JP2934460B2 - パーミンバー特性を備えた超微結晶合金及びその製法 - Google Patents
パーミンバー特性を備えた超微結晶合金及びその製法Info
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Description
【発明の詳細な説明】 ［産業上の利用分野］ 本発明は、低い励磁磁場における比較的一定の透磁率
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
性を備えた超微細な結晶粒組織からなる合金及びその製
造法に関するものである。
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
性を備えた超微細な結晶粒組織からなる合金及びその製
造法に関するものである。
［従来の技術］ 従来、励磁磁場が低い領域で比較的一定の透磁率を有
する合金としては、Fe−NI−Co系のパーミンバー合金が
知られている。これるの合金は通常結晶質であり、代表
的組成としては20wt％Fe−60Wt％Co−20wt％Niや30wt％
Fe−25wt％Co−45wt％Ni等が知られている。代表的特性
は直流の保磁力Hcが0.5Oe,初透磁率μ０が100、残留磁
束密度が7.5kGである（7.5wt％Mo−45wt％Ni−25wt％Co
−22.5wt％Fe）。
する合金としては、Fe−NI−Co系のパーミンバー合金が
知られている。これるの合金は通常結晶質であり、代表
的組成としては20wt％Fe−60Wt％Co−20wt％Niや30wt％
Fe−25wt％Co−45wt％Ni等が知られている。代表的特性
は直流の保磁力Hcが0.5Oe,初透磁率μ０が100、残留磁
束密度が7.5kGである（7.5wt％Mo−45wt％Ni−25wt％Co
−22.5wt％Fe）。
また、近年このような特性を示すものとして、Co−Fe
−Ni系のアモルファス合金が報告されている（特開昭62
−170446号）。これによれば、Bsが0.5T（5kG）〜1.0T
（10kG）、励磁磁場が低い領域における透磁率μが2000
から30000程度の値が得られている。
−Ni系のアモルファス合金が報告されている（特開昭62
−170446号）。これによれば、Bsが0.5T（5kG）〜1.0T
（10kG）、励磁磁場が低い領域における透磁率μが2000
から30000程度の値が得られている。
ところで、このようなパーミンバー特性を示す合金
は、各種センサー材として非常に有用である。たとえ
ば、低励磁磁場領域で比較的一定の透磁率を示すことか
ら、微弱な電流を検出する電流センサーに利用できる。
また非線形なヒステリシス曲線を示すため、高周波で励
磁し磁化した場合、高調波が発生し、これを検出するこ
とにより盗難防止センサー等にも利用できる。これらの
用途に対しては低磁場領域で比較的一定の透磁率を示す
ことだけでなく、感度の点から低励磁磁場においてでき
るだけ高い透磁率を示すことも必要である。また、信頼
性の点から、経時変化が小さいことも要求される。更に
は、飽和磁束密度が高いことも部品の小型化の面で重要
となる。
は、各種センサー材として非常に有用である。たとえ
ば、低励磁磁場領域で比較的一定の透磁率を示すことか
ら、微弱な電流を検出する電流センサーに利用できる。
また非線形なヒステリシス曲線を示すため、高周波で励
磁し磁化した場合、高調波が発生し、これを検出するこ
とにより盗難防止センサー等にも利用できる。これらの
用途に対しては低磁場領域で比較的一定の透磁率を示す
ことだけでなく、感度の点から低励磁磁場においてでき
るだけ高い透磁率を示すことも必要である。また、信頼
性の点から、経時変化が小さいことも要求される。更に
は、飽和磁束密度が高いことも部品の小型化の面で重要
となる。
［発明が解決しようとする課題］ しかしながら、従来の結晶質のパーミンバー合金は、
Hcが大きいため低磁場領域の透磁率μ０が低く十分な感
度が得られない問題がある。これに対して、パーミンバ
ー特性を示すアモルファス合金の場合はμ０は大きい
が、熱安定性や経時安定性に劣り、過酷な条件下や特性
の変化を嫌う用途には不適である。また飽和磁束密度は
前述のアモルファス合金の場合1T（10kG）であり、十分
とはいえない。
Hcが大きいため低磁場領域の透磁率μ０が低く十分な感
度が得られない問題がある。これに対して、パーミンバ
ー特性を示すアモルファス合金の場合はμ０は大きい
が、熱安定性や経時安定性に劣り、過酷な条件下や特性
の変化を嫌う用途には不適である。また飽和磁束密度は
前述のアモルファス合金の場合1T（10kG）であり、十分
とはいえない。
［課題を解決するための手段］ 上記問題点を解決するために、本発明者らは鋭意検討
の結果、Fe,A（Cu,Ag及びAuからなる群から選ばれた少
なくとも一種の元素）およびＭ（ただしＭはNb,W,Ta,Z
r,Hf,Ti,V,Mn,Cr及びMoからなる群から選ばれた少なく
とも一種の元素）を必須元素として含み、組織の少なく
とも50％が平均粒径1000Å以下の微細な結晶粒からなる
合金を、前記組成の非晶質合金を製造し、これを加熱
し、組織の少なくとも50％が平均粒径1000Å以下の微細
の結晶となるように熱処理した後に、結晶化により形成
したbcc相のキュリー温度以下の温度で熱処理すること
により製造した場合に、低い励磁磁界における比較的一
定な透磁率μ０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示す合金が得られることを見いだし
本発明に想到した。
の結果、Fe,A（Cu,Ag及びAuからなる群から選ばれた少
なくとも一種の元素）およびＭ（ただしＭはNb,W,Ta,Z
r,Hf,Ti,V,Mn,Cr及びMoからなる群から選ばれた少なく
とも一種の元素）を必須元素として含み、組織の少なく
とも50％が平均粒径1000Å以下の微細な結晶粒からなる
合金を、前記組成の非晶質合金を製造し、これを加熱
し、組織の少なくとも50％が平均粒径1000Å以下の微細
の結晶となるように熱処理した後に、結晶化により形成
したbcc相のキュリー温度以下の温度で熱処理すること
により製造した場合に、低い励磁磁界における比較的一
定な透磁率μ０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示す合金が得られることを見いだし
本発明に想到した。
本発明においてＡ（Cu,Ag及びAuからなる群から選ば
れた少なくとも一種の元素）およびＭ（ただしＭはNb,
W,Ta,Zr,Hf,Ti,V,Mn,Cr及びMoからなる群から選ばれる
少なくとも一種の元素）は必須元素である。Ａ及びＭの
複合添加効果により組織は著しく微細化され、低い励磁
磁界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示すかつ高透磁率
で安定性に優れた合金が得られる。組織の少なくとも50
％は平均粒径1000Å以下の微細な結晶粒からなる必要が
ある。これは、結晶粒が50％未満、粒径が1000Å以上に
なると軟磁気特性が劣化し、パーミンバー特性を示して
も初透磁率μ０が低くなり好ましくなく、かつ熱安定性
及び経時安定性にも劣り好ましくないためである。より
好ましい平均粒径は500Å以下、特に好ましくは、20Å
から200Åである。代表的合金組成としては、 組成式： （Fe1-aMa）100−ｘ−ｙ−ｚ−α−β−γAxSiyBzM′α
Ｍ″βＸγ （at％） （但し、ＭはCo及びっまたはNiであり、ＡはCu、Ag、Au
から選ばれる少なくとも一種の元素、Ｍ′はNb,W,Ta,Z
r,Hf,Ti,V,Mn,Cr及びMoからなる群から選ばれた少なく
とも１種の元素、Ｍ″はAl,白金族元素,Sc,y,Zn,Sn,Re
からなる群から選ばれた少なくとも１種の元素、ＸはC,
Ge,P,Ga,Sb,In,Be,Asからなる群から選ばれた少なくと
も１種の元素であり、a,x,y,z,α，β及びγはそれぞれ
０≦ａ≦0.5,0.1≦ｘ≦3,0≦ｙ≦30,0≦ｚ≦25,5≦ｙ＋
ｚ≦30,0.1≦α≦30,0.1≦β≦10,0≦γ≦10を満た
す。）により表される組成が挙げられる。組織の残部は
通常非晶質であるが、実質的に結晶質からなる合金でも
同様な特性が得られる。
れた少なくとも一種の元素）およびＭ（ただしＭはNb,
W,Ta,Zr,Hf,Ti,V,Mn,Cr及びMoからなる群から選ばれる
少なくとも一種の元素）は必須元素である。Ａ及びＭの
複合添加効果により組織は著しく微細化され、低い励磁
磁界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示すかつ高透磁率
で安定性に優れた合金が得られる。組織の少なくとも50
％は平均粒径1000Å以下の微細な結晶粒からなる必要が
ある。これは、結晶粒が50％未満、粒径が1000Å以上に
なると軟磁気特性が劣化し、パーミンバー特性を示して
も初透磁率μ０が低くなり好ましくなく、かつ熱安定性
及び経時安定性にも劣り好ましくないためである。より
好ましい平均粒径は500Å以下、特に好ましくは、20Å
から200Åである。代表的合金組成としては、 組成式： （Fe1-aMa）100−ｘ−ｙ−ｚ−α−β−γAxSiyBzM′α
Ｍ″βＸγ （at％） （但し、ＭはCo及びっまたはNiであり、ＡはCu、Ag、Au
から選ばれる少なくとも一種の元素、Ｍ′はNb,W,Ta,Z
r,Hf,Ti,V,Mn,Cr及びMoからなる群から選ばれた少なく
とも１種の元素、Ｍ″はAl,白金族元素,Sc,y,Zn,Sn,Re
からなる群から選ばれた少なくとも１種の元素、ＸはC,
Ge,P,Ga,Sb,In,Be,Asからなる群から選ばれた少なくと
も１種の元素であり、a,x,y,z,α，β及びγはそれぞれ
０≦ａ≦0.5,0.1≦ｘ≦3,0≦ｙ≦30,0≦ｚ≦25,5≦ｙ＋
ｚ≦30,0.1≦α≦30,0.1≦β≦10,0≦γ≦10を満た
す。）により表される組成が挙げられる。組織の残部は
通常非晶質であるが、実質的に結晶質からなる合金でも
同様な特性が得られる。
もう一つの本発明は、前記組成の非晶質合金を製造す
る工程とこれを加熱し、組織の少なくとも50％が平均粒
径1000Å以下の微細な結晶となるように熱処理する工程
と、結晶化により形成したbcc相のキュリー温度以下の
温度で熱処理する工程からなることを特徴とする低い励
磁磁界における比較的一定な透磁率μ０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超微
結晶合金の製造方法である。
る工程とこれを加熱し、組織の少なくとも50％が平均粒
径1000Å以下の微細な結晶となるように熱処理する工程
と、結晶化により形成したbcc相のキュリー温度以下の
温度で熱処理する工程からなることを特徴とする低い励
磁磁界における比較的一定な透磁率μ０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超微
結晶合金の製造方法である。
上記製造方法により超微結晶合金において、低い励磁
磁界における比較的一定な透磁率μ０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が得られかつ、
初透磁率が高く安定性にも優れた合金を製造できる。は
じめの熱処理は組織を微細化し優れた軟磁気特性と熱的
安定性、経時安定性を得るために行い、bcc相のキュリ
ー温度以下で行う熱処理は比較的一定な透磁率μ０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
得るために行う。より好ましいキュリー温度以下の温度
の熱処理条件は300℃以上で４時間以上である。この範
囲で特に優れたパーミンバー特性が得られる。また、C
o,Ni等の元素を含む合金の場合よりパーミンバー特性が
得られ易い。
磁界における比較的一定な透磁率μ０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が得られかつ、
初透磁率が高く安定性にも優れた合金を製造できる。は
じめの熱処理は組織を微細化し優れた軟磁気特性と熱的
安定性、経時安定性を得るために行い、bcc相のキュリ
ー温度以下で行う熱処理は比較的一定な透磁率μ０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
得るために行う。より好ましいキュリー温度以下の温度
の熱処理条件は300℃以上で４時間以上である。この範
囲で特に優れたパーミンバー特性が得られる。また、C
o,Ni等の元素を含む合金の場合よりパーミンバー特性が
得られ易い。
くびれたＢ−Ｈカーブが得られる理由は、十分明かに
はなっていないが、次の理由が考えられる。結晶化し微
細結晶粒が形成した合金をキュリー温度以下で熱処理を
行うと合金の磁区構造を反映した内部磁場の方向に構成
原子が異方的に配列し誘導磁気異方性が生ずる。このた
め、磁区の固着が起こり、ある方向に磁場を印加した場
合磁化しにくい領域が合金中に形成し、パーミンバー特
性を示すようになると考えられる。しかし、このような
異方性は本発明合金の場合室温付近では生じにくく、非
晶質合金に較べて著しく安定である。非晶質合金の場合
は、100℃付近の低い温度でも特性が変化し安定性に欠
け実用的でない。
はなっていないが、次の理由が考えられる。結晶化し微
細結晶粒が形成した合金をキュリー温度以下で熱処理を
行うと合金の磁区構造を反映した内部磁場の方向に構成
原子が異方的に配列し誘導磁気異方性が生ずる。このた
め、磁区の固着が起こり、ある方向に磁場を印加した場
合磁化しにくい領域が合金中に形成し、パーミンバー特
性を示すようになると考えられる。しかし、このような
異方性は本発明合金の場合室温付近では生じにくく、非
晶質合金に較べて著しく安定である。非晶質合金の場合
は、100℃付近の低い温度でも特性が変化し安定性に欠
け実用的でない。
［実施例］ 以下本発明を実施例に基づいて説明するが本発明は本
発明はこれらに限定されるものではない。
発明はこれらに限定されるものではない。
実施例１ 原子％でCu1.2％,Nb2.9％Si13.7％,B8.8％残部実質的
にFeからなる合金溶湯を単ロール法により急冷し、厚さ
17μｍ、幅2mmの非晶質合金薄帯を作製した。
にFeからなる合金溶湯を単ロール法により急冷し、厚さ
17μｍ、幅2mmの非晶質合金薄帯を作製した。
次いで、この合金薄帯を長さ100mmに切断した。次ぎ
にこの磁心を窒素ガス雰囲気中570℃で１時間熱処理し
た。熱処理後の合金は透過電子顕微鏡による観察の結
果、結晶粒径約100Å程度の超微細な結晶が組織のほと
んどを占めていることが確認された。主相であるbcc相
のキュリー温度は約570℃であった。
にこの磁心を窒素ガス雰囲気中570℃で１時間熱処理し
た。熱処理後の合金は透過電子顕微鏡による観察の結
果、結晶粒径約100Å程度の超微細な結晶が組織のほと
んどを占めていることが確認された。主相であるbcc相
のキュリー温度は約570℃であった。
この熱処理後の合金を次ぎに450℃に12h保持し本発明
合金を作製し直流Ｂ−Ｈカーブを測定した。得られた結
果を第１図に示す。
合金を作製し直流Ｂ−Ｈカーブを測定した。得られた結
果を第１図に示す。
くびれたヒステリシスカーブを示し、パーミンバー特
性を示すことが分かる。また、保磁力は小さく初期の透
磁率が高く優れていることが分かる。また、飽和磁束密
度は12kG以上ありCo基の非晶質合金より優れている。
性を示すことが分かる。また、保磁力は小さく初期の透
磁率が高く優れていることが分かる。また、飽和磁束密
度は12kG以上ありCo基の非晶質合金より優れている。
実施例２ 原子％でCu1.1％,Nb3.2％,Si13.0％,B9.1％,Mo0.6％
残部実質的にFeからなる合金溶湯を単ロール法により急
冷し、板厚16μm,幅1.5mmの非晶質合金を作製した。次
ぎにこの合金を150mmに切断し窒素ガス雰囲気中575℃で
45分間熱処理した。熱処理後の合金は透過電子顕微鏡に
よる観察の結果、結晶粒径約100Å程度の超微細な結晶
が組織のほとんどを占めていることが確認された。主相
であるbcc相のキュリー温度は約570℃であった。次ぎに
熱処理後の合金を第２図に示す熱処理温度で12時間熱処
理した。熱処理後の直流Ｂ−Ｈカーブを第２図に示す。
残部実質的にFeからなる合金溶湯を単ロール法により急
冷し、板厚16μm,幅1.5mmの非晶質合金を作製した。次
ぎにこの合金を150mmに切断し窒素ガス雰囲気中575℃で
45分間熱処理した。熱処理後の合金は透過電子顕微鏡に
よる観察の結果、結晶粒径約100Å程度の超微細な結晶
が組織のほとんどを占めていることが確認された。主相
であるbcc相のキュリー温度は約570℃であった。次ぎに
熱処理後の合金を第２図に示す熱処理温度で12時間熱処
理した。熱処理後の直流Ｂ−Ｈカーブを第２図に示す。
特に300℃以上の熱処理の場合に大きくくびれたヒス
テリシスカーブとなり顕著なパーミンバー特性を示すこ
とが分かる。
テリシスカーブとなり顕著なパーミンバー特性を示すこ
とが分かる。
実施例３ 原子％でAu1.0％,Nb3.4％Si13.7％,B9.2％,V0.6％残
部実質的にFeからなる合金溶湯を単ロール法により急冷
し、板厚16μm,幅1.1mmの非晶質合金を作製した。次ぎ
にこの合金を140mmに切断しArガス雰囲気中580℃で40分
熱処理した。熱処理後の合金は透過電子顕微鏡による観
察の結果、結晶粒径約100Å程度の超微細な結晶が組織
のほとんどを占めていることが確認された。主相である
bcc相のキュリー温度は約570℃であった。次ぎに熱処理
後の合金を第３図に示す熱処理時間熱処理を行った。熱
処理温度はキュリー温度より低い400℃とした。熱処理
後の直流Ｂ−Ｈカーブを第３図に示す。
部実質的にFeからなる合金溶湯を単ロール法により急冷
し、板厚16μm,幅1.1mmの非晶質合金を作製した。次ぎ
にこの合金を140mmに切断しArガス雰囲気中580℃で40分
熱処理した。熱処理後の合金は透過電子顕微鏡による観
察の結果、結晶粒径約100Å程度の超微細な結晶が組織
のほとんどを占めていることが確認された。主相である
bcc相のキュリー温度は約570℃であった。次ぎに熱処理
後の合金を第３図に示す熱処理時間熱処理を行った。熱
処理温度はキュリー温度より低い400℃とした。熱処理
後の直流Ｂ−Ｈカーブを第３図に示す。
実施例４ 第１表に示す組成の非晶質合金を単ロール法、スパッ
タ法により作製し、結晶化熱処理後、450℃で4h熱処理
を行った。熱処理後の合金は透過電子顕微鏡による観察
の結果、結晶粒径約100Å程度の超微細な結晶が組織の
ほとんどを占めていることが確認された。
タ法により作製し、結晶化熱処理後、450℃で4h熱処理
を行った。熱処理後の合金は透過電子顕微鏡による観察
の結果、結晶粒径約100Å程度の超微細な結晶が組織の
ほとんどを占めていることが確認された。
次ぎにこの合金をキュリー温度以下で熱処理し、直流
Ｂ−Ｈカーブ及び透磁率μ０を測定した。熱処理後の合
金は実施例１と同様にパーミンバー特性を示した。次ぎ
にこの合金を150℃に保持し、初期の透磁率μ0 0,と100
時間後のμ0 100を測定した。
Ｂ−Ｈカーブ及び透磁率μ０を測定した。熱処理後の合
金は実施例１と同様にパーミンバー特性を示した。次ぎ
にこの合金を150℃に保持し、初期の透磁率μ0 0,と100
時間後のμ0 100を測定した。
初期の透磁率μ0 0,と100時間後のμ0 100の比μ0 0/μ0
100を示す。
100を示す。
本発明合金は従来の非晶質合金に較べμ0 0/μ0 100の
値が１に近く安定である。また従来の結晶材に較べ著し
くμ０が大きく感度を高くできるため磁気応用により適
することがわかる。
値が１に近く安定である。また従来の結晶材に較べ著し
くμ０が大きく感度を高くできるため磁気応用により適
することがわかる。
［発明の効果］ 本発明によれば、低い励磁磁界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
バー特性を示し、透磁率が高く安定性にも選れた超微結
晶合金及びその製法を提供できるためその効果は著しい
ものがある。
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
バー特性を示し、透磁率が高く安定性にも選れた超微結
晶合金及びその製法を提供できるためその効果は著しい
ものがある。
第１図は、本発明合金の直流Ｂ−Ｈカーブの一例を示し
た図、第２図は本発明に係わる合金の直流Ｂ−Ｈカーブ
の熱処理温度による変化を示した図、第３図は本発明に
係わる合金の直流Ｂ−Ｈカーブの熱処理時間による変化
を示した図である。
た図、第２図は本発明に係わる合金の直流Ｂ−Ｈカーブ
の熱処理温度による変化を示した図、第３図は本発明に
係わる合金の直流Ｂ−Ｈカーブの熱処理時間による変化
を示した図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (58)調査した分野(Int.Cl.6，ＤＢ名) C22C 45/02 C22C 38/00 303 H01F 1/14 - 1/16 C21D 6/00
Claims (5)
- 【請求項１】組成式： （Fe1-aMa）100−ｘ−ｙ−ｚ−α−β−γAxSiyBzM′α
Ｍ″βＸγ（at％） （但し、ＭはCo及び／またはNiであり、ＡはCu、Ag、Au
から選ばれる少なくとも１種の元素、Ｍ′はNb、Ｖ、T
a、Zr、Hf、Ti、Ｖ、MnCr及びMoからなる群から選ばれ
た少なくとも１種の元素、Ｍ″はAl、白金族元素、Sc、
Ｙ、Zn,Sn、Reからなる群から選ばれた少なくとも１種
の元素、ＸはＣ、Ge、Ｐ、Ga、Sb、In、Be,Asからなる
群から選ばれた少なくとも１種の元素であり、ａ、ｘ、
ｙ、ｚ、α、β及びγはそれぞれ、０≦ａ≦0.5、0.1≦
ｘ≦３、０≦ｙ≦30、０≦ｚ≦25、５≦ｙ＋ｚ≦30、0.
1≦α≦30、0.1≦β≦10、０≦γ≦10を満たす。）によ
り表される組成で、組織の少なくとも50％が平均粒径10
00Å以下の微細な結晶粒からなり、低い励磁磁界におけ
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ことを特徴とする超微
結晶合金。 - 【請求項２】組織の残部が非晶質であることを特徴とす
る請求項１に記載の超微結晶合金。 - 【請求項３】実質的に結晶質からなることを特徴とする
請求項１に記載の超微結晶合金。 - 【請求項４】組成式： （Fe1-aMa）100−ｘ−ｙ−ｚ−α−β−γAxSiyBzM′α
Ｍ″βＸγ（at％） （但し、ＭはCo及び／またはNiであり、ＡはCu、Ag、Au
から選ばれる少なくとも１種の元素、Ｍ′はNb、Ｖ、T
a、Zr、Hf、Ti、Ｖ、Mn、Cr及びMoからなる群から選ば
れた少なくとも１種の元素、Ｍ″はAl、白金族元素、S
c、Ｙ、Zn,Sn、Reからなる群から選ばれた少なくとも１
種の元素、ＸはＣ、Ge、Ｐ、Ga、Sb、In、Be,Asからな
る群から選ばれた少なくとも１種の元素であり、ａ、
ｘ、ｙ、ｚ、α、β及びγはそれぞれ、０≦ａ≦0.5、
0.1≦ｘ≦30、０≦ｙ≦30、０≦ｚ≦25、５≦ｙ＋ｚ≦3
0、0.1≦α≦30、0.1≦β≦10、０≦γ≦10を満た
す。）により表される組成の非晶質合金を製造する工程
とこれを加熱し、組織の少なくとも50％が平均粒径1000
Å以下の微細な結晶となるように熱処理する工程と、結
晶化により形成したbccFe固溶体相のキュリー温度以下
の温度で熱処理する工程からなることを特徴とする低い
励磁磁界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ことを
特徴とする超微結晶合金の製法。 - 【請求項５】キュリー温度以下の温度熱処理を300℃以
上でかつ４時間以上行うことを特徴とする請求項４に記
載の超微結晶合金の製法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1270913A JP2934460B2 (ja) | 1989-10-18 | 1989-10-18 | パーミンバー特性を備えた超微結晶合金及びその製法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1270913A JP2934460B2 (ja) | 1989-10-18 | 1989-10-18 | パーミンバー特性を備えた超微結晶合金及びその製法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH03215650A JPH03215650A (ja) | 1991-09-20 |
| JP2934460B2 true JP2934460B2 (ja) | 1999-08-16 |
Family
ID=17492735
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1270913A Expired - Lifetime JP2934460B2 (ja) | 1989-10-18 | 1989-10-18 | パーミンバー特性を備えた超微結晶合金及びその製法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2934460B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2004088681A2 (de) * | 2003-04-02 | 2004-10-14 | Vacuumschmelze Gmbh & Co. Kg | Magnetkern, verfahren zur herstellung eines solchen magnetkerns, anwendungen eines solchen magnetkerns insbesondere bei stromtransformatoren und stromkompensierten drosseln sowie legierungen und bänder zur herstellung eines solchen magnetkerns |
-
1989
- 1989-10-18 JP JP1270913A patent/JP2934460B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH03215650A (ja) | 1991-09-20 |
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