DE69810551T2

DE69810551T2 - Magnetkerne von körper oder laminiertes Typ

Info

Publication number: DE69810551T2
Application number: DE69810551T
Authority: DE
Inventors: Akihisa Inoue; Hisato Koshiba; Akihiro Makino
Original assignee: Alps Electric Co Ltd
Current assignee: INOUE, AKIHISA, SENDAI, MIYAGI, JP; Alps Green Devices Co Ltd
Priority date: 1997-08-28
Filing date: 1998-08-14
Publication date: 2003-05-15
Anticipated expiration: 2018-08-15
Also published as: DE69810551D1; TW455631B; KR100311922B1; KR19990023849A; EP0899753B1; EP0899753A1

Description

Die vorliegende Erfindung betrifft einen massiven Magnetkern und einen laminierten Magnetkern, die aus einer weichmagnetischen glasigen Legierung bestehen und zur Verwendung in Transformatoren, Drosselspulen, magnetischen Sensoren und dergleichen geeignet sind.
Magnetkerne aus einem 50% Ni-Fe-Permalloy, Magnetkerne aus einem 80% Ni-Fe-Permalloy und Magnetkerne aus Silikonstahl sind bislang für Transformatoren, Drosselspulen, magnetische Sensoren und dergleichen verwendet worden. Jedoch stellt sich bei den aus diesen magnetischen Materialien hergestellten Magnetkernen das Problem, dass sie einen großen Kernverlust, insbesondere in einem Hochfrequenzbereich, und einen scharfen Temperaturanstieg bei einer Frequenz von mehreren zehn kHz oder mehr verursachen. Solche Magnetkerne sind deshalb in diesem Frequenzbereich im allgemeinen nicht brauchbar.
Um das oben genannte Problem zu überwinden, ist kürzlich ein bestimmter laminierter Magnetkern verwendet worden, welcher aus einem Magnetkernkörper konstruiert ist, der durch torisches Wickeln eines Co-basierten Bands aus einer amorphen Legierung mit einem kleinen Kernverlust und einem hohen Winkelverhältnis, oder eines Fe-basierten Bands aus einer amorphen Legierung mit einer hohen magnetischen Sättigungsflussdichte und einer hohen maximalen magnetischen Permeation, oder durch Stanzen eines solchen Bands in eine gegebene Form und anschließendes Laminieren der erstellten Formen hergestellt wird. Während des Wickelns oder Laminierens des Bands ist jedoch wahrscheinlich, dass eine Lücke in der Größenordnung von 3 um zwischen den angrenzenden Bändern auftritt, da das Band auf beiden Seiten konkav oder konvex ist.
Das Von einem Legierungsband in Bezug auf das Volumen eines Magnetkernkörpers eingenommene Volumen wird Laminierungsfaktor genannt. In dem oben genannten Beispiel wird der Laminierungsfaktor wie folgt berechnet:
20(um)/(20 + 3(um)) · 100 = 87%
Diese Gleichung zeigt, dass das Volumen einer Lücke groß in Bezug auf Einen Magnetkernkörper ist, was bedeutet, dass es nicht möglich ist einen kleineren Magnetkern zu fertigen.
Demzufolge bleibt bei einem durch Laminieren eines amorphen Legierungsbands hergestellten Magnetkern das Problem, dass vermehrt ein Leck des Magnetflusses zwischen zwei Bändern auftritt, was möglicherweise einen zunehmenden Kernverlust mit sich bringt.
Zusätzlich ist eine Technik entwickelt worden, bei welcher ein durch Zerkleinern des obigen Legierungsbands gewonnenes Pulvermaterial gesintert und das gesinterte Material anschließend in massiver Form verfestigt wird. Diese Technik erfordert, dass das Pulvermaterial bei einer relativ geringen Temperatur gesintert wird, um auf diese Weise zu verhindern, dass es kristallisiert, was dem Herstellen eines Magnetkerns mit einer hohen Dichte entgegenstehen würde. Der fertige Magnetkern kann einen erhöhten Kernverlust haben.
Um die vorgenannten Probleme des Stands der Technik zu beseitigen, zeigt die vorliegende Erfindung einen massiven Magnetkern, der einen minimalisierten Kernverlust aufweist. Die Erfindung zeigt ferner einen laminierten Magnetkern, der einen minimalisierten Kernverlust hat und eine Verkleinerung ermöglicht.
Erfindungsgemäß ist ein Magnetkern angegeben, welcher durch Funkenplasmasintern bei einer Temperaturanstiegsrate von mehr als 1000/min und unter einem Druck von mehr als 2,94 · 10&sup8; Pa hergestellt ist, mit einem Magnetkernkörper, der durch Sintern eines pulverigen Materials aus einer weichmagnetischen glasigen Legierung hergestellt ist, wobei die glasige Legierung eine Zusammensetzung entsprechend der folgenden Formel aufweist:
(Fe1-a-bCoaNib)100-x-y-zMxByTz
worin 0 ≤ a ≤ 0,29, 0 ≤ b ≤ 0,43, 5 at.% ≤ x ≤ 20 at.%, 10 at.% ≤ y ≤ 22 at.%, und 0 at.% ≤ z ≤ 5 at.% erfüllt sind, M ein oder mehrere Elemente darstellt, die aus der Gruppe, bestehend aus Zr, Nb, Ta, Hf, Mo, Ti und V gewählt sind, und T ein oder mehrere Elemente darstellt, die aus der Gruppe, bestehend aus Cr, W, Ru, Rh, Pd, Os, Ir, Pt, Al, Si, Ge, C und P gewählt sind; die glasige Legierung weist ein Temperaturintervall ΔTx von 50ºC oder mehr in ihrem unterkühlten flüssigen Bereich auf, ΔTx wird durch die Gleichung ΔTx = Tx - Tg dargestellt, worin Tx eine Kristallisierungstemperatur und Tg eine Glasübergangstemperatur ist.
Legierungen des obigen Typs sind in A. Inoue et al., Appl. Phys. Lett 71(4) (1997) 464-466 beschrieben worden.
Vorzugsweise kann ΔTx größer als 60ºC sein, wobei der Wert von a, als ein Zusammensetzungsverhältnis von Co angesehen, 0,042 ≤ a ≤ 0,29 und der Wert von b, als ein Zusammensetzungsverhältnis von Ni angesehen, 0,042 ≤ b ≤ 0,043 betragen kann.
Das Element M kann durch die Formel (M'1-cM"c) dargestellt werden, worin M' entweder ein Element oder beide aus Zr und Hf ist, M" eines oder mehrere Elemente, gewählt aus der Gruppe, bestehend aus Nb, Ta, Mo, Ti und V, ist und das Verhältnis c 0 ≤ c ≤ 0,6 beträgt.
Die weichmagnetische glasige Legierung kann ein Verhältnis c von 0,2 ≤ c ≤ 0,4 oder 0 ≤ c ≤ 0,2 haben.
Der Magnetkernkörper kann durch Wärmebehandeln der weichmagnetischen glasigen Legierung bei 427 bis 627ºC hergestellt werden.
Vorzugsweise kann die weichmagnetische glasige Legierung ein ΔTx von 50ºC oder mehr haben und eine Zusammensetzung entsprechend der folgenden Formel aufweisen:
(Fe1-a-bCoaNib)100-x-y-zMxByTz
worin 0 < a < 0,29, 0 < b < 0,43, 0 at.% < z < 5 at.% erfüllt sind, M ein oder mehrere Elemente darstellt, die aus der Gruppe, bestehend aus Zr, Nb, Ta, Hf, Mo, Ti und V gewählt sind, und T ein oder mehrere Elemente darstellt, die aus der Gruppe, bestehend aus Cr, W, Ru, Rh, Pd, Os, Ir, Pt, Al, Si, Ge, C und P gewählt sind.
Vorzugsweise ist ΔTx größer als 60ºC, der Wert von a, als ein Zusammensetzungsverhältnis von Co angesehen, beträgt 0,042 < a < 0,29 und der Wert Von b, als ein Zusammensetzungsverhältnis von Ni angesehen, beträgt 0,042 < b < 0,043. Das Element M kann durch die Formel (M'1-cM"c) dargestellt werden, worin M' entweder ein Element oder beide aus Zr und Hf ist, M" eines oder mehrere Elemente, gewählt aus der Gruppe, bestehend aus Nb, Ta, Mo, Ti und V, ist und das Verhältnis c 0 < c < 0,6 beträgt.
Der Magnetkernkörper kann durch Wärmebehandeln der weichmagnetischen glasigen Legierung bei 427 bis 627ºC hergestellt werden.
Das Element B kann in einer Menge von nicht mehr als 50% durch C ersetzt werden.

KURZE BESCHREIBUNG DER ZEICHNUNGEN

Fig. 1 ist eine Explosionsdarstellung des massiven Magnetkerns gemäß der vorliegenden Erfindung.
Fig. 2 ist eine Querschnittsansicht, die wichtige Teile der Ausführung einer Funkenplasmasintervorrichtung zur Verwendung bei der Herstellung des massiven Magnetkerns der Erfindung zeigt.
Fig. 3 ist eine Ansicht, die eine Form einer auf das Pulvermaterial durch die Funkenplasmasintervorrichtung angewendeten Pulsstromwelle zeigt.
Fig. 4 ist eine Explosionsdarstellung des laminierten Magnetkerns gemäß der vorliegenden Erfindung.
Fig. 5 ist eine Explosionsdarstellung, die eine abgeänderte Form des laminierten Magnetkerns gemäß der vorliegenden Erfindung zeigt.
Fig. 6 ist eine graphische Darstellung der DSC-Kurven von den Bandsorten der glasigen Legierungen, die aus Fe&sub6;&sub0;Co&sub3;Ni&sub7;Zr&sub1;&sub0;B&sub2;&sub0;, Fe&sub5;&sub6;Co&sub3;Ni&sub7;Zr&sub1;&sub0;B&sub2;&sub0;, Fe&sub5;&sub6;Co&sub7;Ni&sub7;Zr&sub1;&sub0;B&sub2;&sub0;, Fe&sub4;&sub9;Co&sub1;&sub4;Ni&sub7;Zr&sub1;&sub0;B&sub2;&sub0; bzw. Fe&sub4;&sub6;Co&sub1;&sub7;Ni&sub7;Zr&sub1;&sub0;B&sub2;&sub0; zusammengesetzt sind.
Fig. 7 ist ein dreieckiges Diagramm zur Darstellung der Abhängigkeit von ΔTx (= Tx - Tg) von der Gehalten an Fe, Co und Ni in Bezug auf die Zusammensetzung (Fe1-a-bCoaNib)&sub7;&sub0;Zr&sub1;&sub0;B&sub2;&sub0;.
Fig. 8 ist eine graphische Darstellung der Röntgendiffraktionsmuster von abgeschreckten Bändern mit veränderlichen Schichtdicken bezüglich einer Zusammensetzung Fe&sub5;&sub6;Co&sub7;Ni&sub7;Zr&sub4;Nb&sub6;B&sub2;&sub0;.
Fig. 9 ist eine graphische Darstellung der Abhängigkeit der magnetischen Sättigungsflussdichte (Bs), magnetischen Remanenz (Hc), magnetischen Permeabilität (ue) bei 1 kHz und Magnetostriktion (λs) von dem Gehalt an Nb bezüglich der Zusammensetzungssorten Fe&sub5;&sub6;Co&sub7;Ni&sub7;Zr10-xNbxB&sub2;&sub0;, worin x 0, 2, 4, 6, 8 und 10 at.% beträgt.
Fig. 10 ist eine graphische Darstellung des Kernverlusts von der massiven Magnetkerne, die aus Magnetkernkörpern einer Zusammensetzung Fe&sub5;&sub6;Co&sub7;Ni&sub7;Zr&sub8;Nb&sub2;B&sub2;&sub0; hergestellt sind.
Fig. 11 ist eine graphische Darstellung des Verhältnisses zwischen der Schichtdicke und dem Laminierungsfaktor bezüglich der glasigen Legierung gemäß der Erfindung.
Fig. 12 ist eine graphische Darstellung des Verhältnisses zwischen dem Kernverlust und Bm in Bezug auf jeden der laminierten Magnetkerne, die aus Bändern mit einer Zusammensetzung Fe&sub5;&sub6;Co&sub7;Ni&sub7;Zr&sub8;Nb&sub2;B&sub2;&sub0; hergestellt sind.
Fig. 13 ist eine graphische Darstellung des Verhältnisses zwischen dem Kernverlust und Bm in Bezug auf jeden der laminierten Magnetkerne, die aus Bändern mit einer Zusammensetzung Fe&sub6;&sub2;Co&sub7;Ni&sub7;Zr&sub8;Nb&sub2;B&sub1;&sub4; hergestellt sind.
Nun wird der massive Magnetkern gemäß einer Ausführungsform der vorliegenden Erfindung beschrieben.
Der massive Magnetkern der Erfindung kann beispielsweise in Ringform hergestellt werden. Dieser ringförmige massive Magnetkern kann aus einem Magnetkernkörper hergestellt werden, der durch Sintern eines Pulvermaterials aus einer weichmagnetischen glasigen Legierung, die weiter unten beschrieben wird, oder durch Gießen einer heißen Schmelze einer solchen glasigen Legierung in eine vorbestimmte Gussform, gefolgt von einem Abkühlen der heißen Schmelze in feste Form hergestellt wird. Der Magnetkernkörper wird dann beispielsweise mit einem Epoxyharz bedeckt oder wird als Isolierschutz in einem Harzgehäuse eingekapselt.
Bei der Herstellung eines massiven Magnetkerns zur Verwendung in einem EI-Kern, wird ein Magnetkernkörper hergestellt, indem ein Pulvermaterial aus einer weichmagnetischen glasigen Legierung zum Formen eines E-Kerns und eines I-Kerns gesintert wird und anschließend zu einander gebracht und einstückig verbunden werden.
Der sich ergebende Magnetkernkörper wird an einem bestimmten Abschnitt zum Isolierschutz dieses bestimmten Abschnitts beispielsweise mit einem Epoxyharz bedeckt oder in einem Harzgehäuse eingekapselt, wobei der massive Magnetkern für den EI-Kern hergestellt wird.
In Fig. 1 ist eine bevorzugte Ausführungsform des ringförmigen massiven Magnetkerns 1 gemäß der vorliegenden Erfindung gezeigt. Ein massiver Magnetkern 1 wird mithilfe eines Magnetkernkörpers 3 hergestellt, der gewonnen wird durch Sintern eines Pulvermaterials aus einer weichmagnetischen glasigen Legierung, die weiter unten beschrieben wird, oder durch Gießen einer heißen Schmelze einer solchen glasigen Legierung in eine gegebene Gussform, gefolgt von einem Abkühlen der heißen Schmelze in eine feste Form, und Einpassen des Magnetkernkörpers 3 in ein aus einem Harz bestehendes Gehäuse 2 in Hohlringform.
Das Gehäuse 2 kann vorzugsweise aus Polyacetalharz, Polyethylenterephthalatharz oder dergleichen geformt sein.
Auf eine inneren Oberfläche eines Bodenabschnitts 2a des Gehäuses 2 wird an zwei getrennten Stellen, wie in Fig. 1 ersichtlich ist, ein Klebstoff 4 aufgebracht um den Magnetkernkörper 3 mit dem Gehäuse 2 stabil zu verbinden. Vorzugsweise liegt die Anzahl von Stellen, die mit dem Klebstoff beschichtet werden, im Bereich von 2 bis 4.
Der Klebstoff 4 ist aus Epoxyharz, Silikongummi und dergleichen gewählt.
Im weiteren wird ein Verfahren zum Herstellen des massiven Magnetkerns 1 der vorliegenden Erfindung mittels Funkenplasmasintern beschrieben.
Fig. 2 zeigt wichtige Teile der Ausführung einer Funkenplasmasintervorrichtung, die zur Verwendung bei der Herstellung des massiven Magnetkerns 1 gemäß der Erfindung geeignet ist. Diese Ausführung einer Funkenplasmasintervorrichtung besteht im Wesentlichen aus einer zylindrischen Hohlform 11, einem oberen Stempel 12 und einem unteren Stempel 13, wobei beide Stempel in der Hohlform 11 eingefügt sind, einer Stempelelektrode 14, die angeordnet ist um den unteren Stempel 13 zu stützen und um auf einer Seite als Elektrode zu wirken, wobei ein später beschriebener Pulsstrom fließt, einer Stempelelektrode 15, die angeordnet ist um den oberen Stempel 12 abwärts zu pressen und um als eine Elektrode auf der anderen Seite zu wirken, wobei der Pulsstrom fließt, und einem Thermopaar 17, das angebracht ist um die Temperatur eines Startpulvers 16, das als Sandwichschicht zwischen dem oberen und unteren Stempel 12, 13 vorliegt, zu messen.
In den Stirnseiten des oberen und unteren Stempels 12, 13, die einander gegenüberliegen, sind Formen definiert, die der Form eines zu bildenden Magnetkernkörpers entsprechen.
Zusätzlich sind die oben genannten wichtigen Teile der Funkenplasmasintervorrichtung in einer nicht gezeigten Kammer untergebracht. Diese Kammer ist mit einem nicht gezeigten Evakuierungssystem und mit einem nicht gezeigten Umgebungsgasversorgungssystem verbunden, derart, dass das Startpulver (Pulvermaterial) 16, das zwischen dem oberen und unteren Stempel 12, 13 eingefüllt werden soll, in einer gewünschten Atmosphäre, beispielsweise einer Inertgasatmosphäre oder dergleichen, gehalten werden kann.
Um den massiven Magnetkern 1 durch die Verwendung der oben gezeigten Funkenplasmasintervorrichtung herzustellen, wird zuerst ein zu formendes Pulvermaterial 16 hergestellt. Das Pulvermaterial 16 kann gewonnen werden durch Schmelzen einer weichmagnetischen glasigen Legierung einer später beschriebenen gegebenen Zusammensetzung und anschließendes Gießen der Schmelze, Abschrecken unter Verwendung einer Einzelwalze oder einer Zwillingswalze, Lösungsspinnen oder Lösungsextraktion, oder dem Sprühen mit einem Hochdruckgas, wodurch die Schmelze in verschiedene Formen, einschließlich massiv, bandartig, linear, pulverartig oder in andere Formen geformt wird, und ferner Granulieren der nichtpulverigen Formen.
Die weichmagnetische glasige Legierung zur Verwendung in der vorliegenden Erfindung hat ein Temperaturintervall Tri oberhalb von 20ºC, wenn sie zu einer Flüssigkeit unterkühlt ist, oder von über 40ºC oder von über 50ºC, abhängig von der verwendeten Legierungszusammensetzung. Dieses Temperaturintervall ist einzigartig und überraschend im Hinblick auf die im Stand der Technik bekannten Legierungen. Überdies hat eine solche weichmagnetische glasige Legierung ausgezeichnete weichmagnetische Eigenschaften bei Zimmertemperatur, was noch nicht bekannt und somit neu ist.
Anschließend wird das oben hergestellte Pulvermaterial 16 zwischen den oberen und unteren Stempel 12, 13 der in Fig. 2 gezeigten Funkenplasmasintervorrichtung gebracht und die Kammer wird auf ihrer Innenseite evakuiert. Das Pulvermaterial 16 wird durch den von den beiden Stempeln 12, 13 aufwärts und abwärts ausgeübten Druck geformt, und gleichzeitig wird es durch den Fluss eines in Fig. 3 veranschaulichten Pulsstroms erwärmt, wodurch ein Magnetkernkörper 3 mit einer gewünschten Form geformt wird.
Diese Funkenplasmasintervorrichtung ermöglicht, dass das Pulvermaterial 16 mit einer vorbestimmten Geschwindigkeit mittels eines Stromflusses aufgeheizt wird, und ermöglicht ferner, dass die Temperatur eines solchen Materials entsprechend dem Wert des Stromflusses genau kontrolliert wird. Somit kann eine Temperaturkontrolle mit einer weitaus höheren Genauigkeit erfolgen als im Fall einer Erwärmung unter Verwendung eines Heizers, so dass das Sintern unter nahezu idealen, im vorhinein gestalteten Bedingungen erfolgen kann.
Bei der Durchführung der vorliegenden Erfindung ist es notwendig, dass die Sintertemperatur 300ºC oder mehr beträgt, um so das Pulvermaterial 16 in eine feste Form zu formen. Da jedoch die weichmagnetische glasige Legierung zur Verwendung als Pulvermaterial 16 ein großes Temperaturintervall ΔTx (Tx - Tg) hat, wenn sie auf eine Flüssigkeit unterkühlt wird, kann durch das Drucksintern in einem solchen spezifischen Temperaturbereich der Magnetkernkörper 3 in vorteilhafter Weise mit Einer hohen Dichte erzeugt werden.
Wenn jedoch die Sintertemperatur nahe einer Kristallisierungstemperatur ist, besteht aufgrund einer kristallinen Nukleation (Strukturordnung in einem kurzen Bereich) und Kristallisierung die Neigung zum Auftreten einer magnetischen Anisotropie, was die entstehenden weichmagnetischen Eigenschaften schlechter macht.
Wegen des Mechanismus der Funkenplasmasintervorrichtung ist die zu überwachende Sintertemperatur eine von dem an dem Stempel 11 befestigten Thermopaar 17 ausgelesene Temperatur. Die auf diese Weise gelesene Temperatur ist geringer als jene, auf welche das Pulvermaterial 16 erwärmt wird.
Aus diesen Gründen sollte die Sintertemperatur bei der Erfindung vorzugsweise innerhalb des Bereichs T ≤ Tx liegen, worin Tx die Kristallisationstemperatur und T die Sintertemperatur ist.
Gemäß der vorliegenden Erfindung ist die Geschwindigkeit des Temperaturanstiegs zum Sintern vorzugsweise größer als 10ºC/min. Geringere Geschwindigkeiten des Temperaturanstiegs führen zu eine Entwicklung von unerwünschten kristallinen Phasen.
Der Sinterdruck ist größer als 2,94 · 10&sup8; PA [3 t/cm²]. Bei kleineren Drücken versagt die Formung des Magnetkernkörpers.
Der gebildete Magnetkernkörper 3 kann wärmebehandelt werden, mit dem Ergebnis, dass seine magnetischen Eigenschaften verbessert werden können. Die Temperatur bei der Wärmebehandlung ist höher als die Curie-Temperatur, jedoch niedriger als eine Temperatur, bei welcher Kristalle entstehen, die für eine Beeinträchtigung der magnetischen Eigenschaften verantwortlich wären. Insbesondere beträgt die Wärmebehandlungstemperatur vorzugsweise 427 bis 627ºC, stärker bevorzugt 477 bis 527ºC.
Der so hergestellte Magnetkernkörper 3 hat die gleiche Zusammensetzung wie die weichmagnetische glasige Legierung, die als Pulvermaterial 16 verwendet wird, und verfügt somit über beste weichmagnetische Eigenschaften bei Raumtemperatur. Bei einem solchen Magnetkernkörper können die magnetischen Eigenschaften durch Wärmebehandlung weiter verbessert werden.
Weil der Magnetkernkörper 3 eingefügt wird, hat der massive Magnetkern 1 ausgezeichnete weichmagnetische Eigenschaften, und ist somit in einem weiten Anwendungsbereich als Magnetkern für Transformatoren, Drosselspulen und magnetische Sensoren einsetzbar. Somit sind Magnetkerne herzustellen, deren Eigenschaften besser als die der herkömmlichen Magnetkerne sind.
Die vorgehende Beschreibung betrifft einen Magnetkernkörper 3, der durch Funkenplasmasintern des Pulvermaterials 16, das aus der weichmagnetischen glasigen Legierung zusammengesetzt ist, hergestellt ist. Ohne Einschränkung auf dieses Sinterverfahren kann ein solcher Magnetkernkörper in geeigneter Weise durch ein Sinterverfahren gewonnen werden, bei welchem Druck durch Extrusion ausgeübt wird.
Zusätzlich kann der Magnetkernkörper 1 der vorliegenden Erfindung unter Verwendung eines Magnetkernkörpers 3 erhalten werden, der durch Gießen einer heißen Schmelze der obigen weichmagnetischen glasigen Legierung und anschließendes Abkühlen der Schmelze in feste Form hergestellt wird.
Diese heiße Schmelze kann durch Einwiegen von Startmaterialien, wie reine Metalle Fe, Co, Ni und Zr, reinkristallines Bor und dergleichen, in ihren jeweiligen gegebenen Mengen und anschließendes Schmelzen dieser Materialien in einer Ar-Atmosphäre and in Vakuum zum Beispiel durch einen Hochfrequenzinduktionsheizer, einen Lichtbogenofen, ein Muldenofen, ein Reflexionsofen oder dergleichen hergestellt werden.
Die sich bildende heiße Legierungsschmelze wird in eine Gussform mit einer gegebenen Form gegossen, gefolgt von einem allmählichen Abkühlen der Schmelze in einen festen Zustand, wobei ein Magnetkernkörper 3 mit einer gewünschten Form entsteht.
Der so gewonnene Magnetkernkörper 3 hat, wie jener der durch Sintern der Pulverlegierung hergestellt wird, eine hohe Dichte und ausgezeichnete weichmagnetische Eigenschaften und ist somit als Magnetkern zur Verwendung in Transformatoren, Drosselspulen, magnetischen Sensoren und dergleichen brauchbar.
Als nächstes wird der laminierte Magnetkern gemäß der vorliegenden Erfindung unter Bezugnahme auf die Zeichnungen beschrieben.
Der laminierte Magnetkern der Erfindung kann zum Beispiel in einer Ringform erhalten werden. Dieser ringförmig laminierte Magnetkern kann aus einem Magnetkernkörper gefertigt werden, der hergestellt ist durch Formen eines Bands aus einer weichmagnetischen glasigen Legierung, welche später beschrieben wird, und anschließendes torisches Wickeln des Bands, oder durch Pressstanzen des Bands in eine Vielzahl von Ringen und anschließendes Schichten der Ringe in einer gegebenen Zahl. Der gebildete Magnetkernkörper wird ferner mit zum Beispiel einem Epoxyharz bedeckt, oder wird zum Isolierungsschutz in einem Harzgehäuse eingekapselt.
Bei der Herstellung eines laminierten Magnetkerns zur Verwendung in einem EI-Kern wird ein Magnetkernkörper hergestellt, indem das obige Band aus einer weichmagnetischen glasigen Legierung in eine Vielzahl Von E-Typ-Lagen bzw. eine Vielzahl von I-Typ-Lagen pressgestanzt wird, die E-Lagen miteinander laminiert werden, oder die I-Lagen miteinander laminiert werden, wodurch ein E-Kern oder ein I-Kern geformt wird, und indem anschließend die E- und I-Kerne einstückig miteinander verbunden werden. Der gebildete Magnetkern ist an einem bestimmten Abschnitt mit zum Beispiel einem Epoxyharz bedeckt, oder ist zum Isolationsschutz eines bestimmten Abschnitts in einem Harzgehäuse eingekapselt, wodurch der laminierte Magnetkern für den EI-Kern hergestellt wird.
In Fig. 4 ist eine bevorzugte Ausführungsform des laminierten Magnetkerns in Ringform gemäß der vorliegenden Erfindung gezeigt. Ein laminierter Magnetkern 21 wird mithilfe eines Magnetkernkörpers 24 gebildet, der hergestellt wird durch torisches Wickeln eines Bands 23 aus einer weichmagnetischen glasigen Legierung, welche später beschrieben wird, und Einpassen des Magnetkernkörpers 24 in ein Gehäuse 22, welches aus einem Harz in einer Hohlringform gefertigt ist.
Vorzugsweise kann das Gehäuse 22 zum Beispiel aus Polyacetalharz, Polyethylenterephthalatharz oder dergleichen geformt sein.
An zwei getrennten Stellen auf einer inneren Oberfläche eines Bodenabschnitts 22a des Gehäuses 22 ist, wie in Fig. 4 ersichtlich ist, ein Klebstoff 25 aufgebracht um den Magnetkernkörper 24 in einer stabilen Lage am Gehäuse 22 zu befestigen. Die Anzahl der mit dem Klebstoff 25 zu beschichtenden Stellen liegt vorzugsweise im Bereich von 2 bis 4.
Der Klebstoff 25 ist aus Epoxyharz, Silikongummi und dergleichen gewählt.
Fig. 5 zeigt eine weitere Ausführungsform des laminierten Magnetkerns in Ringform.
Der Magnetkern 31 wird mit einem Magnetkernkörper 33 gebaut, welcher hergestellt ist durch Laminieren von Ringen, die aus dem Band 23 der weichmagnetischen glasigen Legierung, welche später beschrieben wird, ausgestanzt worden sind, Einpassen des Magnetkernkörpers 33 in ein Gehäuse 32, das aus einem Harz in einer Hohlringform geformt ist, und Anpassen einer Hülle 34 an das Gehäuse 32, nachdem der Magnetkernkörper 33 in das Gehäuse 32 eingepasst wurde. Das Gehäuse 32 und die Hülle 34 sind vorzugsweise aus Polyacetalharz, Polyethylenterephthalatharz oder dergleichen geformt.
Fe-System-Legierungen, die aus einem Fe-P-C-System, Fe-P-B- System, Fe-Ni-Si-System und dergleichen zusammengesetzt sind, sind bislang dafür bekannt, dass sie einen Glasübergang haben. Jedoch können diese Legierungen in praktischer Hinsicht nicht in glasige Legierungen geformt werden, da sie eine äußerst kleine Temperaturbreite ΔTx in ihren unterkühlten flüssigen Bereichen haben.
Im Gegensatz hierzu enthält die weichmagnetische glasige Legierung gemäß der vorliegenden Erfindung ein oder mehrere Elemente aus Fe, Co und Ni als Hauptkomponenten und hat eine einzigartige Temperaturbreite ΔTx von größer als 20ºC in ihrem unterkühlten flüssigen Bereich, welche durch die Gleichung ΔTx = Tx - Tg (worin Tx eine Kristallisationstemperatur und Tg eine Glasübergangstemperatur ist) dargestellt wird, oder ein Temperaturintervall von 25 bis 60ºC oder darüber, abhängig von der Zusammensetzung der verwendeten Legierung. Dies macht es möglich, eine solche glasige Legierung durch allmähliches Abkühlen zu gießen und dieselbe in eine bandartige oder lineare Form mit einer relativ großen Querschnittsdicke zu gießen.
Um einen erhöhten Laminierungsfaktor zu erzielen, können jene Lagen aus amorphen Legierungen, die für die laminierten Magnetkerne 21 verwendet werden, 31 eine große Stärke haben.
Herkömmliche amorphe Legierungen haben ein sehr kleines ΔTx in ihren unterkühlten flüssigen Bereichen, wie bereits oben festgestellt ist. In dem Fall, in dem eine heiße Schmelze mit einer gegebenen Zusammensetzung einer solchen amorphen Legierung durch Lösungsabschrecken schnell abgekühlt wird um auf diese Weise ein Band zu formen, ist es notwendig, dass ein solches Band nicht mehr als 50 um aufweist, um zu verhindern, dass sich seine magnetischen Eigenschaften verschlechtern. Dies spricht für eine Einschränkung des verbesserten Laminierungsfaktors.
Die weichmagnetische glasige Legierung gemäß der vorliegenden Erfindung kann ein Band liefern, das in seiner Schichtdicke von 100 bis 200 um reicht. Die Magnetkernkörper 23, 33, die durch Wickeln oder Laminieren derartiger Bänder hergestellt werden können, haben einen so hohen Laminierungsfaktor, dass ein Verkleinerung möglich ist. Ferner ist das Band wegen seines hohen spezifischen Widerstands geeignet seinen Kernverlust im Vergleich zu den gleichen Schichtdicken der herkömmlichen amorphen Legierungen zu vermindern.
Die weichmagnetische glasige Legierung 23 zur Verwendung in dem laminierten Magnetkern kann zum Beispiel hergestellt werden, indem die enthaltenen Elementen als Pulver vorbereitet werden, Pulver in dem oben angegebenen Zusammensetzungsbereich gemischt wird, die sich ergebende Mischung in einer inerten Gasatmosphäre, wie einem Ar-Gas, und unter Verwendung einer Schmelzvorrichtung, wie ein Schmelztiegel, geschmolzen wird um eine heiße Schmelze der ausgewählten Zusammensetzung zu erhalten, und darauffolgendes Abschrecken der heißen Schmelze mittels eines Einzelwalzenverfahrens. Das hier genannte Einzelwalzenverfahren bezeichnet ein Verfahren, bei welchem eine heiße Schmelze schnell abgekühlt wird, indem sie auf eine sich drehende Metallwalze aufgesprüht wird, wobei ein glasiges Metall mit einer bandartigen Form entsteht.
Eine der weichmagnetischen glasigen Legierungen zur Verwendung bei den oben beschriebenen massiven und laminierten Magnetkernen ist zusammengesetzt aus einem oder mehreren Elementen, gewählt aus der Gruppe, bestehend aus Fe, Co und Ni, als Hauptbestandteile und ist ferner mit einem oder mehreren Elementen, gewählt aus der Gruppe, bestehend aus Zr, Nb, Ta, Hf, Mo, Ti und V, und B in ihren gegebenen Mengen versehen.
Eine der weichmagnetischen glasigen Legierungen ist durch die folgende Formel gegeben
(Fe1-a-bCoaNib)100-x-yMxBy
worin 0 ≤ a ≤ 0,29, 0 ≤ b ≤ 0,43, 5 at.% ≤ x ≤ 20 at.% und 10 at.% ≤ y ≤ 22 at.% bevorzugt sind, und M eines oder mehrere Elemente, gewählt aus der Gruppe, bestehend aus Zr, Nb, Ta, Hf, Mo, Ti und V ist.
Im übrigen sollte die obige Zusammensetzung ein Temperaturintervall ΔTx von größer als 20ºC in ihrem unterkühlten flüssigen Bereich haben, wobei ΔTx durch die Gleichung ΔTx = Tx - Tg, worin Tx eine Kristallisationstemperatur und Tg eine Glasübergangstemperatur ist, dargestellt wird.
Es für die obige Zusammensetzung vorteilhaft, dass Zr oder Hf notwendig vorliegen, und dass ΔTx höher als 25ºC. ist.
Stärker bevorzugt kann in der obigen Zusammensetzung ΔTx höher als 60ºC sein, das Verhältnis a kann 0,042 ≤ a ≤ 0,29 betragen, und das Verhältnis b kann 0,042 ≤ b ≤ 0,43 betragen und der oben definierten Formel (Fe1-a-bCoaNib)100-x-yNxBy genügen.
Andere weichmagnetische glasige Legierungen sind durch die folgende Formel gegeben
(Fe1-a-bCoaNib)100-x-y-zMxByTz
worin 0 ≤ a ≤ 0,29, 0 ≤ b ≤ 0,43, 5 at.% ≤ x ≤ 20 at.% und 10 at.% ≤ y ≤ 22 at.% und 0 at.% ≤ z ≤ 5 at.% erfüllt sind, M ein oder mehrere Elemente, gewählt aus der Gruppe, bestehend aus Zr, Nb, Ta, Hf, Mo, Ti und V ist, und T ein oder mehrere Elemente, gewählt aus der Gruppe, bestehend aus Cr, W, Ru, Rh, Pd, Os, Ir, Pt, Al, Si, Ge, C und P ist. In der obigen Formel (Fe1-a-bCoaNib)100-x-y-zMxByTz kann erfindungsgemäß das Verhältnis a 0,042 ≤ a ≤ 0,29 und das Verhältnis b 0,042 ≤ b ≤ 0,43 sein.
Das obige Element M kann durch die Formel (M'1-cM"c) dargestellt werden, worin M' entweder ein oder beide Elemente aus Zr und Hf ist, M" eines oder mehrere Elemente, gewählt aus der Gruppe, bestehend aus Nb, Ta, Mo und V, ist und das Verhältnis c 0 ≤ c ≤ 0,6 beträgt.
Das Verhältnis c kann in der obigen Zusammensetzung ferner 0 ≤ c ≤ 0,4 oder 0 ≤ c ≤ 0,2 betragen.
Überdies kann das Verhältnis a 0,042 ≤ a ≤ 0,25 und das Verhältnis b 0,042 ≤ b ≤ 0,1 betragen.
Die weichmagnetische glasige Legierung kann bei einer Temperatur von 427ºC (700 K) bis 627ºC (900 K) wärmebehandelt werden. Diese Wärmebehandlung ermöglicht das Erreichen einer hohen magnetischen Permeabilität. Zusätzlich kann das Element B in einer Menge von 50% oder weniger durch ein Element C in der obigen Zusammensetzung ersetzt werden.
Es wird eine Erklärung der Gründe für die oben angegebenen Zusammensetzungen der weichmagnetischen glasigen Legierung bei der Durchführung der vorliegenden Erfindung gegeben.
Die Elemente Fe, Co und Ni zur Verwendung als Hauptbestandteile in der Erfindung sind notwendig, um magnetische Eigenschaften zu erzielen und um eine hohe magnetische Sättigungsflussdichte und weichmagnetische Eigenschaften zu erhalten.
Insbesondere kann das Verhältnis a als ein Zusammensetzungsverhältnis von Co vorzugsweise so gewählt sein, dass 0 ≤ a ≤ 0,29 gilt, und das Verhältnis b kann als ein Zusammensetzungsverhältnis von Ni so gewählt sein, dass 0 ≤ b ≤ 0,43 gilt, um ein ΔTx von 50 bis 60ºC zu gewährleisten. Das Verhältnis a als ein Zusammensetzungsverhältnis von Co kann vorzugsweise so gewählt sein, dass 0 ≤ a ≤ 0,29 gilt und das Verhältnis b kann als ein Zusammensetzungsverhältnis von Ni so gewählt sein, dass 0 ≤ b ≤ 0,43 gilt, um ein ΔTx von 50 bis 60ºC sicherzustellen. Um ein ΔTx von größer als 60ºC zu erreichen, kann das Verhältnis a auf 0,042 ≤ a ≤ 0,29 und das Verhältnis b auf 0,042 ≤ b ≤ 0,43 eingestellt werden.
Bezüglich der obigen Zusammensetzungen ist es gewünscht, dass das Verhältnis a als ein Zusammensetzungsverhältnis von Co 0,042 ≤ a ≤ 0,25 ist, um gute weichmagnetische Eigenschaften zu erhalten, und dass das Verhältnis b als ein Zusammensetzungsverhältnis von Ni 0,042 ≤ b ≤ 0,1 ist um eine hohe magnetische Sättigungsflussdichte zu erzielen.
M ist ein oder mehrere Elemente, gewählt aus Zr, Nb, Ta, Hf, Mo, Ti und V. Diese Elemente sind wirksam um die fertige Legierung amorph zu machen und kann vorzugsweise im Bereich zwischen größer als 5 at.% und kleiner als 20 at.% liegen. Um noch bessere magnetische Eigenschaften zu erzielen, kann dieser Bereich zwischen größer als 5 at.% und kleiner als 15 at.% liegen. Insbesondere ist Zr aus diesen Elementen wirksam. Ein Teil von Zr kann durch ein Element wie Nb oder dergleichen ersetzt werden, und in einem solchen Fall kann das Verhältnis c 0 ≤ c ≤ 0,6 sein um ein hohes ΔTx zu erreichen. Um ein ΔTx von 80ºC oder höher zu ermöglichen, kann das Verhältnis vorzugsweise 0,2 ≤ c ≤ 0,4 betragen.
B hat die Fähigkeit für eine Amorphie zu sorgen, wobei dieses Element in einer Menge zwischen größer als 10 at.% und unterhalb von 22 at.% hinzugegeben wird. Kleinere Menge als 10 at.% verringern ΔTx und verhindern einen Magnetkernkörper 3 mit einer hohen Dichte herzustellen, während größere Mengen als 22 at.% den gebildeten Magnetkernkörper brüchig machen. Um eine bessere Fähigkeit zum Erzeugen einer Amorphie sowie gute magnetische Eigenschaften zu erzielen, kann der Gehalt von B stärker bevorzugt oberhalb von 16 at.%, jedoch unterhalb Von 20 at.% liegen.
Die oben spezifizierten Zusammensetzungen können ferner ein oder mehrere durch T ausgedrückte Elemente aufweisen, die aus Cr, W, Ru, Rh, Pd, Os, Ir, Pt, Al, Si, Ge, C und P gewählt sind.
Diese Element werden in einer Menge zwischen mehr als 0 at.% und unterhalb von 5 at.% hinzugegeben. Sie werden verwendet um die Korrosionsbeständigkeit deutlich zu verbessern. Abweichungen von diesem Bereich sind für verminderte magnetische Eigenschaften und für eine schlechtere Eigenschaft des Ausbildens einer Amorphie verantwortlich.
Die weichmagnetischen glasigen Legierungen der obigen spezifizierten Zusammensetzungen können magnetische Eigenschaften bei Raumtemperatur haben und können nach Wärmebehandlung eine weitere Verbesserung in solchen Eigenschaften zeigen.
In Bezug auf das Verfahren zur Herstellung der weichmagnetischen glasigen Legierung gemäß der Erfindung, sollte erwähnt werden, dass sich eine geeignete Abkühlgeschwindigkeit aus der Zusammensetzung der verwendeten Legierung, den verwendeten Verfahrensmitteln, der Größe eines zu erhaltenden Produkts, der Form eines zu erhaltenden Produkts und anderen Parametern ergibt. Im allgemeinen kann ein Bereich von 10² bis 10&sup6; ºC/s oder dergleichen als Maß für Abkühlgeschwindigkeiten genommen werden.
In dem massiven Magnetkern 1, welcher vorstehend beschrieben wurde, kann ein massiver Magnetkernkörper 3 erfindungsgemäß mit einer hohen Dichte durch Sintern eines Pulvermaterials aus einer weichmagnetischen glasigen Legierung mittels Funkenplasmasintern hergestellt werden, wobei die weichmagnetische glasige Legierung ein Temperaturintervall ΔTx von größer als 20ºC in ihrem unterkühlten flüssigen Bereich hat, wobei ΔTx durch die Gleichung ΔTx = Tx - Tg, worin Tx eine Kristallisationstemperatur und Tg eine Glasübergangstemperatur ist, dargestellt wird. Somit wird ein verminderter Kernverlust erzielt.
Zusätzlich wird in dem massiven Magnetkern 1 die Sintertemperatur optional aus einem Temperaturbereich gewählt, welcher die Beziehung T ≤ Tx erfüllt, worin Tx eine Kristallisationstemperatur und T eine Sintertemperatur ist. Dies führt zu einem Magnetkernkörper 3, der die gleiche Zusammensetzung wie die weichmagnetische glasige Legierung zur Verwendung als ein Startmaterial hat und eine hohe magnetische Sättigungsflussdichte und eine ausgezeichnete magnetische Permeabilität mit einer hieraus folgenden Verminderung des Kernverlusts zeigt.
Eine Wärmebehandlung des gesinterten Magnetkernkörpers 3 ermöglichte dass solche Kernkörper eine höhere magnetische Sättigungsflussdichte und eine höhere magnetische Permeabilität ausbilden.
In dem massiven Magnetkern 1 kann der Magnetkernkörper 3 zusätzlich zu einem Funkenplasmasinterverfahren durch ein so genanntes Gießverfahren geformt werden, in welchem eine heiße Schmelze einer Legierung durch Abkühlen verfestigt wird. Der massive Magnetkern 1 ist somit mit einer Kostenersparnis herzustellen.
Die obige weichmagnetische glasige Legierung ist zusammengesetzt aus einem oder mehreren Elementen, gewählt aus Fe, Co und Ni als Hauptbestandteile, einem oder mehreren Elementen, gewählt aus Zr, Nb, Ta, Hf, Mo, Ti und V und B, so dass das Temperaturintervall ΔTx in ihrem unterkühlte flüssigen Bereich größer gemacht werden kann. Diese bedeutet, dass das Pulvermaterial der Legierung bei einer höheren Temperatur gesintert werden kann, und der Magnetkernkörper 3 somit mit einer höheren Dichte erhalten werden kann. Der Kernverlust ist deshalb klein in Bezug auf den massiven Magnetkern 1.
Der massive Magnetkern 1 der Erfindung ist mit einem Magnetkernkörper 3 versehen, der aus einer weichmagnetischen glasigen Legierung zusammengesetzt ist, die ein ΔTx von höher als 50ºC, eine durch die folgende Formel dargestellte Zusammensetzung, eine hohe magnetische Permeabilität, eine geringe magnetische Suszeptibilität und ausgezeichnete weichmagnetische Eigenschaften aufweist. Ein kleinerer Kernverlust ist somit möglich.
(Fe1-a-bCOaNib)100-x-yMxBy
worin 0 ≤ a ≤ 0,29, 0 ≤ b ≤ 0,43, 5 at.% ≤ x ≤ 20 at.% und 10 at.% ≤ y ≤ 22 at.% und 0 at.% ≤ z ≤ 5 at.% erfüllt sind, M ein oder mehrere Elemente, gewählt aus der Gruppe, bestehend aus Zr, Nb, Ta, Hf, Mo, Ti und V ist, oder
(Fe1-a-bCoaNib)100-x-y-zMxByTz
worin 0 ≤ a ≤ 0,29, 0 ≤ b ≤ 0,43, 5 at.% ≤ x ≤ 20 at.% und 10 at.% ≤ y ≤ 22 at.% und 0 at.% ≤ z ≤ 5 at.% erfüllt sind, M ein oder mehrere Elemente, gewählt aus der Gruppe, bestehend aus Zr, Nb, Ta, Hf, Mo, Ti und V ist, und T ein oder mehrere Elemente, gewählt aus der Gruppe, bestehend aus Cr, W, Ru, Rh, Pd, Os, Ir, Pt, Al, Si, Ge, C und P ist.
Die laminierten Magnetkerne 21, 31, die im vorstehenden beschrieben sind, sind mit einem Magnetkernkörper 24 versehen, der durch torisches Wickeln eines Bands aus einer weichmagnetischen glasigen Legierung mit einem Temperaturintervall ΔTx von größer als 20ºC in ihrem unterkühlten flüssigen Bereich hergestellt ist, wobei ΔTx durch die Gleichung ΔTx = Tx - Tg, worin Tx eine Kristallisationstemperatur und Tg eine Glasübergangstemperatur ist, dargestellt ist, oder mit einem Magnetkernkörper 33, der durch Laminieren eines solchen Bands hergestellt ist. Somit kann ein Magnetkern aus einem Band mit einer höheren Schichtdicke hergestellt werden, so dass die Laminierungsfaktoren der laminierten Magnetkerne 21, 33 groß sind. Dies gewährleistet einen verminderten Kernverlust und ein verkleinertes Produkt.
Die obige weichmagnetische glasige Legierung ist zusammengesetzt aus ein oder mehreren Elementen, gewählt aus Fe, Co und Ni als Hauptbestandteile, ein oder mehreren Elementen, gewählt aus Zr, Nb, Ta, Hf, Mo, Ti und V und B, so dass das Temperaturintervall ΔTx in ihrem unterkühlte flüssigen Bereich größer gemacht werden kann. Dementsprechend können die laminierten Magnetkerne 21, 31 aus einem Band mit einer erhöhten Schichtdicke mit einem verbesserten Laminierungsfaktor und mit einem verminderten Kernverlust hergestellt werden.
Die laminierten Magnetkerne 21, 31 sind mit Magnetkernkörpern 24, 33 versehen, die aus einer weichmagnetischen glasigen Legierung mit einem Temperaturintervall ΔTx von größer als 50ºC zusammengesetzt sind, welche einer durch die folgende Formel dargestellte Zusammensetzung, eine hohe magnetische Permeabilität, eine geringe magnetische Suszeptibilität, eine hohe magnetische Sättigungsflussdichte und ausgezeichnete weichmagnetische Eigenschaften aufweist. Ein geringer Kernverlust ist somit möglich.
(Fe1-a-bCoaNib)100-x-yMxBy
worin 0 ≤ a ≤ 0,29, 0 ≤ b ≤ 0,43, 5 at.% ≤ x ≤ 20 at.% und 10 at.% ≤ y ≤ 22 at.% erfüllt sind, M ein oder mehrere Elemente, gewählt aus Zr, Nb, Ta, Hf, Mo, Ti und V ist, oder
(Fe1-a-bCoaNib)100-x-y-zMxByTz
worin 0 ≤ a ≤ 0,29, 0 ≤ b ≤ 0,43, 5 at.% ≤ x ≤ 20 at.% und 10 at.% ≤ y ≤ 22 at.% und 0 at.% ≤ z ≤ 5 at.% erfüllt sind, M ein oder mehrere Elemente, gewählt aus Zr, Nb, Ta, Hf, Mo, Ti und V ist, und T ein oder mehrere Elemente, gewählt aus Cr, W, Ru, Rh, Pd, Os, Ir, Pt, Al, Si, Ge, C und P ist.

BEISPIELE

Beispiel 1

Reinmetalle. Fe, Co, Ni und Zr und reines kristallines Bor wurden in einer Ar-Gasatmosphäre gemischt und durch einen Lichtbogen geschmolzen, wobei eine Matrixlegierung hergestellt wurde.
Darauffolgend wurde diese Matrixlegierung unter Verwendung einer Quartzdüse geschmolzen und einem Einzelwalzenverfahren unterzogen, in welchem die Schmelze abgeschreckt wurde, indem sie auf eine mit 40 m/s sich drehende Kupferwalze in einer Ar- Gasatmosphäre aus einem Loch von 0,4 mm Durchmesser, welches an einem unteren Ende der Düse ausgebildet ist, bei einem Spritzdruck von 0,39 · 10&sup5; Pa gespritzt wurde. Es wurden somit Bandsorten einer glasigen Legierung hergestellt, welche eine Breite von 0,4 bis 1 mm und eine Dicke von 13 bis 22 um hatten. Die sich ergebenden Sorten wurden durch Kalorimetrie mit Differenzialabtastung (DSC) untersucht.
Fig. 6 zeigt die DSC-Kurven von den Bandsorten aus glasigen Legierungen, die aus Fe&sub6;&sub0;Co&sub3;Ni&sub7;Zr&sub1;&sub0;B&sub2;&sub0;, Fe&sub5;&sub6;Co&sub3;Ni&sub7;Zr&sub1;&sub0;B&sub2;&sub0;, Fe&sub5;&sub6;Co&sub7;N&sub7;Zr&sub1;&sub0;B&sub2;&sub0;, Fe&sub4;&sub9;Co&sub1;&sub4;Ni&sub7;Zr&sub1;&sub0;B&sub2;&sub0; bzw. Fe&sub4;&sub6;Co&sub1;&sub7;Ni&sub7;Zr&sub1;&sub0;B&sub2;&sub0; zusammengesetzt sind.
Bei jeder Sorte hat sich gezeigt, dass sie einen breiten Bereich einer unterkühlten Flüssigkeit hat, wenn die Temperatur anstieg, und dass sie kristallisierte, wenn die Temperatur den unterkühlten flüssigen Bereich überstieg. Das Temperaturintervall ΔTx in dem unterkühlten flüssigen Bereich wird durch die Gleichung ΔTx = Tx - Tg dargestellt, und der Wert von Tx - Tg jeder Sorte ist jenseits von 60ºC und im Bereich von 64 bis 68ºC, wie aus Fig. 6 ersichtlich ist. Ein substanzieller Gleichgewichtszustand eines unterkühlten Flüssigkeitsbereichs wurde in einem breiten Bereich von 596ºC (869 K) ein wenig unterhalb einer Temperatur, welche aufgrund eines exothermen Peaks die Kristallisierung anzeigt, bis zu 632ºC (905 K) erhalten.
Fig. 7 ist ein dreieckiges Diagramm der Abhängigkeit von ΔTx (= Tx - Tg) von der Gehalten an Fe, Co und Ni in Bezug auf die Zusammensetzung (Fe1-a-bCoaNib)&sub7;&sub0;Zr&sub1;&sub0;B&sub2;&sub0;.
Wie aus Fig. 7 offensichtlich ist, ist der Wert von Tx jenseits von 25ºC in allen Bereichen der Zusammensetzung von (Fe1-a-bCoaNib)&sub7;&sub0;Zr&sub1;&sub0;B&sub2;&sub0;.
In Bezug auf den Wert von Tg hat sich gezeigt, dass Tg monoton zunimmt, wenn Co in einem Bereich von ca. 7 at.% bis ca. 50 at.% erhöht wird. Andererseits hat sich in Bezug auf ΔTx auch gezeigt, dass der Wert von 17, in einer Fe-reichen Zusammensetzung groß ist, wie aus Fig. 7 ersichtlich ist, und dass zum Erzielen eines ΔTx von größer als 60ºC der Gehalt an Co vorzugsweise im Bereich zwischen oberhalb von 3 at.% und unterhalb 20 at.% liegt, und dass der Gehalt von Ni vorzugsweise im Bereich zwischen oberhalb von 3 at.% und unterhalb von 30 at.% liegt.
Die obige Zusammensetzung wird durch die Verhältnisse von Fe, Co und Ni als (Fe1-a-bCoaNib)&sub7;&sub0;Zr&sub1;&sub0;B&sub2;&sub0; ausgedrückt. Somit ist für Co, welches einen Gehalt von mehr als 3 at.% hat, das Verhältnis a von Co über 0,042, und für Co, welches einen Gehalt von weniger als 20 at.% hat, das Verhältnis a von Co unterhalb von 0,29, weil (Fe1-a-bCoaNib) 70 at.% beträgt. Für Ni, welches einen Gehalt von mehr als 3 at.% hat, ist das Verhältnis b von Ni oberhalb von 0,042, und für Ni, welches einen Gehalt von weniger als 30 at.% hat, ist das Verhältnis b unterhalb von 0,43.

Beispiel 2

Reinmetalle von Fe, Co, Ni und Zr und reines kristallines Bor wurden in einer Ar-Gasatmosphäre gemischt und durch einen Lichtbogen geschmolzen, wobei eine Matrixlegierung Fe&sub5;&sub6;Co&sub7;Ni&sub7;Zr&sub4;B&sub2;&sub0; hergestellt wurde.
Darauffolgend wurde diese Matrixlegierung unter Verwendung einer Quartzdüse geschmolzen und einem Einzelwalzenverfahren unterzogen, in welchem die Schmelze abgeschreckt wurde, indem sie auf eine mit 40 m/s sich drehende Kupferwalze in einer Ar- Gasatmosphäre gespritzt wurde. Es wurden auf diese Weise Bandsorten einer glasigen Legierung hergestellt.
Legierungsbänder mit einer Schichtdicke von 20 bis 195 um wurden mit geeigneten Einstellungen für die Öffnung einer Düse, für den Abstand zwischen einer Düsenspitze und einer Walzenoberfläche (Lücke), für die Umdrehungen einer Walze, für den Spritzdruck und für den Atmosphärendruck hergestellt.
Die Sorten wurden mit Röntgendiffraktion untersucht, mit den in Fig. 8 gezeigten Ergebnissen.
Wie aus diesen Figuren offensichtlich ist, hat sich bei jeder der Sorten gezeigt, dass sie ein Hohlmuster bei 2Θ = 38 bis 52º und somit eine amorphe Struktur bei einer einzelnen Schicht haben.

Beispiel 3

Das Verfahren von Beispiel 1 wurde wiederholt, mit Ausnahme, dass die Zusammensetzungen Fe&sub5;&sub6;Co&sub7;Ni&sub7;Zr10-xNbxB&sub2;&sub0;, worin · 0, 2, 4, 6, 8 und 10 at.% ist, verwendet wurden. Sorten von Bändern aus glasiger Legierung wurden auf diese Weise erhalten.
Die gebildeten Sorten wurden dann bei 527ºC (800 K) für 5 Minuten wärmebehandelt.
Fig. 9 zeigt die Abhängigkeit der magnetischen Sättigungsflussdichte (Bs), der Koerzitivkraft (Hc), der magnetischen Permeabilität (ue) bei 1 kHz und der Magnetostriktion (λs) von dem Gehalt von Nb in Bezug auf die Sorten.
Die magnetische Sättigungsflussdichte (Bs) verminderte sich sowohl in einer schnell abgekühlten Sorte als auch in einer wärmebehandelten Sorte mit der Zugabe von Nb. Eine Nb-freie Sorte lag bei mehr als 0,9 (T), während eine 2 at.% Mb enthaltende Sorte bei ca. 0,75 (T) lag.
Die magnetische Permeabilität (ue) betrug 5,031 in einer abgeschreckten Sorte, welche jedoch kein Nb enthielt, und 2,228 in einer abgeschreckten Sorte, welche 10 at.% Nb enthielt. Die Permeabilität fiel bei einer abgeschreckten Sorte, die 10 at.% Nb enthielt, ab. Jedoch führte eine Wärmebehandlung zu einer stark verbesserten Permeabilität (ue) und lag insbesondere bei einer 2 at.% Nb enthaltenden Sorte bei 25,000.
Die magnetische Remanenz (Hc) lag sowohl in einer Nb-freien Sorte als auch in einer 2 at.% Nb enthaltenden Sorte niedrig bei 50 A/m (= 0,625 Oe). Insbesondere eine weniger als 2 at.% Nb enthaltende Sorte zeigte einen bemerkenswert guten Wert, von etwa 5 A/m (= 0,625 Oe). Eine Wärmebehandlung gewährleistet sogar bei einer Sorte, die mehr als 4 at.% Nb enthält, eine ausgezeichnete magnetische Remanenz (Hc).
Es hat sich gezeigt, wie oben dargelegt wurde, dass Nb in einer Menge zwischen oberhalb von 0 at.% und unterhalb von 2 at.% zugegeben werden soll, um gute weichmagnetische Eigenschaften in den Legierungssorten der vorhergehenden Zusammensetzung zu erhalten. Demzufolge können ein massiver Magnetkern und einer laminierter Magnetkern hergestellt werden, der aus einer weichmagnetischen glasigen Legierung zusammengesetzt ist, die eine hohe magnetische Sättigungsflussdichte, eine geringe magnetische Remanenz und eine hohe magnetische Permeabilität aufweist. Im Falle einer Herstellung eines Transformators unter Verwendung eines solchen Magnetkerns ist ein fertiger Transformator mit geringem Kernverlust und mit einer guten Leistungsübertragungseffizienz möglich.

Beispiel 4 (Beispiel für die Erfindung)

Das Verfahren von Beispiel 1 wurde wiederholt, mit Ausnahme dass eine Zusammensetzung Fe&sub5;&sub6;Co&sub7;Ni&sub7;Zr&sub8;Nb&sub2;B&sub2;&sub0; verwendet wurde. Auf diese Weise wurden Bänder aus einer glasigen Legierung hergestellt.
Diese Bänder wurden anschließend in Atmosphäre durch die Verwendung einer Rotormühle granuliert. Aus dem entstehenden Pulver wurde ein Pulver mit einem Partikeldurchmesser von 53 bis 105 um gesiebt und als Startpulver in den folgenden Schritten verwendet.
Ungefähr 2 g des Startpulvers wurde in eine aus WC bestehende Form unter Verwendung einer Handpresse gefüllt und in die in Fig. 2 gezeigte Form gegeben. Das Pulver wurde durch den oberen und unteren Stempel in einer Kammer verpresst, welche eine Atmosphäre von 3,99 · 10&supmin;³ Pa [3 · 10&supmin;&sup5; Torr] aufwies, und wurde durch den Fluss einer Pulswelle von einem Stromversorgungssystem erwärmt. Wie aus Fig. 3 ersichtlich ist, wurde die Pulswellenform so eingestellt, dass 12 Pulse flossen und 2 Pulse Pause eingelegt wurden. Das Pulver wurde mit einer Stromzuführung von maximal 4,700 bis 4,800 A erwärmt.
Das Sintern wurde durchgeführt, indem die Sorten bei einem Druck von 6,37 · 10&sup8; Pa [6,5 t/cm²] von Raumtemperatur auf eine Sintertemperatur erwärmt wurden und dann bei der letzteren Temperatur für ungefähr 5 Minuten gehalten wurden. Die Geschwindigkeit des Temperaturanstiegs betrug 100ºC/min.
Ein hohlzylindrische Sorte mit einem Außendurchmesser von 10 mm und einem Innendurchmesser von 6 mm und einer Dicke von 2 mm, wie in Fig. 1 ersichtlich ist, wurde durch Funkendrahtformen herstellt, wodurch ein Magnetkernkörper erhalten wurde.
Dieser Magnetkernkörper wurde in ein Gehäuse aus einem Polyacetalharz eingepasst, wie in Fig. 1 gezeigt ist. In diesem Beispiel wurde ein Bodenabschnitt des Gehäuses auf einer inneren Oberfläche an zwei separaten Stellen mit einem Klebstoff beschichtet, so dass der Magnetkernkörper am Gehäuse dauerhaft befestigt war. Es wurden drei massive Magnetkerne durch die gleiche Behandlung hergestellt.
Die Kernverluste der massiven Magnetkerne gemäß der vorliegenden Erfindung sind in Fig. 8 gezeigt.
In Fig. 10 ist das Verhältnis zwischen der Arbeitsmagnetflussdichte (Bm) und dem Kernverlust in Bezug auf einen vergleichbaren, durch Laminieren einer Silikonlage (Si 3,5%) geformten Magnetkern gezeigt.
Wie aus Fig. 10 ersichtlich ist, zeigen sowohl die drei Magnetkerne der Erfindung und der Vergleichsmagnetkern einen Anstieg im Kernverlust wenn die Arbeitsmagnetflussdichten abnehmen. Jedoch haben die drei durch die Erfindung gezeigten Magnetkerne stets einen kleineren Kernverlust als der Vergleichsmagnetkern im Bereich der gemessenen Arbeitsmagnetflussdichte.

Beispiel 5

In der gleichen Weise wie in Beispiel 1 wurden Bänder aus einer glasigen Legierung mit veränderlichen Schichtdicken einer Zusammensetzung Fe&sub5;&sub6;Co&sub7;Ni&sub7;Zr&sub4;Nb&sub6;B&sub2;&sub0; hergestellt.
Darauffolgend wurde jedes Band in Ringform gestanzt, wonach die Ringe in einer gegebenen Zahl laminiert wurden. Es wurde ein Expoxy- oder Polyimidharz zwischen die Lagen eingebracht, um eine Isolierung zwischen den Lagen und eine Bindung zwischen den Schichten herbei zu führen. Auf diese Weise wurde ein geschichteter Magnetkern mit Ringform mit einem Außendurchmesser von 12 mm, Innendurchmesser von 4 mm und Diche von 5 mm Dicke hergestellt, wie in Fig. 5 ersichtlich isr.
Fig. 11 zeigt das Verhältnis zwischen der Schichtdicke und dem Laminierungsfaktor in Bezug auf den oben erhaltenen laminierten Magnetkern. Der Laminierungsfaktor wurde durch eine Querschnittsuntersuchung mittels eines Mikroskops bestimmt.
Wie sich aus Fig. 11 offensichtlich zeigt, verbessert sich der Laminierungsfaktor mit einer wachsenden Schichtdicke und wird bei oder oberhalb von 97% fast konstant, wenn die Schichtdicke 100 um übersteigt. Ein laminierter Magnetkern, der aus der weichmagnetischen glasigen Legierung gemäß der Erfindung zusammengesetzt ist, verursacht keinen Abfall in den weichmagnetischen Eigenschaften, wie oben festgestellt wurde. Es ist somit ein laminierter Magnetkern mit einem geringen Kernverlust zu erhalten.
Andererseits ergibt eine bekannte amorphe Legierung aus Fe&sub7;&sub8;Si&sub9;B&sub1;&sub3; nur ein Band in der Größenordnung von 20 um. In einem solchen Fall beträgt der Laminierungsfaktor nur 87%.
Da die herkömmliche amorphe Legierung ein kleines ΔTx hat, ist es notwendig ein Band in einer Dicke von nicht mehr als 50 um zu formen, um auf diese Weise nicht die weichmagnetischen Eigenschaften in der Herstellung eines solchen Bands durch schnelles Abkühlen einer heißen Schmelze einer Legierung mit einer gegebenen Zusammensetzung durch einen Lösungsabschreckprozess zu beeinträchtigen. Weil größere Dicken als 50 um zu einer Verminderung der weichmagnetischen Eigenschaften führen, können ein erhöhter Laminierungsfaktor und verbesserte weichmagnetische Eigenschaften nicht in einer gut ausgeglichenen Weise erhalten werden. Hierdurch scheitert die Herstellung eines laminierten Magnetkerns mit einem verminderten Kernverlust.

Beispiel 6

In der gleichen Weise wie in Beispiel 1 wurden ein 20 um dickes Band aus einer glasigen Legierung Fe&sub5;&sub6;Co&sub7;Ni&sub7;Zr&sub8;Nb&sub2;B&sub2;&sub0; und ein 20 um dickes Band aus einer glasigen Legierung Fe&sub6;&sub2;Co&sub7;Ni&sub7;Zr&sub8;Nb&sub2;B&sub1;&sub4; hergestellt. Jedes solche Band wurde in Ringform gestanzt und die Ringe wurden wie in Beispiel 5 laminiert. Das sich ergebende Laminat wurde bei 527ºC (800 K) für 5 Minuten wärmebehandelt
Danach wurde das Laminat mit einem Polyimidharz wie in Beispiel 5 imprägniert, wodurch ein laminierter Magnetkern hergestellt wurde.
Fig. 12 und Fig. 13 zeigen das Verhältnis zwischen der Arbeitsmagnetflussdichte (Bm) und dem Kernverlust in Bezug auf die oben hergestellten laminierten Magnetkerne.
Zum Zweck des Vergleichs ist der Kernverlust eines aus Silikonstahl (Si 6,5%) hergestellten laminierten Magnetkerns auch in beiden Figuren gezeigt.
In Fig. 12 und Fig. 13 sind die Ergebnisse von drei verschiedenen Sorten, welche durch die gleiche Behandlung geformt sind, gezeigt.
Die laminierten Magnetkerne der Erfindung haben, wie aus Fig. 12 und Fig. 13 klar ist, einen kleineren Kernverlust als der Vergleichsmagnetkern.

Claims

1. Magnetkern, welcher durch Funkenplasmasintern bei einer Temperaturanstiegsrate von mehr als 10ºC/min und unter einem Druck von mehr als 2,94 · 10&sup8; Pa (3 t/cm²) hergestellt ist, mit einem Magnetkernkörper, der durch Sintern eines pulverigen Materials einer weichmagnetischen glasigen Legierung hergestellt ist, wobei die glasige Legierung eine Zusammensetzung entsprechend der folgenden Formel aufweist:

(Fe1-a-bCOaNib)100-x-y-zMxByTz

worin 0 ≤ a ≤ 0,29, 0 ≤ b ≤ 0,43, 5 at.% ≤ x ≤ 20 at.%, 10 at.% ≤ y ≤ 22 at.%, und 0 at.% ≤ z ≤ 5 at.% erfüllt sind, M ein oder mehrere Elemente darstellt, die aus der Gruppe bestehend aus Zr, Nb, Ta, Hf, Mo, Ti und V gewählt sind, und T ein oder mehrere Elemente darstellt, die aus der Gruppe bestehend aus Cr, W, Ru, Rh, Pd, Os, Ir, Pt, Al, Si, Ge, C und P gewählt sind; die glasige Legierung ein Temperaturintervall ΔTx von 50ºC oder mehr in ihrem unterkühlten Bereich aufweist, ΔTx durch die Gleichung ΔTx = Tx - Tg dargestellt wird, worin Tx eine Kristallisierungstemperatur und Tg eine Glasübergangstemperatur ist.

2. Magnetkern, hergestellt durch Funkenplasmasintern nach Anspruch 1, bei welchem ΔTx größer als 60ºC ist, wobei der Wert von a, als ein Zusammensetzungsverhältnis von Co angesehen, 0,042 ≤ a ≤ 0,29 beträgt, und der Wert von b, als ein Zusammensetzungsverhältnis von Ni angesehen, 0,042 ≤ b ≤ 0,043 beträgt.