JPH0310700B2

JPH0310700B2 -

Info

Publication number: JPH0310700B2
Application number: JP59211504A
Authority: JP
Inventors: Ryo Masumoto; Juetsu Murakami
Original assignee: DENKI JIKI ZAIRYO KENKYUSHO
Current assignee: DENKI JIKI ZAIRYO KENKYUSHO
Priority date: 1984-10-11
Filing date: 1984-10-11
Publication date: 1991-02-14
Also published as: JPS6191340A

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よりなる耐
摩耗性高透磁率合金およびNiNb，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，Si，Ti，
Zr，Hf，Sn，Sb，Ga，In，Tl，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
合金およびそ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。（従来の技術）テープレコーダーなどの磁気記録再生ヘツドは
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
磁気ヘツド用磁性合金としてはセンダスト（Fe
−Si−Al系合金）およびフエライト（MnO−
ZnO−Fe₂O₃）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、ヘツドコア
の製造には研削、研摩の方法が用いられており、
従つ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
フエ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）本発明者らは、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い出し、これを特許出
願した（特公昭47−29690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
研究を行つた結果、Ni−Fe−Nb系合金の摩耗は
硬度によつ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
らかとなつた。（問題点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つて大き
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、Ni−Fe−Nb系合金においては
｛100｝＜001＞再結晶集合組織は摩耗し易しく、
｛100｝＜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つた。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つ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｛110｝＜112＞＋｛311｝＜112＞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0.001〜１％
（但し、S0.1％以下）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＞＋｛112｝＜111＞の加工集合組
織が生じるが、そ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Ｐおよび
Ｓの合計0.001〜１％（但し、S0.1％以下）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、｛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
硫化物がマトリツクス中にも析出し、耐摩耗性の
向上に寄与するとともに、これらの強弱磁性およ
び非強磁性の微細なリン化物および硫化物の分散
析出によつ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、｛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。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％、Nb0.5〜14％、Ｐおよ
びＳの合計0.001〜１％（但し、S0.1％以下Ｐ及
びＳは０％を含まず）および残部Feと少量の不
純物とからなり、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
ことを特徴とする耐摩耗性高透磁率合金。第２発明重量比にてNi60〜90％、Nb0.5〜14％、Ｐおよ
びＳの合計0.001〜１％（但し、S0.1％以下、Ｐ
及びＳは０％を含まず）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り、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ことを特徴とする耐摩耗性
高透磁率合金。第３発明重量比にてNi60〜90％、Nb0.5〜14％、Ｐおよ
びＳの合計0.001〜１％（但し、S0.1％以下、Ｐ
及びＳ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900℃を越え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
応した所定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4000G以上で、且つ｛110｝＜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４発明重量比にてNi60〜90％、Nb0.5〜14％、Ｐおよ
びＳの合計0.001〜１％（但し、S0.1％以下、Ｐ
及びＳ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900℃を越え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
応した所定速度で冷却し、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4000G以上で、且つ｛110｝＜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。（作用）本発明の合金を造るには、重量比にてNi60〜
90％、Nb0.5〜14％、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。或は又、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、Al，
Si，Ti，Zr，Hf，Sn，Sb，Ga，In，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、B1％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。かくして得た混合物を充分に攪拌して組成
的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、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（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。次に本発明の図面につき説明する。第１図は80％Ni−Fe−５％Nb−Ｐ−Ｓ系合金
（但し、Ｐ：Ｓ＝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諸特性
とＰおよびＳ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Ｐお
よびＳ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ＰおよびＳの添
加によつて増大するが、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
80％Ni−Fe−５％Nb−0.05％Ｐ−0.01％Ｓ系合
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＞＋
｛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。
第３図は80％Ni−Fe−５％Nb−0.05％Ｐ−0.01
％Ｓ系合金とを冷間加工率85％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｝＜
111＞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。第４図は合金番号７（81.5％Ni−Fe
−２％Nb−0.155％Ｐ−0.022％Ｓ系合金）、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系
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。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−Fe−５％Nb−0.05P−0.01
％Ｓ系合金にCr，Mo，Ge，AuあるいはCoを添
加した場合の磁気ヘツ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。第６図は同じく80％Ni−Fe−５％Nb−0.05％
Ｐ−0.01％Ｓ系合金にＶ，Ｗ，Cu，Taあるいは
Mnを添加した場合の磁気ヘツドの摩耗量および
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、Cu，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。第７図は同じく80％Ni−Fe−５％Nb−0.05％
Ｐ−0.01％Ｓ系合金に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、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Tl5％以上では飽和磁束密度が
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。第８図は同じく80％Ni−Fe−５％Nb−0.05％
Ｐ−0.01％Ｓ系合金に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，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，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−Fe−５％Nb−0.05％Ｐ−
0.01％Ｓ系合金の熱間圧延加工温度と再結晶集合
組織の集積度および摩耗量との関係を示す特性図
である。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＞＋｛311｝＜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｛110｝＜112＞＋｛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＞＋｛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
つ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＞＋｛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
集合組織が得られるが、本発明の技術的思想に包
含されるものである。従つて、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
した変わりはないが、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〜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、
規則化がすす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。（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10（組成Ni＝80％，Nb＝５％，Ｐ＝
0.05％，Ｓ＝0.01％，Fe＝残部）の合金の製造原料として99.8％純度の電解ニツケル、99.9％
の純度の電解鉄、99.8％純度のニオブ、99.5％純
度の硫黄およびリン20％のニツケル−リン母合金
を用いた。試料を造るには、原料の全重量800ｇ
でアルミナ坩堝に入れ、真空中で高周波誘導電気
炉によつて溶かした後、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
および磁気ヘツドのコアとして使用した場合湿度
80％、40℃においてCrO₂磁気テープによる200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、第１表のような特性を得た。

【表】

【表】実施例２合金番号45（組成Ni＝79.3％，Nb＝７％，Ｐ＝
0.04％，Ｓ＝0.008％，Mo＝２％，Fe＝残部）
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、硫黄、モリブデンと、リ
ン10％との鉄−リン母合金を用いた。試料の製造
法は実施例１と同じである。試料に種々の熱処理
を施して磁気特性および磁気ヘツドのコアとして
使用した場合湿度80％、温度40℃においてCrCO₂
磁気テープによる200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表に示すとおり
である。

【表】

【表】 80％Ni−Fe−５％Nb−0.05％Ｐ−0.01％Ｓ系
合金を本発明実施例１に準じて製造し、約1000℃
で鍛造して厚さ７mmの板とした。さらにこれを常
温で冷間圧延加工を施して0.1mm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℃では摩耗の激しい｛112｝＜111
＞が残留し摩耗量が大きいが、900℃を超え1000
℃以下の温度では｛110｝＜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
のである。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、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Ni60〜90％、
Nb0.5〜14％、ＰおよびＳの合金0.001〜１％（但
し、S0.1％以下、Ｐ及び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、Al，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３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。すなわち、Nb0.5％以下およびＰおよびＳの合
計0.001％以下では｛110｝＜112＞＋｛311｝＜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S0.1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
4000G以下になるからである。そしてNi60〜90％、Nb0.5〜14％、ＰおよびＳ
の合計0.001〜１％（但し、S0.1％以下）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4000G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、Al，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つ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、磁気記録再生ヘツ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−Ｓ系合金
の諸特性とＰおよびＳ量（但し、Ｐ：Ｓ＝10：
１）との関係を示す特性図、第２図は80％Ni−
Fe−５％Nb−0.05％Ｐ−0.01％Ｓ系合金の諸特
性と冷間加工率との関係を示す特性図、第３図は
80％Ni−Fe−５％Nb−0.05％Ｐ−0.01％Ｓ系合
金の諸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系合金（合金番号７）、79.3％Ni−Fe−
７％Nb−0.04％Ｐ−0.008％Ｓ−２％Mo合金
（合金番号45）、および82％Ni−Fe−3.5％Nb−
0.062％Ｐ−0.01％Ｓ−５％Ｖ合金（合金番号37）
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、第６
図は80％Ni−Fe−５％Nb−0.05％Ｐ−0.01％Ｓ
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、第７図は80％Ni−Fe−５％Nb−0.05％
Ｐ−0.01％Ｓ系合金にAl，Si，Ti，Zr，Hf，Sn，
Sb，Ga，InあるいはTlを添加した場合の諸特性
と各元素の添加量との関係を示す特性図、第８図
は80％Ni−Fe−５％Nb−0.05％Ｐ−0.01％Ｓ系
合金にZn，Cd，La，Pt，Be，Ag，Sr，Baある
いはＢ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、第９図は80％Ni−Fe−
５％Nb−0.05％Ｐ−0.01％Ｓ系合金の熱間圧延加
工温度と再結晶集合組織の集積度および摩耗量と
の関係を示す特性図である。

Claims

【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、S0.1％以下、
Ｐ及びＳは０％を含まず）および残部Feと少量
の不純物とからなり、1KH₂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
を有することを特徴とする耐摩耗性高透磁率合
金。２重量比にてNi60〜90％、Nb0.5〜14％、Ｐお
よびＳの合計0.001〜１％（但し、S0.1％以下、
Ｐ及びＳは０％を含まず）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％以下の１種または２種以上の合計
0.01〜30％、および残部Feと少量の不純物とから
なり、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ことを特
徴とする耐摩耗性高透磁率合金。３重量比にてNi60〜90％、Nb0.5〜14％、Ｐお
よびＳの合計0.001〜１％（但し、S0.1％以下、
Ｐ及びＳ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900℃を越え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
対応した所定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4000G以上で、且つ｛110｝＜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。４重量比にてNi60〜90％、Nb0.5〜14％、Ｐお
よびＳの合計0.001〜１％（但し、S0.1％以下、
Ｐ及びＳ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900℃を越え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℃以上の融点
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4000G以上で、且つ｛110｝＜
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。