JPH02138449A - 耐摩耗性高透磁率合金の製造法 - Google Patents
耐摩耗性高透磁率合金の製造法Info
- Publication number
- JPH02138449A JPH02138449A JP26270089A JP26270089A JPH02138449A JP H02138449 A JPH02138449 A JP H02138449A JP 26270089 A JP26270089 A JP 26270089A JP 26270089 A JP26270089 A JP 26270089A JP H02138449 A JPH02138449 A JP H02138449A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- alloy
- temperature
- total
- heated
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
- 230000035699 permeability Effects 0.000 title claims abstract description 45
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 44
- 239000000956 alloy Substances 0.000 title claims abstract description 44
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims abstract description 10
- 230000005291 magnetic effect Effects 0.000 claims abstract description 68
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 claims abstract description 30
- 229910052717 sulfur Inorganic materials 0.000 claims abstract description 29
- 230000004907 flux Effects 0.000 claims abstract description 21
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims abstract description 20
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims abstract description 16
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 13
- 230000009466 transformation Effects 0.000 claims abstract description 13
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims abstract description 12
- 229910052737 gold Inorganic materials 0.000 claims abstract description 9
- 238000002844 melting Methods 0.000 claims abstract description 9
- 230000008018 melting Effects 0.000 claims abstract description 9
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 9
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims abstract description 5
- 229910052790 beryllium Inorganic materials 0.000 claims description 16
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 claims description 16
- 229910052725 zinc Inorganic materials 0.000 claims description 13
- 229910052788 barium Inorganic materials 0.000 claims description 12
- 229910052793 cadmium Inorganic materials 0.000 claims description 12
- 229910052735 hafnium Inorganic materials 0.000 claims description 11
- 229910052718 tin Inorganic materials 0.000 claims description 11
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 claims description 11
- 229910052787 antimony Inorganic materials 0.000 claims description 10
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 claims description 10
- 229910052733 gallium Inorganic materials 0.000 claims description 10
- 229910052738 indium Inorganic materials 0.000 claims description 10
- 229910052715 tantalum Inorganic materials 0.000 claims description 10
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 claims description 9
- 229910052761 rare earth metal Inorganic materials 0.000 claims description 8
- BASFCYQUMIYNBI-UHFFFAOYSA-N platinum Chemical group [Pt] BASFCYQUMIYNBI-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 7
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 claims description 7
- 229910052712 strontium Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 229910052716 thallium Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 claims description 3
- 229910052791 calcium Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 229910052709 silver Inorganic materials 0.000 claims 2
- 238000005482 strain hardening Methods 0.000 abstract description 14
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 abstract description 5
- 238000000034 method Methods 0.000 abstract description 4
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 abstract description 2
- 230000001105 regulatory effect Effects 0.000 abstract 1
- 229910000796 S alloy Inorganic materials 0.000 description 15
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 14
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 11
- 239000010955 niobium Substances 0.000 description 11
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 description 8
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 7
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N iron Substances [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 7
- PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N nickel Substances [Ni] PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 7
- 229910001257 Nb alloy Inorganic materials 0.000 description 6
- 238000005242 forging Methods 0.000 description 6
- 229910001004 magnetic alloy Inorganic materials 0.000 description 6
- 230000005389 magnetism Effects 0.000 description 6
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 description 6
- 229910052796 boron Inorganic materials 0.000 description 5
- 229910052739 hydrogen Inorganic materials 0.000 description 5
- 239000001257 hydrogen Substances 0.000 description 5
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 description 5
- 238000003303 reheating Methods 0.000 description 5
- XKRFYHLGVUSROY-UHFFFAOYSA-N Argon Chemical compound [Ar] XKRFYHLGVUSROY-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N Atomic nitrogen Chemical compound N#N IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 description 4
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 description 4
- UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N Hydrogen Chemical compound [H][H] UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 229910003271 Ni-Fe Inorganic materials 0.000 description 3
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 3
- 229910052732 germanium Inorganic materials 0.000 description 3
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 description 3
- 150000003568 thioethers Chemical class 0.000 description 3
- 229910052721 tungsten Inorganic materials 0.000 description 3
- 229910052786 argon Inorganic materials 0.000 description 2
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 2
- 230000005294 ferromagnetic effect Effects 0.000 description 2
- 150000002431 hydrogen Chemical class 0.000 description 2
- 239000000696 magnetic material Substances 0.000 description 2
- 239000000463 material Substances 0.000 description 2
- 230000001590 oxidative effect Effects 0.000 description 2
- 229910000702 sendust Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 description 2
- -1 A4 ゚Sr Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910001182 Mo alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N Molybdenum Chemical compound [Mo] ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- OAICVXFJPJFONN-UHFFFAOYSA-N Phosphorus Chemical compound [P] OAICVXFJPJFONN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N Sulfur Chemical compound [S] NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- UCKMPCXJQFINFW-UHFFFAOYSA-N Sulphide Chemical compound [S-2] UCKMPCXJQFINFW-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910000756 V alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000005299 abrasion Methods 0.000 description 1
- 238000009825 accumulation Methods 0.000 description 1
- PNEYBMLMFCGWSK-UHFFFAOYSA-N aluminium oxide Inorganic materials [O-2].[O-2].[O-2].[Al+3].[Al+3] PNEYBMLMFCGWSK-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910002056 binary alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000003795 chemical substances by application Substances 0.000 description 1
- 238000005097 cold rolling Methods 0.000 description 1
- 239000000835 fiber Substances 0.000 description 1
- 239000010419 fine particle Substances 0.000 description 1
- 230000006698 induction Effects 0.000 description 1
- 230000000977 initiatory effect Effects 0.000 description 1
- 230000001788 irregular Effects 0.000 description 1
- 229910052746 lanthanum Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052749 magnesium Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000005381 magnetic domain Effects 0.000 description 1
- 230000005415 magnetization Effects 0.000 description 1
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 description 1
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 1
- 239000011733 molybdenum Substances 0.000 description 1
- GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N niobium atom Chemical compound [Nb] GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910000889 permalloy Inorganic materials 0.000 description 1
- DPTATFGPDCLUTF-UHFFFAOYSA-N phosphanylidyneiron Chemical compound [Fe]#P DPTATFGPDCLUTF-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000011574 phosphorus Substances 0.000 description 1
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 1
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 1
- 239000000047 product Substances 0.000 description 1
- 239000002994 raw material Substances 0.000 description 1
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 description 1
- 239000011593 sulfur Substances 0.000 description 1
- 230000003746 surface roughness Effects 0.000 description 1
- 230000002195 synergetic effect Effects 0.000 description 1
- 230000009897 systematic effect Effects 0.000 description 1
- 229910052714 tellurium Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000011282 treatment Methods 0.000 description 1
Landscapes
- Soft Magnetic Materials (AREA)
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。
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。
、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。
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。
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。
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。
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。
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 。
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
。
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。
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。
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 。
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
。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
、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。
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。
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。
) <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。
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。
、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。
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。
%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
。
%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。
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。
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。
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。
、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。
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。
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。
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。
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。
,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、。
+−+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。
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。
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。
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。
/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。
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。
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。
、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。
℃〜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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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
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)
- 【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。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP26270089A JPH0645849B2 (ja) | 1989-10-07 | 1989-10-07 | 耐摩耗性高透磁率合金の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP26270089A JPH0645849B2 (ja) | 1989-10-07 | 1989-10-07 | 耐摩耗性高透磁率合金の製造法 |
Related Parent Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP59211504A Division JPS6191340A (ja) | 1984-10-11 | 1984-10-11 | 耐摩耗性高透磁率合金およびその製造法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH02138449A true JPH02138449A (ja) | 1990-05-28 |
JPH0645849B2 JPH0645849B2 (ja) | 1994-06-15 |
Family
ID=17379382
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP26270089A Expired - Lifetime JPH0645849B2 (ja) | 1989-10-07 | 1989-10-07 | 耐摩耗性高透磁率合金の製造法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH0645849B2 (ja) |
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH0741891A (ja) * | 1993-07-30 | 1995-02-10 | Res Inst Electric Magnetic Alloys | 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ッド |
JP2001303242A (ja) * | 2000-04-27 | 2001-10-31 | Mitsui Mining & Smelting Co Ltd | スパッタリングターゲットの製造方法 |
-
1989
- 1989-10-07 JP JP26270089A patent/JPH0645849B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH0741891A (ja) * | 1993-07-30 | 1995-02-10 | Res Inst Electric Magnetic Alloys | 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ッド |
JP2001303242A (ja) * | 2000-04-27 | 2001-10-31 | Mitsui Mining & Smelting Co Ltd | スパッタリングターゲットの製造方法 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPH0645849B2 (ja) | 1994-06-15 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
KR910002868B1 (ko) | 고투자률의 내마모합금과 그 제조방법 | |
US5547520A (en) | Wear-resistant high permeability magnetic alloy and method of manufacturing the same | |
JPS5929644B2 (ja) | 高透磁率アモルフアス合金の磁気特性改質方法 | |
JP6867744B2 (ja) | Fe基ナノ結晶合金の製造方法 | |
Yekta et al. | Magnetic and mechanical properties of cold-rolled permalloy | |
JPS625972B2 (ja) | ||
US5725687A (en) | Wear-resistant high permability alloy and method of manufacturing the same and magnetic recording and reproducing head | |
JPS6212296B2 (ja) | ||
JPH02138449A (ja) | 耐摩耗性高透磁率合金の製造法 | |
JPH0310700B2 (ja) | ||
JPH02194154A (ja) | 耐摩耗性高透磁率合金の製造法 | |
JP3251899B2 (ja) | 耐摩耗性高透磁率合金および磁気記録再生ヘッド | |
JPH0310699B2 (ja) | ||
JPH02138709A (ja) | 耐摩耗性高透磁率磁気記録再生ヘッド | |
JPH02153036A (ja) | 磁気記録再生ヘッド用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ッド | |
JPH0377644B2 (ja) | ||
JPH02153052A (ja) | 磁気記録再生ヘッド用耐摩耗性高透磁率合金の製造法ならびに磁気記録再生ヘッド | |
KR100710613B1 (ko) | 주철을 이용한 Fe계 나노 결정 합금 및 그 제조 방법 | |
JPS6134160A (ja) | 磁気記録再生ヘッド用耐摩耗性高透磁率合金およびその製造法 | |
JPH02146704A (ja) | 耐摩耗性高透磁率磁気記録再生ヘッド | |
JPH0645846B2 (ja) | 耐摩耗性高透磁率合金の製造法 | |
JPH032216B2 (ja) |