专利名称：铁磁非晶合金带材及其制造方法
技术领域：
本发明涉及在变压器铁芯、旋转机械装置、电扼流圈(electrical choke)、磁传感器和脉冲电源设备中使用的铁磁非晶合金带材，还涉及该带材的制造方法。
背景技术：
基于铁的非晶合金带材表现出优良的软磁特性，优良的软磁特性包括:在AC激励下的磁损耗低；能够应用于诸如变压器、电动机、发电机、能量管理设备(其包括脉冲电源发生器和磁传感器)等能效磁设备(energy efficient magnetic device)中。在这些设备中，具有高的饱和感应强度和高的热稳定性的铁磁材料是优选的。而且，在大规模工业应用中，材料易于制造以及它们的原材料成本都是重要的因素。基于非晶Fe-B-Si的合金满足上述这些要求。然而，这些非晶合金的饱和感应强度低于在诸如变压器等设备中传统地使用的晶体娃钢(crystalline silicon steel)的饱和感应强度,这在某种程度上导致了基于非晶合金的设备具有更大的尺寸。因而，为开发出具有更高的饱和感应强度的非晶铁磁合金而付出了各种努力。一种途径就是增加基于Fe的非晶合金中的铁含量。然而，这并不是简单易行的，因·为这类合金的热稳定性随着Fe含量的增加而降低。为了缓解这个问题，曾经添加了诸如Sn、S、C和P等元素。例如，美国专利N0.5，456，770 (称为'770专利)披露了非晶Fe-S1-B-C-Sn合金，在该类合金中，Sn的添加增加了这类合金的可成形性和它们的饱和感应强度。在美国专利N0.6，416，879 (称为'879专利)中披露了在非晶Fe-S1-B-C-P体系中添加P，且以增加的Fe含量来增大饱和感应强度。然而，在基于Fe-S1-B的非晶合金中诸如Sn、S和C等元素的添加降低了经铸造而成的带材的延展性(ductility),这导致难以制造出宽的带材。此外，如同^ 879专利中披露的那样如果在基于Fe-S1-B-C的合金中添加P，则会导致长期热稳定性的丧失，这继而会导致磁芯损耗在数年内增大几十个百分t匕。因此，'770专利和'879专利中所披露的非晶合金实际上尚未通过从它们的熔融状态进行铸造而制造出来。除了在诸如变压器、感应器之类的磁设备中所需的高的饱和感应强度之外，高的B-H方形比(B-H squareness ratio)和低的矫顽力H。也是所期望的,其中B和H分别是磁感应强度和激励磁场。其原因在于:这类磁性材料具有高的磁性软度，即意味着易于磁化。因此，这导致了在使用这些材料的磁设备中具有低的磁损耗。在意识到这些因素的情况下，本申请的发明人发现:通过在如美国专利N0.7，425，239中描述的非晶Fe-S1-B-C体系中按照一定的水平对Si: C的比率进行选择，来将带材表面上的C沉淀层保持为一定厚度，由此实现这些所期望的除了高的带材延展性之外的磁特性。而且，在日本专利公开N0.2009052064中提出了高饱和感应强度的非晶合金带材，该带材通过在合金体系中添加Cr和Mn来控制C沉淀层的高度，由此该带材表现出改善的热稳定性，即在设备以150°C运行的情况下多达150年的热稳定性。然而，所制造出来的带材显示出很多表面缺陷:例如沿带材的长度方向形成的以及在面对铸造氛围侧(该侧跟与铸造用冷却体(casting chillbody)表面相接触的带材表面相反)的带材表面上形成的诸如刮痕、面线(face line)和开裂线(split line)等。图1示出了开裂线和面线的实例。美国专利N0.4，142，571中图示了铸造用喷口、冷却体表面在旋转轮上的基本布置和最终得到的经铸造而成的带材。因而，需要的是如下的铁磁非晶合金带材:其表现出高的饱和感应强度、低的磁芯损耗、高的B-H方形比、高的机械延展性、高的长期热稳定性、以及在高水平的带材可制造性情形下减少了的带材表面缺陷。这是本发明的主要方面。更具体地，通过在铸造期间对铸造出来的带材的表面品质的全面研究，得到了如下发现:表面缺陷开始于铸造的早期，且当沿带材的长度方向的缺陷长度超过大约200mm或缺陷深度超过带材厚度的大约40%时，带材会在缺陷位置处断裂，这导致铸造的突然终止。由于这样的带材断裂，在铸造启动之后的30分钟内铸造终止的比率共计为大约20%。另一方面，对于具有小于1.6T的饱和感应强度的带材，在30分钟内铸造终止的比率为大约3%。另外，在这些带材上，缺陷长度小于200mm,且缺陷深度小于带材厚度的40 %，沿带材的长度方向的每1.5m长度内的缺陷发生率为I或2。因而，显然需要减少在具有超过1.6T的饱和感应强度的带材中沿带材的长度方向形成的表面缺陷，以实现连续的铸造。这是本发明的另一个方面。
发明内容
根据本发明的各个方面，一种铁磁非晶合金带材是基于如下的合金:该合金具有由FeaSibBeCd表示的成分且具有附带杂质，这里80.5彡a彡83原子％、0.5彡b彡6原子％、12 < c < 16.5原子％、0.01 ^ d ^ I原子％且a+b+c+d = 100。所述带材具有带材长度、带材厚度、带材宽度和面对铸造氛围侧的带材表面。所述带材具有在面对所述铸造氛围侧的所述带材表面上形成的带材表面缺陷。所述带材表面缺陷是根据缺陷长度、缺陷深度和缺陷发生频率来测量的。沿所述带材的长度方向的所述缺陷长度处于5mm 200mm之间，所述缺陷深度小于0.4Xt μ m，并且在1.5m的所述带材长度内所述缺陷发生频率小于
0.05Xw次，这里t是所述带材厚度，且w是所述带材宽度。在所述带材的退火状态及直条(straight strip)形式下,所述带材具有超过1.60T的饱和磁感应强度,并且当在60Hz及
1.3T感应强度水平下测量时表现出小于0.14ff/kg的磁芯损耗。根据本发明的一个方面，在所述带材的成分中，所述Si的含量b和所述B的含量c按照如下关系式与所述Fe的含量a和所述C的含量d相关联:b彡166.5 X (100-d)/100-2a以及 c ( a-66.5 X (100-d)/100。根据本发明的另一个方面，所述带材是从熔融状态的所述合金铸造而成的，所述熔融状态下的所述合金具有1.lN/m以上的熔融合金表面张力。根据本发明的另一个方面，所述带材还包括微量元素，所述微量元素是Cu、Mn和Cr中的至少一者，其能够有利地减少带材表面缺陷。在一个可选的实例中，Cu的含量处于0.005 0.20重量％之间。在另一可选的实例中，Mn的含量可以处于0.05 0.30重量％之间，且Cr的含量处于0.01 0.2重量％之间。根据本发明的另一个方面，在所述带材中，所述Fe的至多20原子％视需要被Co替换，且所述Fe的不到10原子％视需要被Ni替换，而且通过在铸造期间控制熔融金属表面张力而让所述带材的表面缺陷减少了。根据本发明的另一个方面，所述带材的铸造是在处于1250°C 1400°C之间的熔融温度下进行的，且熔融金属表面张力处于1.lN/m 1.6N/m的范围内。
根据本发明的另一个方面，所述带材的铸造是在如下的环境氛围中进行的:该环境氛围在熔融合金-带材界面处包含小于5体积％的氧。根据本发明的又一方面，一种用于制造铁磁非晶合金带材的方法包括:选择具有由FeaSibBeCd表示的成分且具有附带杂质的合金，这里80.5 < a < 83原子％、0.5^b^6原子％、12彡c彡16.5原子％、0.01彡(1彡I原子％且a+b+c+d = 100 ;从熔融状态的所述合金进行铸造；以及获得所述带材。铸造出来的所述带材具有在面对铸造氛围侧的带材表面上形成的表面缺陷。沿所述带材的长度方向的缺陷长度处于5mm 200mm之间,缺陷深度小于0.4Xtym,并且在1.5m的带材长度内缺陷发生频率小于0.05Xw次,这里t是带材厚度，且w是带材宽度。在所述带材的退火状态及直条形式下，所述带材具有超过1.60T的饱和磁感应强度，并且当在60Hz及1.3T感应强度水平下测量时表现出小于0.14ff/kg的磁芯损耗。根据本发明的再一方面，一种能效设备包括:铁磁非晶合金带材，所述带材是具有由FeaSibBeCd表示的成分且具有附带杂质的合金，这里80.5 < a < 83原子％、0.5^b^6原子％、12彡c彡16.5原子％、0.01彡d彡I原子％且a+b+c+d = 100，而且所述能效设备是变压器、旋转机械装置、电扼流圈、磁传感器或脉冲电源设备。铸造出来的所述带材具有在面对铸造氛围侧的带材表面上形成的表面缺陷。沿所述带材的长度方向的缺陷长度处于5mm 200mm之间,缺陷深度小于0.4Xt μ m,并且在1.5m的带材长度内缺陷发生频率小于
0.05 X w次，这里t是带材厚度，且w是带材宽度。在所述带材的退火状态及直条形式下，所述带材具有超过1.60T的饱和感应强度，并且当在60Hz及1.3T感应强度水平下测量时表现出小于0.14ff/kg的磁芯损耗。根据本发明的另外一方面，一种用于制造能效设备的方法包括:选择具有由FeaSibBeCd表示的成分且具有附带杂质的合金，这里80.5 < a < 83原子％、0.5 < b < 6原子％、12彡c彡16.5原子％、0.01彡(1彡I原子％且a+b+c+d = 100 ;从熔融状态的所述合金进行铸造；以及获得带材，并将所述带材作为所述能效设备的一部分而并入，所述能效设备可以是变压器、旋转机械装置、电扼流圈、磁传感器或脉冲电源设备。铸造出来的所述带材具有在面对铸造氛围侧的带材表面上形成的表面缺陷。沿所述带材的长度方向的缺陷长度处于5mm 200mm之间，缺陷深度小于0.4Xtym,并且在1.5m的带材长度内缺陷发生频率小于0.05 X w次，这里t是带材厚度，且w是带材宽度。而且，在所述带材的退火状态及直条形式下，所述带材具有超过1.60T的饱和磁感应强度，并且当在60Hz及1.3T感应强度水平下测量时表现出小于0.14ff/kg的磁芯损耗。
通过参考下述的对优选实施例的详细说明以及附图，能够更全面地理解本发明，且本发明的其它优点将变得更加明显。在这些附图中:图1是图示了沿带材长度方向且在带材表面上形成的开裂线和面线的实例的图片。图2是在Fe-S1-B相图上给出了熔融合金表面张力的示图，该图中所示的数字是以N/m为单位的熔融合金表面 张力。图3是图示了在铸造出来的带材的表面上观察到的波状图案的图片，且带材表面上的波状图案的波长由长度λ表示。图4是表示熔融合金表面张力与在熔融合金-带材界面附近的氧浓度的关系的图。
具体实施例方式如在美国专利N0.4，142，571中所披露的那样，可以让熔融合金经由槽式喷嘴而喷射到旋转的冷却体表面上，由此制备出非晶合金带材。面对冷却体表面的带材表面看起来是无光泽的，但面对氛围的相反侧表面是光亮的且反映出该熔融合金的液体属性。在下面的说明中，这一侧也被称为铸造出来的带材的“光亮侧”。已经发现:少量的熔融合金飞溅而粘附到喷嘴表面上，且在熔融合金表面张力为低时就会快速固化，这导致了沿带材长度方向形成的诸如面线、开裂线和类刮痕(scratch-like)线等表面缺陷。图1示出了开裂线和面线的实例。在面对氛围侧(其是面对冷却体表面的带材表面的相反侧)的带材表面上形成有面线和类刮痕线。这就使得带材的软磁特性劣化。更多的损害是:铸造出来的带材易于在缺陷位置处开裂或断裂，从而导致带材铸造的终止。进一步的观察表明了下列事实:在铸造期间，表面缺陷的数量以及它们的长度和深度随着铸造时间而增加。对于这样的缺陷发展，已经发现:在缺陷长度处于5mm和200mm之间、缺陷深度小于0.4Xt μ m、且沿带材长度方向的缺陷数量小于0.05Xw时(这里t和w分别表示铸造出来的带材的厚度和宽度)，上述发展是较缓慢的。因而，带材断裂发生率也为低。另一方面，当沿带材长度方向的缺陷数量大于0.05Xw时，缺陷尺寸增大，从而导致带材断裂。这表明:对于不会发生带材断裂的连续铸造而言，需要将熔融合金飞溅到喷嘴表面上的发生率最小化。在经过多次实验性试验之后，本发明的发明人发现:将熔融合金表面张力保持为高水平对于降低熔融合金飞溅来说是至关重要的。例如，在化学成分为Fe8h4Si2B16Ctl.6、表面张力为1.0N/m且处于1350°C熔化温度下的熔融合金与化学成分为Fe8h7Si4B14Ca3、表面张力为1.3N/m且处于1350°C熔化温度下的熔融合金之间比较了熔融 合金表面张力的作用。具有Fe8h4Si2B16Ca6成分的熔融合金比Fe8h7Si4B14Ca3合金在喷嘴表面上表现出更多的飞灘，由此导致更短的铸造时间。当对带材表面进行评测时，基于Fe81.4Si2B16Ca6合金的带材在1.5m的该带材内具有多于数个的缺陷。另一方面，在基于Fe8h7Si4B14Ca3合金的带材上没有观察到此类缺陷。关于熔融合金表面张力的作用，还对许多其他合金进行了评测，并因而发现:熔融合金飞溅会经常发生，且在熔融合金表面张力低于1.lN/m时，1.5m带材长度内的缺陷数量大于0.05Xw。注意到:通过表面涂层和抛光(polishing)来对喷嘴表面进行处理以使飞溅到喷嘴表面上的固化的熔融合金最小化的努力没有成功。于是，本发明的发明人提出了通过控制在熔融合金与带材之间的界面附近的氧浓度来改变该界面处的熔融合金表面张力的方法。本发明的发明人采取的下一步是找出具有超过1.60T的饱和感应强度的经铸造而成的非晶带材的化学成分范围，这是本发明的一个方面。已经发现，满足上述要求的合金成分由FeaSibBcCd表示，这里80.5彡a彡83原子％、0.5彡b彡6原子％、12彡c彡16.5原子％、0.01彡d彡I原子％且a+b+c+d = 100，该合金成分还具有在诸如铁(Fe)、硅铁(Fe-Si)和硼铁(Fe-B)等商用原材料中通常会发现的附带杂质(incidental impurity)。对于Si含量和B含量，已经发现，下述化学限制更有利于实现使熔融合金表面张力增加的目标:b ≥ 166.5X (100-d)/100-2a 以及 c ( a-66.5X (100-d)/1OO0 另外，对于附带杂质和有意添加的微量元素(trace element)，已经发现，具有给定含量范围的下列元素是有利的:Mn为0.05 0.30重量％，Cr为0.01 0.2重量％，以及Cu为0.005 0.20
重量％。不到20原子％的Fe视需要用Co替换，并且不到10原子％的Fe视需要用Ni替换。对上面两个段落中所给出的成分范围进行选择的原因如下:小于80.5原子％的Fe含量“a”导致了小于1.60T的饱和感应强度水平，而超过83原子％的“a”降低了合金的热稳定性和带材可成形性。由至多20原子％的Co和/或至多10原子％的Ni替换Fe，对于实现超过1.60T的饱和感应强度来说是有利的。Si超过0.5原子％，则Si改善了带材可成形性并增强了它的热稳定性，并且Si低于6原子％以实现所设想的饱和感应强度水平和高的B-H方形比。B对合金的带材可成形性和它的饱和感应强度水平有有利的贡献，并且B超过12原子％并低于16.5原子％，这是因为当高于上述浓度时将会减弱它的有利效果。图2的相图中总结了上述这些发现，图2中清楚地表示出了其中熔融合金表面张力处于或大于
1.lN/m时的区域I和其中熔融合金表面张力超过1.3N/m时的区域2，区域2是更优选的。在化学成分方面，图2中的区域1由如下的FeaSibBeCd来界定:这里80.5 ≤ a ≤ 83原子％、0.5≤b≤6原子％、12≤c≤16.5原子％、0.01≤d≤1原子％且a+b+c+d = 100 ;区域2由如下的FeaSibBeCd来界定:这里80.5≤a≤83原子5≤b≤6原子％、12≤c≤16.5原子 ％、0.01 ≤ d≤ 1原子 ％且 a+b+c+d = 100 以及 b ≥ 166.5 X (100-d)/100-2a 且c ^ a-66.5X (100-d)/1OOo 在图 2 中，共晶成分(eutectic composition)由粗虚线表不，其表明:熔融合金表面张力在合金体系的共晶成分附近为低。大于0.01原子％的C对于实现高的B-H方形比和高的饱和感应强度是有效的，但大于I原子％的C会使得熔融合金的表面张力降低，并且低于0.5原子％的C是优选的。在附带杂质和有意添加的微量元素之中，Mn降低了熔融合金的表面张力，且可容许浓度限制是Mn <0.3重量％。更优选地，Mn < 0.2重量％。基于Fe的非晶合金中的Mn和C的共存改善了合金的热稳定性，且(Mn+C) >0.05重量％是有效的。Cr也改善了热稳定性并且Cr>0.01重量％是有效的，但Cr > 0.2重量％时合金的饱和感应强度会降低。Cu在Fe中是不溶的且倾向于沉淀在带材表面上，并且Cu有助于增加熔融合金的表面张力；Cu > 0.005重量％是有效的，且Cu > 0.02重量％是更有利的，但C > 0.2重量％会导致易碎的带材。已经发现，由Mo、Zr、Hf和Nb构成的群组中的具有0.01 5.0重量％的一种或多种元素是允许的。根据本发明实施例的合金具有优选地处于1250°C 1400°C之间的熔化温度，且在该温度范围内，熔融合金的表面张力处于1.lN/m 1.6N/m的范围内。当低于1250°C时，铸造用喷嘴易于频繁地堵塞，而当高于1400°C时，熔融合金的表面张力降低。更优选的熔点是 128(TC 136(TC。熔融合金的表面张力σ是由下述公式来确定的，该公式可以在“Metallurgicaland Materials Transactions, vol.37B, pp.445-456 (published by Springer in2006) ” (《冶金学与材料汇刊》，第37B卷，第445-456页，由施普林格出版社在2006年出版)中找到。σ = U2G3 P /3.6 λ 2
这里，U、G、P和λ分别是冷却体表面的速度、喷嘴与冷却体表面之间的间隙、合金的质量密度和如图3所示在带材表面的光亮侧上观察到的波状图案的波长。所测量到的波长λ处于0.5mm 2.5mm的范围内。本发明的发明人发现，可以通过在熔融合金与处于铸造用喷嘴正下方的经铸造而成的带材之间的界面处提供浓度至多为5体积％的氧气来进一步地减少表面缺陷。基于图4中所示的熔融合金表面张力相对于O2浓度的数据来确定O2气体的上限，该图表明了:在氧气浓度超过5体积％时，熔融合金表面张力变得小于1.lN/m。本发明的发明人进一步发现，根据本发明的实施例在带材制造方法中获得了10 μ m 50 μ m的带材厚度。难以形成厚度低于10 μ m的带材,并且对于高于50 μ m的带材厚度，带材的磁特性会劣化。如实例4所表明的那样，根据本发明实施例的带材制造方法适用于更广泛的非晶合金带材。令本发明的发明人惊讶的是，与当铁芯材料的饱和感应强度增加时铁芯损耗通常也会增加的预期相反的是，铁磁非晶合金带材表现出低的磁芯损耗。例如，根据本发明实施例的铁磁非晶合金带材的经过退火的直条当在60Hz及1.3T感应强度下进行测量时表现出小于0.14ff/kg的磁芯损耗。实例I制备具有根据本发明实施例的化学成分的铸块，并且这些铸块是通过处于1350°C下的熔融金属在旋转冷却体上铸造而成的。经过铸造而成的带材具有IOOmm的宽度，且它的厚度处于22 24 μ m的范围内。化学分析表明，带材含有0.10重量％的Mn、0.03重量％的Cu和0.05重量％的Cr。CO2气体和氧气的混合物被吹入到熔融合金与铸造出来的带材之间的界面附近。在熔融合金和铸造出来的带材之间的界面附近的氧浓度为3体积％。熔融合金表面张力σ是通过使用公式σ =U2G3P/3.6λ2并通过测量经过铸造而成的带材的光亮侧上的波状图案的波长来确定的。在铸造启动之后的30分钟时对沿带材长度方向的1.5m内的带材表面缺陷数量进行测量，且表I给出了三个样品中的表面缺陷的最大数量No在300°C 400°C下通过沿带材条的长度方向施加的1500A/m的磁场对从带材切割下来的各条进行退火，且根据ASTM标准A-932来测量经过热处理的各条的磁特性。表I列出了所获得的结果。对于熔融合金表面张力σ、铸造出来的带材的每1.5m的缺陷数量N、饱和感应强度Bs、以及在60Hz激励及1.3T感应强度下的磁芯损耗Wh3Zw，第I 15号样品满足本发明目标的要求。由于带材宽度为100mm，所以N的最大数量为5。表2给出了失败的带材的实例(第I 6号样品)。例如，第1、3和4号样品表现出有利的磁特性,但由于熔融合金表面张力低于1.lN/m因而导致了大量的带材表面缺陷。第2、5和6号样品的熔融合金表面张力高于1.lN/m，由此N = 0，但1低于1.60T。表I
权利要求
1.一种铁磁非晶合金带材，包括: 合金，所述合金具有由FeaSibBeCd表示的成分，这里80.5原子％彡a彡83原子％、.0.5原子％ < b < 6原子％、12原子％ < c < 16.5原子％、(λ 01原子％ < d < I原子％且a+b+c+d=100,并且所述合金具有附带杂质； 所述带材具有带材长度、带材厚度、带材宽度和面对铸造氛围侧的带材表面； 所述带材具有在面对所述铸造氛围侧的所述带材表面上形成的带材表面缺陷； 所述带材表面缺陷是根据缺陷长度、缺陷深度和缺陷发生频率来测量的； 沿所述带材的长度方向的所述缺陷长度处于5mm 200mm之间，所述缺陷深度小于.0.4Xt μ m,并且在1.5m的所述带材长度内所述缺陷发生频率小于0.05Xw次,这里t是所述带材厚度，且w是所述带材宽度；并且 在所述带材的退火状态及直条形式下，所述带材具有超过1.60T的饱和磁感应强度，并且当在60Hz及1.3T感应强度水平下测量时表现出小于0.14ff/kg的磁芯损耗。
2.根据权利要求1所述的铁磁非晶合金带材，其中，所述Si的含量b和所述B的含量c按照如下关系式与所述Fe的含量a和所述C的含量d相关联:b彡166.5 X (100-d)/100-2a以及 c ( a-66.5 X (100-d)/100。
3.根据权利要求1所述的铁磁非晶合金带材，其中，所述带材是从熔融状态的所述合金铸造而成的，所述熔融状态下的所述合金具有1.lN/m以上的熔融合金表面张力。
4.根据权利要求1所述的铁磁非晶合金带材，还包括: 微量元素，其是从由Cu、Mn和Cr构成的群组中的至少一种元素中选出的。
5.根据权利要求4所述的铁磁非晶合金带材，其中，所述Cu的含量处于0.005重量％ .0.20重量％之间。
6.根据权利要求4所述的铁磁非晶合金带材，其中，所述Mn的含量处于0.05重量％ .0.30重量％之间，且所述Cr的含量处于0.01重量％ 0.2重量％之间。
7.根据权利要求1所述的铁磁非晶合金带材，其中，所述Fe的至多20原子％视需要被Co替换，且所述Fe的至多10原子％视需要被Ni替换。
8.根据权利要求1所述的铁磁非晶合金带材，其中，所述带材是从处于1250°C 1400°C之间的温度下的熔融状态的所述合金铸造而成的。
9.根据权利要求1所述的铁磁非晶合金带材，其中，所述带材是在如下的环境氛围中铸造而成的:所述环境氛围在熔融的所述合金与所述带材的界面处包含小于5体积％的氧。
10.一种用于制造铁磁非晶合金带材的方法，包括: 选择合金，所述合金具有由FeaSibBeCd表示的成分，这里80.5原子％ < a < 83原子％、.0.5原子％ < b < 6原子％、12原子％ < c < 16.5原子％、(λ 01原子％ < d < I原子％且a+b+c+d=100,并且所述合金具有附带杂质； 从熔融状态的所述合金进行铸造；以及 获得所述带材，所述带材具有带材长度、带材厚度、带材宽度和面对铸造氛围侧的带材表面， 其中，所述带材具有在面对所述铸造氛围侧的所述带材表面上形成的带材表面缺陷， 所述带材表面缺陷是根据缺陷长度、缺陷深度和缺陷发生频率来测量的， 沿所述带材的长度方向的所述缺陷长度处于5mm 200mm之间，所述缺陷深度小于`0.4Xt μ m,并且在1.5m的所述带材长度内所述缺陷发生频率小于0.05Xw次,这里t是所述带材厚度，且w是所述带材宽度，并且 在所述带材的退火状态及直条形式下，所述带材具有超过1.60T的饱和磁感应强度，并且当在60Hz及1.3T感应强度水平下测量时表现出小于0.14ff/kg的磁芯损耗。
11.根据权利要求10所述的方法，其中，所述Si的含量b和所述B的含量c按照如下关系式与所述Fe的含量a和所述C的含量d相关联:b彡166.5X (100-d) /100_2a以及c ( a-66.5X (100-d)/100。
12.根据权利要求10所述的方法，其中，熔融的所述合金具有1.lN/m以上的表面张力。
13.根据权利要求10所述的方法，其中，所述合金还包括: 微量元素，其是从由Cu、Mn和Cr构成的群组中的至少一种元素中选出的。
14.根据权利要求13所述的方法，其中，所述Cu的含量处于0.005重量％ 0.20重量％之间。
15.根据权利要求10所述的方法，其中，所述Mn的含量处于0.05重量％ 0.30重量％之间，且所述Cr的含量处于0.01重量％ 0.2重量％之间。
16.根据权利要求10所述的方法，其中，所述Fe的至多20原子％视需要被Co替换，且所述Fe的至多10原子％视需要被Ni替换。`
17.根据权利要求10所述的方法，其中，所述铸造是在当所述熔融状态下的所述合金处于1250°C 1400°C之间的温度下时进行的。
18.根据权利要求10所述`的方法，其中，所述铸造是在如下的环境氛围中进行的:所述环境氛围在熔融的所述合金与所述带材的界面处包含小于5体积％的氧。
19.一种能效设备,包括: 铁磁非晶合金带材，所述带材是合金，所述合金具有由FeaSibBciCd表示的成分,这里.80.5原子％≤a≤83原子％、0.5原子％≤b≤6原子％、12原子％≤c≤16.5原子％、.0.01原子％ < d < 1原子％且a+b+c+d=100,并且所述合金具有附带杂质； 所述带材具有带材长度、带材厚度、带材宽度和面对铸造氛围侧的带材表面； 所述带材具有在面对所述铸造氛围侧的所述带材表面上形成的带材表面缺陷； 所述带材表面缺陷是根据缺陷长度、缺陷深度和缺陷发生频率来测量的； 沿所述带材的长度方向的所述缺陷长度处于5mm 200mm之间，所述缺陷深度小于.0.4Xt μ m,并且在1.5m的所述带材长度内所述缺陷发生频率小于0.05Xw次,这里t是所述带材厚度，且w是所述带材宽度；并且 在所述带材的退火状态及直条形式下，所述带材具有超过1.60T的饱和磁感应强度，并且当在60Hz及1.3T感应强度水平下测量时表现出小于0.14ff/kg的磁芯损耗， 其中，所述能效设备是从由变压器、旋转机械装置、电扼流圈、磁传感器和脉冲电源设备构成的群组中选出的。
20.一种用于制造能效设备的方法，包括: 选择合金，所述合金具有由FeaSibBeCd表示的成分，这里80.5原子％ < a < 83原子％、`0.5原子％ < b < 6原子％、12原子％ < c < 16.5原子％、(λ 01原子％ < d < I原子％且a+b+c+d=100,并且所述合金具有附带杂质； 从熔融状态的所述合金进行铸造；以及利用经过铸造的所述合金获得所述带材，所述带材具有带材长度、带材厚度、带材宽度和面对铸造氛围侧的带材表面， 其中，所述带材具有在面对所述铸造氛围侧的所述带材表面上形成的带材表面缺陷； 所述带材表面缺陷是根据缺陷长度、缺陷深度和缺陷发生频率来测量的； 沿所述带材的长度方向的所述缺陷长度处于5mm 200mm之间，所述缺陷深度小于.0.4Xt μ m,并且在1.5m的所述带材长度内所述缺陷发生频率小于0.05Xw次,这里t是所述带材厚度，且w是所述带材宽度； 在所述带材的退火状态及直条形式下，所述带材具有超过1.60T的饱和磁感应强度，并且当在60Hz及1.3T感应强度水平下测量时表现出小于0.14ff/kg的磁芯损耗；并且将所述带材作为所述能效设备的 一部分而并入， 所述能效设备是从由变压器、旋转机械装置、电扼流圈、磁传感器和脉冲电源设备构成的群组中选出的。
全文摘要
本发明提供的铁磁非晶合金带材包括合金，所述合金具有由FeaSibBcCd表示的成分，这里80.5≤a≤83原子%、0.5≤b≤6原子%、12≤c≤16.5原子%、0.01≤d≤1原子%且a+b+c+d=100，并且所述合金具有附带杂质。沿带材的长度方向的缺陷长度处于5mm～200mm之间，缺陷深度小于0.4×tμm，并且在1.5m的带材长度内缺陷发生频率小于0.05×w次，这里t和w分别是带材厚度和带材宽度。在带材的退火状态及直条形式下，所述带材具有超过1.60T的饱和磁感应强度，并且当在60Hz及1.3T感应强度水平下测量时表现出小于0.14W/kg的磁芯损耗。本发明的带材适合用于变压器铁芯、旋转机械装置、电扼流圈、磁传感器和脉冲电源设备。
文档编号H01F1/153GK103119665SQ201180041699
公开日2013年5月22日 申请日期2011年8月30日 优先权日2010年8月31日
发明者小川雄一, 埃里克·A·泰森, 松本祐治, 詹姆斯·佩罗齐, 留苏克·哈塞戛瓦 申请人:梅特格拉斯公司, 日立金属株式会社