JPH059670A - 低磁歪非晶質合金 - Google Patents
低磁歪非晶質合金Info
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- JPH059670A JPH059670A JP3099219A JP9921991A JPH059670A JP H059670 A JPH059670 A JP H059670A JP 3099219 A JP3099219 A JP 3099219A JP 9921991 A JP9921991 A JP 9921991A JP H059670 A JPH059670 A JP H059670A
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- C22C45/00—Amorphous alloys
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Abstract
(57)【要約】
【構成】 式（Ｎｉ0.5 Ｃｏ0.5-x Ｔx ）100-b Ｍb 又
は式（Ｎｉ0.75Ｃｏ0.25-xＴx ）100-b Ｍb を有し、式
中、ＴはＭｎ，Ｃｒ及びＶのうちの少くとも１種、Ｍ
は、Ｂ，Ｓｉ，Ｐ，Ｃ、及びＧｅのうちの少くとも１種
であり、ｘは０．２５以下、ｂは１７〜２２である、少
くとも５０％が非晶質の磁性合金。 【効果】 二次加工が容易で、優れた安定性を有するほ
とんどゼロに近い低磁歪の非晶質合金を提供する。磁気
ひずみ値−８×１０-6乃至＋２×１０-6、飽和誘導値
０．１乃至０．８Ｔを有する。
は式（Ｎｉ0.75Ｃｏ0.25-xＴx ）100-b Ｍb を有し、式
中、ＴはＭｎ，Ｃｒ及びＶのうちの少くとも１種、Ｍ
は、Ｂ，Ｓｉ，Ｐ，Ｃ、及びＧｅのうちの少くとも１種
であり、ｘは０．２５以下、ｂは１７〜２２である、少
くとも５０％が非晶質の磁性合金。 【効果】 二次加工が容易で、優れた安定性を有するほ
とんどゼロに近い低磁歪の非晶質合金を提供する。磁気
ひずみ値−８×１０-6乃至＋２×１０-6、飽和誘導値
０．１乃至０．８Ｔを有する。
Description
【０００１】本発明は非晶質合金に関し、さらに詳しく
は、ある種の遷移金属とメタロイド元素を含む、コバル
ト及びニッケルに富む非晶質金属合金に関する。
は、ある種の遷移金属とメタロイド元素を含む、コバル
ト及びニッケルに富む非晶質金属合金に関する。
【０００２】磁性材料の容易な磁化および減磁を抑制し
得る３つの物理的パラメーターがある。強い異方性、０
でない磁気ひずみ、および高周波における低い抵抗率で
ある。金属ガラスは一般に１００マイクロohm cmより大
きい抵抗率を示すが、結晶質および多結晶質磁性金属
は、一般に、５０マイクロohm cmより小さい抵抗率を示
す。また、金属ガラスは、ランダムに不規則な構造を有
しているために、通常その物理的性質が等方性であり、
磁化もそのような物理的性質の１つである。これら２つ
の特徴を有するために、金属ガラスは、通常の磁性金属
よりも初期利点を有している。しかしながら、金属ガラ
スは、一般にゼロの磁気ひずみを示さない。ゼロの磁気
ひずみガラスが見出し得るとき、それらは一般に、良好
な軟磁性金属である。（Ｒ．Ｃ．Ｏ' Ｈａｎｄｌｅｙ，
Ｂ．Ａ．Ｎｅｓｂｉｔｔ，およびＬ．Ｉ．Ｍｅｎｄｅｌ
ｓｏｈｎ，ＩＥＥＥＴｒａｎｓ Ｍａｇ−１２，第９４
２頁，１９７６，米国特許第４，０３８，０７３号、お
よび同第４，１５０，９８１）何故なら、それらは上記
３つの是認された基準を満足するからである。この理由
により、低磁歪金属ガラスに関する多くの刊行物がある
ことによって示されるように、磁気ひずみゼロのガラス
に対して強い関心がもたれてきた（Ａ．Ｗ．Ｓｉｍｐｓ
ｏｎおよびＷ．Ｇ．Ｃｌｅｍｅｎｔｓ，ＩＥＥＥ Ｔｒ
ａｎｓ Ｍａｇ−１１，第１３３頁，１９７５；Ｎ，Ｔ
ｓｕｙａ，Ｋ．Ｉ．Ａｒａｉ，Ｙ．Ｓｈｉｒａｇａおよ
びＴ．Ｍａｓｕｍｏｔｏ，Ｐｈｙｓ．Ｌｅｔｔ．Ａ５
１，第１２１頁，１９７５；Ｈ．Ａ．Ｂｒｏｏｋｓ，Ｊ
ｏｕｒ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ，４７，第３３４頁，１９
７５；Ｔ．Ｅｇａｍｉ，Ｐ．Ｊ．Ｆｌａｎｄｅｒｓおよ
びＣ．Ｄ．Ｇｒａｈａｍ，Ｊｒ., Ａｐｐｌ．Ｐｈｙ
ｓ．Ｌｅｔｔ．２６，第１２８頁，１９７５およびＡＩ
Ｐ Ｃｏｎｆ．Ｐｒｏｃ．No．２４，第６９７頁，１９
７５；Ｒ．Ｃ．Ｓｈｅｒｗｏｏｄ，Ｅ．Ｍ．Ｇｙｏｒｇ
ｙ．Ｈ．Ｓ．Ｃｈｅｎ．Ｓ．Ｄ．Ｆｅｒｒｉｓ，Ｇ．Ｎ
ｏｒｍａｎおよびＨ．Ｊ．Ｌｅａｍｙ，ＡＩＰＣｏｎ
ｆ．Ｐｒｏｃ．No．２４，第７４５頁，１９７５；Ｈ．
Ｆｕｊｉｍｏｒｉ，Ｋ．Ｉ．Ａｒａｉ，Ｈ．Ｓｈｉｒａ
ｇａ，Ｍ．Ｙａｍａｄａ，Ｔ．Ｍａｓｕｍｏｔｏおよび
Ｎ．Ｔｓｕｙａ，Ｊａｐａｎ，Ｊｏｕｒ，Ａｐｐｌ．Ｐ
ｈｙｓ．１５，第７０５頁，１９７６；Ｌ．Ｋｒａｕｓ
およびＪ．Ｓｃｈｎｅｉｄｅｒ，Ｐｈｙｓ，Ｓｔａｔ，
Ｓｏｌ．ａ３９，第Ｋ１６１頁，１９７７；Ｒ．Ｃ．
Ｏ' Ｈａｎｄｌｅｙ ｉｎ Ａｍｏｒｐｈｏｕｓ Ｍａ
ｇｎｅｔｉｓｍ，Ｒ．ＬｅｖｙおよびＲ．Ｈａｓｅｇａ
ｗａ編（Ｐｌｅｎｕｍ Ｐｒｅｓｓ，Ｎｅｗ Ｙｏｒｋ
１９７７），第３７９頁；Ｒ．Ｃ．Ｏ' Ｈａｎｄｌｅ
ｙ，Ｓｏｌｉｄ Ｓｔａｔｅ Ｃｏｍｍｕｎｉｃａｔｉ
ｏｎｓ ２１，第１１１９頁，１９７７；Ｒ．Ｃ．Ｏ'
Ｈａｎｄｌｅｙ，Ｓｏｌｉｄ Ｓｔａｔｅ Ｃｏｍｍｕ
ｎｉｃａｔｉｏｎｓ２２，第４５８頁，１９７７；Ｒ．
Ｃ．Ｏ' Ｈａｎｄｌｅｙ，Ｐｈｙｓ．Ｒｅｖ．１８，第
９３０頁，１９７８；Ｈ．Ｓ．Ｃｈｅｍ，Ｅ．Ｍ．Ｇｙ
ｏｒｇｙ，Ｈ．Ｊ．ＬｅａｍｙおよびＲ．Ｃ．Ｓｈｅｒ
ｗｏｏｄ，米国特許第４，０５６，４１１号，１１月１
日，１９７７）。
得る３つの物理的パラメーターがある。強い異方性、０
でない磁気ひずみ、および高周波における低い抵抗率で
ある。金属ガラスは一般に１００マイクロohm cmより大
きい抵抗率を示すが、結晶質および多結晶質磁性金属
は、一般に、５０マイクロohm cmより小さい抵抗率を示
す。また、金属ガラスは、ランダムに不規則な構造を有
しているために、通常その物理的性質が等方性であり、
磁化もそのような物理的性質の１つである。これら２つ
の特徴を有するために、金属ガラスは、通常の磁性金属
よりも初期利点を有している。しかしながら、金属ガラ
スは、一般にゼロの磁気ひずみを示さない。ゼロの磁気
ひずみガラスが見出し得るとき、それらは一般に、良好
な軟磁性金属である。（Ｒ．Ｃ．Ｏ' Ｈａｎｄｌｅｙ，
Ｂ．Ａ．Ｎｅｓｂｉｔｔ，およびＬ．Ｉ．Ｍｅｎｄｅｌ
ｓｏｈｎ，ＩＥＥＥＴｒａｎｓ Ｍａｇ−１２，第９４
２頁，１９７６，米国特許第４，０３８，０７３号、お
よび同第４，１５０，９８１）何故なら、それらは上記
３つの是認された基準を満足するからである。この理由
により、低磁歪金属ガラスに関する多くの刊行物がある
ことによって示されるように、磁気ひずみゼロのガラス
に対して強い関心がもたれてきた（Ａ．Ｗ．Ｓｉｍｐｓ
ｏｎおよびＷ．Ｇ．Ｃｌｅｍｅｎｔｓ，ＩＥＥＥ Ｔｒ
ａｎｓ Ｍａｇ−１１，第１３３頁，１９７５；Ｎ，Ｔ
ｓｕｙａ，Ｋ．Ｉ．Ａｒａｉ，Ｙ．Ｓｈｉｒａｇａおよ
びＴ．Ｍａｓｕｍｏｔｏ，Ｐｈｙｓ．Ｌｅｔｔ．Ａ５
１，第１２１頁，１９７５；Ｈ．Ａ．Ｂｒｏｏｋｓ，Ｊ
ｏｕｒ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ，４７，第３３４頁，１９
７５；Ｔ．Ｅｇａｍｉ，Ｐ．Ｊ．Ｆｌａｎｄｅｒｓおよ
びＣ．Ｄ．Ｇｒａｈａｍ，Ｊｒ., Ａｐｐｌ．Ｐｈｙ
ｓ．Ｌｅｔｔ．２６，第１２８頁，１９７５およびＡＩ
Ｐ Ｃｏｎｆ．Ｐｒｏｃ．No．２４，第６９７頁，１９
７５；Ｒ．Ｃ．Ｓｈｅｒｗｏｏｄ，Ｅ．Ｍ．Ｇｙｏｒｇ
ｙ．Ｈ．Ｓ．Ｃｈｅｎ．Ｓ．Ｄ．Ｆｅｒｒｉｓ，Ｇ．Ｎ
ｏｒｍａｎおよびＨ．Ｊ．Ｌｅａｍｙ，ＡＩＰＣｏｎ
ｆ．Ｐｒｏｃ．No．２４，第７４５頁，１９７５；Ｈ．
Ｆｕｊｉｍｏｒｉ，Ｋ．Ｉ．Ａｒａｉ，Ｈ．Ｓｈｉｒａ
ｇａ，Ｍ．Ｙａｍａｄａ，Ｔ．Ｍａｓｕｍｏｔｏおよび
Ｎ．Ｔｓｕｙａ，Ｊａｐａｎ，Ｊｏｕｒ，Ａｐｐｌ．Ｐ
ｈｙｓ．１５，第７０５頁，１９７６；Ｌ．Ｋｒａｕｓ
およびＪ．Ｓｃｈｎｅｉｄｅｒ，Ｐｈｙｓ，Ｓｔａｔ，
Ｓｏｌ．ａ３９，第Ｋ１６１頁，１９７７；Ｒ．Ｃ．
Ｏ' Ｈａｎｄｌｅｙ ｉｎ Ａｍｏｒｐｈｏｕｓ Ｍａ
ｇｎｅｔｉｓｍ，Ｒ．ＬｅｖｙおよびＲ．Ｈａｓｅｇａ
ｗａ編（Ｐｌｅｎｕｍ Ｐｒｅｓｓ，Ｎｅｗ Ｙｏｒｋ
１９７７），第３７９頁；Ｒ．Ｃ．Ｏ' Ｈａｎｄｌｅ
ｙ，Ｓｏｌｉｄ Ｓｔａｔｅ Ｃｏｍｍｕｎｉｃａｔｉ
ｏｎｓ ２１，第１１１９頁，１９７７；Ｒ．Ｃ．Ｏ'
Ｈａｎｄｌｅｙ，Ｓｏｌｉｄ Ｓｔａｔｅ Ｃｏｍｍｕ
ｎｉｃａｔｉｏｎｓ２２，第４５８頁，１９７７；Ｒ．
Ｃ．Ｏ' Ｈａｎｄｌｅｙ，Ｐｈｙｓ．Ｒｅｖ．１８，第
９３０頁，１９７８；Ｈ．Ｓ．Ｃｈｅｍ，Ｅ．Ｍ．Ｇｙ
ｏｒｇｙ，Ｈ．Ｊ．ＬｅａｍｙおよびＲ．Ｃ．Ｓｈｅｒ
ｗｏｏｄ，米国特許第４，０５６，４１１号，１１月１
日，１９７７）。
【０００３】Ｃｏ−Ｍｎ−Ｂガラスの磁気ひずみにゼロ
が存在することがドイツ国，Ｈａｎａｕ，Ｖａｃｕｕｍ
ｓｃｈｍｅｌｔｚｅ Ａ．Ｇ．のＨ．Ｈｉｌｔｚｉｎｇ
ｅｒによって観察された。
が存在することがドイツ国，Ｈａｎａｕ，Ｖａｃｕｕｍ
ｓｃｈｍｅｌｔｚｅ Ａ．Ｇ．のＨ．Ｈｉｌｔｚｉｎｇ
ｅｒによって観察された。
【０００４】Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ａｐｐｌｉｅｄ
Ｐｈｙｓｉｃｓ，第４９巻，第５６６３頁，１９７８年
において、Ｎ．Ｈｅｉｍａｎ，Ｒ．Ｄ．Ｈｅｍｐｓｔｅ
ａｄおよびＮ．Ｋａｚａｍａによって６原子％のＣｒを
含むＣｏ富ガラスに言及がなされている。彼らの関心
は、Ｃｏ−Ｂ系の薄いフィルムの腐食抵抗を改善するこ
とにあった。同論文中では、磁気ひずみについては全く
言及がなされていない。最近、ＲＩＴＵ（東北大学研究
所）発行のＳｃｉｅｎｔｉｆｉｃ Ｒｅｐｏｒｔｓ ｏ
ｆ ＲＩＴＵ，Ａ，１９７８年６月号の付録第１１７頁
において、Ｔ．Ｍｉｚｏｇｕｃｈｉにより、Ｃｏ80-xＴ
x Ｐ10Ｐ10ガラス（Ｔ＝Ｍｎ，ＣｒまたはＶ）の飽和モ
ーメントおよびキュリー温度が報告された。しかしなが
ら、それらの金属ガラスについての磁気ひずみ特性につ
いては全く報告されていない。
Ｐｈｙｓｉｃｓ，第４９巻，第５６６３頁，１９７８年
において、Ｎ．Ｈｅｉｍａｎ，Ｒ．Ｄ．Ｈｅｍｐｓｔｅ
ａｄおよびＮ．Ｋａｚａｍａによって６原子％のＣｒを
含むＣｏ富ガラスに言及がなされている。彼らの関心
は、Ｃｏ−Ｂ系の薄いフィルムの腐食抵抗を改善するこ
とにあった。同論文中では、磁気ひずみについては全く
言及がなされていない。最近、ＲＩＴＵ（東北大学研究
所）発行のＳｃｉｅｎｔｉｆｉｃ Ｒｅｐｏｒｔｓ ｏ
ｆ ＲＩＴＵ，Ａ，１９７８年６月号の付録第１１７頁
において、Ｔ．Ｍｉｚｏｇｕｃｈｉにより、Ｃｏ80-xＴ
x Ｐ10Ｐ10ガラス（Ｔ＝Ｍｎ，ＣｒまたはＶ）の飽和モ
ーメントおよびキュリー温度が報告された。しかしなが
ら、それらの金属ガラスについての磁気ひずみ特性につ
いては全く報告されていない。
【０００５】Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ａｐｐｌｉｅｄ
Ｐｈｙｓｉｃｓ，第５０巻，第７５９７頁，１９７９年
において、Ｓ．ＯｈｎｕｍａおよびＴ．Ｍａｓｕｍｏｔ
ｏは、Ｃｏ−Ｆｅ−Ｂ−Ｓｉ系ガラス中の成分元素を軽
遷移金属（Ｍｎ，Ｃｒ，Ｖ，Ｗ，Ｔａ，ＭｏおよびＮ
ｂ）で置換したときの磁化および磁気ひずみについての
彼等の研究の概要を述べている。彼等は、磁気ひずみが
ゼロとなる付近の組成範囲において、保磁率（ｃｏｅｒ
ｃｉｖｉｔｙ）が減少し、有効透磁率が増加することを
示している。
Ｐｈｙｓｉｃｓ，第５０巻，第７５９７頁，１９７９年
において、Ｓ．ＯｈｎｕｍａおよびＴ．Ｍａｓｕｍｏｔ
ｏは、Ｃｏ−Ｆｅ−Ｂ−Ｓｉ系ガラス中の成分元素を軽
遷移金属（Ｍｎ，Ｃｒ，Ｖ，Ｗ，Ｔａ，ＭｏおよびＮ
ｂ）で置換したときの磁化および磁気ひずみについての
彼等の研究の概要を述べている。彼等は、磁気ひずみが
ゼロとなる付近の組成範囲において、保磁率（ｃｏｅｒ
ｃｉｖｉｔｙ）が減少し、有効透磁率が増加することを
示している。
【０００６】容易に２次加工でき、優れた安定性を有す
る改良された軟性ゼロ磁性材料を必要とする新しい用途
は、さらに特定な組成の合金を開発する努力を必要とす
るようになった。
る改良された軟性ゼロ磁性材料を必要とする新しい用途
は、さらに特定な組成の合金を開発する努力を必要とす
るようになった。
【０００７】本発明は、２次加工が容易で熱的に安定な
低磁歪およびゼロ磁歪ガラス質合金を提供する。該合金
は少くとも５０％が非晶質であって、実質上次の式によ
って定義される組成からなり：（Ｃｏ1-x Ｔx ）100-b
（Ｂ1-y Ｙy ）b 、ただし式中ＴはＣｒおよびＶのうち
の少くとも１つであり、Ｙは炭素および珪素のうちの少
くとも１つであり、Ｂは硼素であり、ｘは０．０５〜
０．２５の範囲内にあり、ｙは０．７５以下の範囲内に
あり、ｂは１４〜２８の範囲内にある。本発明の合金は
−６×１０-6乃至４×１０-6の範囲内の磁気ひずみ値を
有し、かつ０．２乃至１．０Ｔの飽和誘導を有してい
る。
低磁歪およびゼロ磁歪ガラス質合金を提供する。該合金
は少くとも５０％が非晶質であって、実質上次の式によ
って定義される組成からなり：（Ｃｏ1-x Ｔx ）100-b
（Ｂ1-y Ｙy ）b 、ただし式中ＴはＣｒおよびＶのうち
の少くとも１つであり、Ｙは炭素および珪素のうちの少
くとも１つであり、Ｂは硼素であり、ｘは０．０５〜
０．２５の範囲内にあり、ｙは０．７５以下の範囲内に
あり、ｂは１４〜２８の範囲内にある。本発明の合金は
−６×１０-6乃至４×１０-6の範囲内の磁気ひずみ値を
有し、かつ０．２乃至１．０Ｔの飽和誘導を有してい
る。
【０００８】本発明は、２次加工が容易で熱的に安定な
ニッケル・コバルト富合金およびコバルト−鉄−ニッケ
ル基かつニッケル富磁性合金を提供する。該コバルト−
鉄−ニッケル基合金は、少くとも５０％が非晶質であ
り、かつ式：（Ｃｏ1-x-y-z Ｆｅx Ｎｉy Ｔz ）100-x
（Ｂ1-w Ｍw ）b によって定義される組成から実質上な
る合金であり、ここに上記式中ＴはＭｎ，Ｃｒ，Ｖ，Ｔ
ｉ，Ｍｏ，ＮｂおよびＷのうちの少くとも１種であり、
ＭはＳｉ，Ｐ，ＣおよびＧｅのうち少くとも１種であ
り、Ｂは硼素であり、ｘは０．０５〜０．２５の範囲内
にあり、ｙは０．０５〜０．８０の範囲内にあり、ｚは
０〜０．２５の範囲内にあり、ｂは１２〜３０原子％の
範囲内にあり、ｗは、ＭがＳｉまたはＧｅのとき、０．
７５以下の範囲内にあり、ＭがＣまたはＰのとき、０．
５以下の範囲内にある。これらの合金は、約−７×１０
-6乃至＋５×１０-6の磁気ひずみ値と０．２乃至１．４
Ｔの飽和誘導とを有している。該ニッケル・コバルト富
合金は、少くとも５０％が非晶質であり、次の式によっ
て定義される組成から実質上なり；（Ｎｉ0.5 Ｃｏ0.5-
x Ｔx ）100-b Ｍb 、ここに前記式中ＴはＭｎ，Ｃｒ，
およびＶのうちの少くとも１つであり、ＭはＢ，Ｓｉ，
Ｐ，ＣおよびＧｅのうちの少くとも１つであり、ｘは
０．２５以下であり、ｂは１７〜２２の範囲内にある。
該コバルト・ニッケル富合金は、−８×１０-6乃至＋２
×１０-6の磁気ひずみ値と、０．３〜０．８Ｔの飽和誘
導とを有している。
ニッケル・コバルト富合金およびコバルト−鉄−ニッケ
ル基かつニッケル富磁性合金を提供する。該コバルト−
鉄−ニッケル基合金は、少くとも５０％が非晶質であ
り、かつ式：（Ｃｏ1-x-y-z Ｆｅx Ｎｉy Ｔz ）100-x
（Ｂ1-w Ｍw ）b によって定義される組成から実質上な
る合金であり、ここに上記式中ＴはＭｎ，Ｃｒ，Ｖ，Ｔ
ｉ，Ｍｏ，ＮｂおよびＷのうちの少くとも１種であり、
ＭはＳｉ，Ｐ，ＣおよびＧｅのうち少くとも１種であ
り、Ｂは硼素であり、ｘは０．０５〜０．２５の範囲内
にあり、ｙは０．０５〜０．８０の範囲内にあり、ｚは
０〜０．２５の範囲内にあり、ｂは１２〜３０原子％の
範囲内にあり、ｗは、ＭがＳｉまたはＧｅのとき、０．
７５以下の範囲内にあり、ＭがＣまたはＰのとき、０．
５以下の範囲内にある。これらの合金は、約−７×１０
-6乃至＋５×１０-6の磁気ひずみ値と０．２乃至１．４
Ｔの飽和誘導とを有している。該ニッケル・コバルト富
合金は、少くとも５０％が非晶質であり、次の式によっ
て定義される組成から実質上なり；（Ｎｉ0.5 Ｃｏ0.5-
x Ｔx ）100-b Ｍb 、ここに前記式中ＴはＭｎ，Ｃｒ，
およびＶのうちの少くとも１つであり、ＭはＢ，Ｓｉ，
Ｐ，ＣおよびＧｅのうちの少くとも１つであり、ｘは
０．２５以下であり、ｂは１７〜２２の範囲内にある。
該コバルト・ニッケル富合金は、−８×１０-6乃至＋２
×１０-6の磁気ひずみ値と、０．３〜０．８Ｔの飽和誘
導とを有している。
【０００９】本発明の好ましい具体例についての下記の
詳細な記述および添付の図面に言及がなされるとき、本
発明はさらにもっと十分に理解され、かつその上の利点
も明らかとなるであろう。
詳細な記述および添付の図面に言及がなされるとき、本
発明はさらにもっと十分に理解され、かつその上の利点
も明らかとなるであろう。
【００１０】本発明によって、少くとも５０％が非晶質
であり、（Ｃｏ1-x Ｔx ）100-b （Ｂ1-y Ｙy ）b の組
成から実質上なる磁性合金が提供される。ここに前記式
中Ｔはクロムおよびバナジウムのうち少くとも１つであ
り、Ｙは炭素および珪素のうち少くとも１つであり、ｘ
は０．０５〜０．２５の範囲内にあり、ｙは０．７５以
下の範囲内にあり、ｂは１４〜２８の範囲内にある。該
ガラス質合金は−６×１０-6乃至４×１０-6の磁気ひず
み値と０．２乃至１．０Ｔの飽和誘導とを有している。
であり、（Ｃｏ1-x Ｔx ）100-b （Ｂ1-y Ｙy ）b の組
成から実質上なる磁性合金が提供される。ここに前記式
中Ｔはクロムおよびバナジウムのうち少くとも１つであ
り、Ｙは炭素および珪素のうち少くとも１つであり、ｘ
は０．０５〜０．２５の範囲内にあり、ｙは０．７５以
下の範囲内にあり、ｂは１４〜２８の範囲内にある。該
ガラス質合金は−６×１０-6乃至４×１０-6の磁気ひず
み値と０．２乃至１．０Ｔの飽和誘導とを有している。
【００１１】上記組成物の純度は通常市販されているも
のの純度である。しかしながら、本発明の合金は、組成
物の全量を基準として５原子％以下の少くとも１つの他
の遷移金属元素たとえばＦｅ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｚ
ｎ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｖ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，
Ｗ，Ｒｕ，ＲｈおよびＰｄ、組成物全量を基準として約
２原子％以下の少くとも１つの他のメタロイド元素たと
えばＢ，Ｃ，Ｓｉ，Ｐ，Ｇｅ，Ａｌ，Ｎ，ＯおよびＳ
を、これらガラス質合金の所望の磁気特性を著しく低下
させることなく、含み得ることが理解されるであろう。
のの純度である。しかしながら、本発明の合金は、組成
物の全量を基準として５原子％以下の少くとも１つの他
の遷移金属元素たとえばＦｅ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｚ
ｎ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｖ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，
Ｗ，Ｒｕ，ＲｈおよびＰｄ、組成物全量を基準として約
２原子％以下の少くとも１つの他のメタロイド元素たと
えばＢ，Ｃ，Ｓｉ，Ｐ，Ｇｅ，Ａｌ，Ｎ，ＯおよびＳ
を、これらガラス質合金の所望の磁気特性を著しく低下
させることなく、含み得ることが理解されるであろう。
【００１２】本発明の非晶質合金は、前記組成物の溶融
体を、少くとも１０5 ℃／秒の速度で冷却することによ
ってつくることができる。当該技術分野でよく知られて
いるように、スプラット急冷した箔および超急冷した連
続リボン、ワイヤー、シート等を成形加工するためには
各種の方法が利用できる。典型的には、ある特定の組成
を選び、必要な元素の（または分解してそのような元素
を生ずる物質たとえばニッケルボライド等の）粉末を所
望の比率で混合したものを溶融均一化し、該溶融合金を
回転している冷却シリンダーのような冷却表面上で超急
冷するか、あるいは冷却ブライン液のような適当な流体
媒質中で超急冷する。非晶質合金は空気中でもつくるこ
とができる。しかしながら、Ｒａｙ等への米国特許第
４，１５４，２８３号に開示されているように、絶対圧
力が５．５cmHg以下、好ましくは、１００μｍ〜１cmHg
の不完全真空中でこれらの非晶質合金を形成することに
より、優れた機械的性質を得ることができる。
体を、少くとも１０5 ℃／秒の速度で冷却することによ
ってつくることができる。当該技術分野でよく知られて
いるように、スプラット急冷した箔および超急冷した連
続リボン、ワイヤー、シート等を成形加工するためには
各種の方法が利用できる。典型的には、ある特定の組成
を選び、必要な元素の（または分解してそのような元素
を生ずる物質たとえばニッケルボライド等の）粉末を所
望の比率で混合したものを溶融均一化し、該溶融合金を
回転している冷却シリンダーのような冷却表面上で超急
冷するか、あるいは冷却ブライン液のような適当な流体
媒質中で超急冷する。非晶質合金は空気中でもつくるこ
とができる。しかしながら、Ｒａｙ等への米国特許第
４，１５４，２８３号に開示されているように、絶対圧
力が５．５cmHg以下、好ましくは、１００μｍ〜１cmHg
の不完全真空中でこれらの非晶質合金を形成することに
より、優れた機械的性質を得ることができる。
【００１３】該非晶質金属合金は、Ｘ−線回折による測
定で少くとも５０％が非晶質であり、好ましくは少くと
も８０％が非晶質である。しかしながら、これらの非晶
質金属合金を部分的（すなわち不完全）真空中で形成す
ることにより、１００％非晶質に近い実質上の非晶質が
得られる。これによって延性が改善される。従って実質
上の非晶質性を有するこれらの合金は、好ましい非晶質
合金である。
定で少くとも５０％が非晶質であり、好ましくは少くと
も８０％が非晶質である。しかしながら、これらの非晶
質金属合金を部分的（すなわち不完全）真空中で形成す
ることにより、１００％非晶質に近い実質上の非晶質が
得られる。これによって延性が改善される。従って実質
上の非晶質性を有するこれらの合金は、好ましい非晶質
合金である。
【００１４】これらの合金のリボンは、軟磁性分野に用
途があり、また低い磁気ひずみ、高い熱的安定性（たと
えば約１００℃まで安定）および卓越した２次加工性が
必要とされる分野に用途がある。
途があり、また低い磁気ひずみ、高い熱的安定性（たと
えば約１００℃まで安定）および卓越した２次加工性が
必要とされる分野に用途がある。
【００１５】下記の実施例は、より完全な発明の理解を
可能ならしめるために記されたものである。採用された
特定の技術、条件、物質、比率および報告されたデータ
は、発明の原理および実施方法を説明するための例示的
なものであり、これらが発明の範囲を制限するものと解
釈されるべきではない。
可能ならしめるために記されたものである。採用された
特定の技術、条件、物質、比率および報告されたデータ
は、発明の原理および実施方法を説明するための例示的
なものであり、これらが発明の範囲を制限するものと解
釈されるべきではない。
【００１６】実施例
組成のわかった合金溶融体を超急冷して非結晶質のリボ
ンを形成した。リボンの組成は溶融体と同じものである
と考えてよいであろう。該リボンは、典型的には４０マ
イクロメーター（μｍ）×２mmの横断面を有しており、
これらリボンはいくつかの正方形にカットされた。２９
５Ｋ＜Ｔ＜Ｔx ，結晶化温度で、特定の磁化σ（４．２
Ｋ，９ＫＯｅ）およびσ（Ｔ，９ＫＯｅ）について、振
動試料マグネトメーター測定を行なうためであった。キ
ュリー温度はσ（Ｔ，９ＫＯｅ）曲線における変曲点か
ら得られた。
ンを形成した。リボンの組成は溶融体と同じものである
と考えてよいであろう。該リボンは、典型的には４０マ
イクロメーター（μｍ）×２mmの横断面を有しており、
これらリボンはいくつかの正方形にカットされた。２９
５Ｋ＜Ｔ＜Ｔx ，結晶化温度で、特定の磁化σ（４．２
Ｋ，９ＫＯｅ）およびσ（Ｔ，９ＫＯｅ）について、振
動試料マグネトメーター測定を行なうためであった。キ
ュリー温度はσ（Ｔ，９ＫＯｅ）曲線における変曲点か
ら得られた。
【００１７】磁気ひずみ測定は、４ＫＯｅ以下の磁界中
で、金属箔ひずみゲージを用いて行なった（これについ
ては、Ｓｏｌｉｄ Ｓｔａｔｅ Ｃｏｍｍｕｎｉｃａｔ
ｉｏｎ，第２２巻，第４８５頁，１９７７年中に、Ｒ．
Ｃ．Ｏ' Ｈａｎｄｌｅｙによって、より詳しく報告され
ている）。これらの測定値の精度は、歪全体の大きさの
１０％以内であり、歪感度は１０-7オーダーであると考
えられる。
で、金属箔ひずみゲージを用いて行なった（これについ
ては、Ｓｏｌｉｄ Ｓｔａｔｅ Ｃｏｍｍｕｎｉｃａｔ
ｉｏｎ，第２２巻，第４８５頁，１９７７年中に、Ｒ．
Ｃ．Ｏ' Ｈａｎｄｌｅｙによって、より詳しく報告され
ている）。これらの測定値の精度は、歪全体の大きさの
１０％以内であり、歪感度は１０-7オーダーであると考
えられる。
【００１８】Ｃｏ80-xＴx Ｂ20（Ｔ＝Ｆｅ，Ｍｎ，Ｃ
ｒ，Ｖ）という組成を持つガラスの組成を表すｘの関数
としての室温比飽和磁化σ（２９５Ｋ，９ＫＯｅ）の組
成変化が図１に示されている。図１における傾向は、こ
れらの合金の飽和モーメントｎB およびキュリー温度Ｔ
c 両者の変化を反映する。
ｒ，Ｖ）という組成を持つガラスの組成を表すｘの関数
としての室温比飽和磁化σ（２９５Ｋ，９ＫＯｅ）の組
成変化が図１に示されている。図１における傾向は、こ
れらの合金の飽和モーメントｎB およびキュリー温度Ｔ
c 両者の変化を反映する。
【００１９】Ｃｏ富ガラスのキュリー温度は、一般に結
晶化温度Ｔx の十分上にあるが、ＣｒまたはＶを十分多
量に添加すると、Ｔx の下に落ちる（図２参照）。
晶化温度Ｔx の十分上にあるが、ＣｒまたはＶを十分多
量に添加すると、Ｔx の下に落ちる（図２参照）。
【００２０】磁気装置で有効に使用できるためには、そ
の材料はしかるべき磁性を示すものでなければならな
い。パーマロイ〔（Ｎｉ82Ｆｅ18）1-x Ｘx ，ただしＸ
＝ＭｏまたはＣｕ、ｘ＜０．０４〕によって代表される
種類の市販のゼロ磁歪結晶質金属合金は、その有する飽
和誘導Ｂs ＝Ｈ＋４πＭs ＝４πＭs が約０．６〜０．
８テスラ（６〜８Ｋガウス）である。図１に示す比磁化
（ｓｐｅｃｉｆｉｃ ｍａｇｎｅｔｉｚａｔｉｏｎｓ）
は、質量密度倍の４π／１０，０００をかけることによ
りテスラに換算することができる。これら研究されたガ
ラスの密度は、Ｃｏ80Ｂ20，Ｆｅ80Ｂ20およびＣｏ70Ｆ
ｅ10Ｂ20などのガラスについて測定された密度および結
晶質Ｃｏ，Ｆｅ，Ｍｎ，ＣｒおよびＶの公知の密度から
推定することができる。
の材料はしかるべき磁性を示すものでなければならな
い。パーマロイ〔（Ｎｉ82Ｆｅ18）1-x Ｘx ，ただしＸ
＝ＭｏまたはＣｕ、ｘ＜０．０４〕によって代表される
種類の市販のゼロ磁歪結晶質金属合金は、その有する飽
和誘導Ｂs ＝Ｈ＋４πＭs ＝４πＭs が約０．６〜０．
８テスラ（６〜８Ｋガウス）である。図１に示す比磁化
（ｓｐｅｃｉｆｉｃ ｍａｇｎｅｔｉｚａｔｉｏｎｓ）
は、質量密度倍の４π／１０，０００をかけることによ
りテスラに換算することができる。これら研究されたガ
ラスの密度は、Ｃｏ80Ｂ20，Ｆｅ80Ｂ20およびＣｏ70Ｆ
ｅ10Ｂ20などのガラスについて測定された密度および結
晶質Ｃｏ，Ｆｅ，Ｍｎ，ＣｒおよびＶの公知の密度から
推定することができる。
【００２１】ρx を結晶質物質Ｘの質量密度、ρg をガ
ラス質物質Ｘ80Ｂ20の質量密度と定義するとき、測定量
の比ρg ／ρx はＣ80Ｂ20およびＦｅ80Ｂ20については
０．９２〜０．９４であることが見出された。表Ｉに示
す仮説的なＸ80Ｂ20ガラスについても、類似の傾向が保
たれている。Ｘ80Ｂ20（Ｘ＝Ｍｎ，Ｃｒ，Ｖ）という組
成のガラスについての推定密度も表Ｉに示されている。
Ｃｏ70Ｘ10Ｂ20ガラスの密度は、Ｃｏ80Ｂ20およびＸ80
Ｂ20の密度を組み合わせて直線的に計算したものであ
る。そのようにして求めたＣｏ70Ｆｅ10Ｂ20についての
値は、そのガラスについて測定した密度よりも僅か１％
未満大きいだけであった。
ラス質物質Ｘ80Ｂ20の質量密度と定義するとき、測定量
の比ρg ／ρx はＣ80Ｂ20およびＦｅ80Ｂ20については
０．９２〜０．９４であることが見出された。表Ｉに示
す仮説的なＸ80Ｂ20ガラスについても、類似の傾向が保
たれている。Ｘ80Ｂ20（Ｘ＝Ｍｎ，Ｃｒ，Ｖ）という組
成のガラスについての推定密度も表Ｉに示されている。
Ｃｏ70Ｘ10Ｂ20ガラスの密度は、Ｃｏ80Ｂ20およびＸ80
Ｂ20の密度を組み合わせて直線的に計算したものであ
る。そのようにして求めたＣｏ70Ｆｅ10Ｂ20についての
値は、そのガラスについて測定した密度よりも僅か１％
未満大きいだけであった。
【００２２】
【００２３】図３には、Ｃｏ80Ｂ20ガラスの飽和磁気ひ
ずみに対するＦｅ，Ｍｎ，ＣｒおよびＶ置換の効果が示
されている。Ｏ' Ｈａｎｄｌｅｙ等の米国特許第４，０
３８，０７３号に開示されているＣｏをＦｅで置換する
ケースのように、より軽い遷移金属はゼロを通過してλ
s （飽和磁気歪値）を増加させ、ＭｎおよびＣｒ置換の
場合はＴc より低い正の値に到らしめ、Ｖ置換の場合に
はゼロに到る。Ｃｏ66Ｖ14Ｂ20ガラスの場合は、Ｔc ＝
３００Ｋである（図２参照）。従って多分Ｔc が低いこ
とによるものと思われるが、室温における磁気ひずみは
０である。図４はＣ80-xＴx Ｂ20非晶質合金についての
温度と磁気歪値との関係を示している。Ｃ80-xＴx Ｂ20
非晶質合金の場合、Ｖが増加するにつれて磁気歪値はプ
ラスの方向に近付いており、Ｖ14の場合はほぼ０であ
る。この図に示されたデータを外挿すればＶが１４以上
の場合、４．２Ｋで正の磁気歪を示すであろうことが理
解できる。Ｃｏ−Ｍｎ−Ｂ及びＣｏ−Ｃｒ−Ｂガラスの
場合、同様にほぼゼロに近い低磁歪性であり、ｘ≦１４
の場合と、ほぼ同じ値を示す。このことは図３からも理
解できる。Ｃｏ74Ｆｅ6 Ｂ20および関連ガラスはλ＝０
のパーマロイの磁化の約２倍の磁化（ｍａｇｎｅｔｉｚ
ａｔｉｏｎ）を有する非磁歪性合金である。Ｃｏ71Ｍｎ
9 Ｂ20ガラスは同じカテゴリーの合金であり、λ＝０，
σ（２９５Ｋ）＝１１１emu ／gm（４πＭ＝１１Ｋガウ
ス）である。
ずみに対するＦｅ，Ｍｎ，ＣｒおよびＶ置換の効果が示
されている。Ｏ' Ｈａｎｄｌｅｙ等の米国特許第４，０
３８，０７３号に開示されているＣｏをＦｅで置換する
ケースのように、より軽い遷移金属はゼロを通過してλ
s （飽和磁気歪値）を増加させ、ＭｎおよびＣｒ置換の
場合はＴc より低い正の値に到らしめ、Ｖ置換の場合に
はゼロに到る。Ｃｏ66Ｖ14Ｂ20ガラスの場合は、Ｔc ＝
３００Ｋである（図２参照）。従って多分Ｔc が低いこ
とによるものと思われるが、室温における磁気ひずみは
０である。図４はＣ80-xＴx Ｂ20非晶質合金についての
温度と磁気歪値との関係を示している。Ｃ80-xＴx Ｂ20
非晶質合金の場合、Ｖが増加するにつれて磁気歪値はプ
ラスの方向に近付いており、Ｖ14の場合はほぼ０であ
る。この図に示されたデータを外挿すればＶが１４以上
の場合、４．２Ｋで正の磁気歪を示すであろうことが理
解できる。Ｃｏ−Ｍｎ−Ｂ及びＣｏ−Ｃｒ−Ｂガラスの
場合、同様にほぼゼロに近い低磁歪性であり、ｘ≦１４
の場合と、ほぼ同じ値を示す。このことは図３からも理
解できる。Ｃｏ74Ｆｅ6 Ｂ20および関連ガラスはλ＝０
のパーマロイの磁化の約２倍の磁化（ｍａｇｎｅｔｉｚ
ａｔｉｏｎ）を有する非磁歪性合金である。Ｃｏ71Ｍｎ
9 Ｂ20ガラスは同じカテゴリーの合金であり、λ＝０，
σ（２９５Ｋ）＝１１１emu ／gm（４πＭ＝１１Ｋガウ
ス）である。
【００２４】飽和磁気歪値（λs ）は温度に依存する。
この点についていくつかの合金について図４に示した。
飽和磁気歪値の符号（ｓｉｇｎ）は、ここに示したガラ
スの２つにおいて変化することが観察された。磁気歪値
（λ）が正又は負からゼロに変る温度を補償温度（ｃｏ
ｍｐｅｎｓａｔｉｏｎ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）と称
する。こうした補償温度が金属ガラスに関して観察され
たことはなかった。バナジウム含有ガラスは補償が認識
される前に常磁性になるか結晶化してしまう。すなわち
Ｖ含有合金のいくつかにおいてはキュリー温度及び／又
は結晶化温度が低いため、合金のキュリー温度及び／又
は結晶化温度のいずれかをこえる前にクロスオーバー
（補償）温度に到達することはできないのである。図３
のグラフはそれぞれの合金において磁気歪値が温度の関
数であることを示している。図３に示されている負の磁
気ひずみを有するガラスは、幾分高い温度（室温よりも
約２００℃程度までだけ高い温度。このような温度は電
子装置では珍しいことではない。）においてλs ＝０で
あることを必要とする用途に使用することができる。本
明細書に開示されている新規な低磁歪金属ガラス（Ｃｏ
−Ｃｒ−ＢおよびＣｏ−Ｖ−Ｂ）は、比較的低い４πＭ
s を示す（図１参照）。その結果として、それらの有用
性は、パーマロイその他のλs ＝０の結晶質または非結
晶質物質に対比して、より優れた機械的性質または改善
された腐蝕抵抗を必要とする用途に限定されている。
この点についていくつかの合金について図４に示した。
飽和磁気歪値の符号（ｓｉｇｎ）は、ここに示したガラ
スの２つにおいて変化することが観察された。磁気歪値
（λ）が正又は負からゼロに変る温度を補償温度（ｃｏ
ｍｐｅｎｓａｔｉｏｎ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）と称
する。こうした補償温度が金属ガラスに関して観察され
たことはなかった。バナジウム含有ガラスは補償が認識
される前に常磁性になるか結晶化してしまう。すなわち
Ｖ含有合金のいくつかにおいてはキュリー温度及び／又
は結晶化温度が低いため、合金のキュリー温度及び／又
は結晶化温度のいずれかをこえる前にクロスオーバー
（補償）温度に到達することはできないのである。図３
のグラフはそれぞれの合金において磁気歪値が温度の関
数であることを示している。図３に示されている負の磁
気ひずみを有するガラスは、幾分高い温度（室温よりも
約２００℃程度までだけ高い温度。このような温度は電
子装置では珍しいことではない。）においてλs ＝０で
あることを必要とする用途に使用することができる。本
明細書に開示されている新規な低磁歪金属ガラス（Ｃｏ
−Ｃｒ−ＢおよびＣｏ−Ｖ−Ｂ）は、比較的低い４πＭ
s を示す（図１参照）。その結果として、それらの有用
性は、パーマロイその他のλs ＝０の結晶質または非結
晶質物質に対比して、より優れた機械的性質または改善
された腐蝕抵抗を必要とする用途に限定されている。
【００２５】正および負の磁気ひずみを有するＣｏ富ガ
ラス組成物は、直線的に添加されてゼロ磁歪を与えるこ
とができる。たとえば、Ｃｏ70Ｆｅ10Ｂ20およびＣｏ80
Ｂ20ガラスに対するλs はそれぞれ＋４および−４×１
０-6である。これらのガラスの５０−５０％混合物はＣ
ｏ75Ｆｅ5 Ｂ20となるが、これは実際にλs ＝０を示す
（Ｏ' Ｈａｎｄｌｅｙ等，ＩＥＥＥ Ｔｒａｎｓ Ｍａ
ｇ−１２，第９４２頁，１９７６年）。同様に、Ｃｏ40
Ｎｉ40Ｂ20についてλs ＝−７×１０-6であるが、一方
Ｆｅ80Ｂ20についてはλs ＝３２×１０-6である。これ
らより、λ＝０となる直線的混合物は０．１８×（Ｆｅ
80Ｂ20）＋０．８２×（Ｃｏ40Ｎｉ40Ｂ20）＝Ｃｏ33Ｎ
ｉ33Ｆｅ14Ｂ20と推定されるが、これはλs ＝０である
ことが観察された組成であるところのＣｏ33.5Ｎｉ33.5
Ｆｅ13Ｂ20に非常に近い。
ラス組成物は、直線的に添加されてゼロ磁歪を与えるこ
とができる。たとえば、Ｃｏ70Ｆｅ10Ｂ20およびＣｏ80
Ｂ20ガラスに対するλs はそれぞれ＋４および−４×１
０-6である。これらのガラスの５０−５０％混合物はＣ
ｏ75Ｆｅ5 Ｂ20となるが、これは実際にλs ＝０を示す
（Ｏ' Ｈａｎｄｌｅｙ等，ＩＥＥＥ Ｔｒａｎｓ Ｍａ
ｇ−１２，第９４２頁，１９７６年）。同様に、Ｃｏ40
Ｎｉ40Ｂ20についてλs ＝−７×１０-6であるが、一方
Ｆｅ80Ｂ20についてはλs ＝３２×１０-6である。これ
らより、λ＝０となる直線的混合物は０．１８×（Ｆｅ
80Ｂ20）＋０．８２×（Ｃｏ40Ｎｉ40Ｂ20）＝Ｃｏ33Ｎ
ｉ33Ｆｅ14Ｂ20と推定されるが、これはλs ＝０である
ことが観察された組成であるところのＣｏ33.5Ｎｉ33.5
Ｆｅ13Ｂ20に非常に近い。
【００２６】対立する磁気ひずみの線状組合せの法則
（ｌｉｎｅａｒ ｃｏｍｂｉｎａｔｉｏｎ ｏｆ ｏｐ
ｐｏｓｉｎｇ ｍａｇｎｅｔｏｓｔｒｉｃｔｉｏｎｓ
（ＬＣＯＭ））が応用されて、さらに別のゼロ磁歪ガラ
スが開発された。
（ｌｉｎｅａｒ ｃｏｍｂｉｎａｔｉｏｎ ｏｆ ｏｐ
ｐｏｓｉｎｇ ｍａｇｎｅｔｏｓｔｒｉｃｔｉｏｎｓ
（ＬＣＯＭ））が応用されて、さらに別のゼロ磁歪ガラ
スが開発された。
【００２７】図３にはこれらのゼロに近い低磁歪性合金
について、飽和磁歪と組成との関係を示す。表IIには、
このようなガラスのいくつかの例を示し、図５に、三角
組成図のコバルトに富んだコーナーにおいて、これらの
ガラスが占める位置を示した。このような、新たに開発
されたλs ＝０の組成物を結ぶ線は、使用したメタロイ
ドが、本発明ではＢのみであるにもかかわらず、前述の
ＯｈｎｕｍａとＭａｓｕｍｏｔｏが（Ｃｏ−Ｆｅ−Ｘ）
78Ｂ14Ｓｉ8 （Ｘ＝Ｍｎ，Ｃｒ，Ｖ）ガラス（すなわち
メタロイドとしてＢ＋Ｓｉを使用したガラス）について
観察した結果とよく合っている。
について、飽和磁歪と組成との関係を示す。表IIには、
このようなガラスのいくつかの例を示し、図５に、三角
組成図のコバルトに富んだコーナーにおいて、これらの
ガラスが占める位置を示した。このような、新たに開発
されたλs ＝０の組成物を結ぶ線は、使用したメタロイ
ドが、本発明ではＢのみであるにもかかわらず、前述の
ＯｈｎｕｍａとＭａｓｕｍｏｔｏが（Ｃｏ−Ｆｅ−Ｘ）
78Ｂ14Ｓｉ8 （Ｘ＝Ｍｎ，Ｃｒ，Ｖ）ガラス（すなわち
メタロイドとしてＢ＋Ｓｉを使用したガラス）について
観察した結果とよく合っている。
【００２８】
【００２９】Ｃｏに富んだガラスの磁気ひずみは、磁気
ひずみ上の２つの独立したメカニズムが正に打ち消し合
う（ニア・キャンセレーション）ため小さい。メカニズ
ムの一つは２−イオン・相互作用（ｔｗｏ−ｉｏｎ ｉ
ｎｔｅｒａｃｔｉｏｎ）、すなわち正の２種イオン（Ｆ
ｅとＴ）の相互作用であり、もう一つはシングル−ＴＭ
−イオンターム、すなわち負の遷移金属（ＴＭ）イオン
（Ｃｏ）によるものである。（Ｏ' Ｈａｎｄｌｅｙ，Ｐ
ｈｙｓ．Ｒｅｖ．Ｂ１８，第９３０ページ，１９７８
年，参照）。すなわちＣｏは純砕であればある程磁気ひ
ずみ的に負となり、負に寄与する。一方、ＦｅとＴの成
分は、正の磁気ひずみ要因となる。両者は互に打ち消し
あい、ほぼゼロに近い低磁歪合金を提供する。この現象
については、図５において（Ｃｏ1-x-y Ｆｅx Ｔy ）80
Ｂ20合金について図示的に説明した。
ひずみ上の２つの独立したメカニズムが正に打ち消し合
う（ニア・キャンセレーション）ため小さい。メカニズ
ムの一つは２−イオン・相互作用（ｔｗｏ−ｉｏｎ ｉ
ｎｔｅｒａｃｔｉｏｎ）、すなわち正の２種イオン（Ｆ
ｅとＴ）の相互作用であり、もう一つはシングル−ＴＭ
−イオンターム、すなわち負の遷移金属（ＴＭ）イオン
（Ｃｏ）によるものである。（Ｏ' Ｈａｎｄｌｅｙ，Ｐ
ｈｙｓ．Ｒｅｖ．Ｂ１８，第９３０ページ，１９７８
年，参照）。すなわちＣｏは純砕であればある程磁気ひ
ずみ的に負となり、負に寄与する。一方、ＦｅとＴの成
分は、正の磁気ひずみ要因となる。両者は互に打ち消し
あい、ほぼゼロに近い低磁歪合金を提供する。この現象
については、図５において（Ｃｏ1-x-y Ｆｅx Ｔy ）80
Ｂ20合金について図示的に説明した。
【００３０】この相互作用に基づくＣｏ富ガラスにおけ
る磁気ひずみの組成依存度は室温では一般に次の式によ
って示すことができる。
る磁気ひずみの組成依存度は室温では一般に次の式によ
って示すことができる。
【００３１】
λs α＋６．８×１０-6−１０．２×１０-6×（１００−ｘ）／８０
ただしここで最初の項目（α）は、（メタロイド量とは
無関係に）磁気ひずみにおける観察された２−イオン成
分に関し、そして残りは（ＴＭ濃度、すなわち１００−
ｘによって直線的に変化する）磁気ひずみのシングル−
イオン成分に関する。従って、メタロイドｘの量が増加
するにつれて、磁気ひずみは負性を減じ、λの変化はメ
タロイドが１原子％多くなる毎に＋０．１３×１０-6と
なる。または、ゼロ磁歪組成は、１００−ｘが増加する
につれて、鉄により一層富んだガラスにシフトする。シ
フトは、ｘが１％減少する毎に、約＋０．２３％Ｆｅで
ある。 図５に示すように、λs ＝０に対するＣｏ−Ｆ
ｅ−Ｔ比（Ｔ＝Ｍｎ，Ｃｒ，Ｖ）は、１２＜ｘ＜２８原
子％のガラス形成範囲内の他のＴＭ／Ｍ比についてもほ
ぼ当てはまる。第１のオーダーの補正は、ｘが４％減少
する毎に、λs ＝０の線をＦｅに向って約１％だけシフ
トさせる。
無関係に）磁気ひずみにおける観察された２−イオン成
分に関し、そして残りは（ＴＭ濃度、すなわち１００−
ｘによって直線的に変化する）磁気ひずみのシングル−
イオン成分に関する。従って、メタロイドｘの量が増加
するにつれて、磁気ひずみは負性を減じ、λの変化はメ
タロイドが１原子％多くなる毎に＋０．１３×１０-6と
なる。または、ゼロ磁歪組成は、１００−ｘが増加する
につれて、鉄により一層富んだガラスにシフトする。シ
フトは、ｘが１％減少する毎に、約＋０．２３％Ｆｅで
ある。 図５に示すように、λs ＝０に対するＣｏ−Ｆ
ｅ−Ｔ比（Ｔ＝Ｍｎ，Ｃｒ，Ｖ）は、１２＜ｘ＜２８原
子％のガラス形成範囲内の他のＴＭ／Ｍ比についてもほ
ぼ当てはまる。第１のオーダーの補正は、ｘが４％減少
する毎に、λs ＝０の線をＦｅに向って約１％だけシフ
トさせる。
【００３２】メタロイドの種類は、Ｃｏ富ガラスにおけ
る磁気ひずみの大きさおよび符号にほとんど影響を与え
ない（Ｏ' Ｈａｎｄｌｅｙ ｉｎ Ａｍｏｒｐｈｏｕｓ
Ｍａｇｎｅｔｉｓｍｅｄｓ．Ｒ．Ｌｅｖｙ ａｎｄ
Ｒ．Ｈａｓｅｇａｗａ．Ｐｌｅｎｕｍ Ｐｒｅｓｓ １
９７７，第３７９頁）。したがって表IIおよび図５の組
成物は、もしＢがＰ，Ｃ，Ｓｉまたはこれらメタロイド
の何らかの組合せによって置換されても、やはり磁気ひ
ずみが０に近いという点は変らないであろう。先に述べ
た対立する磁気ひずみの線状組合せの法則（ＬＣＯＭ）
は、図６に示したＦｅ−Ｃｏ−Ｎｉ３角磁歪図表のＣｏ
−Ｎｉ側を横断して適用することもできる（Ｏ' Ｈａｎ
ｄｌｅｙの米国特許第４１５０９８１号参照）。表III
にはこのようにして得た代表的なほぼゼロ磁歪組成を示
す。
る磁気ひずみの大きさおよび符号にほとんど影響を与え
ない（Ｏ' Ｈａｎｄｌｅｙ ｉｎ Ａｍｏｒｐｈｏｕｓ
Ｍａｇｎｅｔｉｓｍｅｄｓ．Ｒ．Ｌｅｖｙ ａｎｄ
Ｒ．Ｈａｓｅｇａｗａ．Ｐｌｅｎｕｍ Ｐｒｅｓｓ １
９７７，第３７９頁）。したがって表IIおよび図５の組
成物は、もしＢがＰ，Ｃ，Ｓｉまたはこれらメタロイド
の何らかの組合せによって置換されても、やはり磁気ひ
ずみが０に近いという点は変らないであろう。先に述べ
た対立する磁気ひずみの線状組合せの法則（ＬＣＯＭ）
は、図６に示したＦｅ−Ｃｏ−Ｎｉ３角磁歪図表のＣｏ
−Ｎｉ側を横断して適用することもできる（Ｏ' Ｈａｎ
ｄｌｅｙの米国特許第４１５０９８１号参照）。表III
にはこのようにして得た代表的なほぼゼロ磁歪組成を示
す。
【００３３】
【００３４】図６において、３角Ｆｅ−Ｃｏ−Ｎｉ図表
のＮｉ富コーナーに、加工が困難で比較的不安定なガラ
スの領域部分が存在する。しかし、各種の用途への可能
性をもった磁気ひずみがゼロまたは低いガラス質合金が
そこに存在する。
のＮｉ富コーナーに、加工が困難で比較的不安定なガラ
スの領域部分が存在する。しかし、各種の用途への可能
性をもった磁気ひずみがゼロまたは低いガラス質合金が
そこに存在する。
【００３５】もし、“遅い（ｌａｔｅ）”遷移金属Ｎｉ
が“早い（ｅａｒｌｙ）”ＴＭ（遷移金属）、たとえば
Ｍｎ，Ｃｒ，Ｖによってある程度までバランスされてい
れば、Ｎｉ−富ガラスはもっと容易につくられ、かつも
っと安定である。そういったガラスの例としてはＮｉ50
Ｍｎ30Ｂ20，Ｎｉ60Ｃｒ20Ｂ20，または、Ｎｉ70Ｖ10Ｂ
20などがある。
が“早い（ｅａｒｌｙ）”ＴＭ（遷移金属）、たとえば
Ｍｎ，Ｃｒ，Ｖによってある程度までバランスされてい
れば、Ｎｉ−富ガラスはもっと容易につくられ、かつも
っと安定である。そういったガラスの例としてはＮｉ50
Ｍｎ30Ｂ20，Ｎｉ60Ｃｒ20Ｂ20，または、Ｎｉ70Ｖ10Ｂ
20などがある。
【００３６】上に示されたλs ＝０の合金の存在の証拠
および公知の軽いＴＭのＮｉ−富ガラスに与える安定化
効果に基いて、Ｍｎ，Ｃｒ，および／またはＶの添加に
より、Ｎｉに富んだ新規な低磁歪ガラスが、図６のλs
＝０の線の下または近くの領域（すなわち、最初にλs
＜０を示すガラス）に開発された。従って、たとえば、
（Ｃｏ0.25Ｎｉ0.75）80Ｂ20は、Ｃｏの代りにＭｎ，Ｃ
ｒまたはＶを置換することにより、より一層２次加工性
が良好であり、かつガラス状態においてより安定である
ようにされることができ、かつその負の磁気ひずみがゼ
ロ近くまで増加させられることができる：（Ｎｉ0.75Ｃ
ｏ0.25-xＴx ）80Ｂ20。
および公知の軽いＴＭのＮｉ−富ガラスに与える安定化
効果に基いて、Ｍｎ，Ｃｒ，および／またはＶの添加に
より、Ｎｉに富んだ新規な低磁歪ガラスが、図６のλs
＝０の線の下または近くの領域（すなわち、最初にλs
＜０を示すガラス）に開発された。従って、たとえば、
（Ｃｏ0.25Ｎｉ0.75）80Ｂ20は、Ｃｏの代りにＭｎ，Ｃ
ｒまたはＶを置換することにより、より一層２次加工性
が良好であり、かつガラス状態においてより安定である
ようにされることができ、かつその負の磁気ひずみがゼ
ロ近くまで増加させられることができる：（Ｎｉ0.75Ｃ
ｏ0.25-xＴx ）80Ｂ20。
【００３７】以上本発明をかなり詳細に記述したが、そ
のような詳細はそれに厳密に固執させるためのものでは
なく、各種の変更および改良が当業者には自明であると
思う。そういったものもすべて、特許請求の範囲に定義
される本発明の技術範囲に属するものである。
のような詳細はそれに厳密に固執させるためのものでは
なく、各種の変更および改良が当業者には自明であると
思う。そういったものもすべて、特許請求の範囲に定義
される本発明の技術範囲に属するものである。
【図１】式：Ｃｏ80-xＴx Ｂ20（ただしＴはＦｅ，Ｍ
ｎ，ＣｒおよびＶのうち少くとも１つであり、ｘは約１
６原子％以下の範囲内にある。）によって定義される組
成物についての飽和磁化を示すグラフである。
ｎ，ＣｒおよびＶのうち少くとも１つであり、ｘは約１
６原子％以下の範囲内にある。）によって定義される組
成物についての飽和磁化を示すグラフである。
【図２】Ｔc が結晶化温度Ｔx よりも下にある組成物に
ついてのキュリー温度を示すグラフである。
ついてのキュリー温度を示すグラフである。
【図３】飽和磁歪と本発明の選ばれた合金についての組
成との関係を示すグラフである。
成との関係を示すグラフである。
【図４】温度と本発明の選ばれた合金についての磁歪値
との関係を示すグラフである。
との関係を示すグラフである。
【図５】式：（Ｃｏ1-x-y Ｆｅx Ｔy ）80Ｂ20（ただし
ＴはＶ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｆｅ，ＣｏおよびＮｉのうち少く
とも１つである）によって定義される組成物についての
３角図表のコバルト−富コーナーを示す。
ＴはＶ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｆｅ，ＣｏおよびＮｉのうち少く
とも１つである）によって定義される組成物についての
３角図表のコバルト−富コーナーを示す。
【図６】正および負の磁気ひずみの領域を示す３角Ｆｅ
−Ｃｏ−Ｎｉ図表であって、点線は非晶質金属が形成さ
れ難くかつ熱的に不安定である領域を区分している。
−Ｃｏ−Ｎｉ図表であって、点線は非晶質金属が形成さ
れ難くかつ熱的に不安定である領域を区分している。
Claims (4)
- 【請求項１】 式（Ｎｉ0.5 Ｃｏ0.5-x Ｔx ）100-b Ｍ
b を有し、少くとも５０％が非晶質である磁性合金であ
って、前記式中ＴはＭｎ，ＣｒおよびＶのうちの少くと
も１種であり、ＭはＢ，Ｓｉ，Ｐ，ＣおよびＧｅのうち
の少くとも１種であり、ｘは０．２５以下の数値であ
り、ｂは１７〜２２の範囲内にあり、前記合金は−８×
１０-6乃至＋２×１０-6の磁気ひずみ値および０．３乃
至０．８Ｔの飽和誘導を有することを特徴とする、磁性
合金。 - 【請求項２】 前記式において、Ｍは実質上硼素であ
り、かつ前記合金は、 メタロイド不純物として、Ｂ，Ｓｉ，Ｐ，ＣおよびＧｅ
のうち少くとも１種を２原子％以下含むことを特徴とす
る請求項１に記載の磁性合金。 - 【請求項３】 式（Ｎｉ0.75Ｃｏ0.25-xＴx ）100-b Ｍ
b を有し、少くとも５０％が非晶質である磁性合金であ
って、前記式中ＴはＭｎ，ＣｒおよびＶのうち少くとも
１種であり、ＭはＢ，Ｓｉ，Ｐ，ＣおよびＧｅのうち少
くとも１種であり、ｘは０．２５以下の範囲内の数値で
あり、ｂは１７〜２２の範囲内にあり、前記合金は−６
×１０-6乃至＋２×１０-6の磁気ひずみ値と０．１乃至
０．７Ｔの飽和誘導とを有することを特徴とする磁性合
金。 - 【請求項４】 前記式において、Ｍは実質上硼素であ
り、かつ前記合金は、メタロイド不純物として、Ｂ，Ｓ
ｉ，Ｐ，ＣおよびＧｅのうち少くとも１種を２原子％以
下含むことを特徴とする請求項３に記載の磁性合金。
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| US133775 | 1980-03-25 | ||
| US06/133,775 US4482400A (en) | 1980-03-25 | 1980-03-25 | Low magnetostriction amorphous metal alloys |
Related Parent Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4385081A Division JPS56152941A (en) | 1980-03-25 | 1981-03-25 | Low magnetostriction amorphous alloy |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH059670A true JPH059670A (ja) | 1993-01-19 |
| JPH0645842B2 JPH0645842B2 (ja) | 1994-06-15 |
Family
ID=22460248
Family Applications (2)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4385081A Granted JPS56152941A (en) | 1980-03-25 | 1981-03-25 | Low magnetostriction amorphous alloy |
| JP3099219A Expired - Lifetime JPH0645842B2 (ja) | 1980-03-25 | 1991-04-30 | 低磁歪非晶質合金 |
Family Applications Before (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4385081A Granted JPS56152941A (en) | 1980-03-25 | 1981-03-25 | Low magnetostriction amorphous alloy |
Country Status (2)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4482400A (ja) |
| JP (2) | JPS56152941A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2015005932A1 (en) * | 2013-07-12 | 2015-01-15 | Hewlett-Packard Development Company, L.P. | Amorphous thin metal film |
| US10177310B2 (en) | 2014-07-30 | 2019-01-08 | Hewlett Packard Enterprise Development Lp | Amorphous metal alloy electrodes in non-volatile device applications |
Families Citing this family (13)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4566917A (en) * | 1980-03-25 | 1986-01-28 | Allied Corporation | Low magnetostriction amorphous metal alloys |
| DE3173283D1 (en) * | 1980-04-17 | 1986-02-06 | Tsuyoshi Masumoto | Amorphous metal filaments and process for producing the same |
| JPS5779052A (en) * | 1980-10-16 | 1982-05-18 | Takeshi Masumoto | Production of amorphous metallic filament |
| US4650725A (en) * | 1981-07-22 | 1987-03-17 | Allied Corporation | Homogeneous, ductile cobalt based hardfacing foils |
| JPS6115941A (ja) * | 1984-06-30 | 1986-01-24 | Res Dev Corp Of Japan | 酸素を含む強磁性非晶質合金およびその製造法 |
| JPS63270439A (ja) * | 1986-12-27 | 1988-11-08 | Kobe Steel Ltd | コロナ放電用非晶質ワイヤ及びそれを用いたコロナ放電器 |
| DE3900946A1 (de) * | 1989-01-14 | 1990-07-26 | Vacuumschmelze Gmbh | Magnetkern fuer einen schnittstellen-uebertrager |
| US5043693A (en) * | 1990-08-13 | 1991-08-27 | The United States Of America As Represented By The Secretary Of The Navy | Heterogeneous magnetoresistive layer |
| US5493220A (en) * | 1993-03-05 | 1996-02-20 | Northeastern University | Magneto-optic Kerr effect stress sensing system |
| US5631559A (en) * | 1993-03-05 | 1997-05-20 | Northeastern University | Method and apparatus for performing magnetic field measurements using magneto-optic kerr effect sensors |
| RO111513B1 (ro) * | 1995-12-27 | 1999-12-30 | Institutul Naţional De Cercetare - Dezvoltare Pentru Fizică Tehnică-Ift Iaşi | Fire magnetice, amorfe şi nanocristaline, acoperite cu sticlă, şi procedeu de obţinere a acestora |
| EP0803882A1 (en) * | 1996-04-22 | 1997-10-29 | Read-Rite Corporation | Corrosion resistant amorphous magnetic alloys |
| US7771545B2 (en) * | 2007-04-12 | 2010-08-10 | General Electric Company | Amorphous metal alloy having high tensile strength and electrical resistivity |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4056411A (en) * | 1976-05-14 | 1977-11-01 | Ho Sou Chen | Method of making magnetic devices including amorphous alloys |
| US4225339A (en) * | 1977-12-28 | 1980-09-30 | Tokyo Shibaura Denki Kabushiki Kaisha | Amorphous alloy of high magnetic permeability |
-
1980
- 1980-03-25 US US06/133,775 patent/US4482400A/en not_active Expired - Lifetime
-
1981
- 1981-03-25 JP JP4385081A patent/JPS56152941A/ja active Granted
-
1991
- 1991-04-30 JP JP3099219A patent/JPH0645842B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2015005932A1 (en) * | 2013-07-12 | 2015-01-15 | Hewlett-Packard Development Company, L.P. | Amorphous thin metal film |
| US10177310B2 (en) | 2014-07-30 | 2019-01-08 | Hewlett Packard Enterprise Development Lp | Amorphous metal alloy electrodes in non-volatile device applications |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS56152941A (en) | 1981-11-26 |
| JPH0645842B2 (ja) | 1994-06-15 |
| US4482400A (en) | 1984-11-13 |
| JPH0359977B2 (ja) | 1991-09-12 |
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