СОСТАВ СПЛАВА, НАНОКРИСТАЛЛИЧЕСКИЙ СПЛАВ НА ОСНОВЕ Fe И СПОСОБ ЕГО ФОРМИРОВАНИЯ Российский патент 2013 года по МПК C22C45/02 C22C38/00 C21D6/00 H01F1/14 H01F1/153 

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 описано выше, при использовании состава сплава согласно настоящему изобретению в качестве исходного материала может быть получен нанокристаллический сплав на основе Fe, имеющий превосходные магнитно-мягкие свойства при наличии низкой температуры плавления.

Примеры 16-59 и сравнительные примеры 5-13

[0055] Материалы соответствующим образом навешивали для того, чтобы получить составы сплавов по примерам 16-59 настоящего изобретения и сравнительным примерам 5-9 и 11-13, перечисленным ниже в таблицах 3-5, 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 10 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. Температуры начала их первой кристаллизации и температуры начала их второй кристаллизации определяли с помощью дифференциальной сканирующей калориметрии (ДСК). Температуры плавления определяли с помощью дифференциального термического анализатора (ДТА). Затем составы сплавов из примеров 16-59 и сравнительных примеров 5-13 подвергали процессам термической обработки, осуществляемым при условиях термической обработки, перечисленных в таблицах 6-8. 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 6-8.

[0062] Как следует из таблиц 6-8, подтверждено, что каждый из составов сплавов из примеров 16-59 содержит аморфную фазу в качестве основной фазы после процесса быстрого охлаждения. Кроме того, каждый из составов сплавов из примеров 16-59 после термической обработки имеет превосходную нанокристаллическую структуру, так что могут быть получены высокая магнитная индукция насыщения Bs 1,6 Тл или более и низкая коэрцитивность Нс 20 А/м или менее. С другой стороны, поскольку состав сплава из сравнительного примера 6 содержит излишнее количество Fe или В, он не обладает достаточной способностью формировать аморфную фазу. После процесса быстрого охлаждения состав сплава из сравнительного примера 6 содержит кристаллическую фазу в качестве основной фазы и имеет плохую вязкость разрушения, поэтому непрерывная полоса не может быть получена. В случае состава сплава из сравнительного примера 5 не добавлены Р и Cu в соответствующих правильных количествах. В результате после термической обработки состав сплава из сравнительного примера 5 содержит шероховатые кристаллы и имеет пониженную коэрцитивность Нс.

[0063] Составы сплавов из примеров 16-22, перечисленные в таблице 6, соответствуют случаям, когда содержание Fe варьируется от 80,8 до 86 ат.%. Каждый из перечисленных в таблице 6 составов сплавов из примеров 16-22 имеет магнитную индукцию насыщения Bs 1,60 Тл или более и коэрцитивность Нс 20 А/м или менее. Поэтому диапазон от 80,8 до 86 ат.% определяет диапазон-условие содержания Fe. Магнитная индукция насыщения Bs может составлять 1,7 Тл или более в том случае, если содержание Fe составляет 82 ат.% или более. Поэтому при таком назначении, как трансформатор или электродвигатель, где требуется высокая магнитная индукция насыщения Bs, предпочтительно, чтобы содержание Fe составляло 82 ат.% или более.

[0064] Составы сплавов из примеров 23-31 и сравнительных примеров 5 и 6, перечисленные в таблице 6, соответствуют случаям, когда содержание В варьируется от 4 до 16 ат.%, а содержание Р варьируется от 0 до 10 ат.%. Каждый из перечисленных в таблице 6 составов сплавов из примеров 23-31 имеет магнитную индукцию насыщения Bs 1,60 Тл или более и коэрцитивность Нс 20 А/м или менее. Поэтому диапазон от 4 до 14 ат.% определяет диапазон-условие содержания В. Диапазон от 0 до 10 ат.% (исключая 0 ат.%) определяет диапазон-условие содержания Р. Видно, что температура плавления Т_пл резко повышается, когда содержание В составляет свыше 13 ат.%, а содержание Р составляет менее 1 ат.%. Более того, с точки зрения формирования полосы, элемент Р, способствующий понижению температуры плавления, является существенным. Соответственно, предпочтительно, чтобы содержание В составляло 13 ат.% или менее, а содержание Р составляло 1 ат.% или более. Предпочтительно, чтобы содержание В составляло в диапазоне 6-12 ат.%, а содержание Р составляло в диапазоне 2-8 ат.% с целью получения как низкой Нс 10 А/м или менее, так и высокой Bs 1,7 Тл или более.

[0065] Составы сплавов из примеров 32-37 и сравнительных примеров 7 и 8, перечисленные в таблице 6, соответствуют случаям, когда содержание Cu варьируется от 0 до 2 ат.%. Каждый из перечисленных в таблице 6 составов сплавов из примеров 32-37 имеет магнитную индукцию насыщения Bs 1,60 Тл или более и коэрцитивность Нс 20 А/м или менее. Поэтому диапазон от 0,5 до 2 ат.% определяет диапазон-условие содержания Cu. Если содержание Cu составляет свыше 1,5 ат.%, полоса становится хрупкой, так что она неспособна быть плоской сама по себе при сгибании на 180 градусов. Соответственно, предпочтительно, чтобы содержание Cu составляло 1,5 ат.% или менее.

[0066] Из примеров, перечисленных в таблице 7, можно видеть, что даже при добавлении элемента С температура плавления состава сплава все еще является низкой, в то время как могут быть получены высокая магнитная индукция насыщения Bs и коэрцитивность Нс у нанокристаллического сплава на основе Fe, полученного после термической обработки. Из примеров, перечисленных в таблице 7, видно, что Fe может быть замещено металлическими элементами, такими как Cr или Nb, в пределах того диапазона, где магнитная индукция насыщения резко не понижается.

[0067] Как понятно из таблиц 6-8, в случае состава сплава согласно данному варианту осуществления можно получить высокую магнитную индукцию насыщения Bs 1,60 Тл или более и низкую коэрцитивность Нс 20 А/м или менее, когда примеси контролируют на уровне содержания Al 0,5 вес.% или менее, Ti 0,3 вес.% или менее, Mn 1,0 вес.% или менее, S 0,5 вес.% или менее, O 0,3 вес.% или менее и N 0,1 вес.% или менее. Более того, Al и Ti способствуют предотвращению шероховатости кристаллических зерен при формировании нанокристаллов. Поэтому, как видно из примеров 33-37, предпочтительным является диапазон, состоящий из 0,1 вес.% или менее Al и 0,1 вес.% или менее Ti, где коэрцитивность Нс может быть снижена. При введении Mn магнитная индукция насыщения снижается. Поэтому, как видно из примеров 40-42, предпочтительно, чтобы содержание Mn составляло 0,5 вес.% или менее, где магнитная индукция насыщения Bs достигает 1,7 Тл или более. Магнитные свойства являются превосходными в том случае, когда как содержание S, так и содержание О составляет 0,1 вес.% или менее. Соответственно, предпочтительно, чтобы как содержание S, так и содержание О составляло 0,1 вес.% или менее. Как видно из примеров 34-44, при использовании недорогих промышленных материалов предпочтительным является диапазон, состоящий из Al: 0,0004 вес.% или более, Ti: 0,0003 вес.% или более, Mn: 0,001 вес.% или более, S: 0,0002 вес.% или более, O: 0,01 вес.%, и N: 0,0002 вес.% или более, поскольку это позволяет снизить Нс, непрерывно получать гомогенную полосу и уменьшить затраты.

[0068] Что касается каждого из нанокристаллических сплавов на основе Fe, полученных после подвергания составов сплавов из примеров 16, 17, 19 и 21 термообработке, их магнитострикцию насыщения измеряли с помощью датчика деформации. В результате нанокристаллические сплавы на основе Fe из примеров 16, 17, 19 и 21 имели магнитострикцию насыщения соответственно 15×10^-6, 12×10^-6, 14×10^-5 и 8×10^-6. С другой стороны, магнитострикция насыщения сплава Fe₇₈P₈B₁₀Nb₄, приведенного в сравнительном примере 3, составляет 17×10^-6, а магнитострикция насыщения FeSiB аморфного, приведенного в сравнительном примере 4, составляет 26×10^-6. По сравнению с ними каждый из нанокристаллических сплавов на основе Fe из примеров 16, 17, 19 и 21 имеет очень низкую магнитострикцию насыщения. Поэтому каждый из нанокристаллических сплавов на основе Fe из примеров 16, 17, 19 и 21 имеет низкую коэрцитивность и низкие потери в сердечнике. Таким образом, пониженная магнитострикция насыщения способствует улучшению магнитно-мягких свойств и подавлению шума или вибрации. Поэтому желательно, чтобы магнитострикция насыщения составляла 15×10^-6 или менее.

[0069] Что касается нанокристаллических сплавов на основе Fe, полученных после подвергания составов сплавов из примеров 16, 17, 19 и 21 термообработке, их средний диаметр кристаллических зерен подсчитывали по TEM-фотографии. В результате нанокристаллические сплавы на основе Fe из примеров 16, 17, 19 и 21 имели средний диаметр кристаллических зерен соответственно 22 нм, 17 нм, 18 нм и 13 нм. С другой стороны, средний диаметр кристаллических зерен у сравнительного примера 2 составляет примерно 50 нм. По сравнению с ним каждый из нанокристаллических сплавов на основе Fe из примеров 16, 17, 19 и 21 имеет очень небольшой средний диаметр кристаллических зерен, так что каждый из нанокристаллических сплавов на основе Fe из примеров 16, 17, 19 и 21 имеет низкую коэрцитивность. Поэтому желательно, чтобы средний диаметр кристаллических зерен составлял 25 нм или менее.

[0070] Как понятно из таблиц 6-8, каждый из составов сплавов из примеров 16-59 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, благодаря чему, как показано в таблицах 4-6, могут быть получены как высокая магнитная индукция насыщения, так и низкая коэрцитивность.

[0071] Составы сплавов из примеров 43-47, перечисленные в таблице 7, соответствуют случаям, когда содержание Fe от 0 до 3 ат.% замещают на Cr или Nb. Каждый из составов сплавов из примеров 43-47, перечисленных в таблице 7, имеет магнитную индукцию насыщения Bs 1,60 Тл или более и коэрцитивность Нс 20 А/м или менее. Таким образом, в пределах диапазона, предотвращающего сильное снижение магнитной индукции насыщения, 3 ат.% или менее Fe могут быть замещены по меньшей мере одним элементом, выбранным из группы, состоящей из Ti, Zr, Hf, Nb, Ta, Mo, W, Cr, Al, Mn, Ag, Zn, Sn, As, Sb, Bi, Y, N, О и редкоземельных элементов, с целью улучшения коррозионной стойкости и регулирования электрического сопротивления.

Примеры 60 и 61 и сравнительные примеры 14 и 15

[0072] Материалы навешивали таким образом, чтобы получить составы сплавов Fe_83,8B₈Si₄P₄Cu_0,7, и обрабатывали методом распыления. В результате, как показано на фиг.2, получили сферические порошки со средним диаметром 44 мкм. Кроме того, полученные порошки классифицировали на класс 32 мкм или менее и класс 20 мкм или менее при помощи ультразвукового классификатора, так что получили порошки из примеров 60 и 61 с средним диаметром 25 мкм и 16 мкм соответственно. Порошки каждого из примеров 60 и 61 смешивали с эпоксидной смолой таким образом, чтобы эпоксидная смола составляла 4,0 вес.%. Полученную смесь пропускали через сито с размером ячеек 500 мкм с тем, чтобы получить гранулированные порошки, у которых диаметры составляли 500 мкм или менее. Затем, используя пресс-форму, внутренний диаметр которой составлял 8 мм, а наружный - 13 мм, гранулированные порошки формовали под поверхностным давлением 10000 кгс/см², таким образом получив формовку, имеющую тороидальную форму высотой 5 мм. Полученную таким образом формовку отверждали в атмосфере азота при условиях 150°С×2 часа. Кроме того, формовку и порошки подвергали процессам термической обработки в атмосфере Ar при условиях 375°С×20 минут.

[0073] Аморфный сплав Fe-Si-B-Cr и сплав Fe-Si-Cr обрабатывали методом распыления, получая порошки из сравнительных примеров 14 и 15 соответственно. Средний диаметр порошков из сравнительных примеров 14 и 15 составлял 20 мкм. Эти порошки далее обрабатывали формованием и отверждением таким же образом, как и в примерах 60 и 61. Порошки и формовку из сравнительного примера 14 подвергали процессам термической обработки в атмосфере Ar при условиях 400°С×30 минут без кристаллизации. Сравнительный пример 15 оценивали без термической обработки.

[0074] Температуры начала кристаллизации и температуры начала второй кристаллизации порошков данных составов сплавов определяли с помощью дифференциальной сканирующей калориметрии (ДСК). Фазовую идентификацию порошков сплава до или после термической обработки осуществляли методом рентгеновской дифракции (РФА). Магнитную индукцию насыщения Bs порошков сплава до или после термической обработки измеряли с помощью магнитометра с вибрирующим образцом (МВО) в магнитном поле 1600 кА/м. Потери в сердечнике каждой формовки, подвергнутой термической обработке, измеряли с помощью работающего на переменном токе анализатора ВН при условиях возбуждения 300 кГц и 50 мТл. Результаты измерений показаны в таблицах 9 и 10.

[0075] Таблица 9   Состав существенных элементов (ат.%) Следовый элемент (вес.%) Al Ti Mn S O N Средний диаметр порошков (мкм) Пример 60 Fe_83,4B₁₀P₆Cu_0,6 0,0017 0,0025 0,044 0,0011 0,0895 0,0001 16 Пример 61 25 Сравнит. пример 14 FeSiBCr аморфный             20 Сравнит. пример 15 Fe-Si-Cr (кристаллич. материал)             20

[0076] Таблица 10   До термической обработки После термической обработки Т_х1
(°С) Т_х2
(°С) ∆Т
(°С) Bs
(Тл) Средний диаметр кристаллов (нм) Bs
(Тл) Pcv (мВт/см³) Условия термической обработки Пример 60 422 523 101 1,58 15 нм 1,71 1180 425°С×10 минут Пример 61 420 522 102 1,58 17 нм 1,72 1250 400°С×10 минут Сравнит. пример 14       1,27 аморфный 1,28 1900 400°С×10 минут Сравнит. пример 15       1,68   1,68 2400 425°С×10 минут

[0077] Как понятно из фиг.3, состав сплава в форме порошка из примера 60 содержит аморфную фазу в качестве основной фазы после распыления. TEM-фотография показывает, что состав сплава в форме порошка из примера 61 имеет наногетероструктуру, которая содержит первоначальные нанокристаллы со средним диаметром 5 нм, в то время как состав сплава содержит аморфную фазу в качестве основной фазы. С другой стороны, как следует из фиг.3, составы сплавов в форме порошка из примеров 60 и 61 содержат кристаллические фазы, имеющие оцк структуры после термической обработки. Средние диаметры их кристаллов составляют соответственно 15 нм и 17 нм. Каждый из них содержит нанокристаллы со средним диаметром 25 нм или менее. Как понятно из таблиц 9 и 10, магнитная индукция насыщения Bs каждого из составов сплавов в форме порошка из примеров 60 и 61 составляет 1,6 Тл или более. Магнитная индукция насыщения Bs каждого из составов сплавов из примеров 60 и 61 выше по сравнению со сравнительным примером 14 (Fe-Si-B-Cr аморфный) и сравнительным примером 15 (Fe-Si-Cr). Каждый из порошковых сердечников, сформированных с использованием соответствующих порошков из примеров 60 и 61, также имеет более низкие потери в сердечнике по сравнению со сравнительным примером 14 (Fe-Si-B-Cr аморфный) и сравнительным примером 15 (Fe-Si-Cr). Поэтому их применение позволяет получить магнитные деталь или устройство, имеющие небольшой размер и высокую эффективность.

[0078] Как описано выше, используя данный состав сплава в качестве исходного материала, можно получить нанокристаллический сплав на основе Fe, имеющий превосходные магнитно-мягкие свойства, при легкой обработке благодаря низкой температуре плавления состава сплава.

Изобретение относится к области металлургии, в частности к магнитно-мягкому сплаву и способу его формирования, при этом сплав может быть использован в трансформаторе, индукторе. Сплав имеет состав Fe_(100-X-Y-Z)B_XP_YCu_Z с аморфной фазой в качестве основной фазы, где 79≤100-X-Y-Z≤86 ат.%, 4≤Х≤13 ат.%, 1≤Y≤10 ат.% и 0,5≤Z≤1,5 ат.%. Способ формирования нанокристаллического сплава на основе Fe включает приготовление сплава, причем сплав имеет температуру начала первой кристаллизации T_x1 и температуру начала второй кристаллизации Т_х2, подвергание сплава термической обработке в интервале температур от Т_х1-50°С до Т_х2. Представлены деталь из заявленного сплава, сформированная в виде непрерывной полосы, и магнитная деталь, сформированная с использованием нанокристаллического сплава на основе Fe, сформированного заявленным способом. Магнитно-мягкий сплав имеет высокую магнитную индукцию и низкую магнитострикцию насыщения. Сплав легко обрабатывается за счет низкой температуры плавления. 5 н. и 15 з.п. ф-лы, 3 ил., 10 табл., 61 пр.

1. Сплав состава Fe_(100-X-Y-Z)B_XP_YCu_Z с аморфной фазой в качестве основной фазы, где 79≤100-X-Y-Z≤86 ат.%, 4≤Х≤13 ат.%, 1≤Y≤10 ат.% и 0,5≤Z≤1,5 ат.%.

2. Сплав по п.1, где 82≤100-X-Y-Z≤86 ат.%, 6≤Х≤12 ат.%, 2≤Y≤8 ат.% и 0,5≤Z≤1,5 ат.%.

3. Сплав по п.1, где 0,1≤Z/Y≤1,2.

4. Сплав по п.1, при этом часть Fe замещена по меньшей мере одним элементом, выбранным из группы, состоящей из Со и Ni; общая сумма Со и Ni составляет 40 ат.% или менее относительно всего состава; а общая сумма Fe, Со и Ni составляет 100-X-Y-Z ат.% относительно всего состава.

5. Сплав по п.1, при этом часть Fe замещена по меньшей мере одним элементом, выбранным из группы, состоящей из Ti, Zr, Hf, Nb, Та, Mo, W, Cr, Al, Mn, Ag, Zn, Sn, As, Sb, Bi, Y, N, О и редкоземельных элементов; общая сумма Ti, Zr, Hf, Nb, Та, Mo, W, Cr, Al, Mn, Ag, Zn, Sn, As, Sb, Bi, Y, N, О и редкоземельных элементов составляет 3 ат.% или менее относительно всего состава; а общая сумма Fe, Ti, Zr, Hf, Nb, Та, Mo, W, Cr, Al, Mn, Ag, Zn, Sn, As, Sb, Bi, Y, N, О и редкоземельных элементов составляет 100-X-Y-Z ат.% относительно всего состава.

6. Сплав по п.1, при этом часть В и/или часть Р замещены С; количество С составляет 10 ат.% или менее относительно всего состава; В и Р все еще удовлетворяют соответствующим условиям 4≤Х≤13 ат.% и 1≤Y≤10 ат.%; а общая сумма С, В и Р составляет между 4 ат.% и 24 ат.%, оба включительно.

7. Сплав по п.1, причем часть сплава замещена 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), О 0,3 вес.% или менее (исключая ноль) и N 0,1 вес.% или менее (включая ноль).

8. Сплав по п.7, причем сплав содержит 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), О от 0,001 до 0,1 вес.% (включая 0,001 вес.% и 0,1 вес.%) и N 0,01 вес.% или менее (исключая ноль).

9. Сплав по п.8, причем сплав содержит 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.%), О от 0,01 до 0,1 вес.% (включая 0,01 вес.% и 0,1 вес.%) и N от 0,0002 до 0,01 вес.% (включая 0,0002 вес.% и 0,01 вес.%).

10. Сплав по п.1, сформированный в виде порошка.

11. Сплав по п.1, причем сплав имеет температуру плавления (Т_пл) 1150°С или менее.

12. Сплав по п.1, причем сплав имеет температуру начала первой кристаллизации (T_x1) и температуру начала второй кристаллизации (Т_x2), разница между которыми (ΔТ=Т_х2-Т_х1) составляет от 70 до 200°С.

13. Сплав по п.1, причем сплав имеет наногетероструктуру, содержащую аморфные и первоначальные нанокристаллы, существующие в аморфных, при этом первоначальные нанокристаллы имеют средний диаметр от 0,3 до 10 нм.

14. Деталь из сплава по любому из пп.1-13, сформированная в виде непрерывной полосы.

15. Деталь по п.14, сформированная в виде непрерывной полосы и способная быть плоской при испытании на загиб на 180°.

16. Способ формирования нанокристаллического сплава на основе Fe, включающий: приготовление сплава по любому из пп.1-13, причем сплав имеет температуру начала первой кристаллизации (T_x1) и температуру начала второй кристаллизации (Т_х2); и подвергание сплава термической обработке в интервале температур от T_x1-50°С до Т_х2.

17. Нанокристаллический сплав на основе Fe, сформированный способом по п.16, причем нанокристаллический сплав на основе Fe имеет средний диаметр нанокристаллов от 5 до 25 нм.

18. Нанокристаллический сплав на основе Fe по п.17, причем нанокристаллический сплав на основе Fe имеет коэрцитивность 20 А/м или менее и магнитную индукцию насыщения 1,6 Тл или более.

19. Нанокристаллический сплав на основе Fe по п.17, причем нанокристаллический сплав на основе Fe имеет магнитострикцию насыщения 15·10^-6 или менее.

20. Магнитная деталь, сформированная с использованием нанокристаллического сплава на основе Fe по любому из пп.17-19.