JPS59100254A - 飽和磁化が高くかつ磁気歪が低い鉄−ホウ素固溶体合金 - Google Patents
飽和磁化が高くかつ磁気歪が低い鉄−ホウ素固溶体合金Info
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- JPS59100254A JPS59100254A JP58177853A JP17785383A JPS59100254A JP S59100254 A JPS59100254 A JP S59100254A JP 58177853 A JP58177853 A JP 58177853A JP 17785383 A JP17785383 A JP 17785383A JP S59100254 A JPS59100254 A JP S59100254A
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-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C45/00—Amorphous alloys
- C22C45/02—Amorphous alloys with iron as the major constituent
-
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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】
本発明は高い飽和磁化、低いかもしくはほぼゼロの磁気
歪を特色とする強磁性合金、および特に体心立方（ｂｃ
ｃ）構造をもつ鉄−ホウ素固溶体合金に関する。
歪を特色とする強磁性合金、および特に体心立方（ｂｃ
ｃ）構造をもつ鉄−ホウ素固溶体合金に関する。
α−Ｆｅ（フェライト）およびγ−Ｆｅ（オーステナイ
ト）中におしけるホウ素の平衡固体溶解性はきわめて小
さく、それぞれ０．０５原子％以下および０．１１原子
％以下である。Ｍ、ハンセンらの［二元合金の組成］２
４９〜２５２頁（マツフグローヒル出版社、１９５８年
）を参照されたい。スブラット急冷法により鉄中のホウ
素の溶解性を増大させる試みがなされているが、成功し
ていない。たとえば、Ｒ，Ｃ，ルールらのＶａｌ．２４
５「ＡＩＭＥ冶金学会会報」２５３〜２５７頁（１９６
９）を参照されたい。スプラット急冷法はガン法を採用
し、フェライトおよびＦｅ、Ｂが生成したのみで、オー
ステナイト相の量は変化しなかった。ホウ素１．６およ
び３．２重量％（それぞれ７．７および１４．５原子％
）を含有する相成物が製造された。これらの吹付け急冷
材料は２相を含む平衡合金と同様にきわめてもろく、商
業的用途のための薄いリボンまたけストリップに加工す
ることは容易でない。
ト）中におしけるホウ素の平衡固体溶解性はきわめて小
さく、それぞれ０．０５原子％以下および０．１１原子
％以下である。Ｍ、ハンセンらの［二元合金の組成］２
４９〜２５２頁（マツフグローヒル出版社、１９５８年
）を参照されたい。スブラット急冷法により鉄中のホウ
素の溶解性を増大させる試みがなされているが、成功し
ていない。たとえば、Ｒ，Ｃ，ルールらのＶａｌ．２４
５「ＡＩＭＥ冶金学会会報」２５３〜２５７頁（１９６
９）を参照されたい。スプラット急冷法はガン法を採用
し、フェライトおよびＦｅ、Ｂが生成したのみで、オー
ステナイト相の量は変化しなかった。ホウ素１．６およ
び３．２重量％（それぞれ７．７および１４．５原子％
）を含有する相成物が製造された。これらの吹付け急冷
材料は２相を含む平衡合金と同様にきわめてもろく、商
業的用途のための薄いリボンまたけストリップに加工す
ることは容易でない。
本発明によれば、飽和磁化が高く、磁気歪が低いかもし
くはゼロであり、本質的に約１〜９原子％のホウ素を含
み、残りが本質的に鉄および付随する不純物よりなる鉄
−ホウ素固溶体合金が提供されろ。本発明の合金はホウ
素約１〜９原子％の範囲でｂｃｃ構造をもつ、 また本発明によれば、ホウ素成分が約１原子％ないし４
原子％以下の範囲にあり、合金の残りが本質的に鉄およ
び付随する不純物よりなる好ましい一群の鉄−ホウ素固
溶体合金が提供される。これらの合金は最小のコア寸法
および重量が必要条件であるトランス用に特に好適なも
のにする高い飽和誘導と比較的低い磁気歪を合わせもつ
。
くはゼロであり、本質的に約１〜９原子％のホウ素を含
み、残りが本質的に鉄および付随する不純物よりなる鉄
−ホウ素固溶体合金が提供されろ。本発明の合金はホウ
素約１〜９原子％の範囲でｂｃｃ構造をもつ、 また本発明によれば、ホウ素成分が約１原子％ないし４
原子％以下の範囲にあり、合金の残りが本質的に鉄およ
び付随する不純物よりなる好ましい一群の鉄−ホウ素固
溶体合金が提供される。これらの合金は最小のコア寸法
および重量が必要条件であるトランス用に特に好適なも
のにする高い飽和誘導と比較的低い磁気歪を合わせもつ
。
本発明の合金は
（ａ）上記の材料の溶融物を調整し、
（ｂ））溶融物を急速に回転している急冷面上に沈積さ
せ、そして （ｃ）溶融物を約１０４〜１０６Ｃ／秒の速度で急冷し
て連続フィラメントとなす ことを含む方法により、良好な折り曲げ延性をもつ連続
フィラメントとして有利にかつ容易に加工される。
せ、そして （ｃ）溶融物を約１０４〜１０６Ｃ／秒の速度で急冷し
て連続フィラメントとなす ことを含む方法により、良好な折り曲げ延性をもつ連続
フィラメントとして有利にかつ容易に加工される。
本発明の合金は、適度に高い硬度および強度、良好な耐
食性、高い飽和磁化、低いかまたに１はぼゼロの磁気歪
、ならびに高い熱安定性をもつ。本発明の合金は、たと
えば飽和磁化が高いこと、および磁気歪が低いかもしく
はほぼゼロであることが要求される磁気コアに用いられ
る。
食性、高い飽和磁化、低いかまたに１はぼゼロの磁気歪
、ならびに高い熱安定性をもつ。本発明の合金は、たと
えば飽和磁化が高いこと、および磁気歪が低いかもしく
はほぼゼロであることが要求される磁気コアに用いられ
る。
本発明の範囲に包含される合金の組成を、それらの平衡
構造、およひ室温に急冷した際に保有される相と共に表
■に示す。Ｘ線回折分析により、ｂｃｃ構造をもつ単一
の準安定相α−Ｆｅ（Ｂが冷却鋳造リボンに併有されろ
ことか明らかになった。表Ｉにはホウ素濃度に関連した
格子パラメーターおよび密度の変化もまとめる。格子が
ホウ素の添加に伴って収縮することが明らかであり、こ
れは小さなホウ素原子がα−Ｆｅ格子の置換部位に主と
して溶解したことを示す。本発明の合金によれば、Ｆｅ
−Ｂ相図から予想されろα−ＦｅとＦｅ２Ｈの平衡相の
混合物も、先きにスプラット急冷により得られたオルト
斜方晶Ｆｅ３Ｂ相も形成されないことを留意すべきであ
る。
構造、およひ室温に急冷した際に保有される相と共に表
■に示す。Ｘ線回折分析により、ｂｃｃ構造をもつ単一
の準安定相α−Ｆｅ（Ｂが冷却鋳造リボンに併有されろ
ことか明らかになった。表Ｉにはホウ素濃度に関連した
格子パラメーターおよび密度の変化もまとめる。格子が
ホウ素の添加に伴って収縮することが明らかであり、こ
れは小さなホウ素原子がα−Ｆｅ格子の置換部位に主と
して溶解したことを示す。本発明の合金によれば、Ｆｅ
−Ｂ相図から予想されろα−ＦｅとＦｅ２Ｈの平衡相の
混合物も、先きにスプラット急冷により得られたオルト
斜方晶Ｆｅ３Ｂ相も形成されないことを留意すべきであ
る。
本発明の組成物中におけるホウ素の量は、２つの要件に
より拘束される。約９原子％という上限は冷却速度、お
よびフィラメントが延性でなければならないという要件
により指令される。ここで用いられる約１０４〜１０５
℃／秒の冷却速度では、約１２原子％（７．６重量％）
以上のホウ素を含有する組成物は、本発明の組成物に関
して得られるｂｃｃ固溶体層よりもむしろ実質的にガラ
ス様の相に形成される。約１原子％という下限は溶融組
成物の流動性により指示される。約１原子％（０．８重
量％）以下のホウ素を含有する組成物はフィラメントに
溶融紡糸するのに必要な流動性をもたない、ホウ素が存
在すると溶融物の流動性が増大するので、フィラメント
の加工性も増大する。
より拘束される。約９原子％という上限は冷却速度、お
よびフィラメントが延性でなければならないという要件
により指令される。ここで用いられる約１０４〜１０５
℃／秒の冷却速度では、約１２原子％（７．６重量％）
以上のホウ素を含有する組成物は、本発明の組成物に関
して得られるｂｃｃ固溶体層よりもむしろ実質的にガラ
ス様の相に形成される。約１原子％という下限は溶融組
成物の流動性により指示される。約１原子％（０．８重
量％）以下のホウ素を含有する組成物はフィラメントに
溶融紡糸するのに必要な流動性をもたない、ホウ素が存
在すると溶融物の流動性が増大するので、フィラメント
の加工性も増大する。
表１１に硬度、極限引張り強さ、および準安定合金が安
定な結晶状態に変換する温度を示す。ホウ素４〜８原子
％の範囲にわたって、硬度は４２５〜６９８ｋｇ／ｍｍ
２の範囲にあり、極限引張強さは２０６〜２８０ｋｃｉ
の範囲にあり、転移温度は８２０〜８８０°Ｋの範囲に
ある。
定な結晶状態に変換する温度を示す。ホウ素４〜８原子
％の範囲にわたって、硬度は４２５〜６９８ｋｇ／ｍｍ
２の範囲にあり、極限引張強さは２０６〜２８０ｋｃｉ
の範囲にあり、転移温度は８２０〜８８０°Ｋの範囲に
ある。
転移温度において、安定な相、実質的に純粋な−Ｆｅお
よび正方晶系Ｆｅ２Ｂの混合物への転移が徐々に起こる
。本発明合金の転移温度が高いことは、それらの熱安定
性が高いことを示す。
よび正方晶系Ｆｅ２Ｂの混合物への転移が徐々に起こる
。本発明合金の転移温度が高いことは、それらの熱安定
性が高いことを示す。
本発明の合金の磁気特性を表ＩＩＩに示す。これらには
飽和磁化（Ｂ５）および磁気歪（入）（いずれも室温）
ならびにキュリー温度（θｆ）が含まれる、比較のため
、純粋な鉄（α−Ｆｅ）の室温における飽和磁化は２．
１６テスラであり、そのキュリー温度は１０４３°Ｋで
ある。
飽和磁化（Ｂ５）および磁気歪（入）（いずれも室温）
ならびにキュリー温度（θｆ）が含まれる、比較のため
、純粋な鉄（α−Ｆｅ）の室温における飽和磁化は２．
１６テスラであり、そのキュリー温度は１０４３°Ｋで
ある。
本質的に約４〜８原子％のホウ素を含み、残りが鉄であ
る合金は、列理配向したＦｅ−ｓｉトランス合金（約８
原子％を含む）（Ｂｓ＝１９．７キロガウス）に匹敵す
る１．９２〜２．０５Ｔの範囲のＢｓ値をもつ。より重
要なことは、磁気歪の値がかなり小さく、Ｆｅ９２Ｂ４
についての−１．５×１０−６からＦｅ９２Ｂ８につい
て＋１．５ｘ１０−６の範囲にあり、はぼＦｅ９４Ｂ６
の組成でゼロまたはほぼゼロの磁気歪点を通過すること
である。
る合金は、列理配向したＦｅ−ｓｉトランス合金（約８
原子％を含む）（Ｂｓ＝１９．７キロガウス）に匹敵す
る１．９２〜２．０５Ｔの範囲のＢｓ値をもつ。より重
要なことは、磁気歪の値がかなり小さく、Ｆｅ９２Ｂ４
についての−１．５×１０−６からＦｅ９２Ｂ８につい
て＋１．５ｘ１０−６の範囲にあり、はぼＦｅ９４Ｂ６
の組成でゼロまたはほぼゼロの磁気歪点を通過すること
である。
Ｆｅ９４Ｂ６合金が通過するゼロまたけほぼゼロの磁気
歪点からみて、これは特に、コア損の低いことが必須で
あるトランス用に好適である。多くのトランス用にコア
損の低いことが必須であるので、約９４原子％の鉄およ
び約６原子％のホウ素を含有する合金は特に好ましい。
歪点からみて、これは特に、コア損の低いことが必須で
あるトランス用に好適である。多くのトランス用にコア
損の低いことが必須であるので、約９４原子％の鉄およ
び約６原子％のホウ素を含有する合金は特に好ましい。
これらの値を約８原子％のＳｉを含有するＦｅ−Ｓｉト
ランス用合金の値（約５ｘ１０−６）と比較すべきであ
る。高い飽和磁化および低いかもしくはほぼゼロの磁気
歪を合わせもつことは、トランスを含む種々の磁気装置
にしばしば要求される。さらに、この範囲の合金は延性
である。従ってこれらの合金はトランスのコアに用いら
れるので好ましい。
ランス用合金の値（約５ｘ１０−６）と比較すべきであ
る。高い飽和磁化および低いかもしくはほぼゼロの磁気
歪を合わせもつことは、トランスを含む種々の磁気装置
にしばしば要求される。さらに、この範囲の合金は延性
である。従ってこれらの合金はトランスのコアに用いら
れるので好ましい。
本発明の合金は連続した延性フィラメントとして有利に
加工される。ここで用いる”フィラメント”という語に
はｍ規則的または不規則な断面をもち、その横の寸法が
長さよりも著しく小さい細長い物体がいずれも含まれる
。その例にはリボン、線材、ストリップ、シートなどか
含まれる。延性とは、フィラメントを破壊せずに箔の厚
さの１０倍なでの小さな円弧に曲げうることを意味する
。
加工される。ここで用いる”フィラメント”という語に
はｍ規則的または不規則な断面をもち、その横の寸法が
長さよりも著しく小さい細長い物体がいずれも含まれる
。その例にはリボン、線材、ストリップ、シートなどか
含まれる。延性とは、フィラメントを破壊せずに箔の厚
さの１０倍なでの小さな円弧に曲げうることを意味する
。
本発明の合金は、適宜な組成の合金溶融物を約１０４〜
１０６℃／秒の速度で冷冷却することにより製造される
。冷却速度が約１０４℃／秒以下であると、周知のα−
ＦｅとＦｅ２Ｂの平衡相の混合物が生じる。約１０６℃
／秒以上の冷却速度では、準安定なＦｅ３Ｂ相が生成す
る。Ｆｅ３Ｂ相が存在する場合、これはｂｃｃＦｅ（Ｂ
）相のマトリックスの一部を形成する（その約２０％ま
での程度）。Ｆｅ３Ｂ相が存在すると総体的磁気歪が約
２×１０６までの程度高まる傾向があり、これによりほ
ぼゼロの磁気歪をもつ組成物がほぼＦｅ９５Ｂ５にまで
移動する。少なくとも約１０５℃／秒の冷却速度により
容易にｂｃｃ固溶体相が得られるので好ましい． 急冷された連続リボン、線材、シートなどに加工するた
めには、種々の方法が用いられる。、一般に特定の組成
を選定し、希望する割合の必須元素を溶融し、均質化し
、溶融物を冷却面（たとえば急速に回転しているシリン
ダー）上に沈積させることにより溶融合金を急冷する。
１０６℃／秒の速度で冷冷却することにより製造される
。冷却速度が約１０４℃／秒以下であると、周知のα−
ＦｅとＦｅ２Ｂの平衡相の混合物が生じる。約１０６℃
／秒以上の冷却速度では、準安定なＦｅ３Ｂ相が生成す
る。Ｆｅ３Ｂ相が存在する場合、これはｂｃｃＦｅ（Ｂ
）相のマトリックスの一部を形成する（その約２０％ま
での程度）。Ｆｅ３Ｂ相が存在すると総体的磁気歪が約
２×１０６までの程度高まる傾向があり、これによりほ
ぼゼロの磁気歪をもつ組成物がほぼＦｅ９５Ｂ５にまで
移動する。少なくとも約１０５℃／秒の冷却速度により
容易にｂｃｃ固溶体相が得られるので好ましい． 急冷された連続リボン、線材、シートなどに加工するた
めには、種々の方法が用いられる。、一般に特定の組成
を選定し、希望する割合の必須元素を溶融し、均質化し
、溶融物を冷却面（たとえば急速に回転しているシリン
ダー）上に沈積させることにより溶融合金を急冷する。
溶融物は種々の方法で沈積させることができ、その例に
は溶融紡糸法（たとえば米国特許第３，８６２，６５８
号明細書に教示されるもの）、溶融引張（ｍｅｌｔ ｄ
ｒａｇ）法（たとえば米国特許第３，５２２，８３６号
明細書に教示されるもの）、および溶融抽出（ｍｅｌｔ
ｅｘｔｒａｃｔｉｏｎ）法（たとえば米国特許第３，
８６３，７００号明細書に教示されるもの）などが含ま
れる。これらの合金は空気中で、または中程度の真空中
で製造できる。他の大気条件、たとえば不活性ガスも用
いることができる。
は溶融紡糸法（たとえば米国特許第３，８６２，６５８
号明細書に教示されるもの）、溶融引張（ｍｅｌｔ ｄ
ｒａｇ）法（たとえば米国特許第３，５２２，８３６号
明細書に教示されるもの）、および溶融抽出（ｍｅｌｔ
ｅｘｔｒａｃｔｉｏｎ）法（たとえば米国特許第３，
８６３，７００号明細書に教示されるもの）などが含ま
れる。これらの合金は空気中で、または中程度の真空中
で製造できる。他の大気条件、たとえば不活性ガスも用
いることができる。
実施例
成分元素（９９．９％以上の純度）から合金を調製し、
溶融物から連続リボンの形に急冷した。このリボンの代
表的な横断面寸法は１．５ｍｍ×４０μｍであった。密
度は室温で空気およびトルエン（密度＝０．８６６９ｇ
／ｃｍ３、２０℃）における試料の重量を比較すること
により測定された。Ｘ線回析図は、ノレルコ（Ｎｏｒｅ
ｌｃｏ）回析計によりフィルターを介した銅電磁波によ
り求めた。分光計をケイ素標準に対し較正し、格子パラ
メーターにおける最大推定誤差を±０．００１Ａとした
。熱磁化データは試料誤差計を４．２〜１０５０°Ｋの
温度範囲で振動させることにより得られた。室温飽和磁
気歪はブリッジ法いより測定された。硬度は、対向面間
の夾角１３６°をもつ正方形基底ピラミッド形の、ダイ
ヤモンドよりなるピッカー型圧子を用いて測定された。
溶融物から連続リボンの形に急冷した。このリボンの代
表的な横断面寸法は１．５ｍｍ×４０μｍであった。密
度は室温で空気およびトルエン（密度＝０．８６６９ｇ
／ｃｍ３、２０℃）における試料の重量を比較すること
により測定された。Ｘ線回析図は、ノレルコ（Ｎｏｒｅ
ｌｃｏ）回析計によりフィルターを介した銅電磁波によ
り求めた。分光計をケイ素標準に対し較正し、格子パラ
メーターにおける最大推定誤差を±０．００１Ａとした
。熱磁化データは試料誤差計を４．２〜１０５０°Ｋの
温度範囲で振動させることにより得られた。室温飽和磁
気歪はブリッジ法いより測定された。硬度は、対向面間
の夾角１３６°をもつ正方形基底ピラミッド形の、ダイ
ヤモンドよりなるピッカー型圧子を用いて測定された。
１００ｇの荷重をかけた。測定結果は表Ｉ、ＩＩおよび
ＩＩＩ示されている。
ＩＩＩ示されている。
１１！ｉ的′出原１゛土人 アラ・イド・コーポレー
ション、、・１ ２８５
ション、、・１ ２８５
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 （１）飽和磁化が高く、磁気歪が低いかまたはほぼゼロ
であり、体心立方構造をもち、本質的に約１〜９原子％
のホウ素を含み、残りが本質的に鉄および付随する不純
物よりなる強磁性材料。 （２）本質的に約４〜８原子％のホウ素を含み、残りが
本質的に鉄および付随する不純物よりなる、特許請求の
範囲第１項に記載の強磁性材料。 （３）本質的に約６原子％のホウ素を含み、残りが本質
的に鉄および付随する不純物よりなる、特許請求の範囲
第１項記載の強磁性材料。 （５）ホウ素が約１原子％ないし４原子％以下の範囲に
ある、特許請求の範囲第１項記載の強磁性合金。 （６）体心立方構造物が、その２０％までがＦｅ３Ｂ相
よりなるマトリックスを形成する、特許請求の範囲第１
項記載の強磁性合金。 （７）ホウ素が約５原子％の量存在する、特許請求の範
囲第６項記載の強磁性合金。 （８）飽和磁化が高く、磁気歪が低いかまたはほぼゼロ
であり、体心立方構造をもち、本質的に約１〜９原子％
のホウ素を含み、残りは本質的に鉄および付随する不純
物よりなる強磁性材料の実質的に連続なフィラメントを
製造する方法であって、（ａ）上記材料の溶融物を調整
し、 （ｂ）溶融物を急速に回転している急冷面上に沈積さぜ
、そして （ｃ）溶融物を約１０４〜６℃／秒の速度で急冷して連
続フィラメントとなす ことよりなる方法。 （９）急冷速度が少なくとも約１０５℃／秒である、特
許請求の範囲第８項記載の方法。 （１０）強磁性材料が本質的に約４−８原子％のホウ素
を含み、残りが本質的に鉄および付随する不純物よりな
る、特許請求の範囲第８項記載の方法。 （１１）強磁性材料が本質的に約６原子％のホウ素を含
み、残りが本質的に鉄および付随する不純物よりなる、
特許請求の範囲第８項記載の方法。 （１２）磁性材料が本質的に約１原子％ないし４原子％
以下のホウ素を含み、残りが本質的に鉄および付随する
不純物よりなる、特許請求の範囲第８項記載の方法。
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| US423915 | 1982-09-27 | ||
| US06/423,915 US4483724A (en) | 1982-09-27 | 1982-09-27 | Iron-boron solid solution alloys having high saturation magnetization and low magnetostriction |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS59100254A true JPS59100254A (ja) | 1984-06-09 |
Family
ID=23680689
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP58177853A Pending JPS59100254A (ja) | 1982-09-27 | 1983-09-26 | 飽和磁化が高くかつ磁気歪が低い鉄−ホウ素固溶体合金 |
Country Status (5)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4483724A (ja) |
| EP (1) | EP0104380B1 (ja) |
| JP (1) | JPS59100254A (ja) |
| CA (1) | CA1223761A (ja) |
| DE (1) | DE3366967D1 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4918555A (en) * | 1987-07-23 | 1990-04-17 | Hitachi Metals, Ltd. | Magnetic head containing an Fe-base soft magnetic alloy layer |
Families Citing this family (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4696543A (en) * | 1984-05-22 | 1987-09-29 | Standard Telephone And Cables, Plc | Optical fiber cable having a low permeability to hydrogen |
| GB2159290B (en) * | 1984-05-22 | 1987-11-18 | Stc Plc | Cables containing amorphous metals |
| JP2661650B2 (ja) * | 1988-07-22 | 1997-10-08 | 大豊工業株式会社 | 浸ほう素処理摺動材料 |
| TW501150B (en) * | 2000-08-14 | 2002-09-01 | Delta Electronics Inc | Super thin inductor |
| TWI315347B (en) * | 2002-03-28 | 2009-10-01 | Nippon Steel Corp | A high-purity ferroboron, a mother alloy for iron-base amorphous alloy, an iron-base amorphous alloy, and methods for producing the same |
| WO2004066438A1 (de) * | 2003-01-23 | 2004-08-05 | Vacuumschmelze Gmbh & Co. Kg | Antennenkern |
| DE10302646B4 (de) | 2003-01-23 | 2010-05-20 | Vacuumschmelze Gmbh & Co. Kg | Antennenkern und Verfahren zum Herstellen eines Antennenkerns |
Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS548113A (en) * | 1977-06-21 | 1979-01-22 | Allied Chem | Ironnboron solid solution alloy having highhsaturation magnetization |
Family Cites Families (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US1562042A (en) * | 1919-05-03 | 1925-11-17 | Gen Electric | Process of preparing boron-iron alloys |
| US3535104A (en) * | 1969-05-23 | 1970-10-20 | Du Pont | Ferromagnetic particles containing chromium |
| US3863700A (en) * | 1973-05-16 | 1975-02-04 | Allied Chem | Elevation of melt in the melt extraction production of metal filaments |
| US4036638A (en) * | 1975-11-13 | 1977-07-19 | Allied Chemical Corporation | Binary amorphous alloys of iron or cobalt and boron |
| US4168187A (en) * | 1975-07-26 | 1979-09-18 | The Furukawa Electric Co., Ltd. | Wear resisting high permeability alloy |
| US4236946A (en) * | 1978-03-13 | 1980-12-02 | International Business Machines Corporation | Amorphous magnetic thin films with highly stable easy axis |
| US4259109A (en) * | 1979-05-03 | 1981-03-31 | Allied Chemical Corporation | Beryllium-containing iron-boron glassy magnetic alloys |
-
1982
- 1982-09-27 US US06/423,915 patent/US4483724A/en not_active Expired - Lifetime
-
1983
- 1983-08-08 EP EP83107803A patent/EP0104380B1/en not_active Expired
- 1983-08-08 DE DE8383107803T patent/DE3366967D1/de not_active Expired
- 1983-08-17 CA CA000434766A patent/CA1223761A/en not_active Expired
- 1983-09-26 JP JP58177853A patent/JPS59100254A/ja active Pending
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS548113A (en) * | 1977-06-21 | 1979-01-22 | Allied Chem | Ironnboron solid solution alloy having highhsaturation magnetization |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4918555A (en) * | 1987-07-23 | 1990-04-17 | Hitachi Metals, Ltd. | Magnetic head containing an Fe-base soft magnetic alloy layer |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| EP0104380A1 (en) | 1984-04-04 |
| CA1223761A (en) | 1987-07-07 |
| EP0104380B1 (en) | 1986-10-15 |
| US4483724A (en) | 1984-11-20 |
| DE3366967D1 (en) | 1986-11-20 |
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