JPH0699769B2 - 熱安定性高磁束密度非晶質合金 - Google Patents
熱安定性高磁束密度非晶質合金Info
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- JPH0699769B2 JPH0699769B2 JP61117876A JP11787686A JPH0699769B2 JP H0699769 B2 JPH0699769 B2 JP H0699769B2 JP 61117876 A JP61117876 A JP 61117876A JP 11787686 A JP11787686 A JP 11787686A JP H0699769 B2 JPH0699769 B2 JP H0699769B2
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- magnetic flux
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- H01—ELECTRIC ELEMENTS
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- H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
- H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
- H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
- H01F1/12—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials
- H01F1/14—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials metals or alloys
- 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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Description
【発明の詳細な説明】 産業上の利用分野 本発明は、各種磁気ヘッド等に用いられる金属−金属系
非晶質軟磁性合金にかかり、非晶質の熱的安定性に優
れ、飽和磁束密度が高く軟磁性特性に優れた非晶質合金
を提供するものである。
非晶質軟磁性合金にかかり、非晶質の熱的安定性に優
れ、飽和磁束密度が高く軟磁性特性に優れた非晶質合金
を提供するものである。
従来の技術 金属−金属系非晶質合金は従来の非金属を有する金属−
非金属系非晶質合金と比べ結晶化温度が高く、また耐食
性にも優れている。さらに非晶質という構造上の特徴か
ら、軟磁気特性に大きな影響を及ぼす結晶磁気異方性を
持たないだけでなくCoを主成分とするものは磁速も小さ
い点など、良好な軟磁性特性を兼ねそなえている。その
ためガラスボンディング等の高い加工温度を覆歴する磁
気ヘッドに用いる磁性材料として注目されている。
非金属系非晶質合金と比べ結晶化温度が高く、また耐食
性にも優れている。さらに非晶質という構造上の特徴か
ら、軟磁気特性に大きな影響を及ぼす結晶磁気異方性を
持たないだけでなくCoを主成分とするものは磁速も小さ
い点など、良好な軟磁性特性を兼ねそなえている。その
ためガラスボンディング等の高い加工温度を覆歴する磁
気ヘッドに用いる磁性材料として注目されている。
発明が解決しようとする問題点 一方従来の金属−金属系非晶質合金は高磁束密度化を重
視した組成においては、結晶化温度TXが低下し、磁性材
料のキュリー温度TCを下まわることになり（TX＜TC）、
磁気異方性を解消するためのTC以上の熱処理が可能な条
件のTC＜TXの関係を保つことができなくなる。この場合
は回転磁界を用いた熱処理が必要である。
視した組成においては、結晶化温度TXが低下し、磁性材
料のキュリー温度TCを下まわることになり（TX＜TC）、
磁気異方性を解消するためのTC以上の熱処理が可能な条
件のTC＜TXの関係を保つことができなくなる。この場合
は回転磁界を用いた熱処理が必要である。
他方、結晶化温度TXの高低の尺度とは別に結晶化温度TX
以下であっても、一定温度に長時間保持すると非晶質合
金の場合特に初透磁率μi等の構造敏感な要因をもつ特
性への影響が大きい。すなわち熱処理加工の不可欠な磁
気ヘッド等の実用素子に組み込む場合、非晶質合金では
その磁気特性に関して材料全体の結晶化以前にこのよう
な軟磁気特性についてのTX以下の温度での保持安定性が
大きな問題点であった（耐時効性）。
以下であっても、一定温度に長時間保持すると非晶質合
金の場合特に初透磁率μi等の構造敏感な要因をもつ特
性への影響が大きい。すなわち熱処理加工の不可欠な磁
気ヘッド等の実用素子に組み込む場合、非晶質合金では
その磁気特性に関して材料全体の結晶化以前にこのよう
な軟磁気特性についてのTX以下の温度での保持安定性が
大きな問題点であった（耐時効性）。
しかも、低融点ガラスによる磁気ヘッドのボンディング
加工を考慮した場合、450℃以上数時間の耐久性が要求
されてきた。
加工を考慮した場合、450℃以上数時間の耐久性が要求
されてきた。
このような軟磁気特性の耐久性を以下『熱安定性』と称
する。
する。
従来用いられてきた金属−金属系非晶質合金（Coを主成
分とする）においては、上に記したように高い飽和磁束
密度をもった軟磁気特性と熱安定性を併わせ持つ磁気ヘ
ッド材料として評価するならば、両特性に優れたものは
なく不十分であり、非磁力の高いメタルテープに適した
Bs8000〜8500Gの高い磁束密度をもち、且つヘッド加
工工程としての低融点ガラスの使用に耐え得る450℃以
上、数時間の熱安定性を持つ材料が要求されてきた。
分とする）においては、上に記したように高い飽和磁束
密度をもった軟磁気特性と熱安定性を併わせ持つ磁気ヘ
ッド材料として評価するならば、両特性に優れたものは
なく不十分であり、非磁力の高いメタルテープに適した
Bs8000〜8500Gの高い磁束密度をもち、且つヘッド加
工工程としての低融点ガラスの使用に耐え得る450℃以
上、数時間の熱安定性を持つ材料が要求されてきた。
本発明は450〜500℃でも熱安定性にも優れ、メタルテー
プ等の高抗磁力媒体に適する高飽和磁束密度（Bs8000
G）をもった磁気ヘッド用の良好な軟磁気特性をもつ非
晶質合金を提供するものである。
プ等の高抗磁力媒体に適する高飽和磁束密度（Bs8000
G）をもった磁気ヘッド用の良好な軟磁気特性をもつ非
晶質合金を提供するものである。
問題点を解決するための手段 本発明による非晶質合金は、Co,Nb,Ta,Zrからなる４元
合金で、CoXNbYTaZZrWを原子組成で表わした時、 Ｘ82％,0.5％Ｙ12％,1.5％Ｚ8.5％,W＜５％
でかつ8.0％（Ｙ＋Ｚ）13.5％,X＋Ｙ＋Ｚ＋Ｗ＝100
％の範囲である。
合金で、CoXNbYTaZZrWを原子組成で表わした時、 Ｘ82％,0.5％Ｙ12％,1.5％Ｚ8.5％,W＜５％
でかつ8.0％（Ｙ＋Ｚ）13.5％,X＋Ｙ＋Ｚ＋Ｗ＝100
％の範囲である。
作用 上記組成の合金は450℃付近の熱処理工程に耐えBsが800
0〜11000Gaussである。
0〜11000Gaussである。
Bs8000Gaussとなる為には次の条件が必要である。
Ｘ82％ ……（１） 又非晶質化する為には （Ｙ＋Ｚ）８％ ……（２） である事が必要条件である。この内、Nb及びTaは主たる
非晶質化元素であり、本発明における高熱安定性に寄与
するものであり、Zrは同じく非晶質化元素で、Co−（N
b,Ta）系の負の磁透λS＜Ｏを解消することを目的とし
て添加される。ところで、Nb,Taは合金磁歪λを微かに
負にする効果があり、一方Zrはλを正にする効果がある
ので、（Ｙ＋Ｚ）とＷの比を約２〜3:1にすると合金の
λが零に近いものが得られる。又Bs8000Gaussの為に
はＸ82％でＸ＋Ｙ＋Ｚ＋Ｗ＝100％であるので、 Ｙ＋Ｚ＋Ｗ＜18％であり、上述のλ０とする（Ｙ＋
Ｚ）とＷの比を考慮すると （Ｙ＋Ｚ）13.5％,W＜５％ ……（３） である事が、Ｘ82でかつλ＜10-5となる為に必要であ
る。又NbとTaの働きは似ているが、厳密にはTaはNbと比
較して結晶化温度TXを上昇させ非晶質合金の熱的安定性
を増加させる効果は大なるものの、Bsを減少させる効果
がNbより大きく、両者を適当にバランスさせる事がBs
8000Gaussで熱的に安定な合金を得るのに必要である。
この点と（Ｙ＋Ｚ）＜13.5％を考慮すると 0.5％Ｙ12％,1.5％Ｚ8.5％ ……（４） である事が必要である。上述の（１）〜（４）式で満足
する合金系はBsが8000〜11000Gaussを有し、450℃での
ガラス接着工程が可能である。
非晶質化元素であり、本発明における高熱安定性に寄与
するものであり、Zrは同じく非晶質化元素で、Co−（N
b,Ta）系の負の磁透λS＜Ｏを解消することを目的とし
て添加される。ところで、Nb,Taは合金磁歪λを微かに
負にする効果があり、一方Zrはλを正にする効果がある
ので、（Ｙ＋Ｚ）とＷの比を約２〜3:1にすると合金の
λが零に近いものが得られる。又Bs8000Gaussの為に
はＸ82％でＸ＋Ｙ＋Ｚ＋Ｗ＝100％であるので、 Ｙ＋Ｚ＋Ｗ＜18％であり、上述のλ０とする（Ｙ＋
Ｚ）とＷの比を考慮すると （Ｙ＋Ｚ）13.5％,W＜５％ ……（３） である事が、Ｘ82でかつλ＜10-5となる為に必要であ
る。又NbとTaの働きは似ているが、厳密にはTaはNbと比
較して結晶化温度TXを上昇させ非晶質合金の熱的安定性
を増加させる効果は大なるものの、Bsを減少させる効果
がNbより大きく、両者を適当にバランスさせる事がBs
8000Gaussで熱的に安定な合金を得るのに必要である。
この点と（Ｙ＋Ｚ）＜13.5％を考慮すると 0.5％Ｙ12％,1.5％Ｚ8.5％ ……（４） である事が必要である。上述の（１）〜（４）式で満足
する合金系はBsが8000〜11000Gaussを有し、450℃での
ガラス接着工程が可能である。
より信頼性の高いガラス接着を行なおうとするとガラス
の融点が高くなり一般には500℃でも安定な非晶質合金
が要求される。この時はBsを多少犠牲にして熱的安定性
を重視して、（Ｙ＋Ｚ）を増加させて 9.5％（Ｙ＋Ｚ） ……（５） とする事が必要となる。前述の（２）式を（６）式で置
きかえた（１），（３），（５）式を満足する合金系
は、Bsが8000〜9500Gaussで500℃のガラス接着工程に耐
え得る事がわかった。なおこれらの非晶質合金系は、液
体超急冷法では作製しにくく、スパッター法を用いると
容易に得られる事がわかった。
の融点が高くなり一般には500℃でも安定な非晶質合金
が要求される。この時はBsを多少犠牲にして熱的安定性
を重視して、（Ｙ＋Ｚ）を増加させて 9.5％（Ｙ＋Ｚ） ……（５） とする事が必要となる。前述の（２）式を（６）式で置
きかえた（１），（３），（５）式を満足する合金系
は、Bsが8000〜9500Gaussで500℃のガラス接着工程に耐
え得る事がわかった。なおこれらの非晶質合金系は、液
体超急冷法では作製しにくく、スパッター法を用いると
容易に得られる事がわかった。
実施例 第１図は、本発明の飽和磁束密度Bs8000GのCoXNbYTaZ
ZrW系の熱安定性を示すための一例として、Co82.9Nb
10.9Ta2.2Zr4.0非晶質材料、及びCo84.9Nb5.6Ta5.8Zr
3.7非晶質材料について、およそ450℃〜600℃までの各
温度範囲において１〜103分間一定温度に保持したとき
の初透磁率μiの劣下を見るために、軟磁性相消失の変
態の基準としたTTT状態図（時間−温度−変態図）を示
したものである。図中μiは1m0eの交流磁界下において
測定し、1MHz値でμi〜500を軟磁性劣下点（▲印）とし
たものである。即ち各温度の▲印点を結んだ線の左側が
μi500の良好（安定）軟磁性相を、右側がμi＜500の
劣下軟磁性相を示している。上記実施例においては、1.
5×10-2Torr Arガス圧下で２極性高周波スパッタ装置
（入力電圧450W）を作成法として用いた（膜厚約５μ
ｍ）。
ZrW系の熱安定性を示すための一例として、Co82.9Nb
10.9Ta2.2Zr4.0非晶質材料、及びCo84.9Nb5.6Ta5.8Zr
3.7非晶質材料について、およそ450℃〜600℃までの各
温度範囲において１〜103分間一定温度に保持したとき
の初透磁率μiの劣下を見るために、軟磁性相消失の変
態の基準としたTTT状態図（時間−温度−変態図）を示
したものである。図中μiは1m0eの交流磁界下において
測定し、1MHz値でμi〜500を軟磁性劣下点（▲印）とし
たものである。即ち各温度の▲印点を結んだ線の左側が
μi500の良好（安定）軟磁性相を、右側がμi＜500の
劣下軟磁性相を示している。上記実施例においては、1.
5×10-2Torr Arガス圧下で２極性高周波スパッタ装置
（入力電圧450W）を作成法として用いた（膜厚約５μ
ｍ）。
上記の450〜600℃の温度範囲とはおよそ上記CoXNbYTaZZ
rW系の結晶化温度の約100℃下（すなわち結晶化温度と
しては550度Ｃ以上）に当たり、磁気ヘッド等の低融点
ガラスによる加工熱処理作業温度に相当するものであ
る。上記Co82.9Nb10.9Ta2.2Zr4.0及びCo84.9Nb5.6Ta5.8
Zr3.7材料の飽和磁束密度Bsは各々Bs〜8500G及びBs〜90
0Gであり、いずれもBs8000Gの特性をもちながら、500
℃での熱処理において、μi500を基準とした耐久時間
も、それぞれ第３図に示したように100分及び150分とい
うように低融点ガラスを用いた加工熱処理に対しても十
分に耐え得る熱安定性を有している。ただし第３図にお
いて、前者はTC500℃＜TXであるため無磁界の熱処理
で異方性の解消ができることに対し、後者については50
0℃＜TXTCであるため、全て回転磁界中の熱処理であ
ることが必要とされる。
rW系の結晶化温度の約100℃下（すなわち結晶化温度と
しては550度Ｃ以上）に当たり、磁気ヘッド等の低融点
ガラスによる加工熱処理作業温度に相当するものであ
る。上記Co82.9Nb10.9Ta2.2Zr4.0及びCo84.9Nb5.6Ta5.8
Zr3.7材料の飽和磁束密度Bsは各々Bs〜8500G及びBs〜90
0Gであり、いずれもBs8000Gの特性をもちながら、500
℃での熱処理において、μi500を基準とした耐久時間
も、それぞれ第３図に示したように100分及び150分とい
うように低融点ガラスを用いた加工熱処理に対しても十
分に耐え得る熱安定性を有している。ただし第３図にお
いて、前者はTC500℃＜TXであるため無磁界の熱処理
で異方性の解消ができることに対し、後者については50
0℃＜TXTCであるため、全て回転磁界中の熱処理であ
ることが必要とされる。
同様にCo−Nb−Ta−Zr4元系について上記の２例を含め
てNb＝0.5at％〜12at％,Ta＝1.5at％〜8.5at％,Co82
％の範囲で、Nb,Ta,Zrの組成比率を変化させた実施組成
の例を表１にまとめ、同表中に併せてBs値、450℃，及
び500℃における熱処理でのμi500を基準とした耐久
時間について示した。
てNb＝0.5at％〜12at％,Ta＝1.5at％〜8.5at％,Co82
％の範囲で、Nb,Ta,Zrの組成比率を変化させた実施組成
の例を表１にまとめ、同表中に併せてBs値、450℃，及
び500℃における熱処理でのμi500を基準とした耐久
時間について示した。
なお熱処理における磁界条件についても付記した。
表１で示した実施例のうち、Ａ〜Ｇの例についてはBs
8000の高飽和磁束密度を有しているが、Ａ及びＢについ
ては、μi500という軟磁気特性の基準に対して500℃
熱処理において、30分に満たない耐久性しか示さないた
め、磁気ヘッド加工上において500℃熱処理用の非晶質
材料としては不十分である。
8000の高飽和磁束密度を有しているが、Ａ及びＢについ
ては、μi500という軟磁気特性の基準に対して500℃
熱処理において、30分に満たない耐久性しか示さないた
め、磁気ヘッド加工上において500℃熱処理用の非晶質
材料としては不十分である。
またＦの例については、Bs＜8000Gでやや低い（7500
G）。
G）。
しかし、Ｂ〜ＧについてはBs8000Gだけでなく、上記
の基準による熱安定性についても併わせもつことがわか
る。これはこの４元系合金の元素比率をCoXNbYTaZZrWで
表わしたとき、 Nbについては0.5Ｙ12at％ Taについては1.5at％Ｚ8.5at％ であり、両者の上記条件が同時に満たされて且つ、Ｙと
Ｚの和が 9.5Ｙ＋Ｚ13.5 の範囲にある場合に相当する。また、同時に高Bs値につ
ながっているCoについては Ｘ82at％ に相当する。
の基準による熱安定性についても併わせもつことがわか
る。これはこの４元系合金の元素比率をCoXNbYTaZZrWで
表わしたとき、 Nbについては0.5Ｙ12at％ Taについては1.5at％Ｚ8.5at％ であり、両者の上記条件が同時に満たされて且つ、Ｙと
Ｚの和が 9.5Ｙ＋Ｚ13.5 の範囲にある場合に相当する。また、同時に高Bs値につ
ながっているCoについては Ｘ82at％ に相当する。
この場合Zrの組成値Ｗについては上記の３元系の条件が
同時に満足されている場合であって、前述の理由により
Ｗ＜５であり Ｘ＋Ｙ＋Ｚ＋Ｗ＝100at％ を満足している。
同時に満足されている場合であって、前述の理由により
Ｗ＜５であり Ｘ＋Ｙ＋Ｚ＋Ｗ＝100at％ を満足している。
これ等の実施例が従来から知られていた金属−非金属系
非晶質合金のBs8000GをもつFeCoSiB系非晶質の熱安定
性に対して優れていることを示すため、同FeCoSiB系材
料の同様に450℃〜600℃におけるμiの劣下を軟磁性損
失の変態基準としたTTT状態図を第２図に示す。第１図
の本発明の合金系と比べ、軟磁性相（μi500）の熱安
定領域が小さいことがわかる。
非晶質合金のBs8000GをもつFeCoSiB系非晶質の熱安定
性に対して優れていることを示すため、同FeCoSiB系材
料の同様に450℃〜600℃におけるμiの劣下を軟磁性損
失の変態基準としたTTT状態図を第２図に示す。第１図
の本発明の合金系と比べ、軟磁性相（μi500）の熱安
定領域が小さいことがわかる。
一方、表１の実施例を450℃熱処理に対して、μi500
という軟磁気特性の基準に対する耐久時間について評価
するならば、Ａ〜Ｇの実施例のいずれもこの温度での熱
処理に耐えられ、しかもBs＝8000〜11000Gauss、さらに
高い飽和磁束密度をもつ組成範囲においても使用可能な
非晶質膜として用いることができる。従って450℃付近
での低融点に及ぶガラス等の使用の場合に磁気ヘッド加
工への応用効果が大きい。
という軟磁気特性の基準に対する耐久時間について評価
するならば、Ａ〜Ｇの実施例のいずれもこの温度での熱
処理に耐えられ、しかもBs＝8000〜11000Gauss、さらに
高い飽和磁束密度をもつ組成範囲においても使用可能な
非晶質膜として用いることができる。従って450℃付近
での低融点に及ぶガラス等の使用の場合に磁気ヘッド加
工への応用効果が大きい。
この場合の組成範囲は、同様に４元系合金の元素比率を
CoXNbYTaZZrWとして表わしたとき Nbについて0.5at％Ｙ12at％ Taについて1.5at％Ｚ8.5at％ であり両者の上記条件が、同時に満たされて且つＹとＺ
の和が 8.0at％Ｙ＋Ｚ13.5at％ の範囲にある場合に相当する。
CoXNbYTaZZrWとして表わしたとき Nbについて0.5at％Ｙ12at％ Taについて1.5at％Ｚ8.5at％ であり両者の上記条件が、同時に満たされて且つＹとＺ
の和が 8.0at％Ｙ＋Ｚ13.5at％ の範囲にある場合に相当する。
また同様に、CoについてはZrについては各々 Ｘ82at％ Ｗ＜5at％ であり、X,Y,Z,Wの間には Ｘ＋Ｙ＋Ｚ＋Ｗ＝100at％を満たしている。
表２には本発明との比較例として、CoNbZrの３元合金系
の各合金組成のスパッタ膜の飽和磁束密度値と450度Ｃ
熱処理後の初透磁率特性値をまとめた。TaのぬけたCoNb
Zrの３元合金膜における表２の例の様に、例えば本発明
のCoNbTaZr系からTaの一元素のみが抜けただけでも、熱
処理後も安定な初透磁率を有する高飽和磁束密度合金が
得にくくなることがわかる。このことは表１のCoNbTaZr
合金膜の450度Ｃ熱処理後の特性値との比較から明らか
である。つまり本発明の構成する４元素の組合せが8000
Gauss以上の高飽和磁束密度と450度Ｃ熱処理後の500以
上の初透磁率の両方を有するという実用的な要求を満た
す特異な合金系であることがわかる。
の各合金組成のスパッタ膜の飽和磁束密度値と450度Ｃ
熱処理後の初透磁率特性値をまとめた。TaのぬけたCoNb
Zrの３元合金膜における表２の例の様に、例えば本発明
のCoNbTaZr系からTaの一元素のみが抜けただけでも、熱
処理後も安定な初透磁率を有する高飽和磁束密度合金が
得にくくなることがわかる。このことは表１のCoNbTaZr
合金膜の450度Ｃ熱処理後の特性値との比較から明らか
である。つまり本発明の構成する４元素の組合せが8000
Gauss以上の高飽和磁束密度と450度Ｃ熱処理後の500以
上の初透磁率の両方を有するという実用的な要求を満た
す特異な合金系であることがわかる。
発明の効果 本発明のCoXNbYTaZZrW合金によれば、従来高磁束密度材
料を用いた各種磁気ヘッドにおいて低融点ガラス加工等
の高温度による熱処理に伴う軟磁気特性の劣下という制
約が大きかったことに対し、450℃，さらにまた500℃を
上まわる高い熱処理温度において長時間（数時間以上）
による熱処理を受けても、良好な軟磁気特性を保つこと
のできる熱安定性に優れた高磁束密度軟磁性合金が実現
できる。
料を用いた各種磁気ヘッドにおいて低融点ガラス加工等
の高温度による熱処理に伴う軟磁気特性の劣下という制
約が大きかったことに対し、450℃，さらにまた500℃を
上まわる高い熱処理温度において長時間（数時間以上）
による熱処理を受けても、良好な軟磁気特性を保つこと
のできる熱安定性に優れた高磁束密度軟磁性合金が実現
できる。
従ってこの材料を用い、ガラス接着工程を行って磁気ヘ
ッドを製造しても接着工程での高温においても良好な軟
磁気特性を保持すことができ、磁気ヘッドの製造におい
て、ヘッド加工歩留りが向上し、また高抗磁力磁気記録
媒体に適した磁気ヘッドとして十分なヘッド特性が得ら
れる。
ッドを製造しても接着工程での高温においても良好な軟
磁気特性を保持すことができ、磁気ヘッドの製造におい
て、ヘッド加工歩留りが向上し、また高抗磁力磁気記録
媒体に適した磁気ヘッドとして十分なヘッド特性が得ら
れる。
第１図は本発明の実施例におけるCo−Nb−Ta−Zr系合金
を各温度で保持したときの、初透磁率の温度変化より得
た時間−温度−変態状態図（TTT状態図）、第２図は従
来より知られていたCo−Fe−Si−Ｂ系合金のTTT状態図
（Bs8000Gのもの）、第３図は本発明の実施例におけ
るCo84.9Nb5.6Zr3.7Ta5.8及びCo82.9Nb10.9Zr4.0Ta2.2
について500℃における等温熱処理によるμiの劣下を示
したグラフである。
を各温度で保持したときの、初透磁率の温度変化より得
た時間−温度−変態状態図（TTT状態図）、第２図は従
来より知られていたCo−Fe−Si−Ｂ系合金のTTT状態図
（Bs8000Gのもの）、第３図は本発明の実施例におけ
るCo84.9Nb5.6Zr3.7Ta5.8及びCo82.9Nb10.9Zr4.0Ta2.2
について500℃における等温熱処理によるμiの劣下を示
したグラフである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 行徳 明 大阪府門真市大字門真1006番地 松下電器 産業株式会社内 (56)参考文献 特開 昭58−185742（ＪＰ，Ａ) 特開 昭58−84957（ＪＰ，Ａ) 特開 昭60−89539（ＪＰ，Ａ)
Claims (3)
- 【請求項１】CoXNbYTaZZrWで示される組成よりなり、原
子組成パーセントで、Ｘ＋Ｙ＋Ｚ＋Ｗ＝100,X82,0.5
Ｙ12,1.5Ｚ8.5,W＜５でかつ8.0Ｙ＋Ｚ13.5
の範囲にあり、ガラス接着工程において450度Ｃの熱処
理を経た後も、500以上の初透磁率を有し、かつ8000Gau
ss以上の飽和磁束密度を有する熱安定性高磁束密度非晶
質合金。 - 【請求項２】9.5Ｙ＋Ｚ13.5であることを特徴とす
る特許請求の範囲第１項記載の熱安定性高磁束密度非晶
質合金。 - 【請求項３】合金作成の手段として、スパッタ蒸着法を
用いたことを特徴とする特許請求の範囲第１項記載の熱
安定性高磁束密度非晶質合金。
Priority Applications (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP61117876A JPH0699769B2 (ja) | 1986-05-22 | 1986-05-22 | 熱安定性高磁束密度非晶質合金 |
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