JPH02194154A - 耐摩耗性高透磁率合金の製造法 - Google Patents

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。

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は、Ｎｉ、　Ｎｂ、　Ｐおよびｒｅを主成分とし
、副成分としてＣｒ、　Ｍｏ＋　Ｇｅ、　Ａｕ、　Ｃｏ
、　Ｖ、　Ｈ，Ｃｕ。

Ｔａ、　Ｍｎ、　Ａｉｒ　Ｓｉ、　Ｔｉ、　Ｚｒ、　Ｈ
ｆ＋　Ｓｎ、　Ｓｂ、　Ｇａ、　Ｉｎ。

ＴＩｌ、希土類元素、白金族元素、Ｂｅ＋　Ａｇ、　Ｓ
ｒ、　Ｂａ。

Ｂの１種または２種以上を含有する耐摩耗性高透磁率合
金の製造法に関するもので、その目的とするところは、
鍛造加工が容易で、実効透磁率が大きく、飽和磁束密度
が４００００以上で、（１１０｝〈１１２＞の再結晶集
合組織を有して耐摩耗性が良好な磁性合金を得るにある
。

テープレコーダーなどの磁気記録再生ヘッドは交流磁界
において作動するものであるから、これに用いられる磁
性合金は高周波磁界における実効透磁率が大きいことが
必要とされ、また磁気テープが接触して摺動するため耐
摩耗性が良好であることが望まれている。現在、耐摩耗
性にすぐれた磁気ヘッド用磁性合金としてはセンダスト
（Ｆｅ−５ｉ−Ａｎ系合金）およびフェライト　（Ｍｎ
Ｏ−ＺｎＯ−ＦｅｚＯｓ）があるが、これらは非常に硬
く脆いため、鍛造、圧延加工が不可能で、ヘッドコアの
製造に研削、研磨の方法が用いられており、従ってその
成品は高価である。またセンダストは飽和磁束密度は大
きいが薄板にできないので高周波磁界における実効透磁
率が比較的小さい。またフェライトは実効透磁率は大き
いが、飽和磁束密度が約４０００　Ｇで小さいのが欠点
である。他方パーマロイ（Ｎｉ−Ｆｅ系合金）は飽和磁
束密度は大きいが、実効透磁率は小さ（、また鍛造、圧
延加工および打抜きは容易で量産性にすぐれているが、
摩耗しやすいのが大きな欠点であり、これを改善するこ
とが強く望まれている。

本発明者らは、先にＮｉ−Ｆｅ−Ｎｂ系合金は鍛造加工
が容易ですぐれた高透磁率合金であることから、磁気記
録再生ヘッド用磁性合金として好適であることを見い出
し、これを特許出願した（特公昭４７−２９６９０号）
。その後本発明者らは、一般に摩耗現象は合金結晶の方
位によって差異があり、結晶異方性が存在することが知
られていることから、Ｎｉ−Ｆｅ−Ｎｂ系合金の結晶方
位と摩耗現象の関係について研究した結果、Ｎｉ−Ｆｅ
−Ｎｂ系合金においては、（１００）　＜００１＞再結
晶集合組織は摩耗し易く、（１１０）　＜１１２＞再結
晶集合組織が耐摩耗性に優れていることを見い出し、こ
れを特許出願（特公昭５８−５７４９９号、特開昭５３
−２６９９４号）した。

本発明者らはこの知見に基づいて、さらに進んでＣｕ等
の面心立方晶金属の（１００）　＜００１＞再結晶集合
組織の形成を抑制する効果があるとされる元素の一つで
あるＰを同じ面心立方晶のＮｉ−Ｆｅ−Ｎｂ系合金に添
加し、再結晶集合組織の形成について研究した。すなわ
ちＮｉ−Ｆｅ　２元系合金は冷間圧延加工すると（１１
０）　＜１１２＞　＋　　（１１２）　＜１１１＞の加
工集合組織が生じるが、これを高温加熱すると（１００
）　＜００１＞再結晶集合組織が発達することが知られ
ている。しかし、これにＮｂを添加すると積層欠陥エネ
ルギーは低下し、（１１０）　＜１１２＞再結晶集合組
織が生成するようになるが、これはさらに微量のＰを添
加することによって（１００｝〈００ｂ再結再結金集織
の成長は抑制され、（１１０｝〈１１２＞再結晶集合組
織の成長が優先的に促進し、（１１０）　ｄ１２＞再結
晶集合組織が形成されて、耐摩耗性が著しく向上するこ
とを見い出しのである。

またＮｉ−Ｆｅ−Ｎｂ系合金にＰを添加するとＮ１−Ｐ
。

Ｆｅ−ＰおよびＮｂ−Ｐ系の硬いリン化物がマトリック
ス中に析出し、硬度を高め、耐摩耗性の向上に寄与する
とともに、これらの弱強磁性および非強磁性の微細なリ
ン化物の分散析出によって磁区が分割されて、交流磁界
における渦電流損失が減少し、このために実効透磁率が
増大することも見い出した。要するにＮｂとＰの相乗的
効果により、（１１０）　ｄ１２＞再結晶集合組織が発
達するとともに実効透磁率が増大し、耐摩耗性のすぐれ
た高透磁率合金が得られるのである。

本発明の合金を造るには、Ｎｉ　６０〜９０％、Ｎｂ０
．５〜１４％、Ｐ　０．００１〜１％および残部Ｆｅの
適当量を空気中、好ましくは非酸化性雰囲気（水素、ア
ルゴン、窒素など）中あるいは真空中において適当な溶
解炉を用いて溶解した後、マンガン、珪素、アルミニウ
ム、チタン、カルシウム合金、マグネシウム合金、ベリ
リウム合金その他の脱酸脱硫剤を少量添加してできるだ
け不純物を取り除く。

本発明では、上記合金に副成分としてＣｒ、　Ｍｏ。

Ｇｅ、＾Ｕの７％以下、Ｃｏ、　Ｖの１０％以下、Ｗの
１５％以下、Ｃｕ、　Ｔａ、　Ｍｎの２５％以下、Ａｌ
Ｉ　Ｓｔ＋　Ｔｔ、　Ｚｒ＋Ｉｌｌ　Ｓｎ、　Ｓｂ、　
Ｇａ、　Ｉｎ、　　Ｔｉ、希土類元素、白金族元素の５
％以下、Ｂｅ、　Ａｇ、　Ｓｒ、　Ｂａの３％以下、８
１％以下の１種あるいは２種以上の合計ｏ、ｏｉ〜３０
％の所定量を更に添加する。かくして得た混合物を充分
に攪拌して組成的に均一な溶融合金を造る。

次にこれを適当な形および大きさの鋳型に注入して健全
な鋳塊を得、さらにこれに９００℃を超え１０００’Ｃ
以下の高温において鍛造あるいは熱間加工を施して適当
な形状のもの、例えば棒あるいは板となし、必要ならば
６００℃以上の温度で焼鈍する。

次いでこれに冷間圧延などの方法によって加工率５０％
以上の冷間加工を施し、目的の形状のもの、例えば厚さ
０．１ｍの薄板を造る０次にその薄板から例えば外径４
５　ｍ、内径３３　ｍの環状板を打抜き、これを水素中
その他の適当な非酸化性雰囲気（水素、アルゴン、窒素
など）中あるいは真空中で９００℃以上融点以下の温度
で適当時間加熱し、ついで規則−不規則格子変態点（約
６００℃）以上の温度から１００℃／秒〜１℃／時の組
成に対応した適当な速度で冷却するかあるいはこれをさ
らに規則−不規則格子変態点（約　６００″Ｃ）以下の
温度で適当時間再加熱・し、冷却する。このようにして
、実効透磁率３０００以上、飽和磁束密度４００００以
上を有し、且つ（１１０）　＜１１２＞の再結晶集合組
織を有した耐摩耗性高透磁率合金が得られる。

次に本発明を図面につき説明する。

第１図は８０％Ｎｉ−Ｆｅ−５χＮｂ−Ｐ系合金につい
て加工率８５％の冷間圧延し、１０５０℃で加熱した後
１０００’Ｃ／時の速度で冷却した場合の再結晶集合組
織および諸特性とＰ量との関係を示したものである。　
Ｎｉ−Ｆｅ−Ｎｂ系合金は冷間圧延加工すると（１１０
）　＜１１２＞＋（１１２）　＜１１１＞の加工集合組
織が生じるが、これを高温加熱すると（１１０）　＜１
１２＞＋　（１００）　＜００１＞の再結晶集合組織が
生成する。

しかし、これにＰを添加すると（１００）　＜Ｏｏｌ＞
再結晶集合組織の生成が抑制され、（１１０）　＜１１
２＞の再結晶集合組織が発達し、それとともに摩耗量は
減少する。また実効透磁率はＰの添加によって増大する
。第２図は８０％Ｎｉ−Ｆｅ−５％Ｎｂ−０，０５％Ｐ
合金について、１０５０℃で加熱した場合の再結晶集合
組織および諸特性と冷間加工率との関係を示したもので
、冷間加工率の増加は（１１０）　＜１１２＞の再結晶
集合組織の発達をもたらし、耐摩耗性を向上させ、実効
透磁率を高める。第３図は８０％Ｎｉ−Ｆｅ−５％Ｎｂ
−０，０５％Ｐ合金を冷間加工率８５％で圧延した後の
加熱温度と再結晶集合組織および諸特性との関係を示し
たもので、加熱温度の上昇とともに（１１２）　＜１１
１＞成分が減少し、（１１０）　＜１１２＞が発達し、
耐摩耗性が向上し、また実効透磁率は増大する。第４図
は合金番号８（８０％Ｎｉ−Ｆｅ−５％Ｎｂ−０，０５
％Ｐ合金）、合金番号４１　（７９，５％Ｎｉ−Ｆｅ−
８％Ｎｂ−０，０３５％Ｐ−２％Ｍｏ合金）、合金番号
８９　（８２％Ｎｉ−Ｐｅ−２％Ｎｂ−０，０８５％Ｐ
−３％Ｓｉ合金）について実効透磁率と冷却速度との関
係およびこれをさらに再加熱処理を施した場合の実効透
磁率（×印）を示したものである０合金の組成に対応し
た最適冷却速度、最適加熱温度および再加熱時間が存在
することが判る。

第５図は８０％Ｎｉ−Ｆｅ−５％Ｎｂ−０，０５％Ｐ合
金にＣｒ、　Ｍｏ、　Ｇｅ、　ＡｕあるいはＣｏを添加
した場合の磁気ヘッドの耐摩耗量の特性図で、Ｃｒ、　
Ｎｏ、　Ｇｅ、　ＡｕあるいはＣｏを添加すると、何れ
も実効透磁率は高くなり、摩耗量は減少するが、Ｃｒ、
　Ｍｏ、　ＧｅあるいはＡｕの７％以上では飽和磁束密
度が４０００　Ｇ以下となり好ましくない、またＧｏ　
１０％以上では実効透磁率が３０００以下となり好まし
くない。

第６図は同じく８０％Ｎｉ−Ｆｅ−５％Ｎｂ−０，０５
％Ｐ合金にＶ、　Ｗ、　Ｃｕ、　ＴａあるいはＭｎを添
加した場合の磁気ヘッドの摩耗量および実効透磁率の特
性図で、Ｖ、　Ｗ、　Ｃｕ、　ＴａあるいはＭｎを添加
すると、何れも実効透磁率は高くなり、摩耗量は減少す
るが、■を１０％以上、Ｗを１５％以上、Ｃｕ、Ｔａあ
るいはＭｎを２５％以上添加すると飽和磁束密度が４０
００　Ｇ以下となり好ましくない。

第７図は同じく８０％Ｎｉ−Ｆｅ−５％Ｎｂ−０，０５
％Ｐ合金にＡＩｒ　Ｓｌｌ　Ｔｌｌ　Ｚｒ＋　Ｈｆｔ　
Ｓｎ、　ｓｂあるいはＧａを添加した場合の特性図で、
Ａｆｆｉ、　Ｓｉ、　Ｔｉｔ　Ｚｒ＋肘、　Ｓｎ、　Ｓ
ｂあるいはＧａを５％以上添加すると、何れも実効透磁
率は高くなり、摩耗量は減少するが、Ｓｌｌ　Ｔｉｔ　
Ｚｒ、　ＨｆあるいはＧａが５％以上では飽和磁束密度
は４０００　Ｇ以下となり、Ａ１．Ｓｎあるいはｓｂが
５％以上では鍛造加工が困難となり好ましくない。

第８図は同じく８０％Ｎｉ−Ｆｅ−５％Ｎｂ−０，０５
％Ｐ合金にＩｎ＋　Ｔｉ、　Ｌａ、　Ｒｕ、　Ｂｅ＋　
Ａｇ、　Ｓｒ、　ＢａあるいはＢを添加した場合の特性
図で、Ｉｎ、　Ｔｉｔ　Ｌａ。

Ｒｕ、　Ｂｅ、＾Ｌ　ｓｒ、　ＨａあるいはＢを添加す
ると、何れも実効透磁率は高くなり、摩耗量は減少する
が、Ｉｎ、　ｔｊ！、　Ｌａ＋　Ｒｕを５％以上、Ｂｅ
、　Ｓｒ、　Ｂａを３％以上添加すると飽和磁束密度が
４０００　Ｇ以下となり、Ａｇを３％以上あるいはＢを
１％以上添加すると鍛造加工が困難となり好ましくない
。

第９図は８０％Ｎｉ−Ｐｅ−５％Ｎｂ−０，０５％Ｐ系
合金を実施例と同じ方法で製造し、約１０００”Ｃで鍛
造して厚さ７−とし、種々な加熱温度で厚さ０．６７ａ
ｍまで熱間圧延加工し、ついで常温で冷間圧延加工を施
して０．１ｍｍ薄板（冷間加工率８５％）とし、この薄
板を１０５０℃の水素中で２時間加熱後、１０００℃／
ｈｒの速度で常温まで冷却した場合の熱間加工の温度と
再結晶集合組織と摩耗量との関係を示す特性図である。

熱間圧延加工の温度が９００℃以下では（１１２）　＜
ｌｔｌ＞が残留し、摩耗量が大きいが、９００℃〜１０
００℃の温度では（１１０）　＜１１２＞が発達し摩耗
量が特に小さくなるのである。

本発明の合金の製造法においては、９００℃〜１０００
℃間の温度における熱間圧延加工と、加工率５０％以上
の冷間加工と、９００℃以上の温度における熱処理とを
繰り返す工程の相関によって（１１０｝〈１１２＞の再
結晶集合組織が著しく発達し、耐摩耗性のすぐれたＮ１
−Ｆｅ−Ｎｂ−Ｐ系合金が得られるのである。

本発明において、冷間加工は（１１０）　＜１１２＞＋
（１１２）　＜１１１＞の集合組織を形成し、これを基
として（１１０）　＜１１２＞の再結晶集合組織を発達
させるために必要で、第１図および第２図に見られるよ
うにｐ　ｏ、ｏｏｉ％以上において、特に加工率５０％
以上の冷間加工を施した場合に（１１０）　＜１１２＞
の再結晶集合組織の発達が顕著で、耐摩耗性は著しく向
上し、その実効透磁率も高い。また上記の冷間加工に次
いで行われる加熱は、組織の均一化、加工歪みの除去と
ともに、（１１０）　＜１１２＞の再結晶集合組織を発
達させ、高い実効透磁率とすぐれた耐摩耗性を得るため
に必要であるが、第３図に見られるように特に９００℃
以上の加熱によって実効透磁率および耐摩耗性は顕著に
向上する。

尚、上記の冷間加工と、次いで行われる９００℃以上の
融点以下の加熱を繰り返し行うことは、（１１０）　＜
１１２＞の再結晶集合組繊の集積度を高め、耐摩耗性を
向上させるために有効である。この場合は最終冷間加工
の加工率が５０％以下でも（１１０｝〈１１２＞再結晶
集合組織が得られるが、本発明の技術的思想に包含され
るものである。

上記の９００℃以上融点以下の温度から規則−不規則格
子変態点く約６００℃）以上の温度までの冷却は、急冷
しても徐冷しても得られる磁性には大した変りはないが
、第４図に見られるようにこの変態点以下の冷却速度は
磁性に大きな影響を及ぼす、すなわちこの変態点以上の
温度より１００″Ｃ／秒〉１℃／時の組成に対応した適
当な速度で常温迄冷却することにより、地の規則度が適
度に調整され、すぐれた磁性が得られる。そして上記の
冷却速度の内１００″Ｃ／秒に近い速度で象、冷すると
、規則度が小さ（なり、これ以上速く冷却すると規則化
が進まず、規則度はさらに小さくなり磁性は劣化する。

しかし、その規則度の小さい合金をその変態点以下の２
００℃〜６００℃に組成に対応して、１分間以上１００
時間以下再加熱し冷却すると、規則化が進んで適度な規
則度となり磁性は向上する。

他方、上記の変態点以上の温度から、例えば１℃／時以
下の速度で徐冷すると、規則化は進みすぎ、磁性は低下
する。

尚、上記の熱処理を水素が存在する雰囲気中で施すこと
は、実効透磁率を高めるのに特に効果があるので好まし
い。

次に本発明を実施例につき説明する。

延し、ついで常温で種々な加工率で冷間圧延を施して０
．１閣の薄板とし、それから外径４５１ＩＩＩ１１、内
径３３　ｍの環状板を打ち抜いた。

原料は９９．８％純度のニッケル、鉄および９９．８％
純度のニオブ、モリブデンとりン１０χの鉄−リン母合
金を用いた。試料を造るには、原料を全重量８００ｇで
アルミナ坩堝に入れ、真空中で高周波誘導電気炉によっ
て溶かした後、よく攪拌して均質な溶融合金とした。次
にこれを直径２５ｍｍ、高さ１７０ｍｍの孔をもつ鋳型
に注入し、得られた鋳塊を約１０００″Ｃで鍛造して厚
さ約１ｔｍａの板とした。さらに約９００℃〜１０００
℃の間で適当な厚さまで熱間圧上記各実施例、第２表お
よび図面に掲げた合金には比較的純度の高い金属Ｎｂ、
　Ｃｒｔ　Ｍｏｔ詩、　Ｍｎ。

ｖ、　Ｔｉ、　Ａ７！、　Ｓｉおよび希土類元素等を用
いたが、これらの代りに経済的に有利な一般市販のフェ
ロ合金、母合金およびミツシュメタルを用いても溶解の
際、脱酸、脱硫を充分に行えば、これら金属を単独で用
いる場合とほぼ同様な磁気特性、耐摩耗性および加工性
が得られる。

上記のように本発明合金は加工が容易で、耐摩耗性にす
ぐれ、４００００以上の飽和磁束密度、高い透磁率、低
保磁力を有しているので、磁気記録再生ヘッドのコアお
よびケース用磁性合金として好適であるばかりでなく、
耐摩耗性および高透磁率を必要とする一般の電磁機器の
磁性材料としても好適である。

次に本発明において合金の組成を主成分としてＮｉ　６
０〜９０χ、Ｎｂ　０．５〜１４χ、Ｐ　０．００１〜
１χおよび残部Ｆｅと限定し、これに副成分として添加
する元素をＣｒ＋Ｍｏ＋　Ｇｅ、　Ａｕを７ｚ以下、Ｃ
ｏ、　Ｖをｔｏ　！以下、Ｗを１５％以下、Ｃｕ、　Ｔ
ａ、　Ｍｎを２５％以下、Ａ１．　　Ｓｔ、　　Ｔｉｔ
　　Ｚｒ、　　Ｉｆｆ、　　Ｓｎ＋　　Ｓｂ、　　Ｇａ
＋　　Ｉｎ、　　Ｔｌｌ。

希土類元素、白金族元素を５％以下、Ｂｅ、＾ｇ、　Ｓ
ｒ。

Ｂａを３％以下、Ｂを１％以下の１種または２種以上の
合計で０．０１〜３０χと限定した理由は各実施例、第
２表および図面、特に第５図ないし第８図で明らかなよ
うに、この組成範囲の実効透磁率は３０００以上、飽和
磁束密度４００００以上で、且つ（１１０｝〈１１２＞
の再結晶集合組織を有し、耐摩耗性がすぐれているが、
この組成範囲をはずれると磁気特性あるいは耐摩耗性が
劣化するからである。

すなわち、Ｎｂ　０．５％以下およびＰ　０．００１％
以下では（１１０）　＜１１２＞の再結晶集合組織が充
分発達しないので耐摩耗性が悪＜　、Ｎｂ　１４％以上
および２１１以上では鍛造加工が困難となり、また実効
透磁率３０００以下、飽和磁束密度４０００　Ｇ以下に
なるからである。

そしてＮｉ　６０〜９０χ、Ｎｂ　０．５〜１４χ、Ｐ
　０．００１〜１χおよび残部Ｆｅの組成範囲の合金は
、実効透磁率３０００以上、飽和磁束密度４００００以
上で、耐摩耗性がすぐれ、且つ加工性が良好であるが、
一般にこれにさらにＣｒ＋　Ｍｏ、　Ｇｅ＋　Ａｕ、　
Ｗ、　Ｖ、　Ｃｕ＋Ｔａ、　Ｍｎ、　　ＡＩ！ｔ　Ｚｒ
＋　Ｓｉ、　Ｔｉ＋　Ｈｆ、　Ｇａ、希土類元素。

Ｂｅ、　Ａｇ、　Ｂ等を添加すると特に実効透磁率を高
める効果があり、Ｃｏを添加すると特に飽和磁束密度を
高める効果があり、Ｇｅ＋　Ａｕ、　ｖｌ　Ｔａ、　ｗ
、　Ｔｉ、　Ｚｒ。

Ｈｆ、　　＾１．　Ｓｉ、　Ｓｎ＋　Ｓｂ、　Ｇａ＋　
Ｉｎ、　　Ｔｌ＋希土類元素、白金族元素、　Ｂｅ、　
Ａｇ、　Ｓｒ、　Ｂａ、　Ｂ等を添加すると特に耐摩耗
性を向上する効果があり、Ａｕ、　Ｍｎ。

Ｔ＋、　Ｃｏｏ希土類元素＋　Ｂｅ＋　Ｓｒ＋　Ｂａ＋
　Ｂを添加すると鍛造、加工を良好にする効果がある。

【図面の簡単な説明】

第１図は８０χＮｉ−Ｆｅ−５χＮｂ−Ｐ系合金の緒特
性とＰＩとの関係を示す特性図、 第２図は８０χＮｉ−Ｆｅ−５Ｘ　Ｎｂ−０，０５χＰ
系合金の緒特性と冷間加工率とめ関係を示す特性図、第
３図は８０χＮｉ−Ｆｅ−５χＮｂ−０，０５χＰ系合
金の緒特性と加熱温度との関係を示す特性図、第４図は
８０％　Ｎｉ−Ｆｅ−５χＮｂ−０，０５χｐ系合金（
合金番号８　）　、７９．５χＮｉ−Ｆｅ−８χＮｂ−
０，０３５χＰ−２ＸＭｏ合金（４１）、および８２χ
Ｎｉ−Ｆｅ−２χＮｂ−０，０８５χＰ−３χＳｉ合金
（８９）の実効透磁率と冷却速度、再加熱温度および再
加熱時間との関係を示す特性図、第５図は８０２　Ｎｉ
−Ｆｅ−５χＮｂ−０，０５Ｘ　Ｐ合金にＣｒ、　Ｍｏ
＋　Ｇｅ、　ＡｕあるいはＣＯを添加した場合の緒特性
と各元素の添加量との関係を示す特性図、第６図は８０
χＮｉ−Ｆｅ−５χＮｂ−０，０５χＰ合金にＶ＋　’
Ａ＋　Ｃｕ、　ＴａあるいはＭｎを添加した場合の緒特
性と各元素の添加量との関係を示す特性図、第７図は８
０χＮｉ−Ｆｅ−５χＮｂ−０，０５χＰ合金にＡｆ＋
　Ｓｔ＋　Ｔｉ＋　Ｚｒ、　ｏｒ、　Ｓｎ＋　Ｓｂある
いはＧａを添加した場合の緒特性と各元素の添加量との
関係を示す特性図、 第８図はＩｎ＋　Ｔｌ＋　Ｌａ、　Ｒｕ、　Ｂｅ、　Ａ
ｇ＋　Ｓｒ＋　ＢａあるいはＢを添加した場合の緒特性
と各元素の添加量との関係を示す特性図、 第９図は８０χＮｉ−Ｆｅ−５χＮｂ−０，０５χＰ系
合金の熱間圧延加工温度と再結晶集合組織と摩耗量との
関係を示す特性図である。 第５図 Ｃｒ、Ｎｏ、　ｅｒｅ、Ａｔｔ　ｏｒ　Ｃｏ　　（′１
０）靭尿惰賞キく 第７図 第８ 図 Ｉｎ、　Ｔ１．　Ｌａ　ｏｒＲｕ　（％）Ｂｅ、　Ａｌ
、Ｓｒ、Ｂａ　ｏｒ　Ｂ　（％）轄間氏′ｆ温よ（０Ｃ
） 上 申 書 平成元年 １２月 ２、

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、重量比にてＮｉ６０〜９０％、Ｎｂ０．５〜１４％
   、Ｐ０．００１〜１％および残部Ｆｅを主成分とし、副
   成分としてＣｒ、Ｍｏ、Ｇｅ、Ａｕをそれぞれ７％以下
   、Ｃｏ、Ｖをそれぞれ１０％以下、Ｗを１５％以下、Ｃ
   ｕ、Ｔａ、Ｍｎをそれぞれ２５％以下、Ａｌ、Ｓｉ、Ｔ
   ｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｇａ、Ｉｎ、Ｔｌ、希土
   類元素、白金族元素をそれぞれ５％以下、Ｂｅ、Ａｇ、
   Ｓｒ、Ｂａをそれぞれ３％以下、Ｂを１％以下の１種ま
   たは２種以上の合計０．０１〜３０％、少量の不純物と
   からなる合金を９００℃を超え１０００℃以下の温度に
   熱間加工した後冷却し、次に加工率５０％以上の冷間加
   工を施した後、９００℃以上融点以下の温度で加熱し、
   ついで規則−不規則格子変態点以上の温度から１００℃
   ／秒〜１℃／時の組成に対応した適当な速度で常温まで
   冷却することにより、１ＫＨｚにおける実効透磁率３０
   ００以上、飽和磁束密度４０００Ｇ以上で、且つ｛１１
   ０｝〈１１２〉の再結晶集合組織を形成せしめることを
   特徴とする耐摩耗性高透磁率合金の製造法。 ２、重量比にてＮｉ６０〜９０％、Ｎｂ０．５〜１４％
   、Ｐ０．００１〜１％および残部Ｆｅを主成分とし、副
   成分としてＣｒ、Ｍｏ、Ｇｅ、Ａｕをそれぞれ７％以下
   、Ｃｏ、Ｖをそれぞれ１０％以下、Ｗを１５％以下、Ｃ
   ｕ、Ｔａ、Ｍｎをそれぞれ２５％以下、Ａｌ、Ｓｉ、Ｔ
   ｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｇａ、Ｉｎ、Ｔｉ、希土
   類元素、白金族元素をそれぞれ５％以下、Ｂｅ、Ａｇ、
   Ｓｒ、Ｂａをそれぞれ３％以下、Ｂを１％以下の１種ま
   たは２種以上の合計０．０１〜３０％、少量の不純物と
   からなる合金を９００℃を超え１０００℃以下の温度に
   熱間加工した後冷却し、次に加工率５０％以上の冷間加
   工を施した後、９００℃以上融点以下の温度で加熱し、
   ついで規則−不規則格子変態点以上の温度から１００℃
   ／秒〜１℃／時の組成に対応した適当な速度で冷却し、
   これをさらに規則−不規則格子変態点以下の温度で１分
   間以上１００時間以下の組成に対応した適当時間加熱し
   冷却することにより、１ＫＨｚにおける実効透磁率３０
   ００以上、飽和磁束密度４０００Ｇ以上で、且つ｛１１
   ０｝〈１１２〉の再結晶集合組織を形成せしめることを
   特徴とする耐摩耗性高透磁率合金の製造法。