JPH0471969B2

JPH0471969B2 -

Info

Publication number: JPH0471969B2
Application number: JP57069282A
Authority: JP
Inventors: Kazuo Ooya; Yoshimasa Ooyanagi
Original assignee: TDK Corp
Current assignee: TDK Corp
Priority date: 1982-04-24
Filing date: 1982-04-24
Publication date: 1992-11-17
Also published as: JPS58185743A

Description

【発明の詳細な説明】発明の背景技術分野本発明は、磁気ヘツド用非晶質磁性合金薄板に
関する。先行技術とその問題点磁気ヘツド形成材料の一つとして、鉄族遷移金
属元素としてCoを主体として含み、さらに20〜
30at％程度のガラス化元素を含む非晶質磁性合金
薄板が知られている。このような非晶質磁性合金に、Crを添加する
と、耐食性が向上し、きわめて良好な特性を示
す。一方、このような非晶質磁性合金に、Mnを添
加すると、飽和磁束密度には影響を与えることな
く、キユリー温度Tcを減少させることができ、
結晶化温度Txとの差（Tx−Tc）が大きくなり、
熱処理が容易となり、透磁率が向上し、しかも高
い飽和磁束密度が得られることも知られている。従つて、上記のような非晶質磁性合金にMnと
Crとを複合添加すれば、きわめて良好な特性を
示すことが期待される。しかし、このようにMnとCrとを複合添加し
て、MnとCrとを含有する母合金の溶湯から高速
急冷法に従い薄板を得ようとすると、以下のよう
な不都合を生じる。すなわち、噴射ノズルから冷却体への溶湯の噴
射を行う雰囲気として、真空ないし不活性ガス雰
囲気を用いずに、大気中で高速急冷を行うと、噴
射ノズルの先端にスラグ層が形成され、これによ
り得られる薄板の表面に連続的な溝状の欠陥が生
じ、薄板の表面性が劣化する。また、このスラグ
層のため溶湯の噴出が停止してしまい製造不能と
なることもある。このため、大量の薄板を一挙に
製造できなかつたり、たびたびノズルを交換する
という不都合も生じる。発明の目的本発明は、このような実状に鑑みなされたもの
であつて、その主たる目的は、高速急冷法による
薄板化の際に、噴射ノズルの先端にスラグ層が形
成されて、薄板の表面性が劣化したり、製造が不
能となつたりする不都合が解消されたMn−Cr複
合添加型の磁気ヘツド用非晶質磁性合金薄板を提
供せんとするものである。本発明者らは、このような目的につき鋭意研究
を行つたところ、MnおよびCrに加え、さらにZr
を添加したとき、このような目的が達成されるこ
とを見出し本発明をなすに至つた。すなわち本発明は、下記式で示される組成をも
つ合金の融液をノズルから噴射して急冷すること
により、前記ノズル先端のスラグ層の形成を防止
して、欠陥の少ない磁気ヘツド用非晶質磁性合金
薄板を得ることを特徴とする磁気ヘツド用非晶質
磁性合金薄板の製造方法である。式 T_xCr_yMn_zZr_wX_v ｛上記式中、Ｔは、Co、もしくはCoおよび
Fe、またはCoもしくはCoおよびFeと他の遷移金
属元素の１種以上との組合せを表わし、Ｘは、
Ｂ、もしくはSiおよびＢ、またはＢもしくはSiお
よびＢとＰ，Ｃ，GeおよびSnの１種以上との組
合せを表わす。ｘ＋ｙ＋ｚ＋ｗ＋ｖ＝100at％で
あり、このうち、ｙは8at％以下、ｚは6at％以
下、ｗは0.8at％以下、ｖは16〜35at％である。
さらに、Ｔ中にFeが含まれる場合、Fe量は5.6at
％以下である。｝なお、特開昭56−81651号公報には、Ｂない
しＢ族元素（ａないしｂ族元素）の１種以
上とMnとを含む非晶質磁性合金薄板が記載され
ている。しかし、MnおよびCrとともに含有されて上記
のような目的を達成するのはZrのみであり、他
のＢ〜Ｂ族元素、例えばNb，Ta等では、上
記したような噴射ノズル先端のスラグ層の形成に
よる不都合は解消しない。発明の具体的構成以下、本発明の具体的構成について詳細に説明
する。本発明の非晶質磁性合金薄板は、上記式で示さ
れる組成をもち、CrおよびMnに加え、Zrを含有
する。この場合、Zr以外の他の元素では、本発
明所定の効果は実現しない。上記式において、Ｔ中にて、必要に応じ、Fe
およびCoとともに組合せ添加される他の添加元
素は、FeおよびCoならびにMn，CrおよびZr以
外の他の遷移金属元素（So〜Zn；Ｙ〜Cd；La〜
Hg；Ac以上）であり、例えばNi，Hf，Ｖ，
Nb，Ta，Mo，Ｗ，Rh，Pd，Os，Ir，Pt等の
１種以上をその具体例として挙げることができ
る。一方、Ｘは、Ｂ，SiおよびＢ、またはＢもしく
はSiおよびＢと他のガラス化元素の１種以上との
組合せであることが好ましい。この場合、必要に応じ、Ｂ、またはSiおよびＢ
とともに組合せ添加される他のガラス化元素の１
例としては、Ｐ，Ｃ，Ge，Snの１種以上を挙げ
ることができる。これに対し、上記式において、ｘ＋ｙ＋ｚ＋ｗ
＋ｖ＝100at％の条件下にて、Cr添加量ｙは、8at
％以下である。これは8at％をこえると、耐食性
が低下するからである。この場合、Cr添加量ｙは、0.5〜8at％、より好
ましくは１〜5at％となると、一層好ましい結果
を得る。他方、上記式において、Mn添加量ｚは、6at％
以下である。これは、6at％をこえると、飽和磁
束密度Bsを低下させずにキユリー点を低下させ
るという効果が生じなくなつてしまうからであ
る。この場合、Mn添加量ｚが低すぎるときには、
その添加効果が顕著ではなくなるので、ｚは
0.5at％以上であることが好ましい。そして、ｚ
が１〜4at％となると、より一層好ましい結果を
得る。これに対し、Zr添加量ｗは、0.8at％以下であ
る。ｗが0.8at％をこえると、逆に噴射ノズル先
端にスラグ層が形成されて前記同様の不都合を生
じる。これは、Zrの酸素に対する親和力が強い
ためのものであると考えられる。なお、ｗが0.1at％未満では、噴射ノズルの先
端のスラグ層形成の解消効果は顕著ではないの
で、ｗは0.1〜0.8at％、より好ましくは0.1〜0.5at
％であることが好ましい。さらに、ガラス化元素成分Ｘの添加量ｖは16〜
35at％である。ｖが16at％未満となると、非晶質化が困難とな
り、またｖが35at％をこえると、十分な飽和磁束
密度が得られない。この場合、ｖが18〜30at％となると、より好ま
しい結果を得る。なお、Ｔの含有量ｘは、100−ｙ−ｚ−ｗ−ｖ
であり、55.2at％以上、84at％未満であるが、
55.2〜82.9at％であることが好ましい。この場合、Ｔは、CoあるいはCoおよびFeを含
む。Ｔ中における元素組成比は、磁歪を零に近くす
るように選択する。すなわち、Feの含有量は、０または5.6at％以
下とされる。Fe含有量が5.6at％をこえると、磁
歪が大きくなつてしまい、磁気ヘツド作製工程に
おいて、種々の応力により透磁率が減少してしま
う。なお、Ｔ中にはFeが含まれ、Fe含有量が1.5〜
5.6at％、より好ましくは２〜5.5at％であると、
磁歪の点でより好ましい結果を得る。他方、Co含有量は、40at％以上となることが
好ましい。Co含有量が40at％未満となると、飽
和磁束密度Bsが減少してしまう。この場合、Co含有量が、40〜80at％、より好
ましくは50〜70at％となるとさらに好ましい結果
を得る。さらに、上記したように、Ｔは、上記含有量範
囲内にて、CoあるいはFeおよびCoのみからなつ
ても、CoあるいはFeおよびCoと上記した他の元
素の１種以上とからなつてもよい。Ｔが、CoあるいはFeとCoに加え、他の元素の
１種以上を含む場合、他の遷移金属元素の１種以
上は、通常、総計最大10at％まで含有することが
できる。これ以上の含有量となると、Bsが低下
し、表面性が悪くなる等の不都合が生じる。このような元素の１例としてはNiがある。Ni
添加は、Coを置換して、材料コストを低減する
等の効果があるが、Ni量が増大するとBsが減少
するので、Ni含有量は、好ましくは8at％以下で
ある。一方、他の元素の１種以上としては、鉄族
（Fe，Co，Ni），Cr，Mn，Zr以外の遷移金属元
素であつてよいが、これら他の遷移金属元素の１
種以上は、総計10at％以下であることが好まし
い。このとき、Bsの低下は少なく、各添加元素
特有のすぐれた効果が実現する。このような元素としては、特に、Ta，Ｗ，Mo
等の１種以上を挙げることができる。これに対し、ガラス化元素成分Ｘは、Ｂ、また
はSiおよびＢを必須成分とする。この場合、Ｂ含有量が16〜35at％、Si含有量が
０〜6at％となると、Bsが高くなり、薄板の表面
性が向上し、好ましい結果を得る。そして、Ｂ含有量が15.2〜24at％、Si含有量が
0.1〜4.8at％となると、Bsがさらに高くなり、表
面性もさらに向上し、さらに、Cr，Mn，Zr等の
添加元素の添加効果も顕著となり、より好ましい
結果を得る。加えて、Ｘ中でのSi／（Si＋Ｂ）比は０または
0.4以下であることが好ましい。そして特に、
0.01〜0.3、より好ましくは0.05〜0.2となると、
さらに好ましい結果を得る。なお、ガラス化元素成分Ｘ中には、必要に応
じ、SiおよびＢ以外の他の元素の１種以上が含ま
れていてもよい。ただ、その総計が0.5at％を超
えると非晶質化しにくくなるので、その含有量は
0.5at％以下であることが好ましい。以上詳述したような組成をもつ薄板は、実質的
に長範囲規則性をもたない非晶質体である。又、板厚は、概ね、10〜200μｍ程度である。このような、非晶質磁性合金薄板は、通常以下
のようにして製造される。すなわち、対応する組成の合金を、合金を融液
となし、液相から10⁴℃／sec以上、通常10⁴〜10⁶
℃／secの冷却速度で超急冷し、固化させること
によつて非晶質磁性合金薄板を得る。溶融状態の
合金を超急冷するには、溶融合金をノズルから噴
射させ、双ロール法、片ロール法、遠心急冷法等
公知の種々の方式、就中片ロール法に従い急冷す
ればよい。なお、製造の際の雰囲気は問わない。すなわ
ち、大気中で高速急冷を行い薄板化しても、噴射
ノズル先端でのスラグ層の形成はほとんどない。発明の具体的作用このような非晶質磁性合金薄板は、それを好ま
しくは絶縁性接着剤層を介して積層して所望の形
状のコア半体とされ、これを突き合わせて磁気ヘ
ツド用コア、特にオーデイオ用等の磁気ヘツド用
コアとされる。あるいは、薄板を積層せず、薄板
自体を所望の形状のコア半体となし、このコア半
体を突き合わせて磁気ヘツド用コア、特にヴイデ
オ用等の磁気ヘツド用コアとされる。なお、第１図には、オーデイオ用磁気ヘツドに
適用したときの例が示される。図中、２，２′が
非晶質磁性合金を積層して形成される磁気ヘツド
用コア、３がダミーブロツク、４がシールドケー
ス、５が支持部であり、これらから磁気ヘツド１
が形成されている。磁気ヘツドの作製は、通常以下のように行えば
よい。まず、好ましくは、超急冷法によつて得られた
薄板に対し、所定の熱処理を施す。この熱処理と
しては、例えば、結晶化温度未満、キユリー点以
上の温度で施す無磁場中での、特に内部歪取りを
目的とする焼鈍処理でもよく、又、結晶化温度お
よびキユリー点未満の温度で行う、歪取りと磁気
特性の改良を目的とする磁場中での焼鈍処理であ
つてもよい。そして、この後者の磁場中での焼鈍
処理としては、静磁場、回転磁場等のいずれを用
いてもよい。これら焼鈍処理およびその条件は、
非晶質磁性合金の組成と所望の磁気特性とから、
適宜選択して行えばよい。次いで、通常は、このような非晶質磁性合金薄
板を金型により打抜き、所定の形状となし、一般
に、その複数枚を絶縁性接着剤により所定トラツ
ク巾となるよう積層して、コア半体を作製する。なお、上記熱処理は、この打抜き後に施しても
よい。又、場合によつては、必要に応じ、打抜き
にかえホトエツチングを用いたり、あるいは、積
層コアとするときには、積層後の薄板から研削加
工によりコア半体を得ることもできる。さらには、特に、ヴイデオ用磁気ヘツド等とし
て用いるときには、通常、薄板を積層する必要が
ない。この後、通常はコア半体に巻線を施し、これを
コアホルダー中に挿入し、ギヤツプ突き合せ面を
研摩した後、ギヤツプ内にギヤツプ形成材料を所
定間隙だけ設け、コア半体同志を突き合せ、コア
となし、さらに、シールドケース内に収納し、樹
脂モールドして磁気ヘツドが作製される。このように作製される磁気ヘツド用コアは、オ
ーデイオ用、ヴイデオ用、電子計算機用、カード
リーダー用等の特に接触形ヘツド用のコアとし
て、いずれの用途においてもきわめて有用であ
る。発明の具体的効果本発明によれば、大気中での高速急冷法による
薄板化に際しても、噴射ノズル先端におけるスラ
グ層の形成がきわめて少なくなる。このため、薄板の表面に欠陥が生じたり、製造
不能となるようなことが少なく、一挙に大量の製
造ができ、ノズルの交換も少なくてすみ、あるい
は薄板の再研摩を必要としたりせず、製造上きわ
めて有利である。しかも、薄板は、熱処理が容易である上、飽和
磁束密度も高い。加えて、耐食性がきわめて高い。さらには耐摩耗性、打抜性等も良好な特性を示
し、磁気ヘツド用材料としてきわめて有用であ
る。発明の具体的実施例以下、本発明の具体的実施例を示し、本発明を
さらに詳細に説明する。実施例下記表１および表２に示される組成の、45μｍ
厚の非晶質磁性合金薄板を得た。薄板化は片ロール法の高速急冷法に従い、噴射
ノズルのスリツト長は５mm、スリツト幅は0.1mm
とした。また、冷却ロールは、軟鋼製のロールを
用い、回転数は3000rpmとした。１回あたり、50ｇの対応する母合金を溶融し、
これを大気中にて、５／minの噴射速度で冷却
ロールに噴射して薄板を得た。このような高速急冷後の表面性を表面粗さ計で
測定した。結果を表１および表２に示す。さらに、同一のノズルを用いて、くりかえし何
回かの製造を行い、得られた薄板の表面の欠陥に
起因する板厚の精度が±3μｍ以内であつたノズ
ル使用回数を下記表１および表２に示す。なお、
使用回数０であるとは、１回の製造に際して、±
3μｍ以上の板厚精度が得られなかつたことを意
味する。また、表１および表２には、得られた薄板のキ
ユリー点Tc、結晶化温度Txおよび飽和磁束密度
が示される。これに対し、各薄板を用い、第１図に示される
ような各種オーデイオ用磁気ヘツドを作製した。すなわち、各薄板をTcとTx間の温度で熱処理
した後、超硬合金の金型を用い、ほぼＣ字状に打
抜いた。次いで、それぞれの打抜体の複数枚を用い打抜
体の片面にエポキシ系接着剤を塗布し、0.6mm厚
となるよう積層し、これを加温硬化して、コア半
体を得た。この後、この各コア半体に捲線を施し、コアホ
ルダー中に収納し、コア半体のギヤツプ突き合わ
せ面を、研摩およびポリシングして鏡面仕上げし
た。そして、コア半体を、常法に従い、所定のギ
ヤツプをもつて突き合わせ、磁気ヘツド用コア２
とし、各薄板からなるオーデイオ用磁気ヘツド１
を作製した。このようにして得た各オーデイオ用ヘツドにつ
き、γ−Fe₂O₃を磁性粉とする塗布型テープによ
る耐食性を評価した。すなわち、各磁気ヘツドを、70℃、相対湿度90
〜95％にて168時間放置した後、315Hz／14KHzの
ｆ特劣化（dB）を測定した。結果を下記表１および表２に示す。BACKGROUND OF THE INVENTION 1. Field of the Invention The present invention relates to an amorphous magnetic alloy thin plate for a magnetic head. Prior art and its problems As one of the magnetic head forming materials, it mainly contains Co as an iron group transition metal element, and also contains 20~
Amorphous magnetic alloy thin plates containing about 30 at% of vitrifying elements are known. When Cr is added to such an amorphous magnetic alloy, its corrosion resistance is improved and it exhibits extremely good properties. On the other hand, adding Mn to such an amorphous magnetic alloy can reduce the Curie temperature Tc without affecting the saturation magnetic flux density.
The difference from the crystallization temperature Tx (Tx − Tc) increases,
It is also known that heat treatment becomes easier, magnetic permeability improves, and high saturation magnetic flux density can be obtained. Therefore, Mn and
If Cr is added in combination, it is expected that extremely good properties will be exhibited. However, when attempting to obtain a thin plate from a molten master alloy containing Mn and Cr using a high-speed quenching method with the combined addition of Mn and Cr, the following problems occur. In other words, if rapid cooling is performed in the air without using a vacuum or inert gas atmosphere as the atmosphere for injecting the molten metal from the injection nozzle to the cooling body, a slag layer will be formed at the tip of the injection nozzle. Continuous groove-like defects occur on the surface of the obtained thin plate, and the surface properties of the thin plate deteriorate. Moreover, this slag layer may stop the ejection of molten metal, making it impossible to manufacture the product. For this reason, there are inconveniences such as not being able to manufacture a large amount of thin plates at once and having to replace the nozzle frequently. Purpose of the Invention The present invention has been made in view of the above-mentioned circumstances, and its main purpose is to prevent the formation of a slag layer at the tip of the injection nozzle during the thinning process using the high-speed quenching method, which reduces the surface of the thin plate. It is an object of the present invention to provide an amorphous magnetic alloy thin plate for a magnetic head of Mn-Cr composite addition type, which eliminates the disadvantages of deterioration in properties and impossibility of manufacture. The present inventors conducted intensive research for this purpose and found that in addition to Mn and Cr, Zr
The present inventors have discovered that such objects can be achieved by adding . That is, the present invention prevents the formation of a slag layer at the tip of the nozzle by injecting a melted alloy having the composition shown by the following formula from a nozzle and rapidly cooling it, thereby producing an amorphous material for magnetic heads with few defects. This is a method for manufacturing an amorphous magnetic alloy thin plate for a magnetic head, which is characterized in that a magnetic alloy thin plate is obtained. Formula T _x Cr _y Mn _z Zr _w X _v {In the above formula, T is Co, or Co and
Represents Fe or Co or a combination of Co and Fe with one or more other transition metal elements, and X is
B, or Si and B, or a combination of B or Si and B with one or more of P, C, Ge, and Sn. x+y+z+w+v=100at%, of which y is 8at% or less, z is 6at% or less, w is 0.8at% or less, and v is 16 to 35at%.
Furthermore, if Fe is included in T, the amount of Fe is 5.6at
% or less. } Incidentally, JP-A-56-81651 describes an amorphous magnetic alloy thin plate containing Mn and one or more of B or B group elements (A or B group elements). However, only Zr is included together with Mn and Cr to achieve the above purpose, and other B to B group elements, such as Nb and Ta, are included in the slag layer at the tip of the injection nozzle as described above. The inconvenience caused by the formation does not go away. Specific Configuration of the Invention The specific configuration of the present invention will be described in detail below. The amorphous magnetic alloy thin plate of the present invention has a composition represented by the above formula, and contains Zr in addition to Cr and Mn. In this case, elements other than Zr will not achieve the desired effects of the present invention. In the above formula, in T, Fe
Other additive elements added in combination with Co and Co include Fe and Co and other transition metal elements other than Mn, Cr and Zr (So~Zn; Y~Cd; La~
Hg; Ac or higher), such as Ni, Hf, V,
Specific examples include one or more of Nb, Ta, Mo, W, Rh, Pd, Os, Ir, and Pt. On the other hand, X is preferably B, Si and B, or a combination of B or Si and B with one or more other vitrifying elements. In this case, B, or Si and B, as necessary.
1 of the other vitrifying elements added in combination with
Examples include one or more of P, C, Ge, and Sn. On the other hand, in the above formula, x+y+z+w
Under the condition of +v=100 at%, the amount of Cr added y is 8 at
% or less. This is because when it exceeds 8 at%, corrosion resistance decreases. In this case, more favorable results are obtained when the Cr addition amount y is 0.5 to 8 at%, more preferably 1 to 5 at%. On the other hand, in the above formula, the Mn addition amount z is 6at%
It is as follows. This is because if it exceeds 6 at%, the effect of lowering the Curie point without lowering the saturation magnetic flux density Bs will no longer occur. In this case, when the Mn addition amount z is too low,
Since the effect of its addition becomes less pronounced, z becomes
It is preferably 0.5 at% or more. And z
When it is 1 to 4 at%, even more favorable results are obtained. On the other hand, the amount w of Zr added is 0.8 at% or less. When w exceeds 0.8 at%, a slag layer is formed at the tip of the injection nozzle, causing the same problem as described above. This is thought to be due to Zr's strong affinity for oxygen. Note that when w is less than 0.1 at%, the effect of eliminating slag layer formation at the tip of the injection nozzle is not significant, so w is 0.1 to 0.8 at%, more preferably 0.1 to 0.5 at%.
% is preferable. Furthermore, the added amount v of the vitrification element component X is 16~
It is 35at%. When v is less than 16 at%, it becomes difficult to make the material amorphous, and when v exceeds 35 at%, sufficient saturation magnetic flux density cannot be obtained. In this case, when v is 18 to 30 at%, more preferable results are obtained. In addition, the content x of T is 100-y-z-w-v
is 55.2at% or more and less than 84at%,
It is preferably 55.2 to 82.9 at%. In this case, T includes Co or Co and Fe. The elemental composition ratio in T is selected so that the magnetostriction is close to zero. That is, the content of Fe is 0 or 5.6 at% or less. When the Fe content exceeds 5.6 at%, magnetostriction increases, and magnetic permeability decreases due to various stresses during the magnetic head manufacturing process. In addition, Fe is included in T, and the Fe content is 1.5~
5.6 at%, more preferably 2 to 5.5 at%,
Obtaining more favorable results in terms of magnetostriction. On the other hand, the Co content is preferably 40 at% or more. When the Co content is less than 40at%, the saturation magnetic flux density Bs decreases. In this case, more preferable results are obtained when the Co content is 40 to 80 at%, more preferably 50 to 70 at%. Furthermore, as described above, within the above content range, T may consist of only Co or Fe and Co, or may consist of Co or Fe and Co and one or more of the other elements mentioned above. . When T contains one or more other elements in addition to Co or Fe and Co, the one or more other transition metal elements can usually be contained up to a total of 10 at%. If the content exceeds this range, problems such as decreased Bs and poor surface properties will occur. One example of such an element is Ni. Ni
Addition has the effect of replacing Co and reducing material costs, but as the amount of Ni increases, Bs decreases, so the Ni content is preferably 8 at% or less. On the other hand, one or more other elements may be transition metal elements other than iron group (Fe, Co, Ni), Cr, Mn, and Zr, but one or more of these other transition metal elements may be used.
It is preferable that the total amount of the above species is 10 at% or less. At this time, the decrease in Bs is small and excellent effects unique to each additive element are realized. Such elements include, in particular, Ta, W, and Mo.
One or more of the following can be mentioned. On the other hand, the vitrification element component X has B or Si and B as essential components. In this case, when the B content is 16 to 35 at% and the Si content is 0 to 6 at%, Bs increases, the surface properties of the thin plate improve, and favorable results are obtained. The B content is 15.2 to 24 at%, and the Si content is
When the content is 0.1 to 4.8 at%, Bs becomes higher, the surface properties are further improved, and the effect of addition of additional elements such as Cr, Mn, and Zr becomes significant, and more favorable results are obtained. In addition, the Si/(Si+B) ratio in X is 0 or
It is preferably 0.4 or less. And especially,
0.01-0.3, more preferably 0.05-0.2,
Get even more favorable results. Note that the vitrification element component X may contain one or more elements other than Si and B, if necessary. However, if the total amount exceeds 0.5 at%, it becomes difficult to become amorphous, so the content is
It is preferably 0.5at% or less. A thin plate having a composition as detailed above is an amorphous material having substantially no long-range regularity. Further, the plate thickness is approximately 10 to 200 μm. Such an amorphous magnetic alloy thin plate is usually manufactured as follows. That is, an alloy of the corresponding composition is used as a melt, and the temperature is 10 ⁴ °C/sec or more from the liquid phase, usually 10 ⁴ to 10 ⁶
An amorphous magnetic alloy thin plate is obtained by ultra-quenching and solidifying at a cooling rate of °C/sec. In order to super-quench a molten alloy, the molten alloy may be injected from a nozzle and quenched according to various known methods such as a twin roll method, a single roll method, and a centrifugal quenching method, particularly a single roll method. Note that the atmosphere during manufacturing does not matter. That is, even if the sheet is thinned by rapid cooling in the atmosphere, there is almost no formation of a slag layer at the tip of the injection nozzle. Specific Effects of the Invention Such amorphous magnetic alloy thin plates are preferably laminated with an insulating adhesive layer interposed therebetween to form core halves of a desired shape, and these are butted together to form a core for a magnetic head. In particular, it is used as a core for magnetic heads such as audio devices. Alternatively, the thin plates are not laminated, but the thin plates themselves are used as core halves of a desired shape, and the core halves are butted together to form a core for a magnetic head, particularly for a video magnetic head. Incidentally, FIG. 1 shows an example in which the present invention is applied to an audio magnetic head. In the figure, 2 and 2' are cores for a magnetic head formed by laminating amorphous magnetic alloys, 3 is a dummy block, 4 is a shield case, and 5 is a support part.
is formed. The magnetic head can usually be manufactured as follows. First, preferably, a predetermined heat treatment is performed on a thin plate obtained by an ultra-quenching method. This heat treatment may be, for example, annealing in a non-magnetic field at a temperature below the crystallization temperature and above the Curie point, particularly for the purpose of eliminating internal strain, or annealing at a temperature below the crystallization temperature and the Curie point. It may also be annealing treatment in a magnetic field for the purpose of removing strain and improving magnetic properties. For this latter annealing treatment in a magnetic field, either a static magnetic field, a rotating magnetic field, or the like may be used. These annealing treatments and their conditions are as follows:
From the composition of the amorphous magnetic alloy and the desired magnetic properties,
You can select and do this as appropriate. Next, such an amorphous magnetic alloy thin plate is usually punched into a predetermined shape using a die, and a plurality of the sheets are generally laminated with an insulating adhesive so as to have a predetermined track width to form a core half. Create. Note that the above heat treatment may be performed after this punching. In some cases, if necessary, photo-etching may be used instead of punching, or when a laminated core is produced, core halves may be obtained by grinding the laminated thin plates. Furthermore, especially when used as a video magnetic head, there is usually no need to laminate thin plates. After this, the core halves are usually wound, inserted into a core holder, and the gap abutting surfaces are polished. Gap forming material is then placed in the gap by a predetermined gap, and the core halves are butted together. A magnetic head is produced by combining them to form a core, storing them in a shield case, and molding them with resin. The magnetic head core produced in this manner is extremely useful in any application, particularly as a core for contact type heads such as audio, video, electronic computers, and card readers. Specific Effects of the Invention According to the present invention, the formation of a slag layer at the tip of the injection nozzle is extremely reduced even when the plate is thinned by a high-speed quenching method in the atmosphere. As a result, there are fewer defects on the surface of the thin plate or production failures, large quantities can be manufactured at once, fewer nozzles need to be replaced, and the thin plate does not need to be re-polished. This is extremely advantageous in terms of manufacturing. Moreover, the thin plate is easy to heat treat and has a high saturation magnetic flux density. In addition, it has extremely high corrosion resistance. Furthermore, it exhibits good properties such as wear resistance and punchability, making it extremely useful as a material for magnetic heads. Specific Examples of the Invention Hereinafter, specific examples of the present invention will be shown and the present invention will be explained in further detail. Example 45μm of the composition shown in Table 1 and Table 2 below
A thick amorphous magnetic alloy thin plate was obtained. The thinning of the plate follows the single-roll high-speed quenching method, and the slit length of the injection nozzle is 5 mm and the slit width is 0.1 mm.
And so. In addition, the cooling roll used was a roll made of mild steel, and the rotation speed was set to 3000 rpm. Each time, 50g of the corresponding master alloy is melted,
This was sprayed onto a cooling roll in the atmosphere at a spray speed of 5/min to obtain a thin plate. The surface properties after such high-speed quenching were measured using a surface roughness meter. The results are shown in Tables 1 and 2. Furthermore, the same nozzle was used to perform the manufacturing process several times, and the number of times the nozzle was used when the thickness accuracy due to defects on the surface of the obtained thin plate was within ±3 μm is shown in Tables 1 and 2 below. Shown below. In addition,
The number of times of use is 0 means that ±
This means that it was not possible to obtain a plate thickness accuracy of 3 μm or more. Furthermore, Tables 1 and 2 show the Curie points Tc, crystallization temperatures Tx, and saturation magnetic flux densities of the obtained thin plates. On the other hand, various audio magnetic heads as shown in FIG. 1 were manufactured using each thin plate. That is, after each thin plate was heat treated at a temperature between Tc and Tx, it was punched into a substantially C-shape using a cemented carbide die. Next, using a plurality of each of the punched bodies, an epoxy adhesive was applied to one side of each of the punched bodies, and they were laminated to a thickness of 0.6 mm, and this was cured by heating to obtain a core half. Thereafter, each of the core halves was wound and housed in a core holder, and the gap abutting surfaces of the core halves were polished and polished to a mirror finish. Then, the core halves are butted together with a predetermined gap according to a conventional method, and the magnetic head core 2 is assembled.
and an audio magnetic head 1 consisting of each thin plate.
was created. The corrosion resistance of each audio head thus obtained was evaluated using a coated tape containing γ-Fe ₂ O ₃ as magnetic powder. That is, each magnetic head was heated at 70°C and relative humidity at 90°C.
After being left at ~95% for 168 hours, f-characteristic deterioration (dB) at 315Hz/14KHz was measured. The results are shown in Tables 1 and 2 below.

【表】【table】

【表】表１および表２に示される結果から、本発明の
薄板は、ノズル先端のスラグ層の形成が少なく、
薄板の表面性が良好で、ノズル使用回数が高く、
同時にTc，Txの差が大きく、熱処理が容易で、
しかもBsも高く、さらには磁気ヘツドとして耐
食性が良好で、総合的にみて、きわめて良好な特
性を示すことがわかる。なお、試料No.５において、ZrをNbあるいはTa
にかえたところ、試料No.２，３のMn添加がMn
−Cr添加に対し、表面性やノズル使用回数の向
上にはほとんど効果がなく、試料No.５のような優
れた効果は実現しなかつた。[Table] From the results shown in Tables 1 and 2, the thin plate of the present invention has less slag layer formation at the nozzle tip, and
The surface quality of the thin plate is good, and the number of nozzle uses is high.
At the same time, the difference between Tc and Tx is large, and heat treatment is easy.
In addition, it has a high Bs content, and has good corrosion resistance as a magnetic head. Overall, it can be seen that it exhibits extremely good characteristics. In addition, in sample No. 5, Zr was replaced with Nb or Ta.
When the Mn addition of samples No. 2 and 3 was changed to
-The addition of Cr had almost no effect on improving the surface properties or the number of times the nozzle was used, and the excellent effects as in Sample No. 5 were not achieved.

[Brief explanation of drawings]

第１図は、本発明の非晶質磁性合金薄板を磁気
ヘツドに適用したときの例を示す斜視図である。１……磁気ヘツド、２……磁気ヘツド用コア。 FIG. 1 is a perspective view showing an example in which the amorphous magnetic alloy thin plate of the present invention is applied to a magnetic head. 1... Magnetic head, 2... Core for magnetic head.

Claims

[Claims] 1. By injecting a melt of an alloy having the composition shown by the following formula from a nozzle and rapidly cooling it, the formation of a slag layer at the tip of the nozzle is prevented, thereby producing a non-defect material for magnetic heads with few defects. A method for producing an amorphous magnetic alloy thin plate for a magnetic head, the method comprising obtaining a crystalline magnetic alloy thin plate. Formula T _x Cr _y Mn _z Zr _w X _v {In the above formula, T is Co, or Co and
Represents Fe or Co or a combination of Co and Fe with one or more other transition metal elements, and X is
B, or Si and B, or a combination of B or Si and B with one or more of P, C, Ge, and Sn. x+y+z+w+v=100at%, of which y is 8at% or less, z is 6at% or less, w is 0.8at% or less, and v is 16 to 35at%.
Furthermore, if Fe is included in T, the amount of Fe is 5.6at
% or less. } 2. The method for producing an amorphous magnetic alloy thin plate for a magnetic head according to claim 1, wherein the Fe content is 1.5 to 5.6 at%. 3. The method for producing an amorphous magnetic alloy thin plate for a magnetic head according to claim 1 or 2, wherein the Si/(Si+B) ratio in X is 0 or 0.4 or less. 4. The method for manufacturing an amorphous magnetic alloy thin plate for a magnetic head according to claim 3, wherein the Si/(Si+B) ratio is 0.01 to 0.3. 5. The method for producing an amorphous magnetic alloy thin plate for a magnetic head according to any one of claims 1 to 4, wherein y is 0.5 to 8 at%. 6. The method for producing an amorphous magnetic alloy thin plate for a magnetic head according to any one of claims 1 to 5, wherein z is 0.5 to 6 at%. 7 Claim 1 in which w is 0.1 to 0.8 at%
7. A method for producing an amorphous magnetic alloy thin plate for a magnetic head according to any one of items 6 to 6.