JPS5929644B2 - 高透磁率アモルフアス合金の磁気特性改質方法 - Google Patents
高透磁率アモルフアス合金の磁気特性改質方法Info
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- JPS5929644B2 JPS5929644B2 JP751509A JP150975A JPS5929644B2 JP S5929644 B2 JPS5929644 B2 JP S5929644B2 JP 751509 A JP751509 A JP 751509A JP 150975 A JP150975 A JP 150975A JP S5929644 B2 JPS5929644 B2 JP S5929644B2
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/12—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
- C21D8/1205—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties involving particular fabrication steps or treatments of ingots or slabs
- C21D8/1211—Rapid solidification; Thin strip casting
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Description
【発明の詳細な説明】
１０本発明は高透磁率アモルファス合金の磁気特性改質
方法に関する。
方法に関する。
従来結晶構造を有する高透磁率金属材料として、Ｆｅ−
Ｓｉ合金、Ｆｅ−Ｎｉ合金・ Ｆｅ−Ａｌ合金、Ｆｅ−
Ｓｉ−Ａｌ合金などがあ９、それぞれ１５の特性に応じ
て多くの分野で使用されているが、これらの合金にはな
おそれぞれ特性上及び使用上の欠点がある。
Ｓｉ合金、Ｆｅ−Ｎｉ合金・ Ｆｅ−Ａｌ合金、Ｆｅ−
Ｓｉ−Ａｌ合金などがあ９、それぞれ１５の特性に応じ
て多くの分野で使用されているが、これらの合金にはな
おそれぞれ特性上及び使用上の欠点がある。
Ｆｅ−Ｓｉ合金は、変圧器、モータ等の鉄心として高透
磁率合金中最も多量に使用されているが２０製造工程が
複雑であり、これを製造するのに要する燃料ならびに電
力も多大であるから、終局的には原材料費の割合には高
価な合金となつている。
磁率合金中最も多量に使用されているが２０製造工程が
複雑であり、これを製造するのに要する燃料ならびに電
力も多大であるから、終局的には原材料費の割合には高
価な合金となつている。
Ｆｅ−Ｎｉ合金は、弱電関係の鉄心として使用されてお
Ｖ）なかでもＮｉ７８％を含有するパー２５マロイは透
磁率が非常に高く、変成器、磁気ヘッド用として、また
デルタマツクズ（Ｎｉ５０％と鉄を含有する磁性合金の
商品名）は履歴曲線が急峻な角形性を有するので、磁気
増巾器等の鉄心として使用されている。しかし製造方法
はＦｅ一３（）Ｓｉ合金と同様に複雑である上に高価な
Ｎｉを多量に使用するので非常に高価な材料である点で
実用上難点がある。Ｆｅ−Ａｌ合金であるアルパームは
Ａｌ約１６％を含有する高導磁率合金であるが、塑性加
工が３５非常に困難であり、またＦｅ−Ｓｉ−Ａｌ合金
であるセンタスト（Ｆｅ−１０％Ｓｉ−５％Ａｌ）は全
く塑性加工ができないという欠点があるので特に高い硬
度と高い固有抵抗を有しているという特性が生かされる
特殊な用途に限つて特殊加工の上使用されている。
Ｖ）なかでもＮｉ７８％を含有するパー２５マロイは透
磁率が非常に高く、変成器、磁気ヘッド用として、また
デルタマツクズ（Ｎｉ５０％と鉄を含有する磁性合金の
商品名）は履歴曲線が急峻な角形性を有するので、磁気
増巾器等の鉄心として使用されている。しかし製造方法
はＦｅ一３（）Ｓｉ合金と同様に複雑である上に高価な
Ｎｉを多量に使用するので非常に高価な材料である点で
実用上難点がある。Ｆｅ−Ａｌ合金であるアルパームは
Ａｌ約１６％を含有する高導磁率合金であるが、塑性加
工が３５非常に困難であり、またＦｅ−Ｓｉ−Ａｌ合金
であるセンタスト（Ｆｅ−１０％Ｓｉ−５％Ａｌ）は全
く塑性加工ができないという欠点があるので特に高い硬
度と高い固有抵抗を有しているという特性が生かされる
特殊な用途に限つて特殊加工の上使用されている。
すなわち前者は録画用磁気ヘツドとして温間加工により
製作され、後者はカードリーダー用の磁気ヘツドとして
放電加工或は研削加工によつて製作されているか、前記
欠点のためその用途は自から制限されている。本発明は
、従来用いられている高透磁率金属材料が有する前記諸
欠点のない新規な高透磁率アモルフアス合金の磁気特性
の改質方法を提供することを目的とし、Ｐ，ＣおよびＢ
のうち何れか１種または２種以上を７〜３５原子％を含
み残部常温で強磁性を有するＦｅおよびＣＯの少なくと
も１種よりなるアモルフアス合金、またはこれに更に原
子％で（イ）Ｎｉ５Ｏ％以下、（ロ）Ｓｉ２５％以下、
（ハ）ＣｒおよびＭｎの少なくとも１種１５％以下、（
ニ）ＭＯ，Ｚｒ，Ｔｉ，Ａｌｌ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，ＷＣ
ｕ，Ｇｅ，ＢｅおよびＢｉのうちから選ばれた何れか１
種または２種以上を１０％以下、ならびに（ホ）Ｐｒ，
Ｎｄ，Ｐｍ，Ｓｍ，Ｅｕ，Ｇｄ，ＴｂＤｙおよびＨＯの
うちから選ばれた何れか１種または２種以上を５％以下
、の前記（イ），（ロ），（ハ），（ニ）および（ホ）
のうちから選ばれた何れか１または２以上の成分を合計
５０％以下で含有するアモルフアス合金を結晶温度以下
で焼鈍処理し、あるいは前記焼鈍処理を応力の作用下で
、または磁場中で、または応力の作用下でかつ磁場中で
行い、履歴曲線の形状を変化調整させることによつてそ
の目的を達成することができる。
製作され、後者はカードリーダー用の磁気ヘツドとして
放電加工或は研削加工によつて製作されているか、前記
欠点のためその用途は自から制限されている。本発明は
、従来用いられている高透磁率金属材料が有する前記諸
欠点のない新規な高透磁率アモルフアス合金の磁気特性
の改質方法を提供することを目的とし、Ｐ，ＣおよびＢ
のうち何れか１種または２種以上を７〜３５原子％を含
み残部常温で強磁性を有するＦｅおよびＣＯの少なくと
も１種よりなるアモルフアス合金、またはこれに更に原
子％で（イ）Ｎｉ５Ｏ％以下、（ロ）Ｓｉ２５％以下、
（ハ）ＣｒおよびＭｎの少なくとも１種１５％以下、（
ニ）ＭＯ，Ｚｒ，Ｔｉ，Ａｌｌ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，ＷＣ
ｕ，Ｇｅ，ＢｅおよびＢｉのうちから選ばれた何れか１
種または２種以上を１０％以下、ならびに（ホ）Ｐｒ，
Ｎｄ，Ｐｍ，Ｓｍ，Ｅｕ，Ｇｄ，ＴｂＤｙおよびＨＯの
うちから選ばれた何れか１種または２種以上を５％以下
、の前記（イ），（ロ），（ハ），（ニ）および（ホ）
のうちから選ばれた何れか１または２以上の成分を合計
５０％以下で含有するアモルフアス合金を結晶温度以下
で焼鈍処理し、あるいは前記焼鈍処理を応力の作用下で
、または磁場中で、または応力の作用下でかつ磁場中で
行い、履歴曲線の形状を変化調整させることによつてそ
の目的を達成することができる。
通常金属は固体状態では結晶状態であるが、ある特殊な
条件（合金の組成、急冷凝固）下では固体状態でも液体
に類似した結晶構造をもたない原子構造が得られ、この
ような金属又は合金はアモルフアス金属（又は非晶質金
属）と呼ばれている。
条件（合金の組成、急冷凝固）下では固体状態でも液体
に類似した結晶構造をもたない原子構造が得られ、この
ような金属又は合金はアモルフアス金属（又は非晶質金
属）と呼ばれている。
本発明者等は先に新規なアモルフアス合金ならびにその
新規な製造方法を発明し、アモルフアス合金の中にはそ
の成分組成によつて特に機械特性耐食性が驚異的に優れ
たものがあることを新規に知見することができた。また
さらに、本発明者等は前記特定の成分組成を有するアモ
ルフアス合金が極めて優れた透磁性を有することを新規
に知見した。
新規な製造方法を発明し、アモルフアス合金の中にはそ
の成分組成によつて特に機械特性耐食性が驚異的に優れ
たものがあることを新規に知見することができた。また
さらに、本発明者等は前記特定の成分組成を有するアモ
ルフアス合金が極めて優れた透磁性を有することを新規
に知見した。
第１表にそれらの一部の合金の成分組成ならびに磁気特
性中最大透磁率および保磁力を示す。なお第１表には従
来知られた高透磁率金属材料の磁気特性を併記する。Ｆ
ｅ系、ＣＯ系、Ｆｅ−ＣＯ系アモルフアス合金のＦｅお
よびまたはＣＯを前記種々の元素をもつて部分的に置換
することによつて機械特性ならびに耐食性を向上させる
ことができる棋に、優れた磁気特性を有せしめることが
判る。特ＶｃＣｒ，Ｎｉ，ＳｉはＦｅ系およびＣＯ系ア
モルフアス合金の透磁率を向上させるに有効な成分元素
であリ、また前記各種元素成分を添加することにより固
有抵抗が高くなり、高周波特性が非常に向上する。次に
前記成分組成のアモルフアス合金を製造する方法の１例
を図面により説明する。図は前記アモルフアス合金を製
造する装置の一例を示す概略図である。
性中最大透磁率および保磁力を示す。なお第１表には従
来知られた高透磁率金属材料の磁気特性を併記する。Ｆ
ｅ系、ＣＯ系、Ｆｅ−ＣＯ系アモルフアス合金のＦｅお
よびまたはＣＯを前記種々の元素をもつて部分的に置換
することによつて機械特性ならびに耐食性を向上させる
ことができる棋に、優れた磁気特性を有せしめることが
判る。特ＶｃＣｒ，Ｎｉ，ＳｉはＦｅ系およびＣＯ系ア
モルフアス合金の透磁率を向上させるに有効な成分元素
であリ、また前記各種元素成分を添加することにより固
有抵抗が高くなり、高周波特性が非常に向上する。次に
前記成分組成のアモルフアス合金を製造する方法の１例
を図面により説明する。図は前記アモルフアス合金を製
造する装置の一例を示す概略図である。
図において、１は下方先端に水平方向に噴出するノズル
２を有する石英管−で、その中には原料金属３が装入さ
れ、溶解される。４は原料金属３を加熱するための加熱
炉であジ、５はモーター６により高速度、例えば５００
０ｒ，ｐ，ｍで回転される回転ドラムで、これは、ドラ
ムの回転による遠心力負荷をできるだけ小さく ３する
ため、軽量で熱伝導性の良い金属、例えばアルミニウム
合金よりなり、内面には更に熱伝導性の良い金属、例え
ば銅板７で内張りされている。
２を有する石英管−で、その中には原料金属３が装入さ
れ、溶解される。４は原料金属３を加熱するための加熱
炉であジ、５はモーター６により高速度、例えば５００
０ｒ，ｐ，ｍで回転される回転ドラムで、これは、ドラ
ムの回転による遠心力負荷をできるだけ小さく ３する
ため、軽量で熱伝導性の良い金属、例えばアルミニウム
合金よりなり、内面には更に熱伝導性の良い金属、例え
ば銅板７で内張りされている。
８は石英管１を支持して上下に移動するためのエアピス
トンである。
トンである。
原料金属は、先ず石英管１の４送入口１ａよｐ流体搬送
等により装入され加熱炉４の位置で加熱溶解され、次い
でエアピストン８によ）、ノズル２が回転ドラム５の内
面に対向する如く、石英管１が図に示す位置に下降され
、次いで上昇を開始するとほぼ同時に洛融金属３にガス
圧が加えられて、金属が回転ドラムの内面に向つて噴流
される。石英管内部へは金属３の酸化を防ぐため絶えず
不活性ガス、例えばアルゴンガス９を送入し不活性雰囲
気としておくものとする。回転ドラム内面に噴流された
金属は高速回転による遠心力のため、回転ドラム内面に
強く接触せしめられることにより、超高速冷却が与えら
れてアモルフアス金属となる。本発明は、急冷状態にお
いて、前記第１表に示した如く既に高い透磁率を有して
いるアモルフアス合金に特殊な熱処理を施すことによリ
さらに高透磁率と低保磁力となすことができると共に履
歴曲線を用途に応じた形状に調整できる磁気特性の改質
方法を新規に知見したことに基づくもので、前記高透磁
率アモルフアス合金を組成あるいは形状に対応した適当
な応力下、あるいは適当な磁場中で結晶化する温度以下
に加熱した後組成に対応した適当な速度で冷却すること
、あるいは適当な応力下磁場中焼鈍することにより、履
歴曲線の形状を調整することができる。
等により装入され加熱炉４の位置で加熱溶解され、次い
でエアピストン８によ）、ノズル２が回転ドラム５の内
面に対向する如く、石英管１が図に示す位置に下降され
、次いで上昇を開始するとほぼ同時に洛融金属３にガス
圧が加えられて、金属が回転ドラムの内面に向つて噴流
される。石英管内部へは金属３の酸化を防ぐため絶えず
不活性ガス、例えばアルゴンガス９を送入し不活性雰囲
気としておくものとする。回転ドラム内面に噴流された
金属は高速回転による遠心力のため、回転ドラム内面に
強く接触せしめられることにより、超高速冷却が与えら
れてアモルフアス金属となる。本発明は、急冷状態にお
いて、前記第１表に示した如く既に高い透磁率を有して
いるアモルフアス合金に特殊な熱処理を施すことによリ
さらに高透磁率と低保磁力となすことができると共に履
歴曲線を用途に応じた形状に調整できる磁気特性の改質
方法を新規に知見したことに基づくもので、前記高透磁
率アモルフアス合金を組成あるいは形状に対応した適当
な応力下、あるいは適当な磁場中で結晶化する温度以下
に加熱した後組成に対応した適当な速度で冷却すること
、あるいは適当な応力下磁場中焼鈍することにより、履
歴曲線の形状を調整することができる。
本発明の発明者等が発明した高透磁率アモルフアス合金
は一般のアモルフアス合金と同じくその成分組成に応じ
てある温度で結晶性金属または合金に変化する結晶化温
度をもつている。
は一般のアモルフアス合金と同じくその成分組成に応じ
てある温度で結晶性金属または合金に変化する結晶化温
度をもつている。
アモルフアス合金が結晶化すると、アモルフアス合金と
しての特性が失われることになるので、本発明の方法に
おいて熱処理温度は前記高透磁率アモルフアス合金の結
晶化温度以下でなければならない。第２表に前記高透磁
率アモルフアス合金の成分組成と結晶化温度の数例を示
す。第２表により判る如く、アモルフアス合金はその組
成により結晶化温度が異なるので、本発明の方法におい
ても、成分組成に応じた熱処理温度を選択することが必
要である。
しての特性が失われることになるので、本発明の方法に
おいて熱処理温度は前記高透磁率アモルフアス合金の結
晶化温度以下でなければならない。第２表に前記高透磁
率アモルフアス合金の成分組成と結晶化温度の数例を示
す。第２表により判る如く、アモルフアス合金はその組
成により結晶化温度が異なるので、本発明の方法におい
ても、成分組成に応じた熱処理温度を選択することが必
要である。
本発明によれば、第２表に示す急冷状態の高透磁率アモ
ルフアス合金を結晶化温度以下の比較的低温の焼鈍すな
わち３００〜４００℃で１０〜３５０分間保持すること
によつて保磁力が約半分に減少する。
ルフアス合金を結晶化温度以下の比較的低温の焼鈍すな
わち３００〜４００℃で１０〜３５０分間保持すること
によつて保磁力が約半分に減少する。
また、応力下焼鈍、磁場中焼鈍あるいはそれらを組合せ
た応力下磁場中焼鈍によつてさらに磁気特性を向上させ
ることができる。本発明方法の研究において、急冷状態
、種々の熱処理状態での履歴曲線と漸近飽和の領域の磁
化曲線さらにそれらの張力下、張力下焼鈍、磁場中焼鈍
効果を調べた。（１）急冷状態のヒステリシス特性とそ
の熱処理効果厚さ約３０μｍ１幅約０．５１１１長さ３
０ＣＴＩＬのＦｅ−１３％Ｐ−７％Ｃの急冷状態のヒス
テリシスループをＧｉＯｆｆｉ型のＢ−Ｈループ積分器
で約２０層にリボンを重ね倦きしたトロイダルコア試料
の場合および１枚の試料の場合についてＢ−Ｈ曲線を測
定した。
た応力下磁場中焼鈍によつてさらに磁気特性を向上させ
ることができる。本発明方法の研究において、急冷状態
、種々の熱処理状態での履歴曲線と漸近飽和の領域の磁
化曲線さらにそれらの張力下、張力下焼鈍、磁場中焼鈍
効果を調べた。（１）急冷状態のヒステリシス特性とそ
の熱処理効果厚さ約３０μｍ１幅約０．５１１１長さ３
０ＣＴＩＬのＦｅ−１３％Ｐ−７％Ｃの急冷状態のヒス
テリシスループをＧｉＯｆｆｉ型のＢ−Ｈループ積分器
で約２０層にリボンを重ね倦きしたトロイダルコア試料
の場合および１枚の試料の場合についてＢ−Ｈ曲線を測
定した。
トロイダルコアの場合を第２図１に、リボン１枚の場合
を第３図（１）にそれぞれ示した。これらの履歴曲線は
大きなバルクハウゼン効果を持つ角型ヒステリシスルー
プが特徴である。１枚で測定する場合は大体２段のバル
クハウゼン飛躍であるが、それが生ずる磁場は試料各部
で少し異つている。
を第３図（１）にそれぞれ示した。これらの履歴曲線は
大きなバルクハウゼン効果を持つ角型ヒステリシスルー
プが特徴である。１枚で測定する場合は大体２段のバル
クハウゼン飛躍であるが、それが生ずる磁場は試料各部
で少し異つている。
平均の保磁力（Ｈｃ）は約０．０８０ｅで良く吟味され
た純鉄の場合に匹敵し軟磁性に属する。ＣＯ−Ｐ−Ｂｆ
）Ｈｃはさらに小さく約０．０３０ｅである。このよう
な軟磁性は非晶質の等方的性質に起因しているものと思
われる。しかし、残留磁気（Ｂｒ）は急冷状態では必ら
ずしも大きくはない。
た純鉄の場合に匹敵し軟磁性に属する。ＣＯ−Ｐ−Ｂｆ
）Ｈｃはさらに小さく約０．０３０ｅである。このよう
な軟磁性は非晶質の等方的性質に起因しているものと思
われる。しかし、残留磁気（Ｂｒ）は急冷状態では必ら
ずしも大きくはない。
Ｆｅ−Ｐ−Ｃの残留磁気（Ｂｒ）は約５６００Ｇで飽和
磁気（Ｂｓ）１３９４０の約４０％にすぎない。つまＶ
）６０％の磁化は磁場に対して大きな抵抗力を示し１０
０〜２０００ｅ′（′ないと飽和しない。非晶質状態を
保持できる比較的低温の焼鈍（３００℃×３５０ｍｉｎ
）によつて保磁力（Ｈｃ）は約％に減少し同時に磁化は
１００ｅ程度で飽和に達するようになる。
磁気（Ｂｓ）１３９４０の約４０％にすぎない。つまＶ
）６０％の磁化は磁場に対して大きな抵抗力を示し１０
０〜２０００ｅ′（′ないと飽和しない。非晶質状態を
保持できる比較的低温の焼鈍（３００℃×３５０ｍｉｎ
）によつて保磁力（Ｈｃ）は約％に減少し同時に磁化は
１００ｅ程度で飽和に達するようになる。
原子配列の無秩序性を理由に対称性から生ずる結晶磁気
異方性を無視したとして、なお残る抗磁力の原因を磁歪
を通じての磁気弾性効果と仮定すると、焼鈍による保磁
力（Ｈｃ）の減少は潜在的内部応力の緩和によると考え
られる。さらに進んだ熱処理（３５０℃×２ｄａｙ）で
非晶質状態は体心立方晶に変り、保磁力（Ｈｃ）は０．
５〜１０ｅと大きくなる。
異方性を無視したとして、なお残る抗磁力の原因を磁歪
を通じての磁気弾性効果と仮定すると、焼鈍による保磁
力（Ｈｃ）の減少は潜在的内部応力の緩和によると考え
られる。さらに進んだ熱処理（３５０℃×２ｄａｙ）で
非晶質状態は体心立方晶に変り、保磁力（Ｈｃ）は０．
５〜１０ｅと大きくなる。
（２）張力効果及び張力下焼鈍効果
第３図２，３に急冷状態Ｆｅ−Ｐ−Ｃの張力下のヒステ
リシスループを示した。
リシスループを示した。
保磁力（Ｈｅ）および残留磁気（Ｂｒ）が張力によつて
顕著に変る。
顕著に変る。
詳細を第４図に示した。通常、磁歪が正の結晶質磁性体
（例えば６８パーマロイ）では張力によつて透磁率が弾
性限内で増加し塑性変形を始めると減少することが知ら
れている。したがつてＦｅ−Ｐ−Ｃでも正の磁歪が存在
すると推定される。しかし結晶の場合と異る点は残留磁
気（Ｂｒ）が６０ｋｇ／Ｍｌ２といつた大きな張力下で
も増加していることで、これは非晶質体の強い機械的性
質（この合金の弾性限は約２００ｋｇ／Ｍｉである）に
よるもので特に注目される。第３図３に見られるように
強い張力下ではバルクハウゼンによる磁気雑音は少なく
なリ残留磁気／飽和磁気（Ｂｒ／Ｂｓ）が９０％を越え
る角形性になつている。張力下焼鈍を試みた結果、２０
０〜３００℃の１〜３時間で効果が現われ、３００℃焼
鈍ではほぼ張力の大きさに応じたヒステリシスループが
張力を取うのぞいても凍結されることが分つた。
（例えば６８パーマロイ）では張力によつて透磁率が弾
性限内で増加し塑性変形を始めると減少することが知ら
れている。したがつてＦｅ−Ｐ−Ｃでも正の磁歪が存在
すると推定される。しかし結晶の場合と異る点は残留磁
気（Ｂｒ）が６０ｋｇ／Ｍｌ２といつた大きな張力下で
も増加していることで、これは非晶質体の強い機械的性
質（この合金の弾性限は約２００ｋｇ／Ｍｉである）に
よるもので特に注目される。第３図３に見られるように
強い張力下ではバルクハウゼンによる磁気雑音は少なく
なリ残留磁気／飽和磁気（Ｂｒ／Ｂｓ）が９０％を越え
る角形性になつている。張力下焼鈍を試みた結果、２０
０〜３００℃の１〜３時間で効果が現われ、３００℃焼
鈍ではほぼ張力の大きさに応じたヒステリシスループが
張力を取うのぞいても凍結されることが分つた。
なお、ＣＯ−Ｐ−Ｂでは張力によつて残留磁気（Ｂｒ）
が減少し保磁力（Ｈｃ）が増加することが見られ磁歪は
負である。このように磁化過程には磁気弾性効果がかな
り影響している。
が減少し保磁力（Ｈｃ）が増加することが見られ磁歪は
負である。このように磁化過程には磁気弾性効果がかな
り影響している。
Ｆｅ−Ｃ．Ｏ−Ｐ−ＣならびにＦｅ−ＣＯ−Ｓｉ−Ｂの
残留磁気（Ｂｒ）、保磁力（Ｈｃ）のＣＯ濃度変化を調
べた結果、ＨｃＶ！．ＣＯ約４０％に極大値を、Ｆｅ約
５％に極小値を持つことが分かつた。一方結晶質のＦｅ
−ＣＯ合金においても磁歪常数がやはジ４０〜５０（！
ｌ）ＣＯで極大にな９、１０％Ｆｅで磁歪の符号が変る
ことが知られてお９、非晶質状態でも磁歪がＦｅ約５％
で変化する。（３）磁場中焼鈍効果 ４０００ｅの磁場中で最高温度２８５℃から２４時間／
２６５中の一定冷却速度を持つて常温まで磁場中冷却し
たＦｅ−Ｐ−Ｃのヒステリシスループを第５図に示した
。
残留磁気（Ｂｒ）、保磁力（Ｈｃ）のＣＯ濃度変化を調
べた結果、ＨｃＶ！．ＣＯ約４０％に極大値を、Ｆｅ約
５％に極小値を持つことが分かつた。一方結晶質のＦｅ
−ＣＯ合金においても磁歪常数がやはジ４０〜５０（！
ｌ）ＣＯで極大にな９、１０％Ｆｅで磁歪の符号が変る
ことが知られてお９、非晶質状態でも磁歪がＦｅ約５％
で変化する。（３）磁場中焼鈍効果 ４０００ｅの磁場中で最高温度２８５℃から２４時間／
２６５中の一定冷却速度を持つて常温まで磁場中冷却し
たＦｅ−Ｐ−Ｃのヒステリシスループを第５図に示した
。
この場合も急冷状態に比較して保磁力（Ｈｃ）ｌ）吠巾
に減少する。以上のごとく、Ｆｅ，ＣＯ系の非晶質金属
は磁化過程において顕著な軟磁特性を示すことが分つた
。
に減少する。以上のごとく、Ｆｅ，ＣＯ系の非晶質金属
は磁化過程において顕著な軟磁特性を示すことが分つた
。
本発明方法に適するアモルフアス合金における各成分の
含有量を限定する理由は次の如くである。
含有量を限定する理由は次の如くである。
Ｐ，ＣおよびＢはアモルフアス組織とすることを助成す
る元素であるが、これ等のうち少くとも１種の含有量が
７原子％未満の場合と、３５原子％を越えた場合にはア
モルフアス合金の製造が困難になジ、かつ合金を脆化す
るので７〜３５原子％の範囲内にする必要があジ、Ｐ，
ＣおよびＢの含有量はいずれも多いほど透磁率を高くす
るが、飽和磁束密度を低下するので、これ等の合計が２
０〜２５原子％の程度とするのが最良の結果を与える。
ＦｅとＣＯは常温で強磁性を示し、互いに全量置換でき
る元素であるが、ＦｅをＣＯで置換して行くと飽和磁束
密度は直線的に減少し、また保磁力は徐々に増加し約４
０原子％で極大（０．１５０ｅ）とな９、一方、ＣＯ系
の場合にはＣＯをＦｅで置換して行くと、飽和磁束密度
が増大し、また保磁力は著しく減少し約５原子％で極少
（０．００８０ｅ）となる。したがつて要求される特性
に応じてＦｅとＣＯ量を決定することが必要である。Ｎ
ｉは、透磁率を向上させる元素であるが５０原子％を越
えても透磁率はそれほど向上せず飽和磁束密度を減少さ
せるだけであるので５０原子％以下にする必要がある。
Ｓｉは透磁率を高め、保磁力を減少させる有効な元素で
あるがとくにＣＯ基アモルフアス合金の場合に顕著な効
果がある。しかし、２５原子％を越えてもそれほど透磁
率を向上せず、飽和磁束密度を減少させるだけであるの
で２５原子％以下にする必要がある。ＣｒおよびＭｎを
１５原子％以下とする理由は、Ｃｒは透磁率を高め、保
磁力を減少させ、さらに硬さ、耐食性を向上させる有効
な元素であ９、またＭｎは透磁率、保磁力を害せずにア
モルフアス合金を硬化させる元素であるが何れも１５原
子％を越えると飽和磁束密度を著しく低下させるからで
ある。ＭＯ，Ｚｒ，Ｔｉ，Ａｌ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｗ，
Ｃｕ，Ｇｅ，ＢｅおよびＢｉを１０原子％以下とする理
由は、これ等の元素はアモルフアス構造の安定化、硬さ
、耐食性に有効な元素であるが、１０原子％以下の場合
にはこれらの特性を余９害せずに磁気特性の改善の効果
があるからである。Ｐｒ，Ｎｄ，Ｐｍ，Ｓｍ，Ｅｕ，Ｇ
ｄ，Ｔｂ，Ｄｙ，ＨＯを５原子％以下とする理由は、５
原子％以下の場合は磁気特性を改善しかつアモルフアス
合金を製造できるが、５原子％を越えるとアモルフアス
合金の製造が困難になるからである。
る元素であるが、これ等のうち少くとも１種の含有量が
７原子％未満の場合と、３５原子％を越えた場合にはア
モルフアス合金の製造が困難になジ、かつ合金を脆化す
るので７〜３５原子％の範囲内にする必要があジ、Ｐ，
ＣおよびＢの含有量はいずれも多いほど透磁率を高くす
るが、飽和磁束密度を低下するので、これ等の合計が２
０〜２５原子％の程度とするのが最良の結果を与える。
ＦｅとＣＯは常温で強磁性を示し、互いに全量置換でき
る元素であるが、ＦｅをＣＯで置換して行くと飽和磁束
密度は直線的に減少し、また保磁力は徐々に増加し約４
０原子％で極大（０．１５０ｅ）とな９、一方、ＣＯ系
の場合にはＣＯをＦｅで置換して行くと、飽和磁束密度
が増大し、また保磁力は著しく減少し約５原子％で極少
（０．００８０ｅ）となる。したがつて要求される特性
に応じてＦｅとＣＯ量を決定することが必要である。Ｎ
ｉは、透磁率を向上させる元素であるが５０原子％を越
えても透磁率はそれほど向上せず飽和磁束密度を減少さ
せるだけであるので５０原子％以下にする必要がある。
Ｓｉは透磁率を高め、保磁力を減少させる有効な元素で
あるがとくにＣＯ基アモルフアス合金の場合に顕著な効
果がある。しかし、２５原子％を越えてもそれほど透磁
率を向上せず、飽和磁束密度を減少させるだけであるの
で２５原子％以下にする必要がある。ＣｒおよびＭｎを
１５原子％以下とする理由は、Ｃｒは透磁率を高め、保
磁力を減少させ、さらに硬さ、耐食性を向上させる有効
な元素であ９、またＭｎは透磁率、保磁力を害せずにア
モルフアス合金を硬化させる元素であるが何れも１５原
子％を越えると飽和磁束密度を著しく低下させるからで
ある。ＭＯ，Ｚｒ，Ｔｉ，Ａｌ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｗ，
Ｃｕ，Ｇｅ，ＢｅおよびＢｉを１０原子％以下とする理
由は、これ等の元素はアモルフアス構造の安定化、硬さ
、耐食性に有効な元素であるが、１０原子％以下の場合
にはこれらの特性を余９害せずに磁気特性の改善の効果
があるからである。Ｐｒ，Ｎｄ，Ｐｍ，Ｓｍ，Ｅｕ，Ｇ
ｄ，Ｔｂ，Ｄｙ，ＨＯを５原子％以下とする理由は、５
原子％以下の場合は磁気特性を改善しかつアモルフアス
合金を製造できるが、５原子％を越えるとアモルフアス
合金の製造が困難になるからである。
なお特許請求の範囲記載のアモルフアス合金において、
（イ），（ロ），（ハ），（ニ）および（ホ）のうちか
ら選ばれた何れか１または２以上の成分を合計５０％以
下とする理由は、これらの成分合計が５０％を越えると
飽和磁気が低下するからである。次に本発明の方法を実
施例についてさらに詳細に説明する。
（イ），（ロ），（ハ），（ニ）および（ホ）のうちか
ら選ばれた何れか１または２以上の成分を合計５０％以
下とする理由は、これらの成分合計が５０％を越えると
飽和磁気が低下するからである。次に本発明の方法を実
施例についてさらに詳細に説明する。
実施例 １
原子％でＰｌ３％、Ｃ７％、残部Ｆｅよυなるアモルフ
アス合金を製造し、１７．９ｋｇ／Ｍｌ２の張力を加え
ながら３００℃で１時間焼鈍すると、保磁力０．０５０
ｅ１最大透磁率１３００００、角形性０．９５の特性が
得られた。
アス合金を製造し、１７．９ｋｇ／Ｍｌ２の張力を加え
ながら３００℃で１時間焼鈍すると、保磁力０．０５０
ｅ１最大透磁率１３００００、角形性０．９５の特性が
得られた。
実施例 ２
実施例１の組成と同じアモルフアス合金を４０００ｅの
磁場中で３３０℃まで加熱後直ちに２時間かけて常温ま
で磁場中冷却すると保磁力０．０１８、最大透磁率１８
００００、角形性０．３６の特性が得られた。
磁場中で３３０℃まで加熱後直ちに２時間かけて常温ま
で磁場中冷却すると保磁力０．０１８、最大透磁率１８
００００、角形性０．３６の特性が得られた。
第６図は同組成アモルフアス合金に磁場中焼鈍を施した
際の最大透磁率と焼鈍温度、冷却速度との関係を、第７
図は保磁力と焼鈍温度、冷却速度との関係を示す図であ
り、高い最大透磁率でかつ小さな保磁力の優れた高透磁
率特性を得るための磁場中焼鈍の最適条件は、約２５０
〜３５０℃のアモルフアス状態が安定に存在し得る温度
範囲で磁化の飽和に要する２００〜４０００ｅの範囲の
磁場中で、５０〜５００分／１００℃の冷却速度の下で
冷却することによつて得られることが判る。
際の最大透磁率と焼鈍温度、冷却速度との関係を、第７
図は保磁力と焼鈍温度、冷却速度との関係を示す図であ
り、高い最大透磁率でかつ小さな保磁力の優れた高透磁
率特性を得るための磁場中焼鈍の最適条件は、約２５０
〜３５０℃のアモルフアス状態が安定に存在し得る温度
範囲で磁化の飽和に要する２００〜４０００ｅの範囲の
磁場中で、５０〜５００分／１００℃の冷却速度の下で
冷却することによつて得られることが判る。
実施例 ３実施例１と同じ組成のアモルフアス合金に張
力を約４０ｋｇ／Ｍｍ２およびねじり力（最大せん断応
力４ｋｇ／ＭＩ２）を加えると第８図より判る如く保磁
力０．１６０ｅ、最大透磁率８１０００、残留磁束密度
１２９００ガウスでかつ完全矩形履歴曲線１の特性が得
られた。
力を約４０ｋｇ／Ｍｍ２およびねじり力（最大せん断応
力４ｋｇ／ＭＩ２）を加えると第８図より判る如く保磁
力０．１６０ｅ、最大透磁率８１０００、残留磁束密度
１２９００ガウスでかつ完全矩形履歴曲線１の特性が得
られた。
なお同図に比較のためデルタマスク合金の履歴曲線２を
破線で示す。すでに示した第４図に見るように高い残留
磁束密度でかつ小さな保磁力の優れた高透磁率特性を有
する張力範囲は約５〜４５ｋｇ／Ｍｍ２の間にあること
が判る。以上３つの実施例で得た本発明方法のアモルフ
アス合金の磁気特性をデルタマツクズおよび７８パーマ
ロードと比較すると第３表の如くである。
破線で示す。すでに示した第４図に見るように高い残留
磁束密度でかつ小さな保磁力の優れた高透磁率特性を有
する張力範囲は約５〜４５ｋｇ／Ｍｍ２の間にあること
が判る。以上３つの実施例で得た本発明方法のアモルフ
アス合金の磁気特性をデルタマツクズおよび７８パーマ
ロードと比較すると第３表の如くである。
同表から明らかな如く、本発明方法による高透磁率合金
の実施例１，３の合金はデルタマツクズに匹敵する磁気
特性を有し、また実施例２の合金は７８パーマロイに匹
敵する磁気特性を有する。実施例 ４原子％でＣＯ８％
、Ｓｉ５％、Ｂｌ５％、残部Ｆｅよりなるアモルフアス
合金を製造し、４０００ｅの磁場中で３２０℃で１０分
間焼鈍後、１時間１００℃の割合で磁場中冷却すると、
飽和磁束密度１６ＫＧ、保磁力０．００７０ｅ、最大透
磁率２００００００、鉄損０．１Ｗ１３イ。
の実施例１，３の合金はデルタマツクズに匹敵する磁気
特性を有し、また実施例２の合金は７８パーマロイに匹
敵する磁気特性を有する。実施例 ４原子％でＣＯ８％
、Ｓｉ５％、Ｂｌ５％、残部Ｆｅよりなるアモルフアス
合金を製造し、４０００ｅの磁場中で３２０℃で１０分
間焼鈍後、１時間１００℃の割合で磁場中冷却すると、
飽和磁束密度１６ＫＧ、保磁力０．００７０ｅ、最大透
磁率２００００００、鉄損０．１Ｗ１３イ。
（Ｗａｔｔ／Ｋｇ）が得られた。実施例 ５
原子％で下記に示すＦｅ−Ｓｉ−Ｂ合金を用いてアモル
フアス合金を製造し、２５００ｅの磁場中で３００℃か
ら３６０℃で１０〜６０分間焼鈍後１時間１００℃の割
合で冷却すると第４表に示す特性が得られた。
フアス合金を製造し、２５００ｅの磁場中で３００℃か
ら３６０℃で１０〜６０分間焼鈍後１時間１００℃の割
合で冷却すると第４表に示す特性が得られた。
実施例 ６
Ｆｅ−Ｓｉ−Ｂ三元合金を浩融状態から圧延急冷法によ
り厚さ３０μｍ１幅１．５ｍｍ１長さ数ｍの試料を作製
した。
り厚さ３０μｍ１幅１．５ｍｍ１長さ数ｍの試料を作製
した。
アモルフアス合金はＦｅが８１−７３原子％、Ｓｉが５
〜１５原子％、Ｂが８〜１５原子％の範囲で容易に得ら
れた。これらの合金の中でＦｅ７７．５％、Ｓｉｌ２．
５（Ｆ６、ＢｌＯ％の合金が優秀な磁気特囲を示した。
その結果を第５表に示す。本発明の方法によれば、急冷
状態のアモルフアス合金は、アモルフアス状態を保持で
きる比較的低温焼鈍によつて保磁力は約半分に減少する
が、応力下焼鈍、磁場中焼鈍或はこれらを組合せた応力
下磁場中焼鈍によつてさらに磁気特性を向上させること
ができる。
〜１５原子％、Ｂが８〜１５原子％の範囲で容易に得ら
れた。これらの合金の中でＦｅ７７．５％、Ｓｉｌ２．
５（Ｆ６、ＢｌＯ％の合金が優秀な磁気特囲を示した。
その結果を第５表に示す。本発明の方法によれば、急冷
状態のアモルフアス合金は、アモルフアス状態を保持で
きる比較的低温焼鈍によつて保磁力は約半分に減少する
が、応力下焼鈍、磁場中焼鈍或はこれらを組合せた応力
下磁場中焼鈍によつてさらに磁気特性を向上させること
ができる。
応力下焼鈍の場合磁歪が正の合金には張力を、負の合金
には圧縮力を加える必要がある。また応力の大きさは合
金組成に対応した最適の範囲があリ、必要以上に大きな
応力を加えると保磁力は急冷状態よりも大きくなる。合
金組成に対応した最適な応力下焼鈍を行うと、保磁力は
半分以下に減少し、履歴曲線は著しく急峻な角形性とな
る。またねじ９応力により履歴曲線は完全な矩形になる
。磁場中焼鈍あるいは応力下磁場中焼鈍によつて保磁力
を下げ、透磁率を上げることができるが、磁場中焼鈍の
場合には角形性は余ク良くない。磁気増巾器の鉄心の場
合には急峻な角形性を、また磁気ヘツドの場合には透磁
率、保磁力が重要でむしろ角形性の悪い材料が要求され
る。
には圧縮力を加える必要がある。また応力の大きさは合
金組成に対応した最適の範囲があリ、必要以上に大きな
応力を加えると保磁力は急冷状態よりも大きくなる。合
金組成に対応した最適な応力下焼鈍を行うと、保磁力は
半分以下に減少し、履歴曲線は著しく急峻な角形性とな
る。またねじ９応力により履歴曲線は完全な矩形になる
。磁場中焼鈍あるいは応力下磁場中焼鈍によつて保磁力
を下げ、透磁率を上げることができるが、磁場中焼鈍の
場合には角形性は余ク良くない。磁気増巾器の鉄心の場
合には急峻な角形性を、また磁気ヘツドの場合には透磁
率、保磁力が重要でむしろ角形性の悪い材料が要求され
る。
このように要求される履歴曲線の形状は用途によつて異
なるので、それぞれの用途に応じて磁気特性改質熱処理
方法を選択する必要がある。以上本発明方法によれば、
急冷状態で強度、耐摩耗性、固有電気抵抗が非常に大き
く、かつ耐食性の優れた高透磁率アモルフアス合金を用
途に応じた履歴曲線の形状に調整することができるとい
う特徴を有しているので、従来の金属系高透磁率材料が
使用されている．変圧器、モータおよび磁気増巾器等の
鉄心、あるいは音声用、録画用およびカードリーダー用
等の磁気ヘツドのコア材として非常に好適な材料を提供
することができる。
なるので、それぞれの用途に応じて磁気特性改質熱処理
方法を選択する必要がある。以上本発明方法によれば、
急冷状態で強度、耐摩耗性、固有電気抵抗が非常に大き
く、かつ耐食性の優れた高透磁率アモルフアス合金を用
途に応じた履歴曲線の形状に調整することができるとい
う特徴を有しているので、従来の金属系高透磁率材料が
使用されている．変圧器、モータおよび磁気増巾器等の
鉄心、あるいは音声用、録画用およびカードリーダー用
等の磁気ヘツドのコア材として非常に好適な材料を提供
することができる。
第１図はアモルフアス合金を製造する装置の１例を示す
概略図、第２図はＦｅ−１３Ｐ−７Ｃアモルフアス合金
のヒステリシスループを示す図、第３図はＦｅ−１３Ｐ
−７Ｃアモルフアス合金の張力下におけるヒステリシス
ループを示す図、第４図はＦｅ−１３Ｐ−７Ｃアモルフ
アス合金の残留磁気（Ｂｒ）と保磁力（Ｈｃ）の張力依
存性を示す図、第５図はＦｅ−１３Ｐ−７Ｃアモルフア
ス合金のヒステリシスループの４０００ｅの磁場中で最
高温度２８５℃から２４時間／２６５の一定冷却速度を
もつて常温まで磁場中冷却した時の焼鈍効果を示す図、
第６図はＦｅ−１３Ｐ−７Ｃアモルフアス合金に磁場中
焼鈍を施した際の最大透磁率ど焼鈍温度、冷却速度との
関係を示す図、第７図はＦｅ−１３Ｐ−７Ｃアモルフア
ス合金の保磁力と焼鈍温度、冷却速度との関係を示す図
、第８図はＦｅ−１３Ｐ−７Ｃアモルフアス合金に張力
およびねじり力を磁場中で加えた場合の保磁力と磁束密
度との関係を示す図である。
概略図、第２図はＦｅ−１３Ｐ−７Ｃアモルフアス合金
のヒステリシスループを示す図、第３図はＦｅ−１３Ｐ
−７Ｃアモルフアス合金の張力下におけるヒステリシス
ループを示す図、第４図はＦｅ−１３Ｐ−７Ｃアモルフ
アス合金の残留磁気（Ｂｒ）と保磁力（Ｈｃ）の張力依
存性を示す図、第５図はＦｅ−１３Ｐ−７Ｃアモルフア
ス合金のヒステリシスループの４０００ｅの磁場中で最
高温度２８５℃から２４時間／２６５の一定冷却速度を
もつて常温まで磁場中冷却した時の焼鈍効果を示す図、
第６図はＦｅ−１３Ｐ−７Ｃアモルフアス合金に磁場中
焼鈍を施した際の最大透磁率ど焼鈍温度、冷却速度との
関係を示す図、第７図はＦｅ−１３Ｐ−７Ｃアモルフア
ス合金の保磁力と焼鈍温度、冷却速度との関係を示す図
、第８図はＦｅ−１３Ｐ−７Ｃアモルフアス合金に張力
およびねじり力を磁場中で加えた場合の保磁力と磁束密
度との関係を示す図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 原子％でＰ、ＣおよびＢのうち何れか１種または２
種以上を７〜３５％含み残部常温で強磁性を有するＦｅ
又はＣｏの少なくとも１種よりなる高透磁率アモルファ
ス合金を溶融状態より急冷し、アモルファス化する工程
と、これを結晶化温度以下でかつ応力下および／または
磁場中で焼鈍処理する工程との結合を特徴とする高透磁
率アモルファス合金の磁気特性改質方法。 ２ 原子％でＰ、ＣおよびＢのうち何れか１種または２
種以上を７〜３５％含み残部常温で強磁性を有するＦｅ
又はＣｏの少なくとも１種よりなり、副成分として原子
％で（イ）Ｎｉ５０％以下 （ロ）Ｓｉ２５％以下 （ハ）ＣｒおよびＭｎの少くとも１種１５％以下（ニ）
Ｍｏ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｗ、Ｃｕ、
Ｇｅ、ＢｅおよびＢｉのうちから選ばれた何れか１種ま
たは２種以上を１０％以下（ホ）ならびにＰｒ、Ｎｄ、
Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、ＤｙおよびＨｏのうち
から選ばれた何れか１種または２種以上を５％以下の前
記（イ）、（ロ）、（ハ）、（ニ）および（ホ）のうち
から選ばれた何れか１種または２種以上の成分を合計で
５０％以下で含有する合金を溶融状態より急冷し、アモ
ルフアス化する工程と、これを結晶化温度以下でかつ応
力下および／または磁場中で焼鈍処理する工程との結合
を特徴とする高透磁率アモルファス合金の磁気特性改質
方法。
Priority Applications (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP751509A JPS5929644B2 (ja) | 1974-12-24 | 1974-12-24 | 高透磁率アモルフアス合金の磁気特性改質方法 |
| JP61144002A JPS62124262A (ja) | 1974-12-24 | 1986-06-21 | 高透磁率アモルフアス合金の磁気特性改質方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP751509A JPS5929644B2 (ja) | 1974-12-24 | 1974-12-24 | 高透磁率アモルフアス合金の磁気特性改質方法 |
Related Child Applications (2)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP60137200A Division JPS6152355A (ja) | 1985-06-24 | 1985-06-24 | 高透磁率アモルフアス合金の磁気特性改質方法 |
| JP61144002A Division JPS62124262A (ja) | 1974-12-24 | 1986-06-21 | 高透磁率アモルフアス合金の磁気特性改質方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5173923A JPS5173923A (ja) | 1976-06-26 |
| JPS5929644B2 true JPS5929644B2 (ja) | 1984-07-21 |
Family
ID=11503439
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP751509A Expired JPS5929644B2 (ja) | 1974-12-24 | 1974-12-24 | 高透磁率アモルフアス合金の磁気特性改質方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5929644B2 (ja) |
Families Citing this family (40)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5194211A (ja) * | 1975-02-15 | 1976-08-18 | ||
| JPS5824924B2 (ja) * | 1975-05-28 | 1983-05-24 | 株式会社日立製作所 | コウトウジリツジセイザイリヨウノセイゾウホウホウ |
| JPS536224A (en) * | 1976-07-07 | 1978-01-20 | Nippon Telegr & Teleph Corp <Ntt> | High permeability material |
| JPS5337127A (en) * | 1976-09-17 | 1978-04-06 | Nippon Telegr & Teleph Corp <Ntt> | Soft amorphous magnetic material and its production |
| JPS5942069B2 (ja) * | 1976-09-30 | 1984-10-12 | 東北大学金属材料研究所長 | 実効透磁率の大きい非晶質合金の製造方法 |
| JPS6035425B2 (ja) * | 1976-11-11 | 1985-08-14 | 株式会社東芝 | 高透磁率非晶質合金の製造方法 |
| JPS6035420B2 (ja) * | 1977-02-18 | 1985-08-14 | ティーディーケイ株式会社 | 熱的に安定な非晶質磁性合金 |
| NL176090C (nl) * | 1977-02-26 | 1985-02-18 | Vacuumschmelze Gmbh | Werkwijze voor het verminderen van de ommagnetisatieverliezen in dunne banden uit week-magnetische amorfe metaallegeringen. |
| JPS53147604A (en) * | 1977-05-30 | 1978-12-22 | Tohoku Daigaku Kinzoku Zairyo | Production of noncrystalline alloy with low thermal expansion coefficiency |
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| JPS5441221A (en) * | 1977-09-09 | 1979-04-02 | Hitachi Ltd | Amorphous alloy and stabilizing method for magnetic characteristics theereof |
| JPS5447616A (en) * | 1977-09-22 | 1979-04-14 | Hitachi Ltd | Amorphous alloy magnetic head core |
| JPS5476427A (en) * | 1977-11-30 | 1979-06-19 | Hitachi Ltd | Magnetic characteristics stabilizing method for amorphous alloy |
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| JPS57186306A (en) * | 1981-05-11 | 1982-11-16 | Hitachi Ltd | Magnetic core and manufacture thereof |
| JPS5831053A (ja) * | 1981-08-18 | 1983-02-23 | Toshiba Corp | 非晶質合金 |
| JPS5887803A (ja) * | 1981-11-20 | 1983-05-25 | Tdk Corp | 電源ラインフイルタ用インダクタ |
| JPS5938353A (ja) * | 1982-08-27 | 1984-03-02 | Kawasaki Steel Corp | アモルフアス母合金とその製造法およびアモルフアス母合金の使用法 |
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-
1974
- 1974-12-24 JP JP751509A patent/JPS5929644B2/ja not_active Expired
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5173923A (ja) | 1976-06-26 |
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