JPS60194037A - 磁気ヘツド用非晶質合金 - Google Patents
磁気ヘツド用非晶質合金Info
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- JPS60194037A JPS60194037A JP59047905A JP4790584A JPS60194037A JP S60194037 A JPS60194037 A JP S60194037A JP 59047905 A JP59047905 A JP 59047905A JP 4790584 A JP4790584 A JP 4790584A JP S60194037 A JPS60194037 A JP S60194037A
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- alloy
- amorphous
- saturation magnetization
- amorphous alloy
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
〔発明の技術分野〕
本発明は磁気ヘッド用非晶質合金に関する。
従来、磁気記録装置等における磁気ヘッドには、例えば
Ｆｅ−Ｎ１合金（）母−マロイ）あるいはＦｓ−８１−
Ａ１合金（センダスト）等の結晶構造を有する高透磁率
材料が使用されている。しかしながら、Ｆｅ−Ｎｉ合金
は透磁率が高い反面、耐磨耗性が劣シ、また、Ｆ・−８
１−Ａ７合金は耐磨耗性には優れているものの、機械的
強度が弱く、脆いため塑性加工が極めて困難であるとい
う問題点を有している＠ これらに対し、近年、結晶構造を持たないＣｏ−Ｆｓ−
Ｎｉ−８１−Ｂ系の非晶質合金が高飽和磁化や低磁歪等
の優れた磁気的特性を有していることが見出されたため
、新たな磁気ヘッド用材料として注目されている。
Ｆｅ−Ｎ１合金（）母−マロイ）あるいはＦｓ−８１−
Ａ１合金（センダスト）等の結晶構造を有する高透磁率
材料が使用されている。しかしながら、Ｆｅ−Ｎｉ合金
は透磁率が高い反面、耐磨耗性が劣シ、また、Ｆ・−８
１−Ａ７合金は耐磨耗性には優れているものの、機械的
強度が弱く、脆いため塑性加工が極めて困難であるとい
う問題点を有している＠ これらに対し、近年、結晶構造を持たないＣｏ−Ｆｓ−
Ｎｉ−８１−Ｂ系の非晶質合金が高飽和磁化や低磁歪等
の優れた磁気的特性を有していることが見出されたため
、新たな磁気ヘッド用材料として注目されている。
しかしながら、一般にＶＴＲ等に使用される磁気ヘッド
においては、安定で強固な接着が要求され、特にガラス
による接着が望ましいとされている。ところが、ガラス
接着にａ４００℃以上の温度での熱処理とその後の徐冷
が必要である。この点で非晶質合金は必ず結晶化温度（
Ｔｘ）を有しておシ、その温度の近傍で熱処理をすると
緒特性、特に実効透磁率が低下する。また、上記低磁歪
非晶質は、磁性元素であるＣｏ 、Ｆｅ 。
においては、安定で強固な接着が要求され、特にガラス
による接着が望ましいとされている。ところが、ガラス
接着にａ４００℃以上の温度での熱処理とその後の徐冷
が必要である。この点で非晶質合金は必ず結晶化温度（
Ｔｘ）を有しておシ、その温度の近傍で熱処理をすると
緒特性、特に実効透磁率が低下する。また、上記低磁歪
非晶質は、磁性元素であるＣｏ 、Ｆｅ 。
Ｎｉのうち少なくとも２種以上を含んでいるので、熱処
理後の徐冷で誘導磁気異方性が発生し、やはシ実効透磁
率を低下させる原因となる。
理後の徐冷で誘導磁気異方性が発生し、やはシ実効透磁
率を低下させる原因となる。
更に、磁性元素がＣｏのみであるＣｏ−Ｚｒ−Ｎｂ系等
の低磁歪非晶質合金も知られているが、これらの低磁歪
非晶質合金においても９ｋＧ以上の高い飽和磁化を示す
ような組成はＣｏの原子濃度が８１％以上であり、やは
シ熱処理後の徐冷で誘導磁気異方性が発生して上述した
のと同様な劣化がみられるという欠点がある。
の低磁歪非晶質合金も知られているが、これらの低磁歪
非晶質合金においても９ｋＧ以上の高い飽和磁化を示す
ような組成はＣｏの原子濃度が８１％以上であり、やは
シ熱処理後の徐冷で誘導磁気異方性が発生して上述した
のと同様な劣化がみられるという欠点がある。
以上のようなことから、優れた磁気ヘッド用非晶質合金
としては、ガラス接着の熱処理に必要な温度より高い結
晶化温度（具体的には５５０℃以上）を示し、しかも熱
処理後の徐冷によって緒特性が劣化しないことが要望さ
れている。
としては、ガラス接着の熱処理に必要な温度より高い結
晶化温度（具体的には５５０℃以上）を示し、しかも熱
処理後の徐冷によって緒特性が劣化しないことが要望さ
れている。
この点、１種類の磁性元素を低濃度しか含まないような
組成にすれば、徐冷後の実効透磁率の劣化は防げるが、
この場合は高飽和磁化を有することが困難であった。
組成にすれば、徐冷後の実効透磁率の劣化は防げるが、
この場合は高飽和磁化を有することが困難であった。
本発明は上記事情に鑑みてなされたものであり、９ｋＧ
以上の高飽和磁化かつｌＯ以下の低磁歪という優れた磁
気特性を示し、しかも５５０℃以上の高い結晶化温度を
有し、徐冷に伴う熱処理を施しても緒特性、特に実効透
磁率が低下しない磁気ヘッド用非晶質合金を提供しよう
とするものである。
以上の高飽和磁化かつｌＯ以下の低磁歪という優れた磁
気特性を示し、しかも５５０℃以上の高い結晶化温度を
有し、徐冷に伴う熱処理を施しても緒特性、特に実効透
磁率が低下しない磁気ヘッド用非晶質合金を提供しよう
とするものである。
本発明の磁気ヘッド用非晶質合金は、次式％式％
（但し、Ｘｒｌ及び２は各元素の合金中での原子濃度を
表わし、 ０．１≦Ｘ≦３．８≦ｙ≦１３．１０≦２≦１３゜９≦
ｘ ＋ｙ≦１３．１９≦ｘ −１−ｙ −１−ｚ≦２４
の関係を満足するものである。） で示されることを特徴とするものである。
表わし、 ０．１≦Ｘ≦３．８≦ｙ≦１３．１０≦２≦１３゜９≦
ｘ ＋ｙ≦１３．１９≦ｘ −１−ｙ −１−ｚ≦２４
の関係を満足するものである。） で示されることを特徴とするものである。
以下において本発明を更に詳細に説明する。
本発明の非晶質合金はコバルト（Ｃｏ）を主体とするも
のである。Ｃｏを主体とした理由は磁気ヘッド用材料と
して９ｋＧ以上の高飽和磁化を示し、かつ低磁歪を示す
最適組成が得易いからである。
のである。Ｃｏを主体とした理由は磁気ヘッド用材料と
して９ｋＧ以上の高飽和磁化を示し、かつ低磁歪を示す
最適組成が得易いからである。
ネオジウム（Ｎｄ）は本発明の非晶質合金の結晶化温度
の上昇に大きく寄与するものであるが、ある濃度で添加
効果が飽和する。また、これと同時にＣｏと置換するこ
とによる飽和磁化の減少量が少ないため、後記するよう
に結晶化温度の上昇に寄与するがＣｏと置換することに
よる飽和磁化の減少量の多いＨｆの代替元素として用い
られ、飽和磁化を高い値に維持しつつ高い結晶化温度を
得るのに寄与するものである。ここで、Ｎｄの合金中で
の原子濃度ＸをＯｏ１≦Ｘ≦３ の範囲に限定したのは
、Ｘが０１１未満であると添加効果が顕著でないためで
あり、一方Ｘが３を超えると上述したＨｆとの結晶化温
度に関しての代替効果がなくなるためである。
の上昇に大きく寄与するものであるが、ある濃度で添加
効果が飽和する。また、これと同時にＣｏと置換するこ
とによる飽和磁化の減少量が少ないため、後記するよう
に結晶化温度の上昇に寄与するがＣｏと置換することに
よる飽和磁化の減少量の多いＨｆの代替元素として用い
られ、飽和磁化を高い値に維持しつつ高い結晶化温度を
得るのに寄与するものである。ここで、Ｎｄの合金中で
の原子濃度ＸをＯｏ１≦Ｘ≦３ の範囲に限定したのは
、Ｘが０１１未満であると添加効果が顕著でないためで
あり、一方Ｘが３を超えると上述したＨｆとの結晶化温
度に関しての代替効果がなくなるためである。
ハフニウム（Ｈｆ）は本発明の非晶質合金の結晶化温度
を上昇させるとともにボロン景との関係で低磁歪化を図
るものである。ここで、Ｈｆの合金中での原子濃度ｙを
８≦ｙ≦１３ の範囲に限定したのは、ｙが８未満であ
るとＮｄを添加しても５５０℃以上の高い結晶化温度が
得られないためであシ、一方ｙが１３を超えるとＣｏと
置換することによる飽和磁化の減少量が大きく、９ｋＧ
以上の高飽和磁化が得られないためである。
を上昇させるとともにボロン景との関係で低磁歪化を図
るものである。ここで、Ｈｆの合金中での原子濃度ｙを
８≦ｙ≦１３ の範囲に限定したのは、ｙが８未満であ
るとＮｄを添加しても５５０℃以上の高い結晶化温度が
得られないためであシ、一方ｙが１３を超えるとＣｏと
置換することによる飽和磁化の減少量が大きく、９ｋＧ
以上の高飽和磁化が得られないためである。
また、ｙが上記範囲にある場合は後記するがロン量との
関係で磁歪が１０−６以下の小さい値を示すことができ
る。
関係で磁歪が１０−６以下の小さい値を示すことができ
る。
？ロン（Ｂ）は合金の非晶質化を助長するとともに合金
の物理的特性を改善する作用を有するものである。ここ
で、Ｂの合金中での原子濃度ｌを１０≦２≦１３の範囲
に限定したのは、２が１０未満であると磁歪が１０−６
よｐ大きな値を示すためであり、一方１３を超えると脆
化が著しくなり実用に適さないためである。
の物理的特性を改善する作用を有するものである。ここ
で、Ｂの合金中での原子濃度ｌを１０≦２≦１３の範囲
に限定したのは、２が１０未満であると磁歪が１０−６
よｐ大きな値を示すためであり、一方１３を超えると脆
化が著しくなり実用に適さないためである。
上記Ｎｄ及びＨｆの原子濃度Ｘ及びｙはその合計ｘ＋ｙ
が９≦ｘ 十ｙ≦１３の関係を満足するものである。こ
れはこの合計が９未満であると５５０℃以上の高い結晶
化温度が得られないためであり、一方１３を超えると９
ｋＧ以上の高飽和磁化が得られないためである。
が９≦ｘ 十ｙ≦１３の関係を満足するものである。こ
れはこの合計が９未満であると５５０℃以上の高い結晶
化温度が得られないためであり、一方１３を超えると９
ｋＧ以上の高飽和磁化が得られないためである。
上記Ｎｄ 、 Ｈｆ及びＢの原子濃度ｘ、ｙ及び２は、
その合計ｘ＋ｙ＋ｚが１９≦ｘ −１−ｙ −１−ｚ≦
２４の関係を満足するものである。これは、この合計が
１９未満であると熱処理後の徐冷で誘導磁気異方性が発
生し易くなシ、実効透磁率等の磁気特性の劣化を招くか
らであり、一方２４を超えると９ｋＧ以上の高飽和磁化
が得られないためである。
その合計ｘ＋ｙ＋ｚが１９≦ｘ −１−ｙ −１−ｚ≦
２４の関係を満足するものである。これは、この合計が
１９未満であると熱処理後の徐冷で誘導磁気異方性が発
生し易くなシ、実効透磁率等の磁気特性の劣化を招くか
らであり、一方２４を超えると９ｋＧ以上の高飽和磁化
が得られないためである。
なお、本発明の磁気ヘッド用非晶質合金は、上述したＣ
ｏ ＋ Ｈｄ 、 Ｈｆ及びＢの各成分を所定の割合で
調合した後、溶融して液体急冷法を用いるか、あるいは
スノ’？ ツタ法等によって非晶質化し、必要に応じて
熱処理を施すことによシ容易に製造することができる。
ｏ ＋ Ｈｄ 、 Ｈｆ及びＢの各成分を所定の割合で
調合した後、溶融して液体急冷法を用いるか、あるいは
スノ’？ ツタ法等によって非晶質化し、必要に応じて
熱処理を施すことによシ容易に製造することができる。
以下、本発明の詳細な説明する。
実施例１〜４及び比較例１〜８
第１表に示す組成の非晶質合金を各々スノ臂ツタ法によ
り作製した。作製条件は以下の通りである。
り作製した。作製条件は以下の通りである。
使用装置：対向二極式ＲＦスｌ？ツタ装置ターゲット＝
１００簡φ母合金 Ａｒ気圧： ５ Ｘ Ｉ Ｑ ｔｏｒｒ入力電カニｉｏ
ｏｗ 基板：マコールガラス（外径１０ｍ＋φ、内径６闘φの
リングコア形状をしたものを いくつか並べたもの） 基板温度：１００℃水冷 膜形成速度ゴ１００〜１２０ ｉ／ｍｉｎ以上の条件下
で各組成とも厚さ２声の薄膜非晶質合金試料を得た。
１００簡φ母合金 Ａｒ気圧： ５ Ｘ Ｉ Ｑ ｔｏｒｒ入力電カニｉｏ
ｏｗ 基板：マコールガラス（外径１０ｍ＋φ、内径６闘φの
リングコア形状をしたものを いくつか並べたもの） 基板温度：１００℃水冷 膜形成速度ゴ１００〜１２０ ｉ／ｍｉｎ以上の条件下
で各組成とも厚さ２声の薄膜非晶質合金試料を得た。
得られた薄膜試料について以下のようにして諸特性を測
定した。
定した。
（１）結晶化温度
基板から剥離した薄膜試料に対して示差熱分析計を用い
て測定した。但し、結晶化温度は昇温中最初に現われる
発熱ピークの発熱開始温度とした。
て測定した。但し、結晶化温度は昇温中最初に現われる
発熱ピークの発熱開始温度とした。
（ｉｉ） 飽和磁化
試料振動型磁化測定装置を用い、１０ ｋｏｅの磁場に
おける各試料の薄膜面内方向の磁化の値を測定し、飽和
磁化とした。
おける各試料の薄膜面内方向の磁化の値を測定し、飽和
磁化とした。
０１Ｄ 実効透磁率及び保磁力
表面に各非晶質合金の薄膜が形成された外径１０ｍφ、
内径６Ｔｒｒ！ｎφのリング形状のマコールガラス２個
を、軟化点が３８０℃であるソーダガラスのスパッタ膜
を介在させて積層接着した。次いで、この積層体を５０
０℃で３０分間熱処理した後、毎分３℃の割合で徐冷し
て積層コアを得た。それぞれの非晶質合金を用いた積層
コアについて、コイルを３０回巻きつけ、インピーダン
ス計を用いてインダクタンスを測定し、計算により実効
透磁率をめた。なお、実効透磁率は５ ＭＨｚにおける
値を示す。また、各試料に二次コイルを５０回巻きっけ
、自動自記磁束計を用いて直流Ｂ−Ｈ曲線を測定し、計
算により保磁力をめた。
内径６Ｔｒｒ！ｎφのリング形状のマコールガラス２個
を、軟化点が３８０℃であるソーダガラスのスパッタ膜
を介在させて積層接着した。次いで、この積層体を５０
０℃で３０分間熱処理した後、毎分３℃の割合で徐冷し
て積層コアを得た。それぞれの非晶質合金を用いた積層
コアについて、コイルを３０回巻きつけ、インピーダン
ス計を用いてインダクタンスを測定し、計算により実効
透磁率をめた。なお、実効透磁率は５ ＭＨｚにおける
値を示す。また、各試料に二次コイルを５０回巻きっけ
、自動自記磁束計を用いて直流Ｂ−Ｈ曲線を測定し、計
算により保磁力をめた。
（ｉψ 飽和磁歪定数
ストレインゲージ法を用いて測定した。以上の諸特性を
下記表に併記する。
下記表に併記する。
上記表から明らかなように、比較例１は従来磁気ヘッド
用材料として優れた磁気特性を示すといわれていたもの
であるが、結晶化温度が３８０℃と低い値であるため５
００℃でのガラス接着により結晶化してしまい、ガラス
接着後の実効透磁率の値が著しく小さい。比較例２はＨ
ｆを含むがＮｄは含まないため、結晶化温度は高いが飽
和磁化の値が小さい。比較例３はＨｆの原子濃度Ｘが８
未満であるため、Ｎｄが添加されてはいるが高い結晶化
温度が得られず、５００℃でのガラス接着後の実効透磁
率の値が小さい。
用材料として優れた磁気特性を示すといわれていたもの
であるが、結晶化温度が３８０℃と低い値であるため５
００℃でのガラス接着により結晶化してしまい、ガラス
接着後の実効透磁率の値が著しく小さい。比較例２はＨ
ｆを含むがＮｄは含まないため、結晶化温度は高いが飽
和磁化の値が小さい。比較例３はＨｆの原子濃度Ｘが８
未満であるため、Ｎｄが添加されてはいるが高い結晶化
温度が得られず、５００℃でのガラス接着後の実効透磁
率の値が小さい。
比較例４はＨｆの原子濃度Ｘが１３を超えるため飽和磁
化の値が小さい。比較例５はＮｄ及びＨｆの原子濃度Ｘ
及びｙの合計ｘ −１−ｙが９未満であるため、結晶化
温度が５５０℃以上とならず、５００℃でのガラス接着
後の実効透磁率の値が小さい。比較例６は同合計ｘ十ｙ
が１３を超えるため、飽和磁化の値が小嘔い。比較例７
はＨｄ 、 Ｉ（ｆ及びＢの各原子濃度Ｘ ｒ ’！及
び２の合計ｘ ＋ｙ ＋ｚが１９未満であるため、結晶
化温度ｔｆ５５０℃であるにも拘らず５００℃でのガラ
ス接着後の徐冷中に誇導磁気異方性が発生してしまい、
接着後の磁気特性が劣化している。また、Ｂの原子濃度
２が１０未満であるため磁歪が大きい。比較例８は同合
計ｘ −１−ｙ −１−ｚが２４を超えるため、飽和磁
化が小さい。比較例９は。
化の値が小さい。比較例５はＮｄ及びＨｆの原子濃度Ｘ
及びｙの合計ｘ −１−ｙが９未満であるため、結晶化
温度が５５０℃以上とならず、５００℃でのガラス接着
後の実効透磁率の値が小さい。比較例６は同合計ｘ十ｙ
が１３を超えるため、飽和磁化の値が小嘔い。比較例７
はＨｄ 、 Ｉ（ｆ及びＢの各原子濃度Ｘ ｒ ’！及
び２の合計ｘ ＋ｙ ＋ｚが１９未満であるため、結晶
化温度ｔｆ５５０℃であるにも拘らず５００℃でのガラ
ス接着後の徐冷中に誇導磁気異方性が発生してしまい、
接着後の磁気特性が劣化している。また、Ｂの原子濃度
２が１０未満であるため磁歪が大きい。比較例８は同合
計ｘ −１−ｙ −１−ｚが２４を超えるため、飽和磁
化が小さい。比較例９は。
Ｂの原子濃度２が１０未満であるため、磁歪が１０ を
大きく上回っている。
大きく上回っている。
これに対して実施例１〜４の非晶質合金はいずれも９
ｋＧ以上の高い飽和磁化及び１０−’ 以下の小さい飽
１ｏ磁歪を示し、しかも５５０℃以上の高い結晶化温度
を有し、５００℃でのガラス接着後の徐冷によっても実
効透磁率が劣化することがない。 − 更に、ＮｄのＨｆとの代替効果を調べるために”７８．
５ＮｄＸＨｆ１１−ＸＢ１０．５で表わされる非晶質合
金試料を、Ｘを変化させて上述したのと同様な方法で数
種類作製し、上記（１）及び（１１）の方法で結晶化温
度及び飽和磁化を測定した。この結果を図に示す。
ｋＧ以上の高い飽和磁化及び１０−’ 以下の小さい飽
１ｏ磁歪を示し、しかも５５０℃以上の高い結晶化温度
を有し、５００℃でのガラス接着後の徐冷によっても実
効透磁率が劣化することがない。 − 更に、ＮｄのＨｆとの代替効果を調べるために”７８．
５ＮｄＸＨｆ１１−ＸＢ１０．５で表わされる非晶質合
金試料を、Ｘを変化させて上述したのと同様な方法で数
種類作製し、上記（１）及び（１１）の方法で結晶化温
度及び飽和磁化を測定した。この結果を図に示す。
図からＸが０．１未満では９ｋＧ以上の高飽和磁化が得
られず、Ｘが３を超えると、結晶化温度が５５０℃未満
となりＮｄのＨｆとの代替効果が見られなくなることが
わかる。
られず、Ｘが３を超えると、結晶化温度が５５０℃未満
となりＮｄのＨｆとの代替効果が見られなくなることが
わかる。
なお、各実施例の磁気ヘッド用非晶質合金に用いたＨｆ
ｉ重量濃度で純度９９．８チのものであり、ｚｒを０．
０２％程度含有するが、こうしたＺｒ等の不純物は本発
明の効果に何ら影響するものではない。また、純度９５
チ（Ｚｒ含有率３チ程度）の比較的低純度のＨｆを用い
た場合でも本発明の所期の効果が得られることが確かめ
られた。
ｉ重量濃度で純度９９．８チのものであり、ｚｒを０．
０２％程度含有するが、こうしたＺｒ等の不純物は本発
明の効果に何ら影響するものではない。また、純度９５
チ（Ｚｒ含有率３チ程度）の比較的低純度のＨｆを用い
た場合でも本発明の所期の効果が得られることが確かめ
られた。
以上詳述した如く本発明の磁気ヘッド用非晶質合金によ
れば、高飽和磁化、低磁歪を示し、しかもガラス接着後
の徐冷によっても実効透磁率が劣化することがないので
、磁気特性に優れ、かつガラス接着された強固な磁気ヘ
ッドの製造に大きく寄与するものである。
れば、高飽和磁化、低磁歪を示し、しかもガラス接着後
の徐冷によっても実効透磁率が劣化することがないので
、磁気特性に優れ、かつガラス接着された強固な磁気ヘ
ッドの製造に大きく寄与するものである。
図はｃｏ７Ｂ、５Ｎｄｘ” １１−ｚ Ｂ１０．５非晶
質合金のＸと結晶化温度及び飽和磁化との関係を示す特
性図である。
質合金のＸと結晶化温度及び飽和磁化との関係を示す特
性図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 次式 ％式％ （但し、Ｘ＊’ｌ及び２は各元素の合金中での原子濃度
を表わし、 ０．１≦Ｘ≦３ ８≦ｙ≦１３ １０≦２≦１３ ９≦ｘ＋ｙ≦１３ １９≦Ｘ＋ｙ＋Ｚ≦２４ の関係を満足するものである。） で示されることを特徴とする磁気ヘッド用非晶質合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP59047905A JPS60194037A (ja) | 1984-03-13 | 1984-03-13 | 磁気ヘツド用非晶質合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP59047905A JPS60194037A (ja) | 1984-03-13 | 1984-03-13 | 磁気ヘツド用非晶質合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS60194037A true JPS60194037A (ja) | 1985-10-02 |
| JPS6218621B2 JPS6218621B2 (ja) | 1987-04-23 |
Family
ID=12788396
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP59047905A Granted JPS60194037A (ja) | 1984-03-13 | 1984-03-13 | 磁気ヘツド用非晶質合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS60194037A (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH01104479U (ja) * | 1987-12-28 | 1989-07-14 |
-
1984
- 1984-03-13 JP JP59047905A patent/JPS60194037A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6218621B2 (ja) | 1987-04-23 |
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