JPS61284546A - 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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- JPS61284546A JPS61284546A JP60124161A JP12416185A JPS61284546A JP S61284546 A JPS61284546 A JP S61284546A JP 60124161 A JP60124161 A JP 60124161A JP 12416185 A JP12416185 A JP 12416185A JP S61284546 A JPS61284546 A JP S61284546A
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- H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
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- H01F1/147—Alloys characterised by their composition
- H01F1/153—Amorphous metallic alloys, e.g. glassy metals
- H01F1/15316—Amorphous metallic alloys, e.g. glassy metals based on Co
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- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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- C22C45/04—Amorphous alloys with nickel or cobalt as the major constituent
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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磁性合金に関し、ＣＯを主成分と
する磁気ヘッド用非晶質合金に関するものである。
する磁気ヘッド用非晶質合金に関するものである。
現用磁気ヘッド材料では、パーマロイ、センダストなど
の結晶質金属材料及びＭ ｕ −Ｚ ｎフェライト−、
Ｎ１−Ｚｎフェライトなどの酸化物材料が主として使用
されている。結晶質金属材料は、酸化物材料であるフェ
ライトと比較して飽和磁束密度が高いという利点を有す
るが、比抵抗が１００μΩ・ｊ以下と低いため、ビデオ
テープレコーダ等、で使用される周波数帯域（ＭＨｚ程
度）では透磁率が著しく低下してしまう。
の結晶質金属材料及びＭ ｕ −Ｚ ｎフェライト−、
Ｎ１−Ｚｎフェライトなどの酸化物材料が主として使用
されている。結晶質金属材料は、酸化物材料であるフェ
ライトと比較して飽和磁束密度が高いという利点を有す
るが、比抵抗が１００μΩ・ｊ以下と低いため、ビデオ
テープレコーダ等、で使用される周波数帯域（ＭＨｚ程
度）では透磁率が著しく低下してしまう。
一方、フェライトは比抵抗が大きく高周波帯域において
も優れた電磁変換特性を示し、さらに高い耐摩耗性を示
すためＭｎ−Ｚｎ系がビデオ用映像ヘッドを中心に使用
されている。しかしフェライトは飽和磁化が小さいため
、記録歪を生じ、雑音が多い。
も優れた電磁変換特性を示し、さらに高い耐摩耗性を示
すためＭｎ−Ｚｎ系がビデオ用映像ヘッドを中心に使用
されている。しかしフェライトは飽和磁化が小さいため
、記録歪を生じ、雑音が多い。
一般に高密度記録は、高い周波数を使用帯域とする、従
って高密度磁気ヘッド用のコア材は、渦電流損失による
透磁率の劣下を防止するため、薄板化にするか、または
比抵抗ρを大きくする必要がある。センダストは、飽和
磁化が大きく比抵抗もパーマロイと比較して高いが脆弱
であるため、薄板化できない。
って高密度磁気ヘッド用のコア材は、渦電流損失による
透磁率の劣下を防止するため、薄板化にするか、または
比抵抗ρを大きくする必要がある。センダストは、飽和
磁化が大きく比抵抗もパーマロイと比較して高いが脆弱
であるため、薄板化できない。
近年、結晶構造をもたない非晶π合金において、優れた
磁気的性質及び機械的性質が見い出された。
磁気的性質及び機械的性質が見い出された。
すなわち、非晶質合金は結晶構造をもたないことに起因
して、比抵抗ρが結晶質の金属合金に比較して約数倍高
く、結晶磁気異方性が無いため保磁力が小さく、透磁率
も高い、さらにヴイツカース硬度も１０００程度であり
結晶質の金属より高い。
して、比抵抗ρが結晶質の金属合金に比較して約数倍高
く、結晶磁気異方性が無いため保磁力が小さく、透磁率
も高い、さらにヴイツカース硬度も１０００程度であり
結晶質の金属より高い。
また磁気歪を零にする組成も基本的にはほぼ解明され磁
気ヘッド用コア材として検討が進められている。
気ヘッド用コア材として検討が進められている。
しかし、より高密度記録用の磁気へラドコアとして非晶
質合金を用いるには低い周波数域ばかりでなく、ＩＭＨ
ｚ以上の高周波数帯域で高い透磁率をもつことが必要で
ある。そのためには■ 高い比抵抗をもつこと、 ■ 高い初透磁率をもつこと、 ■ 高い耐摩耗性をもつこと、 ■ 高い熱的安定性をもつこと、 ■ 高い耐食性をもつこと、 を満足する必要がある。
質合金を用いるには低い周波数域ばかりでなく、ＩＭＨ
ｚ以上の高周波数帯域で高い透磁率をもつことが必要で
ある。そのためには■ 高い比抵抗をもつこと、 ■ 高い初透磁率をもつこと、 ■ 高い耐摩耗性をもつこと、 ■ 高い熱的安定性をもつこと、 ■ 高い耐食性をもつこと、 を満足する必要がある。
■■■■■のいずれも満足する非晶質合金は非常に狭い
組成領域でのみでしか得られないことを我々は見い出し
た。
組成領域でのみでしか得られないことを我々は見い出し
た。
（発明の目的）
本発明は、Ｃｏ、Ｆｅ、Ｓｌ、Ｂの４元素の非晶π合金
において上記■〜■のいずれも満足する組成領域を開示
し、更に、耐食性を付加するためにＣｒ、また、より耐
摩耗性を向上するためにＲｕを添加し、そして、この合
金マトリックス中に第２相粒子を分散したものである。
において上記■〜■のいずれも満足する組成領域を開示
し、更に、耐食性を付加するためにＣｒ、また、より耐
摩耗性を向上するためにＲｕを添加し、そして、この合
金マトリックス中に第２相粒子を分散したものである。
すなわち、本発明は初透磁率が高く、また比抵抗が高い
ためＩＭＨｚ以上の帯域においてもフェライト以上の１
ｍ率を示すとともに、優れた耐摩耗性及び高い熱的安定
性を示す非晶質合金を提出するものである。
ためＩＭＨｚ以上の帯域においてもフェライト以上の１
ｍ率を示すとともに、優れた耐摩耗性及び高い熱的安定
性を示す非晶質合金を提出するものである。
（発明の実施例）
本発明の主合金は（Ｆｅ＋−ａ ＋Ｃｏａ）ｔｏｏ−ｂ
（Ｓｉｃ。
（Ｓｉｃ。
Ｂ４）、なる式により表現され、特にｃ、ｄ、ｂが限定
される。そして、本発明の合金は該主合金に更にＣｒを
１．０〜２．０原子％、Ｒｕ ＠ Ｏ〜４．０原子％添
加した合金マトリックス中に、第２相粒子を３次元的に
均一に分散したものである。なお式中Ｃ＋ ｄ −１＋
ａは通常磁歪を零にするため、０．９３〜０．９５
であることが知られている。
される。そして、本発明の合金は該主合金に更にＣｒを
１．０〜２．０原子％、Ｒｕ ＠ Ｏ〜４．０原子％添
加した合金マトリックス中に、第２相粒子を３次元的に
均一に分散したものである。なお式中Ｃ＋ ｄ −１＋
ａは通常磁歪を零にするため、０．９３〜０．９５
であることが知られている。
前記主合金における組成の限定理由は以下の如きである
。まずｂの値は半金１（Ｓｌ、Ｂ）の濃度を示すが、ｂ
が２７原子％を超えると飽和磁束密度が低下し、磁気ヘ
ッド用コア材として好ましくない、一方、半金属濃度が
２０原子％以下では、透磁率が低下し、均一な非晶質合
金の形成が困難となる。また、４０μｍ以上の厚さの非
晶１を薄板帯を安定して得るには、半金属濃度が２３原
子％以上であることが必要である。
。まずｂの値は半金１（Ｓｌ、Ｂ）の濃度を示すが、ｂ
が２７原子％を超えると飽和磁束密度が低下し、磁気ヘ
ッド用コア材として好ましくない、一方、半金属濃度が
２０原子％以下では、透磁率が低下し、均一な非晶質合
金の形成が困難となる。また、４０μｍ以上の厚さの非
晶１を薄板帯を安定して得るには、半金属濃度が２３原
子％以上であることが必要である。
以下、本発明の主合金の実施例について詳細に説明する
。
。
（主合金の実施例）
表に示す組成の非晶質合金薄板帯は片ロール液体急冷法
に従い作成された。即ち１つの回転している銅製ロール
上におかれた石英ノズルより熔融金属をアルゴンガスの
圧力により噴出させる。
に従い作成された。即ち１つの回転している銅製ロール
上におかれた石英ノズルより熔融金属をアルゴンガスの
圧力により噴出させる。
ロール回転数は５００〜２０００ｒｐ−１噴出ガスＥは
０．１〜１−／ｄであった０作成された薄板は巾約２５
ｍ、厚さ３２〜４９．ｃａｍ、長さ約２０〜３０ｍであ
った０作成されたすべての薄板はＸ線回折により、非晶
賀相であることが確認され、磁歪１０−ｈオーダーでほ
ぼ零であった。結晶化温度はＤＳＣ（示差走査型熱量計
）にて決定した。
０．１〜１−／ｄであった０作成された薄板は巾約２５
ｍ、厚さ３２〜４９．ｃａｍ、長さ約２０〜３０ｍであ
った０作成されたすべての薄板はＸ線回折により、非晶
賀相であることが確認され、磁歪１０−ｈオーダーでほ
ぼ零であった。結晶化温度はＤＳＣ（示差走査型熱量計
）にて決定した。
厚さはマイクロメーターにより測定した。透磁率は薄帯
より打抜きにして作成された外径１０ｆｉ、内径６ｆｉ
のリングを１０枚バラ積みしたものに巻線（１次、２次
側それぞれ２０ターン）を処し、インダクタンス法によ
り測定した。なお、透磁率は液体急冷された薄帯より得
られたリングの状態、及び一部のサンプルを除いて、そ
のリングを焼鈍（１００℃〜５００℃で１０分像保持後
焼入れ、保持温度は１０℃間隔）した状態について室温
にて測定された。
より打抜きにして作成された外径１０ｆｉ、内径６ｆｉ
のリングを１０枚バラ積みしたものに巻線（１次、２次
側それぞれ２０ターン）を処し、インダクタンス法によ
り測定した。なお、透磁率は液体急冷された薄帯より得
られたリングの状態、及び一部のサンプルを除いて、そ
のリングを焼鈍（１００℃〜５００℃で１０分像保持後
焼入れ、保持温度は１０℃間隔）した状態について室温
にて測定された。
初ｉＳ磁率としては３ ｍ Ｏｅ ％ Ｉ Ｋ Ｈｚに
おけるその実効透磁率を採用した。飽和磁化（σ、）は
ＶＳＭにて１ＯＫＯｅの磁界で測定した。比抵抗は四端
子法により測定した。
おけるその実効透磁率を採用した。飽和磁化（σ、）は
ＶＳＭにて１ＯＫＯｅの磁界で測定した。比抵抗は四端
子法により測定した。
表
第１図に比抵抗ρとｃ ／ ｃ ＋ ｄとの関係を示す
。
。
ｂ−２３〜２７原子％の範囲でρはｃ ／ ｃ ＋ ｄ
が大きい方が高い。
が大きい方が高い。
第２図は結晶化温度に及ぼすｂ及びｃ ／ ｃ ＋ ｄ
の影響を示す、この関係については、すでに種々の報告
がなされているが、我々の実験ではｃ ／ ｃ＋ｄが約
０．６５付近で結晶温度の急激な変化が見い出された。
の影響を示す、この関係については、すでに種々の報告
がなされているが、我々の実験ではｃ ／ ｃ＋ｄが約
０．６５付近で結晶温度の急激な変化が見い出された。
すなわちｃ ／ ｃ ＋ ｄ ＞ ０．６５では結晶化
温度が低くなってしまう、この事実はすでに報告されて
いるものと異なっている。
温度が低くなってしまう、この事実はすでに報告されて
いるものと異なっている。
第３図には、１００ｈｒあたりの摩耗量とｃ ／ ｃ＋
ｄの関係が示しである。摩耗量の測定は液体急冷したア
モルファスより通常のオーディオタイプの磁気ヘッドを
作成し、市販のカセットタイプのデツキに装着した後、
市販のノーマルチーブを用いて行なった。また摩耗量は
ｃ ／ ｃ ＋ ｄが０．２〜０．４でほぼ一定であり
、０．４より大きくなるとしだいに小さくなり、０．５
５以上でほぼ一定となる。
ｄの関係が示しである。摩耗量の測定は液体急冷したア
モルファスより通常のオーディオタイプの磁気ヘッドを
作成し、市販のカセットタイプのデツキに装着した後、
市販のノーマルチーブを用いて行なった。また摩耗量は
ｃ ／ ｃ ＋ ｄが０．２〜０．４でほぼ一定であり
、０．４より大きくなるとしだいに小さくなり、０．５
５以上でほぼ一定となる。
ｃ ／ ｅ ＋ ｄが０．５５以上で良好な耐摩耗性を
示すことがわかる。
示すことがわかる。
第４図に液体急冷されたままの種々の組成をもつアモル
ファスの初透磁率μｌとｃ ／ ｃ ＋ ｄの関係を示
す、いずれの場合もｂが異なるとμｍの値も異なってく
るが、ｃ ／ ｃ ＋ ｄが０．４以下では一定値をと
り、０．４〜０．６で急激に増加し、しだいに高い一定
値に近づく、すなわち液体急冷のままでばｃ ／ ｃ
＋ ｄが大きい方がμｍが高い、より好ましくはｃ ／
ｃ ＋ ｄが０．５５以上が望ましい。
ファスの初透磁率μｌとｃ ／ ｃ ＋ ｄの関係を示
す、いずれの場合もｂが異なるとμｍの値も異なってく
るが、ｃ ／ ｃ ＋ ｄが０．４以下では一定値をと
り、０．４〜０．６で急激に増加し、しだいに高い一定
値に近づく、すなわち液体急冷のままでばｃ ／ ｃ
＋ ｄが大きい方がμｍが高い、より好ましくはｃ ／
ｃ ＋ ｄが０．５５以上が望ましい。
一般にアモルファス磁性合金の透磁率は適当な条件での
焼純により改善されることが知られている。そこで、１
３Ｍ１率に及ぼす焼鈍の効果について調べた。
焼純により改善されることが知られている。そこで、１
３Ｍ１率に及ぼす焼鈍の効果について調べた。
第５図は、ｂ＝２４で種々のｃ ／ ｃ ＋ ｄの組成
をもつアモルファス合金（Ｉｌｈ１７〜２０）を種々の
温度で１０分間焼鈍した後、水焼入れを行ない、その状
態で測定された初透磁率と焼鈍温度の関係を示す０種々
の組成をもつアモルファス合金における初ｉ３磁率に及
ぼす焼鈍温度の影響は頬僚しており、ｃ ／ ｃ ＋
ｄが０．５，０．６３において高いμｍが得られ、焼鈍
による初透磁率の改善がこれらの組成で大きいことが確
認された。各サンプルにおける種々の焼鈍後のμｌの最
大値を比較し、μｌの高い順にｃ ／ ｃ ＋ ｄをな
らべると、０．６３゜０．５０． ０．６７． Ｏ，
ｌ ８であった。
をもつアモルファス合金（Ｉｌｈ１７〜２０）を種々の
温度で１０分間焼鈍した後、水焼入れを行ない、その状
態で測定された初透磁率と焼鈍温度の関係を示す０種々
の組成をもつアモルファス合金における初ｉ３磁率に及
ぼす焼鈍温度の影響は頬僚しており、ｃ ／ ｃ ＋
ｄが０．５，０．６３において高いμｍが得られ、焼鈍
による初透磁率の改善がこれらの組成で大きいことが確
認された。各サンプルにおける種々の焼鈍後のμｌの最
大値を比較し、μｌの高い順にｃ ／ ｃ ＋ ｄをな
らべると、０．６３゜０．５０． ０．６７． Ｏ，
ｌ ８であった。
第６図はｂ−２５場合について第５図と同様にμｌに及
ぼす熱処理効果を調べた結果である。各サンプルにおけ
る種々の焼鈍後のμｌの最大値を比較し、μｌの高い順
にｃ ／ ｃ ＋ ｄをならべると０．６４． ０．６
０． ０．５０． ０．４０． ０．６８． ０．２０
となる。
ぼす熱処理効果を調べた結果である。各サンプルにおけ
る種々の焼鈍後のμｌの最大値を比較し、μｌの高い順
にｃ ／ ｃ ＋ ｄをならべると０．６４． ０．６
０． ０．５０． ０．４０． ０．６８． ０．２０
となる。
第７図は、ｂ−２７の場合について第５図と同様に、μ
ｌに及ぼす熱処理効果を調べた結果である。各サンプル
における種々の焼鈍後のμｌの最大値を比較し、μｌの
高い順にｃ ／ ｃ ＋ ｄをならべると、０．６３．
０．５０． ０．４０． ０．２０． ０．７６であ
った。
ｌに及ぼす熱処理効果を調べた結果である。各サンプル
における種々の焼鈍後のμｌの最大値を比較し、μｌの
高い順にｃ ／ ｃ ＋ ｄをならべると、０．６３．
０．５０． ０．４０． ０．２０． ０．７６であ
った。
第８図は種々の組成について焼鈍後得られたμｌの最大
値とｃ ／ ｃ ＋ ｄとの関係を示す。ｂ−２４゜２
５．２７のいずれの場合においてもμｌはＣ／ｃ＋ｄは
約０．６付近で最も大きい値となる。
値とｃ ／ ｃ ＋ ｄとの関係を示す。ｂ−２４゜２
５．２７のいずれの場合においてもμｌはＣ／ｃ＋ｄは
約０．６付近で最も大きい値となる。
また、実用材料としての観点から特性のばらつきを考慮
する必要があり、たとえば熱処理の操作を考えると広い
熱処理温度範囲で高い透磁率が得られることは作業性、
量産性あるいは材料の信鯨性を増す。
する必要があり、たとえば熱処理の操作を考えると広い
熱処理温度範囲で高い透磁率が得られることは作業性、
量産性あるいは材料の信鯨性を増す。
第９図はμｌ＞ＩＱ’なる値が得られる焼鈍温度の範囲
（八Ｔ）を示す、μ１−１０’なる値はへラドコア材と
して必要な値と近いと考えられる。
（八Ｔ）を示す、μ１−１０’なる値はへラドコア材と
して必要な値と近いと考えられる。
現在、ヘッド用コア材として使用されているパーマロイ
、センダストのμｌはほぼこの程度の値である。ｂが大
きいほどΔＴも大きくなるが飽和磁束密度が小さくなる
。ｃ＋ｄ＝２４．２５．２７の場合いずれも曲線は類似
しており、ｃ ／ ｃ ＋ ｄが０．５〜０．６５付近
でそれぞれのｂについてΔＴは大きな値をとる。
、センダストのμｌはほぼこの程度の値である。ｂが大
きいほどΔＴも大きくなるが飽和磁束密度が小さくなる
。ｃ＋ｄ＝２４．２５．２７の場合いずれも曲線は類似
しており、ｃ ／ ｃ ＋ ｄが０．５〜０．６５付近
でそれぞれのｂについてΔＴは大きな値をとる。
さらに（１）〜（２４）の合金を高湿度の空気中に放置
し、表面状態を観察し、耐食性を調べた。耐食性はｂの
大小にかかわらずｃ ／ ｃ 十ｄが大きいほど良好で
あった。
し、表面状態を観察し、耐食性を調べた。耐食性はｂの
大小にかかわらずｃ ／ ｃ 十ｄが大きいほど良好で
あった。
以上述べてきたことをまとめると、以下に示すようにな
る。
る。
比抵抗ρ ｃ ／ ｃ ＋ ｄ−大結晶化温度
ｃ ／ ｃ ＋ ｔｉ ＜ ０．６５耐摩耗性
０．５５ ＜ ｃ ／ ｃ ＋ ｄμｌ （ＡｓＱ
） ０．５５＜ｃ／ｃ＋ｄμｍ （熱処理後）０．５
０＜ｃ／ｃ＋ｄ＜０．６５μｉ （ΔＴ） ０．５
＜ｃ／ｃ＋ｄ＜０．６５耐食性 ｃ ／ ｃ
＋ ｄ−大いずれの条件をも満足するには、 ０、５５ ＜ ｃ ／ ｃ ＋ ｄ ＜ ０．６５であ
る必要がある。
ｃ ／ ｃ ＋ ｔｉ ＜ ０．６５耐摩耗性
０．５５ ＜ ｃ ／ ｃ ＋ ｄμｌ （ＡｓＱ
） ０．５５＜ｃ／ｃ＋ｄμｍ （熱処理後）０．５
０＜ｃ／ｃ＋ｄ＜０．６５μｉ （ΔＴ） ０．５
＜ｃ／ｃ＋ｄ＜０．６５耐食性 ｃ ／ ｃ
＋ ｄ−大いずれの条件をも満足するには、 ０、５５ ＜ ｃ ／ ｃ ＋ ｄ ＜ ０．６５であ
る必要がある。
次に、前記主合金にＣｒ及びＲｕ元素を添加した。これ
らの元素を添加した合金の製法については前述の主合金
と同様に片ロール液体急冷法に従い作成した。
らの元素を添加した合金の製法については前述の主合金
と同様に片ロール液体急冷法に従い作成した。
Ｃｒを添加する理由は耐食性を向上するためで、前記主
合金に対して１．０〜２．０原子％添加した。
合金に対して１．０〜２．０原子％添加した。
添加した合金について塩水噴霧試験（４０℃、４８時間
）を行い、外部観察した結果、充分な耐食性が得られた
。なお、添加量が１．０原子％より少ないと効果がなく
、２．０原子％を超えると飽和磁束密度が低下してしま
う、また、Ｃ「添加により熱処理後において合金が脆く
ならないという効果も奏した。
）を行い、外部観察した結果、充分な耐食性が得られた
。なお、添加量が１．０原子％より少ないと効果がなく
、２．０原子％を超えると飽和磁束密度が低下してしま
う、また、Ｃ「添加により熱処理後において合金が脆く
ならないという効果も奏した。
Ｒｕについては、添加量が多ければ多い程、より耐摩耗
性を向上することができるが、４．０原子％を超えると
合金が非晶質状態になりにくく、また、打抜き加工性も
悪くなる。
性を向上することができるが、４．０原子％を超えると
合金が非晶質状態になりにくく、また、打抜き加工性も
悪くなる。
第１０図は、前記表に示した主合金組成サンプル（Ｆ＆
ｔ１９及び２３）にそれぞれ予め１．５原子％のＣｒを
添加し、更に、Ｒｕを１．０原子％、又は３．０原子％
添加したものについての、走行時間（ｈｒ）に対する摩
耗量（μｍ）をグラフに表わしたものである。同図にお
いて、１９ａは主合金組成サンプル（Ｎ１１９）にＣｒ
のみを１．５原子％添加したもの、１９ｂは同サンプル
（隨１９）にＣｒを１．５原子％、Ｒｕを１．０原子％
加えたもの、１９Ｃは同サンプル（ｍ１９）にＣｒを１
．５原子％、Ｒｕを３．０原子％加えたものをそれぞれ
示している。また、同様に、２３ａは主合金組成サンプ
ル（ｌｋ２３）にＣｒのみを１．５原子％添加したもの
、２３ｂはＣｒを１．５原子％及びＲｕを１．０原子％
、２３ｃはＣｒを１．５原子％及びＲｕを３．０原子％
加えたものである。図から明らかなように、１９ａ〜Ｃ
と２３ａ−ｃとの間で耐摩耗の差はなく、何れの主合金
組成においてもＲｕの添加量が増大するに従って、摩耗
量が大幅に減少している。
ｔ１９及び２３）にそれぞれ予め１．５原子％のＣｒを
添加し、更に、Ｒｕを１．０原子％、又は３．０原子％
添加したものについての、走行時間（ｈｒ）に対する摩
耗量（μｍ）をグラフに表わしたものである。同図にお
いて、１９ａは主合金組成サンプル（Ｎ１１９）にＣｒ
のみを１．５原子％添加したもの、１９ｂは同サンプル
（隨１９）にＣｒを１．５原子％、Ｒｕを１．０原子％
加えたもの、１９Ｃは同サンプル（ｍ１９）にＣｒを１
．５原子％、Ｒｕを３．０原子％加えたものをそれぞれ
示している。また、同様に、２３ａは主合金組成サンプ
ル（ｌｋ２３）にＣｒのみを１．５原子％添加したもの
、２３ｂはＣｒを１．５原子％及びＲｕを１．０原子％
、２３ｃはＣｒを１．５原子％及びＲｕを３．０原子％
加えたものである。図から明らかなように、１９ａ〜Ｃ
と２３ａ−ｃとの間で耐摩耗の差はなく、何れの主合金
組成においてもＲｕの添加量が増大するに従って、摩耗
量が大幅に減少している。
なお、比抵抗ρ、μｉ等の特性向上に関して、前記主合
金のＳｉ、Ｂの量が０．５５ ＜ ｃ ／ ｃ ＋ ｄ
＜ ０．６５の条件を満足すれば良いことは、Ｃｒ。
金のＳｉ、Ｂの量が０．５５ ＜ ｃ ／ ｃ ＋ ｄ
＜ ０．６５の条件を満足すれば良いことは、Ｃｒ。
Ｒｕ元素を添加しても変わらない。
次に、本発明の非晶質合金は、前記主合金にＣｒ及びＲ
ｕ元素を添加し、更に、この合金マトリックス中に第２
相粒子を分散したものである。
ｕ元素を添加し、更に、この合金マトリックス中に第２
相粒子を分散したものである。
合金マトリックス中に第２相粒子を均一に分散してなる
非晶質合金の製造方法について説明すると、先ず、前記
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、アルゴンガスなどの
不活性ガスからなる噴射媒体と共に前記第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相粒子を含有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たのち、片
ロール液体急冷法に従い超急冷凝固させて、前記合金マ
トリックス中に第２相粒子を３次元的に均一に分散する
ことができる。
非晶質合金の製造方法について説明すると、先ず、前記
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、アルゴンガスなどの
不活性ガスからなる噴射媒体と共に前記第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相粒子を含有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たのち、片
ロール液体急冷法に従い超急冷凝固させて、前記合金マ
トリックス中に第２相粒子を３次元的に均一に分散する
ことができる。
本発明の実施例として、合金マトリックスにＡ ｊ！
ｔ Ｏｓを２体積％分散した下記（ａ１組成の非晶質合
金を作成した。また、その比較例としてＡ １ ｔＯｌ
を分散していない下記（ｂ１組成の非晶質合金を作成し
た。
ｔ Ｏｓを２体積％分散した下記（ａ１組成の非晶質合
金を作成した。また、その比較例としてＡ １ ｔＯｌ
を分散していない下記（ｂ１組成の非晶質合金を作成し
た。
（ａｌｃｏ＊＊、ｓ Ｆｅ、Ｉ ＳＩ＋ａ、ｓ Ｂｖ、
ｏ Ｃｒ＋、ｓ Ｒｕ＋、。
ｏ Ｃｒ＋、ｓ Ｒｕ＋、。
＋２ｖｏ１％ Ａ ｊ！ ｔ Ｏ５
（ｂｌｃｏ＆ｗ、ｓ Ｆｅｂ、ｓ Ｓｉ＋ａ、ｓ Ｂｖ
、ｏ Ｃｒ＋、Ｓ Ｒｕ１．＊（ａｌにおいて、Ａ Ｉ
ｔ ｔ Ｏｓ粒子は非晶質合金マトリックス中に三次元
的に分散していることは、走査型電子顕微鏡にて確認し
た。
、ｏ Ｃｒ＋、Ｓ Ｒｕ１．＊（ａｌにおいて、Ａ Ｉ
ｔ ｔ Ｏｓ粒子は非晶質合金マトリックス中に三次元
的に分散していることは、走査型電子顕微鏡にて確認し
た。
第１１図は、上記＋ａ１． （ｂ１合金の周波数に対す
る実効透磁率μｅの変化を示したものである０図から明
らかなように、ＡＪｇＯｓを分散したＴａ１合金が分散
していない伽）合金に比較して、特に高周波数帯域にお
ける実効透磁率の低下が少ないことが判かる。
る実効透磁率μｅの変化を示したものである０図から明
らかなように、ＡＪｇＯｓを分散したＴａ１合金が分散
していない伽）合金に比較して、特に高周波数帯域にお
ける実効透磁率の低下が少ないことが判かる。
なお、第２相粒子としては、Ａｌｔｏｓ以外に、合金マ
トリックスと相溶性のないＦｅａｒｓ 、５ｔＯｚなど
の酸化物、Ｃ，ＷＣ，Ｔｉｃ、ＮｂＣなどの炭素又はそ
の化合物、ＴＩ、Ｍｏ、Ｗなどの金属又は合金、又はこ
れらの複合物が適用されつる。
トリックスと相溶性のないＦｅａｒｓ 、５ｔＯｚなど
の酸化物、Ｃ，ＷＣ，Ｔｉｃ、ＮｂＣなどの炭素又はそ
の化合物、ＴＩ、Ｍｏ、Ｗなどの金属又は合金、又はこ
れらの複合物が適用されつる。
また、第２相粒子の添加量については、３．０体積％よ
り多くは非晶質合金中に分散しにくく、また、０．５体
積％より少ないと余り効果が見られない。
り多くは非晶質合金中に分散しにくく、また、０．５体
積％より少ないと余り効果が見られない。
第１図は非晶質合金の比抵抗ρとＳｔ／Ｓｌ＋Ｂ（＝ｃ
／ｃ＋ｄ）との関係を示す図、第２図は結晶化温度とｂ
（−３ｌ＋Ｈの温度）とｃ ／ ｃ ＋ｄとの関係を示
す図、第３図は１００時間当たりの摩耗量とｃ ／ ｃ
＋ ｄとの関係を示す図、第４図は非晶質合金の初透
磁率μｉ （！： ｃ ／ ｃ ＋ ｄとの関係を示す
図、第５図ないし第７図は、それぞれのｂと初透磁率と
焼鈍温度との関係を示す図、第８図は、μｍとｃ ／
ｃ ＋ ｄとの関係を示す図、第９図はμｍ＞ＩＱ’な
る値が得られる焼鈍温度の範囲とｃ ／ ｃ ＋ ｄと
の関係を示す図、第１０図はＲｕの添加量と時間当たり
の摩耗量との関係を示す図、第１１図はＡｌｔｏｓの添
加の有無による非晶質合金の実効透磁率μｅと周波数と
の関係を示す図である。 代理人 弁理士 弐 顕次部 第１図 ＳＬ／Ｓｊ十日＝Ｃ／ｃ十ｄ 第３図 Ｃ／Ｃ十ｄ 児５図 苓６図 ★克鈍温度 （０Ｃ） 第７図 第８図 ｃｌｃ＋ｄ 第９図 Ｃ／Ｃ＋ｄ 走行時間（ｈｒ）
／ｃ＋ｄ）との関係を示す図、第２図は結晶化温度とｂ
（−３ｌ＋Ｈの温度）とｃ ／ ｃ ＋ｄとの関係を示
す図、第３図は１００時間当たりの摩耗量とｃ ／ ｃ
＋ ｄとの関係を示す図、第４図は非晶質合金の初透
磁率μｉ （！： ｃ ／ ｃ ＋ ｄとの関係を示す
図、第５図ないし第７図は、それぞれのｂと初透磁率と
焼鈍温度との関係を示す図、第８図は、μｍとｃ ／
ｃ ＋ ｄとの関係を示す図、第９図はμｍ＞ＩＱ’な
る値が得られる焼鈍温度の範囲とｃ ／ ｃ ＋ ｄと
の関係を示す図、第１０図はＲｕの添加量と時間当たり
の摩耗量との関係を示す図、第１１図はＡｌｔｏｓの添
加の有無による非晶質合金の実効透磁率μｅと周波数と
の関係を示す図である。 代理人 弁理士 弐 顕次部 第１図 ＳＬ／Ｓｊ十日＝Ｃ／ｃ十ｄ 第３図 Ｃ／Ｃ十ｄ 児５図 苓６図 ★克鈍温度 （０Ｃ） 第７図 第８図 ｃｌｃ＋ｄ 第９図 Ｃ／Ｃ＋ｄ 走行時間（ｈｒ）
Claims (3)
- （１）組成式（Ｆｅ＿１＿−＿ａ、Ｃｏ＿ａ）＿１＿０
＿０＿−＿ｂ（Ｓｉ＿ｃ、Ｂ＿ｄ）＿ｂから成る合金に
Ｃｒを１．０〜２．０原子％、及びＲｕを０〜４．０原
子％添加した合金マトリックス中に、該合金マトリック
スと第２相粒子を分散したことを特徴とする磁気ヘッド
用非晶質合金。 ただし、ａ＝０．９３〜０．９５ ｃ＋ｄ＝１ ｂ＝２３〜２７原子％ ｃ／ｃ＋ｄ＝０．５５〜０．６５ - （２）第２相粒子を０．５〜３．０体積％の範囲で添加
したことを特徴とする特許請求の範囲第１項記載の磁気
ヘッド用非晶質合金。 - （３）第２相粒子がＡｌ＿２Ｏ＿３粒子から成ることを
特徴とする特許請求の範囲第１項又は第２項記載の磁気
ヘッド用非晶質合金。
Priority Applications (4)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP60124161A JPS61284546A (ja) | 1985-06-10 | 1985-06-10 | 磁気ヘツド用非晶質合金 |
| KR1019850007622A KR900007666B1 (ko) | 1984-11-12 | 1985-10-16 | 자기헤드용 비정질 합금 |
| GB08527730A GB2167087B (en) | 1984-11-12 | 1985-11-11 | Amorphous magnetic alloys |
| US06/797,238 US4743313A (en) | 1984-11-12 | 1985-11-12 | Amorphous alloy for use in magnetic heads |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP60124161A JPS61284546A (ja) | 1985-06-10 | 1985-06-10 | 磁気ヘツド用非晶質合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS61284546A true JPS61284546A (ja) | 1986-12-15 |
| JPH0463147B2 JPH0463147B2 (ja) | 1992-10-08 |
Family
ID=14878449
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP60124161A Granted JPS61284546A (ja) | 1984-11-12 | 1985-06-10 | 磁気ヘツド用非晶質合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS61284546A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN104087877A (zh) * | 2014-07-29 | 2014-10-08 | 上海理工大学 | 一种Co-Fe-Si-B-Cr非晶合金及其制备方法 |
-
1985
- 1985-06-10 JP JP60124161A patent/JPS61284546A/ja active Granted
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN104087877A (zh) * | 2014-07-29 | 2014-10-08 | 上海理工大学 | 一种Co-Fe-Si-B-Cr非晶合金及其制备方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0463147B2 (ja) | 1992-10-08 |
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