JPS6130405B2 - - Google Patents
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- JPS6130405B2 JPS6130405B2 JP51100490A JP10049076A JPS6130405B2 JP S6130405 B2 JPS6130405 B2 JP S6130405B2 JP 51100490 A JP51100490 A JP 51100490A JP 10049076 A JP10049076 A JP 10049076A JP S6130405 B2 JPS6130405 B2 JP S6130405B2
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Description
本発明はFe，NbおよびNiよりなる耐摩耗性高
透磁率合金およびFe，Nb，Niを主成分とし、副
帯分としてCr，Mo，Ｗ，Ｖ，Ta，Mn，Ge，
Co，Cu，Ti，Zr，Al，Si，Sn，Sb，希土類元素
の１種あるいは２種以上を含有する耐摩耗性高透
磁率合金に関するもので、その目的とするところ
は、鍛造、加工が容易で、透磁率が大きく、
｛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。更に本発明はこ
れら耐摩耗性高透磁率合金よりなる磁気記録再生
ヘツドに関するものである。 現在、磁気記録再生ヘツド用磁性材料として高
透磁率を有し、成形加工が良好なパーマロイ
（Ni―Fe系合金）が一般に使用されているが、磁
気テープの走行による磁気ヘツドの摩耗が激し
く、その改善が重要課題とされている。 本発明者らは、Nb3.1〜14％を含有するNi―Fe
―Nb系合金は硬度が高く、したがつて耐摩耗性
の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
見出し、これを以前に特許出願（特公昭47―
29690号、特開昭47―25697号）した。一般に耐摩
耗性は硬度が高い程良好であると考えられるが、
同時に加工性が損われるので、硬度を高めること
は量産性の観点から好ましくない。一般に摩耗現
象は結晶の方位によつて差異があり、結晶異方性
が存在することが知られている。 本発明はこの摩耗の結晶異方性を積極的に活用
する目的で、耐摩耗性のすぐれた集合組織を形成
せしめることによつて、加工性を損わずにさらに
耐摩耗性の向上を図ることが可能であると考えな
されたものである。 このようなことから、本発明者らは更にNb3.1
〜14％を含むNi―Fe―Nb系合金について耐摩耗
性をより一層向上せしめるためにさらに研究を行
つた結果、加工率50％以上を施した後900℃以上
の温度で加熱し、｛110｝＜112＞の再結晶集合組織
を形成せしめることよつて、極めて耐摩耗性のす
ぐれた高透磁率合金が得られることを見い出し
た。 すなわち本発明は重量比にてFe5〜25.5％、
Nb3.1〜14％および残部Niからなるか、あるいは
これを主成分とし、副成分としてCr，No，Ｗ，
Ｖ，Ge，CoおよびCuをそれぞれ７％以下、Ta，
Mnをそれぞれ15％以下、Ti，Zr，Al，Si，Sn，
Sb，希土類元素をそれぞれ５％以下の１種ある
いは２種以上に合計0.01〜15％と少量の不純物と
からなり、鍛造加工が容易で初透磁率3000以上、
最大透磁率5000以上の高透磁率で、｛110｝＜112＞
の再結晶集合組織を有して耐摩耗性が良好な磁気
記録再生ヘツド等に使用する耐摩耗性高透磁率性
合金を提供するものである。 尚、本発明の好ましい合金はFe5〜25.5％、
Nb3.1〜14％および残部Niからなる主成分に副成
分としてCr，Mo，Ｗ，Ｖ，Ta，Mn，Ge，Coお
よびCuをそれぞれ７％以下、Zr，Sn，Sb，希土
類元素、Ti，Al，Siをそれぞれ３％の１種ある
いは２種以上の合計0.01〜15％を含有する。 ここに「希土類元素」と称するはＹ，Scおよ
びランタノイド（La，Ce，Pr，Nd，Pm，Sm，
Eu，Gd，Tb，Dy，Ho，Er，Tm，Yb，Lu）を
包含することを意味する。 本発明の合金を造るには、Fe5〜25.5％、
Nb3.1〜14％および残部Niの適当量を空気中、好
ましくは非酸化性雰囲気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、ボロン、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。或は又、これにCr，Mo，Ｗ，
Ｖ，Ge，Co，Cuの７％以下、Ta，Mnの15％以
下、Ti，Zr，Al，Sn，Sb，希土類元素の５％以
下の１種あるいは２種以上の合計0.01〜15％以下
の定量を更に添加する。かくして得た混合物を充
分に撹拌して組成物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、必要ならば500
℃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0.1mmの薄
板を造る。次にその薄板から例えば外径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。このようにして初透磁率3000以
上、最大透磁率5000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。 尚、上記の冷間加工は熱処理後における外部応
力による磁気特性の劣化（例えば磁気ヘツドの製
造時におけるラミネートおよび樹脂のモールドに
よる劣化）を少くするのに効果があり、また上記
の水素中において施す熱処理は、初透磁率、最大
透磁率および交流磁界における実効透磁率を高め
るのに卓効がある。 次に本発明を図面につき説明する。 第１図はNi約79.5％を含むNi―Fe―Nb系合金
について加工率90％の冷間圧延の後1100℃で加熱
した場合の再結晶集合組織および諸特性とNb量
との関係を示したものである。Nb0％のNi―Fe系
合金は冷間延加工すると｛110｝＜112＞＋｛112｝＜
111＞の加工集合組織を生じるが、これを加熱す
ると｛100｝＜001＞の再結晶集合組織が発達す
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＞の再結晶集合組
織が発達し、それとともに摩耗量は著るしく減少
する。また第２図は79.5％Ni―11.5％Fe―９％
Nb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
＞の再結晶集合組織の発達をもたらし、耐摩耗性
を著るしく向上させる。 第３図は79.5％Ni―11.5％Fe―９％Nb合金を
冷間加工率90％で圧延した後の加熱温度と再結晶
集合組織および緒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、900℃以上ではほぼ｛110｝＜112＞が発達
し、耐摩耗性は900℃以上の加熱において著るし
く向上することを示している。このような
｛110｝＜112＞再結晶集合組織と耐摩耗性の向上と
の関連について考察すると、Ni―Fe―Nb系合金
単結晶は＜110＞方位に大きな一軸磁気異方性を
示すことから、Nb原子が｛110｝の特定面に選択
的に配列するものと推察され、したがつて
｛110｝＜112＞の再結晶集合組織が形成されること
によつて、耐摩耗性の改善が有効に行われるもの
と考えられる。 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Nb3.1％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、耐摩耗性は著るしく
向上し、その透磁率も高い。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＞の再結晶集合組織
を発達させ、高い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℃以上の加熱によつて透磁率および耐摩
耗性は顕著に向上する。 尚、上記の加熱において、水素中其他適当な非
酸化性雰囲気中或は真空中における微量な酸素の
含有は、本発明合金の磁気特性および耐摩耗性に
何等影響しないばかりでなく、組成によつてはこ
れ等の特性を向上することもある。 又、上記の加工率50％以上の冷間加工と、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＞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。 次に本発明を実施例につき説明する。 実施例 １ 合金番号14（組成Ni＝79.5％、Fe＝11.5％、
Nb＝９％）の合金の製造 原料として99.8％純度の電解ニツケル、99.9％
純度の電解鉄および99.8％純度のニオブを用い
た。試料を造るには、原料を全量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℃〜1000
℃の間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38mm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
および磁気ヘツドのコアとして使用した場合のγ
―Fe2O3磁気テープによる300時間走行後の摩耗
量の測定を行い、第１表のような特性を得た。
透磁率合金およびFe，Nb，Niを主成分とし、副
帯分としてCr，Mo，Ｗ，Ｖ，Ta，Mn，Ge，
Co，Cu，Ti，Zr，Al，Si，Sn，Sb，希土類元素
の１種あるいは２種以上を含有する耐摩耗性高透
磁率合金に関するもので、その目的とするところ
は、鍛造、加工が容易で、透磁率が大きく、
｛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。更に本発明はこ
れら耐摩耗性高透磁率合金よりなる磁気記録再生
ヘツドに関するものである。 現在、磁気記録再生ヘツド用磁性材料として高
透磁率を有し、成形加工が良好なパーマロイ
（Ni―Fe系合金）が一般に使用されているが、磁
気テープの走行による磁気ヘツドの摩耗が激し
く、その改善が重要課題とされている。 本発明者らは、Nb3.1〜14％を含有するNi―Fe
―Nb系合金は硬度が高く、したがつて耐摩耗性
の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
見出し、これを以前に特許出願（特公昭47―
29690号、特開昭47―25697号）した。一般に耐摩
耗性は硬度が高い程良好であると考えられるが、
同時に加工性が損われるので、硬度を高めること
は量産性の観点から好ましくない。一般に摩耗現
象は結晶の方位によつて差異があり、結晶異方性
が存在することが知られている。 本発明はこの摩耗の結晶異方性を積極的に活用
する目的で、耐摩耗性のすぐれた集合組織を形成
せしめることによつて、加工性を損わずにさらに
耐摩耗性の向上を図ることが可能であると考えな
されたものである。 このようなことから、本発明者らは更にNb3.1
〜14％を含むNi―Fe―Nb系合金について耐摩耗
性をより一層向上せしめるためにさらに研究を行
つた結果、加工率50％以上を施した後900℃以上
の温度で加熱し、｛110｝＜112＞の再結晶集合組織
を形成せしめることよつて、極めて耐摩耗性のす
ぐれた高透磁率合金が得られることを見い出し
た。 すなわち本発明は重量比にてFe5〜25.5％、
Nb3.1〜14％および残部Niからなるか、あるいは
これを主成分とし、副成分としてCr，No，Ｗ，
Ｖ，Ge，CoおよびCuをそれぞれ７％以下、Ta，
Mnをそれぞれ15％以下、Ti，Zr，Al，Si，Sn，
Sb，希土類元素をそれぞれ５％以下の１種ある
いは２種以上に合計0.01〜15％と少量の不純物と
からなり、鍛造加工が容易で初透磁率3000以上、
最大透磁率5000以上の高透磁率で、｛110｝＜112＞
の再結晶集合組織を有して耐摩耗性が良好な磁気
記録再生ヘツド等に使用する耐摩耗性高透磁率性
合金を提供するものである。 尚、本発明の好ましい合金はFe5〜25.5％、
Nb3.1〜14％および残部Niからなる主成分に副成
分としてCr，Mo，Ｗ，Ｖ，Ta，Mn，Ge，Coお
よびCuをそれぞれ７％以下、Zr，Sn，Sb，希土
類元素、Ti，Al，Siをそれぞれ３％の１種ある
いは２種以上の合計0.01〜15％を含有する。 ここに「希土類元素」と称するはＹ，Scおよ
びランタノイド（La，Ce，Pr，Nd，Pm，Sm，
Eu，Gd，Tb，Dy，Ho，Er，Tm，Yb，Lu）を
包含することを意味する。 本発明の合金を造るには、Fe5〜25.5％、
Nb3.1〜14％および残部Niの適当量を空気中、好
ましくは非酸化性雰囲気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、ボロン、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。或は又、これにCr，Mo，Ｗ，
Ｖ，Ge，Co，Cuの７％以下、Ta，Mnの15％以
下、Ti，Zr，Al，Sn，Sb，希土類元素の５％以
下の１種あるいは２種以上の合計0.01〜15％以下
の定量を更に添加する。かくして得た混合物を充
分に撹拌して組成物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、必要ならば500
℃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0.1mmの薄
板を造る。次にその薄板から例えば外径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。このようにして初透磁率3000以
上、最大透磁率5000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。 尚、上記の冷間加工は熱処理後における外部応
力による磁気特性の劣化（例えば磁気ヘツドの製
造時におけるラミネートおよび樹脂のモールドに
よる劣化）を少くするのに効果があり、また上記
の水素中において施す熱処理は、初透磁率、最大
透磁率および交流磁界における実効透磁率を高め
るのに卓効がある。 次に本発明を図面につき説明する。 第１図はNi約79.5％を含むNi―Fe―Nb系合金
について加工率90％の冷間圧延の後1100℃で加熱
した場合の再結晶集合組織および諸特性とNb量
との関係を示したものである。Nb0％のNi―Fe系
合金は冷間延加工すると｛110｝＜112＞＋｛112｝＜
111＞の加工集合組織を生じるが、これを加熱す
ると｛100｝＜001＞の再結晶集合組織が発達す
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＞の再結晶集合組
織が発達し、それとともに摩耗量は著るしく減少
する。また第２図は79.5％Ni―11.5％Fe―９％
Nb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
＞の再結晶集合組織の発達をもたらし、耐摩耗性
を著るしく向上させる。 第３図は79.5％Ni―11.5％Fe―９％Nb合金を
冷間加工率90％で圧延した後の加熱温度と再結晶
集合組織および緒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、900℃以上ではほぼ｛110｝＜112＞が発達
し、耐摩耗性は900℃以上の加熱において著るし
く向上することを示している。このような
｛110｝＜112＞再結晶集合組織と耐摩耗性の向上と
の関連について考察すると、Ni―Fe―Nb系合金
単結晶は＜110＞方位に大きな一軸磁気異方性を
示すことから、Nb原子が｛110｝の特定面に選択
的に配列するものと推察され、したがつて
｛110｝＜112＞の再結晶集合組織が形成されること
によつて、耐摩耗性の改善が有効に行われるもの
と考えられる。 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Nb3.1％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、耐摩耗性は著るしく
向上し、その透磁率も高い。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＞の再結晶集合組織
を発達させ、高い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℃以上の加熱によつて透磁率および耐摩
耗性は顕著に向上する。 尚、上記の加熱において、水素中其他適当な非
酸化性雰囲気中或は真空中における微量な酸素の
含有は、本発明合金の磁気特性および耐摩耗性に
何等影響しないばかりでなく、組成によつてはこ
れ等の特性を向上することもある。 又、上記の加工率50％以上の冷間加工と、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＞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。 次に本発明を実施例につき説明する。 実施例 １ 合金番号14（組成Ni＝79.5％、Fe＝11.5％、
Nb＝９％）の合金の製造 原料として99.8％純度の電解ニツケル、99.9％
純度の電解鉄および99.8％純度のニオブを用い
た。試料を造るには、原料を全量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℃〜1000
℃の間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38mm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
および磁気ヘツドのコアとして使用した場合のγ
―Fe2O3磁気テープによる300時間走行後の摩耗
量の測定を行い、第１表のような特性を得た。
【表】
【表】
実施例 ２
合金番号77（組成Ni＝79.3％、Fe＝10.3％、
Nb＝8.1％、Ge＝2.3％）の合金の製造 原料は実施例１と同じ純度のニツケル、鉄およ
び99.8％純度のニオブ、ゲルマニウムを用いた。
試料の製造法は実施例１と同じである。試料に種
種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のγ―Fe2O3磁気テープ
による300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表に示す通りで
ある。
Nb＝8.1％、Ge＝2.3％）の合金の製造 原料は実施例１と同じ純度のニツケル、鉄およ
び99.8％純度のニオブ、ゲルマニウムを用いた。
試料の製造法は実施例１と同じである。試料に種
種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のγ―Fe2O3磁気テープ
による300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表に示す通りで
ある。
【表】
【表】
上記各実施例、第３表および図面からわかるよ
うにNi―Fe―NbあるいはこれにCr，Mo，Ｗ，
Ｖ，Ta，Mn，Ge，Co，Cu，Ti，Zr，Al，Si，
Sn，Sb，希土類元素の何れか１種または２種以
上を添加した本発明合金は加工率50％以上の冷間
圧延を施した後900℃以上融点以下で加熱するこ
とにより｛110｝＜112＞の再結晶集合組織を形成
し、これをさらに組成に適した冷却速度で冷却す
るかあるいは600℃以下の温度で再加熱すること
により、初透磁率3000以上、最大透磁率5000以上
で保磁力が小さく、耐摩耗性のすぐれた高耐摩耗
性高透磁率合金になる。 なお各実施例、第３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，Cr，Mo，Ｗ，
Mn，Ｖ，Ti，Al，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
フエロ合金およびミツシユ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、高い透磁率、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Fe5〜25.5
％、Nb3.1〜14％および残部Niと限定し、これに
副成分として添加する元素をCr，Mo，Ｗ，Ｖ，
Ge，Coを７％以下、Te，Mnを15％以下、Ti，
Zr，Al，Si，Sn，Sb，希土類元素を５％以下の
１種又は２種以上の合計で0.01〜15％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、この組成範囲の初透磁率は3000以上、最大
透磁率は5000以上で、｛110｝＜112＞の再結晶集合
組織を有し、耐摩耗性が30ミクロン以下とすぐれ
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Nb3.1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比較
的悪く、Nb14％以上では硬度が高くなり、鍛造
加工の量産性が劣り、また初透磁率3000以下、最
大透磁率5000以下になるからである。 そしてFe5〜25.5％、Nb3.1〜14％および残部
Niの組成範囲の合金は初透磁率3000以上、最大
透磁率5000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，Ｗ，Ｖ，Ta，Mn，Ge，Cu等を添加すると
透磁率を高める効果があり、Ｖ，Ta，Co，Ti，
Zr，Al，Si，Sn，Sb，希土類元素等を添加する
と耐摩耗性を向上する効果があり、Mn，Ge，Co
を添加すると鍛造、加工を良好にする効果があ
る。 尚、用途に応じて本発明合金の切削加工を必要
とする場合には、本発明の磁気特性、耐摩耗性を
損わない程度のPb，Ｐ，Te，Ｓ，Ca，Seの少量
を添加しても差し支えない。
うにNi―Fe―NbあるいはこれにCr，Mo，Ｗ，
Ｖ，Ta，Mn，Ge，Co，Cu，Ti，Zr，Al，Si，
Sn，Sb，希土類元素の何れか１種または２種以
上を添加した本発明合金は加工率50％以上の冷間
圧延を施した後900℃以上融点以下で加熱するこ
とにより｛110｝＜112＞の再結晶集合組織を形成
し、これをさらに組成に適した冷却速度で冷却す
るかあるいは600℃以下の温度で再加熱すること
により、初透磁率3000以上、最大透磁率5000以上
で保磁力が小さく、耐摩耗性のすぐれた高耐摩耗
性高透磁率合金になる。 なお各実施例、第３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，Cr，Mo，Ｗ，
Mn，Ｖ，Ti，Al，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
フエロ合金およびミツシユ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、高い透磁率、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Fe5〜25.5
％、Nb3.1〜14％および残部Niと限定し、これに
副成分として添加する元素をCr，Mo，Ｗ，Ｖ，
Ge，Coを７％以下、Te，Mnを15％以下、Ti，
Zr，Al，Si，Sn，Sb，希土類元素を５％以下の
１種又は２種以上の合計で0.01〜15％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、この組成範囲の初透磁率は3000以上、最大
透磁率は5000以上で、｛110｝＜112＞の再結晶集合
組織を有し、耐摩耗性が30ミクロン以下とすぐれ
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Nb3.1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比較
的悪く、Nb14％以上では硬度が高くなり、鍛造
加工の量産性が劣り、また初透磁率3000以下、最
大透磁率5000以下になるからである。 そしてFe5〜25.5％、Nb3.1〜14％および残部
Niの組成範囲の合金は初透磁率3000以上、最大
透磁率5000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，Ｗ，Ｖ，Ta，Mn，Ge，Cu等を添加すると
透磁率を高める効果があり、Ｖ，Ta，Co，Ti，
Zr，Al，Si，Sn，Sb，希土類元素等を添加する
と耐摩耗性を向上する効果があり、Mn，Ge，Co
を添加すると鍛造、加工を良好にする効果があ
る。 尚、用途に応じて本発明合金の切削加工を必要
とする場合には、本発明の磁気特性、耐摩耗性を
損わない程度のPb，Ｐ，Te，Ｓ，Ca，Seの少量
を添加しても差し支えない。
第１図はNi約79.5％を含むNi―Fe―Nb系合金
を加工率90％の冷却圧延し、1100℃で１時間加熱
した場合の初透磁率、最大透磁率、再結晶集合組
織の集積度および磁気ヘツドの摩耗量とNb量と
の関係を示す特性図、第２図は79.5％Ni―11.5％
Fe―９％合金について種々な加工率で冷間圧延
し、1100℃で１時間加熱した場合の諸特性と冷間
加工率との関係を示す特性図、第３図は79.5％Ni
―11.5％Fe―９％Nb合金を加工率90％の冷間圧
延し、種々な温度で加熱した場合の諸特性と加熱
温度との関係を示す特性図である。
を加工率90％の冷却圧延し、1100℃で１時間加熱
した場合の初透磁率、最大透磁率、再結晶集合組
織の集積度および磁気ヘツドの摩耗量とNb量と
の関係を示す特性図、第２図は79.5％Ni―11.5％
Fe―９％合金について種々な加工率で冷間圧延
し、1100℃で１時間加熱した場合の諸特性と冷間
加工率との関係を示す特性図、第３図は79.5％Ni
―11.5％Fe―９％Nb合金を加工率90％の冷間圧
延し、種々な温度で加熱した場合の諸特性と加熱
温度との関係を示す特性図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 重量比にてFe5〜25.5％、Nb3.1〜14％およ
び残部Niと少量の不純物とからなり、初透磁率
3000以上、最大透磁率5000以上で、且つ｛110｝＜
112＞の再結晶集合組織を有することを特徴とす
るNi―Fe―Nb系耐摩耗性高透磁率合金。 ２ 従量比にてFe5〜25.5％、Nb3.1〜14％およ
び残部Niを主成分とし、副成分としてCu，Mo，
Ｗ，Ｖ，Ge，Co，Cuをそれぞれ７％以下、Ta，
Mnをそれぞれ15％以下、Ti，Zr，Al，Si，Sn，
Sb，希土類元素をそれぞれ５％以下の１種また
は２種以上の合計0.01〜15％と、少量の不純物と
からなり、初透磁率3000以上、最大透磁率5000以
上で、且つ｛110｝＜112＞の再結晶集合組織を有
することを特徴とするNi―Fe―Nb系耐摩耗性高
透磁率合金。 ３ 重量比にてFe5〜25.5％、Nb3.1〜14％およ
び残部Niと少量の不純物とからなり、初透磁率
3000以上、最大透磁率5000以上で、且つ｛110｝＜
112＞の再結晶集合組織を有するNi―Fe―Nb系耐
摩耗性高透磁率合金よりなる磁気記録再生ヘツ
ド。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10049076A JPS5326994A (en) | 1976-08-25 | 1976-08-25 | Niifeenb line abrasionnresistant highhpermiability alloy and method of manufacture thereof and magnetic record reproducing head |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10049076A JPS5326994A (en) | 1976-08-25 | 1976-08-25 | Niifeenb line abrasionnresistant highhpermiability alloy and method of manufacture thereof and magnetic record reproducing head |
Related Child Applications (2)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP58147983A Division JPS5985851A (ja) | 1983-08-15 | 1983-08-15 | Ｎｉ−Ｆｅ−Ｎｂ系耐摩耗性高透磁率合金の製造方法 |
| JP60221133A Division JPS61160807A (ja) | 1985-10-05 | 1985-10-05 | Ｎｉ−Ｆｅ−Ｎｂ系耐摩耗性高透磁率合金よりなる磁気記録再生ヘツド |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5326994A JPS5326994A (en) | 1978-03-13 |
| JPS6130405B2 true JPS6130405B2 (ja) | 1986-07-14 |
Family
ID=14275365
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10049076A Granted JPS5326994A (en) | 1976-08-25 | 1976-08-25 | Niifeenb line abrasionnresistant highhpermiability alloy and method of manufacture thereof and magnetic record reproducing head |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5326994A (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5538636A (en) * | 1978-09-08 | 1980-03-18 | Toshiba Corp | Erasing head |
| JPS59112414A (ja) * | 1982-12-20 | 1984-06-28 | Alps Electric Co Ltd | 磁気ヘツド |
-
1976
- 1976-08-25 JP JP10049076A patent/JPS5326994A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5326994A (en) | 1978-03-13 |
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