RU2009249C1 - Magnetic cobalt-base alloy and method for production of a tape thereof - Google Patents
Magnetic cobalt-base alloy and method for production of a tape thereof Download PDFInfo
- Publication number
- RU2009249C1 RU2009249C1 SU5041700A RU2009249C1 RU 2009249 C1 RU2009249 C1 RU 2009249C1 SU 5041700 A SU5041700 A SU 5041700A RU 2009249 C1 RU2009249 C1 RU 2009249C1
- Authority
- RU
- Russia
- Prior art keywords
- alloy
- magnetic
- core
- magnetic field
- components
- Prior art date
Links
Images
Landscapes
- Soft Magnetic Materials (AREA)
Abstract
Description
Изобретение относится к металлургии, а именно к магнитным сплавам на основе кобальта с высокой магнитной проницаемостью и низкими магнитными потерями. The invention relates to metallurgy, namely to magnetic alloys based on cobalt with high magnetic permeability and low magnetic loss.
Известен аморфный сплав на основе кобальта, содержащий железо, кремний и бор, с высокой магнитной проницаемостью [1] . Для повышения термической стабильности в сплав добавляют один или несколько переходных металлов [2] . В качестве прототипа выбран магнитный сплав на основе кобальта [3] (Со1-хFех)100-а-b-cМаSibВс, где М - один или несколько компонентов из группы, содержащей Ni, Мn, Сr, Мо, W, V, Nb, Та, Ru, Тi, Zr, а индексы имеют следующие значения х= 0-0,2; а= 0-20; b= 5-20; с= 5-20; b+с= 5-30 ат. % , причем более 80% структуры сплава является аморфной.Known amorphous alloy based on cobalt containing iron, silicon and boron, with high magnetic permeability [1]. To increase thermal stability, one or more transition metals are added to the alloy [2]. As a prototype, a cobalt-based magnetic alloy [3] (Co 1 x Fe x ) 100-a-bc M a Si b B c was chosen, where M is one or more components from the group consisting of Ni, Mn, Cr, Mo , W, V, Nb, Ta, Ru, Ti, Zr, and the indices have the following values x = 0-0.2; a = 0-20; b = 5-20; c = 5-20; b + c = 5-30 at. %, more than 80% of the alloy structure being amorphous.
Для сердечников трансформаторов тока и ряда других устройств, работающих в области слабых магнитных полей, важнейшим показателем является магнитная проницаемость. Высокое значение магнитной проницаемости обеспечивает повышенную точность работы прибора. Кроме того, при рабочей частоте порядка 10 кГц сердечник должен иметь низкие магнитные потери. For the cores of current transformers and a number of other devices operating in the field of weak magnetic fields, the most important indicator is magnetic permeability. The high value of magnetic permeability provides increased accuracy of the device. In addition, at an operating frequency of the order of 10 kHz, the core must have low magnetic losses.
Цель изобретения - повышение магнитной проницаемости и снижение магнитных потерь. The purpose of the invention is to increase the magnetic permeability and reduce magnetic losses.
Предлагается магнитный сплав на основе кобальта, который содержит компоненты при следующем соотношении, ат. % : железо 2-5; кремний 5-20; бор 5-20 и один или несколько компонентов из группы, содержащей никель, марганец, хром, молибден, вольфрам, ванадий, ниобий, тантал, рутений, титан, цирконий, 0,01-10 ат. % , причем сумма компонентов кремний и бор составляет 25-30 ат. % , структура сплава представляет аморфную матрицу с включенными в нее дискретными кристаллитами, объемная доля которых составляет 0,01-0,5% . A magnetic alloy based on cobalt is proposed, which contains components in the following ratio, at. %: iron 2-5; silicon 5-20; boron 5-20 and one or more components from the group consisting of nickel, manganese, chromium, molybdenum, tungsten, vanadium, niobium, tantalum, ruthenium, titanium, zirconium, 0.01-10 at. %, and the sum of the components of silicon and boron is 25-30 at. %, the alloy structure is an amorphous matrix with discrete crystallites included in it, the volume fraction of which is 0.01-0.5%.
Известно [4] , что в процессе отжига аморфного сплава на основе кобальта кристаллизация начинается с образования на поверхности ленты дискретных кристаллитов дендритного типа, размер которых составляет порядка 0,1 мкм. Первые кристаллиты имеют кубическую решетку твердого раствора исходного химического состава, а на следующей стадии формируются кристаллиты α-Со. Выделившаяся кристаллическая фаза имеет коэpцитивную силу более 1000 А/м. При динамическом перемагничивании кристаллиты на поверхности аморфной ленты дробят доменную структуру. В свою очередь, уменьшение ширины доменов сопровождается снижением вихретоковых потерь. Этот эффект особенно значителен в области высоких частот, где велика доля вихретоковых потерь. It is known [4] that, during the annealing of an amorphous cobalt-based alloy, crystallization begins with the formation of discrete dendritic crystallites on the surface of the tape, the size of which is about 0.1 μm. The first crystallites have a cubic lattice of a solid solution of the initial chemical composition, and at the next stage α-Co crystallites are formed. The precipitated crystalline phase has a coercive force of more than 1000 A / m. During dynamic magnetization reversal, crystallites on the surface of an amorphous ribbon break up the domain structure. In turn, a decrease in the width of the domains is accompanied by a decrease in eddy current losses. This effect is especially significant in the high-frequency region, where the share of eddy current losses is high.
На начальной стадии кристаллизации размер кристаллитов находится в интервале 0,05-0,5 мкм. Кристаллиты должны распределяться достаточно равномерно на поверхности ленты с расстоянием между ними 1-10 мкм. Объем кристаллической фазы должен быть оптимальным, чтобы, с одной стороны, кристаллиты влияли на доменную структуру, а, с другой стороны, не создавали значительных сжимающих напряжений в аморфной матрице. Такие условия соответствуют объемной доле кристаллитов 0,01-0,5% . At the initial stage of crystallization, the crystallite size is in the range of 0.05-0.5 microns. The crystallites should be distributed fairly evenly on the surface of the tape with a distance between them of 1-10 microns. The volume of the crystalline phase should be optimal so that, on the one hand, crystallites affect the domain structure, and, on the other hand, do not create significant compressive stresses in the amorphous matrix. Such conditions correspond to a volume fraction of crystallites of 0.01-0.5%.
Известен способ производства магнитного сплава [5] , выбранный в качестве прототипа, включающий расплавление сплава, разливку расплава на вращающийся барабан-холодильник, смотку полученной ленты в сердечник и отжиг этого сердечника. Предлагаемый способ производства магнитного сплава на основе кобальта с высокой магнитной проницаемостью и низкими магнитными потерями отличается тем, что в нем лента содержит компоненты при следующем соотношении, ат. % : железо 2-5; кремний 5-20; бор 5-20 и один или несколько компонентов из группы, содержащей никель, марганец. хром, молибден, вольфрам, ванадий, ниобий, тантал, рутений, титан, цирконий 0,01-10 ат. % , причем сумма компонентов кремний и бор составляет 25-30 ат. % , а структура ленты представляет аморфную матрицу с дискретными кристаллитами, объемная доля которых составляет 0,01-0,5% , и после отжига сердечник помещают в магнитное поле, направленное перпендикулярно торцовой поверхности сердечника. A known method of producing a magnetic alloy [5], selected as a prototype, including melting the alloy, casting the melt onto a rotating drum-refrigerator, winding the resulting tape into the core and annealing this core. The proposed method for the production of a magnetic alloy based on cobalt with high magnetic permeability and low magnetic loss is characterized in that the tape contains components in the following ratio, at. %: iron 2-5; silicon 5-20; boron 5-20 and one or more components from the group comprising nickel, manganese. chromium, molybdenum, tungsten, vanadium, niobium, tantalum, ruthenium, titanium, zirconium 0.01-10 at. %, and the sum of the components of silicon and boron is 25-30 at. %, and the structure of the tape is an amorphous matrix with discrete crystallites, the volume fraction of which is 0.01-0.5%, and after annealing, the core is placed in a magnetic field directed perpendicular to the end surface of the core.
В процессе охлаждения магнитного сердечника в нем формируется наведенная магнитная анизотропия. В аморфном сплаве на основе кобальта с магнитострикцией, близкой к нулю, наведенная магнитная анизотропия невелика и направлена вдоль замкнутой магнитной силовой линии сердечника. Однако, существование даже слабой магнитной анизотропии приводит к снижению магнитной проницаемости в слабых магнитных полях. During cooling of the magnetic core, an induced magnetic anisotropy is formed in it. In an amorphous cobalt-based alloy with magnetostriction close to zero, the induced magnetic anisotropy is small and directed along the closed magnetic field line of the core. However, the existence of even weak magnetic anisotropy leads to a decrease in magnetic permeability in weak magnetic fields.
Магнитная кристаллическая фаза с высокой коэрцитивной силой влияет на ориентацию намагниченности в соседних областях аморфной матрицы. Чтобы снизить продольную наведенную магнитную анизотропию, необходимо ориентировать намагниченность во всех кристаллитах перпендикулярно замкнутой магнитной силовой линии сердечника, т. е. перпендикулярно торцовой поверхности сердечника. Для этого сердечник помещают на время 0,1-1000 с в магнитное поле указанного направления, причем величина этого поля должна превышать коэрцитивную силу кристаллической фазы. Такая переориентация намагниченности в кристаллитах снижает продольную магнитную анизотропию, а это, в cвою очередь, повышает продольную магнитную проницаемость. The magnetic crystalline phase with a high coercive force affects the orientation of the magnetization in neighboring regions of the amorphous matrix. To reduce the longitudinal induced magnetic anisotropy, it is necessary to orient the magnetization in all crystallites perpendicular to the closed magnetic field line of the core, i.e., perpendicular to the end surface of the core. For this, the core is placed for a time of 0.1-1000 s in a magnetic field of the indicated direction, and the magnitude of this field must exceed the coercive force of the crystalline phase. Such a reorientation of the magnetization in crystallites decreases the longitudinal magnetic anisotropy, and this, in turn, increases the longitudinal magnetic permeability.
Степень возрастания магнитной проницаемости зависит от величины магнитного поля, в котором измерена проницаемость. На чертеже представлены кривые намагничивания ленточного кольцевого магнитопровода из сплава Со67Fе3Сr3Si15В12 после отжига (а) и после помещения его магнитное поле 80000 А/м, направленное перпендикулярно торцовой поверхности сердечника.The degree of increase in magnetic permeability depends on the magnitude of the magnetic field in which the permeability is measured. The drawing shows the magnetization curves of a tape ring magnetic core made of Co 67 Fe 3 Cr 3 Si 15 B 12 alloy after annealing (a) and after placing its magnetic field of 80,000 A / m directed perpendicular to the end surface of the core.
Измерения проводили на постоянном токе в продольном направлении. После обработки сердечника в магнитном поле кривая намагничивания (б) сместилась в область более слабых магнитных полей по сравнению с исходной кривой (а). The measurements were carried out with direct current in the longitudinal direction. After processing the core in a magnetic field, the magnetization curve (b) has shifted to the region of weaker magnetic fields compared with the initial curve (a).
В предлагаемом способе температуру отжига сердечника выбирают в интервале на 50-150оС ниже температуры кристаллизации, а время отжига 1-100 мин так, чтобы достигнуть начальной стадии кристаллизации, при которой параметры кристаллической фазы находятся в указанных выше пределах, а именно объемная доля кристаллической фазы 0,01-0,5% , размер кристаллитов 0,05-0,5 мкм и расстояние между ними 1-10 мкм. Косвенно о начальной стадии формирования кристаллитов можно судить по смещению петли магнитного гистерезиса [6] .In the proposed method, the core temperature of the annealing is selected in the range of 50-150 ° C below the crystallization temperature and the annealing time of 1-100 minutes so as to achieve the initial crystallization step in which the crystalline phase parameters are in the above ranges, namely the volume fraction of crystalline phase 0.01-0.5%, crystallite size 0.05-0.5 microns and the distance between them is 1-10 microns. Indirectly, the initial stage of crystallite formation can be judged by the displacement of the magnetic hysteresis loop [6].
Продольную магнитную анизотропию можно также снизить, если сердечник предварительно нагреть до температуры Кюри или ниже, а затем охлаждать его в магнитном поле, перпендикулярном торцовой поверхности сердечника. В этом случае, кроме переориентации намагниченности в кристаллической фазе, возникает анизотропия, наводимая в аморфной матрице за счет термообработки в магнитном поле. Выбором температуры нагрева можно контролировать величину поперечной магнитной анизотропии. Longitudinal magnetic anisotropy can also be reduced if the core is preheated to a Curie temperature or lower, and then cooled in a magnetic field perpendicular to the end surface of the core. In this case, in addition to the reorientation of the magnetization in the crystalline phase, anisotropy arises in the amorphous matrix due to heat treatment in a magnetic field. By choosing a heating temperature, the magnitude of the transverse magnetic anisotropy can be controlled.
На чертеже показаны кривые намагничивания сердечника из сплава Со67Fе3Сr3Si15В12 после отжига (а) и после его помещения в магнитное поле 80000 А/м, направленное перпендикулярно торцовой поверхности сердечника (б).The drawing shows the magnetization curves of the core of the alloy Co 67 Fe 3 Cr 3 Si 15 B 12 after annealing (a) and after it is placed in a magnetic field of 80,000 A / m directed perpendicular to the end surface of the core (b).
П р и м е р. В индукционной вакуумной печи выплавляли сплавы на основе кобальта с номинальным составом Со67Fе3Сr3Si15В12. Разливку проводили на установке "Сириус-150/0.02М". Толщина полученной аморфной ленты составляла 25 ± 3 мкм. Сердечники диаметром 32х20 мм и высотой 10 мм отжигали на воздухе. Объем кристаллической фазы оценивали по результатам рентгеновского анализа и по ямкам травления на поверхности ленты. В табл. 1 представлены результаты измерения магнитных потерь Р0,2/20 при амплитуде индукции 0,2 Тл и частоте 20 кГц. Из нее следует, что появление кристаллической фазы приводит к снижению магнитных потерь по сравнению с аморфным состоянием. Однако чрезмерно развитая кристаллизация (образец 5) вызывает резкое увеличение магнитных потерь.PRI me R. In an induction vacuum furnace, cobalt-based alloys with a nominal composition of Co 67 Fe 3 Cr 3 Si 15 V 12 were smelted. The casting was carried out on a Sirius-150 / 0.02M installation. The thickness of the obtained amorphous tape was 25 ± 3 μm. Cores with a diameter of 32x20 mm and a height of 10 mm were annealed in air. The volume of the crystalline phase was estimated by x-ray analysis and etching pits on the surface of the tape. In the table. 1 shows the results of measuring magnetic losses P 0.2 / 20 at an induction amplitude of 0.2 T and a frequency of 20 kHz. It follows from this that the appearance of a crystalline phase leads to a decrease in magnetic losses compared with the amorphous state. However, overly developed crystallization (sample 5) causes a sharp increase in magnetic losses.
В табл. 2 представлены результаты измерения магнитной проницаемости в поле 0,08 А/м в исходном состоянии после отжига (Н= 0) и после выдержки сердечника в течение 5 с в поперечном магнитном поле (Н= 80000 А/м). Из табл. 2 следует, что магнитная проницаемость после обработки сердечника в поперечном магнитном поле возрастает. Причем наиболее значительно возрастает магнитная проницаемость, измеренная на постоянном токе. В последнем случае магнитное поле 0,08 А/м фактически соответствует области максимальной магнитной проницаемости. С увеличением частоты эффект воздействия сильного поперечного магнитного поля снижается, однако и в этом случае магнитная проницаемость остается на достаточно высоком уровне. In the table. 2 shows the results of measuring the magnetic permeability in a field of 0.08 A / m in the initial state after annealing (H = 0) and after holding the core for 5 s in a transverse magnetic field (N = 80,000 A / m). From the table. 2 it follows that the magnetic permeability after processing the core in a transverse magnetic field increases. Moreover, the magnetic permeability measured in direct current increases most significantly. In the latter case, the magnetic field of 0.08 A / m actually corresponds to the region of maximum magnetic permeability. With increasing frequency, the effect of a strong transverse magnetic field decreases, however, in this case, the magnetic permeability remains at a fairly high level.
В табл. 3 представлены результаты измерения магнитной проницаемости в поле 0,08 А/м при частоте 1 кГц в исходном состоянии (Н= 0) и после охлаждения сердечника в магнитном поле 80000 А/м с предварительным нагревом до 150оС. Из табл. 3 следует, что даже в аморфной ленте охлаждение в поперечном магнитном поле приводит к росту магнитной проницаемости, причем этот эффект должен усиливаться в сплавах с повышенной температурой Кюри, в которых термомагнитная обработка более эффективна. Из табл. 3 также следует, что кристаллическая фаза обеспечивает более значительное увеличение магнитной проницаемости. (56) Патент Великобритании N 2167087, кл. С 22 С 19/07, 1986.In the table. 3 shows the results of measurement of magnetic permeability in a field of 0.08 A / m at a frequency of 1 kHz in the initial state (N = 0) and after cooling the core in the magnetic field of 80000 A / m preheating to 150 C. From Table. 3, it follows that even in an amorphous ribbon, cooling in a transverse magnetic field leads to an increase in magnetic permeability, and this effect should be enhanced in alloys with an increased Curie temperature, in which thermomagnetic treatment is more effective. From the table. 3 also implies that the crystalline phase provides a more significant increase in magnetic permeability. (56) UK patent N 2167087, cl. C 22 C 19/07, 1986.
Патент США N 4188211, кл. С 22 С 19/00, 1980. U.S. Patent 4,188,211, CL C 22 C 19/00, 1980.
Заявка Японии N А61-261451, кл. С 22 С 19/07, 1986. Japanese Application N A61-261451, CL C 22 C 19/07, 1986.
Глазер А. А. и др. Физика металлов и металловедение. 1979, т. 48, N 6, с. 1163. Glaser A. A. et al. Physics of metals and metal science. 1979, v. 48, No. 6, p. 1163.
Судзуки К. и др. Аморфные металлы. М. : Металлургия, 1987. Suzuki K. et al. Amorphous metals. M.: Metallurgy, 1987.
Потапов А. П. и др. Физика металлов и металловедение. 1985, т. 59, N 2, с. 332. Potapov A.P. et al. Physics of Metals and Metallurgy. 1985, v. 59, No. 2, p. 332.
Claims (9)
Железо 2 - 5
Кремний 5 - 20
Бор 5 - 20
Один или несколько компонентов из группы, содержащей никель, марганец, хром, молибден, вольфрам, ванадий, ниобий, тантал, рутений, титан, цирконий 0,01 - 10
Кобальт Остальное
причем сумма компонентов кремний и бор составляет 25 - 30 ат. % , а структура сплава представляет собой аморфную матрицу с дискретными кристаллитами, объемная доля которых составляет 0,01 - 0,5% .1. A cobalt-based magnetic alloy containing iron, silicon, boron and one or more components from the group consisting of nickel, manganese, chromium, molybdenum, tungsten, vanadium, niobium, tantalum, ruthenium, titanium, zirconium, characterized in that it contains components in the following ratio, at. %:
Iron 2 - 5
Silicon 5 - 20
Boron 5 - 20
One or more components from the group consisting of nickel, manganese, chromium, molybdenum, tungsten, vanadium, niobium, tantalum, ruthenium, titanium, zirconium 0.01 - 10
Cobalt Else
the sum of the silicon and boron components being 25-30 at. %, and the alloy structure is an amorphous matrix with discrete crystallites, the volume fraction of which is 0.01 - 0.5%.
Железо 2 - 5
Кремний 5 - 20
Бор 5 - 20
Один или несколько компонентов из группы, содержащей никель, марганец, хром, молибден, вольфрам, ванадий, ниобий, тантал, рутений, титан, цирконий 0,01 - 10
Кобальт Остальное
причем сумма компонентов кремний и бор составляет 25 - 30 ат. % , а структура ленты представляет собой аморфную матрицу с дискретными кристаллитами, объемная доля которых составляет 0,01 - 0,5% , и после отжига сердечник, выдерживают в магнитном поле, направленном перпендикулярно к торцевой поверхности сердечника.3. A method of manufacturing a cobalt-based magnetic alloy tape, comprising melting the alloy, casting the melt onto a rotating drum-refrigerator, winding the resulting tape into a core and annealing this core, characterized in that the obtained tape contains components in the following ratio, at. %:
Iron 2 - 5
Silicon 5 - 20
Boron 5 - 20
One or more components from the group consisting of nickel, manganese, chromium, molybdenum, tungsten, vanadium, niobium, tantalum, ruthenium, titanium, zirconium 0.01 - 10
Cobalt Else
the sum of the silicon and boron components being 25-30 at. %, and the structure of the tape is an amorphous matrix with discrete crystallites, the volume fraction of which is 0.01 - 0.5%, and after annealing, the core is kept in a magnetic field directed perpendicular to the end surface of the core.
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| SU5041700 RU2009249C1 (en) | 1992-05-12 | 1992-05-12 | Magnetic cobalt-base alloy and method for production of a tape thereof |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| SU5041700 RU2009249C1 (en) | 1992-05-12 | 1992-05-12 | Magnetic cobalt-base alloy and method for production of a tape thereof |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| RU2009249C1 true RU2009249C1 (en) | 1994-03-15 |
Family
ID=21603963
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| SU5041700 RU2009249C1 (en) | 1992-05-12 | 1992-05-12 | Magnetic cobalt-base alloy and method for production of a tape thereof |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| RU (1) | RU2009249C1 (en) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2736692C2 (en) * | 2016-11-11 | 2020-11-19 | Те Свотч Груп Рисерч Энд Дивелопмент Лтд | High-strength amorphous alloy based on co and use thereof |
-
1992
- 1992-05-12 RU SU5041700 patent/RU2009249C1/en active
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2736692C2 (en) * | 2016-11-11 | 2020-11-19 | Те Свотч Груп Рисерч Энд Дивелопмент Лтд | High-strength amorphous alloy based on co and use thereof |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP3798012B2 (en) | Heat treatment method and soft magnetic alloy produced thereby | |
| JP5316920B2 (en) | Soft magnetic alloys, alloy ribbons with an amorphous phase as the main phase, and magnetic components | |
| JP5288226B2 (en) | Magnetic alloys, amorphous alloy ribbons, and magnetic parts | |
| EP3243206A1 (en) | Magnetic core based on a nanocrystalline magnetic alloy background | |
| JP5445891B2 (en) | Soft magnetic ribbon, magnetic core, and magnetic parts | |
| JP3719449B2 (en) | Nanocrystalline alloy, method for producing the same, and magnetic core using the same | |
| JPH0639663B2 (en) | Magnetic metallic glass at least 90% glassy and method of making same | |
| JP2552274B2 (en) | Glassy alloy with perminer characteristics | |
| JP3856245B2 (en) | Method for producing high permeability nanocrystalline alloy | |
| JP2823203B2 (en) | Fe-based soft magnetic alloy | |
| JPS6332244B2 (en) | ||
| JP2001295005A (en) | Fe BASE AMORPHOUS ALLOY THIN STRIP FOR NANOCRYSTAL SOFT MAGNETIC ALLOY AND MAGNETIC PARTS | |
| RU2009249C1 (en) | Magnetic cobalt-base alloy and method for production of a tape thereof | |
| JP5445924B2 (en) | Soft magnetic ribbon, magnetic core, magnetic component, and method of manufacturing soft magnetic ribbon | |
| Yoshizawa et al. | Magnetic properties of nanocrystalline Fe-based soft magnetic alloys | |
| JPH0917623A (en) | Nano crystal alloy magnetic core and its manufacture | |
| JP4217038B2 (en) | Soft magnetic alloy | |
| JPH0277555A (en) | Fe-base soft-magnetic alloy | |
| JPS6052557A (en) | Low-loss amorphous magnetic alloy | |
| JP2718261B2 (en) | Magnetic alloy and method for producing the same | |
| JP2001052933A (en) | Magnetic core and current sensor using the magnetic core | |
| JP3058675B2 (en) | Ultra-microcrystalline magnetic alloy | |
| JP2934471B2 (en) | Ultra-microcrystalline magnetic alloy and its manufacturing method | |
| RU2009248C1 (en) | Magnetic core for use in weak magnetic fields and method for production thereof | |
| Krause et al. | High frequency magnetic properties of some amorphous alloys |