(57)【要約】      （修正有）【課題】熱安定性に優れ、永久磁石材料として最適である窒化鉄系合金の提供。【解決手段】体心正方格子構造を有し、Ｆｅ原子の一部が、Ｚｒ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｙ、Ｖ、Ｗ及びＣｒからなる群から選択される１種又は２種以上の第１の元素で置換されている窒化鉄系合金。【効果】前記窒化鉄系合金は、優れた熱安定性と結晶性を両立しているため、永久磁石の成形時の加熱、並びに永久磁石の使用環境における高温による劣化が起こらず、かつ良好な磁性を有することができる。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
体心正方格子構造を有する窒化鉄系合金であって、前記窒化鉄合金のＦｅ原子の一部が、Ｚｒ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｙ、Ｖ、Ｗ及びＣｒからなる群から選択される１種又は２種以上の第１の元素で置換されている、窒化鉄系合金。
【請求項２】
前記第１の元素の含有率が、Ｆｅ原子と第１の元素との合計原子数を基準として、１〜３０ａｔｍ％であり、かつＮ原子の含有率が、Ｆｅ原子と第１の元素とＮ原子との合計原子数を基準として、１〜１８ａｔｍ％である、請求項１に記載の窒化鉄系合金。
【請求項３】
前記窒化鉄系合金のＦｅ原子の一部が更に、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｇａ、Ｐｄ、Ｉｒ及びＰｔからなる群から選択される１種又は２種以上の第２の元素で置換されている、請求項１又は２に記載の窒化鉄系合金。
【請求項４】
前記第１の元素と第２の元素との合計含有率が、Ｆｅ原子と第１の元素と第２の元素の合計原子数を基準として、１〜６５ａｔｍ％である、請求項３に記載の窒化鉄系合金。
【請求項５】
前記第１の元素がＶ及び／又はＣｒである、請求項１〜４のいずれか一項に記載の窒化鉄系合金。
【請求項６】
前記窒化鉄系合金が、α”相の体心正方格子構造を持つことを特徴とする、請求項１〜５のいずれか一項に記載の窒化鉄系合金。
【請求項７】
請求項１〜６のいずれか一項に記載の窒化鉄系合金を含む永久磁石。
【請求項８】
請求項７に記載の永久磁石を有するモーター。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、熱安定性に優れた永久磁石の材料として最適である窒化鉄系合金に関する。また、本発明は、この窒化鉄系合金を用いた永久磁石を提供する。また、本発明は、この永久磁石を適用したモーターに関する。
【背景技術】
【０００２】
強力な永久磁石としてＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石やＳｍ−Ｃｏ系磁石などの希土類磁石が実用化されている。しかしながら、希土類系の材料については原料価格の不安定性や供給リスクが懸念されている。そこで、新規な磁石材料の探索が行われている。
【０００３】
希土類元素を用いない新規な永久磁石材料として、窒化鉄が注目されている。窒化鉄のうち、α”−Ｆｅ１６Ｎ２及びα’−ＦｅＮｘは、体心正方格子の結晶構造を有する窒化鉄材料であり、全磁性材料中で最大級の飽和磁化を有し、高い結晶磁気異方性も示すことから、磁石材料として有望である。
【０００４】
α”−Ｆｅ１６Ｎ２及びα’−ＦｅＮｘの耐久性や磁気特性を上げる方法として、特許文献１及び非特許文献１〜３参照に示すような元素添加が行われている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特開２０１２−０６９８１１号公報
【非特許文献】
【０００６】
【非特許文献１】Ｈ  Ｙ  Ｗａｎｇ，  Ｅ  Ｙ  Ｊｉａｎｇ，  Ｄ  Ｃ  Ｓｕｎ，  Ｈ  Ｌ  Ｂａｉ，  Ｐ  Ｗｕ  ａｎｄ  Ｓ  Ｌ  Ｍｉｎｇ，  Ｊ．  Ｐｈｙｓ．：  Ｃｏｎｄｅｎｓ．  Ｍａｔｍｔｅｒ，  ｖｏｌ．８，  ｐｐ１１２７７−１１２８２  （１９９６）
【非特許文献２】Ｈ  Ｙ  Ｗａｎｇ，  Ｅ  Ｙ  Ｊｉａｎｇ，  Ｈ  Ｌ  Ｂａｉ，  Ｙ  Ｗａｎｇ，  Ｐ  Ｗｕ  ａｎｄ  Ｙ  Ｇ  Ｌｉｕ，  Ｊ．  Ｐｈｙｓ．  Ｄ：  Ａｐｐｌ．  Ｐｈｙｓ．，  ｖｏｌ．３０，  ｐｐ２９３２−２９３５  （１９９７）．
【非特許文献３】Ｈ．  Ｓｈｏｊｉ，  Ｈ．  Ｎａｓｈｉ，  Ｋ．  Ｅｇｕｃｈｉ，  ａｎｄ  Ｍ．  Ｔａｋａｈａｓｈｉ，  Ｊ．  Ｍａｇｎ．  Ｍａｇｎ．  Ｍａｔｍｅｒ．，  ｖｏｌ．１６２，  ｐｐ２０２−２１０  （１９９６）．
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
しかし、α”−Ｆｅ１６Ｎ２は、高温、特に２００℃以上の高温において、純鉄とγ’−Ｆｅ４Ｎとへ熱分解してしまうことから、自動車用駆動モーターなどのような高温環境で用いる永久磁石への適用が困難である。
【０００８】
たとえば特許文献１には、Ａｌ、Ｙ、Ｖ、Ｓｃ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｍｎといった元素のうち１種類以上を原料へ添加することで、６０℃、９０％ＲＨ（相対湿度）の環境下で１週間経過しても磁気特性が劣化しない高耐候性のＦｅ１６Ｎ２粉末を得ることが記載されている。しかしながら、特許文献１には、２００℃等の高温環境における変化は記載されていない。これに関して、特許文献１で添加した元素は、Ｆｅ１６Ｎ２粒子中には入らず、例えばＦｅＶ２Ｏ４のような複合酸化物を粒子表面に形成していることから、α”−Ｆｅ１６Ｎ２自体の結晶相は変化しておらず、分解温度は増大していないと推定される。
【０００９】
また、非特許文献１及び非特許文献２には、α”−Ｆｅ１６Ｎ２へＴｉを固溶させたα”−（Ｆｅ，Ｔｉ）１６Ｎ２では、分解温度が７００℃まで向上することが記載されている。しかしながら、これらの文献の材料では、純鉄やγ’−（Ｆｅ，Ｔｉ）４Ｎといった磁気異方性が非常に低い相、及びＴｉＮといった非磁性相が混在しており、永久磁石材料としての適用は困難である。
【００１０】
また、非特許文献３では、飽和磁化の増大を目的として体心正方格子の窒化鉄へＣｏを固溶させた窒化鉄を形成しているが、Ｃｏの添加量の増大にともなって分解温度が低下することが記載されている。
【００１１】
そこで、本発明では、優れた熱安定性を有する永久磁石材料への適用に好適な窒化鉄系合金の提供を目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
本件発明者等は、鋭意検討の結果、下記の本発明に想到した。
〈１〉体心正方格子構造を有する窒化鉄系合金であって、上記窒化鉄合金のＦｅ原子の一部が、Ｚｒ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｙ、Ｖ、Ｗ及びＣｒからなる群から選択される１種又は２種以上の第１の元素で置換されている、窒化鉄系合金。
〈２〉上記第１の元素の含有率が、Ｆｅ原子と第１の元素との合計原子数を基準として、１〜３０ａｔｍ％であり、かつＮ原子の含有率が、Ｆｅ原子と第１の元素とＮ原子との合計原子数を基準として、１〜１８ａｔｍ％である、上記〈１〉項に記載の窒化鉄系合金。
〈３〉上記窒化鉄系合金のＦｅ原子の一部が更に、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｇａ、Ｐｄ、Ｉｒ及びＰｔからなる群から選択される１種又は２種以上の第２の元素で置換されている、上記〈１〉又は〈２〉項に記載の窒化鉄系合金。
〈４〉上記第１の元素と第２の元素との合計含有率が、Ｆｅ原子と第１の元素と第２の元素の合計原子数を基準として、１〜６５ａｔｍ％である、上記〈３〉項に記載の窒化鉄系合金。
〈５〉上記第１の元素がＶ及び／又はＣｒである、上記〈１〉〜〈４〉項のいずれか一項に記載の窒化鉄系合金。
〈６〉上記窒化鉄系合金が、α”相の体心正方格子構造を持つことを特徴とする、上記〈１〉〜〈５〉項のいずれか一項に記載の窒化鉄系合金。
〈７〉上記〈１〉〜〈６〉項のいずれか一項に記載の窒化鉄系合金を含む永久磁石。
〈８〉上記〈７〉項に記載の永久磁石を有するモーター。
【発明の効果】
【００１３】
本発明に係る窒化鉄系合金は、優れた熱安定性と結晶性を両立しているため、永久磁石の成形時の加熱、並びに永久磁石の使用環境における高温による劣化が起こらず、かつ良好な磁性を有することができる。
【発明を実施するための形態】
【００１４】
《本発明の窒化鉄系合金》
本発明の窒化鉄系合金は、体心正方格子構造を有し、この窒化鉄系合金のＦｅ原子の一部が、第１の元素で置換されている。ここで、この第１の元素は、Ｚｒ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｙ、Ｖ、Ｗ及びＣｒからなる群から選択される１種又は２種以上である。
【００１５】
このような本発明によれば、結晶性と熱安定性に優れた窒化鉄系合金が得られる。このような優れた磁性材料が得られる理由としては以下の理論が考えられる。ただし、その理由は以下の理論に限定されるものではない。
【００１６】
すなわち、第１の元素の窒化物は、八面体配位構造であるＮａＣｌ型の結晶形であり、同じく八面体配位構造である体心正方格子構造の窒化鉄格子との整合性が高いため、Ｆｅ原子を置換した第１の元素がＮ原子と化学結合を形成した場合でも、窒化鉄の体心正方格子構造が崩れることがなく、良好な結晶性の窒化鉄を実現できることによると考えられる。
【００１７】
また、第１の元素の窒化物の標準生成エンタルピーは、窒化鉄の標準生成エンタルピーと比較して小さいため、第１の元素とＮ原子との結合力が強く、高温環境におけるＮ原子の拡散脱離を抑制することが可能であると考えられる。
【００１８】
なお、窒化鉄、及び第１の元素の窒化物の標準生成エンタルピーは、下記のとおりである：
Ｆｅ：    −１０．７ｋＪ／１ｍｏｌ−Ｎ
Ｚｒ：  −２６０．２ｋＪ／１ｍｏｌ−Ｎ
Ｔａ：  −２４３．１ｋＪ／１ｍｏｌ−Ｎ
Ｈｆ：  −３６９．０ｋＪ／１ｍｏｌ−Ｎ
Ｎｂ：  −１２１．０ｋＪ／１ｍｏｌ−Ｎ
Ｙ：    −１８５．０ｋＪ／１ｍｏｌ−Ｎ
Ｖ：    −１７１．５ｋＪ／１ｍｏｌ−Ｎ
Ｗ：      −７２．０ｋＪ／１ｍｏｌ−Ｎ
Ｃｒ：  −１２１．３ｋＪ／１ｍｏｌ−Ｎ
【００１９】
本発明では、第１の元素の含有率が、Ｆｅ原子と第１の元素との合計原子数を基準として、１〜３０ａｔｍ％、３〜２５ａｔｍ％、又は５〜２０ａｔｍ％であってよい。第１の元素の含有率が１％以上であれば、熱安定性向上の観点から好ましく、３０ａｔｍ％以下であれば、Ｆｅ原子の含有率低下による非強磁性化を防ぐことが出来るため、好ましい。
【００２０】
また、Ｎ原子の含有率は、Ｆｅ原子と第１の元素とＮ原子と随意の第２の元素との合計原子数を基準として、１〜１８ａｔｍ％、３〜１８ａｔｍ％、５〜１６ａｔｍ％、又は７〜１４ａｔｍ％であってよい。Ｎ原子の含有率が１％以上であれば、Ｎ原子の異方的な格子間侵入により体心正方格子の結晶構造を形成できて好ましく、１８ａｔｍ％以下であれば、結晶磁気異方性の低い面心立方格子の結晶構造の形成を抑制できるため、好ましい。
【００２１】
本発明では、第１の元素が、Ｖ及び／又はＣｒであることが好ましい。Ｖ及びＣｒはＦｅ原子と体心立方格子の全率固溶体を形成するため、体心正方格子の窒化鉄合金においても特に良好な結晶性を得られる。
【００２２】
〈第２の元素〉
また本発明の窒化鉄系合金では、窒化鉄系合金のＦｅ原子の一部が更に、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｇａ、Ｐｄ、Ｉｒ及びＰｔからなる群から選択される１種又は２種以上の第２の元素で置換されていてもよい。このような第２の元素は、単元素金属又は他の強磁性元素との合金形態において、強磁性の発現や結晶磁気異方性の変化などといった磁気的な特性を向上することが出来る。
【００２３】
本発明では、第１の元素と第２の元素との合計含有率が、Ｆｅ原子と第１の元素と第２の元素との合計原子数を基準として、１〜６５ａｔｍ％、３〜６０ａｔｍ％、５〜４０ａｔｍ％、７〜３０ａｔｍ％であってよい。この合計含有率が、１％以上であれば、熱安定性向上の観点から好ましく、６５ａｔｍ％以下であれば、Ｆｅ原子の含有率低下による非強磁性化を防ぐことが出来るため、好ましい。
【００２４】
また、第２の元素の含有率は、第１の元素と第２の元素との合計原子数を基準として１０〜８０ａｔｍ％、２０〜７０ａｔｍ％、又は３０〜６０ａｔｍ％であってよい。
【００２５】
〈構造〉
本発明の窒化鉄系合金は好ましくは、Ｎ原子が完全規則化したα”相構造である。これに関して、Ｎ原子を規則化するにしたがって、窒化鉄の結晶磁気異方性が増大することが知られており、この窒化鉄を原料として用いた永久磁石の保磁力を増大できることが期待される。
【００２６】
〈製造方法−スパッタ法〉
上述した窒化鉄系合金の製造方法は、特に限定されるものではないが、例えばスパッタ法を用いることが出来る。以下、スパッタ法による窒化鉄系合金の製造方法の例を説明する。
【００２７】
製造装置として、対向ターゲット式ＤＣスパッタ装置を用いる。スパッタリングターゲットには、純鉄ターゲット表面に第１の元素及び／又は第２の元素からなるペレットを設置したものを用いる。これらのペレットの設置量によって、第１の元素及び／又は第２の元素の窒化鉄系合金における含有率を調整する。スパッタリングターゲットとして、純鉄と第１の元素及び／又は第２の元素との合金ターゲットを用いてもよい。
【００２８】
次に、スパッタ装置チャンバ内の試料ステージにＭｇＯ｛１００｝単結晶基板を設置し、チャンバの真空排気を行う。
【００２９】
最後に、アルゴンなどの不活性ガス雰囲気中にて、非窒化の鉄合金層をスパッタにより形成した後に、窒素ガスとアルゴンなどの不活性ガスとの混合雰囲気中にて、非窒化鉄合金層上に窒化鉄系合金層を形成する。
【００３０】
窒化鉄系合金層上には、酸化防止のために保護層を形成してもよい。保護層としては、金属、酸化物、窒化物、炭化物などを用いることが出来る。
【００３１】
保護層の具体的な例としては、Ｃｕ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ｒｕ、Ａｕ、酸化シリコン、酸化アルミニウム、酸化ゲルマニウム、酸化マグネシウム、酸化チタン、酸化ジルコニウム、酸化ハフニウム、酸化クロム、酸化タンタル、酸化バナジウム、酸化タングステン、窒化シリコン、窒化アルミニウム、窒化チタン、窒化ジルコニウム、窒化ハフニウム、窒化クロム、窒化タンタル、窒化バナジウム、窒化タングステン、窒化ニオブ、炭化シリコン、炭化チタン、炭化ジルコニウム、炭化ハフニウム、炭化クロム、炭化タンタル、炭化バナジウム、炭化モリブデン、炭化タングステン、炭化ニオブなどが挙げられる。これらの保護層は、１種類のみでもよく、また２種類以上の積層膜又は混合膜でもよい。
【００３２】
〈製造方法−鉄合金の窒化〉
上述のスパッタ法の他にも、鉄合金を形成した後に窒化する製造方法を用いてもよい。以下、後窒化による窒化鉄系合金粒子の製造方法の例を説明する。
【００３３】
まずは、鉄と第１の元素の合金粒子、又は鉄と第１の元素と第２の元素との合金粒子を用意する。
【００３４】
これらの鉄合金粒子の製法としては、酸化した鉄合金粒子の還元を用いることができる。例えば、水素を含む希ガス又は純水素の雰囲気中にて、酸化した鉄合金粒子を加熱して還元することで鉄合金粒子が得られる。あるいは、水素を含む希ガス又は純水素の雰囲気中にて発生させたプラズマに酸化鉄合金粒子を曝して還元することで、鉄合金粒子を得てもよい。あるいは、鉄錯体と第１の元素の錯体とが含まれる溶媒、又は鉄錯体と第１の元素の錯体と第２の元素の錯体を熱分解することで、鉄合金粒子を得てもよい。これについては、特開２０１０−１９９３６１号公報、特開２０１１−９１２１５号公報等を参照することができる。
【００３５】
次に、用意した鉄合金粒子を、窒素及び／又はアンモニアを含み、かつ酸化性のガスを含まない雰囲気中にて加熱することで、窒化鉄合金粒子を得る。あるいは、窒素及び／又はアンモニアを電離した窒化プラズマに鉄合金粒子を曝すことで窒化して、窒化鉄合金粒子を得てもよい。これについては、特開２０１０−１９９３６１号公報、特開２０１１−９１２１５号公報等を参照することができる。
【００３６】
窒化鉄系合金の粒子は、金属、酸化物、窒化物、炭化物で被覆してもよい。被覆は、酸化した鉄合金粒子の還元前、鉄合金粒子の窒化前、窒化鉄合金粒子が形成された後の、いずれの段階で行ってもよい。
【００３７】
被覆物の具体的な例としては、Ｃｕ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ｒｕ、Ａｕ、酸化シリコン、酸化アルミニウム、酸化ゲルマニウム、酸化マグネシウム、酸化チタン、酸化ジルコニウム、酸化ハフニウム、酸化クロム、酸化タンタル、酸化バナジウム、酸化タングステン、窒化シリコン、窒化アルミニウム、窒化チタン、窒化ジルコニウム、窒化ハフニウム、窒化クロム、窒化タンタル、窒化バナジウム、窒化タングステン、窒化ニオブ、炭化シリコン、炭化チタン、炭化ジルコニウム、炭化ハフニウム、炭化クロム、炭化タンタル、炭化バナジウム、炭化モリブデン、炭化タングステン、炭化ニオブなどが挙げられる。これらの被覆物は、１種類のみでもよく、また２種類以上の混合物でもよい。
【００３８】
《用途》
本発明の窒化鉄系合金は、優れた熱安定性と結晶性を両立しているため、永久磁石の成形時の加熱並びに永久磁石の使用環境における高温による劣化が起こらず、また良好な磁性を有することができる。したがって、本発明の窒化鉄系合金は、永久磁石の材料として好適である。
【００３９】
また、本発明の窒化鉄系合金を含む本発明の磁石は、自動車の駆動モーター等の高温環境下にあるモーターに好適に用いられる。
【実施例】
【００４０】
以下に本発明の実施例を示すが、本発明は以下の実施例に限定されない。
【００４１】
《実施例１及び２》
〈スパッタターゲットの調整〉
純度９９．９９％のＦｅで作製した直径８９ｍｍのターゲットに、直径６ｍｍの貫通穴を等間隔に２４個形成し、純度９９．９９％のＦｅで作製した直径６ｍｍの円柱状ペレットと、純度９９．９％のＶで作製した直径６ｍｍの円柱状ペレットをそれぞれはめ込むことにより、ＦｅとＶの供給源となるスパッタターゲットとした。
【００４２】
〈窒化鉄合金膜の形成〉
対向ターゲット式スパッタ装置（大阪真空社製、特注品）内にて、前述のスパッタターゲット２枚とＣｕターゲット２枚のそれぞれを対向カソードへと装着し、ＭｇＯ｛１００｝単結晶基板を試料ステージに設置して、チャンバ内圧力が１０−７Ｐａ台に下がるまで真空排気を行った。
【００４３】
その後、アルゴンガスを導入して、ＭｇＯ基板上に、下地層として膜厚５ｎｍのＦｅ−Ｖ合金層を形成した。次に、アルゴンと窒素の混合ガスを導入して、Ｆｅ−Ｖ合金上に、磁性層として膜厚３００ｎｍのＦｅ−Ｖ−Ｎ合金層を形成した。最後に、Ｆｅ−Ｖ−Ｎ合金上に、保護層として膜厚５０ｎｍのＣｕ層を形成した。したがって、得られた積層体は、ＭｇＯ基板上に、下地層としてのＦｅ−Ｖ合金層、磁性層としてのＦｅ−Ｖ−Ｎ合金層、及び保護層としてのＣｕ層を有していた。
【００４４】
また、磁性層としてのＦｅ−Ｖ−Ｎ合金層の形成において、ターゲットにおけるＦｅペレットとＶペレットの比率を変えることで、試料中のＶ量を制御し、また、アルゴンと窒素の導入ガス比率を変えることで、試料中のＮ量を制御して、同様な積層を繰り返して、Ｆｅ−Ｖ−Ｎ合金層の組成が異なる複数の積層体を形成した。
【００４５】
〈窒化鉄合金膜の分析〉
得られたＦｅ−Ｖ−Ｎ合金の構造解析は、株式会社リガク製の薄膜用Ｘ線回折装置ＡＴＸ−Ｇにより行い、Ｘ線源にはＣｕ−Ｋαを用いた。
【００４６】
Ｆｅ−Ｖ−Ｎ合金の金属組成は、株式会社リガク製の蛍光Ｘ線装置ＲＩＸ２１００により測定した。
【００４７】
Ｆｅ−Ｖ−Ｎ合金のＮ含有率は、Ｔｈｒｍｏ  Ｓｃｉｅｎｔｉｆｉｃ社製の光電子分光装置Ｋ−Ａｌｐｈａにより測定した。また、一部の試料のＮ含有率は、Ｋ．  Ｈ．  Ｊａｃｋ  （  Ｐｒｏｃ．  Ｒｏｙ．  Ｓｏｃ．  Ｌｏｎｄ．  Ａ，  ｖｏｌ．２０８，  ｐｐ２０２−２１５  （１９５１）．）により報告されている格子定数比ｃ／ａとＮ含有率との関係を基に求めた。
【００４８】
上記の条件で得られたＦｅ−Ｖ−Ｎ合金のうち、Ｖの含有率がＦｅとＶとの合計原子数に対して５．１〜１９．８ａｔｍ％であり、かつＮの含有率がＦｅとＶとＮとの合計原子数に対して３．６〜１７．４ａｔｍ％である試料においては、良好なα’相の体心正方格子構造のＦｅ−Ｖ−Ｎ相が得られていることが分かった。
【００４９】
〈窒化鉄合金膜の熱安定性〉
得られた積層体のうち、磁性層が下記の組成を有する積層体に対して、真空炉内で昇温速度１５０℃／時で昇温した後に、加熱温度を２時間保持し、その後に自然冷却することで加熱処理を行った：
実施例１（「（Ｆｅ９５Ｖ５）８７−Ｎ１３」）：  Ｖ含有率が５．１ａｔｍ％であり、かつＮ含有率が１３．３ａｔｍ％。
実施例２（「（Ｆｅ８５Ｖ１５）８３−Ｎ１７」）：  Ｖ含有率が１５．３ａｔｍ％であり、かつＮ含有率が１７．４ａｔｍ％。
【００５０】
各温度の加熱処理後におけるＮ含有率の変化を評価した。結果を表１に示す。
【００５１】
《比較例１》
ペレットを使用せず純鉄ターゲットのみを用いた以外は、実施例１及び２と同一の方法を用いて、磁性層としてＦｅ−Ｎ合金層を有する積層体を得て、評価を行った。
【００５２】
得られたＦｅ−Ｎ合金のうち、Ｎの含有率がＦｅとＮとの合計原子数に対して５．５〜１２．７ａｔｍ％である試料においては、良好なα’相の体心正方格子構造のＦｅ−Ｎ相が得られた。
【００５３】
得られた積層体のうち、磁性層が下記の組成を有する積層体に対して、実施例１及び２でのようにして、各温度の加熱処理後におけるＮ含有率の変化を評価した結果を表１に示す：
比較例１（「Ｆｅ８７−Ｎ１３」）：  Ｎ含有率が１２．７ａｔｍ％。
【００５４】
【表１】
2015101762.tif 000002
【００５５】
表１で明らかなように、第１の元素を含有していない比較例１では、２５０℃までの加熱でＮ原子が完全脱離している。これに対して、第１の元素であるＶを含有している実施例１及び２では、Ｎ原子の脱離が有意に抑制されている。
【００５６】
ただし、Ｖ含有率が５．１ａｔｍ％である実施例１では、４５０℃までの加熱であっても、加熱温度の増大にしたがってＮ含有量が単調に減少している。一方で、Ｖ含有率が１５．３ａｔｍ％である実施例２では、５００℃までの加熱においては顕著なＮ含有量の減少が見られていない。
【００５７】
《実施例３》
Ｖペレットの他にＧａペレットを追加した以外は、実施例１及び２と同一の方法を用いて、Ｆｅ−Ｖ−Ｇａ−Ｎ合金を得て評価を行った。
【００５８】
得られたＦｅ−Ｖ−Ｇａ−Ｎ合金のうち、Ｖの含有率がＦｅとＶとＧａの合計原子数に対して１２．８〜１６．１ａｔｍ％であり、Ｇａの含有率がＦｅとＶとＧａの合計原子数に対して７．１〜９．６ａｔｍ％であり、Ｎの含有率がＦｅとＶとＧａとＮとの合計原子数に対して１．８〜１１．１ａｔｍ％である試料においては、α”相の体心正方格子構造のＦｅ−Ｖ−Ｇａ−Ｎ相が得られた。
【００５９】
得られた積層体のうち磁性層が下記の組成を有する積層体に対して、実施例１及び２でのようにして各温度の加熱処理後におけるＮ含有率の変化を評価した結果を、実施例１及び比較例１についての結果と共に、表２に示す：
実施例３（「（Ｆｅ７８Ｖ１４Ｇａ８）Ｇａ８９−Ｎ１１」：  Ｖ含有率が１４．２ａｔｍ％であり、Ｇａ含有率が７．５ａｔｍ％であり、かつＮ含有率が１１．１ａｔｍ％。
【００６０】
《比較例２》
ＶペレットをＧａペレットに替えた以外は、実施例１及び２と同一の方法を用いて、Ｆｅ−Ｇａ−Ｎ合金を得て評価を行った。
【００６１】
Ｇａの含有率がＦｅとＧａとの合計原子数に対して１．９〜１０．０ａｔｍ％であり、Ｎの含有率がＦｅとＧａとＮとの合計原子数に対して２．６〜１２．２ａｔｍ％である試料においては、α”相の体心正方格子構造のＦｅ−Ｇａ−Ｎ相が得られた。
【００６２】
得られた積層体のうち磁性層が下記の組成を有する積層体に対して、実施例１及び２でのようにして各温度の加熱処理後におけるＮ含有率の変化を評価した結果を、表２に示す：
比較例２（「（Ｆｅ９１Ｇａ９）Ｇａ８８−Ｎ１２」：Ｇａ含有率が８．８ａｔｍ％であり、かつＮ含有率が１２．２ａｔｍ％。
【００６３】
【表２】
2015101762.tif 000003
【００６４】
表２で明らかなように、比較例１のＦｅ−Ｎ合金及び比較例２のＦｅ−Ｇａ−Ｎ合金では、それぞれ２５０℃及び１５０℃の加熱で有意にＮ原子が脱離している。すなわち、Ｇａ等の第２の元素は、強磁性の発現や結晶磁気異方性の変化などといった磁気的な特性を向上することができるものの、熱安定性を劣化させることが理解される。
【００６５】
これに対して、第２の元素であるＧａに加えて、第１の元素であるＶを添加した実施例３では、Ｎ原子の脱離が有意に抑制していることが理解される。