JPH0545658B2

JPH0545658B2 -

Info

Publication number: JPH0545658B2
Application number: JP60014556A
Authority: JP
Inventors: Ryo Masumoto; Juetsu Murakami
Original assignee: DENKI JIKI ZAIRYO KENKYUSHO
Current assignee: DENKI JIKI ZAIRYO KENKYUSHO
Priority date: 1985-01-30
Filing date: 1985-01-30
Publication date: 1993-07-09
Also published as: US4834813A; KR860005901A; CN1048567A; CN1019672B; KR910002868B1; CN1052702A; GB2170222A; GB8519403D0; JPS61174349A; CN1011983B; US4830685A; US4710243A; CN85106170A; GB2170222B

Description

【発明の詳細な説明】

（産業上の利用分野）本発明は、Ni、Nb、TaおよびFeよりなる耐
摩耗性高透磁率合金およびNi、Nb、Taおよび
Feを主成分とし、副成分としてCr、Mo、Ge、
Au、CoV、Ｗ、Cu、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、鋳造加工が容易で、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Mn−Zn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はできないの
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系およびNi
−Fe−Ta系合金は鍛造加工が容易で硬度および
透磁率が大きいことから、磁気ヘツド用磁性合金
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号および特公昭51−536
号）。その後本発明者らは、磁気ヘツド用磁性合金と
してNi−Fe−Nb系およびNi−Fe−Ta系合金の
薄板を生産して来たが、磁気テープの摺動による
薄板の摩耗量は、薄板の製造工程における加工法
および熱処理法によつて著しく増減して耐摩耗性
が損なわれる大きな問題があることから、この原
因を解明するためこれら合金の摩耗について系統
的な研究を行つた。その結果、Ni−Fe−Nb系お
よびNi−Fe−Ta系合金の摩耗は硬度によつて一
義的に決定させるものでなく、薄板の製造方法に
依存する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）本発明の特徴とするところは、次の通りであ
る。第１発明重量比にてNi60〜90％、NbおよびTaの合計
0.5〜20％（但し、Nb14％以下、NbおよびTa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％、NbおよびTaの合計
0.5〜20％（但し、Nb14％以下、NbおよびTa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、
Gu、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％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３発明重量比にてNi60〜90％、NbおよびTaの合計
0.5〜20％（但し、Nb14％以下、NbおよびTa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1200℃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、融
点以下の温度から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％、NbおよびTaの合計
0.5〜20％（但し、Nb14％以下、NbおよびTa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1200℃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、融
点以下の温度から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、Ni60〜90％、Nbお
よびTaの合計0.5〜20％｛但し、Nb14％以下、
NbおよびFe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。あるいは
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、MnO25％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、必要ならば焼純
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。次に本発明を図面つき説明する。第１図は79％Ni−Fe−Nb−Ta系合金（但し、
Nb：Ta＝１：１）について加工率90％で冷間圧
延し、1100℃で加熱した後、800℃／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
NbおよびTa量との関係を示したものである。 Ni−Fe−Nb−Ta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NbおよびTaを
合計で0.5％以上添加すると｛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特に発達し、そ
れとともに摩耗量は著しく減少する。また実効透
磁率はNbおよびTaの添加よつて増大するが、
NbおよびTaの合計0.5％以下ではその効果が少
なく、また20％以上では鍛造加工が困難となり好
ましくない。第２図は79％Ni−Fe−５％Nb−５％Ta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が効果率
50％以上において特に著しい。第３図は79％Ni−Fe−５％Nb−５％Ta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＞＋｛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
が、特に900℃以上において著しい。第４図は合
金番号64（80.3％Ni−Fe−２％Nb−２％Ta−３
％Ge合金）、合金番号52（79.5％Ni−Fe−５％Nb
−３％Ta−２％Mo合金）、合金番号21（79％Ni
−Fe−５％Nb−５％Ta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最適再加熱時間が存在
することが判る。第５図は79％Ni−Fe−５％Nb−５％Ta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79％Ni−Fe−５％Nb−５％
Ta合金にＶ、Ｗ、CuあるいはMnを添加した場
合の磁気ヘツドの摩耗量及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、磨耗量は減少する
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79％Ni−Fe−５％Nb−５％
Ta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79％Ni−Fe−５％Nb−５％Ta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図には79％Ni−Fe−５％Nb−５％Ta合
金の熱間圧延加工温度と、再結晶集合組織の集積
度との関係を示す特性図で、1000℃以下では
｛112｝＜111＞の再結晶集合組織が残留している
が、1000℃以上では特に｛311｝＜112＞の再結晶
集合組織が発達し、摩耗量は特に減少する。本発明において、冷間加工は｛110｝＜112＞＋
｛112｝＜111＞の冷間加工集合組織を形成し、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NbおよびTaの合計
0.5％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
著るしく向上し、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
実効透磁率を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＞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
させるものである。したがつて、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、急冷しても除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下の温度より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時間以下最加熱し冷却すると、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。（実施例）次に本発明を実施例につき説明する。実施例１合金番号21（組成Ni＝79％、Nb＝５％、Ta＝
５％、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タンタ
ルを用いた。試料を造るには、原料を全重量800
ｇ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1100
℃で鍛造して厚さ７mmの板とした。さらに1000℃
を越え1200℃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、それから外形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
ならびに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】実施例２合金番号52（組成Ni＝79.5％、Nb＝５％、Ta
＝３％、Mo＝２％、Fe＝残部）の合金の製造原料は実施例１と同じ純度でニツケル、鉄、ニ
オブ、タンタル99.8％純度のモリブデンおよびニ
オブ65％、タンタル５％を含むフエロニオブ合金
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】本発明において、50％以上の冷間加工の処理前
に、1000℃を越え1200℃以下の温度で熱間圧延す
ると、次いで施される加工率50％以上の冷間加工
ならびに900℃以上の温度における熱処理により
もたらされる｛110｝＜112＞＋｛311｝＜112＞の再
結晶集合組織の生成及び耐摩耗性に強く影響す
る。実施例３ 79％Ni−Fe−５％Nb−５％Ta合金を本発明
実施例１に準じて製造し、約1100℃で鍛造して厚
さ７mmの板とした。さらに種々な加熱温度で厚さ
1.0mmまでの熱間圧延加工し、次いで常温で冷間
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及び摩耗量と
の関係を第９図に示した。熱間圧延加工の温度が
1000℃以下では｛112｝＜111＞が残留し摩耗量が
大きいが、1000℃を変えて1200℃以下の温度では
｛110｝＜112＞＋｛311｝＜112＞が発達し摩耗量が特
に小さくなる。すなわち、本発明では熱間圧延加
工の温度によつて、最終的に得られる合金の耐摩
耗性が大きく影響されるのである。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％、
NbおよびTaの合計0.5〜20％（但し、Nb14％以
下、NbおよびTa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、Gu、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、NbおよびTaの合計0.5％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、Nbおよび
Taの合計20％以上およびNb14％以上では鍛造加
工が困難となり、また、飽和磁束密度4000G以下
になるからである。そしてNi60〜90％、NbおよびTaの合計0.5〜
20％（但し、Nb14％以下、NbおよびTa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、Mn、Al、Zr、Si、Ti、Hf、Ga、In、
TI、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、希土類原素、白金族元素、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
およびＶの添加は｛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｛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79％Ni−Fe−Nb−Ta系合金の諸特
性とNbおよびTa量（但し、Nb：Ta＝１：１）
との関係を示す特性図、第２図は79％Ni−Fe−
５％Nb−５％Ta合金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す特性図、第３図
は79％Ni−Fe−５％Nb−５％Ta合金の再結晶
集合組織および諸特性と加熱温度との関係を示す
特性図、第４図は80.3％Ni−Fe−２％Nb−２％
Ta−３％Ge合金（合金番号64）、79.5％Ni−Fe
−５％Nb−３％Ta−２％Mo合金（52）、および
79％Ni−Fe−５％Nb−５％Ta合金（21）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79％Ni−Fe
−５％Nb−５％Ta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79％Ni−
Fe−５％Nb−５％Ta合金にＶ、Ｗ、Cu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79％Ni−Fe−
５％Nb−Ｔ％Ta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
特性を各元素の添加量との関係を示す特性図、第
８図は79％Ni−Fe−５％Nb−５％Ta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79％Ni−Fe−５％Nb−５
％Ta合金を実施例１により製造した時の熱間圧
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％、NbおよびTaの合
計0.5〜20％（但し、Nb14％以下、NbおよびTa
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。２重量比にてNi60〜90％、NbおよびTaの合
計0.5〜20％（但し、Nb14％以下、NbおよびTa
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、Gu、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％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％、NbおよびTaの合
計0.5〜20％（但し、Nb14％以下、NbおよびTa
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1200℃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、
融点以下の温度から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％、NbおよびTaの合
計0.5〜20％（但し、Nb14％以下、NbおよびTa
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1200℃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、
融点以下の温度から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
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。