JPH0229735B2 - - Google Patents
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- JPH0229735B2 JPH0229735B2 JP56032397A JP3239781A JPH0229735B2 JP H0229735 B2 JPH0229735 B2 JP H0229735B2 JP 56032397 A JP56032397 A JP 56032397A JP 3239781 A JP3239781 A JP 3239781A JP H0229735 B2 JPH0229735 B2 JP H0229735B2
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Description
本発明は非晶質の合金組成物に関し、さらに詳
しくは鉄、コバルト、硼素および珪素を含み、高
い飽和誘導（saturation induction）1.6Tにおい
て高いdcおよびac磁性を有する非晶質合金に関
する。 ある種の金属合金組成物から固体の非晶質物質
を得ることが可能であるということは、既に研究
によつて証明されている。非晶質物質は、長範囲
にわたる原子の秩序性（long−range atomic
order）が実質上認められず、巾の広い複数の強
度極大値（intensity maxima）からなるＸ―線
回折分布を有することが特徴である。そのような
分布は、液体または通常の窓ガラスの回折分布に
定性的に類似している。これは、鋭い、かつ狭い
強度極大からなる回折分布を生ずる結晶質物質と
対照的である。 これらの非晶質は、準安定状態で存在する。十
分高い温度に加熱すると、それらは、結晶熱を発
して結晶化し、Ｘ―線回折分布は、非晶質特徴を
有するものから結晶質特徴を有するものへと変化
する。 新しいタイプの非晶質合金がH.S.Chenおよび
D.E.Polkの米国特許第3856513号（1974年12月24
日発効）に開示されている。これらの非晶質合金
は、一般式MaYbZcで表わされる組成を有してい
る〔ただし、Ｍは鉄、ニツケル、コバルト、クロ
ムおよびバナジウムからなる群より選ばれる少な
くとも１種の金属であり、Ｙは燐、硼素および炭
素からなる群より選ばれる少なくとも１種の元素
であり、Ｚはアルミニウム、アンチモン、ベリリ
ウム、ゲルマニウム、インジウム、錫および珪素
からなる群より選ばれる少なくとも１種の元素で
あり、“ａ”は約60〜90原子％の範囲内にあり、
“ｂ”は約10〜30原子％の範囲内にあり、かつ
“ｃ”は約0.1〜15原子％の範囲内にある。〕。これ
らの非晶質合金はリボン、シート、ワイヤー、粉
末等の形態で、広い範囲の多様な用途に適してい
ることが見い出されている。上記のChenおよび
Polkの特許はまた、TiXjの一般式で表わされる
組成をもつ非晶質合金〔ただし、Ｔは少なくとも
１種の遷移金属であり、Ｘは、アルミニウム、ア
ンチモン、ベリリウム、硼素、ゲルマニウム、炭
素、インジウム、燐、珪素および錫からなる群よ
り選ばれる少なくとも１種の元素であり、“ｉ”
は約70〜87原子％の範囲内にあり、“ｊ”は約13
〜30原子％の範囲内にある。〕をも開示している。
これらの非晶質合金は、ワイヤーへの用途に適し
ていることが見い出されている。 飽和誘導値の高い鉄―コバルト―硼素系非晶質
合金がR.C.O′Handley、C.―P.ChouおよびN.J.
DeCristofaroによつてJournal of Applied
Physics50(5)、1979、第3603−3607頁に開示され
ている。 上述の非晶質合金が発見されたときには、それ
らが当時知られていた多結晶質の合金よもすぐれ
た磁性を有していることが証明された。にもかか
わらず、改善された磁性とより高い熱的安定性を
必要とする新しい用途は、さらに別の合金組成物
を開発するための努力を必要とした。 本発明に従つて、式FeaCobBcSidを有し、〔た
だし、“ａ”は64〜80原子％の範囲内であり、
“ｂ”は７〜20原子％の範囲内であり、“ｃ”は13
〜15原子％の範囲内であり、“ｄ”は０より大き
く、1.5以下であり、かつ“ａ”、“ｂ”、“ｃ”お
よび“ｄ”の合計は100に等しい。〕、少なくとも
90％非晶質の合金が提供される。 本発明の合金はＸ−線回折での測定結果から定
めた非晶質の程度が少なくとも90％非晶質であ
り、好ましくは少なくとも97％非晶質であり、最
も好ましくは100％非晶質の合金である。これら
合金は、所望の組成の溶融体をつくり、該溶融合
金を高速回転している冷却車輪上へ鋳造すること
により、少なくとも105℃／秒の速度で急冷する
ことからなる公知の方法によつてつくられる。 さらに本発明は、式FeaCobBcSidを有する組成
から実質上なる少なくとも90％非晶質の金属合金
〔ただし、式中の“ａ”、“ｂ”、“ｃ”および“ｄ”
は、それぞれ64〜80、７〜20、13〜15および０よ
り大きく1.5以下の原子％の範囲内にあり、“ａ”、
“ｂ”、“ｃ”および“ｄ”の合計は100に等しい。〕
の磁性を高めた合金の製造方法を提供するもので
ある。この方法は上記の非晶質合金を焼鈍する工
程からなる。 さらに、本発明は、式FeaCobBcSidを有する組
成から実質上なる少なくとも90％非晶質の合金
〔ただし、“ａ”、“ｂ”、“ｃ”および“ｄ”は原子
％であつて、それぞれ、64〜80、７〜20、13〜15
および０より大きく1.5以下であり、かつ“ａ”、
“ｂ”、“ｃ”および“ｄ”の合計は100に等しい。〕
からなるコアであつて電磁装置用のコアを提供す
るものである。 これら本発明の合金は、高い飽和誘導と、
1.6Tにおいて高いacおよびdc磁性とを示す。そ
の結果として、これら合金は、電力変圧器、変流
器、エアボーン・トランスフオーマー（airborne
transformers）およびレーザー用のパルス・ト
ランスフオーマー（pulse transformers）などの
用途に特に適している。 鉄―コバルト―硼素系非晶質合金に比較して、
本明細書に記載した組成の合金は、より容易に、
均一な寸法および特性を有するリボンに急冷する
ことができる。本発明の合金は、高められた結晶
化温度と改善された熱的安定性を有することが証
明される。これらの合金は、そのままで、より容
易に磁界内焼鈍されて最適の磁性を顕現するに至
る。 本発明による新規な非晶質のFe―Co―Ｂ―Si
系合金の組成は、64〜80原子％の鉄、７〜20原子
％のコバルト、13〜15原子％の硼素および０より
大きく1.5以下原子％の珪素からなる。そういつ
た組成物は高い飽和誘導と、高誘導レベルでの高
められたdcおよびac磁性とを示す。改善された
磁性は、磁化が高度であり、コア損失が低く、ボ
ルト―アンペア需要が低いことによつて証明され
る。前述のの範囲内での好ましい組成は、67原子
％鉄、18原子％コバルト、14原子％硼素および
1.0原子％珪素である。 本発明の合金は、少なくとも90％非晶質であ
り、好ましくは少なくとも97％非晶質であり、最
も好ましくは100％非晶質である。より大きな容
積％の非晶質物質を有する合金においては、磁性
が改善されている。非晶質物質の容積％はＸ―線
回折により好都合に決定される。 非晶質金属合金は、溶融体を105〜106℃／秒の
速度で冷却することにより形成される。すべての
物質の純度は、通常の商業的実取引で見られる純
度でよい。スプラツト急冷した箔およびラピツド
急冷した連続状リボン、ワイヤー、シート等を加
工するためには各種の方法が有効である。典型的
には特定の組成が選択され、必要な元素の（ある
いは、分解してそのような元素を形成する物質た
とえばフエロボロン、フエロシリコン等の）粉末
または粒状体を所望の比率で混合したのが溶融さ
れ、均一化され、そして溶融合金は回転している
シリンダーのような冷却面上で高速急冷される。 本発明の合金は、他の低メタロイド鉄基金属ガ
ラスに比べて改善された加工性を有している。 本発明の合金の磁性は、合金を焼鈍することに
よつて高められる。この焼鈍の方法は一般に、合
金を、応力除去には十分であるが、結晶化を開始
するために必要とされる温度よりは低い温度に加
熱し、該合金を冷却し、この加熱および冷却時に
合金に磁界をかけることからなる。一般に、250
℃〜400℃の温度範囲が加熱時に採用されるが、
270℃〜370℃の温度が好ましい。 上に論じたごとく、本発明の合金は1.6Tにお
いて高い磁性を示す。変圧器の容量がきまつてい
る場合は、コアの運転時の誘導レベルが高ければ
高い程、変圧器は小さくてよい。この重量的節約
は、用途が航空機用である場合に特に重要であ
る。 本発明の合金からなるコアが変圧器のような電
磁装置中に使用される場合、それらは高い磁化、
低いコア損失および低いボルト―アンペア需要を
もつていることを示し、このために、結果とし
て、電磁装置のより効率的運転が可能となる。コ
アを通つて循環するエデイ電流の結果としての磁
性コアのエネルギー損失の結果として、エネルギ
ーが熱の形で放散する。本発明の合金でつくられ
たコアは運転に要する電気エネルギーが従来のも
のより少なく、このため生ずる熱も少ない。変圧
器のコアを冷却するために冷却装置が必要とされ
る用途、たとえば航空機の変圧器や大出力変圧器
の場合、さらに別の節約が実現される。というの
は、本発明の合金でつくつたコアを用いると、コ
アの発生する熱量が従来のものより少ないので、
これを除くために必要とされる冷却装置もより小
さくてよいのである。さらに、本発明の合金でつ
くられたコアは磁化が高く、かつ効率が高いため
に、容量定格が一定の場合、コアの重量を小さく
することができる。 本発明合金の組成範囲内にあるFe，Co，Ｂの
組合せによつて、前述のようなすぐれた磁気特性
が得られ、範囲外の組成では例えば低い励磁力
（ボルト・アンペア需要）は得られず、また、
Fe，Coが組成範囲外となるとコア・ロスが増大
する。少量のSiの添加はＢとともに高い結晶化温
度（熱安定性）に貢献している。 下記の実施例は、本発明の理解をより完全なら
しめるために示すものである。本発明の原理およ
び実施を説明するために記載した特別の技術、条
件、物質、比率および報告データは代表的なもの
であり、これによつて本発明の範囲が制限される
ものと解釈されるべきではない。 実施例 １ 本発明の鉄―コバルト―硼素―珪素合金の熱的
安定性が改善されたものであることを証明するた
めに、アルゴン雰囲気中にて、20℃／分の加熱速
度を用いて、差動走査熱量法により、結晶温度を
決定した。本発明の技術範囲の内外にある数種の
合金組成物の結晶温度がそれぞれ第表および第
表に示されている。第表および第表中のデ
ータに示されているように、本発明の技術範囲内
の合金は、本発明の技術範囲外の合金よりも高い
結晶温度を有している。したがつて、熱的安定性
が相対的に優れている。
しくは鉄、コバルト、硼素および珪素を含み、高
い飽和誘導（saturation induction）1.6Tにおい
て高いdcおよびac磁性を有する非晶質合金に関
する。 ある種の金属合金組成物から固体の非晶質物質
を得ることが可能であるということは、既に研究
によつて証明されている。非晶質物質は、長範囲
にわたる原子の秩序性（long−range atomic
order）が実質上認められず、巾の広い複数の強
度極大値（intensity maxima）からなるＸ―線
回折分布を有することが特徴である。そのような
分布は、液体または通常の窓ガラスの回折分布に
定性的に類似している。これは、鋭い、かつ狭い
強度極大からなる回折分布を生ずる結晶質物質と
対照的である。 これらの非晶質は、準安定状態で存在する。十
分高い温度に加熱すると、それらは、結晶熱を発
して結晶化し、Ｘ―線回折分布は、非晶質特徴を
有するものから結晶質特徴を有するものへと変化
する。 新しいタイプの非晶質合金がH.S.Chenおよび
D.E.Polkの米国特許第3856513号（1974年12月24
日発効）に開示されている。これらの非晶質合金
は、一般式MaYbZcで表わされる組成を有してい
る〔ただし、Ｍは鉄、ニツケル、コバルト、クロ
ムおよびバナジウムからなる群より選ばれる少な
くとも１種の金属であり、Ｙは燐、硼素および炭
素からなる群より選ばれる少なくとも１種の元素
であり、Ｚはアルミニウム、アンチモン、ベリリ
ウム、ゲルマニウム、インジウム、錫および珪素
からなる群より選ばれる少なくとも１種の元素で
あり、“ａ”は約60〜90原子％の範囲内にあり、
“ｂ”は約10〜30原子％の範囲内にあり、かつ
“ｃ”は約0.1〜15原子％の範囲内にある。〕。これ
らの非晶質合金はリボン、シート、ワイヤー、粉
末等の形態で、広い範囲の多様な用途に適してい
ることが見い出されている。上記のChenおよび
Polkの特許はまた、TiXjの一般式で表わされる
組成をもつ非晶質合金〔ただし、Ｔは少なくとも
１種の遷移金属であり、Ｘは、アルミニウム、ア
ンチモン、ベリリウム、硼素、ゲルマニウム、炭
素、インジウム、燐、珪素および錫からなる群よ
り選ばれる少なくとも１種の元素であり、“ｉ”
は約70〜87原子％の範囲内にあり、“ｊ”は約13
〜30原子％の範囲内にある。〕をも開示している。
これらの非晶質合金は、ワイヤーへの用途に適し
ていることが見い出されている。 飽和誘導値の高い鉄―コバルト―硼素系非晶質
合金がR.C.O′Handley、C.―P.ChouおよびN.J.
DeCristofaroによつてJournal of Applied
Physics50(5)、1979、第3603−3607頁に開示され
ている。 上述の非晶質合金が発見されたときには、それ
らが当時知られていた多結晶質の合金よもすぐれ
た磁性を有していることが証明された。にもかか
わらず、改善された磁性とより高い熱的安定性を
必要とする新しい用途は、さらに別の合金組成物
を開発するための努力を必要とした。 本発明に従つて、式FeaCobBcSidを有し、〔た
だし、“ａ”は64〜80原子％の範囲内であり、
“ｂ”は７〜20原子％の範囲内であり、“ｃ”は13
〜15原子％の範囲内であり、“ｄ”は０より大き
く、1.5以下であり、かつ“ａ”、“ｂ”、“ｃ”お
よび“ｄ”の合計は100に等しい。〕、少なくとも
90％非晶質の合金が提供される。 本発明の合金はＸ−線回折での測定結果から定
めた非晶質の程度が少なくとも90％非晶質であ
り、好ましくは少なくとも97％非晶質であり、最
も好ましくは100％非晶質の合金である。これら
合金は、所望の組成の溶融体をつくり、該溶融合
金を高速回転している冷却車輪上へ鋳造すること
により、少なくとも105℃／秒の速度で急冷する
ことからなる公知の方法によつてつくられる。 さらに本発明は、式FeaCobBcSidを有する組成
から実質上なる少なくとも90％非晶質の金属合金
〔ただし、式中の“ａ”、“ｂ”、“ｃ”および“ｄ”
は、それぞれ64〜80、７〜20、13〜15および０よ
り大きく1.5以下の原子％の範囲内にあり、“ａ”、
“ｂ”、“ｃ”および“ｄ”の合計は100に等しい。〕
の磁性を高めた合金の製造方法を提供するもので
ある。この方法は上記の非晶質合金を焼鈍する工
程からなる。 さらに、本発明は、式FeaCobBcSidを有する組
成から実質上なる少なくとも90％非晶質の合金
〔ただし、“ａ”、“ｂ”、“ｃ”および“ｄ”は原子
％であつて、それぞれ、64〜80、７〜20、13〜15
および０より大きく1.5以下であり、かつ“ａ”、
“ｂ”、“ｃ”および“ｄ”の合計は100に等しい。〕
からなるコアであつて電磁装置用のコアを提供す
るものである。 これら本発明の合金は、高い飽和誘導と、
1.6Tにおいて高いacおよびdc磁性とを示す。そ
の結果として、これら合金は、電力変圧器、変流
器、エアボーン・トランスフオーマー（airborne
transformers）およびレーザー用のパルス・ト
ランスフオーマー（pulse transformers）などの
用途に特に適している。 鉄―コバルト―硼素系非晶質合金に比較して、
本明細書に記載した組成の合金は、より容易に、
均一な寸法および特性を有するリボンに急冷する
ことができる。本発明の合金は、高められた結晶
化温度と改善された熱的安定性を有することが証
明される。これらの合金は、そのままで、より容
易に磁界内焼鈍されて最適の磁性を顕現するに至
る。 本発明による新規な非晶質のFe―Co―Ｂ―Si
系合金の組成は、64〜80原子％の鉄、７〜20原子
％のコバルト、13〜15原子％の硼素および０より
大きく1.5以下原子％の珪素からなる。そういつ
た組成物は高い飽和誘導と、高誘導レベルでの高
められたdcおよびac磁性とを示す。改善された
磁性は、磁化が高度であり、コア損失が低く、ボ
ルト―アンペア需要が低いことによつて証明され
る。前述のの範囲内での好ましい組成は、67原子
％鉄、18原子％コバルト、14原子％硼素および
1.0原子％珪素である。 本発明の合金は、少なくとも90％非晶質であ
り、好ましくは少なくとも97％非晶質であり、最
も好ましくは100％非晶質である。より大きな容
積％の非晶質物質を有する合金においては、磁性
が改善されている。非晶質物質の容積％はＸ―線
回折により好都合に決定される。 非晶質金属合金は、溶融体を105〜106℃／秒の
速度で冷却することにより形成される。すべての
物質の純度は、通常の商業的実取引で見られる純
度でよい。スプラツト急冷した箔およびラピツド
急冷した連続状リボン、ワイヤー、シート等を加
工するためには各種の方法が有効である。典型的
には特定の組成が選択され、必要な元素の（ある
いは、分解してそのような元素を形成する物質た
とえばフエロボロン、フエロシリコン等の）粉末
または粒状体を所望の比率で混合したのが溶融さ
れ、均一化され、そして溶融合金は回転している
シリンダーのような冷却面上で高速急冷される。 本発明の合金は、他の低メタロイド鉄基金属ガ
ラスに比べて改善された加工性を有している。 本発明の合金の磁性は、合金を焼鈍することに
よつて高められる。この焼鈍の方法は一般に、合
金を、応力除去には十分であるが、結晶化を開始
するために必要とされる温度よりは低い温度に加
熱し、該合金を冷却し、この加熱および冷却時に
合金に磁界をかけることからなる。一般に、250
℃〜400℃の温度範囲が加熱時に採用されるが、
270℃〜370℃の温度が好ましい。 上に論じたごとく、本発明の合金は1.6Tにお
いて高い磁性を示す。変圧器の容量がきまつてい
る場合は、コアの運転時の誘導レベルが高ければ
高い程、変圧器は小さくてよい。この重量的節約
は、用途が航空機用である場合に特に重要であ
る。 本発明の合金からなるコアが変圧器のような電
磁装置中に使用される場合、それらは高い磁化、
低いコア損失および低いボルト―アンペア需要を
もつていることを示し、このために、結果とし
て、電磁装置のより効率的運転が可能となる。コ
アを通つて循環するエデイ電流の結果としての磁
性コアのエネルギー損失の結果として、エネルギ
ーが熱の形で放散する。本発明の合金でつくられ
たコアは運転に要する電気エネルギーが従来のも
のより少なく、このため生ずる熱も少ない。変圧
器のコアを冷却するために冷却装置が必要とされ
る用途、たとえば航空機の変圧器や大出力変圧器
の場合、さらに別の節約が実現される。というの
は、本発明の合金でつくつたコアを用いると、コ
アの発生する熱量が従来のものより少ないので、
これを除くために必要とされる冷却装置もより小
さくてよいのである。さらに、本発明の合金でつ
くられたコアは磁化が高く、かつ効率が高いため
に、容量定格が一定の場合、コアの重量を小さく
することができる。 本発明合金の組成範囲内にあるFe，Co，Ｂの
組合せによつて、前述のようなすぐれた磁気特性
が得られ、範囲外の組成では例えば低い励磁力
（ボルト・アンペア需要）は得られず、また、
Fe，Coが組成範囲外となるとコア・ロスが増大
する。少量のSiの添加はＢとともに高い結晶化温
度（熱安定性）に貢献している。 下記の実施例は、本発明の理解をより完全なら
しめるために示すものである。本発明の原理およ
び実施を説明するために記載した特別の技術、条
件、物質、比率および報告データは代表的なもの
であり、これによつて本発明の範囲が制限される
ものと解釈されるべきではない。 実施例 １ 本発明の鉄―コバルト―硼素―珪素合金の熱的
安定性が改善されたものであることを証明するた
めに、アルゴン雰囲気中にて、20℃／分の加熱速
度を用いて、差動走査熱量法により、結晶温度を
決定した。本発明の技術範囲の内外にある数種の
合金組成物の結晶温度がそれぞれ第表および第
表に示されている。第表および第表中のデ
ータに示されているように、本発明の技術範囲内
の合金は、本発明の技術範囲外の合金よりも高い
結晶温度を有している。したがつて、熱的安定性
が相対的に優れている。
【表】
【表】
実施例
内径および外径がそれぞれ0.0397mおよび
0.0445mであるステアタイト・コア上に、鉄、コ
バルト、硼素および珪素を含む各種の組成の合金
リボンであつて0.020Kgの重さ、0.025mmの厚さか
つ0.0125m巾のものを巻くことにより、トロイダ
ル・テスト・サンプルをつくつた。トロイドの上
に150巻きの高温磁性ワイヤーが巻かれて、
1591.6アンペア―ターン／ｍ（ampere／turn／
meters）のdc円周磁界が、焼鈍の目的で、つく
られた。各サンプルは不活性ガス雰囲気中にて、
270℃で１時間焼鈍された後、加熱および冷却時
に1591.6A／ｍの磁界をかけて、360℃にて10分
間ホールドした。各サンプルは10℃／分の速度で
加熱され、かつ冷却された。 試料のdc磁気特性、すなわち、抗磁力（Hc）、
磁界ゼロＡ／ｍにおける残留磁化（B0）、磁界
80A／ｍにおける磁化（B80）は、磁化曲線によ
つて測定された。サンプルのac磁性、すなわち
コア・ロス（ワツト／Kg）およびRMSボルト―
アンペア需要（RMSボルト―アンペア／Kg）は、
400Hzの周波数および1.6テスラ（tesla）の磁気強
度において、サイン―フラツクス法により測定さ
れた。 本発明の範囲内の各種の合金組成物についての
磁場焼鈍したdcおよびac磁気値が第表に示さ
れている。
0.0445mであるステアタイト・コア上に、鉄、コ
バルト、硼素および珪素を含む各種の組成の合金
リボンであつて0.020Kgの重さ、0.025mmの厚さか
つ0.0125m巾のものを巻くことにより、トロイダ
ル・テスト・サンプルをつくつた。トロイドの上
に150巻きの高温磁性ワイヤーが巻かれて、
1591.6アンペア―ターン／ｍ（ampere／turn／
meters）のdc円周磁界が、焼鈍の目的で、つく
られた。各サンプルは不活性ガス雰囲気中にて、
270℃で１時間焼鈍された後、加熱および冷却時
に1591.6A／ｍの磁界をかけて、360℃にて10分
間ホールドした。各サンプルは10℃／分の速度で
加熱され、かつ冷却された。 試料のdc磁気特性、すなわち、抗磁力（Hc）、
磁界ゼロＡ／ｍにおける残留磁化（B0）、磁界
80A／ｍにおける磁化（B80）は、磁化曲線によ
つて測定された。サンプルのac磁性、すなわち
コア・ロス（ワツト／Kg）およびRMSボルト―
アンペア需要（RMSボルト―アンペア／Kg）は、
400Hzの周波数および1.6テスラ（tesla）の磁気強
度において、サイン―フラツクス法により測定さ
れた。 本発明の範囲内の各種の合金組成物についての
磁場焼鈍したdcおよびac磁気値が第表に示さ
れている。
【表】
比較のために、本発明の範囲外の非晶質合金の
組成のいくつかとそれらについてのフイールド焼
鈍dcおよびac測定値を第表に示す。これらの
合金は、本発明の範囲内の合金と比較して、低い
磁化、高いコア・ロスおよび高いボルト―アンペ
ア需要を明示した。
組成のいくつかとそれらについてのフイールド焼
鈍dcおよびac測定値を第表に示す。これらの
合金は、本発明の範囲内の合金と比較して、低い
磁化、高いコア・ロスおよび高いボルト―アンペ
ア需要を明示した。
【表】
以上のごとく本発明をかなり細部にわたつて詳
しく説明したが、これらの詳細な記載に厳密にこ
だわる必要はなく、種々の変形、改良が当業者に
よつて容易になされることと思う。そういつたも
のもすべて、特許請求の範囲において規定された
本発明の範囲に含まれるものであることは理解さ
れるであろうと思う。
しく説明したが、これらの詳細な記載に厳密にこ
だわる必要はなく、種々の変形、改良が当業者に
よつて容易になされることと思う。そういつたも
のもすべて、特許請求の範囲において規定された
本発明の範囲に含まれるものであることは理解さ
れるであろうと思う。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 式FeaCobBcSidを有する組成から実質上な
り、その少なくとも90％が非晶質である［ただ
し、“ａ”、“ｂ”、“ｃ”および“ｄ”は、原子％
であつて、それぞれ64.0〜80.0、7.0〜20.0、13.0
〜15.0および０より大きく1.5以下であり、かつ
“ａ”、“ｂ”、“ｃ”および“ｄ”の合計は100であ
る］、高い飽和誘導と、1.6Tにおいて高いdcおよ
びac磁気特性を有することを特徴とする、磁性
非晶質合金。 ２ 前記合金の少なくとも97％が非晶質である、
特許請求の範囲第１項に記載の磁性非晶質合金。 ３ 前記合金の100％が非晶質である、特許請求
の範囲第１項に記載の磁性非晶質合金。 ４ “ａ”、“ｂ”、“ｃ”および“ｄ”がそれぞれ
67、18、14および１である、特許請求の範囲第１
項に記載の磁性非晶質合金。 ５ 式FeaCobBcSidを有する組成から実質上な
り、その少なくとも90％が非晶質である合金［た
だし、“ａ”、“ｂ”、“ｃ”および“ｄ”は、原子
％であつて、それぞれ64.0〜80.0、7.0〜20.0、
13.0〜15.0および０より大きく1.5以下であり、か
つ“ａ”、“ｂ”、“ｃ”および“ｄ”の合計は100
である。］であつて、該合金形成後に該合金を焼
鈍して得られる、高い飽和誘導と、1.6Tにおい
て一層高いdc及びac磁気特性を有することを特
徴とする、磁性非晶質合金。 ６ 非晶質合金形成の後に、前記焼鈍工程が、応
力除去を達成するためには十分であるが、結晶化
を開始させるために必要な温度よりは低い温度
に、前記合金を加熱すること； 該合金を冷却すること；および 前記加熱および冷却時に、該合金に磁界をかけ
ること、からなることを特徴とする、特許請求の
範囲第５項に記載の磁性非晶質合金。 ７ 前記合金を加熱するための温度範囲が、250
℃〜400℃である、特許請求の範囲第６項に記載
の磁性非晶質合金。 ８ 非晶質合金形成後の前記焼鈍工程が、前記合
金を、270℃〜370℃の範囲内の温度に加熱するこ
と； 前記合金を冷却すること；および 前記加熱および冷却時に、前記合金に磁界をか
けること、からなることを特徴とする、特許請求
の範囲第５項に記載の磁性非晶質合金。 ９ 式FeaCobBcSidを有する組成から実質上な
り、その少なくとも90％が非晶質である［ただ
し、“ａ”、“ｂ”、“ｃ”および“ｄ”は、原子％
であつて、それぞれ64.0〜80.0、7.0〜20.0、13.0
〜15.0および０より大きく1.5以下であり、かつ
“ａ”、“ｂ”、“ｃ”および“ｄ”の合計は100であ
る。］、高い飽和誘導と、1.6Tにおいて高いdc及
びac磁気特性を有する磁性非晶質合金からなる
ストリツプを巻回して形成したことを特徴とす
る、電磁装置に使用するためのコア。
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| US06/127,714 US4321090A (en) | 1980-03-06 | 1980-03-06 | Magnetic amorphous metal alloys |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS56139653A JPS56139653A (en) | 1981-10-31 |
| JPH0229735B2 true JPH0229735B2 (ja) | 1990-07-02 |
Family
ID=22431569
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3239781A Granted JPS56139653A (en) | 1980-03-06 | 1981-03-06 | Amorphous alloy , production thereof and core using same |
Country Status (5)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4321090A (ja) |
| EP (1) | EP0035644B2 (ja) |
| JP (1) | JPS56139653A (ja) |
| CA (1) | CA1160868A (ja) |
| DE (1) | DE3163258D1 (ja) |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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| US4482402A (en) * | 1982-04-01 | 1984-11-13 | General Electric Company | Dynamic annealing method for optimizing the magnetic properties of amorphous metals |
| US4512824A (en) * | 1982-04-01 | 1985-04-23 | General Electric Company | Dynamic annealing method for optimizing the magnetic properties of amorphous metals |
| EP0092091B2 (en) * | 1982-04-15 | 1991-01-30 | Allied Corporation | Apparatus for the production of magnetic powder |
| JPH0611007B2 (ja) * | 1982-10-05 | 1994-02-09 | ティーディーケイ株式会社 | 磁気スイツチ用磁心 |
| US4724015A (en) * | 1984-05-04 | 1988-02-09 | Nippon Steel Corporation | Method for improving the magnetic properties of Fe-based amorphous-alloy thin strip |
| US5364477A (en) * | 1989-07-14 | 1994-11-15 | Alliedsignal Inc. | Iron rich metallic glasses having high saturation induction and superior soft ferromagnetic properties at high magnetization rates |
| US5296049A (en) * | 1989-07-14 | 1994-03-22 | Allied-Signal Inc. | Iron rich metallic glasses having high saturation induction and superior soft ferromagnetic properties at high magnetization rates |
| US5062909A (en) * | 1989-07-14 | 1991-11-05 | Allied-Signal Inc. | Iron rich metallic glasses having saturation induction and superior soft ferromagnetic properties at high magnetization rates |
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| EP0482064B1 (en) * | 1989-07-14 | 1993-12-01 | AlliedSignal Inc. | Iron-rich metallic glasses having high saturation induction and superior soft ferromagnetic properties at high magnetization rates |
| DE69004580T2 (de) * | 1990-01-24 | 1994-03-10 | Allied Signal Inc | Eisenreiche metallische gläser mit hoher sättigungsinduktion und guten weichmagnetischen eigenschaften mit hohen magnetisierungsgeschwindigkeiten. |
| US6992555B2 (en) * | 2003-01-30 | 2006-01-31 | Metglas, Inc. | Gapped amorphous metal-based magnetic core |
| CN1302845C (zh) * | 2004-03-11 | 2007-03-07 | 上海师范大学 | Co－Fe－B非晶态合金催化剂及其制备方法和应用 |
| JP2007221869A (ja) * | 2006-02-15 | 2007-08-30 | Hitachi Metals Ltd | 積層体 |
| KR100904664B1 (ko) * | 2008-06-03 | 2009-06-25 | 주식회사 에이엠오 | 전류 센서용 자기 코어 |
| CN106920672A (zh) * | 2017-03-28 | 2017-07-04 | 深圳市晶弘科贸有限公司 | 单体线性非晶合金铁芯制备方法 |
| CN112981052B (zh) * | 2021-02-07 | 2022-05-20 | 西安交通大学 | 一种纳米m2b增强铁基耐磨涂层及其制备方法 |
Family Cites Families (9)
| 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 |
| JPS5194211A (ja) * | 1975-02-15 | 1976-08-18 | ||
| US4056411A (en) * | 1976-05-14 | 1977-11-01 | Ho Sou Chen | Method of making magnetic devices including amorphous alloys |
| US4116728B1 (en) * | 1976-09-02 | 1994-05-03 | Gen Electric | Treatment of amorphous magnetic alloys to produce a wide range of magnetic properties |
| US4116682A (en) * | 1976-12-27 | 1978-09-26 | Polk Donald E | Amorphous metal alloys and products thereof |
| US4187128A (en) * | 1978-09-26 | 1980-02-05 | Bell Telephone Laboratories, Incorporated | Magnetic devices including amorphous alloys |
| US4197146A (en) * | 1978-10-24 | 1980-04-08 | General Electric Company | Molded amorphous metal electrical magnetic components |
| US4226619A (en) * | 1979-05-04 | 1980-10-07 | Electric Power Research Institute, Inc. | Amorphous alloy with high magnetic induction at room temperature |
-
1980
- 1980-03-06 US US06/127,714 patent/US4321090A/en not_active Expired - Lifetime
-
1981
- 1981-02-03 EP EP81100754A patent/EP0035644B2/en not_active Expired
- 1981-02-03 DE DE8181100754T patent/DE3163258D1/de not_active Expired
- 1981-02-12 CA CA000370723A patent/CA1160868A/en not_active Expired
- 1981-03-06 JP JP3239781A patent/JPS56139653A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| CA1160868A (en) | 1984-01-24 |
| US4321090A (en) | 1982-03-23 |
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| JPS56139653A (en) | 1981-10-31 |
| DE3163258D1 (en) | 1984-05-30 |
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