JPS6050860B2 - 耐摩耗性高透磁率磁性材料の製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 〔発明の利用分野〕 本発明は特にオーディオ用テープレコーダ、電子計算
機、ＶＴＲ等用の各種磁気ヘッドに用いられて顕著な効
果を発揮する耐摩耗性高透磁率磁性材料の製造方法に関
するものである。

〔発明の背景〕

磁気ヘッド材料は透磁率が高く、保持力が小さいこと
など磁気特性の良好なことに加えて、更に耐摩耗性や加
工性のような機械的な特性においても優れていることが
要求される。

従来磁気ヘッド用磁性合金として、Ｆｅ−Ｎｉ系合金
（各種パーマロイ）あるいはＦｅ−Ａｌ−Ｓｉ系合金（
センタスト）などが主として使用されてい るが、何れ
も要求される磁気特性と機械特性を共 に満足するに至
つていない。

本出願人は先に特願昭４５−６９２２２号において、
磁気特性、加工性において優れているＦｅ−Ｎｉ系合金
にりおよびＴｉの少なくとも１種を含有せしめ、磁気記
録媒体（例えばに−Ｆｅ。

Ｏテープ）との摩擦によつて保護皮膜（酸化皮膜）を接
触摩擦面に生成し、耐摩耗性を付与せしめた耐摩耗性高
透磁率磁性材料を提供した。この発明に係る合金は一般
に行なわれているように材料の硬度を高くして耐摩耗性
を付与したものではないので、通常・のＦｅ−Ｎｉ合金
と同様、加工性が極めて良好であり、従つて薄板の量産
が容易で経済性の点でも非常に有利てある特徴を有して
いる。又該合金に生成される耐摩耗性保護皮膜は摩擦速
度の遅い場合よりも速い場合に生成し易いので、特に電
子計算ノ機、ＶＴＲ等の高速摺動用の磁気ヘッド材料に
用いられて顕著な耐摩耗性効果を発揮する特徴を有する
ものである。〔発明の目的〕 本発明は上記発明の耐摩耗性保護膜（酸化皮膜）の生成
に加えて、Ｆｅ−Ｎｉ系二元合金に添加される第３元素
の炭素化合物微粒子を母体合金中に生成分散させること
により、更に優れた耐摩耗性を付与せしめ、前述の高速
摺動用のみならず、オーディオ用テープレコーダのよう
な低速摺動の場合においても耐摩耗性が良好であり、尚
且つ磁気ヘッド材料として要求される磁気特性および加
工性を充分に満足する磁性材料の製造方法を提供するも
のである。

〔発明の（既要〕

従来高透磁率の多元Ｆｅ−Ｎｉ系合金における第３成分
添加元素として周期律表第■ａ〜■ａ族のＴｉｌ■、Ｎ
ｂ，．Ｔａ．．Ｃｒ．．ＭＯ，．Ｗ等がとりあげられて
いるが、これらの元素は熱力学的に安定な炭化物形成元
素である。

本発明者は耐摩耗性材料として好適な炭化物含有Ｆｅ−
Ｎｉ系合金の研究を行なつた結果、前記特願昭４５−６
９２２２号において耐摩耗性保護膜（炭化皮膜）の生成
に有効な添加元素であつたＴｉ或いはＶを第３元素とし
て含む合金中に炭化物を分散させた場合に好結果が得ら
れ、特にＴ１を含む合金中に炭化物を分散させた場合に
極めて優れた耐摩耗性と良好な磁気特性の得られること
を見出し、これを効果的に実現するための製造方法を見
出した。この材料について優れた耐摩耗性の得られる理
由については現在の所明確ではないが、恐らく炭化物の
生成分散による合金の機械的強度の向上と炭化物分散に
よる耐摩耗性保護膜（酸化皮膜）の生成促進効果による
も．のと考えられる。すなわち本発明の特徴とするとこ
ろは、Ｎｉ７５〜８５ｗｔ％、ＴｉＯ．５〜６Ｗｔ％、
Ｖ．．ＭＯ．．ｃｒ．．ｗｌＮｂのうち少なくとも１種
をＴｉ量と合わせた総量で３〜１０ｗｔ％、ＣＯ．Ｏ５
〜０．５ｗｔ％、残部が実質的！にＦｅからなる耐摩耗
性高透磁率磁性材料の製造方法において、Ｆｅ．．Ｆｉ
．．Ｖ．．ＭＯ．．Ｃｒ，．Ｗ．．Ｎｂのうち少なくと
も１種を真空中あるいは非酸化性ガス中で溶解精製し、
この溶湯にＴｉ．．Ｃ．．Ｍｎを非酸化性ガス雰囲気中
で添加することにある。

こ・れにより、磁気特性および加工性を充分に満足し、
高速摺動および低速摺動における耐摩耗性が良好な磁性
材料を得ることができる。次に本発明磁性材料の成分元
素含有量について詳細に述べる。

一般に強磁性体の初透磁率μｏは磁区理論によれば次式
のように表わされる。ここにＩｓは飽和磁化、σは内部
応力、ＬＳは飽和磁歪定数、Ｋは異方性エネルギーであ
る。上式より明らかなように、初透磁率μｏはＦ，Ｓ．
ｌ！１１．Ｋに関係し、高透磁率が得られるためにはこ
れらの定数が小さいことが必要である。これらの定数は
合ノ金の組成や規則格子生成従つて熱処理における冷却
速度に依存する。Ｆｉ−Ｎｉ系合金においてはＮｉ量が
７５〜８５ｗｔ％の範囲が１，Ｓの小さい領域で、この
範囲にあれば高透磁率が得られるが、Ｎｉ量が７５ｗｔ
％以下或いは８５ｗｔ％以上では１Ｓが大きくなり、磁
気ヘッド材料として望ましい高透磁率特性が得られない
。更に又、ＬＳが０軸をよぎる７９〜８４Ｗｔ％の範囲
において最良の透磁率が実現できるのでこの範囲囲のＮ
ｉ量が最も望ましい。第３元素としてＦｅ−Ｎｉ二元合
金に添加されるＴｉ．Ｖ．．Ｃｒ，．ＭＯ．．Ｎｂは規
則格子の生成を抑制し、異方性エネルギーＫを小さくす
る効果があり、その度合は添加元素の種類および添加量
によつて異なる。上記のような第３元素を添加すること
により、合金の熱処理の除急冷のような面倒な処理をし
なくとも異方性エネルギーＫを小さくすることができ、
高透磁率特性が得られる。又これら第３元素の添加効果
として電気比抵抗が添加量と共に増加し、うず電流損失
を減少させ、周波数特性が改善される。材料の熱処理に
おいて実用的な冷却速度によつて異方性エネルギーＫを
小さくでき、磁気ヘッド材料として必要な高透磁率特性
（ＰＯｌＯ，ＯＯＯ以上、ＨｃＯ．Ｏ仄覧以下）を得る
ためには、第３成分元素量として必須の含有元素である
Ｔｉその他の第３元素と合わせた総量で少なくとも３Ｗ
ｔ％以上必要となる。又、添加量の増加と共に合金の飽
和磁束密度が減少するが、磁気ヘッド材料として必要な
飽和磁束密度（約４，０００Ｇ以上）を有せしめるため
には第３元素量は総量で１０ｗｔ％以下であることが必
要である。尚Ｃと結合した炭化物を生成した場合は異方
性エネルギーＫに関与する第３成分元素量が生成炭化物
量に応じて減少する。必須の第３元素であるＴｉは炭化
物および耐摩耗性保護膜（酸化皮膜）の生成が効果的に
行なわれるために、少なくとも０．５ｗｔ％以上を必要
とする。

一方添加量の増加と共に合金の硬度が増大し、６ｗｔ％
以上を過ぎると脆化を起し、圧延加工が困難になるので
６ｗｔ％以下にする必要がある。又Ｔ１は酸化性が強い
元素てあり、４ｗｔ％以上では磁気ヘッド材料として必
要な高透磁率特性が得られにくい。従つて好ましいＴ１
量の範囲は０．５〜４ｗｔ％である。Ｔｉは異方性エネ
ルギーＫを小さくする効果が非常に小さい元素であるの
で、単独で添加するよりは他元素と組合せた方が高透磁
率特，性が得られ易い。優れた耐摩耗性が得られるとい
う点からは■との組合わせが最も効果的であるが、Ｖも
比較的酸化性の強い元素であるので、この組合わせの場
合のＴｉ量は上記と同じ理由から１ｗｔ％以下が望まし
い。軟質磁性材料においては炭素は磁性に対して有害な
非金属元素の一つとされ、通常高透磁率磁性合金の場合
には０．０５％以下、でき得れば０．０１％以下に低減
するように努力が払われる。

本発明合金においては上記第３元素の炭化物を母合金中
に生−成分散せしめることを目的として炭素を添加する
ものである。この場合炭素が合金結晶中侵入型原子の状
態て存在することは磁気的に硬質化するので望ましくな
い。第１図はＣの添加量と初透磁率および硬度との関係
を示した実施例の代表的特性である。すなわち、Ｎｉ８
３Ｗｔ％、Ｖ６ｗｔ％、ＴｌＯ．７５Ｗｔ％、残余Ｆｅ
を基体とし、これにＣを種々量添加した合金を９００′
ＣｌｌＯＯＯ′Ｃ，ｌｌＯＯ■Ｃおよび１２００′Ｃの
温度て水素焼鈍した場合の特性曲線である。図から明ら
かなように、初透磁率は焼鈍温度に依存して概ね０．０
５〜０．１５ｗｔ％のＣ量付近でピークを生じ、Ｃ＝０
の場合よりも初透磁率が大きくなる傾向を示し、これ以
上Ｃを添加した場合は添加量の増加と共に次第に低下し
ていく。これはピーク点以下ではＣの還元脱酸作用の効
果によるものてあり、ピーク点以上ては炭化物の生成に
よる影響の現われと解釈される。従つて炭化物を生成さ
せるためにはＣを０．０５ｗｔ％以上添加してやればよ
い。又硬度変化の曲線も約０．０５％を変曲点としてＣ
の増加と共に徐々に増加する。これらの特性曲線かられ
かるように、目的を達成するのに有効な炭化物を生成さ
せるためにはＣは少なくとも０．０５ｗｔ％以上添加す
る必要がある。焼鈍温度の上昇と共に焼鈍雰囲気中に使
用される水素ガスによる脱炭作用が進行し、結晶粒成長
がおこり、透磁性が上昇してくる。従つて炭化物の分数
量を多くするためには、必要な磁気特性の得られる温度
で、而もできるだけ低い温度で焼鈍することが望ましい
。しかし、Ｃが０．５％以上になると１，２００℃以上
の高温度で焼鈍しなければ磁気ヘッド材料として必要な
磁気特性が得られず、又、加工性が悪くなるので、０．
５％以上の添加は実用的でなくなる。従つてＣの添加量
は０．０５〜０．５ｗｔ％の範囲であるが、実用的な焼
鈍温度（１，１００℃以下）で適量の炭化物分散と良好
な磁気特性が得られる点で好ましい添加量の範囲は０．
１〜０．４ｗｔ％である。磁気特性に対して殆ど影曲が
なく、圧延性など加工性の向上に有効な元素として■が
添加されるが、成分外元素として２Ｗｔ％まで添加して
も差支えない。

又、脱酸剤としてＳｉ．．Ｍｇ．．ＡＩ等の元素も成分
外として１ｗｔ％以下添加しても差支えない。以上述べ
た各種限定成分組成をもつ本発明合金の製造法について
次に述べる。

主成分として電解鉄、電解ニッケル第３成分元素として
金属モリブデン、金属バナジウム又はフェロバナジウム
、金属クロム、金属タングステン、金属ニオブ又はフェ
ロニオブ等通常の市販純素材を使用し所要の組成に配合
したものを高アルミナ質又はマグネシア質耐火性るつぼ
に入れて真空中又は非酸化性ガス（アルゴン、ヘリウム
、窒素等）中で溶解精製し、更にこの溶湯に金属チタン
又はフエロチタ）ン、白銑又はグラファイト、電解マン
ガンを不活性の非酸化性ガス（窒素、アルゴン等）雰囲
気中て添加し、炭化物（窒化物）生成反応させた後鉄製
の鋳型に注入する。本溶解工程に於て重要なことは炭素
の添加を非夕酸化性のガス雰囲気中で行なうことである
。

炭素は一種の強力な還元脱酸剤なので真空中で炭素を添
加溶解した場合は溶湯がＣＯガス発生のため沸騰状態と
なり、るつぼの外に溶湯が飛散し、溶解作業にトラブル
を生ずるのみならず、合金組成がＯ変化し目標成分の合
金を得ることが非常に難しくなる。又チタンは非常に酸
化性の強い元素なので主成分を溶解しその溶湯に添加し
た方が減量損失なく溶融合金化し易い。又主成分を溶解
した溶湯に炭素を添加する場合の非酸化性雰囲気ガスに
窒素ガスを使用すれば、目的の耐摩耗性高透磁率磁性材
料を得るための製法としては更に効果的である。すなわ
ち、周期律表第１ｖａおよびＶａ族元素のチタン、バナ
ジウム、ニオブは熱力学的に安定な炭化物生成元素であ
るのみならず、安定な窒化物生成元素でもあり、本願発
明合金の必須添加成分であるチタンの窒化物（ＴｉＮ）
やバナジウムの窒化物（ＶＮ）は特に安定な化合物で、
而もこれらの窒化物は炭化物同様摩耗性の優れた化合物
である。このように合金マトリックス須中に炭化物と窒
化物の両者を分散することにより合金の機械的強度が向
上するのみならず、耐摩耗性保護膜（酸化皮膜）の生成
促進効果が一段と強められる。従つて非酸化性雰囲気ガ
スとして窒素を使用した方が好結果が得られるので望ま
しい。かくして得られた合金塊を熱間で鍛造した後、熱
間および冷間圧延によつて所要の厚さの薄板に仕上げる
。

冷間圧延工程において圧延率には特別な限定なく、適当
な中間焼鈍を行なつて加工してよいが中間焼鈍温度は９
００℃以下とすることが望一ましい。次に耐摩耗性の評
価方法について述べる。

摩耗現象は極めて複雑であり、種々の因子が摩耗に関係
するか、従来一般には硬度が最大の支配因子と考えられ
、材料の耐摩耗性は硬度の大小によつて＝のみ評価され
てきた。しかし摩耗は互に接触摩擦する物質表面層間の
現象てあつて、材料の硬度と摩耗との間には直接の関連
性がないことは特願昭４５−６９２ｎ号における実験結
果などで明らかになつている。そこで本発明合金の磁気
ヘッド材料と３しての耐摩耗性を評価するのに、磁性合
金と磁気テープとの間の摺動摩耗を測定する摩耗試験機
を特別に設計し、使用した。磁性合金の試験試料には寸
法が１Ｔ０Ｌ厚×１ｈ×１５醜の板片を焼鈍し、試験面
を鏡面状に研磨したものを用い、磁気テープ３はｒ−Ｆ
ｅ２Ｏコンピュータテープを使用した。試験条件は試料
の接触面積１ＴｎＸ１０１Ｔ０ｎ１接触圧力１ｋ９／Ｃ
ｌｔｌ摩擦速度３ｍ／Ｓｅｃおよび０．３Ｔｎ／Ｓｅｃ
の二種類で行なつた。以下の実施例に示される高速度３
７ｎ／Ｓｅｃの場合の摩耗量は摩擦距離９７Ｋｍに４お
ける平均摩耗量であり、低速度０．３ｍ／Ｓｅｃの場合
の摩耗量は摩擦距離６５ＫＴｒ１，における平均摩耗量
である。〔発明の実施例〕 以下本発明の実施例について説明する。

実施例１ 重量比で８２．８％Ｎｌｌ６％■、０．６５％ＴｉｌＯ
．ｌ２％ＣｌＯ．５５％■残部実質的にＦｅよりなる合
金を４種類の溶製工程によつて製造した。

すなわち、主成分元素のＮｉ．Ｆｅおよび第３成分元素
のＶを上記の所定組成に配合し、これを高アルミナ質耐
火性るつぼに入れて高周波誘導炉により１０−４Ｔ０ｒ
ｒ以下の真空中で溶解精製した後、この溶湯にノＴｉｌ
ＣおよびＭｎを真空、大気圧の窒素、アルゴン、ヘリウ
ムガスの４種類の雰囲気中で添加し、炭化物生成反応並
びに窒化物生成反応（窒素雰囲気の場合）させた後鉄製
の鋳型に注入し造塊した。添加雰囲気が真空の場合はＣ
Ｏガスの突沸的発生のため溶湯がるつぼから外に飛散し
、溶解作業が非常に危険であつた。又得られた鋳塊も溶
解総重量の約２５％減量したものであつた。これに対し
て窒素、アルゴン、ヘリウムの非酸化性ガス中で添加を
行なつた場合は真空中添加の楊合のようなトラブルは全
く発生しなかつた。得られた合金鋳塊の一部から化学分
析用試料を、そして残部鋼塊に熱間鍛造、熱間および冷
間圧延を施して１７Ｔｒｍ厚板にしたものから耐摩耗性
試験片を、更に０．０２５ｗｆｔ薄板に圧延加工したも
のから外径４５７７１７７！，内径３３Ｔ０ｎのリング
状の磁気特性試験試料を採取した。摩耗試験片および磁
性測定用リングコアは乾燥水素中９００℃の温度て２時
間水素焼鈍処理を施した後試験に供した。表１に４種類
の溶製工程によつて製造した合金の化学成分、磁気特性
および耐摩耗性の試験データを示す。

表中の磁気特性μｅは励磁周波数１ｋＨｚにおける実効
透磁率てあり、摩耗量は摩擦速度が高速度３Ｔ！Ｒｌｎ
／ＳｅＣの場合のものである。表から明らかなように、
添加雰囲気が真空の場合は合金組成が目標成分から大巾
に変動し、良好な磁性が得られない。そして炭素量従つ
て炭火物生成量が少ないために摩耗量も多く耐摩耗性が
良くならない。非酸化性ガス雰囲気中添加ではいずれの
ガスを使用した場合も安定して目標成分の合金が得られ
る。又添加雰囲気として窒素ガスの使用が良好な耐摩耗
性高透磁率磁性材料を得るのに効果的であることがわか
る。実施例２Ｆｅ，．Ｎｉの主成分にＭＯ４ｗｔ％、Ｔ
ｌＯ．７５〜４ｗｔ％、ＣＯ．２〜０．５ｗｔ％添加し
た表２の合金番号１〜８に示すような組成から成る合金
を準備した。

合金の溶製工程は次のように行なつた。所定の組成に配
合した主成分元素のＦｅ．．Ｎｉと第３成分元素、８の
ＭＯを高アルミナ質るつぼに入れて高周波誘導炉で真空
溶解精製した後、炉中に窒素ガスを大気圧に充填し、窒
素ガス雰囲気中で所定量のＴ１、Ｃを添加した。溶製さ
れた合金の化学成分はいずれも目標組成の許容範囲内に
あつた。これらの合金の０．２Ｗ＄ｔ厚圧延板から外径
４５７７０７！、内径３３Ｔｍｍの磁性測定リングコア
を打ち抜き、これを１１００′Ｃ（ただし合金番号８は
１１５０′Ｃ）の温度て乾燥水素（露点−６０℃以下）
雰囲気中２時間（ただし合金番号・５は４時間）焼鈍し
た後常温まで炉中冷却した。その後水素雰囲気中６００
℃に再加熱し、１時間保持後合金番号１〜３の組成合金
は１５００′Ｃ／Ｈｒ、合金番号４〜８のものは６００
℃／Ｈｒの冷却速度で常温まで冷却した。又１７ｒ＄Ｌ
厚さの摩耗試験試料も・それぞれリングコアと同様の熱
処理を施した。理的諸特性および摩耗特性を示したもの
である。尚同表に従来磁気ヘッド材料として使用されて
いる代表的Ｆｅ−Ｎｊ系合金のＮｉ７９Ｗｔ％−ＭＯ４
ｗｔ％一残余Ｆｅ合金（４−７９ｒＶＴ０パーマロイ）
とＮｉ７８Ｗｔ％一ＭＯ４ｗｔ％−ＣＵ５ｗｔ％一残余
Ｆｅ合金（パ−マー＊ロイＣ）の特性の測定値も比較の
ため示した。この表から明らかなように本発明合金の磁
気特性は磁気ヘッド材料として充分満足する特性を有し
ており、尚且つ耐摩耗性においては従来のものよりも格
段に優れている。実施例３ 第３元素としてＴ１、■を添加した場合で、Ｆｅ一Ｎｉ
主成分にＶ３．８〜６Ｗｔ％、ＴｉＯ．５〜０．７５Ｗ
ｔ％、ＣＯ．ｌ〜０．５ｗｔ％添加した表の合金番号９
〜１８に示すような組成からなる合金を準備した。

合金の溶製工程は実施例２と同様に所要の組成に配合し
た主成分元素のＦｅ，，Ｎｉと第３成分元素のＶを高ア
ルミナ質るつぼに入れて真空溶解精製した後、窒素ガス
を大気圧に充填し、窒素ガス雰囲気中で所定量のＴｉ．
Ｃを添加した。溶製された各合金の化学成分はいずれも
目標組成の許容範囲内にあつた。これらの合金の０．２
瓢（合金番号９〜１１）又は０．０５Ｔｆ＄Ｌ厚（合金
番号１２〜１８）圧延板から実施例．２と同様にリング
コアを採取し、これを９００℃〜１１００℃の温度て乾
燥水素（露点−６０℃以下）雰囲気中２〜３時間焼鈍し
た後、常温まで炉中冷却した。次いで合金番号９〜１１
の組成の合金は水素雰※Ｖ１ピＥＩＳｉＩｌ八ノー仁ｎ
ｌ（也り惑し」７０式ア０ ※囲気中６００℃に再加熱し、１時間保持後３００゜Ｃ
／Ｈｒの冷却速度で常温まで冷却した。

又合金番号１２〜１８の組成のものは水素雰囲気中４６
０℃に加熱し、４〜１時間（炭素含有量が多い程短時間
）保持した後常温まで自然冷却した。又各合金の１順厚
板より摩耗試験試料を採取し、リングコアと同様の熱処
理を施した後試験に供した。表４に上記のような処理を
行つた各合金試料について測定し得られた静磁気的並び
に物理的諸特性と摩耗特性を示す。

表から明らかなように実施例に示される本発明磁性合金
は磁気ヘッド材料として良好な磁性を有し、特に比電気
抵抗が大きいので優れた高周波磁性が得られる。又耐摩
耗性は表３に示した従来のＦｅ−Ｎｉ系ヘッド材料と比
較して実施例２の合金よりもさらに優れており、Ｔｉと
■を組合わせた場合に非常に効果的であることを示して
いる。 Ｖ１ピＥＩＳｉＩｌ八ノ．仁ｎｌ （也り惑し」テ０式７０ 実施例４ 前記実施例においては、Ｔｉの他の第３成分元素として
ＭＯおよびＶを添加した場合を示したが、炭化物の形成
、異方性エネルギーＫの減少、比電気抵抗の増加等ＭＯ
，．Ｖと同様の効果をもｌち、本発明の目的にかなう成
分元素として、Ｃｒ．．Ｗ．．Ｎｂを添加した場合で表
２の合金番号】９〜２１に示すような組成からなる合金
を準備した。

合金の溶製工程は前記実施例２および３と同様に所要の
組成に配合した主成分元素のＦｅ．．Ｎｉと第２３成分
元素のＣｒ．．Ｗ或いはＮｂを高アルミナ質るつぼに入
れて真空溶解し精製した後、溶解炉中に、窒素ガスを大
気圧に充填し、所定量のＴｊ．Ｃをい添加した。溶製さ
れた各合金の化学成分はいずれも目標組成の許容範囲内
にあつた。これらの合金の０．２Ｗ０ｆＬ厚圧延板から
磁性測定用リングコアを採取し、１Ｔｎｍ厚の摩耗試験
試料と共に１１００゜Ｃの温度で乾燥水素（露点−６０
゜Ｃ以下）雰囲気中２〜４時間焼鈍した後常温まで炉中
冷却した。その後水素雰囲気中６００′Ｃに再加熱し、
１時間保持後合金番号１９の組成合金は３００℃／Ｈｒ
ｌ合金番号２０のものは６００℃／Ｈｒｌ合金番号２１
のものは１５００′Ｃ／Ｈｒの冷却速度て常温まで冷却
した。表５は上記のような処理を行なつた各合金試料に
ついて測定し得られた静磁気的並びに物理的諸特性と摩
耗特性を示したものである。

これらの本発明合金においても、表３に示した従来のも
のと比較して、磁気特性、加工性を特に劣化させること
なく、摩耗特性がかなり改善される。〔発明の効果〕 上記各実施例からも判るように、本発明の製造方法によ
つて安定した溶製作業が可能となり、溶製合金の組成変
動も小さく、目標成分の耐摩耗性高透磁率磁性材料が容
易に得られる。

本発明の製造方法によつて得られる磁性材料は通常のＦ
ｅ一Ｎｉ系軟質磁性合金の有している高透磁率性、低保
磁力性の特長を保有し、又、各実施例に示されるように
硬度は従来パーマロイより増大するが、加工性は従来パ
ーマロイと同様に通常の冷間圧延で０．１？以下の厚さ
も容易に圧延でき、問題なく、更に電気抵抗が高いため
優れた高周波特性が得られる。しかも摺動速度が高速、
低速の何れの場合も従来の磁気ヘッド材料として使用さ
れているＦｅ−Ｎｉ系合金と比較して、耐摩耗性が非常
に優れているので、高性能、長寿命の各磁気ヘッド用と
して極めて有用な耐摩耗性高透磁率磁性材料ノである。

【図面の簡単な説明】

第１図はＮｌ８３ｗｔ％、■６ｗｔ％、ＴｉＯ．７５Ｗ
ｔ％、残余Ｆｅを基体とした合金にＣを添加した時のＣ
含有量と初透磁率および硬度との関係を示す図てある。

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. １ Ｎｉ７５〜８５Ｗｔ％、Ｔｉ０．５〜６Ｗｔ％、Ｖ
   、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｗ、Ｎｂのうち少なくとも１種を前記Ｔ
   ｉ量と合わせた総量で３〜１０Ｗｔ％、Ｃ０．０５〜０
   ．５Ｗｔ％、残部がＦｅおよび不純物からなる耐摩耗性
   高透磁率磁性材料の製造方法であつて、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｖ
   、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｗ、Ｎｂのうち少なくとも１種を真空中
   あるいは非酸化性ガス中で溶解精製し、この溶湯にＴｉ
   、Ｃ、Ｍｎを非酸化性ガス雰囲気中で添加することを特
   徴とする耐摩耗性高透磁率磁性材料の製造方法。