0.02％之间，优选在痕量和0.01％之间。因此，其目的是确保没有碳化物沉淀，尤其是通过捕获布洛赫壁来防止在使用材料时形成会降低磁性能的C原子簇。
S的浓度不应该超过50ppm(0.005％)，因为S倾向于在热变形期间形成五种硫化物沉淀，比如MnS，其会对材料磁性能非常不利，通过增加矫顽磁场Hc(并因此造成损耗滞后)和降低磁导率μ，因此通过增加磁轭的磁化强度所需要的安培匝数，其朝着绕组焦耳效应产生热增加和机器效率的下降的方向发展。添加S没有有利的影响。
P倾向于形成磷化物(例如V的磷化物)，其与硫化物一样，是与布洛赫壁作用的沉淀物(捕获)，因此降低磁性能，像S一样。P的浓度限于至多150ppm(0.015％)，优选至多70ppm(0.007％)。
与V相比，Mo没有在排列上带来任何的显著降低。此外，Mo相对昂贵，且不携带磁力矩，所以其添加因此会降低饱和磁化强度(Jsat)，同时增加材料的价格。其在合金中的含量通常限于0.3％，并优选至多0.1％。
和Mo相似，Cu相对昂贵，不携带磁力矩，此外倾向于支持在富铁基质中形成铜簇，其在布洛赫壁中作为沉淀物，因此降低磁性能Hc和μ。由于原材料的明智选择和没有自发的添加，Cu在合金中的含量通常限于至多0.5％，并优选至多0.1％。
N和O，和S和P一样，是化学氧化剂，因此具有良好的形成非磁沉淀物的条件，不利地与布洛赫壁相互作用，因此显著地降低Hc(通过增加Hc)和(通过降低μ)：基质中N和O越多，高温时，所述元素遇到的风险越大，或者以非常大的量(Fe、Co等)或者以不可避免的残余物(Ca、Mg、Ti、Al等)存在在基质中的能被氧化的元素，例如Fe、Co、Mn、V、W、Ta、Zr、Nb、Ti、Ca、Mg、Al、Si、La等。尽管原材料的真空熔化(VIM)和甚至锭或电极的真空重熔(VAR)或熔渣重熔(ESR)，不能完全阻止小部分金属与数十ppm的氧化剂例如O和N结合。可以容许至多300ppm的O和至多300ppm的N存在，优选至多100ppm的O和100ppm的N。
硅、锰，但尤其是铝、钛、钙、镁，或稀土元素元素例如La，对氧化剂如O、N、S甚至对C具有高亲和力，可以进一步形成多种沉淀物(氧化物、氮化物、硫化物、碳化物)，其非常降低磁性能。重熔操作(VAR、ESR)显著降低这些沉淀物的数量和尺寸，但是一开始可利用的可以被氧化的元素(例如，在VIM处理产生的锭中)越多，在重熔后残留的越多，因此直到材料制造的最终阶段。因此，在开始尽可能降低其含量很重要。
因此，目标是至多100ppmAl(0.01％)并优选至多20ppmAl(0.002％)，至多100ppmTi(0.01％)并优选至多20ppmTi(0.002％)，至多50ppmCa+Mg，并优选至多10ppmCa+Mg。在添加稀土元素的情况中，至多500ppm，该目标对于在添加稀土元素之前获得具有极低化学氧活性的VIM液体浴最为重要。
合金的剩下部分由Fe和熔化产生的杂质组成。
应该理解的是，被认为对某些元素优选的浓度与被认为对其他元素优选的浓度无关。换句话说，在不背离本发明的情况下，可以具有一个或多个元素在其优选范围内，而其他元素，如果存在的话，不在其优选范围内。
合金的组成给予了合金完全重结晶的温度，通常为约700℃，而在恢复现象后(其发生在约500-600℃)，重结晶的开端始于约600℃。了解时间是必要的(其被称为“有效时间”，被记作“tu”)，在该时间期间材料停留在退火炉的重结晶区域(换句话说，在炉子温度至少为600℃的区域)，其间带材在退火炉中以速度V运行，可以用实验测量或通过本领域技术人员已知的模型计算确定。在本发明的框架内，认为关键的重结晶温度Trc为Trc＝600℃，从该温度起材料开始其重结晶。重结晶的(炉的)有效长度Lu为Lu＝V.tu，且可以由本领域技术人员对运行的带材在温度测量期间非常简单地测量。
根据本发明，起始点为半成品，该半成品通过常规方式已经被生产(如果需要保持经济的生产方式则不包括重熔，产品的最终性能只是与常规产品的性能简单地相当，没有相当于该常规产品得到特定改善，或者如果需要获得非常好的最终性能就需要重熔)、浇铸、热成型和优选的超淬火，采用完全常规的锻造和/或热轧的成型参数。这些步骤的目的在于制备易于冷轧的半成品，该冷轧用于获得等原子的FeCo合金(因此包含几乎等量的Fe和Co，都以重量百分比和原子百分比，由于两种元素在元素周期表中为近邻，具有非常相似的原子量(分别为55.8g/mol和58.9g/mol)的带材和片材，其组成与已知的等原子FeCo合金的组成相当)。因此获得了热成型半成品，普遍以带材的形式，厚度eHR包含在1.5mm和2.5mm之间，通常为约2mm。2.5mm以上的厚度，尽管通过超淬火，也有不能足够快地提取热量而防止超快和脆化排列的风险。
在热轧结束时，带材不是必然获得，但非常优选地经历超淬火。这种处理用于很大程度上防止材料中有序/无序的变形，使得材料处于几乎无序结构状态，与在Trc以上的温度热轧时获得的其结构状态相比变化很小，并且因为这个原因，延展性足以可以冷轧。
因此，超淬火使得热带材随后能被没有困难地顺利冷轧直到冷轧后的最终厚度，无论其提供的厚度如何，厚度不会大于2.5mm，且无论其提供的组成如何，该组成在本发明设置的限值内。
如果热轧结束时带材的温度足够高且如果热轧装置能够，或者可以在热轧的出口直接进行热淬火，即不进行带材的中间再加热，或者，否则的话，将带材再加热至有序/无序相变温度以上后再进行。
在实践中，由于脆化排列在720℃和环境温度之间建立，进行超淬火具有两种可能性：
或者是其热轧后仍然热的金属，例如在热轧设施的出口用水，从800℃至1000℃的温度急速冷却(通常以至少200℃/s，优选至少1000℃/s，更好的是至少2000℃/s)至室温；
或者是热轧然后慢冷，因此在急速冷却，即以至少200℃/s，优选至少1000℃/s，更好的是至少1000℃/s降至室温前，将脆性金属在800℃至1000℃加热。
对于本领域技术人员而言，这种处理本身是已知的。
在所述次序的操作结束时，金属必然是100％重结晶的状态，除非总的重结晶是通过一次额外的退火或多次额外的退火获得的，该额外的退火将在次序LAF1-R1-LAF2之前进行，由此可见，所述次序是本发明的主要要素之一。
FeCo等原子合金以带材的形式热轧大多在约900℃进行，然后在带材停留在缠绕状态期间获得100％或非常接近的重结晶。
如果热轧产品是不需要被缠绕的片材，且如果在初步测试中发现，该100％重结晶不易在热轧后系统地获得，可通过改变热轧前的加热时间或减缓热轧后的冷却，例如将片材金属放置在盖下方，来调整热轧和其相关操作的条件确保获得100％重结晶的状态。
如果适当的话，从热成型开始，100％重结晶或近似100％重结晶的超淬火产品，使得能够从标准结构开始进行后面根据本发明的至少两个热轧步骤和至少一个中间退火，随后的操作对材料质构的作用是可以预测且可以管理的。
如果合适的话，在热轧和超淬火后，金属优选以传统方式经历热轧带材的化学酸洗和/或机械除垢的操作，以防止在后续的轧操作时带材表面的磨屑积垢。这种操作不影响带材的微结构因此不是本发明的要素。
在一个或多个过程中对原始厚度eHR的100％重结晶的半成品进行第一次冷轧LAF1，其破坏原始的重结晶的微结构。在第一过程和第二过程前进行抛光。然后使该半成品的厚度e1小于或等于1mm，优选小于或等于0.6mm，一般包括在0.5mm和0.2mm之间，通常为0.35mm，其可以降至0.12mm，根据本发明，这与在第一冷轧LAF1中包含在70％至90％的总减量率TR1对应。
在隧道炉中对半成品进行中间连续退火R1。根据本发明，为了能够在退火炉出口获得足够高的强制冷却速率，即至少600℃/h，优选至少1000℃/h，更好的是至少2000℃/h，该中间退火R1必须连续进行，该强制冷却速率只能在带材不缠绕时获得，因此在静态退火炉中不是带材应有的线圈形式。
中间退火R1在一定温度进行，使得合金是无序的铁素体相。以上所指的温度包含在合金有序/无序相变温度和合金铁素体/奥氏体相变温度之间。对于例如本发明提及的基本等原子的FeCo合金，具有的Co浓度包含在以重量计47.0％到51.0％之间，在退火炉的有效长度中炉气氛温度在实际操作中必须包含在Trc和950℃之间。Lu是炉的“有效长度”，即带材通过炉子的通道长度，在该长度上，带材本身，不仅是炉子的气氛，有效地处于大于Trc的温度。为了确定根据本发明的中间退火R1的参数，以上可导致忽略炉子接近进口和出口的部分，不确定其有效温度对于其中的带材的通道是足以有效冶炼的。本领域技术人员将知道如何通过测量和目前的实验来确定，在其处置的炉子中，在哪个长度Lu上，处理过的带材的温度实际上高于温度Trc，已知带材的组成。
退火炉的气氛优选还原性气氛，因此由纯氢气或氢气-中性气体混合物(氩气或氮气)组成。中性气氛(例如Ar和/或氮气)是可以想到的，然而具有还原性气氛确保发散的空气进口或纯度不足的中性气体，不能够导致带材表面氧化，这对正确进行随后的冷轧操作有害。
带材在退火炉的有效长度Lu中的温度，如前所述，包含在重结晶的起始温度Trc(考虑本发明提出的带材的组成和置于限制范围内，认为具有好的近似值等于600℃)和900℃之间，优选在700℃和900℃之间，以获得具有更高确定性的部分重结晶，但尽管如此对本发明提及的所有合金组成是足够的。炉子气氛的有效温度被相应地选择，也考虑到带材在进入炉子后需要很长一段时间加热以及所述气氛的本性也会影响加热时间的事实。从这个观点来看，纯氢气是常见的最有利的气体，也可以通过建立强制对流状态改善炉子中的传热，因此可以使用不如氢气利于传热但从炉子操作安全的角度更易管理的气氛。氦气甚至可以提供比氢气更好的传热能力，并带来更少的安全问题，但氦气要昂贵得多，而且不是还原性的。
带材必须置于所述温度范围，持续15s至5min。至少对于最短的停留时间和最高的退火温度R1，以上能够导致迫使在炉子气氛上的温度略高于900℃，例如950℃。本领域技术人员能够实验确定，取决于个人加工的产品、其运行速度和其炉的精确特征，炉子中的哪些温度适合带材自身达到根据本发明的温度，保持根据本发明的持续时间，目的是获得带材的仅部分重结晶。
在中间退火R1后获得的仅部分重结晶率必须包含在10％和50％之间，优选在15％和40％之间，更好的是在10％和30％之间。程度过低或重结晶使得中间退火R1是不必要的，而过高的程度或重结晶降低最终产品的磁损耗。
考虑炉子的长度，带材通过炉子的通过速度V可以调节，因此通过炉子同等温度区域的通过时间为10s至10min，优选包含在15s至5min之间。在任何情况下，在包含在Trc和900℃之间的温度下的停留时间必须大于15s，更好的是大于30s，尤其是如果传热情况不是最佳的时候。对于长度约为1米的工业炉，该速度必须大于0.1m/min。对于其他类型的长度30m的工业炉，运行速度必须大于2m/min，优选是从7至40m/min。普遍地，本领域技术人员指导如何根据其可用的炉长调节运行速度。
另一个条件是在以下描述的使得带材最终厚度e2的第二冷轧LAF2之前发生的退火R1期间满足以下关系：
26℃.Min.m≤(T–CRT).Lu/V≤160℃.minT和Trc的单位是℃，Lu的单位是m，速度V的单位是m/min，已知Trc＝600℃为好的近似值。
优选50℃.min≤(T–Trc).Lu/V≤160℃.min，和前面描述的类似，Trc＝600℃。
这两个不等式也适用于中间退火R1时除0.35mm以外的中间厚度e1，如0.3mm或0.5mm。
事实上，令人惊奇的是，发现为了获得本发明所用合金的低磁损耗(最大为26.5W/kg)，必须在中间退火后获得带材的仅部分结晶，重结晶率如前面所提到的(10-50％，优选15-40％，更好的是15-30％)，独立于最终退火后的完全重结晶结构。为了这个目的，因此根据本发明，不必要在部分重结晶的中间退火R1时施加过量的热。然而，这是以上需要满足的最小值，因为否则不能获得重要的部分重结晶，中间退火也随之无用处：否则然后我们会回到类似于其中LAF1和LAF2直接互相随后发生的情况，因此其中会以传统的方式在多个步骤中只有一个冷轧，没有部分本发明的重要要素，部分重结晶的中间退火R1。
发明人已经，例如，通过在800℃下在中间退火R1期间在具有1m有效长度(Lu)的炉子中以3m/min的速度V运行中间厚度e1＝0.35mm的带材，成功地在绕带环形磁芯在880℃下最终退火后最终厚度0.1mm的e2上获得了在2T/400Hz下低于26.5W/kg的磁损耗，对于重结晶起始(温度Trc)发生在约600℃下退火几分钟的合金，本发明提及的合金的例子。这种退火对应于(T-Trc).Lu/V＝67℃.min，T和Trc的单位是℃，Lu的单位是m，V的单位是m/min，因此低于160℃.min高于50℃.min，因此对应于本发明的优选需求。在中间退火R1结束时获得的重结晶比率，用EBSD(电子背散射衍射)技术测量，为40％。
在其他例子中，发明人已经，通过在840℃的温度下在部分重结晶的中间退火R1期间在具有2.3m有效长度(Lu)的炉子中以3.6m/min的速度运行中间厚度e1＝0.35mm的带材，在最终厚度0.1mm上获得了在2T/400Hz下低于26.5W/kg的磁损耗，对于重结晶起始(温度Trc)发生在约600℃下退火几分钟的合金。这种退火对应于(T-Trc).Lu/V＝153℃.min，因此这还是低于160℃.min且高于50℃.min。在中间退火R1结束时获得的重结晶比率，用EBSD技术测量，为47％。
另一方面，以速度2m/min进行带材相同的淬火R1，导致过广的重结晶，在最终阶段观察到磁损耗大于26.5W/kg，对于值(T-Trc).Lu/V＝276℃.min，因此大于160℃.min。在中间退火R1结束时获得重结晶比率，用EBSD技术测量，为72％。
在另一个例子中，对于重结晶起始发生在约600℃(Trc)下退火几分钟的合金，发明人通过在860℃的温度下、在部分重结晶的中间退火R1期间、在具有4m有效长度(Lu)的炉子中、以7m/min的速度V运行中间厚度e2＝0.5mm的带材，成功地获得了最终厚度e2＝0.1mm时的磁损耗，与在2T/400Hz下低于26.5W/kg同样低。这种退火对应于(T-Trc).Lu/V＝149℃.min，因此低于160℃.min且高于50℃.min。在中间退火R1结束时获得的重结晶比率，用EBSD技术测量，为25％。
应该注意的是使用的连续处理炉子可以是任意类型的。特别是，该炉可以是传统的电阻炉，也可以是热辐射炉、焦耳效应退火炉、流化床退火装置或任何其他类型的炉。
在炉子的出口，带材以足够高的速率冷却以防止冷却期间出现完全有序至无序的相变。然而，发明人惊奇地发现，与厚度约2mm的热轧带材上发生的相反，在绝大多数例子中，其必须超淬火使得随后能够没有困难地冷轧，打算随后再次冷轧的小厚度(0.12至0.6mm)的冷轧带材，经历了仅仅轻微的部分排序，在这一点上达到的低程度脆化不需要上述优选在热轧后进行的超淬火。
发明人惊奇地发现，在如以上描述的连续中间退火后，如果无序/有序相变不完全，带材冷轧和切割的能力(特别是通过剪切)变得非常好。以上意味着，意料之外地，尽管部分排列产生了一定程度脆性，这种带材可以再次冷轧。
对于没有完全相变的无序/有序变形，在200℃以上的冷却速率必须为至少600℃/h，优选至少100℃/h，更优选至少2000℃/h。因此，在实际中，通过强制对流冷却或冷却液喷射对于到达理想的最小速率是必要的。当带材的温度低于200℃时，有序/无序相变基本不再改变，在200℃和环境温度之间的冷却速率从这个观点的角度来看不再重要。
冷却速率可以在理论上尽可能高，使得条带的厚度和可用的冷却手段可实现。然而，实践上超过50000℃/h是没有用的。在2000℃/h和10000℃/h之间的速率通常是足够的，强制对流通常足够获得此速率。
此外，在最后冷轧前进行退火(称作中间退火R1)会具有(对于第一个不等式)并且能(对于第二个不等式)满足以下两个不等式，取决于带材的温度T，以℃为单位，炉子有效长度以m为单位的Lu(在稳定期的温度T或炉子的最大温度在带材在几分钟内退火的重结晶起始温度Trc以上的长度，温度Trc被认为对于本发明提到的合金，具有良好的近似值等于600℃)，带材速度V以m/min为单位：
26℃.min≤(T–Trc).Lu/V≤160℃.min
并且，优选50℃.min≤(T–Trc).Lu/V≤160℃.min.
以上的原因会在下文中讨论。
然后，在连续中间R1后，在一个或多个过程中进行第二冷轧LAF2，通常是带材厚度e2包含在0.05mm至0.25mm之间，优选在0.07mm至0.20mm之间。一般来说，e2是冷轧后条材的预期最终厚度。根据本发明，第二冷轧LAF2的减量率TR2包含在60％至80％之间，优选在65％至75％之间。
如果有两个冷轧操作LAF1和LAF2和中间退火，顺序为LAF1-R1-LAF2，紧跟着热轧并在最终静态退火Rf之前的例子，为本发明的通常优选例子，除了执行如上所述的LAF1、R1和LAF2外，还可以提供更多的冷轧和中间退火操作。这种额外的冷轧和中间退货操作可以被分别记作LAFi和Ri，都是从热轧开始进行的并根据本发明冷却半成品。因此，所有以上操作具有LAF1-R1-LAF2的发生顺序，这在本发明中是强制的，且半成品必须是在最后退火Ri后100％重结晶的，因此根据本发明在1000％重结晶微结构上开始顺序LAF1-R1-LAF2，如上文所给的原因，有关的例子在上述顺序之前没有进行冷轧和退火的情况。
关于操作顺序LAF1-R1-LAF2最常见的例子，可能只有一个额外的循环LAF1-R1，但是应该理解的是，本发明延伸至其中有多个添加到LAF1-R1-LAF2中的这种额外循环LAF1-R1-LAF2的例子，，且都在LAF1之前进行。在任何例子中，在最后冷轧LAF2之前进行的退火R1必须被执行，取决于带材和炉子有效长度Lu的最大温度T(在稳定期的温度T或炉子的最大温度在带材在几分钟内退火的重结晶起始温度Trc以上的长度，在此为600℃)，带材速度V(以m/min为单位)，因此：
26℃.min≤(T–Trc).Lu/V≤160℃.Min
优选50℃.min≤(T–Trc).Lu/V≤160℃.min.
这个过程的例子，包括两个额外的循环LAFi-Ri，将开始于之前的例子中具有厚度eHR2 mmd的热轧带材，以至少40％的TR率(i＝1)第一次实行第一次冷轧LAFi-no.1，为了获得至多1.2mm的带材厚度ei-no.1，对其造炉子的有效长度的通过时间使必要的，其间施加在带材上的温度在Trc和900℃之间，为10s至10min，优选在15s至5min之间，更好的是在30s至5min之间，在任何例子中该金属优选10％重结晶，因此更好地确保在最后中间退火后和LAF1前，带材或片材可以是如本发明需要的完全重结晶的。中间退火R1-no.1随后在大于600℃/h的速率下冷却，优选大于1000℃/h或甚至大于2000℃/h。在实践中，大于10000℃/h是没用的，在2000℃/h和3000℃/h之间的速率一般是足够的。普遍地，当在连续中间退火(Ri或R1)后进行冷轧，必须要进行这种快速冷却，如上文所给的原因，涉及有关带材在此冷轧后的能力，也设计其被切割的能力，如果这种切割是有用的。
然后，以至少40％的Tri-no.2速率进行第二冷轧LAFi-no.2，降至厚度ei-no.2为至多0.96mm，随后第二中间退火Ri-no.2，通过在大于600℃/h的速率下冷却，优选大于1000℃/h或甚至大于2000℃/h。在实践中，大于10000℃/h是没用的，在2000℃/h和3000℃/h之间的速率一般是足够的。通过在炉子中的有效区域的通过时间的事实表征退火Ri-no.2，其间施加在带材上的温度在Trc和900℃之间，为10s至10min，优选包含在15s至5min，更好的是在30s至5min之间，也通过在退火Ri-no.2之后金属为100％重结晶的实施表征。
在以上阶段，本发明通常和强制的步骤如下：LAF1-R1-LAF2和Rf。
进行第一冷轧LAF1，在70％和90％之间，在此被选为80％，导致片材e1的厚度为至多0.19mm。因此从Ri-no.2中得到的重结晶100％的微结构被破坏。
然后进行部分重结晶退火R1，随后在大于600℃/h的速率下冷却，优选大于1000℃/h或甚至大于2000℃/h。在实践中，大于10000℃/h是没用的，在2000℃/h和3000℃/h之间的速率一般是足够的。退火R1用在具有4m有效长度(Lu)的炉子中在820℃下以12m/min的速度运行的中间厚度至多e1＝0.19mm的带材的运行表示，对于重结晶起始发生在约600℃(换句话说，Trc)下退火几分钟的合金。这种退火对应于(T-Trc).Lu/V＝149℃.min，因此低于160℃.min且高于50℃.min。因此，该合金满足前面提到的对最后冷轧前的退火R1的必要条件。
然后进行冷轧LAF2，是所述例子中第四冷轧。LAF2应该具有在60％和80％之间的减量率，因此选择70％，生产具有最终厚度e2的带材，至多0.06mm。
最终，进行完全重结晶的最终静态退火Rf，通常在850℃至890℃之间在还原性气氛中集合h，例如在880℃传氢气下3h，随后以100至500℃/h的速度冷却，优选在200至300℃/h，因此剧烈地降低或抵消磁晶各向异性常数K1。
因此，只进行两个冷轧顺序和以快速冷却(如以上解释的，在600℃/h下)结束的中间退火R1(部分重结晶)是完全足够的，并如在先前指出地分布在两个冷轧操作中减量率TR，其在最终静态退火完全重结晶Rf之前导致理想最终厚度，会在下文中详述。
一方面，如前所述，在Rf之前执行超过两次冷轧顺序和相关的中间退火及快速冷却是可以想象的(前面的例子有四个)，也样品蒙古国适当分配各自的冷轧减量率。但是，至少从经济性上，明显的是根据经验，在不超过必要地多次冷轧和退火次序上是有兴趣的，并且两个非常特定的冷轧次序LAF1和LAF2的最小值，由于各自的减量率TR1和TR2的范围狭窄，由同样特定的具有部分重结晶R1的连续中间退火分开，随后快速冷却，也代表了优选例，在完全重结晶的热轧半成品上执行LAF1以及，如果合适的话，超淬火。
应该理解条件：
26℃.min≤(T–Trc).Lu/V≤160℃.min，Trc等于600℃；
优选50℃.min≤(T–Trc).Lu/V≤160℃.min；
是通过在最后冷轧LAF2前的连续退火R1必须满足的条件。
另一方面，额外中间退火R1，如果有，不需要满足这些条件，因为在这些例子中只有在最后额外退火R1后完成重结晶是必要的。只偏向于在其他额外的退火Ri之后，如果有，重结晶是完全的。对于这些退火，当进行的时候，在炉子中有效区域的通过时间是必要的，其中施加在带材上的温度在Trc和900℃之间，优选在10s和10min之间，优选在15s和5min之间，更好的是在30s到5min之间。
需要在LAF1之前具有100％重结晶的状态(因此在最后额外退火Ri之后)。
作为实施例，提及以下方案的一系列制造步骤，包括多个中间退火R1，其将根据本发明进行。
实施例1，具有两个中间退火Ri：
热轧降到2mm的厚度eHR–LAFi-no.1以50％减量率降至厚度1mm-Ri-no.1达到100％重结晶度–LAFi-no.2以50％减量率降至厚度0.5mm–Ri-no.2达到100％重结晶度–LAF1以70％减量率降至0.15mm的厚度e1–R1达到10％至40％重结晶度–LAF2以66％减量率降至0.06mm的厚度e2–静态Rf在氢气中850℃下3h，提供完全重结晶。
实施例2，有三个中间退火Ri：
热轧降到2.5mm的厚度eHR-LAFi-no.1以40％减量率降至厚度1.5mm-Ri-no.1达到100％重结晶度–LAFi-no.2a以40％减量率降至厚度0.9mm–Ri-no.2达到100％重结晶度-LAFi-no.3以44％减量率降至厚度0.5mm–Ri-no.3达到100％重结晶度-LAF1以70％减量率降至0.15mm的厚度e1-R1达到10％至40％重结晶度-LAF2以66％减量率降至0.06mm的厚度e2-静态Rf在氢气中850℃下3h，提供完全重结晶。
实施例3，有两个中间退火Ri：
热轧降到1.5mm的厚度eHR-LAFi-no.1以40％减量率降至厚度0.9mm-Ri-no.1达到100％重结晶度–LAFi-no.2a以44％减量率降至厚度0.5mm–Ri-no.2达到100％重结晶度-LAF1以70％减量率降至0.15mm的厚度e1-R1达到10％至40％重结晶度-LAF2以66％减量率降至0.06mm的厚度e2-静态Rf在氢气中850℃下3h，提供完全重结晶。
实施例4，有中间退火Ri：
热轧降到1.59mm的厚度eHR-LAFi-no.1以40％减量率降至厚度0.95mm-Ri-no.1达到100％重结晶度-LAF1以70％减量率降至0.29mm的厚度e1-R1达到10％至40％重结晶度-LAF2以65％减量率降至0.1mm的厚度e2-静态Rf在氢气中870℃下2h，提供完全重结晶。
在所有的情况中(两个或更多个LAF冷轧次序)，达到最终厚度的材料，经历对带材或预切割和成型部件(用于变压器、转子和制动器定子的绕带环形磁芯)的最终静态退火Rf，从而此时使带材完全重结晶且充分促使铁素体晶粒的生长，而没有进入奥氏体范围。这种铁素体晶粒的充分生长，这种生长导致获得低磁损失，不能通过连续退火获得，其对这个目的来说太简单。
因此，静态退火Rf通常在750℃和900℃之间，优选在800℃和900℃之间，更好的是在850℃和880℃之间的温度下应用超过30分钟，优选超过1h，或者在真空下或者在非氧化性的保护气氛下，因此中性或还原性，例如在氮气下、在氮气-氢气或氩气-氢气混合气下、在氩气等惰性气体下并优选在纯氢气下。
可在任意速度，但是优选在100℃/h和500℃/h之间，更好的是在200℃/h和300℃/h之间的速度下进行在该最终退火Rf之后的冷却。
这些限制的原因是冷却的目的是优化磁晶各向异性常数K1，以及：
对于低速冷却，获得对应于有序合金的正值K1；
对于非常快速地冷却，获得对应于无序合金的负值K1。
最佳磁性能在K1等于零时获得，因此优化的冷却速度位于上述范围内，最通常是约250℃/h。
进行以下实验并证明本发明的优势。
表3展示了使用的五种合金的组成，以重量百分比的形式给出。由新的且因此昂贵的原材料通过一次重熔生产合金1和4。其他合金，合金2(在表1中记作“Ref 1”的合金并且其组成本身和本发明中可使用的组成相同)，由普通原材料生产合金3和5，无需进行重熔，因此成本越适中越好。因此，合金1中的Mn、S、Ni、Cu、Nb的浓度，其来自原材料熔化和液体金属的生产条件而不是来自所述元素添加，比其他合金中相同元素的浓度低，表现出在所述合金的例子中使用了纯度非常良好的原材料。所有的合金具有按照本发明要求的组分。此处没有明确提及的元素，至多只作为杂质形式，没有冶金作用。同样，还指出了重结晶开始温度Trc，表示参与在最后冷轧LAF2前确定中间退火R1参数：如前所述，这些温度都非常接近600℃，就像本发明中使用的具有一般组成的合金的情况一样。
表3实验合金的组成
将由合金制造的锭(大小20×500×2500mm)热轧然后再超淬火。实验表明，没有超淬火，如果对初始厚度超过2mm的产品进行冷轧，带材在冷轧时有很高的破坏的风险。
在结束时，产品继续经历在800℃和1200℃之间加热，铸成横截面100×350mm，几米长的棒形式，然后热加工和非常缓慢的冷却。然后发生非常缓慢地加热(16h)到1200℃，随后在带材轧机上热轧，在16个连续过程中将产品的厚度从100mm变为2mm。在950℃下结束的最后过程结束时，在水射流下以约1000℃/s的速度进行超淬火，然后对因此获得的热带材进行冷饶。
带材的微结构是100％重结晶的，并且为初级铁素体和奥氏体相(在950℃下与初级铁素体处于平衡状态)淬火产生的马氏体的混合物，一种向其中加入由奥氏体形成的转化次级铁素体的混合物。
热带材随后经历或者一次冷轧或者两次冷轧LAF1和LAF2和中间退火R1，因此获得冷带材。
最后，冷带材在纯氢气下经历最终静态退火Rf，之后在250℃/h下强制冷却。
对表3中的合金1至5进行的实验的参数和结果，证明了本发明的兴趣，总结列于表4。在有效加热长度为2.3m的炉子中进行中间退火。
表4根据本发明的测试结果和比较测试的结果
上述表格的前两列关于合金5的实施例表现出与单次冷轧工艺相当的，两次冷轧工艺的有利贡献(对于42℃.min的(T-Trc).Lu/V，此处对垫圈是足够的而对绕带环形磁芯是不足的)。表格的第三行，对应于在优选范围50-160℃.min内的(T-Trc).Lu/V值，表现在首选范围内进一步减少磁损失的额外优势，在此额外增加了4％。
单次轧的测试，无论是否有重熔，被认为是对比测试。更特别地，通过单次轧对合金1和经历了ESR的锭进行的测试，通常为相变器核芯材料，其中需要在2T和400Hz下小于或等于26.5W/kg的损耗，在本实施例中以进行昂贵的重熔为代价获得。在没有重熔而只是对单次轧的合金2进行测试，通常为转动设备的转子需要的材料。因为合金2不包含任何中间退火，关系(T-Trc).Lu/V在此实施例中是无意义的，因此表4的对应框中表述“不相关”。
令人感兴趣的是要注意，关于对合金2进行的测试，在退火炉中的运行速度从3.4m/min到3.6m/min的升高，降低了在2T/400Hz下的损耗，在对垫圈的这一点上，有一个从被认为几乎可以接受但是仍然太高的值27W/kg到被认为是合适的值25.8W/kg的相变。以上的原因是这种运行速度的加速改变了160℃以下的(T-Trc).Lu/V值，这些值是本发明要求的最大值。以上清晰地表现出考虑所述参数是相关的。
展示的实施例表现出，尽管由于没有重熔和不是特别小心选择原材料而不是特别纯的合金，进行有中间退火的两次冷轧，如果满足本发明的精确条件，将导致在传统条件下(850℃，3h，或更好的是880℃，3h，或860℃，2h)进行最终退火后保持低磁损耗。因此，对于所有类型的电力工程应用，同时需要高功率重量比(可以用FeCo等原子合金获得)和在2T、400Hz下的低磁损耗，约为26.5W/kg，或对于在这方面最高要求的应用甚至更低，证明本发明不需要包含选择高纯度原材料和锭ESR或VAR的高昂的操作而导致获得这种结果。
鉴于将被描述的经验，对这种实际的解释如下。
使用具有表3中的合金2、合金3和合金5组成的未重熔的锭，通常应用在1100℃和1200℃之间对锭热变形，接着在100℃和1200℃之间在带材轧机上热轧，降至厚度2mm，然后在热轧出口处在约900℃超淬火，冷却速度为1000℃/s，在冷轧锭降到厚度0.1mm前，或者通过减量率95％的一次冷轧，或者通过两次冷轧降至厚度0.35mm(减量率为82.5％)，然后到厚度0.1mm(减量率71.4％)，因此总减量率也是95％，在炉中2.3m的均匀有效加热长度中以840℃对带材中间退火，对合金2的速度为3.6m/min，对合金3为4.4m/min，对合金5是4.2m/min。表4中描述的三个例子，都用于获得在2T/400Hz下小于26.5W/kg的磁损耗。
看来，其他条件都相同的情况下，两次冷轧(LAF1和LAF2)和中间退火R1使带材处于应变硬化状态，实质改变了的质构。在本发明规定的条件下进行的完全重结晶Rf的最终退火后，保留了显著的质构差别，没有任何显著的变化。表5显示了在冷轧带材处于简单的应变硬化状态或850℃下最终退火3h后完全重结晶的状态的情况下，用三个欧拉角的相对于理想方向的最大离散度15°计算的质构成分{hkl}<uvw>的体积比率(％)。对于中间退火，炉子的有效长度Lu为2.3m。
表5用三个欧拉角的相对于不同测试的理想方向的最大离散度15°计算的质构成分
{hkl}<uvw>的体积分数
给出这样的结果，很清楚的是在一次冷轧后的应变硬化状态，质构的成分A显著增强，通常比其他质构的主要成分B和C强两倍。另一方面，在根据本发明两次冷轧后，所述三种成分的振幅彼此接近，在约8％和14％之间。以上在三个系列的测试中观察到。
在一次冷轧后进行最终退火期间的测试中，成分A甚至比在应变硬化状态更占主导地位(40％比25％)，并且比成分B和C约强8倍。在另一方面，通过根据本发明的两次冷轧和中间退火，与应变硬化状态的比率相比，成分A、B和C之间的比率几乎不受影响，成分的振幅依然接近，或者非常接近彼此(每个在7％和16％之间)，成分A不再占主导。
此外，这种结果表明本发明的冶金过程(两次冷轧范围，包含导致部分重结晶的中间退火)能够通过量化表征主要质构成分对最终产品进行清晰地鉴定(在最终退火完全重结晶后，通常在850℃进行3h)，没有任何模糊。
事实上，本发明的情况对应于事实，在最终退火Rf后，用EBSD表征的材料的微结构的质构如下所示：
按表面积或体积计，8％至20％，优选9％至20％的成分{001}<110>最多偏向15°；
按表面积或体积计，8％至25％，优选9％至20％的成分{111}<112>最多偏向15°；
按表面积或体积计，5％至15％，优选6％至11％的成分{111}<110>最多偏向15°；
材料的剩余部分包含其他质构成分，最多偏向15°，以表面积和体积计，每个最多占比15％，所述其他质构成分与{001}<110>、{111}<112>和{111}<110>的重叠部分不超过3中成分任一种的表面积或体积的10％。
应当注意的是，由于确定的每种质构成分在晶体学取向{hkl}<uvw>周围的偏向，比如15°，两种不同的晶体取向成分可以部分重叠(见于例如下文引用的参考文献[1]至[5])，因此，如果我们发现给定的质构成分X代表了接近(但小于)材料15％的比例，可能15％的部分确实来自主要成分A、B、C的其中一个，它有一部分共同的晶体取向。
如果需要详细从其他的晶体取向或次要的质构成分中区分质构成分A、B或C的取向，并因此明确地将成分A、B、C的比例与本发明的有利磁性特性相关联，必须能够以足够的精度将代表性成分A、B或C与其他次要成分X分离，并因此定义组分的类型2之间低重叠的标准。
本领域技术人员已知的详细的晶体分析，例如可以使用通常熟知的EBSD技术(下文引用的参考文献[6]和[7])来确认不同于任意分布的每种质构组分和确定组分间可能重叠的程度。在本发明中我们定义了一方面组分A、B或C的一者和另一方面次要的质构组分X之间的晶体取向的重叠，不应该超过表面积或体积比率的10％。
例如，如果在理想组分(100)[001]周围，靠近偏向15°的组分A-{100}<011>，其试图确认具有非常相近取向的成分X-{hkl}<uvw>，例如相对于(110)[001]形成角度26.56°(由于26.56°＜2×15°，因此有重叠)的理想成分(210)[001]周围偏向15°的X1-{210}<011>，A和X1晶体取向重叠的表面或体积比率不应该超过总表面积或体积比率的10％。如果在本实施例中的情况X1和A有超过10％的重叠，会选择使组分X2稍微远离A来满足＜10％的标准，例如在(110)[001]上形成角度33.69°的理想成分(320)[001]周围偏向15°的X2-{320}<011>。
对已经提及的概念和方法的好的理解有用的文献参考，特别是：
[1]Norbert Broll,《Caractérisation de solides cristallisés pardiffraction X》,Techniques de l’Ingénieur P 1 080
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考虑的三种质构成分是本发明最具特色的，这三种质构成分也对从一次冷轧到两次冷轧的变化最为敏感，并且通常在最终产品中具有最高的比例。
使用如前面的测试相同的步骤对具有表3中所给组成的合金2进行测试。所述合金经历以下处理：
对具有横截面积200×800mm2的锭进行铸造，不进行VAR；
在950℃至1200℃的温度下对锭进行热轧，随后以约1000℃/s进行冷却(超淬火)，用于获得具有2.0mm厚度eHR的100％重结晶的热带材；
所述超淬火的热带材的LAF1冷轧，减量率为83％，用于获得具有0.35mm厚度e1的冷带材；
在具有2.3m有效长度Lu的炉子中在纯氢气下在760℃至810℃的温度下连续进行部分重结晶的中间退火R1，其中带材以取决于测试的可变化的速度V(在2.3m/min和6.5m/min之间)移动，有效区域的温度T根据测试也是可变的，使得可评估量(T-Trc).Lu/V对通过EBSD(电子背散射衍射)法测量的在最终退火Rf之后的在2T和400Hz下的磁损耗的影响和R1后的重结晶度的影响；退火R1后以2500℃/h的速度冷却至室温；
以71％减量率进行LAF2冷轧，用于获得最终厚度e2为0.10mm的冷带材；
在纯氢气中在850℃的温度下最终静态退火Rf 3h，导致完全重结晶，随后以250℃/h的速度冷却至室温。
在测试中考虑(T-Trc).Lu/V的值，已知带材的速度V和重结晶阈值Trc(约600℃)的值。在本情况中Lu(通过在炉中安装热电偶，预先通过实验确定)为2.3m，是一个被认为在本发明框架内的量。
在0.1m厚，且内径/外径为25/36mm或29.5/36mm的垫圈上测量磁损耗。
表6展示了在直流电下测量的磁滞特性：对于最大磁场20Oe时循环Bm的最大感应，在20Oe的最大磁场下同一循环的剩磁Br，和Br和最大感应之间的Br/Bm比率，矫顽磁场Hc，取决于连续退火的条件(带材的温度T和速度V)。该表也展示了在2T、400Hz下观察到的磁损耗和一个等于(T-600).tu的指数，其代表了中间退火过程中提供的能量的量，并根据材料的重结晶的开始温度Trc来定义，在此为600℃。Lu为炉子的“有效长度”，即带材通过炉中路径的长度，在此处带材的温度为Trc以上，“有效时间”tu(单位是min)是带材驻留在炉的有效长度内的时间长度。该表也展示了本发明特色的三种质构成分的表面或体积比例(等价的)。
表6经历了两次冷轧，中间退火R1(Lu＝2.3m)合金2样品(0.1mm厚的垫圈)中测量的磁损耗，取决于中间退火条件和质构成分{001}<110>、{111}<112>和
{111}<110>的体积分数
图1和图2显示，对于在LAF1前100％重结晶的实施例，样品在2T和400Hz下的磁损耗和重结晶比率分别是量(T-600)/V和(T-600).Lu/V的函数，如以上所定义的，Trc的值为600℃。
在其他条件相同的情况下，由于量(T-600)/V较低(V为条带的速度)，LAF2和Rf后的磁损耗看起来(图1)都较低。如果寻求获得至多26.5W/kg的损耗，以保持在本发明的原始目标内，其不需要仔细选择与锭的复杂生产有关的制备带材的原材料而保持在损耗26W/kg，非常优选的是，对于所述特定的实施例，如果想要获得磁损耗小于等于26.5W/kg，(T-600)/V的值不超过80℃.min/m,并优选60℃.min/m(对应于损耗<26W/kg)。这种相对低的最大(T-600)/V值(与R1期间注入金属的能量有关)伴随着R1后相对低的重结晶率，估计不超过50％，优选40％，更好的是30％。最好的实施例具有约15％至17％的重结晶率。有用的中间退火必要的重结晶率最小为10％，更好的是15％。
表6的第一个实施例在R1期间的重结晶度40％，最终退火后2T、400Hz下磁损耗为26W/kg，略低于可接受的最大值26.5W/kg。该实施例的事实说明(T-600)/V的值在60到80℃.min/m之间可以是合适的，但对本情况不是最优的。
被认为可接受的(T-600)/V的最大值只是指示性的，因为其对目前一系列的实施例的中间退火温度760-810℃的减量范围是有效的。80℃.min/m的限值，优选60℃.min/m，对应于具有2.6m有效长度的连续退火炉。然而(图2)可接受的限值的计算可以推广到任何有效炉长，依据：(T-CRT).Lu/V<60.Lu＝160℃.min，Trc＝600℃。因此，如果考虑的炉是3倍长，对于厚度为0.35mm的带材，160℃.min的限值是不变的，必要的是，或者降低炉子的温度T，或者提高带材的速度V，为了满足(T-Trc).Lu/V≤160℃.min，因此带材不会在退火R1期间过度重结晶，使得在850℃下退火数小时最终厚度0.1mm的垫圈的磁损耗小于或等于26.5W/kg，如果在850℃以上进行退火(但是低于900℃)甚至更好。
表5中给出了三种不同铸件的其他实施例，遵循同样的冶金范围(同样的冷轧减量率，同样的热相变和同样的热轧后的厚度)，在有效长度2.3m的炉子中连续中间退火，速度在3.6至4.4m/min之间变化，在连续中间退火的均匀区域，炉子的温度为840℃(因此在上文考虑的第一温度区域)。因此证明了在这种实施例中，关于上文引用的Lu＝2.6m实施例，在其他条件都相同时，为了保证(T-600).Lu/V<160℃/min，当Lu降低时必须升高连续退火温度T。因此第一个不等式用于考虑在本发明使用中的有效炉子长度Lu。
换句话说，经验上且不能预想的，可看出，在最后的冷轧前的中间退火R1期间，处于完全重结晶的温度Trc以上是必要的，对于所给的实施例中提及的合金为约600℃，但是一旦达到所述的温度，为了不获得过度重结晶，也就不需要给金属过多的总热量。这种需求通过结合温度和中间退火R1的持续时间来满足，后者的参数用在给定的炉子长度下在炉内的运行速度来表示。考虑在上述条件下的参数(T–Trc).Lu/V使得所述参数被考虑在内，以量化应用在带材上的热量并确保，尽管在R1期间超过了温度Trc，在给定重结晶的动力学时，R1提供的重结晶率保留在前述限值内。
如果最后的冷轧LAF2之前的中间退火R1不足以开始重结晶，而带材处于热轧带材和冷轧带材的最终厚度之间的中间厚度，那么中间退火R1没有寻求的冶金效果，从所有发生的事情好像，从本发明旨在解决的问题的角度来看，没有中间退火，它们中的第一个之后的冷轧只是额外的过程，这些额外的过程结合在一起形成一个冷轧步骤。
如果执行了多于3次的冷轧次序，因此至少执行两次中间退火Ri和R1，最后的中间退火R1，即在最后的退火Rf前的最后的冷轧LAF2前执行的退火，必须满足本发明在Rf前的半成品的重结晶度所需的条件。
当尝试将磁损耗的测量值和一些最经典的微结构特征比如晶粒尺寸联系起来时，α或γ纤维质构的部分，没有获得明显的结果。然而，可以假定有由两次冷轧(见于表5)提供的增加的质构各项异性对这种改善有贡献。
另一方面，经验表明可以在中间退火R1后观察到重结晶比率的影响。重结晶比率应该不要太高。换句话说，对于大于Trc的给定温度T，带材在退火炉的有效长度Lu中的驻留不应该太延长，此外，还反映在以下关系中：
26℃.min≤(T-Trc).Lu/V≤160℃.min；
优选50℃.min≤(T-Trc).Lu/V≤160℃.min
这是符合本发明的条件之一。
然而，如果重结晶可以低，也不应该为零。
还在LAF1前(重结晶度35％)在相同的操作条件下对没有完全重结晶的样品进行测试(表6最后一行)，关于LAF1、R1、LAF2和Rf，对根据本发明表6中前面的实施例。可以观察到，在这样的实施例中，与根据本发明的实施例相比，质构成分{111}<112>在最终产品上有更明显的优势。而且磁损耗也增加了，可能是由于质构的各向异性更强。本发明中包括的两次冷轧并没有充分纠正。
作为比较，在合金2样品上进行的测试，如之前的实施例在相同的条件下热轧和冷却，但是经历一次冷轧次序LAF，将样品从2.0mm变为1.0mm，接着如之前的实施例在相同的条件下最终退火Rf。
在静态最终退火后，样品具有27W/kg的磁损耗，因此被认为过高没有满足本发明指定的目标。
以上表明，两次冷轧LAF1+LAF2，伴随中间退火R1，需要非常部分重结晶并在本发明指定的条件下进行，在其他条件相同的情况下，相当大地改善了金属的磁损耗。在其他条件相同的情况下，在用于重结晶的最终静态退火Rf之前主要保持甚至恢复应变硬化的带材，不具有根据本发明处理的带材的低磁损耗。
满足条件26℃.min≤(T-Trc).Lu/V≤160℃.min，优选50℃.min≤(T-Trc).Lu/V≤160℃.min，确保充分的重结晶度因此将磁损耗降低到理想水平。
不排除，在所描述的例子中的最终退火的静态退火之后，如果这种处理不恶化所述的预期性能的话，可以进行其他热处理或热机械处理，例如为了提高静态退火后获得的带材的切割能力。
事实上，如前所述，可以在从冷轧带材的部件(例如转子、定子、变压器核心元件等)上执行静态最终退火Rf。然而，如果结果是冷轧带材和静态退火带材的切割能力不足用于目标应用，可以在卷绕的冷轧带材中执行静态退火Rf，然后可以在静态退火过的带材上执行新的退火，这一次，连续地，在还原性气氛下(优选纯氢气)，在炉子的运行速度、长度和温度的条件下，这些条件允许条带达到温度在700-900℃之间保持10s到1h，优选10s到20min。这个温度对应于无序铁素体范围，必须在足够快的温度下降之前达到。退火以相当快的冷却(至少1000℃/h)结束。这种新的退火和后续的冷却提高了带材被切割的能力，有利于必须被高精度或在艰难的条件下切割的最终部件(或这种最终部件的装配)的一些应用。这些部件对带材的质构没有影响。超过900℃，会获得相变，性能降低。
情况就是这样，更特别地，当最终部件是电力工程部件时，首先由比最终部件大的单一部件重叠而成，每一个都涂覆上绝缘清漆，并通过粘合组装，形成多层组件。然后所述多层组建被切割成其精确的最终大小，其只有在单元部件具有良好的切割能力时才能容易地进行，在某些情况下，只有最终连续退火和随后的冷却才能提供。

Claims (16)

1.一种制造基本等原子的FeCo合金的冷轧带材或片材的方法，其特征在于：
厚度(eHR)在1.5mm和2.5mm之间的热轧片材或带材，其组成由重量百分比的以下项构成：
47.0％≤Co≤51.0％，优选47.0％≤Co≤49.5％；
痕量≤V+W≤3.0％，优选0.5％≤V+W≤2.5％；
痕量≤Ta+Zr≤0.5％；
痕量≤Nb≤0.5％，优选痕量≤Nb≤0.1％；
痕量≤B≤0.05％，优选痕量≤B≤0.005％；
痕量≤Si≤3.0％；
痕量≤Cr≤3.0％；
痕量≤Ni≤5.0％，优选痕量≤Ni≤0.1％；
痕量≤Mn≤2.0％，优选痕量≤Mn≤0.1％；
痕量≤C≤0.02％，优选痕量≤C≤0.01％；
痕量≤O≤0.03％，优选痕量≤O≤0.01％；
痕量≤N≤0.03％，优选痕量≤N≤0.01％；
痕量≤S≤0.005％，优选痕量≤S≤0.002％；
痕量≤P≤0.015，优选痕量≤P≤0.007％；
痕量≤Mo≤0.3％，优选痕量≤Mo≤0.1％；
痕量≤Cu≤0.5％，优选痕量≤Cu≤0.1％；
痕量≤Al≤0.01％，优选痕量≤Al≤0.002％；
痕量≤Ti≤0.01％，优选痕量≤Ti≤0.002％；
痕量≤Ca+Mg≤0.05％，优选痕量≤Ca+Mg≤0.001％；
痕量≤稀土元素≤500ppm；
剩下的为铁和熔化产生的杂质；
所述带材或片材具有重结晶起始温度(Trc)和100％重结晶的微结构；
然后在一个或多个过程中对所述带材或片材进行第一冷轧步骤(LAF1)，总减量比(TR1)为70-90％，优选为65-75％，使所述带材或片材的厚度(e1)小于或等于1mm，优选小于或等于0.6mm；
然后在所述带材或片材经过退火炉时进行中间退火(R1)，使所述带材或片材部分重结晶，所述带材或片材以速度(V)经过所述退火炉，部分重结晶度为10％至50％，优选为15至40％，最好保持15至30％，其中，在具有有效长度(Lu)的所述炉的有效区域中，所述带材或片材的温度包含在Trc至900℃之间，优选在700℃至880℃之间，所述带材或片材在有效区域(Lu)中在温度(T)下停留15s至5min，使得26℃.min≤(T-Trc).Lu/V≤160℃.min，优选50℃.min≤(T-Trc).Lu/V≤160℃.min，T和Trc的单位是℃，Lu的单位是m，V的单位是m/min，所述炉的出口处的带材或板材以至少600℃/h，优选至少1000℃/h，更优选至少2000℃/h的速度冷却至小于或等于200℃的温度；
然后，在一个或多个过程中对退火的带材或片材进行第二冷轧步骤，总减量比为60％至80％，优选65％至75％，使得冷轧过的带材或片材厚度(e2)为0.05mm至0.25mm；
然后，冷轧过的带材或片材或从所述带材预先切割的部分在750℃至900℃下，优选从800℃至900℃，更好的是850℃至880℃之间，在中性或还原性气氛或真空下经历静态终退火(Rf)至少30分钟，优选至少1h，以获得所述带材或所述片材或切割部分的完全重结晶，接着以100℃/h至500℃/h，优选200℃/h至300℃/h的速度冷却。
2.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，(V+W)/2+(Ta+Zr)/0.2≥0.8％,优选≥1.0％。
3.根据权利要求1或2所述的方法，其特征在于，痕量≤Si≤0.1％。
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，痕量≤Cr≤0.1％。
5.根据权利要求1至4中任意一项所述的方法，其特征在于，在所述第一冷轧步骤(LAF1)前，进行冷轧(LAFi)和中间退火(Ri)的至少一个额外循环，使得冷轧过的带材或片材的厚度包含在其热轧后的厚度(eHR)和第一冷轧(LAF1)的输入厚度之间，在每次额外退火(Ri)期间，带材在所述炉的位于Trc和900℃之间的有效区域内的通过时间导致所述带材或片材完全重结晶，中间退火(Ri)在所述炉的Lu长度区域内具有10s至10min，优选15s至5min，更好的是在30s和5min之间的通过时间，其中在所述炉的Lu长度区域内带材的温度在Trc和900℃之间，接着是在炉的出口以至少600℃/h，优选至少1000℃/h，更优选2000℃/h的速度冷却带材或片材至温度小于或等于200℃，在最后的所述额外退火(Ri)后，所述带材或片材具有100％重结晶的微结构。
6.根据权利要求1至5中一项所述的方法，其特征在于，在热轧之后和第一冷轧(LAF1)之前，热轧过的带材或片材经历超淬火，通过将热轧带材或片材从包含在800℃至1000℃之间的温度，以至少600℃/s，优选至少1000℃/s，更优选至少2000℃/s的速度冷却至室温。
7.根据权利要求6所述的方法，其特征在于，所述超淬火在热轧后直接发生，没有任何中间再加热。
8.根据权利要求1至7中一项所述的方法，其特征在于，退火炉的气氛是还原性气氛，优选是纯氢气。
9.根据权利要求5至8中一项所述的方法，其特征在于，至少一次额外的中间退火是带材或片材在退火炉中连续退火，其中所述带材或片材在所述炉的有效区域内的温度在Trc到900℃之间，带材在该有效区域内驻留15s至5min，并且在所述炉的出口，所述带材和片材被以至少600℃/h，优选至少1000℃/h，更优选至少2000℃/h的速度，冷却至温度小于或等于200℃，且其中在一个或多个过程中进行至少一次额外的冷轧(LAFi)，总的减量率为至少40％。
10.根据权利要求1至9中一项所述的方法，其特征在于，在静态最终退火(Rf)后，进行所述带材或片材的额外的连续退火，使得金属达到至少700℃，且至多900℃，保持至少10s且至多1h，优选10s至20min，随后以至少1000℃/h的速度冷却。
11.一种基本等原子的FeCo合金，其特征在于：
其组成由以重量百分比计的以下项构成:
47.0％≤Co≤51.0％，优选47.0％≤Co≤49.5％；
痕量≤V+W≤3.0％，优选0.5％≤V+W≤2.5％；
痕量≤Ta+Zr≤0.5％；
痕量≤Nb≤0.5％，优选痕量≤Nb≤0.1％；
痕量≤B≤0.05％，优选痕量≤B≤0.005％；
痕量≤Si≤3.0％；
痕量≤Cr≤3.0％；
痕量≤Ni≤5.0％，优选痕量≤Ni≤0.1％；
痕量≤Mn≤2.0％，优选痕量≤Mn≤0.1％；
痕量≤C≤0.02％，优选痕量≤C≤0.01％；
痕量≤O≤0.03％，优选痕量≤O≤0.01％；
痕量≤N≤0.03％，优选痕量≤N≤0.01％；
痕量≤S≤0.005％，优选痕量≤S≤0.002％；
痕量≤P≤0.015，优选痕量≤P≤0.007％；
痕量≤Mo≤0.3％，优选痕量≤Mo≤0.1％；
痕量≤Cu≤0.5％，优选痕量≤Cu≤0.1％；
痕量≤Al≤0.01％，优选痕量≤Al≤0.002％；
痕量≤Ti≤0.01％，优选痕量≤Ti≤0.002％；
痕量≤Ca+Mg≤0.05％，优选痕量≤Ca+Mg≤0.001％；
痕量≤稀土元素≤500ppm；
剩下的为铁和熔化产生的杂质；
其中，所述合金的微结构是完全重结晶的；
并且其中，所述合金的质构如下：
按表面积或体积计，8％至20％，优选9％至20％的成分{001}<110>最多偏向15°；
按表面积或体积计，8％至25％，优选9％至20％的成分{111}<112>最多偏向15°；
按表面积或体积计，5％至15％，优选6％至11％的成分{111}<110>最大偏向15°；
材料的其余部分由最多偏向15°的其他质构成分构成，按面积或体积计，每个其他质构成分占比至多15％，按表面积或体积计，所述其他质构成分与成分{001}<110>、{111}<112>和{111}<110>中任意一者的重叠部分不超过10％。
12.根据权利要求11所述的合金，其特征在于，(V+W)/2+(Ta+Zr)/0.2≥0.8％，优选≥1.0％。
13.根据权利要求11或12所述的合金，其特征在于，痕量≤Si≤0.1％。
14.根据权利要求11至13中一项所述的合金，其特征在于，痕量≤Cr≤0.1％。
15.一种从基本等原子的FeCo合金切割出的磁性片，其特征在于，所述磁性片由根据权利要求11至14中一项所述的合金的带材或片材切割得到。
16.一种由基本等原子的FeCo合金制成的磁芯，其特征在于，所述磁芯由根据权利要求15切割的磁性片制成。
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