JPS6074104A - デジタル用磁気ヘツド - Google Patents

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。

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は、デジタル用磁気ヘッドに係り、特にそれの磁
気回路を構成するコア材に間するものである。

デジタル用リード・アフタ・ライト磁気ヘッドは通常コ
ンピュータ周辺機器などに装着されており、多チヤンネ
ル用に複数対の書込み一読出し用ギャップが設けられて
いる。この磁気ヘット上を磁気テープが走行する際、書
込み用ギャップでテープ上にデジタル信号が記録さｈ、
その直後にテープは読出し用ギャップの上を通過して前
記信号の読出しがなされて、書込み信号の正確さがチェ
ックされる。

このデジタル用磁気ヘッドの書込み、読出しは高記録密
度のため１〜３　Ｍ　Ｈｚ程度の高周波領域でなされる
から、磁気ヘッドに使用されるコア材としては特に高透
磁率でしかも亮飽和磁束密度のものが要求される。とこ
ろで従来のコア材としては、２５〜５０μｍ程度に薄く
加工したパーマロイが使用され、このは薄板状パーマロ
イを所定枚数積層し、エポキシ樹脂などのモールドで１
妾着固定し。

ていた。しかしこの薄板状パーマロイは、樹脂モール１
−や機械的な締付けにより内部応力が生しると、透磁率
が１１ｖｌ　）ｌ　ｚで６００−ＲＯＯ程度までに下が
る。このように周波数特性の悪いコア材を使用すると、
高周波領域で信号波形の位相ずＪｌを生じ、対称である
・＼き信号波形か非対称になり、コンピュータ周辺機器
の信頼性を低下する原因になる。

本発明者らは、従来より超急冷合金のｆｆｕ造法どし知
られている液体急冷法を用いτ第２相１：：１．了分散
型の超急冷磁性合金を作成することに成４Ｊし、この新
しい複合材料がそれらの構成物質Ｕｊ急冷磁性合金と第
２相粒子）の両者の優れた性質１機能を選択的に兼備え
、デジタル用磁気ヘッドの」ア月として非常に好適であ
ることを見出した。

すなわち、本発明は、非晶質、結晶質またはそれらの混
合相からなる超急冷合金マトリックス中に、第２相粒子
を少なくとも１種３次元的に均一分散させてなる複合材
料により磁気回路の少なくとも一部を構成したことを特
徴とするものである。

本発明において超急冷合金７１−リツクスを構成する合
金母相としては、例えばコバル１−を主成分とするコバ
ルト−鉄合金などのコバルト系合金、鉄を主成分とする
鉄−ケイ素−ホウ素合金や鉄−モリブデン合金などの鉄
系合金、ニッケルを主成分とするニッケルーケイ素−ホ
ウ素合金などのニッケル系合金、あるいは銅−ジルコニ
ウム合金。

ジルコニウム−ニオブ合金などの各種の系の合金が用い
られる。

本発明において第２相粒子としては１．例えばＣ１ＷＣ
，Ｔ　ｉ　Ｃ，Ｎ　ｌ）　Ｃなどの炭素または炭化物。

ＮｂＮやＴａＮなどの窒化物、Ｃｒ：　０３　、ＣｅＯ
２。

ＭｇＯ，Ｚｒ０１ｚ　、Ｙ：○ｑ　、　ＷＯ３，Ｔｈ’
Ｏ：　。

ＡＱ　＝　ＯＢ　、　Ｆｅ：＝○−＋　、ＺｎＯ，５ｉ
Ｃ）ｚなどの醇化物、ＢＮなどのホウ化物、ＳｉＣなど
のシリケイト、Ｔｉ、Ｆｅ、Ｍｏ、Ｗなどの金屑等が用
いられる。

次に本発明に係るコア材の製造例について説明する。第
１図および第２図は第１の製造例を説明するための原理
説明図で、第１図はインボッ１−を作る工程を説明する
ための図、第２図はそのインゴットを用いてリボン状の
コア＋４を作る工程を説明するための図である６ 第１図において、超急冷合金マトリックスを構成する合
金母料ｌは、真空高周波溶解炉２によって加熱溶融され
、それがインコツトの＆ｎ型３に注入される。一方、第
２相粒子４はプラズマ溶射用給粉器５により、鋳型３に
注入される途中の溶融合金母材１に対して強制的に噴射
添加され、そのまま冷却凝固されて第２相粒子４を均一
に分数保持したーｒンゴツ１−が得られる。第２相粒子
４の噴射分散には、ボンベ６中に充填されているアルコ
ンガスなどの不活性ガスからなる噴射ＩＡ！４体が用い
られる。

噴射分散時における合金母材１の変質を避けるためには
、噴射媒体としてアルゴンガスなとの不活性ガスが好ま
しい。第２相粒子４を供給する給粉器としては、常に均
一に第２相粉子４が供給できること、噴射圧などの噴射
条件が比較的簡単に調整できること、ならびにノズルの
耐熱性が優れていることなどからプラズマ溶射用給粉器
が好適である。

超急冷法でリボン状のものを作成する方法とし−Ｃは、
単ロール法、双ロール法ならびに遠心法などがある。こ
れらの超急冷法は合金組成の選択あるいは急冷速度など
の急冷条件を制御することにより、非晶質相、非平衡結
晶質層などの平衡状態図にない準安定物質、あるいは乎
栴結ｒＷｒ質相などが得られる。

第２図は、双ロール法によってリボン状のコア材を作成
する製造コニ程を示している。下端にノズルを有する石
英ガラス製の耐熱管７中に、前述の第２相粒子を均一に
分散させたインボッ１−８が入れられ、管内がアルゴン
ガスなとの不活性カス９τ−４−４１−貿篇ホ第１スー
而Ｉ護７の々Ｉれ−は寡固油溶解炉１０が設置されてお
り、インボッ１−８がこの溶解炉１０によって第２相粒
子が溶解しない程度に再溶融される。その後ピストン１
１を動イ１−させて耐熱管７のノズル先端を高速回転し
ている２つのロール１２．１２の接合部に可能な限り接
近させ、耐熱管７内のガス圧を急激に増加さゼる。

再溶融したインゴット８は圧力上性により、徐々にノズ
ルから一様な連続噴流としてロール］２゜１２の接合部
に供給される。ロール１２．１２は高速で回転している
とともに邦に圧接されているから、溶融金属が噴出され
ると瞬時に冷Ｊｉｐ凝固されて、連続したリボン状のコ
ア材１３が得られる６第３図はこのコア４；Ｊ１３の拡
大断面図で、非晶質、結晶質、またはそれらの混合相か
らなる超急冷合金マトリックス１４中に、極めて微＋ｔ
ｌｌｌ　メｊ２第２相粒子４が３次元的に均一分散され
ている。コア＋１１３の厚さおよび幅などは、ロール１
２の周速度ならびに圧接力、溶融物の温度ならびにｊ７
’ｊ出；速度などを可変することによって調整ツーるこ
とか可能である。

第２図を用いて説明した双ロール法は、得られるコア材
の厚さが均一で、両面とも表面粗さが小さく、しかも比
較的厚手のものも容易に製造できるなどの利点を有して
いる。

この製造例では双ロール法を用いたが、その代りに単ロ
ール法を適用することもできる。

第４図は、本発明に係るコア材の第２の製造例を説明す
るための原理説明図である。

下端にノズルを有する石英ガラス製の耐熱管７中ｔこ、
超急冷合金マトリックスを構成する合金母材１のインゴ
ットを入れ、管内をアルゴンガスなとの不活性ガス９で
十分置換する。耐熱管７の外周に高周波溶解炉４が設置
され、合金母材１のインゴットがこの溶解炉４によって
後述の第２相粒子４が溶解しない程度に溶融される。そ
の後ピストン１１を作動させて耐熱管７のノズル先端を
高速回転しているローラ６の上周面に可能な限り接近さ
せ、耐熱管７内の不活性ガス圧を急激に増加させる。溶
融した合金母材Ｊは圧力上昇により、ノズルから細い一
様な連続噴流としてロール６の周面に供給される。

耐熱管７からの合金母材Ｘの噴出流に対しで。

第２相粒子４がプラズマ溶射用給粉藷５によりアルゴン
ガスなどの１ＩＩＩ射媒体とともに強制的に噴射添加さ
れる。第２相粒子４を添加された溶融状ｆ占にある合金
母材１は、ａ−ル１２上で延ばされ／、Ｉ２がら急冷凝
固され、連続した゛リボン状の：」ア４Ａ＋３が得られ
る。

このようにして得られたコア材１．　：３　＃Ｊ第３図
にボしたものと同様に１Ｍ３急冷合金７１．リツク−ノ
、Ｉ４中に（梃めて微細な第２相粒子・１が第３次元的
に均一分散されている。

第１１図を用いて説明した単ロール法は、比Ｉ！′２ｊ
＋す幅広で薄膜状のものが得られ易いという利点を有し
ている。なお、この製造例では、ｊｉｉ〔４−ル法を用
いたが、その代りに双ロニル法をΔ用することも可能で
ある。

第５図は、本発明に係るコア′財の第３の製造例を説明
するだめの原理説明図である。

下端にノズルを有する石英ガラス製の耐熱管７中に、超
急冷合金７１−リツクス奈構成する合金母材Ｉのインゴ
ットを入れ、管内をアルゴンガスなどの不活性ガス９で
十分置換する。耐熱管７の外周に高周波溶解炉１０が設
置され、合金母材１のインボッ１−がこの溶解炉１０に
よって後述のｆＪ５２相粒子４が溶解しない程度にＷｉ
融される。その後ピストン１１を作動させて耐熱管７内
の不活性ガス圧を急激に増加させ、ｍｍｌ、た合金母材
１をその下に配置している溶融金属溜め１５に注加する
。

耐熱管７からの合金母材１の噴流に対して、プラズマ溶
射用給粉器５より第２相粒子４が強制的に噴射添加され
る。この溶融金属溜め１５の外周↓こも高周波溶解炉１
６が取すイ・Ｊけられ、合金母材１の溶融状態が維持さ
れる。

このようにして第２相粒子４を含有した合金母料１は、
図示し２ていない不活性ガス（アルゴンガス）高圧装置
によって溶融金属溜め１５の下部ノズルからロール１２
．ｘ２の接合部に細い一様な連続噴流として供給さＪし
、前記製造例と同様に超免九冷さ才して１す！妓した＋
１ボン４人二のコアネ第１３がｆ得られる。

このコアを才１３も第３図に示したものとＰＩ僅に、超
急冷台金マトリックス１４巾にイへめで微細な第２相粒
子４が３次元的に均一分子ｆ＆されている。なお、この
製造ず列では、？！　ｒ、■−ル法を用いたが、その代
りに単ロール法を適用する二ども可能である。

超急冷合金７１〜リツクスを構成する合金母（、（のイ
ンゴットを作る際、あるいはそのインボッ１−を超急冷
のために再溶融する際に、前ｉホのような噴射分散法を
用いないで第２相粒子を溶融状態の合金母４２オ中に！
１１に添加し、高周波によって攪拌して、しかるのち超
急冷して合金７１−リッグス中に第２相粒子を３次元的
に分散させろこともできるどころかこの方法では、適用
できる第２柑拉ｆ゛の種類や分散し得る凪に制限がある
。特に第２相泣子が例えばＣｒ　ｚ○ヨやＣｅＯ，＝な
どの全屈酸化物の場合は、鉄、コバル）−ならびにニッ
ケルメＩＮどの金、３溶融体に対する濡れ性が悪く　極
めて生成シカ分散せず、しかも超急冷合金マトリックス
の表面層に偏在する傾向がある。

溶融状態にある合金母材に対して第２相粒子を添加２分
散せしめる際に生じる界面現象は、次の２段階に分けて
考えることができる。すなわち、第１の段階として、第
２相粒子が溶融状態の合金母材と接触する段階で、この
ときには溶融合金母材の液相と第２相粒子の固相とアル
ゴンガス（不活性ガス）などの気相の３相系である。第
２の段階として、第２相粒子が溶融状態の合金母材中に
懸濁する段階で、このときは溶融合金母材の液相と第２
相粒子の同相の２相系である。

さらに前述の３相系の界面現象は、付着濡れ、拡張濡れ
、浸漬濡れの３つに大別できる。付着濡れが生じる際の
仕事をＷ　ａ　＋拡張濡れが生じる際の仕事量をＷｓ＋
浸漬濡れが生じる際の仕事量をＷｌとすれば、次によう
に定義される。

Ｗａ−γ５ｖ−ｙＳＬ＋γＬν　−（］）Ｗ　ｓ　＝γ
ｓｖ−γ８１−−γｃ、ｖ　−（２）Ｗｊ＝γ５Ｖ−γ
ＳＬ　−（３） 但し式中γＳＬ：固相−液相界面張力 γｓＬ：固相の界面張力 γＬｖ：液相の界面張力 気相−固相および液相−固相界面においては、同相の表
面はほとんど変形しないと考えられるから、液相との接
触角をθとすれば次の（４）式が成立する。

γｓｖ−γＳＬ−γＬ　Ｖ　０ｃｏｓ　Ｏ−（４）これ
をそれぞれ前記（１）、（２）、（３）式に代入すると
次のような式になる。

Ｗａ＝　γ　Ｌ　（ｃｏｓ　θ　＋　］　ン　−（５）
Ｗｓ＝　７　Ｌ　（ｃｏｓθ−１）　＝−（６）Ｗｉ＝
　ｙ　Ｌ　Ｖ−ｃｏｓθ　−（７）二九らの式でＷが正
のときにそれぞＪし濡れ性を生じる。前述の式（５）〜
（７）から明らかなように、第２相粒子が溶融状態の合
金母ネ」と接触する第１の段階では、合金母材に対する
第２相粒子の接触角０が濡れ性に大きくを関与している
。鉄、コバルトならびにニッケルなどの金属溶融体に対
して、一般に金属酸化物は接触角０が大きく、従って濡
れ性が悪い。

そのため第２相粒子を溶融状態の合金ｆｌｉ材に！１１
、に添加し高周波をかけて攪拌した程度では、所謂合金
母材と第２相粒子のなじみが悪く、合金母材の表面Ｍ側
に第２相粒子が偏在しやすい。このようなことから第２
相粒子として金属酸化物を用いた場合には、合金母材中
に分散し得る量としては高々ｆＪ、１体積％程度で、分
散量が極めて少なく、第２相粒子の添加効果が十分に発
揮できない。

この点前述のように、合金母材のインボッ１−を作る際
、あるいはそのインゴットを超急冷するために溶融する
際、噴射分散法を用いて第２相粒子を溶融状態の台金母
材中に添加する方法を採用すれば２強い噴射エネルギー
によって第２相粒子が合金母日中に機械的に即し込まれ
る状態になる。

そのため、合金母材に対する濡れ性の悪い第２相粒子で
も強制的に均一分散させることができ、適用できる第２
相粒子の種類や分散し得る量にも裕度が出て、コア材の
性質２機能の向上に大さく寄与する。

金属溶融体に対する固相の接触角の一例を次の表１に示
す。

二の表から明らかなように、金属酸化物は他の同第１１
に比べて一般に接触角が大きく、金屈溶触体に列して濡
れ性が悪い。

次に本発明の実施例について説明する。

実施例１ （Ｃｏ＝　ｏ５Ｆｅａ５ｓｌｘ　ｑＢｘ　ｏ）ｒｉ　ｑ
、ｑ　（ＩｉＣ）ａ、！Ｉｆ（ＣＯ７ｏ５Ｆｅ４．ｇＳ
ｉ：ｉ　５Ｂ１ｏ）！＋　９　（’ＪＣ）１（Ｃｏ＝　
ｏ　ｑＦｅａ　５ｓｉｉ　５　Ｂｘ　Ｏ）：Ｉ　ｎ　（
ＩｄＣ）２（Ｃｏ＝　ｏ、５ＦｅＪ５ｓｉ１５Ｂ１０）
−１−、（ｔｉｃ　）Ｆ（Ｃｏ＝　ｏ、ｓＦ＋３．＋、
５５ｉ１Ｓ［］１０）！　ｃ、（′ｊｌＣ）１１　、）
上記組成式の第２相粒子分散型超急冷合金からなるコア
（Ｉをそれぞれ作成する。上記組成式中左（）中に超急
冷合金の組成を示し、それの名元素右Ｆの数字は原子％
を示し、組成式中布（）中に第２相粒子構成物を示す。

両（）の右下の数字はｆれぞれの体積％を表わしている
。他の′３￥施例もこれと同様の表示方法を採用した。

次に具体的な作成手順について説明する。まず所望の超
急冷合金の組成を得るべく構成金属Ｃｏ。

Ｆｅ、　Ｓｉ、　＋３をＣｏ　４２０．９ｇ　、　Ｆｅ
　２２．５ｇ　、　５ｉ４２．７ｇ、　Ｂ　ｆｌｏｇと
なるようにそれぞれ秤量し、これらを真空高周波溶解炉
２（第２図参照）で互に溶融せしめて、溶融状態の合金
母材１を−）くる。

この合金母材１は、そのまま鋳型３に注入される。

一方、ＷＣ＠粉末（第２相粒子４）が予めプラズマ溶射
用給粉器５に充填されており、ボンベ６からの高圧アル
ゴンガスによって、前記合金母材Ｊの鋳型注入流に向け
て噴射さｈる。なお、ｗｃ微粉末の噴射量は、合金母材
１に対して前述の組成式で示される体積％になるように
給粉器５で調整される。鋳型３に注入されるときの合金
母材Ｊの温度は、それの溶融状態を保ち、しがも第２相
粒子であるＷＣ微粉末は溶融しない温度、すなわち約１
２００℃になるように調整されている。

溶融合金母材１の鋳型注入流に向けて強制的に噴射され
たＷＣ微粉末は、合金母料】中で魂とならず個々に微細
化した状態で分散され、しがも相互の粒子間隔が短い。

このように粗大化することなく、微細化した状態で分散
されたｗｃ微粉末は合金母材１中で浮上速度が遅く、従
って合金母材１が鋳型３中で凝固するときに偏析するよ
うなことがなく、分散状態が安定している。このような
ことから、ＷＣ微粉末が均一分散したＣｏ−Ｆｅ−５ｉ
−Ｂ　系合金からなるインゴット８が得らｈる。

次にこのインゴット８は第２図に示すように石英ガラス
製の耐熱管７の中に入れられ、管内をアルゴンガス９で
十分置換し、その後高周波溶解炉１０でインボッ１〜８
を溶解する。このときもＷＣＩ＃粉末が溶解しない程度
、すなわち約１２００℃に保持される。ついでピストン
１１を作動させて耐熱管７の下端ノズルを高速回転して
いる２つのローラ１２，１２の接合部に可能な限り接近
させ、耐熱管７内のアルゴンガス圧を急激に高め、イン
ボッｌ−８をノズルから一様な連続噴流としてロール１
２．１２の接合部に供給される。ロール１２゜１２は冷
却されながら高速回転しＣいるとともに常に互に圧接さ
れているから、噴出された合金母材は瞬時に冷却凝固さ
れて幅４０ｍＩＩ＋、厚さ３０μｍ。

長さ５ｍのリボン状のコア材１３が得られる。

このコア材１３の表面ならびに厚さ方向の切断面を走査
型電子顕微鏡で観察したところ、ＷＣ微粉末が超急冷合
金マトリックス中に短い粉子間隔で、ＷＣ微粉末が互に
集合して粗大化することなく個々に微粉子のまま均一に
分散しており、孔が全く存在していない。このことがら
ｗｃ徹粉末は合金マトリックス中において３次元的に均
一に分散していることが確認できた。またこの超急冷合
金マトリックス合釜は、Ｘ線回折により非晶質であるこ
とを確認した。

このコア月１３を所定形状に連続的に打抜き、第６図お
よび第７図に示すようにそれらを所定枚数積層し、エポ
キシ樹脂でモールドして２つ割れのコア１７ａ、Ｊｏｂ
および１８ａ、＋８ｂをつくる。この１７ａ、＋７））
がリードｍ：１７．＋８ａ、１８ｂがライト側コアとな
り、コＪ’　］　７　ａおよび１８ａにそれぞれコイル
１９が巻装される（第６図参照）、これら各コア１７．
１８はり一ト・セクション本体２０ならびにライ１−・
セクション本体２１の各々の溝部に直入され、各クロス
・フィード・シールド板２２もそれぞれ所定位首に配置
されて、組合わされ全体がシールドケース２３内に収容
され（第７図）、デジタル用磁気ヘットの組立てが終了
する。

実施例２ （Ｎｉ＝　ｅ　Ｓｉｘ　ｏ　Ｂ　１２　）　９　＋、　
（ｗｃ）−＋（Ｎコ、　８　Ｓ１□　。Ｂ□　２　）　
９　２　（ＷＣ）９（Ｎｊ７ａＳｉ１ｏＢ〕：りｅｚ（
ＷＣ）１９上記組成式の第２相粒子分散型超急冷合金か
らなるコア材をそれぞれ作成する。

次に具体的な作成手順について説明する。まず所望の超
急冷合金の組成を得るべき構成金属Ｎｉ。

Ｓｉ、ＢをＮｉ４５９ｇ、Ｓｊ、２８ｇ、Ｂ１３ｇとな
るようにそれぞれ秤量し、これらを真空高周波溶解炉で
溶融して合金母材をつくり、これを鋳型に注入する。

この合金母材１の注入流に対し、プラズマ溶射用給粉器
からＷＣ微粉末（第２相粒子）が高圧アルゴンガスとと
もに噴射され、その後冷却してＷＣ微粉末を均一分散し
たＮｉ−８ｊ−Ｂ系合金からなるインボッ１−をつくる
。ＷＣ微粉末を噴射分散せしめるときの合金母料の温度
が約１２００℃になるように調整しておけば、添加され
たＷＣ微粉末は合金母材中に溶解せず、微粒子のまま均
一分散される。

１つのロールの真上に配置された耐熱管に前記インゴッ
トを入れ、管内をアルゴンガスで十分置換する。ついで
耐熱管の外周に設けられた高周波溶解炉によって約１２
００℃に加熱保持され、合金母材のみが再溶融される。

しかるのち耐熱管内のアルゴンガス圧が急激に高められ
、耐熱管の下部ノズルからＷＣ微粉末を含んだ溶融合金
母４４が、２０００ｒ、ｐ、ｍで回転しているロール上
に噴出される。

噴出されると瞬時に冷却凝固されて、幅４０ｍｍ。

厚さ３０ｉｉｍ、長さ５ｍのリボン状コア材が得られる
。

このコア材の表面ならびに厚さ方向の切断面を走査型電
子顕微鏡で１＠察したところ、前記実施例と同様にＷＣ
微粉末が超急冷合金マトリックス中に微粒子のまま均一
に分散している。またこの超急冷合金マトリックスは、
Ｘ線回折により非晶質であることを確認した。

このコア材を用いて第７図に示すような磁気ヘットを製
作する手順は前記実施例と同様であるので、それらの説
明は省略する。

実施例３ （ＣＯ７ｏ、＊Ｆｅａ、ｚＳｉｘ　ｓＢｌｏ）ｇ９．９
　（Ｃｒｚ（ｈ　）ｏｌ（Ｃｏｙ　ｏ５Ｆｅａ、５ｓｉ
１５Ｂ］Ｏ）９　ｚ７（Ｃｒｚ（Ｌ＋　）ｏ、ｉ（Ｃｏ
−、ｏ、５Ｆｅ−、ｑＳｉｌｓＢｌｏ）ｑ　＋１１５（
Ｃｒ＝Ｏａ　）ｏ、＋；（Ｃｏ＝　ｏ　ｑＦｅａ　５　
ｓｉｉ　５Ｂ１　０）Ｇ　９　（Ｃｒｚ　Ｏｗ　）１（
Ｃｏ＝ｏ、５Ｆｅ＝＋　５５ｉｉ　５Ｂｉｏ）−＋＝　
（ＣｒｚＯｉ）３上記組成式の第２相粒子分散型超急冷
合金からなるコア材を用い、前記実施例と同様に磁気ヘ
ッドを組立てる。

実施例４ （Ｃｏ＝　ｏ−、Ｆｅｄ、１Ｓｊｚ　ｓＢ＞　Ｏ）９　
Ｄ９（ＣａＯ２）。、（Ｃｏ−、ｏ　５Ｆｅａ　Ｓｓ］
１　ｓｅｌ　ｏ）りり　７　（ＣｅＣ１ｚ）ｏ、：＋（
Ｃｏ＝　ｏ、ｓ　ＦｅＪ、ｑ　Ｓｊｌ　＋、Ｒ１０）Ｇ
　９Ｓ（Ｃｅ０＝　）ｏ、５（Ｃｏ＝　ｏ　ｓ　Ｆｅ４
５　Ｓｊｌ　−、Ｂコ　ｏ　）！］　９　（ＣａＯ２）
１（Ｃｏ＝　ｏ、ｉＦｅ、＋、５ｓｊ１　ｚＢｌ　０）
９　＝　（Ｃｅ０２）ａ上記組成式の第２相粒子分散型
超急冷合金からなるコア材を用い、前記実施例と同様に
磁気ヘッドを組立てる。

実施例５ （Ｃｏ＝　ｏ、５Ｆｅ４５ｓｊｉ　！；Ｂ）　Ｏ）９　
９．０　（ＷＯ：＋　）ｏ　１（Ｃｏ−、ｏ　５Ｆｅａ
、５ｓｉｘ　ｉＢｚ　Ｏ）り９．７　（ＷＯ：Ｉ）０．
：１（Ｃｏ＝　ｏ　５Ｆｅ−＋５Ｓｉｉ　ｉＢｉ　Ｏ）
！　９　ｒ、　（ＷＯｉ）ｏ　５（ＣＯ７ｏ、５Ｆｅａ
　５ｓｉ１　ｓＢｌ　０）＋１９　（Ｖｉ’○ヨ）ユ（
Ｃｏ＝　ｏ　５Ｆｅ４　ｇｓｊｌ　ｚＢｔ　Ｏ）９　＝
　（ＷＯコ）３」二足組成式の第２相粒子分散型超急冷
合金からなるコア材を用い、前記実施例と同様に磁気ヘ
ットを組立てる。

実施例６ （Ｃｏ＝　ｏ、ｓ　Ｆｅ−＋、ｓ　Ｓｉｘ　ｓ　８１　
ｏ　）９９．９　（ＺｒＯｚ　）ｏｌ（ＣＯ７ｏ、ｓＦ
ｅ、＋５５ｉｉ　５１ｈ　Ｏ）９４．７　（Ｚｌ−０，
！　Ｌ−Ｉ　Ｖｌ（Ｃｏ＋０．＊Ｆａａ３ｓｘｘ　１Ｂ
１０）！　ｑ、ｉ　（ＺｒＯ：）ｏ　＝。

（Ｃｏ−、ｏ５Ｆｅ４．；Ｓｉ１　ｓＢｉ　Ｏ）！＋　
９　（ＺｒＯ，−、ｂ（ＣＯ７ｏ　５Ｆｅａ　５Ｓｉｌ
　ｑ口ｘ　ｏ　）９　＝　（ＺｒＯ：：　）？上記組成
式の第２相粒子分散型超急冷合金からなるコア材登用い
、前記実施例と同様に磁気ヘラ１くを組立てる。

実施例７ （Ｃｏ＝　ｏ、ｓ　Ｆｅ、＋、ｑ　５ｊ１−、Ｂｌｏ　
）ｑ　９．９　（Ｙ、＝○））０１（Ｃｏ＝　ｏ　５Ｆ
ｅ、＋、ｚ　Ｓｊ］　ｓ　Ｂ：ｌ　ｏ　）−Ｉクー　（
Ｙ　：　Ｏコ）ｏ、＋＋（Ｃｏ＝　Ｏ５ＦＧＪ−、ｓｉ
□、５Ｂ］Ｏ）９　＊　、５（ＹＺ　Ｏｉ）。５（Ｃｏ
＝　ｏ、５Ｆｅ４　ｚｓｉｌ　５８１　０）０９　（Ｙ
ｚ　Ｏ：Ｉ　）ｘ（Ｃｏ＝ｏ５Ｆｅ−１ｑｓｉ１５Ｂ１
ｏ）ｅｒ７　（ＹＺ０：ｌ）３上記組成式の第２相粒子
分散型超急冷合金からなるコア材を用い、前記実施例と
同様に磁気ヘッドを組立てる。

実施例８ （Ｎｉ＝　ｅ　５ｉ１ｏ　ＢｌＺ　）９０　（ＴｈＯ＝
　）Ｊ　、）＜１’Ｊｉ＝　ｅ　Ｓｉコ　ｏ　Ｂｉ　：
：）ｑ　ｏ（ＴｈＯ＝）ｚ　。

上記組成式の第２４＋１粒子分散型超急冷合金からなる
コア材を用い、前記実施例と同様に磁気ヘッドを組立て
る。

実施例９ （Ｎｉ＝　ｓ　Ｓｉｒ　ｏ　Ｂ　コ、Ｇ　）−１ｉ　（
Ｔｉ（Ｔ：）ｚ（Ｎｉ−、５Ｓｊ　３　ｏ　Ｂ　ｌ　ｓ
　）９　ｏ　（ＴｊＣ）　〕　。

上記組成式の第２相粒子分散型超急冷合金からなるコア
材を用い、前記実施例と同様に磁気ヘッドを組立てる。

なお、走査型電子顕微鏡観察により、ＴｉＣがＮｉ−５
ｉ−Ｂ系の超急冷合金７１−リツクス中に３次元的に均
一分散し、孔もなく、さらにその合金マトリックスはＸ
線回折により非晶質であることを確認した。

実施例ｌ０ （Ｆｅｉ＋＋、＋へ４ｏｑ　ＣＩＩ＋）３　ａ　（Ｎｂ
Ｃ）ｚ（Ｆｅ：ｌ’ｉ、４　Ｍｏａ　Ｃ１，ａ　）＝ｌ
ｓ　（ＮｂＣ，）Ｓ（Ｆｅ３　ｇ４　Ｍｏｑ　Ｃ）　、
、）ワ　ｏ　（ＮｂＣ）１　。

上記組成式の第２相粒子分散型超急冷合金からなるコア
材を用い、前記実施例と同様に磁気△ツ１−を組立てる
。なお、走査型電子顕微鏡観察により、ＮｂＣがＦｅ−
Ｍｏ−Ｃ系の超急冷合金７１−リツクス中に３次元的に
均一分散し６、孔もなく、Ｘ線回折により合金マトリッ
クスが超微細結晶粒の組織をもつ非平衡γ−オーステナ
イ１〜単相であることを確認した。この非平衡γ−オー
ステナイ１〜相は結晶質合金であるため、非晶質合金よ
りも熱的安定性が高い。

実施例１１ （Ｃｕｔ、　ｏ　Ｚｒａ　ｏ　）９　ｏ　（ＳｉＣ）＋
　０（Ｃｕｅ　ｏ　Ｚｒｊ　ｏ　）−、ｏ　（ＳｉＣ）
ｉ　。

上記組成式の第２相粒子分散型超急冷合金からなるコア
月を用い、前記実施例と同様に磁気ヘッドを組立てる。

なお、走査型電子顕微鏡観察により、ＳｉＣがＣｕ−Ｚ
ｒ系の超急冷合金マトリックス中に３次元的に均一分散
し、孔もなく、Ｘ線回折により合金マトリックスが非晶
質であることを確認した。

実施例１２ （Ｎｊ７ｈａ　Ｓｉｚ　ｏ　Ｂｚ　：り、３゜（ＢＮ）
ｘ　。

（Ｎｉ＝　ａ　Ｓｉｉ　ｏ　Ｂｌｚ）ｓ　ｏ（ＢＮ）ｚ
　。

」二足組成式の第２相粒子分散型超急冷合金からなるコ
ア材を用い、前記実施例と同様に磁気ヘットを組立てる
。なお、走査型電子顕微鏡観察により、Ｂ　Ｎ　′ｈ＜
Ｎｉ　−Ｓｉ　−Ｂ系の超急冷合金マトリックス中し３
３次元的１こ均一分散し、孔も多く、Ｘ線回析により合
金マトリックスが非晶質であることを確認した。

実施例１３ （Ｚｒａ　ｓ　Ｎｂａ　ｏ　５ｉ１ｓ　）ａ　ｏ　（Ｎ
ｂＮ）ｚ　。

上記組成式の第２相粒子分散型超急冷合金からなるコア
材を用い、前記実施例と同様に磁気ヘッドを組立てる。

なお、走査型電子顕微鏡観察により、ＮｂＮがＺｒ−Ｎ
ｂ−５ｉ系の超急冷合金７１−リックス中に３次元的に
均一分散し、孔もなく、Ｘ線回折により合金マトリック
スが非晶質であることを確認した。

実施例１４ （Ｃｏ＝　ｏ、ｓ　Ｆｅａ、ｓ　Ｓｉｘ　ｒ、Ｂ　１０
　）９　〕　（Ｇ）＋（Ｃｏ−、ｏＳＦｅ４５Ｓｉｘ５
ＢコＯ）９！＝（Ｃ）５（Ｃｏ−ｏ、、　Ｆｅ、＋、ｓ
　Ｓｘｘ　ｓ　Ｂ　ｘ　ｏ　）！＋。（（１：）１．、
、。

上記組成式の第２相粒子分散型超急冷合金からなるコア
月を用い、前記実施例と同様に磁気ヘッドを組立てる。

なお、走査型電子顕微鏡観察により、Ｃ７！ｌＩＣｏ−
Ｆｅ−３ｉ−Ｂ系の超急冷合金７１へリツクス中に３次
元的に均一分散し、孔もなく、Ｘ線回折により合金マト
リックスが非晶質であることを確認した。

実施例１５ （Ｆｅ　ｃＩ　ｚ　Ｂ　ｘ　ｅ　）　ワ　９　（Ｆｅ）
　１（Ｆｅｏ　２　Ｂ　ｘ　ｅ　＞Ｇ　Ｏ（Ｆｅ）ｚ上
記組成式の第２相粒子力散型超急冷合金からなるコア材
を用い、前記実施例と同様に磁気ヘッドを組立てる６な
お、走査型電子顕微鏡観察により、ＦｅがＦｅ−Ｂ系の
超急冷合金７１〜リツクス中に３次元的に均一・分散し
、Ｘ線回折により合金マトリックスが非晶質のインバー
合金であることを確認した。

第８図は超急冷合金マトリックス中における第２４１粒
子の粒度分布図で、同図（ａ）はＴ　１Ｃ＋同図（ｂ）
はＷＣ，同図（ｃ）１よＣｒｚＯｉ、同図（ｄ）はＺ　
Ｆｅ２をそれぞれ第２相粒子とし、で用い、噴射分ｊ枚
法によりＣＯ７０ｓＦ　ｅＪ、　５　Ｓ　１１−、Ｂ　
１０系の超急冷合金マトリックス中に分散せしめ、電子
顕微鏡で粒径を測定したものである。これらの各第２相
粒子の平均粒径はいずＡ１も約０．０（ｉ７ｚｍであっ
た。これら各図から明らかなように、分散されている第
２相粒子のうち約７０％以上のものの粒子径が約０．１
μｍ未満となっており、このように第２相粒子を超微粒
子の状態で分散させるためには、添加前の第２相粒子の
粒径やそれの噴射条件を適宜調整する必要がある。

次の表２は、超急冷合金マトリックス （Ｃｏ７ｏ、ｓ　Ｆｅ４．ｓ　Ｓｉｉ　ｓ　Ｂ　ｘ　ｏ
　）中における他の第２相粒子の平均粒径を示す表であ
る。

表　２ このようにほとんどの第２相粒子がＭ３ｗ粒子−しなっ
ておれば、溶融した合金母材中でも第２相粒子の分散状
態が安定している。すなわち、第２相粒子が溶融状態の
合金母材中に懸濁する段階では、合金母材を分散媒、第
２相粒子を分散質とする分散系が存在する。この分散系
は熱力学的に不安定であるから、第２相粒子の分散ある
いは凝集には自由エネルギー変化ΔＦが大きく関与する
。一般に自由エネルギー変化ΔＦには、界面自由エネル
ギーの変化と化学反応による変化とがある。ところで溶
融状態の合金母材と第２相粒子とが平衡状態にある場合
は、化学反応による自由エネルギー変化が雰であると考
えられるから、第２相粒子の分散状態は界面自由エネル
ギーの変化に支配されることになる。

溶融合金母材中での第２相粒子の分散は、固相（第２相
粒子）−固相（第２相粒子）界面がなくなり、固相（第
２相粒子）一液相（溶融合金母料）界面が形成される変
化である。従ってこのときの界面自由エネルギーの変化
へＦｓは次の（８）式のように定義さオｂる。なお式中
のγｓｓは固相−固相界面の界面張力である。

ΔＦｓ＝２γＳＬ−γｓｓ　−（８） この式よりΔＦｓの値が負であれば第２相粒子はｉ６融
合金母材中で分散あるいは自然１υ濁し５、正であれば
凝集することになる。この同相−同相界面から固相一液
相界面に変化するどさの界面自由エネルギーの変化へＦ
ｓを負にするためには、第２相粒子の粒径を可能な限り
小さく唄る必要があり、前述のように分散されている第
２相粒子のうちの約７０％以上のもの、好ましくは９０
　’；ｔ　にｊ、　−１：’。

のしのの粒子径が約０．１　）１ｍ未満であれば、第２
用粒子は互に凝集することなく、分散状態が安定しでお
り、均一に分散する。

前記実施例１によって得られた （Ｃｏ＝　ｏ、ｓ　Ｆｃａ、ｓ　Ｓｉｙ　Ｇ　Ｂｔ　ｏ
　）ｐ　ヮ　（Ｗ　Ｃ：）、！　二＋　アを才を用いた
磁気ヘラ１〜と、パーンロイ（２０％Ｆｅ−８０％Ｎｉ
）のコア材を用いた磁気ヘッドどのエポキシ樹脂による
モールド後のＩ　Ｍ　Ｈ７，における透磁率は、前者が
４０００であるのに対し、後者は高々８００程度であっ
た。本発明に係る磁気・＼ツ１−の場合には、樹脂モー
ルドによる透磁率の低下がほどんど認められず、モール
ド後も高い透磁率を有している。また、高周波領域での
信号波形の位４’Ｉ４１’れ４示すピークシフトについ
て測定したところ、パーマロイを用いた後者の磁気ヘッ
ドではシフｌ−量が１５０〜２６０ｎｓあったのに対し
、本発明に係る前者の磁気ヘッドではシフトＪ’１ｌＯ
Ｏ〜１５０ｎｓと小さく、従来のものに比べて高周波領
域での信号波形の対称性が改善されている。なお、この
ピークシフトの試験条件は、テープ走行速度１２５ｉｐ
ｓ　、線密度９０４２　Ｆ　ｃｉ　、パターンＮ　ＲＺ
　Ｉ　１１，１００　（１０間のピークシフ１−）、書
込電流ｌ５ＡＴＸ１．Ｉ３である。

本発明は前述のような構成になっており、高周波領域で
の透磁率が高く、ピークシフトの対称性が良好であるか
ら、磁気ヘッドを使用している周辺機器のエラーマージ
ンが減少し信頼性の向上が図才しろ。

【図面の簡単な説明】

第１図および第２図は本発明に係るコア材の第１の製造
例を示す原理説明図、第３図は製造されたコア材の拡大
断面図、第４図は本発明に係るコア材の第２の製造例を
示す原理説明図、第５図は本発明に係るコア材の第３の
製造例を示す原理説明図、第６図は、＋：発明のブ；／
ｌ伍倒Ｉに係るデジタル用磁気ヘッドの一部勿解斜視図
、ガ）７図は−Ｅ−の磁気ヘッドの組立後の斜視口、第
８回（ａ）　、０））　、　（ｃ　）。 （ｄ）は合金７１へリックス中におけるｆｉＳ２．１図
粒子の粒度分布図である。 １　台金母材、４　第２相粒子、１２　：１ア（Ａ、１
４　超急冷合金マトリックス２１７・　リート用コア、
＋　８　・　ライト用コア。 第　１　図 第２図 第３図 ］４ 第４図 第５図 手続補正書（方式） 昭和５９年　２月１０日 特許庁長官　若　杉　和　夫　殿 ■　事件の表示 特願昭５８−１７９４０１号 ２　発明の名称 デジタル用磁気ヘット ３　補正をする者 事件との関係　出願人 住　所　東京都大田区雪谷大塚町１番７号名　称　（Ａ
Ｏ９）アルプス電気株式会社代表者　片岡勝太部 ４　代理人 住　所　〒１０５東京都港区西新橋１丁目６番１３号相
屋ビル ６　補正の対象 （１）明細書の図面の簡単な説明の欄 ７　補正の内容 別紙記載の通り （１）明細書３６ペ一ジ３行〜４行の［第８図・・・・
・（ｄ）は」を［第８図はｊに補正り、ます、・“　・
二１− １゛ｉ 代理人　弁理士　弐　顕次部

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 （１）非晶質、結晶質またはそれらの混合相からなる超
   急冷合金７１−リツクス中に、第２相粒子を少なくとｂ
   １種３次元的に均−勺敗させてなる複合材料により磁気
   回路の少なくとも一部を構成したことを特徴とするデジ
   タル用磁気ヘッド。 （２）前記超急冷合金マトリックスがコバルトを主成分
   とするコバルト系非晶質合金であることを特徴とする特
   許請求の範囲第（１）項記載のデジタル用磁気ヘッド。 、 （３）前記超急冷合金マトリックスがニッケルを主成分
   とするニッケル系非晶質合金であることを特徴とする特
   許請求の範囲第（１）項記載のデジタル用磁気ヘッド。 （４）　前記超急冷合金７１〜リツクスが鉄を主成分と
   する鉄系非晶質合金であることを特徴とする特６ｅ生−
   ｂｍａ’ｃｍ＋＃／ｌ）ｍｆ＋ａＭ、；＞；Ｊｒ＋ｌ＋
   ｒｎＯ）４百４、・７（５）前記第２相粒子が炭化物で
   あることを特徴とする特許請求の範囲第１項記載のデジ
   タル用磁気ヘッド。 （６）　前記第２相粒子が炭化タングステンであること
   を特徴とする特許請求の範囲第（５）項記載のテ゛ジタ
   ル用磁気ヘッド。 （７）前記第２　ＩＩＪ粒子が炭素であることを特徴と
   する特許請求の範囲第（１）項記載のデジタル用磁気ヘ
   ッド。 （８）　前記第２相粒子が酸化物であることを特徴とす
   る特許請求の範囲第（１）項記載のデジタル用磁気ヘッ
   ド。 （９）　前記第２相粒子が酸化クロムであることを特徴
   とする特許請求の範囲第（８）項記載のデジタル用磁気
   ヘット。 （１０）　前記第２相粒子が窒化物であることを特徴と
   する特許請求の範囲ｊｌ）（１）項記載のデジタル用磁
   気ヘッド。 （１１）前記第２相粒子がシリケイ１−であることを特
   徴とする特許請求の範囲第（１）項記載のデジタル用磁
   気ヘッド。 （１２）　前記第２相粒子が金属であることを特徴とす
   る特許請求の範囲第（１）項記載のデジタル用磁気ヘッ
   ド。 （１３）　前記超急冷合金マ］ヘリックス中に均一分散
   さｈた第２相粒子のうち、約７０％以上の第２相粒子の
   粒径が約０．１μｍ未満であることを特徴とする特許請
   求の範囲第（１）項記載のデジタル用磁気ヘッド。 （１４）前記複合材料が薄板部材からなり、これら薄板
   部材が所定枚数積層された積層体によりコア部が構成さ
   れていることを特徴とする特許請求の範囲第（１）項記
   載のデジタル用磁気ヘッド。 （１５）　前記複合材料が、前記超急冷合金マトリック
   スを構成する合金母材を加熱溶融したのち、その合金母
   材が凝固する前に、不活性ガスからなる噴射媒体ととも
   に前記第２相粒子を前記合金母材に対して噴射分散せし
   め、その後冷却して第２相粒、子を均一分散したインゴ
   ットをつくり、このインゴットを第２相粒子が溶解しな
   い程度に再溶融して超急冷凝固せしめて得られた接合材
   であることを特徴とする特許請求の範囲第（［）項記載
   のデジタル用磁気ヘット。 （１Ｇ）　前記複合＋Ａ利が、前記超急冷合金マトリッ
   クスを構成する合金母材を前記第２相粒子が溶解しない
   程度に加熱溶融し、この合金母材が凝固する前に、不活
   性ガスからなる噴射媒体どどもに第２相粒子を前記台金
   母材に対しＣ噴射分散せしめ、その後超急冷凝固せしめ
   て得られた複合材であることを特徴とする特許請求の範
   囲第（１）項記載のデジタル用磁気ヘット。 （１７）　前記第２相粒子が前記超急冷合金７１−リツ
   クスに対して濡れ性の悪い金属であることを特徴とする
   特許請求の範囲第（１５）項あるいは第（１Ｇ）項記載
   のデジタル用磁気ヘッド。 （１８）前記第２相粒子が酸化クロムであること”を特
   徴とする特許請求の範囲第（１７）項記載のデジタル用
   磁気ヘッド。 （１９）前記超急冷合金７１へリックス中に均一分子１
   ９された第２相粒子のうち、約７０％以上の第２相粒子
   の粒径が約０．１μｍ未満であることを特徴とする特許
   請求の範囲第（１５）項あるいは第（１６）項記載のデ
   ジタル用磁気ヘッド・