JPH03249151A - 超微結晶磁性合金およびその製法 - Google Patents
超微結晶磁性合金およびその製法Info
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- JPH03249151A JPH03249151A JP2046620A JP4662090A JPH03249151A JP H03249151 A JPH03249151 A JP H03249151A JP 2046620 A JP2046620 A JP 2046620A JP 4662090 A JP4662090 A JP 4662090A JP H03249151 A JPH03249151 A JP H03249151A
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
[産業上の利用分野]
本発明は、優れた磁気特性を有し、磁気特性の安定性に
優れた組織の大半が超微細な結晶粒からなる磁心部品、
特にトランス、チョークコイル等に好適な超微結晶軟磁
性合金に関する。
優れた組織の大半が超微細な結晶粒からなる磁心部品、
特にトランス、チョークコイル等に好適な超微結晶軟磁
性合金に関する。
[従来の技術]
従来、チョークコイルを始めとする磁性部品に用いられ
る磁心材料としては渦電流損が小さく周波数特性が比較
的良好なフェライトや金属系の珪素鋼やアモルファス合
金等が主に用いられていた。
る磁心材料としては渦電流損が小さく周波数特性が比較
的良好なフェライトや金属系の珪素鋼やアモルファス合
金等が主に用いられていた。
[発明が解決しようとする課題]
しかし、フェライトは飽和磁束密度が低く、透磁率の周
波特性が高周波領域までフラットなものは透磁率が低く
、低周波領域で透磁率が高い材質は、比較的低い周波数
から透磁率が低下する問題がある。また、Fe−5i−
B系アモルファス合金や珪素鋼等のFe系の金属磁心材
料は耐蝕性が劣る問題や高周波磁気特性が十分でない問
題がある。
波特性が高周波領域までフラットなものは透磁率が低く
、低周波領域で透磁率が高い材質は、比較的低い周波数
から透磁率が低下する問題がある。また、Fe−5i−
B系アモルファス合金や珪素鋼等のFe系の金属磁心材
料は耐蝕性が劣る問題や高周波磁気特性が十分でない問
題がある。
CO基アモルファス合金の場合は経時変化が大きく信頼
性が低い問題がある。
性が低い問題がある。
[課題を解決するための手段]
上記目的に鑑み鋭意研究の結果、本発明者等はGo−F
e−B系の結晶質合金において比較的B量が多くかつN
b、Ta、Zr、Hf等の遷移金属を含む合金が超微細
な結晶粒組織となり、高周波における優れた軟磁気特性
と、優れた耐熱性を示すことを見いだし本発明に想到し
た。
e−B系の結晶質合金において比較的B量が多くかつN
b、Ta、Zr、Hf等の遷移金属を含む合金が超微細
な結晶粒組織となり、高周波における優れた軟磁気特性
と、優れた耐熱性を示すことを見いだし本発明に想到し
た。
すなわち、本発明の超微結晶磁性合金は、組成式:
GO+se−b−x−yFebMxBy (原子%)で
表され、ここでMはTi 、Zr、Hf 、V、Nb、
Mo、Ta、Cr、W、Mnから選ばれる少なくとも1
種の元素であり、0≦b≦30,2≦x≦15゜10≦
y≦25.12≦z+y≦35 の関係の組成を有す
る合金であって、かつ組織の少なくとも50%が粒径5
00Å以下の結晶粒からなることを特徴とする。
表され、ここでMはTi 、Zr、Hf 、V、Nb、
Mo、Ta、Cr、W、Mnから選ばれる少なくとも1
種の元素であり、0≦b≦30,2≦x≦15゜10≦
y≦25.12≦z+y≦35 の関係の組成を有す
る合金であって、かつ組織の少なくとも50%が粒径5
00Å以下の結晶粒からなることを特徴とする。
本発明において、Bは必須の元素であり、結晶粒の微細
化および磁歪や結晶磁気異方性の調整に効果がある。N
は必須の元素でありTi、Zr、Hf、V、Nb。
化および磁歪や結晶磁気異方性の調整に効果がある。N
は必須の元素でありTi、Zr、Hf、V、Nb。
Mo、Ta、Cr、W、Mnから選ばれる少なくとも1
種の元素である1MはBとの複合添加により、結晶粒を
微細化する効果を有する。M Ji x + B JI
V及びNとBの総和X+yをそれぞれ 2≦x≦15
、10≦y≦25.12≦z+y≦35に限定したの
は下限をはずれると軟磁気特性が劣化したり耐熱性が悪
くなり、上限をはずれると飽和磁束密度の低下や軟磁気
特性の劣化が起こるためである。Fe量すはO≦b≦3
0が望ましく、この範囲で比較的高い透磁率が得られる
。特に好ましい範囲は、5≦x≦15.10≦y≦20
.12≦xQ≦30である。
種の元素である1MはBとの複合添加により、結晶粒を
微細化する効果を有する。M Ji x + B JI
V及びNとBの総和X+yをそれぞれ 2≦x≦15
、10≦y≦25.12≦z+y≦35に限定したの
は下限をはずれると軟磁気特性が劣化したり耐熱性が悪
くなり、上限をはずれると飽和磁束密度の低下や軟磁気
特性の劣化が起こるためである。Fe量すはO≦b≦3
0が望ましく、この範囲で比較的高い透磁率が得られる
。特に好ましい範囲は、5≦x≦15.10≦y≦20
.12≦xQ≦30である。
この範囲で特に高周波軟磁気特性に優れかつ耐熱性に優
れた合金が得られる。
れた合金が得られる。
本発明の合金はCO結晶粒を主体とする合金でありこの
ほかにB化合物が形成していると考えられる。本発明合
金は通常非晶質合金を作製後これを熱処理し、結晶化す
ることにより製造される。熱処理条件により一部非晶質
相が残存している場合もあるが、100%結晶の場合も
十分優れた軟磁気特性を示す。本発明合金は500Å以
下の著しく微細な結晶粒組織を有しており、特に優れた
軟磁性は粒径が200Å以下の場合に得られる。本発明
においてNとBは熱処理により超微細で均一に分散した
化合物を形成し、Go結晶粒の成長を抑える効果を有す
る。このため、結晶磁気異方性を見かけ上相殺し優れた
軟磁気特性が得られると考えられる。
ほかにB化合物が形成していると考えられる。本発明合
金は通常非晶質合金を作製後これを熱処理し、結晶化す
ることにより製造される。熱処理条件により一部非晶質
相が残存している場合もあるが、100%結晶の場合も
十分優れた軟磁気特性を示す。本発明合金は500Å以
下の著しく微細な結晶粒組織を有しており、特に優れた
軟磁性は粒径が200Å以下の場合に得られる。本発明
においてNとBは熱処理により超微細で均一に分散した
化合物を形成し、Go結晶粒の成長を抑える効果を有す
る。このため、結晶磁気異方性を見かけ上相殺し優れた
軟磁気特性が得られると考えられる。
また、組成式:
%式%
ここでNはTi 、Zr、Hf 、V、Nb、Mo、T
a、Cr、JMnから選ばれる少なくとも1種の元素、
XはSi、Ge、P、Ga、Al、Nからなる群から選
ばれた少なくとも一種の元素であり、0≦b≦30,2
≦x≦15.10≦y≦25.0<z≦10゜12(x
+y+z≦35 の関係の組成を有する合金であって
、かつ組織の少なくとも50%が粒径500Å以下の結
晶粒からなることを特徴とする超微結晶磁性合金も前述
の合金と同様な特性が得られ磁心材に適している。ここ
で、St、Ge、P、Ga、Al、Nからなる群から選
ばれた少なくとも一種の元素であり、磁歪を調整したり
、結晶磁気異方性を調整する効果がある。M量x、 B
量y、 XJlz、 M量BjlX量の総和x+y+2
をそれぞれ2≦x≦15.10≦y≦25.0<z≦1
0.12<IQ+z≦35に限定したのは、上限をはず
れると飽和磁束密度の低下や軟磁気特性の劣化や耐熱性
の劣下が起こり、X以外の元素は下限をはずれると軟磁
気特性が劣化するためである。特に好ましい範囲は5≦
x≦15.10≦y≦20.0<z≦10.12(x+
y+z≦30であり、この範囲で特に優れた軟磁性が得
られる。
a、Cr、JMnから選ばれる少なくとも1種の元素、
XはSi、Ge、P、Ga、Al、Nからなる群から選
ばれた少なくとも一種の元素であり、0≦b≦30,2
≦x≦15.10≦y≦25.0<z≦10゜12(x
+y+z≦35 の関係の組成を有する合金であって
、かつ組織の少なくとも50%が粒径500Å以下の結
晶粒からなることを特徴とする超微結晶磁性合金も前述
の合金と同様な特性が得られ磁心材に適している。ここ
で、St、Ge、P、Ga、Al、Nからなる群から選
ばれた少なくとも一種の元素であり、磁歪を調整したり
、結晶磁気異方性を調整する効果がある。M量x、 B
量y、 XJlz、 M量BjlX量の総和x+y+2
をそれぞれ2≦x≦15.10≦y≦25.0<z≦1
0.12<IQ+z≦35に限定したのは、上限をはず
れると飽和磁束密度の低下や軟磁気特性の劣化や耐熱性
の劣下が起こり、X以外の元素は下限をはずれると軟磁
気特性が劣化するためである。特に好ましい範囲は5≦
x≦15.10≦y≦20.0<z≦10.12(x+
y+z≦30であり、この範囲で特に優れた軟磁性が得
られる。
また、組成式:
%式%)
選ばれる少なくとも1種の元素、XはSi、Ge、P、
Ga、AI、Nからなる群から選ばれた少なくとも一種
の元素、TはCu、Ag、Au、白金族元素、Ni、S
n、Be、Mg、Ca、Sr。
Ga、AI、Nからなる群から選ばれた少なくとも一種
の元素、TはCu、Ag、Au、白金族元素、Ni、S
n、Be、Mg、Ca、Sr。
Baからなる群から選ばれた少なくとも一種の元素であ
り、0≦b≦30,2≦x≦15.10≦y≦25.0
<z≦10゜0<a≦10.12<x+y+z+a≦3
5 の関係の組成を有する合金であって、かつ組織の
少なくとも50%が粒径500Å以下の結晶粒からなる
合金も前述の合金と同様な特性が得られ磁心材に適して
いる。TはCu+Ag+ムU、白金族元素、Ni、Sn
、Be、Mg、Ca、Sr、Baからなる群から選ばれ
た少なくとも一種の元素であり、耐蝕性を改善したり、
磁気特性を調整する効果を有する。TJlaは10原子
%以下が望ましく10原子%以下が望ましく10yX子
%を越えると著しい飽和磁束密度の低下を招く。本発明
の合金はGo結晶を主体とする合金であり、B化合物が
一部形成している場合が多い。
り、0≦b≦30,2≦x≦15.10≦y≦25.0
<z≦10゜0<a≦10.12<x+y+z+a≦3
5 の関係の組成を有する合金であって、かつ組織の
少なくとも50%が粒径500Å以下の結晶粒からなる
合金も前述の合金と同様な特性が得られ磁心材に適して
いる。TはCu+Ag+ムU、白金族元素、Ni、Sn
、Be、Mg、Ca、Sr、Baからなる群から選ばれ
た少なくとも一種の元素であり、耐蝕性を改善したり、
磁気特性を調整する効果を有する。TJlaは10原子
%以下が望ましく10原子%以下が望ましく10yX子
%を越えると著しい飽和磁束密度の低下を招く。本発明
の合金はGo結晶を主体とする合金であり、B化合物が
一部形成している場合が多い。
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、これを加熱し熱処理を行い結晶化させ、組織の
少なくとも50%が粒径500Å以下の結晶粒からなる
組織とする工程からなることを特徴とする前記超微結晶
磁性合金の製造方法である。
工程と、これを加熱し熱処理を行い結晶化させ、組織の
少なくとも50%が粒径500Å以下の結晶粒からなる
組織とする工程からなることを特徴とする前記超微結晶
磁性合金の製造方法である。
非晶質合金は通常、単ロール法、双ロール法、回転液中
紡糸法やアトマイズ法等の液体急冷法により製造する。
紡糸法やアトマイズ法等の液体急冷法により製造する。
この後不活性ガス、水素中あるいは真空中で熱処理し結
晶化させ、組織の少なくとも50%が粒径500Å以下
の結晶粒からなる組織とし前記合金を製造する。結晶化
の際B化合物が形成し組織の微細化がはかれる。形成す
るB化合物はN元素(Ti、Zr、Elf、V、Nb,
Mo,Ta、C,r、W、Kn)との化合物等であると
考えられる。本発明に係わる熱処理は通常450’ C
以上800’ C以下であり、非常に高い温度で熱処理
可能である。また、本発明合金は磁場中で熱処理し製造
することも可能である。一定方向に磁場を印加した場合
は、−軸の誘導磁気異方性を生じさせることができる。
晶化させ、組織の少なくとも50%が粒径500Å以下
の結晶粒からなる組織とし前記合金を製造する。結晶化
の際B化合物が形成し組織の微細化がはかれる。形成す
るB化合物はN元素(Ti、Zr、Elf、V、Nb,
Mo,Ta、C,r、W、Kn)との化合物等であると
考えられる。本発明に係わる熱処理は通常450’ C
以上800’ C以下であり、非常に高い温度で熱処理
可能である。また、本発明合金は磁場中で熱処理し製造
することも可能である。一定方向に磁場を印加した場合
は、−軸の誘導磁気異方性を生じさせることができる。
また、回転磁場中熱処理を行うことにより更に軟磁気特
性を改善する二とができる。結晶化熱処理後に磁場中熱
処理することも可能である。また、ロール等の温度を上
げ冷却条件をコントロールすることによりアモルファス
状態を経ず直接本発明合金を製造することもできる。
性を改善する二とができる。結晶化熱処理後に磁場中熱
処理することも可能である。また、ロール等の温度を上
げ冷却条件をコントロールすることによりアモルファス
状態を経ず直接本発明合金を製造することもできる。
[実施例]
以下本発明を実施例にしたが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。
れらに限定されるものではない。
実施例1
原子%でNb7%、822%、残部実質的にCoからな
る組成の合金溶湯を単ロール法により急冷し、幅5mm
厚さ12μmの非晶質合金薄帯を作製した。
る組成の合金溶湯を単ロール法により急冷し、幅5mm
厚さ12μmの非晶質合金薄帯を作製した。
熱処理前のX線回折パターンを第1図に示す。
アモルファス合金特有のハローパターンを示した。この
合金の結晶化温度は480°Cであった。次にこの合金
薄帯を外径19mm、内径15mmに巻回しトロイダル
磁心を作製し、この磁心をArガス雰囲気中400°C
から700″Cの範囲で1時間熱処理し結晶化させた。
合金の結晶化温度は480°Cであった。次にこの合金
薄帯を外径19mm、内径15mmに巻回しトロイダル
磁心を作製し、この磁心をArガス雰囲気中400°C
から700″Cの範囲で1時間熱処理し結晶化させた。
700°Cで熱処理した場合のX線回折パターンを第2
図に示す、700°Cで熱処理後の合金はxj11回折
及び透過電子顕微鏡による組織観察の結果平均粒径50
0Å以下のGoおよびB化合物からなる超微細結晶粒か
らなることが確認された。
図に示す、700°Cで熱処理後の合金はxj11回折
及び透過電子顕微鏡による組織観察の結果平均粒径50
0Å以下のGoおよびB化合物からなる超微細結晶粒か
らなることが確認された。
第3図に1kHzにおける実効透磁率μeの熱処理温度
依存性、第4図に飽和磁歪λSの熱処理温度依存性を示
す。
依存性、第4図に飽和磁歪λSの熱処理温度依存性を示
す。
これらの図より結晶化温度を越える高い熱処理温度にお
いても軟磁気特性が得られその値はアモルファス合金に
匹敵することがわかる。また飽和磁歪はアモルファス状
態の負の値から結晶化温度を越えると零を横切り700
°Cでは約+l X 10−”程度の正の値を示す、結
晶化した本系合金は非常に低磁歪であることがわかる。
いても軟磁気特性が得られその値はアモルファス合金に
匹敵することがわかる。また飽和磁歪はアモルファス状
態の負の値から結晶化温度を越えると零を横切り700
°Cでは約+l X 10−”程度の正の値を示す、結
晶化した本系合金は非常に低磁歪であることがわかる。
次に400°Cで熱処理したアモルファス状態の合金か
らなる巻磁心と700゜Cで熱処理した結晶質の合金か
らなる巻磁心を120°Cに1000時間保持し1kH
zの実効透磁率μettR11定した。アモルファス状
態の合金は初期の値の80%まで値が減少したのに対し
て本発明合金は97%の値であり経時変化が小さいこと
が確認できた。
らなる巻磁心と700゜Cで熱処理した結晶質の合金か
らなる巻磁心を120°Cに1000時間保持し1kH
zの実効透磁率μettR11定した。アモルファス状
態の合金は初期の値の80%まで値が減少したのに対し
て本発明合金は97%の値であり経時変化が小さいこと
が確認できた。
実施例2
第1表に示す組成の幅5ma+厚さ18μmの非晶質合
金薄帯を単ロール法により作製した。次にこの合金薄帯
を外径19+++m、内径15m11+に巻回しトロイ
ダル磁心を作製した。次にこの磁心をArガス雰囲気中
で550″C〜800’ Cの範囲で熱処理し結晶化さ
せた。
金薄帯を単ロール法により作製した。次にこの合金薄帯
を外径19+++m、内径15m11+に巻回しトロイ
ダル磁心を作製した。次にこの磁心をArガス雰囲気中
で550″C〜800’ Cの範囲で熱処理し結晶化さ
せた。
熱処理後の合金はX線回折及び透過電子顕微鏡による組
織観察の結果粒径500Å以下のCoおよびB化合物か
らなる超微細結晶粒からなることが確認された。
織観察の結果粒径500Å以下のCoおよびB化合物か
らなる超微細結晶粒からなることが確認された。
透磁率が著しく高く、磁心損失が低(耐蝕性にも優れて
いるためトランス材、チョーク相等各種磁心材に最適で
ある。
いるためトランス材、チョーク相等各種磁心材に最適で
ある。
第
表
0 良好
八 普通
× 悪い
実施例3
原子%でNb7%、Ta2%、Fe5%、823%、残
部実質的にCOからなる組成の合金溶湯を減圧したヘリ
ウムガス雰囲気中で単ロール法により急冷し、厚さ6μ
mの非晶質合金薄帯を作製した。次にこの合金薄帯表面
に電気泳動法によりMgO粉末を約0.5μmつけた後
外径15mm内径13mmに巻回しトロイダル磁心とし
た。次にこの磁心をアルゴンガス雰囲気中で薄帯幅方向
に磁場を印加しながら磁場中熱処理を行った。保持温度
は700°C1磁場は40000e冷却は約5’ C/
winで行った。熱処理後の合金は結晶化しており、粒
径500Å以下の超微細な結晶粒組織を有していた。
部実質的にCOからなる組成の合金溶湯を減圧したヘリ
ウムガス雰囲気中で単ロール法により急冷し、厚さ6μ
mの非晶質合金薄帯を作製した。次にこの合金薄帯表面
に電気泳動法によりMgO粉末を約0.5μmつけた後
外径15mm内径13mmに巻回しトロイダル磁心とし
た。次にこの磁心をアルゴンガス雰囲気中で薄帯幅方向
に磁場を印加しながら磁場中熱処理を行った。保持温度
は700°C1磁場は40000e冷却は約5’ C/
winで行った。熱処理後の合金は結晶化しており、粒
径500Å以下の超微細な結晶粒組織を有していた。
第5図に熱処理後の本発明磁心の磁心損失の周波数依存
性を示す、比較のためフェライト磁心の磁心損失を示す
。
性を示す、比較のためフェライト磁心の磁心損失を示す
。
本発明合金は低損失であり、高周波トランス等に有望で
あることがわかる。
あることがわかる。
[発明の効果]
本発明によれば、高透磁率低損失で、耐蝕性に優れかつ
耐熱性経時安定性に優れた超微細結晶合金およびその製
造方法を提供できるためその効果は著しいものがある。
耐熱性経時安定性に優れた超微細結晶合金およびその製
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図は本発明合金の熱処理前のX線回折パターンを示
した図、第2図は700’ Cで熱処理した場合の本発
明合金のX線回折パターンを示した図、第3図は実効透
磁率と熱処理温度の関係を示した図、第4図は熱処理温
度と飽和磁歪の関係を示した図、第5図は本発明合金に
よる磁心の磁心損失を示した図である。 箪 因 第 因 第 因 熱処理温度(C”) 第 因 一計 第 図 周 波 数(にHz)
した図、第2図は700’ Cで熱処理した場合の本発
明合金のX線回折パターンを示した図、第3図は実効透
磁率と熱処理温度の関係を示した図、第4図は熱処理温
度と飽和磁歪の関係を示した図、第5図は本発明合金に
よる磁心の磁心損失を示した図である。 箪 因 第 因 第 因 熱処理温度(C”) 第 因 一計 第 図 周 波 数(にHz)
Claims (9)
- (1)組成式: Co_1_0_0_−_b_−_x_−_yFe_bM
_xB_y(原子%)で表され、ここでMはTi,Zr
,Hf,V,Nb,Mo,Ta,Cr,W,Mnから選
ばれる少なくとも1種の元素であり、0≦b≦30,2
≦x≦15,10≦y≦25,12≦x+y≦35の関
係の組成を有する合金であって、かつ組織の少なくとも
50%が粒径500Å以下の結晶粒からなることを特徴
とする超微結晶磁性合金。 - (2)組成式: Co_1_0_0_−_b_−_x_−_y_−_zF
e_bM_x_B_yX_z(原子%)で表され、ここ
でMはTi,Zr,Hf,V,Nb,Mo,Ta,Cr
,W,Mnから選ばれる少なくとも1種の元素、xはS
i,Ge,P,Ga,Al,Nからなる群から選ばれた
少なくとも一種の元素であり、0≦b≦30,2≦x≦
15,10≦y≦25,0<z≦10,12≦x+y+
z≦35の関係の組成を有する合金であって、かつ組織
の少なくとも50%が粒径500Å以下の結晶粒からな
ることを特徴とする超微結晶磁性合金。 - (3)組成式: Co_1_0_0_−_b_−_x_−_y_−_z_
aFe_bM_xB_yX_zT_a(原子%)で表さ
れ、ここでMはTi,Zr,Hf,V,Nb,Mo,T
a,Cr,W,Mnから選ばれる少なくとも1種の元素
、xはSi,Ge,P,Ga,Al,Nからなる群から
選ばれた少なくとも一種の元素、TはCu,Ag,Au
,白金族元素,Ni,Sn,Be,Mg,Ca,Sr,
Baからなる群から選ばれた少なくとも一種の元素であ
り、0≦b≦30,2≦x≦15,10≦y≦25,0
<z≦10,0<a≦10,12≦x+y+z+a≦3
5の関係の組成を有する合金であって、かつ組織の少な
くとも50%が粒径500Å以下の結晶粒からなること
を特徴とする超微結晶磁性合金。 - (4)組織の残部が非晶質であることを特徴とする請求
項1乃至3のいずれかに記載の超微結晶磁性合金。 - (5)実質的に結晶相だけからなることを特徴とする請
求項1乃至3のいずれかに記載の超微結晶磁性合金。 - (6)粒径200Å以下の結晶粒からなることを特徴と
する請求項1乃至5のいずれかに記載の超微結晶磁性合
金。 - (7)非晶質合金を製造する工程と、これを加熱し熱処
理を行い結晶化させ、組織の少なくとも50%が粒径5
00Å以下の結晶粒からなる組織とする工程とからなる
ことを特徴とする前記超微結晶磁性合金の製造方法。 - (8)非晶質合金を製造する工程が単ロール法、回転液
中紡糸法、アトマイズ法等の液体急冷法であることを特
徴とする請求項7に記載の超微結晶磁性合金の製造方法
。 - (9)熱処理を磁場中で行うことを特徴とする請求項7
に記載の超微結晶磁性合金の製造方法。
Priority Applications (4)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2046620A JP2934471B2 (ja) | 1990-02-27 | 1990-02-27 | 超微結晶磁性合金およびその製法 |
EP90121983A EP0429022B1 (en) | 1989-11-17 | 1990-11-16 | Magnetic alloy with ulrafine crystal grains and method of producing same |
US07/614,487 US5151137A (en) | 1989-11-17 | 1990-11-16 | Soft magnetic alloy with ultrafine crystal grains and method of producing same |
DE69013642T DE69013642T2 (de) | 1989-11-17 | 1990-11-16 | Magnetlegierung mit ultrakleinen Kristallkörnern und Herstellungsverfahren. |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2046620A JP2934471B2 (ja) | 1990-02-27 | 1990-02-27 | 超微結晶磁性合金およびその製法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH03249151A true JPH03249151A (ja) | 1991-11-07 |
JP2934471B2 JP2934471B2 (ja) | 1999-08-16 |
Family
ID=12752339
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP2046620A Expired - Lifetime JP2934471B2 (ja) | 1989-11-17 | 1990-02-27 | 超微結晶磁性合金およびその製法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JP2934471B2 (ja) |
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2007119922A (ja) * | 2006-11-13 | 2007-05-17 | Hitachi Metals Ltd | アンテナ用磁心材料 |
CN102290184A (zh) * | 2011-04-29 | 2011-12-21 | 科瑞米特非晶电子(大连)有限公司 | 用于电子器件监视的磁声标识器的非晶软磁合金带及其检测方法 |
CN102373388A (zh) * | 2011-10-24 | 2012-03-14 | 中国科学院宁波材料技术与工程研究所 | 具有超大过冷区间的钴铁基块体金属玻璃及其制备方法 |
-
1990
- 1990-02-27 JP JP2046620A patent/JP2934471B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2007119922A (ja) * | 2006-11-13 | 2007-05-17 | Hitachi Metals Ltd | アンテナ用磁心材料 |
CN102290184A (zh) * | 2011-04-29 | 2011-12-21 | 科瑞米特非晶电子(大连)有限公司 | 用于电子器件监视的磁声标识器的非晶软磁合金带及其检测方法 |
CN102373388A (zh) * | 2011-10-24 | 2012-03-14 | 中国科学院宁波材料技术与工程研究所 | 具有超大过冷区间的钴铁基块体金属玻璃及其制备方法 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JP2934471B2 (ja) | 1999-08-16 |
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