JP3251899B2 - 耐摩耗性高透磁率合金および磁気記録再生ヘッド - Google Patents
耐摩耗性高透磁率合金および磁気記録再生ヘッドInfo
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、Ｎｉ，Ｎｂ，Ｎ，
ＯおよびＦｅよりなる耐摩耗性高透磁率合金およびＮ
ｉ，Ｎｂ，Ｎ，ＯおよびＦｅを主成分とし、副成分とし
てＣｒ，Ｍｏ，Ｇｅ，Ａｕ，Ｃｏ，Ｖ，Ｗ，Ｃｕ，Ｔ
ａ，Ｍｎ，Ａｌ，Ｓｉ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｓｎ，Ｓ
ｂ，Ｇａ，Ｉｎ，Ｔｌ，Ｚｎ，Ｃｄ，希土類元素，白金
族元素，Ｂｅ，Ａｇ，Ｓｒ，Ｂａ，Ｂ，Ｐ，Ｓ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およびそ
の製造法ならびに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 ＞＋｛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。
ＯおよびＦｅよりなる耐摩耗性高透磁率合金およびＮ
ｉ，Ｎｂ，Ｎ，ＯおよびＦｅを主成分とし、副成分とし
てＣｒ，Ｍｏ，Ｇｅ，Ａｕ，Ｃｏ，Ｖ，Ｗ，Ｃｕ，Ｔ
ａ，Ｍｎ，Ａｌ，Ｓｉ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｓｎ，Ｓ
ｂ，Ｇａ，Ｉｎ，Ｔｌ，Ｚｎ，Ｃｄ，希土類元素，白金
族元素，Ｂｅ，Ａｇ，Ｓｒ，Ｂａ，Ｂ，Ｐ，Ｓ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およびそ
の製造法ならびに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 ＞＋｛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。
【０００２】
【従来の技術】テープレコーダーおよびビデオなどの磁
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−Ａｌ系合
金）およびフェライト（ＭｎＯ−ＺｎＯ−Ｆｅ2 Ｏ3 ）
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、摩耗しやすいのが欠点であり、
これを改善することが強く望まれている。
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−Ａｌ系合
金）およびフェライト（ＭｎＯ−ＺｎＯ−Ｆｅ2 Ｏ3 ）
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、摩耗しやすいのが欠点であり、
これを改善することが強く望まれている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】本発明者らは、先にＮ
ｉ−Ｆｅ−Ｎｂ−Ｎ系合金およびＮｉ−Ｆｅ−Ｎｂ−Ｏ
系合金は鍛造加工が容易で硬度が高く、高透磁率合金で
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
62−5972号および特公昭62−12296 号）。その後本発明
者らは、Ｎｉ−Ｆｅ−Ｎｂ−Ｎ系合金およびＮｉ−Ｆｅ
−Ｎｂ−Ｏ系合金の摩耗について系統的な研究を行った
結果、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。
ｉ−Ｆｅ−Ｎｂ−Ｎ系合金およびＮｉ−Ｆｅ−Ｎｂ−Ｏ
系合金は鍛造加工が容易で硬度が高く、高透磁率合金で
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
62−5972号および特公昭62−12296 号）。その後本発明
者らは、Ｎｉ−Ｆｅ−Ｎｂ−Ｎ系合金およびＮｉ−Ｆｅ
−Ｎｂ−Ｏ系合金の摩耗について系統的な研究を行った
結果、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。
【０００４】
【課題を解決するための手段】一般に、摩耗現象は合金
結晶の方位によって大きな差位があり、結晶異方性が存
在することが知られているが、Ｎｉ−Ｆｅ−Ｎｂ系合金
においては｛100 ｝＜001 ＞再結晶集合組織は摩耗しや
すく、｛110 ｝＜112 ＞とこの＜112 ＞方位を軸として
多少回転した｛311 ｝＜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、
Ｎｉ−Ｆｅ−Ｎｂ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。
結晶の方位によって大きな差位があり、結晶異方性が存
在することが知られているが、Ｎｉ−Ｆｅ−Ｎｂ系合金
においては｛100 ｝＜001 ＞再結晶集合組織は摩耗しや
すく、｛110 ｝＜112 ＞とこの＜112 ＞方位を軸として
多少回転した｛311 ｝＜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、
Ｎｉ−Ｆｅ−Ｎｂ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。
【０００５】本発明者らは、この知見に基づいて、Ｎｉ
−Ｆｅ−Ｎｂ系合金の｛110 ｝＜112 ＞＋｛311 ｝＜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ＮおよびＯの合計0.0003〜0.3 ％添
加すると｛100 ｝＜001 ＞再結晶集合組織の発達が抑制
され、｛110 ｝＜112 ＞＋｛311 ｝＜112 ＞の再結晶集
合組織の形成が著しく促進され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 ＞＋｛112 ｝＜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 ＞
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ＮおよびＯの合計0.0003〜0.3 ％
添加すると、窒化物および酸化物が粒界に析出し粒界エ
ネルギーが低下して、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、｛110 ｝＜112 ＞
＋｛311 ｝＜112 ＞の再結晶集合組織の成長が優先的に
促進され、｛110 ｝＜112 ＞＋｛311 ｝＜112 ＞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ＮおよびＯを添加する
と硬い窒化物および酸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、これらの強磁
性、弱磁性および非磁性の微細な窒化物および酸化物の
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ＮおよびＯの相乗
的効果により、｛110 ｝＜112 ＞＋｛311 ｝＜112 ＞の
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。
−Ｆｅ−Ｎｂ系合金の｛110 ｝＜112 ＞＋｛311 ｝＜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ＮおよびＯの合計0.0003〜0.3 ％添
加すると｛100 ｝＜001 ＞再結晶集合組織の発達が抑制
され、｛110 ｝＜112 ＞＋｛311 ｝＜112 ＞の再結晶集
合組織の形成が著しく促進され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 ＞＋｛112 ｝＜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 ＞
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ＮおよびＯの合計0.0003〜0.3 ％
添加すると、窒化物および酸化物が粒界に析出し粒界エ
ネルギーが低下して、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、｛110 ｝＜112 ＞
＋｛311 ｝＜112 ＞の再結晶集合組織の成長が優先的に
促進され、｛110 ｝＜112 ＞＋｛311 ｝＜112 ＞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ＮおよびＯを添加する
と硬い窒化物および酸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、これらの強磁
性、弱磁性および非磁性の微細な窒化物および酸化物の
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ＮおよびＯの相乗
的効果により、｛110 ｝＜112 ＞＋｛311 ｝＜112 ＞の
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。
【０００６】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Ｎｉ 60 〜90％、Ｎｂ 0.5〜14％、Ｎおよび
Ｏの合計0.0003〜0.3％（但し、ＮおよびＯは０％を含
まず）および残部Ｆｅと少量の不純物とからなる合金
を、1000℃を越え融点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 ℃
を越え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
対応した所定の速度で常温まで冷却することにより得ら
れた合金で、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合金であること
を特徴とする耐摩耗性高透磁率合金。
Ｏの合計0.0003〜0.3％（但し、ＮおよびＯは０％を含
まず）および残部Ｆｅと少量の不純物とからなる合金
を、1000℃を越え融点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 ℃
を越え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
対応した所定の速度で常温まで冷却することにより得ら
れた合金で、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合金であること
を特徴とする耐摩耗性高透磁率合金。
【０００７】第２発明 重量比にてＮｉ 60 〜90％、Ｎｂ 0.5〜14％、Ｎおよび
Ｏの合計0.0003〜0.3％（但し、ＮおよびＯは０％を含
まず）、および残部Ｆｅと少量の不純物とからなる合金
を、1000℃を越え融点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 ℃
を越え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
対応した所定の速度で冷却し、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
成に対応した所定の時間加熱し冷却することにより得ら
れた合金で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合金であることを特
徴とする耐摩耗性高透磁率合金。
Ｏの合計0.0003〜0.3％（但し、ＮおよびＯは０％を含
まず）、および残部Ｆｅと少量の不純物とからなる合金
を、1000℃を越え融点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 ℃
を越え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
対応した所定の速度で冷却し、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
成に対応した所定の時間加熱し冷却することにより得ら
れた合金で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合金であることを特
徴とする耐摩耗性高透磁率合金。
【０００８】第３発明 重量比にてＮｉ 60 〜90％、Ｎｂ 0.5〜14％、Ｎおよび
Ｏの合計0.0003〜0.3％（但し、ＮおよびＯは０％を含
まず）および副成分として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，Ｔ
ｌ，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、Ｐを0.7 ％以下、Ｓを0.1 ％以下の１種
または２種以上の合計0.001 〜30％および残部Ｆｅと少
量の不純物とからなる合金を、1000℃を越え融点以下の
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 ℃を越え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所定の速度で常温ま
で冷却することにより得られた合金で、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
を有する合金であることを特徴と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。
Ｏの合計0.0003〜0.3％（但し、ＮおよびＯは０％を含
まず）および副成分として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，Ｔ
ｌ，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、Ｐを0.7 ％以下、Ｓを0.1 ％以下の１種
または２種以上の合計0.001 〜30％および残部Ｆｅと少
量の不純物とからなる合金を、1000℃を越え融点以下の
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 ℃を越え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所定の速度で常温ま
で冷却することにより得られた合金で、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
を有する合金であることを特徴と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。
【０００９】第４発明 重量比にてＮｉ 60 〜90％、Ｎｂ 0.5〜14％、Ｎおよび
Ｏの合計0.0003〜0.3％（但し、ＮおよびＯは０％を含
まず）、および副成分として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、Ａ
ｌ，Ｓｉ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｓｎ，Ｓｂ，Ｇａ，Ｉ
ｎ，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、Ｐを0.7 ％以下、Ｓを0.1 ％以下
の１種または２種以上の合計0.001 〜30％および残部Ｆ
ｅと少量の不純物とからなる合金を、1000℃を越え融点
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 ℃を越え融点以下の温度
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所定の速度で
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所定の時
間加熱し冷却することにより得られた合金で、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
集合組織を有する合金であることを特徴とする耐摩耗性
高透磁率合金よりなる磁気記録再生ヘッド。
Ｏの合計0.0003〜0.3％（但し、ＮおよびＯは０％を含
まず）、および副成分として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、Ａ
ｌ，Ｓｉ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｓｎ，Ｓｂ，Ｇａ，Ｉ
ｎ，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、Ｐを0.7 ％以下、Ｓを0.1 ％以下
の１種または２種以上の合計0.001 〜30％および残部Ｆ
ｅと少量の不純物とからなる合金を、1000℃を越え融点
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 ℃を越え融点以下の温度
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所定の速度で
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所定の時
間加熱し冷却することにより得られた合金で、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
集合組織を有する合金であることを特徴とする耐摩耗性
高透磁率合金よりなる磁気記録再生ヘッド。
【００１０】
【発明の実施の形態】本発明の合金を造るには、重量比
にてＮｉ 60 〜90％、Ｎｂ 0.5〜14％および残部Ｆｅの
適当量を、空気中、窒素および酸素の適当な混合ガス雰
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、そのままか、さらにこれに副成分元素とし
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、Ａ
ｌ，Ｓｉ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｓｎ，Ｓｂ，Ｇａ，Ｉ
ｎ，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、Ｂの１％以
下、Ｐの0.7 ％以下、Ｓの0.1 ％以下の１種または２種
以上の合計0.001 〜30％の所定量を添加して充分に攪拌
して組成的に均一な溶融合金を造る。ついで、Ｎ2 ，Ｎ
3 ＨおよびＯ2 ガスを炉内に導入して調圧するか、ある
いは合金成分の窒化物および酸化物を適当量添加するこ
とにより、溶融合金に適当量の窒素および酸素を添加す
る。
にてＮｉ 60 〜90％、Ｎｂ 0.5〜14％および残部Ｆｅの
適当量を、空気中、窒素および酸素の適当な混合ガス雰
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、そのままか、さらにこれに副成分元素とし
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、Ａ
ｌ，Ｓｉ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｓｎ，Ｓｂ，Ｇａ，Ｉ
ｎ，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、Ｂの１％以
下、Ｐの0.7 ％以下、Ｓの0.1 ％以下の１種または２種
以上の合計0.001 〜30％の所定量を添加して充分に攪拌
して組成的に均一な溶融合金を造る。ついで、Ｎ2 ，Ｎ
3 ＨおよびＯ2 ガスを炉内に導入して調圧するか、ある
いは合金成分の窒化物および酸化物を適当量添加するこ
とにより、溶融合金に適当量の窒素および酸素を添加す
る。
【００１１】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℃を越え融
点以下の温度において鍛造および熱間加工（熱間圧延な
ど）を施して適当な厚さの板となし、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0.1 mmの薄板を造る。次にその薄板から外径45
mm、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1000℃を越え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。
注入して健全な鋳塊を得、さらにこれに1000℃を越え融
点以下の温度において鍛造および熱間加工（熱間圧延な
ど）を施して適当な厚さの板となし、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0.1 mmの薄板を造る。次にその薄板から外径45
mm、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1000℃を越え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。
【００１２】次に本発明の図面につき説明する。図１は
79.5％Ｎｉ−Ｆｅ−5.5 ％Ｎｂ−Ｎ−Ｏ系合金（但し、
Ｎ：Ｏ＝１：１）について加工率90％の冷間圧延をし、
1150℃で加熱した後600 ℃／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ＮおよびＯ量との関係を
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ＮおよびＯ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ＮおよびＯの添加によって増大するが、Ｎお
よびＯの合計で0.3 ％以上では鍛造加工が困難となり好
ましくない。
79.5％Ｎｉ−Ｆｅ−5.5 ％Ｎｂ−Ｎ−Ｏ系合金（但し、
Ｎ：Ｏ＝１：１）について加工率90％の冷間圧延をし、
1150℃で加熱した後600 ℃／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ＮおよびＯ量との関係を
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ＮおよびＯ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ＮおよびＯの添加によって増大するが、Ｎお
よびＯの合計で0.3 ％以上では鍛造加工が困難となり好
ましくない。
【００１３】図２は、79.5％Ｎｉ−Ｆｅ−5.5 ％Ｎｂ−
0.022 ％Ｎ−0.022 ％Ｏ合金について、熱間加工温度と
再結晶集合組織および摩耗量との関係を示したものであ
る。熱間加工温度が1000℃以上に上昇すると、｛112 ｝
＜111 ＞再結晶集合組織の生成が減少し、｛110 ｝＜11
2 ＞＋｛311 ｝＜112 ＞の再結晶集合組織の生成が助長
され摩耗量が著しく減少する。
0.022 ％Ｎ−0.022 ％Ｏ合金について、熱間加工温度と
再結晶集合組織および摩耗量との関係を示したものであ
る。熱間加工温度が1000℃以上に上昇すると、｛112 ｝
＜111 ＞再結晶集合組織の生成が減少し、｛110 ｝＜11
2 ＞＋｛311 ｝＜112 ＞の再結晶集合組織の生成が助長
され摩耗量が著しく減少する。
【００１４】図３は、79.5％Ｎｉ−Ｆｅ−5.5 ％Ｎｂ−
0.022 ％Ｎ−0.022 ％Ｏ合金について、1150℃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 ｝＜11
2 ＞＋｛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。
0.022 ％Ｎ−0.022 ％Ｏ合金について、1150℃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 ｝＜11
2 ＞＋｛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。
【００１５】図４は、79.5％Ｎｉ−Ｆｅ−5.5 ％Ｎｂ−
0.022 ％Ｎ−0.022 ％Ｏ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｛112 ｝＜11
1 ＞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。
0.022 ％Ｎ−0.022 ％Ｏ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｛112 ｝＜11
1 ＞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。
【００１６】図５は、合金番号６（79.0％Ｎｉ−Ｆｅ−
2.5 ％Ｎｂ−0.1505％Ｎ−0.0072％Ｏ合金）合金番号12
（79.5％Ｎｉ−Ｆｅ−5.5 ％Ｎｂ−0.022 ％Ｎ−0.022
％Ｏ合金）、合金番号30（80.5％Ｎｉ−Ｆｅ−5.0 ％Ｎ
ｂ−0.0136％Ｎ−0.024 ％Ｏ−４％Ｍｏ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。図から明らかなように、合金番号30の試料に
再加熱処理を380 ℃で３時間施すことにより実効透磁率
は3.5 ×104 と著しく改善される。また合金番号12の試
料において再加熱処理を400 ℃で１時間施すと実効透磁
率が2.5 ×104 の如く改善される。すなわち、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。
2.5 ％Ｎｂ−0.1505％Ｎ−0.0072％Ｏ合金）合金番号12
（79.5％Ｎｉ−Ｆｅ−5.5 ％Ｎｂ−0.022 ％Ｎ−0.022
％Ｏ合金）、合金番号30（80.5％Ｎｉ−Ｆｅ−5.0 ％Ｎ
ｂ−0.0136％Ｎ−0.024 ％Ｏ−４％Ｍｏ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。図から明らかなように、合金番号30の試料に
再加熱処理を380 ℃で３時間施すことにより実効透磁率
は3.5 ×104 と著しく改善される。また合金番号12の試
料において再加熱処理を400 ℃で１時間施すと実効透磁
率が2.5 ×104 の如く改善される。すなわち、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。
【００１７】図６は、79.5％Ｎｉ−Ｆｅ−5.5 ％Ｎｂ−
0.022 ％Ｎ−0.022 ％Ｏ系合金にＣｒ，Ｍｏ，Ｇｅ，Ａ
ｕあるいはＣｏ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、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Ａ
ｕ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。
0.022 ％Ｎ−0.022 ％Ｏ系合金にＣｒ，Ｍｏ，Ｇｅ，Ａ
ｕあるいはＣｏ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、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Ａ
ｕ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。
【００１８】図７は、同じく79.5％Ｎｉ−Ｆｅ−5.5 ％
Ｎｂ−0.022 ％Ｎ−0.022 ％Ｏ系合金に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、Ｖを10％以上、Ｗを15％以上、Ｃ
ｕ，ＴａあるいはＭｎを25％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。
Ｎｂ−0.022 ％Ｎ−0.022 ％Ｏ系合金に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、Ｖを10％以上、Ｗを15％以上、Ｃ
ｕ，ＴａあるいはＭｎを25％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。
【００１９】図８は、同じく79.5％Ｎｉ−Ｆｅ−5.5 ％
Ｎｂ−0.022 ％Ｎ−0.022 ％Ｏ系合金にＡｌ，Ｓｉ，Ｔ
ｉ，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Ｔｌ
を５％以上添加すると飽和磁束密度が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。
Ｎｂ−0.022 ％Ｎ−0.022 ％Ｏ系合金にＡｌ，Ｓｉ，Ｔ
ｉ，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Ｔｌ
を５％以上添加すると飽和磁束密度が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。
【００２０】図９は、同じく79.5％Ｎｉ−Ｆｅ−5.5 ％
Ｎｂ−0.022 ％Ｎ−0.022 ％Ｏ系合金にＺｎ，Ｃｄ，Ｌ
a ，Ｐｔ，Ｂｅ，Ａｇ，Ｓｒ，Ｂａ，Ｂ，ＰあるいはＳ
を添加した場合の特性図で、Ｚｎ，Ｃｄ，Ｌa ，Ｐｔ，
Ｂｅ，Ａｇ，Ｓｒ，Ｂａ，Ｂ，ＰあるいはＳ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，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、Ｂを１％以上、Ｐを0.7％以上
あるいはＳを0.1 ％以上添加すると鍛造加工が困難とな
り好ましくない。
Ｎｂ−0.022 ％Ｎ−0.022 ％Ｏ系合金にＺｎ，Ｃｄ，Ｌ
a ，Ｐｔ，Ｂｅ，Ａｇ，Ｓｒ，Ｂａ，Ｂ，ＰあるいはＳ
を添加した場合の特性図で、Ｚｎ，Ｃｄ，Ｌa ，Ｐｔ，
Ｂｅ，Ａｇ，Ｓｒ，Ｂａ，Ｂ，ＰあるいはＳ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，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、Ｂを１％以上、Ｐを0.7％以上
あるいはＳを0.1 ％以上添加すると鍛造加工が困難とな
り好ましくない。
【００２１】本発明において、1000℃を越えた温度での
熱間加工は｛110 ｝＜112 ＞＋｛311 ｝＜112 ＞の再結
晶集合組織の形成を促進するために必要であり、また冷
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 ＞＋｛311
｝＜112 ＞の再結晶集合組織を発達させるために必要
で、図１，図２および図３に見られるようにＮおよびＯ
の合計0.0003％以上好ましくは0.0005％以上の添加にお
いて、1000℃を越えた温度で熱間加工をした後、特に加
工率50％以上の冷間加工を施した場合に、｛110 ｝＜11
2 ＞＋｛311 ｝＜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 ＞＋｛31
1 ｝＜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、図
４に見られるように特に900 ℃を越え融点以下の温度の
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。
熱間加工は｛110 ｝＜112 ＞＋｛311 ｝＜112 ＞の再結
晶集合組織の形成を促進するために必要であり、また冷
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 ＞＋｛311
｝＜112 ＞の再結晶集合組織を発達させるために必要
で、図１，図２および図３に見られるようにＮおよびＯ
の合計0.0003％以上好ましくは0.0005％以上の添加にお
いて、1000℃を越えた温度で熱間加工をした後、特に加
工率50％以上の冷間加工を施した場合に、｛110 ｝＜11
2 ＞＋｛311 ｝＜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 ＞＋｛31
1 ｝＜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、図
４に見られるように特に900 ℃を越え融点以下の温度の
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。
【００２２】尚、上記の冷間加工と、次いで行われる90
0 ℃を越え融点以下の加熱を繰り返し行うことは、｛11
0 ｝＜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 ＞＋｛311 ｝＜112 ＞の再結晶集合組織が得
られが、本発明の技術的思想に包含されるものである。
従って、本発明の冷間加工率は、全製造行程における冷
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。
0 ℃を越え融点以下の加熱を繰り返し行うことは、｛11
0 ｝＜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 ＞＋｛311 ｝＜112 ＞の再結晶集合組織が得
られが、本発明の技術的思想に包含されるものである。
従って、本発明の冷間加工率は、全製造行程における冷
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。
【００２３】上記の900 ℃を越え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
わりはないが、図５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〜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、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 ℃において組成に対応して、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。
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
わりはないが、図５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〜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、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 ℃において組成に対応して、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。
【００２４】
【実施例】次に本発明の実施例につき説明する。 実施例１ 合金番号12（組成Ｎｉ＝79.5％，Ｎｂ＝5.5 ％，Ｎ＝0.
022 ％，Ｏ＝0.022 ％，Ｆｅ＝残部）の合金の製造。 原料として99.9％純度の電解ニッケルおよび電解鉄、9
9.8％の純度のニオブを用いた。試料を造るには、原料
の全重量800 ｇを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、よく攪拌して均質な溶
融合金とした。ついで、全圧３×10-1Ｔｏｒｒの窒素と
酸素との混合ガス（Ｎ2 ：Ｏ2 ＝１：１）雰囲気中で13
分間保持した後直径25mm、高さ170 mmの孔をもつ鋳型に
注入し、得られた鋳塊を約1150℃で鍛造して厚さ約７mm
の板とした。さらに、1000℃を越え1300℃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
加工を施して0.1 mm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、磁気特性および磁気ヘッドのコアとして
使用した場合、湿度85％、45℃において磁気テープによ
る300 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、表１のような特性を得た。
022 ％，Ｏ＝0.022 ％，Ｆｅ＝残部）の合金の製造。 原料として99.9％純度の電解ニッケルおよび電解鉄、9
9.8％の純度のニオブを用いた。試料を造るには、原料
の全重量800 ｇを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、よく攪拌して均質な溶
融合金とした。ついで、全圧３×10-1Ｔｏｒｒの窒素と
酸素との混合ガス（Ｎ2 ：Ｏ2 ＝１：１）雰囲気中で13
分間保持した後直径25mm、高さ170 mmの孔をもつ鋳型に
注入し、得られた鋳塊を約1150℃で鍛造して厚さ約７mm
の板とした。さらに、1000℃を越え1300℃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
加工を施して0.1 mm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、磁気特性および磁気ヘッドのコアとして
使用した場合、湿度85％、45℃において磁気テープによ
る300 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、表１のような特性を得た。
【００２５】
【表１】
【００２６】実施例２ 合金番号42（組成Ｎｉ＝76.0％，Ｎｂ＝3.0 ％，Ｎ＝0.
026 ％，Ｏ＝0.0158％，Ｔａ＝10.0％，Ｆｅ＝残部）の
合金の製造。 原料として実施例１と同じ純度の電解ニッケル、電解鉄
およびニオブと99.8％純度のタンタルを用いた。試料を
造るには、原料の全重量800 ｇをアルミナ坩堝に入れ、
全圧６×10-1Ｔｏｒｒの窒素と酸素との混合ガス
（Ｎ2 ：Ｏ2 ＝６：４）雰囲気中で高周波誘導電気炉に
よって溶かした後、よく攪拌して均質な溶融合金とし
た。次にこれを直径25mm、高さ170 mmの孔をもつ鋳型に
注入し、得られた鋳塊を約1250℃の温度で鍛造して厚さ
約７mmの板とした。さらに、1000℃を越え1400℃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
で冷間圧延加工を施して0.1 mmの薄板とし、それから外
径45mm、内径33mmの環状板を打抜いた。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ッドのコ
アとして使用した場合、湿度85％、45℃において磁気テ
ープによる300 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、表２のような特性を得た。なお代表
的な合金の特性は表３，表４に示すとおりである。
026 ％，Ｏ＝0.0158％，Ｔａ＝10.0％，Ｆｅ＝残部）の
合金の製造。 原料として実施例１と同じ純度の電解ニッケル、電解鉄
およびニオブと99.8％純度のタンタルを用いた。試料を
造るには、原料の全重量800 ｇをアルミナ坩堝に入れ、
全圧６×10-1Ｔｏｒｒの窒素と酸素との混合ガス
（Ｎ2 ：Ｏ2 ＝６：４）雰囲気中で高周波誘導電気炉に
よって溶かした後、よく攪拌して均質な溶融合金とし
た。次にこれを直径25mm、高さ170 mmの孔をもつ鋳型に
注入し、得られた鋳塊を約1250℃の温度で鍛造して厚さ
約７mmの板とした。さらに、1000℃を越え1400℃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
で冷間圧延加工を施して0.1 mmの薄板とし、それから外
径45mm、内径33mmの環状板を打抜いた。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ッドのコ
アとして使用した場合、湿度85％、45℃において磁気テ
ープによる300 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、表２のような特性を得た。なお代表
的な合金の特性は表３，表４に示すとおりである。
【００２７】
【表２】
【００２８】
【表３】
【００２９】
【表４】
【００３０】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
とする一般の電磁機器の磁性材料としても好適である。
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
とする一般の電磁機器の磁性材料としても好適である。
【００３１】次に本発明において、合金の組成をＮｉ 6
0 〜90％、Ｎｂ 0.5〜14％、ＮおよびＯの合計0.0003〜
0.3 ％（但し、ＮおよびＯ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、Ｃ
ｒ，Ｍｏ，Ｇｅ，Ａｕの何れか７％以下、Ｃｏ，Ｖの何
れかを10％以下、Ｗを15％以下、Ｃｕ，Ｔａ，Ｍｎの何
れかを25％以下、Ａｌ，Ｓｉ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｓ
ｎ，Ｓｂ，Ｇａ，Ｉｎ，Ｔｌ，Ｚｎ，Ｃｄ，希土類元
素，白金族元素の何れか５％以下、Ｂｅ，Ａｇ，Ｓｒ，
Ｂａの何れか３％以下、Ｂを１％以下、Ｐを0.7 ％以
下、Ｓを0.1 ％以下の１種または２種以上の合計で0.00
1 〜30％と限定した理由は、各実施例、表３，表４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4000Ｇ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。
0 〜90％、Ｎｂ 0.5〜14％、ＮおよびＯの合計0.0003〜
0.3 ％（但し、ＮおよびＯ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、Ｃ
ｒ，Ｍｏ，Ｇｅ，Ａｕの何れか７％以下、Ｃｏ，Ｖの何
れかを10％以下、Ｗを15％以下、Ｃｕ，Ｔａ，Ｍｎの何
れかを25％以下、Ａｌ，Ｓｉ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｓ
ｎ，Ｓｂ，Ｇａ，Ｉｎ，Ｔｌ，Ｚｎ，Ｃｄ，希土類元
素，白金族元素の何れか５％以下、Ｂｅ，Ａｇ，Ｓｒ，
Ｂａの何れか３％以下、Ｂを１％以下、Ｐを0.7 ％以
下、Ｓを0.1 ％以下の１種または２種以上の合計で0.00
1 〜30％と限定した理由は、各実施例、表３，表４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4000Ｇ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。
【００３２】すなわち、Ｎｂ 0.5％以下、ＮおよびＯの
合計0.0003％以下では｛110 ｝＜112 ＞＋｛311 ｝＜11
2 ＞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ＮおよびＯの合計0.3 ％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4000Ｇ以下になるからである。
合計0.0003％以下では｛110 ｝＜112 ＞＋｛311 ｝＜11
2 ＞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ＮおよびＯの合計0.3 ％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4000Ｇ以下になるからである。
【００３３】そしてＮｉ 60 〜90％、Ｎｂ 0.5〜14％、
ＮおよびＯの合計0.0003〜0.3 ％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4000
Ｇ以上で、耐摩耗性がすぐれ、且つ加工性が良好である
が、一般にこれらにさらにＣｒ，Ｍｏ，Ｇｅ，Ａｕ，
Ｗ，Ｖ，Ｃｕ，Ｔａ，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，Ｐ，Ｓの何れ
かを添加すると特に実効透磁率を高める効果があり、Ｃ
ｏ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，Ｂ
ａ，Ｂの何れかを添加すると鍛造、加工を良好にする効
果があり、Ａｌ，Ｓｎ，Ｓｂ，Ａｕ，Ａｇ，Ｔｉ，Ｚ
ｎ，Ｃｄ，Ｂｅ，Ｔａ，Ｖ，Ｐ，Ｓの何れかの添加およ
び副成分の各元素の窒化物および酸化物は｛110 ｝＜11
2 ＞＋｛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。
ＮおよびＯの合計0.0003〜0.3 ％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4000
Ｇ以上で、耐摩耗性がすぐれ、且つ加工性が良好である
が、一般にこれらにさらにＣｒ，Ｍｏ，Ｇｅ，Ａｕ，
Ｗ，Ｖ，Ｃｕ，Ｔａ，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，Ｐ，Ｓの何れ
かを添加すると特に実効透磁率を高める効果があり、Ｃ
ｏ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，Ｂ
ａ，Ｂの何れかを添加すると鍛造、加工を良好にする効
果があり、Ａｌ，Ｓｎ，Ｓｂ，Ａｕ，Ａｇ，Ｔｉ，Ｚ
ｎ，Ｃｄ，Ｂｅ，Ｔａ，Ｖ，Ｐ，Ｓの何れかの添加およ
び副成分の各元素の窒化物および酸化物は｛110 ｝＜11
2 ＞＋｛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。
【００３４】希土類元素はＳｃ，Ｙおよびランタン系元
素からなるものであるが、その効果は均等であり、また
白金族元素はＰｔ，Ｉｒ，Ｒｕ，Ｒｈ，Ｐｄ，Ｏｓから
なるが、その効果も均等であり、同効成分と見做し得
る。
素からなるものであるが、その効果は均等であり、また
白金族元素はＰｔ，Ｉｒ，Ｒｕ，Ｒｈ，Ｐｄ，Ｏｓから
なるが、その効果も均等であり、同効成分と見做し得
る。
【００３５】
【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
機器の磁気材料としても好適である。
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
機器の磁気材料としても好適である。
【図１】図１は79.5％Ｎｉ−Ｆｅ−5.5 ％Ｎｂ−Ｎ−Ｏ
系合金の諸特性とＮおよびＯ量（但し、Ｎ：Ｏ＝１：
１）との関係を示す特性図である。
系合金の諸特性とＮおよびＯ量（但し、Ｎ：Ｏ＝１：
１）との関係を示す特性図である。
【図２】図２は79.5％Ｎｉ−Ｆｅ−0.022 ％Ｎ−0.022
％Ｏ合金の諸特性と熱間加工温度との関係を示す特性図
である。
％Ｏ合金の諸特性と熱間加工温度との関係を示す特性図
である。
【図３】図３は79.5％Ｎｉ−Ｆｅ−5.5 ％Ｎｂ−0.022
％Ｎ−0.022 ％Ｏ合金の諸特性と冷間加工率との関係を
示す特性図である。
％Ｎ−0.022 ％Ｏ合金の諸特性と冷間加工率との関係を
示す特性図である。
【図４】図４は79.5％Ｎｉ−Ｆｅ−5.5 ％Ｎｂ−0.022
％Ｎ−0.022 ％Ｏ系合金の諸特性と加熱温度との関係を
示す特性図である。
％Ｎ−0.022 ％Ｏ系合金の諸特性と加熱温度との関係を
示す特性図である。
【図５】図５は79.0％Ｎｉ−Ｆｅ−2.5 ％Ｎｂ−0.1505
％Ｎ−0.0072％Ｏ合金（合金番号６）、79.5％Ｎｉ−Ｆ
ｅ−5.5 ％Ｎｂ−0.022 ％Ｎ−0.022 ％Ｏ合金（合金番
号12）および80.5％Ｎｉ−Ｆｅ−5.0 ％Ｎｂ−0.0136％
Ｎ−0.024 ％Ｏ−４％Ｍｏ合金（合金番号30）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
を示す特性図である。
％Ｎ−0.0072％Ｏ合金（合金番号６）、79.5％Ｎｉ−Ｆ
ｅ−5.5 ％Ｎｂ−0.022 ％Ｎ−0.022 ％Ｏ合金（合金番
号12）および80.5％Ｎｉ−Ｆｅ−5.0 ％Ｎｂ−0.0136％
Ｎ−0.024 ％Ｏ−４％Ｍｏ合金（合金番号30）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
を示す特性図である。
【図６】図６は79.5％Ｎｉ−Ｆｅ−5.5 ％Ｎｂ−0.022
％Ｎ−0.022 ％Ｏ系合金に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
関係を示す特性図である。
％Ｎ−0.022 ％Ｏ系合金に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
関係を示す特性図である。
【図７】図７は79.5％Ｎｉ−Ｆｅ−5.5 ％Ｎｂ−0.022
％Ｎ−0.022 ％Ｏ系合金にＶ，Ｗ，Ｃｕ，Ｔａあるいは
Ｍｎを添加した場合の諸特性と各元素の添加量との関係
を示す特性図である。
％Ｎ−0.022 ％Ｏ系合金にＶ，Ｗ，Ｃｕ，Ｔａあるいは
Ｍｎを添加した場合の諸特性と各元素の添加量との関係
を示す特性図である。
【図８】図８は79.5％Ｎｉ−Ｆｅ−5.5 ％Ｎｂ−0.022
％Ｎ−0.022 ％Ｏ系合金にＡｌ，Ｓｉ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈ
ｆ，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であ
る。
％Ｎ−0.022 ％Ｏ系合金にＡｌ，Ｓｉ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈ
ｆ，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であ
る。
【図９】図９は79.5％Ｎｉ−Ｆｅ−5.5 ％Ｎｂ−0.022
％Ｎ−0.022 ％Ｏ系合金にＺｎ，Ｃｄ，Ｌa ，Ｐｔ，Ｂ
ｅ，Ａｇ，Ｓｒ，Ｂａ，Ｂ，ＰあるいはＳ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であ
る。
％Ｎ−0.022 ％Ｏ系合金にＺｎ，Ｃｄ，Ｌa ，Ｐｔ，Ｂ
ｅ，Ａｇ，Ｓｒ，Ｂａ，Ｂ，ＰあるいはＳ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であ
る。
フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ Ｈ０１Ｆ 1/147 Ｈ０１Ｆ 1/14 Ｂ (56)参考文献 特開 昭61−174349（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−138709（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−146704（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−138448（ＪＰ，Ａ) 特公 昭62−12296（ＪＰ，Ｂ２) 特公 昭62−5972（ＪＰ，Ｂ２) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 19/00 - 19/03 C22F 1/00 C22F 1/10 G11B 5/127 H01F 1/147
Claims (4)
- 【請求項１】 重量比にてＮｉ 60 〜90％、Ｎｂ 0.5〜
14％、ＮおよびＯの合計0.0003〜0.3 ％（但し、Ｎおよ
びＯは０％を含まず）および残部Ｆｅと少量の不純物と
からなる合金を、1000℃を越え融点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 ℃を越え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所定の速度で常温まで冷却するこ
とにより得られた合金で、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｛110 ｝＜11
2 ＞＋｛311 ｝＜112 ＞の再結晶集合組織を有する合金
であることを特徴とする耐摩耗性高透磁率合金。 - 【請求項２】 重量比にてＮｉ 60 〜90％、Ｎｂ 0.5〜
14％、ＮおよびＯの合計0.0003〜0.3 ％（但し、Ｎおよ
びＯは０％を含まず）、および残部Ｆｅと少量の不純物
とからなる合金を、1000℃を越え融点以下の温度で熱間
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 ℃を越え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所定の速度で冷却し、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10
0 時間以下の組成に対応した所定の時間加熱し冷却する
ことにより得られた合金で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｛110 ｝＜11
2 ＞＋｛311 ｝＜112 ＞の再結晶集合組織を有する合金
であることを特徴とする耐摩耗性高透磁率合金。 - 【請求項３】 重量比にてＮｉ 60 〜90％、Ｎｂ 0.5〜
14％、ＮおよびＯの合計0.0003〜0.3 ％（但し、Ｎおよ
びＯは０％を含まず）および副成分として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，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、Ｐを0.7 ％以下、Ｓを0.
1 ％以下の１種または２種以上の合計0.001 〜30％およ
び残部Ｆｅと少量の不純物とからなる合金を、1000℃を
越え融点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 ℃を越え融点以
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所定
の速度で常温まで冷却することにより得られた合金で、
１kHz における実効透磁率3000以上、飽和磁束密度4000
Ｇ以上で、且つ｛110 ｝＜112 ＞＋｛311 ｝＜112 ＞の
再結晶集合組織を有する合金であることを特徴とする耐
摩耗性高透磁率合金。 - 【請求項４】 重量比にてＮｉ 60 〜90％、Ｎｂ 0.5〜
14％、ＮおよびＯの合計0.0003〜0.3 ％（但し、Ｎおよ
びＯは０％を含まず）、および副成分としてＣｒ，Ｍ
ｏ，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，Ｓ
ｂ，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、Ｐを0.7 ％以下、Ｓ
を0.1 ％以下の１種または２種以上の合計0.001 〜30％
および残部Ｆｅと少量の不純物とからなる合金を、1000
℃を越え融点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 ℃を越え融
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
所定の速度で冷却し、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
した所定の時間加熱し冷却することにより得られた合金
で、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合金であることを特徴とす
る耐摩耗性高透磁率合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP03088798A JP3251899B2 (ja) | 1998-02-13 | 1998-02-13 | 耐摩耗性高透磁率合金および磁気記録再生ヘッド |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP03088798A JP3251899B2 (ja) | 1998-02-13 | 1998-02-13 | 耐摩耗性高透磁率合金および磁気記録再生ヘッド |
Related Parent Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP5190215A Division JP2777319B2 (ja) | 1993-07-30 | 1993-07-30 | 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ッド |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH10259439A JPH10259439A (ja) | 1998-09-29 |
| JP3251899B2 true JP3251899B2 (ja) | 2002-01-28 |
Family
ID=12316249
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP03088798A Expired - Fee Related JP3251899B2 (ja) | 1998-02-13 | 1998-02-13 | 耐摩耗性高透磁率合金および磁気記録再生ヘッド |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3251899B2 (ja) |
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| CN1300366C (zh) * | 2004-12-28 | 2007-02-14 | 西北有色金属研究院 | 一种NiTi合金立方织构基带及其制备方法 |
| WO2006085593A1 (ja) | 2005-02-09 | 2006-08-17 | Mitsubishi Materials Corporation | 扁平金属軟磁性粉末およびその軟磁性粉末を含む磁性複合材 |
| EP3749792B1 (de) * | 2018-02-09 | 2021-06-09 | Heraeus Deutschland GmbH & Co. KG | Verfahren zur hydrometallurgischen aufarbeitung einer edelmetall-zinn-legierung |
-
1998
- 1998-02-13 JP JP03088798A patent/JP3251899B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| JPH10259439A (ja) | 1998-09-29 |
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