JPH0463147B2 - - Google Patents
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- JPH0463147B2 JPH0463147B2 JP60124161A JP12416185A JPH0463147B2 JP H0463147 B2 JPH0463147 B2 JP H0463147B2 JP 60124161 A JP60124161 A JP 60124161A JP 12416185 A JP12416185 A JP 12416185A JP H0463147 B2 JPH0463147 B2 JP H0463147B2
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- H—ELECTRICITY
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Description
（発明の技術分野）
本発明は磁気ヘツド用磁性合金に関し、Coを
主成分とする磁気ヘツド用非晶質合金に関するも
のである。 現用磁気ヘツド材料では、パーマロイ、センダ
ストなどの結晶質金属材料及びMu−Znフエライ
ト、Ni−Znフエ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
材料であるフエ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・cm
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、フエ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Mu−Zn系がビデオ用映像
ヘツドを中心に使用されている。しかしフエライ
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。従つて高密度磁気ヘツド用のコア材は、渦
電流損失による透磁率の劣化を防止するため、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質合金におい
て、優れた磁気的性質及び機械的性質が見い出さ
れた。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。 また磁気歪を零にする組成も基本的にはほぼ解
明され磁気ヘツ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ヘツドコアと
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、1MHz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。 （発明の目的） 本発明は、Co，Fe，Si，Ｂの４元素の非晶質
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1MHz以上の帯域に
おいてもフエライト以上の透磁率を示すととも
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） 本発明は、組成式（Fe1-a，Coa）100-b（Sic，
Bd）bから成る合金中のｃ，ｄ，ｂを限定し、そ
の合金100原子％に対してCrを1.0〜2.0原子％、
及びRuを1.0〜4.0原子％添加した合金中に第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。 前記合金組成の限定理由は以下の如きである。
まずｂの値は半金属（Si，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、
磁気ヘツ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以上の厚さの非晶質薄板帯を安定して
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Co−Fe−Si−Ｂ系合金の特性について説
明する。 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
いる鋼製ロール上におかれた石英ノズルより溶融
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500〜2000rpm、噴出ガス圧は
0.1〜１Kg／cm2であつた。作成された薄板は巾約
25mm、厚さ32〜49μm、長さ約20〜30mであつた。
作成されたすべての薄板はＸ線回折により、非晶
質相であることが確認され、磁歪10-6オーダーで
ほぼ零であつた。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10mm、内径６mm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分保持
後水焼入れ、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。 初透磁率としては3mOe、1KHzにおけるその実
効透磁率を採用した。飽和磁化（σs）はVSMに
て10KOeの磁界で測定した。比抵抗は四端子法
により測定した。
主成分とする磁気ヘツド用非晶質合金に関するも
のである。 現用磁気ヘツド材料では、パーマロイ、センダ
ストなどの結晶質金属材料及びMu−Znフエライ
ト、Ni−Znフエ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
材料であるフエ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・cm
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、フエ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Mu−Zn系がビデオ用映像
ヘツドを中心に使用されている。しかしフエライ
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。従つて高密度磁気ヘツド用のコア材は、渦
電流損失による透磁率の劣化を防止するため、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質合金におい
て、優れた磁気的性質及び機械的性質が見い出さ
れた。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。 また磁気歪を零にする組成も基本的にはほぼ解
明され磁気ヘツ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ヘツドコアと
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、1MHz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。 （発明の目的） 本発明は、Co，Fe，Si，Ｂの４元素の非晶質
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1MHz以上の帯域に
おいてもフエライト以上の透磁率を示すととも
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） 本発明は、組成式（Fe1-a，Coa）100-b（Sic，
Bd）bから成る合金中のｃ，ｄ，ｂを限定し、そ
の合金100原子％に対してCrを1.0〜2.0原子％、
及びRuを1.0〜4.0原子％添加した合金中に第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。 前記合金組成の限定理由は以下の如きである。
まずｂの値は半金属（Si，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、
磁気ヘツ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以上の厚さの非晶質薄板帯を安定して
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Co−Fe−Si−Ｂ系合金の特性について説
明する。 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
いる鋼製ロール上におかれた石英ノズルより溶融
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500〜2000rpm、噴出ガス圧は
0.1〜１Kg／cm2であつた。作成された薄板は巾約
25mm、厚さ32〜49μm、長さ約20〜30mであつた。
作成されたすべての薄板はＸ線回折により、非晶
質相であることが確認され、磁歪10-6オーダーで
ほぼ零であつた。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10mm、内径６mm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分保持
後水焼入れ、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。 初透磁率としては3mOe、1KHzにおけるその実
効透磁率を採用した。飽和磁化（σs）はVSMに
て10KOe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。 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。すなわちｃ／ｃ＋ｄ＞0.65では結晶化
温度が低くなつてしまう。この事実はすでに報告
されているものと異なつている。 第３図には、100hrあたりの摩耗量とｃ／ｃ＋
ｄの関係が示している。摩耗量の測定は液体急冷
したアモルフアスより通常のオーデイオタイプの
磁気ヘツドを作成し、市販のカセツトタイプのデ
ツキに装着した後、市販のノーマルテープを用い
て行なつた。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、0.55以上でほぼ一定となる。ｃ／
ｃ＋ｄが0.55以上で良好な耐摩耗量を示すことが
わかる。 第４図に液体急冷されたままの種々の組成をも
つアモルフアスの初透磁率μiとｃ／ｃ＋ｄの関係
を示す。いずれの場合もｂが異なるとμiの値も異
なつてくるが、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は
ｃ／ｃ＋ｄが大きい方がμiが高い。より好ましく
はｃ／ｃ＋ｄが0.55以上が望ましい。 一般にアモルフアス磁性合金の透磁率は適当な
条件での焼鈍により改善されることが知られてい
る。そこで、透磁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
もつアモルフアス合金（No.17〜20）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。種々の組成をもつアモルフアス合金における
初透磁率に及ぼす焼鈍温度の影響は類似してお
り、ｃ／ｃ＋ｄが0.5，0.63において高いμiが得ら
れ、焼鈍による初透磁率の改善がこれらの組成で
大きいことが認識された。各サンプルにおける
種々の焼鈍後のμiの最大値を比較し、μiの高い順
にｃ／ｃ＋ｄをならべると、0.63，0.50，0.67，
0.18であつた。 第６図はｂ＝25場合について第５図と同様にμi
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μiの最大値を比較
し、μiの高い順にｃ／ｃ＋ｄをならべると0.64，
0.60，0.50，0.40，0.68，0.20となる。 第７図は、ｂ＝27の場合について第５図と同様
に、μi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μiの最大値を
比較し、μiの高い順にｃ／ｃ＋ｄをならべると
0.63，0.50，0.40，0.20，0.76であつた。 第８図は種々の組成について焼鈍後得られたμi
の最大値とｃ／ｃ＋ｄとの関係を示す。ｂ＝24，
25，27のいずれの場合においてもμi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頼
性を増す。 第９図はμi＞104なる値が得られる焼鈍温度の
範囲（ΔT）を示す。μi＝104なる値はヘツドコア
材として必要な値と近いと考えられる。現在、ヘ
ツ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μi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＋ｄが大きいほど
良好であつた。 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。 比抵抗ρ ｃ／ｃ＋ｄ→大 結晶化温度 ｃ／ｃ＋ｄ＜0.65 耐摩耗性 0.55＜ｃ／ｃ＋ｄ μi（AsQ） 0.55＜ｃ／ｃ＋ｄ μi（熱処理後） 0.50＜ｃ／ｃ＋ｄ＜0.65 μi（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。 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。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、Cr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。 第１０図は、前記表に示した主合金組成サンプ
ル（No.19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（No.
19）にCrのみを1.5原子％添加したもの、１９ｂ
は同サンプル（No.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（No.19）
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（No.23）にCrのみを1.5原子％添
加したもの、２３ｂはCrを1.5原子％、Ruを1.0原
子％、２３ｃはCrを1.5原子％、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
るに従つて、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，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Ru元素を添加し、更に、この合金中に第
２相粒子を分散したものである。 合金中に第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ツトを
つくり、このインゴツトを第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、合金にＡ2O3を２体
積％分散した下記(a)組成の非晶質合金を作成し
た。また、その比較例としてＡ2O3を分散して
いない下記(b)組成の非晶質合金を作成した。 (a) Co69.5Fe4.5Si14.5B9.0Cr1.5Ru1.0＋2vol％Ａ2
O3 (b) Co69.5Fe4.5Si14.5B9.0Cr1.5Ru1.0 (a)において、Ａ2O3粒子は非晶質合金中に三
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(a)，(b)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。図か
ら明らかなように、Ａ2O3を分散した(a)合金が
分散していない(b)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、Ａ2O3以外に、
合金と相溶性のないFe2O3，SiO2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
らの複合物あ適用されうる。 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。
す。ｂ＝23〜27原子％の範囲でρはｃ／ｃ＋ｄ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。すなわちｃ／ｃ＋ｄ＞0.65では結晶化
温度が低くなつてしまう。この事実はすでに報告
されているものと異なつている。 第３図には、100hrあたりの摩耗量とｃ／ｃ＋
ｄの関係が示している。摩耗量の測定は液体急冷
したアモルフアスより通常のオーデイオタイプの
磁気ヘツドを作成し、市販のカセツトタイプのデ
ツキに装着した後、市販のノーマルテープを用い
て行なつた。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、0.55以上でほぼ一定となる。ｃ／
ｃ＋ｄが0.55以上で良好な耐摩耗量を示すことが
わかる。 第４図に液体急冷されたままの種々の組成をも
つアモルフアスの初透磁率μiとｃ／ｃ＋ｄの関係
を示す。いずれの場合もｂが異なるとμiの値も異
なつてくるが、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は
ｃ／ｃ＋ｄが大きい方がμiが高い。より好ましく
はｃ／ｃ＋ｄが0.55以上が望ましい。 一般にアモルフアス磁性合金の透磁率は適当な
条件での焼鈍により改善されることが知られてい
る。そこで、透磁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
もつアモルフアス合金（No.17〜20）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。種々の組成をもつアモルフアス合金における
初透磁率に及ぼす焼鈍温度の影響は類似してお
り、ｃ／ｃ＋ｄが0.5，0.63において高いμiが得ら
れ、焼鈍による初透磁率の改善がこれらの組成で
大きいことが認識された。各サンプルにおける
種々の焼鈍後のμiの最大値を比較し、μiの高い順
にｃ／ｃ＋ｄをならべると、0.63，0.50，0.67，
0.18であつた。 第６図はｂ＝25場合について第５図と同様にμi
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μiの最大値を比較
し、μiの高い順にｃ／ｃ＋ｄをならべると0.64，
0.60，0.50，0.40，0.68，0.20となる。 第７図は、ｂ＝27の場合について第５図と同様
に、μi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μiの最大値を
比較し、μiの高い順にｃ／ｃ＋ｄをならべると
0.63，0.50，0.40，0.20，0.76であつた。 第８図は種々の組成について焼鈍後得られたμi
の最大値とｃ／ｃ＋ｄとの関係を示す。ｂ＝24，
25，27のいずれの場合においてもμi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頼
性を増す。 第９図はμi＞104なる値が得られる焼鈍温度の
範囲（ΔT）を示す。μi＝104なる値はヘツドコア
材として必要な値と近いと考えられる。現在、ヘ
ツ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μi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＋ｄが大きいほど
良好であつた。 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。 比抵抗ρ ｃ／ｃ＋ｄ→大 結晶化温度 ｃ／ｃ＋ｄ＜0.65 耐摩耗性 0.55＜ｃ／ｃ＋ｄ μi（AsQ） 0.55＜ｃ／ｃ＋ｄ μi（熱処理後） 0.50＜ｃ／ｃ＋ｄ＜0.65 μi（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。 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。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、Cr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。 第１０図は、前記表に示した主合金組成サンプ
ル（No.19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（No.
19）にCrのみを1.5原子％添加したもの、１９ｂ
は同サンプル（No.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（No.19）
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（No.23）にCrのみを1.5原子％添
加したもの、２３ｂはCrを1.5原子％、Ruを1.0原
子％、２３ｃはCrを1.5原子％、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
るに従つて、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，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Ru元素を添加し、更に、この合金中に第
２相粒子を分散したものである。 合金中に第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ツトを
つくり、このインゴツトを第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、合金にＡ2O3を２体
積％分散した下記(a)組成の非晶質合金を作成し
た。また、その比較例としてＡ2O3を分散して
いない下記(b)組成の非晶質合金を作成した。 (a) Co69.5Fe4.5Si14.5B9.0Cr1.5Ru1.0＋2vol％Ａ2
O3 (b) Co69.5Fe4.5Si14.5B9.0Cr1.5Ru1.0 (a)において、Ａ2O3粒子は非晶質合金中に三
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(a)，(b)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。図か
ら明らかなように、Ａ2O3を分散した(a)合金が
分散していない(b)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、Ａ2O3以外に、
合金と相溶性のないFe2O3，SiO2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
らの複合物あ適用されうる。 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。
第１図は非晶質合金の比抵抗ρとSi／Si＋Ｂ
（＝ｃ／ｃ＋ｄ）との関係を示す図、第２図は結
晶化温度とｂ（＝Si＋Ｂの温度）とｃ／ｃ＋ｄと
の関係を示す図、第図は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と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、μi
とｃ／ｃ＋ｄとの関係を示す図、第９図はμi＞
104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Ａ2O3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。
（＝ｃ／ｃ＋ｄ）との関係を示す図、第２図は結
晶化温度とｂ（＝Si＋Ｂの温度）とｃ／ｃ＋ｄと
の関係を示す図、第図は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と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、μi
とｃ／ｃ＋ｄとの関係を示す図、第９図はμi＞
104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Ａ2O3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。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 組成式（Fe1-a，Coa）100-b（Sic，Bd）bから成
る合金100原子％に対してCrを1.0〜2.0原子％、
及びRuを1.0〜4.0原子％添加した合金中に第２相
粒子を分散したことを特徴とする磁気ヘツド用非
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
磁気ヘツド用非晶質合金。 ３ 第２相粒子がＡ2O3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
磁気ヘツド用非晶質合金。
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 JPS61284546A (ja) | 1986-12-15 |
| JPH0463147B2 true 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) |
Families Citing this family (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
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS61284546A (ja) | 1986-12-15 |
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