JPH1173609A

JPH1173609A - インダクティブ形ヘッド

Info

Publication number: JPH1173609A
Application number: JP23528197A
Authority: JP
Inventors: Shoji Yoshida; 昌二吉田; Takao Mizushima; 隆夫水嶋; 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、比抵抗が高いＦｅ基金属ガラス合金
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】 ΔＴ_x＝Ｔ_x−Ｔ_g（ただしＴ_xは結晶化開
始温度、Ｔ_gはガラス遷移温度を示す。）の式で表され
る過冷却液体の温度間隔ΔＴ_xが３５Ｋ以上であり、比
抵抗が１．５μΩｍ以上であるＦｅ基軟磁性金属ガラス
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、比抵抗
が高いＦｅ基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
られているこれらの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、比抵
抗が高いＦｅ基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、ΔＴ_x＝Ｔ_x−Ｔ_g（ただしＴ_xは結晶化開始
温度、Ｔ_gはガラス遷移温度を示す。）の式で表される
過冷却液体の温度間隔ΔＴ_xが３５Ｋ以上であり、比抵
抗が１．５μΩｍ以上であるＦｅ基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Ｆｅ基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Ｆｅ基
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Ｆｅ基軟磁性金属ガ
ラス合金は、Ｆｅ以外の他の金属元素と半金属元素とを
含有してなり、前記他の金属元素としてＡｌ、Ｇａ、Ｉ
ｎ、Ｓｎのうちの１種または２種以上を含有し、前記半
金属元素として、Ｐ、Ｃ、ＢＧｅ、Ｓｉのうちの１種ま
たは２種以上を含有することを特徴とする。本発明にお
いて、前記Ｆｅ基軟磁性金属ガラス合金の組成は、原子
％で、Ａｌ：１〜１０％、Ｇａ：０.５〜４％、Ｐ：０
〜１５％、Ｃ：２〜７％、Ｂ：２〜１０％、Ｆｅ：残部
であることを特徴とする。あるいは、前記Ｆｅ基軟磁性
金属ガラス合金の組成は、原子％で、Ａｌ：１〜１０
％、Ｇａ：０.５〜４％、Ｐ：０〜１５％、Ｃ：２〜７
％、Ｂ：２〜１０％、Ｓｉ：０〜１５％、Ｆｅ：残部
であることを特徴とするものであってもよい。

【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Ｆｅ基軟磁性金
属ガラス合金について説明する。従来からＦｅ系の合金
として、Ｆｅ-Ｐ-Ｃ系、Ｆｅ-Ｐ-Ｂ系、Ｆｅ-Ｎｉ-Ｓｉ
-Ｂ系等の組成のものがガラス遷移を起こすものとして
知られているが、これらの合金の過冷却液体の温度間隔
ΔＴ_xはいずれも２５Ｋ以下と極めて小さく、実際的に
金属ガラス合金として構成することはできない。これに
対して、本発明に用いられるＦｅ基軟磁性金属ガラス合
金は、この過冷却液体の温度間隔ΔＴ_xが、３５Ｋ以
上、組成によっては４０〜５０Ｋ以上という顕著な温
度間隔を有し、これまでの知見から知られるＦｅ基合金
からは全く予期されないものである。しかも、軟磁性に
ついても室温で優れた特性を有する本発明に用いられる
Ｆｅ基軟磁性金属ガラス合金は、これまでの知見に見ら
れない全く新規なもので、これまでアモルファス合金が
薄帯としてしか実現できなかったのに対し、バルク状の
ものが得られ、遥かに実用性に優れたものとなる。

【０００９】本発明に用いられるＦｅ基軟磁性金属ガラ
ス合金は、その組成については、Ｆｅを主成分とし、更
に、他の金属と半金属とを含有したものとして示すこと
ができる。このうち他の金属とは、周期律表のＩＩＡ
族、ＩＩＩＡ族及びＩＩＩＢ族、ＩＶＡ族及びＩＶＢ
族、ＶＡ族、ＶＩＡ族、ＶＩＩＡ族のうちか選択できる
ものであるが、中でも、ＩＩＩＢ族、ＩＶＢ族の金属元
素が好適なものとして示される。例えば、Ａｌ（アルミ
ニウム）、Ｇａ（ガリウム）、Ｉｎ（インジウム）、Ｓ
ｎ（スズ）である。また、上記Ｆｅ基軟磁性金属ガラス
合金に対し、Ｔｉ、Ｈｆ、Ｃｕ、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｃ
ｒ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｔａ、Ｗ、Ｚｒの中から選択される１
種以上の金属元素を配合することができる。前記半金属
元素としては、例えば、Ｐ（リン）、Ｃ（炭素）、Ｂ
（ほう素）、Ｓｉ（ケイ素）、Ｇｅ（ゲルマニウム）を
例示できる。より具体的に例示すると、本発明で用いら
れるＦｅ基軟磁性金属ガラス合金は、その組成が原子％
で、Ａｌ：１〜１０％、Ｇａ：０.５〜４％、Ｐ：０〜
１５％、Ｃ：２〜７％、Ｂ：２〜１０％、Ｆｅ：残部
であって、不可避不純物が含有されていても良いＦｅ基
金属ガラス合金である。

【００１０】また、更にＳｉを加えることにより、過冷
却液体の温度間隔ΔＴ_xを向上させ、アモルファス単相
となる臨界板厚を増大させることができる。その結果、
室温で優れた軟磁気特性を有するバルク状のＦｅ基軟磁
性金属ガラス合金の厚さをさらに厚くすることが可能と
なる。Ｓｉの含有量は多すぎると過冷却液体領域ΔＴ _x
が消滅するので、１５％以下が好ましい。より具体的に
例示すると、本発明のＦｅ基金属ガラス合金は、その組
成が原子％で、Ａｌ：１〜１０％、Ｇａ：０.５〜４
％、Ｐ：０〜１５％、Ｃ：２〜７％、Ｂ：２〜１０％、
Ｓｉ：０〜１５％、Ｆｅ：残部であって、不可避不純物
が含有されていても良い。さらに、より大きな過冷却液
体領域ΔＴｘを得るためには、上述の２つの組成中、Ｐ
とＣを原子％で、Ｐ：６〜１５％、Ｃ：２〜７％とする
のがより好ましく、３５Ｋ以上の過冷却液体領域ΔＴx
を得ることができる。

【００１１】なお、前記の組成において、更にＧｅを０
〜４％、好ましくは０.５〜４％の範囲で含有していて
も良い。また、前記組成において、更に、Ｎｂ、Ｍｏ、
Ｃｒ、Ｈｆ、Ｗ、Ｚｒの少なくとも１種を７％以下含有
していても良く、更に、Ｎｉ１０％以下、Ｃｏ３０％以
下を含んでいても良い。これらのいずれの場合の組成に
おいても、本発明においては、過冷却液体の温度間隔Δ
Ｔ_xは、３５Ｋ以上、組成によっては４０〜５０Ｋ以上
が得られる。

【００１２】本発明に用いられるＦｅ基軟磁性金属ガラ
ス合金は、溶製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
Ｆｅ基軟磁性金属ガラス合金の製造が可能である。

【００１３】これらの方法により得られた前記の組成の
Ｆｅ基軟磁性金属ガラス合金は、室温において磁性を有
し、また、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１〜１０⁴Ｋ／ｓ程度の範囲を目安とすることが
できる。そして、実際には、ガラス相（glassy phase）
に、結晶相としてのＦｅ₃Ｂ、Ｆｅ₂Ｂ、Ｆｅ₃Ｐ等の相
が析出するかどうかを確認することで決めることができ
る。

【００１４】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。

【００１５】このラミネート型コア２は、図２に示すよ
うに、上述のＦｅ基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。

【００１６】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２０〜２５０μｍ程度
のＦｅ基軟磁性金属ガラス合金薄帯を形成する。つい
で、このＦｅ基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３００〜５００゜Ｃ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。

【００１７】第一の実施形態のインダクティブ形ヘッド
は、過冷却液体の温度間隔ΔＴ_xが３５Ｋ以上であり、
比抵抗が１．５μΩｍ以上であるＦｅ基軟磁性金属ガラ
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Ｆｅ基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２０
μｍ以上の厚さ、あるいは２０〜２００μｍの厚さ、特
にＳｉを添加する場合には２０〜２５０μｍの厚さであ
って、比抵抗が１.５μΩｍ以上であり、しかも室温で
軟磁気特性を有している。また、このＦｅ基軟磁性金属
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
Ｆｅ基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。

【００１８】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Ｆｅ基軟磁
性金属ガラス合金の粉末を焼結してなるバルク型コア１
２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１
２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４
５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。

【００１９】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。

【００２０】上記構成の放電プラズマ焼結装置を用いて
Ｆｅ基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。

【００２１】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。

【００２２】本発明において、焼結温度は、原料粉体を
固化成形するために３００℃以上とすることが必要であ
るが、原料粉末として用いられる軟磁性金属ガラス合金
は、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。

【００２３】また、特にＦｅ基軟磁性金属ガラス合金に
Ｓｉを添加した場合は、結晶化開始温度Ｔ_xが上昇し、
過冷却液体の温度間隔ΔＴ_xが増大するので、より熱的
に安定なアモルファス材料となる。したがって、このＦ
ｅ基軟磁性金属ガラス合金を粉末化し、加圧焼結を行う
ことにより、Ｓｉを含有しない原料粉末を用いた場合に
比べて、より高密度のバルク状の焼結体を得ることが可
能である。

【００２４】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
３００〜５００゜Ｃの範囲が好ましく、より好ましくは
３００〜４５０゜Ｃとされる。

【００２５】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Ｆｅ基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Δ
Ｔ_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り、
特に比抵抗が１．５μΩｍ以上と高いものである。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。

【００２６】第二の実施形態のインダクティブ形ヘッド
は、上記Ｆｅ基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Ｆｅ基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、比抵抗が１.５μΩｍ以上であり、しかも室温で軟
磁気特性を有している。また、このＦｅ基軟磁性金属ガ
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Ｆ
ｅ基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、Ｆｅ基軟磁性金
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Ｆｅ基軟磁性金属ガラ
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Ｆｅ基軟磁性金属ガラス焼結体を得
ることができる。

【００２７】

【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、Ａｌ及びＧａと、Ｆｅ-Ｃ合金、Ｆ
ｅ-Ｐ合金及びＢを原料としてそれぞれ所定量秤量し、
減圧Ａｒ雰囲気下においてこれらの原料を高周波誘導加
熱装置で溶解し、原子組成比がＦｅ₇₃Ａｌ₅Ｇａ₂Ｐ₁₁Ｃ
₅Ｂ₄のインゴットを作製した。このインゴットをるつぼ
内に入れて溶解し、るつぼのノズルから回転しているロ
ールに溶湯を吹き出して急冷する単ロール法によって、
減圧Ａｒ雰囲気下で急冷リボンを製造した。製造時の条
件を、ノズル径０．４１〜０．４２ｍｍ、ノズル先端と
ロール表面との距離（ギャップ）が０．３ｍｍ、ロール
の回転数２５０〜１５００ｒ.ｐ.ｍ.、射出圧力０．３
０〜０．４０ｋｇｆ／ｃｍ²、雰囲気圧力−１０ｃｍＨ
ｇに設定して製造したところ、厚さ３５〜２２９μｍの
リボン試料を得ることができた。

【００２８】得られた各リボン試料について、３００〜
４５０℃の温度範囲で熱処理した場合の磁気特性を測定
した。熱処理条件は、赤外線イメージ炉を用い、真空中
で昇降温速度１８０℃／分、保持温度１０分の条件とし
て測定した。図７は、前記各リボン試料における磁気特
性の熱処理温度依存性について示したものである。ま
た、図８は図７に示すデータの中から必要数抜粋したデ
ータのみを記載したものである。これらの図から、３５
〜１８０μｍの範囲の板厚試料のσ_s（飽和磁化）につ
いては、熱処理なし（ａｓ−Ｑ）の試料と変わらずに４
００℃までほぼ一定の値を示したが、４５０℃熱処理に
おいては、劣化する傾向を示した。一方、２２９μｍの
板厚の試料については、４００℃でピークを示した後、
劣化する傾向を示した。次に、保磁力Ｈ_cについては、
各板厚試料とも、３５０℃熱処理において最小値を示
し、熱処理なしの試料よりも特性が向上する結果となっ
た。更に、熱処理温度を上昇させると保磁力は増大する
傾向を示した。また、熱処理無しの試料で結晶が存在す
ると思われる１５１μｍ、１８０μｍの板厚試料につい
ては、アモルファス単相のものに比較して若干大きな値
を示している。なお、２２９μｍ板厚の試料についての
保磁力は測定不能であった。次に、透磁率μ'（１ｋＨ
ｚ）については、熱処理を施すことによって向上し、３
５０℃で最大値を示した。

【００２９】これらの熱処理による軟磁気特性の変化に
ついては、熱処理無しの試料において存在する内部応力
が熱処理を行うことによって緩和されるためであると思
われる。また、最適熱処理温度Ｔ_aは、今回の試験にお
いては３５０℃付近にあると言える。なお、キュリー温
度Ｔ_c以下の熱処理では、磁区固着による特性劣化が起
こる可能性があるので、熱処理温度は少なくとも３００
℃以上必要であると思われる。また、４５０℃における
熱処理では、熱処理なしの試料の値よりも劣化する傾向
にあるので、この系の結晶化温度（約５００℃）に近
く、結晶核の生成開始（構造的短範囲秩化序）または結
晶析出開始による磁壁のピンニングに起因して劣化する
ものと思われる。従って、熱処理する場合の温度は３０
０〜５００℃、換言すると、３００℃〜結晶化開始温度
の範囲であることが好ましく、３００〜４５０℃がより
好ましいことが判明した。

【００３０】また、これまで得られた各板厚の試料にお
けるσ_s（飽和磁化）と保磁力（Ｈ _c）と透磁率（μ'）
と組織構造を表１にまとめて示す。構造はＸＲＤ（Ｘ線
回折法）で構造解析した結果を示し、表中、amoはアモ
ルファス単相、amo＋cry はアモルファス相＋結晶相の
構造を有することを示す。

【００３１】

【表１】

【００３２】図９は、Ｆｅ₇₈Ｓｉ₉Ｂ₁₃なる組成の比較
試料について熱処理なしの試料と３７０℃で１２０分
間熱処理した試料、Ｆｅ₇₃Ａｌ₅Ｇａ₂Ｐ₁₁Ｃ₅Ｂ₄なる組
成の試料について熱処理無しの試料と３５０℃で１０分
間熱処理した試料のそれぞれに対し、飽和磁化σ_sと保
磁力Ｈ_cと透磁率μ'のそれぞれの板厚依存性を測定し
た結果を示す。何れの試料においても板厚３０〜２００
μｍの範囲であれば、磁気特性の劣化も少なく、優れた
特性が得られた。

【００３３】図１０は、Ｆｅ₇₈Ｓｉ₉Ｂ₁₃なる組成の比
較試料について３７０℃で１２０分間熱処理した試料
と、Ｆｅ₇₃Ａｌ₅Ｇａ₂Ｐ₁₁Ｃ₅Ｂ₄なる組成の試料につい
て３５０℃で１０分間熱処理した試料のそれぞれに対
し、曲げ試験を行い、最大歪を測定した結果を示す。曲
げ試験は、２本のロッドと薄帯試料を用い、２本のロッ
ドの先端部の間にロッドと平行に配置した薄帯を挟み、
２本のロッドを徐々に接近させて薄帯を山状に折り曲げ
るものとし、このように山状に折り曲げていった場合に
リボンが折れて切れたときのロッドの端面間の幅をＬと
し、薄帯の厚さをｔとした場合、ｔ／（Ｌ−ｔ）の値を
最大歪（λｆ）と定義することにした。図１０に示す結
果から、Ｆｅ₇₈Ｓｉ₉Ｂ₁₃なる組成の比較試料は板厚が
増加するにつれて急激に折り曲げに弱くなる（換言する
と脆くなる）が、本発明に係る組成系の試料では板厚が
増加しても折り曲げに弱くなり難い性質（換言すると脆
くなり難い）を有している。また、板厚が６０μｍ以上
の場合は比較試料よりも本発明系の組成の試料の方が折
り曲げに強くなることも明らかになった。

【００３４】図１１は、Ｆｅ₇₈Ｓｉ₉Ｂ₁₃なる組成の比
較試料と、Ｆｅ₇₃Ａｌ₅Ｇａ₂Ｐ₁₁Ｃ₅Ｂ₄なる組成の試料
について、比抵抗の板厚依存性を測定した結果を示す。
本発明組成系の試料にあっては、比較例の試料よりも比
抵抗が高く、１８μｍ厚〜２３５μｍ厚の試料まで１.
５μΩｃｍ以上の値を示した。従って本発明組成系の試
料にあっては高周波での渦電流損失が少なく、高周波損
失の少ないものを提供できることが判明した。

【００３５】Ｆｅ₇₇Ａｌ_2.14Ｇａ_0.86Ｐ_8.4Ｃ₅Ｂ₄Ｓｉ
_2.6なる組成の厚さ３０μｍの薄帯試料についてビッカ
ース硬度を測定値したところ６２０Ｈｖを示し、極めて
硬いものを提供できることが判明した。ここで用いた薄
帯試料は、赤外線イメージ炉を用い、真空中で昇降温速
度１８０℃／分、保持温度１０分の熱処理が施されたも
のである。

【００３６】「実施例２」次に、Ｆｅ_70+XＡｌ₅Ｇａ
₂（Ｐ₅₅Ｃ₂₅Ｂ₂₀）_23-Xなる組成において、Ｆｅ濃度を
変化させてリボン試料をそれぞれ作製し、各リボン試料
について構造および特性を調べた。リボン試料の作製は
上記実施例１と同様にして行い、試料の板厚は３０μｍ
とした。図１２は、作製した各リボン試料（熱処理無
し）の磁気特性を測定した結果を示したものである。ま
たこの図には、比較試料として従来のＦｅ−Ｓｉ−Ｂ系
アモルファス材料（板厚２５μｍ、真空中で３７０℃×
１２０分間の熱処理後）の飽和磁化σ_sと保磁力Ｈ_cと透
磁率μ'の値をそれぞれ破線で示す。この図から明らか
なように、σ_sについては、Ｆｅ濃度の増加に伴って向
上することがわかる。そして、アモルファス単相組織を
有するＦｅ濃度範囲においては、Ｆｅ濃度が７５原子％
のときに、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｂ系の比較試料（σ_s＝１８３
ｅｍｕ／ｇ）とほぼ同等のσ_s＝１５０ｅｍｕ／ｇの値
が得られた。また保磁力Ｈ_cについては、アモルファス
単相組織を有するＦｅ濃度＝７５原子％までの試料でほ
ぼ一定の値を示し、それ以上のＦｅ濃度においては大き
く増大した。透磁率μ'（１ｋＨｚ）については、Ｆｅ
濃度の増加に伴って減少する傾向が見られるものの、Ｆ
ｅ濃度が７０〜７６原子％の範囲で、透磁率５０００以
上の優れた軟磁気特性が得られた。この結果より本発明
に用いられるＦｅ基軟磁性金属ガラス合金において、Ｆ
ｅを増加させることによってσ_sを向上させることがで
き、Ｆｅ₇₅Ａｌ₅Ｇａ₂Ｐ_9.9Ｃ_4.5Ｂ_3.6なる組成におい
て、従来のＦｅ−Ｓｉ−Ｂ系アモルファス材料とほぼ同
等のσ_s を有するＦｅ基軟磁性金属ガラス合金が、単ロ
ール液体急冷法により得られることがわかった。

【００３７】「実施例３」次に、上記実施例１の組成に
Ｓｉを添加してなるＦｅ基軟磁性金属ガラス合金につい
て実施例を挙げ、その効果を明らかにする。原子組成比
がＦｅ₇₂Ａｌ₅Ｇａ₂Ｐ₁₀Ｃ₆Ｂ₄Ｓｉのインゴットを作製
し、これをるつぼ内に入れて溶解し、るつぼのノズルか
ら回転しているロールに溶湯を吹き出して急冷する単ロ
ール法によって、減圧Ａｒ雰囲気下で急冷リボンを得
た。製造時の条件を、ノズル径０．４〜０．５ｍｍ、ノ
ズル先端とロール表面との距離（ギャップ）０．３ｍ
ｍ、ロールの回転数２００〜２５００r.p.m.、射出圧力
０．３５〜０．４０kgf/cm²、雰囲気圧力−１０cmHg、
ロール表面状態＃１０００に設定して製造したところ、
厚さ２０〜２５０μｍのリボン試料を得ることができ
た。

【００３８】得られた厚さ２０〜２５０μｍの各リボン
試料について、熱処理を行わない場合と、熱処理した場
合の磁気特性をそれぞれ測定した。図１３は、各リボン
試料の磁気特性の板厚依存性を示す。熱処理条件は、赤
外線イメージ炉を用い、真空中で、上記実施例１のＳｉ
を添加しない試料において最適条件であった昇降温速度
１８０℃／分、保持温度３５０℃、保持時間３０分の条
件とした。この図から明らかなように、飽和磁化σ_sに
ついては、熱処理無しの場合において、板厚にかかわら
ずほぼ一定で１４５ｅｍｕ／ｇ程度の値を示した。熱処
理後のσ_sは、アモルファス単相構造を維持している板
厚１６０μｍまでは熱処理無しのものと大きく変わらな
いが、それ以上の板厚で熱処理無しのものに比べて劣化
する傾向を示した。これは、熱処理によってＦｅ₃Ｂ、
Ｆｅ₃Ｃ等の結晶が成長したことが原因であると考えら
れる。

【００３９】保磁力Ｈ_cについては、熱処理無しの試料
では板厚の増加に伴って増大する傾向を示した。また、
熱処理後の試料は熱処理無しのものに比べてＨ_cが低下
しており、いずれの板厚においても０．６２５〜０．１
２５Ｏｅの値を示した。このように熱処理によってＨ_c
が低下したのは、上記実施例１と同様に、熱処理無しの
試料において存在する内部応力が熱処理を行うことによ
って緩和されたためであると思われる。本実施例ではＳ
ｉを添加したことにより、上記実施例１のＳｉを含有し
ないＦｅ基軟磁性金属ガラス合金に比べて、熱処理無し
の場合はいずれの板厚においてもＨ_cが増大している。
しかし、熱処理を施すことでＨ_cは低下し、Ｓｉを含有
しないＦｅ基軟磁性金属ガラス合金とほぼ同程度となっ
た。次に、透磁率μ'（１ｋＨｚ）については、熱処理
無しの試料では板厚の増加に伴って減少する傾向を示し
た。また熱処理によってμ'は向上し、上記実施例１の
Ｓｉを含有しない組成のＦｅ基軟磁性金属ガラス合金と
ほぼ同等の値が得られた。なお、上記実施例１と同様
に、熱処理による効果が板厚増加に従って小さくなる傾
向は本実施例でも見られた。

【００４０】また、本実施例で得られた各板厚の試料
（熱処理無し）におけるσ_s（飽和磁化）と保磁力
（Ｈ_c）と透磁率（μ'）と組織構造を表２にまとめて示
す。構造はＸＲＤ（Ｘ線回折法）で構造解析した結果を
示し、表中、amoはアモルファス単相、amo＋cryはアモ
ルファス相＋結晶相の構造を有することを示す。

【００４１】

【表２】

【００４２】図１４は、Ｆｅ₇₈Ｓｉ₉Ｂ₁₃なる組成の比
較試料について３７０℃で１２０分間熱処理した試料
と、Ｆｅ₇₂Ａｌ₅Ｇａ₂Ｐ₁₀Ｃ₆Ｂ₄Ｓｉ₁なる組成の試料
について３５０℃で３０分間熱処理した試料のそれぞれ
に対し、飽和磁化σ_sと保磁力Ｈ_cと透磁率μ'のそれぞ
れの板厚依存性を測定した結果を示す。この結果より、
Ｆｅ₇₂Ａｌ₅Ｇａ₂Ｐ₁₀Ｃ₆Ｂ₄Ｓｉ₁なる組成の本発明に
係わるＦｅ基金属ガラス合金試料は、Ｆｅ₇₈Ｓｉ₉Ｂ₁₃
なる組成の従来用いられていた比較試料と比べて、板厚
２０〜２５０μｍの範囲であれば、磁気特性の劣化も少
なく、優れた特性が得られることが認められた。特に軟
磁気特性に関しては、本発明に係わるＦｅ基金属ガラス
合金において、従来材料よりも優れた透磁率の値が得ら
れており、板厚２０〜２５０μｍの範囲で透磁率５００
０以上の優れた軟磁気特性が得られることが認められ
る。このように本発明に係わる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。

【００４３】「実施例４」実施例１と同様にして作製し
た急冷薄帯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５３〜１０５
μｍ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の前記原料粉末を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４２、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して加熱し
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４７００〜４８００
Ａの電流で原料粉末を加熱した。焼結は、試料に６．５
ｔ／ｃｍ²の圧力をかけた状態で室温から焼結温度まで
試料を加熱し、約５分間保持することにより焼結を行っ
た。昇温速度は１００℃／ｍｉｎとした。

【００４４】図１５は、Ｆｅ₇₃Ａｌ₅Ｇａ₂Ｐ₁₁Ｃ₅Ｂ₄な
る組成の急冷非晶質合金薄帯を粉砕して得られた原料粉
末のＤＳＣ曲線（Differential scanning caloriemete
r：示差走査熱量測定による曲線）を示すものであり、
図１６は、この粉末を焼結温度４３０℃で放電プラズマ
焼結して得られた焼結体のＤＳＣ曲線を示すものであ
る。また、図１７は、粉砕前の急冷非晶質合金薄帯の
ＴＭＡ曲線（Thermo Mechanical Analysis 曲線）を示
すものである。図１５のＤＳＣ曲線より、原料粉末のＴ
_x＝５１２℃、Ｔ_g＝４６５℃、ΔＴ_x＝４７℃が求めら
れる。このように結晶化温度以下の広い温度領域で過冷
却液体域が存在しΔＴ_x＝Ｔ_x−Ｔ_gで示される値が大き
く、この系の組成の合金が高いアモルファス形成能を
有することがわかる。また、図１６のＤＳＣ曲線より、
焼結体のＴ_x＝５１２℃、Ｔ_g＝４６５℃、ΔＴ_x＝４７
℃が求められる。図１５および図１６の結果より、非晶
質合金粉砕粉末と焼結体とのＴ_x、Ｔ_g、ΔＴ_xが同じで
あることがわかる。さらに、図１７に示すＴＭＡ曲線で
は、４４０〜４８０℃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粘性流動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。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。

【００４５】

【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、過冷却液体の温度間隔ΔＴ_xが３５Ｋ
以上であり、比抵抗が１．５μΩｍ以上であるＦｅ基軟
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。本発明に用いられるＦｅ基軟磁性金属
ガラス合金は、Ｆｅ以外の他の金属元素と半金属元素と
を含有してなり、前記他の金属元素としてＡｌ、Ｇａ、
Ｉｎ、Ｓｎのうちの１種または２種以上を含有し、前記
半金属元素として、Ｐ、Ｃ、Ｂ、Ｇｅ、Ｓｉのうちの１
種または２種以上を含有するものを好ましい組成系とす
ることができる。本発明で用いられるＦｅ基軟磁性金属
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２
０〜２００μｍの厚さ、特にＳｉを添加する場合には２
０〜２５０μｍの厚さであって、比抵抗が１.５μΩｍ
以上であり、しかも室温で軟磁気特性を有している。ま
た、このＦｅ基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Ｆｅ基軟磁性金
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Ｆｅ基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】飽和磁化と保磁力と透磁率の板厚依存性を示
す図である。

【図８】図７に示す板厚依存性のデータの一部を抜粋
して示す図である。

【図９】組成の異なる各試料の飽和磁化と保磁力と透
磁率の板厚依存性を示す図である。

【図１０】組成の異なる試料の最大歪と板厚の関係を
示す図である。

【図１１】従来のＦｅ基アモルファス材料と本発明に
係る組成の金属ガラス合金の比抵抗の板厚依存性を示す
図である。

【図１２】飽和磁化と保磁力と透磁率のＦｅ濃度依存
性を示す図である。

【図１３】Ｓｉを添加した試料における熱処理なしの
場合と熱処理後の飽和磁化と保磁力と透磁率の板厚依存
性を示す図である。

【図１４】従来のＦｅ基アモルファス材料と本発明に
係るＳｉを添加した金属ガラス合金の飽和磁化と保磁力
と透磁率の板厚依存性を示す図である。

【図１５】実施例における原料粉末のＤＳＣ曲線を示
す図である。

【図１６】実施例における焼結体のＤＳＣ曲線を示す
図である。

【図１７】実施例における急冷非晶質合金薄帯のＴＭ
Ａ曲線を示す図である。

【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 (51)Int.Cl.⁶ 識別記号ＦＩＨ０１Ｆ 10/14 Ｈ０１Ｆ 10/14 (72)発明者水嶋隆夫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】 ΔＴ_x＝Ｔ_x−Ｔ_g（ただしＴ_xは結晶化開
始温度、Ｔ_gはガラス遷移温度を示す。）の式で表され
る過冷却液体の温度間隔ΔＴ_xが３５Ｋ以上であり、比
抵抗が１．５μΩｍ以上であるＦｅ基軟磁性金属ガラス
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Ｆｅ基軟磁性金属ガラ
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Ｆｅ基軟磁性金属ガラ
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Ｆｅ基軟磁性金属ガラス合金が、Ｆ
ｅ以外の他の金属元素と半金属元素とを含有してなり、
前記他の金属元素としてＡｌ、Ｇａ、Ｉｎ、Ｓｎのうち
の１種または２種以上を含有し、前記半金属元素とし
て、Ｐ、Ｃ、Ｂ、Ｇｅ、Ｓｉのうちの１種または２種以
上を含有す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。
【請求項５】前記Ｆｅ基軟磁性金属ガラス合金の組成
が原子％でＡｌ：１〜１０％Ｇａ：０.５〜４％Ｐ：０〜１５％Ｃ：２〜７％Ｂ：２〜１０％Ｆｅ：残部であることを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載
のインダクティブ形ヘッド。
【請求項６】前記Ｆｅ基軟磁性金属ガラス合金の組成
が原子％でＡｌ：１〜１０％Ｇａ：０.５〜４％Ｐ：０〜１５％Ｃ：２〜７％Ｂ：２〜１０％Ｓｉ：０〜１５％Ｆｅ：残部であることを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載
のインダクティブ形ヘッド。