Nun wird diese Erfindung mit Bezug auf die Zeichnungen ausführlicher beschrieben.

In Bezug auf 1 wird ein Beispiel gemäß einem Grundaufbau eines Hochfrequenz-Magnetkerns 1 dieser Erfindung in dem Zustand gezeigt, wo der Hochfrequenz-Magnetkern 1 unter Verwendung des vorangehenden Pulvers aus amorpher weichmagnetischer Legierung zu einer ringförmigen Scheiben-Form geformt ist.

In Bezug auf 2 wird ein Induktions-Bauteil 10 durch Wickeln einer Spule 3 um den Hochfrequenz-Magnetkerns 1 gezeigt, wo die Spule 3 in einer vorbestimmten Anzahl um den ringförmigen scheibenförmigen Hochfrequenz-Magnetkern 1 gewickelt ist, wodurch das herausgezogene Anschlussabschnitte 3a und 3b aufweisende Induktions-Bauteil 10 gebildet wird.

In Bezug auf 3 wird ein anderes Beispiel gemäß einem Grundaufbau eines Hochfrequenz-Magnetkerns 1 dieser Erfindung in dem Zustand gezeigt, wo der Hochfrequenz-Magnetkern 1 unter Verwendung des vorangehenden Pulvers aus amorpher weichmagnetischer Legierung zu einer ringförmigen Scheiben-Form geformt ist, und dann mit einer Lücke 2 bei einem Abschnitt von dessen magnetischem Weg gebildet ist.

In Bezug auf 4 wird ein Induktions-Bauteil 20, das durch Wickeln einer Spule 3 um den die Lücke 2 aufweisenden Hochfrequenz-Magnetkern 1 gebildet ist, in dem Zustand gezeigt, wo die Spule 3 in einer vorbestimmten Anzahl um den die Lücke 2 aufweisenden ringförmigen scheibenförmigen Hochfrequenz-Magnetkern 1 gewickelt ist, wodurch das herausgezogene Anschlussabschnitte 3a und 3b aufweisende Induktions-Bauteil 20 gebildet wird.

Ein hervorragendes Leistungsvermögen aufweisender Pressmasse-Kern wird durch Formen einer Mischung eines amorphen weichmagnetischen Metallpulvers, das die vorangehende amorphe Metallzusammensetzung aufweist und das eine maximale durch Siebgröße definierte Partikelgröße von 45 &mgr;m oder weniger und eine mittlere Partikelgröße von 30 &mgr;m oder weniger und ein dazu in einer Menge von 10% der Masse oder weniger zugegebenes Bindemittel aufweist, erhalten, um extrem geringe Verlust-Eigenschaften bei hohen Frequenzen zu bieten, was es herkömmlicherweise nicht gab. Durch Anbringen einer Spule an einen derartigen Pressmasse-Kern wird ein Induktionsbauteil erhalten, welches hervorragend bezüglich der Q-Charakteristik ist. Durch integrales Zusammenfügen eines Magnetkörpers und einer gewickelten Spule durch Druck-Formen in einem Zustand, wo die gewickelte Spule im Magnetkörper eingeschlossen ist, wird ferner ein Induktions-Bauteil erhalten, welches auf große Spannungen bei hohen Frequenzen angepasst ist.

Der genaue Grund für das Festlegen der Pulver-Partikelgröße ist, dass, wenn die durch Siebgröße definierte maximale Partikelgröße 45 &mgr;m übersteigt, die Q-Charakteristik in einem Hochfrequenz-Bereich verschlechtert ist und ferner die Q-Charakteristik bei 500 kHz oder mehr 40 nicht übersteigt, es sei denn, die mittlere Partikelgröße beträgt 30 &mgr;m oder weniger. Ferner wird der Q-Wert (1/tan&sgr;) bei 1 MHz oder mehr nicht 50 oder mehr, es sei denn, die mittlere Partikelgröße beträgt 20 &mgr;m oder weniger. Da der spezifische Widerstand der Legierung des Pulvers aus amorpher weichmagnetischer Legierung gegenüber herkömmlichen Materialien etwa 2 bis 10 mal höher ist, ist es vorteilhaft, dass die Q-Charakteristik bei gleicher Partikelgröße höher wird. Wenn es ohne Bedeutung ist, ob die Q-Charakteristik die gleiche ist oder nicht, können die Pulver-Herstellungskosten durch Erhöhen eines verwendbaren Partikelgrößen-Bereichs verringert werden.

In Bezug auf 5 wird ein anderes Beispiel gemäß einem Grundaufbau eines Hochfrequenz-Induktionsbauteils 103 dieser Erfindung in einem Zustand gezeigt, wo das Induktions-Bauteil 103 durch integrales Zusammenfügen eines Magnetkörpers 8 und eines gewickelten Spulen-Elements 7, das aus dem vorangehenden Pulver aus amorpher weichmagnetischer Legierung durch Pressformen in einem Zustand gefertigt ist, wo eine gewickelte Spule 6 im Magnetkörper 8 eingeschlossen ist. Zeichen "5" stellt einen von der gewickelten Spule 6 sich erstreckenden herausgezogenen Spulenabschnitt dar.

In dieser Erfindung stellt "amorph" einen Zustand dar, wo ein Röntgenbeugungs(XRD)-Profil, das durch Messen der Oberfläche eines Bandes oder Pulvers durch eine normale Röntgenbeugungs-Methode erhalten wird, nur einen breiten Peak zeigt. Wenn aufgrund der kristallinen Phase ein scharfer Peak anwesend ist, wird dies andererseits als "kristalline Phase" bewertet.

In dieser Erfindung tritt, wenn ein Band oder Pulver im amorphen Zustand in einer Inertatmosphäre, wie eine Ar-Gas-Atmosphäre, bezüglich Temperatur erhöht wird, nach dem Auftreten eines Glasübergangs-Phänomens ein Kristallisationsphänomen während der Temperaturerhöhung auf. Die Start-Temperatur dieses Glas-Übergangsphänomens ist als eine Glas-Übergangstemperatur (Tg) gegeben, und ein Temperaturbereich zwischen der Glasübergangstemperatur (Tg) und der Kristallisationstemperatur (Tx) ist als ein Bereich unterkühlter Flüssigkeit (Tx-Tg) gegeben. Glasübergangstemperaturen, Kristallisationstemperaturen und Bereiche unterkühlter Flüssigkeit wurden unter den Bedingungen untersucht, wo die Heizrate auf 40 K/min gesetzt wurde.

Diese Erfindung wird hiernach im Hinblick auf Beispiele im Detail beschrieben.

Reine Metallmaterialien von Fe, P, B, Al, V, Cr, Y, Zr, Nb, Mo, Ta und W wurden jeweils gemäß der vorbestimmten Legierungszusammensetzungen gewogen und dann in einer Kammer nach Evakuation bei druckverminderter Ar-Atmosphäre durch Hochfrequenz-Heizen geschmolzen, wodurch Mutterlegierungen hergestellt wurden. Danach wurden unter Verwendung der hergestellten Mutterlegierungen Bänder, die jeweils Dicken von 20 &mgr;m und 200 &mgr;m aufweisen, durch Verwendung eines Verfahrens mit einer Einzelwalze durch Einstellen der Drehzahl hergestellt.

Zum Vergleich wurde eine Mutterlegierung, die die gleiche Zusammensetzung wie die des kommerzialisierten METGLAS 2605-S2 aufwies, durch Hochfrequenz-Heizen hergestellt und dann durch das Verfahren mit einer Einzelwalze zu 20 &mgr;m- und 200 &mgr;m-Bändern geformt.

In Bezug auf jedes der 200-&mgr;m Bänder wurde eine freie, mit der langsamsten Kühlrate verfestigte Oberfläche, welche nicht in Kontakt mit einer Kupferwalze war, unter Verwendung der Röntgenbeugungs-Methode gemessen, wodurch ein Röntgenbeugungsprofil erhalten wurde, und es wurde als "amorphe Phase" bewertet, wenn das erhaltene Röntgenbeugungs-Profil nur einen breiten Peak zeigte, während es andernfalls als "kristalline Phase" bewertet wurde. Ferner wurden bei Verwenden der 20 &mgr;m-Bänder durch ein bzw. eine Differentialrasterkalorimeter bzw. – Kalorimetrie (DSC) thermische Eigenschaften untersucht. Dementsprechend wurden die Glasübergangstemperaturen und die Kristallisationstemperaturen gemessen und daraus die Bereiche unterkühlter Flüssigkeit berechnet. In Bezug auf die magnetischen Eigenschaften wurden die 20 &mgr;m-Bänder zu gewickelten Magnetkernen geformt, dann wurden anfängliche Permeabilitäten mittels eines Impendanz-Analysators gemessen und Koerzitivfeldstärken wurden mittels eines Gleichstrom B-H-Tracers gemessen. In diesem Fall wurden die jeweiligen Proben in einer Ar-Atmosphäre 5 Minuten bei der Glasübergangstemperatur wärmebehandelt. Jene Proben ohne Glasübergangstemperaturen wurden jeweils 5 Minuten bei einer Temperatur wärmebehandelt, die um 30 °C geringer als die Kristallisationstemperatur war.

Da die Legierungszusammensetzungen der Beispiele 1 bis 15 in den Zusammensetzungsbereich dieser Erfindung fallen, weisen sie wie in Tabelle 1 gezeigt jeweils Bereiche unterkühlter Flüssigkeit auf und sind hervorragend bezüglich dem Glas-Gestaltungsvermögen und den weichmagnetischen Eigenschaften. 6 zeigt XRD-Ergebnisse von unterschiedliche Dicken aufweisenden Fe₇₈P₈B₁₀Mo₄-Bändern. Aus 6 wird verständlich, dass das Röntgenbeugungsprofil bis 200 &mgr;m nur breite Peaks aufweist, folglich wird eine "amorphe Phase" erhalten. Dies gilt auch für die anderen Beispiele. Vom praktischen Standpunkt aus ist es schwierig, ein eine Dicke von 1 &mgr;m oder weniger aufweisendes Band herzustellen. Andererseits weisen die Vergleichsbeispiele 2, 4 und 5 keine Bereiche unterkühlter Flüssigkeit auf und sind schlecht bezüglich dem Glas-Gestaltungsvermögen und den weichmagnetischen Eigenschaften. Vergleichsbeispiele 1 und 3 weisen jeweils einen Bereich unterkühler Flüssigkeit auf, obgleich dieser schmal ist, aber das Glas-Gestaltungsvermögen ist gering und es ist nicht möglich, ein eine Dicke von 200 &mgr;m oder mehr aufweisendes Band herzustellen.

Reine Metallmaterialien von Fe, P, B, Al, V, Cr, Nb, Mo, Ta, W und Si wurden jeweils gemäß der vorbestimmten Legierungszusammensetzungen gewogen und dann in einer Kammer nach Evakuation bei druckverminderter Ar-Atmosphäre durch Hochfrequenz-Heizen geschmolzen, wodurch Mutterlegierungen hergestellt wurden. Danach wurden unter Verwendung der hergestellten Mutterlegierungen Bänder, die jeweils Dicken von 20 &mgr;m und 200 &mgr;m aufweisen, durch Verwendung des Verfahrens mit einer Einzelwalze durch Einstellen der Drehzahl hergestellt.

In Bezug auf jedes der 200 &mgr;m-Bänder wurde eine freie, mit der langsamsten Kühlrate verfestigte Oberfläche, welche nicht in Kontakt mit einer Kupferwalze war, unter Verwendung der Röntgenbeugungs-Methode gemessen, wodurch ein Röntgenbeugungsprofil erhalten wurde, und es wurde als "amorphe Phase" bewertet, wenn das erhaltene Röntgenbeugungs-Profil nur einen breiten Peak zeigte, während es andernfalls als "kristalline Phase" bewertet wurde. Ferner wurden bei Verwenden der 20 &mgr;m-Bänder durch ein bzw. eine Differentialrasterkalorimeter bzw. -Kalorimetrie (DSC) thermische Eigenschaften untersucht. Dementsprechend wurden die Glasübergangstemperaturen und die Kristallisationstemperaturen gemessen und daraus die Bereiche unterkühlter Flüssigkeit berechnet. In Bezug auf die magnetische Eigenschaften wurden die 20 &mgr;m-Bänder zu gewickelten Magnetkernen geformt, dann wurden anfängliche Permeabilitäten mittels eines Impendanz-Analysators gemessen und Koerzitivfeldstärken wurden mittels eines Gleichstrom B-H-Tracers gemessen. In diesem Fall wurden die jeweiligen Proben in einer Ar-Atmosphäre 5 Minuten bei der Glasübergangstemperatur wärmebehandelt. Jene Proben ohne Glasübergangstemperaturen wurden jeweils 5 Minuten bei einer Temperatur wärmebehandelt, die um 30 °C geringer als die Kristallisationstemperatur war.

Da die Legierungszusammensetzungen der Beispiele 16 bis 24 in den Zusammensetzungsbereich dieser Erfindung fallen, weisen sie wie in Tabelle 2 gezeigt jeweils Bereiche unterkühlter Flüssigkeit auf und sind hervorragend bezüglich dem Glas-Gestaltungsvermögen und den weichmagnetischen Eigenschaften. Andererseits weist Vergleichsbeispiel 6 keinen Bereich unterkühlter Flüssigkeit auf und ist gering bezüglich dem Glas-Gestaltungsvermögen und daher ist es nicht möglich, ein eine Dicke von 200 &mgr;m oder mehr aufweisendes Band herzustellen, und ferner ist Vergleichsbeispiel 6 dürftig bezüglich der weichmagnetischen Eigenschaften. Aus 6 wird verständlich, dass das Röntgenbeugungsprofil bis 200 &mgr;m nur breite Peaks aufweist, folglich wird eine "amorphe Phase" erhalten. Dies gilt auch für die anderen Beispiele. Vom praktischen Standpunkt aus ist es schwierig, ein eine Dicke von 1 &mgr;m oder weniger aufweisendes Band herzustellen. Andererseits weisen die Vergleichsbeispiele 2, 4 und 5 keine Bereiche unterkühlter Flüssigkeit auf und sind schlecht bezüglich dem Glas-Gestaltungsvermögen und den weichmagnetischen Eigenschaften. Vergleichsbeispiele 1 und 3 weisen jeweils einen Bereich unterkühler Flüssigkeit auf, obgleich dieser schmal ist, aber das Glas-Gestaltungsvermögen ist gering und es ist nicht möglich, ein eine Dicke von 200 &mgr;m oder mehr aufweisendes Band herzustellen.

Reine Metallmaterialien von Fe, Co, Ni, P, B und Mo wurden jeweils gemäß der vorbestimmten Legierungszusammensetzungen gewogen und dann in einer Kammer nach Evakuation bei druckverminderter Ar-Atmosphäre durch Hochfrequenz-Heizen geschmolzen, wodurch Mutterlegierungen hergestellt wurden. Danach wurden unter Verwendung der hergestellten Mutterlegierungen Bänder, die jeweils Dicken von 20 &mgr;m und 200 &mgr;m aufweisen, durch Verwendung des Verfahrens mit einer Einzelwalze durch Einstellen der Drehzahl hergestellt.

In Bezug auf jedes der 200 &mgr;m-Bänder wurde eine freie, mit der langsamsten Kühlrate verfestigte Oberfläche, welche nicht in Kontakt mit einer Kupferwalze war, unter Verwendung der Röntgenbeugungs-Methode gemessen, wodurch ein Röntgenbeugungsprofil erhalten wurde, und es wurde als "amorphe Phase" bewertet, wenn das erhaltene Röntgenbeugungs-Profil nur einen breiten Peak zeigte, während es andernfalls als "kristalline Phase" bewertet wurde. Ferner wurden die thermischen Eigenschaften unter Verwendung der 20 &mgr;m-Bänder mittels DSC untersucht. Dementsprechend wurden die Glasübergangstemperaturen und die Kristallisationstemperaturen gemessen und daraus die Bereiche unterkühlter Flüssigkeit berechnet. In Bezug auf die magnetischen Eigenschaften wurden die 20 &mgr;m-Bänder zu gewickelten Magnetkernen geformt, dann wurden die anfängliche Permeabilitäten mittels eines Impendanz-Analysators gemessen und die Koerzitivfeldstärken wurden mittels eines Gleichstrom B-H-Tracers gemessen. In diesem Fall wurden die jeweiligen Proben in einer Ar-Atmosphäre 5 Minuten bei der Glasübergangstemperatur wärmebehandelt. Jene Proben ohne Glasübergangstemperaturen wurden jeweils 5 Minuten bei einer Temperatur wärmebehandelt, die um 30 °C geringer als die Kristallisationstemperatur war.

Da die Legierungszusammensetzungen der Beispiele 25 bis 29 in den Zusammensetzungsbereich dieser Erfindung fallen, weisen sie wie in Tabelle 3 gezeigt jeweils Bereiche unterkühlter Flüssigkeit auf und sind hervorragend bezüglich dem Glas-Gestaltungsvermögen und den weichmagnetischen Eigenschaften. Andererseits, obwohl das Vergleichsbeispiel 7 einen Bereich unterkühlter Flüssigkeit aufweist und hervorragend bezüglich dem Glas-Gestaltungsvermögen ist, bietet es keinen Magnetismus bei Raumtemperatur.

Reine Metallmaterialien von Fe, Co, Ni, P, B, Mo und Si wurden jeweils gemäß der vorbestimmten Legierungszusammensetzungen gewogen und dann in einer Kammer nach Evakuation bei druckverminderter Ar-Atmosphäre durch Hochfrequenz-Heizen geschmolzen, wodurch Mutterlegierungen hergestellt wurden. Danach wurden unter Verwendung der hergestellten Mutterlegierungen Bänder, die jeweils Dicken von 20 &mgr;m und 200 &mgr;m aufweisen, durch Verwendung des Verfahrens mit einer Einzelwalze durch Einstellen der Drehzahl hergestellt.

In Bezug auf jedes der 200 &mgr;m-Bänder wurde eine freie, mit der langsamsten Kühlrate verfestigte Oberfläche, welche nicht in Kontakt mit einer Kupferwalze war, unter Verwendung der Röntgenbeugungs-Methode gemessen, wodurch ein Röntgenbeugungsprofil erhalten wurde, und es wurde als "amorphe Phase" bewertet, wenn das erhaltene Röntgenbeugungs-Profil nur einen breiten Peak zeigte, während es andernfalls als "kristalline Phase" bewertet wurde. Ferner wurden bei Verwenden der 20 &mgr;m-Bänder mittels DSC die thermischen Eigenschaften untersucht. Dementsprechend wurden die Glasübergangstemperaturen und die Kristallisationstemperaturen gemessen und daraus die Bereiche unterkühlter Flüssigkeit berechnet. In Bezug auf die magnetischen Eigenschaften wurden die 20 &mgr;m-Bänder zu gewickelten Magnetkernen geformt, dann wurden anfängliche Permeabilitäten mittels eines Impendanz-Analysators gemessen und Koerzitivfeldstärken wurden mittels eines Gleichstrom B-H-Tracers gemessen. In diesem Fall wurden die jeweiligen Proben in einer Ar-Atmosphäre 5 Minuten bei der Glasübergangstemperatur wärmebehandelt. Jene Proben ohne Glasübergangstemperaturen wurden jeweils 5 Minuten bei einer Temperatur wärmebehandelt, die um 30 °C geringer als die Kristallisationstemperatur war.

Da die Legierungszusammensetzungen der Beispiele 30 bis 33 in den Zusammensetzungsbereich dieser Erfindung fallen, weisen sie wie in Tabelle 4 gezeigt jeweils Bereiche unterkühlter Flüssigkeit auf, und sind hervorragend bezüglich dem Glas-Gestaltungsvermögen und den weichmagnetischen Eigenschaften. Andererseits, obwohl das Vergleichsbeispiel 8 einen Bereich unterkühlter Flüssigkeit aufweist und hervorragend bezüglich dem Glas-Gestaltungsvermögen ist, bietet es keinen Magnetismus bei Raumtemperatur.

Reine Metallmaterialien von Fe, P, B, Al, Nb und Mo wurden jeweils gemäß der vorbestimmten Legierungszusammensetzungen gewogen und dann in einer Kammer nach Evakuation bei druckverminderter Ar-Atmosphäre durch Hochfrequenz-Heizen geschmolzen, wodurch Mutterlegierungen hergestellt wurden. Danach wurden unter Verwendung der hergestellten Mutterlegierungen durch das Wasser-Atomisierungsverfahren amorphe weichmagnetische Bänder hergestellt.

Zum Vergleich wurde eine Mutterlegierung, die die gleiche Zusammensetzung wie die des kommerzialisierten METGLAS 2605-52 aufwies, durch Hochfrequenz-Heizen hergestellt und dann durch das Wasser-Atomisierung zu einem amorphen weichmagnetischen Pulver geformt.

Die erhaltenen weichmagnetischen Pulver wurden jeweils in Partikelgrößen von 200 &mgr;m oder weniger klassifiziert und dann unter Verwendung des Röntgenbeugungs-Verfahrens gemessen, wodurch Röntgenbeugungs-Profile erhalten werden, und es wurde mit "amorphe Phase" bewertet, wenn das erhaltene Röntgenbeugungs-Profil nur einen breiten Peak zeigte, während es andernfalls als "kristalline Phase" bewertet wurde.

Da die Legierungszusammensetzungen der Beispiele 34 bis 36 in den Zusammensetzungsbereich dieser Erfindung fallen, ist es wie in Tabelle 5 gezeigt möglich, die amorphen weichmagnetischen Pulver durch das Wasser-Atomisierungsverfahren herzustellen. 7 zeigt XRD-Ergebnisse von Fe₇₈P₈B₁₀Mo₄-Pulvern, die über die Klassifikation unterschiedliche Partikelgrößen aufweisen. Aus 7 wird verständlich, dass das Röntgenbeugungsprofil bis 200 &mgr;m nur breite Peaks aufweist, folglich wird eine "amorphe Phase" erhalten. Dies gilt auch für die anderen Beispiele. Andererseits weist Vergleichsbeispiel 9 kein Glas-Gestaltungsvermögen auf, und daher liegt das erhaltene Pulver in der kristallinen Phase vor. Es war nicht möglich, ein amorphes weichmagnetisches Pulver zu erhalten.

Materialien von Fe, Co, Ni, Fe-P, Fe-B, Fe-Si, Al, Fe-V, Fe-Cr, Y, Zr, Fe-Nb, Fe-Mo, Ta, W, Ti, C, Mn und Cu wurden jeweils gemäß der vorbestimmten Legierungszusammensetzungen gewogen und dann in einer Kammer nach Evakuation bei druckverminderter Ar-Atmosphäre durch Hochfrequenz-Heizen geschmolzen, wodurch Mutterlegierungen hergestellt wurden. Danach wurden unter Verwendung der hergestellten Mutterlegierungen Bänder, die jeweils Dicken von 20 &mgr;m und 200 &mgr;m aufweisen, durch Verwendung des Verfahrens mit einer Einzelwalze durch Einstellen der Drehzahl hergestellt.

Zum Vergleich wurde eine Mutterlegierung, die die gleiche Zusammensetzung wie die des kommerzialisierten METGLAS 2605-S2 aufwies, durch Hochfrequenz-Heizen hergestellt und dann durch das Verfahren mit einer Einzelwalze zu 20 &mgr;m- und 200 &mgr;m-Bändern geformt.

In Bezug auf jedes der 200 &mgr;m-Bänder wurde eine freie festgewordene Oberfläche mit der langsamsten Kühlrate, welche nicht in Kontakt mit einer Kupferwalze war, unter Verwendung der Röntgenbeugungs-Methode gemessen, wodurch ein Röntgenbeugungs-Profil erhalten wurde, und es wurde als "amorphe Phase" bewertet, wenn das erhaltene Röntgenbeugungs-Profil nur einen breiten Peak zeigte, während es andernfalls als "kristalline Phase" bewertet wurde. Ferner wurden unter Verwendung der 20 &mgr;m-Bänder durch ein DSC thermische Eigenschaften untersucht. Dementsprechend wurden die Glasübergangstemperaturen und die Kristallisationstemperaturen gemessen und daraus die Bereiche unterkühlter Flüssigkeit berechnet. In Bezug auf die magnetischen Eigenschaften wurden die 20 &mgr;m-Bänder verwendet, und die magnetischen Sättigungs-Flussdichten davon wurden unter Verwendung eines Magnetfeldstärkenmessgeräts mit vibrierender Probe (VSM) gemessen.

Da die Legierungszusammensetzungen der Beispiele 37 bis 60 in den Zusammensetzungsbereich dieser Erfindung fallen, weisen sie wie in Tabelle 6-1 und Tabelle 6-2 gezeigt jeweils Bereiche unterkühlter Flüssigkeit auf und sind hervorragend bezüglich dem Vermögen zum Bilden von Amorphie und den weichmagnetischen Eigenschaften. Andererseits, weisen die Vergleichsbeispiele 10, 11, 12, 13, 14, 15, 17 und 20 nur kleine oder keine Bereiche unterkühlter Flüssigkeit auf und sie sind dürftig bezüglich dem Vermögen zum Bilden von Amorphie. Vergleichsbeispiele 16, 18 und 19 sind gut bezüglich dem Vermögen zum Bilden von Amorphie, aber Tc und Bs sind gering. Im Vergleichsbeispiel 15 ist der Bereich unterkühlter Flüssigkeit schmal, das Vermögen zum Bilden von Amorphie ist dürftig und ferner ist die Glasübergangstemperatur hoch.

Materialien von Fe, Fe-P, Fe-B, Fe-Cr, Fe-Nb, Ti, C, Mn und Cu wurden jeweils gemäß der vorbestimmten Legierungszusammensetzungen gewogen und dann in einer Kammer nach Evakuation bei druckverminderter Ar-Atmosphäre durch Hochfrequenz-Heizen geschmolzen, wodurch Mutterlegierungen hergestellt wurden. Danach wurden durch die Verwendung der hergestellten Mutterlegierungen Bänder, die eine Dicke von 50 &mgr;m aufweisen, durch Verwendung des Verfahrens mit einer Einzelwalze hergestellt.

Zum Vergleich wurde eine Mutterlegierung, die die gleiche Zusammensetzung wie die des kommerzialisierten METGLAS 2605-S2 aufwies, durch Hochfrequenz-Heizen hergestellt und dann durch das Verfahren mit einer Einzelwalze zu 50 &mgr;m-Bändern geformt.

Für die jeweiligen Bänder wurden die Korrosionsgeschwindigkeiten untersucht. Das 50 &mgr;m-Band wurde in eine 1-normale NaCl-Lösung gelegt, und die Gewichtsänderung wurde untersucht, und die Korrosionsgeschwindigkeit wurde aus dem Flächeninhalt und der Zeit berechnet. Beispiele davon sind in Tabelle 7 gezeigt.

Da die Legierungszusammensetzungen der Beispiele 61 bis 70 in den Zusammensetzungsbereich dieser Erfindung fallen, sind sie wie in Tabelle 7 gezeigt jeweils hervorragend bezüglich Korrosionsbeständigkeit, d.h. ihre Korrosionsgeschwindigkeiten sind gering. Andererseits ist das Vergleichsbeispiel ²¹ dürftig bezüglich der Korrosionsbeständigkeit, d.h. seine Korrosionsgeschwindigkeit ist groß.

Materialien von Fe, Fe-P, Fe-B, Fe-Cr, Fe-Nb, Ti, C, Mn und Cu wurden jeweils gemäß der vorbestimmten Legierungszusammensetzungen gewogen und dann in einer Kammer nach Evakuation bei druckverminderter Ar-Atmosphäre durch Hochfrequenz-Heizen geschmolzen, wodurch Mutterlegierungen hergestellt wurden. Danach wurden durch die Verwendung der hergestellten Mutterlegierungen Bänder, die eine Dicke von 20 &mgr;m aufweisen, durch Verwendung des Verfahrens mit einer Einzelwalze hergestellt.

Zum Vergleich wurde eine Mutterlegierung, die die gleiche Zusammensetzung wie die des kommerzialisierten METGLAS 2605-S2 aufwies, durch Hochfrequenz-Heizen hergestellt und dann durch das Verfahren mit einer Einzelwalze zu einem 20 &mgr;m-Band geformt.

Jedes der 20 &mgr;m-Bänder wurde zu einem gewickelten Magnetkern geformt, wobei überlappende Bereiche davon bondiert waren und durch ein dazwischen eingefügtes Silikonharz isoliert waren, dann wurden die anfänglichen Permeabilitäten mittels eines Impendanz-Analysators gemessen. In diesem Fall wurden die Proben jeweils in einer Ar-Atmosphäre 60 Minuten bei 350°C wärmebehandelt. Andererseits wurden aus METGLAS 2605-52 gefertigte Proben 60 Minuten bei 425°C wärmebehandelt.

Da die Legierungszusammensetzungen der Beispiele 71 bis 73 in den Zusammensetzungsbereich dieser Erfindung fallen, sind sie wie in Tabelle 8 gezeigt hervorragend bezüglich den weichmagnetischen Eigenschaften. Andererseits ist Vergleichsbeispiel 22 dürftig bezüglich den weichmagnetischen Eigenschaften.

Materialien von Fe, Fe-P, Fe-B, Fe-Cr, Fe-Nb, Ti, C, Mn und Cu wurden jeweils gemäß der vorbestimmten Legierungszusammensetzungen gewogen und dann in einer Kammer nach Evakuation bei druckverminderter Ar-Atmosphäre durch Hochfrequenz-Heizen geschmolzen, wodurch Mutterlegierungen hergestellt wurden. Danach wurden durch die Verwendung der hergestellten Mutterlegierungen Bänder, die jeweils Dicken von 20 bis 170 &mgr;m aufweisen, unter Verwendung des Verfahrens ^mit einer Walze durch Einstellen der Drehzahl hergestellt.

Zum Vergleich wurde eine Mutterlegierung, die die gleiche Zusammensetzung wie die des kommerzialisierten METGLAS 2605-s2 aufwies, durch Hochfrequenz-Heizen hergestellt und dann durch das Verfahren mit einer Einzelwalze zu einem 20 &mgr;m-Band geformt.

Stücke von jedem Band wurden laminiert, um einen laminierten Magnetkern zu bilden, der eine Breite von 1 mm, eine Länge von 16 mm und eine Dicke von 1 mm aufwies. Die Bandstücke wurden durch ein Silikonharz miteinander bondiert und voneinander isoliert. Ls und Q wurden, nach Anbringen einer Spule mit 1200 Windungen an jeden der laminierten Magnetkerne, mittels eines Impendanz-Analysators gemessen. In diesem Fall wurden die jeweiligen Proben 60 Minuten bei 350°C wärmebehandelt. Andererseits wurde die aus METGLAS 2605-52 gefertigte Probe 60 Minuten bei 425°C wärmebehandelt. Ergebnisse der Messung der Proben sind in Tabelle 9 gezeigt.

Da die Legierungszusammensetzungen der Beispiele 74 bis 78 in den Zusammensetzungsbereich dieser Erfindung fallen, sind sie wie in Tabelle 9 gezeigt hervorragend bezüglich den weichmagnetischen Eigenschaften bei hohen Frequenzen. Andererseits, da Vergleichsbeispiel 23 eine 150 &mgr;m überschreitende Dicke aufweist, sind die Eigenschaften bei hohen Frequenzen aufgrund des Eisenverlusts dürftig. Ferner ist das Vergleichsbeispiel 2, das die Zusammensetzung außerhalb der Zusammensetzungsbereichs dieser Erfindung aufweist, dürftig bezüglich den weichmagnetischen Eigenschaften bei hohen Frequenzen.

Materialien von Fe, Fe-P, Fe-B, Fe-Cr, Fe-Nb, Ti, C, Mn und Cu wurden jeweils gemäß der vorbestimmten Legierungszusammensetzungen gewogen und dann in einer Kammer nach Evakuation bei druckverminderter Ar-Atmosphäre durch Hochfrequenz-Heizen geschmolzen, wodurch Mutterlegierungen hergestellt wurden. Danach wurden mittels des Wasser-Atomisierungs-Verfahren Pulver hergestellt.

Zum Vergleich wurde eine Mutterlegierung, die die gleiche Zusammensetzung wie die des kommerzialisierten METGLAS 2605-52 aufwies, durch Hochfrequenz-Heizen hergestellt und dann durch das Wasser-Atomisierungsverfahren gebildet.

Jedes der erhaltenen Pulver wurde in Partikelgrößen von 200 &mgr;m oder weniger klassifiziert und dann durch die Verwendung der Röntgenbeugungs-Methode gemessen, wodurch Röntgenbeugungs-Profile erhalten werden, und es wurde mit "amorphe Phase" bewertet, wenn das erhaltene Röntgenbeugungs-Profil nur ^einen breiten Peak zeigte, während es andernfalls als "kristalline Phase" bewertet wurde.

Da die Legierungszusammensetzungen der Beispiele 79 bis 82 in den Zusammensetzungsbereich dieser Erfindung fallen, ist es wie in Tabelle 10 gezeigt möglich, die amorphen weichmagnetischen Pulver durch das Wasser-Atomisierungsverfahren herzustellen. Andererseits, weisen Vergleichsbeispiele 25 und 26 kein Vermögen zum Bilden von Amorphie auf und daher liegen die erhaltenden Pulver in der kristallinen Phase vor. Es war nicht möglich, amorphe weichmagnetische Pulver zu erhalten.

Materialien von Fe, Fe-P, Fe-B, Fe-Cr, Fe-Nb, Ti, C, Mn und Cu wurden jeweils gemäß der vorbestimmten Legierungszusammensetzungen gewogen und dann in einer Kammer nach Evakuation bei druckverminderter Ar-Atmosphäre durch Hochfrequenz-Heizen geschmolzen, wodurch Mutterlegierungen hergestellt wurden. Danach wurden unter Verwendung der hergestellten Mutterlegierungen mittels des Wasser-Atomisierungs-Verfahren amorphe weichmagnetische Pulver hergestellt. Jedes der Pulver wurde mit 5 Masse-% Silikonharz gemischt, das in einem Lösungsmittel gelöst wurde, um granuliert zu werden, und dann wurde jedes bei 980 MPa (10 t/cm²) zu einem Pressmasse-Kern gepresst, der einen Außendurchmesser von 18 mm, einen Innendurchmesser von 12 mm und eine Dicke 3 mm aufwies.

Zum Vergleich wurden auch jeweils ein Fe-Pulver, ein Fe-Si-Cr-Pulver und ein Sendust-Pulver, welche durch Wasser-Atomisierung hergestellt wurden, mit 5 Masse-% Silikonharz gemischt, das in einem Lösungsmittel gelöst wurde, um granuliert zu werden, und dann wurde jedes bei 980 MPa (10 t/cm²) zu einem Pressmasse-Kern gepresst, der einen Außendurchmesser von 18 mm, einen Innendurchmesser von 12 mm und eine Dicke 3 mm aufwies.

Die anfänglichen Permeabilitäten wurden in Bezug auf die erhaltenen Pressmasse-Kerne durch einen Impendanz-Analysator gemessen, und Fe-Verluste und Dichten wurden mittels eines Wechselstrom B-H-Analysators gemessen. In diesem Fall wurden die Proben jeweils in einer Ar-Atmosphäre 60 Minuten bei 350°C wärmebehandelt. Andererseits wurden die aus dem Fe-Pulver und dem Fe-Si-Cr-Pulver gefertigten Pulver 60 Minuten bei 500°C wärmebehandelt, während die aus Sendust-Pulver gefertigte Probe 60 Minuten bei 700°C wärmebehandelt wurde. Die gemessenen anfänglichen Permeabilitäten, Verluste und Dichten sind in Tabelle 11 gezeigt.

Da die aus amorphen weichmagnetischen Pulvern gefertigten Pressmassen-Kerne der Beispiele 83 bis 86 in den Bereich dieser Erfindung fallen, wird wie in Tabelle 11 gezeigt klar, dass die Verluste davon sehr gering sind. Andererseits ist Vergleichsbeispiel 27 ein aus Fe-Pulver gefertigter Pressmasse-Kern, und obwohl dessen Dichte hoch ist, sind die anfänglichen Permeabilitäten und der Verlust bei hohen Frequenzen extrem schlecht. Bei den Vergleichsbeispielen 28 und 29 sind die Verluste ebenfalls sehr schlecht.

Zuerst wurden, als ein Pulver-Herstellungsprozess, reine Metallelement-Materialien von Fe, Co, Ni, P, B, Si, Mo, Al, V, Cr, Y, Zr, Nb, Ta und W jeweils gemäß den vorbestimmten Legierungszusammensetzungen gewogen, wodurch Mutterlegierungen hergestellt wurden. Danach wurden unter Verwendung der hergestellten Mutterlegierungen mittels des Wasser-Atomisierungs-Verfahren verschiedene weichmagnetische Pulver hergestellt.

Dann wurde, als ein Formprodukt-Herstellungsprozess, jedes der erhaltenen Legierungs-Pulver in Partikelgrößen von 45 &mgr;m oder weniger klassifiert und dann gemischt mit einem Silikonharz als Bindemittel in einer Menge von 4 Masse-%, und danach wurde jedes unter Verwendung einer Form-Matrize, die eine Rille mit 27 mm Außendurchmesser und 14 mm Innendurchmesser aufwies, bei Raumtemperatur mit 1,18 GPa (etwa 12 t/cm²) Druck beaufschlagt, um eine Höhe von 5 mm aufzuweisen, wodurch jeweils geformte Produkte erhalten werden.

Ferner wurden nach Harzaushärten der erhaltenen geformten Produkte die Gewichte und Größen der geformten Produkte gemessen und dann wurden jeweils Spulen, von denen jede eine passende Zahl an Windung aufwies, auf die geformten Produkte, d.h. den Magnetkernen, angewendet wurden, wodurch jeweilige Induktions-Bauteile (jeweils wie in 2 gezeigt) hergestellt wurden.

Dann wurde die magnetische Permeabilität in Bezug auf jede der erhaltenen Proben, d.h. Induktions-Bauteile, aus einem Induktions-Wert bei 100 kHz unter Verwendung eines LCR-Meters abgeleitet, und ferner wurde die magnetische Sättigungs-Flußdichte mittels eines bei Gleichstrom magnetische Eigenschaften messenden Geräts gemessen, als ein Magnetfeld von 1,6 × 10⁴ A/m angelegt wurde. Ferner wurden die oberen und unteren Oberflächen jedes Magnetkerns poliert, und dann wurde die XRD (Röntgenstrahlenbeugung)-Messung durchgeführt, um die Phase festzustellen. Die Ergebnisse sind in Tabelle 12-1 und Tabelle 12-2 gezeigt.

In Tabelle 12 sind die Zusammensetzungsverhältnisse der jeweiligen Proben gezeigt, und es wurde als "amorphe Phase" bewertet, wenn in einem durch die XRD-Messung erhaltenen XRD-Muster nur ein breiter Peak, der für die amorphe Phase typisch ist, detektiert wurde, während es als "kristalline Phase" bewertet wurde, wenn aufgrund der kristallinen Phase ein scharfer Peak zusammen mit einem breiten Peak beobachtet wurde oder wenn nur ein scharfer Peak ohne breiten Peak beobachtet wurde. In Bezug auf jene Proben, die die Zusammensetzungen aufwiesen, die die amorphe Phase zeigten, wurde eine thermische Analyse mittels DSC durchgeführt, um die Glasübergangstemperaturen (Tg) und Kristallisationstemperaturen (Tx) zu messen, und es wurde bestätigt, dass &Dgr;Tx für alle diese Proben 20°C oder mehr betrug. Die spezifische Widerstände der jeweiligen geformten Produkte (Magnetkerne) wurden mittels der Zwei-Anschluß-Methode bei Gleichstrom gemessen, und es wurde bestätigt, dass alle Proben gute Werte von 1 &OHgr;·cm oder mehr zeigten.

Die DSC-Heizrate wurde auf 40 K/min festgesetzt. Aus den Beispielen 87 bis 89 und den Vergleichsbeispielen 30 bis 33 wird verständlich, dass die amorphe Phase, die in der Lage ist, eine hohe Permeabilität zu erzielen, nicht gebildet werden kann, wenn der Gehalt an P oder B weniger als 2% oder mehr als 16% beträgt, während die amorphe Phase gebildet werden kann, wenn der Gehalt an P und der Gehalt an B beide in einem Bereich von 2% oder mehr und 16% oder weniger liegen. Aus den Beispielen 90 bis 92 und den Vergleichsbeispielen 34 und 35 wird verständlich, dass die amorphe Phase nicht gebildet werden kann, wenn der Gehalt an Mo 0% oder mehr als 10% beträgt, während die amorphe Phase gebildet werden kann, wenn der Gehalt an Mo mehr als 0% und 10% oder weniger beträgt. Aus den Beispielen 93 und 94 und dem Vergleichsbeispiel 36 wird verständlich, dass die amorphe Phase sogar gebildet werden kann, wenn Si in einem Bereich von 8% oder weniger zugegeben wird. Aus den Beispielen 95 bis 102 wird verständlich, dass die amorphe Phase sogar gebildet werden kann, wenn Mo durch Al, V, Cr, Y, Zr, Nb, Ta oder W ersetzt wird. Aus den Beispielen 103 bis 110 wird ersichtlich, dass Fe teilweise durch Co und/oder Ni ersetzt werden kann, aber aus den Vergleichsbeispielen 37 und 38 wird verständlich, dass, wenn Fe völlig ersetzt wird, die magnetische Flussdichte Null wird, obwohl die amorphe Phase erhalten wird, was daher für das Gebiet dieser Erfindung nicht geeignet ist.

Als ein Pulver-Herstellungsprozess wurden zuerst reine Metallelement-Materialien von Fe, Co, Ni, P, B, Si, Mo, Al, V, Cr, Y, Zr, Nb, Ta, W, Ti, C, Mn und Cu jeweils gemäß den vorbestimmten Legierungszusammensetzungen gewogen, wodurch Mutterlegierungen hergestellt wurden. Unter Verwendung der hergestellten Mutterlegierungen wurden danach verschiedene weichmagnetische Legierungs-Pulver mittels der Wasser-Atomisierungsmethode hergestellt.

Als ein Formprodukt-Herstellungsprozess wurden dann die erhaltenen Legierungs-Pulver jeweils in Partikelgrößen von 45 &mgr;m oder weniger klassifiziert und dann gemischt mit einem Silikonharz als Bindemittel in einer Menge von 4 Masse-%, und danach wurde jedes unter Verwendung einer eine Rille mit 27 mm Außendurchmesser und 14 mm Innendurchmesser aufweisenden Form-Matrize bei Raumtemperatur mit 1,18 GPa (etwa 12 t/cm²) Druck beaufschlagt, um eine Höhe von 5 mm aufzuweisen, wodurch die jeweiligen geformten Produkte erhalten wurden.

Nach der Harz-Aushärtung der erhaltenen geformten Produkte wurden ferner die Gewichte und Größen der geformten Produkte gemessen, und dann wurden jeweils Spulen, von denen jede ein passende Zahl an Windungen aufwies, an den geformten Produkten, d.h. den Magnetkernen, angebracht, wodurch die jeweiligen Induktions-Bauteile (jeweils wie in 2 gezeigt) hergestellt wurden.

In Bezug auf jede der erhaltenen Proben, d.h. Induktions-Bauteile, wurde dann die magnetische Permeabilität bei einem Induktionswert bei 100 kHz unter Verwendung eines LCR-Meters abgeleitet, und ferner wurde die magnetische Sättigungsflussdichte unter Verwendung eines bei magnetische Eigenschaften bei Gleichstrom messenden Geräts gemessen, als ein Magnetfeld von 1,6 × 10⁴ A/m angelegt wurde. Ferner wurden die oberen und unteren Oberflächen jedes Magnetkerns poliert und dann wurde die XRD (Röntgenstrahlenbeugungs)-Messung durchgeführt, um die Phase festzustellen. Die Ergebnisse sind in Tabelle 13-1 und Tabelle 13-2 gezeigt.

In Tabelle 13-1 und Tabelle 13-2 sind die Zusammensetzungsverhältnisse der jeweiligen Proben gezeigt, und es wurde als "amorphe Phase" bewertet, wenn in einem durch die XRD-Messung erhaltenen XRD-Muster nur ein breiter Peak, der für die amorphe Phase typisch ist, detektiert wurde, während es als "kristalline Phase" bewertet wurde, wenn aufgrund der kristallinen Phase ein scharfer Peak zusammen mit einem breiten Peak beobachtet wurde oder wenn nur ein scharfer Peak ohne breiten Peak beobachtet wurde. In Bezug auf jene Proben, die die Zusammensetzungen aufwiesen, die die amorphe Phase zeigten, wurde eine thermische Analyse mittels DSC durchgeführt, um die Glasübergangstemperaturen (Tg) und Kristallisationstemperaturen (Tx) zu messen, und es wurde bestätigt, dass &Dgr;Tx für all diese Proben 20°C oder mehr betrug. Die spezifische Widerstände der jeweiligen geformten Produkte (Magnetkerne) wurden mittels der Zwei-Anschluß-Methode bei Gleichstrom gemessen, und es wurde bestätigt, dass alle Proben gute Werte von 1 &OHgr;·cm oder mehr zeigten.

Da die Legierungszusammensetzungen der Beispiele 111 bis 132 in den Zusammensetzungs-Bereich dieser Erfindung fallen, weisen sie wie in Tabelle 13-1 und Tabelle 13-2 gezeigt jeweils Bereiche unterkühlter Flüssigkeit auf und sind hervorragend bezüglich dem Vermögen zum Bilden von Amorphie und den weichmagnetischen Eigenschaften. Andererseits wird verständlich, dass die Vergleichsbeispiele 39 bis 53 bezüglich dem Vermögen zum Bilden von Amorphie dürftig sind, und daher können sie nur die kristalline Phase erhalten und gute Permeabilitätseigenschaften können nicht erhalten werden.

In Beispiel 133 wurde mittels des Wasseratomisierungs-Verfahren ein eine Zusammensetzung von Fe₇₇P₁₀B₁₀Nb₂Cr₁Ti_0,1C_0,1Mn_0,1Cu_0,1 aufweisendes Legierungspulver hergestellt, dann wurde das erhaltene Pulver in Partikelgrößen von 45 &mgr;m oder weniger klassifiziert und dann der XRD-Messung unterzogen, wodurch ein breiter Peak, der für die amorphe Phase typisch ist, bestätigt wurde. Die thermische Analyse mittels DSC wurde durchgeführt, um die Glasübergangstemperatur (Tg) und die Kristallisationstemperatur (Tx) zu messen, wodurch bestätigt wurde, dass &Dgr;Tx (Tx-Tg) 36°C betrug. Dann wurde das Pulver bei einer Temperatur von 400°C gehalten, welche geringer als die Glasübergangstemperatur war, um in der Atmoshäre für 0,5 Stunden wärmebehandelt zu werden, wodurch auf der Oberfläche des Pulvers ein Oxid geformt wurde.

Ferner wurde das mit dem Oxid gebildete Pulver jeweils zu einem Silikonharz als Bindemittel in Mengen von 5%, 2,5%, 1% und 0,5% zugegeben, um entsprechende Pulver zu erhalten. Die erhaltenen Pulver wurden jeweils unter Verwendung einer eine Rille mit 27 mm Außendurchmesser und 14 mm Innendurchmesser aufweisenden Form-Matrize mit 1,18 GPa (etwa 12 t/cm²) Druck bei Raumtemperatur, bei einer Temperatur, die 150°C höher als die Erweichungstemperatur des Harzes ist, oder bei 480°C, was in einem Bereich der unterkühlten Flüssigkeit des amorphen weichmagnetischen Metallpulvers liegt, beaufschlagt, um eine Höhe von 5 mm aufzuweisen, wodurch die jeweiligen geformten Produkte erhalten wurden.

Nach der Harz-Aushärtung der erhaltenen geformten Produkte wurden ferner die Gewichte und Größen der geformten Produkte gemessen, und dann wurden jeweils Spulen, von denen jede ein passende Zahl an Windungen aufwies, an den geformten Produkten, d.h. den Magnetkernen, angebracht, wodurch jeweilige Induktions-Bauteile (jeweils wie in 2 gezeigt) hergestellt wurden.

Dann wurden in Bezug auf jedes der erhaltenen Induktions-Bauteile der Proben Nrn. 1 bis 12 der Pulver-Füllgrad (%), die durch die magnetischen Eigenschaften bei Gleichstrom verursachte magnetische Flussdichte (bei 1,6 × 10⁴ A/m) und der spezifische Widerstand bei Gleichstrom (&OHgr;·cm) gemessen. Die Ergebnisse sind in Tabelle 14 gezeigt.

Aus Tabelle 14 wird verständlich, dass, wenn die Zugabe-Menge des Bindemittels (Harz-Menge) 5% übersteigt, ein hoher spezifischer Widerstands-Wert von ≥10E4 (=10⁵), der mit dem eines Ferrit-Magnetkerns vergleichbar ist, erhalten wird, während ein derartiger Effekt selbst durch Erhöhen der Form-Temperatur nicht festgestellt wird, und eine Formbedingung wie die Raumtemperatur ausreichend ist. Es wird verständlich, dass ein hoher spezifischer Widerstand von 1 &OHgr;·cm oder mehr auch erhalten wird, wenn die Harzmenge 5% beträgt, aber das Formen bei Raumtemperatur ist ebenfalls ausreichend. Ferner wird im Fall der 2,5% betragenden Harzmenge, wenn das Formen bei 150°C durchgeführt wird, der Pulver-Füllgrad signifikant verbessert, um die magnetische Flussdichte zu erhöhen und ferner wird ein spezifischen Widerstand von 0,1 &OHgr;·cm oder mehr erhalten. Außerdem wird verständlich, dass in dem Fall, wo die Harz-Menge 1% oder 0,5% beträgt, wenn das Formen bei 480°C durchgeführt wird, der Pulver-Füllgrad signifikant verbessert wird, um die magnetische Sättigungs-Flussdichte zu erhöhen, und ferner wird ein spezifischer Widerstand von 0,01 &OHgr;·cm oder mehr erhalten.

In Beispiel 134 wurde ein Induktions-Bauteil gemäß der Probe Nr. 10 aus Beispiel 133 hergestellt, wobei ein Induktions-Bauteil unter Verwendung eines Hochfrequenz-Magnetkerns hergestellt wurde, der mit dem gleichen Legierungs-Pulver und dem gleichen Herstellungs-Prozess hergestellt wurde und in einer Stickstoff-Atmosphäre 0,5 Stunden bei 450°C wärmebehandelt wurde. Zum Vergleich wurden ferner Induktions-Bauteile hergestellt, die Sendust, ein 6,5% Silizium-Stahl, und ein Fe-basiertes amorphes Material als Magnetkern Materialien verwenden. Die Induktions-Bauteile sind jeweils wie in 2 gezeigt, können aber auch Eines wie in 4gezeigt sein, das eine Lücke an einem Abschnitt eines magnetischen Weges aufweist. In Bezug auf jedes dieser Induktions-Bauteile wurde die durch magnetische Eigenschaften bei Gleichstrom verursachte magnetische Flussdichte (bei 1,6 × 10⁴ A/m), der spezifische Widerstand bei Gleichstrom (&OHgr;·cm), die Permeabilität zur Induktionswert-Normalisierung und der Eisenverlust (20 kHz 0,1 T) gemessen. Die Ergebnisse sind in Tabelle 15 gezeigt.

• *Aufgrund einer Energieversorgungs-Spezifikation, bei welcher eine Lucke an einem Abschnitt des magnetischen Weges gebildet ist

Aus Tabelle 15 wird verständlich, dass das Induktions-Bauteil dieser Erfindung eine magnetische Flussdichte aufweist, die zu der des den Eisen-basierten amorphen Magnetkern verwendenden Induktions-Bauteils im Wesentlichen äquivalent ist, während es einen Eisenverlust zeigt, der geringer als der des den Sendust-Magnetkern verwendenden Induktions-Bauteils ist, weshalb es äußerst hervorragende Eigenschaften besitzt. Es wird verständlich, dass in dem den wärmebehandelten Magnetkern aufweisenden Induktions-Bauteil die magnetische Permeabilität und der Eisenverlust verbessert werden, weshalb es ferner noch hervorragendere Eigenschaften besitzt.

In Beispiel 135 wurden Wasser-atomisierte Pulver, die die in Tabelle 16 gezeigten Legierungszusammensetzungen aufwiesen und jedes durch ein Standard-Sieb in Partikelgrößen von 20 &mgr;m oder weniger gescreent wurde, zu einem Pulver, das zu dem in Beispiel 133 hergestellten identisch ist, in den in Tabelle 16 jeweils gezeigten Verhältnissen zugegeben, wodurch die jeweiligen Pulver erhalten wurden.

Die erhaltenen Pulver wurden jeweils versetzt mit einem Silikonharz als Bindemittel in einer Menge von 1,5 Masse-%, und danach wurde jedes unter Verwendung einer Form-Matrize, die eine Rille mit 27 mm Außendurchmesser und 14 mm Innendurchmesser aufwies, bei Raumtemperatur mit 1,18 GPa (etwa 12 t/cm²) Druck beaufschlagt, um eine Höhe von 5 mm aufzuweisen, wodurch jeweils geformte Produkte erhalten wurden. Nach dem Formen wurden die geformten Produkte in einer Ar-Atmosphäre bei 450°C wärmebehandelt

Nach Harz-Aushärten des erhaltenen geformten Produkts wurden dann die Gewichte und Größen der geformten Produkte gemessen und dann wurden jeweils Spulen, von denen jede eine passende Zahl an Windung aufwies, auf die geformten Produkten, d.h. den Magnetkernen, angewendet, wodurch Induktions-Bauteile (jeweils wie in 2 gezeigt) hergestellt wurden.

In Bezug auf jede des erhaltenen Proben, d.h. Induktions-Bauteile, wurde der Pulver-Füllgrad (%), die magnetische Permeabilität und der Eisenverlust (20 kHz 0,1 T) gemessen. Die Ergebnisse sind in Tabelle 16 gezeigt.

Aus Tabelle 16 wird verständlich, dass das Induktions-Bauteil dieser Erfindung bezüglich Pulver-Füllgrad durch Zugeben des kleinere Partikelgrößen aufweisenden weichmagnetischen Pulvers zu dem amorphen Metallpulver verbessert wird und die magnetische Permeabilität dementsprechend verbessert wird. Andererseits wird verständlich, dass die Zugabe-Menge vorzugsweise 50% oder weniger beträgt, da der Verbesserungs-Effekt abgeschwächt wird und die Eisenverlust-Eigenschaften extrem verschlechtert werden, wenn die Zugabe-Menge 50% übersteigt.

In Beispiel 136 wurden eine Zusammensetzung von Fe₇₇P₁₀B₁₀Nb₂Cr₁Ti_0,1C_0,1Mn_0,1Cu_0,1 aufweisende Legierungspulver durch Ändern der Herstellungs-Bedingungen des Wasseratomisierungs-Verfahrens hergestellt, um die in Tabelle 17 gezeigten Längenverhältnisse aufzuweisen, dann wurden die erhaltenen Pulver in Partikelgrößen von 45 &mgr;m oder weniger klassifiziert und dann wurde jedes der XRD-Messung unterzogen, wodurch ein breiter Peak, der für die amorphe Phase typisch ist, bestätigt wurde. Die thermische Analyse mittels DSC wurde durchgeführt, um die Glasübergangstemperatur und die Kristallisationstemperatur zu messen, wodurch ferner bestätigt wurde, dass der unterkühlte Temperaturbereich &Dgr;Tx 20°C betrug.

Die erhaltenen Pulver wurden jeweils versetzt mit einem Silikonharz als Bindemittel in einer Menge von 3 Masse-%, und danach wurde jedes unter Verwendung einer Form-Matrize, die eine Rille mit 27 mm Außendurchmesser und 14 mm Innendurchmesser aufwies, bei Raumtemperatur mit 1,47 GPa (etwa 15 t/cm²) Druck beaufschlagt, um eine Höhe von 5 mm aufzuweisen, wodurch jeweils geformte Produkte erhalten wurden. Nach dem Formen wurden die geformten Produkte in einer Ar-Atmosphäre bei 450°C wärmebehandelt.

Nach Harz-Aushärten der erhaltenen geformten Produkte wurden dann die Gewichte und Größen der geformten Produkte gemessen und dann wurden jeweils Spulen, von denen jede eine passende Zahl an Windung aufwies, auf die geformten Produkten, d.h. den Magnetkernen, angewendet, wodurch jeweilige Induktions-Bauteile (jeweils wie in 2 gezeigt) hergestellt wurden.

In Bezug auf jede der erhaltenen Proben, d.h. Induktions-Bauteile, wurde der Pulver-Füllgrad (%) und die magnetische Permeabilität gemessen. Die Ergebnisse sind in Tabelle 17 gezeigt.

Aus Tabelle 17 wird verständlich, dass das Induktions-Bauteil dieser Erfindung durch Erhöhen des Längenverhältnisses des amorphen metallischen Pulvers bezüglich den magnetischen Eigenschaften verbessert wird. Andererseits wird verständlich, dass, da die anfängliche Permeabilität hoch ist, aber die magnetische Permeabilität bezüglich Gleichstrom-Überlagerung verschlechtert wird, wenn das Längenverhältnis 2,0 übersteigt, das Längenverhältnis des Pulvers vorzugsweise 2 oder weniger beträgt.

Zuerst wurden, als ein Pulver-Herstellungsprozess, Materialien gewogen, um eine Zusammensetzung von Fe₇₇P₁₀B₁₀Nb₂Cr₁Ti_0,1C_0,1Mn_0,1Cu_0,1 zu erhalten und unter Verwendung dieser wurde mittels eines Hochdruck-Wasser-Atomisierungs-Verfahrens ein feines weichmagnetisches Legierungspulver hergestellt, das Partikelgrößen mit unterschiedlichem Durchschnitt aufwies.

Dann wurden, als ein Pulver-Herstellungsprozess, die in Tabelle 18 gezeigten Pulver mittels Screenen der erhaltenen Pulver durch unterschiedliche Standard-Siebe hergestellt, dann wurde jedes versetzt mit einem Silikonharz als Bindemittel in einer Menge von 3 Masse-%, dann wurde jedes zusammen mit einer Spule mit 3,5 Windungen, die 8 mm Außendurchmesser, 4 mm Innendurchmesser und 2 mm Höhe aufwies, in eine 10 mm × 10 mm Form-Matrize eingebracht und angeordnet, um nach dem Formen in der Mitte eines geformten Produkts lokalisiert zu sein, ^und dann wurde jedes bei Raumtemperatur mit 490 MPa (5 t/cm²) Druck beaufschlagt, um 4 mm Höhe aufzuweisen, wodurch jeweils geformte Produkte erhalten wurden. Dann wurde ein Harz-Aushärten bei 150°C durchgeführt. In Bezug auf die Bedingungen von Probe Nr. 5 wurde auch eine Probe hergestellt, die durch Wärmebehandeln des geformten Produkts in einer Stickstoff-Atmosphäre bei 450°C für 0,5 Stunden erhalten wurde.

Dann wurden in Bezug auf jede der erhaltenen Proben, d.h. Induktions-Bauteile, aus der Induktions- und Widerstandsmessung bei den entsprechenden Frequenzen ein Induktions-Wert bei 1 MHz und ein Frequenzhöchstwert und ein Höchstwert von Q unter Verwendung eines LCR-Meters abgeleitet. Die Ergebnisse sind in Tabelle 18 gezeigt.

In Bezug auf jede der Probe-Induktions-Komponenten wurde dann die Stromversorgungs-Umwandlungseffizienz unter Verwendung eines gewöhnlichen Gleichstrom-Gleichstrom Konverter-Evaluierungssatzes gemessen. Die Messbedingungen waren derart, dass die Einspeisung 12V, die Ausspeisung 5V, die Steuerfrequenz 300 kHz und der Ausgangsstrom 1 A betrug. Die Ergebnisse sind auch in Tabelle 18 gezeigt.

Wie aus Tabelle 18 ersichtlich, erreicht das Induktions-Bauteil dieser Erfindung durch Festsetzen der Sieb-Partikelgröße auf 45 &mgr;m oder weniger und der mittlere Partikelgröße auf 30 &mgr;m oder weniger eine Höchstfrequenz von Q, die 500 kHz oder mehr ist, und einen Höchstwert von Q, der 40 oder mehr ist, und erreicht gleichzeitig eine Energieversorgungs-Umwandlungseffizienz von 80% oder mehr, was hervorragend ist. Durch Festsetzen der Sieb-Partikelgröße auf 45 &mgr;m oder weniger und der mittlere Partikelgröße auf 20 &mgr;m oder weniger wird ferner eine 1 MHZ oder mehr beträgende Höchstfrequenz von Q erhalten und ein 50 oder mehr betragender Höchstwert von Q, und bei dieser Begebenheit wird eine Energieversorgungs-Umwandlungseffizienz von 85% oder mehr erhalten, was hervorragender ist. Es wird verständlich, dass die Umwandlungseffizienz durch Wärmebehandeln des Induktions-Bauteils weiter verbessert wird.

Zuerst wurden, als ein Pulver-Herstellungsprozess, Materialien gewogen, um eine Zusammensetzung von Fe₇₇P₁₀B₁₀Nb₂Cr₁Ti_0,1C_0,1Mn_0,1Cu_0,1 zu erhalten und unter Verwendung dieser wurde mittels des Hochdruck-Wasser-Atomisierungs-Verfahrens ein feines weichmagnetisches Legierungspulver hergestellt.

Dann wurden, als ein Pulver-Herstellungsprozess, die in Tabelle 19 gezeigten Pulver mittels Screenen der erhaltenen Pulver durch unterschiedliche Standard-Siebe hergestellt, dann wurde jedes versetzt mit einem Silikonharz als Bindemittel in einer Menge von 3 Masse-%, und dann wurde jedes mit 490 MPa (5 t/cm²) Druck beaufschlagt, um zu einem Ring-Formteil geformt zu werden, das einen Außendurchmesser 32 mm, einen Innendurchmesser von 32 mm und eine Höhe von 5 mm aufweist, wodurch jeweils geformte Produkte erhalten wurden. Die erhaltenen Produkte wurden bei 150°C einer Harz-Aushärtung unterzogen. Zum Vergleich wurde ein Probe, die ein Si-Pulver mit 6,5 Masse-% Fe verwendet, in der gleichen Weise hergestellt.

Dann wurde ein Kupferdraht, der 0,1 mm Durchmesser aufweist und mit einer Amid,Imid-Beschichtung versehen ist, mittels zehn Windungen um jede der hergestellten Proben gewickelt, wodurch Induktions-Bauteile erhalten wurden.

Dann wurden in Bezug auf jede der erhaltenen Induktions-Bauteile ein Induktions-Wert bei 10 kHz und ein Frequenzhöchstwert und ein Höchstwert von Q aus der Induktions- und Widerstandsmessung bei den jeweiligen Frequenzen unter Verwendung eines LCR-Meters abgeleitet. Die Ergebnisse sind in Tabelle 19 gezeigt.

In Bezug auf jede dieser Induktions-Komponenten wurde dann die Stromversorgungs-Umwandlungseffizienz unter Verwendung eines gewöhnlichen Gleichstrom-Gleichstrom Konverter-Evaluierungssatzes gemessen. Die Messbedingungen waren derart, dass die Einspeisung 12 V, die Ausspeisung 5 V, die Steuerfrequenz 10 kHz und der Ausgangsstrom 1 A betrug. Die Ergebnisse sind auch in Tabelle 19 gezeigt.

Materialien von Fe, Fe-P, Fe-B, Fe-Cr, Fe-Nb, Ti, C, Mn und Cu wurden jeweils gemäß der vorbestimmten Legierungszusammensetzungen gewogen und dann in einer Kammer nach Evakuation bei druckverminderter Ar-Atmosphäre durch Hochfrequenz-Heizen geschmolzen, wodurch Mutterlegierungen hergestellt wurden. Danach wurden durch die Verwendung der hergestellten Mutterlegierungen Bänder, die jeweils Dicken von 20 &mgr;m aufweisen, durch Verwendung des Verfahrens mit einer Einzelwalze hergestellt.

Jedes der 20 &mgr;m-Bänder wurde zu einem gewickelten Magnetkern geformt, wobei davon überlappende Bereiche bondiert wurden und durch ein dazwischen eingefügtes Silikonharz isoliert waren, dann wurden die anfänglichen Permeabilitäten bei 1 kHz mittels eines Impendanz-Analysators gemessen. In diesem Fall wurden die jeweiligen Proben jeweils in einer Ar-Atmosphäre 5 Minuten bei Raumtemperatur, bei 250°C, bei 300°C bei 400°C, bei 450°C, 500°C und 550°C wärmebehandelt.

Die Legierungszusammensetzungen der Beispiele 139 und 140 dieser Erfindung zeigen wie in Tabelle 20 gezeigt jeweils hervorragende weichmagnetische Eigenschaften, wenn sie in einem Temperatur-Bereich von der Curie-Temperatur oder höher bis zur Kristallisations-Temperatur oder weniger wärmebehandelt werden. Die weichmagnetischen Eigenschaften werden rasch bei der Kristallisations-Temperatur oder höher verschlechtert.

Wie oben beschrieben, wird der Hochfrequenz-Magnetkern dieser Erfindung bei geringen Kosten unter Verwendung eines amorphen weichmagnetischen Metallmaterials mit einer hohen magnetischen Sättigungs-Flussdichte und einem hohen spezifischen Widerstand erhalten. Ferner ist ein Induktions-Bauteil, das durch Anbringen einer Spule an diesen Hochfrequenz-Magnetkern gebildet ist, hervorragend bezüglich der magnetischen Eigenschaften in einem Hochfrequenz-Band, was es herkömmlicherweise nicht gab. Dementsprechend ist es möglich, bei geringen Kosten einen Hochleistungs-Pressmassenkern hoher Permeabilität herzustellen, was es herkömmlicherweise nicht gab. Der Hochfrequenz-Magnetkern dieser Erfindung ist für die Anwendung in Stromversorgungs-Komponenten wie Drosselspulen und Transformatoren verschiedener elektronischer Bausteine geeignet.

Ein aus einem Pulver feiner Partikelgröße gefertigter Hochfrequenz-Magnetkern dieser Erfindung ermöglicht ferner die Herstellung eines Hochleistungs-Induktionsbauteils für höhere Frequenzen. Der aus dem Pulver feiner Partikelgröße gefertigte Hochfrequenz-Magnetkern ermöglicht ferner die Herstellung eines Induktions-Bauteils, welches bezüglich der Größe kleiner ist, aber auf große Spannungen angepasst ist, durch integrales Zusammenfügen des magnetischen Körpers und einer gewickelten Spule durch Pressformen in einem Zustand, wo die gewickelte Spule im magnetischen Körper enthalten ist. Dementsprechend ist der Hochfrequenz-Magnetkern dieser Erfindung einsetzbar für Induktions-Bauteile von Drosselspulen, Transformatoren und so weiter.