一种高饱和磁感低损耗软磁合金及其生产方法
阅读说明：本技术 一种高饱和磁感低损耗软磁合金及其生产方法 (High-saturation-magnetic-induction low-loss soft magnetic alloy and production method thereof ) 是由 薛佳宁 李重阳 徐明舟 杨帆 王卫丽 张�荣 于 2021-10-08 设计创作，主要内容包括：本发明公开了一种高饱和磁感低损耗软磁合金及其生产方法,合金含有以下组分：2.0-8.0wt％Co,1.0-4.0wt％Si,2.0-8.0wt％Cr,0-2.0wt％Mo,0-2.0wt％Al,0-2.0wt％Mn,0-0.06wt％C,余量为Fe；生产方法包括以下步骤：S1、称取以上原料；S2、在1550-1650℃下熔炼各原料并浇铸成合金铸锭；S3、去掉合金铸锭氧化皮,在900-1200℃下锻造得合金扁坯；S4、去掉合金扁坯氧化皮,在900-1200℃下热轧得合金热轧带材；S5、去掉合金热轧带材氧化皮后冷轧开坯,然后中间退火,然后继续冷轧得到高饱和磁感低损耗软磁合金；中间退火的温度范围为800-1100℃,时间范围0.5-10min。本发明公开的高饱和磁感低损耗软磁合金兼顾高饱和磁感、高电阻率、低矫顽力、低损耗、良好力学性能等优异的性能组合,相比现有合金优势明显,且生产成本显著降低。(The invention discloses a high saturation magnetic induction low loss soft magnetic alloy and a production method thereof, wherein the alloy comprises the following components: 2.0-8.0 wt% of Co, 1.0-4.0 wt% of Si, 2.0-8.0 wt% of Cr, 0-2.0 wt% of Mo, 0-2.0 wt% of Al, 0-2.0 wt% of Mn, 0-0.06 wt% of C and the balance of Fe; the production method comprises the following steps: s1, weighing the raw materials; s2, smelting all raw materials at 1550-; s3, removing oxide skin of the alloy ingot, and forging at the temperature of 900-; s4, removing oxide skin of the alloy slab, and carrying out hot rolling at 900-1200 ℃ to obtain an alloy hot rolled strip; s5, removing oxide skins of alloy hot rolled strips, cold rolling and cogging, then performing intermediate annealing, and then continuously performing cold rolling to obtain the high-saturation-magnetic-induction low-loss soft magnetic alloy; the temperature range of the intermediate annealing is 800-1100 ℃, and the time range is 0.5-10 min. The high-saturation-magnetic-induction low-loss soft magnetic alloy disclosed by the invention has excellent performance combinations of high saturation magnetic induction, high resistivity, low coercive force, low loss, good mechanical properties and the like, has obvious advantages compared with the existing alloy, and obviously reduces the production cost.)
技术领域
本发明涉及金属材料领域，具体涉及一种高饱和磁感低损耗软磁合金及其生产方法。
背景技术
软磁合金是具有低矫顽力和高磁导率的一类磁性合金，大多数在交流磁化条件下应用，因此要求具有较低的功率损耗。由于不同领域应用中对磁性材料的性能要求不同，按合金特性可分为高磁感合金、高导磁合金、恒导磁合金、温度补偿合金、大磁致伸缩合金等。在许多应用领域中，高的饱和磁感决定着软磁元件的相对尺寸，矫顽力决定磁化电流，而电阻率则决定交流磁场下的涡流损耗。对于直流应用，材料的选择主要考虑因素是磁导率；而对于交流应用，主要考虑的是材料在系统中工作时产生的能量损耗，损耗随着励磁和频率的增加而增加，总功率损耗可分为磁滞损耗、涡流损耗和异常损耗。磁滞损耗可通过降低材料固有矫顽力减少；涡流损耗则是由材料内部感应变化引起的涡流能量耗散产生，可通过增加材料电阻率及制成层压材料减少涡流损耗；而异常损耗则与材料内畴壁运动导致的局部涡流有关，可通过抑制磁畴壁移动来减少。
近年来，随着技术的不断发展，市场对电力设备能力升级和电子器件设计要求不断提高，电子器件逐步向高效减重低成本等方向快速发展。例如，现代电力应用需要以高于1kHz频率工作的电磁阀，这要求软磁材料具有高电阻率来降低涡流引起的损耗增加。原有50/60Hz变压器中普遍使用的硅钢不适合更高频率下的应用，而适用于高频应用的MnZn软磁铁氧体饱和磁感相对较低，制成的磁芯体积庞大。此外，软磁材料主要还应用于电动机磁芯中，随着国际市场上纯电动汽车的快速发展，电动汽车驱动电机的性能要求越来越高，如最大功率和转矩密度、高效率、最小体积和重量、低成本和高可靠性等。软磁合金作为定子和转子的铁芯原料，是对电机性能及效率改善做出较大贡献的重要机能材料。这些材料通过冷轧制备带材，加工成特定形状，制成定子或转子叠片铁芯。为了达到驱动电机应满足的性能，要求软磁材料在一定的磁场强度下具有较高的磁感；此外，为了提高电机效率，高频率下应用的驱动电机中，铁芯材料的低铁损、磁化特性的改善、力学性能的提高都是必要的。
目前应用比较广泛的传统软磁材料主要分为硅钢、Fe-Co合金、Fe-Ni合金、软磁铁氧体、非晶纳米晶软磁合金等。
硅钢中一般添加0～6.5wt％的Si元素，分为低碳钢、无取向硅钢、取向硅钢三种，添加1～3.5wt％Si的无取向硅钢主要应用在交流电机中。Si元素可提高电阻率，使铁损降低，但同时也降低了饱和磁感；且超过4wt％的Si含量会使材料出现严重的加工脆性、难以通过常规加工方法大规模生产。随着目前驱动电机小型轻量化、高效率化的要求，对其铁芯材料的高饱和磁感、低损耗等性能要求更加严格。而传统硅钢由于发展较为成熟，性能很难再有所突破。针对降低损耗等问题，硅钢目前主要发展方向为厚度减薄，即板厚越薄，涡旋电流被抑制，使得铁损降低。然而过薄的板厚反而会使铁损增加，且饱和磁感并不能进一步提升。因此，使用新型节能软磁材料代替原有硅钢是提高电机运行效率的一个重要方向。
Fe-Co合金具有高饱和磁感，但电阻率较低，成本昂贵，冷加工性能较差；Fe-Ni合金在弱场下具有较高的磁导率、软磁铁氧体损耗较小，但这两种材料在较强磁场下极易达到饱和，饱和磁感较小(铁镍软磁合金饱和磁感不超过1.6T，软磁铁氧体饱和磁感不超过0.5T)，不适用于高功率强磁场的应用环境。
非晶纳米晶软磁合金由于不存在磁晶各向异性，具有低矫顽力、高磁导率、高电阻率等特点。非晶纳米晶材料制成的变压器能够表现出低磁滞损耗、低噪声等优点。然而由于非晶化能力不足，目前主要以薄带、粉末等低维形状被应用。此外，非晶纳米晶薄带很脆，制备技术要求较高，加大了大批量产业化的难度。非晶纳米晶属于亚稳相，晶化温度较低，其工作温度不宜超过100～150℃，较高温度下长期时效势必使得基体发生晶化，从而恶化磁性能。因此无论是从使用条件还是材料的力学性能方面来说，非晶纳米晶材料在应用方面还有很大局限性。
综上所述，针对磁性元件日益高频化小型化的需求，亟需研发一种具有高饱和磁感、低损耗、力学性能良好的软磁合金，使其性能转化为对驱动电机等电器元件更小体积、更高效率的优化设计，且应具备在现有常规冶金技术与加工水平下大批量生产的能力。
发明内容
为此，本发明实施例提供一种高饱和磁感低损耗软磁合金及其生产方法，以解决上述现有技术中存在的问题。
为了实现上述目的，本发明实施例提供如下技术方案：
第一方面，本发明实施例提供了一种高饱和磁感低损耗软磁合金，其含有以下质量百分比的组分：
2.0-8.0wt％Co，1.0-4.0wt％Si，2.0-8.0wt％Cr，0-2.0wt％Mo，0-2.0wt％Al，0-2.0wt％Mn，0-0.06wt％C，余量为Fe。
优选地，高饱和磁感低损耗软磁合金中Al和Si的质量百分比之和≤4.0wt％。
优选地，高饱和磁感低损耗软磁合金中Cr和Mn的质量百分比之和≥4.0wt％。
优选地，高饱和磁感低损耗软磁合金含有以下质量百分比的组分：
4.0-8.0wt％Co，2.0-3.0wt％Si，3.0-5.0wt％Cr，0.2-1.0wt％Mo，0.2-1.0wt％Al，0-2.0wt％Mn，0-0.03wt％C，余量为Fe。
第二方面，本发明实施例还提供了上述高饱和磁感低损耗软磁合金的生产方法，包括以下步骤：
S1、按质量百分比称取以下原料：
2.0-8.0wt％Co，1.0-4.0wt％Si，2.0-8.0wt％Cr，0-2.0wt％Mo，0-2.0wt％Al，0-2.0wt％Mn，0-0.06wt％C，余量为Fe；
S2、熔炼S1中称取的所有原料，熔炼温度范围为1550-1650℃，所有原料均完全融化后浇铸成合金铸锭；
S3、去掉合金铸锭的氧化皮后，在第一加热温度下锻造后获得合金扁坯，第一加热温度范围为900-1200℃；
S4、去掉合金扁坯的氧化皮后，在第二加热温度下热轧后获得合金热轧带材，第二加热温度范围为900-1200℃；
S5、去掉合金热轧带材的氧化皮后对其进行冷轧开坯，得到合金冷轧带材，然后对合金冷轧带材进行中间退火，然后继续冷轧得到高饱和磁感低损耗软磁合金；中间退火的温度范围为800-1100℃，时间范围0.5-10min；高饱和磁感低损耗软磁合金与进行中间退火后的合金冷轧带材相比的变形量≥50％。
优选地，还包括步骤S6，其具体为：
对S5中得到的高饱和磁感低损耗软磁合金其进行热处理，热处理的具体参数可以是温度范围700-900℃，保温时间4-12h，保温结束后冷却；保护气氛为干氢或真空中的一种，冷却方式为炉冷或出炉空冷中的一种。
进一步地，步骤S6中热处理的具体参数还可以是：
保护气氛为干氢或真空中的一种，温度范围900-1150℃，保温时间2-8h，保温结束后以不超过150℃/h的冷却速度冷却至700℃以下。
进一步地，进行热处理后，高饱和磁感低损耗软磁合金在室温下为单一α相组织。
进一步地，进行热处理后，高饱和磁感低损耗软磁合金的饱和磁感≥1.95T，电阻率≥0.70×10-6Ω·m。
与现有技术相比，本发明实施例至少具有以下有益效果：
(1)本发明实施例提供的一种高饱和磁感低损耗软磁合金，通过将Co、Cr、Si、Al、Mo、Mn、C等合金元素进行精确调配得到优异的综合性能，尤其是：通过添加特定含量的Co元素提高饱和磁感；通过添加特定含量的Cr、Si、Al、Mn等元素提高电阻率，使涡流损耗显著降低；通过特定的Al+Si以及Cr+Mn的含量能够在热处理后获得均匀化的显微组织，避免晶粒异常长大，有效降低合金的异常损耗；通过合理设计元素成分，添加特定量的改善塑性的元素Cr、Mo以及提高合金强度的Si元素，使该合金在提高室温强度的同时具有良好的加工塑性。
(2)本发明实施例提供的高饱和磁感低损耗软磁合金制造成本低廉，适宜大规模生产应用。
(3)本发明实施例提供的高饱和磁感低损耗软磁合金兼顾高饱和磁感、高电阻率、低矫顽力、低损耗、良好力学性能等优异的性能组合，适用于工频及更高频率和较高磁场应用范围，例如驱动电机、变压器等应用领域，使其性能转化为对电机更小体积、更高效率的优化设计。
(4)本发明实施例提供的高饱和磁感低损耗软磁合金，其高电阻率、均匀的微观组织以及优异的软磁特性使得其具有P1.0/400≤10W/kg(带厚d＝0.15mm)的低损耗；并兼具与硅钢等传统材料相比更高的力学强度等优点。
(5)本发明实施例提供的高饱和磁感低损耗软磁合金，可通过对其进行热处理以获得更加优秀的综合性能。由于本发明实施例提供的高饱和磁感低损耗软磁合金在900℃左右存在α相(铁素体)β相(奥氏体)相变，因此当热处理温度超过相变温度时，快速冷却后会导致奥氏体相残留，使磁性能恶化；而过低的热处理温度不能有效的进一步改善合金微观组织，影响合金的矫顽力、电阻率等结构敏感性性能参数；而本发明实施例提供的上述高饱和磁感低损耗软磁合金的制备方法采用较低热处理温度并具有较长保温时间的热处理工艺路线1，或者采用较高热处理温度并在相变温度附近保持缓慢冷却方式防止出现奥氏体残留的热处理工艺路线2，均可使本发明实施例提供的高饱和磁感低损耗软磁合金获得更加优异的显微组织和磁性能。
(6)通过本发明实施例提供的高饱和磁感低损耗软磁合金的制备方法制备出的软磁合金，在经过热处理后，其饱和磁感≥1.95T，电阻率≥0.70×10-6Ω·m，与目前高频交流应用的软磁铁氧体相比具有更高的饱和磁感，与目前商用晶态软磁合金相比具有更高的电阻率，使涡流损耗显著降低，与非晶纳米晶软磁合金相比，具有优异的加工塑性和机械强度，对服役环境的耐受能力显著增强，具有良好的耐老化性，且生产成本显著降低。
附图说明
为了更清楚地说明本发明的技术方案，下面将对本发明实施例描述中所需要使用的附图作简单地介绍。显而易见地，下面描述中的附图仅仅是示例性的，对于本领域普通技术人员来讲，在不付出创造性劳动的前提下，还可以根据提供的附图引申获得其它的附图。
以下附图仅用以配合说明书所揭示的内容，以供熟悉此技术的人士了解与阅读，并非用以限定本发明可实施的限定条件，任何形式的调整，在不影响本发明所能产生的功效及所能达成的目的的前提下，均应仍落在本发明所揭示的技术内容能涵盖的范围内。
图1为本发明实施例1、实施例6提供的经过热处理后的合金的XRD图谱；
图2为本发明实施例1提供的合金经过热处理后的金相照片；
图3为本发明实施例3提供的合金经过热处理后的金相照片；
图4为本发明对比例2提供的合金经过热处理后的金相照片；
图5为本发明对比例3提供的合金经过热处理后的金相照片；
图6为本发明实施例2和对比例3提供的合金的DSC曲线。
具体实施方式
为了使本发明的目的、技术方案及优点更加清楚明白，以下结合附图及实施例，对本发明请进行进一步详细说明。应当理解，此处描述的具体实施例仅仅用以解释本发明，并不用于限定本发明。
在本发明的描述中，术语“包括”、“具有”以及它们的任何变形，意图在于覆盖不排他的包含，例如，包括了一系列步骤或单元的过程、方法、系统、产品或设备不必限于已明确列出的那些步骤或单元，而是还可包含虽然并未明确列出的但对于这些过程、方法、产品或设备固有的其它步骤或单元，或者基于本发明构思进一步的优化方案所增加的步骤或单元。
实施例1-6和对比例1-3提供的合金中各组分的质量百分比如下表1所示。
表1-实施例1-6和对比例1-3提供的合金中各组分质量百分比(单位：wt％)
实施例1-6提供的高饱和磁感低损耗软磁合金的制备方法均如下：
S1、按照表1称取各原料；
本发明实施例1-6提供的高饱和磁感低损耗软磁合金，添加适量Co元素的作用是使材料具有较高的饱和磁感以提高电器元件例如电机的效率、扭矩等性能。然而过高的Co含量会显著增加合金的生产成本，并导致加工性能变差，因此本发明实施例1-6中将Co含量控制在特定的含量下，以保证其性能；此外，Cr、Si、Al、Mn等元素的添加使材料电阻率显著提升，有效降低涡流损耗，提高合金在较高频率下的使用效率；Cr和Mn元素起到改善组织均匀性的作用，有效避免晶粒热处理过程中异常长大，降低异常损耗；Cr和Mo元素起到改善合金塑性的作用；Si、Al、C等元素添加可提高本发明合金的力学性能，具有较好的拉伸强度和硬度，在满足软磁器件高效率低损耗的同时提高材料的服役强度；
本发明实施例1-6中，Al和Si的质量百分比之和均不大于4.0wt％，这是因为，通过合金成分设计实验可知，Al和Si元素的添加可使得合金电阻率明显增大，在本发明实施例1-6的成分范围内，合金的电阻率(10-6Ω·m)与Al和Si含量(wt％)成正比，比例系数约为0.1，然而，Al和Si元素的过量添加会导致合金的晶粒尺寸在热处理后出现异常长大，这导致交流磁化应用中异常损耗显著增加，通过测试确定，合金中Al和Si含量之和需要控制在不大于4.0wt％，既保证材料具有较大的电阻率从而显著降低涡流损耗，又能够通过调控微观组织避免晶粒异常长大导致异常损耗增加，从而获得总损耗水平显著降低的软磁合金；
本发明实施例1-6中，Cr和Mn的质量百分比之和不小于4.0wt％，这是因为，Cr和Mn元素具有改善合金微观组织均匀性的作用，且在较高温度热处理过程中对晶粒异常长大有一定的抑制作用，这使得合金在锻造或热轧工艺的高温加热过程中不会因为中间柱状晶异常长大而出现瓦楞缺陷，而微观组织的均匀细化可减少局部涡流效应从而降低异常损耗，此外，Cr元素的添加还可提高合金的塑性；然而，过量Cr元素对饱和磁感有不利影响，通过测定，Cr含量不宜超过8.0wt％，优选不宜超过5.0wt％；Cr和Mn元素的添加均可明显增加合金的电阻率，通过检测，在本发明实施例1-6的成分范围内，合金的电阻率(10-6Ω·m)与Cr和Mn含量(wt％)成正比，比例系数约为0.05，因此为了得到高电阻率和微观组织均匀化的软磁合金，Cr和Mn元素的添加量之和应不小于4.0wt％；
本发明实施例1-6中，通过适量添加Cr、Mo、Mn等元素改善合金的加工塑性，并通过适量添加Si、Al和少量C元素提高合金的硬度和拉伸强度，通过调控这几种元素的添加范围得到兼顾良好塑性和力学强度的高饱和磁感低损耗软磁合金，有助于提高材料的服役强度；
本发明实施例1-6的成分中含有不可避免的杂质，这些杂质是由于原材料无法达到100％纯度而带入合金中的，为降低杂质对合金磁性能的影响，本发明实施例1-6中杂质含量不超过0.5wt％，优选地不超过0.1wt％；
S2、合金冶炼：通过熔炼炉熔炼Fe、Co、Si、Cr、Mo、Al、Mn、C等原料，精炼温度范围为1550～1650℃，完全融化后浇铸成合金铸锭。该精炼温度范围内，合金溶液能够均匀混合，并避免温度过高出现Al、Mn元素过度挥发现象；
S3、钢锭热压：将S2中得到的合金铸锭去掉氧化皮后，在900-1200℃范围内、具体为1050℃下锻造后获得直径为50mm的圆棒；
S4、热轧：将S3中得到的合金扁坯修磨去掉氧化皮后，在900-1200℃范围内、具体为1050℃下热轧为6mm厚的合金热轧带材；
本发明实施例1-6在制备所述高饱和磁感低损耗软磁合金时，之所以将第一和第二加热温度均控制在900～1200℃范围内，是因为，经过实验，加热温度过高会发生Al元素过烧和过热现象，并导致合金晶粒粗大，力学性能降低；而加热温度过低则会缩短热加工操作时间，是热加工变形困难，内应力增大，甚至导致裂纹产生；
S5、冷轧：将S4中得到的合金热轧带材去掉氧化皮后进行冷轧开坯，得到合金冷轧带材并对其进行中间退火，退火后继续冷轧得到上述的高饱和磁感低损耗软磁合金；冷轧步骤的中间退火温度范围为800～1100℃，具体为1000℃；高饱和磁感低损耗软磁合金与中间退火后的合金冷轧带材相比的变形量≥50％；成品带材有两种规格，分别为0.15mm厚和0.35mm厚；
冷轧步骤中的中间退火作用是使金属带材软化或再结晶，以恢复塑性、降低变形抗力，以便进行后续冷加工；
S6、热处理：对S5中得到的高饱和磁感低损耗软磁合金进行热处理，热处理气氛为干氢或真空；可采用热处理工艺路线1：热处理温度范围为700-900℃，热处理保温时间为4-12小时，然后炉冷或出炉空冷；或者采用热处理工艺路线2：热处理温度范围为900-1150℃，保温时间2-8小时，然后以不超过150℃/小时的缓慢冷却方式冷却至700℃以下；实施例1-6具体采用的路线均为路线2，具体参数为：加热到1100℃温度，保温时间8h，然后以不超过150℃/h的冷速冷却至600℃，随即炉冷至室温，获得合金。
由于本发明实施例1-6提供的高饱和磁感低损耗软磁合金在900℃左右存在α相(铁素体)β相(奥氏体)相变，因此当热处理温度超过相变温度时，快速冷却后会导致奥氏体相残留，使磁性能恶化；而过低的热处理温度不能有效改善合金微观组织，影响合金的矫顽力、电阻率等结构敏感性性能参数。因此，或者采用较低热处理温度并具有较长保温时间的热处理工艺路线1，或者采用较高热处理温度并在相变温度附近保持缓慢冷却方式防止出现奥氏体残留的热处理工艺路线2，均可使本发明实施例1-6提供的软磁合金获得更加优异的显微组织和磁性能。
经过热处理后，本发明实施例1-6提供的软磁合金在室温下均为单一α相(铁素体)组织；
经过热处理后，本发明实施例1-6提供的软磁合金的饱和磁感均≥1.95T，阻率均≥0.70×10-6Ω·m，与目前高频交流应用的软磁铁氧体相比具有更高的饱和磁感，与目前商用晶态软磁合金相比具有更高的电阻率，使涡流损耗显著降低，与非晶纳米晶软磁合金相比具有优异的加工塑性和机械强度，对服役环境的耐受能力显著增强，具有良好的耐老化性，且生产成本显著降低。本发明实施例1-6提供的软磁合金由于具有高饱和磁感、低损耗、良好机械强度等优异性能组合，可满足驱动电机等电器元件更轻便、更高功率、更高效率等优化设计。
对比例1-3的制备方法与实施例1-6相同。
接下来对实施例1-6提供的合金和对比例1-3提供的合金进行一系列性能测试，以说明本发明的有益效果。
测试1
将本发明实施例1-6提供的合金分别进行XRD测试，确定其物相结构，结果显示，均为单一α相(铁素体)结构。其中，本发明实施例1和实施例6提供的合金的XRD图谱如图1所示，通过图1可以看到，除α相特征峰以外无其他杂相出现。
测试2
通过晶相显微镜分别观察热处理后的实施例1-6和对比例1-3提供的合金并拍摄照片，其中，实施例1、实施例3、对比例2、对比例3的金相照片分别如图2-5所示。对比各金相照片可知，本发明实施例1和实施例3的微观组织均匀性好，没有异常长大的晶粒出现；而对比例2和对比例3中晶粒尺寸粗大，晶粒度达到了00级，并且有晶粒异常长大的现象。本发明实施例由于对Cr和Mn元素含量进行精确调控，使得合金显微组织具有很好的均匀性，并且通过控制Si和Al元素含量之和不大于4.0wt％，保证了合金在热加工过程中芯部不会出现晶粒异常粗大导致的瓦楞缺陷，这确保合金在交流磁化时不会因为微观组织局部不均匀性以及磁畴壁的移动导致异常损耗显著增加，从而大幅降低交流应用下的总损耗值。
测试3
采用差示扫描量热仪(DSC)分别研究实施例1-6和对比例1-3提供的合金的居里温度和相变温度。居里温度为合金发生铁磁顺磁转变的温度点，相变温度为合金发生α相(铁素体)β相(奥氏体)相变的温度点。本发明实施例2、对比例3的DSC曲线如图6所示。通过图6可以看到，本发明实施例2的居里温度在800℃附近，而商用NiFeCoSiB非晶合金的居里温度仅为150℃，即非晶软磁合金在150℃以上就不再具有铁磁性，导致性能严重恶化。因此相比非晶软磁合金，本发明实施例2提供的高饱和磁感低损耗软磁合金的高居里温度使得该合金使用温度范围显著提高。此外，由图6可知，对比例3的α相(铁素体)β相(奥氏体)相变温度消失，这使得热加工过程中合金晶粒由于动态回复和再结晶缓慢而不能彻底破碎，导致锻造或热轧后坯料中心附近产生粗大伸长的形变晶粒。而对比例2的Fe-Ni合金(结构为β相(奥氏体))也无α相(铁素体)β相(奥氏体)相变，使得热处理后晶粒尺寸粗大。粗大晶粒会导致交流磁化时异常损耗显著增加。
测试4
分别测试实施例1-6和对比例1-3提供的合金在热处理后的各项直流磁性能和电阻率，实施例1-6的具体数据如下表2所示。
表2-实施例1-6提供的合金热处理后的直流磁性能及电阻率数据
合金
Bs(T)
Hc(A/m)
μm(mH/m)
ρ(10<sup>-6</sup>Ω·m)
实施例1
1.99
22.5
18.3
0.71
实施例2
1.97
26.2
14.0
0.89
实施例3
2.06
32.5
13.2
0.72
实施例4
2.01
52.2
7.8
0.78
实施例5
2.09
19.4
17.7
0.85
实施例6
2.11
16.8
22.8
0.86
根据表2数据可知，本发明实施例1-6提供的合金在热处理后的饱和磁感随着Co含量增加而增大，随着Cr含量增加而下降，但通过对合金元素进行精确调控，在本发明成分范围内，实施例1-6合金的饱和磁感均达到1.95T以上。对比例1晶态Fe-Si合金Bs＝1.98T；对比例2晶态Fe-Ni合金Bs＝1.58T；商用典型MnZn软磁铁氧体Bs＝0.50T；商用NiFeCoSiB非晶合金Bs＝0.41T。尽管软磁铁氧体、非晶纳米晶软磁合金以及Fe-Ni合金由于磁各向异性较小导致矫顽力水平很低，但其过低的饱和磁感限制了这些软磁材料在高功率强磁场下的应用，如电动汽车驱动电机、变压器等，并导致这些材料绕制的铁芯体积庞大、材料使用量和成本显著增加。本发明实施例具有高水平的饱和磁感，甚至除实施例2以外均超过了对比例1晶态Fe-Si合金(传统硅钢)的水平。此外，本发明高饱和磁感低损耗软磁合金在直流磁化测试中具有较低的矫顽力水平和较高的最大磁导率值。本发明实施例1-6合金的矫顽力Hc≤60A/m；最大磁导率μm除实施例4以外均超过10mH/m。高饱和磁感和较好的直流磁性能水平使得本发明实施例1-6提供的软磁合金在应用中能够很好地达到提高效率并减重、减轻成本的效果。
实施例1-6提供的软磁合金热处理后的电阻率数据如表2所示，对比例1晶态Fe-Si软磁合金电阻率ρ＝0.48×10-6Ω·m，对比例2晶态Fe-Ni软磁合金电阻率ρ＝0.41×10-6Ω·m。由于对Si、Al、Cr、Mn等合金元素的添加量进行设计及调控，本发明高饱和磁感低损耗软磁合金具有显著提高的电阻率值，本发明实施例1-6提供的合金热处理后的电阻率ρ≥0.70×10-6Ω·m。对比例中硅钢的电阻率仅为0.48×10-6Ω·m，而晶态Fe-Co合金电阻率水平只有0.20×10-6Ω·m。本发明实施例1-6提供的合金显著提高的电阻率能够在高频工作磁场下显著降低材料的涡流损耗，有效减少工作时材料产生的热损耗，从而提高电气元件的工作效率。
测试5
分别测试实施例1-6和对比例1-3提供的合金在热处理后的室温力学性能，结果如下表3所示。
表3-实施例1-6和对比例1-3提供的合金热处理后的力学性能
合金
Rp<sub>0.2</sub>(Mpa)
Rm(Mpa)
A％
HV
实施例1
455
637
36.5
180
实施例2
531
671
32.5
211
实施例3
542
702
29.0
208
实施例4
508
692
35.5
195
实施例5
564
723
30.5
216
实施例6
586
748
28.0
225
对比例1
371
452
18.5
196
对比例2
170
448
36.0
98
对比例3
547
682
13.5
223
通过表3数据可知，当本发明实施例1-6提供的合金经过高温热处理得到优异磁性能的同时，其室温力学性能与对比例相比也有较好的改善。在力学强度上，除实施例1以外，本发明实施例合金的屈服强度Rp0.2基本达到500MPa以上，而实施例3、实施例5和实施例6的抗拉强度Rm甚至超过700MPa，室温力学强度明显优于对比例1晶态Fe-Si合金(硅钢)和塑性良好但强度较差的对比例2晶态Fe-Ni合金。此外，本发明实施例合金热处理后也保持了较高的硬度，抗变形能力较好。优异的机械强度使得本发明高饱和磁感低损耗软磁合金能够满足目前驱动电机等高效电器元件在装配、加工及高速运转负荷下的高强度要求。
此外，本发明实施例1-6提供的合金均具有较高的延伸率A％，实施例1和实施例5的延伸率甚至达到对比例2晶态Fe-Ni合金的水平，这表明本发明合金的塑性较好，加工性能优良，而对比例1和对比例3延伸率较低，尤其是对比例3。由于Si+Al含量超过4.0wt％，而改善塑性的Cr、Mo、Mn等元素总含量低于4.0wt％，对比例3合金变形抗力增加、加工脆性严重提升，难以用常规工艺制备合金薄带产品。综上所述，优异的塑性和强度使得本发明软磁合金与非晶纳米晶软磁合金、高硅钢、Fe-Co软磁合金等材料相比，其生产成本显著降低，可进行大批量产业化生产。
测试6
分别取实施例1-6和对比例1-3提供的0.15mm厚带材与0.35mm厚带材，热处理后，在400Hz频率下、1.0T磁场下测量各合金试样的功率损耗(P1.0/400)，实施例2、5、6和对比例1、3的测试结果如表4所示。
表4-实施例2、5、6和对比例1、3提供的热处理后合金带材的功率损耗
通过表4可知，本发明实施例1-6提供的合金由于具有较高的电阻率、均匀的显微组织、较低的矫顽力水平，从而在400Hz频率下具有相当低的总功率损耗。而对比例1中Fe-Si合金由于电阻率较低，高频下涡流损耗显著增加；对比例3由于具有晶粒异常粗大的情况(如图5所示)，其异常损耗增大。因此对比例两种软磁合金的总功率损耗明显增加。本发明实施例对于带厚为d＝0.15mm的带材，在1.0T/400Hz下具有小于10W/kg的总功率损耗，能够很好地满足驱动电机等电器元件更高效率、更轻质量的优化设计。
以上实施例的各技术特征可以进行任意的组合，为使描述简洁，未对上述实施例中的各个技术特征所有可能的组合都进行描述；这些未明确写出的实施例，也都应当认为是本说明书记载的范围。
上文中通过一般性说明及具体实施例对本发明作了较为具体和详细的描述。应当指出的是，在不脱离本发明构思的前提下，显然还可以对这些具体实施例作出若干变形和改进，这些都属于本申请的保护范围。因此，本申请专利的保护范围应以所附权利要求为准。