JPS6058669A - 力センサ− - Google Patents

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。

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は、圧力センサーや歪ゲージなどの力センサーに
係り、特に磁気回路を構成するととも番；少なくとも一
部に応力がかかる状態になった軟磁性体と、その軟磁性
体の磁気回路を励磁するためのコイルとを備え、軟磁性
体の磁気抵抗の変化により応力を検知する構成の力セン
サーに関する。

圧力センサーや歪ゲージなどにおいては種々の構造のも
のが提案されているが、なかでも前述のように軟磁性材
料で磁気回路を構成し、その軟磁性材料の一部に応力が
かかるようにしておき、軟磁性材料の磁気抵抗の変化に
より応力を検知するものは、耐久性に優れ、安価である
などの利点を有している。

本発明は、この種の圧力センサーを対象とするものであ
る。

本発明者らは、従来より超急冷合金の製造法とし知られ
ている液体急冷法を用いて第２相粒子分散型の超急冷磁
性合金を作成することに成功し。

この新しい複合材料がそれらの構成物質（超急冷磁性合
金と第２相粒子）の両者の優れた性質２機能を選択的に
兼備え、圧力センサーに用いる軟磁紳Ｉトレ１イ亜彎酔
−拵省一太ス、シン番Ｕ出１１か−すなわち、本発明は
、非晶質、結晶質またはそれらの混合相からなる超急冷
合金マトリックス中に、第２相粒子を少なくとも１種３
次元的に均一分散させてなる複合材料により軟磁性体を
構成したことを特徴とするものである。

本発明において超急冷合金マトリックスを構成する合金
母材としては、例えばコバルトを主成分とするコバルト
−鉄合金などのコバルト系合金、鉄を主成分とする鉄−
ケイ素−ホウ素合金や鉄−モリブデン合金などの鉄系合
金、ニッケルを主成分とするニッケルーケイ素−ホウ素
合金などのニッケル系合金、あるいは銅−ジルコニウム
合金。

ジルコニウム−ニオブ合金などの各種の系の合金が用い
られる。

本発明において第２相粒子としては、例えばＣ１ＷＣ，
Ｔ　ｉ　Ｃ，Ｎ　ｂ　Ｃなどの炭素または炭化物。

ＮｂＮやＴａＮなどの窒化物、Ｃｒｚ　Ｏ−４，ＣｅＯ
ｚ　。

ＭｇＯ，Ｚｒ０ｚ　、Ｙ２０１１　、ＷｏｌＩ、Ｔｈ０
ｚ　。

ＡＱ　ｚ　Ｏ：ｌ　、Ｆｅｚ’Ｏｚ　、ＺｎＯ，ＳｉＯ
２などの酸化物、ＢＮなどのホウ化物、ＳｉＣなどのシ
リケイト＋　Ｔｌｌ　Ｆｅ２　Ｍｏｌ　Ｗなどの金属等
が用いられる。

次に本発明に係るリボン（軟磁性体）の製造例について
説明する。第１図および第２図は第１の製造例を説明す
るための原理説明図で、第１図はインゴットを作る工程
を説明するだめの図、第２図はそのインゴットを用いて
リボンを作る工程を説明するための図である。

第１図において、超急冷合金マトリックスを構成する合
金母材１は、真空高周波溶解炉２によって加熱溶融され
、それがインゴットの鋳型３に注入される。一方、第２
相粒子４はプラズマ溶射用給粉器５により、鋳型３に注
入される途中の溶融合金母材１に対して強制的に噴射添
加され、そのまま冷却凝固されて第２相粒子４を均一に
分散保持したインゴットが得られる。第２相粒子４の噴
射分散には、ボンベ６中に充填されているアルゴンガス
などの不活性ガスからなる噴射媒体が用いられる。

噴射分散時における合金母材ｌの変質を避けるためには
、噴射媒体としてアルゴンガスなどの不活性ガスが好ま
しい、第２相粒子４を供給する給粉器としては、常に均
一に第２相粉子４が供給できること、噴射圧などの噴射
条件が比較的簡単に調整できること、ならびにノズルの
耐熱性が優れていることなどからプラズマ溶射用給粉器
が好適である。

超急冷法でリボン状のものを作成する方法としては、単
ロール法、双ロール法ならびに遠心法などがある。これ
らの超急冷法は合金組成の選択あるいは急冷速度などの
急冷条件を制御することにより、非晶質相、非平衡結晶
質層などの平衡状態図にない準安定物質、あるいは平衡
結晶質相などが得られる。

第２図は、双ロール法によってリボンを作成する製造工
程を示している。下端にノズルを有する石英ガラス製の
耐熱管７中に、前述の第２相粒子を均一に分散させたイ
ンゴット８が入れられ、管内がアルゴンガスなどの不活
性ガス９て十分に置換される。耐熱管７の外周には高周
波溶解炉１０が設置されており、インゴット８がこの溶
解炉１０によって第２相粒子が溶解しなｔ１程度番；再
溶融される。その後ピストン１１を動作させて耐熱管７
のノズル先端を高速回転している２つのロール１２．１
２の接合部に可能な限り接近させ、耐熱管７内のガス圧
を急激に増加させる。再溶融したインゴット８は圧力上
昇により、徐々しこノズルシカ１ら一様な連続噴流とし
てロール１２．１２の接合部に供給される。ロール１２
．１２Ｉよ高速で回転しているとともに常に圧接されて
ｂする力１ら、を宿敵金属が噴出されると瞬時に冷却凝
固さＡルて、連続したリボン１３が得られる。

第３図はこのリボン１３の拡大断面図で、１１品質、結
晶質、またはそれらの混合相力１らなる超急冷合金マト
リックス１４中に、極めて微細な第２相粒子４が３次元
的に均一分散さ７％てｂ）る、１ノボン１３の厚さおよ
び幅などは、ロール１２の周速度ならびに圧接力、溶融
物の温度ならびし；噴出速度などを可変することによっ
て調整すること力１可能である。

第２図を用いて説明した双ロール法は、得ら才りるリボ
ンの厚さが均一で、両面とも表面粗さが小さく、しかも
比較的厚手のものも容易に製造できるなどの利点を有し
ている。

この製造例では双ロール法を用いたが、その代りに単ロ
ール法を適用することもできる。

第４図は１本発明に係るリボンの第２の製造例を説明す
るための原理説明図である。

下端にノズルを有する石英ガラス製の耐熱管７中に、超
急冷合金マトリックスを構成する合金母材ｌのインゴッ
トを入れ、管内をアルゴンガスなどの不活性ガス９で十
分置換する。耐熱管７の外周に高周波溶解炉４が設置さ
れ、合金母材１のインゴットがこの溶解炉４によって後
述の第２相粒子４が溶解しない程度に溶融される。その
後ピストン１１を作動させて耐熱管７のノズル先端を高
速回転しているローラ６の上周面に可能な限り接近させ
、耐熱管７内の不活性ガス圧を急激に増加させる。溶融
した合金母材１は圧力上昇によＩＪ、ノズルから細い一
様な連続噴流としてロール６の局面に供給される。

耐熱管７からの合金母材１の噴出流に対して。

第２相粒子４がプラズマ溶射用給粉器５によりアルゴン
ガスなどの噴射媒体とともに強制的に噴射添加される。

第２相粒子４を添加された溶融状態にある合金母材１は
、ロール１２上で延ばされながら急冷凝固され、連続し
たリボン１３が得られる。

このようにして得られたリボン１３も第３図に示したも
のと同様に、超急冷合金マトリックス１４中に極めて微
細な第２相粒子４が第３次元的に均一分散されている。

第４図を用いて説明した単ロール法は、比較的幅広で薄
膜状のものが得られ易いという利点を有している。なお
、この製造例では単ロール法を用いたが、その代りに双
ロール法を適用することも可能である。

第５図は１本発明に係るリボンの第３の製造例を説明す
るための原理説明図である。

下端にノズルを有する石英ガラス製の耐熱管７中に、超
急冷合金マトリックスを構成する合金母材１のインゴッ
トを入れ、管内をアルゴンガスなどの不活性ガス９で十
分置換する。耐熱管７の外周に高周波溶解炉１０が設置
され、合金母材１のインゴットがこの溶解炉１０によっ
て後述の第２相粒子４が溶解しない程度に溶融される。

その後ピストン１１を作動させて耐熱管７内の不活性ガ
ス圧を急激に増加させ、溶融した合金母材１をその下に
配置している溶融金属溜め１５に注加する１耐熱管７か
らの合金母材１の噴流に対して、プラズマ溶射用給粉器
５より第２相粒子４が強制的に噴射添加される。この溶
融金属溜め１５の外周にも高周波溶解炉１６が取り付け
られ、合金母材１の溶融状態が維持される。

このようにして第２相粒子４を含有した合金母材１は、
図示していない不活性ガス（アルゴンガス）高圧装置に
よって溶融金属溜め１５の下部ノズルからロール１２．
１２の接合部に細い一様な連続噴流として供給され、前
記製造例と同様に超急冷されて連続したリボン１３が得
られる。

このリボン１３も第３図に示したものと同様に、超急冷
合金マトリックス１４中に極めて微細な第２相粒子４が
３次元的に均一分散されてν）る。なお、この製造例で
は双ロール法を用しまた力１、その代りに単ロール法を
適用することも可能である。

超急冷合金マトリックスを構成する合金母材のインゴッ
トを作る際、あるし１はそのインゴットを超急冷のため
に再溶融する際に、前述のような噴射分散法を用いない
で第２相粒子を溶融状態の合金母材中に単に添加し、高
周波によって攪拌して、しかるのち超急冷し゛Ｃ合金マ
トリックス中中口；２相粒子を３次元的に分散させるこ
ともできる。

ところがこの方法では、適用できる第２相粒子の種類や
分散し得る量に制限がある。特に第２相ｌｉｄ　子が例
えばＣｒ　ｚ　Ｏ３やＣ６０２などの金属酸化物の場合
は、鉄、コバルトならびシ；ニツケノνなどの金属溶融
体に対する濡れ性が悪く、極めて少量しか分散せず、し
かも超急冷合金マトリックスの表面層に偏在する傾向が
ある。

溶融状態にある合金母材に対して第２相粒子を添加９分
散せしめる際に生じる界面現象は１次の２段階に分けて
考えることができる。すなわち。

第１の段階として、第２相粒子が溶融状態の合金母材と
接触する段階で、このときには溶融合金母材の液相と第
２相粒子の同相とアルゴンガス（不活性ガス）などの気
相の３相系である。第２の段階として、第２相粒子が溶
融状態の合金母材中に懸濁する段階で、このときは溶融
合金母材の液相と第２相粒子の固相の２相系である。

さらに前述の３相系の界面現象は、付着濡れ、拡張濡れ
、浸漬間れの３つに大別できる。付着濡れが生じる際の
仕事をＷａ、拡張濡れが生じる際の仕事量をＷｓ、浸漬
間れが生じる際の仕事量をＷｉとすれば、次にように定
義される。

Ｗａ　＝γ５Ｖ−γｇＬ＋γＬＶ　−（１）Ｗｓ＝ｒｓ
ｖ−γ、！ＩＬ　−７Ｌ　Ｖ　＝（２）Ｗｉ＝γｇｖ−
γａＬ−（３） 但し式中γｓＬ：固相−液相界面張力 γｓＬ：固相の界面張力 γＬｖ：液相の界面張力 気相−固相および液相−固相界面においては、同相の表
面はほとんど変形しないと考えられるから、液相との接
触角をθとすれば次の（４）式が成立する。

γｓｖ−γｓＬ＝γＬ　Ｖ　”　Ｃｏｇθ　−（４）こ
れをそれぞれ前記（１）、（２）、（３）式に代入する
と次のような式になる。

Ｗａ＝γＬ　（ＣＯ５θ＋１）　−（５）Ｗｓ＝γＬ　
（ＣＯ５θ−１）　・（６）Ｗｉ＝γＬ　Ｖ　’　ｃｏ
ｓθ　−（７）これらの式でＷが正のときにそれぞれ濡
れ性を生じる。前述の式（５）〜（７）から明らかなよ
うに。

第２相粒子が溶融状態の合金母材と接触する第１の段階
では、合金母材に対する第２相粒子の接触角θが濡れ性
に大きくを関与している。鉄、コバルトならびにニッケ
ルなどの金属溶融体に対して、一般に金属酸化物は接触
角θが大きく、従って濡れ性が悪い。

そのため第２相粒子を溶融状態の合金母材に単に添加し
高周波をかけて攪拌した程度では、所謂合金母材と第２
相粒子のなじみが悪く１合金母材の表面層側に第２相粒
子が偏在しやすい、このようなことから第２相粒子とし
て金ＦｉＬ酸化物を用いた場合には、台金母材中に分散
し得る量としては高々０．１体覆′）６程度で、分散量
が極めて少なく。

第２相粒子の添加効果が十分に発揮できない。

この点前述のように１合金母材のインゴットを作る際、
あるいはそのインボッ１−を超急冷するために溶融する
際、噴射分散法を用いて第２相粒子を溶融状態の合金母
材中に添加する方法を採用すれば、強い噴射エネルギー
によって第２相粒子が合金母材中に機械的に押し込まれ
る状態になる。

そのため、合金母材に対する滞れ性の悪い第２相粒子で
も強制的に均一分散させることができ、適用できる第２
相粒子の種類や分散し得る東にも裕度が出て、リボンの
性質１機能の向上に大きく寄与する。

金属溶融体に対する固相の接触角の一例を次の表１に示
す。

この表から明らかなように、金属酸化物は他の固相に比
べて一般に接触角が大きく、金属溶融体に対して濡れ性
が悪い。

次に本発明の実施例について説明する。

実施例１ （ＣＯ７ｏ、ｇＦｅ４．ｇｓｉｉ　ｇＢｘ　Ｏ）！Ｉ　
ｓ、ｇ　（ＶＣ）０．！１（Ｃｏｙ　ｏ、ｇ　Ｆｅａ、
ｓ　５ｉｌｓ　Ｂｘ　Ｏ）ｌｌ　ｓ　（ＶＣ）ｘ（Ｃｏ
ｙ　ｏ、５Ｆｅ４．５Ｓｉｘ　ｇＢｌ　ｏ）ｓ　ｅ　（
ＶＣ）２（Ｃｏ７ｏ、５Ｆｅ４，５ｓｉＩＩＩＢｘ　ｏ
）ｓ　ｓ　（ＶＣ）ｇ（Ｃｏｙ　ｏ、ｅ、Ｆｅａ、５ｓ
ｉｘ　ｓｋｉ　ｏ　）ｅ　ｚ　（ＷＣ）ｘ　ｓ上記組成
式の第２相粒子分散型超急冷合金力１らなるリボンをそ
れぞれ作成する。上記組成式中表に）中に超急冷合金の
組成を示し、それの各元素右下の数字は原子％を示し、
組成式中布に）中しこ第２相粒子構成物を示す０両に）
の右下の数字＋１それぞれの体積−を表わしてｂする。

他の実施例もこれと同様の表示方法を採用した。

次に具体的な作成手順について説明する。まず所望の超
急冷合金の組成を得るべく構成金属Ｇ　ｏ　。

Ｆ６．Ｓｉ、ＢをＧｏ　４２０．９ｇ、　Ｆｅ　２２．
５ｇ、　Ｓｉ４２、．７ｇ、　Ｂ　ｆｌｏｇとなるよう
にそれぞれ秤量し。

これらを真空高周波溶解炉２（第２図参照）で互に溶融
せしめて、溶融状態の合金母材ｌをつくる。

この合金母材１は、そのまま鋳型３に注入される。

一方、ＷＣ微粉末（第２相粒子４）が予めプラズマ溶射
用給粉器５に充填されており、ボンベ６からの高圧アル
ゴンガスによって、前記合金母材１の鋳型注入流に向け
て噴射される。なお、ＷＣ微粉末の噴射量は、合金母材
１に対して前述の組成式で示される体積％になるように
給粉器５で調整される。鋳型３に注入されるときの合金
母材１の温度は、それの溶融状態を保ち、しかも第２相
粒子であるＷＣ＠粉末は溶融しない温度、すなわち約１
２００℃になるように調整されている。

溶融合金母材１の鋳型注入流に向けて強制的に噴射され
たＷＣ微粉末は、合金母材ｌ中で魂とならず個々に微細
化した状態で分散され、しかも相互の粒子間隔が短い。

このように粗大化することなく、微細化した状態で分散
されたＷＣ微粉末は合金母材１中で浮上速度が遅く、従
って合金母材ｌが鋳型３中で凝固するときに偏析するよ
うなことがなく１分散状態が安定している。このような
ことから、ＷＣ微粉末が均一分散したＣｏ−Ｆｅ−８ｉ
−Ｂ　系合金からなるインゴット８が得られる。

次にこのインゴット８は第２図に示すように石英ガラス
製の耐熱管７の中に入れられ、管内をアルゴンガス９で
十分置換し、その後高周波溶解炉１０でインゴット８を
溶解する。このときもＷＣ微粉末が溶解しない程度、す
なわち約１２００℃に保持される。ついでピストンエ１
を作動させて耐熱管７の下端ノズルを高速回転している
２つのローラ１２，１２の接合部に可能な限り接近させ
。

耐熱管７内のアルゴンガス圧を急激に高め、インゴット
８をノズルから一様な連続噴流としてロール１２．１２
の接合部に供給される。ロール１２゜１２は冷却されな
がら高速回転しているとともに常に互に圧接されている
から、噴出された合金母材は瞬時に冷却凝固されて幅４
０ｍｍ、厚さ３０μｍ。

長さ５ｍのリボン１３が得られる。

このリボン１３の表面ならびに厚さ方向の切断面を走査
型電子顕微鏡でＩｌ！察したところ１ｗｃ微粉末が超急
冷合金マトリックス中に短い粉子間隔で、ＷＣ微粉末が
互に集合して粗大化することなく個々に微粉子のまま均
一に分散しており、孔が全く存在していない。このこと
がらｗｃ微粉末は合金マトリックス中において３次元的
に均一に分散していることが確認できた。またこの超急
冷合金マトリックス合金は、Ｘ線回折により非晶質であ
ることを確認した。

このリボン１３を第６図に示すように口字形に多数打ち
抜き、それらを所定枚数積層して口字形軟磁性体１７を
つくり、またリボン１３の一部を工学形に打ち抜き■字
形軟磁性体１８とする。前記口字形軟磁性体１７の一部
にコイル１９を巻装したのち、図示していないが口字形
軟磁性体１７の両側面の開口部を合成樹脂などでそれぞ
れ閉塞する。そして口字形軟磁性体１７の両端部にわた
ってＩ字形軟磁性体１８を一枚載置し、さらにその上か
ら透孔２１を有する合成樹脂板２ｏで軽く押えて圧力セ
ンサーを組立てる。

口字形軟磁性体１７とＩ字形軟磁性体１８との組合せで
閉ループの磁気回路が構成され、コイル１９への通電に
より磁気回路が励磁されて、軟磁性体１７．１８内で磁
束の流れを生じる。

前記合成樹脂板２０の透孔２１を通して圧力Ｐが極めて
薄い工学形軟磁性体１８に加えられると、それが点線で
示すように口字形軟磁性体１７の中空部２２側に向けて
変形し、内部に応力が発生する。このように１字形軟磁
性体１８に内部応力が生じると、それの磁歪効果により
磁気抵抗値が変化し、この磁気抵抗の変化はインダクタ
ンスの変化として現われるから、コイル１９に一定電圧
を印加しておけば、コイル１９に流れる電流値が変化す
る。従ってこの電流値を監視することにより、圧力Ｐの
有無やその大きさを電気信号として取り出すことができ
る。

なお、■字形軟磁性体１８の変形を容易にするため、口
字形軟磁性体１７の中空部２２を減圧したり、あるいは
■字形軟磁性体１８の変形する方向に予めバイアス応力
をかけておくとよい。

実施例２ （Ｎｉ）　ｅ　Ｓｉ１　ｏ　Ｂ　ｌ　２　）　ｓ　ｙ　
（ＷＣ）ｓ（Ｎｉアｅ　５ｉ１ｏ　Ｂ　１．！　）　９
２　（ＷＣ）８（Ｎｉｙ　ａ　５ｉ１ｏ　Ｂ１２　）　
ｅ　２　（ＷＣ）ｘ　ｅ上記組成式の第２相粒子分散型
超急玲合金からなるリボンをそれぞれ作成する。

次に具体的な作成手順について説明する。まず所望の超
急冷合金の組成を得るべき構成金属Ｎｊ。

Ｓｉ、ＢをＮｉ４５９ｇ、５１２８ｇ、Ｂ１３ｇとなる
ようにそれぞれ秤量し、これらを真空高周波溶解炉で溶
融して合金母材をつくり、これを鋳型に注入する。

この合金母材１の注入流に対し、プラズマ溶射用給粉器
からＷＣ微籾末（第２相粒子）が高圧アルゴンガスとと
もに噴射され、その後冷却してＷＣ微粉末を均一分散し
たＮｉ−８ｉ−Ｂ系合金からなるインゴットをつくる。

ＷＣ微粉末を噴射分散せしめるときの合金母材の温度が
約１２００℃になるように調整しておけば、添加された
ＷＣ微粉末は合金母材中に溶解せず、微粒子のまま均一
分散される。

１つのロールの真上に配置された耐熱管に前記インゴッ
トを入れ、管内をアルゴンガスで十分置換する。ついで
耐熱管の外周に設けられた高周波溶解炉によって約１２
００℃に加熱保持され１合金母材のみが再溶融される。

しかるのち耐熱管内のアルゴンガス圧が急激に高められ
、耐熱管の下部ノズルからＷＣ微粉末を含んだ溶融合金
母材が、２０００ｒ、ｐ、＋ａで回転しているロール上
に噴出される。

噴出されると瞬時に冷却凝固されて１幅４Ｑ＋＋ｍ。

厚さ３０μｍ、長さ５ｍのリボンが得られる。

このリボンの表面ならびに厚さ方向の切断面を走査型電
子顕微鏡で観察したところ、前記実施例と同様にＷＣ微
粉末が超急冷合金マトリックス中に微粒子のまま均一に
分散している。またこの超急冷合金マトリックスは、Ｘ
線回折により非晶質であることを確認した。

このリボンを用いて第６図に示すような圧力センサーを
製作する手順は前記実施例と同様であるので、それらの
説明は省略する。

実施例３ （Ｃｏｙ　ｏ、５Ｆｅａ、５ｓｉｉ　ｓＢｉ　ｏ）ｓ　
９．９　（Ｃｒ２０３）０．１（Ｃｏ７ｏ、ＥＸＦｅ４
ＳｓｉＩＳＢｘ　ｏ）ｓ　ｓ、ｙ　（ＣｒｚＯｓ）ｏ、
：Ｉ（Ｃｏｙ　ｏ、５Ｆｅ（ｓｓｉｉ　ｓＢｚ　Ｏ）！
　！！、！ｉ　（ＣｒｚＯｓ）ｏ、５（Ｃｏ＝　ｏ、＋
；Ｆｅ（ｓｓｉｘ　５Ｂ１０）！　ＩＩＩ　（ＣｒｚＯ
ｚ）ｘ（Ｃｏｙ　ｏ、５Ｆｅ（Ｓｓｉｚ　ｓＢｚ　ｏ）
ｓ　ｙ　（ＣｒｚＯｓ　）：４上記組成式の第２相粒子
分散型超急冷合金からなるリボンを用い、前記実施例と
同様に圧力センサーを組立てる。

実施例４ （Ｃｏｔ　ｏ、５ＦｅＡ、＋Ｓ、ｉ１　ｓＢｘ　Ｏ）９
　＊、ｓ　（Ｃｅ０ｚ　）ｏ、ｘ（Ｃｏｔ　ｏ、ｓＦｅ
ａｇｓｉｌｉＢｌｏ）９９．７　（Ｃｅ０ｚ）ｏ、３（
Ｃｏｔ　ｏ、ｓ　Ｆｅａ、ｇ、ｓｉｘ　ＳＢ１０　）９
　ｓ、ｓ　（Ｃｅ０ｚ　）ｏ、ｇ（ＣＯ７ｏ５Ｆｅａ、
５ｓｉ１ｇＢｘ　ｏ）ｇｓ　（Ｃｅ０ｚ）ｘ（Ｃｏｙ　
ｏ、５Ｆｅ（ｓｓｉｘ　ｓＢｘ　ｏ）ｓ　ｙ　（Ｃｅ０
ｚ　）ｓ上記組成式の第２相粒子分散型超急冷合金から
なるリボンを用い、前記実施例と同様に圧力センサーを
組立てる。

実施例５ （ＣＯ７ｏ９ｇＦｅｊ、！ｌ５ｉｌｓ　Ｂｌｏ　）ｓ　
ＩＩ、９　（ＷＯ：ｌ　）０．１（ＣＯ７ｏ、ｓ　Ｆｅ
（５ｓ’ｉｘ　ｓ　Ｂｘ　ｏ　）９９．７　（ＷＯ：ｌ
　）０．３（Ｃｏア　ｏ、５ＦｅＡ　５Ｓｉｌ　ｓ　Ｂ
ｘ　Ｏ）９　９４　（ＷＣ）ｓ　）ｏ、ｉ（ＣＯ７ｏ、
５Ｆｅ４．５Ｓｉｉ　ｓＢｘ　ｏ）ｑ　ｓ　（ＷＯａ）
ｘ（ＣＯ７ｏ、ｉＦｅ４，５ｓｉｚ　ｓＢｌ　０）ＩＩ
Ｉ　ｙ　（ＷＯ３）ａ上記組成式の第２相粒子分散型超
急冷合金からなるリボンを用い、前記実施例と同様に圧
力センサーを組立てる。

実施例６ （Ｃｏｙ　ｏ、５Ｆｅ４．５ｓｉｘ　ｓＢｘ　ｏ　）９
９．９　（ＺｒＯ２）ｏ、ｘ（Ｃｏｙ　ｏ、５Ｆｅａ、
ｇｓｘｘ　ｓｅｘ　ｏ）ｇ９，７　（ＺｒＯｚ）ｏ、ｉ
（Ｃｏｙ　Ｏ，！ｌ　Ｆｅ４．１５　Ｓｊ、ｘ　ｓ　Ｂ
ｘ　（３）９　ａ　ＩＩ　（ＺｒＯｚ　）ｏ、５（Ｃｏ
ｙ　ｏ５Ｆｅ４５ｓｉｉ　ｓＢｚ　Ｏ）！！　９　（Ｚ
ｒＯｚ）ｉ（Ｃｏ７ｏ、５Ｆｅ４ｓＳｉ１＊Ｂｘｏ）ｇ
７（ＺｒＯｚ）ｇ上記組成式の第２相粒子分散型超急冷
合金からなるリボンを用い、前記実施例と同様に圧力セ
ンサーを組立てる。

実施例７ （Ｃｏｙ　ｏ、ｉＦｅ（ｇｓｉｉ　ｓｅｘ　ｏ）ｓ　９
．−１　（Ｙ２０：ｌ）。１（Ｃｏｙ　ｏ　５Ｆｅａ、
５Ｓ１ｘ　ｓＢｘ　ｏ）ｓ　ａ、ｙ　（Ｙ２　０３）Ｏ
，：１（ＣＯ７ｏ、５Ｆａ４，５ｓｉｚ　ｓＢｌ　Ｏ）
９　（５ＣＹｚ　Ｏｓ　）ｏ、ｓ（ＣＯ２ｏ、５Ｆｅ４
．ｇＳｉｉ　ｓＢｚ　ｏ）ｓ　ＩＩ　（Ｙ２０ｘ）ｘ（
Ｃｏｙｏ、＋ｓＦｅ（ｇｓｉｘｓＢｚｏ）ｓｙ　（Ｙ２
０１１）１１上記組成式の第２相粒子分散型超急冷合金
からなるリボンを用い、前記実施例と同様に圧力センサ
ーを組立てる。

実施例８ （Ｎｉｙ　ｅ　５ｉ１ｏ　Ｂ１２）！ｌ　ｏ（ＴｈＯｚ
）ｔ　。

（Ｎｉｙ　ｅ　５ｉ１ｏ　Ｂｚ　２）！ｉ　ｏ（ＴｈＯ
ｚ）ｚ　。

上記組成式の第２相粒子分散型超急冷合金からなるリボ
ンを用い、前記実施例と同様に圧力センサーを組立てる
。

実施例９ （Ｎｉ７ｇ　５ｉ１ｏ　Ｂ　ｘ　ｇ　）ｓ　ｓ　（Ｔｉ
Ｃ）ｇ（Ｎｉｙ　ｍ　５ｉ１ｏ　Ｂ　ｚ　ｓ　）ｇ　ｏ
　（ＴｉＣ）ｘ　。

上記組成式の第２相粒子分散型超急冷合金からなるリボ
ンを用い、前記実施例と同様に圧力センサーを組立てる
。なお、走査型電子顕微鏡観察により、ＴｉＣがＮｉ−
５ｔ−Ｂ系の超急冷合金マトリックス中に３次元的に均
一分散し、孔もなく。

さらにその合金マトリックスはＸ線回折により非晶質で
あることを確認した。

実施例１０ （Ｆ（１３１１，４Ｍｏｓ　Ｃ１，６）！ｌ　ｓ　（Ｎ
ｂＣ）ｚ（Ｆｅｓ　ｓ、ａ　Ｍｏｓ　Ｃｘ、ｂ　）ｓ　
ｓ　（ＮｂＣ）ｇ（Ｆｅｗ　ｓ、ａ　ＭｏｇＣｘ　、６
）ｓ　ｏ　（ＮｂＣ）ｘ　。

上記組成式の第２相粒子分散型超急冷合金からなるリボ
ンを用い、前記実施例と同様に圧力センサーを組立てる
。なお、走査型電子顕微鏡ＩＩ祭により、ＮｂＣがＦｅ
−Ｍｏ−Ｃ系の超急冷合金マトリックス中に３次元的に
均一分散し、孔もなく、Ｘ線回折により合金マトリック
スが超微細結晶粒の組織をもつ非平衡γ−オーステナイ
ト単相であることを確認した。この非平衡γ−オーステ
ナイト相は結晶質合金であるため、非晶質合金よりも熱
的安定性が高い。

実施例１１ （Ｃｕａ　ｏ　Ｚｒａ　ｏ　）ｓ　ｏ　（ＳｉＣ）ｚ　
。

（Ｃｕａ　ｏ　Ｚｒ４０　）？　Ｏ（ＳｉＣ）ｇ　。

上記組成式の第２相粒子分散型超急冷合金からなるリボ
ンを用い、前記実施例と同様に圧力センサーを組立てる
。なお、走査型電子顕微鏡観察により、ＳｉＣがＣｕ−
Ｚｒ系の超急冷合金マトリックス中に３次元的に均一分
散し、孔もなく、Ｘ線回折により合金マトリックスが非
晶質であることを確認した。

実施例１２ （Ｎｉｙ　ａ　５ｉ１ｏ　Ｂｉ　ｚ　）ｓ　ｏ　（ＢＮ
）ｉ　。

（Ｎｉｙ　ｔｓ　Ｓｉｘ　ｏ　Ｂｉ　ｚ）ｅ　ｏ（ＢＮ
）２　。

上記組成式の第２相粒子分散型超急冷合金からなるリボ
ンを用い、前記実施例と同様に圧力センサーを組立てる
。なお、走査型電子顕微鏡観察により、ＢＮがＮｉ−８
ｉ−Ｂ系の超急冷合金マトリックス中に３次元的に均一
分散し、孔も多く、Ｘ線回折により合金マトリックスが
非晶質であることを確認した。

実施例１３ （Ｚｒａ　ｓ　Ｎｂ４ｏ　５ｉ１ｓ　）ｇ　ｏ　（Ｎｂ
Ｎ）ｚ　。

上記組成式の第２相粒子分散型超急冷合金からなるリボ
ンを用い、前記実施例と同様に圧力センサーを組立てる
。なお、走査型電子顕微鏡観察により、ＮｂＮがＺｒ−
Ｎｂ−５ｉ系の超急冷合金マトリックス中に３次元的に
均一分散し、孔もなく、Ｘ線回折により合金マトリック
スが非晶質であることを確認した。

実施例１４ （Ｃｏｙ　ｏ、ＩＩＦｅａ、＠５ｉ１ｓ　Ｂ　１０　）
９　！１　（Ｃ）ｘ（Ｃｏｙ　ｏ、ｓ　Ｆｅａ、ｇ　Ｓ
ｉｘ　ｓ　Ｂ　ｚ　ｏ　）ＩＩ　ｓ　（Ｃ）ｇ（Ｃｏｙ
　ｏ、ｓ　Ｆｅ４．ｓ　Ｓｉｘ　ｓ　Ｂｌ　ｏ）ｓ　ｏ
　（Ｃ）ｉ　。

上記組成式の第２相粒子分散型超急冷合金からなるリボ
ンを用い、前記実施例と同様に圧力センサーを組立てる
。なお、走査型電子顕微鏡ＩＩ察により、ＣがＧｏ−Ｆ
ｅ−８ｉ−Ｂ系の超急冷合金マトリックス中に３次元的
に均一分散し、孔もなく。

Ｘ線回折により合金マトリックスが非晶質であることを
確認した。

実施例１５ （Ｆｅｅ　２　Ｂ　ｘ　＠）ｓ　ＩＩ　（Ｆｅ）ｘ（Ｆ
ｅｓ　ｚ　Ｂｉ　ｅ）ｓ　ｓ　（Ｆｅ）ｚ上記組成式の
第２相粒子分散型超急冷合金からなるリボンを用い、前
記実施例と同様に圧力センサーを組立てる。なお、走査
型電子顕微鏡観察により、ＦｅがＦｅ−Ｂ系の超急冷合
金マトリックス中に３次元的に均一分散し、ＸＭ回折に
より合金マトリックスが非晶質のインバー合金であるこ
とを確認した。

ｆＪ７図は超急冷合金マトリックス中における第２相粒
子の粒度分布図で、同図（ａ）はＴｉＣ，同図（ｂ）は
ＷＣ，同図（ｃ）はＣｒｚＯｊｇ同図（ｄ）はＺｒ０ｚ
をそれぞれ第２相粒子として用い、噴射分散法によりＣ
ｏ７ｏ５Ｆｅａ、５Ｓｉｘ　ｓ　Ｂ　ｘ　ａ系の超急冷
合金マトリックス中に分散せしめ、電子顕微鏡で粒径を
測定したものである。これらの各第２相粒子の平均粒径
はいずれも約０．０６μ履であった。これら各回から明
らかなように１分散されている第２相粒子のうち約７０
％以上のものの粒子径が約０．１μｍ未満となっており
、このように第２相粒子を超微粒子の状態で分散させる
ためには、添加前の第２相粒子の粒径やそれの噴射条件
を適宜調整する必要がある。

次の表２は、超急冷合金マトリックス （Ｃｏｙ　ｏ、ｓ　Ｆｅ４．ｓ　Ｓｉｘ　ｓ　Ｂ　ｚ　
ａ　）中における他の第２相粒子の平均粒径を示す表で
ある。

表２ なっておれば、溶融した合金母材中でも第２相粒子の分
散状態が安定している。すなわち、第２相粒子が溶融状
態の合金母材中に懸濁する段階では、合金母材を分散媒
、第２相粒子を分散質とする分散系が存在する。この分
散系は熱力学的に不安定であるから、第２相粒子の分散
あるいは凝集には自由エネルギー変化ΔＦが大きく関与
する。一般に自由エネルギー変化ΔＦには、界面自由エ
ネルギーの変化と化学反応による変化とがある。ところ
で溶融状態の合金母材と第２相粒子とが平衡状態にある
場合は、化学反応による自由エネルギー変化が零である
と考えられるから、第２相粒子の分散状態は界面自由エ
ネルギーの変化に支配されることになる。

溶融合金母材中での第２相粒子の分散は、面相（第２相
粒子）−同相（第２相粒子）界面がなくなり、同相（第
２相粒子）一液相（溶融合金母材）界面が形成される変
化である。従ってこのときの界面自由エネルギーの変化
へＦｓは次の（８）式のように定義される。なお式中の
γｓｇは固相−固相界面の界面張力である。

ΔＦ５＝２γｓＬ−ｙ　ｓｓ　−（８）この式より八Ｆ
ｓの値が負であれば第２相粒子は溶融合金母材中で分散
あるいは自然懸濁し、正であれば凝集することになる。

この同相−固相界面から固相一液相界面に変化するとき
の界面自由エネルギーの変化ΔＦｓを負にするためには
、第２相粒子の粒径を可能な限り小さくする必要があり
、前述のように分散されている第２相粒子のうちの約７
０％以上のもの、好ましくは９０％以上のものの粒子径
が約０，１μ■未満であれば、第２相粒子は互に一凝集
することなく、分散状態が安定しており、均一に分散す
る。

前記実施例１によって得られた （Ｃｏｙ　ｏ、ｓ　Ｆｅ４．ｓ　Ｓｉｘ　ｓ　Ｂｘ　ｏ
　）＠ｚ　（ＷＣ）１ｅのリボンのヤング率は約２００
００ｋｇ　／　ｎｏ　”で、第２相粒子を含有しない同
組成の非晶質合金、すなわち（Ｃｏ７ｏ、ｓ　Ｆｅａ　
、５Ｓｉｘ　ｓ　８１　ｏ　）の合金のヤング率（９２
５０ｋｇ／ｌｌｌ１１２）に比べて約２．１６倍高い。

このようにヤング率、すなわち弾性係数が高いと、応力
の感受性が強く、しかもヤング率は磁歪率に比例するこ
とから高い磁歪効果が得られ、そのため高精度の力セン
サーが提供できる。

なお、実施例では圧力センサーの場合について説明した
が１本発明は歪ゲージにも適用できる。

【図面の簡単な説明】

第１図および第２図は本発明に係るリボンの第１の製造
例を示す原理説明図、第３図は製造されたリボンの拡大
断面図、第４図は本発明に係るリボンの第２の製造例を
示す原理説明図、第５図は本発明に係るリボンの第３の
製造例を示す原理説明図、第６図は本発明の実施例１に
係る圧力センサーの概略構成図、第７図（ａ）　、（ｂ
）　＋　（ｃ）　＋　（ｄ）は合金マトリックス中にお
ける第２相粒子の粒度分布図である。 １・・・合金母材、４・・・第２相粒子、１３・・・リ
ボン、１４・・・超急冷合金マトリックス、１７・・・
コ字形軟磁性体、１８・・・・・・丁字形軟磁性体、工
９・・・・・・コイル、Ｐ・・・・・・圧力 第１図 第２図 第３図 ４ 第４図 第５図 手続補正書（方式） 昭和５９年　２月ｌＯ日 特許庁長官　若　杉　和　夫　殿 １　事件の表示 特願昭５８−１６６７７５号 ２　発明の名称 力センサ− ３補正をする者 事件との関係　出願人 住　所　東京都大田区雪谷大塚町１番７号名　称　（Ａ
Ｏ９）アルプス電気株式会社代表者　片岡勝太部 ４　代理人 住　所　〒１０５東京都港区西新橋１丁目６番１３号粕
屋ビル ６　補正の対象 （１）　明細書の図面の簡単な説明の欄７　補正の内容 別紙記載の通り （１）明細ｉ！Ｆ３５ページ７行の「第７図・・・・・
・・（ｄ）はＪを「第７図は」に補正します。

Claims (18)

【特許請求の範囲】
1. （１）磁気回路を構成するとともに少なくとも一部に応
   力がかかる状態になった軟磁性体と、その軟磁性体の磁
   気回路を励磁するためのコイルとを備え、軟磁性体の磁
   気抵抗の変化により応力を検知する力センサーにおいて
   、前記軟磁性体を非晶質、結晶質またはそれらの混合相
   からなる超急冷合金マトリックス中に、第２相粒子を少
   なくとも１種３次元的に均一分散させてなる複合材料に
   より構成したことを特徴とする力センサ−。
2. （２）前記超急冷合金マトリックスがコバルトを主成分
   とするコバルト系非晶質合金であることを特徴とする特
   許請求の範囲第（１）項記載の力センサ−。
3. （３）　前記超急冷合金マトリックスがニッケルを主成
   分とするニッケル系非晶質合金であることを特徴とする
   特許請求の範囲第（１）項記載の力センサ−。
4. （４）前記超急冷合金マトリックスが鉄を主成分とする
   鉄系非晶質合金であることを特徴とする特許請求の範囲
   第（１）項記載の力センサ−。
5. （５）前記第２相粒子が炭化物であることを特徴とする
   特許請求の範囲第１項記載の力センサ−。
6. （６）前記第２相粒子が炭化タングステンであることを
   特徴とする特許請求の範囲第（５）項記載の力センサ−
   。
7. （７）前記第２相粒子が炭素であることを特徴とする特
   許請求の範囲第（１）項記載の力センサ−。
8. （８）前記第２相粒子が酸化物であることを特徴とする
   特許請求の範囲第（１）項記載の力センサ−。
9. （９）前記第２相粒子が酸化クロムであることを特徴と
   する特許請求の範囲第（８）項記載の力センサ−。
10. （１０）前記第２相粒子が窒化物であることを特徴とす
    る特許請求の範囲第（１）項記載の力センサ−。
11. （１１）前記第２相粒子がシリケイトであることを特徴
    とする特許請求の範囲第（１）項記載のカセンサー。
12. （１２）　前記第２相粒子が金属であることを特徴とす
    る特許請求の範囲第（１）項記載の力センサ−。
13. （１３）　前記超急冷合金マトリックス中に均一分散さ
    れた第２相粒子のうち、約７０％以上の第２相粒子の粒
    径が約０．１μｍ未満であることを特徴とする特許請求
    の範囲第（１）項記載の力センサ−。
14. （１４）　前記複合材料が、前記超急冷合金マトリック
    スを構成する合金母材を加熱溶融したのち、その合金母
    材が凝固する前に、不活性ガスからなる噴射媒体ととも
    に前記第２相粒子を前記合金母材に対して噴射分散せし
    め、その後冷却して第２相粒子を均一分散したインゴッ
    トをつくり、このインゴットを第２相粒子が溶解しない
    程度に再溶融して超急冷凝固せしめて得られた複合材で
    あることを特徴とする特許請求の範囲第（１）項記載の
    力センサ−。
15. （１５）前記複合材料が、前記超急冷合金マトリックス
    を構成する合金母材を前記第２相粒子が溶解しない程度
    に加熱溶融し、この合金母材が凝固する前に、不活性ガ
    スからなる噴射媒体とともに第２相粒子を前記合金母材
    に対して噴射分散せしめ、その後超急冷凝固せしめて得
    られた複合材であることを特徴とする特許請求の範囲第
    （１）項記載の力センサ−。
16. （１６）前記第２相粒子が前記超急冷合金マド「ノック
    スに対して濡れ性の悪い金属であることを特徴とする特
    許請求の範囲第（１４）項あるｂｌは第（１５）項記載
    の力センサ−。
17. （１７）前記第２相粒子が酸化クロムであることを特徴
    とする特許請求の範囲第（１６）項記載のカセンサー愉
18. （１８）前記超急冷合金マトリックス中に均一分散され
    た第２相粒子のうち、約７０％以上の第２相粒子の粒径
    が約０．１μｍ未満であることを特徴とする特許請求の
    範囲第（１４）項あるしＮは第（１５）項記載の力セン
    サ−。