JPS5949299B2 - 非晶質磁性合金 - Google Patents
非晶質磁性合金Info
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- JPS5949299B2 JPS5949299B2 JP52109746A JP10974677A JPS5949299B2 JP S5949299 B2 JPS5949299 B2 JP S5949299B2 JP 52109746 A JP52109746 A JP 52109746A JP 10974677 A JP10974677 A JP 10974677A JP S5949299 B2 JPS5949299 B2 JP S5949299B2
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Classifications
-
- H—ELECTRICITY
- 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
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-
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- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
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- C22C45/02—Amorphous alloys with iron as the major constituent
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- G—PHYSICS
- G11—INFORMATION STORAGE
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Description
【発明の詳細な説明】
本発明は、特に磁気ヘッド材料として好適な非晶質磁性
合金に関するものである。
合金に関するものである。
従来から知られている高透磁率材としては、多結晶質の
Fe−Ni系合金、Fe−At−Si系合金等、及び単
結晶又は多結晶フェライトがある。
Fe−Ni系合金、Fe−At−Si系合金等、及び単
結晶又は多結晶フェライトがある。
しかしながら、これらの材料を磁気ヘッド材とし’ て
みた場合、Fe−Ni系合金(パーマロイ系)は、磁束
密度が高々8000Gaussしかない上に、耐摩耗性
に乏しく、また高周波域での透磁率の減少が著しい。こ
の点、Fe−At−Si系(センタスト)は、磁束密度
が10000Gauss程度あり、耐摩耗性も良好であ
るが、塑性加工が全くできない。またフエライトは、磁
束密度が高々4500GaU88程度であり、その磁気
的相互作用の性質上、これ以上高い磁束密度は望めない
。このように、従来の諸材料は各々一長一短の性質を持
ち、今後予想される高密度記録化、高品質記録化に対処
できるヘツド材料としては無理である。
みた場合、Fe−Ni系合金(パーマロイ系)は、磁束
密度が高々8000Gaussしかない上に、耐摩耗性
に乏しく、また高周波域での透磁率の減少が著しい。こ
の点、Fe−At−Si系(センタスト)は、磁束密度
が10000Gauss程度あり、耐摩耗性も良好であ
るが、塑性加工が全くできない。またフエライトは、磁
束密度が高々4500GaU88程度であり、その磁気
的相互作用の性質上、これ以上高い磁束密度は望めない
。このように、従来の諸材料は各々一長一短の性質を持
ち、今後予想される高密度記録化、高品質記録化に対処
できるヘツド材料としては無理である。
一般に非晶質(アモルフアス)金属は、各構成原子が格
子を組んでいないと考えられるので、結晶磁気異方性は
ない。
子を組んでいないと考えられるので、結晶磁気異方性は
ない。
この点では、磁気的にソフトな(即ち小さな抗磁力と大
きな透磁率を持つ)材料と期待される。ところが、例え
ばFeのみを金属元素として含むか、或いは主成分がF
eであ)かつ残部がCO及び/又はNiである金属成分
を含むアモルフアス材は、磁歪定数λが極めて大きく、
μαル(σ:内的及び外的応力の大きさ)の関係から初
透磁率が小さいという欠点がある。これらの材料は一般
に結晶化温度以下の適当な温度で焼鈍すると、透磁率が
大きく増大する。しかし実際に磁気ヘツド材料として用
いる時には、ヘツドチツプを樹脂モールドして固定しな
ければならない。この時、樹脂硬化に伴つてチツプには
大きな張力が働く。この張力は磁歪定数と結合して、新
たに誘導磁気異方性を生じ、このために材料の透磁率は
再び減少し、ヘツド出力の低下を招いてしまうっこれは
、Feを主成分とするアモルフアス金属の磁歪定数が大
きいことが原因であると考えられるので、加工等による
磁気特性の劣化のないヘツド材を得るには、磁歪定数は
できるだけ小さくなければならない。本発明は、上述し
た従来の高透磁率材の有する諸欠点を持たず、しかも透
磁率の耐加工性、耐樹脂モールド性に優れた新規な非晶
質磁性合金の提供を目的としたものであつて、その第1
発明は、Ru2〜20at96と、P,.C,.Si.
B及びGeからなる群よシ選ばれた少なくとも1種の非
晶質形成元素(但し、S1とC.SlとGe,GeとC
の組合せは除く)10〜30at%とを夫々含有し、残
部がFeよりなる非晶質磁性合金、又その第2発明は、
上記第1発明の構成において、MO,.Mn、v及びC
rからなる群よシ選ばれた少なくとも1種の元素3at
%以下ではRuの一部を置換した非晶質磁性合金、その
第3及び第4発明は、上記第1及び第2発明の構成にお
いて、更にCO又はNiの1種又は2種を15at96
以下含有せしめた非晶質磁性合金に夫々係るものである
。
きな透磁率を持つ)材料と期待される。ところが、例え
ばFeのみを金属元素として含むか、或いは主成分がF
eであ)かつ残部がCO及び/又はNiである金属成分
を含むアモルフアス材は、磁歪定数λが極めて大きく、
μαル(σ:内的及び外的応力の大きさ)の関係から初
透磁率が小さいという欠点がある。これらの材料は一般
に結晶化温度以下の適当な温度で焼鈍すると、透磁率が
大きく増大する。しかし実際に磁気ヘツド材料として用
いる時には、ヘツドチツプを樹脂モールドして固定しな
ければならない。この時、樹脂硬化に伴つてチツプには
大きな張力が働く。この張力は磁歪定数と結合して、新
たに誘導磁気異方性を生じ、このために材料の透磁率は
再び減少し、ヘツド出力の低下を招いてしまうっこれは
、Feを主成分とするアモルフアス金属の磁歪定数が大
きいことが原因であると考えられるので、加工等による
磁気特性の劣化のないヘツド材を得るには、磁歪定数は
できるだけ小さくなければならない。本発明は、上述し
た従来の高透磁率材の有する諸欠点を持たず、しかも透
磁率の耐加工性、耐樹脂モールド性に優れた新規な非晶
質磁性合金の提供を目的としたものであつて、その第1
発明は、Ru2〜20at96と、P,.C,.Si.
B及びGeからなる群よシ選ばれた少なくとも1種の非
晶質形成元素(但し、S1とC.SlとGe,GeとC
の組合せは除く)10〜30at%とを夫々含有し、残
部がFeよりなる非晶質磁性合金、又その第2発明は、
上記第1発明の構成において、MO,.Mn、v及びC
rからなる群よシ選ばれた少なくとも1種の元素3at
%以下ではRuの一部を置換した非晶質磁性合金、その
第3及び第4発明は、上記第1及び第2発明の構成にお
いて、更にCO又はNiの1種又は2種を15at96
以下含有せしめた非晶質磁性合金に夫々係るものである
。
なおここで「At%」とは、原子%(原子数の百分率)
を表わす。本発明によれば、上述の非晶質形成元素と、
残部が主としてFeからなるアモルフアス金属材におい
て、Ruを上記範囲で添加することによう、磁歪定数が
著しく減少することが新規に知見されたのである。
を表わす。本発明によれば、上述の非晶質形成元素と、
残部が主としてFeからなるアモルフアス金属材におい
て、Ruを上記範囲で添加することによう、磁歪定数が
著しく減少することが新規に知見されたのである。
次に本発明による磁性合金の各成分の割合を上記の如く
に限定した理由について述ぺる。
に限定した理由について述ぺる。
まずRuを2〜20at%としたのは、20atq6を
超えると室温で強磁性を示さない(即ち磁気キユリ一点
が室温以下になる)か又は室温での磁束密度が著しく減
少してしまうためであう、また2at%未満では顕著な
磁歪定数の減少効果を示さないからである。また、非晶
質形成元素の割合る10〜30at%としたのは、この
範囲外ではアモルフアス状態の実現が困難な為である。
非晶質形成元素のよジ好ましい範囲は15〜28at%
である。なお、本発明による磁性合金においては、上述
のRuの一部分をMO,.Mn,.V,.At,.Cr
等で置換し、これらの置換元素(但、Atを除く。)と
Ruとの合計量を2〜20at%としてもよい。即ち上
記の各置換元素も磁歪定数を顕著に減少させる効果を有
する。特にAtは更に磁気キユリ一点を高め、磁束密度
の減少を僅かにする効果を有するからである。このAt
の含有量はアモルフアス全体に対して0.1〜15at
96であるのが望ましいが、15at%を越えるとアモ
ルフアス状態の実現が困難になり、0.1at96未満
では上記効果に乏しくなるからである。次に、上述の非
晶質形成元素としてのP,O,Si.B及びGeをPU
CWSIXBYG臣(但し、U+W+X+Y+Z=1)
で表わした時、U≦1、w≦0.7、X≦0.7、Y≦
1、z≦0.7となるような範囲で選ぶのが良い。
超えると室温で強磁性を示さない(即ち磁気キユリ一点
が室温以下になる)か又は室温での磁束密度が著しく減
少してしまうためであう、また2at%未満では顕著な
磁歪定数の減少効果を示さないからである。また、非晶
質形成元素の割合る10〜30at%としたのは、この
範囲外ではアモルフアス状態の実現が困難な為である。
非晶質形成元素のよジ好ましい範囲は15〜28at%
である。なお、本発明による磁性合金においては、上述
のRuの一部分をMO,.Mn,.V,.At,.Cr
等で置換し、これらの置換元素(但、Atを除く。)と
Ruとの合計量を2〜20at%としてもよい。即ち上
記の各置換元素も磁歪定数を顕著に減少させる効果を有
する。特にAtは更に磁気キユリ一点を高め、磁束密度
の減少を僅かにする効果を有するからである。このAt
の含有量はアモルフアス全体に対して0.1〜15at
96であるのが望ましいが、15at%を越えるとアモ
ルフアス状態の実現が困難になり、0.1at96未満
では上記効果に乏しくなるからである。次に、上述の非
晶質形成元素としてのP,O,Si.B及びGeをPU
CWSIXBYG臣(但し、U+W+X+Y+Z=1)
で表わした時、U≦1、w≦0.7、X≦0.7、Y≦
1、z≦0.7となるような範囲で選ぶのが良い。
このように構成したアモルフアス金属磁性材料は、ビツ
カース硬度が850〜950又はそれ以上と高く、固有
抵抗が130〜160μΩ−?と高い値を持つており、
更にまた靭性に優れ、加工が容易である。なお、上述の
非晶質形成元素のうちB,又はSiとBの組合せが好ま
しいが、SiとC,SiとGe,又はGeとCの組合せ
で使用する場合には非晶質化の点で望ましくないように
思われる。また本発明による磁性合金において、Feよ
りなる残部は70〜90at(!Iであるのがよいが、
本発明の第3及び第4発明のようにFeの一部分を15
at%以下のCO及び/又はNi等の強磁性3d遷移金
属で置換してもよい。
カース硬度が850〜950又はそれ以上と高く、固有
抵抗が130〜160μΩ−?と高い値を持つており、
更にまた靭性に優れ、加工が容易である。なお、上述の
非晶質形成元素のうちB,又はSiとBの組合せが好ま
しいが、SiとC,SiとGe,又はGeとCの組合せ
で使用する場合には非晶質化の点で望ましくないように
思われる。また本発明による磁性合金において、Feよ
りなる残部は70〜90at(!Iであるのがよいが、
本発明の第3及び第4発明のようにFeの一部分を15
at%以下のCO及び/又はNi等の強磁性3d遷移金
属で置換してもよい。
以下に、比較例を参照しながら本発明を実施例に基いて
更に詳細に説明する。
更に詳細に説明する。
まずアモルフアス材の製造方法を説明すると、その実施
に際しては本出願人が特願昭52一22936号及び2
2937号として既に提案した両ロール法を採用した。
に際しては本出願人が特願昭52一22936号及び2
2937号として既に提案した両ロール法を採用した。
この両ロール法に使用する圧延急冷装置は、例えば、圧
延急冷用の一対のロールと、これらロールの少なくとも
一方に近接して配置された回転体とを夫々具備し、前記
一対のロール間から出た圧延体が前記回転体の周面に接
触しながら導びかれ、この間に前記圧延体が冷却される
ように構成した圧延急冷装置であつた。この装置によつ
て、両ロール間を出た圧延体は上記回転体によつて更に
冷却案内されながら取出されるから、冷却速度が大きく
なり、強靭で真直ぐな非晶質合金箔を安定して製造でき
た。なお上述の両ロールの周速度を互いに異ならせるよ
うにすれば、ロール間を出た圧延体は周速度の小さい一
方のロールの周面に引寄せられ、この周面に密着しなが
ら導びかれるから、冷却速度をかせぐことができ、やは
ジ強靭な非晶質合金箔を得ることができた。この両ロー
ル法によつて、合金材料を溶融状態から急冷圧延して長
いテープ状の圧延体を得た。
延急冷用の一対のロールと、これらロールの少なくとも
一方に近接して配置された回転体とを夫々具備し、前記
一対のロール間から出た圧延体が前記回転体の周面に接
触しながら導びかれ、この間に前記圧延体が冷却される
ように構成した圧延急冷装置であつた。この装置によつ
て、両ロール間を出た圧延体は上記回転体によつて更に
冷却案内されながら取出されるから、冷却速度が大きく
なり、強靭で真直ぐな非晶質合金箔を安定して製造でき
た。なお上述の両ロールの周速度を互いに異ならせるよ
うにすれば、ロール間を出た圧延体は周速度の小さい一
方のロールの周面に引寄せられ、この周面に密着しなが
ら導びかれるから、冷却速度をかせぐことができ、やは
ジ強靭な非晶質合金箔を得ることができた。この両ロー
ル法によつて、合金材料を溶融状態から急冷圧延して長
いテープ状の圧延体を得た。
この圧延体のアモルフアス性はX線回折法によ如確認し
た。次に、このテープ状アモルフアス金属合金について
の各特性値を測定し、後記表にそのデータを示した。ま
ず磁歪定数の測定においては、アモルフアス合金テープ
の一部を取う出し、これを表面研摩した後、機械的に直
径511E10の円板を打抜いた。
た。次に、このテープ状アモルフアス金属合金について
の各特性値を測定し、後記表にそのデータを示した。ま
ず磁歪定数の測定においては、アモルフアス合金テープ
の一部を取う出し、これを表面研摩した後、機械的に直
径511E10の円板を打抜いた。
次いでこの円板試料を有機溶媒で洗浄後、アロンアルフ
ア(商品名)を接着剤としてフオイル型ストレーンゲー
ジを貼付け、略々10K0Eの静磁場中での試料の伸縮
を測定した。磁歪定数λは次の定義に従つて求めた。即
ち、ストレーンゲージ方向に磁場をかけた時の伸縮率を
(At/t)I、ストレーンゲージと直角の方向に磁場
をかけた時の伸縮率を(Δt/t)1とすると、である
。
ア(商品名)を接着剤としてフオイル型ストレーンゲー
ジを貼付け、略々10K0Eの静磁場中での試料の伸縮
を測定した。磁歪定数λは次の定義に従つて求めた。即
ち、ストレーンゲージ方向に磁場をかけた時の伸縮率を
(At/t)I、ストレーンゲージと直角の方向に磁場
をかけた時の伸縮率を(Δt/t)1とすると、である
。
また透磁率の周波数特性を測定するには、上記アモルフ
アステープを表面研摩した後に機械的に内径2wt0、
外径5Tm0のリング状試料を打抜き、これを数枚、パ
イロフイライト製のリング収納容器に絶縁積層して収納
し、巻線を施して、低周波域はマツクズウェルブリッジ
、高周波域はベルトル・インピーダンスメータによう透
磁率を測定した。
アステープを表面研摩した後に機械的に内径2wt0、
外径5Tm0のリング状試料を打抜き、これを数枚、パ
イロフイライト製のリング収納容器に絶縁積層して収納
し、巻線を施して、低周波域はマツクズウェルブリッジ
、高周波域はベルトル・インピーダンスメータによう透
磁率を測定した。
次にこれを水素気流中で焼鈍し、同様に透磁率を測定し
た後、上記パイロフイライト製リング収納容器内にリン
グ状試料を樹脂モールド(エボキシ系樹脂である商品名
ペルノツクスME−105及びペルキユア一肝−309
を100:32の比で配合して40肝CX16時間、更
には700CX5時間で硬化させたもの)し、更び透磁
率を測定した。また、磁気測定(室温での自発磁化σG
の大きさ及び磁気キユリ一点Tc)には磁気天秤を用い
、標準試料として高純度Ni捧を用いた。
た後、上記パイロフイライト製リング収納容器内にリン
グ状試料を樹脂モールド(エボキシ系樹脂である商品名
ペルノツクスME−105及びペルキユア一肝−309
を100:32の比で配合して40肝CX16時間、更
には700CX5時間で硬化させたもの)し、更び透磁
率を測定した。また、磁気測定(室温での自発磁化σG
の大きさ及び磁気キユリ一点Tc)には磁気天秤を用い
、標準試料として高純度Ni捧を用いた。
磁気キユリ一点の測定は約50/Nlinの昇温速度で
行ない、その値は低磁場中での磁気キユリ一点の磁場依
存性から求めた。結晶化温度TcryはDTA装置を用
いて決めた。
行ない、その値は低磁場中での磁気キユリ一点の磁場依
存性から求めた。結晶化温度TcryはDTA装置を用
いて決めた。
ビツカース硬度Hvはビツカース圧子にて2009X1
5secの荷重条件下で求めた。固有抵抗ρは小型ホイ
ートストーンブリツジを用いて求めた。
5secの荷重条件下で求めた。固有抵抗ρは小型ホイ
ートストーンブリツジを用いて求めた。
比較例 1
Fe80at%、Pl3at%、C7at%なる組成を
持つように、Fe−P合金、Fe−C合金及びFeを秤
量し、これを高周波溶解炉中で溶解して原料とした。
持つように、Fe−P合金、Fe−C合金及びFeを秤
量し、これを高周波溶解炉中で溶解して原料とした。
この原料材料を用いて、上述した両ロール法により、テ
ープ状の圧延試料を得た。そして上述した方法によつて
磁歪定数を測定し、後記表1にその結果を示した。また
上述した方法により透磁率を測定し、次いで試料を36
0℃で1時間焼鈍してから、実効透磁率μeを測定し、
更に樹脂モールド後の実効透磁率μeを測定した。実施
例 1Fe78at%、Ru2at%、Pl3at(F
6、C7at%なる組成を持つように、Fe−P合金、
Fe−C合金、Fe及びRuを秤量し、比較例1に示し
たようにしてテープ状アモルフアス材料を得た。
ープ状の圧延試料を得た。そして上述した方法によつて
磁歪定数を測定し、後記表1にその結果を示した。また
上述した方法により透磁率を測定し、次いで試料を36
0℃で1時間焼鈍してから、実効透磁率μeを測定し、
更に樹脂モールド後の実効透磁率μeを測定した。実施
例 1Fe78at%、Ru2at%、Pl3at(F
6、C7at%なる組成を持つように、Fe−P合金、
Fe−C合金、Fe及びRuを秤量し、比較例1に示し
たようにしてテープ状アモルフアス材料を得た。
そして磁歪定数等の諸量を上述と同様の方法によつて測
定し、結果を後記表1に示した。実施例 2Fe76a
t96、Ru4at96、Pl3at96、C7at9
6なる組成を持つアモルフアス材を比較例1に示した方
法で作成し、前記磁歪定数等の諸量を測定し、結果を後
記表1に示した。
定し、結果を後記表1に示した。実施例 2Fe76a
t96、Ru4at96、Pl3at96、C7at9
6なる組成を持つアモルフアス材を比較例1に示した方
法で作成し、前記磁歪定数等の諸量を測定し、結果を後
記表1に示した。
また、340℃で1時間焼鈍したリング状試野の樹脂モ
ールド前後の実効透磁率側の変化を第2図に示した。
1実施例 3Fe74at%、Ru6at%、Pl3a
t%、C7at9l)なる組成を持つアモルフアス材を
比較例1に示した方法で作成し、磁歪定数等の諸量を測
定し、結果を後記表1に示した。
ールド前後の実効透磁率側の変化を第2図に示した。
1実施例 3Fe74at%、Ru6at%、Pl3a
t%、C7at9l)なる組成を持つアモルフアス材を
比較例1に示した方法で作成し、磁歪定数等の諸量を測
定し、結果を後記表1に示した。
実施例 4
Ee72at%、Ru8at%、Pl3at%、C7a
t%なる組成を持つアモルフアス材を比較例11に示し
た方法で作成し、磁歪定数等の諸量を測定し、結果を後
記表1に示した。
t%なる組成を持つアモルフアス材を比較例11に示し
た方法で作成し、磁歪定数等の諸量を測定し、結果を後
記表1に示した。
また、340℃で1時間焼鈍したリング状試料の樹脂モ
ールド前後の実効透磁率唇の変化を第3図に示した。以
上の結果を総括的に述べると、比較例1と較べると、実
施例1〜4では磁歪定数λが著みく減少しているのがわ
かる。
ールド前後の実効透磁率唇の変化を第3図に示した。以
上の結果を総括的に述べると、比較例1と較べると、実
施例1〜4では磁歪定数λが著みく減少しているのがわ
かる。
特に実施例4では、比較例1のそれと較べると半分以下
にねつている。このように磁歪定数λの減少量はRuの
添加量と共に増大し、また結晶化温度も上昇していく一
方、この時磁気キユリ一点Tc及び磁束密度Bsは低下
するが、この抵下量は特性上それ程問題はない。また第
1図〜第3図に示した例によつて明らかなように、Ru
を添加することによつて樹脂モールド前後の実効透磁率
の変化が著しく減少することがわかる。即ち第1図にお
いては、樹脂モールド後は樹脂モiルド前に比べて、低
周波域で略々1/3、1/3、高周波域で略々3/5に
減少するが、Ruを添加した第2図及び第3図では、低
周波域で略略2/5、高周波域で略々5/6と減少の割
合は著しく少なく、かつ高い絶対値を維持じα応ことが
わか。る。ごれは磁歪定数λの減少による為だと考えら
れる03比較例 2Fe78.1at%、Si5.9a
t%、Bl6at%なる組成を持つアモルフアス材を、
Fe−B合金、Fe及びSiを原料として比較例1に述
べた方法によつて作成し、磁歪定数等の諸量を測定し、
結 4果を後記表2に示した。
にねつている。このように磁歪定数λの減少量はRuの
添加量と共に増大し、また結晶化温度も上昇していく一
方、この時磁気キユリ一点Tc及び磁束密度Bsは低下
するが、この抵下量は特性上それ程問題はない。また第
1図〜第3図に示した例によつて明らかなように、Ru
を添加することによつて樹脂モールド前後の実効透磁率
の変化が著しく減少することがわかる。即ち第1図にお
いては、樹脂モールド後は樹脂モiルド前に比べて、低
周波域で略々1/3、1/3、高周波域で略々3/5に
減少するが、Ruを添加した第2図及び第3図では、低
周波域で略略2/5、高周波域で略々5/6と減少の割
合は著しく少なく、かつ高い絶対値を維持じα応ことが
わか。る。ごれは磁歪定数λの減少による為だと考えら
れる03比較例 2Fe78.1at%、Si5.9a
t%、Bl6at%なる組成を持つアモルフアス材を、
Fe−B合金、Fe及びSiを原料として比較例1に述
べた方法によつて作成し、磁歪定数等の諸量を測定し、
結 4果を後記表2に示した。
実施例 5
Fe76.1at%、Ru2at%、Si5.9at%
、Bl6at%なる組成を持つアモルフアス材を比較例
1と同様の方法で作成し、磁歪定数等の諸量を測定し、
結果を後記表2に示した。
、Bl6at%なる組成を持つアモルフアス材を比較例
1と同様の方法で作成し、磁歪定数等の諸量を測定し、
結果を後記表2に示した。
ま410℃で1時間焼鈍したリング状試料の樹脂モール
ド前後の実効透磁率唇の変化を第4図に示した。実施例
6Fe74.1at%、Ru4at96、Si5.9
at%、Bl6at%なる組成を持つアモルフアス材を
比較例1と同様の方法で作成し、磁歪定数等の諸量を測
定し、結果を後記表2に示した。
ド前後の実効透磁率唇の変化を第4図に示した。実施例
6Fe74.1at%、Ru4at96、Si5.9
at%、Bl6at%なる組成を持つアモルフアス材を
比較例1と同様の方法で作成し、磁歪定数等の諸量を測
定し、結果を後記表2に示した。
実施例 7
Fe72.1at%、Ru6at%、Si5.9at%
、Bl6at%なる組成を持つアモルフアス材を比較例
1と同様の方法で作成し、磁歪定数等の諸量を測定し結
果を後記表2に示した。
、Bl6at%なる組成を持つアモルフアス材を比較例
1と同様の方法で作成し、磁歪定数等の諸量を測定し結
果を後記表2に示した。
また、410℃で1時間焼鈍したリング試料の樹脂モー
ルド前後の透磁率の変化を第5図に示した。実施例 8 Fe70.1at%、Ru8at%、Si5.9at%
、Bl6at%なる組成を持つアモルフアス材を比較例
1と同様の方法で作成し、磁歪定数等の諸量を測定し、
その結果を後記表2に示した。
ルド前後の透磁率の変化を第5図に示した。実施例 8 Fe70.1at%、Ru8at%、Si5.9at%
、Bl6at%なる組成を持つアモルフアス材を比較例
1と同様の方法で作成し、磁歪定数等の諸量を測定し、
その結果を後記表2に示した。
比較例 3
Fe80at%、Pl5at%、Ge5at%なる組成
を持つアモルフアス材を比較例1と同様の方法で作成し
、磁歪定数等の諸量を測定し、結果を後記表2に示した
。
を持つアモルフアス材を比較例1と同様の方法で作成し
、磁歪定数等の諸量を測定し、結果を後記表2に示した
。
実施例 9
Fe76at%、Ru4at%、Pl5at%、Ge5
at%なる組成を持つアモルフアス材を比較例1と同様
の方法で作成し、磁歪定数等の諸量を測定し、結果を後
記表2に示した。
at%なる組成を持つアモルフアス材を比較例1と同様
の方法で作成し、磁歪定数等の諸量を測定し、結果を後
記表2に示した。
実施例5〜9においても、Ruの添加に応じて、比較例
2及び3と較べて磁歪定数λの顕著な減少が見られる。
2及び3と較べて磁歪定数λの顕著な減少が見られる。
磁気キユリ一点、飽和磁束密度についても実施例1〜4
と同様の現象が見られるが、その絶対値はやや大きい。
また第4図及び第5図に示したように、樹脂モールド前
後の実効透磁率の変化が、第1図と比較して大巾に減少
していることがわかる。
と同様の現象が見られるが、その絶対値はやや大きい。
また第4図及び第5図に示したように、樹脂モールド前
後の実効透磁率の変化が、第1図と比較して大巾に減少
していることがわかる。
比較例 4
Fe63at%、COl5at%、SilOat%、B
l2at%なる組成を持つアモルフアス材を比較例1と
同様の方法によつて作成し、磁歪定数等の諸量を測定し
、結果を後記表3に示した。
l2at%なる組成を持つアモルフアス材を比較例1と
同様の方法によつて作成し、磁歪定数等の諸量を測定し
、結果を後記表3に示した。
実施例 10゛Fe59at%、COl5at%、Ru
4at96、SilOat%、Bl2at%なる組成を
持つアモルフアス材を比較例1と同様の方法によつて作
成し、磁歪定数等の諸量を測定し、結果を後記表3に示
した。
4at96、SilOat%、Bl2at%なる組成を
持つアモルフアス材を比較例1と同様の方法によつて作
成し、磁歪定数等の諸量を測定し、結果を後記表3に示
した。
比較例 5
Fe63at%、Nll5at96、SilOat%、
Bl2at%なる組成を持つアモルフアス材を比較例1
と同様の方法によつて作成し、磁歪定数調の諸量を測定
し、結果を後記表3に示した。
Bl2at%なる組成を持つアモルフアス材を比較例1
と同様の方法によつて作成し、磁歪定数調の諸量を測定
し、結果を後記表3に示した。
実施例 11Fe59at%,Nil5at%、Ru4
at%、SilOat%、Bl2at%なる組成を持つ
アモルフアス材を比較例1と同様の方法によつて作成し
、磁歪定数等の諸量を測定し、結果を後記表3に示した
。
at%、SilOat%、Bl2at%なる組成を持つ
アモルフアス材を比較例1と同様の方法によつて作成し
、磁歪定数等の諸量を測定し、結果を後記表3に示した
。
実施例10及び11は、本発明におけるFeの一部分を
15at%のCOまたはNiで置換した変形例を示した
ものである。
15at%のCOまたはNiで置換した変形例を示した
ものである。
この場合も、比較例4及び5と較べると、Ruの添加に
よる効果(即ち磁歪定数λの減少)が見られる。実施例
12 Fe74at%、Ru3at%、Cr3at9l)、P
λ:磁歪定数、 Tc:磁気キユリ一点、 Tcry:
結晶化温度 σg:自発磁化量Bs:飽和磁束密度、
Hv:ビツカース硬度、 ρ:固有抵抗13at%、C
7at%なる組成を持つアモルフアス材を比較例1と同
様の方法によつて作成し、磁歪定数等の諸量を測定し、
結果を後記表4に示した〇実施例 13Fe74at9
11,.Ru3at91)、MO3at9l)、Pl3
at9ll.C7at%なる組成を持つアモルフアス材
を比較例1と同様の方法によつて作成し、磁実施例 1
4Fe76at%、Ru2at96、V2at96、P
l3at96、C7atSなる組成を持つアモルフアス
材$を比較例1と同様の方法によつて作成し、磁歪定数
等の諸量を測定し、結果を後記表4に示した。
よる効果(即ち磁歪定数λの減少)が見られる。実施例
12 Fe74at%、Ru3at%、Cr3at9l)、P
λ:磁歪定数、 Tc:磁気キユリ一点、 Tcry:
結晶化温度 σg:自発磁化量Bs:飽和磁束密度、
Hv:ビツカース硬度、 ρ:固有抵抗13at%、C
7at%なる組成を持つアモルフアス材を比較例1と同
様の方法によつて作成し、磁歪定数等の諸量を測定し、
結果を後記表4に示した〇実施例 13Fe74at9
11,.Ru3at91)、MO3at9l)、Pl3
at9ll.C7at%なる組成を持つアモルフアス材
を比較例1と同様の方法によつて作成し、磁実施例 1
4Fe76at%、Ru2at96、V2at96、P
l3at96、C7atSなる組成を持つアモルフアス
材$を比較例1と同様の方法によつて作成し、磁歪定数
等の諸量を測定し、結果を後記表4に示した。
実施例 15Fe72.1at%、Ru3at%、Cr
3at%、Si5.9at%、Bl6at%なる組成を
持つアモルフアス材を比較例1と同様の方法によつて作
成し、磁歪定数等の諸量を測定し、結果を後記表4に示
した。
3at%、Si5.9at%、Bl6at%なる組成を
持つアモルフアス材を比較例1と同様の方法によつて作
成し、磁歪定数等の諸量を測定し、結果を後記表4に示
した。
実施例 16
Fe72.1at%,Ru3at%,Mc3at%,S
i5.9atOAKλ:磁歪定数,. Tc:磁気キユ
リ一点、 Tcry:結晶化温度、Bs:飽和磁束密度
、 Hv:ピツカース硬度、 σ:固有抵抗σg:自発
磁化量Bl6at96なる組成を持つアモルフアス材を
比較例1と同様の方法によつて作成し、磁歪定数等の諸
量を測定し、結果を後記表4に示した。
i5.9atOAKλ:磁歪定数,. Tc:磁気キユ
リ一点、 Tcry:結晶化温度、Bs:飽和磁束密度
、 Hv:ピツカース硬度、 σ:固有抵抗σg:自発
磁化量Bl6at96なる組成を持つアモルフアス材を
比較例1と同様の方法によつて作成し、磁歪定数等の諸
量を測定し、結果を後記表4に示した。
実施例 17Fe72.1at96、RU3at%、M
n3at%、Sl5.9at96、Bl6at96なる
組成を持つアモルフアス材を比較例1と同様の方法によ
つて作成し、磁歪定数等の諸量を測定し、結果を後記表
4に示した。
n3at%、Sl5.9at96、Bl6at96なる
組成を持つアモルフアス材を比較例1と同様の方法によ
つて作成し、磁歪定数等の諸量を測定し、結果を後記表
4に示した。
実施例12〜17は、本発明におけるRuの一部分を3
at%以下のCr,.MO,.V.Mnでそれぞれ置換
した例である。
at%以下のCr,.MO,.V.Mnでそれぞれ置換
した例である。
これらの場合も、比較例1及び2と較べると著しい磁歪
定数λの減少が見られる。即ちRuの一部分を3at9
6以下のCr、MO、V.Mnで置換しても、同様の効
果が得られることがわかる。
定数λの減少が見られる。即ちRuの一部分を3at9
6以下のCr、MO、V.Mnで置換しても、同様の効
果が得られることがわかる。
図面は本発明によるアモルフアス材料を説明する為のも
のであつて、第1図は比較例による焼鈍されたアモルフ
アス材料の樹脂モールド前後の実効透磁率の周波数依存
性を示すグラフ、第2図〜第5図は本発明の実施例によ
る焼鈍されたアモルフアス材料の樹脂モールド前後の実
効透磁率の周波数依存性を示すグラフである。
のであつて、第1図は比較例による焼鈍されたアモルフ
アス材料の樹脂モールド前後の実効透磁率の周波数依存
性を示すグラフ、第2図〜第5図は本発明の実施例によ
る焼鈍されたアモルフアス材料の樹脂モールド前後の実
効透磁率の周波数依存性を示すグラフである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1 (A)Ruを2〜20at%、 (B)P、C、Si、B及びGeからなる郡より選ばれ
た少なくとも1種の非晶質形成元素(但し、SiとC、
SiとGe、GeとCの組合せは除く)を10〜30a
t%、を夫々含有し、残部がFeよりなる非晶質磁性合
金。 2 (A)Mo、Mn、V及びCrからなる群より選ば
れた少なくとも1種の元素3at%以下とRuとを合計
で2〜20at%、(B)P、C、Si、B及びGeか
らなる群より選ばれた少なくとも1種の非晶質形成元素
(但し、SiとC、SiとGe、GeとCの組合せは除
く)を10〜30at%、を夫々含有し、残部がFeよ
りなる非晶質磁性合金。 3 (A)Ruを2〜20at%、 (B)P、C、Si、B及びGeからなる群より選ばれ
た少なくとも1種の非晶質形成元素(但し、SiとC、
SiとGe、GeとCの組合せは除く)を10〜30a
t%、(C)Co又はNiの1種又は2種を15at%
以下、を夫々含有し、残部がFeよちなる非晶質磁性合
金。 4 (A)Mo、Mn、V及びCrからなる群より選ば
れた少なくとも1種の元素3at%以下とRuとを合計
で2〜20at%、(B)P、C、Si、B及びGeか
らなる群より選ばれた少なくとも1種の非晶質形成元素
(但し、SiとC、SiとGe、GeとCの組合せは除
く)を10〜30at%、(C)Co又はNiの1種又
は2種を15at%以下、を夫々含有し、残部がFeよ
りなる非晶質磁性合金。
Priority Applications (8)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP52109746A JPS5949299B2 (ja) | 1977-09-12 | 1977-09-12 | 非晶質磁性合金 |
US05/940,172 US4190438A (en) | 1977-09-12 | 1978-09-07 | Amorphous magnetic alloy |
CA310,895A CA1086986A (en) | 1977-09-12 | 1978-09-08 | Amorphous magnetic alloy |
GB7836308A GB2005303B (en) | 1977-09-12 | 1978-09-11 | Amorphous magnetic alloys |
NL7809284A NL7809284A (nl) | 1977-09-12 | 1978-09-12 | Amorfe magnetische legering. |
FR7826187A FR2402713B1 (fr) | 1977-09-12 | 1978-09-12 | Alliage magnetique amorphe |
DE19782839626 DE2839626A1 (de) | 1977-09-12 | 1978-09-12 | Amorphe magnetische legierung |
FR8419822A FR2561263B1 (fr) | 1977-09-12 | 1984-12-26 | Alliage magnetique amorphe |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP52109746A JPS5949299B2 (ja) | 1977-09-12 | 1977-09-12 | 非晶質磁性合金 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS5443118A JPS5443118A (en) | 1979-04-05 |
JPS5949299B2 true JPS5949299B2 (ja) | 1984-12-01 |
Family
ID=14518188
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP52109746A Expired JPS5949299B2 (ja) | 1977-09-12 | 1977-09-12 | 非晶質磁性合金 |
Country Status (7)
Country | Link |
---|---|
US (1) | US4190438A (ja) |
JP (1) | JPS5949299B2 (ja) |
CA (1) | CA1086986A (ja) |
DE (1) | DE2839626A1 (ja) |
FR (1) | FR2402713B1 (ja) |
GB (1) | GB2005303B (ja) |
NL (1) | NL7809284A (ja) |
Families Citing this family (22)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS5515284A (en) * | 1978-07-20 | 1980-02-02 | Matsushita Electric Ind Co Ltd | Improvement of magnetic property of amorphous magnetic material |
JPS5623714A (en) * | 1979-08-06 | 1981-03-06 | Hitachi Metals Ltd | Material for magnetic core |
DE3049906A1 (en) * | 1979-09-21 | 1982-03-18 | Hitachi Ltd | Amorphous alloys |
JPS5754251A (en) * | 1980-09-15 | 1982-03-31 | Tdk Corp | Amorphous magnetic alloy material |
US6296948B1 (en) | 1981-02-17 | 2001-10-02 | Ati Properties, Inc. | Amorphous metal alloy strip and method of making such strip |
FR2500851B1 (fr) * | 1981-02-27 | 1985-09-13 | Pont A Mousson | Procede d'elaboration d'alliages metalliques amorphes a base de fer, de phosphore, de carbone et de chrome, et alliage obtenu |
JPS57155339A (en) * | 1981-03-20 | 1982-09-25 | Matsushita Electric Ind Co Ltd | Magnetic head and production thereof |
US4834816A (en) * | 1981-08-21 | 1989-05-30 | Allied-Signal Inc. | Metallic glasses having a combination of high permeability, low coercivity, low ac core loss, low exciting power and high thermal stability |
JPS58120759A (ja) * | 1982-01-08 | 1983-07-18 | Toshiba Corp | 磁気ヘツド用非晶質合金 |
JPS58151454A (ja) * | 1982-03-02 | 1983-09-08 | Takeshi Masumoto | 非晶質磁性合金 |
EP0091989A1 (en) * | 1982-04-15 | 1983-10-26 | The Furukawa Electric Co., Ltd. | High permeability alloy |
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