JPH05503962A - 向上した交流磁性および取扱い適性を示す非晶質ｆｅ―ｂ―ｓｉ合金 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるため要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 向上した交流磁性および取扱い適性を示す非晶質ＦＥ−Ｂ−８を合金本発明は、 本質的に鉄、ホウ素およびケイ素からなる非晶質金属合金に関するものである。

これらの合金は、先行技術の合金と比較して高い飽和磁気誘導、高い結晶化温度 、ならびに低いコアロス（ｃｏｒｅ　１ｏｓｓＬ低い励磁電力および良好な延性 の組み合わせを焼なまし条件範囲にわたって備え、その結果配電および電力変圧 器の製造に用いる磁心の製造に際して合金の有用性および取扱い適性か改善され る。

発明の背景 非晶質金属合金は原子の長距離秩序を実雪的に欠如し、液体または無機酸化物ガ ラスにつき観察される回折パターンと定量的に類似する拡散した（幅広い）強度 極大からなるＸ線回折パターンを特色とする。しかし十分に高い温度に加熱する と、それらは結晶化熱を放出して結晶化し始め、これに対応して、それに関する Ｘ線回折パターンか非晶質材料につき観察されたものから結晶質材料につき観察 されたものへと変化し始める。従って非晶質形態の金属合金は準安定状態にある 。この準安定状態の合金は、特に合金の機械的特性および磁性に関して結晶質形 態の合金より著しい利点をもたらす。

どの合金が経済的かつ大量に非晶質形態で得られるかということ、および非晶質 形態の合金の特性を知ることはここ２０年にわたるかなりの研究の課頴であった 。論点−どの合金がより容易に非晶質形態で得られるか？−に関する最も良く知 られている文献はＨ，Ｓ、チェンおよびり、Ｅ、ボークの米国再交付特許第３２ ．９２５号明細書、アライド−シグナル社に譲渡、である。そこに示されるのは 式Ｍ、Ｙ、Ｚ、の一群の非晶質金属合金であり、式中のＭは本質的に鉄、ニッケ ル、コバルト、クロムおよびバナジウムの群から選ばれる金属からなる金属であ り、Ｙはリン、ホウ素および炭素の群から選ばれる少なくとも１種の元素であり 、Ｚはアルミニウム、アンチモン、ベリリウム、ケルマニウム、インジウム、ス ズおよびケイ素の群から選ばれる少なくとも１種の元素であり、ａ″は約６０− ９０原子％、＃ｂ″は約１０−３０原子％、ｃ’は約０．１−１５原子％である 。今日市販されている大部分の非晶質金属合金は上記式の範囲に含まれる。

非晶質金属合金の領域における継続した研究および開発により、ある種の合金お よび合金系は特定の世界的に重要な用途、特に配電および電力変圧器、発電機な らびにモーターに用いる磁心材料などの電気的用途においてそれらの有用性を高 める磁性および物理的特性を備えていることが明らかになった。

非晶質金属合金の領域における初期の研究および開発により２元合金、Ｆｅ８゜ Ｂ２゜、が変圧器、特に配電変圧器、および発電機に用いる磁心の製造に用いる 候補合金として確認された。それらの合金が高い飽和磁化値（約１７８ｅｍｕ／ ｇ）を示したからである。しかしＦｅａ。Ｂ２゜は非晶質形態に鋳造するのが困 難であることが知られている。さらにそれは結晶化温度が低いため熱的に不安定 である傾向を示し、延性ストリップの形態で製造するのが困難である。さらにそ のコアロスおよび励磁電力要求は最小限受容しうるちのであるにすぎないと判定 された。

従って、磁心、特に配電変圧器用磁心の製造に非晶質金属合金を実際に用いるた めには、改良された鋳造適性および安定性ならびに改良された磁性を備えた合金 を開発しなければならない。

３元合金Ｆｅ−Ｂ−８ｉはこの種の用途に用いるためにＦｅｇｏＢｚｏより優れ ていることが、ルポルスキーらの米国特許第４．２１７．１３５および４，３０ ０゜９５０号明細書により確認された。これらの明細書には一般に式Ｆ　ｅ　１ １０−４４８　ｌ□−ｎｓｉ＋−、ｌにより表される一群の合金が示され、ただ しこれらの合金は３０℃で少なくとも約１７４ｅｍｕ／ｇの飽和磁化値（現在好 ましい値であると認められている値）、約０．０３エルステツド以下の保磁度、 および少なくとも約３２０℃の結晶化温度を示さなければならないという条件に 従う。

ルポルスキーらに続いて、フラインリッヒらの米国特許出願第２２０．６０２号 明細書、アライド−シグナル社に譲渡、には、式Ｆ　ｅｂｔｓ−Ｉ　ＳＩ３＋＋ ＝２＋Ｓ　ｔ、４．１゜５により表される一群のＦｅ−Ｂ−５ｉ合金か、高い結 晶化温度、ならびに配置Ｋ変圧器の磁心の通常の操作条件に近似する条件（すな わち、１００℃で６０Ｈｚ、１．４Ｔ）において低いコアロスおよび低い励磁電 力要求を示し、一方では受容しうる程度に高い飽和磁化値を維持することが示さ れた。

米国特許出願第２３５，０６４号明細書には、式Ｆｅ７フー畠。Ｂ１２−１１１ ３　ｉ　ｓ−＋。に　・より表される一部のＦｅ−Ｂ−３ｉ合金が示され、これ らの合金が時効後に室温で低いコアロスおよび低い保磁度をもち、かつ高い飽和 磁化値をもつことが示された。

より最近では米国特許第４，４３７．９０７号明細書に、式Ｆ　ｅｖ＜−ａｏＢ ａ−＋ｓＳ　ｉｓ−＋ｓにより表され、所望により最高で３．５原子％の炭素を 含有する。一群のＦｅ−Ｂ−３ｉ合金が示され、これらの合金は時効後に高度に 保持された合金の原磁束密度（１０ｅおよび室温で測定）を示す。

さらに米国特許出願第８８３，８７０号明細書、１９８６年７月１４日出願、ナ ターシンら、アライド−シグナル社に譲渡、には、式Ｆ　ｅ？Ｌ４−７９　ａｓ ｕ−ｕＳｉ、−、により表される、配電変圧器の磁心の製造に有用な一部の合金 が示され、これらの合金は時効前および後の双方において予想外に低いコアロス および励磁電力要求、ならびに受容しうる程度に高い飽和磁化値を示す。

以上の考察から明らかなように、研究者らはいずれの合金が配電および電力変圧 器の磁心の製造に最適であるかを判定するのに重要なものとして種々の特性に注 目したが、いずれも磁心の製造および操作のあらゆる観点において明らかに卓越 した結果を得るために必要な特性の組み合わせを認識することはなく、その結果 多種多様な合金が発見されたが、それぞれ組み合わせ全体の一部に注目したにす ぎない。より詳細には、以上に引用した記載に顕著に欠如するものは、合金が広 範な焼なまし温度および時間にわたって焼なましされたのち、高い結晶化温度お よび高い飽和磁化値を低いコアロスおよび励磁電力要求と共に示し、さらに焼な まし条件の範囲にわたってそれらの延性を保持する、一群の合金の認識である。

この特性の組み合わせを示す合金は変圧器の改良された操作に必須である磁性を 保有するので変圧器製造工業において圧倒的に受容され、種々の変圧器磁心の製 造に用いられる装置、方法および取扱い技術における変更をより容易に受け入れ るであろう。

本発明は、本質的に鉄、ホウ素およびケイ素からなり、第１図に示す領域Ａ１Ｂ 、Ｃ，Ｄ、ＥＳＦ、Ａ内の組成を有する新規な金属合金において、少なくとも約 ４９０°Ｃの結晶化温度、２５℃で少なくとも約１７４ｅｍｕ／ｇの飽和磁化値 、３６０℃で約２０００秒間焼なまししたのち２５℃、６０Ｈｚおよび１，４Ｔ で測定して約０．３Ｗ／ｋｇを越えないコアロスおよび約ＩＶＡ／ｋｇを越えな い励磁電力値、約３８０℃で約１０００−約２０００秒間焼なまししたのち２５ ℃、６０Ｈｚおよび１．４Ｔで測定して約０．３Ｗ／ｋｇを越えないコアロスお よび約ＩＶＡ／ｋｇを越えない励磁電力値、ならびに約３６０℃で約１．５時間 または約３８０℃で約１．５時間焼なまししたのちの合金につき２０℃で測定し て少なくとも約０．０３の破壊ひずみみを示す合金に関するものである。

本発明は、より詳細には本質的に鉄、ホウ素およびケイ素からなる非晶質金属合 金であって、ホウ素か約１０．５−約１１，５原子％の量で存在し、ケイ素が約 ８６５−約９．５原子％の量で存在し、鉄が少なくとも８０原子％の量で存在し 、かつ上記の特性を備えた合金に関するものである。

本発明はまたこれらの非晶質合金を含む改良された磁心に関するものである。

これらの改良された磁心は上記非晶質金属合金のボディー（たとえば巻付けたも の、巻付けて切断したもの、積重ねたもの）を含み、このボディーは磁界の存在 下で焼なましされている。

図面の簡単な説明 第１図は、本発明の基本的な、好ましい、および極めて好ましい合金を示す三成 分図である。

第２図は、結晶化温度に対して、ある範囲のホウ素濃度にわたって鉄含量の増加 が、および一定の鉄濃度の合金においてホウ素含量の増加が及ぼす影響を示すグ ラフである。

第３図は、キュリ一温度に対して、ある範囲のホウ素濃度にわたって鉄含量の増 加が、および一定の鉄濃度の合金においてホウ素含量の増加か及ぼす影響を示す グラフである。

第４図は、本発明の範囲内および範囲外の各種合金についての飽和磁化値、より 詳細には鉄含量の増加が飽和磁化値に及ぼす影響を示すグラフである。

第５図は、２種類の異なる焼なまし温度で各温度においてそれぞれ１０００秒間 焼なましした各種合金について、６０）１ｚ、１．４Ｔおよび２５°Ｃにおける コアロス測定の結果を示すグラフである。

第６図は、２種類の異なる焼なまし温度で各温度においてそれぞれ２０００秒間 焼なましした各種合金について、６０Ｈｚ、１．４Ｔおよび２５℃におけるコア ロス測定の結果を示すグラフである。

第７図は、２種類の異なる焼なまし温度で各温度においてそれぞれ１０００秒間 焼なましした各種合金について、６０Ｈｚ、１．４Ｔおよび２５℃で測定した励 磁電力要求を示すグラフである。

第８図は、２種類の異なる焼なまし温度で各温度においてそれぞれ２０００秒間 焼なましした各種合金について、６０Ｈｚ、１．４Ｔおよび２５°Ｃて測定した 励磁電力要求を示すグラフである。

第９図は、焼なまし温度が３６０℃（１，５時間）から３８０°Ｃ（１，５時間 ）に変化したことに伴う各種合金の延性の変化を対比して示す。

発明の詳細な説明 本発明は、本質的に鉄、ホウ素およびケイ素からなり、第１図の三成分図に示す 頭載Ａ、Ｂ、Ｃ，ＤＳＥ、Ｆ、Ａ内の組成を有する新規な合金に関するものであ る。より詳細には、第１図を参照すると本発明の合金は多角形により境界を定め られ、これはその角において組成Ｆ　ｅｇｏ　１ｓＢ９　Ａｓ　ｉ＋ｏ　ａｓ、 　Ｆ　ｅ　７９．８　Ｂ９．８Ｓｉ＋ｏ、ｎ、　Ｆ　ｅｔｌ、Ｊ＋＋、ｓｓ　ｉ ｇ　フ、ＦｅａｏＢ＋＋　ｂｓ　ｉｓ　ｓ、Ｆ　ｅｇｏ　ｓＢ＋＋ｓ　ｉ８、お よびＦｅｓ。ＳＢＩ。５５１９を有する合金（原子％）により定められる。ただ し多角形の境界を定める組成はいずれの成分についても±０．１原子％程度変動 しうると解すべきである。本発明の好ましい合金は第１図の領域４、Ｃ，Ｄ、Ｅ 、Ｆ、４内の組成を有する。この場合も、好ましい合金の傾城の境界を定める合 金はいずれの成分についても±０．１原子％程度変動しうる。本発明の極めて好 ましい合金は第１図の領域１、Ｃ１２、Ｆ、３．１内の組成を有する。極めて好 ましい領域の境界を定める合金は、ホウ素またはケイ素のみにおいていずれの成 分についても上鉤　１原子％を越えない量変動するにすぎない。最後に、本発明 の極めて好ましい合金は約８０原子％の鉄、約１１原子％のホウ素、および約９ 原子％のケイ素からなる。本発明の合金の純度はもちろん合金を調製するために 用いる材料の純度に依存するということを理解すべきである。従って本発明の合 金は０．　５原子％程度の不純物を含有しうるが、含有する不純物が０．　３原 子％を越えないことが好ましい。

周知のように、基準安定状態に鋳造された合金の磁性は一般に非晶質合金の容量 ％の増加と共に向上する。従って本発明の合金は、少なくとも約９０％（容量） か非晶質であり、好ましくは少なくとも約９７％が非晶質であり、極めて好まし くは本質的に１００％が非晶質であるように鋳造される。合金の非晶質相の容量 ％はＸ線回折により測定するのが好都合である。

本発明の金属合金は、一般に溶融物を少なくとも１０’−１０’℃／秒の速度で 冷却することにより調製される。本発明の範囲に含まれる非晶質金属合金を調製 するためには種々の方法、たとえば冷却された支持体上への噴霧析出、ジェット 鋳造（ｊｅｔ　ｃａｓｔｉｎｇ）、プラナ−フロー鋳造（ｐｌａｎａｒ　ｆｌ。

ｗ　ｃａｓｔｉｎｇ）などを利用しうる。一般に特定の組成を選び、次いで目的 とする割合の必要な元素の粉末または顆粒（または分解してそれらの元素を形成 する材料、たとえばフェロポロン、フェロシリコンなど）を溶融および均質化し たのち、溶融合金を少なくとも１０５−１０’℃／秒の速度で急冷しうる冷却面 に溶融合金を供給する。

本発明の合金からなる連続した金属ストリップを製造するための極めて好ましい 方法はプラナ−フロー鋳造として知られる方法であり、これは米国特許第４゜１ ４２．５７１号明細書、ナラシムハン、アライド−シグナル社に譲渡、に示され 、これをここに参考として引用する。プラナ−フロー鋳造法は下記の工程からな る　（ａ）冷却体の表面を、縦方向に約１００−約２０００ｍ／分の予め定めら れた速度で、リップと表面との間隙か約０．０３ｍｍから約１ｍｍまで変化する ように冷却体の表面に近接して位置するスロット付き開口の境界を定める一対の 一般に平行なリップにより定められるノズルのオリフィスを通過して移動させ、 そして（ｂ）溶融合金流をノズルのオリフィスから押し出して移動冷却体の表面 と接触させて合金をその上で凝固させ、連続ストリップを形成する。好ましくは 、ノズルのスロットは約０．３−１ｍｍの幅を有し、第１リツプは少なくともス ロット幅と等しい幅を有し、第２リツプはスロット幅の約１．５−３倍の幅を有 する。

ナラシムハフ法により製造された金属ストリップは、７ｍｍまたはそれ以下から １５０−２００ｍｍまたはそれ以上の幅を有しうる。本発明の合金からなる非晶 質金属ストリップは一般に０．０２５ｍｍの厚さであるが、米国特許第４．１４ ２．５７１号明細書に記載のプラナ−フロー鋳造法によれば、用いる合金の組成 、融点、凝固および結晶化特性に応じて厚さ０．０２５ｍｍ以下から約０．１４ ｍｍまたはそれ以上の非晶質金属ストリップを製造することができる。

本発明の合金は、それらが磁心の製造における改良された取扱い適性および卓越 した磁性という予想外の組み合わせを広範な焼なまし条件にわたって与える点で 新規である。

非晶質金属合金ストリップ（金属ガラス）から配電および電力変圧器に用いる磁 心を製造する際には、金属ガラスを巻付けて磁心となす前または後に焼なましす る。鋳放しの金属ガラスは高度の焼入れ応力を示し、これが著しい応力誘導性磁 気異方性をもたらすので、通常は磁界を付与した状態で行われる焼なましくまた は同義語によれば、熱処理）を金属ガラスがその卓越した軟磁性を示す前に行う 必要がある。この異方性は製品の真の軟磁性を遮蔽するものであり、誘導された 焼入れ応力か緩和される適切に選ばれた温度で製品を焼なましすることにより除 去される。明らかに焼なまし温度は結晶化温度より低くなければならない。焼な ましは動的プロセスであるので、焼なまし温度か高いほど製品の焼なましに必要 とされる時間は短縮される。これら、および後記に説明する他の理由から、最適 焼なまし温度は現在では金属ガラスの結晶化温度より約１２０−１１０に低い、 極めて狭い範囲であり、最適焼なまし時間は約１．　５−２．　０時間である。

金属ガラスは磁気結晶質異方性（ｍａｇｎｅｔｏｃｒｙｓｔａｌｌｉｎｅ　ａｎ ｉｓｏｔｒｏｐｙ）を示さない。これはそれらの非晶質性に起因する事実である 。しかし磁心、特に配電変圧器に用いるものを製造する際には、ストリップの長 さに整合した好ましい軸に沿って合金の磁気異方性を最大限に高めることが極め て望ましい。事実現在では、好ましい磁化軸を誘導するために焼なまし工程で金 属ガラスに磁界を付与することか変圧器磁心の製造業者に好ましい方法であると 考えられている。

焼なましに際して通常付与される磁界の強度は、誘導された異方性を最大限にす るために材料を飽和するのに十分なものである。飽和磁化値がキュリ一温度−− この温度を越えると磁気異方性をそれ以上変化させることができないｍ−に達す るまでは温度の上昇に伴って低下することを考慮すると、外部磁界の効果を最大 限に高めるためには金属ガラスのキュリ一温度に近接した温度で焼なましを行う ことが好ましい。もちろん焼なまし温度が低下するほど、焼入れされた異方性を 緩和して好ましい異方性軸を誘導するために必要な時間は延長される（かつ付与 された磁界の強度は高くなる）。

以上の考察から、焼なまし温度および時間の選択が材料の結晶化温度およびキュ リ一温度に大幅に依存することは明らかであろう。これらの要因のほかに、焼な まし温度および時間を選択する際に重要な考慮事項は製品の延性に対する焼なま しの効果である。配電および電力変圧器に用いる磁心を製造する際には金属ガラ スは、巻付けて磁心の形状となすことができ、焼なましされたのち特に後続の変 圧器製造工程、たとえば焼なましされた金属ガラスを変圧器コイルに通す工程で 取扱い可能であるのに十分なほど延性でなければならない。（変圧器磁心および コイルアセンブリーの製法に関する詳細な考察については、たとえば米国特許第 ４．７３４，９７５号明細書を参照されたい。）鉄に富む金属ガラスを焼なまし すると、合金の延性が劣化する。結晶化前の劣化に関与する機構は明らかではな いか、それは一般に鋳放しの金属ガラスに焼入れられた′自由容積（ｆｒｅｅ　 ｖｏｌｕｍｅ）’の散逸に付随するものであると考えられる。ガラス質原子構造 の″目由容檀″は結晶質原子構造の空格子点に類似する。金属ガラスを焼なまし すると、非晶質構造か緩和されて非晶質状態におけるいっそう効果的な原子″充 填“によって表されるいっそう低いエネルギー状態になるのに伴って、この″自 由容積″は散逸する。いずれかの理論に拘束されたくはないが、Ｆｅを基礎とす る非晶質状態の合金の充填は体心立方構造よりむしろ面心立方構造（細密充填結 晶質構造）のものに類似するので、Ｆｅを基礎とする金属ガラスか緩和されるほ ど、これはいっそう脆くなる（すなわち外部ひずみに耐える性能が低下する）。

従って、焼なまし温度および／または時間か増大するのに伴って金属ガラスの延 性が低下する。従って、合金組成という基本的問題を別としても、製品が変圧器 磁心の製造に用いるのに十分な延性を保持するのをさらに確実にするためには焼 なまし温度および時間の影響を考慮しなければならない。

破壊ひずみは金属ガラスの相対延性を判定するために測定されるパラメーターで ある。ごく簡単には、それは金属ガラスの試料を２枚のプラテン、通常はマイク ロメーターのプラテン間で試料か破断（破壊）するまで折曲げることにより測定 される。破断点におけるプラテン間の隔離距ｔｉｌｌ　（ｄ）を記録し、ストリ ップの厚さく１）を測定し、そして破壊ひずみ（ε、＝ｔ／　（ｄ−ｔ））を計 算する。

現在、変圧器磁心製造業者は焼なまし後に約０．０３以下の破壊ひずみを示す金 属ガラスを用いている。これは、ストリップをその厚さの約１７倍以下ではない 円形半径にまで折曲げることができるにすぎない程度の延性に相当する。

焼なましされた金属ガラスの磁心を始動させる（すなわち磁界を付与することに より磁化する）と、一定量の人力エネルギーが磁心により消費され、取戻し得な い形で熱として失われる。このエネルギー消費は主として金属ガラス内のすべて の磁区を磁界方向に整列させるのに必要なエネルギーにより生じる。この損失エ ネルギーはコアロスと呼ばれ、材料の１回の完全な磁化サイクルに際して形成さ れるＢ−Ｈループにより囲まれた領域として定量的に表される。コアロスは通常 はＷ／ｋｇの単位で報告され、これは実際には報告された周波数、磁心誘導水準 および温度の条件下において１秒間で１ｋｇの材料により消失した二不ルギーを 表す。

コアロスは金属ガラスの焼なまし履歴により影響される。簡単に述へると、コア ロスはガラスが焼なまし不足であるか、最適状態に焼なましされているか、また は焼なまし過剰であるかにより左右される。焼なまし不足のガラスは残留する焼 入れ応力および関連の磁気異方性を有し、これは製品の磁化に際して付加的なエ ネルギーを必要とし、磁気サイクルにおいてコアロスの増大を生じる。焼なまし 過剰の合金は最大′充填“を示すと考えられ、および／または結晶質相を含む可 能性があり、その結果延性の損失および／または磁性の低下、たとえば磁区の移 動に対する抵抗の増大に起因するコアロスの増大が生じる。最適状態に焼なまし された合金は延性と磁性の良好なバランスを示す。現在、変圧器製造業者は約１ ０３以下の破壊ひずみと共に、３７Ｗ／ｋｇ　（２５℃で６０Ｈｚおよび１゜４ Ｔ）のコアロス値を示す非晶質合金を用いている。

励磁電力は、一定水準の磁化を金属ガラスにおいて達成するのに十分な強度の磁 界を形成するために必要な電気エネルギーである。鉄に富む鋳放しの非晶質金属 合金は若干シアーオーバーした（ｓｈｅａｒｅｄ　ｏｖｅｒ）Ｂ−Ｈループを示 す。焼なましに際して鋳放しの異方性および焼入れ応力が緩和されるので、最適 状態に焼なましされるまではＢ−Ｈループは鋳放しのループ形状と比較してより 四角く、より狭くなる。焼なまし過剰になると、Ｂ−Ｈループは応力に対する許 容度が低下する結果として広がる何回を示し、焼なまし過剰の程度に応じて結晶 相の存在を示す。従って一定の合金についての焼なましプロセスが焼なまし不足 から焼なまし最適状態、焼なまし過剰へと進行するのに伴って、一定水準の磁化 に対するＨの値は最初は低下し、次いで最適（最低）値に達し、その後上昇する 。従って一定の磁化を達成するのに必要な電気エネルギー（励磁電力）は、最適 状態に焼なましされた合金について最低となる。現在、変圧器磁心の製造業者は 、６０Ｈｚおよび１．４Ｔ　（２５℃で）で約ＩＶＡ／ｋｇ以下の励磁電力値を 示す非晶質合金を用いている。

異なる組成の非晶質合金について、および要求されるそれぞれの特性について最 適焼なまし条件が異なること（よ自明であろう。従って″最適“焼なましは、一 般に特定の用途に必要な特性の組み合わせ間で最良のバランスを生じる焼なまし プロセスであると認識される。変圧器磁心の製造業者の場合、業者は用いられる 合金に″最適″である焼なましについての個々の温度および時間を決定し、その 温度および時間から逸脱しない。

しかし実際には、焼なまし炉および炉制御装置は選ばれた最適焼なまし条件をＷ ＆密に維持するのに十分なほど厳密ではない。さらに磁心の大きさく一般に２゜ Ｏｋｇ）および炉の形状のため、磁心か均一に加熱されず、焼なまし過剰および 焼なまし不足の磁心部分を生じる場合がある。従って最適条件下で最良の組み合 わせの特性を示す合金を得るだけでなく、その″最良の組み合わせ″を示す合金 を一定の範囲の焼なまし条件にわたって得ることも極めて重要である。有用な製 品が得られる焼なまし条件の範囲は“焼なましウィンドー（ａｎｎｅ　ａ　ｌ　 ｉ　ｎｇまたはａｎｎｅａｌ　ｗｉｎｄｏｗ）’と呼ばれる。

前記のように、変圧器の製造に現在用いられている金属ガラスに最適な焼なまし の温度および時間は、合金の結晶化温度（現在用いられている合金については６ ４３−６５３Ｋ）より約２０−１１０に低い範囲ノ温度で約１　５−２．０時間 である。

本発明の合金は同一の最適焼なまし時間につき約４０にの焼なましウィンドーを 与える。従って本発明の合金は最適焼なまし温度から約±２０にの焼なまし温度 変動下に置かれてもなお、変圧器磁心の経済的製造に必須である特性の組み合わ せを保持する。さらに本発明の合金は焼なましウィンドー範囲にわたってその組 み合わせの特性それぞれにおいて予想外に高い安定性を示す：これは、製造業者 がより高い信頼性をもって均一な性能の磁心を製造するのを可能にする特性であ る。

下記の第１表は、はぼ７９−８２の鉄、８−１２．５のホウ素および６−１２の ケイ素の組成をもつ２２種の合金を示す。

更上嚢 Ｎｏ、　公称　原子％　測定　原子％ 第１表に示すＩＪＩ成物を実際に鋳造、焼なましおよび解析した。これらの合金 について実施された試験の結果を第２−９図に示す。上記表の右半分に示した組 成は、実際に試験した合金それぞれにおけるＦｅ、ＢおよびＳｉの測定原子％を 表す。

表の左半分に示した組成は、第２−９図において被験合金をより容易に同定する ために用いられた。

第１表に示した合金はそれぞれ下記の手順に従って鋳造された　−刃側が開放さ れた中空の回転シリンダーにより合金を鋳造した。シリンダーは外径２５．４Ｃ ｍ、ならびに厚さ０．２５″　（領　６３５ｃｍ）および幅２’　（５，０８ｃ ｍ）の鋳造面を備えていた。シリンダーはプラッシュ−ウェルマンにより製造さ れたＣ　ｕ　−Ｂ　ｅ合金（プラッシュ−ウェルマン合金１０と表示）で作成さ れていた。

被験合金の成分元素を適宜な丁合て、高純度（Ｂ−９９，９％、ならびにＦｅお よびＳｉ少なくとも９９，９％の純度）原料から出発して混合し、直径２．５４ ｃｍの石英るつぼ内で溶融して、均質なブレアロイド（ｐｒｅ−ａ　１１ｏｙｅ ｄ）インゴットを得た。これらのイ゛ンゴットを第２石英るつぼ（直径２．５４ ｃｍ）−一底か平坦に研削されており、シリンダーの鋳造面から０．００８’　 （約０゜０２ｃｍ）に配置された寸法０，２５″ｘＱ、０２’　（０，６３５ｃ ｍＸ０．５１ｃｍ）の長方形スロットを備えているｍ−に装填した。シリンダー を周辺速度約９．０００フィート／分（４５，７ｍ／秒）で回転させた。第２る つぼおよびホイールはポンプで約１０μｍ　Ｈｇの真空にまで減圧したチャンバ ー内に収容された。るつぼの頂部にはキャップか付与され、るつぼ内にはわずか な真空が維持された（約１０μｍ　Ｈｇの真空）。ピーク電力の約７０％で作動 する電源（ピラー・コーポレーション　１０ｋＷ）を用いてインゴットをそれぞ れ誘導溶融した。インゴットか完全に溶融した時点でるつぼ内の真空を解除し、 溶融物をホイール表面に接触させ、次いで米国特許第４．　１４２．５７１号明 細書に記載のプラナ−フロー鋳造法の原理により焼入れして、幅約６ｍｍのリボ ンとなした。

第２−９図には、第１表に示した合金それぞれの関連特性を報告する。さらに組 成Ｆ　ｅａｏ　５Ｂｌｏ　ｓＳ　ｉｇ、Ｆ　ｅｇｏ　ｓＢ＋ｏ　７５Ｓｉｓ　７ ５、Ｆ　ｅｓｏ、ｓＢ＋＋ｓ　ｉａ　５、Ｆ　ｅｔｓ、ｄ３９ａｓ　ｉ　Ｉｌ＋ 　４、Ｆ　８７ｇ　ＪｎＳ　ｉ９．ｚ、　Ｆ　ｅ７４．ｓＢ＋＋　ｓＳ　ｉａ　 ７、Ｆｅ８ｏ　ＪＩＧ　５３１９２およびＦ　ｅｇｏ、＋ｓＢ８．ｉｓ　ｉ　＋ ｏ　ｏｓを有する合金の予想特性をも含める。本発明の範囲内の合金はべた黒色 の四角または菱形およびべた色または輪郭の円で表され、これらの合金は第１図 で用いたものと同一の参照番号を付されている。本発明の範囲外の合金は輪郭の 四角または菱形で示される。

鉄含量約７９−約８２原子％（公称）、ホウ素含量約８−約１２原子％を有し、 残部が本質的にケイ素である各種合金の第１結晶化温度を第２図に報告する。

報告された結果から、鉄か増加するのに伴って結晶化温度が低下することか明ら かである。さらに一定の鉄含量については結晶化はホウ素含量１０−１２にピー クをなし、結晶化の最高値は７９−８２の範囲の一定の鉄の値については一般に 約１１に生じる。前記のように、変圧器磁心の製造に有用な合金の結晶化温度は 少なくとも約４９０６Ｃ（７６３Ｋ）でなければならない。焼なましに際して、 または変圧器に使用している際に（特に電流の過負荷の場合に）合金内に結晶化 を誘発する危険性を確実に最小限に抑えるために、少なくとも約４９０℃の結晶 化温度か必要である。これらの合金の結晶化温度は示差走査熱量計により測定さ れた。走査速度２０に７分を採用し、結晶化温度は結晶化反応が開始する温度と して定義された。

第３図は第２図に報告されたすべての合金のキュリ一温度（加熱時）のプロット である。前記のように、合金のキュリ一温度は焼なましに際して採用する温度に 近接し、極めて好ましくはそれよりわずかに高くなければならない。焼なまし温 度がキュリ一温度に近接するほど、磁区を好ましい軸に整列させることが容易に なり、これはそれと同一の方向に測定した際に合金か示す損失を最小限に抑える のに役立つ。第３図に報告したデータによれば、本発明の合金のキュリ一温度は 少なくとも約３６０°Ｃてあり、一般に少なくとも約３７０℃以上である。

キュリ一温度はインダクタンス法を用いて測定された。ガラス繊維製シース内の 、すべての点で（長さ、数およびピッチ）等しい多数らせん巻きの銅線を２個の 開口石英管に巻き付けた。こうして調製された２組の巻線は間−のインダクタン スを有していた。これら２個の石英管を管状炉に装入し、調製された誘導子に交 流励磁信号（約２　１０ｋＨｚの固定周波数）を付与し、誘導子からの残余（す なわち差）信号を監視した。測定すべき合金のリボン試料を管の１つに挿入し、 その誘導子の″磁心″として用いた。強磁性磁心材料の高い透磁率がインダクタ ンス値の不均衡、従って大きな信号を生じた。合金リボンに接続した熱１対が温 度モニターとして作用した。２個の誘導子をオープン内で加熱した場合、強磁性 金属ガラスがそのキュリ一温度を通過して常磁性体（低透磁率）となった時点で 、不均衡信号は本質的にゼロに低下した。その際２個の誘導子はほぼ等しい出力 を与えた。転移領域は通常は幅広く、これは鋳放しのガラス状合金において応力 か緩和されているという事実を反映する。転移領域の中間点をキュリーａ度と定 義した。

オーブンを放冷した場合、同様に常磁性から強磁性への転移を検知することがで きた。少なくとも部分的に緩和したガラス状合金からのこの転移は通常はるかに 鮮明であった。常磁性から強磁性への転移温度は一定の試料については強磁性か ら常磁性への転移温度より高かった。引用したキュリ一温度に関する数値は、強 磁性から常磁性への転移を表す。

第４図は合金組成の関数としての飽和磁化値のプロットである。前記のように、 変圧器磁心の製造に際して用いるのに好ましい合金の飽和磁化値は、少なくとも 約１７４ｅｍｕ／ｇである。第４図のデータによれば、一般にホウ素含量の増加 と連携した鉄含量の増加は飽和磁化値の増大をもたらす。より詳細には、約７９ ゜８原子％以下の鉄含量および約９．８原子％以下のホウ素含量をもつ合金は、 変圧器磁心の製造に際して用いるのに好ましい飽和磁化値を示さないであろう。

引用した飽和磁化に関する数値は鋳放しのりボンから得たものである。焼なまし したガラス状合金の飽和磁化は前記と同し理由から通常は鋳放し状態の同一合金 のものより高いことか当技術分野で周知である　ガラスは焼なまし状態では緩和 されている。

これらの合金の飽和磁気モーメント（すなわちここで言う飽和磁化）の測定には 、市販の振動式試料磁力計を用いた。与えられた合金からの鋳放しのりボンを数 個の小さな正方形（約２ｍｍＸ２ｍｍ）に切断し、これらをほぼそれらの平面に 対し法線方向にランダムに配向させた。それらの平面は約７５５ｋＡ／ｍの最大 印加磁界に対し平行であった。次いで、測定された雪量密度（ｍａｓｓ　ｄｅｎ ｓｉｔｙ）を用いて飽和磁気誘導、Ｂ１、を計算することができる。これらの多 くの合金の密廣はアルキメデスの原理に基づく標準法により測定された。

第５図は、３６０℃で１０００秒間（または３８０℃で１０００秒間）焼なまし した合金ストリップについての６０Ｈｚおよびり、４Ｔ（室温、２５°Ｃで）に おけるコアロスを、合金組成に対してプロットしたものである。約０．３０Ｗ／ ｋｇに引かれた水平な線は本発明の合金に関する最大コアロス値を表す。極めて 好ましくはコアロスの結果は、いずれかの組の条件下で焼なまししたのち、コア ロスが約０．２５Ｗ／ｋｇ以下に維持されるへきものである。各合金についての ３６０℃と３８０℃の数値間の開きは、その合金についての潜在焼なましウィン ’ｒ”−（ｐｏｔｅｎｔｉａｌ　ａｎｎｅａｌ　ｗｉｎｄｏｗ）を示す。このグ ラフ上の特定のデータ点（たとえばＦｅｉ＋Ｂｓ、ＦｅｇｌＢＩＯｂ　Ｆｅｍ２ ８ｇおよびＦｅ、ＨＢ、）は特定の焼なまし条件下でコアロスの数値がゼロであ ることを示す。コアロスの数値がゼロであることは、報告された条件下で焼なま ししたのち、コアロス値を発生させるためにその合金を駆動させることができな いことを示す。本発明の極めて好ましい合金は約０．２５Ｗ／ｋｇ以下のコアロ ス値を示す。

第６図は、３６０℃で２０００秒間（または３８０℃で２０００秒間）焼なまし した合金ストリップについての６０Ｈｚおよび１．４Ｔ（２５℃で）におけるコ アロスを、合金組成に対してプロットしたものである。第６図に示すように、本 発明の合金に関するコアロス値はいずれの組の条件下においても約０．３Ｗ／ｋ ｇ以下であった。これらの結果を第５ｒ！！Ｊの結果と合わせると、本発明の合 金により得られたコアロス値に関する有意の焼なましウィンドーか示される。第 ５図の場合と同様に、ゼロのコアロスとして報告されたコアロス値は、報告され た条件下で焼なまししたのち６０Ｈｚで１．４Ｔに駆動し得ない合金ストリップ を示す。

第７および８図は、それぞれ第５および６図に報告されたコアロス値測定に用い たものと同し条件下での励磁電力値を合金組成に対してプロットしたものである 。第７および８図に報告されたデータから、本発明の合金が４組の焼なまし条件 すべてにおいて低い励磁電力値を示し、なおかつ本発明の範囲外の合金と対比し て励磁電力値の相対的安定性を示すことが明らかである。

コアロスおよび励磁電力のデータは下記のようにまとめることができる一鋳放し のりボンをリボン磁心の平均巻き路長さくｍｅａｎ　ｐａｔｈ　ｆｅｎｇｔｈ） か約１２６ｍｍとなるようにセラミックボビンに巻き付けることにより、焼なま ［、および後続の磁性測定のための環状試料を調製した。コアロス測定のために 、環状試料に絶縁した一次および二次巻き線それぞれ１００回を付与した。

こうして調製された環状試料は２−５ｇのリボンを含んでいた。これらの環状試 料の焼なましは、６１３−６５３にで１−５．４ｋｓ、リボンの長さく環状体の 円周）に沿って付与された約７９５Ａ／ｍの印加磁界の存在下で行われた。この 磁界は焼なましののち試料が冷却する間、維持された。特に指示しない限り、焼 なましはすへて真空下で行われた。

全コアロスはこれらのクローズドマグネチックパス（ｃｌｏｓｅｄ−ｍａｇｎｅ 　ｔ　１ｃ−ｐａ　ｔｈ）試料につき正弦波磁束（ｓｉｎｕｓｏｉｄａｌ　ｆｌ ｕｘ）条件下で標準法により測定された。励磁周波数（ｆ）は６０Ｈｚであり、 磁心が駆動される最大誘導水準（Ｂ、）は１．４Ｔであった。

本発明の範囲外のある種の合金が場合により本発明の範囲内の合金にほぼ相当い 。本発明の合金に特徴的であってそれから予想されなかったものは、さらに報告 されたすへての焼なまし条件下における前記の特色および延性（のちに、より詳 細に述へる）、ならびに特性の相対的調和および均一性との組み合わせにおける 、この励磁電力およびコアロスの組み合わせである。

ここで第９図について述べると、この図は３６０℃で１．５時間焼なましされた 合金および３８０℃で１．５時間焼なましされた合金についての破壊ひずみを、 合金組成に対してプロットしたものである。グラフの各データ点は各合金組成に つき少なくとも５回の測定値の平均である。前記のように、現在用いられている 非晶質合金が示す破壊ひずみ値は約０．０３以下であり、これは破壊開始前にお いてストリップの厚さの約１７倍以下の円形半径に相当する。本発明の合金はい ずれの紐の焼なまし条件下においても少なくとも０，０３の破壊ひずみ値を示し 、多くの場合少なくとも約０．０５の破壊ひずみ値を示す（破壊なしに、リボン の厚さの２０倍の折曲げ直径、すなわちリボンの厚さの１０倍の円形半径にほぼ 相当する）。報告された結果から明らかなように、本発明の合金は大部分が１組 の条件下において少なくとも約０．０５またはそれ以上の破壊ひずみ値を示し、 これは先行技術の材料より延性が著しく改良されたことを表し、かつ多くの合金 について両方の組の条件下において破壊ひずみ値が少なくとも約０．０５である 。

破壊ひずみの解析は長さ２５−１００ｍｍの、指定された条件で焼なましされた 直線ストリップについて実施された。焼なましされた試料をマイクロメーターの プラテン間でそれらが破断するまで折曲げ、プラテン間の間隔、ｄ、を記録した 。次いで前記に従って破断ひずみを計算した。間隔、ｄｌは特定の公称組成の少 なくとも３種の異なるリボン試料それぞれについて最低３カ所の異なる地点にお いて測定された。

本発明者らは変圧器磁心の製造に必須の特性の組み合わせを示す一群の合金を見 出した。これらの合金は一定の焼なまし条件範囲にわたって優れた特性を示し、 その結果製造業者が高品質の、より均一な製品を製造することを保証する。これ らの利点は先行技術材料によっては得られず、これらの利点はこれまで予想され なかったものである。

９ａ′ 。２　キュリ一温度（ｏＣ） 。。　磁　化　（ｅｍｕ／口） 。２　コアロス＠　６０　Ｈｚ、　１．４７　（Ｗ／ｋｇ）ｍ　？　コア　０　 ス＠６０Ｈｚ、　１．４７（Ｗ／ｋｇ）Ｉ、ｌ、ｅ　ｒｔｓ　磁電力＠６０１− １ｚ、　１．４７（ＶＡ／ｋｇ）、　破！！Ｄ　す゛み 要約書 本発明は、本質的に鉄、ホウ素およびケイ素からなり、第１図の領域Ａ、Ｂ。

Ｃ，Ｄ、Ｅ、Ｆ、Ａ内の組成を有する金属合金において、少なくとも約４９０℃ の結晶化温度、２５℃で少なくとも約Ｌ７４ｅｍｕ／ｇの飽和磁化値、３６０℃ で約２０００秒間焼なまししたのち２５℃、６０Ｈｚおよび１．４Ｔで測定して 約０．３Ｗ／ｋｇを越えないコアロス、約３８０℃で約１０００−約２０００秒 間焼なまししたのち２５°Ｃ１６０Ｈｚおよび１．４Ｔで測定して約１３Ｗ／ｋ ｇを越えないコアロス、３６０℃で約２０００秒間焼なまししたのち２５℃、６ ０Ｈｚおよび１．４Ｔで測定して約ＩＶＡ／ｋｇを越えない励磁電力要求、３８ ０℃で約１０００秒間焼なまししたのち２５℃、６０Ｈｚおよび１．４Ｔで測定 して約ＩＶＡ／ｋｇを越えない励磁電力要求、約３６０℃で約１．５時間焼なま ししたのちの合金につき２５℃で測定して少なくとも約、０３の破壊ひずみ、な らびに約３８０℃で約１．５時間焼なまししたのちの合金につき２５℃で測定し て少なくとも約、０３の破壊ひずみを示す合金に関するものである。これらの合 金は、配電および電力変圧器の製造に用いる磁心の製造に際して改良された有用 性および取扱い適性を示す。

国際調査報告 １、、、＋＊＋ｉ＋＋＋＋Ａ＋＋１１＋＋＋＋＋＋＋　ρＣＴ／ＵＳ　９１１０ ０６６３醤−＆＋ｌＩ＋＆＋１＋、Ｊ＋　ＰＣＴ／ＵＳ　９１１００６６３国際 調査報告

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １．本質的に鉄、ホウ素およびケイ素からなり、第１図の領域Ａ、Ｂ、Ｃ、Ｄ、 Ｅ、Ｆ、Ａ内の組成を有する金属合金において、少なくとも約４９０℃の結晶化 温度、２５℃で少なくとも約１７４ｅｍｕ／ｇの飽和磁化値、３６０℃で約２０ ００秒間焼なまししたのち２５℃、６０Ｈｚおよび１．４Ｔで測定して約０．３ Ｗ／ｋｇを越えないコアロス、約３８０℃で約１０００−約２０００秒間焼なま ししたのち２５℃、６０Ｈｚおよび１．４Ｔで測定して約０．３Ｗ／ｋｇを越え ないコアロス、３６０℃で約２０００秒間焼なまししたのち２５℃、６０Ｈｚお よび１．４Ｔで測定して約１ＶＡ／ｋｇを越えない励磁電力要求、３８０℃で約 １０００秒間焼なまししたのち２５℃、６０Ｈｚおよび１．４Ｔで測定して約１ ＶＡ／ｋｇを越えない励磁電力要求、約３６０℃で約１．５時間焼なまししたの ちの合金につき２５℃で測定して少なくとも約．０３の破壊ひずみ、ならびに約 ３８０℃で約１．５時間焼なまししたのちの合金につき２５℃で測定して少なく とも約．０３の破壊ひずみを示す合金。 ２．本質的に鉄、ホウ素およびケイ素からなり、第１図の領域４、Ｃ、Ｄ、Ｅ、 Ｆ、４内の組成を有する金属合金において、少なくとも約４９０℃の結晶化温度 、２５℃で少なくとも約１７４ｅｍｕ／ｇの飽和磁化値、３６０℃で約２０００ 秒間焼なまししたのち２５℃、６０Ｈｚおよび１．４Ｔで測定して約０．３Ｗ／ ｋｇを越えないコアロス、約３８０℃で約１０００−約２０００秒間焼なましし たのち２５℃、６０Ｈｚおよび１．４Ｔで測定して約０．３Ｗ／ｋｇを越えない コアロス、３６０℃で約２０００秒間焼なまししたのち２５℃、６０Ｈｚおよび １．４Ｔで測定して約１ＶＡ／ｋｇを越えない励磁電力要求、３８０℃で約１０ ００秒間焼なまししたのち２５℃、６０Ｈｚおよび１．４Ｔで測定して約１ＶＡ ／ｋｇを越えない励磁電力要求、約３６０℃で約１．５時間焼なまししたのちの 合金につき２５℃で測定して少なくとも約．０３の破壊ひずみ、ならびに約３８ １０℃で約１．５時間焼なまししたのちの合金につき２５℃で測定して少なくと も約．０３の破壊ひずみを示す合金。 ３．本質的に鉄、ホウ素およびケイ素からなり、第１図の領域１、Ｃ、２、Ｆ、 ３、１内の組成を有する金属合金において、少なくとも約４９０℃の結晶化温度 、２５℃で少なくとも約１７４ｅｍｕ／ｇの飽和磁化値、３６０℃で約２０００ 秒間焼なまししたのち２５℃、６０Ｈｚおよび１．４Ｔで測定して約０．３Ｗ／ ｋｇを越えないコアロス、約３８０℃で約１０００−約２０００秒間焼なましし たのち２５℃、６０Ｈｚおよび１．４Ｔで測定して約０．３Ｗ／ｋｇを越えない コアロス、３６０℃で約２０００秒間焼なまししたのち２５℃、６０Ｈｚおよび １．４Ｔで測定して約１ＶＡ／ｋｇを越えない励磁電力要求、３８０℃で約１０ ００秒間焼なまししたのち２５℃、６０Ｈｚおよび１．４Ｔで測定して約１ＶＡ ／ｋｇを越えない励磁電力要求、約３６０℃で約１．５時間焼なまししたのちの 合金につき２５℃で測定して少なくとも約．０３の破壊ひずみ、ならびに約３８ ０℃で約１．５時間焼なまししたのちの合金につき２５℃で測定して少なくとも 約．０３の破壊ひずみを示す合金。 ４．合金が少なくとも９０％非晶質である、請求の範囲第１項に記載の合金。 ５．合金が少なくとも９０％非晶質である、請求の範囲第２項に記載の合金。 ６．合金が少なくとも９０％非晶質である、請求の範囲第３項に記載の合金。 ７．本質的に式ＦｅａＢｂＳｉｅで表される組成を有し、式中の“ａ”、“ｂ” および“ｃ”は原子％であり、“ａ”は７９．８−８０．５、“ｂ”は９．８− １１．５、“ｃ”は８．５−１０．４である金属合金において、少なくとも約４ ９０℃の結晶化温度、２５℃で少なくとも約１７４ｅｍｕ／ｇの飽和磁化値、３ ６０℃で約２０００秒間焼なまししたのち２５℃、６０Ｈｚおよび１．４Ｔで測 定して約０．３Ｗ／ｋｇを越えないコアロス、約３８０℃で約１０００−約２０ ００秒間焼なまししたのち２５℃、６０Ｈｚおよび１．４Ｔで測定して約０．３ Ｗ／ｋｇを越えないコアロス、３６０℃で約２０００秒間焼なまししたのち２５ ℃、６０Ｈｚおよび１．４Ｔで測定して約１ＶＡ／ｋｇを越えない励磁電力要求 、３８０℃で約１０００秒間焼なまししたのち２５℃、６０Ｈｚおよび１．４Ｔ で測定して約１ＶＡ／ｋｇを越えない励磁電力要求、約３６０℃で約１．５時間 焼なまししたのちの合金にっき２５℃で測定して少なくとも約．０３の破壊ひず み、ならびに約３８０℃で約１．５時間焼なまししたのちの合金にっき２５℃で 測定して少なくとも約．０３の破壊ひすみを示す合金。 ８．本質的に鉄、ホウ素およびケイ素からなり、ホウ素が約１０．５−約１１． ５原子％の量で存在し、ケイ素が約８．５−約９．５原子％の量で存在し、鉄が 少なくとも８０−約８０．５原子％の量で存在する金属合金において、少なくと も約４９０℃の結晶化温度、２５℃で少なくとも約１７４ｅｍｕ／ｇの飽和磁化 値、３６０℃で約２０００秒間焼なまししたのち２５℃、６０Ｈｚおよび１．４ Ｔで測定して約０．３Ｗ／ｋｇを越えないコアロス、約３８０℃で約１０００− 約２０００秒間焼なまししたのち２５℃、６０Ｈｚおよび１．４Ｔで測定して約 ０．３Ｗ／ｋｇを越えないコアロス、３６０℃で約２０００秒間焼なまししたの ち２５℃、６０Ｈｚおよび１．４Ｔで測定して約１ＶＡ／ｋｇを越えない励磁電 力要求、３８０℃で約１０００秒間焼なまししたのち２５℃、６０Ｈｚおよび１ ．４Ｔで測定して約１ＶＡ／ｋｇを越えない励磁電力要求、約３６０℃で約１． ５時間焼なまししたのちの合金につき２５℃で測定して少なくとも約．０３の破 壊ひずみ、ならびに約３８０℃で約１．５時間焼なまししたのちの合金につき２ ５℃で測定して少なくとも約．０３の破壊ひずみを示す合金。 ９．本質的に約８０原子％の鉄、約１１原子％のホウ素および約９原子％のケイ 素からなる非晶質金属合金において、少なくとも約４９０℃の結晶化温度、２５ ℃で少なくとも約１７４ｅｍｕ／ｇの飽和磁化値、３６０℃で約２０００秒間焼 なまししたのち２５℃、６０Ｈｚおよび１．４Ｔで測定して約０．３Ｗ／ｋｇを 越えないコアロス、約３８０℃で約１０００−約２０００秒間焼なまししたのち ２５℃、６０Ｈｚおよび１．４Ｔで測定して約０．３Ｗ／ｋｇを越えないコアロ ス、３６０℃で約２０００秒間焼なまししたのち２５℃、６０Ｈｚおよび１．４ Ｔで測定して約１ＶＡ／ｋｇを越えない励磁電力要求、３８０℃で約１０００秒 間焼なまししたのち２５℃、６０Ｈｚおよび１．４Ｔで測定して約１ＶＡ／ｋｇ を越えない励磁電力要求、約３６０℃で約１．５時間焼なまししたのちの合金に つき２５℃で測定して少なくとも約．０３の破壊ひずみ、ならびに約３８０℃で 約１．５時間焼なまししたのちの合金につき２５℃で測定して少なくとも約．０ ３の破壊ひずみを示す合金。 １０．コアロスが約０．２５Ｗ／ｋｇを越えない、請求の範囲第７項に記載の合 金。 １１．励磁電力要求が約０．７５ＶＡ／ｋｇを越えない、請求の範囲第７項に記 載の合金。 １２．破壊ひずみが少なくとも約０．０５である、請求の範囲第７項に記載の合 金。 １３．本質的に約８０原子％の鉄、約１０原子％のホウ素および約１０原子％の ケイ素からなる非晶質金属合金において、少なくとも約４９０℃の結晶化温度、 ２５℃で少なくとも約１７４ｅｍｕ／ｇの飽和磁化値、３６０℃で約２０００秒 間焼なまししたのち２５℃、６０Ｈｚおよび１．４Ｔで測定して約０．３Ｗ／ｋ ｇを越えないコアロス、約３８０℃で約１０００−約２０００秒間焼なましした のち２５℃、６０Ｈｚおよび１．４Ｔで測定して約０．３Ｗ／ｋｇを越えないコ アロス、３６０℃で約２０００秒間焼なまししたのち２５℃、６０Ｈｚおよび１ ．４Ｔで測定して約１ＶＡ／ｋｇを越えない励磁電力要求、３８０℃で約１００ ０秒間焼なまししたのち２５℃、６０Ｈｚおよび１．４Ｔで測定して約１ＶＡ／ ｋｇを越えない励磁電力要求、約３６０℃で約１．５時間焼なまししたのちの合 金につき２５℃で測定して少なくとも約．０３の破壊ひずみ、ならびに約３８０ ℃で約１．５時間焼なまししたのちの合金につき２５℃で測定して少なくとも約 ．０３の破壊ひずみを示す合金。 １４．合金が３６０℃で約１．５時間焼なまししたのち測定して少なくとも約０ ．０５の破壊ひずみを有する、請求の範囲第９項に記載の合金。 １５．請求の範囲第１項に記載の合金を含む製品。 １６．合金が少なくとも約９０％非晶質である請求の範囲第１項に記載の合金か ら形成された金属ストリップを含む磁心。