WO2020090333A1 - 磁気センサ用感磁ワイヤおよびその製造方法 - Google Patents

磁気センサ用感磁ワイヤおよびその製造方法 Download PDF

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magnetic
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峻一 立松
晃広 下出
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愛知製鋼株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a magnetic sensing wire or the like used for a magnetic sensor.
  • Magnetic sensors such as a fluxgate sensor (FG sensor), a hall sensor, a giant magnetoresistive sensor (GMR sensor), and a magnetoimpedance sensor (MI sensor) are used. Since the MI sensor is superior to other sensors in terms of sensitivity, responsiveness, power consumption, etc., it is used in various fields such as mobile devices such as smartphones, automobiles, medical care, and the like.
  • FG sensor fluxgate sensor
  • GMR sensor giant magnetoresistive sensor
  • MI sensor magnetoimpedance sensor
  • the MI sensor uses an amorphous wire (amorphous wire) to which a high-frequency current or a pulse current is applied as a magnetic sensitive body, and measures the magnitude of magnetization rotation generated in the circumferential direction according to the strength of the surrounding magnetic field. It is detected as a change in impedance or voltage.
  • amorphous wire amorphous wire
  • the measurement range for example, about ⁇ 0.3 to 12 mT
  • the measurement range for example, about ⁇ 0.3 to 12 mT
  • a highly sensitive magnetic sensor having a wide measurement range (for example, about ⁇ 48 mT) is desired.
  • the measurement range correlates with the ease of magnetization rotation in the amorphous wire, which is a soft magnetic material.
  • the easiness of magnetization rotation largely depends on the anisotropic magnetic field (Hk) of the amorphous wire. If the anisotropic magnetic field is small, magnetization rotation is likely to occur and the measurement range becomes narrow. On the contrary, when the anisotropic magnetic field is large, the magnetization rotation is less likely to occur and the measurement range is widened.
  • TENSION anneal can be performed by heating the amorphous wire to which tension has been applied in a furnace or by heating with electricity.
  • the conventional tension annealing is performed by heating within a range where the amorphous state is maintained (heating below the crystallization temperature, or heating for an extremely short time at which crystallization does not proceed even above the crystallization temperature). It has been done.
  • the description relating to the tension annealing of such an amorphous wire can be found in the following documents.
  • Patent Document 1 describes that an amorphous wire produced by the Taylor Ulitovski method (referred to as “improved Taylor method”) is subjected to tension annealing. However, Patent Document 1 only describes the magnetic domain structure of the amorphous wire.
  • Non-Patent Document 1 tension annealing is applied to an amorphous wire produced by a spinning liquid spinning method.
  • Non-Patent Document 1 merely describes that the anisotropic magnetic field is adjusted by changing the temperature and stress of the tension annealing.
  • the present invention has been made in view of the above circumstances, and an object thereof is to provide a magnetic sensing wire for a magnetic sensor or the like that can stably develop a desired anisotropic magnetic field.
  • the present invention comprises a Co-based alloy having an amorphous phase, and the Co-based alloy contains Cu in an amount of 0.05 to 0.80 at% based on 100 at% as a whole, and is contained in the amorphous phase.
  • the magnetic sensing wire for a magnetic sensor of the present invention (simply referred to as “magnetic sensing wire”) stably exhibits a desired anisotropic magnetic field due to fine crystals dispersed in an amorphous phase. You can Since this anisotropic magnetic field is different from the anisotropic magnetic field generated only by the residual internal stress as in the prior art, it is stable even in a high temperature environment of about 300 ° C., for example. By using such a magneto-sensitive wire of the present invention, for example, a magnetic sensor having an expanded measurement range and improved reliability in a high temperature environment can be obtained.
  • the anisotropic magnetic field of the magnetosensitive wire of the present invention is stable even when the temperature is increased, for example, when the MI element is manufactured, even if it is subjected to a reflow step of heating up to about 300 ° C., the performance deteriorates. There is nothing to do.
  • the present invention comprises a heat treatment step of heating an amorphous wire made of a Co-based alloy containing 0.05 to 0.80 at% Cu at a specific temperature that is equal to or higher than the crystallization start temperature and lower than the crystallization end temperature. It can also be understood as a manufacturing method for obtaining a magneto-sensitive wire for a magnetic sensor having a composite structure in which crystal grains are dispersed in an amorphous phase.
  • amorphous wire an amorphous Co-based alloy
  • amorphous wire fine crystal grains
  • the crystallites pin the magnetization rotation of spins (especially the rotation in the circumferential direction) to increase the anisotropic magnetic field.
  • the fine crystals (crystalline phase) have a higher density than the amorphous phase, internal stress (compressive stress) in the shrinking direction due to the difference in density is generated, and the anisotropic magnetic field is increased.
  • the manufacturing method of the present invention it is possible to stably obtain a magneto-sensitive wire having an increased anisotropic magnetic field without strict temperature control. Further, as a result of promoting the precipitation of fine crystals, the maintenance of the soft magnetic property and the increase of the anisotropic magnetic field can both be achieved at a higher level than in the past.
  • the magneto-sensitive wire thus obtained, it is considered that Cu is contained in at least a part of the crystal grains dispersed in the amorphous phase (the crystal grains formed by using Cu as a production nucleus). ..
  • the form of Cu present in the crystal grains compound, solid solution, etc.
  • Cu composition, etc. are not critical.
  • the present invention can be grasped as an element or a sensor using the above-mentioned magnetic sensing wire.
  • a magneto-impedance element MI element
  • MI sensor magneto-impedance sensor
  • Crystal grains referred to in the present specification are usually extremely fine, and have a size in a range at least observable with a transmission electron microscope (TEM).
  • the particle size is, for example, 1 to 150 nm, 5 to 70 nm, or 10 to 50 nm.
  • amorphous (phase) as used herein means at least an amorphous state in which crystals cannot be observed by TEM.
  • the “crystallization start temperature” and the “crystallization end temperature” used herein are respectively the first (exothermic) peak temperature (Tx1: 1) that appears when the amorphous wire is subjected to differential scanning calorimetry (DSC) measurement. Next crystallization temperature) and the subsequent (exothermic) peak temperature (Tx2: secondary crystallization temperature).
  • the crystallization start temperature is usually the temperature at which crystal grains start to appear (precipitate) from the amorphous phase.
  • the crystallization end temperature is usually the temperature at which the entire amorphous phase becomes crystalline and the appearance of crystal grains stops.
  • x to y in the present specification includes a lower limit value x and an upper limit value y.
  • a range such as “a to b” may be newly established by setting any numerical value included in various numerical values or numerical ranges described in this specification as a new lower limit or upper limit.
  • the one or more constituent elements arbitrarily selected from the present specification may be added to the constituent elements of the present invention described above.
  • the contents described in the present specification appropriately apply not only to the magnetosensitive wire of the present invention but also to its manufacturing method and the like. Even a methodical component can be a component related to an object.
  • Co-based alloy is composed of Co and a plurality of alloy elements in order to form an amorphous soft magnetic alloy.
  • Co which is the main component (remainder)
  • Co is contained in, for example, more than 50 at%, 60 at% or more, 65 at% or more, and further 70 at% or more with respect to the entire Co-based alloy. Suffice it to say, Co may be 85 at% or less, 80 at% or less, and further 75 at% or less with respect to the entire Co-based alloy.
  • alloy compositions referred to in this specification are indicated by atomic ratio (stoichiometric ratio).
  • the alloy composition includes a ratio with respect to the entire Co-based alloy (100 at%) and a ratio with respect to the total amount of the magnetic element group (Co + Fe + Ni) (100 at%). Unless otherwise specified, the ratio is based on the entire Co-based alloy (100 at%).
  • the Co-based alloy does not have Fe and Ni as essential elements. Therefore, even when the ratio to the total amount of the magnetic element group is shown, one or both of Fe and Ni may not be contained in the Co-based alloy.
  • the Co-based alloy may contain Fe so that the magnetosensitive wire (amorphous wire) has zero magnetostriction (for example, the absolute value of magnetostriction is less than 10 ⁇ 6 ) or in the vicinity thereof.
  • Fe is contained in an amount of, for example, 2.5 to 12 at%, or 3 to 10 at% with respect to the total amount of the magnetic element group. With respect to the entire Co-based alloy, for example, Fe is contained in an amount of 2 to 10 at%, further 2.5 to 8 at%.
  • the Co-based alloy may contain Ni because it becomes an amorphous soft magnetic alloy.
  • Ni is contained in an amount of, for example, 1 to 3 at%, or 1.5 to 2.5 at% with respect to the total amount of the magnetic element group. With respect to the entire Co-based alloy, for example, Ni is contained at 0.5 to 2.5 at% and further at 1 to 2 at%.
  • the total amount of the magnetic element group consisting of Co, Fe, and Ni is, for example, 65 to 90 at% or 70 to 85 at% with respect to the entire Co-based alloy.
  • the Co-based alloy may contain Si and / or B.
  • the total (Si + B) of them is contained, for example, in an amount of 20 to 35 at% or even 24 to 33 at% with respect to the total amount of the magnetic element group.
  • the total content thereof is, for example, 15 to 27 at% and further 18 to 25 at%. If only one of Si and B is contained, for example, 10 to 20 at% or 12 to 18 at% is contained in the total amount of the magnetic element group.
  • one of Si and B is contained, for example, in an amount of 7 to 17 at% and further 9 to 15 at%.
  • Si and B contribute to amorphization of the Co-based alloy and appearance of crystal grains. However, if they are excessive, the anisotropic magnetic field is likely to change suddenly with respect to the processing temperature.
  • the Co-based alloy may further contain Mo, Cr, Nb, Zr, or the like. These elements can also contribute to the amorphization of the Co-based alloy. The total of these elements is, for example, 0.5 to 4 at% and further 1 to 3 at% with respect to the entire Co-based alloy. If only Mo is contained, for example, 0.5 to 2.5 at% and further 1 to 2 at% are preferably contained in the entire Co-based alloy.
  • Cu has a low temperature (crystallization start temperature) at which crystal grains appear from the amorphous phase and a wide temperature range (crystallization start temperature to crystallization end temperature). Promote the transformation. If the amount of Cu is too small, such an effect becomes poor, and if the amount of Cu is too large, the coercive force is increased.
  • Cu is preferably contained in, for example, 0.05 to 0.80 at%, 0.10 to 0.60 at%, and further 0.15 to 0.40 at% with respect to the entire Co-based alloy.
  • a magnetosensitive wire having a composite structure in which crystal grains are dispersed in the amorphous phase is obtained.
  • the crystal grains are fine and observed by TEM as described above.
  • the arithmetic average value (average diameter) of the grain size (maximum length) of each crystal grain observed in the field of view is, for example, 1 to 150 nm, 5 to 70 nm, or 10 to 50 nm.
  • the coarsening of the crystal grains causes an increase in coercive force (increase in hysteresis) and the like.
  • the particle number density of crystal grains in the composite structure is, for example, 5.5 to 10 ( ⁇ 10 ⁇ 6 / nm 3 ), or 6 to 9 ( ⁇ 10 ⁇ 6 / nm 3 ). If the particle number density is too small, a sufficient anisotropic magnetic field cannot be obtained. An excessive particle number density causes a decrease in sensitivity of the magnetic sensor and an increase in hysteresis.
  • the particle number density can also be obtained by image-processing the observed image with the analysis software attached to the TEM.
  • the amorphous wire can be manufactured by various methods. As a typical method for producing an amorphous wire, an improved Taylor method (see: WO93 / 5904 / Japanese Patent Publication No. 8-503891, etc.) and a spinning method in a rotating liquid (see: JP-A-57-79052). Etc.) The amorphous wire is appropriately drawn to a desired wire diameter before the heat treatment step.
  • the magneto-sensitive wire having a composite structure is obtained, for example, by heat treating an amorphous wire.
  • the heat treatment temperature (specific temperature: T) is adjusted between the crystallization start temperature (Tx1) and the crystallization end temperature (Tx2) (Tx1 ⁇ T ⁇ Tx2) according to the desired anisotropic magnetic field. Good. If the specific temperature is too low, the anisotropic magnetic field cannot be increased, and if the specific temperature is too high, the coercive force rapidly increases.
  • the specific temperature may be, for example, a first temperature (T1) or higher at which a magnetosensitive wire having an anisotropic magnetic field (Hk) of 10 Oe can be obtained (Tx1 ⁇ T1 ⁇ T).
  • the specific temperature may be set to be equal to or lower than the second temperature (T2) at which the magnetosensitive wire having the anisotropic magnetic field of 40 Oe or 20 Oe is obtained (T ⁇ T2 ⁇ Tx2).
  • T the ambient temperature in the furnace.
  • the processing time depends on the composition of the amorphous wire and the wire diameter, but is, for example, 0.5 to 15 seconds, or 1 to 10 seconds. If the treatment time is too short, the appearance of crystal grains will be insufficient, and if the treatment time is too long, the crystal grains will grow and become coarser.
  • the heat treatment may be performed in an inert gas atmosphere or a vacuum atmosphere in addition to the air atmosphere.
  • the heat treatment step may be an annealing step performed without applying tensile stress (external stress) to the amorphous wire or a tension annealing step performed while applying tensile stress to the amorphous wire.
  • tension annealing TA
  • the internal stress caused by the external stress is additively or synergistically introduced into the magnetosensitive wire.
  • the amorphous wire may not only be elastically deformed by tensile stress but also be plastically deformed as long as it is not broken.
  • the magnetosensitive wire usually has a circular cross section.
  • the wire diameter is, for example, 1 to 150 ⁇ m, 3 to 80 ⁇ m, and further 5 to 30 ⁇ m. If the wire diameter is too small, the sensitivity of the magnetic sensor decreases. If the wire diameter is too large, the control of the cooling rate at which it can be amorphized becomes strict.
  • the magneto-sensitive wire of the present invention can be used for various magnetic sensors.
  • the magnetosensitive wire of the present invention is suitable as a magnetosensitive body of an MI sensor which is excellent in responsiveness, sensitivity, power consumption and the like.
  • Amorphous Wire A raw material mixed with alloy composition 1 (unit: at%) shown below was arc-melted to obtain Co-based alloys having different Cu contents (x: 0 ⁇ x ⁇ 1). Each Co-based alloy was used to make glass-coated wires by a modified Taylor method. When confirmed with a scanning electron microscope (SEM), the diameter of the core portion (metal portion other than glass) of the wire was about 11 ⁇ m. When confirmed by X-ray diffractometry, the entire core structure of the core was amorphous (phase).
  • SEM scanning electron microscope
  • treatment temperature 200 MPa
  • processing atmosphere in the air.
  • the ambient temperature in the heating furnace to be passed (referred to as “treatment temperature” / specific temperature) was variously changed within the range of 500 to 600 ° C.
  • Magnetic characteristics anisotropic magnetic field: Hk, coercive force: iHc
  • Hk anisotropic magnetic field
  • iHc coercive force
  • DSC Differential scanning calorie
  • the average diameter of the crystal grains (arithmetic average of the maximum length in plan view) and the particle number density confirmed in the visual field (about 3 ⁇ m ⁇ 2 ⁇ m / sample thickness: 0.1 ⁇ m) was calculated by the image processing software attached to the HR-TEM.
  • the crystal grains are about 50 nm at the maximum and are extremely fine.
  • the small dots that appear black or white in FIG. 2 are fine crystal grains.
  • Cu was contained in the crystal grains by a three-dimensional atom probe (LEAP4000XSi manufactured by AMPEK).
  • the amount of Cu in the Co-based alloy is preferably 0.05 to 0.80 at%, and particularly preferably 0.10 to 0.60 at%.
  • Table 2 (alloy composition 2)
  • table 3 (alloy composition 3)
  • table 4 alloy composition 4
  • ⁇ Alloy composition 2 > ⁇ (Co 92.7 Fe 5.3 Ni 2 ) 0.8 (Si 50 B 50 ) 0.2 ⁇ (98.5-x) / 100 Mo 1.5 Cu x ⁇ (Co 74.16 Fe 4.24 Ni 1.6 Si 10 B 10 ) (98.5-x) / 100 Mo 1.5 Cu x ⁇ Alloy composition 3> ⁇ (Co 94.6 Fe 3.4 Ni 2 ) 0.765 (Si 50 B 50 ) 0.235 ⁇ (98.5-x) / 100 Mo 1.5 Cu x ⁇ (Co 72.37 Fe 2.6 Ni 1.53 Si 11.75 B 11.75 ) (98.5-x) / 100 Mo 1.5 Cu x ⁇ Alloy composition 4> ⁇ (Co 88.2 Fe 9.8 Ni 2 ) 0.765 (Si 50 B 50 ) 0.235 ⁇ (98.5-x) / 100 Mo 1.5 Cu x ⁇ (Co 67.47 Fe 7.5 Ni 1.53 Si 11.75 B 11.75 ) (98.5-x) / 100 Mo 1.5 Cu x
  • the processing temperature for obtaining a desired anisotropic magnetic field can be reduced or widened, and the magnetosensitive wire having the anisotropic magnetic field according to the measurement range can be obtained. It has become clear that is obtained stably.

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Abstract

高温環境下でも安定した異方性磁界を発揮し、ＭＩセンサの測定レンジの拡大等を図れる感磁ワイヤを提供する。　本発明は、非晶質相中に結晶粒が分散した複合組織を有するＣｏ基合金からなる磁気センサ用感磁ワイヤである。Ｃｏ基合金は、その全体を１００ａｔ％として、Ｃｕを０．０５～０．８０ａｔ％含み、好ましくは０．１０～０．６０ａｔ％である。Ｃｏ基合金は、さらに、Ｃｏ、ＦｅおよびＮｉからなる磁性元素群を合計で６５～９０ａｔ％、Ｓｉおよび／またはＢの合計：１５～２７ａｔ％、Ｍｏ：０．５～２．５ａｔ％含むとよい。このような感磁ワイヤは、耐熱性に優れ、高温環境下でも安定した異方性磁界を発揮する。本発明の感磁ワイヤを用いることにより、例えば、測定レンジを拡大したＭＩセンサを効率的に生産することが可能となる。

Description

磁気センサ用感磁ワイヤおよびその製造方法
　本発明は、磁気センサに使用される感磁ワイヤ等に関する。
　フラックスゲートセンサ（ＦＧセンサ）、ホールセンサ、巨大磁気抵抗センサ（ＧＭＲセンサ）、マグネトインピーダンスセンサ（ＭＩセンサ）等の磁気センサが利用されている。ＭＩセンサは、他のセンサよりも、感度、応答性、消費電力等の点で優れるため、スマートフォン等のモバイル機器分野をはじめ、自動車や医療等の様々な分野で利用されている。
　なお、ＭＩセンサは、高周波電流又はパルス電流を印加されたアモルファスワイヤ（非晶質ワイヤ）を感磁体として、その円周方向に周囲の磁場の強さに応じて生じる磁化回転の大きさを、インピーダンスの変化または電圧として検出している。
　ところで、携帯端末（スマートフォン等）等の高機能化に伴い、電子コンパスによる地磁気（約５０μＴ）の測定に必要とされていた測定レンジ（例えば、±０．３～１２ｍＴ程度）よりも遙かに広い測定レンジ（例えば±４８ｍＴ程度）を有する高感度磁気センサが望まれている。
　ＭＩセンサの場合、測定レンジは、軟磁性材である非晶質ワイヤ内における磁化回転のしやすさと相関している。磁化回転のしやすさは、非晶質ワイヤの異方性磁界（Ｈｋ）に大きく依存している。異方性磁界が小さいと、磁化回転が生じ易くなり測定レンジは狭くなる。逆に、異方性磁界が大きいと、磁化回転が生じ難くなり測定レンジは広くなる。
　このような異方性磁界の調整は、従来、非晶質ワイヤに残留させる内部応力の制御によりなされてきた。内部応力が大きくなると異方性磁界も大きくなり、内部応力が小さくなると異方性磁界も小さくなる。内部応力は、引張応力（テンション）を印加しつつ非晶質ワイヤを加熱するテンションアニール（ＴＡ）により付与され、その条件を調整することにより内部応力の制御がなされてきた。
　テンションアニールは、テンションを印加した非晶質ワイヤを、炉内加熱したり、通電加熱したりして行うことができる。いずれの場合でも、従来のテンションアニールは、非晶質状態が維持される範囲内の加熱（結晶化温度未満の加熱か、または結晶化温度以上でも結晶化が進まない極短時間の加熱）によりなされてきた。このような非晶質ワイヤのテンションアニールに関連する記載は下記の文献にある。
ＷＯ２００９／１１９０８１号公報
IEEE Trans. Magn., 31(1995), 2455-2460
　特許文献１には、Ｔａｙｌｏｒ　Ｕｌｉｔｏｖｓｋｉ法（「改良テーラー法」という。）により作製された非晶質ワイヤに、テンションアニールを施す旨の記載がある。但し、特許文献１には、非晶質ワイヤの磁区構造に特化した記載がされているだけである。
　非特許文献１では、回転液中紡糸法により作製された非晶質ワイヤに、テンションアニールを施している。但し、非特許文献１には、単に、テンションアニールの温度と応力を変化させることにより、異方性磁界が調整される旨が記載されているに過ぎない。
　本発明はこのような事情に鑑みて為されたものであり、所望する異方性磁界を安定的に発現させ得る磁気センサ用感磁ワイヤ等を提供することを目的とする。
　本発明者はこの課題を解決すべく鋭意研究した結果、Ｃｕを含むＣｏ基合金からなる非晶質ワイヤを用いると、熱処理（ＴＡ等）したときの処理温度に対する異方性磁界の変化（温度依存性）が緩和または低温化されることを新たに見出した。この成果を発展させることにより、以降に述べる本発明を完成するに至った。
《磁気センサ用感磁ワイヤ》
（１）本発明は、非晶質相を有するＣｏ基合金からなり、該Ｃｏ基合金は、その全体を１００ａｔ％として、Ｃｕを０．０５～０．８０ａｔ％含むと共に、該非晶質相中に結晶粒が分散した複合組織を有する磁気センサ用感磁ワイヤである。
（２）本発明の磁気センサ用感磁ワイヤ（単に「感磁ワイヤ」という。）は、非晶質相中に分散した微結晶に起因して、所望する異方性磁界を安定的に発揮し得る。この異方性磁界は、従来のような残留内部応力のみに起因して生じる異方性磁界とは異なるため、例えば、３００℃程度の高温環境下でも安定的である。このような本発明の感磁ワイヤを用いれば、例えば、測定レンジの拡大や高温環境下における信頼性の向上等を図った磁気センサが得られる。また、本発明の感磁ワイヤは、高温化でも異方性磁界が安定しているため、例えば、ＭＩ素子を製造する際に、３００℃程度まで加熱するリフロー工程に供しても、性能が劣化することがない。
《磁気センサ用感磁ワイヤの製造方法》
（１）本発明は、Ｃｕを０．０５～０．８０ａｔ％含むＣｏ基合金からなる非晶質ワイヤを、結晶化開始温度以上かつ結晶化終了温度未満の特定温度で加熱する熱処理工程を備え、非晶質相中に結晶粒が分散した複合組織からなる磁気センサ用感磁ワイヤが得られる製造方法としても把握できる。
（２）先ず、非晶質なＣｏ基合金からなるワイヤ（単に「非晶質ワイヤ」という。）を、結晶化開始温度以上で所定時間加熱すると、非晶質相内に微細な結晶粒（単に「微結晶」ともいう。）が出現するようになる。微結晶は、スピンの磁化回転（特に円周方向の回転）をピン止めして、異方性磁界を増大させる。また、微結晶（結晶質相）は非晶質相よりも高密度であるため、その密度差に起因した収縮方向の内部応力（圧縮応力）を生じさせ、異方性磁界を増大させる。
　次に、Ｃｕを含むＣｏ基合金からなる非晶質ワイヤを熱処理すると、Ｃｕが生成核となり、微結晶の出現が促進される。これにより、少なくとも非晶質ワイヤの結晶化開始温度が低温化される。この結果、本発明の感磁ワイヤでは、微結晶の出現や異方性磁界の増大が低温域から生じるようになる。
　こうして、本発明の製造方法によれば、厳格な温度管理を行うまでもなく、異方性磁界を増大させた感磁ワイヤを安定的に得ることができる。また、微結晶の析出が促進される結果、軟磁性特性の維持と異方性磁界の増大とが、従来よりも高次元で両立され得る。
　なお、こうして得られた感磁ワイヤでは、非晶質相中に分散している結晶粒の少なくとも一部（Ｃｕが生成核となって形成された結晶粒）に、Ｃｕが含まれると考えられる。但し、結晶粒内におけるＣｕの存在形態（化合物、固溶等）やＣｕの組成等は問わない。
《素子／センサ》
　本発明は、上述した感磁ワイヤを用いた素子またはセンサとしても把握できる。例えば、感磁ワイヤとその周囲に巻回された検出コイルとを備えたマグネトインピーダンス素子（ＭＩ素子）、またはそのＭＩ素子を備えたマグネトインピーダンスセンサ（ＭＩセンサ）等として本発明を把握してもよい。
《その他》
（１）本明細書中でいう「結晶粒」は、通常、非常に微細であり、少なくとも透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）で観察可能な範囲の大きさである。その粒径（ＴＥＭ像で観察される最大長）は、例えば、１～１５０ｎｍ、５～７０ｎｍさらには１０～５０ｎｍである。
　なお、本明細書でいう「非晶質（相）」とは、少なくとも、ＴＥＭで結晶が観察され得ない程度の非晶質状態であれば足る。
　本明細書でいう「結晶化開始温度」と「結晶化終了温度」は、それぞれ、非晶質ワイヤを示差走査熱量(ＤＳＣ)測定したときに出現する最初の（発熱）ピーク温度（Ｔｘ１：１次結晶化温度）とそれに続く次の（発熱）ピーク温度（Ｔｘ２：２次結晶化温度）として求まる。結晶化開始温度は、通常、結晶粒が非晶質相中から出現（析出）し始めるときの温度である。結晶化終了温度は、通常、その非晶質相全体が結晶質化し、結晶粒の出現が停止するときの温度である。
（２）特に断らない限り本明細書でいう「ｘ～ｙ」は下限値ｘおよび上限値ｙを含む。本明細書に記載した種々の数値または数値範囲に含まれる任意の数値を新たな下限値または上限値として「ａ～ｂ」のような範囲を新設し得る。
第１実施例に係るＤＳＣの測定結果を示すグラフである。 第１実施例に係るワイヤ（Ｃｕ：０％とＣｕ：０．２０％）の断面を観察したＨＲ－ＴＥＭ像である。
　上述した本発明の構成要素に、本明細書中から任意に選択した一つまたは二つ以上の構成要素を付加し得る。本明細書で説明する内容は、本発明の感磁ワイヤのみならず、その製造方法等にも適宜該当する。方法的な構成要素であっても物に関する構成要素となり得る。
《Ｃｏ基合金》
（１）Ｃｏ基合金は、非晶質な軟磁性合金を構成するために、Ｃｏと複数種の合金元素からなる。先ず、主成分（残部）であるＣｏは、Ｃｏ基合金全体に対して、例えば、５０ａｔ％超、６０ａｔ％以上、６５ａｔ％以上さらには７０ａｔ％以上含まれる。敢えていうと、Ｃｏは、Ｃｏ基合金全体に対して、８５ａｔ％以下、８０ａｔ％以下さらには７５ａｔ％以下でもよい。
　本明細書でいう合金組成は、特に断らない限り、原子比率（化学量論比）で示す。合金組成には、Ｃｏ基合金全体（１００ａｔ％）に対する比率と、磁性元素群（Ｃｏ＋Ｆｅ＋Ｎｉ）の合計量全体（１００ａｔ％）に対する比率がある。特に断らない場合は、Ｃｏ基合金全体（１００ａｔ％）に対する比率である。なお、Ｃｏ基合金は、ＦｅとＮｉを必須元素としていない。このため、磁性元素群の合計量に対する比率を示す場合でも、ＦｅとＮｉの一方または両方を、Ｃｏ基合金が含まないときもある。
（２）感磁ワイヤ（非晶質ワイヤ）が零磁歪（例えば、磁歪の絶対値が１０-６未満）またはその近傍となるように、Ｃｏ基合金はＦｅを含んでもよい。Ｆｅは、磁性元素群の合計量全体に対して、例えば、２．５～１２ａｔ％さらには３～１０ａｔ％含まれる。Ｃｏ基合金全体に対していうと、例えば、Ｆｅは２～１０ａｔ％さらには２．５～８ａｔ％含まれる。
　Ｃｏ基合金は、非晶質な軟磁性合金となるために、Ｎｉを含んでもよい。Ｎｉは、磁性元素群の合計量全体に対して、例えば、１～３ａｔ％さらには１．５～２．５ａｔ％含まれる。Ｃｏ基合金全体に対していうと、例えば、Ｎｉは０．５～２．５ａｔ％さらには１～２ａｔ％含まれる。
　なお、Ｃｏ、ＦｅおよびＮｉからなる磁性元素群の合計量は、Ｃｏ基合金全体に対して、例えば、６５～９０ａｔ％さらには７０～８５ａｔ％となる。
（３）Ｃｏ基合金は、Ｓｉおよび／またはＢを含んでもよい。それらの合計（Ｓｉ＋Ｂ）は、磁性元素群の合計量全体に対して、例えば、２０～３５ａｔ％さらには２４～３３ａｔ％含まれる。Ｃｏ基合金全体に対していうと、それらの合計は、例えば、１５～２７ａｔ％さらには１８～２５ａｔ％含まれる。ＳｉとＢの一方のみなら、磁性元素群の合計量全体に対して、例えば、１０～２０ａｔ％さらには１２～１８ａｔ％含まれる。Ｃｏ基合金全体に対していうと、ＳｉとＢの一方は、例えば、７～１７ａｔ％さらには９～１５ａｔ％含まれる。ＳｉとＢは、Ｃｏ基合金の非晶質化と結晶粒の出現に寄与する。但し、それらが過多になると、処理温度に対して異方性磁界が急変し易くなる。
（４）Ｃｏ基合金は、さらに、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｚｒ等を含んでもよい。これらの元素も、Ｃｏ基合金の非晶質化に寄与し得る。それらの元素の合計は、Ｃｏ基合金全体に対して、例えば、０．５～４ａｔ％さらには１～３ａｔ％含まれる。Ｍｏだけなら、Ｃｏ基合金全体に対して、例えば、０．５～２．５ａｔ％さらには１～２ａｔ％含まれるとよい。
（５）Ｃｕは、既述したように、非晶質相から結晶粒を出現させる温度（結晶化開始温度）の低温化や、その温度域（結晶化開始温度～結晶化終了温度）の広域化を促す。Ｃｕが過少ではそのような効果が乏しくなり、Ｃｕが過多では保磁力の増加を招く。Ｃｕは、Ｃｏ基合金全体に対して、例えば、０．０５～０．８０ａｔ％、０．１０～０．６０ａｔ％さらには０．１５～０．４０ａｔ％含まれるとよい。
《複合組織》
　全体が非晶質相からなるワイヤ（非晶質ワイヤ）に熱処理（テンションアニール等）を施すと、非晶質相中に結晶粒が分散した複合組織からなる感磁ワイヤが得られる。結晶粒は微細であり、既述したようにＴＥＭにより観察される。その視野内で観察される各結晶粒の粒径（最大長）の算術平均値（平均径）は、例えば、１～１５０ｎｍ、５～７０ｎｍさらには１０～５０ｎｍである。なお、結晶粒の粗大化は、保磁力の増加（ヒステリシスの増大）等を招く。
　複合組織内における結晶粒の粒子数密度は、例えば、５．５～１０（×１０-６／ｎｍ３）さらには６～９（×１０-６／ｎｍ３）となる。粒子数密度が過小では、十分な異方性磁界が得られない。過大な粒子数密度は、磁気センサの感度低下やヒステリシスの増大を招く。粒子数密度も、ＴＥＭに付属の解析ソフトで観察像を画像処理することにより求まる。
《製造方法》
（１）非晶質ワイヤ
　非晶質ワイヤは、種々の方法により製造され得る。代表的な非晶質ワイヤの製法として、改良テーラー法（参照：ＷＯ９３／５９０４号公報／特表平８－５０３８９１号公報等）や回転液中紡糸法（参照：特開昭５７－７９０５２号公報等）がある。非晶質ワイヤは、熱処理工程前に、適宜、所望のワイヤ径まで伸線処理される。
（２）熱処理工程
　複合組織からなる感磁ワイヤは、例えば、非晶質ワイヤを熱処理して得られる。熱処理される温度（特定温度：Ｔ）は、所望する異方性磁界に応じて、結晶化開始温度（Ｔｘ１）と結晶化終了温度（Ｔｘ２）の間（Ｔｘ１≦Ｔ＜Ｔｘ２）で調整されるとよい。特定温度が過小では異方性磁界の増大を図れず、特定温度が過大では保磁力が急増する。
　特定温度は、例えば、異方性磁界（Ｈｋ）が１０Ｏｅとなる感磁ワイヤが得られる第１温度（Ｔ１）以上とされてもよい（Ｔｘ１≦Ｔ１≦Ｔ）。また、特定温度は、異方性磁界が４０Ｏｅまたは２０Ｏｅとなる感磁ワイヤが得られる第２温度（Ｔ２）以下とされてもよい（Ｔ≦Ｔ２＜Ｔｘ２）。なお、非晶質ワイヤを炉内加熱するとき、特定温度（Ｔ）は炉内の雰囲気温度とする。
　処理時間は、非晶質ワイヤの成分組成やワイヤ径等にも依るが、例えば、０．５～１５秒さらには１～１０秒である。処理時間が過短では結晶粒の出現が不十分となり、過長では結晶粒が成長して粗大化し易くなる。なお、熱処理は、大気雰囲気の他、不活性ガス雰囲気または真空雰囲気でなされてもよい。
　熱処理工程は、非晶質ワイヤに引張応力（外部応力）を印加せずに行うアニール工程でも、非晶質ワイヤに引張応力を印加しつつ行うテンションアニール工程でもよい。テンションアニール（ＴＡ）を行うと、複合組織に起因した内部応力に加えて、外部応力に起因した内部応力も相加的または相乗的に感磁ワイヤへ導入される。なお、非晶質ワイヤは破断しない限り、引張応力により弾性変形のみならず、塑性変形してもよい。
《感磁ワイヤ》
　感磁ワイヤは、通常、断面が円形である。ワイヤ径（直径）は、例えば、１～１５０μｍ、３～８０μｍさらには５～３０μｍである。ワイヤ径が過小になると、磁気センサの感度が低下する。ワイヤ径が過大になると、非晶質化できる冷却速度の管理が厳格になる。
《用途》
　本発明の感磁ワイヤは、種々の磁気センサに利用され得る。応答性、感度、消費電力等に優れるＭＩセンサの感磁体として、本発明の感磁ワイヤは好適である。
　合金組成の異なる複数の非晶質ワイヤを製造し、それらを用いて処理温度と磁気特性の関係を明らかにした。また、それら非晶質ワイヤのテンションアニール後の金属組織も観察した。このような具体例を挙げつつ、以下に本発明をさらに詳しく説明する。
［第１実施例］
《試料の製作》
（１）非晶質ワイヤ
　下記に示す合金組成１（単位：ａｔ％）に配合した原料をアーク溶解して、Ｃｕ含有率（ｘ：０≦ｘ≦１）の異なるＣｏ基合金を得た。各Ｃｏ基合金を用いて、改良テーラー法により、ガラス被覆されたワイヤを製造した。走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で確認したところ、ワイヤの芯部（ガラス以外の金属部分）の直径は約１１μｍであった。また、Ｘ線回折法により確認したところ、その芯部は組織全体が非晶質（相）であった。
〈合金組成１〉
　｛（Ｃｏ８９．８Ｆｅ８．２Ｎｉ２）０．７６２（Ｓｉ５０Ｂ５０）０．２３８｝（９８．７-ｘ）／１００Ｍｏ１．３Ｃｕｘ
　⇔ （Ｃｏ６８．４３Ｆｅ６．２５Ｎｉ１．５２Ｓｉ１１．９Ｂ１１．９）（９８．７-ｘ）／１００Ｍｏ１．３Ｃｕｘ
（２）熱処理工程
　張力を付与しつつ巻き取り、途中に配設した加熱炉を通過させることにより、各ワイヤに連続的な熱処理（テンションアニール）を施した。このときの処理条件は次の通りとした。
　印加した引張応力σ＝２００ＭＰａ、加熱炉内の通過時間（炉内時間）：６．７秒、通過する加熱炉長：０．５２ｍ、処理雰囲気：大気中とした。通過させる加熱炉内の雰囲気温度（「処理温度」という。／特定温度）は、５００～６００℃の範囲で種々変化させた。
《測定》
（１）磁気特性
　種々の処理温度で熱処理した各ワイヤについて、その磁気特性（異方性磁界：Ｈｋ、保磁力：ｉＨｃ）を振動試料型磁力計（東栄科学産業製　ＰＶ‐Ｍ１０‐５）で測定した。Ｃｕ量（ｘ）、処理温度、磁気特性の各関係を表１にまとめて示した。
（２）示差走査熱量(ＤＳＣ)
　熱処理前の各ワイヤ（非晶質ワイヤ）について、示差走査熱量測定(ＤＳＣ)を行った。その測定結果の一部（Ｃｕ：０ａｔ％、０．２０ａｔ％、１．００ａｔ％）を図１にまとめて示した。
《観察》
　熱処理後の各ワイヤの断面を高分解能透過電子顕微鏡（ＨＲ－ＴＥＭ：日本電子製　ＪＥＭ－２１００Ｆ）により観察した。得られたＴＥＭ像（ＢＦ）の一部（Ｃｕ：０ａｔ％、０．２０ａｔ％／処理温度：５８０℃）を図２にまとめて示した。
　得られたＴＥＭ像に基づいて、視野（約３μｍ×２μｍ／試料厚さ：０．１μｍ）中に確認された結晶粒の平均径（平面視上における最大長の相加平均）と粒子数密度を、ＨＲ－ＴＥＭに付属している画像処理ソフトで算出した。
《評価》
（１）結晶化の温度範囲
　図１から明らかなように、いずれのＤＳＣ曲線もダブルピークを示した。Ｃｕ含有率が高くなるほど、結晶化開始温度（Ｔ１ｘ）を指標する先のピーク（図左側）が低温側へ移行した。また、その先のピークと、結晶化終了温度（Ｔｘ２）を指標する後のピーク（図右側）との間隔も拡大した。従って、Ｃｏ基合金がＣｕを含む場合、結晶化開始温度（ワイヤの非晶質相から結晶粒が出現し始める温度）の低温化と、結晶粒を出現させることができる温度域（結晶化開始温度～結晶化終了温度）の拡大化とが生じることがわかった。
（２）複合組織
　図２から明らかなように、Ｃｏ基合金がＣｕを含む場合、処理温度が同じでも、結晶粒が多数出現した複合組織が得られた。なお、Ｃｕ：０％のとき、結晶粒の平均径：１８ｎｍ、粒子数密度：５．２×１０-６／ｎｍ３であった。Ｃｕ：０．２０％のとき、結晶粒の平均径：２０ｎｍ、粒子数密度：８．７×１０-６／ｎｍ３であった。これらからも、Ｃｕが結晶粒の出現に関与していることが明らかとなった。
　また、結晶粒は最大でも５０ｎｍ程度であり、非常に微細であることも図２からわかる。ちなみに、図２中で、黒くまたは白くみえる小さな点状のものが微細な結晶粒であることは、制限視野回折により確認している。また、結晶粒中にはＣｕが含まれていることを３次元アトムプローブ（ＡＭＴＥＫ社製　ＬＥＡＰ４０００ＸＳｉ）により確認している。
（３）異方性磁界
　表１から明らかなように、Ｃｏ基合金がＣｕを含む場合、Ｃｏ基合金がＣｕを含まない場合（Ｃｕ：０ａｔ％）より、同じ異方性磁界（Ｈｋ）をより低温域で生じることがわかる。
　また、Ｃｏ基合金がＣｕを含む場合、異方性磁界の所定範囲（例えばＨｋ＝１０～４０Ｏｅ）に対応する処理温度の範囲（温度差）も拡大していることが表１からわかる。つまり、Ｃｏ基合金がＣｕを含む場合、異方性磁界の温度依存性が緩やかになるといえる。
　このような傾向は、少なくともＣｕ≦１．００ａｔ％の範囲なら、Ｃｕの多寡を問わずに生じており、既述したＤＳＣの測定結果とも合致している。但し、Ｃｕ量が１．００ａｔ％に近い含有率になると、処理温度の範囲も拡大するが、保磁力も増大する。従って、Ｃｏ基合金中のＣｕ量は、０．０５～０．８０ａｔ％がよく、特に０．１０～０．６０ａｔ％であると好ましい。
［第２実施例］
《試料の製作・測定》
　下記に示す合金組成２～４（単位：ａｔ％）に配合した原料をアーク溶解して、Ｃｕ含有率（ｘ：０≦ｘ≦１）の異なる複数種のＣｏ基合金を得た。第１実施例の場合と同様に、改良テーラー法により製作した各非晶質ワイヤに、処理温度を種々変更した熱処理（テンションアニール）を施した。処理温度の範囲は、合金組成２：５００～６００℃、合金組成３、４：５４０～６４０℃とした。合金組成により処理温度の範囲を変更した理由は、Ｃｏ基合金中のＳｉおよびＢの含有率によって、微結晶が析出する温度範囲が異なるためである。
　第１実施例と同様に、熱処理後の各ワイヤの磁気特性も測定した。合金組成の異なる各ワイヤについて、Ｃｕ含有率（ｘ）、処理温度、磁気特性の各関係を、表２（合金組成２）、表３（合金組成３）および表４（合金組成４）にまとめて示した。
〈合金組成２〉
　｛（Ｃｏ９２．７Ｆｅ５．３Ｎｉ２）０．８（Ｓｉ５０Ｂ５０）０．２｝（９８．５-ｘ）／１００Ｍｏ１．５Ｃｕｘ
　⇔（Ｃｏ７４．１６Ｆｅ４．２４Ｎｉ１．６Ｓｉ１０Ｂ１０）（９８．５-ｘ）／１００Ｍｏ１．５Ｃｕｘ
〈合金組成３〉
　｛（Ｃｏ９４．６Ｆｅ３．４Ｎｉ２）０．７６５（Ｓｉ５０Ｂ５０）０．２３５｝（９８．５-ｘ）／１００Ｍｏ１．５Ｃｕｘ
　⇔（Ｃｏ７２．３７Ｆｅ２．６Ｎｉ１．５３Ｓｉ１１．７５Ｂ１１．７５）（９８．５-ｘ）／１００Ｍｏ１．５Ｃｕｘ
〈合金組成４〉
　｛（Ｃｏ８８．２Ｆｅ９．８Ｎｉ２）０．７６５（Ｓｉ５０Ｂ５０）０．２３５｝（９８．５-ｘ）／１００Ｍｏ１．５Ｃｕｘ
　⇔（Ｃｏ６７．４７Ｆｅ７．５Ｎｉ１．５３Ｓｉ１１．７５Ｂ１１．７５）（９８．５-ｘ）／１００Ｍｏ１．５Ｃｕｘ
《評価》
　表２～４と表１を比較すると明らかなように、合金組成を変化させても、第１実施例と同様な傾向が発現されることがわかった。つまり、合金組成が異なるＣｏ基合金でも、Ｃｕを含むことにより、所望の異方性磁界（Ｈｋ）が得られる処理温度の低温化と、異方性磁界を調整できる処理温度域の拡大とを図れることがわかった。
　また、合金組成が変化しても、Ｃｕ含有率が１．００ａｔ％になると、処理温度域が拡大する反面、保磁力も急増することも同様であった。
　以上のことから、本発明の感磁ワイヤによれば、所望の異方性磁界が得られる処理温度の低温化や広域化が図られ、測定レンジに応じた異方性磁界を有する感磁ワイヤが安定的に得られることが明らかとなった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004

Claims (12)

  1. 　非晶質相を有するＣｏ基合金からなり、
    　該Ｃｏ基合金は、その全体を１００ａｔ％として、Ｃｕを０．０５～０．８０ａｔ％含むと共に、該非晶質相中に結晶粒が分散した複合組織を有する磁気センサ用感磁ワイヤ。
  2. 　前記結晶粒の少なくとも一部はＣｕを含む請求項１に記載の磁気センサ用感磁ワイヤ。
  3. 　前記Ｃｏ基合金は、その全体に対してＣｏを６０ａｔ％以上含む請求項１または２に記載の磁気センサ用感磁ワイヤ。
  4. 　前記Ｃｏ基合金は、その全体に対して、Ｃｏ、ＦｅおよびＮｉからなる磁性元素群を合計で６５～９０ａｔ％含む請求項３に記載の磁気センサ用感磁ワイヤ。
  5. 　前記Ｆｅは、前記磁性元素群の合計量全体に対して２．５～１２ａｔ％含まれる請求項４に記載の磁気センサ用感磁ワイヤ。
  6. 　前記Ｎｉは、前記磁性元素群の合計量全体に対して１～３ａｔ％含まれる請求項４または５に記載の磁気センサ用感磁ワイヤ。
  7. 　前記Ｃｏ基合金は、前記磁性元素群の合計量全体に対して、Ｓｉおよび／またはＢを合計で２０～３５ａｔ％含む請求項４～６のいずれかに記載の磁気センサ用感磁ワイヤ。
  8. 　前記Ｃｏ基合金は、その全体に対して、さらに、Ｓｉおよび／またはＢを合計で１５～２７ａｔ％含む請求項１～７のいずれかに記載の磁気センサ用感磁ワイヤ。
  9. 　前記Ｃｏ基合金は、その全体に対して、さらに、Ｍｏを０．５～２．５ａｔ％含む請求項１～８のいずれかに記載の磁気センサ用感磁ワイヤ。
  10. 　Ｃｕを０．０５～０．８０ａｔ％含むＣｏ基合金からなる非晶質ワイヤを、結晶化開始温度以上かつ結晶化終了温度未満の特定温度で加熱する熱処理工程を備え、
    　非晶質相中に結晶粒が分散した複合組織からなる磁気センサ用感磁ワイヤが得られる製造方法。
  11. 　前記熱処理工程は、前記非晶質ワイヤに引張応力を印加しつつなされるテンションアニール工程である請求項１０に記載の磁気センサ用感磁ワイヤの製造方法。
  12. 　前記特定温度は、異方性磁界（Ｈｋ）が１０Ｏｅとなる前記磁気センサ用感磁ワイヤが得られる第１温度以上である請求項１０または１１に記載の磁気センサ用感磁ワイヤの製造方法。
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Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2023190993A1 (ja) * 2022-03-30 2023-10-05 日東電工株式会社 磁性薄膜付基材、磁気熱電変換素子、センサ、及び磁性薄膜付基材を製造する方法

Families Citing this family (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6428884B1 (ja) * 2017-09-11 2018-11-28 愛知製鋼株式会社 磁気センサ用感磁ワイヤおよびその製造方法
JP7529969B2 (ja) 2020-03-24 2024-08-07 愛知製鋼株式会社 感磁ワイヤおよびその製造方法
CN114015957B (zh) * 2021-11-03 2022-07-22 松山湖材料实验室 一种丝状卷材、纳米晶金属丝及其制作方法和设备

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5779052A (en) 1980-10-16 1982-05-18 Takeshi Masumoto Production of amorphous metallic filament
JPS6227539A (ja) * 1985-07-26 1987-02-05 Unitika Ltd 非晶質金属細線
JPH02310346A (ja) * 1989-05-25 1990-12-26 Kobe Steel Ltd Ｃｏ基アモルファス合金ワイヤの製造方法
WO1993005904A2 (en) 1991-09-26 1993-04-01 Technalum Research, Inc. Method of casting amorphous and microcrystalline microwires
JPH10149911A (ja) * 1996-11-15 1998-06-02 Korea Advanced Inst Of Sci Technol 磁気センサー素子、その製造方法および磁気センサー素子を備えた盗難防止システム
WO2009119081A1 (ja) 2008-03-28 2009-10-01 愛知製鋼株式会社 感磁ワイヤ、マグネトインピーダンス素子およびマグネトインピーダンスセンサ

Family Cites Families (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5834156A (ja) * 1981-08-24 1983-02-28 Hitachi Metals Ltd Ｃｏ基非晶質磁性材料
CA1281561C (en) * 1985-07-26 1991-03-19 Unitika Ltd. Fine amorphous metallic wires
US4859256A (en) 1986-02-24 1989-08-22 Kabushiki Kaisha Toshiba High permeability amorphous magnetic material
JP2848667B2 (ja) * 1990-04-18 1999-01-20 株式会社東芝 極薄軟磁性合金薄帯の製造方法
US6648990B2 (en) 2001-03-01 2003-11-18 Hitachi Metals, Ltd. Co-based magnetic alloy and magnetic members made of the same
WO2006064920A1 (ja) 2004-12-17 2006-06-22 Hitachi Metals, Ltd. カレントトランス用磁心、カレントトランス及び電力量計

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5779052A (en) 1980-10-16 1982-05-18 Takeshi Masumoto Production of amorphous metallic filament
JPS6227539A (ja) * 1985-07-26 1987-02-05 Unitika Ltd 非晶質金属細線
JPH02310346A (ja) * 1989-05-25 1990-12-26 Kobe Steel Ltd Ｃｏ基アモルファス合金ワイヤの製造方法
WO1993005904A2 (en) 1991-09-26 1993-04-01 Technalum Research, Inc. Method of casting amorphous and microcrystalline microwires
JPH10149911A (ja) * 1996-11-15 1998-06-02 Korea Advanced Inst Of Sci Technol 磁気センサー素子、その製造方法および磁気センサー素子を備えた盗難防止システム
WO2009119081A1 (ja) 2008-03-28 2009-10-01 愛知製鋼株式会社 感磁ワイヤ、マグネトインピーダンス素子およびマグネトインピーダンスセンサ

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP3875620A4

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2023190993A1 (ja) * 2022-03-30 2023-10-05 日東電工株式会社 磁性薄膜付基材、磁気熱電変換素子、センサ、及び磁性薄膜付基材を製造する方法

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