JPS6044383B2 - 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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- JPS6044383B2 JPS6044383B2 JP58136608A JP13660883A JPS6044383B2 JP S6044383 B2 JPS6044383 B2 JP S6044383B2 JP 58136608 A JP58136608 A JP 58136608A JP 13660883 A JP13660883 A JP 13660883A JP S6044383 B2 JPS6044383 B2 JP S6044383B2
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- alloy
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- amorphous
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- H01F1/15316—Amorphous metallic alloys, e.g. glassy metals based on Co
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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。
〔発明の技術的背景とその問題点〕従来、磁気記録装置
等における磁気ヘッドには、例えばFe−Ni合金(パ
ーマロイ)あるいはFe−Si−Al合金(センタスト
)等の結晶構造を有する高透磁率材料が使用されている
。
等における磁気ヘッドには、例えばFe−Ni合金(パ
ーマロイ)あるいはFe−Si−Al合金(センタスト
)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
摩耗性が劣り、また、Fe−Si−Al’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−Fe
−Ni−Si−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。
摩耗性が劣り、また、Fe−Si−Al’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−Fe
−Ni−Si−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V’IR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。
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。
しかし、ガラス接着には400℃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
す結晶化温度Txを有しており、その温度の近傍で熱処
理をすると諸特性、特に実効透磁率が低下する。また、
従来の低磁歪非晶質合金は、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、誘
導磁気異方性が発生して同様の劣化がみられるという欠
点があり、実用上大きな問題となつている。したがつて
、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
500℃以上)を示し、しかも熱処理後の徐冷によつて
諸特性が劣化しない、すなわちガラス接着後の諸特性が
劣化しないことが要望Jされている。この点、磁性元素
を1種しか含まない組成にすれば、徐冷後の実効透磁率
の劣化は妨げるが、この場合は高飽和磁化でしかも低磁
歪を同時に満足することが困難であつた。
とその後の徐冷が必要である。この点で非晶質合金は必
す結晶化温度Txを有しており、その温度の近傍で熱処
理をすると諸特性、特に実効透磁率が低下する。また、
従来の低磁歪非晶質合金は、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、誘
導磁気異方性が発生して同様の劣化がみられるという欠
点があり、実用上大きな問題となつている。したがつて
、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
500℃以上)を示し、しかも熱処理後の徐冷によつて
諸特性が劣化しない、すなわちガラス接着後の諸特性が
劣化しないことが要望Jされている。この点、磁性元素
を1種しか含まない組成にすれば、徐冷後の実効透磁率
の劣化は妨げるが、この場合は高飽和磁化でしかも低磁
歪を同時に満足することが困難であつた。
;〔発明の目的〕
本発明は上記事情に鑑みてなされたものであり、磁気特
性に優れ、かつ500′C以上の高い結晶化温度を示し
、徐冷を伴う熱処理を施しても諸特性、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。
性に優れ、かつ500′C以上の高い結晶化温度を示し
、徐冷を伴う熱処理を施しても諸特性、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(但し、X.
,y及びzは各元素の合金中での原子濃度を表わし、の
関係を満足するものである。
,y及びzは各元素の合金中での原子濃度を表わし、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しく説明する。
本発明の非晶質合金において、各元素を用いる理由及び
組成の限定理由は以下のとおりである。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
体として理由は磁気ヘッド用材料として8kG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。ハフニウム■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。ここで、H
fの合金中での原子濃度yを6≦y≦15の範囲に限定
したのは、yが6未満であると500℃以上の高い結晶
化温度が得られないためであり、一方、yが15を超え
ると8kG以上の高飽和磁化が得られないためである。
ボロン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。
組成の限定理由は以下のとおりである。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
体として理由は磁気ヘッド用材料として8kG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。ハフニウム■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。ここで、H
fの合金中での原子濃度yを6≦y≦15の範囲に限定
したのは、yが6未満であると500℃以上の高い結晶
化温度が得られないためであり、一方、yが15を超え
ると8kG以上の高飽和磁化が得られないためである。
ボロン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zを3≦z≦12の範
囲に限定したのは、zが3未満であると非晶質化が困難
となるためであり、一方、12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Hf及びBの原子
濃度y及びzは、その比.率y/(y+z)が0.5≦
y/(y+z)≦5/6の関係を満足するものである。
囲に限定したのは、zが3未満であると非晶質化が困難
となるためであり、一方、12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Hf及びBの原子
濃度y及びzは、その比.率y/(y+z)が0.5≦
y/(y+z)≦5/6の関係を満足するものである。
これはこの比率が0.5未満であると添加元素(レニウ
ム)による飽和磁歪定数の制御が困難となるためであり
、一方、5/6を超えると(例えば、yが上限値15で
・zが下限値3未満の場合、あるいはzが下限値3でy
が上限値15ご超える場合)非晶質化が困難となつたり
、高飽和磁化が得られないためである。以上の各元素を
所定の組成比で調合し、得られる非晶質合金は、高い結
晶化温度、高い飽和磁化を示し、しかもガラス接着後の
実効透磁率等の電磁変換特性が劣化しない等の特長を有
しているが、飽和磁歪定数が正で10−6以上という大
きな値であるため、磁気ヘッド用非晶質合金としては望
ましいものではない。レニウムReは少量の添加でこの
飽和磁歪定数の値を低減させ、著しい場合には負の値を
示すに至らしめる効果を有するものである。
ム)による飽和磁歪定数の制御が困難となるためであり
、一方、5/6を超えると(例えば、yが上限値15で
・zが下限値3未満の場合、あるいはzが下限値3でy
が上限値15ご超える場合)非晶質化が困難となつたり
、高飽和磁化が得られないためである。以上の各元素を
所定の組成比で調合し、得られる非晶質合金は、高い結
晶化温度、高い飽和磁化を示し、しかもガラス接着後の
実効透磁率等の電磁変換特性が劣化しない等の特長を有
しているが、飽和磁歪定数が正で10−6以上という大
きな値であるため、磁気ヘッド用非晶質合金としては望
ましいものではない。レニウムReは少量の添加でこの
飽和磁歪定数の値を低減させ、著しい場合には負の値を
示すに至らしめる効果を有するものである。
ここで、フReの合金中での原子濃度xを0.5≦x≦
6の範囲に限定したのは、xが0.5未満であると飽和
磁歪定数の値を低減させる効果が顕著でないためであり
、一方、6を超えると飽和磁化が低下するためである。
7 なお、本発明の磁気ヘッド用非晶質合金は、上述し
たCO、RelHf及びBの各成分を所定の割合で調合
した後、溶融し、これを例えば液体急冷法あるいはスパ
ッタ法等によつて非晶質化し、必要に応じて熱処理を施
すことにより容易に製造する)ことができる。
6の範囲に限定したのは、xが0.5未満であると飽和
磁歪定数の値を低減させる効果が顕著でないためであり
、一方、6を超えると飽和磁化が低下するためである。
7 なお、本発明の磁気ヘッド用非晶質合金は、上述し
たCO、RelHf及びBの各成分を所定の割合で調合
した後、溶融し、これを例えば液体急冷法あるいはスパ
ッタ法等によつて非晶質化し、必要に応じて熱処理を施
すことにより容易に製造する)ことができる。
本発明の磁気ヘッド用非晶質合金によれば、コバルト、
ハフニウム及びボロンを所定の組成比にすることにより
500℃以上の高い結晶化温度、8kG以上の高い飽和
磁化を示し、しかもガラス接着等の徐冷を伴う熱処理後
も実効透磁率等の電磁変換特性が劣化しないという特長
を実現するとともに、更にはコバルトの一部をレニウム
で置換することにより飽和磁歪定数の絶対値を10−7
オーダーの小さい値とすることができ、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。
ハフニウム及びボロンを所定の組成比にすることにより
500℃以上の高い結晶化温度、8kG以上の高い飽和
磁化を示し、しかもガラス接着等の徐冷を伴う熱処理後
も実効透磁率等の電磁変換特性が劣化しないという特長
を実現するとともに、更にはコバルトの一部をレニウム
で置換することにより飽和磁歪定数の絶対値を10−7
オーダーの小さい値とすることができ、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。
以下、本発明の実施例を説明する。
実施例1〜3及び比較例1〜6
下記表に示す組成の非晶質合金をそれぞれ液体急冷法に
より作製した。
より作製した。
すなわち、各組成の溶融合金をアルゴンガス雰囲気中で
高速回転する単ロール表面上に、石英管ノズルからアル
ゴンガス(圧力0.1〜1.0k9/C7lf)により
噴出させた後、急冷してそれぞれ厚さ30pm1幅12
wtの非晶質合金薄帯試料を得た。なお、下記表中比較
例1はHf.l5Bとの和に対するHfの比率y/(y
+z)が0.5未満のもの、較例2はHfの原子濃度y
が15を超えるもの、比較例3はReを全く含まないも
の、比較例4はReの代わりにNbを含むもの、比較例
5はReの代わりにNiを含むもの、比較例6はRe及
びHfを全く含まないものである。
高速回転する単ロール表面上に、石英管ノズルからアル
ゴンガス(圧力0.1〜1.0k9/C7lf)により
噴出させた後、急冷してそれぞれ厚さ30pm1幅12
wtの非晶質合金薄帯試料を得た。なお、下記表中比較
例1はHf.l5Bとの和に対するHfの比率y/(y
+z)が0.5未満のもの、較例2はHfの原子濃度y
が15を超えるもの、比較例3はReを全く含まないも
の、比較例4はReの代わりにNbを含むもの、比較例
5はReの代わりにNiを含むもの、比較例6はRe及
びHfを全く含まないものである。
得られた薄帯試料について以下のようにして諸特性を測
定した。(1)結晶化温度 示差熱分析計を用いて測定した。
定した。(1)結晶化温度 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。(Ii)飽和磁化試料振動型磁化
測定装置を用い、10k0eの磁場における各試料の磁
化の値を測定し、飽和磁化とした。
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、10k0eの磁場における各試料の磁
化の値を測定し、飽和磁化とした。
(Iii)実効透磁率
各薄帯試料を外径10TIaφ、内径8醒φのリング状
に打ち抜き、軟化点が380′Cであるソーダガラスの
スパッタ膜を介在させて1厳積層した。
に打ち抜き、軟化点が380′Cであるソーダガラスの
スパッタ膜を介在させて1厳積層した。
次いで、この積層物を50CfCで3紛間熱処理を施し
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
3(2)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l透磁率μ″を求めた
。なお、実効透磁率は500kHz及び5MHzにおけ
る値を各々示す。(Iv)飽和磁歪定数 ストレインゲージ法を用いて測定した。
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
3(2)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l透磁率μ″を求めた
。なお、実効透磁率は500kHz及び5MHzにおけ
る値を各々示す。(Iv)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。
上記表から明らかなように比較例1はy/(y+z)が
0.5未満であるため飽和磁歪定数の値が大きく、比較
例2はHfの原子濃度が15を超えるため飽和磁化が著
しく小さい。
0.5未満であるため飽和磁歪定数の値が大きく、比較
例2はHfの原子濃度が15を超えるため飽和磁化が著
しく小さい。
また、比較例3はReを全く含まず、比較例4はReの
代わりにNbを.含むため飽和磁歪定数が著しく大きい
。また、比較例5の非晶質合金は飽和磁歪定数の値は小
さいが、2種類の磁性合徐連0..Niを含むため、ガ
ラス接着後の徐冷により誘導磁気異方性が発生し、実効
透磁率の値が著しく小さい。更に、比較例6の非晶質合
金は、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50(代)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。これに対して実施例1〜3の非晶質合金はい
ずれも500℃以上の高い結晶化温度、8kG以上の高
い飽和磁化を示し、しかもガラス接着後の徐冷によつて
も実効透磁率が劣化することがなく、また絶対値が10
−7オーダーの小さい値の飽和磁歪定数を示している。
代わりにNbを.含むため飽和磁歪定数が著しく大きい
。また、比較例5の非晶質合金は飽和磁歪定数の値は小
さいが、2種類の磁性合徐連0..Niを含むため、ガ
ラス接着後の徐冷により誘導磁気異方性が発生し、実効
透磁率の値が著しく小さい。更に、比較例6の非晶質合
金は、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50(代)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。これに対して実施例1〜3の非晶質合金はい
ずれも500℃以上の高い結晶化温度、8kG以上の高
い飽和磁化を示し、しかもガラス接着後の徐冷によつて
も実効透磁率が劣化することがなく、また絶対値が10
−7オーダーの小さい値の飽和磁歪定数を示している。
以上のように磁気特性に優れ、かつガラス接着が可能な
磁気ヘッド用非晶質合金を得ることができた。
磁気ヘッド用非晶質合金を得ることができた。
なお、上記実施例1〜3の磁気ヘッド用非晶質合金に用
いた■は純度99.8%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。
いた■は純度99.8%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。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1 次式 Co_1_0_0−_x−_y−_zRe_xHf_y
B_z(但し、x、y及びzは各元素の合金中での原子
濃度を表わし、0.5≦x≦6、6≦y≦15、3≦z
≦12、0.5≦y/(y+z)≦5/6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 (5)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP58136608A JPS6044383B2 (ja) | 1983-07-26 | 1983-07-26 | 磁気ヘツド用非晶質合金 |
US06/573,379 US4564399A (en) | 1983-07-26 | 1984-01-24 | Amorphous alloy for magnetic head and magnetic head with an amorphous alloy |
DE8484100955T DE3482012D1 (de) | 1983-03-31 | 1984-01-31 | Amorphe legierung fuer einen magnetkopf und magnetkopf mit einer amorphen legierung. |
CA000446377A CA1219473A (en) | 1983-07-26 | 1984-01-31 | Amorphous alloy for magnetic head and magnetic head with an amorphous alloy |
EP19840100955 EP0121046B1 (en) | 1983-03-31 | 1984-01-31 | Amorphous alloy for magnetic head and magnetic head with an amorphous alloy |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP58136608A JPS6044383B2 (ja) | 1983-07-26 | 1983-07-26 | 磁気ヘツド用非晶質合金 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS6026639A JPS6026639A (ja) | 1985-02-09 |
JPS6044383B2 true JPS6044383B2 (ja) | 1985-10-03 |
Family
ID=15179272
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP58136608A Expired JPS6044383B2 (ja) | 1983-03-31 | 1983-07-26 | 磁気ヘツド用非晶質合金 |
Country Status (3)
Country | Link |
---|---|
US (1) | US4564399A (ja) |
JP (1) | JPS6044383B2 (ja) |
CA (1) | CA1219473A (ja) |
Families Citing this family (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO1986000936A1 (en) * | 1984-07-27 | 1986-02-13 | Research Development Corporation Of Japan | Amorphous material which operates magnetically |
JPS6176642A (ja) * | 1984-09-25 | 1986-04-19 | Hitachi Ltd | Co―Ni―Fe合金の電気めっき浴及び電気めっき方法 |
Family Cites Families (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US4236946A (en) * | 1978-03-13 | 1980-12-02 | International Business Machines Corporation | Amorphous magnetic thin films with highly stable easy axis |
DE3049906A1 (en) * | 1979-09-21 | 1982-03-18 | Hitachi Ltd | Amorphous alloys |
JPS5644752A (en) * | 1979-09-21 | 1981-04-24 | Hitachi Ltd | Ferromagnetic amorphous alloy |
JPS5754251A (en) * | 1980-09-15 | 1982-03-31 | Tdk Corp | Amorphous magnetic alloy material |
JPS58120759A (ja) * | 1982-01-08 | 1983-07-18 | Toshiba Corp | 磁気ヘツド用非晶質合金 |
-
1983
- 1983-07-26 JP JP58136608A patent/JPS6044383B2/ja not_active Expired
-
1984
- 1984-01-24 US US06/573,379 patent/US4564399A/en not_active Expired - Fee Related
- 1984-01-31 CA CA000446377A patent/CA1219473A/en not_active Expired
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
US4564399A (en) | 1986-01-14 |
CA1219473A (en) | 1987-03-24 |
JPS6026639A (ja) | 1985-02-09 |
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