DE69124691T2

DE69124691T2 - Weichmagnetlegierung auf eisen-basis

Info

Publication number: DE69124691T2
Application number: DE69124691T
Authority: DE
Inventors: Hitoshi Mitsui Petrochemical Ind. Ltd. Chiba-Ken 299-02 Saito; Hiroshi Mitsui Petrochemical Ind. Ltd. Chiba-Ken 299-02 Watanabe
Original assignee: Mitsui Petrochemical Industries Ltd
Current assignee: Mitsui Chemicals Inc
Priority date: 1990-11-30
Filing date: 1991-11-29
Publication date: 1997-06-19
Anticipated expiration: 2011-11-30
Also published as: CA2074805A1; EP0513385A1; DE69124691D1; WO1992009714A1; EP0513385A4; KR920703866A; CA2074805C; EP0513385B1; KR950014314B1

Description

TECHNISCHES GEBIET:

Die vorliegende Erfindung betrifft eine weichmagnetische Legierung auf Fe-Basis und insbesondere eine Legierung mit hervorragenden weichmagnetischen Eigenschaften.

HINTERGRUND DER ERFINDUNG:

Es ist bekannt, dass amorphe Magnetlegierungen auf Fe- Basis mit einer hohen magnetischen Sättigungsflussdichte als Magnetkernmaterial für Hochfrequenzwandler, Magnetverstärker, Drosselspulen, etc., verwendet werden. Obwohl amorphe Magnetlegierungen auf Fe-Basis preisgünstiger sind als solche auf Co-Basis, haben erstere jedoch die Nachteile einer hohen Sättigungsmagnetostriktion, hoher Kernverluste und einer niedrigen Permeabilität.
Von einer Methode zur Herstellung einer amorphen Legierung auf Fe-Basis wurde kürzlich berichtet, in der ein dünnes amorphes Band auf Fe-Basis, das durch schnelles Abschrecken einer Legierungsschmelze geformt wurde, wärmebehandelt wird, um feinkristalline Teilchen mit einer Teilchengrösse von etwa 100 Å zu erzeugen. Die so hergestellte amorphe Legierung auf Fe-Basis zeigt bessere weichmagnetische Eigenschaften als alle anderen herkömmlichen amorphen Legierungen auf Fe-Basis (JP-OSen 64-79342, Hei-1-156452, US-PS 4 881 989). Die erwähnte amorphe Legierung auf Fe-Basis hat eine Grundzusammensetzung von FeSiB und enthält zusätzlich Metalle mit einem hohen Schmelzpunkt, wie Cu, Nb, etc., in denen die Legierungsstruktur fein kristallisiert wurde, um feinkristalline Teilchen mit einer Teilchengrösse von etwa 100 Å zu erhalten. Demgemäss wurde eine amorphe Legierung auf Fe-Basis mit erniedrigter Sättigungsmagnetostriktion ermöglicht, obwohl herkömmliche amorphe Legierungen auf Fe-Basis diese nur schwerlich aufweisen. Als Ergebnis soll die erwähnte amorphe Legierung auf Fe-Basis auch verbesserte weichmagnetische Eigenschaften und insbesondere einen verbesserten Frequenzverlauf der magnetischen Permeabilität besitzen.
Wenn jedoch Cu zur Legierung hinzugefügt wird, neigt das Cu dazu, sich anzureichern, so dass eine Heterogenität der Legierung verursacht wird. Deshalb können solche Nachteile auftreten, wie die Schwierigkeit der Bildung eines dünnen Films mit dem Ein-Walzenverfahren oder wie das Haften des Cu an der Düse, was zu einer Veränderung der Legierungszusammensetzung führt.
Andererseits wurde hinsichtlich Cu-freier, feinkristalliner weichmagnetischer Legierungen von Fe-Ta-C-Legierungen berichtet (Hasegawa et al, Journal of Applied Magnetics Society of Japan, 14, 313, 1990). Diese Legierungen waren jedoch in Hinsicht auf ihre Praktikabilität (wirtschaftliche Effizienz) nicht ausreichend.
JP-A-56-158833 zeigt Legierungszusammensetzungen mit 50 % amorpher Phase. Spezielle Beispiele solcher Legierungen werden wiedergegeben durch Fe&sub8;&sub7;Si&sub8;B&sub1;&sub0;Al&sub4;, Fe&sub7;&sub8;C&sub6;B&sub1;&sub2;Al&sub4;, Fe&sub7;&sub8;Si&sub8;B&sub1;&sub0;Al&sub3;Ti und Fe&sub7;&sub8;Si&sub8;B&sub1;&sub0;Al&sub3;Zr.
Ein Ziel der vorliegenden Erfindung ist es, eine neuartige, weichmagnetische Legierung auf Fe-Basis bereitzustellen, die ein weichmagnetisches Material ist, mit dem die oben erwähnten, herkömmlichen weichmagnetischen Materialien ersetzt werden können, und die eine extrem niedrige Sättigungsmagnetostriktion mit hervorragenden magnetischen Hochfrequenzeigenschaften besitzt, insbesondere mit einer hohen Permeabilität und einem niedrigen Wirbelstromverlust im Hochfrequenzbereich.
Ein weiteres Ziel der vorliegenden Erfindung ist es, eine weichmagnetische Legierung auf Fe-Basis bereitzustellen, die eine Metall/Halbmetall-Legierung mit einem relativ niedrigen Schmelzpunkt ist, und die unter Verwendung der herkömmlichen Geräte zur Herstellung von gewöhnlichen magnetischen Materialien hergestellt werden kann.

OFFENBARUNG DER ERFINDUNG:

Intensive Forschungen und Studien an unterschiedlichen weichmagnetischen Legierungen auf Fe-Basis hinsichtlich der oben genannten Ziele haben gezeigt, dass die Beimischung von Al zu einer Fe-Si-B-weichmagnetischen Legierung auf Fe-Basis eine verbesserte Fe-Si-B-Al- weichmagnetische Legierung auf Fe-Basis liefern kann, die hervorragende weichmagnetische Eigenschaften aufweist, z.B. eine extrem niedrige Sättigungsmagnetostriktion, und dass die Addition eines oder mehrerer spezieller Metalle, insbesondere Nb, zu einer solchen Fe-Si-B-Al- weichmagnetischen Legierung auf Fe-Basis wirkungsvoll ist, um hervorragende weichmagnetische Eigenschaften der resultierenden Legierung zu erhalten. Die vorliegende Erfindung beruht auf diesen Entdeckungen.
Gemäss der vorliegenden Erfindung wird speziell eine weichmagnetische Legierung auf Fe-Basis bereitgestellt, die eine Zusammensetzung mit der Formel
(Fe1-xMx)100-a-b-c-dSiaAlbBcM'd
besitzt, wobei M Co und/oder Ni ist;
M' ist wenigstens ein Element, ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus Nb, Mo, Zr, W, Ta, Hf, Ti, V, Cr, Mn, Y, Pd, Ru, Ga, Ge, C und P;
x ist ein Atomverhältnis;
a, b, c und d sind jeweils Atom-%; und
x, a, b, c und d genügen jeweils 0 ≤ x ≤ 0,15, 0 ≤ a ≤ 24, 2 < b ≤ 15, 4 ≤ c ≤ 20 und 0 ≤ d ≤ 10; und
wobei wenigstens 60 % der Legierungsstruktur durch eine kristalline Phase (feinkristalline Teilchen) besetzt wird und der Rest eine amorphe Phase ist. Die kristalline Phase ist vorzugsweise zusammengesetzt aus einem Eisenmischkristall mit einer k.r.z.-Struktur. M' ist vorzugsweise Nb.
Die weichmagnetischen Legierungen auf Fe-Basis der vorliegenden Erfindung enthalten weniger als 0,5, vorzugsweise weniger als 0,1 Atom-% Kupfer (Cu) und sind besonders bevorzugt vollkommen kupferfrei hinsichtlich der magnetischen Eigenschaften.
In der weichmagnetischen Legierung auf Fe-Basis der vorliegenden Erfindung kann Fe auch durch Co und/oder Ni im Bereich von 0 bis 0,15 für den Wert x ersetzt werden. Da Co und Ni einen negativen Wechselwirkungsparameter bezüglich Fe haben, wird angenommen, dass sie Fe in dem k.r.z.-Strukturgitter ersetzen, indem sie im k.r.z.-Haupt- Fe-Mischkristall gelöst werden, der während der Wärmebehandlung der Legierung der vorliegenden Erfindung gebildet wird. Es wird entsprechend angenommen, dass die Magnetostriktionskonstante und die magnetokristalline Anisotropiekonstante des k.r.z.-Mischkristalls reduziert wird. Da die Legierung der vorliegenden Erfindung eine hohe Permeabilität besitzt, wenn für den Ni- (und/oder Co- )-Gehalt (x) gilt 0 ≤ x ≤ 0,02, speziell x = 0, d.h. ohne Ni oder Co, wird sie vorzugsweise für solche Verwendungen eingesetzt, die eine hohe Permeabilität erfordern, wie (als Material für einen Magnetkern für) Gleichtakt- Drosselspulen, Drosselwiderstände für Filter, Signalwandler usw.
Andererseits wird für den Fall, dass der Ni- (und/oder Co-)-Gehalt (x) 0,02 ≤ x ≤ 0,15 beträgt, solch ein Effekt erhalten, dass die Magnetostriktionskonstante und eine magnetokristalline Anisotropiekonstante der Legierung wie vorher erwähnt reduziert werden, begleitet von dem Effekt, dass die Legierung eine hohe Permeabilität besitzt. Weiterhin wird in der Legierung durch Wärmebehandlung in einem magnetischen Feld eine magnetokristalline Anisotropie hinreichend induziert. Entsprechend wird die Legierung bevorzugt für solche Verwendung eingesetzt, wie (als Material für den Magnetkern für) Gleichtakt- Drosselspulen, Drosselwiderstände für Filter, Signalwandler, Hochfrequenzwandler, Magnetverstärker, usw.. In diesem Falle beträgt der Ni- (und/oder Co-)- Gehalt (x) bevorzugt 0,02 ≤ x ≤ 0,15, und besonders bevorzugt 0,03 ≤ x ≤ 0,1.
Al ist ein wesentlicher Zusammensetzungsbestandteil der Legierung der vorliegenden Erfindung, und Addition einer bestimmten Menge (mehr als 2 und nicht mehr als 15 Atom-%) Al zur Legierung verursacht eine Erweiterung der Temperaturdifferenz (ΔT) zwischen der Kristallisationstemperatur (TX&sub1;) der weichmagnetischen Kristalle mit einer kleinen magnetokristallinen Anisotropie (k.r.z.-Mischkristalle auf Fe-Basis) und der Kristallisationstemperatur (TX&sub2;) der mit der weichmagnetischen Eigenschaft interferierenden Kristalle (z.B. der Fe-B-Kristalle), so dass dadurch die Bildung von Fe-B-Kristallen in der Wärmebehandlung der Legierungszusammensetzung verhindert wird, und so, dass die resultierende Legierung ausreichende weichmagnetische Eigenschaften durch eine Wärmebehandlung bei einer relativ niedrigen Temperatur erhält. Fig. 1 zeigt den Zusammenhang zwischen der Kristallisationstemperatur einer weichmagnetischen Legierung auf Fe-Basis, zu der Al hinzugefügt wird, und dem Al-Gehalt der Legierung in Atom-%. Aus Fig. 1 ist ersichtlich, dass eine Zunahme des Al-Gehalts in der Legierung eine einfache Abnahme von TX&sub1; bewirkt, während TX&sub2; relativ unverändert bleibt, ungeachtet der Veränderung des Al-Gehalts, so dass die Zunahme des Al-Gehalts in der Legierung dadurch eine Zunahme der Temperaturdifferenz (ΔT) zwischen TX&sub1; und TX&sub2; bewirkt.
In der vorliegenden Erfindung beträgt der Al-Gehalt(b) in der Legierung mehr als 2 Atom-% und nicht mehr als 15 Atom-%, vorzugsweise von 2,5 bis 15 Atom-%, und besonders bevorzugt von 3 bis 12 Atom-%. Die Einstellung des Al-Gehalts im Bereich von 3 bis 12 Atom-% bewirkt eine hohe Permeabilität und geringe Kernverluste. Für den Fall, dass der Ni/Co-Gehalt (x) 0 ≤ x < 0,02 beträgt, besonders x = 0, beträgt der Al-Gehalt (b) vorzugsweise von 6 bis 12 Atom-%, besonders bevorzugt von 6 bis 10 Atom-%, und am meisten bevorzugt von 7 bis 10 Atom-%.
Da Al, ähnlich wie Ni(Co), einen negativen Wechselwirkungsparameter bezüglich Fe besitzt, wird angenommen, dass die Addition von Al in seiner Auflösung im Haupt-Fe-k.r.z.-Mischkristall resultiert, d.h. eine Auflösung in der Art, dass Fe-Atome in der α-Fe- Kristallstruktur substituiert werden, und einer Stabilisierung des k.r.z.-Kristalls. Dadurch bildet sich eine Umgebung einer leichten Selbstkristallisation in der Legierung während der Wärmebehandlung. Weil Kristallkörner mit einer kleinen magnetokristallinen Anisotropie selektiv in der Legierung durch Addition von Al gebildet werden, wie oben erwähnt, wird entsprechend angenommen, dass die Legierung hervorragende weichmagnetische Eigenschaften wegen solch einer Morphologie haben würde.
Si und B sind Elemente, die die weichmagnetische Legierung auf Fe-Basis der vorliegenden Erfindung im Anfangszustand (vor der Wärmebehandlung) amorph machen. Der Si-Gehalt in der Legierung der vorliegenden Erfindung beträgt von 0 bis 24 Atom-%, bevorzugt von 6 bis 18 Atom-%, und besonders bevorzugt von 10 bis 16 Atom-%. Die Einstellung des Si- Gehalts in besagtem Rahmen verursacht bevorzugt die Fähigkeit der Bildung einer amorphen Struktur im Anfangszustand (vor der Wärmebehandlung).
Der B-Gehalt (c) in der Legierung der vorliegenden Erfindung beträgt von 4 bis 20 Atom-%, bevorzugt von 6 bis 15 Atom-%, und besonders bevorzugt von 10 bis 14 Atom-%. Innerhalb des festgesetzten Bereichs von B kann eine ausreichende Temperaturdifferenz zwischen den Kristallisationstemperaturen (TX&sub1; und TX&sub2;) erhalten werden, und die Legierung kann mit Leichtigkeit amorph gemacht werden. Die Fähigkeit der Bildung einer amorphen Struktur verändert sich entsprechend, ob der Gehalt von B mehr oder weniger als 9 Atom-% beträgt. Im Bereich des Gehalts von B von 9,5 bis 15 Atom-%, speziell von 10 bis 14 Atom-%, besitzt die amorphe Legierung einschliesslich Al eine hervorragende Möglichkeit zur amorphen Bildung, und einheitliche Kristallkörner werden nach der Wärmebehandlung erhalten.
Die Grundzusammensetzung der weichmagnetischen Legierung auf Fe-Basis der vorliegenden Erfindung setzt sich zusammen aus den oben erwähnten Fe(M), B, Si und Al. Um die Korrosionsbeständigkeit und die magnetischen Eigenschaften der Legierung der vorliegenden Erfindung zu verbessern, können ein oder mehrere andere Elemente M' zur Legierung hinzugefügt werden. Als M' wird aufgeführt wenigstens eines, d.h. eines oder mehrere der Elemente, ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Nb, Mo, Zr, W, Ta, Hf, Ti, V, Cr, Mn, Y, Pd, Ru, Ga, Ge, C und P. Addition der Elemente M' ist wirksam zur Verbesserung der Möglichkeit für die Grundzusammensetzung der Fe-Si-Al-B- Legierung, die amorphe Phase der Legierung zu bilden.
Die Elemente Nb, W, Ta, Zr, Hf, Ti und Mo sind besonders wirkungsvoll, um die Kristallisation von Fe-B zu verhindern, was die weichmagnetischen Eigenschaften der Legierung behindert, oder um seine Kristallisationstemperatur anzuheben, wobei es die weichmagnetischen Eigenschaften der Legierung verbessert. Weiterhin führt die Addition dieser Elemente zur Legierung zu feinen Kristallkörnern. Die Elemente V, Cr, Mn, Y und Ru sind besonders wirkungsvoll, um die Anti- Korrosionseigenschaften der Legierung zu verbessern. Die Elemente C, Ge, P und Ga sind besonders wirkungsvoll im Prozess der Bildung der amorphen Legierung. Ein weiteres der vorhergehenden Elemente kann hinzugefügt werden. Dafür bevorzugte Elemente M' sind Nb, Ta, W, Mn, Mo und V. Vor allem ist Nb am meisten bevorzugt. Hinzufügen von Nb resultiert in einer extremen Verbesserung der weichmagnetischen Eigenschaften, besonders der Koerzitivkraft, der Permeabilität und der Kernverluste der Legierung. Der Gehalt des Elements bzw. der Elemente M' beträgt von 1 bis 10 Atom-%, bevorzugt von 1 bis 8 Atom-%, besonders bevorzugt von 1 bis 6 Atom-%. Addition des Elements bzw. der Elemente M' zur Legierung der vorliegenden Erfindung in einer solchen Menge, die in den angegebenen Bereich fällt, bildet in der Legierung eine Verbindung bzw. Verbindungen des hinzugefügten Elements bzw. der hinzugefügten Elemente, welche die Verschlechterung der Fähigkeit zur Bildung der amorphen Phase und der magnetischen Eigenschaften der Legierung hemmt.
Es sei bemerkt, dass Legierungen, die weiterhin unvermeidbare Verunreinigungen, wie N, S, O, etc., enthalten, auch in der Legierungszusammensetzung der vorliegenden Erfindung enthalten sind.
Die weichmagnetische Legierung auf Fe-Basis gemäss der vorliegenden Erfindung hat eine Legierungsstruktur, die zu mindestens 60 % aus Kristallen (feinkristalline Teilchen) besteht, wobei der Rest der Struktur eine amorphe Phase ist. Der Bereich des Verhältnisses der feinkristallinen Teilchen in der Struktur liefert die hervorragenden (weich)magnetischen Eigenschaften der Legierung. In der vorliegenden Erfindung hat die Legierung selbst dann noch hinreichend gute magnetische Eigenschaften, wenn die kristallinen Teilchen im wesentlichen 100 % der Struktur besetzen. In Hinsicht auf die magnetischen Eigenschaften bestehen bevorzugt mindestens 80 % der Legierungsstruktur aus den feinkristallinen Teilchen.
Die kristallinen Teilchen der Legierung der vorliegenden Erfindung besitzen eine k.r.z.-Struktur, in der Fe als Hauptkomponente und Si, B und Al (gelegentlich Ni und/oder Co) aufgelöst sind.
Es wird bevorzugt, dass die in der Legierung der vorliegenden Erfindung zu bildenden kristallinen Teilchen eine Teilchengrösse von 1000 Å oder weniger besitzen, bevorzugt von 500 Å oder weniger, und besonders bevorzugt von 50 bis 300 Å. Die Teilchengrösse von 1000 Å oder weniger liefert die hervorragenden magnetischen Eigenschaften der Legierung der vorliegenden Erfindung.
Das Verhältnis der Kristallkörner zur gesamten Legierungsstruktur in der Legierung der vorliegenden Erfindung kann experimentell durch eine Röntgenbeugungsmethode oder eine ähnliche Methode bestimmt werden. Kurz gefasst kann auf der Basis des Standardwerts der Röntgenbeugungsintensität unter vollständig kristallisierter Bedingung (gesättigte Röntgenbeugungsintensitätsbedingung) das Verhältnis der Röntgenbeugungsintensität der zu untersuchenden Materialprobe der magnetischen Legierung zum Standardwert erhalten werden. Daneben kann das Verhältnis auch aus dem Verhältnis der Röntgenbeugungsintensität der gebeugten Röntgenstrahlen proportional zur Kristallisation der Legierung zur Röntgenbeugungsintensität des Haloeffekts bestimmt werden (der Haloeffekt, der spezifisch für die amorphe Phase ist, nimmt mit fortschreitender Kristallisation der Legierung ab).
Die durchschnittliche Grösse der Kristallteilchen wird aus der Scheller-Gleichung (t = 0,9 λ/β cosθ) bestimmt, indem die maximale k.r.z.-Reflexion des Röntgenbeugungsmusters verwendet wird (Element of X-ray Diffraction, 2. Auflage, Seiten 91 bis 94, B.D. Cullity).
Im allgemeinen kann die weichmagnetische Legierung auf Fe- Basis der vorliegenden Erfindung durch eine schnelle Schmelz-Abschreck-Methode zur Bildung eines amorphen Metalls aus einer Schmelze der oben erwähnten Zusammensetzung hergestellt werden. Zum Beispiel wird die amorphe Legierung zuerst in Form eines Bandes, eines Pulvers oder eines dünnen Films durch ein Ein- Walzenverfahren, eine Kavitationsmethode, eine Zerstäubungsmethode oder Aufdampfungsmethode gebildet, die resultierende amorphe Legierung wird optional geformt und zu einer gewünschten Form verarbeitet, dann wird sie wärmebehandelt, so dass wenigstens 60 % der gesamten Probe kristallisiert, um die Legierung der vorliegenden Erfindung zu erhalten.
Allgemein wird ein schnell abgeschrecktes Legierungsband durch ein Ein-Walzenverfahren geformt, und dieses wird in eine bestimmte Form, wie einen gewickelten Magnetkern, gebracht und dann wärmebehandelt. Die Wärmebehandlung wird nach völliger Entlüftung ins Vakuum ausgeführt im Vakuum, in einer Inertgasatmosphäre, wie einer Argongas- oder Stickstoffgasatmosphäre, in einer Atmosphäre eines reduzierenden Gases wie H&sub2; oder in einer Atmosphäre eines oxidierenden Gases, wie Luft. Sie wird bevorzugt im Vakuum oder in einer Inertgasatmosphäre ausgeführt. Die Temperatur der Wärmebehandlung beträgt etwa 200 bis 800ºC, bevorzugt etwa 400 bis 700ºC, und besonders bevorzugt 520 bis 680ºC. Es ist eine Dauer der Wärmebehandlung von 0,1 bis 10 Stunden erwünscht, bevorzugt von 1 bis 5 Stunden. Die Wärmebehandlung kann entweder in der Abwesenheit oder Anwesenheit eines magnetischen Feldes ausgeführt werden.
Durch die Ausführung der Wärmebehandlung der amorphen Legierung im oben erwähnten Temperaturbereich und innerhalb des oben erwähnten Zeitraums wird eine weichmagnetische Legierung mit hervorragenden Eigenschaften erhalten.

KURZE BESCHREIBUNG DER ZEICHNUNGEN:

Fig. 1 ist ein Diagramm, das den Zusammenhang zwischen der Kristallisationstemperatur einer weichmagnetischen Legierung auf Fe-Basis und dem Al-Gehalt darin darstellt;
Fig. 2 ist ein Diagramm, das den Zusammenhang zwischen der Koerzitivkraft (Hc) einer weichmagnetischen Legierung auf Fe-Basis und deren Zusammensetzung darstellt;
Fig. 3 ist ein Diagramm, das den Zusammenhang zwischen der Sättigungsmagnetisierung (Ms) einer weichmagnetischen Legierung auf Fe-Basis und deren Zusammensetzung darstellt;
Fig. 4 ist ein Diagramm, das das Röntgenbeugungsmuster der weichmagnetischen amorphen Legierung auf Fe- Basis und der kristallinen Legierung der vorliegenden Erfindung darstellt;
Fig. 5 ist ein Diagramm, das die Temperaturabhängigkeit der magnetischen Flussdichte und der Koerzitivkraft eines Magnetkerns aus einer weichmagnetischen Legierung auf Fe-Basis der vorliegenden Erfindung darstellt;
Fig. 6 ist ein Diagramm, das die Temperaturabhängigkeit der effektiven magnetischen Permeabilität eines Magnetkerns aus einer weichmagnetischen Legierung auf Fe-Basis der vorliegenden Erfindung darstellt;
Fig. 7 ist ein Diagramm, das die Temperaturabhängigkeit des Wirbelstromverlusts eines Magnetkerns aus einer weichmagnetischen Legierung auf Fe-Basis der vorliegenden Erfindung darstellt;
Fig. 8 ist ein Diagramm, das die Temperaturabhängigkeit der Kristallteilchengrösse und der Gitterkonstante eines k.r.z.-Kristalls einer weichmagnetischen Legierung auf Fe-Basis der vorliegenden Erfindung darstellt;
Fig. 9 ist ein Diagramm, das die Temperaturabhängigkeit der Sättigungsmagnetostriktion einer weichmagnetischen Legierung auf Fe-Basis der vorliegenden Erfindung darstellt;
Fig. 10 ist ein Diagramm, das den Frequenzverlauf der effektiven magnetischen Permeabilität eines Magnetkerns aus einer weichmagnetischen Legierung auf Fe-Basis der vorliegenden Erfindung darstellt;
Fig. 11 ist ein Diagramm, das den Frequenzverlauf des Wirbelstromverlusts eines Magnetkerns aus einer weichmagnetischen Legierung auf Fe-Basis der vorliegenden Erfindung darstellt;
Fig. 12 ist ein Diagramm, das die magnetische Flussdichte-Abhängigkeit des Wirbelstromverlusts eines Magnetkerns aus einer weichmagnetischen Legierung auf Fe-Basis der vorliegenden Erfindung darstellt;
Fig. 13 ist ein Diagramm, das den Frequenzverlauf der effektiven magnetischen Permeabilität eines Magnetkerns aus einer weichmagnetischen Legierung auf Fe-Basis der vorliegenden Erfindung darstellt;
Fig. 14 ist ein Diagramm, das den Frequenzverlauf des Wirbelstromverlusts eines Magnetkerns aus einer weichmagnetischen Legierung auf Fe-Basis der vorliegenden Erfindung darstellt;
Fig. 15 ist ein Diagramm, das die magnetische Hystereseschleife einer weichmagnetischen Legierung auf Fe-Basis der vorliegenden Erfindung vor Wärmebehandlung darstellt;
Fig. 16 ist ein Diagramm, das die magnetische Hystereseschleife einer weichmagnetischen Legierung auf Fe-Basis der vorliegenden Erfindung nach Wärmebehandlung darstellt;
Fig. 17 ist ein Diagramm, das Röntgenbeugungsmuster der weichmagnetischen, amorphen Legierung auf Fe- Basis und der kristallinen Legierung der vorliegenden Erfindung darstellt.

BESTE AUSFÜHRUNGSFORM DER ERFINDUNG:

Beispiele der vorliegenden Erfindung werden im folgenden beschrieben.

BEISPIELE 1 BIS 9

Eine abgeschreckte Bandprobe mit einer Breite von etwa 1,0 bis 5 mm und einer Dicke von etwa 14 bis 20 µm wurde aus einer Fe, Si, Al, B und (Nb) enthaltenden Schmelze in einer Argongasatmosphäre von einer Atmosphäre Druck mit einem Ein-Walzenverfahren geformt. Die Probe wurde dann für etwa 1 Stunde in der Gegenwart von Stickstoffgas und Argongas in der Abwesenheit eines magnetischen Felds wärmebehandelt.
Andere Proben wurden in der selben Weise wie oben geformt, ausser dass die Zusammensetzung von Fe, Si, Al, B und Nb wie in Tabelle 1 gezeigt variiert wurde, und diese bei einer optimalen Temperatur (ºC) für etwa 1 Stunde wärmebehandelt wurden und dann in einem Stickstoffstrom abgekühlt wurden. Die Koerzitivkraft Hc (mOe) und die Sättigungsmagnetisierung Ms (emu/g) der wärmebehandelten Probe wurde gemessen. Zusätzlich wurde die Sättigungsmagnetostriktionskonstante λs (x 10&supmin;&sup6;) von jeder einzelnen Probe mit einer Dehnungsmessmethode erfasst. Die Zusammensetzung der Legierung wurde durch IPC-Analyse bestimmt.
Der Wirbelstromverlust jeder der so wärmebehandelten gewickelten Magnetkernproben wurde aus der von der Wechselstrom-Hysterese umgebenen Fläche bestimmt, welche mit einem Digitaloszilloscop unter der Bedingung einer Frequenz von 100 kHz und einer maximalen magnetischen Flussdichte von 0,1 T gemessen wurde. Die Permeabilität (µ) jeder einzelnen Probe wurde bestimmt durch Messung der Induktivität L mit einem LCR-Messgerät unter der Bedingung einer Frequenz von 100 kHz und einem Erregermagnetfeld von 5 mOe. Die erhaltenen Ergebnisse sind ebenfalls nachstehend in Tabelle 1 gezeigt.
Als Vergleichsproben wurden Fe&sub7;&sub8;Si&sub9;B&sub1;&sub3; (Vergleichsbeispiel 1, kommerzielles Produkt) und FeCuSiBNb (Vergleichsbeispiel 2, Cu-haltige weichmagnetische Legierung auf Fe-Basis, beschrieben in JP-OS Nr. 64-79342) hergestellt, und die Koerzitivkraft, die Sättigungsmagnetisierung, der Wirbelstromverlust und die Permeabilität dieser Proben werden ebenfalls nachstehend in Tabelle 1 gezeigt. TABELLE 1
Wie aus den Ergebnissen in der obigen Tabelle 1 ersichtlich ist, hat die Probe von Beispiel 7, die Nb als M' enthält, einen viel niedrigeren Wert der Koerzitivkraft als die anderen FeSiB-Proben. Der Wert der Koerzitivkraft der Probe von Beispiel 7 ist fast der gleiche wie der der Probe von Vergleichsbeispiel 2 (15 mOe). Die Proben der Beispiele 3 und 4 haben magnetische Eigenschaften, mit der Ausnahme der Permeabilität und der Sättigungsmagnetisierung, die vergleichbar oder höher als jene der FeSiB-amorphen Legierungen der Vergleichsbeispiele 1 und 2 sind.
Die Probe von Beispiel 9 hat überlegene magnetische Eigenschaften gegenüber denen der Vergleichsbeispiele 1 und 2, was Permeabilität, Wirbelstromverlust und Magnetostriktion betrifft.
Fig. 2 ist ein Diagramm, das die Zusammensetzungsabhängigkeit der Koerzitivkraft Hc von unterschiedlichen Fe-Si-Al-B-Legierungsproben darstellt. Darin besitzen die von der Linie umgebenen Zusammensetzungen gute weichmagnetische Eigenschaften mit einer Koerzitivkraft von nicht mehr als 100 mOe.
Fig. 3 ist ein Diagramm, das die Zusammensetzungsabhängigkeit der Sättigungsmagnetisierung Ms verschiedener Fe-Si-Al-B-Legierungsproben darstellt. Darin wurde aus dem Zusammensetzungsbereich mit einer Koerzitivkraft Hc von nicht mehr als 100 mOe eine Probe (Fe&sub7;&sub3;Si&sub8;Al&sub1;&sub0;B&sub9;) mit einer hohen Sättigungsmagnetisierung von 165 emu/g erhalten.
Von diesen Proben wurden die Probe von Beispiel 4 (Fe&sub6;&sub9;Al&sub8;Si&sub1;&sub4;B&sub9;) und die Probe von Beispiel 7 (Fe&sub6;&sub8;Al&sub8;Si&sub1;&sub4;B&sub9;Nb&sub1;) mit einer kleineren Koerzitivkraft als die üblichen FeSiB-amorphen Legierungsproben (Vergleichsbeispiel 1) gemessen, in Hinsicht auf die Kristallkonstante a (Å), die Kristallteilchengrösse D (Å), die erste Kristallisationstemperatur TX&sub1; (ºC) und die zweite Kristallisationstemperatur TX&sub2; (ºC). Die gemessenen Daten sind in nachstehend in Tabelle 2 gezeigt. TABELLE 2
Die Daten der Tabelle 2 zeigen, dass die ΔT-Werte für die Beispiele 4 und 7 der vorliegenden Erfindung signifikant grösser sind als jene des Vergleichsbeispiels 2. Aus den oben in Tabelle 2 gezeigten Daten konnte bestätigt werden, dass die Legierungen der vorliegenden Erfindung kristalline Teilchen eines k.r.z.-Mischkristalls mit einer Teilchengrösse von etwa 300 Å und hauptsächlich aus Eisen bestehend besitzen, wie sie bei einer durch Wärmebehandlung durchzuführenden Kristallisation geformt werden.
Die erste Kristallisationstemperatur TX&sub1; ist die Temperatur, bei der die weichmagnetischen Legierungsproben auf Fe-Basis unter Verwendung der herkömmlichen Wärmebehandlungsgeräte hergestellt werden können. Hinsichtlich der Beziehung zwischen der ersten Kristallisationstemperatur TX&sub1; und der zweiten Kristallisationstemperatur TX&sub2; dieser Proben betrug die Differenz der zwei Temperaturen TX&sub1; und TX&sub2; 95ºC in der Probe von Beispiel 4 und 125ºC in der Probe von Beispiel 7, und in Vergleichsbeispiel 2 30ºC. Ausgehend von den Daten wird angenommen, dass die die weichmagnetische Eigenschaft der Legierungen störende Kristallbildung gut durch die Auswahl der angemessenen Wärmebehandlungstemperatur gehemmt werden kann.
Die Legierung von Beispiel 9 (Fe&sub6;&sub6;Si&sub1;&sub4;Al&sub8;Nb&sub3;B&sub9;), die besonders hervorragende Eigenschaften von hoher Permeabilität, niedrigem Wirbelstromverlust und niedriger Magnetostriktion besitzt, wurde ausführlich erforscht und untersucht, und die Ergebnisse der Untersuchung sind unten aufgeführt.
Im einzelnen wurde die Legierung mit einem Ein- Walzenverfahren in eine Bandprobe mit einer Breite von 2,8 mm und einer Dicke von 17 µm geformt. Ein Röntgenbeugungsbild der Bandprobe wurde unmittelbar nach dem Abschrecken oder nach der Wärmebehandlung in einer Stickstoffgasatmosphäre bei 580ºC für 1 Stunde erhalten. Fig. 4 zeigt die erhaltenen Röntgenbeugungskurven, in denen (a) die abgeschreckte Probe anzeigt und ein Halo- Muster aufweist, das spezifisch für eine amorphe Legierung ist, und in der (b) die wärmebehandelte Probe anzeigt und ein für k.r.z.-Kristalle spezifisches Beugungsmaximum aufweist. Speziell das Muster (b) ergibt ein Maximum, das die Reflexion eines regelmässigen Gitters von DO&sub3;-Struktur im Kleinwinkelbereich anzeigt.
Die Bandprobe der Legierung von Beispiel 9 (Fe&sub6;&sub6;Si&sub1;&sub4;Al&sub8;Nb&sub3;B&sub9;) wurde in einen gewickelten Magnetkern mit einem inneren Durchmesser von 15 mm, einem äusseren Durchmesser von 19 mm und einer Höhe von 2,8 mm geformt, der dann in einer Stickstoffatmosphäre für 1 Stunde wärmebehandelt wurde. Die Wärmebehandlungstemperatur- Abhängigkeit der magnetischen Flussdichte B&sub1;&sub0; (T) und der Koerzitivkraft Hc (mOe) der gewickelten Magnetkernprobe in einem angelegten Magnetfeld von 100 e wurde untersucht, was in Fig. 5 dargestellt ist. Wie aus Fig. 5 ersichtlich, ist die magnetische Flussdichte B&sub1;&sub0; etwa 0,7 T im Bereich der Wärmebehandlungstemperatur von 550 bis 670ºC. Hinsichtlich der Koerzitivkraft Hc hat diese einen minimalen Wert von 12 mOe bei 580ºC und steigt mit Erhöhung der Wärmebehandlungstemperatur an.
Fig. 6 und Fig. 7 zeigen jeweils die Wärmebehandlungstemperatur-Abhängigkeit der effektiven magnetischen Permeabilität µe der gewickelten Magnetkernprobe bei verschiedenen Frequenzen und dieselbe Abhängigkeit des Wirbelstromverlusts (100 kHz, 0,1 T) der selben Probe. Ausgehend von Fig. 6 wird festgestellt, dass die effektive magnetische Permeabilität µe einen maximalen Wert bei 580ºC im Niederfrequenzbereich (10 kHz oder weniger) besitzt und dann allmählich mit Erhöhung der Wärmebehandlungstemperatur in den selben Bereich abnimmt. Auf der anderen Seite wird ferner festgestellt, dass im Hochfrequenzbereich (100 kHz oder mehr) die den maximalen Wert der effektiven magnetischen Permeabilität ergebende Temperatur bei Erhöhung der Frequenz zur Hochtemperaturseite verschoben wird. Ausgehend von Fig. 7 wird festgestellt, dass der Wirbelstromverlust zufriedenstellend niedrig ist oder beinahe etwa 10 W/g im Temperaturbereich der Wärmebehandlung von 580ºC bis 670ºC beträgt.
Hinsichtlich der Legierung von Beispiel 9 nach einer 1-stündigen Wärmebehandlung in einer Stickstoffgasatmosphäre zeigt Fig. 8 die Wärmebehandlungstemperatur-Abhängigkeit der Kristallteilchengrösse D&sub1;&sub1;&sub0; (Å), abgeleitet aus der Halbwertsbreite des (110) Beugungsintensitätsmaximums des k.r.z.-Kristalls der Legierung unter Verwendung der Sheller-Formel, und die Wärmebehandlungstemperaturabhängigkeit der Gitterkonstanten a (Å), die auf dieselbe Weise aus dem (110) Beugungsmaximum des k.r.z.-Kristalls erhalten wurde. Wie aus Fig. 8 ersichtlich, beträgt die Kristallteilchengrösse immer fast 140 Å, ungeachtet der Anhebung der Wärmebehandlungstemperatur. Andererseits wird jedoch festgestellt, dass die Gitterkonstante allmählich mit dem Ansteig der Wärmebehandlungstemperatur abnimmt.
Fig. 9 zeigt die Wärmebehandlungstemperaturabhängigkeit der Sättigungsmagnetostriktionskonstante λs (x 10&supmin;&sup6;) der Legierung von Beispiel 9 nach einer 1-stündigen Wärmebehandlung in einer Stickstoffgasatmosphäre. Wie aus Fig. 9 ersichtlich, nimmt die Sättigungsmagnetostriktion allmählich mit Anstieg der Wärmebehandlungstemperatur ab. Im einzelnen wird festgestellt, dass die Legierungsprobe im Temperaturbereich der Wärmebehandlung von 600ºC oder höher eine Magnetostriktion von fast Null aufweist.
Ein gewickelter Magnetkern mit einem inneren Durchmesser von 15 mm, einem äusseren Durchmesser von 19 mm und einer Höhe von 2,8 mm wurde aus der Legierung von Beispiel 9 der vorliegenden Erfindung hergestellt und bei 580 oder 600ºC wärmebehandelt. Fig. 10 zeigt den Frequenzverlauf der effektiven magnetischen Permeabilität µe jeder einzelnen der zwei wärmebehandelten, gewickelten Magnetkernproben. Sie zeigt ebenfalls den Frequenzverlauf der effektiven magnetischen Permeabilität der Legierungen von Vergleichsbeispiel 1 und Vergleichsbeispiel 2 und einem typischen Mn-Zn-Ferrit. Ausgehend von Fig. 10 wird festgestellt, dass die Legierung der vorliegenden Erfindung einen grösseren Wert der magnetischen Permeabilität als die herkömmliche amorphe Legierung (Vergleichsbeispiel 1) und das Mn-Zn-Ferrit besitzt. Es wird zusätzlich festgestellt, dass die Legierung der vorliegenden Erfindung im Vergleich mit der feinkristallinen, weichmagnetischen Legierung mit einem guten Frequenzverlauf (Vergleichsbeispiel 2) eine höhere effektive magnetische Permeabilität im Hochfrequenzbereich von 100 kHz oder mehr besitzt. Ausgehend von den Daten wird festgestellt, dass die Legierung der vorliegenden Erfindung eine neuartige, feinkristalline, weichmagnetische Legierung mit hervorragenden magnetischen Eigenschaften im Hochfrequenzbereich ist.
Fig. 11 und Fig. 12 zeigen jeweils die Frequenzabhängigkeit (Kennlinie) bzw. die magnetische Flussdichteabhängigkeit des Wirbelstromverlusts (W/g) des gewickelten Magnetkerns von Beispiel 9 (580ºC) wie oben. Sie zeigen ebenfalls die Frequenzabhängigkeit bzw. die magnetische Flussdichteabhängigkeit des Wirbelstromverlusts der Legierungen von Vergleichsbeispiel 1 und Vergleichsbeispiel 2 und einem typischen Mn-Zn- Ferrit. Hinsichtlich der Frequenzabhängigkeit des Wirbelstromverlusts jeder einzelnen Probe, die in Fig. 11 gezeigt wird, wird festgestellt, dass die Legierung der vorliegenden Erfindung einen kleineren Wirbelstromverlust im Frequenzbereich von 10 bis 700 kHz als eine herkömmliche amorphe Legierung, ein Mn-Zn-Ferrit und eine feinkristalline, weichmagnetische Legierung besitzt. Hinsichtlich der magnetischen Flussdichteabhängigkeit des Wirbelstromverlusts jeder einzelnen Probe, die in Fig. 12 gezeigt ist, wird festgestellt, dass die Legierung von Beispiel 9 (580ºC) einen kleineren Wirbelstromverlust im Bereich der magnetischen flussdichte von 0,1 bis 0,5 T als eine herkömmliche amorphe Legierung, ein Mn-Zn-Ferrit und eine feinkristalline, weichmagnetische Legierung besitzt. Diese Ergebnisse zeigen, dass die Legierung der vorliegenden Erfindung hervorragende magnetische Eigenschaften, verglichen mit einer herkömmlichen Legierung, besitzt.

BEISPIELE 10 BIS 25

Ein amorphes Band mit einer Breite von etwa 1,3 mm und einer Dicke von etwa 18 µm wurde aus einer Fe, Si, Al, B und Nb enthaltenden Schmelze in einer Argongasatmosphäre von 1 Atmosphäre Druck mit einem Ein-Walzenverfahren hergestellt. Das Legierungsband wurde in einen gewickelten Magnetkern mit einem inneren Durchmesser von 15 mm, einem äusseren Durchmesser von 19 mm und einer Höhe von 1,3 mm geformt. Nachdem der gewickelte Kern in der Abwesenheit eines Magnetfelds bestmöglich wärmebehandelt war, wurden die Koerzitivkraft Hc (mOe), die Sättigungsmagnetostriktionskonstante λs (x 10&supmin;&sup6;), die effektive Permeabilität (µ) (bei einer Frequenz von 100 kHz und einem Erregermagnetfeld von 5 mOe) und der Wirbelstromverlust (bei einer Frequenz von 100 kHz und einer maximalen magnetischen Flussdichte von 0,1 T) eines jeden Kerns gemessen. Die Zusammensetzung der Proben und die erhaltenen Ergebnisse sind unten in Tabelle 3 gezeigt. TABELLE 3
Beispiel 10 Fe&sub6;&sub9;Si&sub1;&sub2;Al&sub7;Nb&sub3;B&sub9;
Beispiel 11 Fe&sub6;&sub8;Si&sub1;&sub2;Al&sub8;Nb&sub3;B&sub9;
Beispiel 12 Fe&sub6;&sub7;Si&sub1;&sub2;Al&sub9;Nb&sub3;B&sub9;
Beispiel 13 Fe&sub6;&sub6;Si&sub1;&sub2;Al&sub1;&sub0;Nb&sub3;B&sub9;
Beispiel 14 Fe&sub6;&sub8;Si&sub1;&sub3;Al&sub7;Nb&sub3;B&sub9;
Beispiel 15 Fe&sub6;&sub7;Si&sub1;&sub3;Al&sub8;Nb&sub3;B&sub9;
Beispiel 16 Fe&sub6;&sub6;Si&sub1;&sub3;Al&sub9;Nb&sub3;B&sub9;
Beispiel 17 Fe&sub6;&sub5;Si&sub1;&sub3;Al&sub1;&sub0;Nb&sub3;B&sub9;
Beispiel 18 Fe&sub6;&sub7;Si&sub1;&sub4;Al&sub7;Nb&sub3;B&sub9;
Beispiel 19 Fe&sub6;&sub5;Si&sub1;&sub4;Al&sub9;Nb&sub3;B&sub9;
Beispiel 20 Fe&sub6;&sub4;Si&sub1;&sub4;Al&sub1;&sub0;Nb&sub3;B&sub9;
Beispiel 21 Fe&sub6;&sub6;Si&sub1;&sub5;Al&sub7;Nb&sub3;B&sub9;
Beispiel 22 Fe&sub6;&sub5;Si&sub1;&sub5;Al&sub8;Nb&sub3;B&sub9;
Beispiel 23 Fe&sub6;&sub4;Si&sub1;&sub5;Al&sub9;Nb&sub3;B&sub9;
Beispiel 24 Fe&sub6;&sub5;Si&sub1;&sub6;Al&sub7;Nb&sub3;B&sub9;
Beispiel 25 Fe&sub6;&sub4;Si&sub1;&sub6;Al&sub8;Nb&sub3;B&sub9;
Wie aus den Ergebnissen in obiger Tabelle 3 ersichtlich, zeigen die Legierungen der Beispiel 10 bis 25, die kein Nickel enthalten, eine sehr niedrige Magnetostriktion im Bereich des Al-Gehalts von 7 bis 10 Atom-%.

BEISPIELE 26 BIS 39, VERGLEICHSBEISPIEL 3

Ein amorphes Band mit einer Breite von etwa 2,8 mm und einer Dicke von etwa 18 µm wurde nach dem selben Verfahren wie in Beispiel 10 geformt. Das Legierungsband wurde in einen gewickelten Magnetkern mit einem inneren Durchmesser von 15 mm, einem äusseren Durchmesser von 19 mm und einer Höhe von 2,8 mm geformt. Nachdem der gewickelte Kern in der Abwesenheit eines magnetischen Felds bestmöglich wärmebehandelt war, wurden die effektive Permeabilität (µ) (bei einer-Frequenz von 100 kHz und einem Erregermagnetfeld von 5 mOe) und der Wirbelstromverlust (bei einer Frequenz von 100 kHz und einer maximalen magnetischen Flussdichte von 0,1 T) eines jeden Kerns gemessen. Die Zusammensetzung der Proben und die erhaltenen Ergebnisse sind nachstehend in Tabelle 4 gezeigt. TABELLE 4
Wie aus den Ergebnissen in obiger Tabelle 4 ersichtlich, zeigt die Legierung mit mehr als 9 Atom-% B einen niedrigen Wirbelstromverlust und eine hohe Permeabilität.

BEISPIELE 40 BIS 59

Ein amorphes Band mit einer Breite von etwa 1,3 mm und einer Dicke von etwa 18 µm wurde aus einer Fe, Si, Al, B und M' enthaltenden Schmelze in eine Argongasatmosphäre von 1 Atmosphäre Druck mit einem Ein-Walzenverfahren geformt. Das Legierungsband wurde in einen gewickelten Magnetkern mit einem inneren Durchmesser von 15 mm, einem äusseren Durchmesser von 19 mm und einer Höhe von 1,3 mm geformt. Nachdem der gewickelte Kern in der Abwesenheit eines Magnetfelds bestmöglich wärmebehandelt war, wurden die Koerzitivkraft Hc (mOe), die Permeabilität (µ) (bei einer Frequenz von 100 kHz und einem Erregermagnetfeld von 5 mOe) und der Wirbelstromverlust (bei einer Frequenz von 100 kHz und einer maximalen magnetischen Flussdichte von 0,1 T) eines jeden Kerns gemessen. Die Zusammensetzung der Proben und die erhaltenen Ergebnisse sind unten in Tabelle 5 gezeigt. TABELLE 5
Beispiel 40 Fe&sub6;&sub6;Si&sub1;&sub4;Al&sub8;Mo&sub3;B&sub9;
Beispiel 41 Fe&sub6;&sub6;Si&sub1;&sub4;Al&sub8;Ta&sub3;B&sub9;
Beispiel 42 Fe&sub6;&sub6;Si&sub1;&sub4;Al&sub8;Cr&sub3;B&sub9;
Beispiel 43 Fe&sub6;&sub6;Si&sub1;&sub4;Al&sub8;V&sub3;B&sub9;
Beispiel 44 Fe&sub6;&sub6;Si&sub1;&sub4;Al&sub8;Ti&sub3;B&sub9;
Beispiel 45 Fe&sub6;&sub6;Si&sub1;&sub4;Al&sub8;W&sub3;B&sub9;
Beispiel 46 Fe&sub6;&sub6;Si&sub1;&sub4;Al&sub8;Mn&sub3;B&sub9;
Beispiel 47 Fe&sub6;&sub6;Si&sub1;&sub4;Al&sub8;Hf&sub3;B&sub9;
Beispiel 48 Fe&sub6;&sub6;Si&sub1;&sub4;Al&sub8;Zr&sub3;B&sub9;
Beispiel 49 Fe&sub6;&sub6;Si&sub1;&sub4;Al&sub8;Y&sub3;B&sub9;
Beispiel 50 Fe&sub6;&sub4;Si&sub1;&sub4;Al&sub8;Nb&sub2;Mo&sub2;B&sub1;&sub0;
Beispiel 51 Fe&sub6;&sub2;Si&sub1;&sub3;Al&sub8;Nb&sub3;Ta&sub2;B&sub1;&sub2;
Beispiel 52 Fe&sub6;&sub3;Si&sub1;&sub3;Al&sub8;Nb&sub3;Zr&sub1;B&sub1;&sub2;
Beispiel 53 Fe&sub6;&sub5;Si&sub1;&sub3;Al&sub8;Mo&sub2;W&sub2;B&sub1;&sub0;
Beispiel 54 Fe&sub6;&sub3;Si&sub1;&sub3;Al&sub7;Nb&sub4;Pd&sub3;B&sub1;&sub0;
Beispiel 55 Fe&sub6;&sub3;Si&sub1;&sub3;Al&sub6;Nb&sub4;Ru&sub4;B&sub1;&sub0;
Beispiel 56 Fe&sub6;&sub6;Si&sub1;&sub4;Al&sub4;Ga&sub4;Nb&sub4;B&sub1;&sub0;
Beispiel 57 Fe&sub6;&sub6;Si&sub1;&sub4;Al&sub6;Ge&sub3;Nb&sub4;B&sub1;&sub0;
Beispiel 58 Fe&sub6;&sub1;Si&sub1;&sub4;Al&sub8;Zr&sub4;B&sub9;C&sub4;
Beispiel 59 Fe&sub6;&sub3;Si&sub1;&sub4;Al&sub6;Zr&sub4;B&sub1;&sub0;P&sub3;
Wie aus den Ergebnissen in obiger Tabelle 5 ersichtlich, zeigen beide amorphe Legierungen, die ein anderes Element als Nb für M' einschliessen (Beispiele 40 bis 49, 53, 58 und 59), und Legierungen, die das Element zusammen mit Nb enthalten, hervorragende magnetische Eigenschaften.

BEISPIELE 60 BIS 66

Ein amorphes Band mit einer Breite von etwa 1,3 mm und einer Dicke von etwa 18 µm wurde mit dem selben Verfahren wie in Beispiel 10 geformt. Das Legierungsband wurde in einen gewickelten Magnetkern mit einem inneren Durchmesser von 15 mm, einem äusseren Durchmesser von 19 mm und einer Höhe von 1,3 mm geformt. Nachdem der gewickelte Kern in der Abwesenheit eines Magnetfelds bestmöglich wärmebehandelt war, wurden die effektive Permeabilität (µ) (bei einer Frequenz von 100 kHz und einem Erregermagnetfeld von 5 mOe) und der Wirbelstromverlust (bei einer Frequenz von 100 kHz und einer maximalen magnetischen Flussdichte von 0,1 T) eines jeden Kerns gemessen. Die Zusammensetzung der Proben und die erhaltenen Ergebnisse sind nachstehend in Tabelle 6 gezeigt. TABELLE 6

BEISPIELE 67 BIS 81

Ein amorphes Band mit einer Breite von etwa 2,8 mm und einer Dicke von etwa 18 µm wurde mit dem selben Verfahren wie in Beispiel 10 geformt. Das Legierungsband wurde in einen gewickelten Magnetkern mit einem inneren Durchmesser von 15 mm, einem äusseren Durchmesser von 19 mm und einer Höhe von 2,8 mm geformt. Nachdem der gewickelte Kern in der Abwesenheit eines Magnetfelds bestmöglich temperaturbehandelt war, wurden die effektive Permeabilität (µ) (bei einer Frequenz von 100 kHz und einem Erregermagnetfeld von 5 mOe) und der Wirbelstromverlust (bei einer Frequenz von 100 kHz und einer maximalen magnetischen Flussdichte von 0,1 T) eines jeden Kerns gemessen. Die Zusammensetzung der Proben und die erhaltenen Ergebnisse sind unten in Tabelle 7 gezeigt. TABELLE 7
Beispiel 67 Fe&sub6;&sub6;Ni1,6Si&sub1;&sub4;Al6,4Nb&sub3;B&sub9;
Beispiel 68 Fe&sub6;&sub6;Ni3,2Si&sub1;&sub4;Al4,8Nb&sub3;B&sub9;
Beispiel 69 Fe&sub6;&sub6;Ni&sub4;Si&sub1;&sub4;Al&sub4;Nb&sub3;B&sub9;
Beispiel 70 Fe&sub6;&sub6;Ni4,8Si&sub1;&sub4;Al3,2Nb&sub3;B&sub9;
Beispiel 71 Fe&sub6;&sub6;Ni5,5Si&sub1;&sub4;Al2,5Nb&sub3;B&sub9;
Beispiel 72 Fe69,4Ni2,4Si9,6Al6,6Nb&sub3;B&sub9;
Beispiel 73 Fe&sub6;&sub6;Ni2,8Si11,2Al&sub8;Nb&sub3;B&sub9;
Beispiel 74 Fe&sub6;&sub5;Ni&sub4;Si&sub1;&sub4;Al&sub4;Nb3,5B9,5
Beispiel 75 Fe&sub6;&sub5;Ni4,8Si&sub1;&sub4;Al3,2Nb3,5B9,5
Beispiel 76 Fe&sub6;&sub4;Ni&sub4;Si&sub1;&sub4;Al&sub4;Nb&sub4;B&sub1;&sub0;
Beispiel 77 Fe64,5Ni4,8Si13,5Al3,2Nb&sub4;B&sub1;&sub0;
Beispiel 78 Fe&sub6;&sub4;Ni&sub4;Si&sub1;&sub3;Al&sub4;Nb&sub4;B&sub1;&sub1;
Beispiel 79 Fe&sub6;&sub3;Ni4,8Si&sub1;&sub3;Al3,2Nb&sub4;B&sub1;&sub2;
Beispiel 80 Fe&sub6;&sub2;Ni4,5Si&sub1;&sub3;Al&sub4;Nb4,5B&sub1;&sub2;
Beispiel 81 Fe&sub5;&sub9;Ni&sub4;Si&sub1;&sub3;Al&sub4;Nb&sub6;B&sub1;&sub4;
Wie aus den Ergebnissen in obiger Tabelle 7 ersichtlich, zeigt die Legierung dieser Beispiele einen hervorragenden Wert des Wirbelstromverlusts wie auch der Permeabilität.
Weiterhin wurden die Frequenzabhängigkeit der effektiven Permeabilität (µ) und des Wirbelstromverlusts von Beispiel 69 ( ), das in der Abwesenheit eines magnetischen Felds wärmebehandelt wurde, gemessen. Zugleich wurde die Frequenzabhängigkeit der effektiven Permeabilität (µ) und des Wirbelstromverlusts von Beispiel 69 ( ), das in der Anwesenheit eines magnetischen Felds wärmebehandelt wurde, gemessen. Die erhaltenen Ergebnisse sind in den Fig. 13 und 14 gezeigt. Magnetische Hystereseschleifen in Erregermagnetfeldern (Hm) von 10 Oe, 1 Oe und 0,1 Oe sind ebenfalls in den Fig. 15 und 16 veranschaulicht.
Wie aus Fig. 13 ersichtlich, zeigt die Legierung der vorliegenden Erfindung bei Wärmebehandlung in der Anwesenheit eines Magnetfelds eine hohe Permeabilität im Hochfrequenzbereich von 100 kHz oder mehr. Besonders im Bereich von 200 kHz oder mehr zeigt die Legierung der vorliegenden Erfindung eine höhere Permeabilität als diejenige (Δ) eines Bandes (Vergleichsbeispiel 2, mit einer Breite von 5 mm und einer Dicke von 18 µm) einer weichmagnetischen Legierung mit einem guten Frequenzverlauf, die in der Anwesenheit eines Magnetfelds wärmebehandelt wurde.
Wie aus Fig. 14 ersichtlich, wird der Wirbelstromverlust der Verbindung der vorliegenden Erfindung durch Wärmebehandlung in der Anwesenheit eines Magnetfelds deutlich herabgesetzt. Der Wert des Wirbelstomverlusts ist niedriger als jener (Δ) eines Bandes (Vergleichsbeispiel 2, mit einer Breite von 5 mm und einer Dicke von 18 µm), das in der Anwesenheit eines Magnetfelds wärmebehandelt wurde.
Weiterhin ist aus dem Vergleich der magnetischen Hystereseschleife der Legierung vor der Wärmebehandlung und jener der wärmebehandelten Legierung ersichtlich, dass die Legierung der vorliegenden Erfindung hervorragende weichmagnetische Eigenschaften durch Wärmebehandlung in der Anwesenheit eines Magnetfelds aufweist. Das Röntgenbeugungsbild von Beispiel 69, welches für 1 Stunde in einer Stickstoffatmosphäre wärmebehandelt wurde, ist in Fig. 17 gezeigt.

BEISPIELE 82 BIS 86

Ein amorphes Band (Fe-Co-Si-Al-Nb-B) mit einer Breite von etwa 2,8 mm und einer Dicke von etwa 18 µm wurde in dem selben Verfahren wie in Beispiel 10 geformt. Das Legierungsband wurde in einen gewickelten Magnetkern mit einem inneren Durchmesser von 15 mm, einem äusseren Durchmesser von 19 mm und einer Höhe von 2,8 mm geformt. Nachdem der gewickelte Kern in der Abwesenheit eines Magnetfelds bestmöglich wärmebehandelt war, wurde er weiterhin in der Anwesenheit eines Magnetfelds wärmebehandelt. Die Permeabilität (µ) (bei einer Frequenz von 100 kHz und einem Erregermagnetfeld von 5 mOe) und der Wirbelstromverlust (bei einer Frequenz von 100 kHz und einer maximalen magnetischen Flussdichte von 0,1 T) des Kerns vor der Wärmebehandlung und des wärmebehandelten Kerns im Magnetfeld wurden gemessen. Die Zusammensetzung der Legierung und die erhaltenen Ergebnisse sind nachstehend in Tabelle 8 gezeigt. TABELLE 8
Beispiel 82 Fe&sub6;&sub6;Co1,6Si&sub1;&sub4;Al6,4Nb&sub3;B&sub9;
Beispiel 83 Fe&sub6;&sub6;Co3,2Si&sub1;&sub4;Al4,8Nb&sub3;B&sub9;
Beispiel 84 Fe&sub6;&sub6;Co&sub4;Si&sub1;&sub4;Al&sub4;Nb&sub3;B&sub9;
Beispiel 85 Fe&sub6;&sub6;Co2,8Si11,2Al&sub8;Nb&sub3;B&sub9;
Beispiel 86 Fe&sub6;&sub6;Co5,6Si8,4Al&sub8;Nb&sub3;B&sub9;
Wie aus den Ergebnissen in obiger Tabelle 8 ersichtlich, zeigt die Legierung mit Co anstelle von Ni einen genauso niedrigen Wirbelstromverlust wie jene mit Ni, wohingegen einige Beispiele mit Co eine niedrigere Permeabilität als letztere aufweisen.
Der Kristallgehalt (feinkristalline Teilchen) beträgt 60 % oder mehr in der Legierung aller oben erwähnten Beispiele.

MÖGLICHKEIT DER INDUSTRIELLEN VERWERTUNG:

Wie aus den Ergebnissen der oben erwähnten Beispiele ersichtlich, liefert die vorliegende Erfindung eine neuartige, weichmagnetische Legierung auf Fe-Basis, die durch Hinzufügen von Al zu einer Fe-Si-B- Legierungszusammensetzung hergestellt wird, und die hervorragende weichmagnetische Eigenschaften aufweist. Da die weichmagnetische Legierung auf Fe-Basis der vorliegenden Erfindung zusätzlich eine grosse Temperaturdifferenz zwischen der Kristallisationstemperatur der Kristalle, die eine gute weichmagnetische Eigenschaft aufweisen, und der Kristallisationstemperatur der Kristalle, die die weichmagnetische Eigenschaft stören, aufweist, ist der Bereich der Temperatur der Wärmebehandlung genügend weiter als jener der herkömmlichen amorphen Legierungen.
Die weichmagnetische Legierung auf Fe-Basis der vorliegenden Erfindung zeigt eine sehr niedrige Magnetostriktion durch Hinzufügen von Al und gleichzeitiges Ersetzen eines Teils von Fe durch Ni (Co), wodurch ein Magnetkern mit einem niedrigen Wirbelstromverlust erhalten werden kann.
Weiterhin können gemäss der vorliegenden Erfindung Nb oder ähnliche Elemente zu einer Fe-Si-Al-B- Legierungszusammensetzung hinzugefügt werden, um eine neuartige weichmagnetische Legierung auf Fe-Basis mit hervorragenden weichmagnetischen Eigenschaften zu erhalten, die insbesondere eine äusserst niedrige Koerzitivkraft, einen niedrigen Wirbelstromverlust und eine niedrige Magnetostriktion ebenso wie eine hohe Permeabilität im Hochfrequenzbereich aufweist.
Da die Legierung der vorliegenden Erfindung hervorragende Eigenschaften, wie oben erwähnt, besitzt, ist sie wertvoll für solche Anwendungen wie (als Material für einen Magnetkern für) Hochfrequenzwandler, Gleichtakt- Drosselspulen, Magnetverstärker, Drosselwiderstände für Filter, Signalwandler, Tonköpfe, usw..

Claims

1. Weichmagnetische Legierung auf Fe-Basis mit einer Zusammensetzung gemäss der allgemeinen Formel:

(Fe1-xMx)100-a-b-c-dSiaAlbBcM'd

wobei M Co und/oder Ni ist;

M' ist wenigstens ein Element ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus Nb, Mo, Zr, W, Ta, Hf, Ti, V, Cr, Mn, Y, Pd, Ru, Ga, Ge, C und P;

x ist ein Atomverhältnis;

a, b, c und d sind jeweils Atom-%; und

x, a, b, c und d erfüllen jeweils 0 ≤ x ≤ 0,15, 0 ≤ a ≤ 24, 2 < b ≤ 15, 4 ≤ c ≤ 20 und 0 ≤ d ≤ 10; und

wobei wenigstens 60 % der Legierungsstruktur durch eine kristalline Phase besetzt sind, und der Rest eine amorphe Phase ist.

2. Weichmagnetische Legierung auf Fe-Basis gemäss Anspruch 1, in der die kristalline Phase ein hauptsächlich aus Eisen bestehender k.r.z.- Mischkristall ist.

3. Weichmagnetische Legierung auf Fe-Basis gemäss Anspruch 1, in der M' Nb ist.

4. Weichmagnetische Legierung auf Fe-Basis gemäss Anspruch 1, in der der Gehalt (x) von M x = 0 ist.

5. Weichmagnetische Legierung auf Fe-Basis gemäss Anspruch 1, in der der Gehalt (x) von M 0,02 ≤ x ≤ 0,15 ist.

6. Weichmagnetische Legierung auf Fe-Basis gemäss Anspruch 1, in der der Gehalt (x) von M 0,03 ≤ x ≤ 0,1 ist.

7. Weichmagnetische Legierung auf Fe-Basis gemäss Anspruch 1, in der M Ni ist.

8. Weichmagnetische Legierung auf Fe-Basis gemäss Anspruch 5, in der M Ni ist.

9. Weichmagnetische Legierung auf Fe-Basis gemäss Anspruch 6, in der M Ni ist.

10. Weichmagnetische Legierung auf Fe-Basis gemäss Anspruch 1, in der der Gehalt (b) von Al 2,5 ≤ b ≤ 15 ist.

11. Weichmagnetische Legierung auf Fe-Basis gemäss Anspruch 1, in der der Gehalt (b) von Al 3 ≤ b ≤ 12 ist.

12. Weichmagnetische Legierung auf Fe-Basis gemäss Anspruch 7, in der der Gehalt (b) von Al 3 ≤ b ≤ 10 ist.

13. Weichmagnetische Legierung auf Fe-Basis gemäss Anspruch 4, in der der Gehalt (b) von Al 7 ≤ b ≤ 12 ist.

14. Weichmagnetische Legierung auf Fe-Basis gemäss Anspruch 1, in der der Gehalt (c) von B 6 ≤ c ≤ 15 ist.

15. Weichmagnetische Legierung auf Fe-Basis gemäss Anspruch 1, in der der Gehalt (c) von B 9,5 ≤ c ≤ 15 ist.

16. Weichmagnetische Legierung auf Fe-Basis gemäss Anspruch 1, in der der Gehalt (c) von B 10 ≤ c ≤ 14 ist.