磁性换热制品、中间制品及制作磁性换热制品的方法
阅读：403发布：2022-03-19
专利汇可以提供磁性换热制品、中间制品及制作磁性换热制品的方法专利检索，专利查询，专利分析的服务。并且一种用于 磁性 换热的制品，其中通 过热 处理一中间制品制作出所述制品，所述中间制品包括若干元素且若干元素的总掺量能提供至少一磁热活性LaFe13基相以及少于5Vol%(体积浓度)的若干杂质，其中所述中间制品包括一永磁材料。通过去除所述中间制品的至少一部份以加工所述中间制品。然后 热处理 所述中间制品以制作出一制成品，所述制成品包括至少一磁热活性LaFe13基相(图12)。，下面是磁性换热制品、中间制品及制作磁性换热制品的方法专利的具体信息内容。
1.一种用于制作一包括至少一磁热活性相的磁性换热制品的方法，其包括：
热处理一前体制品，以制作出一包括至少60vol%部分永磁的制品；为了制作所述前体制品，通过混合若干粉末，其中选用的所述若干粉末的若干元素的总掺量能提供至少一磁热活性(La1-aMa)(Fe1-b-cTbYc)13-dXe相，以及以温度T1烧结所述若干粉末以制作至少-NaZn13型晶体结构相态；
再以一温度T2热处理所述前体制品，其中T2
通过去除所述中间制品的至少一部分以加工所述中间制品；以及
然后热处理所述中间制品到一温度T3，其中T3>T2以及T3
2.如权利要求1所述的方法，其特征在于：所述中间制品包括一大于50vol%的α-铁(α-Fe)掺量。
3.如权利要求1或2所述的方法，其特征在于：所述中间制品通过热处理以制作出一少于5vol%的α-铁(α-Fe)掺量。
4.如权利要求1所述的方法，其特征在于：通过机械加工去除所述中间制品的一部分。
5.如权利要求1所述的方法，其特征在于：通过机械研磨、机械抛光或化学-机械抛光，去除所述中间制品的一部分。
6.如权利要求1所述的方法，其特征在于：通过电火花切割或线切割或激光切割或激光打孔或水束切割，去除所述中间制品的一部分。
7.如权利要求1所述的方法，其特征在于：通过去除所述中间制品的一部分，将所述中间制品拓展成两个分离构件。
8.如权利要求1所述的方法，其特征在于：通过去除所述中间制品的一部分，在所述中间制品的一表面上形成至少一槽道或中间制品上形成至少一通孔。
9.一种用于制作一包括至少一磁热活性相的磁性换热制品的中间制品，其包括若干元素且若干元素的总掺量能制作出至少一磁热活性(La1-aMa)(Fe1-b-cTbYc)13-dXe相以及少于5Vol%(体积浓度)的若干杂质，其中0≦a≦0.9，0 ≦b≦0.2，
0.05≦c≦0.2，-1≦d≦+1，0≦e≦3，M是若干元素铈(Ce)、镨(Pr)及钕(Nd)的其中一种或多种元素，T是若干元素钴、镍(Ni)、锰(Mn)及铬(Cr)的其中一种或多种元素，Y是若干元素硅、鈻(Al)、砷(As)、镓(Ga)、锗(Ge)、锡(Sn)及锑(Sb)的其中一种或多种元素，以及X是若干元素氢(H)、硼(B)、碳(C)、氮(N)、锂(Li)及铍(Be)的其中一种或多种元素，其中所述中间制品包括一永磁材料，所述中间制品包括一个或多个大于60vol%的α-铁型相，通过此永磁材料使所述中间制品具有大于10奥斯特的矫顽场强，选用所述至少一磁热活性(La1-aMa)(Fe1-b-cTbYc)13-dXe相的成份，以显现一可逆相分解反应，形成至少一α-铁基相及富镧相及富硅相，所述中间制品在温度接近大约磁相变温度Tc时，会显现出一随着温度改变的长度或体积转变，其中(L10%-L90%)x100/L<0.1，其中x是指乘号，L是指所述中间制品低于所述转变的温度时的长度，L10%是指所述中间制品的长度为最大长度转变的10%，以及L90%是指所述中间制品的长度为最大长度转变的90%。
10.如权利要求9所述的中间制品，其特征在于：选用所述至少一磁热活性
(La1-aMa)(Fe1-b-cTbYc)13-dXe相的成份，以通过液相烧结形成所述至少一磁热活性(La1-aMa)(Fe1-b-cTbYc)13-dXe相。
11.如权利要求9所述的中间制品，其特征在于：a=0,T是钴及Y是硅及e=0。
12.如权利要求11所述的中间制品，其特征在于：0
14.如权利要求9到13的其中一权利要求所述的中间制品，其特征在于：所述中间制品包括一非磁性基体及若干永磁包裹体分布在所述非磁性基体中，所述若干永磁包裹体包括一α-铁型相。
15.如权利要求9所述的中间制品，其特征在于：剩余磁感应强度>0.35特斯拉及内禀矫顽力>80奥斯特。
16.如权利要求9所述的中间制品，其特征在于：饱和磁感应强度>1.0特斯拉。
17.一种磁性换热制品，包括至少一磁热活性LaFe13基相，所述至少一磁热活性LaFe13基相具有一磁相变温度Tc及若干少于5Vol%(体积浓度)的杂质，其中选用的所述至少一磁热活性LaFe13基相的成份是用于显现出一可逆相分解反应，形成至少一α-铁基相以及富镧相及富硅相，所述至少一磁热活性LaFe13基相包括一NaZn13型结构，所述显现出一可逆相分解反应的磁热活性LaFe13基相产生于(La1-aMa)(Fe1-b-cTbYc)13-dXe相，在所述(La1-aMa)(Fe1-b-cTbYc)13-dXe相中0≦a≦0.9，0≦b≦0.2，0.05≦c≦0.2，-1≦d≦+1，0≦e≦3，M是若干元素铈(Ce)、镨(Pr)及钕(Nd)的其中一种或多种元素，T是若干元素钴、镍(Ni)、锰(Mn)及铬(Cr)的其中一种或多种元素，Y是若干元素硅、鈻(Al)、砷(As)、镓(Ga)、锗(Ge)、锡(Sn)及锑(Sb)的其中一种或多种元素，以及X是若干元素氢(H)、硼(B)、碳(C)、氮(N)、锂(Li)及铍(Be)的其中一种或多种元素，所述制品在温度接近大约磁相变温度Tc时，会显现出一随着温度改变的长度或体积转变，其中(L10%-L90%)x100/L＞0.2，其中x是指乘号，L是指所述制品低于所述转变的温度时的长度，L10%是指所述制品的长度为最大长度转变的10%，以及L90%是指所述制品的长度为最大长度转变的90%。
18.如权利要求17所述的磁性换热制品，其特征在于：其特征在于：选用所述(La1-aMa)(Fe1-b-cTbYc)13-dXe相的成份，以通过液相烧结形成所述(La1-aMa)(Fe1-b-cTbYc)13-dXe相。
19.如权利要求17所述的磁性换热制品，其特征在于：a=0,T是钴及Y是硅及e=0。
20.如权利要求19所述的磁性换热制品，其特征在于：0
22.一种磁性换热制品(1;10;20)，包括至少一磁热活性相，所述至少一磁热活性相具有一磁相变温度Tc，其中采用如权利要求1所述的方法制作所述磁性换热制品。
磁性换热制品、中间制品及制作磁性换热制品的方法
技术领域
[0001] 本发明涉及一种磁性换热制品及制作磁性换热制品的方法。
背景技术
[0002] 磁热效应(Magneticaloric Effect)是说明磁制熵变(Magnetically Induced entropy Change)对吸热或放热的绝热转化(Adiabatic Conversion)。将一磁场施加于一磁热活性材料，通过诱导熵变从而导致磁热材料吸热或放热。这种磁热效应能够用来实现制冷及/或供热。
[0005] 近几年来，像La(Fe1-aSia)13、Gd5(Si,Ge)4、Mn(As,Sb)及MnFe(P,As)等材料的居里温度(居里温度,TC)已经发展到可以达到或接近室温，其中居里温度是指该材料在磁性换热系统中的操作温度。所以，这些材料适合应用于如建筑环境控制、家庭与工业用冰箱及冷冻室，如同是执行一自动环境控制。
[0006] 因此，为实现最新研发出的磁热活性材料的优点，磁性换热系统正持续地发展当中，但是仍期望有更进一步的改进，使磁性换热技术达到更广泛的运用。
发明内容
[0007] 本发明的一主要目的在于提供一种制品及制作制品的若干方法，其中所述制品包括至少一磁热活性相用于具成本效益及可靠的磁性换热器中。
[0008] 一种制作制品的方法，所述制品包括至少一磁热活性相，且所述方法提供如下，包括：提供一中间制品，所述中间制品包括若干元素，若干元素的总掺量能提供至少一(La1-aMa)(Fe1-b-cTbYc)13-dXe相以及少于0.5Vol%(体积浓度)的若干杂质,其中0≦a≦0.9，0≦b≦0.2，0.05≦c≦0.2，-1≦d≦+1，0≦e≦3，M是若干元素铈(Ce)、镨(Pr)及钕(Nd)的其中一种或多种元素，T是若干元素钴(Co)、镍(Ni)、锰(Mn)及铬(Cr)的其中一种或多种元素，Y是若干元素硅(Si)、鈻(Al)、砷(As)、镓(Ga)、锗(Ge)、锡(Sn)及锑(Sb)的其中一种或多种元素，以及X是若干元素氢(H)、硼(B)、碳(C)、氮(N)、锂(Li)及铍(Be)的其中一种或多种元素。所述中间制品包括一永磁材料。通过去除所述中间制品的至少一部分以加工中间制品，然后施以热处理来制作出一制成品，所述制成品包括至少一磁热活性(La1-aMa)(Fe1-b-cTbYc)13-dXe相。
[0009] 所述永磁材料在此界定为一种制品，其矫顽场强大于10奥斯特(Oe)。
[0010] 所述制作包括至少一磁热活性相的制品的方法有利大型块体的制作，之后通过更进一步的加工，将所述制品拓展成两个或更多的小型制品及/或基于成本效益及可靠度，提供外部尺寸需要的若干制作公差。
[0011] 特别是在具有较大尺寸磁热活性相的若干制品的加工案例中，例如在具有至少5毫米（mm）或数十毫米尺寸的若干块体中，本发明人观察到，通过限制数量加工的较小制品以及所述较小制品需要的尺寸是以大型制品制作出来，所述若干制品会形成不符需求的裂纹。
[0012] 本发明人更进一步观察到，通过热处理制品形成一种具有永磁材料的中间制品，即可大量避免这样不符需求的裂纹。根据永磁材料在此的定义，所述中间制品包括一大于10奥斯特(Oe)的矫顽场强。
[0013] 所述中间制品可以进行加工但不会形成不符需求的若干裂纹，因此可以从大型制品制作出若干制品，以增加若干制品的数量并减少废料。然后，进一步热处理所述中间制品以形成所述磁热活性相并提供一种适合作为磁性换热器的工作构件的制品。
[0014] 用于制作具有至少一磁热活性相的中间制品的方法可以选用需要的方法。若干粉末冾金法的优点是，若干大尺寸块体的制作可以符合成本效益。若干粉末冾金法，像是通过若干前体粉末的铣削、压制及烧结以形成一反应烧结制品，或者通过若干粉末的铣削且所述若干粉末包括一种或多种磁热活性相的其中至少一部分，以及接着通过压制及烧结以形成一烧结制品。所述中间制品也可以通过其它若干方法制作，像是铸造、凝固快淬等等，然后利用根据本发明的方法进行加工。
[0015] 一种磁热活性材料在此界定为：一种材料在一施加的磁场下产生熵变。例如，所述熵变可以是一种从鐡磁性变成顺磁性的结果。所述磁热活性材料可以在部分温度区域中显示一拐点，这拐点是对应磁场的二级磁相变符号由正极转负极之处。
[0016] 一种磁热隋性材料在此界定为：一种材料在一施加的磁场下不会有明显的熵变显现。
[0017] 一种磁相变温度在此界定为：从一种磁态变成另一种磁态的转变。一些磁热活性相在熵变时连带显现出一个从反鐡磁性变成鐡磁性的转变。
[0018] 一些磁热活性相在熵变时连带显现出一个从鐡磁性变成顺磁性的转变。对于这些材料，所述磁相变温度也可以被称为居里温度。
[0019] 在不受理论的约束下，本发明认为，具磁热活性相的若干制品在加工过程中会因为磁热活性相产生的相变温度而导致如观察到的裂纹。所述相变可以是一种熵变、一种从鐡磁性变成顺磁性的转变，或者是一种体积变化，或者是一种线性热膨胀量的变化。
[0020] 所述制品是在一非磁热活性的加工状态下进行制品加工，以避免制品在加工过程中产生相变以及避免制品在加工过程中相变带来任何拉伸。因此，所述制品可以可靠地加工、产量增加及制作成本减少。
[0021] 于一实施例中，所述中间制品包括一大于50vol%(体积浓度)的α-Fe掺量。期待所述中间制品具有一百分比浓度逐渐减少的磁热活性相，以逐渐升高α-Fe掺量。
[0022] 于另一实施例中，热处理所述中间制品以制作出一少于5vol%的α-Fe掺量的制成品。
[0023] 也可以通过热处理一前体制品以制作所述中间制品，其中所述前体制品包括至少一NaZn13型晶体结构相态。
[0024] 也可以通过热处理一前体制品以制作所述中间制品，以最初形成至少一NaZn13型晶体结构相态，然后分解所述NaZn13型晶体结构，以及通过单一多级热处理，形成一永磁材料。
[0025] 于一实施例中，选择制作至少一α-Fe型相态的若干状态下，热处理所述前体制品。
[0026] 也可以选择制作一非磁性基体的至少一α-Fe型相态的若干包裹体的若干状态下，热处理所述前体制品。
[0027] 可以热处理所述前体制品，以制作一个至少60vol%的至少一α-Fe型相态的制品。
[0028] 为了制作前体制品，通过混合若干粉末，其中选用的若干粉末的若干元素的总掺量能提供至少一(La1-aMa)(Fe1-b-cTbYc)13-dXe相，以及以温度T1烧结若干粉末以制作至少一NaZn13型晶体结构相态。
[0029] 以温度T1进行热处理后，可以更进一步以温度T2热处理所述前体制品，以形成具有至少一永磁相的中间制品，其中T2过冷却前体制品至室温，可以分开执行所述数次的热处理。
[0030] 形成所述α-Fe型相态的温度是低于形成单一或若干NaZn13型晶体结构相态所需的温度。
[0031] 如果所述前体制品包括至少一NaZn13型晶体结构相态，可以选用温度T2以分解NaZn13型晶体结构相态。通过NaZn13型晶体结构相态的分解结果，可以形成所述α-Fe型相态。
[0032] 于另一实施例中，以温度T3t热处理所述中间制品，以制作一制成品，制成品包括至少一磁热活性(La1-aMa)(Fe1-b-cTbYc)13-dXe相，其中T3>T2。于另一实施例中，T3
[0033] 于另一实施例中，选用所述前体制品的成份，以温度T2制作出所述NaZn13型晶体结构相态的可逆分解。所述NaZn13型晶体结构相态于温度T2分解后，所述NaZn13型晶体结构相态于温度T3可进行变形，其中T3大于T2。
[0034] 可以利用任何次数的加工方法，去除中间制品的一部分。例如，为去除中间制品的一部分，利用机械加工及/或机械研磨、机械抛光及化学性机械抛光及/或电火花切割或线切割或激光切割及打孔，以及水束切割。
[0035] 也可以结合上述方法加工单一中间制品。例如，通过线切割去除中间制品的一部分，然后再利用机械研磨对其表面去除中间制品的另一部分以取得所需的成品表面，将所述中间制品拓展成两个或更多个分离构件分离构件。最后，可以通过激光打孔的钻孔方法形成若干通孔以提供若干路径给传热流体。
[0036] 也可以去除中间制品的一部分，使所述中间制品的表面上形成一槽道，如于磁性换热器的制成品工作期间，利用一个槽道引导换热介质的流动。也可以去除中间制品的一部分，以提供至少一通孔。也可以利用一通孔引导换热介质的流动及增加所述制成品的有效表面区域，以改进所述制品及换热介质间的传热。
[0037] 也提供一中间制品用于制作具有至少一磁热活性相的制品，所述中间制品包括若干元素，若干元素的总掺量能提供至少一(La1-aMa)(Fe1-b-cTbYc)13-dXe相以及少于0.5Vol%(体积浓度)的若干杂质，其中0≦a≦0.9，0≦b≦0.2，0.05≦c≦0.2，-1≦d≦+1，0≦e≦3，M是若干元素铈(Ce)、镨(Pr)及钕(Nd)的其中一种或多种元素，T是若干元素钴(Co)、镍(Ni)、锰(Mn)及铬(Cr)的其中一种或多种元素，Y是若干元素硅(Si)、鈻(Al)、砷(As)、镓(Ga)、锗(Ge)、锡(Sn)及锑(Sb)的其中一种或多种元素，以及X是若干元素氢(H)、硼(B)、碳(C)、氮(N)、锂(Li)及铍(Be)的其中一种或多种元素。所述中间制品包括一永磁材料。
[0038] 通过机械加工如研磨及线切割，可以很轻易地加工所述中间制品。因此，可以通过若干合于成本效益的方法如若干粉末冾金技术，制作出一大型块体，然后更进一步加工所述大型块体，提供较多数量的较小制品且这些较小制品具有需要的尺寸以符合特别的应用。所述加工可与所述块体的制作分开。
[0039] 例如，顾客可以购买所述中间块体并加工中间块体，以供应顾客所需的制品数量及形状。然后,所述顾客可以热处理这些加工过的制品，形成单一或数种磁热活性相。
[0040] 另一种方法是，可以通过一配置适当设备的第一机构，进行所述中间制品的制作及加工过的制品的热处理。可以通过一配置适合加工设备但无适当热处理设备的第二不同机构，进行所述加工。
[0041] 若干具有至少一磁热活性相的制品用于若干磁性换热器，可以在合于成本效益下从中间制品中制作出来，广泛的作为各种类型的应用。
[0042] 于一实施例中，所述至少一(La1-aMa)(Fe1-b-cTbYc)13-dXe相的成份是用于显现出一可逆相分解反应，首要步骤是形成(La1-aMa)(Fe1-b-cTbYc)13-dXe相，接着被分解以提供所述中间制品，然后当加工完成，再对所述(La1-aMa)(Fe1-b-cTbYc)13-dXe相施以一热处理以产生变形。
[0043] 所述至少一(La1-aMa)(Fe1-b-cTbYc)13-dXe相的成份可用于显现出一可逆相分解反应以反应成至少一α-鐡(α-Fe)基相及富镧(La-rich)相及富硅(Si-rich)相。
[0044] 于另一实施例中是选用所述至少一(La1-aMa)(Fe1-b-cTbYc)13-dXe相的成份，因此可以通过液相烧结，形成所述至少一(La1-aMa)(Fe1-b-cTbYc)13-dXe相，制作出一具高密度的制品并使所述具高密度的制品在一可接受的时间内制作出来。
[0045] 于一实施例中，所述中间制品的总成份是，a=0，T是钴(Co)及Y是硅(Si)及e=0，以及于另一实施例中，当a=0，T是钴(Co)及Y是硅(Si)及e=0时，0
[0046] 所述中间制品可以包括至少一α-鐡(α-Fe)型相。于另一实施例中，所述中间制品包括一种或多种体积浓度大于60vol%的α-鐡(α-Fe)型相。所述α-鐡(α-Fe)型相可以还包括钴(Co)及硅(Si)。
[0047] 于一实施例中，所述中间制品还包括富镧(La-rich)相及富硅(Si-rich)相。
[0049] 所述中间制品可以包括一混合结构，其具有一非磁性基体及若干α-鐡-包裹体分布于所述非磁性基体中。在此提的非磁性是指所述数组处于室温的状态，其包括顺磁性及抗磁性材料如同一种具有非常小饱和极化的鐡磁性材料。
[0050] 所述中间制品可以具有一大于10奥斯特(Oe)但少于600奥斯特(Oe)的矫顽场强。若干具有如此矫顽场强的制品有时被称为半硬磁体。
[0051] 所述若干永磁包裹体可以包括一α-鐡(α-Fe)型相。
[0052] 于另一实施例中，所述中间制品在所述加工温度中显现出一种随温度变化的长度或体积转变，其中(L10%-L90%)x100/L<0.1，其中L是指所述制品低于所述转变的温度时的长度，L10%是指所述制品的长度为最大长度转变的10%，以及L90%是指所述制品的长度为最大长度转变的90%。所述加工温度可以是室温。所述中间制品在所述加工温度中，具有一随温度变化的小幅度长度或体积转变，因此通过长度或体积的变化，可以避免由应力导致的裂纹。
[0053] 也提供一种制品包括至少一磁热活性LaFe13基相，所述至少一磁热活性LaFe13基相具有一磁相变Tc及少于5Vol%的若干杂质。
[0054] 选用所述至少一磁热活性LaFe13基相的成份是为了显现一可逆相分解反应。
[0055] 所述至少一磁热活性LaFe13基相的成份包括硅(Si)及可以用于显现一可逆相分解反应反应成至少一α-鐡(α-Fe)基相及富镧(La-rich)相及富硅(Si-rich)相。
[0056] 于另一实施例中，选择硅的掺量是为了使至少一LaFe13基相显现出一可逆相分解反应反应成至少一α-鐡(α-Fe)基相及富镧(La-rich)相及富硅(Si-rich)相。
[0057] 于另一实施例中，选用的所述至少一LaFe13基相的成份是为了能通过液相烧结，使所述至少一LaFe13基相变形。
[0058] 于另一实施例中，所述LaFe13基相是一种(La1-aMa)(Fe1-b-cTbYc)13-dXe基相，其中其中0≦a≦0.9，0≦b≦0.2，0.05≦c≦0.2，-1≦d≦+1，0≦e≦3，M是若干元素铈(Ce)、镨(Pr)及钕(Nd)的其中一种或多种元素，T是若干元素钴(Co)、镍(Ni)、锰(Mn)及铬(Cr)的其中一种或多种元素，Y是若干元素硅(Si)、鈻(Al)、砷(As)、镓(Ga)、锗(Ge)、锡(Sn)及锑(Sb)的其中一种或多种元素，以及X是若干元素氢(H)、硼(B)、碳(C)、氮(N)、锂(Li)及铍(Be)的其中一种或多种元素。
[0059] 于另一实施例中，a=0，T是钴(Co)及Y是硅(Si)及e=0及/或0
[0060] 于另一实施例中,所述制品包括一磁热活性相，其显现出一种随温度变化的长度或体积转变。所述转变可在超出一温度量程时发生，所述温度量程大于一发生可测量熵变的超温度量程。
[0061] 可以采用(L10%-L90%)x100/L>0.2表征所述转变，其中L是指所述制品低于所述转变温度时的长度，L10%是指所述制品的长度为最大长度转变的10%，以及L90%是指所述制品的长度为最大长度转变的90%。所述区域用于表征每单位温度的最快长度变化。
[0062] 于一实施例中，所述磁热活性相显现出一负线性热膨胀以增加温度。为使一磁热活性相可以显现出这样的特性，所述磁热活性相包括一NaZn13型结构，像是一种(La1-aMa)(Fe1-b-cTbYc)13-dXe基相。
[0063] 于另一实施例中，所述制品的磁热活性相主要包含或仅包含所述(La1-aMa)(Fe1-b-cTbYc)13-dXe基相。
[0064] 于若干其它实施例中，所述制品包括至少两种或若干种磁热活性相，其中每一种具有一不同磁相变温度Tc。
[0065] 所述两种或多种磁热活性相可以随机分布遍及所述制品上。另一种方法是，所述制品可以包括一层状结构，其每一层仅包含一种磁热活性相且具有一磁相变温度，所述磁相变温度是不同于其它层的磁相变温度。
[0066] 特别的是，所述制品可以具有一个层状结构且所述层状结构还包括若干具有磁相变温度的磁热活性相，所以所述磁相变温度沿着所述制品的一个方向上增加，以及在所述制品的相反方向上降低。如此安排促使采用制品的磁性换热器的工作温度增加。
[0067] 也提供一种制品，其包括至少一种具有磁相变温度Tc的磁热活性相，且所述制品的制作可以采用上述若干实施例的其中一种方法。所述制品可以用于磁性换热，例如作为一种磁性换热器的加工构件。
附图说明
[0069] 附图是如下所示。
[0070] 图1描绘一种以1100°C烧结制作的前体制品的α-鐡掺量的温度效应。
[0071] 图2描绘一种以1080°C烧结制作的前体制品的α-鐡掺量的温度效应。
[0072] 图3描绘一种以1060°C烧结制作的前体制品的α-鐡掺量的温度效应。
[0073] 图4描绘图2的比较结果。
[0074] 图5描绘一种以1080°C烧结制作的前体制品的α-鐡掺量的温度效应。
[0075] 图6描绘图表3中若干具有不同成份的前体制品的α-鐡掺量的温度效应。
[0076] 图7(a)描绘一种前体制品的扫瞄电镜图。
[0077] 图7(b)描绘图7(a)的所述前体制品热处理后的扫瞄电镜图，藉此制作出一个处于可加工状态下的中间制品。
[0078] 图8测量一种含总成份La(Fe,Si,Co)13的中间制品的磁滞回线。
[0079] 图9描绘从一中间制品及一具磁热活性相的制品中观察到一随温度变化的长度转变。
[0080] 图10描绘根据一第一实施例的一种中间制品加工方法。
[0081] 图11描绘根据一第二实施例的一种中间制品加工方法。
[0082] 图12为一描绘硅掺量界限的理论相图，当超出所述硅掺量界限时，所述La(Fe,Si,Co)13相可能发生可逆分解。
具体实施方式
[0083] 通过制作一种包括至少一磁热活性相的前体制品以及热处理所述前体制品，以形成一具有若干永磁特性的可加工中间制品，即可制作出一种包括至少一磁热活性相的制品。通过去除所述中间制品的一部分或多个部分，以加工所述中间制品，之后通过热处理，以成至少一磁热活性相。
[0084] 若干可加工中间制品的形成。
[0085] 对于La(Fe,Si,Co)13相，目前已经发现，通过测量所述α-鐡(α-Fe)掺量，可以估测出有无磁热活性相，进而估测所述制品的可加工状态。通过一高α-鐡(α-Fe)掺量表征中间的可加工状态。
[0086] La(Si,Fe,Co)13的名称代表以所述若干元素硅(Si)、鐡(Fe)及钴(Co)的总量13对上1镧(La)。纵然三个元素全部维持相同，但是所述硅(Si)、鐡(Fe)及钴(Co)掺量还是可以改变。
[0087] 于一第一组实验中，调查出若干热处理状态可以导致高α-鐡(α-Fe)掺量形成在若干试片上，所述若干试片包括一磁热活性La(Fe,Si,Co)13相或若干元素的总量能制作出一磁热活性La(Fe,Si,Co)13相。
[0088] 为了测量α-鐡(α-Fe)掺量，可以采用一种磁热方法，即将一个试片置放于一外部磁场中，测量所述试片加热超出居里温度时的磁极化，以作为所述试片的温度函数。采用所述居里-外斯定律(居里-Weiss law)，决定各种鐡磁性相混合物的居里温度以及决定所述α-鐡(α-Fe)的比例。
[0089] 特别的是，加热若干约20g隔热试片至约400°C温度及被置放于一亥姆霍兹线圈(Helm-holz-coil)中，即置于一永磁材料产生的约5.2k奥斯特(Oe)外部磁场中。测量感应磁通量以作为所述试片冷却时的温度函数。
[0090] 实施例1。
[0091] 包括18.55wt%(质量百分比)的镧、3.6wt%的硅、4.62wt%的钴、平衡铁的一粉末混合物在保护气体下研磨成粉以制作出一费氏粒度(F.S.S.S.)为3.5μm的平均颗粒尺2
寸。所述粉末混合物通过4t/cm 的压力下压制成一块体并通过8小时1080°C的烧结。烧
3
结后的块体具有一7.24g/cm 的密度。然后以1100°C及4小时1050°C加热所述块体，并以50K/min快速冷却，以提供一前体制品。所述前体制品包括大约4.7%的若干α-鐡(α-Fe)相.
寸。所述粉末混合物通过4t/cm 的压力下压制成一块体并通过8小时1080°C的烧结。烧
3
结后的块体具有一7.24g/cm 的密度。然后以1100°C及4小时1050°C加热所述块体，并以50K/min快速冷却，以提供一前体制品。所述前体制品包括大约4.7%的若干α-鐡(α-Fe)相.
[0092] 然后将所述前体制品以总时间32小时及每50°C的温差从1000°C加热到650°C温度，使每一温度的驻留时间是4小时以制作出一具有永磁性的磁性制品。通过上述热处理后，所述块体包括67.2%的若干α-鐡(α-Fe)相。
[0093] 通过测量所述磁性块体，所述块体的矫顽场强HcJ是81奥斯特(Oe)、剩余磁性0.39特斯拉(T)及所述饱和磁化强度是1.2特斯拉(T)。
[0094] 实施例2。
[0095] 包括18.39wt%的镧、3.42wt%的硅、7.65wt%的钴、平衡铁的一粉末混合物在保护气体下研磨成粉并压制形成一块体，以及以4小时1080°C烧结，制作出一前体制品。
[0096] 然后加热所述前体制品16小时750°C以制作一永磁体。通过上述热处理后，可以观察到所述前体制品具有一大于70%的α-鐡(α-Fe)掺量。
[0097] 通过以650°C温度加热所述粉末配料，以制作出一第二前体制品。以80小时的驻留时间及650°C制作出一大于70%的α-鐡(α-Fe)掺量。
[0098] 实施例3。
[0099] 包括18.29wt%镧、3.29wt%的硅、9.68wt%的钴及平衡铁的一粉末混合物在保护气体下研磨成粉并压制成一块体，以及通过4小时1080°C的烧结，制作出一前体制品。
[0100] 然后通过所需的80小时驻留时间及750°C加热所述前体制品，以制作一大于70%的α-鐡(α-Fe)掺量。
[0101] 通过上述实施例2及3的比较，观察到制作一大于70%α-鐡(α-Fe)掺量的磁性制品所需要的温度及驻留时间是取决于所述前体制品的总成份。
[0102] 可期待的是一磁性制品的机械加工特性逐渐转好，可以用于增加α-鐡(α-Fe)掺量。进一步通过下列若干实施例，调查热处理状态对于测量到的α-鐡(α-Fe)掺量的影响。
[0103] 热处理温度对于α-鐡(α-Fe)掺量的影响。
[0104] 调查温度对于α-鐡(α-Fe)掺量的影响，是为了利用上述实施例2及3的粉末混合物制作出若干前体制品。其结果是概述于图1至图5。
[0105] 实施例2及3的粉末混合物压制成若干块体及通过1100°C、1080°C及1060°三个不同温度烧结4小时，其中前3个小时置于真空中及第四个小时置于氩气中，以制作出若干前体制品。
[0106] 通过上述三个温度的每一温度烧结而成的每一成份的前体制品在氩气中以1000°C、900°C或800°C加热6小时，并测量α-鐡(α-Fe)掺量，其结果是概述于图
1至图3。
1至图3。
[0107] 比起900°C或1000°C热处理后测量到α-鐡(α-Fe)掺量，通过800°C热处理后的所有试片的两种成份被测量到α-鐡(α-Fe)掺量变多。
[0108] 图4描绘图2的两个试片间的比较及在一所给温度中，所获得的α-鐡(α-Fe)掺量至少一部分是取决于所述试片的成份。
[0109] 图5描绘预先烧结的若干前体制品中测量到的α-鐡(α-Fe)掺量图表，此预先烧结的若干前体制品具有一成份是相对试片2及3的成份，并通过650°C到1080°C温度范围的热处理以制作出一具永磁性的中间制品。
[0110] 这些实验结果显示，在一特别的驻留时间中，即所述实施例的4小时中，有一用于制作出一高度α-鐡(α-Fe)掺量的优化温度范围，正如每一试片的图表中具有一个峰值。
[0111] 在4小时的热处理时间中，观察到试片2的最大α-鐡(α-Fe)掺量是在750°C及试片3的最大α-鐡(α-Fe)掺量是在800°C。这些结果也显示若干制作最高度α-鐡(α-Fe)掺量的优化热处理状态是取决于所述前体制品的成份。
[0112] 热处理时间对α-鐡(α-Fe)掺量的影响。
[0113] 接下来的一系列实验中，调查热处理时间对于α-鐡(α-Fe)掺量的影响。
[0114] 若干包括实施例2及3成份的烧结后前体制品在不同时间下以650°C、700°C、750°C及850°C热处理，并测量其α-鐡(α-Fe)掺量，其结果是概述于表1及2。
[0115] 这些结果显示，于这些温度下增长热处理时间，α-鐡(α-Fe)掺量会是一般性的增加。
[0116] 冷却速率对α-鐡(α-Fe)掺量的影响。
[0117] 仿真一缓慢冷却速度对一第二批若干前体制品的影响，其中所述第二批若干前体制品通过烧结以制作出一具有居里温度及如表3所列成份的磁热活性相。
[0118] 表3所列成份被称为若干前体制品的金属掺量，因此以下标m代表。一个元素的金属掺量是不同于所述元素的总体掺量，其中所述元素的一部分是以氧化物或氮化物的形式如La2O3及LaN出现在制品中，所以必须从总体掺量中扣除。最后，修正后的掺量是所有的金属成份总和作为所述金属掺量。
[0119] 通过加热若干试片4小时1100度以及接着迅速冷却以决定一最初α-鐡(α-Fe)掺量，模拟出一非常缓慢的冷却速度。然后以每一50°C的温差降温，以及所述试片快速冷却前，在每一温度下加热4小时。以每一温度热处理后，测量所述α-鐡(α-Fe)掺量，其若干结果描绘于图6及概述在表4中。
[0120] 观察到通过降低所有试片温度，可以增加所述α-鐡(α-Fe)掺量。相反于图5描绘的实施例。若干具较高钴掺量的试片比起若干具较低钴掺量的试片具有一大量α-鐡(α-Fe)掺量。
[0121] 一前体制品及一中间制品的微结构及相分布。
[0122] 图7a描绘一种具有3.5wt%硅及8wt%钴成份的前体制品的一扫瞄电镜图，其中这前体制品通过4小时1080°C的烧结。前体制品包括一磁热活性La(FeSiCo)13基相。
[0123] 图7b描绘图7a的块体的一扫瞄电镜图，其中所述块体已承受总计66小时850°C的热处。通过显微图象中若干具有不同对比度的区域表征出所述块体包括若干相态。通过能谱分析(EDX analysis)测量到的较亮区域成为富镧(La-rich)及所述微暗区域是富铁(Fe-rich)。
[0124] 一中间制品的磁性能。
[0125] 图8描绘一种具有包含4.4wt%钴的La(Fe,Si,Co)13总成份的中间制品的一磁滞回线，其中所述中间制品在40小时内从1100°C缓慢地冷却至650°C，并被测量出具有一67%的α-鐡(α-Fe)掺量。测量到的磁特性概述于表5。所述试片具有0.394特斯拉(T)的剩余磁感应强度(Br)、0.08仟奥斯特(kOe)的矫顽力(HcB)、0.08仟奥斯特(Oe)的内禀矫顽力(HcJ)以及1kJ/m3的最大磁能积(BH)max。
[0126] 一中间制品及一制成品的线性热膨胀量。
[0127] 图9描绘一种具有包含4.4wt%钴的La(Fe,Si,Co)13总成份的制品从-50°C到+150°C温度范围的热膨胀量，其中所述制品通过热处理形成一可加工状态及磁热活性态。
[0128] 一种制品以总计4小时1100°C烧结，其中前3小时在真空中及最后1小时在氩气中通过800°C加热以提供一中间制品具有可加工状态。所述中间制品具有一71%的α-鐡(α-Fe)掺量，以及通过大约0℃以上的温度增加，会呈现一般正向线性的长度变化。
[0129] 所述中间制品进一步通过6小时1050°C的更高温度的热处理，以提供一种具有少于2%α-鐡(α-Fe)掺量及磁热活性La(Fe,Si,Co)13基相的制成品。通过大约位于–50°C到+40°C的温度范围中的温度增加，使所述制成品呈现出–0.44%的负向长度变化。
[0130] 于可加工状态中，所述制品的长度没有出现大量的变化，特别是通过其居里温度区域的若干温度中出现一大量的负向长度变化。
[0131] 若不以理论设限，可以发现到在一制成品的加工期间中，加工过程生成的热量会加热所述制品超出一温度范围，其中从所述温度范围中可以观察到大量的长度变化。所述制品的长度变化被认定应该为若干制品加工期间中观察到的裂纹负责，其中所述若干制品包括一磁热活性相。通过分解所述磁热活性相，可以提供一种出现不同热膨胀状态的制品，于所述实施例中，是一细微的正向长度增加，所述制品于可加工状态中生成的热量无法形成一足以导致制品裂纹的长度变化。
[0132] 一中间制品及一制成品的机械特性。
[0133] 在可加工状态中及最后制作状态中测量若干制品的抗压强度。
[0134] 发现到一种具有4.4wt%钴(Co)的制品在可加工状态中具有一1176.2N/mm2的平2 2
均抗压强度及168kN/mm 的弹性模量，以及在制成品状态中具有一657.6N/mm 的平均抗压
2
强度及一155kN/mm 的弹性模量。
均抗压强度及168kN/mm 的弹性模量，以及在制成品状态中具有一657.6N/mm 的平均抗压
2
强度及一155kN/mm 的弹性模量。
[0135] 发现到一种具有9.6wt%钴(Co)的制品在可加工状态中具有一1123.9N/mm2的平2 2
均抗压强度及163kN/mm 的弹性模量，以及在制成品状态中具有一802.7N/mm 的平均抗压
2
强度及一166kN/mm 的弹性模量。
均抗压强度及163kN/mm 的弹性模量，以及在制成品状态中具有一802.7N/mm 的平均抗压
2
强度及一166kN/mm 的弹性模量。
[0136] 可以通过研磨及线切割加工所述中间制品，从一制作中的大型中间制品制作出两个或若干较小的中间制品。
[0137] 若干中间制品的加工。
[0138] 于一实施例中，一中间制品具有18.55wt%镧(La)、4.64wt%钴(Co)、3.60wt%硅(Si)及平衡铁的成份以及具有23mm x19mm x6.5mm的尺寸，通过线切割将所述中间制品拓展成若干具有11.5mm x5.8mm x0.6mm尺寸的构件。
[0139] 于另一实施例中，一中间制品具有18.72wt%镧(La)、9.62wt%钴(Co)、3.27wt%硅(Si)及平衡铁的成份以及具有23mm x19mm x6.5mm的尺寸，通过线切割将所述中间制品拓展成若干具有11.5mm x5.8mm x0.6mm尺寸的构件。
[0140] 图10描绘一种加工一中间制品1的方法，其包括一磁热活性相2。所述磁热相2是一种La(Fe1-a-bCoaSib)13基相并具有一44°C的磁相变温度Tc。对于此相态，所述磁相变温度也可以称为居里温度，正如所述相态承受从鐡磁性至顺磁性的转变。
[0141] 于所述实施例中，是通过若干粉末冾金技术制作此中间制品1，特别是一种具有适当总体成份的粉末混合物通过压缩成及反应烧结形成所述中间制品1。但是也可以将本发明的加工方法运用在若干包括一种或多种磁热活性相的制品上，其中一种或多种磁热活性相可以通过其它若干方法制作，像是铸造或烧结若干包含自身磁热活性相的前体粉末。
[0142] 选用一第一温度T1热处理一前体制品以实现液相烧结，产生所述La(Fe1-a-bCoaSib)13基相。接着以温度T2热处理所述前体制品，使T2
[0143] 于所述第一实施例中，是通过机械研磨加工所述中间制品1并在图1中以若干箭头3图解标示。特别的是，图1描绘所述制品1的一外表面4的机械研磨，其中通过虚线4’表现出制作状态中制品1的外表面4的位置，以及通过所述实线表现出加工后外表面4的位置。所述外表面4具有一磨削表面特有的轮廓及粗糙度。
[0144] 通过研磨若干外表面加工所述中间制品1时可以改进表面光洁度及/或改进所述制品的尺寸公差。也可以使用抛光制作一更细致的表面光洁度。
[0145] 在加工中间制品后，接着以一温度T3热处理中间制品以形成所述制成品，其中T3>T2及T3
[0146] 其中观察到，当所述制成品1通过最后热处理后从所述加热炉中移出时，所述制成品1可能会含有若干裂纹。以及观察到若干大型制品如尺寸大于5mm的若干制品形成较多裂纹。以及观察到，如果居里温度区域上的冷却速度降低，可以避免所述制品1形成裂纹。
[0147] 同样地，当加热若干包括一磁热活性相的颗粒，从中可观察到，通过减少一延伸至制品居里温度其中一边的温度区域的升降温速度，可以避免若干尺寸大于5mm的制品形成裂纹。
[0148] 于另一实施例中，烧结后的中间制品在一小时内从大约1050°C冷却到60°C，稍高于44°C的磁热活性相居里温度。然后，将所述中间制品从60°C缓慢冷却到30°C。
[0149] 不论理论的限制，反应烧结后的中间制品1在冷却到室温的期间形成的裂纹是关联到磁热活性相的负向热膨胀量，如同所述制品1通过其居里温度44°C。通过减少冷却速度如同当所述磁热活性相通过其居里温度时，可以避免若干裂纹，这是因为所述制品1中的应力减少。
[0150] 图11描绘一第二实施例，其中一中间制品是拓展成两个或若干个分离构件、或形成一个或多个通孔从制品一边延伸至另一边或所述制品的一表面上形成一槽道。当所述制品操作于一磁性换热器中时，所述通孔及槽道可以用于引导冷却流体。
[0151] 线切割可以用于拓展所述中间制品10，以形成一个或多个分离部分，于所述实施例中，可以在所述中间制品10的一个或多个表面18上，如同形成一个或多个槽道17一样，形成若干薄片15、16。
[0152] 所述若干薄片15、16的侧面19，与所述若干表面形成槽道17一样，具有一线切割表面光洁度.这些表面包括若干个凸起朝若干方向延伸，其中所述若干方向是平行于对材料的线切割方向。
[0153] 所述槽道17可以有若干尺寸及排列于所述表面18上，并于一磁性换热器工作期间用于引导一换热流体的流动，所述磁性换热器中的制品也可以包括若干磁热隋性相。可以用所述若干磁热隋性相作为磁热活性相的若干晶粒的一包覆层，例如作为一保护包覆层及/或耐蚀包覆层。
[0154] 可以结合若干不同加工方法，在所述制作中的制品上制作出一制成品。例如，可以磨削所述制作中的制品的若干外表面，以制作出若干具有紧密制作公差的外部尺寸。然后可以在所述表面上形成若干槽道，以提供若干冷却槽道，然后所述制品被拓展成若干若干成品。
[0155] 若不谈理论上的限制，可以发现当所述制品处于包括永磁性及低磁热活性相分配的中间状态时，通过加工所述制品的加工期间，无法产生一发生于磁相变温度区域的相变，因此避免了所述相变可能带来的任何拉伸。由于加工期间避免了相变的拉伸，因此可以避免加工期间所述制品的裂纹或劈裂。
[0156] 目前已证明若干磁热活性相如La(Fe1-a-bCoaSib)13在接近居里温度下会显现出一负向体积变化。以及已采用上述若干方法持续加工若干包括这些相态的制品。
[0157] 若干包括至少一磁热La(Fe1-a-bCoaSib)13基相的制品的制作且所述制品用于一磁性换热器。
[0158] 于一实施例中，通过提供一中间块体，将若干包括一La(Fe1-a-bCoaSib)13磁热活性相系统的制品制作成若干具有11.5mm x5.8mm x0.6mm尺寸的板片形态，所述中间块体包括若干元素的总掺量能形成所需的磁热活性相以及至少50%的α-鐡(α-Fe)掺量。
[0159] 通过线切割加工这些中间块体，以形成若干板片所需的尺寸。然后进一步热处理这些板片以形成所述磁热活性相。
[0160] 采用若干粉末冾金技术及一两段式热处理制作所述中间块体。
[0161] 于另一实施例中，通过铣削最初的若干粉末，提供一第一粉末混合物包括7.7质量百分比的钴、3.3质量百分比的硅、18.7质量百分比的镧及平衡铁。这成份提供一磁热活性相具有大约+29°C的Tc。
[0162] 通过铣削最初的若干粉末，提供一第一及第二粉末混合物，包括9.7质量百分比的钴、3.2质量百分比的硅、18.7质量百分比的镧及平衡铁。这成份提供一磁热活性相具有大约+59°C的Tc。
[0163] 以1比1比例混合所述第一及第二粉末混合物，制作出一第三粉末混合物，其成份提供一磁热活性相具有大约+44°C的Tc。
[0164] 采用4tonnes(公吨)/cm2压力压制上述三种粉末混合物，形成若干具有26.5mm x21.8mm x14.5mm尺寸的胚体。
[0165] 然后，所述胚体通过一两段式热处理，形成若干可加工中间块体。特别是，在真空下热处理所述胚体7小时1080°C，以及在氩气下1小时，再冷却1小时达到800°C及在氩气下待上6小时的800°C，然后大约冷却1小时达到室温。
[0166] 若不谈理论上的限制，可以发现到，较高温度下的第一驻留阶段推升液相反应烧结，制作一高密度及形成所述磁热活性相。以及发现到，较低温度下的第二驻留阶段分解所述磁热活性相及推升若干α-鐡(α-Fe)相的形成，像是富镧(La-rich)及富硅(Si-rich)相。
[0167] 从所述第一粉末混合物(MPS-1044)、第二粉末混合物(MPS-1045)及第三粉末混合物(MPS-1046)中制作若干块体的α-鐡(α-Fe)掺量概述于表6中。每一块体具有一大约7.25g/cm3的密度以及分别为60.3%、57.8%及50.6%的α-鐡(α-Fe)掺量。
[0168] 然后通过线切割，切割所述若干块体以形成若干具有11.5mm x5.8mm x0.6mm.尺寸的板片。
[0169] 然后待在氩气下4小时并以三个温度1000°C、1025°C及1050°C的其中一温度热处理所述被拓展块体的若干试片，以形成所述磁热活性相。测量其熵变及居里温度以查出磁热特性以及被决定的α-鐡(α-Fe)掺量，所述α-鐡(α-Fe)掺量可以指示出反应完成的范围。这些结果概述于表7中。将所述中间试片的α-鐡(α-Fe)掺量从超出50%减少到所有热处理后的试片的α-鐡(α-Fe)掺量少于7,2%。
[0170] 在氩气中4小时并以1030±3°C热处理另一组板片，其结果概述于表8中。通过第一粉末混合物制作出块体1，所述第一粉末混合物具有28.7°C的Tc、一6J/(kg.K)或3
43.4kJ/(m.K)的熵变及5.0%的α-鐡(α-Fe)掺量。
43.4kJ/(m.K)的熵变及5.0%的α-鐡(α-Fe)掺量。
[0171] 通过第二粉末混合物制作出块体2，所述第二粉末混合物具有43.0°C的Tc、一3
5.2J/(kg.K)或37.9kJ/(m.K)的熵变及5.0%的α-鐡(α-Fe)掺量。
5.2J/(kg.K)或37.9kJ/(m.K)的熵变及5.0%的α-鐡(α-Fe)掺量。
[0172] 通过第三粉末混合物制作出块体3，所述第三粉末混合物具有57.9°C的Tc、一3
4.4J/(kg.K)或32.2kJ/(m.K)的熵变及7.4%的α-鐡(α-Fe)掺量。
4.4J/(kg.K)或32.2kJ/(m.K)的熵变及7.4%的α-鐡(α-Fe)掺量。
[0173] 所述La(Fe1-a-bCoaSib)13系统的成份量程显现出一可逆相变。
[0174] 若不谈理论上的限制，根据下列相图的描述，即可理解所述La(Fe1-a-bCoaSib)13系统中观察到的可逆相变。图12描绘一理论相图，其描绘一比例1:13的8wt%钴(Co)对上定量La:(Fe+Co+Si)的成份在600°C到1300°C温度量程中1.5wt%到5wt%的硅掺量对于相形成的影响。
[0175] 所述目标成份具有3.5wt%的硅掺量，并以虚线100标示。所述磁热活性相是以1/13(La1:(Fe,Si,Co)13)来表示，如在所述相图的目标成份部分的右手边上形成一单一相态。
[0176] 决定目标成份的硅掺量，并依循所述相图增加温度，从中可发现，在600°C到大约850°C的温度间，一个包括α-鐡(α-Fe)、5/3(La5Si3)及1/1/1(La1(Fe,Co)1Si1)的区域是稳定的。从大约850°C到大约975°C温度间，一个包括伽马-铁(Gamma-Fe)、1/13及1/1/1的区域是稳定的。从大约975°C到大约1070°C温度间，一个包括一单一1/13相的区域是稳定的。从大约1070°C到大约1200温度间，一个包括伽马-铁(Gamma-Fe)、1/13及液态L的区域是稳定的。
[0177] 一种制作具有目标成份的制品的方法，可以包括加热至1100°C的一第一温度，执行液相烧结，以产生1100°C位在伽马-铁(Gamma-Fe)、1/13及液态L区域。然后将温度降低至800°C，所述800°C位在所述α-鐡(α-Fe)、5/3及1/1/1，因此所述磁热活性1/13相是被分解。通过热处理后，所述制品可以可靠地加工。通过加工后，热处理所述制品至1050°C的温度，所述1050°C位在所述单一相1/13区域，使所述具有高1/13相掺量的磁热活性再形成。
[0178] 为了能通过所述相图的三个区域，所述硅掺量应该位在一个以若干虚线101及102表示的预定区域中。特别的是，通过所述单一相1/13区域及所述伽马-铁(Gamma-Fe)、
1/13及1/1/1与伽马-铁(Gamma-Fe)1/13+L若干区域间的边界，决定出硅掺量的较低限量。通过若干α-鐡(α-Fe)、5/3及1/1/1区域及所述α-鐡(α-Fe)、1/13及1/1/1区域间的边界，决定出硅掺量的较高限量。
1/13及1/1/1与伽马-铁(Gamma-Fe)1/13+L若干区域间的边界，决定出硅掺量的较低限量。通过若干α-鐡(α-Fe)、5/3及1/1/1区域及所述α-鐡(α-Fe)、1/13及1/1/1区域间的边界，决定出硅掺量的较高限量。
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