(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
鉄、ホウ素、ケイ素及び炭素から構成され、０．５原子％までの不純物を含み得る金属合金であって、少なくとも７０％が非晶質であり、組成式ＦｅaＢbＳｉcＣdを有し、ここにａ〜ｄは原子％でａ＋ｂ＋ｃ＋ｄの和は１００に等しく、ａは７９〜８０．５、ｂは８．５〜１０．２５、ｃは４．７５〜８．５、ｄは３．２５〜４．５の範囲内にあり、しかも
(i)  ｃ＞７．５の場合
0003806143.tif 000015
(ii)  ａ＞８０の場合
0003806143.tif 000016
で、上記合金は結晶化温度が少なくとも４９５℃である金属合金。
【請求項２】
１００％非晶質である請求項１記載の金属合金。
【請求項３】
不純物の含量が０．３原子％以下である請求項１又は２記載の金属合金。
【請求項４】
組成Ｆｅ79.5Ｂ9.25Ｓｉ7.5Ｃ3.75，Ｆｅ79Ｂ8.5Ｓｉ8.5Ｃ4，またはＦｅ79.1Ｂ8.9Ｓｉ8.0Ｃ4を有する請求項１記載の金属合金。
【請求項５】
組成Ｆｅ79.5Ｂ9.25Ｓｉ7.5Ｃ3.75，Ｆｅ79Ｂ8.5Ｓｉ8.5Ｃ4Ｆｅ79.1Ｂ8.9Ｃ4，Ｆｅ80.2Ｂ9.2Ｓｉ7.0Ｃ3.6，Ｆｅ80.1Ｂ9.2Ｓｉ7Ｃ3.7，又はＦｅ80.2Ｂ9.1Ｓｉ7Ｃ3.7を有する請求項２に従属する場合の請求項３記載の金属合金。
【請求項６】
キューリー温度が少なくとも３６０℃であり、そして飽和磁化率が少なくとも１６５Ａｍ2／ｋｇの磁気モーメントに相当する請求項１記載の金属合金。
【請求項７】
合金がアニールされた後、２５℃，６０Ｈｚ，１．４Ｔで測定した時、０．３５Ｗ／ｋｇ以下の鉄損と１ＶＡ／ｋｇ以下の励磁電力値を有する請求項１記載の金属合金。
【請求項８】
合金がアニールされた後、２５℃，６０Ｈｚ，１．４Ｔで測定した時、０．２８Ｗ／ｋｇ以下の鉄損を有する請求項７記載の金属合金。
【請求項９】
合金がアニールされた後、２５℃，６０Ｈｚ，１．４Ｔで測定した時、０．２Ｗ／ｋｇ以下の鉄損と０．６ＶＡ／ｋｇ以下の励磁電力値を有する請求項８記載の金属合金。
【請求項１０】
合金が少なくとも９０％非晶質である請求項１乃至９のいずれかに記載の合金から作られた金属ストリップから成る磁気コア。
【請求項１１】
請求項１乃至９のいずれかに記載の合金から成る製品。
【請求項１２】
２５℃，４００Ｈｚ，１．３Ｔで測定した時、３Ｗ／ｋｇ以下の鉄損を有する請求項１０記載の磁気コア。
【請求項１３】
合金が少なくとも９０％非晶質である請求項１乃至９のいずれかに記載の合金から作られた金属ストリップから成るギャップ入りの磁気コア。
【請求項１４】
ｃが少なくとも６．５％である請求項１記載の金属合金。
【請求項１５】
合金がアニールされた後、２５℃，６０Ｈｚ，１．４Ｔで測定した時、０．１５Ｗ／ｋｇ以下の鉄損と０．５ＶＡ／ｋｇ以下の励磁電力値を有する請求項９記載の金属合金。
【請求項１６】
２５℃，６０Ｈｚ，１．４Ｔで測定した時、０．３Ｗ／ｋｇ以下の鉄損と１．０ＶＡ／ｋｇ以下の励磁電力値を有する請求項１０記載の磁気コア。
【請求項１７】
組成Ｆｅ79.5Ｂ9.25Ｓｉ7.5Ｃ3.75，Ｆｅ79Ｂ8.5Ｓｉ8.5Ｃ4，Ｆｅ79.1Ｂ8.9Ｓｉ8Ｃ4，Ｆｅ80.2Ｂ9.2Ｓｉ7.0Ｃ3.6，Ｆｅ80.1Ｂ9.2Ｓｉ7Ｃ3.7，又はＦｅ80.2Ｂ9.1Ｓｉ7Ｃ3.7を有する請求項１４記載の金属合金。
【発明の詳細な説明】
発明の背景
関連出願の相互参照
これは１９９２年１２月２３日出願の一部継続米国出願番号９９６，２８８である。
１．発明の分野
この発明は非晶質の金属合金に関し、更に詳しくは配電と電力の変圧器の製造に用いられる磁気コアの製造に使用される事実上、鉄、硼素、珪素、炭素から成る非晶質の合金に関する。
２．従来技術の説明
非晶質の金属合金(金属ガラス)は如何なる長距離原子秩序をも欠く準安定の物質である。それらは液体または無機の酸化物のガラスに観測される回折パターンに定量的に類似する拡散(広拡散の)強度極大から成るＸ-線回折パターンにより特徴付けられる。しかしながら、十分に高い温度に加熱すると、それらは結晶化熱を放出して結晶化し始める。それに対応してＸ-線の回折パターンは結晶質の物質から観測されるパターンに向かって変化し始める、即ち、パターンにシャープな強度の極大を放出し始める。これらの合金の準安定状態は、同じ合金の結晶形態よりも優れた顕著な有利性、特に合金の機械的と磁気的な性質に関して顕著に優れた有利性を与える。
例えば、配電変圧器の磁気コアとしての応用で慣用のＦｅ−３％Ｓｉ方向性電磁鋼のそれらの全鉄損(total core loss)の僅か約１/３を持つ金属ガラスが市販されている。（例えば、“Metallic Glasses in Distribution Transformer Applications:An Update”,V.R.V.Ramanan,J.Mater.Eng.,１３巻，(１９９１)，１１９〜１２７頁を参照のこと)。米国だけで約３０，０００，０００台の配電用変圧器が有り、約５０億ポンドの磁気コアの材料を消費することを考慮すると、配電用の変圧器のコアに金属ガラスを使用することから生ずるエネルギー節約の可能性と、関連する経済的な利益は多大なものがあるだろう。
非晶質の金属合金は、一般に当該技術に慣用の各種の技法を用いて熔融体を急冷することにより製造される。“急冷”という言葉は、普通は少なくとも１０4℃/秒の冷却速度を指し；最も鉄リッチの合金の場合は、結晶相の形成を抑制し、合金を準安定の非晶質状態に急冷する為には一般にもっと高い冷却速度(１０5〜１０6℃/秒)が必要である。非晶質の金属合金の製作に利用できる技法の例には、基体(普通は冷却した)上へのスパッタ(溶射)析出法又はスプレー析出法、噴射鋳造(jet casting)、平面流動鋳造(planer flow casting)等がある。典型的には、特定の組成を選び、希望する比率の必須元素(又は、分解してフェロ硼素、フェロシリコン等の成分を形成するような物質)の粉末又は顆粒を次に熔融し、均質化し、熔融した合金を次に選ばれた組成の為の適当な速度で急冷して非晶質の状態を形成する。
連続した金属ガラスのストリップを製作するための最も好ましい方法は、平面流動鋳造として知られる方法である。これはNarasimhanに与えられ、Allied-Signal Inc.に権利譲渡された米国特許第４，１４２，５７１号の中に記述されている。平面流動鋳造法は次のステップから成る：
（ａ）冷たい本体の表面を、表面近くに位置する細長い溝(スロット)の開口部を限定する一般に平行する一対のリップ(唇)によって限定されるノズルのオリフィスを通して毎分約１００mから約２０００mの予め決められた速度で縦方向に移動させ、リップと表面の間の間隙(ギャップ)を約０．０３mmから約１mmに変化させ、オリフィスは一般に冷たい本体の移動方向に対して垂直に配列され、そして
（ｂ）熔融した合金の流れをノズルのオリフィスを通して移動する冷たい本体の表面と接触させて合金を固化させて連続ストリップを形成する。好ましくは、ノズルのスロットは約０．３mmから１mmの幅を持ち、第一のスリップはスロットの幅と少なくとも等しい幅を有し、第二スリップはスロットの幅の約１．５倍から約３倍の幅を持つ。Narasimhanの方法に従って製造された金属ストリップは７mm、又はそれ以下から１５０〜２００mm、又はそれ以上の幅を持つことができる。米国特許第４，１４２，５７１号に記述された平面流動鋳造法は、用いられる合金の組成、融点、固化と結晶化の特性に依存して、厚さが０．０２５mm以下から約０．１４mmの範囲の非晶質の金属ストリップを製造することが出来る。
どの合金が経済的に且つ大量に非晶質に製造出来るかを理解し、非晶質に造られた合金の性質を理解することが過去２０年間に亙る大量の研究の主題であった。“どの合金がより容易に非晶質に製造出来るか？”の争点に向けられた最もよく知られた開示は、H.S.ChenとD.E.Polkにより発明され、Allied-Signal Inc.に権利譲渡された米国再発行特許３２，９２５である。その中に開示されるのは、式ＭaＹbＺcを有する非晶質の金属合金の一種である。此の式で、Ｍは本質的に、鉄、ニッケル、コバルト、クロム、バナジウムのグループから選ばれる金属から成り、Ｙは、燐、硼素、炭素のグループから選ばれる少なくとも一つの元素であり、Ｚは、アルミニウム、アンチモン、ベリリウム、ゲルマニウム、インジウム、錫、珪素から成るグループから選ばれる少なくとも一つの元素である。“ａ”は約６０原子％から約９０原子％の範囲にあり、“ｂ”は約１０原子％から約３０原子％の範囲にあり、そして“ｃ”は約０．１原子％から約１５原子％の範囲にある。現在では、市販の非晶質の金属合金の大多数が上に引用した式の範囲内にある。
非晶質の金属合金の分野における弛まざる研究・開発と共に、ある種の合金と合金系が世界的に重要な或る種の用途、特に配電と電力用の変圧器、発電機、電動機のコア材料としての電気的な用途における実用性を高める磁気的および物理的な性質を持っていることが明らかになって来た。
非晶質の金属合金の分野における初期の研究・開発は、変圧器、特に配電用変圧器と発電機で使用される磁気コアの製造に使用される候補合金として二成分系の合金、Ｆｅ80Ｂ20を同定・確認した。何故ならば、その合金が高い飽和磁化値(約１７８emu/g)を示したからである。ここに「ｅｍｕ／ｇ」はＣＧＳ単位系による電磁単位であり、ＭＫＳ／ＳＩ単位系Ａｍ2／ｋｇと同じ価で置き換えることができる（すなわち、１Ａｍ2／ｋｇ＝１ｅｍｕ／ｇ）。しかしながら、Ｆｅ80Ｂ20は非晶質の形態に鋳造するのが難しいことが知られている。更には、低い結晶化温度の為に熱的に不安定である傾向が有り、延性のストップ形式に製造するのが難しい。更に、その鉄損と励磁電力が辛うじて許容出来る程度のものであることが決定された。このように、磁気コア、特に配電用の変圧器の磁気コアの製造に非晶質の金属合金の実際の使用を可能にする為には改良された鋳造性と安定性、及び改良された磁気的性質を持つ合金が開発されねばならなかった。
更に研究を続けた後に、三成分系の合金、Ｆｅ-Ｂ-Ｓｉがそのような用途に用いるにはＦｅ80Ｂ20よりも優れていることが確認された。今迄にそれぞれすぐれた磁性をもつ広範囲の合金の種類が開示されて来た。Luborsky他の米国特許第４，２１７，１３５号と第４，３００，９５０号は、式Ｆｅ80-84Ｂ12-19Ｓｉ1-8によって一般に表される合金の種類を開示する。但し、前提として、合金は３０℃で少なくとも約１７４emu/g(現在は好ましい値と認識された値)の飽和磁化値、約０．０３Ｏｅ(エルステッド)以下の保磁力、及び少なくとも約３２０℃の結晶化温度を現さねばならない。Allied Signal Inc.に権利譲渡された米国特許出願番号２２０，６０２の中で、Freilich他は、式Ｆｅ75-78.5Ｂ11-21Ｓｉ4-10.5によって表されるFe-Ｂ-Ｓｉ合金が、受容出来る高い飽和磁化値(即ち、１００℃で６０ヘルツ，１．４Ｔ)を保ちながら配電用の変圧器の磁気コアの普通の変圧器操業条件に近い条件において、低い鉄損と低い励磁電力と組み合わされた高い結晶化温度を現すことを開示した。
カナダ特許第１，１７４，０８１号は、式Ｆｅ77-80Ｂ12-16Ｓｉ5-10によって定義される合金の一つの種類が、エージング後に室温で低い鉄損と低い保磁力を現し、高い飽和磁化値を持つことを開示する。Allied-Signal Inc.に譲渡された米国特許第５，０３５，７５５号の中で、Nathasingh他は式Ｆｅ79.4-79.8Ｂ12-14Ｓｉ6-8によって表される配電用の変圧器の為の磁気コアの製造に有用な合金を開示する。此の合金はエージングの前と後の両方で、受容出来る高い飽和磁化値と組合わされて予想外に低い鉄損と低い励磁電力所要量を現す。最後に、Ramanan他に与えられ、Allied-Signal Inc.に権利譲渡された米国特許出願番号４７９，４８９は、配電と電力用の変圧器の製造に用いられる磁気コアの製造において、改良された利用性と取扱性を示す高い鉄含量を有する他のＦｅ−Ｂ−Ｓｉ合金を開示している。これらの合金は広範囲のアニーリング条件にわたって高い結晶化温度、高い飽和磁化、低い鉄損と２５℃で６０Ｈｚと１．４Ｔにおける低い励磁電力所要量の組み合わせを示し、又広範囲のアニーリング条件下でアニールをしたあとの延性の改善された維持を示すことが開示されている。
Ｆｅ80Ｂ20の欠陥性を是正し、Ｆｅ−Ｂ合金系から“失われた”飽和磁化の幾分かを回復する別の研究の試みの中で、三成分系Ｆｅ−Ｂ−Ｃ合金が有望であることが明らかになった。この合金系における合金の性能は、ゼルラル・エレクトリック・カンパニーの技術情報シリーズ報告番号７９ＣＲＤ１６９(１９７９年８月)の中でLuborsky他による包括的なレポートの中に要約されている。この報告において、Ｆｅ−Ｂ−Ｃ合金系は、Ｆｅ−Ｂ−Ｃ合金系の広い組成範囲にわたって高い飽和磁化値が保持される一方で、Ｆｅ−Ｂ−Ｓｉ合金系と比較したときＦｅ−Ｂ−Ｓｉ合金におけるＳｉによる結晶化温度を高めるという有益な効果が、したがって合金の安定性がＦｅ−Ｂ−Ｃ合金においてはかなりの組成範囲にわたって相当な影響を受けることが示されている。換言すると、結晶化温度は通常、ＣがＢに置きかわるとき低下する。磁気的性質に関しては、Ｆｅ−Ｂ−Ｃ合金における主要な欠点は保磁力がＦｅ−Ｂ−Ｓｉ合金より高く、Ｆｅ−Ｂ二元合金と比べてすらより高いことであった。第一に、合金の安定性と保磁性における此れらの欠陥の結果としてＦｅ-Ｂ-Ｃ合金は、配電用の変圧器の磁気コアにおける用途に可能性の有る商業的に重要な合金としてLuborsky他が報告した時以来それ以上は追及されなかった。
Allied-Signal Inc.に譲渡された米国特許第４，２１９，３５５号の中で、式Ｆｅ80-82Ｂ12.5-14.5Ｓｉ1.5-2.5Ｃ1.5-2.5によって表される非晶質のＦｅ-Ｂ-Ｓｉ-Ｃ金属合金の一つがDeCristofaro他によって開示されている。此れらの合金は高い磁化、低い鉄損と低いボルト・アンペア需要量（ｄｅｍａｎｄ）（６０ヘルツで）の組み合わせを示し、最高で１５０℃まで交流(ａｃ)と直流(ｄｃ)の改良された磁気特性が安定的に留まることが開示されている。同じくまた、DeCristofaro他は上の式以外のＦｅ-Ｂ-Ｓｉ-Ｃ合金が許容出来ないｄｃ特性(保磁性、Ｂ80(１Ｏｅでの誘導)等)、又はａｃ特性(鉄損および/または励起電力)、又はその両方を持つことを開示している。
非晶質の金属合金Ｆｅ-Ｂ-Ｓｉ-Ｃが同じくSato他による米国特許第４，４３７，９０７号に開示されている。此の特許の中で、５０ヘルツと１．２６Ｔにおいて低い鉄損と磁性の高い熱安定性を現す式Ｆｅ74-80Ｂ6-13Ｓｉ8-19Ｃ0-3.5によって表される合金が有ること、その合金では２００℃でのエージング後でも室温において１Ｏｅ（すなわちＭＫＳ単位で表わした場合８０Ａ／ｍ）で測定した磁束密度が高度に保持されることと、上に引用した条件で良好な鉄損の保持が有ることが教示される。
上述した議論から容易に明らかなように、研究者達がどの合金が配電と電力用の変圧器用の磁気コアの製造に最も適しているかを決定する為に臨界的に重要な異なる種々の性質にのみ焦点を当てて来たこと、しかし、磁気コアの製造と操業の総ての面で明確に優れた結果を得る為に必要な性質の組み合わせを誰一人として認識しなかった。その結果として、種々の異なる合金が発見されたが其れらの発見は全体の組み合わせの極一部分にしか焦点を当てて来なかった。もっと詳しく言えば、上に引用した開示から目に見えて明らかなものは、広範囲のアニーリングの温度と時間に亙ってアニーリングした後でも低い鉄損と低い励起電力所要量、加えて磁気コアの製造を容易にする為にアニーリング条件の広い範囲に亙って十分な延性保持の性質と組み合わせて、高い結晶化温度と高い飽和磁化値を示す合金についての正しい認識と判断の欠如である。此の組合わされた特徴を現す合金は、それらが変圧器の改良された操業にとって必須の磁気特性を所有し、異なる種々の変圧器コア製造者によって用いられる装置、プロセス及び取扱適性における変動を容易に収容できるから変圧器製造産業で圧倒的に多くの受容性を見い出すだろう。
上に論議した非晶質の合金の中の元素の硼素は、此れらの合金に関連する全原料コストの中の主要なコスト成分である。例えば、上に論議したＦｅ-Ｂ-Ｓｉ合金の場合は、合金中の３重量％(約１３原子％)の硼素は全原料コストの約７０％にも達する。変圧器のコア合金用の上に論議した望ましい特徴の組み合わせに加えて、若しもそのような合金がその組成の中により低い硼素の水準を持ち、それによって変圧器の用途の為の合金の大規模な製造において全製造コストの減少を可能にするならば、前に論じた付随する社会的利益と共により急速な非晶質合金のコアの製造の実効のある手段が起こるだろう。
発明の要約
本発明は、少なくとも７０％が非晶質であり、本質的にＦｅaＢbＳｉcＣdの組成から成る、鉄、硼素、珪素、炭素から構成される新規な金属合金を提供する。但し上の組成式で添字“ａ”〜“ｄ”は原子％を表し、“ａ”+“ｂ”+“ｃ”+“ｄ”＝１００、“ａ”は７７から８１の範囲、“ｂ”は１２以下、“ｃ”は３以上、“ｄ”は０．５より大きい数字である。付属の図の見方は次のとおりである。図１(ａ)の四成分系の“ａ”＝８１におけるＦｅ-Ｂ-Ｓｉ-Ｃの組成空間の三成分の断面図の中で、“ｂ”,“ｃ”,“ｄ”はＡ,Ｂ,Ｃ,Ｄ,Ｅ,Ａによって囲まれた領域にあり；図１(ｂ)の四成分系の“ａ”＝８０．５におけるＦｅ-Ｂ-Ｓｉ-Ｃの組成空間の三成分の断面図の中で、“ｂ”,“ｃ”,“ｄ”はＡ,Ｂ,Ｃ,Ｄ,Ｅ,Ｆ,Ａによって囲まれた領域にあり；図１(ｃ)の四成分系の“ａ”＝８０におけるＦｅ-Ｂ-Ｓｉ-Ｃの組成空間の三成分の断面図の中で、“ｂ”,“ｃ”,“ｄ”はＡ,Ｂ,Ｃ,Ｄ,Ｅ,Ａによって囲まれた領域にあり；図１(ｄ)の四成分系の“ａ”＝７９．５におけるＦｅ-Ｂ-Ｓｉ-Ｃの組成空間の三成分の断面図の中で、“ｂ”,“ｃ”,“ｄ”はＡ,Ｂ,Ｃ,Ｄ,Ｅ,Ｆ,Ａによって囲まれた領域にあり；図１(ｅ)の四成分系の“ａ”＝７９におけるＦｅ-Ｂ-Ｓｉ-Ｃの組成空間の三成分の断面図の中で、“ｂ”,“ｃ”,“ｄ”はＡ,Ｂ,Ｃ,Ｄ,Ｅ,Ｆ,Ａによって囲まれた領域にあり；図１(ｆ)の四成分系の“ａ”＝７８．５におけるＦｅ-Ｂ-Ｓｉ-Ｃの組成空間の三成分の断面図の中で、“ｂ”,“ｃ”,“ｄ”はＡ,Ｂ,Ｃ,Ｄ,Ｅ,Ｆ,Ａによって囲まれた領域にあり；図１(ｇ)の四成分系の“ａ”＝７８におけるＦｅ-Ｂ-Ｓｉ-Ｃの組成空間の三成分の断面図中で、“ｂ”,“ｃ”,“ｄ”はＡ,Ｂ,Ｃ,Ｄ,Ｅ,Ａによって囲まれた領域にあり；図１(ｈ)の四成分系の“ａ”＝７７．５におけるＦｅ-Ｂ-Ｓｉ-Ｃの組成空間の三成分の断面図の中で、“ｂ”,“ｃ”,“ｄ”はＡ,Ｂ,Ｃ,Ｄ,Ｅ,Ａによって囲まれた領域にあり；図１(ｉ)の四成分系の“ａ”＝７７におけるＦｅ-Ｂ-Ｓｉ-Ｃの組成空間の三成分の断面図の中で、“ｂ”,“ｃ”,“ｄ”はＡ,Ｂ,Ｃ,Ｄ,Ａによって囲まれた領域にある。此の発明の合金は、組み合わせとして、少なくとも４６５℃の結晶化温度、少なくとも３６０℃のキューリー(Curie)温度、少なくとも１６５Ａｍ2／ｋｇの磁気モーメントに対応する飽和磁化、及び合金を５〜３０Ｏｅの磁場の存在で３３５〜３９０℃の範囲の温度と０．５〜４時間の範囲の温度でアニーリングした後に２５℃，６０ヘルツ，１．４Ｔで測定して０．３５Ｗ/kg以下の鉄損と約１ＶＡ/kg以下の励起(又は励磁)電力を実証する。同じくまたは本発明は、発明の非晶質の金属合金から成る改良された磁気コアを提供する。改良された磁気コアは、前述したように本質的に非晶質の金属合金のリボンから成る本体(例えば、巻き取った物、巻き取ってカットした物、又は積層した物)から成り、該本体は磁場の存在でアニールされる。
発明の非晶質の金属合金は、従来技術による合金と比較して高い飽和磁化、高いキューリー温度、高い結晶化温度に併せて、アニーリング条件の範囲に亙って得られる低い鉄損とライン周波数での低い励磁電力を持っている。そのような組み合わせは、発明の合金を特に電力の配電回路網用の変圧器のコアでの使用に特に適したものとする。その他の用途には、特殊な磁気増幅器、継電器のコア、接地故障断続器などがある。
【図面の簡単な説明】
以下に続く発明の好ましい具体例の詳細な記述と付属する図面を参照する時は、発明はより十分に理解され、更に別の有利点が明らかになるだろう。
図１(ａ)〜１(ｉ)は注記した鉄の種々の含量値における四成分系のＦｅ-Ｂ-Ｓｉ-Ｃの組成空間の三成分の断面図であり、此の発明の基本的な好ましい合金を示す。
図２(ａ)〜２(ｇ)は注記した鉄の種々の含量値における四成分系のＦｅ-Ｂ-Ｓｉ-Ｃの組成空間の三成分の断面図であり、個々の合金組成の結晶化温度(℃)がプロットされ、此の発明の基本的な合金なの対応する範囲が同じく示されている。
図３(ａ)〜３(ｇ)は注記した鉄の種々の含量値における四成分系のＦｅ-Ｂ-Ｓｉ-Ｃの組成空間の三成分の断面図であり、個々の合金組成のキューリー温度(℃)がプロットされ、此の発明の基本的な合金の対応する範囲が同じく示されている。
図４(ａ)〜４(ｄ)は注記した鉄の種々の含量値における四成分系のＦｅ-Ｂ-Ｓｉ-Ｃの組成空間の三成分の断面図であり、個々の合金組成の、Ａｍ2／ｋｇで表された飽和磁気モーメントの値がプロットされ、此の発明の基本的な合金の対応する範囲が示されている。
図５は本発明の試験コアと従来技術の試験コアに対する鉄損vs.励起周波数の関係を示すプロットである。直線はデータにフィットする回帰直線を表す。
発明の好ましい実施態様
本発明は、少なくとも７０％が非晶質であり、本質的にＦｅaＢbＳｉcＣdの組成を有する鉄、硼素、珪素、炭素から成る新規な金属合金を提供する。但し、組成式の添字“ａ”〜“ｄ”は原子％を表し、“ａ”,“ｂ”,“ｃ”,“ｄ”の和は１００に等しく、“ａ”は７７から８１の範囲にあり、“ｂ”は１２以下であり、“ｃ”は３以上であり、そして“ｄ”は０．５以上である。付属の図の見方は次の通りである。“ａ”＝８１における四成分系のＦｅ-Ｂ-Ｓｉ-Ｃの組成空間の三成分系の断面図の中で、“ｂ”,“ｃ”,“ｄ”は図１(ａ)に例示されるＡ,Ｂ,Ｃ,Ｄ,Ｅ,Ａによって囲まれた領域内にあり；“ａ”＝８０．５における四成分系のＦｅ-Ｂ-Ｓｉ-Ｃの組成空間の三成分系の断面図の中で、“ｂ”,“ｃ”,“ｄ”は図１(ｂ)に示されるＡ,Ｂ,Ｃ,Ｄ,Ｅ,Ｆ,Ａによって囲まれた領域内にあり；“ａ”＝８０における四成分系のＦｅ-Ｂ-Ｓｉ-Ｃの組成空間の三成分系の断面図の中で、“ｂ”,“ｃ”,“ｄ”は図１(ｃ)に示されるＡ,Ｂ,Ｃ,Ｄ,Ｅ,Ａによって囲まれた領域内にあり；“ａ”＝７９．５における四成分系のＦｅ-Ｂ-Ｓｉ-Ｃの組成空間の三成分系の断面図の中で、“ｂ”,“ｃ”,“ｄ”は図１(ｄ)に示されるＡ,Ｂ,Ｃ,Ｄ,Ｅ,Ｆ,Ａによって囲まれた領域内にあり；“ａ”＝７９における四成分系のＦｅ-Ｂ-Ｓｉ-Ｃの組成空間の三成分系の断面図の中で、“ｂ”,“ｃ”,“ｄ”は図１(ｅ)に示されるＡ,Ｂ,Ｃ,Ｄ,Ｅ,Ｆ,Ａによって囲まれた領域内にあり；“ａ”＝７８．５における四成分系のＦｅ-Ｂ-Ｓｉ-Ｃの組成空間の三成分系の断面図の中で、“ｂ”,“ｃ”,“ｄ”は図１(ｆ)に示されるＡ,Ｂ,Ｃ,Ｄ,Ｅ,Ｆ,Ａによって囲まれる領域内にあり；“ａ”＝７８における四成分系のＦｅ-Ｂ-Ｓｉ-Ｃの組成空間の三成分系の断面図の中で、“ｂ”,“ｃ”,“ｄ”は図１(ｇ)に示されるＡ,Ｂ,Ｃ,Ｄ,Ｅ,Ａによって囲まれる領域内にあり；“ａ”＝７７．５における四成分系のＦｅ-Ｂ-Ｓｉ-Ｃの組成空間の三成分系の断面図の中で、“ｂ”,“ｃ”,“ｄ”は図１(ｈ)に示されるＡ,Ｂ,Ｃ,Ｄ,Ｅ,Ａによって囲まれる領域内にあり；そして“ａ”＝７７における四成分系のＦｅ-Ｂ-Ｓｉ-Ｃの組成空間の三成分系の断面図の中で、“ｂ”,“ｃ”,“ｄ”は図１(ｉ)に示されるＡ,Ｂ,Ｃ,Ｄ,Ａによって囲まれる領域内にある。より詳しくは、図１を参照すると、上述の発明の合金の境界を定める種々の多角形の隅を限定する合金の組成は次の通りである：鉄が８１原子％の時は四成分系Ｆｅ-Ｂ-Ｓｉ-Ｃの組成空間の三成分の断面図の中で、隅は合金Ｆｅ81Ｂ11.5Ｓｉ7Ｃ0.5，合金Ｆｅ81Ｂ11.5Ｓｉ3Ｃ4.5，合金Ｆｅ81Ｂ11Ｓｉ3Ｃ5，合金Ｆｅ81Ｂ9.5Ｓｉ4.5Ｃ5，合金Ｆｅ81Ｂ9.5Ｓｉ9Ｃ0.5，及び合金Ｆｅ81Ｂ11.5Ｓｉ7Ｃ0.5によって定義され；鉄が８０．５原子％の時は四成分系Ｆｅ-Ｂ-Ｓｉ-Ｃの組成空間の三成分の断面図の中で、隅は次の合金によって定義される。Ｆｅ80.5Ｂ11.75Ｓｉ7.25Ｃ0.5，Ｆｅ80.5Ｂ11.75Ｓｉ3Ｃ4.75，Ｆｅ80.5Ｂ11Ｓｉ3Ｃ5.5，Ｆｅ80.5Ｂ8.75Ｓｉ5.25Ｃ5.5，Ｆｅ80.5Ｂ8.75Ｓｉ8Ｃ2.75，Ｆｅ80.5Ｂ11Ｓｉ8Ｃ0.5，Ｆｅ80.5Ｂ11.75Ｓｉ7.25Ｃ0.5；鉄が８０原子％の時は四成分系Ｆｅ-Ｂ-Ｓｉ-Ｃの組成空間の三成分の断面図の中で、隅は次の合金によって定義される。Ｆｅ80Ｂ12Ｓｉ7.5Ｃ0.5，Ｆｅ80Ｂ12Ｓｉ3.25Ｃ4.75，Ｆｅ80Ｂ8Ｓｉ7.25Ｃ4.75，Ｆｅ80Ｂ8Ｓｉ8Ｃ4，Ｆｅ80Ｂ11.5Ｓｉ8Ｃ0.5，Ｆｅ80��12Ｓｉ7.5Ｃ0.5；鉄が７９．５原子％の時の四成分系Ｆｅ-Ｂ-Ｓｉ-Ｃの組成空間の三成分の断面図の中で、隅は次の合金によって定義される。Ｆｅ79.5Ｂ12Ｓｉ8Ｃ0.5，Ｆｅ79.5Ｂ12Ｓｉ3Ｃ5.5，Ｆｅ79.5Ｂ11Ｓｉ3Ｃ6.5Ｃ6.5，Ｆｅ79.5Ｂ7.5Ｓｉ6.5，Ｆｅ79.5Ｂ7.5Ｓｉ9.5Ｃ3.5，Ｆｅ79.5Ｂ9Ｓｉ8Ｃ3.5，Ｆｅ79.5Ｂ12Ｓｉ8Ｃ0.5；鉄が７９原子％の時は四成分系Ｆｅ-Ｂ-Ｓｉ-Ｃの組成空間の三成分の断面図の中で、隅は次の合金によって定義される。Ｆｅ79Ｂ12Ｓｉ7.5Ｃ1.5，Ｆｅ79Ｂ12Ｓｉ3Ｃ6，Ｆｅ79Ｂ11Ｓｉ3Ｃ7，Ｆｅ79Ｂ7Ｓｉ7Ｃ7，Ｆｅ79Ｂ7Ｓｉ10Ｃ4，Ｆｅ79Ｂ9.5Ｓｉ7.5Ｃ4，Ｆｅ79Ｂ12Ｓｉ8Ｃ1；鉄が７８．５原子％の時は四成分系Ｆｅ-Ｂ-Ｓｉ-Ｃの組成空間の三成分の断面図の中で隅は次の合金によって定義される。Ｆｅ78.5Ｂ12Ｓｉ8Ｃ1.5，Ｆｅ78.5Ｂ12Ｓｉ3Ｃ6.5，Ｆｅ78.5Ｂ11.5Ｓｉ3Ｃ7，Ｆｅ78.5Ｂ6.5Ｓｉ8Ｃ7，Ｆｅ78.5Ｂ6.5Ｓｉ11.5Ｃ3.5，Ｆｅ78.5Ｂ10Ｓｉ8Ｃ3.5，Ｆｅ78.5Ｂ12Ｓｉ8Ｃ1.5；鉄が７８原子％の時は四成分系Ｆｅ-Ｂ-Ｓｉ-Ｃの組成空間の三成分の断面図の中で隅は次の合金によって定義される。Ｆｅ78Ｂ12Ｓｉ7.75Ｃ2.25，Ｆｅ78Ｂ12Ｓｉ3Ｃ7，Ｆｅ78Ｂ6.5Ｓｉ8.5Ｃ7，Ｆｅ78Ｂ6.5Ｓｉ11.75Ｃ3.75，Ｆｅ78Ｂ10.5Ｓｉ7.75Ｃ3.75，Ｆｅ78Ｂ12Ｓｉ7.75Ｃ2.25；鉄が７７．５原子％の時は、四成分系Ｆｅ-Ｂ-Ｓｉ-Ｃの組成空間の三成分の断面図の中で、隅は次の合金によって定義される。Ｆｅ77.5Ｂ12Ｓｉ7.5Ｃ3，Ｆｅ77.5Ｂ12Ｓｉ3.5Ｃ7，Ｆｅ77.5Ｂ6Ｓｉ9.5Ｃ7，Ｆｅ77.5Ｂ6Ｓｉ12.5Ｃ4，Ｆｅ77.5Ｂ11Ｓｉ7.5Ｃ4，Ｆｅ77.5Ｂ12Ｓｉ7.5Ｃ3；鉄が７７原子％の時は、四成分系Ｆｅ-Ｂ-Ｓｉ-Ｃの組成空間の三成分の断面図の中で、隅は次の合金によって定義される。Ｆｅ77Ｂ12Ｓｉ7Ｃ4，Ｆｅ77Ｂ12Ｓｉ4Ｃ7，Ｆｅ77Ｂ6Ｓｉ10Ｃ7，Ｆｅ77Ｂ6Ｓｉ13Ｃ4，Ｆｅ77Ｂ12Ｓｉ7Ｃ4。
上述した此の発明の合金の組成の限界を定める多角形の境界は、鉄の７７原子％と８１原子％との間で０．５原子％刻みに増加させた鉄の含有値毎に、四成分系Ｆｅ-Ｂ-Ｓｉ-Ｃの組成空間の三成分の断面図を参照して決定された。此の発明の合金の７７原子％と８１原子％の間の鉄の他の含量値に就いては、多角形の限界を定める境界は、上に明示された鉄の含量毎に直に隣接する二つの値に就いて境界を決める多角形を定義するＢ，Ｓｉ，Ｃの限界値の間で簡単な線型の補間法によって得ることができる。此の補間法の手順の特定の例示は下記の通りである：対象とする鉄の含量を、例えば７９．２５原子％としよう。此の値の直に隣接する二つの鉄の含量値は７９．５原子％と７９原子％である。したがって、此れら二つの鉄の含量値に就いて上述した境界を決める多角形は、鉄の７９．２５原子％における此の発明の合金の範囲を得るための補間法に用いられるべきである。鉄含量、“ａ”=７９．５原子％に対して、図１(ｄ)を参照すると、炭素含量“ｄ”は１２原子％の硼素含量、“ｂ”に対して夫れ夫れ０．５と５．５原子％の限界値を持つ。同様に、鉄の含量“ａ”＝７９原子％に就いて図１(ｅ)を参照すると、１２原子％の“ｂ”の同じ値において“ｄ”の限界値は、それぞれ１．５と６原子％である。７９．２５原子％は７９．５原子％と７９原子％の中途にある。したがって、７９．２５原子％の鉄を含む此の発明の合金で炭素含量に対する限界値は、その合金が１２原子％の硼素を含むならば、それぞれ１原子％と５．７５原子％(それぞれ０．５と１．５原子％の中間と、５．５と６原子％の中間)である。同じような補間法は、硼素含量の他の値に就いて図１(ｄ)と図１(ｅ)を用いて容易に行うことができる。このようにして誘導された此れらの限界値の所在地は次に、鉄の含量が７９．２５原子％の時の此の発明の合金を取り囲む境界決定の多角形を指定するだろう。特定の鉄の含量に対してＢとＣの含量が指定された以上は、Ｓｉの含量は自動的に指定される。更に追加の例として、Ｆｅ含量について、“ａ”＝７８．７原子％の場合は“ａ”=７８．５など“ａ”=７９に対して指定される多角形を用いて上記の詳細な補間法が行われ；“ａ”=７７．１の場合は“ａ”=７７と“ａ”=７７．５を使用して同じ補間法が行われる。以下、同様。
此の発明の合金は、少なくとも４６５℃の結晶〜少なくとも１６５Ａｍ2／ｋｇの磁気モーメントに相当する飽和磁化、そして合金を３３０℃〜３９０℃の範囲の温度で０．５〜４時間、５〜３０Ｏｅの磁場の存在でアニールした後に２５℃、６０Ｈｚ、１．４Ｔで測定して０．３５Ｗ/kg以下の鉄損と１ＶＡ/kg以下の励起電力の組み合わせを立証する。
発明の好ましい合金は次の組成を有する：“ａ”=８１の時は四成分系Ｆｅ-Ｂ-Ｓｉ-Ｃの組成空間の三成分の断面図の中で、“ｂ”,“ｃ”,“ｄ”は図１(ａ)に示されるＡ,Ｂ,Ｃ,２,１,Ａの領域にあり；“ａ”=８０．５の時は四成分系Ｆｅ-Ｂ-Ｓｉ-Ｃの組成空間の三成分の断面図中の中で、“ｂ”,“ｃ”,“ｄ”は図１(ｂ)に示されるＡ,Ｂ,Ｃ,Ｄ,２,１,Ａの領域にあり；“ａ”=８０の時は四成分系Ｆｅ-Ｂ-Ｓｉ-Ｃの組成空間の三成分の断面図の中で、“ｂ”,“ｃ”,“ｄ”は図１(ｃ)に示されるＡ,Ｂ,Ｃ,Ｄ,１,Ａの領域にあり；“ａ”=７９．５の時は四成分系Ｆｅ-Ｂ-Ｓｉ-Ｃの組成空間の三成分の断面図の中で、“ｂ”,“ｃ”,“ｄ”は図１(ｄ)に示される１,２,Ｃ,Ｄ,３,４,１の領域にあり；“ａ”=７９の時は四成分系Ｆｅ-Ｂ-Ｓｉ-Ｃの組成空間の三成分の断面図の中で、“ｂ”,“ｃ”,“ｄ”は図１(ｅ)に示される１,Ｃ,Ｄ,Ｅ,Ｆ,１の領域にあり；“ａ”=７８．５の時の四成分系Ｆｅ-Ｂ-Ｓｉ-Ｃの組成空間の三成分の断面図の中で、“ｂ”，“ｃ”，“ｄ”は図１(ｆ)に示される１,Ｃ,Ｄ,２,３,１の領域であり；“ａ”=７８の時は四成分系Ｆｅ-Ｂ-Ｓｉ-Ｃの組成空間の三成分の断面図の中で、“ｂ”,“ｃ”,“ｄ”は図１(ｇ)に示される１,２,３,４,１の領域にあり；“ａ”=７７．５の時は四成分系Ｆｅ-Ｂ-Ｓｉ-Ｃの組成空間の三成分の断面図の中で、“ｂ”,“ｃ”,“ｄ”は図１(ｈ)に示されるＥ,１,Ｃ,Ｄ,Ｅの領域にあり；“ａ”=７７の時は四成分系Ｆｅ-Ｂ-Ｓｉ-Ｃの組成空間の三成分の断面図の中で、“ｂ”,“ｃ”,“ｄ”は図１(ｉ)に示される１,２,Ｃ,Ｄ,１の領域である。此の場合、アルファベットの文字で確認される多角形の隅は、夫れ夫れ鉄の含量“ａ”に対する相当値に就いて既に指定されたような組成を表している。１,２等の数字で確認される新しい、好ましい隅は、図１を再び参照すると下記の合金組成によって具体的に記述される。“ａ”=８１における三成分の断面の中で隅１と２は夫れ夫れＦｅ81Ｂ10Ｓｉ8.5Ｃ0.5とＦｅ81Ｂ10Ｓｉ4Ｃ5の組成を表し；“ａ”=８０．５における三成分の断面の中で、隅１と２は夫れ夫れＦｅ80.5Ｂ11.25Ｓｉ7.75Ｃ0.5とＦｅ80.5Ｂ8.75Ｓｉ7.75Ｃ3の組成を表し；“ａ”=８０における三成分の断面の中で、隅１はＦｅ80Ｂ8.5Ｓｉ7.5Ｃ4の組成を表し；“ａ”=７９．５における三成分の断面の中で、隅１,２,３,４は、夫れ夫れＦｅ79.5Ｂ11.5Ｓｉ7.5Ｃ1.5，Ｆｅ79.5Ｂ11.5Ｓｉ3Ｃ6，Ｆｅ79.5Ｂ7.5Ｓｉ9Ｃ4，Ｆｅ79.5Ｂ9Ｓｉ7.5Ｃ4を表し；“ａ”=７９における三成分の断面の中で、隅１はＦｅ79Ｂ11Ｓｉ7.5Ｃ2.5を表し；“ａ”=７８．５における三成分の断面の中で、隅１,２,３は夫れ夫れＦｅ78.5Ｂ11.5Ｓｉ7.5Ｃ2.5，Ｆｅ78.5Ｂ6.5Ｓｉ11Ｃ4，Ｆｅ78.5Ｂ10Ｓｉ7.5Ｃ4の組成を表し；“ａ”=７８における三成分の断面の中で、隅１,２,３,４は夫れ夫れＦｅ78Ｂ11Ｓｉ7Ｃ4，Ｆｅ78Ｂ11Ｓｉ5Ｃ6，Ｆｅ78Ｂ6.5Ｓｉ9.5Ｃ6，Ｆ78Ｂ6.5Ｓｉ11.5Ｃ4の組成を表し；“ａ”=７７．５における三成分の断面の中で、隅１はＦｅ77.5Ｂ11Ｓｉ4.5Ｃ7の組成を表し；“ａ”=７７における三成分の断面の中で、隅１と２は夫れ夫れＦｅ77Ｂ11Ｓｉ8Ｃ4，Ｆｅ77Ｂ11Ｓｉ5Ｃ7の組成を表す。上述したように、種々の鉄含量における此の発明の好ましい合金に就いて多角形の境界を決める組成は、総ての構成元素に±０．１原子％程度の変動を与えるだろう。此の発明の好ましい合金の中で７７原子％と８１原子％の中間の鉄含量の他の値に就いては、多角形の限界を定める境界は、前に明記した鉄含量の直に隣接する二つの値に就いて限界を定める多角形を定義するＢ,Ｓｉ,Ｃの限定値の間に、先に詳述した線型の補間法の手順を用いることによって得られる。
発明の此れらの好ましい合金では、より高い結晶化温度(４８０℃以上の)、より高いキューリー温度(３７０℃以上の)、より低い鉄損(２５℃で６０ヘルツと１．４Ｔで測定して０．２８Ｗ/kg以下の)が得られる。
此の発明のより好ましい合金は、本質的にＦｅaＢbＳｉcＣdの組成から成る。此の組成式で、“ａ”〜“ｄ”は原子％を表し、“ａ”,“ｂ”,“ｃ”,“ｄ”の和は１００に等しく、“ａ”の範囲は７９〜８０．５、“ｂ”の範囲は８．５〜１０．２５、“ｄ”の範囲は３．２５〜４．５、そして珪素の最大含量“ｃ”は発明の好ましい合金に対して上に定義したような適当な境界限定の多角形により定義される。
発明の此れらのより好ましい合金では、結晶化温度は少なくとも４９５℃、そしてしばしば５０５℃より高く、飽和磁化値は少なくとも１７０Ａｍ2／ｋｇ、しばしば１７４Ａｍ2／ｋｇの磁気モーメントに相当し、そして鉄損は特に低く、典型的には、０．２５Ｗ/kg(２５℃で６０ヘルツ、１．４Ｔで測定して)よりも低く、しばしば０．２Ｗ/kg(同じ条件下で測定して)よりも低い。発明のより好ましい合金の例はＦｅ79.5Ｂ9.25Ｓｉ7.5Ｃ3.75，Ｆｅ79Ｂ8.5Ｓｉ8.5Ｃ4，Ｆｅ79.1Ｂ8.9Ｓｉ8Ｃ4である。
本発明の更に好ましい合金は、ＦｅaＢbＳｉcＣdの組成から成り、此の組成式で“ａ”，“ｂ”，“ｃ”，“ｄ”は原子％を表し、“ａ”，“ｂ”，“ｃ”，“ｄ”の和は１００に等しく、“ａ”は７９〜８０．５の範囲にあり、“ｂ”は８．５から１０．２５の範囲に、“ｃ”は４．７５〜８．５、“ｄ”は３．２５〜４．５の範囲内にあり、かつ、
（ｉ）Ｃ＞７．５の場合
0003806143.tif 000002
（ii）ａ＞８０の場合
0003806143.tif 000003
という条件を満たす。そのような合金は、少なくとも約４９５℃の高い結晶化温度、少なくとも約１７０Ａｍ2／ｋｇの磁気モーメントに相当する高い磁化値、そして夫れ夫れ０．１５Ｗ/kg、０．５ＶＡ/kg以下の鉄損と励起電力(２５℃で１．４Ｔ、６０ヘルツで測定して)の組み合わせを現す。更により好ましい合金の例は、Ｆｅ80.2Ｂ9.2Ｓｉ7.0Ｃ3.6，Ｆ80.1Ｂ9.1Ｓｉ7.0Ｃ3.8，Ｆｅ80.1Ｂ9.2Ｓｉ7.0Ｃ3.7，Ｆｅ80.2Ｂ9.1Ｓｉ7.0Ｃ3.7を含む。
本発明の合金の純度は、勿論、合金を製造するのに使用した材料の純度に依存する。より安価で、従ってより大きい不純物含有量を含む原料物質でも、例えば大規模な生産の経済学を確保するには望ましいこともある。従って、此の発明の合金は０．５原子％もの不純物を含むこともあるが、しかし好ましくは不純物の含有量は０．３原子％以下である。此の場合、Ｆｅ,Ｂ,Ｓｉ,Ｃ以外の総ての元素は不純物と考える。勿論、不純物の含量は、発明の合金の中の主成分の実際の水準を最初に意図した値から修正するだろう。しかしながら、Ｆｅ,Ｂ，Ｓｉ,Ｃの配合比率は維持されることが期待される。本明細書において合金組成に関し、「本質的に」と表現した場合は、組成の物理的性質に影響を与えることがない不純物を上記の範囲内で含み得ることを示したものである。
金属合金の化学的性質、誘導結合プラズマ発光分析(ＩＣＰ)、原子吸光分析(ＡＡＳ)、古典的な湿式化学(重量分析法)分析を含む当該技術に公知の各種の手段を用いて決定することができる。同時分析が可能であるために、ＩＣＰは工業実験室には特別上等な方法である。ＩＣＰシステムを操作するための迅速で能率的な様式は、“concentration ratio(濃度比)”モードであり、そこでは一連の選ばれた主な元素と不純物元素が同時に直接分析され、主要成分は１００％と分析された元素との差から計算される。このように、ＩＣＰシステムの中で直接測定法がない不純物元素は、計算された主元素の含有量の一部として報告される。すなわち、ＩＣＰによって濃度比モードで分析された金属合金中の主元素の真の含量は、直接測定されない極めて低い不純物水準の故に計算された値よりも実際には僅かに低くなる。本発明の合金の化学的性質は、Ｆｅ,Ｂ,Ｓｉ,Ｃの相対量(１００％に正規化された)に関係する。不純物元素の含量は、合計で１００％に達する主要な元素の和には含まれないものと考えられる。
周知の如く、準安定状態に鋳造された合金の磁性は、一般に非晶質の相の容積％の増加に従って改善される。従って、此の発明の合金は、少なくとも７０％が非晶質に、好ましくは少なくとも９０％が非晶質に、最も好ましくは１００％が非晶質になるように鋳造される。合金の中の非晶質相の容積％はＸ-線回折によって便利に決定される。
実際に鋳造された種々のＦｅ-Ｂ-Ｓｉ-Ｃの組成は図２(ａ)〜２(ｇ)又は３(ａ)〜３(ｇ)に示されている。此処に引用した合金の総ては、後述する手順に従って６mm幅のリボンに５０〜１００ｇのバッチで鋳造された。合金の中空の、一側が開いた回転シリンダーの上で鋳造された。シリンダーは外径が２５．４cmで、鋳造表面の厚さは０．２５″(０．６３５cm)、幅は２″(５．０８cm)であった。シリンダーは、Brush-Wellman製の銅-ベリリウム合金(Brush-Wellman合金１０と名付けられた)から作られた。試験した合金の構成元素を適当に比率で混合し、高純度の原料物質(硼素＝９９．９０％、鉄と珪素は少なくとも９９．９％)から出発し、直径が２．５４cmの石英の坩堝の中で熔融し、均質化された予備-合金化されたインゴットを得た。此れらのインゴットを、底が平らに磨かれていて中に０．２５″x０．０２″(０．６３５cm x ０．０５１cm)の大きさの矩形の溝(スロット)を含む二番目の石英の坩堝(直径が２．５４cm)に入れ、シリンダーの鋳造表面から０．００８″(≒０．０２cm)上に位置させた。二番目の坩堝とホイールを真空ポンプで引いて約１０mmＨｇの真空に下げたチャンバーの中に収めた。坩堝の頭に蓋を被せ、坩堝の中に軽い真空を維持した(約１０mmＨｇの圧力)。ピーク電力の約７０％で働く供給電力(Pillar Corporation １０KＷ)をインゴットの各々を誘導熔融するのに使用した。インゴットが完全に熔融した時に坩堝内の真空を解除し、熔融物をホイールの表面に接触させ、その後に米国特許第４，１４２，５７１号に開示された平面流動鋳造法の原理に従って６mmのリボンに急冷した。ここに同特許を参考として本明細書に組み入れる。
発明に属する幾つかの合金組成物の他に発明の範囲外の幾つかの合金組成物を、同じように、より大きな鋳造機の上で約５〜１０００kgのバッチで幅が約１″〜５．６″のリボンとして鋳造した。この場合も平面流動鋳造法を使用した。坩堝と予備-合金化したインゴットの大きさと、種々の鋳造パラメーターは必然的に上記のそれらとは異なっていた。更に、より高い熱負荷の為に異なる鋳造基板物質を同じく使用した。大型の鋳造機を用いた実験の場合は多くの例で予備-合金化したインゴットの中間段階を廃止し、及び/又は市販の純度の原料物質を使用した。市販の高グレードの原料物質を使用した例では、鋳造されたリボンの化学分析は不純物の含量が０．２〜０．４重量％の範囲にあることを明らかにした。Ｔｉ,Ｖ,Ｃｒ,Ｍｎ,Ｃｏ,Ｎｉ,Ｃｕ等の検出された微量元素の幾つかはＦｅのそれと匹敵する原子量を持ち、一方、Ｎａ,Ｍｇ,Ａｌ,Ｐ等の他の検出された元素はＳｉに匹敵する原子量を持つ。検出された重元素はＺｒ,Ｃｅ及びＷであった。この分布を仮定すると、０．２〜０．４重量％の検出された合計は、不純物含量の約０．２５〜０．５原子％に相当するものと推定される。
此の発明の合金に対して指定された個々の限定値よりもＢ及び/又はＳｉ含量が低く、及び/又はＣ含量が高い時は、得られる合金は色々な理由から受け入れ難いことが一般に見いだされた。多くの場合に、此れらの合金は鋳造したばかりの状態に有るときでさえも脆く、取り扱いが難しかった。他の例では、熔融物が均質化され難く、結果として鋳造リボンの中の組成のコントロールが困難であったことが見いだされた。たとえば大きな注意と努力を払って此れらの化学の幾分かが正確な組成を持つ延性のリボンに作ることが出来たとしても、そのような合金組成物は確かに受け入れられるリボンの大規模な連続生産には向かないだろうし、従って此れらの合金は好ましくない。
前にも述べたように、原料物質としての硼素の価格が極めて高い為に、発明の合金に対してここに規定したものより高い硼素の水準は経済的に魅力がなく、従って好ましくない。図２または結晶化温度の測定値を含み、図３は此れらの合金のキューリー温度の測定値を与える。此れらの図の各には、此の発明の基本的な合金に対する境界決定の多角形が参考までに同じく示されている。
此れらの合金の結晶化温度は示差走査熱量計によって測定された。走査速度には２０Ｋ/分を使用し、結晶化温度は結晶化反応の開始の温度として定義された。
キューリー温度はインダクタンス技法を用いて測定した。総ての点で(長さ、数、ピッチ)同一の、高温の、セラミック-絶縁の銅ワイヤーのマルチのコイルを螺旋状に両側が開いた石英の管に巻き付けた。このようにして調製された二組みのセットは同じインダクタンスを持っていた。二つの石英管を環状炉の中に入れ、交流の励磁シグナル(約２ｋＨｚ〜１０ｋＨｚの範囲内の固定周波数を持った)を調製したインダクター(誘導子)に印加し、インダクターからのバランス(又は差の)シグナルをモニターした。測定すべき合金のリボンのサンプルを管の一つに、そのインダクターの“コア”物質として作用するように挿入した。強磁性のコア材料の高い透磁率はインダクタンスの値にアンバランスをもたらし、従って大きなシグナルを生じた。合金のリボンに取り付けられたサーモカップル(熱電対)は温度モニターとして働いた。二つのインダクターが炉の中で加熱された時に、アンバランスのシグナルは本質的にゼロに落下し、その時に強磁性の金属ガラスは其のキューリー温度を通過し、常磁性(低い透磁率)になった。次いで二つのインダクターは同じ出力を生じた。遷移領域は通常は広く、このことは鋳造したばかりのガラス合金の中のストレスが応力緩和することを反映している。遷移領域の中点がキューリー温度として定義された。
同じように、炉を自然冷却させた時に常磁性から強磁性への移行を検出することが出来たであろう。少なくとも部分的に緩和したガラス合金からの此の移行は通常は遥かにシャープであった。与えられたサンプルに対して、常磁性から強磁性への遷移温度は強磁性から常磁性への遷移温度よりも高かった。キューリー温度に就いて図３の中で引用された数値は常磁性から強磁性への遷移を表す。
高い結晶化温度とキューリー温度の重要性は、鋳造されたばかりの非晶質の金属合金のストリップの上に必要なアニールが効果的に達成されたことと関係がある。
配電と電力用の変圧器に使用する為に非晶質の金属合金のストリップから磁性コアを製造する時は、コアに巻き取られる前か後の何れかに金属ガラスはアニーリング(焼きなまし)を受ける。通常印加された磁場の存在下でアニーリング(又は、同意語で熱処理)は、金属ガラスがその優れた軟磁性を発揮する前に必要である。何故ならば、鋳造されたままの金属ガラスは、重要な応力誘導の異方性をもたらす高度の焼き入れ応力を現すからである。此の異方性は製品の真の軟磁性を覆い隠し、誘発された焼き入れ応力が解放される適切に選ばれた温度で製品をアニーリングすることによって除去される。明らかに、アニーリング温度は結晶化温度よりも低くなければならない。アニーリングは動的なプロセスである以上、アニーリング温度が高ければ高いほど、製品をアニールするのに必要な時間は短くなる。此れらの理由と以下に説明する他の理由から、最適なアニーリング温度は差し当たって金属ガラスの結晶化温度よりも約１４０Ｋから１００Ｋ低い狭い範囲にあり、最適なアニーリング時間は約１．５〜２．５時間である。大きなコア、即ち、５０kgを越える質量を持つコアに対しては、最高４時間に達する若干長めの時間が必要である。
金属ガラスは磁気結晶の異方性を現さないが、此の事実は金属ガラスの非晶質性に由来する。しかしながら、磁気コア、特に配電用の変圧器に用いる磁気コアの製造では、合金の磁気異方性をストリップの長さ方向と一致する好ましい軸に沿って最大化することが高度に望ましい。事実、現在では磁化の好ましい軸を誘導するためにアニーリング段階の間に金属ガラスに磁場を適用するのが変圧器のコアの製造者の好ましい実施慣用であると信じられている。
アニーリングの間に通常適用される磁場の強さは、誘導される異方性を最大化する為に物質を飽和させるのに十分な強さである。飽和磁化値はキューリー温度に達する迄は温度の増加と共に減少することを考慮すれば、キューリー温度以上ではそれ以上の磁気の異方性の修正は不可能であり、外部の磁場の効果を最大化するには金属ガラスのキューリー温度に近い温度でアニーリングするのが好ましい。勿論、アニーリング温度が低ければ低いほど、鋳込み応力を解放して好ましい異方性の軸を誘発する為に必要な時間は長く(そして適用される磁場の強さは高く)なる。
上記の議論から、アニーリングの温度と時間は大部分が物質の結晶化温度とキューリー温度に依存することは明らかである。一般に、此れらの温度が高くなるほど、従ってアニーリング温度が高くなるほど、アニールのプロセスはより短い時間に達成することが出来るだろう。
結晶化温度とキューリー温度は一般に鉄の含有量が低くなるにつれて増加することが図２と３から示される。更に、与えられた鉄含量に対して、結晶化温度は一般に硼素含量の減少と共に減少する。８１原子％以上の鉄含量は望ましくない；結晶化温度とキューリー温度は共に悪影響を与えるだろう。
此の増加は鉄含量の原子％当たり、結晶化温度では大凡２０〜２５℃の範囲、そしてキューリー温度では大凡１０〜１５℃の範囲である。
鉄含量に対する此れらの温度のそのようなスムースな依存は、此の発明の合金の顕著な望ましい特性である。例えば、此れらの物質の大規模生産の工程では、鋳造リボンの組成に対する品質制御の手段として、適度に急速な結晶化温度の測定を使用することが出来るだろう。化学反応の実際の評価は時間の掛かり過ぎる方法である。加えて、リボンの組成に対する物質の性質のスムースな依存特性は物質の商業規模の生産には好ましいことである。此の場合は必然的に合金組成は実験室の中での仕様ほど厳密には制御出来ないだろう。
変圧器の中の磁気コアとして有用な非晶質の合金には少なくとも４６５℃の結晶化温度が、アニーリングの途中で又は変圧器の中での使用中に(特に電流の過負荷が生じた場合に)合金への結晶化を誘発する危険性を確実に最小化する為に必要である。前にも述べたように、非晶質の合金のキューリー温度は、アニーリング工程で使用される温度と近いか、又は好ましくは僅かに高いことが必要である。アニーリング温度がキューリー温度に近ければ近いほど、磁区を好ましい軸の中に一致させ、そのようにして同じ軸に沿って磁化する時に合金によって現される損失を最小化するのが容易になる。有用な変圧器のコア合金は少なくとも３６０℃のキューリー温度を持つべきであり、低い値はより低いアニール温度と長いアニール時間をもたらすだろう。しかしながら、非常に高いキューリー温度も同じように非常に望ましくない。アニール温度は種々の理由から高すぎてはいけない：高いアニール温度では、合金の部分的な結晶化でさえも避けなければならないことから、アニール時間のコントロールが重要となる。そしてたとえ結晶化それ自体が可能性ある問題を提起しないとしても延性の実質上の低下やそれによる取扱性の低下のリスクを最小限にするためにアニール時間のコントロールの重要性は変らない；更に、後述するように、有用で“最適な”コアを保証する為にも、大きなコアをアニールする為に慣用的に使用される炉内部のアニール温度と付随する温度勾配の必要な管理は“現実的”であるべきであり、高過ぎてもいけない。一方で、若しも高いキューリー温度の物質をアニールする時にアニール温度を増加しないならば、磁区の有利な整列を保証する為に非現実的に大きな外部磁場が必要となるだろう。
此の発明の合金よりも高い珪素含量を持ち、此の発明の合金のそれらと匹敵する結晶化温度および/またはキューリー温度の値を持つ他の個別的な組成の合金も有るだろうが、合金組成に対する此れらの温度値の依存性はもっと複雑であり、此の発明の合金に認められるように体系的ではない。図２と３に示されるように、此の発明の合金に対して指定された珪素含量の範囲外で敢えて冒険を冒す時は、結晶化温度又はキューリー温度は一般に合金組成の影響を受け易くなる傾向が有り、結晶化温度が落下するか又はキューリー温度が上昇するかの何れかになる。上述した如く、非晶質の物質の結晶化温度とキューリー温度はその物質のアニール条件を限定するのに役立ち、そして実際上、此れらのアニール条件は大きな変圧器コアの生産工程に厳しく付随している以上、物質の性質が組成の小さな変動も一般に許さないような合金組成は望ましくない。
飽和磁気モーメントは此れらの合金の鉄の含量のゆっくりと変化する函数であり、鉄の含量が減少すると飽和磁気モーメントの値も減少することが発見された。これは図４(ａ)〜４(ｄ)の中の実施例によって示される。
引用された飽和磁化率の値は鋳造したばかりのリボンから得られた値である。アニールした金属ガラス合金の飽和磁化率は、前述した同じ理由で普通は鋳造したばかりの状態の同じ合金のそれよりも高いこと；そしてガラスはアニールされた状態では緩和されていることは当該技術ではよく理解される。
此れらの合金の飽和磁気モーメントの測定には市販の試料振動型の磁力計が用いられた。与えられた合金からの鋳造したばかりのリボンを幾つかの小さい正方形(大凡２mm x ２mm)にカットし、それらを約９．５kOeの最大付加の磁場と平行な試料平面に垂直な方向に無作為に配向させた。測定された質量密度を用いて飽和磁化、Ｂsを次に計算した。鋳造合金の総てが飽和磁気モーメントに就いて特徴付けられた訳ではなかった。此れらの合金の多くのものの密度をアルキメデスの原理に基づく標準的な方法を用いて測定された。
７７原子％以下の鉄含量は、飽和磁気モーメントが受け入れ難いほど低い水準に低下するので望ましくないことが図４から明らかである。配電用の変圧器は普通は８５℃で利用できる飽和磁化の９０％で操業され、そして同じく又は、より高い設計磁化値は一般によりコンパクトな磁気コアに導くので、高い飽和モーメント、従って高い飽和磁化と高いキューリー温度の組み合わせは変圧器コアの設計技術者の見地からも重要である。
変圧器のコア物質として有用な合金の飽和磁気モーメントは、少なくとも、１６５Ａｍ2／ｋｇ好ましくは１７０Ａｍ2／ｋｇでなければならない。Ｆｅ-Ｂ-Ｓｉ-Ｃ合金は、一般にＦｅ-Ｂ-Ｓｉ合金よりも大きな質量密度を持つので、上記の数値は変圧器のコア物質用のＦｅ-Ｂ-Ｓｉ合金に対して確立された評価基準と両立するだろう。発明の最も好ましい合金の幾つかは１７５Ａｍ2／ｋｇもの高い磁気モーメントを有することは図４から明らかである。
結晶化温度とキューリー温度などの要因に加えて、アニーリングの温度と時間を選ぶ時の重要な考慮点はアニールが製品の延性に与える効果である。配電と電力用の変圧器の磁気コアの製造では、金属ガラスはコアの形に巻き取り又はコアを組み立てるのに十分な延性、そしてアニールした後の取り扱い、特に変圧器のコイルを通してアニールした金属ガラスを編み合わせる等のその後の変圧器の製造段階での取り扱いが容易になるように十分な延性を持たねばならない。(変圧器のコアとコイルのアセンブリーの製造工程の詳しい議論に就いては、例えば、米国特許第４，７３４，９７５号を参照のこと)。
鉄リッチの金属ガラスのアニーリングは合金の延性の劣化をもたらす。結晶化の前の劣化の原因であるメカニズムは明らかではないが、鋳造したままの金属ガラスに焼き入れられた“自由体積”の消散と関係が有ると一般に信じられている。ガラスの原子構造の中の“自由体積”は結晶の原子構造の中の空隙と類似している。金属ガラスをアニールすると此の“自由体積”は、非晶質構造が非晶質状態の中でより能率的な原子の“充填”によって表される、より低いエネルギー状態に緩和する傾向があるので消散する。如何なる理論にも束縛されるのを望む者ではないが、非晶質状態に有るＦｅ-ベースの合金の原子の充填は鉄の体心立方構造よりもむしろ鉄の面心立方構造(密充填の結晶構造)に類似するので、より緩和した鉄-ベースの金属ガラスほどより脆くなる(即ち、外部からの歪みに耐える能力がより低い)ものと信じられる。従って、アニーリングの温度および/または時間が増加するにつれて金属ガラスの延性は減少する。従って、合金組成の基本的な争点は別として、製品が変圧器のコアの製造に使用されるに足る十分な延性を持ち続けるのを更に確実なものとする為にも、アニーリングの温度と時間が製品に与える効果を考えなければならない。
変圧器のコアの性能の二つの最も重要な特徴は、コア物質の鉄損と励磁電力である。アニールされた金属ガラスから作られた磁気コアが通電(即ち、磁場の負荷により磁化)される時は、入力エネルギーの或る量はコアにより消費され、最終的に熱として失われる。此のエネルギー消費は第一に、金属ガラスの中にある磁区の総てを磁場の方向に整列させるのに要するエネルギーによって生じる。此の失われたエネルギーは鉄損と呼ばれ、物質の全磁化サイクルの間に発生するＢ-Ｈループによって取り囲まれた面積として定量的に表される。鉄損は、普通はＷ/kgの単位で報告され、これは周波数、コア誘導水準および温度の報告された条件下に物質の１キログラムによって１秒間に失われたエネルギーを実際に表す。
鉄損は金属ガラスのアニーリングの履歴により影響される。簡単に言うと、鉄損は、ガラスがアンダーアニールド(不十分に焼きなまし)されているか、最適にアニールドされているか、又はオーバーアニールド(過剰に焼きなまし)されているかに依存する。アンダーアニールドされたガラスは残留する、焼き入れの応力と、関連する磁気異方性を持つ。後者は製品の磁化の間に追加のエネルギーを必要とし、磁化のサイクルの間に増加した鉄損をもたらす。オーバーアニールドされた合金は最大の“充填”密度を現すか及び/又は結晶相を含むことができ、その結果は延性の損失および/または磁区の動きに対する増加した抵抗によってもたらされる増加した鉄損のような劣った磁性である。最適にアニールされた合金は延性と磁性の間に優れたバランスを現す。差し当たり変圧器の生産者は、０．７Ｗ/kg(２５℃で６０Ｈｚ、１．４Ｔにおいて)以下の鉄損を現す非晶質の合金を利用する。
励磁電力は金属ガラスの中で与えられた水準の磁化を達成するに足る十分な強さの磁場を作り出すのに要する電気エネルギーである。鋳造したばかりの鉄リッチの非晶質の金属ガラスは、若干切り取られたＢ-Ｈループを現す。アニーリングの間に、鋳造したままの異方性と鋳込みの応力は解放され、Ｂ-Ｈループは、それが最適にアニールされる迄は鋳造したままのループの形に比べてより正方形に、より狭くなる。オーバーアニーリングすると、Ｂ-Ｈループは歪みに対する減少した許容性の結果として、そしてオーバーアニーリングの度合いに依存して結晶相の存在を拡げる傾向がある。このように、与えられた合金のアニーリングプロセスがアンダーアニールドから最適アニールド更にオーバーアニールドに進行するにつれて、与えられた磁化水準に対するＨの値は最初は減少し、次いで最適な(最低の)値に到達し、その後に再び増加する。従って、与えられた磁化(励磁電力)を達成するために必要な電気エネルギーは、最適にアニールされた合金では最小化される。現在は、変圧器コアの生産者は６０Ｈｚと１．４Ｔ(２５℃)において１ＶＡ/kg又はそれ以下の励磁電力を現す非晶質の合金を使用する。
最適のアニーリング条件は異なる組成の非晶質の合金では、そして必要とされる各性質では異なることは明らかであるべきである。従って、“最適な”アニールとは、一般に与えられた用途に対して必要な特性値の組み合わせ間の最適な均衡を生ずるようなアニーリングプロセスとして認識される。変圧器コアの製造の場合は、製造者は使用する合金にとって“最適な”アニーリングの為の特定の温度と時間を決定し、その温度または時間から逸脱することはない。
しかしながら、実際にはアニーリング炉と炉の制御装置は、選ばれた最適なアニーリング条件を正確に保つには十分に精確ではない。加えて、コアの大きさ(典型的には２００kg)と炉内の配置構造の為に、コアは均一に加熱されず、その為にオーバーアニールドとアンダーアニールドのコア部分を生ずる。従って、最適条件下で性質の最良の組み合わせを与えるのみならずまたアニーリング条件の範囲に亙ってその“最良の組み合わせ”を現すような合金を与えることが最大重要である。有用な製品を製造できるアニーリング条件の範囲は、“アニーリング(又はアニール)ウインドウ”と呼ばれる。
最初に述べたように、変圧器の製造で現在用いられる金属ガラスの最適なアニーリングの温度と時間は、合金の結晶化温度よりも１４０°〜１００℃低い範囲の温度と、１．５〜２．５時間の範囲の時間である。
本発明の合金は同じ最適なアニール時間に対して約２０〜２５℃のアニーリングウインドウを提供する。このように本発明の合金は最適なアニーリング温度から約±１０のアニーリング温度の変動を受ける場合もあるが、それでも変圧器コアの経済的な生産に欠かせない特徴の組み合わせを保持する。更に、本発明の合金はアニールウインドウの全範囲に亙って組み合わせの特徴；変圧器の製造者により確実に均一な性能を示すコアを製造させる特徴の組み合わせの各の中で予想外に高められた安定性を示す。
周波数ｆにおける正弦曲線の励磁下で軟磁性コアの鉄損Ｌの周波数依存度は次の式によって表されることが開示された：
Ｌ＝ａｆ＋ｂｆn＋ｃｆ2
ａｆの項はｄｃヒステリシス損失(周波数がゼロに近づくときの損失の限定値)、ｃｆ2の項は古典的渦電流損、そしてｂｆnの項は異状渦電流損である(例えば、G.E.Fish他による研究論文、J.Appl Phys.６４巻、５３７０頁(１９８８)を参照のこと)。非晶質の金属は、一般に古典的渦電流損が無視できるような十分に高い抵抗率と低い厚さを所有する。更に、非晶質の金属に対するべき指数ｎはしばしば約１．５であることが開示された。如何なる理論にも束縛されないが、ｎの此の値は磁化のプロセスに活性な磁壁の数が周波数に応じて変化することを示すものと信じられる。若しもｎ＝１．５の値が代表的であれば、ヒステレシス計数ａと渦電流係数ｂは、サイクル当たりの鉄損Ｌ/ｆ対ｆの平方根を直線としてプロットすることによって便利に抜き取ることができる。その時はｆ＝０の直線の切片はａ、直線の勾配はｂである。
全く意外にも、本発明等は従来技術の合金と本発明の合金から成るコアが、コア損失(鉄損)のヒステレシスと渦電流の要素の間に全く異なるバランスを現すことを見い出した。従って、一つの周波数では類似した損失を持つ異なる物質のコアが別の周波数では全く異なる損失を持つ場合が有り得る。特に、本発明のコアは従来技術の非晶質の金属の類似のコアよりもライン周波数ではより小さい渦電流損値を、しかしヒステレシス損失ではより高い値を示す。従って、ライン周波数では従来技術のＦｅ-ベースの合金よりも僅かに低い損失値を持つ本発明の合金のトータルコア損失は、より高い周波数では実質的に低くなるだろう。そのような差は本発明の合金とコアと、４００Ｈｚで操業する航空機上搭載の電気装置とキロヘルツ範囲で操業する他の電子装置の中で使用するのを特に有利にする。
本発明の合金は、同じくまたフィルター誘導子用の磁気コアの建造に有利に使用される。フィルター誘導子が交流ノイズ又は希望する直流電流に重なった脈流の通過を選択的に阻止する為に電子回路に使用されることはよく知られている。そのような用途では、フィルター誘導子のコアはしばしばその磁気回路の中の少なくとも一つのギャップ(空隙)から成る。ギャップを適当に選択することによって、コアのヒステレシスループは、コアを飽和させるのに要する磁場を制御された周波数帯の内部で増加させるために切り取ることができる。さもなければ、インダクター(誘導子)を通過するｄｃ電流要素は、そのコアを飽和に追いやり、それによってａｃ電流によって見られる実効透磁率を減少し、希望するフィルタリング作用を除去する。巻線を通過するａｃ電流成分による誘電子のコアのフラックスの変位は小さいかもしれないが、飽和磁化率の大きな値は大きなｄｃ電流が切り取られたＢ-Ｈループを飽和すること無く通過するのに依然として重要である。上に、より詳細に述べたように、発明の合金は好ましくは少なくとも１６５Ａｍ2／ｋｇ、より好ましくは少なくとも１７０Ａｍ2／ｋｇの飽和磁化率を現す。ギャップドコアを製作するために当該技術に共通の手段には、一つ又は一つ以上の場所で一般に環状コイルの形をしたコアを放射的にカットする方法と穴をあけた又は型で打ち抜いたＣ-Ｉ又はＥ-Ｉ積層体を組み立てる方法の両方が含まれる。
以下に述べる実施例は発明のより完全な理解を与える為に提示される。発明の原理と実施を例示する為に述べられた特定の技法、条件、物質、比率および報告されたデータは典型的なもので、発明の範囲を限定するものと考えるべきではない。
実施例  １
以下のようにして調製した本発明の幾つかの代表的な合金のサンプルから鉄損と励磁電力のデータを集めた：
アニーリングとその後の磁気測定の為のトロイド(環状のコイル)のサンプルを、鋳造したままのリボンをセラミックの糸巻き(ボビン)の上に、リボンコアの平均通路の長さが約１２６mmとなるように巻き付けることによって調製した。絶縁した一次と二次の巻線(各巻線の数は１００)を鉄損の測定の目的でトロイドへ適用した。そのようにして調製したトロイドのサンプルは、６mm幅のリボンの場合は３〜１０ｇのリボンを含んでいたが、それよりも広い幅のリボンでは３０〜７０ｇのリボンを含んでいた。此れらのトロイドのサンプルのアニーリングは、リボン(トロイドの周囲)の長さに沿って負荷した約５〜３０Ｏｅの磁場の存在で３４０°〜３９０℃の温度で１〜２．５時間行なった。アニールの後サンプルを冷却しながら此の磁場の強さを維持した。アニールは真空下で行なった。
標準の技法を用いて正弦曲線のフラックス条件下に此れらの閉磁路のサンプルに就いて全鉄損と励磁電力を測定した。励磁電力の周波数(ｆ)は６０Ｈｚで、コアが作動された最大誘導の水準(Ｂｍ)は１．４Ｔであった。
此の発明の代表的な合金と此の発明の範囲外の幾つかの合金のアニールされたコアから、２５℃の温度において６０Ｈｚと１．４Ｔで得られた鉄損と励磁電力の値は、種々の温度で１時間アニールしたリボンに就いては表IIに、種々の温度で２時間アニールしたリボンに就いては表IIIに与えられている。此れらの表の中の合金の名称は、表Ｉに示された対応する組成を指している。表に示されるように、Ａ〜Ｆと名付けられた合金は此の発明の範囲外のものである。合金の総てが表に引用された総ての条件の組の下にアニールされた訳ではなかった。此の発明の合金の大部分は、鉄損が０．３Ｗ/kg以下であることが此れらの表から示される。此の発明に属さない合金の場合はそうではない。前にも述べたように、変圧器の製造者が現在彼らのコア物質に指定した鉄損値は０．３７Ｗ/kgである。励磁電力値も同じく変圧器のコア物質に対して現在指定された値の１ＶＡ/kg以下であることが示されている。本発明の合金の特徴、しかし、それらの合金からは予測もされなかった特徴であるのは此の励磁電力と鉄損の組み合わせ、更にそれとの組み合わせで、前に議論した他の特徴、アニール条件の範囲の下での性質の相対的な均一性と集中性である。コア性能の特徴の有利な組み合わせが得られるアニールウインドウは表IIとIIIから明らかである。此の発明の合金の化学の好ましい範囲では、鉄損は約０．２〜０．３Ｗ/kgと低く、励磁電力は約０．２５〜０．５ＶＡ/kgと低いことが特に注目される。
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実施例  ２
上記のコアに加えて、１０個のより大きなトロイドのコアを同じく発明の好ましい合金の幾つから製造し、アニールし、試験した。これらのコアは約１２ｋｇのコア物質から成っている。此れらのコアの為に選んだリボンは幅が４．２″で、二つの公称の合金組成、Ｆｅ79.5Ｂ9.25Ｓｉ7.5Ｃ3.75とＦｅ79Ｂ8.5Ｓｉ8.5Ｃ4の異なる大規模な鋳造に由来するものであった。コアは約７″の内径と約９″の外径を持ち、不活性な雰囲気の中で公称３７０℃の温度で２時間アニールされた。コアの大きさの為に、コア物質の総てが同時にアニール温度に曝された訳ではなかった。此れらのコアから得られた平均鉄損は０．２５Ｗ/kgで、標準偏差は０．０２３Ｗ/kgであり、平均励磁電力は０．４ＶＡ/kg，標準偏差は０．１２ＶＡ/kg(研究した両方の組成に対して、２５℃の温度、６０Ｈｚ，１．４Ｔで測定して)であった。此れらの値は類似した組成のより小さな直径のコアに見いだされた値と匹敵する。
トロイドのコアの巻き付けに関連してコア物質に生じた歪の為に、それらのコアに就いて測定された鉄損は、一般にアニールされ歪の無いストレートのストリップとして鉄損が特徴付けられた物質から得られたそれらよりも高かった。例えば、幅が約１″よりも広いリボンの場合は、与えられたコアリボンの直径に対して、此の効果はそのようなリボンを僅か一層または多くてせいぜい２〜３層を含むコアの場合よりもコア物質のストリップを多数回巻き付けた３０〜７０ｇのコアの場合にはより顕著である。３０〜７０ｇのコアで測定された鉄損は、ストレートストリップに就いて測定された鉄損よりもしばしば相当に大きくなることがある。
これは変圧器コアの製造産業で“破壊係数”として呼ばれるものの一つの現れである。所謂“破壊係数”(特に“ビルドファクタ”とも呼ばれる)は、完全に組み立て終わった集成体としての変圧器コアの中のコア物質から得られた実際の鉄損と同じ物質のストレートストリップから品質管理の実験室で得られた鉄損との比として定義される。上に引用したコア物質の巻きに関連する歪の効果は、“現実の”変圧器コアの場合ほど大きくはない。何故ならば、直径は、前述の実験室コアのそれよりも此れらのコアの場合には遥かに大きいからである。此れらのコアにおける破壊係数は、コアのアセンブリー手順それ自身の結果にしか過ぎない。例として変圧器の構築の一つの体系では、アニールされたコアは、コイルをコアの回りに挿入する為に開かなければならない。コア物質の切断等に関連する破壊係数とは別に、新たに導入された応力は鉄損の増加に貢献する。コアの構築計画に依存して、小さな直径のトロイドのコアでは、此の発明の合金の典型的なコアの場合と同様に、０．２〜０．３Ｗ/kgの範囲にある鉄損の値は“実際の”変圧器コアで恐らく約０．３〜０．４Ｗ/kgの範囲に増加するだろう。
実施例  ３
発明の金属ガラス合金(公称組成Ｆｅ79.7Ｂ9.1Ｓｉ7.2Ｃ4.0)の線巻した試験コア１１〜１６を作成し、慣用の方法を用いて不活性の雰囲気の中でアニールした。各コアは、一般にトロイド状に巻かれた幅６．７″のリボン約１００kgから成っていた。此れらのコアは２０〜３０ｋＶＡ規格の商業的な配電用の変圧器に使用されるものと大凡同じ大きさのものであった。コア(表IVに表示されている)はトロイドの方向に沿って負荷された磁場の存在下でアニールされた。温度は熱電対によって測定された。各コアの中心は表にリストされたアニール時間に対する中心温度に保たれ、次いで約６時間で室温まで冷却した。６０Ｈｚにおける正弦曲線のフラックス(磁束)励磁下の鉄損と励磁電力は、フラックスを測定する平均応答電圧計、電流、電圧、及び励磁電力を測定するＲＳＭ-応答計、出力損失を測定する電子ワットメーターを含む標準方法を用いて測定した。室温下で１．３Ｔと１．４Ｔの最大誘導の下に測定された此れらのコアの鉄損と励磁電力のデータは下の表IVに示されている。
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巻線した試験コア１１，１３，１４は２５℃の温度で６０Ｈｚ，１．４Ｔで測定した時に、約０．３Ｗ/kg以下の鉄損と約１．０ＶＡ/kg以下の励磁電力を示したが、此れらの値は商業用の配電用変圧器の中で使用するのに好ましい値である。
実施例  ４
前述した平面流動鋳造法によって発明の金属合金のサンプルをリボンとして調製した。サンプルの平均厚さは２３μmで、幅は６．７″であった。サンプル２０〜２７の組成は下の表Ｖ(ａ)に示されている。４バッチのサンプルを調製した。サンプルの各バッチは、サンプル２０〜２７の各の３０cm長さのリボンから成っていた。各バッチを熱処理に掛けた。各バッチのサンプルを順に、閉路磁束（flux colosure）とリボンの鋳造方向に沿って磁場を与える手段の役をする磁気ヨーク（magnetic yoke）中に置いた。次にバッチを表Ｖ(ｂ)〜Ｖ(ｅ)に記載する温度と時間で熱処理した。熱処理とその後の冷却の間は、少なくとも１０エルステッド(Ｏｅ)の磁場を保った。
次にフラット-ストリップの配置の中で、サンプルの正弦曲線のフラックス励磁の下での鉄損と励磁電力を標準方法を用いて特徴表示した。フラックスを測定し、同じく励磁電力を得る為に平均電圧と同じくＲＭＳの電流と電圧をデジタルオシロスコープで検知した。デジタル化した電流と電圧の波型を掛け合わせ(乗算)て瞬間電力の平均として鉄損を計算した。室温、６０Ｈｚ，１．４Ｔで測定した鉄損と励磁電力は最も好ましい合金で夫れ夫れ約０．１５Ｗ/kgと０．５ＶＡ/kg以下であった。
実施例Ｖ(ａ)
本発明の金属合金のサンプル。サンプルは幅６．７″のリボンとして商業的な生産量で調製した。リボンの化学分析によって測定し、偶発的な不純物を無視したＦｅ,Ｂ,Ｓｉ,Ｃの原子％で表した合金組成を掲載する。
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発明の合金のストレートストリップのサンプルの鉄損と励磁電力。サンプルは３５２℃で５０分間アニールし、次いで室温まで冷却し、最大１．３Ｔと１．４Ｔまで６０Ｈｚの正弦曲線のフラックス励磁を用いて測定した。鉄損はＷ/kgで、励磁電力はＶＡ/kgで表示した。
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発明の合金のストレートストリップのサンプルの鉄損と励磁電力。サンプルは３５５℃で９０分間アニールされ、次に室温に冷却され、最大１．３Ｔと１．４Ｔに６０Ｈｚの正弦曲線のフラックスで励磁された。鉄損はＷ/kgで、また励磁電力はＶＡ/kgで表示した。
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発明の合金のストレートストリップのサンプルの鉄損と励磁電力。サンプルは３４８℃で９０分間アニールし、次いで室温に冷却し、６０Ｈｚの正弦曲線のフラックスで最大１．３Ｔと１．４Ｔの水準に励磁した時の鉄損と励磁電力を測定した。鉄損はＷ/kgで、励磁電力はＶＡ/kgで表示した。
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発明の合金のストレートストリップのサンプルの鉄損と励磁電力。サンプルを３４８℃で９０分間アニールし、次に室温に冷却し、６０Ｈｚの正弦曲線のフラックスで最大水準１．３Ｔと１．４Ｔに励磁した時の鉄損と励磁電力を測定した。鉄損はＷ/kgで、励磁電力はＶＡ/kgで表示した。
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発明の合金のストレートストリップのサンプルの鉄損と励磁電力。サンプルは短時間で３５６℃に加熱し、次に３５０℃に冷却し、その温度で４５分間保持し、次いで室温に冷却した。サンプルは６０Ｈｚの正弦曲線のフラックスで、１．３Ｔと１．４Ｔの最だて水準に励磁した。鉄損はＷ/kgで、励磁電力はＶＡ/kgで表示した。
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実施例  ５
発明の金属ガラス合金(公称組成Ｆｅ80.3Ｂ9.1Ｓｉ6.9Ｃ3.7)のトロイダルコイルの試験コア３１〜３４と本発明の範囲外の市販のＦｅ-Ｂ-Ｓｉ金属ガラス合金(ＭＥＴＧＬＳ ＴＣＡ)の比較コア３５〜３７を作成し、慣用の方法を用いて不活性の雰囲気内でアニールした。コア３１〜３３及びコア３５〜３６の各は、トロイド状に巻いた幅５．６″のリボン約８０kgから成っていた。コア３４と３７はトロイド状に巻いた幅６．７″のリボン約１００kgから成っていた。トロイド方向に沿って負荷された少なくとも６エルステッドの磁場の存在下でコアをアニールした。コアを指定された中心温度に加熱し、その温度で２時間保ち、次いで約６時間をかけて室温に冷却した。正弦曲線のフラックスの励磁の下で、それらのコアを標準的な方法を用いて試験した。此の方法には、フラックスを測定するための平均応答ボルトメーター、電流、電圧、励磁電力を測定するためのＲＭＳ-応答メーター及び電力損失を測定するための電子ワットメーターが含まれていた。室温と１．３Ｔの最大誘導で測定された此れらのコアの幾つかに就いて測定された鉄損と励磁電力が一連の周波数ごとに表VIに示されている。
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コア３４と３７に就いて鉄損対周波数の関係を図５にデータをプロットしてある。図５に示されるように、従来技術による合金コア３７の回帰直線の勾配ははコア３４の場合よりも高く、此のことは前者の場合の鉄損の方が周波数の増加に連れて実質的に速く増加することを示している。更に、図５に示されるように、４００Ｈｚ，１．３Ｔ，室温でのコア３４の鉄損は約３Ｗ/kgより低く、一方、同じ条件下のコア３７の鉄損は３．６Ｗ/kg以上である。此のことはそのようなコア(３４)を４００Ｈｚで作動する航空機搭載型の電気装置と、キロヘルツ範囲で作動する他の電子装置における使用を特に有利にする。
以上、発明を可成り詳細に記述して来たが、此の詳細に厳密に執着する必要は無く、更なる変化と変形は当該技術に熟練した者には自ずと念頭に浮かぶかもしれないが、そのような変化と変形も付属する［請求の範囲］によって定義されるように本発明の範囲内にあることが理解されるだろう。
【図１ａ】
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【図１ｂ】
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【図１ｃ】
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【図１ｄ】
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【図１ｈ】
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【図１ｅ】
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【図１ｆ】
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【図１ｇ】
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【図１ｉ】
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【図２ａ】
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【図２ｅ】
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【図２ｂ】
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【図２ｃ】
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【図２ｄ】
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【図２ｆ】
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【図２ｇ】
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【図３ｂ】
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【図３ａ】
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【図３ｃ】
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【図３ｄ】
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【図３ｆ】
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【図３ｅ】
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【図３ｇ】
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【図４ａ】
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【図４ｃ】
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【図４ｂ】
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【図４ｄ】
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【図５】
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