JPH0321626B2 - - Google Patents
Info
- Publication number
- JPH0321626B2 JPH0321626B2 JP56121891A JP12189181A JPH0321626B2 JP H0321626 B2 JPH0321626 B2 JP H0321626B2 JP 56121891 A JP56121891 A JP 56121891A JP 12189181 A JP12189181 A JP 12189181A JP H0321626 B2 JPH0321626 B2 JP H0321626B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- heat treatment
- magnetic permeability
- alloy
- resin molding
- magnetostriction
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Lifetime
Links
- 229920005989 resin Polymers 0.000 claims description 33
- 239000011347 resin Substances 0.000 claims description 33
- 238000000465 moulding Methods 0.000 claims description 29
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims description 13
- 229910001004 magnetic alloy Inorganic materials 0.000 claims description 7
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910052735 hafnium Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 229910052741 iridium Inorganic materials 0.000 claims description 4
- FZLIPJUXYLNCLC-UHFFFAOYSA-N lanthanum atom Chemical group [La] FZLIPJUXYLNCLC-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 4
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 229910052697 platinum Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 229910052702 rhenium Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 229910052703 rhodium Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 229910052707 ruthenium Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 229910052715 tantalum Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 229910052721 tungsten Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 229910052763 palladium Inorganic materials 0.000 claims description 3
- 229910052745 lead Inorganic materials 0.000 claims 1
- 230000035699 permeability Effects 0.000 description 37
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 35
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 description 19
- 239000000956 alloy Substances 0.000 description 19
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 19
- 229910000808 amorphous metal alloy Inorganic materials 0.000 description 12
- 238000000034 method Methods 0.000 description 11
- 230000004907 flux Effects 0.000 description 7
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 6
- 230000006866 deterioration Effects 0.000 description 6
- 230000008569 process Effects 0.000 description 6
- 239000011162 core material Substances 0.000 description 4
- 230000006355 external stress Effects 0.000 description 4
- 238000010791 quenching Methods 0.000 description 4
- BASFCYQUMIYNBI-UHFFFAOYSA-N platinum Substances [Pt] BASFCYQUMIYNBI-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 description 3
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 description 3
- 230000035882 stress Effects 0.000 description 3
- 229910021364 Al-Si alloy Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910001030 Iron–nickel alloy Inorganic materials 0.000 description 2
- CPLXHLVBOLITMK-UHFFFAOYSA-N Magnesium oxide Chemical compound [Mg]=O CPLXHLVBOLITMK-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 238000002425 crystallisation Methods 0.000 description 2
- 230000008025 crystallization Effects 0.000 description 2
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 2
- 239000007788 liquid Substances 0.000 description 2
- 239000000463 material Substances 0.000 description 2
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 description 2
- 230000005330 Barkhausen effect Effects 0.000 description 1
- 239000004593 Epoxy Substances 0.000 description 1
- 238000002441 X-ray diffraction Methods 0.000 description 1
- 230000032683 aging Effects 0.000 description 1
- 238000005280 amorphization Methods 0.000 description 1
- 238000013459 approach Methods 0.000 description 1
- 230000008859 change Effects 0.000 description 1
- 238000001816 cooling Methods 0.000 description 1
- 238000004070 electrodeposition Methods 0.000 description 1
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 1
- 239000000395 magnesium oxide Substances 0.000 description 1
- 230000005381 magnetic domain Effects 0.000 description 1
- 238000005259 measurement Methods 0.000 description 1
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 1
- 229910000889 permalloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000010453 quartz Substances 0.000 description 1
- 239000002994 raw material Substances 0.000 description 1
- 229910000702 sendust Inorganic materials 0.000 description 1
- VYPSYNLAJGMNEJ-UHFFFAOYSA-N silicon dioxide Inorganic materials O=[Si]=O VYPSYNLAJGMNEJ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000004544 sputter deposition Methods 0.000 description 1
- 239000000126 substance Substances 0.000 description 1
- 229920003002 synthetic resin Polymers 0.000 description 1
- 239000000057 synthetic resin Substances 0.000 description 1
- 229910052723 transition metal Inorganic materials 0.000 description 1
- 150000003624 transition metals Chemical class 0.000 description 1
- 238000007740 vapor deposition Methods 0.000 description 1
Landscapes
- Magnetic Heads (AREA)
- Soft Magnetic Materials (AREA)
Description
本発明は樹脂モールド後に優れた軟磁気特性を
示す非晶質磁性合金部材を樹脂モールドしてなる
磁気ヘツドに関するものである。 従来、磁気ヘツド用コア材にはFe−Ni合金
（パーマロイ）、Fe−Al−Si合金（センダスト）、
フエライトが用いられているが、Fe−Ni合金は
硬度が充分でないため耐摩耗性が問題となる。
Fe−Al−Si合金は高透磁率を有し、耐摩耗性も
比較的良いが、脆く加工が困難である。また、フ
エライトは耐摩耗性透磁率においてすぐれている
が、加工性に問題があり、さらに高飽和磁束密度
は得られない欠点を有している。 最近、結晶構造を持たない非晶質合金がすぐれ
た物理的、機械的、化学的特性を持ち合わせてい
ることから注目されている。 溶融状態から超急冷することにより得られる非
晶質合金は、高硬度、柔軟性を有し、打抜きが可
能な上に磁気的にもすぐれた軟磁性を示すことか
ら、磁気ヘツド用コア材への応用が考えられてい
る。 一般に磁気ヘツドコアは、合成樹脂によりモー
ルドされる構造になつている。この樹脂の硬化に
よりコア材に対してかなりの圧縮応力が加わるこ
とになり、モールド前は高透磁率を有していて
も、モールドすることによりこれが相当劣化する
場合がある。特に、近年注目をあびている非晶質
合金は外部応力に対して敏感であり、その外部応
力によつてその特性は著しく変化する。このため
非晶質合金を用いた磁気ヘツドにおいて、モール
ド前には磁気ヘツド用として良好な特性を有する
ものであつても、樹脂モールドによつてその特性
は相当劣化する場合があつた。 この外部応力対し、従来より磁歪が小さいほど
（０に近いほど）高透磁率でかつ外部応力に対し
て鈍感な合金が得られることが知られている。 非晶質合金において、磁歪０の組成は（Co0.94
Fe0.06）75Si10B15（Co0.94Fe0.06）75P16B6Al3のよう
に
Co：Fe＝94：６付近で得られている。しかし、
これらの組成では非晶質合金は磁気的に不安定
で、特に透磁率のエージングによる低下がはなは
だしい。そのため少量の遷移金属等（Ni、Cr、
Nb etc）の添加により、改善することが試みら
れているが、いまだ充分とは云えない。 非晶質状態は、電着法、スパツタ法、蒸着法な
どによつても得られるが、リボン状のものが長尺
で得られることから液体急冷法、特に単ロール
法、双ロール法が注目されている。この液体急冷
法は、基本的には、高速移動する冷却体の上に金
属溶湯を流し出し、急冷凝固することにより非晶
質状態の合金を薄板状で得る方法であるが、急冷
したままの状態では内部応力のためにあまり高透
磁率は得られず、バルクハウゼン効果が見られる
こともよくある。このため、熱処理することによ
り内部応力緩和を行ない、また、磁場中熱処理な
どにより磁区の細分化をすることにより透磁率、
保磁力等磁気特性の改善を行なつている。 本発明は、この熱処理に着目してなされたもの
で、樹脂モールド後磁気特性が劣化しにくい材料
樹脂モールドしてなる磁気ヘツドを提供するもの
である。本発明者は、まず外部応力の緩和を目的
とし磁歪を小さくすることが行われていた従来の
技術において、単に磁歪を小さく（０に近く）す
るだけでは、樹脂モールド後においても良好な磁
気特性が得られないことを見出した。このため、
上記問題点を解決するために合金組成および熱処
理について種々検討を重ねた結果、Co基非晶質
合金に熱処理、たとえば歪取り熱処理あるいは磁
場中熱処理等の熱処理を行うことにより磁歪が変
化し、さらにこの磁歪が添加元素によつても変化
することに着目した。そしてこれらのうち、特定
組成の合金を熱処理することにより磁歪を負とし
た非晶質合金が磁気ヘツドとして樹脂モールド後
においても樹脂の硬化による透磁率の劣化がなく
優れた磁気特性を有することを初めて見出したの
である。 例えば急冷状態で磁歪が正の材料でも熱処理す
ることにより磁歪が負にすると、樹脂モールドし
ても実効透磁率の劣化の少ない結果を得た。な
お、熱処理は歪取り熱処理ばかりでなく、磁場中
熱処理でもよい。 本願発明における非晶質磁性合金部材の組成と
しては、 組成式（Co1-a-bFeaMb）100-(y+z)SiyBzにおいて、 ＭはTi、Ｖ、Cr、Mn、Ni、Zr、Nb、Mo、
Ru、Rh、Pd、Hf、Ta、Ｗ、Re、Ir、Pt、およ
びランタン族から選ばれる１種または２種以上 ａ≦0.10 0.005≦ｂ≦0.10 ｙ≦15 ５≦ｚ≦25 15≦ｙ＋ｚ≦30 または組成式（Co1-a-bFeaMb）100-zBzにおい
て、 ＭはTi、Ｖ、Cr、Mn、Ni、Zr、Nb、Mo、
Ru、Rh、Pd、Hf、Ta、Ｗ、Re、Ir、Pt、およ
びランタン族から選ばれる１種または２種以上 ａ≦0.10 0.005≦ｂ≦0.10 15≦ｚ≦25 の非晶質磁性合金部材が採用される。 上記非晶質磁性合金部材の組成の限定理由は下
記の通りである。 まず、FeはCoとの比率により磁歪を負に調整
できる元素であり、その量があまり多いとその効
果が少ないため、そのａの量を0.1以下とした。 Ｍは非晶質磁性合金部材の軟磁気特性の熱安定
性を改善するのに有効な元素であり、その量が余
り少ないとその効果が少なく、逆にその量が余り
多いと磁気ヘツドとして重要な特性である飽和磁
束密度が小さくなるため、そのｂの量0.005〜
0.10とした。特にＭの中でもCrおよび白金族元素
は磁気ヘツドに要求される重要な特性である耐摩
耗性の改善に有効な元素であり、好ましいもので
ある。 ＢおよびSiは非晶質化に有効な元素であり、Ｂ
およびSiを複合添加する場合のＢはその量が余り
少ないと非晶質化が難しく、逆に余り多いと飽和
磁束密度が低下するためＢの量ｚの範囲を５〜25
原子％とした。またSiはその量が余り多いと飽和
磁束密度が低下するためSiの量ｙを25原子％以下
とした。SiおよびＢを複合添加した場合のトータ
ル量ｙ＋ｚは、その量が余り少ないと結晶化温度
が低下し歪取り熱処理による磁気特性の改善が困
難であり、逆にその量が余り多いと飽和磁束密度
が低下するため、そのトータル量ｙ＋ｚは15〜30
原子％とした。一方、Ｂを単独で添加する場合は
特に飽和磁束密度を向上する場合に有効であり、
この際のＢはその量が余り少ないと非晶質化が難
しく、逆にあまり多いと飽和磁束密度が低下する
ためＢの量ｚの範囲を15〜25原子％とした。 以下に実施例、比較例にてこれを示すが、実施
方法は次の通りである。 それぞれの比に調合した素原料をマグネシアる
つぼ中にて高周波加熱炉により溶解して母合金と
した。この一部を石英ノズル中にて再溶解し、片
ロール法により幅15mm、板厚30μｍの長尺非晶質
合金を得た。 得られた薄板が非晶質であることはＸ線回折に
より確認した。 この薄板を10mm×６mmのリング状に打ち抜き同
サイズのケースに15枚積層したものを入れ、測定
用試料とした。熱処理は、通常の歪取り熱処理
を、キユリー温度以上結晶化温度以下の温度で行
なつた。樹脂はエポキシ系を用い、ケースごと樹
脂モールドした。 実効透磁率は９ｍOeの交流磁場中でマツクス
ウエルブリツチを用いて測定した。また、磁歪は
通常のストレインゲージ法により測定し、磁歪数
は λ＝2/3｛（Δl／ｌ）−（Δl／ｌ）⊥ から求めた。 実施例 １ （Co0.930Fe0.03Mn0.04）77Si10B13の合金について
上記の手順で行なつたところ、表１のようになつ
た。
示す非晶質磁性合金部材を樹脂モールドしてなる
磁気ヘツドに関するものである。 従来、磁気ヘツド用コア材にはFe−Ni合金
（パーマロイ）、Fe−Al−Si合金（センダスト）、
フエライトが用いられているが、Fe−Ni合金は
硬度が充分でないため耐摩耗性が問題となる。
Fe−Al−Si合金は高透磁率を有し、耐摩耗性も
比較的良いが、脆く加工が困難である。また、フ
エライトは耐摩耗性透磁率においてすぐれている
が、加工性に問題があり、さらに高飽和磁束密度
は得られない欠点を有している。 最近、結晶構造を持たない非晶質合金がすぐれ
た物理的、機械的、化学的特性を持ち合わせてい
ることから注目されている。 溶融状態から超急冷することにより得られる非
晶質合金は、高硬度、柔軟性を有し、打抜きが可
能な上に磁気的にもすぐれた軟磁性を示すことか
ら、磁気ヘツド用コア材への応用が考えられてい
る。 一般に磁気ヘツドコアは、合成樹脂によりモー
ルドされる構造になつている。この樹脂の硬化に
よりコア材に対してかなりの圧縮応力が加わるこ
とになり、モールド前は高透磁率を有していて
も、モールドすることによりこれが相当劣化する
場合がある。特に、近年注目をあびている非晶質
合金は外部応力に対して敏感であり、その外部応
力によつてその特性は著しく変化する。このため
非晶質合金を用いた磁気ヘツドにおいて、モール
ド前には磁気ヘツド用として良好な特性を有する
ものであつても、樹脂モールドによつてその特性
は相当劣化する場合があつた。 この外部応力対し、従来より磁歪が小さいほど
（０に近いほど）高透磁率でかつ外部応力に対し
て鈍感な合金が得られることが知られている。 非晶質合金において、磁歪０の組成は（Co0.94
Fe0.06）75Si10B15（Co0.94Fe0.06）75P16B6Al3のよう
に
Co：Fe＝94：６付近で得られている。しかし、
これらの組成では非晶質合金は磁気的に不安定
で、特に透磁率のエージングによる低下がはなは
だしい。そのため少量の遷移金属等（Ni、Cr、
Nb etc）の添加により、改善することが試みら
れているが、いまだ充分とは云えない。 非晶質状態は、電着法、スパツタ法、蒸着法な
どによつても得られるが、リボン状のものが長尺
で得られることから液体急冷法、特に単ロール
法、双ロール法が注目されている。この液体急冷
法は、基本的には、高速移動する冷却体の上に金
属溶湯を流し出し、急冷凝固することにより非晶
質状態の合金を薄板状で得る方法であるが、急冷
したままの状態では内部応力のためにあまり高透
磁率は得られず、バルクハウゼン効果が見られる
こともよくある。このため、熱処理することによ
り内部応力緩和を行ない、また、磁場中熱処理な
どにより磁区の細分化をすることにより透磁率、
保磁力等磁気特性の改善を行なつている。 本発明は、この熱処理に着目してなされたもの
で、樹脂モールド後磁気特性が劣化しにくい材料
樹脂モールドしてなる磁気ヘツドを提供するもの
である。本発明者は、まず外部応力の緩和を目的
とし磁歪を小さくすることが行われていた従来の
技術において、単に磁歪を小さく（０に近く）す
るだけでは、樹脂モールド後においても良好な磁
気特性が得られないことを見出した。このため、
上記問題点を解決するために合金組成および熱処
理について種々検討を重ねた結果、Co基非晶質
合金に熱処理、たとえば歪取り熱処理あるいは磁
場中熱処理等の熱処理を行うことにより磁歪が変
化し、さらにこの磁歪が添加元素によつても変化
することに着目した。そしてこれらのうち、特定
組成の合金を熱処理することにより磁歪を負とし
た非晶質合金が磁気ヘツドとして樹脂モールド後
においても樹脂の硬化による透磁率の劣化がなく
優れた磁気特性を有することを初めて見出したの
である。 例えば急冷状態で磁歪が正の材料でも熱処理す
ることにより磁歪が負にすると、樹脂モールドし
ても実効透磁率の劣化の少ない結果を得た。な
お、熱処理は歪取り熱処理ばかりでなく、磁場中
熱処理でもよい。 本願発明における非晶質磁性合金部材の組成と
しては、 組成式（Co1-a-bFeaMb）100-(y+z)SiyBzにおいて、 ＭはTi、Ｖ、Cr、Mn、Ni、Zr、Nb、Mo、
Ru、Rh、Pd、Hf、Ta、Ｗ、Re、Ir、Pt、およ
びランタン族から選ばれる１種または２種以上 ａ≦0.10 0.005≦ｂ≦0.10 ｙ≦15 ５≦ｚ≦25 15≦ｙ＋ｚ≦30 または組成式（Co1-a-bFeaMb）100-zBzにおい
て、 ＭはTi、Ｖ、Cr、Mn、Ni、Zr、Nb、Mo、
Ru、Rh、Pd、Hf、Ta、Ｗ、Re、Ir、Pt、およ
びランタン族から選ばれる１種または２種以上 ａ≦0.10 0.005≦ｂ≦0.10 15≦ｚ≦25 の非晶質磁性合金部材が採用される。 上記非晶質磁性合金部材の組成の限定理由は下
記の通りである。 まず、FeはCoとの比率により磁歪を負に調整
できる元素であり、その量があまり多いとその効
果が少ないため、そのａの量を0.1以下とした。 Ｍは非晶質磁性合金部材の軟磁気特性の熱安定
性を改善するのに有効な元素であり、その量が余
り少ないとその効果が少なく、逆にその量が余り
多いと磁気ヘツドとして重要な特性である飽和磁
束密度が小さくなるため、そのｂの量0.005〜
0.10とした。特にＭの中でもCrおよび白金族元素
は磁気ヘツドに要求される重要な特性である耐摩
耗性の改善に有効な元素であり、好ましいもので
ある。 ＢおよびSiは非晶質化に有効な元素であり、Ｂ
およびSiを複合添加する場合のＢはその量が余り
少ないと非晶質化が難しく、逆に余り多いと飽和
磁束密度が低下するためＢの量ｚの範囲を５〜25
原子％とした。またSiはその量が余り多いと飽和
磁束密度が低下するためSiの量ｙを25原子％以下
とした。SiおよびＢを複合添加した場合のトータ
ル量ｙ＋ｚは、その量が余り少ないと結晶化温度
が低下し歪取り熱処理による磁気特性の改善が困
難であり、逆にその量が余り多いと飽和磁束密度
が低下するため、そのトータル量ｙ＋ｚは15〜30
原子％とした。一方、Ｂを単独で添加する場合は
特に飽和磁束密度を向上する場合に有効であり、
この際のＢはその量が余り少ないと非晶質化が難
しく、逆にあまり多いと飽和磁束密度が低下する
ためＢの量ｚの範囲を15〜25原子％とした。 以下に実施例、比較例にてこれを示すが、実施
方法は次の通りである。 それぞれの比に調合した素原料をマグネシアる
つぼ中にて高周波加熱炉により溶解して母合金と
した。この一部を石英ノズル中にて再溶解し、片
ロール法により幅15mm、板厚30μｍの長尺非晶質
合金を得た。 得られた薄板が非晶質であることはＸ線回折に
より確認した。 この薄板を10mm×６mmのリング状に打ち抜き同
サイズのケースに15枚積層したものを入れ、測定
用試料とした。熱処理は、通常の歪取り熱処理
を、キユリー温度以上結晶化温度以下の温度で行
なつた。樹脂はエポキシ系を用い、ケースごと樹
脂モールドした。 実効透磁率は９ｍOeの交流磁場中でマツクス
ウエルブリツチを用いて測定した。また、磁歪は
通常のストレインゲージ法により測定し、磁歪数
は λ＝2/3｛（Δl／ｌ）−（Δl／ｌ）⊥ から求めた。 実施例 １ （Co0.930Fe0.03Mn0.04）77Si10B13の合金について
上記の手順で行なつたところ、表１のようになつ
た。
【表】
比較例 １
（Co0.920Fe0.03Mn0.05）77Si10B13なる組成の非晶
質合金について同様のことを行なうと表２に示す
ようになつた。
質合金について同様のことを行なうと表２に示す
ようになつた。
【表】
上記実施例１および比較例１における、熱処理
後と樹脂モールド後の実効透磁率の周波数依存性
を第１図に示す。図中○―――○は実施例１にお
ける熱処理後の実効透磁率、●―――●は実施例
１における樹脂モールド後の実効透磁率、△―‐
―△は比較例１における熱処理後の実効透磁率、
▲―‐―▲は比較例１における樹脂モールド後の
実効透磁率である。 第１図より明らかなように、実施例１のような
急冷状態で磁歪が正のものを熱処理により負にし
た合金は、樹脂モールド後の実効透磁率の劣化も
少なく、比較例１のような急冷状態後の熱処理に
よつても磁歪が正の合金は樹脂モールド後の実効
透磁率の劣化が大きい。 実施例 ２ （Co0.905Fe0.055Cr0.04）77Si10B13なる組成の非晶
質合金について同様のことを行なつたところ表３
に示すようになつた。その際の熱処理後の磁歪は
０に近づいている。
後と樹脂モールド後の実効透磁率の周波数依存性
を第１図に示す。図中○―――○は実施例１にお
ける熱処理後の実効透磁率、●―――●は実施例
１における樹脂モールド後の実効透磁率、△―‐
―△は比較例１における熱処理後の実効透磁率、
▲―‐―▲は比較例１における樹脂モールド後の
実効透磁率である。 第１図より明らかなように、実施例１のような
急冷状態で磁歪が正のものを熱処理により負にし
た合金は、樹脂モールド後の実効透磁率の劣化も
少なく、比較例１のような急冷状態後の熱処理に
よつても磁歪が正の合金は樹脂モールド後の実効
透磁率の劣化が大きい。 実施例 ２ （Co0.905Fe0.055Cr0.04）77Si10B13なる組成の非晶
質合金について同様のことを行なつたところ表３
に示すようになつた。その際の熱処理後の磁歪は
０に近づいている。
【表】
比較例 ２
（Co0.900Fe0.06Cr0.04）77Si10B13なる組成の非晶
質合金について同様のことを行なつたところ表４
に示すように急冷状態で磁歪はほぼ０であるが、
熱処理することにより正の値をとるようになつ
た。
質合金について同様のことを行なつたところ表４
に示すように急冷状態で磁歪はほぼ０であるが、
熱処理することにより正の値をとるようになつ
た。
【表】
上記実施例２および比較例１における、熱処理
後と樹脂モールド後の実効透磁率の周波数依存性
を第２図に示す。図中○―――○は実施例２にお
ける熱処理後の実効透磁率、●―――●は実施例
２における樹脂モールド後の実効透磁率、△―‐
―△は比較例２における熱処理後の実効透磁率、
▲―‐―▲は比較例２における樹脂モールド後の
実効透磁率である。 第２図より明らかなように、実施例２のような
急冷状態で磁歪が正のものを熱処理により負にし
た合金は、樹脂モールド後の実効透磁率の劣化も
少なく、比較例２のような急冷状態後の熱処理に
よつて磁歪が正の合金は樹脂モールド後の実効透
磁率の劣化が大きい。 実施例 ３ （Co0.900Fe0.030Mn0.030Nb0.040）76B24なる組成の
非晶質合金について同様のことを行つたところ表
５に示すようになつた。
後と樹脂モールド後の実効透磁率の周波数依存性
を第２図に示す。図中○―――○は実施例２にお
ける熱処理後の実効透磁率、●―――●は実施例
２における樹脂モールド後の実効透磁率、△―‐
―△は比較例２における熱処理後の実効透磁率、
▲―‐―▲は比較例２における樹脂モールド後の
実効透磁率である。 第２図より明らかなように、実施例２のような
急冷状態で磁歪が正のものを熱処理により負にし
た合金は、樹脂モールド後の実効透磁率の劣化も
少なく、比較例２のような急冷状態後の熱処理に
よつて磁歪が正の合金は樹脂モールド後の実効透
磁率の劣化が大きい。 実施例 ３ （Co0.900Fe0.030Mn0.030Nb0.040）76B24なる組成の
非晶質合金について同様のことを行つたところ表
５に示すようになつた。
【表】
比較例 ３
（Co0.880Fe0.050Mn0.030Nb0.040）76B24なる組成の
非晶質合金について同様のことを行つたところ表
６に示すようになつた。
非晶質合金について同様のことを行つたところ表
６に示すようになつた。
【表】
上記実施例３および比較例３における熱処理後
と樹脂モールド後の実効透磁率の周波数依存性を
第３図に示す。図中○―――○は実施例３におけ
る熱処理後の実効透磁率、●―――●は実施例３
における樹脂モールド後の実効透磁率、△―‐―
△は比較例３における熱処理後の実効透磁率、▲
―‐―▲は比較例３における樹脂モールド後の実
効透磁率である。 第３図より明らかなように、実施例３のように
急冷状態で磁歪が正のものを熱処理により負にし
た合金は、樹脂モールド後の実効透磁率の劣化も
少なく、比較例３のような急冷状態後の熱処理に
よつても磁歪が正の合金は樹脂モールド後の実効
透磁率の劣化が大きい。なお、熱処理後の磁歪
は、−5.0×10-6程度迄が好ましい。 以上のように熱処理を行うことにより磁歪を正
にした非晶質合金を用いたものは、樹脂モールド
後の磁歪の劣化が小さく、優れた磁気特性を有し
ている。
と樹脂モールド後の実効透磁率の周波数依存性を
第３図に示す。図中○―――○は実施例３におけ
る熱処理後の実効透磁率、●―――●は実施例３
における樹脂モールド後の実効透磁率、△―‐―
△は比較例３における熱処理後の実効透磁率、▲
―‐―▲は比較例３における樹脂モールド後の実
効透磁率である。 第３図より明らかなように、実施例３のように
急冷状態で磁歪が正のものを熱処理により負にし
た合金は、樹脂モールド後の実効透磁率の劣化も
少なく、比較例３のような急冷状態後の熱処理に
よつても磁歪が正の合金は樹脂モールド後の実効
透磁率の劣化が大きい。なお、熱処理後の磁歪
は、−5.0×10-6程度迄が好ましい。 以上のように熱処理を行うことにより磁歪を正
にした非晶質合金を用いたものは、樹脂モールド
後の磁歪の劣化が小さく、優れた磁気特性を有し
ている。
第１図は、実施例１の試料と比較例１の試料の
熱処理後の実効透磁率と樹脂モールドした後の実
効透磁率μeの周波数依存性を示したグラフであ
る。第２図は実施例２の試料と比較例２の試料の
熱処理後の実効透磁率と樹脂モールドした後の実
効透磁率μeの周波数依存性を示したグラフであ
る。第３図は実施例３の試料と比較例３の試料の
熱処理後の実効透磁率と樹脂モールドした後の実
効透磁率μeの周波数依存性を示したグラフであ
る。
熱処理後の実効透磁率と樹脂モールドした後の実
効透磁率μeの周波数依存性を示したグラフであ
る。第２図は実施例２の試料と比較例２の試料の
熱処理後の実効透磁率と樹脂モールドした後の実
効透磁率μeの周波数依存性を示したグラフであ
る。第３図は実施例３の試料と比較例３の試料の
熱処理後の実効透磁率と樹脂モールドした後の実
効透磁率μeの周波数依存性を示したグラフであ
る。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 組成式（Co1-a-bFeaMb）100-(y+z)SiyBzにおい
て、 ＭはTi、Ｖ、Cr、Mn、Ni、Zr、Nb、Mo、
Ru、Rh、Pb、Hf、Ta、Ｗ、Re、Ir、Pt、およ
びランタン族から選ばれる１種または２種以上 ａ≦0.10 0.005≦ｂ≦0.10 ｙ≦15 ５≦ｚ≦25 15≦ｙ＋ｚ≦30 で、熱処理をして磁歪を負にした非晶質磁性合金
部材を樹脂モールドしてなる磁気ヘツド。 ２ 組成式（Co1-a-bFeaMb）100-zBzにおいて、 ＭはTi、Ｖ、Cr、Mn、Ni、Zr、Nb、Mo、
Ru、Rh、Pd、Hf、Ta、Ｗ、Re、Ir、Pt、およ
びランタン族から選ばれる１種または２種以上 ａ≦0.10 0.005≦ｂ≦0.10 15≦ｚ≦25 で、熱処理をして磁歪を負にした非晶質磁性合金
部材を樹脂モールドしてなる磁気ヘツド。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP56121891A JPS5825449A (ja) | 1981-08-05 | 1981-08-05 | 磁気ヘツド用非晶質磁性合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP56121891A JPS5825449A (ja) | 1981-08-05 | 1981-08-05 | 磁気ヘツド用非晶質磁性合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5825449A JPS5825449A (ja) | 1983-02-15 |
| JPH0321626B2 true JPH0321626B2 (ja) | 1991-03-25 |
Family
ID=14822458
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP56121891A Granted JPS5825449A (ja) | 1981-08-05 | 1981-08-05 | 磁気ヘツド用非晶質磁性合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5825449A (ja) |
Families Citing this family (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5921004A (ja) * | 1982-07-27 | 1984-02-02 | Sony Corp | 非晶質磁性材料 |
| JPS61243144A (ja) * | 1985-04-20 | 1986-10-29 | Alps Electric Co Ltd | 磁気ヘツド用非晶質合金 |
| JPH0651900B2 (ja) * | 1985-07-26 | 1994-07-06 | ユニチカ株式会社 | 非晶質金属細線 |
| EP0240600B1 (en) * | 1986-01-08 | 1992-05-13 | AlliedSignal Inc. | Glassy metal alloys with perminvar characteristics |
| JPS62270741A (ja) * | 1986-05-19 | 1987-11-25 | Alps Electric Co Ltd | 磁気ヘツド用非晶質合金 |
| DE3775778D1 (de) * | 1986-11-03 | 1992-02-13 | Allied Signal Inc | Metallglasslegierungen mit sehr kleiner magnetostriktion fuer hochfrequenzanwendungen. |
| JPH0654738B2 (ja) * | 1989-06-16 | 1994-07-20 | 日立フェライト株式会社 | 磁 心 |
| JP4750471B2 (ja) * | 2005-05-26 | 2011-08-17 | 株式会社豊田中央研究所 | 低磁歪体及びこれを用いた圧粉磁芯 |
| CN110983112B (zh) * | 2019-12-30 | 2021-11-02 | 华南理工大学 | 一种精密电流检测用钴基非晶软磁合金及其制备方法 |
Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS52114421A (en) * | 1976-03-23 | 1977-09-26 | Tohoku Daigaku Kinzoku Zairyo | Amorphous alloy for magnetic heads with low magnetostriction and high wear resistance property |
-
1981
- 1981-08-05 JP JP56121891A patent/JPS5825449A/ja active Granted
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS52114421A (en) * | 1976-03-23 | 1977-09-26 | Tohoku Daigaku Kinzoku Zairyo | Amorphous alloy for magnetic heads with low magnetostriction and high wear resistance property |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5825449A (ja) | 1983-02-15 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JPH044393B2 (ja) | ||
| JPS6133900B2 (ja) | ||
| JPH04314846A (ja) | 少くとも９０％がガラス質の磁性金属ガラス及びその製造方法 | |
| JPS6020882B2 (ja) | 高透磁率アモルフアス合金を用いてなる磁気ヘツドの製造法 | |
| JPH0321626B2 (ja) | ||
| JP2552274B2 (ja) | パ−ミンバ−特性を備えたガラス質合金 | |
| JP2894561B2 (ja) | 軟磁性合金 | |
| JPH0375343A (ja) | 軟磁性合金 | |
| JP2823203B2 (ja) | Ｆｅ基軟磁性合金 | |
| JP2848667B2 (ja) | 極薄軟磁性合金薄帯の製造方法 | |
| WO1992009714A1 (en) | Iron-base soft magnetic alloy | |
| JP2694110B2 (ja) | 磁性薄膜及びその製造方法 | |
| US4834814A (en) | Metallic glasses having a combination of high permeability, low coercivity, low AC core loss, low exciting power and high thermal stability | |
| JP2919886B2 (ja) | Ｆｅ基軟磁性合金 | |
| JP2704157B2 (ja) | 磁性部品 | |
| JP2718261B2 (ja) | 磁性合金およびその製造方法 | |
| JP2823204B2 (ja) | 軟磁性合金 | |
| JPH0351785B2 (ja) | ||
| JP3058675B2 (ja) | 超微結晶磁性合金 | |
| JPH01156452A (ja) | Ｆｅ基磁性合金 | |
| JP2713980B2 (ja) | Ｆｅ基軟磁性合金 | |
| JPH0853739A (ja) | 軟磁性合金 | |
| JPH0413420B2 (ja) | ||
| JPH0578794A (ja) | 超微結晶合金薄帯及び粉末並びにこれを用いた磁心 | |
| JPH04333546A (ja) | 高飽和磁束密度Ｆｅ系軟磁性合金および高飽和磁束密度Ｆｅ系軟磁性合金薄帯 |