CN1678762A - 非晶粒取向磁钢带或磁钢薄板及其制备方法 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及非晶粒取向磁钢薄板，所述薄板可以作为最终退火态和作为非最终退火态制备而成，这样，磁钢薄板具有比现有水平更高的磁极化强度和更低的反磁化损耗。其实现途径在于：具有合适组成的钢在始自1300℃的最大初始温度冷却期间，通过一个基本上完全没有纯奥氏体结构(γ相)的温度区间，在该温度区间，所述钢具有奥氏体/铁素体双相多元结构(α，γ多相)，结果，在对热轧之后所获热轧带材进行热轧、腐蚀、冷轧和退火处理之后，所述磁钢薄板在2500A/m的磁场强度中，沿带材或薄板纵向测得的磁极化强度J2500≥1.74T，在J＝1.5T和频率f＝50HZ的条件下，沿带材纵向测得的磁损耗P1.5 (50)＜4.5W/kg。

Description

非晶粒取向磁钢带或 磁钢薄板及其制备方法
本发明涉及非晶粒取向磁钢带或磁钢薄板，以及这类产品的制备方法。
术语“非晶粒取向磁钢薄板”此处指的是包括在DIN EN 10106(“最后退火的磁钢薄板”)和DIN EN 10165(“未最终退火的磁钢薄板”)中的磁钢薄板。更强烈的各向异性磁钢薄板只要不是晶粒取向磁钢薄板，也包括在内。在这个意义上，此处使用的术语“磁钢薄板”和“磁钢带”同义。
“J2500”和“J5000”此后指的是在2500A/m或5000A/m的磁场强度下的磁极化强度。“P1.5”指的是在极化强度为1.5T和频率为50Hz时的反磁化损耗。
加工工业已要求提供与传统薄板相比，具有更高磁极化强度值的非晶粒取向磁钢薄板。这尤其适合于电力机械受到电励磁的场合。提高磁极化强度会降低磁化要求。这与铜损耗的减小有关，在大量的电力机械中铜损耗构成电力机械工作期间出现的损耗的主要部分。
具有提高的磁导率的非晶粒取向磁钢薄板的经济价值相当高。采用电励磁的电力机械，特别是输出总计1-100kW并且更高的工业驱动器构成非晶粒取向磁钢薄板的主要应用领域。
对磁导率较高的非晶粒取向磁钢薄板的需求不仅涉及损耗高(P1.5≥5-6W/kg)的非晶粒取向磁钢薄板，而且还涉及中等损耗(3.5W/kg≤P1.5≤5.5W/kg)以及损耗较低(P1.5≤3.5W/kg)的薄板。因此，其目标是改善包括低、中、高硅含量的所有电工钢的磁极化强度。就市场潜力而言，Si含量最高达2.5重量％的磁钢薄板尤其重要。
具有高的磁极化强度J2500和J5000值，但50Hz下的反磁化损耗P1.5低，优选P1.5＜4W/kg的磁钢板类型特别有价值，因为当用于电励磁的机械中时，与50Hz时的P1.5＞4W/kg的传统磁钢薄板相比，能够减小励磁电流和降低铁损。
提高Si含量可以降低反磁化损耗。如果用于制备所述磁钢薄板的钢中Si含量与Al含量的二倍之和，即％Si+2％Al高于1.4％，则损耗会显著降低。
已知存在各种使具有这样的高的Si和Al含量的磁钢薄板具有高的J2500或J5000的方法。为此目的，EP 0 651 061 A1提出在冷轧期间进行大的变形，其中，冷轧可以采用带有中间退火的两个步骤进行。也已经知道通过对热轧带材进行中间退火能够制备磁导率较高的磁钢薄板(EP 0 469 980 B1，DE 40 05 807 C2)。采用EP 0 431 502 A2中所述的方法，能够最终制备出一种非晶粒取向磁钢薄板，其中，将含有≤0.025％C，＜0.1％Mn，0.1-4.4％Si和0.1-4.4％Al(含量：重量％)的输入钢坯初始热轧至不小于3.5mm厚。然后，对所获得的热轧带材进行冷轧(未进行再结晶中间退火)，压下量至少86％，并且进行退火处理。采用该已知方法制备的带材在2500A/m的磁场强度J2500下，具有高于1.7T的特别高的磁极化强度，并且还具有较低的反磁化损耗。
然而，实际上，已发现：采用已知方法，不能够在大规模生产的情况下，可靠地制备磁极化强度J2500≥1.7T的Si和Al的总含量高于1.4重量％的磁钢带材或薄板，所述磁极化强度沿带材的纵向测量。(沿带材的横向确定的J2500值以及其他方向的多个J2500值总是小于在带材方向上测得的J2500值)
当使用纯度极高的，特别是Si和Ti含量极低，而同时C含量又低的高硅合金时，可以获得更高的J2500值。但是，这种方法与实际使用的传统FeSi钢的生产相比，要求钢的生产成本更高。
因此，本发明的目的是依据上述技术现状，制备高质量的非晶粒取向磁钢薄板，所述薄板可以无需额外增加制造成本，就可加工成最终退火型和非最终退火型，结果，具有比以前所获结果更高的磁极化强度和更低的反磁化损耗。
在本发明中，通过一种名义厚度≤0.75mm的非晶粒取向磁钢带材或磁钢薄板，实现了上述目的，所述磁钢带材或磁钢薄板由一种钢制备而成，该钢中除铁之外，还含有通常不可避免的杂质(例如S，Ti)，和任选存在的Mo，Sb，Sn，Zn，W和/或V，以及(以重量％计)C：＜0.005％，Mn：≤1.0％，P：＜0.8％，Al：＜1％和满足关系1.4％＜％Si+2％Al＜2.5％的Si(其中，％Si＝Si含量，％Al＝Al含量)，其中，上述组成的钢在自1300℃的最高初始温度冷却期间，通过一个基本上完全没有纯奥氏体结构(γ相)的温度区间，在该温度区间，所述钢具有一种奥氏体/铁素体双相多元结构(α，γ多相)，因此，在对热轧之后所获热轧带材进行热轧、腐蚀、冷轧和退火处理之后，所述磁钢薄板在2500A/m的磁场强度中，沿带材或薄板纵向测得的磁极化强度J2500≥1.74T，在J＝1.5T和频率f＝50Hz的条件下，沿带材纵向测得的磁损耗P1.5(50)＜4.5W/kg。
通过一种制备根据前述权利要求中之任何一项的非晶粒取向磁钢带材或者磁钢薄板的方法，也可以实现上述目的，所述方法包括如下步骤：
-将一种钢铸造成制造的材料，例如板坯、薄板坯或铸造带材，所述钢中除铁之外，还含有通常不可避免的杂质(例如S，Ti)，和任选存在的Mo，Sb，Sn，Zn，W和/或V，以及(以重量％计)C：＜0.005％，Mn：≤1.0％，P：＜0.8％，Al：＜1％和满足关系1.4％＜％Si+2％Al＜2.5％的Si(其中，％Si＝Si含量，％Al＝Al含量)，
-将所述材料采用热轧方法，加工成热轧带材，所述热轧初始温度≤1300℃，调整热轧温度，使材料通过一个基本上完全没有纯奥氏体结构(γ相)的温度区间，在该温度区间，所加工钢具有奥氏体/铁素体双相多元结构(α，γ多相)和铁素体区，
-因此，在对热轧之后所获热轧带材进行包括腐蚀的表面处理、冷轧和退火处理之后，所述磁钢带材或者磁钢薄板在2500A/m的磁场强度中，沿带材或薄板纵向测得的磁极化强度J2500≥1.74T，在J＝1.5T和频率f＝50Hz的条件下，沿带材纵向测得的磁损耗P1.5(50)＜4.5W/kg。
令人惊奇地，已发现：通过选择合适组成的钢合金和在对由该钢合金铸造而成的制造材料进行热加工期间实施特殊的温度控制，能够制备出磁损耗和磁导率均比现有水平有很大改善的磁钢薄板。结果，本发明的磁钢薄板能够保证至少1.74T，特别是至少1.76T的纵向磁极化强度J2500。也可以保证低于4.5W/kg，特别是4W/kg的磁损耗P1.5。
其先决条件是对本发明中使用的钢的组成使得当从1300℃开始冷却时，该钢在任何时间点都尽可能不会存在纯奥氏体结构。而是，通过对组成进行选择，使得冷却期间，必须通过一个钢结构包含γ和α相的混合物的温度区间。本发明中仍然容许的对上述条件的偏离是如果出现纯奥氏体结构则出现在最大为50℃的温度区间内。这意味着当形成纯奥氏体时，最迟在温度进一步下降50℃之后，必须出现双相多元结构。
能够证明：当偏差超过50℃的温度容许范围时，不能获得按本发明提高磁钢薄板质量的效果。因此，在制备本发明的磁钢带材期间，优选对温度进行控制，以便避开上述关键温度区间。例如，为此目的，可以在热轧之前，对传统热轧带材制备过程中板坯的重新加热温度，或者对在连铸和轧制或者薄带铸造期间板坯的温度进行选择，使其高于双相区。热轧终止温度高于800℃。
如果热轧带材加工工艺包括卷曲，那么，热轧工艺之后对热轧带材实施卷曲的卷曲机温度应该低于650℃。
如果在制备本发明的磁钢薄板期间，对板坯或者较厚的薄坯进行加工，则热轧工艺传统上包括最终轧制(最终热轧)，所述最终轧制(最终热轧)在包括多个轧机架(rolling stand)的热轧机组上进行。为了制备质量特别高的磁钢薄板，在最终轧制过程中达到的总再成型量应大于75％。如果在双相区进行的最终轧制过程中达到的再成型量至少为35％，则可以制备出磁极化强度J2500高于1.74T，磁损耗P1.5特别低，远低于4W/kg的磁钢薄板。
如果相应热轧的制造材料在进入热轧机组之前进行冷却，同时通过双相区，控制冷却程度，使得热轧期间实施最终热轧的加工的钢基本具有铁素体结构，则也可以制备出本发明的性能良好的磁钢薄板。
当热轧期间实施最终热轧的钢处于铁素体态时，热轧优选在至少一个最终再成型道次中采用润滑方式进行。一方面，采用润滑方式热轧可使剪切变形程度降低，结果，轧制带材整个截面范围的结构更加均匀。另一方面，润滑降低了轧制力，这样，在各个轧制道次就能够增大厚度变薄程度。因此，优选在铁素体区进行的所有再成型道次均采用润滑轧制方式进行。
如果在腐蚀之前，在热轧带材表面处理期间对其进行机械除鳞处理，则可以使本发明的磁钢薄板具有改善的表面性能。
对热轧带材进行最终冷轧之后获得的磁钢带材进行的最终退火，基本可以在带式炉或者罩式炉中进行(最终退火的磁钢带材)。另一种方法是，在带式炉或者罩式炉中退火之后，可以对退火带材进行再成型量小于12％的再成型，然后，在高于700℃的温度下进行标准退火(reference anneal)，这样，就获得了非最终退火的磁钢带材。
此后，参照实施方案，对本发明进行更详细描述。
附后的图是一种FeSi二元合金的相图。类似的相图适用于工业合金时，各个“温度”针对所描述的二元合金的相应温度变化。
在所述图中，将存在纯铁素体(α)，纯奥氏体(γ)或者由铁素体和奥氏体构成的双相结构(α+γ)的区域，作为各个温度和总含量“％Si+2％Al”(由各加工钢中的Si含量和2倍的Al含量构成)的函数在图中绘制出。此外，采用与温度轴平行的延伸线Lu，Lo对本发明选择合金所处区域进行界定。
已发现：线Lu标记出由本发明加工合金中Si与Al含量构成的“％Si+2％Al”之和的下限，横跨温度区间Ts，切入向着“％Si+2％Al”之和更小方向延伸的、只形成纯奥氏体的奥氏体相区γ。线Lu与奥氏体相区γ的上交叉点TSO与下交叉点TSU之间的温度差小于50℃。因此，在线LO方向上奥氏体相区γ被线Lu切掉的部分AT就构成了为双相区(α+γ)所包围的容许区，在该区域，实施本发明期间允许形成纯奥氏体。
相比之下，线Lo标记出由本发明加工合金中Si与Al含量构成的“％Si+2％Al”之和的上限，线Lo刚好与形成双相结构的双相区(α+γ)边界相接触。本发明的任何合金，如果其“％Si+2％Al”之和处于线Lu和线Lo之间，则在由低于1300℃的初始温度冷却期间，会通过双相区(α+γ)。
为了证明本发明的效果，熔炼出具有表1所示组成(具体含量单位为重量％，余量：铁和不可避免的杂质)的两种钢S1和S2。
                         表1
     C    Si    Mn     Al     N   ％Si+2％Al     Cu     Sn     P     S     Ti
  S1   0.0019   1.59   0.23   0.126   0.0014   1.842   0.008   ＜0.002   0.053   0.003   0.0019
  S2   0.0034   1.67   0.27   0.06   0.002   1.79   -   -   0.048   0.003   0.0012
在这种情况下，钢S1的合金具有的选择应确保在由1300℃冷却期间，钢S1在任何时间点的结构都不具有纯奥氏体γ。相反，钢S2在冷却过程中，由前面的双相组织α+γ短时形成纯奥氏体组织，持续温度区域Ts小于50℃，该组织当进一步冷却时，随后又立即转变成双相组织α+γ。
将钢S1和S2均铸造成板坯，然后，再将板坯加热至低于1300℃，但是高于标记开始向双相区(α+γ)转变的转变极限温度。在该重新加热温度下，每种板坯均具有纯铁素体结构。
然后，对板坯进行预轧制，并且，在四个不同的实验1-4中，在热轧初始温度下，板坯通过包括七个轧机架的热轧机组，被最终轧制成各种热轧带材。
在实验1中，由钢S1铸造而成的四种板坯B1.1，B2.1，B3.1，B4.1进入热轧机组时的热轧初始温度很高，使得该钢具有由奥氏体和铁素体构成的双相结构。在热轧机组中，板坯B1.1至B1.4相应地在双相区进行初始轧制。在双相区轧制期间达到的再成型量为40％，而在铁素体区的再成型量达到66％。
在双相区轧制之后，对加工钢的铁素体组织进行轧制。在铁素体区的所述轧制期间的再成型量达到66％。由板坯B1.1至B1.4最终热轧成的热轧带材在热轧终了温度ET下离开热轧机组，并且在卷曲温度HT下进行卷曲。
表2示出了在各情况下板坯B1.1至B4.1以及由他们制备的热轧带材的热轧终了温度ET(℃)、卷曲机温度HT(℃)和卷曲机保持时间tH(min)以及磁性能P1.5(W/kg)、J2500和J5000(T)。表2也示出了板坯B1.1至B4.1在多相区轧制期间达到的再成型量Ugγ/α和在铁素体区轧制期间达到的再成型量Ugα。
                                       表2，实验1
  ET    HT  tH  P1.5    J2500    J5000    Ugγ/α   Ugα
B1.1  850  600  5  3.906  1.746  1.820  40％ 66％
B2.1  850  600  15  3.865  1.753  1.827  40％ 66％
B3.1  850  750  5  3.885  1.752  1.825  40％ 66％
B4.1  850  750  15  3.598  1.742  1.813  40％ 66％
在实验2中，热轧初始温度比较低，还是由钢S1铸成的五种板坯B1.2至B5.2在其组织在冷却过程中已通过双相区(α+γ)之后，具有纯铁素体组织。因此，在热轧机组中的热轧完全在铁素体区进行。所达到的再成型总量Ugα为80％。在第二个和第三个道次期间，对带材表面进行润滑处理。
表3示出了在各情况下板坯B1.2至B5.2以及由他们制备的热轧带材的相应热轧终了温度ET(℃)、卷曲机温度HT(℃)和卷曲机保持时间tH(min)以及磁性能P1.5(W/kg)、J2500和J5000(T)。
                                    表3，实验2
 ET  HT  tH  P1.5  J2500  J5000  Ugα
B1.2  850  600  5  3.532  1.776  1.825  80％
B2.2  850  600  15  3.665  1.762  1.831  80％
B3.2  850  750  5  3.508  1.743  1.813  80％
B4.2  850  750  15  3.885  1.758  1.827  80％
B5.2  850  800  5  3.783  1.770  1.839  80％
同实验1一样，在实验3中，热轧初始温度很高，使得由钢S2铸造而成的板坯B1.3，B2.3，B3.3，B4.3进入热轧机组时的，具有由奥氏体和铁素体构成的双相结构。在热轧机组中，板坯B1.3至B4.3因此相应地在双相区进行初始轧制。在该轧制期间达到的再成型量Ugγ/α为70％。在双相区轧制之后，对加工钢的铁素体结构进行轧制。在这种铁素体轧制期间的再成型量Ugα达到33％。
表4示出了在各情况下板坯B1.3至B4.3以及由他们制备的热轧带材的相应热轧终了温度ET(℃)、卷曲机温度HT(℃)和卷曲机保持时间tH(min)以及磁性能P1.5(W/kg)、J2500和J5000(T)。
                                表4，实验3
 ET  HT tH  P1.5  J2500  J5000  Ugγ/α Ugα
B1.3  900  600  5  3.715  1.757  1.829  70％ 33％
B2.3  900  600  15  4.186  1.778  1.848  70％ 33％
B3.3  900  750  5  4.408  1.776  1.846  70％ 33％
B4.3  900  750  15  4.344  1.781  1.851  70％ 33％
在实验4中，还对热轧初始温度进行了选择，使得由钢S2铸造而成的三种板坯B1.4，B2.4和B3.4进入热轧机组时的，具有由奥氏体和铁素体构成的双相结构。因此，在热轧机组中，板坯B1.4至B3.4在双相区进行类似的初始轧制。但是，与实验3不同，这里保持了40％的较低再成型量Ugγ/α。
在双相区轧制之后，对加工钢的铁素体结构进行轧制。在这种铁素体轧制期间的再成型量Ugα达到66％。第二个和第三个道次采用对带材表面进行润滑方式进行。最终热轧成的热轧带材在热轧终了温度ET下离开热轧机组，并且在卷曲温度HT下进行卷曲。
表5示出了板坯B1.4至B3.4以及由它们制备的热轧带材相应的热轧终了温度ET(℃)、卷曲机温度HT(℃)和卷曲机保持时间tH(min)以及磁性能P1.5(W/kg)、J2500和J5000(T)。
                                    表5，实验4
 ET  HT  tH  P1.5  J2500  J5000  Ugγ/α Ugα
B1.3  850  600  5  3.532  1.776  1.845  40％ 66％
B2.3  850  600  15  3.665  1.762  1.831  40％ 66％
B3.3  850  800  5  3.783  1.770  1.839  40％ 66％
为了比较，表6示出了由本申请人提供、商标名为M800-50A和530-50AP的两种传统制备的磁钢薄板各自的磁性能P1.5(W/kg)、J2500和J5000(T)，其中，所述磁钢薄板的合金含有1.3重量％Si，这样，在其制备过程中，就存在很大的奥氏体区。磁钢薄板M800-50A采用的是标准制造工艺，而磁钢薄板530-50AP除进行了标准制造加工步骤之外，还进行了热轧带材罩式退火。
               表6，对照例
 P1.5  J2500  J5000
 M800-50A  5.772  1.654  1.737
 530-50AP  4.150  1.692  1.772
也为了比较，表7示出了采用DE 199 30 519A1所述方法制备的的磁钢薄板V.1的磁性能P1.5(W/kg)、J2500和J5000(T)。这种方法的特点在于热轧至少部分在双相区进行，并且，在热轧中，形状变化总量εh至少达到35％。
表7还示出了采用DE 199 30 518A1所述方法制备的的磁钢薄板V.2的磁性能P1.5(W/kg)、J2500和J5000(T)。这种方法的特点在于：热轧期间，在奥氏体区进行至少第一个再成型轧制道次，然后，在铁素体区进行一个或多个再成型道次，其中，形状变化总量εh至少达到45％。
              表7，对照例
 薄板  P1.5  J2500  J5000
 V1.2  5.304  1.689  1.765
 V1.2  5.243  1.724  1.799
已发现：对于传统方法制备的M800-50A或540-50AP型磁钢薄板，或者对于对照薄板V1.1和V1.2而言，即使在热轧期间采取传统方法以外的措施，也不能获得本发明产品具有的上述磁性、或者采用本发明的方法有目的地获得的所述磁性指标。

Claims (19)

1.名义厚度≤0.75mm的非晶粒取向磁钢带材或磁钢薄板，由一种钢制备而成，该钢中除铁之外，还含有通常不可避免的杂质，和任选存在的Mo，Sb，Sn，Zn，W和/或V，以及(以重量％计)
C：＜0.005％
Mn：≤1.0％
P：＜0.8％
Al：＜1％
以及满足关系1.4％＜％Si+2％Al＜2.5％的Si(其中，％Si＝Si含量，％Al＝Al含量)，其中，上述组成的钢在自1300℃的最高初始温度冷却期间，通过一个基本上完全没有纯奥氏体结构(γ相)的温度区间，在该温度区间，所述钢包括奥氏体/铁素体双相多元结构(α，γ多相)，因此，在对热轧之后所获热轧带材进行热轧、腐蚀、冷轧和退火处理之后，所述磁钢薄板在2500A/m的磁场强度中，沿带材或薄板纵向测得的磁极化强度J2500≥1.74T，在J＝1.5T和频率f＝50Hz的条件下，沿带材或薄板纵向测得的磁损耗P1.5(50)＜4.5W/kg。
2.根据权利要求1的非晶粒取向磁钢带材或磁钢薄板，其特征在于：将钢热轧期间出现完全奥氏体结构(γ相)的温度范围限制在小于50℃的跨度内。
3.根据前述权利要求中之任何一项的非晶粒取向磁钢带材或磁钢薄板，其特征在于：其沿纵向测得的磁极化强度J2500≥1.76T。
4.根据前述权利要求中之任何一项的非晶粒取向磁钢带材或磁钢薄板的制备方法，包括如下步骤：
-将一种钢铸造成加工材料，例如板坯、薄板坯或铸造带材，所述钢中除铁之外，还含有通常不可避免的杂质，和任选存在的Mo，Sb，Sn，Zn，W和/或V，(以重量％计)C：＜0.005％，Mn：≤1.0％，P：＜0.8％，Al：＜1％和满足关系1.4％＜％Si+2％Al＜2.5％的Si(其中，％Si＝Si含量，％Al＝Al含量)，
-将所述加工材料采用热轧方法，加工成热轧带材，所述热轧初始温度≤1300℃，调整热轧温度，使材料通过一个基本上完全没有纯奥氏体结构(γ相)的温度区间，在该温度区间，所加工钢具有奥氏体/铁素体双相多元结构(α，γ多相)，
-因此，在对热轧之后所获热轧带材进行包括腐蚀的表面处理、冷轧和退火处理之后，所述磁钢带材或者磁钢薄板在2500A/m的磁场强度中，沿带材或薄板纵向测得的磁极化强度J2500≥1.74T，在J＝1.5T和频率f＝50Hz的条件下，沿带材纵向测得的磁损耗P1.5(50)＜4.5W/kg。
5.根据权利要求4的方法，其特征在于：所述加工钢具有纯奥氏体结构(γ相)的温度范围的跨度小于50℃，而且，在于：控制热轧期间的温度，同时避开该温度跨度。
6.根据权利要求4或权利要求5的方法，其特征在于：在开始热轧处理之前，加工材料的温度最高可达1150℃。
7.根据权利要求6的方法，其特征在于：热轧处理期间达到的轧制终了温度高于800℃。
8.根据权利要求4-7中之任何一项的方法，其特征在于：热轧处理之后，对热轧带材进行卷曲的卷曲机温度低于650℃。
9.根据权利要求4-8中之任何一项的方法，其特征在于：热轧处理包括最终轧制，其在包含多个轧机架的热轧机组中进行。
10.根据权利要求11的方法，其特征在于：最终轧制过程中达到的再成型总量大于75％。
11.根据权利要求10的方法，其特征在于：在所述双相区进行的最终轧制过程中达到的再成型量小于45％。
12.根据权利要求10的方法，其特征在于：在所述双相区进行的最终轧制过程中达到的再成型量至少35％。
13.根据权利要求9的方法，其特征在于：最终轧制完全在相应加工钢完全具有铁素体结构的温度下进行。
14.根据权利要求9以及选自权利要求12或权利要求13中之一的方法，其特征在于：对加工钢的铁素体结构实施的热轧道次采用润滑方式进行。
15.根据权利要求4-14中之任何一项的方法，其特征在于：在腐蚀之前，在热轧带材表面处理期间对其进行机械除鳞处理。
16.根据权利要求4-15中之任何一项的方法，其特征在于：对冷轧之后获得的冷轧带材在带式炉中进行退火处理。
17.根据权利要求16的方法，其特征在于：退火在非脱碳气氛中进行。
18.根据权利要求4-15中之任何一项的方法，其特征在于：对冷轧之后获得的冷轧带材在罩式退火炉中进行退火处理。
19.根据权利要求16或权利要求18的方法，其特征在于：对退火带材采用小于12％的再成型量进行再成型，然后，在高于700℃的温度下进行标准退火，从而获得最终退火的磁钢带材。
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