TWI452146B - 鐵磁性非晶合金帶及其製備 - Google Patents

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Description

鐵磁性非晶合金帶及其製備
本發明係關於一種用於變壓器磁心、旋轉機器、電抗流器、磁性感測器及脈衝功率器件中的鐵磁性非晶合金帶及一種製備該帶之方法。
鐵基非晶合金帶展現卓越之軟磁性質(包括在AC激勵下之低的磁損耗)，從而發現其在諸如以下各者之高能效磁性器件中的應用：變壓器、馬達、產生器、能量管理器件(包括脈衝功率產生器)及磁性感測器。在此等器件中，具有高飽和感應及高熱穩定性之鐵磁性材料係較佳的。此外，該等材料之可容易製造性及其原料成本為大規模工業使用中之重要因素。非晶Fe-B-Si基合金滿足此等要求。然而，此等非晶合金之飽和感應低於在諸如變壓器之器件中習知使用的結晶矽鋼之飽和感應，從而導致非晶合金基器件之尺寸稍大。因此，已努力發展具有較高飽和感應之非晶鐵磁性合金。一種方法係增加Fe基非晶合金中之鐵含量。然而，此並非為直截了當的，此係因為合金之熱穩定性隨Fe含量增加而降級。為減輕此問題，已添加諸如Sn、S、C及P之元素。舉例而言，美國專利第5,456,770號('770專利)教示非晶Fe-Si-B-C-Sn合金，其中Sn之添加增加了合金之可成形性及其飽和感應。在美國專利第6,416,879號('879專利)中，教示了在非晶Fe-Si-B-C-P系統中添加P以隨增加之Fe含量而增加飽和感應。然而，在Fe-Si-B基非晶合金中添加諸如Sn、S及C之元素降低了鑄造帶之可延展性，從而使得難以製備寬的帶。又，如'879專利中所教示之在Fe-Si-B-C基合金中添加P導致長期熱穩定性之損失，其又導致在若干年內使磁心損耗增加幾十個百分比。因此，'770專利及'879專利中所教示之非晶合金在實務上尚未藉由自其熔融狀態進行鑄造來加以製備。
除諸如變壓器、感應器及其類似者之磁性器件中所需的高飽和感應以外，高B-H方形比及低矯頑力Hc 亦係吾人所要的，其中B及H分別為磁感應及激勵磁場。此需要之原因係此等磁性材料具有高的磁軟度，其意謂容易磁化。此情形在使用此等材料之磁性器件中導致低磁損耗。在認識到此等因素後，本發明者發現除高的帶可延展性以外的此等所需之磁性質係藉由將帶表面上之C沈澱層維持於特定厚度(藉由在如美國專利第7,425,239號中所描述之非晶Fe-Si-B-C系統中選擇處於特定位準之Si:C比率)來達成。此外，在日本Kokai專利第2009052064號中，提供高飽和感應非晶合金帶，其展示藉由經由將Cr及Mn添加至合金系中來控制C沈澱層高度的在150℃器件操作下多達150年之經改良之熱穩定性。然而，所製備之帶展現諸多表面缺陷，諸如，沿帶之長度方向及在面向鑄造大氣側帶表面(其與接觸鑄造冷卻主體表面的帶表面相反)之上所形成的刮痕、面線及***線。圖1中展示***線及面線之實例。在美國專利第4,142,571號中說明了鑄造噴嘴、在旋轉輪上之冷卻主體表面及所得鑄造帶的基本配置。
因此，需要一種展現以下性質之鐵磁性非晶合金帶：高飽和感應、低磁心損耗、高B-H方形比、高機械可延展性、高長期熱穩定性，及在高度之帶可製備性的情況下的減少之帶表面缺陷，該鐵磁性非晶合金帶為本發明之主要態樣。更具體言之，對在鑄造期間之鑄造帶表面品質的透徹研究導致以下發現：表面缺陷係始於鑄造之早期階段，且當沿帶之長度方向的缺陷長度超過約200 mm或缺陷深度超過帶厚度之約40%時，帶在缺陷位點處斷裂，從而引起鑄造突然終止。由於此帶斷裂，因此在鑄造啟動之後的30分鐘內之鑄造終止速率達到約20%。另一方面，對於具有小於1.6 T之飽和感應的帶而言，在30分鐘內之鑄造終止速率為約3%。另外，在此等帶上，缺陷長度小於200 mm且缺陷深度小於帶厚度之40%，其中缺陷發生率為沿帶之長度方向每1.5 m處1次或2次。因此，明確地需要在具有超過1.6 T之飽和感應的帶中減少沿帶之長度方向所形成的表面缺陷以達成連續鑄造，其為本發明之又一態樣。
根據本發明之態樣，鐵磁性非晶合金帶係基於具有由Fe a Si b B c C d 表示之組合物的合金，其中80.5 a 83原子百分比，0.5 b 6原子百分比，12 c 16.5原子百分比，0.01 d 1原子百分比，其中a +b +c +d =100且具有附帶雜質。該帶具有帶長度、帶厚度、帶寬度及面向鑄造大氣側之帶表面。該帶具有在面向鑄造大氣側之帶表面上所形成之帶表面缺陷，且該等帶表面缺陷係依據缺陷長度、缺陷深度及缺陷發生頻率而量測。沿帶之長度之方向的缺陷長度係在5 mm與200 mm之間，缺陷深度小於0.4×t μm且缺陷發生頻率在帶長度之1.5 m內小於0.05×w 次，其中t 及w 分別為帶厚度及帶寬度。處於經退火之狀態及直條形式的帶具有超過1.60 T之飽和磁感應，且當在60 Hz及1.3 T之感應位準下量測時展現小於0.14 W/kg之磁心損耗。
根據本發明之一態樣，該帶具有一組合物，其中根據關係式b 166.5×(100-d )/100-2a 及c a -66.5×(100-d )/100，Si含量b 及B含量c 係與Fe含量a 及C含量d 有關。
根據本發明之另一態樣，該帶係自具有超過且包括1.1 N/m之熔融合金表面張力的合金之熔融狀態來鑄造。
根據本發明之一額外態樣，該帶進一步包括Cu、Mn及Cr中之至少一者的痕量元素以有利於減少帶表面缺陷。在一選項中，Cu含量係在0.005與0.20重量百分比之間。在另一選項中，Mn含量可在0.05與0.30重量百分比之間，且Cr含量係在0.01與0.2重量百分比之間。
根據本發明之又一態樣，在該帶中，多達20原子百分比之Fe視情況由Co代替，且小於10原子百分比之Fe視情況由Ni代替，且該帶藉由在鑄造期間控制熔融金屬表面張力而具有減少之表面缺陷。
根據本發明之又一額外態樣，該帶之鑄造係在處於1,250℃與1,400℃之間的熔融溫度下執行，且熔融金屬表面張力係在1.1 N/m-1.6 N/m之範圍中。
根據本發明之一或多個態樣，該帶之鑄造係在環境大氣中執行，該環境大氣在熔融合金-帶界面處含有小於5體積百分比之氧。
根據本發明之另一態樣，一種製備鐵磁性非晶合金帶之方法包括：選擇具有由Fea Sib Bc Cd 表示之組合物的合金，其中80.5 a 83原子百分比，0.5 b 6原子百分比，12 c 16.5原子百分比，0.01 d 1原子百分比，其中a +b +c +d =100且具有附帶雜質；自合金之熔融狀態進行鑄造；及獲得帶。該鑄造帶具有在面向鑄造大氣側之表面上所形成的表面缺陷。沿帶之長度之方向的缺陷長度係在5 mm與200 mm之間，缺陷深度係位於小於0.4×t μm處且缺陷發生頻率在帶長度之1.5 m內小於0.05×w 次，其中t 為帶厚度且w 為帶寬度。處於經退火之狀態及直條形式的帶具有超過1.60 T之飽和磁感應，且當在60 Hz及1.3 T感應位準下量測時展現小於0.14 W/kg之磁心損耗。
根據本發明之一額外態樣，一高能效器件包括一鐵磁性非晶合金帶，該帶為具有由Fe a Si b B c C d 表示之組合物的合金，其中80.5 a 83原子百分比，0.5 b 6原子百分比，12 c 16.5原子百分比，0.01 d 1原子百分比，其中a +b +c +d =100且具有附帶雜質，且該高能效器件為變壓器、旋轉機器、電抗流器、磁性感測器或脈衝功率器件。
鑄造帶具有在面向鑄造大氣側之表面上所形成的表面缺陷。沿帶之長度之方向的缺陷長度係在5 mm與200 mm之間，缺陷深度係位於小於0.4×t μm處，且缺陷發生頻率在帶長度之1.5 m內小於0.05×w 次，其中t 為帶厚度且w 為帶寬度。處於經退火之狀態及直條形式的帶具有超過1.60 T之飽和磁感應，且當在60 Hz及1.3 T感應位準下量測時展現小於0.14 W/kg之磁心損耗。
根據本發明之一或多個態樣，一種製備一高能效器件之方法包括：選擇具有由Fea Sib Bc Cd 表示之組合物的合金，其中80.5 a 83原子百分比，0.5 b 6原子百分比，12 c 16.5原子百分比，0.01 d 1原子百分比，其中a +b +c +d =100且具有附帶雜質；自合金之熔融狀態進行鑄造；及獲得帶，且併入該帶作為一高能效器件之部分，該高能效器件可為變壓器、旋轉機器、電抗流器、磁性感測器或脈衝功率器件。鑄造帶具有在面向鑄造大氣側之表面上所形成的表面缺陷。沿帶之長度之方向的缺陷長度係在5 mm與200 mm之間，缺陷深度係位於小於0.4×t μm處且缺陷發生頻率在帶長度之1.5 m內小於0.05×w 次，其中t 為帶厚度且w 為帶寬度。處於經退火之狀態及直條形式的帶具有超過1.60 T之飽和磁感應，且當在60 Hz及1.3 T感應位準下量測時展現小於0.14 W/kg之磁心損耗。
將更充分地來理解本發明且當參考較佳實施例之以下詳細描述及隨附圖式時，其他優點將變得顯而易見。
如美國專利第4,142,571號中所教示，可藉由使熔融合金經由開槽噴嘴而噴射至旋轉冷卻主體表面上來預備非晶合金帶。面向冷卻主體表面之帶表面看起來暗淡，但面向大氣之相反側表面係有光澤的，其反映熔融合金之液體性質。在以下描述中，此側亦稱為鑄造帶之「有光澤側」。已發現少量熔融合金飛濺物黏在噴嘴表面上且當熔融合金表面張力低時被快速凝固，從而產生諸如沿帶長度方向所形成之面線、***線及刮痕狀線的表面缺陷。圖1中展示***線及面線之實例。該等面線及刮痕狀線形成於面向大氣側之帶表面上，該大氣側係面向冷卻主體表面之帶表面的相反側。此又使帶之軟磁性質降級。更多損害係鑄造帶趨向於在缺陷位點處***或斷裂，從而導致帶鑄造終止。
進一步之觀察揭露以下事實：在鑄造期間，表面缺陷之數目及其長度與深度隨鑄造時間而增加。當缺陷長度係在5 mm與200 mm之間、缺陷深度小於0.4×t μm且沿帶之長度方向之缺陷數目小於0.05×w (其中t 及w 為鑄造帶之厚度及寬度)時，發現此進展更緩慢。因此，帶斷裂發生率亦係低的。另一方面，當沿帶長度方向之缺陷數目大於0.05×w 時，缺陷大小增加，從而產生帶斷裂。此情形指示：為了達成連續鑄造而無帶斷裂，有必要最小化熔融合金飛濺物在噴嘴表面上之發生率。在諸多實驗性試驗之後，本發明者發現，將熔融合金表面張力維持於高位準對於減少熔融合金飛濺物而言係至關重要的。
舉例而言，在處於1,350℃之熔融溫度下且具有Fe81.4 Si2 B16 C0.6 之化學組合物的熔融合金(具有1.0 N/m之表面張力)與處於1,350℃之熔融溫度下且具有Fe81.7 Si4 B14 C0.3 之化學組合物的熔融合金(具有1.3 N/m之表面張力)之間比較熔融合金表面張力之效應。具有Fe81.4 Si2 B16 C0.6 之熔融合金比Fe81.7 Si4 B14 C0.3 合金在噴嘴表面上展示更多的飛濺物，從而導致鑄造時間較短。當檢查帶表面時，基於Fe81.4 Si2 B16 C0.6 合金之帶在帶之1.5 m內具有若干個以上之缺陷。另一方面，未在基於Fe81.7 Si4 B14 C0.3 合金之帶上觀察到此等缺陷。按照熔融合金表面張力效應來檢查諸多其他合金，從而產生以下發現：熔融合金飛濺物係頻繁的，且當熔融合金表面張力低於1.1 N/m時在帶長度之1.5 m內的缺陷數目大於0.05×w 。應注意，藉由處理噴嘴表面(藉由表面塗佈及拋光)而最小化噴嘴表面上之凝固之熔融合金飛濺物的努力失敗。發明者接著提出一種藉由控制在熔融合金與帶之間的界面附近之氧濃度來變化該界面處之熔融合金表面張力的方法。
本發明者所採取的下一步驟為尋找鑄造非晶帶之飽和感應超過1.60 T的化學組合物範圍，其為本發明之態樣中之一者。已發現，滿足此要求之合金組合物由Fe a Si b B c C d 來表達，其中80.5 a 83原子百分比，0.5 b 6原子百分比，12 c 16.5原子百分比，0.01 d 1原子百分比，其中a +b +c +d =100且具有常見於商業原料(諸如，鐵(Fe)、鐵矽(Fe-Si)及鐵硼(Fe-B))中的附帶雜質。
對於Si含量及B含量而言，發現以下化學限制更有利於達成增加熔融合金表面張力的目標：b 166.5×(100-d )/100-2a 及c a -66.5×(100-d )/100。另外，對於附帶雜質及有意添加之痕量元素而言，發現具有給定含量範圍之以下元素係有利的：處於0.05-0.30重量百分比的Mn、處於0.01-0.2重量百分比之Cr、處於0.005-0.20重量百分比之Cu。
小於20原子百分比之Fe視情況由Co代替，且小於10原子百分比之Fe視情況由Ni代替。選擇在兩個段落中所給出之組成範圍的原因如下：小於80.5原子百分比之Fe含量「a 」產生小於1.60 T之飽和感應位準，而超過83原子百分比之「a 」降低合金之熱穩定性及帶可成形性。由多達20原子百分比之Co及/或多達10原子百分比之Ni來代替Fe對達成超過1.60 T之飽和感應係有利的。Si改良帶可成形性並增強其熱穩定性，且其超過0.5原子百分比並小於6原子百分比以達成所設想之飽和感應位準及高B-H方形比。B有利地促成合金之帶可成形性及其飽和感應位準且其超過12原子百分比並小於16.5原子百分比，此係因為超過此濃度其有利效應便減小。在圖2之相圖中概述了此等發現，其中明確地指示熔融合金表面張力係處於或大於1.1 N/m之區域1及熔融合金表面張力超過1.3 N/m(其為更佳的)之區域2。就化學組合物而言，圖2中之區域1由Fe a Si b B c C d 界定，其中80.5 a 83原子百分比，0.5 b 6原子百分比，12 c 16.5原子百分比，0.01 d 1原子百分比，其中a +b +c +d =100，且區域2由Fe a Si b B c C d 界定，其中80.5a83原子百分比，0.5 b 6原子百分比，12 c 16.5原子百分比，0.01 d 1原子百分比，其中a +b +c +d =100且b 166.5×(100-d )/100-2a 及c a -66.5×(100-d )/100。在圖2中，由粗虛線來表示共晶組合物，其展示熔融合金表面張力在合金系之共晶組合物附近係低的。
C在高於0.01原子百分比的情況下對達成高B-H方形比及高飽和感應係有效的，但在高於1原子百分比的情況下熔融合金之表面張力被減小且小於0.5原子百分比之C係較佳的。在附帶雜質及有意添加之痕量元素之中，Mn減小熔融合金之表面張力且可允許之濃度限制為Mn<0.3重量百分比。更佳地，Mn<0.2重量百分比。在Fe基非晶合金中Mn與C之共存改良合金之熱穩定性，且(Mn+C)>0.05重量百分比係有效的。Cr亦改良熱穩定性且Cr>0.01重量百分比係有效的，但對於Cr>0.2重量百分比而言合金之飽和感應減小。Cu不可溶於Fe且趨向於沈澱於帶表面上並幫助增加熔融合金之表面張力；Cu>0.005重量百分比係有效的且Cu>0.02重量百分比係更有利的，但C>0.2重量百分比產生易碎帶。已發現，0.01-5.0重量百分比之來自Mo、Zr、Hf及Nb之群中的一個或一個以上元素係可允許的。
根據本發明之實施例之合金具有較佳在1,250℃與1,400℃之間的熔融溫度且在此溫度範圍中，熔融合金之表面張力係在1.1 N/m-1.6 N/m之範圍中。在低於1,250℃之情況下，鑄造噴嘴趨向於頻繁堵塞，且在高於1,400℃之情況下，熔融合金之表面張力減小。更佳熔融點為1,280℃-1,360℃。
藉由見於Metallurgical and Materials Transactions (第37B卷，第445-456頁(由Springer在2006年公開))之以下公式來判定熔融合金表面張力σ：
σ=U 2 G 3 ρ/3.6λ 2
其中U 、G 、ρ及λ 分別為冷卻主體表面速度、噴嘴與冷卻主體表面之間的間隙、合金之質量密度，及如圖3中所指示之在帶表面之有光澤側上所觀察到的波狀圖案之波長。所量測到之波長λ 係在0.5 mm-2.5 mm之範圍中。
發明者已發現，可藉由在熔融合金與位於鑄造噴嘴正下方之鑄造帶之間的界面處提供具有高達5體積百分比之濃度的氧氣來進一步減少表面缺陷。O2 氣體之上限係基於圖4中所展示之熔融合金表面張力對O2 濃度的資料來判定，該資料指示：對於超過5體積百分比之氧氣濃度，熔融合金表面張力變得小於1.1 N/m。
發明者進一步發現，在帶製備方法中，根據本發明之實施例獲得自10 μm至50 μm之帶厚度。難以形成厚度低於10 μm之帶，且在帶厚度大於50 μm之情況下帶之磁性質退化。
根據本發明之實施例，帶製備方法適用於如實例4所指示之較寬非晶合金帶。
令發明者感到驚訝的是，鐵磁性非晶合金帶展示低磁心損耗，此與在磁心材料之飽和感應增加時磁心損耗大體增加的預期情況相反。舉例而言，當在60 Hz及1.3 T感應下量測時，根據本發明之實施例鐵的磁性非晶合金帶之退火直條展現小於0.14 W/kg之磁心損耗。
實例1
預備具有根據本發明之實施例之化學組合物的鑄塊且在旋轉冷卻主體上在1,350℃下自熔融金屬來鑄造該等鑄塊。鑄造帶具有100 mm之寬度且其厚度係在22-24 μm範圍中。化學分析展示帶含有0.10重量百分比之Mn、0.03重量百分比之Cu及0.05重量百分比之Cr。將CO2 氣體與氧氣之混合物吹至熔融合金與鑄造帶之間的界面附近中。在熔融合金與鑄造帶之間的界面附近的氧濃度為3體積百分比。藉由使用公式σ=U2 G3 ρ/3.6 λ2 來量測鑄造帶之有光澤側上的波狀圖案之波長而判定熔融合金表面張力σ。在鑄造啟動之後的30分鐘量測在沿帶之長度方向之1.5 m內的帶表面缺陷數目，且表1中給出來自三個樣本之表面缺陷之最大數目N。藉由沿帶條之長度方向所施加之1500 A/m的磁場在300℃-400℃下使自帶切割之單一條退火，且根據ASTM標準A-932來量測經熱處理之條的磁性質。表1中列出所獲得之結果。樣本編號1-15滿足針對熔融合金表面張力σ、每鑄造帶之1.5 m的缺陷數目N、飽和感應Bs 及在60 Hz激勵、1.3 T感應下的磁心損耗W1.3/60 的本發明目標之要求。由於帶寬度為100 mm，因此N之最大數目為5。表2給出不合格帶的實例(樣本編號1-6)。舉例而言，樣本編號1、3及4展示有利之磁性質，但歸因於熔融合金表面張力低於1.1 N/m而產生諸多帶表面缺陷。樣本編號2、5及6之熔融合金表面張力高於1.1 N/m，從而導致N=0，但Bs 低於1.60 T。
實例2
除O2 氣體濃度自0.1體積百分比改變至20體積百分比(與空氣等效)之外，在與實例1中相同之鑄造條件下鑄造具有組合物Fe81.7 Si3 B15 C0.3 的非晶合金帶。表3中列出所獲得之磁性質Bs 及W1.3/60 與熔融合金表面張力σ及表面缺陷之最大數目N。該資料表明超過5體積百分比之氧含量使熔融合金表面張力減少，其又增加缺陷數目從而導致更短之鑄造時間。
實例3
將少量Cu添加至實例2之合金且將鑄塊鑄造為如實例1中之非晶合金帶。表4中比較磁性質Bs 及W1.3/60 與熔融合金表面張力及帶上之最大缺陷數目。具有0.25重量百分比之Cu的帶展示有利之磁性質但為易碎的。未在具有0.001重量百分比之Cu的帶中觀察到熔融合金表面張力之增加。
實例4
除帶寬度自140 mm改變至254 mm且帶厚度自15 μm改變至40 μm之外，在與實例1中相同之條件下鑄造具有組合物Fe81.7 Si3 B15 C0.3 的非晶合金帶。表5中列出所獲得之磁性質(Bs 、W1.3/60 )與熔融合金表面張力σ及表面缺陷數目N。
儘管已展示及描述了本發明之實施例，但熟習此項技術者將瞭解，可在不背離本發明之精神及範疇的情況下在此等實施例中作出改變，本發明之範疇界定於申請專利範圍及其等效物中。
圖1為展示沿帶之長度方向及在帶之表面上所形成的***線及面線之實例的圖片。
圖2為在Fe-Si-B相圖上給出熔融合金表面張力的圖式。所展示之數字為以N/m為單位之熔融合金表面張力。
圖3為說明在鑄造帶表面上所觀察到之波狀圖案的圖片。帶表面上之波狀圖案的波長由長度λ指示。
圖4為展示隨在熔融合金-帶界面附近之氧濃度而變的熔融合金表面張力之圖表。
(無元件符號說明)

Claims (24)

  1. 一種鐵磁性非晶合金帶，其包含：一合金，其具有一由Fe a Si b B c C d 表示之組合物，其中80.5 a 83原子百分比，0.5 b 6原子百分比，12 c 16.5原子百分比，0.01 d 1原子百分比，其中a +b +c +d =100且具有附帶雜質；該帶具有一帶長度、一帶厚度、一帶寬度及一面向一鑄造大氣側之帶表面；該帶具有在面向該鑄造大氣側之該帶表面上所形成的帶表面缺陷；該等帶表面缺陷係依據一缺陷長度、一缺陷深度及一缺陷發生頻率而量測；沿該帶之長度之一方向的該缺陷長度係在5mm與200mm之間，該缺陷深度係位於小於0.4×t μm處且該缺陷發生頻率在該帶長度之1.5m內小於0.05×w 次，其中t 為該帶厚度且w 為該帶寬度；且處於該帶之一經退火之狀態及直條形式的該帶具有一超過1.60T之飽和磁感應，且當在60Hz及1.3T感應位準下量測時展現一小於0.14W/kg之磁心損耗。
  2. 如請求項1之鐵磁性非晶合金帶，其中根據關係式b 166.5×(100-d )/100-2a 及c a -66.5×(100-d )/100，該Si含量b 及該B含量c 係與該Fe含量a 及該C含量d 有關。
  3. 如請求項1之鐵磁性非晶合金帶，其中該帶係自具有一超過且包括1.1N/m之熔融合金表面張力的該合金之一熔 融狀態來鑄造。
  4. 如請求項1之鐵磁性非晶合金帶，其進一步包含選自由Cu、Mn及Cr組成之群中之至少一成員的一痕量元素。
  5. 如請求項4之鐵磁性非晶合金帶，其中Cu含量係在0.005與0.20重量百分比之間。
  6. 如請求項4之鐵磁性非晶合金帶，其中Mn含量係在0.05與0.30重量百分比之間，且Cr含量係在0.01與0.2重量百分比之間。
  7. 如請求項1之鐵磁性非晶合金帶，其中多達20原子百分比之Fe視情況由Co代替，且多達10原子百分比之Fe視情況由Ni代替。
  8. 如請求項1之鐵磁性非晶合金帶，其中該帶係在1,250℃與1,400℃之間的溫度下自該合金之一熔融狀態來鑄造。
  9. 如請求項1之鐵磁性非晶合金帶，其中該帶係在一環境大氣中鑄造，該環境大氣在熔融合金-帶界面處含有小於5體積百分比之氧。
  10. 如請求項1之鐵磁性非晶合金帶，其中該帶係至少100mm寬。
  11. 一種製備一鐵磁性非晶合金帶之方法，其包含：選擇一合金，該合金具有一由Fe a Si b B c C d 表示之組合物，其中80.5 a 83原子百分比，0.5 b 6原子百分比，12 c 16.5原子百分比，0.01 d 1原子百分比，其中a +b +c +d =100且具有附帶雜質；在熔融合金-帶界面處含有小於5體積百分比之氧之一 環境大氣壓力(environmental atmosphere)中自該合金之一熔融狀態進行鑄造；及獲得具有一帶長度、一帶厚度、一帶寬度及一面向一鑄造大氣側之帶表面的該帶，其中該帶具有在面向該鑄造大氣側之該帶表面上所形成的帶表面缺陷；該等帶表面缺陷係依據一缺陷長度、一缺陷深度及一缺陷發生頻率而量測；沿該帶之長度之一方向的該缺陷長度係在5mm與200mm之間，該缺陷深度係位於小於0.4×t μm處且該缺陷發生頻率在該帶長度之1.5m內小於0.05×w 次，其中t 為該帶厚度且w 為該帶寬度；且處於該帶之一經退火之狀態及直條形式的該帶具有一超過1.60T之飽和磁感應，且當在60Hz及1.3T感應位準下量測時展現一小於0.14W/kg之磁心損耗。
  12. 如請求項11之方法，其中根據關係式b 166.5×(100-d )/100-2a 及c a -66.5×(100-d )/100，該Si含量b 及該B含量c 係與該Fe含量a 及該C含量d 有關。
  13. 如請求項11之方法，其中該熔融合金具有一超過且包括1.1N/m之表面張力。
  14. 如請求項11之方法，其中該合金進一步包含選自由Cu、Mn及Cr組成之群中之至少一成員的一痕量元素。
  15. 如請求項14之方法，其中Cu含量係在0.005與0.20重量百分比之間。
  16. 如請求項14之方法，其中Mn含量係在0.05與0.30重量百分比之間，且Cr含量係在0.01與0.2重量百分比之間。
  17. 如請求項11之方法，其中多達20原子百分比之Fe視情況由Co代替，且多達10原子百分比之Fe視情況由Ni代替。
  18. 如請求項11之方法，其中鑄造係在該合金之該熔融狀態處於1,250℃與1,400℃之間的溫度下時進行。
  19. 如請求項11之方法，其中該產生之帶係至少100mm寬。
  20. 一種高能效器件，其包含：一鐵磁性非晶合金帶，該帶為一具有一由Fe a Si b B c C d 表示之組合物的合金，其中80.5 a 83原子百分比，0.5 b 6原子百分比，12 c 16.5原子百分比，0.01 d 1原子百分比，其中a +b +c +d =100且具有附帶雜質；該帶具有一帶長度、一帶厚度、一帶寬度及一面向一鑄造大氣側之帶表面；該帶具有在面向該鑄造大氣側之該帶表面上所形成的帶表面缺陷；該等帶表面缺陷係依據一缺陷長度、一缺陷深度及一缺陷發生頻率而量測；沿該帶之長度之一方向的該缺陷長度係在5mm與200mm之間，該缺陷深度係位於小於0.4×t μm處且該缺陷發生頻率在該帶長度之1.5m內小於0.05×w 次，其中t 為該帶厚度且w 為該帶寬度；且處於該帶之一經退火之狀態及直條形式的該帶具有一超過1.60T之飽和磁感應，且當在60Hz及1.3T感應位準 下量測時展現一小於0.14W/kg之磁心損耗，其中該高能效器件為選自由以下各者組成之群的一部件：一變壓器、一旋轉機器、一電抗流器、一磁性感測器，及一脈衝功率器件。
  21. 一種製備一高能效器件之方法，其包含：選擇一合金，該合金具有一由Fe a Si b B c C d 表示之組合物，其中80.5 a 83原子百分比，0.5 b 6原子百分比，12 c 16.5原子百分比，0.01d1原子百分比，其中a +b +c +d =100且具有附帶雜質；在熔融合金-帶界面處含有小於5體積百分比之氧之一環境大氣壓力中自該合金之一熔融狀態進行鑄造；及自該鑄造合金獲得該帶，該帶具有一帶長度、一帶厚度、一帶寬度及一面向一鑄造大氣側之帶表面，其中該帶具有在面向該鑄造大氣側之該帶表面上所形成的帶表面缺陷；該等帶表面缺陷係依據一缺陷長度、一缺陷深度及一缺陷發生頻率而量測；沿該帶之長度之一方向的該缺陷長度係在5mm與200mm之間，該缺陷深度係位於小於0.4×t μm處且該缺陷發生頻率在該帶長度之1.5m內小於0.05×w 次，其中t 為該帶厚度且w 為該帶寬度；處於該帶之一經退火之狀態及直條形式的該帶具有一超過1.60T之飽和磁感應，且當在60Hz及1.3T感應位準下量測時展現一小於0.14W/kg之磁心損耗；及併入該帶作為一高能效器件之一部分， 該高能效器件為選自由以下各者組成之群的一部件：一變壓器、一旋轉機器、一電抗流器、一磁性感測器，及一脈衝功率器件。
  22. 一種製備一鐵磁性非晶合金帶之方法，該方法包含：自一合金之一熔融狀態進行連續地鑄造以獲得一鐵磁性非晶合金帶，該合金具有一由Fe a Si b B c C d 表示之組合物，其中80.5 a 83原子百分比，0.5 b 6原子百分比，12 c 16.5原子百分比，0.01 d 1原子百分比，其中a +b +c +d =100且具有附帶雜質；及在該連續鑄造期間控制在該熔融狀態之該合金之一表面張力以控制在該帶上之缺陷之形成。
  23. 如請求項22之方法，其中該表面張力係經由控制在該連續鑄造期間在熔融合金-帶界面處之一環境大氣壓力中之一氧氣含量為小於5體積百分比之氧而控制。
  24. 如請求項22之方法，其中在該連續鑄造期間之該表面張力控制為至少1.1N/m。
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