JPH0377644B2

JPH0377644B2 -

Info

Publication number: JPH0377644B2
Application number: JP1262697A
Authority: JP
Inventors: Ryo Masumoto; Juetsu Murakami
Original assignee: DENKI JIKI ZAIRYO KENKYUSHO
Current assignee: DENKI JIKI ZAIRYO KENKYUSHO
Priority date: 1989-10-07
Filing date: 1989-10-07
Publication date: 1991-12-11
Also published as: JPH02186605A

Description

【発明の詳細な説明】

本発明は、Ni，Nb，Ｐ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、希土類元素、白金族元素、
Be，Ag，Sr，Ba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＞の再結晶集合組織を有して耐摩耗性
が良好な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。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
磁性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
の製造に研削、研磨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。本発明者らは、先にNi−Fe−Nb系合金は鍛造
加工が容易で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、一般に摩
耗現象は合金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ことか
ら、Ni−Fe−Nb系合金の結晶方位と摩耗現象の
関係について研究した結果、Ni−Fe−Nb系合金
においては、｛110｝＜001＞再結晶集合組織は摩耗
し易く、｛110｝＜112＞再結晶集合組織が耐摩耗性
に優れていることを見い出し、これを特許出願
（等公昭58−57499号、特開昭53−26994号）した。本発明者らはこの知見に基づいて、さらに進ん
でCu等の面心立方晶金属の｛100｝＜001＞再結晶
集合組織の形成を抑制する効果があるとされる元
素の一つであるＰを同じ面心立方晶のNi−Fe−
Nb系合金に添加し、再結晶集合組織の形成につ
いて研究した。すなわちNi−Fe ２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は低下し、｛110｝＜112＞再
結晶集合組織が生成するようになるが、これにさ
らに微量のＰを添加することによつて｛100｝＜
001＞再結晶集合組織の成長は抑制され、｛110｝＜
112＞再結晶集合組織の成長が優先的に促進し、
｛110｝＜112＞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ことを見い出しのである。
また、Ni−Fe−Nb系合金にＰを添加するとNi
−Ｐ，Fe−ＰおよびNb−Ｐ系の硬いリン化物が
マトリツクス中に析出し、硬度を高め、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の相乗的効果
により、｛110｝＜112＞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。本発明の合金を造るには、Ni60〜90％、Nb0.5
〜14％、P0.001〜１％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した後、マンガン、珪素、
アルミニウム、チタン、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
いは又、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、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種あるいは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
た混合物を充分に撹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、必要ならば900
℃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（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＞
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−Fe−５％Nb−Ｐ系合金につ
いて加工率85％の冷間圧延し、1050℃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｛110｝＜112＞＋
｛100｝＜001＞の再結晶集合組織が生成する。しか
し、これにＰ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＞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の添加によつて増大す
る。第２図は80％Ni−Fe−５％Nb−0.05％Ｐ合
金について、1050℃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
＞が発達し、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８（80％Ni−Fe−
５％Nb−0.05％Ｐ合金）、合金番号41（79.5％Ni
−Fe−８％Nb−0.035％Ｐ−２％Mo合金）、合金
番号89（82％Ni−Fe−２％Nb−0.085％Ｐ−３％
Si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結晶集合組織を施した場合
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−0.05％Ｐ合金
にCr，Mo，Ge，AuあるいはCoを添加した場合
の磁気ヘツドの耐摩耗量の特性図で、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
％以上では実効透磁率が3000以下となり好ましく
ない。第６図は同じく80％Ni−Fe−５％Nb−0.05％
Ｐ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合金にAl，Si，Ti，Zr，Hf，Sn，Sbあるいは
Gaを添加した場合の特性図で、Al，Si，Ti，
Zr，Hf，Sn，SbあるいはGa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あるいはGaが５％以上では飽和
磁束密度は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合金にIn，Tl，La，Ru，Be，Ag，Sr，Baあ
るいはＢを添加した場合の特性図で、In，Tl，
La，Ru，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、In，Tl，La，Ru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図は同じく８％Ni−Fe−５％Nb−0.05％
Ｐ系合金を実施例と同じ方法で製造し、約1000℃
で鍛造して厚さ７mmとし、種々な加熱温度で厚さ
0.67mm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0.1mm薄板（冷間加工率85％）と
し、この薄板を1050℃の水素中で２時間加熱後、
1000℃／hrの速度で常温まで冷却した場合の熱間
加工の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。熱間圧延加工の温度が900℃
以下では｛112｝＜111＞が残留し、摩耗量が大き
いが、900℃〜1000℃の温度では｛110｝＜112＞が
発達し摩耗量が特に小さくなるのである。本発明の合金の製造法においては、900℃を超
え1000℃間の温度における熱間圧延加工と、加工
率50％以上の冷間加工と、900℃以上の温度にお
ける熱処理とを繰り返す工程によつて｛110｝＜
112＞の再結晶集合組織が著しく発達し、耐摩耗
性のすぐれたNi−Fe−Nb−Ｐ系合金が得られる
のである。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＞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P0.001％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＞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
歪みの除去とともに、｛110｝＜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℃
以上の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。この場
合は最終冷間加工の加工率が50％以下でも｛110｝
＜112＞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。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〜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、規損化は進み
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。次に本発明を実施例につき説明する。実施例１合金番号８（組成Ni＝80％，Nb＝５％，Ｐ＝
0.05％，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％
純度の電解鉄、99.8％純度のニオブおよびリン20
％のニツケル−リン母合金を用いた。試料を造る
には、原料を全重量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、
よく撹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℃を超え1000℃以下の温
度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％、温度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41（組成Ni＝79.5％，Nb＝８％，Ｐ＝
0.35％，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、モリブデンとリン10％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CrO₂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を得られた。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】上記各実施例、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、母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、4000G以上の飽和磁束密度、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機器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％、P0.001〜１％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、Al，
Si，Ti，Zr，Hf，Sn，Sb，Ga，In，Tl、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＞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P0.001％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悪く、Nb14％以上およびP1
％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％、P0.001〜１
％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
これにさらにCr，Mo，Ge，Au，Ｗ，Ｖ，Cu，
Ta，Mn，Al，Zr，Si，Ti，Hf，Ga、希土類元
素、Be，Ag，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、Ge，Au，Ｖ，
Ta，Ｗ，Ti，Zr，Hf，Al，Si，Sn，Sb，Ga，
In，Tl、希土類元素、白金族元素、Be，Ag，
Sr，Ba，Ｂ等を添加すると特に耐摩耗性を向上
する効果があり、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る。

【図面の簡単な説明】

第１図は80％Ni−Fe−５％Nb−Ｐ系合金の諸
特性とＰ量との関係を示す特性図、第２図は80％
Ni−Fe−５％Nb−0.05％Ｐ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80％Ni
−Fe−５％Nb−0.05％Ｐ系合金（合金番号８）、
79.5％Ni−Fe−８％Nb−0.035％Ｐ−２％Mo合
金４１、および82％Ni−Fe−２％Nb−0.085％
Ｐ−３％Si合金８９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合
金にAl，Si，Ti，Zr，Hf，Sn，SbあるいはGa
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In，Tl，La，Ru，
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系合金
の熱間圧延加工温度と再結晶集合組織および摩耗
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％、
P0.001〜１％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＞の
再結晶集合組織を有する耐摩耗性高透磁率合金よ
りなる磁気記録再生ヘツド。２重量比にてNi60〜90％、Nb0.5〜14％、
P0.001〜１％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，Tl、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＞の再
結晶集合組織を有する耐摩耗性高透磁率合金より
なる磁気記録再生ヘツド。