JPS6017019B2 - Iron-based boron-containing magnetic amorphous alloy and its manufacturing method - Google Patents
Iron-based boron-containing magnetic amorphous alloy and its manufacturing methodInfo
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- JPS6017019B2 JPS6017019B2 JP56152848A JP15284881A JPS6017019B2 JP S6017019 B2 JPS6017019 B2 JP S6017019B2 JP 56152848 A JP56152848 A JP 56152848A JP 15284881 A JP15284881 A JP 15284881A JP S6017019 B2 JPS6017019 B2 JP S6017019B2
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Description
本発明は鉄−棚素基非晶質金属合金組成に関し、詳しく
は、鉄、棚素、珪素および炭素を含み、高められた高周
波磁性を有する非晶質合金に関する。
ある種の金属合金組成から固体の非晶質物質を得ること
が可能であるをいうことが、種々の研究によって証明さ
れている。
非晶質物質は長範囲の原子的規則度(lo増range
atomicorder)を実質上全く欠いており、幅
広い強度極大からなるX−線回折断面(Prome)に
よって特徴付けられる。そのような断面は、液体または
通常の窓ガラスの回折断面に質的に類似している。これ
は、鋭く、幅の狭い強度極大からなる回折断面を生じる
結晶質物質と対照的である。これらの非晶買物質は、準
安定状態において存在する。
十分高い温度に加熱すると、それらは結晶熱を発して結
晶化し、X−線回折断面は、非晶質の特徴を有するもの
から結晶質の特徴を有するものに変化する。1974王
12月24日に発効した米国特許第3856513号に
、日.S.ChemおよびD.E.PolWこよって、
新規な非晶質金属合金が開示されている。
これらの非晶質合金は、式NLYbZcで表わされる組
成を有している。ここに、Mは鉄、ニッケル,コバルト
,クロムおよびバナジウムからなる群より選ばれる少な
くとも1種の金属であり、Yは燐,棚素および炭素から
なる群より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,ゲルマニウム
,インジウム,錫および珪素からなる群より選ばれ、る
少なくとも1種の元素であり、かつ“a”は約60乃至
90原子%、“b”は約10乃至30原子%であり、“
c”は約0.1乃至15原子%である。これらの非晶質
合金は、リボン,シート,ワイヤ一,粉末等の形態にお
いて、広範囲の様々な用途に共し得ることが見出されて
いる。ChemおよびPolkの特許はさらに、式Ti
Xiを有する非晶質合金を開示している。ここに、Tは
少なくとも1種の遷移金属であり、Xはアルミニウム,
アンチモン,ベリリウム,棚素,ゲルマニウム,炭素,
インジウム,燐,珪素および錫からなる群より選ばれる
少なくとも1種の元素であり、“i”は約70乃至87
原子%であり、“i”は約13乃至30原子%である。
これらの非晶質合金は、ワイヤ一用として好適であるこ
とが見出されている。上述の非晶質合金が発見された当
時、それらは、当時知られていた多結晶質合金よりも優
れた磁性を有することが示された。
にも拘わらず、改善された磁性とより高い熱安定性とを
有する新しい用途に合わせるためには、さらに別の合金
組成を開発するための努力が必要とされてきた。本発明
によって、構造の少なくとも85%を非晶質金属素地の
形態で有する、鉄基含欄素磁性合金が提供されることに
なった。該合金は、その構成成分の不連続に分布した結
晶質粒子の析出が誘起されるに十分な温度で、かつそれ
に十分な時間蛭鈍されたものである。談合金の析出した
不連続分布状態の結晶質粒子群は、約0.05ム肌乃至
1仏仇の範囲にわたる平均粒度および約1山肌乃至10
仏仇の平均粒子間距離を有し、かつ約0.01乃至0.
3の該合金についての平均容積分率(volmmeFr
action)を占めている。合金の暁鎚は磁場の存在
下に行なわれる。しかしながら、合金を磁場の不在下に
暁鈍することによって、低減された製造原価で極めて優
れた磁性が得られることが見出された。好ましくは、合
金は式PeaBbSicCdを有する組成から成り、こ
こに、“a”,“b’’,“c’’,および“d”は、
それぞれ、約74ち至槌,8乃至24,0乃至10 お
よび0乃至3,原子%であり、“a”,“b”,“c”
,および“d”の合計は100である。さらに本発明は
、上述の合金の磁性を高める方法をも提供するものであ
り、該方法は、次の{a’,{b},‘c}の諸工程か
らなる。
すなわち、{a}約1び乃至1ぴ℃/秒の速度で合金の
溶融体を急袷(q股nching)して前記合金を連続
的リボンに成形し;The present invention relates to iron-shelf-based amorphous metal alloy compositions, and more particularly to amorphous alloys containing iron, shelf elements, silicon, and carbon and having enhanced high-frequency magnetism. Various studies have demonstrated that it is possible to obtain solid amorphous materials from certain metal alloy compositions. Amorphous materials have long range atomic regularity (lo range
It is characterized by an X-ray diffraction cross section (Prome) consisting of a broad intensity maximum. Such a cross section is qualitatively similar to the diffraction cross section of a liquid or a normal window glass. This is in contrast to crystalline materials, which produce diffraction cross sections consisting of sharp, narrow intensity maxima. These amorphous substances exist in a metastable state. When heated to a sufficiently high temperature, they give off a heat of crystallization and crystallize, and the X-ray diffraction cross-section changes from having amorphous characteristics to having crystalline characteristics. U.S. Patent No. 3,856,513, issued December 24, 1974; S. Chem and D. E. Because of PolW,
A novel amorphous metal alloy is disclosed. These amorphous alloys have a composition represented by the formula NLYbZc. Here, M is at least one metal selected from the group consisting of iron, nickel, cobalt, chromium, and vanadium, and Y is at least one element selected from the group consisting of phosphorus, shelf elements, and carbon, Z is at least one element selected from the group consisting of aluminum, antimony, beryllium, germanium, indium, tin, and silicon, and "a" is about 60 to 90 atomic percent, and "b" is about 10 to 30 atom%, “
c'' is about 0.1 to 15 atomic percent. These amorphous alloys have been found to be useful in a wide variety of applications in the form of ribbons, sheets, wires, powders, etc. The Chem and Polk patent further states that the formula Ti
An amorphous alloy having Xi is disclosed. Here, T is at least one transition metal, X is aluminum,
antimony, beryllium, shelf elements, germanium, carbon,
At least one element selected from the group consisting of indium, phosphorus, silicon, and tin, and "i" is about 70 to 87
atomic %, where "i" is approximately 13 to 30 atomic %.
These amorphous alloys have been found to be suitable for wire applications. At the time the amorphous alloys mentioned above were discovered, they were shown to have superior magnetic properties than the polycrystalline alloys known at the time. Nevertheless, efforts have been needed to develop additional alloy compositions for new applications with improved magnetic properties and higher thermal stability. The present invention provides an iron-based columnar magnetic alloy having at least 85% of its structure in the form of an amorphous metal matrix. The alloy has been annealed at a temperature and for a sufficient time to induce precipitation of discretely distributed crystalline particles of its constituents. The discontinuously distributed crystalline particles precipitated by the alloy have an average grain size ranging from about 0.05 mm to 1 mm, and about 1 mm to 10 mm.
It has an average interparticle distance of about 0.01 to 0.0.
The average volume fraction (volmmeFr
action). Dawn hammering of alloys is carried out in the presence of a magnetic field. However, it has been found that by dulling the alloy in the absence of a magnetic field, very good magnetic properties can be obtained at reduced manufacturing costs. Preferably, the alloy consists of a composition having the formula PeaBbSicCd, where "a", "b", "c", and "d" are
about 74 to 10, 8 to 24, 0 to 10 and 0 to 3, atomic %, respectively, and "a", "b", "c"
, and "d" is 100. Furthermore, the present invention also provides a method for increasing the magnetism of the above-mentioned alloy, which method consists of the following steps {a', {b}, 'c}. that is, {a} forming the alloy into a continuous ribbon by nching a melt of the alloy at a rate of about 1 to 1 pC/sec;
【b}該リボンに酸化マグネシウム
のような絶縁層を塗布し;{c’前記塗布リボンを合金
の非晶質金属素地中に不連続に分布した結晶質粒子群の
析出を生じさせるに十分な温度で、かつそれに十分な時
間をかけて焼鈍する。
本発明の方法に従って製造された合金は、×−線回折,
電子回折、または透過型電子顕微鏡によって決定された
結果が、結晶質30%以下であり、より好ましくは、約
15%以下が結晶質である。
本発明の方法により製造された合金は、約150℃まで
の温度において安定性を維持している改善された高周波
磁性を示す。その結果として、談合金は、エネルギー貯
蔵誘導子(inducto岱),パルストランス,スイ
ッチ様式電力供聯合のためのトランス,電流トランス等
のごとき用途に好適である。添付の図面について説明を
行なえば、本発明は、もっと十分に理解され、そのほか
の利点も明らかになると思う。
第1図は、析出した不連続分布態の結晶質粒子群が存在
しない非晶質合金についての、誘導(iM比tion)
と磁化力(mag雌tizingのrce)との関係を
示すグラフである。
第2図は、最適容積分率の不連続分布結晶質粒子群を含
む本発明の非晶質合金についての誘導と磁化力との関係
を示すグラフである。
第3図は、最適量よりも多い容積分率で不連続分布粒子
群を含む本発明の非晶質合金についての誘導と磁化力と
の関係を示すグラフである。
そして第4図は、本発明の合金の図解表現であり、談合
金中に不連続分布粒子群が分散した様子を示している。
新規な鉄基非晶質合金の組成は、好ましくは、74乃至
槌原子%の鉄、8乃至2鴎京子%の棚素、0乃至16原
子%の珪素および0乃至3原子%の炭素からなる。
そのような組成は、本発明の方法に従つて蛾鈍された場
合、高められた高周波磁性を示す。改善された磁性は、
高い磁化、低い鉄損(coreloss)および低いボ
ルトーアンベア需要(volt−amperedema
nd)によって証明される。前述の範囲内で特に好まし
い組成は、79原子%の鉄、16原子%の棚素、5原子
%の珪素および0原子%の炭素である。本発明の方法で
処理された合金は、30%以下が結晶質であり、好まし
くは約15%が結晶質である。
高周波磁性は、好ましい容積%の結晶質物質を所有する
合金において改善されている。結晶質物質の容積%は、
X−線回折、電子回折または透過型電子頭微鏡検法によ
って好都合に決定される。該非晶質金属合金は、溶融体
を約1び乃至1ぴ℃/秒の速度で冷却することにより形
成される。
すべての物質の純度は、通常の市販品に見られる純度で
よい。スプラット急冷箔、および超急冷連続リボン,ワ
イヤ一,シート等を加工(ねbricate)するため
には、各種の技術が利用できる。
典型的な方法は、特定の組成を選び、必須の元素(また
は、分解して必須の元素を形成する物質たとえばフェロ
ボロン,フェロシリコン等)の粉末または粒状体の所望
の比率の混合物を溶融かつ均一化し、溶融合金を、たと
えば回転している円筒のごとき冷却面上で超急袷する。
主題合金の磁性は合金を暁鈍することにより高めること
ができる。
競鈍の方法は一般に、非晶質金属素地の内部に不連続分
布の結晶質粒子群の析出が譲種されるに足る時間かけて
合金をそのような温度に加熱することからなる。ここに
言う粒子群とは、約0.05乃至lr仇の範囲の平均粒
度を有し、約1乃至】0ム机の平均分子間距離を有し、
約0.01乃至0.3%の平均容積分率をなすものであ
る。競鈍工程は、典型的には磁場の存在下で行なわれる
。磁場の強さは、約1エールステッド(80アンペア/
m)乃至10エールステッド(800アンペア/机)の
範囲内である。しかしながら、先に述べたように、磁場
の不在下で合金を焼鈍することにより、卓越した磁性が
得られ、かつ製造原価は節減される。第1図に見る如く
、不連続分布結晶質粒子群の不在下においては、本発明
の非晶質合金は、高い残留磁化(remnantmag
netjzation)(Br)を伴なう四角ばつたd
.c.B一日ループを示すことが発見された。
以後、四角ばつた(square)d.c.B−Hルー
プのことをタイプAと呼ぶ。このスクエアループ物質は
、高周波において、大きな電力損失(powerlos
s)を生じる。不連続分布結晶質粒子密度が最適水準で
あるとき、d.c.B−日ループは、第2図に示すごと
く、実質上減少したBrを伴なつて、シアーされた(s
heared)形をしている。
今後このシアー型d.c.B−日ループをタイプBと呼
ぶ。シアー型ループ物質は、高められた低磁場透磁率と
、減少せしめられた鉄損(コア・ロス)とを、高周波に
おいて示す。典型的には、シアー型ループ物質の高周波
鉄損は、スクエア型ループ物質の損失の約半分である。
鉄損がより低いと、その結果としてコア中の熱の蓄積が
より少なくなり、所定の運転温度で、より高い譲導水準
において、より少ないコアの物質の使用を可能とする。
もし合金が、最適量よりも多い容積分率の不連続分布結
晶質粒子群を析出させるように燐鈍されると、d.c.
B一日ループはBrがゼロに近いフラットな形となり、
第3図に示すごとき形となる。
以後、このフラット型d.c.B一日ループをタイプC
と呼ぶ。フラット型ループ物質を駆動するために必要な
励起電力は極めて大きく、シア−型またはスクエア型ル
ープ物質の励起電力の1の音もの値に達する。高周波に
おいて、全鉄損の主成分はうず電流損であり、これは、
強磁性の分城サイズと共に減少する。
分城サイズを下げることにより、高周波鉄損を最小にす
ることができる。分城壁(domamwnils)のピ
ン立て点(pinningpoints)として作用す
る不連続分布Q−(Fe,Si)粒子群の制御された析
出により、分城サイズを減少させ得ることが見出された
。本発明に従って、どの程度まで鉄損の最小値を小さく
することができるかは、粒子間距離、不連続分布粒子群
の容積分率および析出した相の粒度に依存する。
粒子群は分城壁のためのピン立て点として作用するので
、分域サイズは粒子間距離によって、制御される。一般
に、粒子間距離は、分城サイズと同一のオーダーでなけ
ればならない。不連続分布粒子群の存在なくしては、分
城サイズはあまりにも大きすぎ、その結果として、うず
電流および鉄損は過剰となる。しかしながら、粒子間距
離があまり小さすぎると、分域は非常に小さくなり、分
城壁運動を妨げ、高周波鉄損を高める。好ましくは、粒
子間距離は、約2乃至6ム仇の範囲内とすべきである。
同様に、鉄損の最小値をどの程度まで下げられるかは、
不連続に分布したQ−(Fe,Si)粒子群の合金中に
占める容積分率に依存してさまる。
容積分率が30%を超えて増加すると、非晶質素地の軟
磁特性は悪化し始め、結晶質のQ−(Fe,Si)粒子
群が分城壁運動に過度の抵抗を提供する。不連続分布結
晶質粒子群の容積分率を約1一30%の範囲内に調節す
ることが必要であることが見出された。容積分率は、粒
子間距離および粒度の関数である。粒度は好ましくは約
0.1乃至0.5い肌の範囲内にあるべきことが見出さ
れている。約78乃至82原子%の鉄、10乃至16原
子%の棚素、3乃至10原子%の珪素および0乃至2原
子%の炭素を含む非晶質合金については、不連続分布結
晶質粒子群の最適分布を誘起するため、環状試料(■r
oi船1、samples)を、約私0℃乃至450℃
の温度に、約13分乃至5時間加熱しなければならない
。特定の時間および温度は、合金組成および急冷速度に
依存する。Fe8,B3.5S3.5C2およびFe6
,B,4ミのような鉄・棚素基合金については、不連続
分布結晶質粒子群は、第4図に示すように、星形のQ−
(Fe,Si)析出である。析出のサイズは、約0.1
乃至0.3ム肌の範囲内にある。好ましい平均粒子間距
離dは、約1.0乃至10〆肌の範囲内にあり、約0.
01乃至0.15の最適容積分率に相当する。電子顕微
鏡写真から粒子間距離を計算するためには、3次元配列
の2次元像への投影を明らかにするために、注意が必要
である。低鉄損が特に有利である用途には、エネルギー
貯蔵用誘電子、パルストランス、モード電力供v給を変
換するトランス、変流器等がある。
上に論じたごとく、本発明の方法で焼鈍した合金は、約
150qoまで安定な改善された磁性を示す。
本発明の合金の温度安定性は談合金の高温での用途にお
ける使用を可能とする。主題合金からなる鉄心(cor
es)が変圧器などの電磁装置に使用される場合、それ
らは電力損が低いこと、励磁電力需要が低いことなどを
証明し、このため、電磁装置の運転がより効率的となる
結果を生じる。
鉄心を通って循環すろうず電流の結果としての磁心中の
エネルギー損失は、その結果として、熱の形でエネルギ
ーの消失を生じる。主題合金からつくった鉄心は、運転
に要する電気エネルギーがより少なくてすみ、熱の発生
がより少ない。冷却装置が、変圧器鉄心を冷却するため
に、必要とされるような用途、たとえば飛行機中の変圧
器や大軍力変圧器などでは、それ以上の節約が認められ
る。何故なら、本発明の合金からつくった鉄心によって
発生させられる熱量はより少ないため、これを除くため
に必要とされる冷却装置もより小さくてすむからである
。加うるに、本発明の合金からつくられた鉄心は磁化が
高く、効率が高いため、与えられた容量等級についての
鉄Dの重さが減少せしめらたものとなる。下記の実施例
は、本発明のより完全な理解のために、記するものであ
る。本発明の原理および実施を示すために記載した特定
の技術,条件,物質,割合,報告されたデータ等は代表
的なものであり、これらによって本発明が制限されるも
のと*解釈すべきではない。実施例 1
内径および外径がそれぞれ0.0397肌および0.0
445肌のステアタイト(steatiに)コア上に、
約0.030k9の重さをもつ0.02弘肌幅の組成F
e8,B,3.5Si3.5C2の合金リボンを巻きつ
けることにより、トロイダル・テスト・サンプルをつく
った。
談合金は、クロム塗布した銅基材上で合金を急冷するこ
とによりリボンに鋳造した。150夕−ンの高温磁気ワ
イヤ一をトロィド上に巻きつけて、蛾鈍用に、795.
8アンペア/肌までのd.c.円周フィールドをつくっ
た。
試料を、不活性気体雰囲気中にて365qo乃至430
qoの温度で、3■ご乃至2時間、795.松/舵フィ
ールドを、加熱および冷却時に、適用して焼鈍した。平
均粒子サイズ、粒子間距離および容積分率は、透過型電
子顕微鏡検法により測定した。
これらのパラメーターおよび50KHZ,0.11電力
損失および励起電力が、暁鈍パラメータの関数として、
第1表中に紀致されている。第1表
実施例 2
実施例1の基材よりも導伝率の高いCu−茂基材上で合
金を急冷して合金をリボンに鋳造したこと以外は、実施
例1に記載したと同様の方法で、環状試験用試料(トロ
イダル・テスト・サンプル)をつくった。
合金についての平均粒度、粒子間距離、容積分率、電力
損失および励起電力は第ロ表に示す通りであった。第U
表
実施例3および4
環状試験試料を、リボンに急冷された合金の組成が、そ
れぞれ、Fe8,B4Si5(実施例3)およびFe7
沢,6Si5(実施例4)であったこと以外は、実施例
2で記載したものと同じ方法でつくった。
これらの合金についての50KHZ,0.1Tにおける
電力損失および励起電力の値は、暁鈍温度の関数として
、第m表(実施例3)および第W表(実施例4)に示し
た通りである。第皿表
第 IV 表
実施例 5
実施例1の基材よりも導伝率の高いCu−茂基材上に急
冷することにより合金をリボンに鋳造したこと以外は、
実施例1で述べたと同じ方法で、合金Fe79BBSも
の環状試験試料(tomidaltestsample
s)をつくった。
また、実施例1および2と違って、試験試料は、磁場の
不在下に暁鈍された。ミクロ構造的特徴すなわち、平均
粒度、粒子間距離および容積分率は、第W表に示すもの
と実質上岡一に維持された。50KHZおよび0.1T
における合金の電力損および励起電力値は、競錨条件の
関数として第V表に示した通りである。
弟V表
以上のごとく本発明をかなり詳細に説明したが、この詳
細に厳密に固執する必要はなく、当業者にとって各種の
変形や改良は自明であり、それらすべてが、特許請求の
範囲に記載された発明の範囲に含まれるべきものである
ことは理解されよつo[b} applying an insulating layer such as magnesium oxide to said ribbon; Anneal at a sufficient temperature and for a sufficient period of time. The alloy produced according to the method of the present invention can be observed by x-ray diffraction,
The result is less than 30% crystalline, more preferably less than about 15% crystalline, as determined by electron diffraction or transmission electron microscopy. Alloys produced by the method of the present invention exhibit improved high frequency magnetism that remains stable at temperatures up to about 150°C. As a result, the wire alloys are suitable for applications such as energy storage inductors, pulse transformers, transformers for switched-mode power integration, current transformers, and the like. The present invention will be better understood, and other advantages will become apparent, from a consideration of the accompanying drawings. Figure 1 shows the induction (iM ratio) for an amorphous alloy in which there are no precipitated crystalline particles with a discontinuous distribution.
It is a graph showing the relationship between and magnetizing force (rce of mag female tizing). FIG. 2 is a graph showing the relationship between induction and magnetizing force for an amorphous alloy of the present invention containing an optimal volume fraction of discontinuously distributed crystalline particles. FIG. 3 is a graph showing the relationship between induction and magnetizing force for an amorphous alloy of the present invention containing discontinuously distributed particles in a volume fraction greater than the optimum amount. FIG. 4 is a diagrammatic representation of the alloy of the present invention, showing discontinuously distributed particle groups dispersed in the alloy. The composition of the novel iron-based amorphous alloy preferably consists of 74 to 2 atomic % iron, 8 to 2 atomic % shelf elements, 0 to 16 atomic % silicon, and 0 to 3 atomic % carbon. . Such compositions exhibit enhanced radio frequency magnetism when desensitized according to the method of the present invention. The improved magnetism is
High magnetization, low core loss and low volt-amperedema
nd) is proven. A particularly preferred composition within the foregoing range is 79 atom % iron, 16 atom % shelf elements, 5 atom % silicon and 0 atom % carbon. Alloys processed by the method of the present invention are less than 30% crystalline, preferably about 15% crystalline. High frequency magnetism is improved in alloys possessing a preferred volume percent of crystalline material. The volume % of crystalline material is
Conveniently determined by X-ray diffraction, electron diffraction or transmission electron head microscopy. The amorphous metal alloy is formed by cooling the melt at a rate of about 1 to 1 pC/sec. The purity of all materials may be that found in common commercial products. A variety of techniques are available for fabricating splat quenched foils and ultra-quenched continuous ribbons, wires, sheets, etc. A typical method involves choosing a specific composition and melting and homogeneously blending the desired proportions of powders or granules of the essential elements (or substances that decompose to form the essential elements, e.g. ferroboron, ferrosilicon, etc.). , and the molten alloy is superimposed onto a cooling surface, such as a rotating cylinder.
The magnetic properties of the subject alloys can be increased by dulling the alloy. The method of competitive annealing generally consists of heating the alloy to such a temperature for a time sufficient to induce the precipitation of a discrete distribution of crystalline particles within the amorphous metal matrix. The particle group referred to herein has an average particle size in the range of about 0.05 to lr, and an average intermolecular distance of about 1 to 0 mm,
It has an average volume fraction of about 0.01 to 0.3%. The dampening process is typically performed in the presence of a magnetic field. The strength of the magnetic field is approximately 1 Oersted (80 amperes/
m) to 10 Oersted (800 amperes/machine). However, as previously mentioned, annealing the alloy in the absence of a magnetic field provides superior magnetic properties and reduces manufacturing costs. As seen in FIG. 1, in the absence of discontinuously distributed crystalline particles, the amorphous alloy of the present invention has a high residual magnetization.
square d with netjzation) (Br)
.. c. It was discovered that B shows a daily loop. Hereafter, square d. c. The B-H loop is called type A. This square loop material has a large power loss at high frequencies.
s). when the discontinuously distributed crystalline particle density is at an optimal level, d. c. The B-day loop was sheared (s) with substantially reduced Br, as shown in Figure 2.
heard) shape. From now on, this sheer type d. c. The B-day loop is called type B. Shear loop materials exhibit enhanced low-field permeability and reduced core loss at high frequencies. Typically, the high frequency core loss of shear loop material is about half that of square loop material.
Lower core losses result in less heat buildup in the core, allowing the use of less core material at higher concession levels at a given operating temperature.
If the alloy is phosphoroused to precipitate a volume fraction of discontinuously distributed crystalline particles greater than the optimum amount, d. c.
The B one-day loop has a flat shape with Br close to zero,
The shape will be as shown in Figure 3. From now on, this flat type d. c. Type B daily loop C
It is called. The excitation power required to drive a flat loop material is extremely large, reaching a value of one order of magnitude of the excitation power of a shear or square loop material. At high frequencies, the main component of total iron loss is eddy current loss, which is
It decreases with the ferromagnetic bulk size. By lowering the division size, high frequency iron loss can be minimized. It has been found that controlled precipitation of discontinuously distributed Q-(Fe,Si) particles acting as pinning points of the domamwnils can reduce the dome size. The extent to which the minimum value of iron loss can be reduced according to the present invention depends on the interparticle distance, the volume fraction of the discontinuously distributed particle group, and the particle size of the precipitated phase. The domain size is controlled by the interparticle distance, since the particles act as pinning points for the domain walls. In general, the interparticle distance should be of the same order as the block size. Without the presence of discontinuously distributed particles, the segmentation size would be too large, resulting in excessive eddy currents and iron losses. However, if the interparticle distance is too small, the domain becomes very small, which impedes the wall motion and increases high-frequency iron loss. Preferably, the interparticle distance should be within the range of about 2 to 6 μm.
Similarly, the extent to which the minimum value of iron loss can be lowered is
It depends on the volume fraction occupied by the discontinuously distributed Q-(Fe, Si) particle group in the alloy. As the volume fraction increases above 30%, the soft magnetic properties of the amorphous matrix begin to deteriorate and the crystalline Q-(Fe,Si) grain population provides too much resistance to wall motion. It has been found that it is necessary to adjust the volume fraction of the discontinuously distributed crystalline particles to within a range of about 1-30%. Volume fraction is a function of interparticle distance and particle size. It has been found that the particle size should preferably be within the range of about 0.1 to 0.5 microns. For amorphous alloys containing approximately 78 to 82 at.% iron, 10 to 16 at.% shelf elements, 3 to 10 at.% silicon, and 0 to 2 at.% carbon, a discontinuously distributed crystalline particle population In order to induce the optimal distribution, a circular sample (■r
Oi ship 1, samples), about 0℃~450℃
It should be heated to a temperature of about 13 minutes to 5 hours. The specific time and temperature depend on the alloy composition and quench rate. Fe8, B3.5S3.5C2 and Fe6
, B, 4 Mi, the discontinuously distributed crystalline particles have a star-shaped Q-
(Fe, Si) precipitation. The size of the precipitate is approximately 0.1
It is within the range of 0.3mm to 0.3mm skin. The preferred average interparticle distance d is within the range of about 1.0 to 10 degrees, and about 0.
This corresponds to an optimal volume fraction of 0.01 to 0.15. In order to calculate interparticle distances from electron micrographs, care must be taken to account for the projection of the three-dimensional array onto the two-dimensional image. Applications where low core losses are particularly advantageous include energy storage dielectrics, pulse transformers, transformers for converting modal power supplies, current transformers, etc. As discussed above, alloys annealed by the method of the present invention exhibit improved magnetism that is stable up to about 150 qo. The temperature stability of the alloys of the present invention allows them to be used in high temperature applications. Iron core (cor) made of thematic alloy
When es) are used in electromagnetic devices such as transformers, they demonstrate low power losses, low excitation power demands, etc., thus resulting in more efficient operation of the electromagnetic devices. . Energy loss in the magnetic core as a result of the circulating current through the iron core results in a dissipation of energy in the form of heat. Cores made from the subject alloys require less electrical energy to operate and generate less heat. Even greater savings may be realized in applications where a cooling system is required to cool the transformer core, such as transformers in airplanes or military transformers. Because less heat is generated by a core made from the alloy of the present invention, less cooling equipment is required to remove it. In addition, cores made from the alloys of the present invention have high magnetization and high efficiency, resulting in a reduced weight of iron D for a given capacity class. The following examples are included for a more complete understanding of the invention. The specific techniques, conditions, materials, proportions, reported data, etc. set forth to demonstrate the principles and practice of the invention are representative and should not be construed as limiting the invention. do not have. Example 1 The inner diameter and outer diameter are 0.0397 skin and 0.0, respectively.
445 On the steatite (steati) core of the skin,
Composition F of 0.02 Hirohada width with a weight of approximately 0.030k9
A toroidal test sample was made by wrapping an alloy ribbon of e8,B,3.5Si3.5C2. The alloy was cast into ribbons by rapidly cooling the alloy on a chromium coated copper substrate. A high temperature magnetic wire of 150 evenings was wrapped around the toroid to blunt the moth, 795.
8 amps/d. to skin. c. Created a circumferential field. The sample was heated to 365 qo to 430 qo in an inert gas atmosphere.
At a temperature of qo, for 3 to 2 hours, 795. The pine/rudder field was applied and annealed upon heating and cooling. Average particle size, interparticle distance and volume fraction were determined by transmission electron microscopy. These parameters and 50KHZ, 0.11 power loss and excitation power as a function of the Akyo blunt parameter,
It is listed in Table 1. Table 1 Example 2 Same as described in Example 1 except that the alloy was rapidly cooled on a Cu-Mao substrate with higher conductivity than that of Example 1 and the alloy was cast into a ribbon. A toroidal test sample was prepared using the method. The average grain size, interparticle distance, volume fraction, power loss, and excitation power for the alloy were as shown in Table B. No. U
Table Examples 3 and 4 Annular test samples were quenched into ribbons with alloy compositions of Fe8, B4Si5 (Example 3) and Fe7, respectively.
6Si5 (Example 4) was made in the same manner as described in Example 2. The power loss and excitation power values at 50 KHZ, 0.1 T for these alloys are as shown in Table M (Example 3) and Table W (Example 4) as a function of dawn temperature. . Table IV Example 5 Except that the alloy was cast into ribbons by quenching onto a Cu-Mao substrate, which has a higher conductivity than the substrate of Example 1.
An annular test sample of alloy Fe79BBS was prepared in the same manner as described in Example 1.
s) was created. Also, unlike Examples 1 and 2, the test samples were annealed in the absence of a magnetic field. The microstructural characteristics, namely average particle size, interparticle distance and volume fraction, were maintained substantially identical to those shown in Table W. 50KHZ and 0.1T
The power dissipation and excitation power values of the alloys are shown in Table V as a function of race anchor conditions. Although the present invention has been described in considerable detail as above, it is not necessary to adhere strictly to this detail, and various modifications and improvements will be obvious to those skilled in the art, all of which are within the scope of the claims. It should be understood that these inventions should be included in the scope of the invented invention.
【図面の簡単な説明】
第1図は沈殿せる不連続分布結晶粒子群不在の非晶質合
金についての誘導と磁化力との関係を示すグラフである
。
第2図は、最適容積分率の不連続分布粒子群を含む本発
明の非晶質合金についての誘導と磁化力との関係を示す
グラフである。第3図は最適量よりも多い容積分率で不
連続分布粒子群を含む本発明の非晶質合金についての譲
導と磁化力との関係を示すグラフである。第4図は、合
金中に不連続分布粒子群が分散した様子を表わす本発明
の合金の図解表現図である。D・・・・・・粒子直径、
d・・・・・・粒子間距離。
FIG.lFIG.2
FIG.3
FIG.4BRIEF DESCRIPTION OF THE DRAWINGS FIG. 1 is a graph showing the relationship between induction and magnetizing force for an amorphous alloy in the absence of precipitated discontinuously distributed crystal grain groups. FIG. 2 is a graph showing the relationship between induction and magnetizing force for an amorphous alloy of the present invention containing an optimal volume fraction of discontinuously distributed particles. FIG. 3 is a graph showing the relationship between yield and magnetizing power for an amorphous alloy of the present invention containing discontinuously distributed particles in a volume fraction greater than the optimum amount. FIG. 4 is a diagrammatic representation of the alloy of the present invention showing discontinuously distributed particle groups dispersed in the alloy. D...Particle diameter,
d... Interparticle distance. FIG. lFIG. 2 FIG. 3 FIG. 4
Claims (1)
よび、下記イ,ロの構成員から成る群より選ばれる少な
くとも1員からなる組成を有する合金であつて、イ 1
6原子%以下のSi、 ロ 3原子%以下のC、 (ただし、全合金成分元素の和は100原子%である
。 )該合金はその構造の少なくとも85%を非晶質金属素
地の形で有しており、かつ該合金は前記非晶質金属素地
の全体にわたつて不連続に分布された合金成分の結晶質
粒子群の析出物を有しており、前記結晶質粒子群は0.
05μm〜1μmの範囲の平均粒度および1μm〜10
μmの範囲の平均粒子間距離を有しており、かつ該粒子
群は、合金に対し0.01〜0.3の平均容積分率を占
めていることを特徴とする鉄基含硼素磁性非晶質合金。
2 前記結晶質粒子群の平均容積分率が0.01〜0.
15の範囲にある特許請求の範囲第1項に記載の合金。 3 前記結晶質粒子群の平均粒度が、0.1〜0.5μ
mの範囲にある特許請求の範囲第1項に記載の合金。4
前記結晶質粒子群の平均粒子間距離が2〜6μmの範
囲にある特許請求の範囲第1項に記載の合金。 5 74〜84原子%のFe、8〜24原子%のB、お
よび、下記イ,ロの構成員から成る群より選ばれる少な
くとも1員からなる組成を有する合金であつて、イ 1
6原子%以下のSi、 ロ 3原子%以下のC、 (ただし、全合金成分元素の和は100原子%である
。 )該合金はその構造の少なくとも85%を非晶質金属素
地の形で有しており、かつ該合金は前記非晶質金属素地
の全体にわたつて不連続に分布された合金成分の結晶質
粒子群の析出物を有しており、前記結晶質粒子群は0.
05μm〜1μmの範囲の平均粒度および1μm〜10
μmの範囲の平均粒子間距離を有しており、かつ該粒子
群は、合金に対し0.01〜0.3の平均容積分率を占
めていることを特徴とする鉄基含硼素磁性非晶質合金の
製造方法であつて、 上記組成を有する合金を溶融状態
から超急冷して同組成をもつ非晶質合金を製造し、次い
で得られた合金を、前記分散状態における合金成分の結
晶質粒子の不連続な析出物の分布を生ぜしめるために十
分な温度および時間条件の下で焼鈍する各工程からなる
鉄基含硼素磁性非晶質合金の製造方法。 6 前記焼鈍を磁場の存在下で行なう特徴請求の範囲第
5項に記載の方法。 7 前記焼鈍を磁場の不在下で行なう特徴請求の範囲第
5項に記載の方法。[Scope of Claims] 1. An alloy having a composition consisting of 74 to 84 atomic % Fe, 8 to 24 atomic % B, and at least one member selected from the group consisting of the following members (a) and (b): , I 1
6 atomic % or less of Si, (b) 3 atomic % or less of C, (provided that the sum of all alloying elements is 100 atomic %).The alloy has at least 85% of its structure in the form of an amorphous metal matrix. and the alloy has precipitates of crystalline particles of the alloying component discontinuously distributed throughout the amorphous metal matrix, the crystalline particles having a particle size of 0.
Average particle size ranging from 0.05 μm to 1 μm and from 1 μm to 10 μm
An iron-based boron-containing magnetic non-magnetic material having an average interparticle distance in the range of μm, and the particles occupying an average volume fraction of 0.01 to 0.3 with respect to the alloy. Crystalline alloy.
2. The average volume fraction of the crystalline particle group is 0.01 to 0.
15. An alloy according to claim 1 in the scope of claim 15. 3 The average particle size of the crystalline particle group is 0.1 to 0.5μ
An alloy according to claim 1 in the range m. 4
The alloy according to claim 1, wherein the average interparticle distance of the crystalline particle group is in the range of 2 to 6 μm. 5. An alloy having a composition consisting of 74 to 84 atomic % Fe, 8 to 24 atomic % B, and at least one member selected from the group consisting of the following members a and b,
6 atomic % or less of Si, (b) 3 atomic % or less of C, (provided that the sum of all alloying elements is 100 atomic %).The alloy has at least 85% of its structure in the form of an amorphous metal matrix. and the alloy has precipitates of crystalline particles of the alloying component discontinuously distributed throughout the amorphous metal matrix, the crystalline particles having a particle size of 0.
Average particle size ranging from 0.05 μm to 1 μm and from 1 μm to 10 μm
An iron-based boron-containing magnetic non-magnetic material having an average interparticle distance in the range of μm, and the particles occupying an average volume fraction of 0.01 to 0.3 with respect to the alloy. A method for producing a crystalline alloy, wherein an alloy having the above composition is ultra-quenched from a molten state to produce an amorphous alloy having the same composition, and then the obtained alloy is subjected to crystallization of the alloy components in the dispersed state. A method for producing an iron-based boron-containing magnetic amorphous alloy comprising annealing under sufficient temperature and time conditions to produce a discontinuous precipitate distribution of solid particles. 6. The method according to claim 5, wherein the annealing is performed in the presence of a magnetic field. 7. The method according to claim 5, wherein the annealing is performed in the absence of a magnetic field.
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1981
- 1981-09-26 JP JP56152848A patent/JPS6017019B2/en not_active Expired
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