CN1975941A - 具有较高矫顽力的铁系磁性粉末及使用该粉末的磁记录介质 - Google Patents

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Abstract

提供了一种用于高密度记录介质的由颗粒构成的磁性粉末，即使当细化颗粒尺寸时该磁性粉体也表现出优异的磁性能，特别是高的矫顽力。本发明还提供了使用该粉末的磁记录介质。该粉末是按Fe的原子比包含总量为0.01～10原子百分比的选自W和Mo的一种或多种的铁系磁性粉末，特别是主要由F16N2构成的磁性粉末。该磁性粉末能够表现出238kA/m(3000Oe)或更大的矫顽力。除W和Mo以外，该磁性粉末按Fe的原子比可包含总量最高为25原子百分比的选自Al和稀土元素(限定为包含Y)的一种或多种。

Description

具有较高矫顽力的铁系磁性粉末及使用该粉末的磁记录介质
技术领域
本发明涉及用于高记录密度磁记录介质的铁系磁性粉末，特别涉及具有高矫顽力Hc的粉末，并涉及使用该铁系磁性粉末的磁记录介质。
背景技术
为了实现当前磁记录介质要求的越来越高的记录密度，记录波长正在被缩短。但是，这要求磁性颗粒的尺寸远远小于用于记录短波长信号的区域的长度。如果不这样，则不能产生明显的磁转变，使得不可能进行实际记录。磁性粉末的颗粒尺寸因此必须充分小于记录波长。
要实现更高的记录密度，还必须提高记录信号的分辨能力，因此减少磁记录介质的噪声也十分重要。颗粒尺寸是噪声中的主要因素，因此，可以通过减小颗粒的尺寸减少噪声。这也使得用于高密度记录的磁性粉末必须具有充分小的颗粒尺寸。
目前，减小用于更高记录密度的磁性粉末的颗粒尺寸的问题还在于同时降低了矫顽力Hc。因此，用于更高密度磁记录介质的磁性粉末必须具有更高的矫顽力Hc以便在高密度介质中保留磁性并保证输出。
即使可以获得这种磁性粉末，然而当使用常规的长记录波长时不是主要问题的现象却在最短波长记录区的情况下成为主要问题。当通过施加厚的磁性粉末涂层形成磁性层时，特定的问题包括自去磁损失和可归因于磁性层厚度的厚度损失的显著作用，使得不能获得足够的分辨能力。仅通过改善磁性粉末的磁性能或通过使用介质制造技术以改进表面性能无法消除这些现象，还要求减小磁性层的厚度。当使用颗粒尺寸为100nm量级的常规磁性粉末时，可减小磁性层厚度的程度受到限制，因此，从这种观点看，也需要小的颗粒尺寸。
但是，当颗粒细化达到颗粒体积的减少超过某一程度的点时，热起伏导致磁性能的明显劣化，并且颗粒尺寸的进一步减小引起超顺磁性，在该点上停止表现出磁性。另一问题在于，伴随颗粒尺寸的细化比表面积的增加使抗氧化性劣化。因此，适用于高密度记录介质的磁性粉末需要即使当颗粒尺寸减小时也可抵抗超顺磁性的热稳定性。即，该粉末必须能够实现大的各向异性常量、高的Hc(矫顽力)、高的σs、低的反转磁场分布(SFD)和高的抗氧化性，并且必须由足够细以致能够实现非常薄的涂层的颗粒构成。
JP2001-6147(参考文献1)说明了用于高密度记录介质的具有优异磁性能的磁性粉末，该磁性粉末包含长轴直径为30～120nm、轴比为3～8、Hc为79.6～318.5kA/m且σs为100～180Am2/kg的铁磁性金属颗粒。
JP2000-277311 A和WO 03/079333(参考文献2和3)说明了由作为主要相的Fe16N2构成的氮化铁磁性材料。在参考文献2中，公开了表现出高矫顽力和高饱和磁化强度的高比表面积的氮化铁磁性材料，同时，由于Fe16N2相的晶体磁各向异性和磁性粉末的比表面积的增大之间的协同效应，不管形状如何都可实现优异的磁性能。参考文献3也说明了由大致为球形或椭球形的颗粒构成的稀土金属-铁氮化物系的磁性粉末，并说明了，尽管它由20nm量级的微细颗粒(平均颗粒体积为4187nm3)构成，但是，由于其小的BET比表面积，它具有200kA/m(2512Oe)或更大的高矫顽力和高的饱和磁化强度，并且同样地，使用稀土元素-铁氮化物系磁性粉末可使得涂层型磁性记录介质的记录密度大大提高。
发明内容
如参考文献2和3所述，主要相是表现出大的晶体磁各向异性的Fe16N2的磁性粉末具有作为磁性材料的高潜力。但是，最近趋于具有更高记录密度的磁带介质的趋势已产生为此目的开发微细颗粒的需要。
随着开发出更小的颗粒，更小的颗粒尺寸伴随磁性能的劣化。特别地，矫顽力Hc的降低使颗粒易受热起伏效应的影响。热起伏的效应在于磁性粉末不能保持其磁性，意味着它不能保持记录在记录介质上的信息，这在最坏的情况下可导致记录信息的丧失。
本发明的目的在于，提供用于高密度记录介质的由颗粒构成的磁性粉末，即使当颗粒尺寸减小时该磁性粉末仍可表现出优异的磁性能，特别是高的矫顽力，并且提供使用该粉末的磁记录介质。
基于各种研究，本发明人发现，通过还原包含诸如W元素的羟基氧化铁或氧化铁，所述诸如W的元素固溶于或附着于所述羟基氧化铁或氧化铁上，并然后在需要的情况下氮化，可以获得具有良好的磁性能特别是矫顽力Hc的磁性粉末，该磁性粉末在用于形成磁带时不易受热起伏的影响。
本发明人的进一步研究揭示，通过添加W以外的诸如Mo的元素，可大大提高矫顽力。即，通过使用包含在固溶体中或粘附于其上的特定元素的羟基氧化铁或氧化铁作为开始材料，可以获得具有前所未见的优异矫顽力的磁性粉末。
本发明提供按Fe的原子比包含总量为0.01～10原子百分比(原子％)的选自W和Mo的一种或多种的铁系磁性粉末，特别是主要包含F16N2的磁性粉末。本发明还提供如上所述的铁系磁性粉末，该铁系磁性粉末按Fe的原子比还包含总量最高为25原子％的选自Al和稀土元素(限定为包含Y)的一种或多种。这里，元素X(W、Mo、Al和稀土元素等)的该原子比是以原子％表示的粉末中元素X与Fe的量的比。特别地，使用从粉末的定量分析计算的X的量(原子％)和Fe的量(原子％)，使用由下式(1)确定的值。
X量(原子％)/Fe量(原子％)X100……(1)
元素X可以存在于固溶体的磁性相中或附着于颗粒的表面上。
本发明的铁系磁性粉末是诸如α-Fe、Fe-Co合金、氮化铁(特别是Fe16N2为主要成分的粉末)的以Fe为其主要成分的磁性粉末，或通过氧化这些颗粒的表面处理得到的这种磁性粉末，特别是矫顽力Hc为238kA/m(3000Oe)或更大的磁性粉末。除了选自W和Mo的一种或多种之外，本发明的磁性粉末可包含选自N、Co、Al和稀土元素(限定为包含Y)的一种或多种。可通过元素分析检测到的另一种元素是氧化膜中的氧。剩余部分基本上是Fe。这里，“基本上”表示可能以不妨碍本发明目的的程度伴随其它元素。同样，“剩余部分基本上是Fe”包括余量是Fe和不可避免的杂质的情况。
这里，“Fe16N2是主要成分”是指表现出Co-KαX射线衍射图样的磁性粉末，在该Co-KαX射线衍射图样中，在2θ＝50.0°附近检测的峰值强度I1与在2θ＝52.4°附近检测的峰值强度I2之间的强度比I1/I2在1～2的范围中。这里，I1是Fe16N2相的(202)面的峰值强度，I2是Fe16N2相的(220)面的峰值强度与Fe相的(110)面的峰值强度重叠处的峰值强度。
理想情况下，本发明的磁性粉末由平均颗粒尺寸(由下述的方法确定)不大于20nm的纳米颗粒构成。
本发明还提供具有使用上述磁性粉末的磁性层的磁记录介质。
根据本发明，提供用于高密度磁记录介质的磁性粉末，该磁性粉末可显著改善由磁性粉末的颗粒尺寸的细化增加导致的磁性能特别是矫顽力Hc的降低。因此，本发明有助于实现磁记录介质的记录密度的较大提高，以及具有这种介质的电子设备的性能的提高。
具体实施方式
本发明的磁性粉末提供了针对如上所述由磁性粉末的颗粒尺寸的细化导致的磁性能特别是矫顽力Hc降低的重大改良。提高矫顽力的方法包括在铁系磁性颗粒中添加W和Mo中的一种或多种。如下所述，这些元素可在形成构成起始粉末的羟基氧化铁或氧化铁的阶段被加入固溶体中，或者可以附着到颗粒上。通过还原并在需要的情况下氮化由此构成的起始粉末，能够获得具有纳米尺寸此外具有高矫顽力的磁性颗粒。目前，通过添加W和Mo中的一种或多种来提高矫顽力的机制还不清楚。但是，基于与不包含这些元素的常规磁性粉末相比的明显的矫顽力差别，可以推断W和/或Mo有助于在具有形状磁各向异性的磁性颗粒内的微晶磁矩的非常有序的排列，或者，W和/或Mo具有显著减少具有晶体磁各向异性的磁性粉末颗粒的晶体结构中的应变的效果。
当表达为Fe的原子比的W和Mo在最终磁性粉末中的总含量为0.01原子％或更大时，表现出W和Mo具有的提高矫顽力的效果。当含量为0.5原子％或更大时，实现更大的效果。但是，当含量超过10原子％时，矫顽力提高效果下降，这可能是由于非磁性成分增加的影响。因此，W和Mo中的一种或多种的总量被设定在0.01～10原子％的范围内，并优选在0.05～3原子％的范围内。
Al和稀土元素(限定为包含Y)防止在起始粉末的还原过程中出现烧结，因此在本发明中，希望利用其防烧结效果。因此，这些防烧结元素中的一种或多种被加入起始粉末的固溶体中，或附着于其上。对于Fe在最终磁性粉末中的原子比，Al和稀土元素在起始粉末中的总量应最高为25原子％。如果含量太低，则效果将不充分，因此优选总量不小于5.0原子％。对相对于Fe的原子比，希望的Al的含量最高为20原子％，并且稀土元素(限定为包含Y)的期望含量最高为5原子％，更优选最高为3原子％。
必须评估磁性粉末的磁性能和平均颗粒直径之间的关系。对于磁记录介质应用，平均颗粒直径超过20nm且矫顽力小于238kA/m(3000Oe)的粉末相比常规的磁性粉末不具有很多优点。因此，本发明的目的是由于包含W和/或Mo而将矫顽力提高到238kA/m或更大的磁性粉末。表现出238kA/m或更大的矫顽力的、由平均颗粒直径为20nm或更小的纳米颗粒构成的磁性粉末具有常规磁性粉末所没有的优异磁性能，并可被描述为特别适于高密度磁记录介质应用的磁性粉末。颗粒直径取决于起始粉末的颗粒尺寸，因此可通过合成和使用具有小的颗粒尺寸的起始粉末，将最终磁性粉末的平均颗粒直径控制为不大于20nm。如所述的那样，可以通过使用特定含量的W和/或Mo控制矫顽力。
以下说明的是用于获得具有较高矫顽力的本发明的铁系磁性粉末的制造方法。
首先，作为要进行还原处理的起始粉末，制备包含W和Mo中的一种或多种的羟基氧化铁或同样包含M和Mo中的一种或多种的诸如赤铁矿、磁铁矿或方铁矿等的氧化铁。这里，包含W和Mo中的一种或多种”包括W和Mo以固溶体存在于起始粉末的颗粒中的情况、W和Mo附着于颗粒的表面的情况、和W和Mo既以固溶体存在又附着于颗粒表面的情况。
通过使用用于获得羟基氧化铁的湿法制造包含固溶的W和Mo中的至少一种的羟基氧化铁，其中W和Mo中的一种或多种与用于制造羟基氧化铁的还原有关。例如，在通过用碱金属氢氧化物(NaOH或KOH的水溶液)中和亚铁盐的水溶液(诸如FeSO4、FeCl2或Fe(NO3)2的水溶液)并在随后用空气等进行氧化制造羟基氧化铁的方法中，所有要做的是在包含W和Mo的一种或多种的氧化物盐、硝酸盐、硫酸盐或氯化物的存在下实施羟基氧化铁的生成反应。作为替代方案，能够使用首先通过用碱金属碳酸盐中和亚铁盐的水溶液并通过使用空气等氧化得到的产物制造羟基氧化铁的方法，并在包含W和Mo的一种或多种的氧化物盐、硫酸盐或氯化物的存在下实施羟基氧化铁的生成反应。另一方法是用NaOH等中和铁盐的水溶液(诸如FeCl3等的水溶液)，并在包含W和Mo的一种或多种的氧化物盐、硫酸盐或氯化物的存在下实施羟基氧化铁的生成反应。
在这些制造方法中，除了W和/或Mo以外，可以在羟基氧化铁颗粒中添加诸如Al和稀土元素(限定为包含Y)的防烧结元素。在这种情况下，可以在合成颗粒的步骤中将防烧结元素加入羟基氧化铁颗粒的固溶体中或附着于其上，这是通过添加水溶性Al盐或稀土元素或钇等的水溶液实现的。
另一可使用的方法是在制造羟基氧化铁后将W和/或Mo附着于颗粒的表面上。在上述制造羟基氧化铁的方法中，可通过在固溶体中加入Al和稀土元素而不实施在固溶体中加入W和/或Mo的操作、或通过制造羟基氧化铁而不实施任何固溶操作，实现这一点。然后，可以将包含W和Mo的一种或多种的氧化物盐、硝酸盐、硫酸盐或氯化物添加到分散有羟基氧化铁的溶液中，随后用碱中和或使水从分散体中蒸发，由此将W和Mo的一种或多种附着于颗粒的表面上。这种方法可包括向颗粒中的固溶体中加入所述元素后附着W和/或Mo。
诸如Al和稀土元素(限定为包含Y)的防烧结元素可以与W和Mo一起附着。同样可以通过将水溶性Al盐或稀土元素或钇等的水溶液添加到已分散有羟基氧化铁的溶液中。
可使用的W和Mo的氧化物盐、氯化物和硫酸盐包括二水合钨酸钠、无水钨酸钠、钨酸钾、钨酸钙、钨酸钡、氯化钨、乙醇钨、二水合钼酸钠、钼酸铵、钼酸钾、钼酸钙、钼酸钴、钼酸铅、钼酸镁、钼酸锂、氯化钼(III)、氯化钼(V)、硫化钼(IV)和硫化钼(VI)。
由此获得的包含W和Mo中的一种的羟基氧化铁被过滤并冲洗，在最高为200℃的温度下干燥，然后可将其用作起始粉末。作为替代方案，可以在200～600℃的温度下对羟基氧化铁进行脱水处理，或在水浓度为5～20质量百分比的氢气气氛中还原，以将羟基氧化铁转变成构成起始粉末的氧化铁系颗粒。除了是包含铁和氧/氢的氧化物外，对起始粉末没有特殊的限制。羟基氧化铁(针铁矿)以外的可用材料的实例包含赤铁矿、磁赤铁矿、磁铁矿或方铁矿。这里，将这些羟基氧化铁或氧化物称为起始粉末。
然后，将起始粉末还原为α-Fe或Fe-Co合金。可以使用将起始粉末还原为α-Fe等的任何还原方法。使用氢气(H2)的干法一般是合适的。通过干法执行还原的优选温度为300～700℃，更优选350～650℃。可以使用多段还原过程，在该多段还原过程中，在上述温度下进行还原后，升高温度以提高材料的结晶度。
当还原之后进行氮化时，可以使用JP Hei 11-340023A中所述的氨氮化法进行该氮化处理。该方法包括：通过在典型为氨气的含氮气体的气流中、或在包含不小于50体积％的含氮气体的混合气体的气流中、将通过上述还原方法获得的材料保持在最高为200℃的温度下持续几十个小时，获得主要包含Fe16N2相的氮化铁颗粒。可以在0.1MPa或更高的内反应器压力下实施该步骤。并且，氮化处理中使用的气体中的氧气量优选为百万分之几或更少。氮化处理反应器中的氧气、氢气的浓度或水含量优选不大于0.1体积％，且更优选不大于百万分之几百。
可以有效控制氮化处理的温度、时间和气氛，以便按Fe的原子比将磁性粉末中的N量控制为5～30原子％，且优选为约10～30原子％。如果N/Fe原子比小于5原子％，那么氮化的提高效果也就是说由于晶体的磁各向异性导致的提高将不能得到充分体现。相反，超过30原子％的比值产生的过度氮化将产生不同于所希望的Fe16N2的相，从而使磁性能劣化。在此之后，在包含0.01～2体积％氧气的包含氮气的混合气体中将颗粒的表面缓慢氧化，以获得可在大气中稳定操作的铁系磁性粉末。
在继续说明本发明的实施例之前，对用于评估性能的试验方法等进行如下说明。
(组成分析)
使用由Hiranuma Sangyo Co.，Ltd.制造的COMTIME-980Hiranuma Automatic Titrator测定磁性粉末中的Fe量。使用由JarrellAsh Japan制造的Iris/AP Inductively Coupled Plasma Spectrometer测定Al、稀土元素(限定为包含Y)、W和Mo的量。这些测定以重量百分比为单位，将这些重量百分比转换为元素的原子百分比，根据式(1)从这些原子百分比计算元素X与Fe的原子比(X/Fe原子比)。
(松散粉末(bulk powder)性能的评估)
平均颗粒直径(nm)：使用放大倍数为100000倍或更大的透射电子显微镜(TEM)测量照片中显示的1000个颗粒每一个的最长直径。然后对这些单个颗粒直径(nm)求平均值，以获得平均颗粒直径。在选择照片中的颗粒图像时，将交迭的两个或多个颗粒排除，因为不清楚它们是否烧结；只有当颗粒之间具有可清楚区分的边界时才计算这些颗粒。
磁性能(矫顽力Hc、饱和磁化强度σs和矩形比(square ratio)SQ)：使用由Toei Kogyo Co.，Ltd.制造的振动样品磁强计(VSM)在沿一个方向(取作正方向)施加的796kA/m的最大外部磁场中执行测量。然后以7.96kA/m的增量将外部磁场减小为零，并以7.96kA/m的增量沿相反的方向(负方向)施加以产生滞后曲线，从该滞后曲线获得Hc、σs和SQ。这里，矩形比SQ＝剩余磁化强度σr/饱和磁化强度σs。
比表面积：通过BET法测量。
(Fe16N2产生率(generation ratio))
使用由Rigaku Co.，Ltd.制造的使用Co-Kα的RINT-2100 X射线衍射仪，通过扫描磁性粉末获得X射线衍射图样，2θ＝20～60°，40kV、30mA，扫描速度为0.80°/min，采样宽度为0.040°，以获得在2θ＝50.0°附近检测的峰值强度I1和在2θ＝52.4°附近检测的峰值强度I2之间的上述强度比I1/I2，并使用该比值评估Fe16N2相的产生率。取I1/I2为2以表示颗粒中的Fe16N2的产生率为100％。取I1/I2为1以表示颗粒中的Fe16N2的产生率为50％。因此，以Fe16N2为主要成分的本发明的粉末是其中I1/I2在1～2的范围内即Fe16N2相产生率为50～100％的粉末。
(磁带(tape)性能的评价)
(1)磁性涂层材料的制备
称出0.500g的磁性粉末并将其放入罐(内径：45mm，深度：13mm)中，并在盖子打开的情况下使其保持10min。然后，使用微量移液管将0.700ml的介质[MR-110氯乙烯树脂(22质量百分比)、环己酮(38.7质量百分比)、乙酰丙酮(0.3质量百分比)、硬脂酸正丁酯(0.3质量百分比)和甲基乙基酮(MEK)(38.7质量百分比)的混合溶液]添加到罐中。然后立即向罐中加入30g的钢球(2_)和十个尼龙球(8_)封盖该罐并使其保持10分钟。然后将罐子放入离心球磨机(FritschP-6)中，并且将球磨机的速度逐渐升高到600rpm，在该速度下持续分散60分钟。然后停止球磨机，取出罐子，并用微量移液管向该分散体中添加1.800ml的事先通过以1∶1的比例混合MEK和甲苯制备的调整溶液。为了完成分散过程，再次将罐子放入离心球磨机中并以600rpm的速度旋转5分钟。
(2)磁带的制备
在完成分散后，打开罐子并取出尼龙球。然后将涂层材料与钢球一起放入涂覆器(55μm)中并涂敷到支撑膜(由Toray Industries制造的15μm厚的聚乙烯膜(产品名称：15C-B500)上。然后迅速将带涂层膜放在5.5kG的磁取向装置的线圈中心，以使颗粒沿磁场方向取向，然后进行干燥。
(3)磁带性能的试验评价
磁性能测量：在796kA/m的最大外加磁场下通过VSM测量所得磁带的矫顽力Hcx、SFDx和SQx。
(实施例)
(实施例1)
向4升的FeSO4的0.2mol/l水溶液中添加0.5升NaOH的12mol/l水溶液和一定量的二水合钨酸钠，由此W/Fe(这里以及以下，为W与Fe的原子比)＝1.0原子％，以及一定量的铝酸钠，由此Al/Fe＝20原子％。然后，在以300ml/min的流速对其吹风的条件下在40℃的温度下保持该混合物2.5小时的时期，由此析出固溶体中包含W和Al的羟基氧化铁。该氧化处理完成时，将析出的羟基氧化铁过滤并冲洗，并再次分散到水中。向分散体中添加一定量的硝酸钇由此使Y/Fe＝1.0原子％，并使用NaOH的12mol/l水溶液在40℃的温度下将pH调整为7～8，由此将钇附着于颗粒的表面上，这些颗粒然后被过滤、冲洗并在110℃的温度下在空气中干燥。
由此获得的粉末的组成分析表明，W、Al和Y与Fe的原子比为：W/Fe＝0.51原子％；Al/Fe＝18.5原子％；Y/Fe＝1.0原子％。
通过在氢气中在650℃温度下还原处理3小时然后冷却到100℃，将粉末制成开始材料。在该温度下，将氢气变为氨气并将温度升高到130℃进行20小时的氮化处理。在氮化之后，将气体变为氮气并冷却到80℃。然后，添加空气，以便使氮气具有2体积％的氧气浓度，以使颗粒的表面发生缓慢氧化，由此在颗粒的表面上形成氧化膜。
X射线衍射分析证实，由此获得的磁性粉末的主要成分是Fe16N2(在下述的其它实施例以及比较例的情况下也是如此)。使用上述方法，用放大174000倍的粉末颗粒的TEM图像获得平均颗粒直径，发现该平均颗粒直径为18.8nm。还使用上述方法获得BET比表面积、Hc、σs、SQ、Δσs和ΔHc。另外，利用上述方法，使用磁性粉末制造具有磁性涂层材料的磁带，并获得磁带的Hcx、SFDx和SQx。结果(以及关于下述的其它实施例和比较例的结果)示于表1中。
(实施例2)
除了在羟基氧化铁析出步骤中添加一定量二水合钨酸钠使得W/Fe＝0.1原子％外，在与实施例1相同的条件下制备磁性粉末。实施与实施例1相同的测量。
(实施例3)
除了在羟基氧化铁析出步骤中添加一定量二水合钨酸钠使得W/Fe＝5.0原子％外，在与实施例1相同的条件下制备磁性粉末。实施与实施例1相同的测量。
(实施例4)
除了在羟基氧化铁析出步骤中添加一定量的二水合钼酸钠代替二水合钨酸钠以使Mo/Fe＝1.0原子％外，在与实施例1相同的条件下制备磁性粉末。实施与实施例1相同的测量。
(比较例1)
除了在羟基氧化铁析出步骤中不添加二水合钨酸钠外，使用与实施例1相同的方法以制备磁性粉末。
表1
                 磁性粉末组成(与Fe的原子比) 粉末性能 磁带性能
  W/Fe(at.％)   Mo/Fe(at.％)   Al/Fe(at.％)   Y/Fe(at.％)   平均颗粒直径(nm)   BET(m2/g)   Hc(kA/m)   σs(Am2/kg) SQ   Hcx(kA/m) SFDx SQx
实施例1 0.51 - 18.5 1.0 18.8 81 251 59 0.53 300 0.74 0.75
实施例2 0.09 - 17.4 1.0 18.6 79 240 62 0.51 287 0.82 0.74
实施例3 2.8 - 16.9 1.0 18.9 80 254 65 0.53 299 0.71 0.73
实施例4 - 0.45 18.1 1.0 17.8 80 241 61 0.52 289 0.84 0.73
比较例1 - - 17.2 1.0 17.9 82 203 53 0.50 253 1.03 0.75
从表1可以看出，包含规定量的W或Mo的本发明实施例的铁系磁性粉末分别表现出比不含这些元素的比较例高得多的矫顽力Hc。并且，虽然本发明实施例的粉末由平均颗粒直径不大于20nm的纳米颗粒构成，但每一种的矫顽力Hc都可容易地超过238kA/m(3000Oe)的所述水平。另外，磁带特性显示了矫顽力Hcx的较大提高。

Claims (6)

1.一种铁系磁性粉末，按Fe的原子比包含总量为0.01～10原子百分比的选自W和Mo的一种或多种。
2.一种铁系磁性粉末，主要包含Fe16N2，按Fe的原子比包含总量为0.01～10原子百分比的选自W和Mo的一种或多种。
3.根据权利要求1或2的铁系磁性粉末，按Fe的原子比包含总量最高为25原子百分比的选自Al和稀土元素(限定为包含Y在内)的一种或多种。
4.根据权利要求1～3中的任一项的铁系磁性粉末，其中，其矫顽力Hc为238kA/m或更大
5.根据权利要求1～4中的任一项的铁系磁性粉末，其中，其平均颗粒直径不大于20nm。
6.一种磁记录介质，具有根据权利要求1～5中任一项的铁系磁性粉末形成的磁性层。
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