取向金属软磁合金材料及其制备方法

摘要

本发明公开了一种取向金属软磁合金材料及其制备方法。本发明在金属软磁合金材料经铸锭、锻造开坯、轧制后利用定向退火而得到，在定向退火过程中，对金属软磁合金材料进行区域加热，同时在该材料加热的相邻区域利用冷却液进行冷却以达到使材料中的温度场产生一个温度梯度分布，同时使材料相对热区以恒定速度移动而形成定向退火，利用定向退火使材料发生定向再结晶和晶粒定向长大，最后得到具有柱状晶显微结构和明显晶体学织构的取向金属软磁合金材料。本发明通过控制取向金属软磁合金材料的晶体学取向/织构来提高其软磁性能；提供的控制晶体学取向并进而提高其软磁性能的方法可以广泛地适用于所要具有取向要求的金属软磁合金材料。

权利要求

1.一种取向金属软磁合金材料，其特征在于金属软磁合金材料是含硅重量百分比为

3.5％～7.5％的高硅钢材料，在金属软磁合金材料经铸锭、锻造开坯、轧制后利用定向退火而得到，在定向退火过程中，对金属软磁合金材料进行区域加热，同时在该材料加热的相邻区域利用冷却液进行冷却以达到使材料中的温度场产生一个温度梯度分布，同时使材料相对热区以恒定速度移动而形成定向退火，利用定向退火使材料发生定向再结晶和晶粒定向长大，最后得到具有柱状晶显微结构和明显晶体学织构的取向金属软磁合金材料，定向退火中的区域加热的温度在1100℃-1200℃之间，区域加热的热区宽度在5mm-10mm之间，金属软磁合金材料相对热区的移动速度在0.6μm/s-8μm/s之间，温度梯度分布在5℃/mm-100℃/mm之间；在定向再结晶和晶粒定向长大过程中利用晶粒的选择性生长和晶界的竞争迁移来控制定向长大晶粒的取向，从而实现对材料晶体学织构的控制并进而改善金属软磁合金材料的软磁性能。

2.一种制备取向金属软磁合金材料的方法，其特征在于金属软磁合金材料是含硅重量百分比为3.5％～7.5％的高硅钢材料，在金属软磁合金材料经铸锭、锻造开坯、轧制后进行定向退火，在定向退火过程中，对金属软磁合金材料进行区域加热，同时在该材料加热的相邻区域利用冷却液进行冷却以达到使材料中的温度场产生一个温度梯度分布，同时使材料相对热区以恒定速度移动而形成定向退火，利用定向退火使材料发生定向再结晶和晶粒定向长大，最后得到具有柱状晶显微结构和明显晶体学织构的取向金属软磁合金材料，定向退火中的区域加热的温度在1100℃-1200℃之间，区域加热的热区宽度在5mm-10mm之间，金属软磁合金材料相对热区的移动速度在0.6μm/s-8μm/s之间，温度梯度分布在

5℃/mm-100℃/mm之间；在定向再结晶和晶粒定向长大过程中利用晶粒的选择性生长和晶界的竞争迁移来控制定向长大晶粒的取向，从而实现对材料晶体学织构的控制并进而改善金属软磁合金材料的软磁性能。

说明书

取向金属软磁合金材料及其制备方法

技术领域

[0001] 本发明属于具有取向要求的金属软磁合金材料技术，特别是一种取向金属软磁合金材料及其制备方法。

背景技术

[0002] 软磁材料是电力、电子和军事工业不可缺少的重要材料。尤其是在电力工业中，从电能的产生、传输到利用的过程，软磁材料起着重要的能量转换作用。金属软磁材料是指以铁、钴、镍三种主要的铁磁性元素为主要成分，或是他们的单一金属，或是他们中的二者乃至三者的适当组分配合，或是在此基础上再添加一种或多种别的元素，如钼、硅、铝、钒等组合而成。其中铁硅合金(硅钢片)是使用量最大的金属软磁合金材料。低的剩磁、矫顽力和铁损以及强磁场下高的磁感应强度以及高的磁导率是软磁材料非常重要的技术指标。 [0003] 由于金属软磁合金材料存在磁晶各向异性，即磁单晶材料存在易磁化和难磁化方向，因此，从晶体学上看具有改进磁性能的潜力。这种潜力长期以来一直为人们所重视。例如硅钢性能的几次大突进都是通过技术发明制备出如戈斯织构、立方织构和高取向材料。这几次大突进都是从取向控制上取得的。金属软磁合金材料在能量转换和信息处理等领域具有举足轻重的地位，制备技术的开发具有重要的工程意义和商业价值。因此，国际上对该类合金的研究和开发工作一直都十分活跃。但是，金属软磁合金材料的取向控制技术复杂，因此相继开发的各种控制金属软磁合金材料尤其是硅钢晶体学取向的方法都得到了专利保护。一般控制硅钢取向的方法是利用控制轧制工艺和退火工艺实现。如美国专利(专利号：4371405)给出通过控制热轧的终轧温度在700℃到1000℃之间，可以省略热轧后的中间退火。一般在制备取向硅钢的过程中MnS，AlN等晶粒长大抑制剂在材料二次再结晶过程中具有重要作用。因此传统的制备取向硅钢过程中，控制这些晶粒长大抑制剂的固溶和沉淀工艺是研究的热点问题。例如，美国专利(专利号：3151005)给出了利用控制碳化物和沉淀相的形态和分布来提高含硅3.25％硅钢板戈斯织构的含量进而来改善磁性能。美国专利(专利号：4319936)也提供了一种在3.25％硅钢中制备戈斯织构的方法。该方法根据材料中的Al和N含量，通过控制初始退火温度和起始淬火的温度来改善晶体学织构和磁性能。由于上述因素使取向 硅钢的制备工艺复杂，同时，长大抑制剂的加入也不利于硅钢本身磁性能的发挥。

[0004] 在取向硅钢的制备过程中要经历冷轧过程，一次取向硅钢的Si含量一般都在3.25％左右。因为含硅量达到4％以上，由于加工性能急剧下降，已经不能利用传统的冷轧工艺制备。然而，随着硅含量的增加，硅钢的电阻率增大，涡流损耗减小，从而在较高频率下表现出良好的磁性。当硅含量达到6.5％左右时，磁致伸缩系数趋近于零，磁导率增加到最大，铁损降到最小。由于电子器件的多样化，尤其是在高频领域的应用，提高硅含量是进一步提高硅钢磁性能的有效途径，受到了广泛的关注。由于含硅4％以上的硅钢不能利用传统的冷轧工艺制备。目前，各国相继研究用CVD渗硅法、快速凝固法、粉末冶金法、特殊轧制法、粉末涂层等方法来制备这种高硅钢薄板或薄带。例如日本专利(专利号：S56-3625)开发了利用单锟或双锟直接铸造法。日本专利(专利号：S62-103321)开发了温轧法。日本专利(专利号：H5-171281)开发了叠轧法，即将高硅板夹在低硅板中间进行轧制。专利号为Wo 2004/044252A1的专利开发了利用涂层法制备取向高硅钢的工艺，该工艺首先采用传统的热轧加冷轧法制备3.3％Si的硅钢材料，然后在最后的二次再结晶退火之前在材料表面涂Fe-Si基烧结粉并用MgO作为退火分离剂(annealing separator)，在高温退火的条件下实现渗硅和取向控制。目前，这些方法因其工艺复杂都没有实现商业化生产。日本专利(专利号：S62-227-078)和美国专利(专利号：3423253)等开发了SiCl4渗硅法，即化学汽相沉积(CVD)法在冷轧后的3％无取向硅钢表面渗硅，并通过均匀化退火手段制备含硅6.5wt％高硅钢。这种方法尽管实现了商业化生产。然而，同普通的3％硅钢相比，由于采用了CVD工艺使其成本提高了5倍。另外，这些方法都是仅仅利用提高硅含量来改善磁性能，而难以实现通过控制高硅钢的织构来进一步提高其磁性能。目前，在不采用CVD工艺的情况下，还不能实现高硅钢的商业化生产。张中武等人曾尝试对纯铁材料的显微结构进行控制(Acta Mater.，2007，55：5988，Mater.Sci.Eng.，A434(2006)58，Mater.Sci.Eng.，A435-436(2006)573，Mater.Sci.and Eng.，A422(2006)241)。目前，尽管在纯铁中可以制备出柱状晶显微结构，但是还不能有效控制其取向。同时，由于取向软磁合金材料的软磁性能对材料的取向具有严格要求，其工艺控制机理和参数完全不同于上述纯金属材料。同时取向软磁合金材料中合金元素的存在严重阻碍了对其显微结构和取向的控制。因此要提高金属软磁合金材料的性能，尤其是在硅含量达到4％以上的高硅钢中进一步提高其磁性能必须要找到可以直接控制这种材料晶粒形态和晶体学织构的有效途径。

发明内容

[0005] 本发明的目的在于提供一种具有明显晶体学择优的取向，并使其软磁性能得到大幅度提高的金属软磁合金材料及其制备方法。

[0006] 实现本发明目的的技术解决方案为：一种取向金属软磁合金材料，金属软磁合金材料是含硅重量百分比为3.5％～7.5％的高硅钢材料，在金属软磁合金材料经铸锭、锻造开坯、轧制后利用定向退火而得到，在定向退火过程中，对金属软磁合金材料进行区域加热，同时在该材料加热的相邻区域利用冷却液进行冷却以达到使材料中的温度场产生一个温度梯度分布，同时使材料相对热区以恒定速度移动而形成定向退火，利用定向退火使材料发生定向再结晶和晶粒定向长大，最后得到具有柱状晶显微结构和明显晶体学织构的取向金属软磁合金材料，定向退火中的区域加热的温度在1100℃-1200℃之间，区域加热的热区宽度在5mm-10mm之间，金属软磁合金材料相对热区的移动速度在0.6μm/s-8μm/s之间，温度梯度分布在5℃/mm-100℃/mm之间；在定向再结晶和晶粒定向长大过程中利用晶粒的选择性生长和晶界的竞争迁移来控制定向长大晶粒的取向，从而实现对材料晶体学织构的控制并进而改善金属软磁合金材料的软磁性能。

[0007] 一种制备取向金属软磁合金材料的方法，金属软磁合金材料是含硅重量百分比为3.5％～7.5％的高硅钢材料，在金属软磁合金材料经铸锭、锻造开坯、轧制后进行定向退火，在定向退火过程中，对金属软磁合金材料进行区域加热，同时在该材料加热的相邻区域利用冷却液进行冷却以达到使材料中的温度场产生一个温度梯度分布，同时使材料相对热区以恒定速度移动而形成定向退火，利用定向退火使材料发生定向再结晶和晶粒定向长大，最后得到具有柱状晶显微结构和明显晶体学织构的取向金属软磁合金材料，定向退火中的区域加热的温度在1100℃-1200℃之间，区域加热的热区宽度在5mm-10mm之间，金属软磁合金材料相对热区的移动速度在0.6μm/s-8μm/s之间，温度梯度分布在5℃/mm-100℃/mm之间；在定向再结晶和晶粒定向长大过程中利用晶粒的选择性生长和晶界的竞争迁移来控制定向长大晶粒的取向，从而实现对材料晶体学织构的控制并进而改善金属软磁合金材料的软磁性能。

[0008] 本发明与现有技术相比，其显著优点：(1)通过控制取向金属软磁合金材料的晶体学取向/织构来提高其软磁性能。对金属软磁合金材料的晶体学取向控制是利用定向再结晶过程中的晶粒选择性长大和晶界的竞争迁移机制来控制定向长大晶粒的取向，从而控制材料的晶体学织构和软磁性能。因此，在金属软磁合金材料的制备过程中不需要晶粒抑制剂控制材料的二次再结晶过程。同时，不需要对材料进行冷轧。从而突破了对取向金属软磁合金材料必须利用冷轧来实现晶体学取向控制的技术难题，为解决难变形的金属软磁合金材料的取向控制提供了新方法。(2)提供的控制晶体学取向并进而提高其软磁性能的方法可以广泛地适用于所要具有取向要求的金属软磁合金材料。尤其对于高硅钢材料，由于其在工业应用上的巨大潜在价值，一直得到广泛的研究。但是，由于其脆性问题一直没有得到解决，目前的高硅钢制备技术还停留在首先对低硅钢进行冷轧，然后再对其进行CVD渗硅或涂覆等方法来制备。因此，现有技术还无法直接对其进行取向控制，使得其软磁性能无法发挥。本发明突破了该技术瓶颈，在不需要对材料进行冷轧的条件下，直接利用定向再结晶技术控制晶粒的选择性长大和晶界的竞争迁移从而实现对材料的晶体学取向的控制来提高其软磁性能。(3)在材料经传统的铸锭、开坯的基础上利用定向退火实现，因此该方法简单易行，适用于工业化规模生产。

[0009] 下面结合附图对本发明作进一步详细描述。

附图说明

[0010] 图1是本发明取向金属软磁合金材料的制备方法使用定向退火装置的示意图。 [0011] 图2是本发明高硅钢材料铸锭在经锻造开坯和热轧后再对其进行850℃等温退火30min后的显微结构图。

[0012] 图3是实施例1制备的高硅钢材料的显微结构及晶体学取向分布图，由图可以看出，柱状晶间的晶界由小角度晶界和低∑值的重合点阵晶界构成。

[0013] 图4是高硅钢材料在热区温度为1200℃的条件下不同抽拉速率定向再结晶后的典型显微结构图。

[0014] 图5是不同热区温度和不同抽拉速率条件下制备的高硅钢材料晶粒的长径比曲线图。

[0015] 图6是高硅钢材料的晶体学取向分布函数图，(a)为利用对比例1方法制备高硅钢材料的取向密度，(b)为利用对比例2方法制备高硅钢材料的取向密度(c)为利用对实施例1方法制备高硅钢材料的取向密度。

[0016] 图7是高硅钢材料的软磁性能曲线图，即试样中不同方向的矫顽力。 具体实施方式

[0017] 本发明取向金属软磁合金材料是在金属软磁合金材料经铸锭、锻造开坯、轧制后进行定向退火，在定向退火过程中，对金属软磁合金材料进行区域加热，同时在该材料加热的相邻区域利用冷却液进行冷却以达到使材料中的温度场产生一个温度梯度分布，同时使材料相对热区以恒定速度移动而形成定向退火，利用定向退火使材料发生定向再结晶和晶粒定向长大，最后得到取向金属软磁合金材料，该金属软磁合金材料具有柱状晶定向显微结构，柱状晶具有择优取向，柱状晶间为低能晶界。在定向再结晶和晶粒定向长大过程中利用晶粒的选择性生长和晶界的竞争迁移来控制定向长大晶粒的取向，从而实现对材料晶体学织构的控制并进而改善金属软磁合金材料的软磁性能。

[0018] 上述定向退火中的区域加热的温度在600℃-1500℃之间，区域加热的热区宽度在5mm-50mm之间。金属软磁合金材料相对热区的移动速度在0.5μm/s-100μm/s之间。温度梯度分布在5℃/mm-100℃/mm之间。

[0019] 其中，金属软磁合金材料是以铁、钴、镍三种铁磁性元素中的二者乃至三者的适当组分配合，或者是在铁、钴、镍三种铁磁性元素的基础上再添加一种或两种以上的钼、硅、铝或钒组合而成。而含硅重量百分比为3.5％～7.5％的高硅钢材料是金属软磁合金材料中的最重要的一种。对于高硅钢材料，区域加热的温度在1100℃-1200℃之间，区域加热的热区宽度在5mm-10mm之间；相对热区的移动速度在0.6μm/s-8μm/s之间。 [0020] 本发明是根据金属软磁合金材料存在的磁晶各向异性，即磁单晶材料存在易磁化和难磁化方向的特性来通过对材料晶体学织构的控制来改进其软磁性能。晶体学织构的控制是利用退火过程中材料中热流的定向分布实现定向再结晶过程。同时对定向再结晶过程中晶粒的选择性长大和晶界竞争迁移进行控制。定向再结晶和晶粒的选择性长大的实现是通过对材料在定向退火过程中的热区温度，试样中的温度分布和试样的运动速率进行控制来实现。基于此，本发明控制取向金属软磁合金材料取向并进而提高其软磁性能的控制是材料在传统的冶炼、开坯后利用退火过程中控制材料中热流的定向分布实现，即通过定向退火实现。因此，控制定向退火工艺从而实现定向再结晶和晶粒的选择性长大是本发明的关键。

[0021] 本发明的定向退火是在真空定向退火炉内完成。定向退火必须同时满足下面几个工艺条件：定向退火炉必须有一个稳定可控的热源。同时，热源的温度和热区宽度必须能够自由调节，即能够形成较窄的热区，从而实现区域退火。必须能够保证在试样区域退火过程中在试样中形成较大的温度梯度分布。因此必须在定向退火炉中配备相应的冷却介质，在退火过程中能够同热区共同作用从而在试样中产生一个较大的温度梯度。在退火过程中，试样必须能够相对热区移动，即保证一个抽拉速率，并且该抽拉速率可控。从而使试样可以在一定的温度梯度和一定的热区温度条件下沿热流方向运动，从而实现连续的晶界定向迁移。

[0022] 结合图1，实现本发明定向退火主要由以下几部分构成：

[0023] a.热源1，本发明利用高频感应电源作为热源，利用单匝感应线圈对金属软磁合金材料进行区域加热形成较窄的热区。

[0024] b.温度探测器8，本发明利用红外温度探测器测量温度并通过对高频感应电源的控制实现热区温度控制。

[0025] c.冷却液3，本发明利用Ga-In液态合金作为冷却液，使金属软磁合金材料在定向退火过程中可以保持较大范围可控的温度梯度。温度梯度通过调整感应圈同金属冷却液面的距离来调整，金属冷却液由循环冷却水冷却。

[0026] d.抽拉系统5，本发明利用伺服电机作为抽拉系统的动力。金属软磁合金材料在退火过程中在伺服电机的带动下可以上，下移动完成定向退火。移动速率和方向通过伺服电机控制。

[0027] e.循环冷却水出口4，循环冷却水用来冷却金属冷却液。循环冷却水入口6，同循环冷却水出口4构成环路。

[0028] f.真空室7，定向退火在真空室内完成，真空度大于10-3Pa。

[0029] 下面通过实施例和对比例进一步说明本发明内容，用晶粒的长径比表征显微结构，长径比越大表明柱状晶显微结构越好；用矫顽力表征金属软磁合金材料的软磁性能，矫顽力越小说明软磁性能越好。

[0030] 实施例1

[0031] (1)原材料的选用

[0032] 本案例所选含硼Fe-6.5wt％Si高硅钢材料为热轧退火态。材料成分如表1。 [0033] 表1含硼Fe-6.5wt％Si高硅钢的化学成分(wt％)

[0034]

[0035] (2)定向退火前处理

[0036] 材料按成分熔炼后浇成铸锭，对铸锭在1000℃左右锻造开坯得到板坯，然后对板坯在1050℃-850℃进行热轧得到1.5mm厚的板材。对该热轧板在850℃等温退火30min。等温退火后高硅钢的显微结构如图2所示。由图2可以看出等温退火后的显微结构等轴多晶结构，晶粒度约为77μm。

[0037] (3)定向退火试样预处理

[0038] 在定向退火前首先对材料进行机械抛光。为了去掉表面变形层，抛光后的试样在10％的稀硫酸中浸蚀10min，然后用丙酮清洗。

[0039] (4)定向退火过程

[0040] 具体定向退火过程如下：

[0041] 将预处理好的试样安装在定向退火炉内连接伺服电机的抽拉杆上。使试样的上端同感应圈上端保持一致。

[0042] 感应圈厚度10mm，感应圈同金属冷却液面距离为13mm。

[0043] 关闭定向退火炉盖抽真空至～10-3Pa.

[0044] 启动感应电源加热，设定热区温度为1150℃，当热区温度达到设定温度后，启动伺服电机，使试样由下向上移动，移动速率为3μm/s

[0045] 制备出的试样具有柱状晶显微结构，如图3所示。图3中同时标出了晶粒的取向及晶界的取向差。图3表明，高硅钢材料在本实施例的工艺条件下获得了柱状晶显微结构。柱状晶的平均长度约为1.2mm，宽度约为0.38mm。柱状晶间的晶界由小角度晶界和低∑值的重合点阵晶界构成。

[0046] 实施例2

[0047] 采用与实施例1完全相同的材料成分和方法获得锻造板坯。在锻造板坯上直接切割出定向退火试样。然后按实施例1的第3条方法对试样进行预处理。对预处理后的试样进行定向退火。定向退火过程同实施例1的第4条相同。定向退火的具体工艺参数如下； [0048] 感应圈厚度10mm，感应圈同金属冷却液面距离为13mm。退火炉真空度～10-3Pa。热区温度为1100℃-1200℃，抽拉速率为0.6μm/s-8μm/s。在上述工艺范围内均制备出 柱状晶显微结构。图4为高硅钢经1200℃不同抽拉速率条件下定向再结晶后的显微结构。
抽拉速率分别为(a)0.6μm/s，(b)0.8μm/s，(c)1μm/s，(d)3μm/s(e)8μm/s的典型显微结构。图4(a)显示柱状晶的长度约为3.6mm，宽度约为1.1mm；图4(b)显示柱状晶的长度约为4.1mm，宽度约为0.8mm左右；图4(c)显示柱状晶长度为10mm左右，宽度约为1.3mm；
图4(d)显示柱状晶长度约为23mm，宽度约为2.3mm；图4(e)显示柱状晶长度约为1.2mm，宽度约为0.44mm。其中，不同定向退火工艺获得的长径比如图5所示。图5表明在本实施例的工艺条件范围内均能获得柱状晶显微结构，即柱状晶的长径比大于1。 [0049] 实施例3

[0050] 金属软磁合金材料的晶体学取向。将实施例1制备的金属软磁合金材料利用X射线衍射测定{110}，{200}和{211}三个极图，并根据极图计算取向分布函数来分析材料的取向分布。实验测得的结果见图6。为了对比说明，采用相同的实验方法和条件测定了与实施例1金属软磁合金材料成分相同的经850℃等温退火30min后材料(对比例1)的取向分布函数，和与实施例1金属软磁合金材料成分相同的热轧板并经850℃等温退火30min后再经过1150℃等温退火30min的材料(对比例2)的取向分布函数。对比例1和对比例2的结果分别见图6和图6。图6是高硅钢材料的晶体学取向分布函数图，(a)为利用对比例1方法制备高硅钢材料的取向密度，(b)为利用对比例2方法制备高硅钢材料的取向密度(c)为利用对实施例1方法制备高硅钢材料的取向密度。由图6可见，对比例1和对比例2材料的晶体学织构不明显；而本发明的实施例1金属软磁合金材料具有明显的晶体学择优取向。近{111}<110>和近{110}<111>取向密度明显增强。表明本发明改善金属软磁合金材料晶体学取向的效果非常显著。

[0051] 实施例4

[0052] 金属软磁合金材料的软磁性能。对实施例1制备的高硅钢材料进行磁性能表征，测定其沿与定向退火方向成不同角度的矫顽力，以表征晶体学取向对软磁性能的影响。测试的材料的矫顽力如图7所示。为了对比说明，对对比例1和对比例2中材料的矫顽力也分别进行了表征，结果见图7。图7是高硅钢材料的软磁性能曲线图，即试样中不同方向的矫顽力。由图7可见，对比例1和对比例2材料中由于晶体学织构不明显，因此材料在0°，45°，60°，90°方向的矫顽力差别不明显，同时矫顽力较高，软磁性能较差；而本发明的实施例1制备的金属软磁合金材料由于具有明显的晶体学择优取向， 因此沿与定向退火方向成不同角度的矫顽力具有明显差异，沿60°方向的矫顽力最小，比该材料矫顽力的最大值小5倍多，同时也远远小于对比例1和对比例2制备的高硅钢材料的矫顽力值。表明本发明由于改善金属软磁合金材料晶体学取向而使软磁性能得到显著提高。 [0053] 对比例1

[0054] 采用相同的实验方法和条件测定与实施例1金属软磁合金材料成分相同的经850℃等温退火30min后材料的取向分布函数结果见图6(a)。

[0055] 对比例2

[0056] 取与实施例1金属软磁合金材料成分相同的热轧板并经850℃等温退火30min后的材料。对该材料在1150℃等温退火30min，并测定其取向分布函数。测定结果见图6(b)。 [0057] 针对除6.5％的高硅钢材料的金属软磁合金材料以外，以铁、钴、镍三种铁磁性元素中的二者乃至三者的适当组分配合，或者是在铁、钴、镍三种铁磁性元素的基础上再添加一种或两种以上的钼、硅、铝或钒组合而成的金属软磁合金材料，按照上述实施例1和实施例2的步骤也可以得到具有柱状晶定向显微结构，柱状晶具有择优取向，柱状晶间为低能晶界，并使其软磁性能得到大幅度提高的金属软磁合金材料。它们的定向退火中的区域加热的温度在600℃-1500℃之间，区域加热的热区宽度在5mm-50mm之间；金属软磁合金材料相对热区的移动速度在0.5μm/s-100μm/s之间；温度梯度分布在5℃/mm-100℃/mm之间。