CN101589169B - 软磁特性优异的Fe系非晶质合金 - Google Patents

Abstract

本发明提供一种软磁特性良好的非晶质合金。该软磁特性优异的非晶质合金的特征在于，以原子％计，含有78％以上且86％以下的Fe、6％以上且20％以下的P、2％以上且10％以下的C、以及合计为0.1％以上且5％以下的选自Si、Al中的1种或2种元素，余量由不可避免的杂质组成。另外，根据需要也可将P或C的一部分或全部用1％以上且18％以下的B来替换。

Description

软磁特性优异的Fe系非晶质合金

技术领域

本发明涉及电力变压器、高频变压器等的铁心等所使用的Fe系非晶质合金薄带。

背景技术

作为通过将合金从熔融状态急冷而连续制造薄带或线的方法，已知有离心急冷法、单辊法、双辊法等。这些方法是通过将熔融金属从喷嘴喷射到高速旋转的金属制滚筒的内周面或外周面上，使熔融金属急速凝固而制造薄带或线的方法。另外，通过适宜选择合金组成，能得到类似于液体金属的非晶质合金，制造出磁性质或机械性质优异的材料。

作为通过这种急冷凝固而得到的非晶质合金，至今为止已提出了很多成分。例如，日本特开昭49-91014号公报提出了一种合金成分，其以原子％计含有60～90％的选自Fe、Ni、Cr、Co、V中的至少一种成分、10～30％的选自P、C、B中的至少一种成分、0.1～15％的选自Al、Si、Sn、Sb、Ge、In、Be中的至少一种成分。该专利虽然提出可得到非晶质相的合金成分，但并不是特别限定于电力变压器、高频变压器等的铁心等的用途的、仅关注所谓的磁性质的成分的提案。

之后，作为关注磁性质的非晶质合金的合金成分也提出了很多方案。例如，日本特开昭57-116750号公报提出了一种合金成分，其以原子％计含有75～78.5％的Fe、4～10.5％的Si、11～21％的B。

此外，日本特开昭61-30649号公报提出了一种合金成分，其含有70～90％的选自Fe、Co中的至少一种元素、10～30％的选自B、C、P中的至少一种元素，而且Fe、Co的含量的3/4为止能用Ni代替，Fe、Co的含量的1/4为止能用V、Cr、Mn、Mo、Nb、Ta、W代替，此外，B、C、P的含量的3/5为止能用Si代替，B、C、P的含量的1/3为止能用Al代替。

在日本特开昭49-91014号公报及日本特开昭61-30649号公报中提出的 非晶质合金成分中，从能量损失即铁损低、饱和磁通密度及导磁率高、且可稳定地得到非晶质相等原因出发，例如日本特开昭57-116750号公报中所示那样的Fe-Si-B系非晶质合金被视为有望作为电力变压器、高频变压器的铁心等的用途。

此后，与软磁特性优异的Fe系非晶质合金的合金成分有关的开发，就以这种FeSiB系为中心展开。即大力进行了进一步降低Fe-Si-B系非晶质合金铁损的开发，且取得了很多成果。

然而，虽然降低非晶质合金的铁损的开发取得了很大的进展，但本用途中特性改善的要求依然很强，要求进一步的铁损改善。例如，关于铁损，如果使用通过单板测定得到的铁损W13/50(磁通密度1.3T、频率50Hz下的铁损)来说明的话，迄今为止能改善至低于0.12W/kg，但是要稳定地控制在0.10W/kg以下是非常困难的。

发明内容

本发明正是为了应对这种进一步改善铁损的需求，提供能够实现进一步的低铁损化的非晶质合金。

本发明者们在至今为止提出的各种合金成分的构成元素中，关注于如上所述的例如日本特开昭49-91014号公报及日本特开昭61-30649号公报中被分作第2成分组的P、C、B的元素，就这些元素的组合及含量，再次进行了研究、实验。然后，进行了将以P、C为主体的成分系作为基础、并进一步组合其他元素的详细实验，其结果实现了进一步的低铁损化的课题，即发现了能够将铁损W13/50(磁通密度1.3T、频率50Hz下的铁损)稳定地控制在0.10W/kg以下的非晶质合金的成分。然后，以该见解为基础进行了反复研究，从而完成了本发明。

本发明如下所述：

(1)一种软磁特性优异的Fe系非晶质合金，其特征在于，以原子％计，含有78％以上且86％以下的Fe、6％以上且20％以下的P、2％以上且10％以下的C、以及合计为0.1％以上且5％以下的选自0.1％以上且5％以下的Si和0.1％以上且3％以下的Al中的1种或者2种元素，余量由不可避免的杂质组成。

(2)如(1)所述的软磁特性优异的Fe系非晶质合金，其特征在于，以原子％计，含有1％以上且18％以下的B。

(3)如(1)或(2)所述的软磁特性优异的Fe系非晶质合金，其特征在于，将Fe在30原子％以下的范围内用Ni、Cr、Co中的至少1种以上元素来代替。

根据本发明，使进一步降低非晶质合金的铁损成为可能，能够将通过单板测定得到的铁损W13/50稳定地控制在0.10W/kg以下。

具体实施方式

以下，对本发明进行详细说明。

本发明的特征在于，在以Fe为基础的合金中，通过添加P及C、并进一步选择添加Si、Al来将构成元素的种类和含量最佳化，由此实现了批内稳定地进一步降低软磁特性、特别是铁损。此外本发明的特征还在于，通过将作为基础的Fe的一部分用Ni、Cr、Co代替，实现进一步的软磁特性的改善。

首先，对限定各元素含量的理由进行说明。添加P及C是为了提高非晶质相形成性及非晶质相的热稳定性。而且，通过将这些元素的含量最佳化，使铁损值的进一步改善成为可能，例如能将通过单板测定得到的铁损W13/50稳定在0.10W/kg以下。在P小于6原子％、C小于2原子％时，不能稳定地形成非晶质合金，从而难以将铁损稳定地控制在0.10W/kg以下。另一方面，在P超过20原子％、C超过10原子％时，也不能稳定地形成非晶质相，无法使铁损以W13/50计稳定在0.1W/kg以下。因此，将P限定在6原子％以上且20原子％以下、优选为6原子％以上且18原子％以下的范围内，将C限定在2原子％以上且10原子％以下的范围内。

另外，本发明中P的一部分或全部、C的一部分或全部能替换成B而含有。此时B的含量为1％以上且18％以下。

B具有提高非晶质相形成性及非晶质相热稳定性的效果，通过将该B的含量最佳化，可以进一步改善铁损值。B小于1原子％时，不能稳定地获得非晶质合金，从而难以将铁损稳定地控制在0.10W/kg以下。另一方面，B超过18原子％时，也不能稳定地得到非晶质合金，不能使铁损以W13/50 计稳定在0.1W/kg以下。因此，B的添加量优选为1原子％以上且18原子％以下、更优选为8原子％以上且18原子％以下的范围。

此外，如果添加Si及Al，则能改善非晶质相形成能力，进一步提高非晶质相的热稳定性。添加这些元素中的任何一种都有效果，也可两者同时添加。然后，其含量为Si：0.1原子％以上且5原子％以下、Al：0.1原子％以下且3原子％以下，它们的合计为0.1原子％以上且5原子％以下。小于0.1原子％时，得不到该效果，超过5原子％时，效果反而减弱。另外，更优选将该范围限定在0.1原子％以上且3原子％以下。

Fe的含量通常只要在70原子％以上就可得到作为一般铁心的实用水平的饱和磁通密度，但为了达到1.5T以上的高饱和磁通密度，Fe就必须达到78原子％以上。另一方面，如果Fe含量超过86原子％，则非晶质相的形成变得困难，难以将铁损W13/50稳定地控制在0.10W/kg以下。因此将Fe的含量限定在78原子％以上且86原子％以下的范围内。

本发明中，通过将Fe的一部分用Ni、Cr、Co中的至少1种在大于0且为30原子％以下的范围内进行代替，从而能够实现导磁率和磁通密度等软磁特性的改善，且使铁损以W13/50计稳定地控制在0.10W/kg以下。对这些元素的代替量进行限定的原因是因为如果超过30原子％，则原料成本就会增加。

本发明的非晶质合金的薄带能通过下述方法制得，该方法是将由本发明的成分形成的合金熔化，使熔融液通过槽式喷嘴等喷射至高速移动的冷却板上，使该熔融液急冷凝固。该方法具体可以是例如单辊法、双辊法。单辊装置也包括使用滚筒内壁的离心急冷装置、使用循环型传送带的装置、及作为它们的改良型的附带辅助辊或辊表面温度控制装置的装置、在减压下或真空中或不活泼性气体中的铸造装置。本发明中，薄带的板厚、板宽等尺寸没有特别限定，但薄带的板厚例如优选为10μm以上且100μm以下。另外，板宽优选为10mm以上。

实施例

以下，通过实施例来详细说明本发明。

(实施例1)

将表1中所示的各种成分的合金在氩气氛中熔化，用单辊法铸造成薄带。铸造气氛为大气中。然后，调查所得到的薄带的特性。所使用的单辊薄带制造装置由直径为300mm的铜合金制冷却辊、样品熔化用的高频电源、前端带有槽式喷嘴的石英坩埚等构成。该实验中使用的是长20mm、宽0.6mm的槽式喷嘴。冷却辊的周速为24m/秒。其结果是，得到的薄带的板厚为约25μm，板宽由于取决于槽式喷嘴的长度，因而为20mm。

薄带的铁损采用SST(Single Strip Tester，单板磁测定器)进行测定。测定条件为磁通密度1.3T、频率50kHz。铁损测定样品使用的是一批在总长度范围内从12个部位裁切成120mm长的薄带样品，将这些薄带样品在360℃下于磁场中进行1小时的退火后供测定使用。退火气氛为氮气。

作为铁损测定结果，1批中的最大值(Wmax)、最小值(Wmin)的值及偏差((Wmax-Wmin)/Wmin)的值如表1所示。

从表1中样品No.1～23的结果清楚可知，通过设定在本发明的范围内，即Fe：78原子％以上且86原子％以下、P：6原子％以上且18原子％以下、C：2原子％以上且10原子％以下、以及选自Si、Al中的至少一种元素为0.1原子％以上且5原子％以下，可得到在磁通密度为1.3T、频率为50Hz的条件下的铁损小于0.1W/kg、且其偏差((Wmax-Wmin)/Wmin)小于0.1、在薄带的全长范围内软磁特性优异的薄带。

相对于此，在样品No.24～34所示的比较例的成分范围的情况下，存在铁损超过0.1W/kg的部位，偏差((Wmax-Wmin)/Wmin)也为0.1以上。

由实施例可知，根据本发明，可实现软磁特性的进一步改善。

表1

(实施例2)

对于表1中No.1所示的合金，使用将Fe的一部分用Ni、Cr、Co中的至少1种元素进行了代替的各种成分的合金，采用与实施例1相同的装置、条件铸造了薄带。另外，关于所用的合金的具体成分，仅Ni、Cr、Co如表2所示。其结果是，得到的薄带的板厚为约25μm。对所得到的薄带的铁损 进行评价。用于评价铁损的测定样品的采集方法及测定条件与实施例1相同。其测定结果如表2所示。另外，表2的表示要点与表1的情况相同。

由表2中样品No.1～9的结果清楚可知，即使将Fe的一部分用Ni、Cr、Co中的至少1种元素在30原子％以下的范围内进行代替，也能将铁损以W13/50计稳定地控制在小于0.10W/kg。

表2

(实施例3)

对于表1中No.12所示的合金，使用将Fe的一部分用Ni、Cr、Co中的至少1种元素进行了代替的各种成分的合金，采用与实施例1相同的装置、条件铸造了薄带。另外，关于所用的合金的具体成分，仅Ni、Cr、Co如表3所示。其结果是，得到的薄带的板厚为约25μm。对得到的薄带的铁损进行评价。用于评价铁损的测定样品的采集方法及测定条件与实施例1相同。其测定结果如表3所示。另外，表3中的表示要点与表1的情况相同。

由表3中样品No.1～7的结果清楚可知，即使将Fe的一部分用Ni、Cr、Co中的至少1种元素在30原子％以下的范围内进行代替，也能将铁损以W13/50计稳定地控制在小于0.10W/kg。

表3

(实施例4)

对于表1中No.21所示的合金，使用将Fe的一部分用Ni、Cr、Co中的至少1种元素进行了代替的各种成分的合金，采用与实施例1相同的装置、条件铸造了薄带。另外，关于所用的合金的具体成分，仅Ni、Cr、Co如表4所示。其结果是，得到的薄带的板厚为约25μm。对得到的薄带的铁损进行评价。用于评价铁损的测定样品的采集方法及测定条件与实施例1相同。其测定结果如表4所示。另外，表4中的表示要点与表1的情况相同。

由表4中样品No.1～7的结果清楚可知，即使将Fe的一部分用Ni、Cr、Co中的至少1种元素在30原子％以下的范围内进行代替，也能将铁损以W13/50计稳定地控制在小于0.10W/kg。

表4

(实施例5)

表5中所示的合金是将全部的P替换成B而得到的，将各种成分的合金采用与实施例1相同的装置、条件铸造成薄带。

得到的薄带的板厚为约25μm。对得到的薄带的铁损进行评价。用于评价铁损的测定样品的采集方法及测定条件与实施例1相同。其测定结果如表5所示。另外，表5中的表示要点与表1的情况相同。

由表5中样品No.1～8的结果清楚可知，通过控制在本发明的范围内，即将Fe控制在78原子％以上且86原子％以下、将B控制在8原子％以上且18原子％以下、将C控制在3原子％以上且10原子％以下、而且将Si控制在0.1原子％以上且5原子％以下、将Al控制在0.1原子％以上且3原子％以下，可得到在磁通密度为1.3T、频率为50Hz的条件下的铁损小于0.1W/kg、且其偏差((Wmax-Wmin)/Wmin)小于0.1、在薄带的全长范围内软磁特性优异的薄带。

表5

(实施例6)

表6中所示的合金是将全部的C替换成B而得到的，采用与实施例1相同的装置、条件铸造了薄带。

由表6中样品No.1～28的结果清楚可知，通过控制在本发明的范围内，即将Fe控制在78原子％以上且86原子％以下、将P控制在8原子％以上且20原子％以下、将B控制在1原子％以上且12原子％以下、将选自Si、Al中的至少1种控制在0.1原子％以上且5原子％以下，可得到在磁通密度为1.3T、频率为50Hz的条件下的铁损小于0.1W/kg、且其偏差((Wmax-Wmin)/Wmin)小于0.1、在薄带的全长范围内软磁特性优异的薄带。

表6

本发明的合金能广泛用作在电力变压器或高频变压器的铁心、以及各种电磁设备的部件或磁屏蔽材料等中所用的软磁材料。

Claims (2)

1.一种软磁特性优异的Fe系非晶质合金，其特征在于，以原子％计，含有78％以上且86％以下的Fe、6％以上且18％以下的P、2％以上且10％以下的C、以及0.1％以上且5％以下的Si和0.1％以上且3％以下的Al，其中Si和Al合计为5％以下，余量由不可避免的杂质组成。

2.根据权利要求1所述的软磁特性优异的Fe系非晶质合金，其特征在于，以原子％计，含有1％以上且18％以下的B。