專利名稱：磁性優(yōu)良且耐脆化性能優(yōu)良的鐵基非晶態(tài)合金及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及磁性優(yōu)良且耐脆化性能優(yōu)良的鐵基非晶態(tài)合金及其制造方法。
像在特開昭54-148122號公報(bào)(1979)、特開昭55-9460號公報(bào)(1980)和特開昭57-137451號公報(bào)(1982)中所公開的那樣，利用單輥法等，將Fe-B-Si系等熔融合金噴到高速旋轉(zhuǎn)的冷卻輥的表面上，以105-106℃/S程度的冷卻速度驟冷凝固時。就得到板厚數(shù)十μm、原子排列無序的所謂的非晶態(tài)合金薄帶。
這樣的非晶態(tài)合金薄帶鐵損低，磁通密度高，所謂的軟磁性能優(yōu)良，作為變壓器用鐵芯材料已達(dá)到部分實(shí)用化。
但是，像這樣的Fe-B-Si三元系非晶態(tài)合金薄帶，雖然得到某種程度的低鐵損值，但其改善效果有限，在三元系中存在不能期待上述低鐵損這樣的問題。
因此，在上述三元系非晶態(tài)合金中嘗試添加作為第四種成分的各種元素。
例如，在特公平1-54422號公報(bào)(1989)中，作為鐵損低且絕緣涂層處理性優(yōu)良的鐵基非晶態(tài)合金，已提出在Fe-B-Si合金系中添加0.5-3at％的Mn、Ni等。
但是，一旦添加0.5at％以上的Mn，會產(chǎn)生材料脆化這一新問題。并且磁通密度的降低成為實(shí)用上的問題。
另外，在特開昭62-192560號公報(bào)(1987)中提出，使Fe-B-Si合金系中含0.05-5at％的從Cr、Mo、Ta、Mn、Ni、Co、V、Nb和W中選擇的1種或2種以上的元素，再通過軋制等處理調(diào)整表面光潔度的非晶態(tài)合金。
但是，在特開昭62-192560號公報(bào)(1987)中，沒有予以考慮材料的脆化，即使在制成板之后利用軋制等處理來調(diào)整表面光潔度，是否對減低脆化有效還有疑問，并且至少這樣的表面光潔度的調(diào)整處理不僅在工業(yè)上是極低效率的，而且在制造價(jià)格方面也是很不利的。
本發(fā)明在有利地解決上述問題當(dāng)中，涉及到磁性優(yōu)良且耐脆化性能優(yōu)良的鐵基非晶態(tài)合金及其制造方法。
如前述那樣，為了改善Fe-B-Si系鐵基非晶態(tài)合金的鐵損，在該合金中少量添加Mn是有效的，但是添加Mn降低磁通密度，伴隨增加材料脆化這種缺點(diǎn)。
因此本發(fā)明人必須克服這一缺點(diǎn)，經(jīng)反復(fù)專心研究得到以下的認(rèn)識。
(1)若Mn含量為0.2at％以上、不足0.5at％時，那么能在不降低磁通密度的情況下改善鐵損。
(2)在還原性氣氛中特別是在含有少量H2的CO2氣氛中進(jìn)行熔融合金的驟冷凝固處理時，比在大氣中進(jìn)行此處理時，大幅度地改善薄帶的表面光潔度，在與增大合金的冷卻速度的同時，并且也改進(jìn)薄帶表面的氧化狀態(tài)，其結(jié)果是成為開裂起點(diǎn)的裂紋就難以產(chǎn)生，有效地抑制材料脆化。
(3)表面光潔度一旦改善，由起因于表面凹凸而產(chǎn)生的磁極引起的反磁場就減少，所以提高磁通密度。
(4)因此，如果在(H2＋CO2)氣氛中進(jìn)行急冷凝固處理做到改善薄帶的表面性質(zhì)的狀態(tài)，則完全消除伴隨添加Mn而引起的磁通密度降低和脆化的缺點(diǎn)。
本發(fā)明就是立足于上述結(jié)論。
即本發(fā)明是關(guān)于磁性優(yōu)良且耐脆化性能優(yōu)良的鐵基非晶態(tài)合金，其特征在于，由以化學(xué)式FexBySizMna，其中75≤X≤82at％、7≤Y≤15at％、7≤Z≤17at％、0.2≤a＜0.5at％表示的組成構(gòu)成，表面光潔度以中心線平均光潔度Ra表示是0.8μm或以下。
因此，這種鐵基非晶態(tài)合金在臨界彎曲試驗(yàn)中是能夠緊密接觸彎曲的。
并且，本發(fā)明是關(guān)于磁性優(yōu)良且耐脆化性能優(yōu)良的鐵基非晶態(tài)合金的制造方法，其特征在于，在對由以化學(xué)式FexBySizMna，其中75≤X≤82at％、7≤Y≤15at％、7≤Z≤17at％、0.2≤a＜0.5at％表示的組成構(gòu)成的熔融合金進(jìn)行驟冷凝固制造非晶態(tài)合金時，該急冷凝固處理在含有1-4％體積H2的CO2氣氛中進(jìn)行。
下面以實(shí)施例和


關(guān)于完成本發(fā)明的實(shí)驗(yàn)結(jié)果。
在圖1中表示關(guān)于Fe78-aB13Si9Mna組成的鐵基非晶態(tài)合金的Mn量與鐵損W13/50(頻率50Hz，磁通密度1.3T時的鐵損值)的關(guān)系的研究結(jié)果。
此時，熔融合金的急速冷卻凝固是大氣中和在最多含有4％H2的CO2氣氛中進(jìn)行。所制成的鐵基非晶態(tài)合金的尺寸是厚25μm、寬20mm，將其在磁場中進(jìn)行400℃、1小時的退火。研究關(guān)于如此得到的樣品。
另外，在圖2中表示關(guān)于相同組成的鐵基非晶態(tài)合金的Mn量與磁通密度B10(在1000A/m的磁場中的磁通密度)的關(guān)系的研究結(jié)果。
另外在圖2中，相對于Mn量的磁通密度，因樣品表面光潔度的波動而分散為帶狀。
由圖1、2可知，通過向Fe-B-Si三元系合金中添加少量的Mn，可得到低的鐵損，而且也抑制磁通密度降低。
另外同樣在Fe81-aB12Si7Mna組成的鐵基非晶態(tài)合金中，關(guān)于Mn量與鐵損W13/50、磁通密度B10的關(guān)系的研究結(jié)果分別示于圖3和圖4中。
再者，在Fe81-aB12Si7Mna組成的鐵基非晶態(tài)合金的場合中，對于已制成的薄帶在磁場中進(jìn)行360℃、1小時的退火。
另外在圖4中，相對于Mn量的磁通密度，因樣品表面光潔度的波動而分散為帶狀。
正如由圖3、4清楚表明地那樣，在此情況下也通過少量添加Mn來得到低鐵損，并也抑制磁通密度降低。
另外，特別像這樣的合金組成，含有超過80％的多量Fe的情況下優(yōu)點(diǎn)是，由添加Mn而產(chǎn)生的鐵損降低效果就更顯著。
圖5是表示與圖2所示的Fe78-aB13Si9Mna組成的鐵基非晶態(tài)合金的Mn量和磁通寬度的關(guān)系有關(guān)的、在Mn量a＝0.3at％時，中心線平均光潔度Ra和磁通密度的關(guān)系圖，以及是表示與圖4所示的Fe81-aB12Si7Mna組成的鐵基非晶態(tài)合金的Mn量和磁通密度的關(guān)系有關(guān)的、在Mn量a＝0.3at％時，中心線平均光潔度Ra和磁通密度的關(guān)系圖。
Ra是在板寬的中心部沿與驟冷輥的接觸面的寬度方向，按照J(rèn)IS、BO601測定3次求平均值。
由圖5可知，中心線平均光潔度Ra小時，磁通密度大大改善。
下面，在大氣中進(jìn)行Fe81-aB12Si7Mna組成的板厚30μm鐵基非晶態(tài)合金的驟冷凝固處理的情況下，如圖6中的虛線所示，隨著Mn量增加，臨界彎曲高度變大。即進(jìn)行脆化。這里所謂臨界彎曲高度是材料的脆化程度的指標(biāo)之一，是使150mm長的薄帶接觸輥接觸面、外側(cè)地進(jìn)行彎曲時，薄帶在即將開裂之前的薄帶內(nèi)側(cè)的表面間的距離。因此，臨界彎曲高度為0mm時，能夠緊密接觸彎曲。對此，在含3％H2的CO2氣氛中進(jìn)行驟冷凝固處理時，同樣如圖6中的實(shí)線所示那樣，可以斷定所得到的非晶態(tài)含金的臨界彎曲高度大幅度降低，改善了脆化。
另外，在圖7中同樣表示相同組成的板厚20μm的情況。與圖6相同在含3％H2的CO2氣氛中進(jìn)行驟冷凝固處理時，可以看出非晶態(tài)合金的臨界彎曲高度降低，有效地改善了脆化。
因這樣的制造板的氣氛不同而產(chǎn)生的薄帶性能的差異，很好地表現(xiàn)在表面性質(zhì)形狀上，與在大氣中制板時的薄帶的輥面的表面光潔度Ra是0.8-1.2μm相對照，在含3％H2的CO2氣氛中制板時的表面光潔度Ra是0.4-0.8μm。
在圖8中示出Ra與脆性的關(guān)系。可以看出，Ra小時就不易發(fā)生脆化。在彎曲時成為裂紋起點(diǎn)的凹凸極少，僅此就難以形成開裂。
再有，Ra小時，由于有效地進(jìn)行冷卻輥和合金的驟冷凝固時的傳熱，所以提高冷卻速度而促進(jìn)非晶態(tài)化，非晶態(tài)化率提高的結(jié)果，就不易形成脆化。
另外，作為CO2＋H2氣氛對脆化改善效果的原因，在由Ra改善而產(chǎn)生的效果上加上還原性氣氛，借此也有改善薄帶表面的氧化狀態(tài)的效果。
下面，說明本發(fā)明中關(guān)于將合金的成分組成限定在上述范圍內(nèi)的理由。
Fe75-82at％(以下僅以％表示)Fe在決定作為磁性材料的性質(zhì)上是重要元素。Fe含量在75％以下時，因磁通密度低而不實(shí)用，但另一方面，因?yàn)槌^82％時增加鐵損，而且熱穩(wěn)定性也惡化，所以Fe含量限定在75-82％的范圍內(nèi)。更理想的是Fe含量范圍是80％以上至82％。
B7-15％B是容易形成非晶態(tài)化的有用元素，但含量不足7％時，難以形成非晶態(tài)化，另一方面，因?yàn)槌^15％時，磁通密度下降，居里溫度也降低，所以B含量限定在7-15％的范圍內(nèi)。更理想的是B含量范圍是9-13％。
Si7-17％Si有助于材料的非晶態(tài)化、同時是對諸性質(zhì)的熱穩(wěn)定性有用的元素，但含量不足7％時，因居里溫度低是不實(shí)用的，而另一方面，因超過17％時鐵損增大，所以Si含量限定在7-17％的范圍內(nèi)。更理想的Si含量范圍是7-10％。
Mn0.2％以上、0.5％以下Mn是降低材料鐵損的有效元素，但含量在0.2％以下時，缺乏改善鐵損的效果，另一方面，在0.5％以上，隨著Mn添加量的增加導(dǎo)致磁通密度的降低，同時也增加脆化，因此Mn量限定在0.2％以上、0.5％以下的范圍內(nèi)。
在大氣中進(jìn)行驟冷凝固處理時，如圖6和圖7所示那樣產(chǎn)生材料的脆化。
材料的脆化，例如在制造卷曲變壓器時，成為薄帶破斷等故障發(fā)生的原因。
為了防止像這樣的故障發(fā)生，臨界彎曲高度越小效果越好，緊密接觸彎曲可能性也最好。
在能夠粘附彎曲的情況下，制造上述卷曲變壓器時薄帶的破斷等故障發(fā)生率為零。因此，臨界彎曲高度為0.10mm時的上述故障發(fā)生率是0.2％，臨界彎曲高度為0.25mm時的上述故障發(fā)生率是0.8％。
因此，本發(fā)明通過在含1-4％H2的CO2氣氛中進(jìn)行急冷凝固處理，在使表面光潔度達(dá)到Ra0.8μm以下的同時，減輕薄帶表面的氧化，借此有效地防止材料的脆化。
這里CO2氣體作為驟冷凝固時的氣氛的主要成分，除能廉價(jià)得到的惰性氣體之外，由于是三元素氣體，所以輻射能高，而且因?yàn)楸戎匾泊?，成為有效地引起因氣體卷入而產(chǎn)生的表面粗糙度降低的原因。
另外，將在這種CO2氣體中應(yīng)混入的H2氣體的量限定在1-4％的范圍內(nèi)，是因?yàn)镠2氣體量不足1％時，得不到完全還原性氣氛，不僅表面光潔度Ra不能達(dá)到0.8μm以下，而且表面氧化的減輕也不充分，另一方面，超過4％時，在處理爆炸危險(xiǎn)性等上存在嚴(yán)重問題，再者，H2氣體量變大時，H2氣體從薄帶表面進(jìn)入而產(chǎn)生脆化。
實(shí)施例1將熔煉成的表1所示的Fe含量超過80at％的各種成分組成的熔融合金在含3％H2的CO2氣體氣氛的槽內(nèi)噴射到高速旋轉(zhuǎn)的銅輥表面上，形成厚25μm、寬20mm的非晶態(tài)合金薄帶后，進(jìn)行340-420℃、1小時的磁場中退火。
所謂磁場中退火是在薄帶要磁化的方向，對薄帶一邊外加磁場一邊進(jìn)行退火，借此提高軟磁性的方法，這是公知的方法。
關(guān)于如此得到的鐵基非晶態(tài)合金薄帶的鐵損值、磁通密度和輥接觸面的表面光潔度的測定結(jié)果示于表1中。
如表1表明的那樣，按照本發(fā)明所得到的非晶態(tài)合金薄帶的鐵損都低，磁通密度作為變壓器用是足夠大的。
并且在臨界彎曲試驗(yàn)中都能易于自身緊密接觸彎曲，在耐脆化方面也是良好的。
與此相反，比較例雖然能夠緊密接觸彎曲，但是鐵損都高，且磁通密度低。
表1
實(shí)施例2熔煉成表2所示的Fe含量為80at％。以下的各種成分組成的合金熔體，將其與實(shí)施例1進(jìn)行相同的評價(jià)，其結(jié)果示于表2中。
從表2可以看出，按照本發(fā)明所得到的非晶態(tài)合金薄帶的鐵損都低，耐脆化也是良好的。
與此相反，比較例雖然能緊密接觸彎曲，但是不僅鐵損高而且磁通密度低。
表2
實(shí)施例3除驟冷凝固氣氛變?yōu)楸?所示的各種氣氛以外，其它與實(shí)施例1同樣進(jìn)行，制成Fe80.6B12Si7Mn0.4組成的鐵基非晶態(tài)合金(厚0.30μm)。
關(guān)于所得的各薄帶的輥接觸面的表面光潔度和臨界彎曲高度的調(diào)查結(jié)果示于表3中。同時示出鐵損及磁通密度的結(jié)果。
如表3所表明的那樣，因驟冷凝固時的氣氛不同，薄帶表面的光潔度和臨界彎曲高度發(fā)生變化，在以滿足本發(fā)明的氣氛下進(jìn)行制造時，中心線平均光潔度Ra都小于0.7μm，而且耐脆化、緊密接觸彎曲也都可大致良好。
在氣氛中的H2不足1％時，所有中心線平均光潔度Ra都超過0.8μm，并且因?yàn)镽a變大，所以臨界彎曲高度也變高，發(fā)生脆化。
另外，在H2過剩時(樣品No.28)，Ra是0.7μm，不能緊密接觸彎曲。
表3
這樣，按照本發(fā)明能夠降低Fe-B-Si系非晶態(tài)合金的鐵損，而且能夠提高磁通密度。
另外在本發(fā)明中在含少量H2的CO2氣氛中進(jìn)行驟冷凝固處理，借此有效地減輕伴隨添加Mn而產(chǎn)生的材料脆化，能夠防止發(fā)生在制造卷曲變壓器時因薄帶破斷而引起的故障。
附圖的簡單說明圖1是表示Fe78-aB13Si9Mna組成的鐵基非晶態(tài)合金的Mn量與鐵損W13/50關(guān)系的曲線圖。
圖2是表示Fe78-aB13Si9Mna組成的鐵基非晶態(tài)合金的Mn量與磁通密度B10關(guān)系的曲線圖。
圖3是表示Fe81-aB12Si7Mna組成的鐵基非晶態(tài)合金的Mn量與鐵損W13/50關(guān)系的曲線圖。
圖4是表示Fe81-aB12Si7Mna組成的鐵基非晶態(tài)合金的Mn量與磁通密度B10關(guān)系的曲線圖。
圖5是表示Fe80.7B12Si7Mn0.3組成的鐵基非晶態(tài)合金和Fe77.7B13Si9Mn0.3的鐵基非晶態(tài)合金的中心線平均光潔度Ra與磁通密度B10關(guān)系的曲線圖。
圖6是表示Fe81-aB12Si7Mna組成的板厚30μm鐵基非晶態(tài)合金因驟冷凝固時的氣氛不同而引起的臨界彎曲高度與Mn量關(guān)系的曲線圖。
圖7是表示Fe81-aB12Si7Mna組成的板厚20μm的鐵基非晶態(tài)合金因驟冷凝固時的氣氛不同而引起的臨界彎曲高度與Mn量關(guān)系的曲線圖。
圖8是表示Fe80.7B12Si7Mn0.3組成的鐵基非晶態(tài)合金隨板厚不同而形成的光潔度Ra與臨界彎曲高度關(guān)系的曲線圖。
權(quán)利要求
1.磁性優(yōu)良且耐脆化性能優(yōu)良的鐵基非晶態(tài)合金，其特征在于，由以化學(xué)式FexBySizMna，其中75≤X≤82at％、7≤Y≤15at％、7≤Z≤17at％、0.2≤a＜0.5at％表示的組成構(gòu)成，表面光潔度以中心線平均光潔度Ra表示是0.8μm以下。
2.權(quán)利要求1所述的鐵基非晶態(tài)合金，其特征在于，耐脆化性能優(yōu)良的鐵基非晶態(tài)合金在臨界彎曲試驗(yàn)中是能夠自身緊密接觸彎曲的。
3.磁性優(yōu)良且耐脆化性能優(yōu)良的鐵基非晶態(tài)合金的制造方法，其特征在于，在對由以化學(xué)式FexBySizMna，其中75≤X≤82at％、7≤Y≤15at％、7≤Z≤17at％、0.2≤a＜0.5at％表示的組成構(gòu)成的熔融合金進(jìn)行驟冷凝固制造非晶態(tài)合金時，在含1-4％H2的CO2氣氛中進(jìn)行這種驟冷凝固處理。
全文摘要
本發(fā)明涉及磁性優(yōu)良且耐脆化性能優(yōu)良的鐵基非晶態(tài)合金及其制造方法。所述合金的化學(xué)式為Fe
文檔編號C22C45/00GK1123339SQ9412010
公開日1996年5月29日 申請日期1994年11月24日 優(yōu)先權(quán)日1994年11月18日
發(fā)明者小菊史男, 岡部城司, 行本正雄 申請人:川崎制鐵株式會社