JP3374984B2 - Ｍｒ素子用材料およびその製造方法 - Google Patents
Ｍｒ素子用材料およびその製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は磁気センサや磁気ヘッド
等に好適なＭＲ素子用材料に関する。
等に好適なＭＲ素子用材料に関する。
【０００２】
【従来の技術】磁気抵抗効果（ＭＲ効果）を利用したＭ
ＲセンサやＭＲヘッドには、現在主に80wt%Ｎｉを中心
とした組成のパーマロイが用いられている。ＭＲセンサ
やＭＲヘッドには通常スパッタや蒸着等により作製した
薄膜が用いられている。磁気抵抗効果（ＭＲ効果）とい
うのは電流磁気効果の一つであり試料に磁界Ｈを加える
と抵抗率ρが変化する現象である。ρの変化Δρは一般
に抵抗測定用電流iとＨとのなす角度およびＨの大きさ
に関係する。磁気抵抗効果は普通Δρ／ρで定義され、
特にiとＨとが平行であるときを磁気抵抗縦効果とよ
び、iとＨが直角であるときを磁気抵抗横効果と呼んで
いる。磁化困難軸方向に外部磁界Ｈが印加されると、磁
化回転により電気抵抗が変化する。この時の抵抗は Ｒ＝Ｒ0−ΔＲsin2θ と表される。ここで、Ｒは素子の抵抗、Ｒ0は磁化Ｍが
磁化容易軸方向にそろっているときの素子の抵抗、θは
磁化ベクトルＭと電流ベクトルＩのなす角度であり、Δ
Ｒは異方性磁気抵抗である。図１にi方向と垂直にＨを
加えた時のΔＲ／Ｒ−Ｈ曲線の例を示す。ＭＲ素子用材
料としては抵抗変化率Δρm／ρ0が大きい材料が求めら
れるが、安定な動作を行うために、保磁力が小さく透磁
率が高い、磁歪定数が小さい、抵抗率の温度係数が小さ
いことも重要である。パーマロイ薄膜ではΔＲ／Ｒは室
温で最大約２〜３％程度、ＮｉＣｏ合金では最大約６％
のＭＲ効果が報告されている。最近になりＦｅ／Ｃｒ人
工格子多層膜やＦｅ−Ｎｉ／Ｃｕ／Ｃｏ人工格子多層膜
が大きなＭＲ効果を示すことが明らかになっている。こ
れは現在通常の磁気抵抗効果と区別し巨大磁気抵抗効果
と呼ばれている。巨大磁気抵抗効果では多層膜の隣接磁
性層の磁化が反平行であることが本質的に効果を増大さ
せていると考えられている。
ＲセンサやＭＲヘッドには、現在主に80wt%Ｎｉを中心
とした組成のパーマロイが用いられている。ＭＲセンサ
やＭＲヘッドには通常スパッタや蒸着等により作製した
薄膜が用いられている。磁気抵抗効果（ＭＲ効果）とい
うのは電流磁気効果の一つであり試料に磁界Ｈを加える
と抵抗率ρが変化する現象である。ρの変化Δρは一般
に抵抗測定用電流iとＨとのなす角度およびＨの大きさ
に関係する。磁気抵抗効果は普通Δρ／ρで定義され、
特にiとＨとが平行であるときを磁気抵抗縦効果とよ
び、iとＨが直角であるときを磁気抵抗横効果と呼んで
いる。磁化困難軸方向に外部磁界Ｈが印加されると、磁
化回転により電気抵抗が変化する。この時の抵抗は Ｒ＝Ｒ0−ΔＲsin2θ と表される。ここで、Ｒは素子の抵抗、Ｒ0は磁化Ｍが
磁化容易軸方向にそろっているときの素子の抵抗、θは
磁化ベクトルＭと電流ベクトルＩのなす角度であり、Δ
Ｒは異方性磁気抵抗である。図１にi方向と垂直にＨを
加えた時のΔＲ／Ｒ−Ｈ曲線の例を示す。ＭＲ素子用材
料としては抵抗変化率Δρm／ρ0が大きい材料が求めら
れるが、安定な動作を行うために、保磁力が小さく透磁
率が高い、磁歪定数が小さい、抵抗率の温度係数が小さ
いことも重要である。パーマロイ薄膜ではΔＲ／Ｒは室
温で最大約２〜３％程度、ＮｉＣｏ合金では最大約６％
のＭＲ効果が報告されている。最近になりＦｅ／Ｃｒ人
工格子多層膜やＦｅ−Ｎｉ／Ｃｕ／Ｃｏ人工格子多層膜
が大きなＭＲ効果を示すことが明らかになっている。こ
れは現在通常の磁気抵抗効果と区別し巨大磁気抵抗効果
と呼ばれている。巨大磁気抵抗効果では多層膜の隣接磁
性層の磁化が反平行であることが本質的に効果を増大さ
せていると考えられている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】しかし、パーマロイ膜
では△Ｒ／Ｒは室温でたかだか２から３％であり実用は
可能であるが高密度記録に対してはまだ十分な感度とは
いえない。ＮｉＣｏ合金膜では、異方性磁界が大きい問
題点がある。また、人工格子多層膜は磁性層と磁性層間
に数オングストローム〜数１０オングストロームの膜を
形成する必要があり膜厚制御が困難であり膜界面が乱れ
易く特性の再現性に乏しい問題がある。また基板の温度
が上がるとこの問題が起き易く膜作製の速度を上げるの
にも限界がある。
では△Ｒ／Ｒは室温でたかだか２から３％であり実用は
可能であるが高密度記録に対してはまだ十分な感度とは
いえない。ＮｉＣｏ合金膜では、異方性磁界が大きい問
題点がある。また、人工格子多層膜は磁性層と磁性層間
に数オングストローム〜数１０オングストロームの膜を
形成する必要があり膜厚制御が困難であり膜界面が乱れ
易く特性の再現性に乏しい問題がある。また基板の温度
が上がるとこの問題が起き易く膜作製の速度を上げるの
にも限界がある。
【０００４】
【課題を解決するための手段】上記問題点を解決するた
めに本発明者らは、膜や薄帯を製造する際の冷却速度を
上げ強制的に合金化した後これを熱処理する冶金的手法
を用いることにより人工格子多層膜等のＭＲ用材料より
特性ばらつきの小さい高性能なＭＲ素子用材料を見いだ
した。すなわち本発明は組織の少なくとも30％が500オ
ングストローム以下の微細な強磁性結晶粒からなり、か
つ強磁性結晶粒間の少なくとも一部に金属非強磁性相が
存在してることを特徴とする材料がＭＲ素子用材料とし
て優れており、高い△Ｒ／Ｒが得られ、かつ人工格子多
層膜と比べ特性の再現性に優れていることを見出したも
のである。特に金属非強磁性相が強磁性結晶粒の周囲を
囲むように存在している場合に高い△Ｒ／Ｒが得られ
る。本発明合金材料は、人工格子多層膜に比べて特性の
再現性に優れている。非強磁性相はたとえば反強磁性相
等が挙げられる。本発明において組織の少なくとも30％
が500オングストローム以下の微細な強磁性結晶粒であ
る必要がある。これは30％未満では大きな△Ｒ／Ｒが得
られず、500オングストロームを超えると軟磁気特性が
劣化し実用的でなくなるからである。金属非磁性相がC
u,Cr,Mn,Au,Ag,Ruから選ばれた少なくとも一種の元素を
含む場合に特に高い△Ｒ／Ｒが得られる場合が多い。微
細な強磁性結晶粒はFe,Co,Niから選ばれる少なくとも１
つの元素を含有している。本発明材料の典型的な組成は
組成式：M100-X-aX'XM'a（at％）で表され、ここでMはF
e,Co,Niから選ばれる少なくとも一種の元素、M'はTi,Z
r,Hf,V,Nb,Ta,Mo,Wから選ばれた少なくとも一種の元
素、X'はCu,Cr,Mn,Au,Ag,Ruから選ばれた少なくとも一
種の元素であり、0＜x≦70、0＜a≦20、a＋x≦70で表さ
れる組成で高い△Ｒ／Ｒを示す。また、組成式：M
100-X-a-zX'XM'aXz（at％）で表され、ここでMはFe,Co,
Niから選ばれる少なくとも一種の元素、M'はTi,Zr,Hf,
V,Nb,Ta,Mo,Wから選ばれた少なくとも一種の元素、X'は
Cu,Cr,Mn,Au,Ag,Ruから選ばれた少なくとも一種の元素
であり、xはSi,B,P,C,Ga,Alから選ばれる少なくとも一
種の元素であり、0＜X≦70、0＜a≦20、0＜z≦30、a＋x
＋z≦70で表される組成が高い△Ｒ／Ｒが得られる。本
発明において、非磁性相の厚みは通常数オングストロー
ムから数100オングストローム程度である。また、この
非磁性相は完全に強磁性結晶粒を取り囲む必要はない。
また、本発明材料は必要に応じて多層膜としても良い。
層間にはさむ膜としてはCu,Ag,Au等の非磁性の膜がより
望ましく、強磁性元素と固溶しにくいものがより適して
いる。また、強磁性相の磁歪はより好ましくは零に近い
ことが望ましい。本発明材料は通常次のように製造され
る。液体急冷法により組成式：M 100-x X' x (at%)、0＜x≦
70、または組成式：M 100-X-a X' X M' a （at％）、0＜x≦7
0、0＜a≦20、a＋x≦70、または組成式：M 100-X-a-z X' X
M' a X z （at％）、0＜x≦70、0＜a≦20、0＜z≦30、a＋x
＋z≦70で表され、ここでMはFe,Co,Niから選ばれる少な
くとも一種の元素、M'はTi,Zr,Hf,V,Nb,Ta,Mo,Wから選
ばれた少なくとも一種の元素、X'はCu,Cr,Mn,Au,Ag,Ru
から選ばれた少なくとも一種の元素であり、XはSi,B,P,
C,Ga,Alから選ばれる少なくとも一種の元素である構成
元素が固溶したアモルファスあるいは微細結晶粒薄帯を
製造する工程と、組織の少なくとも30％以上が500オン
グストローム以下の微細な強磁性結晶粒からなり、かつ
強磁性結晶粒間の少なくとも一部に金属非強磁性相が存
在するように熱処理する工程からなる製造方法がある。
本発明においては熱処理前の状態では完全に構成元素が
固溶した状態の方がばらつきが小さく好ましい結果が得
られるが、完全に固溶していなくても本発明の効果を得
ることができ本発明に含まれる。熱処理は熱処理前がア
モルファス状態の場合は結晶化の目的も含まれる。また
強磁性結晶粒間の金属非強磁性相はアモルファス相の場
合もある。また、強磁性相は１相である必要はなく２相
以上存在しても良い。
めに本発明者らは、膜や薄帯を製造する際の冷却速度を
上げ強制的に合金化した後これを熱処理する冶金的手法
を用いることにより人工格子多層膜等のＭＲ用材料より
特性ばらつきの小さい高性能なＭＲ素子用材料を見いだ
した。すなわち本発明は組織の少なくとも30％が500オ
ングストローム以下の微細な強磁性結晶粒からなり、か
つ強磁性結晶粒間の少なくとも一部に金属非強磁性相が
存在してることを特徴とする材料がＭＲ素子用材料とし
て優れており、高い△Ｒ／Ｒが得られ、かつ人工格子多
層膜と比べ特性の再現性に優れていることを見出したも
のである。特に金属非強磁性相が強磁性結晶粒の周囲を
囲むように存在している場合に高い△Ｒ／Ｒが得られ
る。本発明合金材料は、人工格子多層膜に比べて特性の
再現性に優れている。非強磁性相はたとえば反強磁性相
等が挙げられる。本発明において組織の少なくとも30％
が500オングストローム以下の微細な強磁性結晶粒であ
る必要がある。これは30％未満では大きな△Ｒ／Ｒが得
られず、500オングストロームを超えると軟磁気特性が
劣化し実用的でなくなるからである。金属非磁性相がC
u,Cr,Mn,Au,Ag,Ruから選ばれた少なくとも一種の元素を
含む場合に特に高い△Ｒ／Ｒが得られる場合が多い。微
細な強磁性結晶粒はFe,Co,Niから選ばれる少なくとも１
つの元素を含有している。本発明材料の典型的な組成は
組成式：M100-X-aX'XM'a（at％）で表され、ここでMはF
e,Co,Niから選ばれる少なくとも一種の元素、M'はTi,Z
r,Hf,V,Nb,Ta,Mo,Wから選ばれた少なくとも一種の元
素、X'はCu,Cr,Mn,Au,Ag,Ruから選ばれた少なくとも一
種の元素であり、0＜x≦70、0＜a≦20、a＋x≦70で表さ
れる組成で高い△Ｒ／Ｒを示す。また、組成式：M
100-X-a-zX'XM'aXz（at％）で表され、ここでMはFe,Co,
Niから選ばれる少なくとも一種の元素、M'はTi,Zr,Hf,
V,Nb,Ta,Mo,Wから選ばれた少なくとも一種の元素、X'は
Cu,Cr,Mn,Au,Ag,Ruから選ばれた少なくとも一種の元素
であり、xはSi,B,P,C,Ga,Alから選ばれる少なくとも一
種の元素であり、0＜X≦70、0＜a≦20、0＜z≦30、a＋x
＋z≦70で表される組成が高い△Ｒ／Ｒが得られる。本
発明において、非磁性相の厚みは通常数オングストロー
ムから数100オングストローム程度である。また、この
非磁性相は完全に強磁性結晶粒を取り囲む必要はない。
また、本発明材料は必要に応じて多層膜としても良い。
層間にはさむ膜としてはCu,Ag,Au等の非磁性の膜がより
望ましく、強磁性元素と固溶しにくいものがより適して
いる。また、強磁性相の磁歪はより好ましくは零に近い
ことが望ましい。本発明材料は通常次のように製造され
る。液体急冷法により組成式：M 100-x X' x (at%)、0＜x≦
70、または組成式：M 100-X-a X' X M' a （at％）、0＜x≦7
0、0＜a≦20、a＋x≦70、または組成式：M 100-X-a-z X' X
M' a X z （at％）、0＜x≦70、0＜a≦20、0＜z≦30、a＋x
＋z≦70で表され、ここでMはFe,Co,Niから選ばれる少な
くとも一種の元素、M'はTi,Zr,Hf,V,Nb,Ta,Mo,Wから選
ばれた少なくとも一種の元素、X'はCu,Cr,Mn,Au,Ag,Ru
から選ばれた少なくとも一種の元素であり、XはSi,B,P,
C,Ga,Alから選ばれる少なくとも一種の元素である構成
元素が固溶したアモルファスあるいは微細結晶粒薄帯を
製造する工程と、組織の少なくとも30％以上が500オン
グストローム以下の微細な強磁性結晶粒からなり、かつ
強磁性結晶粒間の少なくとも一部に金属非強磁性相が存
在するように熱処理する工程からなる製造方法がある。
本発明においては熱処理前の状態では完全に構成元素が
固溶した状態の方がばらつきが小さく好ましい結果が得
られるが、完全に固溶していなくても本発明の効果を得
ることができ本発明に含まれる。熱処理は熱処理前がア
モルファス状態の場合は結晶化の目的も含まれる。また
強磁性結晶粒間の金属非強磁性相はアモルファス相の場
合もある。また、強磁性相は１相である必要はなく２相
以上存在しても良い。
【０００５】
【実施例】以下本発明を実施例に従って説明するが本発
明はこれらに限定されるものではない。 （実施例１） Febal.Cu10Nb3Si13.5B9なる組成のアモルファス合金薄
帯を単ロール法により作製した。次に、この合金薄帯を
550℃に加熱熱処理した。得られた合金はミクロ組織観
察の結果結晶化しており、組織のほとんどが粒径500オ
ングストローム以下の微細な結晶粒からなっていた。ま
た、形成した強磁性結晶粒の周囲は非強磁性相が形成し
ているのが電子線回折、メスバウワー効果、およびＥＤ
Ｘによる組成分析により確認された。得られた合金の組
織の模式図を図２に示す。強磁性bcc結晶粒の周囲を非
磁性相が取り囲む組織となっている。非磁性相中にはCu
がかなり含まれているのが確認され、非磁性であること
が確認された。直流Ｂ−Ｈ曲線を図３に示す。Ｂ−Ｈ曲
線には折れ曲がりがあり特徴的なヒステリシスループを
示す。次に、20試料のＭＲ効果測定により得られた△Ｒ
／Ｒの最大値△Ｒｍ／Ｒのばらつきは9％であり、Co(6
オングストローム)／Ag(25オングストローム)人工格子
多層膜の57％より著しく小さく再現性に優れていること
が確認された。なお、△Ｒm／Ｒのばらつきは△Ｒm／Ｒ
の平均値をａ、最大値をｍ、最小値をｓで表した場合、
（ｍ−ｓ）×100／ａで定義した。 （実施例２） 表１に示す組成（ａｔ％）の合金膜をスパッタ法により
作製し、次に650℃で１時間熱処理を行った。ミクロ組
織観察の結果、合金膜は、組織のほとんどが粒径500オ
ングストローム以下の微細な結晶粒からなっていた。ま
た、形成した強磁性結晶粒の周囲は非強磁性相が形成し
ているのが電子線回折、メスバウワー効果、およびＥＤ
Ｘによる組成分析により確認された。次にこの合金膜の
磁気抵抗曲線を測定した。測定により得られた△Ｒ／Ｒ
の最大値の平均△Ｒm／Ｒおよび20試料作成した場合の
△Ｒm／Ｒのばらつき（％）を表１に示す。
明はこれらに限定されるものではない。 （実施例１） Febal.Cu10Nb3Si13.5B9なる組成のアモルファス合金薄
帯を単ロール法により作製した。次に、この合金薄帯を
550℃に加熱熱処理した。得られた合金はミクロ組織観
察の結果結晶化しており、組織のほとんどが粒径500オ
ングストローム以下の微細な結晶粒からなっていた。ま
た、形成した強磁性結晶粒の周囲は非強磁性相が形成し
ているのが電子線回折、メスバウワー効果、およびＥＤ
Ｘによる組成分析により確認された。得られた合金の組
織の模式図を図２に示す。強磁性bcc結晶粒の周囲を非
磁性相が取り囲む組織となっている。非磁性相中にはCu
がかなり含まれているのが確認され、非磁性であること
が確認された。直流Ｂ−Ｈ曲線を図３に示す。Ｂ−Ｈ曲
線には折れ曲がりがあり特徴的なヒステリシスループを
示す。次に、20試料のＭＲ効果測定により得られた△Ｒ
／Ｒの最大値△Ｒｍ／Ｒのばらつきは9％であり、Co(6
オングストローム)／Ag(25オングストローム)人工格子
多層膜の57％より著しく小さく再現性に優れていること
が確認された。なお、△Ｒm／Ｒのばらつきは△Ｒm／Ｒ
の平均値をａ、最大値をｍ、最小値をｓで表した場合、
（ｍ−ｓ）×100／ａで定義した。 （実施例２） 表１に示す組成（ａｔ％）の合金膜をスパッタ法により
作製し、次に650℃で１時間熱処理を行った。ミクロ組
織観察の結果、合金膜は、組織のほとんどが粒径500オ
ングストローム以下の微細な結晶粒からなっていた。ま
た、形成した強磁性結晶粒の周囲は非強磁性相が形成し
ているのが電子線回折、メスバウワー効果、およびＥＤ
Ｘによる組成分析により確認された。次にこの合金膜の
磁気抵抗曲線を測定した。測定により得られた△Ｒ／Ｒ
の最大値の平均△Ｒm／Ｒおよび20試料作成した場合の
△Ｒm／Ｒのばらつき（％）を表１に示す。
【表１】
（実施例３）
表２に示す組成のアモルファス合金膜をスパッタ法によ
り作製し、次に650℃で1時間熱処理を行い結晶化させ
た。ミクロ組織観察の結果、合金膜は結晶化しており組
織のほとんどが粒径500オングストローム以下の微細な
結晶粒からなっていた。また、形成した強磁性結晶粒の
周囲は非強磁性相が形成しているのが電子線回折、メス
バウワー効果、およびＥＤＸによる組成分析により確認
された。次にこの合金膜の磁気抵抗曲線を測定した。20
試料作製し測定により得られた△Ｒ／Ｒの最大の平均値
△Ｒｍ／Ｒのばらつき（％）を表２に示す。
り作製し、次に650℃で1時間熱処理を行い結晶化させ
た。ミクロ組織観察の結果、合金膜は結晶化しており組
織のほとんどが粒径500オングストローム以下の微細な
結晶粒からなっていた。また、形成した強磁性結晶粒の
周囲は非強磁性相が形成しているのが電子線回折、メス
バウワー効果、およびＥＤＸによる組成分析により確認
された。次にこの合金膜の磁気抵抗曲線を測定した。20
試料作製し測定により得られた△Ｒ／Ｒの最大の平均値
△Ｒｍ／Ｒのばらつき（％）を表２に示す。
【表２】
【０００６】
【発明の効果】本発明によれば磁気センサや磁気ヘッド
等に好適な高いΔＲ／Ｒが得られかつばらつきの小さい
ＭＲ素子用材料を得ることができるためその効果は著し
いものがある。
等に好適な高いΔＲ／Ｒが得られかつばらつきの小さい
ＭＲ素子用材料を得ることができるためその効果は著し
いものがある。
【図面の簡単な説明】
【図１】i方向と垂直にＨを加えた時のΔＲ／Ｒ−Ｈ曲
線の一例を示した図である。
線の一例を示した図である。
【図２】本発明に係わる合金の組織の一例を示した模式
図である。
図である。
【図３】本発明に係わる直流Ｂ−Ｈ曲線の一例を示した
図である。
図である。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C22C 1/00
C22C 38/00 - 45/10
H01F 1/14
Claims (4)
- 【請求項１】 組成式：M100-X-aX'XM'a（at％）で表さ
れ、ここでMはFe,Co,Niから選ばれる少なくとも一種の
元素、M'はTi,Zr,Hf,V,Nb,Ta,Mo,Wから選ばれた少なく
とも一種の元素、X'はCu,Cr,Mn,Au,Ag,Ruから選ばれた
少なくとも一種の元素であり、0＜x≦70、0＜a≦20、a
＋x≦70であるＭＲ素子用材料であって、組織の少なく
とも30％以上が500オングストローム以下の微細な強磁
性結晶粒からなり、かつ強磁性結晶粒間の少なくとも一
部に金属非強磁性相が存在していることを特徴とするＭ
Ｒ素子用材料。 - 【請求項２】 組成式：M100-X-a-zX'XM'aXz（at％）で
表され、ここでMはFe,Co,Niから選ばれる少なくとも一
種の元素、M'はTi,Zr,Hf,V,Nb,Ta,Mo,Wから選ばれた少
なくとも一種の元素、X'はCu,Cr,Mn,Au,Ag,Ruから選ば
れた少なくとも一種の元素であり、XはSi,B,P,C,Ga,Al
から選ばれる少なくとも一種の元素であり、0＜x≦70、
0＜a≦20、0＜z≦30、a＋x＋z≦70であって、組織の少
なくとも30％以上が500オングストローム以下の微細な
強磁性結晶粒からなり、かつ強磁性結晶粒間の少なくと
も一部に金属非強磁性相が存在していることを特徴とす
るＭＲ素子用材料。 - 【請求項３】 金属非強磁性相が強磁性結晶粒の周囲を
囲むように存在していることを特徴とする請求項１また
は２に記載のＭＲ素子用材料。 - 【請求項４】 液体急冷法により組成式：M 100-x X' x (at
%)、0＜x≦70、または組成式：M 100-X-a X' X M' a （at
％）、0＜x≦70、0＜a≦20、a＋x≦70、または組成式：
M 100-X-a-z X' X M' a X z （at％）、0＜x≦70、0＜a≦20、0
＜z≦30、a＋x＋z≦70で表され、ここでMはFe,Co,Niか
ら選ばれる少なくとも一種の元素、M'はTi,Zr,Hf,V,Nb,
Ta,Mo,Wから選ばれた少なくとも一種の元素、X'はCu,C
r,Mn,Au,Ag,Ruから選ばれた少なくとも一種の元素であ
り、XはSi,B,P,C,Ga,Alから選ばれる少なくとも一種の
元素である構成元素が固溶したアモルファスあるいは微
細結晶粒薄帯を製造する工程と、組織の少なくとも30％
以上が500オングストローム以下の微細な強磁性結晶粒
からなり、かつ強磁性結晶粒間の少なくとも一部に金属
非強磁性相が存在するように熱処理する工程からなるこ
とを特徴とするＭＲ素子用材料の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP25439392A JP3374984B2 (ja) | 1992-09-24 | 1992-09-24 | Ｍｒ素子用材料およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP25439392A JP3374984B2 (ja) | 1992-09-24 | 1992-09-24 | Ｍｒ素子用材料およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06101000A JPH06101000A (ja) | 1994-04-12 |
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