WO2022123297A1 - Procédée de fabrication d'une bande ou tôle laminée a froid en alliage feco sensiblement equiatomique, une bande ou tôle laminée a froid en alliage feco sensiblement equiatomique, et pièce magnétique decoupee a partir de celle-ci - Google Patents

Procédée de fabrication d'une bande ou tôle laminée a froid en alliage feco sensiblement equiatomique, une bande ou tôle laminée a froid en alliage feco sensiblement equiatomique, et pièce magnétique decoupee a partir de celle-ci Download PDF

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Thierry Waeckerle
Rémy BATONNET
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Aperam
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Definitions

  • the present invention relates to the field of cold-rolled strips and sheets of magnetic materials and parts cut from such strips and sheets, and more particularly strips and sheets of substantially equiatomic FeCo alloy.
  • Magnetic cores in FeCo soft magnetic alloy that are substantially equiatomic (therefore containing substantially equal weight and atomic quantities of Fe and Co), to which are often added about 2% of V, have long been known to allow high densities to be obtained. of power (volume or mass) during energy conversions in electrical engineering. In the case where it is sought to reduce as much as possible the magnetic losses, which are a source of heat dissipation, it is known that it is necessary to reduce the thickness of the strips constituting the core, which have been cut from strips or previous sheets.
  • the Ref 1 casting did not undergo remelting, unlike the other castings, but only a development by vacuum induction (VIM, Vacuum Induction melting), which leads to maintaining the usual inclusionary distribution of Fe-Co alloys, in particular oxides vanadium, silicon, aluminum, magnesium, calcium, etc., but also niobium and aluminum nitrides, silicon carbides. Table 1, which sticks to the composition of the samples, cannot account for this inclusion richness using part of the elements in solution in the metal.
  • VIM Vacuum Induction melting
  • VIM vacuum arc remelting
  • VAR Vauum Arc Remelting
  • washers in the format 36 (external diameter) x 30.5 mm (inner diameter) or 36 (external diameter) x 25 mm (inner diameter), or coiled tori in the format 30 x 20 mm (external and internal diameters respectively) x 10 mm (torus height, corresponding to the strip width) can be made, depending on whether one is interested in a “rotating machine” (washers) or “transformer” (wound torus) application.
  • the materials tested were heat treated for 3 hours under pure hydrogen, at 850°C for samples Ref 1, Ref 2 and Ref 3, at 880°C for samples Ref 4 and Ref 5. Cooling following the heat treatment was in all cases carried out at a rate of 250° C./hour in order to optimize the magnetic performance. It is for this cooling rate that the first magnetocrystalline anisotropy constant K1 (which largely controls the magnetic properties) vanishes.
  • wound toroids are representative of what one would observe in a single-phase or three-phase transformer core type application, while the washers are representative of a rotary actuator type application, particularly at high speed.
  • Table 2 Coercive field and magnetic loss measurements performed on the reference samples in Table 1
  • the object of the invention is to provide manufacturers of strips or sheets of equiatomic FeCo alloys and of products cut from such strips or sheets with a means of obtaining very low magnetic losses, typically 26.5 W/ kg or lower under an induction of 2 T at 400 Hz, without requiring costly development due to the choice of raw materials as in the succession of metallurgical operations.
  • the subject of the invention is a process for manufacturing a cold-rolled strip or sheet of substantially equiatomic FeCo alloy, characterized in that:
  • a hot-rolled sheet or strip is prepared with a thickness (RHG) of between 1.5 and 2.5 mm, and whose composition consists, in weight percentages, of:
  • LAF1 cold rolling
  • TR1 overall reduction rate
  • an intermediate annealing is carried out as the strip or sheet passes through an annealing furnace, leading to partial recrystallization of the strip or sheet, said strip or sheet passing through said annealing furnace at a speed (V), the partial recrystallization rate being 10 to 50%, preferably 15 to 40%, better 15 to 30%, and where the temperature of the strip or sheet, in the useful zone of the furnace having a useful length (Lu), is between Trc and 900°C, preferably between 700 and 880°C, the strip or sheet remaining in this useful zone (Lu) for 15 s to 5 min at a temperature (T ) such that 26°C.min ⁇ (T - Trc).Lu/V ⁇ 160°C.min, preferably 50°C.min ⁇ (T - Trc).Lu/V ⁇ 160°C.min, with T and Trc in °C, Lu in m, V in m/min, and the strip or sheet is cooled on leaving the furnace at a rate of at least
  • a second step of cold rolling (LAF2) of the annealed strip or sheet is carried out, in one or more passes, with an overall reduction rate of 60 to 80%, preferably 65 to 75%, bringing the cold rolled strip or sheet to a thickness (e2) of 0.05 to 0.25 mm;
  • a final annealing (Rf) of the cold-rolled strip or sheet or of a part previously cut from this strip is carried out, for at least 30 min, preferably at least 1 h, at a temperature of 750 to 900°C, preferably from 800 to 900°C, better still between 850 and 880°C, in a neutral or reducing atmosphere, or under vacuum, to obtain complete recrystallization of the strip or sheet or part cut, followed by cooling at a rate of 100 to 500°C/hour, preferably between 200 and 300°C/hour.
  • at least one additional cold rolling cycle (LAFi) + intermediate annealing (Ri) is carried out to bring the cold rolled strip or sheet to a thickness between its thickness after hot rolling (BHR) and the entry thickness of the first cold rolling (LAF1), the passage time of the strip in the useful zone of the furnace, located between Trc and 900°C , during each additional annealing (Ri), leading to total recrystallization of the strip or of the sheet, the intermediate annealings (Ri) having a passage time in the zone of length Lu of the furnace, where the temperature of the strip is located between Trc and 900°C, from 10 s to 10 min, and preferably between 15 s and 5 min, better still between 30 s and 5 min, and being followed by cooling of the strip or of the sheet at the outlet of the furnace at a rate of at least 600°C/hour, preferably
  • the hot rolled strip or sheet can be annealed by cooling the hot rolled strip or sheet from a temperature of between 800 and 1000°C at a rate of at least 600°C/second, preferably at least 1000°C/second, more preferably at least 2000°C/second, down to room temperature.
  • Said annealing can take place directly after hot rolling, without intermediate reheating.
  • the atmospheres of the annealing furnaces can be reducing atmospheres, preferably pure hydrogen.
  • the at least one additional intermediate annealing can be a rolling annealing of the strip or sheet, in an annealing furnace where the temperature of the strip or sheet, in the useful zone of the furnace, is between Trc and 900° C., the strip remaining in this useful zone for 15 s to 5 min, the strip or sheet is cooled on leaving the oven at a rate of at least 600° C./hour, preferably at least 1000° C./hour, better still at least 2000°C/hour, down to a temperature less than or equal to 200°C, and the at least one additional cold rolling (LAFi ) is carried out in one or more passes, with an overall reduction rate of at least 40 %.
  • LAFi additional cold rolling
  • an additional annealing can be carried out as the strip or sheet passes, so that the metal reaches at least 700°C and at most 900°C, for at least 10 seconds and at most 1 hour, preferably 10 seconds to 20 minutes, followed by cooling at a rate of at least 1000°C/hour.
  • the invention also relates to a substantially equiatomic FeCo alloy, characterized in that:
  • composition consists of, in weight percentages:
  • the invention also relates to a magnetic part cut from a substantially equiatomic FeCo alloy, characterized in that it results from the cutting of a strip or a sheet of alloy of the preceding type.
  • the invention also relates to a magnetic core in a substantially equiatomic FeCo alloy, characterized in that it is produced from cut-out magnetic parts of the preceding type.
  • the invention consists above all in obtaining the strip or the sheet by means of a succession of process steps comprising cold rolling in at least two steps, that is to say at at least two cold rolling passes or at least two groups of successive cold rolling passes, these two passes or groups of passes, which will be called LAF1 and LAF2, being separated by a specific intermediate annealing R1 of only partial recrystallization executed in parade between the two passes or the two groups of passes.
  • LAF1 and LAF2 being separated by a specific intermediate annealing R1 of only partial recrystallization executed in parade between the two passes or the two groups of passes.
  • a final static annealing is finally carried out, which leads to obtaining a fully recrystallized strip.
  • These steps are applied to an alloy of well-defined composition, and the treatment conditions lead to the creation, within the cold-rolled and annealed strip or sheet, of a particular texturing according to three main given texture components and in given proportions.
  • this sequence of two cold rollings separated by annealing leading only to partial recrystallization must start on a strip which is 100% recrystallized at the end of the hot rolling and any subsequent treatments.
  • this texture tolerates relatively high levels of impurities in the alloy, in order to obtain low magnetic losses, and makes it possible to obtain magnetic losses which are even particularly low if the impurities are at a low level, the order of what was necessary with the methods of the prior art used for the manufacture of strips and sheets of equiatomic FeCo alloys to obtain only low magnetic losses.
  • Figure 1 which shows, in W/kg, the magnetic losses under a field of 2 T 400 Hz and the recrystallized fraction of various samples, as a function of the magnitude (T - Trc)/V in °C.min/m;
  • Figure 2 which shows, in W/kg, the magnetic losses under a field of 2 T 400 Hz and the recrystallized fraction of various samples, as a function of the quantity (T - Trc).Lu/V in °C. min for a useful oven length (Lu) of 2.6m.
  • T and Trc are expressed in °C, Lu in m, V in m/min
  • the invention relates to substantially equiatomic FeCo alloys, the composition of which is as follows. All percentages are percentages by weight.
  • traces When we speak of the presence of "traces", it must be understood that the element in question may be totally absent, or be present only in the state of impurity, resulting from the simple fusion of the raw materials. and the production of the liquid metal, this content possibly being at the limit of the possibility of the detection of the element by the measuring device used. We include the case where the measuring device would indicate a weak presence of the element whereas its real content would be nil.
  • the Co content is between 47.0 and 51.0%, preferably between 47.0 and 49.5%
  • This content is necessarily close to the equiatomic composition of about 49% Co and 49% Fe for an FeCo alloy, containing, in addition, about 2% V.
  • the equiatomic FeCo binary alloy is known to have, remarkably, both a very high saturation magnetization value Jsat (2.35 T) and a very low magnetocrystalline anisotropy constant K1, that a cooling rate of the order of 250° C./hour (most generally 100 to 500° C./hour, but preferably 200 to 300° C./hour) after the final annealing makes it possible to cancel out or, at least, to greatly reduce it.
  • This low magnetocrystalline anisotropy constant, or even zero determines, to a large extent, the magnetic properties of the alloy in direct current or in low frequency alternating current.
  • the V + W content is between traces and 3.0%, preferably between 0.5 and 2.5%.
  • V and/or W is intended to reduce the weakening ordering speed below 700°C, which allows the annealing, which very preferentially follows hot forming, to keep the metal good ductility for cold rolling.
  • 2% of V also makes it possible to double the electrical resistivity compared to a FeCo without V, which leads to a considerable reduction in magnetic losses at low and, above all, medium frequencies, therefore particularly appreciable over the entire range of electrotechnical applications, typically from a few tens of Hz for low-frequency terrestrial applications, and a few hundred to a few thousand Hz typically for aeronautical applications (generator, transformer, smoothing inductance).
  • the sum of the Ta and Zr contents is between traces and 0.5%.
  • Ta and Zr like V and W, slow down the speed of ordering.
  • An addition of 0.2% of Ta has the same effect as 2% of V and W on this point.
  • Ta and Zr have no influence on the electrical resistivity, and the addition of V and W is therefore preferred for the usual intended uses for the alloys concerned by the invention.
  • the Nb content is between traces and 0.5%, preferably between traces and 0.1%.
  • Nb can be interesting to avoid the appearance of embrittling phases during the possible reheating which precedes the annealing of the hot-formed semi-finished product, and thus to allow the success of cold rolling.
  • Nb is a powerful inhibitor of grain growth, and it makes it much more difficult during final Rf static annealing. The achievement of good magnetic properties is therefore compromised if the Nb content is too high.
  • Nb easily combines with C, N and O to form carbides, nitrides, carbonitrides or oxides, which help to inhibit grain growth and degrade magnetic properties directly (by entrapment of Bloch walls) or indirectly (by grain size limitation).
  • Si content is between traces and 3.0%, in some cases between traces and 0.1%.
  • the Cr content is between traces and 3.0%, in some cases between traces and 0.1%.
  • Si and Cr are renowned for their ability to significantly increase the electrical resistivity of materials. But in the specific case of equiatomic FeCo alloys, this function is, or may be, already ensured by V, W, Ta, Zr. And Cr and Si do not reduce the ordering rate, unlike V, while this reduction is very preferable for the alloys used in the invention.
  • Si and/or Cr tends to reduce the magnetic losses, thus making it possible to increase the frequencies and magnetic inductions of work. We can then increase the power density, or reduce the negative impact of the reduction in induction at saturation. For some particular applications in which the reduction of magnetic losses is of significant importance, the addition of Si and/or Cr can therefore be globally advantageous.
  • the Ni content is between traces and 5.0%, preferably between traces and 0.1%.
  • Ni is a ferromagnetic element, but it is clearly less interesting than Fe and Co for the saturation magnetization Jsat, and has no advantage for the lowering of the magnetocrystalline anisotropy constant K1 and the increase of the resistivity. On the other hand, it provides an improvement in ductility which can be advantageous for cold rolling. An addition of Ni up to 5.0% is tolerated, but in many In this case, it will not be necessary to add Ni, and the preferred maximum content of 0.1% will often simply correspond to the Ni present in the raw materials. Moreover, a lack of addition of Ni contributes to limiting the cost of the alloy.
  • the Mn content is between traces and 2.0%, preferably between traces and 0.1%.
  • Mn does not have any particularly favorable or unfavorable properties, other than a reduction in Jsat with no benefits that might outweigh it. Up to 2.0% can be added, but preferably content resulting from the simple fusion of the raw materials, hence the preferred maximum of 0.1%.
  • the C content is between traces and 0.02%, preferably between traces and 0.01%.
  • the aim is thus to ensure the absence of carbide precipitation, and above all to avoid the formation of clusters of C atoms which would degrade the magnetic properties, by trapping the Bloch walls, as the material is used.
  • the S content must not exceed 50 ppm (0.005%) because it tends to form, during hot transformation, fine precipitates of sulphides such as MnS, which will be very unfavorable to the magnetic properties of the material, increasing the coercive field Hc (and therefore the losses by hysteresis) and by reducing the magnetic permeability p, therefore by increasing the ampere-turns necessary for the magnetization of the magnetic yoke, which goes in the direction of an increase in heating of the windings by Joule effect and a degradation of the efficiency of the machine.
  • the addition of S has no favorable effect.
  • P tends to form phosphides (of V for example) which, like sulphides, are precipitates interacting with the Bloch walls (trapping), thus degrading the magnetic properties as for S.
  • the P content is limited to at most 150 ppm (0.015%), and preferably at most 70 ppm (0.007%).
  • Mo does not bring a significant reduction in the ordering, compared to V. Moreover, this element is relatively expensive and does not carry a magnetic moment, so its addition would reduce the magnetization at saturation (Jsat), while increasing the material price. Its presence in the alloy is typically limited to 0.3%, and preferably to 0.1% maximum.
  • Cu is relatively expensive, does not carry a magnetic moment, and also tends to promote the formation of copper clusters in iron-rich matrices, which will act as precipitates on the Bloch walls, resulting in degradation.
  • N and O are, like S and P, oxidants on the chemical level, and therefore have great facility in forming non-magnetic precipitates, interacting unfavorably with the Bloch walls, thus significantly degrading Hc (increasing it) and (by reducing it): the more N and O there are in the matrix, the greater the risk that these elements will encounter, when hot, oxidizable elements such as Fe, Co, Mn, V, W, Ta, Zr, Nb , Ti, Ca, Mg, Al, Si, La... present in the matrix either in very large quantities (Fe, Co...) or as unavoidable residuals (Ca, Mg, Ti, Al).
  • oxidizable elements such as Fe, Co, Mn, V, W, Ta, Zr, Nb , Ti, Ca, Mg, Al, Si, La... present in the matrix either in very large quantities (Fe, Co...) or as unavoidable residuals (Ca, Mg, Ti, Al).
  • VI M vacuum melting of the raw materials
  • VAR vacuum remelting
  • ESR under slag
  • Si, Mn but especially Al, Ti, Ca, Mg, or rare earths like La have a great affinity for oxidants like O, N, S, and even for C, and can then form various precipitates (oxides, nitrides, sulphides, carbides) very degrading for the magnetic properties.
  • Remelting operations VAR, ESR
  • VAR, ESR Remelting operations
  • the target is therefore at most 100 ppm of Al (0.01%) and preferably at most 20 ppm of Al (0.002%), at most 100 ppm of Ti (0.01%) and preferably at most 20 ppm of Ti (0.002%), at most 50 ppm of Ca + Mg, and preferably at most 10 ppm of Ca + Mg.
  • the particular aim is to obtain a liquid bath in the VIM with a very low chemical activity of oxygen before the addition of the rare earths.
  • the rest of the alloy is made up of Fe and impurities resulting from the elaboration.
  • the composition of the alloy gives it a complete recrystallization temperature which is generally around 700°C, whereas the onset of recrystallization begins around 600°C after the restoration phenomenon (which produced at about 500-600°C).
  • t u the time (which we will call “useful time”, and which will be designated by "t u ") during which the material remains in the recrystallization zone of the annealing furnace (in other words, in the zone where the temperature of the oven is at least 600° C.) during the travel of the strip in the annealing oven at the speed V, and which can be measured experimentally or determined by calculation using known models of the skilled person.
  • Trc critical recrystallization temperature Trc, from which the material begins its recrystallization
  • Trc 600°C.
  • steps aim to prepare a semi-finished product suitable for being cold rolled to obtain a strip or sheet of equiatomic FeCo alloy (thus containing approximately as much Fe as Co, both in weight percentages and in atomic percentages since these two elements, immediately neighbors in the periodic table of elements, have very similar atomic masses, 55.8 and 58.9 g/mol respectively), whose composition is comparable to that of known equiatomic FeCo alloys.
  • a hot-formed semi-finished product is thus obtained, typically in the form of a strip, with a thickness 6HR of between 1.5 and 2.5 mm, typically of the order of 2 mm. Above 2.5 mm in thickness, there is a risk of no longer being able to extract the heat quickly enough, even by annealing, to avoid ultra-fast and weakening ordering.
  • the strip obtained is subjected, not necessarily but very preferentially, to annealing.
  • This treatment makes it possible to avoid to a very large extent the order/disorder transformation in the material, so that the latter remains in an almost disordered structural state, little changed compared to its structural state obtained by hot rolling at a higher temperature. to Trc, and which, therefore, is sufficiently ductile to be able to be cold rolled.
  • the annealing therefore allows the hot strip to be then assuredly cold rolled without difficulty up to the final thickness of the rolling sequence at cold, regardless of its thickness if it is not greater than 2.5 mm, and regardless of its composition, if it is within the limits set by the invention.
  • the annealing can be carried out directly at the hot rolling exit, therefore without intermediate heating of the strip, if the temperature of the strip at the end of rolling is sufficiently high and if the hot rolling installation allows it, or, in otherwise, after reheating the strip to a temperature above the order/disorder transformation temperature.
  • either the still hot metal, following its hot rolling, is violently cooled (typically at least 200°C/second, preferably at least 1000°C/second, better still at least 2000°C/second), at the water for example, at the outlet of the hot rolling installation, from a temperature of 800 to 1000° C. down to ambient temperature;
  • the metal must be in a 100% recrystallized state, unless this total recrystallization is obtained by one or more additional annealings which will be carried out before the LAF1-R1-LAF2 sequence, this sequence being one of the main elements of the invention, as we have seen.
  • the hot-rolled product is a sheet not intended to be coiled, and if it is realized, during preliminary tests, that 100% recrystallization is not already systematically obtained after hot rolling, it is possible to adjust the conditions of the hot rolling and its ancillary operations to obtain this 100% recrystallized state with certainty, by acting on the duration of the reheating preceding the hot rolling or by slowing down the cooling which follows the hot rolling, for example by placing the sheet under a hood.
  • the metal is preferably and conventionally subjected to an operation of chemical pickling and/or mechanical descaling of the hot rolled strip to prevent the encrustation of scale in the strip surface during subsequent laminations. This operation does not influence the microstructure of the strip and is therefore not an element of the invention.
  • a first LAF1 cold rolling of this 100% recrystallized semi-finished product with an initial thickness e R is then carried out, in one or more passes, which destroys the initial recrystallized microstructure. Polishing can be done before the first pass or between two passes.
  • the semi-finished product is thus brought to a thickness e1 less than or equal to 1 mm, preferably less than or equal to 0.6 mm, generally between 0.5 mm and 0.2 mm, typically 0.35 mm, and which can go down to 0.12 mm, which corresponds, according to the invention, to an overall reduction rate TR1 at the first cold rolling LAF1 of between 70 and 90%.
  • An intermediate annealing R1 is then carried out on this semi-finished product, in a passing furnace.
  • This intermediate annealing R1 according to the invention is necessarily carried out on the run in order to be able to obtain, at the outlet of the annealing furnace, sufficiently high forced cooling rates, that is to say at least 600° C./hour, preferably at least 1000°C/hour, better still at least 2000°C/hour, which can only be reached if the strip is unwound, and is therefore not in coil form as it would be in an annealing furnace static.
  • Intermediate annealing R1 is performed at a temperature such that the alloy is in the disordered ferritic phase. This means that the temperature is between the order/disorder transformation temperature of the alloy and the ferritic/austenitic transformation temperature of the alloy.
  • the temperature of the atmosphere of the furnace in the useful length Lu of the furnace of annealing must, in practice, be between Trc and 950°C. Lu is the "useful length" of the furnace, i.e. the length of the path of the strip in the furnace over which the strip itself, and not only the atmosphere of the furnace, is actually at a higher temperature at Trc.
  • the atmosphere of the annealing furnace is preferably a reducing atmosphere, therefore consisting of pure hydrogen or a hydrogen-neutral gas mixture (argon or nitrogen).
  • a neutral atmosphere Ar and/or nitrogen for example
  • having a reducing atmosphere ensures that parasitic air inlets or insufficient purity of the neutral gas will not risk causing surface oxidation of the strip which would be detrimental to the proper execution of the cold rolling which will follow.
  • the temperature of the strip in the useful length Lu of the annealing furnace is, as said, between the temperature at the start of recrystallization Trc (which can be considered, with a good approximation, as equal to 600°C, taking into account the compositions of the strip to which the invention is addressed and which are located in a limited range) and 900° C., preferably between 700 and 900° C. to obtain more assuredly a partial recrystallization, but nevertheless sufficient for all the alloy compositions concerned by the invention.
  • the effective temperature of the furnace atmosphere must be chosen accordingly, also taking into account the fact that the strip takes more or less time to heat up after entering the furnace, and that the nature of this atmosphere can also influence this warm-up time.
  • Pure hydrogen is the usual gas which is the most favorable from this point of view, but heat transfers in the furnace can also be improved by setting up a forced convection regime, so that less favorable gaseous atmospheres less heat transfer than pure hydrogen, but more easily manageable from the point of view of the operational safety of the furnace, can be used.
  • Helium would provide even better heat transfers than hydrogen and would pose fewer safety problems, but it is much more expensive and is not reducing.
  • the strip must remain in this temperature range for a period of 15 s to 5 min. At least for the shortest durations and the highest annealing temperatures R1, this can lead to imposing on the atmosphere of the furnace a temperature a little higher than 900°C, for example 950°C.
  • 900°C 900°C
  • a person skilled in the art will be able to determine experimentally, depending on the products he processes, their running speed and the precise characteristics of his oven, which temperatures in the oven would be suitable for the strip itself to reach a temperature to the present invention, and this for a period also in accordance with the invention, the objective being to obtain only partial recrystallization of the strip.
  • the speed V of passage of the strip in the oven can be adapted, taking into account the length of the oven, so that the passage time in the homogeneous temperature zone of the oven is from 10 s to 10 min, and preferably between 15 sec and 5 min.
  • the residence time at a temperature between Trc and 900° C. must be greater than 15 s, better still greater than 30 s, especially if the heat transfer conditions are not optimal.
  • the speed For an industrial furnace of the order of one meter in length, the speed must be greater than 0.1 m/min.
  • the running speed must be greater than 2 m/min, and preferably from 7 to 40 m/min. In general, the person skilled in the art knows how to adapt the running speeds according to the length of the ovens at his disposal.
  • the processing furnace on the parade used can be of any type.
  • it may be a conventional resistance furnace or else a heat radiation furnace, a Joule effect annealing furnace, a fluidized bed annealing installation, or any other type of furnace.
  • the strip On leaving the oven, the strip must be cooled at a sufficiently high rate to avoid a total order-disorder transformation during cooling.
  • a hot-rolled strip approximately 2 mm thick which must, in the vast majority of cases, be annealed in order to then be able to be rolled cold without difficulty, a thin cold-rolled strip (0.12 to 0.6 mm), intended to be then cold-rolled again, only undergoes a slight partial ordering, to the point that the low degree of brittleness achieved does not require the annealing as mentioned above, and which is carried out, very preferably, after the hot rolling.
  • the cooling rate must be, above 200° C., at least 600° C./hour, preferably at least 1000° C./hour and, more preferably at least 2000°C/hour. Cooling by forced convection or spraying of cooling fluid is therefore, in practice, necessary to reach the targeted minimum speed.
  • the order/disorder transformation no longer changes significantly, and the cooling rate between 200°C and ambient temperature no longer matters from this point of view.
  • the cooling rate can be as high as is theoretically possible given the thickness of the strip and the cooling means available. However, in practice it is not useful to exceed 50,000° C./hour. A speed of between 2,000° C./hour and 10,000° C./hour is most often sufficient, and forced convection is generally sufficient to obtain it.
  • the annealing carried out before the last cold rolling (namely the intermediate annealing R1) must (for the first) and can (for the second) respect the two following inequalities, depending on the temperature of the strip T in ° C, the useful length of the furnace Lu (length over which the temperature T of plateau or maximum of the furnace is above the temperature Trc of beginning of recrystallization of the strip for annealings of a few minutes, temperature Trc which one takes equal to 600°C with a good approximation for all the alloys concerned by the invention) in m, the strip speed V in m/min:
  • a second cold rolling sequence LAF2 is carried out in one or more passes, which typically gives the strip a thickness e2 of between 0.05 and 0.25 mm, preferably between 0.07 and 0.20mm.
  • e2 is, in general, the target final thickness for cold-rolled strip.
  • the degree of reduction TR2 of this second cold rolling LAF2 is, according to the invention, between 60 and 80%, preferably between 65 and 75%.
  • LAF1 and LAF2 and an intermediate annealing R1 with this sequence LAF1-R1-LAF2 following the hot rolling and preceding the final static annealing Rf, is the typical preferred case of the invention
  • a greater number of cold rollings and intermediate annealings can be provided, in addition to LAF1, R1 and LAF2 executed as just described.
  • These additional cold rolling and intermediate annealings may be denoted by LAFi and Ri, respectively, and are performed from the hot rolled and cooled semi-finished product according to the invention.
  • the semi-finished product must be 100% recrystallized after the last of the annealings Ri, so as to start the LAF1-R1-LAF2 sequence according to the invention. on a 100% recrystallized microstructure, for the reasons indicated above with regard to the case where cold rolling(s) and annealing(s) are not carried out before this sequence.
  • the invention extends to cases where there would be several such additional cycles LAFi-Ri adding to LAF1-R1-LAF2 and all being executed before LAF1.
  • the annealing R1 carried out before the last cold rolling LAF2 must be carried out, depending on the maximum strip temperature T, the useful length of the furnace Lu (length over which the plateau or maximum temperature T of the furnace is above Trc temperature strip recrystallization start temperature for annealings of a few minutes, here 600°C), with a strip speed V (in m/min) such as:
  • This intermediate annealing Ri-n°1 is followed by cooling at a rate greater than 600° C. per hour, and preferably greater than 1000° C. per hour or even 2000° C./hour. In practice, it is not useful to exceed 10,000° C./hour and a speed of between 2,000° C./hour and 3,000° C./hour is generally sufficient.
  • a second LAFi-n°2 cold rolling is carried out with a TRi-n°2 rate of at least 40% up to a thickness ei-n°2 of at most 0.96 mm, then a second annealing intermediate Ri-n°2 followed by cooling at a rate greater than 600° C. per hour, and preferably greater than 1000° C./hour, or even 2000° C./hour. In practice, it is not useful to exceed 10,000°C/hour and a speed between 2,000°C/hour and 3,000°C/hour is generally sufficient.
  • This Ri-n°2 annealing is characterized by the fact that the passage time in the useful zone of the furnace, where the strip is subjected to a temperature situated between Trc and 900°C, i.e. from 10 s to 10 min, and preferably between 15 s and 5 min, better still between 30 s and 5 min, and also by the fact that the metal is 100% recrystallized at the end of the Ri-n°2 annealing.
  • the first cold rolling LAF1 is carried out, which must be between 70 and 90%, which is chosen here at 80%, which leads to a thickness of the strip e1 of at most 0.19 mm.
  • the 100% recrystallized microstructure from Ri-n°2 is thus destroyed.
  • the partial recrystallization annealing R1 is then carried out, followed by cooling at a rate greater than 600° C. per hour, and preferably greater than 1000° C./hour, or even 2000° C./hour. In practice, it is not useful to exceed 10,000°C/hour and a speed between 2,000°C/hour and 3,000°C/hour is generally sufficient.
  • cold rolling LAF2 which is the fourth cold rolling in this example.
  • LAF2 must have a reduction rate between 60 and 80%, and 70% is chosen here, which produces a strip with a final thickness e2 of, at most, 0.06 mm.
  • a final static Rf annealing of total recrystallization is carried out, typically between 850 and 890° C. under a reducing atmosphere for several hours, for example at 880° C. under pure hydrogen for 3 h, followed by cooling at a rate of 100 to 500° C./hour, preferably between 200 and 300° C./hour, to greatly reduce or eliminate the magnetocrystalline anisotropy constant K1.
  • the passage time in the useful zone of the oven, where the strip is subjected to a temperature between Trc and 900°C must be from 10 s to 10 min, and preferably between 15 s and 5 min, better still between 30 s and 5 min.
  • a static Rf annealing is applied typically lasting more than 30 min, preferably more than 1 hour, at a temperature between 750 and 900° C., preferably between 800 and 900° C., and better still between 850 and 880° C., either under vacuum, or under a non-oxidizing protective atmosphere, therefore neutral or reducing, for example under nitrogen, under a nitrogen-hydrogen or argon-hydrogen mixture, under an inert gas such as argon, and preferably under pure hydrogen.
  • the cooling which follows the final Rf annealing can be carried out at any speed, but preferably between 100° C./hour and 500° C./hour, and better still between 200 and 300° C./hour.
  • the optimum magnetic properties are obtained for zero K1, therefore for optimized cooling rates situated in the aforementioned range, therefore most typically around 250° C./hour.
  • Table 3 shows the compositions of the five alloys used, given in weight percentages. Alloys 1 and 4 were produced with a single remelting, from new, and therefore expensive, raw materials.
  • the other alloys 2 (which is the one designated by "Ref 1" in table 1 and whose composition is in accordance with that which can be used in the present invention), 3 and 5 were produced without remelting from ordinary raw materials, therefore with as low a cost as possible.
  • the Mn, S, Ni, Cu, Nb contents of alloy 1 which result from the melting of the raw materials and the conditions for producing the liquid metal and not from an addition of these elements, are lower than those of these same elements in the other alloys and show that, in this case, raw materials of very good purity were used.
  • the ingots (dimensions 200 x 500 x 2500 mm) made of these alloys were hot rolled, then subjected to annealing, without which experience shows that the strips are at high risk of breaking during cold rolling if this is carried out on products with an initial thickness of more than 2 mm.
  • the microstructure of the strip is 100% recrystallized, and is a mixture of primary ferrite and quench martensite from the austenitic phase (which was in equilibrium with the primary ferrite at 950°C), a mixture to which secondary ferrite is added conversion, formed from austenite. Then the hot strips underwent either a simple cold rolling, or a double cold rolling LAF1 and LAF2 with intermediate annealing R1, to obtain cold strips.
  • Table 4 Results of the tests according to the invention and of the comparative tests
  • the example of the first two lines of the table relating to alloy 5 clearly shows the favorable contribution (which here is sufficient on the washers but insufficient on the toroids for a (T-Trc).LuZV of 42°C.min) of a double cold rolling process compared to a single cold rolling process.
  • the third line of the table which corresponds to a value of (T-Trc).Lu/V located in the preferred range 50-160°C.min, shows the additional advantage that there is to be placed in this range preferred to further reduce magnetic losses, here by an additional 4%.
  • Tests with simple lamination, whether or not there was a reflow, are considered as reference tests.
  • the tests carried out on alloy 1 with simple rolling and an ingot having undergone ESR remelting are typical of materials intended for transformer cores, for which losses less than or equal to 26.5 W/kg under 2 T and 400 Hz are desired, and achieved in this case at the cost of performing an expensive reflow.
  • the test carried out on alloy 2 not remelted but with simple cold rolling is typical of a material intended for the rotors of rotating machines. As they do not include intermediate annealing, the relationship T-Trc).Lu/V has no meaning in their case, hence the expression “not relevant” in the corresponding cells of Table 4.
  • the A component is even more predominant than in the work-hardened state (40% against 25%), and is approximately 8 times stronger than the components B and C.
  • the ratios between the components A, B and C are almost not affected compared to what they were at the time of the invention. hardened state, and the amplitudes of these components remain close, even very close, to each other (between 7 and 16% approximately each), and component A is no longer necessarily predominant.
  • component ⁇ 001 ⁇ 110> disoriented at a maximum of 15° (component A of Table 5);
  • the rest of the material being made up of other texture components, disoriented by at most 15°, each representing a maximum of 15% in surface area or in volume, the covering of said other texture components with any of the components ⁇ 001 ⁇ ⁇ 110>, ⁇ 111 ⁇ 112> and ⁇ 111 ⁇ 110> not exceeding 10% of the surface or volume of any of these three preceding components.
  • a component X2 a little further from A and satisfying the criterion of ⁇ 10%, such as for example X2- ⁇ 320 ⁇ 011> disoriented at 15° around the ideal component (320)[001] which forms an angle of 33.69 degrees with respect to (100)[001],
  • the three texture components considered are those which are the most characteristic for the invention, because they are the most sensitive to the passage from a single cold rolling to a double cold rolling, and are typically those which have the highest proportions. high in the final product. Tests were carried out from alloy 2, of composition given in Table 3, by the same procedure as during the preceding tests. He therefore underwent the following treatment:
  • Magnetic losses were measured on 0.1 mm thick washers with inside/outside diameters of 25/36 mm or 29.5/36 mm.
  • Table 6 shows the magnetic hysteresis characteristics measured in direct current: maximum induction of the cycle Bm for a maximum field of 20 Oe, the remanence Br of this same cycle at a maximum field of 20 Oe, the ratio of Br and of the induction maximum Br/Bm, the coercive force Hc, as a function of the annealing conditions on the run (temperature T and strip speed V). It also shows the magnetic losses observed at 2 T, 400 Hz, as well as an index equal to (T - 600). tu, which is representative of the quantity of energy supplied during the intermediate annealing and is defined with respect to the temperature at the start of recrystallization Trc of the material, which is here 600°C.
  • Lu is the "useful length” of the oven, i.e. the length of the path of the strip in the oven over which the strip is at a temperature higher than Trc, and the "useful time” t u (in min ) is the time the strip stays in this useful length of the oven. It also shows the surface or volume (which is equivalent) proportions of the three characteristic texture components of the invention.
  • Figures 1 and 2 show, for the examples which were 100% recrystallized before LAF1, the magnetic losses at 2 T and 400 Hz and the recrystallized fraction of the samples as a function of the quantities (T - 600)/V and (T - 600).Lu/V respectively, as defined above, 600°C being the value of Trc. It appears (FIG. 1) that these magnetic losses after LAF2 and Rf, all other things being equal, are lower the lower the magnitude (T - 600)/V (V being the speed of the strip).
  • the first example in Table 6 has a recrystallization rate at R1 of 40%, and magnetic losses of 26 W/kg at 2 T, 400 Hz after final annealing, which is just below the accepted maximum of 26, 5W/kg. It illustrates the fact that a value of (T-600)/V between 60 and 80 °C.min/m may be suitable for the present case, but not optimal.
  • this intermediate annealing R1 does not have the desired metallurgical effect, and everything happens as if, from the point of view of the problems that the invention aims to solve, there was no intermediate annealing, and that the or the cold rollings subsequent to the first of them constituted only additional passes constituting, taken together, a single cold rolling stage.
  • the final static Rf annealing can be carried out on parts cut from the cold rolled strip (for example rotors, stators, elements of transformer cores).
  • the Rf static annealing can be carried out on the coiled cold-rolled strip, then carried out on the statically annealed strip a new annealing, this time on the run, under a reducing atmosphere (preferably pure hydrogen), under conditions of running speed and length and temperature of the furnace which allow the strip to reach a temperature of between 700 and 900°C for 10 s to 1 h, preferably 10 s to 20 min.
  • This temperature corresponds to the disordered ferritic domain, which must be reached before the start of a sufficiently rapid temperature drop. It ends with relatively rapid cooling (at least 1000°C/hour). This new annealing and the subsequent cooling make it possible to improve the cuttability of the strip, and this proves advantageous for certain applications for which the final part (or an assembly of such final parts) must be cut with great precision or in difficult conditions. They have no influence on the texture of the tape. Beyond 900°C, a phase transformation would be obtained which would degrade the properties.

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Abstract

Bande ou tôle laminée à froid en alliage FeCo sensiblement équiatomique, et pièce magnétique découpée à partir de celle-ci Procédé de fabrication d'une bande ou tôle laminée à froid en alliage FeCo. On prépare une tôle ou bande laminée à chaud entièrement recristallisée d'épaisseur 1,5 - 2,5 mm et de composition : 47,0% ≤ Co ≤ 51,0%; traces ≤ V + W ≤ 3,0%; traces ≤ Ta + Zr ≤ 0,5%; traces ≤ Nb ≤ 0,5%; traces ≤ B ≤ 0,05%; traces ≤ Si ≤ 3,0%; traces ≤ Cr ≤ 3,0%; traces ≤ Ni ≤ 5,0%; traces ≤ Mn ≤ 2,0%; traces ≤ O ≤ 0,03%; traces ≤ N ≤ 0,03%; traces ≤ S≤ 0,005%; traces ≤ P≤ 0,015; traces ≤ Mo ≤ 0,3%; traces ≤ Cu ≤ 0,5%; traces ≤ Al ≤ 0,01%; traces ≤ Ti ≤ 0,01%; traces ≤ Ca + Mg ≤ 0,05%; traces ≤ terres rares ≤ 500 ppm; le reste étant du fer et des impuretés. On procède à une première étape de laminage à froid avec un taux de réduction de 70 à 90%, pour amener la bande ou tôle à une épaisseur ≤ 1 mm. On procède à un recuit intermédiaire au défilé, conduisant à une recristallisation partielle de la bande ou tôle, défilant à une vitesse (V), et où sa température, dans la zone utile du four de longueur utile (Lu), est comprise entre Trc et 900°C, la bande ou tôle y séjournant pendant 15 s à 5 min à une température (T) telle que 26°C.min ≤ (T - Trc).Lu/V ≤ 160°C.min. On refroidit la bande ou tôle à au moins 600°C/heure. On procède à une deuxième étape de laminage à froid de la bande ou tôle recuite, avec un taux de réduction de 60 à 80%, pour amener la bande ou tôle à une épaisseur de 0,05 à 0,25 mm. Et on procède à un recuit final (Rf) de la bande ou tôle laminée à froid, pour obtenir une recristallisation complète suivi par un refroidissement à 100 à 500°C/heure. Pièce magnétique, telle qu'un noyau magnétique, obtenue à partir d'une bande ou tôle réalisée par ce procédé.

Description

PROCÉDÉE DE FABRICATION D'UNE BANDE OU TÔLE LAMINÉE A FROID EN ALLIAGE FECO SENSIBLEMENT EQUIATOMIQUE, UNE BANDE OU TÔLE LAMINÉE A FROID EN ALLIAGE FECO SENSIBLEMENT EQUIATOMIQUE, ET PIÈCE MAGNÉTIQUE DECOUPEE A PARTIR DE CELLE-CI
La présente invention concerne le domaine des bandes et tôles laminées à froid en matériaux magnétiques et les pièces découpées à partir de telles bandes et tôles, et plus particulièrement les bandes et tôles en alliage FeCo sensiblement équiatomiques.
Les noyaux magnétiques en alliage magnétique doux FeCo sensiblement équiatomiques (renfermant donc des quantités pondérales et atomiques de Fe et de Co sensiblement égales), auxquels s’ajoutent souvent environ 2% de V, sont connus depuis longtemps pour autoriser l’obtention de fortes densités de puissance (volumique ou massique) lors de conversions d’énergie en électrotechnique. Dans le cas où on cherche à réduire autant que possible les pertes magnétiques, qui sont une source de dissipation thermique, il est connu qu’il faut réduire l’épaisseur des feuillards constituant le noyau, qui ont été découpés à partir des bandes ou des tôles précédentes.
Dans la pratique industrielle, il est courant de produire des bandes et tôles laminées à froid en FeCo équiatomiques d’épaisseur 0,1 mm environ. Cependant, les pertes magnétiques qui sont associées à ces matériaux sont encore considérées comme insuffisamment abaissées. Un abaissement supplémentaire peut être obtenu en produisant des bandes et tôles de haute pureté en éléments résiduels et en inclusions, grâce à l’utilisation de matières premières neuves et à l’exécution d’une ou de multiples refusions lors de l’élaboration du métal sous forme d’un lingot. On peut ainsi obtenir, pour un feuillard de 0,1 mm d’épaisseur, des pertes magnétiques basses, de l’ordre de 25 W/kg à 400 Hz pour une induction sinusoïdale maximale de 2 T. Ce mode d’élaboration est cependant coûteux car il nécessite au moins une refusion supplémentaire par rapport aux alliages FeCo équiatomiques usuels.
A titre d’exemple, on observe les résultats suivant sur des échantillons de métal de référence ayant les compositions suivantes, en pourcentages pondéraux, résumées dans le tableau 1. Les éléments non cités ne sont, au plus, présents qu’à titre d’impuretés (traces), résultant de l’élaboration, et sans influence métallurgique.
Figure imgf000003_0001
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Tableau 1 : Compositions de coulées de référence Ref 1 à Ref 5
La coulée Ref 1 n’a pas subi de refusion, contrairement aux autres coulées, mais seulement une élaboration par induction sous vide (VIM, Vacuum Induction melting), ce qui conduit à conserver la distribution inclusionnaire usuelle des alliages Fe-Co notamment les oxydes de vanadium, de silicium, d’aluminium, de magnésium, de calcium, etc, mais aussi des nitrures de niobium et d’aluminium, des carbures de silicium. Le tableau 1, qui s’en tient à la composition des échantillons, ne peut rendre compte de cette richesse inclusionnaire utilisant une partie des éléments en solution dans le métal.
Les refusions des coulées Ref 2 à Ref 5 ont été effectuées sur des coulées d’abord élaborées par VIM, sans ajout de N b, par le procédé de refusion par arc sous vide, appelé aussi VAR (Vacuum Arc Remelting), ce qui a pour principal effet d’éliminer ou de fragmenter une notable partie des précipités stables (oxydes, carbures, nitrures) de la matrice métallique issue du VIM, et aussi d’éliminer directement par la mise sous vide une partie des impuretés non précipitées dans la matrice (S, N, O).
Ces coulées de référence ont été transformées à chaud, par blooming et passage au train à bandes (laminage à chaud), en bandes d’épaisseur 2 mm, puis hypertrempées, avant un simple laminage à froid jusqu’à une épaisseur de 0, 1 mm.
Dans cet état final d’épaisseur, des rondelles de format 36 (diamètre extérieur) x 30,5 mm (diamètre intérieur) ou 36 (diamètre extérieur) x 25 mm (diamètre intérieur), ou des tores enroulés en format 30 x 20 mm (diamètres extérieur et intérieur respectivement) x 10 mm (hauteur du tore, correspondant à la largeur de bande) peuvent être réalisés, selon qu’on s’intéresse à une application « machines tournantes » (rondelles) ou « transformateur » (tore enroulé).
Dans tous les cas, les matériaux testés ont été traités thermiquement pendant 3 h sous hydrogène pur, à 850°C pour les échantillons Ref 1, Réf 2 et Réf 3, à 880°C pour les échantillons Réf 4 et Réf 5. Le refroidissement suivant le traitement thermique a dans tous les cas été effectué à une vitesse de 250°C/heure afin d’optimiser les performances magnétiques. C’est pour cette vitesse de refroidissement que la première constante d’anisotropie magnétocristalline K1 (qui contrôle pour une large part les propriétés magnétiques) s’annule.
Les tores enroulés sont représentatifs de ce que l’on observerait dans une application de type noyau de transformateur monophasé ou triphasé, alors que les rondelles sont représentatives d’une application de type actionneur rotatif, en particulier à vitesse élevée.
Les résultats des mesures de champ coercitif Hc, des pertes à 2 T et 400 Hz et l’accroissement des pertes observées entre les rondelles et les tores sont résumés dans le tableau 2
Figure imgf000005_0001
Tableau 2 : Mesures de champ coercitif et de pertes magnétiques effectuées sur les échantillons de référence du tableau 1
On voit que l’utilisation d’une refusion permet de réduire de 30% environ les pertes magnétiques sur les tores (comparaison de Réf 1 avec Ref 2 ou Ref 3 en tores enroulés), ce qui est très important pour de nombreuses applications. On voit aussi que selon que la mesure est réalisée sur les tores selon la direction de laminage DL, ou qu’elle est réalisée sur les rondelles en utilisant, donc, toutes les directions de la tôle, les pertes magnétiques sont supérieures de 5 à 10% dans le cas des tores. Cela dénote une certaine anisotropie des performances dans le plan de laminage.
En revanche l’élévation de la température de recuit final, par un passage de 850 à 880°C, réduit significativement le niveau des pertes magnétiques aussi bien sur tores que sur rondelles, comme le montrent les comparaisons de Ref 2 et Ref 4 d’une part, et de Ref 3 et Ref 5 d’autre part.
Le but de l’invention est de proposer aux fabricants de bandes ou de tôles d’alliages FeCo équiatomiques et de produits découpés à partir de telles bandes ou tôles un moyen d’obtenir de très faibles pertes magnétiques, typiquement de 26,5 W/kg ou plus basses sous une induction de 2 T à 400 Hz, sans nécessiter une élaboration coûteuse de par le choix des matières premières comme dans la succession des opérations métallurgiques.
A cet effet, l’invention a pour objet un procédé de fabrication d’une bande ou d’une tôle laminée à froid en alliage FeCo sensiblement équiatomique, caractérisé en ce que :
- on prépare une tôle ou bande laminée à chaud d’épaisseur (GHR) comprise entre 1 ,5 et 2,5 mm, et dont la composition consiste, en pourcentages pondéraux en :
* 47,0% < Co < 51 ,0% ; de préférence 47,0% < Co < 49,5% ;
* traces < V + W < 3,0% ; de préférence 0,5% < V + W < 2,5% ;
* traces < Ta + Zr < 0,5% ;
* traces < Nb < 0,5%, de préférence traces < Nb < 0,1% ;
* traces < B < 0,05% ; de préférence traces < B < 0,005% ;
* traces < Si < 3,0% ;
* traces < Cr < 3,0% ;
* traces < Ni < 5,0% ; de préférence traces < Ni < 0,1% ;
* traces < Mn < 2,0% ; de préférence traces < Mn < 0,1% ;
* traces < C < 0,02% ; de préférence traces < C < 0,01% ;
* traces < O < 0,03% ; de préférence traces < O < 0,01 % ;
* traces < N < 0,03% ; de préférence traces < N < 0,01% ;
* traces < S < 0,005% ; de préférence traces < S < 0,002 % ;
* traces < P < 0,015; de préférence traces < P < 0,007 % ;
* traces < Mo < 0,3% ; de préférence traces < Mo < 0,1% ;
* traces < Cu < 0,5% ; de préférence traces < Cu < 0,1% ;
* traces < Al < 0,01% ; de préférence traces < Al < 0,002 % ;
* traces < Ti < 0,01% ; de préférence traces < Ti < 0,002% ; * traces < Ca + Mg < 0,05% ; de préférence traces < Ca + Mg < 0,001% ;
* traces < terres rares < 500 ppm ;
* le reste étant du fer et des impuretés résultant de l’élaboration ;
* ladite bande ou tôle ayant une température de début de recristallisation (Trc) et une microstructure 100% recristallisée ;
- puis on procède à une première étape de laminage à froid (LAF1) de la bande, ou de la tôle en une ou plusieurs passes, avec un taux de réduction global (TR1) de 70 à 90%, de préférence de 65 à 75%, pour amener la bande ou la tôle à une épaisseur (e1) inférieure ou égale à 1 mm, de préférence inférieure ou égale à 0,6 mm ;
- puis on procède à un recuit intermédiaire (R1) au défilé de la bande ou de la tôle, dans un four de recuit, conduisant à une recristallisation partielle de la bande ou de la tôle, ladite bande ou tôle défilant dans ledit four de recuit à une vitesse (V), le taux de recristallisation partielle étant de 10 à 50%, de préférence 15 à 40%, mieux 15 à 30%, et où la température de la bande ou de la tôle, dans la zone utile du four possédant une longueur utile (Lu), est comprise entre Trc et 900°C, de préférence entre 700 et 880°C, la bande ou la tôle séjournant dans cette zone utile (Lu) pendant 15 s à 5 min à une température (T) telle que 26°C.min < (T - Trc).Lu/V < 160°C.min, de préférence 50°C.min < (T - Trc).Lu/V < 160°C.min, avec T et Trc en °C, Lu en m, V en m/min, et on refroidit la bande ou la tôle en sortie du four à une vitesse d’au moins 600°C/heure, de préférence au moins 1000°C/heure, mieux au moins 2000°C/heure, jusqu’à une température inférieure ou égale à 200°C ;
- puis on procède à une deuxième étape de laminage à froid (LAF2) de la bande ou de la tôle recuite, en une ou plusieurs passes, avec un taux de réduction global de 60 à 80%, de préférence de 65 à 75%, amenant la bande ou la tôle laminée à froid à une épaisseur (e2) de 0,05 à 0,25 mm ;
- puis on procède à un recuit final (Rf) statique de la bande ou tôle laminée à froid ou d’une pièce préalablement découpée à partir de cette bande, pendant au moins 30 min, de préférence au moins 1 h, à une température de 750 à 900°C, de préférence de 800 à 900°C, mieux entre 850 et 880°C, dans une atmosphère neutre ou réductrice, ou sous vide, pour obtenir une recristallisation complète de la bande ou de la tôle ou de la pièce découpée, suivi par un refroidissement à une vitesse de 100 à 500°C/heure, de préférence entre 200 et 300°C/heure.
Selon une variante de l’invention, (V + W)/2 + (Ta + Zr)/0,2 > 0,8%, de préférence > 1,0%.
Selon une variante de l’invention, traces < Si < 0,1%.
Selon une variante de l’invention, traces < Cr < 0,1%. Selon une variante de l’invention, avant ladite première étape de laminage à froid (LAF1) on procède à au moins un cycle de laminage à froid supplémentaire (LAFi) + recuit intermédiaire (Ri) pour amener la bande ou tôle laminée à froid à une épaisseur comprise entre son épaisseur après laminage à chaud (BHR) et l’épaisseur d’entrée du premier laminage à froid (LAF1), le temps de passage de la bande dans la zone utile du four, située entre Trc et 900°C, lors de chaque recuit supplémentaire (Ri), conduisant à une recristallisation totale de la bande ou de la tôle, les recuits intermédiaires (Ri) ayant un temps de passage dans la zone de longueur Lu du four, où la température de la bande est située entre Trc et 900°C, de 10 s à 10 min, et de préférence compris entre 15 s et 5 min, mieux entre 30 s et 5 min, et étant suivis par un refroidissement de la bande ou de la tôle en sortie du four à une vitesse d’au moins 600°C/heure, de préférence au moins 1000°C/heure, mieux au moins 2000°C/heure, jusqu’à une température inférieure ou égale à 200°C, la bande ou tôle ayant une microstructure 100% recristallisée après le dernier desdits recuits supplémentaires (Ri).
Après le laminage à chaud et avant le premier laminage à froid (LAF1) on peut procéder à une hypertrempe de la bande ou tôle laminée à chaud, par refroidissement de la bande ou tôle laminée à chaud à partir d’une température comprise entre 800 et 1000°C à une vitesse d’au moins 600°C/seconde, de préférence au moins 1000°C/seconde, mieux au moins 2000°C/seconde, jusqu’à la température ambiante.
Ladite hypertrempe peut avoir lieu directement après le laminage à chaud, sans réchauffage intermédiaire.
Les atmosphères des fours de recuit peuvent être des atmosphères réductrices, de préférence de l’hydrogène pur.
L’au moins un recuit intermédiaire supplémentaire peut être un recuit au défilé de la bande ou tôle, dans un four de recuit où la température de la bande ou tôle, dans la zone utile du four, est comprise entre Trc et 900°C, la bande séjournant dans cette zone utile pendant 15 s à 5 min, on refroidit la bande ou tôle en sortie du four à une vitesse d’au moins 600°C/heure, de préférence au moins 1000°C/heure, mieux au moins 2000°C/heure, jusqu’à une température inférieure ou égale à 200°C, et l’au moins un laminage à froid supplémentaire (LAFi ) est exécuté en une ou plusieurs passes, avec un taux de réduction global de au moins 40%.
Après le recuit final statique (Rf), on peut procéder à un recuit supplémentaire au défilé de la bande ou tôle, de sorte que le métal atteigne au moins 700°C et au plus 900°C, pendant au moins 10 secondes et au plus 1 h, de préférence 10 s à 20 min, suivi par un refroidissement à une vitesse d’au moins 1000°C/heure. L’invention a également pour objet un alliage FeCo sensiblement équiatomique, caractérisé en ce que :
- sa composition consiste en, en pourcentages pondéraux :
* 47,0% < Co < 51 ,0% ; de préférence 47,0% < Co < 49,5% ;
* traces < V + W < 3,0% ; de préférence 0,5% < V + W < 2,5% ;
* traces < Ta + Zr < 0,5% ;
* traces < Nb < 0,5%, de préférence traces < Nb < 0,1% ;
* traces < B < 0,05% ; de préférence traces < B < 0,005% ;
* traces < Si < 3,0% ;
* traces < Cr < 3,0% ;
* traces < Ni < 5,0% ; de préférence traces < Ni < 0,1% ;
* traces < Mn < 2,0% ; de préférence traces < Mn < 0,1% ;
* traces < C < 0,02% ; de préférence traces < C < 0,01% ;
* traces < O < 0,03% ; de préférence traces < O < 0,01 % ;
* traces < N < 0,03% ; de préférence traces < N < 0,01% ;
* traces < S < 0,005% ; de préférence traces < S < 0,002 % ;
* traces < P < 0,015; de préférence traces < P < 0,007 % ;
* traces < Mo < 0,3% ; de préférence traces < Mo < 0,1% ;
* traces < Cu < 0,5% ; de préférence traces < Cu < 0,1% ;
* traces < Al < 0,01% ; de préférence traces < Al < 0,002 % ;
* traces < Ti < 0,01% ; de préférence traces < Ti < 0,002% ;
* traces < Ca + Mg < 0,05% ; de préférence traces < Ca + Mg < 0,001% ;
* traces < terres rares < 500 ppm ;
* le reste étant du fer et des impuretés résultant de l’élaboration ;
- en ce que la microstructure de l’alliage est entièrement recristallisée ;
- et en ce que la texture dudit alliage est la suivante :
* 8 à 20%, de préférence 9 à 20%, en surface ou en volume, de composante {001}<110> désorientée à 15° au maximum ;
* 8 à 25%, de préférence 9 à 20%, en surface ou en volume, de composante {111}<112> désorientée à 15° au maximum ;
* 5 à 15%, de préférence 6 à 11%, en surface ou en volume, de composante {111}<110> désorientée à 15° au maximum ;
* le reste du matériau étant constitué d’autres composantes de texture, désorientées de au plus 15°, représentant chacune au maximum 15% en surface ou en volume, le recouvrement desdites autres composantes de texture avec l’une quelconque des composantes {001}<110>, {111}<112> et {111}<110> ne dépassant pas 10% en surface et en volume.
Selon une variante de l’invention, (V + W)/2 + (Ta + Zr)/0,2 > 0,8%, de préférence > 1,0%.
Selon une variante de l’invention, traces < Si < 0,1%.
Selon une variante de l’invention, traces < Cr < 0,1%.
L’invention a également pour objet une pièce magnétique découpée en alliage FeCo sensiblement équiatomique, caractérisée en ce qu’elle résulte de la découpe d’une bande ou d’une tôle en alliage du type précédent.
L’invention a également pour objet un noyau magnétique en alliage FeCo sensiblement équiatomique, caractérisé en ce qu’il est réalisé à partir de pièces magnétiques découpées du type précédent.
Comme on l’aura compris, l’invention consiste avant tout à obtenir la bande ou la tôle au moyen d’une succession d’étapes de procédé comportant un laminage à froid en au moins deux étapes, c’est-à-dire au moins deux passes de laminage à froid ou au moins deux groupes de passes successives de laminage à froid, ces deux passes ou groupes de passes, que l’on nommera LAF1 et LAF2, étant séparé(e)s par un recuit intermédiaire spécifique R1 de recristallisation seulement partielle exécuté au défilé entre les deux passes ou les deux groupes de passes. Juste après ces deux passes/groupes de passes, un recuit final statique est enfin exécuté, celui-ci conduisant à l’obtention d’une bande entièrement recristallisée. Ces étapes sont appliquées à un alliage de composition bien définie, et les conditions de traitement aboutissent à la création, au sein de la bande ou tôle laminée à froid et recuite, d’une texturation particulière selon trois principales composantes de texture données et dans des proportions données.
Egalement, cette séquence de deux laminages à froid séparés par un recuit ne conduisant qu’à une recristallisation partielle, doit débuter sur une bande qui est 100% recristallisée à l’issue du laminage à chaud et des éventuels traitements qui l’ont suivi.
C’est cet ensemble de caractéristiques qui donne à la bande ou à la tôle ses pertes magnétiques remarquablement basses.
Dans la suite du texte, quand on parlera d’une « étape de laminage à froid » et de son taux de réduction, il devra être compris que l’on inclura le cas où cette étape de laminage à froid est réalisée en plusieurs passes exécutées en succession immédiate, donc sans recuit intermédiaire, et que le taux de réduction de cette « étape de laminage à froid » est le taux global obtenu à l’issue de toutes les passes de cette étape s’il y en a plusieurs. Lorsque l’invention est appliquée, il n’est alors, de façon surprenante, pas nécessaire de disposer d’un métal présentant une grande pureté chimique et une propreté inclusionnaire élevée pour obtenir les performances visées, bien qu’il soit encore préférable de partir des plus basses teneurs en impuretés et inclusions possibles, afin d’obtenir des performances encore supérieures à celles des produits existants comparables.
Cela implique que l’on peut utiliser des matières premières courantes, et non nécessairement des matières premières neuves contenant peu d’éléments résiduels et impuretés diverses, et que l’on peut se passer d’une multiple refusion lors de l’élaboration du lingot à partir duquel seront obtenus les bandes ou les tôles. Bien entendu, de telles opérations ne sont pas exclues du procédé selon l’invention, lorsqu’on désire obtenir des bandes ou des tôles présentant des pertes magnétiques exceptionnellement basses. Mais elles ne sont plus nécessaires pour obtenir des pertes magnétiques considérées comme « basses » selon les critères classiques définis plus haut.
Il s’avère que l’utilisation de la succession d’étapes selon l’invention, appliquées à un alliage FeCo sensiblement équiatomique, auquel on peut aussi ajouter certains éléments d’alliage en quantités relativement limitées, conduit à l’obtention d’une texture particulière où les composantes {001} <110>, {111}<112> et aussi, mais éventuellement dans une moindre mesure, {111}<110>, sont présentes dans des limites et avec une désorientation maximale précises pour chacune d’entre elles.
De façon remarquable, cette texture tolère des teneurs en impuretés de l’alliage relativement élevées, pour l’obtention de pertes magnétiques basses, et permet d’obtenir des pertes magnétiques qui sont même particulièrement basses si les impuretés sont à un faible niveau, de l’ordre de ce qui était nécessaire avec les procédés de l’art antérieur utilisés pour la fabrication de bandes et tôles en alliages FeCo équiatomiques pour l’obtention de pertes magnétiques seulement basses.
L’invention sera mieux comprise à l’aide de la description qui suit, donnée en référence aux figures annexées suivantes :
La figure 1 qui montre, en W/kg, les pertes magnétiques sous un champ de 2 T 400 Hz et la fraction recristallisée de divers échantillons, en fonction de la grandeur (T - Trc)/V en °C.min/m ;
La figure 2 qui montre, en W/kg, les pertes magnétiques sous un champ de 2 T 400 Hz et la fraction recristallisée de divers échantillons, en fonction de la grandeur (T - Trc).Lu/V en °C. min pour une longueur utile (Lu) de four de 2,6m.
Dans les formules, T et Trc sont exprimées en °C, Lu en m, V en m/min L’invention s’adresse à des alliages FeCo sensiblement équiatomiques, dont la composition est la suivante. Tous les pourcentages sont des pourcentages pondéraux. Quand on parle de la présence de « traces », il faut comprendre que l’élément dont il est question peut être totalement absent, ou n’être présent qu’à l’état d’impureté, résultant de la simple fusion des matières premières et de l’élaboration du métal liquide, cette teneur pouvant être à la limite de la possibilité de la détection de l’élément par l’appareil de mesure utilisé. On inclut le cas où l’appareil de mesure indiquerait une faible présence de l’élément alors que sa teneur réelle serait nulle.
La teneur en Co est comprise entre 47,0 et 51 ,0%, de préférence entre 47,0 et 49,5%
Cette teneur est nécessairement proche de la composition équiatomique d’environ 49% de Co et 49% de Fe pour un alliage FeCo, contenant, de plus, environ 2% de V.
L’alliage binaire FeCo équiatomique est connu pour avoir, remarquablement, à la fois une très haute valeur d’aimantation à saturation Jsat (2,35 T) et une très basse constante d’anisotropie magnétocristalline K1 , qu’une vitesse de refroidissement de l’ordre de 250°C/heure (le plus généralement 100 à 500°C/heure, mais de préférence 200 à 300°C/heure) après le recuit final permet d’annuler ou, au moins, de fortement diminuer. Cette constante d’anisotropie magnétocristalline faible, voire nulle, détermine, pour une grande part, les propriétés magnétiques de l’alliage en courant continu ou en courant alternatif basse fréquence.
La teneur en V + W est comprise entre des traces et 3,0%, de préférence entre 0,5 et 2,5%.
La présence de V et/ou de W a pour objectif de réduire la vitesse de mise en ordre fragilisante en-dessous de 700°C, ce qui permet à l’hypertrempe, qui suit très préférentiellement le formage à chaud, de conserver au métal une bonne ductilité en vue du laminage à froid. 2% de V permettent aussi de doubler la résistivité électrique par rapport à un FeCo sans V, ce qui entraîne une réduction considérable des pertes magnétiques à basses et, surtout, moyennes fréquences, donc notamment appréciable sur toute la plage des applications électrotechniques, typiquement de quelques dizaines de Hz pour les applications terrestres basse fréquence, et de quelques centaines à quelques milliers de Hz typiquement pour les applications aéronautiques (génératrice, transformateur, inductance de lissage). A partir de 2% de V, et en fonction de la température de recuit final Rf, on entre dans le domaine biphasé a + y, qui est défavorable aux performances magnétiques de l’alliage. Au-delà de 3,0% de V, et quelle que soit la température du recuit final Rf, on forme de l’austénite amagnétique y, et les performances magnétiques deviennent alors clairement médiocres pour les applications usuelles de ces alliages FeCo équiatomiques. L’addition de V, et/ou de W qui a sensiblement les mêmes effets est donc déconseillée si elle va au-delà de la limite de 3,0% précitée pour la somme V + W.
La somme des teneurs en Ta et Zr est comprise entre des traces et 0,5%.
Ta et Zr, comme V et W, ralentissent la vitesse de mise en ordre. Une addition de 0,2% de Ta a le même effet que 2% de V et W sur ce point. Toutefois, Ta et Zr n’ont pas d’influence sur la résistivité électrique, et on privilégie donc l’addition de V et W pour les utilisations habituelles visées pour les alliages concernés par l’invention.
Pour bien tenir compte des effets respectifs de V et W, d’une part, et Ta et Zr, d’autre part, sur la vitesse de mise en ordre, il faut, de préférence, effectuer une pondération des effets de ces deux groupes d’éléments, selon la formule :
(V + W)/2 + (Ta + Zr)/0,2 > 0,8%, de préférence > 1,0%.
Mais, par ailleurs, les limites supérieures pour les teneurs en V + W et en Ta + Zr qui ont été données plus haut doivent aussi être respectées.
La teneur en Nb est comprise entre des traces et 0,5%, de préférence entre des traces et 0,1%.
Cette possible addition de Nb peut être intéressante pour éviter l’apparition de phases fragilisantes lors du réchauffage éventuel qui précède l’hypertrempe du demi- produit formé à chaud, et permettre ainsi la réussite des laminages à froid. Mais Nb est un puissant inhibiteur de la croissance des grains, et il la rend beaucoup plus difficile lors du recuit statique final Rf. L’atteinte de bonnes propriétés magnétiques est donc compromise si la teneur en Nb est trop élevée. De plus, Nb se combine facilement à C, N et O pour former des carbures, nitrures, carbonitrures ou oxydes, qui contribuent à freiner la croissance des grains et dégradent les propriétés magnétiques directement (par piégeage des parois de Bloch) ou indirectement (par limitation de la taille de grain).
Ainsi, selon les procédés utilisés : élaborations avec ou sans refusion, élaboration avec oxydation, nitruration, carburation limitées ou non du métal liquide, exécution d’un réchauffage, plus ou moins bref, avant l’hypertrempe, ou hypertrempe effectuée directement après la mise en forme à chaud, on pourra ajouter jusqu’à quelques 1/100% de Nb, typiquement jusqu’à 0,10% et par exemple 0,04% ou 0,07%Nb. Au-delà de 0,5%, l’effet inhibiteur de la croissance des grains est excessif pour l’obtention des propriétés magnétiques recherchées.
La teneur en B est comprise entre des traces et 0,05%
Il a un rôle semblable à celui du Nb, mais il est donc également fragilisant, et sa présence doit être limitée en conséquence. La teneur en Si est comprise entre des traces et 3,0%, dans certains cas entre des traces et 0,1%.
La teneur en Cr est comprise entre des traces et 3,0%, dans certains cas entre des traces et 0,1%.
Si et Cr sont réputés pour leur faculté à augmenter significativement la résistivité électrique des matériaux. Mais dans le cas précis des alliages FeCo équiatomiques, cette fonction est, ou peut être, déjà assurée par V, W, Ta, Zr. Et Cr et Si ne réduisent pas la vitesse de mise en ordre, contrairement à V, alors que cette réduction est très préférable pour les alliages utilisés dans l’invention.
Cr et Si sont donc tolérables à raison de au plus 3,0% chacun, si on veut obtenir une résistivité électrique très élevée, mais on privilégie principalement l’addition de V pour obtenir l’augmentation de la résistivité électrique puisque son addition s’accompagne d’autres effets bénéfiques, comme on l’a dit. Ajouter davantage de Cr ou de Si ferait baisser l’induction à saturation, donc la capacité du matériau à avoir une densité de puissance massique élevée, du fait de la diminution des teneurs en Fe et Co que cela procurerait. Mais il faut aussi se souvenir que le dimensionnement des machines électriques comme les transformateurs, les actionneurs, les génératrices... est limité, notamment dans le domaine aéronautique, par le réchauffement dû à l’effet Joule et aux pertes magnétiques des noyaux magnétiques. Or, l’addition de Si et/ou Cr tend à réduire les pertes magnétiques, donc permet d’augmenter les fréquences et inductions magnétiques de travail. On peut alors accroître la densité de puissance, ou réduire l’impact négatif de la baisse de l’induction à saturation. Pour certaines applications particulières dans lesquelles la réduction des pertes magnétiques présente une importance significative, l’addition de Si et/ou Cr peut être, donc, globalement avantageuse.
Pour les applications où cette réduction des pertes magnétiques n’est pas particulièrement recherchée, on recommande de limiter Cr et Si à 0,1% chacun, ce qui correspond souvent à une simple absence d’ajout volontaire de ces éléments lors de l’élaboration.
La teneur en Ni est comprise entre des traces et 5,0%, de préférence entre des traces et 0,1%.
Ni est un élément ferromagnétique, mais il est nettement moins intéressant que Fe et Co pour l’aimantation à saturation Jsat, et n’a pas d’avantage pour l’abaissement de la constante d’anisotropie magnétocristalline K1 et l’augmentation de la résistivité. En revanche il procure une amélioration de la ductilité qui peut être intéressante pour les laminages à froid. Une addition de Ni jusqu’à 5,0% est tolérée, mais dans beaucoup de cas, il ne sera pas nécessaire d’ajouter de Ni, et la teneur maximale préférée de 0,1% correspondra souvent simplement au Ni présent dans les matières premières. De plus, une absence d’addition de Ni contribue à limiter le coût de l’alliage.
La teneur en Mn est comprise entre des traces et 2,0%, de préférence entre des traces et 0,1%.
Mn n’a pas de propriétés particulièrement favorables ou défavorables, à part une réduction de Jsat sans avantages qui pourraient la contrebalancer. On peut en ajouter jusqu’à 2,0%, mais de préférence on se contentera de la teneur résultant de la simple fusion des matières premières, d’où le maximum préféré de 0,1%.
La teneur en C est comprise entre des traces et 0,02%, de préférence entre des traces et 0,01%. On vise ainsi à assurer l’absence de précipitation de carbures, et surtout à éviter la formation de clusters d’atomes de C qui dégraderaient les propriétés magnétiques, par piégeage des parois de Bloch, au fil de l’utilisation du matériau.
La teneur en S ne doit pas excéder 50 ppm (0,005%) car il tend à former, lors de la transformation à chaud, de fins précipités de sulfures tels que MnS, qui vont être très défavorables aux propriétés magnétiques du matériau, en accroissant le champ coercitif Hc (et donc les pertes par hystérésis) et en réduisant la perméabilité magnétique p, donc en augmentant les ampères-tours nécessaires à l’aimantation de la culasse magnétique, ce qui va dans le sens d’une augmentation de réchauffement des bobinages par effet Joule et d’une dégradation du rendement de la machine. L’addition de S n’a pas d’effet favorable.
P tend à former des phosphures (de V par exemple) qui, comme les sulfures, sont des précipités interagissant avec les parois de Bloch (piégeage), dégradant donc les propriétés magnétiques comme pour S. On limite la teneur en P à au plus 150 ppm (0,015%), et de préférence à au plus 70 ppm (0,007%).
Mo n’apporte pas de réduction significative de la mise en ordre, par comparaison avec V. Par ailleurs cet élément est relativement cher et non porteur de moment magnétique, donc son addition réduirait l’aimantation à saturation (Jsat), tout en accroissant le prix du matériau. On limite typiquement sa présence dans l’alliage à 0,3%, et de préférence à 0,1% au maximum.
Comme Mo, Cu est relativement cher, non porteur de moment magnétique, et tend de plus à favoriser la formation de clusters de cuivre dans les matrices riches en fer, qui vont agir comme des précipités sur les parois de Bloch, d’où une dégradation des performances magnétiques Hc et p. On limite typiquement sa présence à au plus 0,5% dans l’alliage, et de préférence à au plus 0,1 %, grâce à un choix judicieux des matières premières et une absence d’addition volontaire. N et O sont, comme S et P, des oxydants sur le plan chimique, et ont donc de grandes facilités à former des précipités non magnétiques, interagissant défavorablement avec les parois de Bloch, en dégradant donc significativement Hc (en l’augmentant) et (en le réduisant) : plus il y a de N et O dans la matrice, plus le risque augmente que ces éléments rencontrent, à chaud, des éléments oxydables tels que Fe, Co, Mn, V, W, Ta, Zr, Nb, Ti, Ca, Mg, Al, Si, La ... présents dans la matrice soit en très grande quantité (Fe,Co...) soit comme résiduels inévitables (Ca, Mg, Ti, Al...). Malgré la fusion sous vide des matières premières (VI M) et même la refusion sous vide (VAR) ou sous laitier (ESR) du lingot ou de l’électrode, il ne peut être complètement empêché qu’une faible fraction du métal se combine à quelques dizaines de ppm d’oxydants tels que O et N. On tolère la présence d’au plus 300 ppm d’O et 300 ppm de N, et de préférence d’au plus 100 ppm d’O et d’au plus 100 ppm de N.
Si, Mn mais surtout Al, Ti, Ca, Mg, ou les terres rares comme La, ont une grande affinité pour les oxydants comme O, N, S, et même pour C, et peuvent alors former divers précipités (oxydes, nitrures, sulfures, carbures) très dégradants pour les propriétés magnétiques. Les opérations de refusion (VAR, ESR) permettent de réduire significativement le nombre et la taille de ces précipités, mais plus on a d’éléments oxydables au départ (par exemple dans un lingot issu d’un traitement sous vide VIM), plus il en restera après la refusion, et donc jusqu’au stade final de fabrication du matériau. Il est donc important de réduire leur présence au maximum au départ.
On vise donc au plus 100 ppm d’AI (0,01%) et de préférence au plus 20 ppm d’AI (0,002%), au plus 100 ppm de Ti (0,01%) et de préférence au plus 20 ppm de Ti (0,002%), au plus 50 ppm de Ca + Mg, et de préférence au plus 10 ppm de Ca + Mg. Dans le cas d’addition de terres rares, au plus de 500 ppm, on vise tout particulièrement à obtenir un bain liquide au VIM avec une très basse activité chimique d’oxygène avant l’addition des terres rares.
Le reste de l’alliage est constitué par du Fe et des impuretés résultant de l’élaboration.
Il doit être entendu que les teneurs considérées comme préférées pour certains éléments sont indépendantes des teneurs considérées comme préférées pour les autres éléments. Autrement dit, on peut, sans sortir de l’invention, avoir un ou plusieurs éléments dans leur(s) gamme(s) préférée(s) alors que les autres éléments ne seraient pas dans leurs gammes préférées s’ils en ont une.
La composition de l’alliage lui procure une température de recristallisation complète qui est généralement de l’ordre de 700°C, alors que le début de la recristallisation commence vers 600°C après le phénomène de restauration (qui se produit à environ 500-600°C). On a besoin de connaître le temps (qu’on appellera « temps utile », et qu’on désignera par « tu ») pendant lequel le matériau reste dans la zone de recristallisation du four de recuit (autrement dit, dans la zone où la température du four est d’au moins 600°C) durant le défilement de la bande dans le four de recuit à la vitesse V, et que l’on peut mesurer expérimentalement ou déterminer par le calcul à l’aide de modélisations connues de l’homme du métier. On considère, dans le cadre de l’invention, que la température critique de recristallisation Trc, à partir de laquelle le matériau commence sa recristallisation, est Trc = 600°C. La longueur utile (du four) à la recristallisation Lu est Lu = V.tu et se mesure assez facilement par l’homme du métier lors d’une mesure de température sur une bande en défilement.
Selon l’invention, on prend comme point de départ un demi-produit qui a été élaboré (sans refusion si on veut s’en tenir à un mode d’élaboration économique et à des performances finales du produit simplement comparables à celles des produits habituels et pas spécialement améliorées par rapport à elles, ou avec refusion si on veut obtenir des performances finales remarquablement bonnes), coulé, formé à chaud et, de préférence, hypertrempé, par des moyens usuels, avec des paramètres de mise en forme par forgeage et/ou laminage à chaud tout à fait classiques. Ces étapes visent à préparer un demi-produit apte à être laminé à froid pour obtenir une bande ou une tôle d’alliage FeCo équiatomique (contenant donc à peu près autant de Fe que de Co, aussi bien en pourcentages pondéraux qu’en pourcentages atomiques puisque ces deux éléments, immédiatement voisins dans la classification périodique des éléments, ont des masses atomiques très similaires, 55,8 et 58,9 g/mol respectivement), dont la composition est comparable à celle des alliages FeCo équiatomiques connus. On obtient ainsi un demi- produit formé à chaud, typiquement sous forme d’une bande, d’épaisseur 6HR comprise entre 1,5 et 2,5 mm, typiquement de l’ordre de 2 mm. Au-dessus de 2,5 mm d’épaisseur, il y a un risque de ne plus parvenir à extraire la chaleur suffisamment vite, même par une hypertrempe, pour éviter une mise en ordre ultra-rapide et fragilisante.
A l’issue du laminage à chaud, la bande obtenue est soumise, pas obligatoirement mais très préférentiellement, à une hypertrempe. Ce traitement permet d’éviter en très grande partie la transformation ordre/désordre dans le matériau, de sorte que celui-ci reste dans un état structural presque désordonné, peu changé par rapport à son état structural obtenu par laminage à chaud à une température supérieure à Trc, et qui, de ce fait, est suffisamment ductile pour pouvoir être laminé à froid.
L’hypertrempe permet donc que la bande à chaud soit ensuite assurément laminée à froid sans difficultés jusqu’à l’épaisseur finale de la séquence de laminage à froid, quelles que soient son épaisseur si elle n’est pas supérieure à 2,5 mm, et quelle que soit sa composition, si elle est dans les limites posées par l’invention.
L’hypertrempe peut être réalisée directement en sortie de laminage à chaud, donc sans réchauffage intermédiaire de la bande, si la température de la bande en fin de laminage est suffisamment élevée et si l’installation de laminage à chaud le permet, ou, dans le cas contraire, après réchauffage de la bande jusqu’à une température supérieure à la température de transformation ordre/désordre.
En pratique, la mise en ordre fragilisante s’établissant entre 720°C et la température ambiante, il y a deux possibilités de réaliser cette hypertrempe :
- soit le métal encore chaud, suite à son laminage à chaud, est violemment refroidi (typiquement au moins 200°C/seconde, de préférence au moins 1000°C/seconde, mieux au moins 2000°C/seconde), à l’eau par exemple, en sortie de l’installation de laminage à chaud, depuis une température de 800 à 1000°C jusqu’à la température ambiante ;
- soit le métal laminé à chaud puis refroidi lentement, donc fragile, est réchauffé entre 800 et 1000°C, avant un refroidissement violent, c’est-à-dire à au moins 200 °C/seconde, de préférence au moins 1000°C/seconde, mieux au moins 2000°C/seconde, jusqu’à la température ambiante.
Un tel traitement est connu en lui-même de l’homme du métier.
A l’issue de cette séquence d’opérations, le métal doit être dans un état 100% recristallisé, à moins que cette recristallisation totale ne soit obtenue par un ou des recuits supplémentaires qui seront effectués avant la séquence LAF1-R1-LAF2, cette séquence étant un des principaux éléments de l’invention, comme on l’a vu.
Le laminage à chaud des alliages FeCo équiatomiques sous forme de bandes est le plus souvent effectué autour de 900°C, et une recristallisation à 100% ou très proche est alors obtenue lors du séjour de la bande à l’état bobiné.
Dans le cas où le produit laminé à chaud est une tôle non destinée à être bobinée, et si on se rend compte, lors d’essais préliminaires, que la recristallisation à 100% n’est pas déjà systématiquement obtenue après le laminage à chaud, on peut ajuster les conditions du laminage à chaud et de ses opérations annexes pour obtenir assurément cet état 100% recristallisé, en jouant sur la durée du réchauffage précédant le laminage à chaud ou en ralentissant le refroidissement qui suit le laminage à chaud, par exemple en plaçant la tôle sous un capot.
Partir d’un produit formé à chaud, et éventuellement hypertrempé, qui est recristallisé à 100% ou quasiment, permet d’effectuer ensuite les au moins deux étapes de laminage à froid et l’au moins un recuit intermédiaire selon l’invention en partant d’une microstructure normalisée, sur laquelle les effets des opérations suivantes sur la texturation du matériau seront prévisibles et maîtrisables.
Après le laminage à chaud et l’éventuelle hypertrempe, le métal est soumis, de préférence et de façon classique, à une opération de décapage chimique et/ou de décalaminage mécanique de la bande laminée à chaud pour éviter l’incrustation de calamine dans la surface de la bande lors des laminages qui vont suivre. Cette opération n’influe pas sur la microstructure de la bande et n’est donc pas un élément de l’invention.
Un premier laminage à froid LAF1 de ce demi-produit 100% recristallisé d’épaisseur initiale e R est ensuite réalisé, en une ou plusieurs passes, ce qui détruit la microstructure recristallisée de départ. On peut procéder à un polissage avant la première passe ou entre deux passes. Le demi-produit est ainsi amené à une épaisseur e1 inférieure ou égale à 1 mm, de préférence inférieure ou égale à 0,6 mm, généralement comprise entre 0,5 mm et 0,2 mm, typiquement 0,35 mm, et qui peut descendre jusqu’à 0,12 mm, ce qui correspond, selon l’invention, à un taux de réduction global TR1 au premier laminage à froid LAF1 compris entre 70 et 90%.
On exécute ensuite un recuit intermédiaire R1 au défilé sur ce demi-produit, dans un four de passage. Ce recuit intermédiaire R1 selon l’invention, est nécessairement exécuté au défilé pour pouvoir obtenir, en sortie du four de recuit, des vitesses de refroidissement forcé suffisamment élevées, c’est-à-dire d’au moins 600°C/heure, de préférence au moins 1000°C/heure, mieux au moins 2000°C/heure, qui ne peuvent être atteintes que si la bande est déroulée, et n’est donc pas sous forme de bobine comme elle le serait dans un four de recuit statique.
Le recuit intermédiaire R1 est effectué à une température telle que l’alliage est en phase ferritique désordonnée. Cela signifie que la température est comprise entre la température de transformation ordre/désordre de l’alliage et la température de transformation ferritique/austénitique de l’alliage. Pour un alliage Fe-Co sensiblement équiatomique comme ceux concernés par l’invention, ayant une teneur en Co comprise entre 47,0 et 51 ,0% en poids, la température de l’atmosphère du four dans la longueur utile Lu du four de recuit doit, dans la pratique, être comprise entre Trc et 950°C. Lu est la « longueur utile » du four, c’est-à-dire la longueur du parcours de la bande dans le four sur laquelle la bande elle-même, et pas seulement l’atmosphère du four, est effectivement à une température supérieure à Trc. Cela peut conduire à ne pas prendre en compte, pour la détermination des paramètres du recuit intermédiaire R1 selon l’invention, les portions du four les plus proches de son entrée et de sa sortie, dans lesquelles il n’est pas sûr que la température effective soit suffisante pour que le passage de la bande y soit métallurgiquement efficace. L’homme du métier saura déterminer, à l’aide de mesures et d’expériences courantes, sur quelle longueur Lu, dans le four dont il dispose, la température de la bande traitée est effectivement supérieure à la température Trc, connaissant la composition de la bande.
L’atmosphère du four de recuit est une atmosphère de préférence réductrice, donc constituée d’hydrogène pur ou d’un mélange hydrogène-gaz neutre (argon ou azote). Une atmosphère neutre (Ar et/ou azote par exemple) serait aussi envisageable, mais disposer d’une atmosphère réductrice permet d’assurer que des entrées d’air parasites ou une pureté insuffisante du gaz neutre ne risqueront pas de provoquer une oxydation superficielle de la bande qui serait dommageable pour la bonne exécution du laminage à froid qui suivra.
La température de la bande dans la longueur utile Lu du four de recuit est, comme on l’a dit, comprise entre la température de début de recristallisation Trc (qui peut être considérée, avec une bonne approximation, comme égale à 600°C, compte tenu des compositions de la bande auxquelles l’invention s’adresse et qui sont situées dans une gamme limitée) et 900°C, de préférence entre 700 et 900°C pour obtenir plus assurément une recristallisation partielle, mais néanmoins suffisante pour toutes les compositions d’alliage concernées par l’invention. La température effective de l’atmosphère du four doit être choisie en conséquence, en tenant aussi compte du fait que la bande met plus ou moins de temps à s’échauffer après son entrée dans le four, et que la nature de cette atmosphère peut aussi influer sur cette durée d’échauffement. L’hydrogène pur est le gaz usuel qui est le plus favorable de ce point de vue, mais les transferts thermiques dans le four peuvent aussi être améliorés par l’instauration d’un régime de convection forcée, de sorte que des atmosphères gazeuses moins favorables aux transferts thermiques que l’hydrogène pur, mais plus aisément gérables du point de vue de la sécurité de fonctionnement du four, peuvent être utilisées. L’hélium assurerait des transferts thermiques encore meilleurs que l’hydrogène et poserait moins de problèmes de sécurité, mais il est beaucoup plus cher et n’est pas réducteur.
La bande doit séjourner dans cette gamme de températures pendant une durée de 15 s à 5 min. Au moins pour les durées les plus brèves et les températures du recuit R1 les plus élevées, cela peut amener à imposer à l’atmosphère du four une température un peu supérieure à 900°C, par exemple 950°C. L’homme du métier pourra déterminer expérimentalement, en fonction des produits qu’il traite, de leur vitesse de défilement et des caractéristiques précises de son four, quelles températures dans le four seraient convenables pour que la bande elle-même y atteigne une température conforme à la présente invention, et cela pendant une durée également conforme à l’invention, l’objectif étant d’obtenir une recristallisation seulement partielle de la bande. Concernant le taux de recristallisation seulement partielle obtenu à la suite de ce recuit intermédiaire R1, il doit être compris entre 10 et 50%, de préférence entre 15 et 40%, mieux entre 10 et 30%. Un taux de recristallisation trop faible rend inutile le recuit intermédiaire R1 , alors qu’un taux de recristallisation trop élevé dégrade les pertes magnétiques du produit final.
La vitesse V de passage de la bande dans le four peut être adaptée, compte tenu de la longueur du four, pour que le temps de passage dans la zone de température homogène du four soit de 10 s à 10 min, et de préférence compris entre 15 s et 5 min. En tout état de cause, le temps de séjour à une température comprise entre Trc et 900°C doit être supérieur à 15 s, mieux supérieur à 30 s surtout si les conditions de transfert thermique ne sont pas optimales. Pour un four industriel de longueur de l’ordre d’un mètre, la vitesse doit être supérieure à 0,1 m/min. Pour un autre type de four industriel de 30 m de long, la vitesse de défilement doit être supérieure à 2 m/min, et de préférence de 7 à 40 m/min. D’une façon générale, l’homme du métier sait adapter les vitesses de défilement en fonction de la longueur des fours dont il dispose.
Une condition supplémentaire est que la relation suivante soit respectée lors du recuit R1 qui précède le deuxième laminage à froid LAF2 qui sera décrit plus loin et qui procure à la bande son épaisseur finale e2 :
26°C.min.m < (T - Trcj.Lu / V < 160°C.min avec T et Trc en °C, Lu en m, V vitesse en m/min, sachant que Trc = 600°C est une bonne approximation.
De préférence, 50°C.min < (T - Trc). Lu / V < 160°C.min avec Trc = 600°C comme précédemment.
Ces deux inégalités sont également valables pour d’autres épaisseurs intermédiaires e1 de la bande que 0,35 mm au moment du recuit intermédiaire R1 , comme 0,3 mm ou 0,5 mm.
En effet, de façon surprenante, il s’est avéré que pour obtenir des pertes magnétiques faibles sur les alliages utilisés dans l’invention (de l’ordre de 26,5 W/kg au maximum), il ne fallait obtenir qu’une recristallisation partielle de la bande à l’issue du recuit intermédiaire R1, avec des taux de recristallisation comme dit précédemment (10- 50%, de préférence 15-40%, mieux 15-30%), et ce indépendamment de la structure complètement recristallisée que l’on visera après le recuit final. Pour cela, il ne faut donc pas injecter une quantité de chaleur excessive dans la bande lors du recuit intermédiaire R1 de recristallisation partielle selon l’invention. Il y a, cependant, un minimum à respecter en la matière, car sinon on n’obtient pas de recristallisation partielle significative de la bande, et ce recuit intermédiaire R1 est alors inutile : on serait, sinon, alors ramené à un cas comparable à celui où LAF1 et LAF2 seraient enchaînés directement et où, en conséquence, il n’y aurait, de façon classique, qu’un seul laminage à froid effectué en plusieurs passes sans le recuit intermédiaire de recristallisation partielle R1 qui est un élément essentiel de l’invention.
Les inventeurs ont, par exemple, réussi à obtenir des pertes magnétiques à l’épaisseur finale e2 de 0,1 mm aussi basses que moins de 26,5 W/kg à 2 T/400 Hz après un recuit final sur un tore enroulé à 880°C, en faisant défiler la bande à l’épaisseur intermédiaire e1 = 0,35 mm au cours du recuit intermédiaire R1 dans un four de longueur utile (Lu) 1 m à une vitesse V de 3 m/min, à une température de 800°C, pour un alliage où le début de la recristallisation (température Trc) s’opère pour des recuits de quelques minutes vers 600°C, ce qui est le cas des alliages concernés par l’invention. Un tel recuit correspond à (T - Trc).Lu/V = 67°C.min, avec T et Trc en °C, Lu en m, V en m/min, donc inférieur à 160°C.min et aussi supérieur à 50°C.min, donc correspondant aux exigences préférées de l’invention. La fraction recristallisée obtenue à la fin du recuit intermédiaire R1 , mesurée par la technique EBSD (Electron Backscatter Diffraction = Diffraction d’Electrons Rétrodiffusés), était de 40%.
Dans un autre exemple, les inventeurs ont réussi à obtenir des pertes magnétiques à l’épaisseur finale de 0,1 mm aussi basses que moins de 26,5 W/kg à 2 T/400 Hz, en faisant défiler la bande à l’épaisseur intermédiaire e1 = 0,35 mm au cours du recuit intermédiaire R1 de recristallisation partielle dans un four de longueur utile (Lu) de 2,3 m à une vitesse de 3,6 m/min, à une température de 840°C, pour un alliage où le début de la recristallisation (température Trc) s’opère pour des recuits de quelques minutes vers 600°C. Un tel recuit correspond à (T - Trc).Lu/V = 153°C.min, donc là encore inférieur à 160°C.min et aussi supérieur à 50°C.min. La fraction recristallisée obtenue à la fin du recuit intermédiaire R1, mesurée par la technique EBSD, était de 47%.
En revanche le même recuit R1 de la bande effectué à une vitesse de 2 m/min amène une recristallisation trop poussée, et on constate, dans l’état final, des pertes magnétiques supérieures à 26,5 W/kg, pour une valeur (T - Trc).Lu/V = 276°C.min, donc supérieure à 160°C.min. La fraction recristallisée obtenue à la fin du recuit intermédiaire R1 , mesurée par la technique EBSD, était de 72%.
Dans un autre exemple encore, les inventeurs ont réussi à obtenir des pertes magnétiques à l’épaisseur finale de e2 = 0,1 mm aussi basses que moins de 26,5 W/kg à 2T/400 Hz, en faisant défiler la bande à l’épaisseur intermédiaire e2 = 0,5 mm au cours du recuit intermédiaire R1 de recristallisation partielle dans un four de longueur utile (Lu) 4 m à une vitesse de 7 m/min, à une température de 860°C, pour un alliage où le début de la recristallisation s’opère pour des recuits de quelques minutes vers 600°C (Trc). Un tel recuit correspond à (T-Trc).Lu/V = 149°C.min, donc inférieur à 160°C.min et aussi supérieur à 50°C.min. La fraction recristallisée obtenue à la fin du recuit intermédiaire R1 , mesurée par la technique EBSD, était de 25%.
Il est à noter que le four de traitement au défilé utilisé peut être de tout type. En particulier ce peut être un four conventionnel à résistance ou bien un four à rayonnement thermique, un four de recuit par effet Joule, une installation de recuit par lit fluidisé, ou tout autre type de four.
En sortie de four, la bande doit être refroidie à une vitesse suffisamment élevée pour éviter une transformation ordre-désordre totale pendant le refroidissement. Cependant, les inventeurs ont été surpris de constater que, contrairement à ce qui se passe avec une bande laminée à chaud de 2 mm d’épaisseur environ qui doit, dans la très grande majorité des cas, être hypertrempée pour pouvoir, ensuite, être laminée à froid sans difficultés, une bande laminée à froid de faible épaisseur (0,12 à 0,6 mm), destinée à être ensuite à nouveau laminée à froid, ne subit plus qu’une faible mise en ordre partielle, au point que le faible degré de fragilité atteint ne nécessite pas l’hypertrempe telle que mentionnée précédemment, et qui est effectuée, de façon très préférentielle, postérieurement au laminage à chaud.
Les inventeurs ont été surpris de constater qu’à l’issue d’un recuit intermédiaire au défilé tel qu’il vient d’être décrit, l’aptitude de la bande au laminage à froid et à la découpe (par cisaillage, notamment) devient très bonne dès lors que la transformation désordre/ordre n’est pas totale. Cela signifie, de façon inattendue, qu’une telle bande peut être une nouvelle fois laminée à froid malgré une mise en ordre partielle engendrant un certain degré de fragilité.
Pour que la transformation désordre/ordre ne soit pas totale, la vitesse de refroidissement doit être, au-dessus de 200°C, d’au moins 600°C/heure, de préférence d’au moins 1000°C/heure et, mieux, d’au moins 2 000°C/heure. Un refroidissement par convection forcée ou projection de fluide refroidissant est donc, dans la pratique, nécessaire pour atteindre la vitesse minimale visée. Lorsque la température de la bande est descendue à 200°C, la transformation ordre/désordre n’évolue plus sensiblement, et la vitesse de refroidissement entre 200°C et la température ambiante n’a plus d’importance de ce point de vue.
La vitesse de refroidissement peut être aussi élevée que ce qui est théoriquement possible compte tenu de l’épaisseur de la bande et des moyens de refroidissement disponibles. Cependant, pratiquement il n’est pas utile de dépasser 50 000°C/heure. Une vitesse comprise entre 2 000°C/heure et 10 000°C/heure est le plus souvent suffisante, et une convection forcée suffit généralement à l’obtenir. En outre, le recuit exécuté avant le dernier laminage à froid (à savoir le recuit intermédiaire R1) devra (pour la première) et pourra (pour la deuxième) respecter les deux inégalités suivantes, en fonction de la température de la bande T en °C, la longueur utile du four Lu (longueur sur laquelle la température T de palier ou maximale du four est au-dessus de la température Trc de début de recristallisation de la bande pour des recuits de quelques minutes, température Trc que l’on prend égale à 600°C avec une bonne approximation pour tous les alliages concernés par l’invention) en m, la vitesse de bande V en m/min :
* 26 °C. min < (T - Trc).Lu/V < 160°C.min
* et, de préférence, 50°C.min < (T - Trc).Lu/V < 160°C.min.
Les raisons en seront vues plus loin.
Puis, après ce recuit intermédiaire au défilé R1 , on procède à une deuxième séquence de laminage à froid LAF2 en une ou plusieurs passes, qui typiquement procure à la bande une épaisseur e2 comprise entre 0,05 et 0,25 mm, de préférence entre 0,07 et 0,20 mm. e2 est, en général, l’épaisseur finale visée pour la bande laminée à froid. Le taux de réduction TR2 de ce deuxième laminage à froid LAF2 est, selon l’invention, compris entre 60 et 80 %, de préférence entre 65 et 75%.
Si le cas de deux laminages à froid LAF1 et LAF2 et d’un recuit intermédiaire R1 , avec cette séquence LAF1-R1-LAF2 suivant le laminage à chaud et précédant le recuit final statique Rf, est le cas préféré typique de l’invention, on peut prévoir un plus grand nombre de laminages à froid et de recuits intermédiaires, en plus de LAF1 , R1 et LAF2 exécutés tel qu’on vient de le décrire. Ces laminages à froid et recuits intermédiaires supplémentaires peuvent être désignés par LAFi et Ri, respectivement et sont effectués à partir du demi-produit laminé à chaud et refroidi selon l’invention. Ils doivent donc tous précéder la séquence LAF1-R1-LAF2 obligatoire dans l’invention, et le demi-produit doit être 100% recristallisé après le dernier des recuits Ri, de façon à débuter la séquence LAF1-R1-LAF2 selon l’invention sur une microstructure 100% recristallisée, pour les raisons indiquées plus haut à propos du cas où on n’effectue pas de laminage(s) à froid et de recuit(s) avant cette séquence.
Il peut n’y avoir qu’un seul cycle supplémentaire LAFi-Ri par rapport au cas le plus habituel d’une séquence d’opérations LAF1-R1-LAF2, mais il doit être compris que l’invention s’étend aux cas où il y aurait plusieurs tels cycles supplémentaires LAFi-Ri s’ajoutant à LAF1-R1-LAF2 et étant tous exécutés avant LAF1. En tout cas, le recuit R1 effectué avant le dernier laminage à froid LAF2 devra être effectué, en fonction de la température maximale de bande T, de la longueur utile du four Lu (longueur sur laquelle la température T de palier ou maximale du four est au-dessus de la température Trc température de début de recristallisation de la bande pour des recuits de quelques minutes, ici 600°C), avec une vitesse de bande V (en m/min) telle que :
* 26°C.min < (T - Trc). Lu / V < 160°C.min
* de préférence, 50°C.min < (T - Trc).Lu/V < 160°C.min.
Un exemple de tel procédé, comportant deux cycles supplémentaires LAFi-Ri, serait, toujours à partir de la bande formée à chaud d’épaisseur eHR de 2 mm de l’exemple précédent, de procéder d’abord à un premier laminage à froid LAFi-n°1 à un taux TR(i= 1 ) de au moins 40% pour parvenir à une épaisseur de bande ei-n°1 de, au plus, 1 ,2 mm, puis à un premier recuit intermédiaire Ri-n°1 au défilé, pour lequel il faut que le temps de passage dans la zone utile du four, où on impose à la bande une température située entre Trc et 900°C, soit de 10 s à 10 min, et de préférence compris entre 15 s et 5 min, mieux entre 30 s et 5 min, et en tous cas de façon à ce que le métal soit préférentiellement à 100% recristallisé, de façon à mieux assurer qu’après le dernier recuit intermédiaire, et donc avant LAF1, la tôle ou bande pourra être entièrement recristallisée comme l’invention le demande. Ce recuit intermédiaire Ri-n°1 est suivi par un refroidissement à une vitesse supérieure à 600°C par heure, et, de préférence, supérieure à 1000°C par heure voire à 2 000°C/heure. En pratique, il n’est pas utile de dépasser 10 000°C/heure et une vitesse comprise entre 2 000°C/heure et 3 000°C/heure est généralement suffisante. De manière générale, lorsqu’on veut procéder à un laminage à froid après un recuit intermédiaire au défilé (Ri ou R1), un tel refroidissement rapide doit être exécuté, pour les raisons que l’on a données plus haut, liées à l’aptitude de la bande à être laminée à froid à nouveau, et aussi à son aptitude à la découpe si cela est utile.
Puis on procède à un deuxième laminage à froid LAFi-n°2 avec un taux TRi-n°2 de au moins 40% jusqu’à une épaisseur ei-n°2 de au plus 0,96 mm, puis à un deuxième recuit intermédiaire Ri-n°2 suivi par un refroidissement à une vitesse supérieure à 600°C par heure, et, de préférence, supérieure à 1000°C/heure, voire à 2 000°C/heure. En pratique, il n’est pas utile de dépasser 10 000°C/heure et une vitesse comprise entre 2 000°C/heure et 3 000°C/heure est généralement suffisante. Ce recuit Ri-n°2 se caractérise par le fait qu’il faut que le temps de passage dans la zone utile du four, où on impose à la bande une température située entre Trc et 900°C, soit de 10 s à 10 min, et de préférence compris entre 15 s et 5 min, mieux entre 30 s et 5 min, et aussi par le fait que le métal soit à 100% recristallisé à l’issu du recuit Ri-n°2.
A ce stade on procède ensuite aux étapes typiques et obligatoires de l’invention :
LAF1-R1-LAF2 et Rf. On procède au premier laminage à froid LAF1 qui doit être entre 70 et 90%, que l’on choisit ici à 80%, ce qui amène à une épaisseur de la bande e1 de, au plus, 0,19 mm. La microstructure 100% recristallisée issue de Ri-n°2 est ainsi détruite.
On procède ensuite au recuit R1 de recristallisation partielle, suivi par un refroidissement à une vitesse supérieure à 600°C par heure, et, de préférence, supérieure à 1000°C/heure, voire à 2 000°C/heure. En pratique, il n’est pas utile de dépasser 10 000°C/heure et une vitesse comprise entre 2 000°C/heure et 3 000°C/heure est généralement suffisante. Ce recuit R1 se caractérise par le défilement d’une bande d’épaisseur intermédiaire e1 = 0,19 mm au plus dans un four de longueur utile 4 m (Lu) à une vitesse de 12 m/min, à une température de 820°C, pour un alliage où le début de la recristallisation s’opère pour des recuits de quelques minutes vers 600°C (autrement dit Trc). Un tel recuit correspond à (T - Trc).Lu/V = 73,3°C.min, donc moins de 160°C.min et aussi plus de 50 °C. min. Il respecte donc les conditions nécessaires citées plus haut pour le recuit R1 précédant le dernier laminage à froid.
On procède ensuite au laminage à froid LAF2, qui est le quatrième laminage à froid de cet exemple. LAF2 doit avoir un taux de réduction entre 60 et 80%, et on choisit ici 70%, ce qui produit une bande à une épaisseur finale e2 de, au plus, 0,06mm.
Enfin on procède à un recuit final Rf statique de recristallisation totale, typiquement entre 850 et 890°C sous atmosphère réductrice durant plusieurs heures, par exemple à 880°C sous hydrogène pur pendant 3 h, suivi par un refroidissement à une vitesse de 100 à 500°C/heure, de préférence entre 200 et 300°C/heure, pour fortement diminuer ou annuler la constante d’anisotropie magnétocristalline K1.
Il peut donc être tout à fait suffisant de ne pratiquer que deux séquences de laminage à froid, avec un recuit intermédiaire de type R1 (recristallisation partielle) se terminant par un refroidissement rapide (au moins 600°C/heure comme expliqué plus haut), et avec une répartition des taux de réduction TR entre les deux laminages à froid qui a été précédemment indiquée et permet de parvenir à l’épaisseur finale souhaitée, avant le recuit final statique Rf de recristallisation totale que l’on détaillera plus loin.
Inversement, comme on l’a dit, il serait envisageable d’effectuer avant Rf plus de deux séquences de laminage à froid (quatre dans l’exemple précédent), avec les recuits intermédiaires et refroidissements rapides associés, là encore en répartissent adéquatement les taux de réduction respectifs des laminages à froid. Mais, au moins d’un point de vue économique, il est clair qu’on a intérêt à ne pas multiplier les séquences de laminage à froid et de recuit au-delà de ce qui serait nécessaire d’après l’expérience, et que le minimum de deux séquences de laminage à froid bien spécifiques LAF1 et LAF2, de par leurs plage restreintes et respectives de taux de réduction TR1 et TR2, séparées par un recuit intermédiaire au défilé à recristallisation partielle R1 , non moins spécifique, suivi d’un refroidissement rapide, représente aussi le cas préféré, LAF1 étant effectué sur un demi-produit laminé à chaud entièrement recristallisé et, éventuellement, hypertrempé.
Il doit être entendu que les conditions :
- 26°C.min < (T - Trc).Lu/V < 160°C.min , avec Trc prise égale à 600°C ;
- et de préférence 50°C.min < (T - Trc).Lu/V < 160°C.min ; sont les conditions que doit respecter le recuit au défilé R1 précédant le dernier laminage à froid LAF2.
De telles conditions n’ont en revanche pas impérativement besoin d’être respectées par les éventuels recuits intermédiaires supplémentaires Ri car dans ce cas il est seulement impératif que la recristallisation soit totale après le dernier recuit supplémentaire Ri. Qu’elle soit totale après les autres éventuels recuits supplémentaires Ri n’est qu’une préférence. Pour ceux-ci, lorsqu’on en effectue, il faut que le temps de passage dans la zone utile du four, où on impose à la bande une température située entre Trc et 900°C, soit de 10 s à 10 min, et de préférence compris entre 15 s et 5 min, mieux entre 30 s et 5 min.
Ce qu’il faut est avoir un état 100% recristallisé immédiatement avant LAF1 (donc après le dernier recuit supplémentaire Ri).
Comme exemples de succession d’étapes de fabrication comportant plusieurs recuits intermédiaires Ri et qui seraient conformes à l’invention, on peut citer les schémas suivants.
Exemple 1, avec deux recuits intermédiaires Ri :
Laminage à chaud jusqu’à une épaisseur 6HR de 2 mm - LAFi-n°1 à 50% de taux de réduction jusqu’à une épaisseur de 1 mm - Ri-n°1 jusqu’à un taux de recristallisation de 100% - LAFi-n°2 à 50% de taux de réduction jusqu’à une épaisseur de 0,5 mm - Ri- n°2 jusqu’à un taux de recristallisation de 100% - LAF1 à 70% de taux de réduction jusqu’à une épaisseur e1 de 0,15 mm - R1 jusqu’à un taux de recristallisation de 10 à 40% - LAF2 à 66% de taux de réduction jusqu’à une épaisseur e2 de 0,06 mm - Rf statique à 850°C pendant 3 h sous hydrogène procurant une recristallisation totale.
Exemple 2, avec trois recuits intermédiaires Ri :
Laminage à chaud jusqu’à une épaisseur eHR de 2,5 mm - LAFi-n°1 à 40% de taux de réduction jusqu’à une épaisseur de 1 ,5 mm - Ri-n°1 jusqu’à un taux de recristallisation de 100% - LAFi-n°2 à 40% de taux de réduction jusqu’à une épaisseur de 0,9 mm - Ri- n°2 jusqu’à un taux de recristallisation de 100% - LAFi-n°3 à 44% de taux de réduction jusqu’à une épaisseur de 0,5 mm - Ri-n°3 jusqu’à un taux de recristallisation de 100% - LAF1 à 70% de taux de réduction jusqu’à une épaisseur e1 de 0,15 mm - R1 jusqu’à un taux de recristallisation de 10 à 40% - LAF2 à 66% de taux de réduction jusqu’à une épaisseur e2 de 0,06 mm - Rf statique à 850°C pendant 3 h sous hydrogène procurant une recristallisation totale.
Exemple 3, avec deux recuits intermédiaires Ri :
Laminage à chaud jusqu’à une épaisseur eHR de 1 ,5 mm - LAFi-n°1 à 40% de taux de réduction jusqu’à une épaisseur de 0,9 mm - Ri-n°1 jusqu’à un taux de recristallisation de 100% - LAFi-n°2 à 44% de taux de réduction jusqu’à une épaisseur de 0,5 mm - Ri-n°2 jusqu’à un taux de recristallisation de 100% - LAF1 à 70% de taux de réduction jusqu’à une épaisseur e1 de 0,15 mm - R1 jusqu’à un taux de recristallisation de 10 à 40% - LAF2 à 66% de taux de réduction jusqu’à une épaisseur e2 de 0,06 mm - Rf statique à 850°C pendant 3 h sous hydrogène procurant une recristallisation totale.
Exemple 4 avec un recuit intermédiaire Ri :
Laminage à chaud jusqu’à une épaisseur eHR de 1 ,59 mm - LAFi-n°1 à 40% de taux de réduction jusqu’à une épaisseur de 0,95 mm - Ri-n°1 jusqu’à un taux de recristallisation de 100% - LAF1 à 70% de taux de réduction jusqu’à une épaisseur e1 de 0,29 mm - R1 jusqu’à un taux de recristallisation de 10 à 40% - LAF2 à 65% de taux de réduction jusqu’à une épaisseur e2 de 0,1 mm - Rf statique à 870°C pendant 2 h sous hydrogène procurant une recristallisation totale.
Dans tous les cas (deux séquences de laminage à froid LAF ou davantage), le matériau arrivé à l’épaisseur finale subit un recuit final statique Rf sur bande, ou sur pièces préalablement découpées et mises en forme (tores enroulés de transformateur, rotor et stator d’actionneur), de façon à, cette fois, recristalliser entièrement la bande et à développer amplement la croissance de grain ferritique, sans jamais pénétrer dans le domaine austénitique. Cette croissance suffisante du grain ferritique, qui permet d’obtenir de basses pertes magnétiques, ne peut être obtenue par un recuit au défilé qui serait trop bref pour cela.
Ainsi, on applique un recuit statique Rf durant typiquement plus de 30 min, de préférence plus de 1 h, à une température entre 750 et 900°C, de préférence entre 800 et 900°C, et mieux entre 850 et 880°C, soit sous vide, soit sous une atmosphère protectrice non oxydante, donc neutre ou réductrice, par exemple sous azote, sous un mélange azote-hydrogène ou argon-hydrogène, sous un gaz inerte tel que l’argon, et de préférence sous hydrogène pur. Le refroidissement qui suit le recuit final Rf peut être réalisé à une vitesse quelconque, mais de préférence entre 100°C/heure et 500°C/heure, et mieux entre 200 et 300°C/heure.
Les raisons de ces limites sont que le but de ce refroidissement est d’optimiser la constante d’anisotropie magnétocristalline K1 , et que :
Pour un refroidissement lent, on obtient une valeur de K1 positive correspondant à un alliage ordonné ;
Pour un refroidissement très rapide, on obtient une valeur de K1 négative correspondant à un alliage désordonné.
Les propriétés magnétiques optimales sont obtenues pour un K1 nul, donc pour des vitesses de refroidissement optimisées situées dans la plage précitée, donc le plus typiquement autour de 250°C/heure.
Les expériences suivantes ont été réalisées et démontrent les avantages de l’invention.
Le tableau 3 montre les compositions des cinq alliages utilisés, données en pourcentages pondéraux. Les alliages 1 et 4 ont été élaborés avec une seule refusion, à partir de matières premières neuves, donc coûteuses. Les autres alliages 2 (qui est celui désigné par « Ref 1 » dans le tableau 1 et dont la composition est conforme à celle utilisable dans la présente invention), 3 et 5 ont été élaborés sans refusion à partir de matières premières ordinaires, donc avec un coût aussi modéré que possible. De ce fait, les teneurs en Mn, S, Ni, Cu, Nb de l’alliage 1, qui résultent de la fusion des matières premières et des conditions d’élaboration du métal liquide et non d’un ajout de ces éléments, sont inférieures à celles de ces mêmes éléments dans les autres alliages et montrent qu’on a utilisé, dans son cas, des matières premières de très bonne pureté. Tous ces alliages ont des compositions conformes à ce que l’invention requiert. Les éléments non mentionnés explicitement ne sont présents au plus qu’à l’état d’impuretés sans effet métallurgique. On a également indiqué leurs températures de début de recristallisation Trc, qui interviennent dans la détermination des paramètres du recuit intermédiaire R1 précédant le dernier laminage à froid LAF2 : comme on l’a dit, elles sont toutes très proches de 600°C, comme c’est le cas pour les alliages de la composition générale utilisée dans l’invention.
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Tableau 3 : Compositions des alliages des expériences
Les lingots (dimensions 200 x 500 x 2500 mm) réalisés en ces alliages ont été laminés à chaud, puis ont subi une hypertrempe, sans laquelle l’expérience montre que les bandes risquent fortement de casser lors du laminage à froid si celui-ci est réalisé sur des produits de plus de 2 mm d’épaisseur initiale.
A cet effet, ils ont subi successivement un réchauffage entre 800 et 1200°C, un blooming sous forme de barres de section 100 x 350 mm et de quelques m de long, puis un usinage à chaud et un refroidissement très lent. Un réchauffage très lent (16 h) jusqu’à 1200°C a ensuite eu lieu, suivi par un laminage à chaud sur un train à bandes, qui a fait passer l’épaisseur du produit de 100 à 2 mm en 16 passes successives. A l’issue de la dernière passe se terminant à 950°C, on a réalisé une hypertrempe sous jet d’eau à une vitesse de l’ordre de 1000°C/seconde, puis un bobinage à froid de la bande à chaud ainsi obtenue.
La microstructure de la bande est 100% recristallisée, et est un mélange de ferrite primaire et de martensite de trempe depuis la phase austénitique (qui était en équilibre avec la ferrite primaire à 950°C), mélange auquel s’ajoute de la ferrite secondaire de conversion, formée à partir de l’austénite. Puis les bandes à chaud ont subi soit un simple laminage à froid, soit un double laminage à froid LAF1 et LAF2 avec recuit intermédiaire R1, pour obtenir des bandes à froid.
Enfin, ces bandes à froid ont subi un recuit final statique Rf sous hydrogène pur, 5 suivi par un refroidissement forcé à 250°C/heure.
Les paramètres et les résultats des expériences réalisées sur les alliages 1 à 5 du tableau 3, démontrant l’intérêt de l’invention, sont résumés dans le tableau 4. Les recuits intermédiaires ont été effectués dans un four de 2,3 m de longueur de chauffe utile.
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Tableau 4 : Résultats des essais selon l’invention et des essais comparatifs L’exemple des deux premières lignes du tableau relatives à l’alliage 5 montre bien l’apport favorable (qui est ici suffisant sur les rondelles mais insuffisant sur les tores pour un (T-Trc).LuZV de 42°C.min) d’un procédé à double laminage à froid par rapport à un procédé à simple laminage à froid . La troisième ligne du tableau, qui correspond à une valeur de (T-Trc).Lu/V située dans la gamme préférée 50-160°C.min, montre l’avantage supplémentaire qu’il y a à se placer dans cette gamme préférée pour abaisser davantage les pertes magnétiques, ici de 4% supplémentaires.
Les essais avec simple laminage, qu’il y ait eu une refusion ou pas, sont considérés comme des essais de référence. En particulier, les essais effectués sur l’alliage 1 avec un simple laminage et un lingot ayant subi une refusion ESR sont typiques de matériaux destinés à des noyaux de transformateurs, pour lesquels des pertes inférieures ou égales à 26,5 W/kg sous 2 T et 400 Hz sont souhaitées, et obtenues dans le cas présent au prix de l’exécution d’une refusion coûteuse. L’essai effectué sur l’alliage 2 non refondu mais avec un simple laminage à froid est typique d’un matériau destiné à des rotors de machines tournantes. Comme ils ne comportent pas de recuit intermédiaire, la relation T-Trc).Lu/V n’a pas de sens dans leur cas, d’où l’expression “non pertinent” dans les cases du tableau 4 correspondantes.
Il est également intéressant de remarquer, à propos des essais réalisés sur l’alliage 2, qu’une augmentation de la vitesse de défilement dans le four de recuit de 3,4 m/min à 3,6 m/min permet de diminuer les pertes à 2 T/400 Hz, au point que sur rondelles, on passe d’une valeur de 27 W/kg, considérée comme presque acceptable mais encore trop élevée, à une valeur de 25,8 W/kg, considérée comme convenable. La raison en est que cette accélération de la vitesse de défilement a permis de faire passer la valeur de (T-Trc).LuA/ en-dessous des 160°C.min qui sont le maximum exigé par l’invention. Cela montre bien qu’il est pertinent de considérer ce paramètre.
Les exemples présentés montrent que, même avec des alliages qui ne sont pas particulièrement purs du fait de l’absence de refusion et d’un choix de matières premières pas particulièrement soigné, l’exécution d’un double laminage à froid avec recuit intermédiaire, si les conditions précises de l’invention sont respectées, permet de conserver des pertes magnétiques faibles après un recuit final exécuté dans des conditions conventionnelles (850°C, 3 h, ou mieux 880°C, 3h ou 860°C, 2 h). Ainsi, pour les applications électrotechniques de tous types, nécessitant aussi bien une forte densité de puissance (que permettent d’atteindre les alliages FeCo équiatomiques) que de faibles pertes magnétiques à 2 T, 400 Hz, de l’ordre de 26,5 W/kg, ou même inférieures pour les applications les plus exigeantes sur ce point, il s’avère que l’invention permet d’obtenir ces résultats sans forcément avoir recours aux opérations coûteuses que sont la sélection de matières premières de grande pureté et les refusions de lingot ESR ou VAR.
Une explication à cet état de fait pourrait être la suivante, au vu des expériences que l’on va décrire.
On a utilisé des lingots non refondus des compositions Alliage 2, Alliage 3 et Alliage 5 du tableau 3, auxquels on a appliqué conventionnellement une transformation à chaud du lingot par blooming entre 1100 et 1200°C, puis un laminage à chaud entre 1000 et 1200°C sur train à bandes jusqu’à une épaisseur de 2 mm, puis une hypertrempe vers 900°C en sortie de laminage à chaud avec une vitesse de refroidissement de 1000°C/seconde, avant de les laminer à froid jusqu’à une épaisseur de 0,1 mm, soit par un simple laminage à froid avec un taux de réduction de 95%, soit par un double laminage à froid jusqu’à l’épaisseur 0,35 mm (taux de réduction 82,5%) puis à l’épaisseur 0,1 mm (taux de réduction 71 ,4%), donc également avec un taux de réduction global de 95%, avec un recuit intermédiaire à 840°C pour une vitesse de bande de 3,6 m/min pour l’alliage 2, de 4,4 m/min pour l’alliage 3, de 4,2 m/min pour l’alliage 5 dans un four de longueur homogène de chauffe utile Lu de 2,3 m. Ces trois cas sont décrits dans le tableau 4, et permettent tous d’obtenir des pertes magnétiques à 2 T/400 Hz inférieures à 26,5 W/kg
Il est apparu que, toutes choses étant égales par ailleurs, le double laminage à froid (LAF1 et LAF2) et le recuit intermédiaire R1 procuraient à la bande à l’état écroui une texture sensiblement modifiée. Et cette différence de texture significative subsiste, sans changement notable, après le recuit final de recristallisation complète Rf effectué dans les conditions prescrites par l’invention. Le tableau 5 montre la fraction volumique (en %) de composante de texture {hkl}<uvw> calculée avec une dispersion maximale de 15° sur les trois angles d’Euler, par rapport à l’orientation idéale, dans les cas où la bande laminée à froid est simplement à l’état écroui ou est à l’état entièrement recristallisé après un recuit final de 850°C pendant 3 h. Pour le recuit intermédiaire, la longueur utile Lu du four est de 2,3 m.
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Tableau 5 : Fraction volumique (en %) de composante de texture {hkl}<uvw> calculée avec une dispersion maximale de 15° sur les trois angles d’Euler, par rapport à l’orientation idéale pour différents essais
Il apparaît clairement, au vu de ces résultats, que dans l’état écroui après un simple laminage à froid, la composante A de la texture est nettement plus forte, typiquement deux fois plus, que les autres composantes principales B et C de la texture. En revanche, après le double laminage à froid selon l’invention, les trois composantes ont des amplitudes proches les unes des autres, entre 8 et 14% environ. Cela est observé sur les trois séries d’essais.
Sur l’essai lors duquel on a procédé à un recuit final après un simple laminage à froid, la composante A est encore plus prédominante qu’à l’état écroui (40% contre 25%), et est environ 8 fois plus forte que les composantes B et C. En revanche, avec le double laminage à froid et le recuit intermédiaire selon l’invention, les rapports entre les composantes A, B et C ne sont presque pas affectés par rapport à ce qu’ils étaient à l’état écroui, et les amplitudes de ces composantes demeurent proches, voire très proches, les unes des autres (entre 7 et 16% environ chacune), et la composante A n’est plus forcément prédominante.
Ces résultats montrent que le procédé métallurgique (gamme à double laminage à froid, avec recuit intermédiaire conduisant à une recristallisation partielle) de l’invention peut, de plus, être clairement identifié sur le produit final (après un recuit final achevant la recristallisation, effectué typiquement à 850°C pendant 3h) par la caractérisation quantifiée de ses composantes principales de texture ; et cela sans ambiguïté. En effet, le cas de l’invention correspond au fait que, après le recuit final Rf, la texture de la microstructure du matériau, caractérisée par EBSD, est la suivante :
- 8 à 20%, de préférence 9 à 20%, en surface ou en volume, de composante {001 }< 110> désorientée à 15° au maximum (composante A du tableau 5) ;
- 8 à 25%, de préférence 9 à 20%, en surface ou en volume, de composante {111}<112> désorientée à 15° au maximum (composante B du tableau 5) ;
- 5 à 15%, de préférence 6 à 11%, en surface ou en volume, de composante {111}<110> désorientée à 15° au maximum (composante C du tableau 5) ;
- le reste du matériau étant constitué d’autres composantes de texture, désorientées de au plus 15°, représentant chacune au maximum 15% en surface ou en volume, le recouvrement desdites autres composantes de texture avec l’une quelconque des composantes {001}<110>, {111}<112> et {111}<110> ne dépassant pas 10% de la surface ou du volume de l’une de ces trois composantes précédentes.
Il faut savoir que du fait de la désorientation de chaque composante de texture identifiée autour de son orientation cristallographique {hkl}<uvw>, tel que 15°, deux composantes cristallographiques différentes peuvent se recouvrir partiellement (voir par exemple les références [1] à [5] citées plus loin). Donc, si on trouve qu’une composante de texture X donnée représente une proportion proche de (mais inférieure à) 15% du matériau, il est possible qu’une partie de ces 15% provienne en fait, de l’une des composantes principales A, B, C qui a une partie de ses orientations cristallographiques en commun.
Si on veut bien distinguer les orientations ou composantes de texture A, B ou C du reste des orientations cristallographiques ou composantes de texture mineures X, et permettre ainsi de relier sans ambiguité les proportions de ces composantes A, B, C aux propriétés magnétiques avantageuses de l’invention, il est nécessaire de pouvoir séparer suffisamment précisément ces composantes représentatives A, B ou C des autres composantes mineures X, et donc de définir un critère de faible recouvrement entre ces 2 types de composantes.
Des analyses cristallographiques détaillées, connues de l’homme du métier, telles que typiquement la technique bien connue d’EBSD (références [6] et [7] citées plus loin) permettent d’identifier chacune des composantes de texture se démarquant clairement de la distribution aléatoire, et de déterminer l’ampleur des recouvrements éventuels entre composantes. Dans l’invention nous définissons que le recouvrement d’orientations cristallographiques entre une des composantes A, B ou C d’une part et une composante mineure de texture X d’autre part ne doit pas dépasser 10% de la fraction de surface ou volume.
Par exemple si à côté de la composante A-{100}<011> désorientée à 15° autour de la composante idéale (100)[001], on cherche à identifier une composante X-{hkl}<uvw> assez proche en désorientation, telle que par exemple X1 -{210}<011 > désorientée à 15° autour de la composante idéale (210)[001] qui forme un angle de 26,56° par rapport à (100)[001] (il y a donc un recouvrement puisque 26,56° < 2x15°), le recouvrement des fractions surfacique ou volumique d’orientations cristallographiques de A et de X1 ne devra pas excéder 10% de la fraction surfacique ou volumique totale. Si dans ce cas d’exemple de X1 et A il y a excès de 10% en recouvrement, alors on choisira une composante X2 un peu plus éloignée de A et vérifiant le critère de <10%, tel que par exemple X2-{320}<011> désorientée à 15° autour de la composante idéale (320)[001] qui forme un angle de 33,69 degré par rapport à (100)[001],
Des références bibliographiques utiles pour une bonne compréhension des notions et techniques qui viennent d’être évoquées sont, notamment :
[1] Norbert Broil, « Caractérisation de solides cristallisés par diffraction X », Techniques de l’ingénieur P 1 080
[2] A. Guinier, « Théorie et technique de la radiocristallographie », 1956 Dunod, Paris
[3] H. J. Bunge, « Texture analysis in material science », 1982 Butterworths Publ. London
[4] B. Jouffrey et R.A. Portier, « Diffraction dans les métaux et alliages : conditions de diffraction », Techniques de l’ingénieur M 4 126
[5] H. J. Bunge et C. Esling, « Texture et anisotropie des matériaux » Techniques de l’ingénieur, M 605-1
[6] T. Baudin, « Analyse EBSD - Principe et cartographies d’orientations », Techniques de l’ingénieur M 3040 (2010)
[7] T. Baudin et al., « Analyse des textures cristallographiques et des microstructures », Reflets de la Physique n°44-45, p.80
(http://dx.doi.orq/10.1051/refdp/20154445080).
Les trois composantes de texture considérées sont celles qui sont les plus caractéristiques pour l’invention, car elles sont les plus sensibles au passage d’un simple laminage à froid à un double laminage à froid, et sont typiquement celles qui présentent les proportions les plus élevées dans le produit final. Des essais ont été réalisés à partir de l’alliage 2, de composition donnée au tableau 3, par le même mode opératoire que lors des essais précédents. Il a donc subi le traitement suivant :
Coulée sans refusion VAR d’un lingot de section 200 x 800 mm2 ;
Laminage à chaud du lingot à une température de 950 à 1200°C suivie d’un refroidissement (hypertrempe) à une vitesse de l’ordre de 1000°C/seconde pour obtenir une bande à chaud de 2,0 mm d’épaisseur eHR 100% recristallisée ;
Laminage à froid LAF1 de ladite bande à chaud hypertrempée, à un taux de réduction de 83% pour obtenir une bande à froid d’épaisseur e1 0,35 mm ;
Recuit intermédiaire R1 de recristallisation partielle effectué au défilé sous hydrogène pur à une température située entre 760 et 810°C, dans un four de longueur utile Lu de 2,3 m, dans lequel la bande défile à une vitesse V variable selon les essais (entre 2,3 et 6,5 m/min), la température T dans la zone utile étant elle aussi variable selon les essais, de sorte que les effets de la grandeur (T - Trc).Lu/V sur les pertes magnétiques à 2 T et 400 Hz, après le recuit final Rf ainsi que le taux de recristallisation après R1 , mesuré par la méthode EBSD (Electron Back Scattered Diffraction, diffraction d'électrons rétrodiffusés) peuvent être évalués ; ce recuit R1 est suivi par un refroidissement jusqu’à la température ambiante à une vitesse de 2500°C/heure ;
Laminage à froid LAF2 à un taux de réduction de 71% pour obtenir une bande à froid d’épaisseur finale e2 0,10 mm ;
Recuit final statique Rf à une température de 850°C pendant 3h sous hydrogène pur conduisant à une recristallisation totale, suivi par un refroidissement jusqu’à la température ambiante à une vitesse de 250°C/heure.
On a pris en compte pour ces essais la valeur de (T - Trc).Lu/V, connaissant la valeur de la vitesse V de la bande et le seuil Trc de recristallisation (vers 600°C). Lu (déterminée expérimentalement au préalable par l’implantation de thermocouples dans le four) vaut 2,3 m dans le cas présent, et est une grandeur à considérer comme étant dans le cadre de l’invention.
Les pertes magnétiques ont été mesurées sur des rondelles de 0,1 mm d’épaisseur et de diamètres intérieur/extérieur de 25/36 mm ou 29,5/36 mm.
Le tableau 6 montre les caractéristiques magnétiques d’hystérésis mesurées en courant continu : induction maximale du cycle Bm pour un champ maximal de 20 Oe, la rémanence Br de ce même cycle à champ max 20 Oe, le rapport de Br et de l’induction maximale Br/Bm, le champ coercitif Hc, en fonction des conditions de recuit au défilé (température T et vitesse de la bande V). Il montre aussi les pertes magnétiques observées à 2 T, 400 Hz, ainsi qu’un indice égal à (T - 600). tu, qui est représentatif de la quantité d’énergie fournie lors du recuit intermédiaire et est défini par rapport à la 5 température de début de recristallisation Trc du matériau, qui est ici de 600°C. Lu est la « longueur utile » du four, c’est-à-dire la longueur du parcours de la bande dans le four sur laquelle la bande est à une température supérieure à Trc, et le « temps utile » tu (en min) est la durée pendant laquelle la bande séjourne dans cette longueur utile du four. Il montre également les proportions en surface ou en volume (ce qui est équivalent) des 10 trois composantes de texture caractéristiques de l’invention.
Figure imgf000038_0001
Tableau 6 : Caractéristiques magnétiques mesurées sur des échantillons (rondelles
15 d’épaisseur 0,1 mm) de l’alliage 2 ayant subi un double laminage à froid, un recuit intermédiaire R1 (avec Lu = 2,3m) et un recuit final Rf, en fonction des conditions de recuit intermédiaire, et fractions volumiques des composantes de texture {001 }< 110> , {111}<112> et {111}<110>
20 Les figures 1 et 2 montrent, pour les exemples qui étaient à 100% recristallisés avant LAF1, les pertes magnétiques à 2 T et 400 Hz et la fraction recristallisée des échantillons en fonction des grandeurs (T - 600)/V et (T - 600).Lu/V respectivement, telle que définies plus haut, 600°C étant la valeur de Trc. Il apparaît (figure 1) que ces pertes magnétiques après LAF2 et Rf, toutes choses étant égales par ailleurs, sont d’autant plus faibles que la grandeur (T - 600)/V est basse (V étant la vitesse de la bande). Si on veut obtenir des pertes de l’ordre de 26,5 W/kg au maximum, pour rester dans l’objectif initial de l’invention qui était de conserver des pertes de l’ordre de 26 W/kg sans nécessiter un choix soigné des matières premières associé à une élaboration complexe du lingot à partir duquel les bandes sont réalisées, il est très préférable, pour cet exemple précis, de ne pas dépasser une valeur de (T - 600)/V de 80°C.min/m, et de préférence 60°C.min/m (correspondant à des pertes < 26W/kg) si on veut obtenir des pertes magnétiques inférieures ou égales à 26,5 W/kg. Cette relativement faible valeur maximale de (T - 600)/V (en relation avec l’énergie injectée dans le métal lors de R1) va de pair avec des taux de recristallisation après R1 relativement faibles, dont on peut estimer qu’ils ne devraient pas dépasser 50%, de préférence 40%, mieux 30%. Les meilleurs exemples ont des taux de recristallisation de l’ordre de 15 à 17%. Un taux minimal de 10%, mieux 15%, est nécessaire pour que le recuit intermédiaire ait une utilité.
Le premier exemple du tableau 6 a un taux de recristallisation lors de R1 de 40%, et des pertes magnétiques de 26 W/kg à 2 T, 400 Hz après recuit final, ce qui est juste en-dessous du maximum accepté de 26,5 W/kg. Il est l’illustration du fait qu’une valeur de (T-600)/V située entre 60 et 80 °C.min/m peut être convenable pour le cas présent, mais pas optimale.
La valeur maximale considérée comme admissible de (T - 600)/V n’est qu’indicative car elle est valable pour cette série d’exemples, dans cette gamme réduite de températures de recuit intermédiaire 760-810°C. Cette limite de 80°C.min/m, de préférence 60°C.min/m, correspond à un four de recuit au défilé de longueur utile Lu de 2,6 m. Mais (figure 2) on peut généraliser le calcul de cette limite admissible à toute longueur utile Lu selon : (T - Trc).Lu/V < 60. Lu = 160°C.min, avec Trc = 600°C. Ainsi, si le four considéré est trois fois plus long, la limite de 160°C.min étant invariante pour cette bande d’épaisseur 0,35 mm, il faudra soit réduire la température T du four, soit accroitre la vitesse de bande V pour respecter (T - Trc).Lu/V < 160 °C. min et ainsi ne pas trop recristalliser la bande lors du recuit R1 , permettant aux pertes magnétiques à l’épaisseur finale 0,1 mm d’être inférieures ou égales à 26,5 W/kg sur rondelles recuites pendant quelques heures à 850°C, voire encore meilleures si le recuit est effectué au-delà de 850°C (mais à moins de 900°C).
D’autre exemples sont donnés au tableau 5 sur trois différentes coulées, suivant la même gamme métallurgique (même taux de réduction de laminage à froid, même transformations à chaud et même épaisseur après laminage à chaud) avec un recuit intermédiaire au défilé variant de 3,6 à 4,4 m/min dans un four de longueur utile de 2,3 m, et une température de zone homogène du four de 840°C lors du recuit intermédiaire au défilé (donc au-dessus de la première zone de température considérée précédemment). On vérifie donc sur ces exemples, par rapport aux exemples précédemment cités où Lu = 2,6m, que pour conserver (T - 600).Lu/V < 160°C/min il faut nécessairement accroitre la température T de recuit au défilé lorsqu’on réduit Lu, toutes choses étant égales par ailleurs. Cette première inégalité permet donc de prendre en compte la longueur utile Lu du four dans l’utilisation de l’invention.
Autrement dit, de façon empirique et inattendue, on voit qu’il faut se placer, lors du recuit intermédiaire R1 précédant le dernier laminage à froid, au-dessus de la température de recristallisation complète Trc, qui est de l’ordre de 600°C pour les alliages concernés par les exemples donnés, mais qu’une fois cette température franchie, il ne faut pas, non plus, apporter une quantité de chaleur totale excessive au métal pour ne pas obtenir une recristallisation trop importante. Ces exigences sont réalisées en combinant la température et la durée du recuit intermédiaire R1 , ce dernier paramètre étant représenté par la vitesse de défilement dans le four pour une longueur de four donnée. La prise en compte du paramètre (T - Trc).Lu/V dans les conditions qui ont été dites permet de tenir compte de ces paramètres pour quantifier l’apport de chaleur à la bande et faire en sorte que, compte tenu de la cinétique de la recristallisation, le taux de recristallisation procuré par R1 reste dans les limites prescrites, bien que la température Trc soit dépassée lors de R1.
Si le recuit intermédiaire R1 précédant le dernier laminage à froid LAF2 est insuffisant pour amorcer la recristallisation alors que la bande se trouve à une épaisseur intermédiaire entre l’épaisseur de la bande laminée à chaud et l’épaisseur finale de la bande laminée à froid, alors ce recuit intermédiaire R1 n’a pas l’effet métallurgique recherché, et tout se passe comme si, du point de vue des problèmes que l’invention vise à résoudre, il n’y avait pas de recuit intermédiaire, et que le ou les laminages à froid postérieurs au premier d’entre eux ne constituaient que des passes supplémentaires constituant, prises ensemble, une étape de laminage à froid unique.
Si on pratique plus de trois séquences de laminage à froid et donc au moins deux recuits intermédiaires Ri et R1, c’est le dernier recuit intermédiaire R1 , c’est-à-dire celui effectué avant le dernier laminage à froid LAF2 qui précède le recuit final Rf, qui doit satisfaire ces conditions exigées par l’invention sur le taux de recristallisation du demi- produit avant Rf.
Si on essaye de corréler les mesures de pertes magnétiques à certaines des caractéristiques microstructurales les plus classiques telles que la taille de grain, la part de texture de fibre a ou y. on n’obtient pas de résultat manifeste. On peut cependant avancer l’hypothèse que l’isotropie plus poussée de la texture procurée par le double laminage à froid (voir le tableau 5) contribuerait à cette amélioration.
En revanche, l’expérience montre qu’on observe une influence de la fraction recristallisée à l’issue du recuit intermédiaire R1. Cette fraction recristallisée ne doit pas être trop élevée. Autrement dit, le séjour de la bande dans la longueur utile Lu du four de recuit, pour une température T donnée supérieure à Trc, ne doit pas être trop prolongé, ce que traduit d’ailleurs la relation :
26°C.min < (T - Trc).Lu/V < 160°C.min, de préférence 50°C.min < (T - Trc).Lu/V < 160°C.min qui est l’une des conditions du respect de l’invention.
Cependant, si cette recristallisation peut être faible, elle ne doit pas être nulle.
On a également réalisé (dernière ligne du tableau 6) un essai sur un échantillon qui n’était pas entièrement recristallisé avant LAF1 (35% de taux de recristallisation), dans les mêmes conditions opératoires, pour ce qui est de LAF1 , R1, LAF2 et Rf, que pour l’exemple selon l’invention qui le précède dans le tableau 6. On observe sur cet exemple, par rapport à l’exemple selon l’invention, que la composante de texture {111}<112> a une prépondérance beaucoup plus marquée sur le produit final, et que les pertes magnétiques sont augmentées, probablement du fait de cette plus forte anisotropie de la texturation, que le double laminage à froid que comporte l’invention n’a pas permis de corriger suffisamment.
A titre de comparaison on a réalisé des essais sur des échantillons de l’alliage 2 laminés à chaud et refroidis dans les mêmes conditions que les exemples précédents, mais ayant subi une seule séquence de laminage à froid LAF les faisant passer de 2,0 à 1 ,0 mm, suivie d’un recuit final Rf dans les mêmes conditions que les exemples précédents.
Ils présentent des pertes magnétiques après le recuit final statique Rf de l’ordre de 27 W/kg, qui sont donc à considérer comme trop élevées pour remplir les objectifs assignés à l’invention.
Cela montre que le double laminage LAF1 + LAF2, avec un recuit intermédiaire R1 provoquant une recristallisation très partielle et effectué dans les conditions prescrites par l’invention, permet d’améliorer sensiblement les pertes magnétiques du métal, toutes choses étant égales par ailleurs. Une bande qui reste principalement écrouie, voire restaurée, avant le recuit de recristallisation final statique Rf, ne présente pas les faibles pertes magnétiques des bandes traitées selon l’invention, toutes choses étant égales par ailleurs. Respecter la condition selon laquelle 26°C.min < (T - Trc).Lu/V < 160°C.min, de préférence 50°C.min < (T - Trc).Lu/V < 160°C.min, permet d’assurer un taux de recristallisation suffisant pour abaisser les pertes magnétiques au niveau désiré.
Il n’est pas exclu qu’après le recuit statique Rf qui constitue le recuit final dans les exemples qui ont été décrits, on procède à d’autres traitements thermiques ou thermomécaniques dans le but, par exemple, d’améliorer la découpabilité d’une bande obtenue après le recuit statique, si ces traitements ne détériorent pas les propriétés visées qu’on a citées.
En effet, comme on l’a dit, le recuit statique final Rf peut être réalisé sur des pièces découpées à partir de la bande laminée à froid (par exemple des rotors, des stators, des éléments de noyaux de transformateurs...). Cependant, s’il s’avère que la découpabilité de la bande laminée à froid et recuite statiquement n’est pas suffisante pour l’application envisagée, on peut effectuer le recuit statique Rf sur la bande laminée à froid bobinée, puis effectuer sur la bande recuite statiquement un nouveau recuit, cette fois au défilé, sous atmosphère réductrice (hydrogène pur de préférence), dans des conditions de vitesse de défilement et de longueur et de température du four qui permettent à la bande d’atteindre une température comprise entre 700 et 900°C pendant 10 s à 1 h, de préférence 10 s à 20 min. Cette température correspond au domaine ferritique désordonné, qui doit être atteint avant l’entame d’une descente en température suffisamment rapide. Il se termine par un refroidissement relativement rapide (au moins 1000°C/heure). Ce nouveau recuit et le refroidissement qui suit permettent d’améliorer la découpabilité de la bande, et cela s’avère avantageux pour certaines applications pour lesquelles la pièce finale (ou un assemblage de telles pièces finales) doit être découpée avec une grande précision ou dans des conditions difficiles. Ils n’ont pas d’influence sur la texturation de la bande. Au-delà de 900°C on obtiendrait une transformation de phase qui dégraderait les propriétés.
C’est le cas, en particulier, lorsque les pièces finales sont des pièces électrotechniques, formées d’abord par la superposition de pièces unitaires plus grandes que la pièce finale, revêtues chacune d’un vernis isolant et assemblées par collage pour former un assemblage multicouche. Cet assemblage multicouche est ensuite découpé à ses dimensions définitives précises, ce qui peut n’être effectué facilement que si les pièces unitaires ont une découpabilité excellente, que seul le dernier recuit au défilé et le refroidissement qui suit procurent, dans certains cas.

Claims

REVENDICATIONS
1.- Procédé de fabrication d’une bande ou d’une tôle laminée à froid en alliage FeCo sensiblement équiatomique, caractérisé en ce que :
- on prépare une tôle ou bande laminée à chaud d’épaisseur (eHR) comprise entre 1 ,5 et 2,5 mm, et dont la composition consiste, en pourcentages pondéraux en :
* 47,0% < Co < 51 ,0% ; de préférence 47,0% < Co < 49,5% ;
* traces < V + W < 3,0% ; de préférence 0,5% < V + W < 2,5% ;
* traces < Ta + Zr < 0,5% ;
* traces < Nb < 0,5%, de préférence traces < Nb < 0,1% ;
* traces < B < 0,05% ; de préférence traces < B < 0,005% ;
* traces < Si < 3,0% ;
* traces < Cr < 3,0% ;
* traces < Ni < 5,0% ; de préférence traces < Ni < 0,1% ;
* traces < Mn < 2,0% ; de préférence traces < Mn < 0,1% ;
* traces < C < 0,02% ; de préférence traces < C < 0,01% ;
* traces < O < 0,03% ; de préférence traces < O < 0,01 % ;
* traces < N < 0,03% ; de préférence traces < N < 0,01% ;
* traces < S < 0,005% ; de préférence traces < S < 0,002 % ;
* traces < P < 0,015; de préférence traces < P < 0,007 % ;
* traces < Mo < 0,3% ; de préférence traces < Mo < 0,1% ;
* traces < Cu < 0,5% ; de préférence traces < Cu < 0,1% ;
* traces < Al < 0,01 % ; de préférence traces < Al < 0,002 % ;
* traces < Ti < 0,01% ; de préférence traces < Ti < 0,002% ;
* traces < Ca + Mg < 0,05% ; de préférence traces < Ca + Mg < 0,001% ;
* traces < terres rares < 500 ppm ;
* le reste étant du fer et des impuretés résultant de l’élaboration ;
* ladite bande ou tôle ayant une température de début de recristallisation (Trc) et une microstructure 100% recristallisée ;
- puis on procède à une première étape de laminage à froid (LAF1) de la bande, ou de la tôle en une ou plusieurs passes, avec un taux de réduction global (TR1) de 70 à 90%, de préférence de 65 à 75%, pour amener la bande ou la tôle à une épaisseur (e1) inférieure ou égale à 1 mm, de préférence inférieure ou égale à 0,6 mm ;
- puis on procède à un recuit intermédiaire (R1) au défilé de la bande ou de la tôle, dans un four de recuit, conduisant à une recristallisation partielle de la bande ou de la tôle, ladite bande ou tôle défilant dans ledit four de recuit à une vitesse (V), le taux de recristallisation partielle étant de 10 à 50%, de préférence 15 à 40%, mieux 15 à 30%, et où la température de la bande ou de la tôle, dans la zone utile du four possédant une longueur utile (Lu), est comprise entre Trc et 900°C, de préférence entre 700 et 880°C, la bande ou la tôle séjournant dans cette zone utile (Lu) pendant 15 s à 5 min à une température (T) telle que 26°C.min < (T - Trc).Lu/V < 160°C.min, de préférence 50°C.min
< (T - Trc).Lu/V < 160°C.min, avec T et Trc en °C, Lu en m, V en m/min, et on refroidit la bande ou la tôle en sortie du four à une vitesse d’au moins 600°C/heure, de préférence au moins 1000°C/heure, mieux au moins 2000°C/heure, jusqu’à une température inférieure ou égale à 200°C ;
- puis on procède à une deuxième étape de laminage à froid (LAF2) de la bande ou de la tôle recuite, en une ou plusieurs passes, avec un taux de réduction global de 60 à 80%, de préférence de 65 à 75%, amenant la bande ou la tôle laminée à froid à une épaisseur (e2) de 0,05 à 0,25 mm ;
- puis on procède à un recuit final (Rf) statique de la bande ou tôle laminée à froid ou d’une pièce préalablement découpée à partir de cette bande, pendant au moins 30 min, de préférence au moins 1 h, à une température de 750 à 900°C, de préférence de 800 à 900°C, mieux entre 850 et 880°C, dans une atmosphère neutre ou réductrice, ou sous vide, pour obtenir une recristallisation complète de la bande ou de la tôle ou de la pièce découpée, suivi par un refroidissement à une vitesse de 100 à 500°C/heure, de préférence entre 200 et 300°C/heure.
2.- Procédé selon la revendication 1 , caractérisé en ce que (V + W)/2 + (Ta + Zr)/0,2 > 0,8%, de préférence > 1 ,0%.
3.- Procédé selon la revendication 1 ou 2, caractérisé en ce que traces < Si < 0,1%.
4.- Procédé selon l’une des revendications 1 à 3, caractérisé en ce que traces < Cr
< 0,1%.
5.- Procédé selon l’une des revendications 1 à 4, caractérisé en ce que, avant ladite première étape de laminage à froid (LAF1) on procède à au moins un cycle de laminage à froid supplémentaire (LAFi) + recuit intermédiaire (Ri) pour amener la bande ou tôle laminée à froid à une épaisseur comprise entre son épaisseur après laminage à chaud (6HR) et l’épaisseur d’entrée du premier laminage à froid (LAF1), le temps de passage de la bande dans la zone utile du four, située entre Trc et 900°C, lors de chaque recuit supplémentaire (Ri), conduisant à une recristallisation totale de la bande ou de la tôle, les recuits intermédiaires (Ri) ayant un temps de passage dans la zone de longueur Lu du four, où la température de la bande est située entre Trc et 900°C, de 10 s à 10 min, et de préférence compris entre 15 s et 5 min, mieux entre 30 s et 5 min, et étant suivis par un refroidissement de la bande ou de la tôle en sortie du four à une vitesse d’au moins 600°C/heure, de préférence au moins 1000°C/heure, mieux au moins 2000°C/heure, jusqu’à une température inférieure ou égale à 200°C, la bande ou tôle ayant une microstructure 100% recristallisée après le dernier desdits recuits supplémentaires (Ri).
6.- Procédé selon l’une des revendications 1 à 5, caractérisé en ce qu’après le laminage à chaud et avant le premier laminage à froid (LAF1) on procède à une hypertrempe de la bande ou tôle laminée à chaud, par refroidissement de la bande ou tôle laminée à chaud à partir d’une température comprise entre 800 et 1000°C à une vitesse d’au moins 600°C/s, de préférence au moins 1000°C/seconde, mieux au moins 2000°C/seconde, jusqu’à la température ambiante.
7.- Procédé selon la revendication 6, caractérisé en ce que ladite hypertrempe a lieu directement après le laminage à chaud, sans réchauffage intermédiaire.
8.- Procédé selon l’une des revendications 1 à 7, caractérisé en ce que les atmosphères des fours de recuit sont des atmosphères réductrices, de préférence de l’hydrogène pur.
9.- Procédé selon l’une des revendications 5 à 8, caractérisé en ce que l’au moins un recuit intermédiaire supplémentaire est un recuit au défilé de la bande ou tôle, dans un four de recuit où la température de la bande ou tôle, dans la zone utile du four, est comprise entre Trc et 900°C, la bande séjournant dans cette zone utile pendant 15 s à 5 min, et en ce qu’on refroidit la bande ou tôle en sortie du four à une vitesse d’au moins 600°C/heure, de préférence au moins 1000°C/heure, mieux au moins 2000°C/heure, jusqu’à une température inférieure ou égale à 200°C, et en ce que l’au moins un laminage à froid supplémentaire (LAFi ) est exécuté en une ou plusieurs passes, avec un taux de réduction global de au moins 40%.
10 - Procédé selon l’une des revendications 1 à 9, caractérisé en ce qu’après le recuit final statique (Rf), on procède à un recuit supplémentaire au défilé de la bande ou tôle, de sorte que le métal atteigne au moins 700°C et au plus 900°C, pendant au moins 10 secondes et au plus 1 h, de préférence 10 s à 20 min, suivi par un refroidissement à une vitesse d’au moins 1000°C/heure.
11.- Alliage FeCo sensiblement équiatomique, caractérisé en ce que :
- sa composition consiste en, en pourcentages pondéraux :
* 47,0% < Co < 51 ,0% ; de préférence 47,0% < Co < 49,5% ;
* traces < V + W < 3,0% ; de préférence 0,5% < V + W < 2,5% ;
* traces < Ta + Zr < 0,5% ;
* traces < Nb < 0,5%, de préférence traces < Nb < 0,1% ;
* traces < B < 0,05% ; de préférence traces < B < 0,005% ; * traces < Si < 3,0% ; traces < Cr < 3,0% ; traces < Ni < 5,0% ; de préférence traces < Ni < 0,1 % ; traces < Mn < 2,0% ; de préférence traces < Mn < 0,1% ; traces < C < 0,02% ; de préférence traces < C < 0,01% ; traces < O < 0,03% ; de préférence traces < O < 0,01 % ; traces < N < 0,03% ; de préférence traces < N < 0,01% ; traces < S < 0,005% ; de préférence traces < S < 0,002 % ; traces < P < 0,015; de préférence traces < P < 0,007 % ; traces < Mo < 0,3% ; de préférence traces < Mo < 0,1% ; traces < Cu < 0,5% ; de préférence traces < Cu < 0,1 % ; traces < Al < 0,01 % ; de préférence traces < Al < 0,002 % ; traces < Ti < 0,01% ; de préférence traces < Ti < 0,002% ; traces < Ca + Mg < 0,05% ; de préférence traces < Ca + Mg < 0,001% ; traces < terres rares < 500 ppm ; le reste étant du fer et des impuretés résultant de l’élaboration ; en ce que la microstructure de l’alliage est entièrement recristallisée ; et en ce que la texture dudit alliage est la suivante :
* 8 à 20%, de préférence 9 à 20%, en surface ou en volume, de composante {001}<110> désorientée à 15° au maximum ;
* 8 à 25%, de préférence 9 à 20%, en surface ou en volume, de composante {111}<112> désorientée à 15° au maximum ;
* 5 à 15%, de préférence 6 à 11%, en surface ou en volume, de composante {111}<110> désorientée à 15° au maximum ;
* le reste du matériau étant constitué d’autres composantes de texture, désorientées de au plus 15°, représentant chacune au maximum 15% en surface ou en volume, le recouvrement desdites autres composantes de texture avec l’une quelconque des composantes {001}<110>, {111}<112> et
{111}<110> ne dépassant pas 10% en surface et en volume.
12.- Alliage selon la revendication 11 , caractérisé en ce que (V + W)/2 + (Ta + Zr)/0,2 > 0,8%, de préférence > 1 ,0%.
13.- Alliage selon la revendication 11 ou 12, caractérisé en ce que traces < Si < 0,1%.
14.- Alliage selon l’une des revendications 11 à 13, caractérisé en ce que traces < Cr < 0,1%.
15.- Pièce magnétique découpée en alliage FeCo sensiblement équiatomique, caractérisée en ce qu’elle résulte de la découpe d’une bande ou d’une tôle en alliage selon l’une des revendications 11 à 14.
16.- Noyau magnétique en alliage FeCo sensiblement équiatomique, caractérisé en ce qu’il est réalisé à partir de pièces magnétiques découpées selon la revendication
15.
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