JPH1173608A

JPH1173608A - インダクティブ形ヘッド

Info

Publication number: JPH1173608A
Application number: JP23528297A
Authority: JP
Inventors: Hisato Koshiba; 寿人小柴; Teruhiro Makino; 彰宏牧野; Akihisa Inoue; 明久井上
Original assignee: Alps Electric Co Ltd
Current assignee: Alps Alpine Co Ltd
Priority date: 1997-08-29
Filing date: 1997-08-29
Publication date: 1999-03-16

Abstract

(57)【要約】【課題】室温で軟磁性を有し、従来の液体急冷法で得
られるアモルファス合金薄帯よりも厚く、バルク状のも
のが容易に得られる金属ガラス合金をコアに適用したイ
ンダクティブ形ヘッドの提供。【解決手段】Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうちの１種又は２種
以上の元素を主成分とし、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍ
ｏ、Ｔｉ、Ｖのうちの１種又は２種以上の元素とＢを含
み、ΔＴx＝Ｔx−Ｔg（ただしＴxは、結晶化開始温度、
Ｔgはガラス遷移温度を示す。）の式で表される過冷却
液体領域の温度間隔ΔＴxが２０Ｋ以上である軟磁性金
属ガラス合金の粉末を焼結してなるバルク型コア１２を
有するインダクティブ形ヘッド。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、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るインダクティブ
形ヘッドに係わり、特に、室温で軟磁性を有し、バルク
状のものが容易に得られる金属ガラス合金からなるコア
を有するインダクティブ形ヘッドに関するものである。

【０００２】

【従来の技術】従来から多元素合金のある種のものは、
結晶化の前の過冷却液体の状態においてある広い過冷却
液体領域を有し、これらは、金属ガラス合金（glassy a
lloy）を構成するものとして知られている。そして、こ
の種の金属ガラス合金は、従来公知の液体急冷法で製造
したアモルファス磁性合金の薄帯に比べてはるかに厚い
バルク状の合金となることも知られている。例えば従
来、このような金属ガラス合金として、Ｌｎ-Ａｌ-Ｔ
Ｍ、Ｍｇ-Ｌｎ-ＴＭ、Ｚｒ-Ａｌ-ＴＭ、Ｈｆ-Ａｌ-Ｔ
Ｍ、Ｔｉ-Ｚｒ-Ｂｅ-ＴＭ（ただしＬｎは希土類元素、
ＴＭは遷移金属を示す。）系等の組成のものが知られて
いる。

【０００３】

【発明が解決しようとする課題】しかしながら、従来知
られているアモルファス磁性合金にあっては、十分な厚
みを有するバルク状体の提供が困難であるためインダク
ティブ形ヘッドのバルク型コアに適用するのが困難であ
り、また、薄い磁性材料を複数枚積層するラミネート型
コアに適用する場合、従来のアモルファス磁性合金薄帯
の厚みが薄いためにラミネート型コアの製造が困難であ
った。また、従来の金属ガラス合金はいずれも、室温に
おいて磁性を持つことはなく、この点においてインダク
ティブ形ヘッドのコア用磁性材料として見た場合に工業
的には大きな制約があった。従って、従来より室温で強
磁性を有し、厚いバルク状のものを得ることができる金
属ガラス合金の研究開発が進められていた。

【０００４】ここで各種の組成の合金において、過冷却
液体状態を示すとしても、これらの過冷却液体の温度間
隔ΔＴ_x、即ち、結晶化開始温度（Ｔ_x）と、ガラス遷移
温度（Ｔ_g）との差、即ち、（Ｔ_x−Ｔ_g）の値は一般に
小さく、現実的には、金属ガラス形成能に乏しく、実用
性のないものであることを考慮すると、前記の通りの広
い過冷却液体の温度領域を持ち、冷却によって金属ガラ
スを構成することのできる合金の存在は、従来公知のア
モルファス合金の薄帯としての厚さの制約を克服可能な
ことから、冶金学的には大いに注目されるものである。
しかし、工業材料として発展できるか否かは、室温で強
磁性を示す金属ガラス合金の発見が鍵となっている。

【０００５】本発明は前記の背景に鑑み、室温で軟磁性
を有し、従来の液体急冷法で得られるアモルファス合金
薄帯よりも厚く、バルク状のものが容易に得られる金属
ガラス合金をコアに適用したインダクティブ形ヘッドの
提供を目的とする。

【０００６】

【課題を解決するための手段】本発明のインダクティブ
形ヘッドは、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうちの１種又は２種以
上の元素を主成分とし、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍ
ｏ、Ｔｉ、Ｖのうちの１種又は２種以上の元素とＢを含
み、ΔＴx＝Ｔx−Ｔg（ただしＴxは、結晶化開始温度、
Ｔgはガラス遷移温度を示す。）の式で表される過冷却
液体領域の温度間隔ΔＴxが２０Ｋ以上である軟磁性金
属ガラス合金からなるコアを有することを特徴とする。
本発明において、前記コアは、前記軟磁性金属ガラス合
金の薄帯から形成されたコア薄片を積層してなるラミネ
ート型コアであってもよい。また、前記コアは、前記軟
磁性金属ガラス合金の粉末を焼結してなるバルク型コア
であってもよい。

【０００７】本発明において、前記軟磁性金属ガラス合
金は、ΔＴxが６０Ｋ以上であり、下記の組成式で表さ
れることを特徴とするするものでも良い。（Ｆｅ_1-a-bＣｏ_aＮｉ_b）_100-x-yＭ_xＢ_y 但し、０≦ａ≦０.２９、０≦ｂ≦０.４３、５原子％≦
x≦２０原子％、１０原子％≦y≦２２原子％であり、Ｍ
はＺｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖのうちの１
種又は２種以上からなる元素である。あるいは、前記
軟磁性金属ガラス合金は、ΔＴxが６０Ｋ以上であり、
下記の組成式で表されることを特徴とするものでも良
い。（Ｆｅ_1-a-bＣｏ_aＮｉ_b）_100-x-y-zＭ_xＢ_yＴ_z 但し、０≦ａ≦０.２９、０≦ｂ≦０.４３、５原子％≦
x≦２０原子％、１０原子％≦y≦２２原子％、０原子％
≦z≦５原子％であり、Ｍは、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈ
ｆ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖのうちの１種又は２種以上からなる
元素、ＴはＣｒ、Ｗ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉｒ、
Ｐｔ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｇｅ、Ｃ、Ｐのうちの１種又は２種
以上の元素である。

【０００８】

【発明の実施の形態】以下、本発明の実施の形態につい
て説明する。まず、本発明に用いられる軟磁性金属ガラ
ス合金について説明する。本発明に用いられる軟磁性金
属ガラス合金の１つは、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうちの１種
又は２種以上を主成分とし、これにＺｒ、Ｎｂ、Ｔａ、
Ｈｆ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖのうちの１種または２種以上とＢ
を所定量添加した成分系で実現される。本発明に係る軟
磁性金属ガラス合金の１つは、一般式においては、（Ｆｅ_1-a-bＣｏ_aＮｉ_b）_100-x-yＭ_xＢ_y で表記することができ、この一般式において、０≦ａ≦
０.２９、０≦ｂ≦０.４３、５原子％≦x≦２０原子
％、１０原子％≦y≦２２原子％なる関係が好ましく、
ＭはＺｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖのうちの
１種又は２種以上からなる元素である。更に前記の成分
系において、ΔＴx＝Ｔx−Ｔg（ただしＴxは、結晶化開
始温度、Ｔgはガラス遷移温度を示す。）の式で表され
る過冷却液体領域の温度間隔ΔＴxが２０Ｋ以上である
ことを必要とする。前記の組成系において、Ｚｒを必ず
含み、ΔＴxが２５Ｋ以上であることが好しい。また、
前記の組成系において、ΔＴxが６０Ｋ以上であること
がより好ましい。更に、前記（Ｆｅ_1-a-bＣｏ_aＮ
ｉ_b）_100-x-yＭ_xＢ_yなる組成式において０.０２≦ａ≦
０.２９、０.０４２≦ｂ≦０.４３の関係にされてなる
ことが好ましい。

【０００９】次に本発明に用いられる他の軟磁性金属ガ
ラス合金は、一般式においては、（Ｆｅ_1-a-bＣｏ_aＮｉ
_b）_100-x-y-zＭ_xＢ_yＴ_zで表記され、この一般式におい
て、０≦ａ≦０.２９、０≦ｂ≦０.４３、５原子％≦x
≦２０原子％、１０原子％≦y≦２２原子％、０原子％
≦z≦５原子％であり、ＭはＺｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、
ｏ、Ｔｉ、Ｖのうちの１種又は２種以上からなる元素、
ＴはＣｒ、Ｗ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｐｔ、
Ａｌ、Ｓｉ、Ｇｅ、Ｃ、Ｐのうちの１種又は２種以上の
元素である。また、本発明に用いられる軟磁性金属ガラ
ス合金は、前記（Ｆｅ_1-a-bＣｏ_aＮｉ_b）_100-x-y-zＭ_x
Ｂ_yＴ_zなる組成式において０.０４２≦ａ≦０.２９、
０.０４２≦ｂ≦０.４３の関係にされてなるものでも良
い。

【００１０】次に、前記元素Ｍが（Ｍ'_1-cＭ''_c）で表
され、Ｍ'はＺｒまたはＨｆのうち１種または２種、
Ｍ''はＮｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖのうちの１種または
２種以上からなる元素であり、０≦ｃ≦０.６であこと
を特徴とするものでも良い。更に、前記組成においてｃ
が０.２≦ｃ≦０.４の範囲であることを特徴とするもの
でも良く、前記ｃが０≦ｃ≦０.２の範囲であることを
特徴としても良い。更に本発明において、前記組成比を
示すａ、ｂが、０.０４２≦ａ≦０.２５、０.０４２≦
ｂ≦０.１の範囲であることを特徴としても良い。本発
明において、前記軟磁性金属ガラス合金に４２７℃（７
００Ｋ）〜６２７℃（９００Ｋ）で熱処理が施されてな
ることを特徴とするものでも良い。この範囲の温度で熱
処理がなされたものは、高い透磁率を示す。なお、加熱
後の冷却時に急冷すると、結晶相が析出してアモルファ
ス化できないので、熱処理後の冷却速度はできるだけ遅
いものとする必要があり、加熱後に徐冷するか焼き鈍し
するなどの処理が好ましい。また、前記の組成において
原子Ｂの５０％以下をＣで置換しても良い。

【００１１】「組成限定理由」本発明に用いられる軟磁
性金属ガラス合金の組成系において、主成分であるＦｅ
とＣｏとＮｉは、磁性を担う元素であり、高い飽和磁束
密度と優れた軟磁気特性を得るために重要である。ま
た、Ｆｅを多く含む成分系においてΔＴxが大きくなり
易く、Ｆｅを多く含む成分系にいてＣｏ含有量とＮｉ含
有量を適正な値とすることで、ΔＴxの値を６０Ｋ以上
することができる。具体的には、５０Ｋ〜６０ＫのΔＴ
xを確実に得るためには、Ｃｏの組成比を示すａの値を
０≦ａ≦０.２９、Ｎｉの組成比を示すｂの値を０≦ｂ
≦０.４３の範囲、６０Ｋ以上のΔＴxを確実に得るため
には、Ｃｏの組成比を示すａの値を０.０４２≦ａ≦０.
２９、Ｎｉの組成比を示すｂの値を０.０４２≦ｂ≦０.
４３の範囲とすることが好ましい。また、前記の範囲内
において、良好な軟磁気特性を得るためには、Ｃｏの組
成比を示すａの値を０.０４２≦ａ≦０.２５の範囲とす
ることが好ましく、高い飽和磁束密度を得るためには、
Ｎｉの組成比を示すｂの値を０.０４２≦ｂ≦０.１の範
囲とすることがより好ましい。

【００１２】ＭはＺｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｔ
ｉ、Ｖのうちの１種又は２種以上からなる元素である。
これらはアモルファスを生成させるために有効な元素で
あり、５原子％以上、２０原子％以下の範囲であると良
い。更に、高い磁気特性を得るためには、より好ましく
は５原子％以上、１５原子％以下にすると良い。これら
元素Ｍのうち、特にＺｒが有効である。Ｚｒは、その一
部をＮｂ等の元素と置換することができるが、置換する
場合の組成比ｃは、０≦ｃ≦０.６の範囲である高いΔ
Ｔxを得ることができるが、特にΔＴxを８０以上とする
には０.２≦ｃ≦.４の範囲が好ましい。

【００１３】Ｂは、高いアモルファス形成能があり、本
発明では１０原子％以上、２２原子％以下の範囲で添加
する。この範囲を外れると、Ｂが１０原子％未満である
と、ΔＴx が消滅するために好ましくなく、２２原子％
よりも大きくなるとアモルファスが形成できなくなるた
めに好ましくない。より高いアモルファス形成能と良好
な磁気特性を得るためには、１６原子％以上、２０原子
％以下とすることがより好ましい。

【００１４】前記の組成系に更に、Ｔで示される、Ｃ
ｒ、Ｗ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｌ、
Ｓｉ、Ｇｅ、Ｃ、Ｐのうちの１種又は２種以上の元素を
添加することもできる。本発明ではこれらの元素を０原
子％以上、５原子％以下の範囲で添加することができ
る。これらの元素は主に耐食性を向上させる目的で添加
するもので、この範囲を外れると、軟磁気特性が低下す
る。また、この範囲を外れるとアモルファス形成能が劣
化するために好ましくない。

【００１５】前記組成系の軟磁性金属ガラス合金材を製
造するには、例えば、各成分の元素単体粉末を用意し、
前記組成範囲になるようにこれらの元素単体粉末を混合
し、次いでこの混合粉末をＡｒガス等の不活性ガス雰囲
気中において、るつぼ等の溶解装置で溶解して所定組成
の合金溶湯を調整してから鋳造法により、あるいは単ロ
ールもしくは双ロールによる急冷法によって、さらには
液中紡糸法や溶液抽出法によって、あるいは高圧ガス噴
霧法によって、バルク状、リボン状（薄帯状）、線状
体、粉末等の種々の形状として製造され、また、特に、
バルク状のものを製造する場合は、粉末状にしたものを
放電プラズマ焼結法により焼結する方法が好適に用いら
れる。これらの製造方法によって、従来公知のアモルフ
ァス合金の場合に比べて１０倍以上の厚さと径の大きさ
の軟磁性金属ガラス合金の製造が可能である。

【００１６】これらの方法により得られた前記の組成の
軟磁性金属ガラス合金は、室温において磁性を有し、ま
た、上述の熱処理により、より良好な磁性を示す。この
ため、優れたSoft magnetic特性（軟磁気特性）を有す
る材料としてインダクティブ形ヘッドのコア用磁性材料
として有用なものとなる。なお、製造方法について付言
すると、合金の組成、そして製造のための手段と製品の
大きさ、形状等によって、好適な冷却速度が決まるが、
通常は１０²〜１０⁶Ｋ／ｓ程度の範囲を目安とすること
ができる。

【００１７】次に、図面を参照して本発明のインダクテ
ィブ形ヘッドの実施の形態について説明する。図１は、
本発明のインダクティブ形ヘッドの第一の実施形態を示
す斜視図である。この第一の実施形態のインダクティブ
形ヘッドは、各種構成部材を所定位置に固定するために
対称的に分割されたホールドケース１，１を有する。こ
のホールドケース１，１は、一方の面が磁気テープと対
向して円滑な摺接動作を達成しえるように湾曲した摺接
面１a,１aを有し、これら摺接面１a,１aの対向する端部
には、ラミネート型コア２,２が対称的に配設されてい
る。

【００１８】このラミネート型コア２は、図２に示すよ
うに、上述の軟磁性金属ガラス合金からなる薄帯を打ち
抜いて形成した略コ字状のコア薄片３を複数枚積層して
なるもので、これらラミネート型コア２を一対突き合わ
せて、突き合わせ面に磁気ギャップ６を形成している。
さらに、これらラミネート型コア２には、図１に示すよ
うに、コイル４が巻回され、磁気ギャップ６には、ギャ
ップ板５が介在されて、インダクティブ形ヘッドが概略
構成される。

【００１９】次に、上記ラミネート型コア２の製造例に
ついて詳しく説明する。まず、上記組成系の軟磁性金属
ガラス合金の各成分の元素単体粉末もしくは元素単体塊
状物（予め一部合金化していても良い。）を用意し、こ
れら元素単体粉末もしくは元素単体塊状物を混合し、次
いでこの混合粉末をＡｒガス等の不活性ガス雰囲気中に
おいて、るつぼ等の溶解装置で溶解して所定組成の合金
溶湯を得る。ついで、この合金溶湯を鋳型に流し込んで
徐冷する鋳造法により、あるいは単ロールもしくは双ロ
ールを用いる急冷法によって厚さ２０〜２０００μｍ程
度の軟磁性金属ガラス合金薄帯を形成する。ついで、こ
の軟磁性金属ガラス合金薄帯をプレス工程およびバレル
研削工程を経ることでコア薄片３を作製する。ついで、
薄片単品のまま４２７℃（７００Ｋ）〜６２７℃（９０
０Ｋ）の温度範囲で熱処理する。ついで、この熱処理さ
れたコア薄片３をコア整列工程において治具中に挿入し
て同一方向に並べて密着させ、かつ、このときラミネー
ト型コア２を形成するコア薄片３の所定枚数毎に仕切板
を挿入する。次にこのコア薄片３と仕切板を密着して積
層した状態で、レーザ溶接工程により、積層方向に溶接
する。すると、仕切板部分では、溶接されないか溶着力
が弱いため、次のコア分離工程における簡単な分離作業
により、所定枚数積層されて溶接される。これを樹脂含
浸工程にて、樹脂液に含浸させ、各コア薄片３の間に絶
縁性の樹脂膜の形成された、図２に示されるようなラミ
ネート型コア２が得られる。

【００２０】第一の実施形態のインダクティブ形ヘッド
は、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうちの１種又は２種以上の元素
を主成分とし、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｔｉ、
Ｖのうちの１種又は２種以上の元素とＢを含み、ΔＴx
が２０Ｋ以上である軟磁性金属ガラス合金の薄帯から形
成されたコア薄片３を積層してなるラミネート型コア２
が備えられたものである。本発明で用いられる軟磁性金
属ガラス合金は、従来のアモルファス合金薄帯の厚みの
制約を克服し、薄帯状で２０μｍ以上の厚さ、あるいは
２０〜２００μｍの厚さであって、しかも室温で軟磁気
特性を有している。また、この軟磁性金属ガラス合金
は、軟磁気特性において飽和磁化が高く、保磁力が低
く、透磁率が高く、また、高硬度であり、例えば、ビッ
カース硬度が１３００Ｈｖ〜１５００Ｈｖを示すので、
耐摩耗性が優れるという利点がある。従って、上述のよ
うな軟磁性金属ガラス合金をラミネート型コア２に用い
ることで、極めて高性能なインダクティブ形ヘッドが得
られる。

【００２１】図３は、本発明のインダクティブ形ヘッド
の第二の実施形態を示す斜視図である。この第二の実施
形態のインダクティブ形ヘッドが、図１に示した第一の
実施形態と異なるところは、コアとして上記軟磁性金属
ガラス合金の粉末を焼結してなるバルク型コア１２が備
えられた点である。次に、上記バルク型コア１２の製造
例について説明する。図４は上記バルク型コア１２を製
造するために好適に用いられる放電プラズマ焼結装置の
一例の要部を示すもので、この例の放電プラズマ焼結装
置は、筒型のダイ４１と、このダイ４１の内部に挿入さ
れる上パンチ４２および下パンチ４３と、下パンチ４３
を支え、後述するパルス電流を流す際の一方の電極とも
なるパンチ電極４４と、上パンチ４２を下側に押圧し、
パルス電流を流す他方の電極となるパンチ電極４５と、
上下のパンチ４２、４３に挟まれた粉末原料４６の温度
を測定する熱電対４７を主体として構成されている。こ
のような放電プラズマ焼結装置の内部で、上下のパンチ
４２、４３とダイ４１により形成されるキャビティの形
状は、バルク型コア１２の形状と略一致するものであ
る。

【００２２】図６に、上記放電プラズマ焼結装置の全体
構造を示す。図６に示す放電プラズマ焼結装置Ａは、住
友石炭鉱業株式会社製のモデルＳＰＳ−２０５０と称さ
れる放電プラズマ焼結機の一種であり、図４に示す構造
を要部とするものである。図６に示す装置においては、
上部基盤５１と下部基盤５２を有し、上部の基盤５１に
接してチャンバ５３が設けられ、このチャンバ５３の内
部に図４に示す構造の大部分が収納されて構成され、こ
のチャンバ５３は図示略の真空排気装置および雰囲気ガ
スの供給装置に接続されていて、上下のパンチ４２、４
３の間に充填される原料粉末（粉粒体）４６を不活性ガ
ス雰囲気などの所望の雰囲気下に保持できるように構成
されている。なお、図４と図６では通電装置が省略され
ているが、上下のパンチ４２、４３およびパンチ電極４
４、４５には別途設けた通電装置が接続されていてこの
通電装置から図５に示すようなパルス電流をパンチ４
２、４３およびパンチ電極４４、４５を介して通電でき
るように構成されている。

【００２３】上記構成の放電プラズマ焼結装置を用いて
軟磁性金属ガラス合金からなるバルク型コア１２を製造
するには、成型用原料粉末４６を用意する。この原料粉
末４６を作製するには、例えば、上記組成系の軟磁性金
属ガラス合金の各成分の元素単体粉末もしくは元素単体
塊状物（予め一部合金化していても良い。）を用意し、
これら元素単体粉末もしくは元素単体塊状物を混合し、
次いでこの混合粉末をＡｒガス等の不活性ガス雰囲気中
において、るつぼ等の溶解装置で溶解して所定組成の合
金溶湯を得る。次にこの合金溶湯を鋳型に流し込んで徐
冷する鋳造法により、あるいは単ロールもしくは双ロー
ルを用いる急冷法によって、さらには液中紡糸法や溶液
抽出法によって、あるいは高圧ガス噴霧法によって、バ
ルク状、リボン状、線状体、粉末等の種々の形状として
製造する工程と、粉末状以外のものは粉砕して粉末化す
る工程により得られる。

【００２４】次に、原料粉末４６を用意したならばこれ
を図４あるいは図６に示す放電プラズマ焼結装置の上下
のパンチ４２、４３の間に投入し、チャンバ５３の内部
を真空引きするとともに、パンチ４２、４３で上下から
圧力を加えて成形すると同時に、例えば図５に示すよう
なパルス電流を原料粉末４６に印加して加熱し、成形す
る。この放電プラズマ焼結処理においては、通電電流に
より原料粉末４６を所定の速度で素早く昇温することが
でき、また、通電電流の値に応じて原料粉末４６の温度
を厳格に管理できるので、ヒータによる加熱などよりも
遥かに正確に温度管理ができ、これにより予め設計した
通りの理想に近い条件で焼結ができる。

【００２５】本発明において、焼結温度は、原料粉末と
して用いられる軟磁性金属ガラス合金が、大きな過冷却
液体の温度間隔ΔＴ_x（Ｔ_x−Ｔ_g）を有しているので、
この温度領域で加圧焼結することによって、高密度の焼
結体を好ましく得ることができる。ただし、焼結温度
が結晶化開始温度に近いと、結晶核の生成開始（構造的
短範囲秩序化）や結晶析出開始による磁気異方性を生じ
るので軟磁性特性が劣化するおそれがある。また、放電
プラズマ焼結装置の機構上、モニターされる焼結温度は
金型に設置されている熱電対の温度であるため、粉末試
料にかかる温度よりも低い温度である。したがって、本
発明における焼結温度は、結晶化開始温度をＴx、焼結
温度をＴとした場合、好ましくはＴ≦Ｔ_xの範囲とされ
る。

【００２６】本発明において、焼結を行う際の昇温速度
は、ゆっくりとした昇温速度では結晶相が生成するた
め、４０゜Ｃ／分以上とするのが好ましい。また、焼結
の際の圧力については、加圧力が低すぎると焼結体を形
成できないため、３ｔ／ｃｍ²以上とするのが好まし
い。さらに、得られた焼結体に熱処理を施してもよく、
これにより磁気特性を高めることができる。このときの
熱処理温度はキュリー温度以上であり、かつ磁気特性を
劣化させる結晶が析出する温度以下とされ、具体的には
４２７℃（７００Ｋ）〜６２７℃（９００Ｋ）の範囲が
好ましく、より好ましくは４７７゜Ｃ（７５０Ｋ）〜５
２７゜Ｃ（８００Ｋ）とされる。

【００２７】このようにして得られた焼結体は、原料粉
末として用いられた軟磁性金属ガラス合金と同じ組成を
有するものであり、過冷却液体領域の温度間隔ΔＴ_xが
極めて広く、室温で優れた軟磁性特性を有し、また、熱
処理により、より良好な磁性を示すものである。このた
め優れたSoft magnetic特性（軟磁気特性）を有する材
料として、この焼結体をインダクティブ形ヘッドのバル
ク型コアとして適用すると、従来材に比べて優れた特性
のコアが得られる。

【００２８】第二の実施形態のインダクティブ形ヘッド
は、上記軟磁性金属ガラス合金の粉末を焼結して得られ
た焼結体からなるバルク型コア１２が備えられたもので
ある。上記軟磁性金属ガラス合金は、従来のアモルファ
ス合金薄帯の厚みの制約を克服し、バルク型コアに適用
するのに十分な厚さのバルク状体を作製でき、しかも室
温で軟磁気特性を有している。また、この軟磁性金属ガ
ラス合金は、軟磁気特性において飽和磁化が高く、保磁
力が低く、透磁率が高く、また、高硬度であるので耐摩
耗性が優れるという利点がある。従って、上述のような
軟磁性金属ガラス合金をバルク型コア１２に用いること
で、極めて高性能なインダクティブ形ヘッドが得られ
る。尚、上述の第二の実施形態では、軟磁性金属ガラス
合金からなる原料粉末を放電プラズマ焼結により成形す
る方法によりバルク状の軟磁性金属ガラス焼結体を作製
する場合について説明したが、これに限らず、押し出し
法などの方法により加圧焼結することによってもバルク
状の軟磁性金属ガラス焼結体を得ることができる。

【００２９】

【実施例】以下、本発明を実施例および比較例により、
具体的に説明する。（実施例１）ＦｅとＣｏとＮｉとＺｒの単体純金属と純
ボロン結晶をＡｒガス雰囲気中において混合しアーク溶
解して母合金を製造した。次に、この母合金をルツボで
溶解し、アルゴンガス雰囲気中において４０ｍ／ｓで回
転している銅ロールにルツボ下端の０.４ｍｍ径のノズ
ルから射出圧力０.３９×１０⁵Ｐａで吹き出して急冷す
る単ロール法を実施することにより、幅０.４〜１ｍ
ｍ、厚さ１３〜２２μｍの金属ガラス合金薄帯の試料を
製造した。得られた試料は、示差走査熱量測定（ＤＳ
Ｃ）により分析した。

【００３０】図７は、各々Ｆｅ₆₀Ｃｏ₃Ｎｉ₇Ｚｒ
₁₀Ｂ₂₀、Ｆｅ₅₆Ｃｏ₇Ｎｉ₇Ｚｒ₁₀Ｂ₂₀、Ｆｅ₄₉Ｃｏ₁₄Ｎ
ｉ₇Ｚｒ₁₀Ｂ₂₀、Ｆｅ₄₆Ｃｏ₁₇Ｎｉ₇Ｚｒ₁₀Ｂ₂₀なる組成
の金属ガラス合金薄帯試料のＤＳＣ曲線を示す。これら
のいずれの試料においても、温度を上昇させてゆくこと
で広い過冷却液体領域が存在することを確認でき、その
過冷却液体領域を超えて加熱することで結晶化すること
が明らかになった。過冷却液体領域の温度間隔ΔＴx
は、ΔＴx＝Ｔx−Ｔgの式で表されるが、図７に示すＴx
−Ｔgの値はいずれの試料でも６０Ｋを超え、６４〜６
８Ｋの範囲になっている。過冷却液体領域を示す実質的
な平衡状態は、発熱ピークによる結晶化を示す温度より
少し低い５９６℃（８６９Ｋ）〜６３２℃（９０５Ｋ）
の広い範囲で得られた。

【００３１】図８は（Ｆｅ_1-a-bＣｏ_aＮｉ_b）₇₀Ｚｒ₁₀
Ｂ₂₀なる組成系におけるΔＴx（＝Ｔx−Ｔg）の値に対
するＦｅとＣｏとＮｉのそれぞれの含量依存性を示す三
角組成図である。図８に示す結果から明らかなように、
（Ｆｅ_1-a-bＣｏ_aＮｉ_b）₇₀Ｚｒ₁₀Ｂ₂₀な組成系の全て
の範囲においてΔＴxの値は２５Ｋを超えている。ま
た、ΔＴxに関し、Ｆｅを多く含む組成系において大き
な値になっていることがわかり、ΔＴxを６０Ｋ以上に
するには、Ｃｏ含有量を３原子％以上、２０原子％下、
Ｎｉ含有量を３原子％以上、３０原子％以下にすること
が好ましいことがわかる。なお、（Ｆｅ_1-a-bＣｏ_aＮｉ
_b）₇₀Ｚｒ₁₀Ｂ₂₀なる組成式においてＣｏ含有量を３原
子％以上にするには、（Ｆｅ_1-a-bＣｏ_aＮｉ_b）を７０
原子％とするので、Ｃｏの組成比ａが０.０４２以上、
Ｃｏ含有量を２０原子％以下にするには、Ｃｏの組成比
ａが０.２９以下となる。また、同様にＮｉ含有量を３
原子％以上にするにＮｉの組成比ｂが０.０４２以上、
３０原子％以下にするには、Ｎｉの組成比ｂは０.４３
以下となる。

【００３２】（実施例２）次に、上記実施例１の組成に
Ｎｂを添加してなる軟磁性金属ガラス合金についての実
施例を挙げる。ＦｅとＣｏとＮｉとＺｒとＮｂの単体純
金属と純ボロン結晶をＡｒガス雰囲気中において混合し
アーク溶解して母合金を製造した。次に、この母合金を
ルツボで溶解し、アルゴンガス雰囲気中において銅ロー
ルにルツボ下端のノズル穴から吹き出して急冷する単ロ
ール法を実施することにより、種々の厚みのリボン（薄
帯）を得た。ここでは、銅ロールの回転速度２．６〜４
１．９ｍ／ｓの範囲、用いるノズルの穴径０．４ｍｍ〜
０．７ｍｍの範囲、母合金の溶湯の射出圧力０．３２〜
０．４２ｋｇｆ／ｃｍ²の範囲、ノズルと銅ロールとの
間のギャップ０．３〜０．４５ｍｍの範囲で調整するこ
とにより、厚さ２０〜１９５μｍのリボン（薄帯）を得
ることができた。

【００３３】図９は上記で得られたＦｅ₅₆Ｃｏ₇Ｎｉ₇Ｚ
ｒ₄Ｎｂ₆Ｂ₂₀なる組成の各薄帯試料のＸ線回折パターン
を示すものである。この図に示すＸ線回折パターンによ
り、板厚２０〜１９５μｍの試料にあってはいずれも、
２θ＝４０〜５０（ｄｅｇ）にハローなパターンを有し
ており、アモルファス単相組織を有していることがわか
る。以上の結果から、本実施例によれば、単ロール法に
より、２０〜１９５μｍまでの範囲の板厚のアモルファ
ス単相組織のリボンが得られることがわかった。

【００３４】図１０は、Ｆｅ₅₆Ｃｏ₇Ｎｉ₇Ｚｒ₈Ｎｂ₂Ｂ
₂₀なる薄帯試料のＴＭＡ曲線（Thermo Mechanical Anal
ysis 曲線）と、ＤＴＭＡ曲線（Differental Thermo Me
chanical Analysis 曲線）を示すものである。図１０か
ら８５０〜９２０（Ｋ）の温度領域で温度の上昇に伴っ
て試料が急激に伸びていることがわかる。このことは、
過冷却液体温度領域において合金の軟化現象が起こって
いることを示している。このように非晶質合金が軟化す
る現象を利用して固化成形すれば高密度化するために有
利である。

【００３５】図１１は、Ｆｅ₅₆Ｃｏ₇Ｎｉ₇Ｚｒ_10-xＮｂ
_xＢ₂₀（x＝０,２,４,６,８,１０原％）なる組成の急冷
後の試料および５２７℃（８００Ｋ）の温度で５分間ア
ニールした試料の飽和磁束密度（Ｂｓ）、保磁力（Ｈ
ｃ）、１ｋＨｚにおける透磁率（μe）、磁歪（λｓ）
のＮｂ含有量依存性を示す。飽和磁束密度（Ｂｓ）は、
急冷状態およびアニール後の試料ともに、Ｎｂを添加す
るに従い低下し、Ｎｂを含まない試料が０.９（Ｔ）以
上、Ｎｂを２原子％む試料では約０.７５（Ｔ）であっ
た。透磁率（μe）の値は、急冷状態の試料にあって
は、Ｎｂを含まない試料が５３１、Ｎｂを２原子％含む
試料が２２２８であり、Ｎｂを１０原子％含む試料にお
いては９０６に低下した。しかし、アニールを施すこと
により透磁率（μe）格段に向上し、特にＮｂを２原子
％含む試料においては、２５０００程度の透磁率（μ
e）を得ることができる。保磁力（Ｈｃ）に関し、急冷
状態の試料にあっては、Ｎｂを含まない試料とＮｂを２
原子％含む試料はいずれも５０Ａ／ｍ（＝０.６２５Ｏ
ｅ）と低い値であった。特にＮｂが２原子％以下の試料
は、５Ａ／ｍ（＝０.０６２５Ｏｅ）と非常に良好な値
を示している。アニールを施すと、Ｎｂを４原子％以上
含む試料においても優れた保磁力（Ｈｃ）を得ることが
可能となる。図１１に示す結果から、この系の合金試料
にあっては、良好な軟磁気特性を得るためには、Ｎｂは
０以上、２原子％以下の範囲がより好ましいことがわか
る。また、磁歪はＮｂの添加量にはあまり依存していな
い。

【００３６】（実施例３）上記実施例１または２と同様
にして製造した金属ガラス合金薄帯試料をローターミル
を用いて大気中で粉砕することで粉末化した。得られた
粉末の中で粒径５３〜１０５μｍのものを選別して後の
工程に原料粉末として使用した。約２ｇの上記原料粉末
をＷＣ製のダイスの内部にハンドプレスを用いて充填し
た後、図４に示すダイ４１の内部に装填し、チャンバの
内部を３×１０^-5ｔｏｒｒの雰囲気中で上下のパンチ４
２、４３で加圧するとともに、通電装置から原料粉末に
パルス波を通電することにより焼結し、バルク状の焼結
体を得た。パルス波形は図５に示すように１２パルス流
した後で２パルス休止するものとし、最高４７００〜４
８００Ａの電流で原料粉末を加熱した。ここでの焼結条
件は、試料に６．５ｔ／ｃｍ²の圧力をかけた状態で室
温から焼結温度まで加熱し、約５分間保持することによ
り行った。焼結時の昇温速度は１００℃／分とした。

【００３７】上記で得られたバルク状の焼結体のガラス
遷移温度（Ｔg）、結晶化開始温度（Ｔx）、過冷却液体
領域の温度幅（ΔＴx）と、ビッカース硬度（Ｈｖ）
と、圧縮強度（σｃ，ｆ）とを測定した。ここでのビッ
カース硬度は、各組成の金属ガラス合金について、直径
１ｍｍ〜１０ｍｍ、長さ５０ｍｍ〜１００ｍｍのピン状
の試料を作製し、ビッカース微小硬度計を使用し５００
ｇの荷重を負荷して測定した。圧縮強度は、各組成の金
属ガラス合金について、直径２．５ｍｍ、長さ６．０ｍ
ｍの試料を作製し圧縮強度計（インストロン社製 mode
l４２０４）を用いて測定した。結果を表１に示す。

【００３８】

【表１】

【００３９】表１の結果から明らかなように、本発明の
組成の範囲内にある各金属ガラス合金試料は、ビッカー
ス硬度が１３１０〜１３７０が得られており、また圧縮
強度も３４００〜３８００ＭＰａと非常に大きな値が得
られていることがわかる。

【００４０】以上の結果より、本発明に係わるＦｅ基金
属ガラス合金は、優れた軟磁気特性を示すため、インダ
クティブ形ヘッドの電磁変換特性としては優れており、
また、硬度が高いものが得られるので、優れた耐摩耗性
をもつインダクティブ形ヘッドを得ることができること
がわかる。なお、この発明は、以上の例によって何ら限
定されるものではなく、その組成、製造方法、熱処理条
件、形状等について様々な態様が可能であることは勿論
である。

【００４１】

【発明の効果】以上説明したように本発明のインダクテ
ィブ形ヘッドは、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうちの１種又は２
種以上の元素を主成分とし、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、
Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖのうちの１種又は２種以上の元素とＢを
含み、ΔＴx＝Ｔx−Ｔg（ただしＴxは、結晶化開始温
度、Ｔgはガラス遷移温度を示す。）の式で表される過
冷却液体領域の温度間隔ΔＴxが２０Ｋ以上である軟磁
性金属ガラス合金からなるコアを有することを特徴とす
るものである。本発明で用いられる軟磁性金属ガラス合
金は、従来のアモルファス合金薄帯の厚みの制約を克服
し、薄帯状で２０μｍ以上の厚さ、あるいは２０〜２０
０μｍの厚さであって、しかも室温で軟磁気特性を有し
ている。また、この軟磁性金属ガラス合金の粉末を焼結
することにより、バルク型コアに適用するのに十分な厚
さのバルク状体を作製できる。さらに、この軟磁性金属
ガラス合金は、軟磁気特性において飽和磁化が高く、保
磁力が低く、透磁率が高く、また、硬度が高いので耐摩
耗性が優れるという利点がある。従って、上述のような
軟磁性金属ガラス合金をインダクティブ形ヘッドのコア
に用いることで、極めて高性能なインダクティブ形ヘッ
ドが得られる。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明のインダクティブ形ヘッドの第一の実
施形態を示す斜視図である。

【図２】図１のインダクティブ形ヘッドのラミネート
型コアを示す図で、（ａ）は斜視図、（ｂ）はラミネー
ト型コアを組み合わせたときの側面図である。

【図３】本発明のインダクティブ形ヘッドの第二の実
施形態を示す斜視図である。

【図４】本発明のインダクティブ形ヘッドに備えられ
るバルク型コアの製造に好適に用いられる放電プラズマ
焼結装置の一例の要部構造を示す断面図である。

【図５】図４に示す放電プラズマ焼結装置で原料粉末
に印加するパルス電流波形の一例を示す図である。

【図６】本発明のインダクティブ形ヘッドに備えられ
るバルク型コアの製造に好適に用いられる放電プラズマ
焼結装置一例の全体構成を示す正面図である。

【図７】Ｆｅ₆₀Ｃｏ₃Ｎｉ₇Ｚｒ₁₀Ｂ₂₀、Ｆｅ₅₆Ｃｏ₇
Ｎｉ₇Ｚｒ₁₀Ｂ₂₀、Ｆｅ₄₉Ｃｏ₁₄Ｎｉ₇Ｚｒ₁₀Ｂ₂₀、Ｆｅ
₄₆Ｃｏ₁₇Ｎｉ₇Ｚｒ₁₀Ｂ₂₀なる各組成の金属ガラス合金
薄帯試料のＤＳＣ曲線を示す図である。

【図８】（Ｆｅ_1-a-bＣｏ_aＮｉ_b）₇₀Ｚｒ₁₀Ｂ₂₀なる
組成系におけるΔＴx（＝Ｔx−Ｔg）の値に対するＦｅ
とＣｏとＮｉのそれぞれの含有量依存性を示す三角組成
図である。

【図９】板厚２０〜１９５μｍのＦｅ₅₆Ｃｏ₇Ｎｉ₇Ｚ
ｒ₄Ｎｂ₆Ｂ₂₀なる組成の薄帯試料におけるＸ線回折パタ
ーンを示す図である。

【図１０】Ｆｅ₅₆Ｃｏ₇Ｎｉ₇Ｚｒ₈Ｎｂ₂Ｂ₂₀なる組成
薄帯のＴＭＡ曲線とＤＴＭＡ曲線を示す図である。

【図１１】Ｆｅ₅₆Ｃｏ₇Ｎｉ₇Ｚｒ_10-xＮｂ_xＢ₂₀（x＝
０,２,４,６,８,１０原子％）なる組成の試料の飽和磁
束密度（Ｂｓ）、保磁力（Ｈｃ）、１ｋＨｚにおける透
磁率（μe）、磁歪（λｓ）のＮｂ含有量依存性を示す
図である。

【符号の説明】

２・・・ラミネート型コア、３・・・コア薄片、１２・・・バル
ク型コア。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者牧野彰宏東京都大田区雪谷大塚町１番７号アルプス電気株式会社内 (72)発明者井上明久宮城県仙台市青葉区川内元支倉35番地川内住宅11−806

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうちの１種又は２種
以上の元素を主成分とし、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍ
ｏ、Ｔｉ、Ｖのうちの１種又は２種以上の元素とＢを含
み、ΔＴx＝Ｔx−Ｔg（ただしＴxは、結晶化開始温度、
Ｔgはガラス遷移温度を示す。）の式で表される過冷却
液体領域の温度間隔ΔＴxが２０Ｋ以上である軟磁性金
属ガラス合金からなるコアを有することを特徴とするイ
ンダクティブ形ヘッド。
【請求項２】前記コアは、前記軟磁性金属ガラス合金
の薄帯から形成されたコア薄片を積層してなるラミネー
ト型コアであることを特徴とする請求項１記載のインダ
クティブ形ヘッド。
【請求項３】前記コアは、前記軟磁性金属ガラス合金
の粉末を焼結してなるバルク型コアであることを特徴と
する請求項１記載のインダクティブ形ヘッド。
【請求項４】前記軟磁性金属ガラス合金は、ΔＴxが
６０Ｋ以上であり、下記の組成式で表されるものである
ことを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載のイン
ダクティブ形ヘッド。（Ｆｅ_1-a-bＣｏ_aＮｉ_b）_100-x-yＭ_xＢ_y 但し、０≦ａ≦０.２９、０≦ｂ≦０.４３、５原子％≦
x≦２０原子％、１０原子％≦y≦２２原子％であり、Ｍ
はＺｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖのうちの１
種又は２種以上からなる元素である。
【請求項５】前記軟磁性金属ガラス合金は、ΔＴxが
６０Ｋ以上であり、下記の組成式で表されるものである
ことを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載のイン
ダクティブ形ヘッド。（Ｆｅ_1-a-bＣｏ_aＮｉ_b）_100-x-y-zＭ_xＢ_yＴ_z 但し、０≦ａ≦０.２９、０≦ｂ≦０.４３、５原子％≦
x≦２０原子％、１０原子％≦y≦２２原子％、０原子％
≦z≦５原子％であり、Ｍは、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｈ
ｆ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖのうちの１種又は２種以上からなる
元素、ＴはＣｒ、Ｗ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉｒ、
Ｐｔ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｇｅ、Ｃ、Ｐのうちの１種又は２種
以上の元素である。