CN103155054B - 减少了表面突起的铁磁非晶合金带材及其铸造方法和应用 - Google Patents

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Abstract

一种铁磁非晶合金带材，其具有由FeaSibBcCd表示的成分，这里80.5原子%≤a≤83原子%、0.5原子%≤b≤6原子%、12原子%≤c≤16.5原子%、0.01原子%≤d≤1原子%且a+b+c+d=100，并且所述铁磁非晶合金带材具有附带杂质。所述带材是在冷却体表面上从熔融状态的所述合金铸造而成的，该熔融状态下的所述合金具有1.1N/m以上的表面张力；所述带材具有面对着所述冷却体表面的带材表面突起；所述突起的高度在3微米与所述带材的厚度的四倍之间，在经铸造而成的带材的1.5m长度范围内所述突起的数量小于10个。所述带材适合用于变压器铁芯、旋转机械装置、电扼流圈、磁传感器和脉冲电源设备。

Description

减少了表面突起的铁磁非晶合金带材及其铸造方法和应用
技术领域
本发明涉及在变压器铁芯、旋转机械装置、电扼流圈(electricalchoke)、磁传感器和脉冲电源设备中使用的铁磁非晶合金带材，还涉及该带材的制造方法。
背景技术
基于铁的非晶合金带材表现出优良的软磁特性，优良的软磁特性包括：在AC激励下的磁损耗低；能够应用于诸如变压器、电动机、发电机、能量管理设备(其包括脉冲电源发生器)和磁传感器等能效磁设备(energyefficientmagneticdevice)中。在这些设备中，具有高的饱和感应强度和高的热稳定性的铁磁材料是优选的。而且，在大规模工业应用中，材料易于制造以及它们的原材料成本都是重要的因素。基于非晶Fe-B-Si的合金满足上述这些要求。然而，这些非晶合金的饱和感应强度小于在诸如变压器等设备中传统地使用的晶体硅钢(crystallinesiliconsteel)的饱和感应强度，这在某种程度上导致了基于非晶合金的设备具有更大的尺寸。因而，一直在为开发出具有更高的饱和感应强度的非晶铁磁合金进行着各种努力。一种途径就是增加基于Fe的非晶合金中的铁含量。然而，这并不是简单易行的，因为这类合金的热稳定性随着Fe含量的增加而降低。为了缓解这个问题，曾经添加了诸如Sn、S、C和P等元素。例如，美国专利No.5,456,770(称为′770专利)披露了非晶Fe-Si-B-C-Sn合金，在该类合金中，Sn的添加增加了这类合金的可成形性和它们的饱和感应强度。在美国专利No.6,416,879(称为′879专利)中披露了在非晶Fe-Si-B-C-P体系中添加P，且以增加的Fe含量来增大饱和感应强度。然而，在基于Fe-Si-B的非晶合金中诸如Sn、S和C等元素的添加降低了铸造而成的带材的延展性(ductility)，这导致难以制造出宽的带材。此外，如同′879专利中披露的那样，在基于Fe-Si-B-C的合金中添加P会导致长期热稳定性的丧失，这继而会导致磁芯损耗在数年内增大几十个百分比。因此，′770专利和′879专利中所披露的非晶合金实际上尚未通过从它们的熔融状态进行铸造而制造出来。
除了在诸如变压器、感应器之类的磁设备中所需的高的饱和感应强度之外，高的B-H方形比(B-Hsquarenessratio)和低的矫顽力Hc也是所期望的，其中B和H分别是磁感应强度和激励磁场。其原因在于：这类磁性材料具有高程度的磁性软度，即意味着易于磁化。这导致了在使用这些磁性材料的磁设备中具有低的磁损耗。在意识到这些因素的情况下，本申请的发明人发现：通过在如美国专利No.7,425,239中描述的非晶Fe-Si-B-C体系中以一定的水平对Si∶C的比率进行选择，从而将带材表面上的C沉积层保持为一定厚度，由此实现了这些所期望的除了高的带材延展性之外的磁特性。而且，在日本专利公开No.2009052064中提出了高饱和感应强度的非晶合金带材，该带材通过在合金体系中添加Cr和Mn来控制C沉积层的高度，由此该带材表现出改善的热稳定性，即在设备以150℃运行的情况下高达150年的热稳定性。然而，所制造出来的带材在面对着移动的冷却体(chillbody)表面的带材表面上呈现出许多突起。图1中示出了突起的典型例子。美国专利No.4,142,571中图示了铸造用喷嘴、旋转轮上的冷却体表面和所得到的经铸造而成的带材的基本布置。
根据对突起的性质及突起的形成的仔细分析，已经发现：当突起的高度大于带材厚度的四倍时和/或当沿着带材长度方向每1.5m内的突起数量大于10个时，带材“封装因子(packingfactor；PF)”减小。这里，当带材被堆叠或层压时，封装因子PF是由带材的有效体积来确定的。当需要更小的磁性元件时，在磁性元件中使用堆叠或层压产品的时候就期望更高的PF。
因而，需要如下这样的铁磁非晶合金带材：其表现出高的饱和感应强度、低的磁芯损耗、高的B-H方形比、高的机械延展性、高的长期热稳定性、以及在高水平的带材可制造性情形下减少了的带材表面突起数量，这是本发明的目标。更具体地，通过在铸造期间对铸造出来的带材的表面品质的全面研究，已得到了如下发现：当突起高度超过带材厚度的四倍时或当在经铸造而成的带材的1.5m长度范围内突起数量大于10个时，为了满足封装因子PF＞82％(此为工业中所要求的最小PF)的条件，不得不终止铸造。一般情况下，突起的高度和数量随着铸造时间的延长而增加。对于具有小于1.6T的饱和感应强度Bs的传统非晶合金带材而言，在突起高度超过带材厚度的四倍之前或在铸造出来的带材的每1.5m长度内突起数量增加到10之前，带材铸造时间大约是500分钟。对于Bs＞1.6T的非晶合金带材而言，铸造时间通常被缩短至大约120分钟，这导致25％的铸造终止率。因此，显然需要阐明突起形成的原因并且对其进行控制，这是本发明的另一方面。
发明内容
根据本发明的各个方面，一种铁磁非晶合金带材是由如下的合金铸造而成的：该合金具有由FeaSibBcCd表示的成分且具有附带杂质，这里80.5原子％≤a≤83原子％、0.5原子％≤b≤6原子％、12原子％≤c≤16.5原子％、0.01原子％≤d≤1原子％且a+b+c+d＝100。所述带材是在冷却体表面上从所述合金的熔融状态铸造而成的，该熔融状态下的所述合金具有1.1N/m以上的熔融合金表面张力。所述带材具有带材长度、带材厚度和面对着所述冷却体表面的带材表面。所述带材具有在面对着所述冷却体表面的所述带材表面上形成的带材表面突起，且所述带材表面突起是在突起高度和突起数量方面被测量的。所述突起高度大于3μm且小于所述带材厚度的四倍，且在所述带材长度的1.5m范围内所述突起数量小于10。在经过退火的直条(straightstrip)形式下，所述带材具有超过1.60T的饱和磁感应强度，并且当在60Hz及1.3T感应强度水平下测量时表现出小于0.14W/kg的磁芯损耗。
根据本发明的一个方面，在所述带材的成分中，所述Si的含量b和所述B的含量c按照如下关系与所述Fe的含量a和所述C的含量d相关联：b≥166.5×(100-d)/100-2a以及c≤a-66.5×(100-d)/100。
根据本发明的另一个方面，在所述带材中，所述Fe的至多20原子％视需要被Co替换，且所述Fe的至多10原子％视需要被Ni替换。
根据本发明的另一个方面，所述带材还包括微量元素以减少在带材的冷却体侧的带材表面突起，所述微量元素是Cu、Mn和Cr中的至少一者。所述微量元素的浓度是：Cu在0.005重量％～0.20重量％的范围内，Mn在0.05重量％～0.30重量％的范围内，以及Cr在0.01重量％～0.2重量％的范围内。
根据本发明的另一个方面，所述带材是由在处于1250℃～1400℃之间的温度下的熔融状态的所述合金铸造出来的。优选的温度处于1280℃～1360℃的范围内。
根据本发明的另一个方面，所述带材是在如下的环境氛围中被铸造而成的：该环境氛围在熔融合金-带材界面处含有小于5体积％的氧。
根据本发明的另一个方面，所述熔融合金表面张力在1.1N/m以上。
根据本发明的又一个方面，一种卷绕式磁芯包括铁磁非晶合金带材和磁芯，使得所述带材被卷绕成所述磁芯。根据本发明的再一个方面，所述卷绕式磁芯是变压器铁芯。
根据本发明的再一个方面，在沿所述带材的长度方向施加的磁场中经过退火之后，所述卷绕式变压器铁芯在60Hz及1.3T感应强度下表现出小于0.3W/kg的磁芯损耗和小于0.4VA/kg的励磁功率。
根据本发明的又一个方面，所述卷绕式磁芯的所述带材是由所述合金铸造而成的，所述合金具有由FeaSibBcCd表示的化学成分，这里81原子％≤a≤82.5原子％、2.5原子％＜b＜4.5原子％、12原子％≤c≤16原子％、0.01原子％≤d≤1原子％且a+b+c+d＝100，所述合金还满足如下关系b≥166.5×(100-d)/100-2a以及c≤a-66.5×(100-d)/100，所述合金还包括微量元素，所述微量元素是Cu、Mn和Cr中的至少一种元素。所述Cu的含量为0.005重量％～0.20重量％，所述Mn的含量为0.05重量％～0.30重量％，并且所述Cr的含量为0.01重量％～0.2重量％。
根据本发明的又一个方面，所述卷绕式磁芯的所述带材已经在沿所述带材的长度方向施加的磁场中进行了退火，且所述带材在60Hz及1.3T感应强度下表现出小于0.25W/kg的磁芯损耗和小于0.35VA/kg的励磁功率。所述卷绕式变压器铁芯在300℃～335℃的温度范围内被退火。
根据本发明的再一个方面，在室温下，所述卷绕式变压器铁芯的所述铁芯在高达1.5～1.55T的感应强度水平下运行。根据本发明的再一个方面，所述铁芯具有环形形状或半环形形状。根据本发明的再一个方面，所述铁芯具有台阶式搭接接头(step-lapjoint)。根据本发明的再一个方面，所述铁芯具有重叠式搭接接头(over-lapjoint)。
根据本发明的另外一个方面，一种铁磁非晶合金带材的铸造方法，其包括：选择合金，所述合金具有由FeaSibBcCd表示的成分，这里80.5原子％≤a≤83原子％、0.5原子％≤b≤6原子％、12原子％≤c≤16.5原子％、0.01原子％≤d≤1原子％且a+b+c+d＝100，并且所述合金具有附带杂质；在冷却体表面上从熔融状态的所述合金进行铸造，所述熔融状态下的所述合金具有1.1N/m以上的熔融合金表面张力；获得所述带材，所述带材具有带材长度、带材厚度和面对着所述冷却体表面的带材表面；所述带材具有在面对着所述冷却体表面的所述带材表面上形成的带材表面突起，且所述带材表面突起是在突起高度和突起数量方面被测量的。所述突起高度大于3μm且小于所述带材厚度的四倍，并且在所述带材长度的1.5m范围内所述突起数量小于10。在经过退火的直条形式下，所述带材具有超过1.60T的饱和磁感应强度，并且当在60Hz及1.3T感应强度水平下测量时表现出小于0.14W/kg的磁芯损耗。
附图说明
通过参考下述的对优选实施例的详细说明以及附图，能够更全面地理解本发明，且本发明的其它优点将变得更加明显。在这些附图中：
图1是图示了面对着移动的冷却体的冷却体表面的带材表面上的典型突起的图片。
图2是图示了在面对着铸造出来的带材的铸造氛围侧的带材表面上观察到的波状图案的图片，其中数值λ是该波状图案的波长。
图3是在Fe-Si-B相图上给出了熔融合金表面张力的图，其中所示出的数字以N/m为单位表示熔融合金表面张力。
图4示出了熔融合金表面张力与在熔融合金-带材界面附近的氧浓度的关系。
图5示出了每1.5m的铸造出来的带材的突起数量与熔融合金表面张力的关系。
图6图示了具有重叠式搭接接头的变压器铁芯。
图7示出了对于磁芯中的非晶Fe81.7Si2B16C0.3、Fe81.7Si3B15C0.3和Fe81.7Si4B14C0.3合金带材，在60Hz激励和1.3T感应强度下的励磁功率与退火温度的关系，其中这些带材以沿着带材长度方向施加的2000A/m磁场进行了一小时退火。
图8示出了对于磁芯中的非晶Fe81.7Si2B16C0.3、Fe81.7Si3B15C0.3和Fe81.7Si4B14C0.3合金带材，在60Hz激励下的励磁功率与磁感应强度Bm的关系，其中这些带材在330℃温度下以沿着带材长度方向施加的2000A/m磁场进行了一小时退火。
具体实施方式
如在美国专利No.4,142,571中所披露的那样，可以让熔融合金经由槽式喷嘴而喷射到旋转的冷却体表面上，由此制备出非晶合金带材。面对冷却体表面的带材表面看起来是无光泽的，但相反侧，即面对着铸造氛围的表面是光亮的且反映出熔融合金的液体属性。在下面的对本发明实施例的说明中，这一侧也被称为铸造出来的带材的“光亮侧”。已经发现，在铸造出来的带材的无光泽侧的突起的形成受到熔融合金的表面张力的影响。当在非晶合金带材表面上形成了突起时，在通过层压或卷绕所述带材而构建得到的磁性元件中带材封装因子减小。因此，必须将突起高度保持在低水平上以满足工业要求。另一方面，突起高度随着带材铸造时间的延长而增加，这就限制了铸造时间。例如，对于具有小于1.6T的饱和感应强度的传统非晶合金带材而言，在带材封装因子减小到例如82％的水平(这是变压器铁芯工业中的最小值)之前，铸造时间大约是500分钟。迄今为止，对于具有大于1.6T的饱和感应强度Bs的非晶磁性合金而言，为了满足82％的封装因子的要求，铸造时间大约是120分钟。
进一步的观察揭示了下列事实：当进行铸造使得所述突起高度大于3μm且小于带材厚度的四倍，并且在经铸造而成的带材的1.5m之内所述突起数量小于10时，带材铸造时间显著增加。在经过多次实验性试验之后，本发明的发明人发现，将熔融合金表面张力保持在高水平下对于减小突起高度以及突起的发生率是至关重要的。
采用来自“MetallurgicalandMaterialsTransactions，vol.37B，pp.445-456(publishedbySpringerin2006)”(《冶金学与材料汇刊》，第37B卷，第445-456页，由施普林格出版社在2006年出版)的下列公式来量化熔融合金表面张力σ。
σ＝U2G3ρ/3.6λ2
这里，U、G、ρ和λ分别是冷却体表面的速度、喷嘴与冷却体表面之间的间隙、合金的质量密度和如图2所示在光亮侧带材表面上观察到的波状图案的波长。测量到的波长λ处于0.5mm～2.5mm的范围内。
本发明的发明人采取的下一步骤是找出具有大于1.6T的饱和感应强度的经铸造而成的非晶带材的化学成分范围，这是本发明的一个方面。已经发现：满足上述这个要求的合金成分由FeaSibBcCd表示，这里80.5原子％≤a≤83原子％、0.5原子％≤b≤6原子％、12原子％≤c≤16.5原子％、0.01原子％≤d≤1原子％且a+b+c+d＝100；该合金成分还具有在诸如铁(Fe)、硅铁(Fe-Si)和硼铁(Fe-B)等商用原材料中通常会发现的附带杂质(incidentalimpurity)。
关于Si含量和B含量，已经发现，下述化学限制更有利于达到上述目的：b≥166.5×(100-d)/100-2a以及c≤a-66.5×(100-d)/100。另外，关于附带杂质和有意添加的微量元素，已经发现具有如下给定的含量范围的元素是有利的：Mn是0.05重量％～0.30重量％，Cr是0.01重量％～0.2重量％，且Cu是0.005重量％～0.20重量％。
另外，可根据需要用Co替代小于20原子％的Fe，并且可根据需要用Ni替代不到10原子％的Fe。
对于选择在上面三个段落中给出的成分范围的原因如下：小于80.5原子％的Fe含量“a”导致了小于1.60T的饱和感应强度水平，而大于83原子％的“a”则降低了合金的热稳定性和带材可成形性。由至多20原子％的Co和/或至多10原子％的Ni替代Fe对于实现大于1.60T的饱和感应强度来说是有利的。Si改善了带材可成形性并增强了它的热稳定性，并且Si超过0.5原子％且低于6原子％以实现所设想的饱和感应强度水平和高的B-H方形比。B对合金的带材可成形性及其饱和感应强度水平有着有利的贡献，并且B超过12原子％且低于16.5原子％，这是因为当超过上述这个浓度时它的有利效果将会减弱。图3的相图中总结了上述这些发现，图3中清楚地表示了其中熔融合金表面张力在1.1N/m以上的区域1和其中熔融合金表面张力大于1.1N/m的区域2。由公式b≥166.5×(100-d)/100-2a及c≤a-66.5×(100-d)/100表示的化学范围对应于图3中的区域2。图2中的粗虚线对应于共晶成分(eutecticcomposition)，而细虚线表示区域2中的化学成分。
大于0.01原子％的C对于实现高的B-H方形比和高的饱和感应强度是有效的，但大于1原子％的C会使熔融合金的表面张力减小，并且低于0.5原子％的C是优选的。在所添加的微量元素之中，Mn降低了熔融合金的表面张力，且可容许的浓度限制是Mn＜0.3重量％。更优选地，Mn＜0.2重量％。基于Fe的非晶合金中的Mn和C的共存改善了合金的热稳定性，且(Mn+C)＞0.05重量％是有效的。Cr也改善了热稳定性并且Cr＞0.01重量％是有效的，但Cr＞0.2重量％时合金的饱和感应强度会降低。Cu在Fe中是不溶的且倾向于沉淀在带材表面上，并且Cu有助于增加熔融合金的表面张力；Cu＞0.005重量％是有效的，且Cu＞0.02重量％是更有利的，但C＞0.2重量％就会导致易碎的带材。已经发现，允许含有0.01重量％～5.0重量％的由Mo、Zr、Hf和Nb构成的群组中的一种或多种元素。
根据本发明实施例的合金具有优选处于1250℃～1400℃之间的熔化温度。当低于1250℃时，喷嘴易于频繁地堵塞，而当高于1400℃时，熔融合金的表面张力降低。更优选的熔点是1280℃～1360℃。
本发明的发明人发现，可以通过在熔融合金与处于铸造用喷嘴正下方的经铸造而成的带材之间的界面处提供浓度为至多5体积％的氧气，来进一步减少表面突起。基于图4所示的熔融合金表面张力相对于O2浓度的数据来确定O2气体的上限，图4示出了在氧气浓度超过5体积％时熔融合金表面张力变得小于1.1N/m。在表2中给出了O2气体水平、熔融合金表面张力σ、表面突起数量n和磁特性之间的关系。
下一步骤是将带材表面突起的数量与熔融合金表面张力相关联，这在图5中已示出。该图不失一般性地表示出了从具有100mm～170mm宽度和23μm～25μm厚度的铸造出来的带材取得的数据，此图表明：在熔融合金表面张力σ减小到小于1.1N/m时，表面突起的数量会增多。也正如表1～表6所表明的那样，对于σ≥1.1N/m，在经铸造而成的带材的每1.5m内突起数量n变得小于10。在σ＝1.25N/m处，突起数量变为0。
本发明的发明人进一步发现，在该带材制造方法中，根据本发明的实施例获得了10μm～50μm的带材厚度。对于低于10μm的厚度，难以形成带材；而高于50μm的带材厚度会使得带材的磁特性劣化。
如实例3中所表明的那样，上述带材制造方法适用于更宽的非晶合金带材。
为了检验尽可能多的非晶合金带材，测试了本发明实施例的许多非晶合金且测试结果在表4、表5和表6中示出。这些表格是诸如本发明实施例所述的突起高度和在铸造出来的非晶合金带材的每个给定长度内的突起数量等物理范围的基础。
令本发明的发明人惊讶的是：与当铁芯材料的饱和感应强度增大时铁芯损耗通常会增大的预期相反，铁磁非晶合金带材表现出低的磁芯损耗。例如，根据本发明实施例的铁磁非晶合金带材的直条以沿所述直条的长度方向施加的1500A/m磁场在320℃与330℃之间的温度下进行了退火，这些直条当在60Hz及1.3T感应强度下测量时表现出小于0.14W/kg的磁芯损耗。
直条中的低磁芯损耗相应地转化为在通过卷绕磁性带材而制备的磁芯中的低磁芯损耗。然而，由于在铁芯卷绕期间引入的机械应力，卷绕式铁芯一直表现出比它的直条形式的磁芯损耗更高的磁芯损耗。卷绕式铁芯的铁芯损耗与直条的铁芯损耗的比率被称为装配因子(buildingfactor，BF)。对于最佳设计的可商购得到的基于非晶合金带材的变压器铁芯而言，BF值大约是2。低BF值显然是优选的。根据本发明的实施例，采用本发明实施例的非晶合金带材构造出了具有重叠式搭接接头的变压器铁芯。在图6中给出了构造出的且被测试的铁芯的尺寸。
表7和表8总结了具有图6的构造的磁芯的测试结果。第一个显著的结果是：对于在300℃～340℃温度下经过退火的变压器铁芯，例如在60Hz及1.3T感应强度下测量到的铁芯损耗具有如表7中所示的0.211W/kg～0.266W/kg范围。这将与在同样的60Hz激励下直条的小于0.14W/kg的铁芯损耗相比较。因此这些变压器铁芯的BF值的范围是从1.5到1.9，这显著低于传统的BF数值2。尽管被测试的各变压器铁芯的铁芯损耗水平大致相同，但具有更高Si含量的合金表现出如下两个有益特征。第一，如表7中所示，低励磁功率时的退火温度范围在包含3原子％～4原子％的Si的非晶合金中比在包含2原子％的Si的非晶合金中宽得多。在图7中示出了这一特征，该图中曲线71、72和73分别对应于含有2原子％的Si、含有3原子％的Si和含有4原子％的Si的非晶合金带材。在诸如变压器铁芯等磁芯中的励磁功率是一个重要因素，因为励磁功率是将磁芯保持于激励状态的实际功率。因此，励磁功率越低越好，从而获得更有效的变压器运行。第二，如表8中所示，使用了包含3原子％～4原子％的Si的非晶合金带材(所述带材在沿着带材长度方向施加的磁场中在300℃～355℃之间的温度范围内进行了退火)的变压器铁芯在室温下在高达1.5～1.55T感应强度范围上运行，超过该感应强度范围时励磁功率会快速增加，而具有2原子％的Si的非晶合金在高达约1.45T的感应强度下仍是可以运行的，超过1.45T时在基于2原子％的Si的铁芯中励磁功率会快速增加。在图8中清晰地表明了这一特性，该图中曲线81、82和83分别对应于含有2原子％的Si、含有3原子％的Si和含有4原子％的Si的非晶合金带材。这种差异在降低变压器尺寸方面是很有意义的。经估计，变压器的工作感应强度每增加0.1T的增量，则变压器尺寸就能减小5％～10％。此外，当变压器的励磁功率低时，变压器品质就改善了。鉴于以上这些技术优点，对具有依据本发明的成分的变压器铁芯进行了测试，且结果表明：在具有由FeaSibBcCd表示的化学成分的非晶合金情况中获得了最佳的变压器性能，这里81原子％≤a＜82.5原子％、2.5原子％＜b＜4.5原子％、12原子％≤c≤16原子％、0.01原子％≤d≤1原子％及a+b+c+d＝100，且满足如下关系b≥166.5×(100-d)/100-2a及c≤a-66.5×(100-d)/100。
实例1
制备具有依据本发明实施例的化学成分的铸块，并且这些铸块是通过处于1350℃下的熔融金属在旋转的冷却体上铸造而成的。铸造出来的带材具有170mm的宽度，且它的厚度是23μm。化学分析表明，这些带材含有0.10重量％的Mn、0.03重量％的Cu和0.05重量％的Cr。CO2气体和氧的混合物被吹入到熔融合金与铸造出来的带材之间的界面附近。熔融合金与铸造出来的带材之间的界面附近的氧浓度为0.5体积％。熔融合金表面张力σ是通过使用公式σ＝U2G3ρ/3.6λ2并通过测量铸造出来的带材的光亮侧上的波状图案的波长来确定的。在铸造了大约100分钟的带材上测量在沿该带材长度方向的1.5m内的带材表面突起数量，并且表1中给出了表面突起高度超过3μm的三个样品的表面突起最大数量n。所有的带材样品的突起高度均小于所述带材厚度的4倍。从所述带材切割下来的单条在300℃～400℃下以沿着各条的长度方向施加的1500A/m磁场进行退火，且根据ASTM标准A-932来测量经过热处理的各条的磁特性。表1列出了所获得的结果。对于熔融合金表面张力、铸造出来的带材的每1.5m内的表面突起数量、饱和感应强度Bs以及在60Hz激励及1.3T感应强度下的磁芯损耗W1.3/60，样品第1号和第2号满足本发明的目标的要求。参考样品第1号具有12个突起，因而超过了本发明实施例中要求的最小数量10。
表1
实例2
具有Fe81.7Si3B15C0.3成分的非晶合金带材是在与实例1中相似的铸造条件下铸造而成的，除了O2气体浓度从0.1体积％改变为20体积％(等同于空气)。表2中列出了所获得的磁特性Bs和W1.3/60、以及熔融合金表面张力σ和表面缺陷平均数量n。这些数据证明：超过5体积％的氧水平减小了熔融合金表面张力，这就增加了表面突起数量。
表2
实例3
具有Fe81.7Si3B15C0.3成分的非晶合金带材是在与实例1中相似的条件下铸造而成的，除了带材宽度从50mm改变为254mm且带材厚度从15μm改变为40μm。表3中列出了所获得的磁特性Bs和W1.3/60、熔融合金表面张力σ以及表面突起数量n。
表3
实例4
使用具有表5和表6中列出的化学成分的铸块来铸造如实例1中的非晶合金带材。该铸造是在含有0.5体积％O2气体的氛围中进行的。所获得的带材具有23μm厚度和100mm宽度。带材表面突起的数量和该带材的磁特性如实例1中那样进行确定且结果如表4中所示。所有这些示例都满足本发明实施例中已经说明的所要求的特性。
表4
另一方面，表5中列出的非晶合金带材是如表4中的非晶合金带材那样来制造和检验的，但是这些非晶合金带材不满足本发明实施例已经说明的要求。
表5
实例5
如实例4中那样铸造了含有Cu的Fe81.7Si3B15C0.3非晶合金，且在表6中列出了测试结果。样品第16号、第31号和第32号满足本发明实施例中已经说明的所要求的特性。在参考样品中，第12号样品表现出了更多的带材表面突起n，而第13号样品满足所有要求但是易碎。
表6
实例6
将具有Fe81.7Si2B16C0.3成分、Fe81.7Si3B15C0.3成分和Fe81.7Si4B14C0.3成分且具有23μm厚度和170mm宽度的非晶合金带材卷绕成具有如图6中所示尺寸的磁芯。图6中的用于变压器中的铁芯是工业中已知的重叠式搭接型。该铁芯在330℃下以沿着带材长度方向施加的2000A/m磁场进行了退火。根据ASTM标准第A-912号测量了诸如铁芯损耗和励磁功率等磁特性。表7和表8以及图7和图8给出了测试结果。
表7
铁芯损耗
CL1.3/60(W/Kg)
励磁功率VA1.3/60(VA/Kg)
表8
铁芯损耗CL1.3/60(W/Kg)
感应强度Bm(T) 1.00 1.10 1.20 1.30 1.35 1.40 1.45 1.50 1.55 1.60
Fe81.7Si2B16C0.3 0.13 0.15 0.18 0.22 0.23 0.26 0.28 0.30 0.33 0.38
Fe81.7Si3B15C0.3 0.14 0.17 0.20 0.23 0.25 0.26 0.28 0.31 0.33 0.37
Fe81.7Si4B14C0.3 0.14 0.16 0.19 0.22 0.24 0.26 0.28 0.30 0.33 0.37
励磁功率VA1.3/60(VA/Kg)
感应强度Bm(T) 1.00 1.10 1.20 1.30 1.35 1.40 1.45 1.50 1.55 1.60
Fe81.7Si2B16C0.3 0.15 0.19 0.24 0.31 0.37 0.47 0.65 1.02 1.69 4.28
Fe81.7Si3B15C0.3 0.16 0.20 0.25 0.31 0.35 0.41 0.49 0.64 0.95 1.87
Fe81.7Si4B14C0.3 0.16 0.20 0.24 0.30 0.34 0.39 0.47 0.61 0.96 2.15
采用了实例6中给出的非晶磁性合金的变压器铁芯(在300℃与350℃之间的温度下进行了退火)在60Hz及1.3T激励下表现出小于0.3W/kg的铁芯损耗，而在310℃与350℃之间的温度下进行了退火的那些变压器铁芯表现出小于0.4VA/kg的励磁功率。在含有3原子％～4原子％的Si且在320℃～330℃之间的温度下进行了退火的铁芯情况中，获得了最佳的变压器铁芯性能。对于这些铁芯，在3原子％～4原子％的Si的优选范围的条件下，获得了在60Hz及1.3T感应强度下小于0.25W/kg的铁芯损耗和小于0.35VA/kg的励磁功率。还值得注意的是：含有3原子％～4原子％的Si的铁芯在60Hz及1.3T感应强度下表现出远小于1.0VA/kg的励磁功率，这是有效的变压器工作的优选励磁功率范围。
尽管已经图示和说明了本发明的实施例，但本领域技术人员应当理解的是：在不脱离本发明的原理和精神的情况下可以对这些实施例做出修改，本发明的范围是由权利要求和它们的等同物界定的。

Claims (40)

1.一种铁磁非晶合金带材，其包括：
合金，所述合金具有由FeaSibBcCd表示的成分，这里80.5原子％≤a≤83原子％、0.5原子％≤b≤6原子％、12原子％≤c≤16.5原子％、0.01原子％≤d≤1原子％且a+b+c+d＝100，并且所述合金具有附带杂质，
所述带材是在冷却体表面上从熔融状态的所述合金铸造而成的，所述熔融状态下的所述合金具有1.1N/m以上的熔融合金表面张力；
所述带材具有带材长度、带材厚度和面对着所述冷却体表面的带材表面；
所述带材具有在面对着所述冷却体表面的所述带材表面上形成的带材表面突起；
所述带材表面突起是在突起高度和突起数量方面被测量的；
所述突起高度大于3μm且小于所述带材厚度的四倍，且在所述带材长度的1.5m范围内所述突起数量小于10个；并且
在经过退火的直条形式下，所述带材具有超过1.60T的饱和磁感应强度，并且当在60Hz及1.3T感应强度水平下测量时表现出小于0.14W/kg的磁芯损耗。
2.根据权利要求1所述的铁磁非晶合金带材，其中，所述Si的含量b和所述B的含量c按照如下关系与所述Fe的含量a和所述C的含量d相关联：b≥166.5×(100-d)/100-2a以及c≤a-66.5×(100-d)/100。
3.根据权利要求1所述的铁磁非晶合金带材，其中，所述Fe的至多20原子％视需要被Co替换，且所述Fe的至多10原子％视需要被Ni替换。
4.根据权利要求1所述的铁磁非晶合金带材，还包括：
微量元素，所述微量元素选自由Cu、Mn和Cr组成的群组中的至少一者。
5.根据权利要求4所述的铁磁非晶合金带材，其中，所述Cu的含量处于0.005重量％～0.20重量％的范围内。
6.根据权利要求4所述的铁磁非晶合金带材，其中，所述Mn的含量处于0.05重量％～0.30重量％的范围内。
7.根据权利要求4所述的铁磁非晶合金带材，其中，所述Cr的含量处于0.01重量％～0.2重量％的范围内。
8.根据权利要求1所述的铁磁非晶合金带材，其中，所述带材是从处于1250℃～1400℃之间的温度下的熔融状态的所述合金铸造而成的。
9.根据权利要求1所述的铁磁非晶合金带材，其中，所述带材是在如下的环境氛围中铸造而成的：所述环境氛围在熔融的所述合金与所述带材的界面处含有小于5体积％的氧。
10.一种卷绕式磁芯，其包括磁芯和权利要求1中所述的带材。
11.一种卷绕式变压器铁芯，其包括权利要求10中所述的卷绕式磁芯，其中，所述卷绕式磁芯是变压器铁芯。
12.根据权利要求11所述的卷绕式变压器铁芯，其在沿所述带材的长度方向施加的磁场中进行了退火，并且在60Hz及1.3T感应强度下表现出小于0.3W/kg的磁芯损耗和小于0.4VA/kg的励磁功率。
13.根据权利要求12所述的卷绕式变压器铁芯，其在沿所述带材的长度方向施加的磁场中且在300℃～335℃的温度范围中进行了退火。
14.根据权利要求10所述的卷绕式磁芯，其中，所述带材基于所述合金，所述合金具有由FeaSibBcCd表示的化学成分，这里81原子％≤a≤82.5原子％、2.5原子％≤b≤4.5原子％、12原子％≤c≤16原子％、0.01原子％≤d≤1原子％且a+b+c+d＝100，所述合金还满足如下关系b≥166.5×(100-d)/100-2a以及c≤a-66.5×(100-d)/100，并且所述合金还包括微量元素，所述微量元素选自由Cu、Mn和Cr组成的群组中的至少一者，其中所述Cu的含量是0.005重量％～0.20重量％，所述Mn的含量是0.05重量％～0.30重量％，并且所述Cr的含量是0.01重量％～0.2重量％。
15.根据权利要求14所述的卷绕式磁芯，其中，所述带材已经在沿所述带材的长度方向施加的磁场中进行了退火，在60Hz及1.3T感应强度下表现出小于0.25W/kg的磁芯损耗和小于0.35VA/kg的励磁功率。
16.根据权利要求15所述的卷绕式磁芯，所述带材在沿所述带材的长度方向施加的磁场中且在300℃～335℃的温度范围中进行了退火。
17.根据权利要求12所述的卷绕式变压器铁芯，其中，所述铁芯在高达1.5T的感应强度水平下运行。
18.根据权利要求12所述的卷绕式变压器铁芯，其中，所述铁芯具有环形形状或半环形形状。
19.根据权利要求12所述的卷绕式变压器铁芯，其中，所述铁芯具有台阶式搭接接头。
20.根据权利要求12所述的卷绕式变压器铁芯，其中，所述铁芯具有重叠式搭接接头。
21.一种铁磁非晶合金带材的铸造方法，其包括：
选择合金，所述合金具有由FeaSibBcCd表示的成分，这里80.5原子％≤a≤83原子％、0.5原子％≤b≤6原子％、12原子％≤c≤16.5原子％、0.01原子％≤d≤1原子％且a+b+c+d＝100，并且所述合金具有附带杂质；
在冷却体表面上从熔融状态的所述合金进行铸造，所述熔融状态下的所述合金具有1.1N/m以上的熔融合金表面张力；以及
获得所述带材，所述带材具有带材长度、带材厚度和面对着所述冷却体表面的带材表面，
其中，所述带材具有在面对着所述冷却体表面的所述带材表面上形成的带材表面突起；
所述带材表面突起是在突起高度和突起数量方面被测量的；
所述突起高度大于3μm且小于所述带材厚度的四倍，并且在所述带材长度的1.5m范围内所述突起数量小于10个；并且
在经过退火的直条形式下，所述带材具有超过1.60T的饱和磁感应强度，并且当在60Hz及1.3T感应强度水平下测量时表现出小于0.14W/kg的磁芯损耗。
22.根据权利要求21所述的方法，其中，所述Si的含量b和所述B的含量c按照如下关系与所述Fe的含量a和所述C的含量d相关联：b≥166.5×(100-d)/100-2a以及c≤a-66.5×(100-d)/100。
23.根据权利要求21所述的方法，其中，所述Fe的至多20原子％视需要被Co替换，且所述Fe的至多10原子％视需要被Ni替换。
24.根据权利要求21所述的方法，其中，所述合金还包括：
微量元素，所述微量元素选自由Cu、Mn和Cr组成的群组中的至少一者。
25.根据权利要求24所述的方法，其中，所述Cu的含量处于0.005重量％～0.20重量％的范围内。
26.根据权利要求24所述的方法，其中，所述Mn的含量处于0.05重量％～0.30重量％的范围内。
27.根据权利要求24所述的方法，其中，所述Cr的含量处于0.01重量％～0.2重量％的范围内。
28.根据权利要求21所述的方法，其中，所述铸造是在1250℃～1400℃之间的温度下进行的。
29.根据权利要求21所述的方法，其中，所述铸造是在如下的环境氛围中进行的：所述环境氛围在熔融的所述合金与所述带材的界面处含有小于5体积％的氧。
30.一种卷绕式磁芯的制备方法，其包括：将权利要求21中所述的带材卷绕成磁芯。
31.根据权利要求30所述的方法，其中，所述卷绕式磁芯是卷绕式变压器铁芯。
32.根据权利要求30所述的方法，其还包括：将所述磁芯中的所述带材在沿所述带材的长度方向的磁场中进行退火，以形成经过退火的带材，其中，经过退火的所述带材当在60Hz及1.3T感应强度下测量时表现出小于0.3W/kg的磁芯损耗和小于0.4VA/kg的励磁功率。
33.根据权利要求32所述的方法，其中，所述退火是在沿所述带材的长度方向施加的磁场中且在处于300℃～335℃范围内的温度下进行的。
34.根据权利要求30所述的方法，其中，所述带材是由所述合金铸造而成的，所述合金具有由FeaSibBcCd表示的化学成分，这里81原子％≤a≤82.5原子％、2.5原子％<b<4.5原子％、12原子％≤c≤16原子％、0.01原子％≤d≤1原子％且a+b+c+d＝100，所述合金还满足如下关系b≥166.5×(100-d)/100-2a以及c≤a-66.5×(100-d)/100，并且所述合金还包括微量元素，所述微量元素是选自由Cu、Mn和Cr组成的群组中的至少一者，其中，所述Cu的含量为0.005重量％～0.20重量％，所述Mn的含量为0.05重量％～0.30重量％，并且所述Cr的含量为0.01重量％～0.2重量％。
35.根据权利要求32所述的方法，其中，在沿所述带材的长度方向施加的磁场中进行退火，以形成经过退火的所述带材，其中，经过退火的所述带材当在60Hz及1.3T感应强度下测量时表现出小于0.25W/kg的磁芯损耗和小于0.35VA/kg的励磁功率。
36.根据权利要求35所述的方法，其中，将所述磁芯在沿所述带材的长度方向施加的磁场中且在300℃～355℃的温度范围中进行退火。
37.根据权利要求35所述的方法，其中，所述磁芯在高达1.5T的感应强度水平下运行。
38.根据权利要求32所述的方法，其中，所述磁芯具有环形形状或半环形形状。
39.根据权利要求32所述的方法，其中，所述磁芯具有台阶式搭接接头。
40.根据权利要求32所述的方法，其中，所述磁芯具有重叠式搭接接头。
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