Состав сплава, нанокристаллический сплав на основе fe и способ его формирования

Состав сплава, нанокристаллический сплав на основе fe и способ его формирования

Иллюстрации

Показать все

Реферат

Область техники

[0001] Изобретение относится к магнитно-мягкому сплаву и способу его формирования, при этом такой магнитно-мягкий сплав может быть использован в трансформаторе, индукторе, входящем в состав электродвигателя магнитном сердечнике или т.п.

Уровень техники

[0002] Один из видов магнитно-мягкого аморфного сплава раскрыт в патентном документе 1. В патентном документе 1 описан магнитно-мягкий аморфный сплав на основе Fe-B-P-M (M представляет собой Nb, Mo или Cr). Такой магнитно-мягкий аморфный сплав обладает превосходными магнитно-мягкими свойствами. Такой магнитно-мягкий аморфный сплав имеет более низкую температуру плавления по сравнению с коммерческим аморфным сплавом на основе Fe, что позволяет легко сформировать аморфную фазу. Более того, такой магнитно-мягкий аморфный сплав пригоден в качестве материала пыли.

[0003] Патентный документ 1: JP-A2007-231415.

Раскрытие изобретения

Проблема(ы), решаемая(ые) изобретением

[0004] Однако что касается магнитно-мягкого аморфного сплава по JP-A2007-231415, то использование немагнитного элемента-металла, такого как Nb, Mo или Cr, вызывает проблему снижения магнитной индукции насыщения Bs. Существует также проблема, заключающаяся в том, что магнитострикция насыщения у мягкого магнитного аморфного сплава по JP-A2007-231415 составляет 17×10^-6, что больше по сравнению с другим магнитно-мягким материалом, таким как Fe, Fe-Si, Fe-Si-Al или Fe-Ni.

[0005] Поэтому задачей настоящего изобретения является разработка магнитно-мягкого сплава, имеющего высокую магнитную индукцию насыщения и низкую магнитострикцию насыщения, а также способа формирования мягкого магнитного сплава.

Способы решения проблемы

[0006] В результате упорных исследований авторы настоящего изобретения обнаружили, что особый состав сплава Fe-В-Р с добавкой Cu, у которого аморфная фаза является основной фазой, может быть использован в качестве исходного материала для получения нанокристаллического сплава на основе Fe.

[0007] В частности, используя Р и В, когда эвтектический состав Fe-P или Fe-B имеет высокое содержание Fe, в качестве существенных элементов, температуру плавления можно понизить несмотря на высокое содержание Fe. Более подробно, особый состав сплава представлен заданным составом и имеет аморфную фазу в качестве основной фазы. Данный особый состав сплава подвергают термической обработке так, чтобы могли кристаллизоваться нанокристаллы, содержащие не более 25 нм оцкFe (объемно-центрированного кубического железа). Таким образом, можно повысить магнитную индукцию насыщения и понизить магнитострикцию насыщения нанокристаллического сплава на основе Fe.

[0008] Один аспект настоящего изобретения предусматривает состав сплава Fe_(100-X-Y-Z)B_XP_YCu_Z, где 4≤X≤14 ат.%, 0<Y≤10 ат.% и 0,5≤Z≤2 ат.%.

[0009] Обычный промышленный материал, такой как Fe-Nb, является дорогостоящим. Более того, этот промышленный материал содержит большое количество примесей, таких как Al и Ti. В том случае, если к промышленному материалу примешано определенное количество примесей, способность к образованию аморфной фазы и магнитно-мягкие свойства могут существенно ухудшиться.

[0010] Поэтому существует потребность в магнитно-мягком сплаве, который является стабильно формуемым даже при использовании промышленного материала с большим количеством примесей и который подходит для индустриализации.

[0011] В результате исследований с целью удовлетворения вышеописанной потребности авторы настоящего изобретения обнаружили, что даже при использовании недорогого промышленного материала можно легко сформировать состав сплава, когда количества Al, Ti, Mn, S, O и N в составе сплава находятся в пределах соответствующих заданных диапазонов.

[0012] Другой аспект настоящего изобретения предусматривает состав сплава Fe_(100-X-Y-Z)B_XP_YCu_Z, где 4≤X≤14 ат.%, 0<Y≤10 ат.% и 0,5≤Z≤2 ат.%, причем состав сплава содержит Al 0,5 вес.% или менее (включая ноль), Ti 0,3 вес.% или менее (включая ноль), Mn 1,0 вес.% или менее (включая ноль), S 0,5 вес.% или менее (включая ноль), O 0,3 вес.% или менее (исключая ноль), N 0,1 вес.% или менее (включая ноль).

Эффект(ы) изобретения

[0013] Нанокристаллический сплав на основе Fe, который сформирован с использованием состава сплава согласно настоящему изобретению в качестве исходного материала, имеет высокую магнитную индукцию насыщения и низкую магнитострикцию насыщения, поэтому он подходит для миниатюризации магнитной детали и повышения рабочих характеристик магнитной детали.

[0014] Более того, только четыре элемента в составе сплава согласно настоящему изобретению являются существенными элементами, поэтому при массовом производстве легко регулировать состав существенных элементов, а также контролировать примеси.

[0015] Более того, состав сплава согласно настоящему изобретению имеет низкую (начальную) температуру плавления, так что сплав легко расплавить и сформировать аморфным. Поэтому состав сплава может быть сформирован с помощью имеющегося оборудования, при этом нагрузка на имеющееся оборудование может быть снижена.

[0016] Более того, состав сплава согласно настоящему изобретению также имеет низкую вязкость в расплавленном состоянии. Поэтому, когда состав сплава формируют в виде порошка, легко сформировать сферические мелкодисперсные порошки и сформировать аморфными.

[0017] Более того, когда количества Al, Ti, Mn, S, O и N в составе сплава находятся в пределах соответствующих диапазонов, предусмотренных настоящим изобретением, можно легко сформировать состав сплава даже при использовании недорогого промышленного материала.

Краткое описание чертежей

[0018] Фиг.1 представляет собой диаграмму, показывающую взаимозависимости между коэрцитивностью Нс и температурой термообработки в примерах настоящего изобретения и сравнительных примерах.

Фиг.2 представляет собой ASEM-фотографию порошков из состава сплава, содержащего состав Fe_83,4B₁₀P₆Cu_0,6, при этом порошки сформированы методом распыления.

Фиг.3 представляет собой диаграмму, показывающую профили РФА соответствующих порошков из состава сплава, содержащего состав Fe_83,4B₁₀P₆Cu_0,6, в состоянии до термической обработки или в состоянии после термической обработки, при этом порошки сформированы методом распыления.

Наилучшие варианты осуществления изобретения

[0019] Состав сплава согласно варианту осуществления настоящего изобретения пригоден в качестве исходного материала для нанокристаллического сплава на основе Fe. Состав сплава имеет состав Fe_(100-X-Y-Z)B_XP_YCu_Z, при этом для X, Y и Z в составе сплава согласно данному варианту осуществления удовлетворяются следующие условия: 4≤X≤14 ат.%; 0<Y≤10 ат.% и 0,5≤Z≤2 ат.%.

[0020] Предпочтительно, чтобы для 100-X-Y-Z, X, Y и Z были удовлетворены следующие условия: 79≤100-X-Y-Z≤86 ат.%; 4≤X≤13 ат.%; 1≤Y≤10 ат.% и 0,5≤Z≤1,5 ат.%. Более предпочтительно, чтобы были удовлетворены следующие условия: 82≤100-X-Y-Z≤86 ат.%; 6≤X≤12 ат.%; 2≤Y≤8 ат.% и 0,5≤Z≤1,5 ат.%. Кроме того, предпочтительно, чтобы отношение Cu к Р удовлетворяло условию 0,1≤Z/Y≤1,2.

[0021] Часть Fe в вышеописанном составе сплава может быть замещена по меньшей мере одним элементом, выбранным из группы, состоящей из Со и Ni. В таком случае общая сумма Co и Ni составляет 40 ат.% или менее относительно всего состава сплава, а общая сумма Fe, Co и Ni составляет 100-X-Y-Z ат.% относительно всего состава сплава. Более того, часть Fe может быть замещена по меньшей мере одним элементом, выбранным из группы, состоящей из Zr, Hf, Nb, Ta, Mo, W, Cr, Ag, Zn, Sn, As, Sb, Bi, Y и редкоземельных элементов. В таком случае общая сумма Zr, Hf, Nb, Ta, Mo, W, Cr, Ag, Zn, Sn, As, Sb, Bi, Y и редкоземельных элементов составляет 3 ат.% или менее относительно всего состава сплава, а общая сумма Fe, Zr, Hf, Nb, Ta, Mo, W, Cr, Ag, Zn, Sn, As, Sb, Bi, Y и редкоземельных элементов составляет 100-X-Y-Z ат.% относительно всего состава сплава. Более того, часть В и/или часть Р может быть замещена С. В таком случае количество C составляет 10 ат.% или менее относительно всего состава сплава, В и Р все еще удовлетворяют соответствующим условиям 4≤X≤14 ат.% и 0<Y≤10 ат.%, а общая сумма C, В и Р составляет между 4 ат.% и 24 ат.%, оба включительно, относительно всего состава сплава.

[0022] Предпочтительно, чтобы количества Al, Ti, Mn, S, O и N в вышеописанном составе сплава соответственно удовлетворяли следующим условиям: Al 0,5 вес.% или менее (включая ноль), Ti 0,3 вес.% или менее (включая ноль), Mn 1,0 вес.% или менее (включая ноль), S 0,5 вес.% или менее (включая ноль), O 0,3 вес.% или менее (включая ноль) и N 0,1 вес.% или менее (включая ноль). Предпочтительно, чтобы были удовлетворены следующие условия: Al 0,1 вес.% или менее (исключая ноль), Ti 0,1 вес.% или менее (исключая ноль), Mn 0,5 вес.% или менее (исключая ноль), S 0,1 вес.% или менее (исключая ноль), O от 0,001 до 0,1 вес.% (включая 0,001 вес.% и 0,1 вес.%) и N 0,01 вес.% или менее (исключая ноль). Более предпочтительно, чтобы были удовлетворены следующие условия: Al от 0,0003 до 0,05 вес.% (включая 0,0003 вес.% и 0,05 вес.%), Ti от 0,0002 до 0,05 вес.% (включая 0,0002 вес.% и 0,05 вес.%), Mn от 0,001 до 0,5 вес.% (включая 0,001 вес.% и 0,5 вес.%), S от 0,0002 до 0,1 вес.% (включая 0,0002 вес.% и 0,1 вес.%), O от 0,01 до 0,1 вес.% (включая 0,01 вес.% и 0,1 вес.%), N от 0,0002 до 0,01 вес.% (включая 0,0002 вес.% и 0,01 вес.%).

[0023] В вышеописанном составе сплава элемент Fe (железо) является главным компонентом и существенным элементом, обеспечивающим магнетизм. В принципе предпочтительно, чтобы содержание Fe было высоким для повышения магнитной индукции насыщения и для снижения стоимости материалов. В том случае, если содержание Fe составляет менее 79 ат.%, ∆Т снижается, гомогенные нанокристаллические структуры не могут быть получены и не может быть получена желаемая магнитная индукция насыщения. В том случае, если содержание Fe составляет более 86 ат.%, формирование аморфной фазы при условиях быстрого охлаждения становится затруднительным. Кристаллические частицы имеют различные размеры в диаметре или становятся шероховатыми, так что состав сплава имеет ухудшенные магнитно-мягкие свойства. Соответственно, предпочтительно, чтобы содержание Fe составляло в диапазоне от 79 ат.% до 86 ат.%. В частности, в том случае, если требуется высокая магнитная индукция насыщения в 1,7 Тл или более, предпочтительно, чтобы содержание Fe составляло 82 ат.% или более.

[0024] В вышеописанном составе сплава элемент В (бор) является существенным элементом для формирования аморфной фазы. В том случае, если содержание В составляет менее 4 ат.%, формирование аморфной фазы при условиях быстрого охлаждения становится затруднительным. В том случае, если содержание В составляет более 14 ат.%, гомогенные нанокристаллические структуры не могут быть получены и выделяются соединения Fe-B, так что состав сплава имеет ухудшенные магнитно-мягкие свойства. Соответственно, предпочтительно, чтобы содержание В составляло в диапазоне от 4 ат.% до 14 ат.%. Более того, температура плавления повышается при высоком содержании В, поэтому предпочтительно, чтобы содержание В составляло 13 ат.% или менее. В частности, в том случае, если содержание В составляет в диапазоне от 6 ат.% до 12 ат.%, состав сплава имеет более низкую коэрцитивность и возможно стабильно формировать непрерывную полосу.

[0025] В вышеописанном составе сплава элемент Р (фосфор) является существенным элементом для формирования аморфной фазы. Элемент Р способствует стабилизации нанокристаллов при нанокристаллизации. В том случае, если содержание Р составляет 0 ат.%, гомогенные нанокристаллические структуры не могут быть получены, так что состав сплава имеет ухудшенные магнитно-мягкие свойства. Соответственно, содержание Р должно составлять более 0 ат.%. Кроме того, при низком содержании Р температура плавления повышается. Соответственно, предпочтительно, чтобы содержание Р составляло 1% атомный или более. С другой стороны, в том случае, если содержание Р является высоким, формирование аморфной фазы становится затруднительным, так что гомогенные наноструктуры не могут быть получены, и магнитная индукция насыщения понижается. Соответственно, предпочтительно, чтобы содержание Р составляло 10 ат.% или менее. В частности, если содержание Р составляет в диапазоне от 2 ат.% до 8 ат.%, состав сплава имеет более низкую коэрцитивность и возможно стабильно формировать непрерывную полосу.

[0026] В вышеописанном составе сплава элемент С (углерод) является элементом, образующим аморфную фазу. Согласно данному варианту осуществления элемент С используют вместе с элементом В и элементом Р, что способствует образованию аморфной фазы и улучшению стабильности нанокристаллов по сравнению с тем случаем, когда использован только один из элемента В, элемента Р и элемента С. Кроме того, поскольку элемент С является недорогим, если содержание других металлоидов относительно понижено в результате добавления элемента С, общая стоимость материала снижается. Однако если содержание С составляет 10 ат.% или более, состав сплава становится хрупким, и состав сплава имеет ухудшенные магнитно-мягкие свойства. Соответственно, желательно, чтобы содержание С составляло 10 ат.% или менее.

[0027] В вышеописанном составе сплава элемент Cu (медь) является существенным элементом, способствующим нанокристаллизации. Если содержание Cu составляет менее 0,5 ат.%, кристаллические частицы становятся шероховатыми при термообработке, так что нанокристаллизация становится затруднительной. Если содержание Cu составляет более 2 ат.%, затруднительным становится образование аморфной фазы. Соответственно, желательно, чтобы содержание Cu составляло в диапазоне от 0,5 ат.% до 2 ат.%. В частности, если содержание Cu составляет 1,5 ат.% или менее, состав сплава имеет более низкую коэрцитивность и возможно стабильно формировать непрерывную полосу.

[0028] Элемент Cu имеет положительную энтальпию смешивания с элементом Fe или элементом В, имея отрицательную энтальпию смешивания с элементом Р. Иными словами, существует сильная взаимосвязь между атомом Р и атомом Cu. Поэтому когда эти два элемента добавляют один к другому с целью формирования состава, появляется возможность формирования гомогенной аморфной фазы. Более конкретно, в том случае, если конкретное отношение (Z/Y) содержания Cu (Z) к содержанию P (Y) составляет в диапазоне от 0,1 до 1,2, кристаллизация и рост кристаллических зерен при образовании аморфной фазы в условиях быстрого охлаждения подавляются, в результате чего формируются скопления (кластеры) размером 10 нм или менее. Такие наноразмерные кластеры заставляют кристаллы оцкFe иметь наноструктуры при образовании нанокристаллического сплава на основе Fe. Более конкретно, нанокристаллический сплав на основе Fe согласно настоящему изобретению включает кристаллы оцкFe, у которых средний диаметр частиц составляет 25 нм или менее. Благодаря такой кластерной структуре состав сплава имеет высокую вязкость разрушения и, следовательно, способен быть плоским сам по себе при испытании на загиб на 180 градусов. Испытание на загиб на 180 градусов представляет собой испытание для оценки вязкости разрушения, при котором образец загибают таким образом, что угол загиба составляет 180 градусов, а радиус загиба равен нулю. В результате осуществления испытания на загиб на 180 градусов образец становится плоским сам по себе или разрушается. С другой стороны, в том случае, если конкретное отношение (Z/Y) выходит за пределы вышеуказанного диапазона, гомогенные нанокристаллические структуры не могут быть получены, поэтому состав сплава не может иметь превосходные магнитно-мягкие свойства.

[0029] В вышеописанном составе сплава Al представляет собой примесь, примешиваемую в результате использования промышленного материала. Если содержание Al составляет более 0,50 вес.%, формирование аморфной фазы при быстром охлаждении в атмосфере становится затруднительным. Также после термической обработки выделяются шероховатые кристаллы, так что магнитно-мягкие свойства сильно ухудшаются. Соответственно, желательно, чтобы содержание Al составляло 0,50 вес.% или менее. В частности, если содержание Al составляет 0,10 вес.% или менее, повышение вязкости расплавленного сплава при быстром охлаждении может быть подавлено, так что полоса с гладкой поверхностью без обесцвечивания стабильно формируется даже в атмосфере. Более того, Al обладает способностью предотвращать шероховатость кристаллов, что позволяет получать гомогенные наноструктуры. Таким образом, магнитно-мягкие свойства могут быть улучшены. Что касается нижнего предела, то несмотря на возможность подавления примешивания Al для того, чтобы получить равномерную полосу и стабильные магнитно-мягкие свойства при использовании в качестве промышленного материала высокочистого реагента, стоимость материала повышается. Между тем, при обеспечении содержания Al, составляющего 0,0003 вес.% или более, можно использовать недорогие промышленные материалы, не влияя на магнитные свойства. В частности, в случае данного состава можно улучшить вязкость расплавленного сплава с целью стабильного формирования полосы, имеющей гладкую поверхность, благодаря содержанию очень небольшого количества Al.

[0030] В вышеописанном составе сплава Ti представляет собой примесь, примешиваемую в результате использования промышленного материала. Если содержание Ti составляет более 0,3 вес.%, формирование аморфной фазы при быстром охлаждении в атмосфере становится затруднительным. Также после термической обработки выделяются шероховатые кристаллы, так что магнитно-мягкие свойства сильно ухудшаются. Соответственно, желательно, чтобы содержание Ti составляло 0,3 вес.% или менее. В частности, если содержание Ti составляет 0,05 вес.% или менее, можно подавить повышение вязкости расплавленного сплава при быстром охлаждении, так что полоса с гладкой поверхностью без обесцвечивания стабильно формируется даже в атмосфере. Более того, Ti обладает способностью предотвращать шероховатость кристаллов, что позволяет получать гомогенные наноструктуры. Таким образом, магнитно-мягкие свойства могут быть улучшены. Что касается нижнего предела, то несмотря на возможность подавления примешивания Ti для того, чтобы получить устойчивую полосу и стабильные магнитно-мягкие свойства при использовании в качестве промышленного материала высокочистого реагента, стоимость материала повышается. Между тем, при обеспечении содержания Ti, составляющего 0,0002 вес.% или более, можно использовать недорогие промышленные материалы, не влияя на магнитные свойства. В частности, в случае данного состава, можно улучшить вязкость расплавленного сплава с целью стабильного формирования полосы, имеющей гладкую поверхность, благодаря содержанию очень небольшого количества элемента Ti.

[0031] В вышеописанном составе сплава Mn представляет собой неизбежную примесь, примешиваемую в результате использования промышленного материала. Если содержание Mn составляет более 1,0 вес.%, магнитная индукция насыщения снижается. Соответственно, желательно, чтобы содержание Mn составляло 1,0 вес.% или менее. Особенно предпочтительно, чтобы содержание Mn составляло 0,5 вес.% или менее для того, чтобы получить магнитную индукцию насыщения в 1,7 Тл или более. Что касается нижнего предела, то несмотря на возможность подавления примешивания Mn для того, чтобы получить устойчивую полосу и стабильные магнитно-мягкие свойства при использовании в качестве промышленного материала высокочистого реагента, стоимость материала повышается. Между тем, при обеспечении содержания Mn, составляющего 0,001 вес.% или более, можно использовать недорогие промышленные материалы, не влияя на магнитные свойства. Более того, Mn служит улучшению способности формирования аморфной фазы, поэтому содержание Mn может составлять 0,01 вес.% или более. Кроме того, можно предотвращать шероховатость кристаллов и получать гомогенные наноструктуры. Поэтому магнитно-мягкие свойства могут быть улучшены.

[0032] В вышеописанном составе сплава S представляет собой примесь, примешиваемую в результате использования промышленного материала. Если содержание S составляет более 0,5 вес.%, вязкость разрушения может снизиться. Кроме того, ухудшается термостойкость, так что магнитно-мягкие свойства после нанокристаллизации ухудшаются. Соответственно, желательно, чтобы содержание S составляло 0,5 вес.% или менее. В частности, если содержание S составляет 0,1 вес.% или менее, можно получать полосу, имеющую превосходные магнитно-мягкие свойства и меняющиеся в узких пределах магнитные свойства. Что касается нижнего предела, то, несмотря на возможность подавления примешивания S для того, чтобы получить устойчивую полосу и стабильные магнитно-мягкие свойства при использовании в качестве промышленного материала высокочистого реагента, стоимость материала повышается. Между тем, при обеспечении содержания S с вышеуказанным вес.% или менее можно использовать недорогие промышленные материалы, не влияя на магнитные свойства. S служит снижению температуры плавления и вязкости в расплавленном состоянии. В частности, содержание S, равное 0,0002 вес.% или более, является эффективным для содействия сфероидизации порошков при их формировании распылением. Соответственно, предпочтительно, чтобы содержание S составляло 0,0002 вес.% или более при формировании порошков распылением.

[0033] В вышеописанном составе сплава О представляет собой примесь, примешиваемую при расплавлении, при термообработке или в результате использования промышленного материала. При формировании полосы с использованием одновалкового способа закалки жидкости или т.п. возможно подавить окисление и обесцвечивание, а также сгладить поверхность полосы посредством ее формирования в камере с контролируемой атмосферой. Однако стоимость производства возрастает. Согласно данному варианту осуществления регулируют поступление в атмосферу или на участок быстрого охлаждения инертного газа или восстановительного газа, такого как азот, аргон или газообразная угольная кислота. Соответственно, можно непрерывно формировать полосу с гладким состоянием поверхности даже при способе формирования, который вызывает содержание О, составляющее 0,001 вес.% или более. Более того, могут быть получены стабильные магнитные свойства. Поэтому появляется возможность резко снизить стоимость производства. То же происходит, когда порошки формируют методом распыления водой, методом распыления газом или т.п. Даже при использовании способа формирования, который вызывает содержание О, составляющее 0,01 вес.% или более, можно отлично формировать превосходное состояние поверхности и сферическую форму с тем, чтобы получить стабильные магнитно-мягкие свойства. Поэтому появляется возможность резко снизить стоимость производства. Иными словами, содержание О может составлять 0,001 вес.% или более при формировании состава сплава в потоке восстановительного газа. В противном случае содержание О может составлять 0,01 вес.% или более. Более того, можно осуществлять термообработку в окислительной атмосфере с целью формирования оксидного слоя на поверхности с тем, чтобы улучшить изоляционные свойства и частотные характеристики. Согласно данному варианту осуществления, если содержание О составляет более 0,3 вес.%, поверхность может обесцветиться, магнитные свойства могут ухудшиться, коэффициент слоистости может снизиться, а формуемость может ухудшиться. Соответственно, желательно, чтобы содержание О составляло 0,3 вес.% или менее. В частности, поскольку элемент О сильно влияет на магнитные свойства состава сплава, имеющего форму полосы, предпочтительно, чтобы содержание О составляло 0,1 вес.% или менее.

[0034] В вышеописанном составе сплава N представляет собой примесь, примешиваемую при расплавлении, при термообработке или в результате использования промышленного материала. При формировании полосы с использованием одновалкового способа закалки жидкости регулируют поступление в атмосферу или на участок быстрого охлаждения инертного газа или восстановительного газа, такого как азот, аргон или газообразная угольная кислота. Соответственно, можно непрерывно формировать полосу, имеющую гладкое состояние поверхности, даже при способе формирования, который вызывает содержание N, составляющее 0,0002 вес.% или более. Более того, при термообработке для нанокристаллизации можно получить стабильные магнитно-мягкие свойства даже при осуществлении термообработки не в вакууме, а в потоке газообразного N. Поэтому появляется возможность резко снизить стоимость производства. Согласно данному варианту осуществления, если содержание N составляет более 0,1 вес.%, магнитно-мягкие свойства могут ухудшиться. Соответственно, желательно, чтобы содержание N составляло 0,1 вес.% или менее.

[0035] Состав сплава согласно данному варианту осуществления может иметь различные формы. Например, состав сплава может иметь форму непрерывной полосы или может иметь форму порошка. Состав сплава в форме непрерывной полосы может быть сформирован с использованием имеющейся установки формирования, такой как одновалковая установка формирования или двухвалковая установка формирования, используемая для формирования аморфной полосы на основе Fe или т.п. Состав сплава в форме порошка может быть сформирован методом распыления водой или методом распыления газом либо может быть сформирован дроблением состава сплава, такого как полоса.

[0036] Для формирования ленточного (спирального) сердечника или пластинчатого (шихтованного) сердечника либо для осуществления штамповки требуется высокая вязкость разрушения. С учетом необходимости такой высокой вязкости разрушения предпочтительно, чтобы состав сплава в форме непрерывной полосы обладал способностью быть плоским сам по себе при подвергании испытанию на загиб на 180 градусов в состоянии до термообработки. Испытание на загиб на 180 градусов представляет собой испытание для оценки вязкости разрушения, при котором образец загибают таким образом, что угол загиба составляет 180 градусов, а радиус загиба равен нулю. В результате испытания на загиб на 180 градусов образец либо становится плоским сам по себе (О), либо разрушается (×). При описанном ниже проведении оценки образец полосы длиной 3 см сгибали в его центре и проверяли, становится ли образец полосы плоским сам по себе (О) или разрушается (×).

[0037] Состав сплава согласно данному варианту осуществления формируют в магнитный сердечник, такой как ленточный сердечник, пластинчатый сердечник или порошковый сердечник. Использование сформированного таким образом магнитного сердечника может обеспечить деталь, такую как трансформатор, индуктор, электродвигатель или генератор.

[0038] Состав сплава согласно данному варианту осуществления имеет низкую температуру плавления. Состав сплава плавят, нагревая его в инертной атмосфере, такой как атмосфера газообразного Ar, так что вызывается эндотермическая реакция. Температуру, при которой начинается эндотермическая реакция, называют «температурой плавления (Т_пл)». Температура плавления (Т_пл) может быть определена в результате термического анализа, осуществляемого, например, с использованием дифференциального термического анализатора (ДТА) в условиях, при которых скорость повышения температуры составляет примерно 10°С в минуту.

[0039] Состав сплава согласно данному варианту осуществления включает Fe, В и Р в качестве существенных элементов, при этом эвтектические составы Fe с В и Р представляют собой соответственно Fe₈₃B₁₇ с высоким содержанием Fe и Fe₈₃P₁₇ с высоким содержанием Fe. Поэтому возможно снизить температуру плавления, когда состав сплава имеет высокое содержание Fe. Подобным образом, эвтектический состав Fe с С представляет собой Fe₈₃C₁₇ с высоким содержанием Fe. Поэтому для того, чтобы снизить температуру плавления, эффективным также является добавление С. Нагрузка на установку формирования может быть снижена в результате такого снижения температуры плавления. Кроме того, если температура плавления низка, можно быстро охлаждать от низкой температуры при формировании аморфной фазы, в результате чего скорость охлаждения повышается. Следовательно, формирование аморфной полосы облегчается. Более того, возможно получать гомогенные нанокристаллические структуры, в результате чего магнитно-мягкие свойства могут быть улучшены. Конкретно, предпочтительно, чтобы температура плавления (Т_пл) составляла менее 1150°С, что является температурой плавления коммерческого Fe аморфного.

[0040] Основной фазой состава сплава согласно данному варианту осуществления является аморфная фаза. Поэтому когда состав сплава подвергают термической обработке в инертной атмосфере, такой как атмосфера газообразного Ar, состав сплава кристаллизуется два или более раз. Температуру, при которой начинается первая кристаллизация, называют «температурой начала первой кристаллизации (Т_х1)», а другую температуру, при которой начинается вторая кристаллизация, называют «температурой начала второй кристаллизации (Т_х2)». Кроме того, разница температур ∆Т=Т_х2-Т_х1 представляет собой разницу между температурой начала первой кристаллизации (Т_х1) и температурой начала второй кристаллизации (Т_х2). Просто термин «температура начала кристаллизации» означает температуру начала первой кристаллизации (Т_х1). Эти температуры кристаллизации могут быть определены в результате термического анализа, осуществляемого с помощью прибора дифференциальной сканирующей калориметрии (ДСК) в условиях, при которых скорость повышения температуры составляет примерно 40°С в минуту.

[0041] Состав сплава согласно данному варианту осуществления подвергают термической обработке в условиях, при которых температура процесса не ниже, чем температура начала кристаллизации (т.е. температура начала первой кристаллизации) - 50°С, так что может быть получен нанокристаллический сплав на основе Fe согласно данному варианту осуществления. Для того чтобы получить гомогенные нанокристаллические структуры при формировании нанокристаллического сплава на основе Fe, предпочтительно, чтобы разница ∆Т между температурой начала первой кристаллизации (Т_х1) и температурой начала второй кристаллизации (Т_х2) состава сплава составляла в диапазоне от 70°С до 200°С.

[0042] Полученный таким образом нанокристаллический сплав на основе Fe согласно данному варианту осуществления имеет низкую коэрцитивность в 20 А/м или менее и высокую магнитную индукцию насыщения в 1,60 Тл или более. В частности, выбор содержания Fe (100-X-Y-Z), содержания Р (X), содержания Cu (Z) и конкретного отношения (Z/Y), а также условий термической обработки может регулировать количество нанокристаллов так, чтобы снижать его магнитострикцию насыщения. Для предотвращения ухудшения магнитно-мягких свойств желательно, чтобы его магнитострикция насыщения составляла 10×10^-6 или менее.

[0043] Используя нанокристаллический сплав на основе Fe согласно данному варианту осуществления, можно сформировать магнитный сердечник, такой как ленточный сердечник, пластинчатый сердечник или порошковый сердечник. Использование сформированного таким образом магнитного сердечника может обеспечить деталь, такую как трансформатор, индуктор, электродвигатель или генератор.

[0044] Ниже будет описан вариант осуществления настоящего изобретения с большими подробностями и со ссылкой на несколько примеров.

[0045] Примеры 1-15 и сравнительные примеры 1-4

Материалы соответствующим образом навешивали для того, чтобы получить составы сплавов по примерам 1-15 настоящего изобретения и сравнительным примерам 1-3, перечисленным ниже в таблице 1, и плавили в высокочастотном нагревательном устройстве. Расплавленные составы сплавов обрабатывали одновалковым способом закалки жидкости в атмосфере так, чтобы получить непрерывные полосы, имеющие толщину 20-25 мкм, ширину примерно 15 мм и длину примерно 10 м. В качестве сравнительного примера 4 приготовили коммерческую аморфную полосу Fe-Si-B, имеющую толщину 25 мкм. Методом рентгеновской дифракции (РФА) осуществляли идентификацию фаз для каждой из непрерывных полос из составов сплавов. Их температуры начала первой кристаллизации и их температуры начала второй кристаллизации определяли с помощью дифференциальной сканирующей калориметрии (ДСК). Температуры плавления определяли с помощью дифференциального термического анализатора (ДТА). Затем составы сплавов из примеров 1-15 и сравнительных примеров 1-4 подвергали процессам термической обработки, осуществляемым при условиях термической обработки, перечисленных в таблице 1. Магнитную индукцию насыщения Bs каждого из подвергнутых термической обработке составов сплавов измеряли с помощью магнитометра с вибрирующим образцом (МВО) в магнитном поле 800 кА/м. Коэрцитивность Нс каждого состава сплава измеряли с помощью работающего на постоянном токе регистратора ВН в магнитном поле 2-4 кА/м. Результаты измерений показаны в таблицах 1 и 2.

[0048] Как следует из таблицы 1, каждый из составов сплавов из примеров 1-15 содержит аморфную фазу в качестве основной фазы после процесса быстрого охлаждения, при этом подтверждается его способность быть плоским самому по себе при испытании на загиб на 180 градусов.

[0049] Как следует из таблицы 2, каждый из подвергнутых термической обработке составов сплавов из примеров 1-15 имеет превосходную нанокристаллическую структуру, имея высокую магнитную индукцию насыщения 1,6 Тл или более и низкую коэрцитивность Нс 20 А/м или менее. С другой стороны, ни в один из составов сплавов из сравнительных примеров 1-4 не добавлен один из Р и Cu, так что кристаллы становятся шероховатыми, а коэрцитивность ухудшается после термической обработки. На фиг.1 график для сравнительного примера 1 показывает, что его коэрцитивность Нс быстро ухудшается по мере повышения температуры процесса. С другой стороны, графики для примеров 4-6 показывают, что их коэрцитивности Нс не ухудшаются даже в том случае, когда температура термической обработки повышается выше температуры кристаллизации. Такой эффект вызван нанокристаллизацией. Это также подтверждается тем фактом, что магнитная индукция насыщения Bs после термической обработки, показанная в таблице 1, улучшается.

[0050] Как следует из таблицы 1, каждый из составов сплавов из примеров 1-15 имеет разницу температур начала кристаллизации ∆Т(=Т_х2-Т_х1), составляющую 70°С или более. Состав сплава подвергают термической обработке в таких условиях, что его максимальная мгновенная температура термической обработки находится в диапазоне между температурой начала его первой кристаллизации Т_х1-50°С и температурой начала его второй кристаллизации Т_х2, так что могут быть получены превосходные магнитно-мягкие свойства (коэрцитивность Нс), как показано в таблице 2.

[0051] Как следует из сравнительного примера 2 и примеров 7-13, перечисленных в таблице 1, при повышении содержания В и понижении содержания Р температура плавления повышается. Вышеупомянутый эффект особенно четко проявляется в том случае, когда содержание В составляет свыше 13 ат.%, а содержание Р составляет менее 1 ат.%. Поэтому Р также является обязательным с учетом формирования полосы. Предпочтительно, чтобы содержание Р составляло 1 ат.% или более, а содержание В составляло 13 ат.% или менее. Как следует из таблицы 2, с учетом магнитных свойств, предпочтительно, чтобы содержание В составляло в диапазоне от 6 до 12 ат.%, а содержание Р составляло в диапазоне от 2 до 8 ат.% для того, чтобы можно было стабильно получать низкую коэрцитивность Нс в 10 А/м или менее. В случае состава сплава в форме полосы на ее магнитные свойства особенно большое влияние оказывает N. Соответственно, предпочтительно, чтобы содержание N составляло 0,01 вес.% или менее.

[0052] Как следует из примера 14, приведенного в таблицах 1 и 2, даже если добавлен элемент С, несмотря на низкую температуру плавления, может быть получена как высокая магнитная индукция насыщения Bs, так и низкая коэрцитивность Нс.

[0053] Как следует из примера 15, приведенного в таблице 2, высокая магнитная индукция насыщения Bs свыше 1,9 Тл может быть получена при добавлении элемента Со.

[0054] Как оп