JPS6225741B2 - - Google Patents
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- JPS6225741B2 JPS6225741B2 JP53098292A JP9829278A JPS6225741B2 JP S6225741 B2 JPS6225741 B2 JP S6225741B2 JP 53098292 A JP53098292 A JP 53098292A JP 9829278 A JP9829278 A JP 9829278A JP S6225741 B2 JPS6225741 B2 JP S6225741B2
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Classifications
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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
- C22C45/04—Amorphous alloys with nickel or cobalt as the major constituent
-
- H—ELECTRICITY
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- H—ELECTRICITY
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- H10N—ELECTRIC SOLID-STATE DEVICES NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
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- H10N35/85—Magnetostrictive active materials
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Description
この発明はコバルト、ニツケル及び鉄を含有
し、零に近い磁気ひずみ及び高い飽和誘導を示す
ガラス質合金に関する。 飽和磁気ひずみλsは減磁強磁性状態から飽和
強磁性状態に移る時に磁性体に起る長さの分数変
化Δl/lに関する。磁気ひずみの値はデイメン
ジヨンの無い量であつて屡々マイクロひずみの単
位で与えられる(マイクロひずみとは百万分の一
の長さでいう分数変化である)。 磁気ひずみの低い強磁性合金は種々の相互に関
連性ある理由のために望ましものである。 1 弱い直流磁性(低い保磁力、高い透磁率)は
一般に飽和磁気ひずみλs及び結晶磁気異方性
Kの両者が零に近ずいた時に得られる。從つて
同一異方性の場合にも、より低い磁気ひずみを
有する合金はより低い直流保磁力とより高い透
磁率を示すだろう。この様な合金は磁気しやへ
い、磁気スイツチ装置又は種々の他の軟磁性用
途に適する。 2 この様な磁気ひずみ零の材料の磁性は機械的
ひずみに対し不感性である。從つてλ=0の場
合には、こんな材料からある装置を形成するた
めに必要な巻上げ、押抜き、その他物理的処理
後の応力解放のための熱処理の必要が無くな
る。これと反対に有限の磁気ひずみを有する無
定形又は結晶質合金の様な応力感応性材料の磁
気的性質はこの様な冷間加工により重大に変質
するから注意深く熱処理しなければならぬ。 3 磁気ひずみ零の材料のこの低い直流保磁力
は、再び低い保磁力と高い透磁率が実現される
交流操作状態に持越される(もし結晶磁気異方
性があまり大き過ぎずかつ抵抗率があまり小さ
過ぎぬならば)。また飽和磁気ひずみが零の時
にはエネルギーを失わないから磁気ひずみ零の
材料の鉄心損失は全く低くなることができる。
從つて(中位の又は低い結晶磁気異方性の)磁
気ひずみ零の磁性合金は低損失かつ高交流透磁
率が要求される所では有用である。この様な交
流用途には、信号及び電力のトランスホーマ
ー、磁気増巾器、誘導子、インバータ及びテー
プヘツドの様な種々のテープ巻き又は積層の心
装置がある。 4 最後に、磁気ひずみ零の材料を有する電磁装
置は交流励起の下で雑音を発生しない。これは
前記のより低い鉄損の理由であるが一方それは
多くの電磁装置に固有なハムを無くするからそ
れはまたそれ自体望ましい特性でもある。 磁気ひずみ零の周知の結晶質合金が3種ある、
即ち(他に指示しない限り原子%で示す) (1) 約80%のニツケルを含有するニツケル鉄合金
(80ニツケルパーマロイ) (2) 約90%のコバルトを含有するコバルト鉄合
金。 (3) 約6重量%のけい素を含有する鉄けい素合
金。 これらの種類の中にはまた二成分系だが特定の
性質変化をもたらすためにモリブデン、銅又はア
ルミニウムの様な他の元素を少量添加している磁
気ひずみ零の合金も包含される。これらの例に
は、抵抗率と透磁率を増すためのMo4%、Ni79
%、Fe17%(モリパーマロイの名称で販売され
る)、磁性の軟かさと延性を改良するための種々
の量の銅を加えたパーマロイ(ミユーメタルの名
称で販売される)、異方性零のためのFe85重量
%、Si9重量%、アルミニウム6重量%(センダ
ストの名称で販売される)がある。 (1)に含まれる合金が上記の3種類の中で最も広
く使われるものでありその理由はこのものが磁気
ひずみ零であると共に異方性が低くそのために磁
性的に非常に軟かだからである、即ちこれは保磁
力が低く、透磁率が高く鉄損が少い。これらのパ
ーマロイは又機械的に比較的軟かく從つて容易に
ロール掛けしてシート状にし、切つてテープ型に
しスタンプして積層物にされる。然しこれの機械
的軟かさ(例えば4−79%モリパーマロイの耐力
σYは約15Kg/mm2)は取扱の際にσYを越す応力の
故に、即ち結晶質Fe−Ni合金を可塑変形さすた
めには比較的小さい応力しか必要でない故に、こ
の材料の磁気的性質を劣化させ易くするから欠点
である。更にこれらの材料は僅か約6〜8キロガ
ウスの飽和誘導(Bs)しか有せずこれは多くの
用途において欠点である。例えば信号変圧器また
は電力変圧器の二次側で一定の電圧Vが必要であ
る場合において、フアラデイの法則、V∞−NA
ΔBf、は次のことを示している、即ち固定され
た振動数f及び二次側巻数Nにおいて、もし磁束
密度におけるより大きな変化ΔBがより大きいB
sの材料を使用することによりもつことができる
のであれば、鉄心材料の断面積Aは減小されると
いうことである。より少い鉄心材料の使用は明か
に装置の大さ、重量及び原価を減少すると共に巻
き数Nを得るために必要な電線の量及びその電線
での損失の両者を減少する。 (2) Co90Fe10を基礎とする合金はパーマロイより
も遥かに高い飽和誘導(Bs約19キロガウス)
をもつ。然しこのものも又強い負の結晶磁気異
方性をもちこれは良好な軟かな磁性材料である
ことを遮げる。例えばCo90Fe10の初透磁率は僅
か約100〜200である。 (3) Fe/6重量%Si及び関連三元合金センダス
ト(前記)もまたパーマロイよりも高い飽和誘
導を示す(それぞれBsが約18キロガウス及び
11キロガウス)。然しこれらの合金は非常に脆
く從つて粉状でのみの制限された用途を見出し
ているだけである。 上に述べた初めの二種の結晶質合金(Ni80Fe20
及びCo90Fe10)は磁気ひずみ零のFe−Co−Ni三元
結晶質合金の不連続系列の端の合金を造る。
Co90Fe10に近いλ=0の分枝は高い異方性で害を
受け、Ni80Fe20に近いそれは低い飽和誘導で害を
受ける。 明かに望ましいのはパーマロイよりも高い飽和
誘導をもちしかも磁気異方性が低くかつ良い延性
を保有する磁気ひずみ零の合金である。 結晶磁気異方性がガラス状態で効果的に無くな
ることは知られている。異方性のその他の原因は
比較的弱い。從つて磁気ひずみ零のガラス質金属
合金を求めることが望まれる。この様な合金は前
記の組成の近くで見出されるかも知れない。然し
荷電を遷移金属のd−電子状態に移すことにより
磁化を抑止する傾向のある半金属の存在すること
から、80ニツケルパーマロイを基礎とするガラス
質金属合金は室温では非磁性であるか或は受入れ
られない程に低い飽和誘導である。例えばガラス
質合金Fe40Ni40P14B6(下付きは原子%である)
はλs=11×10-6であつて約8キロガウスの飽和
誘導をもつに対しガラス質合金Ni49Fe29P14B6Si2
はλs=3×10-6であつて約4.6キロガウスの飽和
誘導をもちそしてガラス質合金Ni80P20は非強磁
性である。ほとんど零に等しい飽和磁気ひずみを
もつガラス質金属合金で鉄の多いセンダスト組成
に近いものはまだ見出されていない。前記の(2)で
述べたCo−Fe結晶質合金を基礎とする磁気ひず
み零のガラス質金属合金3種が文献に報告されて
いる。それはCo72Fe3P16B6Al3(AIPコンフアレ
ンス・プロシーデイングズ、24号、745〜746ペー
ジ、1975)、Co71Fe4Si15B10(14巻、ジヤパニー
ズ・ジヤーナル・オブ・アプライド・フイジク
ス、1077〜1078ページ、1975)及びCo74Fe6B20
(IEEEトランサクシヨンズ・オブ・マグネテイ
クス、12巻、942−944頁(1976)、また1977年7
月26日の米国特許第4038073号参照である。第1
表はこれらの材料の磁性の若干を表示する。
し、零に近い磁気ひずみ及び高い飽和誘導を示す
ガラス質合金に関する。 飽和磁気ひずみλsは減磁強磁性状態から飽和
強磁性状態に移る時に磁性体に起る長さの分数変
化Δl/lに関する。磁気ひずみの値はデイメン
ジヨンの無い量であつて屡々マイクロひずみの単
位で与えられる(マイクロひずみとは百万分の一
の長さでいう分数変化である)。 磁気ひずみの低い強磁性合金は種々の相互に関
連性ある理由のために望ましものである。 1 弱い直流磁性(低い保磁力、高い透磁率)は
一般に飽和磁気ひずみλs及び結晶磁気異方性
Kの両者が零に近ずいた時に得られる。從つて
同一異方性の場合にも、より低い磁気ひずみを
有する合金はより低い直流保磁力とより高い透
磁率を示すだろう。この様な合金は磁気しやへ
い、磁気スイツチ装置又は種々の他の軟磁性用
途に適する。 2 この様な磁気ひずみ零の材料の磁性は機械的
ひずみに対し不感性である。從つてλ=0の場
合には、こんな材料からある装置を形成するた
めに必要な巻上げ、押抜き、その他物理的処理
後の応力解放のための熱処理の必要が無くな
る。これと反対に有限の磁気ひずみを有する無
定形又は結晶質合金の様な応力感応性材料の磁
気的性質はこの様な冷間加工により重大に変質
するから注意深く熱処理しなければならぬ。 3 磁気ひずみ零の材料のこの低い直流保磁力
は、再び低い保磁力と高い透磁率が実現される
交流操作状態に持越される(もし結晶磁気異方
性があまり大き過ぎずかつ抵抗率があまり小さ
過ぎぬならば)。また飽和磁気ひずみが零の時
にはエネルギーを失わないから磁気ひずみ零の
材料の鉄心損失は全く低くなることができる。
從つて(中位の又は低い結晶磁気異方性の)磁
気ひずみ零の磁性合金は低損失かつ高交流透磁
率が要求される所では有用である。この様な交
流用途には、信号及び電力のトランスホーマ
ー、磁気増巾器、誘導子、インバータ及びテー
プヘツドの様な種々のテープ巻き又は積層の心
装置がある。 4 最後に、磁気ひずみ零の材料を有する電磁装
置は交流励起の下で雑音を発生しない。これは
前記のより低い鉄損の理由であるが一方それは
多くの電磁装置に固有なハムを無くするからそ
れはまたそれ自体望ましい特性でもある。 磁気ひずみ零の周知の結晶質合金が3種ある、
即ち(他に指示しない限り原子%で示す) (1) 約80%のニツケルを含有するニツケル鉄合金
(80ニツケルパーマロイ) (2) 約90%のコバルトを含有するコバルト鉄合
金。 (3) 約6重量%のけい素を含有する鉄けい素合
金。 これらの種類の中にはまた二成分系だが特定の
性質変化をもたらすためにモリブデン、銅又はア
ルミニウムの様な他の元素を少量添加している磁
気ひずみ零の合金も包含される。これらの例に
は、抵抗率と透磁率を増すためのMo4%、Ni79
%、Fe17%(モリパーマロイの名称で販売され
る)、磁性の軟かさと延性を改良するための種々
の量の銅を加えたパーマロイ(ミユーメタルの名
称で販売される)、異方性零のためのFe85重量
%、Si9重量%、アルミニウム6重量%(センダ
ストの名称で販売される)がある。 (1)に含まれる合金が上記の3種類の中で最も広
く使われるものでありその理由はこのものが磁気
ひずみ零であると共に異方性が低くそのために磁
性的に非常に軟かだからである、即ちこれは保磁
力が低く、透磁率が高く鉄損が少い。これらのパ
ーマロイは又機械的に比較的軟かく從つて容易に
ロール掛けしてシート状にし、切つてテープ型に
しスタンプして積層物にされる。然しこれの機械
的軟かさ(例えば4−79%モリパーマロイの耐力
σYは約15Kg/mm2)は取扱の際にσYを越す応力の
故に、即ち結晶質Fe−Ni合金を可塑変形さすた
めには比較的小さい応力しか必要でない故に、こ
の材料の磁気的性質を劣化させ易くするから欠点
である。更にこれらの材料は僅か約6〜8キロガ
ウスの飽和誘導(Bs)しか有せずこれは多くの
用途において欠点である。例えば信号変圧器また
は電力変圧器の二次側で一定の電圧Vが必要であ
る場合において、フアラデイの法則、V∞−NA
ΔBf、は次のことを示している、即ち固定され
た振動数f及び二次側巻数Nにおいて、もし磁束
密度におけるより大きな変化ΔBがより大きいB
sの材料を使用することによりもつことができる
のであれば、鉄心材料の断面積Aは減小されると
いうことである。より少い鉄心材料の使用は明か
に装置の大さ、重量及び原価を減少すると共に巻
き数Nを得るために必要な電線の量及びその電線
での損失の両者を減少する。 (2) Co90Fe10を基礎とする合金はパーマロイより
も遥かに高い飽和誘導(Bs約19キロガウス)
をもつ。然しこのものも又強い負の結晶磁気異
方性をもちこれは良好な軟かな磁性材料である
ことを遮げる。例えばCo90Fe10の初透磁率は僅
か約100〜200である。 (3) Fe/6重量%Si及び関連三元合金センダス
ト(前記)もまたパーマロイよりも高い飽和誘
導を示す(それぞれBsが約18キロガウス及び
11キロガウス)。然しこれらの合金は非常に脆
く從つて粉状でのみの制限された用途を見出し
ているだけである。 上に述べた初めの二種の結晶質合金(Ni80Fe20
及びCo90Fe10)は磁気ひずみ零のFe−Co−Ni三元
結晶質合金の不連続系列の端の合金を造る。
Co90Fe10に近いλ=0の分枝は高い異方性で害を
受け、Ni80Fe20に近いそれは低い飽和誘導で害を
受ける。 明かに望ましいのはパーマロイよりも高い飽和
誘導をもちしかも磁気異方性が低くかつ良い延性
を保有する磁気ひずみ零の合金である。 結晶磁気異方性がガラス状態で効果的に無くな
ることは知られている。異方性のその他の原因は
比較的弱い。從つて磁気ひずみ零のガラス質金属
合金を求めることが望まれる。この様な合金は前
記の組成の近くで見出されるかも知れない。然し
荷電を遷移金属のd−電子状態に移すことにより
磁化を抑止する傾向のある半金属の存在すること
から、80ニツケルパーマロイを基礎とするガラス
質金属合金は室温では非磁性であるか或は受入れ
られない程に低い飽和誘導である。例えばガラス
質合金Fe40Ni40P14B6(下付きは原子%である)
はλs=11×10-6であつて約8キロガウスの飽和
誘導をもつに対しガラス質合金Ni49Fe29P14B6Si2
はλs=3×10-6であつて約4.6キロガウスの飽和
誘導をもちそしてガラス質合金Ni80P20は非強磁
性である。ほとんど零に等しい飽和磁気ひずみを
もつガラス質金属合金で鉄の多いセンダスト組成
に近いものはまだ見出されていない。前記の(2)で
述べたCo−Fe結晶質合金を基礎とする磁気ひず
み零のガラス質金属合金3種が文献に報告されて
いる。それはCo72Fe3P16B6Al3(AIPコンフアレ
ンス・プロシーデイングズ、24号、745〜746ペー
ジ、1975)、Co71Fe4Si15B10(14巻、ジヤパニー
ズ・ジヤーナル・オブ・アプライド・フイジク
ス、1077〜1078ページ、1975)及びCo74Fe6B20
(IEEEトランサクシヨンズ・オブ・マグネテイ
クス、12巻、942−944頁(1976)、また1977年7
月26日の米国特許第4038073号参照である。第1
表はこれらの材料の磁性の若干を表示する。
【表】
これらのガラス質合金は低い保磁力を示しそし
て高い透磁率と低い鉄損失とをもつことが期待さ
れる、というのは飽和磁気ひずみが近似的に零で
ありそして一般的にはガラス状態では結晶磁気異
方性が非常に小さくかつ抵抗性が高いからであ
る。然しこれらの初めの二種のガラス質合金の飽
和誘導は種々の高ニツケル結晶質合金によつて占
められた範囲の下限にある。從つてこれら合金は
結晶質パーマロイの性質に対して少しの改良しか
提供しない。第1表に表示した第三の磁気ひずみ
無しのガラス質合金は低い保磁力(約0.03Oe)
の上に高い飽和誘導及び高い残留磁気(Br約10
キロガウス)を示す。 鉄、コバルト及びニツケルを含有するガラス質
合金の磁気ひずみ挙動が(Fe、Co、Ni)0.75(P.
B.Al)0.25について上に引用したAIPコンフアレン
ス・プロシーデイングスに開示されている。然し
これらの合金は高コバルト範囲においては低い飽
和誘導(約8キロガウス及びそれ以下)を示す。 本発明によれば実質的にガラス質で、零に近い
磁気ひずみ及び高い飽和誘導を有する磁性合金が
提供される。本発明のガラス質合金は本質的にコ
バルト約13〜73原子%、ニツケル約5〜50原子
%、鉄約2〜17原子%、但しコバルト、ニツケル
及び鉄の合計約80原子%、並びに残余の本質的な
ほう素及び不可避の不純物よりなる。このガラス
質合金は約+3×10-6ないし−3×10-6の範囲の
磁気ひずみ値及び約8キロガウス以上の飽和誘導
を有する。 本発明によれば実質的にガラス質で零に近い磁
気ひずみ及び高い飽和誘導を有する磁性合金が提
供される。本発明のガラス質合金は上記組成より
なる。このガラス質合金の組成範囲は第1図でも
つと充分に示され、これに磁気ひずみ+3×10-6
を有する鉄−コバルト−ニツケル−ほう素のガラ
ス質合金を表わす。本発明のガラス質合金の組成
範囲は近似的に次の点を頂点にもつ多角形a−b
−c−d−e−f−aにより囲まれる:
て高い透磁率と低い鉄損失とをもつことが期待さ
れる、というのは飽和磁気ひずみが近似的に零で
ありそして一般的にはガラス状態では結晶磁気異
方性が非常に小さくかつ抵抗性が高いからであ
る。然しこれらの初めの二種のガラス質合金の飽
和誘導は種々の高ニツケル結晶質合金によつて占
められた範囲の下限にある。從つてこれら合金は
結晶質パーマロイの性質に対して少しの改良しか
提供しない。第1表に表示した第三の磁気ひずみ
無しのガラス質合金は低い保磁力(約0.03Oe)
の上に高い飽和誘導及び高い残留磁気(Br約10
キロガウス)を示す。 鉄、コバルト及びニツケルを含有するガラス質
合金の磁気ひずみ挙動が(Fe、Co、Ni)0.75(P.
B.Al)0.25について上に引用したAIPコンフアレン
ス・プロシーデイングスに開示されている。然し
これらの合金は高コバルト範囲においては低い飽
和誘導(約8キロガウス及びそれ以下)を示す。 本発明によれば実質的にガラス質で、零に近い
磁気ひずみ及び高い飽和誘導を有する磁性合金が
提供される。本発明のガラス質合金は本質的にコ
バルト約13〜73原子%、ニツケル約5〜50原子
%、鉄約2〜17原子%、但しコバルト、ニツケル
及び鉄の合計約80原子%、並びに残余の本質的な
ほう素及び不可避の不純物よりなる。このガラス
質合金は約+3×10-6ないし−3×10-6の範囲の
磁気ひずみ値及び約8キロガウス以上の飽和誘導
を有する。 本発明によれば実質的にガラス質で零に近い磁
気ひずみ及び高い飽和誘導を有する磁性合金が提
供される。本発明のガラス質合金は上記組成より
なる。このガラス質合金の組成範囲は第1図でも
つと充分に示され、これに磁気ひずみ+3×10-6
を有する鉄−コバルト−ニツケル−ほう素のガラ
ス質合金を表わす。本発明のガラス質合金の組成
範囲は近似的に次の点を頂点にもつ多角形a−b
−c−d−e−f−aにより囲まれる:
【表】
ガラス質コバルト−鉄−ほう素合金にニツケル
約5原子%以上を添加すると次の3点の効果をも
たらす: 1 磁気ひずみ零の線がFe80B20の点に向つて移
動する。從つてこれらの磁気ひずみ零の組成は
Co75Fe5B20よりも多くの鉄を含有し、そしてこ
れに対応的に高い、約8キロガウスより大きい
飽和誘導をもつ。 2 そのガラス質合金は製作が容易になる。 3 そのガラス質合金は磁場中焼なましが一層受
けやすくなり從つてその低い界磁性の仕上げが
一層受けやすくなる。然し更にニツケルを添加
すると飽和誘導、キユリー温度及び晶出温度が
低下する。ニツケル約50原子%以上ではその金
属ガラスは飽和誘導低く、キユリー温度低く、
晶出温度低くそして製作が困難である。例えば
Co10Ni60Fe10B20のガラス質合金は飽和誘導3.0
キロガウス、キユリー温度430〓、そして晶出
温度635〓である。ニツケル約10〜40原子%の
範囲にわたるこれらの合金について最高の飽和
誘導が得られるからこの様な組成物が好まし
い。 上記組成物の純度は普通の実際市販されている
ものに見られる程度のものである。然し本発明の
合金は、そのガラス質合金の望ましい磁気的性質
を有意に劣化することなく、全組成物を基礎とし
て約4原子%までのチタン、タングステン、モリ
ブデン、クロム、マンガン及び銅の様な他の遷移
金属元素少くとも一種、及び約6原子%までのけ
い素、アルミニウム、炭素及び燐の様な他の半金
属元素少くとも一種を含有してもよいことは認め
られるだろう。 本発明の本質的に磁気ひずみ零のガラス状金属
合金の例にはCo56Ni16Fe8B20、Co44Ni24Fe12B20、
Co34Ni34Fe12B20及びCo28Ni36Fe16B20がある。こ
れらのガラス状合金はそのガラス状構造の故に低
い磁気異方性を有ししかも尚(パーマロイのそれ
−約8キロガウスより大な)高い飽和誘導とすぐ
れた延性とを保持する。本発明のガラス質合金の
若干の磁気的性質のデータを第2表に表示する。
比較のために本発明の範囲外の二種のガラス質合
金Co74Fe6B20及びCo10Ni60Fe10B20についての磁
気的データも含ませる。これらのデータは以前に
報告されている磁気ひずみ零のガラス質金属合金
に対する第1表中の性質と比較される。Tc及び
Txはそれぞれキユリー温度及び晶出温度であ
る。
約5原子%以上を添加すると次の3点の効果をも
たらす: 1 磁気ひずみ零の線がFe80B20の点に向つて移
動する。從つてこれらの磁気ひずみ零の組成は
Co75Fe5B20よりも多くの鉄を含有し、そしてこ
れに対応的に高い、約8キロガウスより大きい
飽和誘導をもつ。 2 そのガラス質合金は製作が容易になる。 3 そのガラス質合金は磁場中焼なましが一層受
けやすくなり從つてその低い界磁性の仕上げが
一層受けやすくなる。然し更にニツケルを添加
すると飽和誘導、キユリー温度及び晶出温度が
低下する。ニツケル約50原子%以上ではその金
属ガラスは飽和誘導低く、キユリー温度低く、
晶出温度低くそして製作が困難である。例えば
Co10Ni60Fe10B20のガラス質合金は飽和誘導3.0
キロガウス、キユリー温度430〓、そして晶出
温度635〓である。ニツケル約10〜40原子%の
範囲にわたるこれらの合金について最高の飽和
誘導が得られるからこの様な組成物が好まし
い。 上記組成物の純度は普通の実際市販されている
ものに見られる程度のものである。然し本発明の
合金は、そのガラス質合金の望ましい磁気的性質
を有意に劣化することなく、全組成物を基礎とし
て約4原子%までのチタン、タングステン、モリ
ブデン、クロム、マンガン及び銅の様な他の遷移
金属元素少くとも一種、及び約6原子%までのけ
い素、アルミニウム、炭素及び燐の様な他の半金
属元素少くとも一種を含有してもよいことは認め
られるだろう。 本発明の本質的に磁気ひずみ零のガラス状金属
合金の例にはCo56Ni16Fe8B20、Co44Ni24Fe12B20、
Co34Ni34Fe12B20及びCo28Ni36Fe16B20がある。こ
れらのガラス状合金はそのガラス状構造の故に低
い磁気異方性を有ししかも尚(パーマロイのそれ
−約8キロガウスより大な)高い飽和誘導とすぐ
れた延性とを保持する。本発明のガラス質合金の
若干の磁気的性質のデータを第2表に表示する。
比較のために本発明の範囲外の二種のガラス質合
金Co74Fe6B20及びCo10Ni60Fe10B20についての磁
気的データも含ませる。これらのデータは以前に
報告されている磁気ひずみ零のガラス質金属合金
に対する第1表中の性質と比較される。Tc及び
Txはそれぞれキユリー温度及び晶出温度であ
る。
【表】
【表】
機械的に非常に軟い結晶質パーマロイとは違つ
て、本発明の磁気ひずみ零のガラス質合金は、例
えばその高い耐力で特徴づけられる様に機械的に
硬い(σYはコバルトの多いガラスの約350Kg/mm2
からニツケルの多いガラスの約300Kg/mm2の範囲
にわたり、即ち4−79%モリパーマロイの数値の
20倍以上である) これらの金属ガラスの二種Co56Ni16Fe8B20及び
Co44Ni24Fe12B20の捲上げ状態/焼入れ状態のト
ロイドに対する直流ヒステレシスループを第2図
に示す。第1表に示した初めの二種のガラス質合
金に比べてこれらの合金の高い飽和誘導は部分的
に唯一の半金属としてほう素を使用したことから
生じる。一般的にいつて本発明のガラス質合金
は、遷移金属の含量は同じだがほう素以外の半金
属を主として含有する他のガラス質合金よりも相
当高い飽和誘導及びキユリー温度を有する。何ら
特殊な理論に賛成するのではないが、これらの予
期しない、改良された性質は明かにほう素の存在
によつて得られるのであつて、ほう素は他の半金
属元素よりも少い荷電を遷移金属のd帯に移転す
る。 磁気ひずみの比較的小さい値が第1図の線g−
h−iの近辺約±2原子%の狭い帯域で得られ
る。この様な組成物は約+1×10-6〜−1×10-6
の範囲の磁気ひずみをもち從つて好適である。実
質的に零の磁気ひずみをもつ組成は線g−h−i
に沿うて得られ從つて最も好ましい。線g−h−
iの座標は次の通りである。
て、本発明の磁気ひずみ零のガラス質合金は、例
えばその高い耐力で特徴づけられる様に機械的に
硬い(σYはコバルトの多いガラスの約350Kg/mm2
からニツケルの多いガラスの約300Kg/mm2の範囲
にわたり、即ち4−79%モリパーマロイの数値の
20倍以上である) これらの金属ガラスの二種Co56Ni16Fe8B20及び
Co44Ni24Fe12B20の捲上げ状態/焼入れ状態のト
ロイドに対する直流ヒステレシスループを第2図
に示す。第1表に示した初めの二種のガラス質合
金に比べてこれらの合金の高い飽和誘導は部分的
に唯一の半金属としてほう素を使用したことから
生じる。一般的にいつて本発明のガラス質合金
は、遷移金属の含量は同じだがほう素以外の半金
属を主として含有する他のガラス質合金よりも相
当高い飽和誘導及びキユリー温度を有する。何ら
特殊な理論に賛成するのではないが、これらの予
期しない、改良された性質は明かにほう素の存在
によつて得られるのであつて、ほう素は他の半金
属元素よりも少い荷電を遷移金属のd帯に移転す
る。 磁気ひずみの比較的小さい値が第1図の線g−
h−iの近辺約±2原子%の狭い帯域で得られ
る。この様な組成物は約+1×10-6〜−1×10-6
の範囲の磁気ひずみをもち從つて好適である。実
質的に零の磁気ひずみをもつ組成は線g−h−i
に沿うて得られ從つて最も好ましい。線g−h−
iの座標は次の通りである。
【表】
もしより低いキユリー温度が望まれるならば大
量のニツケルをもつガラス質合金が適当である。
第2図で示される様により丸味のあるB−Hルー
プは屡々この様な材料で起る。 然しこれらの合金でニツケルの含量が増加する
につれて、第3表で示す様に晶出温度Txが低下
し、そして合金の製作性が段々困難になる。 本発明のガラス質合金は他の文献等で容易に入
手できる技術により造られる、例えば1974年11月
5日発行の米国特許第3845805号、1974年12月24
日発行の第3856513号参照。一般的にいつてこの
ガラス質合金は連続リボン、針金等の形で所望の
組成の溶融物から約105K/秒以上の速さで急速
冷却される。 ほう素含有ガラス質合金は他の半金属元素をも
つものに比べて最高の飽和誘導及びキユリー温度
をもつ。然し半金属の磁気ひずみに対する影響は
低いニツケル含量をもつ本発明のガラス質におい
ては僅かである。磁気ひずみ零はCo73.6Fe6.4B20
及びCo73.6Fe6.4B14C6の様なガラス質合金におけ
ると同様に、結晶質合金(Co92Fe8)における
Co:Fe比約11.5:1について実現される。けい
素、燐、アルミニウム及びほう素を含有する從来
技術のガラス質合金では、組成Co70Fe5M25で代
表される様にλs=0のCo:Fe比はいくらか増大
して14:1となる。この変化がこれらのガラスに
おける遷移金属/半金属のより低い比によるのか
或は他の半金属の存在によるのかは明瞭でない。
磁気ひずみ零の組成におけるこの変化は飽和誘導
及びキユリー温度に対する半金属の影響ほど有意
でないことは明かである。一方種々の半金属は実
質的零の磁気ひずみをもつ高ニツケル組成物に対
しより強い作用をもつ様にみえる。この様な場合
には第1図における直線h−gは直線i−hより
も半金属含量に対しより敏感である。 第3表は從来技術の合金と共に本発明の磁気ひ
ずみ零の合金の関連磁気的性質の比較を与える。
ここで開示された新しいガラス質合金を含む磁気
ひずみ零の各種合金の飽和誘導Bs、結晶磁気異
方性K及び保磁力Hcの近似的な数値又は範囲が
与えられている。低い保磁力はλs及びKが共に
零に近づく時だけ得られる。結晶質Co−Fe合金
の大きい負の異方性はこの点で欠点である。この
大きい異方性は第3表に示した結晶質合金と近似
的に同じCo:Feのガラス質金属組成物を造るこ
とにより克服される。磁気ひずみ零はなお保持さ
れる。然し半金属P.Si及びAlの存在は、利用でき
る磁束密度が低い程度にまで強磁性状態を希釈し
劣化させる。これと対照的に本発明のガラス質合
金は80%ニツケル合金に比べて相当改良された磁
束密度と共に零又は零に近い磁気ひずみを有す
る。適当な焼なまし方法の開発が更に保磁力及び
誘磁率を向上させることが期待される。
量のニツケルをもつガラス質合金が適当である。
第2図で示される様により丸味のあるB−Hルー
プは屡々この様な材料で起る。 然しこれらの合金でニツケルの含量が増加する
につれて、第3表で示す様に晶出温度Txが低下
し、そして合金の製作性が段々困難になる。 本発明のガラス質合金は他の文献等で容易に入
手できる技術により造られる、例えば1974年11月
5日発行の米国特許第3845805号、1974年12月24
日発行の第3856513号参照。一般的にいつてこの
ガラス質合金は連続リボン、針金等の形で所望の
組成の溶融物から約105K/秒以上の速さで急速
冷却される。 ほう素含有ガラス質合金は他の半金属元素をも
つものに比べて最高の飽和誘導及びキユリー温度
をもつ。然し半金属の磁気ひずみに対する影響は
低いニツケル含量をもつ本発明のガラス質におい
ては僅かである。磁気ひずみ零はCo73.6Fe6.4B20
及びCo73.6Fe6.4B14C6の様なガラス質合金におけ
ると同様に、結晶質合金(Co92Fe8)における
Co:Fe比約11.5:1について実現される。けい
素、燐、アルミニウム及びほう素を含有する從来
技術のガラス質合金では、組成Co70Fe5M25で代
表される様にλs=0のCo:Fe比はいくらか増大
して14:1となる。この変化がこれらのガラスに
おける遷移金属/半金属のより低い比によるのか
或は他の半金属の存在によるのかは明瞭でない。
磁気ひずみ零の組成におけるこの変化は飽和誘導
及びキユリー温度に対する半金属の影響ほど有意
でないことは明かである。一方種々の半金属は実
質的零の磁気ひずみをもつ高ニツケル組成物に対
しより強い作用をもつ様にみえる。この様な場合
には第1図における直線h−gは直線i−hより
も半金属含量に対しより敏感である。 第3表は從来技術の合金と共に本発明の磁気ひ
ずみ零の合金の関連磁気的性質の比較を与える。
ここで開示された新しいガラス質合金を含む磁気
ひずみ零の各種合金の飽和誘導Bs、結晶磁気異
方性K及び保磁力Hcの近似的な数値又は範囲が
与えられている。低い保磁力はλs及びKが共に
零に近づく時だけ得られる。結晶質Co−Fe合金
の大きい負の異方性はこの点で欠点である。この
大きい異方性は第3表に示した結晶質合金と近似
的に同じCo:Feのガラス質金属組成物を造るこ
とにより克服される。磁気ひずみ零はなお保持さ
れる。然し半金属P.Si及びAlの存在は、利用でき
る磁束密度が低い程度にまで強磁性状態を希釈し
劣化させる。これと対照的に本発明のガラス質合
金は80%ニツケル合金に比べて相当改良された磁
束密度と共に零又は零に近い磁気ひずみを有す
る。適当な焼なまし方法の開発が更に保磁力及び
誘磁率を向上させることが期待される。
【表】
実施例
1 試料の調製
ガラス質合金がチエン及びポークの米国特許
第3856513号により教示される技術に從つて溶
融物から急冷(約106〓/秒)された。得たリ
ボンは代表的には断面50μm×1mmであるが、
(CuK〓放射線を使つた)X線回折及び走査熱
量計により有意な結晶質の無いことが測定され
た。このガラス質金属合金は強く、ピカピカ光
り、硬くそして延性があつた。 2 磁気的測定 長さ6〜10mのこのガラス質金属合金の連続
リボンをボビン(外径3.8cm)上に巻いて閉鎖
磁気通路のトロイド状試料を形成した。各試料
は1〜3gのリボンをもつた。絶縁した一次及
び二次の巻物(それぞれ少くとも100を数え
る)をこのトロイドに適用した。これらの試料
は市販の曲線トレーサーを使うヒステレシスル
ープ(保磁力及び残留磁気)及び初透磁率並び
に鉄損失を得るために使つた(IEEE基準106
〜1972)。 飽和誘導、Bs=H+4πMs、を市販の試料振
動式磁力計(プリンストン応用研究所)で測定し
た。この場合、リボンは数個の小正方形(約1mm
×1mm)に切断した。これらをその垂直方向の周
にランダムに配置し、その面は適用した場(0〜
9Koe)に平行であつた。 金属原子当りの飽和モーメントnB及びキユリ
ー温度Tcを得るために磁化対温度を8KOeを適用
した磁場で4.2゜〜1000〓につき測定した。 ガラス質合金Co56Ni16Fe8B20についてはキユリ
ー温度が晶出温度より高かつた(第2表参照)。
從つてTcはガラス状態における磁化の零への外
挿法により測定した。 磁気ひずみ測定は半導体ひずみゲージ(BLH
エレクトロニクス製)や或る場合には金属箔ゲー
ジを使つたがこのゲージは2個の短いリボンの間
に結合した(イーストマンの910セメント)。リボ
ンの軸とゲージの軸とは平行であつた。磁気ひず
みは平行(Δl/l11)及び垂直(Δl/l⊥)平
面内磁場での長さ方向でのひずみから適用した磁
場の関数として式λ=2/3(Δl/l11−Δl/l
⊥)ににより測定した。
第3856513号により教示される技術に從つて溶
融物から急冷(約106〓/秒)された。得たリ
ボンは代表的には断面50μm×1mmであるが、
(CuK〓放射線を使つた)X線回折及び走査熱
量計により有意な結晶質の無いことが測定され
た。このガラス質金属合金は強く、ピカピカ光
り、硬くそして延性があつた。 2 磁気的測定 長さ6〜10mのこのガラス質金属合金の連続
リボンをボビン(外径3.8cm)上に巻いて閉鎖
磁気通路のトロイド状試料を形成した。各試料
は1〜3gのリボンをもつた。絶縁した一次及
び二次の巻物(それぞれ少くとも100を数え
る)をこのトロイドに適用した。これらの試料
は市販の曲線トレーサーを使うヒステレシスル
ープ(保磁力及び残留磁気)及び初透磁率並び
に鉄損失を得るために使つた(IEEE基準106
〜1972)。 飽和誘導、Bs=H+4πMs、を市販の試料振
動式磁力計(プリンストン応用研究所)で測定し
た。この場合、リボンは数個の小正方形(約1mm
×1mm)に切断した。これらをその垂直方向の周
にランダムに配置し、その面は適用した場(0〜
9Koe)に平行であつた。 金属原子当りの飽和モーメントnB及びキユリ
ー温度Tcを得るために磁化対温度を8KOeを適用
した磁場で4.2゜〜1000〓につき測定した。 ガラス質合金Co56Ni16Fe8B20についてはキユリ
ー温度が晶出温度より高かつた(第2表参照)。
從つてTcはガラス状態における磁化の零への外
挿法により測定した。 磁気ひずみ測定は半導体ひずみゲージ(BLH
エレクトロニクス製)や或る場合には金属箔ゲー
ジを使つたがこのゲージは2個の短いリボンの間
に結合した(イーストマンの910セメント)。リボ
ンの軸とゲージの軸とは平行であつた。磁気ひず
みは平行(Δl/l11)及び垂直(Δl/l⊥)平
面内磁場での長さ方向でのひずみから適用した磁
場の関数として式λ=2/3(Δl/l11−Δl/l
⊥)ににより測定した。
第1図は原子%を座標としたFe−Co−Ni−B
系の擬三元組成図で磁気ひずみが+3×10-6から
−3×10-6に変動する(Fe、Co、Ni)80B20合金の
組成範囲を示す。第2図はキロガウスとエルステ
ツドとを座標とし、本発明の磁気ひずみの低い組
成をもつ二種の捲上状態/鋳造状態のトロイドに
ついてのB−Hループを示す。
系の擬三元組成図で磁気ひずみが+3×10-6から
−3×10-6に変動する(Fe、Co、Ni)80B20合金の
組成範囲を示す。第2図はキロガウスとエルステ
ツドとを座標とし、本発明の磁気ひずみの低い組
成をもつ二種の捲上状態/鋳造状態のトロイドに
ついてのB−Hループを示す。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1 実質的にガラス質で、本質的にコバルト13〜
73原子%、ニツケル5〜50原子%、鉄2〜17原子
%、但しコバルト、ニツケル及び鉄の合計80原子
%、並びに残余の本質的なほう素及び不可避の不
純物よりなり、約+3×10-6ないし−3×10-6の
範囲の磁気ひずみ値及び約8キロガウス以上の飽
和誘導を有する磁性合金。 2 ニツケルが10〜40原子%の範囲にある特許請
求の範囲第1項に記載の磁性合金。 3 添付の第1図に示す多角形a−b−c−d−
e−f−aで囲まれた組成を有する特許請求の範
囲第1項に記載の磁性合金。 4 添付の第1図中の折線g−h−iから、それ
ぞれ±2原子%に相当する距離をへだてて引かれ
た2本の線によつて決定される領域の範囲内に該
当する組成を有する特許請求の範囲第3項に記載
の磁性合金。 5 実質的に第1図の線g−h−i上の組成を有
する特許請求の範囲第4項に記載の磁性合金。 6 Co56Ni16Fe8B20、Co44Ni24Fe12B20、
Co34Ni34Fe12B20及びCo28Ni36Fe16B20よりなる群
から選ばれた特許請求の範囲第1項に記載の磁性
合金。
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