JP3159936B2 - 高硬度Ｆｅ系軟磁性合金 - Google Patents
高硬度Ｆｅ系軟磁性合金Info
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- 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
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Description
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、磁気ヘッド、トラ
ンス、チョークコイル等に用いて好適な軟磁性合金に関
するものであり、特に、高飽和磁束密度で軟磁気特性に
優れ、硬度が高い高硬度Ｆｅ系軟磁性合金に関する。
ンス、チョークコイル等に用いて好適な軟磁性合金に関
するものであり、特に、高飽和磁束密度で軟磁気特性に
優れ、硬度が高い高硬度Ｆｅ系軟磁性合金に関する。
【０００２】
【従来の技術】磁気ヘッド、トランス 、チョークコイ
ル等に用いられる合金において 一般的に要求される諸
特性は以下の通りである 飽和磁束密度が高いこと。 透磁率が高いこと。 低保磁力であること。 薄い形状が得やすいこと。
ル等に用いられる合金において 一般的に要求される諸
特性は以下の通りである 飽和磁束密度が高いこと。 透磁率が高いこと。 低保磁力であること。 薄い形状が得やすいこと。
【０００３】また、磁気ヘッドに対しては、前記〜
に記載の特性の他に耐摩耗性の観点から以下の特性が要
求される。 硬度が高いこと。
に記載の特性の他に耐摩耗性の観点から以下の特性が要
求される。 硬度が高いこと。
【０００４】従って軟磁性合金あるいは磁気ヘッドを製
造する場合、これらの観点から種々の合金系において材
料研究がなされている。従来、前述の用途に対しては、
センダスト、パーマロイ、けい素鋼等の結晶質合金が用
いられ、最近ではＦe基およびＣo基の非晶質合金も使用
されるようになってきている。
造する場合、これらの観点から種々の合金系において材
料研究がなされている。従来、前述の用途に対しては、
センダスト、パーマロイ、けい素鋼等の結晶質合金が用
いられ、最近ではＦe基およびＣo基の非晶質合金も使用
されるようになってきている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】しかるに磁気ヘッドの
場合、高記録密度化に伴う磁気記録媒体の高保磁力化に
対応するため、より好適な高性能磁気ヘッド用の磁性材
料が望まれている。またトランス、チョークコイルの場
合は、電子機器の小型化に伴い、より一層の小型化が必
要であるため、より高性能の磁性材料が望まれている。
場合、高記録密度化に伴う磁気記録媒体の高保磁力化に
対応するため、より好適な高性能磁気ヘッド用の磁性材
料が望まれている。またトランス、チョークコイルの場
合は、電子機器の小型化に伴い、より一層の小型化が必
要であるため、より高性能の磁性材料が望まれている。
【０００６】ところが、前記のセンダストは、軟磁気特
性には優れるものの、飽和磁束密度が約１１ｋＧと低い
欠点があり、パーマロイも同様に、軟磁気特性に優れる
合金組成においては、飽和磁束密度が約８ｋＧと低い欠
点があり、けい素鋼は飽和磁束密度は高いものの軟磁気
特性に劣る欠点がある。
性には優れるものの、飽和磁束密度が約１１ｋＧと低い
欠点があり、パーマロイも同様に、軟磁気特性に優れる
合金組成においては、飽和磁束密度が約８ｋＧと低い欠
点があり、けい素鋼は飽和磁束密度は高いものの軟磁気
特性に劣る欠点がある。
【０００７】一方、非晶質合金において、Ｃo基合金は
軟磁気特性に優れるものの飽和磁束密度が１０ｋＧ程度
と不十分である。また、Ｆe基合金は飽和磁束密度が高
く、１５ｋＧあるいはそれ以上のものが得られるが、軟
磁気特性が不十分である。また、非晶質合金の熱安定性
は十分ではなく、未だ未解決の面がある。前述のごとく
高飽和磁束密度と優れた軟磁気特性を兼備することは難
しく、更にその上に高硬度な特性を具備するものを得る
ことは難しい問題があった。
軟磁気特性に優れるものの飽和磁束密度が１０ｋＧ程度
と不十分である。また、Ｆe基合金は飽和磁束密度が高
く、１５ｋＧあるいはそれ以上のものが得られるが、軟
磁気特性が不十分である。また、非晶質合金の熱安定性
は十分ではなく、未だ未解決の面がある。前述のごとく
高飽和磁束密度と優れた軟磁気特性を兼備することは難
しく、更にその上に高硬度な特性を具備するものを得る
ことは難しい問題があった。
【０００８】本発明の目的は、１５ＫＧ以上の高い高飽
和磁束密度と、２６５００以上の高い透磁率を兼備し、
かつ高い硬度と高い熱安定性を併せ持つ高硬度Ｆｅ系軟
磁性合金を提供することである。
和磁束密度と、２６５００以上の高い透磁率を兼備し、
かつ高い硬度と高い熱安定性を併せ持つ高硬度Ｆｅ系軟
磁性合金を提供することである。
【０００９】本発明は前記問題点を解決するために以下
の組成を有したものであり、従来実用合金と同程度ある
いはより優れた軟磁気特性を有し、しかも高い飽和磁束
密度を併せ持ち、硬度が高いという優れたＦe系軟磁性
合金を得ることに成功し、本発明に想到した。
の組成を有したものであり、従来実用合金と同程度ある
いはより優れた軟磁気特性を有し、しかも高い飽和磁束
密度を併せ持ち、硬度が高いという優れたＦe系軟磁性
合金を得ることに成功し、本発明に想到した。
【００１０】
【課題を解決するための手段】請求項１に記載の高硬度
Ｆe系軟磁性合金は前記課題を解決するために次式で示
される組成からなり、飽和磁束密度Ｂｓが１５ＫＧ以
上、１ＫＨｚにおける実効透磁率μeが２６５００以上
であって、非晶質相と非晶質相から熱処理により析出さ
せたｂｃｃ構造のＦｅの微細結晶粒を主体としてなり、
ＣｕＫα線を用いたＸ線回折図において回折角度２θが
４０〜５０゜の間に体心立方晶のＦｅの回折ピークを有
するものである。 (Ｆe1-a Ｃo a)b Ｂx Ｔy Ｔ'z 但しＴはＺr,Ｈf,Ｎbからなる群から選ばれた１種又は
２ 種以上の元素であり、且つ、Ｚr,Ｈfのいずれか、又
は両方を含み、Ｔ'はＣuであり、a≦０.０５、８４＜b
≦９２原子％、２≦x＜８原子％、４≦y≦８原子％、１
≦z≦３原子％以下である。
Ｆe系軟磁性合金は前記課題を解決するために次式で示
される組成からなり、飽和磁束密度Ｂｓが１５ＫＧ以
上、１ＫＨｚにおける実効透磁率μeが２６５００以上
であって、非晶質相と非晶質相から熱処理により析出さ
せたｂｃｃ構造のＦｅの微細結晶粒を主体としてなり、
ＣｕＫα線を用いたＸ線回折図において回折角度２θが
４０〜５０゜の間に体心立方晶のＦｅの回折ピークを有
するものである。 (Ｆe1-a Ｃo a)b Ｂx Ｔy Ｔ'z 但しＴはＺr,Ｈf,Ｎbからなる群から選ばれた１種又は
２ 種以上の元素であり、且つ、Ｚr,Ｈfのいずれか、又
は両方を含み、Ｔ'はＣuであり、a≦０.０５、８４＜b
≦９２原子％、２≦x＜８原子％、４≦y≦８原子％、１
≦z≦３原子％以下である。
【００１１】請求項２に記載の高硬度Ｆe系軟磁性合金
は前記課題を解決するために、次式で示される組成から
なり、飽和磁束密度Ｂｓが１５ＫＧ以上、１ＫＨｚにお
ける実効透磁率μeが２６５００以上であって、非晶質
相と非晶質相から熱処理により析出させたｂｃｃ構造の
Ｆｅの微細結晶粒を主体としてなり、ＣｕＫα線を用い
たＸ線回折図において回折角度２θが４０〜５０゜の間
に体心立方晶のＦｅの回折ピークを有するものである。 Ｆe b Ｂx Ｔy Ｔ'z 但しＴはＺr,Ｈf,Ｎbからなる群から選ばれた１種又は
２ 種以上の元素であり、且つ、Ｚr,Ｈfのいずれか、又
は両方を含み、Ｔ'はＣuからなる群から選ばれた１種又
は２種以上の元素であり、８４＜b≦９２原子％、２≦x
＜８原子％、４≦y≦８原子％、１≦z≦３原子％以下で
ある。
は前記課題を解決するために、次式で示される組成から
なり、飽和磁束密度Ｂｓが１５ＫＧ以上、１ＫＨｚにお
ける実効透磁率μeが２６５００以上であって、非晶質
相と非晶質相から熱処理により析出させたｂｃｃ構造の
Ｆｅの微細結晶粒を主体としてなり、ＣｕＫα線を用い
たＸ線回折図において回折角度２θが４０〜５０゜の間
に体心立方晶のＦｅの回折ピークを有するものである。 Ｆe b Ｂx Ｔy Ｔ'z 但しＴはＺr,Ｈf,Ｎbからなる群から選ばれた１種又は
２ 種以上の元素であり、且つ、Ｚr,Ｈfのいずれか、又
は両方を含み、Ｔ'はＣuからなる群から選ばれた１種又
は２種以上の元素であり、８４＜b≦９２原子％、２≦x
＜８原子％、４≦y≦８原子％、１≦z≦３原子％以下で
ある。
【００１２】
【００１３】
【発明の実施の形態】以下に本発明を更に詳細に説明す
る。本発明の高硬度Ｆe系軟磁性合金は、前記組成の非
晶質合金あるいは非晶質相を含む結晶質合金を溶湯から
急冷することにより得る工程と、スパッタ法あるいは蒸
着法等の気相急冷法により得る工程と、これらの工程で
得られたものを加熱し微細な結晶粒を析出させる熱処理
工程とによって通常得ることが出来る。
る。本発明の高硬度Ｆe系軟磁性合金は、前記組成の非
晶質合金あるいは非晶質相を含む結晶質合金を溶湯から
急冷することにより得る工程と、スパッタ法あるいは蒸
着法等の気相急冷法により得る工程と、これらの工程で
得られたものを加熱し微細な結晶粒を析出させる熱処理
工程とによって通常得ることが出来る。
【００１４】本発明において、非晶質相を得やすくする
ためには、非晶質形成能の高いＺr,Ｈfのいずれかを含
む必要がある。またＺr、Ｈfはその一部を他の４Ａ〜６
Ａ族元素のうちＮbと置換することが出来る。これらの
Ｚr、Ｈf、Ｎbは、合金溶湯から急冷した場合に非晶質
相を得るために重要な元素であり、この非晶質相から熱
処理によりＦｅの微結晶粒を析出させて飽和磁束密度Ｂ
ｓが１５ＫＧ以上、１ＫＨｚにおける実効透磁率μeが
２６５００以上を両立するために重要である。ＺrとＨf
のいずれか、またはこれらに加えてＮbを添加する場
合、４原子％以上、８原子％以下の範囲でこれらの元素
を添加しないと必要量の非晶質相を得ることができな
い。更に、これらの元素を含有させる場合に６原子％以
上、８原子％以下の範囲がより好ましい。
ためには、非晶質形成能の高いＺr,Ｈfのいずれかを含
む必要がある。またＺr、Ｈfはその一部を他の４Ａ〜６
Ａ族元素のうちＮbと置換することが出来る。これらの
Ｚr、Ｈf、Ｎbは、合金溶湯から急冷した場合に非晶質
相を得るために重要な元素であり、この非晶質相から熱
処理によりＦｅの微結晶粒を析出させて飽和磁束密度Ｂ
ｓが１５ＫＧ以上、１ＫＨｚにおける実効透磁率μeが
２６５００以上を両立するために重要である。ＺrとＨf
のいずれか、またはこれらに加えてＮbを添加する場
合、４原子％以上、８原子％以下の範囲でこれらの元素
を添加しないと必要量の非晶質相を得ることができな
い。更に、これらの元素を含有させる場合に６原子％以
上、８原子％以下の範囲がより好ましい。
【００１５】Ｂには本発明合金の非晶質形成能を高める
効果、および前記熱処理工程において磁気特性に悪影響
を及ぼす化合物相の生成を抑制する効果があると考えら
れ、このためＢ添加は必須である。このＢにおいても先
のＺr、Ｈf、Ｎbとともに非晶質生成に寄与するが、必
要以上に添加すると透磁率を低下させるので、添加量を
２原子％以上、８原子％未満とする必要がある。
効果、および前記熱処理工程において磁気特性に悪影響
を及ぼす化合物相の生成を抑制する効果があると考えら
れ、このためＢ添加は必須である。このＢにおいても先
のＺr、Ｈf、Ｎbとともに非晶質生成に寄与するが、必
要以上に添加すると透磁率を低下させるので、添加量を
２原子％以上、８原子％未満とする必要がある。
【００１６】本発明においては、後述する実施例の結果
から、Ｃｕの添加量を１〜３原子％とすることで、熱処
理工程後に優れた軟磁気特性を得られるもので、Ｃｕの
添加量が１原子％より少ないか、３原子％よりも多いと
前記の熱処理工程により優れた軟磁気特性を得ることが
難しい。
から、Ｃｕの添加量を１〜３原子％とすることで、熱処
理工程後に優れた軟磁気特性を得られるもので、Ｃｕの
添加量が１原子％より少ないか、３原子％よりも多いと
前記の熱処理工程により優れた軟磁気特性を得ることが
難しい。
【００１７】Ｃuの添加により、軟磁気特性が著しく改
善される機構については明ら かではないが、結晶化温
度を示差熱分析法により測定したところ、Ｃuを添加し
た合金の結晶化温度は、添加しない合金に比べてやや低
い温度であると認められた。これは前記元素の添加によ
り非晶質相が不均一となり、その結果、非晶質相の安定
性が低下したことに起因すると考えられる。また不均一
な非晶質相が結晶化する場合、部分的に結晶化しやすい
領域が多数でき不均一核生成するため、得られる組織が
微細結晶粒組織となると考えられる。また特にＦeに対
する固溶度が著しく低い元素であるＣuの場合、相分離
傾向があるため、加熱によりミクロな組成ゆらぎが生
じ、非晶質相が不均一となる傾向がより顕著になると考
えられ、組織の微細化に寄与するものと考えられる。
善される機構については明ら かではないが、結晶化温
度を示差熱分析法により測定したところ、Ｃuを添加し
た合金の結晶化温度は、添加しない合金に比べてやや低
い温度であると認められた。これは前記元素の添加によ
り非晶質相が不均一となり、その結果、非晶質相の安定
性が低下したことに起因すると考えられる。また不均一
な非晶質相が結晶化する場合、部分的に結晶化しやすい
領域が多数でき不均一核生成するため、得られる組織が
微細結晶粒組織となると考えられる。また特にＦeに対
する固溶度が著しく低い元素であるＣuの場合、相分離
傾向があるため、加熱によりミクロな組成ゆらぎが生
じ、非晶質相が不均一となる傾向がより顕著になると考
えられ、組織の微細化に寄与するものと考えられる。
【００１８】
【００１９】以上、本発明の高飽和磁束密度高硬度Ｆe
系軟磁性合金に含まれる合金元素の限定理由を説明した
が、これらの元素以外でも耐食性を改善するために、Ｃ
r,Ｒuその他の白金族元素を添加することも可能であ
り、また、必要に応じて、Ｙ,希土類元素,Ｚn,Ｃd,Ｇa,
Ｉn,Ｇe,Ｓn,Ｐb,Ａs,Ｓb,Ｂi,Ｓe,Ｔe,Ｌi,Ｂe,Ｍg,Ｃ
a,Ｓr,Ｂa等の元素を添加することで磁歪を調整するこ
ともできる。その他、Ｈ,Ｎ,Ｏ,Ｓ等の不可避的不純物
については所望の特性が劣化しない程度に含有していて
も良いのは勿論である。
系軟磁性合金に含まれる合金元素の限定理由を説明した
が、これらの元素以外でも耐食性を改善するために、Ｃ
r,Ｒuその他の白金族元素を添加することも可能であ
り、また、必要に応じて、Ｙ,希土類元素,Ｚn,Ｃd,Ｇa,
Ｉn,Ｇe,Ｓn,Ｐb,Ａs,Ｓb,Ｂi,Ｓe,Ｔe,Ｌi,Ｂe,Ｍg,Ｃ
a,Ｓr,Ｂa等の元素を添加することで磁歪を調整するこ
ともできる。その他、Ｈ,Ｎ,Ｏ,Ｓ等の不可避的不純物
については所望の特性が劣化しない程度に含有していて
も良いのは勿論である。
【００２０】本発明合金におけるＦe,Ｃo量のbは、９２
原子％以下である。これは、後述するように、bが９２
原子％を越えると高い透磁率が得られないためである
が、飽和磁束密度１０ＫＧ以上を得るためには、bが７
５原子％以上であることが好ましい。また、飽和磁束密
度１５ＫＧ以上を得るためには、他の添加元素の添加範
囲を満たした上でできるだけ多く含有させることが必要
であり、他の添加元素の量も鑑みると、８４原子％を越
える量を含有させることで後述する実施例で示す如く１
５ＫＧ以上の飽和磁束密度を容易に得ることができる。
更に、Ｆｅの含有量において後述する実施例で示す如く
８５原子％＜Ｆｅ≦９２原子％の関係を満足させること
により、飽和磁束密度１５ＫＧ以上、１ＫＨｚにおける
実効透磁率μeで２６５００以上を確実に両立させるこ
とができる。
原子％以下である。これは、後述するように、bが９２
原子％を越えると高い透磁率が得られないためである
が、飽和磁束密度１０ＫＧ以上を得るためには、bが７
５原子％以上であることが好ましい。また、飽和磁束密
度１５ＫＧ以上を得るためには、他の添加元素の添加範
囲を満たした上でできるだけ多く含有させることが必要
であり、他の添加元素の量も鑑みると、８４原子％を越
える量を含有させることで後述する実施例で示す如く１
５ＫＧ以上の飽和磁束密度を容易に得ることができる。
更に、Ｆｅの含有量において後述する実施例で示す如く
８５原子％＜Ｆｅ≦９２原子％の関係を満足させること
により、飽和磁束密度１５ＫＧ以上、１ＫＨｚにおける
実効透磁率μeで２６５００以上を確実に両立させるこ
とができる。
【００２１】次に本発明の高飽和磁束密度Ｆe系軟磁性
合金の組成限定理由について実施例をもって詳細に説明
する。
合金の組成限定理由について実施例をもって詳細に説明
する。
【００２２】
「実施例１」以下の各実施例に示す合金は片ロール液体
急冷法により作成した。すなわち、１つの回転している
鋼製ロール上におかれたノズルより溶融金属をアルゴン
ガスの圧力により前記ロール上に噴出させ、急冷して薄
帯を得る。以上のように作成した薄帯の幅は約１５mmで
あり、厚さは約２０〜４０μmであった。
急冷法により作成した。すなわち、１つの回転している
鋼製ロール上におかれたノズルより溶融金属をアルゴン
ガスの圧力により前記ロール上に噴出させ、急冷して薄
帯を得る。以上のように作成した薄帯の幅は約１５mmで
あり、厚さは約２０〜４０μmであった。
【００２３】透磁率は、薄帯を加工し、外径１０mm、内
径５mmのリング状とし、これを積み重ねたものに巻線
し、インダクタンス法により測定した。実効透磁率(μ
e)の測定条件は１０mＯe,１ｋＨzとした。保磁力(Ｈc)
は、直流Ｂ−Ｈループトレーサにより測定し、飽和磁束
密度(Ｂs)はＶＳＭにて１０kＯeで測定した磁化より算
出した。なお、特に規定しない限り、以下に示す実施例
では、５００〜７００℃の温度で１時間保持後、水焼入
れした後の磁気特性を示す。
径５mmのリング状とし、これを積み重ねたものに巻線
し、インダクタンス法により測定した。実効透磁率(μ
e)の測定条件は１０mＯe,１ｋＨzとした。保磁力(Ｈc)
は、直流Ｂ−Ｈループトレーサにより測定し、飽和磁束
密度(Ｂs)はＶＳＭにて１０kＯeで測定した磁化より算
出した。なお、特に規定しない限り、以下に示す実施例
では、５００〜７００℃の温度で１時間保持後、水焼入
れした後の磁気特性を示す。
【００２４】まず、本発明合金の磁気特性および構造に
及ぼす熱処理の効果について本発明合金の一つであるＦ
e86Ｚr7Ｂ6Ｃu1合金を例にとって以下に説明する。な
お、昇温速度毎分１０℃の示差熱分析により求めたＦe
86Ｚｒ7Ｂ6Ｃu1合金の結晶化 開始温度は５０３℃であ
った。
及ぼす熱処理の効果について本発明合金の一つであるＦ
e86Ｚr7Ｂ6Ｃu1合金を例にとって以下に説明する。な
お、昇温速度毎分１０℃の示差熱分析により求めたＦe
86Ｚｒ7Ｂ6Ｃu1合金の結晶化 開始温度は５０３℃であ
った。
【００２５】図１は、Ｆe86Ｚr7Ｂ6Ｃu1合金の実効透磁
率に及ぼす焼純(各温度で１時間保持後水焼入れ)の効果
を示す。
率に及ぼす焼純(各温度で１時間保持後水焼入れ)の効果
を示す。
【００２６】図１より急冷状態（ＲＱ）（溶融金属を急
冷して薄帯にした状態）における本合金の実効透磁率
は、Ｆe基非晶質合金程度の低い値を示すが、５００〜
６２０℃の熱処理（特に説明しない限り各温度で１時間
保持後水焼き入れ）により、急冷状態の１０倍程度の高
い値に増加している。ここで６００℃熱処理後の厚さ約
２０μmの試料について透磁率の周波数依存を調べたと
ころ１ｋＨzで３２０００、１０ｋＨzで２５６００、更
に１００ｋＨzで８３３０と、高い測定周波数において
も優れた軟磁気特性を示した。また、透磁率に及ぼす冷
却速度の影響を調べたところ、６００℃で１時間保持
後、水焼入れにより急冷した本合金の実効透磁率３２０
００に対し、空冷した場合、その値は１８０００とな
り、熱処理後の冷却速度も重要である。
冷して薄帯にした状態）における本合金の実効透磁率
は、Ｆe基非晶質合金程度の低い値を示すが、５００〜
６２０℃の熱処理（特に説明しない限り各温度で１時間
保持後水焼き入れ）により、急冷状態の１０倍程度の高
い値に増加している。ここで６００℃熱処理後の厚さ約
２０μmの試料について透磁率の周波数依存を調べたと
ころ１ｋＨzで３２０００、１０ｋＨzで２５６００、更
に１００ｋＨzで８３３０と、高い測定周波数において
も優れた軟磁気特性を示した。また、透磁率に及ぼす冷
却速度の影響を調べたところ、６００℃で１時間保持
後、水焼入れにより急冷した本合金の実効透磁率３２０
００に対し、空冷した場合、その値は１８０００とな
り、熱処理後の冷却速度も重要である。
【００２７】よって本合金の磁気特性は最適な熱処理条
件を適当に選ぶことにより調整することができ、また磁
場中焼鈍などにより磁気特性を改善することもできる。
次に、Ｆe86Ｚr7Ｂ6Ｃu1合金の熱処理前後の構造の変化
をＸ線回折法により調べ、熱処理後の組織を透過電子顕
微鏡を用いて観察し、結果をそれぞれ図２と図３に示
す。
件を適当に選ぶことにより調整することができ、また磁
場中焼鈍などにより磁気特性を改善することもできる。
次に、Ｆe86Ｚr7Ｂ6Ｃu1合金の熱処理前後の構造の変化
をＸ線回折法により調べ、熱処理後の組織を透過電子顕
微鏡を用いて観察し、結果をそれぞれ図２と図３に示
す。
【００２８】図２より、急冷状態（溶融金属を急冷して
薄帯にした状態）では非晶質に特有のハローな回折図形
が、熱処理後（各温度で１時間保持後水焼き入れ）には
体心立方晶のＦｅに独特の回折ピークを回折角度２θが
４０〜５０゜の範囲内に有する回折図形がそれぞれ認め
られ、本合金の構造が熱処理により、非晶質から体心立
方晶へと変化したことがわかる。そして図３より、熱処
理後の組織が、粒径約１００オングストローム程度の微
結晶から成ることがわかる。また、Ｆe86Ｚr7Ｂ6Ｃu1合
金について熱処理前後の硬さの変化を調べたところ、ビ
ッカース硬さで急冷状態（溶融金属を急冷して薄帯にし
た状態）の７４０ＤＰＮから６５０℃熱処理後には１３
９０ＤＰＮと従来材料にない高い値まで増加し、磁気ヘ
ッド用材料に好適であることも判明した。また、トラン
ス、チョークコイルに使用した場合、合金薄帯に折れ、
切れ、傷等が生じにくく、製造工程上の歩留まりも向上
する。
薄帯にした状態）では非晶質に特有のハローな回折図形
が、熱処理後（各温度で１時間保持後水焼き入れ）には
体心立方晶のＦｅに独特の回折ピークを回折角度２θが
４０〜５０゜の範囲内に有する回折図形がそれぞれ認め
られ、本合金の構造が熱処理により、非晶質から体心立
方晶へと変化したことがわかる。そして図３より、熱処
理後の組織が、粒径約１００オングストローム程度の微
結晶から成ることがわかる。また、Ｆe86Ｚr7Ｂ6Ｃu1合
金について熱処理前後の硬さの変化を調べたところ、ビ
ッカース硬さで急冷状態（溶融金属を急冷して薄帯にし
た状態）の７４０ＤＰＮから６５０℃熱処理後には１３
９０ＤＰＮと従来材料にない高い値まで増加し、磁気ヘ
ッド用材料に好適であることも判明した。また、トラン
ス、チョークコイルに使用した場合、合金薄帯に折れ、
切れ、傷等が生じにくく、製造工程上の歩留まりも向上
する。
【００２９】以上のごとく本発明合金は、前述の組成を
有する非晶質合金を熱処理により結晶化させ、超微細結
晶粒を主とする組織を得ることにより、高飽和磁束密度
でかつ軟磁気特性に優れ、更に高い硬さと高い熱安定性
を有する優れた特性を得ることができる。
有する非晶質合金を熱処理により結晶化させ、超微細結
晶粒を主とする組織を得ることにより、高飽和磁束密度
でかつ軟磁気特性に優れ、更に高い硬さと高い熱安定性
を有する優れた特性を得ることができる。
【００３０】次に前記合金のＺr量およびＢ量を変化さ
せた場合の実施例を示す。後に記載する表１および図４
は焼鈍後の磁気特性を示す。
せた場合の実施例を示す。後に記載する表１および図４
は焼鈍後の磁気特性を示す。
【００３１】
【表１】
【００３２】図４より、Ｚr量が４〜１０原子％の範囲
で高透磁率が得やすいことがわかる。また、Ｚr量が４
原子％以下では１００００以上の実効透磁率が得られ
ず、１０原子％を超えると透磁率が急激に低下するとと
もに飽和磁束密度も低下するため好ましくない。そこ
で、本発明合金におけるＺr含有量の限定範囲を４〜１
０原子％とした。
で高透磁率が得やすいことがわかる。また、Ｚr量が４
原子％以下では１００００以上の実効透磁率が得られ
ず、１０原子％を超えると透磁率が急激に低下するとと
もに飽和磁束密度も低下するため好ましくない。そこ
で、本発明合金におけるＺr含有量の限定範囲を４〜１
０原子％とした。
【００３３】同様にＢ量については、０.５〜１６原子
％の範囲で実効透磁率１００００以上の高透磁率が得や
すいことがわかり、このためＢ含有量の限定範囲を０.
５〜１６原子％とした。またＺr,Ｂ量が前記範囲にあっ
ても、Ｆe量が９２原子％を超えると高い透磁率が得ら
れないため、本発明合金におけるＦe＋Ｃo含有量(b)は
９２原子％以下とした。次に表１において、Ｎｏ.７、
１２、１３、１４、１５、１６、２２は、目的とする飽
和磁束密度１５ＫＧ以上、１ＫＨｚにおける実効透磁率
２６５００を両立できた実施例である。更に、表１にお
いて、Ｚr量が４〜１０原子％の範囲であって、Ｂ量が
０.５〜１６原子％の範囲の中の例であっても、本発明
で目的とする飽和磁束密度１５ＫＧ以上、１ＫＨｚにお
ける実効透磁率２６５００を両立できない例が見られ
る。第１に、Ｎｏ.１、２、４、５、６、１７、１８、
１９、２０、２１の試料は、Ｂを８〜１６原子％含有さ
せた試料であるが、飽和磁束密度１５ＫＧ以上、１ＫＨ
ｚにおける実効透磁率２６５００を両立できていない例
である。また、Ｎｏ.１１の試料はＢ量を１原子％とし
たが、飽和磁束密度１５ＫＧ以上、１ＫＨｚにおける実
効透磁率２６５００を両立できない例である。これらの
例から、Ｂ量の含有範囲は２原子％以上、８原子％未満
であることが必要なことがわかる。第２に、Ｎｏ.２
５、２６、２７、２８、２９はＺｒ量を９〜１０原子％
含有させた試料であるが、飽和磁束密度１５ＫＧ以上、
１ＫＨｚにおける実効透磁率２６５００を両立できてい
ない例である。これらの例から、Ｚｒ量の範囲は４原子
％以上、８原子％以下であることが必要なことがわか
る。なお、Ｎｏ.３、８、９、１０の試料は、本発明組
成範囲内の試料であるが、加熱後に焼鈍した試料であ
り、飽和磁束密度は高いものの、透磁率が大幅に低下し
た。
％の範囲で実効透磁率１００００以上の高透磁率が得や
すいことがわかり、このためＢ含有量の限定範囲を０.
５〜１６原子％とした。またＺr,Ｂ量が前記範囲にあっ
ても、Ｆe量が９２原子％を超えると高い透磁率が得ら
れないため、本発明合金におけるＦe＋Ｃo含有量(b)は
９２原子％以下とした。次に表１において、Ｎｏ.７、
１２、１３、１４、１５、１６、２２は、目的とする飽
和磁束密度１５ＫＧ以上、１ＫＨｚにおける実効透磁率
２６５００を両立できた実施例である。更に、表１にお
いて、Ｚr量が４〜１０原子％の範囲であって、Ｂ量が
０.５〜１６原子％の範囲の中の例であっても、本発明
で目的とする飽和磁束密度１５ＫＧ以上、１ＫＨｚにお
ける実効透磁率２６５００を両立できない例が見られ
る。第１に、Ｎｏ.１、２、４、５、６、１７、１８、
１９、２０、２１の試料は、Ｂを８〜１６原子％含有さ
せた試料であるが、飽和磁束密度１５ＫＧ以上、１ＫＨ
ｚにおける実効透磁率２６５００を両立できていない例
である。また、Ｎｏ.１１の試料はＢ量を１原子％とし
たが、飽和磁束密度１５ＫＧ以上、１ＫＨｚにおける実
効透磁率２６５００を両立できない例である。これらの
例から、Ｂ量の含有範囲は２原子％以上、８原子％未満
であることが必要なことがわかる。第２に、Ｎｏ.２
５、２６、２７、２８、２９はＺｒ量を９〜１０原子％
含有させた試料であるが、飽和磁束密度１５ＫＧ以上、
１ＫＨｚにおける実効透磁率２６５００を両立できてい
ない例である。これらの例から、Ｚｒ量の範囲は４原子
％以上、８原子％以下であることが必要なことがわか
る。なお、Ｎｏ.３、８、９、１０の試料は、本発明組
成範囲内の試料であるが、加熱後に焼鈍した試料であ
り、飽和磁束密度は高いものの、透磁率が大幅に低下し
た。
【００３４】「実施例２」次に実施例１に示したＦe-Ｚ
r-Ｂ-Ｃu系合金のＺrをＨfで置換えしたＦe-Ｈf-Ｂ-Ｃu
系合金について説明する。
r-Ｂ-Ｃu系合金のＺrをＨfで置換えしたＦe-Ｈf-Ｂ-Ｃu
系合金について説明する。
【００３５】実施例としてＢ量を６原子％、Ｃu量を１
原子％でそれぞれ一定とした場合の結果を後記する表２
に示す。また、第５図は、Ｈf量を４〜１０原子％の範
囲で変化させた場合の透磁率を示す。第５図には比較の
ために、Ｆe-Ｚr-Ｂ6-Ｃu1系合金の実効透磁率を併せて
示す。
原子％でそれぞれ一定とした場合の結果を後記する表２
に示す。また、第５図は、Ｈf量を４〜１０原子％の範
囲で変化させた場合の透磁率を示す。第５図には比較の
ために、Ｆe-Ｚr-Ｂ6-Ｃu1系合金の実効透磁率を併せて
示す。
【００３６】
【表２】
【００３７】図５から、４〜１０原子％の範囲におい
て、Ｆe-Ｈf-Ｂ-Ｃ系合金の実効透磁率がＦe-Ｚr-Ｂ-Ｃ
u系合金のものと同等であることがわかる。また、第２
表中に示すＦe86Ｚr4Ｈf3Ｂ6Ｃu1合金の磁気特性は実施
例１のＦe-Ｚr-Ｂ-Ｃu系合金の磁気特性と同等である。
従って実施例１に示したＦe-Ｚr-Ｂ-Ｃu系合金のＺr
は、その組成限定範囲である４〜１０原子％すべてにお
いてＨfと一部もしくは全て置換可能である。
て、Ｆe-Ｈf-Ｂ-Ｃ系合金の実効透磁率がＦe-Ｚr-Ｂ-Ｃ
u系合金のものと同等であることがわかる。また、第２
表中に示すＦe86Ｚr4Ｈf3Ｂ6Ｃu1合金の磁気特性は実施
例１のＦe-Ｚr-Ｂ-Ｃu系合金の磁気特性と同等である。
従って実施例１に示したＦe-Ｚr-Ｂ-Ｃu系合金のＺr
は、その組成限定範囲である４〜１０原子％すべてにお
いてＨfと一部もしくは全て置換可能である。
【００３８】「実施例３」次に実施例１および実施例２
に示したＦe-(Ｚr,Ｈf)-Ｂ-Ｃu合金のＺr、Ｈfの一部を
Ｎbで置換する場合について説明する。
に示したＦe-(Ｚr,Ｈf)-Ｂ-Ｃu合金のＺr、Ｈfの一部を
Ｎbで置換する場合について説明する。
【００３９】実施例としてＦe-Ｚr-Ｂ-Ｃu系合金のＺr
の一部を１〜５原子％のＮbで置換した場合の結果を後
記する表３に示す。また、図６はＮb添加量を３原子％
としたＦe-Ｚr-Ｎb-Ｂ-Ｃu系合金の磁気特性を示したも
のである。
の一部を１〜５原子％のＮbで置換した場合の結果を後
記する表３に示す。また、図６はＮb添加量を３原子％
としたＦe-Ｚr-Ｎb-Ｂ-Ｃu系合金の磁気特性を示したも
のである。
【００４０】
【表３】
【００４１】図６において高い透磁率が得やすいＺr＋
Ｎbの量は、Ｆe-Ｚr-Ｂ-Ｃu系合金におけるＺrの場合と
同じ４〜１０原子％であり、この範囲ではＦe-Ｚr-Ｂ-
Ｃu系合金と同等の高い実効透磁率が得られている。従
ってＦe-(Ｚr,Ｈf)-Ｂ-Ｃu合金のＺr,Ｈfの一部はＮbで
置換することが可能である。
Ｎbの量は、Ｆe-Ｚr-Ｂ-Ｃu系合金におけるＺrの場合と
同じ４〜１０原子％であり、この範囲ではＦe-Ｚr-Ｂ-
Ｃu系合金と同等の高い実効透磁率が得られている。従
ってＦe-(Ｚr,Ｈf)-Ｂ-Ｃu合金のＺr,Ｈfの一部はＮbで
置換することが可能である。
【００４２】ただし、表３のＮｏ.４３、４４、４６、
４８の試料は、Ｂを本発明範囲外の８原子％以上含有さ
せた試料であるが、目的とする飽和磁束密度１５ＫＧ以
上、１ＫＨｚにおける実効透磁率２６５００を両立でき
ていない例である。また、表３のＮｏ.４２、５１、５
２、５３の試料は、Ｚr＋Ｎbの量を本発明範囲外の９原
子％以上とした試料であるが、目的とする飽和磁束密度
１５ＫＧ以上、１ＫＨｚにおける実効透磁率２６５００
を両立できていない例である。なお、Ｎｏ.３８、４７
の試料は、本発明組成範囲内の試料であるが、加熱後に
焼鈍した試料であり、飽和磁束密度は高いものの、透磁
率が大幅に低下した。以上のことから、ＺrとＮbを添加
した系においても、これらを合計で４原子％以上、８原
子％以下、更に、Ｂ量を２原子％以上、８原子％未満と
して冷却速度を高くすることで目的とする飽和磁束密度
１５ＫＧ以上、１ＫＨｚにおける実効透磁率２６５００
を両立できることが明らかである。
４８の試料は、Ｂを本発明範囲外の８原子％以上含有さ
せた試料であるが、目的とする飽和磁束密度１５ＫＧ以
上、１ＫＨｚにおける実効透磁率２６５００を両立でき
ていない例である。また、表３のＮｏ.４２、５１、５
２、５３の試料は、Ｚr＋Ｎbの量を本発明範囲外の９原
子％以上とした試料であるが、目的とする飽和磁束密度
１５ＫＧ以上、１ＫＨｚにおける実効透磁率２６５００
を両立できていない例である。なお、Ｎｏ.３８、４７
の試料は、本発明組成範囲内の試料であるが、加熱後に
焼鈍した試料であり、飽和磁束密度は高いものの、透磁
率が大幅に低下した。以上のことから、ＺrとＮbを添加
した系においても、これらを合計で４原子％以上、８原
子％以下、更に、Ｂ量を２原子％以上、８原子％未満と
して冷却速度を高くすることで目的とする飽和磁束密度
１５ＫＧ以上、１ＫＨｚにおける実効透磁率２６５００
を両立できることが明らかである。
【００４３】
【００４４】
【００４５】「実施例４」 次に、本発明合金におけるＣu含有量の限定理由につい
て説明する。実施例とし て図７に、Ｆe87-xＺr4Ｎb3Ｂ
6Ｃux合金のＣu量(z)と透磁率の関係を示し、図８にＦe
88Ｃu1Ｂ3Ｚr8なる組成の軟磁性合金の透磁率と冷却速
度の関係を示す。
て説明する。実施例とし て図７に、Ｆe87-xＺr4Ｎb3Ｂ
6Ｃux合金のＣu量(z)と透磁率の関係を示し、図８にＦe
88Ｃu1Ｂ3Ｚr8なる組成の軟磁性合金の透磁率と冷却速
度の関係を示す。
【００４６】図７から、z＝０.２〜４.５原子％の範囲
で実効透磁率１００００以上の優れた磁気特性が得やす
いことがわかる。zが０.２原子％以下になるとＣu添加
効果が有効に得られにくく、またzが４.５原子％を超え
ると透磁率の劣化を招くので、実用上好ましくない。し
かし、図８から明らかなように冷却速度を上げることで
透磁率の改善ができるので、zは０.２原子％以下でも良
い。よって、本発明合金におけるＣu含有量の範囲は４.
５原子％以下とした。
で実効透磁率１００００以上の優れた磁気特性が得やす
いことがわかる。zが０.２原子％以下になるとＣu添加
効果が有効に得られにくく、またzが４.５原子％を超え
ると透磁率の劣化を招くので、実用上好ましくない。し
かし、図８から明らかなように冷却速度を上げることで
透磁率の改善ができるので、zは０.２原子％以下でも良
い。よって、本発明合金におけるＣu含有量の範囲は４.
５原子％以下とした。
【００４７】
【００４８】
【００４９】
【００５０】「実施例５」 次に本発明合金におけるＣo含有量の限定理由について
説明する。実施例として(Ｆe1-a-Ｃo a)86Ｚr4Ｎb3Ｂ6
Ｃu1合金のＣo量(a)と透磁率の関係を図９に示す。
説明する。実施例として(Ｆe1-a-Ｃo a)86Ｚr4Ｎb3Ｂ6
Ｃu1合金のＣo量(a)と透磁率の関係を図９に示す。
【００５１】図９においてaが０.０５以下の範囲におい
ては実効透磁率１００００以上の高い値を示すが、０.
０５を超える範囲では実効透磁率が急激に低下し実用上
好ましくない。よって、本発明合金におけるＣo含有量
(a)は、０.０５以下とした。
ては実効透磁率１００００以上の高い値を示すが、０.
０５を超える範囲では実効透磁率が急激に低下し実用上
好ましくない。よって、本発明合金におけるＣo含有量
(a)は、０.０５以下とした。
【００５２】
【００５３】
【００５４】
【００５５】
【００５６】
【発明の効果】以上説明したように本発明によれば、熱
処理後のビッカース硬度が１３９０ＤＰＮと従来にない
硬度を有し、トランス等を製造する際に折れ、切れ、傷
等が生じにくく、製造工程上の歩留まりが向上する。ま
た、従来の実用合金より優れた軟磁気特性を有し、更に
高い飽和磁束密度も備えたＦe系軟磁性合金を提供する
ことができる。即ち、飽和磁束密度Ｂｓが１５ＫＧ以
上、１ＫＨｚにおける実効透磁率が２６５００以上であ
って、非晶質相と非晶質相から熱処理により析出させた
ｂｃｃ構造のＦｅの微細結晶粒を主体としてなり、前記
Ｆｅの微細結晶粒が前記非晶質相を加熱後に冷却されて
析出された、高い飽和磁束密度と高い透磁率を兼ね備え
た高硬度Ｆe系軟磁性合金を提供することができる。し
かも本発明の高硬度Ｆe系軟磁性合金は、高い機械強度
を有し、高い熱安定性も兼ね備えている。以上のことか
ら本発明の高硬度Ｆe系軟磁性合金は、磁気記録媒体の
高保磁力化に対 応することが必要な磁気ヘッド、より
一層の小型化が要求されているトランス、チョークコイ
ル用として好適であって、これらの用途に供した場合、
これらの性能の向上と小型軽量化をなしえる効果があ
る。
処理後のビッカース硬度が１３９０ＤＰＮと従来にない
硬度を有し、トランス等を製造する際に折れ、切れ、傷
等が生じにくく、製造工程上の歩留まりが向上する。ま
た、従来の実用合金より優れた軟磁気特性を有し、更に
高い飽和磁束密度も備えたＦe系軟磁性合金を提供する
ことができる。即ち、飽和磁束密度Ｂｓが１５ＫＧ以
上、１ＫＨｚにおける実効透磁率が２６５００以上であ
って、非晶質相と非晶質相から熱処理により析出させた
ｂｃｃ構造のＦｅの微細結晶粒を主体としてなり、前記
Ｆｅの微細結晶粒が前記非晶質相を加熱後に冷却されて
析出された、高い飽和磁束密度と高い透磁率を兼ね備え
た高硬度Ｆe系軟磁性合金を提供することができる。し
かも本発明の高硬度Ｆe系軟磁性合金は、高い機械強度
を有し、高い熱安定性も兼ね備えている。以上のことか
ら本発明の高硬度Ｆe系軟磁性合金は、磁気記録媒体の
高保磁力化に対 応することが必要な磁気ヘッド、より
一層の小型化が要求されているトランス、チョークコイ
ル用として好適であって、これらの用途に供した場合、
これらの性能の向上と小型軽量化をなしえる効果があ
る。
【図１】図１は本発明合金の一例の実効透磁率と焼鈍温
度の関係を示すグラフである。
度の関係を示すグラフである。
【図２】図２は本発明合金の一例の熱処理前後の構造変
化を示すＸ線回折図形を示すグラフである。
化を示すＸ線回折図形を示すグラフである。
【図３】図３は本発明合金の一例の熱処理後の組織を示
す顕微鏡写真の模式図である。
す顕微鏡写真の模式図である。
【図４】図４は本発明合金の一例においてＺr量とＢ量
を変化させた場合の磁気特性を示す三角組成図である。
を変化させた場合の磁気特性を示す三角組成図である。
【図５】図５は本発明合金の一例においてＨf量の変化
と透磁率の関係を示すグラフである。
と透磁率の関係を示すグラフである。
【図６】図６は本発明合金の一例においてＢ量とＺr量
を変化させた場合の磁気特性を示す三角組成図である。
を変化させた場合の磁気特性を示す三角組成図である。
【図７】図７は本発明合金の一例におけるＣu量と透磁
率の関係を示すグラフである。
率の関係を示すグラフである。
【図８】図８は冷却速度と透磁率の関係を示すグラフで
ある。
ある。
【図９】図９は本発明合金の一例におけるＣo量と透磁
率の関係を示すグラフである。
率の関係を示すグラフである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 牧野 彰宏 東京都大田区雪谷大塚町１番７号 アル プス電気株式会社内 (72)発明者 増本 健 宮城県仙台市青葉区上杉３丁目８−22 (72)発明者 井上 明久 宮城県仙台市青葉区川内無番地 川内住 宅11−806 (72)発明者 潟岡 教行 宮城県仙台市太白区向山１丁目４番７号 (56)参考文献 特開 平１−242755（ＪＰ，Ａ) 特開 昭63−241135（ＪＰ，Ａ) 特開 平１−294847（ＪＰ，Ａ) 特開 昭63−58807（ＪＰ，Ａ) 特開 平10−60608（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 38/00 303 C22C 45/02 H01F 1/14
Claims (2)
- 【請求項１】 次式で示される組成からなり、飽和磁束
密度Ｂｓが１５ＫＧ以上、１ＫＨｚにおける実効透磁率
μeが２６５００以上であって、非晶質相と非晶質相か
ら熱処理により析出させたｂｃｃ構造のＦｅの微細結晶
粒を主体としてなり、ＣｕＫα線を用いたＸ線回折図に
おいて回折角度２θが４０〜５０゜の間に体心立方晶の
Ｆｅの回折ピークを有することを特徴とする高硬度Ｆe
系軟磁性合金。 (Ｆe1-a Ｃo a)b Ｂx Ｔy Ｔ'z 但しＴは、Ｚr,Ｈf,Ｎbからなる群から選ばれた１種又
は ２種以上の元素であり、且つ、Ｚr,Ｈfのいずれか、
又は両方を含み、Ｔ'はＣuであり、 a≦０.０５、８４＜b≦９２原子％、２≦x＜８原子％、
４≦y≦８原子％、１≦z≦３原子％である。 - 【請求項２】 次式で示される組成からなり、飽和磁束
密度Ｂｓが１５ＫＧ以上、１ＫＨｚにおける実効透磁率
μeが２６５００以上であって、非晶質相と非晶質相か
ら熱処理により析出させたｂｃｃ構造のＦｅの微細結晶
粒を主体としてなり、ＣｕＫα線を用いたＸ線回折図に
おいて回折角度２θが４０〜５０゜の間に体心立方晶の
Ｆｅの回折ピークを有することを特徴とする高硬度Ｆe
系軟磁性合金。 Ｆe b Ｂx Ｔy Ｔ'z 但しＴは、Ｚr,Ｈf,Ｎbからなる群から選ばれた１種又
は ２種以上の元素であり、且つ、Ｚr,Ｈfのいずれか、
又は両方を含み、Ｔ'はＣuであり、８４＜ b≦９２原子％、２≦x＜８原子％、４≦y≦８原
子％、１≦z≦３原子％以下である。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12480397A JP3159936B2 (ja) | 1990-04-24 | 1997-04-28 | 高硬度Ｆｅ系軟磁性合金 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10830890 | 1990-04-24 | ||
| JP2-108308 | 1990-04-24 | ||
| JP12480397A JP3159936B2 (ja) | 1990-04-24 | 1997-04-28 | 高硬度Ｆｅ系軟磁性合金 |
Related Parent Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3022791A Division JP2857257B2 (ja) | 1990-04-24 | 1991-01-23 | 高飽和磁束密度Ｆｅ系軟磁性合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH1060607A JPH1060607A (ja) | 1998-03-03 |
| JP3159936B2 true JP3159936B2 (ja) | 2001-04-23 |
Family
ID=26448235
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP12480397A Expired - Lifetime JP3159936B2 (ja) | 1990-04-24 | 1997-04-28 | 高硬度Ｆｅ系軟磁性合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3159936B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6689234B2 (en) | 2000-11-09 | 2004-02-10 | Bechtel Bwxt Idaho, Llc | Method of producing metallic materials |
| TWI222630B (en) * | 2001-04-24 | 2004-10-21 | Matsushita Electric Ind Co Ltd | Magnetoresistive element and magnetoresistive memory device using the same |
-
1997
- 1997-04-28 JP JP12480397A patent/JP3159936B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH1060607A (ja) | 1998-03-03 |
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