特表 2024-503576 実質的に等原子のＦＥＣＯ合金冷間圧延ストリップ又はシートの製造方法、実質的に等原子のＦＥＣＯ合金冷間圧延ストリップ又はシート、及びこれらから切り出された磁性部品

(19)【発行国】日本国特許庁(JP)

(12)【公報種別】公表特許公報(A)

(11)【公表番号】

(43)【公表日】2024-01-26

(54)【発明の名称】実質的に等原子のＦＥＣＯ合金冷間圧延ストリップ又はシートの製造方法、実質的に等原子のＦＥＣＯ合金冷間圧延ストリップ又はシート、及びこれらから切り出された磁性部品

(51)【国際特許分類】

   C22F 1/16 20060101AFI20240119BHJP

   C22C 30/02 20060101ALI20240119BHJP

   C22F 1/10 20060101ALI20240119BHJP

   C22C 19/07 20060101ALI20240119BHJP

   C21D 6/00 20060101ALI20240119BHJP

   C21D 9/00 20060101ALI20240119BHJP

   C22C 38/00 20060101ALI20240119BHJP

   H01F 41/02 20060101ALI20240119BHJP

   H01F 1/147 20060101ALI20240119BHJP

   C22F 1/00 20060101ALN20240119BHJP

【ＦＩ】

C22F1/16 Z

C22C30/02

C22F1/10 E

C22C19/07 C

C21D6/00 C

C21D9/00 S

C22C38/00 303S

H01F41/02 Z

H01F1/147

C22F1/00 623

C22F1/00 622

C22F1/00 660C

C22F1/00 694A

C22F1/00 691B

C22F1/00 691C

C22F1/00 692A

C22F1/00 692B

【審査請求】有

【予備審査請求】未請求

(21)【出願番号】P 2023535033

(86)(22)【出願日】2020-12-09

(85)【翻訳文提出日】2023-08-03

(86)【国際出願番号】 IB2020061694

(87)【国際公開番号】W WO2022123297

(87)【国際公開日】2022-06-16

(81)【指定国・地域】

(71)【出願人】

【識別番号】512072614

【氏名又は名称】アペラム

(74)【代理人】

【識別番号】100108453

【弁理士】

【氏名又は名称】村山 靖彦

(74)【代理人】

【識別番号】100110364

【弁理士】

【氏名又は名称】実広 信哉

(74)【代理人】

【識別番号】100133400

【弁理士】

【氏名又は名称】阿部 達彦

(72)【発明者】

【氏名】ティエリー・ヴェケルレ

(72)【発明者】

【氏名】レミ・バトネ

【テーマコード（参考）】

4K042

5E041

【Ｆターム（参考）】

4K042AA25

4K042BA12

4K042CA02

4K042CA03

4K042CA04

4K042CA05

4K042CA06

4K042CA08

4K042CA09

4K042CA10

4K042CA12

4K042CA13

4K042CA14

4K042DA03

4K042DC02

4K042DC03

4K042DC04

4K042DE05

5E041AA05

5E041CA01

(57)【要約】

本発明は、実質的に等原子のＦｅＣｏ合金冷間圧延ストリップ又はシート、及びこれらから切り出された磁性部品、並びにＦｅＣｏ合金冷間圧延ストリップ又はシートを製造するための方法に関する。厚みは１．５～２．５ｍｍで、以下の組成：４７．０％≦Ｃｏ≦５１．０％；微量≦Ｖ＋Ｗ≦３．０％；微量≦Ｔａ＋Ｚｒ≦０．５％；微量≦Ｎｂ≦０．５％；微量≦Ｂ≦０．０５％；微量≦Ｓｉ≦３．０％；微量≦Ｃｒ≦３．０％；微量≦Ｎｉ≦５．０％；微量≦Ｍｎ≦２．０％；微量≦Ｏ≦０．０３％；微量≦Ｎ≦０．０３％；微量≦Ｓ≦０．００５％；微量≦Ｐ≦０．０１５；微量≦Ｍｏ≦０．３％；微量≦Ｃｕ≦０．５％；微量≦Ａｌ≦０．０１％；微量≦Ｔｉ≦０．０１％；微量≦Ｃａ＋Ｍｇ≦０．０５％；微量≦希土類元素≦５００ｐｐｍ；鉄及び不純物である残部を有する、完全に再結晶した熱間圧延シート又はストリップが調製される。第１の冷間圧延工程は、７０～９０％の圧下率で実施され、ストリップ又はシートを厚み≦１ｍｍにするために実施される。中間焼鈍は、走行中に実施され、ストリップ又はシートの部分再結晶をもたらし、速度（Ｖ）で走行し、有効長さ（Ｌｕ）の炉の有効ゾーンでの温度がＴｒｃ～９００℃であり、ストリップ又はシートは、２６℃．分≦（Ｔ－Ｔｒｃ）．Ｌｕ／Ｖ≦１６０℃．分であるような温度（Ｔ）に１５秒～５分間その中に留まる。ストリップ又はシートは、少なくとも６００℃／時で冷却される。焼鈍されたストリップ又はシートを冷間圧延する第２の工程は、６０～８０％の圧下率で、ストリップ又はシートを０．０５～０．２５ｍｍの厚みにするために実施される。冷間圧延されたストリップ又はシートの最終焼鈍（Ｒｆ）は、完全な再結晶を達成するために実施され、続いて、１００～５００℃／時で冷却が実施される。本方法で製造されたストリップ又はシートから得られる磁気コア等の磁気部品。

【特許請求の範囲】

【請求項1】

実質的に等原子のＦｅＣｏ合金の冷間圧延ストリップ又はシートの製造方法であって、
－ 厚み（ｅ_ＨＲ）が１．５～２．５ｍｍに含まれる熱間圧延シート又はストリップを調製することであり、その組成が、質量百分率で、以下：
＊ ４７．０％≦Ｃｏ≦５１．０％、優先的には４７．０％≦Ｃｏ≦４９．５％；
＊ 微量≦Ｖ＋Ｗ≦３．０％；優先的には０．５％≦Ｖ＋Ｗ≦２．５％；
＊ 微量≦Ｔａ＋Ｚｒ≦０．５％；
＊ 微量≦Ｎｂ≦０．５％、優先的には微量≦Ｎｂ≦０．１％；
＊ 微量≦Ｂ≦０．０５％、優先的には微量≦Ｂ≦０．００５％；
＊ 微量≦Ｓｉ≦３．０％；
＊ 微量≦Ｃｒ≦３．０％；
＊ 微量≦Ｎｉ≦５．０％；優先的には微量≦Ｎｉ≦０．１％；
＊ 微量≦Ｍｎ≦２．０％；優先的には微量≦Ｍｎ≦０．１％；
＊ 微量≦Ｃ≦０．０２％；優先的には微量≦Ｃ≦０．０１％；
＊ 微量≦Ｏ≦０．０３％；優先的には微量≦Ｏ≦０．０１％；
＊ 微量≦Ｎ≦０．０３％；優先的には微量≦Ｎ≦０．０１％；
＊ 微量≦Ｓ≦０．００５％；優先的には微量≦Ｓ≦０．００２％；
＊ 微量≦Ｐ≦０．０１５；優先的には微量≦Ｐ≦０．００７％；
＊ 微量≦Ｍｏ≦０．３％；優先的には微量≦Ｍｏ≦０．１％；
＊ 微量≦Ｃｕ≦０．５％；優先的には微量≦Ｃｕ≦０．１％；
＊ 微量≦Ａｌ≦０．０１％；優先的には微量≦Ａｌ≦０．００２％；
＊ 微量≦Ｔｉ≦０．０１％；優先的には微量≦Ｔｉ≦０．００２％；
＊ 微量≦Ｃａ＋Ｍｇ≦０．０５％；優先的には微量≦Ｃａ＋Ｍｇ≦０．００１％；
＊ 微量≦希土類元素≦５００ｐｐｍ；
＊ 鉄及び溶解することで発生する不純物である残部；
＊ 再結晶開始温度（Ｔｒｃ）及び１００％再結晶した微細構造を有する前記ストリップ又はシート
からなる、熱間圧延シート又はストリップを調製することと、
－ 次に、ストリップ又はシートの第１の冷間圧延工程（ＬＡＦ１）を、１回又は複数のパスで７０～９０％、優先的には６５～７５％の全体圧下率（ＴＲ１）で実施して、ストリップ又はシートの厚み（ｅ１）を１ｍｍ以下、優先的には０．６ｍｍ以下にすることと、
－ 次に、ストリップ又はシートを焼鈍炉に通しながら中間焼鈍（Ｒ１）を実施して、ストリップ又はシートの部分再結晶をもたらすことであり、前記ストリップ又はシートが速度（Ｖ）で前記焼鈍炉に通され、部分再結晶化度が１０～５０％、優先的には１５～４０％、更に良好には１５～３０％であり、有効長さ（Ｌｕ）を有する炉の有効ゾーンにおけるストリップ又はシートの温度が、Ｔｒｃ～９００℃、優先的には７００～８８０℃に含まれ、ストリップ又はシートが有効ゾーン（Ｌｕ）において、２６℃ 分≦（Ｔ－Ｔｒｃ）．Ｌｕ／Ｖ≦１６０℃ 分、優先的には５０℃ 分≦（Ｔ－Ｔｒｃ）．Ｌｕ／Ｖ≦１６０℃ 分であるような温度（Ｔ）に１５秒～５分間留まり、Ｔ及びＴｒｃが℃単位、Ｌｕがｍ単位、Ｖがｍ／分単位で表され、ストリップ又はシートが炉の出口において少なくとも６００℃／時、優先的には少なくとも１０００℃／時、より優先的には少なくとも２０００℃／時の速度で２００℃以下の温度まで冷却される、ストリップ又はシートの部分再結晶をもたらすことと、
－ 次に、焼鈍したストリップ又はシートの第２の冷間圧延工程（ＬＡＦ２）を、１回又は複数のパスで６０～８０％、優先的には６５～７５％の全体圧下率で実施して、冷間圧延したストリップ又はシートの厚み（ｅ２）を０．０５～０．２５ｍｍにすることと、
－ 次に、冷間圧延ストリップ若しくはシート、又はストリップから以前に切り出された部分を、中性若しくは還元性雰囲気中、又は真空中で、７５０～９００℃、優先的には８００～９００℃、更に良好には８５０～８８０℃の温度にて、少なくとも３０分間、優先的には少なくとも１時間、静止最終焼鈍（Ｒｆ）に供して、ストリップ若しくはシート又は切り出された部分の完全な再結晶化を得、続いて、１００～５００℃／時、優先的には２００～３００℃／時の速度で冷却することと
を特徴とする、方法。

【請求項2】

（Ｖ＋Ｗ）／２＋（Ｔａ＋Ｚｒ）／０．２≧０．８％、優先的には（Ｖ＋Ｗ）／２＋（Ｔａ＋Ｚｒ）／０．２≧１．０％であることを特徴とする、請求項１に記載の方法。

【請求項3】

微量≦Ｓｉ≦０．１％であることを特徴とする、請求項１又は２に記載の方法。

【請求項4】

微量≦Ｃｒ≦０．１％であることを特徴とする、請求項１から３のいずれか一項に記載の方法。

【請求項5】

前記第１の冷間圧延工程（ＬＡＦ１）の前に、少なくとも１つの追加の冷間圧延サイクル（ＬＡＦｉ）及び中間焼鈍（Ｒｉ）が実施されて、冷間圧延ストリップ又はシートを熱間圧延後の厚み（ｅ_ＨＲ）と第１の冷間圧延（ＬＡＦ１）の入口厚みとの間の含まれる厚みとし、各追加焼鈍（Ｒｉ）中に、Ｔｒｃと９００℃との間に位置する炉の有効ゾーンにおけるストリップの通過時間が、ストリップ又はシートの全再結晶化をもたらし、中間焼鈍（Ｒｉ）が、ストリップの温度がＴｒｃと９００℃との間にある炉の長さＬｕのゾーンにおいて、１０秒～１０分、優先的には１５秒～５分、更に良好には３０秒と５分の間の通過時間を有し、続いて、炉の出口において、少なくとも６００℃／時、優先的には少なくとも１０００℃／時、より優先的には少なくとも２０００℃／時の速度で、２００℃以下の温度までストリップ又はシートが冷却され、ストリップ又はシートが、前記追加焼鈍（Ｒｉ）の最後の後に１００％再結晶した微細構造を有することを特徴とする、請求項１から４のいずれか一項に記載の方法。

【請求項6】

熱間圧延後、第１の冷間圧延（ＬＡＦ１）の前に、８００～１０００℃に含まれる温度から、少なくとも６００℃／秒、優先的には少なくとも１０００℃／秒、より優先的には少なくとも２０００℃／秒の速度で、熱間圧延ストリップ又はシートを室温まで冷却することにより、熱間圧延ストリップ又はシートが超急冷されることを特徴とする、請求項１から５のいずれか一項に記載の方法。

【請求項7】

前記超急冷が、熱間圧延の後に、中間的な再加熱なしに直接実施されることを特徴とする、請求項６に記載の方法。

【請求項8】

焼鈍炉の雰囲気が、還元性雰囲気、優先的には純水素であることを特徴とする、請求項１から７のいずれか一項に記載の方法。

【請求項9】

少なくとも１つの追加の中間焼鈍が、焼鈍炉におけるストリップ又はシートの連続焼鈍であり、炉の有効ゾーンにおけるストリップ又はシートの温度が、Ｔｒｃ～９００℃の間であり、ストリップが有効ゾーンに１５秒～５分間留まること、並びに炉の出口におけるストリップ又はシートが、少なくとも６００℃／時、優先的には少なくとも１０００℃／時、より優先的には少なくとも２０００℃／時の速度で、２００℃以下の温度まで冷却されること、並びに少なくとも１つの追加の冷間圧延（ＬＡＦｉ）が、１回又は複数のパスで実行され、全体圧下率が少なくとも４０％となることを特徴とする、請求項５から８のいずれか一項に記載の方法。

【請求項10】

最終静止焼鈍（Ｒｆ）の後、金属が少なくとも７００℃、最大９００℃に達するように、ストリップ又はシートの追加の連続焼鈍が少なくとも１０秒、最大１時間、優先的には１０秒～２０分実施され、続いて、少なくとも１０００℃／時の速度で冷却することを特徴とする、請求項１から９のいずれか一項に記載の方法。

【請求項11】

実質的に等原子のＦｅＣｏ合金であって、
－ その組成が、質量百分率で、
＊ ４７．０％≦Ｃｏ≦５１．０％、優先的には４７．０％≦Ｃｏ≦４９．５％；
＊ 微量≦Ｖ＋Ｗ≦３．０％；優先的には０．５％≦Ｖ＋Ｗ≦２．５％；
＊ 微量≦Ｔａ＋Ｚｒ≦０．５％；
＊ 微量≦Ｎｂ≦０．５％、優先的には微量≦Ｎｂ≦０．１％；
＊ 微量≦Ｂ≦０．０５％、優先的には微量≦Ｂ≦０．００５％；
＊ 微量≦Ｓｉ≦３．０％；
＊ 微量≦Ｃｒ≦３．０％；
＊ 微量≦Ｎｉ≦５．０％；優先的には微量≦Ｎｉ≦０．１％；
＊ 微量≦Ｍｎ≦２．０％、優先的には微量≦Ｍｎ≦０．１％；
＊ 微量≦Ｃ≦０．０２％；優先的には微量≦Ｃ≦０．０１％；
＊ 微量≦Ｏ≦０．０３％；優先的には微量≦Ｏ≦０．０１％；
＊ 微量≦Ｎ≦０．０３％；優先的には微量≦Ｎ≦０．０１％；
＊ 微量≦Ｓ≦０．００５％；優先的には微量≦Ｓ≦０．００２％；
＊ 微量≦Ｐ≦０．０１５；優先的には微量≦Ｐ≦０．００７％；
＊ 微量≦Ｍｏ≦０．３％；優先的には微量≦Ｍｏ≦０．１％；
＊ 微量≦Ｃｕ≦０．５％；優先的には微量≦Ｃｕ≦０．１％；
＊ 微量≦Ａｌ≦０．０１％；優先的には微量≦Ａｌ≦０．００２％；
＊ 微量≦Ｔｉ≦０．０１％；優先的には微量≦Ｔｉ≦０．００２％；
＊ 微量≦Ｃａ＋Ｍｇ≦０．０５％；優先的には微量≦Ｃａ＋Ｍｇ≦０．００１％；
＊ 微量≦希土類元素≦５００ｐｐｍ；
＊ 鉄及び溶解することで発生する不純物である残部
からなること、
－ 合金の微細構造が、完全に再結晶されていること、及び
－ 前記合金のテクスチャが、以下：
＊ 表面積又は体積を基準として、成分｛００１｝＜１１０＞の８～２０％、優先的には９～２０％が、最大１５°の配向不良であること；
＊ 表面積又は体積を基準として、成分｛１１１｝＜１１２＞の８～２５％、優先的には９～２０％が、最大１５°の配向不良であること；
＊ 表面積又は体積を基準として、成分｛１１１｝＜１１０＞の５～１５％、優先的には６～１１％が、最大１５°の配向不良であること；
＊ 材料の残りが、最大１５°の配向不良である他のテクスチャ成分からなり、それぞれが面積又は体積を基準として最大１５％に相当し、前記他のテクスチャ成分と成分｛００１｝＜１１０＞、｛１１１｝＜１１２＞及び｛１１１｝＜１１０＞のいずれかとの重なりが、面積又は体積を基準として１０％を超えないこと
を特徴とする、合金。

【請求項12】

（Ｖ＋Ｗ）／２＋（Ｔａ＋Ｚｒ）／０．２≧０．８％、優先的には（Ｖ＋Ｗ）／２＋（Ｔａ＋Ｚｒ）／０．２≧１．０％であることを特徴とする、請求項１１に記載の合金。

【請求項13】

微量≦Ｓｉ≦０．１％であることを特徴とする、請求項１１又は１２に記載の合金。

【請求項14】

微量≦Ｃｒ≦０．１％であることを特徴とする、請求項１１から１３のいずれか一項に記載の合金。

【請求項15】

実質的に等原子のＦｅＣｏ合金から切り出された磁性部品であって、請求項１１から１４のいずれか一項に記載の合金のストリップ又はシートの切り出しから生じることを特徴とする、磁性部品。

【請求項16】

実質的に等原子のＦｅＣｏ合金から作られた磁気コアであって、請求項１５に記載の切り出された磁性部品から作られたことを特徴とする、磁気コア。

【発明の詳細な説明】

【技術分野】

【0001】

本発明は、磁性材料の冷間圧延ストリップ及びシート、並びにそのようなストリップ及びシートから切り出された部品の分野に関し、より詳細には、実質的に等原子のＦｅＣｏ合金で作られたストリップ及びシートに関する。

【背景技術】

【0002】

実質的に等原子の（したがって、実質的に等しい質量及び原子量のＦｅ及びＣｏを含有する）軟磁性ＦｅＣｏ合金から作られた磁性核は、多くの場合に約２％のＶが添加され、電気工学におけるエネルギー変換の際に高い電力対質量又は電力対体積比が得られることが長い間知られてきた。熱放散の原因となる磁気損失をできるだけ減らすことを目的とする場合、先行のストリップ又はシートから切り出されたコアを形成するストリップの厚みを減らす必要があることが知られている。

【0003】

工業的慣例では、厚み約０．１ｍｍで等原子ＦｅＣｏの冷間圧延ストリップ及びシートを製造するのが一般的である。しかし、これらの材料に関連する磁気損失は、まだ十分に低減されていないと考えられている。新しい原料を使用し、インゴットの形態で金属を製造する際に１回以上の再溶解を行うことを通じ、残留元素及び介在物の点で高い純度のストリップ及びシートを製造することによって、更なる低減を達成することができる。このようにして、２Ｔの最大正弦波誘導（ｓｉｎｕｓｏｉｄａｌ ｉｎｄｕｃｔｉｏｎ）に対して、０．１ｍｍ厚のストリップにおいて４００Ｈｚで２５Ｗ／ｋｇ程度の低い磁気損失を得ることができる。しかし、このような製造方法は、通常の等原子ＦｅＣｏ合金と比較して、少なくとも１回の追加の再溶解が必要であるため、コストがかかる。

【0004】

例として、Ｔａｂｌｅ １（表１）に要約した質量百分率での以下の組成を有する基準金属の試料において、以下の結果が観察される。言及されていない元素は、せいぜい溶解から生じた不純物（微量）として存在するだけであり、冶金的な影響はない。

【0005】

【表1】

【0006】

他の鋳物とは異なり、Ｒｅｆ１鋳物では、再溶解が実施されず、真空誘導溶解（ＶＩＭ）のみが実施されたため、Ｆｅ－Ｃｏ合金の通常の介在物分布が保持され、特にバナジウム、ケイ素、アルミニウム、マグネシウム、カルシウムの酸化物等、並びにニオブ及びアルミニウムの窒化物、炭化ケイ素も保持されていた。試料の組成に限定したＴａｂｌｅ １（表１）は、金属中に溶解している元素の一部を使用して、このような介在物の豊富さを説明することはできない。

【0007】

鋳物Ｒｅｆ２～Ｒｅｆ５の再溶解は、Ｎｂを添加することなく、ＶＩＭによって最初に製造された鋳物に対して、真空アーク再溶解（ＶＡＲ）によって実施されたが、その主な効果は、ＶＩＭに由来する金属マトリックスの安定析出物（酸化物、炭化物、窒化物）のかなりの部分を除去又は断片化し、更に真空を適用することでマトリックス中の非析出物不純物の一部（Ｓ、Ｎ、Ｏ）を直接除去するものだった。

【0008】

基準鋳物は、ブルーミング及びストリップミル（熱間圧延）によって、厚み２ｍｍのストリップに熱間圧延され、次に、超急冷（ｈｙｐｅｒ－ｑｕｅｎｃｈ）され、単一冷間圧延により厚み０．１ｍｍにされた。

【0009】

このような最終状態の厚みにおいて、「回転機械」（ワッシャ）又は「変圧器」（テープ巻き付けトロイダルコア）のいずれの用途に関心があるかに応じて、３６（外径）×３０．５ｍｍ（内径）若しくは３６（外径）×２５ｍｍ（内径）という形式のワッシャ、又は３０×２０ｍｍ（それぞれ外径と内径）×１０ｍｍ（トロイダルコア高さ、ストリップの幅に対応）という形式のテープ巻き付けトロイダルコアを製造することができる。

【0010】

すべての場合において、試験材料は、試料Ｒｅｆ１、Ｒｅｆ２、Ｒｅｆ３については８５０℃にて、試料Ｒｅｆ４及びＲｅｆ５については８８０℃にて、純水素下で３時間熱処理された。熱処理後の冷却は、磁気性能を最適化するために、いずれの場合も２５０℃／時の速度で実施された。前記冷却速度で、（磁気特性を大きく左右する）第１の結晶磁気異方性定数Ｋ１が取り消される。

【0011】

テープ巻き付けトロイダルコアは単相又は三相変圧器磁心用途を代表するものであり、ワッシャはより詳細には高速回転する回転アクチュエータ用途を代表するものである。

【0012】

保磁力場Ｈｃ、２Ｔ及び４００Ｈｚでの損失、並びにワッシャとトロイダルコアとの間で観察された損失の増加の測定結果をＴａｂｌｅ ２（表２）にまとめた。

【0013】

【表2】

【0014】

再溶解の使用により、トロイダルコアの磁気損失が約３０％減少することがわかり（巻き付けテープトロイダルコアのＲｅｆ１とＲｅｆ２又はＲｅｆ３との比較）、これは多くの用途にとって非常に重要なことである。

【0015】

測定が圧延方向ＤＬに沿ったトロイダルコアに対して実施されるかどうか、又は測定がワッシャに対して測定が実施される、したがってシートの全方向を使用して実施されるかどうかによって、磁気損失がトロイダルコアについて５～１０％高くなることもわかる。上記のことは、圧延面における性能にある特定の異方性があることを示している。

【0016】

それに対して、最終焼鈍温度を８５０℃から８８０℃に上げると、一方ではＲｅｆ２とＲｅｆ４との比較、他方ではＲｅｆ３とＲｅｆ５との比較からわかるように、トロイダルコアとワッシャとの両方で磁気損失のレベルが著しく低下する。

【発明の概要】

【発明が解決しようとする課題】

【0017】

本発明の目的は、冶金操作が連続する場合のように原料の選択により、コストのかかる製造を必要とせずに、４００Ｈｚでの２Ｔの誘導下で典型的に２６．５Ｗ／ｋｇ以下の非常に低い磁気損失を得る手段を、等原子ＦｅＣｏ合金のストリップ又はシート及びそのようなストリップ又はシートから切り出した製品の製造者に提示することである。

【課題を解決するための手段】

【0018】

この目的のために、本発明の主題は、実質的に等原子のＦｅＣｏ合金の冷間圧延ストリップ又はシートの製造方法であって、
－ 厚み（ｅ_ＨＲ）が１．５～２．５ｍｍに含まれる熱間圧延シート又はストリップを調製することであり、その組成が、質量百分率で、以下：
＊ ４７．０％≦Ｃｏ≦５１．０％、優先的には４７．０％≦Ｃｏ≦４９．５％；
＊ 微量≦Ｖ＋Ｗ≦３．０％；優先的には０．５％≦Ｖ＋Ｗ≦２．５％；
＊ 微量≦Ｔａ＋Ｚｒ≦０．５％；
＊ 微量≦Ｎｂ≦０．５％、優先的には微量≦Ｎｂ≦０．１％；
＊ 微量≦Ｂ≦０．０５％、優先的には微量≦Ｂ≦０．００５％；
＊ 微量≦Ｓｉ≦３．０％；
＊ 微量≦Ｃｒ≦３．０％；
＊ 微量≦Ｎｉ≦５．０％；優先的には微量≦Ｎｉ≦０．１％；
＊ 微量≦Ｍｎ≦２．０％、優先的には微量≦Ｍｎ≦０．１％；
＊ 微量≦Ｃ≦０．０２％；優先的には微量≦Ｃ≦０．０１％；
＊ 微量≦Ｏ≦０．０３％；優先的には微量≦Ｏ≦０．０１％；
＊ 微量≦Ｎ≦０．０３％；優先的には微量≦Ｎ≦０．０１％；
＊ 微量≦Ｓ≦０．００５％；優先的には微量≦Ｓ≦０．００２％；
＊ 微量≦Ｐ≦０．０１５；優先的には微量≦Ｐ≦０．００７％；
＊ 微量≦Ｍｏ≦０．３％；優先的には微量≦Ｍｏ≦０．１％；
＊ 微量≦Ｃｕ≦０．５％；優先的には微量≦Ｃｕ≦０．１％；
＊ 微量≦Ａｌ≦０．０１％；優先的には微量≦Ａｌ≦０．００２％；
＊ 微量≦Ｔｉ≦０．０１％；優先的には微量≦Ｔｉ≦０．００２％；
＊ 微量≦Ｃａ＋Ｍｇ≦０．０５％；優先的には微量≦Ｃａ＋Ｍｇ≦０．００１％；
＊ 微量≦希土類元素≦５００ｐｐｍ；
＊ 鉄及び溶解することで発生する不純物である残部；
＊ 再結晶開始温度（Ｔｒｃ）及び１００％再結晶した微細構造を有する前記ストリップ又はシート
からなる、熱間圧延シート又はストリップを調製することと、
－ 次に、ストリップ又はシートの第１の冷間圧延工程（ＬＡＦ１）を、１回又は複数のパスで７０～９０％、優先的には６５～７５％の全体圧下率（ＴＲ１）で実施して、ストリップ又はシートの厚み（ｅ１）ｗｐ１ｍｍ以下、優先的には０．６ｍｍ以下にすることと、
－ 次に、ストリップ又はシートが焼鈍炉に通しながら中間焼鈍（Ｒ１）を実施して、ストリップ又はシートの部分再結晶をもたらすことであり、前記ストリップ又はシートが速度（Ｖ）で前記焼鈍炉に通され、部分再結晶化度が１０～５０％、優先的には１５～４０％、更に良好には１５～３０％であり、有効長さ（Ｌｕ）を有する炉の有効ゾーンにおけるストリップ又はシートの温度が、Ｔｒｃ～９００℃、優先的には７００～８８０℃に含まれ、ストリップ又はシートが有効ゾーン（Ｌｕ）において、２６℃ 分≦（Ｔ－Ｔｒｃ）．Ｌｕ／Ｖ≦１６０℃ 分、優先的には５０℃ 分≦（Ｔ－Ｔｒｃ）．Ｌｕ／Ｖ≦１６０℃ 分であるような温度（Ｔ）に１５秒～５分間留まり、Ｔ及びＴｒｃが℃単位、Ｌｕがｍ単位、Ｖがｍ／分単位で表され、ストリップ又はシートは炉の出口において少なくとも６００℃／時、優先的には少なくとも１０００℃／時、より優先的には少なくとも２０００℃／時の速度で２００℃以下の温度まで冷却される、ストリップ又はシートの部分再結晶をもたらすことと、
－ 次に、焼鈍したストリップ又はシートの第２の冷間圧延工程（ＬＡＦ２）を、１回又は複数のパスで６０～８０％、優先的には６５～７５％の全体圧下率で実施して、冷間圧延したストリップ又はシートの厚み（ｅ２）を０．０５～０．２５ｍｍにすることと、
－ 次に、冷間圧延ストリップ若しくはシート、又はストリップから以前に切り出された部分を、中性若しくは還元性雰囲気中、又は真空中で、７５０～９００℃、優先的には８００～９００℃、更に良好には８５０～８８０℃の温度にて、少なくとも３０分間、優先的には少なくとも１時間、静止最終焼鈍（Ｒｆ）に供して、ストリップ若しくはシート又は切り出された部分の完全な再結晶化を得、続いて、１００～５００℃／時、優先的には２００～３００℃／時の速度で冷却することと
を特徴とする、方法である。

【0019】

本発明の変形例によれば、（Ｖ＋Ｗ）／２＋（Ｔａ＋Ｚｒ）／０．２≧０．８％、優先的には（Ｖ＋Ｗ）／２＋（Ｔａ＋Ｚｒ）／０．２≧１．０％である。

【0020】

本発明の変形例によれば、微量≦Ｓｉ≦０．１％である。

【0021】

本発明の変形例によれば、微量≦Ｃｒ≦０．１％である。

【0022】

本発明の変形例によれば、前記第１の冷間圧延工程（ＬＡＦ１）の前に、少なくとも１つの追加の冷間圧延サイクル（ＬＡＦｉ）＋中間焼鈍（Ｒｉ）が実施され、冷間圧延ストリップ又はシートが熱間圧延後の厚み（ｅ_ＨＲ）と第１の冷間圧延（ＬＡＦ１）の入口厚みとの間の厚みに含まれ、各追加焼鈍（Ｒｉ）中に、Ｔｒｃと９００℃との間に位置する炉の有効ゾーンにおけるストリップの通過時間が、ストリップ又はシートの全再結晶化をもたらし、中間焼鈍（Ｒｉ）は、ストリップの温度がＴｒｃと９００℃との間にある炉の長さＬｕのゾーンにおいて、１０秒～１０分、優先的には１５秒～５分、更に良好には３０秒と５分の間の通過時間を有し、次いで、炉の出口において、少なくとも６００℃／時、優先的には少なくとも１０００℃／時、より優先的には少なくとも２０００℃／時の速度で、２００℃以下の温度までストリップ又はシートが冷却され、ストリップ又はシートは、前記追加焼鈍（Ｒｉ）の最後の後に１００％再結晶した微細構造を有する。

【0023】

熱間圧延後、第１の冷間圧延（ＬＡＦ１）の前に、８００～１０００℃の間に含まれる温度から、少なくとも６００℃／秒、優先的には少なくとも１０００℃／秒、より優先的には少なくとも２０００℃／秒の速度で、熱間圧延ストリップ又はシートを室温まで冷却することにより、熱間圧延ストリップ又はシートは超急冷することができる。

【0024】

前記超急冷は、熱間圧延の後、いかなる中間的な再加熱なしに直接実施されてよい。

【0025】

焼鈍炉の雰囲気は、還元性雰囲気、優先的には純水素であってよい。

【0026】

少なくとも１つの追加の中間焼鈍は、焼鈍炉におけるストリップ又はシートの連続焼鈍であってよく、炉の有効ゾーンにおけるストリップ又はシートの温度は、Ｔｒｃ～９００℃の間であり、ストリップは有効ゾーンに１５秒～５分間留まり、炉の出口におけるストリップ又はシートは、少なくとも６００℃／時、優先的には少なくとも１０００℃／時、より優先的には少なくとも２０００℃／時の速度で、２００℃以下の温度まで冷却され、少なくとも１つの追加の冷間圧延（ＬＡＦｉ）は、１回又は複数のパスで実行され、全体圧下率は少なくとも４０％となる。

【0027】

最終静止焼鈍（Ｒｆ）の後、金属が少なくとも７００℃、最大９００℃に達するように、ストリップ又はシートの追加の連続焼鈍が少なくとも１０秒、最大１時間、優先的には１０秒～２０分実施されてもよく、続いて、少なくとも１０００℃／時の速度で冷却してもよい。

【0028】

本発明は更に、実質的に等原子のＦｅＣｏ合金であって、
－ その組成が、質量百分率で、
＊ ４７．０％≦Ｃｏ≦５１．０％、優先的には４７．０％≦Ｃｏ≦４９．５％；
＊ 微量≦Ｖ＋Ｗ≦３．０％；優先的には０．５％≦Ｖ＋Ｗ≦２．５％；
＊ 微量≦Ｔａ＋Ｚｒ≦０．５％；
＊ 微量≦Ｎｂ≦０．５％、優先的には微量≦Ｎｂ≦０．１％；
＊ 微量≦Ｂ≦０．０５％、優先的には微量≦Ｂ≦０．００５％；
＊ 微量≦Ｓｉ≦３．０％；
＊ 微量≦Ｃｒ≦３．０％；
＊ 微量≦Ｎｉ≦５．０％；優先的には微量≦Ｎｉ≦０．１％；
＊ 微量≦Ｍｎ≦２．０％、優先的には微量≦Ｍｎ≦０．１％；
＊ 微量≦Ｃ≦０．０２％；優先的には微量≦Ｃ≦０．０１％；
＊ 微量≦Ｏ≦０．０３％；優先的には微量≦Ｏ≦０．０１％；
＊ 微量≦Ｎ≦０．０３％；優先的には微量≦Ｎ≦０．０１％；
＊ 微量≦Ｓ≦０．００５％；優先的には微量≦Ｓ≦０．００２％；
＊ 微量≦Ｐ≦０．０１５；優先的には微量≦Ｐ≦０．００７％；
＊ 微量≦Ｍｏ≦０．３％；優先的には微量≦Ｍｏ≦０．１％；
＊ 微量≦Ｃｕ≦０．５％；優先的には微量≦Ｃｕ≦０．１％；
＊ 微量≦Ａｌ≦０．０１％；優先的には微量≦Ａｌ≦０．００２％；
＊ 微量≦Ｔｉ≦０．０１％；優先的には微量≦Ｔｉ≦０．００２％；
＊ 微量≦Ｃａ＋Ｍｇ≦０．０５％；優先的には微量≦Ｃａ＋Ｍｇ≦０．００１％；
＊ 微量≦希土類元素≦５００ｐｐｍ；
＊ 鉄及び溶解することで発生する不純物である残部；
からなること、
－ 合金の微細構造が、完全に再結晶されていること、及び
－ 前記合金のテクスチャが、以下：
＊ 表面積又は体積を基準として、成分｛００１｝＜１１０＞の８～２０％、優先的には９～２０％が、最大１５°の配向不良であること；
＊ 表面積又は体積を基準として、成分｛１１１｝＜１１２＞ｃの８～２５％、優先的には９～２０％が、最大１５°の配向不良であること；
＊ 表面積又は体積を基準として、成分｛１１１｝＜１１０＞の５～１５％、優先的には６～１１％が、最大１５°の配向不良であること；
＊ 材料の残りが、最大１５°の配合不良である他のテクスチャ成分からなり、それぞれが面積又は体積を基準として最大１５％に相当し、前記他のテクスチャ成分と成分｛００１｝＜１１０＞、｛１１１｝＜１１２＞及び｛１１１｝＜１１０＞のいずれかとの重なりが、面積又は体積を基準として１０％を超えないこと
を特徴とするＦｅＣｏ合金に関する。

【0029】

本発明の変形例によれば、（Ｖ＋Ｗ）／２＋（Ｔａ＋Ｚｒ）／０．２≧０．８％、優先的には（Ｖ＋Ｗ）／２＋（Ｔａ＋Ｚｒ）／０．２≧１．０％である。

【0030】

本発明の変形例によれば、微量≦Ｓｉ≦０．１％である。

【0031】

本発明の変形例によれば、微量≦Ｃｒ≦０．１％である。

【0032】

本発明の更なる主題は、実質的に等原子のＦｅＣｏ合金から切り出された磁性部品であって、上記のタイプの合金から作られたストリップ又はシートの切り出しから生じることを特徴とする磁性部品である。

【0033】

本発明の更なる主題は、実質的に等原子のＦｅＣｏ合金から作られた磁気コアであって、上記のタイプの切り出された磁性部品から作られたことを特徴とする磁気コアである。

【0034】

理解されたように、本発明は、とりわけ、少なくとも２つの工程、すなわち少なくとも２つの冷間圧延パス又は少なくとも２つのグループの連続的冷間圧延パスにおける冷間圧延を含む一連のプロセス工程によって、ストリップ又はシートを得ることに基づいており、これらの２つのパス又はパスグループは、ＬＡＦ１及びＬＡＦ２と呼ばれることになるが、２つのパス又は２つのパスグループ間で連続的に実行される部分再結晶のみの特定の中間焼鈍Ｒ１によって分離されている。２つのパス／パスグループの直後に、最終静止焼鈍がようやく実施され、後者により完全に再結晶したストリップが得られる。このような工程は、明確に定義された組成の合金に適用され、処理条件により、冷間圧延及び焼鈍ストリップ又はシート内部に、３つの所与のテクスチャ成分及び所定の比率に従った特定のテクスチャリングが創出される。

【0035】

また、部分再結晶のみをもたらす焼鈍によって分けられる２回の冷間圧延操作のシーケンスは、熱間圧延操作後及び以後の任意の処理がある場合はその処理によって、１００％再結晶したストリップから開始しなければならない。

【0036】

このようなすべての特性は、ストリップ又はシートの極めて低い磁気損失をもたらす。

【0037】

以下の部分では、「冷間圧延工程」及びその圧下率に言及する場合、冷間圧延工程が、即座に連続して実行される複数のパスで実施され、したがっていかなる中間焼鈍もない場合を含むこと、及びこの「冷間圧延工程」の圧下率は、複数のパスが存在する場合には工程のすべてのパスの終了時に得られる全体の比率であることを理解する必要がある。

【0038】

本発明を適用すると、驚くべきことに、期待される性能を得るために、高い化学純度及び高い包括性（ｉｎｃｌｕｓｉｖｉｔｙ）を有する金属を用意する必要はないが、それでもなお、同等の既存製品の性能よりも更に優れた性能を得るために、可能な限り低い濃度の不純物及び介在物から始めることが望ましい。

【0039】

上記のことは、一般的な原料を使用することができ、残留元素及び種々の不純物をほとんど含有しない新原料を使用する必要は必ずしもなく、ストリップ又はシートが得られるインゴットの製造中の複数回の再溶解は省くことができることを示唆する。当然、例外的に低い磁気損失を有するストリップ又はシートを得ることが望まれる場合、そのような操作は本発明による方法から除外されることはない。しかし、上記で定義した従来の基準に従って「低い」と考えられる磁気損失を得るためには、そのような操作はもはや必要ではない。

【0040】

ある特定の合金元素を比較的限られた量で添加することもできる、実質的に等原子のＦｅＣｏ合金に適用される、本発明による一連の工程の使用は、成分｛００１｝＜１１０＞、｛１１１｝＜１１２＞、及びおそらくより少ない程度ではあるが｛１１１｝＜１１０＞が、精度限界内で、成分のそれぞれについて正確な最大の配向不良（ｄｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ）を伴って存在する特定のテクスチャをもたらすことが判明している。

【0041】

驚くべきことに、そのようなテクスチャは、低い磁気損失を得るために、合金中の比較的高い濃度の不純物を許容し、不純物が低いレベルであり、低い磁気損失のみを得るために等原子のＦｅＣｏ合金のストリップ及びシートの製造に使用される、先行技術の方法で必要であった程度であれば、更に特に低い磁気損失をもたらす。

【0042】

本発明は、以下の添付図面を参照する以下の説明を通じてよりよく理解されるであろう。

【図面の簡単な説明】

【0043】

【図1】℃．分／ｍ単位の量（Ｔ－Ｔｒｃ）／Ｖの関数として、２Ｔ ４００Ｈｚの磁場下での磁気損失及び様々な試料の再結晶率をＷ／ｋｇ単位で示すグラフである。

【図2】２．６ｍの有効炉長さ（Ｌｕ）についての℃．分単位の量（Ｔ－Ｔｒｃ）．Ｌｕ／Ｖの関数として、２Ｔ ４００Ｈｚの磁場下での磁気損失及び様々な試料の再結晶率をＷ／ｋｇ単位で示すグラフである。式中では、Ｔ及びＴｒｃは℃単位で、Ｌｕはｍ単位で、Ｖはｍ／分単位で表される。

【発明を実施するための形態】

【0044】

本発明は、以下の組成を有する実質的に等原子のＦｅＣｏ合金を論じる。すべての百分率は質量百分率である。「微量」の存在に言及する場合、当該の元素は、全く存在しないか、又は原料の単純な溶解及び液体金属の生産から生じる不純物としてのみ存在し、濃度は、使用する測定装置による元素の検出可能性の限界である場合があることを理解するべきである。上記のことは、測定装置が元素のわずかな存在を示しながら、実際の濃度がゼロである場合を含む。

【0045】

Ｃｏの濃度は４７．０～５１．０％、優先的には４７．０～４９．５％に含まれる。

【0046】

このような濃度は、約２％のＶを追加で含有する、ＦｅＣｏ合金では、約４９％のＣｏと約４９％のＦｅの等原子組成に必然的に近いものである。

【0047】

二元ＦｅＣｏ等原子合金は、驚くべきことに、非常に高い飽和磁化値ＪＳＡＴ（２，３５Ｔ）と非常に低い結晶磁気異方性定数Ｋ１との両方を有することが知られており、最終焼鈍後の２５０℃／時（最も一般的には１００～５００℃／時、優先的には２００～３００℃／時）程度の冷却速度によって相殺するか、又は少なくとも大幅に減少することが可能である。低い又はゼロの結晶磁気異方性定数でさえも、直流又は低周波交流における合金の磁気特性を大きく左右する。

【0048】

Ｖ＋Ｗの濃度は、微量～３．０％、優先的には０．５～２．５％に含まれる。

【0049】

Ｖ及び／又はＷの存在は、７００℃未満の弱化の程度を低下させることを意図しており、これにより、非常に優先的には熱間成形に続く超急冷の実施を可能にし、冷間圧延を視野に入れた金属の良好な延性を維持する。２％のＶはまた、Ｖを有さないＦｅＣｏと比較して電気抵抗率を２倍にすることをも可能にし、その結果、低周波及びとりわけ中周波における磁気損失の大幅な低減をもたらし、したがって、電気技術的用途の全範囲、典型的には、低周波数地上波用途では数十Ｈｚ、典型的には、航空用途（発信機、変圧器、平滑化インダクタンス）では数百から数千Ｈｚにわって、特に明らかな磁気損失の低減をもたらす。Ｖが２％以上では、及び最終焼鈍温度Ｒｆによっては、合金の磁気性能にとって望ましくないα＋γ二相域が生じる。Ｖが３．０％を超えると、最終焼鈍Ｒｆの温度にかかわらず、非磁性オーステナイトγが形成され、その後、磁気性能は等原子ＦｅＣｏ合金の通常用途では明らかに平凡になる。したがって、実質的に同じ効果を持つＶ及び／又はＷの添加は、Ｖ＋Ｗの合計が前述の３．０％の制限を超える場合には推奨されない。

【0050】

ＴａとＺｒとの濃度の合計は、微量～０．５％に含まれる。

【0051】

ＴａとＺｒとは、ＶとＷと同様に、秩序化の速度を遅くする。この点では、０．２％のＴａの添加は、２％のＶ及びＷと同じ効果を有する。しかし、Ｔａ及びＺｒは電気抵抗率に影響を与えず、したがって、Ｖ及びＷの添加は、本発明が関係する合金の意図する通常の使用には好ましい。

【0052】

Ｖ及びＷの、他方ではＴａ及びＺｒの、秩序化率に対するそれぞれの効果を適切に考慮するために、これら２つの元素群の効果は、優先的には、式：
（Ｖ＋Ｗ）／２＋（Ｔａ＋Ｚｒ）／０．２≧０．８％、優先的には（Ｖ＋Ｗ）／２＋（Ｔａ＋Ｚｒ）／０．２≧１．０％
に従って重み付けされるべきである。

【0053】

ただし、上記のＶ＋Ｗ及びＴａ＋Ｚｒの濃度の上限を満たす必要もある。

【0054】

Ｎｂの濃度は、微量～０．５％、優先的には微量～０．１％に含まれる。

【0055】

Ｎｂのこの可能な添加は、熱間成形された半製品の超急冷に先立つ可能な再加熱中の脆化相の出現を防止し、したって冷間圧延操作を成功させるために興味深いものとなり得る。しかし、Ｎｂは結晶粒成長の強力な阻害剤であり、最終的な静止焼鈍Ｒｆ中の結晶粒成長をより困難にする。そのため、Ｎｂの濃度が高すぎると、良好な磁気特性を得ることができなくなる。更に、ＮｂはＣ、Ｎ及びＯと容易に合わさって炭化物、窒化物、炭窒化物、又は酸化物を形成し、これは、結晶粒の成長を遅らせること、直接的に（ブロッホ壁を捕捉することにより）又は間接的に（結晶粒径を制限することにより）磁気特性を低下させることに寄与する。

【0056】

それによって、使用する方法、再溶解を伴う又は伴わない製造、超急冷前に可変的な時間の長さの加熱を行う、又は熱間成形直後に超急冷が実施される、限定的又は非限定的な、液体金属の酸化、窒化、浸炭を伴う製造に応じて、わずか１００分の数％のＮｂ、典型的に０．１０％、例えば０．０４％又は０．０７％のＮｂが添加されもよい。０．５％を超えると、所望の磁気特性を得るうえで結晶粒成長阻害効果が過剰になる。

【0057】

Ｂの濃度は、微量～０．０５％に含まれる。

【0058】

ＢはＮｂの役割と同様の役割を有するが、そのために脆化作用もあり、その存在も適宜制限される必要がある。

【0059】

Ｓｉの濃度は微量～３．０％、ある特定の場合には微量～０．１％に含まれる。

【0060】

Ｃｒの濃度は、微量～３．０％、ある特定の場合には微量～０．１％に含まれる。

【0061】

Ｓｉ及びＣｒは、材料の電気抵抗率を著しく増加させるその能力が知られている。しかし、等原子ＦｅＣｏ合金の特定の場合、そのような機能はＶ、Ｗ、Ｔａ、Ｚｒによって提供されるか、又は既に提供されていることもある。また、Ｃｒ及びＳｉも、Ｖとは異なり、秩序化率を低下させないが、そのような低下は、本発明で使用する合金にとって非常に好ましいものである。

【0062】

したがって、Ｃｒ及びＳｉは、非常に高い電気抵抗率が所望される場合には、それぞれ最大３．０％の比率が許容されるが、Ｖの添加は、これまで述べてきたように他の有益な効果を伴うので、主に電気抵抗率の増加を得るために好ましいものである。より多くのＣｒ又はＳｉを添加することは、得られたＦｅ及びＣｏの濃度の低下により、飽和磁気誘導を低下させ、したがって高い出力質量比を有する材料の能力を低下させる。しかし、変圧器、アクチュエータ、発電機等の電気機械のサイズは、特に航空分野では、ジュール効果による加熱及び磁気コアの磁気損失により、制限されることも覚えておく必要がある。それでも、Ｓｉ及び／又はＣｒの添加は、磁気損失を低減させる傾向があり、したがって動作周波数及び磁気誘導を増加させる。その結果、出力質量比を増大させるか、又は飽和磁気誘導の低下による悪影響を低減することができる。したがって、磁気損失の低減が非常に重要視されるある特定用途では、Ｓｉ及び／又はＣｒの添加は、全体として有利になり得る。

【0063】

磁気損失の低減が特に求められない用途では、Ｃｒ及びＳｉをそれぞれ０．１％に制限することが推奨されており、このことは、多くの場合、製造時に前記元素の意図的な添加を単にしないことに対応している。

【0064】

Ｎｉの濃度は、微量～５．０％、優先的には微量～０．１％に含まれる。

【0065】

Ｎｉは強磁性元素であるが、飽和磁化ＪｓａｔについてＦｅ及びＣｏに比べて関心を引くところははるかに少なく、結晶磁気異方性定数Ｋ１を低減して抵抗率を増大する利点はない。一方、Ｎｉは延性を改善させ、冷間圧延については関心を引く可能性がある。５．０％までのＮｉの添加は許容されるが、多くの場合、Ｎｉを添加する必要はなく、０．１％という好ましい最大含有率が、単に原料中に存在するＮｉに対応することが多い。加えて、Ｎｉを添加しないことは、合金のコストを抑えることに寄与する。

【0066】

Ｍｎの濃度は、微量～２．０％、優先的には微量～０．１％に含まれる。

【0067】

Ｍｎは、Ｊｓａｔの低下を除けば、特に有利な特性も不利な特性もなく、Ｊｓａｔ低下の効果を相殺する利点もない。最大２．０％の添加ができるが、優先的には原料の単純な溶解から得られた濃度で十分であるため、したがって好ましい最大値は０．１％である。

【0068】

Ｃの濃度は、微量～０．０２％、優先的には微量～０．０１％に含まれる。したがって、目的は、炭化物の析出がないように保証することであり、とりわけ、材料の使用時にブロッホ壁を捕捉して磁気特性を劣化させるＣ原子のクラスターの形成を防止することである。

【0069】

Ｓの濃度は５０ｐｐｍ（０．００５％）を超えてはならない。なぜなら、Ｓは、熱間変態時にＭｎＳ等の硫化物の微細な析出物を形成する傾向があり、保磁場Ｈｃ（したがってヒステリシスによる損失）を増加させ、透磁率μを低下させることによって、したがって、磁性ヨークを磁化するのに必要なアンペア回数を増加させることによって、材料の磁気特性に非常に好ましくないものになるからであり、このことは、ジュール効果による巻線の加熱が増加し、機械の効率が悪化する方向に進むものである。Ｓの添加に好ましい効果はない。

【0070】

Ｐは、硫化物と同様に、ブロッホ壁と相互作用する（捕捉する）析出物であるリン化物（例えばＶのリン化物）を形成する傾向があり、したがって、Ｓと同様に、磁気特性を劣化させる。Ｐの濃度は、最大１５０ｐｐｍ（０．０１５％）、及び優先的には最大７０ｐｐｍ（０．００７％）に制限される。

【0071】

ＭｏはＶと比較して秩序化を著しく低下させない。更に、Ｍｏは比較的高価であり、磁気モーメントを持たないので、Ｍｏの添加は飽和磁化（Ｊｓａｔ）を低下させる一方、材料の価格を上昇させる。合金中のＭｏの存在は、典型的には０．３％、及び優先的には最大０．１％に制限される。

【0072】

Ｃｕは、Ｍｏと同様に、比較的高価であり、磁気モーメントを持たず、更に、鉄分豊富なマトリックス中で銅クラスターの形成を促す傾向があり、ブロッホ壁上で析出物として作用し、したがって磁気性能Ｈｃ及びμの悪化をもたらす。Ｃｕの存在は、原料の賢明な選択及び意図的な添加の欠如により、典型的に合金中最大０．５％、及び優先的には最大０．１％に制限される。

【0073】

Ｎ及びＯは、Ｓ及びＰと同様に、化学的酸化剤であるため、非磁性沈殿物を形成しやすく、ブロッホ壁と不利に相互作用し、したがって、（Ｈｃを増加させることにより）Ｈｃを著しく悪化させ、（μを低下させることにより）μを著しく悪化させる。マトリックス中にＮ及びＯが多いほど、前記元素が、高温時に、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｍｎ、Ｖ、Ｗ、Ｔａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｃａ、Ｍｇ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｌａ等の酸化し得る元素に遭遇するリスクは大きくなる。これらの元素はマトリックス中に非常に多量に存在する（Ｆｅ、Ｃｏ等）か、又は不可避の残留物として存在する（Ｃａ、Ｍｇ、Ｔｉ、Ａｌ等）。原料の真空溶解（ＶＩＭ）、更にはインゴット又は電極の真空再溶解（ＶＡＲ）又はスラグ再溶解（ＥＳＲ）にもかかわらず、金属のごく一部が、数十ｐｐｍの酸化剤、例えばＯ及びＮ等と合わせられることを完全に防止することはできない。最大で３００ｐｐｍのＯ及び３００ｐｐｍのＮの存在、優先的には最大１００ｐｐｍのＯ及び最大１００ｐｐｍのＮの存在が許容される。

【0074】

Ｓｉ、Ｍｎ、特にＡｌ、Ｔｉ、Ｃａ、Ｍｇ、又は希土類元素、例えばＬａは、酸化剤、例えばＯ、Ｎ、Ｓ、更にはＣと親和性が高く、その後、磁気特性を大きく損なう種々の析出物（酸化物、窒化物、硫化物、炭化物）を形成し得る。再溶解操作（ＶＡＲ、ＥＳＲ）により、このような析出物の数及び大きさを大幅に低減することができるが、当初に（例えばＶＩＭ処理から得られたインゴットにおいて）酸化され得る元素が多いほど、再溶解後、したがって材料の製造における最終段階まで、より多くの析出物が残ることになる。そのため、開始時点で析出物の存在をできる限り低減することが重要である。

【0075】

そのため、目標は、最大１００ｐｐｍのＡｌ（０．０１％）、優先的には最大２０ｐｐｍＡｌ（０．００２％）、最大１００ｐｐｍのＴｉ（０．０１％）、優先的には最大２０ｐｐｍのＴｉ（０．００２％）、最大５０ｐｐｍのＣａ＋Ｍｇ、優先的には最大１０ｐｐｍのＣａ＋Ｍｇである。希土類元素を添加する場合、最大５００ｐｐｍで、目標は最も特定すると、希土類元素の添加前に化学的酸素活性が非常に低いＶＩＭによる液浴を得ることである。

【0076】

合金の残りは、Ｆｅ及び溶解から生じた不純物からなる。

【0077】

ある特定の元素について好ましいと考えられる濃度は、他の元素について好ましいと考えられる濃度とは無関係であることが理解されるべきである。言い換えれば、本発明から逸脱することなく、１つ又は複数の元素が好ましいその範囲にある一方で、他の元素が１つの範囲を有していてもその好ましい範囲にないこともある。

【0078】

合金の組成は、完全な再結晶化温度を与え、この温度は一般的に７００℃程度であるのに対し、再結晶化の開始については（約５００～６００℃で生じる）復旧現象後に約６００℃で始まる。ストリップが速度Ｖで焼鈍炉内を走行している間、材料が焼鈍炉の再結晶化ゾーン（言い換えれば、炉内温度が少なくとも６００℃であるゾーン）に留まる時間（「有効時間」と称し、「ｔ_ｕ」で表される）を知ることが必要であり、有効時間は、実験的に測定するか、又は当業者に公知のモデルを用いて計算することにより決定ことができる。本発明の枠組み内では、材料が再結晶し始める臨界再結晶温度Ｔｒｃは、Ｔｒｃ＝６００℃であると考えられる。再結晶のための（炉の）有効長Ｌｕは、Ｌｕ＝Ｖ．ｔ_ｕであり、走行ストリップの温度測定の際に当業者によってかなり容易に測定される。

【0079】

本発明によれば、出発点は、完全に従来からの鍛造及び／又は熱間圧延による成形パラメーターを用いて、従来の手段により、製造され（経済的な製造方法を維持することが所望され、製品の最終性能が通常の製品の性能と単に同等であり、通常の製品に対して特に改善されていない場合は再溶解なしで、又は目的が著しく良好な最終性能を得ることである場合は再溶解を行って製造され）、鋳造され、熱成形され、優先的には超急冷された、半完成品である。このような工程は、冷間圧延に適した半製品を調製して、等原子ＦｅＣｏ合金（したがって、元素周期表ですぐ隣にあるこれら２つの元素は、それぞれ非常によく似た原子質量（それぞれ５５．８及び５８．９ｇ／ｍｏｌ）を有し、その組成は公知の等原子ＦｅＣｏ合金の組成と同等の組成を有するので、質量百分率及び原子百分率の両方でＦｅとほぼ同じ量のＣｏを含有する）のストリップ又はシートを得ることを目的としている。したがって、熱間成形半製品は、典型的に、厚みｅ_ＨＲが１．５～２．５ｍｍに含まれ、典型的に２ｍｍ程度である、ストリップの形態で得られる。厚み２．５ｍｍを超えると、超急速及び脆化秩序化を防止するために、超急冷によってさえも、十分に迅速に熱を取り出すことができなくなるリスクがある。

【0080】

熱間圧延の最後に、得られたストリップは、必ずしも必要ではないが、非常に優先的には、超急冷に付される必要がある。このような処理は、非常に大きな規模で、材料の秩序／無秩序変態を防止するために用いられ、材料はほぼ無秩序な構造状態のままであり、Ｔｒｃを超える温度での熱間圧延によって得られるその構造状態と比較してほとんど変化せず、このために、冷間圧延されるのに十分な延性を有する。

【0081】

したがって、超急冷により、熱間ストリップは、次に、その厚みが２．５ｍｍ以下であればどのような厚みであっても、また、その組成が本発明で設定される範囲内であればどのような組成であっても、冷間圧延シーケンスの最終厚みまで問題なく確実に冷間圧延され得ることになる。

【0082】

超急冷は、圧延終了時のストリップの温度が十分に高く、熱間圧延設備がそれを可能にする場合には、熱間圧延の出口で、直接に、すなわちストリップの中間再加熱なしに行うことができ、そうでない場合には、秩序／無秩序変態温度より高い温度までストリップを再加熱した後に行うことができる。

【0083】

実際には、７２０℃～周囲温度で脆化秩序化が確立するので、超急冷を行うためには以下の２つの可能性がある：
－ その熱間圧延後にまだ熱い金属を、熱間圧延設備の出口で、例えば水を用いて８００～１０００℃の温度から室温まで急激に（典型的には少なくとも２００℃／秒、優先的には少なくとも１０００℃／秒、より適切には少なくとも２０００℃／秒で）冷却する；
－ 又は、熱間圧延され、次にゆっくりと冷却され、したがって脆い金属を、８００～１０００℃に加熱してから、急激に、すなわち少なくとも２００℃／秒、優先的には少なくとも１０００℃／秒、より優先的には少なくとも２０００℃／秒で、室温まで冷却する。

【0084】

このような処理はそれ自体、当業者に公知である。

【0085】

前記操作シーケンスの終了時には、金属は１００％再結晶状態でなければないが、完全再結晶が１回の追加焼鈍又はシーケンスＬＡＦ１－Ｒ１－ＬＡＦ２の前に実施される追加焼鈍によって得られる場合は除され、前記シーケンスは、これまで見てきたように、本発明の主要要素の１つである。

【0086】

ストリップの形態の等原子ＦｅＣｏ合金の熱間圧延は、ほとんどの場合、約９００℃で実施され、次に、ストリップが巻き付け状態で滞留している間に、１００％又はそれに近い再結晶が得られる。

【0087】

熱間圧延製品が巻き取られることが意図されないシートであり、予備試験で熱間圧延後に１００％再結晶が組織的に得られないことが判明した場合、１００％再結晶状態が確実に得られるように、熱間圧延前の加熱時間を調整するか、又は熱間圧延後の冷却を遅くすることによって、例えばシートをフード下に置くことによって、熱間圧延及びその付随操作の条件を調整することができる。

【0088】

熱間成形され、適切な場合、超急冷された、１００％又はほぼ１００％再結晶した製品から始めることは、本発明による少なくとも２つの冷間圧延工程と少なくとも１つの中間焼鈍とを後に実施することを可能にし、標準的な微細構造から始め、それに基づいて材料のテクスチャリングに対する後続操作の効果が予測可能であり制御可能であるようにする。

【0089】

熱間圧延及び適切な場合には、超急冷の後、後続の圧延操作におけるストリップ表面のミルスケール付着（ｍｉｌｌ ｓｃａｌｅ ｉｎｃｒｕｓｔａｔｉｏｎ）の防止のために、金属は、優先的には従来の様式で、熱間圧延されたストリップの化学的酸洗及び／又は機械的スケール除法に付される。このような操作は、ストリップの微細構造に影響を与えないため、本発明の要素ではない。

【0090】

次に、初期厚みｅ_ＨＲの１００％再結晶半製品の最初の冷間圧延ＬＡＦ１が、１回又は複数のパスで実施され、これにより最初の再結晶微細構造が破壊される。研磨は、最初のパスの前又は２つのパスの間に実施することができる。このように、半製品は、１ｍｍ以下の、優先的には０．６ｍｍ以下の、一般的には０．５ｍｍ～０．２ｍｍに含まれる、典型的には０．３５ｍｍの、厚みｅ１になり、厚みｅ１は０．１２ｍｍまでになり得る。これは本発明によれば、７０％～９０％に含まれる第１の冷間圧延ＬＡＦ１における全体圧下率ＴＲ１に相当する。

【0091】

次に、この半製品に対して、トンネル炉内で中間連続焼鈍Ｒ１が実施される。本発明によるこの中間焼鈍Ｒ１は、焼鈍炉の出口で、十分に高い強制冷却速度、すなわち少なくとも６００℃／時、優先的には少なくとも１０００℃／時、更により適切には少なくとも２０００℃／時を得られるように、必ず連続的に実施される。この速度はストリップが巻き戻される場合にのみ達成され、したがって、静止焼鈍炉内ではストリップと同様にコイル形態にはならない。

【0092】

中間焼鈍Ｒ１は、合金が無秩序なフェライト相にあるような温度で実施される。上記のことは、温度が、合金の秩序／無秩序変態温度と合金のフェライト系／オーステナイト系変態温度との間に含まれることを意味する。Ｃｏ濃度が４７．０～５１．０質量％に含まれる実質的に等原子のＦｅ－Ｃｏ合金、例えば本発明が関係する合金では、焼鈍炉の有効長における炉内雰囲気の温度は、実際には、Ｔｒｃ～９５０℃に含まれなければならない。Ｌｕは、炉の「有効長さ」であり、すなわち、炉を通過するストリップの経路の長さのうち、炉の雰囲気だけでなくストリップ自体が有効にＴｒｃを超える温度にある長さである。これは、本発明による中間焼鈍Ｒ１のパラメーターの決定において、炉の入口及び出口に最も近い部分を無視することにつながり、この部分では、ストリップの通過が冶金学的に効率的であるために、有効温度が十分であることは確実でない。当業者であれば、ストリップの組成を知った上で、自由に使える炉内で、処理されたストリップの温度が温度Ｔｒｃよりも実際に高くなる長さＬｕを、測定及び最新の実験によって決定する仕方を知っているであろう。

【0093】

焼鈍炉の雰囲気は、優先的には還元性雰囲気、したがって、純粋な水素又は中性の水素－中性ガス混合物（アルゴン又は窒素）からなる。中性雰囲気（例えばＡｒ及び／又は窒素）も想定されるが、還元性雰囲気を有することにより、不要の空気入口又は中性ガスの不十分な純度があっても、以降の冷間圧延の適切な実行に有害であり得るストリップの表面酸化を引き起こすおそれがないことが保証される。

【0094】

焼鈍炉の有効長Ｌｕにおけるストリップの温度は、前述のように、再結晶開始温度Ｔｒｃ（本発明が対象とし且つ制限範囲内にある、ストリップの組成を考慮すると、適切な近似値として６００℃に相当すると考えることができる）～９００℃、優先的には７００～９００℃に含まれる。この温度は、より確実に部分再結晶を得るためのものであるが、本発明に関係するすべての合金組成に対して十分なものである。炉内雰囲気の有効温度は、ストリップが炉に入った後に加熱に可変的に長い時間がかかること、及び前記雰囲気の性質が加熱時間に影響し得ることも考慮に入れて、適宜選択しなければならない。純水素はこの観点から最も好ましい通常のガスであるが、強制対流方式を確立することで炉内の熱伝達を改善することができ、純水素よりも熱伝達に劣るが炉の運転安全性の観点から扱いやすいガス雰囲気を使用することができる。ヘリウムは水素よりも更に熱伝導がよく、安全上の問題も少ないが、ヘリウムは、はるかに高価であり、還元性もない。

【0095】

ストリップは前記温度範囲に１５秒～５分間の期間、留まらなければならない。少なくとも、最も短い期間及び最も高いアニール温度Ｒ１の場合、上記は、９００℃よりわずかに高い温度、例えば９５０℃を炉内雰囲気に課すことにつながることがある。当業者は、自分が加工している製品、その走行速度、及びその炉の正確な特性に応じて、炉内のどのような温度が、ストリップ自体が本発明による温度に達するのに適しているか、及び同じく本発明による期間、ストリップの部分再結晶のみを得るという目標にとって適しているかを、実験的に決定できるであろう。

【0096】

この中間焼鈍Ｒ１の後に得られる部分再結晶のみの比率は、１０～５０％、優先的には１５～４０％、より優先的には１０～３０％に含まれる必要がある。再結晶化度が低すぎると中間焼鈍Ｒ１が不要となる一方、再結晶化度が高すぎると最終製品の磁気損失が悪化する。

【0097】

ストリップが炉を通過する速度Ｖは、炉の長さを考慮して、炉の均質温度ゾーンにおける通過時間が１０秒～１０分、優先的には１５秒～５分に含まれるように適合させることができる。いずれの場合も、Ｔｒｃ～９００℃に含まれる温度での滞留時間は、特に熱伝達条件が最適でない場合、１５秒超、更により適切には３０秒超でなければならない。長さ１メートル程度の工業炉の場合、速度は０．１ｍ／分超でなければならない。長さ３０ｍの別のタイプの工業炉の場合、走行速度は２ｍ／分超、優先的には７～４０ｍ／分でなければならない。一般に、当業者であれば、その利用可能な炉の長さに応じて走行速度を適合させる仕方を知っている。

【0098】

追加の条件は、後述する第２の冷間圧延ＬＡＦ２に先立つ焼鈍Ｒ１において、以下の関係が満たされることであり、これによりストリップにその最終厚みｅ２が与えられる。

【0099】

２６℃．分．ｍ≦（Ｔ－ＣＲＴ）．Ｌｕ／Ｖ≦１６０℃．分
（ＴとＴｒｃは℃単位、Ｌｕはｍ単位、Ｖ速度はｍ／分単位で表され、Ｔｒｃ＝６００℃は適切な近似値であること判明している）。

【0100】

優先的には、５０℃ 分≦（Ｔ－Ｔｒｃ）．Ｌｕ／Ｖ≦１６０℃ 分（上記と同様にＴｒｃ＝６００℃）。

【0101】

これら２つの不等式は、中間焼鈍Ｒ１の時点で０．３５ｍｍ以外のストリップの中間厚みｅ１、例えば０．３ｍｍ又は０．５ｍｍの場合にも有効である。

【0102】

実に驚くべきことに、本発明で使用する合金で低い磁気損失（最大２６．５Ｗ／ｋｇ程度）を得るためには、最終焼鈍後に目指す完全再結晶構造とは別に、中間焼鈍Ｒ１の終了時に、前述の再結晶率（１０～５０％、優先的には１５～４０％、更に適切には１５～３０％）で、ストリップの部分再結晶を得る必要があるだけであることがわかった。したがって、この目的のために、本発明による部分再結晶の中間焼鈍Ｒ１の間、ストリップに過剰量の熱を注入する必要はない。ただし、上記について満たすべき最低条件はある。そうでなければ、ストリップの有意な部分再結晶が得られず、中間焼鈍Ｒ１が無駄になるからである。部分再結晶が得られなければ、ＬＡＦ１とＬＡＦ２が互いに直接続き、その結果、本発明の必須要素である部分再結晶の中間焼鈍Ｒ１なしに、複数のパスで実施される１回だけの冷間圧延しかなかった従来の場合と同等のケースになるだろう。

【0103】

本発明者等は、例えば、本発明に関係する合金のケースである、再結晶の開始（温度Ｔｒｃ）が約６００℃で数分の焼鈍のために生じる合金のために、８８０℃での巻き付け型トロイダルコア上の最終焼鈍後、中間焼鈍Ｒ１の間、１ｍの有効長（Ｌｕ）を有する炉内で、３ｍ／分の速度Ｖで、８００℃の温度にて、中間厚みｅ１＝０．３５ｍｍでストリップを走行させることにより、０．１ｍｍの最終厚みｅ２において、２Ｔ／４００Ｈｚで２６．５Ｗ／ｋｇ未満という低い磁気損失を得ることに成功した。このような焼鈍は、（Ｔ－Ｔｒｃ）．Ｌｕ／Ｖ＝６７℃ 分（Ｔ及びＴｒｃは℃単位、Ｌｕはｍ単位、Ｖはｍ／分単位）に相当し、したがって１６０℃ 分未満、且つ５０℃ 分超であり、したがって本発明の好ましい要件に対応する。ＥＢＳＤ（電子線後方散乱回折）技法で測定した、中間焼鈍Ｒ１の終了時に得られた再結晶化分率は、４０％であった。

【0104】

別の例では、本発明者等は、再結晶の開始（温度Ｔｒｃ）が約６００℃で数分の焼鈍のために生じる合金のために、部分再結晶の中間焼鈍Ｒ１の間、２．３ｍの有効長（Ｌｕ）を有する炉内で、３．６ｍ／分の速度で、８４０℃の温度にて、中間厚みｅ１＝０．３５ｍｍでストリップを走行させることにより、０．１ｍｍの最終厚みにおいて、２Ｔ／４００Ｈｚで２６．５Ｗ／ｋｇ未満という低い磁気損失を得ることに成功した。このような焼鈍は、（Ｔ－Ｔｒｃ）．Ｌｕ／Ｖ＝１５３℃ 分に相当し、したがってこの場合も１６０℃ 分未満、且つ５０℃ 分超となる。ＥＢＳＤ技法で測定した、中間焼鈍Ｒ１の終了時に得られた再結晶化分率は、４７％であった。

【0105】

一方、２ｍ／分の速度で行ったストリップの同じ焼鈍Ｒ１では、過剰な再結晶が生じ、最終状態では、値（Ｔ－Ｔｒｃ）．Ｌｕ／Ｖ＝２７６℃．分、したがって１６０℃．分超で、２６．５Ｗ／ｋｇを超える磁気損失が観察された。ＥＢＳＤ技法で測定した、中間焼鈍Ｒ１の終了時に得られた再結晶化分率は、７２％であった。

【0106】

更に別の例では、本発明者等は、再結晶の開始が約６００℃（Ｔｒｃ）で数分の焼鈍のために生じる合金のために、部分再結晶の中間焼鈍Ｒ１の間、４ｍの有効長（Ｌｕ）を有する炉内で、７ｍ／分の速度で、８６０℃の温度にて、中間厚みｅ２＝０．５ｍｍでストリップを走行させることにより、最終厚みｅ２＝０．１において、２Ｔ／４００Ｈｚで２６．５Ｗ／ｋｇ未満という低い磁気損失を得ることに成功した。このような焼鈍は、（Ｔ－Ｔｒｃ）．Ｌｕ／Ｖ＝１４９℃ 分に相当し、したがって、１６０℃ 分未満、且つ５０℃．分超となる。ＥＢＳＤ技法で測定した、中間焼鈍Ｒ１の終了時に得られた再結晶化分率は、２５％であった。

【0107】

使用される連続処理炉は、任意のタイプのものであってよいことに留意されたい。特に、炉は、従来の抵抗炉若しくは熱放射炉、ジュール効果焼鈍炉、流動床焼鈍設備、又は任意の他のタイプの炉であってよい。

【0108】

炉の出口において、ストリップは、冷却中の全秩序－無秩序変態を防止するために、十分に高い速度で冷却されなければならない。しかし、本発明者等は、ほとんどの場合、以降、冷間圧延を問題なく行い得るために超急冷しなければならない厚み約２ｍｍの熱間圧延ストリップとは対照的に、以後に再び冷間圧延されることが意図された薄い（０．１２～０．６ｍｍの）冷間圧延ストリップは、到達した低い程度の脆性が非常に優先的には熱間圧延後に実施される前述の超急冷を必要としないポイントまで、わずかな部分秩序化を受けるだけであることを見出して驚いた。

【0109】

本発明者等は、無秩序／秩序変態が完全でないことを条件として、上記の連続中間焼鈍の後、冷間圧延及び（特に剪断によって）切断されるストリップの能力が非常に良好になることを見出して驚いた。上記のことは、期せずして、このようなストリップは、ある程度の脆性を生じさせる部分的秩序化にもかかわらず、再び冷間圧延され得ることを意味する。

【0110】

無秩序／秩序変態が完全なものとならないように、２００℃超の冷却速度は、少なくとも６００℃／時、優先的には少なくとも１０００℃／時、更に優先的には少なくとも２０００℃／時でなければならない。したがって、強制対流又は冷却液の噴霧による冷却は、実際には、所望の最低速度を達成するために必要である。ストリップの温度が２００℃まで低下すると、秩序／無秩序変態はもはや顕著には変化せず、２００℃～周囲温度の冷却速度は、このような観点から、もはや重要ではない。

【0111】

冷却速度は、ストリップの厚みと利用可能な冷却手段を考慮して、理論的に可能な限り高くなり得る。しかし、実際には５０，０００℃／時を超えることは有用ではない。２，０００℃／時～１０，０００℃／時の速度で通常十分であり、このような速度を得るためには、強制対流で通常十分である。

【0112】

更に、最後の冷間圧延の前に実施される焼鈍（すなわち中間焼鈍Ｒ１）は、℃単位で表されるストリップの温度Ｔ、ｍ単位で表される炉の有効長Ｌｕ（炉のプラトー又は最高温度Ｔが数分の焼鈍のためのストリップの再結晶の開始温度Ｔｒｃを超える長さ、温度Ｔｒｃは本発明に関係するすべての合金について適切な近似値で６００℃に等しいと考えられる）、ｍ／分単位で表されるストリップ速度Ｖに応じて、以下の２つの不等式を満たすことが必要であり（第１の不等式の場合）、満たすこともできる（第２の不等式の場合）：
＊ ２６℃．分≦（Ｔ－Ｔｒｃ）．Ｌｕ／Ｖ≦１６０℃．分
＊ 及び優先的には、５０℃．分≦（Ｔ－Ｔｒｃ）．Ｌｕ／Ｖ≦１６０℃．分。

【0113】

この理由は後述する。

【0114】

次に、連続中間焼鈍Ｒ１の後、第２の冷間圧延シーケンスＬＡＦ２が１つ又は複数のパスで実施され、これにより、典型的には、０．０５～０．２５ｍｍ、優先的には０．０７～０．２０ｍｍに含まれる厚みｅ２がストリップに与えられる。ｅ２は一般的に、冷間圧延ストリップについて意図された最終厚である。この第２の冷間圧延ＬＡＦ２の圧下率ＴＲ２は、本発明によれば、６０～８０％、優先的には６５～７５％に含まれる。

【0115】

シーケンスＬＡＦ１－Ｒ１－ＬＡＦ２が熱間圧延に続き且つ最終静止焼鈍Ｒｆに先行する、２つの冷間圧延操作ＬＡＦ１及びＬＡＦ２並びに中間焼鈍Ｒ１が、本発明の典型的な好ましいケースである場合、前述のように実施されるＬＡＦ１、Ｒ１及びＬＡＦ２に加えて、より多くの数の冷間圧延及び中間焼鈍操作が提供されてもよい。このような追加の冷間圧延及び中間焼鈍操作は、それぞれＬＡＦｉ及びＲｉによって表されることがあり、本発明による熱間圧延及び冷却半製品から開始され実施される。したがって、上記のすべての操作は、本発明で必須のシーケンスＬＡＦ１－Ｒ１－ＬＡＦ２に先行しなければならず、半製品は焼鈍Ｒｉの最後の後に１００％再結晶化されなければならない。このことは、１００％再結晶化した微細構造で本発明によるシーケンスＬＡＦ１－Ｒ１－ＬＡＦ２が開始するように、上記シーケンスの前に冷間圧延及び焼鈍が実施されない場合に関して上記で示した理由による。

【0116】

ＬＡＦ１－Ｒ１－ＬＡＦ２の操作シーケンスの最も一般的な場合と比較して、追加のサイクルＬＡＦ１－Ｒ１が１つしかない場合もあるが、本発明は、ＬＡＦ１－Ｒ１－ＬＡＦ２に加えてそのような追加のサイクルＬＡＦ１－Ｒ１－ＬＡＦ２が複数あり、すべてがＬＡＦ１の前に実施される場合にも及ぶと理解されるべきである。いずれの場合も、最後の冷間圧延ＬＡＦ２の前に実施される焼鈍Ｒ１は、ストリップの最大温度Ｔ、炉の有効長さＬｕ（炉のプラトー又は最大温度Ｔが温度Ｔｒｃより高くなる長さ、数分の焼鈍のためのストリップの再結晶開始温度、ここでは６００℃）に応じて、以下の条件で、ストリップ速度Ｖ（ｍ／分単位）にて実施されなければならない：
＊ ２６℃．分≦（Ｔ－Ｔｒｃ）．Ｌｕ／Ｖ≦１６０℃．分
＊ 優先的には、５０℃．分≦（Ｔ－Ｔｒｃ）．Ｌｕ／Ｖ≦１６０℃．分。

【0117】

このようなプロセスの例は、２つの追加サイクルＬＡＦｉ－Ｒｉを含み、この場合も先行の例の厚みｅ_ＨＲが２ｍｍの熱間成形ストリップから出発し、まず、最大１．２ｍｍのストリップ厚みｅｉ－ｎｏ．１を得るために、少なくとも４０％の速度ＴＲ（ｉ＝１）で第１の冷間圧延ＬＡＦｉ－ｎｏ．１を実施し、次に、最後の中間焼鈍の後、したがってＬＡＦ１の前に、本発明によって要求されるようにシート又はストリップが完全に再結晶化され得ることをより確実にするために、いずれの場合にも金属が優先的には１００％再結晶化されるように、Ｔｒｃ～９００℃の温度がストリップに付される炉の有効ゾーンでの通過時間が１０秒～１０分、優先的には１５秒～５分、更に適切には３０秒～５分であることが必要である第１の中間焼鈍Ｒｉ－ｎｏ．１を実施することであろう。中間焼鈍Ｒｉ－ｎｏ．１の後に、１時間当たり６００℃を超える速度、及び優先的には１時間当たり１０００℃を超える速度、又は１時間当たり２０００℃を超える速度で冷却する。実際には、１０，０００℃／時を超えることは有用ではなく、一般に２，０００℃／時～３，０００℃／時の速度で十分である。一般に、連続中間焼鈍（Ｒｉ又はＲ１）の後に冷間圧延を行う場合には、再び冷間圧延されるストリップの能力、及び有用である場合の切断の適合性に関連して、上記の理由により、このような急速冷却を行う必要がある。

【0118】

次に、最大０．９６ｍｍの厚みｅｉ－ｎｏ．２まで少なくとも４０％のＴＲｉ－ｎｏ．２の比で、第２の冷間圧延ＬＡＦｉ－ｎｏ．２が実施され、続いて、第２の中間焼鈍Ｒｉ－ｎｏ．２、続いて、６００℃／時超、優先的には１０００℃／時超、更には２０００℃／時超の速度で冷却が実施される。実際には、１０，０００℃／時を超えることは有用ではなく、一般に２０００℃／時～３０００℃／時の速度で十分である。Ｒｉ－ｎｏ．２焼鈍は、Ｔｒｃ～９００℃の温度がストリップにかけられる、炉の有効ゾーンの通過時間が、１０秒～１０分、優先的には１５秒～５分の間、更により適切には３０秒～５分に含まれなければならないという事実、更には焼鈍Ｒｉ－ｎｏ．２の後に金属が１００％再結晶されているという事実によって特徴付けられる。

【0119】

上記の段階で、本発明の典型的且つ義務的な以下の工程が続く：ＬＡＦ１－Ｒ１－ＬＡＦ２及びＲｆ。

【0120】

第１の冷間圧延ＬＡＦ１は、７０～９０％になるよう実施されるが、この場合は８０％が選択され、その結果、ストリップの厚みｅ１は最大０．１９ｍｍとなる。したがって、Ｒｉ－ｎｏ．２に由来する１００％再結晶微細構造は破壊される。

【0121】

次に、部分再結晶焼鈍Ｒ１が実施され、続いて、６００℃／時超、及び優先的には１０００℃／時超、又は更には２０００℃／時の速度で冷却が実施される。実際には、１０，０００℃／時を超えることは有用ではなく、一般に２０００℃／時～３０００℃／時の速度で十分である。焼鈍Ｒ１は、約６００℃（すなわち、Ｔｒｃ）での数分の焼鈍のために再結晶の開始が起こる合金のための、有効長さ４ｍ（Ｌｕ）の炉内で、１２ｍ／分の速度で、８２０℃の温度にて、中間厚みｅ１＝最大０．１９ｍｍのストリップの走行によって特徴付けられる。このような焼鈍は、（Ｔ－Ｔｒｃ）．Ｌｕ／Ｖ＝７３．３℃．分に相当し、したがって１６０℃．分未満、且つ５０℃．分超となる。したがって、この焼鈍は、最終冷間圧延に先行する焼鈍Ｒ１のための前述の必要条件に適合している。

【0122】

次に、前記の例における４回目の冷間圧延である、冷間圧延ＬＡＦ２が実施される。ＬＡＦ２は、６０～８０％の圧下率を有する必要があり、ここでは７０％が選択され、これにより、最終厚みｅ２が最大０．０６ｍｍであるストリップが製造される。

【0123】

最後に、全再結晶化の最終静止焼鈍Ｒｆが実施され、典型的には還元性雰囲気中で８５０～８９０℃で数時間、例えば純水素中で８８０℃にて３時間実施され、続いて、１００～５００℃／時、優先的には２００～３００℃／時の速度で冷却が実施され、磁気結晶異方性定数Ｋ１が強力に低減されるか又は取り消される。

【0124】

したがって、２回のみの冷間圧延シーケンスを実施し、中間焼鈍Ｒ１（部分再結晶）を（上記で説明したように少なくとも６００℃／時での）急冷で終了し、以下に詳述する完全再結晶Ｒｆの最終静止焼鈍の前に、先に示した所望の最終厚みを達成することにつながる二重冷間圧延操作間の圧下率ＴＲの分布を得ることで全く十分であると考えられる。

【0125】

一方、これまで述べてきたように、Ｒｆの前に、関連する中間焼鈍及び急冷を伴う、冷間圧延シーケンスを２回より多く（先の例では４回）実施し、この場合も冷間圧延のそれぞれの圧下率を適切に配分することも考えられる。しかし、少なくとも経済的な観点からは、経験上必要以上に冷間圧延及び焼鈍シーケンスを増やさないことに利益があること、及び、最小限の２つの非常に特殊な冷間圧延シーケンスＬＡＦ１及びＬＡＦ２はまた、急速冷却が続く部分再結晶Ｒ１を伴う同じくらい特殊な連続中間焼鈍によって分離されたそれぞれ狭い範囲の圧下率ＴＲ１及びＴＲ２に起因して、完全に再結晶して適切な場合には超急冷された熱間圧延半製品に対してＬＡＦ１が実施される、好ましい場合となることは明らかである。

【0126】

以下の条件：
－ ２６℃．分≦（Ｔ－Ｔｒｃ）．Ｌｕ／Ｖ≦１６０℃．分 （Ｔｒｃは６００℃に等しい）；
－ 優先的には５０℃．分≦（Ｔ－Ｔｒｃ）．Ｌｕ／Ｖ≦１６０℃．分；
は、最終冷間圧延ＬＡＦ２に先立つ連続焼鈍Ｒ１により満たされるべき条件であることが理解されるべきである。

【0127】

一方、この場合、再結晶は最後の追加焼鈍Ｒ１の後に完了すればよいので、単なる必須事項であるため、このような条件は必ずしも追加の中間焼鈍Ｒ１（存在する場合）によって満たされる必要はない。再結晶が他の追加焼鈍Ｒｉ（存在する場合）の後に完了することは単なる優先事項である。このような焼鈍は、実施されるとき、Ｔｒｃ～９００℃の温度がストリップに果たされる炉の有効ゾーンの通過時間は、優先的には１０秒～１０分、優先的には１５秒～５分、更に適切には３０秒～５分に含まれることが必要である。

【0128】

必要なことは、ＬＡＦ１の直前（したがって、最後の追加焼鈍Ｒｉの後）に１００％再結晶した状態を有することである。

【0129】

例として、複数の中間焼鈍Ｒ１を含み、本発明による場合がある生産工程の連続について、以下のスキームを示すことができる。

【実施例1】

【0130】

２回の中間焼鈍Ｒｉを伴う場合：
２ｍｍの厚みｅ_ＨＲまでの熱間圧延 － ５０％の圧下率による１ｍｍの厚みまでのＬＡＦｉ－ｎｏ．１ － 再結晶率１００％の程度までのＲｉ－ｎｏ．１ － ５０％の圧下率による０．５ｍｍの厚みまでのＬＡＦｉ－ｎｏ．２ － 再結晶率１００％の程度までのＲｉ－ｎｏ．２ － ７０％の圧下率による０．１５ｍｍの厚みｅ１までのＬＡＦ１ － １０～４０％の再結晶化率の程度のＲ１ － 圧下率６６％による０．０６ｍｍの厚みｅ２までのＬＡＦ２ － ８５０℃における水素下での３時間静置Ｒｆにより、全再結晶を実現する。

【実施例2】

【0131】

３回の中間焼鈍Ｒｉを伴う場合：
２．５ｍｍの厚みｅ_ＨＲまでの熱間圧延 － ４０％の圧下率による１．５ｍｍの厚みまでのＬＡＦｉ－ｎｏ．１ － 再結晶率１００％の程度までのＲｉ－ｎｏ．１ － ４０％の圧下率による０．９ｍｍの厚みまでのＬＡＦｉ－ｎｏ．２ － 再結晶率１００％の程度までのＲｉ－ｎｏ．２ － ４４％の圧下率による０．５ｍｍの厚みまでのＬＡＦｉ－ｎｏ．３ － 再結晶率１００％の程度までのＲｉ－ｎｏ．３ － ７０％の圧下率による０．１５ｍｍの厚みｅ１までのＬＡＦ１ － １０～４０％の再結晶化率の程度のＲ１ － 圧下率６６％による０．０６ｍｍの厚みｅ２までのＬＡＦ２ － ８５０℃における水素下での３時間静置Ｒｆにより、全再結晶を実現する。

【実施例3】

【0132】

２回の中間焼鈍Ｒｉを伴う場合：
１．５ｍｍの厚みｅ_ＨＲまでの熱間圧延 － ４０％の圧下率による０．９ｍｍの厚みまでのＬＡＦｉ－ｎｏ．１ － 再結晶率１００％の程度までのＲｉ－ｎｏ．１ － ４４％の圧下率による０．５ｍｍの厚みまでのＬＡＦｉ－ｎｏ．２ － 再結晶率１００％の程度までのＲｉ－ｎｏ．２ － ７０％の圧下率による０．１５ｍｍの厚みｅ１までのＬＡＦ１ － １０～４０％の再結晶化率の程度のＲ１ － ６６％の圧下率による０．０６ｍｍの厚みｅ２までのＬＡＦ２ － ８５０℃における水素下での３時間静置Ｒｆにより、全再結晶を実現する。

【実施例4】

【0133】

中間焼鈍Ｒｉを伴う場合：
１．５９ｍｍの厚みｅ_ＨＲまでの熱間圧延 － ４０％の圧下率による０．９５ｍｍの厚みまでのＬＡＦｉ－ｎｏ．１ － 再結晶率１００％の程度までのＲｉ－ｎｏ．１ － ７０％の圧下率による０．２９ｍｍの厚みｅ１までのＬＡＦ１ － １０～４０％の再結晶化率の程度のＲ１ － ６５％の圧下率による０．１ｍｍの厚みｅ２までのＬＡＦ２ － ８７０℃における水素下での２時間静置Ｒｆにより、全再結晶を実現する。

【0134】

すべての場合（２回以上のＬＡＦ冷間圧延シーケンス）において、最終厚みに達した材料は、ストリップ、又は予備切断及び成形した部品（変圧器の巻き付けテープトロイダルコア、ローター及びアクチュエータステーター）上で最終静止焼鈍Ｒｆを受ける。このとき、ストリップを完全に再結晶し、オーステナイト領域には入らずにフェライト粒の成長を十分に進展させる。このようなフェライト粒の十分な成長は、低い磁気損失を得ることにつながるが、このような目的のためには時間が短すぎる連続焼鈍によってフェライト粒の十分な成長を得ることはできない。

【0135】

したがって、静止焼鈍Ｒｆは、真空中又は非酸化性保護雰囲気下、したがって中性又は還元性保護雰囲気下で、例えば、窒素下、窒素－水素又はアルゴン－水素混合ガス下、アルゴン等の不活性ガス下、優先的には純水素下で、７５０～９００℃、優先的には８００～９００℃、更に適切には８５０～８８０℃の温度にて、典型的に３０分超、優先的には１時間超適用される。

【0136】

最終焼鈍Ｒｆに続く冷却は、任意の速度で実施されてよいが、優先的には１００℃／時～５００℃／時、更により適切には２００℃／時～３００℃／時で実施されてよい。

【0137】

このような制限の理由は、冷却の目的が磁気結晶異方性定数Ｋ１を最適化することであること、及び、
－ 徐冷の場合、秩序化された合金に対応する正の値Ｋ１が得られること；
－ 非常に急速な冷却の場合、無秩序な合金に対応する負の値Ｋ１が得られること
による。

【0138】

最適な磁気特性は、Ｋ１が０に等しい場合、すなわち、前述の範囲にある最適化された冷却速度、したがって最も典型的には約２５０℃／時の場合に得られる。

【0139】

以下の実験を実施し、本発明の利点を実証した。

【0140】

Ｔａｂｌｅ ３（表３）は、使用した５つの合金の組成を、質量百分率で示したものである。合金１及び４を、新しい、したがって高価な原料から、１回のみの再溶解により製造した。他の合金２（これはＴａｂｌｅ １（表１）において「Ｒｅｆ１」と表した合金であり、その組成は本発明で使用することができる組成に従う）、３及び５を、再溶解せずに、通常の原料から、したがって、できるだけ低コストで製造した。その結果、合金１中のＭｎ、Ｓ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｎｂの濃度は、前記元素の添加ではなく、原料の溶解及び液体金属の製造条件から得られたものであり、他の合金におけるこれらの同じ元素の濃度よりも低く、前記合金の場合において、非常に純度の高い原料が使用されたことを示している。これらの合金はすべて、本発明の要件に従う組成を有している。明示されていない元素は、せいぜい不純物の形態として存在するだけで、金属学的な効果はない。また、最終冷間圧延ＬＡＦ２に先立つ中間焼鈍Ｒ１のパラメーターを決定することに関与する、その再結晶開始温度Ｔｒｃを示したが、前述の通り、温度はすべて、本発明で使用される一般的な組成を有する合金の場合と同様に、６００℃に非常に近い温度である。

【0141】

【表3】

【0142】

これらの合金から作られたインゴット（寸法２００×５００×２５００ｍｍ）を熱間圧延し、次に超急冷した。超急冷を行わないと、２ｍｍ超の初期厚みを有する製品に対して冷間圧延を実施する場合に、ストリップが冷間圧延中に破損するリスクが高いことが経験上わかっている。

【0143】

このため、製品を引き続き８００～１２００℃の加熱に供し、１００×３５０ｍｍの断面及び数ｍ長さを有する棒材の形態でブルーミングし、次に熱間切削し、非常にゆっくりと冷却した。その後、１２００℃まで非常にゆっくりと（１６時間）再加熱し、続いてストリップミルで熱間圧延を行い、１６回の連続パスで製品の厚みを１００ｍｍから２ｍｍに変えた。最後のパスは９５０℃で終了し、ウォータージェット下で約１０００℃／秒程度の速度で超急冷を行い、次に、このようにして得た熱間ストリップの冷間巻き付けを実施した。

【0144】

ストリップの微細構造は、１００％再結晶しており、初晶フェライトと、（９５０℃で初晶フェライトとの平衡状態にあった）オーステナイト相から急冷されたマルテンサイトとの混合物であり、その混合物に、オーステナイトから形成された変換物第２相フェライトが添加されている。

【0145】

その後、熱間ストリップは、単一冷間圧延又は中間焼鈍Ｒ１を伴う二重冷間圧延ＬＡＦ１及びＬＡＦ２のいずれかを施し、冷間ストリップを得た。

【0146】

最後に、冷間ストリップに純水素下で最終静止焼鈍Ｒｆを施し、続いて２５０℃／時で強制冷却した。

【0147】

本発明の利益を証明する、Ｔａｂｌｅ ３（表３）の合金１～５について実施した実験のパラメーターと結果をＴａｂｌｅ ４（表４）にまとめる。中間焼鈍は、有効加熱長２．３ｍの炉で実施した。

【0148】

【表4】

【0149】

合金５に関する表の最初の２行は、単一冷間圧延プロセスと比較して、二重冷間圧延プロセスの好ましい寄与（ここでは、ワッシャに対しては十分であるが、４２℃．分の（Ｔ－Ｔｒｃ）．ＬｕＺＶについてトロイダルコアに対して不十分である）を明確に示している。表の３行目は、好ましい範囲である５０～１６０℃．分の（Ｔ－Ｔｒｃ）．Ｌｕ／Ｖの値に対応しており、この好ましい範囲にあることで、磁気損失を更に低減する（ここでは追加的に４％低減する）という追加の利益を示している。

【0150】

１回の圧延に関する試験は、再溶解が実施されたか否かにかかわらず、基準試験として考える。より具体的には、１回の圧延及びＥＳＲを施したインゴットで合金１に実施された試験は、２Ｔ及び４００Ｈｚで２６．５Ｗ／ｋｇ以下の損失が望まれ、本ケースでは高価な再溶解を実施するコストで得られる、変圧器磁心材に典型的なものである。再溶解せずに１回の冷間圧延を行った合金２に対して実施した試験は、回転機械のローター用の材料に典型的なものである。いかなる中間焼鈍もないため、（Ｔ－Ｔｒｃ）．Ｌｕ／Ｖの関係はこの場合意味をなさないので、Ｔａｂｌｅ ４（表４）の該当欄に「関連なし」と表現した。

【0151】

また、合金２に実施した試験に関して、焼鈍炉内の走行速度を３．４ｍ／分から３．６ｍ／分に上げることは、２Ｔ／４００Ｈｚでの損失を低減させ、ワッシャにおいて、ほぼ許容できるがまだ高すぎると考えられる２７Ｗ／ｋｇという値から、適切と考えられる２５．８Ｗ／ｋｇという値への変化があることは興味深いことである。上記の理由は、走行速度のこのような加速によって、（Ｔ－Ｔｒｃ）．Ｌｕ／Ｖの値が、本発明が要求する最大値である１６０℃．分を下回るように変えたからである。上記のことは、前記パラメーターを検討することが適切であることを明確に示している。

【0152】

提示された実施は、再溶解がなく、原料の選択が特に慎重に行われるわけではないため、特に純度が高くない合金であっても、本発明の精密な条件が満たされる場合、中間焼鈍を伴う二重冷間圧延を行うことにより、従来の条件（８５０℃、３時間、更に適切には８８０℃、３時間又は８６０℃、２時間）下で実施される最終焼鈍の後に低い磁気損失を保持できることを示している。これにより、あらゆる種類の電気技術用途において、（等原子ＦｅＣｏ合金により達成することができる）高い出力質量比と、２Ｔ、４００Ｈｚにおいて、２６．５Ｗ／ｋｇ程度の低い磁気損失、又はこの点で最も要求の厳しい用途では更に低い磁気損失の両方を必要とするが、本発明では、高純度原料及びＥＳＲ又はＶＡＲインゴットを選択するという費用のかかる操作を必ずしも必要とせずに、このような結果を得ることが可能であることが判明している。

【0153】

このような実際の状態に対する説明は、以下に述べる経験に照らして次のようになり得る。

【0154】

Ｔａｂｌｅ ３（表３）の合金２、合金３及び合金５の組成を有する未溶解インゴットを使用し、これに従来は１１００～１２００℃のブルーミングによるインゴットの熱間変態を従来通り適用し、続いてストリップミルで１０００～１２００℃にて２ｍｍの厚みまで熱間圧延し、次に、熱間圧延出口で１０００℃／秒の冷却速度で９００℃に超急冷した後、圧下率９５％で単一冷間圧延により、又は０．３５ｍｍ厚（圧下率８２．５％）まで、次に０．１ｍｍ厚（圧下率７１．４％）まで（したがって同様に全体圧下率９５％）の二重冷間圧延により、厚み０．１ｍｍまで冷間圧延し、２．３ｍの均質な有効加熱長さＬｕを有する炉内で、合金２の場合は３．６ｍ／分、合金３の場合は４．４ｍ／分、合金５の場合は４．２ｍ／分のストリップ速度で８４０℃にて中間焼鈍を行った。これら３つのケースをＴａｂｌｅ ４（表４）に記載するが、すべて２Ｔ／４００Ｈｚで２６．５Ｗ／ｋｇ未満の磁気損失を得るために用いることができる。

【0155】

他のすべての条件が同じであれば、二重冷間圧延（ＬＡＦ１及びＬＡＦ２）及び中間焼鈍Ｒ１は、歪み硬化状態のストリップに著しく変化したテクスチャを与えるようであった。この著しいテクスチャの違いは、本発明で規定する条件下で実施した完全再結晶の最終焼鈍Ｒｆの後でも、いかなる著しい変化もなく残っている。Ｔａｂｌｅ ５（表５）は、冷間圧延ストリップが単に歪み硬化状態にある場合、又は８５０℃で３時間の最終焼鈍後に完全再結晶状態にある場合において、理想配向に関して、３つのオイラー角にわたって最大１５°の分散で計算したテクスチャ成分｛ｈｋｌ｝＜ｕｖｗ＞の体積分率（単位 ％）を示す。中間焼鈍の場合、炉の有効長さＬｕは２．３ｍである。

【0156】

【表5】

【0157】

このような結果から、単一冷間圧延後の歪み硬化状態において、テクスチャの成分Ａは、テクスチャの他の主要な成分Ｂ及びＣと比べて著しく強く、典型的に２倍の強度を有していることが明らかである。一方、本発明による二重冷間圧延後では、３つの成分は互いに近い約８～１４％の振幅を有する。上記のことは、３つの一連の試験で観察される。

【0158】

単一冷間圧延後に最終焼鈍を行った試験では、成分Ａは歪み硬化状態よりも更に優勢であり（２５％に対し４０％）、成分Ｂ及びＣよりも約８倍の強度である。一方、本発明による二重冷間圧延及び中間焼鈍では、成分Ａ、Ｂ、及びＣの比率は、歪み硬化状態での比率と比べてほとんど影響を受けず、これらの成分の振幅は互いに近いか又は非常に近いまま（それぞれ約７～１６％）であり、成分Ａはもはや必ずしも優位ではない。

【0159】

このような結果は、更に、本発明の冶金プロセス（部分再結晶をもたらす中間焼鈍を伴う二重冷間圧延範囲）を、最終製品（再結晶を完了する最終焼鈍後、典型的に８５０℃で３時間実施）上で、その主要テクスチャ成分の定量的特性決定によって、曖昧な部分なしに、明確に特定することができることを示している。

【0160】

実際、本発明のケースは、最終焼鈍Ｒｆの後、ＥＢＳＤによって特徴付けられた材料の微細構造のテクスチャが以下の通りであるという事実に対応するものである：
－ 表面積又は体積基準で、８～２０％、優先的には９～２０％の｛００１｝＜１１０＞成分が、最大１５°の配向不良である（Ｔａｂｌｅ ５（表５）の成分Ａ）。
－ 表面積又は体積基準で、８～２５％、優先的には９～２０％の｛１１１｝＜１１２＞成分が、最大１５°の配向不良（Ｔａｂｌｅ ５（表５）の成分Ｂ）。
－ 表面積又は体積基準で、５～１５％、優先的には６～１１％の｛１１１｝＜１１０＞成分が、最大１５°の配向不良（Ｔａｂｌｅ ５（表５）の成分Ｃ）。
－ 材料の残部は、最大１５°の配向不良を有する他のテクスチャ成分からなり、それぞれ表面積又は体積基準で最大１５％となり、前記他のテクスチャ成分と、成分｛００１｝＜１１０＞、｛１１１｝＜１１２＞、及び｛１１１｝＜１１０＞のいずれかとの重なりは、３つの成分のいずれかの表面積又は体積の１０％を超えない。

【0161】

１５°等のその結晶学的配向｛ｈｋｌ｝＜ｕｖｗ＞について特定される各テクスチャ成分の配向不良により、２つの異なる結晶学的成分が部分的に重なり得ることに留意すべきである（例えば、以下に引用する参考文献［１］～［５］参照）。したがって、所与のテクスチャ成分Ｘが材料の１５％に近い（しかしそれより低い）割合を占めることが判明した場合、その１５％の一部は、実際には、その結晶配向の一部を共有する主要成分Ａ、Ｂ、Ｃのいずれか１つに由来している可能性がある。

【0162】

配向又はテクスチャ成分Ａ、Ｂ、Ｃを残りの結晶配向又は少量テクスチャ成分Ｘと明確に区別し、したがって、成分Ａ、Ｂ、Ｃの割合を本発明の有利な磁気特性と明瞭に関連付けることを所望する場合、これらの代表的な成分Ａ、Ｂ、又はＣを他の少量成分Ｘから十分に高い精度で分離できるようにする必要があり、したがって、これらの２種類の成分間の重なりが少ないことの基準を定義することが必要である。

【0163】

当業者に公知の詳細な結晶学的解析、例えば典型的に周知のＥＢＳＤ技法（下記に列挙する参考文献［６］及び［７］）は、ランダム分布とは明らかに異なるテクスチャ成分のそれぞれを特定し、成分間の可能な重なりの程度を決定するために用いることができる。本発明では、一方では成分Ａ、Ｂ又はＣのうちの１つと、他方ではテクスチャの少量成分Ｘとの間での結晶配向の重なりは、表面積又は体積の分率の１０％を超えてはならないと定義する。

【0164】

例えば、理想成分（１００）［００１］の周りに１５°の配向不良を有する成分Ａ－｛１００｝＜０１１＞の隣に、極めて近い配向不良を有する成分Ｘ－｛ｈｋｌ｝＜ｕｖｗ＞、例えば、（１００）［００１］に対して２６．５６°の角を形成する（したがって、２６．５６°＜２ｘ１５°なので、重なりがある）理想成分（２１０）［００１］の周りに１５°の配向不良を有するＸ１ －｛２１０｝＜０１１＞を特定しようとする場合、Ａ及びＸ１の結晶配向表面又は体積分率の重なりは、全表面又は体積分率の１０％を超えてはならない。Ｘ１とＡの実施例の本ケースにおいて、１０％を超える重なりがある場合、Ａからわずかに離れていて＜１０％の基準を満たす成分Ｘ２、例えば、（１００）［００１］に対して３３．６９度の角を形成する理想成分（３２０）［００１］の周りに１５°の配向不良を有するＸ２－｛３２０｝＜０１１＞を選択する。

【0165】

今述べた概念及び方法をよく理解するための参考文献は、特に以下の通りである：
（参考文献）

【0166】

検討対象の３つのテクスチャ成分は、単一冷間圧延から二重冷間圧延への変化に最も敏感であり、典型的に最終製品中の割合が最も高い成分であるため、本発明の最も特徴的な成分である。

【0167】

Ｔａｂｌｅ ３（表３）に示す組成を有する合金２を使用して、以前の試験と同じ手順を用いて、試験を実施した。前記合金に以下の処理を施した：
－ 断面積２００×８００ｍｍ^２のインゴットのＶＡＲなしでの鋳造；
－ １００％再結晶した２．０ｍｍの厚みｅ_ＨＲ［の］熱間ストリップを得るために、インゴットを９５０～１２００℃の温度で熱間圧延し、続いて、約１０００℃／秒の速度で冷却（超急冷）する；
－ ０．３５ｍｍ［の］厚みｅ１を有する冷間ストリップを得るために、熱間圧延シートを８３％の圧下率で、前記超急冷熱間ストリップの冷間圧延ＬＡＦ１を行う；
－ 有効長さＬｕが２．３ｍのオーブン内で、純水素下、７６０～８１０℃の温度で、部分再結晶の中間焼鈍Ｒ１を連続的に実施する、
このオーブン内を試験に応じて可変速度Ｖ（２．３～６．５ｍ／分）でストリップが通過し、有効ゾーンの温度Ｔも試験に応じて変化する最終焼鈍Ｒｆの後における、２Ｔ及び４００Ｈｚでの磁気損失に対する量（Ｔ－Ｔｒｃ）．Ｌｕ／Ｖの影響、及びＥＢＳＤ（電子線後方散乱回折）法で測定した、Ｒ１後の再結晶の程度を評価することができ；焼鈍Ｒ１に続いて、２５００℃／時の速度で室温まで冷却を行う；
－ ０．１０ｍｍ［の］最終厚みｅ２を有する冷間ストリップを得るために、７１％の圧下率で冷間圧延ＬＡＦ２を行う；
－ 最終静止焼鈍Ｒｆを純水素下で８５０℃の温度にて３時間行い、完全再結晶させ、続いて２５０℃／時の速度で室温まで冷却する。

【0168】

試験では、ストリップの速度Ｖ及び再結晶閾値Ｔｒｃ（６００℃前後）の値を知った上で、（Ｔ－Ｔｒｃ）．Ｌｕ／Ｖの値を考慮した。このケースでは、（炉内に熱電対を設置することで予め実験的に決定した）Ｌｕは、２．３ｍであり、本発明の範囲に含まれると考えられる量である。

【0169】

磁気損失は、０．１ｍｍ厚のワッシャ、及び２５／３６ｍｍ又は２９．５／３６ｍｍの内径／外径で測定した。

【0170】

Ｔａｂｌｅ ６（表６）は、直流で測定した以下の磁気ヒステリシス特性を示す：連続焼鈍条件（温度Ｔ及びストリップの速度Ｖ）に応じた、最大磁場２０Ｏｅに対するサイクルの最大誘導Ｂｍ、最大磁場２０Ｏｅにおけるこの同じサイクルの残留磁気Ｂｒ、Ｂｒと最大誘導との間の比Ｂｒ／Ｂｍ、保磁力場Ｈｃ。表はまた、２Ｔ、４００Ｈｚで観測された磁気損失、及び（Ｔ－６００）．ｔｕに等しい指標も示す。この指標は、中間焼鈍中に供給されるエネルギー量を代表し、材料の再結晶開始温度Ｔｒｃ（ここでは６００℃）に関連して定義されている。Ｌｕは炉の「有効長さ」、すなわちストリップがＴｒｃを超える温度にある炉内を通過するストリップの経路の長さであり、「有効時間」ｔ_ｕ（単位 分）は、ストリップが炉の有効長さ内に留まる時間の長さである。表はまた、本発明に特徴的な３つのテクスチャ成分（これに相当するもの）の表面積又は体積の割合も示す。

【0171】

【表6】

【0172】

図１及び図２は、ＬＡＦ１の前に１００％再結晶した実施について、２Ｔ及び４００Ｈｚでの磁気損失並びに試料の再結晶化率を、上で定義したようにそれぞれ量（Ｔ－６００）／Ｖ及び（Ｔ－６００）．Ｌｕ／Ｖ（６００℃はＴｒｃの値である）の関数として示す。

【0173】

ＬＡＦ２及びＲｆ後の磁気損失は、他の条件がすべて同じであれば、（Ｔ－６００）／Ｖ（Ｖはストリップの速度である）の量が低いほど低くなることがわかる（図１）。ストリップが作られるインゴットの複雑な製造に関連する原料の慎重な選択を必要とせずに２６Ｗ／ｋｇ程度の損失を維持するという本発明の当初の目標内に留まるために、最大２６．５Ｗ／ｋｇの損失を得たい場合、前記特定の実施例について、２６．５Ｗ／ｋｇ以下の磁気損失を得ることを所望する場合には、８０℃ 分／ｍの（Ｔ －６００）／Ｖ、優先的には６０℃ 分／ｍ（損失＜２６Ｗ／ｋｇに対応する）の値を超えないことが非常に好ましい。このような（Ｔ－６００）／Ｖの（Ｒ１中に金属に注入されるエネルギーに対して）比較的低い最大値は、Ｒ１後の比較的低い再結晶率と密接に関係しており、５０％以下、優先的には４０％以下、更に適切には３０％以下と概算することができる。最良の例では、再結晶率は１５～１７％程度である。中間焼鈍が有用であるためには、１０％、更に適切には１５％の最低比率が必要である。

【0174】

Ｔａｂｌｅ ６（表６）の最初の実施例は、Ｒ１中に再結晶化度が４０％であり、最終焼鈍後の２Ｔ、４００Ｈｚでの磁気損失が２６Ｗ／ｋｇであり、この値は許容される最大値２６．５Ｗ／ｋｇをわずかに下回っている。上記のことは、６０～８０℃．分／ｍの（Ｔ－６００）／Ｖの値が、本ケースでは適したものであり得るが、最適ではないことを示している。

【0175】

許容可能であると考えられる最大値（Ｔ－６００）／Ｖは、中間焼鈍温度７６０～８１０℃という縮小された範囲において、この一連の実施例に有効であることから、単なる指標に過ぎない。８０℃ 分／ｍ、優先的には６０℃ 分／ｍという限界は、２．６ｍの有効長を有する連続焼鈍炉に対応する。しかし（図２）、この許容限界の計算は、次のように、以下に従って任意の有効長さＬｕに一般化することができる：（Ｔ－ＣＲＴ）．Ｌｕ／Ｖ≦６０．Ｌｕ＝１６０℃．分（Ｔｒｃ＝６００℃である）。したがって、検討される炉が３倍長い場合、１６０℃．分の限界は、厚み０．３５ｍｍのストリップに対して不変であり、炉の温度Ｔを下げるか、又は（Ｔ－Ｔｒｃ）．Ｌｕ／Ｖ≦１６０℃．分を満たすようにストリップの速度Ｖを上げる必要があり、したがって焼鈍Ｒ１中にストリップを過剰に再結晶する必要はなく、最終厚み０．１ｍｍでの磁気損失は、８５０℃で数時間焼鈍したワッシャ上で２６．５Ｗ／ｋｇ以下となり、８５０℃超（ただし９００℃未満）で実施すれば更によい。

【0176】

他の実施例は、有効長２．３ｍの炉で３．６～４．４ｍ／分に変化する連続中間焼鈍を伴い、連続中間焼鈍中に８４０℃の炉の均質ゾーンの温度（したがって、上記で検討した第１の温度ゾーンより上）を伴う、同じ冶金範囲（同じ冷間圧延の圧下率、同じ熱間変態、及び熱間圧延後の同じ厚み）に従う、３つの異なる鋳物に関するＴａｂｌｅ ５（表５）に示されている。したがって、このような実施例について、先に引用したＬｕ＝２．６ｍの実施例に対して、（Ｔ－６００）．Ｌｕ／Ｖ＜１６０℃／分を維持するためには、他のすべての条件が等しい場合、Ｌｕが減少すると連続焼鈍温度Ｔが必然的に増加しなければならないことがわかる。したがって、本発明の使用において、炉の有効長さＬｕを検討するために、第１の不等式を使用することができる。

【0177】

言い換えれば、実験的に且つ予期せずに、最後の冷間圧延に先立つ中間焼鈍Ｒ１の間、完全再結晶温度Ｔｒｃを超えることが必要であり、これは記載した実施例に関係する合金の場合には６００℃程度であるが、前記温度に到達すれば、過剰な再結晶を得ないように、金属に過度の総熱量を加えることは不要であることがわかる。このような要件は、中間焼鈍Ｒ１の温度と継続時間を組み合わせることで満たされ、後者のパラメーターは、所定の炉長に対する炉内の走行速度で表される。上記の条件下でパラメーター（Ｔ－Ｔｒｃ）．Ｌｕ／Ｖを検討することにより、前記パラメーターを検討して、ストリップに適用される熱を定量化し、再結晶の動力学を仮定し、Ｒ１中に温度Ｔｒｃを超えたとしても、Ｒ１によって与えられる再結晶速度が所定の範囲内に留まることを保証することが可能になる。

【0178】

最終冷間圧延ＬＡＦ２に先立つ中間焼鈍Ｒ１が、ストリップが熱間圧延ストリップの厚みと冷間圧延ストリップの最終厚みとの間の中間厚みにあるときに再結晶を開始するのに不十分であれば、中間焼鈍Ｒ１は求められている冶金学的効果がなく、本発明が解決しようとする問題の観点から見て、あたかも中間焼鈍がなく、それらの最初に続く冷間圧延はまとめて単一冷間圧延工程を構成する単なる追加パスであるかのようにすべてが起こる。

【0179】

３回を超える冷間圧延シーケンスが実施され、したがって少なくとも２回の中間焼鈍Ｒｉ及びＲ１が実施される場合、最後の中間焼鈍Ｒ１、すなわち最終焼鈍Ｒｆに先立つ最後の冷間圧延ＬＡＦ２の前に実施される焼鈍は、Ｒｆ前の半製品の再結晶化度に関する本発明に要求される条件を満たす必要がある。

【0180】

磁気損失の測定値を、最も古典的な細構造特性のいくつか、例えば粒径、α又はγ繊維テクスチャの一部と関連付けようとすると、明らかな結果は得られない。しかし、二重冷間圧延によって得られるテクスチャ（Ｔａｂｌｅ ５（表５）参照）の増加した等方性が、このような改善に寄与しているという仮説を立てることができる。

【0181】

一方、経験上、中間焼鈍Ｒ１の後に、再結晶分率の影響が観察されることがわかっている。再結晶分率は高すぎてはならない。言い換えれば、Ｔｒｃより大きい所定の温度Ｔに対して、焼鈍炉の有効長さＬｕにストリップが留まる時間は、以下の関係式で示されるように、長すぎてはならない：
２６℃．分≦（Ｔ－Ｔｒｃ）．Ｌｕ／Ｖ≦１６０℃．分、
優先的には、５０℃ 分≦（Ｔ－Ｔｒｃ）．Ｌｕ／Ｖ≦１６０℃ 分
これは本発明を遵守するための条件の１つである。

【0182】

ただし、再結晶は少なくてもよいが、ゼロであってはならない。

【0183】

ＬＡＦ１、Ｒ１、ＬＡＦ２及びＲｆに関して、Ｔａｂｌｅ ６（表６）における先行する本発明による実施例と同じ操作条件で、ＬＡＦ１の前に完全に再結晶化していない試料（再結晶率３５％）に対して試験を行った（Ｔａｂｌｅ ６（表６）の最終行）。この実施例から、本発明による実施例と比較して、テクスチャ成分｛１１１｝＜１１２＞が最終製品上ではるかに明白に優勢であること、おそらくテクスチャリングのより強い異方性のため磁気損失が増加すること、本発明に含まれる二重冷間圧延は十分に是正しなかったことが観察される。

【0184】

比較として、前の実施例と同じ条件で熱間圧延し冷却した合金２の試料に対して試験を実施した。試料は、単一冷間圧延シーケンスＬＡＦを施し、試料を２．０ｍｍから１．０ｍｍに変化させ、続いて、以前の実施例と同じ条件で最終Ｒｆ焼鈍を行ったものである。

【0185】

最終静止焼鈍Ｒｆの後、試料は２７Ｗ／ｋｇ程度の磁気損失を有しており、したがって、この値は本発明の目的を満たすには高すぎると考えられる。

【0186】

上記のことは、二重圧延ＬＡＦ１＋ＬＡＦ２が、中間焼鈍Ｒ１を伴い、非常に部分的な再結晶を引き起こし、本発明によって規定された条件下で実施され、他のすべての条件が同じであっても、金属の磁気損失を実質的に改善することを示している。再結晶のための最終静止焼鈍Ｒｆの前に、主に歪み硬化された又は修復されたままのストリップは、他の条件が同じであれば、本発明により処理されたストリップの低い磁気損失を有さない。

【0187】

２６℃．分≦（Ｔ－Ｔｒｃ）．Ｌｕ／Ｖ≦１６０℃．分、優先的には５０℃．分≦（Ｔ－Ｔｒｃ）．Ｌｕ／Ｖ≦１６０℃．分という条件を満たすことにより、磁気損失を望ましいレベルまで引き下げるのに十分な再結晶化度が確実になる。

【0188】

記載した実施例において最終焼鈍である静止焼鈍Ｒｆの後に、例えば静止焼鈍後に得られたストリップを切断する適合性を改善するために、他の熱処理又は熱機械処理を実施してもよいことは、このような処理が上記の予期される特性を劣化させない限り、排除されない。

【0189】

実際、これまで述べてきたように、最終静止焼鈍Ｒｆは、冷間圧延ストリップから切り出した部品（例えば、ローター、ステーター、変圧器磁心要素等）に対して実施することができる。しかし、冷間圧延された静止焼鈍ストリップが切断される適合性が意図した用途にとって十分でないことが判明した場合、静止焼鈍Ｒｆはコイル状冷間圧延ストリップに対して実施することができ、次に、ストリップを７００～９００℃の温度に１０秒～１時間、優先的には１０秒～２０分かけて到達させる走行速度、長さ、炉の温度等の条件により、還元性雰囲気（優先的には純水素）下で、この時点では連続的に、静止焼鈍ストリップに新しい焼鈍を実施することができる。このような温度は無秩序フェライト領域に対応し、この温度に十分に急速な温度降下が始まる前に到達する必要がある。焼鈍は、比較的急速な冷却（少なくとも１０００℃／時）で終了する。このような新しい焼鈍及びその後の冷却は、ストリップ材の切断される適合性を向上させ、最終部品（又はそのような最終部品の組立品）を高精度で又は困難な条件下で切断しなければならないある特定の用途にとって有利である。上記のものはストリップのテクスチャリングには影響を及ぼさない。９００℃を超えると、相変態が起こり、特性が劣化する。

【0190】

より具体的には、最終部品が電気技術部品である場合、まず最終部品よりも大きな単位部品を重ね合わせ、それぞれを絶縁ワニスでコーティングし、接着により組み立てて多層組立品を形成するケースがある。前記多層組立品は、次にその正確な最終寸法に切断されるが、これは単位部品が優れた切断適合性を有している場合にのみ容易に行うことができ、ある特定の場合には、最後の連続焼鈍及びその後の冷却のみが実現することができる。

【図1】

【図2】

【手続補正書】

【提出日】2023-08-09

【手続補正1】

【補正対象書類名】特許請求の範囲

【補正対象項目名】全文

【補正方法】変更

【補正の内容】

【特許請求の範囲】

【請求項1】

実質的に等原子のＦｅＣｏ合金の冷間圧延ストリップ又はシートの製造方法であって、
－ 厚み（ｅ_ＨＲ）が１．５～２．５ｍｍに含まれる熱間圧延シート又はストリップを調製することであり、熱間圧延シート又はストリップの組成が、質量百分率で、以下：
＊ ４７．０％≦Ｃｏ≦５１．０％；
＊ 微量≦Ｖ＋Ｗ≦３．０％；
＊ 微量≦Ｔａ＋Ｚｒ≦０．５％；
＊ 微量≦Ｎｂ≦０．５％；
＊ 微量≦Ｂ≦０．０５％；
＊ 微量≦Ｓｉ≦３．０％；
＊ 微量≦Ｃｒ≦３．０％；
＊ 微量≦Ｎｉ≦５．０％；
＊ 微量≦Ｍｎ≦２．０％；
＊ 微量≦Ｃ≦０．０２％；
＊ 微量≦Ｏ≦０．０３％；
＊ 微量≦Ｎ≦０．０３％；
＊ 微量≦Ｓ≦０．００５％；
＊ 微量≦Ｐ≦０．０１５；
＊ 微量≦Ｍｏ≦０．３％；
＊ 微量≦Ｃｕ≦０．５％；
＊ 微量≦Ａｌ≦０．０１％；
＊ 微量≦Ｔｉ≦０．０１％；
＊ 微量≦Ｃａ＋Ｍｇ≦０．０５％；
＊ 微量≦希土類元素≦５００ｐｐｍ；
＊ 鉄及び溶解することで発生する不純物である残部；
＊ 再結晶開始温度（Ｔｒｃ）及び１００％再結晶した微細構造を有する前記ストリップ又はシート
からなる、熱間圧延シート又はストリップを調製することと、
－ 次に、ストリップ又はシートの第１の冷間圧延工程（ＬＡＦ１）を、１回又は複数のパスで７０～９０％の全体圧下率（ＴＲ１）で実施して、ストリップ又はシートの厚み（ｅ１）を１ｍｍ以下にすることと、
－ 次に、ストリップ又はシートを焼鈍炉に通しながら中間焼鈍（Ｒ１）を実施して、ストリップ又はシートの部分再結晶をもたらすことであり、前記ストリップ又はシートが速度Ｖで前記焼鈍炉に通され、部分再結晶化度が１０～５０％であり、有効長さＬｕを有する炉の有効ゾーンにおけるストリップ又はシートの温度が、Ｔｒｃ～９００℃に含まれ、ストリップ又はシートが有効長さＬｕの有効ゾーンにおいて、２６℃ 分≦（Ｔ－Ｔｒｃ）．Ｌｕ／Ｖ≦１６０℃ 分であるような温度Ｔに１５秒～５分間留まり、Ｔ及びＴｒｃが℃単位、Ｌｕがｍ単位、Ｖがｍ／分単位で表され、ストリップ又はシートが焼鈍炉の出口において少なくとも６００℃／時の速度で２００℃以下の温度まで冷却される、ストリップ又はシートの部分再結晶をもたらすことと、
－ 次に、焼鈍したストリップ又はシートの第２の冷間圧延工程（ＬＡＦ２）を、１回又は複数のパスで６０～８０％の全体圧下率で実施して、冷間圧延したストリップ又はシートの厚み（ｅ２）を０．０５～０．２５ｍｍにすることと、
－ 次に、冷間圧延ストリップ若しくはシート、又はストリップから以前に切り出された部分を、中性若しくは還元性雰囲気中、又は真空中で、７５０～９００℃の温度にて、少なくとも３０分間、静止最終焼鈍（Ｒｆ）に供して、ストリップ若しくはシート又は切り出された部分の完全な再結晶化を得、続いて、１００～５００℃／時の速度で冷却することと
を特徴とする、方法。

【請求項2】

（Ｖ＋Ｗ）／２＋（Ｔａ＋Ｚｒ）／０．２≧０．８％であることを特徴とする、請求項１に記載の方法。

【請求項3】

微量≦Ｓｉ≦０．１％であることを特徴とする、請求項１又は２に記載の方法。

【請求項4】

微量≦Ｃｒ≦０．１％であることを特徴とする、請求項１又は２に記載の方法。

【請求項5】

前記第１の冷間圧延工程（ＬＡＦ１）の前に、少なくとも１つの追加の冷間圧延サイクル（ＬＡＦｉ）及び中間焼鈍（Ｒｉ）が実施されて、冷間圧延ストリップ又はシートを熱間圧延後の厚み（ｅ_ＨＲ）と第１の冷間圧延（ＬＡＦ１）の入口厚みとの間の含まれる厚みとし、各追加焼鈍（Ｒｉ）中に、Ｔｒｃと９００℃との間に位置する炉の有効ゾーンにおけるストリップ又はシートの通過時間が、ストリップ又はシートの全再結晶化をもたらし、中間焼鈍（Ｒｉ）が、ストリップの温度がＴｒｃと９００℃との間にある炉の長さＬｕのゾーンにおいて、１０秒～１０分の間の通過時間を有し、続いて、炉の出口において、少なくとも６００℃／時の速度で、２００℃以下の温度までストリップ又はシートが冷却され、ストリップ又はシートが、前記追加焼鈍（Ｒｉ）の最後の後に１００％再結晶した微細構造を有することを特徴とする、請求項１又は２に記載の方法。

【請求項6】

熱間圧延後、第１の冷間圧延（ＬＡＦ１）の前に、８００～１０００℃に含まれる温度から、少なくとも６００℃／秒の速度で、熱間圧延ストリップ又はシートを室温まで冷却することにより、熱間圧延ストリップ又はシートが超急冷されることを特徴とする、請求項１又は２に記載の方法。

【請求項7】

前記超急冷が、熱間圧延の後に、中間的な再加熱なしに直接実施されることを特徴とする、請求項６に記載の方法。

【請求項8】

焼鈍炉の雰囲気が、還元性雰囲気であることを特徴とする、請求項１又は２に記載の方法。

【請求項9】

少なくとも１つの追加の中間焼鈍が、焼鈍炉におけるストリップ又はシートの連続焼鈍であり、炉の有効ゾーンにおけるストリップ又はシートの温度が、Ｔｒｃ～９００℃の間であり、ストリップが有効ゾーンに１５秒～５分間留まること、並びに炉の出口におけるストリップ又はシートが、少なくとも６００℃／時の速度で、２００℃以下の温度まで冷却されること、並びに少なくとも１つの追加の冷間圧延（ＬＡＦｉ）が、１回又は複数のパスで実行され、全体圧下率が少なくとも４０％となることを特徴とする、請求項５に記載の方法。

【請求項10】

最終静止焼鈍（Ｒｆ）の後、金属が少なくとも７００℃、最大９００℃に達するように、ストリップ又はシートの追加の連続焼鈍が少なくとも１０秒、最大１時間、実施され、続いて、少なくとも１０００℃／時の速度で冷却することを特徴とする、請求項１又は２に記載の方法。

【請求項11】

実質的に等原子のＦｅＣｏ合金であって、
－ 合金の組成が、質量百分率で、
＊ ４７．０％≦Ｃｏ≦５１．０％；
＊ 微量≦Ｖ＋Ｗ≦３．０％；
＊ 微量≦Ｔａ＋Ｚｒ≦０．５％；
＊ 微量≦Ｎｂ≦０．５％；
＊ 微量≦Ｂ≦０．０５％；
＊ 微量≦Ｓｉ≦３．０％；
＊ 微量≦Ｃｒ≦３．０％；
＊ 微量≦Ｎｉ≦５．０％；
＊ 微量≦Ｍｎ≦２．０％；
＊ 微量≦Ｃ≦０．０２％；
＊ 微量≦Ｏ≦０．０３％；
＊ 微量≦Ｎ≦０．０３％；
＊ 微量≦Ｓ≦０．００５％；
＊ 微量≦Ｐ≦０．０１５；
＊ 微量≦Ｍｏ≦０．３％；
＊ 微量≦Ｃｕ≦０．５％；
＊ 微量≦Ａｌ≦０．０１％；
＊ 微量≦Ｔｉ≦０．０１％；
＊ 微量≦Ｃａ＋Ｍｇ≦０．０５％；
＊ 微量≦希土類元素≦５００ｐｐｍ；
＊ 鉄及び溶解することで発生する不純物である残部
からなること、
－ 合金の微細構造が、完全に再結晶されていること、及び
－ 前記合金のテクスチャが、以下：
＊ 表面積又は体積を基準として、成分｛００１｝＜１１０＞の８～２０％が、最大１５°の配向不良であること；
＊ 表面積又は体積を基準として、成分｛１１１｝＜１１２＞の８～２５％が、最大１５°の配向不良であること；
＊ 表面積又は体積を基準として、成分｛１１１｝＜１１０＞の５～１５％が、最大１５°の配向不良であること；
＊ 材料の残りが、最大１５°の配向不良である他のテクスチャ成分からなり、それぞれが面積又は体積を基準として最大１５％に相当し、前記他のテクスチャ成分と成分｛００１｝＜１１０＞、｛１１１｝＜１１２＞及び｛１１１｝＜１１０＞のいずれかとの重なりが、面積又は体積を基準として１０％を超えないこと
を特徴とする、合金。

【請求項12】

（Ｖ＋Ｗ）／２＋（Ｔａ＋Ｚｒ）／０．２≧０．８％であることを特徴とする、請求項１１に記載の合金。

【請求項13】

微量≦Ｓｉ≦０．１％であることを特徴とする、請求項１１又は１２に記載の合金。

【請求項14】

微量≦Ｃｒ≦０．１％であることを特徴とする、請求項１１又は１２に記載の合金。

【請求項15】

実質的に等原子のＦｅＣｏ合金から切り出された磁性部品であって、請求項１１又は１２に記載の合金のストリップ又はシートの切り出しから生じることを特徴とする、磁性部品。

【請求項16】

実質的に等原子のＦｅＣｏ合金から作られた磁気コアであって、請求項１５に記載の切り出された磁性部品から作られたことを特徴とする、磁気コア。

【国際調査報告】