(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
マーカーの高調波出力の振幅を増大させるための方法において、
（Ｆｅ1-xＮｉx）aＭb（Ｂ1-yＳｉy）c（「ｘ」は、０．２から０．９の範囲であり、「ｙ」は、０から０．５までの範囲であり、「ａ」は、６０原子％と９０の原子％との間であり、「ｂ」は、０．１原子％と１０原子％との間であり、「ｃ」は、０．１原子％と３０原子％との間であり、Ｍは、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、及び、Ｚｒから成る群から選択された少なくとも１つの金属である）の組成を有すると共に、ナノ結晶相が形成される第１の結晶化温度、及び、第２の結晶質相が形成される第２の結晶化温度である少なくとも２つの結晶化温度を有する、ストリップである非晶質合金を準備する工程と
前記第１及び第２の結晶化温度の間の温度において、その磁気励振の間前記の組成を有するマーカーにより生じる少なくとも１つの高調波の振幅を増大させるに十分な時間にわたって、前記ストリップである非晶質合金を単一工程のアニール処理する工程とを備えることを特徴とする方法。
【請求項２】
請求項１の方法において、前記ストリップが、外部からの磁場を受けない状態で、アニール処理されることを特徴とする方法。
【請求項３】
請求項１の方法において、前記ストリップが、前記第１及び第２の結晶化温度の中間の温度の２０°Ｃ以内の温度において、アニール処理されることを特徴とする方法。
【請求項４】
請求項３の方法において、前記合金のストリップが、半時間から１時間の時間にわたって、アニール処理されることを特徴とする方法。
【請求項５】
請求項１の方法において、前記ストリップが、前記第１及び第２の結晶化温度の中間の温度の１０°Ｃ以内の温度でアニール処理されることを特徴とする方法。
【請求項６】
請求項５の方法において、「ｘ」が、０．４８と０．９との間にあり、「ｙ」が、０と０．５との間にあり、「ａ」が、７０原子％と８７原子％との間にあり、「ｂ」が、１．０と８．０との間にあり、「ｃ」が、１３原子％と３０原子％との間にあり、Ｍが、Ｃｒ、Ｔａ及びＭｏの群から選択されることを特徴とする方法。
【請求項７】
マーカーの高調波出力を高めるための方法において、
（Ｆｅ1-xＮｉx）aＭb（Ｂ1-yＳｉy）c（「ｘ」は、０．２から０．９の範囲であり、「ｙ」は、０から０．５までの範囲であり、「ａ」は、６０原子％と９０の原子％との間であり、「ｂ」は、０．１原子％と１０原子％との間であり、「ｃ」は、０．１原子％と３０原子％との間であり、Ｍは、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、及び、Ｚｒから成る群から選択された少なくとも１つの金属である）の組成を有すると共に、ナノ結晶相が形成される第１の結晶化温度、及び、第２の結晶質相が形成される第２の結晶化温度である少なくとも２つの結晶化温度を有する、ストリップである非晶質合金を準備する工程を備え、前記第１及び第２の結晶化温度の間の温度において、その磁気励振の間前記の組成を有するマーカーにより生じる少なくとも１つの高調波の振幅を増大させるに十分な時間にわたって、前記ストリップである非晶質合金を単一工程のアニール処理が実行されることを特徴とする方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【産業上の利用分野】
発明の分野
電子物品監視技術は、良好な高調波特性を示す新規な合金を探し続けている。本件出願人は、（Ｆｅ1-xＮｉx）aＭb（Ｂ1-yＳｉy）cの組成を有する合金を、第１及び第２の結晶化温度の間でアニール処理することにより、そのようなアニール処理を受けていない合金の高調波出力よりも１００％程度大きい高調波出力を発生させることができることを、思いがけなく発見した。上記組成式においては、「ｘ」は、０．２から０．９までの範囲であり、「ｙ」は、０から最大０．５までの範囲であり、「ａ」は、６０原子％乃至９０原子％であり、「ｂ」は、０．１原子％乃至１０原子％であり、「ｃ」は、０．１原子％乃至３０原子％であって、Ｍは、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、及び、Ｚｒから成る群から選択された少なくとも１つの金属である。そのような望ましい高調波特性は、Ｃｕを添加することなく、狭い範囲のアニール処理条件において実行される単一工程のアニール処理によって、生成される。
【０００２】
【従来の技術】
従来技術の説明
米国特許第４，９４５，３３９号は、Ｆｅ−Ｎｉ基材の合金から形成される盗難防止マーカーを開示しており、上記合金は、０．１原子％乃至３．０原子％のＣｕと、Ｎｂ、Ｗ、Ｔａ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｃｒ、Ｔｉ、及び、Ｍｏの群から選択され、０．１乃至３０の原子％を有する、少なくとも１つの元素とを含む。Ｆｅ−Ｎｉ及びＦｅ−Ｃｏ基材の軟質磁性合金は、結晶化温度よりも高い４５０℃から７００℃の温度範囲において、５分間から２４時間の時間範囲でアニール処理される。Ｆｅに溶解しない銅を添加することは、ナノ微結晶を形成するための核形成部位をもたらすために、必要とされる。
【０００３】
１９９２年６月２日に出願された米国特許出願シリアルＮｏ．８９６，５０５は、（Ｆｅ1-xＮｉx）60-90Ｍ0.1-10（Ｂ1-yＳｉy）0.1-30の一般組成を有する合金を開示している。この一般組成においては、「ａ」乃至「ｃ」は、原子％すなわち原子百分率であって、「ａ」乃至「ｃ」に不純物を加えた合計は、実質的に１００である。「ｘ」の値は、０．２から０．９であり、「ｙ」の値は、０から０．５である。第１の工程においては、第２の結晶化温度のオンセット未満において、上記合金がアニール処理される。第１のアニール処理工程の後に、ナノクリスタル合金は、半時間で、第２のアニール処理温度まで冷却される。第２のアニール処理工程は、第２の磁気相あるいはナノクリスタル相のキュリー温度の５０℃の範囲内の温度、好ましくは、キュリー温度よりも僅かに低い温度で実行することができ、２時間で終了する。その結果生ずる合金は、非晶質合金の核に関して有用である、良好な磁気特性を有するものとして記載されている。
【０００４】
発明の詳細な説明
発明の摘要
本発明は、高調波電子監視装置用のマーカー、並びに、そのようなマーカーを形成する方法に関し、該方法は、（Ｆｅ1-xＮｉx）aＭb（Ｂ1-yＳｉy）c（「ｘ」は、０．２から０．９の範囲であり、「ｙ」は、０から０．５までの範囲であり、「ａ」は、６０原子％から９０原子％の範囲であり、「ｂ」は、０．１原子％から１０原子％の範囲であり、「ｃ」は、０．１原子％から３０原子％の範囲であり、Ｍは、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、及び、Ｚｒから成る群から選択された少なくとも１つの金属である）の組成を有すると共に、ナノクリスタル相が形成される第１の結晶化温度、及び、第２の結晶質相が形成される第２の結晶化温度である少なくとも２つの結晶化温度を有する非晶質合金を準備する工程と、
上記第１及び第２の結晶化温度の間の温度において、該非晶質合金の少なくとも１つの高調波特性を増大させるに十分な時間にわたって、上記非結質合金をアニール処理する工程とを備える。
【０００５】
本発明のマーカーは、本発明によるアニール処理を受けていない同じ材料のマーカーに比較して、大幅に改善された信号出力を示す。本発明に従ってアニール処理された高調波マーカーは、そのようなアニール処理を受けていない同じ材料から形成されたマーカーよりも、１００％高い出力を示す。
図面の説明
図１は、アニール処理を受けていないマーカー、１０エルステッド（Ｏｅ）の長手方向の磁學において、３０分間及び６０分間にわたってアニール処理を受けたマーカー、並びに、磁場が与えられない状態でアニール処理を受けたマーカーに関して、アニール処理温度に対して測定された出力電圧（ピーク値同士の）を示すグラフである。
発明の詳細な説明
本発明の磁気材料を生成する際に使用された合金は、（Ｆｅ1-xＮｉx）aＭb（Ｂ1-yＳｉy）cの一般式によって表され、この一般式において、「ａ」乃至「ｃ」は、原子％すなわち原子百分率であり、「ａ」乃至「ｃ」に不純物を加えた合計は、実質的に１００である。「ｘ」の値は、０．２から０．９であり、０．４８と０．９との間であるのが好ましい。「ａ」で表されるＦｅ−Ｎｉの原子％は、６０から９０であり、７０から８７の原子％であるのが好ましい。Ｆｅ及びＮｉの量が、９０原子％を超えて増大したり、あるいは、６０原子％を下回って減少した場合には、そのような合金は、メルトクエンチ技術によって鋳造することが困難となり、その結果生じる製品は、不適当な軟質の磁気特性を示す傾向がある。より詳細に言えば、Ｆｅ及びＮｉが、６０原子％よりも少ない場合には、良好な軟質磁気材料を生成するには過剰の半金属すなわちメタロイドが存在する。
【０００６】
Ｍは、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、及び、Ｚｒから成る群から選択された、少なくとも１つの金属である。Ｍは、Ｃｒ、Ｔａ及びＭｏから成る群から選択されるのが好ましく、最も好ましいのはＭｏである。上記組成において「ｂ」で表されるＭのパーセント（％）は、０．１から１０原子％であり、１．０から８．０原子％が好ましく、２．０から４．０の原子％が最も好ましい。原子％が、２．０原子％を下回って減少すると、後に説明するタイプの有用なアニール処理条件の間に、ナノ結晶粒子を形成することが困難になる。１０原子％を超えるＭを含む合金も、メルトクエンチ技術によって鋳造することが困難である。
【０００７】
「ｃ」によって表されるメタロイド（Ｂ及びＳｉ）のパーセンテージすなわち百分率は、０．１から３０原子％であり、１３から３０原子％が好ましい範囲である。詳細に言えば、ホウ素の原子％は、０．１から３０原子％であり、１３から２２の原子％が好ましい範囲であり、１４から１８原子％が最も好ましい。Ｂの原子％が、上記好ましい２２の原子％を超えて増大すると、ホウ化物の容積％が増大し、これにより、ナノ結晶相の容積％を減少させ、これに応じて、その合金の磁気特性を低下させる傾向がある。また、２２原子％を超えるホウ素の量は、非晶質相のＦｅ及びＮｉと関係し、形成することのできるナノ結晶粒子の量を減少させる。
【０００８】
Ｓｉは、ある範囲において、第１の結晶化温度ＴX1と第２の結晶化温度Ｔx2との間の温度差を増大させることにより、微結晶の形成を促進する。Ｓｉも、本発明の合金のナノ結晶相の前駆体である、非晶質相の形成を助ける。Ｓｉの範囲（上述の式において「ｙ」で表される）は、０から最大０．５である。従って、Ｓｉは、０から最大１５原子％までの範囲を有する。Ｓｉが存在する場合には、そのようなＳｉは、最大１０原子％の量で存在するのが好ましく、最大５原子％の量で存在するのが最も好ましい。
【０００９】
各組成は、上記望ましい比率で融解され、次に、例えば、本明細書で参照する米国特許第４，２２１，２５７号に開示される、プレーナ・フロー鋳造技術によって鋳造され、非晶質金属材料のストリップを生成する。
【００１０】
鋳造の後に、非晶質材料は、第２の結晶化温度のオンセット未満で、アニール処理される。第２の結晶化温のオンセット未満であればどのような温度も用いることができるが、温度が低くなればなる程、その温度におけるアニール処理時間は長くなる。従って、アニール処理を行う温度は、第１の結晶化温度のオンセットを超えるのが好ましい。しかしながら、幾つかのアニール処理条件（過度な温度、時間、あるいは、これらの組み合わせ）は、その結果生ずる製品の全体的な柔軟な磁気特性を低下させる、第２の結晶質相を形成する。従って、合金は、第１の結晶化温度のオンセットと第２の結晶化温度のオンセットとの間の温度で、アニール処理されるのが好ましい。第１及び第２の結晶化温度のオンセットの中間点付近にあるアニール処理温度は、最も良好な高調波特性を達成し、従って、特に好ましい。例えば、合金Ｆｅ40Ｎｉ38Ｍｏ4Ｂ18は、４３９℃で第１の結晶化温度を示し、５２４℃で第２の結晶化温度を示す。これら２つの温度の間の中間点は、４８２℃である。好ましい温度範囲は、４５０℃から４９０℃であり、最も好ましい温度範囲は、４７０℃から４９０℃である。
【００１１】
本発明の合金は、磁場なしでも、又は、長手方向の磁場の影響下でも、アニール処理することができる。磁場アニール処理を受けない合金に関しては、アニール処理温度は、第１及び第２の結晶化温度の中間点よりも低いのが好ましく、上記中間点よりも１０℃から３０℃低いのが最も好ましい。長手方向の磁場の影響下でアニール処理を受ける合金に関しては、そのような合金は、上記中間点付近、例えば、上記中間点の±１０℃の範囲内の温度で、アニール処理されるのが好ましい。長手方向の磁場においてアニール処理された合金は、最も高い高調波出力を示すので、好ましい。長手方向の磁場は、２０エルステッドを超えないのが好ましく、１０エルステッドであるのが最も好ましい。
【００１２】
上述のように、アニール処理の長さは、使用するアニール処理温度、及び、磁場に応じて変化する。アニール処理温度の好ましい範囲（第１及び第２の結晶化温度が出現する間の温度範囲）に関しては、アニール処理温度は、半時間から２時間であるのが好ましく、半時間から１時間であるのが最も好ましい。アニール処理は、窒素雰囲気等の不活性雰囲気中で行うのが最も好ましい。
【００１３】
ＭがＭｏである合金のファミリーに関しては、上記第１のアニール処理の間に形成されたナノ結晶粒子は、実質的にｆｃｃの結晶構造を示し、ＮｉＦｅＭｏ構造から実質的に構成される。これらのナノ結晶粒子は一般に、Ｎｉ基材であり、１００ｎｍよりも大きい有効粒子径まで成長させてはならず、３０ｎｍよりも大きい有効粒子径まで成長させないのが好ましい。１０ｎｍあるいはそれ以下の有効粒子径を有するナノ結晶粒子が、最も好ましい。Ｍｏを含む合金に関しては、第２の結晶化温度あるいはそれ以上の温度におけるアニール処理が、ホウ化物基材の第２の結晶質相を形成し、その結果生ずる製品の全体的な軟質磁気特性を低下させる。
【００１４】
本発明の合金は、鋳造され、次に、アニール処理されるので、そのような合金は、概ね良好な延性の利点を利用するために、鋳放し状態（ａｓ−ｃａｓｔ  ｓｔａｔｅ）で加工することができる。
【００１５】
本発明のプロセスに従ってアニール処理された合金は、そのようなアニール処理を受けていない合金のストリップに比較して、大幅に改善された高調波特性を示すマーカーを生成する。本発明のマーカーの高調波信号は、そのようなマーカーの長さ、幅及び厚みを変化させることにより、更に変えることができる。本発明のマーカーは、一般に使用される物品監視装置を殆どあるいは全く変更することなく、そのような物品監視装置に使用することができる。
【００１６】
以下の例は、例示的なものであり、限定的なものではない。当業者には、種々の変形例が自明である。本発明の真の精神及び範囲は、添付の請求の範囲によって判定されるべきものであり、以下の例によって限定されるべきではない。
【００１７】
【実施例】
例１
Ｆｅ40Ｎｉ38Ｍｏ4Ｂ18の公称組成を有する合金が、プレーナ・フロー鋳造によって鋳造された。その結果生じた合金は、パーキン・エルマーＤＳＣ−２Ｃ差動走査型熱量計の中で、２０℃／ｍｉｎの加熱速度で加熱した時に、４３９℃及び５２４℃において、２つの結晶化温度の出現を示した。第１の結晶化温度は、Ｎｉ−Ｆｅ−Ｍｏ相に相当し、第２の結晶化温度は、６：２３のホウ化物相に相当する。リボンの長さに沿って切断した、６６．７ｍｍ×１．５９ｍｍ（２  ５／８インチ×１／１６インチ）の寸法の５つのストリップが、下の表１に示す各々の条件において、アニール処理された。高調波信号（１５乃至１８倍の強さの高調波）が、１０ｋＨｚの周波数、及び、１．２エルステッドの駆動場において測定された。各々の試験に関する、平均高調波信号、及び、標準偏差も、下の表１に示されている。
【００１８】
【表１】
0004101868.tif 000002
【００１９】
図１は、アニール処理温度の関数として高調波信号をプロットしたものを示している。鋳放しの非晶質ストリップの信号は、０．２９Ｖpp（出力軸線に沿う白丸印で示されている）である。１０エルステッドの長手方向の磁場の中で１時間アニール処理されたマーカーに関する平均高調波出力は、白四角印を繋ぐ線で示されている。磁場を用いずに半時間アニール処理されたマーカーに関する平均高調波出力は、黒四角印を繋ぐ線で示されている。１０エルステッドの長手方向の磁場の中で半時間アニール処理されたマーカーに関する平均高調波出力は、×印を繋ぐ線で示されている。磁場を用いずに半時間アニール処理されたマーカーに関する平均高調波出力は、横棒印を繋ぐ線で示されている。０．８２Ｖppの最大平均高調波信号が、１０エルステッドの長手方向の磁場の中で４８０℃で３０分間アニール処理されたストリップに関して測定され、高調波信号が１８３％増大した。４４０℃及び５００℃の間の温度で半時間アニール処理された合金、及び、低い温度で１時間アニール処理された合金は総て、アニール処理されていないマーカーに比較して、改善を示し、非晶質状態からナノ結晶状態へ移行する際に、高調波信号の増大を示した。極端なアニール処理条件（５００℃よりも高い温度、あるいは、時間及び温度の組み合わせが過度である）においては、高調波信号は減少し、第２の結晶質相が形成されることを示した。１０エルステッドの磁場の中で、４６０℃及び５００℃の間の温度で３０分間アニール処理された合金に関する高調波信号は、アニール処理されていない合金よりも、約５０％高い高調波出力を示し、また、約４７０℃及び４９０℃の間の温度でアニール処理された合金に関する高調波出力は、同じ組成を有するアニール処理されていない合金よりも約１００％高い。このような高調波出力の驚くべき増大は、銅を添加することなく、従来技術に開示されるアニール処理条件よりも概ね緩やかなアニール処理条件で達成される。
【図１】
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