JP2832588B2 - 鉄基軟磁性材料 - Google Patents
鉄基軟磁性材料Info
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- JP2832588B2 JP2832588B2 JP7278408A JP27840895A JP2832588B2 JP 2832588 B2 JP2832588 B2 JP 2832588B2 JP 7278408 A JP7278408 A JP 7278408A JP 27840895 A JP27840895 A JP 27840895A JP 2832588 B2 JP2832588 B2 JP 2832588B2
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- H01—ELECTRIC ELEMENTS
- H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
- H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
- H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
- H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
- H01F1/12—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials
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- H01F1/147—Alloys characterised by their composition
- H01F1/14766—Fe-Si based alloys
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、鉄基の軟磁性材
料、特にハードディスク装置用磁気ヘッドのコアに用い
て好適な軟磁性材料に関する。
料、特にハードディスク装置用磁気ヘッドのコアに用い
て好適な軟磁性材料に関する。
【０００２】
【従来の技術】ハードディスク装置用磁気ヘッドのコア
には、高い飽和磁束密度と透磁率とを有する軟磁性材料
が必要とされるが、従来の鉄基軟磁性材料で所望の飽和
磁束密度と透磁率を得ようとすると、400 ℃以上で熱処
理をする必要があった（例えば、特開平７−１３５１１
３号公報、特公平７−４４１２３号公報参照）。
には、高い飽和磁束密度と透磁率とを有する軟磁性材料
が必要とされるが、従来の鉄基軟磁性材料で所望の飽和
磁束密度と透磁率を得ようとすると、400 ℃以上で熱処
理をする必要があった（例えば、特開平７−１３５１１
３号公報、特公平７−４４１２３号公報参照）。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】ところで最近、磁気ヘ
ッドの作製は薄膜プロセスに移行する傾向にあり、この
場合、パターニングや絶縁膜に使用される有機材料が40
0 ℃以上の耐熱性を有していないため、上記した400 ℃
以上の熱処理を必要とする従来の鉄基軟磁性材料を用い
て薄膜磁気ヘッドを作製すること困難となっていた。
ッドの作製は薄膜プロセスに移行する傾向にあり、この
場合、パターニングや絶縁膜に使用される有機材料が40
0 ℃以上の耐熱性を有していないため、上記した400 ℃
以上の熱処理を必要とする従来の鉄基軟磁性材料を用い
て薄膜磁気ヘッドを作製すること困難となっていた。
【０００４】本発明は、上記した背景に鑑みてなされた
もので、その目的とするところは、成膜のままでも十分
満足する磁気特性を得ることができ、もって薄膜プロセ
スへの適用も可能な鉄基軟磁性材料を提供することにあ
る。
もので、その目的とするところは、成膜のままでも十分
満足する磁気特性を得ることができ、もって薄膜プロセ
スへの適用も可能な鉄基軟磁性材料を提供することにあ
る。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明は、上記目的を達
成するため、重量％で、Ａl ，Ｓi ，Ｖ，Ｚr ，Ｍo，
Ｔa ，Ｂの１種または２種以上0.01〜10％、Ｎ0.01〜10
％、残部Ｆe よりなり、結晶粒径Ｄおよびα−Ｆe (11
0) 面の格子歪Ｓの値が下記の範囲にあるようにしたこ
とを特徴とする。 100 Å≦Ｄ≦170 Å 0.1 ％≦Ｓ≦0.7 ％ ただし、Ｓは、純鉄のα−Ｆe (110) 面の格子定数をd
(110)、上記組成の薄膜のα−Ｆe (110) 面の格子定数
をd(hkl)として下記の式で与えられるものとする。
成するため、重量％で、Ａl ，Ｓi ，Ｖ，Ｚr ，Ｍo，
Ｔa ，Ｂの１種または２種以上0.01〜10％、Ｎ0.01〜10
％、残部Ｆe よりなり、結晶粒径Ｄおよびα−Ｆe (11
0) 面の格子歪Ｓの値が下記の範囲にあるようにしたこ
とを特徴とする。 100 Å≦Ｄ≦170 Å 0.1 ％≦Ｓ≦0.7 ％ ただし、Ｓは、純鉄のα−Ｆe (110) 面の格子定数をd
(110)、上記組成の薄膜のα−Ｆe (110) 面の格子定数
をd(hkl)として下記の式で与えられるものとする。
【０００６】このように構成した鉄基軟磁性材料は、成
膜のままでも初透磁率μi が2000以上の高値となり、薄
膜磁気ヘッドのコア材として好適となる。上記した結晶
粒径Ｄおよびα−Ｆe (110) 面の格子歪Ｓは、Ｆe 中に
おけるＡl ，Ｓi ，Ｖ，Ｚr，Ｍo ，Ｔa ，Ｂの１種ま
たは２種以上の添加金属Ｍおよび窒素（Ｎ）の含有量に
依存し、前記添加金属ＭおよびＮの含有量が小さすぎて
も、大きすぎても前記ＤおよびＳが上記した所定の範囲
から外れ、2000以上の初透磁率μi を得ることは困難と
なる。
膜のままでも初透磁率μi が2000以上の高値となり、薄
膜磁気ヘッドのコア材として好適となる。上記した結晶
粒径Ｄおよびα−Ｆe (110) 面の格子歪Ｓは、Ｆe 中に
おけるＡl ，Ｓi ，Ｖ，Ｚr，Ｍo ，Ｔa ，Ｂの１種ま
たは２種以上の添加金属Ｍおよび窒素（Ｎ）の含有量に
依存し、前記添加金属ＭおよびＮの含有量が小さすぎて
も、大きすぎても前記ＤおよびＳが上記した所定の範囲
から外れ、2000以上の初透磁率μi を得ることは困難と
なる。
【０００７】
【発明の実施の形態】本実施の形態においては、スパッ
タリング法で所定の組成の薄膜を形成する。このスパッ
タリングに際しては、真空チャンバ内に配置した純鉄タ
ーゲット上にＡl ，Ｓi ，Ｖ，Ｚr ，Ｍo ，Ｔa ，Ｂの
１種または２種以上の添加金属Ｍを所定の面積率となる
ように載せる方式、あるいは鉄に前記添加金属Ｍを所定
の割合で添加した合金ターゲットを用いる方式を採用す
ることができる。一方、窒素はスパッタガス（Ａr ガ
ス）と共に真空チャンバ内に流入させる。その流入量
は、総流入量に対して30％以下とする。このようにして
スパッタリングを行うことにより、基板上には、重量％
で、添加金属Ｍ0.01〜10％、Ｎ0.01〜10％、残部Ｆeよ
りなる薄膜が形成される。この薄膜は、結晶粒径Ｄが10
0 Å≦Ｄ≦170 Åの範囲、α−Ｆe (110) 面の格子歪Ｓ
が0.1 ％≦Ｓ≦0.7 ％の範囲となり、成膜ままで初透磁
率μi が2000以上の高値となる。
タリング法で所定の組成の薄膜を形成する。このスパッ
タリングに際しては、真空チャンバ内に配置した純鉄タ
ーゲット上にＡl ，Ｓi ，Ｖ，Ｚr ，Ｍo ，Ｔa ，Ｂの
１種または２種以上の添加金属Ｍを所定の面積率となる
ように載せる方式、あるいは鉄に前記添加金属Ｍを所定
の割合で添加した合金ターゲットを用いる方式を採用す
ることができる。一方、窒素はスパッタガス（Ａr ガ
ス）と共に真空チャンバ内に流入させる。その流入量
は、総流入量に対して30％以下とする。このようにして
スパッタリングを行うことにより、基板上には、重量％
で、添加金属Ｍ0.01〜10％、Ｎ0.01〜10％、残部Ｆeよ
りなる薄膜が形成される。この薄膜は、結晶粒径Ｄが10
0 Å≦Ｄ≦170 Åの範囲、α−Ｆe (110) 面の格子歪Ｓ
が0.1 ％≦Ｓ≦0.7 ％の範囲となり、成膜ままで初透磁
率μi が2000以上の高値となる。
【０００８】
実施例１ スパッタリング法により、Ｚr およびＮを種々に変化さ
せたＺr −Ｎ−Ｆe 系の薄膜を形成し、結晶粒径Ｄ、α
−Ｆe (110) 面の格子歪Ｓ、初透磁率μi および飽和磁
束密度Ｂs に及ぼすＺr およびＮの影響を調査した。
せたＺr −Ｎ−Ｆe 系の薄膜を形成し、結晶粒径Ｄ、α
−Ｆe (110) 面の格子歪Ｓ、初透磁率μi および飽和磁
束密度Ｂs に及ぼすＺr およびＮの影響を調査した。
【０００９】図１は、Ｚr およびＮ含有量と結晶粒径Ｄ
との関係を示したもので、Ｚr 0.01〜10％、Ｎ0.01〜10
％で結晶粒径Ｄが、100 Å≦Ｄ≦170 Åの範囲にあるこ
とがわかる。また図２は、Ｚr およびＮ含有量と格子歪
Ｓとの関係を示したもので、Ｚr およびＮの含有量が増
すほど格子歪Ｓが増大するが、Ｚr 0.01〜10％、Ｎ0.01
〜10％で格子歪Ｓが、0.1 ％≦Ｓ≦0.7 ％の範囲にある
ことがわかる。さらに図３は、Ｚr およびＮ含有量と初
透磁率μi との関係を示したもので、Ｚr およびＮの含
有量が増すほど初透磁率μi が減少するが、Ｚr 0.01〜
10％、Ｎ0.01〜10％で初透磁率μi が2000以上となるこ
とがわかる。また図４は、図１〜３に示した結果から、
結晶粒径Ｄおよび格子歪Ｓと初透磁率μi との関係を求
めたもので、100 Å≦Ｄ≦170 Åおよび0.1 ％≦Ｓ≦0.
7 ％の範囲で初透磁率μi が2000以上となることがわか
る。
との関係を示したもので、Ｚr 0.01〜10％、Ｎ0.01〜10
％で結晶粒径Ｄが、100 Å≦Ｄ≦170 Åの範囲にあるこ
とがわかる。また図２は、Ｚr およびＮ含有量と格子歪
Ｓとの関係を示したもので、Ｚr およびＮの含有量が増
すほど格子歪Ｓが増大するが、Ｚr 0.01〜10％、Ｎ0.01
〜10％で格子歪Ｓが、0.1 ％≦Ｓ≦0.7 ％の範囲にある
ことがわかる。さらに図３は、Ｚr およびＮ含有量と初
透磁率μi との関係を示したもので、Ｚr およびＮの含
有量が増すほど初透磁率μi が減少するが、Ｚr 0.01〜
10％、Ｎ0.01〜10％で初透磁率μi が2000以上となるこ
とがわかる。また図４は、図１〜３に示した結果から、
結晶粒径Ｄおよび格子歪Ｓと初透磁率μi との関係を求
めたもので、100 Å≦Ｄ≦170 Åおよび0.1 ％≦Ｓ≦0.
7 ％の範囲で初透磁率μi が2000以上となることがわか
る。
【００１０】さらに図５は、Ｚr およびＮ含有量と飽和
磁束密度Ｂs との関係を示したもので、Ｚr およびＮの
含有量が増加するほど飽和磁束密度Ｂs が減少するが、
Ｚr0.01〜10％、Ｎ0.01〜10％で飽和磁束密度Ｂs が 1.
5Ｔ以上の高値となることがわかる。Ｚr 含有量が増加
するほど飽和磁束密度Ｂs が減少する理由は、Ｚr の増
加に伴ってＦe の含有量が低下し、本来Ｆe がもつＢs
＝ 1.5Ｔの飽和磁化が体積的に希釈される結果と考えら
れ、他の添加金属でも同様の現象が見られる。またＮの
含有量が増加するほど飽和磁束密度Ｂs が減少する理由
は、Ｆe 結晶内にＮが浸入することにより、Ｆe の磁気
モーメントが減少すること、γ−Ｆe4Ｎの生成により飽
和磁化量が低下することにあると考えられる。
磁束密度Ｂs との関係を示したもので、Ｚr およびＮの
含有量が増加するほど飽和磁束密度Ｂs が減少するが、
Ｚr0.01〜10％、Ｎ0.01〜10％で飽和磁束密度Ｂs が 1.
5Ｔ以上の高値となることがわかる。Ｚr 含有量が増加
するほど飽和磁束密度Ｂs が減少する理由は、Ｚr の増
加に伴ってＦe の含有量が低下し、本来Ｆe がもつＢs
＝ 1.5Ｔの飽和磁化が体積的に希釈される結果と考えら
れ、他の添加金属でも同様の現象が見られる。またＮの
含有量が増加するほど飽和磁束密度Ｂs が減少する理由
は、Ｆe 結晶内にＮが浸入することにより、Ｆe の磁気
モーメントが減少すること、γ−Ｆe4Ｎの生成により飽
和磁化量が低下することにあると考えられる。
【００１１】実施例２ 実施例１におけるＺr に代えてＴa を選択し、実施例１
と同様に結晶粒径Ｄ、α−Ｆe (110) 面の格子歪Ｓおよ
び初透磁率μi に及ぼすＴa およびＮの影響を調査し、
それらの調査結果から結晶粒径Ｄおよび格子歪Ｓと初透
磁率μi との関係を求めた。図６は、その結果を示した
もので、100 Å≦Ｄ≦170 Åおよび0.1％≦Ｓ≦0.7 ％
の範囲で初透磁率μi が2000以上となることがわかる。
なお、初透磁率μi 2000以上が得られる合金組成は、0.
01〜10％Ｔa −0.01〜10％Ｎ−残部Ｆe であった。
と同様に結晶粒径Ｄ、α−Ｆe (110) 面の格子歪Ｓおよ
び初透磁率μi に及ぼすＴa およびＮの影響を調査し、
それらの調査結果から結晶粒径Ｄおよび格子歪Ｓと初透
磁率μi との関係を求めた。図６は、その結果を示した
もので、100 Å≦Ｄ≦170 Åおよび0.1％≦Ｓ≦0.7 ％
の範囲で初透磁率μi が2000以上となることがわかる。
なお、初透磁率μi 2000以上が得られる合金組成は、0.
01〜10％Ｔa −0.01〜10％Ｎ−残部Ｆe であった。
【００１２】実施例３ 実施例１におけるＺr に代えてＳi を選択し、実施例１
と同様に結晶粒径Ｄ、α−Ｆe (110) 面の格子歪Ｓおよ
び初透磁率μi に及ぼすＳi およびＮの影響を調査し、
それらの調査結果から結晶粒径Ｄおよび格子歪Ｓと初透
磁率μi との関係を求めた。図７は、その結果を示した
もので、100 Å≦Ｄ≦170 Åおよび0.1％≦Ｓ≦0.7 ％
の範囲で初透磁率μi が2000以上となることがわかる。
なお、初透磁率μi 2000以上が得られる合金組成は、
0.01 〜10％Ｓi −0.01〜10％Ｎ−残部Ｆe であった。
と同様に結晶粒径Ｄ、α−Ｆe (110) 面の格子歪Ｓおよ
び初透磁率μi に及ぼすＳi およびＮの影響を調査し、
それらの調査結果から結晶粒径Ｄおよび格子歪Ｓと初透
磁率μi との関係を求めた。図７は、その結果を示した
もので、100 Å≦Ｄ≦170 Åおよび0.1％≦Ｓ≦0.7 ％
の範囲で初透磁率μi が2000以上となることがわかる。
なお、初透磁率μi 2000以上が得られる合金組成は、
0.01 〜10％Ｓi −0.01〜10％Ｎ−残部Ｆe であった。
【００１３】実施例４ 実施例１におけるＺr に代えてＭo ，Ａl ，Ｂ，Ｖ（添
加金属Ｍ）をそれぞれ選択し、実施例１と同様に結晶粒
径Ｄ、α−Ｆe (110) 面の格子歪Ｓおよび初透磁率μi
に及ぼすＳi およびＮの影響を調査し、それらの調査結
果から結晶粒径Ｄおよび格子歪Ｓと初透磁率μi との関
係を求めた。その結果、100 Å≦Ｄ≦170 Åおよび0.1
％≦Ｓ≦0.7 ％の範囲で初透磁率μi が2000以上となる
ことがわかった。なお、初透磁率μi 2000以上が得られ
る合金組成は、0.01〜10％Ｍ−0.01〜10％Ｎ−残部Ｆe
であった。
加金属Ｍ）をそれぞれ選択し、実施例１と同様に結晶粒
径Ｄ、α−Ｆe (110) 面の格子歪Ｓおよび初透磁率μi
に及ぼすＳi およびＮの影響を調査し、それらの調査結
果から結晶粒径Ｄおよび格子歪Ｓと初透磁率μi との関
係を求めた。その結果、100 Å≦Ｄ≦170 Åおよび0.1
％≦Ｓ≦0.7 ％の範囲で初透磁率μi が2000以上となる
ことがわかった。なお、初透磁率μi 2000以上が得られ
る合金組成は、0.01〜10％Ｍ−0.01〜10％Ｎ−残部Ｆe
であった。
【００１４】実施例５ スパッタリング法により、5.2 ％Ｚr −3.5 ％Ｎ−残部
Ｆe よりなる薄膜を形成し、この薄膜に 100〜600 ℃の
温度範囲に60分間保持する熱処理を施し、初透磁率μi
に及ぼす熱処理温度の影響を調査した。なお、比較のた
め、15.8％Ｚr−13.2％Ｎ−残部Ｆe よりなる薄膜（比
較例１）、および7.8 ％Ｎ−残部Ｆe よりなる薄膜（比
較例２）についても同様の調査を行った。
Ｆe よりなる薄膜を形成し、この薄膜に 100〜600 ℃の
温度範囲に60分間保持する熱処理を施し、初透磁率μi
に及ぼす熱処理温度の影響を調査した。なお、比較のた
め、15.8％Ｚr−13.2％Ｎ−残部Ｆe よりなる薄膜（比
較例１）、および7.8 ％Ｎ−残部Ｆe よりなる薄膜（比
較例２）についても同様の調査を行った。
【００１５】図８は、その結果を示したものである。こ
れより、本発明の範囲を外れる比較例１は（黒丸で表
す）、熱処理温度400 ℃以下では初透磁率μi が1000以
下であり、初透磁率μi 2000以上を得るには500 ℃以上
の高温で熱処理しなければならないことがわかる。ま
た、添加金属Ｍを含まない比較例２は（黒三角で表
す）、熱処理温度が320 ℃程度までは初透磁率μi 2000
以上となっているが、約320 ℃を越えると急激に初透磁
率μi が低下することがわかる。これに対して、本発明
のＺr −Ｎ−Ｆe 系薄膜は（黒四角で表す）、熱処理温
度450 ℃程度までは初透磁率μi 2000以上の高値を維持
し、熱影響を受け難いことがわかる。なお、前記Ｚr に
代えて、Ｔa ，Ｍo ，Ａl ，Ｂ，Ｖ，Ｓi のそれぞれを
同量（5.2 ％）添加した薄膜についても同様の熱処理試
験を行ったところ、図８に示したと同様の結果が得られ
た。
れより、本発明の範囲を外れる比較例１は（黒丸で表
す）、熱処理温度400 ℃以下では初透磁率μi が1000以
下であり、初透磁率μi 2000以上を得るには500 ℃以上
の高温で熱処理しなければならないことがわかる。ま
た、添加金属Ｍを含まない比較例２は（黒三角で表
す）、熱処理温度が320 ℃程度までは初透磁率μi 2000
以上となっているが、約320 ℃を越えると急激に初透磁
率μi が低下することがわかる。これに対して、本発明
のＺr −Ｎ−Ｆe 系薄膜は（黒四角で表す）、熱処理温
度450 ℃程度までは初透磁率μi 2000以上の高値を維持
し、熱影響を受け難いことがわかる。なお、前記Ｚr に
代えて、Ｔa ，Ｍo ，Ａl ，Ｂ，Ｖ，Ｓi のそれぞれを
同量（5.2 ％）添加した薄膜についても同様の熱処理試
験を行ったところ、図８に示したと同様の結果が得られ
た。
【００１６】実施例６ スパッタリング法により、2.8 ％Ｔa −3.2 ％Ｎ−残部
Ｆe よりなる薄膜（試料１）と、2.8 ％Ｓi −2.9 ％Ｎ
−残部Ｆe よりなる薄膜（試料２）と、2.9 ％Ａl −3.
2 ％Ｎ−残部Ｆe よりなる薄膜（試料３）とを形成し、
これらの薄膜に100〜600 ℃の温度範囲に60分間保持す
る熱処理を施し、初透磁率μi に及ぼす熱処理温度の影
響を調査した。図９は、その結果を示したものである。
なお、同図中、黒四角は試料１を、黒丸は試料２を、黒
三角は試料３の結果をそれぞれ表している。これより、
各試料１〜３は、熱処理温度が400 ℃をわずか越える範
囲までは、何れも初透磁率μi が2000以上の高値を維持
し、熱影響を受け難いことがわかる。
Ｆe よりなる薄膜（試料１）と、2.8 ％Ｓi −2.9 ％Ｎ
−残部Ｆe よりなる薄膜（試料２）と、2.9 ％Ａl −3.
2 ％Ｎ−残部Ｆe よりなる薄膜（試料３）とを形成し、
これらの薄膜に100〜600 ℃の温度範囲に60分間保持す
る熱処理を施し、初透磁率μi に及ぼす熱処理温度の影
響を調査した。図９は、その結果を示したものである。
なお、同図中、黒四角は試料１を、黒丸は試料２を、黒
三角は試料３の結果をそれぞれ表している。これより、
各試料１〜３は、熱処理温度が400 ℃をわずか越える範
囲までは、何れも初透磁率μi が2000以上の高値を維持
し、熱影響を受け難いことがわかる。
【００１７】
【発明の効果】以上、詳細に説明したように、本発明に
係る鉄基軟磁性材料によれば、成膜のままでも高い飽和
磁束密度と透磁率が得られ、薄膜磁気ヘッドのコア材と
して好適となる。また、400 ℃以下であれば、熱影響を
受けても初透磁率が2000以上の高値を維持するので、そ
の適用範囲は拡大する。
係る鉄基軟磁性材料によれば、成膜のままでも高い飽和
磁束密度と透磁率が得られ、薄膜磁気ヘッドのコア材と
して好適となる。また、400 ℃以下であれば、熱影響を
受けても初透磁率が2000以上の高値を維持するので、そ
の適用範囲は拡大する。
【図１】Ｆe −Ｚr −Ｎ系におけるＺr およびＮ含有量
と結晶粒径との関係を示すグラフである。
と結晶粒径との関係を示すグラフである。
【図２】Ｆe −Ｚr −Ｎ系におけるＺr およびＮ含有量
と格子歪との関係を示すグラフである。
と格子歪との関係を示すグラフである。
【図３】Ｆe −Ｚr −Ｎ系におけるＺr およびＮ含有量
と初透磁率との関係を示すグラフである。
と初透磁率との関係を示すグラフである。
【図４】Ｆe −Ｚr −Ｎ系における格子歪および結晶粒
径と初透磁率との関係を示すグラフである。
径と初透磁率との関係を示すグラフである。
【図５】Ｆe −Ｚr −Ｎ系におけるＺr およびＮ含有量
と飽和磁束密度との関係を示すグラフである。
と飽和磁束密度との関係を示すグラフである。
【図６】Ｆe −Ｔa −Ｎ系における格子歪および結晶粒
径と初透磁率との関係を示すグラフである。
径と初透磁率との関係を示すグラフである。
【図７】Ｆe −Ｓi −Ｎ系における格子歪および結晶粒
径と初透磁率との関係を示すグラフである。
径と初透磁率との関係を示すグラフである。
【図８】Ｆe −Ｚr −Ｎ系における熱処理温度と初透磁
率との関係を示すグラフである。
率との関係を示すグラフである。
【図９】Ｆe −Ｔa −Ｎ系、Ｆe −Ｓi −Ｎ系およびＦ
e −Ａl −Ｎ系における熱処理温度と初透磁率との関係
を示すグラフである。
e −Ａl −Ｎ系における熱処理温度と初透磁率との関係
を示すグラフである。
Claims (1)
- 【請求項１】 重量％で、Ａl ，Ｓi ，Ｖ，Ｚr ，Ｍo
，Ｔa ，Ｂの１種または２種以上0.01〜10％、Ｎ0.01
〜10％、残部Ｆe よりなり、結晶粒径Ｄおよびα−Ｆe
(110) 面の格子歪Ｓの値が下記の範囲 100 Å≦Ｄ≦170 Å 0.1 ％≦Ｓ≦0.7 ％ ただし、Ｓは、純鉄のα−Ｆe (110) 面の格子定数をd
(110)、上記組成の材料のα−Ｆe (110) 面の格子定数
をd(hkl)として下記式で与えられる にあることを特徴とする鉄基軟磁性材料。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7278408A JP2832588B2 (ja) | 1995-10-02 | 1995-10-02 | 鉄基軟磁性材料 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7278408A JP2832588B2 (ja) | 1995-10-02 | 1995-10-02 | 鉄基軟磁性材料 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH09102418A JPH09102418A (ja) | 1997-04-15 |
| JP2832588B2 true JP2832588B2 (ja) | 1998-12-09 |
Family
ID=17596937
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP7278408A Expired - Fee Related JP2832588B2 (ja) | 1995-10-02 | 1995-10-02 | 鉄基軟磁性材料 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2832588B2 (ja) |
Family Cites Families (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2893706B2 (ja) * | 1989-03-24 | 1999-05-24 | 三菱マテリアル 株式会社 | 鉄系軟磁性膜 |
-
1995
- 1995-10-02 JP JP7278408A patent/JP2832588B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH09102418A (ja) | 1997-04-15 |
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