(57)【要約】  本発明は、表示モジュールと、表示モジュールにおける任意の位置に設けられた磁気信号誘導モジュールと、磁気信号誘導モジュールに対応して設けられた磁気信号出力部材と、を備え、上記のすべての部材がハウジング内に設けられ、ハウジング内にはさらにメインボードが設けられ、前記磁気信号誘導モジュールが、誘導素子と、誘導素子に接続された検出制御回路とを有し、前記誘導素子が、水平プログラマブルゲートアレイと、水平プログラマブルゲートアレイと垂直で設けられた垂直プログラマブルゲートアレイとを有し、水平プログラマブルゲートアレイ及び垂直プログラマブルゲートアレイが共に磁気信号誘導コイルユニットからなる、手書き入力装置を開示する。本発明の目的は、従来技術における磁気誘導装置の検出時間が長く、反応速度が遅く、位置決め誘導の精度が低く、長距離移動の累積誤差が大きく、および装置が複雑であるといった問題を解決することにある。
2020507822.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
表示モジュールと、前記表示モジュールの前面又は後面において該表示モジュールより100mmの範囲内の任意の位置に設けられた磁気信号誘導モジュールと、前記磁気信号誘導モジュールに対応して設けられた磁気信号出力部材と、を備え、上記のすべての部材がハウジング内に設けられ、前記ハウジング内にはさらにメインボードが設けられた手書き入力装置において、
前記磁気信号誘導モジュールが、誘導素子と、前記誘導素子に接続された検出制御回路とを有し、前記誘導素子が、水平プログラマブルゲートアレイと、前記水平プログラマブルゲートアレイと垂直で設けられた垂直プログラマブルゲートアレイとを有し、前記水平プログラマブルゲートアレイ及び前記垂直プログラマブルゲートアレイが共に磁気信号誘導コイルユニットからなる
ことを特徴とする手書き入力装置。
【請求項２】
請求項1に記載の手書き入力装置において、
前記水平プログラマブルゲートアレイは、1つ以上の磁気信号誘導コイルユニットからなり、前記垂直プログラマブルゲートアレイは、1つ以上の磁気信号誘導コイルユニットからなり、前記磁気信号誘導コイルユニットは、1巻〜10巻の連続したループ状の導電線からなる少なくとも2つの磁気誘導コイルが差動線により直列接続されて成る
ことを特徴とする手書き入力装置。
【請求項３】
請求項1又は2に記載の手書き入力装置において、
前記磁気信号誘導コイルユニットにおいて磁気誘導コイルを直列接続する差動線が、磁気誘導位置決めの有効領域内にある
ことを特徴とする手書き入力装置。
【請求項４】
請求項1又は2に記載の手書き入力装置において、
前記磁気信号誘導コイルユニットにおいて磁気誘導コイルを直列接続する差動線が、磁気誘導位置決めの有効領域外にある
ことを特徴とする手書き入力装置。
【請求項５】
請求項1に記載の手書き入力装置において、
前記検出制御回路は、マルチプレクサと、前段信号増幅器と、可変利得増幅器と、バンドパス増幅器と、交直流変換器と、積分回路と、直流増幅器と、充放電スイッチと、プロセッサと、を備え、
前記マルチプレクサは、一方側が前記水平プログラマブルゲートアレイと前記垂直プログラマブルゲートアレイのそれぞれに接続され、他方側が前記前段信号増幅器に接続され、前記前段信号増幅器が前記可変利得増幅器に接続され、
前記可変利得増幅器は、一端が前記プロセッサに繋がり、他端が、前記交直流変換器を介して前記積分回路に接続された前記バンドパス増幅器に繋がり、
前記積分回路は、一端が直流増幅器を介して前記プロセッサに繋がり、他端が前記充放電スイッチに繋がり、前記プロセッサが前記マルチプレクサと前記充放電スイッチのそれぞれに繋がる
ことを特徴とする手書き入力装置。
【請求項６】
請求項1に記載の手書き入力装置において、
前記表示モジュールと前記磁気信号誘導モジュールとの間には、さらに中間部材が設けられている
ことを特徴とする手書き入力装置。
【請求項７】
請求項1に記載の手書き入力装置において、
前記磁気信号出力部材は、先端が交番電磁信号源である電磁誘導式のスタイラスペンである
ことを特徴とする手書き入力装置。
【請求項８】
請求項1に記載の手書き入力装置において、
前記水平プログラマブルゲートアレイに設けられた磁気信号誘導コイルと、前記垂直プログラマブルゲートアレイに設けられた磁気信号誘導コイルとが、互いに交差して順列・組み合わせで配置されている
ことを特徴とする手書き入力装置。
【請求項９】
請求項5に記載の手書き入力装置において、
順列・組み合わせは、
水平プログラマブルゲートアレイ及び垂直プログラマブルゲートアレイのうち任意の磁気信号誘導コイルユニット上の任意の磁気誘導コイルと、前に隣接するまたは後に隣接する他の磁気信号誘導コイルユニット上の磁気誘導コイルとの2つずつ順列・組み合わせが、他の位置における2つずつ順列・組み合わせとは重複せず、
かつ同時に、同一の前記磁気信号誘導コイルユニット上の磁気誘導コイルが任意の位置において連続して2つずつ順列・組み合わせに参加しないように設定されている
ことを特徴とする手書き入力装置。
【請求項１０】
請求項2に記載の手書き入力装置において、
前記水平プログラマブルゲートアレイ及び垂直プログラマブルゲートアレイのうち任意の位置における隣接する2つの磁気誘導コイルの2つずつ順列・組み合わせが唯一である
ことを特徴とする手書き入力装置。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、磁気誘導分野に関し、特に手書き入力装置に関する。
【背景技術】
【０００２】
電子製品及び各種類の数値制御工作機械の進歩と発展に伴い、距離及び2次元面に対する位置センサの適用及び需要がますます普及しつつある。
【０００３】
従来の手書き入力装置は、一般的に2次元二方向におけるいくつかの地理的電磁誘導コイルを用いて電磁ペンを走査・検出する。
【０００４】
特許番号がCN201320756682.Xである「電磁アンテナの単層配線システム」には、2次元面における2つの方向にいくつかの独立した電磁誘導チャネルコイルを設けることで構成され、電磁ペンを走査・検出・位置決めすることにより手書き入力タッチ装置を実現可能な磁気信号位置決めセンサが開示されている。かかる磁気信号位置決めセンサは、チャネル毎に独立した電磁誘導チャネルコイルが設けられる。
【０００５】
磁気信号位置決めセンサにおける独立した電磁誘導チャネルコイル数がある程度に達すると、このような磁気信号位置決めセンサを領域走査・検出するには長い時間がかかってしまい、反応速度が遅く、位置決め誘導の精度が低く、長距離移動の累積誤差が大きくなるので、かかる磁気信号位置決めセンサはかなり複雑になってしまう。
【発明の概要】
【０００６】
本発明は、少なくともある程度で関連技術中の課題の一つを解決することを図る。このために、本発明の主な目的は、従来技術における磁気誘導装置の検出時間が長く、反応速度が遅く、位置決め誘導の精度が低く、長距離移動の累積誤差が大きく、および装置が複雑であるといった問題を解決するための手書き入力装置を提供することにある。
【０００７】
上記の目的を実現するために、本発明は、表示モジュールと、前記表示モジュールの前面又は後面において該表示モジュールより100mmの範囲内の任意の位置に設けられた磁気信号誘導モジュールと、前記磁気信号誘導モジュールに対応して設けられた磁気信号出力部材と、を備え、上記のすべての部材がハウジング内に設けられ、前記ハウジング内にはさらにメインボードが設けられた手書き入力装置において、
前記磁気信号誘導モジュールが、誘導素子と、前記誘導素子に接続された検出制御回路とを有し、前記誘導素子が、水平プログラマブルゲートアレイと、前記水平プログラマブルゲートアレイに垂直して設けられた垂直プログラマブルゲートアレイとを有し、前記水平プログラマブルゲートアレイ及び前記垂直プログラマブルゲートアレイが共に磁気信号誘導コイルユニットからなることを特徴とする手書き入力装置を提供する。
【０００８】
前記水平プログラマブルゲートアレイは、1つ以上の磁気信号誘導コイルユニットからなり、前記垂直プログラマブルゲートアレイは、1つ以上の磁気信号誘導コイルユニットからなり、前記磁気信号誘導コイルユニットは、1巻〜10巻の連続したループ状の導電線からなる少なくとも２つの磁気誘導コイルが差動線により直列接続されて成る。
【０００９】
前記磁気信号誘導コイルユニットにおいて磁気誘導コイルを直列接続する差動線が、磁気誘導位置決めの有効領域内にある。
【００１０】
前記磁気信号誘導コイルユニットにおいて磁気誘導コイルを直列接続する差動線が、磁気誘導位置決め有効領域の外にある。
【００１１】
前記検出制御回路は、マルチプレクサと、前段信号増幅器と、可変利得増幅器と、バンドパス増幅器と、交直流変換器と、積分回路と、直流増幅器と、充放電スイッチと、プロセッサと、を備え、
前記マルチプレクサは、一方側が前記水平プログラマブルゲートアレイと前記垂直プログラマブルゲートアレイのそれぞれに接続され、他方側が前記前段増幅器に接続され、前記前段増幅器が前記可変利得増幅器に接続され、
前記可変利得増幅器は、一端が前記プロセッサに繋がり、他端が、前記交直流変換器を介して前記積分回路に接続された前記バンドパス増幅器に繋がり、
前記積分回路は、一端が直流増幅器を介して前記プロセッサに繋がり、他端が前記充放電スイッチに繋がり、前記プロセッサが前記マルチプレクサと前記充放電スイッチのそれぞれに繋がる。
【００１２】
前記表示モジュールと前記磁気信号誘導モジュールとの間には、さらに中間部材が設けられる。
【００１３】
前記磁気信号出力部材は、先端が交番電磁信号源である電磁誘導式のスタイラスペンである。
【００１４】
前記水平プログラマブルゲートアレイに設けられた磁気信号誘導コイルと、前記垂直プログラマブルゲートアレイに設けられた磁気信号誘導コイルとが、互いに交差して順列・組み合わせで配置される。
【００１５】
順列組み合わせは、水平プログラマブルゲートアレイ及び垂直プログラマブルゲートアレイのうち任意の磁気信号誘導コイルユニット上の任意の磁気誘導コイルと、前に隣接するまたは後に隣接する他の磁気信号誘導コイルユニット上の磁気誘導コイルとの2つずつ順列・組み合わせが、他の位置における2つずつ順列・組み合わせとは重複せず、
かつ同時に、同一の前記磁気信号誘導コイルユニット上の磁気誘導コイルが任意の位置において連続して2つずつ順列・組み合わせに参加しないように設定される。
【００１６】
前記水平プログラマブルゲートアレイ及び垂直プログラマブルゲートアレイのうち任意の位置における隣接する2つの磁気誘導コイルの2つずつ順列・組み合わせが唯一である。
【００１７】
有益な効果は以下のとおりである。
【００１８】
このような磁気信号位置決めセンサの磁気信号コイルユニットは、複数の磁気誘導チャネルコイルが直列接続されてなり、直列接続された磁気信号誘導コイルユニットのそれぞれが、複数の位置の交流磁気信号源を同時に検出できる。これにより、電磁誘導チャネルコイルの引き出し線の配線がよりシンプルとなり、交流磁気信号源に対する磁気信号位置決めセンサの走査検出ロック時間が短く、速度が速く、位置決め誘導の精度が高く、長距離移動の累積誤差が小さくなり、装置及び整線がシンプルで明瞭となる。
【図面の簡単な説明】
【００１９】
本発明の実施例又は従来技術における技術的解決手段をより明確に説明するために、実施例又は従来技術に対する説明の必要な図面について以下のとおり簡単に紹介する。当然ながら、下記の図面は本発明におけるいくつかの実施例に過ぎず、本分野の当業者にしてみれば、創造的な労力をしないことを前提に、これらの図面に示す構造に基づいて他の図面を得ることもできる。
【００２０】
【図１】図1は本発明の全体的な構造を示す図である。
【００２１】
【図２】図2は本発明の磁気信号誘導モジュールの構造を示す図である。
【００２２】
【図３】図3は本発明の差動線が有効領域内に設けられた磁気誘導ユニットの構造を示す図である。
【００２３】
【図４】図4は本発明の差動線が有効領域外に設けられた磁気誘導ユニットの構造を示す図である。
【００２４】
【図５】図5は本発明の差動線が有効領域内に設けられた水平アレイコーディング構造を示す図である。
【００２５】
【図６】図6は本発明の差動線が有効領域内に設けられた垂直アレイコーディング構造を示す図である。
【００２６】
【図７】図7は本発明の差動線が有効領域内に設けられた誘導素子を示す図である。
【００２７】
【図８】図8は本発明の差動線が有効領域外に設けられた水平アレイコーディング構造を示す図である。
【００２８】
【図９】図9は本発明の差動線が有効領域外に設けられた垂直アレイコーディング構造を示す図である。
【００２９】
【図１０】図10は本発明の差動線が有効領域外に設けられた誘導素子を示す図である。
【００３０】
【図１１】図11は本発明における他の一実施例の構造を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００３１】
以下は、本発明の実施例における図面を結び付けて、本発明の実施例における技術的解決手段を明確且つ完全に説明する。当然ながら、説明される実施例は本発明の一例であって、全部ではない。
【００３２】
本発明中の実施例を基に、本分野の当業者が創造的な労力を要さずに想到し得る他の実施例は、いずれも本発明の保護範囲に属する。
【００３３】
説明しておくが、本発明の実施例におけるすべての方向性表示（例えば上、下、左、右、前、後・・・）は、ある特定の姿勢（例えば図面に示す姿勢）における各部材間の相対的な位置関係や運動状況などを解釈するためだけに用いられ、該特定の姿勢が変更した場合には、該方向性表示もそれに合わせて変更する。
【００３４】
本発明において「第一」、「第二」などに係る記載は、説明のためだけに用いられ、その相対的重要性を示したり暗示したりするもの、または、示される技術的特徴の数を内在的に明記するものとして理解してはいけない。このため、「第一」、「第二」が限定された特徴は、明示的又は内在的に少なくとも1つの該特徴を含むことができる。
【００３５】
本発明の説明において、「複数」とは、別途に明確且つ具体的な限定がない限り、少なくとも2つ、例えば2つ、3つ等を意味する。
【００３６】
本発明において、「接続」、「固定」といった用語は、別途に明確な規定や限定がない限り、広義的に理解すべきである。例えば、「固定」とは、別途に明確な限定がない限り、固定接続であってもよいし、着脱可能な接続又は一体的になることであってもよく、機械的接続であってもよいし、電気的接続であってもよく、直接接続であってもよいし、中間媒体を介する間接接続であってもよく、さらに2つの素子内部の連通や2つの素子の相互作用関係であってもよい。本分野の当業者にしてみれば、上記用語の本発明における具体的な意味は具体的な状況に応じて理解できるものである。
【００３７】
また、本発明の各実施例間の技術的解決手段が互いに結合することが可能なものの、本分野の当業者に実現できることを基礎としなければならず、技術的解決手段の結合が矛盾したり実現できなかったりした場合には、かかる技術的解決手段の結合は存在せず、本発明の求める保護範囲内にもないものとして考えるべきである。
【００３８】
表示モジュールと、前記表示モジュールの前面又は後面において該表示モジュールより100mmの範囲内の任意の位置に設けられた磁気信号誘導モジュールと、前記磁気信号誘導モジュールに対応して設けられた磁気信号出力部材と、を備え、上記のすべての部材がハウジング内に設けられ、前記ハウジング内にはさらにメインボードが設けられた手書き入力装置において、
前記磁気信号誘導モジュールが、誘導素子と、前記誘導素子に接続された検出制御回路とを有し、前記誘導素子が、水平プログラマブルゲートアレイと、前記水平プログラマブルゲートアレイに垂直して設けられた垂直プログラマブルゲートアレイとを有し、前記水平プログラマブルゲートアレイ及び前記垂直プログラマブルゲートアレイが共に磁気信号誘導コイルユニットからなることを特徴とする手書き入力装置。
【００３９】
前記水平プログラマブルゲートアレイは、1つ以上の磁気信号誘導コイルユニットからなり、前記垂直プログラマブルゲートアレイは、1つ以上の磁気信号誘導コイルユニットからなり、前記磁気信号誘導コイルユニットは、1巻〜10巻の連続したループ状の導電線からなる少なくとも2つの磁気誘導コイルが差動線により直列接続されて成る。
【００４０】
前記磁気信号誘導コイルユニットにおいて磁気誘導コイルを直列接続する差動線が、磁気誘導位置決めの有効領域内にある。
【００４１】
前記磁気信号誘導コイルユニットにおいて磁気誘導コイルを直列接続する差動線が、磁気誘導位置決めの有効領域外にある。
【００４２】
前記検出制御回路は、マルチプレクサと、前段信号増幅器と、可変利得増幅器と、バンドパス増幅器と、交直流変換器と、積分回路と、直流増幅器と、充放電スイッチと、プロセッサと、を備え、
前記マルチプレクサは、一方側が前記水平磁気誘導コイルと前記垂直磁気誘導コイルのそれぞれに接続され、他方側が前記前段増幅器に接続され、前記前段増幅器が前記可変利得増幅器に接続され、
前記可変利得増幅器は、一端が前記プロセッサに繋がり、他端が、前記交直流変換器を介して前記積分回路に接続された前記バンドパス増幅器に繋がり、
前記積分回路は、一端が直流増幅器を介して前記プロセッサに繋がり、他端が前記充放電スイッチに繋がり、前記プロセッサが前記マルチプレクサと前記充放電スイッチのそれぞれに繋がる。
【００４３】
前記表示モジュールと前記磁気信号誘導モジュールとの間には、さらに中間部材が設けられる。
【００４４】
前記磁気信号出力部材は、先端が交番電磁信号源である電磁誘導式のスタイラスペンである。
【００４５】
前記水平プログラマブルゲートアレイに設けられた磁気信号誘導コイルと、前記垂直プログラマブルゲートアレイに設けられた磁気信号誘導コイルとが、互いに交差して順列・組み合わせで配置される。
【００４６】
順列組み合わせは、水平プログラマブルゲートアレイ及び垂直プログラマブルゲートアレイのうち任意の磁気信号誘導コイルユニット上の任意の磁気信号誘導巻と、前に隣接するまたは後に隣接する他の磁気信号誘導コイルユニット上の磁気誘導コイルとの2つずつ順列・組み合わせが、他の位置における2つずつ順列・組み合わせとは重複せず、
【００４７】
かつ同時に、同一の前記磁気信号誘導コイルユニット上の磁気誘導コイルが任意の位置において連続して2つずつ順列・組み合わせに参加しないように設定される。
【００４８】
前記水平プログラマブルゲートアレイ及び垂直プログラマブルゲートアレイのうち任意の位置における隣接する2つの磁気誘導コイルの2つずつ順列・組み合わせが唯一である。
【００４９】
前記磁気誘導コイルの材質は、合金(FexCo1-x)a(Ni1-y-zAlyCez)bCucBdSieCrfが、a=30-60、b=30-55、c=1-5、d=1-8、e=1-5、f=1-5、x=0.1-0.8、y=0.1-0.5、z=0.01-0.08という質量割合で作製されてなる合金材料であり、該合金の製造方法は以下のステップを含む。
【００５０】
ステップ1：ナノ合金粉体の作製。鉄粉、ニッケル粉、クロム粉、銅粉を原料粉末とし、用いられる鉄粉の粒度が60〜100μm、純度≧99％、ニッケル粉の粒度が3〜6μm、純度＞99％、クロム粉の粒度が80〜120μm、純度≧99.9％、銅粉の粒度が50〜130μm、純度≧99.9％である。
【００５１】
前記鉄粉、ニッケル粉、クロム粉、銅粉を20-40：15-30：1-6：1-5の質量比で混合粉末に調製し、無水エタノールを加えて均一に攪拌し、密封タンクに入れた後、遊星型ボールミルにて常温下で100-190h遊星ボールミリングを行って、粒子サイズ1-10nmのFe-Ni-Cu-Crナノ合金粉末が得られる。前記原料粉末と無水エタノールとの質量比が1-2：0.5-3である。
【００５２】
ステップ2：合金粉体原料の作製。
【００５３】
ステップ1で得られたナノ合金粉体を合金の質量割合で乾燥させた後、粉体Si、Al、Co、Ce及びBを加え、上記の原料を真空誘導炉内に入れて、1000-1500℃下で溶解を行い、30-120minの溶解を2-4回繰り返した後、ヘリウムの保護下で鋳片を製造し、冷却後に合金鋳塊が得られ、冷却後の合金鋳塊を密封タンクに入れた後、遊星型ボールミルにて常温下で50-200h遊星ボールミリングを行って、粒度15nm未満の合金粉体原料が得られる。前記Si、Al、Co、Ce及びBの純度が99.8％以上に達し、Siの粒子径が10-100μm、Alの粒子径が10-80μm、Coの粒子径が10-120μm、Ceの粒子径が10-90μm、Bの粒子径が10-110μmである。
【００５４】
ステップ3：焼結。
【００５５】
ステップ2で製造された合金粉体原料をアルゴン雰囲気の焼結炉において焼結成形させ、焼結過程では、まず10-15℃/minの昇温速度で400-500℃にて1-3h仮焼を行い、次いで30-40℃/minの昇温速度で1250-1350℃にて5-8h焼結してベース合金が得られる。
【００５６】
ステップ4：焼入れ。
【００５７】
ステップ3で焼結されたベース合金を焼入れ炉内に置いて焼入れ処理を行い、まずは1100-1200℃の焼入れ温度で15-25min保温させ、その後、5-10min内に50-80℃まで降温して30-40min保温させる。
【００５８】
ステップ5：焼鈍処理。
【００５９】
ステップ4の焼入れで得られたベース合金をアルゴン雰囲気の焼鈍炉内に置いて、まず450-455℃まで加熱して1-2h保温させ、再び525-535℃まで加熱して2-3h保温させ、そして720℃まで加熱して3-4h保温させてから加熱を停止し、30-40min内に温度を150-170℃まで低下させ、その後に室温まで自然冷却して合金を得る。
【００６０】
ステップ6：加工。
【００６１】
ステップ5で作製された合金を切断加工して必要な形状のコイルを製造する。
【００６２】
該実施例の好ましい合金の割合が以下のとおりである。
【００６３】
(Fe0.6Co0.4)50(Ni0.65Al0.3Ce0.05)35Cu3B6Si3Cr3。
【００６４】
該合金の構造が以下のとおりであることはより好ましい。すなわち、該合金は、α-Fe相、Coドープのα-Fe相及びアモルファス相により構成され、そのうちのα-Fe相及びCoドープのα-Fe相が第一相を構成し、第一相におけるα-Fe相及びCoドープのα-Fe相の粒子サイズが1-15nmにあり、第一相とアモルファス相との間に1つの界面相が形成され、前記第一相の飽和磁化が約1.52Tであり、相界面が厚さ1-1.5nmの界面であり、Niの第一相における含有量が、アモルファス相における含有量の1.5倍である。
【００６５】
ステップ1において、好ましいボールミリング期間が152hである。
【００６６】
ステップ5において、ステップ4の焼入れで得られたベース合金をアルゴン雰囲気の焼鈍炉内に置いて、まず455℃まで加熱して1.5h保温させ、その後再び530℃まで加熱して2.5h保温させ、そして720℃まで加熱して3.5h保温させてから加熱を停止し、30-40min内に温度を150-170℃まで低下させ、その後に室温まで自然冷却をして合金を得るのはより好ましい。
【００６７】
実施例1
【００６８】
図1、図2、図3及び図5〜図7に示すように、表示モジュール801と、表示モジュール801上の任意の位置に設けられた磁気信号誘導モジュールと、磁気信号誘導モジュールに対応して設けられた磁気信号出力部材と、を備え、上記のすべての部材がハウジング内に設けられ、ハウジング内にはさらにメインボードが設けられた手書き入力装置において、
前記磁気信号誘導モジュールが、誘導素子100と、誘導素子に接続された検出制御回路10とを有し、誘導素子100は、検出制御回路にコネクタを介して嵌挿し、または直接に熱圧着し、水平プログラマブルゲートアレイ1010と、水平プログラマブルゲートアレイ1010と垂直で設けられた垂直プログラマブルゲートアレイ1011とを有し、水平プログラマブルゲートアレイ1010及び垂直プログラマブルゲートアレイ1011が共に磁気信号誘導コイルユニットからなる。
【００６９】
磁気信号誘導コイルユニット（図3）は、少なくとも2つの磁気誘導コイル101が差動線102により直列接続されてなることは好ましい。
【００７０】
磁気信号誘導コイル101は、1巻〜10巻の連続したループ状の導電線からなる。
【００７１】
磁気信号誘導コイルユニット（図3）の磁気誘導コイル101間の差動線102が、磁気誘導位置決めの有効領域118内に設けられる。
【００７２】
好ましくは、検出制御回路10が、マルチプレクサ103と、前段信号増幅器104と、可変利得増幅器105と、バンドパス増幅器106と、交直流変換器107と、積分回路108と、直流増幅器109と、充放電スイッチ112と、プロセッサ110と、を備え、
前記マルチプレクサ103は、一方側が水平磁気信号誘導コイルユニット1010と垂直磁気信号誘導コイルユニット1011のそれぞれに接続され、他方側が前段増幅器104に接続され、前段増幅器104が可変利得増幅器105に接続され、
可変利得増幅器105は、一端がプロセッサ110に繋がり、他端が、交直流変換器107を介して積分回路108に接続されたバンドパス増幅器106に繋がり、
積分回路108は、一端が直流増幅器109を介してプロセッサ110に繋がり、他端が充放電スイッチ112に繋がり、プロセッサ110がマルチプレクサ103と充放電スイッチ112のそれぞれに繋がり、
前記検出制御回路10は、水平プログラマブルゲートアレイ1000及び垂直プログラマブルゲートアレイ1001の水平磁気信号誘導コイルユニット1010と垂直磁気信号誘導コイルユニット1011とを順次に走査しアクセスして、磁気信号誘導コイルユニットの磁気相互誘導信号に対し順次にリミッタ増幅を行い、最終増幅信号に対し交直流変換を行う。
【００７３】
変換後の直流レベルが、積分回路108を定期的に放電・充電するように制御され、単位期間あたりの積分回路108に対する充電の有無と高低が、磁気信号誘導コイルユニット101の磁気相互誘導信号の有無と強弱への判定に直接対応し、その信号が強いほど交流磁気信号源117に近いと判定される。
【００７４】
表示モジュール801と磁気信号誘導モジュールとの間に、さらに中間部材803が設けられることは好ましい。
【００７５】
表示モジュール801は使用者に近い側に設けられ、磁気信号誘導モジュールは使用者から離れた側に設けられ、中間部材803は、設けなくてもよいし、全面導電しない任意の金属構造部材を設けてもよい。
【００７６】
磁気信号出力部材が、先端に交番電磁信号源117が設けられた電磁誘導式のスタイラスペン802であることは好ましい。
【００７７】
水平プログラマブルゲートアレイ1010に設けられた磁気信号誘導コイル101と、垂直プログラマブルゲートアレイ1011に設けられた磁気信号誘導コイル101とが、互いに交差して順列・組み合わせで配置されることは好ましい。
【００７８】
順列組み合わせは、同一の磁気信号誘導コイルユニット（図3）上の任意の位置における磁気信号誘導コイル101と、前に隣接するまたは後に隣接する、それに直列接続された他の磁気信号誘導コイル101との2つずつ順列・組み合わせが、他の位置における2つずつ順列・組み合わせとは重複しないように設定されることは好ましい。
【００７９】
かつ同時に、同一の直列接続磁気信号誘導コイルユニット（図3）上の磁気誘導コイル101が任意の位置において連続して2つずつ順列・組み合わせに参加しないように設定される。
【００８０】
水平プログラマブルゲートアレイ1010中及び垂直プログラマブルゲートアレイ1011中の任意の隣接する2つの磁気誘導コイル101の2つずつ順列・組み合わせが同一アレイ内で唯一であることは好ましく、水平プログラマブルゲートアレイ1010と垂直プログラマブルゲートアレイ1011との隣接する磁気誘導コイル101の2つずつ順列・組み合わせは同じであってもよい。
【００８１】
前記磁気誘導コイルの材質は、合金(FexCo1-x)a(Ni1-y-zAlyCez)bCucBdSieCrfが、a=30-60、b=30-55、c=1-5、d=1-8、e=1-5、f=1-5、x=0.1-0.8、y=0.1-0.5、z=0.01-0.08という質量割合で作製されてなる合金材料であり、該合金の製造方法は以下のステップを含む。
【００８２】
ステップ1：ナノ合金粉体の作製。鉄粉、ニッケル粉、クロム粉、銅粉を原料粉末とし、用いた鉄粉の粒度が60〜100μm、純度≧99％、ニッケル粉の粒度が3〜6μm、純度＞99％、クロム粉の粒度が80〜120μm、純度≧99.9％、銅粉の粒度が50〜130μm、純度≧99.9％である。
【００８３】
前記鉄粉、ニッケル粉、クロム粉、銅粉を20-40：15-30：1-6：1-5の質量比で混合粉末に調製し、無水エタノールを加えて均一に攪拌し、密封タンクに入れた後、遊星型ボールミルにて常温下で100-190h遊星ボールミリングを行って、粒子サイズ1-10nmのFe-Ni-Cu-Crナノ合金粉末を得る。前記原料粉末と無水エタノールとの質量比が1-2：0.5-3である。
【００８４】
ステップ2：合金粉体原料の作製。
【００８５】
ステップ1で得られたナノ合金粉体を合金の質量割合で乾燥させた後、粉体Si、Al、Co、Ce及びBを加え、上記の原料を真空誘導炉内に入れて、1000-1500℃下で溶解を行い、30-120minの溶解を2-4回繰り返した後、ヘリウムの保護下で鋳片を製造し、冷却後に合金鋳塊が得られ、冷却後の合金鋳塊を密封タンクに入れた後、遊星型ボールミルにて常温下で50-200h遊星ボールミリングを行って、粒度15nm未満の合金粉体原料を得る。前記Si、Al、Co、Ce及びBの純度が99.8％以上に達し、Siの粒子径が10-100μm、Alの粒子径が10-80μm、Coの粒子径が10-120μm、Ceの粒子径が10-90μm、Bの粒子径が10-110μmである。
【００８６】
ステップ3：焼結。
【００８７】
ステップ2で製造された合金粉体原料をアルゴン雰囲気の焼結炉において焼結成形させ、焼結過程では、まず10-15℃/minの昇温速度で400-500℃にて1-3h仮焼を行い、次いで30-40℃/minの昇温速度で1250-1350℃にて5-8h焼結してベース合金を得る。
【００８８】
ステップ4：焼入れ。
【００８９】
ステップ3で焼結されたベース合金を焼入れ炉内に置いて焼入れ処理を行い、まずは1100-1200℃の焼入れ温度で15-25min保温させ、その後、5-10min内に50-80℃まで降温して30-40min保温させる。
【００９０】
ステップ5：焼鈍処理。
【００９１】
ステップ4の焼入れで得られたベース合金をアルゴン雰囲気の焼鈍炉内に置いて、まず450-455℃まで加熱して1-2h保温させ、再び525-535℃まで加熱して2-3h保温させ、そして720℃まで加熱して3-4h保温させてから加熱を停止し、30-40min内に温度を150-170℃まで低下させ、その後に室温まで自然冷却をして合金が得られる。
【００９２】
ステップ6：加工。
【００９３】
ステップ5で作製された合金を切断加工して必要な形状のコイルを製造する。
【００９４】
該実施例の好ましい合金の割合が以下のとおりである。
【００９５】
(Fe0.6Co0.4)50(Ni0.65Al0.3Ce0.05)35Cu3B6Si3Cr3。
【００９６】
該合金の構造が以下のとおりであることはより好ましい。すなわち、該合金は、α-Fe相、Coドープのα-Fe相及びアモルファス相により構成され、そのうちのα-Fe相及びCoドープのα-Fe相が第一相を構成し、第一相におけるα-Fe相及びCoドープのα-Fe相の粒子サイズが1-15nmにあり、第一相とアモルファス相との間に1つの界面相が形成され、前記第一相の飽和磁化が約1.52Tであり、相界面が厚さ1-1.5nmの界面であり、Niの第一相における含有量が、アモルファス相における含有量の1.5倍である。
【００９７】
ステップ1において、好ましいボールミリング期間が152hである。
【００９８】
ステップ5において、ステップ4の焼入れで得られたベース合金をアルゴン雰囲気の焼鈍炉内に置いて、まず455℃まで加熱して1.5h保温させ、その後再び530℃まで加熱して2.5h保温させ、そして720℃まで加熱して3.5h保温させてから加熱を停止し、30-40min内に温度を150-170℃まで低下させ、その後に室温まで自然冷却をして合金を得るのはより好ましい。
【００９９】
性能試験
【０１００】
（一）ステップ1で製造されたナノ合金粉体
【０１０１】
日本Riken Denshi社製Mode IBHV-525型振動試料磁力計（VSM）を用いて試料の磁気性能を測定する。
【０１０２】
1．ボールミリング後のXRDスペクトル線を研究した結果、ある期間までボールミリングした後のNi、Cr及びCuの回折ピークがほぼ消えてしまうことになるのが分かった。その原因と言えば、ボールミリング期間の増加に伴って、Feが過飽和固溶体を形成し、結晶の完全性が壊され、回折に参加する結晶粒子が減少することにより、ピーク高さが徐々に低下するわけである。Ni、Cr及びCuの回折ピークがほぼ消えるまで低下すると、Ni、Cr及びCuがFe中に固溶し、Feの過飽和固溶体を形成したことを意味する。そして、このような状況の発生が、Crの含有量とボールミリング期間に反比例することも研究で分かった。ただし、ボールミリング後期の粒子が硬化し、内部応力が増加し、弾性限界になった場合は、粒子が粉砕し始める。粉末が絶えず微細化すると同時に、粉末凝集現象の発生が伴う。これは、ボールミリング過程でナノサイズの粉末が大量形成され、ナノサイズに達した粉末の表面エネルギーと吸着エネルギーが増加することにより、凝集現象を生じたわけである。よって、該割合での最適なボールミリング期間は152hである。
【０１０３】
2．表1に記載のとおり、Cr含有量の上昇につれて、Fe-Ni-Cu-Crの合金の飽和磁化がまず上昇してそれから下降し、Cr含有量が3-6％になると最大値となり、5％になったときに最大値172（σs/A・m2・kg-1）となる。なぜかというと、Cr含有量が増加すると、合金における長距離秩序強磁性相が増加することになるが、Cr元素が磁気モーメントを有さないため、比飽和磁化がCr含有量の増加につれてまず上昇してそれから下降することになり、Cr含有量の上昇にともなって、該合金の透磁率変化量がまず上昇してそれから下降する傾向が表され、含有量が5％になったとき、飽和磁化と透磁率とが最適な割合になるからである。
【０１０４】
表1ナノ合金粉体の性能試験
【０１０５】
【表１】
2020507822.tif 000003
【０１０６】
（二）
【０１０７】
（1）製造過程でセリウムを加えたことで、合金にCe元素を含有させNiに対しドーピングが行われた。研究の結果、合金中にCr、Niなどの大きい原子が同時に含まれるため、大きい原子と小さい原子とが組み合わせて合金を形成した場合に、金属間化合物Laves相が生成され、その異なるサイズの原子が最も緻密な形態でセル内に積み付け、その硬度が比較的高く、顕著な強化作用を有し、Ce元素の増加につれて、合金中の硬質相が増加し、合金中の固溶体組織の均一微細化が促進されることで、合金が外力を受けても折れにくく、且つ剥がれにくいことが分かった。また、Ce含有合金が摩擦されると合金表面が滑らかで平坦に見えることも研究で分かった。これは、硬質相に対する摩擦基体の支持保護作用が大きくなり、硬相が剥がれにくく且つ脱落しにくいため、耐摩耗性が向上され、摩耗量が減少されたからである。その耐摩耗性が、Ceを加えていない合金と比べ、20％〜30％以上向上され、増加したCeの含有量により、合金体中のオーステナイトの含有量が低下され、合金表面の微細構造を改善することができ、合金の耐腐食性を向上できる。一方、Ce含有量がある程度増加した後、合金の耐摩耗性および耐腐食性が向上されたものの、透磁率が低下する傾向があることも分かったが、これは、Ceがある程度増加すると、合金の結晶粒子寸法に対する微細化作用が減少しボトルネックに達するからである。このため、Ce含有量の増加につれて耐摩耗性の成長が遅くなり、例えば表2に記載のとおり、Ce含有量が1.75％になった際に最適な割合となり、その合金の割合が(Fe0.6Co0.4)50(Ni0.65Al0.3Ce0.05)35Cu3B6Si3Cr3である。
【０１０８】
摩耗試験：RRT2III型往復摩擦摩耗機械にて行われ、摩耗試験試料の相手材が、70mm×1317mm×10mmのホワイトアランダム砥石であり、粒度が200メッシュ、試料表面粗さが018〜014μmにあり、測定速度が150r/s、測定圧力が28MPa、測定期間が10min、試料毎の測定回数が1600-1800回、測定ストロークが75m、室温が20-25℃、湿度が23-26％である非潤滑性乾式摩擦試験であって、摩耗量はユニバーサル電子分析天秤を用いて測定される。Ceが添加されていない合金の摩耗量が0.019/mgである。
【０１０９】
腐食試験：腐食媒体としてH2SO4(5%)、HCl(5%)及びNaOH(5%)が選択され、試料がすべて微沸騰状態で24h腐食され、減量法により腐食試験が行われる。試料はまず研磨され、腐食前後にアセトンで浸され、アルコールで洗浄され、ドライヤで乾燥された後、万分の1天秤によって腐食前後の重量を測定し、腐食率を算出する。
【０１１０】
表2合金性能試験
【０１１１】
【表２】
2020507822.tif 000004
【０１１２】
（三）
【０１１３】
ステップ3では二次加熱処理により焼結を行い、まずは予熱を行って、その後に昇温して本焼結を行う。研究した結果、二次加熱処理後の初期透磁率は一次予熱処理後の初期透磁率より優れることが分かった。その透磁率は一回加熱した合金より5-10％高く、温度の上昇につれて、合金に構造緩和が発生し、安定した低い内部エネルギー状態に変化する。かつ、二次加熱プロセスの加熱速度も第一回予熱プロセスの加熱速度より遙かに高くなる必要がある。すなわち、まず10-15℃/minの昇温速度で400-500℃にて1-3h仮焼結し、その後に30-40℃/minの昇温速度で1250-1350℃にて5-8h焼結し、好ましくは、まず12℃/minの昇温速度で400-500℃にて2h仮焼結し、その後に35℃/minの昇温速度で1250-1350℃にて7h焼結する。第二回加熱速度は第一回加熱速度の約３倍である。研究した結果、前の予熱によって既に合金体にある程度の適応能力を有させたので、急速な昇温により、材料の合成が迅速で且つ結晶がより十分となり、結晶粒子間の結合作用がより強くなることで、材料の実効異方性定数がより低くなり、初期透磁率がより高くなることが分かった。実験した結果、二次加熱処理により焼結を行った後の合金初期透磁率は、一回加熱処理による焼結後の合金初期透磁率より3-7％高く、第一回加熱より加熱速度が3倍となる第二回加熱により得られた合金の初期透磁率は、普通の二回加熱処理による焼結後の合金初期透磁率より4-8％向上したことが分かった。
【０１１４】
（四）本発明における焼入れステップのうちの第2段階では、急速な焼入れステップが用いられた。研究した結果、急速な焼入れステップを用いると、合金の性能をより優れたものにすることができ、合金の衝撃靱性値及び硬度値を向上できると共に、磁気性能には影響がないことが分かった。該合金は急冷過程において、その材料の内部構造に相変化による強靭化が発生し、Ce元素が一部溶解可能となることにより、結着相におけるCeが急冷状況下で析出されるのに間に合わなくなり、固溶強化の作用を果たし、該合金の衝撃靭性および硬度値が大幅に向上されることができた。衝撃靭性は0.72-0.89MJ/m2に達することができる。そして、総合的に考慮した結果、合金材料における合金の割合が(Fe0.6Co0.4)50(Ni0.65Al0.3Ce0.05)35Cu3B6Si3Cr3である場合、Ce含有量が約1.75％であるときの衝撃靭性および各性能が最適となり、衝撃靭性が0.85MJ/m2、ロックウェル硬度値が38HRCである。
【０１１５】
（五）焼鈍ステップを経た後、該合金は、α-Fe相、Coドープのα-Fe相及びアモルファス相による構成となり、そのうちのα-Fe相及びCoドープのα-Fe相が第一相を構成し、第一相におけるα-Fe相及びCoドープのα-Fe相の粒子サイズが1-15nmにあり、第一相とアモルファス相との間に1つの界面相が形成され、前記第一相の飽和磁化が約1.52Tであり、相界面が厚さ1-1.5nmの界面であり、Niの第一相における含有量が、アモルファス相における含有量の1.5倍である。
【０１１６】
本発明は、創造的にまずナノ合金粉体を作製し、その後に金属を加えて溶解を行う。これにより、Niがα-Fe相及びCoドープのα-Fe相からなる第一相に入ることができる。研究した結果、Niの第一相における含有量がアモルファス相における含有量の1.5倍である場合に、該合金の飽和磁化が最も大きくなり、その合金の飽和磁化は約1.57Tであることが分かった。
【０１１７】
（1）ステップ5における焼鈍温度は合金の結晶粒子径にある程度の影響がある。合金の加熱過程では、異なる金属元素が存在するため、まずは455℃まで加熱して1.5h保温させ、第一相における元素を先に核形成させた後、再び530℃まで加熱して2.5h保温させ、そして720℃まで加熱して3.5h保温させることで、このときのアモルファス相が均一で微細なナノ構造を得られることが研究で分かった。一方、再び昇温した後、温度が750℃まで高くなった場合には、結晶粒子サイズが急激に大きくなり、磁気異方性を増加させると同時に、大きい結晶粒子が磁壁の移動、磁気モーメントの回転を妨げることになることが発見されたので、本発明で用いる最適な焼鈍温度は、「まず455℃まで加熱して1.5h保温させ、第一相における元素を先に核形成させた後、再び530℃まで加熱して2.5h保温させ、そして720℃まで加熱して3.5h保温させる」ことである。
【０１１８】
（2）研究した結果、焼鈍を行う過程では保温工程を行う必要があるものの、保温の期間が本発明の合金の磁気性能に大きく係り、保温期間の延長にともなって、磁気性能が低下することが分かった。合金の内部にはかなり大きい内部応力が存在し、且つ異なる位置での硬化推進方式が異なることで地域応力場が形成され、720℃にて3-4h保温させた後（最適保温期間が3.5hである）、合金の内部応力が十分に解放でき、磁気結晶異方性が低下し、合金内部の準安定構造が安定する傾向となり、合金が優れた軟磁気性能を示すことになる。一方、720℃での保温期間が4hを超えると、磁気性能を悪化する析出相の出現により、合金の磁気性能が低下してしまう。
【０１１９】
実施例2
【０１２０】
図1、図2、図4及び図8〜図11を参照して、実施例1とは以下の点で相違している。差動線102は磁気信号位置決めの有効領域118外に設けられ、磁気誘導コイル2は透明又は不透明な導電材質であり、その材質が実施例1におけるものと同じであり、水平プログラマブルゲートアレイ1010と垂直プログラマブルゲートアレイ1011の磁気誘導コイル101は異なる装置内に設けられる。
【０１２１】
表示モジュール801は、使用者から離れた一端で磁気信号誘導モジュールの誘導素子100手書き面の裏面に設けられ、両者の中間部材は任意の透明部材であり、磁気信号誘導モジュールの誘導素子100が表示モジュール801の前正面に設けられるのに有利である。
【０１２２】
動作原理は以下のとおりである。
【０１２３】
図7と図10を参照して、電磁誘導式のスタイラスペン上の交流磁気信号源117は磁気信号誘導モジュールにおける水平プログラマブルゲートアレイ1010に接近し、水平プログラマブルゲートアレイ1010における交流磁気信号源117に近いいくつかの隣接する磁気誘導コイル101、例えばx1、x5、x7は、交流磁気信号源117と相互誘導し、磁気相互誘導信号が発生する。
【０１２４】
その磁気相互誘導信号が発生した隣接する磁気誘導コイル101、例えばx1、x5、x7の組み合わせコーディングが、x5x1、x5x7、x7x5、x1x5x7またはx7x5x1であり、該組み合わせコーディングは、水平プログラマブルゲートアレイ1010と磁気信号位置決めの有効領域118における現在の交流磁気信号源117の水平座標コーディングであり、発生する磁気相互誘導信号が強い磁気誘導コイル101であるほど、交流磁気信号源117に近いものと判定される。
【０１２５】
同様に、交流磁気信号源117は垂直プログラマブルゲートアレイ1011に接近し、垂直プログラマブルゲートアレイ1011における交流磁気信号源117に近いいくつかの隣接する磁気誘導コイルユニット（図3）、例えばy6、y2、y4は、交流磁気信号源117と相互誘導し、磁気相互誘導信号が発生する。
【０１２６】
その磁気相互誘導信号が発生した隣接する磁気誘導コイル101、例えばy6、y2、y4の組み合わせコーディングが、y6y2、y2y6、y2y4、y4y2、y6y2y4またはy4y2y6であり、該組み合わせコーディングは、垂直プログラマブルゲートアレイ1011と磁気信号位置決めの有効領域118における現在の交流磁気信号源117の垂直座標コーディングであり、発生する磁気相互誘導信号が強い磁気誘導コイル101であるほど、交流磁気信号源117に近いものと判定される。
【０１２７】
交流磁気信号源117に近い隣接する磁気誘導コイル101のx1、x5、x7またはy6、y2、y4の組み合わせコーディングであるx1x5、x5x1、x5x7、x7x5、x1x5x7またはx7x5x1と、y6y2、y2y6、y2y4、y4y2、y6y2y4またはy4y2y6とは、誘導素子100の磁気信号検出位置決め有効領域118の水平方向及び垂直方向における交流磁気信号源117の近似絶対座標位置を表す。
【０１２８】
交流磁気信号源117は、近似絶対座標位置における磁気相互誘導信号が最も強い磁気誘導コイル101、例えばx1x5x7のx5及びy6y2y4のy2の位置を判定し、そして、最も強い磁気誘導コイル両側の磁気誘導コイルが誘導する磁気相互誘導信号の強度比に基づき、最も強い磁気誘導コイルx1x5x7のx5及びy6y2y4のy2チャネルのある領域内で、両側磁気誘導コイル101に対する交流磁気信号源117の正確な相対位置を判定する。
【０１２９】
最も強い磁気誘導コイルx5とy2両側の磁気誘導コイルx1、x7とy6、y4との磁気相互誘導信号の強度比が1:1であると、交流磁気信号源117が最も強い磁気誘導コイルx5とy2チャネルの中心位置にあることを意味し、1:1を超えると、交流磁気信号源117が最も強い磁気誘導コイルx5とy2チャネルのある領域内にあるとともに一方側の次に強い磁気誘導コイルに偏っていると判定され、1:1未満であると、交流磁気信号源117が最も強い磁気誘導コイルx5とy2チャネルのある領域内にあるとともに他方側の次に強い磁気誘導コイルユニットに偏っていると判定され、オフセット距離はこの比に反比例する。
【０１３０】
正確な位置決め情報は、磁気信号誘導モジュールからメインボードを介して表示モジュールに伝達されて表示され、使用者が電磁誘導式のスタイラスペンによって表した位置情報を正確に表すことができる。
【０１３１】
前記磁気誘導コイルの材質は、合金(FexCo1-x)a(Ni1-y-zAlyCez)bCucBdSieCrfが、a=30-60、b=30-55、c=1-5、d=1-8、e=1-5、f=1-5、x=0.1-0.8、y=0.1-0.5、z=0.01-0.08という質量割合で作製されてなる合金材料であり、該合金の製造方法は以下のステップを含む。
【０１３２】
ステップ1：ナノ合金粉体の作製。鉄粉、ニッケル粉、クロム粉、銅粉を原料粉末とし、用いた鉄粉の粒度が60〜100μm、純度≧99％、ニッケル粉の粒度が3〜6μm、純度＞99％、クロム粉の粒度が80〜120μm、純度≧99.9％、銅粉の粒度が50〜130μm、純度≧99.9％である。
【０１３３】
前記鉄粉、ニッケル粉、クロム粉、銅粉を20-40：15-30：1-6：1-5の質量比で混合粉末に調製し、無水エタノールを加えて均一に攪拌し、密封タンクに入れた後、遊星型ボールミルにて常温下で100-190h遊星ボールミリングを行って、粒子サイズ1-10nmのFe-Ni-Cu-Crナノ合金粉末を得る。前記原料粉末と無水エタノールとの質量比が1-2：0.5-3である。
【０１３４】
ステップ2：合金粉体原料の作製。
【０１３５】
ステップ1で得られたナノ合金粉体を合金の質量割合で乾燥させた後、粉体Si、Al、Co、Ce及びBを加え、上記の原料を真空誘導炉内に入れて、1000-1500℃下で溶解を行い、30-120minの溶解を2-4回繰り返した後、ヘリウムの保護下で鋳片を製造し、冷却後に合金鋳塊が得られ、冷却後の合金鋳塊を密封タンクに入れた後、遊星型ボールミルにて常温下で50-200h遊星ボールミリングを行って、粒度15nm未満の合金粉体原料を得る。前記Si、Al、Co、Ce及びBの純度が99.8％以上に達し、Siの粒子径が10-100μm、Alの粒子径が10-80μm、Coの粒子径が10-120μm、Ceの粒子径が10-90μm、Bの粒子径が10-110μmである。
【０１３６】
ステップ3：焼結。
【０１３７】
ステップ2で製造された合金粉体原料をアルゴン雰囲気の焼結炉において焼結成形させ、焼結過程では、まず10-15℃/minの昇温速度で400-500℃にて1-3h仮焼を行い、次いで30-40℃/minの昇温速度で1250-1350℃において5-8h焼結してベース合金を得る。
【０１３８】
ステップ4：焼入れ。
【０１３９】
ステップ3で焼結されたベース合金を焼入れ炉内に置いて焼入れ処理を行い、まずは1100-1200℃の焼入れ温度で15-25min保温させ、その後、5-10min内に50-80℃まで降温して30-40min保温させる。
【０１４０】
ステップ5：焼鈍処理。
【０１４１】
ステップ4の焼入れで得られたベース合金をアルゴン雰囲気の焼鈍炉内に置いて、まず450-455℃まで加熱して1-2h保温させ、再び525-535℃まで加熱して2-3h保温させ、そして720℃まで加熱して3-4h保温させてから加熱を停止し、30-40min内に温度を150-170℃まで低下させ、その後に室温まで自然冷却をして合金を得る。
【０１４２】
ステップ6：加工。
【０１４３】
ステップ5で作製された合金を切断加工して必要な形状のコイルを製造する。
【０１４４】
該実施例の好ましい合金の割合が以下のとおりである。
【０１４５】
(Fe0.6Co0.4)50(Ni0.65Al0.3Ce0.05)35Cu3B6Si3Cr3。
【０１４６】
該合金の構造が以下のとおりであることはより好ましい。すなわち、該合金は、α-Fe相、Coドープのα-Fe相及びアモルファス相により構成され、そのうちのα-Fe相及びCoドープのα-Fe相が第一相を構成し、第一相におけるα-Fe相及びCoドープのα-Fe相の粒子サイズが1-15nmにあり、第一相とアモルファス相との間に1つの界面相が形成され、前記第一相の飽和磁化が約1.52Tであり、相界面が厚さ1-1.5nmの界面であり、Niの第一相における含有量が、アモルファス相における含有量の1.5倍である。
【０１４７】
ステップ1において、好ましいボールミリング期間が152hである。
【０１４８】
ステップ5において、ステップ4の焼入れで得られたベース合金をアルゴン雰囲気の焼鈍炉内に置いて、まず455℃まで加熱して1.5h保温させ、その後再び530℃まで加熱して2.5h保温させ、そして720℃まで加熱して3.5h保温させてから加熱を停止し、30-40min内に温度を150-170℃まで低下させ、その後に室温まで自然冷却をして合金を得ることはより好ましい。
【０１４９】
性能試験
【０１５０】
（一）ステップ1で製造されたナノ合金粉体
【０１５１】
日本Riken Denshi社製Mode IBHV-525型振動試料磁力計（VSM）を用いて試料の磁気性能を測定する。
【０１５２】
1．ボールミリング後のXRDスペクトル線を研究した結果、ある期間までボールミリングした後のNi、Cr及びCuの回折ピークがほぼ消えてしまうことになるのが分かった。その原因と言えば、ボールミリング期間の増加に伴って、Feが過飽和固溶体を形成し、結晶の完全性が壊され、回折に参加する結晶粒子が減少することにより、ピーク高さが徐々に低下するわけである。Ni、Cr及びCuの回折ピークがほぼ消えるまで低下すると、Ni、Cr及びCuがFe中に固溶し、Feの過飽和固溶体を形成したことを意味する。そして、このような状況の発生が、Crの含有量とボールミリング期間に反比例することも研究で分かった。ただし、ボールミリング後期の粒子が硬化し、内部応力が増加し、弾性限界になった場合は、粒子が粉砕し始める。粉末が絶えず微細化すると同時に、粉末凝集現象の発生が伴う。これは、ボールミリング過程でナノサイズの粉末が大量形成され、ナノサイズに達した粉末の表面エネルギーと吸着エネルギーが増加することにより、凝集現象を生じたわけである。よって、該割合での最適なボールミリング期間は152hである。
【０１５３】
2．表3に記載のとおり、Cr含有量の上昇につれて、Fe-Ni-Cu-Crの合金の飽和磁化がまず上昇してそれから下降し、Cr含有量が3-6％になると最大値となり、5％になったときに最大値172（σs/A・m2・kg-1）となる。なぜかというと、Cr含有量が増加すると、合金における長距離秩序強磁性相が増加することになるが、Cr元素が磁気モーメントを有さないため、比飽和磁化がCr含有量の増加につれてまず上昇してそれから下降することになり、Cr含有量の上昇にともなって、該合金の透磁率変化量がまず上昇してそれから下降する傾向が表され、含有量が5％になったとき、飽和磁化と透磁率とが最適な割合になるからである。
【０１５４】
表3ナノ合金粉体の性能試験
【０１５５】
【表３】
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【０１５６】
（二）
【０１５７】
（1）製造過程でセリウムを加えたことで、合金にCe元素を含有させNiに対しドーピングが行われた。研究の結果、合金中にCr、Niなどの大きい原子が同時に含まれるため、大きい原子と小さい原子とが組み合わせて合金を形成した場合に、金属間化合物Laves相が生成され、その異なるサイズの原子が最も緻密な形態でセル内に積み付け、その硬度が比較的高く、顕著な強化作用を有し、Ce元素の増加につれて、合金中の硬質相が増加し、合金中の固溶体組織の均一微細化が促進されることで、合金が外力を受けても折れにくく、且つ剥がれにくいことが分かった。また、Ce含有合金が摩擦されると合金表面が滑らかで平坦に見えることも研究で分かった。これは、硬質相に対する摩擦基体の支持保護作用が大きくなり、硬相が剥がれにくく且つ脱落しにくいため、耐摩耗性が向上され、摩耗量が減少されたからである。その耐摩耗性が、Ceを加えていない合金と比べ、20％〜30％以上向上され、増加したCeの含有量により、合金体中のオーステナイトの含有量が低下され、合金表面の微細構造を改善することができ、合金の耐腐食性を向上できる。一方、Ce含有量がある程度増加した後、合金の耐摩耗性および耐腐食性が向上されたものの、透磁率が低下する傾向があることも分かったが、これは、Ceがある程度増加すると、合金の結晶粒子寸法に対する微細化作用が減少しボトルネックに達するからである。このため、Ce含有量の増加につれて耐摩耗性の成長が遅くなり、例えば表4に記載のとおり、Ce含有量が1.75％になった際に最適な割合となり、その合金の割合が(Fe0.6Co0.4)50(Ni0.65Al0.3Ce0.05)35Cu3B6Si3Cr3である。
【０１５８】
摩耗試験：RRT2III型往復摩擦摩耗機械にて行われ、摩耗試験試料の相手材が、70mm×1317mm×10mmのホワイトアランダム砥石であり、粒度が200メッシュ、試料表面粗さが018〜014μmにあり、測定速度が150r/s、測定圧力が28MPa、測定期間が10min、試料毎の測定回数が1600-1800回、測定ストロークが75m、室温が20-25℃、湿度が23-26％である非潤滑性乾式摩擦試験であって、摩耗量はユニバーサル電子分析天秤を用いて測定される。Ceが添加されていない合金の摩耗量が0.019/mgである。
【０１５９】
腐食試験：腐食媒体としてH2SO4(5%)、HCl(5%)及びNaOH(5%)が選択され、試料がすべて微沸騰状態で24h腐食され、減量法により腐食試験が行われる。試料はまず研磨され、腐食前後にアセトンで浸され、アルコールで洗浄され、ドライヤで乾燥された後、万分の1天秤によって腐食前後の重量を測定し、腐食率を算出する。
【０１６０】
表4合金性能試験
【０１６１】
【表４】
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【０１６２】
（三）
【０１６３】
ステップ3では二次加熱処理により焼結を行い、まずは予熱を行って、その後に昇温して本焼結を行う。研究した結果、二次加熱処理後の初期透磁率は一次予熱処理後の初期透磁率より優れることが分かった。その透磁率は一回加熱した合金より5-10％高く、温度の上昇につれて、合金に構造緩和が発生し、安定した低い内部エネルギー状態に変化する。かつ、二次加熱プロセスの加熱速度も第一回予熱プロセスの加熱速度より遙かに高くなる必要がある。すなわち、まず10-15℃/minの昇温速度で400-500℃にて1-3h仮焼結し、その後に30-40℃/minの昇温速度で1250-1350℃にて5-8h焼結し、好ましくは、まず12℃/minの昇温速度で400-500℃にて2h仮焼結し、その後に35℃/minの昇温速度で1250-1350℃にて7h焼結する。第二回加熱速度は第一回加熱速度の約3倍である。研究した結果、前の予熱によって既に合金体にある程度の適応能力を有させたので、急速な昇温により、材料の合成が迅速で且つ結晶がより十分となり、結晶粒子間の結合作用がより強くなることで、材料の実効異方性定数がより低くなり、初期透磁率がより高くなることが分かった。実験した結果、二次加熱処理により焼結を行った後の合金初期透磁率は、一回加熱処理による焼結後の合金初期透磁率より3-7％高く、第一回加熱より加熱速度が3倍となる第二回加熱により得られた合金の初期透磁率は、普通の二回加熱処理による焼結後の合金初期透磁率より4-8％向上したことが分かった。
【０１６４】
（四）本発明における焼入れステップのうちの第2段階では、急速な焼入れステップが用いられた。研究した結果、急速な焼入れステップを用いると、合金の性能をより優れたものにすることができ、合金の衝撃靱性値及び硬度値を向上できると共に、磁気性能には影響がないことが分かった。該合金は急冷過程において、その材料の内部構造に相変化による強靭化が発生し、Ce元素が一部溶解可能となることにより、結着相におけるCeが急冷状況下で析出されるのに間に合わなくなり、固溶強化の作用を果たし、該合金の衝撃靭性および硬度値が大幅に向上されることができた。衝撃靭性は0.72-0.89MJ/m2に達することができる。そして、総合的に考慮した結果、合金材料における合金の割合が(Fe0.6Co0.4)50(Ni0.65Al0.3Ce0.05)35Cu3B6Si3Cr3である場合、Ce含有量が約1.75％であるときの衝撃靭性および各性能が最適となり、衝撃靭性が0.85MJ/m2、ロックウェル硬度値が38HRCである。
【０１６５】
（五）焼鈍ステップを経た後、該合金は、α-Fe相、Coドープのα-Fe相及びアモルファス相による構成となり、そのうちのα-Fe相及びCoドープのα-Fe相が第一相を構成し、第一相におけるα-Fe相及びCoドープのα-Fe相の粒子サイズが1-15nmであり、第一相とアモルファス相との間に1つの界面相が形成され、前記第一相の飽和磁化が約1.52Tであり、相界面が厚さ1-1.5nmの界面であり、Niの第一相における含有量が、アモルファス相における含有量の1.5倍である。
【０１６６】
本発明は、創造的にまずナノ合金粉体を作製し、その後に金属を加えて溶解を行う。これにより、Niがα-Fe相及びCoドープのα-Fe相からなる第一相に入ることができる。研究した結果、Niの第一相における含有量がアモルファス相における含有量の1.5倍である場合に、該合金の飽和磁化が最も大きくなり、その合金の飽和磁化は約1.57Tであることが分かった。
【０１６７】
（1）ステップ5における焼鈍温度は合金の結晶粒子径にある程度の影響がある。合金の加熱過程では、異なる金属元素が存在するため、まずは455℃まで加熱して1.5h保温させ、第一相における元素を先に核形成させた後、再び530℃まで加熱して2.5h保温させ、そして720℃まで加熱して3.5h保温させることで、このときのアモルファス相が均一で微細なナノ構造を得られることが研究で分かった。一方、再度昇温した後、温度が750℃まで高くなった場合には、結晶粒子サイズが急激に大きくなり、磁気異方性を増加させると同時に、大きい結晶粒子が磁壁の移動、磁気モーメントの回転を妨げることになることが発見されたので、本発明で用いる最適な焼鈍温度は、「まず455℃まで加熱して1.5h保温させ、第一相における元素を先に核形成させた後、再び530℃まで加熱して2.5h保温させ、そして720℃まで加熱して3.5h保温させる」ことである。
【０１６８】
（2）研究した結果、焼鈍を行う過程では保温工程を行う必要があるものの、保温の期間が本発明の合金の磁気性能に大きく係り、保温期間の延長にともなって、磁気性能が低下することが分かった。合金の内部にはかなり大きい内部応力が存在し、且つ異なる位置での硬化推進方式が異なることで地域応力場が形成され、720℃にて3-4h保温させた後（最適保温期間が3.5hである）、合金の内部応力が十分に解放でき、磁気結晶異方性が低下し、合金内部の準安定構造が安定する傾向となり、合金が優れた軟磁気性能を示すことになる。一方、720℃での保温期間が4hを超えると、磁気性能を悪化する析出相の出現により、合金の磁気性能が低下してしまう。
【０１６９】
以上で述べたのは、すべて本発明の好ましい実施例だけであり、本発明の特許範囲を制限するものではない。本発明の発明構想をもとに、本発明の明細書及び添付図面の内容によって行われた同等な手段や形式、または直接／間接に他の関連技術分野に適用したものなら、いずれも本発明の特許保護範囲内に含まれるものとする。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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【図８】
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【図９】
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【国際調査報告】
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