JP3093461B2 - 磁性材料とその製造方法 - Google Patents
磁性材料とその製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、磁気記録用ヘッドなど
の各種用途に応用し得る実質的に準結晶相からなる磁性
材料およびその製造方法に関する。
の各種用途に応用し得る実質的に準結晶相からなる磁性
材料およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】Ａｌ−Ｍｎ系合金において、５回、１０
回の対称性の結晶構造をもつ新しい合金、いわゆる準結
晶が発見されて以来、準結晶合金は、新規な材料として
その形成範囲、構造解析、基礎物性の解明の目的で多く
の研究が成されてきた。その内、Ａｌ４０％−Ｃｕ１０
％−Ｍｎ２５％−Ｇｅ２５％合金は、比較的大きな保磁
力を持つことが発見（Ａ．Ｐ．Ｔｓａｉ ｅｔ ａｌ．
Ｊｐｎ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．，２７＜１９８８＞Ｌ２
２５２）されている。又、ＡｌＭｎＳｉ系合金において
も、強磁性を持つことが報告（Ｒ．Ａ．Ｄｕｎｌａｐ
ｅｔ ａｌ．Ｐｈｙｓ．Ｒｅｖ．Ｂ．３９＜１９８９
＞、４８０８）されている。
回の対称性の結晶構造をもつ新しい合金、いわゆる準結
晶が発見されて以来、準結晶合金は、新規な材料として
その形成範囲、構造解析、基礎物性の解明の目的で多く
の研究が成されてきた。その内、Ａｌ４０％−Ｃｕ１０
％−Ｍｎ２５％−Ｇｅ２５％合金は、比較的大きな保磁
力を持つことが発見（Ａ．Ｐ．Ｔｓａｉ ｅｔ ａｌ．
Ｊｐｎ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．，２７＜１９８８＞Ｌ２
２５２）されている。又、ＡｌＭｎＳｉ系合金において
も、強磁性を持つことが報告（Ｒ．Ａ．Ｄｕｎｌａｐ
ｅｔ ａｌ．Ｐｈｙｓ．Ｒｅｖ．Ｂ．３９＜１９８９
＞、４８０８）されている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、前記合
金の磁化の値は室温においても弱いものであり、磁性材
料として実用に供するには改善の必要があった。そこ
で、本発明においては、Ａｌ基の準結晶合金の磁気的性
質を改善しようとするものである。
金の磁化の値は室温においても弱いものであり、磁性材
料として実用に供するには改善の必要があった。そこ
で、本発明においては、Ａｌ基の準結晶合金の磁気的性
質を改善しようとするものである。
【０００４】
【課題を解決するための手段】本発明の第１は、一般式：ＡｌbalＭaＭnbＸc （ただし、ＭはＡｌと２０面体相（ｉｃｏｓａｈｅｄｒ
ａｌ，Ｉ相）の単相又は２０面体相と正十角形相（ｄｅ
ｃａｇｏｎａｌ，Ｄ相）の混相からなる準結晶を形成し
得るＣｕおよびＰｄの１種又は２種、ＸはＢおよびＰの
１種又は２種、５≦ａ≦２５、５≦ｂ≦３５、０＜ｃ≦
２５、ａ、ｃは複数元素の場合は合計量）よりなり、実
質的に準結晶相からなることを特徴とする磁性材料であ
り、第２は、最終組成が上記一般式となるように、Ｍ元
素およびＭｎより原子半径の小さなＸ元素を添加し、 急
冷凝固して準結晶相の磁化の強さを制御することを特徴
とする磁性材料の製造方法である。
ａｌ，Ｉ相）の単相又は２０面体相と正十角形相（ｄｅ
ｃａｇｏｎａｌ，Ｄ相）の混相からなる準結晶を形成し
得るＣｕおよびＰｄの１種又は２種、ＸはＢおよびＰの
１種又は２種、５≦ａ≦２５、５≦ｂ≦３５、０＜ｃ≦
２５、ａ、ｃは複数元素の場合は合計量）よりなり、実
質的に準結晶相からなることを特徴とする磁性材料であ
り、第２は、最終組成が上記一般式となるように、Ｍ元
素およびＭｎより原子半径の小さなＸ元素を添加し、 急
冷凝固して準結晶相の磁化の強さを制御することを特徴
とする磁性材料の製造方法である。
【０００５】Ａｌと共に混合して急冷凝固することによ
って準結晶形成範囲を示す合金としては、Ａｌ−Ｃｕ−
Ｍｎ、Ａｌ−Ｐｄ−Ｍｎ、Ａｌ−Ｃｕ−Ｐｄ−Ｍｎがあ
る。例えばＡｌ−Ｐｄ−Ｍｎ系合金のＩ相の格子定数と
磁化の組成依存性を調べると、準結晶相がＣｓＣｌ型の
結晶構造に近づくと共に、Ｉ相の格子定数が単純に減少
し、磁化の強さが増大する。非強磁性金属であるＡｌに
Ｍｎが希薄に固溶した合金が示す磁性は、ＭｎとＭｎの
原子間の磁気交換相互作用によって発現する｛これはＲ
ＫＫＹ（Ｒｕｄｅｒｍａｎ・Ｋｉｔｔｅｌｌ−糟谷・芳
田）効果の支配下にある｝と考えることができる。一
方、Ａｌ−Ｐｄ−Ｍｎ系準結晶においてスピングラス挙
動が観察されることから、準結晶におけるＲＫＫＹ相互
作用は準結晶クラスターレベルで作用するとして考える
ことができる。
って準結晶形成範囲を示す合金としては、Ａｌ−Ｃｕ−
Ｍｎ、Ａｌ−Ｐｄ−Ｍｎ、Ａｌ−Ｃｕ−Ｐｄ−Ｍｎがあ
る。例えばＡｌ−Ｐｄ−Ｍｎ系合金のＩ相の格子定数と
磁化の組成依存性を調べると、準結晶相がＣｓＣｌ型の
結晶構造に近づくと共に、Ｉ相の格子定数が単純に減少
し、磁化の強さが増大する。非強磁性金属であるＡｌに
Ｍｎが希薄に固溶した合金が示す磁性は、ＭｎとＭｎの
原子間の磁気交換相互作用によって発現する｛これはＲ
ＫＫＹ（Ｒｕｄｅｒｍａｎ・Ｋｉｔｔｅｌｌ−糟谷・芳
田）効果の支配下にある｝と考えることができる。一
方、Ａｌ−Ｐｄ−Ｍｎ系準結晶においてスピングラス挙
動が観察されることから、準結晶におけるＲＫＫＹ相互
作用は準結晶クラスターレベルで作用するとして考える
ことができる。
【０００６】したがって、準結晶中に大きな局所的歪を
与える原子半径の大きく異なる元素を添加し、その結果
生じる準結晶相の格子定数の変化（格子歪）が準結晶ク
ラスター中のＭｎ−Ｍｎ原子間の相互作用に影響を与
え、その結果、磁気を発生させるＲＫＫＹ相互作用に影
響を与えて、結果的に磁性を制御するために有効と考え
ることができる。
与える原子半径の大きく異なる元素を添加し、その結果
生じる準結晶相の格子定数の変化（格子歪）が準結晶ク
ラスター中のＭｎ−Ｍｎ原子間の相互作用に影響を与
え、その結果、磁気を発生させるＲＫＫＹ相互作用に影
響を与えて、結果的に磁性を制御するために有効と考え
ることができる。
【０００７】本発明は、かかる考え方に基づいて発明さ
れた。すなわち、準結晶中に原子半径の小さい元素（Ｘ
元素）を固溶させることによって、Ｘ元素の濃度増大と
共に準結晶（Ｉ相又はＩ相＋Ｄ相）の格子定数が減少
し、格子歪みが増大して、磁化が大きく改善される。こ
こで言うＸ元素とはＡｌその他の添加元素より小さな原
子半径を持つ元素から選ばれる少なくとも一種の元素で
ある。例えば、Ａｌ−Ｐｄ−Ｍｎ系に対してはＢ，Ｐな
どが挙げられる。
れた。すなわち、準結晶中に原子半径の小さい元素（Ｘ
元素）を固溶させることによって、Ｘ元素の濃度増大と
共に準結晶（Ｉ相又はＩ相＋Ｄ相）の格子定数が減少
し、格子歪みが増大して、磁化が大きく改善される。こ
こで言うＸ元素とはＡｌその他の添加元素より小さな原
子半径を持つ元素から選ばれる少なくとも一種の元素で
ある。例えば、Ａｌ−Ｐｄ−Ｍｎ系に対してはＢ，Ｐな
どが挙げられる。
【０００８】本発明の材料の準結晶相は合金組成によっ
てＩ相単相又は（Ｉ＋Ｄ）相の混相からなっている。こ
れらの準結晶相はある温度以上で熱処理することによっ
て安定な結晶に変化するが、ここで特徴的であるのは、
Ｉ相単相の時強い磁化を示すと同時にこの時極大値を持
つことである。すなわち、強い磁化を示すのはＩ相単相
の準結晶相であり、Ｄ相を含むことによって若干磁化特
性が劣化するが、依然として高いレベルにある。そし
て、結晶に変化することによって磁化する能力を失う。
又、後に詳述するが、本発明材料で発現する磁性はフエ
リ磁性である。
てＩ相単相又は（Ｉ＋Ｄ）相の混相からなっている。こ
れらの準結晶相はある温度以上で熱処理することによっ
て安定な結晶に変化するが、ここで特徴的であるのは、
Ｉ相単相の時強い磁化を示すと同時にこの時極大値を持
つことである。すなわち、強い磁化を示すのはＩ相単相
の準結晶相であり、Ｄ相を含むことによって若干磁化特
性が劣化するが、依然として高いレベルにある。そし
て、結晶に変化することによって磁化する能力を失う。
又、後に詳述するが、本発明材料で発現する磁性はフエ
リ磁性である。
【０００９】本発明において、Ａｌと準結晶を形成し得
る元素としてはＣｕ、Ｐｄ、Ｍｎがあり、Ｘ元素はこれ
らの準結晶相の格子定数を減少させ、格子歪みを増大さ
せて、Ｍｎ原子間の磁気相互作用に正の働きをして、結
果的に磁化の強さを改善する効果を発揮する。Ｃｕ、Ｐ
ｄとＭｎおよびＸ元素の組成範囲はそれぞれ５〜２５ａ
ｔ％と５〜３５ａｔ％および最大２５ａｔ％とするのが
良いが、この範囲から外れると準結晶の形成が困難にな
り、Ｄ相単相又は準結晶と結晶相の混相又は結晶相のみ
となり、磁化の強さを大きく失う。
る元素としてはＣｕ、Ｐｄ、Ｍｎがあり、Ｘ元素はこれ
らの準結晶相の格子定数を減少させ、格子歪みを増大さ
せて、Ｍｎ原子間の磁気相互作用に正の働きをして、結
果的に磁化の強さを改善する効果を発揮する。Ｃｕ、Ｐ
ｄとＭｎおよびＸ元素の組成範囲はそれぞれ５〜２５ａ
ｔ％と５〜３５ａｔ％および最大２５ａｔ％とするのが
良いが、この範囲から外れると準結晶の形成が困難にな
り、Ｄ相単相又は準結晶と結晶相の混相又は結晶相のみ
となり、磁化の強さを大きく失う。
【００１０】本発明の材料を製造するには、従来から知
られたメルトスピニング装置などの液体急冷装置によっ
て製造できるが、やはり従来から知られたガスアトマイ
ズ法、スパッタリング法等の１０2Ｋ／ｓｅｃ程度以上
急冷効果を持つその他の製造方法によっても製造可能で
ある。又、本発明は急冷凝固によって得られる非晶質相
又は過飽和固溶体を加熱するなどの結晶化処理によって
も製造できる。
られたメルトスピニング装置などの液体急冷装置によっ
て製造できるが、やはり従来から知られたガスアトマイ
ズ法、スパッタリング法等の１０2Ｋ／ｓｅｃ程度以上
急冷効果を持つその他の製造方法によっても製造可能で
ある。又、本発明は急冷凝固によって得られる非晶質相
又は過飽和固溶体を加熱するなどの結晶化処理によって
も製造できる。
【００１１】又、本来、準結晶はすべり等の変形帯を持
たないため強度が強く、高硬度であり、変形および摩耗
に対して強い抵抗力を示し、Ａｌ基合金という軽量性を
合わせ持ち、優れた構造材料としての特性および利用価
値をもっている。すなわち、本発明は磁性材料という新
規物質を提供するばかりでなく、同時に機械的性質にも
優れた複合機能材料を提供するものである。
たないため強度が強く、高硬度であり、変形および摩耗
に対して強い抵抗力を示し、Ａｌ基合金という軽量性を
合わせ持ち、優れた構造材料としての特性および利用価
値をもっている。すなわち、本発明は磁性材料という新
規物質を提供するばかりでなく、同時に機械的性質にも
優れた複合機能材料を提供するものである。
【００１２】
実施例１ ９９．９９９ｗｔ％の純度からなるＡｌおよびＭｎ、９
９．９９ｗｔ％からなるＰｄ、さらに９９．９ｗｔ％か
らなるＢの原料を所定量分取し、Ａｒ雰囲気中でアーク
溶解炉で均一な母合金を溶製した。この母合金を単ロー
ル式溶湯急冷装置によって厚さ０．０２ｍｍ、幅１ｍｍ
のリボン材とした。その際の急冷ロールは直径２００ｍ
ｍの銅製ロールを用い、ロールの回転速度は毎分２００
０回転とした。急冷凝固したままの準結晶サンプルと各
種の温度で熱処理したサンプルをＸ線回折、透過型電子
顕微鏡（ＴＥＭ）および光学顕微鏡で結晶状態を調査し
た。磁化の強さは１．５９ＭＡ／ｍ（２０ｋＯｅ）の磁
場中で７７〜９００Ｋの温度範囲で振動式磁気測定装置
（ＶＳＭ．Ｖｉｂｒａｔｉｎｇ Ｓａｍｐｌｅ Ｍａｇ
ｎｅｔｏｍｅｔｅｒ）で測定した。又、比較材とするた
め、Ｂの代わりにＳｉ，Ｇｅ，ＳｂおよびＢｉを添加し
たデータも加えた。
９．９９ｗｔ％からなるＰｄ、さらに９９．９ｗｔ％か
らなるＢの原料を所定量分取し、Ａｒ雰囲気中でアーク
溶解炉で均一な母合金を溶製した。この母合金を単ロー
ル式溶湯急冷装置によって厚さ０．０２ｍｍ、幅１ｍｍ
のリボン材とした。その際の急冷ロールは直径２００ｍ
ｍの銅製ロールを用い、ロールの回転速度は毎分２００
０回転とした。急冷凝固したままの準結晶サンプルと各
種の温度で熱処理したサンプルをＸ線回折、透過型電子
顕微鏡（ＴＥＭ）および光学顕微鏡で結晶状態を調査し
た。磁化の強さは１．５９ＭＡ／ｍ（２０ｋＯｅ）の磁
場中で７７〜９００Ｋの温度範囲で振動式磁気測定装置
（ＶＳＭ．Ｖｉｂｒａｔｉｎｇ Ｓａｍｐｌｅ Ｍａｇ
ｎｅｔｏｍｅｔｅｒ）で測定した。又、比較材とするた
め、Ｂの代わりにＳｉ，Ｇｅ，ＳｂおよびＢｉを添加し
たデータも加えた。
【００１３】図１に基準となる急冷凝固したままのＡｌ
−Ｐｄ−Ｍｎ合金のＩ相形成組成範囲と、Ｉ相の格子定
数の組成依存性を示す。格子定数はＸ線回折のデータか
らＥｌｓｅｒ’ｓ指数（２１１１１１）反射ピークから
算出した。図中の点Ａ（Ａｌ78Ｐｄ9Ｍｎ13）、点Ｂ
（Ａｌ72Ｐｄ9Ｍｎ19）、点Ｃ（Ａｌ69Ｐｄ12Ｍ
ｎ19）、点Ｄ（Ａｌ65Ｐｄ25Ｍｎ10）、点Ｅ（Ａｌ68Ｐ
ｄ25Ｍｎ7）、点Ｆ（Ａｌ74Ｐｄ19Ｍｎ7）を結ぶ線で囲
まれた部分がＩ相単相形成範囲であり、Ｐｄが９〜２５
ａｔ％、Ｍｎが７〜１９ａｔ％の範囲である。Ｉ相の格
子定数は０．４５７４〜０．４５８３ｎｍの範囲で分布
しており、Ｉ相単相の領域では大きな変化は見られな
い。Ｉ相の化学量論的な組成がＡｌ70Ｐｄ20Ｍｎ10であ
るとすると、Ｉ相単相の形成範囲はＰｄの低濃度側、Ｍ
ｎ高濃度側に分布している。
−Ｐｄ−Ｍｎ合金のＩ相形成組成範囲と、Ｉ相の格子定
数の組成依存性を示す。格子定数はＸ線回折のデータか
らＥｌｓｅｒ’ｓ指数（２１１１１１）反射ピークから
算出した。図中の点Ａ（Ａｌ78Ｐｄ9Ｍｎ13）、点Ｂ
（Ａｌ72Ｐｄ9Ｍｎ19）、点Ｃ（Ａｌ69Ｐｄ12Ｍ
ｎ19）、点Ｄ（Ａｌ65Ｐｄ25Ｍｎ10）、点Ｅ（Ａｌ68Ｐ
ｄ25Ｍｎ7）、点Ｆ（Ａｌ74Ｐｄ19Ｍｎ7）を結ぶ線で囲
まれた部分がＩ相単相形成範囲であり、Ｐｄが９〜２５
ａｔ％、Ｍｎが７〜１９ａｔ％の範囲である。Ｉ相の格
子定数は０．４５７４〜０．４５８３ｎｍの範囲で分布
しており、Ｉ相単相の領域では大きな変化は見られな
い。Ｉ相の化学量論的な組成がＡｌ70Ｐｄ20Ｍｎ10であ
るとすると、Ｉ相単相の形成範囲はＰｄの低濃度側、Ｍ
ｎ高濃度側に分布している。
【００１４】Ａｌ60Ｐｄ20Ｍｎ20の組成は室温で強磁性
を示すが、図１から類推されるとおり、Ｉ相単相ではな
い。しかし、この組成比の近傍（Ｍｎリッチ）のＩ相は
強磁性発現に適した原子配置を持っており、小さい格子
定数を持つＩ相が強磁性発現の可能性を持っているもの
と期待される。準結晶の磁化はＲＫＫＹ相互作用に起因
することを考えれば、図１に示すとおり、この範囲の組
成変化にともなう格子定数の変化は１％未満と小さく、
この程度の格子定数の変化だけではクラスタースケール
に働く磁気的相互作用に対して大きな効果は期待できな
い。効果的にＲＫＫＹ相互作用に作用させるためには、
さらに大きな格子歪を導入する異種元素の添加が有効と
考えられる。
を示すが、図１から類推されるとおり、Ｉ相単相ではな
い。しかし、この組成比の近傍（Ｍｎリッチ）のＩ相は
強磁性発現に適した原子配置を持っており、小さい格子
定数を持つＩ相が強磁性発現の可能性を持っているもの
と期待される。準結晶の磁化はＲＫＫＹ相互作用に起因
することを考えれば、図１に示すとおり、この範囲の組
成変化にともなう格子定数の変化は１％未満と小さく、
この程度の格子定数の変化だけではクラスタースケール
に働く磁気的相互作用に対して大きな効果は期待できな
い。効果的にＲＫＫＹ相互作用に作用させるためには、
さらに大きな格子歪を導入する異種元素の添加が有効と
考えられる。
【００１５】図２は急冷凝固させたＡｌ70-XＰｄ15Ｍｎ
15ＭX（Ｍ：Ｂ，Ｓｉ，Ｇｅ，ＳｂおよびＢｉ）合金に
ついて、Ｍ濃度を関数として格子定数の変化と室温で２
０ｋＯｅの磁場中での磁化の変化を示している。Ｂ＞Ｓ
ｉの順に格子定数の減少が顕著であり、他の元素では逆
にＳｂ＞Ｂｉ＞Ｇｅの順に増加が顕著となっている。磁
化は格子定数の変化の大きさに比例して増大する傾向に
あるがその効果はＢにおいて最も大きい。
15ＭX（Ｍ：Ｂ，Ｓｉ，Ｇｅ，ＳｂおよびＢｉ）合金に
ついて、Ｍ濃度を関数として格子定数の変化と室温で２
０ｋＯｅの磁場中での磁化の変化を示している。Ｂ＞Ｓ
ｉの順に格子定数の減少が顕著であり、他の元素では逆
にＳｂ＞Ｂｉ＞Ｇｅの順に増加が顕著となっている。磁
化は格子定数の変化の大きさに比例して増大する傾向に
あるがその効果はＢにおいて最も大きい。
【００１６】図３，図４は図２の結果を受けて、Ｂの効
果を詳細にみるために、Ａｌ70-XＰｄ15Ｍｎ15ＢXの４
元合金について、Ｂ濃度を関数として格子定数の変化と
２０ｋＯｅ磁場中で測定した磁化の変化を示している。
Ｂ濃度の増加と共に格子定数は直線的に減少し、Ｖｅｇ
ａｒｄ’ｓ法則を満足している。一方、磁化はＢ濃度の
増加と共に大きく増大しており、Ｉ相単相のＢ濃度１０
ａｔ％で２．３×１０-7Ｈｍ2／ｋｇの極大値を示した
後、さらなるＢ濃度の増加とともに急激に減少してい
る。
果を詳細にみるために、Ａｌ70-XＰｄ15Ｍｎ15ＢXの４
元合金について、Ｂ濃度を関数として格子定数の変化と
２０ｋＯｅ磁場中で測定した磁化の変化を示している。
Ｂ濃度の増加と共に格子定数は直線的に減少し、Ｖｅｇ
ａｒｄ’ｓ法則を満足している。一方、磁化はＢ濃度の
増加と共に大きく増大しており、Ｉ相単相のＢ濃度１０
ａｔ％で２．３×１０-7Ｈｍ2／ｋｇの極大値を示した
後、さらなるＢ濃度の増加とともに急激に減少してい
る。
【００１７】これらの合金の組織と構造のＴＥＭ観察の
結果、これらの合金は２００〜３００ｎｍの結晶粒から
なり、粒界に第２相は認められず、制限視野電子線回折
によれば２回、３回、５回の対称を示していることから
Ｉ相単相からなっていることが分る。
結果、これらの合金は２００〜３００ｎｍの結晶粒から
なり、粒界に第２相は認められず、制限視野電子線回折
によれば２回、３回、５回の対称を示していることから
Ｉ相単相からなっていることが分る。
【００１８】図５，６，７はＡｌ−Ｐｄ−Ｍｎ−Ｂ合金
において、Ｍｎ濃度を２０，２５，３０ａｔ％と固定
し、ＰｄおよびＢの濃度変化に対するＩ相およびＩ＋Ｄ
相の形成領域と磁化の強さの組成依存性を求めた結果で
ある。Ｍｎ濃度２０，２５，３０ａｔ％ではＩ相単相の
形成領域中に磁化の極大値が見られ、Ｉ相中のＭｎ原子
が磁化の発現にとって適切な状態にあることがわかる。
急冷凝固によって得られる準結晶相の磁化の最大値はＩ
相単相からなるＡｌ42.5Ｐｄ7.5Ｍｎ30Ｂ20合金の４２
ｅｍｕ／ｇ（３．３ｋＡ／ｍ）である。
において、Ｍｎ濃度を２０，２５，３０ａｔ％と固定
し、ＰｄおよびＢの濃度変化に対するＩ相およびＩ＋Ｄ
相の形成領域と磁化の強さの組成依存性を求めた結果で
ある。Ｍｎ濃度２０，２５，３０ａｔ％ではＩ相単相の
形成領域中に磁化の極大値が見られ、Ｉ相中のＭｎ原子
が磁化の発現にとって適切な状態にあることがわかる。
急冷凝固によって得られる準結晶相の磁化の最大値はＩ
相単相からなるＡｌ42.5Ｐｄ7.5Ｍｎ30Ｂ20合金の４２
ｅｍｕ／ｇ（３．３ｋＡ／ｍ）である。
【００１９】図８はＡｌ−Ｐｄ−Ｍｎ−Ｂ準結晶の図に
示す４種の組成における焼鈍温度の磁化に対する効果を
示している。いずれの合金においても６００Ｋまでは磁
化が変化せず、６００Ｋ以上の加熱によって磁化が減少
し、１０２０Ｋでほぼゼロになる。
示す４種の組成における焼鈍温度の磁化に対する効果を
示している。いずれの合金においても６００Ｋまでは磁
化が変化せず、６００Ｋ以上の加熱によって磁化が減少
し、１０２０Ｋでほぼゼロになる。
【００２０】図９はＡｌ57.5Ｐｄ17.5Ｍｎ15Ｂ10合金の
焼鈍温度の組織変化に及ぼす影響をＸ線回折によって調
べた結果である。５００Ｋまでは準結晶の組織のみが観
察され、６００Ｋで準結晶のピークの強度が若干減少
し、半値幅が増加する。更に焼鈍温度が上昇すると結晶
のピークが現れ始め、１０００Ｋで完全に結晶化する。
図８と比較すると結晶化が進むに連れて磁化が減少し、
結晶化によって磁化が失われることが分かる。即ち、磁
化の発生は準結晶（Ｉ相）の原子配置に起因している。
焼鈍温度の組織変化に及ぼす影響をＸ線回折によって調
べた結果である。５００Ｋまでは準結晶の組織のみが観
察され、６００Ｋで準結晶のピークの強度が若干減少
し、半値幅が増加する。更に焼鈍温度が上昇すると結晶
のピークが現れ始め、１０００Ｋで完全に結晶化する。
図８と比較すると結晶化が進むに連れて磁化が減少し、
結晶化によって磁化が失われることが分かる。即ち、磁
化の発生は準結晶（Ｉ相）の原子配置に起因している。
【００２１】図１０は図８と同じ４種の準結晶（Ｉ相）
の０．１６ＭＡ／ｍの磁場中における磁化の温度依存性
を示している。温度の上昇とともに磁化が徐々に減少
し、この傾向は合金（組成）によらず、温度のみに依存
していることが分かる。図１１はこれらの準結晶の５０
０Ｋ以上の温度を関数として保持力の逆数（１／χ）の
変化を示している。５００から７００Ｋまでは指数関数
的に増大し、それ以上の温度では直線的に緩やかに増大
している。これは典型的なフェリ磁性の特性を示してい
る。この図から強磁性キューリー温度（Θｆ）とフェリ
磁性キューリー温度（Θａ）を求めることができる。そ
の結果を表１に示す。Θｆは温度に対する磁化強度の自
乗の低温度側への外捜（磁化ゼロ）によって、Θａは直
線部分の傾斜の低温度側への外捜（磁化ゼロ）によって
求められる。表１に示すように溶質濃度の増加はΘａを
１３０から４２０Ｋに増加させ、Θｆを５０８から４７
３Ｋに減少させる。
の０．１６ＭＡ／ｍの磁場中における磁化の温度依存性
を示している。温度の上昇とともに磁化が徐々に減少
し、この傾向は合金（組成）によらず、温度のみに依存
していることが分かる。図１１はこれらの準結晶の５０
０Ｋ以上の温度を関数として保持力の逆数（１／χ）の
変化を示している。５００から７００Ｋまでは指数関数
的に増大し、それ以上の温度では直線的に緩やかに増大
している。これは典型的なフェリ磁性の特性を示してい
る。この図から強磁性キューリー温度（Θｆ）とフェリ
磁性キューリー温度（Θａ）を求めることができる。そ
の結果を表１に示す。Θｆは温度に対する磁化強度の自
乗の低温度側への外捜（磁化ゼロ）によって、Θａは直
線部分の傾斜の低温度側への外捜（磁化ゼロ）によって
求められる。表１に示すように溶質濃度の増加はΘａを
１３０から４２０Ｋに増加させ、Θｆを５０８から４７
３Ｋに減少させる。
【００２２】
【表１】
【００２３】このことはＭｎの増加に起因する磁化の増
大とともに、ΘｆとΘａの差を３７８Ｋから５３Ｋに減
少させたことになる。このことはＭｎ−Ｍｎ原子間の磁
気相互作用が反強磁性対の程度を減少（逆向きスピンを
減少）させることによってフェリ磁性から強磁性（フェ
ロ磁性）に変化する傾向を示すためと推察される。
大とともに、ΘｆとΘａの差を３７８Ｋから５３Ｋに減
少させたことになる。このことはＭｎ−Ｍｎ原子間の磁
気相互作用が反強磁性対の程度を減少（逆向きスピンを
減少）させることによってフェリ磁性から強磁性（フェ
ロ磁性）に変化する傾向を示すためと推察される。
【００２４】このように急冷凝固によって得られるＡｌ
−Ｐｄ−Ｍｎ−Ｂ系準結晶（Ｉ相）合金の磁化は、準結
晶中のＭｎ−Ｍｎ原子間の磁気相互作用がＢの添加によ
って強調させて生じることが分かる。しかもその磁性は
フェロ磁性挙動をも示すフェリ磁性である。
−Ｐｄ−Ｍｎ−Ｂ系準結晶（Ｉ相）合金の磁化は、準結
晶中のＭｎ−Ｍｎ原子間の磁気相互作用がＢの添加によ
って強調させて生じることが分かる。しかもその磁性は
フェロ磁性挙動をも示すフェリ磁性である。
【００２５】実施例２ Ａｌ70-XＣｕ10Ｍｎ20ＢX合金系について実施例１と同
様にして準結晶を製造し、Ｂの濃度を関数として準結晶
の格子定数と磁化の変化を調べ、図１２に示した。比較
のために既にＴｓａｉ等によって報告されているＡｌ
70-XＣｕ10Ｍｎ20ＧｅX合金についても併せて示す。Ｉ
相の格子定数はＢ，Ｇｅの添加によって共に減少し、そ
の度合いはＢ添加が著しい。磁化についてもＢ，Ｇｅの
濃度の増加と共に増大するがやはりＢの効果が著しい。
Ａｌ−Ｐｄ−Ｍｎ系合金と同様に、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｎ系
合金においてもＢ添加がフェリ磁性発現に有効であるこ
とが分かる。
様にして準結晶を製造し、Ｂの濃度を関数として準結晶
の格子定数と磁化の変化を調べ、図１２に示した。比較
のために既にＴｓａｉ等によって報告されているＡｌ
70-XＣｕ10Ｍｎ20ＧｅX合金についても併せて示す。Ｉ
相の格子定数はＢ，Ｇｅの添加によって共に減少し、そ
の度合いはＢ添加が著しい。磁化についてもＢ，Ｇｅの
濃度の増加と共に増大するがやはりＢの効果が著しい。
Ａｌ−Ｐｄ−Ｍｎ系合金と同様に、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｎ系
合金においてもＢ添加がフェリ磁性発現に有効であるこ
とが分かる。
【００２６】図１３にＡｌ65Ｃｕ10Ｍｎ20Ｂ5合金とＡ
ｌ50Ｃｕ10Ｍｎ20Ｇｅ20合金の磁化曲線（ヒステリシ
ス）を対比して示す。Ｇｅを含む合金は保持力１９９ｋ
Ａ／ｍ（２．５ｋＯｅ）、残留磁化９．５×１０-9Ｈｍ
2／ｋｇを示すのに対して、Ｂを含む合金はそれぞれ２
４ｋＡ／ｍ（０．３ｋＯｅ）、３．２×１０-9Ｈｍ2／
ｋｇと小さい値を示している。Ａｌ65Ｃｕ10Ｍｎ20Ｂ5
合金の磁化は１．５９ＭＡ／ｍ（２０ｋＯｅ）の磁場中
でも飽和しない一方で、小さな磁場の印加で急激に増大
し、磁化の強さもＧｅを含む合金の２倍以上に達する。
Ｂを含む合金は優れた軟磁性を示すことが分かる。
ｌ50Ｃｕ10Ｍｎ20Ｇｅ20合金の磁化曲線（ヒステリシ
ス）を対比して示す。Ｇｅを含む合金は保持力１９９ｋ
Ａ／ｍ（２．５ｋＯｅ）、残留磁化９．５×１０-9Ｈｍ
2／ｋｇを示すのに対して、Ｂを含む合金はそれぞれ２
４ｋＡ／ｍ（０．３ｋＯｅ）、３．２×１０-9Ｈｍ2／
ｋｇと小さい値を示している。Ａｌ65Ｃｕ10Ｍｎ20Ｂ5
合金の磁化は１．５９ＭＡ／ｍ（２０ｋＯｅ）の磁場中
でも飽和しない一方で、小さな磁場の印加で急激に増大
し、磁化の強さもＧｅを含む合金の２倍以上に達する。
Ｂを含む合金は優れた軟磁性を示すことが分かる。
【００２７】以上の実施例より、この磁化挙動はフェロ
磁性挙動をも示す準結晶中のＭｎ−Ｍｎ相互作用が長範
囲に及ぶ単純なフェリ磁性相互作用に起因しているので
はなく、短範囲スケールにおける不均質歪導入による複
雑な機構で発生するものと考えられる。
磁性挙動をも示す準結晶中のＭｎ−Ｍｎ相互作用が長範
囲に及ぶ単純なフェリ磁性相互作用に起因しているので
はなく、短範囲スケールにおける不均質歪導入による複
雑な機構で発生するものと考えられる。
【００２８】磁化発現の機構がＲＫＫＹ相互作用から発
生するものとすれば、局所サイトにおける磁化は準結晶
（Ｉ相）クラスターの歪んだ状態に依存していると考え
られ、それによって上記した複雑な磁気的性質を発現す
るものと思われる。
生するものとすれば、局所サイトにおける磁化は準結晶
（Ｉ相）クラスターの歪んだ状態に依存していると考え
られ、それによって上記した複雑な磁気的性質を発現す
るものと思われる。
【００２９】
【発明の効果】以上のように、本発明の合金及び製造方
法はＡｌと他元素との準結晶にこれらの元素よりも原子
半径の小さな元素を添加することによって従来にない磁
化能力と同時に良好な軟磁性を示し、磁化の強さを制御
できると同時に、Ａｌをベースにした準結晶という合金
の特性から軽量で強度が強く耐摩耗性に優れており、磁
気記録用ヘッドなどの様々な用途の磁性材料として利用
できる。
法はＡｌと他元素との準結晶にこれらの元素よりも原子
半径の小さな元素を添加することによって従来にない磁
化能力と同時に良好な軟磁性を示し、磁化の強さを制御
できると同時に、Ａｌをベースにした準結晶という合金
の特性から軽量で強度が強く耐摩耗性に優れており、磁
気記録用ヘッドなどの様々な用途の磁性材料として利用
できる。
【図１】急冷凝固したままのＡｌ−Ｐｄ−Ｍｎ系合金の
Ｉ相形成組成範囲とＩ相の格子定数の組成依存性を示す
図である。
Ｉ相形成組成範囲とＩ相の格子定数の組成依存性を示す
図である。
【図２】急冷凝固材料のＭ濃度と格子定数、磁化の変化
との関係を示す図である。
との関係を示す図である。
【図３】同じくＢ濃度と格子定数、磁化の変化との関係
を示すグラフである。
を示すグラフである。
【図４】同じくＢ濃度と格子定数、磁化の変化との関係
を示すグラフである。
を示すグラフである。
【図５】Ｍｎ濃度を２０ａｔ％に固定し、磁化の強さの
組成依存性を示すグラフである。
組成依存性を示すグラフである。
【図６】Ｍｎ濃度を２５ａｔ％に固定し、磁化の強さの
組成依存性を示すグラフである。
組成依存性を示すグラフである。
【図７】Ｍｎ濃度を３０ａｔ％に固定し、磁化の強さの
組成依存性を示すグラフである。
組成依存性を示すグラフである。
【図８】焼鈍温度の磁化に対する効果を示すグラフであ
る。
る。
【図９】焼鈍温度の組織変化に及ぼす影響を示すグラフ
である。
である。
【図１０】磁化の温度依存性を示すグラフである。
【図１１】５００Ｋ以上の保持力の逆数を示すグラフで
ある。
ある。
【図１２】短結晶の格子定数と磁化の変化を示すグラフ
である。
である。
【図１３】２つの合金の磁化曲線を示す。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 井上 明久 宮城県仙台市青葉区川内無番地川内住宅 11−806 (72)発明者 永洞 純一 神奈川県横浜市緑区すみよし台14−６ (56)参考文献 特開 平３−75345（ＪＰ，Ａ) 国際公開86／936（ＷＯ，Ａ１) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) H01F 1/14 C22C 1/00 C22C 21/00 C22C 45/08
Claims (2)
- 【請求項１】 一般式：ＡｌbalＭaＭnbＸc （ただし、ＭはＡｌと２０面体相（ｉｃｏｓａｈｅｄｒ
ａｌ，Ｉ相）の単相又は２０面体相と正十角形相（ｄｅ
ｃａｇｏｎａｌ，Ｄ相）の混相からなる準結晶を形成し
得るＣｕおよびＰｄの１種又は２種、ＸはＢおよびＰの
１種又は２種、５≦ａ≦２５、５≦ｂ≦３５、０＜ｃ≦
２５、ａ、ｃは複数元素の場合は合計量）よりなり、 実
質的に準結晶相からなることを特徴とする磁性材料。 - 【請求項２】 最終組成が一般式：ＡｌbalＭaＭnbＸc （ただし、ＭはＡｌと２０面体相（ｉｃｏｓａｈｅｄｒ
ａｌ，Ｉ相）の単相又は２０面体相と正十角形相（ｄｅ
ｃａｇｏｎａｌ，Ｄ相）の混相からなる準結晶を形成し
得るＣｕおよびＰｄの１種又は２種、ＸはＢおよびＰの
１種又は２種、５≦ａ≦２５、５≦ｂ≦３５、０＜ｃ≦
２５） となるように、Ｍ元素およびＭｎより原子半径の
小さなＸ元素を添加し、急冷凝固して準結晶相の磁化の
強さを制御することを特徴とする磁性材料の製造方法。
Priority Applications (4)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP04206626A JP3093461B2 (ja) | 1992-08-03 | 1992-08-03 | 磁性材料とその製造方法 |
| US08/096,275 US5397490A (en) | 1992-08-03 | 1993-07-26 | Magnetic material |
| DE69310624T DE69310624T2 (de) | 1992-08-03 | 1993-08-02 | Magnetisches Material und Herstellungsverfahren |
| EP93112373A EP0582260B1 (en) | 1992-08-03 | 1993-08-02 | Magnetic material and process for producing the same |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP04206626A JP3093461B2 (ja) | 1992-08-03 | 1992-08-03 | 磁性材料とその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0653021A JPH0653021A (ja) | 1994-02-25 |
| JP3093461B2 true JP3093461B2 (ja) | 2000-10-03 |
Family
ID=16526490
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP04206626A Expired - Fee Related JP3093461B2 (ja) | 1992-08-03 | 1992-08-03 | 磁性材料とその製造方法 |
Country Status (4)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US5397490A (ja) |
| EP (1) | EP0582260B1 (ja) |
| JP (1) | JP3093461B2 (ja) |
| DE (1) | DE69310624T2 (ja) |
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|---|---|---|---|---|
| FR2685349B1 (fr) * | 1991-12-20 | 1994-03-25 | Centre Nal Recherc Scientifique | Element de protection thermique constitue par un alliage d'aluminium quasi-cristallin. |
| JPH07126702A (ja) * | 1993-09-29 | 1995-05-16 | Takeshi Masumoto | 準結晶Ａｌ合金超微粒子およびその集合物の製造方法 |
| JPH07238336A (ja) * | 1994-02-25 | 1995-09-12 | Takeshi Masumoto | 高強度アルミニウム基合金 |
| JP2795611B2 (ja) * | 1994-03-29 | 1998-09-10 | 健 増本 | 高強度アルミニウム基合金 |
| US6361697B1 (en) | 1995-01-10 | 2002-03-26 | William S. Coury | Decontamination reactor system and method of using same |
| US6117334A (en) * | 1995-01-10 | 2000-09-12 | Coury; William S. | Decontamination reactor system and method of using same |
| FR2732697B1 (fr) * | 1995-04-04 | 1997-06-20 | Centre Nat Rech Scient | Couches minces d'alliages quasi-cristallins, leur preparation et leurs utilisations |
| JP2008231519A (ja) * | 2007-03-22 | 2008-10-02 | Honda Motor Co Ltd | 準結晶粒子分散アルミニウム合金およびその製造方法 |
| JP2008248343A (ja) * | 2007-03-30 | 2008-10-16 | Honda Motor Co Ltd | アルミニウム基合金 |
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|---|---|---|---|---|
| DE74111C (de) * | K. OEHLER in Offenbach a. M | Verfahren zur Darstellung von Amidophenol- und Amidokresolsulfosäure | ||
| JPS58130244A (ja) * | 1982-01-26 | 1983-08-03 | Furukawa Alum Co Ltd | 熱交換器チユ−ブ用アルミニウム合金 |
-
1992
- 1992-08-03 JP JP04206626A patent/JP3093461B2/ja not_active Expired - Fee Related
-
1993
- 1993-07-26 US US08/096,275 patent/US5397490A/en not_active Expired - Fee Related
- 1993-08-02 DE DE69310624T patent/DE69310624T2/de not_active Expired - Fee Related
- 1993-08-02 EP EP93112373A patent/EP0582260B1/en not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| EP0582260B1 (en) | 1997-05-14 |
| DE69310624D1 (de) | 1997-06-19 |
| US5397490A (en) | 1995-03-14 |
| JPH0653021A (ja) | 1994-02-25 |
| EP0582260A1 (en) | 1994-02-09 |
| DE69310624T2 (de) | 1997-12-04 |
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| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |