JP2552274B2 - パ−ミンバ−特性を備えたガラス質合金 - Google Patents
パ−ミンバ−特性を備えたガラス質合金Info
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- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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- C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
- C22C19/07—Alloys based on nickel or cobalt based on cobalt
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- H—ELECTRICITY
- H01—ELECTRIC ELEMENTS
- H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
- H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
- H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
- H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
- H01F1/12—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials
- H01F1/14—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials metals or alloys
- H01F1/147—Alloys characterised by their composition
- H01F1/153—Amorphous metallic alloys, e.g. glassy metals
- H01F1/15316—Amorphous metallic alloys, e.g. glassy metals based on Co
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Description
【発明の詳細な説明】 本発明は低い磁場励磁における一定の透磁率およびく
びれた（Constricted）ヒステリシスループというパー
ミンバー（Perminver）特性を備えたガラス質合金に関
する。より詳細には、本発明は低い励磁水準において高
い非線形磁性をもつガラス質合金を提供する。
びれた（Constricted）ヒステリシスループというパー
ミンバー（Perminver）特性を備えたガラス質合金に関
する。より詳細には、本発明は低い励磁水準において高
い非線形磁性をもつガラス質合金を提供する。
一般的な強磁性体の磁気応答、すなわち励磁により起
こる磁気誘導はヒステリシスループにより特色づけられ
る非線形である。このループはゼロ励磁点付近で比較的
一定な透磁率を与えない。この特色を実現するために、
いわゆるパーミンバー合金が開発された〔たとえばアー
ル・エム・ボゾルス、強磁性（フアン・ノストランド
社、ニユーヨーク、1951年）、166−180頁参照〕。これ
らの合金は通常は結晶質の鉄−コバルト−ニツケル系を
基体とする。代表的組成物（重量％）には20％Fe−60％
Co−20％Ni（20−60パーミンバー）および30％Fe−25％
Co−45％Ni（45−45パーミンバー）が含まれる。結晶質
パーミンバー合金の改良がなされてきた。重要なものは
モリブデンの添加であり、7.5−45−25Mo−パーミンバ
ー（7.5％Mo−45％Ni−25％Co−22.5％Fe）の合成がそ
の一例である。この材料は1110℃から炉内冷却されると
dc保磁度（Hc）40A/m（＝0.5Oe）、初期透磁率（μｏ）
100、および残留磁気（Br）0.75Tを示した。
こる磁気誘導はヒステリシスループにより特色づけられ
る非線形である。このループはゼロ励磁点付近で比較的
一定な透磁率を与えない。この特色を実現するために、
いわゆるパーミンバー合金が開発された〔たとえばアー
ル・エム・ボゾルス、強磁性（フアン・ノストランド
社、ニユーヨーク、1951年）、166−180頁参照〕。これ
らの合金は通常は結晶質の鉄−コバルト−ニツケル系を
基体とする。代表的組成物（重量％）には20％Fe−60％
Co−20％Ni（20−60パーミンバー）および30％Fe−25％
Co−45％Ni（45−45パーミンバー）が含まれる。結晶質
パーミンバー合金の改良がなされてきた。重要なものは
モリブデンの添加であり、7.5−45−25Mo−パーミンバ
ー（7.5％Mo−45％Ni−25％Co−22.5％Fe）の合成がそ
の一例である。この材料は1110℃から炉内冷却されると
dc保磁度（Hc）40A/m（＝0.5Oe）、初期透磁率（μｏ）
100、および残留磁気（Br）0.75Tを示した。
近代的エレクトロニクス技術の出現により、パーミン
バー様の特性をさらに改良することが必要になつた。た
とえば低い磁場変調を必要とする効果的な変圧器が求め
られる場合には、さらにHcを低下させ、μｏを高めるこ
とが望ましい。さらに、一般的なパーミンバー合金がも
つ通常の非線形性は80A/m（1Oe）よりも十分に大きな水
準の励磁が得られない場合は利用できない。また多くの
用途にとつてac磁気損失が低いことも望ましい。これら
の優れた軟磁性を達成するための一方法は、材料の磁気
ひずみ値をできる限り低くすることである。
バー様の特性をさらに改良することが必要になつた。た
とえば低い磁場変調を必要とする効果的な変圧器が求め
られる場合には、さらにHcを低下させ、μｏを高めるこ
とが望ましい。さらに、一般的なパーミンバー合金がも
つ通常の非線形性は80A/m（1Oe）よりも十分に大きな水
準の励磁が得られない場合は利用できない。また多くの
用途にとつてac磁気損失が低いことも望ましい。これら
の優れた軟磁性を達成するための一方法は、材料の磁気
ひずみ値をできる限り低くすることである。
飽和磁気ひずみλｓは、減磁状態から飽和した強磁性
状態へと移行している磁性材料に起こる長さの分数変化
率Δl/lに関する。磁気ひずみの値（無次元数）は、し
ばしばマイクロストレイン（microstrain）の単位で与
えられる（すなわち１マイクロストレインは1ppmの長さ
分数変化率である）。
状態へと移行している磁性材料に起こる長さの分数変化
率Δl/lに関する。磁気ひずみの値（無次元数）は、し
ばしばマイクロストレイン（microstrain）の単位で与
えられる（すなわち１マイクロストレインは1ppmの長さ
分数変化率である）。
磁気ひずみの低い強磁性合金は幾つかの相互に関連す
る理由から望ましい。すなわち 1.軟磁性（低い保磁度、高い透磁率）は一般に、飽和磁
気ひずみλｓおよび磁性結晶アニソトロピーＫが共にゼ
ロに近づいた場合に得られる。従つて同一アニソトロピ
ーが与えられると、磁気ひずみの低い合金ほど低いdc保
磁度および高い透磁率を示すであろう。この種の合金は
各種の軟磁性用途に適している。
る理由から望ましい。すなわち 1.軟磁性（低い保磁度、高い透磁率）は一般に、飽和磁
気ひずみλｓおよび磁性結晶アニソトロピーＫが共にゼ
ロに近づいた場合に得られる。従つて同一アニソトロピ
ーが与えられると、磁気ひずみの低い合金ほど低いdc保
磁度および高い透磁率を示すであろう。この種の合金は
各種の軟磁性用途に適している。
2.このようにゼロ磁気ひずみ材料の磁性は機械的ひずみ
に対して不感受性である。その場合、この種の材料から
デバイスを製造するのに必要な巻き取り、打抜きその他
の物理的取扱いののち応力除去のために焼鈍する必要性
はほとんどない。これに対し応力感受性の材料（たとえ
ば結晶質合金）の磁性はこの種の冷間加工により著しく
劣化するので、この種の材料は慎重に焼鈍されなければ
ならない。
に対して不感受性である。その場合、この種の材料から
デバイスを製造するのに必要な巻き取り、打抜きその他
の物理的取扱いののち応力除去のために焼鈍する必要性
はほとんどない。これに対し応力感受性の材料（たとえ
ば結晶質合金）の磁性はこの種の冷間加工により著しく
劣化するので、この種の材料は慎重に焼鈍されなければ
ならない。
3.ゼロ磁気ひずみ材料のdc保磁度が低いことはac操作条
件にまで保持され、この場合も低い保磁度および高い透
磁率が得られる（ただし磁性結晶アニソトロピーが大き
すぎず、抵抗が小さすぎない場合）。また飽和磁気ひず
みがゼロである場合は機械的振動にエネルギーが失われ
ることがないので、ゼロ磁気ひずみ材料の鉄損はきわめ
て低い。従つてゼロ磁気ひずみ磁性合金（磁性結晶アニ
ソトロピーが中程度または低いもの）は、低い鉄損およ
び高いdc透磁率が要求される場合に有用である。この種
の用途には各種の巻磁芯および成層鉄芯デバイス、たと
えば電力変圧器、信号変換器、磁気記録ヘツドなどが含
まれる。
件にまで保持され、この場合も低い保磁度および高い透
磁率が得られる（ただし磁性結晶アニソトロピーが大き
すぎず、抵抗が小さすぎない場合）。また飽和磁気ひず
みがゼロである場合は機械的振動にエネルギーが失われ
ることがないので、ゼロ磁気ひずみ材料の鉄損はきわめ
て低い。従つてゼロ磁気ひずみ磁性合金（磁性結晶アニ
ソトロピーが中程度または低いもの）は、低い鉄損およ
び高いdc透磁率が要求される場合に有用である。この種
の用途には各種の巻磁芯および成層鉄芯デバイス、たと
えば電力変圧器、信号変換器、磁気記録ヘツドなどが含
まれる。
4.最後にゼロ磁気ひずみ材料を含む電磁デバイスAC励磁
下で音響雑音を生じない。このため前記のように鉄損が
低くなるのであるが、これによつて多くの電磁デバイス
に固有のハムが除かれるので、これ自体も望ましい特性
である。
下で音響雑音を生じない。このため前記のように鉄損が
低くなるのであるが、これによつて多くの電磁デバイス
に固有のハムが除かれるので、これ自体も望ましい特性
である。
３種の周知のゼロ磁気ひずみ結晶質合金がある（特に
指示しない限り原子％）： （１）ニツケル約80％を含有するニツケル−鉄合金
（“80ニツケルパーマロイ”）； （２）コバルト約90％を含有するコバルト−鉄合金；お
よび （３）ケイ素約６重量％を含有する鉄−ケイ素合金。
指示しない限り原子％）： （１）ニツケル約80％を含有するニツケル−鉄合金
（“80ニツケルパーマロイ”）； （２）コバルト約90％を含有するコバルト−鉄合金；お
よび （３）ケイ素約６重量％を含有する鉄−ケイ素合金。
これらのカテゴリーには上記二元合金を基礎とし、た
だし他の元素、たとえばモリブデン、銅またはアルミニ
ウムを特定の特性の変更のために少量添加したゼロ磁気
ひずみ合金も含まれる。これらには、たとえば抵抗率お
よび透磁率を高めるための４％Mo、79％Ni、17％Fe（モ
ーリイ・パーマロイ（Moly Permalloy）の表示で市販さ
れている）；軟磁性および改良された延性のために種々
の量の銅を添加したパーマロイ（ミユメタル（Mumeta
l）の表示で市販されている）；ならびにゼロアニソト
ロピーのための85重量％Fe、９重量％Si、６重量％Al
（センダスト（Sendust）の表示で市販されている）が
含まれる。
だし他の元素、たとえばモリブデン、銅またはアルミニ
ウムを特定の特性の変更のために少量添加したゼロ磁気
ひずみ合金も含まれる。これらには、たとえば抵抗率お
よび透磁率を高めるための４％Mo、79％Ni、17％Fe（モ
ーリイ・パーマロイ（Moly Permalloy）の表示で市販さ
れている）；軟磁性および改良された延性のために種々
の量の銅を添加したパーマロイ（ミユメタル（Mumeta
l）の表示で市販されている）；ならびにゼロアニソト
ロピーのための85重量％Fe、９重量％Si、６重量％Al
（センダスト（Sendust）の表示で市販されている）が
含まれる。
カテゴリー（１）に含まれる合金が上記３種のうちで
最も広く使用されている。それらがゼロ磁気ひずみと低
アニソトロピーを合わせもち、従つて著しく軟磁性であ
り；従つてそれらは低い保磁度、高い透磁率および低い
鉄損を備えているからである。これのパーマロイは機械
的にも比較的軟質であり、高温（1000℃を越える）焼鈍
によつて達成されるそれらの優れた磁性は比較的緩和な
機械的衝撃によつて劣化する傾向がある。
最も広く使用されている。それらがゼロ磁気ひずみと低
アニソトロピーを合わせもち、従つて著しく軟磁性であ
り；従つてそれらは低い保磁度、高い透磁率および低い
鉄損を備えているからである。これのパーマロイは機械
的にも比較的軟質であり、高温（1000℃を越える）焼鈍
によつて達成されるそれらの優れた磁性は比較的緩和な
機械的衝撃によつて劣化する傾向がある。
カテゴリー（２）の合金、たとえばCo90Fe10を基体と
するものはパーマロイよりもはるかに高い飽和誘導をも
つ（約1.9テスラBs）。しかしこれらは強い負の磁気結
晶性アニソトロピーをもち、これはこれらが良好な軟磁
性材料となるのを妨げる。たとえばCo90Fe10の初期透磁
率は約100〜200である。
するものはパーマロイよりもはるかに高い飽和誘導をも
つ（約1.9テスラBs）。しかしこれらは強い負の磁気結
晶性アニソトロピーをもち、これはこれらが良好な軟磁
性材料となるのを妨げる。たとえばCo90Fe10の初期透磁
率は約100〜200である。
カテゴリー（３）の合金、たとえばFe−６重量％Siお
よび関連の三元合金であるセンダスト（上記）もパーマ
ロイよりも高い飽和誘導（それぞれ約1.8テスラおよび
1.1テスラのBs）を示す。しかしこれの合金はきわめて
もろく、従つて粉末状でのみの使用に限定される。近
年、Fe−6.5重量％Si〔IEEEトランス．（IEEE Trans.）
MAG-16,728（1980）〕およびセンダスト合金〔IEEEトラ
ンス．MAG-15、1149（1970）〕が共に急速固化法によつ
て比較的延性にされた。しかし磁気ひずみの組成依存性
がこれらの材料ではきわめて強く、合金の組成を精確に
調整してほぼゼロの磁気ひずみを達成するのを困難にし
ている。
よび関連の三元合金であるセンダスト（上記）もパーマ
ロイよりも高い飽和誘導（それぞれ約1.8テスラおよび
1.1テスラのBs）を示す。しかしこれの合金はきわめて
もろく、従つて粉末状でのみの使用に限定される。近
年、Fe−6.5重量％Si〔IEEEトランス．（IEEE Trans.）
MAG-16,728（1980）〕およびセンダスト合金〔IEEEトラ
ンス．MAG-15、1149（1970）〕が共に急速固化法によつ
て比較的延性にされた。しかし磁気ひずみの組成依存性
がこれらの材料ではきわめて強く、合金の組成を精確に
調整してほぼゼロの磁気ひずみを達成するのを困難にし
ている。
ガラス質状態では磁性結晶アニソトロピーが効果的に
除かれることは知られている。従つてゼロ磁気ひずみの
ガラス質合金を求めることが望ましい。この種の合金は
前記組成付近で見出される可能性がある。しかし希釈お
よび電子混成により磁化を低下させる傾向をもつメタロ
イドの存在のため、80ニツケルパーマロイを基体とする
ガラス質合金は室温で非磁性であるか、または受容でき
ないほど低い飽和誘導を示す。たとえばガラス質合金Fe
40Ni40P14B6（添字は原子％である）は約0.8テスラの飽
和誘導を示し、ガラス質合金Ni49Fe29P14B6Si2は約0.46
テスラの飽和誘導を示し、ガラス質合金はNi80P20は非
磁性である。ほぼゼロに近い飽和磁気ひずみを示すガラ
ス質合金は、鉄に富むゼンダスト組成物付近ではまだ見
出されていない。前記（２）に述べたCo−Fe結晶質合金
を基体とする磁気ひずみほぼゼロのガラス質合金は文献
に多数報告されている。たとえばCo72Fe3P16B6Al3（AIP
会議議事録、No.24 745〜746頁（1975））、Co70.5Fe
4.5Si15B10（14巻、ジヤパニーズ・ジヤーナル・オブ・
アプライド・フイジツクス、1077−1078頁（1975））、
Co31.2Fe7.8Ni39.0B14Si8〔第３回急冷金属に関する国
際会議議事録、183頁（1979）〕およびCo74Fe6B20〔IEE
Eトランス．MAG-12、942（1976）〕である。しかし、こ
れらの磁気ひずみほぼゼロの材料はいずれもパーミンバ
ー様特性を示さない。低磁気ひずみガラス質リボンの表
面を研摩することにより研摩方向に沿つて表面一軸アニ
ソトロピーが導入され、その結果パーミンバー様カー
（Kerr）ヒステリシスループが認められた（アプライド
・フイジツクス・レターズ、36巻、339−341頁（198
0）。これは表面効果にすぎず、材料のバルク特性では
ないので、この効果はある種の特定のデバイスおける利
用に限定されている。
除かれることは知られている。従つてゼロ磁気ひずみの
ガラス質合金を求めることが望ましい。この種の合金は
前記組成付近で見出される可能性がある。しかし希釈お
よび電子混成により磁化を低下させる傾向をもつメタロ
イドの存在のため、80ニツケルパーマロイを基体とする
ガラス質合金は室温で非磁性であるか、または受容でき
ないほど低い飽和誘導を示す。たとえばガラス質合金Fe
40Ni40P14B6（添字は原子％である）は約0.8テスラの飽
和誘導を示し、ガラス質合金Ni49Fe29P14B6Si2は約0.46
テスラの飽和誘導を示し、ガラス質合金はNi80P20は非
磁性である。ほぼゼロに近い飽和磁気ひずみを示すガラ
ス質合金は、鉄に富むゼンダスト組成物付近ではまだ見
出されていない。前記（２）に述べたCo−Fe結晶質合金
を基体とする磁気ひずみほぼゼロのガラス質合金は文献
に多数報告されている。たとえばCo72Fe3P16B6Al3（AIP
会議議事録、No.24 745〜746頁（1975））、Co70.5Fe
4.5Si15B10（14巻、ジヤパニーズ・ジヤーナル・オブ・
アプライド・フイジツクス、1077−1078頁（1975））、
Co31.2Fe7.8Ni39.0B14Si8〔第３回急冷金属に関する国
際会議議事録、183頁（1979）〕およびCo74Fe6B20〔IEE
Eトランス．MAG-12、942（1976）〕である。しかし、こ
れらの磁気ひずみほぼゼロの材料はいずれもパーミンバ
ー様特性を示さない。低磁気ひずみガラス質リボンの表
面を研摩することにより研摩方向に沿つて表面一軸アニ
ソトロピーが導入され、その結果パーミンバー様カー
（Kerr）ヒステリシスループが認められた（アプライド
・フイジツクス・レターズ、36巻、339−341頁（198
0）。これは表面効果にすぎず、材料のバルク特性では
ないので、この効果はある種の特定のデバイスおける利
用に限定されている。
さらにパーミンバー特性を得るためには、前記の結晶
質材料を一定の温度で長時間ベークしなければならな
い。一般にこの熱処理は425℃で24時間行われる。明ら
かにこれらの材料はできるだけ低い温度で、できるだけ
短い期間熱処理することが望ましい。
質材料を一定の温度で長時間ベークしなければならな
い。一般にこの熱処理は425℃で24時間行われる。明ら
かにこれらの材料はできるだけ低い温度で、できるだけ
短い期間熱処理することが望ましい。
近代エレクトロニクス技術に適した種々のパーミンバ
ー特性を備えた新規な磁性材料が明らかに望まれてい
る。
ー特性を備えた新規な磁性材料が明らかに望まれてい
る。
本発明によれば、優れた軟磁性のほかに、低い磁気ひ
ずみ、および低磁場励磁状態で比較的一定の透磁率のパ
ーミンバー特性を備えた磁性合金が提供される。この合
金は、少なくとも70％がガラス質であり、式XaMdZc（式
中ＸはCo、Fe及びNiから成る群から選ばれた少なくとも
２種から成り、ＭはCr、Mo、Mn及びNbから成る群から選
ばれた少なくとも１種から成り、ＺはＢ、Si、Ｃ、Al及
びGeから成る群から選ばれた少なくとも２種から成り、
ａ、ｄ、ｃは原子％であり、ａ、ｄ、ｃの和は100であ
り、ａは72〜76であり、ｄは４までの値であり、ｃは25
〜27であり、ただしＸにおいてCoは66〜71の間の量で存
在しなければならず、Feは2.5〜4.5の間の量で存在しな
ければならず、又Ｚにおいて、Ｂは６〜24の間で存在し
なければならない）を有し、かつ−１×10-6〜＋１×10
-6の磁気ひずみ値をもつ合金であり、しかもこのガラス
質合金は、これをその第１結晶化温度よりも50〜110℃
低い温度に15〜180分間加熱し、次いで−60℃／分以下
の速度で冷却することにより熱処理されたものでなけれ
ばならない。その結果、この合金は、低い励磁において
比較的一定な透磁率を有しくびれたヒステリシスループ
を示すバルク特性を有する。
ずみ、および低磁場励磁状態で比較的一定の透磁率のパ
ーミンバー特性を備えた磁性合金が提供される。この合
金は、少なくとも70％がガラス質であり、式XaMdZc（式
中ＸはCo、Fe及びNiから成る群から選ばれた少なくとも
２種から成り、ＭはCr、Mo、Mn及びNbから成る群から選
ばれた少なくとも１種から成り、ＺはＢ、Si、Ｃ、Al及
びGeから成る群から選ばれた少なくとも２種から成り、
ａ、ｄ、ｃは原子％であり、ａ、ｄ、ｃの和は100であ
り、ａは72〜76であり、ｄは４までの値であり、ｃは25
〜27であり、ただしＸにおいてCoは66〜71の間の量で存
在しなければならず、Feは2.5〜4.5の間の量で存在しな
ければならず、又Ｚにおいて、Ｂは６〜24の間で存在し
なければならない）を有し、かつ−１×10-6〜＋１×10
-6の磁気ひずみ値をもつ合金であり、しかもこのガラス
質合金は、これをその第１結晶化温度よりも50〜110℃
低い温度に15〜180分間加熱し、次いで−60℃／分以下
の速度で冷却することにより熱処理されたものでなけれ
ばならない。その結果、この合金は、低い励磁において
比較的一定な透磁率を有しくびれたヒステリシスループ
を示すバルク特性を有する。
本発明は以下の本発明の詳細な説明および添付の図面
を参照した場合、より十分に理解され、他の利点も明ら
かになるであろう。図面は本発明の組成を有する合金の
Ｂ−Ｈ特性を表わすグラフであり、合金は（Ａ）460℃
（比較例）、（Ｂ）480℃および（Ｃ）500℃の温度で15
分間焼鈍されたものである。
を参照した場合、より十分に理解され、他の利点も明ら
かになるであろう。図面は本発明の組成を有する合金の
Ｂ−Ｈ特性を表わすグラフであり、合金は（Ａ）460℃
（比較例）、（Ｂ）480℃および（Ｃ）500℃の温度で15
分間焼鈍されたものである。
ガラス質合金は温度Taでtaの期間熱処理される。第１
結晶化温度（Tc1）と焼鈍温度（Ta）の差ΔTc-a＝（Tc1
−Ta）は50〜110℃とし、taは15〜180分とする。次いで
この合金を−60℃／分以下の速度で冷却する。Ta及びta
の選択はΔTc-aが50℃以下及びtaが15分以下となる場合
を避けなければならない。このような組合わせではガラ
ス質合金の結晶化が起こる場合があるからである。
結晶化温度（Tc1）と焼鈍温度（Ta）の差ΔTc-a＝（Tc1
−Ta）は50〜110℃とし、taは15〜180分とする。次いで
この合金を−60℃／分以下の速度で冷却する。Ta及びta
の選択はΔTc-aが50℃以下及びtaが15分以下となる場合
を避けなければならない。このような組合わせではガラ
ス質合金の結晶化が起こる場合があるからである。
上記組成物の純度は商業上普通に認められるものであ
る。しかし本発明の合金における金属Ｍが他の少なくと
も１種の元素、たとえばバナジウム、タングステン、タ
ンタル、チタン、ジルコニウムおよびハフニウムによつ
て置換されていてもよく、Siが炭素、アルミニウムまた
はゲルマニウムによつて置換されていても、これにより
これらの合金の望ましい磁性が著しく損われることはな
い。
る。しかし本発明の合金における金属Ｍが他の少なくと
も１種の元素、たとえばバナジウム、タングステン、タ
ンタル、チタン、ジルコニウムおよびハフニウムによつ
て置換されていてもよく、Siが炭素、アルミニウムまた
はゲルマニウムによつて置換されていても、これにより
これらの合金の望ましい磁性が著しく損われることはな
い。
本発明の磁気ひずみほぼゼロのガラス質合金には下記
のものが含まれる。
のものが含まれる。
Co69.0Fe4.1Ni1.4Mo1.5B12Si12，Co65.7Fe4.4Ni2.9Mo2B
11Si14，Co69.2Fe3.8Mo2B8Si17，Co69.9Fe4.1Mn1.0B8Si
17，Co69.0Fe4.0Mn2B8Si17，Co68.0Fe4.0Mn3B8Si17，Co
67.1Fe3.9Mn4B8Si17，Co68.0Fe4.0Mn2Cr1B8Si17，Co
69.0Fe4.0Cr2B8Si17，Co69.0Fe4.0Nb2B8Si17，Co68.2Fe
3.8Mn1B12Si15，Co67.7Fe3.3Mn2B12Si15，Co67.8Fe4.2M
o1B12Si15，Co67.8Fe4.2Cr1B12Si15，Co67.0Fe4.0Cr2B
12Si15，Co66.1Fe3.9Cr3B12Si15，Co68.5Fe2.5Mn4B10Si
15，Co65.7Fe4.4Ni2.9Mo2B23C2およびCo68.6Fe4.4Mo2Ge
4B21 ． これらの合金は飽和誘導（BS）0.5〜１テスラ、キユリ
ー温度200〜450℃、および優れた延性を示す。これらお
よび本発明の他の若干の磁気ひずみほぼゼロの合金の磁
気的および熱的特性を表Ｉに示す。
11Si14，Co69.2Fe3.8Mo2B8Si17，Co69.9Fe4.1Mn1.0B8Si
17，Co69.0Fe4.0Mn2B8Si17，Co68.0Fe4.0Mn3B8Si17，Co
67.1Fe3.9Mn4B8Si17，Co68.0Fe4.0Mn2Cr1B8Si17，Co
69.0Fe4.0Cr2B8Si17，Co69.0Fe4.0Nb2B8Si17，Co68.2Fe
3.8Mn1B12Si15，Co67.7Fe3.3Mn2B12Si15，Co67.8Fe4.2M
o1B12Si15，Co67.8Fe4.2Cr1B12Si15，Co67.0Fe4.0Cr2B
12Si15，Co66.1Fe3.9Cr3B12Si15，Co68.5Fe2.5Mn4B10Si
15，Co65.7Fe4.4Ni2.9Mo2B23C2およびCo68.6Fe4.4Mo2Ge
4B21 ． これらの合金は飽和誘導（BS）0.5〜１テスラ、キユリ
ー温度200〜450℃、および優れた延性を示す。これらお
よび本発明の他の若干の磁気ひずみほぼゼロの合金の磁
気的および熱的特性を表Ｉに示す。
第１図はTa＝460℃（Ａ）,Ta＝480℃（Ｂ）およびTa
＝500℃（Ｃ）で15分間、熱処理したのち−５℃／分の
速度で冷却した磁気ひずみほぼゼロのCo67.8Fe4.2Cr1B
12Si15ガラス質合金についてのＢ（誘導）−Ｈ（加磁
場）ヒステリシスループを示す。第1B図および第1C図の
くびれたＢ−Ｈループはパーミンバー様特性をもつ材料
に特徴的なものであり、これに対し第1A図のＢ−Ｈルー
プは代表的な軟磁性の強磁性体のものに相当する。第１
図に示されるように、熱処理温度Taの選択は本発明のガ
ラス質合金においてパーミンバー特性を得る際にきわめ
て重要である。表IIにこれらの合金のうち若干について
の熱処理条件、および得られる磁性若干をまとめる。
＝500℃（Ｃ）で15分間、熱処理したのち−５℃／分の
速度で冷却した磁気ひずみほぼゼロのCo67.8Fe4.2Cr1B
12Si15ガラス質合金についてのＢ（誘導）−Ｈ（加磁
場）ヒステリシスループを示す。第1B図および第1C図の
くびれたＢ−Ｈループはパーミンバー様特性をもつ材料
に特徴的なものであり、これに対し第1A図のＢ−Ｈルー
プは代表的な軟磁性の強磁性体のものに相当する。第１
図に示されるように、熱処理温度Taの選択は本発明のガ
ラス質合金においてパーミンバー特性を得る際にきわめ
て重要である。表IIにこれらの合金のうち若干について
の熱処理条件、および得られる磁性若干をまとめる。
この表は、量ΔTc-aが50〜110℃であること、および
温度Taで期間taにおける熱処理後の冷却速度が比較的低
速であることの重要性を教示する。先行技術による材料
のものよりもμo値が高くかつHc値が低いことも注目さ
れる。たとえば適切に熱処理された（Ta＝480℃；ta＝1
5分）Co67.8Fe4.2Cr1B12Si15ガラス質合金はμo＝50,00
0およびHc＝0.2A/mを示す。これに対し先行技術による
改良合金（すなわち7.5−45−25Mo−パーミンバー）は1
100℃から炉内冷却した場合μo＝100およびHc＝40A/mを
示し、600℃から急冷した場合μo＝3,500を示す。
温度Taで期間taにおける熱処理後の冷却速度が比較的低
速であることの重要性を教示する。先行技術による材料
のものよりもμo値が高くかつHc値が低いことも注目さ
れる。たとえば適切に熱処理された（Ta＝480℃；ta＝1
5分）Co67.8Fe4.2Cr1B12Si15ガラス質合金はμo＝50,00
0およびHc＝0.2A/mを示す。これに対し先行技術による
改良合金（すなわち7.5−45−25Mo−パーミンバー）は1
100℃から炉内冷却した場合μo＝100およびHc＝40A/mを
示し、600℃から急冷した場合μo＝3,500を示す。
多くの磁気的用途において、磁気ひずみは低い方が望
ましい。しかしある種の用途においては、わずかな正ま
たは負の磁気ひずみをもつ材料の使用が望ましいか又は
受容される。この種の磁気ひずみほぼゼロのガラス質合
金は、本発明の式XaMdZcにおいて、ａが72〜76原子％で
ある場合に得られる。ただし、ＸのうちCoは66〜71原子
％、Feは2.5〜45原子％でなければならない。これらの
ガラス質合金の飽和磁気ひずみの絶対値｜λs｜は１×1
0-6以下である（すなわち飽和磁気ひずみは−１×10-6
〜＋１×10-6すなわち−１〜＋１マイクロストレインで
ある）。
ましい。しかしある種の用途においては、わずかな正ま
たは負の磁気ひずみをもつ材料の使用が望ましいか又は
受容される。この種の磁気ひずみほぼゼロのガラス質合
金は、本発明の式XaMdZcにおいて、ａが72〜76原子％で
ある場合に得られる。ただし、ＸのうちCoは66〜71原子
％、Feは2.5〜45原子％でなければならない。これらの
ガラス質合金の飽和磁気ひずみの絶対値｜λs｜は１×1
0-6以下である（すなわち飽和磁気ひずみは−１×10-6
〜＋１×10-6すなわち−１〜＋１マイクロストレインで
ある）。
本発明のガラス質合金は他に容易に見出される方法に
より好都合に製造される。たとえば米国特許第3,845,80
5号（1974年11月５日発行）および第3,856,513号（1974
年12月24日発行）各明細書を参照されたい。一般に目的
組成の溶融物から少なくとも105K/秒の速度で急冷する
ことにより、連続したリボン、ワイヤなどの形状のガラ
ス質合金が得られる。
より好都合に製造される。たとえば米国特許第3,845,80
5号（1974年11月５日発行）および第3,856,513号（1974
年12月24日発行）各明細書を参照されたい。一般に目的
組成の溶融物から少なくとも105K/秒の速度で急冷する
ことにより、連続したリボン、ワイヤなどの形状のガラ
ス質合金が得られる。
全合金組成の25〜27原子％のホウ素およびケイ素メタ
ロイド含量がガラス形成に十分であり、その際ホウ素は
６〜24原子％である。しかし、金属Ｍの含量、すなわち
量“d"は、Ｍ＝Mnである場合以外は、妥当な程度に高い
キユリー温度（200℃）を維持するために２原子％を
あまりにも大きく上回らないことが好ましい。
ロイド含量がガラス形成に十分であり、その際ホウ素は
６〜24原子％である。しかし、金属Ｍの含量、すなわち
量“d"は、Ｍ＝Mnである場合以外は、妥当な程度に高い
キユリー温度（200℃）を維持するために２原子％を
あまりにも大きく上回らないことが好ましい。
本発明のガラス質パーミンバー合金がもつ高度に非線
形の性質のほかに、これらの合金は高い透磁率および低
い鉄損（高い周波数において）を示す。これらの特色に
ついての若干の例を表IIIに示す。
形の性質のほかに、これらの合金は高い透磁率および低
い鉄損（高い周波数において）を示す。これらの特色に
ついての若干の例を表IIIに示す。
実施例 1.試料の調製 表Ｉ〜IIIに示したガラス質合金が溶融物からチエン
およびポークによる米国特許第3,856,513号明細書中に
教示される方法に従つて急冷された（106K/秒）。得ら
れたリボン（一般に厚さ25〜30μｍおよび幅0.5〜2.5c
m）は有意の結晶性をもたないことがＸ線回折法（CuK線
を使用）および走査熱量法により測定された。このガラ
ス質合金のリボンは強靱で光沢があり、硬質かつ延性で
あつた。
およびポークによる米国特許第3,856,513号明細書中に
教示される方法に従つて急冷された（106K/秒）。得ら
れたリボン（一般に厚さ25〜30μｍおよび幅0.5〜2.5c
m）は有意の結晶性をもたないことがＸ線回折法（CuK線
を使用）および走査熱量法により測定された。このガラ
ス質合金のリボンは強靱で光沢があり、硬質かつ延性で
あつた。
2.磁性測定 上記１に記載の方法により製造したガラス質合金の連
続リボンをボビン（外径3.8cm）に巻きつけて、閉磁路
型の環状磁気回路試料を作成した。各試料は１〜3gのリ
ボンを含んでいた。一次及び二次の絶縁巻き（それぞれ
少なくとも10回）を環状磁気回路に施した。これらの試
料を用いてヒステリシスループ（保磁度および残留磁
気）および初期透磁率（市販のカーブトレーサーを使
用）および鉄損（IEEE基準106−1972）を求めた。
続リボンをボビン（外径3.8cm）に巻きつけて、閉磁路
型の環状磁気回路試料を作成した。各試料は１〜3gのリ
ボンを含んでいた。一次及び二次の絶縁巻き（それぞれ
少なくとも10回）を環状磁気回路に施した。これらの試
料を用いてヒステリシスループ（保磁度および残留磁
気）および初期透磁率（市販のカーブトレーサーを使
用）および鉄損（IEEE基準106−1972）を求めた。
各試料の飽和磁化Msを市販の振動試料磁力計（プリン
ストン・アプライド・リサーチ）により測定した。その
際、リボンを数個の小片に切断した（2mm×2mm）。これ
らをそれらの正方向についてランダムに、それらの面を
加磁場（０〜720KA/m）に平向にして配向させた。次い
で、測定された素材密度Ｄを用いて飽和誘導Bs（＝４π
MsD）を計算した。
ストン・アプライド・リサーチ）により測定した。その
際、リボンを数個の小片に切断した（2mm×2mm）。これ
らをそれらの正方向についてランダムに、それらの面を
加磁場（０〜720KA/m）に平向にして配向させた。次い
で、測定された素材密度Ｄを用いて飽和誘導Bs（＝４π
MsD）を計算した。
強磁性キユリー温度（θf）をインダクタンス法によ
り測定し、また差動走査熱量法により監視し、これを主
として結晶化温度の判定に用いた。
り測定し、また差動走査熱量法により監視し、これを主
として結晶化温度の判定に用いた。
磁気ひずみの測定には、短い２本のリボンの間に接着
した（イーストマン−910セメント）金属ひずみゲージ
（BLH エレクトロニクス）を用いたリボンの軸とゲー
ジの軸は平行であつた。磁気ひずみは加磁場の関数とし
て平行（Δl/l）および垂直（Δ/l）′平面内磁場にお
ける縦ひずみから、式λ＝2/3〔（Δl/l）−（Δl/
l）′〕により判定された。
した（イーストマン−910セメント）金属ひずみゲージ
（BLH エレクトロニクス）を用いたリボンの軸とゲー
ジの軸は平行であつた。磁気ひずみは加磁場の関数とし
て平行（Δl/l）および垂直（Δ/l）′平面内磁場にお
ける縦ひずみから、式λ＝2/3〔（Δl/l）−（Δl/
l）′〕により判定された。
以上本発明を詳細に記述したが、この詳細に固執する
必要はなく、当業者にはさらに変更および修正をなしう
ることが自明であり、これらもすべて特許請求の範囲に
定められる本発明に包含されることは理解されるであろ
う。
必要はなく、当業者にはさらに変更および修正をなしう
ることが自明であり、これらもすべて特許請求の範囲に
定められる本発明に包含されることは理解されるであろ
う。
図面は本発明の合金のＢ−Ｈ特性を表わすグラフであ
り、合金は（Ａ）460℃（比較）、（Ｂ）480℃および
（Ｃ）500℃の温度で15分間焼鈍されたものである。
り、合金は（Ａ）460℃（比較）、（Ｂ）480℃および
（Ｃ）500℃の温度で15分間焼鈍されたものである。
Claims (8)
- 【請求項１】少なくとも70％がガラス質であり、式XaMd
Zc（式中ＸはCo、Fe及びNiから成る群から選ばれた少な
くとも２種から成り、ＭはCr、Mo、Mn及びNbから成る群
から選ばれた少なくとも１種から成り、ＺはＢ、Si、
Ｃ、Al及びGeから成る群から選ばれた少なくとも２種か
ら成り、ａ、ｄ、ｃは原子％であり、ａ、ｄ、ｃの和は
100であり、ａは72〜76であり、ｄは４までの値であ
り、ｃは25〜27であり、ただしＸにおいてCoは66〜71の
間の量で存在しなければならず、Feは2.5〜4.5の間の量
で存在しなければならず、又Ｚにおいて、Ｂは６〜24の
間で存在しなければならない）を有し、かつ−１×10-6
〜＋１×10-6の磁気ひずみ値をもち、第１結晶化温度よ
りも50〜110℃低い温度に15〜180分間加熱し、次いで−
60℃／分以下の速度で冷却することにより熱処理された
磁性合金。 - 【請求項２】低い励磁における比較的一定な透磁率及び
くびれたヒステリシスループをもつパーミンバー特性を
備えた特許請求の範囲第１項に記載の磁性合金。 - 【請求項３】式Co69.0Fe4.1Ni1.4Mo1.5B12Si12を有す
る、特許請求の範囲第１項に記載の磁性合金。 - 【請求項４】式Co65.7Fe4.4Ni2.9Mo2B11Si14を有する、
特許請求の範囲第３項に記載の磁性合金。 - 【請求項５】式Co68.2Fe3.8Mn1B12Si15を有する、特許
請求の範囲第１項に記載の磁性合金。 - 【請求項６】式Co67.7Fe3.3Mn2B12Si15を有する、特許
請求の範囲第１項に記載の磁性合金。 - 【請求項７】式Co67.8Fe4.2Mo1B12Si15を有する、特許
請求の範囲第１項に記載の磁性合金。 - 【請求項８】Co67.5Fe4.2Cr1B12Si15、Co69.2Fe3.8Mo2B
8Si17、Co69.9Fe4.1Mn1.0B8Si17、Co69.0Fe4.0Mn2B8Si
17、Co68.0Fe4.0Mn3B8Si17、Co67.1Fe3.9Mn4B8Si17、Co
69.0Fe4.0Cr2B8Si17、Co68.0Fe4.0Mn2Cr1B8Si17、Co
69.0Fe4.0Nb2Si17、Co67.0Fe4.0Cr2B12Si15、Co66.1Fe
3.9Cr3B12Si15、Co68.5Fe2.5Mn4B10Si15、Co65.7Fe4.4N
i2.9Mo2B23C2およびCo68.6Fe4.4Mo2Ge4B21 よりなる群から選ばれる、特許請求の範囲第１項に記載
の磁性合金。
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| US81719386A | 1986-01-08 | 1986-01-08 | |
| US817193 | 1986-01-08 |
Related Child Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP7263164A Division JP2907271B2 (ja) | 1986-01-08 | 1995-10-11 | パーミンバー特性を備えたガラス質合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS62170446A JPS62170446A (ja) | 1987-07-27 |
| JP2552274B2 true JP2552274B2 (ja) | 1996-11-06 |
Family
ID=25222548
Family Applications (2)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP62002562A Expired - Lifetime JP2552274B2 (ja) | 1986-01-08 | 1987-01-08 | パ−ミンバ−特性を備えたガラス質合金 |
| JP7263164A Expired - Lifetime JP2907271B2 (ja) | 1986-01-08 | 1995-10-11 | パーミンバー特性を備えたガラス質合金 |
Family Applications After (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP7263164A Expired - Lifetime JP2907271B2 (ja) | 1986-01-08 | 1995-10-11 | パーミンバー特性を備えたガラス質合金 |
Country Status (4)
| Country | Link |
|---|---|
| EP (1) | EP0240600B1 (ja) |
| JP (2) | JP2552274B2 (ja) |
| CA (1) | CA1317484C (ja) |
| DE (1) | DE3685326D1 (ja) |
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|---|---|---|---|---|
| US5003291A (en) * | 1988-12-27 | 1991-03-26 | Strom Olsen John O | Ferromagnetic fibers having use in electronical article surveillance and method of making same |
| US5015992A (en) * | 1989-06-29 | 1991-05-14 | Pitney Bowes Inc. | Cobalt-niobium amorphous ferromagnetic alloys |
| BR9708836A (pt) * | 1996-04-29 | 1999-08-03 | Allied Signal Inc | Conjunto de bobina-nucleo magnetico para sistema de ignição a centelhas |
| US5844462A (en) * | 1996-04-29 | 1998-12-01 | Alliedsignal Inc. | Magnetic core-coil assembly for spark ignition systems |
| US6457464B1 (en) | 1996-04-29 | 2002-10-01 | Honeywell International Inc. | High pulse rate spark ignition system |
| US5923236A (en) * | 1996-04-29 | 1999-07-13 | Alliedsignal Inc. | Magnetic core-coil assembly for spark ignition system |
| BR9812476A (pt) | 1997-09-18 | 2002-05-21 | Allied Signal Inc | Conjunto de bobina-núcleo magnético |
| US6563411B1 (en) | 1998-09-17 | 2003-05-13 | Vacuumschmelze Gmbh | Current transformer with direct current tolerance |
| DE59909661D1 (de) | 1998-11-13 | 2004-07-08 | Vacuumschmelze Gmbh | Verwendung eines magnetkerns für einen stromwandler, verfahren zur herstellung eines magnetkerns und stromwandler mit einem magnetkern |
| GB2374084A (en) * | 2001-04-03 | 2002-10-09 | Fourwinds Group Inc | Alloys having bistable magnetic behaviour |
| JP5700328B2 (ja) * | 2010-04-26 | 2015-04-15 | セイコーエプソン株式会社 | Ｃｏ基金属ガラス合金、磁心、電磁変換機および時計 |
| ES2524733B2 (es) * | 2014-07-25 | 2015-03-31 | Universidad Complutense De Madrid | Sensor inalámbrico para detectar presión |
| JP7127545B2 (ja) * | 2017-01-05 | 2022-08-30 | Tdk株式会社 | 電磁アクチュエータ |
Family Cites Families (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| SE7511398L (sv) * | 1974-10-21 | 1976-04-22 | Western Electric Co | Magnetisk anordning |
| US4188211A (en) * | 1977-02-18 | 1980-02-12 | Tdk Electronics Company, Limited | Thermally stable amorphous magnetic alloy |
| JPS5934780B2 (ja) * | 1977-12-16 | 1984-08-24 | 松下電器産業株式会社 | 非晶質磁性合金薄板の熱処理法 |
| JPS5825449A (ja) * | 1981-08-05 | 1983-02-15 | Toshiba Corp | 磁気ヘツド用非晶質磁性合金 |
| DE3275492D1 (en) * | 1982-01-18 | 1987-04-02 | Allied Corp | Near-zero magnetostrictive glassy metal alloys with high magnetic and thermal stability |
| JPS59179751A (ja) * | 1983-03-31 | 1984-10-12 | Toshiba Corp | 可飽和リアクトル用非晶質合金 |
-
1986
- 1986-11-07 DE DE8686115434T patent/DE3685326D1/de not_active Expired - Lifetime
- 1986-11-07 EP EP19860115434 patent/EP0240600B1/en not_active Expired
-
1987
- 1987-01-08 JP JP62002562A patent/JP2552274B2/ja not_active Expired - Lifetime
- 1987-03-31 CA CA000533379A patent/CA1317484C/en not_active Expired - Lifetime
-
1995
- 1995-10-11 JP JP7263164A patent/JP2907271B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
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| DE3685326D1 (de) | 1992-06-17 |
| JP2907271B2 (ja) | 1999-06-21 |
| EP0240600A1 (en) | 1987-10-14 |
| JPH08188858A (ja) | 1996-07-23 |
| EP0240600B1 (en) | 1992-05-13 |
| CA1317484C (en) | 1993-05-11 |
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