JPH03215650A - パーミンバー特性を備えた超微結晶合金及びその製法 - Google Patents
パーミンバー特性を備えた超微結晶合金及びその製法Info
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- H01—ELECTRIC ELEMENTS
- H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
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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】
［産業上の利用分野］
本発明は、低い励磁磁場における比較的一定の透磁率及
びくびれたヒステリシスループをもつパーミンバー特性
を備えた超微細な結晶粒組織からなる合金及びその製造
法に関するものである。
びくびれたヒステリシスループをもつパーミンバー特性
を備えた超微細な結晶粒組織からなる合金及びその製造
法に関するものである。
［従来の技術］
従来、励磁磁場が低い領域で比較的一定の透磁率を有す
る合金としては、Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｏ系のパーミンバー合
金が知られている。これらの合金は通常結晶質であり、
代表的組成としては２０％Ｉｔ％Ｆｅ−６０ｔｚｔ％Ｃ
ｏ−２０ｗｔ％Ｎｉや３０ｗｔ％Ｆｅ−２５ｗｔ％Ｃｏ
−４５ｗｔ％Ｎｉ等が知られている。代表的特性は直流
の保磁力Ｈｃが０．５ ０ｅ，初透磁率μ。が１００、
残留磁束密度が７．５ｋＧである（７，５ｗｔ％Ｍｏ−
４５ｗｔ％Ｎｉ−２５ｗｔｌＣｏ−２２．５ｗｔ％Ｆｅ
）。
る合金としては、Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｏ系のパーミンバー合
金が知られている。これらの合金は通常結晶質であり、
代表的組成としては２０％Ｉｔ％Ｆｅ−６０ｔｚｔ％Ｃ
ｏ−２０ｗｔ％Ｎｉや３０ｗｔ％Ｆｅ−２５ｗｔ％Ｃｏ
−４５ｗｔ％Ｎｉ等が知られている。代表的特性は直流
の保磁力Ｈｃが０．５ ０ｅ，初透磁率μ。が１００、
残留磁束密度が７．５ｋＧである（７，５ｗｔ％Ｍｏ−
４５ｗｔ％Ｎｉ−２５ｗｔｌＣｏ−２２．５ｗｔ％Ｆｅ
）。
また、近年このような特性を示すものとして、Ｃｏ−Ｆ
ｅ−Ｎｉ系のアモルファス合金が報告されている（特開
昭６２−１７０４４６号）。これによれば、Ｂｓが０．
５Ｔ（５ｋＧ）〜１．ＯＴ （１０ｋＧ）、励磁磁場が
低い領域における透磁率μが２０００から３００００程
度の値が得られている。
ｅ−Ｎｉ系のアモルファス合金が報告されている（特開
昭６２−１７０４４６号）。これによれば、Ｂｓが０．
５Ｔ（５ｋＧ）〜１．ＯＴ （１０ｋＧ）、励磁磁場が
低い領域における透磁率μが２０００から３００００程
度の値が得られている。
ところで、このようなバーミンバー特性を示す合金は，
各種センサー材として非常に有用である。
各種センサー材として非常に有用である。
たとえば、低励磁磁場領域で比較的一定の透磁率を示す
ことから、微弱な電流を検出する電流センサーに利用で
きる。また非線形なヒステリシス曲線を示すため、高周
波で励磁し磁化した場合、高調波が発生し、これを検出
することにより盗難防止センサー等にも利用できる。こ
れらの用途に対しては低磁場領域で比較的一定の透磁率
を示すことだけでなく、感度の点から低励磁磁場におい
てできるだけ高い透磁率を示すことも必要である。
ことから、微弱な電流を検出する電流センサーに利用で
きる。また非線形なヒステリシス曲線を示すため、高周
波で励磁し磁化した場合、高調波が発生し、これを検出
することにより盗難防止センサー等にも利用できる。こ
れらの用途に対しては低磁場領域で比較的一定の透磁率
を示すことだけでなく、感度の点から低励磁磁場におい
てできるだけ高い透磁率を示すことも必要である。
また、信頼性の点から、経時変化が小さいことも要求さ
れる。更には、飽和磁束密度が高いことも部品の小型化
の面で重要となる。
れる。更には、飽和磁束密度が高いことも部品の小型化
の面で重要となる。
［発明が解決しようとする課題コ
しかしながら、従来の結晶質のパーミンバー合金は、Ｈ
ｃが大きいため低磁場領域の透磁率μ。が低く十分な感
度が得られない問題がある。これに対して，パーミンバ
ー特性を示すアモルファス合金の場合はμ。は大きいが
、熱安定性や経時安定性に劣り、過酷な条件下や特性の
変化を嫌う用途には不適である。また飽和磁束密度は前
述のアモルファス合金の場合ＩＴ（１０ｋＧ）以下であ
り、十分とはいえない。
ｃが大きいため低磁場領域の透磁率μ。が低く十分な感
度が得られない問題がある。これに対して，パーミンバ
ー特性を示すアモルファス合金の場合はμ。は大きいが
、熱安定性や経時安定性に劣り、過酷な条件下や特性の
変化を嫌う用途には不適である。また飽和磁束密度は前
述のアモルファス合金の場合ＩＴ（１０ｋＧ）以下であ
り、十分とはいえない。
［課題を解決するための手段コ
上記問題点を解決するために，本発明者らは鋭意検討の
結果、Ｆｅ，Ａ（Ｃｕ，Ａｇ及びＡｕからなる群から選
ばれた少なくとも一種の元素）およびＭ（ただし阿はＮ
ｂ，Ｗ，Ｔａ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｔｉ，Ｗ，Ｍｎ，Ｃｒ及び
ＭＯからなる群から選ばれた少なくとも一種の元素）を
必須元素として含み，組織の少なくとも５０％が平均粒
径１０００人以下の微細な結晶粒からなる合金を、前記
組成の非晶質合金を製造し、これを加熱し、組織の少な
くとも５０％が平均粒径１０００人以下の微細な結晶と
なるように熱処理した後に、結晶化により形成したｂｃ
ｃＦｅ固溶体相のキュリー温度以下の温度で熱処理する
ことにより製造した場合に、低い励磁磁界における比較
的一定な透磁率μ。及びくびれたヒステリシスループを
もつパーミンバー特性を示す合金が得られることを見い
だし本発明に想到した。
結果、Ｆｅ，Ａ（Ｃｕ，Ａｇ及びＡｕからなる群から選
ばれた少なくとも一種の元素）およびＭ（ただし阿はＮ
ｂ，Ｗ，Ｔａ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｔｉ，Ｗ，Ｍｎ，Ｃｒ及び
ＭＯからなる群から選ばれた少なくとも一種の元素）を
必須元素として含み，組織の少なくとも５０％が平均粒
径１０００人以下の微細な結晶粒からなる合金を、前記
組成の非晶質合金を製造し、これを加熱し、組織の少な
くとも５０％が平均粒径１０００人以下の微細な結晶と
なるように熱処理した後に、結晶化により形成したｂｃ
ｃＦｅ固溶体相のキュリー温度以下の温度で熱処理する
ことにより製造した場合に、低い励磁磁界における比較
的一定な透磁率μ。及びくびれたヒステリシスループを
もつパーミンバー特性を示す合金が得られることを見い
だし本発明に想到した。
本発明においてＡ （Ｃｕ ， Ａｇ及びＡｕからなる
群から選ばれた少なくとも一種の元素）およびＭ（ただ
しＸはＺｒ ， Ｈｆ ， Ｔｉ ， Ｖ ， Ｍｎ
， Ｃｒ及びＭｏからなる群から選ばれる少なくとも一
種の元素）は必須元素である。Ａ及びＨの複合添加効果
により組織は著しく微細化され、低い励磁磁界における
比較的一定な透磁率及びくびれたヒステリシスループを
もつパーミンバー特性を示しかつ高透磁率で安定性に優
れた合金が得られる。組織の少なくとも５０％は平均粒
径１０００人以下の微細な結晶粒からなる必要がある。
群から選ばれた少なくとも一種の元素）およびＭ（ただ
しＸはＺｒ ， Ｈｆ ， Ｔｉ ， Ｖ ， Ｍｎ
， Ｃｒ及びＭｏからなる群から選ばれる少なくとも一
種の元素）は必須元素である。Ａ及びＨの複合添加効果
により組織は著しく微細化され、低い励磁磁界における
比較的一定な透磁率及びくびれたヒステリシスループを
もつパーミンバー特性を示しかつ高透磁率で安定性に優
れた合金が得られる。組織の少なくとも５０％は平均粒
径１０００人以下の微細な結晶粒からなる必要がある。
これは、結晶粒が５０％未満、粒径が１０００人以上に
なると軟磁気特性が劣下し、バーミンバー特性を示して
も初透磁率μ。が低くなり好ましくなく、かつ熱安定性
及び経時安定性にも劣り好ましくないためである。より
好ましい平均粒径は５００人以下、特に好ましくは、２
０人から２００人である。代表的合金組成としては、 組成式： （Ｆｅ１−ａＭａ）ｘ ｎ ａ −ｘ−Ｆ−ｚ−（Ｘ−
４−ｙＡ，ＳｘｙＢ，Ｍ’ ａｌ’ｌ” ａｘｙ（ａｔ
％） （但し、旧よＣｏ及び／またはＮｉであり、ＡはＣｕ，
Ａｇ、Ａｕから選ばれる少なくとも一種の元素、『は
Ｎｂ，Ｗ，Ｔａ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｔｉ，Ｗ，Ｍｎ，Ｃｒ及
びＭＯからなる群から選ばれた少なくとも１種の元素、
κ″はＡｌ，白金族元素，Ｓｃ，Ｙ，Ｚｎ，Ｓｎ，Ｒｅ
からなる群から選ばれた少なくとも１種の元素，ＸはＣ
，Ｇｅ，Ｐ，Ｇａ，Ｓｂ，Ｉｎ，Ｂｅ，Ａｓからなる群
から選ばれた少なくとも１種の元素であり、ａ，Ｘ＋Ｖ
＋Ｚ＋Ｃ１ｔβ及びγはそれぞれＯ≦ａ≦０．５，０．
１≦ｘ≦３，０≦ｙ≦３０，０≦２≦２５，５≦ｙ＋ｚ
≦３０．０．１≦α≦３０．０≦β≦１０，０≦γ≦１
０を満たす。）により表される組成が挙げられる。組織
の残部は通常非晶質であるが、実質的に結晶質からなる
合金でも同様な特性が得られる。
なると軟磁気特性が劣下し、バーミンバー特性を示して
も初透磁率μ。が低くなり好ましくなく、かつ熱安定性
及び経時安定性にも劣り好ましくないためである。より
好ましい平均粒径は５００人以下、特に好ましくは、２
０人から２００人である。代表的合金組成としては、 組成式： （Ｆｅ１−ａＭａ）ｘ ｎ ａ −ｘ−Ｆ−ｚ−（Ｘ−
４−ｙＡ，ＳｘｙＢ，Ｍ’ ａｌ’ｌ” ａｘｙ（ａｔ
％） （但し、旧よＣｏ及び／またはＮｉであり、ＡはＣｕ，
Ａｇ、Ａｕから選ばれる少なくとも一種の元素、『は
Ｎｂ，Ｗ，Ｔａ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｔｉ，Ｗ，Ｍｎ，Ｃｒ及
びＭＯからなる群から選ばれた少なくとも１種の元素、
κ″はＡｌ，白金族元素，Ｓｃ，Ｙ，Ｚｎ，Ｓｎ，Ｒｅ
からなる群から選ばれた少なくとも１種の元素，ＸはＣ
，Ｇｅ，Ｐ，Ｇａ，Ｓｂ，Ｉｎ，Ｂｅ，Ａｓからなる群
から選ばれた少なくとも１種の元素であり、ａ，Ｘ＋Ｖ
＋Ｚ＋Ｃ１ｔβ及びγはそれぞれＯ≦ａ≦０．５，０．
１≦ｘ≦３，０≦ｙ≦３０，０≦２≦２５，５≦ｙ＋ｚ
≦３０．０．１≦α≦３０．０≦β≦１０，０≦γ≦１
０を満たす。）により表される組成が挙げられる。組織
の残部は通常非晶質であるが、実質的に結晶質からなる
合金でも同様な特性が得られる。
もう一つの本発明は、前記組成の非晶質合金を製造する
工程とこれを加熱し、組織の少なくとも５０％が平均粒
径１０００人以下の微細な結晶となるように熱処理する
工程と、結晶化により形成したｂｃｃＦｅ固溶体相のキ
ュリー温度以下の温度で熱処理する工程からなることを
特徴とする低い励磁磁界における比較的一定な透磁率μ
。及びくびれたヒステリシスループをもつパーミンバー
特性を備えた超微結晶合金の製造方法である。
工程とこれを加熱し、組織の少なくとも５０％が平均粒
径１０００人以下の微細な結晶となるように熱処理する
工程と、結晶化により形成したｂｃｃＦｅ固溶体相のキ
ュリー温度以下の温度で熱処理する工程からなることを
特徴とする低い励磁磁界における比較的一定な透磁率μ
。及びくびれたヒステリシスループをもつパーミンバー
特性を備えた超微結晶合金の製造方法である。
上記製造方法により超微結晶合金において、低い励磁磁
界における比較的一定な透磁率μ。及びくびれたヒステ
リシスループをもつパーミンバー特性が得られかつ、初
透磁率が高く安定性にも優れた合金を製造できる。はじ
めの熱処理は組織を微細化し優れた軟磁気特性と熱的安
定性、経時安定性を得るために行い、ｂｃｃＦｅ固溶体
のキュリー温度以下で行う熱処理は比較的一定な透磁率
μ。
界における比較的一定な透磁率μ。及びくびれたヒステ
リシスループをもつパーミンバー特性が得られかつ、初
透磁率が高く安定性にも優れた合金を製造できる。はじ
めの熱処理は組織を微細化し優れた軟磁気特性と熱的安
定性、経時安定性を得るために行い、ｂｃｃＦｅ固溶体
のキュリー温度以下で行う熱処理は比較的一定な透磁率
μ。
及びくびれたヒステリシスループをもつバーミンバー特
性を得るために行う。より好ましいキュリー温度以下の
温度の熱処理条件は３００℃以上で４時間以上である。
性を得るために行う。より好ましいキュリー温度以下の
温度の熱処理条件は３００℃以上で４時間以上である。
この範囲で特に優れたパーミンバー特性が得られる。ま
た、Ｃｏ，Ｎｕ等の元素を含む合金の場合よりパーミン
バー特性が得られ易い。
た、Ｃｏ，Ｎｕ等の元素を含む合金の場合よりパーミン
バー特性が得られ易い。
くびれたＢ−Ｈカーブが得られる理由は、十分明かには
なっていないが、次の理由が考えられる。
なっていないが、次の理由が考えられる。
結晶化し微細結晶粒が形成した合金をキュリー温度以下
で熱処理を行うと合金の磁区構造を反映した内部磁場の
方向に構成原子が異方的に配列し誘導磁気異方性が生ず
る。このため、磁区の固着が起こり、ある方向に磁場を
印加した場合磁化しにくい領域が合金中に形成し、パー
ミンバー特性を示すようになると考えられる。しかし、
このような異方性は本発明合金の場合室温付近では生じ
にくく、非晶質合金に較べて著しく安定である．非晶質
合金の場合は、１００℃付近の低い温度でも特性が変化
し安定性に欠け実用的でない。
で熱処理を行うと合金の磁区構造を反映した内部磁場の
方向に構成原子が異方的に配列し誘導磁気異方性が生ず
る。このため、磁区の固着が起こり、ある方向に磁場を
印加した場合磁化しにくい領域が合金中に形成し、パー
ミンバー特性を示すようになると考えられる。しかし、
このような異方性は本発明合金の場合室温付近では生じ
にくく、非晶質合金に較べて著しく安定である．非晶質
合金の場合は、１００℃付近の低い温度でも特性が変化
し安定性に欠け実用的でない。
［実施例］
以下本発明を実施例に基づいて説明するが本発明はこれ
らに限定されるものではない。
らに限定されるものではない。
実施例１
原子２でＣｕｌ．２％，Ｎｂ２．９％ＳＬ１３．７％，
８８．８％残部実質的にＦｅからなる合金溶湯を単ロー
ル法により急冷し、厚さ１７μｍ、幅２ｍｍの非晶質合
金薄帯を作製した。
８８．８％残部実質的にＦｅからなる合金溶湯を単ロー
ル法により急冷し、厚さ１７μｍ、幅２ｍｍの非晶質合
金薄帯を作製した。
次いで、この合金薄帯を長さ１００ｍｍに切断した。
次ぎにこの磁心を窒素ガス雰囲気中５７０℃で１時間熱
処理した。熱処理後の合金は透過電子顕微鏡による観察
の結果、結晶粒径約１００人程度の超微細な結晶が組織
のほとんどを占めていることが確認された。主相である
ｂｃｃＦｅ相のキュリー温度は約５７０℃であった。
処理した。熱処理後の合金は透過電子顕微鏡による観察
の結果、結晶粒径約１００人程度の超微細な結晶が組織
のほとんどを占めていることが確認された。主相である
ｂｃｃＦｅ相のキュリー温度は約５７０℃であった。
この熱処理後の合金を次ぎに４５０℃に１２ｈ保持し本
発明合金を作製し直流Ｂ−Ｈカーブを測定した。
発明合金を作製し直流Ｂ−Ｈカーブを測定した。
得られた結果を第１図に示す。
くびれたヒステリシスカーブを示し、パーミンバー特性
を示すことが分かる。また、保磁力は小さく初期の透磁
率が高く優れていることが分かる。
を示すことが分かる。また、保磁力は小さく初期の透磁
率が高く優れていることが分かる。
また、飽和磁束密度は１ ２ｋＧ以上ありＣｏ基の非晶
質合金より優れている。
質合金より優れている。
実施例２
原子％テｃｕｌ．１％，Ｎｂ３．２％，Ｓｉ１３．０％
，８５．１％，Ｍｏ０．６％残部実質的にＦｅからなる
合金溶湯を単ロール法により急冷し、板厚１６μｍ，幅
１．５ｍｍの非晶質合金を作製した。次ぎにこの合金を
１５０＋ａｍに切断し窒素ガス雰囲気中５７５℃で４５
分間熱処理した。熱処理後の合金は透過電子顕微鏡によ
る観察の結果、結晶粒径約１００人程度の超微細な結晶
が組織のほとんどを占めていることが確認された。主相
であるｂｃｃＦｅ相のキュリー温度は約５７０’Ｃであ
った。次ぎに熱処理後の合金を第２図に示す熱処理温度
で１２時間熱処理した。熱処理後の直流Ｂ−Ｈカーブを
第２図に示す。
，８５．１％，Ｍｏ０．６％残部実質的にＦｅからなる
合金溶湯を単ロール法により急冷し、板厚１６μｍ，幅
１．５ｍｍの非晶質合金を作製した。次ぎにこの合金を
１５０＋ａｍに切断し窒素ガス雰囲気中５７５℃で４５
分間熱処理した。熱処理後の合金は透過電子顕微鏡によ
る観察の結果、結晶粒径約１００人程度の超微細な結晶
が組織のほとんどを占めていることが確認された。主相
であるｂｃｃＦｅ相のキュリー温度は約５７０’Ｃであ
った。次ぎに熱処理後の合金を第２図に示す熱処理温度
で１２時間熱処理した。熱処理後の直流Ｂ−Ｈカーブを
第２図に示す。
特に３００℃以上の熱処理の場合に大きくくびれだヒス
テリシスカーブとなり顕著なパーミンバー特性を示すこ
とが分かる。
テリシスカーブとなり顕著なパーミンバー特性を示すこ
とが分かる。
実施例３
原子％ テＡ ｕ １ ． Ｏ％，Ｎｂ３．４％Ｓｉ１
３．７％，８９．２％，Ｖ０．６％残部実質的にＦｅか
らなる合金溶湯を単ロール法により急冷し、板厚１６μ
ｍ，幅１．１＋ｎ＋ｎの非晶質合金を作製した。次ぎに
この合金を１４０ｍｍに切断しＡｒガス雰囲気中５８０
℃で４０分熱処理した。熱処理後の合金は透過電子顕微
鏡による観察の結果、結晶粒径約１００人程度の超微細
な結晶が組織のほとんどを占めていることが確認された
。主相であるｂｃｃＦｅ相のキュリー温度は約５７０℃
であった。次ぎに熱処理後の合金を第３図に示す熱処理
時間熱処理を行った。熱処理温度はキュリー温度より低
い４００℃とした。熱処理後の直流Ｂ−Ｈカーブを第３
図に示す。
３．７％，８９．２％，Ｖ０．６％残部実質的にＦｅか
らなる合金溶湯を単ロール法により急冷し、板厚１６μ
ｍ，幅１．１＋ｎ＋ｎの非晶質合金を作製した。次ぎに
この合金を１４０ｍｍに切断しＡｒガス雰囲気中５８０
℃で４０分熱処理した。熱処理後の合金は透過電子顕微
鏡による観察の結果、結晶粒径約１００人程度の超微細
な結晶が組織のほとんどを占めていることが確認された
。主相であるｂｃｃＦｅ相のキュリー温度は約５７０℃
であった。次ぎに熱処理後の合金を第３図に示す熱処理
時間熱処理を行った。熱処理温度はキュリー温度より低
い４００℃とした。熱処理後の直流Ｂ−Ｈカーブを第３
図に示す。
実施例４
第１表に示す組成の非晶質合金を単ロール法、スパッタ
法により作製し、結晶化熱処理後、４５０℃で４ｈ熱処
理を行った。熱処理後の合金は透過電子顕微鏡による観
察の結果、結晶粒径約１００人程度の超微細な結晶が組
織のほとんどを占めていることが確認された。
法により作製し、結晶化熱処理後、４５０℃で４ｈ熱処
理を行った。熱処理後の合金は透過電子顕微鏡による観
察の結果、結晶粒径約１００人程度の超微細な結晶が組
織のほとんどを占めていることが確認された。
第
１
表
次ぎにこの合金をキュリー温度以下で熱処理し、直流Ｂ
−Ｈカーブ及び透磁率μ。を測定した。熱処理後の合金
は実施例１と同様にパーミンバー特性を示した。次ぎに
この合金を１５０℃に保持し、初期の透磁率μ。。，と
１００時間後のμ。１００を測定した。
−Ｈカーブ及び透磁率μ。を測定した。熱処理後の合金
は実施例１と同様にパーミンバー特性を示した。次ぎに
この合金を１５０℃に保持し、初期の透磁率μ。。，と
１００時間後のμ。１００を測定した。
初期の透磁率μ。。，と１００時間後のμ。１００の比
μ。。／μｏ１００を示す。
μ。。／μｏ１００を示す。
本発明合金は従来の非晶質合金に較べμ。。／μ。
１００の値が１に近く安定である。また従来の結晶材に
較べ著しくμ。が大きく感度を高くできるため磁気応用
により適することがわかる。
較べ著しくμ。が大きく感度を高くできるため磁気応用
により適することがわかる。
［発明の効果］
本発明によれば、低い励磁磁界における比較的一定な透
磁率及びくびれたヒステリシスループをもつパーミンバ
ー特性を示し、透磁率が高く安定性にも優れた超微結晶
合金及びその製法を提供できるためその効果は著しいも
のがある。
磁率及びくびれたヒステリシスループをもつパーミンバ
ー特性を示し、透磁率が高く安定性にも優れた超微結晶
合金及びその製法を提供できるためその効果は著しいも
のがある。
【図面の簡単な説明】
第１図は、本発明合金の直流Ｂ−Ｈカーブの一例を示し
た図、第２図は本発明番Ｊ係わる合金の直流Ｂ−｝１カ
ーブの熱処理温度による変化を示した図、第３図は本発
明に係わる合金の直流Ｂ−Ｈカーブの熱処理時間による
変化を示した図である。 第 １ 図 第 ２ 図 第 ３ 図 手 続 補 正 」茎 口 （自発） 平成 ２年 ５月２２日 特ａ庁長官 殿 １、事イ′１の表示 重成 １年 特 許 願 第２７０９１ ３号 ２、発明の名称 パーミンバー特性を備えた超微結晶台金及ひ゛その製１
人 ３、補［Ｉ：．ち・する者 事イ１との関係
た図、第２図は本発明番Ｊ係わる合金の直流Ｂ−｝１カ
ーブの熱処理温度による変化を示した図、第３図は本発
明に係わる合金の直流Ｂ−Ｈカーブの熱処理時間による
変化を示した図である。 第 １ 図 第 ２ 図 第 ３ 図 手 続 補 正 」茎 口 （自発） 平成 ２年 ５月２２日 特ａ庁長官 殿 １、事イ′１の表示 重成 １年 特 許 願 第２７０９１ ３号 ２、発明の名称 パーミンバー特性を備えた超微結晶台金及ひ゛その製１
人 ３、補［Ｉ：．ち・する者 事イ１との関係
Claims (6)
- （１）Ｆｅ，Ａ（Ｃｕ，Ａｇ及びＡｕからなる群から選
ばれた少なくとも一種の元素）およびＭ（ただしＭはＮ
ｂ，Ｗ，Ｔａ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｔｉ，Ｖ，Ｍｎ，Ｃｒ及び
Ｍｏからなる群から選ばれた少なくとも一種の元素）を
必須元素として含み、組織の少なくとも５０％が平均粒
径１０００Å以下の微細な結晶粒からなり、低い励磁磁
界における比較的一定な透磁率及びくびれたヒステリシ
スループをもつパーミンバー特性を備えたことを特徴と
する超微結晶合金。 - （２）組成式： （Ｆｅ＿１＿−＿ａＭ＿ａ）＿１＿０＿０＿−＿ｘ＿−
＿ｙ＿−＿ｚ＿−＿α＿−＿β＿−＿γＡ＿ｘＳｉ＿ｙ
Ｂ＿ｚＭ’＿αＭ”＿βＸ＿γ（ａｔ％） （但し、ＭはＣｏ及び／またはＮｉであり、ＡはＣｕ、
Ａｇ、Ａｕから選ばれる少なくとも一種の元素、Ｍ’は
Ｎｂ，Ｗ，Ｔａ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｔｉ，Ｖ，Ｍｎ，Ｃｒ及
びＭｏからなる群から選ばれた少なくとも１種の元素、
Ｍ”はＡｌ，白金族元素，Ｓｃ，Ｙ，Ｚｎ，Ｓｎ，Ｒｅ
からなる群から選ばれた少なくとも１種の元素、ＸはＣ
，Ｇｅ，Ｐ，Ｇａ，Ｓｂ，Ｉｎ，Ｂｅ，Ａｓからなる群
から選ばれた少なくとも１種の元素であり、ａ，ｘ，ｙ
，ｚ，α，β及びγはそれぞれ０≦ａ≦０．５，０．１
≦ｘ≦３，０≦ｙ≦３０，０≦ｚ≦２５，５≦ｙ＋ｚ≦
３０，０．１≦α≦３０，０≦β≦１０，０≦γ≦１０
を満たす。）により表される組成からなることを特徴と
する請求項１に記載の超微結晶磁性合金。 - （３）組織の残部が非晶質であることを特徴とする請求
項１乃至２のいずれかに記載の超微結晶磁性合金。 - （４）実質的に結晶質からなることを特徴とする請求項
１乃至２のいずれかに記載の超微結晶磁性合金。 - （５）前記組成の非晶質合金を製造する工程とこれを加
熱し、組織の少なくとも５０％が平均粒径１０００Å以
下の微細な結晶となるように熱処理する工程と、結晶化
により形成したｂｃｃＦｅ固溶体相のキュリー温度以下
の温度で熱処理する工程からなることを特徴とする低い
励磁磁界における比較的一定な透磁率及びくびれたヒス
テリシスループをもつパーミンバー特性を備えた超微結
晶合金の製造方法。 - （６）キュリー温度以下の温度の熱処理を３００℃以上
でかつ４時間以上行うことを特徴とする請求項５に記載
の超微結晶磁性合金の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1270913A JP2934460B2 (ja) | 1989-10-18 | 1989-10-18 | パーミンバー特性を備えた超微結晶合金及びその製法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1270913A JP2934460B2 (ja) | 1989-10-18 | 1989-10-18 | パーミンバー特性を備えた超微結晶合金及びその製法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH03215650A true JPH03215650A (ja) | 1991-09-20 |
| JP2934460B2 JP2934460B2 (ja) | 1999-08-16 |
Family
ID=17492735
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1270913A Expired - Lifetime JP2934460B2 (ja) | 1989-10-18 | 1989-10-18 | パーミンバー特性を備えた超微結晶合金及びその製法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2934460B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2006525655A (ja) * | 2003-04-02 | 2006-11-09 | バクームシュメルツェ ゲゼルシャフト ミット ベシュレンクテル ハフツング ウント コンパニ コマンディートゲゼルシャフト | 鉄心とその製造および使用方法 |
-
1989
- 1989-10-18 JP JP1270913A patent/JP2934460B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2006525655A (ja) * | 2003-04-02 | 2006-11-09 | バクームシュメルツェ ゲゼルシャフト ミット ベシュレンクテル ハフツング ウント コンパニ コマンディートゲゼルシャフト | 鉄心とその製造および使用方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2934460B2 (ja) | 1999-08-16 |
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