DE112008000720T5 - Weichmagnetische Legierung, die weichmagnetische Legierung verwendendes magnetisches Teil und Verfahren zum Herstellen derselbigen - Google Patents

Weichmagnetische Legierung, die weichmagnetische Legierung verwendendes magnetisches Teil und Verfahren zum Herstellen derselbigen Download PDF

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Hiroyuki Sendai Matsumoto
Akihiro Sendai Makino
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Tokin Corp
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Abstract

Weichmagnetische Legierung, die 70 Atom-% oder mehr Fe, 5 Atom-% bis 25 Atom-% B, 1,5 Atom-% oder weniger (Null ausgenommen) Cu und 10 Atom-% oder weniger (Null ausgenommen) P enthält und die durch schnelles Kühlen und Verfestigen einer Fe-basierten Legierungszusammensetzung in geschmolzenem Zustand gebildet ist.

Description

  • Technisches Gebiet
  • Diese Erfindung bezieht sich auf eine weichmagnetische Legierung wie ein weichmagnetisches Pulver oder ein weichmagnetisches Band, einen Magnetkern und einen die weichmagnetische Legierung verwendenden Induktor und ein Verfahren zum Herstellen derselbigen.
  • Hintergrundtechnik
  • Miniaturisierung und Energieeinsparung von elektronischen Geräten wurden aufgrund jüngster Entwicklung von tragbaren Geräten und jüngsten Bedürfnissen nach weniger Umweltbelastungen im Hinblick auf die globale Erwärmung intensiver gefordert als zuvor. Folglich wurden hinsichtlich für elektronische Geräte wie Transformatoren und Drosselspulen verwendete magnetoelektronische Teile Miniaturisierung, eine höhere Frequenz, ein höherer Wirkungsgrad, eine geringere Dicke und dergleichen intensiver gefordert als zuvor. Bisher wurden häufig Mn-Zn, Ni-Zn Ferrit und dergleichen als ein Material für magnetoelektronische Teile verwendet. Allerdings wurden diese Materialien in letzter Zeit durch Mehrschicht-Magnetkerne, gewickelte Magnetkerne und Pulverkerne aus einem magnetischen Metallmaterial ersetzt, das bei Isolierung durch Harz oder dergleichen eine hohe magnetische Sättigungsflussdichte aufweist. Unter anderem ist ein Pulverkern ein Magnetkern, der durch Binden von magnetischem Pulver mit einem zur Isolierung und Sondierung dienenden Bindemittel in Form eines Teils gebildet ist. Weil ein Pulverkern leicht eine dreidimensionale Form bilden kann, sieht er einem breiten Anwendungsbereich entgegen und hat viel Aufmerksamkeit auf sich gezogen.
  • Beispiele eines Materials für einen Magnetkern schließen Fe, Fe-Si und Fe-Si-Cr ein, welche eine relativ hohe magnetische Sättigungsflussdichte aufweisen. Ferner schließen andere Beispiele Permalloy (Ni-Fe-basierte Legierung) und Sendust (eingetragenes Warenzeichen; Fe-Si-Al Legierung) ein, welche einen geringen Grad an Magnetostriktion und magnetischer Kristallanisotropie aufweisen und eine hervorragende weichmagnetische Eigenschaft aufweisen. Allerdings weisen diese Materialien die folgenden Probleme auf. Erstens weisen Fe, Fe-Si und Fe-Si-Cr eine bessere magnetische Sättigungsflussdichte als andere Magnetkernmaterialien auf, aber sie weisen eine schlechtere weichmagnetische Eigenschaft als andere Magnetkernmaterialien auf. Permalloy und Sendust (eingetragenes Warenzeichen) weisen eine bessere weichmagnetische Eigenschaft als andere Magnetkernmaterialien auf, aber weisen eine magnetische Sättigungsflussdichte auf, die halb so groß ist wie die von Fe oder Fe-Si.
  • Inzwischen haben amorphe weichmagnetische Materialien in letzter Zeit viel Aufmerksamkeit auf sich gezogen. Diese Art von amorphen weichmagnetischen Materialien schließt ein Fe-basiertes amorphes Material und ein Co-basiertes amorphes Material ein. Weil ein Fe-basiertes amorphes Material keine magnetische Kristallanisotropie aufweist, weist es einen Eisenverlust auf, der geringer als der von anderen Magnetkernmaterialien ist. Allerdings weist ein Fe-basiertes amorphes Material ein geringes Vermögen zum Bilden einer amorphen Phase auf. Daher wird ein Fe-basiertes amorphes Material für durch ein Einzelwalzen-Flüssigquenchverfahren oder dergleichen hergestellte, eine Dicke von 20 μm bis 30 μm aufweisende Bänder begrenzt verwendet. Ein Co-basiertes amorphes Material kann eine Null-Magnetostriktions-Zusammensetzung aufweisen und weist verglichen mit anderen Magnetkernmaterialien eine hervorragende weichmagnetische Eigenschaft auf. Allerdings weist ein Co-basiertes amorphes Material Nachteile auf, weil es eine magnetische Sättigungsflussdichte so niedrig wie ein Ferrit hat, eine Hauptkomponente an Co einschließt, welche teuer ist, und ist daher ungeeignet für kommerzielle Materialien. Bezüglich Metallglaslegierungen wurden in den letzten Jahren Fe-Al-Ga-P-C-B-Si (Patentdokumente 1 und 2) und (Fe, Co)-Si-B-Nb (Nicht-Patentdokument 1) berichtet, welche ein hervorragendes Vermögen zum Bilden einer amorphen Phase aufweisen. Weil diese Materialien einen hohen Fe-Gehalt aufweisen, wird die magnetische Sättigungsflussdichte dieser Materialien in hohem Maße auf etwa 1,2 T herabgesetzt. Da diese Materialien ein teures Material wie Ga und Co verwenden, sind sie ferner wie auch Co-basierte amorphe Materialien in industrieller Hinsicht nicht bevorzugt.
  • Außerdem haben nanokristalline Materialien wie Fe-Cu-Nb-Si-B (Nicht-Patentdokumente 2 und 3 und Patentdokumente 3 und 4), Fe-(Zr,Hf,Nb)-B (Nicht- Patentdokument 4 und Patentdokument 5) und Fe-Al-Si-Nb-B (Nicht-Patentdokument 5) als eine geringe Magnetkoerzitivkraft und eine hohe magnetische Permeabilität aufweisende Magnetkernmaterialien viel Aufmerksamkeit auf sich gezogen. Ein nanokristallines Material ist ein Material, in welchem Nanokristalle von ungefähr einigen Nanometern bis ungefähr einigen Zehnerstellen von Nanometern in einer amorphen Textur abgeschieden werden. Ein nanokristallines Material weist eine geringere Magnetostriktion als herkömmliche Fe-basierte amorphe Materialien auf. Einige nanokristalline Materialien weisen eine hohe magnetische Sättigungsflussdichte auf. Hier sollte ein nanokristallines Material ein hohes Vermögen zum Bilden einer amorphen Phase aufweisen und eine Zusammensetzung aufweisen, die imstande ist, Nanokristalle abzuscheiden, weil Nanokristalle durch Wärmebehandlung aus einer amorphen Phase abgeschieden werden. Allerdings weisen die oben genannten nanokristallinen Materialien generell ein geringes Vermögen zum Bilden einer amorphen Phase auf.
  • Daher können durch ein Einzelwalzen-Flüssigquenchverfahren nur eine Dicke von etwa 20 μm aufweisende Bänder hergestellt werden. Außerdem kann Pulver nicht direkt durch ein Verfahren wie ein eine relativ geringe Abkühlgeschwindigkeit aufweisendes Wasseratomisierungs-Verfahren hergestellt werden. Selbstverständlich kann ein Band pulverisiert werden, um Pulver herzustellen. Allerdings wird eine Herstellungseffizienz eines Pulverkerns verringert, da ein Pulverisierungsverfahren hinzukommt. Außerdem ist es schwierig, beim Pulverisieren den Korndurchmesser von Pulver zu kontrollieren, und Partikel des Pulvers können nicht sphärisch gemacht werden. Folglich ist es schwierig, die Formbarkeit und die magnetischen Eigenschaften zu verbessern. Ferner wurde ein nanokristallines Material berichtet, das imstande ist, direkt Pulver herzustellen (Patentdokument 4). Allerdings ist dieses nanokristalline Material, wie aus den Zusammensetzungen in den Beispielen ersichtlich ist, durch Verringern des Fe-Gehalts und Erhöhen des B-Gehalts verglichen mit herkömmlichen nanokristallinen Materialien bezüglich dem Vermögen zum Bilden einer amorphen Phase verbessert. Daher ist ersichtlich, dass die magnetische Sättigungsflussdichte verglichen mit diesen herkömmlichen nanokristallinen Materialien herabgesetzt ist. Jedenfalls können herkömmliche Zusammensetzungen kein Magnetkernmaterial bereitstellen, das eine hervorragende weichmagnetische Eigenschaft, ein Vermögen zum Bilden einer amorphen Phase, das hoch genug ist, um direkt Pulver zu produzieren, und eine hohe magnetische Sättigungsflussdichte aufweist.
    • [Nicht-Patentdokument 1] Baolong Shen, Chuntao Chang und Akihisa Inoue, "Formation, ductile deformation behavior and soft-magnetic properties of (Fe,Co,Ni)-B-Si-Nb bulk glassy alloys", Intermetallics, 2007, Band 15, Ausgabe 1, S. 9.
    • [Nicht-Patentdokument 2] Yamauchi und Yoshizawa, "Fe-based Soft Magnetic Alloy of Ultra-fine Grained Texture", Journal of the Japan Institute of Metals, the Japan Institute of Metals, Februar 1989, Bd. 53, Nr. 2, S. 241.
    • [Nicht-Patentdokument 3] Yamauchi und Yoshizawa, "Fe-based Nanocrystalline Magnetic Material", Journal of the Magnetics Society of Japan, the Magnetics Society of Japan, 1990, Bd. 14, Nr. 5, S. 684.
    • [Nicht-Patentdokument 4] Suzuki Makino, Inoue und Masumoto, "Low corelosses of nanocrystalline Fe-M-B (M = Zr, Hf oder Nb) alloys", Journal of Applied Physics, the American Institute of Physics, September 1993, Band 74, Ausgabe 5, S. 3316.
    • [Nicht-Patentdokument 5] Watanabe, Saito und Takahashi, "Soft Magnetic Property and Structure of Nanocrystalline Alloy Ribbon", Journal of the Magnetics Society of Japan, the Magnetics Society of Japan, 1993, Bd. 17, Nr. 2, S. 191.
    [Patentdokument 1] JP-A 09-320827
    [Patentdokument 2] JP-A 11-071647
    [Patentdokument 3] JP-B 2573606
    [Patentdokument 4] JP-A 2004-349585
    [Patentdokument 5] JP-B 2812574
  • Offenbarung der Erfindung
  • Durch die Erfindung zu lösende Aufgabe(n)
  • Die vorliegende Erfindung wurde in Hinblick auf die obigen Probleme gemacht. Es ist daher eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung, eine amorphe oder nanokristalline weichmagnetische Legierung bereitzustellen, die eine hervorragende weichmagnetische Eigenschaft, ein Vermögen zum Bilden einer amorphen Phase, das hoch genug ist, um direkt Pulver herzustellen, und eine hohe magnetische Sättigungsflussdichte aufweist.
  • Mittel, um die Aufgabe zu lösen
  • Die Erfinder haben eine Auswahl an Legierungszusammensetzungen sorgfältig untersucht, um die oben genannten Aufgaben zu lösen, und haben herausgefunden, dass, wenn Bestandteile von Fe-basierten Legierungen, die P, B und Cu als wesentliche Ingredienzien enthalten, auf verschieden Weisen begrenzt sind, ein Vermögen zum Bilden einer amorphen Phase verbessert ist, um ein weichmagnetisches Band, Pulver oder ein Bauteil, das eine amorphe Phase aufweist, bereitzustellen. Außerdem haben die Erfinder herausgefunden, dass eine α-Fe Kristallphase (Kristallkörner, die eine bcc-Struktur mit einer Hauptkomponente an Fe aufweisen) mit einem durchschnittlichen Korndurchmesser von 50 nm oder weniger durch Wärmebehandlung im Rahmen der vorliegenden Erfindung innerhalb einer amorphen Phase abgeschieden werden kann. Zudem haben die Erfinder herausgefunden, dass Verwendung eines derartigen amorphen oder nanokristallinen Bands oder Pulvers einen gewickelten Magnetkern, ein Mehrschicht-Magnetkern, einen Pulverkern und einen Induktor bereitstellen kann, die hervorragende magnetische Eigenschaften aufweisen. Dann haben die Erfinder die auf diesen Erkenntnissen basierende, folgende Erfindung vervollständigt.
  • Insbesondere stellt die vorliegende Erfindung eine weichmagnetische Legierung bereit, die 70 Atom-% oder mehr Fe, 5 Atom-% bis 25 Atom-% B, 1,5 Atom-% oder weniger (Null ausgenommen) Cu und 10 Atom-% oder weniger (Null ausgenommen) P enthält, und durch schnelles Abkühlen und Verfestigen einer Fe-basierten Legierungszusammensetzung in geschmolzenem Zustand gebildet ist.
  • Die weichmagnetische Legierung kann eine amorphe Phase aufweisen. Die weichmagnetische Legierung kann hauptsächlich eine Mischphasen-Textur mit einer amorphen Phase und einer in der amorphen Phase dispergierten α-Fe Kristallphase mit einem durchschnittlichen Korndurchmesser von 50 nm oder weniger aufweisen.
  • Effekt(e) der Erfindung
  • Gemäß der vorliegenden Erfindung kann eine weichmagnetische Legierung bereitgestellt werden, die imstande ist, eine amorphe Phase oder Nanokristalle mit einer hervorragenden weichmagnetischen Eigenschaft und einem hohen Vermögen zum Bilden einer amorphen Phase abzuscheiden.
  • Ferner kann ein eine derartige weichmagnetische Legierung verwendendes Band und Pulver, ein derartiges Band verwendender gewickelter Magnetkern und ein Mehrschicht-Magnetkern und ein ein derartiges Pulver verwendender Pulverkern bereitgestellt werden. Zusätzlich kann ein einen derartigen Kern verwendender Induktor bereitgestellt werden.
  • Kurzbeschreibung der Zeichnungen
  • 1 ist ein Graph, der Röntgenbeugungsprofile eines weichmagnetischen Bands und eines weichmagnetischen Pulvers vor Wärmebehandlung gemäß einem Beispiel der vorliegenden Erfindung zeigt, wobei das weichmagnetische Band eine Zusammensetzung Fe75,91B11P6Si7Cu0,09 aufweist und das weichmagnetische Pulver eine Zusammensetzung Fe79,91B10P2Si2Nb5Cr1Cu0,01 aufweist.
  • 2(a) ist eine perspektivische Ansicht, die einen Induktor gemäß des Beispiels zeigt, wobei eine Spule durch den Induktor hindurch gesehen werden kann.
  • 2(b) ist eine Seitenansicht, die den Induktor zeigt, wobei die Spule durch den Induktor hindurch gesehen werden kann.
  • 3 ist eine übereinandergelagerte Gleichstrom-Kennlinie des Induktors des Beispiels.
  • 4 ist ein Graph, der den Implementierungswirkungsgrad des Induktors des Beispiels zeigt.
    • 1
    Pulverkern
    2
    Spule
    3
    Außenanschluss
  • Best Mode zum Ausführen der Erfindung
  • Bevorzugte Ausführungsformen der vorliegenden Erfindung werden unten ausführlich beschrieben.
  • Zuerst wird die Zusammensetzung und Struktur einer weichmagnetischen Legierung gemäß einer ersten Ausführungsform beschrieben. Die Erfinder haben sorgfältig untersucht und haben herausgefunden, dass ein Band, ein Bulk-Material oder Pulver, das eine amorphe Einzelphase und eine hervorragende weichmagnetische Eigenschaft aufweist, ohne weiteres mit einer Fe-basierten Legierungszusammensetzung hergestellt werden können, die P, B und Cu als wesentliche Ingredienzien enthalten. Außerdem haben die Erfinder herausgefunden, dass Wärmebehandlung an diesen Legierungen bei einer geeigneten Temperatur eine Mischphasen-Textur erzeugen kann, in welcher eine einen durchschnittlichen Korndurchmesser von 50 nm oder weniger aufweisende α-Fe Kristallphase in einer amorphen Phase dispergiert ist, und dass Verwendung eines derartigen Bands oder Pulvers einen gewickelten Magnetkern, einen Mehrschicht-Magnetkern, einen Pulverkern und einen Induktor bereitstellt, die exzellente magnetische Eigenschaften aufweisen.
  • Insbesondere haben die Erfinder herausgefunden, dass ein Band, ein Bulk-Material oder Pulver, das eine amorphe Einzelphase und eine hervorragende weichmagnetische Eigenschaft aufweist, ohne weiteres durch Begrenzen von Bestandteilen von P, B und Cu hergestellt werden kann, so dass eine Fe-basierte Legierung eine Komponente aufweist, die 70 Atom-% oder mehr Fe, 5–25 Atom-% B, 1,5 Atom-% oder weniger (Null ausgenommen) Cu und 10 Atom-% oder weniger (Null ausgenommen) P einschließt.
  • In der obigen Fe-basierten Legierung ist Fe als eine Hauptkomponente ein Element, um Magnetismus bereitzustellen, und ist wesentlich für das Aufweisen magnetischer Eigenschaften. Wenn der Prozentsatz an Fe geringer als 70 Atom-% ist, dann wird Verringerung der magnetischen Sättigungsflussdichte verursacht. Folglich ist es bevorzugt, den Prozentsatz an Fe bei 70 Atom-% oder mehr beizubehalten.
  • B ist ein Element, um eine amorphe Phase zu bilden, und ist wesentlich zum Verbessern eines Vermögens zur Bilden einer amorphen Phase. Wenn der Prozentsatz an B geringer als 5 Atom-% ist, dann kann ein ausreichendes Vermögen zum Bilden einer amorphen Phase nicht erhalten werden. Wenn der Prozentsatz an B höher als 25 Atom-% ist, dann ist außerdem der Fe-Gehalt relativ verringert, wodurch eine Verringerung der magnetischen Sättigungsflussdichte verursacht wird. Ferner wird es aufgrund einer drastischen Erhöhung des Schmelzpunkts und eines herabgesetzten Vermögens zum Bilden einer amorphen Phase schwierig, ein Band oder Pulver herzustellen.
  • Cu ist ein wesentliches Element. Es ist vorstellbar, dass Cu dazu dient, den Korndurchmesser von Nanokristallen zu verringern. Außerdem dient Cu dazu, das Vermögen zum Bilden einer amorphen Phase zu verbessern, wenn es zusammen mit P zugegeben wird. Wenn der Prozentsatz an Cu höher als 1,5 Atom-% ist, dann ist das Vermögen zum Bilden einer amorphen Phase herabgesetzt, was es schwierig macht, Pulver direkt herzustellen. Daher ist es bevorzugt, den Prozentsatz an Cu bei 1,5 Atom-% oder weniger beizubehalten.
  • P ist ein Element, um eine amorphe Phase wie bei B zu bilden, und ist wesentlich zum Verbessern eines Vermögens zum Bilden einer amorphen Phase. Wenn der Prozentsatz an P höher als 10 Atom-% ist, dann ist der Fe-Gehalt, welcher Magnetismus bereitstellt, relativ verringert, was Verringerung der magnetischen Sättigungsflussdichte verursacht. Außerdem können nach Wärmebehandlung Fe-P-Verbindungen abgeschieden werden, was Verschlechterung der weichmagnetischen Eigenschaft verursacht. Folglich ist es bevorzugt, den Prozentsatz an P bei 10 Atom-% oder weniger beizubehalten.
  • Hier weist die obige Fe-basierte Legierungszusammensetzung einen Bereich unterkühlter Flüssigkeit auf, der durch ΔTx (Bereich unterkühlter Flüssigkeit) = Tx (Temperatur, bei welcher Kristallisation beginnt)- Tg (Glasübergangstemperatur) wiedergegeben wird. Das Aufweisen von ΔTx bedeutet, dass eine amorphe Phase stabil ist und dass das Vermögen zum Bilden einer amorphen Phase hoch ist. Daher kann die obige Fe-basierte Legierungszusammensetzung durch Verfahren, die eine Abkühlgeschwindigkeit geringer als die eines Einzelwalzen-Flüssigquenchverfahrens wie ein Wasseratomisierungs-Verfahren und ein Metallschmelze-Gießverfahren, eine amorphe Phase bilden, und weist daher ein verbessertes Vermögen zum Bilden einer amorphen Phase auf. Außerdem kann Wärmebehandlung bei Temperaturen nahe Tg Spannung vollständig reduzieren, um eine hervorragende weichmagnetische Eigenschaft aufzuweisen. Da Wärmebehandlung zum Abscheiden von Nanokristallen über einen Bereich von ΔTx durchgeführt wird, kann die Viskosität herabgesetzt werden, um Spannung im Pulver zu reduzieren. Um ein höheres Vermögen zum Bilden einer amorphen Phase und eine hervorragende weichmagnetische Eigenschaft zu erhalten, ist es bevorzugt, ΔTx auf mindestens 20°C einzustellen.
  • Eine eine amorphe Phase aufweisende weichmagnetische Legierung wird durch schnelles Abkühlen der obigen Fe-basierten Legierungszusammensetzung in geschmolzenem Zustand wie später beschrieben hergestellt. Ferner kann eine weichmagnetische Legierung, die eine Mischschicht-Textur mit einer amorphen Phase und einer α-Fe-Kristallphase aufweist, durch Durchführen von Wärmebehandlung an der amorphen weichmagnetischen Legierung erhalten werden. Die Fe-basierte Legierungszusammensetzung kann eine weichmagnetische Legierung bereitstellen, die eine amorphe Phase oder eine Mischschicht-Textur mit einer amorphen Phase und einer α-Fe-Kristallphase aufweist, welche eine hervorragende weichmagnetische Eigenschaft, einen geringen Eisenverlust und eine hohe magnetische Sättigungsflussdichte aufweist. Wenn der durchschnittliche Korndurchmesser von α-Fe-Kristallkörnern mehr als 50 nm beträgt, dann wird Verschlechterung der weichmagnetischen Eigenschaft verursacht. Daher ist es bezüglich des durchschnittlichen Korndurchmessers der Kristallkörner bevorzugt, 50 nm oder weniger, weiter bevorzugt 30 nm oder weniger zu betragen. Wenn Kristallkörner bei einem schnellen Kühlzustand abgeschieden werden, sollte der durchschnittliche Korndurchmesser der Kristallkörner 50 nm oder weniger betragen.
  • Dann wird ein Verfahren zum Herstellen einer Fe-basierten Legierungszusammensetzung gemäß einer ersten Ausführungsform beschrieben. Zuerst wird eine die oben genannte Zusammensetzung aufweisende Fe-basierte Legierung geschmolzen. Dann wird die geschmolzene Fe-basierte Legierung durch ein Kühlverfahren wie ein Einzelrollen-Flüssigquenchverfahren, ein Wasseratomisierungs-Verfahren und ein Metallschmelzen-Gießverfahren schnell abgekühlt, so dass ein weichmagnetisches Band, ein weichmagnetisches Pulver oder ein weichmagnetisches Bauteil, die eine amorphe Phase aufweisen, hergestellt wird. Hier wird Wärmebehandlung an dem hergestellten weichmagnetischen Band oder Pulver unter derartigen Temperatur- oder Zeitbedingungen durchgeführt, dass der amorphe Zustand beibehalten werden kann, wodurch innere Spannung reduziert wird. Somit kann die weichmagnetische Eigenschaft verbessert werden. Außerdem können mit einer Wärmebehandlung unter mindestens einer Temperatur, bei welcher Kristalle abgeschieden werden können, Kristallkörner von 50 nm oder weniger in der amorphen Phase abgeschieden werden. Mit anderen Worten, Wärmebehandlung stellt ein weichmagnetisches Band oder Pulver bereit, das eine Mischschicht-Textur mit einer amorphen Phase und einer α-Fe-Kristallphase aufweist. Hier kann die innere Spannung nicht verringert werden, wenn die Wärmebehandlungstemperatur geringer als 300°C ist. Wenn die Wärmebehandlungstemperatur geringer als 400°C ist, wird keine α-Fe-Kristallphase abgeschieden. Wenn die Wärmebehandlungstemperatur höher als 700°C ist, wird der Kristallkorndurchmesser der α-Fe-Kristallphase größer als 50 nm, wodurch die weichmagnetische Eigenschaft verschlechtert wird. Zur Verwendung in einem amorphen Zustand ist es daher bevorzugt, Wärmebehandlung bei einer Temperatur in einem Bereich von 300°C bis 600°C durchzuführen. Um Kristallkörner in einer α-Fe-Kristallphase abzuscheiden, ist es außerdem bevorzugt, Wärmebehandlung bei einer Temperatur in einem Bereich von 400°C bis 700°C durchzuführen, weil Kristallisation sogar durch Beibehalten einer geringen Temperatur für einen langen Zeitraum erreicht werden kann. Wärmebehandlung wird zum Beispiel unter einer Atmosphäre wie Vakuum, Argon oder Stickstoff durchgeführt. Dennoch kann Wärmebehandlung an der Luft durchgeführt werden. Beispielsweise liegt der Wärmebehandlungszeitraum in einem Bereich von etwa 10 Minuten bis etwa 100 Minuten. Außerdem kann Wärmebehandlung in einem Magnetfeld oder unter Belastung durchgeführt werden, um magnetische Eigenschaften des weichmagnetischen Bands oder Pulvers anzupassen.
  • Hier weist eine Fe-basierte Legierungszusammensetzung der ersten Ausführungsform Merkmale beim Anpassen der Zusammensetzung der Legierung, schnellem Abkühlen und Verfestigen aus einem geschmolzenen Zustand auf, um ausreichend Eigenschaften der Legierung und einer amorphen Einzelphase oder einer Mischphasen-Textur einer amorphen und einer α-Fe-Kristallphase von 50 nm oder weniger, die durch Wärmebehandlung erhalten wird, aufzuweisen. Daher kann eine herkömmliche Vorrichtung als eine Vorrichtung zum Herstellen der Fe-basierten Legierungszusammensetzung verwendet werden. Das heißt, eine herkömmliche Vorrichtung kann verwendet werden, außer es ist notwendig, einen Ofen bereitzustellen, der imstande ist, für ein Wärmebehandlungsverfahren eine Atmosphäre anzupassen und Temperaturen in einem Bereich von 300°C bis 700°C zu kontrollieren. Beispielsweise kann eine herkömmliche Hochfrequenz-Heizungseinrichtung oder eine Lichtbogen-Schmelzvorrichtung verwendet werden, um die Vorlegierung zu erhalten. Eine Einzelwalzen-Flüssigquenchvorrichtung oder eine Doppelwalzen-Quenchvorrichtung kann verwendet werden, um das Band zu herzustelen. Eine Wasseratomisierungs-Vorrichtung oder eine Gasatomisierungs-Vorrichtung kann verwendet werden, um das Pulver herzustellen. Eine Metallwalzen-Gießvorrichtung oder eine Spritzgieß-Vorrichtung kann verwendet werden, um das Bulk-Bauteil herzustellen.
  • Dann wird ein Verfahren zum Herstellen eines gewickelten Magnetkerns und eines Mehrschicht-Magnetkerns, das ein weichmagnetisches Band einer Fe-basierten Legierungszusammensetzung gemäß der ersten Ausführungsform verwendet, beschrieben. Zuerst wird ein weichmagnetisches Band vor Wärmebehandlung auf eine vorher festgelegte Breite geschnitten, in der Form eines Rings gewickelt und durch einen Klebstoff oder eine Schweißnaht fixiert, wodurch ein gewickelter Magnetkern gebildet wird. Außerdem wird ein weichmagnetisches Band vor Wärmebehandlung in einer vorher festgelegten Form ausgestanzt. Diese ausgestanzten Bänder werden gestapelt, um einen Mehrschicht-Magnetkern zu bilden. Ein eine Isolierungs- oder Adhäsionsfunktion aufweisendes Harz kann als ein Bindemittel zwischen Schichten verwendet werden. Dann wird ein Verfahren zum Herstellen eines Pulverkerns beschrieben, das das weichmagnetische Pulver einer Fe-basierten Legierungszusammensetzung gemäß der ersten Ausführungsform verwendet. Zuerst wird ein weichmagnetisches Pulver vor Wärmebehandlung (eine amorphe Phase aufweisendes weichmagnetisches Pulver) an ein Bindemittel gebunden, um eine Mischung herzustellen. Dann wird die Mischung durch eine Pressmaschine oder dergleichen in eine gewünschte Form gebracht, um einen Formkörper herzustellen. Zum Schluss wird an dem Formkörper Wärmebehandlung durchgeführt, um einen Pulverkern fertigzustellen. Als Bindemittel für einen gewickelten Magnetkern, einen Mehrschicht-Magnetkern und einen Pulverkern wird wärmehärtbares Hochpolymer eingesetzt. Ein geeignetes Bindemittel kann abhängig von Anwendung und benötigter Wärmebeständigkeit ausgewählt werden. Beispiele des Bindemittels schließen Expoxidharze, ungesättigte Polyesterharze, Phenolharze, Xylolharze, Diallylphthalatharze, Siliconharze, Polyamid-Imide und Polyimide ein. Selbstverständlich ist die vorliegende Erfindung jedoch nicht auf diese Beispiele begrenzt. Wenn der Formkörper in einem amorphen Zustand verwendet wird, wird Wärmebehandlung zur Spannungsverringerung bei einer solchen Temperatur von etwa 300°C bis etwa 600°C durchgeführt, dass keine Kristallisation auftritt. Wenn der Formkörper in einem nanokristallinen Zustand verwendet wird, wird Wärmebehandlung bei einer Temperatur in einem Bereich von 400°C bis 700°C durchgeführt, um Kristallkörner von 50 nm oder weniger in der amorphen Phase abzuscheiden, so dass Abscheidung von Kristallkörnern und Verringerung von durch Formen erzeugter interner Spannung gleichzeitig erreicht werden können. Ein gewickelter Magnetkern, ein Mehrschicht-Magnetkern und ein Pulverkern können unter Verwendung eines einer Wärmebehandlung unterzogenen weichmagnetischen Bands oder Pulvers hergestellt werden, jedoch nicht durch ein weichmagnetisches Band oder Pulver vor Wärmebehandlung. In diesem Fall kann das letzte Wärmebehandlungsverfahren bei einer solchen Wärmebehandlungstemperatur durchgeführt werden, so dass ein Bindemittel härtet, und zusätzliche Wärmebehandlung kann zur Spannungsverringerung durchgeführt werden. Im Grunde genommen kann eine herkömmliche Vorrichtung verwendet werden, wie sie für die Verfahren zum Herstellen eines gewickelten Magnetkerns, eines Mehrschicht-Magnetkerns und eines Pulverkerns verwendet wird.
  • Dann wird ein Verfahren zum Herstellen eines Induktors beschrieben, das ein weichmagnetisches Band oder Pulver einer Fe-basierten Legierungszusammensetzung gemäß der ersten Ausführungsform verwendet. Ein gewickelter Magnetkern, ein Mehrschicht-Magnetkern oder ein Pulverkern wird wie oben beschrieben hergestellt. Ein Induktor wird durch Anordnen des Pulverkerns nahe einer Spule vervollständigt. Ein Induktor kann unter Verwendung eines einer Wärmebehandlung unterzogenen weichmagnetischen Bands oder Pulvers hergestellt werden, jedoch nicht durch ein weichmagnetisches Band oder Pulver vor Wärmebehandlung. In diesem Fall wird das letzte Wärmebehandlungsverfahren bei einer solchen Wärmebehandlungstemperatur durchgeführt, so dass ein Bindemittel härtet, und zusätzliche Wärmebehandlung kann zur Spannungsverringerung durchgeführt werden. Im Grunde genommen kann eine herkömmliche Vorrichtung verwendet werden, wie sie für die Verfahren zum Herstellen eines Induktors verwendet wird. Dann wird eine Abwandlung des Verfahrens zum Herstellen eines Induktors beschrieben, die weichmagnetisches Pulver gemäß der ersten Ausführungsform verwendet. Zuerst wird weichmagnetisches Pulver vor Wärmebehandlung an Siliconharz oder dergleichen und ein Bindemittel gebunden, um eine Mischung herzustellen. Dann werden die Mischung und eine Spule durch eine Pressmaschine oder dergleichen integral zu einer gewünschten Form gebildet, um einen integralen Formkörper herzustellen. Wenn der integrale Formkörper in einem amorphen Zustand verwendet wird, wird Wärmebehandlung zur Spannungsverringerung bei einer solchen Temperatur von etwa 300°C bis etwa 600°C durchgeführt, dass keine Kristallisation auftritt. Wenn der integrale Formkörper in einem nanokristallinen Zustand verwendet wird, wird Wärmebehandlung bei einer Temperatur in einem Bereich von 400°C bis 700°C durchgeführt, um Kristallkörner von 50 nm oder weniger in der amorphen Phase abzuscheiden, so dass ein Induktor vervollständigt wird. Ein Induktor kann unter Verwendung von einer einer Wärmebehandlung unterzogenen weichmagnetischen Legierung hergestellt werden, jedoch nicht durch weichmagnetische Legierung vor Wärmbehandlung. In diesem Fall kann das letzte Wärmebehandlungsverfahren bei einer solchen Wärmebehandlungstemperatur durchgeführt werden, so dass ein Bindemittel härtet, und zusätzliche Wärmebehandlung kann zur Spannungsverringerung durchgeführt werden. Bei der obigen Abwandlung wird die in den Pulverkern eingearbeitete Spule ebenfalls Wärmebehandlung unterzogen. Daher sollte die Wärmebeständigkeit eines Isolators bei einem die Spule bildenden Draht berücksichtigt werden.
  • Wie oben beschrieben, wird ein weichmagnetisches Pulver gemäß der ersten Ausführungsform aus einer Fe-basierten Legierung gebildet, die P, B und Cu als wesentliche Komponenten enthält. Daher ist es möglich, ein amorphes Band, Pulver oder Bulk-Bauteil direkt durch ein Einzelwalzen-Flüssigquenchverfahren, ein Atomisierungsverfahren, ein Metallschmelze-Gießverfahren oder dergleichen herzustellen. Spannungsverringerung kann durch Durchführen von Wärmebehandlung erreicht werden. Ferner können Kristallkörner von 50 nm oder weniger in einer amorphen Phase abgeschieden werden, um die weichmagnetische Eigenschaft zu verbessern. Folglich weisen ein weichmagnetisches Band, Pulver oder Bulk-Bauteil gemäß der ersten Ausführungsform eine hervorragende magnetische Eigenschaft, eine hohe magnetische Sättigungsflussdichte und einen geringen Eisenverlust auf. Ein gewickelter Magnetkern, ein Mehrschicht-Magnetkern und ein Pulverkern, die hervorragende Eigenschaften aufweisen, können durch Verwendung eines derartigen weichmagnetischen Bands oder Pulvers erhalten werden. Außerdem kann ein noch hervorragendere Eigenschaften aufweisender Induktor durch Verwendung eines derartigen gewickelten Magnetkerns, eines Mehrschicht-Magnetkerns oder eines Pulverkerns erhalten werden.
  • Dann wird die Zusammensetzung und Struktur einer Fe-basierten Legierungszusammensetzung gemäß einer zweiten Ausführungsform beschrieben. Die Erfinder haben weiter untersucht und haben herausgefunden, dass, wenn die Zusammensetzung der Fe-basierten Legierung bei der ersten Ausführungsform weiter begrenzt wird, es möglich ist, eine noch hervorragendere weichmagnetische Eigenschaft zu erhalten und ein Vermögen zum Bilden einer amorphen Phase in einem derartig hohen Grad zu erhöhen, um ohne weiteres ein Band durch ein Einzelwalzen-Flüssigquenchverfahren oder dergleichen zu bilden oder amorphes Pulver direkt durch ein Wasseratomisierungs-Verfahren oder dergleichen herzustellen.
  • Insbesondere weist die Fe-basierte Legierungszusammensetzung gemäß einer zweiten Ausführungsform Komponenten auf, die durch die folgende Formel (1) dargestellt werden. (Fe1-aM1 a)100-b-c-d-e-f-gM2 bBcPaCueM3 fM4 g (1),wobei M1 mindestens ein Element von Co und Ni ist, M2 mindestens ein Element ist, das aus der aus Nb, Mo, Zr, Ta, W, Hf, Ti, V, Cr und Mn bestehenden Gruppe ausgewählt ist, M3 mindestens ein Element ist, das aus den Elementen der Platingruppe, den Seltenerdelementen, Au, Ag, Zn, Sn, Sb, In, Rb, Sr, Cs und Ba bestehenden Gruppe ausgewählt ist, M4 mindestens ein Element ist, das aus der aus C, Si, Al, Ga und Ge bestehenden Gruppe ausgewählt ist, wobei a, b, c, d, e, f und g Werte sind, die die Bedingungen erfüllen, dass 0 ≤ a ≤ 0,5, 0 ≤ b ≤ 10, 5 ≤ c ≤ 25, 0 ≤ d ≤ 10, 0 < e ≤ 1,5, 0 ≤ f ≤ 2, 0 ≤ g ≤ 8, und 70 ≤ 100 – b – c – d – e – f – g. Die Elemente der Platingruppe schließen Pd, Pt, Rh, Ir, Ru und Os ein. Die Seltenerdelemente schließen Sc, Y, La, Ce, Pr, Nd, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb und Ru ein.
  • In der obigen Fe-basierten Legierung ist Fe als eine Hauptkomponente ein Element, um Magnetismus bereitzustellen, und ist wie bei der ersten Ausführungsform wesentlich für das Aufweisen magnetischer Eigenschaften.
  • M1 ist ein Element, um wie bei Fe Magnetismus bereitzustellen. Zusatz von M1 ermöglicht Anpassung von Magnetostriktion oder Vermittlung induzierter magnetischer Anisotropie durch Wärmebehandlung in einem elektrischen Feld oder dergleichen. Allerdings kann Verringerung der magnetischen Sättigungsflussdichte oder Verschlechterung der weichmagnetischen Eigenschaft verursacht werden, wenn der Prozentsatz von M1 in der Formel (1) a > 0,5 erfüllt. Folglich ist es bevorzugt, den Prozentsatz von M1 beizubehalten, um in der Formel (1) a ≤ 0,5, weiter bevorzugt a ≤ 0,3 zu erfüllen.
  • M2 ist ein Element, das beim Verbessern des Vermögens zum Bilden einer amorphen Phase wirksam ist und eine Herstellung eines Bands oder Pulvers vereinfacht. Ferner ist M2 auch beim Unterdrücken vom Wachstum von Kristallkörnern in einer nanokristallinen Legierung wirksam. Allerdings ist die Fe-Konzentration verringert, wenn der Prozentsatz an M2 höher als 10 Atom-% ist, so dass die magnetische Sättigungsflussdichte herabgesetzt wird. Daher ist es bevorzugt, den Prozentsatz an M2 bei 10 Atom-% oder weniger beizubehalten. Um eine hohe magnetische Sättigungsflussdichte in einer amorphen Textur zu erhalten, ist es ferner bevorzugt, den Prozentsatz an M2 bei 5 Atom-% oder weniger beizubehalten. Um Kristallkörner von 50 nm oder weniger durch Wärmebehandlung zu erhalten, ist es darüber hinaus bevorzugt, den Prozentsatz an M2 bei 1 Atom-% oder mehr beizubehalten, um Wachstum von Kristallkörnern zu unterdrücken. Unter dem Gesichtspunkt der Verringerung des Vermögens zum Bilden einer amorphen Phase oder der magnetischen Sättigungsflussdichte und Verschlechterung der weichmagnetischen Eigenschaften aufgrund erhöhter Tendenz, Fe-M2-Verbindungen abzuscheiden, ist es außerdem bevorzugt, den Prozentsatz an M2 bei 10 Atom-% oder weniger beizubehalten.
  • Ferner ist Cr von M4 ein Element, um zur Verbesserung des spezifischen Widerstands der Fe-basierten Legierungszusammensetzung und zur Verbesserung von Hochfrequenz-Eigenschaften aufgrund einer Passivschicht auf einer Oberfläche der Zusammensetzung beizutragen. Es ist bevorzugt, Cr bei 0,1 Atom-% oder mehr beizubehalten. Zur Herstellung von Pulver durch Wasseratomisierung ist es auch bevorzugt, Cr bei 0,1 Atom-% oder mehr beizubehalten. Zur Verwendung in einer Korrosionsbeständigkeit erfordernden Umgebung ist es außerdem bevorzugt, Cr bei 1 Atom-% oder mehr beizubehalten. In diesem Fall kann ein Rostschutzbehandlungsschritt oder dergleichen weggelassen werden.
  • B ist ein Element, um eine amorphe Phase zu bilden, und ist wie bei der ersten Ausführungsform wesentlich für ein hohes Vermögen zum Bilden einer amorphen Phase. Allerdings kann ein ausreichendes Vermögen zum Bilden einer amorphen Phase nicht erhalten werden, wenn der Prozentsatz an B geringer als 5 Atom-% ist. Ferner ist der Fe-Gehalt relativ verringert, wenn der Prozentsatz an B höher als 25 Atom-% ist, wodurch Verringerung der magnetischen Sättigungsflussdichte verursacht wird. Ferner wird es aufgrund einer drastischen Erhöhung des Schmelzpunkts und einem herabgesetzten Vermögen zum Bilden einer amorphen Phase schwierig, ein Band oder Pulver herzustellen. Folglich ist es bevorzugt, den Prozentsatz an B in einem Bereich von 5 Atom-% bis 25 Atom-% beizubehalten. Ferner ist es bevorzugt, den Prozentsatz an B in einem Bereich von 5 Atom-% bis 20 Atom-% beizubehalten, um einen Bereich unterkühlter Flüssigkeit ΔTx aufzuweisen und ein hervorragendes Vermögen zum Bilden einer amorphen Phase zu erhalten. Darüber hinaus ist es zum Verhindern von Abscheiden von Fe-B-Verbindungen, welche eine schlechtere magnetische Eigenschaft aufweisen, bevorzugt, den Prozentsatz an B in einem Bereich von 5 Atom-% bis 18 Atom-% beizubehalten, um durch Wärmebehandlung eine nanokristalline Textur herzustellen und eine hervorragende weichmagnetische Eigenschaft zu erhalten.
  • P ist ein Element, um eine amorphe Phase wie bei B zu bilden und ist wesentlich für ein hohes Vermögen zum Bilden einer amorphen Phase. Allerdings wird der Fe-Gehalt, welcher Magnetismus bereitstellt, relativ verringert, wenn der Prozentsatz an P höher als 10 Atom-% ist, was Verringerung der magnetischen Sättigungsflussdichte verursachen kann. Folglich ist es bevorzugt, den Prozentsatz an P bei 10 Atom-% oder weniger beizubehalten. Ferner können Fe-P-Verbindungen abgeschieden werden, wenn der Prozentsatz an P höher als 8 Atom-% ist, so dass Verschlechterung der weichmagnetischen Eigenschaft verursacht wird, wenn Wärmebehandlung durchgeführt wird, um Nanokristalle zu bilden. Daher ist es in diesem Fall bevorzugt, den Prozentsatz an P bei 8 Atom-% oder weniger, weiter bevorzugt 5 Atom-% oder weniger beizubehalten. Allerdings wird das Vermögen zum Bilden einer amorphen Phase herabgesetzt, wenn der Prozentsatz an P geringer als 0,2 Atom-% ist. Folglich ist es bevorzugt, den Prozentsatz an P bei 0,2 Atom-% oder mehr beizubehalten.
  • Cu dient dazu, den Korndurchmesser von Nanokristallen zu verringern. Cu dient auch dazu, das Vermögen zum Bilden einer amorphen Phase zu verbessern, wenn es zusammen mit P zugegeben wird. Es ist notwendig, Cu zu 0,025 Atom-% oder mehr zu enthalten. Ferner wird das Vermögen zum Bilden einer amorphen Phase herabgesetzt, wenn der Prozentsatz an Cu höher als 1,5 Atom-% ist. Folglich ist es bevorzugt, den Prozentsatz an Cu bei 1,5 Atom-% oder weniger beizubehalten. Um eine nanokristalline Textur durch Wärmebehandlung zu bilden und eine hervorragende weichmagnetische Eigenschaft und Vermögen zum Bilden einer amorphen Phase aufzuweisen, ist es bevorzugt, den Prozentsatz an Cu bei 1 Atom-% oder weniger beizubehalten. Ferner ist es bevorzugt, den Prozentsatz an Cu bei 0,8 Atom-% oder weniger beizubehalten, um einen Bereich unterkühlter Flüssigkeit ΔTx in einem amorphen Zustand aufzuweisen und ein hervorragendes Vermögen zum Bilden einer amorphen Phase zu erhalten.
  • M3 dient dazu, den Kristallkorndurchmesser einer durch Wärmebehandlung abgeschiedenen Kristallphase zu verringern. Allerdings wird das Vermögen zum Bilden einer amorphen Phase herabgesetzt, wenn der Prozentsatz an M3 höher als 2 Atom-% ist, und der Fe-Gehalt ist relativ verringert, so dass die magnetische Sättigungsflussdichte herabgesetzt wird. Folglich ist es bevorzugt, den Prozentsatz an M3 bei 2 Atom-% oder weniger beizubehalten.
  • M4 dient dazu, Verbesserung des Vermögens zum Bilden einer amorphen Phase zu fördern, Magnetostriktion anzupassen und Korrosionsbeständigkeit zu verbessern, wenn es zusammen mit B und P zugegeben wird. Allerdings wird das Vermögen zum Bilden einer amorphen Phase herabgesetzt, wenn der Prozentsatz an M4 höher als 8 Atom-% ist. Ferner werden Verbindungen abgeschieden, wenn Wärmebehandlung durchgeführt wird, um Nanokristalle zu bilden, so dass Verschlechterung der weichmagnetischen Eigenschaft verursacht wird. Außerdem ist der Fe-Gehalt relativ verringert, so dass die magnetische Sättigungsflussdichte herabgesetzt wird. Folglich ist es bevorzugt, den Prozentsatz an M4 bei 8 Atom-% oder weniger beizubehalten.
  • Ein Verfahren zum Herstellen eines weichmagnetischen Pulvers, ein Verfahren zum Herstellen eines Pulverkerns und ein Verfahren zum Herstellen eines Induktors sind die gleichen wie im ersten Ausführungsbeispiel, und die Erklärung davon wird hier weggelassen.
  • Wie oben beschrieben, wird ein amorphes weichmagnetisches Band oder Pulver gemäß der zweiten Ausführungsform aus einer Fe-basierten Legierung gebildet, die P, B und Cu als wesentliche Komponenten enthält. Daher weist sie die gleichen Vorteile wie bei der ersten Ausführungsform auf. Außerdem wird die Komponente der Fe-basierten Legierung der ersten Ausführungsform gemäß der zweiten Ausführungsform verglichen mit der ersten Ausführungsform weiter begrenzt, und M1 wird zugegeben. Folglich kann Magnetostriktion im Vergleich zum ersten Ausführungsbeispiel weiter verringert werden. Ferner kann induzierte magnetische Anisotropie durch Wärmebehandlung in einem elektrischen Feld oder dergleichen beeinträchtigt werden. Außerdem wird die Komponente der Fe-basierten Legierung der ersten Ausführungsform gemäß der zweiten Ausführungsform im Vergleich zur ersten Ausführungsform weiter begrenzt, und M2 wird zugegeben. Folglich kann die magnetische Sättigungsflussdichte im Vergleich zur ersten Ausführungsform weiter erhöht werden. Außerdem wird die Komponente der Fe-basierten Legierung der ersten Ausführungsform gemäß der zweiten Ausführungsform im Vergleich zur ersten Ausführungsform weiter begrenzt, und M3 wird zugegeben. Folglich können abgeschiedene Kristallkörner im Vergleich zur ersten Ausführungsform feiner gemacht werden. Außerdem wird die Komponente der Fe-basierten Legierung der ersten Ausführungsform gemäß der dritten Ausführungsform im Vergleich zur ersten Ausführungsform weiter begrenzt, und M4 wird zugegeben. Folglich ist es möglich, im Vergleich zur ersten Ausführungsform das Vermögen zum Bilden einer amorphen Phase weiter zu verbessern, Magnetostriktion zu reduzieren und die Korrosionsbeständigkeit zu verbessern.
  • Die vorliegende Erfindung wird unten mit charakteristischen Beispielen beschrieben.
  • (Beispiele 1–24 und Vergleichsbeispiele 1–6)
  • Materialien von Fe, B, Fe75P25, Si, Fe80C20, Cu und Al wurden jeweils gewogen, um wie in Tabelle 1 unten aufgelistete Legierungszusammensetzungen der Beispiele 1–24 der vorliegenden Erfindung und der Vergleichsbeispiele 1–6 bereitzustellen, und in einen Aluminiumtiegel gefüllt. Der Tiegel wurde in einer Vakuumkammer einer Hochfrequenz-Induktionsheizungsvorrichtung platziert, welche evakuiert wurde. Dann wurden die Materialien in einer Ar-Atmosphäre mit reduziertem Druck durch Hochfrequenz-Induktionsheizen geschmolzen, um Vorlegierungen herzustellen. Die Vorlegierungen wurden durch ein Einzelwalzen-Flüssigquench verfahren verarbeitet, um kontinuierliche Bänder herzustellen, die verschiedene Dicken, eine Breite von etwa 3 mm und eine Länge von etwa 5 m aufweisen. Die maximale Dicke tmax wurde für jedes Band durch Auswertung mit einem Röntgenbeugungsverfahren an einer Oberfläche des Bands gemessen, die Kupferwalzen zu einem Quenchzeitpunkt, an welchem eine Abkühlgeschwindigkeit des Bands am geringsten wurde, nicht kontaktierte. Eine Erhöhung der maximalen Dicke tmax bedeutet, dass eine amorphe Struktur mit einer geringen Abkühlgeschwindigkeit erhalten werden kann und dass die amorphe Struktur ein hohes Vermögen zum Bilden einer amorphen Phase aufweist. 1 zeigt als ein Profilbeispiel ein Röntgenbeugungsprofil eines eine Dicke von 260 μm aufweisenden Bands, das mit der Zusammensetzung Fe75,91B11P6Si7Cu0,09 hergestellt wurde, die in die vorliegende Erfindung eingeschlossen ist. Dann wurden für jedes Band thermische Eigenschaften unter Bedingungen von 40°C/Minute (0,67°C/Sekunde) unter Verwendung von DSC ausgewertet, um Tx (Temperatur, bei welcher Kristallisation beginnt) und Tg (Glasübergangstemperatur) zu berechnen, und dann wurde ΔTx (Bereich unterkühlter Flüssigkeit) aus Tx und Tg berechnet. Außerdem wurde für Bänder mit einer vollständig amorphen Einzelphase die magnetische Sättigungsflussdichte (Bs) durch ein Magnetfeldstärkemessgerät mit vibrierender Probe (VSM) ausgewertet. Tabelle 1 zeigt die Messergebnisse der magnetischen Sättigungsflussdichte Bs, der maximalen Dicke tmax, der Röntgenbeugungsergebnisse von eine Dicke von 40 μm aufweisenden Bändern und die Band-Breite in Bezug auf die amorphen Legierungen, die Zusammensetzungen gemäß der Beispiele 1–24 der vorliegenden Erfindung und der Vergleichsbeispiele 1–6 aufweisen. Tabelle 1
    Legierungszusammensetzung (Atom-%) Bs (T) tmax (μm) Tg (°C) Röntgenbeugungsergebnisse von 40-μm Band Band-Breite (mm)
    Vergleichsbeispiel 1 Fe78B13Si9 1,54 35 < 20 Kristallphase 2,8
    Beispiel 1 Fe77,91B7P8Si7Cu0,09 1,54 110 21 amorphe Phase 2,9
    Beispiel 2 Fe77,91B9P6Si7Cu0,09 1,54 150 28 amorphe Phase 2,9
    Beispiel 3 Fe75,91B11P6Si7Cu0,09 1,54 260 51 amorphe Phase 3,1
    Beispiel 4 Fe74,91B15P4Si6Cu0,09 1,45 140 31 amorphe Phase 3,2
    Beispiel 5 Fe73,91B20P2Si4Cu0,09 1,35 50 24 amorphe Phase 3,5
    Beispiel 6 Fe70,91B25P2Si2Cu0,09 1,22 40 < 20 amorphe Phase 3,4
    Vergleichsbeispiel 2 Fe70,91B27P1Si1Cu0,09 1,24 < 20 < 20 Kristallphase 3,1
    Vergleichsbeispiel 3 Fe68,91B17P6Si8Cu0,09 1,18 < 20 < 20 Kristallphase 3,4
    Beispiel 7 Fe75,91B16P1Si7Cu0,09 1,54 80 22 amorphe Phase 2,9
    Beispiel 8 Fe75,91B14P3Si7Cu0,09 1,52 120 32 amorphe Phase 3,3
    Beispiel 9 Fe75,91B12P6Si6Cu0,09 1,51 240 48 amorphe Phase 3,6
    Beispiel 10 Fe75,91B8P10Si6Cu0,09 1,48 140 29 amorphe Phase 3,1
    Vergleichsbeispiel 4 Fe75,91B6P12Si6Cu0,09 1,44 35 < 20 Kristallphase 3,4
    Beispiel 11 Fe75,975B11P6Si7Cu0,025 1,54 240 51 amorphe Phase 3,1
    Beispiel 12 Fe75,8B11P6Si7Cu0,2 1,54 260 50 amorphe Phase 3,1
    Beispiel 13 Fe75,5B11P6Si7Cu0,5 1,54 170 38 amorphe Phase 2,8
    Beispiel 14 Fe75,2B11P6Si7Cu0,8 1,52 100 22 amorphe Phase 3,3
    Beispiel 15 Fe75B11P6Si7Cu1 1,52 55 < 20 amorphe Phase 3,1
    Beispiel 16 Fe74,5B11P6Si7Cu1,5 1,48 40 < 20 amorphe Phase 3,1
    Vergleichsbeispiel 5 Fe74B11P6Si7Cu2,0 1,42 20 < 20 Kristallphase 3,2
    Beispiel 17 Fe77,91B16P5Si1Cu0,09 1,56 45 21 amorphe Phase 3,2
    Beispiel 18 Fe77,91B15P4Si3Cu0,09 1,55 60 20 amorphe Phase 3,1
    Beispiel 19 Fe77,91B14P3Si5Cu0,09 1,53 80 26 amorphe Phase 3,1
    Beispiel 20 Fe77,91B12P2Si8Cu0,09 1,54 40 22 amorphe Phase 3,1
    Vergleichsbeispiel 6 Fe77,91B11P1Si10Cu0,09 1,52 30 < 20 Kristallphase 3,4
    Beispiel 21 Fe75,91B11P6Si6C1Cu0,09 1,52 270 51 amorphe Phase 3,3
    Beispiel 22 Fe75,91B11P6Si4C3Cu0,09 1,53 240 50 amorphe Phase 3,4
    Beispiel 23 Fe75,91B11P6Si2C5Cu0,09 1,53 220 48 amorphe Phase 2,9
    Beispiel 24 Fe75,91B11P6Si5Al2Cu0,09 1,50 190 50 amorphe Phase 3,1
  • Wie in Tabelle 1 gezeigt, wies jede der amorphen Legierungszusammensetzungen der Beispiele 1-24 eine magnetische Sättigungsflussdichte Bs von mindestens 1,20 T auf, wies verglichen mit Vergleichsbeispiel 1, welches eine herkömmliche, die Elemente Fe, Si und B einschließende amorphe Zusammensetzung ist, ein höheres Vermögen zum Bilden einer amorphen Phase auf, und wies eine maximale Dicke tmax von mindestens 40 μm auf.
  • Unter den in Tabelle 1 aufgelisteten Zusammensetzungen entsprechen die Zusammensetzungen der Beispiele 1–6 und des Vergleichsbeispiels 2 Fällen, bei denen der Wert c des B-Gehalts in (Fe1-aM1 a)100-b-c-d-e-f-gM2 bBcPdCueM3 fM4 g von 7 Atom-% bis 27 Atom-% variiert wird. Die Fälle der Beispiele 1–6 erfüllen die Bedingungen Bs ≥ 1,20 T und tmax ≥ 40 μm. In diesen Fällen definiert ein Bereich c ≤ 25 einen Bedingungsbereich für den Parameter c der vorliegenden Erfindung. Im Fall von Vergleichsbeispiel 2, bei dem c = 27, war das Vermögen zum Bilden einer amorphen Phase herabgesetzt, so dass die oben genannten Bedingungen nicht erfüllt wurden. Es ist bevorzugt, den B-Gehalt bei 20 Atom-% oder weniger beizubehalten, weil Beispiel 6 zeigte, dass die Glasübergangstemperatur geringer als 20°C war.
  • Unter den in Tabelle 1 aufgelisteten Zusammensetzungen entsprechen die Zusammensetzungen der Beispiele 1–6 und des Vergleichsbeispiels 3 Fällen, bei denen der Wert 100-b-c-d-e-f-g des Fe-Gehalts in (Fe1-aM1 a)100-b-c-d-e-f-gM2 bBcPdCueM3 fM4 g von 68,91 Atom-% bis 79,91 Atom-% variiert wird. Die Fälle der Beispiele 1–6 erfüllen die Bedingungen Bs ≥ 1,20 T und tmax ≥ 40 μm. In diesen Fällen definiert ein Bereich 70,91 ≤ 100-b-c-d-e-f-g einen Bedingungsbereich für den Parameter 100-b-c-d-e-f-g der vorliegenden Erfindung. Im Fall von Vergleichsbeispiel 3, bei dem 100-b-c-d-e-f-g = 68,91, war die magnetische Sättigungsflussdichte Bs durch die Verringerung des Fe-Gehalts herabgesetzt, so dass die oben genannten Bedingungen nicht erfüllt wurden.
  • Unter den in Tabelle 1 aufgelisteten Zusammensetzungen entsprechen die Zusammensetzungen der Beispiele 7–10 und des Vergleichsbeispiels 4 Fällen, bei denen der Wert d des P-Gehalts in (Fe1-aM1 a)100-b-c-d-e-f-gM2 bBcPdCueM3 fM4 g von 1 Atom-% bis 12 Atom-% variiert wird. Die Fälle der Beispiele 7–10 erfüllen die Bedingungen Bs ≥ 1,20 T und tmax ≥ 40 μm. In diesen Fällen definiert ein Bereich d ≤ 10 einen Bedingungsbereich für den Parameter d der vorliegenden Erfindung. Im Fall von Vergleichsbeispiel 4, bei dem d = 12, war das Vermögen zum Bilden einer amorphen Phase herabgesetzt, so dass die oben genannten Bedingungen nicht erfüllt wurden.
  • Unter den in Tabelle 1 aufgelisteten Zusammensetzungen entsprechen die Zusammensetzungen der Beispiele 11–16 und des Vergleichsbeispiels 5 Fällen, bei denen der Wert e des Cu-Gehalts in (Fe1-aM1 a)100-b-c-d-e-f-gM2 bBcPdCueM3 fM4 g von 0,025 Atom-% bis 2 Atom-% variiert wird. Die Fälle der Beispiele 11–16 erfüllen die Bedingungen Bs ≥ 1,20 T und tmax ≥ 40 μm. In diesen Fällen definiert ein Bereich e ≤ 1,5 einen Bedingungsbereich für den Parameter e der vorliegenden Erfindung. Im Fall von Vergleichsbeispiel 5, bei dem e = 2, war das Vermögen zum Bilden einer amorphen Phase herabgesetzt, so dass die oben genannten Bedingungen nicht erfüllt wurden.
  • Unter den in Tabelle 1 aufgelisteten Zusammensetzungen entsprechen die Zusammensetzungen der Beispiele 17–24 und des Vergleichspiels 6 Fällen, bei denen der Wert g des M4-Gehalts in (Fe1-aM1 a)100-b-c-d-e-f-gM2 bBcPdCueM3 fM4 g von 0 Atom-% bis 10 Atom-% variiert wird. Die Fälle der Beispiele 17–24 erfüllen die Bedingungen Bs ≥ 1,20 T und tmax ≥ 40 μm. In diesen Fällen definiert ein Bereich 0 ≤ g ≤ 8 einen Bedingungsbereich für den Parameter g der vorliegenden Erfindung. Im Fall von Vergleichsbeispiel 6, bei dem g = 10, war das Vermögen zum Bilden einer amorphen Phase herabgesetzt, so dass die oben genannten Bedingungen nicht erfüllt wurden.
  • (Beispiele 25–47 und Vergleichsbeispiele 7–16)
  • Materialien von Fe, B, Fe75P25, Si, Fe80C20, Al und Cu wurden jeweils gewogen, um wie in Tabelle 2 unten aufgelistete Legierungszusammensetzungen der Beispiele 25–47 der vorliegenden Erfindung und der Vergleichsbeispiele 7–16 bereitzustellen, und in einen Aluminiumtiegel gefüllt. Der Tiegel wurde in einer Vakuumkammer einer Hochfrequenz-Induktionsheizungsvorrichtung platziert, welche evakuiert wurde. Dann wurden die Materialien in einer Ar-Atmosphäre mit reduziertem Druck durch Hochfrequenz-Induktionsheizen geschmolzen, um Vorlegierungen herzustellen. Die Vorlegierungen wurden durch ein Einzelwalzen-Flüssigquenchverfahren verarbeitet, um kontinuierliche Bänder herzustellen, die verschiedene Dicken, eine Breite von etwa 3 mm und eine Länge von etwa 5 m aufweisen. Die maximale Dicke tmax wurde für jedes Band durch Auswertung mit einem Röntgenbeugungsverfahren an einer Oberfläche des Bands gemessen, die Kupferwalzen zu einem Quenchzeitpunkt, an welchem eine Abkühlgeschwindigkeit des Bands am geringsten wurde, nicht kontaktierte. Eine Erhöhung der maximalen Dicke tmax bedeutet, dass eine amorphe Struktur mit einer geringen Abkühlgeschwindigkeit erhalten werden kann und dass die amorphe Struktur ein hohes Vermögen zum Bilden einer amorphen Phase aufweist. Außerdem wurde die magnetische Sättigungsflussdichte Bs für Bänder mit einer vollständig amorphen Einzelphase durch VSM ausgewertet. Tabelle 2 zeigt die Messergebnisse der magnetischen Sättigungsflussdichte Bs, der maximalen Dicke tmax, die Röntgenbeugungsergebnisse von eine Dicke von 30 μm aufweisenden Bändern und die Band-Breite in Bezug auf die amorphen Legierungen, die Zusammensetzungen gemäß der Beispiele 25–47 der vorliegenden Erfindung und der Vergleichsbeispiele 7–16 aufweisen. Tabelle 2
    Legierungszusammensetzung (Atom-%) Bs (T) tmax (μm) Röntgenbeugungsergebnisse von 30-μm Band Band-Breite (mm)
    Vergleichsbeispiel 7 Fe78B13Si9 1,54 35 amorphe Phase 2,8
    Vergleichsbeispiel 8 Fe81B10Si9 1,62 25 Kristallphase 3,2
    Vergleichsbeispiel 9 Fe82B10Si8 1,62 15 Kristallphase 2,8
    Vergleichsbeispiel 10 Fe81,91B4P7Si7Cu0,09 - < 20 Kristallphase 3,1
    Beispiel 25 Fe81,91B5P5Si8Cu0,09 1,59 30 amorphe Phase 3,1
    Beispiel 26 Fe81,91B7P4Si7Cu0,09 1,60 45 amorphe Phase 3,1
    Beispiel 27 Fe81,91B9P2Si7Cu0,09 1,62 55 amorphe Phase 3,1
    Beispiel 28 Fe81,91B12P1Si5Cu0,09 1,62 40 amorphe Phase 3,1
    Vergleichsbeispiel 11 Fe81,91Si7B11Cu0,09 1,60 20 Kristallphase 3,1
    Beispiel 29 Fe81,71B11P0,2Si7Cu0,09 1,62 30 amorphe Phase 2,7
    Beispiel 30 Fe81,41B11P0,5Si7Cu0,09 1,61 45 amorphe Phase 3,2
    Beispiel 31 Fe81,91B10P1Si7Cu0,09 1,61 50 amorphe Phase 3,4
    Vergleichsbeispiel 12 Fe82B10P1Si7 1,61 25 Kristallphase 3,2
    Beispiel 32 Fe81,975B9P2Si7Cu0,025 1,63 45 amorphe Phase 2,8
    Beispiel 33 Fe81,5B9P2Si7Cu0,05 1,62 50 amorphe Phase 3,1
    Beispiel 34 Fe81,7B9P2Si7Cu0,3 1,62 55 amorphe Phase 3,0
    Beispiel 35 Fe81,2B9P2Si7Cu0,8 1,61 35 amorphe Phase 2,7
    Vergleichsbeispiel 13 Fe81B9P2Si7Cu1 - < 20 Kristallphase 2,9
    Vergleichsbeispiel 14 Fe81,91B13P5Cu0,09 1,61 20 Kristallphase 2,9
    Beispiel 36 Fe81,91B12P5Si1Cu0,09 1,63 30 amorphe Phase 3,1
    Beispiel 37 Fe81,91B13P4Si1Cu0,09 1,63 30 amorphe Phase 2,7
    Beispiel 38 Fe81,91B12P3Si3Cu0,09 1,61 50 amorphe Phase 3,0
    Beispiel 39 Fe81,91B9P2Si7Cu0,09 1,62 55 amorphe Phase 3,1
    Beispiel 40 Fe81,91B8P2Si8Cu0,09 1,59 50 amorphe Phase 2,9
    Vergleichsbeispiel 15 Fe81,91B6P2Si10Cu0,09 1,58 25 Kristallphase 2,9
    Beispiel 41 Fe81,91B9P2Si8C1Cu0,09 1,61 50 amorphe Phase 2,8
    Beispiel 42 Fe81,91B8P2Si5C3Cu0,09 1,59 55 amorphe Phase 3,4
    Beispiel 43 Fe81,91B9P2Si8Al1Cu0,09 1,59 55 amorphe Phase 2,7
    Beispiel 44 Fe78,9B8P6Si7Cu0,1 1,56 140 amorphe Phase 3,2
    Beispiel 45 Fe80,91B10P2Si7Cu0,09 1,60 85 amorphe Phase 3,3
    Beispiel 46 Fe81,91B9P2Si7Cu0,09 1,62 55 amorphe Phase 3,1
    Beispiel 47 Fe83,91B8P1Si7Cu0,09 1,64 35 amorphe Phase 2,8
    Vergleichsbeispiel 16 Fe85,91B7P1Si6Cu0,09 - < 20 Kristallphase 2,9
  • Wie in Tabelle 2 gezeigt, wies jede der amorphen Legierungszusammensetzungen der Beispiele 25–47 einen Fe-Gehalt von mindestens 78 Atom-%, eine verglichen mit Vergleichsbeispiel 7, welches eine herkömmliche, die Elemente Fe, Si und B einschließende amorphe Zusammensetzung ist, eine höhere magnetische Sättigungsflussdichte von mindestens 1,55 T, ein verglichen mit den Vergleichsbeispielen 8 und 9 höheres Vermögen zum Bilden einer amorphen Phase, und eine maximale Dicke tmax von mindestens 30 μm auf, mit welcher ein amorphes Band leicht hergestellt werden kann, auf.
  • Unter den in Tabelle 2 aufgelisteten Zusammensetzungen entsprechen die Zusammensetzungen der Beispiele 25–28 und des Vergleichbeispiels 10 Fällen bei denen der Wert c des B-Gehalts in (Fe1-aM1 a)100-b-c-d-e-fgM2 bBcPdCueM3 fM4 g von 4 Atom-% bis 12 Atom-% variiert wird. Die Fälle der Beispiele 25–28 erfüllen die Bedingungen Bs ≥ 1,55 T und tmax ≥ 30 μm. In diesen Fällen definiert ein Bereich 5 ≤ c einen Bedingungsbereich für den Parameter c der vorliegenden Erfindung. Im Fall von Vergleichsbeispiel 10, bei dem c = 4, war das Vermögen zum Bilden einer amorphen Phase herabgesetzt, und ein eine amorphe Einzelphase aufweisendes Band konnte nicht erhalten werden. Daher wurden die oben genannten Bedingungen nicht erfüllt.
  • Unter den in Tabelle 2 aufgelisteten Zusammensetzungen entsprechen die Zusammensetzungen der Beispiele 25–31 und des Vergleichsbeispiels 11 Fällen, bei denen der Wert d des P-Gehalts in (Fe1-aM1 a)100-b-c-d-e-f-gM2 bBcPdCueM3 fM4 g von 0 Atom-% bis 5 Atom-% variiert wird. Die Fälle der Beispiele 25–31 erfüllen die Bedingungen Bs ≥ 1,55 T und tmax ≥ 30 μm. In diesen Fällen definiert ein Bereich 0,2 ≤ d einen Bedingungsbereich für den Parameter d der vorliegenden Erfindung. Im Fall von Vergleichsbeispiel 11, bei dem d = 0, war das Vermögen zum Bilden einer amorphen Phase herabgesetzt, und ein eine amorphe Einzelphase aufweisendes Band konnte nicht erhalten werden. Daher wurden die oben genannten Bedingungen nicht erfüllt.
  • Unter den in Tabelle 2 aufgelisteten Zusammensetzungen entsprechen die Zusammensetzungen der Beispiele 32–35 und der Vergleichsbeispiele 12 und 13 Fällen, bei denen der Wert e des Cu-Gehalts in (Fe1-aM1 a)100-b-c-d-e-f-gM2 bBcPdCueM3 fM4 g von 0 Atom-% bis 1 Atom-% variiert wird. Die Fälle der Beispiele 32–35 erfüllen die Bedingungen Bs ≥ 1,55 T und tmax ≥ 30 μm. In diesen Fällen definiert ein Bereich 0,025 ≤ e einen Bedingungsbereich für den Parameter e der vorliegenden Erfindung. In den Fällen der Vergleichsbeispiele 12 und 13, bei denen e = 0 bzw. 1, war das Vermögen zum Bilden einer amorphen Phase herabgesetzt und ein eine amorphe Einzelphase aufweisendes Band konnte nicht erhalten werden. Daher wurden die oben genannten Bedingungen nicht erfüllt. Auf diese Weise hat sogar die Zugabe einer Spur von Cu einen großen Einfluss auf das Vermögen zum Bilden einer amorphen Phase. Insbesondere bei dem Zusammensetzungsbereich, bei dem der Fe-Gehalt mindestens 78 Atom-% beträgt, ist es bevorzugt, den Wert e des Cu-Gehalts in einem Bereich von 0,025 Atom-% bis 0,8 Atom-% einzustellen.
  • (Beispiele 48–56 und Vergleichbeispiele 17 und 18)
  • Materialien von Fe, Co, Ni, B, Fe75P25, Si, Fe80C20 und Cu wurden jeweils gewogen, um wie in Tabelle 3 unten aufgelistete Legierungszusammensetzungen der Beispiele 48–56 der vorliegenden Erfindung und der Vergleichsbeispiele 17 und 18 bereitzustellen, und in einen Aluminiumtiegel gefüllt. Der Tiegel wurde in einer Vakuumkammer einer Hochfreqquenz-Induktionsheizungsvorrichtung platziert, welche evakuiert wurde. Dann wurden die Materialien in einer Ar-Atmosphäre mit reduziertem Druck durch Hochfrequenz-Induktionsheizen geschmolzen, um Vorlegierungen herzustellen. Die Vorlegierungen wurden durch ein Einzelwalzen-Flüssigquenchverfahren verarbeitet, um kontinuierliche Bänder herzustellen, die verschiedene Dicken, eine Breite von etwa 3 mm und eine Länge von etwa 5 m aufweisen. Die maximale Dicke tmax wurde für jedes Band durch Auswertung mit einem Röntgenbeugungsverfahren an einer Oberfläche des Bands gemessen, die Kupferwalzen zu einem Quenchzeitpunkt, an welchem eine Abkühlgeschwindigkeit des Bands am geringsten wurde, nicht kontaktierte. Eine Erhöhung der maximalen Dicke tmax bedeutet, dass eine amorphe Struktur mit einer geringen Abkühlgeschwindigkeit erhalten werden kann und dass die amorphe Struktur ein hohes Vermögen zum Bilden einer amorphen Phase aufweist. Außerdem wurde die magnetische Sättigungsflussdichte Bs für Bänder mit einer vollständig amorphen Einzelphase durch VSM ausgewertet. Tabelle 3 zeigt die Messergebnisse der magnetischen Sättigungsflussdichte Bs, der maximalen Dicke tmax, die Röntgenbeutungsergebnisse von eine Dicke von 40 μm aufweisenden Bändern, und die Band-Breite im Bezug auf die amorphen Legierungen, die Zusammensetzungen gemäß der Beispiele 48–56 der vorliegenden Erfindung und der Vergleichsbeispiele 17 und 18 aufweisen. Tabelle 3
    Legierungszusammensetzung (Atom-%) Bs (T) tmax (μm) Röntgenbeugungsergebnisse von 40-μm Band Band-Breite (mm)
    Vergleichsbeispiel 17 Fe78B13Si9 1,54 35 Kristallphase 2,8
    Beispiel 48 Fe74,91B12P6Si7Cu0,09 1,50 250 amorphe Phase 2,8
    Beispiel 49 (Fe0,8Co0,2)74,91B12P6Si7Cu0,09 1,51 260 amorphe Phase 2,7
    Beispiel 50 (Fe0,7Co0,3)74,91B12P6Si7Cu0,09 1,46 250 amorphe Phase 3,1
    Beispiel 51 (Fe0,5Co0,5)74,91B12P5Si7Cu0,09 1,32 220 amorphe Phase 2,7
    Vergleichsbeispiel 18 (Fe0,3Co0,7)74,91B12P6Si7Cu0,09 1,19 180 amorphe Phase 3,4
    Beispiel 52 (Fe0,7Ni0,3)74,91B12P6Si7Cu0,09 1,30 140 amorphe Phase 3,0
    Beispiel 53 (Fe0,8Co0,1Ni0,1)74,91B12P6Si7Cu0,09 1,46 190 amorphe Phase 3,1
    Beispiel 54 (Fe0,8Co0,2)81,91B9P2Si7Cu0,09 1,63 60 amorphe Phase 2,9
    Beispiel 55 (Fe0,8Co0,2)74,91B12P6Si5C2Cu0,09 1,50 65 amorphe Phase 3,4
    Beispiel 56 (Fe0,8Co0,2)81,91B9P2Si5C2Cu0,09 1,61 70 amorphe Phase 3,2
  • Wie in Tabelle 3 gezeigt, wies jede der amorphen Legierungszusammensetzungen der Beispiele 48–56 eine magnetische Sättigungsflussdichte Bs von mindestens 1,20 T, eine verglichen mit Vergleichsbeispiel 17, welches eine die Elemente Fe, Si und B einschließende, herkömmliche amorphe Zusammensetzung ist, ein höheres Vermögen zum Bilden einer amorphen Phase, und eine maximale Dicke tmax von mindestens 40 μm auf.
  • Unter den in Tabelle 3 aufgelisteten Zusammensetzungen entsprechen die Zusammensetzungen der Beispiele 48–56 und des Vergleichsbeispiels 18 Fällen, bei denen der Wert a des M1-Gehalts in (Fe1-aM1 a)100-b-c-d-e-f-gM2 bBcPdCueM3 fM4 g von 0 bis 0,7 variiert wird. Die Fälle der Beispiele 48–56 erfüllen die Bedingungen Bs ≥ 1,20 T und tmax ≥ 40 μm. In diesen Fällen definiert ein Bereich a ≤ 0,5 einen Bedingungsbereich für den Parameter a der vorliegenden Erfindung. Im Fall von Vergleichsbeispiel 18, wo a = 0,7, war die magnetische Sättigungsflussdichte Bs herabgesetzt, so dass die oben genannten Bedingungen nicht erfüllt wurden. Außerdem macht eine übermäßige Zugabe von M1 die Verringerung von Bs signifikant, ist aufgrund hoher Kosten des Ausgangsmaterials aus industriellen Gesichtspunkten nicht bevorzugt, und setzt das Vermögen zum Bilden einer amorphen Phase herab. Folglich ist es bevorzugt, den Wert a des M1-Gehalts bei 0,3 oder weniger einzustellen.
  • (Beispiele 57–90 und Vergleichsbeispiele 19–22)
  • Materialien von Fe, Co, Ni, B, Fe75P25, Si, Fe80C20, Al, Cu, Nb, Cr, Mo, Zr, Ta, W, Hf, Ti, V, Mn, Y, La, Nd, Sm und Dy wurden jeweils gewogen, um wie in Tabelle 4 aufgelistete Legierungszusammensetzungen der Beispiele 57–90 der vorliegenden Erfindung und der Vergleichsbeispiele 19–22 bereitzustellen, und in einen Aluminiumtiegel gefüllt. Der Tiegel wurde in einer Vakuumkammer einer Hochfrequenz-Induktionsheizungsvorrichtung platziert, welche evakuiert wurde. Dann wurden die Materialien in einer Ar-Atmosphäre mit reduziertem Druck durch Hochfrequenz-Induktionsheizen geschmolzen, um Vorlegierungen herzustellen. Die Vorlegierungen wurden durch ein Einzelwalzen-Flüssigquenchverfahren verarbeitet, um kontinuierliche Bänder herzustellen, die verschiedene Dicken, eine Breite von etwa 3 mm und eine Länge von etwa 5 m aufweisen. Die maximale Dicke tmax wurde für jedes Band durch Auswertung mit einem Röntgenbeugungsverfahren an einer Oberfläche des Bands gemessen, die Kupferwalzen zu einem Quenchzeitpunkt, an welchem eine Abkühlgeschwindigkeit des Bands am geringsten wurde, nicht kontaktierte. Eine Erhöhung der maximalen Dicke tmax bedeutet, dass eine amorphe Struktur mit einer geringen Abkühlgeschwindigkeit erhalten werden kann und dass die amorphe Struktur ein hohes Vermögen zum Bilden einer amorphen Phase aufweist. Außerdem wurde die magnetische Sättigungsflussdichte Bs für Bänder mit einer vollständig die Messergebnisse der magnetischen Sättigungsflussdichte Bs, der maximalen Dicke tmax, die Röntgenbeugungsergebnisse von eine Dicke von 40 μm aufweisenden Bändern und die Band-Breite im Bezug auf amorphe Legierungen, die Zusammensetzungen gemäß der Beispiele 57–90 der vorliegenden Erfindung und der Vergleichsbeispiele 19–22 aufweisen. Tabelle 4
    Legierungszusammensetzung (Atom-%) Bs (T) tmax (μm) Röntgenbeugungs-Ergebnisse von 40-μm Band Band-Breite (mm)
    Vergleichsbeispiel 19 Fe78B13Si9 1,54 35 Kristallphase 2,8
    Beispiel 57 Fe81,81Si8B5P5Cr0,1Cu0,09 1,58 40 amorphe Phase 3,2
    Beispiel 58 Fe75,81B11P6Si7Cr0,1Cu0,09 1,54 260 amorphe Phase 3,3
    Beispiel 59 Fe74,81B15P4Si6Cr0,1Cu0,09 1,45 140 amorphe Phase 3,1
    Beispiel 60 Fe81,61B11P0,2Si7Cr0,1Cu0,09 1,60 45 amorphe Phase 2,8
    Beispiel 61 Fe81,81B9P2Si7Cr0,1Cu0,09 1,62 55 amorphe Phase 3,1
    Beispiel 62 Fe74,975B11P6Si7Cr1Cu0,025 1,53 240 amorphe Phase 2,9
    Beispiel 63 Fe74,5B11P6Si7Cr1Cu0,5 1,51 150 amorphe Phase 3,3
    Beispiel 64 Fe74,2B11P6Si7Cr1Cu0,5 1,50 110 amorphe Phase 3,2
    Beispiel 65 Fe77,91B10P5Si7Cu0,09 1,56 130 amorphe Phase 2,8
    Beispiel 66 Fe76,91B10P5Si7Nb1Cu0,09 1,47 140 amorphe Phase 3,2
    Beispiel 67 Fe74,91B12P5Si5Nb3Cu0,09 1,33 160 amorphe Phase 3,1
    Beispiel 68 Fe72,91B12P5Si5Nb5Cu0,09 1,21 150 amorphe Phase 3,1
    Vergleichsbeispiel 20 Fe70,91B14P5Si3Nb7Cu0,09 1,02 150 amorphe Phase 2,7
    Beispiel 69 Fe76,91B10P5Si7Cr1Cu0,09 1,46 140 amorphe Phase 3,4
    Beispiel 70 Fe74,91B11P5Si6Cr3Cu0,09 1,34 160 amorphe Phase 3,2
    Beispiel 71 Fe72,91B12P5Si5Cr5Cu0,09 1,23 130 amorphe Phase 3,0
    Vergleichsbeispiel 21 Fe70,91B12P5Si5Cr7Cu0,09 1,05 110 amorphe Phase 3,0
    Beispiel 72 Fe74,91B11P5Si4C2Cr3Cu0,09 1,32 150 amorphe Phase 3,4
    Beispiel 73 Fe81,91B7P2Si7Cr2Cu0,09 1,43 40 amorphe Phase 3,1
    Beispiel 74 Fe81,91B7P2Si5C2Cr2Cu0,09 1,43 45 amorphe Phase 3,1
    Beispiel 75 (Fe0,8Co0,2)75,91B11P5Si6Cr2Cu0,09 1,38 160 amorphe Phase 2,7
    Beispiel 76 Fe75,91B11P5Si6Nb1Cr1Cu0,09 1,38 170 amorphe Phase 2,9
    Beispiel 77 Fe75,91B11P5Si6Mo2Cu0,09 1,35 160 amorphe Phase 2,6
    Beispiel 78 Fe75,91B11P5Si6Zr2Cu0,09 1,39 150 amorphe Phase 2,9
    Beispiel 79 Fe75,91B11P5Si6Ta2Cu0,09 1,35 150 amorphe Phase 3,1
    Beispiel 80 Fe75,91B11P5Si6W2Cu0,09 1,32 , 130 amorphe Phase 2,7
    Beispiel 81 Fe75,91B11P5Si6Hf2Cu0,09 1,34 140 amorphe Phase 3,4
    Beispiel 82 Fe75,91B11P5Si6Ti2Cu0,09 1,37 90 amorphe Phase 3,0
    Beispiel 83 Fe75,91B11P5Si6V2Cu0,09 1,39 130 amorphe Phase 2,7
    Beispiel 84 Fe75,91B11P5Si6Mn2Cu0,09 1,38 140 amorphe Phase 2,9
    Beispiel 85 Fe77,41B11P5Si6Y0,5Cu0,09 1,48 130 amorphe Phase 2,9
    Beispiel 86 Fe75,91B11P5Si6Y2Cu0,09 1,36 65 amorphe Phase 2,7
    Vergleichsbeispiel 22 Fe74,91B11P5Si6Y3Cu0,09 1,28 35 Kristallphase 2,8
    Beispiel 87 Fe77,41B11P5Si6La0,5Cu0,09 1,50 140 amorphe Phase 2,8
    Beispiel 88 Fe77,41B11P5Si6Nd0,5Cu0,09 1,49 130 amorphe Phase 3,2
    Beispiel 89 Fe77,41B11P5Si6Sm0,5Cu0,09 1,49 150 amorphe Phase 3,3
    Beispiel 90 Fe77,41B11P5Si6Dy0,5Cu0,09 1,44 130 amorphe Phase 2,6
  • Wie in Tabelle 4 gezeigt, wies jede der amorphen Legierungszusammensetzungen der Beispiele 57–90 eine magnetische Sättigungsflussdichte Bs von mindestens 1,20 T, eine im Vergleich zu Vergleichsbeispiel 19, welches eine die Elemente Fe, Si und B einschließende, herkömmliche amorphe Zusammensetzung ist, ein höheres Vermögen zum Bilden einer amorphen Phase und eine maximale Dicke tmax von mindestens 40 μm auf.
  • Unter den in Tabelle 4 aufgelisteten Zusammensetzungen entsprechen die Zusammensetzungen der Beispiele 57–84 und der Vergleichsbeispiele 20 und 21 Fällen, bei denen der Wert b des M2-Gehalts in (Fe1-aM1 a)100-b-c-d-e-f-gM2 bBcPdCueM3 fM4 g von 0 Atom-% bis 7 Atom-% variiert wird. Die Fälle der Beispiele 55–73 erfüllen die Bedingungen Bs ≥ 1,20 T und tmax ≥ 40 μm. In diesen Fällen definiert ein Bereich b ≤ 5 einen Bedingungsbereich für den Parameter b der vorliegenden Erfindung. In den Fällen der Vergleichsbeispiele 20 und 21, bei denen b = 7, war die magnetische Sättigungsflussdichte Bs herabgesetzt, so dass die oben genannten Bedingungen nicht erfüllt wurden.
  • Unter den in Tabelle 4 aufgelisteten Zusammensetzungen entsprechen die Zusammensetzungen der Beispiele 85–90 und des Vergleichsbeispiels 22 Fällen, bei denen der Wert f des M3-Gehalts in (Fe1-aM1 a)100-b-c-d-e-f-gM2 bBcPdCueM3 fM4 g von 0 Atom-% bis 3 Atom-% variiert wird. Die Fälle der Beispiele 85–90 erfüllen die Bedingungen Bs ≥ 1,20 T und tmax ≥ 40 μm. In diesen Fällen definiert ein Bereich f ≤ 2 einen Bedingungsbereich für den Parameter f der vorliegenden Erfindung. Im Fall von Vergleichsbeispiel 22, bei dem f = 3, war die magnetische Sättigungsflussdichte Bs herabgesetzt, so dass die oben genannten Bedingungen nicht erfüllt wurden.
  • (Beispiele 91–151 und Vergleichsbeispiele 23–34)
  • Materialien von Fe, B, Fe75P25, Si, Fe80C20, Al, Cu, Nb, Mo und Cr wurden jeweils gewogen, um wie in Tabellen 5-1 und 5-2 unten (nachstehend gemeinsam als Tabelle 5 bezeichnet) aufgelistete Legierungszusammensetzungen der Beispiele 91–151 der vorliegenden Erfindung und der Vergleichsbeispiele 23–34 bereitzustellen, und in einen Aluminiumtiegel gefüllt. Der Tiegel wurde in einer Vakuumkammer einer Hochfrequenz-Induktionsheizungsvorrichtung platziert, welche evakuiert wurde. Dann wurden die Materialien in einer Ar-Atmosphäre mit reduziertem Druck durch Hochfrequenz-Induktionsheizen geschmolzen, um Vorlegierungen herzustellen. Die Vorlegierungen wurden durch ein Einzelwalzen-Flüssigquenchverfahren verarbeitet, um kontinuierliche Bänder herzustellen, die eine Dicke von etwa 30 μm, eine Breite von etwa 3 mm und eine Länge von etwa 5 m aufweisen. Eine Oberfläche jedes Bands, die Kupferwalzen zu einem Quenchzeitpunkt, an welchem eine Abkühlgeschwindigkeit des Bands am geringsten wurde, nicht kontaktierte, wurde durch ein Röntgenbeugungsverfahren ausgewertet. Außerdem wurde die magnetische Sättigungsflussdichte Bs für Bänder mit einer vollständig amorphen Einzelphase durch VSM ausgewertet, und die magnetische Koerzitivfeldstärke Hc wurde durch einen Gleichstrom BH-Tracer ausgewertet. An den Zusammensetzungen, die ein geringes Vermögen zum Bilden einer amorphen Phase aufwiesen und ein eine Dicke von 30 μm aufweisendes Band nicht herstellen konnten, wurde nach Wärmebehandlung keine Auswertung durchgeführt. Tabelle 5 zeigt die Messergebnisse der Röntgenbeugungsergebnisse nach Wärmebehandlung von eine Dicke von 30 μm aufweisenden Bändern, und die magnetische Sättigungsflussdichte Bs und die magnetische Koerzitivfeldstärke Hc in Bezug auf die amorphen Legierungen, die Zusammensetzungen gemäß der Beispiele 91–151 der vorliegenden Erfindung und der Vergleichsbeispiele 23–34 aufweisen. Wärmebehandlung wurde an jeder Probe unter Bedingungen bei einer Temperatur von 600°C, welche nicht geringer als die Kristallisationstemperatur der Probe war, innerhalb einer Ar-Atmosphäre für 5 Minuten durchgeführt, wodurch Nanokristalle abgeschieden wurden. Allerdings wurde an den den P-Gehalt von mindestens 5 Atom-% aufweisenden Beispielen Wärmebehandlung bei einer Temperatur von 550°C in einer Ar-Atmosphäre für 5 Minuten durchgeführt, wodurch Nanokristalle abgeschieden wurde. Tabelle 5-1
    Legierungszusammensetzung (Atom-%) Röntgenbeugungsergebnisse von 30-μμm Band Bs nach Wärmebehandlung (T) Hc nach Wärmebehandlung (A/m)
    Vergleichseispiel 23 Fe80,91B4P5Si5Nb5Cu0,09 Kristallphase - -
    Beispiel 91 Fe80,91B5P4Si5Nb5Cu0,09 amorphe Phase 1,62 4
    Beispiel 92 Fe81,91B8P2Si3Nb5Cu0,09 amorphe Phase 1,62 3
    Beispiel 93 Fe81,91B10P2Si1Nb5Cu0,09 amorphe Phase 1,63 3
    Beispiel 94 Fe83,91B8P2Si1Nb5Cu0,09 amorphe Phase 1,66 3
    Beispiel 95 Fe80,91B10P2Si2Nb5Cu0,09 amorphe Phase 1,59 4
    Beispiel 96 Fe81,91B11P2Nb5Cu0,09 amorphe Phase 1,62 6
    Beispiel 97 Fe79,91B12P3Nb5Cu0,09 amorphe Phase 1,58 9
    Beispiel 98 Fe77,91B14P3Nb5Cu0,09 amorphe Phase 1,54 18
    Beispiel 99 Fe75,6B16P3Nb5Cu0,4 amorphe Phase 1,42 16
    Beispiel 100 Fe74,2B18P1Si1Nb5Cu0,8 amorphe Phase 1,33 19
    Vergleichsbeispiel 24 Fe73,2B20P1Nb5Cu0,8 amorphe Phase 1,30 44
    Beispiel 101 Fe81,81B8P2Si3Nb5Cr0,1Cu0,09 amorphe Phase 1,61 4
    Beispiel 102 Fe81,81B10P2Si1Nb5Cr0,1Cu0,09 amorphe Phase 1,61 3
    Beispiel 103 Fe79,81B12P3Nb5Cr0,1Cu0,09 amorphe Phase 1,57 8
    Beispiel 104 Fe75,5B16P3Nb5Cr0,1Cu0,4 amorphe Phase 1,40 15
    Vergleichseispiel 25 Fe81,91B11Si2Nb5Cu0,09 Kristallphase - -
    Beispiel 105 Fe81,91B10,8P0,2Si2Nb5Cu0,09 amorphe Phase 1,63 4
    Beispiel 106 Fe81,91B9P2Si2Nb5Cu0,09 amorphe Phase 1,63 2
    Beispiel 107 Fe81,91B7P5Si1Nb5Cu0,09 amorphe Phase 1,57 12
    Beispiel 108 Fe78,91B6P8Si2Nb5Cu0,09 amorphe Phase 1,50 19
    Vergleichsbeispiel 26 Fe77,91B5P10Si2Nb5Cu0,09 amorphe Phase 1,43 220
    Beispiel 109 Fe81,81B10,8P0,2Si2Nb5Cr0,1Cu0,09 amorphe Phase 1,61 4
    Beispiel 110 Fe81,81B10P2Si1Nb5Cr0,1Cu0,09 amorphe Phase 1,61 3
    Beispiel 111 Fe81,81B7P5Si1Nb5Cr0,1Cu0,09 amorphe Phase 1,57 12
    Vergleichseispiel 27 Fe81B11P2Si1Nb5 Kristallphase - -
    Beispiel 112 Fe80,975B11P2Si1Nb5Cu0,025 amorphe Phase 1,60 14
    Beispiel 113 Fe80,91B11P2Si1Nb5Cu0,09 amorphe Phase 1,61 3
    Beispiel 114 Fe80,8B11P2Si1Nb5Cu0,2 amorphe Phase 1,58 3
    Beispiel 115 Fe79,5B10P2Si3Nb5Cu0,5 amorphe Phase 1,58 5
    Beispiel 116 Fe79B10P2Si3Nb5Cu1 amorphe Phase 1,56 5
    Tabelle 5-2
    Vergleichsbeispiel 28 Fe78,5B10P2Si3Nb5Cu1,5 Kristallphase - -
    Beispiel 117 Fe79,975B11P2Si1Nb5Cr1Cu0,025 amorphe Phase 1,60 14
    Beispiel 118 Fe80,91B10P2Si1Nb5Cr1Cu0,09 amorphe Phase 1,56 5
    Beispiel 119 Fe78,5B10P2Si3Nb5Cr1Cu0,5 amorphe Phase 1,58 5
    Beispiel 120 Fe81,91B11P2Nb5Cu0,09 amorphe Phase 1,62 6
    Beispiel 121 Fe81,91B10P2Si1Nb5Cu0,09 amorphe Phase 1,63 3
    Beispiel 122 Fe81,91B8P2Si3Nb5Cu0,09 amorphe Phase 1,62 6
    Beispiel 123 Fe79,91B7P2Si6Nb5Cu0,09 amorphe Phase 1,56 8
    Beispiel 124 Fe78,91B6P2Si8Nb5Cu0,09 amorphe Phase 1,46 7
    Vergleichsbeispiel e 29 Fe78,91B5P1Si10Nb5Cu0,09 Kristallphase - -
    Beispiel 125 Fe81,91B9P2Si1,5C0,5Nb5Cu0,09 amorphe Phase 1,55 4
    Beispiel 126 Fe80,91B9P2Si2C1Nb5Cu0,09 amorphe Phase 1,55 4
    Beispiel 127 Fe79,91B9P2Si2C2Nb5Cu0,09 amorphe Phase 1,55 7
    Beispiel 128 Fe80,91B9P2Si2Al1Nb5Cu0,09 amorphe Phase 1,52 13
    Vergleichsbeispiel 30 Fe80,6B10P4Si5Cu0,4 amorphe Phase 1,44 230
    Beispiel 129 Fe80,6B8P4Si6Nb1Cu0,4 amorphe Phase 1,64 15
    Beispiel 130 Fe79,6B8P4Si6Nb2Cu0,4 amorphe Phase 1,58 7
    Beispiel 131 Fe80,91B12P3Nb4Cu0,09 amorphe Phase 1,62 9
    Beispiel 132 Fe80,91B10P2Si1Nb6Cu0,09 amorphe Phase 1,56 4
    Beispiel 133 Fe79,91B8P3Si2Nb5Cr2Cu0,09 amorphe Phase 1,49 9
    Beispiel 134 Fe78,91B8P1Si2Nb7Cr3Cu0,09 amorphe Phase 1,31 19
    Vergleichsbeispiel 31 Fe76,91B8P1Si2Nb9Cr3Cu0,09 Kristallphase - -
    Beispiel 135 Fe80,91B10P2Si1Nb5Cr1Cu0,09 amorphe Phase 1,56 5
    Beispiel 136 Fe80,81B10P3Si1Nb5Cr0,1Cu0,09 amorphe Phase 1,56 4
    Beispiel 137 Fe80,91B10P2Si1Nb5Mo1Cu0,09 amorphe Phase 1,53 4
    Beispiel 138 Fe80,91B10P2Si1Nb5Zr1Cu0,09 amorphe Phase 1,55 4
    Beispiel 139 Fe80,91B10P2Si1Nb4Zr2Cu0,09 amorphe Phase 1,55 3
    Beispiel 140 Fe80,91B10P2Si1Nb5Ta1Cu0,09 amorphe Phase 1,54 7
    Beispiel 141 Fe80,91B10P2Si1Nb5W1Cu0,09 amorphe Phase 1,52 12
    Beispiel 142 Fe80,91B10P2Si1Nb5Hf1Cu0,09 amorphe Phase 1,54 9
    Beispiel 143 Fe80,71B10P3Si1Nb5Ti0,2Cu0,09 amorphe Phase 1,58 7
    Beispiel 144 Fe80,71B10P3Si1Nb5V0,2Cu0,09 amorphe Phase 1,57 8
    Beispiel 145 Fe80,71B10P3Si1Nb5Mn0,2Cu0,09 amorphe Phase 1,58 5
    Beispiel 146 Fe81,81B10P2Si1Nb5Cu0,09Pd0,1 amorphe Phase 1,61 3
    Beispiel 147 Fe80,91B10P2Si1Nb5Cu0,09Pd1 amorphe Phase 1,57 8
    Beispiel 148 Fe79,91B10P2Si1Nb5Cu0,09Pd2 amorphe Phase 1,49 18
    Vergleichsbeispiel 32 Fe78,91B10P2Si1Nb5Cu0,09Pd3 Kristallphase - -
    Beispiel 149 Fe81,61B10P2Si1Nb5Y0,3Cu0,09 amorphe Phase 1,58 7
    Beispiel 150 Fe81,61B10P2Si1Nb5Nd0,3Cu0,09 amorphe Phase 1,59 18
    Beispiel 151 Fe81,61B10P2Si1Nb5Sm0,3Cu0,09 amorphe Phase 1,54 14
    Vergleichsbeispiel 33 Fe73,5Si13,5B9Nb3Cu1 amorphe Phase 1,23 2
    Vergleichsbeispiel 34 Fe85B9Nb6 Kristallphase - -
  • Wie in Tabelle 5 gezeigt, zeigte jede der amorphen Legierungszusammensetzungen der Beispiele 91-151, dass durch Wärmebehandlung bei einer Temperatur, die nicht geringer als die Kristallisationstemperatur war, Nanokristalle abgeschieden wurden. Außerdem wies jede dieser amorphen Legierungszusammensetzungen eine magnetische Sättigungsflussdichte Bs von mindestens 1,30 T und eine maximale Dicke tmax von mindestens 30 μm auf, mit welcher Bänder kontinuierlich massenproduziert werden können. Darüber hinaus wies jede dieser amorphen Legierungszusammensetzungen nach Wärmebehandlung eine magnetische Koerzitivfeldstärke Hc von 20 A/m oder weniger auf. Hier sollten die Röntgenbeugungsergebnisse eines eine Dicke von 30 μm aufweisenden Bands eine amorphe Phase aufweisen, um die Bedingungen tmax ≥ 30 μm zu erfüllen.
  • Unter den in Tabelle 5 aufgelisteten Zusammensetzungen entsprechen die Zusammensetzungen der Beispiele 91–104 und der Vergleichsbeispiele 23 und 24 Fällen, bei denen der Wert c des B-Gehalts in (Fe1-aM1 a)100-b-c-d-e-f-gM2 bBcPdCueM3 fM4 g von 4 Atom-% bis 20 Atom-% variiert wird. Die Fälle der Beispiele 91–104 erfüllen die Bedingungen Bs ≥ 1,30 T und tmax ≥ 30 μm. In diesen Fällen definiert ein Bereich 5 ≤ c ≤ 18 einen Bedingungsbereich für den Parameter c der vorliegenden Erfindung. Im Fall des Vergleichsbeispiels 23, bei dem c = 4, war das Vermögen zum Bilden einer amorphen Phase herabgesetzt. Im Fall von Vergleichsbeispiel 24, bei dem c = 20, war die magnetische Koerzitivfeldstärke Hc herabgesetzt. Daher wurden die oben genannten Bedingungen bei diesen Vergleichsbeispielen nicht erfüllt.
  • Unter den in Tabelle 5 aufgelisteten Zusammensetzungen entsprechen die Zusammensetzungen der Beispiele 105–111 und der Vergleichsbeispiele 25 und 26 Fällen, bei denen der Wert d des P-Gehalts in (Fe1-aM1 a)100-b-c-d-e-f-gM2 bBcPdCueM3 fM4 g von 0 Atom-% bis 10 Atom-% variiert wird. Die Fälle der Beispiele 105–111 erfüllen die Bedingungen Bs ≥ 1,30 T und tmax ≥ 30 μm. In diesen Fällen definiert ein Bereich 0,2 ≤ d ≤ 8 einen Bedingungsbereich für den Parameter d der vorliegenden Erfindung. In den Fällen der Vergleichsbeispiele 25 und 26, bei denen d = 0 bzw. 10, war das Vermögen zum Bilden einer amorphen Phase herabgesetzt, so dass die oben genannten Bedingungen nicht erfüllt wurden.
  • Unter den in Tabelle 5 aufgelisteten Zusammensetzungen entsprechen die Zusammensetzungen der Beispiele 112–119 und der Vergleichsbeispiele 27 und 28 Fällen, bei denen der Wert e des Cu-Gehalts in (Fe1-aM1 a)100-b-c-d-e-f-gM2 bBcPdCueM3 fM4 g von 0 Atom-% bis 1,5 Atom-% variiert wird. Die Fälle der Beispiele 112–119 erfüllen die Bedingungen Bs ≥ 1,30 T und tmax ≥ 30 μm. In diesen Fällen definiert ein Bereich 0,025 ≤ e ≤ 1 einen Bedingungsbereich für den Parameter e der vorliegenden Erfindung. In den Fällen der Vergleichsbeispiele 27 und 28, bei denen e = 0 bzw. 1,5, war das Vermögen zum Bilden einer amorphen Phase herabgesetzt, so dass die oben genannten Bedingungen nicht erfüllt wurden.
  • Unter den in Tabelle 5 aufgelisteten Zusammensetzungen entsprechen die Zusammensetzungen der Beispiele 120–128 und des Vergleichsbeispiels 29 Fällen, bei denen der Wert g des M4-Gehalts in (Fe1-aM1 a)100-b-c-d-e-f-gM2 bBcPdCueM3 fM4 g von 0 Atom-% bis 10 Atom-% variiert wird. Die Fälle der Beispiele 120–128 erfüllen die Bedingungen Bs ≥ 1,30 T und tmax ≥ 30 μm. In diesen Fällen sollte ein Bedingungsbereich für den Parameter g bevorzugt ein Bereich von g ≤ 8 sein. In den Fällen des Vergleichsbeispiels 29, bei dem g = 1,0, war das Vermögen zum Bilden einer amorphen Phase herabgesetzt, so dass die oben genannten Bedingungen nicht erfüllt wurden.
  • Unter den in Tabelle 5 aufgelisteten Zusammensetzungen entsprechen die Zusammensetzungen der Beispiele 129–145 und der Vergleichsbeispiele 30 und 31 Fällen, bei denen der Wert b des M2-Gehalts in (Fe1-aM1 a)100-b-c-d-e-f-gM2 bBcPdCueM3 fM4 g von 0 Atom-% bis 12 Atom-% variiert wird. Die Fälle der Beispiele 129–145 erfüllen die Bedingungen Bs ≥ 1,30 T und tmax ≥ 30 μm. In diesen Fällen sollte ein Bedingungsbereich für den Parameter b bevorzugt ein Bereich von 1 ≤ b ≤ 10 sein. Im Fall des Vergleichsbeispiels 30, bei dem b = 0, war die magnetische Koerzitivfeldstärke Hc herabgesetzt. Im Fall von Vergleichsbeispiel 31, bei dem b = 12, war das Vermögen zum Bilden einer amorphen Phase herabgesetzt. Daher wurden die oben genannten Bedingungen bei diesen Vergleichsbeispielen nicht erfüllt.
  • Unter den in Tabelle 5 aufgelisteten Zusammensetzungen entsprechen die Zusammensetzungen der Beispiele 146–151 und des Vergleichsbeispiels 32 Fällen, bei denen der Wert f des M3-Gehalts in (Fe1-aM1 a)100-b-c-d-e-f-gM2 bBcPdCueM3 fM4 g von 0 Atom-% bis 3 Atom-% variiert wird. Die Fälle der Beispiele 146–151 erfüllen die Bedingungen Bs ≥ 1,30 T und tmax ≥ 30 μm. In diesen Fällen sollte ein Bedingungsbereich für den Parameter f bevorzugt ein Bereich von 0 ≤ f ≤ 2 sein. Im Fall von Vergleichsbeispiel 32, bei dem f = 3, war das Vermögen zum Bilden einer amorphen Phase herabgesetzt, so dass die oben genannten Bedingungen nicht erfüllt wurden.
  • (Beispiele 152–158 und Vergleichsbeispiele 35–37)
  • Materialien von Fe, Co, Ni, B, Fe75P25, Si, Fe80C20, Al, Cu, Nb, Mo und Cr wurden jeweils gewogen, um wie in Tabellen 6 unten aufgelistete Legierungszusammensetzungen der Beispiele 152–158 der vorliegenden Erfindung und der Vergleichsbeispiele 35–37 bereitzustellen, und in einen Aluminiumtiegel gefüllt. Der Tiegel wurde in einer Vakuumkammer einer Hochfrequenz-Induktionsheizungsvorrichtung platziert, welche evakuiert wurde. Dann wurden die Materialien in einer Ar-Atmosphäre mit reduziertem Druck durch Hochfrequenz-Induktionsheizen geschmolzen, um Vorlegierungen herzustellen. Die Vorlegierungen wurden durch ein Einzelwalzen-Flüssigquenchverfahren verarbeitet, um kontinuierliche Bänder herzustellen, die eine Dicke von etwa 30 μm, eine Breite von etwa 3 mm und eine Länge von etwa 5 m aufweisen. Eine Oberfläche jedes Bands, die zu einem Quenchzeitpunkt, an welchem eine Abkühlgeschwindigkeit des Bands am geringsten wurde, die Kupferwalzen nicht kontaktierte, wurde durch ein Röntgenbeugungsverfahren ausgewertet. Außerdem wurde für Bänder einer vollständigen amorphen Einzelphase mit einer Dicke von 30 μm die magnetische Sättigungsflussdichte Bs durch VSM ausgewertet, und die magnetische Koerzitivfeldstärke Hc wurde durch einen Gleichstrom BH-Tracer ausgewertet. An den Zusammensetzungen, die ein geringes Vermögen zum Bilden einer amorphen Phase aufwiesen und eine Dicke von 30 μm aufweisendes Band nicht herstellen konnten, wurde nach Wärmebehandlung keine Auswertung durchgeführt. Tabelle 6 zeigt die Messergebnisse der Röntgenbeugungsergebnisse nach Wärmebehandlung von eine Dicke von 30 μm aufweisenden Bändern, und die magnetische Sättigungsflussdichte Bs und die magnetische Koerzitivfeldstärke Hc in Bezug auf die amorphen Legierungen, die Zusammensetzungen gemäß der Beispiele 152–158 der vorliegenden Erfindung und der Vergleichsbeispiele 35–37 aufweisen. An jeder Probe wurde unter Bedingungen bei einer Temperatur von 600°C, welche nicht geringer als die Kristallisationstemperatur der Probe war, in einer Ar-Atmosphäre für 5 Minuten Wärmebehandlung durchgeführt, wodurch Nanokristalle abgeschieden wurden. Tabelle 6
    Legierungszusammensetzung (Atom-%) Röntgenbeugungsergebnisse von 30-μm Band Bs nach Wärmebehandlung (T) Hc nach Wärmebehandlung (A/m)
    Beispiel 152 Fe80,91B10P2Si2Nb5Cu0,09 amorphe Phase 1,59 4
    Beispiel 153 (Fe0,95Co0,05)80,91B10P2Si2Nb5Cu0,09 amorphe Phase 1,60 6
    Beispiel 154 (Fe0,9Co0,1)80,91B10P2Si2Nb5Cu0,09 amorphe Phase 1,58 5
    Beispiel 155 (Fe0,7Co0,3)80,91B10P2Si2Nb5Cu0,09 amorphe Phase 1,46 5
    Beispiel 156 (Fe0,5Co0,5)80,91B10P2Si2Nb5Cu0,09 amorphe Phase 1,37 12
    Vergleichsbeispiel 35 (Fe0,3Co0,7)80,91B10P2Si2Nb5Cu0,09 amorphe Phase 1,21 18
    Beispiel 157 (Fe0,9Ni0,1)80,91B10P2Si2Nb5Cu0,09 amorphe Phase 1,47 8
    Beispiel 158 (Fe0,8Co0,1No0,1)80,91B10P2Si2Nb5Cu0,09 amorphe Phase 1,49 8
    Vergleichsbeispiel 36 Fe73,5Si13,5B9Nb3Cu1 amorphe Phase 1,23 2
    Vergleichseispiel 37 Fe85B9Nb5 Kristallphase - -
  • Wie in Tabelle 6 gezeigt, zeigte jede der amorphen Legierungszusammensetzungen der Beispiele 152–158, dass durch Wärmebehandlung bei einer Temperatur, die nicht geringer als die Kristallisationstemperatur war, Nanokristalle abgeschieden wurden. Außerdem wies jede dieser amorphen Legierungszusammensetzungen eine magnetische Sättigungsflussdichte Bs von mindestens 1,30 T und eine maximale Dicke tmax von mindestens 30 μm auf, mit der Bänder kontinuierlich massenproduziert werden können. Darüber hinaus wies jede dieser amorphen Legierungszusammensetzungen nach Wärmebehandlung eine magnetische Koerzitivfeldstärke Hc von 20 A/m oder weniger auf. Hier sollten die Röntgenbeugungsergebnisse eines eine Dicke von 30 μm aufweisenden Bands eine amorphe Phase zeigen, um die Bedingungen tmax ≥ 30 μm zu erfüllen.
  • Unter den in Tabelle 6 aufgelisteten Zusammensetzungen entsprechen die Zusammensetzungen der Beispiele 152–158 und der Vergleichsbeispiele 35 Fällen, bei denen der Wert a des M1-Gehalts in (Fe1-aM1 a)100-b-c-d-e-f-gM2 bBcPdCueM3 fM4 g von 0 bis 0,7 variiert wird. Die Fälle der Beispiele 152–158 erfüllen die Bedingungen Bs ≥ 1,30 T und tmax ≥ 30 μm. In diesen Fällen definiert ein Bereich 0 ≤ a ≤ 0,5 einen Bedingungsbereich für den Parameter a der vorliegenden Erfindung. Im Fall des Vergleichsbeispiels 35, bei dem a = 0,7, war die magnetische Sättigungsflussdichte Bs herabgesetzt, so dass die oben genannten Bedingungen nicht erfüllt wurden. Außerdem ist eine übermäßige Zugabe von M1, welche die Verringerung von Bs signifikant macht, aufgrund der hohen Kosten des Ausgangsmaterials vom industriellen Gesichtspunkt her nicht bevorzugt, und verringert die Fähigkeit zum Bilden einer amorphen Phase. Folglich ist es bevorzugt, den Wert a des M1-Gehalts bei 0,3 oder weniger einzustellen.
  • (Beispiele 159–193 und Vergleichsbeispiele 38–48)
  • Materialien von Fe, B, Fe75P25, Si, Fe80C20, Al, Cu, Nb, Cr, Mo, Ta, W und Al wurden jeweils gewogen, um wie in Tabelle 7 unten aufgelistete Legierungszusammensetzungen der Beispiele 159–193 der vorliegenden Erfindung und der Vergleichsbeispiele 38–48 bereitzustellen, und in einen Aluminiumtiegel gefüllt. Der Tiegel wurde in einer Vakuumkammer einer Hochfrequenz-Induktionsheizungsvorrichtung platziert, welche evakuiert wurde. Dann wurden die Materialien in einer Ar-Atmosphäre mit reduziertem Druck durch Hochfrequenz-Induktionsheizen geschmolzen, um Vorlegierungen herzustellen. Die Vorlegierungen wurden durch ein Wasseratomisierungs-Verfahren verarbeitet, um weichmagnetische Pulver herzustellen, die einen durchschnittlichen Korndurchmesser von 10 μm aufweisen. An den Pulvern wurde Messung unter Verwendung eines Röntgenbeugungsverfahrens durchgeführt, um eine Phase zu ermitteln. Außerdem wurde für Pulver einer vollständig amorphen Einzelphase die magnetische Sättigungsflussdichte Bs durch VSM ausgewertet. An dem weichmagnetischen Pulver, das ein geringes Vermögen zum Bilden einer amorphen Phase aufwies und darauf Kristalle abschied, wurde keine Auswertung durchgeführt. Dann wurde jedes der Pulver vor Wärmebehandlung mit einer Lösung aus Silikonharz gemischt und granuliert, so dass das Gewichtsverhältnis des weichmagnetischen Pulvers zum Feststoffgehalt des Silikonharzes 100/5 betrug. An den granulierten Pulvern wurde Pressformen bei einem Formungsdruck von 1000 MPa durchgeführt, um Formkörper (Pulverkerne) herzustellen, die eine Ringform mit einem Außendurchmesser von 18 mm, einem Innendurchmesser von 12 mm und eine Dicke von 3 mm aufweisen. Dann wurde an jedem Formkörper Wärmebehandlung durchgeführt, um das Silikonharz als Bindemittel zu härten, wodurch Pulverkerne zur Auswertung hergestellt wurden. Außerdem wurden an dem die Fe-Zusammensetzung aufweisenden Pulver und dem die Fe88Si3Cr9-Zusammensetzung aufweisendem Pulver, die durch Wasseratomisierung hergestellt wurden, als herkömmliche Materialien Formen und Wärmebehandlung unter den gleichen Bedingungen durchgeführt, wodurch Pulverkerne zur Auswertung hergestellt wurden. Der Eisenverlust dieser Pulverkerne wurde unter Erregungsbedingungen von 100 kHz und 100 mT unter Verwendung eines Wechselstrom BH-Analyzers gemessen. Zu diesem Zeitpunkt wurde an jeder Probe eine Wärmebehandlung bei einer Temperatur von 400°C für 60 Minuten durchgeführt. Außerdem wurde an dem Fe-Pulver Wärmebehandlung bei einer Temperatur von 500°C für 60 Minuten durchgeführt, und an dem Fe88Si3Cr9-Pulver bei einer Temperatur von 700°C für 60 Minuten. Tabelle 7 zeigt die Messergebnisse der Röntgenbeugungsergebnisse, die magnetische Sättigungsflussdichte Bs, den Eisenverlust Pcv nach Wärmebehandlung in Bezug auf die Pulver, die die amorphe Legierungszusammensetzung gemäß der Beispiele 159–193 der vorliegenden Erfindung und der Vergleichsbeispiele 38–48 aufweisen. Tabelle 7
    Legierungszusammensetzung (Atom-%) Röntgenbeugungsergebnisse Bs (T) Pcv (mW/cc)
    Vergleichsbeispiel 38 Fe78B13Si9 Kristallphase - -
    Beispiel 159 Fe75,91B11P6Si7Cu0,09 amorphe Phase 1,52 1000
    Beispiel 160 Fe80,91B9P3Si7Cu0,09 amorphe Phase 1,59 1480
    Vergleichsbeispiel 39 Fe78,91B4P8Si8Cr1Cu0,09 Kristallphase - -
    Beispiel 161 Fe78,91B5P7Si8Cr1Cu0,09 amorphe Phase 1,46 1450
    Beispiel 162 Fe77,91B8P5Si8Cr1Cu0,09 amorphe Phase 1,45 1020
    Beispiel 163 Fe77,91B12P3Si6Cr1Cu0,09 amorphe Phase 1,46 1060
    Beispiel 164 Fe77,91B15P2Si4Cr1Cu0,09 amorphe Phase 1,46 1320
    Beispiel 165 Fe73,91B18P3Si4Cr1Cu0,09 amorphe Phase 1,41 1550
    Beispiel 166 Fe72,91B20P3Si3Cr1Cu0,09 amorphe Phase 1,39 1880
    Vergleichsbeispiel 40 Fe71,91B22P2Si3Cr1Cu0,09 Kristallphase - -
    Vergleichsbeispiel 41 Fe75,91B16Si7Cr1Cu0,09 Kristallphase - -
    Beispiel 167 Fe75,71B16P0,2Si7Cr1Cu0,09 amorphe Phase 1,41 1520
    Beispiel 168 Fe75,91B15P1Si7Cr1Cu0,09 amorphe Phase 1,43 1480
    Beispiel 169 Fe75,91B13P3Si7Cr1Cu0,09 amorphe Phase 1,41 1440
    Beispiel 170 Fe75,91B11P6Si6Cr1Cu0,09 amorphe Phase 1,40 1120
    Beispiel 171 Fe75,91B7P10Si6Cr1Cu0,09 amorphe Phase 1,38 1920
    Vergleichsbeispiel 42 Fe74,91B6P12Si6Cr1Cu0,09 Kristallphase - -
    Vergleichsbeispiel 43 Fe81Si7B10P1Cr1 Kristallphase - -
    Beispiel 172 Fe79,975B9P3Si7Cr1Cu0,025 amorphe Phase 1,46 1200
    Beispiel 173 Fe79,91B9P3Si7Cr1Cu0,09 amorphe Phase 1,46 1000
    Beispiel 174 Fe79,7B9P3Si7Cr1Cu0,3 amorphe Phase 1,46 1020
    Beispiel 175 Fe79,4B9P3Si7Cr1Cu0,6 amorphe Phase 1,44 1300
    Beispiel 176 Fe76,2B10P5Si7Cr1Cu0,8 amorphe Phase 1,38 1280
    Beispiel 177 Fe75B10P5Si8Cr1Cu1 amorphe Phase 1,34 1650
    Vergleichsbeispiel 44 Fe75,5B10P5Si7Cr1Cu1,5 Kristallphase - -
    Beispiel 178 Fe77,91B16P5Si1Cu0,09 amorphe Phase 1,45 1490
    Beispiel 179 Fe77,91B15P4Si3Cu0,09 amorphe Phase 1,45 1280
    Beispiel 180 Fe77,91B14P3Si5Cu0,09 amorphe Phase 1,44 1290
    Beispiel 181 Fe77,91B12P2Si8Cu0,09 amorphe Phase 1,42 1080
    Vergleichsbeispiel 45 Fe77,91B11P1Si10Cu0,09 Kristallphase - -
    Beispiel 182 Fe75,91B11P6Si6C1Cu0,09 amorphe Phase 1,41 1080
    Beispiel 183 Fe75,91B11P6Si4C3Cu0,09 amorphe Phase 1,41 1060
    Beispiel 184 Fe75,91B11P6Si2C5Cu0,09 amorphe Phase 1,41 1210
    Beispiel 185 Fe75,91B11P6Si5Al2Cu0,09 amorphe Phase 1,38 1420
    Beispiel 186 Fe78,81B8P5Si8Cr0,1Cu0,09 amorphe Phase 1,45 990
    Beispiel 187 Fe78,91B9P4Si6Nb1Cr1Cu0,09 amorphe Phase 1,41 1000
    Beispiel 188 Fe77,91B9P4Si6Nb2Cr1Cu0,09 amorphe Phase 1,33 950
    Beispiel 189 Fe75,91B9P4Si6Nb4Cr1Cu0,09 amorphe Phase 1,21 1040
    Vergleichsbeispiel 46 Fe74,91B9P4Si6Nb4Cr2Cu0,09 amorphe Phase 1,14 1280
    Beispiel 190 Fe73,91B11P6Si7Nb1Cr1Cu0,09 amorphe Phase 1,37 940
    Beispiel 191 Fe78,91B9P4Si6Mo1Cr1Cu0,09 amorphe Phase 1,38 1020
    Beispiel 192 Fe78,91B9P4Si6Ta1Cr1Cu0,09 amorphe Phase 1,37 1220
    Beispiel 193 Fe78,91B9P4Si6W1Cr1Cu0,09 amorphe Phase 1,35 1450
    Vergleichsbeispiel 47 Fe - 2,1 6320
    Vergleichsbeispiel 48 Fe88Si3Cr9 - 1,68 4900
  • Wie in Tabelle 7 gezeigt, könnte jede der amorphen Legierungszusammensetzungen der Beispiele 159–193 durch ein Wasseratsomisierungs-Verfahren ein einen durchschnittlichen Korndurchmesser von 10 μm aufweisendes Pulver mit einer amorphen Einzelphase herstellen. Jede der amorphen Legierungszusammensetzungen wies nach Wärmebehandlung eine magnetische Sättigungsflussdichte Bs von mindestens 1,20 T auf, und wies einen Eisenverlust Pcv von weniger als 4900 mW/cc auf.
  • Unter den in Tabelle 7 aufgelisteten Zusammensetzungen entsprechen die Zusammensetzungen der Beispiele 159–166 und der Vergleichsbeispiele 39 und 40 Fällen, bei denen der Wert c des B-Gehalts in (Fe1-aM1 a)100-b-c-d-e-f-gM2 bBcPdCueM3 fM4 g von 3 Atom-% bis 22 Atom-% variiert wird. In den Fällen der Beispiele 159–166 konnte eine amorphe Einzelphase aufweisendes Pulver erhalten werden. Diese Fälle erfüllen die Bedingungen Bs ≥ 1,20 T und Pcv < 4900 mW/cc. In diesen Fällen definiert ein Bereich 5 ≤ c ≤ 20 einen Bedingungsbereich für den Parameter c der vorliegenden Erfindung. In den Fällen der Vergleichsbeispiele 39 und 40, bei denen c = 3 bzw. 22, war das Vermögen zum Bilden einer amorphen Phase herabgesetzt, und ein eine amorphe Einzelphase aufweisendes magnetisches Pulver konnte nicht erhalten werden. Daher wurden die oben genannten Bedingungen nicht erfüllt.
  • Unter den in Tabelle 7 aufgelisteten Zusammensetzungen entsprechen die Zusammensetzungen der Beispiele 167–171 und der Vergleichsbeispiele 41 und 42 Fällen, bei denen der Wert d des P-Gehalts in (Fe1-aM1 a)100-b-c-d-e-f-gM2 bBcPdCueM3 fM4 g von 0 Atom-% bis 12 Atom-% variiert wird. In den Fällen der Beispiele 167–171 konnte ein eine amorphe Einzelphase aufweisendes Pulver erhalten werden. Diese Fälle erfüllten die Bedingungen Bs ≥ 1,20 T und Pcv < 4900 mW/cc. In diesen Fällen definiert ein Bereich 0,2 ≤ d ≤ 10 einen Bedingungsbereich für den Parameter d der vorliegenden Erfindung. In den Fällen der Vergleichsbeispiele 41 und 42, bei denen d = 0 bzw. 12, war das Vermögen zum Bilden einer amorphen Phase herabgesetzt, und ein eine amorphe Einzelphase aufweisendes magnetisches Pulver konnte nicht erhalten werden. Daher wurden die oben genannten Bedingungen nicht erfüllt.
  • Unter den in Tabelle 7 aufgelisteten Zusammensetzungen entsprechen die Zusammensetzungen der Beispiele 172–177 und der Vergleichsbeispiele 43 und 44 Fällen, bei denen der Wert e des Cu-Gehalts in (Fe1-aM1 a)100-b-c-d-e-f-gM2 bBcPdCueM3 fM4 g von 0 Atom-% bis 1,5 Atom-% variiert wird. In den Fällen von Beispielen 172–177 konnte ein eine amorphe Einzelphase aufweisendes Pulver erhalten werden. Diese Fälle erfüllen die Bedingungen Bs ≥ 1,20 T und Pcv < 4900 mW/cc. In diesen Fällen definiert ein Bereich e ≤ 1 einen Bedingungsbereich für den Parameter e der vorliegenden Erfindung. In den Fällen der Vergleichsbeispiele 43 und 44, bei denen e = 0 bzw. 1,5, war das Vermögen zum Bilden einer amorphen Phase herabgesetzt, und ein eine amorphe Einzelphase aufweisendes weichmagnetisches Pulver konnte nicht erhalten werden. Daher wurden die oben genannten Bedingungen nicht erfüllt.
  • Unter den in Tabelle 7 aufgelisteten Zusammensetzungen entsprechen die Zusammensetzungen der Beispiele 178–185 und der Vergleichsbeispiele 45 Fällen, bei denen der Wert g des M4-Gehalts in (Fe1-aM1 a)100-b-c-d-e-f-gM2 bBcPdCueM3 fM4 g von 0 Atom-% bis 10 Atom-% variiert wird. In den Fällen der Beispielen 178–185 konnte ein eine amorphe Einzelphase aufweisendes Pulver erhalten werden. Diese Fälle erfüllten die Bedingungen Bs ≥ 1,20 T und Pcv < 4900 mW/cc. In diesen Fällen definiert ein Bereich g ≤ 8 einen Bedingungsbereich für den Parameter g der vorliegenden Erfindung. Im Fall von Vergleichsbeispiel 45, bei dem g = 10, war das Vermögen zum Bilden einer amorphen Phase herabgesetzt, und ein eine amorphe Einzelphase aufweisendes weichmagnetisches Pulver konnte nicht erhalten werden. Daher wurden die oben genannten Bedingungen nicht erfüllt.
  • Unter den in Tabelle 7 aufgelisteten Zusammensetzungen entsprechen die Zusammensetzungen der Beispiele 159 und 186–193 und des Vergleichsbeispiels 46 Fällen, bei denen der Wert b des M2-Gehalts in (Fe1-aM1 a)100-b-c-d-e-f-gM2 bBcPdCueM3 fM4 g von 0 Atom-% bis 6 Atom-% variiert wird. In den Fällen der Beispiele 159 und 186–193 konnte ein eine amorphe Einzelphase aufweisendes Pulver erhalten werden. Diese Fälle erfüllten die Bedingungen Bs ≥ 1,20 T und Pcv < 4900 mW/cc. In diesen Fällen definiert ein Bereich 0 ≤ b ≤ 5 einen Bedingungsbereich für den Parameter b der vorliegenden Erfindung. Im Fall des Vergleichsbeispiels 46, bei dem b = 6, war die magnetische Sättigungsflussdichte herabgesetzt, so dass die oben genannten Bedingungen nicht erfüllt wurden.
  • (Beispiele 194–242 und Vergleichsbeispiele 49–62)
  • Materialien von Fe, B, Fe75P25, Si, C, Al, Cu, Nb, Mo, Cr, Ta, Zr, Hf, Y und Pd wurden jeweils gewogen, um wie in den Tabellen 8-1 und 8-2 unten aufgelistete (nachstehend gemeinsam als Tabelle 8 bezeichnet) Legierungszusammensetzungen der Beispiele 194–242 der vorliegenden Erfindung und der Vergleichsbeispiele 49–62 bereitzustellen, und in einen Aluminiumtiegel gefüllt. Der Tiegel wurde in einer Vakuumkammer einer Hochfrequenz-Induktionsheizungsvorrichtung platziert, welche evakuiert wurde. Dann wurden die Materialien in einer Ar-Atmosphäre mit reduziertem Druck durch Hochfrequenz-Induktionsheizen geschmolzen, um Vorlegierungen herzustellen. Die Vorlegierungen wurden durch ein Wasseratomisierungs-Verfahren verarbeitet, um einen durchschnittlichen Korndurchmesser von 10 μm aufweisenden weichmagnetische Pulver herzustellen. Um eine Phase zu bestimmen, wurde Messung an den Pulvern durch ein Röntgenbeugungsverfahren durchgeführt. 1 zeigt als ein Profilbeispiel ein Röntgenbeugungsprofil eines weichmagnetischen Pulvers vor Wärmebehandlung, das mit der Zusammensetzung Fe79,91B10P2Si2Nb5Cr1Cu0,09 hergestellt wurde, welche in der vorliegenden Erfindung eingeschlossen ist. Das wie in 1 gezeigte Beispiel wies lediglich einen breiten Peak auf und wurde bestimmt, in einer ”amorphen Phase” vorzuliegen. Für Pulver einer vollständig amorphen Einzelphase wurde die magnetische Sättigungsflussdichte Bs durch VSM ausgewertet. An den weichmagnetischen Pulvern, die ein geringes Vermögen zum Bilden einer amorphen Phase aufwiesen und darauf Kristalle abschieden, wurde keine Auswertung vorgenommen. Dann wurde das Pulver vor Wärmebehandlung mit einer Lösung aus Silikonharz vermischt und granuliert, so dass das Gewichtsverhältnis des weichmagnetischen Pulvers zum Feststoffgehalt des Silikonharzes 100/5 betrug. An den granulierten Pulvern wurde unter einem Formungsdruck von 1000 MPa Pressformen durchgeführt, um Formkörper (Pulverkerne) herzustellen, die eine Ringform mit einem Außendurchmesser von 18 mm, einem Innendurchmesser von 12 mm und eine Dicke von 3 mm aufweisen. Dann wurde an jedem Formkörper Wärmebehandlung durchgeführt, um das Silikonharz als Bindemittel zu härten, wodurch Pulverkerne zur Auswertung hergestellt wurden. Außerdem wurde an dem die Fe-Zusammensetzung aufweisenden Pulver und dem die Fe88Si3Cr9-Zusammensetzung aufweisendem Pulver, die durch Wasseratomisierung hergestellt wurden, als herkömmliche Materialien Formen und Wärmebehandlung unter den gleichen Bedingungen durchgeführt, wodurch Pulverkerne zur Auswertung hergestellt wurden. Der Eisenverlust dieser Pulverkerne wurde unter Erregungsbedingungen von 100 kHZ und 100 mT unter Verwendung eines Wechselstrom BH-Analyzers gemessen. Zu diesem Zeitpunkt wurde an jeder Probe Wärmebehandlung bei einer Temperatur von 600°C für 10 Minuten durchgeführt, um Nanokristalle abzuscheiden. Außerdem wurde Wärmebehandlung an dem Fe-Pulver bei einer Temperatur von 500°C für 60 Minuten und an dem Fe88Si3Cr9-Pulver bei 700°C für 60 Minuten durchgeführt, um Nanokristalle abzuscheiden. Tabelle 8 zeigt die Messergebnisse der Röntgenbeugungsergebnisse, die magnetische Sättigungsflussdichte Bs, den Eisenverlust Pcv nach Wärmebehandlung in Bezug auf die Pulver, die amorphe Legierungszusammensetzungen gemäß der Beispiele 194–242 der vorliegenden Erfindung und der Vergleichsbeispiele 49–62 aufweisen. Tabelle 8-1
    Legierungszusammensetzung (Atom-%) Röntgenbeugungsergebnisse Bs (T) Pcv (mW/cc)
    Vergleichsbeispiel 49 Fe80,91B4P3Si6Nb5Cr1Cu0,09 Kristallphase - -
    Beispiel 194 Fe79,91B5P3Si6Nb5Cr1Cu0,09 amorphe Phase 1,47 2410
    Beispiel 195 Fe79,91B8P3Si3Nb5Cr1Cu0,09 amorphe Phase 1,46 1120
    Beispiel 196 Fe79,91B10P2Si2Nb5Cr1Cu0,09 amorphe Phase 1,51 820
    Beispiel 197 Fe80,91B10P2Si2Nb5Cu0,09 amorphe Phase 1,56 930
    Beispiel 198 Fe79,91B12P3Nb5Cu0,09 amorphe Phase 1,48 1210
    Beispiel 199 Fe75,6B15P2Si2Nb5Cu0,4 amorphe Phase 1,42 2200
    Beispiel 200 Fe74,6B18P1Si1Nb5Cu0,4 amorphe Phase 1,38 3210
    Vergleichsbeispiel 50 Fe73,2B20P1Nb5Cu0,8 Kristallphase - -
    Vergleichsbeispiel 51 Fe80,91B14Nb5Cu0,09 Kristallphase - -
    Beispiel 201 Fe79,71B13P0,2Si1Nb5Cr1Cu0,09 amorphe Phase 1,49 1440
    Beispiel 202 Fe79,91B12P1Si1Nb5Cr1Cu0,09 amorphe Phase 1,51 1090
    Beispiel 203 Fe81,91B12P1Nb5Cu0,09 amorphe Phase 1,55 1410
    Beispiel 204 Fe79,91B11P1Si2Nb5Cr1Cu0,09 amorphe Phase 1,48 1000
    Beispiel 205 Fe79,91B8P4Si2Nb5Cr1Cu0,09 amorphe Phase 1,48 1420
    Beispiel 206 Fe78,91B8P5Si2Nb5Cr1Cu0,09 amorphe Phase 1,45 1670
    Beispiel 207 Fe76,91B7P8Si2Nb5Cr1Cu0,09 amorphe Phase 1,41 4300
    Vergleichsbeispiel 52 Fe75,91B6P10Si2Nb5Cr1Cu0,09 amorphe Phase 1,41 5250
    Vergleichsbeispiel 53 Fe80B10P2Si2Nb5Cr1 Kristallphase - -
    Beispiel 208 Fe79,975B10P2Si2Nb5Cr1Cu0,09 amorphe Phase 1,49 2650
    Beispiel 209 Fe79,95B10P2Si2Nb5Cr1Cu0,09 amorphe Phase 1,50 1490
    Beispiel 210 Fe80,91B10P2Si2Nb5Cu0,09 amorphe Phase 1,56 930
    Beispiel 211 Fe79,7B10P2Si2Nb5Cr1Cu0,3 amorphe Phase 1,48 1230
    Beispiel 212 Fe79,5B12P3Nb5Cu0,5 amorphe Phase 1,56 1270
    Beispiel 213 Fe79,4B10P2Si2Nb5Cr1Cu0,6 amorphe Phase 1,47 1330
    Beispiel 214 Fe76B8P2Si7Nb5Cr1Cu1 amorphe Phase 1,44 1430
    Vergleichsbeispiel 54 Fe75,5B12P2Nb5Cr1Cu1,5 Kristallphase - -
    Beispiel 215 Fe79,91B12P2Nb5Cr1Cu0,09 amorphe Phase 1,50 1320
    Beispiel 216 Fe79,91B10P4Nb5Cr1Cu0,09 amorphe Phase 1,51 1100
    Beispiel 217 Fe79,91B8P6Nb5Cr1Cu0,09 amorphe Phase 1,53 1810
    Beispiel 218 Fe79,91B10P2Si2Nb5Cr1Cu0,09 amorphe Phase 1,51 820
    Beispiel 219 Fe79,91B11P2Si1Nb5Cr1Cu0,09 amorphe Phase 1,52 910
    Tabelle 8-2
    Beispiel 220 Fe79,91B8P4Si2Nb5Cr1Cu0,09 amorphe Phase 1,51 980
    Beispiel 221 Fe79,91B9P1Si4Nb5Cr1Cu0,09 amorphe Phase 1,46 1020
    Beispiel 222 Fe79,91B11P0,5Si2,5Nb5Cr1Cu0,09 amorphe Phase 1,47 1090
    Beispiel 223 Fe79,91B9P2Si2C1Nb5Cr1Cu0,09 amorphe Phase 1,49 1320
    Beispiel 224 Fe78,91B7P2Si4C2Nb5Cr1Cu0,09 amorphe Phase 1,49 1290
    Beispiel 225 Fe78,91B7P2Si6Nb5Cr1Cu0,09 amorphe Phase 1,44 1720
    Beispiel 226 Fe77,91B6P2S18Nb5Cr1Cu0,09 amorphe Phase 1,44 1560
    Beispiel 227 Fe74,4B9P2Si8Nb5Cr1Cu0,6 amorphe Phase 1,36 1210
    Vergleichsbeispiel 55 Fe77,91B5P1Si10Nb5Cr1Cu0,09 Kristallphase - -
    Beispiel 228 Fe79,91B10P2Si3Al1Nb5Cr1Cu0,09 amorphe Phase 1,47 1440
    Vergleichsbeispiel 56 Fe79,91B11P4Si5Cu0,09 amorphe Phase 1,67 7700
    Beispiel 229 Fe79,6B10P4Si5Nb1Cu0,4 amorphe Phase 1,63 2470
    Beispiel 230 Fe79,6B10P3Si4Nb2Cr1Cu0,4 amorphe Phase 1,60 1820
    Beispiel 231 Fe79,91B10P2Si3Nb4Cr1Cu0,09 amorphe Phase 1,57 1420
    Beispiel 232 Fe80,91B10P2Si2Nb5Cu0,09 amorphe Phase 1,56 930
    Beispiel 233 Fe78,91B10P2Si2Nb5Cr2Cu0,09 amorphe Phase 1,47 1270
    Beispiel 234 Fe75,91B10P2Si2Nb6Cr4Cu0,09 amorphe Phase 1,31 2380
    Vergleichsbeispiel 57 Fe73,91B10P2Si2Nb6Cr6Cu0,09 amorphe Phase 1,17 4250
    Beispiel 235 Fe79,91B12P3Nb4Mo1Cu0,09 amorphe Phase 1,55 1050
    Beispiel 236 Fe79,91B12P3Nb4Zr1Cu0,09 amorphe Phase 1,57 1810
    Beispiel 237 Fe79,91B12P3Nb4Ta1Cu0,09 amorphe Phase 1,53 1770
    Beispiel 238 Fe79,91B12P3Nb4Hf1Cu0,09 amorphe Phase 1,56 1180
    Beispiel 239 Fe79,91B12P3Nb4Cr1Cu0,09 amorphe Phase 1,55 1530
    Beispiel 240 Fe78,91B12P3Nb5Cu0,09Pd1 amorphe Phase 1,54 1240
    Beispiel 241 Fe77,91B12P3Nb5Cu0,09Pd2 amorphe Phase 1,50 3800
    Vergleichsbeispiel 58 Fe76,91B12P3Nb5Cu0,09Pd3 Kristallphase - -
    Beispiel 242 Fe78,91B12P3Nb5Cu0,09Y1 amorphe Phase 1,56 1110
    Vergleichsbeispiel 59 Fe73,5Si13,5B9Nb3Cu1 Kristallphase - -
    Vergleichsbeispiel 60 Fe85B9Nb6 Kristallphase - -
    Vergleichsbeispiel 61 Fe 2,15 6320
    Vergleichsbeispiel 62 Fe88Si3Cr9 1,68 4900
  • Wie in Tabelle 8 gezeigt, konnte jede der amorphen Legierungszusammensetzungen der Beispiele 194–242 durch ein Wasseratomisierungs-Verfahren Pulver mit einer amorphen Einzelphase, die einen durchschnittlichen Korndurchmesser von 10 μm aufweisen, herstellen. Jede der amorphen Legierungszusammensetzungen wies eine magnetische Sättigungsflussdichte Bs von mindestens 1,30 T auf und wies einen Eisenverlust Pcv von weniger als 4900 mW/cc auf.
  • Unter den in Tabelle 8 aufgelisteten Zusammensetzungen entsprechen die Zusammensetzungen der Beispiele 194 200 und die Vergleichsbeispiele 49 und 50 Fällen, bei denen der Wert c des B-Gehalts in (Fe1-aM1 a)100-b-c-d-e-f-gM2 bBcPdCueM3 fM4 g von 4 Atom-% bis 20 Atom-% variiert wird. In den Fällen der Beispiele 194–200 können eine amorphe Einzelphase aufweisende Pulver erhalten werden. Diese Fälle erfüllen nach der Wärmebehandlung die Bedingungen Bs ≥ 1,30 T und Pcv < 4900 mW/cc. In diesen Fällen definiert ein Bereich c ≤ 18 einen Bedingungsbereich für den Parameter c der vorliegenden Erfindung. In den Fällen der Vergleichsbeispiele 49 und 50, bei denen c = 4 bzw. 20, war das Vermögen zum Bilden einer amorphen Phase herabgesetzt, und eine amorphe Einzelphase aufweisendes Pulver konnte nicht erhalten werden. Daher wurden die oben genannten Bedingungen nicht erfüllt.
  • Unter den in Tabelle 8 aufgelisteten Zusammensetzungen entsprechen die Zusammensetzungen der Beispiele 201–207 und der Vergleichsbeispiele 51 und 52 Fällen, bei denen der Wert d des P-Gehalts in (Fe1-aM1 a)100-b-c-d-e-f-gM2 bBcPdCueM3 fM4 g von 0 Atom-% bis 10 Atom-% variiert wird. In den Fällen der Beispiele 201–207 konnte ein eine amorphe Einzelphase aufweisendes Pulver erhalten werden. Diese Fälle erfüllten nach der Wärmebehandlung die Bedingungen Bs ≥ 1,30 T und Pcv < 4900 mW/cc. In diesen Fällen definiert ein Bereich 0,2 ≤ d ≤ 8 einen Bedingungsbereich für den Parameter d der vorliegenden Erfindung. Im Fall von Vergleichsbeispiel 51, bei dem d = 0, war das Vermögen zum Bilden einer amorphen Phase herabgesetzt, und ein eine amorphe Einzelphase aufweisendes Pulver konnte nicht erhalten werden. Im Fall von Vergleichsbeispiel 52, bei dem d = 10, war der Eisenverlust Pcv herabgesetzt, weil der P-Gehalt übermäßig war. Daher wurden bei diesen Vergleichsbeispielen die oben genannten Bedingungen nicht erfüllt. Darüber hinaus ist es bevorzugt, den P-Gehalt bei 5 Atom-% oder weniger beizubehalten, um den Eisenverlust Pcv weiter zu verringern.
  • Unter den in Tabelle 8 aufgelisteten Zusammensetzungen entsprechen die Zusammensetzungen der Beispiele 208–214 und der Vergleichsbeispiele 53 und 54 Fällen, bei denen der Wert e des Cu-Gehalts in (Fe1-aM1 a)100-b-c-d-e-f-gM2 bBcPdCueM3 fM4 g von 0 Atom-% bis 1,5 Atom-% variiert wird. In den Fällen der Beispiele 208–214 konnte eine amorphe Einzelphase aufweisendes Pulver erhalten werden. Diese Fälle erfüllten nach Wärmebehandlung die Bedingungen Bs ≥ 1,30 T und Pcv < 4900 mW/cc. In diesen Fällen definiert ein Bereich 0,025 ≤ e ≤ 1,0 einen Bedingungsbereich für den Parameter e der vorliegenden Erfindung. In den Fällen der Vergleichsbeispiele 53 und 54, bei denen e = 0 bzw. 1,5, war das Vermögen zum Bilden einer amorphen Phase herabgesetzt, und ein eine amorphe Einzelphase aufweisendes Pulver konnte nicht erhalten werden. Daher wurden die oben genannten Bedingungen nicht erfüllt.
  • Unter den in Tabelle 8 aufgelisteten Zusammensetzungen entsprechen die Zusammensetzungen der Beispiele 215–228 und des Vergleichsbeispiels 55 Fällen, bei denen der Wert g des M4-Gehalts in (Fe1-aM1 a)100-b-c-d-e-f-gM2 bBcPdCueM3 fM4 g von 0 Atom-% bis 10 Atom-% variiert wird. In den Fällen der Beispiele 215–228 konnte ein eine amorphe Einzelphase aufweisendes Pulver erhalten werden. Diese Fälle erfüllten nach der Wärmebehandlung die Bedingungen Bs ≥ 1,30 T und Pcv < 4900 mW/cc. Im Fall des Vergleichsbeispiels 55, bei dem g = 10, war das Vermögen zum Bilden einer amorphen Phase herabgesetzt, und ein eine amorphe Einzelphase aufweisendes Pulver konnte nicht erhalten werden. Daher wurden die oben genannten Bedingungen nicht erfüllt.
  • Unter den in Tabelle 8 aufgelisteten Zusammensetzungen entsprechen die Zusammensetzungen der Beispiele 229–239 und der Vergleichsbeispiele 56 und 57 Fällen, bei denen der Wert b des M2-Gehalts in (Fe1-aM1 a)100-b-c-d-e-f-gM2 bBcPdCueM3 fM4 g von 0 Atom-% bis 12 Atom-% variiert wird. In den Fällen der Beispiele 229–239 konnte ein eine amorphe Einzelphase aufweisendes Pulver erhalten werden. Diese Fälle erfüllten nach der Wärmebehandlung die Bedingungen Bs ≥ 1,30 T und Pcv < 4900 mW/cc. In diesen Fällen definiert ein Bereich 1 ≤ b ≤ 10 einen Bedingungsbereich für den Parameter b der vorliegenden Erfindung. Im Fall des Vergleichsbeispiels 56, bei dem b = 0, war der Eisenverlust Pcv ebenfalls herabgesetzt. Im Fall des Vergleichsbeispiels 57, bei dem b = 12, war die magnetische Sättigungsflussdichte Bs herabgesetzt, weil der Nb-Gehalt übermäßig war, und der Eisenverlust Pcv war ebenfalls herabgesetzt. Daher wurden die oben genannten Bedingungen nicht erfüllt.
  • Unter den in Tabelle 8 aufgelisteten Zusammensetzungen entsprechen die Zusammensetzungen der Beispiele 240–242 und des Vergleichsbeispiels 58 Fällen, bei denen der Wert f des M3-Gehalts in (Fe1-aM1 a)100-b-c-d-e-f-gM2 bBcPdCueM3 fM4 g von 0 Atom-%v bis 3 Atom-% variiert wird. In den Fällen der Beispiele 240–242 konnte ein eine amorphe Einzelphase aufweisendes Pulver erhalten werden. Diese Fälle erfüllten nach der Wärmebehandlung die Bedingungen Bs ≥ 1,30 T und Pcv < 4900 mW/cc. In diesen Fällen definiert ein Bereich 0 ≤ f ≤ 2 einen Bedingungsbereich für den Parameter f der vorliegenden Erfindung. Im Fall des Vergleichsbeispiels 58, bei dem f = 3, war das Vermögen zum Bilden einer amorphen Phase herabgesetzt, und ein eine amorphe Einzelphase aufweisendes Pulver konnte nicht erhalten werden. Daher wurden die oben genannten Bedingungen nicht erfüllt.
  • (Beispiele 243–251 und Vergleichsbeispiel 63)
  • Materialien von Fe, B, Fe75P25, Si, Fe80C20, Al, Cu, Nb und Cr wurden jeweils gewogen, um wie in Tabelle 9 unten aufgelistete Legierungszusammensetzungen der Beispiele 243-251 der vorliegenden Erfindung und des Vergleichsbeispiels 63 bereitzustellen, und in einen Aluminiumtiegel gefüllt. Der Tiegel wurde in einer Vakuumkammer einer Hochfrequenz-Induktionsheizungsvorrichtung platziert, welche evakuiert wurde. Dann wurden die Materialien in einer Ar-Atmosphäre mit reduziertem Druck durch Hochfrequenz-Induktionsheizen geschmolzen, um Vorlegierungen herzustellen. Die Vorlegierungen wurden durch ein Einzelwalzen-Flüssigquenchverfahren verarbeitet, um kontinuierliche Bänder herzustellen, die eine Dicke von etwa 30 μm, eine Breite von etwa 5 mm und eine Länge von etwa 5 m aufwiesen. Eine Oberfläche jedes Bands wurde durch ein Röntgenbeugungsverfahren ausgewertet, um zu bestimmen, ob es eine amorphe Einzelphase aufweist. Außerdem wurde die magnetische Sättigungsflussdichte Bs durch VSM ausgewertet. Darüber hinaus wurde jedes kontinuierliche Band, welches unter Bedingungen von 60°C und 95% RH einer temperaturkonstanten Hochfeuchtigkeitsuntersuchung unterzogen wurde, auf eine Länge von etwa 3 cm geschnitten. Die Verfärbung auf einer Oberfläche des Bands wurde jeweils nach 24 Stunden und nach 100 Stunden ausgewertet. Außerdem wurden die Vorlegierungen durch ein Wasseratomisierungs-Verfahren verarbeitet, um einen durchschnittlichen Korndurchmesser von 10 μm aufweisende weichmagnetische Pulver herzustellen. Der Oberflächenzustand jedes Pulvers wurde nach der Wasseratomisierung überwacht. Außerdem wurde eine Messung unter Verwendung eines Röntgenbeugungsverfahrens durchgeführt, um zu untersuchen, ob es eine amorphe Einzelphase aufweist. Tabelle 9 zeigt die Beobachtungsergebnisse der magnetischen Sättigungsflussdichte Bs, den Oberflächenzustand nach der temperaturkonstanten Hochfeuchtigskeits-Untersuchung des Bands, den Oberflächenzustand nach der Atomisierung des Pulvers in Bezug auf die Zusammensetzungen gemäß der Beispiele 243–251 der vorliegenden Erfindung und des Vergleichsvergleichsbeispiels 63. Tabelle 9
    Legierungszusammensetzung (Atom-%) Bs (T) Oberflächenzustand des Bands nach 24 Stunden temperaturkonstantem Hochfeuchtigkeitstest Oberflächenzustand des Bands nach nach 100 Stunden temperaturkonstantem Hochfeuchtigkeitstest Oberflächenzustand des Pulvers nach Atomisierung
    Beispiel 243 Fe77,91B10P5Si7Cu0,09 1,56 verfärbt verfärbt verfärbt
    Beispiel 244 Fe77,81B10P5Si7Cr0,1Cu0,09 1,55 keine Verfärbung verfärbt keine Verfärbung
    Beispiel 245 Fe76,91B10P5Si7Cr1Cu0,09 1,46 keine Verfärbung keine Verfärbung keine Verfärbung
    Beispiel 246 Fe74,91B11P5Si6Cr3Cu0,09 1,33 keine Verfärbung keine Verfärbung keine Verfärbung
    Beispiel 247 Fe72,91B12P5Si5Cr5Cu0,09 1,23 keine Verfärbung keine Verfärbung keine Verfärbung
    Vergleichsbeispiel 63 Fe70,91B12P5Si5Cr7Cu0,09 1,01 keine Verfärbung keine Verfärbung keine Verfärbung
    Beispiel 248 Fe75,91B11P5Si7Cr1Cu0,09 1,42 keine Verfärbung keine Verfärbung keine Verfärbung
    Beispiel 249 Fe75,91B11P5Si5C2Cr1Cu0,09 1,31 keine Verfärbung keine Verfärbung keine Verfärbung
    Beispiel 250 Fe78,91B9P3Si7Nb1Cr1Cu0,09 1,39 keine Verfärbung keine Verfärbung keine Verfärbung
    Beispiel 251 Fe78,91B9P3Si7Al1Cr1Cu0,09 1,49 keine Verfärbung keine Verfärbung keine Verfärbung
  • Wie in Tabelle 9 gezeigt, konnte jede der amorphen Legierungszusammensetzungen der Beispiele 243–251 durch ein Einzelwalzen-Flüssigquenchverfahren ein eine Dicke von 30 μm aufweisendes kontinuierliches Band mit einer amorphen Einzelphase herstellen, und durch ein Wasseratomisierungs-Verfahren ein einen durchschnittlichen Korndurchmesser von 10 μm aufweisendes Pulver mit einer amorphen Einzelphase herstellen. Jede der amorphen Legierungszusammensetzungen wies eine magnetische Sättigungsflussdichte Bs von mindestens 1,20 T auf. Ferner wies Vergleichsbeispiel 63 aufgrund einer übermäßigen Zugabe von Cr eine magnetische Sättigungsflussdichte Bs von weniger als 1,20 T auf. Die Korrosionsbeständigkeit wurde für die Beispiele 243–251 und Vergleichsbeispiel 63 ausgewertet. Im Ergebnis verfärbte Beispiel 243, welches kein Cr enthielt, das Band nach der temperaturkonstanten Hochfeuchtigkeits-Untersuchung, und verfärbte das Pulver nach der Atomisierung, wies eine unveränderte magnetische Eigenschaft auf, aber war im Erscheinungsbild nicht bevorzugt. Es ist bevorzugt, mindestens 0,1 Atom-% Cr zu enthalten, weiter bevorzugt mindestens 1 Atom-%. Außerdem betrug bei Vergleichsbeispiel 63, bei dem der M2-Gehalt mehr als 5 Atom-% betrug, die magnetische Sättigungsflussdichte Bs weniger als 1,20 T, so dass die oben genannten Bedingungen nicht erfüllt wurden.
  • (Beispiele 252–258 und Vergleichsbeispiel 64)
  • Materialien von Fe, B, Fe75P25, Si, Fe80C20, Cu, Nb und Cr wurden jeweils gewogen, um wie in Tabelle 10 unten aufgelistete Legierungszusammensetzungen der Beispiele 252–258 der vorliegenden Erfindung und des Vergleichsbeispiels 64 bereitzustellen, und in einen Aluminiumtiegel gefüllt. Der Tiegel wurde in einer Vakuumkammer einer Hochfrequenz-Induktionsheizungsvorrichtung platziert, welche evakuiert wurde. Dann wurden die Materialien in einer Ar-Atmosphäre mit reduziertem Druck durch Hochfrequenz-Induktionsheizen geschmolzen, um Vorlegierungen herzustellen. Die Vorlegierungen wurden durch ein Einzelwalzen-Flüssigquenchverfahren verarbeitet, um kontinuierliche Bänder herzustellen, die eine Dicke von etwa 30 μm, eine Breite von etwa 5 mm und eine Länge von etwa 5 m aufwiesen. Außerdem wurde Wärmebehandlung bei einer Temperatur von 600°C in einer Ar-Atmosphäre für 5 Minuten durchgeführt, wodurch Nanokristalle abgeschieden wurden. Für jedes Band wurde die magnetische Sättigungsflussdichte Bs durch VSM ausgewertet. Darüber hinaus wurde eine temperaturkonstante Hochfeuchtigkeits-Untersuchung unter den Bedingungen von 60°C und 95% RH durchgeführt. Die Verfärbung einer Oberfläche des Bands wurde jeweils nach 24 Stunden und nach 100 Stunden ausgewertet. Außerdem wurden die Vorlegierungen durch ein Wasseratomisierungs-Verfahren verarbeitet, um weichmagnetische Pulver herzustellen, die einen durchschnittlichen Korndurchmesser von 10 μm aufweisen. Der Oberflächenzustand jedes Pulvers wurde nach der Wasseratomisierung überwacht. Außerdem wurde eine Messung unter Verwendung eines Röntgenbeugungsverfahrens durchgeführt, um zu untersuchen, ob es eine amorphe Einzelphase aufweist. Tabelle 10 zeigt die Beobachtungsergebnisse der magnetischen Sättigungsflussdichte Bs, den Oberflächenzustand nach der temperaturkonstanten Hochfeuchtigskeits-Untersuchung des Bands und den Oberflächenzustand nach der Atomisierung des Pulvers in Bezug auf die Zusammensetzungen gemäß der Beispiele 252–258 der vorliegenden Erfindung und des Vergleichsvergleichsbeispiels 64. Tabelle 10
    Legierungszusammensetzung (Atom-%) Bs (T) Oberflächenzustand des Bands nach 24 Stunden temperaturkonstantem Hochfeuchtigkeitstest Oberflächenzustand des Bands nach 100 Stunden temperaturkonstantem Hochfeuchtigkeitstest Oberflächenzustand des Pulvers nach Atomisierung
    Beispiel 252 Fe80,91B10P2Si2Nb5Cu0,09 1,59 verfärbt verfärbt verfärbt
    Beispiel 253 Fe80,81B10P2Si2Nb5Cr0,1Cu0,09 1,57 keine Verfärbung verfärbt keine Verfärbung
    Beispiel 254 Fe79,91B10P2Si2Nb5Cr1Cu0,09 1,52 keine Verfärbung keine Verfärbung keine Verfärbung
    Beispiel 255 Fe77,91B10P2Si2Nb5Cr3Cu0,09 1,39 keine Verfärbung keine Verfärbung keine Verfärbung
    Beispiel 256 Fe75,91B10P2Si2Nb5Cr5Cu0,09 1,30 keine Verfärbung keine Verfärbung keine Verfärbung
    Vergleichsbeispiel 64 Fe73,91B10P2Si2Nb6Cr6Cu0,09 1,22 keine Verfärbung keine Verfärbung keine Verfärbung
    Beispiel 257 Fe79,91B11P3Nb5Cr1Cu0,09 1,51 keine Verfärbung keine Verfärbung keine Verfärbung
    Beispiel 258 Fe80,41B7P2Si4C0,5Nb5Cr1Cu0,09 1,53 keine Verfärbung keine Verfärbung keine Verfärbung
  • Wie in Tabelle 10 gezeigt, konnte jede der amorphen Legierungszusammensetzungen der Beispiele 252–258 durch ein Einzelwalzen-Flüssigquenchverfahren ein eine Dicke von 30 μm aufweisendes kontinuierliches Band mit einer amorphen Einzelphase herstellen, und durch ein Wasseratomisierungs-Verfahren ein einen durchschnittlichen Korndurchmesser von 10 μm aufweisendes Pulver mit einer amorphen Einzelphase herstellen. Jede der amorphen Legierungszusammensetzungen wies eine magnetische Sättigungsflussdichte Bs von mindestens 1,30 T auf. Ferner wies Vergleichsbeispiel 64 aufgrund einer übermäßigen Zugabe von Cr eine magnetische Sättigungsflussdichte Bs von weniger als 1,30 T auf. Die Korrosionsbeständigkeit wurde für die Beispiele 252–258 und Vergleichsbeispiel 64 ausgewertet. Im Ergebnis wies Beispiel 252, welches kein Cr enthielt, eine unveränderte magnetische Eigenschaft auf, aber war im Erscheinungsbild nicht bevorzugt. Es ist bevorzugt, 0,1 Atom-% oder mehr zu enthalten, weiter bevorzugt mindestens 1 Atom-%. Außerdem betrug in Vergleichsbeispiel 64, bei dem der M2-Gehalt mehr als 12 Atom-% betrug, die magnetische Sättigungsflussdichte Bs weniger als 1,30 T, so dass die oben genannten Bedingungen nicht erfüllt wurden.
  • (Beispiele 259–266)
  • Materialien von Fe, B, Fe75P25, Si, Fe80C20, Cu, Nb, und Cr wurden jeweils gewogen, um wie in Tabelle 11 unten aufgelistete Legierungszusammensetzungen der Beispiele 259–266 der vorliegenden Erfindung bereitzustellen, und in einen Aluminiumtiegel gefüllt. Der Tiegel wurde in einer Vakuumkammer einer Hochfrequenz-Induktionsheizungsvorrichtung platziert, welche evakuiert wurde. Dann wurden die Materialien in einer Ar-Atmosphäre mit reduziertem Druck durch Hochfrequenz-Induktionsheizen geschmolzen, um Vorlegierungen herzustellen. Die Vorlegierungen wurden durch ein Einzelwalzen-Flüssigquenchverfahren verarbeitet, um kontinuierliche Bänder herzustellen, die eine Dicke von 25 μm, eine Breite von etwa 5 mm und eine Länge von etwa 10 m aufwiesen. Für jedes Band wurde der spezifische Widerstand mit einem Widerstandsmessgerät ausgewertet. Außerdem wurden die Bänder verwendet, um einen gewickelten Magnetkern herzustellen, der einen Innendurchmesser von 15 mm, einen Außendurchmesser von 25 mm und eine Höhe von 5 mm aufwies. Die anfängliche magnetische Permeabilität wurde bei 10 kHz bzw. 100 kHz mit einem Impendanz-Analysator ausgewertet. Ferner wurde an jeder Probe der Beispiele 259–262 Wärmebehandlung bei einer Temperatur von 400°C in einer Ar-Atmosphäre für 60 Minuten durchgeführt, um innere Spannung zu verringern. An jeder Probe der Beispiele 263–266 wurde Wärmebehandlung bei einer Temperatur von 600°C in einer Ar-Atmosphäre für 5 Minuten durchgeführt, um Nanokristalle abzuscheiden. Tabelle 11 zeigt die Auswertungsergebnisse des spezifischen Widerstands, der anfänglichen magnetischen Permeabilitäten bei 10 kHz und 100 kHz und den Reduktionsgrad der anfänglichen magnetischen Permeabilität beim Erhöhen der Frequenz von 10 kHz auf 100 kHz in Bezug auf die weichmagnetischen Legierungen, die Zusammensetzungen gemäß der Beispiele 259–266 der vorliegenden Erfindung aufweisen. Tabelle 11
    Legierungszusammensetzung (Atom-%) spezifischer Widerstand (μΩcm) anfängliche magnetische Permeabilität 10 kH anfängliche magnetische Permeabilität 100 kHz Reduktionsgra
    Beispiel 259 Fe77,91B10P5Si7Cu0,09 127 12000 5900 51%
    Beispiel 260 Fe77,81B10P5Si7Cr0,1Cu0,09 148 11800 7900 33%
    Beispiel 261 Fe76,91B10P5Si7Cr1Cu0,09 151 12100 8200 32%
    Beispiel 262 Fe74,91B11P5Si6Cr3Cu0,09 152 11200 8000 29%
    Beispiel 263 Fe80,91B10P2Si2Nb5Cu0,09 119 32000 14500 55%
    Beispiel 264 Fe80,61B10P2Si2Nb5Cr0,1Cu0,09 140 31000 18900 39%
    Beispiel 265 Fe79,91B10P2Si2Nb5Cr1Cu0,09 140 28000 17400 38%
    Beispiel 266 Fe77,91B10P2Si2Nb5Cr3Cu0,09 144 34500 21400 38%
  • Als der spezifische Widerstand und die anfängliche magnetische Permeabilität der wie in Tabelle 11 gezeigten Beispiele 259–266 ausgewertet wurde, wiesen die Beispiele 259 und 263, welche Cr nicht enthielten, einen geringeren spezifischen Widerstand als jene der Cr enthaltenden Zusammensetzungen auf. Außerdem war der Reduktionsgrad der anfänglichen magnetischen Permeabilität im Hochfrequenzbereich mindestens so hoch wie 50 Dementsprechend ist es bevorzugt, mindestens 0,1 Atom-% Cr zu enthalten.
  • (Beispiele 267–277 und Vergleichsbeispiele 65–76)
  • Materialien von Fe, B, Fe75P25, Si, Cu, Nb und Cr wurden jeweils gewogen, um jeweils Fe73,91B11P6Si7Nb1Cr1Cu0,09, Fe79,91B12P3Nb5CU0,09, und Fe79,91B10P2Si2Nb5Cr1Cu0,09 bereitzustellen, und in einen Aluminiumtiegel gefüllt. Der Tiegel wurde in einer Vakuumkammer einer Hochfrequenz-Induktionsheizungsvorrichtung platziert, welche evakuiert wurde. Dann wurden die Materialien in einer Ar-Atmosphäre mit reduziertem Druck durch Hochfrequenz-Induktionsheizen geschmolzen, um Vorlegierungen herzustellen. Die Vorlegierungen wurden durch ein Wasseratomisierungs-Verfahren verarbeitet, um einen durchschnittlichen Korndurchmesser von 10 μm aufweisende weichmagnetische Pulver herzustellen. An den Pulvern wurde Messung unter Verwendung eines Röntgenbeugungsverfahrens durchgeführt, um zu untersuchen, ob sie eine amorphe Einzelphase aufweisen. Dann wurde jedes der Pulver vor Wärmebehandlung mit einer Lösung aus Silikonharz gemischt und granuliert, so dass das Gewichtsverhältnis des weichmagnetischen Pulvers zum Feststoffgehalt des Silikonharzes 100/5 betrug. An den granulierten Pulvern wurde Pressformen unter einem Formungsdruck von 1000 MPa durchgeführt, um Formkörper (Pulverkerne) herzustellen, die eine Ringform mit einem Außendurchmesser von 18 mm, einem Innendurchmesser von 12 mm und einer Dicke von 3 mm aufwiesen. Dann wurde an jedem Formkörper Wärmebehandlung durchgeführt, um das Silikonharz als Bindemittel zu härten, wodurch Pulverkerne zur Auswertung hergestellt wurden. Darüber hinaus wurde an den Pulvern und an den hergestellten Pulverkernen Wärmebehandlung bei Temperaturen von jeweils 200°C, 300°C, 400°C, 500°C, 600°C, 700°C und 800°C durchgeführt. Die Zeiträume der Wärmebehandlung betrugen für die Zusammensetzung Fe73,91B11P6Si7Nb1Cr1Cu0,09 60 Minuten, für die Zusammensetzungen Fe79,91B12P3Nb5Cu0,09 und Fe79,91B10P2Si2Nb5Cr1Cu0,09 10 Minuten. Auf diese Weise wurden Proben zur Auswertung hergestellt. Außerdem wurde an den die Fe-Zusammensetzung aufweisenden Pulver und dem die Fe88Si3Cr9 Zusammensetzung aufweisenden Pulver, die durch Wasseratomisierung hergestellt wurden, als herkömmliche Materialien Formen unter den gleichen Bedingungen durchgeführt. An dem Fe-Pulver wurde Wärmebehandlung bei einer Temperatur von 500°C für 60 Minuten durchgeführt, und an dem Fe88Si3Cr9 Pulver bei einer Temperatur von 700°C für 60 Minuten. Dann wurde an den Wärmebehandlung unterzogenen Pulvern Messung unter Verwendung eines Röntenbeugungsverfahrens durchgeführt. Der Kristallkorndurchmesser abgeschiedener Nanokristalle wurde aus der Halbwertsbreite des resultierenden Röntgenbeugungspeaks unter Verwendung der Scherrer-Gleichung berechnet. Die magnetische Sättigungsflussdichte Bs wurde durch VSM ausgewertet. Ferner wurde der Eisenverlust der Pulverkern-Proben unter Erregungsbedingungen von 100 kHz und 100 mT unter Verwendung eines BH-Analysators gemessen. Tabelle 12 zeigt für jede Wärmebehandlungs-Bedingung die Messergebnisse der magnetischen Sättigungsflussdichte Bs, des durchschnittlichen Korndurchmessers des Pulvers, des Eisenverlusts Pcv der Pulverkerne in Bezug auf die amorphen Legierungszusammensetzungen gemäß der Beispiele 267–277 der vorliegenden Erfindung und der Vergleichsbeispiele 65–76. Tabelle 12
    Legierungszusammensetzung (Atom-%) Wärmebehandlungstemperatur (°C) Bs (T) Durchschnittlicher Kristallkorn-durchmesser (nm) Pcv (mW/cc)
    Vergleichsbeispiel 65 Fe73,91B11P6Si7Nb1Cr1Cu0,09 200 1,35 amorphe Phase 5050
    Beispiel 267 300 1,35 amorphe Phase 1400
    Beispiel 268 400 1,36 amorphe Phase 1020
    Beispiel 269 500 1,35 amorphe Phase 1230
    Beispiel 270 600 1,36 amorphe Phase 3780
    Vergleichsbeispiel 66 700 1,48 190 ≥ 10000
    Vergleichsbeispiel 67 800 1,49 200 ≥ 10000
    Vergleichsbeispiel 68 Fe79,91B12P3Nb5Cu0,09 200 0,92 amorphe Phase 4200
    Vergleichsbeispiel 69 300 0,92 amorphe Phase 4600
    Vergleichsbeispiel 70 400 1,02 amorphe Phase 1200
    Beispiel 271 500 1,46 14 1420
    Beispiel 272 600 1,56 17 1000
    Beispiel 273 700 1,62 35 1520
    Vergleichsbeispiel 71 800 1,63 200 ≥ 10000
    Vergleichsbeispiel 72 Fe79,91B10P2Si2Nb5Cr1Cu0,09 200 0,88 amorphe Phase 4100
    Vergleichsbeispiel 73 300 0,89 amorphe Phase 4440
    Beispiel 274 400 1,31 12 1150
    Beispiel 275 500 1 42 12 1200
    Beispiel 276 600 1,51 13 820
    Beispiel 277 700 1,58 50 1480
    Vergleichsbeispiel 74 800 1,63 220 ≥ 10000
    Vergleichsbeispiel 75 Fe – 2,15 – 6320
    Vergleichsbeispiel 7 Fe88Si3Cr9 – 1,68 – 4900
  • Wie in Tabelle 12 gezeigt, wies jede der amorphen Legierungszusammensetzungen der Beispiele 267–270 eine magnetische Sättigungsflussdichte Bs von mindestens 1,20 T auf. Ferner konnten die nanokristallinen Zusammensetzungen der Beispiele 271–277 durch Durchführen geeigneter Wärmebehandlung eine magnetische Sättigungsflussdichte Bs von mindestens 1,30 T und einen Eisenverlust Pcv von geringer als 4900 mW/cc aufweisen.
  • Wärmebehandlungsbedingungen der Fe73,91B11P6Si7Nb1Cr1Cu0,09 Zusammensetzung in den Beispielen 267–270 und der Vergleichsbeispiele 65–67 von Tabelle 12 entsprechen Wärmebehandlungstemperaturen von 200°C bis 800°C. Beispiele 267–270 erfüllen nach der Wärmebehandlung die Bedingungen Bs ≥ 1,20 T und Pcv < 4900 mW/cc. Bevorzugte Wärmebehandlungsbedingungen für eine amorphe Phase aufweisende Legierungszusammensetzungen der vorliegenden Erfindung liegen in einem Bereich von 600°C oder weniger. Vergleichsbeispiel 65, bei dem die Wärmebehandlungstemperatur 200°C betrug, konnte zum Zeitpunkt der Bildung angewendete innere Spannung nicht verringern, weil die Wärmebehandlungstemperatur niedrig war. Daher war der Eisenverlust Pcv herabgesetzt. Außerdem waren bei den Zusammensetzungen der Vergleichsbeispiele 66 und 67, bei denen die Wärmebehandlungsbedingung 700°C bis 800°C betrug, abgeschiedene Kristalle aufgehäuft, weil die Wärmebehandlungsbedingung nicht geringer als die Kristallisationstemperatur war. Deshalb war der Eisenverlust Pcv herabgesetzt. Daher wurden bei diesen Vergleichsbeispielen die oben genannten Bedingungen nicht erfüllt.
  • Wärmebehandlungsbedingungen der in Tabelle 12 aufgelisteten Fe79,91B12P3Nb5Cu0,09 Zusammensetzung und der Fe79,91B10P2Si2Nb5Cr1Cu0,09 Zusammensetzung in den Beispielen 271–277 und der Vergleichsbeispiele 68–74 entsprechen Wärmebehandlungstemperaturen von 200°C bis 800°C. Beispiele 271–277 erfüllen nach der Wärmebehandlung die Bedingungen Bs 1,30 T und Pcv < 4900 mW/cc. Bevorzugte Wärmebehandlungsbedingungen für Legierungszusammensetzungen der vorliegenden Erfindung zum Abscheiden von Nanokristallen aus einer amorphen Phase durch Wärmebehandlung liegen in einem Bereich von 400°C bis 700°C. In den Vergleichsbeispielen 68–70, 72 und 73, bei denen die Wärmebehandlungstemperatur gering war, war die magnetische Sättigungsflussdichte Bs gering, weil keine Nanokristalle abgeschieden wurden. Außerdem waren bei den Vergleichsbeispielen 71 und 74, bei denen die Wärmebehandlungsbedingung 800°C war, die Kristalle aufgehäuft, weil die Wärmebehandlungstemperatur hoch war. Deshalb war der Eisenverlust Pcv herabgesetzt. Daher wurden bei diesen Vergleichsbeispielen die oben genannten Bedingungen nicht erfüllt.
  • Die in Tabelle 12 aufgelisteten Beispiele 267–277 und Vergleichsbeispiele 65–74 entsprechen durchschnittlichen Kristallkorndurchmessern von bis zu 220 nm. Beispiele 267–277 erfüllen nach der Wärmebehandlung die Bedingungen Bs ≥ 1,30 T und Pcv < 4900 mW/cc. Der durchschnittliche Kristallkorndurchmesser für Legierungszusammensetzungen der vorliegenden Erfindung zum Abscheiden von Nanokristallen aus einer amorphen Phase durch Wärmbehandlung liegt in einem Bereich von 50 nm. In den Fällen der Vergleichsbeispiele 66, 67, 71 und 74, bei denen der durchschnittliche Kristallkorndurchmesser größer als 50 nm war, war der Eisenverlust Pcv herabgesetzt, so dass die oben genannten Bedingungen nicht erfüllt wurden.
  • (Beispiele 278–287 und Vergleichsbeispiele 77–80)
  • Materialien von Fe, Si, B, Fe75P25, Cu, Nb und Cr wurden jeweils gewogen, um Fe73,91B11P6Si7Nb1Cr1Cu0,09 bzw. Fe79,9Si2B10P2Nb5Cr1Cu0,09 bereitzustellen, und in einen Aluminiumtiegel gefüllt. Der Tiegel wurde in einer Vakuumkammer einer Hochfrequenz-Induktionsheizungsvorrichtung platziert, welche evakuiert wurde. Dann wurden die Materialien in einer Ar-Atmosphäre mit reduziertem Druck durch Hochfrequenz-Induktionsheizen geschmolzen, um Vorlegierungen herzustellen. Die Vorlegierungen wurden durch ein Wasseratomisierungs-Verfahren verarbeitet und dann klassifiziert, um einen von 1 μm bis 200 μm reichenden durchschnittlichen Korndurchmesser aufweisende weichmagnetische Pulver herzustellen. An den Pulvern wurde Messung unter Verwendung eines Röntgenbeugungsverfahrens durchgeführt, um zu untersuchen, ob sie eine amorphe Einzelphase aufweisen. Dann wurde jedes der Pulver vor Wärmebehandlung mit einer Lösung aus Silikonharz gemischt und granuliert, so dass das Gewichtsverhältnis des weichmagnetischen Pulvers zum Feststoffgehalt des Silikonharzes 100/5 betrug. An den granulierten Pulvern wurde Pressformen bei einem Formungsdruck von 1000 MPa durchgeführt, um Formkörper (Pulverkerne) zu produzieren, die eine Ringform mit einem Außendurchmesser von 18 mm, einem Innendurchmesser von 12 mm und einer Dicke von 3 mm aufwiesen. Dann wurde an jedem Formkörper Wärmebehandlung durchgeführt, um das Silikonharz als Bindemittel zu härten, wodurch Pulverkerne zur Auswertung hergestellt wurden. Darüber hinaus wurde Wärmebehandlung an dem die Fe73,91B13P6Si7Nb1Cr1Cu0,09 Zusammensetzung aufweisenden Pulverkern bei einer Temperatur von 400°C für 60 Minuten und bei dem hergestellten, die Fe79,9Si2B10P2Nb5Cr1Cu0,09 Zusammensetzung aufweisenden Pulverkern bei einer Temperatur von 600°C für 10 Minuten durchgeführt, wodurch Proben zur Auswertung hergestellt wurden. Ferner wurde an dem die Fe-Zusammensetzung aufweisenden Pulver und dem die Fe88Si3Cr9 Zusammensetzung aufweisenden Pulver, die durch Wasseratomisierung hergestellt wurden, als herkömmliche Materialien Formen unter den gleichen Bedingungen durchgeführt. Wärmbehandlung wurde an dem Fe-Pulver bei einer Temperatur von 500°C für 60 Minuten und an dem Fe88Si3Cr9 Pulver bei einer Temperatur von 700°C für 60 Minuten durchgeführt. Außerdem wurde der Eisenverlust der Pulverkern-Proben unter Erregungsbedingungen von 100 kHz und 100 mT unter Verwendung eines BH-Analysators gemessen. Tabelle 13 zeigt die Messergebnisse des Korndurchmessers der Pulver und den Eisenverlust Pcv des Pulverkerns in Bezug auf die amorphen Legierungszusammensetzungen gemäß der Beispiele 278–287 der vorliegenden Erfindung und der Vergleichsbeispiele 77–80. Tabelle 13
    Legierungszusammensetzung (Atom-%) Durchschnittlicher Korndurchmesser des Pulvers (μm) Pcv (mW/cc)
    Beispiel 278 Fe73,91B11P6Si7Nb1Cr1Cu0,09 1 1020
    Beispiel 279 2 980
    Beispiel 280 10 1000
    Beispiel 281 32 1140
    Beispiel 282 150 1800
    Vergleichsbeispiel 77 220 5200
    Beispiel 283 Fe79,91B10P2Si2Nb5Cr1Cu0,09 1 880
    Beispiel 284 2 780
    Beispiel 285 10 820
    Beispiel 286 38 1020
    Beispiel 287 150 1440
    Vergleichsbeispiel 78 225 4950
    Vergleichsbeispiel 79 Fe 10 6320
    Vergleichsbeispiel 80 Fe88Si3Cr9 10 4900
  • Wie in Tabelle 13 gezeigt, konnte jede der amorphen Legierungszusammensetzungen der Beispiele 278–287 durch Verwendung eines einen geeigneten Pulverkorndurchmesser aufweisenden weichmagnetischen Pulvers einen Eisenverlust Pcv von weniger als 4900 mW/cc aufweisen.
  • Die in Tabelle 13 aufgelisteten Zusammensetzungen der Beispiele 278–287 und der Vergleichsbeispiele 77 und 78 entsprechen Pulverkorndurchmessern von 1 um bis 225 μm. Beispiele 278–287 erfüllen die Bedingungen Pcv < 4900 mW/cc. Der Pulverkorndurchmesser der vorliegenden Erfindung liegt in einem Bereich von 150 μm oder weniger. In den Fällen der Vergleichsbeispiele 77 und 78, bei denen der durchschnittliche Korndurchmesser des Pulvers 220 μm bzw. 225 μm betrug, war der Eisenverlust Pcv herabgesetzt, so dass die oben genannten Bedingungen nicht erfüllt wurden.
  • (Beispiel 288)
  • Dann werden die Auswertungsergebnisse eines Induktors beschrieben, der durch Bereitstellen einer Spule an einem aus weichmagnetischem Pulver gemäß der vorliegenden Erfindung gebildeten Pulverkern hergestellt wurde. Der hergestellte Induktor war ein integrierter Induktor, bei welchem eine Spule innerhalb eines Pulverkerns bereitgestellt wird. 2(a) und 2(b) sind Ansichten, die den Induktor dieses Beispiels zeigen. 2(a) ist eine perspektivische Ansicht, bei welcher die Spule durch den Induktor hindurch gesehen werden kann, und 2(b) ist eine Seitenansicht, bei welcher die Spule ähnlich durch den Induktor hindurch gesehen werden kann. In den 2(a) und 2(b) kennzeichnet die Bezugsziffer 1 den Pulverkern, dessen Umriss durch die gestrichelten Linien gezeigt wird, die Bezugsziffer 2 kennzeichnet die Spule und die Bezugsziffer 3 kennzeichnet einen Außenanschluss. Als erstes wurde eine Probe gewogen, um die in Beispiel 2 gezeigte Zusammensetzung Fe79,9Si2B10P2Nb5Cr1Cu0,09 aufzuweisen, als ein Material gemäß der vorliegenden Erfindung hergestellt. Diese Probe wurde dann in einem Aluminiumtiegel platziert, Evakuation unterworfen und durch Hochfrequenz-Heizen in einer Ar-Atmosphäre mit einem reduzierten Druck geschmolzen, um eine Vorlegierung herzustellen. Dann wurde ein einen durchschnittlichen Korndurchmesser von 10 μm aufweisendes Pulver unter Verwendung der hergestellten Vorlegierung durch ein Wasseratomisierungs-Verfahren hergestellt. Dann wurde an dem Pulver Wärmebehandlung bei einer Temperatur von 600°C für 15 Minuten durchgeführt, um ein Materialpulver herzustellen. Zu dem Materialpulver wurde eine Lösung von Silikonharz als Bindemittel zugegeben. Granulieren wurde zusammen mit Mischen und Mahlen durchgeführt, bis die Mischung gleichförmig war. Das Lösungsmittel wurde durch Trocknen entfernt, wodurch ein granuliertes Materialpulver hergestellt wurde. Das Gewichtsverhältnis des weichmagnetischen Pulvers zum Feststoffgehalt des Silikonharzes betrug 100/5. Dann wurde eine in 2(a) und 2(b) gezeigte Spule 2 hergestellt. Die Spule 2 wies eine Querschnittsform von 2,0 mm × 0,6 mm auf. Die Spule 2 wurde gebildet durch seitliches Wickeln eines Flachleiters, der eine auf dessen Oberfläche gebildete Isolierungsschicht aus Polyamid-Imid mit einer Dicke von 20 μm aufweist. Die Anzahl der Windungen betrug 3,5. Das oben genannte Materialpulver wurde in einem derartigen Zustand in eine Kavität einer Form gefüllt, dass die Spule 2 innerhalb der Form platziert war. Das Formen wurde unter einem Druck von 800 MPa durchgeführt. Dann wurde der Pressling aus der Form entnommen, und ein Härtungsverfahren des Bindemittels wurde durchgeführt. Das Formen wurde dann an einem Abschnitt durchgeführt, der aus der Außenseite des Presslings des Spulenanschlusses herausragt, wodurch ein Außenanschluss 3 bereitgestellt wird. Dann wurde Wärmebehandlung bei einer Temperatur von 400°C für 15 Minuten durchgeführt. Für den so erhaltenen Induktor wurden die überlagerte Gleichstrom-Charakteristiken und die Effizienz bei der Anwendung gemessen. 3 zeigt die überlagerte Gleichstrom-Charakteristiken des Induktors dieses Beispiels, und 4 zeigt die Implementierungseffizienz des Induktors dieses Beispiels. Hier ist dieses Beispiel durch durchgezogene Linien gekennzeichnet, und das Vergleichsbeispiel ist durch gestrichelte Linien gekennzeichnet. Das Vergleichsbeispiel von 3 verwendet einen Induktor, der auf die gleiche Weise wie dieses Beispiel hergestellt wurde, außer dass ein Pulver, bei welchem ein Fe-basiertes amorphes Pulver und ein Fe-Pulver mit einem Gewichtsverhältnis von 6/4 gemischt wurden, verwendet wurde. Bei der in 5 gezeigten Implementierungseffizienz des Induktors war der Formungsdruck so angepasst, dass für den Induktor dieses Beispiels und des Vergleichsbeispiels
    L = 0,6 μH. Wie aus den 3 und 4 ersichtlich, weist der Induktor des vorliegenden Beispiels hervorragendere Eigenschaften als das Vergleichsbeispiel auf.
  • (Beispiele 289–291 und Vergleichsbeispiele 81–83)
  • Materialien von Fe, B, Fe75P25, Si, Fe80C20, Cu, Nb, Cr, Ga und Al wurden jeweils gewogen, um wie in Tabelle 14 aufgelistete Legierungszusammensetzungen der Beispiele 289–291 der vorliegenden Erfindung und der Vergleichsbeispiele 81–83 bereitzustellen, und in einen Aluminiumtiegel gefüllt. Der Tiegel wurde in einer Vakuumkammer einer Hochfrequenz-Induktionsheizungsvorrichtung platziert, welche evakuiert wurde. Dann wurden die Materialien in einer Ar-Atmosphäre mit reduziertem Druck durch Hochfrequenz-Induktionsheizen geschmolzen, um Vorlegierungen herzustellen. Die Vorlegierungen wurden jeweils in eine Kupferform mit einem zylindrischen Hohlraum, der einen Durchmesser von 1 mm aufweist, und eine Kupferform mit einem plattenartigen Hohlraum, der eine Dicke von 0,3 mm und eine Breite von 5 mm aufweist, mittels eines Kupferform- Gießverfahren gegossen, um stangenartige Proben herzustellen, die verschiedene Durchmesser und eine Länge von etwa 15 mm aufweisen. Querschnitte dieser stangenartigen Proben wurden durch ein Röntgenbeugungsverfahrens ausgewertet, um zu untersuchen, ob sie eine amorphe Einzelphase oder eine Kristallphase aufweisen. Zusätzlich wurde der Bereich unterkühlter Flüssigkeit ΔTx aus Messung der Glasübergangstemperatur Tg und der Kristallisationstemperatur Tx durch DSC berechnet, und die magnetische Sättigungsflussdichte Bs wurde durch VSM gemessen. Tabelle 14 zeigt die Messergebnisse der magnetischen Sättigungsflussdichte Bs des Bereichs unterkühlter Flüssigkeit ΔTx und der Röntgenbeugung der stangenähnlichen Bauteile mit 1-mm-Durchmesser und der Platten-Bauteile mit 0,3-mm Dicke in Bezug auf die amorphen Legierungen, die die Zusammensetzungen gemäß der Beispiele 289–291 der vorliegenden Erfindung und der Vergleichsbeispiele 81-83 aufweisen. Tabelle 14
    Legierungszusammensetzung (Atom-%) Bs (T) ΔTx (°C) Röntgenbeugungsergebnisse des stabartigen Elements mit 1-mm Durchmesser Röntgenbeugungsergebnisse des Plattenelements mit 0,3-mm Dicke
    Vergleichsbeispiel 81 Fe78Si9B13 1,55 0 Kristallphase Kristallphase
    Vergleichsbeispiel 82 (Fe0,75Si0,1B0,15)96Nb4 1,18 32 amorphe Phase amorphe Phase
    Vergleichsbeispiel 83 Fe72Al5Ga2P10C6B4Si1 1,13 53 amorphe Phase amorphe Phase
    Beispiel 289 Fe73,91B11P6Si7Nb1Cr1Cu0,09 1,36 52 amorphe Phase amorphe Phase
    Beispiel 290 Fe75,91Si5B10P6C2Cu0,09 1,49 53 amorphe Phase amorphe Phase
    Beispiel 291 Fe77,91Si7B10P4Cr1Cu0,09 1,47 20 amorphe Phase amorphe Phase
  • Wie in Tabelle 14 gezeigt, konnte jede der amorphen Legierungszusammensetzungen der Beispiele 289–291 ein Platten-Bauteil mit einer amorphen Einzelphase mit einer Dicke von mindestens 0,3 mm oder ein stangenartiges Bauteil mit einer amorphen Einzelphase mit einem Durchmesser von mindestens 1 mm durch ein Kupferform-Gießverfahren herstellen. Jede der amorphen Legierungszusammensetzungen wies eine magnetische Sättigungsflussdichte Bs von mindestens 1,20 T auf. Vergleichsbeispiel 81 wies ein geringes Vermögen zum Bilden einer amorphen Phase auf. Außerdem wiesen die Vergleichsbeispiele 82 und 83 eine magnetische Sättigungsflussdichte Bs von weniger als 1,20 T auf. Daher wurden bei diesen Vergleichsbeispielen die oben genannten Bedingungen nicht erfüllt.
  • Wie in Tabelle 14 gezeigt, entsprechen die Zusammensetzungen der Beispiele 289–291 und der Vergleichsbeispiele 81–83 Fällen, bei denen der Bereich unterkühlter Flüssigkeit ΔTx von 0°C bis 55° variiert wird. Jede der Zusammensetzungen der Beispiele 289–291 konnte ein Platten-Bauteil mit einer amorphen Einzelphase mit einer Dicke von mindestens 0,3 mm oder ein stangenförmiges Bauteil mit einer amorphen Einzelphase mit einem Durchmesser von mindestens 1 mm durch ein Kupferform-Gießverfahren herstellen. Jede der Zusammensetzungen wies eine magnetische Sättigungsflussdichte Bs von mindestens 1,20 T auf. In diesem Fall ist es bevorzugt, den Bereich unterkühlter Flüssigkeit bei mindestens 20°C beizubehalten. Daher können Platten-Bauteile einer amorphen Einzelphase mit einer Dicke von mindestens 0,3 mm oder stangenartige Bauteile einer amorphen Einzelphase mit einem Durchmesser von mindestens 1 mm durch ein Kupferform-Gießverfahren hergestellt werden. Mit einer einen Bereich unterkühlter Flüssigkeit aufweisenden Legierungszusammensetzung kann ein Pulver oder Bänder leicht hergestellt werden.
  • Aus den vorangehenden Ergebnissen ist ersichtlich, dass eine weichmagnetische Legierung gemäß einer ersten Ausführungsform und einer zweiten Ausführungsform durch Begrenzen von dessen Zusammensetzung hervorragendes Vermögen zum Bilden einer amorphen Phase aufweisen kann. Daher ist es möglich, verschiedene Bauteile wie Pulver, Bänder und Bulk-Bauteile zu erhalten. Außerdem kann durch Durchführen einer geeigneten Wärmebehandlung eine hervorragende weichmagnetische Eigenschaft erhalten werden. Darüber hinaus können durch weiteres Begrenzen der Zusammensetzung nanokristalline Körner von 50 nm oder weniger in einer amorphen Phase abgeschieden werden, wodurch eine hohe magnetische Sättigungsflussdichte erreicht wird. Zusätzlich wurde herausgefunden, dass Verwendung eines weichmagnetischen Bands oder Pulvers gemäß der ersten Ausführungsform und der zweiten Ausführungsform einen gewickelten Magnetkern, einen Mehrschicht-Magnetkern, einen Pulverkern oder dergleichen mit einer hohen magnetischen Permeabilität und geringem Eisenverlust bereitstellen kann. Außerdem wurde herausgefunden, dass ein Induktor, der unter Verwendung des resultierenden gewickelten Magnetkerns, Mehrschicht-Magnetkerns, Pulverkerns oder dergleichen hergestellt wird, noch hervorragendere Eigenschaften als ein unter Verwendung von herkömmlichen Materialien hergestellter Induktor aufweist. Wenn eine weichmagnetische Legierung gemäß der vorliegenden Erfindung als ein Material für einen Induktor, welcher ein wichtiges elektronisches Bauteil ist, verwendet wird, kann er daher einen großen Beitrag zur Verbesserung der Induktoreigenschaften und Verringerung der Größe und des Gewichts beitragen. Weil eine Verbesserung der Effizienz bei der Anwendung einen großen Beitrag zur Energieeinsparung leistet, ist die vorliegende Erfindung insbesondere im Hinblick auf Umweltaspekte nützlich. Während Ausführungsformen und Beispiele der vorliegenden Erfindung im Bezug auf die beiliegenden Zeichnungen beschrieben wurden, wird der technische Bereich der vorliegenden Erfindung nicht durch die oben genannten Ausführungsformen und Beispiele beeinträchtigt. Für Fachleute wäre es ersichtlich, dass verschiedene Veränderungen und Modifikationen darin gemacht werden können, ohne vom in den Ansprüchen spezifizierten technischen Konzept abzuweichen. Es ist verständlich, dass diese Veränderungen und Modifikationen in den technischen Bereich der vorliegenden Erfindung fallen sollten.
  • ZUSAMMENFASSUNG
  • Eine weichmagnetische Legierung enthält P, B und Cu als wesentliche Bestandteile. Als ein bevorzugtes Beispiel enthält eine Fe-basierte Legierung 70 Atom-% oder mehr Fe, 5 Atom-% bis 25 Atom-% B, 1,5 Atom-% oder weniger (Null ausgenommen) Cu und 10 Atom-% oder weniger (Null ausgenommen) P.
  • ZITATE ENTHALTEN IN DER BESCHREIBUNG
  • Diese Liste der vom Anmelder aufgeführten Dokumente wurde automatisiert erzeugt und ist ausschließlich zur besseren Information des Lesers aufgenommen. Die Liste ist nicht Bestandteil der deutschen Patent- bzw. Gebrauchsmusteranmeldung. Das DPMA übernimmt keinerlei Haftung für etwaige Fehler oder Auslassungen.
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Claims (24)

  1. Weichmagnetische Legierung, die 70 Atom-% oder mehr Fe, 5 Atom-% bis 25 Atom-% B, 1,5 Atom-% oder weniger (Null ausgenommen) Cu und 10 Atom-% oder weniger (Null ausgenommen) P enthält und die durch schnelles Kühlen und Verfestigen einer Fe-basierten Legierungszusammensetzung in geschmolzenem Zustand gebildet ist.
  2. Weichmagnetische Legierung gemäß Anspruch 1, die eine amorphe Phase aufweist.
  3. Weichmagnetische Legierung gemäß Anspruch 1, die eine Mischphasen-Textur mit einer amorphen Phase und einer in der amorphen Phase dispergierten α-Fe Kristallphase mit einem durchschnittlichen Korndurchmesser von 50 nm oder weniger aufweist.
  4. Weichmagnetische Legierung gemäß irgendeinem der Ansprüche 1 bis 3, wobei die Fe-basierte Legierungszusammensetzung Komponenten aufweist, die durch (Fe1-aM1 a)100-b-c-d-e-f-gM2 bBcPdCueM3 fM4 g dargestellt sind, wobei M1 mindestens ein Element von Co and Ni ist, M2 mindestens ein Element ist, das aus der aus Nb, Mo, Zr, Ta, W, Hf, Ti, V, Cr und Mn bestehenden Gruppe ausgewählt ist, M3 mindestens ein Element ist, das aus der aus den Elementen der Platingruppe, Seltenerdelementen, Au, Ag, Zn, Sn, Sb, In, Rb, Sr, Cs und Ba bestehenden Gruppe ausgewählt ist, M4 mindestens ein Element ist, das aus der aus C, Si, Al, Ga und Ge bestehenden Gruppe ausgewählt ist, wobei a, b, c, d, e, f und g Werte sind, die die Bedingungen erfüllen, dass 0 ≤ a ≤ 0,5, 0 ≤ b ≤ 10, 5 ≤ c ≤ 25, 0 < d ≤ 10, 0 < e ≤ 1,5, 0 ≤ f ≤ 2, 0 ≤ g ≤ 8 und 70 ≤ 100 – b – c – d – e – f – g, wobei die Elemente der Platingruppe Pd, Pt, Rh, Ir, Ru und Os einschließen und die Seltenerdelemente Sc, Y, La, Ce, Pr, Nd, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb und Lu einschließen.
  5. Weichmagnetische Legierung gemäß Anspruch 2, die Komponenten aufweist, die durch (Fe1-aM1 a)100-b-c-d-e-f-gM2 bBcPdCueM3 fM4 g dargestellt sind, wobei M1 mindestens ein Element von Co und Ni ist, M2 mindestens ein Element ist, das aus der aus Nb, Mo, Zr, Ta, W, Hf, Ti, V, Cr und Mn bestehenden Gruppe ausgewählt ist, M3 mindestens ein Element ist, das aus der aus Elementen der Platingruppe, Seltenerdelementen, Au, Ag, Zn, Sn, Sb, In, Rb, Sr, Cs und Ba bestehenden Gruppe ausgewählt ist, M4 mindestens ein Element ist, das aus der aus C, Si, Al, Ga und Ge bestehenden Gruppe ausgewählt ist, und a, b, c, d, e, f und g Werte sind, die die Bedingungen erfüllen, dass 0 ≤ a ≤ 0,5, 0 ≤ b ≤ 5, 5 ≤ c ≤ 25, 0,2 ≤ d ≤ 10, 0 < e ≤ 1,5, 0 ≤ f ≤ 2, 1 ≤ g ≤ 8 und 70 ≤ 100 – b – c – d – e – f – g.
  6. Weichmagnetische Legierung gemäß Anspruch 3, die Komponenten aufweist, die durch (Fe1-aM1 a)100-b-c-d-e-f-gM2 bBcPdCueM3 fM4 g dargestellt sind, wobei M1 mindestens ein Element von Co und Ni ist, M2 mindesens ein Element ist, das aus der aus Nb, Mo, Zr, Ta, W, Hf, Ti, V, Cr und Mn bestehenden Gruppe ausgewählt ist, M3 mindestens ein Element ist, das aus der aus Elementen der Platingruppe, Seltenerdelementen, Au, Ag, Zn, Sn, Sb, In, Rb, Sr, Cs und Ba bestehenden Gruppe ausgewählt ist, M4 mindestens ein Element ist, das aus der aus C, Si, Al, Ga und Ge bestehenden Gruppe ausgewählt ist, und a, b, c, d, e, f und g Werte sind, die die Bedingungen erfüllen, dass 0 ≤ a ≤ 0,5, 1 ≤ b ≤ 10, 5 ≤ c ≤ 18, 0,2 ≤ d ≤ 8, 0,025 ≤ e ≤ 1, 0 ≤ f ≤ 2, 0 ≤ g ≤ 8 und 70 ≤ 100 – b – c – d – e – f – g.
  7. Weichmagnetische Legierung gemäß Anspruch 3, die Komponenten aufweist, die durch Fe100b-c-d-e-gM2 bBcPdCueM4 g dargestellt sind, wobei M2 mindestens ein Element ist, das aus der aus Nb, Mo, Zr, Ta, W, Hf, Ti, V, Cr und Mn bestehenden Gruppe ausgewählt ist, M4 mindestens ein Element ist, das aus der aus C, Si, Al, Ga und Ge bestehenden Gruppe ausgewählt ist, und b, c, d, e und g Werte sind, die die Bedingungen erfüllen, dass 1 ≤ b ≤ 10, 5 ≤ c ≤ 18, 0,2 ≤ d ≤ 5, 0,025 ≤ e ≤ 1, 0 ≤ g ≤ 8 und 70 ≤ 100 – b – c – d – e – g.
  8. Weichmagnetische Legierung gemäß irgendeinem der Ansprüche 4 bis 7, wobei das M2 Element das Cr Element zu mindestens 0,1 Atom-% einschließt.
  9. Weichmagnetische Legierung gemäß Anspruch 8, wobei das M2 Element das Cr Element zu mindestens 1,0 Atom-% einschließt.
  10. Weichmagnetische Legierung gemäß irgendeinem der Ansprüche 1 bis 9, die einen Bereich unterkühlter Flüssigkeit aufweist, der durch ΔTx (Bereich unterkühlter Flüssigkeit) = Tx (Temperatur, bei welcher Kristallisation beginnt) – Tg (Glasübergangstemperatur) wiedergegeben ist.
  11. Weichmagnetische Legierung gemäß Anspruch 10, wobei ΔTx (Bereich unterkühlter Flüssigkeit) mindestens 20°C beträgt.
  12. Weichmagnetisches Band mit einer Dicke in einem Bereich von 10 μm bis 300 μm, das aus der weichmagnetischen Legierung gemäß irgendeinem der Ansprüche 1 bis 11 gebildet ist.
  13. Gewickelter Magnetkern oder Mehrschichtmagnetkern, der aus dem weichmagnetischen Band gemäß Anspruch 12 gebildet ist.
  14. Weichmagnetisches Bauteil mit einer eine Dicke von mindestens 0,3 mm aufweisenden plattenartigen Form oder mit einer einen Außendurchmesser von mindestens 1 mm aufweisenden stangenartigen Form, das aus der weichmagnetischen Legierung gemäß irgendeinem der Ansprüche 1 bis 11 gebildet ist.
  15. Weichmagnetisches Bauteil mit einem eine Dicke von mindestens 1 mm aufweisendem plattenartigen oder stangenartigen Abschnitt, das aus der weichmagnetischen Legierung gemäß irgendeinem der Ansprüche 1 bis 11 gebildet ist.
  16. Weichmagnetisches Pulver mit einem durchschnittlichen Korndurchmesser in einem Bereich von 1 um bis 150 μm, das aus der weichmagnetischen Legierung gemäß irgendeinem der Ansprüche 1 bis 11 gebildet ist.
  17. Weichmagnetisches Pulver, das aus der weichmagnetischen Legierung gemäß irgendeinem der Ansprüche 1 bis 11 gebildet ist, und das durch ein Wasseratomisierungs-Verfahren hergestellt ist.
  18. Pulverkern, der durch Formen einer Mischung, die hauptsächlich das weichmagnetische Pulver gemäß Anspruch 16 oder 17 und ein Bindemittel zur Isolierung und zum Binden des weichmagnetischen Pulvers einschließt, hergestellt ist.
  19. Induktor, wobei der gewickelte Magnetkern oder der Mehrschicht-Magnetkern gemäß Anspruch 13, oder der Pulverkern gemäß Anspruch 18 nahe einer Spule angeordnet ist.
  20. Verfahren zum Herstellen eines weichmagnetischen Bands oder eines Pulvers, wobei das Verfahren umfasst: einen Schritt (a) des schnellen Kühlens und Verfestigens der Fe-basierten Legierungszusammensetzung gemäß irgendeinem der Ansprüche 1 bis 11 in geschmolzenem Zustand, um ein Band oder ein Pulver zu bilden; und einen Schritt (b) des Durchführens einer Wärmebehandlung an dem Pulver bei einer Temperatur in einem Bereich von 400°C bis 700°C.
  21. Verfahren zum Herstellen eines gewickelten Magnetkerns, eines Mehrschicht-Magnetkerns oder eines Pulverkerns, wobei das Verfahren einen Schritt des Durchführens einer Wärmebehandlung an dem gewickelten Magnetkern oder dem Mehrschichtmagnetkern gemäß Anspruch 13, oder an dem Pulverkern gemäß Anspruch 18 bei einer Temperatur in einem Bereich von 400°C bis 700°C umfasst.
  22. Verfahren zum Herstellen eines Induktors, wobei das Verfahren umfasst: einen Schritt (c) des Formens einer Mischung, die hauptsächlich das weichmagnetische Pulver gemäß Anspruch 16 oder 17 und ein Bindemittel zum Isolieren und Binden des weichmagnetischen Pulvers einschließt, um einen Grünling zu erhalten; einen Schritt (d) des Anordnens des Grünlings nahe einer Spule; und einen Schritt (e) des Durchführens einer Wärmebehandlung an dem Grünling bei einer Temperatur in einem Bereich von 400°C bis 700°C.
  23. Verfahren zum Herstellen eines Induktors, wobei das Verfahren umfasst: einen Schritt (f) des integralen Formens einer Mischung mit einer Spule, um einen integrierten Formkörper zu erhalten, wobei die Mischung hauptsächlich das weichmagnetische Pulver gemäß Anspruch 16 oder 17 und ein Bindemittel zum Isolieren und Binden des weichmagnetischen Pulvers umfasst; und einen Schritt (g) des Durchführens einer Wärmebehandlung an dem integrierten Formkörper bei einer Temperatur in einem Bereich von 400°C bis 700°C.
  24. Verfahren zum Herstellen eines gewickelten Magnetkerns, eines Mehrschicht-Magnetkerns, eines Pulverkerns oder eines Induktors unter Verwendung der weichmagnetischen Legierung gemäß Anspruch 2, 4 oder 5, wobei das Verfahren einen Schritt des Durchführens einer Wärmebehandlung bei einer Temperatur in einem Bereich von 300°C bis 600°C umfasst.
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