JP3093461B2 - 磁性材料とその製造方法 - Google Patents
磁性材料とその製造方法Info
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Description
【0001】
【産業上の利用分野】本発明は、磁気記録用ヘッドなど
の各種用途に応用し得る実質的に準結晶相からなる磁性
材料およびその製造方法に関する。
の各種用途に応用し得る実質的に準結晶相からなる磁性
材料およびその製造方法に関する。
【0002】
【従来の技術】Al−Mn系合金において、5回、10
回の対称性の結晶構造をもつ新しい合金、いわゆる準結
晶が発見されて以来、準結晶合金は、新規な材料として
その形成範囲、構造解析、基礎物性の解明の目的で多く
の研究が成されてきた。その内、Al40%−Cu10
%−Mn25%−Ge25%合金は、比較的大きな保磁
力を持つことが発見(A.P.Tsai et al.
Jpn.Appl.Phys.,27<1988>L2
252)されている。又、AlMnSi系合金において
も、強磁性を持つことが報告(R.A.Dunlap
et al.Phys.Rev.B.39<1989
>、4808)されている。
回の対称性の結晶構造をもつ新しい合金、いわゆる準結
晶が発見されて以来、準結晶合金は、新規な材料として
その形成範囲、構造解析、基礎物性の解明の目的で多く
の研究が成されてきた。その内、Al40%−Cu10
%−Mn25%−Ge25%合金は、比較的大きな保磁
力を持つことが発見(A.P.Tsai et al.
Jpn.Appl.Phys.,27<1988>L2
252)されている。又、AlMnSi系合金において
も、強磁性を持つことが報告(R.A.Dunlap
et al.Phys.Rev.B.39<1989
>、4808)されている。
【0003】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、前記合
金の磁化の値は室温においても弱いものであり、磁性材
料として実用に供するには改善の必要があった。そこ
で、本発明においては、Al基の準結晶合金の磁気的性
質を改善しようとするものである。
金の磁化の値は室温においても弱いものであり、磁性材
料として実用に供するには改善の必要があった。そこ
で、本発明においては、Al基の準結晶合金の磁気的性
質を改善しようとするものである。
【0004】
【課題を解決するための手段】本発明の第1は、一般式:AlbalMaMnbXc (ただし、MはAlと20面体相(icosahedr
al,I相)の単相又は20面体相と正十角形相(de
cagonal,D相)の混相からなる準結晶を形成し
得るCuおよびPdの1種又は2種、XはBおよびPの
1種又は2種、5≦a≦25、5≦b≦35、0<c≦
25、a、cは複数元素の場合は合計量)よりなり、実
質的に準結晶相からなることを特徴とする磁性材料であ
り、第2は、最終組成が上記一般式となるように、M元
素およびMnより原子半径の小さなX元素を添加し、 急
冷凝固して準結晶相の磁化の強さを制御することを特徴
とする磁性材料の製造方法である。
al,I相)の単相又は20面体相と正十角形相(de
cagonal,D相)の混相からなる準結晶を形成し
得るCuおよびPdの1種又は2種、XはBおよびPの
1種又は2種、5≦a≦25、5≦b≦35、0<c≦
25、a、cは複数元素の場合は合計量)よりなり、実
質的に準結晶相からなることを特徴とする磁性材料であ
り、第2は、最終組成が上記一般式となるように、M元
素およびMnより原子半径の小さなX元素を添加し、 急
冷凝固して準結晶相の磁化の強さを制御することを特徴
とする磁性材料の製造方法である。
【0005】Alと共に混合して急冷凝固することによ
って準結晶形成範囲を示す合金としては、Al−Cu−
Mn、Al−Pd−Mn、Al−Cu−Pd−Mnがあ
る。例えばAl−Pd−Mn系合金のI相の格子定数と
磁化の組成依存性を調べると、準結晶相がCsCl型の
結晶構造に近づくと共に、I相の格子定数が単純に減少
し、磁化の強さが増大する。非強磁性金属であるAlに
Mnが希薄に固溶した合金が示す磁性は、MnとMnの
原子間の磁気交換相互作用によって発現する{これはR
KKY(Ruderman・Kittell−糟谷・芳
田)効果の支配下にある}と考えることができる。一
方、Al−Pd−Mn系準結晶においてスピングラス挙
動が観察されることから、準結晶におけるRKKY相互
作用は準結晶クラスターレベルで作用するとして考える
ことができる。
って準結晶形成範囲を示す合金としては、Al−Cu−
Mn、Al−Pd−Mn、Al−Cu−Pd−Mnがあ
る。例えばAl−Pd−Mn系合金のI相の格子定数と
磁化の組成依存性を調べると、準結晶相がCsCl型の
結晶構造に近づくと共に、I相の格子定数が単純に減少
し、磁化の強さが増大する。非強磁性金属であるAlに
Mnが希薄に固溶した合金が示す磁性は、MnとMnの
原子間の磁気交換相互作用によって発現する{これはR
KKY(Ruderman・Kittell−糟谷・芳
田)効果の支配下にある}と考えることができる。一
方、Al−Pd−Mn系準結晶においてスピングラス挙
動が観察されることから、準結晶におけるRKKY相互
作用は準結晶クラスターレベルで作用するとして考える
ことができる。
【0006】したがって、準結晶中に大きな局所的歪を
与える原子半径の大きく異なる元素を添加し、その結果
生じる準結晶相の格子定数の変化(格子歪)が準結晶ク
ラスター中のMn−Mn原子間の相互作用に影響を与
え、その結果、磁気を発生させるRKKY相互作用に影
響を与えて、結果的に磁性を制御するために有効と考え
ることができる。
与える原子半径の大きく異なる元素を添加し、その結果
生じる準結晶相の格子定数の変化(格子歪)が準結晶ク
ラスター中のMn−Mn原子間の相互作用に影響を与
え、その結果、磁気を発生させるRKKY相互作用に影
響を与えて、結果的に磁性を制御するために有効と考え
ることができる。
【0007】本発明は、かかる考え方に基づいて発明さ
れた。すなわち、準結晶中に原子半径の小さい元素(X
元素)を固溶させることによって、X元素の濃度増大と
共に準結晶(I相又はI相+D相)の格子定数が減少
し、格子歪みが増大して、磁化が大きく改善される。こ
こで言うX元素とはAlその他の添加元素より小さな原
子半径を持つ元素から選ばれる少なくとも一種の元素で
ある。例えば、Al−Pd−Mn系に対してはB,Pな
どが挙げられる。
れた。すなわち、準結晶中に原子半径の小さい元素(X
元素)を固溶させることによって、X元素の濃度増大と
共に準結晶(I相又はI相+D相)の格子定数が減少
し、格子歪みが増大して、磁化が大きく改善される。こ
こで言うX元素とはAlその他の添加元素より小さな原
子半径を持つ元素から選ばれる少なくとも一種の元素で
ある。例えば、Al−Pd−Mn系に対してはB,Pな
どが挙げられる。
【0008】本発明の材料の準結晶相は合金組成によっ
てI相単相又は(I+D)相の混相からなっている。こ
れらの準結晶相はある温度以上で熱処理することによっ
て安定な結晶に変化するが、ここで特徴的であるのは、
I相単相の時強い磁化を示すと同時にこの時極大値を持
つことである。すなわち、強い磁化を示すのはI相単相
の準結晶相であり、D相を含むことによって若干磁化特
性が劣化するが、依然として高いレベルにある。そし
て、結晶に変化することによって磁化する能力を失う。
又、後に詳述するが、本発明材料で発現する磁性はフエ
リ磁性である。
てI相単相又は(I+D)相の混相からなっている。こ
れらの準結晶相はある温度以上で熱処理することによっ
て安定な結晶に変化するが、ここで特徴的であるのは、
I相単相の時強い磁化を示すと同時にこの時極大値を持
つことである。すなわち、強い磁化を示すのはI相単相
の準結晶相であり、D相を含むことによって若干磁化特
性が劣化するが、依然として高いレベルにある。そし
て、結晶に変化することによって磁化する能力を失う。
又、後に詳述するが、本発明材料で発現する磁性はフエ
リ磁性である。
【0009】本発明において、Alと準結晶を形成し得
る元素としてはCu、Pd、Mnがあり、X元素はこれ
らの準結晶相の格子定数を減少させ、格子歪みを増大さ
せて、Mn原子間の磁気相互作用に正の働きをして、結
果的に磁化の強さを改善する効果を発揮する。Cu、P
dとMnおよびX元素の組成範囲はそれぞれ5〜25a
t%と5〜35at%および最大25at%とするのが
良いが、この範囲から外れると準結晶の形成が困難にな
り、D相単相又は準結晶と結晶相の混相又は結晶相のみ
となり、磁化の強さを大きく失う。
る元素としてはCu、Pd、Mnがあり、X元素はこれ
らの準結晶相の格子定数を減少させ、格子歪みを増大さ
せて、Mn原子間の磁気相互作用に正の働きをして、結
果的に磁化の強さを改善する効果を発揮する。Cu、P
dとMnおよびX元素の組成範囲はそれぞれ5〜25a
t%と5〜35at%および最大25at%とするのが
良いが、この範囲から外れると準結晶の形成が困難にな
り、D相単相又は準結晶と結晶相の混相又は結晶相のみ
となり、磁化の強さを大きく失う。
【0010】本発明の材料を製造するには、従来から知
られたメルトスピニング装置などの液体急冷装置によっ
て製造できるが、やはり従来から知られたガスアトマイ
ズ法、スパッタリング法等の102K/sec程度以上
急冷効果を持つその他の製造方法によっても製造可能で
ある。又、本発明は急冷凝固によって得られる非晶質相
又は過飽和固溶体を加熱するなどの結晶化処理によって
も製造できる。
られたメルトスピニング装置などの液体急冷装置によっ
て製造できるが、やはり従来から知られたガスアトマイ
ズ法、スパッタリング法等の102K/sec程度以上
急冷効果を持つその他の製造方法によっても製造可能で
ある。又、本発明は急冷凝固によって得られる非晶質相
又は過飽和固溶体を加熱するなどの結晶化処理によって
も製造できる。
【0011】又、本来、準結晶はすべり等の変形帯を持
たないため強度が強く、高硬度であり、変形および摩耗
に対して強い抵抗力を示し、Al基合金という軽量性を
合わせ持ち、優れた構造材料としての特性および利用価
値をもっている。すなわち、本発明は磁性材料という新
規物質を提供するばかりでなく、同時に機械的性質にも
優れた複合機能材料を提供するものである。
たないため強度が強く、高硬度であり、変形および摩耗
に対して強い抵抗力を示し、Al基合金という軽量性を
合わせ持ち、優れた構造材料としての特性および利用価
値をもっている。すなわち、本発明は磁性材料という新
規物質を提供するばかりでなく、同時に機械的性質にも
優れた複合機能材料を提供するものである。
【0012】
実施例1 99.999wt%の純度からなるAlおよびMn、9
9.99wt%からなるPd、さらに99.9wt%か
らなるBの原料を所定量分取し、Ar雰囲気中でアーク
溶解炉で均一な母合金を溶製した。この母合金を単ロー
ル式溶湯急冷装置によって厚さ0.02mm、幅1mm
のリボン材とした。その際の急冷ロールは直径200m
mの銅製ロールを用い、ロールの回転速度は毎分200
0回転とした。急冷凝固したままの準結晶サンプルと各
種の温度で熱処理したサンプルをX線回折、透過型電子
顕微鏡(TEM)および光学顕微鏡で結晶状態を調査し
た。磁化の強さは1.59MA/m(20kOe)の磁
場中で77〜900Kの温度範囲で振動式磁気測定装置
(VSM.Vibrating Sample Mag
netometer)で測定した。又、比較材とするた
め、Bの代わりにSi,Ge,SbおよびBiを添加し
たデータも加えた。
9.99wt%からなるPd、さらに99.9wt%か
らなるBの原料を所定量分取し、Ar雰囲気中でアーク
溶解炉で均一な母合金を溶製した。この母合金を単ロー
ル式溶湯急冷装置によって厚さ0.02mm、幅1mm
のリボン材とした。その際の急冷ロールは直径200m
mの銅製ロールを用い、ロールの回転速度は毎分200
0回転とした。急冷凝固したままの準結晶サンプルと各
種の温度で熱処理したサンプルをX線回折、透過型電子
顕微鏡(TEM)および光学顕微鏡で結晶状態を調査し
た。磁化の強さは1.59MA/m(20kOe)の磁
場中で77〜900Kの温度範囲で振動式磁気測定装置
(VSM.Vibrating Sample Mag
netometer)で測定した。又、比較材とするた
め、Bの代わりにSi,Ge,SbおよびBiを添加し
たデータも加えた。
【0013】図1に基準となる急冷凝固したままのAl
−Pd−Mn合金のI相形成組成範囲と、I相の格子定
数の組成依存性を示す。格子定数はX線回折のデータか
らElser’s指数(211111)反射ピークから
算出した。図中の点A(Al78Pd9Mn13)、点B
(Al72Pd9Mn19)、点C(Al69Pd12M
n19)、点D(Al65Pd25Mn10)、点E(Al68P
d25Mn7)、点F(Al74Pd19Mn7)を結ぶ線で囲
まれた部分がI相単相形成範囲であり、Pdが9〜25
at%、Mnが7〜19at%の範囲である。I相の格
子定数は0.4574〜0.4583nmの範囲で分布
しており、I相単相の領域では大きな変化は見られな
い。I相の化学量論的な組成がAl70Pd20Mn10であ
るとすると、I相単相の形成範囲はPdの低濃度側、M
n高濃度側に分布している。
−Pd−Mn合金のI相形成組成範囲と、I相の格子定
数の組成依存性を示す。格子定数はX線回折のデータか
らElser’s指数(211111)反射ピークから
算出した。図中の点A(Al78Pd9Mn13)、点B
(Al72Pd9Mn19)、点C(Al69Pd12M
n19)、点D(Al65Pd25Mn10)、点E(Al68P
d25Mn7)、点F(Al74Pd19Mn7)を結ぶ線で囲
まれた部分がI相単相形成範囲であり、Pdが9〜25
at%、Mnが7〜19at%の範囲である。I相の格
子定数は0.4574〜0.4583nmの範囲で分布
しており、I相単相の領域では大きな変化は見られな
い。I相の化学量論的な組成がAl70Pd20Mn10であ
るとすると、I相単相の形成範囲はPdの低濃度側、M
n高濃度側に分布している。
【0014】Al60Pd20Mn20の組成は室温で強磁性
を示すが、図1から類推されるとおり、I相単相ではな
い。しかし、この組成比の近傍(Mnリッチ)のI相は
強磁性発現に適した原子配置を持っており、小さい格子
定数を持つI相が強磁性発現の可能性を持っているもの
と期待される。準結晶の磁化はRKKY相互作用に起因
することを考えれば、図1に示すとおり、この範囲の組
成変化にともなう格子定数の変化は1%未満と小さく、
この程度の格子定数の変化だけではクラスタースケール
に働く磁気的相互作用に対して大きな効果は期待できな
い。効果的にRKKY相互作用に作用させるためには、
さらに大きな格子歪を導入する異種元素の添加が有効と
考えられる。
を示すが、図1から類推されるとおり、I相単相ではな
い。しかし、この組成比の近傍(Mnリッチ)のI相は
強磁性発現に適した原子配置を持っており、小さい格子
定数を持つI相が強磁性発現の可能性を持っているもの
と期待される。準結晶の磁化はRKKY相互作用に起因
することを考えれば、図1に示すとおり、この範囲の組
成変化にともなう格子定数の変化は1%未満と小さく、
この程度の格子定数の変化だけではクラスタースケール
に働く磁気的相互作用に対して大きな効果は期待できな
い。効果的にRKKY相互作用に作用させるためには、
さらに大きな格子歪を導入する異種元素の添加が有効と
考えられる。
【0015】図2は急冷凝固させたAl70-XPd15Mn
15MX(M:B,Si,Ge,SbおよびBi)合金に
ついて、M濃度を関数として格子定数の変化と室温で2
0kOeの磁場中での磁化の変化を示している。B>S
iの順に格子定数の減少が顕著であり、他の元素では逆
にSb>Bi>Geの順に増加が顕著となっている。磁
化は格子定数の変化の大きさに比例して増大する傾向に
あるがその効果はBにおいて最も大きい。
15MX(M:B,Si,Ge,SbおよびBi)合金に
ついて、M濃度を関数として格子定数の変化と室温で2
0kOeの磁場中での磁化の変化を示している。B>S
iの順に格子定数の減少が顕著であり、他の元素では逆
にSb>Bi>Geの順に増加が顕著となっている。磁
化は格子定数の変化の大きさに比例して増大する傾向に
あるがその効果はBにおいて最も大きい。
【0016】図3,図4は図2の結果を受けて、Bの効
果を詳細にみるために、Al70-XPd15Mn15BXの4
元合金について、B濃度を関数として格子定数の変化と
20kOe磁場中で測定した磁化の変化を示している。
B濃度の増加と共に格子定数は直線的に減少し、Veg
ard’s法則を満足している。一方、磁化はB濃度の
増加と共に大きく増大しており、I相単相のB濃度10
at%で2.3×10-7Hm2/kgの極大値を示した
後、さらなるB濃度の増加とともに急激に減少してい
る。
果を詳細にみるために、Al70-XPd15Mn15BXの4
元合金について、B濃度を関数として格子定数の変化と
20kOe磁場中で測定した磁化の変化を示している。
B濃度の増加と共に格子定数は直線的に減少し、Veg
ard’s法則を満足している。一方、磁化はB濃度の
増加と共に大きく増大しており、I相単相のB濃度10
at%で2.3×10-7Hm2/kgの極大値を示した
後、さらなるB濃度の増加とともに急激に減少してい
る。
【0017】これらの合金の組織と構造のTEM観察の
結果、これらの合金は200〜300nmの結晶粒から
なり、粒界に第2相は認められず、制限視野電子線回折
によれば2回、3回、5回の対称を示していることから
I相単相からなっていることが分る。
結果、これらの合金は200〜300nmの結晶粒から
なり、粒界に第2相は認められず、制限視野電子線回折
によれば2回、3回、5回の対称を示していることから
I相単相からなっていることが分る。
【0018】図5,6,7はAl−Pd−Mn−B合金
において、Mn濃度を20,25,30at%と固定
し、PdおよびBの濃度変化に対するI相およびI+D
相の形成領域と磁化の強さの組成依存性を求めた結果で
ある。Mn濃度20,25,30at%ではI相単相の
形成領域中に磁化の極大値が見られ、I相中のMn原子
が磁化の発現にとって適切な状態にあることがわかる。
急冷凝固によって得られる準結晶相の磁化の最大値はI
相単相からなるAl42.5Pd7.5Mn30B20合金の42
emu/g(3.3kA/m)である。
において、Mn濃度を20,25,30at%と固定
し、PdおよびBの濃度変化に対するI相およびI+D
相の形成領域と磁化の強さの組成依存性を求めた結果で
ある。Mn濃度20,25,30at%ではI相単相の
形成領域中に磁化の極大値が見られ、I相中のMn原子
が磁化の発現にとって適切な状態にあることがわかる。
急冷凝固によって得られる準結晶相の磁化の最大値はI
相単相からなるAl42.5Pd7.5Mn30B20合金の42
emu/g(3.3kA/m)である。
【0019】図8はAl−Pd−Mn−B準結晶の図に
示す4種の組成における焼鈍温度の磁化に対する効果を
示している。いずれの合金においても600Kまでは磁
化が変化せず、600K以上の加熱によって磁化が減少
し、1020Kでほぼゼロになる。
示す4種の組成における焼鈍温度の磁化に対する効果を
示している。いずれの合金においても600Kまでは磁
化が変化せず、600K以上の加熱によって磁化が減少
し、1020Kでほぼゼロになる。
【0020】図9はAl57.5Pd17.5Mn15B10合金の
焼鈍温度の組織変化に及ぼす影響をX線回折によって調
べた結果である。500Kまでは準結晶の組織のみが観
察され、600Kで準結晶のピークの強度が若干減少
し、半値幅が増加する。更に焼鈍温度が上昇すると結晶
のピークが現れ始め、1000Kで完全に結晶化する。
図8と比較すると結晶化が進むに連れて磁化が減少し、
結晶化によって磁化が失われることが分かる。即ち、磁
化の発生は準結晶(I相)の原子配置に起因している。
焼鈍温度の組織変化に及ぼす影響をX線回折によって調
べた結果である。500Kまでは準結晶の組織のみが観
察され、600Kで準結晶のピークの強度が若干減少
し、半値幅が増加する。更に焼鈍温度が上昇すると結晶
のピークが現れ始め、1000Kで完全に結晶化する。
図8と比較すると結晶化が進むに連れて磁化が減少し、
結晶化によって磁化が失われることが分かる。即ち、磁
化の発生は準結晶(I相)の原子配置に起因している。
【0021】図10は図8と同じ4種の準結晶(I相)
の0.16MA/mの磁場中における磁化の温度依存性
を示している。温度の上昇とともに磁化が徐々に減少
し、この傾向は合金(組成)によらず、温度のみに依存
していることが分かる。図11はこれらの準結晶の50
0K以上の温度を関数として保持力の逆数(1/χ)の
変化を示している。500から700Kまでは指数関数
的に増大し、それ以上の温度では直線的に緩やかに増大
している。これは典型的なフェリ磁性の特性を示してい
る。この図から強磁性キューリー温度(Θf)とフェリ
磁性キューリー温度(Θa)を求めることができる。そ
の結果を表1に示す。Θfは温度に対する磁化強度の自
乗の低温度側への外捜(磁化ゼロ)によって、Θaは直
線部分の傾斜の低温度側への外捜(磁化ゼロ)によって
求められる。表1に示すように溶質濃度の増加はΘaを
130から420Kに増加させ、Θfを508から47
3Kに減少させる。
の0.16MA/mの磁場中における磁化の温度依存性
を示している。温度の上昇とともに磁化が徐々に減少
し、この傾向は合金(組成)によらず、温度のみに依存
していることが分かる。図11はこれらの準結晶の50
0K以上の温度を関数として保持力の逆数(1/χ)の
変化を示している。500から700Kまでは指数関数
的に増大し、それ以上の温度では直線的に緩やかに増大
している。これは典型的なフェリ磁性の特性を示してい
る。この図から強磁性キューリー温度(Θf)とフェリ
磁性キューリー温度(Θa)を求めることができる。そ
の結果を表1に示す。Θfは温度に対する磁化強度の自
乗の低温度側への外捜(磁化ゼロ)によって、Θaは直
線部分の傾斜の低温度側への外捜(磁化ゼロ)によって
求められる。表1に示すように溶質濃度の増加はΘaを
130から420Kに増加させ、Θfを508から47
3Kに減少させる。
【0022】
【表1】
【0023】このことはMnの増加に起因する磁化の増
大とともに、ΘfとΘaの差を378Kから53Kに減
少させたことになる。このことはMn−Mn原子間の磁
気相互作用が反強磁性対の程度を減少(逆向きスピンを
減少)させることによってフェリ磁性から強磁性(フェ
ロ磁性)に変化する傾向を示すためと推察される。
大とともに、ΘfとΘaの差を378Kから53Kに減
少させたことになる。このことはMn−Mn原子間の磁
気相互作用が反強磁性対の程度を減少(逆向きスピンを
減少)させることによってフェリ磁性から強磁性(フェ
ロ磁性)に変化する傾向を示すためと推察される。
【0024】このように急冷凝固によって得られるAl
−Pd−Mn−B系準結晶(I相)合金の磁化は、準結
晶中のMn−Mn原子間の磁気相互作用がBの添加によ
って強調させて生じることが分かる。しかもその磁性は
フェロ磁性挙動をも示すフェリ磁性である。
−Pd−Mn−B系準結晶(I相)合金の磁化は、準結
晶中のMn−Mn原子間の磁気相互作用がBの添加によ
って強調させて生じることが分かる。しかもその磁性は
フェロ磁性挙動をも示すフェリ磁性である。
【0025】実施例2 Al70-XCu10Mn20BX合金系について実施例1と同
様にして準結晶を製造し、Bの濃度を関数として準結晶
の格子定数と磁化の変化を調べ、図12に示した。比較
のために既にTsai等によって報告されているAl
70-XCu10Mn20GeX合金についても併せて示す。I
相の格子定数はB,Geの添加によって共に減少し、そ
の度合いはB添加が著しい。磁化についてもB,Geの
濃度の増加と共に増大するがやはりBの効果が著しい。
Al−Pd−Mn系合金と同様に、Al−Cu−Mn系
合金においてもB添加がフェリ磁性発現に有効であるこ
とが分かる。
様にして準結晶を製造し、Bの濃度を関数として準結晶
の格子定数と磁化の変化を調べ、図12に示した。比較
のために既にTsai等によって報告されているAl
70-XCu10Mn20GeX合金についても併せて示す。I
相の格子定数はB,Geの添加によって共に減少し、そ
の度合いはB添加が著しい。磁化についてもB,Geの
濃度の増加と共に増大するがやはりBの効果が著しい。
Al−Pd−Mn系合金と同様に、Al−Cu−Mn系
合金においてもB添加がフェリ磁性発現に有効であるこ
とが分かる。
【0026】図13にAl65Cu10Mn20B5合金とA
l50Cu10Mn20Ge20合金の磁化曲線(ヒステリシ
ス)を対比して示す。Geを含む合金は保持力199k
A/m(2.5kOe)、残留磁化9.5×10-9Hm
2/kgを示すのに対して、Bを含む合金はそれぞれ2
4kA/m(0.3kOe)、3.2×10-9Hm2/
kgと小さい値を示している。Al65Cu10Mn20B5
合金の磁化は1.59MA/m(20kOe)の磁場中
でも飽和しない一方で、小さな磁場の印加で急激に増大
し、磁化の強さもGeを含む合金の2倍以上に達する。
Bを含む合金は優れた軟磁性を示すことが分かる。
l50Cu10Mn20Ge20合金の磁化曲線(ヒステリシ
ス)を対比して示す。Geを含む合金は保持力199k
A/m(2.5kOe)、残留磁化9.5×10-9Hm
2/kgを示すのに対して、Bを含む合金はそれぞれ2
4kA/m(0.3kOe)、3.2×10-9Hm2/
kgと小さい値を示している。Al65Cu10Mn20B5
合金の磁化は1.59MA/m(20kOe)の磁場中
でも飽和しない一方で、小さな磁場の印加で急激に増大
し、磁化の強さもGeを含む合金の2倍以上に達する。
Bを含む合金は優れた軟磁性を示すことが分かる。
【0027】以上の実施例より、この磁化挙動はフェロ
磁性挙動をも示す準結晶中のMn−Mn相互作用が長範
囲に及ぶ単純なフェリ磁性相互作用に起因しているので
はなく、短範囲スケールにおける不均質歪導入による複
雑な機構で発生するものと考えられる。
磁性挙動をも示す準結晶中のMn−Mn相互作用が長範
囲に及ぶ単純なフェリ磁性相互作用に起因しているので
はなく、短範囲スケールにおける不均質歪導入による複
雑な機構で発生するものと考えられる。
【0028】磁化発現の機構がRKKY相互作用から発
生するものとすれば、局所サイトにおける磁化は準結晶
(I相)クラスターの歪んだ状態に依存していると考え
られ、それによって上記した複雑な磁気的性質を発現す
るものと思われる。
生するものとすれば、局所サイトにおける磁化は準結晶
(I相)クラスターの歪んだ状態に依存していると考え
られ、それによって上記した複雑な磁気的性質を発現す
るものと思われる。
【0029】
【発明の効果】以上のように、本発明の合金及び製造方
法はAlと他元素との準結晶にこれらの元素よりも原子
半径の小さな元素を添加することによって従来にない磁
化能力と同時に良好な軟磁性を示し、磁化の強さを制御
できると同時に、Alをベースにした準結晶という合金
の特性から軽量で強度が強く耐摩耗性に優れており、磁
気記録用ヘッドなどの様々な用途の磁性材料として利用
できる。
法はAlと他元素との準結晶にこれらの元素よりも原子
半径の小さな元素を添加することによって従来にない磁
化能力と同時に良好な軟磁性を示し、磁化の強さを制御
できると同時に、Alをベースにした準結晶という合金
の特性から軽量で強度が強く耐摩耗性に優れており、磁
気記録用ヘッドなどの様々な用途の磁性材料として利用
できる。
【図1】急冷凝固したままのAl−Pd−Mn系合金の
I相形成組成範囲とI相の格子定数の組成依存性を示す
図である。
I相形成組成範囲とI相の格子定数の組成依存性を示す
図である。
【図2】急冷凝固材料のM濃度と格子定数、磁化の変化
との関係を示す図である。
との関係を示す図である。
【図3】同じくB濃度と格子定数、磁化の変化との関係
を示すグラフである。
を示すグラフである。
【図4】同じくB濃度と格子定数、磁化の変化との関係
を示すグラフである。
を示すグラフである。
【図5】Mn濃度を20at%に固定し、磁化の強さの
組成依存性を示すグラフである。
組成依存性を示すグラフである。
【図6】Mn濃度を25at%に固定し、磁化の強さの
組成依存性を示すグラフである。
組成依存性を示すグラフである。
【図7】Mn濃度を30at%に固定し、磁化の強さの
組成依存性を示すグラフである。
組成依存性を示すグラフである。
【図8】焼鈍温度の磁化に対する効果を示すグラフであ
る。
る。
【図9】焼鈍温度の組織変化に及ぼす影響を示すグラフ
である。
である。
【図10】磁化の温度依存性を示すグラフである。
【図11】500K以上の保持力の逆数を示すグラフで
ある。
ある。
【図12】短結晶の格子定数と磁化の変化を示すグラフ
である。
である。
【図13】2つの合金の磁化曲線を示す。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 井上 明久 宮城県仙台市青葉区川内無番地川内住宅 11−806 (72)発明者 永洞 純一 神奈川県横浜市緑区すみよし台14−6 (56)参考文献 特開 平3−75345(JP,A) 国際公開86/936(WO,A1) (58)調査した分野(Int.Cl.7,DB名) H01F 1/14 C22C 1/00 C22C 21/00 C22C 45/08
Claims (2)
- 【請求項1】 一般式:AlbalMaMnbXc (ただし、MはAlと20面体相(icosahedr
al,I相)の単相又は20面体相と正十角形相(de
cagonal,D相)の混相からなる準結晶を形成し
得るCuおよびPdの1種又は2種、XはBおよびPの
1種又は2種、5≦a≦25、5≦b≦35、0<c≦
25、a、cは複数元素の場合は合計量)よりなり、 実
質的に準結晶相からなることを特徴とする磁性材料。 - 【請求項2】 最終組成が一般式:AlbalMaMnbXc (ただし、MはAlと20面体相(icosahedr
al,I相)の単相又は20面体相と正十角形相(de
cagonal,D相)の混相からなる準結晶を形成し
得るCuおよびPdの1種又は2種、XはBおよびPの
1種又は2種、5≦a≦25、5≦b≦35、0<c≦
25) となるように、M元素およびMnより原子半径の
小さなX元素を添加し、急冷凝固して準結晶相の磁化の
強さを制御することを特徴とする磁性材料の製造方法。
Priority Applications (4)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP04206626A JP3093461B2 (ja) | 1992-08-03 | 1992-08-03 | 磁性材料とその製造方法 |
US08/096,275 US5397490A (en) | 1992-08-03 | 1993-07-26 | Magnetic material |
DE69310624T DE69310624T2 (de) | 1992-08-03 | 1993-08-02 | Magnetisches Material und Herstellungsverfahren |
EP93112373A EP0582260B1 (en) | 1992-08-03 | 1993-08-02 | Magnetic material and process for producing the same |
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Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP04206626A JP3093461B2 (ja) | 1992-08-03 | 1992-08-03 | 磁性材料とその製造方法 |
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Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH0653021A JPH0653021A (ja) | 1994-02-25 |
JP3093461B2 true JP3093461B2 (ja) | 2000-10-03 |
Family
ID=16526490
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Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP04206626A Expired - Fee Related JP3093461B2 (ja) | 1992-08-03 | 1992-08-03 | 磁性材料とその製造方法 |
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Country | Link |
---|---|
US (1) | US5397490A (ja) |
EP (1) | EP0582260B1 (ja) |
JP (1) | JP3093461B2 (ja) |
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FR2685349B1 (fr) | 1991-12-20 | 1994-03-25 | Centre Nal Recherc Scientifique | Element de protection thermique constitue par un alliage d'aluminium quasi-cristallin. |
JPH07126702A (ja) * | 1993-09-29 | 1995-05-16 | Takeshi Masumoto | 準結晶Al合金超微粒子およびその集合物の製造方法 |
JPH07238336A (ja) * | 1994-02-25 | 1995-09-12 | Takeshi Masumoto | 高強度アルミニウム基合金 |
JP2795611B2 (ja) * | 1994-03-29 | 1998-09-10 | 健 増本 | 高強度アルミニウム基合金 |
US6361697B1 (en) | 1995-01-10 | 2002-03-26 | William S. Coury | Decontamination reactor system and method of using same |
US6117334A (en) * | 1995-01-10 | 2000-09-12 | Coury; William S. | Decontamination reactor system and method of using same |
FR2732697B1 (fr) * | 1995-04-04 | 1997-06-20 | Centre Nat Rech Scient | Couches minces d'alliages quasi-cristallins, leur preparation et leurs utilisations |
JP2008231519A (ja) * | 2007-03-22 | 2008-10-02 | Honda Motor Co Ltd | 準結晶粒子分散アルミニウム合金およびその製造方法 |
JP2008248343A (ja) * | 2007-03-30 | 2008-10-16 | Honda Motor Co Ltd | アルミニウム基合金 |
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---|---|---|---|---|
DE74111C (de) * | K. OEHLER in Offenbach a. M | Verfahren zur Darstellung von Amidophenol- und Amidokresolsulfosäure | ||
JPS58130244A (ja) * | 1982-01-26 | 1983-08-03 | Furukawa Alum Co Ltd | 熱交換器チユ−ブ用アルミニウム合金 |
-
1992
- 1992-08-03 JP JP04206626A patent/JP3093461B2/ja not_active Expired - Fee Related
-
1993
- 1993-07-26 US US08/096,275 patent/US5397490A/en not_active Expired - Fee Related
- 1993-08-02 DE DE69310624T patent/DE69310624T2/de not_active Expired - Fee Related
- 1993-08-02 EP EP93112373A patent/EP0582260B1/en not_active Expired - Lifetime
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPH0653021A (ja) | 1994-02-25 |
US5397490A (en) | 1995-03-14 |
DE69310624D1 (de) | 1997-06-19 |
DE69310624T2 (de) | 1997-12-04 |
EP0582260A1 (en) | 1994-02-09 |
EP0582260B1 (en) | 1997-05-14 |
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