ES2611853T3 - Aleación magnética nanocristalina, su procedimiento de producción, cinta de aleación y pieza magnética - Google Patents

Aleación magnética nanocristalina, su procedimiento de producción, cinta de aleación y pieza magnética Download PDF

Info

Publication number
ES2611853T3
ES2611853T3 ES11001836.3T ES11001836T ES2611853T3 ES 2611853 T3 ES2611853 T3 ES 2611853T3 ES 11001836 T ES11001836 T ES 11001836T ES 2611853 T3 ES2611853 T3 ES 2611853T3
Authority
ES
Spain
Prior art keywords
alloy
magnetic
febal
sample
atomic
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Active
Application number
ES11001836.3T
Other languages
English (en)
Inventor
Motoki Ohta
Yoshihito Yoshizawa
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Proterial Ltd
Original Assignee
Hitachi Metals Ltd
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Hitachi Metals Ltd filed Critical Hitachi Metals Ltd
Application granted granted Critical
Publication of ES2611853T3 publication Critical patent/ES2611853T3/es
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D11/00—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
    • B22D11/06—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths into moulds with travelling walls, e.g. with rolls, plates, belts, caterpillars
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties involving a particular fabrication or treatment of ingot or slab
    • C21D8/1211—Rapid solidification; Thin strip casting
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1244—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the heat treatment(s) being of interest
    • C21D8/1272—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C33/00—Making ferrous alloys
    • C22C33/003—Making ferrous alloys making amorphous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C45/00—Amorphous alloys
    • C22C45/02—Amorphous alloys with iron as the major constituent
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
    • H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
    • H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
    • H01F1/12—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials
    • H01F1/14—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials metals or alloys
    • H01F1/147—Alloys characterised by their composition
    • H01F1/153—Amorphous metallic alloys, e.g. glassy metals
    • H01F1/15308—Amorphous metallic alloys, e.g. glassy metals based on Fe/Ni
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
    • H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
    • H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
    • H01F1/12—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials
    • H01F1/14—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials metals or alloys
    • H01F1/147—Alloys characterised by their composition
    • H01F1/153—Amorphous metallic alloys, e.g. glassy metals
    • H01F1/15333—Amorphous metallic alloys, e.g. glassy metals containing nanocrystallites, e.g. obtained by annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2201/00—Treatment for obtaining particular effects
    • C21D2201/03—Amorphous or microcrystalline structure
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2201/00—Treatment for obtaining particular effects
    • C21D2201/05—Grain orientation

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Electromagnetism (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Dispersion Chemistry (AREA)
  • Power Engineering (AREA)
  • Inorganic Chemistry (AREA)
  • Soft Magnetic Materials (AREA)
  • Manufacture Of Metal Powder And Suspensions Thereof (AREA)
  • Powder Metallurgy (AREA)
  • Continuous Casting (AREA)

Abstract

Aleación magnética que presenta una composición representada por la fórmula general: Fe100-x-y-zCuxByXz (% atómico), en la que X es por lo menos uno de los elementos Si, S, C, P, Al, Ge, Ga y Be, una parte del Fe está opcionalmente sustituida por Ni y/o Co en una proporción de 10% atómico o inferior basado en Fe, y una parte del Fe está opcionalmente sustituida mediante por lo menos uno de los elementos Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Cr, Mo, W, Mn, Re, elementos del grupo del platino, Au, Ag, Zn, In, Sn, As, Sb, Bi, Y, N, O y elementos de tierras raras en una proporción de 5% atómico o inferior basado en Fe, caracterizada por que 1,2 <= x <= 1,6, 12 <= y <= 15, 0 <= z <=10, y 12 <= y + z <= 24, y dicha aleación magnética presenta una estructura que contiene granos de cristal que presentan un diámetro medio de 60 nm o inferior que están dispersados en una matriz amorfa en una proporción de 30% o superior en volumen y una densidad de flujo magnético de saturación de 1,7 T o superior.

Description

5
10
15
20
25
30
35
40
45
50
55
60
65
DESCRIPCION
Aleacion magnetica nanocristalina, su procedimiento de produccion, cinta de aleacion y pieza magnetica.
Campo de la invencion
La presente invencion se refiere a una aleacion magnetica nanocristalina que presenta una densidad de flujo magnetico de saturacion alta y unas excelentes propiedades magneticas blandas, particularmente unas excelentes propiedades magneticas de corriente alterna, que es adecuada para diversas piezas magneticas, a su procedimiento de produccion y a una cinta de aleacion y una pieza magnetica constituidas por una aleacion magnetica nanocristalina de este tipo.
Antecedentes de la invencion
Los materiales magneticos utilizados para diversos transformadores, bobinas de induccion de reactores, piezas de reduccion de ruido, piezas magneticas de energla emitida en impulsos para fuentes de energla laser y aceleradores, motores, generadores, etc., son el acero al silicio, la ferrita, aleaciones amorfas a base de Co, aleaciones amorfas a base de Fe, aleaciones nanocristalinas a base de Fe, etc., dado que requieren una densidad de flujo magnetico de saturacion alta y excelentes propiedades magneticas de corriente alterna.
Las placas de acero al silicio, que son economicas y tienen una densidad de flujo magnetico alta, son extremadamente diflciles de conformar con la misma delgadez que las cintas amorfas, y sufren unas grandes perdidas en el nucleo a frecuencias altas debido a las grandes perdidas por corrientes parasitas. La ferrita se encuentra, de forma inadecuada, magneticamente saturada en aplicaciones de alta potencia, que requieren una densidad de flujo magnetico de operacion alta, dado que presenta una densidad de flujo magnetico de saturacion pequena. Las aleaciones amorfas a base de Co tienen una densidad de flujo magnetico de saturacion baja, de 1 T o menos, con lo que las piezas de alta potencia son mas grandes. Sus perdidas en el nucleo aumentan con el tiempo debido a la inestabilidad termica. Ademas, son costosas porque el Co es caro.
Como aleacion amorfa a base de Fe, el documento JP 5-140703 A da a conocer una cinta de aleacion amorfa a base de Fe para un nucleo de transformador que tiene una composicion representada por (FeaSibBcCd)100-xSnx (% atomico), donde a es 0,80-0,86, b es 0,01-0,12, c es 0,06-0,16, d es 0,001-0,04, a + b + c + d = 1, y x es 0,05-1,0, presentando dicha cinta de aleacion excelentes propiedades magneticas blandas , tales como una buena perpendicularidad, una coercitividad baja y una densidad de flujo magnetico alta. Sin embargo, esta aleacion amorfa a base de Fe tiene una densidad de flujo magnetico de saturacion baja, pues el llmite teorico superior de la densidad de flujo magnetico de saturacion, determinado por la distancia interatomica, el numero de coordinacion y la concentracion de Fe, alcanza valores de solo aproximadamente 1,65 T. Ademas, presenta una magnetostriccion tan grande que sus propiedades se deterioraron facilmente por efecto de la tension. Ademas, presenta una relacion S/N baja en un intervalo de frecuencias audible. Para aumentar la densidad de flujo magnetico de saturacion de la aleacion amorfa a base de Fe, se ha propuesto sustituir parte del Fe con Co, Ni, etc., pero su efecto es insuficiente a pesar de su elevado costo.
Como aleacion nanocristalina a base de Fe, el documento JP 1-156451 A da a conocer una aleacion magnetica blanda nanocristalina a base de Fe que tiene una composicion representada por (Fe1-aCoa)100-x-y-z-aCuaSiyBzM'a (% atomico ), donde M' es, por lo menos, un elemento seleccionado entre el grupo que comprende Nb, W, Ta, Zr, Hf, Ti y Mo, y a, x, y, z y a son numeros que satisfacen las condiciones 0 < a < 0,3, 0,1 < x < 3,3 < y < 6,4 < z < 17, 10 < y + z < 20, y 0,1 < a < 5, estando ocupado el 50% o mas de la estructura de la aleacion por granos de cristal con un diametro medio de 1.000 A o menos. Sin embargo, esta aleacion nanocristalina a base de Fe tiene una densidad de flujo magnetico de saturacion insatisfactoria de aproximadamente 1,5 T.
El documento JP 2006-40906 A da a conocer un procedimiento para producir una cinta magnetica blanda que comprende las etapas de enfriamiento rapido de una masa fundida de aleacion a base de Fe para formar una cinta que puede doblarse 180°, que tiene una estructura de fase mixta, en la que una fase de cristal Fe a con un diametro medio de 50 nm o menos esta dispersada en una fase amorfa, y calentamiento de la cinta a una temperatura mayor que la temperatura de cristalizacion de la fase cristalina Fe a. Sin embargo, esta cinta magnetica blanda tiene una densidad de flujo magnetico de saturacion insatisfactoria de aproximadamente 1,6 T. La patente US 6 425 960 B1 da a conocer una banda de aleacion magnetica que forma la base para la forma en dos partes de las presentes reivindicaciones 1 y 6. Se describen otras aleaciones convencionales en los documentos US 5 211 767 A, WO 82/03411 A1 y JP 2 922 445 A.
Objetivo de la invencion
En consecuencia, un objetivo de la presente invencion consiste en dar a conocer una aleacion magnetica nanocristalina que es economica debido a que no contiene sustancialmente Co, y que tiene una densidad de flujo magnetico de saturacion que alcanza los 1,7 T o mas, as! como una baja coercitividad y unas bajas perdidas en el
5
10
15
20
25
30
35
40
45
50
55
60
65
nucleo, y su procedimiento de produccion, y una cinta y una pieza magnetica constituidas por dicha aleacion magnetica nanocristalina.
Descripcion de la presente invencion
Aunque se ha considerado que las aleaciones completamente amorfas deben tratarse termicamente para su cristalizacion a fin de obtener excelentes propiedades magneticas blandas, los presentes inventores han descubierto que, en el caso de una aleacion rica en Fe, se puede obtener una aleacion magnetica nanocristalina con una densidad de flujo magnetico de saturacion elevada, as! como una baja coercitividad y unas bajas perdidas en el nucleo, produciendo una aleacion con granos de cristal finos dispersados en una fase amorfa y, a continuacion, sometiendo la aleacion a tratamiento termico. La presente invencion se ha completado a partir de dicho descubrimiento y se define en las reivindicaciones independientes 1 y 6 adjuntas.
Una primera aleacion magnetica util para entender la presente invencion tiene una composicion representada por la siguiente formula general (1):
Fei00-x-yCuxBy (% atomico) ... (1),
en la que x e y son numeros que cumplen las condiciones 0,1 < x < 3 y 10 < y < 20, presentando la aleacion magnetica una estructura que contiene granos de cristal con un diametro medio de 60 nm o menos en una matriz amorfa y una densidad de flujo magnetico de saturacion de 1,7 T o mas.
Una segunda aleacion magnetica util para entender la presente invencion tiene una composicion representada por la siguiente formula general (2):
Fe100-x-y-zCuxByXz (% atomico) ... (2),
en la que X es, por lo menos, un elemento seleccionado entre el grupo que comprende Si, S, C, P, Al, Ge, Ga y Be, y x, y y z son numeros que cumplen las condiciones 0,1 < x < 3,10 < y < 20, 0 < z < 10 y 10 < y + z < 24, presentando la aleacion magnetica una estructura que contiene granos de cristal con un diametro medio de 60 nm o menos en una matriz amorfa y una densidad de flujo magnetico de saturacion de 1,7 T o mas. La X es preferentemente Si y/o P.
Los granos de cristal estan preferentemente dispersados en una matriz amorfa en una proporcion del 30% o mas en volumen. Preferentemente, la aleacion magnetica tiene una permeabilidad maxima de 20.000 o mas.
Preferentemente la primera y la segunda aleaciones magneticas contienen, ademas, Ni y/o Co en una proporcion del 10% atomico o menos basado en Fe. Por otro lado, preferentemente, la primera y la segunda aleaciones magneticas contienen ademas, por lo menos, un elemento seleccionado entre el grupo que comprende Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Cr, Mo, W, Mn, Re, elementos del grupo del platino, Au, Ag, Zn, In, Sn, As, Sb, Bi, Y, N, O y elementos de tierras raras en una proporcion del 5% atomico o menos basado en Fe. Preferentemente, la aleacion magnetica se presenta en forma de cinta, polvo o copos.
La pieza magnetica segun la presente invencion esta constituida por la aleacion magnetica.
El procedimiento segun la presente invencion para producir una aleacion magnetica comprende las etapas de enfriamiento rapido de una masa fundida de aleacion que comprende Fe y un elemento metaloide, que tiene una composicion representada por la formula general (1) o (2) anterior, para producir una aleacion a base de Fe que presenta una estructura en la que hay granos de cristal con un diametro medio de 30 nm o menos dispersados en una matriz amorfa en una proporcion del mas del 0% en volumen y del 30% en volumen o menos, y tratamiento termico de la aleacion a base de Fe para que tenga una estructura en la que granos de cristal con una estructura cubica centrada en el cuerpo y con un diametro medio de 60 nm o menos estan dispersados en una matriz amorfa en una proporcion del 30% o mas en volumen.
Breve descripcion de los dibujos
La figura 1 es un grafico que muestra los patrones de difraccion de rayos X de la aleacion (Fe83,72Cu1,5B14,7s) del ejemplo 1.
La figura 2 es un grafico que muestra la densidad de flujo magnetico de la aleacion (Fe83,72Cu1,5B14,78) del ejemplo 1 en funcion del campo magnetico.
La figura 3 es un grafico que muestra los patrones de generacion de calor de la aleacion magnetica de la presente invencion y una aleacion amorfa Fe-B.
5
10
15
20
25
30
35
40
45
50
55
60
La figura 4 es un grafico que muestra los patrones de difraccion de rayos X de la aleacion (Fe82,72Ni1Cu1|5B14,78) del ejemplo 2.
La figura 5 es un grafico que muestra la densidad de flujo magnetico de la aleacion (Fe82,72NhCu1,5B14,78) del ejemplo 2 en funcion del campo magnetico.
La figura 6 es un grafico que muestra la densidad de flujo magnetico de la aleacion (Fe83,sCu1,2sSi1B14,2s) del ejemplo 3 en funcion del campo magnetico.
La figura 7 es un grafico que muestra la densidad de flujo magnetico de la aleacion (Fe83,5Cu1,2sShB14,25) del ejemplo 3 en funcion del campo magnetico.
La figura 8 es un grafico que muestra los patrones de difraccion de rayos X de la aleacion [(Fe0,85B0,15)100-xCux] del ejemplo 4.
La figura 9 es un grafico que muestra la densidad de flujo magnetico de la aleacion [(Fe0,85B0,15)100-xCux] del ejemplo 4 en funcion del campo magnetico.
La figura 10 es un grafico que muestra las curvas de B-H de las aleaciones (Febal.Cu1,5Si4B14) de la muestra 1319 (velocidad de elevacion de la temperatura: 200°C/minuto) y la muestra 13-20 (velocidad de elevacion de la temperatura: 100°C/minuto) del ejemplo 13, que dependlan de la velocidad de elevacion de la temperatura durante el tratamiento termico.
La figura 11 es un grafico que muestra la curva de B-H de la aleacion (Febal.Cu1,6Si7B13) de la muestra 13-9 del ejemplo 13, que se sometio a tratamiento termico a temperatura elevada durante un perlodo breve.
La figura 12 es un grafico que muestra la curva de B-H de la aleacion (Febal.Cu1,35Si2B12P2) de la muestra 13-29 del ejemplo 13, que se sometio a tratamiento termico a temperatura elevada durante un perlodo breve.
La figura 13 es una fotomicrografla electronica de transmision que muestra la microestructura de la cinta de aleacion del ejemplo 14.
La figura 14 es una vista esquematica que muestra la microestructura de la cinta de aleacion de la presente invencion.
La figura 15 es un grafico que muestra el patron de difraccion de rayos X de la aleacion magnetica del ejemplo 14.
La figura 16 es una fotomicrografla electronica de transmision que muestra la microestructura de la aleacion magnetica del ejemplo 14.
La figura 17 es una vista esquematica que muestra la microestructura de la aleacion magnetica de la presente invention.
La figura 18 es un grafico que muestra las perdidas en el nucleo Pcm a 50 Hz de un nucleo enrollado formado por la aleacion magnetica del ejemplo 15 y un nucleo enrollado formado por una placa de acero al silicio de grano orientado convencional en funcion de la densidad de flujo magnetico Bm.
La figura 19 es un grafico que muestra las perdidas en el nucleo Pcm a 0,2 T de un nucleo enrollado formado por la aleacion magnetica del ejemplo 16 y nucleos enrollados formados por diversos materiales magneticos blandos en funcion de la frecuencia.
La figura 20 es un grafico que muestra la densidad de flujo magnetico de saturation Bs de la aleacion magnetica del ejemplo 18 (presente invencion) y la aleacion magnetica del ejemplo comparativo en funcion de la temperatura de tratamiento termico.
La figura 21 es un grafico que muestra la coercitividad Hc de las aleaciones magneticas del ejemplo 18 (presente invencion) y del ejemplo comparativo en funcion de la temperatura de tratamiento termico.
La figura 22 es un grafico que muestra las caracterlsticas de superposition de corriente continua de bobinas de induction formadas por las aleaciones magneticas del ejemplo 21 (presente invencion) y el ejemplo comparativo.
5
10
15
20
25
30
35
40
45
50
55
60
65
Descripcion de las formas de realizacion preferidas
[1] Aleacion magnetica
(1) Composicion
(a) Primera aleacion magnetica
Para tener una densidad de flujo magnetico de saturacion Bs de 1,7 T o mas, la aleacion magnetica debe tener una estructura que contenga cristales finos de Fe con estructura bcc. Para ello, la aleacion magnetica debe tener una concentracion elevada de Fe. Especlficamente, la concentration de Fe de la aleacion magnetica es de aproximadamente el 75% atomico (aproximadamente el 90% en masa) o mas.
En consecuencia, la primera aleacion magnetica util para entender la presente invention debe tener una composicion representada por la siguiente formula general (1):
Fe100_x-yCuxBy (% atomico) ... (1),
en la que x e y son numeros que satisfacen las condiciones 0,1 < x < 3 y 10 < y < 20. La densidad de flujo magnetico de saturacion de la aleacion magnetica es de 1.74 T o mas cuando 0,1 < x < 3 y 12 < y < 17, de 1,78 T o mas cuando 0,1 < x < 3 y 12 < y < 15, y de 1,8 T o mas cuando 0,1 < x < 3 y 12 < y < 15.
El contenido de Cu x es 0,1 < x < 3. Cuando x es mayor del 3% atomico, es extremadamente diflcil formar una cinta a base de fase amorfa por enfriamiento rapido, lo que da lugar a propiedades magneticas blandas drasticamente deterioradas. Cuando x es menor del 0,1% atomico, los granos de cristal finos no precipitan facilmente. The Cu El contenido de Cu es preferentemente 1 < x < 2, mas preferentemente 1 < x < 1,7, de la manera mas preferida 1,2 < x < 1,6. El 3% atomico del Cu o menos se puede sustituir por Au y/o Ag.
El contenido de B y es 10 < y < 20. El B es un elemento indispensable para acelerar la formation de la fase amorfa. Cuando y es menor del 10% atomico, es extremadamente diflcil formar una cinta a base de fase amorfa. Cuando y es mayor del 20% atomico, la densidad de flujo magnetico de saturacion se vuelve de 1,7 T o menos. Preferentemente, el contenido de B es 12 < y < 17, mas preferentemente 14 < y < 17.
Si Cu y B estan dentro de los intervalos anteriores, se puede obtener una aleacion magnetica blanda de estructura cristalina fina con una coercitividad de 12 A/m o menos.
(b) Segunda aleacion magnetica segun la presente invencion
La segunda aleacion magnetica tiene una composicion representada por la siguiente formula general (2): Fe100-x-y-zCuxByXz (% atomico) ... (2),
en la que X es, por lo menos, un elemento seleccionado entre el grupo que comprende Si, S, C, P, Al, Ge, Ga y Be, y x, y y z son numeros que cumplen las condiciones 1,2 < x < 1,6, 12 < y < 15, 0 < z < 10 y 10 < y + z < 24. La adicion del atomo X eleva la temperatura a partir de la cual se inicia la precipitation de Fe-B con una gran anisotropla magnetica cristalina, con lo que aumenta la temperatura de tratamiento termico. Un tratamiento termico a alta temperatura aumenta el porcentaje de granos de cristal finos, lo que provoca un aumento de la densidad de flujo magnetico de saturacion Bs y una mejora de la relation de perpendicularidad de una curva BH. Tambien elimina la degradation y la decoloration de la superficie de la aleacion magnetica. La densidad de flujo magnetico de saturacion Bs es de 1,7 T o mas.
(c) Cantidades de Ni y Co
En la primera y la segunda aleaciones magneticas, la sustitucion de parte del Fe por Ni y/o Co soluble en Fe y Cu aumenta la conformabilidad de la fase amorfa y permite que la aumente la cantidad de Cu que acelera la precipitacion de los granos de cristal finos, mejorando de este modo las propiedades magneticas blandas, tales como la densidad de flujo magnetico de saturacion, etc. Sin embargo, la inclusion de grandes cantidades de estos elementos conlleva un costo mayor. En consecuencia, el Ni esta presente preferentemente en un 10% atomico o menos, mas preferentemente en un 5% atomico o menos, todavla mas preferentemente en un 2% atomico o menos. El Co esta presente preferentemente en un 10% atomico o menos, mas preferentemente en un 2% atomico o menos, todavla mas preferentemente en un 1% atomico o menos.
(d) Otros elementos
En la primera y la segunda aleaciones magneticas, parte del Fe puede estar sustituido, por lo menos, por un elemento seleccionado entre el grupo que comprende Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Cr, Mo, W, Mn, Re, elementos del grupo
5
10
15
20
25
30
35
40
45
50
55
60
65
del platino, Au, Ag, Zn, In, Sn, As, Sb, Bi, Y, N, O y elementos de tierras raras. Dado que estos elementos sustituyentes entran mayoritariamente en la fase amorfa junto con el Cu y los elementos metaloides, la formacion de granos de cristal finos de Fe bcc se acelera, lo que da lugar a una mejora de las propiedades magneticas blandas. Una inclusion excesiva de estos elementos sustituyentes con numeros atomicos elevados da lugar a una relacion de masas muy baja de Fe, lo que provoca una disminucion de las propiedades magneticas de la aleacion magnetica. En consecuencia, la cantidad del elemento sustituyente es preferentemente del 5% atomico o menos con respecto al Fe. Particularmente en el caso del Nb y el Zr, la cantidad del elemento sustituyente es mas preferentemente del 2% atomico o menos con respecto al Fe. En el caso del Ta y el Hf, la cantidad del elemento sustituyente es mas preferentemente del 2,5% atomico o menos, particularmente del 1,2% atomico o menos, con respecto al Fe. En el caso del Mn, la cantidad del elemento sustituyente es mas preferentemente del 2% atomico o menos con respecto al Fe. Para obtener una densidad de flujo magnetico de saturacion alta, la cantidad total de los elementos sustituyentes es mas preferentemente del 1,8% atomico o menos, particularmente del 1% atomico o menos.
(2) Estructura y propiedades
Los granos de cristal que presentan una estructura cubica centrada en el cuerpo (bcc) dispersada en la fase amorfa tienen un diametro medio de 60 nm o menos. Preferentemente, la fraccion en volumen de los granos de cristal es del 30% o mas. Si el diametro medio de los granos de cristal es mayor de 60 nm, las propiedades magneticas blandas de la aleacion magnetica se deterioran. Si la fraccion en volumen de los granos de cristal es menor del 30%, la aleacion magnetica tiene una densidad de flujo magnetico de saturacion baja. Preferentemente, los granos de cristal tienen un diametro medio de 30 nm o menos y una fraccion en volumen del 50% o mas.
Los granos de cristal a base de Fe pueden contener Si, B, Al, Ge, Ga, Zr, etc., y pueden presentar parcialmente una fase cubica centrada en las caras (fcc) de Cu, etc. Para tener unas perdidas en el nucleo lo mas grandes posibles, la cantidad de fase compuesta debe ser lo mas pequena posible.
La aleacion magnetica de la presente invencion es una aleacion magnetica blanda con una densidad de flujo magnetico de saturacion que alcanza los 1,7 T o mas (particularmente, 1,73 T o mas), una coercitividad Hc de solo 200 A/m o menos (o 100 A/m o menos, particularmente 24 A/m o menos), unas perdidas en el nucleo de solo 20 W/kg o menos a 20 kHz y 0,2 T, y una permeabilidad especlfica de AC inicial pk de 3.000 o mas (particularmente, 5.000 o mas). Dado que la estructura de la aleacion magnetica de la presente invencion contiene una gran cantidad de granos de cristal finos de Fe bcc, la aleacion magnetica de la presente invencion tiene una magnetostriccion mucho mas pequena generada por el efecto de volumen magnetico y un efecto de reduccion de ruido mayor que los de la aleacion amorfa con la misma composicion. La aleacion magnetica de la presente invencion puede presentarse en forma de copos, cinta, polvo o pellcula.
[2] Procedimiento de production
El procedimiento de produccion de una aleacion magnetica segun la presente invencion comprende las etapas de enfriamiento rapido de una masa fundida de aleacion que comprende Fe y un elemento metaloide para producir una aleacion a base de Fe que presenta una estructura en la que hay granos de cristal con un diametro medio de 30 nm o menos dispersados en una matriz amorfa en una proportion del mas del 0% en volumen y del 30% en volumen o menos, y tratamiento termico de la cinta de aleacion para que tenga una estructura en la que granos de cristal con una estructura cubica centrada en el cuerpo y con un diametro medio de 60 nm o menos estan dispersados en una matriz amorfa en una proporcion del 30% o mas en volumen.
(1) Masa fundida de aleacion
La masa fundida de aleacion que comprende Fe y un elemento metaloide tiene una composicion representada por la siguiente formula general:
Fe100-x-y-zCuxByXz (% atomico)
en la que X es, por lo menos, un elemento seleccionado entre el grupo que comprende Si, S, C, P, Al, Ge, Ga y Be, y x, y y z son numeros que cumplen las condiciones 1,2 < x < 1,6, 12 < y < 15, 0 < z < 10 y 10 < y + z < 24.
(2) Enfriamiento rapido de la masa fundida
El enfriamiento rapido de la masa fundida se puede llevar a cabo por un metodo de rodillo unico, un metodo de doble rodillo, un metodo de rotation en llquido rotativo, un metodo de atomization de gas, un metodo de atomization de agua, etc. El enfriamiento rapido de la masa fundida proporciona una aleacion cristalina fina (aleacion intermedia) en forma de copos, cinta o polvo. Preferentemente, la temperatura de la masa fundida que se somete a enfriamiento rapido es mayor que el punto de fusion de la aleacion en aproximadamente 50-300°C. El enfriamiento rapido de la masa fundida se lleva a cabo en el aire o en una atmosfera de gas inerte, tal como Ar, nitrogeno, etc., cuando la masa fundida no contiene metales activos, y en un gas inerte, tal como Ar, He, nitrogeno, etc., o a presion reducida, cuando la masa fundida contiene metales activos.
5
10
15
20
25
30
35
40
45
50
55
60
65
En el caso del metodo de rodillo unico, se dispone preferentemente una atmosfera de gas inerte, por ejemplo, cerca del extremo de punta de una boquilla. Ademas, se puede disponer CO2 gaseoso sobre el rodillo o se puede quemar CO gaseoso cerca de la boquilla. La velocidad periferica de un rodillo de enfriamiento es preferentemente de 15-50 m/s, y los materiales para el rodillo de enfriamiento son preferentemente el cobre puro o aleaciones de cobre, tales como Cu-Be, Cu-Cr, Cu-Zr, Cu-Zr-Cr, etc., que tienen una alta conductividad termica. Preferentemente, el rodillo de enfriamiento es de tipo de refrigeracion por agua.
(3) Aleacion cristalina fina (aleacion intermedia)
La aleacion intermedia obtenida por enfriamiento rapido de la masa fundida de aleacion con la composicion anterior tiene una estructura en la que granos de cristal finos con un diametro medio de 30 nm o menos estan dispersados en una fase amorfa en una proportion del mas del 0% en volumen y del 30% en volumen o menos. Cuando existe una fase amorfa alrededor de los granos de cristal, la aleacion tiene una resistividad elevada y elimina el crecimiento de los granos de cristal para que los granos de cristal sean mas finos, con lo que mejoran las propiedades magneticas blandas. Cuando los granos de cristal finos presentes en la aleacion intermedia tienen un diametro medio mayor de 30 nm, los granos de cristal se vuelven demasiado gruesos por el tratamiento termico, lo que provoca el deterioro de las propiedades magneticas blandas. Para obtener excelentes propiedades magneticas blandas, los granos de cristal tienen preferentemente un diametro medio de 20 nm o menos. Dado que debe haber granos de cristal finos que actuen como nucleos en la fase amorfa, el diametro medio de los granos de cristal es preferentemente de 0,5 nm o mas. La distancia media entre los granos de cristal (distancia entre los centros de gravedad de los cristales) es preferentemente de 50 nm o menos. Si la distancia media es mayor de 50 nm, la distribution de diametros de los granos de cristal se vuelve demasiado amplia por el tratamiento termico.
(4) Tratamiento termico
Cuando la aleacion intermedia rica en Fe se somete a tratamiento termico, la fraction en volumen de granos de cristal aumenta sin experimentar un aumento extremo del diametro, lo que da lugar a una aleacion magnetica que tiene mejores propiedades magneticas blandas que las de la aleacion amorfa a base de Fe y la aleacion nanocristalina a base de Fe. Especlficamente, el tratamiento termico convierte la aleacion intermedia en una aleacion magnetica con una densidad de flujo magnetico de saturation alta y una magnetostriction baja, que contiene el 30% en volumen de granos de cristal finos con un diametro medio de 60 nm o menos. Ajustando la temperatura y el tiempo del tratamiento termico se pueden controlar la formation de nucleos cristalinos y el crecimiento de los granos de cristal. Un tratamiento termico a alta temperatura (aproximadamente 430°C o mas) durante un perlodo corto es eficaz para obtener una coercitividad baja, mejorar la densidad de flujo magnetico en un campo magnetico debil y reducir la perdida de histeresis. Un tratamiento termico a temperatura baja (aproximadamente 350°C o mayor y menor de 430°C) por un perlodo largo resulta adecuado para la production en masa. Se puede aplicar un tratamiento termico corto a alta temperatura o un tratamiento termico largo a baja temperatura dependiendo de las propiedades magneticas deseadas.
El tratamiento termico se lleva a cabo preferentemente en el aire, al vaclo o en un gas inerte, tal como Ar, He, N2, etc. Dado que la humedad presente en la atmosfera confiere a la aleacion magnetica resultante propiedades magneticas desiguales, el punto de roclo del gas inerte es preferentemente de -30°C o inferior, mas preferentemente de -60°C o inferior.
El tratamiento termico se puede llevar a cabo en una sola etapa o en varias etapas. Ademas, puede proporcionarse corriente continua, corriente alterna o corriente de impulsos a la aleacion para generar un calor de efecto Joule para el tratamiento termico, o el tratamiento termico se puede llevar a cabo bajo tension.
(a) Tratamiento termico a alta temperatura
La aleacion intermedia a base de Fe (que contiene aproximadamente el 75% atomico o mas de Fe), que contiene granos de cristal finos en una fase amorfa, se somete a un tratamiento termico que comprende el calentamiento a una temperatura maxima de 430°C o mayor a la maxima velocidad de elevation de la temperatura de 100°C/minuto o mas, y el mantenimiento de la temperatura maxima durante 1 hora o menos para producir una aleacion magnetica que contiene granos de cristal finos con un diametro medio de 60 nm o menos, y que tiene una coercitividad baja, una densidad de flujo magnetico alta en un campo magnetico debil y una perdida de histeresis pequena.
Si la temperatura maxima es inferior a 430°C, la precipitation y el crecimiento de granos de cristal finos son insuficientes. Preferentemente, la temperatura maxima es (Tx2 - 50)°C o mayor, donde Tx2 es una temperatura de precipitacion de compuesto.
Cuando el tiempo de mantenimiento de la temperatura maxima es mayor de 1 hora, los granos de cristal crecen demasiado, lo que provoca el deterioro de las propiedades magneticas blandas. Preferentemente, el tiempo de mantenimiento es de 30 minutos o menos, mas preferentemente de 20 minutos o menos, de la forma mas preferente de 15 minutos o menos.
5
10
15
20
25
30
35
40
45
50
55
60
65
Preferentemente, la velocidad media de elevacion de la temperatura es de 100°C/minuto o mas. Dado que la velocidad de elevacion de la temperatura afecta en gran medida a las propiedades magneticas a temperaturas elevadas de 300°C o mayores, la velocidad de elevacion de la temperatura a una temperatura de 300°C o mayor es, preferentemente, de 150°C/minuto o mas, y la velocidad de elevacion de la temperatura a 350°C o mayor es, preferentemente, de 170°C/minuto o mas.
Mediante el cambio de la velocidad de elevacion de la temperatura y el cambio gradual de la temperatura de mantenimiento se puede controlar la formacion de nucleos cristalinos. Puede obtenerse una estructura cristalina fina uniforme mediante un tratamiento termico que comprende mantener la aleacion a una temperatura inferior a la temperatura de cristalizacion durante un tiempo suficiente, y a continuacion mantenerla a una temperatura igual o mayor a la temperatura de cristalizacion durante solo 1 hora o menos. Esto parece deberse al hecho de que los granos de cristal se inhiben el crecimiento entre si. En un ejemplo preferente, la aleacion se mantiene aproximadamente a 250°C durante mas de 1 hora, se calienta a una velocidad de 100°C/minuto o mas hasta 300°C o mas y se mantiene a la temperatura maxima de 430°C o mayor durante 1 hora o menos.
(b) Tratamiento termico a baja temperatura
La aleacion intermedia se mantiene a una temperatura maxima de aproximadamente 350°C o mayor y menor de 430°C durante 1 hora o mas. Desde el punto de vista de la production en masa, el tiempo de mantenimiento es preferentemente de 24 horas o menor, mas preferentemente de 4 horas o menor. Para eliminar el aumento de la coercitividad, la velocidad media de elevacion de la temperatura es, preferentemente, de 0,1-200°C/minuto, mas preferentemente de 0,1-100°C/minuto.
(c) Tratamiento termico en campo magnetico
A fin de tener anisotropla magnetica inductiva, la aleacion se somete preferentemente a tratamiento termico en un campo magnetico suficiente para su saturation. El campo magnetico se puede aplicar durante un perlodo completo o unicamente un determinado perlodo del tratamiento termico, que comprende la elevacion de la temperatura, el mantenimiento de una temperatura constante y el enfriamiento, pero preferentemente se aplica a una temperatura de 200°C o mayor durante 20 minutos o mas. Para obtener un ciclo de histeresis de corriente continua o corriente alterna con la forma deseada, se aplica preferentemente un campo magnetico durante todo el tratamiento termico a fin de impartir anisotropla magnetica inductiva en una direction. En el caso de un nucleo formado por la cinta de aleacion, resulta preferente aplicar un campo magnetico de 8 kAm-1 o mayor en la direccion de la anchura (direccion de la altura si se trata de un nucleo en forma de anillo), y aplicar un campo magnetica de 80 Am-1 o mayor en la direccion longitudinal (direccion de la trayectoria magnetica si se trata del nucleo en forma de anillo), aunque depende de la forma. Cuando se aplica un campo magnetico en una direccion longitudinal de la cinta de aleacion, la aleacion magnetica resultante tiene un ciclo de histeresis de corriente continua con una relation de perpendicularidad elevada. Cuando se aplica un campo magnetico en una direccion de la anchura de la cinta de aleacion, la aleacion magnetica resultante tiene un ciclo de histeresis de corriente continua con una relacion de perpendicularidad baja. El campo magnetico puede ser de corriente continua, de corriente alterna y de impulsos. El tratamiento termico en un campo magnetico produce una aleacion magnetica con unas perdidas en el nucleo bajas.
(5) Tratamiento de superficie
La aleacion magnetica de la presente invention puede dotarse de una capa aislante mediante el recubrimiento o impregnation de SiO2, MgO, A^Oa, etc., un tratamiento qulmico, una oxidation anodica, etc., si es necesario. Estos tratamientos disminuyen las corrientes parasitas a altas frecuencias, lo que reduce las perdidas en el nucleo. Este efecto es particularmente notable para un nucleo formado por una cinta de aleacion lisa y ancha.
[3] Piezas magneticas
Las piezas magneticas constituidas por la aleacion magnetica de la presente invencion pueden utilizarse para reactores de corriente elevada, tales como reactores de anodo, bobinas de induction para filtros activos, bobinas de induction de suavizado, varios transformadores, tales como transformadores de impulsos para la transmision, piezas magneticas de potencia de pulso para fuentes de potencia laser y aceleradores, nucleos de motores, nucleos de generadores, sensores magneticos, sensores de corriente, nucleos de antena, piezas de reduction de ruido, tales como blindajes magneticos y blindajes electromagneticos, horquillas, etc.
La presente invencion se describe con mayor detalle haciendo referencia a los siguientes ejemplos, sin intention de limitar el alcance de la misma.
Ejemplo 1
Una cinta de aleacion (muestra 1-0) de 5 mm de anchura y 18 pm de espesor, obtenida a partir de una masa fundida de aleacion con una composition representada por Fe83,72Cu1,5B1478 (% atomico) mediante un metodo de
5
10
15
20
25
30
35
40
45
50
enfriamiento rapido por rodillo unico, se sometio a tratamiento termico a una velocidad de elevacion de la temperatura de 50°C/minuto en las condiciones mostradas en la tabla 1 a fin de producir aleaciones magneticas (muestras 1-1 a 1-8). Cada muestra se midio con respecto a la difraccion de rayos X, la fraccion en volumen de los granos de cristal y las propiedades magneticas. Los resultados de las mediciones de las propiedades magneticas se muestran en la tabla 1.
(1) Medicion de la difraccion de rayos X
La figura 1 muestra el patron de difraccion de rayos X de cada muestra. Aunque se observo difraccion del Fe a en todas las condiciones de tratamiento termico, se confirmo a partir de la semianchura de un pico de un plano (310) obtenido por la medicion de la difraccion de rayos X que no habla ninguna deformacion de la red. El diametro medio de los cristales se determino mediante la formula de Scherrer. Se observo un pico nltido particularmente cuando la temperatura del tratamiento termico (temperatura maxima) Ta fue de 350°C o mayor. En la muestra 1-7 (Ta = 390°C), por ejemplo, la semianchura de un pico de un plano (310) fue de aproximadamente 2° y el diametro medio de los cristales fue de aproximadamente 24 nm.
(2) Fraccion en volumen de granos de cristal
Se trazo una llnea arbitraria (longitud: Lt) en una fotografla de TEM de cada muestra para determinar la longitud total Lc de las porciones que cruzaban los granos de cristal, y se considero el cociente Lc/Lt como la fraccion en volumen de los granos de cristal. De este modo se encontro que los granos de cristal con un diametro medio de 60 nm o menor estaban dispersados en una relacion en volumen del 50% o mayor en una fase amorfa en cada muestra.
(3) Medicion de las propiedades magneticas
En cada muestra se corto una placa de 12 cm de longitud y se midieron sus propiedades magneticas mediante un trazador B-H. La figura 2 muestra la curva B-H de cada muestra. Una temperatura de tratamiento termico mayor proporciono una mejor resistencia a la saturation, lo que resulta en una mayor B8000. La B8000 fue de 1,80 T o mas a una temperatura de tratamiento termico Ta de 350°C o mayor. La tabla 1 muestra las condiciones de tratamiento termico, la coercitividad Hc, la densidad de flujo magnetico residual Br, las densidades de flujo magnetico B80 y B8000 a 80 A/m y 8.000 A/m, y la permeabilidad maxima pm de cada muestra. El tratamiento termico cambio la coercitividad Hc aproximadamente de 7,8 A/m a entre 7 y 10 A/m. El tratamiento termico a Ta = 390°C durante 1,5 horas proporciono a la muestra 1-7 una coercitividad Hc de 7,0 A/m. La muestra 1-7 tenia una B8ooo de 1,82 T. El tratamiento termico en un campo magnetico aumento la permeabilidad maxima pm.
Tabla 1
Muestra n.°
Composicion (% atomico) Condiciones de tratamiento termico Hc (A/m) Br (T) B80 (T) B8000 (T) P m (103)
Temp. (°C)
Tiempo (h) Campo magnetico
1-0*
Fe83,72Cu1,5B14,78 - 7,8 0,67 0,80 1,60 10
1-1
Fe83,72Cu1,5B14,78 310 3,50 SI 13,1 0,83 0,95 1,71 24
1-2
Fe83,72Cu1,5B14,78 330 3,50 SI 9,0 0,93 1,06 1,80 45
1-3
Fe83,72Cu1,5B14,78 350 1,00 No 9,4 0,91 1,06 1,83 31
1-4
Fe8372Cu1,5B14,78 350 1,00 Si 8,8 0,92 1,09 1,79 48
1-5
Fe83,72Cu1,5B14,78 350 3,00 No 13,8 0,92 1,17 1,82 26
1-6
F85,72Cu1,5B14,78 370 1,50 Si 7,9 1,04 1,28 1,81 79
1-7
Fe83,72Cu1,5B14,78 390 1,50 No 7,0 1,29 1,52 1,82 60
1-8
Fe83,72Cu1,5B14,78 400 1,50 SI 9,8 1,41 1,54 1,81 71
Nota: * Antes del tratamiento termico.
La figura 3 muestra los resultados de calorimetrla diferencial de barrido (velocidad de elevacion de la temperatura: 1°C/minuto) de la aleacion magnetica (a) de la muestra 1-0 (composition: Febal.Cu1,5B14,78) y una aleacion amorfa Fe85B15 (b). En la aleacion magnetica (a) de la muestra 1-0, se observo un pico ancho de generation de calor en una region de temperatura baja y aparecio un pico agudo de generacion de calor por la precipitation de un compuesto de Fe-B en una region de temperatura alta. Se trata de un patron tlpico de generacion de calor de la aleacion magnetica blanda de la presente invention. Se considera que la precipitacion y el crecimiento de cristales finos se produjeron en un amplio intervalo de temperaturas bajas, en el que aparecio un pico ancho de generacion de calor. En consecuencia, se formaron pequenos granos de cristal con una distribution de diametros estrecha, lo que contribuyo a reducir la coercitividad de la aleacion magnetica blanda y a mejorar su densidad de flujo magnetico de saturacion. Sin embargo, en la aleacion amorfa Fe85B15 (b), tuvo lugar una cristalizacion rapida en una region de temperatura baja, en la que aparecio un pico de generacion de calor ligeramente ancho, lo que dio lugar a granos de cristal gruesos y a una distribucion de diametros amplia, que resulta desventajosa para las propiedades magneticas blandas.
5
10
15
20
25
30
35
40
45
50
Ejemplo 2
Una cinta de aleacion (muestra 2-0) de 5 mm de anchura y 18 |jm de espesor, obtenida a partir de una masa fundida de aleacion con una composicion representada por Fe82,72NiiCui,5Bi4,78 (% atomico) mediante un metodo de enfriamiento rapido por rodillo unico, se sometio a tratamiento termico a una velocidad de elevacion de la temperatura de 50°C/minuto en las condiciones mostradas en la tabla 2 a fin de producir las aleaciones magneticas de las muestras 2-1 a 2-4. Cada muestra se midio con respecto a la difraccion de rayos X y las propiedades magneticas. Los resultados de las mediciones de las propiedades magneticas se muestran en la tabla 2.
La figura 4 muestra el patron de difraccion de rayos X de cada muestra. Cuando la temperatura de tratamiento termico Ta fue baja, se dio un patron de difraccion en el que un halo debido a la fase amorfa y los picos debidos a los granos de cristal con una estructura cubica centrada en el cuerpo (bcc) se superponlan, pero a medida que se elevo la Ta, la fase amorfa disminuyo y predominaron los picos de los granos de cristal. El diametro medio de los cristales, determinado a partir de la semianchura de un pico de un plano (310) (= aproximadamente 1,5°) fue de aproximadamente 32 nm, ligeramente mayor que el de la aleacion magnetica (Fe83,72Cu1,5B1478) del ejemplo 1, que no contenla Ni.
En la figura 5 se muestran las curvas de B-H de cada muestra, determinadas de la misma manera que en el ejemplo 1. La tabla 2 muestra las condiciones de tratamiento termico y las propiedades magneticas de cada muestra. A medida que se elevo la temperatura de tratamiento termico Ta, la densidad de flujo magnetico de saturacion (B8000) aumento. La mejor resistencia a la saturacion se obtuvo particularmente a una temperatura de tratamiento termico de 390°C (muestra 2-3). La muestra 2-3 tambien tenia una B80 grande (maximo de 1,54 T), con un buen aumento de la densidad de flujo magnetico en un campo magnetico debil. La coercitividad Hc era relativamente de solo aproximadamente 7,8 A/m en un amplio intervalo de temperaturas de tratamiento termico de 370-390°C. La cinta de aleacion del ejemplo 2 era mas resistente a la rotura durante la produccion que la del ejemplo 1, que no contenla Ni. Esto parece ser debido al hecho de que era mas probable que la composicion del ejemplo 2 se hiciera amorfa. Dado que el Ni se disuelve en Fe y en Cu, la adicion de Ni parece resultar eficaz para mejorar la estabilidad termica de las propiedades magneticas.
Tabla 2
Muestra n.°
Composicion (% atomico) Condiciones de tratamiento termico Hc (A/m) Br (T) B80 (T) B8000 (T) jm (103)
Temp. (°C)
Tiempo (h) Campo magnetico
2-0*
Fe82,72NhCu1,5B14,78 - 10,5 0,49 0,68 1,62 8
2-1
Fe82,72NhCu1,5B14,78 370 1,50 Si 7,9 1,06 1,28 1,83 66
2-2
Fe82,72NhCu1,5B14,78 380 1,50 Si 7,7 1,30 1,54 1,84 69
2-3
Fe82,72NhCu1,5B14,78 390 1,50 No 7,8 1,33 1,52 1,84 66
2-4
Fe82,72NhCu1,5B14,78 410 0,50 Si 8,8 1,32 1,53 1,85 68
Nota: * Antes del tratamiento termico.
Ejemplo 3
Una cinta de aleacion de 5 mm de anchura y 20 jm de espesor (muestra 3-0) obtenida a partir de una masa fundida de aleacion con una composicion representada por Fe83,5Cu1,25ShB14,25 (% atomico) mediante un metodo de enfriamiento rapido por rodillo unico en atmosfera, se sometio a tratamiento termico a una velocidad de elevacion de la temperatura de 50°C/minuto en las condiciones mostradas en la tabla 3 a fin de producir las aleaciones magneticas de las muestras 3-1 y 3-2. De forma similar, la aleacion magnetica de la muestra 3-4 se produjo a partir de una cinta de aleacion (muestra 3-3) con una composicion representada por Fe83,5Cu12sB15,25, y la aleacion magnetica de la muestra 3-6 se produjo a partir de una cinta de aleacion (muestra 3-5) con una composicion representada por Fe83,25Cu1,5Si1B14 25. Cada muestra se midio con respecto a la difraccion de rayos X, la fraccion en volumen de los granos de cristal y las propiedades magneticas. Los resultados de las mediciones de las propiedades magneticas se muestran en la tabla 3.
La figura 6 muestra las curvas de B-H de las muestras 3-1 y 3-2. B8000, que aumento a medida que se elevo la temperatura de tratamiento termico Ta, fue de 1,85 T a una Ta de 410°C (muestra 3-2), mayor que la de cada muestra del ejemplo 1 con una composicion representada por Fe83,5Cu1,25B15,25. Esto indica que la aleacion magnetica con una composicion representada por Fe83,5Cu125Si1B1425 tenia una mejor resistencia a la saturacion.
La figura 7 muestra la curva B-H de cada muestra en un campo magnetico debil. Se encontro que B80 aumentaba a medida que se elevaba la temperatura de tratamiento termico. A una temperatura de tratamiento termico Ta de 410°C (muestra 3-2), B80 fue de 1,65 T, la coercitividad Hc fue de solo 8,6 A/m y la relacion Br/B80 (Br: densidad de
5
10
15
20
25
30
35
40
45
flujo magnetico residual) fue de aproximadamente el 90%. Todas las muestras 3-1 y 3-2 contenlan el 50% o mas en volumen de granos de cristal con un diametro medio de 60 nm o menos en una fase amorfa.
La aleacion magnetica (Fes3,5Cuii25Bi5,25) de la muestra 3-4, que no contenla Si, tenia una coercitividad Hc que alcanzaba aproximadamente 16,4 A/m, siendo mas pobre en propiedades magneticas blandas que las de las muestras 3-1 y 3-2, que contenlan Si.
Tabla 3
Muestra n.°
Composicion (% atomico) Condiciones de tratamiento termico Hc (A/m) Br (T) B80 (T) B8000 (T) pm (103)
Temp (°C)
Tiempo (h) Campo magnetico
3-0*
Fe8.35Cu1,25Si1B14,25 - 13,0 0,34 0,64 1,64 2
3-1
Fe83,5Cu1,25ShB14,25 400 1,50 SI 9,8 1,36 1,60 1,84 67
3-2
Fe83,5Cu1,25ShB14,25 410 0,75 SI 8,6 1,49 1,65 1,85 67
* CO 1 CO
Fe83,5Cu1,25B15,25 - - - 28,5 0,67 0,85 1,79 12
3-4
Fe83.5Cu1,25B15,25 390 1,00 No 16,4 1,14 1,39 1,80 26
3-5*
Fe83,25Cu1,5Si 1B1425 - - - 20,3 0,39 0,54 1,60 3
3-6
Fe83,25Cu1,5B14,25 400 1,50 SI 7,2 1,11 1,46 1,82 57
Nota: * Antes del tratamiento termico.
Los resultados de la evaluacion de la conformabilidad de la cinta y las propiedades magneticas blandas de aleaciones magneticas con la misma composition, excepto por la presencia de Si, se muestran en la tabla 4. Se puso de manifiesto que las aleaciones magneticas que contienen Si (Fe83,5Cu1,25ShB14,25 y Fes3,25Cu1Si1,5B14,25) tenlan una mejor conformabilidad de la cinta y mejores propiedades magneticas blandas. Esto parece deberse al hecho de que la inclusion de Si mejoro la conformabilidad de una fase amorfa.
Tabla 4
Composicion de la aleacion (% atomico)
Conformabilidad de la cinta Propiedades magneticas blandas
Fe83,5Cu1,25B15,25
Excelente Buenas
Fe83,5Cu1,25ShB14,25
Excelente Excelentes
Fe83,25Cu1,5B15,25
Buena Buenas
Fe83,25Cu1Si1,5B14,25
Excelente Excelentes
Ejemplo 4
Se sometieron a tratamiento termico cintas de aleacion de 5 mm de anchura y 18-22 pm de espesor obtenidas por un procedimiento de enfriamiento rapido de rodillo unico a partir de cuatro tipos de masa fundida de aleacion representados por la formula general (Fe0,85B0,15)100-xCux (% atomico), donde la concentration x de Cu era 0,0, 0,5,
1,0 y 1,5, respectivamente, en condiciones correspondientes a una velocidad de elevation de la temperatura de 50°C/minuto, una temperatura maxima de 350°C y un tiempo de mantenimiento de 1 hora sin campo magnetico. Se midieron la difraccion de rayos X y las propiedades magneticas de cada una de las aleaciones magneticas resultantes de la misma manera que en el ejemplo 1. La figura 8 muestra los patrones de difraccion de rayos X. En la figura, “rodillo” se refiere a la cara de rodillo de una cinta, y “libre” se refiere a la cara de superficie libre de un rodillo. Aunque se observo una intensidad de pico ligeramente mayor en la cara de superficie libre, no se observo ninguna diferencia en la semianchura. A medida que aumento la concentracion x de Cu, el halo de la fase amorfa disminuyo y los picos de los cristales bcc se hicieron mas nltidos. La aleacion magnetica con una concentracion x de Cu de 1,5 tenia un diametro medio de los cristales de aproximadamente 24 nm. La comparacion de las aleaciones magneticas con una x de 1,0 y 1,5, en las que se observaron claramente los picos de fase bcc, indica que se obtuvo un pico mas ancho para x = 1,5 y que el diametro medio de los granos de cristal para x = 1,5 fue aproximadamente la mitad que para x = 1,0.
La figura 9 muestra la curva B-H. Cuando x = 0,0, la coercitividad Hc fue de aproximadamente 400 A/m, y la densidad de flujo magnetico de saturation B8ooo fue de 1,63 T, pero el diametro de los granos de cristal no aumento con x, lo que provoco la disminucion de Hc y el aumento de B8000. Cuando x = 1,5, Hc fue aproximadamente de 10 A/m y B8000 fue aproximadamente de 1,80 T. Se observo que la adicion de Cu reducla el diametro de los granos de cristal y disminula la coercitividad incluso en una aleacion con una concentracion de Fe del 80% o mayor.
Ejemplo 5
Una cinta de aleacion de 5 mm de anchura y 19-25 pm de espesor obtenida a partir de una masa fundida de aleacion con la composicion indicada en la tabla 5 mediante un metodo de enfriamiento rapido por rodillo unico, se
5
10
15
20
25
sometio a tratamiento termico en las condiciones de una velocidad de elevacion de la temperatura de 50°C/minuto, una temperatura maxima de 410°C y 420°C, y un tiemp o de mantenimiento de 1 hora sin campo magnetico, a fin de producir las aleaciones magneticas de las muestras 5-1 a 5-4. La tabla 5 muestra las condiciones de tratamiento termico y las propiedades magneticas de estas muestras. Todas las muestras tenlan una Bs0 alta, una buena relacion de perpendicularidad (Br/Bs0), del 90% o mas, una permeabilidad maxima pm extremadamente alta, una temperatura de cristalizacion elevada y una buena conformabilidad de la fase amorfa. Esto indica que cantidades mayores de elementos metaloides, tales como B y Si, conducen a mejores propiedades magneticas blandas. En todas las muestras, el 50% o mas en volumen de los granos de cristal con un diametro medio de 60 nm o menos estaban dispersados en una fase amorfa.
Tabla 5
Muestra n.°
Composicion (% atomico) Condiciones de tratamiento termico Hc (A/m) Br (T) B80 (T) B8000 (T) pm (103)
Temp. (K)
Tiempo (h)
5-1
Fe81,75Cu1,25Si2B15 410 1,50 10,3 1,51 1,59 1,83 75
5-2
Fe81,75Cu1,25Si3B14 410 1,50 8,0 1,53 1,64 1,83 101
5-3
Fe82,82Cu1,25Si1,76B14,17 420 1,50 9,9 1,51 1,61 1,80 79
5-4
Fe82,72Cu1,35Si1,76B14,17 420 1,50 6,5 1,60 1,66 1,85 108
Ejemplo 6
Una cinta de aleacion de 5 mm de anchura y 19-25 pm de espesor obtenida a partir de una masa fundida de aleacion con la composicion indicada en la tabla 6 mediante un metodo de enfriamiento rapido por rodillo unico, se sometio a tratamiento termico en las condiciones de una velocidad de elevacion de la temperatura de 50°C/minuto, una temperatura maxima de 410°C, y un tiempo de mantenimiento de 1 hora sin campo magnetico, a fin de producir las aleaciones magneticas de las muestras 6-1 a 6-30. La tabla 6 muestra el espesor y las propiedades magneticas de estas muestras. Todas las muestras tenlan una B8000 de 1,7 T o mas y una permeabilidad maxima pm de hasta
30.000 o mas, lo que indica unas buenas propiedades magneticas blandas. Se observo que la cantidad optima de Cu cambiaba al cambiar el contenido del elemento metaloide. Ademas, el aumento de los elementos metaloides facilitaba la produccion de una cinta gruesa. En todas las muestras, el 50% o mas en volumen de los granos de cristal con un diametro medio de 60 nm o menos estaban dispersados en una fase amorfa.
Tabla 6
Muestra n.°
Composicion Espesor B8000 B80 Hc pm
(% atomico)
(pm) (T) (T) (A/m) (103)
6-1
Febal.Cu1,35Si4B12 19,9 1,81 1,57 15,8 41
6-2
Febal.Cu1,5Si4B12 16,0 1,81 1,67 7,6 121
6-3
Febal.Cu1,5Si5B12 17,0 1,78 1,65 7,8 92
6-4
Febal.Cu1,5Si6B12 17,3 1,76 1,64 9,9 80
6-5
Febal.Cu1,55Si7B12 16,8 1,75 1:62 9,8 74
6-6
Febal.Cu1,6Si8B12 17,3 1,74 1,60 8,2 75
6-7
Febal.Cu1,35Si3B13 21,0 1,84 1,67 7,9 96
6-8
Febal.Cu1,35Si4B13 21,2 1,82 1,66 6,6 100
6-9
Febal.Cu1,5Si5B13 17,2 1,79 1,67 6,2 127
6-10
Febal.Cu1,6Si7B13 19,3 1,74 1,60 5,8 130
6-11
Febal.Cu1,6Si8B13 18,8 1,71 1,58 6,9 62
6-12
Febal.Cu1,6SigB13 19,7 1,70 1,27 5,8 61
6-13
Febal.Cu1,35Si2B14 18,0 1,85 1,71 6,5 120
6-14
Febal.Cu1,3sSisB14 20,8 1,81 1,64 8,0 100
6-15
Febal.Cu1,35Si4B14 21,8 1,77 1,62 7,1 109
6-16
Febal.Cu1,5Si4B14 20,0 1,79 1,61 5,7 97
6-17
Febal.Cu1,5Si5B14 17,3 1,79 1,63 8,8 105
6-18
Febal.Cu1,5Si6B14 18,4 1,74 1,54 6,4 80
6-19
Febal.Cu1,25B15 16,2 1,83 1,41 8,0 72
6-20
Febal.Cu1,35Si2B15 16,1 1,84 1,67 8,8 98
6-21
Febal.Cu1,35Si3B15 19,3 1,79 1,62 7,1 100
6-22
Febal.Cu1,5Si3B15 16,5 1,79 1,68 5,2 66
6-23
Febal.Cu1,35Si4B15 21,7 1,79 1,65 6,8 117
6-24
Febal.Cu1,5Si5B15 17,6 1,74 1,45 9,6 66
6-25
Febal.Cu1,6Si6B15 19,5 1,70 1,55 8,2 63
6-26
Febal.Cu1,5Si2B16 21,5 1,77 1,59 9,7 60
5
10
15
20
25
30
35
40
Muestra n.°
Composicion (% atomico) Espesor (pm) B8000 (T) B80 (T) Hc (A/m) pm (103)
6-27
Febal.Cu1,35Si3B16 19,9 1,76 1,60 16,6 45
6-28
Febal.Cu1,6Si5B16 19,3 1,70 1,52 9,5 51
6-29
Febal.Cu1,5Si2B18 21,3 1,71 1,37 13,6 33
6-30
Febal.Cu1,6Si2B20 21,5 1,70 1,48 14,6 46
Las muestras 6-26 a 6-30 son ejemplos comparativos.
Ejemplo 7
Una cinta de aleacion obtenida a partir de una masa fundida de aleacion con la composition Febai.Cui,5SizBy mediante un metodo de enfriamiento rapido de rodillo unico se trato termicamente a las temperaturas maximas cambiadas en las condiciones de una velocidad de elevation de la temperatura de 50°C/minuto y un tiempo de mantenimiento de 1 hora sin campo magnetico. Un intervalo de temperaturas de tratamiento termico dentro de un aumento del 5% de la coercitividad Hc mas baja se considero como el intervalo optimo de temperaturas de tratamiento termico.
La tabla 7 muestra el intervalo optimo de temperaturas de tratamiento termico para obtener aleaciones con densidades de flujo magnetico de saturation B de 1,7 T o mas. Una temperatura de tratamiento termico mas alta provoca la precipitation de una mayor cantidad de granos de cristal finos, lo que da lugar a una densidad de flujo magnetico mayor y a una resistencia a la saturacion y una perpendicularidad mejores. La coercitividad Hc tendio a aumentar a medida que precipitaba el compuesto de Fe-B con una gran anisotropla magnetica cristalina. Cuanto mayor es la cantidad de B, mas facilmente precipita el compuesto de Fe-B a bajas temperaturas. Dado que el Si elimina la precipitacion del compuesto de Fe-B, resulta preferente anadir Si para obtener una coercitividad baja.
Tabla 7
Intervalo de temperatura de tratamiento termico optimo (°C)
B Si
12 13 14 15 16 17 18 19 20
0
* - - 370-390 370-390 370-390 - - -
1
- - 390-410 390-410 390-410 390-410 - - -
2
- - 410-430 410-430 410-430 410-420 410-420 410-420 410-420
3
- 410-430 410-430 410-430 410-430 410-430 - - -
4
410-430 410-430 410-430 410-430 410-430 - - - -
5
410-430 410-430 410-430 410-430 - - - - -
6
410-440 410-440 410-440 410-430 - - - - -
7
410-440 410-440 410-440 - - - - - -
8
410-440 410-440 410-440 - - - - - -
9
- 410-440 - - - - - - -
Nota: * No medido
Columnas B: 16 a 20 son ejemplos comparativos Ejemplo 8
Unas cintas de aleacion de 5 mm de anchura y 18-22 pm de espesor, obtenidas a partir de masas fundidas de aleacion de Fe-Cu-B que contenlan P o C y con la composicion indicada en la tabla 8 mediante un metodo de enfriamiento rapido por rodillo unico, se sometieron a tratamiento termico en las condiciones de una velocidad de elevacion de la temperatura de 50°C/minuto, temperaturas maximas de 370°C y 390°C, y un tiempo de mantenimiento de 1 hora sin campo magnetico, a fin de producir las aleaciones magneticas de las muestras 8-1 a 8-4. La tabla 8 muestra el espesor y las propiedades magneticas de estas muestras. Todas las muestras tenlan una B8ooo mayor de 1,7 T y una permeabilidad maxima pm mayor de 30.000 o mas, lo que indica unas buenas propiedades magneticas blandas. El P y el C mejoran la conformabilidad de la fase amorfa y la tenacidad de la cinta. En todas las muestras, el 50% o mas en volumen de los granos de cristal con un diametro medio de 60 nm o menos estaban dispersados en una fase amorfa.
Tabla 8. Las muestras 8-1 y 8-3 son ejemplos comparativos.
Muestra n.°
Composicion (% atomico) Espesor (pm) Ta (°C) B8000 (T) B80 (T) Hc (A/m) Pm (103)
8-1
Febal.Cu1,35B16P1 21,5 370 1,71 1,06 12,2 38
8-2
Febal.Cu1,35B14P3 19,7 370 1,73 1,28 8,2 60
8-3
Febal.Cu1,35B16C1 18,2 390 1,74 1,27 13,8 38
5
10
15
20
25
30
35
40
45
8-4 | Febai.Cui.35Bi4C3 I 17,9 | 390 | 1,73 | 1,30 | 17,5 | 40
Ejemplo 9
Unas cintas de aleacion de 5 mm de anchura y 20 |jm de espesor, obtenidas a partir de masas fundidas de aleacion de Fe-Cu-Si-B que contenlan P, C o Ga y con la composicion indicada en la tabla 9 mediante un metodo de enfriamiento rapido por rodillo unico, se sometieron a tratamiento termico en las condiciones de una velocidad de elevacion de la temperatura de 50°C/minuto, temperaturas maximas de 410°C y 430°C, y un tiempo de mantenimiento de 1 hora sin campo magnetico, a fin de producir las aleaciones magneticas de las muestras 9-1 a 9-5. La tabla 9 muestra el espesor, la temperatura maxima y las propiedades magneticas de estas muestras. Todas las muestras tenlan una B8000 mayor de 1,7 T y una permeabilidad maxima jm de 100.000 o mas, lo que indica unas buenas propiedades magneticas blandas. La inclusion de P o C para mejorar la conformabilidad de la fase amorfa hizo posible la production de cintas mas gruesas y tenaces que la cinta de 18,0 jm de espesor de la aleacion (Febal.Cu135Si2B14) de la muestra 6-13, que tenia la misma composicion, excepto por la ausencia de P y C. El Ga parece tener el efecto de reducir la coercitividad. En todas las muestras, el 50% o mas en volumen de los granos de cristal con un diametro medio de 60 nm o menos estaban dispersados en una fase amorfa.
Tabla 9
Muestra n.°
Composicion (% atomico) Espesor (jm) Ta (C) B8000 (T) B80 (T) Hc (A/m) jm (103)
9-1
Febal.Cu1,35Si2B14P1 19,7 430 1,81 1,65 9,5 101
9-2
Febal.Cu1,35Sh2B12P2 20,4 410 1,81 1,68 8,4 102
9-3
Febal.Cu1,35Si2B14C' 22,0 430 1,81 1,64 7,2 120
9-4
Febal.Cu1,35Si2B14Ga1 20,1 410 1,82 1,62 5,9 101
9-5
Febal.Cu1,35Si3B14Ga1 18,1 410 1,82 1,68 6,1 100
Ejemplo 10
Unas cintas de aleacion de 5 mm de anchura y 20 jm de espesor, obtenidas a partir de masas fundidas de aleacion de Fe-Cu-Si-B que contenlan Ni, Co o Mn y con la composicion indicada en la tabla 10 mediante un metodo de enfriamiento rapido por rodillo unico, se sometieron a tratamiento termico en las condiciones de una velocidad de elevacion de la temperatura de 50°C/minuto, una temperatura maxima de 410°C y un tiempo de mantenimiento de 1 hora sin campo magnetico, a fin de producir las aleaciones magneticas de las muestras 10-1 a 10-5. La tabla 10 muestra el espesor, la temperatura maxima y las propiedades magneticas de estas muestras. La sustitucion del Fe por Ni mejoro la conformabilidad de la fase amorfa, facilitando la produccion de cintas mas gruesas que la cinta de
18,0 jm de espesor de la aleacion (Febal.Cu1,3sSi2B14) de la muestra 6-13, que tenia la misma composicion, excepto por el Ni. En todas las muestras, el 50% o mas en volumen de los granos de cristal con un diametro medio de 60 nm o menos estaban dispersados en una fase amorfa.
Tabla 10
Muestra n.°
Composicion (% atomico) Espesor (jm) Ta (C) B8000 (T) B80 (T) Hc (A/m) jm (103)
10-1
Febal.Ni1Cu1,35Si2B14 20,0 410 1,83 1,62 9,5 64
10-2
Febal.Ni2Cu1,35Si2B14 20,2 410 1,81 1,63 8,4 79
10-3
Febal.Co1Cu1,3sSi2B14 20,1 410 1,85 1,70 6,8 99
10-4
Febal.Co2Cu1,35Si2B14 21,2 410 1,87 1,71 7,4 101
10-5
Febal.Mn2Cu1,35Si2B14 20,5 410 1,79 1,61 8,0 70
Ejemplo 11
Unas cintas de aleacion de 5 mm de anchura y 20-25 jm de espesor, obtenidas a partir de masas fundidas de aleacion de Fe-Cu-B o Fe-Cu-Si-B que contenlan Nb y con la composicion indicada en la tabla 11 mediante un metodo de enfriamiento rapido por rodillo unico, se sometieron a tratamiento termico en las condiciones de una velocidad de elevacion de la temperatura de 50°C/minuto, una temperatura maxima de 410°C y el tiempo de mantenimiento indicado en la tabla 11 sin campo magnetico, a fin de producir las aleaciones magneticas de las muestras 11-1 a 11-4. La tabla 11 muestra las condiciones de tratamiento termico y las propiedades magneticas de estas muestras. Todas las muestras tenlan una buena relation de perpendicularidad (Br/B80). Incluso con la adicion de una pequena cantidad de Nb, un elemento utilizado para acelerar la formation de granos nanocristalinos, mejoro la conformabilidad de la cinta. En todas las muestras, el 50% o mas en volumen de los granos de cristal con un diametro medio de 60 nm o menos estaban dispersados en una fase amorfa.
5
10
15
20
25
30
Muestra n.°
Composicion (% atomico) Condiciones de tratamiento termico Hc A/m) Br (T) B80 (T) B8000 (T) pm (103)
Temp. (K)
Tiempo (h)
11-1
Fe82,25Cu1,25Nb0,5Si2B14 410 1,50 13,2 1,42 1,51 1,74 59
11-2
Fe81,75Cu1,25Nb1Si2B14 410 1,50 10,7 -1,13 1,43 1,74 45
11-3
Fe82,25Cu1,25Nb0,5B16 410 0,75 10,1 1,22 1,44 1,73 70
11-4
Fe81,75Cu1,25Nb1B16 410 1,50 9,0 1,26 1,51 1,75 77
Las muestras 11-3 y 11-4 son ejemplos comparativos.
Ejemplo 13
Unas cintas de aleacion de 5 mm de anchura y 17-25 pm de espesor, obtenidas a partir de masas fundidas de aleacion con las composiciones indicadas en la tabla 12 mediante un metodo de enfriamiento rapido de rodillo unico, se calentaron rapidamente a una velocidad media de elevacion de la temperatura 100°C/minuto o de 200°C/minuto hasta la temperatura maxima de 450-480°C, que era mayor que la temperatura optima en el tratamiento termico de 1 hora, se mantuvieron a dicha temperatura durante 2-10 minutos y se enfriaron rapidamente a temperatura ambiente, obteniendose las aleaciones magneticas de las muestras 13-1 a 13-33. La velocidad de elevacion de la temperatura a 350°C o mas fue de aproximadamente 170°C/minuto. La tabla 12 muestra las condiciones de tratamiento termico, el espesor y las propiedades magneticas de estas muestras.
Todas las muestras tenlan una B8000 de 1,7 T o mas. La figura 10 muestra las curvas de B-H de la muestra 13-19 (velocidad de elevacion de la temperatura: 200°C/minuto) y la muestra 13-20 (velocidad de elevacion de la temperatura: 100°C/minuto), ambas con la composicion Febal.Cu1,5Si4B14. Se puso de manifiesto que incluso una aleacion con la misma composicion se volvla diferente en una curva de B-H, y mostraba una mayor permeabilidad maxima y una drastica reduccion de las perdidas de histeresis cuando se elevaba la velocidad de elevacion de la temperatura. Esto parece deberse al hecho de que el calentamiento rapido forma nucleos cristalinos uniformemente, lo que reduce el porcentaje de la fase amorfa restante. El calentamiento rapido tambien expande el intervalo de composicion en el que B8000 es de 1,70 T o mas. En consecuencia, resulta eficaz cambiar el patron de tratamiento termico dependiendo de las aplicaciones y del entorno de tratamiento termico. Particularmente para aleaciones que contienen una pequena cantidad de Cu o que contienen el 5% atomico o mas de Si, este procedimiento de tratamiento termico es eficaz para reducir la Hc. Este procedimiento de tratamiento termico hace disminuir deseablemente la Hc y hace aumentar la B80 en aleaciones que contienen P. Lo mismo ocurre en las aleaciones que contienen C o Ga. En todas las muestras, el 50% o mas en volumen de los granos de cristal con un diametro medio de 60 nm o menos estaban dispersados en una fase amorfa.
Tabla 12
Muestra
Composicion Ta Velocidad(l) Espesor B8000 B80 Hc pm_
n.°
(% atomico) (°C) (°C/minuto) (pm) (T) (T) (A/m) (103)
13-1
Febal.Cu1,3Si6B12 450 200 20,9 1,78 1,64 15,8 34
13-2
Febal.Cu1,sSi6B12 450 100 20,9 1,78 1,61 22,3 30
13-3
Febal.Cu1,3Si8B12 450 200 20,2 1,78 1,62 15,6 54
13-4
Febal.Cu1,3Si8B12 450 100 20,2 1,78 1,52 20,7 45
13-5
Febal.Cu1,3Si8B12 480 200 20,2 1,79 1,63 10,0 62
13-6
Febal.Cu1,0Si2B14 450 200 18,0 1,84 1,70 23,0 27
13-7
Febal.Cu1,5Si6B12 450 200 17,2 1,78 1,68 9,6 64
13-8
Febal.Cu1,5Si5B13 450 200 17,0 1,78 1,70 6,4 65
13-9
Febal.Cu1,6Si7B13 450 200 18,2 1,74 1,64 4,6 80
13-10
Febal.Cu1,6Si7B13 470 200 18,2 1,74 1,56 6,2 54
13-11
Febal.Cu1,6Si8B13 450 200 18,4 1,72 1,57 5,9 65
13-12
Febal.Cu1,6Si8B13 470 200 18,4 1,72 1,56 7,0 40
13-13
Febal.Cu1,6Si9B13 450 200 19,6 1,70 1,45 9,9 68
13-14
Febal.Cu1,6Si9B13 470 200 19,6 1,70 1,44 8,7 70
13-15
Febal.Cu1,25Si2B14 450 200 24,1 1,87 1,65 14,8 46
13-16
Febal.Cu1,25Si3B14 450 200 19,5 1,77 1,58 20,0 33
13-17
Febal.Cu1,35Si3B14 450 200 24,7 1,82 1,61 8,7 49
13-18
Febal.Cu1,35Si3B14 450 100 24,7 1,82 1,60 9,7 44
13-19
Febal.Cu1,5Si4B14 450 200 19,5 1,84 1,63 6,7 56
13-20
Febal.Cu1,5Si4B14 450 100 19,5 1,81 1,61 6,8 51
13-21
Febal.Cu1,5Si5B14 450 200 17,4 1,76 1,52 8,2 43
13-22
Febal.Cu1,6Si6B14 450 200 18,4 1,74 1,59 6,5 72
13-23
Febal.Cu1,6Si7B14 450 200 19,2 1,72 1,57 8,0 45
13-24
Febal.Cu1,6Si9B14 450 200 22,6 1,70 1,41 7,7 43
5
10
15
20
25
30
35
40
45
50
55
13-25
Febal.Cu1,5Si5B15 450 200 17,6 1,73 1,51 8,8 55
13-26
Febal.Cu1,6Si6B15 450 200 19,5 1,70 1,53 8,5 52
13-27
Febal.Cu1,6Si5B16 450 200 19,3 1,70 1,53 9,6 51
13-28
Febal.Cu1,35Si2B14P1 450 200 20,8 1,79 1,70 5,2 68
13-29
Febal.Cu1,35Si2B12P2 450 200 20,4 1,82 1,74 6,2 69
13-30
Febal.Cu1,4SisB12P2 450 200 20,4 1,79 1,70 5,9 82
13-31
Febal.Cu1,4Si3B13P2 450 200 20,9 1,77 1,64 5,7 77
13-32
Febal.Cu1,5Si3B13P2 450 200 19,9 1,72 1,41 10,8 36
13-33
Febal.Cu1,5Si3B14P2 450 200 19,9 1,71 1,42 9,8 53
Nota: (1) Velocidad de elevacion de la temperatura. La muestra 13-6 es un ejemplo comparativo.
Las figuras 11 y 12 muestran, respectivamente, las curvas de B-H de la muestra 13-9 (composicion: Fe bal.Cu1,6SiyB13) y la muestra 13-29 (composicion: Febal.Cu1,35Si2B12P2), que se midieron en un campo magnetico maximo de 8.000 A/m y 80 A/m, respectivamente. La muestra 13-9 tenia una Hc pequena y una buena resistencia a la saturation. La muestra 13-29 tenia una B80 alta y una buena resistencia a la saturation. Estas curvas de B-H son tipicas cuando se lleva a cabo un tratamiento termico a alta temperatura durante un periodo corto.
Ejemplo 14
Se expulso una masa fundida de aleacion con una composicion representada por Febal.Cu1,35B14Si2 (%atomico) a 1.250°C a traves de una boquilla en forma de ranura hacia un rodillo de aleacion de Cu-Be de 300 mm de diametro exterior que giraba a una velocidad periferica de 30 m/s, a fin de producir una cinta de aleacion de 5 mm de anchura y 18 pm de espesor. A partir de la medicion de la difraccion de rayos X y la observation al microscopio electronico de transmision (TEM), se determino que los granos de cristal estaban dispersados en una fase amorfa de esta cinta de aleacion. La figura 13 es una fotomicrografia electronica de transmision que muestra la microestructura de la cinta de aleacion observada, y la figura 14 es una vista esquematica de la microestructura. A partir de la microestructura, resulta evidente que el 4,8% en volumen de los granos de cristal finos con un diametro medio de aproximadamente 5,5 nm estaban dispersados en una fase amorfa.
Se dispuso un nucleo enrollado de 19 mm de diametro exterior y 15 mm de diametro interior, formado por la cinta de aleacion, en un horno con atmosfera de nitrogeno, y se calento desde la temperatura ambiente hasta 420°C a 7,5°C/minuto mientras se aplicaba un campo magnetico de 240 kA/m en la direction de la altura del nucleo enrollado. Tras mantenerse a 420°C durante 60 minutos, se enfrio a 200°C a una velocidad media de 1,2°C/minuto, se saco del horno y se enfrio a temperatura ambiente, obteniendose la muestra 14-1. La muestra 14-1 se midio con respecto a las propiedades magneticas y la difraccion de rayos X, y se observo con un microscopio electronico de transmision (TEM). Con respecto a la muestra 14-1 tras el tratamiento termico, la figura 15 muestra el patron de difraccion de rayos X, la figura 16 muestra la microestructura de la cinta de aleacion observada en un microscopio electronico de transmision y la figura 17 es una vista esquematica de la microestructura. A partir de la microestructura y del patron de difraccion de rayos X, resulta evidente que el 60% en volumen de los granos de cristal finos con una estructura cubica centrada en el cuerpo (bcc) y un diametro medio de aproximadamente 14 nm estaban dispersados en una fase amorfa. El analisis por EDX revelo que los granos de cristal tenian una composicion a base de Fe.
La tabla 13 muestra la densidad de flujo magnetico de saturacion B, la coercitividad Hc, la permeabilidad inicial especifica de corriente alterna p1k a 1 kHz, las perdidas en el nucleo Pcm a 20 kHz y 0,2 T, y el diametro medio de los cristales D de muestras obtenidas por tratamiento termico de la muestra 14-1. Con fines comparativos, en la tabla 13 tambien se indican las propiedades magneticas y los diametros de los granos de cristal de una aleacion (muestra 14-2) cristalizada por tratamiento termico de una aleacion completamente amorfa con una composicion representada por Febal.B14Si2 (% atomico), aleaciones magneticas blandas nanocristalinas conocidas (muestras 14-3 y 14-4) obtenidas por tratamiento termico de aleaciones amorfas con una composicion representada por Febal.Cu1Nb3Si13,5B9 y Febal.Nb7B9 (% atomico), una aleacion amorfa tipica a base de Fe (muestra 14-5) con una composicion representada por la aleacion Febal.Bi3Sig (% atomico) y una cinta de acero al silicio (muestra 14-6) que contiene el 6,5% en masa de Si y tiene un espesor de 50 pm.
La densidad de flujo magnetico de saturacion Bs de la aleacion magnetica (muestra 14-1) de la presente invention fue de 1,85 T, mas alta que la de las aleaciones nanocristalinas convencionales a base de Fe (muestras 14-3 y 14-4) y la aleacion amorfa convencional a base de Fe (muestra 14-5). La aleacion (muestra 14-2) cristalizada por tratamiento termico de una aleacion completamente amorfa tenia propiedades magneticas blandas extremadamente pobres, con unas perdidas en el nucleo Pcm extremadamente grandes. Dado que la muestra 14-1 de la presente invencion tiene una mayor permeabilidad inicial especifica de corriente alterna p 1k a 1 kHz y unas perdidas en el nucleo Pcm menores que los de la cinta de acero al silicio convencional (muestra 14-6), resulta adecuada para bobinas de induccion electrica, transformadores de alta frecuencia, etc.
5
10
15
20
25
30
35
40
45
50
Tabla 13
Muestra n.°
Composicion (% atomico) Bs (T) Hc (A/m) P1k Pcm (W/kg) D (nm)
14-1
Febal.Cu1,35B14Si2 1,85 6,5 7.000 4,1 14
14-2*
Febal.B14Si2 1,80 800 20 - 60
14-3*
Febal.Cu1Nb3Si13,5B9 (Aleacion nanocristalina) 1,24 0,5 120.000 2,1 12
14-4*
Febal.Nb7B9 (Aleacion nanocristalina) 1,52 5,8 6.100 8,1 9
14-5*
Febal.B13Si9 (Aleacion amorfa) 1,56 4,2 5.000 8,8 -
14-6*
Cinta de acero al silicio11' 1,80 28 800 58 -
Nota: * Ejemplo comparative.
(1) Cinta de acero al silicio que contiene el 6,5% en masa de Si.
La muestra 14-1 tenia una constante de magnetostriccion de saturacion As de + 10 x 10-6 a + 5 x 10-6, menos de 1/2 de la As de + 27 x 10-6 de la aleacion amorfa a base de Fe (muestra 14-4). Por consiguiente, incluso si se lleva a cabo una impregnacion, una union, etc., en la muestra 14-1, la misma esta menos deteriorada en propiedades magneticas blandas que la aleacion amorfa a base de Fe, adecuada para nucleos cortados para bobinas de induccion electrica y nucleos de motor.
La evaluacion puso de manifiesto que las bobinas de induccion formadas por la aleacion magnetica de la presente invencion tenlan mejores caracterlsticas de superposition de corriente continua que los nucleos de polvo y las bobinas de induccion de aleacion amorfa a base de Fe, obteniendose de este modo bobinas de induccion de mayor rendimiento.
Se midio un nucleo enrollado formado por la aleacion magnetica de la muestra 14-1 con respecto a las perdidas en el nucleo Pcm por unidad de peso a 50 Hz. En la figura 18 se muestran las perdidas en el nucleo Pcm en funcion de la densidad de flujo magnetico Bm. A efectos comparativos, en la figura 18 tambien se muestran las perdidas en el nucleo Pcm en funcion de la densidad de flujo magnetico Bm con respecto a los nucleos formados por una placa convencional electromagnetica de acero de grano orientado (muestra 14-6) y la aleacion amorfa a base de Fe (muestra 14-5). Las perdidas en el nucleo del nucleo enrollado de la muestra 14-1 eran del mismo nivel que las de la aleacion amorfa a base de Fe (muestra 14-5), mas bajas que las de la muestra 14-5 particularmente a 1,5 T o mas, y no aumentaron rapidamente hasta aproximadamente 1,65 T. En consecuencia, el nucleo enrollado de la muestra 14-1 puede proporcionar transformadores, etc., que pueden funcionar a una densidad de flujo magnetico mayor que la aleacion amorfa convencional a base de Fe, lo que contribuye a la miniaturization de los transformadores, etc. Ademas, el nucleo enrollado de la muestra 14-1 muestra unas perdidas en el nucleo, incluso en una region de densidades de flujo magnetico altas, menores que las de la placa de acero electromagnetico de grano orientado (muestra 14-6), de modo que puede funcionar con un consumo de energla extremadamente pequeno.
Con respecto a los nucleos enrollados formados por la aleacion magnetica de la muestra 14-1, la aleacion amorfa a base de Fe (muestra 14-5) y la cinta de acero al silicio que contiene el 6,5% en masa de Si (muestra 14-6), en la figura 19 se muestran las perdidas en el nucleo Pcm por unidad de peso a 0,2 T en funcion de la frecuencia. Al tener una densidad de flujo magnetico de saturacion mayor con unas perdidas en el nucleo menores que la aleacion amorfa a base de Fe (muestra 14-5), la aleacion magnetica de la muestra 14-1 es adecuada para nucleos de bobinas de induccion de reactores de alta frecuencia, transformadores, etc.
La permeabilidad inicial especlfica de corriente alterna de la aleacion magnetica de la muestra 14-1 era de 6.000 o mas en un campo magnetico de hasta 100 kHz, mas alta que la de las muestras 14-5 y 14-6. En consecuencia, la aleacion magnetica de la muestra 14-1 es adecuada para bobinas de induccion, tales como bobinas de induccion de modo comun, transformadores, tales como transformadores de impulsos, blindajes magneticos, nucleos de antena, etc.
Ejemplo 15
Todas las masas fundidas de aleacion con la composition indicada en la tabla 14 a 1.300°C se expulsaron hacia un rodillo de aleacion de Cu-Be de 300 mm de diametro exterior que giraba a una velocidad periferica de 32 m/s, a fin de producir una cinta de aleacion de 5 mm de anchura y aproximadamente 21 pm de espesor. La medicion de difraccion de rayos X y la observation en un TEM pusieron de manifiesto que el 30% en volumen o menos de los granos de cristal estaban dispersados en una fase amorfa en todas las cintas de aleacion.
Un nucleo enrrollado de 19 mm de diametro exterior y 15 mm de diametro interior formado por cada cinta de aleacion se calento desde la temperatura ambiente hasta 410°C a razon de 8,5°C/minuto en un horno con atmosfera de nitrogeno, se mantuvo a 410°C durante 60 minutos y a continuation se enfrio en aire a la temperatura ambiente.
5
10
15
20
25
La velocidad media de enfriamiento fue de 30°C/minuto o mas. Las aleaciones magneticas resultantes (muestras 15-1 a 15-33) se midieron con respecto a las propiedades magneticas y la difraccion de rayos X, y se observaron con un microscopio electronico de transmision. La observation de la microestructura de cualquier muestra mediante un microscopio electronico de transmision revelo que la misma estaba ocupada por el 30% o mas en volumen de granos de cristal finos de una estructura cubica centrada en el cuerpo con un diametro medio de 60 nm o menos.
La tabla 14 muestra la densidad de flujo magnetico de saturation Bs, la coercitividad Hc y las perdidas en el nucleo Pcm a 20 kHz y 0,2 T de las muestras sometidas a tratamiento termico 15-1 a 15-33. En la tabla 14 tambien se muestran a efectos comparativos las propiedades magneticas de la muestra 15-34 (Febal.B6), no sometida a tratamiento termico y ocupada al 100% por granos de cristal con diametros de 100 nm o mas, y aleaciones magneticas blandas nanocristalinas convencionales (muestras 15-35 y 15-36), que eran completamente amorfas antes del tratamiento termico. Se puso de manifiesto que las aleaciones magneticas de la presente invention (muestras 15-1 a 15-33) tenlan una densidad de flujo magnetico de saturacion Bs elevada, una coercitividad Hc baja y unas perdidas en el nucleo Pcm bajas. Por otra parte, la muestra 15-34 tenia una Hc demasiado alta, de modo que no se pudo medir su Pcm. Las muestras 15-35 y 15-36 tenlan una Bs de 1,24 T y 1,52 T, respectivamente, menores que las de las muestras 15-1 a 15-33 de la presente invencion.
Tabla 14
Muestra n.°
Composicion (% atomico) Bs (T) Hc (A/m) Pcm (W/kg)
15-1
Few.Cu1,2sB15Si1 1,81 56,4 7,8
15-2
Febal.Cu1,3sB15 1,79 28,9 6,9
15-3
Febal.Cu1,2B16 1,73 23,5 6,6
15-4
Febal.Cu1,5B12 1,81 15,8 6,5
15-5
Febal.Cu1,0Au0,25B15Sh 1,84 10,2 6,4
15-6
Few.Cu1,2sB15Si1 1,84 8,8 6,3
15-7
Few.Cu1,2sB15Si1 1,79 6,8 4,8
15-8
Febal.Cu1,25B15Si1 1,85 6,5 4,1
15-9
Febal.Ni2Cu1,25B14Si2 1,81 6,5 4,2
15-10
Few.Co2Cu1,2sB14Si2 1,82 6,8 4,7
15-11
Febal.Cu1,35B14Si3Al0,5 1,80 8,5 6,1
15-12
Febal.Cu1,35B14Si3P0,5 1,79 8,0 5,8
15-13
Febal.Cu1,35B14Si3Ge0,5 1,80 7,9 5,3
15-14
Febal.Cu1,35B14Si3C0,5 1,80 8,5 6,2
15-15
Febal.Cu1,35B14Si3Au0,5 1,81 7,0 4,4
15-16
Febal.Cu1,35B14Si3Ptc,5 1,81 7,1 4,5
15-17
Febal.Cu1,35B14Si3W0,5 1,79 7,2 4,7
15-18
Febal.Cu1,35B14SisSn0,5 1,80 7,2 4,8
15-19
Febal.Cu1,35B14Si3ln0,5 1,80 7,3 4,5
15-20
Febal.Cu1,35B14Si3Ga0,5 1,81 7,1 4,4
15-21
Febal.Cu1,35B14Si3Ni0,5 1,81 7,0 4,3
15-22
Febal.Cu1,35B14Si3Hf0,5 1,78 7,2 4,6
15-23
Febal.Cu1,35B14Si3Nb0,5 1,78 6,9 4,3
15-24
Febal.Cu1,355B14Si3Zr0,5 1,78 7,0 4,7
15-25
Febal.Cu1,35B14Si3Ta0,5 1,78 7,0 4,5
15-26
Febal.Cu1,35B14SisMo0,5 1,78 7,1 4,8
15-27
Febal.Cu1,25B13Si4 1,74 6,5 4,2
15-28
Febal.Cu1,5B15Si3 1,81 55,2 7,6
15-29
Febal.Cu1,35B12Si5 1,79 27,5 6,8
15-30
Febal.Cu1,35B16Si3Ge0,5 1,80 8,2 6,0
15-31
Febal.Cu1,4Nb0,025B14Si1 1,85 8,8 6,4
15-32
Febal.Cu1,55V0,2Si14,5B8 1,77 7,8 5,2
15-33
Febal.Cu1,8Si4B13Zr0,2 1,81 6,5 4,3
15-34*
Febal.B6 1,95 4000 -(1)
15-35*
Febal.Cu1,0Nb3Si13,5B9 1,24 0,5 2,1
15-36*
Febal.Nb7B9 1,52 5,8 8,1
Nota: * Ejemplos comparativos: 15-30, 15-32 - 15-36 (1) No se pudo medir.
Ejemplo 16
Se expulso una masa fundida de aleacion con una composition representada por Febal.Cu1,35Si2B14 (%atomico) a 1.250°C a traves de una boquilla en forma de ranura hacia un rodillo de aleacion de Cu-Be de 300 mm de diametro
5
10
15
20
25
30
35
40
45
50
55
60
65
exterior que giraba a una velocidad periferica de 30 m/s, a fin de producir una cinta de aleacion de 5 mm de anchura y 18 pm de espesor. La medicion de la difraccion de rayos X y la observacion al microscopio electronico de transmision (TEM) puso de manifiesto que los granos de cristal estaban dispersados en una fase amorfa de esta cinta de aleacion. La observacion de la microestructura mediante un microscopio electronico revelo que los granos de cristal finos con un diametro medio de aproximadamente 5,5 nm estaban dispersados con una distancia media de 24 nm en una fase amorfa.
La cinta de aleacion se corto a 120 mm, se mantuvo en un horno tubular con atmosfera de nitrogeno calentado a la temperatura que se muestra en las figuras 20 y 21 durante 60 minutos, se saco del horno y se enfrio en el aire a una velocidad media de 30°C/minuto o mas. Se examinaron las propiedades magneticas de la muestra 16-1 obtenida de este modo en funcion de la temperatura de tratamiento termico. La medicion de la difraccion de rayos X y la
observacion en un TEM de la muestra 16-1 pusieron de manifiesto que el 30% o mas en volumen de los granos de
cristal finos de una estructura cubica centrada en el cuerpo con un diametro medio de 50 nm o menos estaban dispersados en una fase amorfa en una aleacion magnetica sometida a tratamiento termico a 330°C o mas. El analisis por EDX revelo que los granos de cristal eran granos a base de Fe.
Se expulso una masa fundida de aleacion con una composicion representada por Febal.Si2B14 (%atomico) a 1.250°C a traves de una boquilla en forma de ranura hacia un rodillo de aleacion de Cu-Be de 300 mm de diametro exterior que giraba a una velocidad periferica de 33 m/s, a fin de producir una cinta de aleacion de 5 mm de anchura y 18 pm de espesor. La medicion de la difraccion de rayos X y la observacion en un TEM pusieron de manifiesto que esta cinta de aleacion era amorfa. Esta cinta de aleacion se corto a 120 mm, se sometio a un tratamiento termico similar y se examinaron las propiedades magneticas de la muestra 16-2 obtenida en funcion de la temperatura de tratamiento termico.
La figura 20 muestra la densidad de flujo magnetico de saturacion Bs en funcion de la temperatura de tratamiento
termico, y la figura 21 muestra la coercitividad Hc en funcion de la temperatura de tratamiento termico. En el
procedimiento segun la presente invention (muestra 16-1), la temperatura de tratamiento termico de 330°C o mayor hizo aumentar la Bs sin hacer aumentar la Hc, dando lugar a una aleacion magnetica blanda excelente con una Bs alta. Las propiedades magneticas mas altas se pudieron obtener en particular a una temperatura de tratamiento termico cercana a 420°C. Por otro lado, cuando se sometio a tratamiento termico una aleacion amorfa (muestra 162), la Hc aumento rapidamente por cristalizacion.
Por consiguiente, resulta evidente que el tratamiento termico de una aleacion con una estructura en la que el 30% en volumen o menos de los granos de cristal con un diametro medio de 30 nm o menos estaban dispersos con una distancia media de 50 nm o menos en una fase amorfa daba lugar a una aleacion magnetica con una estructura en la que el 30% o mas en volumen de los granos de cristal de estructura cubica centrada en el cuerpo con un diametro medio de 60 nm o menos estaban dispersos en una fase amorfa que presentaba excelentes propiedades magneticas blandas, incluida una Bs alta.
Ejemplo 17
Se expulso una masa fundida de aleacion con una composicion representada por Febal.Cu1,25Si2B14 (%atomico) a 1.250°C a traves de una boquilla en forma de ranura hacia un rodillo de aleacion de Cu-Be de 300 mm de diametro exterior que giraba a diversas velocidades, a fin de producir cintas de aleacion de 5 mm de anchura que contenlan diferentes fracciones de volumen de granos de cristal en una fase amorfa. La fraction en volumen de los granos de cristal se determino a partir de una fotomicrografla electronica de transmision. La fraccion en volumen de los granos de cristal cambio con la velocidad de rotation del rodillo. Un nucleo enrollado de 19 mm de diametro exterior y 15 mm de diametro interior, formado por cada cinta de aleacion, se sometio a tratamiento termico a 410°C durante 1 hora para obtener las aleaciones magneticas de las muestras 17-1 a 17-8. Se midieron la densidad de flujo magnetico de saturacion Bs y la coercitividad Hc de estas aleaciones. Las aleaciones magneticas sometidas a tratamiento termico tenlan unas fracciones en volumen de granos de cristal del 30% o mas, y una Bs de 1,8 T a 1,87 T.
La tabla 15 muestra la coercitividad Hc de las muestras 17-1 a 17-8. La aleacion magnetica (muestra 17-1) obtenida sometiendo a tratamiento termico una aleacion sin granos de cristal tenia una Hc tan extremadamente grande como de 750 A/m. Las aleaciones magneticas de la presente invencion (muestras 17-2 a 17-5), obtenidas sometiendo a tratamiento termico aleaciones en las que las fracciones en volumen de los granos de cristal eran de mas del 0% y del 30% o menos, tenlan una Hc pequena y una Bs alta, lo que indicaba que tenlan excelentes propiedades magneticas blandas. Por otra parte, la aleacion (muestras 17-6 a 17-8) obtenida sometiendo a tratamiento termico aleaciones en las que las fracciones en volumen de los granos de cristal eran de mas del 30% contenla granos de cristal gruesos con una Hc aumentada.
Por consiguiente, resulta evidente que las aleaciones magneticas de Bs alta, obtenidas sometiendo a tratamiento termico aleaciones ricas en Fe en las que los granos de cristal finos estan dispersados en proporciones de mas del 0% y del 30% o menos, son superiores en propiedades magneticas blandas a las obtenidas por tratamiento termico de aleaciones completamente amorfas o de aleaciones que contienen mas del 30% de granos de cristal.
5
10
15
20
25
30
35
40
45
50
55
Tabla 15
Muestra n.°
Fraccion en volumen (%) de granos de cristal en fase amorfa antes del tratamiento termico Hc (A/m) despues del tratamiento termico
17-1
0 750
17-2
3 6,4
17-3
4,5 6,0
17-4
10 6,3
17-5
27 7,2
17-6
34 70
17-7
53 120
17-8
60 250,3
Ejemplo 18
Se expulso una masa fundida de aleacion con una composicion representada por Febai.Cui,35Bi4Si2 (%at6mico) a 1.250°C a traves de una boquilla en forma de ranura hacia un rodillo de aleacion de Cu-Be de 300 mm de diametro exterior que giraba a una velocidad periferica de 30 m/s, a fin de producir una cinta de aleacion de 5 mm de anchura y 18 pm de espesor. Cuando esta cinta de aleacion se doblo en 180°, se rompio, lo que indico que era fragil. La medicion de la difraccion de rayos X y la observacion en un TEM puso de manifiesto que la cinta de aleacion tenia una estructura en la que los granos de cristal estaban distribuidos en una fase amorfa. La microestructura observada mediante un microscopio electronico indico que el 4,8% en volumen de los granos de cristal finos con un diametro medio de aproximadamente 5,5 nm estaban dispersados en una fase amorfa. El analisis de la composicion revelo que los granos de cristal eran granos a base de Fe.
La cinta de aleacion se corto a 120 mm y se sometio a tratamiento termico en un horno con atmosfera de nitrogeno a 410°C durante 1 hora para medir sus propiedades magneticas. La observacion de la microestructura y la medicion de la difraccion de rayos X puso de manifiesto que el 60% de la estructura de la aleacion estaba ocupada por granos de cristal finos con estructura cubica centrada en el cuerpo, con un diametro medio de aproximadamente 14 nm, siendo el resto una fase amorfa.
Tras el tratamiento termico, la aleacion magnetica tenia una densidad de flujo magnetico de saturacion Bs de 1,85 T, una coercitividad Hc de 6,5 A/m, una permeabilidad inicial especifica de corriente alterna p1k de 7.000 a 1 kHz, unas perdidas en el nucleo Pcm de 4,1 W/kg a 20 kHz y 0,2 T, un diametro medio de los cristales D de 14 nm y una constante de magnetostriccion de saturacion As de + 14 x 10-6.
La cinta de aleacion (no sometida a tratamiento termico) se pulverizo mediante un molino de vibracion y se clasifico con un tamiz de malla 170. La medicion de la difraccion de rayos X y la observacion de la microestructura revelaron que el polvo resultante tenia un patron de difraccion de rayos X y una microestructura parecidos a los de la cinta. Parte de este polvo se sometio a tratamiento termico en las condiciones de una velocidad media de elevacion de la temperatura de 20°C/minuto, una temperatura de mantenimiento de 410°C, un tiempo de mantenimiento de 1 hora y una velocidad media de enfriamiento de 7°C/minuto. La aleacion magnetica resultante tenia una coercividad de 29 A/m y una densidad de flujo magnetico de saturacion de 1,84 T. La difraccion de rayos X y la observacion de la microestructura revelaron que el polvo sometido a tratamiento termico tenia un patron de difraccion de rayos X y una microestructura parecidos a los de la cinta sometida a tratamiento termico.
Ejemplo 19
Se mezclaron 100 partes en masa de un polvo mixto del polvo de aleacion (no sometido a tratamiento termico) producido en el ejemplo 18 y particulas de SiO2 con un diametro medio de 0,5 pm en una relacion de volumen de 95:5 con 6,6 partes en masa de una solucion acuosa de alcohol de polivinilo (3% en masa), la mezcla se seco completamente con agitacion a 100°C durante 1 hora y se clasifico con un tamiz de malla 115. Las particulas de material compuesto resultantes se cargaron en una matriz de moldeo revestida con un lubricante de nitruro de boro y se comprimieron a 500 MPa para formar un nucleo de polvo en forma de anillo (muestra 19-1) de 12 mm de diametro interior, 21,5 mm de diametro exterior y 6,5 mm de altura. Este nucleo de polvo se sometio a tratamiento termico a 410°C durante 1 hora en atmosfera de nitrogeno. La observacion en un tEm revelo que las particulas de aleacion del nucleo de polvo tenian una estructura en la que los granos nanocristalinos estaban dispersados en una matriz amorfa, como la aleacion sometida a tratamiento termico del ejemplo 1. Este nucleo de polvo tenia una permeabilidad inicial especifica de 78.
Se produjeron nucleos de polvo en forma de anillo de la misma forma que en la muestra 19-1 a partir del polvo amorfo a base de Fe (muestra 19-2), teniendo el polvo de aleacion nanocristalino a base de Fe convencional (muestra 19-3) una composicion representada por Febal.Cu1Nb3Si13,5Bg (% atomico) y polvo de hierro (muestra 19-4). Se dipuso una bobina de 30 vueltas en cada nucleo de polvo en forma de anillo para producir una bobina de
induccion cuyas caracterlsticas de superposicion de corriente continua se midieron. Los resultados se muestran en la figura 22. Como se desprende de la figura 22, la bobina de induccion de la presente invencion tenia una inductancia L mayor que las de las bobinas de induccion que utilizan el nucleo de polvo amorfo a base de Fe (muestra 19-2), el nucleo de polvo de aleacion nanocristalina de Fe-Cu-Nb-Si-B (muestra 19-3) y el polvo de hierro 5 (muestra 19-4) hasta una corriente alta superpuesta a corriente continua, lo que indica que la bobina de induccion de la presente invencion tenia excelentes caracteristicas de superposicion de corriente continua. En consecuencia, la bobina de induccion de la presente invencion puede funcionar con corrientes grandes y se puede miniaturizar.
Efecto de la invencion
10
La aleacion magnetica de la presente invencion, que tiene una densidad de flujo magnetico de saturacion alta y unas perdidas en el nucleo bajas, puede constituir piezas magneticas de alto rendimiento con propiedades magneticas estables. Es adecuada para aplicaciones utilizadas con corriente de alta frecuencia (en particular corrientes de impulso), particularmente para piezas de electronica de potencia cuya prioridad es evitar la saturacion magnetica.
15 Dado que en el procedimiento segun la presente invencion se lleva a cabo un tratamiento termico en aleaciones que tienen granos de cristal finos dispersados en una fase amorfa, se elimina el crecimiento de granos de cristal, con lo que se producen aleaciones magneticas con una coercitividad pequena, una densidad de flujo magnetico alta en un campo magnetico debil y una perdida de histeresis pequena.

Claims (10)

  1. 5
    10
    15
    20
    25
    30
    35
    40
    45
    50
    55
    60
    65
    REIVINDICACIONES
    1. Aleacion magnetica que presenta una composicion representada por la formula general:
    Fei00-x-y-zCuxByXz (% atomico),
    en la que
    X es por lo menos uno de los elementos Si, S, C, P, Al, Ge, Ga y Be,
    una parte del Fe esta opcionalmente sustituida por Ni y/o Co en una proportion de 10% atomico o inferior basado en Fe, y
    una parte del Fe esta opcionalmente sustituida mediante por lo menos uno de los elementos Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Cr, Mo, W, Mn, Re, elementos del grupo del platino, Au, Ag, Zn, In, Sn, As, Sb, Bi, Y, N, O y elementos de tierras raras en una proporcion de 5% atomico o inferior basado en Fe,
    caracterizada por que
    1.2 < x < 1,6, 12 < y < 15, 0 < z < 10, y 12 < y + z < 24, y
    dicha aleacion magnetica presenta una estructura que contiene granos de cristal que presentan un diametro medio de 60 nm o inferior que estan dispersados en una matriz amorfa en una proporcion de 30% o superior en volumen y una densidad de flujo magnetico de saturation de 1,7 T o superior.
  2. 2. Aleacion magnetica segun la reivindicacion 1, en la que 0 < z < 7 y 13 < y + z < 20, preferentemente 0 < z < 5 y 14 < y + z < 19, y de manera especlficamente preferida 0 < z < 4 y 14 < y + z < 17.
  3. 3. Aleacion magnetica segun cualquiera de las reivindicaciones anteriores, que presenta una permeabilidad maxima de 20.000 o superior.
  4. 4. Aleacion magnetica segun cualquiera de las reivindicaciones anteriores, que se encuentra en forma de polvo o de copos.
  5. 5. Pieza magnetica realizada en la aleacion magnetica segun cualquiera de las reivindicaciones anteriores.
  6. 6. Cinta de aleacion de la que se obtiene la aleacion magnetica segun la reivindicacion 1, presentando dicha cinta de aleacion una composicion representada por la formula general:
    Fe100-x-y-zCuxByXz (% atomico),
    en la que
    X es por lo menos uno de los elementos Si, S, C, P, Al, Ge, Ga y Be,
    una parte del Fe esta opcionalmente sustituida por Ni y/o Co en una proporcion de 10% atomico o inferior basado en Fe, y
    una parte del Fe esta opcionalmente sustituida mediante por lo menos uno de los elementos Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Cr, Mo, W, Mn, Re, elementos del grupo del platino, Au, Ag, Zn, In, Sn, As, Sb, Bi, Y, N, O y elementos de tierras raras en una proporcion de 5% atomico o inferior basado en Fe,
    caracterizada por que
    1.2 < x < 1,6, 12 < y < 15, 0 < z < 10, y 12 < y + z < 24, y
    dicha cinta de aleacion presenta una estructura que contiene granos finos de cristal que presentan un diametro medio de 30 nm o inferior que estan dispersados en una matriz amorfa en una proporcion de mas de 0% en volumen y 30% en volumen o inferior.
  7. 7. Cinta de aleacion segun la reivindicacion 6, en la que 0 < z < 7 y 13 < y + z < 20, preferentemente 0 < z < 5 y 14 < y + z < 19, y de manera especlficamente preferida 0 < z < 4 y 14 < y + z < 17.
  8. 8. Cinta de aleacion segun la reivindicacion 6 o 7, en la que el diametro medio de los granos de cristal en la aleacion cristalina fina es de 0,5 nm a 20 nm.
  9. 9. Cinta de aleacion segun cualquiera de las reivindicaciones 6 a 8, en la que la distancia media entre los granos de cristal en la aleacion cristalina fina es de 50 nm o inferior.
  10. 10. Aleacion segun cualquiera de las reivindicaciones 1-4, o cinta de aleacion segun cualquiera de las 5 reivindicaciones 6-9, en las que dicho X es Si y/o P.
ES11001836.3T 2005-09-16 2006-09-19 Aleación magnética nanocristalina, su procedimiento de producción, cinta de aleación y pieza magnética Active ES2611853T3 (es)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2005270432 2005-09-16
JP2005270432 2005-09-16

Publications (1)

Publication Number Publication Date
ES2611853T3 true ES2611853T3 (es) 2017-05-10

Family

ID=37865108

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
ES11001836.3T Active ES2611853T3 (es) 2005-09-16 2006-09-19 Aleación magnética nanocristalina, su procedimiento de producción, cinta de aleación y pieza magnética

Country Status (6)

Country Link
US (3) US8177923B2 (es)
EP (2) EP1925686B1 (es)
JP (5) JP5445889B2 (es)
CN (2) CN101906582A (es)
ES (1) ES2611853T3 (es)
WO (1) WO2007032531A1 (es)

Families Citing this family (114)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5445889B2 (ja) * 2005-09-16 2014-03-19 日立金属株式会社 軟磁性合金、その製造方法、ならびに磁性部品
KR20090091211A (ko) 2006-12-04 2009-08-26 가부시키가이샤 토호쿠 테크노 아치 비정질 합금 조성물
JP5316921B2 (ja) * 2007-03-16 2013-10-16 日立金属株式会社 Ｆｅ基軟磁性合金、およびこれを用いた磁性部品
JP5316920B2 (ja) 2007-03-16 2013-10-16 日立金属株式会社 軟磁性合金、アモルファス相を主相とする合金薄帯、および磁性部品
CN101636515B (zh) * 2007-03-20 2014-09-24 Nec东金株式会社 软磁性合金及使用该软磁性合金的磁气部件以及它们的制造方法
US7935196B2 (en) 2007-03-22 2011-05-03 Hitachi Metals, Ltd. Soft magnetic ribbon, magnetic core, magnetic part and process for producing soft magnetic ribbon
US8007600B2 (en) 2007-04-25 2011-08-30 Hitachi Metals, Ltd. Soft magnetic thin strip, process for production of the same, magnetic parts, and amorphous thin strip
WO2008133301A1 (ja) * 2007-04-25 2008-11-06 Hitachi Metals, Ltd. 軟磁性合金、その製造方法、および磁性部品
JP5305126B2 (ja) * 2007-04-25 2013-10-02 日立金属株式会社 軟磁性粉末、圧粉磁心の製造方法、圧粉磁心、及び磁性部品
JP5412425B2 (ja) * 2008-04-15 2014-02-12 東邦亜鉛株式会社 複合磁性材料およびその製造方法
KR101534208B1 (ko) * 2008-08-22 2015-07-06 아키히로 마키노 합금 조성물, Ｆｅ계 나노 결정 합금 및 그 제조 방법, 및 자성 부품
WO2010084900A1 (ja) * 2009-01-23 2010-07-29 アルプス電気株式会社 Ｆｅ基軟磁性合金及び前記Ｆｅ基軟磁性合金を用いた圧粉コア
CN101834046B (zh) * 2009-03-10 2012-10-10 苏州宝越新材料科技有限公司 高饱和磁化强度铁基纳米晶软磁合金材料及其制备方法
JP5368281B2 (ja) * 2009-03-27 2013-12-18 株式会社東芝 コアシェル型磁性材料、コアシェル型磁性材料の製造方法、デバイス装置、およびアンテナ装置
KR101513844B1 (ko) 2009-08-07 2015-04-20 알프스 그린 디바이스 가부시키가이샤 Ｆｅ 기 비정질 합금, 및 상기 Ｆｅ 기 비정질 합금을 사용한 압분 코어, 그리고, 코일 봉입 압분 코어
WO2011024580A1 (ja) * 2009-08-24 2011-03-03 Ｎｅｃトーキン株式会社 合金組成物、Ｆｅ基ナノ結晶合金及びその製造方法
JP5175884B2 (ja) 2010-03-05 2013-04-03 株式会社東芝 ナノ粒子複合材料、それを用いたアンテナ装置及び電磁波吸収体
JP6181346B2 (ja) * 2010-03-23 2017-08-16 株式会社トーキン 合金組成物、Ｆｅ基ナノ結晶合金及びその製造方法、並びに磁性部品
CN102199737B (zh) * 2010-03-26 2012-09-19 宝山钢铁股份有限公司 一种600hb级耐磨钢板及其制造方法
JP5720674B2 (ja) * 2010-03-29 2015-05-20 日立金属株式会社 初期超微結晶合金、ナノ結晶軟磁性合金及びその製造方法、並びにナノ結晶軟磁性合金からなる磁性部品
US8699190B2 (en) 2010-11-23 2014-04-15 Vacuumschmelze Gmbh & Co. Kg Soft magnetic metal strip for electromechanical components
DE102010060740A1 (de) * 2010-11-23 2012-05-24 Vacuumschmelze Gmbh & Co. Kg Weichmagnetisches Metallband für elektromechanische Bauelemente
CN102129907B (zh) * 2010-12-30 2012-05-30 上海世路特种金属材料有限公司 一种具有高初始磁导率和低剩磁的纳米晶软磁合金铁心及其制备方法
DE112012000399T5 (de) 2011-01-28 2013-10-10 Hitachi Metals, Ltd. Abgeschrecktes Band aus weichmagnetischer Legierung auf Fe-Basis und sein Herstellungsverfahren und Kern
EP2733230B1 (en) 2011-10-03 2017-12-20 Hitachi Metals, Ltd. Thin strip of alloy containing initial ultrafine crystals and method for cutting same, and thin strip of nanocrystalline soft-magnetic alloy and magnetic part employing same
JP6003899B2 (ja) 2011-10-06 2016-10-05 日立金属株式会社 Ｆｅ基初期超微結晶合金薄帯及び磁性部品
CN104010748B (zh) * 2011-12-20 2016-02-10 日立金属株式会社 超微晶合金薄带的制造方法
CN102496450B (zh) * 2011-12-28 2017-03-15 天津三环奥纳科技有限公司 一种超微晶铁芯强磁退火工艺及其专用设备
CN102543348B (zh) * 2012-01-09 2016-06-01 上海米创电器有限公司 一种铁基纳米晶软磁合金及其制备方法
JP5929401B2 (ja) 2012-03-26 2016-06-08 Tdk株式会社 平面コイル素子
JP5646745B2 (ja) * 2012-03-30 2014-12-24 日新製鋼株式会社 Ｉｐｍモータのロータ鉄心用鋼板及びその製造方法
CN102737799A (zh) * 2012-06-20 2012-10-17 浙江科达磁电有限公司 磁导率μ=60的纳米晶磁粉芯的制备方法
CN102737800A (zh) * 2012-06-20 2012-10-17 浙江科达磁电有限公司 磁导率μ=60的纳米晶磁粉芯
EP2894236A4 (en) 2012-09-10 2016-05-18 Hitachi Metals Ltd ULTRA FINE CRYSTALLINE ALLOY TAPE, FINE CRYSTALLINE TEMPORARY TEMPERATURE MAGNETIC ALLOY TAPE AND MAGNETIC ELEMENTS USING THE SAME
CN102861920B (zh) * 2012-10-17 2015-07-15 厦门大学 一种晶体/非晶复合粉体及其制备方法
CN102899591B (zh) * 2012-10-24 2014-05-07 华南理工大学 一种高含氧量的铁基非晶复合粉末及其制备方法
CN102936685A (zh) * 2012-11-29 2013-02-20 浙江大学 具有高饱和磁通密度的Fe基软磁合金及其制备方法
JP6041207B2 (ja) * 2012-12-27 2016-12-07 日立金属株式会社 ナノ結晶軟磁性合金及びこれを用いた磁性部品
JP6191908B2 (ja) * 2013-06-12 2017-09-06 日立金属株式会社 ナノ結晶軟磁性合金及びこれを用いた磁性部品
CN103469118B (zh) * 2013-07-20 2016-01-20 南通万宝实业有限公司 节能电机的非晶铁合金铁芯及其制备方法
US9818514B2 (en) 2013-07-26 2017-11-14 University Of Florida Research Foundation, Incorporated Nanocomposite magnetic materials for magnetic devices and systems
DE112014003755T5 (de) * 2013-08-13 2016-05-12 Hitachi Metals, Ltd. Transformator-Magnetkern auf amorpher Fe-Basis, Verfahren zu seiner Herstellung, und Transformator
CN103692705B (zh) * 2013-12-16 2015-06-03 杨全民 一种复合磁性材料及其制备方法与用途
CN103668009B (zh) * 2013-12-19 2015-08-19 南京信息工程大学 一种低矫顽力纳米晶合金丝材料及其制备方法
JP6530164B2 (ja) * 2014-03-04 2019-06-12 株式会社トーキン ナノ結晶軟磁性合金粉末およびそれを用いた圧粉磁芯
WO2015145520A1 (ja) * 2014-03-24 2015-10-01 株式会社 東芝 磁性材料および電波吸収体
KR20150128031A (ko) * 2014-05-08 2015-11-18 엘지이노텍 주식회사 연자성 합금, 이를 포함하는 무선 전력 송신 장치 및 무선 전력 수신 장치
CN105088107B (zh) * 2014-05-09 2017-08-25 中国科学院宁波材料技术与工程研究所 具有高饱和磁感应强度和强非晶形成能力的铁基非晶合金
CN104036904A (zh) * 2014-05-28 2014-09-10 浙江大学 高饱和磁感应强度铁基非晶软磁复合材料及其制备方法
JP2016003366A (ja) * 2014-06-17 2016-01-12 Ｎｅｃトーキン株式会社 軟磁性合金粉末並びにそれを用いた圧粉磁芯及びその製造方法
JP2016020835A (ja) * 2014-07-14 2016-02-04 愛知時計電機株式会社 電磁流量計およびコア
JP5932907B2 (ja) * 2014-07-18 2016-06-08 国立大学法人東北大学 合金粉末及び磁性部品
KR102203689B1 (ko) * 2014-07-29 2021-01-15 엘지이노텍 주식회사 연자성 합금, 이를 포함하는 무선 전력 송신 장치 및 무선 전력 수신 장치
JP6522462B2 (ja) 2014-08-30 2019-05-29 太陽誘電株式会社 コイル部品
JP6688373B2 (ja) * 2014-08-30 2020-04-28 太陽誘電株式会社 コイル部品
CN104233121B (zh) * 2014-09-26 2016-06-29 华南理工大学 一种Fe基非晶纳米晶软磁材料及其制备方法
JP6554278B2 (ja) * 2014-11-14 2019-07-31 株式会社リケン 軟磁性合金および磁性部品
CN105655079B (zh) * 2014-12-03 2018-07-20 宁波中科毕普拉斯新材料科技有限公司 一种铁基纳米晶软磁合金材料及其制备方法
US11264156B2 (en) 2015-01-07 2022-03-01 Metglas, Inc. Magnetic core based on a nanocrystalline magnetic alloy
US11230754B2 (en) * 2015-01-07 2022-01-25 Metglas, Inc. Nanocrystalline magnetic alloy and method of heat-treatment thereof
KR101976300B1 (ko) * 2015-01-22 2019-05-07 알프스 알파인 가부시키가이샤 압분 코어, 그 압분 코어의 제조 방법, 그 압분 코어를 구비하는 전기·전자 부품, 및 그 전기·전자 부품이 실장된 전기·전자 기기
US10316396B2 (en) * 2015-04-30 2019-06-11 Metglas, Inc. Wide iron-based amorphous alloy, precursor to nanocrystalline alloy
KR20160140153A (ko) 2015-05-29 2016-12-07 삼성전기주식회사 코일 전자부품 및 그 제조방법
DE112016003044T5 (de) * 2015-07-31 2018-06-14 Murata Manufacturing Co., Ltd. Weichmagnetisches material und verfahren zur herstellung desselben
KR101906914B1 (ko) * 2016-01-06 2018-10-11 한양대학교 에리카산학협력단 Fe계 연자성 합금 및 이를 통한 자성부품
KR101905411B1 (ko) * 2016-01-06 2018-10-08 한양대학교 에리카산학협력단 Fe계 연자성 합금 제조방법
US11371124B2 (en) 2016-01-06 2022-06-28 Industry-Unversity Cooperation Foundation Hanyang University Erica Campus Fe-based soft magnetic alloy, manufacturing method therefor, and magnetic parts using Fe-based soft magnetic alloy
KR101905412B1 (ko) * 2016-01-06 2018-10-08 한양대학교 에리카산학협력단 연자성 합금, 이의 제조방법 및 이를 통한 자성부품
CN105755356A (zh) * 2016-03-15 2016-07-13 梁梅芹 一种铁基纳米晶软磁合金的制备方法
CN106011660A (zh) * 2016-05-31 2016-10-12 南通华禄新材料科技有限公司 一种高饱和纳米金合金及其制备方法
KR101783553B1 (ko) * 2016-08-08 2017-10-10 한국생산기술연구원 질소가 첨가된 비정질 연자성 합금 및 이의 제조 방법
JP6862743B2 (ja) * 2016-09-29 2021-04-21 セイコーエプソン株式会社 軟磁性粉末、圧粉磁心、磁性素子および電子機器
CN109716463B (zh) * 2016-09-29 2021-04-09 日立金属株式会社 纳米晶合金磁芯、磁芯组件和纳米晶合金磁芯的制造方法
CN106373690A (zh) * 2016-10-10 2017-02-01 大连理工大学 一种具有良好工艺性能、高饱和磁感应强度的纳米晶软磁合金及其制备方法
JP6256647B1 (ja) 2016-10-31 2018-01-10 Tdk株式会社 軟磁性合金および磁性部品
JP6761742B2 (ja) 2016-11-24 2020-09-30 山陽特殊製鋼株式会社 高周波で用いる磁性粉末およびこれを含有する磁性樹脂組成物
US20180171444A1 (en) * 2016-12-15 2018-06-21 Samsung Electro-Mechanics Co., Ltd. Fe-based nanocrystalline alloy and electronic component using the same
KR101719970B1 (ko) * 2017-01-03 2017-04-05 삼성전기주식회사 코일 전자부품 및 그 제조방법
CN110225801B (zh) * 2017-01-27 2022-01-18 株式会社东金 软磁性粉末、Fe基纳米晶合金粉末、磁性部件及压粉磁芯
JP6744238B2 (ja) * 2017-02-21 2020-08-19 株式会社トーキン 軟磁性粉末、磁性部品及び圧粉磁芯
JP2018167298A (ja) * 2017-03-30 2018-11-01 Ｂｉｚｙｍｅ有限会社 Ｆｅ−Ｓｉ−Ｂ系ナノ結晶合金の製造方法
JP6941766B2 (ja) * 2017-07-05 2021-09-29 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 軟磁性合金粉末とその製造方法、および、それを用いた圧粉磁心
US11037711B2 (en) 2017-07-05 2021-06-15 Panasonic Intellectual Property Management Co., Ltd. Soft magnetic alloy powder, method for producing same, and dust core using soft magnetic alloy powder
JP6460276B1 (ja) 2017-08-07 2019-01-30 Tdk株式会社 軟磁性合金および磁性部品
US11545286B2 (en) 2017-08-07 2023-01-03 Hitachi Metals, Ltd. Crystalline Fe-based alloy powder and method for producing same
EP3441990B1 (en) 2017-08-07 2023-05-31 TDK Corporation Soft magnetic alloy and magnetic device
CN107686946A (zh) * 2017-08-23 2018-02-13 东莞市联洲知识产权运营管理有限公司 一种非晶纳米晶合金的制备及其应用
JP6981199B2 (ja) * 2017-11-21 2021-12-15 Tdk株式会社 軟磁性合金および磁性部品
JP6881269B2 (ja) 2017-12-06 2021-06-02 トヨタ自動車株式会社 軟磁性材料の製造方法
WO2019124224A1 (ja) 2017-12-19 2019-06-27 株式会社村田製作所 非晶質合金粒子、及び、非晶質合金粒子の製造方法
JP7247548B2 (ja) * 2017-12-28 2023-03-29 トヨタ自動車株式会社 希土類磁石及びその製造方法
JP6867966B2 (ja) * 2018-03-09 2021-05-12 Tdk株式会社 軟磁性合金粉末、圧粉磁心および磁性部品
JP6867965B2 (ja) * 2018-03-09 2021-05-12 Tdk株式会社 軟磁性合金粉末、圧粉磁心および磁性部品
JP6981536B2 (ja) * 2018-03-23 2021-12-15 株式会社村田製作所 鉄合金粒子、及び、鉄合金粒子の製造方法
JP6981535B2 (ja) * 2018-03-23 2021-12-15 株式会社村田製作所 鉄合金粒子、及び、鉄合金粒子の製造方法
WO2019189614A1 (ja) * 2018-03-29 2019-10-03 新東工業株式会社 鉄基軟磁性粉末及びその製造方法、並びに鉄基軟磁性合金粉末を含む物品及びその製造方法
JP6673536B1 (ja) * 2018-04-27 2020-03-25 日立金属株式会社 磁心用粉末、それを用いた磁心及びコイル部品
JP7099035B2 (ja) * 2018-04-27 2022-07-12 セイコーエプソン株式会社 軟磁性粉末、圧粉磁心、磁性素子および電子機器
JP6680309B2 (ja) * 2018-05-21 2020-04-15 Tdk株式会社 軟磁性粉末、圧粉体および磁性部品
JP7143635B2 (ja) * 2018-05-30 2022-09-29 トヨタ自動車株式会社 軟磁性材料及びその製造方法
KR102241959B1 (ko) * 2018-10-25 2021-04-16 엘지전자 주식회사 Fe 기지 연자성 합금 및 그 제조 방법
JP6737318B2 (ja) * 2018-10-31 2020-08-05 Tdk株式会社 軟磁性合金粉末、圧粉磁心、磁性部品および電子機器
CN109440023B (zh) * 2018-12-26 2019-10-18 中国科学院宁波材料技术与工程研究所 一种高磁感氮耦合铁基非晶纳米晶合金及其制备方法
JP2022523627A (ja) * 2019-01-11 2022-04-26 モナシュ ユニバーシティー 鉄系合金
JP7318219B2 (ja) * 2019-01-30 2023-08-01 セイコーエプソン株式会社 軟磁性粉末、圧粉磁心、磁性素子および電子機器
WO2020179535A1 (ja) * 2019-03-07 2020-09-10 株式会社村田製作所 磁性体粉末とその製造方法、及び磁心コアとその製造方法、並びにコイル部品
WO2020196608A1 (ja) * 2019-03-26 2020-10-01 日立金属株式会社 アモルファス合金薄帯、アモルファス合金粉末、及びナノ結晶合金圧粉磁心、並びにナノ結晶合金圧粉磁心の製造方法
JP7421742B2 (ja) * 2019-07-04 2024-01-25 大同特殊鋼株式会社 ナノ結晶軟磁性材料
DE102019123500A1 (de) * 2019-09-03 2021-03-04 Vacuumschmelze Gmbh & Co. Kg Metallband, Verfahren zum Herstellen eines amorphen Metallbands und Verfahren zum Herstellen eines nanokristallinen Metallbands
CN111534764A (zh) * 2020-04-23 2020-08-14 华南理工大学 一种高铁型非晶纳米晶软磁材料及其制备方法
DE102020120430A1 (de) 2020-08-03 2022-02-03 Florian Geling Drossel für Leistungselektronik
JP2022157035A (ja) * 2021-03-31 2022-10-14 Tdk株式会社 軟磁性合金および磁性部品。
JP7424549B1 (ja) 2022-03-30 2024-01-30 株式会社プロテリアル ナノ結晶合金薄帯及び磁性シート
CN115747418B (zh) * 2022-11-15 2023-12-08 北京科技大学 一种去除铁基非晶合金熔体中硫杂质的方法

Family Cites Families (22)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
GB2095699A (en) * 1981-03-25 1982-10-06 Nat Res Dev Magnetic metallic glass alloy
JPS6479342A (en) 1986-12-15 1989-03-24 Hitachi Metals Ltd Fe-base soft magnetic alloy and its production
JP2710938B2 (ja) 1987-12-11 1998-02-10 日立金属株式会社 高飽和磁束密度軟磁性合金
JPH01242755A (ja) 1988-03-23 1989-09-27 Hitachi Metals Ltd Ｆｅ基磁性合金
JPH0222445A (ja) * 1988-07-08 1990-01-25 Nippon Steel Corp 超微細結晶組織を有する合金およびその製造方法
EP0435680B1 (en) * 1989-12-28 1995-04-05 Kabushiki Kaisha Toshiba Fe-based soft magnetic alloy, method of producing same and magnetic core made of same
JP3357386B2 (ja) * 1991-03-20 2002-12-16 ティーディーケイ株式会社 軟磁性合金およびその製造方法ならびに磁心
JP2550449B2 (ja) 1991-07-30 1996-11-06 新日本製鐵株式会社 磁束密度の大きなトランス鉄心用非晶質合金薄帯
JPH05222494A (ja) * 1992-02-13 1993-08-31 Nippon Steel Corp 磁束密度の大きなトランス鉄心用非晶質合金薄帯
JP3279399B2 (ja) * 1992-09-14 2002-04-30 アルプス電気株式会社 Ｆｅ基軟磁性合金の製造方法
JP3434844B2 (ja) * 1993-01-28 2003-08-11 新日本製鐵株式会社 低鉄損・高磁束密度非晶質合金
JP3460763B2 (ja) * 1995-10-31 2003-10-27 アルプス電気株式会社 軟磁性合金の製造方法
AU8379398A (en) * 1997-06-30 1999-01-19 Wisconsin Alumni Research Foundation Nanocrystal dispersed amorphous alloys and method of preparation thereof
JP2004353090A (ja) * 1999-04-15 2004-12-16 Hitachi Metals Ltd 合金薄帯並びにそれを用いた部材
EP1045402B1 (en) * 1999-04-15 2011-08-31 Hitachi Metals, Ltd. Soft magnetic alloy strip, manufacturing method and use thereof
JP3594123B2 (ja) * 1999-04-15 2004-11-24 日立金属株式会社 合金薄帯並びにそれを用いた部材、及びその製造方法
JP3494371B2 (ja) * 2001-02-14 2004-02-09 日立金属株式会社 アモルファス合金薄帯の製造方法、およびこれを用いたナノ結晶合金薄帯の製造方法
JP2006040906A (ja) 2001-03-21 2006-02-09 Teruhiro Makino 高透磁率かつ高飽和磁束密度の軟磁性成形体の製造方法
CN100435244C (zh) * 2003-04-10 2008-11-19 同济大学 一种纳米晶软磁合金超薄带及其制备方法
CN1234901C (zh) * 2003-12-31 2006-01-04 山东大学 一种淬态纳米巨磁阻抗薄带材料及其制备方法
DE102005008987B3 (de) * 2005-02-28 2006-06-01 Meiko Maschinenbau Gmbh & Co.Kg Mehrtankgeschirrspülmaschine mit Rückspülvorrichtung
JP5445889B2 (ja) * 2005-09-16 2014-03-19 日立金属株式会社 軟磁性合金、その製造方法、ならびに磁性部品

Also Published As

Publication number Publication date
US8287666B2 (en) 2012-10-16
JP2007107094A (ja) 2007-04-26
EP1925686B1 (en) 2013-06-12
EP2339043B1 (en) 2016-11-09
JP2007107095A (ja) 2007-04-26
CN101906582A (zh) 2010-12-08
EP2339043A1 (en) 2011-06-29
CN101263240B (zh) 2011-06-15
JP2013060665A (ja) 2013-04-04
JP5288226B2 (ja) 2013-09-11
US20110085931A1 (en) 2011-04-14
JP5445889B2 (ja) 2014-03-19
WO2007032531A1 (ja) 2007-03-22
US20090266448A1 (en) 2009-10-29
JP5664934B2 (ja) 2015-02-04
JP2007107096A (ja) 2007-04-26
EP1925686A1 (en) 2008-05-28
US8177923B2 (en) 2012-05-15
US8182620B2 (en) 2012-05-22
JP5664935B2 (ja) 2015-02-04
EP1925686A4 (en) 2010-08-11
US20110108167A1 (en) 2011-05-12
JP2013067863A (ja) 2013-04-18
CN101263240A (zh) 2008-09-10
JP5445888B2 (ja) 2014-03-19

Similar Documents

Publication Publication Date Title
ES2611853T3 (es) Aleación magnética nanocristalina, su procedimiento de producción, cinta de aleación y pieza magnética
ES2633946T3 (es) Tira delgada de aleación amorfa, aleación magnética blanda de nanocristal y núcleo magnético
CA1160480A (en) Amorphous metal alloys having enhanced magnetic properties and method of making and using
ES2732051T3 (es) Una aleación amorfa a base de hierro ancha, precursora de una aleación nanocristalina
CN104087833B (zh) 高频性能优良的铁基纳米晶软磁合金及其制备方法
ES2620439T3 (es) Aleación magnética, banda de aleación amorfa, y pieza magnética
ES2616345T3 (es) Banda delgada magnética blanda, proceso para la producción de la misma, piezas magnéticas, y banda delgada amorfa
JP6046357B2 (ja) 合金組成物、Ｆｅ基ナノ結晶合金及びその製造方法、並びに磁性部品
US4298409A (en) Method for making iron-metalloid amorphous alloys for electromagnetic devices
CN101627141A (zh) Fe基软磁性合金、非晶形合金薄带及磁性部件
JPWO2008133301A1 (ja) 軟磁性合金、その製造方法、および磁性部品
CN106756644B (zh) 一种基于硅元素的铁基非晶纳米晶软磁合金及其制备方法
JP2022549384A (ja) サブナノスケールの秩序クラスターを含む鉄基アモルファス合金、その調製方法及びそれを用いたナノ結晶合金誘導体
EP0055327B1 (en) Amorphous metal alloys having enhanced ac magnetic properties
JP2008231534A5 (es)
JP2778719B2 (ja) コバルトを含有する鉄基非晶質磁性合金
JP2023535861A (ja) Ｆｅ基アモルファスナノ結晶合金及びその製造方法
CN110670001A (zh) 富硅含p型铁基非晶纳米晶合金及铁基非晶合金纳米晶磁芯的制备方法
JP2020158831A (ja) 軟磁性合金および磁性部品
CN113337692B (zh) 一种提高Fe基纳米晶软磁合金高频磁导率的方法
Willard et al. Magnetic properties of HITPERM (Fe, Co) 88Zr7B4Cu1 nanocrystalline magnets
JP2008150637A (ja) 磁性合金、アモルファス合金薄帯、および磁性部品
JP2021193205A (ja) Ｆｅ系ナノ結晶軟磁性合金
JPH10270227A (ja) 低周波トランス
JPS5845355A (ja) 低損失非晶質合金