JPS6020882B2 - 高透磁率アモルフアス合金を用いてなる磁気ヘツドの製造法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は、高透磁率アモルファス合金を用いてなる磁気
ヘッドの製造法に関するものである。

従来結晶構造を有する高透磁率金属材料として、Ｆｅ−
Ｓｉ合金、、Ｆｅ−Ｎｉ合金、Ｆｅ−針合金「Ｆｅ−Ｓ
ｊ−ＡＩ合金などがあり、それぞれの特性に応じて多く
の分野で使用されているが、これらの合金にはなおそれ
ぞれ特性上及び使用上の欠点がある。Ｆｅ−Ｓｉ合金は
、変圧器、モータ等の鉄心として高透磁率合金中最も多
量に使用されているが、製造工程が複雑であり、これを
製造するのに要する燃料ならびに電力も多大であるから
、終局的には原材料費の割合には高価な合金となってい
る。

Ｆｅ−Ｎｉ合金は「弱電関係の鉄心として使用されてお
り、なかでもＮｉ７８％を含有するパーマロィは透磁率
が非常に高く、変成器、磁気ヘッド用として、またデル
タマックス（Ｎｉ５０％と鉄を含有する磁性合金の商品
名）は履歴曲線が急辿袋な角形性を有するので、磁気増
幅器等の鉄心として使用されている。しかし製造方法は
Ｆｅ−Ｓｉ合金と同様に複雑である上に高価なＮｉを多
量に使用するので非常に高価な材料である点で実用上難
点があり、また特に磁気ヘッド用合金としては硬度が小
さく、ヘッド摩耗が多いという使用上の難点がある。Ｆ
ｅ−ＡＩ合金であるアルパームはＡＩ約１６％を含有す
る高透磁率合金であるが、塑性加工が非常に困難であり
、またＦｅ−Ｓｊ−ＡＩ合金であるセンダスト（Ｆｅ−
１０％ Ｓｉ−５％ 山）は全く塑性加工ができないと
いう欠点があるので、特に高い硬度と高い固有抵抗を有
しているという特性が生かされる特殊な用途に限って特
殊加工の上使用されている。

すなわち前者は鎌画用磁気ヘッドとして温間加工により
製作され、後者はカードリーダー用の磁気ヘッドとして
放電加工或いは研削加工によって製作されているが前記
欠点のためその用途は目から制限されている。本発明は
、従来用いられている磁気ヘッド用高透磁率金属材料が
有する前記諸欠点のない新規な高透磁率合金を用いてな
る磁気ヘッドを提供することを目的とし、特に本発明は
、アルモフアス合金を初めて高透磁率金属材料として用
い、かつアルモフアス合金の有する属性である高硬度、
高岡有抵抗を有利に利用する高透磁率アルモファス合金
を用いてなる磁気ヘッドの製造法を提供することによっ
て前記目的を達成することができる。

本発明は、燐、炭素およびボロンのうち何れか１種また
は２種以上を７〜３５原子％と、珪素２５％以下（ただ
し０％を含まず）と、残部コバルトのみ又は残部コバル
ト及び鉄（ただしコバルト含有量は鉄含有量より多いも
のとする）とを含有する合金を溶融し、この溶湯を超高
速冷却し、高透磁率、低保磁力、高硬度、商圏有抵抗及
び優れた高周波特性をもったアモルファス合金を造り、
このアモルファス合金を成形したことを特徴とする高透
磁率アモルファス合金を用いてなる磁気ヘッドの製造方
法に係る。本発明の更に他の目的とする所は「燐、炭素
およびボロンのうち何れか１種または２種以上を７〜３
５原子％と、珪素２５％以下（ただし０％を含まず）と
、残部コバルトのみ又はコバルト及び鉄（ただしコバル
ト含有量は鉄含有量より多いものとすす）とを主成分と
して含み、副成分として原子％で（ィ｝ ニッケル５０
％以下ト （口）クロムおよび滴俺の少なくとも１種１５％以下、
しＶ モリブデン、ジルコニウム、チタン、アルミニウ
ム、バナジウム、ニオブ、タ話タル、タングステン「銅
、ゲルマニウム、ベリリウムおよびビスマスのうちから
選ばれた何れか１種または２種以上１０％以下、ならび
に（コ プラセオヂム、ネオヂム、プロメチウム、サマ
リウム、ユーロピウム、ガドリニウム、テルビウム、ジ
スプロシウムおよびホルミウムのうちから選ばれた何れ
か１種または２種以上を５％以下の前記（イ）「（ロ）
、（ハ）および（ニ）の群から選ばれた何れか１種また
は２種以上の成分の合計計で５０％以下で含有する合金
を溶融し、この港湯を超高速冷却し、高透磁率、低保磁
力、高硬度、高固有抵抗及び優れた高周波特性をもった
アモルファス合金を造り、このアモルファス合金を成形
したことを特徴とする高透磁率アモルファス合金を用い
てなる磁気ヘッドの製造法を提供するにある。

次に本発明を詳細に説明する。

本発明の珪素ヘッドの製造法に好適に用いることのでき
る高透磁率アモルファス合金としてはＰ，ＣおよびＢの
うち何れか１種または２種以上を原子％で、７〜３５％
とＳｉ２５％以下とを含み残部常温で強磁性を有するＣ
ｏのみ又はＣｏの一部を置き換えたＣｏ−Ｆｅ系合金よ
りなる高透磁率アモルファス合金、あるいは上記合金に
副成分として原子％で（イ）Ｎｉ５０％以下、（ｏ）Ｃ
ておよびＭｎの少なくとも１種１５％以下、（ハ）Ｍｏ
，Ｚｒ，Ｔｉ，Ｎ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｗ，Ｃｕ，Ｃも，
段およびＢｉのうちから選ばれた何れか１種または２種
以上を１０％以下、ならびに（ニ）Ｐｒ，Ｎｂ，Ｐｍ，
Ｓｍ，Ｇｄ，Ｔｂ，ＤｙおよびＨｏのうちから選ばれた
何れか１種または２種以上を、５％以下の前記（イ）、
（ロ）、（ハ）および（ニ）のうちから選ばれたいずれ
か１または２以上の成分を合計５０％以下で含有する合
金を熔融し、その溶融合金を高速回転する金属製回転体
の表面に耐火物ノズルの孔を通して付着させることによ
り、１ぴ〜１０７℃／秒の速度で急冷して薄帯状に凝固
させ、かくして超高速冷却して得られた高透磁率、低保
磁力、高硬度、高固有抵抗および優れた高周波特性をも
ったアモルファス合金であり、この合金を磁気ヘッドと
して成形して造った高透磁率アモルルモフアス合金より
なる磁気ヘッドである。

上記合金はそれぞれ極めて優れた透磁性を有しているば
かりでなく、アモルファス合金の特性である高い硬度と
高い固有抵抗をも有している。

次に本発明の磁気へッド‘こ用いるアモルファス合金を
製造する方法の１例を図面につき説明する。図は本発明
の磁気ヘッドに用いるアルモフアス合金を製造する装置
の一例を示す概略図である。

図し・おいて、１は下方先端に水平方向に噴出するノズ
ル２を有する石英管で、その中には原料金属３が装入さ
れ、溶解される。４は原料金属３を加熱するための加熱
炉であり、５はモーター６により高速度、例えば５００
仇．ｐ．ｍ．で回転される回転ドラムで、これは、ドラ
ムの回転による遠心力負荷をできるだけ小さくするため
、軽量で熱伝電性の良い金属、例えばアルミニウム合金
よりなり、内面には更に熱伝導性の良い金属、例えば銅
板７で内張りされている。

８は石英管１を支持して上下に移動するためのェアピス
トンである。

原料金属は、先ず石英管１の送入口ｌａより流体搬送等
により装入され加熱炉４の位置で加熱溶解され、次いで
ェアピストン８により、ノズル２が回転ドラム５の内面
に対向する如く、石英管１が図に示す位置に下降され、
次いで上昇を開始するとほぼ同時に溶融金属３にガス圧
が加えられて、金属が回転ドラムの内面に向って噴流さ
れる。石英管内部へは金属３の酸化を防ぐため絶えず不
活性ガス、例えばアルゴンガス９を送入し不活性雰囲気
としておくものとする。回転ドラム内面に噴流された金
属は高速回転による遠心力のため、回転ドラム内面に強
く接触せしめられることにより、超高速冷却が与えられ
てアモルファス金属となる。本発明の研究において、ア
ルモフアス合金が特にすぐれた機械的特性と共にすぐれ
た磁気的特性を有することを新規に知見したことにより
、種々成分組成を変化させて磁気特性を調べた結果を第
１表に示す。なお従来知られたＦｅ−Ｓｉ合金、Ｆｅ−
ＡＩ合金およびＦｅ−Ｓｉ−山合金等の磁気特性を測定
して比較した。第１表 渋Ｍｎ−Ｚｎフエライト 同表から判る如く、本発明の磁気へッド‘こ用いるアモ
ルファス合金（Ｍ．１〜１２）は、Ｆｅ−Ｓｉ合金より
優れ、Ｆｅ−川合金に匹適する磁気特性を有するものが
ある。

しかも、これ等のアモルファス合金の固有抵抗は１８０
〜２００４０一伽あり、、Ｆｅ−ＡＩ合金およびＦｅ−
Ｓｉ−山合金の１００，１４０山Ｑ−伽よりも高く、ま
た硬さ（Ｈｖ）は８００〜９６０であり、Ｆｅ−Ｎ合金
の２９い Ｆｅ−Ｓｉ−ＡＩ合金の５００に較べて著し
く硬い。さらに本発明のアモルファス合金は高硬度にも
かかわらずでｅ−ＡＩ合金、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｎ合金のよう
に脆くないから、非常に成形し易いということは磁気ヘ
ッドに用いる場合の大きな特徴である。また、磁気へッ
ド‘こおいて特に要求される耐摩耗性を比較するとほぼ
センダストと同程度であり、非常に高い。

本発明において、さらに前記本発明の磁気ヘッドに用い
るＣｏ系およびＣｏ−Ｆｅ系アモルファス合金のＦｅお
よびまたはＣｏを前記種々の金属元素をもって部分的に
置換すると機械特性ならびに耐食性が向上すると共に、
磯れた磁気特性を有すること、またＣｏ系アモルファス
合金においては、Ｓｉがアモルファス化ならびに磁気特
性を顕著に向上することを新規に知見した。

本発明のこれら材料の組成と磁気特性を示すと第２表の
如くである。ｈ上 ２ 火第１表に例示の本発明合
金中のＦｅおよびまたはＣｏを他の金属元素で部分的に
置換することにより第２表に示す如く同様に高透磁率を
有するアルモフアス合金を得ることができることが判る
。

特にＣｒ，Ｎｉ，ＳｉはＦｅＳｉ−Ｃｏ−Ｓｉ−Ｂ，Ｃ
ｏ−Ｂ系ァルモフアス合金の透磁率を向上させるに有効
な成分元素であり、また前記各種の成分元素を添加する
ことにより固有抵抗が高くなり、高周波特性が非常に向
上する。本発明の磁気ヘッドに用いる前記例示のアモル
ファス合金における各成分の含有量を所定の範囲内にす
る理由は次の如くである。

Ｐ，ＣおよびＢはアモルファス組織とすることを助成す
る元素であるが、これ等のうち少なくとも１種の含有量
が７原子％未満の場合と、３５原子％を越えた場合には
アモルファス合金の製造が困難になり、かつ合金を腕化
するので７〜３５原子％の範囲内にすることが有利であ
り、Ｐ，ＣおよびＢの含有量はいずれも多いほど透磁率
を高くするが、飽和磁束密度を低下するのでこれ等の合
計が２０〜２５原子％の程度とするのが最良の結果を与
える。ＦｅとＣｏは常温で強磁性を示し、互いに全量置
換できる元素であるが、Ｆｅ−Ｐ−Ｃ系の場合にはＦｅ
をＣｏで置換して行くと飽和磁束密度は直線的に減少し
、また保磁力は徐々に増加し約４０原子％で極大（０．
１５戊）となり、一方、Ｃｏ−Ｂ−Ｓｉ系の場合には、
ＣｏをＦｅで置換して行くと飽和磁束密度が増大し、ま
た保磁力は著しく減少し約５原子％で滋歪が零となり、
保磁力は極小（０．００８０ｅ）となる。

したがって要求される特性に応じてＦｅとＣｏ量を決定
することが有利である。Ｎｉは、透磁率を向上させる元
素であるが５０原子％を越えても透磁率はそれほど向上
せず飽和磁束密度を減少させるだけであるので５０原子
％以下にすることが有利である。

Ｓｉは透磁率を高め、保磁力を減少させる有効な元素で
あることがとくにＣｏ基アモルファス合金の場合に顕著
な効果がある。しかし、２５原子％を越えてもそれほど
透磁率は向上せず、飽和磁束密度を減少させるだけであ
るのでＰ，ＣおよびＢの１種または２種以上の７〜３５
原子％を置換するのを２５原子％以下にすることが有利
である。ＣｒおよびＭｎを１５原子％以下とする理由は
、Ｃｒは透磁率を高め、保磁力を減少させ、さらに硬さ
、耐食性を向上させる有効な元素であり、またＭｎは透
磁率、保磁力を害せずにアモルファス合金を硬化させる
元素であるが、何れも１５原子％を越えると飽和磁束密
度を著しく低下させるからである。

Ｍｏ，Ｚｒ，Ｔｉ，山，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｗ，Ｃ↓ 戊
，ＢｅおよびＢｊを１０原子％以下とする理由は、これ
等の元素はアモルファス構造の安定化、硬さ、耐食性に
有効な元素であるが、１０原子％以下の場合には磁気特
性を余り筈せずにその効果があるからである。Ｐｒ，Ｎ
ｄ，Ｐｍ，Ｓｍ，Ｅｕ，Ｇｄ，Ｔｈ，Ｄｙ，Ｈｏを５原
子％以下とする理由は、５原子％以下の場合は磁気特性
を書せずにアモルファス合金を製造できるが５原子％を
越えるとアモルファス合金の製造が困難になるからであ
る。なお前記例示のアモルファス合金において、（イ）
、（ｏ）、（ハ）および（ニ）のうちから選ばれた何れ
か１または２以上の成分を合計５０％以下とする理由は
、これらの成分合計が５０％を越えると透磁率が低下す
るからである。以上のように優れた磁気特性と固有抵抗
、硬度、強度或は耐食性を兼ね備えた特徴のあるアモル
ファス合金を用いた新規な磁気ヘッドを容易に製造する
ことができる。

本発明の合金を用いた磁気ヘッドを製造するために、一
例として示した第１図の製造装置を用いる。この装置に
より得られる溶融合金の冷却速度は約１ぴ〜１０７℃／
秒であり、本発明の合金はこの装置を用いることにより
超急冷されてアモルファス相となる。また、超急冷され
て得られる合金は通常２０〜５０仏のの厚さを持つ薄帯
状で得られ、表面は金属光沢をもっている。したがって
、ヘッドとして成形するにはこのままで使用することが
できる。上記のようにして得られたアモルファス合金は
第１表、第２表、第２図に示したごと〈、製造のままで
弾力性に富んで脆くなく、高電気抵抗、高硬度の特性を
示すと共に、優れた磁気特性とくに高透磁率、低保磁力
、優れた高周波特性を有することから従来のヘッド材料
では得られない新規な磁気ヘッドを提供することができ
る点で特徴がある。

従来の磁気ヘッド材としては良く知られているアルパー
ム合金（Ｆｅ−山系）やセンダスト合金（Ｆｅ−Ｓｉ‐
ＡＩ系）は脆いために成型性が悪く、一方パーマロィ合
金（Ｆｅ−Ｎｉ系）は軟か過ぎて成型が難かしく、加工
による性能劣化が著しい。これに対し、アモルファス合
金は弾力性に富むためにヘッド材として加工（打抜、研
磨など）し易い利点を有し、容易にヘッドを構成できる
。本発明のアモルファス合金は本質的に加熱によって結
晶化する。この結晶化温度は本合金におし、ては約４０
０〜５００ｑｏの範囲にあり、この結晶化温度以上に加
熱するとアルモファス合金特有の諸性質が失われるので
ヘッドとして使用できない。すなわち、結晶化温度以上
に加熱すると弾力性を失って腕化して加工性が無くなる
と共に電気抵抗が約１ノ３に低下し、透磁率や保磁力が
従来材料よりはるかに悪化する。したがって、本発明合
金を結晶化温度以上に加熱することはさげねばならない
。また、結晶化温度以下に加熱した場合も合金組成によ
って上記のアモルファス合金の特性を劣化させることが
あり、好ましくは超急冷状態のまま使用するのが良い。
しかし、製造時に十分超急冷されなかった場合には要求
される磁気特性が得られないことがあるので熱処理を行
なうと再び磁気特性が向上する。例えば必要に応じて結
晶化温度の５０ｑｏ以下で蛾鈍後水冷する処理、５００
ェルステッド程度の磁場中競鎚、応力下での焼錨を適用
することによって磁気特性が向上する。本発明の合金は
超急冷後成形してヘッドを構成するが、ヘッド用磁心の
構成は従来の方法と全く同様に行なうことができる。

磁気ヘッドとしては種々の用途がある。

例えばトオーデイオ用、ＶＴＲ用、コンピューター用が
良く知られている。これらの磁気ヘッドとして要求され
る特性は用途によって異なるため、用途によって本発明
合金の組成を選択する必要がある。安価なオーディオデ
ッキの磁気ヘッドにはＣｏの少ないアルモフアス合金が
十分使用できるし、高級デッキに対してはＣｏの多いア
モルファス合金が適している。ことに第３表、のＣｏ７
舷，ぶｊ，５Ｆｅ５を主成分とする合金が最適である。

本発明を実施例について説明する。

実施例 １ 以上述べた方法により、第２表中の代表的幾つかのアモ
ルファス合金を作製した結果、厚さ約３０ｒ肌、幅約０
．５脇の長さ約３０肌均一な寸法のリボン（薄帯試料）
が得られ、Ｘ線回折により完全なアルモファス相である
ことが確かめうれ、第３表に示す如き特性が得られた。

第３表第３表に見られるように本発明合金は硬さが７５
０〜８６岬Ｖ、破壊強さが２８５〜３０５ｋ９／側２の
著しく高い機械的性質を持ち、しかもセンダスト合金と
匹敵する耐摩耗性を有することが判る。

−方、高周波特性や鉄損に対して有利な高電気抵抗を持
つアモルファス合金である。さらに、この表から判るよ
うに、本発明合金は高い透磁率と低い保磁力を有してい
る。とくにＣｏ７８Ｂ，ぶｉ，５Ｆｅ５合金は磁歪が小
さく、しかもセンダスト合金よりも小さい摩耗量と優れ
た磁気特性（最大透磁率４０００００保磁力０．００８
企）を持つことが判る。

この合金の高周波特性の測定結果を第２図に示す。この
図より明らかなように、実効透磁率は約１００００と高
く、しかも周波数１０皿位まではほとんど変化せず、可
聴周波数範囲内で優秀な特性を持つ磁気ヘッドが得られ
ることを明らかに示す。本発明のアモルファス合金の各
種組成について、キュリー温度（℃）、結晶化温度（０
０）、飽和磁束密度（ＫＧ）、有効透磁率、保磁力（ｍ
０ｅ）を測定した結果は次の通りである。第４表 実施例 ２ 第１図に示す液体急冷装置により種々の厚さを持つ幅２
肋のＦｅ５Ｃｏ７ｏＳｉ，５Ｂｏアモルファス合金を作
製し、その磁気特性を測定した。

その結果を第５表に示す。なお、試料の厚さは回転ドラ
ムの回転速度を１０００〜８００仇ｐｍに変えることに
よって得た。第５表 ＊１ＫＨＺ，３ｍ。

ｅ第５表に見るように、試料の保持力および実効透磁率
は試料の厚さが１５〜１００ｒ肌までは余り大きく低下
しないが２００りのになると著しく低下した。

Ｘ線による試料の解析の結果、２１〜２４の試料はいず
れもアモルファスであったが、試料２５は約２０％程度
、結晶が含まれていた。したがって、ヘッド材料として
の特性はアモルファス単相である必要があり、超急冷速
度は１ぴ℃ノ秒以上であることが必要である。実施例
３ 実施例２に示す試料についてヘッド材としての成形性を
調べた。

その結果を第６表に示す。本合金Ｆｅ５Ｃｏ７５Ｓｉ，
５Ｂ，ｏの場合は１００山ｍ厚さ以上では表面の金属光
沢を失うと共に硫化する傾向があり、打抜き性や曲げ性
が劣化した。第６表 したがって、試料中に結晶が析出するとヘッド材として
の成形性が失われるので、アモルファス相でなければな
らない。

実施例 ４ Ｆｅ５Ｃ巧。

Ｎｉ幻Ｓｉ，ｏＢ５アモルファス合金（３０一肌厚さ、
ＩＱ舷幅）を暁鎚後水冷した試料について磁気特性を測
定した。第３図はその結果を示す。磁束密度はＢ２。（
磁場２０企）でほぼ一定であるがＢｒの残留磁束密度は
４５０℃騎鈍で若干上昇し、角形比が良くなる。一方、
保磁力Ｈｃおよび実効透磁率ムｅは２００ｑＣ〜３００
ｑｏ付近で悪くなるが、それ以上、とくに４５０℃付近
で著しく良くなる。しかし、５００ｑｏで結晶化が起こ
ると急激に悪くなり、アルモフアス合金の優位性が完全
に失われる。このことから、熱処理を行う場合には少な
くとも結晶化温度以上での凝鎚は好ましくない。実施例
５ 第１図の超急冷装置を用いて第７表に示すアモルファス
合金（厚さ３０Ａｍ、幅１２側）テープを作製し、その
実効透磁率〃ｅにおよぼす熱処理の効果を第４図に示す
。

第７表の１ 第７表の２ 図に見るように、液体急冷のままでｒｅが１０００の崖
度あり、磁気ヘッドの特性として十分であるが、その後
の熱処理によって若干特性が変化する。

試料２６では結晶化温度がキュリー温度よりも高く、こ
のＴｃ以上の暁雛後水冷処理によって山ｅが最大値をと
る。一方、蛾鈍後の炉冷は急冷材より低下する。また、
試料２７のようにキュリー温度が結晶化温度より高い場
合には暁鎚処理は山ｅを悪化する。これに対し、磁場中
処理は両者の合金に対し有効である。以上のように、合
金の組成によっては熱処理の効果が認められる。以上に
より本発明のアルモフアス合金が磁気ヘッド材料として
必須な磁気特性に優れていることが判る。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明の磁気ヘッド用ァルモフアス合金を製造
する装置の一例を示す概略図、第２図はＣｏ７妃，ぶｉ
．５Ｆｅ５よりなるアモルファス合金の周波数と実効透
磁率の関係を従来の７８Ｍｏパーマロィとアルパームの
特性と対比して示した磁気特性図、第３図はＦｅ５Ｃ巧
州ｉ沙Ｓｉ，ｏＢ５アモルファス合金の磁気特性におよ
ぼす暁錨処理の効果を示す特性図、第４図はＣｏ基アモ
ルファス合金の実効透磁率におよぼす熱処理の効果を示
す特性図である。 １・・・石英管、２・・・ノズル、３…原料金属、４・
・・加熱炉、５…回転ドラム、６・・・モータ、７・・
・鋼板、８…ェャピストン、９…アルゴンガス。 第１図第２図第３図 第４図

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ 燐、炭素およびボロンのうち何れか１種または２種
   以上を７〜３５原子％と、珪素２５％以下（ただし０％
   を含まず）と、残部コバルトのみ又はコバルト及び鉄（
   ただしコバルト含有量は鉄含有量より多いものとする）
   とを含有する合金を溶融し、この溶湯を超高速冷却し、
   高透磁率、低保磁力、高硬度、高固有抵抗及び優れた高
   周波特性をもつたアモルフアス合金を造り、このアモル
   フアス合金を成形したことを特徴とする高透磁率アモル
   フアス合金を用いてなる磁気ヘツドの製造法。 ２ 燐、炭素およびボロンのうち何れか１種または２種
   以上を７〜３５原子％と、珪素２５％以下（ただし０％
   を含まず）と、残部コバルトのみ又はコバルト及び鉄（
   ただしコバルト含有量は鉄含有量より多いものとする）
   とを主成分として含み、副成分として原子％で（イ）
   ニツケル５０％以下、 （ロ） クロムおよび満俺の少なくとも１種１５％以下
   、（ハ） モリブデン、ジルコニウム、チタン、アルミ
   ニウム、バナジウム、ニオブ、タンタル、タングステン
   、銅、ゲルマニウム、ベリリウムおよびビスマスのうち
   から選ばれた何れか１種または２種以上１０％以下、な
   らびに（ニ） プラセオジム、ネオジム、プロメチウム
   、サマリウム、ユーロピウム、ガドリニウム、テルビウ
   ム、ジスプロシウムおよびホルミウムのうちから選ばれ
   た何れか１種または２種以上を５％以下の前記（イ）、
   （ロ）、（ハ）および（ニ）の群から選ばれた何れか１
   種または２種以上の成分を合計で５０％以下で含有する
   合金を溶融し、この溶湯を超高速冷却し、高透磁率、低
   保磁力、高硬度、高固有抵抗及び優れた高周波特性をも
   つたアモルフアス合金を造り、このアモルフアス合金を
   成形したことを特徴とする高透磁率アモルフアス合金を
   用いてなる磁気ヘツドの製造法。