JPH02138449A - 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】 （産業上の利用分野） 本発明は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、Ｓｔ　。

Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｇａ、Ｉｎ。

Ｔｅ、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、（１１
０）　＜１１２＞＋　＋３１１）　＜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。

（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
性にすぐれた磁気ヘッド用磁性合金としてはセンダスト
（Ｆｅ−Ｓｉ−Ａρ系合金）およびフェライト（Ｍ　ｎ
　０ＺｎＯＦｅｚＯ３）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、研庭の方法が用いられており、従ってその
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） 本発明音らは、先にＮｉ−Ｆｅ−Ｎｂ系合金は鍛造加工
が容易で硬度が高く、すぐれた裔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４７−２
９６９０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った結果、Ｎｉ
−Ｆｅ−Ｎｂ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、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次の通りである。

第１発明 重量比にてＮｉ６０〜９０％、Ｎｂ　０．５〜１４％、
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、Ｓｔ　、Ｔｉ　、Ｚｒ、Ｈｆ　。

Ｓｎ、　Ｓｂ、　Ｇａ、　Ｉｎ、　Ｔｌ、　Ｚｎ、　Ｃ
ｄ、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
温度で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３０００以上、飽和磁束密度４００００以上で、且
つ（００１＜１１２〉＋｛３１１）　＜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。

第２発明 重量比にてＮｉ６０〜９０％、Ｎｂ０．５〜１４％、Ｐ
およびＳの合計ｏ、ｏｏｔ〜１％（但し、ｓｏ、ｉ％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、Ａｐ、Ｓｔ　、Ｔｉ　、Ｚｒ、Ｈｆ　。

Ｓｎ、　Ｓｂ、　Ｇａ、　Ｉｎ、　Ｔｌ、　Ｚｎ、　Ｃ
ｄ、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
温度で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下の温度から１
００℃／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３０００以上、飽和磁束密度４００００以上で、汀っ
（１１０１＜１１２＞　＋　（３１１１＜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。

（作　用） 一般に摩耗現象は合金結晶の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、Ｎ
ｉ−Ｆｅ−Ｎｂ系合金においては（１００）　＜００１
＞再結晶集合組織は摩耗し易ずく、＋１１０）　＜１１
２＞とこの＜１１２＞方位を軸として多少回転した（３
１１）　＜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、った。すなわち、Ｎ　ｉ−
Ｆ　ｅ　　Ｎ　ｂ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
合金のＨｌｏ）　＜１１２＞＋　（３１，１）　＜１１
．２＞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ｏ、ｏｏｉ〜１
％（但し、５Ｏ６１％以下、ＰおよびＳは０％を含まず
）添加すると（１００）　＜ｏｏｌ＞再結晶集合組織の
発達は抑制され、（１１０１＜１１２＞十（３１Ｎ　＜
１１２＞の再結晶集合組織の形成が著しく促進すること
を見い出したのである。すなわちＮｉ−Ｆｅ２元系合金
は冷間圧延加工すると［１１０）　＜１１２＞＋　（１
１２）　＜１１１＞の再結晶集合組繊が生じるが、これ
を高温加熱すると （１００）　＜００１＞再結晶集合ｉ１１織が発達する
ことが知られている。しかし２、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ｏ、ｏｏｉ〜１％（但し、３０．１％以下
、ＰおよびＳは０％を含まず）添加すると、リン化物お
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、（１１０１＜１１．２＞＋
　（３１］、ｊ　＜１１２＞の再結晶集合組織の成長が
優先的に促進され、＋１ｉｔ））　＜１１２＞＋　（３
１１１＜１．１２＞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
マトリックス中にも析出し、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磁性の微細なリ
ン化物および硫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およびＳの相乗的効果により、（１，１０）　＜１
１２〉＋｛３１１）　＜１１２＞の再結晶集合Ｍｎ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）１（！性合金が得られるのである。

本発明の合金を造るには、Ｎｉ６０〜９０％、Ｎｈｏ、
５〜１４％、ＰおよびＳの合計ｏ、ｏｏｔ〜１％（但し
、５０．１％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。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、Ａ１．Ｓｉ。

Ｔｉ　、Ｚｒ、Ｈｆ　、Ｓｎ、ｓｂ、Ｇａ、Ｉｎ。

Ｔｉ、Ｚｎ、Ｃｄ、希土類元素、白金族元素の５％以下
、Ｂｅ、Ａｇ、Ｓｒ、Ｂａの３％以下、Ｂを１％以下の
１種または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熔融合金を造る。

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．Ｉ　ｎ＋ｍ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（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３００
０以上、飽和磁束密度４００００以上を有し、且つ（１
１０）　＜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−Ｆｅ３％Ｎｂ−Ｐ−３系合金（但
し、Ｐ：５＝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緒特性とＰおよび
ｓｌ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＞の再結晶集
合組織が生じるが、これを高温加熱すると（１００）　
＜００１＞とＨＩＯ）　＜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
集合組繊の生成が抑制され、１ｔｌｏ）　＜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の添加によって増大するが、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８
０％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
合組織および緒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＞＋　（
３１１１＜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−
０，０１％Ｓ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Ｍｉ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）　＜１１
１＞成分が減少し、（１１０）　＜１１２＞＋　（３１
１）　＜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−０，０２２％
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
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８０％Ｎｉ−Ｆｅ３％Ｎｂ−０，０５％Ｐ−〇
、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ッドの摩耗量の特性図で
、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４０００　Ｇ以下となり好ましくない。

またＣｏ　１０％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＜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４０００　Ｃ，以下となり好ましくない。

第７図は同じ＜８０％Ｎｔ−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、Ａｆ、Ｓｉ　、Ｔｉ　、Ｚｒ。

Ｈｆ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｇａ、ＩｎあるいはＴｆｆｉ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Ｔｆｆｉ５％以上では飽和磁束密度は４０
００　Ｇ以下となり、Ａｊ！、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。

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、Ａ４゜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、ＰＬを５％以上、Ｂｅ、Ｓｒ、Ｂａを３％
以上添加すると飽和磁束密度が４０００　Ｃ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８図は同じ＜８０％Ｎｉ−Ｆｅ３％Ｎｂ−０，０５％
Ｆ−０，０１％Ｓ合金にＺｎ、Ｃｄ、Ｌａ、ＰＬ。

Ｂｅ、Ａｇ、Ｓｒ、ＢａあるいはＢを添加した場合の特
性図で、Ｚｎ、Ｃｄ、Ｌ、ａ、ＰＬ、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、５ｒＢａ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−Ｆｅ３％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
を示す図である。８０％Ｎｔ−Ｆｅ−５％Ｎｂ−０，０
５％ｐ−ｏ、ｏｉ％Ｓ合金を約１０００’ｃＴ：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
１．０　ｍｍ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０．１　ｍｍ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＞が残留し摩耗
量が大きいが、９００℃〜１０００℃間の温度では（１
１０１＜１１２＞と（３１１／）　＜１１２＞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＞＋　（３１Ｌ）　＜
１１２＞の再結晶集合Ｍｎ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ｆｌｌｏ）　＜１１２＞＋＋３
１１）　＜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℃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　”Ｃ以ト融
点以下の加熱を繰り返し行うことは、 （１１０）　＜１１２＞＋　（３Ｈ）　＜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。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上の温度より１００℃／秒〜ビＣ
／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（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℃の組成に対応して
、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℃／時時
下下速度で徐冷すると、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。

（実施例） 次に本発明を実施例につき説明する。

実施燃上 合金番号４５（組成Ｎ１＝７９．３％、Ｎｂ＝７％。

Ｐ　＝０．０４％、　　Ｓ＝０．００８％、Ｍｏ＝２％
、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、９９．５％純
度の硫黄、モリブデンと、リン１０％の鉄−リン母合金
を用いた。試料を造るには、原料は全重量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２５ｍｍ、高さ１７０１の孔をもつ鋳型に注
入し、得られた鋳塊を約ｉｏｏ。

℃で鍛造して厚さ約７ｍｍの板とした。さらに約９００
℃〜１ｏｏｏ’ｃ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０．１　ｍ
ｍの薄板とし、それから外径４５ｍｍ、内径３３１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
ヘッドのコアとして使用した場合湿度８０％、温度４０
℃においてＣｒｙ、磁気テープによる２００時間時間後
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。

なお代表的な合金の特性は第２表に示す通りである。

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、４００００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％、Ｎ
ｂ　０．５〜１４％、ＰおよびＳの合計０．００１〜１
％（但し、３０．１％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。

Ｔａ、Ｍｎを２５％以下、Ａｆ、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２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４０
０００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およびＳの合計
０．００１％以下では（１１０）　＜１１２＞＋　（３
１１）　＜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３０．１％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
４０００　Ｇ以下になるからである。

そしてＮｉ６０〜９０％、Ｎｂ　０．５〜１４％、Ｐお
よびＳの合計０．００１〜１％（但し、ｓｏ、ｉ％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４
００００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、Ｔｔ、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、ＡＩ！、、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硫化物は（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） 要するに本発明合金は鍛造加工が容易で、（１１０１＜
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４００００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。

【図面の簡単な説明】

第１図は８０％Ｎｉ−Ｆｅ−５％Ｎｂ−Ｐ−３系合金の
緒特性とＰおよびＳｌ（但し、Ｐ：５＝ｌＯ：ｌ）との
関係を示す特性図、 第２図は８０％Ｎｔ−Ｆｅ−５％Ｎｂ　　０．０５％Ｐ
＝０．０１％Ｓ合金の緒特性と冷間加工率との関係を示
す特性図、 第３図ハ８０％Ｎｉ−Ｆｅ−５％Ｎｂ−０，０５％Ｐ−
ｏ、ｏｉ％Ｓ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８１．５％Ｎｉ−Ｆｅ−２％Ｎｂ−０，１５５
％Ｐ−０，０２２％Ｓ合金（合金番号７　’）　、７９
゜３％Ｎｉ−Ｆｅ−７％Ｎｂ−０，０４％Ｐ−０．００
８％Ｓ−２％Ｍ。 合金（４５）　、および８２％Ｎｉ−Ｆｅ　　３．５％
Ｎｂ−０，０６２％Ｐ−０．０１％Ｓ−５％■合金（３
７）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Ｃ
ｏ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％Ｎｉ−Ｆｅ３％Ｎｂ−０，０５％Ｐ−〇
、０１％Ｓ合金にＶ、　Ｗ、　　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８０％Ｎｉ−Ｆｅ−５％Ｎｈ−０．０５％Ｐ−
〇、０１％Ｓ合金にＡＩ、Ｓｉ　、Ｔｉ　、Ｚｒ、Ｈｆ
　。 Ｓｎ、Ｓｂ、Ｇａ、ＩｎあるいはＴｉ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８０％Ｎｉ−Ｆｃ−５％Ｎｂ−０，０５％Ｐ−
〇、０１％Ｓ合金にＺｎ、Ｃｄ、Ｌａ、Ｐｔ、Ｂｅ。 Ａｇ、Ｓｒ、ＢａあるいはＢを添加した場合の緒特性と
各元素の添加量との関係を示す特性図である。 第９図は８０％Ｎｉ−Ｆｅ３％Ｎｂ−０，０５％Ｐ０．
０１％Ｓ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２図 ；令九Ｑｆ、ロ　エ培’ｐ　　ｔ５） 第１図 Ｐ十５（％ン（１’＋５二ｆ（Ｊ 第３図 ｎＯ部瓜友（℃） 第４図 ；Ａ却ｌ屋（℃／峙） 第５図 Ｃｒ、　Ｎｏ、θｅ、Ｃｏ　ｏｒ　Ａｕ　（％）第７図 ｊＡ間ｆｆＬｔ力ロエ温度（℃） 第８図 ｚｎ、Ｃｄ、Ｌａ、Ｐｔ、Ｂｅ（％） Ａｌ、５ｒ、Ｂａ、　Ｂ　（％） 上 申 書 平成元年１２ 月 日

Claims (1)

1. 【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、５０．１
   ％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、Ｔｉ、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
   からなる合金を９００℃を超え１０００℃以下の温度で
   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〉＋｛３１１｝〈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％
   、ＰおよびＳの合計０．００１〜１％（但し、５０．１
   ％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、Ｃａ、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
   からなる合金を９００℃を超え１０００℃以下の温度で
   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〉＋｛３１１｝〈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。