DE112007002939B4

DE112007002939B4 - Amorphe Legierungszusammensetzung

Info

Publication number: DE112007002939B4
Application number: DE112007002939.0T
Authority: DE
Inventors: Akihiro Makino
Original assignee: Murata Manufacturing Co Ltd; Alps Alpine Co Ltd
Current assignee: Aisin Corp
Priority date: 2006-12-04
Filing date: 2007-12-04
Publication date: 2024-04-25
Anticipated expiration: 2027-12-05
Also published as: JP4288687B2; DE112007002939T5; TW200837201A; US20100139814A1; JP4310480B2; CN101595237A; JPWO2008068899A1; US8277579B2; JP2009108415A; TWI434944B; CN101595237B; KR20090091211A; WO2008068899A1

Abstract

Eine amorphe Legierung hat eine spezifische Zusammensetzung aus FeaBbSicPxCuy. Hierbei erfüllen die Werte a-c, x, und y derartige Bedingungen, dass 73 at% ≤ a ≤ 85 at%, 9,65 at% ≤ b ≤ 22 at%, 9,65 at% ≤ b + c ≤ 24,75 at%, 0,25 at% ≤ x ≤ 5 at%, 0 at% ≤ y ≤ 0,35 at%, und 0 ≤ y/x ≤ 0,5 gilt.

Description

TECHNISCHES GEBIET
Die vorliegende Erfindung bezieht sich auf eine amorphe Legierungszusammensetzung, die zum Gebrauch bei einem Trafo, einer Spule oder dergleichen geeignet ist, und insbesondere auf eine auf Fe basierende amorphe Legierungszusammensetzung mit einer weichmagnetischen Eigenschaft.
STAND DER TECHNIK
Bis jetzt wurden auf Fe-Si-B basierende Legierungen als auf Fe basierende amorphe Legierungen für magnetische Kerne in Trafos, Sensoren und dergleichen verwendet. Da jedoch die auf Fe-Si-B basierenden Legierungen eine geringe Fähigkeit zum Bilden einer amorphen Phase aufweisen, können sie nur kontinuierliche Bänder erzeugen, die eine Dicke von ungefähr 20 µm bis ungefähr 30 µm haben. Dementsprechend werden auf Fe-Si-B basierende Legierungen nur für gewickelte Magnetkerne oder für einen mehrlagigen magnetischen Kern verwendet, der durch Aufeinanderstapeln von derartigen Bändern erzeugt wird. Hierbei ist die „Fähigkeit zum Bilden einer amorphen Phase“ ein Indikator, der eine Tendenz einer Legierung angibt, sich in eine amorphe Phase bei einem Kühlprozess nach dem Schmelzen zu transformieren. Wenn eine Legierung eine hohe Fähigkeit zum Bilden einer amorphen Phase hat, wird die Legierung somit nicht kristallisiert, sondern sie wird zu einer amorphen Phase transformiert, ohne dass es einen Bedarf zum schnellen Abkühlen gibt.
Kürzlich wurden Legierungen mit einer hohen Fähigkeit zum Bilden einer amorphen Phase gefunden, wie zum Beispiel auf Fe-Co basierende metallische Glaslegierungen. Jedoch haben derartige Legierungen eine ausgesprochen niedrige magnetische Sättigungsflussdichte.
KURZFASSUNG DER ERFINDUNG
Problem, das durch die Erfindung gelöst wird
Es ist die Aufgabe der vorliegenden Erfindung, eine amorphe Legierungszusammensetzung vorzusehen, die eine hohe magnetische Sättigungsflussdichte aufweist und eine vergrößerte Dicke bereitstellen kann.
Mittel zum Lösen des Problems
Der Erfinder hat eine Vielzahl Legierungszusammensetzungen sorgfältig studiert, um die vorstehend erwähnten Probleme zu lösen, er hat herausgefunden, dass ein Zusatz von P, Cu oder dergleichen zu einer Legierung einschließlich Fe-Si-B zum Beschränken seiner Bestandteile sowohl eine hohe magnetische Sättigungsflussdichte als auch eine hohe Fähigkeit zum Bilden einer amorphen Phase vorsehen kann, und er hat die vorliegende Erfindung vervollständigt.
Gemäß der vorliegenden Erfindung ist eine amorphe Legierungszusammensetzung Fe_aB_bSi_cP_xCu_y vorgesehen, wobei 73 at% ≤ a ≤ 85 at%, 9,65 at% ≤ b ≤ 22 at%, 9,65 at% ≤ b + c ≤ 24,75 at%, 0,25 at% ≤ x ≤ 5 at%, 0 at% ≤ y ≤ 0,35 at%, und 0 ≤ y/x ≤ 0,5. B wird durch C mit mehr als 0 at% bis 2 at% ersetzt
Wirkungen der Erfindung
Gemäß der vorliegenden Erfindung ist es möglich, ein Band in einfacher Weise zu erzeugen, das dicker als ein herkömmliches Band ist. Daher kann eine Verschlechterung der Eigenschaften aufgrund einer Kristallisierung reduziert werden, und eine Ausbeute kann dementsprechend verbessert werden.
Darüber hinaus wird gemäß der vorliegenden Erfindung ein Belegungsverhältnis eines magnetischen Elementes durch Reduzierung der Anzahl der Lagen, der Anzahl der Windungen oder Spalte zwischen den Lagen erhöht. Dementsprechend wird eine effektive magnetische Sättigungsflussdichte vergrößert. Zusätzlich hat eine amorphe Legierungszusammensetzung gemäß der vorliegenden Erfindung einen hohen Fe-Gehalt. Die magnetische Sättigungsflussdichte wird unter diesem Gesichtspunkt ebenfalls erhöht. Wenn eine amorphe Legierungszusammensetzung gemäß der vorliegenden Erfindung für ein magnetisches Teil verwendet wird, das bei einem Trafo, einer Spule, einer Störgrößenvorrichtung, einem Motor oder dergleichen enthalten ist, wird dann eine Miniaturisierung von diesen Vorrichtungen aufgrund einer derartigen erhöhten magnetischen Sättigungsflussdichte erwartet. Außerdem kann eine Erhöhung des Fe-Gehalts, der preiswert ist, Materialkosten reduzieren, was unter dem industriellen Aspekt sehr bedeutsam ist.
Darüber hinaus ermöglicht das Erreichen sowohl einer hohen Fähigkeit zum Bilden einer amorphen Phase als auch einer hohen magnetischen Sättigungsflussdichte ein stabartiges amorphes Element, ein plattenartiges amorphes Element, ein kleines amorphes Element mit einer komplizierten Form und dergleichen, die in großen Stückzahlen preiswert herzustellen sind, was bis jetzt unmöglich war. Dementsprechend erschließt sich ein neuer Markt für amorphes Material in hohen Stückzahlen. Somit wird ein großer Beitrag zur industriellen Entwicklung erwartet.
KURZBESCHREIBUNG DER ZEICHNUNGEN

1 zeigt eine schematische Seitenansicht eines Gerätes zum Erzeugen eines stabartigen Musters durch ein Kupfergießverfahren.
2 zeigt eine graphische Darstellung von Röntgenbeugungsergebnissen eines Querschnitts eines Musters einer amorphen Legierungszusammensetzung gemäß einem Beispiel der vorliegenden Erfindung, wobei das Muster der amorphen Legierungszusammensetzung ein stabartiges Muster aus Fe₇₆Si₉B₁₀P₅ war, das durch ein Kupfergießverfahren hergestellt ist und einen Durchmesser von 2,5 mm hatte.
3 zeigt eine Kopie einer optischen mikroskopischen Fotografie, die einen Querschnitt des Beispiels gemäß der 2 zeigt.
4 zeigt eine graphische Darstellung von Röntgenbeugungsergebnissen einer Fläche eines Musters einer amorphen Legierungszusammensetzung gemäß einem anderen Beispiel der vorliegenden Erfindung, wobei das Muster der amorphen Legierungszusammensetzung ein Band aus Fe_82,9Si₆B₁₀P₁Cu_0,1 war, das durch ein Einfach-Walzen-Flüssigabschreck-Verfahren hergestellt ist und eine Dicke von 30 µm hatte.
5 zeigt eine graphische Darstellung einer DSC-Kurve eines Musters einer amorphen Legierungszusammensetzung gemäß einem anderen Beispiel der vorliegenden Erfindung, als die Temperatur des Musters um 0,67°C/s erhöht wurde, wobei das Muster der amorphen Legierungszusammensetzung ein Band aus Fe₇₆Si₉B₁₀P₅ war und eine Dicke von 20 µm hatte.
6 zeigt eine graphische Darstellung von Wärmebehandlungstemperaturabhängigkeiten von magnetischen Koerzitivkräften hinsichtlich eines Musters einer amorphen Legierungszusammensetzung gemäß einem anderen Beispiel der vorliegenden Erfindung und einem Vergleichsbeispiel in einem herkömmlichen Fall, bei dem das Muster der amorphen Legierungszusammensetzung des gegenwärtigen Beispiels ein Band aus Fe₇₆Si₉B₁₀P₅ mit einer Dicke von 20 µm war und das Vergleichsbeispiel ein Band aus Fe₇₈Si₉B₁₃ mit einer Dicke von 20 µm war.
7 zeigt eine perspektivische Ansicht eines Erscheinungsbilds eines Beispiels eines magnetischen Elements.
8 zeigt eine perspektivische Ansicht eines Erscheinungsbilds eines Beispiels eines magnetischen Elements.

Bezugszeichenliste

1: geschmolzene Legierung
2: kleines Loch
3: Quarzdüse
4: Hochfrequenzspule
5: stabförmiger Guss
6: Kupfergießform

BESTE AUSFÜHRUNGSFORM DER ERFINDUNG
Eine amorphe Legierung gemäß einem bevorzugten Ausführungsbeispiel der vorliegenden Erfindung hatte eine spezifische Zusammensetzung aus Fe_aB_bSi_cP_xCu_y, wobei 73 at% ≤ a ≤ 85 at%, 9,65 at% ≤ b ≤ 22 at%, 9,65 at% ≤ b + c ≤ 24,75 at%, 0,25 ≤ x ≤ 5 at%, 0 at% ≤ y ≤ 0,35 at%, und 0 ≤ y/x ≤ 0,5.
Bei der vorstehend erwähnten spezifischen Zusammensetzung ist das Fe-Element ein wichtiges Element zum Bereitstellen von Magnetismus. Falls das Fe-Element mit weniger als 73 at% vorhanden ist, sind die magnetische Sättigungsflussdichte und die Fähigkeit zum Bilden einer amorphen Phase niedrig. Darüber hinaus verursacht eine Reduzierung des Fe-Gehalts, der preiswert ist, eine Vermehrung der anderen Elemente, die teurer als Fe sind. Somit werden die gesamten Materialkosten erhöht, was unter dem industriellen Standpunkt nicht erwünscht ist. Dementsprechend ist es vorzuziehen, dass das Fe-Element mit 73 at% oder mehr enthalten ist. Falls währenddessen das Fe-Element mehr als 85 at% aufweist, wird die amorphe Phase so instabil, dass die Fähigkeit zum Bilden einer amorphen Phase und der weichmagnetischen Eigenschaft verringert sind. Dementsprechend ist es vorzusehen, dass das Fe-Element mit 85 at% oder weniger enthalten ist.
Bei der vorstehend erwähnten spezifischen Zusammensetzung ist das B-Element ein wichtiges Element zum Bilden einer amorphen Phase. Falls das B-Element weniger als 9,65 at% oder mehr als 22 at% aufweist, ist die Fähigkeit zum Bilden einer amorphen Phase verringert. Dementsprechend ist es vorzuziehen, dass das B-Element in einem Bereich von 9,65 at% bis 22 at% enthalten ist.
Bei der vorstehend erwähnten spezifischen Zusammensetzung ist das Si-Element ein Element zum Bilden einer amorphen Phase. Falls die Summe des Si-Elements und des B-Elements geringer als 9,65 at% ist, ist die Fähigkeit zum Bilden einer amorphen Phase verringert, da es der Legierung an ausreichenden Elementen zum Bilden einer amorphen Phase mangelt. Falls währenddessen die Summe des Si-Elements und des B-Elements mehr als 24,75 at% beträgt, ist die Fähigkeit zum Bilden einer amorphen Phase abgesenkt, da die Legierung überschüssige Elemente zum Bilden einer amorphen Phase enthält. Da darüber hinaus der Fe-Gehalt relativ reduziert ist, wird die magnetische Sättigungsflussdichte abgesenkt. Dementsprechend ist die Summe des Si-Elements und des B-Elements vorzugsweise in einem Bereich von 9,65 at% bis 24,75 at%. Außerdem ist es vorzuziehen, dass das Si-Element mit 0,35 at% oder mehr angesichts einer Versprödung enthalten ist. Anders gesagt ist es vorzuziehen, die Bedingung 0,35 at% ≤ c in der vorstehend erwähnten spezifischen Zusammensetzung zu erfüllen.
Bei der vorstehend erwähnten spezifischen Zusammensetzung ist das P-Element ein Element zum Bilden einer amorphen Phase. Falls das P-Element weniger als 0,25 at% aufweist, kann keine ausreichende Fähigkeit zum Bilden einer amorphen Phase erhalten werden. Falls das P-Element mehr als 5 at% aufweist, wird eine Versprödung induziert, und der Curie-Punkt, die thermische Stabilität, die Fähigkeit zum Bilden einer amorphen Phase und die weichmagnetischen Eigenschaften sind verringert. Dementsprechend ist es vorzuziehen, dass das P-Element in einem Bereich von 0,25 at% bis 5 at% enthalten ist.
Bei der vorstehend erwähnten spezifischen Zusammensetzung ist das Cu-Element ein Element zum Bilden einer amorphen Phase. Falls das Cu-Element mehr als 0,35 at% aufweist, wird eine Versprödung induziert, und die thermische Stabilität und die Fähigkeit zum Bilden einer amorphen Phase sind verringert. Dementsprechend ist es vorzuziehen, dass das Cu-Element mit 0,35 at% oder weniger enthalten ist.
Zusätzlich sollte das Cu-Element zusammen mit dem P-Element hinzugefügt werden. Falls das Verhältnis des Cu-Elements und des P-Elements, d.h. Cu-Gehalt/P-Gehalt (y/x) mehr als 0,5 beträgt, ist der Cu-Gehalt bezüglich des P-Gehalts übermäßig, so dass die Fähigkeit zum Bilden einer amorphen Phase und die weichmagnetischen Eigenschaften verringert sind. Dementsprechend beträgt Cu-Gehalt/P-Gehalt (y/x) vorzugsweise 0,5 oder weniger.
Falls die magnetische Sättigungsflussdichte zumindest 1,30 T betragen muss und die Fähigkeit zum Bilden einer amorphen Phase zum Ausbilden eines dicken Bandes, eines stabartigen Elementes, eines plattenartigen Elementes oder eine Elementes erforderlich ist, das eine komplizierte Form hat, ist es dann vorzuziehen, die folgenden Bereiche bei der vorstehend erwähnten spezifischen Zusammensetzung zu verwenden: das Fe-Element: 73 at% bis 79 at%, das B-Element 9,65 at% bis 16 at%; die Summe des B-Elements und des Si-Elements: 16 at% bis 23 at%; das P-Element: 1 at% bis 5 at%; und das Cu-Element 0 at% bis 0,35 at%. Insbesondere ist es weiter bevorzugt, dass das Fe-Element in einem Bereich von 75 at% bis 79 at% enthalten ist, da es möglich ist, eine gute Fähigkeit zum Bilden einer amorphen Phase und einer magnetischen Sättigungsflussdichte von mindestens 1,5 T zu erhalten.
Falls währenddessen die Fähigkeit zum Bilden einer amorphen Phase erforderlich ist, um die Herstellung eines Bandes zu erleichtern, und falls eine hohe magnetische Sättigungsflussdichte von mindestens 1,55 T erforderlich ist, ist es dann vorzuziehen, einen hohen Fe-Zusammensetzungsbereich zu übernehmen: Das Fe-Element: 79 at% bis 85 at%; das B-Element: 9,65 at% bis 15 at%; die Summe des B-Elements und des Si-Elements: 12 at% bis 20 at%; das P-Element: 0,25 at% bis 4 at%; und das Cu-Element: 0,01 at% bis 0,35 at%.
Es wird ein Teil des B-Elements durch das C-Element ersetzt. Falls jedoch die ersetzte Menge des B-Elements mit dem C-Element 2 at% überschreitet, wird dann die Fähigkeit zum Bilden einer amorphen Phase verringert. Dementsprechend ist die ersetzte Menge des B-Elements durch das C-Element 2 at% oder weniger.
Bei der vorstehend erwähnten spezifischen Zusammensetzung kann darüber hinaus ein Teil des Fe mit zumindest einem Element ersetzt werden, das aus der Gruppe ausgewählt wird, die aus Co und Ni besteht. Das Ersetzen des Fe-Elements durch das Co- und/oder Ni-Element ist dahingehend vorteilhaft, dass die weichmagnetischen Eigenschaften durch Reduzieren der Magnetostriktion verbessert werden kann, ohne dass die Fähigkeit zum Bilden einer amorphen Phase verringert wird. Falls jedoch die ersetzte Menge des Fe-Elements durch das Co- und/oder Ni-Element 30 at% überschreitet, wird dann die magnetische Sättigungsflussdichte unterhalb 1,30 T beträchtlich abgesenkt, der ein wichtiger Wert in der Praxis ist. Dementsprechend ist die ersetzte Menge des Fe-Elements durch das Co- und/oder Ni-Element vorzugsweise 30 at% oder weniger.
Bei der vorstehend erwähnten spezifischen Zusammensetzung kann darüber hinaus ein Teil des Fe mit zumindest einem Element ersetzt werden, das aus der Gruppe ausgewählt wird, die aus V, Ti, Mn, Sn, Zn, Y, Zr, Hf, Nb, Ta, Mo, W und Seltenerdelementen besteht. Die Seltenerdelemente beinhalten La, Ce, Pr, Nd, Pm, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb und Lu. Das Ersetzen eines Teils des Fe durch ein Metall wie zum Beispiel V, Ti, Mn, Sn, Zn, Y, Zr, F, Nb, Ta, Mo, W oder Seltenerdelementen ist dahingehend vorteilhaft, dass die Fähigkeit zum Bilden einer amorphen Phase verbessert werden kann. Jedoch verursacht ein übermäßiges Ersetzen wie zum Beispiel ein Ersetzen von Fe, das 3 at% überschreitet, eine Reduzierung des Fe-Gehaltes und eine Dilution eines magnetischen Momentes in der amorphen Legierung aufgrund von freien Elektronen der metallischen Elemente außer den magnetischen Elementen, so dass die magnetisch Sättigungsflussdichte beträchtlich verringert wird. Dementsprechend beträgt die ersetzte Menge des Fe durch das metallische Element vorzugsweise 3 at% oder weniger. Die vorliegende Erfindung schließt eine Zugabe von anderen metallischen Komponenten zum Zwecke einer Verbesserung der praktisch geforderten Eigenschaften nicht aus, wie zum Beispiel die Korrosionsbeständigkeit oder die thermische Stabilität. In ähnlicher Weise schließt die vorliegende Erfindung eine Zugabe von unvermeidlichen Unreinheiten nicht aus, die aus den Rohmaterialien, einem Tiegel und dergleichen stammen.
Wenn eine amorphe Legierung die vorstehend erwähnte Zusammensetzung hat, ist die Fähigkeit zum Bilden einer amorphen Phase so verbessert, dass die amorphe Legierung eine Vielfalt an Formen und Größen haben kann, was bis jetzt schwierig war. Innerhalb des Bereiches der vorstehend erwähnten Zusammensetzung ist es zum Beispiel möglich, eine bandförmige amorphe Legierungszusammensetzung mit einer Dicke in einem Bereich von 30 µm bis 300 m, eine plattenartige amorphe Legierungszusammensetzung mit einer Dicke von mindestens 0,5 mm, eine stabartige amorphe Legierungszusammensetzung mit einem Außendurchmesser von mindestens 1 mm oder eine amorphe Legierungszusammensetzung mit einer vorbestimmten Form einschließlich eines plattenartigen Abschnitts oder eine stabartigen Abschnitts mit einer Dicke von mindestens 1 mm zu erzeugen.
Wie dies vorstehend beschrieben ist, hat eine amorphe Legierung mit weichmagnetischen Eigenschaften gemäß einem Ausführungsbeispiel der vorliegenden Erfindung Merkmale in der Abstimmung einer Zusammensetzung der Legierung und der Verwendung der Legierung für ein Band, ein stabartiges Element, ein plattenartiges Element oder ein Element mit einer komplizierten Form. Ein herkömmliches Gerät kann zum Erzeugen einer derartigen amorphen Legierung mit weichmagnetischen Eigenschaften verwendet werden.
Zum Beispiel kann hochfrequentes Induktionserwärmungsschmelzen, Strahlschmelzen oder dergleichen zum Schmelzen einer Legierung verwendet werden. Es ist vorzuziehen, das Schmelzen in einer Schutzgasatmosphäre durchzuführen, um den Einfluss einer Oxidation zu beseitigen. Nichtsdestotrotz kann ein ausreichendes Schmelzen durchgeführt werden, in dem lediglich ein Schutzgas oder ein Reduktionsgas beim hochfrequenten Induktionserwärmen strömt.
Verfahren zum Herstellen eines Bands oder eines plattenartigen Elements beinhalten ein Einfach-Walzen-Flüssigabschreck-Verfahren, ein Zweifach-Walzen-Flüssigabschreck-Verfahren und dergleichen. Die Dicke eines Bandes oder eines plattenartigen Elementes kann dadurch eingestellt werden, dass eine Drehzahl der Walzen, die Menge der zugeführten Flüssigkeit, ein Spalt zwischen den Walzen und dergleichen gesteuert werden. Darüber hinaus kann die Breite eines Bandes dadurch eingestellt werden, dass die Form einer Flüssigkeitsrinne in einer Quarzdüse oder dergleichen eingestellt wird. Während dessen beinhalten Verfahren zum Herstellen eines stabartigen Elementes, eines kleinen Elementes mit einer komplizierten Form oder dergleichen ein Kupfergießverfahren, ein Spritzgießverfahren und dergleichen. Durch Einstellen der Form der Gießform ist es möglich, Elemente mit verschiedenen Formen und hoher Festigkeit sowie ausgezeichneten weichmagnetischen Eigenschaften herzustellen, die charakteristisch für eine amorphe Legierung sind. Jedoch ist die vorliegende Erfindung nicht auf jene Verfahren beschränkt. Die amorphe Legierung kann durch andere Herstellungsverfahren hergestellt werden. Die 1 zeigt eine schematische Seitenansicht einer Konfiguration eines Kupfergießgerätes, das zum Herstellen eines stabartigen Teils oder eines kleinen Teils mit einer komplizierten Form verwendet wird. Eine Masterlegierung 1 mit einer vorbestimmten Zusammensetzung wird in eine Quarzdüse 3 mit einem kleinen Loch 2 eingesetzt, das sich an deren Ende befindet. Die Quarzdüse 3 wird direkt über einer Kupfergießform 6 mit einem Loch 5 als ein Gießraum platziert, das einen Durchmesser von 1 mm bis 4 mm und eine Länge von 15 mm hat. Ein Erwärmungsschmelzen wird durch eine Hochfrequenzgeneratorspule 4 durchgeführt, und dann wird das geschmolzene Metall 1 in der Quarzdüse 3 aus dem kleinen Loch 2 in der Quarzdüse 3 durch mit Druck beaufschlagtes Argongas heraus gegossen und in das Loch der Kupfergießform 6 hinein gegossen. Das Metall wird in diesem Zustand belassen und verfestigt sich. Somit wird ein stabartiges Muster hergestellt.
Das vorstehend erwähnte Band kann als ein magnetisches Teil zum Beispiel in der Gestalt eines gewickelten magnetischen Kernes oder eines mehrlagigen magnetischen Kernes verwendet werden. Zusätzlich deckt die vorstehend erwähnte spezifische Zusammensetzung Zusammensetzungen mit einem unterkühlten flüssigen Bereich ab. Die Ausbildung unter Verwendung einer viskosen Strömung kann bei einem Muster mit einer Temperatur nahe dem unterkühlten flüssigen Bereich durchgeführt werden, der die Kristallisationstemperatur nicht überschreitet, was später beschrieben wird.
Gemäß der vorliegenden Erfindung wird eine amorphe Legierungszusammensetzung hinsichtlich der Kristallstruktur durch ein Röntgenbeugungsverfahren analysiert. Wenn das Ergebnis keine aus Kristallen resultierenden starken Spitze zeigt und ein „Halo-Muster“ zeigt, dann wird die amorphe Legierungszusammensetzung so definiert, dass sie eine „amorphe Phase“ hat. Wenn das Ergebnis eine starke kristalline Spitze zeigt, wird die amorphe Legierungszusammensetzung so definiert, dass sie eine „kristalline Phase“ hat. Auf diese Art und Weise wird die Fähigkeit zum Ausbilden einer amorphen Phase ausgewertet. Eine amorphe Legierung ist eine Legierung, die mit zufälligen atomaren Anordnungen ohne Kristallisation zur Zeit eines Kühlens nach dem Gießen der Flüssigkeit verfestigt ist, und sie erfordert eine Kühlrate über einem gewissen Wert, der zu der Legierungszusammensetzung passt. Darüber hinaus wird eine Kühlrate aufgrund eines Einflusses der Wärmekapazität und der Wärmeleitung abgesenkt, wenn eine Legierungszusammensetzung dicker wird. Daher kann die Dicke oder der Durchmesser einer Legierungszusammensetzung auch zur Auswertung verwendet werden. Hierbei wird das letztere Auswertverfahren verwendet. Insbesondere wird die Fähigkeit zum Ausbilden einer amorphen Phase ausgewertet, während die maximale Dicke eines Bandes, mit der eine amorphe einzige Phase durch ein Walz-Flüssigabschreck-Verfahren erhalten werden kann, als eine maximale Dicke definiert wird, mit der eine amorphe Phase erhalten werden kann (t_max), und der maximale Durchmesser eines stabartigen Elementes, mit dem eine amorphe einzige Phase durch ein Kupfergießverfahren erhalten werden kann, wird als ein maximaler Durchmesser definiert, mit dem eine amorphe Phase erhalten werden kann (d_max). Eine amorphe Legierungszusammensetzung mit einem maximalen Durchmesser d_max, der größer als 1 mm ist, hat eine ausgezeichnete Fähigkeit zum Bilden einer amorphen Phase, so dass ein kontinuierliches Band mit zumindest 30 µm auch durch ein Einfach-Walzen-Flüssigabschreck-Verfahren in einfacher Weise hergestellt werden kann. Falls das Muster eine stabartige Form hat, wird der Querschnitt des Musters durch ein Röntgenbeugungsverfahren ausgewertet. Falls das Muster eine Bandform hat, wird eine Fläche, die mit Kupferwalzen zur Zeit eines Abschreckens nicht in Kontakt ist, bei dem eine Kühlrate am niedrigsten ist, durch ein Röntgenbeugungsverfahren ausgewertet. Die 2 zeigt ein Röntgenbeugungsprofil eines Querschnitts eines Musters einer amorphen Legierungszusammensetzung in einem Beispiel der vorliegenden Erfindung. Hierbei war das Muster der amorphen Legierungszusammensetzung ein stabartiges Muster aus of Fe₇₆Si₉B₁₀P₅, welches durch ein Kupfergießverfahren hergestellt wurde, und es hatte einen Durchmesser von 2,5 mm und eine Länge von 15 mm. Wie dies in der 2 gezeigt ist, zeigte das stabartige Muster aus Fe₇₆Si₉B₁₀P₅ keine starke Spitze, die aus Kristallen resultiert, und es zeigte nur ein breites Halo-Muster. Somit kann erkannt werden, dass das Muster eine amorphe einzige Phase hat. Die 3 zeigt einen Querschnitt von diesem stabartigen Muster, wobei es durch ein optisches Mikroskop betrachtet wurde. Wie dies in der 3 gezeigt ist, kann erkannt werden, dass eine Textur einer amorphen einzigen Phase keine kristallinen Körner hatte. Die 4 zeigt ein Röntgenbeugungsprofil einer Fläche eines Musters einer amorphen Legierungszusammensetzung gemäß einem anderen Beispiel der vorliegenden Erfindung. Hierbei war das Muster der amorphen Legierungszusammensetzung ein Band aus Fe_82,9Si₆B₁₀P₁Cu_0,1, das durch ein Einfach-Walzen-Flüssigabschreck-Verfahren hergestellt wurde und eine Dicke von 30 µm hatte. Wie dies in der 4 gezeigt ist, zeigte das Bandmuster aus Fe_82,9Si₆B₁₀P₁Cu_0,1 keine starke Spitze, die aus Kristallen resultiert, und es zeigte lediglich ein breites Halo-Muster. Somit kann erkannt werden, dass das Muster eine amorphe einzige Phase hatte.
Wenn die Temperatur einer amorphen Legierungszusammensetzung mit der vorstehend erwähnten spezifischen Zusammensetzung innerhalb einer Schutzgasatmosphäre wie zum Beispiel Ar erhöht wird, tritt dann ein exothermes Phänomen, welches aus Kristallisation der Zusammensetzung resultiert, im Allgemeinen bei ungefähr 500°C bis 600°C auf. Darüber hinaus kann in Abhängigkeit der Zusammensetzung ein endothermisches Phänomen, das aus einem Glasübergang resultiert, bei einer Temperatur unter einer Kristallisationstemperatur auftreten. Hierbei wird eine Temperatur, bei der ein Kristallisationsphänomen beginnt, als eine Kristallisationstemperatur (Tx) definiert, und eine Temperatur, bei der ein Glasübergang beginnt, wird als eine Glasübergangstemperatur (Tg) definiert. Darüber hinaus wird ein Temperaturbereich zwischen der Kristallisationstemperatur Tx und der Glasübergangstemperatur Tg als ein unterkühlter Flüssigkeitsbereich definiert (ΔTx: ΔTx = Tx - Tg). Die Glasübergangstemperatur und die Kristallisationstemperatur können durch thermische Analysen mit einer Temperaturerhöhungsrate von 0,67°C/s durch ein „Differential-Scanning-Calorimetrie-Gerät“ (DSC) ausgewertet werden. Die 5 zeigt ein DSC-Messergebnis in einem Fall, bei dem ein Muster einer amorphen Legierungszusammensetzung gemäß einem anderen Beispiel der vorliegenden Erfindung eine Temperaturerhöhungsrate von 0,67°C/s hatte. Hierbei war das Muster der amorphen Legierungszusammensetzung ein Band aus Fe₇₆Si₉B₁₀P₅, das durch ein Einfach-Walzen-Flüssigabschreck-Verfahren hergestellt wurde und eine Dicke von 20 µm hatte. Wie dies in der 5 gezeigt ist, erscheinte im Falle des Musters mit einer Zusammensetzung aus Fe₇₆Si₉B₁₀P₅ eine endotherme Spitze, die als ein unterkühlter Flüssigbereich bezeichnet wird, bei einer Temperatur, die niedriger ist als eine exotherme Spitze, die aus Kristallisation resultiert. Ein Element einer amorphen einzigen Phase mit derselben Zusammensetzung zeigt im Wesentlichen dieselben DSC-Messergebnisse, wie sie vorstehend beschrieben sind, und zwar ungeachtet von dessen Form wie zum Beispiel ein Band oder ein stabartiges Element. Wie dies aus dem Stand der Technik allgemein bekannt ist, hat ein unterkühlter Flüssigbereich eine Beziehung hinsichtlich der Stabilisierung einer amorphen Struktur. Die Fähigkeit zum Bilden einer amorphen Phase wird umso größer, je breiter der unterkühlte Flüssigbereich ist.
Bei einem amorphen Band, stabartigen Element oder plattenartigen Element gemäß dem gegenwärtigen Ausführungsbeispiel kann eine Wärmebehandlung eine innere Spannung reduzieren, die während des Kühlens oder Ausbildens aufgebracht wird, und sie kann die weichmagnetischen Eigenschaften wie zum Beispiel Hc und eine magnetische Permeabilität verbessern. Die Wärmebehandlung kann innerhalb eines Temperaturbereiches durchgeführt werden, der die Kristallisationstemperatur Tx nicht überschreitet. Von den amorphen Legierungszusammensetzungen mit der vorstehend erwähnten spezifischen Zusammensetzung kann eine amorphe Legierung mit einem unterkühlten Flüssigbereich eine innere Spannung durch eine Wärmebehandlung nahezu vollständig beseitigen, die etwa bei der Glasübergangstemperatur Tg für eine kurze Zeitperiode von ungefähr 3 Minuten bis ungefähr 30 Minuten durchgeführt wird, und sie kann somit sehr gute weichmagnetische Eigenschaften erzielen. Darüber hinaus kann die Wärmebehandlung bei einer niedrigen Temperatur durchgeführt werden, wobei dann eine Zeitperiode der Wärmebehandlung verlängert wird. Die Wärmebehandlung gemäß dem gegenwärtigen Ausführungsbeispiel wird in einem Schutzgas wie zum Beispiel N₂ oder Ar oder in einem Vakuum durchgeführt. Jedoch ist die vorliegende Erfindung nicht auf dieses Beispiel beschränkt, und die Wärmebehandlung kann in anderen geeigneten Atmosphären durchgeführt werden. Zusätzlich kann die Wärmebehandlung in einem statischen magnetischen Feld, in einem rotierenden magnetischen Feld oder bei aufgebrachter mechanischer Spannung durchgeführt werden. Die 6 zeigt Wärmebehandlungstemperaturabhängigkeiten der magnetischen Koerzitivkraft (Hc) bezüglich eines Musters einer amorphen Legierungszusammensetzung bei einem anderen Beispiel der vorliegenden Erfindung und bei einem Vergleichsbeispiel in einem herkömmlichen Fall. Hierbei war das Muster der amorphen Legierungszusammensetzung ein Band aus Fe₇₆Si₉B₁₀P₅, das durch ein Einfach-Walzen-Flüssigabschreck-Verfahren so hergestellt wurde, dass es eine Dicke von 20 µm hatte. Das Vergleichsbeispiel war ein Band aus Fe₇₈Si₉B₁₃, das durch ein Einfach-Walzen-Flüssigabschreck-Verfahren so hergestellt wurde, dass es eine Dicke von 20 µm hatte. Die magnetische Koerzitivkraft Hc wurde durch einen Gleichstrom-BH-Fühler ausgewertet. Darüber hinaus wurde eine Wärmebehandlung innerhalb einer Ar-Atmosphäre für die jeweilige Temperatur bei der Fe₇₆Si₉B₁₀P₅-Zusammensetzung für 5 Minuten und bei der Fe₇₈Si₉B₁₃-Zusammensetzung für 30 Minuten durchgeführt. Die bei dem Muster der Fe₇₆Si₉B₁₀P₅-Zusammensetzung durchgeführte Wärmebehandlung verringerte bei dem Beispiel stark die magnetische Koerzitivkraft Hc, und zwar besonders bei Temperaturen, die niedriger als die Glasübergangstemperatur Tg waren. Im Gegensatz zu dem Beispiel zeigte das Vergleichsbeispiel magnetische Koerzitivkräfte Hc von ungefähr 10 A/m, auch wenn es der Wärmebehandlung ausgesetzt wurde.
Ein Ausführungsbeispiel der vorliegenden Erfindung wird unter Bezugnahme auf die verschiedenen Beispiele nachfolgend im einzelnen beschrieben.
(Referenz-Beispiele 1-14 und Vergleichsbeispiele 1-5)

Materialien aus Fe, Si, B, Fe₇₅P₂₅ und Cu wurden jeweils so gewichtet, dass Legierungszusammensetzungen der Referenz-Beispiele 1-14 und Vergleichsbeispiele 1-5 vorgesehen wurden, wie sie in der nachfolgenden Tabelle 1 aufgelistet sind, und sie wurden in einen Aluminiumoxidtiegel gesetzt. Der Tiegel wurde in eine Vakuumkammer eines Hochfrequenzinduktionserwärmungsgerätes platziert, welches evakuiert wurde. Dann wurden die Materialien innerhalb einer Ar-Atmosphäre mit reduziertem Druck durch eine Hochfrequenzinduktionserwärmung geschmolzen, um Masterlegierungen zu erzeugen. Die Masterlegierungen wurden durch ein Einfach-Walzen-Flüssigabschreck-Verfahren so verarbeitet, dass kontinuierliche Bänder mit verschiedenen Dicken, einer Breite von ungefähr 3 mm und einer Länge von ungefähr 5 m erzeugt wurden. Die maximale Dicke t_max wurde für jedes Band durch Auswerten mit einem Röntgenbeugungsverfahren an einer Fläche des Bandes gemessen, die nicht mit Kupferwalzen zur Zeit eines Abschreckens in Kontakt ist, bei dem eine Kühlrate des Bandes am niedrigsten war. Eine Erhöhung der maximalen Dicke t_max bedeutet, dass eine amorphe Struktur mit einer niedrigen Kühlrate erhalten werden kann, und dass die amorphe Struktur eine hohe Fähigkeit zum Bilden einer amorphen Phase hat. Darüber hinaus wurden für Bänder einer vollständigen amorphen einzigen Phase mit einer Dicke von 20 µm die magnetische Sättigungsflussdichte (Bs) durch ein Schwingungsmustermagnetometer (Vibrating-Sample-Magnetometer VSM) ausgewertet, und die magnetische Koerzitivkraft Hc wurde durch einen Gleichstrom-BH-Fühler ausgewertet. Die Wärmebehandlung wurde innerhalb einer Ar-Atmosphäre durchgeführt. Eine Wärmebehandlung wurde bei den Zusammensetzungen mit einem Glasübergang unter Bedingungen einer Temperatur von 30°C durchgeführt, die kleiner war als die Glasübergangstemperatur Tg, und zwar für eine Zeitperiode von 5 Minuten. Eine Wärmebehandlung wurde bei den Zusammensetzungen ohne Glasübergang bei Bedingungen von 400°C für eine Zeitperiode von 30 Minuten durchgeführt. Die Tabelle 1 zeigt die Messergebnisse der magnetischen Sättigungsflussdichte Bs, die magnetische Koerzitivkraft Hc, die maximale Dicke t_max und die Bandbreite der amorphen Legierungen mit Zusammensetzungen gemäß den Referenz-Beispielen 1-14 und gemäß den Vergleichsbeispielen 1-5. Tabelle 1

	Legierungszusammensetzung (at%)	Bs (T)	Hc (A/m)	t_max (PM)	Bandbreite (mm)
Vergleichsbeispiel 1	Fe₇₉Si₃B₂₂P₅	1.28	12	30	3.1
Vergleichsbeispiel 2	Fe₇₁Si₁₁B₁₃P₅	1.29	9.5	60	3.1
Referenz-Beispiel 1	Fe₇₃Si₁₀B₁₂P₅	1.42	2.4	100	2.7
Referenz-Beispiel 2	Fe₇₅Si₄B₁₆P₅	1.50	0.9	150	3.8
Referenz-Beispiel 3	Fe₇₆Si₉B₁₄P₁	1.53	1.8	60	3.3
Referenz-Beispiel 4	Fe₇₆Si₉B₁₂P₃	1.51	1.0	170	3.2
Referenz-Beispiel 5	Fe₇₆Si₉B₁₀P₅	1.51	0.8	240	3.2
Referenz-Beispiel 6	Fe_75,95Si₉B₁₀P₅Cu_0,05	1.51	0.9	250	3.4
Referenz-Beispiel 7	Fe_75,7Si₉B₁₀P₅Cu_0,3	1.50	3.1	200	3.0
Referenz-Beispiel 8	Fe_76,9Si₉B₁₀P₄Cu_0,1	1.53	0.8	230	3.2
Referenz-Beispiel 9	Fe_77,9Si₈B₁₀P₄C_0,1	1.56	1.2	180	3.0
Referenz-Beispiel 10	Fe₇₈Si₇B₁₀P₅	1.55	0.9	165	3.0
Referenz-Beispiel 11	Fe_78,9Si_6,35B_9.65P₅Cu 0.1	1.56	1.6	130	2.9
Referenz-Beispiel 12	Fe₇₃Si₄B₂₀P₃	1.44	3.0	65	2.9
Referenz-Beispiel 13	Fe₇₃Si₂B₂₂P₃	1.40	7.2	45	3.3
Vergleichsbeispiel 3	Fe₇₃Si₀B₂₄P₃	1.41	14	20	3.1
Referenz-	Fe₇₃Si₅B_19,75P₂Cu_0,25	1.40	6	65	2.9
Beispiel 14
Vergleichsbeispiel 4	Fe₇₃Si₁B_24,75P₁Cu_0,25	1.43	12	25	3.2
Vergleichsbeispiel 5	Fe₇₈Si₉B₁₃	1.55	9	37	3.1

Wie dies in der Tabelle 1 gezeigt ist, hatte jede der amorphen Legierungszusammensetzungen der Referenz-Beispiele 1-14 eine magnetische Sättigungsflussdichte Bs von mindestens 1,30 T und eine höhere Fähigkeit zum Bilden einer amorphen Phase im Vergleich mit dem Vergleichsbeispiel 5, das eine herkömmliche amorphe Zusammensetzung ist, die aus Fe-, Si- und B-Elementen gebildet ist, und es hatte eine maximale Dicke t_max von mindestens 40 µm. Darüber hinaus zeigten die amorphen Legierungszusammensetzungen der Beispiele 1-14 eine sehr kleine magnetische Koerzitivkraft Hc, die nicht größer als 9 A/m war.
Von den in der Tabelle 1 aufgelisteten Zusammensetzungen entsprechen die Zusammensetzungen der Referenz-Beispiele 1-11 und der Vergleichsbeispiele 1 und 2 jenen Fällen, bei denen der Wert a des Fe-Gehaltes in Fe_aB_bSi_cP_xCu_y von 70 at% zu 78,9 at% geändert wird. Die Fälle der Referenz-Beispiele 1-11 erfüllen alle Bedingungen von Bs ≥ 1,30 T, t_max ≥ 40 um, und Hc ≤ 9 A/m. In diesen Fällen definiert ein Bereich 73 ≤ a einen Bedingungsbereich für den Parameter a in der vorliegenden Erfindung. Darüber hinaus übt der Fe-Gehalt einen größeren Einfluss auf die magnetische Sättigungsflussdichte Bs aus, wie dies in den Referenz-Beispielen 2-11 erkannt wird. Um eine magnetische Sättigungsflussdichte Bs von mindestens 1,50 T zu erhalten, ist es vorzuziehen, den Fe-Gehalt auf mindestens 75 at% festzulegen. In den Fällen der Vergleichsbeispiele 1 und 2, bei denen a = 70 bzw. 71 gilt, war der Fe-Gehalt eines magnetischen Elementes niedrig, die magnetische Sättigungsflussdichte Bs war niedriger als 1,30 T, und die magnetische Koerzitivkraft Hc überschritt 9 A/m. Darüber hinaus war im Falle des Vergleichsbeispiels 1 die Fähigkeit zum Bilden einer amorphen Phase verringert, und die maximale Dicke t_max betrug weniger als 40 µm. Die Vergleichsbeispiele erfüllten in diesen Punkten ebenso wenig die vorstehend erwähnten Bedingungen.
Von den in der Tabelle 1 aufgelisteten Zusammensetzungen entsprechen die Zusammensetzungen der Referenz-Beispiele 3, 5, 12 und 13 und des Vergleichsbeispiels 3 jenen Fällen, bei denen der Wert b des B-Gehalts in Fe_aB_bSi_cP_xCu_y von 10 at% zu 24 at% geändert wird. Die Fälle der Beispiele 3, 5, 12 und 13 erfüllen alle Bedingungen von Bs ≥ 1,30 T, t_max ≥ 40 um, und Hc ≤ 9 A/m. In diesen Fällen definiert ein Bereich b ≤ 22 einen Bedingungsbereich für den Parameter b bei der vorliegenden Erfindung. Im Falle des Vergleichsbeispiels 3, bei dem b = 24 gilt, war die Fähigkeit zum Bilden einer amorphen Phase verringert, die maximale Dicke t_max betrug weniger als 40 µm, und die magnetische Koerzitivkraft Hc überschritt 9 A/m.
Von den in der Tabelle 1 aufgelisteten Zusammensetzungen entsprechen die Zusammensetzungen der Referenz-Beispiele 10-14 und des Vergleichsbeispiels 4 jenen Fällen, bei denen der Wert b + c der Summe des B-Gehalts und des Si-Gehalts in Fe_aB_bSi_cP_xCu_y von 16 at% zu 27,75 at% geändert wird. Die Fälle der Referenz-Beispiele 10-14 erfüllen alle Bedingungen Bs ≥ 1,30 T, t_max ≥ 40 µm und Hc ≤ 9 A/m. In diesen Fällen definiert ein Bereich b + c ≤ 24,75 einen Bedingungsbereich für den Parameter b + c in der vorliegenden Erfindung. Im Falle des Vergleichsbeispiels 4, bei dem b + c = 25,75 gilt, war die Fähigkeit zum Bilden einer amorphen Phase verringert, die maximale Dicke t_max betrug weniger als 40 µm, und die magnetische Koerzitivkraft Hc überschritt 9 A/m.
(Referenz-Beispiele 15-42 und Vergleichsbeispiele 6-14)

Materialien aus Fe, Si, B, Fe₇₅P₂₅ und Cu wurden jeweils so gewichtet, dass Legierungszusammensetzungen der Referenz-Beispiele 15-24 der vorliegenden Erfindung und der Vergleichsbeispiele 6-14 vorgesehen wurden, die in der nachfolgenden Tabelle 2 aufgelistet sind, und sie wurden in einen Aluminiumoxidtiegel gesetzt. Der Tiegel wurde innerhalb einer Vakuumkammer eines Hochfrequenzinduktionserwärmungsgerätes platziert, welches evakuiert wurde. Dann wurden die Materialien innerhalb einer Ar-Atmosphäre mit reduziertem Druck durch eine Hochfrequenzinduktionserwärmung geschmolzen, um Masterlegierungen zu erzeugen. Die Masterlegierungen wurden durch ein Einfach-Walzen-Flüssigabschreck-Verfahren so erzeugt, dass kontinuierliche Bänder mit verschiedenen Dicken, einer Breite von ungefähr 3 mm und einer Länge von ungefähr 5 m erzeugt wurden. Die maximale Dicke t_max wurde für jedes Band durch Auswerten mit einem Röntgenbeugungsverfahren an einer Fläche des Bandes gemessen, die mit Kupferwalzen zur Zeit des Abschreckens nicht in Kontakt ist, bei dem eine Kühlrates des Bandes am niedrigsten war. Darüber hinaus wurde ein 30-pm-Band auch für jedes Muster ausgebildet und in der gleichen Art und Weise, wie sie vorstehend beschrieben ist, mit einem Röntgenbeugungsverfahren ausgewertet, um zu bestimmen, ob es eine amorphe Phase oder eine kristalline Phase hat. Zusätzlich wurde die magnetische Sättigungsflussdichte Bs für das erzeugte Band gemessen. Die Messung unter Verwendung des VSM wurde bei Mustern nicht durchgeführt, die eine maximale Dicke T_max von weniger als 20 µm hatten und die kein Band mit einer amorphen einzigen Phase ausbilden können, da jene Muster nicht die Eigenschaften einer amorphen Phase wiedergeben. Die Tabelle 2 zeigt die Messergebnisse der magnetischen Sättigungsflussdichte Bs, der maximalen Dicke t_max, der Bandbreite der amorphen Legierungsbänder mit Zusammensetzungen gemäß den Referenz-Beispielen 15-42 der vorliegenden Erfindung und den Vergleichsbeispielen 6-14, und die Röntgenbeugung der 30-µm-Bänder für jene amorphen Legierungen. Tabelle 2

	Legierungszusammensetzung (at%)	Bs (T)	t_max (µm)	Bandbreite (mm)	Röntgenbeugungsergebnisse des 30 um dicken Bandes
Referenz-Beispiel 15	Fe₇₉Si₈B₁₂P_0,9Cu_0,1	1.58	105	3.1	Amorphe Phase
Referenz-Beispiel 16	Fe₈₀Si₈B₁₀P₂	1.60	80	3.3	Amorphe Phase
Referenz-Beispiel 17	Fe₈₀Si₈B_9.7P₂Cu_0,3	1.60	90	3.4	Amorphe Phase
Referenz-Beispiel 18	Fe₈₈Si₇B₁₂P_0,9Cu_0,1	1.61	90	3.3	Amorphe Phase
Vergleichsbeispiel 6	Fe₈₁Si₇B₁₂	1.61	27	3.2	Kristalline Phase
Referenz-Beispiel 19	Fe₈₁Si₇B₁₀P₂	1.62	60	3.3	Amorphe Phase
Referenz-Beispiel 20	Fe_80,9Si₆B₁₁P₂Cu_0,1	1.60	80	3.2	Amorphe Phase
Vergleichsbeispiel 7	Fe₃₁Si_8,9B₁₀Cu_0,1	-	< 20	2.8	Kristalline Phase
Referenz-Beispiel 21	Fe₈₂Si₆B₁₀P₂	1.62	35	3.2	Amorphe Phase
Referenz-Beispiel 22	Fe_81,99Si₆B₁₀P₂Cu_0,01	1.63	50	3.1	Amorphe Phase
Referenz-Beispiel 23	Fe_81,975Si₆B₁₀P₂Cu_0,025	1.63	60	2.7	Amorphe Phase
Referenz-Beispiel 24	Fe_81,9Si₆B₁₀P₂Cu_0,1	1.63	70	3.0	Amorphe Phase
Referenz-Beispiel 25	Fe_81,8Si₆B₁₀P₂Cu_0,2	1.62	70	2.8	Amorphe Phase
Referenz-Beispiel 26	Fe_81,7Si₆B₁₀P₂Cu_0,3	1.63	65	3.1	Amorphe Phase
Referenz-Beispiel 27	Fe_81,65Si₆B₁₀P₂Cu_0,35	1.61	40	2.9	Amorphe Phase
Vergleichsbeispiel 8	Fe_81,5Si₆B₁₀P₂Cu_0,5	1.63	< 20	2.8	Kristalline Phase
Referenz-Beispiel 28	Fe_81,8Si₇B₁₀P₁Cu_0,2	1.62	60	3.1	Amorphe Phase
Referenz-Beispiel 29	Fe_81,8Si_7,6B₁₀P_0.4Cu_0,2	1.62	35	3.0	Amorphe Phase
Vergleichsbeispiel 9	Fe_81,8Si_7,7B₁₀P_0,3Cu_0,2	-	< 20	2.8	Kristalline Phase
Vergleichsbeispiel 10	Fe₈₂Si₈B₁₀	1.62	20	3.3	Kristalline Phase
Vergleichsbeispiel 11	Fe_81,9Si₈B₁₀Cu_0,1	-	< 20	3.3	Kristalline Phase
Referenz-Beispiel 30	Fe₈₁,₉Si₇,₇₅B₁₀P₀,₂₅CU_O, ₁	1.63	35	3.1	Amorphe Phase
Referenz-Beispiel 31	Fe_81,9Si₇B₁₀P₁Cu_0,1	1.62	60	3.2	Amorphe Phase
Referenz-Beispiel 32	Fe_81,9Si₅B₁₀P₃Cu_0,1	1.62	70	3.5	Amorphe Phase
Referenz-Beispiel 33	Fe_81,9Si₄B₁₀P₄Cu_0,1	1.63	55	3.3	Amorphe Phase
Referenz-Beispiel 34	Fe_81,9Si₃B₁₀P₅Cu_0,1	1.61	40	3.2	Amorphe Phase
Vergleichsbeispiel 12	Fe_81,9Si₁B₁₀P₇Cu_0,1	-	< 20	3.2	Amorphe Phase
Referenz-Beispiel 35	Fe_82,9Si₆B₁₀P₁Cu_0,1	1.64	50	3.0	Amorphe Phase
Referenz-Beispiel 36	Fe_82,9Si₂B₁₀P₅Cu_0,1	1.62	45	3.3	Amorphe Phase
Referenz-Beispiel 37	Fe₈₃Si₅B₁₀P₂	1.64	30	3.5	Amorphe Phase
Referenz-Beispiel 38	Fe_83,9Si₅B₁₀P₁Cu_0,1	1.64	40	3.6	Amorphe Phase
Referenz-Beispiel 39	Fe₈₅Si_4,25B_9,65P₁Cu_0,1	1.65	30	3.4	Amorphe Phase
Referenz-Beispiel 40	Fe_84,9Si_2,35B_9,65P₃Cu_0,1	1.65	30	3.4	Amorphe Phase
Referenz-Beispiel 41	Fe_84,9Si_0,33B_9,65P₅Cu_0,1	1.64	30	3.1	Amorphe Phase
Referenz-Beispiel 42	Fe₈₅B_9,65P₅Cu_0,3s	1.65	30	3.1	Amorphe Phase
Vergleichsbeispiel 13	Fe_35,9B₉P₅Cu_0,1	-	< 20	3.2	Kristalline Phase
Vergleichsbeispiel 14	Fe₈₆Si₃B₁₀P_0,9Cu_0,1	-	< 20	3.2	Kristalline Phase

Wie dies in der Tabelle 2 gezeigt ist, hatte jede der amorphen Legierungszusammensetzungen der Referenz-Beispiele 15-42 eine magnetische Sättigungsflussdichte Bs von mindestens 1,55 T, d.h. jene des Vergleichsbeispiels 5, und sie hatte außerdem eine maximale Dicke t_max von mindestens 30 µm, mit der eine Massenproduktion der Bänder praktisch umgesetzt werden kann.
Von den in der Tabelle 2 aufgelisteten Zusammensetzungen entsprechen die Zusammensetzungen der Referenz-Beispiele 15-42 und der Vergleichsbeispiele 13 und 14 jenen Fällen, bei denen der Wert a des Fe-Gehalts in Fe_aB_bSi_cP_xCu_y von 79 at% zu 86 at% geändert wird. Die Fälle der Beispiele 15-42 erfüllen die Bedingungen Bs ≥ 1,55 T und t_max ≥ 30 µm. Daher definiert ein Bereich a ≤ 85 einen Bedingungsbereich für den Parameter a in der vorliegenden Erfindung. Angesichts der Ergebnisse der Beispiele 1-14 und der Vergleichsbeispiele 1-5 in der Tabelle 1 ist der Bedingungsbereich für den Parameter a der vorliegenden Erfindung ein Bereich 73 ≤ a ≤ 85. In den Fällen der Vergleichsbeispiele 13 und 14, bei denen das Fe-Element 85,9 at% bzw. 86 at% betrug, war der Fe-Gehalt derart übermäßig, dass keine amorphe Phase gebildet wurde.
Von den in der Tabelle 2 aufgelisteten Zusammensetzungen entsprechen die Zusammensetzungen der Referenz-Beispiele 38 und 39 und des Vergleichsbeispiels 13 jenen Fällen, bei denen der Wert b des B-Gehalts in Fe_aB_bSi_cP_xCu_y von 9 at% zu 10 at% geändert wird. Die Fälle der Beispiele 38 und 39 erfüllen die Bedingungen von Bs ≥ 1,55 T und t_max ≥ 30 um wie bei jenen Legierungen, die die vorstehend erwähnte spezifische Zusammensetzung hatten. Daher definiert ein Bereich b ≥ 9,65 in jenen Fällen einen Bedingungsbereich für den Parameter b der vorliegenden Erfindung. Angesichts der Ergebnisse der Referenz-Beispiele 1-14 und der Vergleichsbeispiele 1-5 in der Tabelle 1 ist der Bedingungsbereich für den Parameter b in der vorliegenden Erfindung ein Bereich 9,65 ≤ b ≤ 22. Im Falle des Vergleichsbeispiels 13, bei dem b = 9 gilt, wurde keine amorphe Phase gebildet.
Von den in der Tabelle 2 aufgelisteten Zusammensetzungen entsprechen die Zusammensetzungen der Referenz-Beispiele 15 und 38-42 und des Vergleichsbeispiels 13 jenen Fällen, bei denen der Wert b + c der Summe des B-Gehalts und des Si-Gehalts in Fe_aB_b-Si_cP_xCu_y von 9 at% zu 20 at% geändert wird. Die Fälle der Referenz-Beispiele 15 und 38-42 erfüllen Bedingungen von Bs ≥ 1,55 T und t_max ≥ 30 um, da jene Legierungen die vorstehend erwähnte spezifische Zusammensetzung hatten. Daher definiert ein Bereich b + c ≥ 9,65 in jenen Fällen einen Bedingungsbereich für den Parameter b + c der vorliegenden Erfindung. Angesichts der Ergebnisse der Referenz-Beispiele 1-14 und der Vergleichsbeispiele 1-5 in der Tabelle 1 ist der Bedingungsbereich für den Parameter b + c der vorliegenden Erfindung ein Bereich 9,65 ≤ b + c ≤ 24,75. Im Falle des Vergleichsbeispiels 13, bei dem b + c = 9 gilt, wurde keine amorphe Phase gebildet.
Von den in der Tabelle 2 aufgelisteten Zusammensetzungen entsprechen die Zusammensetzungen der Referenz-Beispiele 30-34 und der Vergleichsbeispiele 10-12 jenen Fällen, bei denen der Wert x des P-Gehalts in Fe_aB_bSi_cP_xCu_y von 0 at% zu 7 at% geändert wird. Die Fälle der Beispiele 30-34 erfüllen Bedingungen Bs ≥ 1,55 T und t_max ≥ 30 um, da jene Legierungen die vorstehend erwähnte spezifische Zusammensetzung hatten. Daher definiert ein Bereich 0,25 ≤ x ≤ 5 in jenen Fällen einen Bedingungsbereich für den Parameter x der vorliegenden Erfindung. Im Falle der Vergleichsbeispiele 10-12, bei denen x = 0 oder 7 gilt, wurde keine amorphe Phase gebildet.
Von den in der Tabelle 2 aufgelisteten Zusammensetzungen entsprechen die Zusammensetzungen der Referenz-Beispiele 21-27 und des Vergleichsbeispiels 8 jenen Fällen, bei denen der Wert y des Cu-Gehaltes in Fe_aB_bSi_cP_xCu_y von 0 at% zu 0,5 at% geändert wird. Die Fälle der Beispiele 21-27 erfüllen Bedingungen Bs ≥ 1,55 T und t_max ≥ 30 µm, da jene Legierungen die vorstehend erwähnte spezifische Zusammensetzung hatten. Daher definiert ein Bereich 0 ≤ x ≤ 0,35 in jenen Fällen einen Bedingungsbereich für den Parameter x in der vorliegenden Erfindung. Wie dies darüber hinaus aus den Referenz-Beispielen 22 und 23 erkannt werden kann, ist sogar eine Spur des Cu-Gehaltes zur Fähigkeit zum Bilden einer amorphen Phase sehr wirksam. Somit ist der Cu-Gehalt vorzugsweise zumindest 0,01 at%, weiter bevorzugt zumindest 0,025 at%. Im Falle des Vergleichsbeispiels 8, bei dem y = 0,5 gilt, wurde keine amorphe Phase gebildet.
Von den in der Tabelle 2 aufgelisteten Zusammensetzungen entsprechen die Zusammensetzungen der Referenz-Beispiele 21, 28 und 29 und des Vergleichsbeispiels 9 jenen Fällen, bei denen der Wert y/x, der das Verhältnis von Cu und P in Fe_aB_bSi_cP_xCu_y ist, von 0 zu 0,67 geändert wird. Die Fälle der Referenz-Beispiele 21, 28 und 29 erfüllen Bedingungen Bs ≥ 1,55 T und t_max ≥ 30 um, da jene Legierungen die vorstehend erwähnte spezifische Zusammensetzung hatten. Daher definiert ein Bereich 0 ≤ x ≤ 0,5 in jenen Fällen einen Bedingungsbereich für den Parameter x in der vorliegenden Erfindung. Im Falle des Vergleichsbeispiels 9, bei dem y/x = 0,67 gilt, wurde keine amorphe Phase gebildet.
(Beispiele 43-49 und Vergleichsbeispiele 15 und 16)
Materialien aus Fe, Si, B, Fe₇₅P₂₅, und Cu wurden jeweils so gewichtet, dass Legierungszusammensetzungen der Referenz-Beispiele 43-49 der vorliegenden Erfindung und Vergleichsbeispiele 15 und 16 vorgesehen werden, wie sie in der nachfolgenden Tabelle 3 aufgelistet sind, und sie wurden in einen Aluminiumoxidtiegel gesetzt. Der Tiegel wurde in eine Vakuumkammer eines Hochfrequenzinduktionserwärmungsgerätes platziert, das evakuiert wurde. Dann wurden die Materialien in einer Ar-Atmosphäre mit reduziertem Druck durch Hochfrequenzinduktionserwärmung geschmolzen, um Masterlegierungen zu erzeugen. Die Masterlegierungen wurden durch ein Einfach-Walzen-Flüssigabschreck-Verfahren so verarbeitet, dass kontinuierliche Bänder mit einer Dicke von ungefähr 30 µm, einer Breite von ungefähr 3 mm und einer Länge von ungefähr 5 m erzeugt wurden. Die maximale Dicke t_max wurde für jedes Band durch Auswerten mit einem Röntgenbeugungsverfahren an einer Fläche des Bandes gemessen, die nicht mit Kupferwalzen zur Zeit des Abschreckens in Kontakt ist, bei dem eine Kühlrate des Bandes am niedrigsten wird.

Darüber hinaus wurde die magnetische Sättigungsflussdichte Bs für die erzeugten Bänder gemessen. Die Tabelle 3 zeigt die Auswertungsergebnisse der Röntgenbeugung, der magnetischen Sättigungsflussdichte Bs, der Banddicke und der Adhäsionsbiegung der amorphen Legierungsbänder mit den Zusammensetzungen gemäß den Referenz-Beispielen 43-49 der vorliegenden Erfindung und den Vergleichsbeispielen 15 und 16. Tabelle 3

	Legierungszusammensetzung (at%)	Röntgenbeugungsergebnisse der Bandfläche	Bs (T)	Banddicke (µm)	Adhäsionsbiegbarkeit
Referenz-Beispiel 43	Fe₈₅B_9,65P₅Cu_0,35	Amorphe Phase	1.65	30	Unmöglich
Referenz-Beispiel 44	Fe_84,9Si_0,35B_9,65P₅Cu_0,1	Amorphe Phase	1.64	30	Möglich
Referenz-Beispiel 45	Fe_84,9Si_2,35B_9,65P₃Cu_0,1	Amorphe Phase	1.65	30	Möglich
Referenz-Beispiel 46	Fe_31,9Si₆B₁₀P₂Cu_0,1	Amorphe Phase	1.63	30	Möglich
Referenz-Beispiel 47	Fe₇₉Si₈B₁₂P_0,9Cu_0,1	Amorphe Phase	1.58	30	Möglich
Referenz-Beispiel 48	Fe₇₆Si₉B₁₀P_4,9Cu_0,1	Amorphe Phase	1.51	30	Möglich
Referenz-Beispiel 49	Fe₇₃Si₁₂B₁₀P_4,9Cu_0,1	Amorphe Phase	1.40	30	Möglich
Vergleichsbeispiel 15	Fe₇₁Si₁₄B₁₀P_4,9Cu_0,1	Amorphe Phase	1.28	30	Unmöglich
Vergleichsbeispiel 16	Fe₆₈Si₁₇B₁₀P_4,9Cu_0,1	Amorphe Phase	1.22	30	Unmöglich

Wie dies in der Tabelle 3 gezeigt ist, hatte jede der amorphen Legierungszusammensetzungen der Referenz-Beispiele 43-49 eine magnetische Sättigungsflussdichte Bs von mindestens 1,30 T und außerdem eine maximale Dicke t_max von mindestens 30 µm, mit der eine Massenproduktion der Bänder praktisch umgesetzt werden kann. Darüber hinaus hatte jedes der Vergleichsbeispiele 15 und 16 eine maximale Dicke t_max von mindestens 30 µm, aber eine magnetische Sättigungsflussdichte Bs war niedriger als 1,30. Wenn die Adhäsionsbiegung für die Referenz-Beispiele 43-49 und die Vergleichsbeispiele 15 und 16 ausgewertet wurde, konnte die Adhäsionsbiegung für das Referenz-Beispiel 43 und die Vergleichsbeispiele 15 und 16 nicht erfolgreich durchgeführt werden, was zu einer Versprödung führte. Daher ist es vorzuziehen, dass der Wert b + c, der die Summe des B-Gehaltes und des Si-Gehaltes ist, in einem Bereich von 10 at% bis 22 at% liegt. Außerdem ist es vorzuziehen, dass das Si-Element in einem Bereich von 0,35 at% bis 12 at% enthalten ist.
(Referenz-Beispiele 50-52 und Vergleichsbeispiele 17-20)

Materialien aus Fe, Si, B, Fe₇₅P₂₅, Cu, Nb, Al, Ga, und Fe₈₀C₂₀ wurden jeweils so gewichtet, dass Legierungszusammensetzungen der Referenz-Beispiele 50-52 der vorliegenden Erfindung und der Vergleichsbeispiele 17-20 vorgesehen werden, die in der nachfolgenden Tabelle 4 aufgelistet sind und in einen Aluminiumoxidtiegel gesetzt werden. Der Tiegel wurde in eine Vakuumkammer eines Hochfrequenzinduktionserwärmungsgerätes platziert, das evakuiert wurde. Dann wurden die Materialien in einer Ar-Atmosphäre mit reduziertem Druck durch eine Hochfrequenzinduktionserwärmung geschmolzen, um Masterlegierungen zu erzeugen. Die Masterlegierungen wurden in eine Kupfergießform mit einem zylindrischen Loch gegossen, das einen Durchmesser von 1 mm bis 3 mm hat, und zwar bei einem Kupfergießverfahren, um so stabartige Muster mit verschiedenen Durchmessern und einer Länge von ungefähr 15 mm zu erzeugen. Querschnitte von diesen stabartigen Mustern wurden durch ein Röntgenbeugungsverfahren ausgewertet, um so den maximalen Durchmesser d_max von jenen stabartigen Mustern zu messen. Zusätzlich wurde für die stabartigen Mustern mit einer vollständig amorphen einzigen Phase der unterkühlte Flüssigbereich ΔTx aus der Messung der Glasübergangstemperatur Tg und der Kristallisationstemperatur Tx durch DSC berechnet, und die magnetische Sättigungsflussdichte Bs wurde durch VSM gemessen. Für Legierungen, die kein stabartiges Muster mit einer amorphen einzigen Phase von mindestens 1 mm bilden konnten, wurde die magnetische Sättigungsflussdichte Bs an Bändern mit einer Dicke von 20 µm gemessen. Die Tabelle 4 zeigt die Messergebnisse der magnetischen Sättigungsflussdichte Bs, des unterkühlten Flüssigbereiches ΔTx und des maximalen Durchmessers d_max der amorphen Legierungen mit den Zusammensetzungen gemäß den Referenz-Beispielen 50-52 der vorliegenden Erfindung und den Vergleichsbeispielen 17-20. Tabelle 4

	Legierungszusammensetzung (at%)	Bs (T)	ΔTx (°C)	d_max (mm)
Referenz-Beispiel 50	Fe₇₅Si₉B₁₃P₃	1.46	39	1.5
Referenz-Beispiel 51	Fe₇₆Si₉B₁₀P₅	1.51	52	2.5
Referenz-Beispiel 52	F_675,9Si₉B₁₀P₅Cu_0,1	1.50	55	2.5
Vergleichsbeispiel 17	Fe₇₈Si₉B₁₃	1.55	-	≤ 1
Vergleichsbeispiel 18	(Fe_0,75Si_0,10B_0,15) 96 Nb₄	1.18	32	1.5
Vergleichsbeispiel 19	Fe₇₃Al₅Ga₂P₁₁C₅B₄	1.29	53	1
Vergleichsbeispiel 20	Fe₇₂Al₅Ga₂P_ioC₆B₄Si 1	1.14	53	2

Wie dies in der Tabelle 4 gezeigt ist, hatte jede der amorphen Legierungszusammensetzungen der Referenz-Beispiele 50-52 eine magnetische Sättigungsflussdichte Bs von mindestens 1,30 T, und sie hatte außerdem einen klaren unterkühlten Flüssigbereich ΔTx von mindestens 30°C, und sie hatte einen Außendurchmesser von mindestens 1 mm. Im Gegensatz dazu hatte das Vergleichsbeispiel 17 keinen unterkühlten Flüssigbereich ΔTx, und dessen maximaler Durchmesser d_max war kleiner als 1 mm. Die Vergleichsbeispiele 18-20, die übliche metallische Glaslegierungen sind, welche allgemein bekannt sind, hatten einen unterkühlten Flüssigbereich ΔTx, und der Durchmesser der stabartigen Muster, die eine amorphe einzige Phase bilden konnten, überschritt 1 mm. Jedoch war der Fe-Gehalt niedrig, und die magnetische Sättigungsflussdichte Bs war niedriger als 1,30.
(Referenz-Beispiele 53-62 und Vergleichsbeispiele 21-23)

Materialien aus Fe, Co, Ni, Si, B, Fe₇₅P₂₅, Cu, und Nb wurden jeweils so gewichtet, dass Legierungszusammensetzungen der Referenz-Beispiele 53-62 der vorliegenden Erfindung und der Vergleichsbeispiele 21-23 vorgesehen werden, wie sie in der nachfolgenden Tabelle 5 aufgelistet sind, und sie wurden in einen Aluminiumoxidtiegel gesetzt. Der Tiegel wurde in eine Vakuumkammer eines Hochfrequenzinduktionserwärmungsgerätes platziert, das evakuiert wurde. Dann wurden die Materialien innerhalb einer Ar-Atmosphäre mit reduziertem Druck durch Hochfrequenzinduktionserwärmung geschmolzen, um Masterlegierungen zu erzeugen. Die Masterlegierungen wurden in eine Kupfergießform mit einem zylindrischen Loch gegossen, das einen Durchmesser von 1 mm und eine Länge von 15 mm hat, und zwar durch ein Kupfergießverfahren, um so stabartige Muster zu erzeugen. Querschnitte von jenen stabartigen Mustern wurden durch ein Röntgenbeugungsverfahren ausgewertet, um so zu bestimmen, ob die Muster eine amorphe einzige Phase oder eine kristalline Phase hatten. Darüber hinaus wurde für die stabartigen Muster mit der vollständig amorphen einzigen Phase der unterkühlte Flüssigbereich ΔTx aus einer Messung der Glasübergangstemperatur Tg und der Kristallisationstemperatur Tx durch DSC berechnet, und die magnetische Sättigungsflussdichte Bs wurde durch VSM gemessen. Die Tabelle 5 zeigt die Messergebnisse der magnetischen Sättigungsflussdichte Bs, des unterkühlten Flüssigbereiches ΔTx der amorphen Legierungen mit den Zusammensetzungen gemäß den Referenz-Beispielen 53-62 der vorliegenden Erfindung und den Vergleichsbeispielen 21-23, und die Röntgenbeugung der Querschnitte der stabartigen Muster mit einem Durchmesser von 1 mm für jene amorphen Legierungen. Tabelle 5

	Legierungszusammensetzung (at%)	Bs (T)	ΔTx (°C)	Röntgenbeugungsergebnisse des Querschnitts des Stabelements
Referenz-Beispiel 53	Fe₇₆Si₉B₁₀P₅	1.51	52	Amorphe Phase
Referenz-Beispiel 54	Fe₆₆Co₁₀Si₉B₁₀P₅	1.40	52	Amorphe Phase
Referenz-Beispiel 55	Fe₅₆Co₂₀Si₉B₁₀P₅	1.35	44	Amorphe Phase
Referenz-Beispiel 56	Fe₅₆C ReferenzO₂₀Si₉B₁₀P_4,9Cu_0,1	1.34	44	Amorphe Phase
Beispiel 57	Fe₄₆Co₃₀Si₉B₁₀P₅	1.31	37	Amorphe Phase
Vergleichsbeispiel 21	Fe₃₆Co₄₀Si₉B₁₀P₅	1.28	43	Amorphe Phase
Referenz-Beispiel 58	Fe₄₆Ni₃₀Si₉B₁₀P₅	1.30	53	Amorphe Phase
VergleichsBeispiel 22	Fe₃₆Ni₄₀Si₉B₁₀P₅	1.18	39	Amorphe Phase
Referenz-Beispiel 59	Fe₅₆Co₁₀Ni₁₀Si₉B₁₀P₅	1.34	54	Amorphe Phase
Referenz-Beispiel 60	Fe₅₆Co₁₀Ni₁₀Si₉B₁₀P_4,9Cu_0,1	1.34	55	Amorphous Phase
Referenz-Beispiel 61	Fe₄₆Co₁₅Ni₁₅Si₉B₁₀P₅	1.30	42	Amorphe Phase
Referenz-Beispiel 62	Fe₄₆Co₂₀Ni₁₀Si₉B₁₀P₅	1.35	41	Amorphe Phase
Vergleichsbeispiel 23	Fe₃₆Co₂₀Ni₂₀Si₉B₁₀P₅	1.21	36	Amorphe Phase

Wie dies in der Tabelle 5 gezeigt ist, hatte jede der amorphen Legierungszusammensetzungen der Referenz-Beispiele 53-62 eine magnetische Sättigungsflussdichte Bs von mindestens 1,30 T, und sie hatte außerdem einen klaren unterkühlten Flüssigbereich ΔTx von mindestens 30°C, und sie hatte einen maximalen Durchmesser d_max von mindestens 1 mm.
Von den in der Tabelle 5 aufgelisteten Zusammensetzungen entsprechen die Zusammensetzungen der Referenz-Beispiele 53-57 und des Vergleichsbeispiels 21 den Fällen, bei denen das Fe-Element durch das Co-Element in einem Bereich von 0 at% bis 40 at% ersetzt wird. Die Fälle der Referenz-Beispiele 53-57 erfüllen die Bedingungen Bs ≥ 1,30 T und d_max ≥ 1 mm, da jene Legierungen die vorstehend erwähnte spezifische Zusammensetzung hatten. Darüber hinaus hatten jene Zusammensetzungen einen klaren unterkühlten Flüssigbereich ΔTx. Das Vergleichsbeispiel 21, das das Co-Element mit 40 at% enthält, hatte einen klaren unterkühlten Flüssigbereich ΔTx von mindestens 30°C und einen maximalen Durchmesser d_max von mindestens 1 mm. Jedoch war der Co-Gehalt derart übermäßig, dass die magnetische Sättigungsflussdichte Bs niedriger als 1,30 T war.
Von den in der Tabelle 5 aufgelisteten Zusammensetzungen entsprechen die Zusammensetzungen der Referenz-Beispiele 53 und 58 und des Vergleichsbeispiels 22 den Fällen, bei denen das Fe-Element mit dem Ni-Element in einem Bereich von 0 at% bis 40 at% ersetzt wird. Die Fälle der Beispiele 53 und 58 erfüllen die Bedingungen Bs ≥ 1,30 T und d_max ≥ 1 mm, da jene Legierungen die vorstehend erwähnte spezifische Zusammensetzung hatten. Darüber hinaus hatten jene Zusammensetzungen einen klaren unterkühlten Flüssigbereich ΔTx. Das Vergleichsbeispiel 22, das das Ni-Element mit 40 at% enthält, hatte einen klaren unterkühlten Flüssigbereich ΔTx von mindestens 30°C und einen maximalen Durchmesser d_max von mindestens 1 mm. Jedoch war der Ni-Gehalt derart übermäßig, dass die magnetische Sättigungsflussdichte Bs niedriger als 1,30 T war.
Von den in der Tabelle 5 aufgelisteten Zusammensetzungen entsprechen die Zusammensetzungen der Referenz-Beispiele 59-62 und der Vergleichsbeispiele 23 den Fällen, bei denen das Fe-Element gemeinsam durch das Co-Element und das Ni-Element in einem Bereich von 0 at% bis 40 at% ersetzt wird. Die Fälle der Beispiele 59-62 erfüllen Bedingungen Bs ≥ 1,30 T und d_max ≥ 1 mm, da jene Legierungen die vorstehend erwähnte spezifische Zusammensetzung hatten. Darüber hinaus hatten jene Zusammensetzungen einen klaren unterkühlten Flüssigbereich ΔTx. Das Vergleichsbeispiel 23, das das Co-Element und das Ni-Element mit insgesamt 40 at% enthält, hatte einen klaren unterkühlten Flüssigbereich ΔTx von mindestens 30°C und einen maximalen Durchmesser d_max von mindestens 1 mm. Jedoch war der Ni-Gehalt derart übermäßig, dass die magnetische Sättigungsflussdichte Bs niedriger als 1,30 T war.
Amorphe Legierungszusammensetzungen, in denen Cu zu jedem der vorstehend beschriebenen Beispiele zugefügt wurde, wurden im einzelnen ausgewertet. Als Ergebnis hatte jede amorphe Legierungszusammensetzung eine magnetische Sättigungsflussdichte Bs von mindestens 1,30 T und einen klaren unterkühlten Flüssigbereich ΔTx von mindestens 30°C wie die Beispiele 56 und 58, und sie hatte außerdem einen maximalen Durchmesser d_max von mindestens 1 mm.
(Referenz-Beispiele 63 und 65, Beispiele 64 und 66 und Vergleichsbeispiel 24)

Materialien aus Fe, Si, B, Fe₇₅P₂₅, Cu, Nb, und Fe₈₀C₂₀ wurden jeweils so gewichtet, dass Legierungszusammensetzungen der Referenz-Beispiele 63 und 65 sowie Beispiele 64 und 66 und des Vergleichsbeispiels 24 vorgesehen werden, die in der nachfolgenden Tabelle 6 aufgelistet sind, und sie wurden in einen Aluminiumoxidtiegel gesetzt. Der Tiegel wurde in eine Vakuumkammer eines Hochfrequenzinduktionserwärmungsgerätes platziert, das evakuiert wurde. Dann wurden die Materialien innerhalb einer Ar-Atmosphäre mit reduziertem Druck durch Hochfrequenzinduktionserwärmung geschmolzen, um Masterlegierungen zu erzeugen. Die Masterlegierungen wurden in eine Kupfergießform mit einem zylindrischen Loch gegossen, das einen Durchmesser von 1 mm bis 4 mm hat, und zwar durch ein Kupfergießverfahren, um so stabartige Muster mit verschiedenen Durchmessern und einer Länge von ungefähr 15 mm zu erzeugen. Querschnitte von jenen stabartigen Mustern wurden durch ein Röntgenbeugungsverfahren ausgewertet, um so zu bestimmen, ob die Muster eine amorphe einzige Phase oder eine kristalline Phase hatten. Zusätzlich wurde für die stabartigen Muster mit der vollständig amorphen einzigen Phase der unterkühlte Flüssigbereich ΔTx aus einer Messung der Glasübergangstemperatur Tg und der Kristallisationstemperatur Tx durch DSC berechnet, und die magnetische Sättigungsflussdichte Bs wurde durch VSM gemessen. Für Legierungen, die kein stabartiges Muster mit einer amorphen einzigen Phase von mindestens 1 mm bilden konnten, wurde die magnetische Sättigungsflussdichte Bs an Bändern mit einer Dicke von 20 µm gemessen. Die Tabelle 6 zeigt die Messergebnisse der magnetischen Sättigungsflussdichte Bs, des unterkühlten Flüssigbereiches ΔTx und des maximalen Durchmessers d_max der amorphen Legierungen mit den Zusammensetzungen gemäß den Beispielen 63-66 der vorliegenden Erfindung und des Vergleichsbeispiels 24. Tabelle 6

	Legierungszusammensetzung (at%)	Bs (T)	ΔTx (°C)	d_max (mm)
Referenz-Beispiel 63	Fe₇₆Si₉B₁₀P₅	1.51	52	2.5
Beispiel 64	Fe₇₆Si₉B₉P₅C₁	1.50	46	2
Referenz-Beispiel 65	Fe₇₆Si₉B₈P_4,9C₂Cu_0,1	1.51	48	2
Beispiel 66	Fe₇₆Si₉B₈P₅C₂	1.50	49	1.5
Vergleichsbeispiel 24	Fe₇₆Si₉B₆P₅C₄	1.43	≤ 30	≤ 1

Wie dies in der Tabelle 6 gezeigt ist, hatte jede der amorphen Legierungszusammensetzungen der Referenz-Beispiele 63 und 65 sowie Beispiele 64 und 66 eine magnetische Sättigungsflussdichte Bs von mindestens 1,30 T, außerdem hatte sie einen klaren unterkühlten Flüssigbereich ΔTx von mindestens 30°C, und sie hatte einen maximalen Durchmesser d_max von mindestens 1 mm.
Von den in der Tabelle 6 aufgelisteten Zusammensetzungen entsprechen die Zusammensetzungen der Referenz-Beispiele 63 und 65 sowie Beispiele 64 und 66 und des Vergleichsbeispiels 24 den Fällen, bei denen das C-Element von 0 at% zu 4 at% geändert wird. Die Fälle der Referenz-Beispiele 63 und 65 sowie Beispiele 64 und 66 erfüllen Bedingungen Bs ≥ 1,30 T und d_max ≥ 1 mm, da jene Legierungen die vorstehend erwähnte spezifische Zusammensetzung hatten. Darüber hinaus hatten jene Zusammensetzungen einen klaren unterkühlten Flüssigbereich ΔTx. Das Vergleichsbeispiel 24, das das C-Element mit 4 at% enthält, hatte einen schmaleren unterkühlten Flüssigbereich ΔTx und einen maximalen Durchmesser d_max, der kleiner als 1 mm ist.
(Referenz-Beispiele 67-98 und Vergleichsbeispiel 25)

Materialien aus Fe, Co, Si, B, Fe₇₅P₂₅, Cu, Nb, Fe₈₀C₂₀, V, Ti, Mn, Sn, Zn, Y, Zr, Hf, Nb, Ta, Mo, W, La, Nd, Sm, Gd, Dy, und MM (Mischmetall) wurden jeweils so gewichtet, dass Legierungszusammensetzungen der Referenz-Beispiele 67-98 der vorliegenden Erfindung und des Vergleichsbeispiels 25 vorgesehen werden, die in der nachfolgenden Tabelle 7 aufgelistet sind und in einen Aluminiumoxidtiegel gesetzt werden. Der Tiegel wurde in eine Vakuumkammer eines Hochfrequenzinduktionserwärmungsgerätes gesetzt, das evakuiert wurde. Dann wurden die Materialien innerhalb einer Ar-Atmosphäre mit reduziertem Druck durch Hochfrequenzinduktionserwärmung geschmolzen, um Masterlegierungen zu erzeugen. Die Masterlegierungen wurden in eine Kupfergießform mit einem zylindrischen Loch gegossen, das einen Durchmesser von 1 mm bis 4 mm hat, und zwar bei einem Kupfergießverfahren, um so stabartige Muster mit verschiedenen Durchmessern und einer Länge von ungefähr 15 mm zu erzeugen. Querschnitte von diesen stabartigen Mustern wurden durch ein Röntgenbeugungsverfahren ausgewertet, um so zu bestimmen, ob die Muster eine amorphe einzige Phase oder eine kristalline Phase hatten. Zusätzlich wurde für die stabartigen Muster mit der vollständig amorphen einzigen Phase der unterkühlte Flüssigbereich ΔTx aus einer Messung der Glasübergangstemperatur Tg und der Kristallisationstemperatur Tx durch DSC berechnet, und die magnetische Sättigungsflussdichte Bs wurde durch VSM gemessen. Für Legierungen, die kein stabartiges Muster mit einer amorphen einzigen Phase von mindestens 1 mm bilden konnten, wurde die magnetische Sättigungsflussdichte Bs an Bändern mit einer Dicke von 20 µm gemessen. Die Tabelle 7 zeigt die Messergebnisse der magnetischen Sättigungsflussdichte Bs, des unterkühlten Flüssigbereiches ΔTx und des maximalen Durchmessers d_max der amorphen Legierungen mit Zusammensetzungen gemäß den Referenz-Beispielen 67-98 der vorliegenden Erfindung und des Vergleichsbeispiels 25. Tabelle 7

	Legierungszusammensetzung (at%)	Bs (T)	ΔTx (°C)	dmax (mm)
Referenz-Beispiel 67	Fe₇₆Si₉B₁₀P₅	1.51	52	2.5
Referenz-Beispiel 68	Fe₇₅Si₉B₁₀P₅Nb₁	1.45	52	3
Referenz-Beispiel 69	Fe₇₅Si₉B₁₀P_4,9Nb₁Cu_0,1	1.45	53	3
Referenz-Beispiel 70	Fe₇₅Si₉B₁₀P_4,8Nbu_0,2	1.43	51	2
Referenz-Beispiel 71	Fe₇₄Si₉B₁₀P₃Nb₂	1.37	54	2.5
Referenz-Beispiel 72	Fe₇₃Si₉B₁₀P₃Nb₃	1.31	42	2.5
Vergleichsbeispiel 25	Fe₇₃Si₈B₁₀P₅Nb₄	1.24	38	2.0
Referenz-	Fe₅₄Co₂₀Si₉B₁₀P₅Nb₂	1.36	51	2
Referenz-Beispiel 73
Referenz-Beispiel 74	Fe₇₅Si₉B₁₀P₅V₁	1.42	49	2.0
Referenz-Beispiel 75	Fe₇₅Si₉B₁₀P₅Ti₁	1.43	32	1.5
Referenz-Beispiel 76	Fe₇₃Si₉B₁₀P₅Mn₁	1.43	51	2.5
Referenz-Beispiel 77	Fe₇₃Si₉B₁₀P₅Zn₁	1.50	49	2.5
Referenz-Beispiel 78	Fe₇₅Si₉B₁₀P₅Sn₁	1.48	50	2
Referenz-Beispiel 79	Fe₇₅Si₉B₁₀P₅Y₁	1.46	52	2
Referenz-Beispiel 80	Fe_7SSi₉B₁₀P₅Zr₁	1.47	36	1.5
Referenz-Beispiel 81	Fe₇₅Si₉B₁₀P₅Hf₁	1.42	51	2
Referenz-Beispiel 82	Fe₇₅Si₉B₁₀P₅Ta₁	1.40	48	2
Referenz-Beispiel 83	Fe₇₅Si₉B₁₀P_4,9Mo₁Cu_0,1	1.43	55	2.5
Referenz-Beispiel 84	Fe₇₅Si₉B₁₀P₅Mo₁	1.43	55	2.5
Referenz-Beispiel 85	Fe₇₅Si₉B₁₀P₅W₁	1.38	36	1.5
Referenz-Beispiel 86	Fe_75,5Si₉B₁₀P₅La_0,5	1.48	48	2.0
Referenz-Beispiel 87	Fe_75,5Si₉B₁₀P₅Nd_0,5	1.47	35	1.5
Referenz-Beispiel 88	Fe_75,5Si₉B₁₀P₅Sm_0,5	1.46	46	2.5
Referenz-Beispiel 89	Fe_75,5Si₉B₁₀P_4,9Cu_0,1Sm_0,5	1.46	44	2.5
Referenz-Beispiel 89	Fe_75,5Si₉B₁₀P₅Gd_0,5	1.42	48	1
Referenz-Beispiel 90	Fe_75,5Si₉B₁₀P₅Dy_0,5	1.43	55	3
Referenz-Beispiel 91	Fe_75,5Si₉B₁₀P_4,9Dy_0,5Cu_0,1	1.42	54	2.5
Referenz-Beispiel 93	Fe_75,5Si₉B₁₀P₅MM_0,5	1.47	49	1.5
Referenz-Beispiel 94	Fe_75,5Si₉B₁₀P_4,9MM_0,5Cu_0,1	1.46	50	1.5
Referenz-Beispiel 95	Fe₇₄Si₉B₁₀P₅Nb₁Mo₁	1.36	53	2.5
Referenz-Beispiel 96	Fe₇₄Si₉B₁₀P_4,9Nb₁Mo₁Cu_0,1	1.36	53	2.5
Referenz-Beispiel 97	Fe₇₄Si₉B₈P₅C₂Mo₂	1.34	50	3
Referenz-Beispiel 98	Fe₅₄Co₂₀Si₉B₈P₅C₂Mo₂	1.34	46	3

Wie dies in der Tabelle 7 gezeigt ist, hatte jede der amorphen Legierungszusammensetzungen der Referenz-Beispiele 67-98 eine magnetische Sättigungsflussdichte Bs von mindestens 1,3 T, außerdem hatte sie einen klaren unterkühlten Flüssigbereich ΔTx von mindestens 30°C, und sie hatte einen Außendurchmesser von mindestens 1 mm.
Von den in der Tabelle 7 aufgelisteten Zusammensetzungen entsprechen die Zusammensetzungen der Beispiele Referenz-67-72 und des Vergleichsbeispiels 25 den Fällen, bei denen das Nb-Element, das ein mit dem Fe-Element austauschbares metallisches Element ist, von 0 at% zu 4 at% geändert wird. Die Fälle der Beispiele 67-72 erfüllen die Bedingungen Bs ≥ 1,30 T und d_max ≥ 1 mm, da jene Legierungen die vorstehend erwähnte spezifische Zusammensetzung hatten. Darüber hinaus hatten jene Zusammensetzungen einen klaren unterkühlten Flüssigbereich ΔTx. Das Vergleichsbeispiel 25, das das Nb-Element mit 4 at% enthält, hatte einen klaren unterkühlten Flüssigbereich ΔTx von mindestens 30°C und einen maximalen Durchmesser d_max von 1 mm. Jedoch war der Nb-Gehalt derart übermäßig, dass die magnetische Sättigungsflussdichte Bs niedriger als 1,30 T war.
Von den in der Tabelle 7 aufgelisteten Zusammensetzungen entsprechen die Zusammensetzungen der Beispiele Referenz-67-98 den Fällen, bei denen das Fe-Element durch metallische Elemente wie zum Beispiel V, Ti, Mn, Sn, Zn, Y, Zr, Hf, Nb, Ta, Mo, und W, sowie Seltenerdelementen ersetzt wird. Die Fälle der Beispiele 67-98 erfüllen die Bedingungen Bs ≥ 1,30 T und d_max ≥ 1 mm, da jene Legierungen die vorstehend erwähnte spezifische Zusammensetzung hatten. Darüber hinaus hatten jene Zusammensetzungen einen klaren unterkühlten Flüssigbereich ΔTx.
Amorphe Legierungszusammensetzungen, bei denen Cu zu jedem der vorstehend beschriebenen Beispiele zugefügt wurde, wurden im Einzelnen ausgewertet. Im Ergebnis hatte jede amorphe Legierungszusammensetzung eine magnetische Sättigungsflussdichte Bs von mindestens 1,30 T und einen klaren unterkühlten Flüssigbereich ΔTx von mindestens 30°C wie die Beispiele 69, 70, 83, 89, 92, 94 und 96, und sie hatte außerdem einen maximalen Durchmesser d_max von mindestens 1 mm.
(Beispiele 101 und 102, Referenz-Beispiele 99, 100 sowie 103-106 und Vergleichsbeispiele 26-29)

Da kontinuierliche Bänder mit einer größeren Breite einen gewerblichen Nutzen haben, wurden Muster mit einer großen Breite hergestellt. Im Allgemeinen wird eine Flüssigabschreckrate so abgesenkt, dass die maximale Dicke t_max reduziert wird, wenn die Breite eines Bandes größer ist. Materialien aus Fe, Si, B, Fe₇₅P₂₅, Cu, Fe₈₀C₂₀ und Nb wurden jeweils so gewichtet, dass Legierungszusammensetzungen der Beispiele 101 und 102, Referenz-Beispiele 99, 100 sowie 103-106 der vorliegenden Erfindung und Vergleichsbeispiele 26-29 vorgesehen werden, die in der nachfolgenden Tabelle 8 aufgelistet sind und in einen Aluminiumoxidtiegel gesetzt werden. Der Tiegel wurde in eine Vakuumkammer eines Hochfrequenzinduktionserwärmungsgerätes platziert, das evakuiert wurde. Dann wurden die Materialien innerhalb einer Ar-Atmosphäre mit reduziertem Druck durch Hochfrequenzinduktionserwärmung geschmolzen, um Masterlegierungen zu erzeugen. Die Masterlegierungen wurden durch ein Einfach-Walzen-Flüssigabschreck-Verfahren verarbeitet, um so kontinuierliche Bänder mit verschiedenen Dicken, einer Breite von ungefähr 5 mm bis ungefähr 10 mm und einer Länge von 5 m zu erzeugen. Die maximale Dicke t_max wurde für jedes Band durch Auswerten mit einem Röntgenbeugungsverfahren an einer Fläche des Bandes gemessen, die nicht mit Kupferwalzen zur Zeit des Abschreckens in Kontakt ist, bei dem eine Kühlrate des Bandes am niedrigsten wird. Darüber hinaus wurde für Bänder mit einer vollständig amorphen einzigen Phase die magnetische Sättigungsflussdichte Bs durch VSM gemessen. Die Tabelle 8 zeigt die Messergebnisse der magnetischen Sättigungsflussdichte Bs, der maximalen Dicke t_max und der Bandbreite der amorphen Legierungen mit Zusammensetzungen gemäß den Beispielen 99-106 der vorliegenden Erfindung und den Vergleichsbeispielen 26-29. Tabelle 8

	Legierungs-zusammensetzung (at%)	Bs (T)	t_max (µm)	Bandbreite (mm)
Referenz-Beispiel 99	Fe₇₆Si₉B₁₀P₅	1.51	210	5.3
Referenz-Beispiel 100	Fe₇₆Si₉B₁₀P₅	1.51	150	11.0
Beispiel 101	Fe₇₆Si₉B₈P₅C₂	1.51	200	5.0
Beispiel 102	Fe₇₆Si₉B₈P₅C₂	1.50	140	9.4
Referenz-Beispiel 103	Fe_77,9Si₈B₁₀P₄Cu_0,1	1.57	160	5.5
Referenz-Beispiel 104	Fe_77,9Si₈B₁₀P₄Cu_0,1	1.56	115	10.1
Referenz-Beispiel 105	Fe_80,9Si₆B₁₁P₂Cu_0,1	1.62	55	4.8
Referenz-Beispiel 106	Fe_80,9Si₆B₁₁P₂Cu_0,1	1.61	30	9.8
Vergleichsbeispiel 26	Fe₇₈Si₉B₁₃	1.56	28	5.1
Vergleichsbeispiel 27	Fe₇₈Si₉B₁₃	1.55	22	10.9
Vergleichsbeispiel 28	(Fe_0,75Si_0,10B_0,15)₉₆Nb₄	1.16	200	6.0
Vergleichsbeispiel 29	(Fe_0,75Si_0,10B_0,15)₉₆Nb₄	1.17	120	12.2

Wie dies in der Tabelle 8 gezeigt ist, hatte jede der amorphen Legierungszusammensetzungen der Beispiele 101 und 102, Referenz-Beispiele 99, 100 sowie 103-106eine magnetische Sättigungsflussdichte Bs von mindestens 1,30 T, sie hatte eine höhere Fähigkeit zum Bilden einer amorphen Phase im Vergleich mit den Vergleichsbeispielen 26 und 27, die herkömmliche amorphe Zusammensetzungen sind, die aus Fe-, Si- und B-Elementen gebildet sind, und sie hatte eine maximale Dicke t_max von mindestens 30 µm.
Von den in der Tabelle 8 aufgelisteten Zusammensetzungen waren die die Zusammensetzungen der Referenz-Beispiele 99, 103 und 105 sowie des Beispiels 101 und der Vergleichsbeispiele 26 und 28 Bänder mit einer Breite von ungefähr 5 mm. Die Zusammensetzungen der Referenz-Beispiele 100, 104 und 106, des Beispiels 102 und der Vergleichsbeispiele 27 und 29 waren Bänder mit einer Breite von ungefähr 10 mm. Die Fälle der Beispiele 99-106 erfüllen die Bedingungen Bs ≥ 1,30 T und t_max ≥ 30 um, da jene Legierungen die vorstehend erwähnte Zusammensetzung hatten. Im Gegensatz dazu hatten die Fälle der Vergleichsbeispiele 26 und 27 eine hohe magnetische Sättigungsflussdichte Bs, aber deren maximale Dicke t_max betrug weniger als 30 µm. Die Fälle der Vergleichsbeispiele 28 und 29 hatten zwar eine große maximale Dicke t_max, aber deren magnetische Sättigungsflussdichte Bs war niedriger als 1,30 T.
(Referenz-Beispiel 107 und Beispiel 108 und Vergleichsbeispiele 30-32)

Materialien aus Fe, Si, B, Fe₇₅P₂₅, Cu, Fe₈₀C₂₀, Nb, Al und Ga wurden jeweils so gewichtet, dass Legierungszusammensetzungen des Referenz-Beispiels 107 und des Beispiels 108 der vorliegenden Erfindung und der Vergleichsbeispiele 30-32 vorgesehen werden, die in der nachfolgenden Tabelle 9 aufgelistet sind und in einen Aluminiumoxidtiegel gesetzt werden. Der Tiegel wurde innerhalb einer Vakuumkammer eines Hochfrequenzinduktionserwärmungsgerätes platziert, das evakuiert wurde. Dann wurden die Materialien innerhalb einer Ar-Atmosphäre mit reduziertem Druck durch Hochfrequenzinduktionserwärmung geschmolzen, um Masterlegierungen zu erzeugen. Die Masterlegierungen wurden mit einem Zweifachwalzen-Abschreck-Gerät verarbeitet, das üblicherweise zum Herstellen einer dicken Platte verwendet wird, um so plattenartige Muster mit einer Breite von 5 mm und einer Dicke von 0,5 mm herzustellen. Querschnitte von jenen plattenartigen Mustern wurden durch ein Röntgenbeugungsverfahren ausgewertet, um so zu bestimmen, ob die Muster eine amorphe einzige Phase oder eine kristalline Phase hatten. Darüber hinaus wurde für die plattenartige Muster mit einer vollständig amorphen einzigen Phase die magnetische Sättigungsflussdichte Bs durch VSM gemessen. Für Legierungen, die kein plattenartiges Muster mit einer amorphen einzigen Phase bilden konnten, wurde die magnetische Sättigungsflussdichte Bs an Bändern mit einer Dicke von 20 µm gemessen. Die Tabelle 9 zeigt die Messergebnisse der magnetischen Sättigungsflussdichte Bs der amorphen Legierungen mit Zusammensetzungen gemäß dem Referenz-Beispiel 107 und dem Beispiel 108 der vorliegenden Erfindung und den Vergleichsbeispielen 30-32, und die Röntgenbeugung des Querschnitts der plattenartigen Muster für jene amorphen Legierungen. Tabelle 9

	Legierungszusammensetzung (at%)	Bs (T)	Röntgenbeugungsergebnisse des Querschnitts des Plattenelements
Referenz-Beispiel 107	Fe₇₆Si₉B₁₀P₅	1.51	Amorphe Phase
Beispiel 108	Fe₇₆Si₉B₈P₅C₂	1.50	Amorphe Phase
Vergleichsbeispiel 30	Fe₇₈Si₉B₁₃	1.56	Kristalline Phase
Vergleichs-bespiel 31	(Fe_0.75Si_0.10B_0.15)₉ ₆Nb₄	1.18	Amorphe Phase
Vergleichsbeispiel 32	Fe₇₂Al₅Ga₂P₁₀C₆B₄S i₁	1.14	Amorphe Phase

Wie dies in der Tabelle 9 gezeigt ist, hatte jede der amorphen Legierungszusammensetzungen dem Referenz-Beispiel 107 und dem Beispiel 108eine magnetische Sättigungsflussdichte Bs von mindestens 1,30 T, und sie hatte eine Dicke von mindestens 0,5 mm. Im Gegensatz hatte das Vergleichsbeispiel 30 zwar eine hohe magnetische Sättigungsflussdichte Bs, aber eine geringe Fähigkeit zum Bilden einer amorphen Phase, so dass ein plattenartiges Muster einer amorphen einzigen Phase mit einer Dicke von 0,5 mm nicht erzeugt werden konnte. Darüber hinaus hatten die Vergleichsbeispiele 31 und 32, die übliche metallische Glaslegierungen sind, welche allgemein bekannt sind, einen unterkühlten Flüssigbereich ΔTx, und sie konnten ein plattenartiges Muster einer amorphen einzigen Phase mit einer Dicke von 0,5 mm bilden. Jedoch war der Fe-Gehalt niedrig, und die magnetische Sättigungsflussdichte Bs war niedriger als 1,30.
(Referenz-Beispiel 109 und Beispiel 110 und Vergleichsbeispiel 33-35)

Materialien aus Fe, Si, B, Fe₇₅P₂₅, Cu, Fe₈₀C₂₀, Nb, Al und Ga wurden jeweils so gewichtet, dass Legierungszusammensetzungen gemäß dem Referenz-Beispiel 109 und Beispiel 110 der vorliegenden Erfindung und Vergleichsbeispiele 33-35 vorgesehen werden, die in der nachfolgenden Tabelle 10 aufgelistet sind und in einen Aluminiumoxidtiegel gesetzt werden. Der Tiegel wurde in eine Vakuumkammer eines Hochfrequenzinduktionserwärmungsgerätes platziert, das evakuiert wurde. Dann wurden die Materialien innerhalb einer Ar-Atmosphäre mit reduziertem Druck durch Hochfrequenzinduktionserwärmung geschmolzen, um Masterlegierungen zu erzeugen. Die Masterlegierungen wurden durch ein Kupfergießverfahren verarbeitet, um so Muster zu erzeugen, wie sie in der 7 gezeigt ist, die eine Platte mit einem Außendurchmesser von 2 mm und einen Stab aufweisen, der senkrecht zu der Platte an der Mitte der Platte mit einem Außendurchmesser von 1 mm und einer Länge von 5 mm angeordnet ist, und ringförmige Muster, wie sie in der 8 gezeigt sind, die einen Außendurchmesser von 10 mm, einen Innendurchmesser von 6 mm und eine Dicke von 1 mm hatten. Jene Muster wurden durch eine Achatreibschale zu Pulver geschliffen, und das Pulver wurde durch ein Röntgenbeugungsverfahren ausgewertet, um so zu bestimmen, ob die Muster eine amorphe einzige Phase oder eine kristalline Phase hatten. Für die Muster mit einer vollständig amorphen einzigen Phase mit einer in der 8 gezeigten Form wurde die magnetische Sättigungsflussdichte Bs durch VSM gemessen. Für Legierungen, die kein Muster mit einer amorphen einzigen Phase bilden konnten, wurde die magnetische Sättigungsflussdichte Bs an Bändern mit einer Dicke von 20 µm gemessen. Die Tabelle 10 zeigt die Messergebnisse der magnetischen Sättigungsflussdichte Bs der amorphen Legierungen mit den Zusammensetzungen gemäß dem Referenz-Beispiel 109 und Beispiel 110 und den Vergleichsbeispielen 33-35, sowie die Röntgenbeugung des Muster mit den Formen, die in den 7 und 8 für jene amorphe Legierungen gezeigt sind. Tabelle 10

	Legierungs-zusammensetzung (at%)	Bs (T)	Röntgenbeugungsergebnisse der Form in 7	Röntgenbeugungsergebnisse der Form in 8
Referenz-Beispiel 109	Fe₇₆Si₉B₁₀P₅	1.51	Amorphe Phase	Amorphe Phase
Beispiel 110	Fe₇₆Si₉B₈P₅C₂	1.49	Amorphe Phase	Amorphe Phase
Vergleichsbeispiel 33	Fe₇₈Si₉B₁₃	1.56	Kristalline Phase	Kristalline Phase
Vergleichsbeispiel 34	(Fe_0,75Si_0,10B_0,15)₉₆Nb₄	1.18	Kristalline Phase	Amorphe Phase
Vergleichsbeisipiel35	Fe₇₂Al₅Ga₂P₁₀C₆B₄Si₁	1.13	Amorphe Phase	Amorphe Phase

Wie dies in der Tabelle 10 gezeigt ist, hatte jede der amorphen Legierungszusammensetzungen gemäß dem Referenz-Beispiel 109 und Beispiel 110 eine magnetische Sättigungsflussdichte Bs von mindestens 1,30 T, und konnte Muster mit einer amorphen einzigen Phase hinsichtlich beiden Formen erzeugen, die in den 7 und 8 gezeigt sind. Im Gegensatz hatte das Vergleichsbeispiel 33 zwar eine hohe magnetische Sättigungsflussdichte Bs, aber eine geringe Fähigkeit zum Bilden einer amorphen Phase, so dass die Röntgenbeugungsergebnisse zeigten, dass eine kristalline Phase für beide Formen gebildet wurde, die in den 7 und 8 gezeigt sind. Darüber hinaus hatten die Vergleichsbeispiele 33 und 35 eine magnetische Sättigungsflussdichte Bs, die weniger als 1,30 betrug. Außerdem zeigten die Röntgenbeugungsergebnisse der in der 7 gezeigten Form, dass das Vergleichsbeispiel 34 eine kristalline Phase hatte.

Claims

Amorphe Legierungszusammensetzung aus Fe_aB_bSi_cP_xCu_y, wobei 73 at% ≤ a ≤ 85 at%; 9,65 at% ≤ b ≤ 22 at%; 9,65 at% ≤ b + c ≤ 24,75 at%; 0,25 at% ≤ x ≤ 5 at%; 0 at% ≤ y ≤ 0,35 at%; und 0 ≤ ylx ≤ 0,5 gilt, wobei B durch C mit mehr als 0 at% bis 2 at% ersetzt wird.
Amorphe Legierungszusammensetzung gemäß Anspruch 1, wobei Fe zumindest durch ein Element mit 30 at% oder weniger ersetzt wird, das aus jener Gruppe ausgewählt wird, die aus Co und Ni besteht.
Amorphe Legierungszusammensetzung gemäß einem der Ansprüche 1 oder 2, wobei Fe zumindest durch ein Element mit 3 at% oder weniger ersetzt wird, das aus jener Gruppe ausgewählt wird, die aus V, Ti, Mn, Sn, Zn, Y, Zr, Hf, Nb, Ta, Mo und Seltenerdelemente besteht.
Amorphe Legierungszusammensetzung gemäß einem der Ansprüche 1 bis 3, wobei 0,35 at% ≤ c gilt.
Amorphe Legierungszusammensetzung gemäß einem der Ansprüche 1 bis 4, wobei 4 at% ≤ c gilt.
Amorphe Legierungszusammensetzung gemäß einem der Ansprüche 1 bis 5, wobei 0,01 at% ≤ y gilt.
Amorphe Legierungszusammensetzung gemäß Anspruch 6, wobei 0,025 at% ≤ y gilt.
Amorphe Legierungszusammensetzung gemäß Anspruch 7, wobei 0,1 at% ≤ y gilt.
Amorphe Legierungszusammensetzung gemäß einem der Ansprüche 1 bis 8, wobei die amorphe Legierungszusammensetzung eine Kristallisationstemperatur aufweist, bei der ein endothermisches Phänomen auftritt, wobei die Kristallisationstemperatur durch thermische Analysen mit einer Temperaturerhöhungsrate von 0,67°C/s innerhalb einer Schutzgasatmosphäre durch ein Differential-Scanning-Calorimetrie-Gerät ausgewertet werden kann.
Amorphe Legierungszusammensetzung gemäß Anspruch 9, wobei die Kristallisationstemperatur zwischen 500°C und 600°C liegt.
Amorphe Legierungszusammensetzung gemäß Anspruch 9 oder 10, wobei die amorphe Legierungszusammensetzung eine Glasübergangstemperatur aufweist, die unter der Kristallisationstemperatur liegt und bei der ein endothermisches Phänomen auftritt, wobei die Glasübergangstemperatur durch thermische Analysen mit einer Temperaturerhöhungsrate von 0,67°C/s innerhalb einer Schutzgasatmosphäre durch ein Differential-Scanning-Calorimetrie-Gerät ausgewertet werden kann.
Amorphe Legierungszusammensetzung gemäß Anspruch 11, wobei ein Temperaturbereich zwischen der Kristallisationstemperatur und der Glasübergangstemperatur mindestens 30°C beträgt.
Amorphe Legierungszusammensetzung gemäß Anspruch 12, wobei ein Temperaturbereich zwischen der Kristallisationstemperatur und der Glasübergangstemperatur zwischen 32°C und 55°C liegt.
Band aus der amorphen Legierungszusammensetzung gemäß einem der Ansprüche 1 bis 13, wobei das Band eine Dicke in einem Bereich von 30 µm bis 300 µm hat.
Platte aus der amorphen Legierungszusammensetzung gemäß einem der Ansprüche 1 bis 13, wobei die Platte eine Dicke von mindestens 0,5 mm hat.
Stab aus der amorphen Legierungszusammensetzung gemäß einem der Ansprüche 1 bis 13, wobei der Stab einen Außendurchmesser von mindestens 1 mm hat.
Magnetisches Teil aus der amorphen Legierungszusammensetzung gemäß einem der Ansprüche 1 bis 13, wobei ein Teil des magnetischen Teils eine Platte ist, mit einer Dicke von mindestens 1 mm.