JPS6122020B2 - - Google Patents
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- JPS6122020B2 JPS6122020B2 JP52142735A JP14273577A JPS6122020B2 JP S6122020 B2 JPS6122020 B2 JP S6122020B2 JP 52142735 A JP52142735 A JP 52142735A JP 14273577 A JP14273577 A JP 14273577A JP S6122020 B2 JPS6122020 B2 JP S6122020B2
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Landscapes
- Magnetic Heads (AREA)
- Soft Magnetic Materials (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】
本発明は磁気特性が安定しており磁歪が小さく
高飽和磁束密度の新規な磁気ヘツド用非晶質強磁
性合金に関する。
高飽和磁束密度の新規な磁気ヘツド用非晶質強磁
性合金に関する。
磁歪が小さな強磁性合金はつぎに述べる理由に
よつて、実用的で、より望ましい。
よつて、実用的で、より望ましい。
１ 低保磁力、高透磁率等の優秀な磁気特性は、
一般に磁歪が零に近づいたときに得られる。
一般に磁歪が零に近づいたときに得られる。
２ 磁歪が零であれば、機械的なひずみに対し不
感性で、材料を目的製品に加工する場合にその
加工時のひずみにより磁気特性が劣化するおそ
れがない。
感性で、材料を目的製品に加工する場合にその
加工時のひずみにより磁気特性が劣化するおそ
れがない。
３ 磁歪零の材料からなる電磁装置は交流により
使用する場合でも雑音を発生しない。
使用する場合でも雑音を発生しない。
また飽和磁束密度が高いことはつぎに述べる理
由によつて望ましい。
由によつて望ましい。
(1) 飽和磁束密度が高ければ、少ない材料によ
つて同じ効率をあげることができる。
つて同じ効率をあげることができる。
(2) 直線性がよく、電磁気的ひずみの発生がお
さえられる。
さえられる。
現在、低磁歪の結晶質合金としては
イ 約80at.％Niを含有するFe合金
ロ 約6wt.％Siを含有するFe合金
等が知られており、さらに特別に優秀な磁気
特性を付与するため、Mo，Al等の元素を添
加した合金が知られている。
特性を付与するため、Mo，Al等の元素を添
加した合金が知られている。
ロ）に代表される合金は飽和磁束密度が高く約
18kG程度以上であるが、非常にもろく実用的に
はごくかぎられた用途にした使用されない。イ）
に代表される合金の飽和磁束密度は約7kG程度と
低くこれも実用上望ましくない。
18kG程度以上であるが、非常にもろく実用的に
はごくかぎられた用途にした使用されない。イ）
に代表される合金の飽和磁束密度は約7kG程度と
低くこれも実用上望ましくない。
ところで最近の研究の結果（CoxFe1-x）aBbCc
であらわされる非晶質合金が磁歪が小さく高飽和
磁束密度であることが一般に開示されている。
〔たとえば特開昭52−105525号公報〕。ただし、こ
こでｘは0.84〜1.0，ａは0.78〜0.85，ｂは0.1〜
0.22ではｃは０〜0.12，かつｂ＋Ｃが0.15〜0.22
を満足する。この合金は強靭であつて非常に実用
的な材料である。代表的な特性はCo74Fe6B14C6
合金において飽和磁束密度が11.8kG、磁歪は１
×10-5程度以下である。しかしながらこの合金の
実用化には困難があることが最近のわれわれの研
究の結果わかつた。ときに常温以上の温度環境で
使用する場合、この合金系の磁気特性は変化し、
常温においても数年以上にわたる長期間の使用に
対しては特性が劣化することが予想された。
であらわされる非晶質合金が磁歪が小さく高飽和
磁束密度であることが一般に開示されている。
〔たとえば特開昭52−105525号公報〕。ただし、こ
こでｘは0.84〜1.0，ａは0.78〜0.85，ｂは0.1〜
0.22ではｃは０〜0.12，かつｂ＋Ｃが0.15〜0.22
を満足する。この合金は強靭であつて非常に実用
的な材料である。代表的な特性はCo74Fe6B14C6
合金において飽和磁束密度が11.8kG、磁歪は１
×10-5程度以下である。しかしながらこの合金の
実用化には困難があることが最近のわれわれの研
究の結果わかつた。ときに常温以上の温度環境で
使用する場合、この合金系の磁気特性は変化し、
常温においても数年以上にわたる長期間の使用に
対しては特性が劣化することが予想された。
たとえば直流磁化特性を測定してみると、150
℃程度の比較的低温度、0.5h程度の比較的短時間
の時効処理によつてその特性が非常に変化してし
まうことがわかる。飽和磁束密度は変化しないが
保磁力は２〜３倍程度に増大、透磁率は1/5程度
以下に低下し、残留磁束密度もわずかに低下し
て、磁気特性が劣化する。したがつてこのような
非晶質合金系も実用的とはいいがたい。
℃程度の比較的低温度、0.5h程度の比較的短時間
の時効処理によつてその特性が非常に変化してし
まうことがわかる。飽和磁束密度は変化しないが
保磁力は２〜３倍程度に増大、透磁率は1/5程度
以下に低下し、残留磁束密度もわずかに低下し
て、磁気特性が劣化する。したがつてこのような
非晶質合金系も実用的とはいいがたい。
本発明は、低磁歪、高飽和磁束密度でかつ強靭
で耐摩耗性および加工性もよく、磁気特性が安定
した磁気ヘツド用非晶質合金を提供することを目
的とする。
で耐摩耗性および加工性もよく、磁気特性が安定
した磁気ヘツド用非晶質合金を提供することを目
的とする。
本発明は、上記の目的を達成するために、、
（FeaNibCoc）wTzByCxであらわされ、0.02ａ
0.15，０＜ｂ0.3，ｃ＝１−ａ−ｂ，０＜ｘ
＜0.2，0.05＜ｙ＜0.25，0.15＜ｘ＋ｙ＜0.25の範
囲にあり、ＴはCr，Mo，Ｗから選択された少な
くとも１種の元素で0.012ｚ0.05を満足し、
ｗ＝１−ｘ−ｙである磁気ヘツド用非晶質合金に
特徴がある。
（FeaNibCoc）wTzByCxであらわされ、0.02ａ
0.15，０＜ｂ0.3，ｃ＝１−ａ−ｂ，０＜ｘ
＜0.2，0.05＜ｙ＜0.25，0.15＜ｘ＋ｙ＜0.25の範
囲にあり、ＴはCr，Mo，Ｗから選択された少な
くとも１種の元素で0.012ｚ0.05を満足し、
ｗ＝１−ｘ−ｙである磁気ヘツド用非晶質合金に
特徴がある。
以下、本発明を実施例を参照して詳細に説明す
る。非晶質合金はその構成元素が長周期的な規則
性をもたずに配列して液体に類似した構造を有す
る固体である。
る。非晶質合金はその構成元素が長周期的な規則
性をもたずに配列して液体に類似した構造を有す
る固体である。
本実施例においては非晶質合金を得る方法とし
て、いわゆる遠心急冷法を用いた。非晶質合金の
工業的生産法としては、その他圧延急冷法、片ロ
ール法等が一般によく知られている。これらの方
法はいずれも原理的には高速回転する金属円筒上
に原料溶融合金を噴出させ、表面積を急激に広げ
ると同時に急冷し、結晶ができる以前に固化して
非晶質合金を得る方法である。これらの方法によ
ると厚み数10μｍ程度の長尺リボン状試料が容易
に得られる。これらの方法の中で遠心急冷法は他
の方法に比較してより早い急冷速度と、より長い
冷却時間が得られる。一般に非晶質状態はFe，
Co，Ni，Cr等遷移金属と約20at.％程度のＢ，Si
等半金属（非晶質化元素とよばれる）とからなる
合金組成において容易に得られることがすでに知
られている。しかし実際に非晶質状態が得られる
かどうかは冷却速度、冷却時間に依存している。
したがつて他の製造方法においては非晶質化が困
難な合金組成も遠心急冷法によれば比較的容易に
比晶化できる。本発明は他の製造法の場合に適用
できることはもちろんであるが、その場合には非
晶質化可能な組成領域は多少制限をうける。
て、いわゆる遠心急冷法を用いた。非晶質合金の
工業的生産法としては、その他圧延急冷法、片ロ
ール法等が一般によく知られている。これらの方
法はいずれも原理的には高速回転する金属円筒上
に原料溶融合金を噴出させ、表面積を急激に広げ
ると同時に急冷し、結晶ができる以前に固化して
非晶質合金を得る方法である。これらの方法によ
ると厚み数10μｍ程度の長尺リボン状試料が容易
に得られる。これらの方法の中で遠心急冷法は他
の方法に比較してより早い急冷速度と、より長い
冷却時間が得られる。一般に非晶質状態はFe，
Co，Ni，Cr等遷移金属と約20at.％程度のＢ，Si
等半金属（非晶質化元素とよばれる）とからなる
合金組成において容易に得られることがすでに知
られている。しかし実際に非晶質状態が得られる
かどうかは冷却速度、冷却時間に依存している。
したがつて他の製造方法においては非晶質化が困
難な合金組成も遠心急冷法によれば比較的容易に
比晶化できる。本発明は他の製造法の場合に適用
できることはもちろんであるが、その場合には非
晶質化可能な組成領域は多少制限をうける。
本実施例に用いた急冷用の金属中空円筒は外径
40mmφ、内径360mmφで長さ80mmLの銅製であつ
て、これを最高回転速度2500rpm以下で回転し、
この円筒内面にあらかじめ所望の組成に配合した
原料を溶解し噴出させた。このように作製した試
料の非晶質性はＸ線回折、示差熱測定等によつて
確認した。
40mmφ、内径360mmφで長さ80mmLの銅製であつ
て、これを最高回転速度2500rpm以下で回転し、
この円筒内面にあらかじめ所望の組成に配合した
原料を溶解し噴出させた。このように作製した試
料の非晶質性はＸ線回折、示差熱測定等によつて
確認した。
第１図は、比較例として
（Fe0.06Co0.94）0.78Cr0.02B0.14C0.06の組成の非
晶質合金の急冷作製直後の直流磁化特性（Ｂ−Ｈ
曲線）を示す図である。このような特性は作製
後、常温において約３ケ月間放置した後も変化し
なかつた。また150℃において0.5h時効したとき
も変化はみられず200℃0.5hの時効処理後もごく
わずかな特性変化がみられたのみで、、改良され
た磁気特性の安定性が得られた。このような安定
化効果は主としてCr元素の添加によつて得られ
るものであり、添加が有効な領域を示すと第２図
のようになる。この図は（Fe0.06Co0.
94）0.8-WCrWB0.14C0.06系においてCr添加量ｗに対
し、磁気特性変化を支配すると考えられる活性化
エネルギＱを示している。活性化エネルギーは異
なる温度において等時時効された試料の保磁力変
化から推定した値で、特性変化が生じる速度は
exp〔−Ｑ／RT〕に比例すると考えられるので
（但しＲは気体定数、Ｔは絶対温度である）その
値が大きいほど安定であることを意味する。
晶質合金の急冷作製直後の直流磁化特性（Ｂ−Ｈ
曲線）を示す図である。このような特性は作製
後、常温において約３ケ月間放置した後も変化し
なかつた。また150℃において0.5h時効したとき
も変化はみられず200℃0.5hの時効処理後もごく
わずかな特性変化がみられたのみで、、改良され
た磁気特性の安定性が得られた。このような安定
化効果は主としてCr元素の添加によつて得られ
るものであり、添加が有効な領域を示すと第２図
のようになる。この図は（Fe0.06Co0.
94）0.8-WCrWB0.14C0.06系においてCr添加量ｗに対
し、磁気特性変化を支配すると考えられる活性化
エネルギＱを示している。活性化エネルギーは異
なる温度において等時時効された試料の保磁力変
化から推定した値で、特性変化が生じる速度は
exp〔−Ｑ／RT〕に比例すると考えられるので
（但しＲは気体定数、Ｔは絶対温度である）その
値が大きいほど安定であることを意味する。
第２図はCrの添加量が1.2at.％以上5at％以下
であるときにとくに安定化の効果があることを示
している。Mo，Ｗ等の第族の遷移元素添加に
対しても同じような安定化の効果がみられたが、
Crが一番その効果が大きく、以下、Mo，Ｗの順
であつた。またこれら遷移金属の添加は耐食性等
を向上させ非晶質状態を得やすくする等の効果を
有した。
であるときにとくに安定化の効果があることを示
している。Mo，Ｗ等の第族の遷移元素添加に
対しても同じような安定化の効果がみられたが、
Crが一番その効果が大きく、以下、Mo，Ｗの順
であつた。またこれら遷移金属の添加は耐食性等
を向上させ非晶質状態を得やすくする等の効果を
有した。
上述の比較例の非晶質合金の磁歪は１×10-6以
下であり、飽和磁束密度も10kG程度以上であ
り、保磁力は30mOe以下と非常に優秀な磁気特
性を示した。この非晶質合金は十分に実用的であ
るが、本発明では、特定の目的に対してさらに
Niを添加すると改良された特性が得られる。Ni
添加はCr，Mo，Ｗと同様安定性を向上させると
同時に透磁率を増大させる。たとえば（Fe0.
06Co0.94）0.78Cr0.2B0.14Co0.06急冷試料における周
波数が500kHzでの実効透磁率は約1500であつた
が（Fe0.06Ni0.2Co0.94）0.78Cr0.2B0.14C0.06急冷試料
における値は約3000であつた。ただしNiの添加
は飽和磁束密度を低下させるので注意を要する。
パーマロイ等従来の実用合金に比較して新規合金
がすぐれているためには飽和磁束密度は最低7kG
程度以上でなくてはならないが、これは非晶質合
金に含まれる強磁性元素Fe，Ni，Co部分の組み
合わせにおいて、Niの含有量は30at.％程度であ
ることを要求する。
下であり、飽和磁束密度も10kG程度以上であ
り、保磁力は30mOe以下と非常に優秀な磁気特
性を示した。この非晶質合金は十分に実用的であ
るが、本発明では、特定の目的に対してさらに
Niを添加すると改良された特性が得られる。Ni
添加はCr，Mo，Ｗと同様安定性を向上させると
同時に透磁率を増大させる。たとえば（Fe0.
06Co0.94）0.78Cr0.2B0.14Co0.06急冷試料における周
波数が500kHzでの実効透磁率は約1500であつた
が（Fe0.06Ni0.2Co0.94）0.78Cr0.2B0.14C0.06急冷試料
における値は約3000であつた。ただしNiの添加
は飽和磁束密度を低下させるので注意を要する。
パーマロイ等従来の実用合金に比較して新規合金
がすぐれているためには飽和磁束密度は最低7kG
程度以上でなくてはならないが、これは非晶質合
金に含まれる強磁性元素Fe，Ni，Co部分の組み
合わせにおいて、Niの含有量は30at.％程度であ
ることを要求する。
また非晶質合金の磁歪はその中に含まれる強磁
性元素の組み合せによつて主として決定され、そ
の他の部分Ｂ，Ｃ等の含有量によつて多少変化す
るが、磁歪が小さく（およそ±５×10-6以下）実
用上使用可能な範囲は、Fe，Ni，およびCoの割
合が各々0.02以上0.15以下、零以上0.3以下、およ
び残余であつた。
性元素の組み合せによつて主として決定され、そ
の他の部分Ｂ，Ｃ等の含有量によつて多少変化す
るが、磁歪が小さく（およそ±５×10-6以下）実
用上使用可能な範囲は、Fe，Ni，およびCoの割
合が各々0.02以上0.15以下、零以上0.3以下、およ
び残余であつた。
さらに非晶質状態が容易に得られるためには、
Ｂ，Ｃ，Ｐ，Si，Al，Ge等半金属元素を全体の
0.15より多く0.25より少ない範囲を含むこをが必
要である。しかしながらＢ，Ｃ、以外の元素は少
量の含有によつて合金の飽和磁束密度を低下させ
る傾向が強くあまり実用的でない。ただしSi等の
元素は非晶質状態より容易に実現するのに役立つ
ので、実際には用途に応じてその含有量を決定す
ることが必要になる。この場合でも従来よりもす
ぐれた特性を得るためには飽和磁束密度が7kG以
下には低下しない含有量に定める必要がある。
Ｂ，Ｃ，Ｐ，Si，Al，Ge等半金属元素を全体の
0.15より多く0.25より少ない範囲を含むこをが必
要である。しかしながらＢ，Ｃ、以外の元素は少
量の含有によつて合金の飽和磁束密度を低下させ
る傾向が強くあまり実用的でない。ただしSi等の
元素は非晶質状態より容易に実現するのに役立つ
ので、実際には用途に応じてその含有量を決定す
ることが必要になる。この場合でも従来よりもす
ぐれた特性を得るためには飽和磁束密度が7kG以
下には低下しない含有量に定める必要がある。
ＢおよびＣは合金の飽和磁束密度を低下させる
ことがもつと少ない非晶質化元素である。比較的
容易に非晶質状態が得られるためには、Ｂおよび
Ｃが全体に占める割合が各々0.05より多く0.25よ
り少ない範囲、０より多く0.2より少ない範囲で
あつてかつＢとＣとの総計が0.15より多く0.25よ
り少ない範囲にあることが必要であつた。Ｃだ
け、または多量のＣを非晶質化元素として含有す
る場合は非晶質状態が得られにくい。これに対し
Ｂだけを非晶質化元素とする場合は非晶質的容易
に非晶質状態が得られるが、Ｂは高価な元素であ
り、これを安価なＣで置換することは実用上非常
に有効である。Ｃ含有の別の利点は一般に非晶質
合金の更度を高めることで、これは改良された摩
耗性を期待させる。Ｃで置換しない場合の合金の
ビツカース硬度は700ないし800であるのに対し
て、Ｃで適量だけ置換した合金のビツカーズ硬度
は1000以上になる。さらに、耐摩耗性は、Ｃで置
換した場合には約２倍強になる。
ことがもつと少ない非晶質化元素である。比較的
容易に非晶質状態が得られるためには、Ｂおよび
Ｃが全体に占める割合が各々0.05より多く0.25よ
り少ない範囲、０より多く0.2より少ない範囲で
あつてかつＢとＣとの総計が0.15より多く0.25よ
り少ない範囲にあることが必要であつた。Ｃだ
け、または多量のＣを非晶質化元素として含有す
る場合は非晶質状態が得られにくい。これに対し
Ｂだけを非晶質化元素とする場合は非晶質的容易
に非晶質状態が得られるが、Ｂは高価な元素であ
り、これを安価なＣで置換することは実用上非常
に有効である。Ｃ含有の別の利点は一般に非晶質
合金の更度を高めることで、これは改良された摩
耗性を期待させる。Ｃで置換しない場合の合金の
ビツカース硬度は700ないし800であるのに対し
て、Ｃで適量だけ置換した合金のビツカーズ硬度
は1000以上になる。さらに、耐摩耗性は、Ｃで置
換した場合には約２倍強になる。
本発明の非晶質合金は磁場中熱処理等、従来公
知の方法によつてさらに特性改善できることはい
うまでもない。
知の方法によつてさらに特性改善できることはい
うまでもない。
第１図は比較例における非晶質合金の直流磁化
特性を示す図、第２図は他の比較例における非晶
質合金のCr添加量と、磁気特性変化を支配する
と考えられる活性化エネルギとの関係を示す図で
ある。
特性を示す図、第２図は他の比較例における非晶
質合金のCr添加量と、磁気特性変化を支配する
と考えられる活性化エネルギとの関係を示す図で
ある。
Claims (1)
- １ （FeaNibCoc）wTzByCxであらわされ、0.02
ａ0.15，０＜ｂ0.3，ｃ＝１−ａ−ｂ，０
＜ｘ＜0.2，0.05＜ｙ＜0.25，0.15＜ｘ＋ｙ＜0.25
の範囲にあり、ＴはCr，Mo，Ｗから選択された
少なくとも１種の元素で0.012ｚ0.05を満足
し、ｗ＝１−ｘ−ｙ−ｚである磁気ヘツド用非晶
質合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14273577A JPS5476425A (en) | 1977-11-30 | 1977-11-30 | Amorphous alloy |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14273577A JPS5476425A (en) | 1977-11-30 | 1977-11-30 | Amorphous alloy |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5476425A JPS5476425A (en) | 1979-06-19 |
| JPS6122020B2 true JPS6122020B2 (ja) | 1986-05-29 |
Family
ID=15322351
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP14273577A Granted JPS5476425A (en) | 1977-11-30 | 1977-11-30 | Amorphous alloy |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5476425A (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4268325A (en) * | 1979-01-22 | 1981-05-19 | Allied Chemical Corporation | Magnetic glassy metal alloy sheets with improved soft magnetic properties |
-
1977
- 1977-11-30 JP JP14273577A patent/JPS5476425A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5476425A (en) | 1979-06-19 |
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