CN1243548A - 具有适用于低频用途的软磁特性的非晶态铁－硼－硅－碳合金 - Google Patents

具有适用于低频用途的软磁特性的非晶态铁－硼－硅－碳合金 Download PDF

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Abstract

一种快速凝固的非晶态金属合金由Fe、B、Si和C构成。该合金显示出在电源频率下的高饱和感应密度、高居里温度、高结晶温度、低铁损及低励磁功率的组合,因而特别适用于配电电网的变压器铁心。

Description

具有适用于低频用途的 软磁特性的非晶态铁-硼-硅-碳合金
发明背景
本发明是于1996年5月9日申请的、序号为08/647,151美国申请的部分继续，而1996年5月9日提交的该申请是于1994,5,20申请的序号为08/246,393的美国申请的继续，1994年5月20日提交的该申请是1992年12月23日申请的、序号为996,288的美国申请的继续。
1.发明领域
本发明涉及一种非晶态金属合金，尤其是涉及主要由Fe、B、Si和C构成的非晶态合金，该合金可用于生产制造配电变压器和电力变压器时所用的磁心。
2.对现有技术的描述
非晶态金属合金(金属玻璃)是缺少任何的长范围原子序列的亚稳定材料。其特征在于其X-射线衍射图由分散的(宽的)强度最大值构成，该图与观察液体或无机氧化物玻璃时看到的这种衍射图在定量上是类似的。但，当加热到足够高的温度时，随着释放结晶热，它们开始结晶。相应地，其X-射线衍射图开始向从结晶材料所看到的图形转变，即在该图中开始出现陡峭的强度最大值。这些合金的亚稳定态具有优于相同合金的结晶态的优点，尤其是具有在合金的机械性能和磁性能方面的优点。
比如，有一些市售的金属玻璃，它们的铁损仅为含3％(重量)晶体的常规Si-Fe晶粒取向钢重量的三分之一(比如参见“MetallicGlasses in Distribution Transformer Application：An Update”V.R.V.Ramanan，J.Mater.Eng.，13(1991)pp.119-127)，该钢是被用作配电变压器的磁心的。考虑到仅在美国就有约3千万台配电变压器(它消耗约5亿磅磁心材料)，可知节能的潜力及将金属玻璃用于配电变压器铁心而产生的经济效益是巨大的。
非晶态金属合金通常用本领域中常用的各种技术中的任一种，通过使熔体速冷产生。术语“速冷”通常指的是至少约104℃/秒的冷却速度，在大多数富铁合金的情况下，一般需要更高的冷却速度(105-106℃/秒)来抑制结晶相形成，并将此合金激冷成亚稳定的非晶态。这类可用于制造非晶态金属合金的技术的例子包括溅射和喷射沉积在(通常是激冷的)基底上、喷铸、流面铸造等。一般先选定特定的成分，将附合所需比例的所需的元素(或经分解而形成该元素的材料，如硼铁、硅铁等)的粉末和小粒熔化及均匀化，然后将此熔融的合金以对于选定的组分是合适的速度急冷，从而形成非晶态。
制造连续的金属玻璃带的最佳方法是US，4,142,571(授予Narasimhan，转让给Allied Signal Inc.)中所述的，作为平板流动铸造法而公知的方法。该平板流动铸造法包括以下步骤：
(a)使激冷体的表面以约100-2000m/分的预定速度沿纵向经过喷咀孔移动，该孔是由一对通常平行的，形成一个缝状开口的突出的唇状物限定的，该孔位于紧贴激冷体表面之处，从而唇状物与该表面间的间隙在约0.03-约1mm间变化，该小孔的设置一般垂直于激冷体移动的方向。
(b)迫使一股熔融合金经喷咀的小孔与移动中的激冷体表面接触，以使合金在其上凝固，从而形成连续的带。更好是，该喷咀缝的宽度为约0.3-1mm，第一唇形物的宽度至少等于该缝的宽度，第二唇形物的宽度为该缝宽度的1.5-3倍。按Narasimhan法生产的金属带的宽度为7mm或更小至150-200mm，或更大。USP 4,142,571中所述的平板流动铸造法，根据所用合金的成分、熔点、凝固和结晶特性，能生产厚度＜0.025mm-约0.14或更厚的非晶态金属带。
了解何种合金可经济地和大量地按非晶态产生及非晶态合金的性能在过去20年中一直是大量研究的主题。针对此主题-何种合金较易按非晶态生产-的最为人知的公开文献是授予H.S.Chen和D.E.Polk，而转让给Allied Signal Inc.的美国专利Re 32,925。其中公开的是一类式MaYbZc的合金，其中M主要由选自Fe、Ni、Co、Cr和V的金属构成的金属，Y是选自P、B、和C的至少一种元素，Z是选自Al、Sb、Be、Ge、In、Sn和Si的至少一种元素，“a”为约60-90 atom％、“b”为约10-30 atom％，而“c”为约0.1-15 atom％。现在，大量市售的非晶态金属合金都在上述通式的范围内。
随着在非晶态金属合金领域中的持续探索和开发，某些合金和合金体系具有了使它们在世界范围内的重要应用领域中加大应用的磁性能和物理性能，尤其是在电学应用中作配电和电力变压器、发电机和电动机的铁心方面的性能已变得明显了。
非晶态金属合金领域中的早期研究和开发发现作为用于制造变压器，尤其是配电变压器及发电机所用的磁心的待选合金，二元合金Fe80B20，因为该合金有高的饱和磁化强度值(约178emu/g)。然而，Fe80B20难以铸成非晶态也是公知的。此外，由于结晶温度低，它有热不稳定的倾向，而且它难以按有延性的带材形式生产。还有，已确定其铁损及励磁功率要求仅是最低限度地被接受。因此，不得不开发改善了铸造性能及稳定性，和改善了磁性能的合金，以便能将非晶态金属合金实际用于制造磁心，尤其是配电变压器磁心。
在另外的研究之后发现，Fe-B-Si三元合金在用于这类用途方面优于Fe80B20。在过去几年中，已公开了很多具有其自身的一组独特磁性的数类合金。授予Luborsky等人的US，4,217,135和4,300,950公开一种的通式Fe80-84B12-19Si1-8表示的合金，但条件是，该合金必须显示出30℃时的至少约174emu/g饱和磁化强度值(该值现在被公认为较好的数值)、约0.03Oe的矫顽力及至少约320℃的结晶温度。Freilich等人在转让给Allied Signal Inc.的美国专利申请No，220,602中公开了以式Fe～75-78.5B～11-21Si～4-10.5表示的一种合金，它呈现出高结晶温度与在近似于配电变压器中的普通的变压器的磁心运行条件(即，60Hz，1.4T，100℃)的条件下的低铁损及低的励磁功率需求的组合。
加拿大专利1,174,081公开了一种以式Fe77-80B12-16Si5-10限定的合金，它显示了时效后的室温下的低铁损及低的矫顽力，和它具有高的饱和磁化强度值。在转让给Allied Signal Inc.，的US 5,035,755中Natha-Singh等人公开一种可用于制造配电变压器磁心的合金，它的式Fe79.4-79.8B12-14Si6-8表示，而且该合金呈现出出人意料地低的时效前后的铁损及励磁功率需求和可以接受的高饱和磁化强度值。最后，授予Ramanan等人，又转让给Allied Sighal Inc.的US，5,496,418公开了另一种高铁含量的Fe-B-Si合金，它在生产用于制造配电变压器和电力变压器的磁心方面，显示出改善了的实用性和可控制性。它公开了，这些合金在整个退火条件范围内具有高的结晶温度，高的饱和感应，60Hz和1.4T 25℃下低的铁损和低的励磁功率需要，及改善了在整个退火条件下退火后延展性保留率方面的综合性能。
在致力于补救Fe80B20中的有缺陷的特性及挽回某些因Fe-B系统而产生的饱和磁化“损失”的其它研究中，认为三元的Fe-B-C合金有很大的前途。该系统中的合金性能被Luborsky等人归纳于综合报告之中(“The Fe-B-C Ternary Amophous Alloys”Genaral Electric Co.，Technical Information Series Report No，79 CRD 169.August(1979)。在该报告中公开了，当与Fe-B-Si系统对比时，虽然在Fe-B-C系统中的较宽的成分范围内，存在很高的饱和磁化强度值，但发现由于Si(Fe-B-Si合金中的)产生了提高结晶温度的有益效果，因而合金的稳定性在Fe-B-C合金的大多数成分范围被着重的兼顾了。换言之，通常以C替代B时，结晶温度下降。展望磁性能，从Fe-B-C合金看到的主要缺点是，这种合金的矫顽力比Fe-B-Si合金的高，甚至比二元Fe-B合金的矫顽力高。主要由于合金稳定性和矫顽力方面的这些缺陷的缘故，Fe-B-C合金不再应用，自从Luborsky等人报告，可能有重要商用价值的用于配电变压器磁心的合金的时候起。
在转让给Allied Sighal Inc.的US 4,219,355中，DeCristofaro等人公开了一种的式Fe80-82B12.5-14.5Si2.5-5.0C1.5-2.5的非晶态金属Fe-B-Si-C合金，该合金有综合的高磁化强度、低铁损及低的伏安要求(在60Hz时)，而且其中的ac和dc磁特性在温度高达150℃时保持稳定。DeCristofaro等人还公开了，超出上式的Fe-B-Si-C合金组合物具有不可接受的dc特性(矫顽力等，B80(以1Oe感应)，或不可接受的ac特性(铁损和/或励磁功率)，或两者兼而有之。
在授予Sato等人的US 4,437,907中也公开了非晶态金属Fe-B-Si-C合金。在该专利中，提出了一种以式Fe74-80B6-13Si8-19C0-3.5表示的合金，该合金有50Hz和1.26T时的低铁损及磁性能的高的热稳定性，而且在该合金中，在200℃的时效后，有以1Oe，于室温下测得的高度的磁通密度保持率及在上述条件下测得的良好的铁损保持率。
授予Sato等人的US 4,865,664公开了一种板厚50-150μm，板宽至少20mm的铁基非晶态合金。该带材是用单辊冷却法生产的，而且其断裂应变为0.01或更大。Sato等人在US 4,865,664中公开了一种由FeaBbSicCd构成的非晶态合金带材，其中的a、b、c和d的范围分别以77-82、8-15、4-15及0-3为好。
日本专利公告37,467(1989，8，7)公开了一种低铁损、铁基非晶态合金，其组成为FeaSibBcCd而且其磁性能随时间的变化非常小。a、b、c和d是原子百分比，a＝77-79、b＝大于8-12，c＝9-11、d＝1-3，a+b+c+d＝100。
日本专利公开33,452(1981，4，3)公开了一种用于变压器铁心的非晶态合金，其组成为FeaSibBcCd，其中的a、b、c和d为原子百分比，a+b+c+d＝100，b＝2-8，c＝8-17，d＝1-8。
日本专利公开34,162(1983，2，28)公开了一种式FeaBbSicCd的非晶态合金，a、b、c和d为原子百分比，a+b+c+d＝100，a＝78-82，b＝8-14，c＝5-15，d≤1.5，该合金有良好的抗磁性时效的性能。
日本专利公开152,150(1980，11，27)公开了一种具有高磁通密度的非晶态铁合金，它由(原子百分比)11-17％的B和3-8％的C以及主要为Fe的余量构成，该合金有高的磁导磁率和低的铁损。此文献还公开一种具有高磁通密度的非晶态铁合金，它含有(原子百分比)11-17％的B和3-8％的C、前者中的5％以下和后者中的8％以下的至少一种被Si取代，Si、B和C的总和为18-21％，其余主要是Fe，该合金有高的磁导率及小的铁损。
从上面的讨论可知：研究者集中研究了作为判断哪些合金最适于制造配电变压器和电力变压器磁心标准的不同性能，但无人认识到在磁心制造和运行方面明显优越的必要性能的组合，因此，发现各种不同的合金，但每种合金只针对这种总的组合中的一部分。更具体是明显缺少用上面所揭示的内容评价这样一些合金，这些合金具有高的结晶温度和高的饱和磁化强度值、及在一宽的退火温度和退火时间范围内退过火后的低铁损与低励磁功率需求的组合，此外，在整个退火条件下保持了足够的，便于生产磁心的延展性。具有这种综合特性的合金将在变压器制造业中获得压倒多数的肯定，因为它们具有主要针对改进变压器运行的磁特性，而且更宜于适应各种为变压器铁心制造者所采用的设备，方法及控制技术的要求。
上述非晶态金属合金中的元素B在所有的与此合金相关的原料中是最贵的组分。比如，在上述的Fe-B-Si合金的情况下，3％(重量)的B(约13at％)占原料总成本的约70％。除了上述的针对变压器铁心合金的所需综合特性外，若这些合金在其成分中具有低的B含量，从而使大规模制造变压器用的该合金的总成本下降，则具有上述社会效益的非晶态合金磁性更易产生。
发明简述
本发明提供由Fe、B、Si和C构成的金属合金，它至少70％为非晶态，并且基本上按式FeaBbSicCd的成分构成，其中“a”-“d”为原子百分比，a、b、c和d之总和等于100，a为约77-80、b为约7-11.5、c为约3-12而d为约2-6，附加条件是当c＞7.5时，d至少为4，该合金具有最多约0.5at％的杂质，而其结晶温度至少为500℃。本发明的合金被证明具有如下综合性能：至少约360℃的居里温度、与相当于至少约165emu/g的磁矩的饱和磁化强度、不大于约0.35W/kg的铁损及不大于1VA/kg的励磁功率值(在该合金在335-390℃的温度下，在存有5-30Oe的磁场时经0.5-4小时的退火后，于25℃、60Hz和1.4T的条件下测得)。
本发明还提供一种由本发明的非晶态金属合金构成的改进的磁心。该改进的磁心含有主要由上述的非晶态金属合金带构成的磁体(如通过缠绕，缠绕和切割或叠层而构成)、所述的磁体已在存有磁场时退过火。
本发明还提供生产该合金的方法，它包括从热碳还原法制得的硼铁供应至少部分B含量的步骤。
此现有技术的合金相比，本发明的非晶态金属合金具有在退火条件下获得的与电源频率下的低铁损和低励磁功率相结合的高饱和磁感应、高居里温度和结晶温度。这种综合性能使本发明的含量适用于在配电电网中的变压器铁心。其它用途可在磁放大器，继电器铁心，接地故障断路器中找到。
附图简述
当参照下面的，对本发明各最佳实施方案的详细描述及参阅附图时，可进一步理解本发明及其优点，在附图中：
图1(a)-1(g)是如指出的四元Fe-B-Si-C组合物以不同Fe含量值为间隔剖成的三原横截面，各图用于说明本发明的基本合金和较佳合金。
图2(a)-2(f)是如指出的以不同铁含量为间隔横剖四元Fe-B-Si-C的组合物而得的三元横截面，该图标出了各合金成分的结晶温度值(℃)，其中还展示出本发明基本合金的相应范围。
图3(a)-3(f)是如指出的以不同铁含量值为间隔横剖四元Fe-B-Si-C组合物而得的三元横截面，图中标出了各合金成分的居里温度值(℃)，其中示出了本发明基本合金的相应范围。
图4(a)-4(d)是以图中所注的Fe含量为间隔横剖四元Fe-B-Si-C组合物而得的三元横截面，图中标出了各合金成分的饱和磁矩值(emu/g)，其中还示出了本发明基本合金的相应范围。
优选实施方案的描述
本发明提供了几种由Fe、B、Si和C构成的新颍的金属合金，它至少70％为非晶态，并主要由组成为FeaBbSicCd构成，其中a-d为原子百分比，a、b、c和d之和为100，a为约77-80，b为约7-11.5，c为约3-12而d为约2-6。而当c＞7.5时，d至少约为4，该合金含有最多为0.5at％的杂质及具有至少500℃的结晶温度。
为了说明目的，限定四元合金的成分区间用构成该四元组合物的各组分的区间的三元截面图方便地描绘出来。即用假三元相图表示固定了第四组分的值后的，该组成中的其它三个组分的可能含量范围。图1(a)-(g)中的这种表达方式被用于描绘作为本发明的Fe-B-Si-C合金在固定不同的Fe含量后的在假三元B-Si-C相图中的区域。从而使本发明的合金组成如下：
(i)图1(a)中所示的，是a＝80，b、c和d的四元Fe-B-Si-C成分区间的三元截面落在A、B、C、D、E、F、G、A围成的区域内；
(ii)图1(b)中所示的，是a＝79.5，b、c和d的四元Fe-B-Si-C成分区间的三元截面落在A、B、C、D、E、F、A围成的区域内；
(iii)图1(c)中所示的，是a＝79，b、c和d的四元Fe-B-Si-C成分区间的三元截面落在A、B、C、D、E、A围成的区域内；
(iv)图1(d)中所示的，是a＝78.5，b、c、d的四元Fe-B-Si-C成分区间的三原截面落在A、B、C、D、E、A所围成的区域内；
(v)图1(e)中所示的，是a＝78，b、c和d的四元Fe-B-Si-C成分区间的三元截面落的A、B、C、D、E、A所围成的区域内；
(vi)图1(f)中所示的，是a＝77.5，b、c和d的四元Fe-B-Si-C成分区间的三原截面落在A、B、C、D、E、A所围成的区域内；
(vii)图1(g)所示的是，a＝77，b、c和d的四元Fe-B-Si-C成分区间的三元截面在A、B、C、D、A所围成的区域内。
更具体地说，参照图1，限定用于描绘上述的本发明合金的各多边形的角部的该合金的成分大致如下：
(i)在80原子百分比的Fe的四元Fe-B-Si-C成分区间的三元截面中，这些角部由合金Fe80B11.5Si6.5C2、Fe80B11.5Si3C5.5、Fe80B11Si3C6、Fe80B7Si7C6、Fe80B7Si9C4、Fe80B8.5Si7.5C4、Fe80B10.5Si7.5C2和Fe80B11.5Si6.5C2限定；
(ii)在79.5原子百分比的Fe的四元Fe-B-Si-C成分区间的三元截面中，这些角部由合金Fe79.5B11.5Si7C2、Fe79.5B11.5Si3C6、Fe79.5B7Si7.5C6、Fe79.5B7Si9.5C4、Fe79.5B9Si7.5C4、Fe79.5B11Si7.5C2和Fe79.5B11Si7C2限定；
(iii)在79原子百分比的Fe的四元Fe-B-Si-C成分区间的三元截面中，各角部由合金Fe79B11.5Si7.5C2、Fe79B11.5Si3.5C6、Fe79B7Si8C6、Fe79B7Si10C4、Fe79B9.5Si7.5C4和Fe79B11.5Si7.5C2限定；
(iv)在78.5原子百分比的Fe的四元Fe-B-Si-C成分区间的三元截面中，各角部由合金Fe78.5B11.5Si7.5C2.5、Fe78.5B11.5Si4C6、Fe78.5B7Si8.5C6、Fe78.5B37Si10.5C4、Fe78.5B10Si7.5C4和Fe78.5B11.5Si7.5C2.5限定；
(v)在78原子百分比的Fe的四元Fe-B-Si-C成分区间的三元截面中，各角部由合金Fe78B11.5Si7.5C3、Fe78B11.5Si4.5C6、Fe78B7Si9C6、Fe78B7Si11C4、Fe78B10.5Si7.5C4和Fe78B11.5Si7.5C3限定；
(vi)在77.5原子百分比的Fe的四元Fe-B-Si-C的成分区间的三元截面中，各角部由合金Fe77.5B11.5Si7.5C3.5、Fe77.5B11.5Si5C6、Fe77.5B7Si9.5C6、Fe77.5B7Si11.5C4、Fe77.5B11Si7.5C4及Fe77.5B11.5Si7.5C3.5限定；和
(vii)在77原子百分比的Fe的四元Fe-B-Si-C的成分区间的三元截面中，各角部由合金Fe77B11.5Si7.5C4、Fe77B11.5Si5.5C6、Fe77B7Si10C6、Fe77B7Si12C4及Fe77B11.5Si7.5C4限定。
本发明的合金表明它有至少约500℃的高结晶温度，至少约360℃的高居里温度、相当于至少约165emu/g的磁矩的高饱和磁化强度、不大于约0.35W/kg的低铁损及不大于约1VA/kg的励磁功率值的组合(在约330-390℃，约0.5-4小时的时效之后，于25℃、60Hz和1.4T下，在存有约50-30Oe的磁场时测得)。
如公知的那样，铸态至亚稳定态的合金的磁性能通常由于提高了非晶相的体积百分比而得以改进。因此，本发明的合金为铸态，结果是至少有约70％的非晶相，更好是至少90％的非晶相，而最好时达100％的非晶相。该合金中的非晶相体积百分比很容易用X-射线衍射法测定。
本发明优选的合金主要由成分FeaBbSicCd构成，其中a-d为原子百分比，a、b、c和d之和为100，a为78-80、b为8-11。据信，这类合金由于含至少8at％的B，所以较易铸成至少90％，更好是大致100％的非晶相。将B含量限于11％进一步降低了该合金的原料成本。至少约78％的Fe含量提高了该合金的饱和磁化强度。在本发明的这些优选的合金中，得到了较高的居里温度(＞约380℃)和较低的铁损(于25℃时，60Hz和1.4T下，＜约0.28W/kg)的组合。
出于说明的目的，将本发明优选的合金描绘于图1(a)-1(e)中。本发明的优选合金的成分是：
(i)图1(a)所示的，是a＝80，b、c和d的四元Fe-B-Si-C成分区间的三元截面落在P、C、Q、R、F、G、P围成的区域内；
(ii)图1(b)所示的，是a＝79.5，b、c和d的四元Fe-B-Si-C成分区间的三元截面落在F、Q、R、S、E、F围成的区域内；
(iii)图1(c)所示的，是a＝79，b、c和d的四元Fe-B-Si-C成分区间的三元截面落在P、Q、R、S、E、P围成的区域内；
(iv)图1(d)所示的，是a＝78.5，b、c和d的四元Fe-B-Si-C成分区间的三元截面落在P、Q、R、S、E、P围成的区域内；及
(v)图1(e)所示的，是a＝78，b、c和d的四元Fe-B-Si-C成分区间的三元截面落在P、Q、R、S、E、P围成的范围内。
更具体地，参照1(a)-1(e)，限定描绘本发明上述优选合金的各多边形的角部的该合金的成分大致如下：
(i)在80at％Fe的四元Fe-B-Si-C成分区间的三元截面中，这些角部由合金Fe80B11Si7C2、Fe80B11Si3C6、Fe80B8Si6C6、Fe80B8Si8C4、Fe80B8.5Si7.5C4、Fe80B10.5Si7.5C2及Fe80B11Si7C2限定；
(ii)在79.5at％Fe的四元Fe-B-Si-C成分区域的三元截面中，这些角部由合金Fe79.5B11Si7.5C2、Fe79.5B11Si3.5C6、Fe79.5B8Si6.5C6、Fe79.5B8Si8.5C4、Fe79.5B9Si7.5C4和Fe79.5B11Si7.5C2限定；
(iii)在79at％Fe的四元Fe-B-Si-C成分区间的三元截面中，这些角部由合金Fe79B11Si7.5C2.5、Fe79B11Si4C6、Fe79B8Si7C6、Fe79B8Si9C4、Fe79B9.5Si7.5C4和Fe79B11Si7.5C2.5限定；
(iv)在78.5at％Fe的四元Fe-B-Si-C成分区间的三元截面中，这些角部由合金Fe78.5B11Si7.5C3、Fe78.5B11Si4.5C6、Fe78.5B8Si7.5C6、Fe78.5B8Si9.5C4、Fe78.5B10Si7.5C4和Fe78.5B11Si7.5C3限定；
(v)在78 at％ Fe的四元Fe-B-Si-C成分区间的三元截面中，这些角部由合金Fe78B11Si7.5C3.5、Fe78B11Si5C6、Fe78B8Si8C6、Fe78B8Si10C4、Fe78B10.5Si7.5C4和Fe78B11Si7.5C3.5限定。
本发明的更佳的合金主要由成分FeaBbSicCd构成，其中的a-d为原子百分比，a、b、c和d之和为100，a为约79-80、b为约8.5-10.5、d为约3-4.5。这些本发明的更好的合金显示了高于约390℃的居里温度、高于约505℃的结晶温度，相当于至少约170emu/g，更常见是约174emu/g磁矩的饱和磁化强度、及于25℃、60Hz和1.4T时的特别低的，一般低于约0.25W/kg，而更经常是低于约0.20W/kg的铁损(在相同的条件下)的综合性能。即使在该较好的合金中含约10.5的最大B含量(该合金进一步降低其原料成本)仍能获得这些性能。在该更好的合金中，c含量受到限制，以便以低的原料成本平衡铸造性能和热稳定性。至少约79％的Fe含量保证了适宜的饱和磁化强度。本发明的较好的合金的例子包括Fe79.5B9.25Si7.5C3.75、Fe79B8.5Si8.5C4，Fe79.1B8.9Si8C4及Fe79.7B9.1Si7.2C4.0。
出于说明的目的，将本发明的更佳的合金描绘于图1(a)-1(c)中，以使本发明的较佳合金的组成如下：
(i)图1(a)所示的，是a＝80，b、c和d的四元Fe-B-Si-C成分区间的三元截面位于1、2、3、F、4、1围成；
(ii)图1(b)所示的，是a＝79.5，b、c和d的四元Fe-B-Si-C成分区间的三元截面位于1、2、3、4、E、5、1围成的区域内；
(iii)图1(c)所示的，是a＝79，b、c和d的四元Fe-B-Si-C成分区间的三元截面位于1、2、3、4、E、1所围成的区域内。
更具体地，参照图1(a)-1(c)，该合金的限定描绘上述本发明的更佳合金的各多边形的角部的成分大致如下：
(i)在80at％Fe的四元Fe-B-Si-C的成分区间的三元截面中，这些角部由合金Fe80B10.5Si6.5C3、Fe80B10.5Si5C4.5、Fe80B8.5Si7C4.5、Fe80B8.5Si7.5C4、Fe80B9.5Si7.5C3和Fe80B10.5Si6.5C3限定；
(ii)在79.5at ％ Fe的四元Fe-B-Si-C成分区间的三元截面中，这些角落由合金Fe79.5B10.5Si7C3、Fe79.5B10.5Si5.5C4.5、Fe79.5B8.5Si7.5C4.5、Fe79.5B8.5Si8C4、Fe79.5B9Si7.5C4、Fe79.5B10Si7.5C3和Fe79.5B10.5Si7C3限定；
(iii)在79(at)％Fe的四元Fe-B-Si-C成分区间的三元截面中，这些角部由合金Fe79B10.5Si7.5C3、Fe79B10.5Si6C4.5、Fe79B8.5Si8C4.5、Fe79B8.5Si8.5C4、Fe79B9.5Si7.5C4和Fe79B10.5Si7.5C3限定。
Si含量至少约6.5的本发明的更佳合金进一步提高热稳定性和成形性能。
当然，本发明各种合金的纯度取决于用于生产该合金的各材料的纯度。不太贵的，因而含较多杂质的原料，比如，可望保证大模范生产时的经济性。因而本发明的合金可含多达约0.5at％的杂质，但含不大于约0.3at％的杂质是优选的。在本文中，除Fe、B、Si和C外所有元素均被视为杂质。当然，杂质含量将会将本发明合金中的主要组分由其预定值变为实际含量。但，事先已采用了措施保持Fe、B、Si和C的比例。
金属合金的化学成分可用本技术领域中各种公知方法测定，这方法包括偶合的等离子发射光谱法(ICP)、原子吸收光谱法(AAS)、传统的湿法化学(重力法)分析。由于ICP具有同时分析多种元素的能力，所以它被选为工业实验室的方法。使ICP系统运行的高速模式是“浓度比模式”，按该模式，同时分析一系列选定的主要元素和杂质元素，然后通过100％与被分析元素的差算出主要组分。因此未在ICP系统中直接测量的杂质元素是作为算出来的主要元素含量的一部分指出的。即，用ICP按浓度比的模式分析出来的，金属合金中主元素的真实含量比计算值略小，这是因为存有很少的未直接测定的杂质。本发明的合金化学成分涉及归一化至100％的Fe、B、Si和C的相对含量。杂质含量不被考虑包含在最多加至100％的各主要元素之总和之内。
为按工业规模成吨地铸造本发明的金属玻璃合金，生产方法尽可能可靠及采用可能最便宜的原料是不可避免的。该合金中最贵的组分是B。虽然可用元素态的B制备该合金，但用硼铁是极优选的，它使该方法有效地降低单位重量的B的成本及提高可靠性和重现性。与便于熔化及加于该合金中的硼铁相反，元素B的密度很低，因而将其加于大量熔体中时，它浮在表面上。因此难以可重现地保证元素B已完全加入，而无任何未熔的B或卷进表面渣层中。
在工业上，硼铁用铝热还原法或碳热还原法生产。这些方法在本技术领域中是常规方法，而且已详述于文章“硼铁的生产(Prodnction ofFerralloys)”(ed.J.H.Dowling.电炉学报Vol.41，Detroit，M1，6-9 Dec，1983(Iron and Steel Society/AIME Warrendale，PA，19841)中，通过参阅，该文内容在此引入作为参考。为生产本发明的合金，用碳热法制备硼铁是优选的。当将铝热法硼铁引入非晶态Fe基合金中时，它会带入杂质级的Al，该Al对铸造过程本身有不利影响，而最终使该合金的磁性能变差。因此，本发明的合金优选用这样的方法生产：至少80％的B由碳热法硼铁供应。更好是大致全部B由碳热法硼铁供应。
工业级的碳热法硼铁的碳含量为约0.15-高达0.5％(重量)，而B含量为约15-20％(重量)。因为本发明的合金含有可观的碳，所以硼铁中所含的较多的C比基本上无碳的硼铁更易为人们接受。由于容许这种较高的杂质含量，本发明合金的生产者可以采用非常便宜的等级的硼铁，从而有利地降低该合金的原料总成本。类似地，本发明合金的生产者可容易具有较高C含量的较价廉的金属铁源。
实际上被铸造的各种Fe-B-Si-C合金的成分示于图2(a)-2(f)或3(a)-3(f)。本文所述的各种合金按以下流程，以50-100g的批次铸成6mm宽的带。将该合金铸在中空的，旋转的圆柱体上，其一侧留有开口。该圆柱体的外径为25.4cm，而铸造表面的厚度为0.25英寸(0.635cm)，宽度为2英寸(5.08cm)。该圆柱体用Brush-Wellman生产的Cu-Be合金(代号为Brush-Wellman合金10)制成。将该被测试的构成元素按适当的比例混合，开始用高纯度的原料(B＝99.9％，而Fe和Si的纯度至少99.99％)，然后在直径2.54cm的石英坩埚中熔化，从而产出均匀的预合金化的锭。将这些锭置于第2石英坩埚(直径2.54cm)中，该坩埚带有磨平的底及位于离圆柱体的铸造表面0.008英寸(≈0.02cm)处的0.25英寸× 0.02英寸(0.635cm×0.51cm)的矩形的缝。该圆柱体以约9000英尺/分(45.72m/秒)的圆周速度旋转。该圆柱体及轮子被密封在用泵抽成约10mmHg的真空的室中。坩埚顶部加盖，并在其中稍微保持真空(压力约10mmHg)。用以峰值功率的约70％运行的电源(Pillar Corporation 10kW)将各锭感应熔化。当锭全熔时，解除坩埚内的真空，从而能使熔体与轮的表面接触，然后借助US 4,142,571中的平板流动铸造原理(该专利的相关内容经参考已结合于本文中)急冷成宽约6mm的带。
某些属于本发明的合金组合物，以及某些超出本发明范围的合金组合物也在大型铸造机上，以5-1000kg的批量铸成宽度为约1英寸-6.7英寸的带。仍沿用流面铸造原理。坩埚和预合金化的锭的尺寸及各种铸造参数，必要时，与上述情况不同。此外，由于较高的热负荷，也采用不同的铸造基底材料。在很多情况下，在大型铸造流程的场合中省去预合金化的中间步骤和/或采用工业纯的原料。在采用市售的，高等级原料的情况下，对铸成的带的化学分析表明：杂质含量为约0.2-0.4％(重量)。检测到某些原子量与Fe相近的痕量元素，如Ti、V、Cr、Mn、Co、Ni和Cu及与Si原子量相近的其它元素，如Na、Mg、Al和P。被测到的重的元素是Zr、Ce和W。设定这种分布，推断出检测到0.2-0.4％(重量)的杂质总量，这相当于约0.25-0.5at％的杂质含量。
通常发现：当B和/或Si含量低于，和/或C高于对本发明合金所规定的限度时，所得的合金出于多种原因而不能被接受。在大多数情况下，合金变脆因而难以控制，即使在铸态下也是如此。在其它的情况下，发现：由于难以控制铸造带中的成分，所以难以使熔体均匀。即便极为注意及付出更大的努力，可将这些组合物中的一些制成可延展的带，但不能保证合金组合物经受得起大规模连续生产可接受的带的考验，因此这些合金是不合需要的。
如上所述，由于作为原料的B非常昂贵，所以含量高于对本发明的合金所规定含量的B在经济上是没有吸引力的，因此是不符合要求的。图2还包括这些合金的结晶温度的测量值，而图3提供了这些合金的居里温度的测量值。在这些图的每一幅中，还展示了界定本发明基本合金的多边形。
用差分扫描量热法(Ditterential Scanning Calorimetry)确定这些合金的结晶温度。采用20k/分的扫描速度，然后按结晶反应的开始温度确定结晶温度。
用感应技术测定居里温度。以各方面相同(长度、数目和间距)的形式，将多股高温陶瓷绝缘的铜线螺线状地缠在两端开口的石英管上。该两组这样制好的缠绕组有相同的感应。将此两石英管置于管式炉中，然后向此制备好的感应器施以励磁信号(以约2kHz-10kHz间的固定磁场)，并监测发自该感应器的平衡(或不同的)信号。将欲测量的该合金的带状试样插一个管中，试样起着“心”材的作用。该铁磁材料的高导磁率使得感应值不平衡，因而是一很大的信号。将热电偶与该合金带相连，热电偶起着温度监测器的作用。将此两感应器在烘炉中加热，当该铁磁金属玻璃经过其居里温度，因而变为顺磁性(低导磁率)时，该不平衡的信号基本下降至0，然后此两感应器产生大致相同的输出。该转变区通常很宽，从而反映出这样的事实：在该铸态玻璃状金属中的应力被消除。该转变区的中点被定为居里温度。
当使烘炉冷却时，以相同的方式检测到由顺磁性向铁磁性的转变。这种转变，从至少部分地减少玻璃状合金起，通常非常明显。自顺磁性向铁磁性转变的温度高于自铁磁性向顺磁性转变的温度(就指定的试样而言)。图3中引证的居里温度值代表顺磁性-铁磁性的转变。
高结晶和居里温度的重要性不得不对铸态的非晶态金属合金带有效进行必要的退火。
在用非晶态金属合金带(金属玻璃)生产用于配电和电力变压器的磁心时，该金属玻璃，或在绕成铁心之前，或之后，经过退火。在金属玻璃展示其卓越的软磁特性之前，通常在存有磁场时退火是必要的，因为铸态的金属玻璃呈现出高度的淬火应力，这将引起明显的，应力诱发的磁各向异性。这种各向异性掩盖了该产品真实软磁性能，因而通过在适当选定的温度下使该产品退火消除此各向异性，在所述的温度下可消除诱发的淬火应力。很明显，退火温度必须低于结晶温度。由于退火是一动力学过程，所以退火温度越高，则使产品退火所需的时间越短。出于下文将述的这些和其它一些原因，最佳的退火温度在比该金属玻璃的结晶温度低140K-100K的范围内，而退火时间为约1.5-2.5小时；对于大型铁心，即质量大于50kg的铁心而言，可能需要最多约4小时的稍长的时间。
金属玻璃不显示磁晶体的各向异性，这归因于其非晶态的特性。但，在生产磁心，尤其是用于配电变压器的磁心时，则高度希望使该合金沿与该带的长度一致的优选的轴向上的磁各向异性为最大。实际上，现在认为，为了诱发优选轴向的磁化，变压器心的制造者的优选实践是在退火步骤中对金属玻璃施以磁场。
在退火时通常施加的磁场强度是足以使该材料饱和，从而最大地诱发各向异性的强度。考虑到饱和磁化强度值随温度上升而下降，直至到达居里温度时为止，所以超过居里温度不会进一步改变磁各向异性，最好以接近该金属玻璃的居里温度的温度进行退火，以便使外加磁场的作用达到最大。当然，退火温度越低，则消除铸造应力及诱发优选的各向异性轴所需的时间就越长。
从以上的讨论应知：退火温度和时间的选择大部分取决于材料的结晶温度和居里温度。一般说来，这些温度越高，则退火温度可能也越高，因而退火过程可在较短时间内完成。
从图2和3可知：结晶和退火温度通常随Fe含量的降低而升高。此外，对指定的Fe含量而言，结晶温度一般随B含量的下降而降低。Fe含量高于约81 at％是不合要求的；结晶和居里温度因而均受负面影响。
Fe含量每下降1at％，结晶温度约上升20°-25℃，而居里温度约上升10°-15℃。
这些温度与Fe含量间的这种平稳的依存关系是明显的，并且是本发明的合金的合乎需要的特征。比如，在大规模生产这些材料的过程中，合理地快速测量结晶温度可用作对铸造带组成的质量控制工具。实测化学成分是一较费时的过程。此外，材料性能与成分间的平稳的依存关系的特征对于该材料的工业规模生产而言是最合适的，而该合金的成分不必控制到象在实验室中规定的那样严格。
为确保在退火过程中或在用于变压器时(尤其是在电流过载的情况下)，将诱发结晶的风险减至最小，在作为变压器磁心材料的常见的非晶态合金中，至少500℃的结晶温度是可取的。如前所述，非晶态合金的居里温度应接近于，而最好稍高于退火时采用的温度。退火温度离居里温度越近，则越易调准优选轴向的磁畴，从而将该合金沿同一轴磁化时出现的铁损减至最小。通常的变压器铁心的居里温度应为至少约360℃；较低的值导致较低的退火温度及较长的退火时间。但，很高的居里温度也不太合适。由于以下原因，退火温度不应过高：高温退火时，退火时间的控制将很严格，因为该合金即使部分结晶也应避免，而且即使结晶不产生潜在的难题，但退火时间的控制仍很严格，以便将大量损失延展性，因而也就是损失可加工性的风险减至最小；此外，如下面将述及的那样，在常规地用于使大铁心退火的加热炉的情况下及必须处理连带的温度梯度时退火温度必须是“逼真的”，而且不过高，以保证有用的及“最佳的”铁心。另一方面，若在使高居里温度的材料退火时不提高退为温度，则需要不实际地大的外加磁场来保证按希望地那样校准磁场。
虽然可能有其它各种组合物，其Si含量大于本发明合金的Si含量，其结晶温度和居里温度值与本发明合金的相近，但这些温度值与合金成分间的依存关系却较复杂，因而与在本发明的合金中观察到的上述关系不属同一体系。如从图2和3可知，当人们敢于超出对本发明合金规定的Si含量时，结晶或居里温度对合金成分一般将变得敏感；或是结晶温度的上升，或是居里温度的下降都很敏感。如上所述，由于结晶和居里温度有助于确定材料的退火条件，并由于在生产变压器大铁心时，实际上，这些退火条件严格地依附于上述两温度，所以其中的材料性能在组成方面不允许有小的变化的合金组合物是不合需要的。
已发现：当Fe含量下降时，饱和磁矩是随该合金中的Fe含量下降而缓慢改变的函数。这一点已在图4(a)-4(b)中举例说明。
所引证的饱和磁化强度值是得自铸态带材的数值。在本技术领域中能充分理解的是：经退火的金属玻璃合金的饱和磁化强度通常比铸态的相同合金的该值高，原因如前所述：该玻璃在退火状态下是被削弱的。
市售的振蓝试样磁力计被用来测量这些合金的饱和磁矩。得自指定合金的铸态的带材被切成若干小方块(约2mm×2mm)，它们沿垂直于其平面的方向是无序地取向的，它们的平面与约9.5kOe的最大施加的磁场平行。用测得的质量密度，可算出饱和磁感应密度Bs。并非所有铸态合金都具有饱和磁矩方面的特征。这些合金中的大多数的该密度是用基于Archimedes Principle的饱和技术测得的。
从图4可知：低于约77at％的Fe含量不可取，因为其饱和磁矩落于不可接受的低水平。由于配电变压器通常按在85℃时90％的可得到的饱和感应密度下运行，而且由于较高的设计感应密度通常导致较为紧凑的磁心，所以与高居里温度相结合的高的饱和磁矩，因而也就是高的饱和感应密度，从设计者的观点来看是重要的。
可用作变压器磁心材料的合金中的饱和磁矩应为至少约165emu/g，更好是约170emu/g。由于Fe-B-Si-C的质量密度一般比Fe-B-Si合金的该密度大，所以上述数字与对用作变压器铁心材料的Fe-B-Si合金所规定的标准是一致的。从图4可知：某些本发明的最佳合金有高达175emu/g的饱和磁矩值。
除诸如结晶和居里温度之类的因素外，在选择退火温度和时间方面的重要考虑是退火对产品延展性的影响。在制造配电和电力变压器时，该金属玻璃必须有足够的延展性，以便绕成或组装成铁心的形状，以及使之在退火后，尤其是后续的变压器制造步骤，如经过变压器绕组束紧该退火后的金属玻璃的步骤后能被处理。(为详细讨论变压器铁心和绕组组件的制造工艺，比如可见US，4,734,975)。
对富铁的金属玻璃退火导致该合金延展性下降。虽然造成结晶前的这种下降的原因尚不清楚，但一般认为与分离出被急冷成铸态金属玻璃的“游离体积”有关。在玻璃态原子结构中的这种“游离体积”与结晶原子结构中的空位相似。当金属玻璃退火时，在非晶态结构趋于演变成以更有效的非晶态的原子“填充”表示的低能态时，这种“游离体积”被分离出来。不愿受任何理论的束缚，可认为：由于非晶态的Fe基合金的“填充”非常类似于面心立方结构的填充而不类似于体心立方结构的填充，后者是变演得更多的脆性的铁基金属玻璃(如，几乎不能承受外加的应变)。因此，当提高退火温度和/或时间时，金属玻璃的延展性下降。因此，除合金成分方面的基本要点之外，还必须考虑退火温度和时间的影响，以进一步保证产物留有足够的延展性，从而可用于生产变压器铁心。
变压器铁心的两个最重要的特征是铁心材料的铁损和励磁功率。当对退过火的金属玻璃磁心励磁(即通过施加一磁场进行磁化)时，某些输入的能量被铁心消耗，并不可逆地作为热被损失掉。这种能量的消耗主要是由沿磁场方向校正该金属玻璃中的全部磁畴而引起的。这些能量损失被称为铁损，并且以该材料在一个完整的磁化周期中生成的B-H回路围成的面积表示。铁损一般以W/kg为单位报出，该单位实际上表示在所报导的频率，铁心感应程度和温度条件下1kg材料在1秒钟内的能量损失。
铁损受金属玻璃的退火史的影响。简言之，铁损取决于该玻璃是否退火不足，退火合适或过度退火。退火不足的玻璃有残余的淬大应力及相对的磁各向异性，这要求在产物的磁化期间加附加能量从而导致磁周期中的铁损增加。过度退火的合金被认为有最大的“堆积”和/或可含结晶相，其结果是损失延展性和/或使磁性能恶化，如由于增加了磁畴运动的阻力而引起铁损增大。最佳退火的合金呈现出延展性和磁性能间的完美的平衡。现在，变压器制造者采用铁损值＜0.37W/kg(60Hz和1.4T，25℃)的非晶态合金。
励磁功率(也称表观功率)是产生足以在金属玻璃中达到指定程度的磁化强度所需的能量。铸态的富铁非晶态金属合金呈现出稍经修整的B-H回路。在退火过程中，消除了铸态的各向异性及铸造应力，与铸态的回路形状相比，该B-H回路变得较方和较窄，这变化直至其合金被最佳地退火时为止。由于过度退火，B-H回路因承受应变能力减少而变宽，而且根据过度退火的程度，存有结晶相。因此，当指定合金的退火过程从退火不是逐步向最佳退火和过度退火发展时，给定程度的磁化强度的H值开始下降，然后达到最佳(最低)值，此后又逐渐增大。因此，经最佳退火的合金，达到设定的磁化强度所需的能量(励磁功率)最少。现在变压器铁心制造者采用60Hz和1.4T(于25℃)时的励磁功率为约1VA/kg或更小的非晶态合金。
应当明白不同成分的非晶态合金的最佳退火条件是不同的，而且每种性能要求不同的最佳退火条件。因此，“最佳”退火一般被公认为这样的退火方法：它产生指定用途所需的机械和电特性间的最佳综合平衡。在制造变压器铁心的情况下，制造者确定具体的退火时间和温度(它们对于所用的合金而言是最佳的)而且与前述的温度或时间一致。
但，实际上，退火炉及炉子的控制装置的精度不足以精确地维持所选定的最佳退火条件。此外，由于铁心的形状(一般每个高达200kg)和炉子的形状结构，可能使铁心的加热不均匀，因此在铁心中产生过度退火和退火不足的部位。因此，最重要的不仅是提供在最佳条件下有最佳性能组合的合金，而且还提供在超越退火条件范围时仍呈现“最佳组合”的合金。这种能产有用产品的退火条件范围称为“退火窗口”。
如前所述，当前用于制造变压器的金属玻璃的最佳退火温度和时间为比结晶温度低140℃-100℃的温度及1.5-2.5小时的时间。
本发明的合金提供了相同的最佳退火时间下的约20-25℃的退火窗口。因此本发明的合金能承受编离最佳退火温度约±10℃的退火温度而还能保持对于经济地生产变压器铁心而言是必不可少的特性组合。此外，本发明的合金在整个退火窗口的范围内都呈现出该组合特性中的每一种中的意料不到的稳定性；和能使变压器制造者更可靠地生产性能均匀的铁心的特性中的稳定性。
现已发现：在正弦励磁的条件下，软磁心的铁损L与频率f间的频率依存关系可以下式表达：L＝af+bf1+cf2。af是dc磁滞损失(当频率接近0时的极限值)，cf2是典型的涡流损失，而bf1代表非晶态的涡流损失(如见G.E.Fish et al.，J.Appl.Phys.64，5370(1988))。非晶态金属通常具有足够高的电阻率及经典涡流损失可被忽略的厚度。还有，已发现：非晶态合金的指数n常为约1.5。不拘束于任何理论，据信：这种n值表明：磁化过程中的活跃的畴壁数随频率改变。若n＝1.5的值是具有代表性的，则磁滞损失系数a和涡流损失系数b可通过将每周期的铁损L/f与其平方根的关系绘成一条直线方便地求出。然后f＝0的该线段的截距是a，其斜率是b。
相当出乎意料的是，本发明人已发现：由现有技术的合金及由本发明的合金构成的铁心会呈现出相当不同的磁滞损失和涡流损失分量间的平衡。因此，在一种频率下有类似损失的不同材料的铁心在另一种频率下含有大不相同的损失。尤其是，本发明的铁心在电源频率时显示出相似的涡流损失值，但磁滞损失值高于类似的现有技术非晶态金属的铁心。因此，在较高的频率，仅在电源频率下稍低于现有技术的Fe基合金的本发明合金总的铁损被大为降低了。这种区别使本发明合金和铁的特别利于用在以400Hz在大气中运行的电气设备中，及以千赫频率运行的其它电子应用领域中。
本发明的合金还有利地用于制造滤波感应器的磁心。在本技术领域中广为人知的是：滤波感应器可用于电子回路中，以有选择地阻塞交流噪声的通道，或叠加在所需的直流电上的交流声的通道。就这类用途而言，滤波感应器磁心常包含位于其磁路中的间隙。通过适当地挑选此间隙，该磁心的磁滞回路可被修整得在可控的界限内加大为使该心饱和而需的磁场。否则，通过该感应器的直流电流分量将驱使其磁心达到饱和，从而减少交流电流分量承受的有效透磁率及消除了所需的滤波作用。虽然由于ac电流分量经过其绕组而产生的磁通量偏差会很小，但大的饱和磁化强度值仍是重要的，以便使大的直流电通过，而又不会使修整过的B-H回路饱和。如上文的详述，最好本发明的合金呈现至少约165emu/g，更可取的是至少约170emu/g的饱和磁化强度。本技术领域中用于制造有间隙铁心的常用方法包括通常在按圆环成形的铁心的一处或多处进行径向切割及组装冲压成的C-1或E-1叠层。
下面的实施例有助于更完全地理解本发明。为说明本发明的原理及实施而规定的特定技术、条件、原料、比例及所报的数据是举例性的，因而不构成对本发明范围的限制。实施例1
从按如下方法制成的某些有代表性的合金试样中收集铁损和励磁功率数据：通过将铸态带绕在陶瓷绕线架上，以使平均绕组支路长度为约126mm以制成用于退火及随后的磁性测量的环形试样。为测量铁损，将绝缘的初级和二级绕组(每个匝数为100)加在该环形试样上。这样制成的环形试样在带宽6mm的情况下包含3-20g的带，而在带较宽的情况下，包含30-70g的带。在存有沿带的长度(圆形的圆周)所加的约5-30Oe的磁场时，这些环形试样的退火于330°-390°下进行1-2.5小时。保持此磁场，同时使试样在退火后接着冷却。退火是在真空下进行的。
在正弦磁通量的条件下，用标准技术测量这些闭合磁路试样的总铁损及励磁功率。励磁频率(f)为60Hz，而驱动铁心的最大感应程度(Bm)为1.4T。
得自本发明的有代表性的合金及某些不在本发明范围内的合金的退火铁心的、于60Hz、1.4T及25℃时的铁损和励磁功率，列于表II和III(在各种温度下退火1小时的带)及表IV(在各种温度下退火2小时的带)。这些表中的合金代号与表1中所列成分相一致。如从该表可知，标为A-F的合金超出本发明的范围。并非所有合金都在该表中引证的条件下退火。从这些表中可知：对于大多数本发明的合金而言，铁损小于约0.3W/kg。不属本发明的合金的情况就不是这样。如前所述，现在变压器制造者为其铁心材料所订的铁损值为约0.37W/kg。还注意到励磁功率值小于约1VA/kg时的该值是现在对变压器铁心材料所规定的数值。励磁功率与铁损的这种组合，与上述的其它特性，及与在退火条件范围下的各性能的相关的均匀性和一致性的组合就是本发明的，但又是出乎意料的特征。在其整个范围内都能获得铁心性能特征的有益组合的该退火窗口，可从表II、III和IV中得知。尤其要注意的是：在本发明合金的优选化学成分范围内，铁损可低到约0.2-0.3W/kg，而励磁功率可低到约0.25-0.5VA/kg。
表I
以铁损和励磁功率值为特征的合金组成(原子百分比)。合金A-F是本发明的范围外的合金。合金1-9被铸成6mm宽的带。
  合金     Fe     B     Si     C
    1     79     8     9     4
    2     79.5     9.5     6.5     4.5
    3     80     10     7     3
    4     80     10     6     4
    7     79.5     11.5     3     6
    8     79     11.5     3.5     6
    9     79     11.5     7.5     2
    K     79.8     10.1     6.2     3.9
    L     79.6     10.2     7.2     3.0
    M     79.5     9.7     7.1     3.7
    N     79.4     9.8     7.0     3.9
    O     79.4     9.4     7.1     4.1
    Q     79.3     9.8     6.5     4.4
    A     79.3     9.6     9.6     1.4
    B     79.1     9.2     8.3     3.4
    C     79.0     9.2     10.4     1.4
    D     78.9     8.3     9.3     3.6
    E     78.7     8.8     9.9     2.9
    F     78.6     9.2     9.4     2.9
表II
得自在各种注明温度退火1小时后的Fe-B-Si-C合金的，以60Hz、1.4T和25℃测得的铁损和励磁功率值。合金的代号来自表I。
    铁损(W/kg)     励磁功率(VA/kg)
合金 340℃   360℃   380℃   340℃   360℃   380℃
  K  0.26   0.21   0.20   0.71   0.31   0.27
  L  0.27   0.18   0.22   0.26   0.27
  M  0.23   0.19   0.21   0.28   0.30
  A  0.32   0.26   0.25   4.37   1.64   1.13
  D  0.32   0.27   0.30   3.46   1.21   0.70
  F  0.30   0.23   0.23   3.90   1.68   0.79
表III
得自在以各种注明温度下退火1小时后的Fe-B-Si-C合金的，于60Hz、1.4T和25℃时测得的铁损及励磁功率值。合金的代号来自表I。
    铁损(W/kg)     励磁功率(VA/kg)
合金   330℃   350℃   370℃   330℃   350℃   370℃
  7   0.23   0.38   0.30   0.28   0.78   0.33
  8   0.32   0.29   0.27   1.04   0.35   0.31
  9   0.42   0.27   3.42   0.94
表IV
得自在以各种注明的温度退火2小时后的，于60Hz、1.4T及25℃时测得的Fe-B-Si-C合金的铁损及励磁功率值。合金代号来自表I。
    铁损(W/kg)    励磁功率(VA/kg)
  合金   340℃     360℃     380℃    340℃    360℃     380℃
    1     0.23     0.24     0.86     0.80
    2     0.24     0.28     0.68     0.75
    3     0.21     0.33     0.46     0.56
    4     0.23     0.32
    5     0.29     0.37
    6     0.29     0.36
    G     0.15     0.26     0.23     0.36
    H     0.21     0.28     0.26     0.38
    I     0.23     0.26     0.73     0.86
    J     0.21     0.26     0.28     0.34
    K     0.21     0.26     0.28     0.34
    L     0.18     0.22     0.24     0.34
    M     0.18     0.21     0.24     0.27
    N     0.22     0.43
    O     0.23     0.75
    Q     0.20     0.33
    A     0.26     0.30     1.49     2.02
    B     0.31     0.39     0.37     0.47
    C     0.37     0.41     1.00     2.60
    D     0.31     0.32     0.63     1.50
    E     0.39     0.42     1.16     3.22
    F     0.22     0.24     0.93     1.03
实施例2
除上述铁心外，还用某些本发明的优选合金(经退火和检测的)制成较大的环状铁心。这些铁心的铁心原料为约12kg。为这些铁心选择的带宽为4.2英寸，并且是用两种标称的合金组合物：Fe79.5B9.25Si7.5C3.75和Fe79B8.5Si8.5C4的不同的大型铸件产生的。这些铁心的内径为约7英寸，外径为约9英寸，并在惰性气氛中，在370℃的标称温度下退火2小时。由于该铁心的尺寸的原因，所以并非所有的铁心材料都以相同的时间暴露于退火温度中。得自这些铁心的平均铁损为0.25W/kg(标准偏差为0.0023W/kg)及平均励磁功率为0.40VA/kg(标准偏差为0.12VA/kg)，上述数值是在60Hz、1.4T和25℃的条件下测量这两种研讨中的组合物时获得的。这些数值与在类似成分的较小直径的铁心中发现的数值相近。
本技术领域中公知的是：由于与环形绕组相关的铁心材料上的应变，在这类铁心上测得的铁损一般高于其材料的，经过退火、并以铁损为特征(如无应变的直带)的铁心的铁损。比如，在带宽大于约1英寸的情况下，就给定的铁心绕线管直径而言，这种效应在包括多个铁心材料条的绕组的30-70g的铁心的情况下比在铁心只含单层或最多2-3层这种带的情况下明显。在30-70g的铁心中测得的铁损经常比对直条所测得的铁损大得多。
这就是在变压器制造业中被称为“破坏性因素”的一种体现。这种所谓的破坏性因素(有时也称为衰减因素(buid factor))通常以得自完全组装好的变压器铁心中的铁心材料的实际铁损与得自质量控制实验室中的同样材质的直条的铁损之比确定。据信：上述的，与缠绕该铁心材料相关的应变作用，不象在“实际使用”(real life)中的变压器铁心中的作用那样大，这是因为在这些情况下，直径要比上述实验室情况下的直径大得多。在这些铁心中的“破坏”更主要是取决于铁心组装程序本身。作为一个例子，按一种制造变压器的规程，退过火的铁心必须开口，以便将线圈插在铁心的周围。除了与切割铁心材料与相关的破坏外，新加入的应力使铁损升高。取决于铁心的制造规程，小直径环形铁心中的，范围为0.2-0.3W/kg的铁损，象在本发明合金的例证性铁心的情况下一样，上升到“真”变压器铁心中的约0.3-0.4W/kg的范围是可以相见的。实施例3
制备本发明金属玻璃(标称成分Fe79.7B9.1Si7.2C4.0)缠绕的实验铁心11-16，然后将其在惰性气氛中用常规方法退火。每个铁心包含100kg一般缠成环状的宽6.7英寸的带。这些铁心是为20-30KVA级的市售配电变压所规定的尺寸的铁心。将所用的带切割，再通过在中心轴周围裹上第一层，然后在前一层周围裹上顺次的各层组装成铁心。按长度将每层切开，以便使其对端微有重叠。在加上最后一层之后，在后续的处理和退火时用钢带将铁心束紧。这种切割使铁心在退火后开口，以便可在铜绕组上滑动，然后用通常用于工业上制造配电变压器铁心-线圈组件的方法，使之相连和紧固。在每层铁心材料中有间隙，从而与不带间隙的，有同样几何形状的铁心所呈现的励磁功率相比，该铁心的励磁功率将会增大是已知的。
然后将表V中所列的该实施例的铁心在存有沿环线方向所加的磁场时退火。温度用热电偶测量。加热每个铁心，以使其心部达到表中所列的温度，然后保持约1小时的处理，再以约6小时的时间将该铁心冷至室温。在60Hz，正弦磁通励磁的条件下用标准方法确测定铁损和励磁功率，所述方法包括：测磁通量的平均响应伏特计、测电流、电压和励磁功率的RMS-响应计、及测铁损的电子功率表。在室温下，以1.3T和1.4T的最大感应密度测得的这些铁心的铁损和励磁功率数据列于表V中。
表V铁心    退火    心部      1.4T             1.3T编号    磁场    温度   铁损   励磁功率   铁损  励磁功率
    (Oe)     (℃)  (W/kg) (VA/kg)   (W/kg)  (VA/kg)11       6       340    0.282  0.824     0.23    0.46512       6       325    0.301  2.13      0.251   0.98413       6       340    0.284  0.971     0.218   0.37914       12      340    0.267  0.873     0.222   0.52215       12      337    0.256  1.12      0.212   0.57216       12      330    0.266  1.79       --      --
要指出的是：即使带有上述的间隙，该实施例中的铁心仍呈现出于室温时，在所示的60Hz正弦磁通量1.3和1.4T励磁时测得的低铁损和低励磁功率。具有1.4T/60Hz时的不大于0.27W/kg的铁损及25℃时不大于0.9VA/kg的励磁功率的铁心是尤为可取的。
通过对本发明的详细描述可知：这些详述内容无需严格遵守，但本技术领域中的普通技术人员可在所附的权利要求限定的本发明范围内对其本身作出变更和改进。

Claims (10)

1.一种至少是约70％非晶态的、由Fe、B、Si和C构成的金属合金，它主要由成分FeaBbSicCd组成，其中a-d为原子百分数，a、b、c和d之和为100、a为约77-80、b为约7-11.5、c为约3-12、d为约2-6，附加条件是当c大于7.5时，d为至少约4，所述合金含有最高为约0.5原子百分数的杂质，其结晶温度为至少500℃。
2.权利要求1的金属合金，它具有这样的组成：其中的a为约78-80，而b为约8-11。
3.权利要求6的金属合金，它具有这样的组成：其中的a为约79-80、b为约8.5-10.5、d为约3-4.5。
4.权利要求3的金属合金，它具有这样的组成：其中的c为至少约6.5。
5.权利要求1的金属合金，所述合金用包括从硼铁供应所述合金以至少部分B含量的步骤的方法制成。
6.权利要求5的金属合金，所述的硼铁是用碳热还原法制成的。
7.权利要求1的金属合金，其中的居里温度为至少约360℃，及相当于至少约165emu/g的磁矩的饱和磁化强度。
8.权利要求7的金属合金，其中所述的居里温度为至少约380℃。
9.含有用权利要求1的合金形成的金属带的、带有缝隙的磁心，其中该合金至少约90％为非晶态。
10.含权利要求1的合金的制品。
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