JPH0645839B2 - 耐摩耗性高透磁率磁気記録再生ヘッド - Google Patents
耐摩耗性高透磁率磁気記録再生ヘッドInfo
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- JPH0645839B2 JPH0645839B2 JP1262695A JP26269589A JPH0645839B2 JP H0645839 B2 JPH0645839 B2 JP H0645839B2 JP 1262695 A JP1262695 A JP 1262695A JP 26269589 A JP26269589 A JP 26269589A JP H0645839 B2 JPH0645839 B2 JP H0645839B2
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Landscapes
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- Magnetic Heads (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は、Ni,Nb,TaおよびFeよりなる耐摩耗性高透磁率
合金およびNi,Nb,TaおよびFeを主成分とし、副成分とし
てCr,Mo,Ge,Au,Co,V,W,Cu,Mn,Al,Si,Ti,Zr,Hf,Sn,Sb,G
a,In,Tl,Zn,Cd，希土類元素，白金族元素，Be,Ag,Sr,B
a,Bの１種または２種以上を含有する耐摩耗性高透磁率
合金を用いた磁気記録再生ヘッドに関するもので、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>+{31
1}<112>の再結晶集合組織を有して耐摩耗性が良好な磁
性合金よりなる磁気記録再生ヘッドに関するものであ
る。
合金およびNi,Nb,TaおよびFeを主成分とし、副成分とし
てCr,Mo,Ge,Au,Co,V,W,Cu,Mn,Al,Si,Ti,Zr,Hf,Sn,Sb,G
a,In,Tl,Zn,Cd，希土類元素，白金族元素，Be,Ag,Sr,B
a,Bの１種または２種以上を含有する耐摩耗性高透磁率
合金を用いた磁気記録再生ヘッドに関するもので、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>+{31
1}<112>の再結晶集合組織を有して耐摩耗性が良好な磁
性合金よりなる磁気記録再生ヘッ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
摩耗生が良好であることが望まれている。現在、耐摩耗
生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-Si-Al系合金）およびMn-Znフェライト(MnO-ZnO-Fe
2O3)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は研削、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。
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
摩耗生が良好であることが望まれている。現在、耐摩耗
生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-Si-Al系合金）およびMn-Znフェライト(MnO-ZnO-Fe
2O3)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は研削、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系およびNi-Fe-Ta系合金は
鍛造加工が容易で硬度および透磁率が大きいことから、
磁気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号および特
公昭51−536号）。
鍛造加工が容易で硬度および透磁率が大きいことから、
磁気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号および特
公昭51−536号）。
その後本発明者らは、磁気ヘッド用磁性合金としてNi-F
e-Nb系およびNi-Fe-Ta系合金の薄板を生産して来たが、
磁気テープの摺動による薄板の摩耗量は、薄板の製造工
程における加工法および熱処理法によって著しく増減し
て耐摩耗性が損われる大きな問題であることから、この
原因を解明するためこれら合金の摩耗について系統的な
研究を行った。その結果、Ni-Fe-Nb系およびNi-Fe-Ta系
合金の摩耗は硬度によって一義的に決定されるものでな
く、薄板の製造方法に依存する再結晶集合組織と緊密な
関係があることが明らかとなった。
e-Nb系およびNi-Fe-Ta系合金の薄板を生産して来たが、
磁気テープの摺動による薄板の摩耗量は、薄板の製造工
程における加工法および熱処理法によって著しく増減し
て耐摩耗性が損われる大きな問題であることから、この
原因を解明するためこれら合金の摩耗について系統的な
研究を行った。その結果、Ni-Fe-Nb系およびNi-Fe-Ta系
合金の摩耗は硬度によって一義的に決定されるものでな
く、薄板の製造方法に依存する再結晶集合組織と緊密な
関係があることが明らかとなった。
（問題点を解決するための手段） 本発明の特徴とする所は下記のとおりである。
第１発明 重量比にてNi60〜90％、NbおよびTaの合計0.5〜20％
（但し、Nb14％以下、NbおよびTa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{1
10}<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ッド。
（但し、Nb14％以下、NbおよびTa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{1
10}<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ッド。
第２発明 重量比にてNi60〜90％、NbおよびTaの合計0.5〜20％
（但し、Nb14％以下、NbおよびTa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,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
磁気記録再生ヘッド。
（但し、Nb14％以下、NbおよびTa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,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
磁気記録再生ヘッド。
（作用） 一般に摩耗現象は合金の結晶方位によって大きな差異が
あり、結晶異方性が存在することが知られているが、本
発明者らは、Ni-Fe-Nb系およびNi-Fe-Ta系合金において
は、{110}<001>結晶方位は摩耗し易しく、{110}<112>と
この<112>方向を軸として多少回転した{311}<112>結晶
方位が耐摩耗性にすぐれていることを見い出した。すな
わち、Ni-Fe-Nb系およびNi-Fe-Ta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って
耐摩耗性が著しく向上することを見い出したのである。
あり、結晶異方性が存在することが知られているが、本
発明者らは、Ni-Fe-Nb系およびNi-Fe-Ta系合金において
は、{110}<001>結晶方位は摩耗し易しく、{110}<112>と
この<112>方向を軸として多少回転した{311}<112>結晶
方位が耐摩耗性にすぐれていることを見い出した。すな
わち、Ni-Fe-Nb系およびNi-Fe-Ta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って
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系およびNi
-Fe-Ta系合金の{110}<112>+{311}<112>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。すなわち、Ni
-Fe二元系合金は冷間圧延加工すると{110}<112>+{112}<
111>の加工集合組織を生じるか、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。
-Fe-Ta系合金の{110}<112>+{311}<112>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。すなわち、Ni
-Fe二元系合金は冷間圧延加工すると{110}<112>+{112}<
111>の加工集合組織を生じるか、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および／またはTaを添加すると積層欠
陥エネルギーが低下し、冷間加工率50％以上を施した
後、900℃以上の高温度で加熱することによって{110}<1
12>+{311}<112>再結晶集合組織を効果的に形成させ、耐
摩耗性を著しく向上できることを見い出した。
陥エネルギーが低下し、冷間加工率50％以上を施した
後、900℃以上の高温度で加熱することによって{110}<1
12>+{311}<112>再結晶集合組織を効果的に形成させ、耐
摩耗性を著しく向上できることを見い出した。
また、Ni-Fe系合金にNbおよび／またはTaを添加するこ
とによって比電気抵抗は増大し、結晶粒が微細になるの
で、交流磁界における渦電流損失が減少し、このため実
効透磁率は増大する。要するにNbおよび／またはTaの添
加効果により、 {110}<112>+{311}<112>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。
とによって比電気抵抗は増大し、結晶粒が微細になるの
で、交流磁界における渦電流損失が減少し、このため実
効透磁率は増大する。要するにNbおよび／またはTaの添
加効果により、 {110}<112>+{311}<112>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％、NbおよびTaの合
計0.5〜20％（但し、Ｎｂ14％以下、ＮｂおよびＴａ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,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。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。また、鍛造性及
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。
計0.5〜20％（但し、Ｎｂ14％以下、ＮｂおよびＴａ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,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。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。また、鍛造性及
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。
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1000℃〜1200℃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0.1mmの
薄板を造る。次にその薄板から例えば45mm、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。
な鋳塊を得、さらにこれに1000℃〜1200℃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0.1mmの
薄板を造る。次にその薄板から例えば45mm、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79％Ni-Fe-Nb-Ta系合金（但し、Nb：Ta−１：
１）について加工率90％の冷間圧延し、1100℃で加熱し
た後、800℃／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NbおよびTa量との関係を示したもので
ある。
１）について加工率90％の冷間圧延し、1100℃で加熱し
た後、800℃／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NbおよびTa量との関係を示したもので
ある。
Ni-Fe-Nb-Ta系合金は冷間圧延加工すると{110}<112>+{1
12}<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NbおよびTa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NbおよびTaの
添加によって増大するが、NbおよびTaの合計0.5％以下
ではその効果が少なく、また20％以上では鍛造加工が困
難となり好ましくない。
12}<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NbおよびTa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NbおよびTaの
添加によって増大するが、NbおよびTaの合計0.5％以下
ではその効果が少なく、また20％以上では鍛造加工が困
難となり好ましくない。
第２図は79％Ni-Fe-5％Nb−５％Ta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{1
10}<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が加工率
50％以上において特に著しい。
℃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{1
10}<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が加工率
50％以上において特に著しい。
第３図は79％Ni-Fe-5％Nb−５％Ta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{1
12}<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が、特
に900℃以上において著しい。第４図は合金番号64(80.3
％Ni-Fe−２％Nb−２％Ta-3％Ge合金）、合金番号52(7
9.5％Ni-Fe-5％Nb-3％Ta-2％Mo合金）、合金番号21(79
％Ni-Fe-5％Nb-5％Ta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ら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。合金の
組成に対応した最適冷却速度、最適再加熱温度および再
加熱時間が存在することが判る。
％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{1
12}<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が、特
に900℃以上において著しい。第４図は合金番号64(80.3
％Ni-Fe−２％Nb−２％Ta-3％Ge合金）、合金番号52(7
9.5％Ni-Fe-5％Nb-3％Ta-2％Mo合金）、合金番号21(79
％Ni-Fe-5％Nb-5％Ta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ら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。合金の
組成に対応した最適冷却速度、最適再加熱温度および再
加熱時間が存在することが判る。
第５図は79％Ni-Fe-5％Nb-5％Ta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摩耗量及び実効透
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、帯磁ノイズが増大するので、好ま
しくない。
いはCoを添加した場合の磁気ヘッドの摩耗量及び実効透
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、帯磁ノイズが増大するので、好ま
しくない。
第６図は同じく79％Ni-Fe-5％Nb-5％Ta合金にV,W,Cuあ
るいはMnを添加した場合の磁気ヘッドの摩耗量及び実効
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2
5％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。
るいはMnを添加した場合の磁気ヘッドの摩耗量及び実効
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2
5％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79％Ni-Fe-5％Nb-5％Ta合金にAl,Si,Tl,
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T15％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。
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T15％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79％Ni-Fe-5％Nb-5％Ta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,Agt,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,C
d,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。
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,Agt,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,C
d,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。
本発明において、冷間加工は{110}<112>+{112}<111>の
冷間加工集合組織を形成し、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NbおよびTaの
合計0.5％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、耐摩耗性は著るしく向上し、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、{11
0}<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℃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。
冷間加工集合組織を形成し、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NbおよびTaの
合計0.5％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、耐摩耗性は著るしく向上し、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、{11
0}<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℃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
は最終冷間加工の加工率が50％以下でも{110}<112>+{31
1}<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。したがって、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。
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
は最終冷間加工の加工率が50％以下でも{110}<112>+{31
1}<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。したがって、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下の温度
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、他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℃／秒に近い速度で急冷すると、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、規則化は進みすぎ、磁性は
低下する。
変態点（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下の温度
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、他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℃／秒に近い速度で急冷すると、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。
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21（組成Ni＝79％，Nb＝５％，Ta＝５％，Fe＝
残部）の合金の製造 原料として99.8％純度の電解ニッケル、99.9％純度の電
解鉄、99.8％純度のニオブおよびタンタルを用いた。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
く撹拌して均質な溶融合金とした。次にこれを直径25m
m、高さ170mmの孔をもつ鋳型に注入し、得られた鋳塊を
約1100℃で鍛造して厚さ7mmの板とした。さらに1000℃
を超え1200℃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。
残部）の合金の製造 原料として99.8％純度の電解ニッケル、99.9％純度の電
解鉄、99.8％純度のニオブおよびタンタルを用いた。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
く撹拌して均質な溶融合金とした。次にこれを直径25m
m、高さ170mmの孔をもつ鋳型に注入し、得られた鋳塊を
約1100℃で鍛造して厚さ7mmの板とした。さらに1000℃
を超え1200℃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。
つぎにこれに種々な熱処理を施して、磁気特性ならびに
磁気ヘッドのコアとして使用した場合湿度80％、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。
磁気ヘッドのコアとして使用した場合湿度80％、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。
実施例２ 合金番号52（組成Ni＝79.5％，Nb＝５％，Ta＝３％，Ｍ
ｏ＝２％，Fe＝残部）の合金の製造 原料は実施例１と同じ純度でニッケル，鉄，ニオブ、タ
ンタル99.8％純度のモリブデンおよびニオブ65％，タン
タル５％を含むフエロニオブ合金を用いた。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磁気テープによる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
特性が得られた。
ｏ＝２％，Fe＝残部）の合金の製造 原料は実施例１と同じ純度でニッケル，鉄，ニオブ、タ
ンタル99.8％純度のモリブデンおよびニオブ65％，タン
タル５％を含むフエロニオブ合金を用いた。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磁気テープによる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
特性が得られた。
なお代表的な合金の特性は第３表に示すとおりである。
本発明において、50％以上の冷間加工の処理前に、1000
℃を超え1200℃以下の温度で熱間圧延すると、次いで施
される加工率50％以上の冷間加工ならびに900℃以上の
温度における熱処理によりもたらされる{110}<112>+{31
1}<112>の再結晶集合組織の生成および耐摩耗性に強く
影響する。
℃を超え1200℃以下の温度で熱間圧延すると、次いで施
される加工率50％以上の冷間加工ならびに900℃以上の
温度における熱処理によりもたらされる{110}<112>+{31
1}<112>の再結晶集合組織の生成および耐摩耗性に強く
影響する。
実施例３ 79％Ni-Fe-5％Nb-5％Ta合金を本願実施例１に準じて製
造し、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、次い
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1000℃以下では
{112}<111>が残留し摩耗量が大きいが、1000℃を超え12
00℃以下の温度では{110}<112>+{311}<112>が発達し摩
耗量が特に小さくなる。すなわち、本発明では熱間圧延
加工の温度によって、最終的に得られる合金の耐摩耗性
が大きく影響されるのである。
造し、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、次い
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1000℃以下では
{112}<111>が残留し摩耗量が大きいが、1000℃を超え12
00℃以下の温度では{110}<112>+{311}<112>が発達し摩
耗量が特に小さくなる。すなわち、本発明では熱間圧延
加工の温度によって、最終的に得られる合金の耐摩耗性
が大きく影響されるのである。
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、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
電磁器機の磁性材料としても好適である。
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％、Nbおよび
Taの合計0.5〜20％（但し、Ｎｂ14％以下、Ｎｂおよび
Ｔａは０％を含まず）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７％以下、Co,
Vを10％以下、Ｗを15％以下、Cu,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表および図面中第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4000Ｇ以上で、且つ{110}<112>+{31
1}<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。
Taの合計0.5〜20％（但し、Ｎｂ14％以下、Ｎｂおよび
Ｔａは０％を含まず）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７％以下、Co,
Vを10％以下、Ｗを15％以下、Cu,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表および図面中第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4000Ｇ以上で、且つ{110}<112>+{31
1}<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およびTaの合計0.5％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、NbおよびTaの合計20％以上およびNb14％で
は鍛造加工が困難となり、また、飽和磁束密度4000Ｇ以
下になるからである。
{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、NbおよびTaの合計20％以上およびNb14％で
は鍛造加工が困難となり、また、飽和磁束密度4000Ｇ以
下になるからである。
そしてNi60〜90％、NbおよびTaの合計0.5〜20％（但
し、Ｎｂ14％以下、ＮｂおよびＴａ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,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等を添加すると共に特
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，白金族元素，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,A
g,Ti,Zn,Cd,BeおよびＶの添加は{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。
し、Ｎｂ14％以下、ＮｂおよびＴａ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,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等を添加すると共に特
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，白金族元素，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,A
g,Ti,Zn,Cd,BeおよびＶの添加は{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） 要するに本発明の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
ことによっ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、磁気記録再生ヘッド用
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。
ことによっ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、磁気記録再生ヘッド用
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。
第１図は79％Ni-Fe-Nb-Ta系合金の諸特性とNbおよびTa
量（但し、Nb：Ta＝１：１）との関係を示す特性図、 第２図は79％Ni-Fe-5％Nb−５％Ta合金の再結晶集合組
織および諸特性と冷間加工率との関係を示す特性図、 第３図は79％Ni-Fe-5％Nb−５％Ta合金の再結晶集合組
織および諸特性と加熱温度との関係を示す特性図、 第４図は80.3％Ni-Fe-2％Nb−２％Ta-3％Ge合金（合金
番号64）、79.5％Ni-Fe-5％Nb-3％Ta-2％Mo合金(52)、
および79％Ni-Fe-5％Nb-5％Ta合金(21)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79％Ni-Fe-5％Nb-5％Ta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79％Ni-Fe-5％Nb-5％Ta合金にV,W,CuあるいはM
n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79％Ni-Fe-5％Nb-5％Ta合金は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79％Ni-Fe-5％Nb-5％Ta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79％Ni-Fe-5％Nb-5％Ta合金を実施例３により
製造した時の熱間圧延加工温度と再結晶集合組織の集積
度および摩耗量との関係を示す特性図である。
量（但し、Nb：Ta＝１：１）との関係を示す特性図、 第２図は79％Ni-Fe-5％Nb−５％Ta合金の再結晶集合組
織および諸特性と冷間加工率との関係を示す特性図、 第３図は79％Ni-Fe-5％Nb−５％Ta合金の再結晶集合組
織および諸特性と加熱温度との関係を示す特性図、 第４図は80.3％Ni-Fe-2％Nb−２％Ta-3％Ge合金（合金
番号64）、79.5％Ni-Fe-5％Nb-3％Ta-2％Mo合金(52)、
および79％Ni-Fe-5％Nb-5％Ta合金(21)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79％Ni-Fe-5％Nb-5％Ta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79％Ni-Fe-5％Nb-5％Ta合金にV,W,CuあるいはM
n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79％Ni-Fe-5％Nb-5％Ta合金は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79％Ni-Fe-5％Nb-5％Ta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79％Ni-Fe-5％Nb-5％Ta合金を実施例３により
製造した時の熱間圧延加工温度と再結晶集合組織の集積
度および摩耗量との関係を示す特性図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.5 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｈ０１Ｆ 1/147
Claims (2)
- 【請求項１】重量比にてNi60〜90％、NbおよびTaの合計
0.5〜20％（但し、Nb14％以下、NbおよびTa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ッ
ド。 - 【請求項２】重量比にてNi60〜90％、NbおよびTaの合計
0.5〜20％（但し、Nb14％以下、NbおよびTa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,Mnをそれぞれ25％以下、A,Si,Ti,Z
r,Hf,Sn,Sb,Ga,In,T,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3
000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ッド。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1262695A JPH0645839B2 (ja) | 1985-01-30 | 1989-10-07 | 耐摩耗性高透磁率磁気記録再生ヘッド |
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP60014556A JPS61174349A (ja) | 1985-01-30 | 1985-01-30 | 耐摩耗性高透磁率合金およびその製造法ならびに磁気記録再生ヘツド |
| JP1262695A JPH0645839B2 (ja) | 1985-01-30 | 1989-10-07 | 耐摩耗性高透磁率磁気記録再生ヘッド |
Related Parent Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP60014556A Division JPS61174349A (ja) | 1985-01-30 | 1985-01-30 | 耐摩耗性高透磁率合金およびその製造法ならびに磁気記録再生ヘツド |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH02146704A JPH02146704A (ja) | 1990-06-05 |
| JPH0645839B2 true JPH0645839B2 (ja) | 1994-06-15 |
Family
ID=26350507
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1262695A Expired - Lifetime JPH0645839B2 (ja) | 1985-01-30 | 1989-10-07 | 耐摩耗性高透磁率磁気記録再生ヘッド |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0645839B2 (ja) |
-
1989
- 1989-10-07 JP JP1262695A patent/JPH0645839B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH02146704A (ja) | 1990-06-05 |
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Legal Events
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| R250 | Receipt of annual fees |
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