JPH07113140B2 - Magnetic alloy - Google Patents
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- JPH07113140B2 JPH07113140B2 JP2019480A JP1948090A JPH07113140B2 JP H07113140 B2 JPH07113140 B2 JP H07113140B2 JP 2019480 A JP2019480 A JP 2019480A JP 1948090 A JP1948090 A JP 1948090A JP H07113140 B2 JPH07113140 B2 JP H07113140B2
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Description
【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は、特に高密度磁気記録用の磁気ヘッドに適する
磁性合金に関する。TECHNICAL FIELD The present invention relates to a magnetic alloy particularly suitable for a magnetic head for high density magnetic recording.
（従来の技術） 近年、磁気記録の高密度化や広帯域化の必要性が高ま
り、磁気記録媒体に高い抗磁力を有する磁性材料を使用
して記録トラック幅を狭くすることにより、高密度磁気
記録再生を実現している。(Prior Art) In recent years, the need for high density and wide band magnetic recording has increased, and by using a magnetic material having a high coercive force for a magnetic recording medium to narrow the recording track width, high density magnetic recording can be achieved. Playback is realized.
そして、この高い抗磁力をもつ磁気記録媒体に記録再生
するするための磁気ヘッド材料として、飽和磁束密度Bs
の高い磁性合金が必要とされており、センダスト合金や
Co−Zr系非晶質合金等をコアの一部または全部に使用し
た磁気ヘッドが提案されている。As a magnetic head material for recording / reproducing on / from this magnetic recording medium having a high coercive force, the saturation magnetic flux density Bs
High magnetic alloy is required, and sendust alloy and
A magnetic head using a Co—Zr type amorphous alloy or the like for a part or all of the core has been proposed.
然しながら、これらの合金のBsは10kG程度か或いはそれ
以下であり、磁気記録媒体の高抗磁力化が一段と進み抗
磁力が2000Oe以上になるとセンダスト合金やCo−Zr系非
晶質合金を使用した磁気ヘッドでは良好な磁気記録再生
が困難になった。However, the Bs of these alloys is about 10 kG or less, and when the coercive force of the magnetic recording medium further increases and the coercive force becomes 2000 Oe or more, the magnetic properties using Sendust alloy or Co-Zr type amorphous alloy are increased. Good magnetic recording and reproduction became difficult with the head.
又、磁気記録媒体の長手方向ではなく、厚さ方向に磁化
して記録する垂直磁化記録方式も提案されているが、こ
の垂直磁化記録方式を良好に行うには、磁気ヘッドの主
磁極先端部の厚さを0.5μｍ以下にする必要があり、比
較的抗磁力の低い磁気記録媒体に記録するにも、高い飽
和磁束密度を持つ磁気ヘッド用磁性合金が必要になる。Further, a perpendicular magnetization recording method has also been proposed in which the magnetic recording medium is magnetized and recorded in the thickness direction, not in the longitudinal direction, but in order to perform this perpendicular magnetization recording method satisfactorily, the main magnetic pole tip portion of the magnetic head is used. Is required to be 0.5 μm or less, and a magnetic alloy for a magnetic head having a high saturation magnetic flux density is required for recording on a magnetic recording medium having a relatively low coercive force.
そして、センダスト合金やCo−Zr系非晶質合金よりも飽
和磁束密度の高い磁性合金として、窒化鉄やFe−Si系合
金等の鉄を主成分とした磁性合金が知られている。As a magnetic alloy having a higher saturation magnetic flux density than a sendust alloy or a Co-Zr type amorphous alloy, a magnetic alloy containing iron as a main component such as iron nitride or Fe-Si type alloy is known.
（発明が解決しようとする課題） ところが、従来より知られているこれらの高Bs磁性合金
は、保磁力Hcが大きくそのままでは磁気ヘッドの材料と
しては不十分であるので、センダスト合金やパーマイ等
の保磁力の小さい磁性材料か、或いはSiO2等の非磁性材
料を中間層とした多層構造の磁気ヘッドが提案されてい
る。然しながら、このように異なる系の物質を多層化す
るには工数やコストがかかり、信頼性を保つのも難しい
という問題があった。(Problems to be Solved by the Invention) However, since these conventionally known high Bs magnetic alloys have a large coercive force Hc and are not sufficient as a material for a magnetic head as they are, they are not suitable as a sendust alloy or permite. A magnetic head having a multilayer structure in which a magnetic material having a small coercive force or a non-magnetic material such as SiO 2 is used as an intermediate layer has been proposed. However, there are problems in that it takes man-hours and costs to make the materials of different systems into multiple layers, and it is difficult to maintain reliability.
特に、数μｍ以上の膜厚にするためには、場合によって
は100層以上の多層構造にする必要があり、使用範囲も
限られていた。In particular, in order to obtain a film thickness of several μm or more, it is necessary to have a multilayer structure of 100 layers or more in some cases, and the range of use is limited.
この問題を解決するために、本発明人等はFe−Ｎ−Ｏ合
金によって単層で高Bsで、かつ低Hcの磁性合金が得られ
ることを提案したが、熱安定性の面からガラスモールド
工程には適さないという問題があった。In order to solve this problem, the present inventors have proposed that a Fe—N—O alloy can provide a magnetic alloy with a single layer of high Bs and low Hc. There was a problem that it was not suitable for the process.
そこで、本発明は多層構造にしなくても高飽和磁束密度
を持ち、且つ、保磁力の小さい熱安定性に優れた磁性合
金を提供することを目的とする。Therefore, it is an object of the present invention to provide a magnetic alloy having a high saturation magnetic flux density and a small coercive force and excellent thermal stability without having a multilayer structure.
（課題を解決するための手段） 本発明は上記の課題を解決するためになされたものであ
り、FeVNWOXMYなる組成式で表わされ、v,w,x,yで示され
る原子％は １≦ｗ≦20 １≦ｘ≦20 0.5≦ｙ≦６ ｖ＋ｗ＋ｘ＋ｙ＝100 なる関係を有する磁性合金、（但しＭはTa,Nb,またはTa
とNbの混合物）または、FeVNWOXMYLZなる組成式で表わ
され、v,w,x,y,zで示される原子％は １≦ｗ≦20 １≦ｘ≦20 0.5≦ｙ≦６ 0.3≦ｘ≦３ ｖ＋ｗ＋ｘ＋ｙ＋ｚ＝100 なる関係を有する磁性合金、（但しＭはTaまたはNbまた
はTaとNbの混合物であり、ＬはTi,Cr,Co,Cu,Ga,Mo,Ru,R
h,Pd,Ag,Sn,W,Re,Os,Ir,Pt,Au,Al,Si,C,V,Ni,Zr,Hf,B,G
e,Y,Sb,Pbなる群の中から選ばれた少なくとも１種類以
上の元素）を提供するものである。(Means for Solving the Problems) The present invention has been made to solve the above problems, and is represented by a composition formula Fe V N W O X M Y , where v, w, x, y The atomic% shown is a magnetic alloy having a relationship of 1 ≦ w ≦ 20 1 ≦ x ≦ 20 0.5 ≦ y ≦ 6 v + w + x + y = 100 (where M is Ta, Nb, or Ta).
And a mixture of Nb) or Fe V N W O X M Y L Z , and the atomic% represented by v, w, x, y, z is 1 ≦ w ≦ 20 1 ≦ x ≦ 20 0.5 ≦ y ≦ 6 0.3 ≦ x ≦ 3 v + w + x + y + z = 100 magnetic alloy, where M is Ta or Nb or a mixture of Ta and Nb, and L is Ti, Cr, Co, Cu, Ga, Mo, Ru, R
h, Pd, Ag, Sn, W, Re, Os, Ir, Pt, Au, Al, Si, C, V, Ni, Zr, Hf, B, G
It provides at least one element selected from the group consisting of e, Y, Sb, and Pb).
（実施例） 本発明の磁性合金の製造装置の一例を第１図に示す。(Example) An example of a magnetic alloy production apparatus of the present invention is shown in FIG.
一対のターゲット５、５は鉄（Fe）とタンタル（Ta）、
ニオブ（Nb）、例えばルテニウム（Ru）等の添加元素の
合金ターゲットか、或いは適当な凹部を設けた純鉄のタ
ーゲットの凹部にチップ状のTa、NbまたはRu等をはめ込
んだ複合ターゲットである。このターゲット５、５はタ
ーゲットホルダー９によって支えられており、このター
ゲット５とターゲットホルダー９には、直流電源13より
マナス電位が印加され、更にこのターゲットホルダー９
の周囲にはシールド４が取り付けてある。The pair of targets 5, 5 are iron (Fe) and tantalum (Ta),
It is a composite target in which chip-like Ta, Nb, Ru, or the like is fitted into the concave portion of a target of an alloy of niobium (Nb), for example, an additive element such as ruthenium (Ru), or a pure iron target provided with an appropriate concave portion. The targets 5 and 5 are supported by a target holder 9. The target 5 and the target holder 9 are applied with a Manas potential from a DC power source 13, and the target holder 9
A shield 4 is attached to the periphery of the.
また、このターゲントホルダー９の内部には、両ターゲ
ット５、５間にプラズマ14を集束するための磁石６、６
が挿入され、且つターゲット５の表面の加熱を防ぐため
に冷却水８が流入している。In addition, inside the target holder 9, magnets 6 and 6 for focusing the plasma 14 between the targets 5 and 5 are provided.
Is inserted, and the cooling water 8 flows in to prevent the surface of the target 5 from being heated.
そして、接地された真空槽15の左右に、２個のターゲッ
トホルダー９が絶縁体７によって絶縁されて設けられて
いる。Two target holders 9 are provided on the left and right of the grounded vacuum chamber 15 and insulated by an insulator 7.
また、この真空槽15の上部より、酸素（O2）、窒素
（N2）、アルゴン（Ar）がそれぞれ流量計１〜３によ
り、所定の流量に調節されて導入されている。In addition, oxygen (O 2 ), nitrogen (N 2 ), and argon (Ar) are introduced from the upper part of the vacuum chamber 15 by flowmeters 1 to 3 adjusted to predetermined flow rates.
なお、アルゴンは、ターゲット５をスパッタすると同時
に成膜する磁性合金膜中の酸素と窒素の量を調節するた
めのものである。Argon is used for adjusting the amounts of oxygen and nitrogen in the magnetic alloy film formed simultaneously with sputtering the target 5.
そして、真空槽15の下部には、基板ホルダー12上に基板
１が置かれ、不純物を防ぐためのシャッター10が基板11
を覆っている。The substrate 1 is placed on the substrate holder 12 below the vacuum chamber 15, and the shutter 10 for preventing impurities is provided on the substrate 11.
Covers.
このようなスパッタ装置において、直流電源13により、
左右のターゲントホルダー９に支えられたターゲット
５、５の間にプラズマ14を発生させると、ターゲット５
はマイナス電位であるので、プラズマ14中のアルゴンイ
オン（AR+）がターゲット５に衝突し、ターゲット５の
鉄原子およびTa、NbまたはRu等の原子が飛び出す。In such a sputtering device, by the DC power supply 13,
When plasma 14 is generated between the targets 5 and 5 supported by the left and right target holders 9,
Is a negative potential, the argon ions (AR + ) in the plasma 14 collide with the target 5 and the iron atoms of the target 5 and the atoms such as Ta, Nb or Ru jump out.
そして、ターゲット５から飛び出した鉄原子と、プラズ
マ中の酸素の原子または分子とが結合して、基板11の上
に成長していく。Then, the iron atoms jumping out from the target 5 and the atoms or molecules of oxygen in the plasma are combined and grow on the substrate 11.
なお、スパッタ開始後の数分間は、シャッター10を閉じ
て基板11を覆うことにより、ターゲット５の表面の不純
物が基板11の上に付かないようにし、その後でシャッタ
ー10を開けるようにする。It should be noted that, for several minutes after the start of sputtering, the shutter 10 is closed to cover the substrate 11 so that impurities on the surface of the target 5 do not adhere to the substrate 11, and then the shutter 10 is opened.
そして、流量計１〜３にて酸素、窒素、アルゴンの導入
量を調節することにより、所望の酸素を含んだFeVNWOXM
Yなる組成式の合金を得ることができる。（但し、ＭはT
a,Nb,またはTaとNbの混合物）を示す） このようにして得たFeVNWOXMY及びFeVNWOXMYLZなる組成
式の合金の窒素、酸素およびTa、Nb、Ruなどの添加元素
の含有量と回転地場中で300℃の熱処理を行った後の飽
和磁束密度（Bs）、保磁力（Hc）との関係を表１に示
す。Then, by adjusting the introduction amounts of oxygen, nitrogen, and argon with the flowmeters 1 to 3, Fe V N W O X M containing desired oxygen.
An alloy having a composition formula Y can be obtained. (However, M is T
a, Nb, or a mixture of Ta and Nb)) The nitrogen, oxygen, and Ta of the alloys of the composition formulas Fe V N W O X M Y and Fe V N W O X M Y L Z thus obtained are shown. Table 1 shows the relationship between the contents of additive elements such as Ni, Nb, and Ru and the saturation magnetic flux density (Bs) and coercive force (Hc) after heat treatment at 300 ° C in a rotating ground.
表１は酸素およびTa、Nb、Ruの含有量と飽和磁束密度
（Bs）、保磁力（Hc）との関係を示す表であり、含有量
はESCA（Ｘ線光電子分光分析法）、EPMA（Ｘ線マイクロ
アナライザ法）等による定量分析で原子％で表わしてい
るが、±20％程度の誤差が見込まれる。保磁力は真空中
での熱処理を行った時の値であり、熱処理温度は300℃
である。この内、試料番号１は鉄のみの場合の結果であ
り、試料番号２は鉄に酸素のみを含有させた時の結果、
試料番号３は鉄に窒素のみを含有させた時の結果であ
る。試料番号５〜13は本発明の磁性合金である。 Table 1 is a table showing the relationship between the contents of oxygen and Ta, Nb, Ru and the saturation magnetic flux density (Bs) and the coercive force (Hc). The contents are ESCA (X-ray photoelectron spectroscopy), EPMA ( Although it is expressed in atomic% by quantitative analysis by X-ray microanalyzer method), an error of about ± 20% is expected. The coercive force is the value when heat treatment is performed in vacuum, and the heat treatment temperature is 300 ° C.
Is. Of these, Sample No. 1 is the result when only iron was used, and Sample No. 2 was the result when iron was allowed to contain only oxygen,
Sample No. 3 is the result when iron contains only nitrogen. Sample Nos. 5 to 13 are magnetic alloys of the present invention.
ここで、酸素の含有量が１原子％未満であると、顕著な
酸素の効果がみられず、Hcはほとんど低下しない。ま
た、酸素の含有量が20原子％を越えると、軟磁気特性が
大幅に劣化し、Bsの低下とHcの増大が起こる。従って、
酸素の含有量が１〜20原子％、更に好ましくは１〜10原
子％であるとBsが高く且つHcの小さい磁性合金が得られ
る。窒素の含有量は１原子％未満であると顕著な磁気特
性の向上は見られず、20原子％を越えるとBsの低下とHc
の増大、特にBsが本発明の目的である高Bsを達成できな
くなる。従って、窒素の含有量が１〜20原子％、更に好
ましくは１〜10原子％である時、Bsが高く且つHcの小さ
い磁性合金が得られる。Here, if the oxygen content is less than 1 atomic%, the remarkable effect of oxygen is not observed, and Hc hardly decreases. On the other hand, if the oxygen content exceeds 20 atomic%, the soft magnetic properties are significantly deteriorated, and Bs is lowered and Hc is increased. Therefore,
When the oxygen content is 1 to 20 atom%, more preferably 1 to 10 atom%, a magnetic alloy having a high Bs and a low Hc can be obtained. If the nitrogen content is less than 1 atomic%, no remarkable improvement in magnetic properties is observed, and if it exceeds 20 atomic%, Bs decreases and Hc
Of Bs, especially Bs, cannot attain the high Bs which is the object of the present invention. Therefore, when the nitrogen content is 1 to 20 atom%, more preferably 1 to 10 atom%, a magnetic alloy having a high Bs and a low Hc can be obtained.
したがって、FeVNWOXMYなる式で示される組成の合金に
おいて、v,w,x,yが次のような原子％の時に優れた軟磁
気特性を示す磁性合金が得られる。Therefore, in the alloy of the composition represented by Fe V N W O X M Y becomes equation, v, w, x, y is the magnetic alloy is obtained showing excellent soft magnetic properties when the atomic% as follows.
即ち、 １≦ｗ≦20 １≦ｘ≦20 0.5≦ｙ≦６ ｖ＋ｗ＋ｘ＋ｙ＝100 なる関係を満たせばよい。That is, the relationship of 1 ≦ w ≦ 20 1 ≦ x ≦ 20 0.5 ≦ y ≦ 6 v + w + x + y = 100 may be satisfied.
また、第２図には本発明の磁性合金と従来例である窒化
鉄合金の熱処理温度による保磁力（Hc）の変化を示す。Further, FIG. 2 shows changes in coercive force (Hc) of the magnetic alloy of the present invention and a conventional iron nitride alloy depending on the heat treatment temperature.
この第２図から、本発明の磁性合金は、Hcが小さく熱安
定性にも優れていることが分かる。It can be seen from FIG. 2 that the magnetic alloy of the present invention has a small Hc and is excellent in thermal stability.
ここで、TaおよびNbの含有量が0.5原子％未満である
と、低Hc化と熱安定性の向上に対する顕著な効果は見ら
れず、６原子％を越えると高Bsで且つ低Hcであり熱安定
性に優れた磁性合金を得ることができない。Here, if the content of Ta and Nb is less than 0.5 at%, no remarkable effect on lowering Hc and improvement of thermal stability is observed, and if it exceeds 6 at%, high Bs and low Hc are obtained. A magnetic alloy having excellent thermal stability cannot be obtained.
また、Ti,Cr,Co,Cu,Ga,Mo,Ru,Rh,Pd,Ag,Sn,W,Re,Os,Ir,
Pt,Au,Al,Si,C,V,Ni,Zr,Hf,B,Ge,Y,Sb,Pbの合計の含有
量が0.3原子％未満であると、これらの元素の顕著な効
果が見られず、３原子％を越えると低Hcを達成できなく
なる。Also, Ti, Cr, Co, Cu, Ga, Mo, Ru, Rh, Pd, Ag, Sn, W, Re, Os, Ir,
When the total content of Pt, Au, Al, Si, C, V, Ni, Zr, Hf, B, Ge, Y, Sb, and Pb is less than 0.3 atomic%, significant effects of these elements are observed. If it exceeds 3 atomic%, low Hc cannot be achieved.
すなわち、その点をFe−Ta−Ｎ−Ｏ合金とFe−Ta−Ｎ−
Ｏ合金にTi,Cr,Co,Cu,Ga,Mo,Ru,Rh,Pd,Ag,Sn,W,Re,Os,I
r,Pt,Au,Al,Si,C,V,Ni,Zr,Hf,B,Ge,Y,Sb,Pbを添加した
時の耐蝕性の実験により確認した。That is, that point is considered to be Fe-Ta-N-O alloy and Fe-Ta-N-
O alloys with Ti, Cr, Co, Cu, Ga, Mo, Ru, Rh, Pd, Ag, Sn, W, Re, Os, I
It was confirmed by an experiment of corrosion resistance when adding r, Pt, Au, Al, Si, C, V, Ni, Zr, Hf, B, Ge, Y, Sb, and Pb.
表２はその実験結果である。なお。この実験は磁性合金
を60℃−90％の高温高湿中に放置し、1000時間経過後に
腐蝕痕が見られないものを○、腐蝕痕が生じたものを×
として耐蝕性を表わした。この表中、試料番号21は比較
例であるFe−Ｎ合金、試料番号22はFe−Ta−Ｎ−Ｏ合
金、試料番号23〜51はFe−Ta−Ｎ−Ｏ合金に、Ti、Cr等
の元素を添加した合金であり、試料番号22〜51が本発明
磁性合金である。Table 2 shows the experimental results. Incidentally. In this experiment, the magnetic alloy was left in the high temperature and high humidity of 60 ° C-90%, and after 1000 hours, no corrosion marks were found, and when corrosion marks were generated, x.
Was expressed as corrosion resistance. In this table, sample No. 21 is a comparative example Fe-N alloy, sample No. 22 is Fe-Ta-NO alloy, sample Nos. 23 to 51 are Fe-Ta-NO alloys, Ti, Cr, etc. Sample Nos. 22 to 51 are magnetic alloys of the present invention.
従って、Ti,Cr,Co,Cu,Ga,Mo,Ru,Rh,Pd,Ag,Sn,W,Re,Os,I
r,Pt,Au,Al,Si,C,V,Ni,Zr,Hf,B,Ge,Y,Sb,Pbの含有量が
0.3原子％〜３原子％の範囲であると良いことが分か
る。 Therefore, Ti, Cr, Co, Cu, Ga, Mo, Ru, Rh, Pd, Ag, Sn, W, Re, Os, I
The content of r, Pt, Au, Al, Si, C, V, Ni, Zr, Hf, B, Ge, Y, Sb, Pb
It turns out that it is good if it is in the range of 0.3 atom% to 3 atom%.
従って、FeVNWOXMYLZなる式で示される組成の合金にお
いて、ｖ、ｗ、ｘ、ｙ、ｚが次のような原子％の時に優
れた軟磁気特性を示し、且つ耐蝕性の優れた磁性合金が
得られる。Therefore, Fe V in N W O X M Y L Z becomes alloy having a composition represented by the formula, v, w, x, y, z indicates excellent soft magnetic properties when the atomic% as follows, and corrosion A magnetic alloy having excellent properties can be obtained.
１≦ｗ≦20 １≦ｘ≦20 0.5≦ｙ≦６ 0.3≦ｘ≦３ ｖ＋ｗ＋ｘ＋ｙ＋ｚ＝100 また、本発明の磁性合金と、他の軟磁性材（センダスト
等）とを交互に積層して、多層構造とすることにより、
更に保磁力の低下が期待できるが、本発明になる磁性合
金だけの単層構造でも優れた磁気特性を有する磁性合金
が得られる。1 ≦ w ≦ 20 1 ≦ x ≦ 20 0.5 ≦ y ≦ 6 0.3 ≦ x ≦ 3 v + w + x + y + z = 100 Further, the magnetic alloy of the present invention and another soft magnetic material (such as sendust) are alternately laminated to form a multilayer. By having a structure,
Further, a decrease in coercive force can be expected, but a magnetic alloy having excellent magnetic properties can be obtained even with a single layer structure of the magnetic alloy according to the present invention.
（発明の効果） 本発明は、以上のような組成式の磁性合金にすることに
より、更に、耐蝕性と熱安定性の優れた磁気ヘッド用磁
性合金が得られる。従って、本発明の磁性合金を用いれ
ば、高保磁力磁気媒体への良好な記録再生が行え、高密
度磁気記録再生が実現できる。(Effects of the Invention) In the present invention, a magnetic alloy for a magnetic head, which is further excellent in corrosion resistance and thermal stability, can be obtained by using the magnetic alloy having the above composition formula. Therefore, by using the magnetic alloy of the present invention, good recording / reproducing can be performed on the high coercive force magnetic medium, and high density magnetic recording / reproducing can be realized.
第１図は本発明の磁性合金を製造する装置の一例である
スパッタ装置の概略図、第２図は本発明の磁性合金と従
来例である窒化鉄合金の熱処理温度によるHcの変化を示
す図である。FIG. 1 is a schematic view of a sputtering apparatus which is an example of an apparatus for producing a magnetic alloy of the present invention, and FIG. 2 is a view showing changes in Hc depending on heat treatment temperatures of the magnetic alloy of the present invention and a conventional iron nitride alloy. Is.
Claims (2)
で示される原子％は １≦ｗ≦20 １≦ｘ≦20 0.5≦ｙ≦６ ｖ＋ｗ＋ｘ＋ｙ＝100 なる関係を有する磁性合金。（但しＭはTa,Nb,またはTa
とNbの混合物）1. A compositional formula of Fe V N W O X M Y , where v, w, x, y
Is a magnetic alloy having an atomic% of 1 ≦ w ≦ 20 1 ≦ x ≦ 20 0.5 ≦ y ≦ 6 v + w + x + y = 100. (However, M is Ta, Nb, or Ta
And a mixture of Nb)
x,y,zで示される原子％は １≦ｗ≦20 １≦ｘ≦20 0.5≦ｙ≦６ 0.3≦ｘ≦３ ｖ＋ｗ＋ｘ＋ｙ＋ｚ＝100 なる関係を有する磁性合金。（但しＭはTaまたはNbまた
はTaとNbの混合物であり、ＬはTi,Cr,Co,Cu,Ga,Mo,Ru,R
h,Pd,Ag,Sn,W,Re,Os,Ir,Pt,Au,Al,Si,C,V,Ni,Zr,Hf,B,G
e,Y,Sb,Pbなる群の中から選ばれた少なくとも１種類以
上の元素）2. A compositional formula of Fe V N W O X M Y L Z , in which v, w,
Atomic% represented by x, y, z is a magnetic alloy having a relationship of 1 ≦ w ≦ 20 1 ≦ x ≦ 20 0.5 ≦ y ≦ 6 0.3 ≦ x ≦ 3 v + w + x + y + z = 100. (However, M is Ta or Nb or a mixture of Ta and Nb, and L is Ti, Cr, Co, Cu, Ga, Mo, Ru, R
h, Pd, Ag, Sn, W, Re, Os, Ir, Pt, Au, Al, Si, C, V, Ni, Zr, Hf, B, G
(At least one element selected from the group consisting of e, Y, Sb, Pb)
Priority Applications (1)
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|---|---|---|---|
| JP2019480A JPH07113140B2 (en) | 1989-02-16 | 1990-01-30 | Magnetic alloy |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
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| JP3507189 | 1989-02-16 | ||
| JP2019480A JPH07113140B2 (en) | 1989-02-16 | 1990-01-30 | Magnetic alloy |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH02298238A JPH02298238A (en) | 1990-12-10 |
| JPH07113140B2 true JPH07113140B2 (en) | 1995-12-06 |
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|---|---|---|---|---|
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1990
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