DE19712526A1

DE19712526A1 - Magnetisch weiches Metallegierungsglas auf Fe-Basis

Info

Publication number: DE19712526A1
Application number: DE19712526A
Authority: DE
Inventors: Akihisa Inoue; Takao Mizushima; Koichi Fujita; Ooki Yamaguchi; Akihiro Makino
Original assignee: Alps Electric Co Ltd; Japan Science and Technology Corp
Current assignee: Inoue Akihisa Sendai Jp; Alps Alpine Co Ltd
Priority date: 1996-03-25
Filing date: 1997-03-25
Publication date: 1997-10-02
Anticipated expiration: 2017-03-26
Also published as: DE19712526C2; JPH09320827A; JP3710226B2; US5961745A

Description

Die vorliegende Erfindung betrifft ein magnetisch weiches Legierungsglas auf Fe-Basis, das im Vergleich zu Bändern aus amorpher Legierung des Stands der Technik eine größere Dicke besitzt und hervorragende magnetische Eigenschaften und einen hohen spezifischen Widerstand zeigt.

Es war bekannt, daß einige vielelementige amorphe Legierungen vor der Kristallisation breite Unterkühlungstemperaturbereiche haben und Legierungsgläser ausbilden. Es war auch bekannt, daß derartige Legierungsgläser als massive Legierungen, die eine beträchtlich größere Dicke haben als Bänder aus amorpher Legierung, die durch Abschreckverfahren einer Flüssigkeit nach dem Stand der Technik gebildet wurden, gebildet werden können.

Beispiel für Legierungsgläser nach dem Stand der Technik sind Ln-Al-TM-Legierungen, Mg-Ln-TM-Legierungen, Zr-Al-TM-Legierungen, Hf-Al-TM-Legierungen und Ti-Zr-Be-TM-Legierungen, in denen Ln ein Seltenerdelement angibt und TM ein Übergangsmetallelement angibt. Diese Legierungsgläser weisen jedoch bei Raumtemperatur keine magnetischen Eigenschaften auf und daher können sie auf industriellen Anwendungsgebieten nicht als magnetische Materialien eingesetzt werden. Daher wurde Forschung und Entwicklung ausgeführt bezüglich dünner, massiver Legierungsgläser, die bei Raumtemperatur Magneteigenschaften aufweisen.

Bei Legierungsgläsern verschiedener Zusammensetzungen, die in der Lage sind, einen Zustand einer unterkühlten Flüssigkeit oder Schmelze auszubilden, ist die Temperaturdifferenz zwischen der Kristallisationstemperatur (T_x) und der Glasübergangstemperatur (T_g), d. h. (T_x-T_g), im allgemeinen zu gering zur Ausbildung eines in der Praxis verwendbaren Legierungsglases. Daher hat auf metallurgischen Gebieten eine Legierung mit einem breiten Unterkühlungstemperaturbereich und der Fähigkeit zur Ausbildung eines Legierungsglases durch Unterkühlung Aufmerksamkeit erregt, weil eine derartige Legierung die Einschränkung hinsichtlich der Dicke bekannter amorpher Legierungen überwinden kann. Dementsprechend wurde die Entwicklung eines bei Raumtemperatur ferromagnetische Eigenschaften aufweisenden Legierungsglases dringend erwartet.

Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist es, ein Legierungsglas auf Fe-Basis bereitzustellen, das bei Raumtemperatur magnetisch weiche Eigenschaften aufweist, eine größere Dicke hat als eine nach einem konventionellen Unterkühlungsverfahren hergestellte amorphe Legierung, in massiver Form erzeugt werden kann und einen hohen spezifischen Widerstand hat.

Die Aufgabe wird gelöst durch das magnetisch weiche Legierungsglas auf Fe-Basis gemäß Anspruch 1 und das Band aus dem magnetisch weichen Legierungsglas auf Fe-Basis gemäß Anspruch 13. Vorteilhafte Weiterbildungen der Erfindung sind in den jeweiligen Unteransprüchen angegeben.

Gemäß der vorliegenden Erfindung ist ein magnetisch weiches Legierungsglas auf Fe-Basis dadurch gekennzeichnet, daß die Temperaturdifferenz ΔT_x einer unterkühlten Flüssigkeit des Legierungsglases, ausgedrückt durch die Gleichung ΔT_x = T_x-T_g, in der T_x die Kristallisationstemperatur und T_g die Glasübergangstemperatur darstellt, nicht weniger als 35K ist und daß der spezifische Widerstand nicht weniger als 1,5 µΩm ist.

Das magnetisch weiche Legierungsglas auf Fe-Basis kann ein anderes metallisches Element außer Fe und ein nicht-metallisches oder halbmetallisches Element enthalten.

Das nicht-metallische oder halbmetallische Element weist bevorzugt mindestens ein Element auf, das ausgewählt ist aus der Gruppe, die besteht aus P, C, B und Ge.

Das nicht-metallische oder halbmetallische Element kann mindestens ein Element aufweisen, das ausgewählt ist aus der Gruppe, die besteht aus P, C, B und Ge; und Si.

Das von Fe verschiedene metallische Element weist bevorzugt mindestens ein metallisches Element auf, das zu den Gruppen IIIB und IVB des Periodensystems gehört.

Das von Fe verschiedene metallische Element weist bevorzugt mindestens ein Element auf, das ausgewählt ist aus der Gruppe, die besteht aus Al, Ga, In und Sn.

Das magnetisch weiche Legierungsglas auf Fe-Basis kann aufweisen: 1 bis 10 Atomprozent Al, 0,5 bis 4 Atomprozent Ga, 9 bis 15 Atomprozent P, 5 bis 7 Atomprozent C, 2 bis 10 Atomprozent B und Rest Fe.

Alternativ kann das magnetisch weiche Legierungsglas auf Fe-Basis aufweisen: 1 bis 10 Atomprozent Al, 0,5 bis 4 Atomprozent Ga, 9 bis 15 Atomprozent P, 5 bis 7 Atomprozent C, 2 bis 10 Atomprozent B, 0 bis 15 Atomprozent Si und Rest Fe.

Das magnetisch weiche Legierungsglas auf Fe-Basis kann außerdem 0 bis 4 Atomprozent Ge aufweisen.

Das magnetisch weiche Legierungsglas auf Fe-Basis kann außerdem nicht mehr als 7 Atomprozent mindestens eines Elements aufweisen, das ausgewählt ist aus der Gruppe, die besteht aus Nb, Mo, Hf, Ta, W, Zr und Cr.

Das magnetisch weiche Legierungsglas auf Fe-Basis kann vorliegen als ein Band mit einer Dicke von nicht weniger als 20 µm.

Das magnetisch weiche Legierungsglas auf Fe-Basis ist bevorzugt ein Band mit einer Dicke zwischen 20 µm und 200 µm.

Das magnetisch weiche Legierungsglas auf Fe-Basis ist bevorzugt ein Band mit einer Dicke zwischen 20 µm und 250 µm.

Das magnetisch weiche Legierungsglas auf Fe-Basis hat ein Halo-Röntgenbeugungsbild.

Das magnetisch weiche Legierungsglas auf Fe-Basis kann bei einer Temperatur zwischen 300°C und 500°C getempert werden.

Bei dem magnetisch weichen Legierungsglas auf Fe-Basis gemäß der vorliegenden Erfindung kann, weil der Temperaturunterschied ΔT_x der unterkühlten Flüssigkeit nicht weniger als 35°C beträgt und das Legierungsglas einen spezifischen Widerstand von nicht weniger als 1,5 µΩm hat, ein massives Legierungsglas erhalten werden, das die Beschränkung hinsichtlich der Dicke, die konventionellen Bändern aus amorpher Legierung eigen ist, überwindet und bei Raumtemperatur magnetisch weiche Eigenschaften aufweist.

Das magnetisch weiche Metallegierungsglas auf Fe-Basis gemäß der vorliegenden Erfindung kann hergestellt werden mit einer Dicke von nicht weniger als 20 µm, bevorzugt zwischen 20 und 200 µm und besonders bevorzugt zwischen 20 und 250 µm, wenn es Si enthält, hat einen spezifischen Widerstand von nicht weniger als 1,5 µΩm und weist bei Raumtemperatur weichmagnetische Eigenschaften auf. Genauer, das massive magnetisch weiche Legierungsglas auf Fe-Basis hat eine hohe Sättigungsmagnetisierung, eine geringe Koerzitivkraft und eine hohe Permeabilität.

In den Zeichnungen zeigen:

Fig. 1 eine graphische Darstellung, die Röntgenbeugungsbilder von Proben mit verschiedenen Dicken zwischen 35 µm und 229 µm veranschaulicht;

Fig. 2 Differentialscanningkalorimetrie-Thermogramme (DSC-Thermogramme) von Proben mit verschiedenen Dicken zwischen 35 µm und 229 µm;

Fig. 3 DSC-Thermogramme von Proben mit verschiedenen Dicken zwischen 151 µm und 229 µm;

Fig. 4 eine graphische Darstellung, die die Veränderung der Kristallisationstemperatur T_x, der Glasübergangstemperatur T_g und ΔT_x bei verschiedenen Dicken veranschaulicht;

Fig. 5 eine graphische Darstellung, die die Veränderung der Sättigungsmagnetisierung, der Koerzitivkraft und der Permeabilität bei verschiedenen Dicken veranschaulicht;

Fig. 6 eine graphische Darstellung auf der Basis von Daten, die zum Teil aus Fig. 5 gewonnen wurden;

Fig. 7 eine graphische Darstellung, die Röntgenbeugungsbilder einer Probe mit einer Dicke von 229 µm vor und nach dem Tempern veranschaulicht;

Fig. 8 eine graphische Darstellung, die für verschiedene Dicken Veränderungen der Sättigungsmagnetisierung, Koerzitivkraft und Permeabilität von Proben, die bei verschiedenen Temperaturen getempert wurden, veranschaulicht;

Fig. 9 eine graphische Darstellung auf der Basis von Daten, die zum Teil aus Fig. 8 gewonnen wurden;

Fig. 10 eine graphische Darstellung, die für verschiedene Dicken Veränderungen der Sättigungsmagnetisierung, Koerzitivkraft und Permeabilität von Proben verschiedener Zusammensetzung veranschaulicht;

Fig. 11 eine graphische Darstellung, die die Beziehung zwischen maximaler Biegung und der Dicke von Proben mit verschiedener Zusammensetzung veranschaulicht;

Fig. 12 eine graphische Darstellung, die die Abhängigkeit der Permeabilität von der Dicke eines konventionellen amorphen Materials auf Fe-Basis und eines Legierungsglases mit einer Zusammensetzung gemäß der vorliegenden Erfindung veranschaulicht;

Fig. 13 eine graphische Darstellung, die die Abhängigkeit des spezifischen Widerstands von der Dicke eines konventionellen amorphen Materials auf Fe-Basis und eines Legierungsglases mit einer Zusammensetzung gemäß der vorliegenden Erfindung veranschaulicht;

Fig. 14 eine graphische Darstellung von Röntgendiffraktionsbildern von Proben, die 71 bis 76 Atomprozent Fe enthalten;

Fig. 15 graphische Darstellungen, die die Abhängigkeit der Kristallisationstemperatur T_x, der Glasübergangstemperatur T_g, ΔT_x und t_max vom Fe-Gehalt veranschaulichen;

Fig. 16 graphische Darstellungen, die die Abhängigkeit der Sättigungsmagnetisierung, der Koerzitivkraft, der Permeabilität und der Magnetostriktion vom Fe-Gehalt veranschaulichen;

Fig. 17 DSC-Thermogramme von Proben mit den Zusammensetzungen Fe_70+xAl₅Ga₂(P₅₅C₂₅B₂₀)_23-x;

Fig. 18 eine graphische Darstellung, die Röntgenbeugungsbilder von Proben, die Si enthalten und verschiedene Dicken zwischen 20 µm und 250 µm haben, veranschaulicht;

Fig. 19 eine graphische Darstellung, die Röntgenbeugungsbilder einer Probe, die Si enthält und eine Dicke von 470 µm hat, veranschaulicht;

Fig. 20 DSC-Thermogramme von Si enthaltenden Proben;

Fig. 21 graphische Darstellungen, die die Abhängigkeit der Kristallisationstemperatur T_x, der Glasübergangstemperatur T_g und ΔT_x von der Dicke veranschaulichen;

Fig. 22 graphische Darstellungen, die die Abhängigkeit der Sättigungsmagnetisierung, der Koerzitivkraft und der Permeabilität von der Dicke einer Si enthaltenden Probe vor und nach dem Tempern veranschaulichen;

Fig. 24 DSC-Thermogramme von Proben mit den Zusammensetzungen Fe₇₂Al₅Ga₂P_11-xC₆B₄Si_x;

Fig. 25 graphische Darstellungen, die T_x, ΔT_x und t_max von Proben, die ausgedrückt werden durch Fe₇₂Al₅Ga₂P_11-xC₆B₄Si_x und unterschiedliche Si-Gehalte haben, veranschaulichen;

Fig. 26 graphische Darstellungen, die die Sättigungsmagnetisierung und die Curie-Temperatur von Proben, die ausgedrückt werden durch Fe₇₂Al₅Ga₂P_11-xC₆B₄Si_x und unterschiedliche Si-Gehalte haben, veranschaulichen; und

Fig. 27 graphische Darstellungen, die die Abhängigkeit der Mikrostruktur oder des Feingefüges, der Koerzitivkraft und der Permeabilität von der Dicke von Proben, die ausgedrückt werden durch Fe₇₂Al₅Ga₂P_11-xC₆B₄Si_x und die unterschiedliche Si-Gehalte haben, veranschaulichen.

Die vorliegende Erfindung wird nun unter Bezugnahme auf die Zeichnungen beschrieben.

Es war bekannt, daß unter den Fe-Legierungen Fe-P-C-Legierungen, Fe-P-B-Legierungen und Fe-Ni-Si-B-Legierungen Glasübergänge haben. Die Temperaturdifferenzen ΔT_x der unterkühlten Flüssigkeiten oder Schmelzen dieser Legierungen sind jedoch nicht mehr als 25 K, was äußerst gering ist für die Bildung von Legierungsgläsern in der Praxis.

Im Gegensatz dazu hat das magnetisch weiche Legierungsglas auf Fe-Basis gemäß der vorliegenden Erfindung eine unerwartet große Temperaturdifferenz ΔT_x von mehr als 35 K oder von mehr als 40 bis 50 K für spezielle Zusammensetzungen. Außerdem weist das magnetisch weiche Legierungsglas auf Fe-Basis hervorragende weichmagnetische Eigenschaften bei Raumtemperatur auf. Darüberhinaus ist ein massives Legierungsglas, das im Vergleich zu einem Band aus amorpher Legierung besonders nützlich ist, aus der Zusammensetzung auf Fe-Basis erhältlich.

Das magnetisch weiche Metallegierungsglas auf Fe-Basis hat eine Zusammensetzung, die Fe als Grund- oder Hauptbestandteil, ein anderes metallisches Element außer Fe und ein metalloides Element (Nichtmetall- oder Halbmetall-Element) aufweist. Das andere metallische Element außer Fe ist ausgewählt aus der Gruppe, die besteht aus Elementen der Gruppen IIA, IIIA, IIIB, IVA, IVB, VA, VIA und VIIA des Periodensystems. Unter diesen werden Elemente der Gruppen IIIB und IVB bevorzugt verwendet. Beispiele für bevorzugte metallische Elemente sind Al (Aluminium), Ga (Gallium), In (Indium) und Sn (Zinn). Das magnetisch weiche Legierungsglas auf Fe-Basis kann außerdem mindestens ein metallisches Element enthalten, das ausgewählt ist aus der Gruppe, die besteht aus Ti (Titan), Hf (Hafnium), Cu (Kupfer), Mn (Mangan), Nb (Niob), Mo (Molybdän), Cr (Chrom), Ni (Nickel), Co (Cobalt), Ta (Tantal), W (Wolfram) und Zr (Zirkon). Beispiele für die metalloiden Elemente sind P (Phosphor), C (Kohlenstoff), B (Bor), Si (Silicium) und Ge (Germanium).

Das magnetisch weiche Legierungsglas auf Fe-Basis gemäß der vorliegenden Erfindung weist insbesondere auf: 1 bis 10 Atomprozent Al, 0,5 bis 4 Atomprozent Ga, 9 bis 15 Atomprozent P, 5 bis 7 Atomprozent C, 2 bis 10 Atomprozent B, wobei der Rest aus Fe und zufälligen Verunreinigungen besteht.

Zusatz von Si erhöht die Temperaturdifferenz ΔT_x der unterkühlten Flüssigkeit oder Schmelze und erhöht so die kritische Dicke, bei der eine einzige amorphe Phase ausgebildet wird. Als ein Ergebnis kann ein dickeres Legierungsglas mit höherwertigeren weichmagnetischen Eigenschaften bei Raumtemperatur hergestellt werden. Wenn Si im Überschuß anwesend ist, verschwindet der Bereich der unterkühlten Schmelze (Temperaturdifferenz) ΔT_x. Daher beträgt der bevorzugte Si-Gehalt nicht mehr als 15%.

Insbesondere weist das magnetisch weiche Legierungsglas auf Fe-Basis bevorzugt auf: 1 bis 10 Atomprozent Al, 0,5 bis 4 Atomprozent Ga, 9 bis 15 Atomprozent P, 5 bis 7 Atomprozent C, 2 bis 10 Atomprozent B, 0 bis 15 Atomprozent Si, mit dem Rest Fe und zufälligen Verunreinigungen.

Das magnetisch weiche Legierungsglas auf Fe-Basis kann außerdem 0 bis 4 Atomprozent, und bevorzugt 0,5 bis 4 Atomprozent, Ge aufweisen. Das magnetisch weiche Legierungsglas auf Fe-Basis kann auch nicht mehr als 7% mindestens eines Elements aufweisen, das ausgewählt ist aus der Gruppe, die besteht aus Nb, Mo, Cr, Hf, W und Zr, und nicht mehr als 10% Ni und nicht mehr als 30% Co.

In jeder der vorstehend dargelegten Zusammensetzungen hat die unterkühlte Schmelze der Legierung eine Temperaturdifferenz ΔT_x von nicht weniger als 35 K, oder von nicht weniger als 40-50 K in speziellen Zusammensetzungen.

Das magnetisch weiche Legierungsglas auf Fe-Basis gemäß der vorliegenden Erfindung kann in einer wünschenswerten Form oder Gestalt hergestellt werden, z. B. in massiver Form, als Band, Draht oder Pulver, mittels eines Gießverfahrens, eines Abschreckverfahrens mit einer Einzelwalze oder einer Doppelwalze, eines Schmelzspinnverfahrens in Wasser unter Drehung, eines Lösungsextraktionsverfahrens oder eines Hochdruckgas-Spritzverfahrens. Die Dicke oder der Durchmesser des auf eine solche Art erhaltenen magnetisch weichen Legierungsglases auf Fe-Basis ist mindestens 10 Mal größer als die bzw. der von konventionellen amorphen Legierungen.

Das sich ergebende magnetisch weiche Legierungsglas auf Fe-Basis weist bei Raumtemperatur Magneteigenschaften auf. Die Magneteigenschaften werden durch Tempern verbessert. Auf diese Weise kann das magnetisch weiche Legierungsglas auf Fe-Basis bei verschiedenen magnetischen Anwendungen verwendet werden.

Bei der Herstellung des magnetisch weichen Legierungsglases auf Fe-Basis gemäß der vorliegenden Erfindung hängt die optimale Kühlgeschwindigkeit von der Legierungszusammensetzung, dem Herstellungsverfahren und der Größe und Form des Produkts ab. Die Kühlgeschwindigkeit liegt im allgemeinen im Bereich von 1 bis 10⁴ K/s. Die Kühlgeschwindigkeit wird bestimmt unter Bestätigung der Kristallphasenbildung, wie einer Fe₃B-, Fe₂B- oder Fe₃P-Phase. Bei der vorliegenden Erfindung ist es bevorzugt, daß unter den hinzugefügten Elementen große Unterschiede im Atomdurchmesser bestehen. Solche großen Unterschiede erhöhen die Packungsdichte im flüssigen Zustand. Als Ergebnis steigt die Feststoft-/Flüssigkeit-Grenzflächenenergie und die Kristallisationskeimbildung wird unterdrückt.

BEISPIEL

Das magnetisch weiche Legierungsglas auf Fe-Basis gemäß der vorliegenden Erfindung wird nun unter Bezugnahme auf Beispiele genau beschrieben.

(Beispiel 1)

Fe, Al, Ga, eine Fe-C-Legierung, eine Fe-P-Legierung und B wurden auf der Basis einer gegebenen Formulierung abgewogen und unter Verwendung eines Hochfrequenz-Induktionsheizgerätes in einer Umgebung verringerten Ar-Drucks geschmolzen. Ein Ingot oder Gußstuck mit der Zusammensetzung Fe₇₃Al₅Ga₂P₁₁C₅B₄, wobei die Indizes Atomprozent bedeuten, wurde hergestellt. Der Ingot wurde in einem Tiegel geschmolzen und in einer Umgebung verringerten Ar-Drucks durch eine Ingot-Düse auf eine sich drehende Einzelwalze gespritzt, um die Schmelze abzuschrecken. Mittels eines derartigen Einzelwalzenverfahrens wurde, wie es in Tabelle 1 dargelegt ist, unter Veränderung des Düsendurchmessers, des Abstandes oder Spalts zwischen der Düsenspitze und der Walzenoberfläche, der Walzenumdrehungsfrequenz, des Spritzdrucks und des Umgebungsdrucks eine Reihe von abgeschreckten Bändern mit Dicken von 35 bis 229 µm hergestellt.

Tabelle 1

Fig. 1 ist eine graphische Darstellung mit den Röntgenbeugungsbildern der in Tabelle 1 dargelegten Proben. Fig. 1 zeigt, daß jede Probe mit einer Dicke zwischen 35 und 135 µm ein Halo-Beugungsmuster und eine Mikrostruktur mit einer amorphen Monophase hat. Im Gegensatz dazu hat jede Probe mit einer Dicke von 151 µm oder 180 µm eine scharfes Beugungsmaximum nahe 2θ = 50°. Das scharfe Beugungsmaximum wird dem Fe₂B-Kristall zugeordnet. Die Probe mit einer Dicke von 229 µm besitzt zusätzlich zu dem oben erwähnten Beugungsmaximum ein weiteres Beugungsmaximum, das Fe₃B-Kristallkörnern zugeschrieben wird.

Diese Ergebnisse veranschaulichen, daß aus einer Legierung mit einer Zusammensetzung gemäß der vorliegenden Erfindung mittels eines Einzelwalzenverfahrens ein Band mit einer amorphen Monophasen-Struk tur in einem Dickenbereich von 35 bis 135 µm erhalten werden kann. Darüberhinaus besteht auch jede Probe mit einer Dicke zwischen 151 und 229 µm hauptsächlich aus der amorphen Phase, obwohl sich eine Mischphase ausscheidet.

Die Fig. 2 und 3 enthalten DSC-(differential scanning calorimetric, differentialscanningkalorimetrische) Thermogramme der in Tabelle 1 dargelegten Bänder. Die Fig. 2 und 3 zeigen, daß jede Legierung unterhalb der Kristallisationstemperatur einen breiten Bereich unterkühlter Schmelze oder eine große Temperaturdifferenz ΔT_x = T_x-T_g besitzt, und daß die Legierungen eine hohe Bildungsfähigkeit für die amorphe Phase besitzen. Außerdem legt Fig. 3 nahe, daß die Probe mit einer Dicke von 229 µm ebenfalls eine amorphe Phase besitzt.

Fig. 4 ist eine graphische Darstellung, die die Abhängigkeit von T_x, T_g und ΔT_x von der Dicke veranschaulicht, wobei die T_x-, T_g- und ΔT_x-Werte aus den DSC-Thermogrammen der Fig. 2 und 3 entnommen wurden. Fig. 4 deutet an, daß der T_x-Wert näherungsweise 506°C beträgt und nicht von der Dicke abhängt, und daß der T_g-Wert ebenfalls konstant ist, d. h. 458°C, mit Ausnahme der Probe mit einer Dicke von 229 µm, die einen geringfügig höheren T_g-Wert hat. So hat jede Probe außer der Probe mit einer Dicke von 229 µm eine konstante ΔT_x von näherungsweise 47°C.

Die magnetischen Eigenschaften eines jeden Bandes wurden bestimmt nach dem Tempern bei Temperaturen zwischen 300°C und 450°C. Das Tempern wurde durchgeführt bei einer Heizgeschwindigkeit von 180°C/min und einer Haltezeit von 10 Minuten im Vakuum unter Verwendung eines Infrarot-Spiegelofens. Fig. 5 ist eine graphische Darstellung, die die Abhängigkeit der magnetischen Eigenschaften jedes Bandes von der Tempertemperatur veranschaulicht. Daten typischer Proben wurden aus Fig. 5 entnommen und in Fig. 6 erneut gezeigt. Die Fig. 5 und 6 zeigen, daß sich die Sättigungsmagnetisierung (σ_s) einer jeden Probe mit einer Dicke von 35 bis 180 µm durch Tempern bei oder unterhalb von 400°C nicht verändert, und ähnlich der Probe im Zustand wie abgeschreckt (in den Fig. 5 und 6 ausgedrückt als "as-Q") ist, daß sie aber durch Tempern bei 450°C sinkt. Die Sättigungsmagnetisierung der Probe mit einer Dicke von 229 µm erreicht ein Maximum durch Tempern bei 400°C und sinkt durch Tempern bei höheren Temperaturen. Zur Klärung dieses Phänomens wurden Röntgenbeugungsbilder dieser Probe vor und nach dem 10-minütigen Tempern bei 400°C verglichen. Fig. 7 ist eine graphische Darstellung, die diesen Vergleich veranschaulicht. Das Beugungsmuster vor dem Tempern hat zwei spitze Maxima oder Peaks nahezu gleicher Intensität nahe 2θ = 50°, von denen man der Meinung ist, daß sie Fe₂B- und Fe₃B-Kritallkörnern zuzuordnen sind, wohingegen der den Fe₂B-Kristall körner zugeordnete Peak in der Probe nach dem Tempern eine höhere Intensität hat. Diese Ergebnisse legen nahe, daß durch Tempern bei einer niedrigeren Temperatur nur die Fe₂B-Kristallkörner wachsen. Die Verschlechterung der Sättigungsmagnetisierung durch Tempern bei oberhalb 400°C ist wahrscheinlich bedingt durch Fe₃B-Kristall kernwachstum. Die Sättigungsmagnetisierung (σ_s) von zwei Proben, die jeweils eine Dicke von 151 µm oder 180 µm haben, verändert sich nicht durch Tempern bei oder unterhalb 400°C, und das legt nahe, daß nur die Fe₂B-Kristallkörner, die vor dem Tempern vorhanden sind, durch Tempern bei oder unterhalb von 400°C wachsen, und andere Kristallkörner durch Tempern bei einer höheren Temperatur ebenfalls wachsen.

Die Koerzitivkraft (Hc) verbessert sich und erreicht bei allen Proben ein Minimum durch Tempern bei 350°C. Bei einer Temper-Temperatur von höher als 350°C steigt die Koerzitivkraft mit der Temper-Temperatur. Bei jeder Probe mit einer Dicke von 151 oder 180 µm, von denen man annimmt, daß sie vor dem Tempern Kristallkörner enthalten, ist die Koerzitivkraft geringfügig höher im Vergleich zu Proben mit einer einphasigen amorphen Struktur. Für die Probe mit der Dicke 229 µm ist die Koerzitivkraft nicht bestimmbar.

Die Permeabilität jeder Probe wird durch Tempern verbessert und erreicht ein Maximum nach Tempern bei 350°C.

Fig. 8 ist eine graphische Darstellung, die die Abhängigkeit der magnetischen Eigenschaften von der Dicke jeder Probe nach Tempern bei verschiedenen Temperaturen veranschaulicht. Fig. 9 ist eine graphische Darstellung mit Daten einer Probe vor dem Tempern und nach dem Tempern bei 350°C, die zur Klärung der Auswirkungen des Temperns aus Fig. 8 entnommen wurden. Die Fig. 8 und 9 zeigen, daß sich die Sättigungsmagnetisierung σ_s bei jeder Probe mit einer Dicke von nicht größer als 180 µm vor dem Tempern nicht verändert, während sie sich bei dickeren Proben verschlechtert. Die Koerzitivkraft (Hc) ist vor dem Tempern bei jeder Probe mit einer Dicke von nicht größer als 125 µm, die eine einphasige, amorphe Struktur aufweist, nahezu konstant, während sie bei dickeren Proben steigt. Die Koerzitivkraft sinkt durch Tempern bei oder unterhalb von 400°C. Die Permeabilität (µ′) bei 1 kHz ist vor dem Tempern bei jeder Probe mit einer Dicke von nicht größer als 125 µm, die eine einphasige, amorphe Struktur aufweist, nahezu konstant, während sie bei dickeren Proben abnimmt. Die Permeabilität steigt durch Tempern bei oder unterhalb 400°C, und ein solches Ansteigen verändert sich mit der Dicke nicht merkbar. Die Permeabilität verringert sich durch Tempern bei 450°C stark.

Derartige Veränderungen der magnetischen Eigenschaften durch Tempern sind wahrscheinlich bedingt durch thermische Relaxation innerer Spannungen, die vor dem Tempern in der Probe vorhanden sind. Diese experimentellen Ergebnisse legen nahe, daß eine optimale Temper-Temperatur T_a näherungsweise 350°C beträgt. Da sich die magnetischen Eigenschaften durch Tempern bei einer Temperatur unterhalb der Curie-Temperatur T_c aufgrund von Adhäsion magnetischer Domänen verschlechtern können, darf die Temper-Temperatur nicht weniger als 300°C betragen. Die magnetischen Eigenschaften nach Tempern bei 450°C (sehr nahe der Kristallisationstemperatur von 500°C) sind minderwertiger im Vergleich zu denen vor dem Tempern, wahrscheinlich aufgrund von Kristallkeimbildung (Ordnen schwach geordneter Strukturen) oder Domänenwand-Festhaltung aufgrund der Kristallkeimbildung. Daher ist es bevorzugt, daß die Temper-Temperatur zwischen 300 und 500°C liegt, mit anderen Worten, zwischen 300°C und der Kristallisationstemperatur und, besonders bevorzugt, zwischen 300 und 450°C.

Die Ergebnisse hinsichtlich Sättigungsmagnetisierung (σ_s), Koerzitivkraft (Hc) und Permeabilität (µ′) von Proben mit unterschiedlichen Dicken sind in Tabelle 2 mit ihren Mikrostrukturen angegeben. Die Mikrostruktur wurde mittels Röntgenbeugung (X-ray diffractometry, XRD) bestimmt, und in der Tabelle bedeutet "amor." eine einzige amorphe Phase und "amor.+kris." bedeutet eine gemischt amorph und kristalline Phase.

Tabelle 2

Fig. 10 ist eine graphische Darstellung, die die Abhängigkeit der Sättigungsmagnetisierung (σ_s), der Koerzitivkraft (Hc) und der Permeabilität (µ′) von der Dicke veranschaulicht, bei einer Vergleichsprobe mit der Zusammensetzung Fe₇₈Si₉B₁₃ vor und nach 120-minütigem Tempern bei 370°C und bei einer Probe gemäß der vorliegenden Erfindung mit der Zusammensetzung Fe₇₃Al₅Ga₂P₁₁C₅B₄ vor und nach 10-minütigem Tempern bei 350°C. Beide Proben weisen hervorragende magnetische Eigenschaften auf ohne Verschlechterung in einem Dickenbereich zwischen 30 und 200 µm.

Fig. 11 ist eine graphische Darstellung, die die maximale Belastung in einem Biegeversuch veranschaulicht für eine Vergleichsprobe mit der Zusammensetzung Fe₇₈Si₉B₁₃ nach 120-minütigem Tempern bei 370°C und eine Probe mit der Zusammensetzung Fe₇₃Al₅Ga₂P₁₁C₅B₄ nach 10-minütigem Tempern bei 350°C. Der Biegeversuch wurde wie folgt durchgeführt: Ein dünnes Band wird zwischen die Enden eines Paares paralleler Stäbe eingeschoben und durch allmähliches Zusammenbringen des Paares von Stäben gebogen. Der Abstand L zwischen den Stabenden beim Brechen des dünnen Bandes wurde gemessen. Die maximale Belastung (λ_f) ist definiert als t/(L-t), wobei t die Dicke des dünnen Bandes angibt. Fig. 11 zeigt, daß die Fe₇₈Si₉B₁₃-Vergleichsprobe mit steigender Dicke drastisch an Maximalbelastung verliert, mit anderen Worten, spröder wird, während das Absinken der Maximalbelastung bei der Fe₇₃Al₅Ga₂P₁₁C₅B₄-Probe gemäß der vorliegenden Erfindung unterdrückt wird, mit anderen Worten, die Versprödung wird unterdrückt. Bei einer Dicke von größer als 60 µm ist die Probe gemäß der vorliegenden Erfindung widerstandsfähiger gegen Biegen als die Vergleichsprobe.

Fig. 12 ist eine graphische Darstellung zum Vergleich der Abhängigkeit der Permeabilität von der Dicke einer konventionellen amorphen Legierung auf Fe-Basis mit der Zusammensetzung Fe₇₈Si₉B₁₂ mit der eines Legierungsglases auf Fe-Basis mit der Zusammensetzung Fe₇₃Al₅Ga₂P₁₁C₅B₄ gemäß der vorliegenden Erfindung. Fig. 12 zeigt, daß die Permeabilität des Legierungsglases gemäß der vorliegenden Erfindung in einem Dickenbereich von nicht größer als 60 µm hoch ist, und in einem Dickenbereich von nicht weniger als 80 µm höher ist im Vergleich zu der der konventionellen Legierung. Um hervorragende weichmagnetische Eigenschaften zu erzielen, d. h. eine höhere Permeabilität als 5000, ist es bevorzugt, daß die Dicke in einem Bereich zwischen 20 und 180 µm liegt.

Fig. 13 ist eine graphische Darstellung, die die Abhängigkeit des spezifischen Widerstands von der Dicke veranschaulicht bei einer Vergleichsprobe mit der Zusammensetzung Fe₇₉Si₉B₁₃ und einer Probe mit der Zusammensetzung Fe₇₃Al₅Ga₂P₁₁C₅B₄ gemäß der vorliegenden Erfindung. Die Probe gemäß der vorliegenden Erfindung zeigt über einen Dickenbereich zwischen 18 und 235 µm einen spezifischen Widerstand von nicht weniger als 1,5 µΩm, und das ist höher als bei der Vergleichsprobe. Daher kann das Legierungsglas gemäß der vorliegenden Erfindung bei hohen Frequenzen einen geringen Wirbelstromverlust zeigen.

(Beispiel 2)

Es wurde eine Reihe von Band-Proben mit unterschiedlichen Fe-Gehal ten, die durch die stöchiometrische Formel Fe_70+xAl₅Ga₂(P₅₅C₂₅B₂₀)_23-x ausgedrückt wurden, hergestellt, um nach dem in Beispiel 1 dargelegten Verfahren die Mikrostruktur und die magnetischen Eigenschaften zu untersuchen. Jede Band-Probe wurde auf eine Dicke von 30 µm ein gestellt.

Fig. 14 enthält Röntgenbeugungsbilder der sich ergebenden Proben. Wie in Fig. 14 gezeigt, weisen Proben mit Fe-Gehalten zwischen 71 und 75 Atomprozent (x = 1-5 in der stöchiometrischen Formel) Halo-Muster auf und sind daher zusammengesetzt aus einer einphasigen, amorphen Mikro- oder Feinstruktur. Andererseits weist die 76 Atomprozent Fe (x = 6 in der stöchiometrischen Formel) enthaltende Probe scharfe Beugungspeaks auf (in der Figur mit ○ bezeichnet), wahrscheinlich aufgrund von Kristallbildung von kubisch innenzentriertem Fe (body centered cubic-Fe, bcc-Fe).

Fig. 15 ist eine graphische Darstellung, die die Abhängigkeit von T_x und T_g vom Fe-Gehalt veranschaulicht für eine Reihe von Proben, die ausgedrückt werden durch die stöchiometrische Formel Fe_67+x′Al₅Ga₂(P₅₅C₂₅B₂₀)_26-x′, in der T_x und T_g aus ihren jeweiligen DSC-Thermogrammen (in der Figur nicht gezeigt) bestimmt wurden. Die Dicke jeder Probe war 30 µm. Fig. 15 zeigt, daß über einen Fe-Gehaltsbereich zwischen 67 und 75 Atomprozent (x′ = 0 bis 8 in der stöchiometrischen Formel) T_x mit dem Fe-Gehalt abnimmt. T_g nimmt ebenfalls mit dem Fe-Gehalt ab. ΔT_x, bestimmt aus T_x und T_g, liegt im Bereich von 35 bis 70°C. Der Wert t_max oder die maximale Dicke, die für ein vollständig aus amorpher Phase bestehendes Band erreichbar ist, hat einen Peak bei 70 Atomprozent Fe, beträgt nicht weniger als 150 µm bei 69 bis 71 Atomprozent Fe und nicht weniger als 110 µm bei 67 bis 75 Atomprozent.

Fig. 16 ist eine graphische Darstellung, die die magnetischen Eigenschaften von Band-Proben veranschaulicht, die ausgedrückt werden durch die stöchiometrische Formel Fe_67+x′Al₅Ga₂(P₅₅C₂₅B₂₀)_26-x′, nach dem Tempern mit einer Heizgeschwindigkeit von 180 K/s, einer Haltetemperatur von 350°C und einer Haltezeit von 30 Minuten. Fig. 16 zeigt zum Vergleich auch magnetische Eigenschaften (gestrichelte Linien) eines Bands aus konventioneller amorpher Fe₇₉Si₉B₁₃-Legierung mit einer Dicke von 25 µm nach 120-minütigem Tempern im Vakuum bei 370°C. Fig. 16 zeigt, daß die Sättigungsmagnetisierung (σ_s) mit dem Fe-Gehalt ansteigt. Die Sättigungsmagentisierung ist 150 emE/g [emE = Einheit im absoluten elektromagnetischen Maßsystem] bei 71 Atomprozent Fe, und sie ist nahezu die gleiche wie die der Vergleichsprobe auf Fe-Si-B-Basis (σe = 183 emE/g).

Die Koerzitivkraft (Hc) ist fast konstant bis zu einem Fe-Gehalt von 75 Atomprozent, bis zu dem eine einphasige, amorphe Mikrostruktur erhalten werden kann.

Die Probe hat eine Permeabilität (µ′) bei 1 kHz von näherungsweise 20 000 für einen Fe-Gehalt von 70 Atomprozent, von nicht weniger als 15 000 für einen Fe-Gehalt von 69 bis 72 Atomprozent, und von nicht weniger als 11 000 für einen Fe-Gehalt von 69 bis 76 Atomprozent. So zeigen die Proben gemäß der vorliegenden Erfindung überlegenere weichmagnetische Eigenschaften als die konventionelle amorphe Vergleichsprobe.

Außerdem zeigen die Proben gemäß der vorliegenden Erfindung für einen Fe-Gehalt zwischen 68 und 74 Atomprozent eine bessere Magnetostriktion als die konventionelle amorphe Legierung, und für einen Fe-Gehalt von 75 Atomprozent zeigen sie den gleichen Wert.

Als Ergebnis kann die Sättigungsmagnetisierung durch Erhöhen des Fe-Gehalts in dem magnetisch weichen Legierungsglas auf Fe-Basis gemäß der vorliegenden Erfindung verbessert werden, und es kann mittels eines Einwalzen-Abschreckverfahrens ein Legierungsglas mit der Zusammensetzung Fe₇₀Al₅Ga₂P_12,65C_5,75B_4,6 und mit nahezu der gleichen Sättigungsmagnetisierung wie die konventionelle amorphe Legierung auf Fe-Si-B-Basis hergestellt werden.

Fig. 17 zeigt DSC-Thermogramme von Proben mit einer Dicke von 30 µm, die ausgedrückt werden durch die stöchiometrische Formel Fe_70+x′Al₅(P₅₅C₂₅B₂₀)_23-x′, in der x′ = 1, 2, 5 oder 6. DSC-Thermogramme wurden erhalten bei einer Heizgeschwindigkeit von 0,67°C/s. Fig. 17 zeigt, daß T_g und T_x mit dem Fe-Gehalt steigen und ΔT_x abnimmt. T_g verschwindet bei einem Fe-Gehalt von 76 Atomprozent, und es wird die Abscheidung einer Mischphase wie von α-Fe- und Fe₃B-Phasen beobachtet. So hat das Legierungsglas gemäß der vorliegenden Erfindung einen Bereich unterkühlter Schmelze für einen Fe-Gehalt von 75 Atomprozent und eine hohe Bildungsfähigkeit einer amorphen Phase.

(Beispiel 3)

In diesem Beispiel werden die Vorteile eines magnetisch weichen Legierungsglases auf Fe-Basis, das eine Zusammensetzung aufweist, wie sie in Beispiel 1 dargelegt ist, und das außerdem Si enthält, beschrieben werden.

Ein Legierungs-Ingot mit einer Zusammensetzung von Fe₇₂Al₅Ga₂P₁₀C₆B₄Si₁ wurde hergestellt und in einem Tiegel geschmolzen. Die Schmelze wurde durch eine Tiegel-Düse auf eine sich drehende Walze gespritzt in einer Umgebung verringerten Ar-Drucks (bis 10 cm Hg), bei einem Düsen-Durchmesser von 0,4 bis 0,5 mm, einem Abstand (Spalt) zwischen der Düsenspitze und der Walzenoberfläche von 0,3 mm, einer Walzenumdrehungsfrequenz von 200 bis 2500 Upm, einem Spritzdruck von 0,35 bis 0,40 kp/cm² und einer Walzenoberfläche #1000. Durch ein derartiges Einzelwalzenverfahren wurde eine Reihe von abgeschreckten Bändern hergestellt, die jeweils eine Dicke von 20 bis 250 µm hatten. Die Seite des Bandes, die mit der Walzenoberfläche in Berührung war, wird als die Walzenseite bezeichnet, und seine Rückseite wird als die freie Seite bezeichnet.

Fig. 18 zeigt Röntgenbeugungsbilder der freien Seite der sich ergebenden Band-Proben. Wie in Fig. 18 gezeigt, hat jede Probe mit einer Dicke zwischen 20 und 160 µm ein Halo-Muster bei 2θ = 40 bis 60°, was eine amorphe Einphasen-Mikrostruktur anzeigt. Bei jeder Probe mit einer Dicke von nicht weniger als 170 µm wurde bei näherungsweise 2θ = 50° ein scharfer Beugungspeak beobachtet. Man ist der Meinung, daß dieser Peak einer kristallinen Fe₃C- und Fe₃B-Phase zuzuordnen ist.

Die vorstehend dargelegten Ergebnisse zeigen, daß Bänder mit einer Dicke zwischen 20 und 160 µm und einer amorphen Einphasen-Mikro struktur mittels eines Einzelwalzenverfahrens hergestellt werden können. In dem vorstehend dargelegten Beispiel 1 kann bei einem Band aus Legierungsglas mit einer Dicke von nicht größer als näherungsweise 135 µm eine Mikrostruktur mit einer einzigen amorphen Phase ausgebildet werden, und bei einem Band aus Legierungsglas mit einer Dicke von 151 µm beobachtet man einen Peak aufgrund von Kristallkorn-Ausscheidung. So erhöht der Zusatz von Si offensichtlich die kritische Dicke, bei der eine Mikrostruktur mit einer einzigen amorphen Phase ausgebildet werden kann.

Fig. 19 zeigt Röntgenbeugungsbilder der Walzenseite und der freien Seite eines Probenbandes (nicht getempert) mit der gleichen Zusammensetzung (Fe₇₂Al₅Ga₂P₁₀C₆B₄Si₁) wie vorstehend und einer Dicke von näherungsweise 470 µm. Obwohl in Si enthaltenden Legierungen leicht eine amorphe Phase ausgebildet werden kann, ist in dieser Probe mit einer Dicke oberhalb der kritischen Dicke sowohl die freie Seite als auch die Walzenseite kristallisiert.

Fig. 20 zeigt DSC-Thermogramme von Probenbändern mit jeweils einer Dicke zwischen 22 und 220 µm bei einer Heizgeschwindigkeit von 0,67 K/s. Fig. 20 zeigt, daß jede Legierung einen Bereich unterkühlter Schmelze über einen breiten Temperaturbereich unterhalb der Kristallisationstemperatur oder einen großen ΔT_x-Wert (= T_x-T_g) hat, wie in Beispiel 1. So haben diese Legierungen offensichtlich eine hohe Bildungsfähigkeit für eine amorphe Phase.

Fig. 21 zeigt die Beziehung zwischen T_x, T_g oder ΔT_x und der Dicke von Si-freien Legierungsproben und Si-enthaltenden Legierungsproben. T_x, T_g und ΔT_x wurden jeweils aus DSC-Thermogrammen von zwei Si-freien Proben, d. h. Fe₇₂Al₅Ga₂P₁₁C₆B₄ () und Fe₇₃Al₅Ga₂P₁₁C₅B₄ (∎), und von zwei Si-enthaltenden Proben, d. h. Fe₅₂Al₅Ga₂P₁₀C₆B₄Si₁ (⚫) und Fe₇₃Al₅Ga₂P₁₀C₅B₄Si₁ (▲) bestimmt, wobei ein Atomprozent P in den Si-freien Proben in den Si-enthaltenden Proben durch Si ersetzt ist. Fig. 21 veranschaulicht, daß sich weder T_x, noch T_g noch ΔT_x mit der Dicke merklich verändert. Die Si-enthaltenden Proben Fe₇₂Al₅Ga₂P₁₀C₆B₄Si₁ und Fe₇₃Al₅Ga₂P₁₀C₅B₄Si₁ haben ΔT_x-Werte von näherungsweise 57 K bzw. 51 K, während die Si-freien Proben Fe₇₂Al₅Ga₂P₁₁C₆B₄ und Fe₇₃Al₅Ga₂P₁₁C₅B₄ ΔT_x-Werte von näherungsweise 54 K bzw. 47 K haben. Daher erhöht der Zusatz von Si ΔT_x um näherungsweise 3 bis 4 K.

Die magnetischen Eigenschaften jedes Probenbandes mit einer Dicke zwischen 20 und 250 µm wurden vor und nach dem Tempern gemessen. Fig. 22 ist eine graphische Darstellung, die die Abhängigkeit der magnetischen Eigenschaften von der Dicke veranschaulicht. Das Tempern wurde im Vakuum durchgeführt unter Verwendung eines Infrarot-Spiegelofens bei einer Heizgeschwindigkeit von 180°C/min, einer Haltetemperatur von 350°C und einer Haltezeit von 30 Minuten, wobei die Temper-Bedingungen die optimalen Bedingungen für die Si-freien Proben in Beispiel 1 waren.

Fig. 22 veranschaulicht, daß die Sättigungsmagnetisierung (σ_s) vor dem Tempern unabhängig von der Dicke näherungsweise 145 emE/g beträgt. Die Sättigungsmagnetisierung ändert sich durch Tempern nicht wesentlich bei einer Dicke von 160 µm oder weniger, und verringert sich durch Tempern bei einer Dicke über jener. Das liegt wahrscheinlich am Wachstum von Kristallkörnern wie Fe₃B und Fe₃C.

Die Koerzitivkraft (Hc) vor dem Tempern steigt mit der Dicke. Die Koerzitivkraft nach dem Tempern ist geringer als die vor dem Tempern und liegt im gesamten Dickenbereich im Bereich von 0,635 bis 0, 125 Oe. Eine derartige Verringerung der Koerzitivkraft durch Tempern liegt wahrscheinlich an der Relaxation innerer Spannungen durch Tempern wie im Beispiel 1. Ein Vergleich der Fig. 22 mit Fig. 9 ergibt, daß die Koerzitivkraft (Hc) des Si-enthaltenden, magnetisch weichen Legierungsglases auf Fe-Basis über den gesamten Dickenbereich vor dem Tempern höher ist als die des Si-freien Legierungsglases. Die Koerzitivkraft des Si-enthaltenden Legierungsglases verringert sich jedoch durch Tempern auf fast das gleiche Niveau wie die des Si-freien Legierungsglases.

Die Permeabilität (µ′) bei 1 kHz jeder Probe vor dem Tempern verringert sich mit der Dicke. Die Permeabilität verbessert sich durch Tempern und erreicht fast das gleiche Niveau wie die des Si-freien, magnetisch weichen Legierungsglases auf Fe-Basis. Die Auswirkung des Temperns verringert sich, ähnlich wie in Beispiel 1, mit der Dicke.

Die Ergebnisse von Sättigungsmagnetisierung (σ_s), Koerzitivkraft (Hc), Permeabilität (µ′) und Mikrostruktur von Proben mit unterschiedlichen Dicken sind in Tabelle 3 gezeigt. Die Mikrostruktur wurde mittels XRD (X-ray diffractometry, Röntgenbeugung) bestimmt. In Tabelle 3 bedeutet "amor." eine amorphe Phase und "amor.+kris." bedeutet eine gemischt amorphe und kristalline Phase.

Tabelle 3

Fig. 23 ist eine graphische Darstellung, die die Abhängigkeit der Sättigungsmagnetisierung (σ_s), der Koerzitivkraft (Hc) und der Permeabilität (µ′) von der Dicke veranschaulicht für eine Vergleichsprobe mit der Zusammensetzung Fe₇₈Si₉B₁₃ und eine Probe gemäß der vorliegenden Erfindung mit der Zusammensetzung Fe₇₂Al₅Ga_gP₁₀C₆B₄Si₁, welche 30 Minuten lang bei 350°C getempert wurden. Fig. 23 veranschaulicht, daß die Probe aus Legierungsglas auf Fe-Basis der vorliegenden Erfindung über einen Dickenbereich zwischen 20 und 250 µm im Vergleich zur Vergleichsprobe aus konventioneller amorpher Legierung eine geringere Verschlechterung der magnetischen Eigenschaften aufweist. Insbesondere zeigt die Probe der vorliegenden Erfindung über einen Dickenbereich zwischen 20 und 250 µm eine überlegenere Permeabilität, d. h. nicht weniger als 5000, und daher überlegenere magnetisch weiche Eigenschaften als die konventionelle Probe.

(Beispiel 4)

In diesem Beispiel wurden Veränderungen der thermischen und magnetischen Eigenschaften bei Veränderung des Si-Gehalts der in Beispiel 3 verwendeten Probe untersucht.

Fig. 24 zeigt DSC-Thermogramme von Proben mit Zusammensetzungen, die ausgedrückt werden durch Fe₇₂Al₅Ga₂P_11-xC₆B₄Si_x, wobei x = 0, 1, 2, 3, 4, 6 und 10. In Fig. 24 wird bei jeder Probe mit einem Si-Gehalt zwischen 0 und 4 Atomprozent ein Glasübergang (T_g) beobachtet, was das Vorliegen eines unterkühlten Bereichs nahelegt. Daher ist es bevorzugt, daß der Si-Gehalt nicht mehr als 4 Atomprozent beträgt, um eine hohe Bildungsfähigkeit für eine amorphe Phase zu erzielen.

Fig. 25 zeigt die Abhängigkeit von T_x, ΔT_x und t_max vom Si-Gehalt. Fig. 25 zeigt, daß ΔT_x und t_max maximale Werte bei einem Si-Gehalt von 2 Atomprozent besitzen, und der zu bevorzugende Si-Gehalt zur Erreichung eines t_max-Werts von nicht weniger als 100 µm liegt im Bereich von 1 bis 4 Atomprozent.

Fig. 26 zeigt die Abhängigkeit der Sättigungsmagnetisierung (σ_s) und des Curie-Punkts (T_c) vom Si-Gehalt. Wie in Fig. 25 gezeigt ist, haben sowohl die Sättigungsmagnetisierung (σ_s) als auch der Curie-Punkt (T_c) für einen Si-Gehaltsbereich von 10 Atomprozent oder weniger ein zufriedenstellendes Niveau und erhöhen sich leicht mit dem Si-Gehalt. Selbst für einen Si-Gehaltsbereich von über 4 Atomprozent ohne einen ΔT_x-Wert haben sie für einige Anwendungsgebiete verwendbare Niveaus.

Fig. 27 zeigt die Abhängigkeit der Koerzitivkraft (Hc) und der Per meabilität (µe) bei 1 kHz von der Dicke von Band-Proben mit Zusam mensetzungen, die ausgedrückt werden durch Fe₇₂Al₅Ga₂P_11-xC₆B₄Si_x, worin x = 0, 2, 4 und 10, sowie Mikrostrukturen. Wie in Fig. 27 gezeigt ist, hat die Si-freie Probe einen minimalen Hc-Wert bei einer Dicke von 70 µm und einen maximalen µe-Wert bei einer Dicke von 50 µm und besteht aus einer Mikrostruktur mit einer einzigen amorphen Phase mit einer Dicke von nicht mehr als 150 µm. Bei der 2 Atomprozent Si enthaltenden Probe wird über einem Dickenbereich von nicht mehr als 200 µm ein niedriger Hc-Wert von nicht mehr als 0,05 Oe und ein hoher µe-Wert von nicht weniger als 9000 beibehalten. Eine Mikrostruktur mit einer amorphen Monophase wird ebenfalls über einem Dickenbereich von nicht mehr als 200 µm beibehalten. Andererseits fällt der µe-Wert für einen Dickenbereich von weniger als 50 µm steil ab. So weist die Probe gemäß der vorliegenden Erfindung in einem größeren Dickenbereich hervorragende weichmagnetische Eigenschaften auf. Die hervorragenden weichmagnetischen Eigenschaften verschlechtern sich durch weiteres Steigern des Si-Gehalts auf 4 bis 10 Atomprozent, wodurch sich der Bereich der amorphen Monophase verengt. Der σ_s-Wert wird jedoch bei Proben, die große Menge Si enthalten, auf einem verwendbar hohen Niveau gehalten, wie es in Fig. 25 veranschaulicht ist, und daher sind diese Proben auf einigen Anwendungsgebieten von Nutzen.

Wie vorstehend dargelegt, weist ein magnetisch weiches Legierungsglas auf Fe-Basis gemäß der vorliegenden Erfindung einen Temperaturabstand ΔT_x einer unterkühlten Schmelze von nicht weniger als 35 K und einen spezifischen Widerstand von nicht weniger als 1,5 µΩm auf. So kann das massive Legierungsglas ohne Einschränkung hinsichtlich der Dicke hergestellt werden. Darüberhinaus zeigt das Legierungsglas bei Raumtemperatur hervorragende weichmagnetische Eigenschaften.

Es ist zu bevorzugen, daß das Legierungsglas ein von Fe verschiedenes metallisches Element und ein metalloides Element enthält, daß das metalloide Element mindestens ein Element ist, das ausgewählt ist aus der Gruppe, die besteht aus P, C, B und Ge, und daß das von Fe verschiedene metallische Element mindestens ein Element ist, das ausgewählt ist aus den Gruppen IIIB und IVB des Periodensystems, d. h. Al, Ga, In und Sn.

Ein massives Band aus magnetisch weichem Legierungsglas auf Fe-Basis, das einen hohen spezifischen Widerstand von nicht weniger als 1,5 µΩm und hervorragende weichmagnetische Eigenschaften bei Raumtemperatur aufweist, ist in einem Dickenbereich von nicht weniger als 20 µm, bevorzugt von 20 bis 200 µm, und insbesondere, 20 bis 250 µm, wenn die Legierung Si enthält, erhältlich. Die hervorragenden weichen magnetischen Eigenschaften bedeuten hohe Sättigungsmagnetisierung, geringe Koerzitivkraft und hohe Permeabilität.

Die vorliegende Erfindung ist nicht beschränkt auf die vorstehend dargelegten Beispiele, und von einem Fachmann können verschiedene Veränderungen hinsichtlich Zusammensetzung, Herstellungsverfahren, Temper-Bedingungen und Form durchgeführt werden, ohne vom Sinn und Umfang der Erfindung abzuweichen.

Claims

1. Magnetisch weiches Legierungsglas auf Fe-Basis, dadurch gekennzeichnet, daß der Temperaturunterschied ΔT_x der unterkühlten Schmelze des Legierungsglases, ausgedrückt durch die Gleichung ΔT_x = T_x-T_g, in der T_x die Kristallisationstemperatur und T_g die Glasübergangstemperatur darstellt, nicht weniger als 35 K beträgt, und daß der spezifische Widerstand nicht weniger als 1,5 µΩm beträgt.

2. Magnetisch weiches Legierungsglas auf Fe-Basis nach Anspruch 1, das ein anderes metallisches Element als Fe und ein metalloides Element enthält.

3. Magnetisch weiches Legierungsglas auf Fe-Basis nach Anspruch 2, bei dem das metalloide Element mindestens ein Element enthält, das ausgewählt ist aus der Gruppe, die besteht aus P, C, B und Ge.

4. Magnetisch weiches Legierungsglas auf Fe-Basis nach Anspruch 2, bei dem das metalloide Element mindestens ein Element enthält, das ausgewählt ist aus der Gruppe, die besteht aus P, C, B, Ge und Si.

5. Magnetisch weiches Legierungsglas auf Fe-Basis nach einem der Ansprüche 2 bis 4, bei dem das andere metallische Element als Fe mindestens ein metallisches Element aufweist, das zu den Gruppen IIIB und/oder IVB des Periodensystems gehört.

6. Magnetisch weiches Legierungsglas auf Fe-Basis nach Anspruch 5, bei dem das andere metallische Element als Fe mindestens ein Element aufweist, das ausgewählt ist aus der Gruppe, die besteht aus Al, Ga, In und Sn.

7. Magnetisch weiches Legierungsglas auf Fe-Basis nach einem der Ansprüche 1 bis 6, aufweisend:
1 bis 10 Atomprozent Al,
0,5 bis 4 Atomprozent Ga,
9 bis 15 Atomprozent P,
5 bis 7 Atomprozent C,
2 bis 10 Atomprozent B,
0 bis 15 Atomprozent Si, und
Rest Fe.

8. Magnetisch weiches Legierungsglas auf Fe-Basis nach einem der Ansprüche 1 bis 7, außerdem aufweisend 0 bis 4 Atomprozent Ge.

9. Magnetisch weiches Legierungsglas auf Fe-Basis nach einem der Ansprüche 1 bis 8, weiterhin aufweisend nicht mehr als 7
Atomprozent mindestens eines Elements, das ausgewählt ist aus der Gruppe, die besteht aus Nb, Mo, Hf, Ta, W, Zr und Cr.

10. Magnetisch weiches Legierungsglas auf Fe-Basis nach einem der Ansprüche 1 bis 9, weiterhin aufweisend nicht mehr als 10 Atomprozent Ni und/oder nicht mehr als 30 Atomprozent Co.

11. Magnetisch weiches Legierungsglas auf Fe-Basis nach einem der Ansprüche 1 bis 10, ein Halo-Röntgenbeugungsbild aufweisend.

12. Magnetisch weiches Legierungsglas auf Fe-Basis nach einem der Ansprüche 1 bis 11, das bei einer Temperatur zwischen 300°C und 500°C getempert ist.

13. Band aus magnetisch weichem Legierungsglas auf Fe-Basis gemäß einem der Ansprüche 1 bis 12, eine Dicke von nicht weniger als 20 µm aufweisend.

14. Band nach Anspruch 13, eine Dicke zwischen 20 µm und 200 µm aufweisend.

15. Band nach Anspruch 13, eine Dicke zwischen 20 µm und 250 µm aufweisend.