CN101572154B - 非晶质软磁合金和使用这种合金的电感部件 - Google Patents
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Abstract
一种由非晶质软磁合金制得的非晶质软磁合金元件，非晶质软磁合金的组成的表达式为(Fe1-αTMα)100-w-x-y-zPwBxLySiz，其中含有不可避免的杂质，TM是从Co和Ni中选取的至少一种，L是从由Al、V、Cr、Y、Zr、Mo、Nb、Ta和W构成的组中选取的至少一种，0≤α≤0.98，2原子％≤w≤16原子％，2原子％≤x≤16原子％，0原子％＜y≤10原子％和0原子％≤z≤8原子％；其中，非晶质软磁合金元件的厚度为0.5mm或更厚，并且横截面面积为0.15mm2或更大。
Description
本申请为专利申请案(申请日2007年2月2日，申请号200710006386.7，发明名称为“非晶质软磁合金和使用这种合金的电感部件”)的分案申请。
技术领域
本发明涉及一种非晶质软磁合金，另外还涉及使用这种合金的条材、带材、粉末、元件和部件。
背景技术
非晶质磁性合金起先于Fe-P-C，之后开发出低损耗材料Fe-Si-B、高饱和磁通量密度(Bs)材料Fe-B-C等。这些材料由于损耗低而已被期望作为变压器材料，但因为其成本高并且与诸如硅钢片的常规材料相比其Bs较低，所以还没有得到广泛应用。另外，由于这些非晶质合金要求冷却速度为105K/sec或更高，所以只能生产厚度仅为大约200μm(实验室最高水平)的带材。因此，必须将所述带材缠绕到磁芯内或者将所述带材层压到磁芯内，这极大地限制了非晶质合金的应用。
自从二十世纪八十年代后半期，已开始开发所谓金属玻璃的合金体系，在该合金体系中，与那时之前的非晶质合金相反，在结晶温度的低温侧观察到玻璃转变并且出现了过冷液态范围。过冷液态范围被认为关系到玻璃结构的稳定性。因此，这种合金体系的非晶质形成能力非常好，这在当时之前是不曾出现的。例如，已经发现Ln-Al-TM、Zr-Al-Ni，并且已经发现Pd-Cu-Ni-P基合金，从中可以制得分别大约几毫米厚的金属玻璃块元件。自从二十世纪九十年代中期以来还发现了Fe基金属玻璃，并且已经报道了可以实现厚度均为1mm或以上的金属玻璃块元件的成分。例如，发现了Fe-(Al，Ga)-(P，C，B，Si)(非专利文献1：Mater.Trans.，JIM，36(1995)，1180)，Fe-(Co，Ni)-(Zr，Hf，Nb)-B(非专利文献2：Mater.Trans.，JIM，38(1997)，359；专利文献1：日本未审查专利申请公开(JP-A)No.2000-204452)，Fe-(Cr，Mo)-Ga-P-C-B(专利文献2：日本未审查专利申请公开(JP-A)No.2001-316782)，Fe-Co-RE-B(专利文献3：日本未审查专利申请公开(JP-A)No.2002-105607)等。然而，与常规的合金相比，尽管这些合金各自都提高了非晶质形成能力，但存在由于含有大量的非磁性成分等而使得饱和磁通量密度低的问题。很难使得非晶质形成能力和磁性能都令人满意。
通常已知的非晶质合金，诸如Fe-Si-B和Fe-P-C，是公知的高磁导率并且低损耗的材料，因此适合于变压器芯、磁头等。然而，由于非晶质形成能力低，厚度均为大约20μm的带材和厚度为大约100μm的线材仅被商品化，它们另外还应该被形成层压的或缠绕的磁芯。因此，形状方面的自由度极小。另一方面，通过将具有良好软磁性能的低损耗非晶质粉末制成压粉铁芯可以实现三维成型，这因此被视为大有希望。然而，由于根据任一种所述成分非晶质形成能力都不足够，所以很难采用水雾化方法或类似方法来制得粉末。另外，如果使用含有杂质的廉价的铁镍合金材料或类似材料，那么预期降低非晶质形成能力，从而减少非晶质的一致性，因此导致软磁性能的减弱。同样就Fe基金属玻璃而言，尽管它们各自的非晶质形成能力都很强，但由于它们含有大量的非金属成分，而铁系元素的含量又很低，所以很难同时满足其磁性能的要求。另外，由于玻璃化转变温度较高，同样也会出现热处理温度等升高的问题。
发明内容
因此本发明的目的在于，提出一种非晶质软磁合金，通过对合金组成进行选择和优化，可使其具有过冷液态范围，并且非晶质形成能力很高，软磁性能也很好。
本发明的另一个目的在于，提出都使用这种非晶质软磁合金的带材、粉末、高频磁芯、块状元件。
为了实现前述目的，在经过对各种合金组合物进行刻苦研究之后，本发明的发明人发现，通过将从Al、V、Cr、Y、Zr、Mo、Nb、Ta和W中选取的一种或多种元素加入到Fe-P-B基合金中并且对那些组合物组分进行确定，可以实现提高非晶质形成能力和出现明显的过冷液态范围，并且完成本发明。
另外，本发明的发明人发现，通过将从Al、Cr、Mo和Nb中选取的一种或多种元素加入到Fe-P-B基合金中并且另外将Ti、C、Mn和Cu元素加入到Fe-P-B基合金中并且对那些组合物组分进行确定，可以实现提高非晶质形成能力和出现明显的过冷液态范围，这进一步改善了合金组合物，并且完成了本发明。
根据本发明的一方面，提供一种由非晶质软磁合金制得的非晶质软磁合金元件，非晶质软磁合金的组成的表达式为(Fe1-αTMα)100-w-x-y- zPwBxLySiz，其中含有不可避免的杂质，TM是从Co和Ni中选取的至少一种，L是从由Al、V、Cr、Y、Zr、Mo、Nb、Ta和W构成的组中选取的至少一种，0≤α≤0.98，2原子％≤w≤16原子％，2原子％≤x≤16原子％，0原子％＜y≤10原子％和0原子％≤z≤8原子％；其中，非晶质软磁合金元件的厚度为0.5mm或更厚，并且横截面面积为0.15mm2或更大。
根据本发明的另一方面，提供一种由非晶质软磁合金制成的非晶质软磁合金元件，非晶质软磁合金的组成的表达式为(Fe1-αTMα)100-w-x-y- zPwBxLySiz(TipCqMnrCus)，其中含有不可避免的杂质，TM是从Co和Ni中选取的至少一种，L是从由Al、Cr、Mo和Nb构成的组中选取的至少一种，0≤α≤0.3，2原子％≤w≤18原子％，2原子％≤x≤18原子％，15原子％≤w+x≤23原子％，1原子％＜y≤5原子％，0原子％≤z≤4原子％，其中每个p、q、r和s都表示在Fe、TM、P、B、L和Si的总质量为100时的添加比率，并且确定为0≤p≤0.3，0≤q≤0.5，0≤r≤2，0≤s≤1，0＜r+s≤3；其中非晶质软磁合金元件的厚度为0.5mm或更厚，并且横截面面积为0.15mm2或更大。
根据本发明的再一方面，提供一种通过对所述非晶质软磁合金元件进行加工而形成的磁芯。
根据本发明的又一方面，提供一种通过将具有至少一圈的线圈应用在上述磁芯上而形成的电感部件。
通过对本发明的Fe非晶质合金组合物进行选择，可以得到具有过冷液态范围并且非晶质形成能力很高、软磁性能很好的合金。
另外，根据本发明，可以制得使用非晶质形成能力很高并且软磁性能很好的这种非晶质软磁合金的带材、粉末、高频磁芯和块状元件。
附图说明
图1为根据本发明的高频磁芯的基本结构的一个实例的外部立体图；
图2为通过将线圈缠绕在图1所示的高频磁芯上而形成的电感部件的外部立体图；
图3为根据本发明的高频磁芯的基本结构的另一实例的外部立体图；
图4为通过将线圈缠绕在图3所示的高频磁芯上而形成的电感部件的外部立体图；
图5为根据本发明的高频磁芯的基本结构的又一实例的外部立体图；
图6为具有不同厚度的Fe78P8B10Mo4带材根据X射线衍射(XRD)法得到的XRD结果曲线图；和
图7为具有不同颗粒尺寸的Fe78P8B10Mo4粉末根据X射线衍射(XRD)法得到的结果曲线图。
具体实施方式
下面对本发明加以详细阐述。
首先，对本发明的非晶质软磁合金的第一基本组合物加以阐述。
本发明的发明人经过多方面的研究发现，当通过选择以确定合金组合物的组成表达式为(Fe1-αTMα)100-w-x-y-zPwBxLySiz时，可得到磁性优良并且非晶质形成能力高的经济的非晶质软磁合金粉末，其中含有不可避免的杂质，其中0≤α≤0.98，2原子％≤w≤16原子％，2原子％≤x≤16原子％，0原子％＜y≤10原子％，0原子％≤z≤8原子％，Fe，P，B和Si分别表示铁、磷、硼和硅，TM是从Co(钴)和Ni(镍)中选取的至少一种，L是从由Al(铝)、V(钒)、Cr(铬)、Y(钇)、Zr(锆)、Mo(钼)、Nb(铌)、Ta(钽)和W(钨)构成的组中选取的至少一种，并且发现可获得高磁性和优良的非晶质形成能力，通过对所述非晶质合金进行适当处理可得到由具有所述组成的所述合金制成的块状元件、ember、薄带材和粉末。
例如，具有所述组成的非晶质软磁合金具有优良的非晶质形成能力，可得到的磁芯厚度为0.5mm或更厚，并且横截面面积为5mm2或更小，这些尺寸是传统上不曾出现的，并且其在宽频带或宽带的磁导率高和具有高饱和磁通量密度。
例如，就具有所述组成的非晶质磁性带材而言，通过对所述带材进行缠绕可以得到具有相似的磁性能的磁芯，和通过采用绝缘体将所述带材层压或层叠来形成磁芯以进一步提高其性能。
例如，就具有所述组成的非晶质磁性粉末而言，通过将所述粉末与粘合剂适当地混合并使用压制件或模制模具进行模制，并且通过对粉末表面进行氧化处理或绝缘涂布，可以得到具有类似的极好性能的压粉铁芯。
也就是说，根据本发明，当通过选择以确定所选的合金组合物的组成表达式为(Fe1-αTMα)100-w-x-y-zPwBxLySiz时，可得到磁性优良、非晶质形成能力高并且粉末填充性能极好的经济的非晶质软磁合金粉末，其中含有不可避免的杂质元素，其中0≤α≤0.98，2原子％≤w≤16原子％，2原子％≤x≤16原子％，0原子％＜y≤10原子％，0原子％≤z≤8原子％，TM是从Co和Ni中选取的至少一种，L是从由Al、V、Cr、Y、Zr、Mo、Nb、Ta和W构成的组中选取的至少一种，另外，由于使用压制件或模制模具或类似物，以便根据一种适当的成形方法，通过对所得到的粉末进行氧化处理或者涂敷绝缘层，将所得到的粉末形成模制的产品，来产生压粉铁芯，所以得到高磁导率的压粉铁芯，该压粉铁芯在宽带上磁导率特性优良，这在传统情况下是不曾出现的，因此由具有高饱和磁通量密度和高电阻率的软磁材料制成的高频磁芯的制造成本比较低。另外，通过绕着所述高频磁芯缠绕上一圈或多圈线圈，可以制得低成本高性能的电感部件，这在传统情况下是不曾出现的，因此这种电感部件在工业上非常有益。
其中，根据本发明的第一基本组合物的第一实例，提供一种非晶质磁性合金，其组成的表达式为Fe100-w-x-yPwBxLy(其中Fe是主要成分，可以含有不可避免的杂质，L是从由Al、V、Cr、Y、Zr、Mo、Nb、Ta和W构成的组中选取的至少一种元素，2原子％≤w≤16原子％，2原子％≤x≤16原子％，0原子％＜y≤10原子％)，该合金的玻璃化形成能力优良，软磁性能优良，并且具有过冷液态范围。
根据本发明的第二实例，提供一种非晶质磁性合金，其组成的表达式为Fe100-w-x-yPwBxLySiz，其中Fe是主要成分，可以含有不可避免的杂质，L是从由Al、V、Cr、Y、Zr、Mo、Nb、Ta和W构成的组中选取的至少一种元素，2原子％≤w≤16原子％，2原子％≤x≤16原子％，0原子％＜y≤10原子％，0原子％＜z≤8原子％，该合金的玻璃化形成能力优良，软磁性能优良，并且具有过冷液态范围。
根据本发明的第三实例，提供一种非晶质磁性合金，其组成的表达式为(Fe1-αTMα)100-w-x-yPwBxLy，其中Fe是主要成分，可以含有不可避免的杂质，TM是从Co和Ni中选取的至少一种元素，L是从由Al、V、Cr、Y、Zr、Mo、Nb、Ta和W构成的组中选取的至少一种元素，0＜α≤0.98，2原子％≤w≤16原子％，2原子％≤x≤16原子％，0原子％＜y≤10原子％，该合金的玻璃化形成能力优良，软磁性能优良，并且具有过冷液态范围。
根据本发明的第四实例，提供一种非晶质磁性合金，其组成的表达式为(Fe1-αTMα)100-w-x-yPwBxLySiz，其中Fe是主要成分，可以含有不可避免的杂质，TM是从Co和Ni中选取的至少一种元素，L是从由Al、Mo、Nb、Ta、W、V和Cr构成的组中选取的至少一种元素，0＜α≤0.98，2原子％≤w≤16原子％，2原子％≤x≤16原子％，0原子％＜y≤10原子％，0原子％＜z≤8原子％，该合金的玻璃化形成能力优良，软磁性能优良，并且具有过冷液态范围。
如上所述，在本发明中，软磁性能和非晶质形成能力通过对所述组成加以限制和使其具有过冷液态范围而得到提高。根据本发明，在过冷液态范围超过20℃时，软磁性能更好并且非晶质形成能力更强。而且，过冷液态范围中粘度迅速减小。因此可以利用粘性流动形变进行加工。
根据本发明，在前述任一实例中，提供一种非晶质软磁元件，当温度升高时，非晶质软磁元件具有520℃或不到520℃的玻璃化转变开始温度。
根据本发明，主要组成元素是Fe、P和B，并且玻璃化转变温度为450℃至500℃。这样的温度比非专利文献3(Mat.Trans.43(2002)pp.766-769)所披露的具有过冷液态范围的传统组合物(Fe0.75Si0.10B0.15)96Nb4低大约100℃。由于热处理所需温度下降，因而便于进行热处理，并且通过甚至在低于玻璃化转变温度的温度下长时间地进行热处理，可以大大地提高软磁性能，从而诸如带材或压粉铁芯的非晶质磁性元件可以与铜线、线圈架、树脂等一起同时进行热处理。
现在将对本发明的非晶质软磁合金的第二基本组合物加以阐述，该非晶质软磁合金在前述第一基本组合物中另外还含有(TipCqMnrCus)。
本发明的发明人发现，通过选择以确定所选的合金的组成的表达式为(Fe1-αTMα)100-w-x-y-zPwBxLySiz(TipCqMnrCus)，可得到磁性优良并且非晶质形成能力高的非晶质软磁合金粉末，其中含有不可避免的杂质，0≤α≤0.3，2原子％≤w≤18原子％，2原子％≤x≤18原子％，15原子％＜w+x≤23原子％，1原子％≤y≤5原子％，0原子％≤z≤4原子％，TM是从Co和Ni中选取的至少一种，L是从由Al、Cr、Mo和Nb构成的组中选取的至少一种，0≤p≤0.3，0≤q≤0.5，0≤r≤2，0≤s≤1，其中每个p、q、r和s都表示在Fe、TM、P、B、L、Si的总质量为100时的添加比率，并且发现可获得较强的磁性和优良的非晶质形成能力，通过对所述非晶质合金进行适当加工可得到由具有所述组成的所述合金制成的块状元件、ember、薄带材和粉末。
例如，具有所述组成的非晶质软磁合金具有优良的性能展示了优良的非晶质形成能力，可得到的磁芯厚度为0.5mm或更厚，并且横截面面积为5mm2或更小，这些尺寸是传统情况下不曾出现的，并且其在宽频带的磁导率高和具有高饱和磁通量密度。
例如，就具有所述组成的非晶质磁性带材而言，通过对所述带材进行缠绕可以得到具有相似的磁性能的磁芯，和通过利用绝缘体将所述带材层压或层叠来形成磁芯以进一步提高其性能。
例如，就具有所述组成的非晶质磁性粉末而言，通过将所述粉末与粘合剂适当地混合并使用压制件或模制模具进行模制，并且通过对粉末的表面进行氧化处理或在粉末的表面涂敷绝缘层，可以得到具有类似的极好性能的压粉铁芯。
也就是说，根据本发明，当通过选择以确定所选的合金组合物的组成表达式为(Fe1-αTMα)100-w-x-y-zPwBxLySiz(TipCqMnrCus)时，可得到磁性优良并且非晶质形成能力高的经改善的非晶质软磁合金粉末，其中含有不可避免的杂质元素，其中TM是从Co和Ni中选取的至少一种，L是从由Al、Cr、Mo和Nb构成的组中选取的至少一种，0≤α≤0.3，2原子％≤w≤18原子％，2原子％≤x≤18原子％，15原子％≤w+x≤23原子％，1原子％≤y≤5原子％，0原子％≤z≤4原子％，0≤p≤0.3，0≤q≤0.5，0≤r≤2，0≤s≤1，其中每个p、q、r和s都表示在Fe、TM、P、B、L、Si的总质量为100时的添加比率，另外，由于使用压制件或类似物，以便根据适当的成形方法，将进行氧化处理或者涂敷绝缘层获得的粉末形成模制的产品，来产生压粉铁芯，所以获得高磁导率的压粉铁芯，该压粉铁芯适合在宽频带磁上展现优良的磁导率特性，这在传统情况下是不曾出现的，因此由具有高饱和磁通量密度和高电阻率的软磁材料制成的高频磁芯的制造成本比较低。
其中，以本发明的基本组合物2为例，提供一种非晶质磁性合金，其组成的表达式如下，所述合金的非晶质形成能力很高，软磁性能优良，并且具有过冷液态范围。
也就是说，根据本发明的关于基本组合物2的实例，提供一种非晶质软磁合金，其组成的表达式为(Fe1-αTMα)100-w-x-yPwBxLySiz(TipCqMnrCus)，其中TM是从Co和Ni中选取的至少一种，L是从由Al、Cr、Mo和Nb构成的组中选取的至少一种，0≤α≤0.3，2≤w≤18，2≤x≤18，15≤w+x≤23，1≤y≤5，0≤z≤4，0≤p≤0.3质量％，0≤p≤0.3，0≤q≤0.5，0≤r≤2，0≤s≤1，其中每个p、q、r和s都表示在Fe、TM、P、B、L、Si的总质量为100时的添加比率，并且Tg(即玻璃化转变温度)为520℃或更低，Tx(即结晶开始温度)为550℃或更低，由ΔTx＝Tx-Tg表示的过冷液态范围为20℃或更大。
非晶质软磁合金的特征在于，其具有前述组成，并且Tg(即玻璃化转变温度)为520℃或更低，Tx(即结晶开始温度)为550℃或更低，而且由ΔTx＝Tx-Tg表示的过冷液态范围为20℃或更大。由于Tg为520℃或更低，因此预期在低于传统温度的热处理温度出现退火效应，从而可以在对磁线进行缠绕之后进行热处理。当过冷液态范围超过20℃时，软磁性能极好并且非晶质形成能力很高。而且，过冷液态范围中粘度迅速减小，因此可以利用粘性流动形变进行加工。
根据本发明，非晶质软磁合金具有第一或第二基本组合物，其居里温度为240℃或更高。在这种非晶质软磁合金中，如果居里温度低，那么在高温下的磁性能就会恶化。因此，居里温度限制在240℃或更高。
另外，本发明的发明人发现，通过绕着由具有前述基本组合物1或2的非晶质软磁合金粉末制成的高频磁芯缠绕上一圈或多圈线圈，可以制得低成本高性能的电感部件，这在传统情况下是不曾出现的。
另外，本发明的发明人发现，通过对非晶质软磁金属粉末(其组成表达式如同前述基本组合物1或2)的颗粒大小加以限定，可以得到在高频下的磁芯损耗方面更佳的压粉铁芯。
另外，本发明的发明人发现，通过在缠绕线圈封入磁性体中的状态下，采用加压成形将磁体和缠绕线圈一起形成整体，可以得到适合于高频下大电流的电感部件。
这里，在为了增加模制产品的电阻率而对其进行模制之前，合金粉末可在空气中被热氧化，可以在等于或高于用作粘合剂的树脂的软化点的温度下进行模制，以便得到高密度模制产品，或者为了进一步增加模制产品的密度可以在合金粉末的过冷液态范围进行模制。
具体地，通过对具有前述基本组合物1的非晶质软磁合金粉末和以预定质量百分比量加入所述非晶质软磁合金粉末的粘合剂的混合物进行模制，可以得到所述模制产品，所述基本组合物1的组成表达式为(Fe1- αTMα)100-w-x-y-zPwBxLySiz，其中含有不可避免的杂质元素，0≤α≤0.98，2原子％≤w≤16原子％，2原子％≤x≤16原子％，0原子％＜y≤10原子％，0原子％≤z≤8原子％，TM是从Co和Ni中选取的至少一种，L是从由Al、V、Cr、Y、Zr、Mo、Nb、Ta和W构成的组中选取的至少一种。
关于具有前述基本组合物2的非晶质软磁合金粉末，其组成的表达式为(Fe1-αTMα)100-w-x-y-zPwBxLySiz(TipCqMnrCus)，其中含有不可避免的杂质元素，0≤α≤0.3，2原子％≤w≤18原子％，2原子％≤x≤18原子％，15原子％≤w+x≤23原子％，1原子％≤y≤5原子％，0原子％≤z≤4原子％，0≤p≤0.3质量％，0≤q≤0.5质量％，0≤r≤2质量％，0≤s≤1质量％，TM是从Co和Ni中选取的至少一种，L是从由Al、Cr、Mo和Nb构成的组中选取的至少一种。
此处将对本发明的非晶质软磁金属粉末的合金组合物合金组合物的各组成加以详细阐述。
主要成分Fe元素用于产生磁性并且是得到高饱和磁通量密度所必须的。部分Fe可由以TM表示的Co或Ni来代替。就Co而言，如果要求有高饱和磁通量密度，那么Co的含量优选为0.05或以上和0.2或以下。另一方面，就Ni而言，加入Ni会增加过冷液态范围而减小Bs，因此Ni的含量优选为0.1或更少。就减小材料成本来说，优选不加昂贵的Co或Ni。
根据本发明，P是必须的元素，其含量为2原子％或以上和18原子％或以下，但是当加有Ti、C、Mn和Cu时其含量为16原子％或以下。将P的含量确定为2原子％或以上和18原子％或以下或者16原子％或以下的原因在于，当P的含量低于2原子％时，过冷液态范围就会减小并且非晶质形成能力会降低，而当其含量超过18原子％或16原子％时，居里温度和非晶质形成能力都会降低并且过冷液态范围也会减少。优选将P的含量设定在2原子％或以上和12原子％或以下。
根据本发明，B是必需的元素，其含量为2原子％或以上和18原子％或以下，但是当加有Ti、C、Mn和Cu时其含量为16原子％或以下。将B的含量确定为2原子％或以上和18原子％或以下或者16原子％或以下的原因在于，当B的含量低于2原子％时，居里温度和非晶质形成能力都会降低并且过冷液态范围也会减少，而当其含量超过18原子％或16原子％时，过冷液态范围就会减小并且非晶质形成能力会降低。优选将B的含量设定在6原子％或以上和16原子％或以下。
当加有Ti、C、Mn和Cu时，P和B的总含量为15原子％或以上和23原子％或以下。将P和B的总含量确定为15原子％或以上和23原子％或以下的原因在于，当所述总含量低于15原子％或超过23原子％时，过冷液态范围就会减小并且非晶质形成能力会降低。P和B的总含量优选为16原子％或以上和22原子％或以下。
L是明显提高Fe-P-B合金的非晶质形成能力的元素，其含量为10原子％或以下，但是当加有Ti、C、Mn和Cu时其含量为5原子％或以下。根据本发明，将L的含量确定为10原子％或以下或者5原子％或以下的原因在于，当L的含量超过10原子％或5原子％时，饱和磁通量密度会显著减小并且居里温度也会显著降低。将L的含量确定为超过1％或0％的原因在于，当L的含量少于1％或者0％时，无法形成非晶质相。
Si是可以用来代替Fe-P-B合金的P和B的元素，并且可以提高非晶质形成能力，其含量为8原子％或以下，但是当加有Ti、C、Mn和Cu时其含量为4原子％或以下。将Si的含量确定为8原子％或以下或者4原子％或以下的原因在于，当Si的含量超过8原子％或4原子％时，玻璃化转变温度和结晶温度都会上升，而过冷液态范围则会减小并且非晶质形成能力会降低。
Ti、Mn和Cu是有效提高合金的耐腐蚀性的元素。将Ti的含量确定为0.3质量％或以下的原因在于，当Ti的含量超过0.3质量％时，非晶质形成能力就会显著降低。将Mn的含量确定为2质量％或以下的原因在于，当Mn的含量超过2质量％时，饱和磁通量密度就会显著减小并且居里温度也会显著降低。将Cu的含量确定为1质量％或以下的原因在于，当Cu的含量超过1质量％时，非晶质形成能力就会显著降低。C是有效提高合金的居里温度的元素。将C的含量确定为0.5质量％或以下的原因在于，当C的含量超过0.5质量％时，非晶质形成能力就会显著降低，如同Ti的情况一样。
非晶质软磁合金粉末采用水雾化方法(water atomizing method)或气雾化方法(gas atomizing method)来生产，并且优选其粒度的至少50％或以上为10μm或更大。水雾化方法特别地是低成本地生产大量合金粉末的方法，并且在工业上能采用这种方法来生产所述粉末是非常有益的。然而，就传统的非晶质组合物而言，其颗粒大小为10μm或更大的合金粉末被结晶，因此其磁性能显著恶化，结果，产品产量显著降低，因而此点妨碍了其工业化。另一方面，由于当颗粒大小为150μm或更小时，本发明的非晶质软磁金属粉末的合金组合物易于非晶质化，所以产品产量较高，因而就成本来说此点非常有益。另外，由于采用水雾化方法生产的合金粉末已经在粉末表面上形成有适当的氧化膜，所以通过将树脂混合到合金粉末中并且形成模制产品可以容易地得到具有高电阻率的磁芯。就此处所说明的采用水雾化方法生产的合金粉末和采用气雾化方法生产的合金粉末中的任一个而言，如果其在等于或低于结晶温度的温度条件下在空气中被热处理，那么就会形成更好的氧化物膜，因此提高由这种合金粉末制成的磁芯的电阻率。此点可减小磁芯损耗。另一方面，就高频电感部件而言，已知通过使用细小颗粒尺寸的金属粉末可以降低涡流损耗。然而，就通常已知的合金组合物而言，具有缺点，即当中心颗粒大小即平均颗粒大小为30μm或更小时，粉末在生产期间被显著氧化，因此很难利用通常的水雾化设备生产的粉末得到预定的性能。另一方面，由于非晶质软磁金属粉末的合金耐腐蚀性很高，所以即使粉末的颗粒尺寸比较细小时仍然可以相对容易地制得具有少量的氧的性能很好的粉末，这是比较有益的。
基本上，通过将诸如硅氧烷树脂的粘合剂以10质量％或更低的量混合到非晶质软磁金属粉末中，并且使用压制件或采用模制来得到模制产品，由此制得高频磁芯。
通过在压制件或模制件中对非晶质软磁金属粉末和以5质量％或更少的量被加到其中的粘合剂的混合物进行压缩成型，由此可以得到模制产品。在这种情况下，模制产品的粉末填充率为70％或更多，当施加1.6×104A/m的磁场时磁通量密度为0.4T或更大，并且电阻率为1Ω·cm或更大。当磁通量密度为0.4T或更多并且电阻率为1Ω·cm或更大时，模制产品的性能好于铁氧体磁芯，因此其有效性得到增加。
另外，通过在等于或高于粘合剂的软化点的温度条件下，在压制件中，对非晶质软磁金属粉末和以3质量％或更少的量被加到其中的粘合剂的混合物进行压缩成型，由此可以得到模制产品。在这种情况下，模制产品的粉末填充率为80％或更多，当施加1.6×104A/m的磁场时磁通量密度为0.6T或更大，并且电阻率为0.1Ω·cm或更大。当磁通量密度为0.6T或更多并且电阻率为0.1Ω·cm或更大时，模制产品的性能好于当前商品化的压粉铁芯，因此其有用性得到增加。另外，通过在非晶质软磁金属粉末的过冷液态范围的温度范围内，对非晶质软磁金属粉末和以1质量％或更少的量被加到其中的粘合剂的混合物进行压缩成型，由此可以得到模制产品。在这种情况下，模制产品的粉末填充率为90％或更多，当施加1.6×104A/m的磁场时磁通量密度为0.9T或更大，并且电阻率为0.01Ω·cm或更大。当磁通量密度为0.9T或更多并且电阻率为0.01Ω·cm或更大时，模制产品的磁通量密度基本等于实际应用范围内非晶质的且高硅含量的层压钢板芯的磁通量密度。然而，这里的模制产品的磁滞损耗小，并且其对应于其高电阻率的铁芯损耗特性非常好，因此进一步提高了其作为磁芯的有效性。
而且，如果在模制之后在等于或高于其居里温度的温度条件下给用作高频磁芯的前述每一模制产品都进行热处理，作为去除应变的热处理，那么会进一步减小铁芯损耗并且会进一步提高其作为磁芯的有效性。
在由具有本发明的基本组合物1或2的非晶质软磁合金制得的粉末中，Tg(即玻璃化转变温度)为520℃或更低，Tx(即结晶开始温度)为550℃或更低，由ΔTx＝Tx-Tg表示的过冷液态范围为20℃或更大。由于Tg为520℃或更低，因此退火效应预期在低于传统温度的热处理温度，从而可以在对磁线进行缠绕之后进行热处理。当过冷液态范围超过20℃时，软磁性能极好并且非晶质形成能力很高。而且，过冷液态范围中粘度迅速减小，因此可以利用粘性流动形变进行加工。
另外，本发明可以是频率为1kHz时初始磁导率为5000或更高的非晶质软磁带材。而且，本发明可以形成为非晶质块状磁性元件，其厚度为0.5mm或更厚，并且横截面面积为0.15mm2或更大。
这里，根据本发明，通过如上述选择和优化组成，可以采用金属型铸造方法来制得非晶质块状磁性元件，其直径为1.5mm并且其非晶质形成能力明显高于传统非晶质带材，因此可以不同于带材的层压或粉末的压缩成型或固化成型来实现磁芯的块状元件的形成。
在根据需要在部分磁路上形成缺口并且绕着这种高频磁芯缠绕上一圈或多圈线圈时，可以制得其在强磁场内的表现出高磁导率的优良特性的作为产品的电感部件。
现在将参照附图对本发明更加详细地加以阐述。
参照图1，其示出根据本发明的高频磁芯1的基本结构的一个实例，其状态为使用前述非晶质软磁合金粉末使得高频磁芯1形成环形板的形状。
参照图2，示出了通过将线圈3缠绕在高频磁芯1周围形成的电感部件10，其中，线圈3在环形板形状的高频磁芯1的周围缠绕预定的次数，由此形成具有引出线部分3a和3b的电感部件10。
参照图3，其示出根据本发明的高频磁芯1的基本结构的另一实例，其中，使用前述非晶质软磁合金粉末使得高频磁芯1形成环形板的形状(annular plate shape)，然后在其部分磁路上形成缺口2。
参照图4，其示出通过将线圈3缠绕在具有缺口2的高频磁芯1周围而形成的电感部件20，其中，线圈3在环形板形状的具有缺口2的高频磁芯1周围缠绕预定的次数，由此形成具有引出线部分3a和3b的电感部件20。
通过对非晶质软磁金属粉末(其具有前述非晶质金属组成，并且最大粒度为筛分粒度45μm或更小，中心粒径为30μm或更小)和以10质量％或更少的量被加到其中的粘合剂的混合物进行模制，可以得到具有在高频下非常好的低损耗特性的压粉铁芯，这在传统情况下是不曾出现的。通过将线圈应用到这种压粉铁芯上，可以得到Q品质因数优良的电感部件。另外，通过在缠绕线圈封入磁体中的状态下，采用压缩成型将磁体和缠绕线圈一起形成整体，可以得到适合于高频下大电流的电感部件。
对粉末的颗粒大小进行限定的具体原因在于，如果最大颗粒尺寸的筛分粒度超过45μm，那么高频区域的Q品质因数就会恶化，另外，除非中心颗粒大小为30μm或更小，在500kHz或更高频率下的Q品质因数不会超过40。另外，除非中心颗粒大小为20μm或更小，在1MHz或更高频率下的Q值(1/tanδ)不会变为50或更大。由于非晶质软磁合金粉末的合金本身的电阻率高出传统材料的大约2至10倍，在颗粒大小相同的情况下Q品质因数最好变大。如果Q品质因数是否相同无关紧要，那么可以通过增加可用颗粒大小的范围来降低粉末制造成本。
参照图5，其示出根据本发明的高频电感部件103的基本结构的又一实例，其中，通过在缠绕线圈6封入磁体8中的状态下，采用压缩成型将由前述非晶质软磁合金粉末制成的磁体8和缠绕线圈元件7集成在一起，可以形成电感部件103。数字“5”表示从缠绕线圈6延伸的线圈引出部分。
根据本发明，“非晶质”表示这样的状态，其中采用通常的X射线衍射法对带材或粉末的表面进行测量，由此得到的X射线衍射(XRD)测试图仅是宽峰。相反，当由于结晶相而出现尖峰时，可以判定为“结晶相”。
根据本发明，当在诸如Ar气氛的惰性气体气氛中，非晶质的带材或粉末的温度升高时，在温度升高期间，在出现玻璃化转变现象之后出现结晶现象。这种玻璃化转变现象的开始温度以玻璃化转变温度(Tg)来表示，并且在玻璃化转变温度(Tg)和结晶温度(Tx)之间的温度范围以过冷液态范围(Tx-Tg)来表示。在加热速率设定为40K/min的条件下对玻璃化转变温度、结晶温度和过冷液态范围进行估定。
[实例]
下面将以实例对本发明加以详细阐述。
(实例1至15)
根据预定的合金组合物分别对纯金属材料Fe、P、B、Al、V、Cr、Y、Zr、Nb、Mo、Ta和W进行称量，然后在经过抽空的Ar气氛减压室内进行高频加热来将其熔化，由此制得母合金。之后，利用所制得的母合金，使用单辊法通过调节旋转速度来制得厚度分别为20μm和200μm的带材。
为了比较，通过高频加热制得具有与商品化的METGLAS 2605-S2相同的组成的母合金，然后采用单辊法形成20μm和200μm的带材。
就每个200μm的带材而言，使用X射线衍射法对不与铜轧辊接触的冷却速度最慢的自由凝固表面进行测量，由此得到X射线衍射测试图，当所得到的X射线衍射测试图只有宽峰时可判定为“非晶质相”，在其它情况下则可判定为“结晶相”。另外，使用20μm的带材，通过示差扫描热量计或量热法(DSC)对热性能进行判定。据此对玻璃化转变温度和结晶温度进行测量，并且从中计算出过冷液态范围。就磁性能而言，20μm的带材被形成缠绕的磁芯，然后通过阻抗分析器对初始磁导率进行测量，并且通过直流B-H示踪仪对矫顽力进行测量。在这种情况下，在玻璃化转变温度下于Ar气氛中对各样品进行5分钟的热处理。不具有玻璃化转变温度的那些样品分别在低于结晶温度30℃的温度下进行5分钟的热处理。
如表1所示，由于实例1至15的合金组合物落在本发明的组成范围内，所以它们分别具有过冷液态范围，并且玻璃化形成能力优良，软磁性能也很好。图6为具有不同厚度的Fe78P8B10Mo4带材的XRD结果曲线图。由图6可见，X射线衍射测试图只有直到200μm的宽峰，因此是“非晶质相”。此点同样也适于其它实例。实际上，很难生产厚度为1μm或更薄的带材。另一方面，比较实例2、4和5没有过冷液态范围，并且玻璃化形成能力较低，软磁性能较差。比较实例1和3中的每一个都具有过冷液态范围，尽管它比较小，但是玻璃化形成能力较低，并且不可能制得厚度为200μm或更厚的带材。
(实例16至24)
根据预定的合金组合物分别对纯金属材料Fe、P、B、Al、V、Cr、Nb、Mo、Ta、W和Si进行称量，然后在经过抽空的减压Ar气氛的室内中进行高频加热来将其熔化，由此制得母合金。之后，利用所制得的母合金，使用单辊法通过调节旋转速度来制得厚度分别为20μm和200μm的带材。
就每个200μm的带材而言，使用X射线衍射法对不与铜轧辊接触的冷却速度最慢的自由凝固表面进行测量，由此得到X射线衍射测试图，当所得到的X射线衍射测试图只有宽峰时可判定为“非晶质相”，在其它情况下则可判定为“结晶相”。另外，使用20μm的带材，通过DSC对热性能进行判定。据此对玻璃化转变温度和结晶温度进行测量，并且从中计算出过冷液态范围。就磁性能而言，20μm的带材被形成缠绕的磁芯，然后通过阻抗分析器对初始磁导率进行测量，并且通过直流B-H示踪仪对矫顽力进行测量。在这种情况下，在玻璃化转变温度下在Ar气氛中对各样品进行5分钟的热处理。不具有玻璃化转变温度的那些样品分别在低于结晶温度30℃的温度下进行5分钟的热处理。
如表2所示，由于实例16至24的合金组合物落在本发明的组成范围内，所以它们分别具有过冷液态范围，并且玻璃化形成能力优良，软磁性能也很好。另一方面，比较实例6没有过冷液态范围，并且玻璃化形成能力较低，因此不可能制得厚度为200μm或更厚的带材，而且比较实例6的软磁性能较差。
(实例25至29)
根据预定的合金组合物分别对纯金属材料Fe、Co、Ni、P、B和Mo进行称量，然后在经过抽空的Ar气氛减压室内进行高频加热来将其熔化，由此制得母合金。之后，利用所制得的母合金，使用单辊法通过调节旋转速度来制得厚度分别为20μm和200μm的带材。
就每个200μm的带材而言，使用X射线衍射法对不与铜轧辊接触的冷却速度最慢的自由凝固表面进行测量，由此得到X射线衍射测试图，当所得到的X射线衍射测试图只有宽峰时可判定为“非晶质相”，在其它情况下则可判定为“结晶相”。另外，使用20μm的带材，通过DSC对热性能进行判定。据此对玻璃化转变温度和结晶温度进行测量，并且从中计算出过冷液态范围。就磁性能而言，20μm的带材被形成缠绕的磁芯，然后通过阻抗分析器对初始磁导率进行测量，并且通过直流B-H示踪仪对矫顽力进行测量。在这种情况下，在玻璃化转变温度下在Ar气氛中对各样品进行5分钟的热处理。不具有玻璃化转变温度的那些样品分别在低于结晶温度30℃的温度下进行5分钟的热处理。
如表3所示，由于实例25至29的合金组合物落在本发明的组成范围内，所以它们分别具有过冷液态范围，并且玻璃化形成能力优良，软磁性能也很好。另一方面，尽管比较实例7具有过冷液态范围，并且具有优异的玻璃化形成能力，但它在室温下没有磁性。
(实例30至33)
根据预定的合金组合物分别对纯金属材料Fe、Co、Ni、P、B、Mo和Si进行称量，然后在经过抽空的Ar气氛减压室内进行高频加热来将其熔化，由此制得母合金。之后，利用所制得的母合金，使用单辊法通过调节旋转速度来制得厚度分别为20μm和200μm的带材。
就每个200μm的带材而言，使用X射线衍射法对不与铜轧辊接触的冷却速度最慢的自由凝固表面进行测量，由此得到X射线衍射测试图，当所得到的X射线衍射测试图只有宽峰时可判定为“非晶质相”，在其它情况下则可判定为“结晶相”。另外，使用20μm的带材，通过DSC对热性能进行判定。据此对玻璃化转变温度和结晶温度进行测量，并且从中计算出过冷液态范围。就磁性能而言，20μm的带材被形成缠绕的磁芯，然后通过阻抗分析器对初始磁导率进行测量，并且通过直流B-H示踪仪对矫顽力进行测量。在这种情况下，在玻璃化转变温度下在Ar气氛中对各样品进行5分钟的热处理。不具有玻璃化转变温度的那些样品分别在低于结晶温度30℃的温度下进行5分钟的热处理。
如表4所示，由于实例30至33的合金组合物落在本发明的组成范围内，所以它们分别具有过冷液态范围，并且玻璃化形成能力优良，软磁性能也很好。另一方面，尽管比较实例8具有过冷液态范围，并且具有优异的玻璃化形成能力，但它在室温下没有磁性。
(实例34至36)
根据预定的合金组合物分别对纯金属材料Fe、P、B、Al、Nb和Mo进行称量，然后在经过抽空的Ar气氛减压室内进行高频加热来将其熔化，由此制得母合金。之后，利用所制得的母合金，采用水雾化方法来制得非晶质软磁粉末。
为了比较，通过高频加热制得具有与商品化的METGLAS 2605-S2相同的组成的母合金，然后采用水雾化方法形成非晶质软磁粉末。
所得到的非晶质软磁粉末都被归类成200μm或更小的颗粒尺寸，然后使用X射线衍射法对其进行测量，由此得到X射线衍射测试图，当所得到的X射线衍射测试图只有宽峰时可判定为“非晶质相”，在其它情况下则可判定为“结晶相”。
如表5所示，由于实例34至36的合金组合物落在本发明的组成范围内，所以可以采用水雾化方法来制得非晶质软磁粉末。图7为通过归类具有不同颗粒大小的Fe78P8B10Mo4粉末的XRD结果曲线图。由图7可见，X射线衍射测试图只有直到200μm的宽峰，因此是“非晶质相”。此点同样也适于其它实例。另一方面，比较实例9没有玻璃化形成能力，因此所得到的粉末处于结晶相。不可能得到非晶质软磁粉末。
(实例37至60)
根据预定的合金组合物分别对材料Fe、Co、Ni、Fe-P、Fe-B、Fe-Si、Al、Fe-V、Fe-Cr、Y、Zr、Fe-Nb、Fe-Mo、Ta、W、Ti、C、Mn和Cu进行称量，然后在经过抽空的Ar气氛减压室内进行高频加热来将其熔化，由此制得母合金。之后，利用所制得的母合金，使用单辊法通过调节旋转速度来制得厚度分别为20μm和200μm的带材。
为了比较，通过高频加热制得具有与商品化的METGLAS 2605-S2相同的组成的母合金，然后采用单辊法形成20μm和200μm的带材。
就每个200μm的带材而言，使用X射线衍射法对不与铜轧辊接触的冷却速度最慢的自由凝固表面进行测量，由此得到X射线衍射测试图，当所得到的X射线衍射测试图只有宽峰时可判定为“非晶质相”，在其它情况下则可判定为“结晶相”。另外，使用20μm的带材，通过DSC对热性能进行判定。据此对玻璃化转变温度和结晶温度进行测量，并且从中计算出过冷液态范围。就磁性能而言，使用20μm的带材，并且使用振动探针式磁强计(VSM)对其饱和磁通量密度进行测量。
如表6-1和表6-2所示，由于实例37至60的合金组合物落在本发明的组成范围内，所以它们分别具有过冷液态范围，并且非晶质形成能力很强，软磁性能也很好。另一方面，比较实例10、11、12、13、14、15、17和20只有小的或没有过冷液态范围，并且非晶质形成能力较低。比较实例16、18和19的非晶质形成能力较高，但是Tc和Bs则较低。在比较实例15中，过冷液态范围较小，非晶质形成能力较低，而且玻璃化转变温度较高。
(实例61至70)
根据预定的合金组合物分别对材料Fe、Fe-P、Fe-B、Fe-Cr、Fe-Nb、Ti、C、Mn和Cu进行称量，然后在经过抽空的Ar气氛减压室内进行高频加热来将其熔化，由此制得母合金。之后，利用所制得的母合金，使用单辊法来制得厚度为50μm的各个带材。
为了比较，通过高频加热制得具有与商品化的METGLAS 2605-S2相同的组成的母合金，然后采用单辊法形成50μm的带材。
对各带材进行腐蚀率检查。50μm的带材被放到1标准NaCl溶液中，并且对重量变化进行检查，并从表面面积和时间计算出腐蚀率。其结果如表7所示。
如表7所示，由于实例61至70的合金组合物落在本发明的组成范围内，所以它们的耐腐蚀性很强，即它们的腐蚀率较低。相反，比较实例21的耐腐蚀性很低，即它的腐蚀率较大。
(实例71至73)
根据预定的合金组合物分别对材料Fe、Fe-P、Fe-B、Fe-Cr、Fe-Nb、Ti、C、Mn和Cu进行称量，然后在经过抽空的Ar气氛减压室内进行高频加热来将其熔化，由此制得母合金。之后，利用所制得的母合金，使用单辊法来制得厚度为20μm的带材。
为了比较，通过高频加热制得具有与商品化的METGLAS 2605-S2相同的组成的母合金，然后采用单辊法形成20μm的带材。
每个20μm的带材都被形成缠绕的磁芯，磁芯的叠置的部分通过置入其间的硅氧烷树脂被粘合并绝缘，然后通过阻抗分析器对初始磁导率进行测量。在这种情况下，在350℃在Ar气氛中对各样品进行60分钟的热处理。另一方面，对由METGLAS 2605-S2制成的样品在425℃进行60分钟的热处理。
如表8所示，由于实例71至73的合金组合物落在本发明的组成范围内，所以它们的软磁性能很好。相反，比较实例22的软磁性能很差。
(实例74至78)
根据预定的合金组合物分别对材料Fe、Fe-P、Fe-B、Fe-Cr、Fe-Nb、Ti、C、Mn和Cu进行称量，然后在经过抽空的Ar气氛减压室内进行高频加热来将其熔化，由此制得母合金。之后，利用所制得的母合金，使用单辊法通过调节旋转速度来制得厚度为20μm至170μm的带材。
为了比较，通过高频加热制得具有与商品化的METGLAS 2605-S2相同的组成的母合金，然后采用单辊法形成20μm的带材。
对每个带材片的都进行层叠，以形成层叠的磁芯，磁芯宽度为1mm，长度为16mm，厚度为1mm。带材片通过将硅氧烷树脂置入其间被粘合在一起，并且相互绝缘，在每个层叠的磁芯上应用1200圈的线圈之后，通过阻抗分析器对Ls和Q进行测量。在这种情况下，在350℃在Ar气氛中对各样品进行60分钟的热处理。另一方面，在425℃下对由METGLAS 2605-S2构成的样品进行60分钟的热处理。样品的测量结果如表9所示。
如表9所示，由于实例74至78的合金组合物落在本发明的组成范围内，所以它们的高频软磁性能很好。相反，由于比较实例23的厚度超过150μm，所以其高频特性由于涡流损耗而很差。另外，比较实例24的组成落在本发明的组成范围之外，其高频软磁性能差。
(实例79至82)
根据预定的合金组合物分别对材料Fe、Fe-P、Fe-B、Fe-Cr、Fe-Nb、Ti、C、Mn和Cu进行称量，然后在经过抽空的Ar气氛减压室内进行高频加热来将其熔化，由此制得母合金。之后，利用所制得的母合金，使用水雾化方法来制得粉末。
为了比较，通过高频加热，由此制得具有与商品化的METGLAS2605-S2相同的组成的母合金，然后采用水雾化方法形成粉末。
所得到的粉末都被归类成200μm或更小的颗粒尺寸，然后使用X射线衍射法对其进行测量，由此得到X射线衍射测试图，当所得到的X射线衍射测试图只有宽峰时可判定为“非晶质相”，在其它情况下则可判定为“结晶相”。
如表10所示，由于实例79至82的合金组合物落在本发明的组成范围内，所以可以采用水雾化方法来制得非晶质软磁粉末。另一方面，比较实例25和26没有玻璃化形成能力，因此所得到的粉末处于结晶相。不可能得到非晶质软磁粉末。
(实例83至86)
根据预定的合金组合物分别对材料Fe、Fe-P、Fe-B、Fe-Cr、Fe-Nb、Ti、C、Mn和Cu进行称量，然后在经过抽空的Ar气氛减压室内进行高频加热来将其熔化，由此制得母合金。之后，利用所制得的母合金，使用水雾化方法来制得非晶质软磁粉末。使所述粉末分别与5质量％的被溶解在溶剂中的硅氧烷树脂混合，以便成为颗粒状，然后在980MPa(10吨/cm2)的压力下将所述粉末压成外直径为18mm，内直径为12mm，厚度为3mm的压粉铁芯。
为了比较，给采用水雾化方法制得的Fe粉末、Fe-Si-Cr粉末和铝硅铁粉末也分别混合有5质量％的被溶解在溶剂中的硅氧烷树脂，以便成为颗粒状，然后在980MPa(10吨/cm2)的压力下将所述粉末分别压成外直径为18mm，内直径为12mm，厚度为3mm的压粉铁芯。
就所得到的压粉铁芯而言，通过阻抗分析器对初始磁导率进行测量，并且通过交流B-H示踪仪对Fe损耗和密度进行测量。在这种情况下，在350℃下在Ar气氛中对各样品进行60分钟的热处理。另一方面，在500℃下对由Fe粉末和Fe-Si-Cr粉末构成的样品进行60分钟的热处理，而在700℃下对由铝硅铁粉末构成的样品进行60分钟的热处理。所测得的初始磁导率、损耗和密度如表11所示。
如表11所示，可以理解，由于由实例83至86的非晶质软磁粉末构成的压粉铁芯落在本发明的范围内，所以其损耗非常低。另一方面，比较实例27是由铁粉末构成的压粉铁芯，而密度较大，初始磁导率和高频损耗非常差。同样在比较实例28和29中，损耗非常差。
(实例87至110)
首先，作为粉末生产过程，根据预定的合金组合物分别对纯金属元素材料Fe、Co、Ni、P、B、Si、Mo、Al、V、Cr、Y、Zr、Nb、Ta和W进行称量，由此制得母合金。之后，利用所制得的母合金，使用水雾化方法来制得各种软磁合金粉末。
然后，作为模制产品生产过程，所得到的合金粉末都被归类成45μm或更小的颗粒尺寸，然后将作为粘合剂的硅氧烷树脂以4质量％的量与所述粉末混合，之后，使用具有外直径为27mm，内直径为14mm的凹槽的压制件模制模具，在室温下分别对所述粉末施加以1.18GPa(大约12t/cm2)的压力，以便具有高度5mm，由此获得相应的模制产品。
另外，在对所得到的模制产品进行树脂固化之后，对模制产品的重量和尺寸进行测量，然后在模制产品即磁芯上分别缠绕各具有适当圈数的线圈，由此制得相应的电感部件(每一个都如图2所示)。
然后，就每个所得到的样品即电感部件而言，使用LCR测定计在100kHz下由电感值求得磁导率，另外，当施加以1.6×104A/m的磁场时，使用直流磁性能测量设备对饱和磁通量密度进行测量。另外，对每个磁芯的上表面和下表面进行抛光，然后进行XRD(X射线衍射)测量以观察相。结果如表12-1和表12-2所示。
在表12中示出了相应的样品的组成比例，并且当在通过XRD测量而得到的XRD图案中只探测到专属于非晶质相的宽峰时可以判定为“非晶质相”，而当与宽峰一起观察到由于结晶相引起的尖峰时，或者当在没有宽峰的情况下只观察到尖峰时，可以判定为“结晶相”。就那些具有呈现出非晶质相的成分的样品而言，通过DSC进行热分析，以对玻璃化转变温度(Tg)和结晶温度(Tx)进行测量，并且确定对于所有的那些样品来说ΔTx为20℃或更大。采用直流两端子方法对相应的模制产品(磁芯)的电阻率进行测量，并且确定所有的样品都有1Ω·cm或更大的较好的值。
在DSC中的加热速率被设定为40K/min。由实例87至89和比较实例30至33可以理解到，当P或B的含量低于2％或高于16％时，不能形成可得到高磁导率的非晶质相，而当P的含量和B的含量都在2％或以上和16％或以下的范围内时，能够形成非晶质相。由实例90至92和比较实例34与35可以理解到，当Mo的含量为0％或高于10％时，不能形成非晶质相，而当Mo的含量高于0％并且为10％或以下时，能够形成非晶质相。由实例93与94和比较实例36可以理解到，甚至当加入8％或更少量范围的Si时，也能形成非晶质相。由实例95至102可以理解到，甚至当Mo由Al、V、Cr、Y、Zr、Nb、Ta或W代替时，也能形成非晶质相。由实例103至110可以理解到，Fe可以部分地由Co和/或Ni代替，但由比较实例37和38可以理解到，如果Fe被完全代替，那么尽管得到了非晶质相，磁通量密度却变为零，因此这不适合本发明的领域。
(实例111至132)
首先，作为粉末生产过程，根据预定的合金组合物分别对纯金属元素材料Fe、Co、Ni、P、B、Si、Mo、Al、V、Cr、Y、Zr、Nb、Ta、W、Ti、C、Mn和Cu进行称量，由此制得母合金。之后，利用所制得的母合金，使用水雾化方法来制得各种软磁合金粉末。
然后，作为模制产品生产过程，所得到的合金粉末都被归类成45μm或更小的颗粒尺寸，然后将作为粘合剂的硅氧烷树脂以4质量％的量与所述粉末混合，之后，使用具有外直径为27mm，内直径为14mm的凹槽的压制件，在室温下分别对所述粉末施加以1.18GPa(大约12t/cm2)的压力，以便具有5mm的高度，因此得到相应的模制产品。
另外，在对所得到的模制产品进行树脂固化之后，对模制产品的重量和尺寸进行测量，然后在模制产品即磁芯上分别应用各具有适当圈数的线圈，由此制得相应的电感部件(每一个都如图2所示)。
然后，就每个所得到的样品即电感部件而言，使用LCR测定计在100kHz下由电感值求得磁导率，另外，当施加以1.6×104A/m的磁场时，使用直流磁性能测量设备对饱和磁通量密度进行测量。另外，对每个磁芯的上表面和下表面进行抛光，然后进行XRD(X射线衍射)测量以观察相。结果如表13-1和表13-2所示。
在表13-1和表13-2中示出了相应的样品的组成比例，并且当在通过XRD测量而得到的XRD图案中只探测到专属于非晶质相的宽峰时可以判定为“非晶质相”，而当与宽峰一起观察到由于结晶相引起的尖峰时，或者当在没有宽峰的情况下只观察到尖峰时，可以判定为“结晶相”。就那些具有呈现出非晶质相的成分的样品而言，通过DSC进行热分析，以对玻璃化转变温度(Tg)和结晶温度(Tx)进行测量，并且确定对于所有的那些样品来说ΔTx为20℃或更大。采用直流两端子方法对相应的模制产品(磁芯)的电阻率进行测量，并且确定所有的样品都有1Ω·cm或更大的较好的值。
如表13-1和表13-2所示，由于实例111至132的合金组合物落在本发明的组成范围内，所以它们分别具有过冷液态范围，并且非晶质形成能力优良，软磁性能也很好。另一方面，可以理解到，比较实例39至53的非晶质形成能力较低，因此只能得到结晶相，并且不能得到良好的导磁性能。
(实例133)
在实例133中，采用水雾化方法制得组成为Fe77P10B10Nb2Cr1Ti0.1C0.1Mn0.1Cu0.1的合金粉末，然后所得到的合金粉末被归类成45μm或更小的颗粒尺寸，然后对其进行XRD测量，之后确定专属于非晶质相的宽峰。另外，通过DSC进行热分析，以测量玻璃化转变温度(Tg)和结晶温度(Tx)，由此确定ΔTx(Tg-Tx)为36℃。然后，将粉末保持在低于玻璃化转变温度的温度400℃，以便在大气中进行0.5小时的热处理，由此在粉末表面上形成氧化物。
另外，分别以5％、2.5％、1％和0.5％的量将作为粘合剂的硅氧烷树脂加入到所述形成有氧化物的粉末中，以得到各自的粉末。使用具有外直径为27mm，内直径为14mm的凹槽的压制件，在室温下，在高于树脂软化温度的150℃或在非晶质软磁金属粉末的过冷液态范围的480℃分别对所得到的粉末施加以1.18GPa(大约12吨/cm2)的压力，以便具有5mm的高度，因此得到相应的模制产品。
在对所得到的模制产品进行树脂固化之后，对模制产品的重量和尺寸进行测量，然后在模制产品即磁芯上分别应用各具有适当圈数的线圈，由此制得相应的电感部件(每一个都如图2所示)。
然后，就第1至第12样品的每个所得到的电感部件而言，对粉末填充率(％)、直流磁性能引起的磁通量密度(在1.6×104A/m时)和直流电阻率(Ω·cm)进行测量。结果如表14所示。
由表14可以理解到，当粘合剂的加入量(树脂量)超过5％时，可得到可与铁氧磁芯相比较的≥10E4(＝105)的高电阻率，而即使通过提高模制温度也不会观察到这种效果，并且比如室温的模制条件就足够了。可以理解到，当树脂量为5％时也可以得到1Ω·cm或以上的高电阻率，但同样在室温下进行模制就足够了。另外，可以理解到，就2.5％的树脂量而言，当在150℃下进行模制时，粉末填充率得到显著提高，以增加磁通量密度，并且另外得到了0.1Ω·cm或以上的电阻率。另外，可以理解到，就1％或0.5％的树脂量而言，当在480℃进行模制时，粉末填充率得到显著提高，以增加饱和磁通量密度，并且另外得到了0.01Ω·cm或以上的电阻率。
(实例134)
在实例134中，对应于在实例133中的第10样品的电感部件被制得，使用通过同样的合金粉末和同样的制造过程并在450℃在氮气气氛中经过0.5小时的热处理而制得的高频磁芯来制造电感部件。另外，为了比较，使用作为磁芯材料的铝硅铁粉、6.5％的硅钢、Fe基非晶质材料制得电感部件。每个电感部件都如图2所示，但也可以是如图4所示的在部分磁路上具有缺口的电感部件。就这些电感部件中的每一个而言，对由直流磁性能引起的磁通量密度(在1.6×104A/m时)、直流电阻率(Ω·cm)、用于电感值标准化的磁导率和磁芯损耗(20kHz 0.1T)进行测量。结果如表15所示。
由表15可以理解到，本发明的电感部件的磁通量密度基本等于使用Fe基非晶质磁芯的电感部件的磁通量密度，而其芯损耗则低于使用铝硅铁粉磁芯的电感部件的芯损耗，其性能非常好。另外，可以理解到，具有经热处理的磁芯的电感部件的磁导率和芯损耗得到了改善，因此其性能更优良。
(实例135)
在实例135中，分别以表16所示的比例，将具有表16所示合金组合物并且各自通过标准滤网所筛选的颗粒尺寸为20μm或更小的水雾化粉末加到与根据实例133制得的粉末相同的粉末中，由此得到相应粉末。
另外，以1.5质量％的量将作为粘合剂的硅氧烷树脂加入到所得到的每一种粉末中，然后使用具有外直径为27mm，内直径为14mm的凹槽的压制件，在室温下对所得到的粉末施加以1.18GPa(大约12吨/cm2)的压力，以便具有5mm的高度，因此得到相应的模制产品。模制之后，在450℃的Ar气氛中对模制产品进行热处理。
然后，在对所得到的模制产品进行树脂固化之后，对模制产品的重量和尺寸进行测量，然后在模制产品即磁芯上分别应用各具有适当圈数的线圈，由此制得相应的电感部件(每一个都如图2所示)。
然后，就每个所得到的样品即电感部件而言，对粉末填充率(％)、磁导率和芯损耗(20kHz 0.1T)进行测量。结果如表16所示。
由表16可以理解到，通过向非晶质金属粉末加入具有较小颗粒的软磁粉末，本发明的电感部件的粉末填充率得到了提高，因此磁导率也得到了提高。另一方面，可以理解到，由于当加入量超过50％时，改善的效果受到削弱，芯损耗特性能极度恶化，所以加入量优选为50％或更少。
(实例136)
在实例136中，制得组成为Fe77P10B10Nb2Cr1Ti0.1C0.1Mn0.1Cu0.1的合金粉末，使得通过改变水雾化方法的制造条件，使其具有如表17所示的高径比(aspect ratio)，然后所得到的粉末被归类成45μm或更小的颗粒尺寸，然后对其进行XRD测量，由此确定专属于非晶质相的宽峰。另外，通过DSC对所有粉末进行热分析，以测量玻璃化转变温度和结晶温度，由此确定过冷温度范围ΔTx为20℃。
另外，以3.0质量％的量将作为粘合剂的硅氧烷树脂加入到所得到的粉末中，之后，使用具有外直径为27mm，内直径为14mm的凹槽的压制件，在室温下，对所得到的粉末施加1.47GPa(15吨/cm2)的压力，以便具有高度5mm，由此获得相应的模制产品。模制之后，在450℃在Ar气氛中对模制产品进行热处理。
然后，在对所得到的模制产品进行树脂固化之后，对模制产品的重量和尺寸进行测量，然后在模制产品即磁芯上分别应用各具有适当圈数的线圈，由此制得相应的电感部件(每一个都如图2所示)。
然后，针对每个所得到的样品即电感部件，对粉末填充率(％)和磁导率进行测量。结果如表17所示。
由表17可以理解到，通过增加非晶质金属粉末的高径比，本发明的电感部件的磁导率得到了改善。另一方面，可以理解到，由于当高径比超过2.0时，初始磁导率较高，但直流叠加时的磁导率却恶化，所以粉末的高径比优选为2.0或更小。
(实例137)
首先，作为粉末生产过程，对材料进行称量，以得到组合物Fe77P10B10Nb2Cr1Ti0.1C0.1Mn0.1Cu0.1，并且，利用该组合物，使用高压水雾化方法来制得具有不同中心粒径的细软磁合金粉末。
然后，作为模制产品生产过程，通过利用各种标准滤网对所得到的合金粉末进行筛选，由此制得如表18所示的粉末，然后将作为粘合剂的硅氧烷树脂以3质量％的量与所述粉末混合，然后与3.5圈的外直径为8mm，内直径为4mm，高度为2mm的线圈一起，将所述粉末置于10mm×10mm的压制件中，并且所述线圈被设置以便在模制之后位于模制产品的中心，然后在室温下分别对所述粉末施加以490MPa(5吨/cm2)的压力，以便具有4mm的高度，因此得到相应的模制产品。然后在150℃下对所得到的模制产品进行树脂固化。就第5样品的条件而言，同样也在450℃在氮气气氛中对模制产品进行0.5小时的热处理，由此制得样品。
然后，就每个所得到的样品即电感部件而言，1MHz的电感值、峰值频率和Q的峰值可由使用LCR测定计在相应的频率下对电感和阻抗进行的测量来求得。结果如表18所示。
然后，就每个样品电感部件而言，使用通常的直流-直流变流器评价套件(dc-dc converter evaluation kit)对电源变换效率进行测量。测量条件为，输入12V，输出5V，驱动频率300kHz，输出电流1A。结果也如表18所示。
如表18所示，通过将滤网粒径(sieve particle size)设为45μm或更小，并将中心粒径设为30μm或更小，可使得本发明的电感部件的Q峰值频率为5000kHz或以上，Q峰值为40或以上，同时使得电源变换效率为80％或以上，这是非常好的。另外，通过将滤网粒径设为45μm或更小，并将中心粒径设为20μm或更小，可使得Q峰值频率为1MHz或以上，Q峰值为50或以上，在这种情况下，电源变换效率为85％或以上，这是非常好的。另外，可以理解到，通过对电感部件进行热处理，可以进一步提高变换效率。
(实例138)
首先，作为粉末生产过程，对材料进行称量，以得到组合物Fe77P10B10Nb2Cr1Ti0.1Mn0.1Cu0.1，并且，利用该组合物，使用高压水雾化方法来制得细软磁合金粉末。
然后，作为模制产品生产过程，通过利用各种标准滤网对所得到的合金粉末进行筛选，由此制得如表19所示的粉末，然后将作为粘合剂的硅氧烷树脂以3质量％的量与所述粉末混合，然后对所述粉末施加以490Mpa(5t/cm2)的压力，以便形成外直径为32mm，内直径为20mm，高度为5mm的环形，由此制得相应的模制产品。在150℃下对所得到的模制产品进行树脂固化。为了比较，采用同样的方式可制得使用Fe-6.5质量％的Si的粉末的样品。
然后，绕着每个制得的样品缠绕十圈直径为0.1mm的，敷有酰胺-酰亚胺(amide-imide)涂层的铜线，由此制得电感部件。
然后，就每个所得到的电感部件而言，在10kHz处的电感值、峰值频率和Q的峰值可由使用LCR测定计在相应的频率处对电感和阻抗进行的测量来求得。结果如表19所示。
然后，就这些电感部件中的每一个而言，使用通常的直流-直流变流器评价套件对电源变换效率进行测量。测量条件为，输入12V，输出5V，驱动频率10kHz，输出电流1A。结果也如表19所示。
(实例139和140)
根据预定的合金组合物分别对材料Fe、Fe-P、Fe-B、Fe-Cr、Fe-Nb、Ti、C、Mn和Cu进行称量，然后在经过抽空的Ar气氛减压室内进行高频加热来将其熔化，由此制得母合金。之后，利用所制得的母合金，使用单辊法来制得厚度为20μm的带材。
每个20μm的带材都被形成缠绕的磁芯，磁芯的叠置的部分通过置入其间的硅氧烷树脂被粘合并绝缘，然后通过阻抗分析器对在1kHz处的初始磁导率进行测量。在这种情况下，分别在室温、250℃、300℃、400℃、450℃和550℃下在Ar气氛中对各样品进行5分钟的热处理。
如表20所示，当在居里温度或以上和结晶温度或以下的温度范围内进行热处理时，本发明的实例139和140的合金组合物会呈现出非常好的软磁性能。特别当在结晶温度或以上时，软磁性能迅速恶化。
工业应用
如上所述，使用具有高饱和磁通量密度和高电阻率的非晶质软磁金属材料可以低成本得到本发明的高频磁芯。另外，通过将线圈应用至所述高频磁芯上而形成的电感部件的高频带磁性能非常好，这在传统情况下是不曾出现的。因此可以低成本制得高性能高磁导率的压粉铁芯，这在传统情况下是不曾出现的。本发明的高频磁芯适合用于各种电子设备的诸如抗流圈和变压器的电源部件。
另外，由细颗粒尺寸的粉末构成的本发明的高频磁芯可以实现制造用于高频的高性能电感部件。由细颗粒尺寸粉末构成的高频磁芯另外还可以实现，通过在缠绕线圈封入磁体中的状态下进行压缩成型，从而将磁体和缠绕线圈集成在一起，由此制造小尺寸但适合于大电流的电感部件。因此本发明的高频磁芯适合用于抗流圈、变压器等的电感部件。
表1
| 合金组合物原子％ | 带材200um | Tc℃ | T℃ | Tx℃ | Tx-Tg℃ | BsT | 初始磁导率1kHz | |
| 比较实例1 | Fe78P0B18Mo4 | 结晶相 | 262 | 490 | 514 | 24 | 1.27 | 4000 |
| 实例1 | Fe78P2B16Mo4 | 非晶质相 | 261 | 485 | 514 | 29 | 1.29 | 8000 |
| 实例2 | Fe78P8B10Mo4 | 非晶质相 | 256 | 466 | 506 | 40 | 1.28 | 15000 |
| 实例3 | Fe78P16B2Mo4 | 非晶质相 | 250 | 456 | 496 | 40 | 1.27 | 12000 |
| 比较实例2 | Fe78P18B0Mo4 | 结晶相 | 250 | - | 490 | - | 1.25 | 3500 |
| 比较实例3 | Fe82P8B10Mo0 | 结晶相 | 342 | 440 | 458 | 18 | 1.61 | 4000 |
| 实例4 | Fe81P8B10Mo | 非晶质相 | 318 | 446 | 477 | 31 | 1.53 | 5500 |
| 实例5 | Fe78P8B10Mo4 | 非晶质相 | 256 | 466 | 506 | 40 | 1.28 | 15000 |
| 实例6 | Fe78P8B10Mo5 | 非晶质相 | 242 | 480 | 520 | 40 | 1.20 | 14000 |
| 实例7 | Fe72P8B10Mo10 | 非晶质相 | 178 | 513 | 538 | 25 | 0.76 | 6000 |
| 比较实例4 | Fe70P8B10Mo12 | 结晶相 | 162 | - | 552 | - | 0.44 | 4500 |
| 实例8 | Fe78P8B10Al4 | 非晶质相 | 365 | 456 | 487 | 31 | 1.53 | 7000 |
| 实例9 | Fe78P8B10V4 | 非晶质相 | 260 | 463 | 495 | 32 | 1.36 | 8000 |
| 实例10 | Fe78P8B10Cr4 | 非晶质相 | 259 | 454 | 480 | 26 | 1.31 | 7000 |
| 实例11 | Fe78P8B10Y4 | 非晶质相 | 292 | 482 | 507 | 25 | 1.29 | 6000 |
| 实例12 | Fe78P8B10Zr4 | 非晶质相 | 259 | 470 | 502 | 32 | 1.28 | 9000 |
| 实例13 | Fe78P8B10Nb4 | 非晶质相 | 258 | 476 | 516 | 40 | 1.27 | 17000 |
| 实例14 | Fe78P8B10Ta4 | 非晶质相 | 252 | 504 | 546 | 42 | 1.25 | 15000 |
| 实例15 | Fe78P8B10W4 | 非晶质相 | 246 | 486 | 529 | 43 | 1.23 | 13000 |
| 比较实例5 | METGLAS | 结晶相 | 400 | - | 525 | - | 1.58 | 4000 |
表2
| 合金组合物原子％ | 带材200μm | Tc℃ | Tg℃ | Tx℃ | Tx-Tg℃ | BsT | 初始磁导率1kHz | |
| 实例16 | Fe78P8B10Si0Mo4 | 非晶质相 | 255 | 466 | 506 | 40 | 1.28 | 15000 |
| 实例17 | Fe78P7B9Si2Mo4 | 非晶质相 | 257 | 472 | 508 | 36 | 1.27 | 13000 |
| 实例18 | Fe78P3B9Si8Mo4 | 非晶质相 | 262 | 489 | 509 | 20 | 1.27 | 9000 |
| 比较实例6 | Fe78P2B8Si10Mo4 | 非晶质相 | 262 | - | 522 | - | 1.26 | 4500 |
| 实例19 | Fe78P7B9Si2Al4 | 非晶质相 | 367 | 464 | 497 | 33 | 1.55 | 8000 |
| 实例20 | Fe78P7B9Si2V4 | 非晶质相 | 265 | 467 | 505 | 38 | 1.39 | 7500 |
| 实例21 | Fe78P7B9Si2Cr4 | 非晶质相 | 262 | 466 | 501 | 35 | 1.30 | 6500 |
| 实例22 | Fe78P7B9Si2Nb4 | 非晶质相 | 262 | 480 | 518 | 38 | 1.24 | 14000 |
| 实例23 | Fe78P7B9Si2Ta4 | 非晶质相 | 253 | 485 | 522 | 37 | 1.22 | 12000 |
| 实例24 | Fe78P7B9Si2W4 | 非晶质相 | 249 | 497 | 541 | 44 | 1.20 | 11000 |
表3
| 合金组合物原子％ | 带材200μm | Tc℃ | Tg℃ | Tx℃ | Tx-Tg℃ | BsT | 初始磁导率1kHz | |
| 实例25 | (Fe1.0Co0.0)78P8B10Mo4 | 非晶质相 | 255 | 466 | 506 | 40 | 1.28 | 15000 |
| 实例26 | (Fe0.8Co0.2)78P8B10Mo4 | 非晶质相 | 278 | 468 | 510 | 42 | 1.28 | 14000 |
| 实例27 | (Fe0.8Ni0.2)78P8B10Mo4 | 非晶质相 | 251 | 462 | 511 | 49 | 1.20 | 16000 |
| 实例28 | (Fe0.1Co0.9)78P8B10Mo4 | 非晶质相 | 243 | 470 | 512 | 42 | 0.45 | 40000 |
| 实例29 | (Fe0.05Ni0.05Co0.9)78P8B10Mo4 | 非晶质相 | 245 | 469 | 508 | 39 | 0.41 | 68000 |
| 比较实例7 | (Fe0.9Ni1.0)78P8B10Mo4 | 非晶质相 | - | 460 | 508 | 48 | 0 | - |
表4
| 合金组合物原子％ | 带材200um | Tc℃ | Tg℃ | Tx℃ | Tx-Tg℃ | BsT | 初始磁导率1kHz | |
| 实例30 | (Fe1.0Co0.0)78P7B9Si2Mo4 | 非晶质相 | 257 | 472 | 508 | 36 | 1.27 | 13000 |
| 实例31 | (Fe0.8Co0.2)78P7B9Si2Mo4 | 非晶质相 | 281 | 474 | 510 | 36 | 1.28 | 6500 |
| 实例32 | (Fe0.8Ni0.2)78P7B9Si2Mo4 | 非晶质相 | 250 | 466 | 513 | 47 | 1.17 | 10000 |
| 实例33 | (Fe0.05Ni0.05Co0.9)78P7B9Si2Mo4 | 非晶质相 | 245 | 478 | 517 | 39 | 0.41 | 70000 |
| 比较实例8 | (Fe0.0Ni1.0)78P7B9Si2Mo4 | 非晶质相 | 246 | 455 | 493 | 38 | 0 | - |
表5
| 合金组合物原子％ | 粉末-200μm | |
| 实例34 | Fe78P6B12Mo4 | 非晶质相 |
| 实例35 | Fe78P6B12Al4 | 非晶质相 |
| 实例36 | Fe78P6B12Nb4 | 非晶质相 |
| 比较实例9 | METGLAS | 结晶相 |
表7
| 合金组合物原子％ | 添加物重量％ | 腐蚀率1标准NaClmm/年 | |
| 实例61 | Fe77P10B10Nb2Cr1 | Ti0C0Mn0Cu0 | 0.28 |
| 实例62 | Fe77P10B10Nb2Cr1 | Ti0.1C0.1Mn0.1Cu0.1 | 0.22 |
| 实例63 | F677P10B10Nb2Cr1 | Ti0.3C0.1Mn0.1Cu0.1 | 0.18 |
| 实例64 | Fe77P10B10Nb2Cr1 | Ti0.5C0.1Mn0.1Cu0.1 | 0.12 |
| 实例65 | Fe77P10B10Nb2Cr1 | Ti0.1C0.1Mn1.0Cu0.1 | 0.20 |
| 实例66 | Fe77P10B10Nb2Cr1 | Ti0.1C0.1Mn2.0Cu0.1 | 0.16 |
| 实例67 | Fe77P10B10Nb2Cr1 | Ti0.1C0.1Mn3.0Cu0.1 | 0.15 |
| 实例68 | Fe77P10B10Nb2Cr1 | Ti0.1C0.1Mn0.1Cu0.5 | 0.11 |
| 实例69 | Fe77P10B10Nb2Cr1 | Ti0.1C0.1Mn0.1Cu1.0 | 0.06 |
| 实例70 | Fe77P10B10Nb2Cr1 | Ti0.1C0.1Mn0.1Cu1.5 | 0.04 |
| 比较实例21 | METGLAS | 2.7 |
表8
| 合金组合物原子％ | 添加物重量％ | 厚度μm | 环形磁芯的磁导率50kHz | |
| 实例71 | Fe77P10B10Nb2Cr1 | Ti0.1C0.1Mn0.1Cu0.1 | 20 | 9800 |
| 实例72 | Fe77P10B10Nb2Cr1 | Ti0.1C0.1Mn0.1Cu0.5 | 20 | 10000 |
| 实例73 | Fe77P7B13Nb2Cr1 | Ti0.1C0.1Mn0.1Cu0.1 | 20 | 11300 |
| 比较实例22 | METGLAS | 20 | 4000 |
表9
| 合金组合物原子％ | 添加物重量％ | 厚度μm | 层压磁芯的LμH50kHz | 层压磁芯的Q50kHz | |
| 实例74 | Fe77P10B10Nb2Cr1 | Ti0.1C0.1Mn0.1Cu0.1 | 20 | 42 | 52 |
| 实例75 | Fe77P10B10Nb2Cr1 | Ti0.1C0.1Mn0.1Cu0.1 | 105 | 29 | 32 |
| 实例76 | Fe77P10B10Nb2Cr1 | Ti0.1C0.1Mn0.1Cu0.1 | 150 | 28 | 28 |
| 比较实例23 | Fe77P10B10Nb2Cr1 | Ti0.1C0.1Mn0.1Cu0.1 | 170 | 19 | 25 |
| 实例77 | Fe77P10B10Nb2Cr1 | Ti0.1C0.3Mn0.1Cu0.1 | 20 | 41 | 49 |
| 实例78 | Fe77P7B13Nb2Cr1 | Ti0.1C0.1Mn0.1Cu0.1 | 25 | 38 | 58 |
| 比较实例24 | METGLAS | 20 | 20 | 26 |
表10
| 合金组合物原子％ | 添加物重量％ | 粉末-200μm | |
| 实例79 | Fe77P7B13Nb2Cr1 | Ti0.1C0.1Mn0.1Cu0.1 | 非晶质相 |
| 实例80 | Fe77P9B11Nb2Cr1 | Ti0.1C0.1Mn0.1Cu0.1 | 非晶质相 |
| 实例81 | Fe77P10B10Nb2Cr1 | Ti0.1C0.1Mn0.1Cu0.1 | 非晶质相 |
| 实例82 | Fe77P11B9Nb2Cr1 | Ti0.1C0.1Mn0.1Cu0.1 | 非晶质相 |
| 比较实例25 | Fe77P10B10Nb2Cr1 | Ti0.1C0.7Mn0.1Cu0.1 | 结晶相 |
| 比较实例26 | 玻璃金属 | 结晶相 |
表11
| 合金组合物原子％ | 添加物重量％ | 初始磁导率50kHz | 损耗mW/cc50kHz-300mT | 密度％ | |
| 实例83 | Fe77P7B13Nb2Cr1 | Ti0.1C0.1Mn0.1Cu0.1 | 26 | 760 | 74 |
| 实例84 | Fe77P9B11Nb2Cr1 | Ti0.1C0.1Mn0.1Cu0.1 | 25 | 820 | 73 |
| 实例85 | Fe77P10B10Nb2Cr1 | Ti0.1C0.1Mn0.1Cu0.1 | 26 | 860 | 73 |
| 实例86 | Fe77P11B9Nb2Cr1 | Ti0.1C0.1Mn0.1Cu0.1 | 27 | 920 | 74 |
| 比较实例27 | Fe | 18 | 6320 | 85 | |
| 比较实例28 | Fe-Si-Cr | 26 | 2850 | 82 | |
| 比较实例29 | 铝硅铁粉 | 24 | 2200 | 78 |
表12-1
| 合金组合物原子％ | 磁通量密度/T在1.6×104A/m处 | 初始磁导率在100kHz处 | XRD测量结果 | |
| 比较实例30 | Fe79P1B16Mo4 | 0.64 | 25 | 结晶相 |
| 实例87 | Fe78P2B16Mo4 | 0.63 | 30 | 非晶质相 |
| 实例88 | Fe75P16B5Mo4 | 0.60 | 30 | 非晶质相 |
| 比较实例31 | Fe74P17B5Mo4 | 0.59 | 24 | 结晶相 |
| 比较实例32 | Fe79P16B1Mo4 | 0.63 | 20 | 结晶相 |
| 实例89 | Fe78P16B2Mo4 | 0.62 | 32 | 非晶质相 |
| 实例90 | Fe75P5B16Mo4 | 0.59 | 30 | 非晶质相 |
| 比较实例33 | Fe74P5B17Mo4 | 0.58 | 25 | 结晶相 |
| 比较实例34 | Fe82P8B10Mo0 | 0.79 | 24 | 结晶相 |
| 实例91 | Fe81P8B10Mo1 | 0.75 | 30 | 非晶质相 |
| 实例92 | Fe78P8B10Mo4 | 0.62 | 32 | 非晶质相 |
| 实例93 | Fe72P8B10Mo10 | 0.37 | 30 | 非晶质相 |
| 比较实例35 | Fe71P8B10Mo11 | 0.30 | 25 | 结晶相 |
| 实例94 | Fe78P7B9Mo4Si2 | 0.62 | 32 | 非晶质相 |
| 实例95 | Fe72P7B9Mo4Si8 | 0.55 | 30 | 非晶质相 |
| 比较实例36 | Fe71P7B9Mo4Si9 | 0.53 | 24 | 结晶相 |
| 实例96 | Fe72P8B10Al4 | 0.75 | 30 | 非晶质相 |
| 实例97 | Fe78P8B10V4 | 0.67 | 31 | 非晶质相 |
| 实例98 | Fe78P8B10Cr4 | 0.64 | 30 | 非晶质相 |
| 实例99 | Fe78P8B10Y4 | 0.63 | 30 | 非晶质相 |
| 实例100 | Fe78P8B10Zr4 | 0.63 | 31 | 非晶质相 |
| 实例101 | Fe78P8B10Nb4 | 0.62 | 32 | 非晶质相 |
| 实例102 | Fe78P8B10Ta4 | 0.61 | 32 | 非晶质相 |
| 实例103 | Fe78P8B10W4 | 0.60 | 31 | 非晶质相 |
表12-2
| 合金组合物原子％ | 磁通量密度/T在1.6×104A/m处 | 初始磁导率在100kHa处 | XRD测量结果 | |
| 实例104 | (Fe0.8Co0.2)78P8B10Mo4 | 0.63 | 31 | 非晶态 |
| 实例105 | (Fe0.8Ni0.2)78P8B10Mo4 | 0.59 | 32 | 非晶态 |
| 实例106 | (Fe0.1Co0.9)78P8B10Mo4 | 0.22 | 34 | 非晶态 |
| 实例107 | (Fe0.05Ni0.05Co0.9)78P8B10Mo4 | 0.20 | 37 | 非晶态 |
| 比较实例37 | (Fe0.0Ni1.0)78P8B10Mo4 | 0 | - | 非晶态 |
| 实例108 | (Fe0.8Co0.2)78P7B9Si2Mo4 | 0.63 | 30 | 非晶态 |
| 实例109 | (Fe0.8Ni0.2)78P7B9Si2Mo4 | 0.57 | 32 | 非晶态 |
| 实例110 | (Fe0.05Ni0.05Co0.9)78P7B9Si2Mo4 | 0.20 | 37 | 非晶态 |
| 比较实例38 | (Fe0.0Ni1.0)78P7B9Si2Mo4 | 0 | - | 非晶态 |
表14
| 样品编号 | 树脂量 | 模制温度 | 粉末填充率％ | 磁通量密度/T在1.6×104A/m处 | 电阻率Ωcm |
| 1 | 0.5％ | 室温 | 68.1 | 0.44 | ≥100 |
| 2 | 1.0％ | 室温 | 69.9 | 0.45 | ≥100 |
| 3 | 2.5％ | 室温 | 72.7 | 0.47 | ≥100 |
| 4 | 5.0％ | 室温 | 71.5 | 0.46 | ≥100 |
| 5 | 0.5％ | 150℃ | 80.3 | 0.73 | 5 |
| 6 | 1.0％ | 150℃ | 81.9 | 0.75 | 10 |
| 7 | 2.5％ | 150℃ | 82.6 | 0.75 | 15 |
| 8 | 5.0％ | 150℃ | 72.7 | 0.47 | ≥100 |
| 9 | 0.5％ | 480℃ | 95.2 | 1.13 | 0.1 |
| 10 | 1.0％ | 480℃ | 92.4 | 1.09 | 0.5 |
| 11 | 2.5％ | 480℃ | 83.0 | 0.76 | 10 |
| 12 | 5.0％ | 480℃ | 73.4 | 0.48 | ≥100 |
表15
| 样品名称 | 磁通量密度/T在1.6×104A/m处 | 电阻率Ωcm | 磁导率 | 磁芯损耗20kHz 0.1T |
| 本发明 | 10,900 | 0.5 | 150 | 60mW/cc |
| 本发明(热处理) | 11,100 | 0.5 | 200 | 20 |
| MnZn铁氧体 | 5,500 | ≥10E4 | 100＊ | 8 |
| 铝硅铁粉 | 6,500 | 100 | 80 | 90 |
| 6.5％的硅钢 | 10,000 | 100μ | 100＊ | 250 |
| Fe基非晶质相材料 | 13,000 | 150μ | 100＊ | 400 |
*由于在部分磁路上形成缺口的电源规格
表16
| 样品编号 | 合金组合物 | 加入的粉末比率％ | 粉末填充率％ | 磁导率在100kHz处 | 芯损耗20kHz 0.1T |
| 比较实例54 | - | - | 74.5 | 34 | 20kW/m3 |
| 1 | 3％SiFe | 5 | 75.1 | 37 | 25 |
| 2 | 3％SiFe | 10 | 75.7 | 39 | 35 |
| 3 | 3％SiFe | 20 | 76.3 | 40 | 55 |
| 4 | 3％SiFe | 30 | 76.9 | 41 | 65 |
| 5 | 3％SiFe | 40 | 77.5 | 42 | 75 |
| 6 | 3％SiFe | 50 | 78.0 | 44 | 85 |
| 7 | 3％SiFe | 60 | 78.2 | 44 | 190 |
| 8 | 铝硅铁粉 | 30 | 75.7 | 38 | 75 |
| 9 | Mo透磁合金 | 30 | 78.0 | 43 | 80 |
| 10 | 纯铁粉末 | 30 | 79.5 | 48 | 90 |
表17
表18
| 样品编号 | 滤网粒径μm | 中心粒径(D50)μm | L(μH)在1MHz处 | Q的峰值频率 | Q的峰值 | 电源变换效率 |
| 比较实例55 | 45 | 34 | 0.60 | 300kHz | 31 | 79.8％ |
| 1 | 45 | 29 | 0.63 | 600kHz | 43 | 83.3 |
| 2 | 45 | 24 | 0.66 | 800kHz | 46 | 83.9 |
| 3 | 45 | 19 | 0.69 | 1.5MHz | 61 | 85.5 |
| 4 | 45 | 16 | 0.67 | 2.5MHz | 66 | 85.6 |
| 5 | 45 | 12 | 0.65 | 3.5MHz | 75 | 85.9 |
| 5(热处理) | 45 | 12 | 0.75 | 3.0MHz | 81 | 87.6 |
| 比较实例56 | 63 | 28 | 0.69 | 400kHz | 33 | 79.5 |
Claims (12)
1.一种由非晶质软磁合金制得的非晶质软磁合金元件，所述非晶质软磁合金的组成的表达式为(Fe1-αTMα)100-w-x-y-zPwBxLySiz，其中含有不可避免的杂质，TM是从Co和Ni中选取的至少一种，L是从由Al、V、Cr、Y、Zr、Mo、Nb、Ta和W构成的组中选取的至少一种，0＜α≤0.98，6原子％≤w≤16原子％，2原子％≤x≤16原子％，0原子％＜y≤10原子％和0原子％≤z≤8原子％；
其中结晶开始温度Tx为550℃或更低，玻璃化转变温度Tg为520℃或更低，而由ΔTx＝Tx-Tg表示的过冷液态范围为20℃或更大，其中，所述非晶质软磁合金元件的厚度为0.5mm或更厚，并且横截面面积为0.15mm2或更大。
2.一种通过对如权利要求1所述的非晶质软磁合金元件进行加工而形成的磁芯。
3.如权利要求2所述的磁芯，其中所述磁芯通过在等于或高于所述非晶质软磁合金的居里温度和等于或低于所述非晶质软磁合金的结晶起始温度的温度范围内进行热处理而形成。
4.一种通过在如权利要求2所述的磁芯上应用具有至少一圈的线圈而形成的电感部件。
5.如权利要求4所述的电感部件，其中所述磁芯形成有缺口。
6.如权利要求4所述的电感部件，其中所述磁芯通过在等于或高于所述非晶质软磁合金的居里温度和等于或低于所述非晶质软磁合金的结晶起始温度的温度范围内进行热处理而形成。
7.一种由非晶质软磁合金制成的非晶质软磁合金元件，所述非晶质软磁合金的组成的表达式为(Fe1-αTMα)100-w-x-y-zPwBxLySiz(TipCqMnrCus)，其中含有不可避免的杂质，TM是从Co和Ni中选取的至少一种，L是从由Al、Cr、Mo和Nb构成的组中选取的至少一种，0≤α≤0.3，2原子％≤w≤18原子％，2原子％≤x≤18原子％，15原子％≤w+x≤23原子％，1原子％＜y≤5原子％，0原子％≤z≤4原子％，其中每个p、q、r和s都表示在Fe、TM、P、B、L和Si的总质量为100时的添加比率，并且确定为0≤p≤0.3，0≤q≤0.5，0≤r≤2，0≤s≤1，0＜r+s≤3；其中结晶开始温度Tx为550℃或更低，玻璃化转变温度Tg为520℃或更低，而由ΔTx＝Tx-Tg表示的过冷液态范围为20℃或更大，其中所述非晶质软磁合金元件的厚度为0.5mm或更厚，并且横截面面积为0.15mm2或更大。
8.一种通过对如权利要求7所述的非晶质软磁合金元件进行加工而形成的磁芯。
9.如权利要求8所述的磁芯，其中所述磁芯通过在等于或高于所述非晶质软磁合金的居里温度和等于或低于所述非晶质软磁合金的结晶起始温度的温度范围内进行热处理而形成。
10.一种通过在如权利要求8所述的磁芯上应用具有至少一圈的线圈而形成的电感部件。
11.如权利要求10所述的电感部件，其中所述磁芯形成有缺口。
12.如权利要求10所述的电感部件，其中所述磁芯通过在等于或高于所述非晶质软磁合金的居里温度和等于或低于所述非晶质软磁合金的结晶起始温度的温度范围内进行热处理而形成。
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