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CN111640550B - 合金和用于制备磁芯的方法 - Google Patents

合金和用于制备磁芯的方法 Download PDF

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CN111640550B CN202010135613.1A CN202010135613A CN111640550B CN 111640550 B CN111640550 B CN 111640550B CN 202010135613 A CN202010135613 A CN 202010135613A CN 111640550 B CN111640550 B CN 111640550B
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Vacuumschmelze GmbH and Co KG
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Abstract

提供合金，由式FeaCobNicCudMeSifBgXh表示，M是元素V、Nb、Ta、Ti、Mo、W、Zr、Cr、Mn和Hf中的至少一种，X指杂质及可选的元素P、Ge和C，a、b、c、d、e、f、g、h按原子％计且满足条件：0≤b≤40≤c<40.5≤d≤22.5≤e≤3.514.5≤f≤166≤g≤7h<0.51≤(b+c)≤4.5a+b+c+d+e+f+g＝100。合金具有至少50体积％的晶粒的平均尺寸小于100nm的纳米晶组织，≤1ppm的饱和磁致伸缩|λs|、优选|λs|≤0.5ppm，拥有中央线性部分的滞后回线，10000至15000、优选10000至12000的磁导率μ。

Description

合金和用于制备磁芯的方法
技术领域
本发明涉及一种合金，特别是一种铁系合金和一种用于制备磁芯特别是环形带芯的方法。
背景技术
在金属软磁材料中，Fe系纳米晶材料尤其是非常有前途的用于电感的候选物。这些材料在过去几十年中得到了发展，并找到不断增长的用途，既用在高品质的磁芯和磁性元件中，也用在屏蔽物、天线和各种磁性传感器中。与其他软磁金属尖端材料相比，纳米晶金属箔由于其比较高的比电阻(典型地为100-150μΩcm)及其与制备相关的小的约20μm的带厚而具有良好的高频性能和小的损耗。因此，由这些材料制成的环形带芯既在技术上和软磁铁氧体竞争，而且由于其明显更小的设计尺寸，在成本/效益方面也和软磁铁氧体竞争。同时，在所有软磁尖端材料中，纳米晶软磁材料具有远远胜出的最佳的软磁性能老化稳定性。经由纳米晶金属的合金组成和热处理对软磁性能进行的优化已主要集中于在高磁导率领域中的环形带芯，其中50Hz至约100kHz的应用频率构成了重点。
纳米晶软磁性的铁系合金的一个实例是Fe73.8Nb3Cu1Si15.6B6.6，其是可以以商用名
Figure BDA0002397199680000011
800商购的。现有的用于制备各种电感的软磁纳米晶物质如例如
Figure BDA0002397199680000012
800的性能目前限制在>25000至200000的高磁导范围。但对于许多用途来说，低于20000至10000的磁导率是必需的。
发明内容
任务是提供一种具有在10000至15000之间的磁导率的合金。
通过独立权利要求的主题解决该问题。从属权利要求的主题是扩展。
根据本发明，提供了一种合金，所述合金由式FeaCobNicCudMeSifBgXh表示，其中M是元素V、Nb、Ta、Ti、Mo、W、Zr、Cr、Mn和Hf中的至少一种，a、b、c、d、e、f、g是按原子％计的，X指示杂质及可选的元素P、Ge和C，且a、b、c、d、e、f、g、h满足以下条件：
0≤b≤4
0≤c<4
0.5≤d≤2
2.5≤e≤3.5
14.5≤f≤16
6≤g≤7
h<0.5
1≤(b+c)≤4.5
其中a+b+c+d+e+f+g＝100。
作为杂质，可以存在多至0.1重量％铝，多至0.05重量％硫，多至0.1重量％氮和/或多至0.1重量％氧，并且以多至0.5重量％，优选多至0.2重量％，优选多至0.1重量％的总和存在。
杂质以及元素P、Ge和C(当元素P、Ge和C中的一种或多种存在时)的和的最大含量为小于0.5原子％，因为h<0.5。在一些实施例中，不存在元素P、Ge和C中任何一种，使得杂质的最大含量为小于0.5原子％。
该合金具有其中至少50体积％的晶粒的平均尺寸小于100nm的纳米晶组织，具有≤1ppm的饱和磁致伸缩|λs|，具有拥有中央线性部分的滞后回线，且具有10000至15000、优选10000至12000的磁导率μ。
不过，铁系纳米晶合金的情况下，磁致伸缩和磁导率的性能却是背道而驰。EP 1609 159 B1公开了一种纳米晶铁系合金，利用其可以达到大约10000的磁导率。它却具有4.4ppm的饱和磁致伸缩。US 6 507 262 B2公开了一种纳米晶铁系合金，具有小于1ppm的饱和磁致伸缩，它却具有40000的磁导率。因此这些合金对于期望的用途来说是不合适的，所述期望的用途既具有10000至15000之间的磁导率，又具有最多±1ppm的小磁致伸缩。
出人意料地发现，根据本发明的纳米晶铁系合金具有10000至15000的磁导率与≤1ppm的饱和磁致伸缩|λs|的组合。因此，可以实现新的用途，例如在多种部件如由软铁磁体制成的磁芯中，磁芯用根据本发明的合金取代软铁磁体制造，并且可以具有较小的体积而不使性能劣化。
磁导率的下限使得芯的足够的电感成为可能，而磁导率的上限和饱和感应强度则保证了在不使其磁饱和的情况下芯的高的电流预负荷能力。≤1ppm，优选≤0.5ppm的小磁致伸缩|λs|防止了芯伴随磁性改变特别是磁导率的变化可能出现机械形变。
原则上，对于具有约10000至12000的磁导率和几乎消失的磁致伸缩的合金来说，应用领域是制备共模扼流圈用于变频器、太阳能转换器、用于船舶驱动、用于铁道驱动、或用于焊接器、或者用于减少电机和发电机中的轴电流。特别是关于那些其中流动中高共模电流的共模扼流圈或者其中与电路相关需要高电感L的共模扼流圈。经过其流过很高电流的共模扼流圈可以仅还用非常低导通率的合金实现，如可由德国哈瑙的FirmaVacuumschmelze GmbH&Co KG商购的VP270(具有标称组成5.8重量％Ni，1.0重量％Cu，5.4重量％Nb，6.4重量％Si，1.7重量％B，余量Fe)，VP250(具有标称组成11.6重量％Ni，1.0重量％Cu，5.3重量％Nb，6.2重量％Si，1.7重量％B，余量Fe)和VP220(具有标称组成11.6重量％Ni，8.1重量％Co，1.0重量％Cu，5.3重量％Nb，5.9重量％Si，1.7重量％B，余量Fe)，或者用拉应力感应的
Figure BDA0002397199680000031
500(具有标称组成1.0重量％Cu，5.6重量％Nb，8.8重量％Si，1.5重量％B，余量Fe)实现，其也可由德国哈瑙的Firma Vacuumschmelze GmbH&CoKG商购。
具有几乎消失的磁致伸缩的合金的优点将首先在从10000起的磁导率的情况下令人感兴趣，因为在这种情况下感生各向异性能Ku(Ku＝1/2Bs 2/(μμo))是与磁致弹性残余各向异性(magnetoelastischen
Figure BDA0002397199680000032
)Kmagel＝3/2λsσ是大小可比的(其中λs为磁致伸缩，σ为机械张力或压力)。由此，在芯上的外部张力或压力可以影响磁体品质(滞后回线形状)。如果将磁致伸缩λs引向零的方向，可以将此影响最小化，因为由此磁致弹性残余各向异性Kmagel消失。如果在这种情况下磁致伸缩不接近零，那么必须防止在芯上有任何机械拉力或压力，这通过用铜线缠绕芯来实现。这在多数情况下是不可能的。在低导通率的合金如VP270、VP250和VP220的情况下(它们部分具有高的正磁致伸缩)，通过在芯上的外部拉力或压力的影响磁体品质当然也是可能的。不过，感生各向异性能Ku(Ku＝1/2Bs 2/(μμo))还是明显较大，由此残余效果很少能够得到保持。
在此，将滞后回线的中央部分定义为在各向异性场强点之间的滞后回线的部分，各向异性场强点标志着向饱和的过渡。滞后回线的该中央部分的线性部分在本文中由非直线性参数NL来定义，其中非直线性参数NL可以由下式计算和描述：
Figure BDA0002397199680000041
其中δBauf(δB升)或δBab(δB降)指示通过饱和极化Bs的±75％的极化强度值之间的滞后回线的上升或下降的分支的拟合直线(Ausgleichsgeraden)的磁极化的标准偏差。NL越小，回线也越线性。根据本发明的合金具有小于0.8％的NL值。
滞后回线的这种形式可以通过在磁场中将非晶态合金热处理达成，所述磁场取向为横穿带长度方向。
此外，该合金可以具有从10000至15000、优选从11000至14000或10000至12000的磁导率，还具有≤0.5ppm、优选≤0.1ppm的饱和磁致伸缩|λs|，并且具有大于1.0T的饱和感应强度。大于1.0T的饱和感应强度可以与从10000至15000的磁导率一起保证高的电流预负荷能力。其可以还具有<1.5％的剩磁比Br/Bs，和/或<1A/m的矫顽场强Hc，和/或≥60A/m、优选≥70A/m的各向异性场Hk。
在一个实施例中，合金具有镍，其中0.2≤c<4。
在一个实施例中，X指示碳(C)，且合金的碳含量h<0.5。
在一个实施例中，组Nb、Ta和Mo中至少一种元素作为M存在，其中2.5<e<3.5。
铌Nb是优选的，也可以完全由钽Ta替换且部分由多至0.6原子％的钼Mo替换。在一些实施例中，Nb、Ta和Mo的和为2.5原子％<(Nb+Ta+Mo)<3.5原子％。
在一些实施例中，所述合金含有镍，其中0.2≤c<4，优选0.5≤c≤4，优选0.2≤c≤3，优选0.5≤c≤3。
在一些实施例中，所述合金含有钴，其中0.2≤b<4，优选0.5≤b≤4，优选0.2≤b≤3，优选0.5≤c≤3。
在一些实施例中，所述合金含既含有Co也含有Ni，各自最低浓度为0.2原子％，且各最高浓度为3原子％，其中两种元素的总浓度不超过4.5原子％，使得0.2<b≤3且0.2<c≤3且1≤(b+c)≤4.5。
在一些实施例中，所述合金含既含有Co也含有Ni，各自最低浓度为0.5原子％，且各最高浓度为3原子％，其中两种元素的总浓度不超过4.5原子％，使得0.5<b≤3且0.5<c≤3且1≤(b+c)≤4.5。
根据本发明，还提供了一种具有根据前述实施例中任一项的合金的磁芯。在一个实施例中，磁芯为环形带芯的形式，所述环形带芯由厚度小于50μm的带缠绕而成。
环形带芯的缠绕位置可以是彼此电绝缘的，以减少涡流损失。该电绝缘可以通过涂敷在带的一侧或两侧上的电绝缘覆层提供，或通过将缠绕好的环形带芯埋入或浸入电绝缘胶材或树脂提供。
也可以具有环形带芯的形式的磁芯可以用在所谓的CMC(共模扼流圈，CommonMode Choke)中用于高功率用途。该用途通常仅与激励器线圈(单匝CMC,One Turn CMC)配合并且处于最大约20A的直流计的情况下。一个实例是具有以下尺寸的磁芯：内径di＝76mm，外径da＝110mm，芯高度＝带宽度h＝25mm。在由纳米晶物质以约18+/-3μm的带厚度和约80％的芯填充因子制备这样的芯的情况下，将650至900个处于非晶态的带层(Bandlagen)绕起成环形线芯。
可以通过以下方法提供该磁芯。将由非晶合金制成的带缠绕成环形带芯，所述合金由式FeaCobNicCudMeSifBgXh表示，其中M是元素V、Nb、Ta、Ti、Mo、W、Zr、Cr、Mn和Hf中的至少一种，a、b、c、d、e、f、g是按原子％计的，X指示杂质及可选的元素P、Ge和C，且a、b、c、d、e、f、g、h满足以下条件：
0≤b≤4
0≤c<4
0.5≤d≤2
2.5≤e≤3.5
14.5≤f≤16
6≤g≤7
h<0.5
1≤(b+c)≤4.5其中a+b+c+d+e+f+g＝100。
在横穿带长度方向上施加从80kA/m至200kA/m的定向磁场的情况下对该环形带芯热处理。在一个实施例中，在该磁场下在从400℃至650℃的温度对环形带芯进行0.25小时至3小时的热处理。
在一个实施例中，该热处理具有五个阶段，其中
在阶段1中经过从时间点t0直至时间点t1的持续时间从室温加热到T1，其中300℃≤T1≤500℃且t1-t0为0.5h至2h，
在阶段2中经过从时间点t1直至时间点t2的持续时间从T1加热到T2，其中400℃≤T2≤600℃且t2-t1为0.5h至6h，
在阶段3中经过从时间点t2直至时间点t3的持续时间从T2加热到T3，其中400℃≤T3≤650℃且t3-t2为0h至1h，
在阶段4中在从时间点t3直至时间点t3-1的持续时间保持温度T3，其中t3-1-t3为0.25h至3h，
在阶段5中经过从时间点t3-1直至时间点t4的持续时间从T3冷却到室温，其中t4-t3-1为2h至4h。
通过该热处理，可以细致调节磁致伸缩，使得达到|λs|≤0.5ppm或|λs|≤0.1ppm。在一个实施例中，T3处于520℃至620℃之间，优选560℃至620℃之间，以达到饱和磁致伸缩|λs|≤0.5ppm。
在一个实施例中，在热处理的阶段3中，持续时间t3-t2大于0h，即0h<t3-t2≤1h。
作为杂质，可以存在多至0.1重量％铝，多至0.05重量％硫，多至0.1重量％氮和/或多至0.1重量％氧，并且以多至0.5重量％，优选多至0.2重量％，优选多至0.1重量％的总和存在。
杂质以及元素P、Ge和C(当元素P、Ge和C中的一种或多种存在时)的和的最大含量为小于0.5原子％，因为h<0.5。在一些实施例中，不存在元素P、Ge和C中任何一种，使得杂质的最大含量为小于0.5原子％。
在热处理期间可以使磁场的场强变化或保持恒定。可以在热处理期间将磁场接通或断开。
在一个实施例中，将至少三个芯，优选至少25个芯彼此堆叠并在该堆叠物中热处理。在热处理期间磁芯的该堆叠布置导致滞后回线的直线性变好，直线性可以通过非直线性参数描述。
非晶带可以通过快速凝固技术制备，并且具有最大50μm、优选最大25μm的厚度。
在一个实施例中，该带在缠绕前在其两个表面的至少一个上设置电绝缘层。可以使用电绝缘层，以减小涡流并因此减小涡流损失。
在一个实施例中，X指示碳(C)，且h指示合金的碳含量，其中h<0.5。
在一个实施例中，组Nb、Ta和Mo中至少一种元素作为M存在，其中2.5<e<3.5。铌Nb是优选的，也可以完全由钽Ta替换且部分由多至0.6原子％的钼Mo替换。在一些实施例中，Nb、Ta和Mo的和为2.5原子％<(Nb+Ta+Mo)<3.5原子％。
在一些实施例中，所述合金含既含有Co也含有Ni，各自最低浓度为0.5原子％，且各最高浓度为3原子％，其中两种元素的总浓度不超过4.5原子％，使得0.5<b≤3且0.5<c≤3且1≤(b+c)≤4.5。
现在借助附图和表格更进一步阐述实施例和实例。
附图说明
图1示出了在热处理期间堆叠的环形带芯的示意图。
图2示出了平的滞后回线的实例。
图3示出了对于在磁场中的环形带芯的热处理来说作为时间的函数的温度和磁场的走势的图。
图4示出了磁导率与退火温度的相关性的图。
图5示出了饱和磁致伸缩与退火温度的相关性的图。
图6示出了在合金体系Fe余量CoxNiyCu1Nb3Si12B8中作为按原子％计的Co和Ni含量的函数的各向异性能Ku、矫顽场Hc和磁致伸缩λs的图。
图7示出了在加添加Co合金化的情况下达到的作为按原子％计的Co含量的函数的Fe余量CoxCu1Nb3Si15.3B6.8的初始磁导率的分数，各自涉及没有添加Co的合金，即x＝0，针对在磁场中2种不同的热处理。此外在图中给出了各自对于x＝0达到的磁导率。
图8示出了对于在540℃至600℃之间的不同退火温度Ta的Fe余量CoxCu1Nb3Si15.3B6.8中作为按原子％计的Co含量的函数的饱和磁致伸缩λs的图。
图9示出了对于在540℃至600℃之间的不同退火温度Ta的Fe余量CoxCu1Nb3Si15.3B6.8中作为按原子％计的Co含量的函数的饱和磁致伸缩λs的图。
具体实施方式
在表1中，总结了比较合金的性能。表1示出了可商购的纳米晶合金VP 220、VP250、VP 270和VP 800的组成、在纳米晶状态下的密度ρ、在非晶态和纳米晶状态下的极化强度Js、在纳米晶状态下的磁致伸缩λs，和在纳米晶状态下的磁导率μ，这些合金具有平的滞后回线。
Figure BDA0002397199680000081
表1
这一比较展示了，这些合金既要么具有伴随大于6ppm的高磁致伸缩的低于约5500的低磁导率(VP 220、VP 250、VP 270)，要么具有伴随至少20000的高磁导率的低磁致伸缩(VP 800)。随着磁导率下降，磁致伸缩明显增加超过1ppm。因此磁致伸缩和磁导率的性能是背道而驰的。
不过在某些用途中，如果存在这样的合金，则可能达到建设上的改善：合金具有|λs|≤1ppm的小磁致伸缩，优选0至+1ppm，特别是优选0至+0.5ppm，并且同时磁导率小于200000，优选在10000至15000之间。
根据本发明，通过一种合金提供这种性能组合，其由式FeaCobNicCudMeSifBgXh表示，其中M是元素V、Nb、Ta、Ti、Mo、W、Zr、Cr、Mn和Hf中的至少一种，a、b、c、d、e、f、g是按原子％计的，X指示杂质及可选的元素P、Ge和C，且a、b、c、d、e、f、g、h满足以下条件：
0≤b≤4
0≤c<4
0.5≤d≤2
2.5≤e≤3.5
14.5≤f≤16
6≤g≤7
h<0.5
1≤(b+c)≤4.5
其中a+b+c+d+e+f+g＝100。
在一个有利的实施方案中，合金具有Co和Ni作为M，其中1≤(b+c)≤4.5，优选2≤(b+c)≤4.2且1≤b≤3且1≤c<2。
作为杂质，可以存在多至0.1重量％铝，多至0.05重量％硫，多至0.1重量％氮和/或多至0.1重量％氧，并且以多至0.5重量％，优选多至0.2重量％，优选多至0.1重量％的总和存在。
杂质以及元素P、Ge和C(当元素P、Ge和C中的一种或多种存在时)的和的最大含量为小于0.5原子％，因为h<0.5。在一些实施例中，不存在元素P、Ge和C中任何一种，使得杂质的最大含量为小于0.5原子％。
可以通过快速凝固技术以非晶态带的形状提供磁芯。为了制备环形带芯形式的磁芯，将非晶态带缠绕成环形带芯，并且在施加横穿带长度方向取向的磁场的情况下将其热处理，其中产生至少50体积％的晶粒的平均尺寸小于100nm的纳米晶组织、和小磁致伸缩与在10000至15000的期望范围中的磁导率的期望组合。
根据本发明的实施方案的进一步的特征是在H＝200A/m至少1.2T的最大感应、小于1％的非直线性参数NL、小于1.5％的剩磁比Br/Bs、小于1A/m的矫顽场强Hc、至少60A/m、优选至少70A/m的各向异性场Hk(从该处起达到磁饱和的磁场)。
图1示出了在热处理期间堆叠的环形带芯10的示意图，并且示出了，施加横穿带长度方向的磁场11，如用箭头12所示。将磁芯10彼此堆叠，以改善滞后回线的直线性。可以使用从80kA/m至200kA/m的磁场。在所述热处理期间可以使磁场的场强变化，例如将磁场接通或断开，或保持接近恒定。
在表2中，总结了不同合金的组成和磁性性能，其中实例1至5不是本发明的一部分并且实例6至16是本发明的一部分。实例11至16示出了优选实例。样品具有环形带芯的形式，其由非晶态合金缠绕而成。将缠绕的环形带芯彼此堆叠(堆叠在退火架上)并在此堆叠状态下热处理。将样品在横穿带长度方向上取向的大约200kA/m的磁场下在570℃热处理0.5h。可以将至少三个环形带芯且优选多于25个环形带芯彼此堆叠，以改善滞后回线的直线性。
根据本发明的合金具有直线性的或平的滞后回线(F-回线)。图2示出了具有高直线性性能的平的滞后回线的实例。滞后回线的直线性的一个量度是通过非直线性比例给出，由非直线性参数NL(in％)描述，其由下式计算：
Figure BDA0002397199680000101
其中δBauf(δB升)或δBab(δB降)指示通过饱和极化Bs的±75％的极化强度值之间的滞后回线的上升或下降的分支的拟合直线的磁极化的标准偏差。NL越小，回线也越线性。滞后回线的这种形式可以通过在磁场中将非晶态合金热处理达成，所述磁场取向为横穿带长度方向，如图1中显示的。
在图2中还阐明了概念剩磁比Br/Bm、矫顽场强Hc、各向异性场Hk、以及磁导率μ。
Figure BDA0002397199680000102
表2
实例1-5不是根据本发明的实施例
实例6-16是根据本发明的实施例
实例11-16是优选的根据本发明的实施方案
表2中的实例6至16展示了根据本发明的实例合金，其中实例11至16是优选的。实例6通过Si和硼含量的微小降低达到期望的性能。但是，小的总准金属含量(Si+B)可能要求在带制备时采取特别手段，以保证纯净的玻璃形成。实例7仅勉强说来到达目标磁导率范围μ＝10000至15000的下限并且实例9仅勉强说来到达该范围的上限。实例8由于较高的Co-含量具有较高的原料成本，这在某些实施例中是不期望的。实例10具有对于某些用途来说可能过高的0.7ppm的磁致伸缩。与之相比，实例11至16全部具有在10000至15000的目标范围内的磁导率和小于等于0.5ppm的磁致伸缩λs。根据本发明的合金的这些性能可以通过对热处理进行调整来调节。
图3示出了对于为了产生纳米晶组织和期望的磁学性能而进行的在磁场中的由根据本发明的处于非晶态的合金缠绕成的环形带芯的热处理来说作为时间的函数的温度和磁场的走势的图。在一个实施例中，该热处理具有五个阶段，在图3中图示了它们。
在阶段1中经过从时间点t0直至时间点t1的持续时间从室温T0加热到T1，其中300℃≤T1≤500℃且t1-t0为0.5h至2h。在阶段2中经过从时间点t1直至时间点t2的持续时间从T1加热到T2，其中400℃≤T2≤600℃且t2-t1为0.5h至6h。在阶段3中经过从时间点t2直至时间点t3的持续时间从T2加热到T3，其中400℃≤T3≤650℃且t3-t2为0h至1h。在阶段4中在从时间点t3直至时间点t3-1的持续时间保持高台温度T3，其中t3-1-t3为0.25h至3h。在阶段5中经过从时间点t3-1直至时间点t4的持续时间从T3冷却到室温T4，其中(t4-t3-1)为2h至4h。通过此热处理，可以调节磁导率特别是磁致伸缩，以提供期望的从10000至15000、优选从10000至12000的磁导率与|λs|≤0.5ppm的组合，其中环形带芯还具有大于1.0T的饱和感应强度和拥有中央线性部分的滞后回线。
图4示出了对于两种根据本发明的合金和一种比较例而言磁导率与退火温度(即图3的热处理的阶段4中的高台温度T3)的相关性的图。图4示出了对于不是本发明的一部分的比较合金VP 800(Fe-Cu1Nb3Si15.5B6.5)以及根据本发明的合金Fe-Cu0.8Co1.5Ni1.0Nb2.8Si15.5B6.5和Fe-Cu0.8Co2.5Ni1.6Nb2.8Si15.5B6.5在530℃至620℃的退火温度在横向场中在结晶化之后的磁导率μ。这些结果显示，利用根据本发明的组成，可以达到在从10000至15000的期望范围中的低磁导率。
图5示出了对于两种根据本发明的合金和一种比较例而言饱和磁致伸缩λs与退火温度(即图3的热处理的阶段4中的高台温度T3)的相关性的图。这些结果显示，对于根据本发明的合金而言，通过调整退火温度，可以达到饱和磁致伸缩|λs|≤0.5ppm。
正如图4和5说明的，可以通过退火温度对磁性参数μ和λs进行更精细调节。这对于磁致伸缩而言特别可行，而磁导率基本不随之改变。如图5所示，可以通过在560℃至620℃之间的范围中适当地选择退火温度，使磁致伸缩从正值向负值变化。因此，存在通过调整退火温度将磁致伸缩调节到“零”的可能性，特别是对于优选实施例(|λs|≤0.5ppm)而言。
在表3中，总结了两种纳米晶合金的结果，所述纳米晶合金通过在横穿带长度方向取向的磁场中的热处理达到平的滞后回线，具有最大±1ppm的磁致伸缩λs和从10000至12000的磁导率μ。
Figure BDA0002397199680000121
表3
可以通过在使用图3中所示的热处理的情况下改变退火温度对这些合金的磁导率μ和磁致伸缩调节λs进行更精细调节。这对于磁致伸缩而言特别可行，而磁导率基本不随之改变。可以通过在560℃至620℃之间的范围中适当地选择退火温度，使磁致伸缩从正值向负值变化。因此，存在通过调整退火温度将磁致伸缩调节到“零”的可能性，特别是对于优选实施例(|λs|<＝0.5ppm)而言。
为了在尽可能保持良好软磁性能(特别是尽可能小的矫顽场Hc和～0的磁致伸缩λs)的情况下实现感生各向异性Ku或磁导率下降，可以使用以下方案，以选出对于合金体系FeaCobNicCudMeSifBgXh而言合适的组成。在此要考虑三个因素A)、B)和C)。
借助对于由合金Fe余量Cu1Nb3Si15.5B6.6(
Figure BDA0002397199680000122
VP800)的带材料制成的环形带芯的纯横向场退火，可以将感生各向异性Ku提高带最大约30J/m3。这对应于约μ＝20000的磁导率。在此合金体系中加入元素Co和/或Ni代替Fe含量提高了形成单轴各向异性的潜力。通过合适的热处理，与不含Co和/或Ni的体系相反，可以由此使感生各向异性急剧提高，或者使磁导率强烈下降。
在给定的饱和磁化Bs的情况下，存在μ～1/Ku的关系，或者具体地：
Figure BDA0002397199680000131
因素A)：提高Ku
图6示出了在合金体系Fe余量CoxNiyCu1Nb3Si12B8中作为按原子％计的Co和Ni含量的函数的各向异性能Ku、矫顽场Hc和磁致伸缩λs的图。
在图6中，显示了合金体系Fe余量CoxNiyCu1Nb3Si12B8中可以通过加入Co和Ni达到的各向异性能Ku。在此具有12原子％的Si含量和8原子％的B含量的合金体系中，可以特别良好地观察到Co和Ni的组分对于感生各向异性或者对于软磁性能的影响效果。随着提高的Co-和/或Ni含量，各向异性能出现升高。这可以由以下方式理解：随着Fe-Co和Fe-Ni原子对的出现，形成场感生各向异性Ku的自由度增加。
图7示出了作为按原子％计的Co含量的函数的Fe余量CoxCu1Nb3Si15.3B6.8的初始磁导率的图。插图示出了具有很小的Co含量的完善的数据。图7显示了，随着在合金体系Fe余量CoxCu1Nb3Si15.3B6.8(根据本发明的合金体系)中加入Co，初始磁导率可以随着上升的Co含量降低，更确切地说，感生各向异性Ku提高。在1原子％之下的Co含量的范围中，初始磁导率随着Co含量线性降低，在较高含量时，该效果强烈平缓化。
因素B)：保持磁致伸缩接近“零”
为了在具有Co和Ni成分的目标合金的情况下保持合金Fe余量Cu1Nb3Si15.5B6.6(
Figure BDA0002397199680000132
VP800)良好的软磁性能以及非常良好的损耗性能，在纳米结晶化过程之后观察保留的剩余磁致伸缩λs。在图6中，示出了在合金体系Fe余量CoxNiyCu1Nb3Si12B8中在纳米结晶化过程之后的剩余磁致伸缩λs，如通过加入Co和Ni得到的。在此具有12原子％的Si含量和8原子％的B含量的合金体系中，可以特别良好地观察到Co和Ni的组分对于感生各向异性或者对于软磁性能的影响效果。再次地，随着提高的Co-和/或Ni含量，剩余磁致伸缩出现升高。对于非常宽范围的Co和/或Ni的成分，图6对其进行了展示。
更详细的关系可以从图8得出，其显示了对于在540℃至600℃之间的不同的退火温度Ta而言，按原子％计的Co含量对于Fe余量CoxCu1Nb3Si15.3B6.8(根据本发明的合金体系)的饱和磁致伸缩λs的影响。
图9示出了在从0至10原子％的Co含量范围内Fe余量CoxCu1Nb3Si15.3B6.8的饱和磁致伸缩λs的变化。在少量Co成分(2原子％之下)的情况下，饱和磁致伸缩λs仅微小提高，在高含量的情况下，变化速率则强烈提高。
因素C)：保持尽可能小的矫顽场
为了在具有Co和Ni成分的目标合金的情况下保持合金Fe余量Cu1Nb3Si15.5B6.6(
Figure BDA0002397199680000141
VP800)良好的软磁性能以及非常良好的损耗性能，在纳米结晶化过程之后观察保留的矫顽场Hc。对此，图6示出了在合金体系Fe余量CoxNiyCu1Nb3Si12B8中在纳米结晶化过程之后矫顽场Hc的变化。基本上，随着提高的Co-和/或Ni含量，矫顽场Hc在此也出现升高。这可以由以下方式理解：随着Fe和Co/Ni的出现，查明(Ausmitteln)α-FeSi纳米微晶的局域晶体学各向异性不再是完全可能的。不过此外人们也认识到，在单独添加Ni的情况下实现矫顽场的提高。
从A)、B)和C)的认识出发，提出了基于Fe余量Cu1Nb3Si15.5B6.6，使用在<4.5原子％的范围内的Co和Ni的组合作为附加的合金组成部分，以提高感生各向异性Ku，或者达到期望的降低的磁导率范围。用Co和用Ni和用他们的组合都导致感生各向异性的提高。证实了，过高的Co含量使饱和磁致伸缩λs强烈提高。因此，有利地使用Co和Ni的组合，以通过Ni部分调整对于给定的各向异性而言必须的Co含量。另一方面，所选的Ni含量不过高选择，因此可以将矫顽场Hc保持得尽可能低。
由此，在一些实施例中，对于Co和Ni调整最低浓度和最高浓度。在一些实施例中，Co和Ni各自最低浓度为0.2原子％，优选0.5原子％，且各自最高浓度为3原子％，其中两种元素的总浓度不超过4.5原子％。
既具有Co也具有Ni的第一实例的目的是，在横向场加热之后，提供μ＝10000的磁导率。为了达到60J/m3的感生各向异性Ku，需要用约4至4.5原子％的异种元素的成分替换Fe。如果将全部量(4–4.5原子％)用元素Co来实现，可能虽然达到目标感生各向异性，并且由此也使磁导率下降到μ＝10000，但磁致伸缩会强烈向正符号提高，并且会无法保持获得良好的软磁性能。因此，必须将该必需量分配到Co和Ni上。
根据因素B)，在多至2原子％的Co含量的情况下饱和磁致伸缩λs仅有微小的提高。另一方面，根据因素C)，应当不选择过高的Ni含量，以避免矫顽场Hc的急剧提高。因此，可以选择2.5原子％的Co含量和1.6原子％的Ni含量，以达到预期的性能组合，参见表3的合金A。
既具有Co也具有Ni的第二实例的目的是，在横向场加热之后，达到μ＝12000的磁导率。为了达到50J/m3的感生各向异性Ku，需要用约2.5至3原子％的异种元素的成分替换Fe。如果将全部量(2.5–3原子％)用元素Co来实现，可能虽然达到目标感生各向异性，并且由此也使磁导率下降到μ＝12000，但在进行上述实施方案后磁致伸缩会已经向正符号提高，并且因此会无法完全保持获得软磁性能。因此，必须将该必需量分配到Co和Ni上。
根据因素B)，在多至2原子％的Co含量的情况下饱和磁致伸缩λs仅有微小的提高。另一方面，根据因素C)，应当不选择过高的Ni含量，以避免矫顽场Hc的急剧提高。因此，可以选择1.5原子％的Co含量和1原子％的Ni含量的组合，参见表3的合金B。

Claims (35)

1.一种磁芯，所述磁芯通过下述步骤来制备：
将由非晶态合金制成的带缠绕成环形带芯，所述非晶态合金由式FeaCobNicCudMeSifBgXh表示，其中M是元素V、Nb、Ta、Ti、Mo、W、Zr、Cr、Mn和Hf中的至少一种，a、b、c、d、e、f、g是按原子％计的，X指示杂质及可选的元素P、Ge和C，且a、b、c、d、e、f、g、h满足以下条件：
0≤b≤4
0≤c<4
0.5≤d≤2
2.5≤e≤3.5
14.5≤f≤16
6≤g≤7
h<0.5
1≤(b+c)≤4.5
其中a+b+c+d+e+f+g＝100，
在横穿带长度方向上施加从80kA/m至200kA/m的磁场的情况下对所述环形带芯热处理，并且以五个阶段进行热处理以获得合金，其中，
在阶段1中经过从时间点t0直至时间点t1的持续时间从室温加热到T1，其中300℃≤T1≤500℃且t1-t0为0.5h至2h，
在阶段2中经过从时间点t1直至时间点t2的持续时间从T1加热到T2，其中400℃≤T2≤600℃且t2-t1为0.5h至6h，
在阶段3中经过从时间点t2直至时间点t3的持续时间从T2加热到T3，其中400℃≤T3≤650℃且t3-t2为0h至1h，
在阶段4中在从时间点t3直至时间点t3-1的持续时间保持温度T3，其中t3-1-t3为0.25h至3h，以及
在阶段5中经过从时间点t3-1直至时间点t4的持续时间从T3冷却到室温，其中t4-t3-1为2h至4h，
其中，在所述热处理之后，所述合金
具有其中至少50体积％的晶粒的平均尺寸小于100nm的纳米晶组织，
具有≤1ppm的饱和磁致伸缩|λs|，
具有拥有中央线性部分的滞后回线，
具有10000至15000的磁导率μ，并且
具有<1.5％的剩磁比Br/Bs。
2.根据权利要求1所述的磁芯，其中，|λs|≤0.5ppm。
3.根据权利要求1所述的磁芯，其中，所述合金具有10000至12000的磁导率μ。
4.根据权利要求1所述的磁芯，其中0.2≤c<4。
5.根据权利要求1所述的磁芯，其中，0.5≤c<4。
6.根据权利要求1所述的磁芯，其中，0.2≤c≤3。
7.根据权利要求1所述的磁芯，其中，0.5≤c≤3。
8.根据权利要求1所述的磁芯，其中0.2≤b<4。
9.根据权利要求1所述的磁芯，其中0.5≤b≤4。
10.根据权利要求1所述的磁芯，其中0.2≤b≤3。
11.根据权利要求1所述的磁芯，其中0.5≤b≤3。
12.根据权利要求1所述的磁芯，所述合金还具有大于1.0T的饱和感应强度。
13.根据权利要求1所述的磁芯，所述合金还具有<1A/m的矫顽场强Hc。
14.根据权利要求1所述的磁芯，所述合金还具有≥60A/m的各向异性场Hk。
15.根据权利要求1所述的磁芯，所述合金还具有≥70A/m的各向异性场Hk。
16.根据权利要求1所述的磁芯，其中X为C且h<0.5。
17.根据权利要求1所述的磁芯，其中组Nb、Ta和Mo中至少一种元素作为M存在，其中2.5<e<3.5。
18.根据权利要求1所述的磁芯，其中Nb可完全由Ta替换并且多至0.06原子％可由Mo替换。
19.根据权利要求1所述的磁芯，其中0.5<b≤3且0.5<c≤3且1≤(b+c)≤4.5。
20.根据权利要求1所述的磁芯，所述合金具有11000至14000的磁导率。
21.根据权利要求1所述的磁芯，所述环形带芯由厚度小于50μm的带缠绕而成。
22.根据权利要求1所述的磁芯，所述环形带芯由厚度小于25μm的带缠绕而成。
23.用于制备磁芯的方法，所述方法包括：
将由非晶态合金制成的带缠绕成环形带芯，所述非晶态合金由式FeaCobNicCudMeSifBgXh表示，其中M是元素V、Nb、Ta、Ti、Mo、W、Zr、Cr、Mn和Hf中的至少一种，a、b、c、d、e、f、g是按原子％计的，X指示杂质及可选的元素P、Ge和C，且a、b、c、d、e、f、g、h满足以下条件：
0≤b≤4
0≤c<4
0.5≤d≤2
2.5≤e≤3.5
14.5≤f≤16
6≤g≤7
h<0.5
1≤(b+c)≤4.5
其中a+b+c+d+e+f+g＝100，
在横穿带长度方向上施加从80kA/m至200kA/m的磁场的情况下对所述环形带芯热处理，并且以五个阶段进行热处理以获得合金，其中
在阶段1中经过从时间点t0直至时间点t1的持续时间从室温加热到T1，其中300℃≤T1≤500℃且t1-t0为0.5h至2h，
在阶段2中经过从时间点t1直至时间点t2的持续时间从T1加热到T2，其中400℃≤T2≤600℃且t2-t1为0.5h至6h，
在阶段3中经过从时间点t2直至时间点t3的持续时间从T2加热到T3，其中400℃≤T3≤650℃且t3-t2为0h至1h，
在阶段4中在从时间点t3直至时间点t3-1的持续时间保持温度T3，其中t3-1-t3为0.25h至3h，
在阶段5中经过从时间点t3-1直至时间点t4的持续时间从T3冷却到室温，其中t4-t3-1为2h至4h，
其中，在所述热处理之后，所述合金
具有其中至少50体积％的晶粒的平均尺寸小于100nm的纳米晶组织，
具有≤1ppm的饱和磁致伸缩|λs|，
具有拥有中央线性部分的滞后回线，
具有10000至15000的磁导率μ，并且
具有<1.5％的剩磁比Br/Bs。
24.根据权利要求23所述的方法，其中，所述环形带芯由厚度小于50μm的带缠绕而成。
25.根据权利要求23所述的方法，其中，所述环形带芯由厚度小于25μm的带缠绕而成。
26.根据权利要求23所述的方法，其中T3在520℃至620℃之间，以达到≤1ppm的饱和磁致伸缩|λs|。
27.根据权利要求26所述的方法，其中T3在560℃至620℃之间。
28.根据权利要求26所述的方法，其中|λs|≤0.5ppm。
29.根据权利要求26所述的方法，其中将饱和磁致伸缩λs调节在0至+1ppm之间。
30.根据权利要求26所述的方法，其中将饱和磁致伸缩λs调节在0至+0.5ppm之间。
31.根据权利要求23至30中任一项所述的方法，其中在所述热处理期间使所述磁场的场强变化或保持恒定。
32.根据权利要求23至30中任一项所述的方法，其中在所述热处理期间将所述磁场接通或断开。
33.根据权利要求23至30中任一项所述的方法，其中将至少三个芯彼此堆叠并热处理。
34.根据权利要求23至30中任一项所述的方法，其中将至少25个芯彼此堆叠并热处理。
35.根据权利要求23至30中任一项所述的方法，在所述方法中，在缠绕前，在所述带的两个表面中的至少一个上设置电绝缘层。
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