DE3884491T2

DE3884491T2 - Magnetkern und Verfahren zur Herstellung.

Info

Publication number: DE3884491T2
Application number: DE88111364T
Authority: DE
Inventors: Kiyotaka Yamauchi; Yoshihito Yoshizawa
Original assignee: Hitachi Metals Ltd
Current assignee: Proterial Ltd
Priority date: 1987-07-14
Filing date: 1988-07-14
Publication date: 1994-02-17
Anticipated expiration: 2008-07-15
Also published as: KR910002375B1; EP0299498A1; JPH0777167B2; CA1341105C; EP0299498B1; JPH0277105A; KR890002910A; DE3884491D1

Description

HINTERGRUND DER ERFINDUNG

Die vorliegende Erfindung betrifft einen Magnetkern mit guten magnetischen Eigenschaften, der mit der Zeit weniger veränderlich ist, und insbesondere einen Magnetkern für Drosseln für eine Halbleiterschaltung, Gleichtaktdrosseln, Transformatoren, Motoren usw.
Magnetkerne für die obigen Anwendungsfälle müssen im allgemeinen eine geringe Magnetostriktion, hohe effektive Permeabilität und eine hohe magnetische Sättigungsflußdichte aufweisen, und es ist auch erforderlich, daß diese magnetischen Eigenschaften im Lauf der Zeit weniger veränderlich sind, was bedeutet, daß sie eine gute Dauerhaftigkeit aufweisen.
Zusätzlich zu den obigen Merkmalen müssen die Magnetkerne, besonders wenn sie als Sättigungsdrossel für eine Magnetverstärkerschaltung benutzt werden, einen niedrigen Kernverlust und gute Richtmagnetisierungsmerkmale (eine niedrige, unkontrollierbare Magnetflußdichte) aufweisen.
Eine Drossel für eine Halbleiterschaltung wird verwendet, um zu verhindern, daß ein elektrischer Strom, der größer ist als ein Nennwert, infolge einer Stromspitze oder einer elektrischen Koppelung durch eine Halbleiterschaltung strömt, die durch An- und Ausschalten der Halbleiterschaltung erzeugt wird, wodurch man den Zusammenbruch der Halbleiterschaltung vermeidet, und auch zum Verhindern von Fehlern infolge von Störungen. Somit muß eine solche Drossel insbesondere eine hohe effektive Permeabilität und ein hohes Rechteckverhältnis aufweisen, um den obigen anomalen Strom zu unterdrücken.
Für eine Gleichtaktdrossel sollte ein Magnetkern einen großen, betreibbaren effektiven Magnetflußbereich aufweisen, um monopolare Störungen zu verhindern, und sollte ein geringes Rechteckverhältnis einer Gleichstrom-BH-Kurve aufweisen.
Für einen Transformator sollte ein Magnetkern ein geringes Rechteckverhältnis einer Gleichstrom-BH-Kurve aufweisen, um monopolare Störungen, wie bei der Gleichtaktdrossel, zu verhindern, und es ist erforderlich, daß er hervorragende Hochfrequenzeigenschaften aufweist, insbesondere einen geringen Kernverlust bei hoher Frequenz, weil die neueren Schaltstromeinspeisungen mit einer höheren Frequenz betätigt werden.
Kürzlich haben als solche Materialien mit magnetischer Sättigungsflußdichte amorphe Legierungen auf Fe-Basis und Co-Basis viel Aufmerksamkeit erhalten. Amorphe Legierungen auf Co-Basis weisen eine geringe Magnetostriktion und eine hohe effektive Permeabilität auf. Ihre Verwendung für Sättigungsdrosseln wurde durch die japanischen Offenlegungsschriften Nr. 57-210612 und 57-21512 vorgeschlagen. Andererseits haben amorphe Legierungen auf Fe-Basis eine höhere magnetische Sättigungsflußdichte als amorphe Legierungen auf Co-Basis, und amorphe Legierungen auf Fe-Basis können auch ein hohes Rechteckverhältnis aufweisen, wenn sie in einer nichtoxidierenden Atmosphäre wärmebehandelt wurden, wie in der japanischen Patentveröffentlichung Nr. 58-1183 beschrieben.
Trotz der Tatsache, daß die amorphen Legierungen auf Fe- Basis eine höhere magnetische Sättigungsflußdichte aufweisen als die amorphen Legierungen auf Co-Basis, sind die erstgenannten Legierungen den letztgenannten Legierungen im Kernverlust und in den Richtmagnetisierungs-(control magnetization)-Eigenschaften unterlegen, besonders dann, wenn sie für eine Sättigungsspule in einer magnetischen Verstärkungsschaltung einer Schaltstromversorgung benutzt werden, die bei einer hohen Frequenz von 20 kHz oder mehr betrieben wird. Weil die amorphen Legierungen auf Fe-Basis eine große gesamte Richtmagnetisierungskraft aufweisen, ist ein großer Richtmagnetisierungsstrom erforderlich, um die Ausgangsspannung zu steuern, was zu einer Temperaturzunahme des Magnetkerns und auch zu der Erhöhung einer Last der Steuerschaltung führt, was ihren Wirkungsgrad verringert und andere Teile im übrigen weniger dauerhaft macht. Wenn zusätzlich eine Drossel für eine Halbleiterschaltung aus einer amorphen Legierung auf Fe-Basis gebildet wird, zeigt sie eine äußerst hohe Magnetostriktion und niedrige effektive Permeabilität, so daß ein Spitzenstrom usw. nicht wirksam verhindert werden kann.
In der Zwischenzeit wird ein Transformator einer Schaltstromversorgung herkömmlicherweise aus Mn-Zn-Ferrit hergestellt, aber es wurde durch den Denkitsushin Gakkai Technical Report PE 84-3812 vorgeschlagen, eine amorphe Legierung auf Fe-Basis für einen Transformator einer Schaltstromversorgung zu benutzen, die bei hoher Frequenz betreibbar ist. Wie dieser technische Bericht jedoch erläutert, zeigt dann, wenn eine amorphe Legierung auf Fe-Basis benutzt wird, der Kern eine große Magnetostriktion, was zu einer Verschlechterung der magnetischen Eigenschaften durch mechanische Spannung führt, und es findet auch eine Verschlechterung der magnetischen Hochfrequenzeigenschaften statt, wenn der Kern geschnitten oder mit einem Harz imprägniert wird.
Es wurde dementsprechend gewünscht, ein Material vorzusehen, das eine niedrige Magnetostriktion und hohe effektive Permeabilität aufweist, die vergleichbar sind mit denen amorpher Legierungen auf Co-Basis, und eine hohe magnetische Sättigungsflußdichte, die mit der der amorphen Legierungen auf Fe-Basis vergleichbar ist, wobei solche Merkmale im wesentlichen mit der Zeit unveränderlich bleiben.
Die japanische Offenlegungsschrift Nr. 62-101008 offenbart ein pseudokristallines Material mit feinen kristallinen Partikeln von 0,1 um oder weniger, die gleichförmig in einer amorphen Matrixphase in einem Volumen dispergiert sind, das größer ist als das der Matrixphase, welches als Magnetkern mit magnetischen Eigenschaften benutzt werden kann, die mit der Zeit in einer magnetischen Schaltung nur wenig veränderlich sind. Dieses pseudokristalline Material hat eine verbesserte Wärmebeständigkeit, aber seine magnetischen Eigenschaften sind nicht so verbessert.
US-A-4 558 297 offenbart einen sättigbaren Kern, der aus einer amorphen magnetischen Legierung hergestellt ist, wobei die Legierung eine fünf unterschiedlicher Grundtypen sein kann, wobei jeder Typ eine große Anzahl unterschiedlicher Zusammensetzungen umfaßt. Eine dieser vielen Zusammensetzungen umfaßt Fe oder eine Kombination von Fe und mindestens einem der Elemente Co, Ni und Mn; ein Element der Gruppe IV A der periodischen Tabelle und eine Kombination aus Si und B oder eine Kombination aus Si, B, P und/oder C. Bis zu 10% der Übergangsmetallelemente kann ersetzt sein durch Sc-Zn, Y-Cd, La-Hg, Ac, Elemente, die Atomzahlen höher als Ac aufweisen, ebenso wie Cu, Nb, Te, V, Cr, Ta und Y. Die Struktur der bekannten amorphen magnetischen Legierung kann teilweise kristallin sein, aber das Verhältnis der kristallinen zur amorphen Phase sollte 50% nicht überschreiten.

ZUSAMMENFASSUNG DER ERFINDUNG

Es ist ein Ziel der vorliegenden Erfindung, einen Magnetkern vorzusehen, der eine hohe magnetische Sättigungsflußdichte, hohe effektive Permeabilität und einen niederen Kernverlust aufweist.
Dieses Ziel wird durch den Magnetkern erreicht, der im Anspruch 1 definiert ist.

KURZE BESCHREIBUNG DER ZEICHNUNGEN

Fig. 1 ist ein Diagramm, das die effektive Permeabilität uelk von Magnetkernen zeigt, die sich mit der Zeit ändert;
Fig. 2 ist ein Diagramm, das das Röntgenbeugungsmuster eines Bandes aus einer Legierung auf Fe-Basis zeigt, das durch ein Einzelwalzverfahren im Beispiel 1 hergestellt ist;
Fig. 3 (a) ist ein Diagramm, das das Röntgenbeugungsmuster des Bandes aus Legierung auf Fe-Basis zeigt, das im Beispiel 1 wärmebehandelt wurde;
Fig. 3 (b) ist eine Photographie mit einem Durchstrahlungs-Elektronenmikroskop des Bandes aus Legierung auf Fe-Basis das im Beispiel 1 wärmebehandelt wurde;
Fig. 4 (a) bis (h) sind Diagramme, die verschiedene Wärmebehandlungsversuche zeigen, in denen "a" das rasche Erhitzen und "b" die Luftkühlung bezeichnen;
Fig. 5 ist eine Perspektivansicht, die einen kreisringförmig gewickelten Kern aus dem Band aus Legierung auf Fe-Basis im Beispiel 1 zeigt;
Fig. 6 ist eine schematische Ansicht, die eine Schaltung zum Messen der Richtmagnetisierungseigenschaften eines Magnetkerns zeigt;
Fig. 7 ist ein Diagramm, das die Merkmale eines Magnetkerns als Sättigungsspule zeigt;
Fig. 8 ist ein Diagramm, das die Zuordnung zwischen ΔB und einem Magnetfeld H zeigt;
Fig. 9 ist ein Diagramm, das die Zuordnung zwischen dem Kernverlust und der Frequenz zeigt;
Fig. 10 ist ein Diagramm, das die Zuordnung zwischen ΔBb, ΔB und einem Magnetfeld H zeigt;
Fig. 11 ist ein Diagramm, das die Zuordnungen zwischen B&sub1;&sub0;, Br/B&sub1;&sub0;, dem Kernverlust und Hc sowie der Temperatur zeigt;
Fig. 12 ist ein Diagramm, das die Zuordnungen zwischen der Ausgabespannung, η und einer Temperaturzunahme ΔT an einer Kerngehäuseoberfläche sowie dem Strom bei 12 V Last zeigt;
Fig. 13 (a) bis (c) sind Diagramme, die jeweils eine Gleichstrom-BH-Kurve zeigen;
Fig. 14 ist ein Diagramm, das die Zuordnung zwischen einem spezifischen Kernfaktor Go und X (Atom-%) zeigt;
Fig. 15 ist ein Diagramm, das die Zuordnung zwischen einem spezifischen Kernfaktor Go und α (Atom-%) zeigt;
Fig. 16 ist eine Perspektivansicht, die eine Drossel für eine Halbleiterschaltung zeigt;
Fig. 17 ist eine schematische Ansicht, die eine Grundschaltung für eine Schaltstromversorgung zeigt, die eine Drossel für eine Halbleiterschaltung der Fig. 16 benutzt;
Fig. 18 ist ein Diagramm, das die Wellenformen des Laststroms zeigt, worin A einen Fall bezeichnet, in dem die Drossel für eine Halbleiterschaltung der vorliegenden Erfindung benutzt ist; und B einen Fall bezeichnet, in dem die Drossel benutzt ist;
Fig. 19 ist eine schematische Ansicht, die ein Beispiel einer Drossel für eine Halbleiterschaltung zeigt, die die Drossel der vorliegenden Erfindung umfaßt;
Fig. 20 ist eine schematische Ansicht, die ein Beispiel einer Gleichtaktdrossel zeigt;
Fig. 21 ist ein Diagramm, das die Zuordnung zwischen dem Störpegel und der Frequenz zeigt;
Fig. 22 (a) ist eine Perspektivansicht, die einen kreisringförmigen, gewickelten Kern zeigt;
Fig. 22 (b) ist eine Perspektivansicht, die einen Magnetkern zeigt, der aus dem kreisförmigen, gewickelten Kern der Fig. 22 (a) hergestellt ist;
Fig. 23 (a) ist ein Diagramm, das eine Gleichstrom-BH-Kurve zeigt;
Fig. 23 (b) ist ein Diagramm, das die Zuordnung zwischen der Impulspermeabilität u und ΔB zeigt;
Fig. 24 ist ein Diagramm, das die Zuordnung zwischen dem Absolutwert der komplexen Permeabilität u und der Frequenz zeigt;
Fig. 25 (a) ist eine Perspektivansicht, die einen E-Kern zeigt;
Fig. 25 (b) ist eine Perspektivansicht, die einen E-artigen Magnetkern für einen Transformator zeigt;
Fig. 26 (a) ist eine schematische Ansicht, die eine Schaltung zum Bewerten der Impulsdämpfungscharakteristiken zeigt;
Fig. 26 (b) ist ein Diagramm, das die Zuordnung zwischen der Ausgangsimpulsspitzenspannung und der Eingangsimpulsspitzenspannung zeigt;
Fig. 27 (a) ist eine schematische Ansicht, die eine Schaltung zum Messen der Abhängigkeit der Dämpfung von der Frequenz zeigt;
Fig. 27 (b) ist ein Diagramm, das die Zuordnung zwischen Dämpfung und Frequenz zeigt;
Fig. 28 (a) ist eine Perspektivansicht, die einen kreisringförmigen, gewickelten Kern zeigt;
Fig. 28 (b) ist eine Perspektivansicht, die einen geschnittenen Kern zeigt;
Fig. 29 ist ein Diagramm, das die Zuordnung zwischen dem Kernverlust und der Frequenz zeigt.

DETAILLIERTE BESCHREIBUNG DER ERFINDUNG

Der Magnetkern der vorliegenden Erfindung mit einem Änderungsverhältnis der effektiven Permeabilität innerhalb der Zeit (X) von 0,3 oder weniger wird insgesamt aus einer weichmagnetischen Legierung auf Fe-Basis hergestellt, die im wesentlichen aus Fe, Cu und M besteht, worin M mindestens ein Element ist, das aus der Gruppe ausgewählt ist, die aus Nb, W, Ta, Zr, Hf, Ti und Mo besteht, wobei mindestens 50% der Legierungsstruktur von feinkristallinen Partikeln eingenommen werden.
Die weichmagnetische Legierung auf Fe-Basis, die für den erfindungsgemäßen Magnetkern benutzt wird, hat die durch die allgemeine Formel dargestellte Zusammensetzung:
worin M Co und/oder Ni ist, M' mindestens ein Element ist, das ausgewählt ist aus der Gruppe, die aus Nb, W, Ta, Zr, Hf, Ti und Mo besteht und a, x, y, z und α jeweils den folgenden Bedingungen genügen: 0 ≤ a ≤ 0,5, 0,1 ≤ x ≤ 3, 0 ≤ y ≤ 30, 0 ≤ z ≤ 25, 5 ≤ y+z ≤ 30 und 0,1 ≤ α ≤ 30, wobei mindestens 50% der Legierungsstruktur eingenommen werden von feinkristallinen Teilchen.
Eine andere Art einer weichmagnetischen Legierung auf Fe- Basis für den Magnetkern hat die durch die folgende allgemeine Formel dargestellte Zusammensetzung:
worin M Co und/oder Ni ist, M' mindestens ein Element ist, das ausgewählt ist aus der Gruppe, die aus Nb, W, Ta, Zr, Hf, Ti und Mo besteht, M" mindestens ein Element ist, das aus der Gruppe ausgewählt ist, die aus V, Cr, Mn, Al, Elementen der Platingruppe, Sc, Y, seltenen Erden, Au, Zn, Sn und Re besteht, X mindestens ein Element ist, das aus der Gruppe ausgewählt ist, die aus C, Ge, P, Ga, Sb, In, Be und As besteht, und a, x, y, z, α, β und γ jeweils den folgenden Bedingungen genügen: 0 ≤ a ≤ 0,5, 0,1 ≤ x ≤ 3, 0 ≤ y ≤ 30, 0 ≤ z ≤ 25, 5 ≤ y+z ≤ 30, 0,1 ≤ α ≤ 30, β ≤ 10 und γ ≤ 10, wobei mindestens 50% der Legierungsstruktur feinkristalline Partikel mit einer mittleren Partikelgröße von 1000 Å oder kleiner sind.
In jeder der obigen weichmagnetischen Legierungen auf Fe- Basis kann Fe ersetzt werden durch Co und/oder Ni im Bereich von bis zu 0,3. Wenn M (Co und/oder Ni) 0,3 überschreitet, dann werden die Richtmagnetisierungseigenschaften des Magnetkerns schlechter. Insbesondere ist, damit man gute magnetische Eigenschaften, wie einen niedrigen Kernverlust und niedrige Magnetostriktion, hat, der Anteil an Co und/oder Ni, der durch "a" darstellt ist, bevorzugt 0 bis 0,1. Insbesondere zum Liefern einer Legierung mit niedriger Magnetostriktion ist der Bereich von "a" bevorzugt 0 bis 0,05.
Cu ist ein unverzichtbares Element und sein Anteil an "x" beträgt 0,1 bis 3 Atom-%. Wenn er geringer ist als 0,1 Atom-%, dann kann durch den Zusatz von Cu im wesentlichen keine Auswirkung auf die Verringerung des Kernverlustes und die Erhöhung in der Permeabilität erhalten werden. Wenn er andererseits 3 Atom-% überschreitet, werden die resultierenden Richtmagnetisierungseigenschaften des Magnetkerns niedriger als jene, die kein Cu enthalten. Der bevorzugte Anteil an Cu in der vorliegenden Erfindung beträgt 0,5 bis 2 Atom-%, in welchem Bereich der Kern Richtmagnetisierungseigenschaften aufweisen kann, die vergleichbar sind mit jenen von Magnetkernen aus amorpher Legierung auf Co-Basis.
Die Gründe, warum durch den Zusatz von Cu der Kernverlust abnimmt und die Permeabilität zunimmt, sind nicht vollkommen klar, aber es kann von folgendem ausgegangen werden:
Cu und Fe haben positive Wechselwirkungsparameter, so daß ihre Löslichkeit gering ist. Wenn dementsprechend die Legierung erhitzt wird, während sie amorph ist, trachten die Eisenatome und Kupferatome danach, sich zur Bildung von Agglomeraten zusammenzuschließen und hierbei Schwankungen in der Zusammensetzung zu erzeugen. Dies erzeugt eine Menge von Bereichen mit hoher Wahrscheinlichkeit zur Kristallbildung, um Kerne zur Erzeugung feinkristalliner Partikel zu bilden. Diese kristallinen Partikel beruhen auf Fe, und da Cu im wesentlichen in Fe unlöslich ist, wird Cu aus den feinkristallinen Partikeln ausgestoßen, wobei der Cu-Anteil in der Nachbarschaft der kristallinen Partikel hoch wird. Dies unterdrückt vermutlich das Wachstum der kristallinen Partikel.
Wegen der Bildung einer großen Anzahl von Kernen und der Unterdrückung des Wachstums kristalliner Partikel durch den Zusatz von Cu werden die kristallinen Partikel fein augebildet und dieses Phänomen wird beschleunigt durch den Einfluß von Nb, Ta, W, Mo, Zr, Hf, Ti usw.
Ohne Nb, Ta, W, No, Zr, Hf, Ti usw. werden die kristallinen Partikel nicht in vollem Ausmaß fein und somit sind die weichmagnetischen Eigenschaften der resultierenden Legierung schlecht. Insbesondere Nb und Mo sind wirksam, und insbesondere Nb ist wirksam, die kristallinen Partikel fein zu halten, wodurch es hervorragende weichmagnetische Eigenschaften liefert. Und da eine feinkristalline Phase auf der Grundlage von Fe gebildet wird, hat die weichmagnetische Legierung auf Fe-Basis eine kleinere Magnetostriktion als amorphe Legierungen auf Fe-Basis, was bedeutet, daß die weichmagnetische Legierung auf Fe-Basis eine kleinere magnetische Anisotropie infolge der inneren Spannungs-Beanspruchung hat, was zu verbesserten weichmagnetischen Eigenschaften führt.
Ohne den Zusatz von Cu ist es unwahrscheinlich, daß die kristallinen Partikel fein gemacht werden. Stattdessen ist es wahrscheinlich, daß eine Verbundphase gebildet und kristallisiert wird, wodurch die magnetischen Eigenschaften verschlechtert werden.
Si und B sind Elemente insbesondere zum Verfeinern der Legierungsstruktur. Die weichmagnetische Legierung auf Fe- Basis wird erwünschterweise dadurch erzeugt, daß man einmal eine amorphe Legierung mit dem Zusatz von Si und B bildet und dann feinkristalline Partikel durch Wärmebehandlung bildet.
Der Anteil an Si "y" und der an B "z" betragen 0 ≤ y ≤ 30 Atom-%, 0 ≤ z ≤ 25 Atom-% und 5 ≤ y+z ≤ 30 Atom-%, denn die Legierung würde sonst eine außerordentlich verringerte magnetische Sättigungsflußdichte aufweisen.
In der vorliegenden Erfindung beträgt der bevorzugte Bereich an y 6-25 Atom-% und der bevorzugte Bereich an z beträgt 2-25 Atom-% und der bevorzugte Bereich an y+z beträgt 14-30 Atom-%. Wenn y 25 Atom-% überschreitet, dann hat die resultierende Legierung eine verhältnismäßig große Magnetostriktion unter der Bedingung, gute weichmagnetische Eigenschaften zu liefern, und wenn y kleiner ist als 6 Atom-%, dann werden nicht notwendigerweise ausreichende weichmagnetische Eigenschaften erreicht. Die Gründe zum Begrenzen des Anteils an B ("z") ist der, daß dann, wenn z kleiner ist als 2 Atom-%, eine gleichförmige kristalline Partikelstruktur nicht mühelos erhalten werden kann, was die weichmagnetischen Eigenschaften etwas verschlechtert, und wenn z 25 Atom-% überschreitet, dann würde die resultierende Legierung eine verhältnismäßig große Magnetostriktion unter der Wärmebehandlungsbedingung zum Liefern guter weichmagnetischer Eigenschaften haben. Im Hinblick auf die Gesamtmenge von Si+B (y+z) ist es, wenn y+z kleiner ist als 14 Atom-%, oft schwierig, die Legierung amorph zu machen, was verhältnismäßig schlechte magnetische Eigenschaften liefert, und wenn y+z 30 Atom-% überschreitet, dann folgt eine außerordentliche Abnahme in der magnetischen Sättigungsflußdichte und die Verschlechterung der weichmagnetischen Eigenschaften und die Zunahme in der Magnetostriktion. Noch weiter bevorzugt betragen die Anteile an Si und B 10 ≤ y ≤ 25, 3 ≤ z ≤ 18 und 18 ≤ y+z ≤ 28, und dieser Bereich versieht die Legierung mit hervorragenden weichmagnetischen Eigenschaften, besonders einer Sättigungs-Magnetostriktion im Bereich von -5 x 10&supmin;&sup6; +5 x 10&supmin;&sup6;.
Besonders bevorzugte Bereiche sind 11 ≤ y ≤ 24, 3 ≤ z ≤ 9 und 18 ≤ y+z ≤ 27, und dieser Bereich versieht die Legierung mit einer Sättigungs-Magnetostriktion im Bereich von -1,5 x 10&supmin;&sup6; +1,5 x 10&supmin;&sup6;.
Bei der vorliegenden Erfindung bewirkt es M', wenn es gemeinsam mit Cu zugesetzt wird, die ausgefällten kristallinen Partikel feinzumachen. M' ist mindestens ein Element, das aus der Gruppe ausgewählt ist, die aus Nb, W, Ta, Zr, Hf, Ti und Mo besteht. Diese Elemente haben die Funktion, die Kristallisierungstemperatur der Legierung anzuheben. Synergistisch mit Cu, das die Funktion hat, Agglomerate zu bilden und somit die Kristallisationstemperatur abzusenken, unterdrücken Nb usw. das Wachstum der ausgefällten kristallinen Partikel, wodurch sie fein gemacht werden.
Der Anteil an M' (α) beträgt 0,1-30 Atom-%. Wenn er kleiner ist als 0,1 Atom-%, kann keine ausreichende Wirkung erreicht werden, die kristallinen Partikel feinzumachen, und wenn er 30 Atom-% überschreitet, dann folgt eine außerordentliche Abnahme in der magnetischen Sättigungsflußdichte. Der bevorzugte Anteil an M' beträgt 0,1-10 Atom-%, und noch weiter bevorzugt ist α 2-8 Atom-%, in welchem Bereich besonders hervorragende weichmagnetische Eigenschaften erreicht werden. Im übrigen ist hinsichtlich der magnetischen Eigenschaften M' am meisten bevorzugt Nb und/oder Mo und insbesondere Nb. Der Zusatz von M' versieht die weichmagnetische Legierung auf Fe-Basis mit hoher Permeabilität wie jene der Materialien auf Co-Basis mit hoher Permeabilität.
M", das mindestens ein Element ist, das ausgewählt ist aus einer Gruppe, die aus V, Cr, Mn, Al, Elementen in der Platingruppe, Sc, Y, seltene Erden, Au, Zn, Sn und Re besteht, kann zum Zweck der Verbesserung der Korrosionsbeständigkeit oder der magnetischen Eigenschaften und zum Einstellen der Magnetostriktion zugesetzt werden, aber sein Anteil ist höchstens 10 Atom-%. Wenn der Anteil an M" 10 Atom-% überschreitet, dann folgt eine außerordentliche Abnahme in der magnetisch Sättigungsflußdichte. Eine besonders bevorzugte Menge an M" ist 5 Atom-% oder weniger.
Unter diesen ist mindestens ein Element, das aus der Gruppe ausgewählt ist, die aus Ru, Rh, Pd, Os, Ir, Pt, Au, Cr und V besteht, imstande, die Legierung mit einer besonders hervorragenden Korrosionsbeständigkeit und Verschleißbeständigkeit zu versehen, wodurch sie für Magnetköpfe usw. geeignet gemacht wird.
Die weichmagnetische Legierung auf Fe-Basis kann 10 Atom-% oder weniger mindestens eines Elementes X enthalten, das aus der Gruppe ausgewählt ist, die aus C, Re, P, Ga, Sb, In, Be und As besteht. Diese Elemente sind wirksam, die Legierung amorph zu machen, und wenn sie zusammen mit Si und B zugesetzt werden, dann tragen sie dazu bei, die Legierung amorph zu machen und sind auch wirksam zum Einstellen der Magnetostriktion und der Curie-Temperatur der Legierung.
Insgesamt sind bei der weichmagnetischen Legierung auf Fe- Basis mit der allgemeinen Formel:
die allgemeinen Bereiche von a, x, y, z und α
0 ≤ a ≤ 0,5
0,1 ≤ x ≤ 3
0 ≤ y ≤ 30
0 ≤ z ≤ 25
5 ≤ y+z ≤ 30
0,1 ≤ α ≤ 30,
und die bevorzugten Bereiche hiervon sind
0 ≤ a ≤ 0,3
0,1 ≤ x ≤ 3
0 ≤ y ≤ 25
2 ≤ z ≤ 25
14 ≤ y+z ≤ 30
0,1 ≤ α ≤ 10,
und die weiter bevorzugten Bereiche sind
0 ≤ a ≤ 0,1
0,5 ≤ x ≤ 2
10 ≤ y ≤ 25
3 ≤ z ≤ 18
18 ≤ y+z ≤ 28
2 ≤ α ≤ 8,
und die am meisten bevorzugten Bereiche sind
0 ≤ a ≤ 0,05
0,5 ≤ x ≤ 2
11 ≤ y ≤ 24
3 ≤ z ≤ 9
18 ≤ y+z ≤ 27
2 ≤ α ≤ 8.
Und bei der weichmagnetischen Legierung auf Fe-Basis mit der allgemeinen Formel:
sind die allgemeinen Bereiche a, x, y, z, α, β und γ
0 ≤ a ≤ 0,5
0,1 ≤ x ≤ 3
0 ≤ y ≤ 30
0 ≤ z ≤ 25
5 ≤ y+z ≤ 30
0,1 ≤ α ≤ 30
β ≤ 10
γ ≤ 10,
und die bevorzugten Bereiche sind
0 ≤ a ≤ 0,3
0,1 ≤ x ≤ 3
6 ≤ y ≤ 25
2 ≤ z ≤ 25
14 ≤ y+z ≤ 30
0,1 ≤ α ≤ 10
β ≤ 5
γ ≤ 5,
und die weiter bevorzugten Bereiche sind
0 ≤ a ≤ 0,1
0,5 ≤ x ≤ 2
10 ≤ y ≤ 25
3 ≤ z ≤ 18
18 ≤ y+z ≤ 28
2 ≤ α ≤ 8
β ≤ 5
γ ≤ 5,
und die am meisten bevorzugten Bereiche sind
0 ≤ a ≤ 0,05
0,5 ≤ x ≤ 2
11 ≤ y ≤ 24
3 ≤ z ≤ 9
18 ≤ y+z ≤ 27
2 ≤ α ≤ 8
β ≤ 5
γ ≤ 5.
Die weichmagnetische Legierung auf Fe-Basis mit der obigen Zusammensetzung hat eine Legierungsstruktur, von der mindestens 50% aus feinkristallinen Partikeln besteht. Diese kristallinen Partikel beruhen auf α-Fe mit einer bcc- Struktur, worin Si und B usw. aufgelöst sind. Diese kristallinen Partikel haben eine äußerst geringe mittlere Partikelgröße von 1000 Å oder weniger und sind gleichförmig in der Legierungsstruktur verteilt. Im übrigen wird die mittlere Partikelgröße der kristallinen Partikel dadurch bestimmt, daß man die maximale Größe eines jeden Partikels mißt und sie mittelt. Wenn die mittlere Partikelgröße 1000 Å überschreitet, dann werden keine guten weichmagnetischen Eigenschaften erreicht. Sie ist bevorzugt 500 Å oder kleiner, weiter bevorzugt 200 Å oder kleiner, und insbesondere 50 bis 200 Å. Der verbleibende Anteil der Legierungsstruktur, der nicht aus feinkristallinen Partikeln besteht, kann hauptsächlich amorph sein. Selbst wenn die feinkristallinen Partikel im wesentlichen 100% der Legierungsstruktur einnehmen, hat die weichmagnetische Legierung auf Fe-Basis ausreichend gute magnetische Eigenschaften.
Im übrigen muß es im Hinblick auf unvermeidliche Verunreinigungen, wie etwa N, O, S usw., vermerkt werden, daß deren Einfluß in solchen Mengen, daß die gewünschten Eigenschaften nicht verschlechert werden, nicht als Änderung der Legierungszusammensetzung der vorliegenden Erfindung, die für Magnetkerne geeignet ist, angesehen wird.
Als nächstes wird die Methode zum Herstellen der weichmagnetischen Legierung auf Fe-Basis im einzelnen unten beschrieben.
Als erstes wird eine Legierungsschmelze mit der obigen Zusammensetzung rasch durch bekannte Flüssigkeits-Abschreckmethoden abgeschreckt, wie etwa eine Einzelwalzmethode, Doppelwalzmethode usw., um Bänder aus amorpher Legierung zu bilden. Üblicherweise haben Bänder aus amorpher Legierung, die durch eine Einzelwalzmethode usw. erzeugt werden, eine Dicke von 5 bis 100 um oder dergleichen, und die mit einer Dicke von 25 um oder weniger sind besonders als Magnetkernmaterialien zur Verwendung bei hoher Frequenz geeignet.
Diese amorphen Legierungen können Kristallphasen enthalten, aber die Legierungsstruktur ist vorzugsweise amorph, um die Bildung gleichförmiger feinkristalliner Partikel durch eine nachfolgende Wärmebehandlung sicherzustellen. Im übrigen kann die weichmagnetische Legierung auf Fe- Basis, die feinkristalline Partikel enthält, unmittelbar durch die Flüssigkeitsabschreckmethode erzeugt werden, ohne daß man auf eine Wärmebehandlung zurückgreift, solange geeignete Bedingungen gewählt sind.
Die amorphen Bänder werden gewickelt, geprägt, geätzt oder irgendeiner anderen Bearbeitung zu gewünschten Formen vor der Wärmebehandlung unterzogen, aus den Gründen, daß die Bänder in amorphem Zustand eine gute Bearbeitbarkeit haben, aber sie eine solche Bearbeitbarkeit verlieren, wenn sie erst einmal kristallisiert sind.
Die Wärmebehandlung wird dadurch ausgeführt, daß man das zur gewünschten Form bearbeitete amorphe Legierungsband in Vakuum oder einer Inertgasatmosphäre, wie etwa Wasserstoff, Stickstoff, Argon usw., erwärmt. Die Temperatur und Zeit der Wärmebehandlung ändern sich in Abhängigkeit von der Zusammensetzung des Bands aus amorpher Legierung sowie der Form und Größe eines Magnetkerns, der aus dem Band aus amorpher Legierung hergestellt ist, usw., beträgt aber im allgemeinen bevorzugt 450 bis 720ºC, 5 Minuten bis 24 Stunden lang. Wenn die Wärmebehandlungstemperatur niedriger ist als 450ºC, dann ist es unwahrscheinlich, daß eine Kristallisierung mühelos stattfindet, was für die Wärmebehandlung zu viel Zeit erfordert. Wenn sie andererseits 700ºC überschreitet, dann besteht die Neigung zur Bildung grober kristalliner Partikel, was es schwierig macht, feinkristalline Partikel zu erhalten. Im Hinblick auf die Wärmebehandlungszeit ist es, wenn sie kürzer ist als 5 Minuten, schwierig, den gesamten aufgewickelten Kern bei einer gleichförmigen Temperatur zu erwärmen, was ungleichmäßige magnetische Eigenschaften liefert, und wenn sie länger als 24 Stunden dauert, wird die Produktivität zu niedrig, und es wachsen auch die kristallinen Partikel übermäßig, was zur Verschlechterung der magnetischen Eigenschaften führt. Die bevorzugten Wärmebehandlungsbedingungen sind, wenn man die Praktizierbarkeit und die Steuerung einer gleichförmigen Temperatur usw. in Betracht zieht, 500 bis 650ºC 5 Minuten bis 6 Stunden lang.
Die Wärmebehandlungsatmosphäre ist bevorzugt eine Inertgasatmosphäre, kann aber auch eine oxidierende Atmosphäre, wie etwa Luft, sein. Das Abkühlen kann ordnungsgemäß in Luft oder in einem Ofen durchgeführt werden. Die Wärmebehandlung kann durch eine Vielzahl von Schritten durchgeführt werden.
Die Wärmebehandlung kann in einem Magnetfeld durchgeführt werden, um die Legierung mit einer magnetischen Anisotropie zu versehen. Wenn ein Magnetfeld parallel zum magnetischen Weg des Magnetkerns der vorliegenden Erfindung beim Wärmebehandlungsschritt angelegt wird, dann hat der resultierende wärmbehandelte Magnetkern ein gutes Rechteckverhältnis in einer BH-Kurve hiervon, so daß er besonders geeignet ist für Sättigungsspulen, magnetische Schalter, Impulsunterdrückungskerne, Reaktoren zum Verhindern von Spitzenspannung usw. Wenn andererseits die Wärmebehandlung durchgeführt wird, während man ein Magnetfeld senkrecht zum Magnetweg eines Magnetkerns anlegt, dann neigt sich die BH-Kurve, was ihn mit einem geringen Rechteckverhältnis und einer konstanten Permeabilität versieht. Somit hat er einen breiteren Betriebsbereich und ist daher geeignet für Transformatoren, Störfilter, Drosselspulen usw.
Das Magnetfeld muß nicht ständig während der Wärmebehandlung angelegt werden, und es ist nur dann notwendig, wenn sich die Legierung bei einer Temperatur unter deren Curie- Temperatur Tc befindet. Bei der vorliegenden Erfindung hat die Legierung wegen der Kristallisation eine höhere Curie- Temperatur als das amorphe Gegenstück und so kann die Wärmebehandlung in einem Magnetfeld bei einer Temperatur durchgeführt werden, die höher ist als die Curie-Temperatur der entsprechenden amorphen Legierung. Im Fall der Wärmebehandlung in einem Magnetfeld kann es durch zwei oder mehrere Schritte ausgeführt werden. Es kann auch ein Rotations-Magnetfeld während der Wärmebehandlung angelegt werden.
Der Magnetkern der vorliegenden Erfindung hat bevorzugt eine magnetische Sättigungsflußdichte Bz von 10 kG oder mehr und eine wirksame Permeabilität uelkHz von 5 x 10³ oder mehr.
Bei der vorliegenden Erfindung wird ein Änderungsverhältnis der effektiven Permeabilität in der Zeit (X) definiert durch die folgende Formel:
X = 1 - ub/ua,
worin ua die effektive Permeabilität bei 1 kHz einer Probe vor dem Versuch und ub die effektive Permeabilität bei 1 kHz einer Probe nach dem Versuch ist, sie bei 100ºC 1000 Stunden lang in der Luft zu erwärmen. Der Erwärmungsversuch kann in einem Ofen mit konstanter Temperatur durchgeführt werden.
Dieses Änderungsverhältnis X sollte 0,3 oder weniger betragen und beträgt bevorzugt 0,1 oder weniger und noch weiter bevorzugt 0,05 oder weniger.
Wie oben beschrieben, ist es zum Vermeiden der Verschlechterung der magnetischen Eigenschaften des Magnetkerns durch interne Spannung, die erzeugt wird, wenn er mit einem Harz imprägniert oder beschichtet wird, erwünscht, daß der Magnetkern eine Sättigungsmagnetostriktion λs von +5 x 10&supmin;&sup6; -5 x 10&supmin;&sup6; und weiter insbesondere +1,5 x 10&supmin;&sup6; -1,5 x 10&supmin;&sup6; hat.
Durch Verwendung der weichmagnetischen Legierung auf Fe- Basis mit der obigen Zusammensetzung und den obigen Eigenschaften kann eine Sättigungsspule, eine Drossel für eine Halbleiterschaltung, eine Gleichtaktdrossel, ein Hochfrequenztransformator, ein Motorkern usw. vorgesehen werden.
Im Fall einer Sättigungsspule oder einer Halbleiterspule sollte die erstgenannte einen hohen steuerbaren Bereich aufweisen und die letztgenannte sollte einen Spitzenstrom vermeiden, ohne die Spannung zu verringern, die an die Schaltung angelegt wird. Deshalb sollten die Magnetkerne für beide Reaktoren ein Rechteckverhältnis Br/B&sub1;&sub0; einer Gleichstrom-BH-Kurve aufweisen, das wünschenswerterweise 70% oder mehr und insbesondere 80% oder mehr beträgt. Im übrigen bedeutet Br eine Restmagnetflußdichte und B&sub1;&sub0; bedeutet eine Magnetflußdichte bei 10 Oe, die nahezu gleich ist einer Sättigungsmagnetflußdichte. Ein so hohes Rechteckverhältnis kann durch Wärmebehandlung erhalten werden, während man ein Magnetfeld parallel zum Magnetweg des Magnetkerns anlegt.
Für eine Sättigungsspule ist es gewünscht, daß der Magnetkern eine unsteuerbare Magnetflußdichte ΔBb von 3 kG oder weniger bei 50 kHz aufweist, um die Spannung daran zu hindern, sich zu ändern, wenn der Laststrom zunimmt.
Wenn der Magnetkern der vorliegenden Erfindung für eine Drossel für eine Halbleiterschaltung benutzt wird, dann zeigt er eine hervorragende Funktion dabei, eine Spitzenspannung daran zu hindern, durch die Halbleiterschaltung zu strömen.
Wenn er für eine Gleichtaktdrossel oder einen Hochfrequenztransformator verwendet wird, dann kann ein hoher effektiver Magnetflußdichtebereich gegenüber einer monopolaren Impulsspannungseingabe erzielt werden. Deshalb hat seine Gleichstrom-BH-Kurve wünschenswerterweise ein Rechteckverhältnis Br/B&sub1;&sub0; von 30% oder weniger.
Um einen Kernverlust zu verringern, ist es wünschenswert, daß eine oder beide der Bandoberflächen teilweise oder vollständig mit einer Isolierschicht beschichtet sind. Diese Isolierschicht kann durch verschiedenartige Methoden gebildet werden. Sie kann beispielsweise dadurch gebildet werden, daß man ein Isolierpulver, wie etwa SiO&sub2;, MgO, Al&sub2;O&sub3; usw. durch Eintauchen, Sprühen, Elektrophorese usw. anheftet. Eine dünne Schicht aus SiO&sub2; usw. kann durch Aufsprühen oder Dampfniederschlag gebildet werden. Es kann aber auch eine Lösung aus modifiziertem Alkylsilikat in Alkohol mit einer Säure auf das Band aufgebracht werden. Ferner kann eine Forsterit-(MgSiO&sub4;-)Schicht durch Wärmebehandlung gebildet werden. Ferner kann ein Sol, das durch teilweises Hydrolisieren von SiO&sub2;-TiO&sub2;-Metallalkoxid erhalten ist, mit verschiedenartigen keramischen Pulvern vermischt werden und das resultierende Gemisch kann auf das Band aufgetragen werden. Ferner kann eine Lösung, die hauptsächlich ein Polytitancarbonsilan enthält, auf das Band aufgebracht und dann erhitzt werden. Ferner kann eine Phosphatlösung aufgebracht und erhitzt werden. Zusätzlich kann die Isolierschicht durch Aufbringen eines oxidierenden Mittels auf das Band und durch dessen Erhitzung aufgebracht werden.
Zum Zweck der Erzeugung einer Sättigungsspule usw. aus dem gewickelten Kern kann der gewickelte Kern aus dem Legierungsband und einem Isolierband bestehen, das zwischen den benachbarten Bandschichten eingelegt ist. Dieser gewickelte Kern kann dadurch gebildet werden, daß man das Isolierband auf das Band auflegt und diese wickelt. Dieses Isolierband kann ein Polyimidband, ein Keramikfaser-Isolierband, ein Polyesterband, ein Aramidband, ein Glasfaserband usw. sein.
Wenn ein hochwärmeisolierendes Band benutzt wird, dann kann der gewickelte Kern, der ein solches Band enthält, der Wärmebehandlung unterzogen werden.
Im Fall eines laminierten Kerns wird ein dünner Isolierfilm zwischen den benachbarten Schichten eingeführt, um die Isolierung zwischen den Legierungsbahnschichten zu erreichen. In diesem Fall können Materialien ohne Flexibilität, wie etwa Keramikmaterialien, Glas, Glimmer usw., für den dünnen Isolierfilm benutzt werden. Wenn diese Materialien benutzt werden, kann nach der Laminierung eine Wärmebehandlung durchgeführt werden.
Im Fall eines gewickelten Kerns sollte ein inneres Ende und ein äußeres Ende des Bandes am gewickelten Kernkörper befestigt werden, um ein Losewerden des gewickelten Kerns zu verhindern. Die Befestigung der Bandenden kann dadurch durchgeführt werden, daß man einen Laserstrahl oder elektrische Energie auf einen Punkt zur Befestigung aufbringt, oder daß man einen Kleber oder ein Klebeband benutzt.
Im übrigen wird das Band aus weichmagnetischer Legierung auf Fe-Basis wünschenswerterweise plattiert oder beschichtet, um Korrosion zu verhindern. Ferner kann der gewickelte Kern in einem Isoliergehäuse enthalten sein, und ein solches Material, wie Fett, kann benutzt werden, um einen Raum zwischen dem gewickelten Kern und dem Gehäuse aus zufüllen, um die Isolierung und die Korrosionsbeständigkeit des gewickelten Kerns sicherzustellen. Weil der magnetische Kern der vorliegenden Erfindung aus einer Legierung auf Fe-Basis hergestellt ist, ist seine Isolierung gegenüber der Luft besonders wesentlich.
Die vorliegende Erfindung wird im einzelnen durch die folgenden Beispiele beschrieben, jedoch ohne die Absicht, den Umfang der vorliegenden Erfindung zu beschränken.

Beispiel 1

Eine Schmelze mit einer Zusammensetzung (in Atom-%) von 1% Cu, 13,5% Si, 7,2% B, 2,5% Nb und dem Rest im wesentlichen aus Fe wurde zu einem Band von 4,5 mm Breite und 18 um Dicke durch eine Einzelwalzmethode geformt. Die Röntgenstrahlenbeugung dieses Bandes zeigte in Fig. 2 ein Lichthofmuster, das für eine amorphe Legierung eigentümlich ist. Eine Durchstrahlungs-Elektronenmikroskop-Photographie dieses Bandes zeigte auch keine Kristallpartikel in der Legierungsstruktur. Wie aus der Röntgenstrahlbeugung und der Durchstrahlungs-Elektronenmikroskop-Photographie deutlich wird, war das resultierende Band nahezu vollständig amorph.
Als nächstes wurde dieses amorphe Band zu einem kreisringförmigen, gewickelten Kern mit 10 mm Innendurchmesser und 13 mm Außendurchmesser geformt, wie in Fig. 5 gezeigt, und dann in einer Stickstoff-Gasatmosphäre bei 550ºC eine Stunde lang wärmebehandelt.
Dieser kreisringförmige, gewickelte Kern war in einem Kerngehäuse enthalten, das aus einem Phenolharz hergestellt war, und 10 Drahtwicklungen wurden rund um ihn sowohl auf der Primärseite als auch auf der Sekundärseite gewickelt. Dieser Magnetkern wurde in einen Ofen mit konstanter Temperatur bei 100ºC gesetzt, um die Änderung seiner effektiven Permeabilität in der Zeit zu messen. Die Ergebnisse sind in Fig. 1 gezeigt, worin A den Magnetkern dieses Beispiels bezeichnet. Zum Vergleich wurden eine amorphe Legierung mit der Zusammensetzung (in Atom-%) von 0,4% Fe, 5,9% Mn, 15% Si, 9% B und dem Rest im wesentlichen Co und eine amorphe Legierung auf Fe-Basis mit derselben Zusammensetzung, wie A&sub1; (dieses Beispiel) ohne Wärmebehandlung zu Magnetkernen auf dieselbe Weise wie oben gebildet, und ihre effektive Permeabilität bei Verstreichen der Zeit wurde gemessen. Die Ergebnisse sind ebenfalls in Fig. 1 gezeigt, worin B&sub1; den Magnetkern bezeichnet, der aus der amorphen Legierung auf Co-Basis hergestellt war, und C&sub1; den Magnetkern bezeichnet, der aus der amorphen Legierung auf Fe-Basis (FeRestCu&sub1;Nb2,5Si13,5B7,2) hergestellt war, der nicht wärmebehandelt war.
Es wird aus Fig. 1 deutlich, daß die effektive Permeabilität sich in der Zeit für den Magnetkern der vorliegenden Erfindung nicht wesentlich änderte (Änderungsverhältnis der effektiven Permeabilität in der Zeit x = 0,02), während x höher als 0,73 betrug für den Magnetkern aus amorpher Legierung auf Co-Basis (Vergleichsbeispiel). Im Fall der amorphen Legierung auf Fe-Basis mit derselben Zusammensetzung war x so niedrig wie 0,03, aber seine effektive Permeabilität war zu niedrig, um für Magnetkerne benutzt zu werden. Somit hat es sich bestätigt, daß der Magnetkern der vorliegenden Erfindung eine hervorragende Standfähigkeit infolge eines niedrigen Änderungsverhältnisses der effektiven Permeabilität in der Zeit hat.
Der Magnetkern der vorliegenden Erfindung wurde zerlegt, um die Metallstruktur seines Bandes durch Röntgenstrahlbeugung und Untersuchung im Durchstrahlungs-Elektronenmikroskop zu analysieren. Fig. 3(a) zeigt das Röntgenstrahlbeugungsmuster der Legierung dieses Beispiels auf Fe-Basis, und Fig. 3(b) zeigt schematisch die Durchstrahlungs- Elektronenmikroskop-Photographie derselben Legierung auf Fe-Basis, in welcher 1 feinkristalline Partikel oder Körner und 2 eine Matrixphase bezeichnen. Es wird davon ausgegangen, daß diese Matrixphase amorph ist, aber wenn die Wärmebehandlungstemperatur hoch ist, kann sie in eine feinkristalline Phase umgewandelt werden.
Es wurde anhand des Röntgenstrahlbeugungsmusters und der Durchstrahlungs-Elektronenmikroskop-Photographie bestätigt, daß die Legierung auf Fe-Basis dieser Erfindung äußerst feine kristalline Partikel enthält, die aus einer festen bcc-Fe-Lösung hergestellt sind, mit einer Partikelgröße von 50-200 Å.

Beispiel 2

Dieses Beispiel zeigt die Messung der Richtmagnetisierungseigenschaften eines Magnetkerns.
Fig. 6 zeigt eine Schaltung zum Messen der Richtmagentisierungseigenschaften, die äquivalent ist der zum Untersuchen einer Sättigungsspule. Fig. 7 ist eine schematische Ansicht, die die Merkmale einer Sättigungsspule zeigt, wenn ein Steuer-Gleichstrom Ic durch die Steuerschaltung strömt. In Fig. 6 ist die Probe S eine Sättigungsspule, die von einem Magnetkern und drei Wicklungen NL, NC und NV gebildet ist.
NL, die einer Ausgangswicklung der Sättigungsspule entspricht die im magnetischen Verstärker benutzt wird, ist an eine Wechselstromquelle Eg mit einer Frequenz f (Periode: Tp) über einen Widerstand RL und einen Gleichrichter D angeschlossen. Der Wert von Eg ist so vorgegeben, daß der Magnetkern unter einem Phasenwinkel innerhalb 90º einer angelegten sinusartigen Spannung in einer Halbperiode Tg eines Gatters gesättigt wird.
NC ist eine Steuerwicklung und ist an eine Gleichstromwelle Ec über eine Spule LC mit einer ausreichend großen Induktivität angeschlossen, verglichen mit der Induktivität des Magnetkerns, um dem Magnetkern eine Gleichstrommagnetisierung zu verleihen.
Nv ist eine Wicklung zum Messen des wiederhergestellten Magnetflusses Δ φ cm entsprechend der Steuer- bzw. Richteingabe und ist an ein Mittelwert-Gleichrichtungs-Wechselstrom-Voltmeter angeschlossen.
Fig. 7 zeigt schematisch eine Richtmagnetisierungskurve, die durch diese Schaltung gemessen ist.
Durch Definieren einer reziproken Anzahl einer gesamten Richtmagnetisierungskraft Hr als β&sub0; gilt
β&sub0; = 1/Hr.
Für eine Sättigungsspule gilt, je größer β&sub0; (je kleiner Hr), desto kleiner der Richtstrom, was zu besseren Eigenschaften führt.
Andererseits ist ein Parameter α&sub0;, der ein Rechteckverhältnis einer Magnetisierungskurve eines Magnetkerns zeigt, definiert wie folgt:
α&sub0; = 1 - ΔBb/ΔBm.
Für eine Sättigungsspule ist, je größer α&sub0;, desto kleiner eine unsteuerbare Magnetflußdichte ΔBb, was zu besseren Eigenschaften führt.
Das Produkt aus α&sub0; und β&sub0; wird durch einen spezifischen Kernfaktor G&sub0; ausgedrückt:
G0 = α&sub0; β&sub0;.
Je größer G&sub0;, desto geeigneter ist der Magnetkern insgesamt für eine Sättigungsspule.
Der Maximalwert Bm einer Magnetflußdichte entspricht dem Maximalwert eines Gatter-(gate-)Magnetfelds:
HLm = (NL iL(max))/le ... (1),
wobei le die mittlere Magnetweglänge der Probe ist.
Eine Magnetflußdichte BC wird bestimmt durch ein Steuermagnetfeld:
H = (NC Ic)/le ... (2).
Der Unterschied zwischen dem Maximalwert Bm und der Magnetflußdichte BC wird ausgedrückt als ΔBcm und die Ablesung EV eines Magnetflußvoltmeters V in der NV-Schaltung ist wie folgt:
Ev ∞ f NV A ΔBcm ... (3),
wobei f eine Frequenz und A eine wirksame Querschnittsfläche des Magnetkerns ist.
In einer tatsächlichen Sättigungsspule ist es notwendig, die HLm - ΔBb-Charakteristiken in einem positiven Bereich eines Magnetfelds H und die HLm - ΔBb-Eigenschaften in einem negativen Bereich eines Magnetfels H zu kennen.
ΔBb = Bm - Br ... (4)
und
Ev ∞ f NV A ΔBb ... (5)
Andererseits gilt
ΔB = ΔBcm - ΔBb ... (6)
Es ist für die Sättigungsspule erwünscht, daß in Fig. 8 die Kurve im ersten Quadrant niedrig und nahe der Achse verläuft und im zweiten Quadrant steil geneigt ist.

Beispiel 3

Eine Schmelze mit einer Zusammensetzung (in Atom-%) von 1% Cu, 13,5% Si, 9% B, 3% Nb und dem Rest im wesentlichen aus Fe wurde zu einem Band von 4,5 mm Breite und 18 um Dicke durch eine Einzelwalzmethode geformt. Dieses Band war nahezu völlig amorph. Dieses Band wurde zu einem kreisringförmigen, gewickelten Kern mit 10 mm Innendurchmesser und 13 mm Außendurchmesser geformt. Diese Legierung hatte eine Kristallisierungstemperatur von 508ºC, gemessen bei einer Erwärmungsgeschwindigkeit von 10ºC/min und eine Curie- Temperatur von etwa 310ºC.
Als nächstes wurden verschiedenartige Versuche der Wärmebehandlung an jedem gewickelten Magnetkern in einem Magnetfeld durchgeführt, wie in den Fig. 4 (a)-(h) gezeigt. Wenn ein Magnetfeld angelegt wurde, verlief es parallel zum Magnetweg des Magnetkerns bei einem Niveau von 10 Oe. Es wurde bestätigt, daß die Legierung nach der Wärmebehandlung feinkristalline Partikel von 100 - 200 Å hatte, die im wesentlichen aus einer festen bcc-Fe-Lösung zusammengesetzt waren und einen Hauptteil der Legierungsstruktur einnahmen.
Jeder gewickelte Kern war in einem Kerngehäuse aus Phenolharz aufgenommen, und 10 Drahtwicklungen wurden rund um jeden Magnetkern sowohl auf der Primärseite als auch auf der Sekundärseite gewickelt, um eine Sättigungsspule wie im Beispiel 1 zu liefern. Die Eigenschaften eines jeden Magnetkerns wurden gemessen. Die Ergebnisse sind in Tabelle 1 gezeigt. Tabelle 1 Wärmebehandlungs-Bedingung
Wie in Tabelle 1 gezeigt, kann jeder Versuch der Wärmebehandlung, der in Fig. 4 gezeigt ist, den sich ergebenden Magnetkern mit einem Rechteckverhältnis versehen, und ihre Kernverluste W2/100k bei 2 kG und 100 kHz waren so klein wie die von Magnetkernen aus amorpher Legierung auf Co-Basis (W2/100k = 200 900). Ihre Magnetflußdichten bei 10 Oe ( Bs) betrugen 12,4 kG und waren beträchtlich höher als die amorphen Legierung auf Co-Basis, Permalloy mit 80% Ni usw.
Im übrigen hatte die durch den Versuch (b) in Fig. 4 wärmebehandelte Legierung eine Curie-Temperatur Tc von 570ºC und eine Sättigungs-Magnetostriktion λs von 3,8 x 10&supmin;&sup6;.

Beispiel 4

Eine Schmelze mit einer Zusammensetzung (in Atom-%) von 1% Cu, 13,5% Si, 9% B, 5% Nb und dem Rest im wesentlichen aus Fe wurde zu einem Band von 5 mm Breite und 18 um Dicke durch ein Einzelwalzverfahren geformt. Diese Legierung hatte eine Kristallisierungstemperatur von 533ºC, gemessen bei einer Erwärmungsgeschwindigkeit von 10ºC/min. Die Curie-Temperatur betrug 260ºC.
Als nächstes wurde dieses Band mit MgO-Pulver durch Elektrophorese beschichtet und zu einem gewickelten Kern von 19 mm Außendurchmesser und 15 mm Innendurchmesser geformt. Dieser gewickelte Kern wurde bei 610ºC eine Stunde lang in einer N&sub2;-Gasatmosphäre erwärmt und auf 250ºC mit einer Abkühlgeschwindigkeit von 5ºC/min in einem Magnetfeld von 5 Oe parallel zum Magnetweg des Magnetkerns abgekühlt. Nachdem man ihn bei 250ºC vier Stunden lang gehalten hat, wurde er mit einer Abkühlgeschwindigkeit von etwa 60ºC/min auf Raumtemperatur abgekühlt.
Ein anderer gewickelter Kern derselben Zusammensetzung und derselben Struktur wurde bei 610ºC eine Stunde lang erwärmt und dann auf Raumtemperatur mit einer Abkühlgeschwindigkeit von 100ºC/min in einem Magnetfeld von 5 Oe parallel zum Magnetweg des Magnetkerns abgekühlt.
Jeder dieser Kerne wurde in ein Phenolharz-Kerngehäuse aufgenommen, und 10 Drahtwindungen wurden dann um jeden Magnetkern sowohl auf der Primärseite als auch auf der Sekundärseite herumgewickelt, um eine Sättigungsspule zu erhalten. Die Merkmale einer solchen Sättigungsspule wurden getestet. Die Ergebnisse sind in Tabelle 2 gezeigt. Tabelle 2 Wärmebehandlungs-Bedingung
Wie aus Tabelle 2 deutlich wird, haben diese Magnetkerne ein hohes Rechteckverhältnis, das geeignet ist für eine Sättigungsspule. Im übrigen hatte die durch den Versuch (b) behandelte Legierung eine Hauptphase mit einer Curie- Temperatur von 550ºC und eine Sättigungs-Magentostriktion λs von 1 x 10&supmin;&sup6;.
Es wurde ferner beobachtet, daß äußerst feine kristalline Partikel vorherrschend in der Legierung vorlagen wie im Beispiel 1.

Beispiel 5

Sättigungsspulen wurden unter Benutzung einer Fe73,5Cu&sub1;- Nb&sub3;Si13,5B&sub9;-Legierung A&sub2;, einer Fe71,5Cu&sub1;Nb&sub5;Si13,5B&sub9;-Legierung A&sub3;, einer Fe71,5Cu&sub1;Nb&sub5;Si13,5B&sub9;-Legierung A&sub4;, einer amorphen Legierung C&sub2; auf Fe-Basis mit hohem Rechteckverhältnis (Fe69,3Ni7,7Si&sub1;&sub3;B&sub1;&sub0;) und zwei amorphen Legierung B&sub2;, B&sub3; auf Co-Basis mit hohem Rechteckverhältis (Co69,7- Fe0,4Mn5,9Si&sub1;&sub5;B&sub9; bzw. Co&sub6;&sub7;Fe&sub4;Mo1,59Si16,5B&sub1;&sub1;) hergestellt. Die Legierung A&sub2; wurde dadurch wärmebehandelt, daß man sie auf 550ºC eine Stunde lang erwärmt hat, auf 280ºC abgekühlt hat und sie bei dieser Temperatur eine Stunde lang gehalten hat, während man ein Magnetfeld von 2 Oe in Richtung des Magnetweges anlegte, die Legierung A&sub3; wurde dadurch wärmebehandelt, daß man sie bei 610ºC eine Stunde lang erwärmt hat, sie auf 250ºC abgekühlt hat und sei dann bei dieser Temperatur zwei Stunden lang gehalten hat, während man ein Magnetfeld von 15 Oe in Richtung des Magnetweges aufbrachte, und die Legierung A&sub4; wurde dadurch wärmebehandelt, daß man sie bei 610ºC eine Stunde lang erwärmt hat und dann sie an der Luft abgekühlt hat, während man ein Magnetfeld von 2 Oe in Richtung des Magnetweges aufbrachte. Im übrigen betrug Br/B&sub1;&sub0; einer jeden Legierung das folgende: Legierung
Der Kernverlust wurde bei 2 kG für jedes Magnetfeld der Legierung A&sub2;-B&sub3; gemessen. Die Ergebnisse sind in Fig. 9 gezeigt. Als Ergebnis hat sich herausgestellt, daß die Magnetkerne (A&sub2;, A&sub3;, A&sub4;), die in der Sättigungsspule der vorliegenden Erfindung benutzt wurden, einen Kernverlust zeigten, der vergleichbar mit jenem herkömmlicher amorpher Legierungen B&sub2;, B&sub3; auf Co-Basis mit hohem Rechteckverhältnis oder niedriger war. Somit sind sie geeignet für eine Sättigungsspule. Ferner zeigte sich ein Kernverlust, der die Hälfte oder weniger von dem einer herkömmlichen amorphen Legierung C&sub2; auf Fe-Basis mit hohem Rechteckverhältnis betrug.

Beispiel 6

Die Legierungen A&sub2;, A&sub3;, A&sub4;, B&sub2; und B&sub3;, die in Fig. 9 gezeigt sind, wurden verwendet, um Sättigungsspulen zu ergeben, und ihre Richtmagnetisierungseigenschaften wurden durch die Schaltung bewertet, die in Fig. 6 gezeigt ist. In diesem Fall betrugen die Primärwicklung (NV) und die Sekundärwicklung (NL) jeweils 17 Windungen und die Steuerwicklung (NC) betrug 5 Windungen. Die Ergebnisse sind in Fig. 10 gezeigt. Wie aus Fig. 10 deutlich wird, hatte die Sättigungsspule der vorliegenden Erfindung eine Richtmagnetisierungskraft, die vergleichbar ist mit der einer amorphen Legierung auf Co-Basis mit hohem Rechteckverhältnis für dasselbe ΔB, aber die erstgenannten hatte eine gesamte steuerbare Magnetdichte ΔBm, die 1,5 - 2-mal so groß war wie die der Sättigungsspule aus amorpher Legierung auf Co-Basis. Dementsprechend kann die Sättigungsspule der vorliegenden Erfindung unter den Bedingungen miniaturisiert werden, daß die Temperaturzunahme des Kerns keine ernsthaften Probleme auferlegt.

Beispiel 7

Eine Sättigungsspule, die aus einer feinkristallisierten Legierung hergestellt war, die im wesentlichen aus 1% Cu, 13,5% Si, 9% B, 3% Nb und im wesentlichem dem Rest aus Fe bestand (in Atom-%), und die Temperaturcharakteristiken ihrer magnetischen Eigenschaften wurden gemessen. Die Ergebnisse sind in Fig. 11 gezeigt.
Es wurde im wesentlichen keine Änderung im Hinblick auf das Rechteckverhältnis Br/B&sub1;&sub0;, einen Kernverlust und eine Koerzitivkraft Hc im Bereich von Raumtemperatur bis auf 150ºC beobachtet. Im Hinblick auf B&sub1;&sub0; nahm es um etwa 1 kG infolge der Temperaturerhöhung von Raumtemperatur auf 150ºC ab, was kein praktisches Problem erhob. Somit wurde bestätigte daß die aus der obigen feinkristallisierten Legierung erzeugte Sättigungsspule eine hervorragende Standfestigkeit hatte.

Beispiel 8

Legierungsschmelzen mit Zusammensetzungen, die in Tabelle 3 gezeigt sind, wurden zu amorphen Bändern mit jeweils einer Breite von 5 mm und einer Dicke von 18 um durch eine Einzelwalzmethode geformt. Jedes Band wurde zu einem gewickelten Kern von 19 mm Außendurchmesser und 15 mm Innendurchmesser geformt. Jeder gewickelte Kern wurde wärmebehandelt, um äußerst feinkristalline Partikel in der Legierungsstruktur zu bilden. Die Wärmebehandlungsbedingungen entsprachenjenen des Wärmebehandlungsbeispiels (b) in Fig. 4.
Jeder gewickelte Kern wurde in ein Phenolharz-Kerngehäuse eingesetzt und 10 Drahtwindungen wurden um jeden gewickelten Kern sowohl auf der Primärseite als auch auf der Sekundärseite herumgewickelt, um eine sättigungsspule wie im Beispiel 1 zu liefern. Bei jedem Magnetkern wurde eine Gleichstrom-BH-Kurve, eine Wechselstrom-BH-Kurve, ein Kernverlust W2/100k bei 1000 kHz und 2 kG und eine Richtmagnetisierungsprobe bei 50 kHz gemessen. Im übrigen wurde die Richtmagnetisierungskurve für eine Sättigungsspule mit derselben Struktur wie im Beispiel 6 durch eine Methode gemessen, die im Beispiel 2 gezeigt ist.
Die Magnetflußdichte B&sub1;&sub0; bei einer Magnetfeldintensität von 10 Oe, das Rechteckverhältnis Br/B&sub1;&sub0; der Gleichstrom- BH-Kurve, Hc (Gleichstrom), Br/B&sub1;&sub0; (Wechselstrom) der Wechselstrom-BH-Kurve bei 20 kHz, Hc (Wechselstrom), W2/100k, eine Gesamt-Richtmagnetisierungskraft Hr und eine unsteuerbare Magnetflußdichte ΔBb sind in Tabelle 3 gezeigt. Tabelle 3 Nr.* Zusammensetzung Anmerkung*: Proben Nr. 18-22 sind Vergleichsbeispiele
Die Sättigungsspulen der vorliegenden Erfindung hatten ein höheres B&sub1;&sub0; als die amorphe Legierung auf Co-Basis und Permalloy mit 80 Gew.-% Ni, und die erstgenannte hatte ein hohes Rechteckverhältnis. Zusätzlich hatten die Sättigungsspulen der vorliegenden Erfindung hervorragende Charakteristiken an Hc, Kernverlust, Hr und ΔBb, die vergleichbar mit jenen amorpher Legierungen auf Co-Basis waren. Ferner zeigten die Sättigungsspulen der vorliegenden Erfindung einen niedrigen Kernverlust, verglichen mit jenen, die aus Permalloy mit 50 Gew.-% Ni und amorpher Legierung auf Fe-Basis hergestellt wurden, was bedeutet, daß die Sättigungsspule der vorliegenden Erfindung hervorragende Richtmagnetisierungseigenschaften hat.
Wegen dieser Eigenschaften kann die Sättigungsspule der vorliegenden Erfindung durch einen geringen Steuerstrom betrieben werden, was den Wirkungsgrad einer Schaltung erhöht. Da zusätzlich ΔBb klein ist, genießt sie einen weiten Steuerbereich.

Beispiel 9

Legierungsschmelzen mit Zusammensetzungen, die in Tabelle 4 gezeigt sind, wurden verwendet, um gewickelte Kerne mit äußerst feinen kristallinen Partikeln, wie im Beispiel 8, zu bilden, und jeder gewickelte Kern wurde zu einer Sättigungsspule gebildet. Für jede Sättigungsspule wurde die Magnetflußdichte B&sub1;&sub0; bei 10 Oe, der Kernverlust W2/100k bei 100 kHz und 2 kGf die unsteuerbare Magnetflußdichte ΔBb und die Sättigungsmagnetostriktion λS gemessen. Die Ergebnisse sind in Tabelle 4 gezeigt. Tabelle 4 Nr." Zusammensetzung Anmerkung": Probe Nr. 9 ist Vergleichsbeispiel
Es wird aus Tabelle 4 deutlich, daß die Sättigungsspule der vorliegenden Erfindung ein hohes Rechteckverhältnis, ein niedriges Hc, einen niedrigen Kernverlust, eine niedrige unsteuerbare Magnetflußdichte ΔBb hat als jene der amorphen Legierung auf Fe-Basis. Da sie ferner ein niedriges λS hat, kann die Verschlechterung der magnetischen Eigenschaften durch Beschichtung usw. vermieden werden.

Beispiel 10

Ein Band aus amorpher Legierung mit einer Zusammensetzung (in Atom-%) von 1% Cu, 13,5% Si, 9% B, 3% Nb und dem Rest im wesentlichen aus Fe sowie ein Band aus einer amorphen Legierung mit einer Zusammensetzung (in Atom-%) von 13,5% Si, 9% B, 3% Nb und dem Rest im wesentlichen aus Fe wurden hergestellt. Die erste amorphe Legierung enthielt sowohl Cu als auch Nb und hatte eine Kristallisationstemperatur von 508ºC, gemessen bei einer Erwärmungsgeschwindigkeit von 10ºC/min, während die zweite amorphe Legierung (die kein Cu enthielt) eine Kristallisationstemperatur von 583ºC hatte, wenn sie unter derselben Bedingung gemessen wurde.
Jedes Band aus amorpher Legierung wurde zu einem gewickelten Kern von 19 mm Außendurchmesser und 15 mm Innendurchmesser geformt. Der gewickelte Kern, der Cu-Nb gemäß der vorliegenden Erfindung enthielt, wurde bei 550ºC eine Stunde lang erwärmt, während man ein Magnetfeld von 10 Oe in Richtung seines Magnetweges aufbrachte, und dann auf Raumtemperatur mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von 20ºC/min abgekühlt, damit äußerst feinkristalline Partikel den Hauptteil der Legierungsstruktur einnehmen. Andererseits wurde die Magnetlegierung des Vergleichsbeispiels bei 500ºC eine Stunde lang erwärmt und dann auf 280ºC mit einer Abkühlgeschwindigkeit von 5ºC/min abgekühlt, während man ein Magnetfeld von 10 Oe in Richtung seines Magnetweges aufbrachte, und nachdem man sie bei 280ºC vier Stunden lang gehalten hatte, wurde sie bis herunter auf Raumtemperatur mit einer Abkühlgeschwindigkeit von 20ºC/min abgekühlt. Der gewickelte Kern des Vergleichsbeispiels hatte eine amorphe Struktur. Jeder dieser gewickelten Kerne wurde in ein Phenolharz-Kerngehäuse eingesetzt und dadurch zu einer Sättigungsspule gebildet, daß man einen Primärdraht und einen Sekundärdraht mit 20 Windungen und einen Steuerdraht mit 5 Windungen aufgewickelt hat.
Jede Sättigungsspule war in einer magnetischen Steuer- Schaltstromversorgung mit einer Steuerfrequenz von 100 kHz angebracht. Die Schaltstromversorgung hatte zwei Ausgänge; einen Ausgang von 12 V (magnetische Verstärkungssteuerung) und einen Ausgang von 5 V (Impulsbreitenmodulationssteuerung). Durch diese Schaltstromversorgung wurden die Ausgangscharakteristiken der Sättigungsspule gemessen. Im übrigen betrug die Eingangsspannung 100 V Wechselstrom, und während man den Laststrom des 5 V-Ausgangs konstant hielt, wurde der Lasstrom beim 12 V-Ausgang geändert. In diesem Fall wurden die 12 V-Ausgang-Anschlußspannung, der Stromversorgungswirkungsgrad η und die Kerngehäuse-Oberflächen- Temperaturzunahme ΔT gemessen und zwischen den beiden Sättigungsspulen verglichen. Die Ergebnisse sind in Fig. 12 gezeigt, worin A&sub5; die Sättigungsspule der vorliegenden Erfindung und C&sub3; die Sättigungsspule der amorphen Legierung auf Fe-Basis bezeichnet. Es wurde verdeutlicht, daß die Sättigungsspule der vorliegenden Erfindung eine geringere Temperaturzunahme und einen höheren Stromversorgungs-Wirkungsgrad η als die Werte des Vergleichsbeispiels (amorphe Legierung auf Fe-Basis) hatte, mit im wesentlichen keiner Änderung in der Ausgangsspannung.

Beispiel 11

Eine Schmelze mit einer Zusammensetzung (in Atom-%) von 0,8% Cu, 13,6% Si, 9% B, 3% Nb und dem Rest Fe und eine Schmelze mit einer Zusammensetzung (in Atom-%) von 1% Cu, 13,5 Si, 9% B, 5% Nb und dem Rest im wesentlichen aus Fe wurden zu amorphen Bändern durch eine Einzelwalzmethode geformt. Jedes der amorphen Bänder wurde in einer N&sub2;-Gasatmosphäre in einem Magnetfeld von 10 Oe in Richtung seines Magnetweges wärmebehandelt. Die Wärmebehandlungsbedingungen waren Erwärmen bei 550ºC eine Stunde lang, Abkühlen auf 280ºC und Halten bei 280ºC eine Stunde lang für die erste Legierung sowie Erwärmen bei 610ºC eine Stunde lang, Abkühlen auf 250ºC und Halten bei 250ºC vier Stunden lang für die letztere Legierung. Das Magnetfeld wurde während des Zeitraums der Wärmebehandlung aufgebracht. Durch diese Wärmebehandlung wurden in der Legierungsstruktur äußerst feine kristalline Partikel gebildet.
Jeder gewickelte Kern wurde in ein Bakelit-Kerngehäuse eingesetzt und 10 Drahtwindungen wurden um jeden Magnetkern sowohl auf der Primärseite als auch auf der Sekundärseite gewickelt, um eine Sättigungsspule zu liefern. Die Merkmale einer jeden Sättigungsspule wurden getestet.
Fig. 13 zeigt eine Gleichstrom-BH-Kurve für jede Sättigungsspule, worin (a) für die Fe72,6Cu0,8Nb&sub3;Si13,6B&sub9;- Legierung mit B&sub1;&sub0; = 12,4 kG, Br/B&sub1;&sub0; = 93% und Hc = 0,004 Oe steht, und (b) für die Fe71,5Cu&sub1;Nb&sub5;Si13,5B&sub2;-Legierung mit B&sub1;&sub0; = 11,3 kG, Br/B&sub1;&sub0; = 90% und Hc = 0,007 Oe. Zum Vergleich wurde eine amorphe Legierung im wesentlichen aus 15% Si, 9% B, 5,9% Mn und dem Rest im wesentlichen aus Co (in Atom-% bestand) hergestellt und zu einer Sättigungsspule geformt. Sie hatte B&sub1;&sub0; = 7,8 kG, Br/B&sub1;&sub0; = 92% und Hc = 0,004 Oe. Fig. 13 (c) zeigt ihre Gleichstrom-BH-Kurve.
Es ergibt sich deutlich aus Fig. 13, daß die Sättigungsspulen der vorliegenden Erfindung (a) und (b) ein höheres B&sub1;&sub0; zeigten als die aus der amorphen Legierung (c) auf Co- Basis und sie in der Koerzitivkraft Hc und dem Rechteckverhältnis Br/B&sub1;&sub0; nahezu äquivalent sind. Ferner betrug die maximale Permeabilität umax 1450 k für die Fe73,6- Cu0,8Si13,6B&sub9;Nb&sub3;-Legierung und 1000 k für die Fe71,5Cu&sub1;- Si13,5B&sub9;Nb&sub5;-Legierung .

Beispiel 12

Eine Legierungsschmelze aus Fe72,5-xCuxSi13,5B&sub9;Nb&sub5; (Legierung A&sub6;) und eine Legierungsschmelze aus Fe77,5-xCux- Si13,5B&sub9; (Legierung A&sub7;, Vergleichsbeispiel) wurden durch eine Einzelwalzmethode zu amorphen Bändern geformt. Als nächstes wurde jedes Band zu einem gewickelten Kern von 19 mm Außendurchmesser und 15 mm Innendurchmesser geformt, und der resultierende gewickelte Kern wurde unter denselben Bedingungen wie im Wärmebehandlungsversuch in Fig. 4 wärmebehandelt, während man ein Magnetfeld von 20 Oe in Richtung seines Magnetweges in einer N&sub2;-Gasatmosphäre angelegt hat. Der wärmebehandelte gewickelte Kern wurde dann in ein Phenolharz-Kerngehäuse eingelegt und 10 Drahtwindungen wurden auf der Primär- und Sekundärseite aufgewickelt, um eine Sättigungsspule zu liefern. Die Sättigungsspule wurde hinsichtlich der Richtmagnetisierungseigenschaften in der in Fig. 2 gezeigten Schaltung gemessen.
Fig. 14 zeigt die speziellen Kernfaktoren G&sub0;, gemessen bei 50 kHz. Für die Legierung A&sub6; nimmt, wenn x 0,1 überschreitet, G&sub0; außerordentlich zu, aber wenn x 3 überschreitet, nimmt G&sub0; unerwünscht ab.
Wenn kein Nd zugesetzt wird (Legierung A&sub7;), wird G&sub0; nicht durch den Zusatz von Cu verbessert. Das bedeutet, daß der Zusatz sowohl von Cu als auch Nd zum Verbessern der Richtmagnetisierungseigenschaften der Sättigungsspule äußerst wirksam ist.

Beispiel 13

Eine Legierungsschmelze aus Fe76,5-αCu&sub1;Si15,5B&sub7;Nbα (Legierung A&sub8;) und eine Legierungsschmelze aus Fe77,5-αSi15,5B&sub7;- Nbα (Legierung C&sub4;) wurden durch eine Einzelwalzmethode zu amorphen Bändern geformt. Als nächstes wurde jedes Band zu einem gewickelten Kern mit 19 mm Außendurchmesser und 15 mm Innendurchmesser geformt. Jeder gewickelte Kern wurde unter den Bedingungen wie im Wärmebehandlungsversuch (b) in Fig. 4 wärmbehandelt, während er einem Magnetfeld von 20 Oe in Richtung des magnetischen Weges in einer N&sub2;-Gasatmosphäre unterzogen wurde, und es wurde eine Sättigungsspule wie im Beispiel 12 erzeugt. Ihr spezieller Kernfaktor G&sub0; wurde bei 50 kHz gemessen. Die Ergebnisse sind in Fig. 15 gezeigt. Es wurde aus Fig. 15 bestätigt, daß die Sättigungsspule der vorliegenden Erfindung ein außerordentlich großes G&sub0; als das Vergleichsbeispiel, was bedeutet, daß der Zusatz sowohl von Cu als auch Nd bemerkenswert wirksam ist zum Verbessern der Richtmagnetisierungsmerkmale.

Beispiel 14

Eine Schmelze, die auf 1% Cu, 13,5% Si, 9% B, 3% Nb und dem Rest im wesentlichen aus Fe (in Atom-%) bestand, wurde durch eine Einzelwalzmethode zu einem Band von 3 mm Breite und 18 um Dicke geformt. Dieses Band wurde einer Wärmebehandlung unterzogen, die in Fig. 4 (b) im Beispiel 3 gezeigt ist. Als nächstes wurde dieses Band zu einem gewickelten Kern geformt und dann in ein Phenolharz-Gehäuse eingesetzt. 20 Windungen von Draht mit 0,4 mm Durchmesser wurden herumgewickelt, um eine Drossel für eine Halbleiterschaltung zu liefern, die in Fig. 16 gezeigt ist. Diese Drossel wurde hinsichtlich ihrer Induktivität bei 1 kHz gemessen. Das Verhältnis der maximalen Induktivität zur anfänglichen Induktivität betrugt 3,03 und das Verhältnis der maximalen Induktivität zu einer Restinduktivität betrug 300. Im übrigen ist die Restinduktivität eine Induktivität, die gemessen wird, wenn ein Gleichstrom angelegt wird.
Da das Verhältnis zwischen maximaler Induktivität-Restinduktivität groß ist, ist die Drossel hervorragend geeignet, die Erholungseigenschaften einer Diode zu verbessern.
Fig. 17 zeigt eine Grundschaltung einer Schaltstromversorgung, die die obige Drossel benutzt. In Fig. 17 bezeichnet 10 einen Haupttransformator, 11, 12, 13 jede Diode, 14 eine Glättungsdrossel, 15 die Drossel der vorliegenden Erfindung und 16 einen Verbraucher. Eingang und Ausgang waren beide eine Gleichspannung. Fig. 18 zeigt die Wellenformen eines Verbraucherstroms. A bezeichnet einen Fall, in dem keine Drossel benutzt wurde, und B bezeichnet einen Fall, in dem die Drossel in die Halbwellen-Gleichrichter- Schaltung eingesetzt wurde, die bei einer Impulsbreite von 10 um/s und einer Eingangsspannung von 100 V Gleichstrom betrieben wird. Durch Verwendung der Drossel der vorliegenden Erfindung wurde die Stromspitze merklich verringert.

Beispiel 15

Eine Schmelze mit einer Zusammensetzung (in Atom-%) von 1% Cu, 13,5% Si, 7% B, 2,5% Nb und im wesentlichen dem Rest an Fe wurde durch eine Einzelwalzmethode zu einem amorphen Band mit 3 mm Breite und 18 um Dicke geformt. Das Band wurde mit MgO-Pulver auf der Seite der Berührung mit einer Einzelwalze zur Bildung einer Isolierschicht beschichtet. Es wurde dann gewickelt, um einen kreisringförmigen, gewickelten Kern mit 4 mm Außendurchmesser und 2 mm Innendurchmesser zu liefern. Dieser gewickelte Kern wurde bei 55ºC eine Stunde lang wärmebehandelt und seine Außenfläche wurde mit einem Epoxidharz beschichtet und an Diodenanschlüsse angeschlossen, um eine Drossel für eine Halbleiterschaltung zu liefern, die mit einer Diode kombiniert ist, wie in Fig. 19 gezeigt, in der 20 eine Diode bezeichnet und 21, 22 die Drosseln der vorliegenden Erfindung bezeichnen.
Als nächstes wurde diese Drossel in einer Glättungsschaltung an der Ausgangsseite der Schaltstromversorgung benutzt, um die Diodenspannung und die Ausgangsstörung zu messen.
Wenn die Drossel der vorliegenden Erfindung nicht benutzt wurde, betrug die Diodenspannung 61,0 V und die Ausgangsstörung betrug 123 mVp-p, aber wenn sie benutzt wurde, betrug die Diodenspannung 33,5 V und die Ausgangsstörung betrug 47,3 mVp-p. Somit wurde bestätigt, daß die Drossel der vorliegenden Erfindung hervorragende Glättungs- und Störungsverringerungswirkungen hat.

Beispiel 16

Drosseln wurden aus Legierungsbändern mit den Zusammensetzungen gebildet, die in Tabelle 5 gezeigt sind, und zwar auf dieselbe Weise wie im Beispiel 14, und ihre Anfangsinduktivität L&sub0; sowie die maximale Induktivität Lm wurden gemessen. Nach der Wärmebehandlung bei 120ºC 1000 Stunden lang wurde ihre Anfangsinduktivität L&sub0;¹&sup0;&sup0;&sup0; und eine maximale Induktivität Lm¹&sup0;&sup0;&sup0; ebenfalls gemessen, um die Verhältnisse von L&sub0;¹&sup0;&sup0;&sup0;/L&sub0; und Lm¹&sup0;&sup0;&sup0;/Lm zu bestimmen. Die Ergebnisse sind in Tabelle 5 gezeigt. Tabelle 5 Nr." Zusammensetzung (at%) Anmerkung": Proben Nr. 26 und 27 sind Vergleichsbeispiele
Es wird aus Tabelle 5 deutlich, daß die Drosseln für die Halbleiterschaltung gemäß der vorliegenden Erfindung eine viel kleinere Induktivitätsänderung mit der Zeit hatten, als die herkömmlichen amorphen Legierungen auf Co-Basis.

Beispiel 17

Eine Schmelze mit einer Zusammensetzung (in Atom-%) von 1% Cu, 14% Si, 8% B, 5% Nb und dem Rest im wesentlichen aus Fe wurde durch eine Einzelwalzmethode zu einem amorphen Legierungsband von 5 mm Breite und 20 um maximaler Dicke sowie 17 um mittlerer Dicke geformt. Das Band wurde zu einem kreisringförmigen, gewickelten Kern mit 6 mm Innendurchmesser geformt, indem man es 20 mal gewickelt hat, und dann bei 600ºC eine Stunde lang in einer Argon-Gasatmosphäre wärmebehandelt und dann an Luft abgekühlt. Somit wurde der Magnetkern mit derselben Legierungsstruktur wie im Beispiel 1 geformt.
20 Windungen eines Drahtes wurden um diesen Kern herumgewickelt, um eine Drossel für eine Halbleiterschaltung zu liefern. Diese Drossel für eine Halbleiterschaltung wurde in eine Schaltstromversorgung in Reihe mit einer Diode eingesetzt, um ihre Stromversorgungswirkung zu bestimmen. Als Ergebnis betrug die Stromversorgungswirkung 80%. Auch die Temperaturzunahme dieser Drossel betrug 15ºC. Wenn andererseits eine gleichartige Drossel aus einer amorphen Fe-Si-B-Legierung benutzt wurde, betrug ihre Stromversorgungswirkung 77%, was bedeutet, daß die Drossel der vorliegenden Erfindung einen höheren Wirkungsgrad genießt.

Beispiel 18

Legierungsschmelzen mit den Zusammensetzungen, die in Tabelle 6 gezeigt sind, wurden rasch durch eine Einzelwalzmethode abgeschreckt, um amorphe Legierungsbänder zu bilden, und jedes dieser amorphen Bänder wurde zu einem kreisringförmigen Kern mit 35 mm Außendurchmesser und 25 mm Innendurchmesser geformt. Jeder gewickelte Kern wurde bei einer Temperatur wärmebehandelt, die gleich oder größer war als ihre Kristallisationstemperatur, in einem Magnetfeld 5000 Oe senkrecht zu seinem Magnetweg, um äußerst feine kristalline Partikel in der Legierungsstruktur zu erzeugen. 10 Windungen von zwei Drähten wurden rund um diesen gewickelten Kern aufgewickelt, wie in Fig. 20 gezeigt, um eine Gleichtaktdrossel herzustellen. Diese Gleichtaktdrossel wurde hinsichtlich der magnetischen Gleichstromcharakteristiken, des Kernverlusts W2/100k bei 2 kG dem Absoltwert der komplexen Permeabilität bei 100 kHz u 100k, der effektiven Impuls-Permeabilität u bei einer Impulsbreite von 10 us und ΔB von 4 kG sowie der Sättigungsmagnetostriktion λs gemessen. Die Ergebnisse sind in Tabelle 6 gezeigt. Tabelle 6 Nr." Zusammensetzung Anmerkung": Proben Nr. 15-17 sind Vergleichbeispiele.
Ihre magnetischen Gleichstrom-Charakteristiken sind vergleichbar mit jenen der amorphen Legierung auf Fe-Basis, und ihr u 100k war vergleichbar mit dem der amorphen Legierung auf Co-Basis. In einem Frequenzband nahe 100 kHz, in dem die Störungsprobleme besonders ernst sind, haben die Gleichtaktdrosseln der vorliegenden Erfindung hohe Gleichtakt-Störungsdämpfungswirkungen. Zusätzlich wurde bestätigt, daß die Kernverluste bei 2 kG und 100 kHz der Gleichtaktdrosseln der vorliegenden Erfindung kleiner waren als die der amorphen Legierung auf Fe-Basis und daß im Hinblick auf die Sättigungsmagnetostriktion die weichmagnetische Legierung auf Fe-Basis nahezu so klein ist wie die der amorphen Legierung auf Co-Basis.

Beispiel 19

Eine Legierungsschmelze mit einer Zusammensetzung (in Atom-%) von 1% Cu, 16,5% Si, 6% B, 3% Nb und dem Rest im wesentlichen aus Fe wurde durch eine Einzelwalzmethode zu einem amorphen Band von 7,5 mm Breite und 18 um Dicke geformt. Dieses amorphe Legierungsband wurde zur Bildung eines kreisringförmigen Kerns mit 19,5 mm Außendurchmesser und 19,6 mm Innendurchmesser gewickelt. Dieser gewickelte Kern wurde in einer N&sub2;-Atmosphäre in einem Magnetfeld von 3000 Oe senkrecht zum Magnetweg wärmebehandelt. Bei dieser Wärmebehandlung wurde er mit einer Erwärmungsgeschwindigkeit von 10ºC/min erwärmt, bei 510ºC eine Stunde lang gehalten und auf Raumtemperatur mit einer Abkühlgeschwindigkeit von 2,5ºC/min abgekühlt.
Dieser gewickelte Kern wurde in ein Phenolharz-Kerngehäuse eingelegt und 10 Windungen zweier Drähte wurden um ihn herumgewickelt, wie in Fig. 20 gezeigt, um eine Gleichtaktdrossel zu liefern. Ihre magnetischen Charakteristiken wurden gemessen. Es ergab sich B&sub1;&sub0; = 12 kG, Br/B&sub1;&sub0; = 14%, Hc = 0,018 Oe, uelk = 28000, u 100k = 22000 und B&sub1; = 11,5 kG.
Als nächstes wurde diese Gleichtaktdrossel als Leitungsfilter in einer Wechselstrom-100V-Eingabeleitung für eine Schaltstromversorgung benutzt, die bei 50 kHz betreibbar war. Eine Gleichtakt-Störablesung aus den Eingabeanschlüssen der Stromversorgung wurde gemessen. Die Ergebnisse sind in Fig. 21 gezeigt. Es wird aus Fig. 21 deutlich, daß das Leitungsfilter (durch A&sub9;) bezeichnet, das die Gleichtaktdrosseln der vorliegenden Erfindung benutzt, größere Störpegelverringerungswirkungen bei einer niedrigeren Frequenz zeigt als jene, die einen Mn-Zn-Ferritkern benutzt (durch D bezeichnet).

Beispiel 20

Eine Legierungsschmelze (Legierung A&sub1;&sub0;) mit einer Zusammensetzung (in Atom-%) von 1% Cu, 13,5% Si, 9% B, 3% Nb und dem Rest im wesentlichen aus Fe wurde durch eine Einzelwalzmethode zu einem amorphen Band geformt. Dieses amorphe Band wurde aufgewickelt, um einen kreisringförmigen Kern mit 31 mm Außendurchmesser und 18 mm Innendurchmesser zu formen. Dieser gewickelte Kern wurde in einer N&sub2;-Atmosphäre durch Anlegen eines Magnetfelds von 5000 Oe senkrecht zu seinem Magnetweg wärmebehandelt, um in seiner Legierungsstruktur äußerst feine kristalline Partikel zu erzeugen.
Dieser gewickelte Kern wurde in ein Bakelit-Kerngehäuse eingelegt und 10 Drahtwindungen wurden um ihn sowohl auf der Primärseite als auch der Sekundärseite herumgelegt, um seine magnetischen Eigenschaften, die Gleichstrom-BH-Kurve und die Impulse-Permeabilität up zu messen. Die Ergebnisse sind in den Fig. 23 (a) bzw. (b) gezeigt. Es wurde aus der Fig. 23 (a) beobachtet, daß der Magnetkern dieses Beispiels die folgenden Eigenschaften aufwies: B&sub1;&sub0; = 12,4 kG, Br/B&sub1;&sub0; = 11%, Hc = 0,011 Oe, uelk = 35000 und ein Kernverlust W2/100k = 230 mW/cm³. Zum Vergleich sind auch die des Mn-Zn-Ferrits (D) und einer amorphen Legierung auf Co- Basis (Co69,7Fe0,4Mn5,9Si&sub1;&sub5;B&sub9;, Legierung B&sub4;) in Fig. 23 (b) gezeigt.
Es wurde bestätigt, daß der Magnetkern der vorliegenden Erfindung eine hohe magnetische Sättigungsflußdichte und eine Permeabilität ohne Veränderung in der Zeit und ein niedriges Rechteckverhältnis und niedrigen Kernverlust aufweist und daß er dementsprechend gegenüber denen der Vergleichsbeispiele in Abhängigkeit der wirksamen Impuls- Permeabilität von der Magnetflußdichteänderung ΔB überlegen ist. Wenn er deshalb als Gleichtaktdrossel verwendet wird, ist es weniger wahrscheinlich, daß er durch Hochspannungsstörungen gesättigt wird, so daß er seine hohe Induktivität beibehält. Er kann somit ein Leitungsfilter mit hervorragenden Hochspannungs-Impuls-Dämpfungscharakteristiken liefern. Zusätzlich wurden die Frequenzcharakteristiken eines Absolutwerts der komplexen Permeabilität u dieses Magnetkerns gemessen. Die Ergebnisse sind in Fig. 24 gezeigt. In Fig. 24 bezeichnet A&sub1;&sub1; die Fe73,5Cu&sub1;- Nb&sub3;Si13,5B&sub9;-Legierung der vorliegenden Erfindung, B&sub5; bezeichnet die amorphe Co70,7Fe0,3Mn&sub5;Si&sub1;&sub5;B&sub9;-Legierung (Vergleichsbeispiel), C&sub5; bezeichnet die amorphe Fe77,5Si&sub9;- B13,5-Legierung (Vergleichsbeispiel) und D bezeichnet Mn- Zn-Ferrit. Die Tatsache, daß A&sub1;&sub1; ein großes u aufweist, bedeutet, daß es hohe Dämpfungswirkungen gegenüber üblichen Störungen hat. Der Magnetkern der vorliegenden Erfindung hat ein u , das vergleichbar ist mit dem der amorphen Legierung auf Co-Basis oder sogar höher ist. Wenn er dementsprechend für einen Transformatorkern benutzt wird, kann er den Erregerstrom des Transformators verringern und wird bei hohem ΔB weniger gesättigt, und wenn die Temperaturzunahme keine ernsthaften Probleme verursacht, kann er miniaturisiert werden. Deshalb kann ein Transformator mit hohem Wirkungsgrad hiervon erhalten werden.

Beispiel 21

Eine Legierungsschmelze mit einer Zusammensetzung (in Atom-%) von 1% Cu, 13,5 Si, 7,2% B, 2,5% Nb und dem Rest im wesentlichen aus Fe wurde durch eine Einzelwalzmethode zu einem amorphen Band von 6,5 mm Breite geformt. Dieses amorphe Band wurde aufgewickelt, um einen kreisringförmigen Kern mit 20 mm Außendurchmesser und 10 mm Innendurchmesser zu formen. Dieser gewickelte Kern wurde unter den folgenden Bedingungen wärmebehandelt:
(a) Erwärmen bei 550ºC eine Stunde lang in einer Ar-Atmosphäre ohne Magnetfeld und
(b) Erwärmen bei 550ºC eine Stunde lang in derselben Atmosphäre wie in (a), während man ein Magnetfeld von 3000 Oe senkrecht zu seinem Magnetweg anlegte.
12 Wicklungen zweier Drähte wurden rund um jeden gewickelten Kern herumgewickelt, um eine Gleichtaktdrossel zu liefern. Jede Gleichtaktdrossel wurde hinsichtlich den Impulsdämpfungscharakteristiken durch Verwendung einer Schaltung gemessen, die in Fig. 26 (a) gezeigt ist, worin 25 einen Impulsstörungssimulator, 26 eine Probe und 27 ein Oszilloskop bezeichnet. Die gemessenen Impulsdämpfungscharakteristiken sind in Fig. 26 (b) gezeigt, worin A&sub1;&sub2; die Gleichtaktdrossel bezeichnet, die aus dem Magnetkern hergestellt wurde, der durch (a) wärmebehandelt wurde, und A&sub1;&sub3; jene aus dem Magnetkern, der durch (b) wärmebehandelt wurde. Fig. 26 (b) zeigt auch die Dämpfungscharakteristiken von Gleichtaktdrosseln, die aus Mn-Zn-Ferrit (D) und einer amorphen Legierung auf Fe-Basis (C&sub6;) hergestellt wurden. Es wurde bestätigt, daß selbst die Gleichtaktdrossel A&sub1;&sub2;, die ohne Magnetfeld wärmebehandelt wurde, höhere Impulsdämpfungscharakteristiken zeigt als das Mn-Zn-Ferrit D und daß die Gleichtaktdrossel A&sub1;&sub3;, die in einem Magnetfeld wärmebehandelt wurde, höhere Impulsdämpfungscharakteristiken zeigt als die amorphe Legierung auf Fe-Basis C&sub6;.

Beispiel 22

Hinsichtlich der Gleichtaktdrosseln, die im Beispiel 21 hergestellt wurden, wurde die Abhängigkeit der Dämpfung von der Frequenz gemessen. Eine Meßschaltung wurde benutzt, die in Fig. 27 (a) gezeigt ist, in welcher 28 einen Standardsignalgenerator bezeichnet, 29 ein Selektivpegel- Meßgerät, 30 eine Probe und 31 einen Stromteiler.
Der Eingangssignalpegel betrug 0 dbm. Die Ergebnisse sind in Fig. 27 (b) zusammen mit jenen des Mn-Zn-Ferrits D gezeigt. Es wurde bestätigt, daß die Gleichtaktdrossel der vorliegenden Erfindung bessere Dämpfungswirkungen zeigt als die aus Mn-Zn-Ferrit D in jedem Frequenzbereich.

Beispiel 23

Im Hinblick auf Gleichtaktdrosseln, die feinkristallisierte Legierungen der vorliegenden Erfindung benutzen und jene, die herkömmliche Legierungen benutzen, sind die magnetischen Charakteristiken und Hochspannungs-Impulscharakteristiken in Tabelle 7 gezeigt. Hier weist jede Gleichtaktdrossel einen gewickelten Kern mit 12,5 mm Breite, 25 mm Außendurchmesser und 15 mm Innendurchmesser sowie 22 Windungen zweier Drähte auf. Im übrigen wurde, falls erforderlich, ein Magnetfeld bei 3000 Oe senkrecht zum Magnetweg während der Wärmebehandlung angelegt. Tabelle 7 Nr." Zusammensetzung (at%) Ausgangsspannung Magnetfeld bei Wärmebehandlung Ja Nein Anmerkung": Proben Nr. 9 und 10 sind Vergleichsbeispiele "": Rest kristallin
Die Gleichtaktdrosseln der vorliegenden Erfindung zeigen höhere Absolutwerte von u bei 100 kHz und bessere Störungsdämpfungscharakteristiken als jene, die aus herkömmlichen amorphen Legierungen hergestellt wurden, die teilweise kristallisiert waren. Da sie auch eine kleine Ausgangsspannung V&sub0; gegenüber der Impulsspannung von 1000 V und 1 us zeigen, können hervorragende Leitungsfilter durch Verwendung der Gleichtaktdrosseln der vorliegenden Erfindung hergestellt werden. Zusätzlich wurde bestätigt, daß u durch die Wärmebehandlung in einem Magnetfeld verbessert werden kann.

Beispiel 24

Tabelle 8 zeigt magnetische Charakteristiken und Hochspannungsimpulscharakteristiken der Gleichtaktdrosseln der vorliegenden Erfindung, die den Aufbau des Beispiels 23 haben. Im übrigen wurde ein Magnetfeld von 3000 Oe senkrecht zum Magnetweg während der Wärmebehandlung angelegt. Zusätzlich wurde, wie im Beispiel 23, ein Absolutwert der komplexen Permeabilität u bei 100 kHz und eine Ausgangsspannung V&sub0; bis zur Impulsspannung von 1000 V und 1 us für jede Gleichtaktdrossel gemessen, wenn sie in einem Leitungsfilter kombiniert waren. Die Ergebnisse sind auch in Tabelle 8 gezeigt. Tabelle 8 Nr. Zusammensetzung (at%) Tabelle 8 (fortgesetzt) Nr. Zusammensetzung (in %) Tabelle 8 (fortgesetzt) Nr. Zusammensetzung (in%)

Beispiel 25

Ein amorphes Legierungsband mit derselben Zusammensetzung wie im Beispiel 19 und einer Breite von 7,5 mm und einer Dicke von 20 um wurde zu einem kreisringförmigen Kern geformt, wie in Fig. 22 (a) gezeigt, und der kreisringförmige Kern wurde wärmebehandelt, während man ein Magnetfeld von 5000 Oe senkrecht zu seinem Magnetweg während des gesamten Zeitraumes der Wärmebehandlung angelegt hat, um feinkristalline Partikel in der Legierungsstruktur zu erzeugen. Im übrigen wurde die Wärmebehandlung durch Erwärmen auf 500ºC bei einer Erwärmungsgeschwindigkeit von 20ºC/min bei 500ºC eine Stunde lang beibehalten, Abkühlen auf 280ºC bei einer Abkühlgeschwindigkeit von 5ºC/min, Beibehalten bei 280ºC zwei Stunden lang und dann Abkühlen auf Raumtemperatur mit einer Abkühlgeschwindigkeit von 2ºC/min durchgeführt. Ein Capton-Band wurde rund um diesen gewickelten Kern gewickelt, wie in Fig. 22 (b) gezeigt, um einen Transformatorkern zu liefern. Nach dem Aufwickeln von Drähten rund um diesen Kern wurden seine magnetischen Charakteristiken gemessen. Das Ergebnis war B&sub1;&sub0; = 12 kG, Br/B&sub1;&sub0; = 12%, Hc = 0,012 Oe und W2/100k = 240 mW/cm³. Wenn zusätzlich ein Transformatorkern dadurch erzeugt wurde, daß man zuerst den gewickelten Kern mit einem Epoxidharz in Vakuum imprägniert hat, um einen abgeformten Kern herzustellen, und dann ein Capton-Band rund um den abgeformten Kern gewickelt hat, dann zeigte der Transformatorkern B&sub1;&sub0; = 12 kG, Br/B&sub1;&sub0; = 18%, Hc = 0,018 Oe und W2/100k = 370 mW/cm³.
Zum Vergleich wurde ein amorphes Legierungsband, das im wesentlichen aus 13,5% Si, 9% B, 3% Nb und dem Rest im wesentlichen aus Fe (in Atom-%) bestand, zu einem kreisringförmigen Kern geformt, und ein Capton-Band wurde rund um diesen gewickelt, um einen Transformatorkern zu erzeugen (Vergleichsbeispiel 1), und der obige kreisringförmige Kern wurde mit einem Epoxidharz imprägniert, und dann wurde ein Capton-Band rund um ihn gewickelt, um einen Transformatorkern herzustellen (Vergleichsbeispiel 2). Der Transformatorkern des Vergleichsbeispiels 1 zeigte einen Kernverlust W2/100k = 1500 mW/cm³, während der des Vergleichsbeispiels 2 einen außerordentlich hohen Kernverlust von W2/100k = 3300 mW/cm³ zeigte. Somit zeigt der Transformatorkern der vorliegenden Erfindung einen viel kleineren Kernverlust, selbst wenn er mit einem Harz imprägniert ist.

Beispiel 26

Die feinkristallisierte Legierung mit der Zusammensetzung wie im Beispiel 20 wurde zu einem E-Kern geformt, der in Fig. 25 (a) gezeigt ist, und bei 550ºC eine Stunde lang in einer Ar-Atmosphäre wärmebehandelt, um äußerst feine kristalline Partikel in ihrer Legierungsstruktur zu erzeugen. Dann wurde ein E-artiger Transformatorkern geformt, wie in Fig. 25 (b) gezeigt. Eine Messung der magnetischen Charakteristiken dieses Kerns zeigt, daß seine magnetische Sättigungsflußdichte 12,6 kG betrug, mehr als das Doppelte deren eines Mn-Zn-Ferrits, und sein Kernverlust W2/100k betrug 280 mW/cm³.
13 Windungen eines Drahts auf einer Primärseite und 6 Windungen eines Drahts auf einer Sekundärseite wurden rund um diesen Kern gewickelt und als ein Transformator in eine Schaltstromversorgung eingebaut, die bei 200 kHz betreibbar war. Die Temperatur ΔT des Kerns wurde gemessen. Die Ergebnisse sind in Tabelle 9 gezeigt. Tabelle 9 Magnetkern Mn-Zn-Ferrit
Es zeigt sich, daß der Kern der vorliegenden Erfindung unter einer geringeren Temperaturzunahme leidet als jeder aus Mn-Zn-Ferrit, was weniger Einfluß auf andere Elemente ausübt.

Beispiel 27

Eine Legierungsschmelze aus Fe73,5Cu&sub1;Si16,5B&sub6;Nb&sub3; (in Atom- %) wurde zu einem amorphen Legierungsband geformt und das amorphe Legierungsband wurde mit einer MgO-Schicht durch eine Elektrophoesemethode beschichtet. Es wurde dann in die Form gewickelt, die in Fig. 28 (a) gezeigt ist und bei 530ºC eine Stunde lang wärmebehandelt und dann abgekühlt. Nach der Wärmebehandlung wurde dieser Kern mit Firnis imprägniert und in der Mitte durch eine Umfangsschlitzeinrichtung geschnitten. Die geschnittenen Abschnitte wurden geschliffen und geläppt, um einen geschnittenen Kern zu erzeugen, der in Fig. 28 (b) gezeigt ist. Sein Kernverlust bei 100 kHz und 2 kG war so niedrig wie 500 mw/cm³.
Ein solcher geschnittener Kern kann dadurch zu einem Transformator geformt werden, daß man den mit den Drähten versehenen Spulenkörper in den geschnittenen Kern einführt. Er ist dementsprechend dahingehend vorteilhaft, daß sein Wicklungsvorgang leicht ist. Durch Anordnen eines Spalts kann auch die effektive Permeabilität des Kerns kontrolliert werden.

Beispiel 28

Fig. 29 zeigt die Abhängigkeit des Kernverlustes von der Frequenz bei dem Magnetkern aus Fe73,5Cu&sub1;Si13,5B&sub9;Nb&sub3; (Legierung A&sub1;&sub6;, vorliegenden Erfindung) wie im Beispiel 14 gezeigt, zusammen mit den Werten eines herkömmlichen Materials. B&sub6; bezeichnet eine amorphe Co69,7Fe0,4Mn5,8Si&sub1;&sub4;B&sub9;- Legierung, C&sub7; bezeichnet eine amorphe Fe76,5Cr&sub1;Si13,5B&sub9;- Legierung und D bezeichnet ein Mn-Zn-Ferrit. Der Magnetkern der vorliegenden Erfindung zeigte einen Kernverlust, der gleich oder kleiner war, wie der der amorphen Legierung auf Co-Basis (B&sub6;) bis zu einem Hochfrequenzbereich und viel kleiner als jener einer amorphen Legierung auf Fe-Basis (C&sub7;) und des Mn-Zn-Ferrits (D). Somit ist der Magnetkern der vorliegenden Erfindung hervorragend als Transformator bei hoher Frequenz betreibbar. Hinsichtlich der magnetischen Sättigungsflußdichte ist der Magnetkern der vorliegenden Erfindung viel höherwertiger als jene aus dem Mn-Zn-Ferrit und der amorphen Legierung auf Co-Basis, was bedeutet, daß der Magnetkern der vorliegenden Erfindung für miniaturisierte Transformatoren verwendet werden kann.

Claims

1. Magnetkern aus einer weichmagnetischen Fe-Legierung, die eine Zusammensetzung nach einer der beiden allgemeinen Formeln aufweist:

wobei

M Co und/oder Ni,

M' mindestens eines der Elemente Nb, W, Ta, Zr, Hf, Ti und Mo,

M" mindestens eines der Elemente V, Cr, Mn, Al, Sc, Y, Au, Zn, Sn, Re, der Elemente der Platingruppe und der seltenen Erden,

X mindestens eines der Elemente C, Ge, P, Ga, Sb, In, Be und As,

0 ≤ a ≤ 0,5,

0,1 ≤ x ≤ 3,

0 ≤ y ≤ 30,

0 ≤ z ≤ 25,

5 ≤ y+z ≤ 30,

0,1 ≤ α ≤ 30,

β ≤ 10,

γ ≤ 10,

mindestens 50% der Legierungsstruktur von feinkristallinen Teilchen mit einer mittleren Teilchengröße von 100 nm oder weniger eingenommen ist, und

das zeitliche Änderungsverhältnis CR der effektiven Permeabilität des Magnetkerns 0,3 oder weniger beträgt, wobei CR definiert ist als CR = 1-ub/ua, ua die effektive Permeabilität bei 1 kHz und ub die effektive Permeabilität bei 1 kHz nach einer 1000 h langen Erwärmung auf 100ºC in Luft ist.

2. Magnetkern nach Anspruch 1, wobei die weichmagnetische Fe-Legierung eine magnetische Sättigungsflußdichte Bs von 1 T oder mehr und eine effektive Permeabilität uelkHz von 5 x 10³ oder mehr aufweist.

3. Magnetkern nach Anspruch 1 oder 2, wobei die weichmagnetische Fe-Legierung eine Sättigungs-Magnetostriktion λs von +5 x 10&supmin;&sup6; -5 x 10&supmin;&sup6; aufweist.

4. Magnetkern nach einem der Ansprüche 1 bis 3 mit einem Rechteckverhältnis Br/B&sub1;&sub0; der Gleichstrom-BH-Kurve von 30% oder weniger, einem Absolutwert der komplexen Permeabilität u bei 100 kHz von 1000 oder mehr, einer Magnetflußdichte B&sub1; bei 1 Oe (80 A/m) von 0,5 T oder mehr und eine Magnetflußdichte B&sub1;&sub0; bei 10 Oe (800 A/m) von 1 T oder mehr.

5. Verwendung des Magnetkerns nach einem der Ansprüche 1 bis 4 in einer sättigbaren Drossel.

6. Verwendung des Magnetkerns in einer sättigbaren Drossel nach Anspruch 5, wobei seine unkontrollierbare Magnetflußdichte ΔBb bei 50 kHz 0,3 T oder weniger beträgt.

7. Verwendung des Magnetkerns nach einem der Ansprüche 1 bis 4 in einer Drossel für eine Halbleiterschaltung.

8. Verwendung des Magnetkerns nach einem der Ansprüche 5 bis 7 in einer Drossel für eine Halbleiterschaltung, wobei die weichmagnetische Fe-Legierung ein Rechteckverhältnis Br/B&sub1;&sub0; der Gleichstrom-BH-Kurve von 70% oder mehr aufweist.

9. Verwendung des Magnetkerns nach einem der Ansprüche 1 bis 4 in einer Gleichtaktdrossel.

10. Verwendung der Gleichtaktdrossel nach Anspruch 9 in einem Leitungsfilter.

11. Verwendung des Magnetkerns nach einem der Ansprüche 1 bis 4 in einem Hochfrequenz-Transformator.

12. Verwendung des Magnetkerns in einem Hochfrequenz-Transformator nach Anspruch 11 mit zwei oder mehr Windungen.

13. Verfahren zur Herstellung eines Magnetkerns nach einem der Ansprüche 1 bis 4, wobei eine Schmelze der Legierung zur Bildung eines amorphen Bandes rasch abgeschreckt, das amorphe Band zu einem gewickelten Kern geformt und der gewickelte Kern sodann wärmebehandelt wird.