基于纳米晶磁性合金的磁芯
阅读：156发布：2022-02-04
专利汇可以提供基于纳米晶磁性合金的磁芯专利检索，专利查询，专利分析的服务。并且一种磁芯包括 纳米晶 合金 薄带，具有局部结构，使得平均粒度小于40nm的纳米晶分散在非晶基质中并且占据所述薄带的超过百分之三十的体积比。所述薄带可具有基于 铁 的合金成分，包括量达0.6 原子 ％至1.2原子％的Cu、量达10原子％至20原子％的B和量大于0原子％且高达10原子％的Si，其中，B和Si的组合含量为10原子％至24原子％。，下面是基于纳米晶磁性合金的磁芯专利的具体信息内容。
1.一种磁芯，包括：
纳米晶合金薄带，具有基于铁的合金成分，包括量达0.6原子％至1.2原子％的Cu、量达
10原子％至20原子％的B和量大于0原子％且高达10原子％的Si，其中，B和Si的组合含量为
10原子％至24原子％，
所述纳米晶合金薄带具有局部结构，使得平均粒度小于40nm的纳米晶分散在非晶基质中并且占据所述薄带的超过百分之三十的体积比。
2.一种磁芯，所述磁芯包括：
具有用FeCuxBySizAaXb表示成分的纳米晶合金薄带，其中，0.6≤x<1.2、10≤y≤20、0≤(y+z)≤24且0≤a≤10、0≤b≤5，所有数字都是原子百分比，并且余量是Fe和附带杂质，并且其中，A包括可选自Ni、Mn、Co、V、Cr、Ti、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta和W中的至少一个元素，并且X包括可选自Re、Y、Zn、As、In、Sn和稀土元素中的至少一个元素，
所述纳米晶合金薄带具有局部结构，使得平均粒度小于40nm的纳米晶分散在非晶基质中并且占据所述薄带的超过百分之三十的体积比。
3.根据权利要求1或2所述的磁芯，其中，
在热处理期间施加1MPa和500MPa之间的张力的情况下，所述薄带经受以10℃/s或更大的升温速率从430℃至550℃的温度范围下的热处理不到30秒；以及
在所述热处理之后，缠绕所述薄带，以形成缠绕芯。
4.根据权利要求3所述的磁芯，其中，
在沿着所述芯的周向施加不到4kA/m的磁场的情况下，在400℃至500℃的温度下将所述缠绕芯进一步热处理达1.8ks-10.8ks。
5.根据权利要求1或2所述的磁芯，其中，
所述芯是缠绕芯，以及
所述芯的圆形部分包括当松开时其曲率半径在10mm和200mm之间的薄带，以及
所述芯的所述圆形部分使得由(2-Rw/Rf)定义的薄带弛豫速率大于0.93，其中，Rw和Rf分别是所述薄带释放之前的薄带曲率半径和在其释放并且不受约束之后的薄带曲率半径。
6.根据权利要求3所述的磁芯，其中，通过以超过10℃/s的平均升温速率从室温升至超过430℃且低于550℃的预定保持温度，对所述纳米晶合金薄带进行热处理，保持时间不到
30秒。
7.根据权利要求3所述的磁芯，其中，通过以超过10℃/s的平均升温速率从300℃升至超过450℃且低于520℃的预定保持温度，对所述纳米晶合金薄带进行热处理，保持时间不到30秒。
8.根据权利要求7所述的磁芯，其中，所述保持时间不到20秒。
9.根据权利要求1或2所述的磁芯，其中，所述纳米晶合金薄带的成分包含至少78原
子％的Fe。
10.根据权利要求1或2所述的磁芯，其中，所述纳米晶合金薄带的成分包含0.01原子％至10原子％的选自Ni、Mn、Co、V、Cr、Ti、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta和W中的至少一个。
11.根据权利要求10所述的磁芯，其中，所述纳米晶合金的成分包含总量低于0.4原
子％的选自Nb、Zr、Ta和Hf中的至少一个。
12.根据权利要求1或2所述的磁芯，其中，在所述纳米晶合金薄带的成分中，Re、Y、Zn、As、In、Sn和稀土元素的总量小于2.0原子％。
13.根据权利要求12所述的磁芯，其中，Re、Y、Zn、As、In、Sn和稀土元素的总量小于1.0原子％。
14.一种包括权利要求1或2所述的磁芯的电力分配变压器。
15.一种在商用高频率下工作的用于电力管理的磁性电感器，包括权利要求1或2所述的磁芯。
16.一种电力电子器件中利用的变压器，包括权利要求1或2所述的磁芯。
17.根据权利要求1或2所述的磁芯，具有小于4A/m的矫顽力。
18.一种包括权利要求1或2所述的磁芯的装置，
所述芯在60Hz和1.6T下具有0.2W/kg-0.5W/kg的芯损耗和在50Hz和1.6T下具有0.15W/kg-0.4W/kg的芯损耗，具有超过1.7T的B800，以及
所述装置是电力分配变压器或在商用高频率下工作的用于电力管理的磁性电感器。
19.一种包括权利要求1或2所述的磁芯的装置，
所述芯在10kHz下具有小于30W/kg的芯损耗和0.5T的工作电感水平，具有超过1.7T的B800，以及
所述装置是在商用高频率下工作的用于电力管理的磁性电感器或在电力电子器件中
利用的变压器。
20.根据权利要求1或2所述的磁芯，具有超过0.8的Br/B800以及超过1.7T的B800。
21.一种制造权利要求1或2所述的磁芯的方法，包括：
在热处理期间施加1MPa和500MPa之间的张力的情况下，以10℃/s或更大的升温速率在
430℃至550℃的温度范围下对薄带进行热处理不到30秒；以及
在所述热处理之后，缠绕所述薄带，以形成缠绕芯。
22.根据权利要求21所述的方法，还包括：
在缠绕所述薄带之后，在沿着所述芯的周向施加不到4kA/m的磁场的情况下，在400℃至500℃的温度下将所述缠绕芯进一步热处理达1.8ks-10.8ks。
23.根据权利要求21的方法，其中，通过以超过10℃/s的平均升温速率从室温升至超过
430℃且低于550℃的预定保持温度，执行所述缠绕之前的所述热处理，保持时间不到30秒。
24.一种制造磁芯的方法，包括：
在热处理期间施加1MPa和500MPa之间的张力的情况下，以10℃/s或更大的升温速率在从430℃至550℃的温度范围下对非晶合金薄带进行热处理不足30秒，所述薄带具有用FeCuxBySizAaXb表示的成分，其中，0.6≤x<1.2、10≤y≤20、0≤(y+z)≤24且0≤a≤10、0≤b≤5，所有数字都是原子百分比，并且余量是Fe和附带杂质，并且其中，A包括可选自Ni、Mn、Co、V、Cr、Ti、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta和W中的至少一个元素，并且X包括可选自Re、Y、Zn、As、In、Sn和稀土元素中的至少一个元素；以及
在所述热处理之后，缠绕所述薄带，以形成缠绕芯。
25.一种磁芯，包括：
纳米晶合金薄带，其具有用FeCuxBySizAaXb表示的成分，其中，0.6≤x<1.2、10≤y≤20、
10≤(y+z)≤24且0≤a≤10、0≤b≤5，所有数字都是原子百分比，余量是Fe和偶见杂质，其中，A包括可选自Ni、Mn、Co、V、Cr、Ti、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta、W、P、C、Au和Ag中的至少一个元素，并且X包括可选自Re、Y、Zn、As、In、Sn和稀土元素中的至少一个元素，
所述纳米晶合金薄带具有局部结构，使得平均粒度小于40nm的纳米晶分散在非晶基质中并且占据所述薄带的超过百分之三十的体积比。
基于纳米晶磁性合金的磁芯
[0001] 发明背景
技术领域
背景技术
[0003] 在磁性电感器、电扼流线圈、脉冲功率器件、变压器、电机、发电机、电流传感器、天线芯和电磁屏蔽片材中广泛使用了晶体硅钢、铁氧体、基于钴的非晶软磁合金、基于铁的非晶和纳米晶合金。广泛使用的硅钢的成本低并且表现出高饱和感应Bs，但高频下有损失。高磁损耗的成因之一是它们的矫顽力Hc高，为大约8A/m。铁氧体具有低饱和感应，因此当在高功率磁性电感器中使用时，磁性饱和。基于钴的非晶合金相对价格高，通常得到小于1T的饱和感应。因为它们的低饱和感应，由基于钴的非晶合金构成的磁部件需要大，以补偿比饱和感应Bs低的低水平工作磁感应。基于铁的非晶合金具有1.5-1.6T，比硅钢的Bs～2T低。显然需要超过1.6T的饱和感应和小于8A/m的矫顽力Hc的磁合金，以产生针对以上提到的装置的高能效且小尺寸的磁芯。
[0004] 在国际申请公开WO2007/032531(下文中，“‘531公开”)中已经教导了具有高饱和感应和低矫顽力的基于铁的纳米晶合金。该合金具有化学成分Fe100-x-y-z CuxByXz(X：由Si、S、C、P、AI、Ge、Ga和Be组成的组中的至少一种)，其中，x、y、z使得0.1≤x≤3、10≤y≤20、0原子百分比)并且具有以下的局部结构：其中分布有平均直径小于60nm的晶粒，占据合金的不止百分之三十体积比。该合金包含铜，但是其在合金中的技术作用没有得到明确证实。据认为，在‘531公开时，铜原子形成原子团簇，原子团簇用作其大小因材料制造后的热处理而生长成具有在‘531公开中定义的局部结构的纳米晶体的种
子。另外，据认为，根据传统冶金定律，由于铜与铁热混合呈正相关，导致在熔融合金中存在铜团簇，这样确定了熔融合金中的上限铜含量。然而，后来变得清楚的是，铜在快速凝固期间达到其溶解极限值，因此析出，从而启动纳米晶化过程。在超级冷却状况下，为了实现在快速凝固时能够进行启动纳米晶化的预料中的局部原子结构，铜含量x必须在1.2和1.6之
间。因此，‘531公开中的铜含量范围0.1≤x≤3已经大幅减小。这些合金在本申请中被归类为P型合金。事实上，由于局部结晶化，发现‘531公开的合金具有脆性并因此是难以处理的，尽管所得到的磁性是可接受的。另外，已发现，难以进行稳定的材料铸造，因为针对‘531公开的合金的快速凝固状况随着凝固速度大幅变化。因此，期望得到优于‘531公开的产品的改进。
子。另外，据认为，根据传统冶金定律，由于铜与铁热混合呈正相关，导致在熔融合金中存在铜团簇，这样确定了熔融合金中的上限铜含量。然而，后来变得清楚的是，铜在快速凝固期间达到其溶解极限值，因此析出，从而启动纳米晶化过程。在超级冷却状况下，为了实现在快速凝固时能够进行启动纳米晶化的预料中的局部原子结构，铜含量x必须在1.2和1.6之
间。因此，‘531公开中的铜含量范围0.1≤x≤3已经大幅减小。这些合金在本申请中被归类为P型合金。事实上，由于局部结晶化，发现‘531公开的合金具有脆性并因此是难以处理的，尽管所得到的磁性是可接受的。另外，已发现，难以进行稳定的材料铸造，因为针对‘531公开的合金的快速凝固状况随着凝固速度大幅变化。因此，期望得到优于‘531公开的产品的改进。
发明内容
[0005] 在改进‘531公开的产品的方法中，已发现，通过将原始没有现浇精细晶粒的合金快速升温，在按照本发明的实施例的合金中形成精细纳米晶结构。还发现，热处理后的合金表现出优异的软磁性能，诸如超过1.7T的高饱和感应。表现出这些磁性能的合金在本申请
中命名为Q型合金。根据本发明的实施例的Q型合金中的纳米晶化机制与相关技术的合金
(参见例如美国专利No.8,007,600和国际专利公开WO2008/133301)的纳米晶化机制的不同
之处在于，用其他元素替换诸如P和Nb的玻璃形成元素导致结晶化期间合金中形成的非晶
相的热稳定性增强。此外，元素替换抑制了热处理期间析出的晶粒的生长。另外，通过将合金薄带快速升温，减小了材料中的原子扩散速率，从而导致晶体形核位置的数量减小。P型合金中发现的元素P难以保持其在材料中的纯度，并且P往往会在低于300℃的温度下扩散，从而使合金的热稳定性减小。因此，P不是合金中期望的元素。已知用诸如Nb和Mo的元素来提高玻璃态或非晶态下的基于Fe的合金的可成形性，但往往会减小合金的饱和感应，因为
它们是非磁性的并且它们的原子大小大。因此，优选合金中的诸如Mo和Nb的元素的含量应
该尽可能低。
中命名为Q型合金。根据本发明的实施例的Q型合金中的纳米晶化机制与相关技术的合金
(参见例如美国专利No.8,007,600和国际专利公开WO2008/133301)的纳米晶化机制的不同
之处在于，用其他元素替换诸如P和Nb的玻璃形成元素导致结晶化期间合金中形成的非晶
相的热稳定性增强。此外，元素替换抑制了热处理期间析出的晶粒的生长。另外，通过将合金薄带快速升温，减小了材料中的原子扩散速率，从而导致晶体形核位置的数量减小。P型合金中发现的元素P难以保持其在材料中的纯度，并且P往往会在低于300℃的温度下扩散，从而使合金的热稳定性减小。因此，P不是合金中期望的元素。已知用诸如Nb和Mo的元素来提高玻璃态或非晶态下的基于Fe的合金的可成形性，但往往会减小合金的饱和感应，因为
它们是非磁性的并且它们的原子大小大。因此，优选合金中的诸如Mo和Nb的元素的含量应
该尽可能低。
[0006] 虽然在薄带形式材料中减轻了经常在相关技术中遭遇的热处理期间的大微晶生长，但必须在诸如层合或环形芯的具有较大尺寸的磁芯中确保一致的热处理。
[0007] 因此，本发明的一个方面是开发合金的热处理期间的升温速率增加的方法，通过该方法，使纳米晶化材料中的诸如芯损耗的磁损耗减小，从而为磁性部件提供改进的性能。
[0008] 本发明的一个主要方面是基于本发明的实施例中最佳热处理后的合金来提供磁芯，其意图是在发电和管理中、在变压器和磁性电感器中使用芯。
[0009] 考虑到之前段落中描述的构成元素的所有效果，合金可具有化学成分FeCuxBySiz，其中，0.6≤x<1.2、10≤y≤20、0
[0010] 首先通过将具有在之前段落中给出的化学成分的快速凝固的薄带直接接触到金属或陶瓷表面上，之后在高于300℃时以大于10℃/s的升温速率来快速加热薄带，可以在
450℃和550℃之间的温度下对薄带进行热处理。
450℃和550℃之间的温度下对薄带进行热处理。
[0012] 上述的热处理过程产生局部结构，使得平均粒度小于40nm的纳米晶分布在非晶基质中并且占据超过百分之三十的体积比。
[0013] 根据之前段落的热处理后的薄带在80A/m下具有超过1.6T的磁感应、超过1.7T的饱和感应和小于6.5A/m的矫顽力Hc。另外，热处理后的薄带在1.6T和50Hz下表现出小于
0.4W/kg的芯损耗和在1.6T和60Hz下小于0.55W/kg的芯损耗。
0.4W/kg的芯损耗和在1.6T和60Hz下小于0.55W/kg的芯损耗。
[0014] 可将热处理后的薄带缠绕成环形芯，然后在沿着薄带长度方向施加或不施加磁场的情况下，在400℃-500℃下热处理达1分钟至8小时。具有此磁场的该退火过程在本公开中命名为纵向场退火。当将薄带缠绕以形成芯时，芯的周向是薄带的长度方向。因此，在沿着缠绕芯的周向施加场的情况下进行退火是纵向场退火的形式。
[0015] 当松开时，环形芯可具有从10mm至200mm的薄带曲率半径和大于0.93的由(2-Rw/Rf)定义的薄带弛豫速率，其中，Rw和Rf分别是在薄带释放之前的薄带曲率半径和它在释放且不受约束之后的薄带曲率半径。
[0016] 环形芯可具有超过0.7的Br/B800，其中，Br和B800分别是在施加0A/m(剩磁)和800A/m的场下的感应。
[0017] 环形芯分别地在1.6T和50Hz下可具有范围在0.15W/kg至0.4W/kg(包括0.16W/kg至0.31W/kg的值)内的芯损耗、在1.6T和60Hz激励下范围在0.2W/kg至0.5W/kg(包括0.26W/
kg至0.38W/kg的值)内的芯损耗。矫顽力可小于4A/m，并且可小于3A/m。矫顽力的范围可在
2A/m至4A/m内(包括范围在2.2A/m至3.7A/m内的值)。
kg至0.38W/kg的值)内的芯损耗。矫顽力可小于4A/m，并且可小于3A/m。矫顽力的范围可在
2A/m至4A/m内(包括范围在2.2A/m至3.7A/m内的值)。
[0018] 环形芯可制造成变压器芯、电扼流圈、功率电感器等。
[0019] 在10kHz下，环形芯在0.1T电感下可具有3W/kg的芯损耗、0.2T电感下为10W/kg和0.4T电感下为28W/kg。
[0020] 环形芯可制造成在高频下工作的变压器芯、功率电感器芯等。
[0021] 环形芯可具有接近饱和感应Bs并且范围在1.7T至1.78T的B800。
[0022] 当沿着薄带长度方向施加的电场是零时，可用沿着薄带宽度方向施加的磁场对环形芯进行热处理。由于薄带宽度方向横向于薄带长度方向，因此该过程在本公开中命名为
横向场退火。通过使用沿着薄带宽度方向的场，环形芯的BH特性可改变。可使用该过程来改变环形芯的有效磁导率。
横向场退火。通过使用沿着薄带宽度方向的场，环形芯的BH特性可改变。可使用该过程来改变环形芯的有效磁导率。
[0024] 在本发明的第一方面，一种磁芯包括：具有用FeCuxBySizAaXb表示成分的纳米晶合金薄带，其中，0.6≤x<1.2、10≤y≤20、0≤(y+z)≤24且0≤a≤10、0≤b≤5，所有数字是指原子百分比，并且余量是Fe和附带杂质，并且其中，A包括可选自Ni、Mn、Co、V、Cr、Ti、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta和W中的至少一个元素，并且X包括可选自Re、Y、Zn、As、In、Sn和稀土元素中的至少一个元素，纳米晶合金薄带具有局部结构，使得平均粒度小于40nm的纳米晶分散在非晶基质中并且占据薄带的超过百分之三十的体积比。该成分可以是本公开中讨论的成分中的任
一种。
一种。
[0025] 在本发明的第二方面，在本发明的第一方面的磁芯中：在热处理期间施加1MPa和500MPa之间的张力的情况下，薄带经受以10℃/s或更大的升温速率、在从430℃至550℃的
温度范围下的热处理不到30秒，并且在热处理之后，缠绕薄带，以形成缠绕芯。
温度范围下的热处理不到30秒，并且在热处理之后，缠绕薄带，以形成缠绕芯。
[0026] 在本发明的第三方面，在本发明的第二方面的磁芯中，其中，在沿着芯周向施加不到4kA/m的磁场的情况下，在400℃至500℃的温度下将缠绕形式的芯进一步热处理达1.8ks-10.8ks。
[0027] 在本发明的第四方面，在本发明的第一方面至第三方面中的任一个的磁芯中，芯是缠绕芯，并且芯的圆形部分包括松开时其曲率半径在10mm和200mm之间的薄带，并且芯的圆形部分使得由(2-Rw/Rf)定义的薄带弛豫速率大于0.93，其中，Rw和Rf分别是薄带释放之前的薄带曲率半径和在其释放并且不受约束之后的薄带曲率半径。
[0028] 在本发明的第五方面，在本发明的第二方面至第四方面中的任一项的磁芯中，通过超过10℃/s的平均升温速率从室温升至超过430℃且低于550℃的预定保持温度，对纳米
晶合金薄带进行热处理，保持时间不到30秒。
晶合金薄带进行热处理，保持时间不到30秒。
[0029] 在本发明的第六方面，在本发明的第二方面至第四方面中的任一项的磁芯中，通过超过10℃/s的平均升温速率从300℃升到超过450℃且低于520℃的预定保持温度，对纳
米晶合金薄带进行热处理，保持时间不到30秒。
米晶合金薄带进行热处理，保持时间不到30秒。
[0030] 在本发明的第七方面，在本发明的第六方面的磁芯中，在构造芯的过程中，保持时间不到20秒。
[0031] 可在作为电力分配变压器的装置中利用本发明的以上第一方面至第七方面的芯。本发明的以上第一方面至第七方面的芯可具有范围在2A/m至4A/m的矫顽力。可在作为电力
分配变压器或在商用高频率下工作的用于电力管理的磁感应器的装置中利用本发明的以
上第一方面至第七方面的芯，其中，磁芯具有范围在2A/m至4A/m的矫顽力，并且还可在60Hz和1.6T下具有0.2W/kg-0.5W/kg的芯损耗和在50Hz和1.6T下的0.15W/kg-0.4W/kg的芯损
耗，并具有超过1.7T的B800。可在商用高频率下工作的用于电力管理的磁感应器或电力电子器件中利用的变压器的装置中利用本发明的以上第一方面至第七方面的芯，其中，磁芯在
10kHz下具有不到30W/kg的芯损耗和0.5T的工作电感大小，并具有超过1.7T的B800。
分配变压器或在商用高频率下工作的用于电力管理的磁感应器的装置中利用本发明的以
上第一方面至第七方面的芯，其中，磁芯具有范围在2A/m至4A/m的矫顽力，并且还可在60Hz和1.6T下具有0.2W/kg-0.5W/kg的芯损耗和在50Hz和1.6T下的0.15W/kg-0.4W/kg的芯损
耗，并具有超过1.7T的B800。可在商用高频率下工作的用于电力管理的磁感应器或电力电子器件中利用的变压器的装置中利用本发明的以上第一方面至第七方面的芯，其中，磁芯在
10kHz下具有不到30W/kg的芯损耗和0.5T的工作电感大小，并具有超过1.7T的B800。
[0032] 在本发明的其他方面，一种制造磁芯的方法包括：在热处理期间施加1MPa和500MPa之间的张力的情况下，以10℃/s或更大的升温速率、在从430℃至550℃的温度范围
下对非晶合金薄带进行热处理不到30秒，其中，薄带具有用FeCuxBySizAaXb表示的成分，其中，0.6≤x<1.2、10≤y≤20、0≤(y+z)≤24且0≤a≤10、0≤b≤5，所有数字是指原子百分比，并且余量是Fe和附带杂质，并且其中，A包括可选自Ni、Mn、Co、V、Cr、Ti、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta和W中的至少一个元素，并且X包括可选自Re、Y、Zn、As、In、Sn和稀土元素中的至少一个元素；并且在热处理之后，将薄带缠绕形成缠绕芯。
下对非晶合金薄带进行热处理不到30秒，其中，薄带具有用FeCuxBySizAaXb表示的成分，其中，0.6≤x<1.2、10≤y≤20、0≤(y+z)≤24且0≤a≤10、0≤b≤5，所有数字是指原子百分比，并且余量是Fe和附带杂质，并且其中，A包括可选自Ni、Mn、Co、V、Cr、Ti、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta和W中的至少一个元素，并且X包括可选自Re、Y、Zn、As、In、Sn和稀土元素中的至少一个元素；并且在热处理之后，将薄带缠绕形成缠绕芯。
[0033] 在本发明的其他方面，一种磁芯包括：纳米晶合金薄带，具有基于铁的合金成分，包括量达0.6原子％至1.2原子％的Cu、量达10原子％至20原子％的B和量大于0原子％且高达10原子％的Si，其中，B和Si的组合含量为10原子％至24原子％，纳米晶合金薄带具有局部结构，使得平均粒度小于40nm的纳米晶分散在非晶基质中并且占据薄带的超过百分之三
十的体积比。磁芯可包括针对以上讨论的第一方面至第七方面或者在本公开的其他部分中
讨论的以上讨论的特征(包括磁性能)中的一个或多个或者由其来实现。
十的体积比。磁芯可包括针对以上讨论的第一方面至第七方面或者在本公开的其他部分中
讨论的以上讨论的特征(包括磁性能)中的一个或多个或者由其来实现。
[0034] 在本发明的其他方面，一种纳米晶合金薄带包括：用FeCuxBySizAaXb表示的合金成分，其中，0.6≤x<1.2、10≤y≤20、0附图说明
[0035] 现在将更充分地理解本发明，并且当参考实施例的以下详细描述和附图时，其他优点将变得清楚，在附图中：
[0036] 图1例示了本发明的实施例的热处理后薄带的B-H表现，其中，H是施加的磁场并且B是所得的磁感应。
[0037] 图2A、图2B和图2C描绘了在本发明的实施例的热处理后薄带的平坦表面(图2A)、凹面(图2B)和凸面(图2C)上观察到的磁畴结构。用黑色和白色示出的两个磁畴中的磁化方
向彼此背离180°，如白色和黑色箭头所指示。
向彼此背离180°，如白色和黑色箭头所指示。
[0038] 图3示出图2C中指示的点1、2、3、4、5和6处的详细磁畴图案。
[0039] 图4A至图4B示出具有成分Fe81Cu1Mo0.2Si4B13.8的样品上得到的BH表现的上半部，该样品首先在481℃的加热浴中以50℃/s的升温速率并且在3MPa的张力下退火8秒，由曲线B(虚线)所指示，之后在1.5kA/m的磁场下在430℃下进行二次退火5,400秒，由曲线A所指示。
左边图4A中和右边图4B中的曲线分别是高达80A/m和800A/m的磁场下得到的数据。另外，指示B80，在80A/m的场和B800下的感应、800A/m的场下的感应。使用这些数量来表征本发明的实施例的合金的磁性能。
左边图4A中和右边图4B中的曲线分别是高达80A/m和800A/m的磁场下得到的数据。另外，指示B80，在80A/m的场和B800下的感应、800A/m的场下的感应。使用这些数量来表征本发明的实施例的合金的磁性能。
[0040] 图5A至图5B示出由Fe81Cu1Mo0.2Si4B13.8合金制成的环形芯的BH表现(图5A)的上半部，该环形芯的芯大小是表2中列出的芯大小(OD,ID)＝(96.0,90.0)，而芯损耗P(W/kg)在图5B中的10kHz的频率下随着工作磁通量的变化而变化。
[0041] 图6A至图6B示出随着图6A中的激励磁通密度Bm和图6B中的BH环的变化而变化的、曲线A所指示的60Hz下和曲线B所指示的50Hz下的芯损耗。芯的尺寸是OD＝153mm、ID＝
117mm和H＝25.4mm，是由具有化学成分Fe81.8Cu0.8Mo0.2B13的薄带缠绕而成。
117mm和H＝25.4mm，是由具有化学成分Fe81.8Cu0.8Mo0.2B13的薄带缠绕而成。
[0042] 图7比较本发明的实施例的典型P型合金(用P指示)和典型Q型合金(用Q指示)而言和传统6.5％的Si钢(A)、基于Fe的非晶合金(B)和纳米晶Finemet FT3合金(C)的10kHz的频
率下的芯损耗P(W/kg)与工作感应Bm(T)的关系。
率下的芯损耗P(W/kg)与工作感应Bm(T)的关系。
[0043] 图8A至图8B示出本发明的实施例的椭圆形形状芯(用71指示)和在芯上得到的DC BH环(用72指示)的示例。
[0044] 图9给出随图8A的芯上测得的400Hz、1kHz、5kHz和10kHz的频率下芯的工作磁通密度Bm(T)的变化而变化的芯损耗P(W/kg)。
[0045] 图10示出图8A至图8B的芯上的磁导率与工作频率的关系。
[0046] 图11A示出表征从室温到500℃测得的本发明的实施例的芯的快速升温和后续芯冷却的退火温度曲线。
[0047] 图11B示出已经经受进一步热处理的图11A的芯的BH表现，该进一步热处理是二次退火，在沿着芯的周向施加3.5kA/m的磁场的情况下，在430℃下进行5.4ks。
具体实施方式
[0048] 可通过美国专利No.4,142,571中描述的快速凝固方法来铸造本发明的实施例中使用的韧性金属薄带。薄带形式适于薄带制造后的热处理，热处理用于控制铸造薄带的磁
性能。
性能。
[0049] 本发明的实施例中使用的薄带的该成分可以是基于铁的合金成分，包括量达0.6原子％至1.2原子％的Cu、量达10原子％至20原子％的B和量大于0原子％且高达10原子％
的Si，其中，B和Si的组合含量的范围为10原子％至24原子％。该合金还可包括量高达0.01原子％至原子10％(包括该范围内的值，诸如，范围在0.01-3和0.01-1.5％的值)的选自Ni、Mn、Co、V、Cr、Ti、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta、W、P、C、Au和Ag的组中的至少一个元素。当Ni包括在该成分中时，Ni可在0.1原子％至2原子％或0.5原子％至1原子％的范围内。当包括Co时，Co可包括在0.1原子％至2原子％或0.5原子％至1原子％的范围内。当包括选自Ti、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta和W的组中的元素时，这些元素的总含量可总计处于低于0.4原子％的任何值(包括低于
0.3和低于0.2的任何值)。该合金还可包括量高达且小于5原子％的任何值(包括高达且小
于2原子％、1.5原子％和1原子％的值)的选自Re、Y、Zn、As、In、Sn和稀土元素的组中的至少一个元素。
的Si，其中，B和Si的组合含量的范围为10原子％至24原子％。该合金还可包括量高达0.01原子％至原子10％(包括该范围内的值，诸如，范围在0.01-3和0.01-1.5％的值)的选自Ni、Mn、Co、V、Cr、Ti、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta、W、P、C、Au和Ag的组中的至少一个元素。当Ni包括在该成分中时，Ni可在0.1原子％至2原子％或0.5原子％至1原子％的范围内。当包括Co时，Co可包括在0.1原子％至2原子％或0.5原子％至1原子％的范围内。当包括选自Ti、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta和W的组中的元素时，这些元素的总含量可总计处于低于0.4原子％的任何值(包括低于
0.3和低于0.2的任何值)。该合金还可包括量高达且小于5原子％的任何值(包括高达且小
于2原子％、1.5原子％和1原子％的值)的选自Re、Y、Zn、As、In、Sn和稀土元素的组中的至少一个元素。
[0050] 针对选自Ni、Mn、Co、V、Cr、Ti、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta、W、P、C、Au和Ag的组中的至少一个元素的以上提到的范围中的每一个(包括Co和Ni的个体给定范围)可与针对选自Re、Y、Zn、As、In、Sn和稀土元素的组中的至少一个元素的以上给出范围中的每一个共存。在包括以上讨论的成分变化的任一个成分变化中，Fe连同任何附带或不可避免的杂质一起可构成或基本上构成余量，以组成总计100原子％。在以上给出的成分配置中的任一个中，可从合金成分中排除元素P。成分配置全都可实现为经受Fe含量的量达至少75原子％、77原子％或78原子％的附带条件。
[0051] 适于本发明的实施例的一个成分范围的示例是由80-82原子％的Fe、0.8-1.1原子％或0.9-1.1原子％的Cu、3-5原子％的Si、12-15原子％的B和0-0.5原子％的选自Ni、Mn、Co、V、Cr、Ti、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta、W、P、C、Au和Ag的组中的一个或多个元素共同构成的成分，其中，除了附带或不可避免的杂质外，以上提到的原子百分比选定为合计达100原子％。
[0052] 该合金成分可由之前两个段落中特别指定的在给定范围中的元素连同附带杂质一起组成或者基本上只由其组成。该合金成分还可由针对Fe、Cu、B和Si这些特定元素的以上给定范围中连同附带杂质一起组成或者基本上只由其组成。权利要求书的任何成分都没
有排除任何附带杂质，包括几乎不可避免杂质的存在。如果存在可选构成中的任何构成
(Ni、Mn、Co、V、Cr、Ti、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta、W、P、C、Au、Ag、Re、Y、Zn、As、In、Sn和稀土元素)，则它们可按至少0.01原子％的量存在。
有排除任何附带杂质，包括几乎不可避免杂质的存在。如果存在可选构成中的任何构成
(Ni、Mn、Co、V、Cr、Ti、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta、W、P、C、Au、Ag、Re、Y、Zn、As、In、Sn和稀土元素)，则它们可按至少0.01原子％的量存在。
[0053] 在本发明的实施例中，薄带的化学成分可表达为Fe100-x-y-z CuxBySiz，其中，0.6≤x<1.2、10≤y≤20且10≤(y+z)≤24，这些数字是指原子百分比。根据本发明的实施例的这些合金在本申请中命名为Q型合金。
[0054] 利用0.6≤x<1.2的Cu含量，因为如果x≥1.2，Cu原子形成用作bcc Fe的精细晶粒种子的团簇。难以控制这些团簇的大小，该大小影响热处理后的薄带的磁性能。因此，x设置成低于1.2原子％。由于需要用一定量的Cu通过热处理来引发薄带中的纳米结晶，因此确定Cu≥0.6。
[0055] 因为在非晶Fe-B-Si基质中的热混合呈正相关，所以Cu原子趋向形成团簇，以减小基质和Cu团簇相之间的边界能量。在相关技术的合金中，添加诸如P或Nb的元素，以控制Cu原子在合金中的扩散。在本发明的实施例中的合金中，可消除这些元素或使这些元素最少，因为它们使热处理后薄带中的饱和磁感应减少。含这些元素的相关技术的合金在本公开中
归类为P型合金。因此，在合金中可不存在元素P和Nb中的一者或二者，或者存在的量是附带或不可避免的。另选地，作为不存在P的替代方式，可包括在本公开中讨论的最小量的P。
归类为P型合金。因此，在合金中可不存在元素P和Nb中的一者或二者，或者存在的量是附带或不可避免的。另选地，作为不存在P的替代方式，可包括在本公开中讨论的最小量的P。
[0056] 作为通过在如上所述的合金中添加P或Nb来控制Cu扩散的替代方式，改变热处理过程，使得采用薄带的快速升温不允许Cu原子有足够时间扩散这样的方式。
[0057] 在之前列举的成分Fe100-x-y-z CuxBySiz(0.6≤x<1.2、10≤y≤20、0附带杂质。可在本公开的任何成分中实现大于75原子％、77原子％或78原子％的Fe的这些
量，与包括以下讨论的Ni、Mn、Co、V、Cr、Ti、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta、W、P、C、Au、Ag和Re、Y、Zn、As、In、Sn和稀土元素无关。
量，与包括以下讨论的Ni、Mn、Co、V、Cr、Ti、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta、W、P、C、Au、Ag和Re、Y、Zn、As、In、Sn和稀土元素无关。
[0058] 在之前列举的成分Fe100-x-y-zCuxBySiz(0.6≤x<1.2、10≤y≤20、0化成热处理后薄带的非晶相，从而导致得到具有精细粒度的富含Fe的纳米晶，进而增加饱和感应并且增强热处理后的薄带的软磁性能。这些元素的存在(包括在以下讨论的个体元
素的范围中)可与量大于75原子％、77原子％或78原子％的总Fe含量一起存在。
素的范围中)可与量大于75原子％、77原子％或78原子％的总Fe含量一起存在。
[0059] 在以上讨论的Fe替换元素Ni、Mn、Co、V、Cr、Ti、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta、W、P、C、Au和Ag中，添加Co和Ni使得Cu含量增大，从而导致得到热处理后薄带中的较精细纳米晶，进而改进了薄带的软磁性能。在Ni的情况下，其含量优选地是0.1原子％至2原子％，更优选地是0.5原子％至1原子％。当Ni含量低于0.1原子％时，薄带的可加工性差。当Ni含量超过2原子％时，薄带中的饱和感应和矫顽力减小。在添加Co的情况下，Co含量优选地在0.1原子％和2原
子％之间，更优选地在0.5原子％和1原子％之间。
子％之间，更优选地在0.5原子％和1原子％之间。
[0060] 此外，在以上讨论的Fe替换元素Ni、Mn、Co、V、Cr、Ti、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta、W、P、C、Au和Ag中，诸如Ti、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta和W的元素往往合金化成热处理后薄带的非晶相，从而促成非晶相的稳定性并且改进了热处理后薄带的软磁性能。然而，这些元素的原子大小大于诸如Fe的其他过渡金属，并且当它们的含量大时，热处理后薄带中的软磁性能变差。因此，优选地，这些元素的含量低于0.4原子％。它们的含量总计优选地低于0.3原子％或更优选地
低于0.2原子％。
低于0.2原子％。
[0061] 在之前列举的成分Fe100-x-y-zCuxBySiz(0.6≤x<1.2、10≤y≤20、0
[0062] 在以上提到的组分中的薄带可经受如下所述的第一热处理。以超过10℃/s的升温速率将薄带加热至预定保持温度。当保持温度接近300℃时，升温速率一般必须超过10℃/
s，因为它相当大程度地影响了热处理后薄带中的磁性能。优选地，保持温度超过(Tx2–50)℃，其中，Tx2是晶粒的析出温度。优选地，保持温度高于430℃。可用商购的示差扫描热量计(DSC)来确定温度Tx2。当用两个特征温度对本发明的实施例的合金进行加热时，该合金分两步结晶。在较高的特征温度下，第二晶相开始析出，该温度在本公开中称为Tx2。当保持温度低于430℃时，精细晶粒的析出和后续生长是不充分的。然而，最高保持温度低于与本发明的实施例的合金的Tx2对应的530℃。保持时间优选地少于30秒或者更优选地少于20秒或者
最优选地少于10秒。在实例1和2中给出以上处理的一些实例。
s，因为它相当大程度地影响了热处理后薄带中的磁性能。优选地，保持温度超过(Tx2–50)℃，其中，Tx2是晶粒的析出温度。优选地，保持温度高于430℃。可用商购的示差扫描热量计(DSC)来确定温度Tx2。当用两个特征温度对本发明的实施例的合金进行加热时，该合金分两步结晶。在较高的特征温度下，第二晶相开始析出，该温度在本公开中称为Tx2。当保持温度低于430℃时，精细晶粒的析出和后续生长是不充分的。然而，最高保持温度低于与本发明的实施例的合金的Tx2对应的530℃。保持时间优选地少于30秒或者更优选地少于20秒或者
最优选地少于10秒。在实例1和2中给出以上处理的一些实例。
[0063] 将以上段落的热处理后薄带缠绕成磁芯，进而在400℃和500℃之间对磁芯进行热处理，持续时间达900秒和10.8ks之间。为了充分消除应力，优选地，热处理时间段超过900秒或者更优选地超过1.8ks。当期望产量较高时，热处理时间段少于10.8ks或者优选地少于
5.4ks。发现该额外处理使热处理后薄带的磁性能均质化。实例3示出通过上述处理得到的
一些结果(图4)。
5.4ks。发现该额外处理使热处理后薄带的磁性能均质化。实例3示出通过上述处理得到的
一些结果(图4)。
[0064] 在热处理过程中，施加磁场，以引起薄带中的磁性各向异性。所施加的场高得足以使薄带磁性饱和并且优选地高于0.8kA/m。所施加的场是DC、AC或脉冲形式。根据正方形、圆形或线性BH环的需要来预定热处理期间施加的场的方向。当所施加的场是零时，得到具有50％至70％的中等矩形比的BH表现。在控制磁性材料中的诸如磁性损耗的磁性性能时，磁
性各向异性是重要因素，并且通过对本发明的实施例的合金进行热处理来控制磁性各向异
性的便利化是有利的。
性各向异性是重要因素，并且通过对本发明的实施例的合金进行热处理来控制磁性各向异
性的便利化是有利的。
[0065] 作为热处理期间施加磁场的替代方式，另选地施加机械张力。这导致热处理后薄带中因张力引发磁性各向异性。有效张力高于1MPa且低于500MPa。在图1中示出在张力下在热处理后薄带上取得的BH环的示例。在图2A至图2C和图3中示出所观察到的局部磁畴。
[0066] 实例1
[0067] 具有成分Fe81Cu1.0Si4B14的快速凝固薄带在25MPa的薄带张力下横穿在30cm长的青铜板上，在490℃下加热3-15秒。薄带花费5-6秒达到490℃的青铜板温度，从而导致得到50-100℃/秒的升温速率。热处理后薄带是通过商用BH环示踪器来表征的并且在图1中给出结
果，其中，亮实线对应于用于铸造或淬火(As-Q)薄带的BH回路，而实线、虚线和点划线分别对应于以4.5m/min、3m/min和1.5m/min的速度张力退火的薄带的BH环。
果，其中，亮实线对应于用于铸造或淬火(As-Q)薄带的BH回路，而实线、虚线和点划线分别对应于以4.5m/min、3m/min和1.5m/min的速度张力退火的薄带的BH环。
[0068] 图2A、图2B和图2C示出通过Kerr显微镜在实例1的薄带上观察到的磁畴。图2A、图2B和图2C分别是来自薄带的平坦表面、凸面和凹面。如所指示的，黑色片段中的用白色箭头指示的磁化方向指向为与白色片段中用黑色箭头指示的方向背离180°。图2A和图2B指示磁
性能在薄带宽度上沿着长度方向是均匀的。另一方面，在对应于图2C的压缩片段上，对于不同点，局部应力有所不同。
性能在薄带宽度上沿着长度方向是均匀的。另一方面，在对应于图2C的压缩片段上，对于不同点，局部应力有所不同。
[0069] 图3示出图2C中的薄带片段1、2、3、4、5和6处的详细磁畴图案。这些磁畴图案指示靠近薄带表面的磁化方向，反映出薄带中的局部应力分布。
[0070] 实例2
[0071] 在本发明的实施例的薄带的第一热处理期间，在薄带中出现曲率半径，尽管热处理后薄带是相对平坦的。为了确定薄带的曲率半径R(mm)的范围，在B80/B800大于0.90的热处理后薄带中，经检验，B80/B800比率随着薄带曲率半径的变化而变化，其中通过将热处理后薄带缠绕在具有已知曲率半径的圆表面上来改变薄带曲率半径。在表1中列出这些结果。通过B80/B800＝0.0028R+0.48来总结表1中的数据。使用表1中的数据来设计例如由层合薄带制成的磁芯。
[0072] 表1薄带的曲率半径与B80/B800
[0073]
[0074] 样品1对应于实例1中的图2A的平坦薄带情况，其中，磁化分布是相对均匀的，从而导致优选的B80/B800的大值。在图4A至图4B中定义了B80、B800和Bs(饱和感应)的数量。如图4A至图4B中所示，在本发明的正方形BH环材料中，B800接近饱和感应Bs，并且在实际应用中，B800被当作Bs处理。在图4A至图4B中，在H＝0时，通过感应来定义剩磁感应Br。
[0075] 实例3
[0076] 首先，在470℃的加热浴中，以超过50℃/s的升温速率在热板上将Fe81Cu1Mo0.2Si4B13.8合金薄带的条带样品退火15秒，之后在1.5kA/m的磁场中在430℃下进行二次退火5,400秒。首先，在481℃的加热浴中，在3MPa的张力下以超过50℃/s的升温速率将相同化学成分的条带的另一个样本退火8秒，之后在1.5kA/m的磁场中在430℃下进行二次
退火5,400秒。分别地，用二次退火之后的实线A和第一退火之后的虚线，在图4A至图4B中示出二次退火之前和之后在这些条带上得到的BH环的示例。还指示了B80(80A/m下的场激励时的感应)和B800(800A/m下的感应)的数量；使用这些数量来表征本发明的热处理后材料。如所示出的，两条线中展示的矫顽力是3.8A/m，比4A/m小。曲线A的Br、B80和B800值分别是
1.33T、1.65T和1.67T。曲线B的Br、B80和B800值分别是0.78T、1.49T和1.63T。
退火5,400秒。分别地，用二次退火之后的实线A和第一退火之后的虚线，在图4A至图4B中示出二次退火之前和之后在这些条带上得到的BH环的示例。还指示了B80(80A/m下的场激励时的感应)和B800(800A/m下的感应)的数量；使用这些数量来表征本发明的热处理后材料。如所示出的，两条线中展示的矫顽力是3.8A/m，比4A/m小。曲线A的Br、B80和B800值分别是
1.33T、1.65T和1.67T。曲线B的Br、B80和B800值分别是0.78T、1.49T和1.63T。
[0077] 实例4
[0078] 首先，通过将薄带直接接触具有37.5mm的曲率半径的青铜或镀Ni铜的表面上，在470℃和530℃之间的温度下对具有以上提到的Fe100-x-y-z CuxBySiz成分的薄带进行热处理，之后以大于10℃/s的升温速率将薄带快速加热至超过300℃，接触时间在0.5s和20s之间。
所得的薄带具有40mm和50mm之间的曲率半径。然后，将热处理后薄带缠绕成环形芯，在400℃-500℃下将环形芯热处理1.8ks-5.4ks。
所得的薄带具有40mm和50mm之间的曲率半径。然后，将热处理后薄带缠绕成环形芯，在400℃-500℃下将环形芯热处理1.8ks-5.4ks。
[0079] 缠绕根据之前段落的环形芯，使得当松开时，薄带曲率半径在10mm至200mm的范围内并且由(2-Rw/Rf)限定的薄带弛豫速率大于0.93。这里，Rw和Rf分别是薄带释放之前的薄带曲率半径和其释放并且不受约束之后的薄带曲率半径。
[0080] 具有外径(OD)＝42.0mm–130.5mm、内径(ID)＝40.0mm-133.0mm和高度(H)＝25.4mm-50.8mm的环形芯由具有大体用图5A表征的BH环的退火后薄带制成。对于合金A、B和C而言，芯高度H是25.4mm，而对于合金D而言，芯高度是50.8mm。表2中列出的合金A、B、C和D的化学成分分别是Fe81Cu1Mo0.2Si4B13.8、Fe81Cu1Si4B14、Fe81.8Cu0.8Mo0.2Si4.2B13和Fe81Cu1Nb0.2Si4B13.8。通过根据ASTM A927标准的测试方法来表征诸如环形芯的芯损耗和激励功率的磁性能。在图5B中示出基于Fe81Cu1Mo0.2Si4B13.8薄带的芯上得到的随着激励磁通密度Bm的变化而变化的芯损耗的一个示例。通过芯样品上的BH环的测量来确定诸如B800、Br和Hc的其他相关性能。在表2中列出这些性能的一些示例。
[0081] 图6A至图6B示出从具有尺寸OD＝153mm、ID＝117mm和H＝25.4mm的芯得到的磁性能的图形示例，该芯使用了通过在5MPa薄带张力下在499℃下进行第一退火1秒，并且在沿
着芯的周向施加2.2kA/m的磁场的情况下在430℃下进行二次退火5.4ks而制造的，具有表2
中给出的成分D的合金。
着芯的周向施加2.2kA/m的磁场的情况下在430℃下进行二次退火5.4ks而制造的，具有表2
中给出的成分D的合金。
[0082] 表2本发明的实施例的环形芯的物理和磁性能。对于合金A、B和C而言，H＝25.4mm；tc＝薄带接触时间；P16/60和P16/50分别是1.6T和60Hz和50Hz激励下的芯损耗；Br是剩磁并且B800是800A/m下的感应。
[0083]
[0084]
[0085] 表2指示本发明的实施例的合金当热处理时具有范围在1.70T至1.78T的饱和感应和范围在2.2A/m至3.7A/m的矫顽力Hc。将把这些与对于3％硅钢而言的Bs＝2.0T和Hc＝8A/m进行比较，指示基于本发明的实施例的合金的磁芯表现出在50/60Hz工作下的芯损耗是传
统硅钢的芯损耗的大约1/2。表2中的数据分别给出在50Hz/1.6T和60Hz/1.6T下，0.16W/kg-
0.31W/kg和0.26W/kg-0.38W/kg的芯损耗。在图6A中示出不同感应水平下的50Hz和60Hz下
的芯损耗，并且图6B指示具有低矫顽力(Hc<4A/m)的窄BH环导致低激励功率，该低激励功率是为磁芯供能的最小能量。因此，这些芯适于电力变压器中和携载大电流的磁性电感器中
利用的芯。
统硅钢的芯损耗的大约1/2。表2中的数据分别给出在50Hz/1.6T和60Hz/1.6T下，0.16W/kg-
0.31W/kg和0.26W/kg-0.38W/kg的芯损耗。在图6A中示出不同感应水平下的50Hz和60Hz下
的芯损耗，并且图6B指示具有低矫顽力(Hc<4A/m)的窄BH环导致低激励功率，该低激励功率是为磁芯供能的最小能量。因此，这些芯适于电力变压器中和携载大电流的磁性电感器中
利用的芯。
[0086] 实例5
[0087] 根据ASTM A927标准来评价实例4的环形芯的高频磁性能。在图5B中示出对于表2中的OD＝96.0且ID＝90.0且H＝25.4mm的环形芯而言的芯损耗P(W/kg)与工作通量Bm(T)的
关系的示例。在图7中将用线Q指示的本发明的实施例的另一种合金上取得的类似数据与对
于6.5％硅钢(线A)、基于Fe的非晶合金(线B)、纳米晶Finement FT3合金(线C)和相关技术
的P型合金(线P)而言的数据进行比较。由于FT3合金的饱和感应是1.2T，比本发明合金的饱和感应(1.7T-1.78T)低得多，因此本发明的实施例的合金可在高得多的工作感应下工作，
从而使得能够构建小磁性元件。图7还示出相比于用于在高频下超过0.2T的工作磁性感应
水平的现有技术的P型合金，在基于本发明的合金的芯中的芯损耗更小。例如，图7指示本发明的实施例的磁芯在10kHz和0.5T感应下的芯损耗是30W/kg，将该30W/kg与在相同条件下
激励的现有技术P型合金的40W/kg进行比较。因此，本发明的实施例的磁芯适于用作电力电子器件中利用的电力管理电感器。
关系的示例。在图7中将用线Q指示的本发明的实施例的另一种合金上取得的类似数据与对
于6.5％硅钢(线A)、基于Fe的非晶合金(线B)、纳米晶Finement FT3合金(线C)和相关技术
的P型合金(线P)而言的数据进行比较。由于FT3合金的饱和感应是1.2T，比本发明合金的饱和感应(1.7T-1.78T)低得多，因此本发明的实施例的合金可在高得多的工作感应下工作，
从而使得能够构建小磁性元件。图7还示出相比于用于在高频下超过0.2T的工作磁性感应
水平的现有技术的P型合金，在基于本发明的合金的芯中的芯损耗更小。例如，图7指示本发明的实施例的磁芯在10kHz和0.5T感应下的芯损耗是30W/kg，将该30W/kg与在相同条件下
激励的现有技术P型合金的40W/kg进行比较。因此，本发明的实施例的磁芯适于用作电力电子器件中利用的电力管理电感器。
[0088] 实例6
[0089] 根据之前描述的第一热处理过程对快速淬火薄带进行热处理。然后，如图8A中所示，将热处理后薄带缠绕成椭圆形的芯，其中，芯的直线段具有58mm的长度并且曲线段具有
29x2mm的曲率半径，并且芯的内侧和外侧分别具有317mm和307mm的磁路长度。然后，通过之前在“实例4”下第一段落中描述的二次退火处理对缠绕芯进行热处理。然后，如实例1中一样，在二次退火芯上得到DC BH环，并且在图8B中用曲线72示出DC BH环。然后，按照ASTM A927标准来测量芯损耗，并且在图9中示出在工作激励频率400Hz、1kHz、5kHz和10kHz下随着芯的工作磁通密度Bm(T)的变化而变化的结果。测量在0.05T的激励场下随着频率的变化
而变化的磁导率，并且在图10中示出该磁导率。要注意，10kHz和0.2T感应下的芯损耗处于
7W/kg，将该7W/kg与从如图5B中所示的环形缠绕芯测得的10W/kg的对应芯损耗进行比较。
因此，高频下的磁性能不受芯形状和大小的显著影响，这表明通过本发明的实施例的二次
退火在芯制造期间引入的应力得到充分释放。
29x2mm的曲率半径，并且芯的内侧和外侧分别具有317mm和307mm的磁路长度。然后，通过之前在“实例4”下第一段落中描述的二次退火处理对缠绕芯进行热处理。然后，如实例1中一样，在二次退火芯上得到DC BH环，并且在图8B中用曲线72示出DC BH环。然后，按照ASTM A927标准来测量芯损耗，并且在图9中示出在工作激励频率400Hz、1kHz、5kHz和10kHz下随着芯的工作磁通密度Bm(T)的变化而变化的结果。测量在0.05T的激励场下随着频率的变化
而变化的磁导率，并且在图10中示出该磁导率。要注意，10kHz和0.2T感应下的芯损耗处于
7W/kg，将该7W/kg与从如图5B中所示的环形缠绕芯测得的10W/kg的对应芯损耗进行比较。
因此，高频下的磁性能不受芯形状和大小的显著影响，这表明通过本发明的实施例的二次
退火在芯制造期间引入的应力得到充分释放。
[0090] 实例7
[0091] 具有化学成分Fe81.8Cu0.8Mo0.2Si4.2B13的25.4mm宽的薄带在5MPa的张力下在1秒内快速升温至500℃并且进行空气冷却，如图11A的升温曲线所示出的。然后，将热处理后薄带缠绕成具有OD＝96mm、ID＝90mm和25.4mm的芯高度的芯。然后，在沿着芯的周向施加3.5kA/m的磁场的情况下，将缠绕芯在430℃下热处理5.4ks。当冷却至室温时，如实例1中一样，用商购的BH磁滞曲线记录仪来测量芯的BH表现。在图11B中示出结果，该结果给出0.96的矩形比和3.4A/m的矫顽力。因此，该芯适于在高感应下工作的应用。
[0092] 实例8
[0093] 对本发明的实施例的合金和‘531公开的两个合金(作为比较例)进行180°弯曲韧性测试，如以下的表3中所示。一般使用180°弯曲韧性测试来测试薄带形状的材料在弯曲
180°时是否断开或裂开。如所示出的，本发明的实施例的产品在弯曲测试中没有表现出失
效。
180°时是否断开或裂开。如所示出的，本发明的实施例的产品在弯曲测试中没有表现出失
效。
[0094] 表3
[0095]
[0096] 如本公开中通篇使用的，术语“至”包括该范围的端点。因此，“x至y”是指包括x并且包括x的范围以及其间的所有中间点；这些中间点也是本公开的部分。此外，本领域的技术人员还将理解数值数量有可能有偏差。因此，每当在说明书或权利要求书中提到数字值时，要理解，是大约此数值或大致此数值的额外值也在本发明的范围内。
[0097] 虽然已经示出和描述了几个实施例，但本领域的技术人员应该理解，可在不脱离本发明的原理和精神的情况下在这些实施例中进行改变，在权利要求书及其等同物中定义
了本发明的范围。
了本发明的范围。
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