JP3058654B2 - 超微結晶合金及びその製造方法 - Google Patents
超微結晶合金及びその製造方法Info
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- JP3058654B2 JP3058654B2 JP2127183A JP12718390A JP3058654B2 JP 3058654 B2 JP3058654 B2 JP 3058654B2 JP 2127183 A JP2127183 A JP 2127183A JP 12718390 A JP12718390 A JP 12718390A JP 3058654 B2 JP3058654 B2 JP 3058654B2
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- 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
- H01F1/15308—Amorphous metallic alloys, e.g. glassy metals based on Fe/Ni
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Description
【発明の詳細な説明】 ［産業上の利用分野］ 本発明は非対称性の大きさＢ−Ｈカーブ特性を有する
超微結晶合金及びその製造方法に関する。
超微結晶合金及びその製造方法に関する。
［従来の技術］ 非対称Ｂ−Ｈカーブを示す実用的合金としては、スパ
ッタ膜により多層にした膜以外の報告は少ないが膜以外
でもいくつかの報告が行われている。
ッタ膜により多層にした膜以外の報告は少ないが膜以外
でもいくつかの報告が行われている。
非対称Ｂ−Ｈカーブ特性を有する超微結晶合金の用途
としては、磁気スイッチや制御用磁心、MRセンサー等が
ある磁束制御範囲を大きくしたり、制御磁化力を小さく
できるなど種々のメリットがある。
としては、磁気スイッチや制御用磁心、MRセンサー等が
ある磁束制御範囲を大きくしたり、制御磁化力を小さく
できるなど種々のメリットがある。
［発明が解決しようとする課題］ 膜以外の非対称Ｂ−Ｈカーブを示す合金として、Sher
woodらは（Fe0.5Mn0.5）75P16B6A13アモルファス合金を
磁場中冷却し1.5Kの温度で非対称Ｂ−Ｈカーブを観測し
ている（Sherwood et al.,1974 AIP Conf.Proc.24 745
−６）。これは強磁性と反強磁性の交換異方性のためで
あると解釈されている。しかし、この合金では室温では
強磁性を示さないため実用的でない。
woodらは（Fe0.5Mn0.5）75P16B6A13アモルファス合金を
磁場中冷却し1.5Kの温度で非対称Ｂ−Ｈカーブを観測し
ている（Sherwood et al.,1974 AIP Conf.Proc.24 745
−６）。これは強磁性と反強磁性の交換異方性のためで
あると解釈されている。しかし、この合金では室温では
強磁性を示さないため実用的でない。
一方KomotoらはFe5Co70Si15B10アモルファス合金にお
いて約180℃のキュリー温度以下の温度に保持すること
により22mOeのＢ−Ｈカーブのシフトを観察している。
（Komoto et al.,Japan J.Appl.Phys.Vol.17（1978）N
o.1 p257）。しかしながら、この方法ではＢ−Ｈカーブ
が滑らかではない蛇形になりやすく、Ｂ−Ｈカーブの非
対称性も十分ではなく実用的なものとはいい難い。ま
た、特開昭61−4203特開昭61−123119では滑らかなＢ−
Ｈカーブを示す合金が報告されている。しかし、この合
金はCo基アモルファス合金であり、温度が高い条件では
徐々にＢ−Ｈカーブの非対称性が変化してしまい問題が
ある。
いて約180℃のキュリー温度以下の温度に保持すること
により22mOeのＢ−Ｈカーブのシフトを観察している。
（Komoto et al.,Japan J.Appl.Phys.Vol.17（1978）N
o.1 p257）。しかしながら、この方法ではＢ−Ｈカーブ
が滑らかではない蛇形になりやすく、Ｂ−Ｈカーブの非
対称性も十分ではなく実用的なものとはいい難い。ま
た、特開昭61−4203特開昭61−123119では滑らかなＢ−
Ｈカーブを示す合金が報告されている。しかし、この合
金はCo基アモルファス合金であり、温度が高い条件では
徐々にＢ−Ｈカーブの非対称性が変化してしまい問題が
ある。
また最近になり特開平１−79342に記載されているよ
うに熱的安定性に優れた超微細結晶粒組織からなるFe基
軟磁性合金が報告されている。この合金は低磁歪、高飽
和磁束密度で軟磁気特性にすぐれている。しかし、この
合金においてこれまでＢ−Ｈカープの非対称性に優れた
合金は報告されていない。
うに熱的安定性に優れた超微細結晶粒組織からなるFe基
軟磁性合金が報告されている。この合金は低磁歪、高飽
和磁束密度で軟磁気特性にすぐれている。しかし、この
合金においてこれまでＢ−Ｈカープの非対称性に優れた
合金は報告されていない。
［課題を解決するための手段］ 上記問題点を解決するための鋭意検討の結果本発明者
らは、特開平１−79342号等に記載されている超微細結
晶粒組織からなる合金すなわち、組織の少なくとも50％
が平均粒径1000Å以下の微細結晶粒からなる合金におい
て、原点から3mOe以上シフトした非対称性が大きいＢ−
Ｈカーブ特性を有する特性が得られることおよびその製
造方法を新規に見いだし本発明に想到した。
らは、特開平１−79342号等に記載されている超微細結
晶粒組織からなる合金すなわち、組織の少なくとも50％
が平均粒径1000Å以下の微細結晶粒からなる合金におい
て、原点から3mOe以上シフトした非対称性が大きいＢ−
Ｈカーブ特性を有する特性が得られることおよびその製
造方法を新規に見いだし本発明に想到した。
Cu,Ag,Auから選ばれた少なくとも１種の元素と、Ti,
V,Cr,Mn,Nb,Mo,Zr,Hf,Ta,Wから選ばれる少なくとも一種
の元素を必須元素として含む合金は比較的低保持力で非
対称Ｂ−Ｈ特性のものが得られる。
V,Cr,Mn,Nb,Mo,Zr,Hf,Ta,Wから選ばれる少なくとも一種
の元素を必須元素として含む合金は比較的低保持力で非
対称Ｂ−Ｈ特性のものが得られる。
即ち、本発明は、組成式： （Fe1-aMa）100−ｘ−ｙ−ｚ−α−β−γAxSiyBzM′
αＭ″βＸγ（at％）（但し、ＭはCo及び／又は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,Mo,Ta,Ti,Zr,Hf,V,Cr,Mn及びＷ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,希土類元素,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≦20、０≦β≦20、０≦γ≦20を満たす。）であっ
て、組織の少なくとも50％が平均粒径1000Å以下の超微
細結晶粒からなり、原点から3mOe以上シフトしたＢ−Ｈ
カーブ特性を有する超微結晶合金である。
αＭ″βＸγ（at％）（但し、ＭはCo及び／又は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,Mo,Ta,Ti,Zr,Hf,V,Cr,Mn及びＷ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,希土類元素,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≦20、０≦β≦20、０≦γ≦20を満たす。）であっ
て、組織の少なくとも50％が平均粒径1000Å以下の超微
細結晶粒からなり、原点から3mOe以上シフトしたＢ−Ｈ
カーブ特性を有する超微結晶合金である。
また、本発明の超微結晶合金は、合金表面付近に（10
0）面が配向した結晶相が存在し、かつ内部はランダム
配向（配向していない）になっている場合においても原
点から3mOe以上シフトしたＢ−Ｈカーブ特性が得られ
る。
0）面が配向した結晶相が存在し、かつ内部はランダム
配向（配向していない）になっている場合においても原
点から3mOe以上シフトしたＢ−Ｈカーブ特性が得られ
る。
なお、Ｂ−ＨカーブのシフトHsは、第１図中に示した
Hc1、Hc2を用い次の様に定義した。
Hc1、Hc2を用い次の様に定義した。
Hs（Ho1＋Hc2）/2 ただし、Hc1,Hc2の位置がＢ軸に対して右側の場合はH
c1,Hc2の値を正、左側の場合は負とする。
c1,Hc2の値を正、左側の場合は負とする。
保磁力Hcは Hc＝（Hc1−Hc2）/2 と定義した。
本発明の超微結晶合金を製造する一つの方法は、薄帯
状のアモルファス合金を製造する工程と、酸素を含む雰
囲気中において薄帯長手方向に磁場を印可しながら磁場
中熱処理し、組織の少なくとも50％を平均粒径1000Å以
下の超微細結晶粒とする工程とからなり、前記酸素を含
む雰囲気中における磁場中熱処理により原点から3mOe以
上シフトしたＢ−Ｈカーブ特性を付与する超微結晶合金
の製造方法である。
状のアモルファス合金を製造する工程と、酸素を含む雰
囲気中において薄帯長手方向に磁場を印可しながら磁場
中熱処理し、組織の少なくとも50％を平均粒径1000Å以
下の超微細結晶粒とする工程とからなり、前記酸素を含
む雰囲気中における磁場中熱処理により原点から3mOe以
上シフトしたＢ−Ｈカーブ特性を付与する超微結晶合金
の製造方法である。
また、本発明の超微結晶合金の他の製造方法として
は、薄帯状のアモルファス合金を製造する工程と、酸素
を含む雰囲気中で熱処理して組織の少なくとも50％が平
均粒径1000Å以下の超微細結晶粒とする工程と、さらに
薄帯長手方向に磁場を印可しながら磁場中熱処理する工
程とからなり、前記酸素を含む雰囲気中における熱処理
により原点から3mOe以上シフトしたＢ−Ｈカーブ特性を
付与する超微結晶合金の製造方法がある。
は、薄帯状のアモルファス合金を製造する工程と、酸素
を含む雰囲気中で熱処理して組織の少なくとも50％が平
均粒径1000Å以下の超微細結晶粒とする工程と、さらに
薄帯長手方向に磁場を印可しながら磁場中熱処理する工
程とからなり、前記酸素を含む雰囲気中における熱処理
により原点から3mOe以上シフトしたＢ−Ｈカーブ特性を
付与する超微結晶合金の製造方法がある。
本発明の超微結晶合金のさらに他の製造方法として
は、表面に結晶相を形成した薄帯状のアモルファス合金
を製造する工程と、薄帯長手方向に磁場を印可しながら
磁場中熱処理し、組織の少なくとも50％が平均粒径1000
Å以下の超微細結晶粒とする工程とからなり、前記合金
表面に（100）面が配向した結晶相を形成することによ
り原点から3mOe以上シフトしたＢ−Ｈカーブ特性を付与
する超微結晶合金の製造方法がある。
は、表面に結晶相を形成した薄帯状のアモルファス合金
を製造する工程と、薄帯長手方向に磁場を印可しながら
磁場中熱処理し、組織の少なくとも50％が平均粒径1000
Å以下の超微細結晶粒とする工程とからなり、前記合金
表面に（100）面が配向した結晶相を形成することによ
り原点から3mOe以上シフトしたＢ−Ｈカーブ特性を付与
する超微結晶合金の製造方法がある。
本発明に終わるアモルファス合金は、通常単ロール法
の等の液体急冷法により製造されるが、その他にスパッ
ター法、蒸着法、電着法等により製造することも可能で
ある。
の等の液体急冷法により製造されるが、その他にスパッ
ター法、蒸着法、電着法等により製造することも可能で
ある。
本発明の超微結晶合金の製造方法においては、磁場中
熱処理する工程を含むことが望ましく、特に励磁する方
向に磁場を印加し磁場中熱処理した場合にＢ−Ｈ曲線の
シフト量を大きくできるため好ましい結果が得られる。
熱処理する工程を含むことが望ましく、特に励磁する方
向に磁場を印加し磁場中熱処理した場合にＢ−Ｈ曲線の
シフト量を大きくできるため好ましい結果が得られる。
［実施例］ 以下本発明を実施例に従って説明するが本発明はこれ
らに限定されるものではない。
らに限定されるものではない。
実施例１ 単ロール法により、Febal.Cu1Nb2.5Si10.5B9（at％）
の組成を有する幅10mm,厚さ18μｍのアモルファス合金
薄帯を作製し、次に外径19mm、内径15mmにロール接触面
を外側にし巻回しトロイダル磁心を作製した。次にこの
合金を酸素が５％含まれる窒素ガス中550℃１時間の熱
処理を行った。なお熱処理の際は薄帯長手方向に100eの
磁場を印加した。熱処理後の合金はミクロ組織観察の結
果組織のほとんどが超微細な結晶粒組織を有しているこ
とが確認された。
の組成を有する幅10mm,厚さ18μｍのアモルファス合金
薄帯を作製し、次に外径19mm、内径15mmにロール接触面
を外側にし巻回しトロイダル磁心を作製した。次にこの
合金を酸素が５％含まれる窒素ガス中550℃１時間の熱
処理を行った。なお熱処理の際は薄帯長手方向に100eの
磁場を印加した。熱処理後の合金はミクロ組織観察の結
果組織のほとんどが超微細な結晶粒組織を有しているこ
とが確認された。
第２図に熱処理後の磁心の直流Ｂ−Ｈカーブを示す。
図から分かる様に本合金の直流Ｂ−Ｈカーブは非対称
になっていることが分かる。また。100℃に30分保持後
の直流Ｂ−Ｈカーブを観察したがほとんど変化していな
かった。
になっていることが分かる。また。100℃に30分保持後
の直流Ｂ−Ｈカーブを観察したがほとんど変化していな
かった。
実施例２ 単ロール法により、Febal.Cu1Nb3Si8B9（at％）の組
成を有する幅5mm,厚さ18μｍのアモルファス合金薄帯を
作製した。第３図にロール接触面側及び自由凝固面側の
Ｘ線回折パターンを示す。bcc相（200）面に相当する結
晶ピークとアモルファス相に相当するハローなパターン
が認められる。これよりこの合金はアモルファス相とbc
c相からなることが分かる。これより、結晶は（100）面
が合金薄帯表面に配向していると推定される。また、ロ
ール接触面側及び自由凝固面側のＸ線回折パターンが異
なり自由凝固面側のbccピークが大きいことから結晶相
は自由面側表面に形成していると推定される。実際表面
を研磨した後は結晶ピークは認められなかった。
成を有する幅5mm,厚さ18μｍのアモルファス合金薄帯を
作製した。第３図にロール接触面側及び自由凝固面側の
Ｘ線回折パターンを示す。bcc相（200）面に相当する結
晶ピークとアモルファス相に相当するハローなパターン
が認められる。これよりこの合金はアモルファス相とbc
c相からなることが分かる。これより、結晶は（100）面
が合金薄帯表面に配向していると推定される。また、ロ
ール接触面側及び自由凝固面側のＸ線回折パターンが異
なり自由凝固面側のbccピークが大きいことから結晶相
は自由面側表面に形成していると推定される。実際表面
を研磨した後は結晶ピークは認められなかった。
次に外径19mm、内径15mmにロール接触面を外側にし巻
回しトロイダル磁心を作製した。次にこの合金を窒素ガ
ス中530℃１時間の熱処理を行った。なお熱処理の際は
薄帯長手方向に100eの磁場を印加した。透過電子顕微鏡
によりミクロ組織観察の結果、熱処理後の合金は200Å
程度の超微細な結晶を主体としていることが確認され
た。
回しトロイダル磁心を作製した。次にこの合金を窒素ガ
ス中530℃１時間の熱処理を行った。なお熱処理の際は
薄帯長手方向に100eの磁場を印加した。透過電子顕微鏡
によりミクロ組織観察の結果、熱処理後の合金は200Å
程度の超微細な結晶を主体としていることが確認され
た。
次に熱処理後の直流Ｂ−Ｈカーブを測定した。比較の
ため無磁場中で熱処理を行った場合の直流Ｂ−Ｈカーブ
を測定した。磁場中熱処理を行った場合のＢ−Ｈカーブ
のシフト量Hsは23mOe、無磁場中熱処理を行った場合のH
sは1mOeであった。
ため無磁場中で熱処理を行った場合の直流Ｂ−Ｈカーブ
を測定した。磁場中熱処理を行った場合のＢ−Ｈカーブ
のシフト量Hsは23mOe、無磁場中熱処理を行った場合のH
sは1mOeであった。
磁場中熱処理を行うことにより、より非対称のＢ−Ｈ
カーブになることが確認された。
カーブになることが確認された。
実施例３ 第１表に示す組成の合金溶湯を単ロール法により急冷
し、幅5mm厚さ18μｍのアモルファスを主体とする合金
を作製した。Ｘ線回折の結果合金表面付近に僅かながら
結晶を存在していることが確認された。次にこの合金を
外径19mm、内径15mmに巻回しトロイダル磁心を作製しAr
ガス雰囲気中で熱処理し結晶化させた。熱処理直後の直
流Ｂ−Ｈ曲線のシフト量Hsと100℃で30分保持後のＢ−
Ｈ曲線のシフト量の変化率をΔHs/Hsを示す。
し、幅5mm厚さ18μｍのアモルファスを主体とする合金
を作製した。Ｘ線回折の結果合金表面付近に僅かながら
結晶を存在していることが確認された。次にこの合金を
外径19mm、内径15mmに巻回しトロイダル磁心を作製しAr
ガス雰囲気中で熱処理し結晶化させた。熱処理直後の直
流Ｂ−Ｈ曲線のシフト量Hsと100℃で30分保持後のＢ−
Ｈ曲線のシフト量の変化率をΔHs/Hsを示す。
ここで、 ΔHs＝|Hs30−Hs Hs30:30分後のHs Hs:初期のHs である。なお、磁場中熱処理の際は薄帯長手方向に磁場
を印加した。
を印加した。
この表より本発明合金の直流Ｂ−Ｈカーブのシフト量
は大きくかつ安定していることが分かる。これに対して
従来の製造方法で作られた超微結晶合金はシフト量が小
さいことが分かる。また、非対称Ｂ−Ｈ特性を示すCo基
アモルファス合金に比べ高温において安定している。ま
た本発明の製造方法は非対称性の大きい微細結晶粒から
なる合金を製造するのに有効であることが分かる。
は大きくかつ安定していることが分かる。これに対して
従来の製造方法で作られた超微結晶合金はシフト量が小
さいことが分かる。また、非対称Ｂ−Ｈ特性を示すCo基
アモルファス合金に比べ高温において安定している。ま
た本発明の製造方法は非対称性の大きい微細結晶粒から
なる合金を製造するのに有効であることが分かる。
実施例４ 第２表に示す組成の合金溶湯を単ロール法により冷却
し、幅5mm厚さ18μｍのアモルファス合金を作製した。
次にこの合金を外径25mm、内径20mmに巻回しトロイダル
磁心を作製し酸素が５％含まれるArガス雰囲気中で熱処
理し結晶化させた。なお、磁場中熱処理の際は薄帯長手
方向に磁場を印加した。熱処理理直後の直流Ｂ−Ｈ曲線
のシフト量Hsと100℃で30分保持後のＢ−Ｈ曲線のシフ
ト量の変化率ΔHs/Hsを示す。
し、幅5mm厚さ18μｍのアモルファス合金を作製した。
次にこの合金を外径25mm、内径20mmに巻回しトロイダル
磁心を作製し酸素が５％含まれるArガス雰囲気中で熱処
理し結晶化させた。なお、磁場中熱処理の際は薄帯長手
方向に磁場を印加した。熱処理理直後の直流Ｂ−Ｈ曲線
のシフト量Hsと100℃で30分保持後のＢ−Ｈ曲線のシフ
ト量の変化率ΔHs/Hsを示す。
この表より本発明合金の直流Ｂ−Ｈカーブのシフト量
は大きくかつ安定していることが分かる。これに対して
従来の製造方法で作られた超微結晶合金はシフト量が小
さいことが分かる。
は大きくかつ安定していることが分かる。これに対して
従来の製造方法で作られた超微結晶合金はシフト量が小
さいことが分かる。
［発明の効果］ 本発明によれば非対称性が大きいＢ−Ｈカーブ特性を
有し、熱安定性の良好な超微結晶合金を得ること及びそ
の製造方法を提供できるためその効果は著しいものがあ
る。
有し、熱安定性の良好な超微結晶合金を得ること及びそ
の製造方法を提供できるためその効果は著しいものがあ
る。
第１図は非対称Ｂ−Ｈカーブを説明するための模式図、
第２図は熱処理後の本発明合金からなる磁心の直流Ｂ−
Ｈカーブの１例を示した図、第３図は熱処理前のアモル
ファス合金のロール接触面側及び自由凝固面側のＸ線回
折パターンを示した図である。
第２図は熱処理後の本発明合金からなる磁心の直流Ｂ−
Ｈカーブの１例を示した図、第３図は熱処理前のアモル
ファス合金のロール接触面側及び自由凝固面側のＸ線回
折パターンを示した図である。
フロントページの続き (56)参考文献 特開 平１−142049（ＪＰ，Ａ) 特開 平１−110707（ＪＰ，Ａ) 特開 昭64−79342（ＪＰ，Ａ) 特開 昭64−31922（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−22445（ＪＰ，Ａ) 特開 平１−149940（ＪＰ，Ａ) 特開 昭64−68446（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 45/02 C21D 6/00 C22C 38/00 303 H01F 1/153
Claims (6)
- 【請求項１】薄帯状のアモルファス合金を製造する工程
と、酸素を含む雰囲気中において薄帯長手方向に磁場を
印可しながら磁場中熱処理し、組織の少なくとも50％を
平均粒径1000Å以下の超微細結晶粒とする工程とからな
り、前記酸素を含む雰囲気中における磁場中熱処理によ
り原点から3mOe以上シフトしたＢ−Ｈカーブ特性を付与
することを特徴とする超微結晶合金の製造方法。 - 【請求項２】薄帯状のアモルファス合金を製造する工程
と、酸素を含む雰囲気中で熱処理して組織の少なくとも
50％が平均粒径1000Å以下の超微細結晶粒とする工程
と、さらに薄帯長手方向に磁場を印可しながら磁場中熱
処理する工程とからなり、前記酸素を含む雰囲気中にお
ける熱処理により原点から3mOe以上シフトしたＢ−Ｈカ
ーブ特性を付与することを特徴とする超微結晶合金の製
造方法。 - 【請求項３】表面に結晶相を形成した薄帯状のアモルフ
ァス合金を製造する工程と、薄帯長手方向に磁場を印可
しながら磁場中熱処理し、組織の少なくとも50％が平均
粒径1000Å以下の超微細結晶粒とする工程とからなり、
前記合金表面に（100）面が配向した結晶相を形成する
ことにより原点から3mOe以上シフトしたＢ−Ｈカーブ特
性を付与することを特徴とする超微結晶合金の製造方
法。 - 【請求項４】次式で示される組成からなり、アモルファ
ス合金を熱処理することにより組織の少なくとも50％が
平均粒径1000Å以下の超微細結晶粒からなり、且つ、原
点から3mOe以上シフトしたＢ−Ｈカーブ特性を有するこ
とを特徴とする超微結晶合金。 組成式： （Fe1-aMa）100−ｘ−ｙ−ｚ−α−β−γAxSiyBzM′α
Ｍ″βＸγ（at％）（但し、ＭはCo及び／又は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,Mo,Ta,Ti,Zr,Hf,V,Cr,Mn及びＷ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,希土類元素,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≦20、０≦β≦20、０≦γ≦20を満たす。） - 【請求項５】前記熱処理前のアモルファス相において、
合金表面付近には（100）面が配向した結晶相が存在
し、かつ内部はランダム配向になっていることを特徴と
する請求項４に記載の超微結晶合金。 - 【請求項６】Ｂ−Ｈカーブの原点からのシフトが20mOe
以上であることを特徴とする請求項４又は５に記載の超
微結晶合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2127183A JP3058654B2 (ja) | 1990-05-17 | 1990-05-17 | 超微結晶合金及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2127183A JP3058654B2 (ja) | 1990-05-17 | 1990-05-17 | 超微結晶合金及びその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0421746A JPH0421746A (ja) | 1992-01-24 |
| JP3058654B2 true JP3058654B2 (ja) | 2000-07-04 |
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Family Applications (1)
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|---|---|---|---|
| JP2127183A Expired - Lifetime JP3058654B2 (ja) | 1990-05-17 | 1990-05-17 | 超微結晶合金及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3058654B2 (ja) |
-
1990
- 1990-05-17 JP JP2127183A patent/JP3058654B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0421746A (ja) | 1992-01-24 |
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