JPH0377645B2

JPH0377645B2 -

Info

Publication number: JPH0377645B2
Application number: JP1262701A
Authority: JP
Inventors: Ryo Masumoto; Juetsu Murakami
Original assignee: DENKI JIKI ZAIRYO KENKYUSHO
Current assignee: DENKI JIKI ZAIRYO KENKYUSHO
Priority date: 1989-10-07
Filing date: 1989-10-07
Publication date: 1991-12-11
Also published as: JPH02138709A

Description

【発明の詳細な説明】

（産業上の利用分野）本発明はNi，Nb，Ｐ，ＳおよびFeよりなる耐
摩耗性高透磁率の磁気記録再生ヘツドおよびNi，
Nb，Ｐ，ＳおよびFeを主成分とし、副成分とし
てCr，Mo，Ge，Au，Co，Ｖ，Ｗ，Cu，Ta，
Mn，Al，Si，Ti，Zr，Hf，Sn，Sb，Ga，In，
Tl，Zn，Cd、希土類元素、白金族元素、Be，
Ag，Sr，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の磁気記録再生ヘツドに関す
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
4000G以上で、｛110｝＜112＞＋｛311｝＜112＞の再
結晶集合組織を有する耐摩耗性高透磁率の磁気記
録再生ヘツドに関するものである。（従来の技術）テープレコーダーなどの磁気記録再生ヘツドは
交流磁界において動作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
磁性ヘツド用磁性合金としてはセンダスト（Fe
−Si−Al系合金）およびフエライト（MnO−
ZnO−Fe₂O₃）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、ヘツドコア
の製造には研削、研磨の方法が用いられており、
従つてその製品は高価である。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
フエライトは実効透磁率は大きいが、飽和磁束密
度が約4000G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、実効透磁率は小さく、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。（発明が解決しようとする問題点）本発明者らは、先にNi−Fe−Nb系合金は鍛造
加工が容易で硬度が高く、すぐれた高透磁率合金
であることから、磁気記録再生ヘツド用磁性合金
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、Ni−Fe−Nb系合金の摩耗について系統的な
研究を行つた結果、Ni−Fe−Nb系合金の摩耗は
硬度によつて一義的に決定されるものでなく、合
金の再結晶集合組織と緊密な関係があることが明
らかとなつた。（問題点を解決するための手段）本発明の特徴とする所は次の通りである。第１発明重量比にてNi60〜90％、Nb0.5〜14％、Ｐおよ
びＳの合計0.001〜１％（但し、S0.1％以下Ｐお
よびＳは０％を含まず）および残部Feと少量の
不純物とからなり、1KHzにおける実効透磁率
3000以上、飽和磁束密度4000G以上で、且つ
｛110｝＜112＞＋｛311｝＜112＞の再結晶集合組織を
有する耐摩耗性高透磁率合金よりなる磁気記録再
生ヘツド。第２発明重量比にてNi60〜90％、Nb0.5〜14％、Ｐおよ
びＳの合計0.001〜１％（但し、S0.1％以下Ｐお
よびＳは０％を含まず）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、Cu，Ta，Mnをそれぞれ25％以下、
Al，Si，Ti，Zr，Hf，Sn，Sb，Ga，In，Tl，
Zn，Cd、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％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り、1KHzにおける
実効透磁率3000以上、飽和磁束密度4000G以上
で、且つ｛110｝＜112＞＋｛311｝＜112＞の再結晶
集合組織を有する耐摩耗性高透磁率合金よりなる
磁気記録再生ヘツド。（作用）一般に摩耗現象は合金結晶の方位によつて大き
な差異があり、結晶異方性が存在することが知ら
れているが、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＞とこの＜112＞方位を軸として多少
回転した｛311｝＜112＞の再結晶集合組織が耐摩
耗性にすぐれていることが明らかとなつた。すな
わち、Ni−Fe−Nb系合金は｛110｝＜112＞＋
｛311｝＜112＞の再結晶集合組織を形成させること
によつて耐摩耗性が著しく向上することを見い出
したのである。本発明者らはこの知見に基づいて、Ni−Fe−
Nb系合金の｛110｝＜112＞＋｛311｝＜112＞の再結
晶集合組織を形成させるための研究を幾多遂行し
た結果、これにＰおよびＳの合計0.001〜１％
（但し、S0.1％以下、ＰおよびＳは０％を含まず）
添加すると｛100｝＜001＞再結晶集合組織の発達
は抑制され、｛110｝＜112＞＋｛311｝＜112＞の再結
晶集合組織の形成が著しく促進することを見い出
たのである。すなわちNi−Fe2元系合金は冷間圧
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
｛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
層欠陥エネルギーが低下するが、さらにこれにＰ
およびＳの合計0.001〜１％（但し、S0.1％以下
ＰおよびＳは０％を含まず）添加すると、リン化
粉および硫化物が粒界に析出して粒界エネルギー
が低下して、二次再結晶において｛100｝＜001＞
再結晶集合組織の発達を強く抑制し、｛100｝＜112
＞＋｛311｝＜112＞の再結晶集合組織の成長が優先
的に促進され、｛100｝＜112＞＋｛311｝＜112＞の再
結晶集合組織が形成されて、耐摩耗性が著しく向
上する。またNi−Fe−Nb系合金にＰおよびＳを
添加すると硬いリン化物および硫化物がマトリツ
クス中にも析出し、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弱性の微細
なリン化物および硫化物の分散析出によつて磁区
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およびＳの相乗的効
果により、｛110｝＜112＞＋｛311｝＜112＞の再結晶
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、Ni60〜90％、Nb0.5
〜14％、ＰおよびＳの合計0.001〜１％（但し、
S0.1％以下ＰおよびＳは０％を含まず）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する。或
いは又、上記合金に副成分としてCr，Mo，Ge，
Auの７％以下、Co，Ｖの10％以下、Ｗの15％以
下、Cu，Ta，Mnの25％以下、Al，Si，Ti，Zr，
Hf，Sn，Sb，Ga，In，Tl，Zn，Cd、希土類元
素、白金族元素の５％以下、Be，Ag，Sr，Ba
の３％以下、B1％以下の１種あるいは２種以上
の合計0.01〜30％の所定量を更に添加する。ま
た、鍛造性および加工性を改善する為、必要に応
じて脱酸剤としてＣ，Ca，Mg等を少量（各0.5
％以下）添加する。かくして得た混合物を充分に
撹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、また、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つて加工率50％以上の冷間
加工を施し、目的の形状のもの、例えば厚さ0.1
mmの薄板を造る。次にその薄板から例えば外径45
mm、内径33mm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℃）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4000G以上を有し、且つ｛110｝＜
112＞＋｛311｝＜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−５％Nb−Ｐ系合金（但
し、Ｐ：Ｓ＝10：１）について加工率90％の冷間
圧延し、1100℃で加熱した後1000℃／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
およびＳ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｛100｝＜001＞と｛110｝＜
112＞＋｛311｝＜112＞の再結晶集合組織が生成す
る。しかし、これにＰおよびＳを添加すると
｛100｝＜001＞再結晶集合組織の生成が抑制され、
｛110｝＜112＞＋｛311｝＜112＞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およびＳの添加によつて増大する
が、ＰおよびＳの１％以上では鍛造加工が困難と
なり好ましくない。第２図は80％Ni−Fe−５％
Nb−0.05％Ｐ−0.01％Ｓ合金について、1100℃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＞＋｛311｝＜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−0.01S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｝＜111＞成分が減少し、｛110｝＜112
＞＋｛311｝＜112＞が発達して耐摩耗性が向上し、
また実効透磁率は増大する。第４図は合金番号７
（81.5％Ni−Fe−２％Nb−0.155％Ｐ−0.22％Ｓ
合金）、合金番号45（79.3％Ni−Fe−７％Nb−
0.04％Ｐ−0.008％Ｓ−２％Mo合金）、合金番号
37（82％Ni−Fe−3.5％Nb−0.062％Ｐ−0.01％Ｓ
−５％Ｖ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結晶集合組織を施し
た場合の実効透磁率（×印）を示したものであ
る。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−
0.01％Ｓ合金にCr，Mo，Ge，AuあるいはCoを
添加した場合の磁気ヘツドの摩耗量および実効透
磁率の特性図で、Cr，Mo，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4000G以下となり好
ましくない。またCo10％以上では残留磁気が大
きくなり、帯磁ノズルが増大するので好ましくな
い。第６図は同じく80％Ni−Fe−５％Nb−0.05％
Ｐ−0.01％Ｓ合金にＶ，Ｗ，Cu，TaあるいはMn
を添加した場合の磁気ヘツ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、Ｖ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4000G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−0.01％Ｓ合金にAl，Si，Ti，Zr，Hf，Sn，
Sb，Ga，InあるいはTlを添加した場合の特性図
で、Al，Si，Ti，Zr，Hf，Sn，Sb，Ga，Inあ
るいはTl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、Si，Ti，Zr，Hf，
Ga，InあるいはTl5％以上では飽和磁束密度は
4000G以下となり、Al，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−0.01％Ｓ合金にZn，Cd，La，Pt，Be，Ag，
Sr，BaあるいはＢを添加した場合の特性図で、
Zn，Cd，La，Pt，Be，Ag，Sr，Ba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、Zn，Cd，La，Ptを５％以
上、Be，Sr，Baを３％以上添加すると飽和磁束
密度が4000G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図は同じく８％Ni−Fe−５％Nb−0.05％
Ｐ−0.01％Ｓ合金を実施例１に準じて製造した場
合の熱間圧延加工の温度と再結晶集合組織および
摩耗量との関係を示す特性図である。80％Ni−
Fe−５％Nb−0.05P−0.01％Ｓ合金を約1000℃で
鍛造して厚さ７mmの板とした。さらに種々な加熱
温度で厚さ1.0mm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の薄板（冷間加
工率90％）とした。この薄板を1100℃の水素中で
２時間加熱後800℃／hrの速度で常温まで冷却し
た場合の熱間圧延加工の温度と再結晶集合組織お
よび摩耗量との関係を第９図に示した。熱間圧延
加工の温度が900℃以下では摩耗の激しい｛112｝
＜111＞成分が残留し摩耗量が大きいが、900℃〜
1000℃間の温度では｛110｝＜112＞と｛311｝＜112
＞成分の再結晶集合組織が発達し摩耗量が特に小
くなる。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＞＋｛311｝＜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およびＳの合計0.001％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＞＋｛311｝＜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
歪の除去とともに、｛110｝＜112＞＋｛311｝＜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℃を超えの加熱に
よつ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900℃以上1000℃以下の熱間圧延加
工と、冷間加工と、次いで行われる900℃以上融
点以下の加熱を繰り返し行うことは、｛110｝＜112
＞＋｛311｝＜112＞の再結晶集合組織の集積度を高
め、耐摩耗性を向上させるために有効である。こ
の場合最終冷間加工の加工率が50％以下でも
｛110｝＜112＞＋｛311｝＜112＞の再結晶集合組織が
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。したがつて、本発明の冷間加工率は、
全製造工程における冷間加工を総計した加工率を
意味し、最終冷間加工率のみを意味するものでは
ない。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（約600℃）以上温度までの冷却
は、急冷しても徐冷しても得られる磁性は大した
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上の温度より100℃／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℃／秒に近い速度で冷却すると、規則度
が小さくなり、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200℃〜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、規損化は進みすぎ、
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。（実施例）次に本発明を実施例につき説明する。実施例１合金番号10（組成Ni＝80％，Nb＝５％，Ｐ＝
0.05％，Ｓ＝0.01％、Fe＝残部）の合金の製造原料として99.8％純度の電解ニツケル、99.9％
純度の電解鉄、99.8％純度のニオブ、99.5％純度
の硫黄およびリン20％のニツケル−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
によつて溶かした後、よく撹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℃で
鍛造して厚さ約７mmの板とした。さらに約900℃
を超え1000℃以下の温度で適当な厚さまで熱間圧
延し、ついで常温で種々な加工率で冷間圧延を施
して0.1mmの薄板とし、それから外径45mm、内径
33mmの環状板を打ち抜いた。次にこれに種々な熱処理を施して、磁気特性お
よび磁気ヘツドのコアとして使用した場合湿度80
％、温度40℃においてCrO₂磁気テープによる200
時間走行後の摩耗量をタリサーフ表面粗さ計で測
定を行い、第１表のような特性を得た。

【表】実施例２合金番号45（組成Ni＝79.3％，Nb＝７％，Ｐ＝
0.04％，Ｓ＝0.008％，Mo＝２％，Fe＝残部）
の合金の製造原料は実施例１と同じ高純度のニツケル、鉄お
よび99.8％純度のニオブ、硫黄、モリブデンとリ
ン10％の鉄−リン母合金を用いた。試料の製造法
は実施例１と同じである。試料に種々の熱処理を
施して磁気特性および磁気ヘツドのコアとして使
用した場合湿度80％、温度40℃においてCrO₂に
よる200時間走行後の摩耗量の測定を行い、第２
表に示すような特性を得られた。なお代表的な合金の特性は第３表に示す通りで
ある。

【表】

【表】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、4000G以上の飽和磁束密度3000以
上の高い実効透磁率、低保磁力を有しているの
で、磁気記録再生ヘツ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器機の磁
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Ni60〜90％、
Nb0.5〜14％、ＰおよびＳの合計0.001〜１％（但
し、S0.1以下、ＰおよびＳは０％を含まず）およ
び残部Feと限定し、これに副成として添加する
元素をCr，Mo，Ge，Auを７％以下、Co，Ｖを
10％以下、Ｗを15％以下、Cu，Ta，Mnを25％
以下、Al，Si，Ti，Zr，Hf，Sn，Sb，Ga，In，
Tl、Zn，Cd、希土類元素、白金族元素を５％以
下、Be，Ag，Sr，Baを３％以下、Ｂを１％以
下の１種または２種以上の合計で0.01〜30％と限
定した理由は各実施例、第３表および図面で明ら
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4000G以上で、且つ｛110｝＜
112＞＋｛311｝＜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
れると磁性特性あるいは耐摩耗性が劣化するから
である。すなわち、Ni0.5％以下およびＰおよびＳの合
計0.001％以下では｛110｝＜112＞＋｛311｝＜112＞
の再結晶集合組織が充分発達しないので耐摩耗性
が悪く、Nb14％以上およびＰおよびＳの合計１
％以上およびS0.1％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
4000G以下になるからである。そしてNi60〜90％、Nb0.5〜14％、ＰおよびＳ
の合計0.001〜１％（但し、S0.1％以下、Ｐおよ
びＳは０％を含まず）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
4000G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，Al，Zr，Si，
Ti，Hf，Ga，In，Tl，Zn，Cd、希土類元素、
白金族元素、Be，Ag，Sr，Ba，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、Au，Mn，Ti，Co、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
果があり、Al，Sn，Sb，Au，Ag，Ti，Zn，
Cd，Be，Ta，Ｖの添加および副成分の各元素の
リン化物および｛110｝＜112＞＋｛311｝＜112＞の
再結晶集合組織を発達させ、耐摩耗性を向上する
効果がある。（発明の効果）要するに本発明合金は鍛造加工が容易で、
｛110｝＜112＞＋｛311｝＜112＞の再結晶集合組織を
形成させることによつて耐摩耗性がすぐれ、飽和
磁束密度が4000G以上で、実効透磁率が高いの
で、磁気記録再生ヘツド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器機の磁性材料としても好適
である。

【図面の簡単な説明】

第１図は80％Ni−Fe−５％Nb−Ｓ合金の諸特
性とＰおよびＳ量（但し、Ｐ：Ｓ＝10：１）との
関係を示す特性図、第２図は80％Ni−Fe−５％
Nb−0.05％Ｐ−0.01％Ｓ合金の諸特性と冷間加工
率との関係を示す特性図、第３図は80％Ni−Fe
−５％Nb−0.05％Ｐ−0.01％Ｓ合金の諸特性と加
熱温度との関係を示す特性図、第４図は80％Ni
−Fe−５％Nb−0.05％Ｐ−0.01％Ｓ合金（合金
番号10）、79.3％Ni−Fe−７％Nb−0.04％Ｐ−
0.008％Ｓ−２％Mo合金（45）、および82％Ni−
Fe−3.5％Nb−0.062％Ｐ−0.01％Ｓ−５％Ｖ合金
（37）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80
％Ni−Fe−５％Nb−0.05％Ｐ−0.01％Ｓ合金に
Cr，Mo，Ge，AuあるいはCoを添加した場合の
諸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％Ni−Fe−５％Nb−0.05％Ｐ−0.01
％Ｓ合金にＶ，Ｗ，Cu，TaあるいはMnを添加
した場合の諸特性と各元素の添加量との関係を示
す特性図、第７図は80％Ni−Fe−５％Nb−0.05
％Ｐ−0.01％Ｓ合金にAl，Si，Ti，Zr，Hf，Sn，
Sb，Ga，InあるいはTlを添加した場合の諸特性
と各元素の添加量との関係を示す特性図、第８図
は80％Ni−Fe−５％Nb−0.05％Ｐ−0.01％Ｓ合
金にZn，Cd，La，Pt，Be，Ag，Sr，Baあるい
はＢを添加した場合の諸特性と各元素の添加量と
の関係を示す特性図、第９図は80％Ni−Fe−５
％Nb−0.05％Ｐ−0.01％Ｓ合金の熱間圧延加工温
度と再結晶集合組織および摩耗量との関係を示す
特性図である。

Claims

【特許請求の範囲】１重量比にてNi60〜90％、Nb0.5〜14％、Ｐお
よびＳの合計0.001〜１％（但し、S0.1％以下、
ＰおよびＳは０％を含まず）および残部Feと少
量の不純物とからなり、1KHzにおける実効透磁
率3000以上、飽和磁束密度4000G以上で、且つ
｛110｝＜112＞＋｛311｝＜112＞の再結晶集合組織を
有する耐摩耗性高透磁率合金よりなる磁気記録再
生ヘツド。２重量比にてNi60〜90％、Nb0.5〜14％、Ｐお
よびＳの合計0.001〜１％（但し、S0.1％以下、
ＰおよびＳは０％を含まず）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、Cu，Ta，Mnをそれぞれ25％以
下、Al，Si，Ti，Zr，Hf，Sn，Sb，Ga，In，
Tl，Zn，Cd、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り、1KHzに
おける実効透磁率3000以上、飽和磁束密度4000G
以上で、且つ｛110｝＜112＞＋｛311｝＜112＞の再
結晶集合組織を有する耐摩耗性高透磁率合金より
なる磁気記録再生ヘツド。