JP2812573B2

JP2812573B2 - 磁気ヘッド

Info

Publication number: JP2812573B2
Application number: JP3104942A
Authority: JP
Inventors: 彰宏牧野; 清策鈴木; 健増本; 明久井上
Original assignee: Alps Electric Co Ltd
Current assignee: Alps Alpine Co Ltd
Priority date: 1990-09-07
Filing date: 1991-03-06
Publication date: 1998-10-22
Anticipated expiration: 2013-10-22
Also published as: JPH056816A

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】この発明は、磁気カードやビデオ
テープ等の記録再生などに使用され、Ｆe系軟磁性合金
圧粉体からなる磁気ヘッドコアを有する磁気ヘッドに関
するものである。

【０００２】

【従来の技術】磁気ヘッドのコアに用いられる軟磁性合
金において一般的に要求される諸特性は以下の通りであ
る。飽和磁束密度が高いこと。透磁率が高いこと。
低保磁力であること。薄い形状が得やすいこと。
硬度が高いこと。

【０００３】従って磁気ヘッドを製造する場合、これら
の観点から種々の合金系において材料研究がなされてい
る。

【０００４】従来、磁気ヘッドコアの材料は、センダス
ト、パーマロイ、けい素鋼等の結晶質合金が用いられ、
最近ではＦe基およびＣo基の非晶質合金も使用されるよ
うになってきている。

【０００５】

【発明が解決しようとする課題】近年において、高記録
密度化に伴う磁気記録媒体の高保磁力化に対応するた
め、より好適な高性能磁気ヘッド用の磁性材料が望まれ
ている。

【０００６】ところが、前記のセンダストは、軟磁気特
性には優れるものの、飽和磁束密度が約１１ＫＧと低い
欠点があり、パーマロイも同様に、軟磁気特性に優れる
合金組成においては、飽和磁束密度が約８ＫＧと低い欠
点があり、けい素鋼は飽和磁束密度は高いものの軟磁気
特性に劣る欠点がある。

【０００７】一方、非晶質合金において、Ｃo基合金は
軟磁気特性に優れるものの飽和磁束密度が１０ＫＧ程度
と不十分である。また、Ｆe基合金は飽和磁束密度が高
く、１５ＫＧあるいはそれ以上のものが得られるが、軟
磁気特性が不十分である。また、非晶質合金の熱安定性
は十分ではなく、未だ未解決の面がある。

【０００８】前述のごとく高飽和磁束密度と優れた軟磁
気特性を兼備することは難しい。

【０００９】ところで、前記非晶質合金は、通常、急冷
法により薄帯の状態で得られ、この薄帯を打ち抜いた
り、積層して磁気ヘッドの磁心などを製造しているが、
磁気ヘッドの内でも形状が複雑なものにおいては、前記
非晶質合金の薄帯からは製造できない場合がある。この
ような場合は、非晶質合金の粉末を作製し、バインダと
ともに圧密し、圧粉体とすることにより磁気ヘッドを得
る方法が行なわれている。

【００１０】しかしながら従来の非晶質合金には、前記
したような問題があるので、当然のことながら非晶質合
金を粉末化したものにおいても前記のような問題がある
ことが明らかである。

【００１１】そこで本発明者らは、先に、前記の従来合
金と非晶質合金の課題を解決した高飽和磁束密度Ｆe系
軟磁性合金を特願平２ー１０８３０８号明細書において
平成２年４月２４日付けで特許出願している。

【００１２】この特許出願に係る合金の１つは、次式で
示される組成からなることを特徴とする高飽和磁束密度
合金であった。 (Ｆe_1-a Ｃo a)b Ｂx Ｔy Ｔ'z 但しＴはＴi,Ｚr,Ｈf,Ｖ,Ｎb,Ｔa,Ｍo,Ｗからなる群か
ら選ばれた１種又は２種以上の元素であり、且つ、Ｚr,
Ｈfのいずれか、又は両方を含み、Ｔ'はＣu,Ａg,Ａu,Ｎ
i,Ｐd,Ｐtからなる群から選ばれた１種又は２種以上の
元素であり、a≦０.０５、 b≦９２原子％、x＝０.５〜
１６原子％、 y＝４〜１０原子％、 z＝０.２〜４.５
原子％である。

【００１３】また、前記特許出願に係る合金の他の１つ
は、次式で示される組成からなることを特徴とする高飽
和磁束密度合金であった。Ｆe b Ｂx Ｔy Ｔ'z 但しＴはＴi,Ｚr,Ｈf,Ｖ,Ｎb,Ｔa,Ｍo,Ｗからなる群か
ら選ばれた１種又は２種以上の元素であり、且つ、Ｚr,
Ｈfのいずれか、又は両方を含み、Ｔ'はＣu,Ａg,Ａu,Ｎ
i,Ｐd,Ｐtからなる群から選ばれた１種又は２種以上の
元素であり、b≦９２原子％、x＝０.５〜１６原子％、y
＝４〜１０原子％、z＝０.２〜４.５原子％である。

【００１４】更に本発明者らは、前記合金の発展型の合
金として、先に、以下に示す組成の合金について特許出
願を行っている。

【００１５】この特許出願に係る合金の１つは、次式で
示される組成からなることを特徴とする高飽和磁束密度
合金であった。 (Ｆe_1-a Ｑ a)b Ｂx Ｔy 但しＱはＣｏ，Ｎｉのいずれか、または、両方であり、
ＴはＴi,Ｚr,Ｈf,Ｖ,Ｎb,Ｔa,Ｍo,Ｗからなる群から選
ばれた１種又は２種以上の元素であり、且つ、Ｚr,Ｈf
のいずれか、又は両方を含み、a≦０.０５、b≦９３原
子％、x＝０.５〜８原子％、 y＝４〜９原子％である。

【００１６】また、前記特許出願に係る合金の他の１つ
は、次式で示される組成からなることを特徴とする高飽
和磁束密度合金であった。Ｆe b Ｂx Ｔy 但しＴはＴi,Ｚr,Ｈf,Ｖ,Ｎb,Ｔa,Ｍo,Ｗからなる群か
ら選ばれた１種又は２種以上の元素であり、且つ、Ｚr,
Ｈfのいずれか、又は両方を含み、b≦９３原子％、x＝
０.５〜８原子％、y＝４〜９原子％である。

【００１７】以上のように本発明者らは、前記各組成の
種々のＦe系軟磁性合金を開発したわけであるが、前記
組成の合金について研究を重ねた結果、これを粉末化し
て、圧密化することで磁気ヘッドコアを作成しても良好
な磁気特性がえられることが判明したので本願発明に到
達した。

【００１８】本発明は前記課題を解決するためになされ
たもので、高飽和磁束密度と高透磁率を兼備し、高い機
械特性と高い熱安定性を併せ持つ軟磁性合金圧粉体を素
材とし、複雑な形状でも容易に製造することができるコ
アを有する磁気ヘッドを提供することを目的とする。

【００１９】

【００２０】

【００２１】

【課題を解決するための手段】請求項１に記載した発明
は前記課題を解決するために、次式で示される組成の高
飽和磁束密度Ｆe系軟磁性合金粉末を圧密してなるコア
を有し、前記高飽和磁束密度Ｆe系軟磁性合金は超微
細結晶粒を主とする組織からなることを特徴とする磁気
ヘッドである。 (Ｆe_1-a Ｑ a)b Ｂx Ｔy 但しＱはＣｏ，Ｎｉのいずれか、または、両方であり、
ＴはＴi,Ｚr,Ｈf,Ｖ,Ｎb,Ｔa,Ｍo,Ｗからなる群から選
ばれた１種又は２種以上の元素であり、且つ、Ｚr,Ｈf
のいずれか、又は両方を含み、 a≦０.０５、b≦９３原子％、x＝０.５〜８原子％、 y＝
４〜９原子％である。

【００２２】請求項２に記載した発明は前記課題を解決
するために、次式で示される組成の高飽和磁束密度Ｆe
系軟磁性合金粉末を圧密してなるコアを有し、前記高
飽和磁束密度Ｆe系軟磁性合金は超微細結晶粒を主とす
る組織からなることを特徴とする磁気ヘッドである。Ｆe b Ｂx Ｔy 但しＴはＴi,Ｚr,Ｈf,Ｖ,Ｎb,Ｔa,Ｍo,Ｗからなる群か
ら選ばれた１種又は２種以上の元素であり、且つ、Ｚr,
Ｈfのいずれか、又は両方を含み、 a≦０.０５、b≦９３原子％、x＝０.５〜８原子％、 y＝
４〜９原子％である。請求項３に記載した発明は前記課題を解決するために、
請求項１又は２記載の磁気ヘッドにおいて、前記高飽
和磁束密度Ｆe系軟磁性合金をなす組織の超微細結晶粒
は、前記組成で示される非晶質合金を熱処理により結晶
化させることにより得られたものであること特徴とする
磁気ヘッドである。

【００２３】本発明の磁気ヘッドコアは、特定の組成の
軟磁性合金粉末を用いて形成するので、高飽和磁束密度
と高透磁率を兼ね備え、かつ、高い機械特性と熱安定性
を併せ持ち、複雑な形状でも容易に製造することができ
る磁気ヘッドコアを有する磁気ヘッドを得ることができ
る。

【００２４】また、前記特定の組成の軟磁性合金は結晶
化温度以上に加熱することで脆くなることが本発明者ら
の研究で判明しているので、この状態で粉砕することで
容易に粉末化することができる。

【００２５】

【実施例】以下に本発明の実施例について詳細に説明す
る。図１は本発明の実施例１の磁気ヘッド１を示すもの
で、この磁気ヘッド１は主としてテープレコーダに用い
られるもので、コイル２の巻回された磁気ヘッドコアＤ
が、ホルダー２内に設置されて概略構成される。さら
に、コイル２の両端にはボビン１７が設けられ、磁気ヘ
ッドコアＤにはギャップ１５が形成されている。

【００２６】本発明に係る磁気ヘッドのコアに用いられ
る高飽和磁束密度Ｆe系軟磁性合金粉末を得るには、先
に本発明者らが特許出願している組成の軟磁性合金の溶
湯からアトマイズ法などによって急冷して粉末化する工
程と、前記工程で得られたものを加熱し微細な結晶粒を
析出させる熱処理工程とによって通常得ることが出来
る。

【００２７】なお、前記軟磁性合金粉末を製造する場
合、先に本発明者らが特許出願している合金を作製し、
この合金を結晶化温度以上に加熱し、脆化させた後に粉
砕して得ることもできる。

【００２８】ここで例えば、アトマイズ法によって磁性
合金粉末を得るには、前記組成の合金材料を高周波溶解
炉などを用いてルツボ内にて金属溶湯とし、ルツボ底部
に設けられた溶湯噴出用ノズルを通して流下、落下させ
る。そして、噴出用ノズルから落下する溶湯流に対し
て、例えば円形状に配置された多孔の噴霧化ノズルによ
り、窒素ガスを所定の圧力で吹き付けて溶湯流を粉末化
することにより得ることができる。

【００２９】また、前記組成のＦe系軟磁性合金は、結
晶化温度以上に加熱することで脆くなることが本発明者
らの研究で判明しているので、この特性を利用して粉末
化することもできる。前記組成の合金を結晶化温度以
上、好ましくは、５５０〜７００℃の温度範囲に加熱し
て脆化させ、この状態で粉砕し、粒径を揃えることによ
り粉末化することもできる。

【００３０】本発明で適用する合金粉末において、非晶
質相を得やすくするためには、非晶質形成能の高いＺr、
Ｈfのいずれかを含む必要がある。またＺr、Ｈfはその
一部を他の４Ａ〜６Ａ族元素のうち、Ｔi,Ｖ,Ｎb,Ｔa,
Ｍo,Ｗと置換することが出来る。

【００３１】ここでＣrを含めなかったのは、Ｃrが他の
元素に比べ非晶質形成能が劣っているからであるが、Ｚ
ｒ，Ｈｆを適量添加したならば、更にＣｒを添加しても
良いのは勿論である。

【００３２】Ｂには本発明で用いる合金の非晶質形成能
を高める効果、および前記熱処理工程において磁気特性
に悪影響を及ぼす化合物相の生成を抑制する効果がある
と考えられ、このためＢ添加は必須である。Ｂと同様に
Ａ１,Ｓi,Ｃ,Ｐ等も非晶質形成元素として一般に用いら
れており、これらの元素を添加した場合も本発明と同一
とみなすことができる。

【００３３】本発明で用いる合金においては、Ｃu,Ｎi
およびこれらと同族元素のうちから選ばれた少なくとも
１種又は２種以上の元素、すなわちＴ’成分の配合比z
は４．５重量％以下であることが望ましい。この添加量
が４．５原子％以下であると前記の熱処理工程により優
れた軟磁気特性を得ることができる。これらの元素の中
でもＣuは特に好適である。

【００３４】なお、前記Ｔ’成分の配合量zが０．２原
子％以下の場合は、熱処理後の冷却速度を速めることが
望ましい。図１１は、Ｆｅ₈₈Ｃｕ₁Ｂ₃Ｚｒ₈なる組成の
軟磁性合金の試料を６５０℃に１時間加熱した後、これ
を種々の冷却速度で冷却し、透磁率を測定した結果を示
す、冷却速度と透磁率の関係のグラフである。このグラ
フから、冷却速度を速めると透磁率が向上することが分
かる。前記Ｔ’成分が０．２原子％以下になると、透磁
率が低下する傾向があるが、前記のように冷却速度を速
めることによって、透磁率が低下する傾向を打ち消すこ
とができる。

【００３５】Ｃu,Ｎi等の添加により、軟磁気特性が著
しく改善される機構については明らかではないが、結晶
化温度を示差熱分析法により測定したところ、Ｃu,Ｎi
等を添加した合金の結晶化温度は、添加しない合金に比
べてやや低い温度であると認められた。これは前記元素
の添加により非晶質相が不均一となり、その結果、非晶
質相の安定性が低下したことに起因すると考えられる。
また不均一な非晶質相が結晶化する場合、部分的に結晶
化しやすい領域が多数でき不均一核生成するため、得ら
れる組織が微細結晶粒組織となると考えられる。

【００３６】また特にＦeに対する固溶度が著しく低い
元素であるＣuの場合、相分離傾向があるため、加熱に
よりミクロな組成ゆらぎが生じ、非晶質相が不均一とな
る傾向がより顕著になると考えられ、組織の微細化に寄
与するものと考えられる。

【００３７】以上の観点からＣu及びその同族元素、Ｎi
およびＰd,Ｐt以外の元素でも結晶化温度を低下させる
元素には同様の効果が期待できる。またＣuのようにＦe
に対する固溶限が小さい元素にも同様の効果が期待でき
る。

【００３８】以上、本発明に適用する高飽和磁束密度Ｆ
e系軟磁性合金に含まれる合金元素の限定理由を説明し
たが、これらの元素以外でも耐食性を改善するために、
Ｃr,Ｒuその他の白金族元素を添加することも可能であ
り、また、必要に応じて、Ｙ,希土類元素,Ｚn,Ｃd,Ｇa,
Ｉn,Ｇe,Ｓn,Ｐb,Ａs,Ｓb,Ｂi,Ｓe,Ｔe,Ｌi,Ｂe,Ｍg,Ｃ
a,Ｓr,Ｂa等の元素を添加することで磁歪を調整するこ
ともできる。その他、Ｈ,Ｎ,Ｏ,Ｓ等の不可避的不純物
については所望の特性が劣化しない程度に含有していて
も本発明に用いる高飽和磁束密度Ｆe系軟磁性合金の組
成と同一とみなすことができるのは勿論である。

【００３９】本発明で用いる合金におけるＦe,Ｃo量のb
は、９２原子％以下である。これは、後述するように、
bが９２原子％を越えると高い透磁率が得られないため
であるが、飽和磁束密度１０kＧ以上を得るためには、b
が７５原子％以上であることがより好ましい。

【００４０】（製造例）前記組成の軟磁性合金の製造
例、およびその軟磁性合金の磁気特性の測定結果を以下
に説明する。さらに、この軟磁性合金の粉末を圧密して
磁気ヘッドコアを作成する製造例と、この磁気ヘッドコ
アを有する磁気ヘッドの磁気特性の測定結果を以下に説
明する。

【００４１】以下の例に示す各合金は、片ロール液体急
冷法により作成した。すなわち、１つの回転している鋼
製ロール上におかれたノズルより溶融金属をアルゴンガ
スの圧力により前記ロール上に噴出させ、急冷して薄帯
を得る。以上のように作成した薄帯の幅は約１５mmであ
り、厚さは約２０〜４０μmであった。

【００４２】透磁率は、薄帯を加工し、外径１０mm、内
径５mmのリング状とし、これを積み重ねたものに巻線
し、インダクタンス法により測定した。この透磁率(μ)
の測定条件は１０mＯe,１ＫＨzとした。

【００４３】まず、本発明で適用する合金の磁気特性お
よび構造におよぼす熱処理の効果について本発明で示さ
れている合金の一つであるＦe₈₆Ｚr₇Ｂ₆Ｃu₁合金を例に
とって以下に説明する。なお、昇温速度毎分１０℃の示
差熱分析により求めたＦe₈₆Ｚr₇Ｂ₆Ｃu₁合金の結晶化開
始温度は５０３℃であった。

【００４４】図２は、Ｆe₈₆Ｚr₇Ｂ₆Ｃu₁合金の実効透磁
率に及ぼす焼純(各温度で１時間保持後水焼入れ)の効果
を示す。

【００４５】図２より急冷状態(ＲＱ)における本合金の
実効透磁率は、Ｆe基非晶質合金程度の低い値を示す
が、５００〜６２０℃の焼鈍により、急冷状態の１０倍
程度の高い値に増加している。ここで６００℃熱処理後
の厚さ約２０μmの試料について透磁率の周波数依存を
調べたところ、１ＫＨzで３２０００、１０ＫＨzで２５
６００、更に１００ＫＨzで８３３０と、高い測定周波
数においても優れた軟磁気特性を示した。また、透磁率
に及ぼす冷却速度の影響を調べたところ、６００℃で１
時間保持後、水焼入れにより急冷した本合金の実効透磁
率３２０００に対し、空冷した場合、その値は１８００
０となり、熱処理後の冷却速度も重要であり、１００℃
／分以上の冷却速度で急冷することが好ましい。

【００４６】よって本合金の磁気特性は最適な熱処理条
件を適当に選ぶことにより調整することができ、また磁
場中焼鈍などにより磁気特性を改善することもできる。

【００４７】また、Ｆe₈₆Ｚr₇Ｂ₆Ｃu₁合金の熱処理前後
の構造の変化をＸ線回折法により調べ、熱処理後の組織
を透過電子顕微鏡を用いて観察し、結果をそれぞれ図３
と図４に示す。

【００４８】図３より、急冷状態では非晶質に特有のハ
ローな回折図形が、熱処理後には体心立方晶に独特の回
折図形がそれぞれ認められ、本合金の構造が熱処理によ
り、非晶質から体心立方晶へと変化したことがわかる。
そして図４より、熱処理後の組織が、粒径約１００オンク゛
ストローム程度の微結晶から成ることがわかる。

【００４９】また、Ｆe₈₆Ｚr₇Ｂ₆Ｃu₁合金について熱処
理前後の硬さの変化を調べたところ、ビッカース硬さで
急冷状態の７４０ＤＰＮから６５０℃熱処理後には１３
９０ＤＰＮと従来材料にない高い値まで増加し、磁気ヘ
ッド用材料に好適であることも判明した。

【００５０】以上のごとく前記組成の合金は、前述の組
成を有する非晶質合金を熱処理により結晶化させ、超微
細結晶粒を主とする組織を得ることにより、高飽和磁束
密度でかつ軟磁気特性に優れ、更に高い硬さと高い熱安
定性を有する優れた特性を得ることができる。

【００５１】次に前記の如く得られた合金を粉末化する
場合について説明する。

【００５２】前記の合金は液体急冷状態では靱性が高い
ので、そのままの状態では粉砕して粉末化することは難
しい。よって、前記の如く得られた合金を６５０℃に加
熱して脆化させた状態でジョークラッシュ及びボールミ
ルなどの粉砕装置により粉砕する。この操作によって粒
径１〜１００μm程度の軟磁性合金粉末を得ることがで
きる。

【００５３】次にこの軟磁性合金粉末を用いて磁気ヘッ
ドコアを製造する場合について説明する。

【００５４】まず、図５に示すように、プレス装置Ｐの
上型ＰＵと下型ＰＬとによって、軟磁性合金粉末Ａを所
定形状のコアＢに一次成形する。この一次成形コアＢ
は、次に図６に示す加圧カプセル１０内に圧力媒体粉末
Ｃとともに封入される。図面では、一次成形コアＢを１
つのみ描いているが、実際には多数の一次成形コアＢが
同時に加圧カプセル１０内に封入される。

【００５５】加圧カプセル１０は、有底筒状の本体１１
と、この本体１１の上部に被せる蓋体１２とからなり、
蓋体１２には脱気パイプ１３が開口している。この加圧
カプセル１０内には、蓋体１２を外した状態にて、本体
１１内に一次成形コアＢと圧力媒体粉末Ｃが充填され
る。次いで、本体１１の上部内面に一次成形コアＢおよ
び圧力媒体粉末Ｃが通過しないメッシュ板１４を被せ
て、本体１１と蓋体１２を溶接し、本体１１と蓋体１２
間の隙間をなくす。そして脱気パイプ１３を潰して、内
部に一次成形コアＢおよび圧力媒体粉末Ｃを封入した密
閉されたワーク３０(加圧カプセル１０)を完成する。

【００５６】なお脱気する際には、加圧カプセル１０を
加熱炉Ｆに入れ、約５００℃〜９００℃前後の温度を加
える。これはガス抜きをより完全にするための加熱で、
この種の脱気では常套的に行なわれる。圧力媒体粉末Ｃ
は、軟磁性合金粉末Ａ(一次成形コアＢ)と化学反応しな
い材料から選定して用いる。ここで一次成形コアＢが前
記組成のＦe系軟磁性合金粉末であるので、ＭgＯまたは
ＺrＯ₂粉末を用いると良い。

【００５７】図７は、このワーク３０を高温高圧下で処
理する熱間静水圧プレス２０の概念図で、高圧円筒２１
の上下が上蓋２２と下蓋２３で開閉および閉塞可能とな
っている。上蓋２２には高圧ガス導入管２４が開口して
いる。高圧円筒２１内には、ワーク３０の支持台２５
と、ヒータ２６とが位置しており、高圧円筒２１とヒー
タ２６の間には、断熱層２７が設けられている。

【００５８】ワーク３０は、この熱間静水圧プレスの支
持台２５上に載置され、ヒータ２６によって高温に熱せ
られると同時に、導入管２４から導入される圧力媒体と
しての高圧ガスにより、等方性の圧力を受ける。その結
果、ワーク３０(カプセル１０)は全体が圧縮変形され
る。この圧縮変形の過程において、加圧カプセル１０内
の一次成形コアＢは、圧力媒体粉末Ｃを介して等方圧力
を受ける。また、ヒータ２６による熱も、圧力媒体粉末
Ｃを介して受けるために、一次成形コアＢが急激に加熱
されることがなく、急激加熱に起因する一次成形コアＢ
の割れや変形を生じることがない。即ち、一次成形コア
Ｂは均等に圧縮され、内部の気泡が除かれて最終的に焼
結され、磁気ヘッドコアＤが完成する。この磁気ヘッド
コアＤは、一次成形コアＢに比して縮むため、縮み代を
考慮して一次成形コアＢの形状を決定しておく。

【００５９】以上のようにして圧縮変形されたワーク３
０は、熱間静水圧プレスから取り出した後、図８に示す
ようにその本体１１および蓋体１２を壊して、内部の完
成された磁気ヘッドコアＤを取り出す。磁気ヘッドコア
Ｄはプレス装置Ｐによって予め所定の形状に加工されて
いるために、磁気ヘッドコアとしてそのまま使用するこ
とができる。

【００６０】また、以上の熱間静水圧プレスにおいて、
一次成形コアＢは、これと化学反応しない圧力媒体粉末
Ｃで覆われるため、完成された磁気ヘッドコアＤに、性
質の変化を生じるおそれはない。

【００６１】次に、図５ない図８を基に先に説明した方
法によって図１に示す磁気ヘッドコアＤを製造し、この
磁気ヘッドコアＤを有する磁気ヘッド１の磁気性能を測
定した。

【００６２】Ｆe系軟磁性合金粉末として、Ｆe₈₈Ｚr₈Ｂ
₃Ｃu₁なる組成の合金を結晶化温度以上に加熱して粉砕
することにより得たものを用いた。

【００６３】この軟磁性合金粉末をプレス装置によって
磁気ヘッドコア状になるように一次成形した。次にこの
一次成形品に、真空を含む不活性ガス雰囲気中において
６００〜６５０℃で予備焼結を行った。次いでこの一次
成形品を温度７００℃、圧力５０００気圧、焼結時間２
４時間に設定して熱間静水圧プレスを行った。

【００６４】得られた磁気ヘッドコアの透磁率(１ＫＨ
z)は、８０００、保磁力は０．２Ｏe、飽和磁束密度は
１６．５ＫＧを示し、優れた磁気特性を発揮することを
確認できた。

【００６５】なお、以上の説明においては、図１に示さ
れる磁気ヘッドコアＤを製造する場合について説明した
が、プレス装置Ｐの型の形状を適宜変更することで、異
なる形状の磁気ヘッドコアを製造することも可能であ
る。

【００６６】図９は実施例２の磁気ヘッドを示す図で、
この磁気ヘッド１は、主としてテープレコーダに用いら
れるものである。前記軟磁性合金粉末を実施例１と同様
の工程にて圧密して磁気ヘッドコアＤを製造し、この磁
気ヘッドコアＤの周囲にホルダー２を備え付けることで
磁気ヘッド１が概略構成される。磁気ヘッドコアＤの媒
体対向面には、２つのギャップ１５が形成されている。

【００６７】図１０は実施例３の磁気ヘッドを示す図
で、この磁気ヘッド１は、主としてＶＴＲに用いられる
ものである。実施例１と同様の工程にて前記軟磁性合金
粉末を圧密してコ字状半コアＤ１と板状半コアＤ２を製
造する。これらコ字状半コアＤ１と板状半コアＤ２を接
合面３２で接合することで、磁気ギャップＤが作成され
るとともに、ギャップ１５と巻線溝３３が形成される。
磁気ヘッド１は、この磁気ギャップＤの巻線溝３３にコ
イル３４を巻回して概略構成されている。

【００６８】また、プレス装置Ｐの型の形状を適宜変更
することで、磁気ヘッドコアに限らず、変圧器、電動
機、チョークコイルなどの磁心の製造方法として広く利
用できることは勿論である。

【００６９】

【発明の効果】以上説明したように本発明の磁気ヘッド
は、高飽和磁束密度と高透磁率を併せ持ち、高い機械特
性と熱安定性を備えた軟磁性合金粉末をその素材とした
磁気ヘッドコアを使用するので、高性能であるばかり
か、形状が複雑な磁気ヘッドコアであっても容易に得る
ことができる効果がある。

【００７０】また、前記特定の組成の軟磁性合金が結晶
化温度以上で脆くなることを利用して粉砕して粉末化す
るならば、高飽和磁束密度と高透磁率を併せ持ち、高い
機械特性と熱安定性を備えた優れた圧粉体からなる磁気
ヘッドコアを有する磁気ヘッドを製造できる効果があ
る。

【図面の簡単な説明】

【図１】実施例１の磁気ヘッドを示す断面図

【図２】Ｆe系軟磁性合金の一例の透磁率と熱処理温度
の関係を示すグラフ

【図３】前記合金の熱処理前後の構造変化を示すＸ線回
折図形を示すグラフ

【図４】前記合金の熱処理後の組織を示す顕微鏡写真の
模式図、

【図５】プレス装置によっり軟磁性合金粉末から一次成
形コアを形成する模様を示す模式図

【図６】一次成形コアを加圧カプセル内に入れる様子を
示す断面図

【図７】図６の加圧カプセルを高温下で加圧する熱間静
水圧プレスの概念図

【図８】加圧カプセル内から磁気ヘッドコアを取り出す
状態を示す模式図

【図９】実施例２の磁気ヘッドの斜視図

【図１０】実施例３の磁気ヘッドの斜視図

【図１１】冷却速度と透磁率の関係を示すグラフ

【符号の説明】

Ａ軟磁性合金粉末Ｂ一次成形コアＣ圧力媒体粉末Ｄ磁気ヘッドコア１磁気ヘッド１０圧力カプセル１１本体１２蓋体１３脱気パイプ２０熱間静水圧プレス２１高圧円筒２４高圧ガス導入管２６ヒータ３０ワーク(加圧カプセル)

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 (56)参考文献特開平１−242755（ＪＰ，Ａ) 特開昭56−72153（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.⁶，ＤＢ名) H01F 1/153

Claims

(57)【特許請求の範囲】

【請求項１】次式で示される組成の高飽和磁束密度Ｆ
e系軟磁性合金粉末を圧密してなるコアを有し、前記高
飽和磁束密度Ｆe系軟磁性合金は超微細結晶粒を主とす
る組織からなることを特徴とする磁気ヘッド。 (Ｆe_1-a Ｑ a)b Ｂ x Ｔ y 但しＱはＣｏ，Ｎｉのいずれか、または、両方であり、
ＴはＴi,Ｚr,Ｈf,Ｖ,Ｎb,Ｔa,Ｍo,Ｗからなる群から選
ばれた１種又は２種以上の元素であり、且つ、Ｚr,Ｈf
のいずれか、又は両方を含み、a≦０.０５、b≦９３原
子％、x＝０.５〜８原子％、 y＝４〜９原子％である。
【請求項２】次式で示される組成の高飽和磁束密度Ｆ
e系軟磁性合金粉末を圧密してなるコアを有し、前記高
飽和磁束密度Ｆe系軟磁性合金は超微細結晶粒を主とす
る組織からなることを特徴とする磁気ヘッド。Ｆe b Ｂx Ｔy 但しＴはＴi,Ｚr,Ｈf,Ｖ,Ｎb,Ｔa,Ｍo,Ｗからなる群か
ら選ばれた１種又は２種以上の元素であり、且つ、Ｚr,
Ｈfのいずれか、又は両方を含み、 b≦９３原子％、x＝０.５〜８原子％、y＝４〜９原子％
である。
【請求項３】請求項１又は２記載の磁気ヘッドにおい
て、前記高飽和磁束密度Ｆe系軟磁性合金をなす組織の
超微細結晶粒は、前記組成で示される非晶質合金を熱
処理により結晶化させることにより得られたものである
こと特徴とする磁気ヘッド。