DE2756920C2 - Verwendung einer glasartigen Legierung für Tonbandköpfe, Relaiskerne oder Transformatoren - Google Patents
Verwendung einer glasartigen Legierung für Tonbandköpfe, Relaiskerne oder TransformatorenInfo
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Description
Die US-PS 38 56 513 beschreibt glasartige Legierungen der Formel M0Y6Z,., worin M ein Metall aus der
Gruppe Eisen, Nickel, Kobalt, Vanadin und Chrom bedeutet, 1 ein Element aus der Gruppe Phosphor, Bor und
Kohlenstoff bedeutet und Z ein Element aus der Gruppe Aluminium, Silicium, Zinn, Germanium, Indium,
Antimon und Beryllium bedeutet, α im Bereich von etwa 60 bis 90 Atom-%, b im Bereich von etwa 10 bis 30
Atom-% und c im Bereich von etwa 0,1 bis 15 Atom-96 liegt, sowie Drähte aus glasartigen Legierungen der
Formel T1X7, worin T wenigstens ein Übergangsmetall und X ein Element aus der Gruppe Phosphor, Bor,
Kohlenstoff, Aktinium, Silicium, Zinn, Germanium, Indium, Beryllium und Antimon bedeutet, / im Bereich
von etwa 70 bis 87 Atom-% und j im Bereich von etwa 13 bis 30 Atom-% liegt. Für diese Legierungen werden
ungewöhnliche magnetische Eigenschaften erwähnt, ohne daß eine bestimmte Eigenschaft oder gar Eigenschaftskombination
genannt wird.
In ,Elektrotechnik« 58, Heft 6, Seiten 14 bis 17 sind glasartige Legierungen aus Elsen, Nickel, Phosphor und
Bor mit Ferromagnetismus beschrieben. Für die amorphe Legierung Co72Fe3P16B6As3 ist gesagt, daß sie geringe
Magnetostriktion besitze. Aus der JDE-OS 25 46 676 sind elektromagnetische Bauelemente mit einem ferromagnetischen
Körper aus einer glasartigen Legierung (Co07_097Fen03^)i25Ti.)1)j^),9Xo,i^.3 bekannt, worin T Ni, Cr,
Mn, V, Ti, Mo, W, Nb, Zr, Pd, Pt, Cu, Ag oder Au bedeutet, X P, Si, B, C, As, Ge, Al, Ga, In, Sb, Bi oder Sn
M ist und a + b + c= 1 ist. Auch in dieser Druckschrift finden sich bezüglich der magnetischen Eigenschaften nur
sehr allgemeine Angaben, wobei von niedriger Magnetostriktion die Rede Ist.
Legierungen, u.e für Tonbandköpfe, Relaiskerne oder Tranformatoren verwendbar sind, brauchen eine
bestimmte Eigenschaftskorcblnatlo··, nämlich hohe Permeabilität, niedrige Magnetostriktion, niedrigen Wechselstrom-Kernverlust
und hohe Wärmebeständigkeit. Die der Erfindung zugrundeliegende Aufgabe bestand somit
darin. Legierungen zu bekommen, He diese Elgenschaftskombinatlon haben und daher für Tonbandköpfe,
Relaiskerne oder Transformatoren verwendet werden können.
Erfindungsgemäß verwendet man für diesen Zweck glasartige Legierungen der folgenden Zusammensetzungen:
Fe8^xMoxB20, Fe40Nl40^MoxB20, FeS0_vMovCI8B2 oder Fe7fr...N LMo4C, 8B2 mit 2<
χ < 6, 4 < y < 12 oder 0 < 2 < 9; Fe80^TixB20, Fe81^xNbxB20 oder Fe80..,WxB20 mit 2
< χ < 5; Fe81Mo2B17, Fe78Mo2B20, Fe76Mo4B20,
40 Fe40Nl36Mo4B20, Fe70Co6Mo4C18B2, Fe72Mo8C18B2, oder Fe72Nl6Mo4C18B2.
In der Zeichnung zeigt
Fig. 1 die Wirkung der Moiybdänkonzentration in metallischen Gläsern nach der Erfindung auf die Curie-Temperatur
und die Kristallisationstemperatur und
Fig. 2 den Kernverlust als Funktion der Frequenz für glasartige Legierungen nach der Erfindung im Zustand
so, wie sie abgeschreckt wurden, im Vergleich mit einer glasartigen Legierung nach dem Stand der Technik
ebenfalls so, wie es abgeschreckt wurde.
Die erfindungsgemäß verwendeten glasartigen Legierungen sind durch eine Kombination hoher Permeabilität,
niedriger Sättigungsmagnetostriktlon, niedrigen Wechselstrom-Kernverlustes und hoher Wärmebeständigkeit
gekennzeichnet. Eine Konzentration von weniger als etwa 2 Atom-% Mo, W, Nb und/oder Ti führt nicht zu
einer ausreichenden Verbesserung der Eigenschaften der Permeabilität, Sättigungsmagnetostriktlon, des Wechselstrom-Kernverlustes
und der Wärmebeständigkeit. Eine Konzentration von mehr als etwa 12 Atom-% wenigstens
eines dieser Elemente führt zu einer unannehmbar niedrigen Curie-Temperatur. Elsen ergibt hohe Sättigungsmagnetisierung
bei Raumtemperatur.
Durch Nickel wird die Permeabilität welter erhöht. Die Gegenwart von Nickel minimiert auch die Herabset-
^ zung der Magnetisierung mit der Temperatur, die durch die Gegenwart von Mo, W, Nb und/oder Ti verursacht
wird
Überraschenderwelse steigert die Gegenwart von Molybdän (und/oder Wolfram, Niob und Titan) die Kristallisationstemperatur,
während sie gleichzeitig die Curie-Temperatur der glasartigen Legierung senkt. Ein solcher
Effekt Ist In Flg. 1 gezeigt, die die Kurven der Kristalllsatlonstemperatur und Curle-Temperalur als eine Funken
tion der Molybdänkonzentration für glasartige Legierungen der Zusammensetzungen Fe804MoxB2n,
Fe80^MoxC18B2 und Fe4nNi4n^MoxB2n zeigt. Als eine Folge der Steigerung der Kristalllsatlonstemperatur mit der
Steigerung der Molybdänkonzentration kann eine Wärmebehandlung bei Temperaturen oberhalb der Curie-Temperatur
und unterhalb der Kristalllsationslcmpcratur leicht erfolgen, was die Eigenscharten welter verbessert.
Andererseits vermindert eine zu hohe Konzentration an Molybdän (und/oder Wolfram, Niob und Titan)
'■■ die Curic-Tcmpcriitur so well, daß dies für bestimmte Anwendungen unerwünscht sein kann.
Zu den Klgcnschallcn einiger der crl'lndungsgumail verwendeten glii.si-rtlgcn Legierungen Ist folgendes /u
I- Fe80^MOvB201 worin χ im Bereich von 2 bis 6 Atom-'A. liegt. Diese metallischen Gläser haben eine Kombination
hoher Sättlgungsmagnetislerungen, niedriger Kernverluste. hoher Permeabilitäten und hoher spezifischer
Widerstände (etwa 160 bis 190 μίϊ-cm).
2 Fe40NI4^xMoxB20, worin χ im Bereich von 2 bis 6 Atom-* liegt. Diese metallischen Gläser haben bei
Wärmebehandlung hohe Anfangspermeabilitäten (etwa 17 000) und hohe Maximalpermeabilitäten (etwa
500000). Die effektive Permeabilität μ, beispielsweise eines hitzebehandelten metallischen Glases
Ρε4οΝΐ3ίΜο4Β2ο Hegt bei etwa 1000 bei 1 MHz gegenüber einem μ,, von nur etwa 80 für eine wärmebehandeltes
metallisches Glas Fe40Ni40B2C Diese hohen Permeabilitäten, verbunden mit niedrigem Kernverlust
und niedriger Magnetostriktion (etwa 8 ppm) sind besonders geeignet für Tonbandköpfe.
3. Fe80. MeC18B2, worin y im Bereich vor 4 bis 12 Atom-% liegt. Diese metallischen Gläser haben etwas to
höhare Sättlgungsmagnetislerungen als glasartige Legierungen ohne Kohlenstoff, etwa die gleichen Wechselstrom
-Kernverlusts und niedrige Magnetostriktion.
4. Fe76. Ni11Mo4C18B2, worin y Im Bereich von 0 bis 9 Alom-% liegt. Diese metallischen Gläser haben niedrige
Kenwerluste bei hohen Frequenzen (Verlust proportional zu /u) und niedrige Frequenzabhängigkeit der
Koerzitivkraft (H1. proportional zu -Z0-25). Mit einer Remanenz von etwa 0,47 T und einer Sättigungsmagnetislerung
von etwa 1,2 T für * = 9 sind diese metallischen Gläser geeignet als Tonband kopfkerne.
Die Permeabilität ist das Verhältnis von Induktion zu angelegtem magnetischem Feld. Eine höhere Permeabilität
führt zu einem Material, das bei bestimmten Anwendungen, wie als Tonbandaufzelchnungsgerätköpfe,
infolge des erhöhten Ansprechens brauchbarer ist. Die Permeabilität wird gewöhnlich als Anfangspermeabilität,
gewöhnlich bei einem angelegten Feld, das 5 · 1(H Tesla ergibt, und als Maximalpermeihilität definiert.
Bekannte glasartige Legierungen ohne Molybdängehait haben Anfangspermeabüitäten von wen^c als etwa 2500
und Maximalpermeabllltäten von weniger ιλ etwa 70 000 in dem Zustand, wie sie abgeschreckt sind. Beispielsweise
hat eine bekannte glasartige Legierung, der Zusammensetzung Fe80B20 eine Anfangspermeabilität von 2500
und eine Maximalpermeabilität von 60 000. Im Gegensatz dazu hat eine glasarlge Legierung nach der Erfindung
mit der Zusammensetzung Fe76Mo4B20 eine Anfangspermeabilität von 4600 und eine Maximalpermeabilität von
128 000.
Die Frequenzabhängigkeit der effektiven Permeabilität der erfindungsgemäß verwendeten glasartigen Legierungen
Ist ähnlich derjenigen der Permalloys 4 bis 79, und bei höheren Frequenzen (etwa 50 kHz bis 1 MHz) Ist
die effektive Permeabilität nahezu zweimal so groß wie die der Permalloys 4 bis 79. Besonders; bemerkt sei die
Tatsache, daß eine wärmebehandelte glasartige Legierung Fe4ONIj6Mo4B20 eine etwa zehnmal höhere effektive
Permeabilität in dem obigen Frequenzbereich hat als die wärmebehandelte glasartige Legierung Fe40Nl40B2O.
Sättigungsmagnetostrlktlon ist die Veränderung der Länge unter dem Einfluß eines Sättigungsmagnetfeldes.
Die Magnetostriktion wird gewöhnlich als das Verhältnis der Längenveränderung zu der ursprünglichen Länge
definiert und in ppm angegeben. Bekannte glasartige Legierungen (ohne Molybdängehait) haben Sättlgungsmagnetostriktionen
von 10 bis 30 ppm und höher. Beispielswelse eine glasartige Legierung mit der Zusammensetzung
Fe40Nl40P14B6 hat eine Sättigungsmagnetostrlktlon von 11 ppm. Im Gegensatz dazu hat eine glasartige
Legierung nach der Erfindung mit der Zusammensetzung Fe40Nl)4Mo6B20 eine Sättlgungsmagnetostriktlon von
nur 5 ppm. Andererseits hat eine bekannte glasartige Legierung mit der Zusammensetzung Fe80B20 eine Sättigungsmagnetostrlktlon
von 30 ppm. Im Gegensatz dazu hat eine glasartige Legierung nach der Erfindung mit 4C
der Zusammensetzung Fe76Mo4B20 eine Sättlgungsmagnetostriktlon von nur 16 ppm. In jedem Fall vermindert
die Zugabe von Molybdän die Sättigungsmagnetostrlktion urr. etwa 50%.
Der Wechselstrom-Kernverlust Ist jener Energieverlust, der als Wärme abgegeben wird. Er ist die Hysterese
in einem Wechselstromfeld und wird durch die Fläche einer B-H-Kurve für niedrige Frequenzen (weniger als
etwa 1 kHz) und aus dem komplexen Eingangsstrom in der erregenden Spule für hohe Frequenzen (etwa 1 kHz
bis 1 MHz) gemessen. Ein niedriger Kernverlust Ist erwünscht bei einem Material für Tonbandaüfzeichnungsköpfe
und Transformatoren. Der Kernverlust wird In Einheiten von Watt/kg definiert. Bekannte glasartige
Legierungen haben typischerweise Wechselstrom-Kernverluste von wenigstens etwa 0,5 bis 7 Watt/kg bei einer
Induktion von 1 kGauss über den Frequenzbereich von 1 bis 5 kHz, wie Metallgläser ohne Molybdängehait
Beispielsweise hat dl? bekannte glasartige Legierung mit der Zusammensetzung Fe40Nl40P14B6 einen Wechselstrom-Kernverlust
von 0,57 W/kg bei einer Induktion von 0,1 T über den Frequenzbereich von 1 bis 5 kHz,
während eine glasartige Legierung mit der Zusammensetzung Fe80B20 einen Wechselstrom-Kernverlust von 0,4
bis 3,5 W/kg bei einer Induktion von 0,1 T über den gleichen Frequenzbereich hat. Im Gegensatz dazu hat eine
glasartige Legierung nach der Erfindung mit der Zusammensetzung Fe40NIj6Mo4B20 einen Wechselstrom-Kernverlust
von 0,3 bis 2,7 W/kg bei einer Induktion von 0,1 T über den gleichen Frequenzbereich. «
Flg. 2 zeigt die Frequenzabhängigkeit des Kernverlustes für einige glasartige Legierungen nach de/ Erfindung
(Fc40NiJ6Mo4B20, Fe71)Nl6Mo4C1HB2, Fc76Mo4B20 und Fe78Mo3B20) Im Vergleich mit einer btkann;en glasartigen
Legierung (Fe40NI40Pi4B6). Die kohlenstoffhaltigen Legierungen nach der Erfindung haben etwas bessere Wechselstromelgcnschaftcn
bei höheren Frequenzen als glasartiges Fc4ONI4UPi4KH, während die borhaltlgen Legierungen
nach der Erfindung einen Kernverlusi von etwa V10 desjenigen der bekannten glasartigen Legierung haben. «·
Glühen vermindert den Kernverlust welter,
Die Krlstalllsationstemperalur, wie sie hler diskutiert wird, wird durch Thermomagnetlsierungsmethoden
gemessen und ergibt etwas genauere Ergebnisse als Kristallisationstemperaturen, die mit Dlfferentia'abtastkalorimetern
gemessen werden. Bekannte glasartige Legierungen besitzen Krlstalllsatlonstemperaturen von etwa
660° K. Beispielsweise hat eine glasartige Legierung mit der Zusammensetzung Fe40Ni40Pi4B6 eine Kristallisa- M
tlonstemperatur von 665° K, während eine solche mit der Zusammensetzung Te10B3O eine Kristallisationstemperatur
von 658° K hat Im Gegensatz dazu zeigt eine glasartige Legierung nach der Erfindung Fe80^MoxB20 (2
< χ < 6) eine Steigerung der Kristallisationstemperatur von etwa 15° je Atom-% vorhandenen Molybdäns, siehe
auch Flg. I.
Die erfindungügemüß verwendeten glasartigen Legierungen werden In der Welse hergestellt, daß man eine
Schmelze der erwünschten Zusammensetzung mli einer Geschwindigkeit von wenigstens etwa 105oC/Sek.
abkühlt, Indem man Abschreckmethoden verwendet, die auf dem Gebiet der Mctallglüser bekannt sind, siehe
US-PS 38 56 513 Die Metallgläser sind Im wesentlichen vollständig, d.h. zu wenigstens 90% glasartig, und
besitzen folglich niedrigere Koerzltlvkräfte und sind duktiler als weniger glasartige Legierungen.
Beispiel I Fe-Mo-B-System
Bänder der Zusammensetzung Fe,m_tMoTBj0 mit Abmessungen von etwa 1 bis 2 mm Breite und etwa 30 bis
50 μίτι Dicke wurden hergestellt, indem eine Schmelze der betreffenden Zusammensetzung durch Überdruck
von Argon auf ein sich schnell drehendes Kupferkühlrad (Oberflächengeschwindigkeit etwa 914 bis 1829
m/Min.) aufgedüst wurde.
Der Molybdängehalt wurde von 2 bis 6 Atom-% variiert. Es wurden Im wesentlichen glasartige Bänder für
einen Molybdängehalt bis zu 6 Atom-% erhalten.
Permeabilität, Magnetostriktion, Kernverlust, Magnetisierung und Koerzitivkraft wurden nach herkömmlichen
Methoden unter Verwendung der B-H-Kurven. von Halbleiterverformungsmeßgeräten und eines Magnetometers
für eine vibrierende Probe gemessen. Die Curie-Temperatur und die Krlstalllsatlonstempcralur wurden nach
einer Thermomaijnetlslerungsmethode gemessen. Die Werte sind In der nachfolgenden Tabelle I zusammengestellt.
Zu Verglelchszwecken sind auch die Werte einer glasartigen Legierung ohne Molybdängchall (Fc,oBJO)
enthalten. Die magnetischen Eigenschaften dieser glasarlgcn Legierungen nach dem Glühen sind in Tabelle Il
aufgeführt.
Das Vorhandensein von Molybdän steigert ersichtlich die Wechsclslrompcrmcabllltüt und den spezifischen
Widerstand und vermindert den Wechselstrom-Kcrnvcrlusl, die Koerzitivkraft und die Magnetostriktion in
dem abgeschreckten wie auch Im wärmcbehandelten Zustund. Außerdem waren die wirksamen
Wechselstrompermeabilitäten bei 500 kHz etwa 1200 bei warmcbcham'-iltcn Fe7jMojB!0- und Fe7(,Mo4B2o-Metallgläsern.
Die Kombination dieser Eigenschaften macht diese Zusammensetzung geeignet für Hochfrequenztransformatoren
und Tonbandköpfe.
Magnetische und thermische Eigenschaften von Feeo-xMo^o im abgeschreckten Zustand
Wert von .v | Gleichstrompermeabilität | Maximal | Sättigungs- | Wechselstrom | Sättigungs- | Remanenz, | Koerzitiv | Curie- | Kristalli | Spezifischer |
Anfang | magneto- striktion, |
kernverlust *), W/kg |
magneti sierung, |
T | kraft, Nm | Temperatur | sations- temperatur, |
Widerstand bei Raum |
||
(50) | ppm | -τ- | 0K | temperatur, | ||||||
60 000 | μΩ-cm | |||||||||
0 | 2 500 | 30 | 3,5 | Ι,6 | 0,75 | 7,96 | 647 | 658 | 140 | |
(Vergleich) | 72 000 | |||||||||
2 | 2 180 | 63 500 | 20 | 2.5 | 1.34 | 0,55 | 6,05 | 595 | 680 | 160 |
2 470 | 128 000 | 0.9 | 0,50 | 6,21 | ||||||
4 | 4 600 | 128 000 | 16 | 3,5 | 1.09 | 0,49 | 3,02 | 520 | 7-20 | 166 |
4 600 | 0,49 | 3.02 | ||||||||
f, | 10 | 0.89 | _ | _ | 456 | 750 | 165 |
·) Bei einer Induktion von 0.1 T und einer Frequenz von 5 kHz.
ON VO
Magnetische Eigenschaften von Femi_vMo.vB2(i, wärmebehandek
Wen von ν | Gleichstrompermeabilität Anfang (50) Maximal |
320 000 | Wechselstrom- Kernverlust *), W/kg |
Remanenz, T |
Koerzitivkraft. Λ/m |
0 (Vergleich) |
a) 6 500 | 375 000 | 1,1 | 1,2 | 3,18 |
2 | b) 14 300 | 347 000 | 0,8 | 0,75 | 1,59 |
c) 11 200 | 280 000 | 0,76 | 1,75 | ||
4 | d) 10 700 | 221 000 | 0,7 | 0,475 | 1,35 |
e) 9 500 | 0,375 | 1,35 |
*) Itci einer Induktion von II. I T und einer lrei|ucn/ von 5 kll/.
a) 1 Stunde auf 600° K erhitzt und mit 50°/Std. auf 300° K gekühlt.
b) Auf 673° K erhitzt, auf 620° K gekühlt, auf 298° K mit 50°/Std. In 796 A/m gekühlt.
c) Auf 700° K erhitzt, auf 620° K gekühlt, auf 298° K mit 50°/Std. In 796 A/m gekühlt.
d) Auf 663° K erhitzt, auf 550° K gekühlt, mit 13°/Std. In 796 A/m auf 530° K gekühlt, auf 298° K gekühlt.
e) Aur 660° K erhitzt, mit 150°/Std. In 796 A/m auf 298° K gekühlt.
Beispiel 2 Fe-Nl-Mo-B-System
Bänder der Zusammensetzung Fe4nNi40_vMovB2n und mit Abmessungen von etwa 1 bis 2 mm Breite und etwa
25 bis 50 μιη Dicke wurden wie In Beispiel 1 hergestellt.
Der Molbydängehalt wurde von 2 bis 6 Atom-* variiert. Es wurden im wesentlichen glasartige Bänder für
einen Molybdängehalt bis zu 6 Atom-1*, erhalten.
.15 Die magnetischen und thermischen Werte sind in Tabelle III nachfolgend zusammengestellt. Zu Vergleichszwecken sind auch die Werte einer glasartigen Legierung ohne Molybdän clnbezogen (Fe4ONl4OB2o). Die magnetischen
Eigenschaften dieser glasartigen Legierungen nach dem Glühen sind In Tabelle IV gezeigt.
Die magnetischen Eigenschaften der glasartigen Legierungen Im abgeschreckten Zustand bei niedrigem
Magnetfeld mit und ohne Molybdän waren vergleichbar mit Ausnahme der Verminderung der Magnetostriktion,
■in der Erhöhung des spezifischen Widerstandes und der Erhöhung der Kristalllsallonstcmpcratur bei den Metallglasern
mit einem Molybdängehalt. Infolge der Abnahme der Curlc-Temperatur, die in Flg. 1 gezeigt Ist, sind die
Metallgläser, welche für ?.ln wirksames Felderhitzen geeignet sind, auf die Legierungen beschränkt, die bis zu
etwa 6 Atom-% Molybdän enthalten. Obwohl die Wechselstrompermeabilität In der molybdänhaltigen wärmebehandelten
glasartigen Legierung etwas niedriger als jene der molybdänfreien erhitzten Legierung Fe40 Ni40 B20
(Tabelle IV) waren, waren die effektiven Wechselstrompermeabilitäten der wärmebehandelten glasartigen Legierungen
Fe40NI40_t Mo1B20 U
> 2) bei etwa 60 Hz mit jenen von wärmebehandeltem Fe40 Nl40 B20 vergleichbar.
Im Gegensatz zu der drastischen Verminderung der Wechselstrompermeabllttät der wärmebehandelten glasartigen
Legierung Fe40 Nl40 B20 oberhalb 60 Hz litten die molybdänhaltlgen glasartigen Legierungen nach der Erfindung
nicht an einer solch drastischen Verminderung. Beispielsweise die Wechselstrompermeabllltät von wärmebehandelter
glasartiger Legierung Fe40Ni)6Mo4B20 lag bei etwa 8500, 5500 bzw. 1800 bei Frequenzen von 50 kHz,
100 kHz bzw. 500 kHz. Entsprechende Werte waren 600, 350 bzw. 110 für die wärmebehandelte glasartige Legierung
Fe40Ni40B20.
Außerdem wurde eine merkliche Verminderung des Wechselstrom-Kernverlustes in den wärmebehandelten
molybdänhaltigen Legierungen nach der Erfindung erreicht (siehe Tabelle IV). Der Kernverlust lag im Bereich
von etwa V10 bis V20 desjenigen von wärmebehandelten molybdänfreien glasartigen Legierungen.
Die obige verbesserte Eigenschaftskombination der Legierungen nach der Erfindung macht diese Zusammensetzungen
geeignet für Tonbandaufzeichnungsköpfe.
Magnetische und thermische Eigenschaften von Fe40Ni40-.iMo.vB20 im abgeschreckten Zustand
Wert von .v | Gleichstrompermeabilität Anfang Maximal (50) |
60 000 | Sättigungs- magneto- striktion, ppm |
Wechselstrom- kernverlusi ·). W/kg |
Sättigungs- magneti sierung, T |
Remanenz, T |
Koerzi'.'.·- kraft. A/m |
Curie- Temperaiur |
Kristalli- sations- temperatur, 0K |
Spezifischer Widerstand bei Raum temperatur. μΩ-cm |
O | 3 600 | 13,5 | 3,5 | 1,0 | 0,50 | 4,78 | 662 | 662 | 140 | |
(Vergleich) | 47 600 | |||||||||
2 | 2 470 | 72 000 | 10 | 2,7 | 0,91 | 0,30 | 5,01 | 625 | 680 | 170 |
3 000 | 61000 | 0,41 | 4,54 | |||||||
4 | 3 260 | 74 000 | 8 | 2,7 | 0,82 | 0,34 | 4.46 | 576 | 700 | 160 |
3 600 | 30 700 | 0,39 | 4.22 | |||||||
ή | 2 060 | 5 | 4,2 | 0,67 | 0,23 | 5,97 | 514 | 720 | 150 |
·) Bei einer Induktion von 0.1 T und einer Frequenz von 5 kHz.
Wert von χ Gleichstrompermeabilität Wechselstrom- Remanenz, Koerzitivkraft,
Anfang (50) Maxima! ^™erius<t)<
T
0 (Vergleich) |
a) 30 000 | 800 000 | 9,5 | 0,85 | 1,19 |
2 | b) 14 130 c) 8 330 |
485 000 406 300 |
1,4 | 0,82 0,81 |
1,35 1,59 |
4 | d) 17 000 e) 12 300 |
300 000 500 000 |
0,7 | 0,60 0,75 |
1,59 1,19 |
6 | Π 14 250 | 174 000 | 0,45 | 0.38 | 1.59 |
*) Bei einer Induktion von u.i ι und einer Frequenz von 5 κίϊ/.
a) Auf 660° K erhitzt, mit 50°/Std. In 796 A/m auf 300° K gekühlt.
b) Auf 670° K erhitzt, auf 600° K gekühlt, 20 Minuten bei 600° K gehalten, mit 50°/Std. In 796 A/m auf
298° K gekühlt.
c) Auf 670° K erhitzt, mit lOOVStd. in 796 A/m auf 298° K gekühlt.
d) Auf 680° K erhitzt, auf 625° K gekühlt, mit 50°/Std. in 796 A/m auf 298° K gekühlt.
e) Auf 680° K erhitzt, mit lOOVStd. In 796 A/m auf 298° K gekühlt.
0 Auf 515° K erhitzt, mit 10°/Std. auf 500° K gekühlt, mit 50°/Std. In 796 A/m auf 300c K gekühlt.
Beispiel 3
Fe-Mo-C-B-System
Bänder der Zusammensetzung FeJcMo11CuB2 und mit Abmessungen von etwa 1 bis 2 mm Breite und etwa
25 bis 50 μπι Dicke wurden wie In Beispiel 1 hergestellt. Der Molybdängehalt wurde von 2 bis 15 Atom-% variiert. Es wurden im wesentlichen glasartige Bänder mit einem Molybdängehalt von 4 bis 12 Ato n-% erhalten.
Ein Molybdängehalt geringer als 4 Atom-% ergab Im wesentlichen kristalline Bänder, die ziemlich brüchig
waren. Ein Molybdängehalt von mehr als etwa 12 Atom-% verminderte die Curie-Temperatur auf einen unan-
* nehmbar niedrigen Wert.
Die magnetischen und thermischen Werte sind In der nachfolgenden Tabelle V zusammengestellt. Die
magnetischen Eigenschaften nach der Wärmebehandlung sind in Tabelle VI aufgeführt. Die entsprechende
Legierung ohne Molybdän konnte nicht zu einem wesentlichen glasartigen Zustand abgeschreckt werden.
Wie aus Tabelle V ersichtlich lsi, hatte die glasartige Legierung Fe72MOjCuB2 Im abgeschreckten Zustand
•>5 eine Anfangspermeabilität y.!0 von etwa 5500. Dies Ist der bislang höchste beobachtete Wert bei glasartigen
Legierungen Im abgeschreckten Zustand und sehr günstig Im Vergleich mit der glasartigen Legierung
Fe4ONi10PuB6 Im abgeschreckten Zustand, für die μ so= 1600 ist und die etwa die gleiche Sättigungsinduktion bei
Raumtemperatur wie die oben erwähnte glasartige Legierung hat. Außerdem war der Kcrnverlust bei 5 kHz der
molybdänhaltlgen Legierung Cx = 8) etwa '/s desjenigen der Legierung F&toNUoPuBs.
5n Die glasartigen Legierungen nach der Erfindung ergeben so nickelfreie Materialien mit Eigenschaften, die mit
jenen solcher vergleichbar sind, die hohe Nickelmengen enthalten, wie Fe<oNl4oPnB6.
; im abgeschreckten Zustand
Wert von ι |
G leichstrompermeabilität
Anfang (50) Maximal |
58 000 |
Sättigungs-
magneto- striktion. ppm |
5 kHz. |
Wechselstrom
kernverlust *), W/kg |
Sättigungs-
magneti sierung, T |
Remanenz.
T |
Koerzitiv
kraft, A/m |
Curie-
Temperatur |
Kristalli
sations- temperatur, 0K |
27 56 920 |
4 | 1 100 | 50 000 | 18 | 4,0 | 1,25 | 0,44 | 6,37 | 539 | 740 | ||
6 | 1550 | 71000 | 14 | 2.4 | 1,05 | 0.385 | 5.57 | 485 | 758 | ||
8 | 5 500 | - | 8 | 1,5 | 0,89 | 0,33 | 3,18 | 416 | 790 | ||
10 | - | - | 5 | - | 0,65 | 0.27 | 2,79 | 396 | 830 | ||
12 | - | Induktion von 0.1 T und einer Frequenz von | 2 | - | 0,41 | 0.10 | 1.59 | 335 | 906 | ||
"ι Be. einer | |||||||||||
Eigenschaften | 27 | 114 000 | 56 920 |
Remanenz,
T |
Koerzitivkraft,
A/m |
|
Tabelle VI | 129 000 | 0,525 | 3,66 | |||
Magnetische | von Fe8O.?! | 90 000 | 0,425 | 2,63 | ||
Wert von y |
Gleichstrom permeabilität
Anfang (50) Maximal |
96 000 120 000 |
030 0,325 |
3,34 2,87 |
||
4 | a) 3 140 | - | VlOyB2, wärmebehandelt | 0,268 0,348 |
2,23 2,31 |
|
6 | b) 3 010 | _ |
Wechselstrom-
Kernverlust *), W/kg |
- | - | |
8 | c) 3 200 5 000 |
12,5 | _ | _ | ||
d) 4 750 e) 3 800 |
10,5 | |||||
10 | - | 8,9 | ||||
Yl | _ | |||||
6,5 | ||||||
4,1 |
·) Bei einer Induktion von 0,1 T und einer Frequenz von 5 kHz.
25 a) Auf 623° K erhitzt, 2 Std. dort gehalten, auf 298° K gekühlt.
b) Auf 598° K erhitzt, 3 Std. dori gehalten, auf 298° K gekühlt.
c) Auf 500° K erhitzt, mit 1 VMIn. in 796 A/m auf 298° K gekühlt.
d) Auf 630° K erhitzt, mit IVMIn. in 796 A/m auf 298° K gekühlt.
e) Auf 630° K erhitzt, mit 7VMIn. in 796 A/m auf 298° K gekühlt.
Beispiel 4 Fe-Nl-Mo-C-B-System
Bänder mit der Zusammensetzung FeTi^-NLMo4CuB2 und mit Abmessungen von etwa 1 bis 2 mm Breite und
etwa 25 bis 50 μηι Dicke wurden wie in Beispiel 1 hergestellt. Der Nickelgehalt wurde von 0 (FeTeMo4CuB2) bis
9 Atom-% variiert. Die magnetischen und thermischen Werte sind In der nachfolgenden Tabelle VI! zusammengestellt. Die magnetischen Eigenschaften nach der Würmebehandlung sind in der Tabelle VIII angegeben.
Nickel wurde den Fe-Mo-C-B-Legierungen In einem Versuch zugegeben, die Abnahme der Curie-Temperatur
infolge der Anwesenheit von Molybdän zu kompensieren. Es wurden jedoch die folgenden überraschenden
Ergebnisse erhalten: Die Frequenzabhängigkeit der Koerzitivkraft und die Wechselstrom-Kernverluste glasartiger
Legierungen dieses Systems waren wesentlich geringer als jene anderer Systeme. Die meisten Legierungen zeigten H1. proportional zu /°·4 und Verluste proportional zu /'·* bei hohen Frequenzen, während die glasartigen
Legierungen nach der Erfindung ein H1. proportional zu /°·25 und Verluste proportional zu f'1 bei hohen
Frequenzen (siehe Flg. 2) zeigten. Bis zu etwa 100 Hz war die Koerzitivkraft glasartiger Legierungen dieses
Systems entweder konstant oder hatte eine kleine Frequenzabhängigkeit (Hc proportional zu./0·1). Im Gegensatz
dazu beginnt die Koerzivltkraft anderer glasartiger Legierungen bei/= I bis 10 Y\t zu steigen und gehorcht dem
/°·4-Gesetz. So haben die glasartigen Zusammensetzunger.· dieses Systems eine bessere Hochfrequenzleistung
und sind somit geeignet für magnetische Einrichtungen für hohe Frequenz.
10
Magnetische und thermische Eigenschaften von
im abgeschreckten Zustand
Wert von ; Gleichstrompcrmeabilität
Anfang (50) Maximal
Sättigungsmagnetostriktion, ppm
V.'ichselstromkernverlust
·), W/kg
Sättigungsmagneti sierung. T
Remanenz, T
Koerzitivkraft. A/m
Curie-Temperatur
Kristallisationstemperatur. 0K
100
240
790
000 000 000
18
*) Bei einer Induktion von 0.! T und einer Frequenz \on 5 kHz.
4,0 4.0 4,5
1,25 1.24 1.21
0,44 0,56 0,47
6,37
7,16
10,35
539
565
592
565
592
740 692 730
Magnetische Eigenschaften von Fe?<,-:Ni:MoiCixB2, wärmebehandeli *)
Wert von - Gleiohstrompermeabilital Wechselstrom- Remanenz, Koerzitivkraft,
Anfang (5(1) Maximal Kernverlus. »). T A/m
W/kg
0 | 3 140 | 114 000 | _ | 0,53 | 3.98 |
3 | I 850 | 92 000 | - | 0,56 | 4,78 |
9 | I 730 | 82 000 | 0,7 | 0,50 | 4.78 |
*) 2 Slunden in 796 A/m .ml i>l)0° K erhil/l.
•*l Bei einer Induktion von 0.1 T und einer l'rcqucn/ von > kll/.
•*l Bei einer Induktion von 0.1 T und einer l'rcqucn/ von > kll/.
B ρ I s η I f! 1 S
:o Fe-M-B-Systcm
:o Fe-M-B-Systcm
Bänder mit Zusammensetzung Fe80 ξΜ,Β20, worin M ein Element aus der Gruppe Titan, Niob und Wolfram
war, wurden hergestellt. Die Bänder mit Abmessungen von etwa I bis 2 mm Breite und etwa 25 bis 50 μιπ
Dicke wurden wie in Beispiel 1 hergestellt. Der Gehalt von Titan. Niob und Wolfram wurde von 0 (Fe,oBjo) bis
2> 5 Atom-"*, variiert. Es wurden Im wesentlichen glasartige Bänder erhalten. Die magnetischen und thermischen
Werte sind in der Tabelle IX nachfolgend zusammengestellt.
Magnetische und thermische Eigenschaften von F:e«„. vM,B2i>
1» im abgeschreckten Zustand
Wen von < M Siitligungs- Curie- Krislallisations-
magneiisierung, T Temperatur, ° K temperatur, ° K
1,60 647 658
5 | Ti | 1,30 |
5 | Nb | 1,03 |
5 | W | 0,94 |
546 | 745 |
482 | 795 |
497 | 810 |
Hierzu 2 Blatt Zeichnungen
Claims (3)
- Patentansprüche:1 Verwendung einer glasartigen Legierung mit der Zusammensetzung Fejo-.rMo.vB20, Fe807MOyC18B2 oder Fe76-ZNL-Mo4C18B2 mit 2 < χ < 6, 4 < y < 12 oder 0 < ζ < 9 für Tonbandköpfe, Relaiskerne oder Transformatoren.
- 2. Verwendung einer glasartigen Legierung mit der Zusammensetzung Fe80^TixB20, Fe80^NbxB20 oder Fe81^xWxB20 mit 2 < χ < 5 für Tonbandköpfe, Relaiskerne oder Transformatoren.
- 3. Verwendung einer glasartigen Legierung mit der Zusammensetzung Fe51Mo2Bi7, Fe7JMo2B20, Fe76Mo4B20, Fe40Ni16Mo4B20, Fe70Co6Mo4CB2, Fe72Mo„CB2 oder Fe72Ni6Mo4CB2 für Tonbandköpfe, Relaiskerne oder Transformatoren.
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US05/755,386 US4152144A (en) | 1976-12-29 | 1976-12-29 | Metallic glasses having a combination of high permeability, low magnetostriction, low ac core loss and high thermal stability |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
DE2756920A1 DE2756920A1 (de) | 1978-07-06 |
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Family Applications (1)
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---|---|---|---|
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Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US4152146A (en) * | 1976-12-29 | 1979-05-01 | Allied Chemical Corporation | Glass-forming alloys with improved filament strength |
US4225339A (en) * | 1977-12-28 | 1980-09-30 | Tokyo Shibaura Denki Kabushiki Kaisha | Amorphous alloy of high magnetic permeability |
DE2861328D1 (en) * | 1978-01-03 | 1982-01-14 | Allied Corp | Iron group transition metal-refractory metal-boron glassy alloys |
JPS5589451A (en) * | 1978-12-28 | 1980-07-07 | Takeshi Masumoto | Amorphous alloy containing iron group element and carbon |
WO1979000674A1 (en) * | 1978-02-03 | 1979-09-20 | Shin Gijutsu Kaihatsu Jigyodan | Amorphous carbon alloys and articles manufactured therefrom |
US4282046A (en) * | 1978-04-21 | 1981-08-04 | General Electric Company | Method of making permanent magnets and product |
US4234360A (en) * | 1978-04-21 | 1980-11-18 | General Electric Company | Method of making hysteresis motor rotor using amorphous magnetic alloy ribbons |
DE2832731A1 (de) * | 1978-07-26 | 1980-02-07 | Vacuumschmelze Gmbh | Magnetkern aus einer weichmagnetischen amorphen legierung |
US4227120A (en) * | 1978-09-22 | 1980-10-07 | General Electric Company | Stress-relieved amorphous metal toroid-shaped magnetic core |
US4268325A (en) * | 1979-01-22 | 1981-05-19 | Allied Chemical Corporation | Magnetic glassy metal alloy sheets with improved soft magnetic properties |
US4226619A (en) * | 1979-05-04 | 1980-10-07 | Electric Power Research Institute, Inc. | Amorphous alloy with high magnetic induction at room temperature |
EP0022556A1 (de) * | 1979-07-13 | 1981-01-21 | Gerhard J. Prof. Dr. Müller | Implantierbarer elektrischer Leiter, insbesondere Stimulationselektrodenleitung und/oder -elektrode |
US4260416A (en) * | 1979-09-04 | 1981-04-07 | Allied Chemical Corporation | Amorphous metal alloy for structural reinforcement |
US4318733A (en) * | 1979-11-19 | 1982-03-09 | Marko Materials, Inc. | Tool steels which contain boron and have been processed using a rapid solidification process and method |
US4325733A (en) * | 1979-12-28 | 1982-04-20 | International Business Machines Corporation | Amorphous Co-Ti alloys |
JPS5789450A (en) | 1980-11-21 | 1982-06-03 | Matsushita Electric Ind Co Ltd | Amorphous magnetic alloy |
JPS606907Y2 (ja) * | 1980-12-05 | 1985-03-07 | ソニー株式会社 | 摺動部材 |
US4523950A (en) * | 1980-12-29 | 1985-06-18 | Allied Corporation | Boron containing rapid solidification alloy and method of making the same |
JPS57169050A (en) * | 1981-02-10 | 1982-10-18 | Toshiba Corp | Temperature sensitive amorphous magnetic alloy |
US6296948B1 (en) | 1981-02-17 | 2001-10-02 | Ati Properties, Inc. | Amorphous metal alloy strip and method of making such strip |
JPS5816048A (ja) * | 1981-07-22 | 1983-01-29 | Res Inst Electric Magnetic Alloys | 耐食性の優れた高透磁率非晶質合金およびその製造方法 |
DE3274562D1 (en) * | 1981-08-21 | 1987-01-15 | Allied Corp | Metallic glasses having a combination of high permeability, low coercivity, low ac core loss, low exciting power and high thermal stability |
US4834816A (en) * | 1981-08-21 | 1989-05-30 | Allied-Signal Inc. | Metallic glasses having a combination of high permeability, low coercivity, low ac core loss, low exciting power and high thermal stability |
JPS58147543A (ja) * | 1982-02-26 | 1983-09-02 | Toshiba Corp | 高周波領域における低鉄損非晶質合金 |
US4462826A (en) * | 1981-09-11 | 1984-07-31 | Tokyo Shibaura Denki Kabushiki Kaisha | Low-loss amorphous alloy |
JPS5887803A (ja) * | 1981-11-20 | 1983-05-25 | Tdk Corp | 電源ラインフイルタ用インダクタ |
US4743513A (en) * | 1983-06-10 | 1988-05-10 | Dresser Industries, Inc. | Wear-resistant amorphous materials and articles, and process for preparation thereof |
US4756747A (en) * | 1985-02-11 | 1988-07-12 | The United States Of America As Represented By The Department Of Energy | Synthesis of new amorphous metallic spin glasses |
US4626296A (en) * | 1985-02-11 | 1986-12-02 | The United States Of America As Represented By The United States Department Of Energy | Synthesis of new amorphous metallic spin glasses |
US4956743A (en) * | 1989-03-13 | 1990-09-11 | Allied-Signal Inc. | Ground fault interrupters for glassy metal alloys |
DE69013642T2 (de) * | 1989-11-17 | 1995-03-02 | Hitachi Metals Ltd | Magnetlegierung mit ultrakleinen Kristallkörnern und Herstellungsverfahren. |
WO1993023583A1 (en) * | 1992-05-14 | 1993-11-25 | Mitsubishi Rayon Co., Ltd. | Amorphous alloy and production thereof |
CA2126136C (en) * | 1994-06-17 | 2007-06-05 | Steven J. Thorpe | Amorphous metal/metallic glass electrodes for electrochemical processes |
US5628840A (en) * | 1995-04-13 | 1997-05-13 | Alliedsignal Inc. | Metallic glass alloys for mechanically resonant marker surveillance systems |
US6093261A (en) * | 1995-04-13 | 2000-07-25 | Alliedsignals Inc. | Metallic glass alloys for mechanically resonant marker surveillance systems |
US5495231A (en) * | 1995-04-13 | 1996-02-27 | Alliedsignal Inc. | Metallic glass alloys for mechanically resonant marker surveillance systems |
US6187112B1 (en) | 1995-04-13 | 2001-02-13 | Ryusuke Hasegawa | Metallic glass alloys for mechanically resonant marker surveillance systems |
US6146033A (en) * | 1998-06-03 | 2000-11-14 | Printronix, Inc. | High strength metal alloys with high magnetic saturation induction and method |
CN100442402C (zh) * | 2005-11-16 | 2008-12-10 | 安泰科技股份有限公司 | 具有优良高频性能的铁基非晶合金粉末、磁粉芯及其制备方法 |
US8673402B2 (en) * | 2007-11-09 | 2014-03-18 | The Nanosteel Company, Inc. | Spray clad wear plate |
JP6178073B2 (ja) | 2009-05-19 | 2017-08-09 | カリフォルニア インスティチュート オブ テクノロジー | 強じんな鉄系バルク金属ガラス合金 |
WO2012047651A2 (en) * | 2010-09-27 | 2012-04-12 | California Institute Of Technology | Tough iron-based metallic glass alloys |
EP2748345B1 (de) | 2011-08-22 | 2018-08-08 | California Institute of Technology | Massenherstellung von metallischen gläsern auf nickelbasis und mit chrom und phosphor |
US11377720B2 (en) | 2012-09-17 | 2022-07-05 | Glassimetal Technology Inc. | Bulk nickel-silicon-boron glasses bearing chromium |
WO2014058893A1 (en) * | 2012-10-08 | 2014-04-17 | Glassimetal Technology, Inc. | Bulk nickel-phosphorus-boron glasses bearing molybdenum |
DE112013005202T5 (de) | 2012-10-30 | 2015-08-27 | Glassimetal Technology, Inc. | Nickelbasierende chrom- und phosphorhaltige metallische Massivgläser mit hoher Härte |
US9365916B2 (en) | 2012-11-12 | 2016-06-14 | Glassimetal Technology, Inc. | Bulk iron-nickel glasses bearing phosphorus-boron and germanium |
WO2014078697A2 (en) | 2012-11-15 | 2014-05-22 | Glassimetal Technology, Inc. | Bulk nickel-phosphorus-boron glasses bearing chromium and tantalum |
JP2014132116A (ja) | 2013-01-07 | 2014-07-17 | Glassimetal Technology Inc | 鉄を含有するバルクニッケル−ケイ素−ホウ素ガラス |
US9816166B2 (en) | 2013-02-26 | 2017-11-14 | Glassimetal Technology, Inc. | Bulk nickel-phosphorus-boron glasses bearing manganese |
US9708699B2 (en) | 2013-07-18 | 2017-07-18 | Glassimetal Technology, Inc. | Bulk glass steel with high glass forming ability |
US9863025B2 (en) | 2013-08-16 | 2018-01-09 | Glassimetal Technology, Inc. | Bulk nickel-phosphorus-boron glasses bearing manganese, niobium and tantalum |
US9920400B2 (en) | 2013-12-09 | 2018-03-20 | Glassimetal Technology, Inc. | Bulk nickel-based glasses bearing chromium, niobium, phosphorus and silicon |
US9957596B2 (en) | 2013-12-23 | 2018-05-01 | Glassimetal Technology, Inc. | Bulk nickel-iron-based, nickel-cobalt-based and nickel-copper based glasses bearing chromium, niobium, phosphorus and boron |
US10000834B2 (en) | 2014-02-25 | 2018-06-19 | Glassimetal Technology, Inc. | Bulk nickel-chromium-phosphorus glasses bearing niobium and boron exhibiting high strength and/or high thermal stability of the supercooled liquid |
US10287663B2 (en) | 2014-08-12 | 2019-05-14 | Glassimetal Technology, Inc. | Bulk nickel-phosphorus-silicon glasses bearing manganese |
US11905582B2 (en) | 2017-03-09 | 2024-02-20 | Glassimetal Technology, Inc. | Bulk nickel-niobium-phosphorus-boron glasses bearing low fractions of chromium and exhibiting high toughness |
US10458008B2 (en) | 2017-04-27 | 2019-10-29 | Glassimetal Technology, Inc. | Zirconium-cobalt-nickel-aluminum glasses with high glass forming ability and high reflectivity |
US11371108B2 (en) | 2019-02-14 | 2022-06-28 | Glassimetal Technology, Inc. | Tough iron-based glasses with high glass forming ability and high thermal stability |
Family Cites Families (10)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US3871836A (en) * | 1972-12-20 | 1975-03-18 | Allied Chem | Cutting blades made of or coated with an amorphous metal |
US3856513A (en) * | 1972-12-26 | 1974-12-24 | Allied Chem | Novel amorphous metals and amorphous metal articles |
GB1505841A (en) * | 1974-01-12 | 1978-03-30 | Watanabe H | Iron-chromium amorphous alloys |
SE7511398L (sv) * | 1974-10-21 | 1976-04-22 | Western Electric Co | Magnetisk anordning |
JPS5173920A (de) * | 1974-12-24 | 1976-06-26 | Tohoku Daigaku Kinzoku Zairyo | |
SE431101B (sv) * | 1975-06-26 | 1984-01-16 | Allied Corp | Amorf metallegering |
US4067732A (en) * | 1975-06-26 | 1978-01-10 | Allied Chemical Corporation | Amorphous alloys which include iron group elements and boron |
US4036638A (en) * | 1975-11-13 | 1977-07-19 | Allied Chemical Corporation | Binary amorphous alloys of iron or cobalt and boron |
US4056411A (en) * | 1976-05-14 | 1977-11-01 | Ho Sou Chen | Method of making magnetic devices including amorphous alloys |
US4038073A (en) * | 1976-03-01 | 1977-07-26 | Allied Chemical Corporation | Near-zero magnetostrictive glassy metal alloys with high saturation induction |
-
1976
- 1976-12-29 US US05/755,386 patent/US4152144A/en not_active Expired - Lifetime
-
1977
- 1977-12-21 DE DE2756920A patent/DE2756920C2/de not_active Expired
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- 1977-12-22 CA CA000293674A patent/CA1195150A/en not_active Expired
- 1977-12-27 JP JP15856977A patent/JPS5384802A/ja active Granted
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Also Published As
Publication number | Publication date |
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FR2376218A1 (fr) | 1978-07-28 |
FR2376218B1 (de) | 1982-08-27 |
JPH031373B2 (de) | 1991-01-10 |
CA1195150A (en) | 1985-10-15 |
GB1580498A (en) | 1980-12-03 |
JPS5384802A (en) | 1978-07-26 |
DE2756920A1 (de) | 1978-07-06 |
US4152144A (en) | 1979-05-01 |
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Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
OD | Request for examination | ||
8127 | New person/name/address of the applicant |
Owner name: ALLIED CORP., MORRIS TOWNSHIP, N.J., US |
|
8125 | Change of the main classification |
Ipc: C22C 32/00 |
|
D2 | Grant after examination | ||
8364 | No opposition during term of opposition |