(57)【要約】【課題】希少金属を用いることなく、軟磁性材料として高磁化を実現すること。【解決手段】Ｆｅを主成分とし、Ｓｉ、Ｂの一方又は両方を含有する合金粒子と、前記合金粒子の表面を被覆する鉄窒化物と、を有し、粒径が１００ｎｍ以下である、窒化物磁性体が提供される。【選択図】図３
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｆｅを主成分とし、Ｓｉ、Ｂの一方又は両方を含有する合金粒子と、
前記合金粒子の表面を被覆する鉄窒化物と、
を有し、
粒径が１００ｎｍ以下である
ことを特徴とする、窒化物磁性体。
【請求項２】
前記粒径は、５ｎｍ以上である
ことを特徴とする、請求項１に記載の窒化物磁性体。
【請求項３】
前記粒径は、５０ｎｍ以下である
ことを特徴とする、請求項１又は２に記載の窒化物磁性体。
【請求項４】
前記鉄窒化物は、Ｆｅ１６Ｎ２の結晶構造を有する
ことを特徴とする、請求項１〜３のいずれか１項に記載の窒化物磁性体。
【請求項５】
前記合金粒子に対して前記鉄窒化物の体積分率が４０〜７０ｖｏｌ％である
ことを特徴とする、請求項１〜４のいずれか１項に記載の窒化物磁性体。
【請求項６】
前記合金粒子は、ＦｅＳｉＸＢＹ（Ｘ＝０〜０．１、Ｙ＝０〜０．１。但し、Ｘ、Ｙは同時に０とならない。）である
ことを特徴とする、請求項１〜５のいずれか１項に記載の窒化物磁性体。
【請求項７】
粒径が１００ｎｍ以下であり、Ｆｅを主成分とし、Ｓｉ、Ｂの一方又は両方を含有する合金粒子を、３００℃以下の温度で窒素含有ガスと反応させる工程を含む
ことを特徴とする、窒化物磁性体の製造方法。
【請求項８】
前記粒径は、５ｎｍ以上である
ことを特徴とする、請求項７に記載の窒化物磁性体の製造方法。
【請求項９】
前記粒径は、５０ｎｍ以下である
ことを特徴とする、請求項７又は８に記載の窒化物磁性体の製造方法。
【請求項１０】
前記鉄窒化物は、Ｆｅ１６Ｎ２の結晶構造を有する
ことを特徴とする、請求項７〜９のいずれか１項に記載の窒化物磁性体の製造方法。
【請求項１１】
前記合金粒子に対して前記鉄窒化物の体積分率が４０〜７０ｖｏｌ％である
ことを特徴とする、請求項７〜１０のいずれか１項に記載の窒化物磁性体の製造方法。
【請求項１２】
前記合金粒子は、ＦｅＳｉＸＢＹ（Ｘ＝０〜０．１、Ｙ＝０〜０．１。但し、Ｘ、Ｙは同時に０とならない。）である
ことを特徴とする、請求項７〜１１のいずれか１項に記載の窒化物磁性体。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、窒化物磁性体、及び窒化物磁性体の製造方法に関する。特に、コイルやトランスの鉄心材料や回転機の固定子用磁性材料として用いることが可能な高い磁化を有する軟磁性材料及びその製造法に関する。
【背景技術】
【０００２】
窒化物磁性体としてα”−Ｆｅ１６Ｎ２が知られている。α”−Ｆｅ１６Ｎ２は、希少金属を用いることなく高い磁化を示すことから、磁性材料として期待されている。α”−Ｆｅ１６Ｎ２の磁気特性に関し、例えば、下記の非特許文献１には、α−Ｆｅ粒子をＮＨ３とＮ２との混合ガスで窒化した場合の窒化割合と磁化との関係が示されている。さらに、下記の非特許文献１の中で、α”−Ｆｅ１６Ｎ２が巨大磁化を示す１つの原因として、未反応のα−Ｆｅの存在が指摘されている。なお、α”−Ｆｅ１６Ｎ２の結晶構造が巨大磁化の１つの原因になっているという指摘もある（下記の特許文献１を参照）。
【０００３】
上記のように、α”−Ｆｅ１６Ｎ２は高い磁化を示す。一方で、α”−Ｆｅ１６Ｎ２の保磁力は２００ｋＡ／ｍ程度であり、硬磁性材料としては保磁力が低すぎる。そこで、Ｆｅ１６Ｎ２の保磁力を高めるための研究開発が盛んに行われてきた。例えば、下記の特許文献２には、希土類金属を用いてＦｅ１６Ｎ２の保磁力を高める技術が開示されている。一方で、２００ｋＡ／ｍ程度という保磁力は、軟磁性材料の保磁力としては高すぎる。しかし、磁化の低減を抑制しつつ、α”−Ｆｅ１６Ｎ２の保磁力を下げるための研究開発は十分に行われているとは言えない状況にある。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００４】
【特許文献１】特開２００５−１８３９３２号公報
【特許文献２】特開２００５−３１０８５７号公報
【非特許文献】
【０００５】
【非特許文献１】K.Yamanaka et al., "Humidity effects in Fe16N2 fine powderpreparation by low-temperature nitridation", Journal of Solid StateChemistry, 183(2010)2236-2241
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
軟磁性を示す鉄系窒化物としてはＦｅ４Ｎが知られている。しかし、Ｆｅ４Ｎは、磁化が低い。また、軟磁性材料の磁化を高める工夫として、Ｃｏなどの希少金属を用いる方法が知られているが、希少金属の入手性やコストなどの観点から希少金属を用いずに高磁化の軟磁性材料を実現することが求められる。また、保磁力を低減して高い透磁率を達成しようとする場合、結晶磁気異方性や磁歪を抑制する元素を添加する必要があり、添加元素の増加によるＦｅ添加量の減少分だけ磁化が低減してしまうという問題があった。
【０００７】
そこで、本発明は、上記問題に鑑みてなされたものであり、本発明の目的とするところは、希少金属を用いることなく、軟磁性材料として高磁化を実現することが可能な窒化物磁性体、及び窒化物磁性体の製造方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
上記課題を解決するために、本発明のある観点によれば、Ｆｅを主成分とし、Ｓｉ、Ｂの一方又は両方を含有する合金粒子と、前記合金粒子の表面を被覆する鉄窒化物と、を有し、粒径が１００ｎｍ以下であることを特徴とする、窒化物磁性体が提供される。
【０００９】
かかる構成により、鉄窒化物と、合金粒子に含まれるα−Ｆｅとの界面歪に起因して発生する巨大磁化を利用し、Ｆｅ添加量の低減した合金粒子の高磁化を実現することが可能になる。また、合金粒子に含まれるＳｉ及びＢは、安定した窒化物を形成するため、保磁力の低減に寄与する保護膜の役割を果たす。また、粒径を小さくすることで保磁力が低減するため、粒径を１００ｎｍ以下（例えば、一次粒子の平均粒径を約８０ｎｍ以下にして窒化することにより得られる。）とすることで、保磁力が軟磁性材料として機能するに十分な値まで抑制される。なお、粒径を１００ｎｍよりも大きくすると、鉄窒化物を形成する際に行う窒化反応がほとんど進まなくなるため、粒径を１００ｎｍ以下とすることが望ましい。
【００１０】
また、前記粒径は、５ｎｍ以上であることが好ましい。粒径が５ｎｍよりも小さい粒子を形成することは現状困難であるため、粒径を５ｎｍ以上とすることが好ましい。
【００１１】
また、前記粒径は、５０ｎｍ以下であることがより好ましい。粒径が５０ｎｍを下回ると、粒径の低減に伴って保磁力が低下するようになる。そのため、より保磁力の低い軟磁性材料を形成するためには、粒径を５０ｎｍ以下にすることが望まれる。
【００１２】
また、前記鉄窒化物は、Ｆｅ１６Ｎ２の結晶構造を有することがより好ましい。このように、Ｆｅ１６Ｎ２の結晶構造とすることで、より高い磁化が得られる。
【００１３】
また、前記合金粒子に対して前記鉄窒化物の体積分率が４０〜７０ｖｏｌ％であることが好ましい。なお、体積分率が４０ｖｏｌ％よりも小さいと、鉄窒化物と合金粒子との界面において高い磁化を有する領域が十分に形成されず、上記窒化物磁性体の磁化が低くなってしまう。また、体積分率が７０ｖｏｌ％よりも大きいと、合金粒子による保磁力の低減作用が限定され、軟磁性材料として機能するに十分な値まで保磁力を低減することが困難になる。
【００１４】
また、前記合金粒子は、ＦｅＳｉＸＢＹ（Ｘ＝０〜０．１、Ｙ＝０〜０．１。但し、Ｘ、Ｙは同時に０とならない。）であることが好ましい。高い磁化を有する軟磁性材料として機能するためには、合金粒子に占めるＦｅの含有率が原子百分率で約８０％以上であることが望まれる。また、Ｆｅに対するＳｉ、Ｂの固溶限界がそれぞれ原子百分率で約１０％である。
【００１５】
また、上記課題を解決するために、本発明の別の観点によれば、粒径が１００ｎｍ以下であり、Ｆｅを主成分とし、Ｓｉ、Ｂの一方又は両方を含有する合金粒子を、３００℃以下の温度で窒素含有ガスと反応させる工程を含むことを特徴とする、窒化物磁性体の製造方法が提供される。
【００１６】
このように、軟磁性を有する合金粒子の表面を低温（約３００℃以下）で窒化することにより、鉄窒化物と、合金粒子との界面に高い磁化を有する領域を形成することが可能になる。その結果、鉄窒化物と、合金粒子に含まれるα−Ｆｅとの界面歪に起因して発生する巨大磁化を利用し、Ｆｅ添加量の低減した合金粒子の高磁化を実現することが可能になる。また、合金粒子に含まれるＳｉ及びＢは、安定した窒化物を形成するため、保磁力低減に寄与する保護膜の役割を果たす。
【００１７】
また、粒径を小さくすることで保磁力が低減するため、粒径を１００ｎｍ以下（例えば、一次粒子の平均粒径を約８０ｎｍ以下にして窒化することにより得られる。）とすることで、保磁力が軟磁性材料として機能するに十分な値まで抑制される。なお、粒径を１００ｎｍよりも大きくすると、鉄窒化物を形成する際に行う窒化反応がほとんど進まなくなるため、粒径を１００ｎｍ以下とすることが望ましい。ところで、上記の窒化工程に要する時間や窒化反応が生じる温度限界などを考慮して、上記温度は、例えば、１００℃以上としてもよい。また、高い磁化を有する領域を十分大きく形成するためには、上記温度は、２００℃以下とすることがより好ましい。
【００１８】
また、前記粒径は、５ｎｍ以上であることが好ましい。粒径が５ｎｍよりも小さい粒子を形成することは現状困難であるため、粒径を５ｎｍ以上とすることが好ましい。
【００１９】
また、前記粒径は、５０ｎｍ以下であることがより好ましい。粒径が５０ｎｍを下回ると、粒径の低減に伴って保磁力が低下するようになる。そのため、より保磁力の低い軟磁性材料を形成するためには、粒径を５０ｎｍ以下にすることが望まれる。
【００２０】
また、前記鉄窒化物は、Ｆｅ１６Ｎ２の結晶構造を有することがより好ましい。このように、Ｆｅ１６Ｎ２の結晶構造とすることで、より高い磁化が得られる。
【００２１】
また、前記合金粒子に対して前記鉄窒化物の体積分率が４０〜７０ｖｏｌ％であることが好ましい。なお、体積分率が４０ｖｏｌ％よりも小さいと、鉄窒化物と合金粒子との界面において高い磁化を有する領域が十分に形成されず、上記窒化物磁性体の磁化が低くなってしまう。また、体積分率が７０ｖｏｌ％よりも大きいと、合金粒子による保磁力の低減作用が限定され、軟磁性材料として機能するに十分な値まで保磁力を低減することが困難になる。
【００２２】
また、前記合金粒子は、ＦｅＳｉＸＢＹ（Ｘ＝０〜０．１、Ｙ＝０〜０．１。但し、Ｘ、Ｙは同時に０とならない。）であることが好ましい。高い磁化を有する軟磁性材料として機能するためには、合金粒子に占めるＦｅの含有率が原子百分率で約８０％以上であることが望まれる。また、Ｆｅに対するＳｉ、Ｂの固溶限界がそれぞれ原子百分率で約１０％である。
【発明の効果】
【００２３】
以上説明したように本発明によれば、希少金属を用いることなく、軟磁性材料として高磁化を実現することができる。
【図面の簡単な説明】
【００２４】
【図１】本発明の一実施形態に係る窒化物磁性体を構成する合金粒子の組成について説明するための図である。
【図２】同実施形態に係る窒化物磁性体の製造方法について説明するための図である。
【図３】同実施形態に係る窒化物磁性体の磁気特性について説明するための図である。
【図４】α−Ｆｅ粒子をＮＨ３とＮ２との混合ガスで窒化した場合の窒化割合と磁化との関係について説明するための図である。
【発明を実施するための形態】
【００２５】
以下に添付図面を参照しながら、本発明の好適な実施の形態について詳細に説明する。なお、図中又は説明中に磁化の単位として［ｅｍｕ／ｇ］と表記する場合があるが、［ｅｍｕ／ｇ］＝［Ａｍ２／ｋｇ］である。
【００２６】
＜１：はじめに＞
まず、α”−Ｆｅ１６Ｎ２が高い磁化を示す原因について考察する。従来、α”−Ｆｅ１６Ｎ２が高い磁化を示す原因は、その結晶構造にあると考えられていた（例えば、特開２００５−１８３９３２号公報を参照）。しかし、最近になって、α”−Ｆｅ１６Ｎ２を生成する際に行う窒化工程で未反応のα−Ｆｅ粒子を残すことにより、α”−Ｆｅ１６Ｎ２の磁化が高まるという実験結果が報告された（K.Yamanaka et al., "Humidity effects in Fe16N2 fine powder
preparation by low-temperature nitridation", Journal of Solid State
Chemistry, 183(2010)2236-2241；以下、同報告）。
【００２７】
同報告において公表された実験結果の一部を図４に示す。図４は、α−Ｆｅ粒子をＮＨ３とＮ２との混合ガスで窒化した場合の窒化割合と生成物の磁化との関係を示している（黒丸が実験データを示す。）。この図において、α”−Ｆｅ１６Ｎ２化合物の化学量論組成となる点は、窒化割合が原子百分率で１１．１［ａｔ．％］となる点である。しかし、実験データを参照すると、磁化が最大となる点は、窒化割合が１１．１［ａｔ．％］以下の領域（約８〜１０［ａｔ．％］の領域）に含まれる。この結果は、未反応のα−Ｆｅ粒子の存在が、α”−Ｆｅ１６Ｎ２化合物の巨大磁化に寄与することを示唆している。
【００２８】
なお、同報告の著者らは、α−Ｆｅ粒子の混合状態を利用してα”−Ｆｅ１６Ｎ２化合物の磁化を高める手法により、優れた硬磁性材料の実現を目指しているようである。一方、本件発明者は、同報告の結果を参考に高磁化を有する軟磁性材料の実現を目指した。その結果、本件発明者は、以下で説明する窒化物磁性体の組成及びその製造方法に想到した。以下、その内容について詳細に説明する。
【００２９】
＜２：実施形態＞
本発明の一実施形態について説明する。本実施形態に係る窒化物磁性体は、主に、Ｆｅを主成分とし、Ｓｉ、Ｂの一方又は両方を含有する合金粒子と、当該合金粒子の表面を被覆する鉄窒化物とにより構成される。また、この窒化物磁性体は、それを構成する合金粒子の組成及び粒径、その製造工程などに特徴がある。なお、以下では、鉄窒化物の一例としてα”−Ｆｅ１６Ｎ２を想定し、合金粒子の一例としてＦｅＳｉＸＢＹを想定して説明を進める。
【００３０】
［２−１：合成粒子の組成］
まず、図１を参照しながら、本実施形態に係る窒化物磁性体を構成する合金粒子の組成について説明する。図１に示した正三角形は、合金粒子の組成を表したものであり、Ｆｅと記された頂点（以下、基準点）を基準とし、Ｘ方向に進むにつれてＳｉの含有比率が増加し、Ｙ方向に進むにつれてＢの含有比率が増加することを意味している。
【００３１】
本実施形態に係る合金粒子は、主成分となるＦｅ（α−Ｆｅ粒子）の他に、少なくともＳｉ又はＢのいずれか一方が含まれる。そのため、Ｓｉの含有比率Ｘ、及びＢの含有比率Ｙが共に０となることはない。また、Ｓｉ及びＢの含有比率が大きくなると、Ｆｅ３Ｂなどが析出してくるため、合金粒子に含まれるＦｅの比率が約８０％以上であることが好ましい。そこで、Ｆｅの含有比率が約８０％以上となる範囲近辺の拡大図を図１に示した。また、Ｆｅに対するＳｉ及びＢの固溶限界は、それぞれ約１０％である。従って、本実施形態に係る合金粒子の組成として取りうる範囲は、基準点と拡大図に示した３つの黒丸とで囲まれた平行四辺形の範囲になる。
【００３２】
例えば、合金粒子の組成をＦｅ＋Ｂとする場合（Ｘ＝０の場合）、基準点からＦｅ０．９Ｂ０．１と記された黒丸までの範囲が合金粒子の組成として取りうる範囲である。同様に、合金粒子の組成をＦｅ＋Ｓｉとする場合（Ｙ＝０の場合）、基準点からＦｅ０．９Ｓｉ０．１と記された黒丸までの範囲が合金粒子の組成として取りうる範囲である。また、Ｓｉ及びＢを最大限固溶させた場合、合金粒子の組成は、Ｆｅ０．８Ｓｉ０．１Ｂ０．１となる。Ｓｉ及びＢは、窒化工程において安定した窒化物を形成する。そして、その窒化物が保護膜の役割を果たし、保磁力の低減に寄与する。そのため、Ｓｉ及びＢの固溶量を共に増加させることで、保磁力を効果的に低減することができる。
【００３３】
以上、本実施形態に係る合金粒子の組成について説明した。なお、図１中に白丸で示した点（ＦｅＳｉ０．０３Ｂ０．０３）は、後述する実験条件（実施例２）に対応する。
【００３４】
［２−２：窒化物磁性体の製造方法］
次に、図２を参照しながら、本実施形態に係る窒化物磁性体の製造方法について説明する。図２は、本実施形態に係る窒化物磁性体の製造工程を示したフロー図である。
【００３５】
図２に示すように、まず、出発原料として、金属粒子（組成：Ｆｅ＋（Ｓｉ，Ｂ）、粒径５〜８０ｎｍ）又はＦｅ酸化物（金属組成：Ｆｅ＋（Ｓｉ，Ｂ）、粒径５〜８０ｎｍ）を反応容器に充填する（Ｓ１０１）。次いで、反応容器に水素（又はフッ素）と窒素との混合ガスを循環させ、４００℃〜６００℃で１０〜１００時間の間、還元処理を実施する（Ｓ１０２）。還元処理後、反応容器を循環するガスをＮＨ３と窒素との混合ガスに切り替え、１００℃〜３００℃（より好ましくは、２００℃以下）で１０〜１００時間の間、窒化処理を実施する（Ｓ１０３）。
【００３６】
このように、軟磁気特性を有する合金粒子を低温窒化させると、合金粒子の表面に形成された鉄窒化物と、合金粒子との界面に高い磁化を有する領域が形成される。その結果、Ｆｅ添加量の低減した合金粒子の磁化が補強され、高い磁化及び軟磁気特性を有する窒化物磁性体が形成される。
【００３７】
なお、図２の例では、窒化物磁性体の粒径が１００ｎｍ以下となるように一次粒子の粒径を設定しているが、これは、粒径が１００ｎｍ超過となるような設定にするとステップＳ１０３で窒化反応が進まなくなるためである。但し、粒径が５０ｎｍ以下の範囲では粒径が小さくなるほど保磁力が低くなるため、粒径を５０ｎｍ以下に設定することがより好ましい。また、図２の例で粒径を５ｎｍ以上とした設定は、現段階で準備可能な一次粒子のサイズが５ｎｍ以上であることに起因する。
【００３８】
以上、本実施形態に係る窒化物磁性体の製造方法について説明した。
【００３９】
［２−３：窒化物磁性体の磁気特性］
次に、図３を参照しながら、本実施形態に係る窒化物磁性体の磁気特性について説明する。図３には、図２に示した製造方法で製造された２種類の窒化物磁性体が示す磁気特性（実施例１、２）と、比較のために用意した４種類の化合物が示す磁気特性（比較例１〜４）とが示されている。
【００４０】
実施例１に係る窒化物磁性体の組成は、α”−Ｆｅ１６Ｎ２＋ＦｅＳｉ０．０３である。また、実施例２に係る窒化物磁性体の組成は、α”−Ｆｅ１６Ｎ２＋ＦｅＳｉ０．０３Ｂ０．０３（図１の白丸を参照）である。一方、比較例１に係る化合物の組成は、α”−Ｆｅ１６Ｎ２である。また、比較例２に係る化合物の組成は、Ｆｅ４Ｎである。さらに、比較例３に係る化合物の組成は、ＦｅＳｉ０．０３である。そして、比較例４に係る化合物の組成は、ＦｅＳｉ０．０３Ｂ０．０３である。
【００４１】
なお、実施例１及び２は、生成された窒化物磁性体におけるα”−Ｆｅ１６Ｎ２の体積分率が約４０〜５０ｖｏｌ％にて測定を行った結果である。その測定は、次のように行う。まず、約２００℃で反応時間を約２、４、８、１６時間と変えて、窒化物生成量の異なる試料を作成し、酸素・窒素分析装置（例えば、ＬＥＣＯジャパン合同会社製ＴＣＨ６００など）を用いて窒素含有量から、各試料中の窒化物量を測定する。そして、同試料のＸ線回折におけるα−Ｆｅ及び窒化物のメインピーク強度を測定しておき、窒素分析結果とＸ線回折の強度とから検量線を作成し、これをもって窒化物生成量をする。
【００４２】
（実施例１について）
実施例１は、合金粒子としてＦｅＳｉ０．０３を用い、窒化処理によって表面にα”−Ｆｅ１６Ｎ２を形成した窒化物磁性体である。なお、図３には、実施例１に係る窒化物磁性体の粒径が約１００ｎｍの場合における測定結果を示した。なお、粒径の測定方法は、ホール（Ｈａｌｌ）の方法を用いてＸ線回折ピークの拡がりを算出することにより測定可能である（シェラーの式を使うとＸ線回折ピークの線幅から結晶の大きさを評価可能である）。また、窒化物磁性体の磁化Ｍｓ及び保持率Ｈｃは、振動試料型磁力計（例えば、理研電子株式会社製ＢＨＶ−５２５など）を用いて測定することができる。測定方法については、他の化合物についても同様である。
【００４３】
当該窒化物磁性体の磁化Ｍｓは、Ｍｓ＝１８０［ｅｍｕ／ｇ］を示した。この値は、典型的な軟磁性材料であるＦｅ４Ｎ（比較例２）の磁化（Ｍｓ＝１５０［ｅｍｕ／ｇ］）に比べて３０［ｅｍｕ／ｇ］も大きい。そして、当該窒化物磁性体の磁化Ｍｓは、α”−Ｆｅ１６Ｎ２単独（比較例１）の磁化（Ｍｓ＝１９０［ｅｍｕ／ｇ］）に迫る値となっている。また、当該窒化物磁性体の磁化Ｍｓは、ＦｅＳｉ０．０３単独（比較例３）の磁化に比べても大きな値を示している。
【００４４】
一方、実施例１に係る窒化物磁性体の保磁力Ｈｃは、Ｈｃ＝２．５×１０３［Ａ／ｍ］を示した。この値は、α”−Ｆｅ１６Ｎ２単独（比較例１）の保磁力（Ｈｃ＝８０×１０３［Ａ／ｍ］）に比べて桁違いに小さい。また、当該窒化物磁性体の保磁力Ｈｃは、Ｆｅ４Ｎ（比較例２）の保磁力（Ｈｃ＝４．０×１０３［Ａ／ｍ］）に比べても小さな値となっている。また、当該窒化物磁性体の磁化Ｍｓは、ＦｅＳｉ０．０３単独（比較例３）の保磁力と同程度の値となっている。
【００４５】
以上の比較結果から、実施例１の窒化物磁性体がα”−Ｆｅ１６Ｎ２単独（比較例１）の場合に迫る高い磁化を示すことが確認された。さらに、実施例１の窒化物磁性体がＦｅ４Ｎ（比較例２）の保磁力（Ｈｃ＝４．０×１０３［Ａ／ｍ］）よりも低い保磁力を示すことが確認された。つまり、実施例１に係る窒化物磁性体は、軟磁性材料として高い磁化を達成できることが確認された。
【００４６】
（実施例２について）
実施例２は、合金粒子としてＦｅＳｉ０．０３Ｂ０．０３を用い、窒化処理によって表面にα”−Ｆｅ１６Ｎ２を形成した窒化物磁性体である。なお、図３には、実施例２に係る窒化物磁性体の粒径が約１００ｎｍの場合における測定結果を示した。
【００４７】
当該窒化物磁性体の磁化Ｍｓは、Ｍｓ＝１９０［ｅｍｕ／ｇ］を示した。この値は、典型的な軟磁性材料であるＦｅ４Ｎ（比較例２）の磁化（Ｍｓ＝１５０［ｅｍｕ／ｇ］）に比べて４０［ｅｍｕ／ｇ］も大きい。そして、当該窒化物磁性体の磁化Ｍｓは、α”−Ｆｅ１６Ｎ２単独（比較例１）の磁化（Ｍｓ＝１９０［ｅｍｕ／ｇ］）と同じ値となっている。また、当該窒化物磁性体の磁化Ｍｓは、ＦｅＳｉ０．０３Ｂ０．０３単独（比較例４）の磁化に比べても大きな値を示している。
【００４８】
一方、実施例２に係る窒化物磁性体の保磁力Ｈｃは、Ｈｃ＝０．８×１０３［Ａ／ｍ］を示した。この値は、α”−Ｆｅ１６Ｎ２単独（比較例１）の保磁力（Ｈｃ＝８０×１０３［Ａ／ｍ］）に比べて桁違いに小さい。また、当該窒化物磁性体の保磁力Ｈｃは、Ｆｅ４Ｎ（比較例２）の保磁力（Ｈｃ＝４．０×１０３［Ａ／ｍ］）に比べても格別に小さな値となっている。また、当該窒化物磁性体の磁化Ｍｓは、ＦｅＳｉ０．０３Ｂ０．０３単独（比較例４）の保磁力よりも格段に小さい。
【００４９】
以上の比較結果から、実施例２の窒化物磁性体がα”−Ｆｅ１６Ｎ２単独（比較例１）の場合と同等の高い磁化を示すことが確認された。さらに、実施例２の窒化物磁性体がＦｅ４Ｎ（比較例２）の保磁力（Ｈｃ＝４．０×１０３［Ａ／ｍ］）よりも格段に低い保磁力を示すことが確認された。つまり、実施例２に係る窒化物磁性体は、軟磁性材料として高い磁化を達成できることが確認された。さらに、実施例２の窒化物磁性体は、実施例１と比較しても大きな磁化及び格段に低い保磁力を示すことが確認された。
【００５０】
（考察）
ここで、上記の比較結果について、より細かく考察してみたい。
【００５１】
実施例１の窒化物磁性体は、比較例３の化合物を窒化処理して表面にα”−Ｆｅ１６Ｎ２を形成したものと捉えることができる。両者の磁化Ｍｓを比較すると、ΔＭｓ＝１０［ｅｍｕ／ｇ］程度の違いが生じていることが分かる。一方、保磁力Ｈｃについては両者に大きな違いがない。従って、合金粒子の添加元素をＳｉ単独とした場合、合金粒子の窒化処理で界面に形成された高磁化領域の影響が全体として磁化の増大に寄与するが、窒化処理によりＦｅＳｉ０．０３が本来有する保磁力を低減させる効果はあまり見られない。
【００５２】
また、実施例２の窒化物磁性体は、比較例４の化合物を窒化処理して表面にα”−Ｆｅ１６Ｎ２を形成したものと捉えることができる。両者の磁化Ｍｓを比較すると、ΔＭｓ＝２０［ｅｍｕ／ｇ］程度の違いが生じていることが分かる。また、比較例３の磁化と比較例４の磁化とを対比すると、比較例４の磁化が１０［ｅｍｕ／ｇ］程度低いことが分かる。これは、合金粒子に含有される添加元素の量が増えたことに起因すると考えられる。一方、比較例３と比較例４との間では、保磁力Ｈｃに大きな差がない。従って、合金粒子を単独で見た場合、添加元素Ｓｉ、Ｂが保磁力Ｈｃに与える影響に格別大きな差はない。
【００５３】
しかし、実施例２の保磁力Ｈｃと比較例４の保磁力Ｈｃとを比較すると、１．７×１０３［Ａ／ｍ］もの差が生じている。このことは、窒化処理の際に副次的に界面に形成されるＢの窒化物が保磁力Ｈｃを大きく低減させる効果を発揮していると考えられる。従って、保磁力Ｈｃを効果的に低減させるには、合金粒子に含有させる添加元素としてＢを添加することが有効であると考えられる。もちろん、実施例２の場合も実施例１の場合と同様に、合金粒子の窒化処理で界面に形成された高磁化領域の影響が全体として磁化の増大に寄与しており、添加元素にＢを加えたことによる悪影響は見られない。
【００５４】
以上、本実施形態に係る窒化物磁性体の磁気特性について説明した。
【００５５】
［２−４：効果］
以上説明したように、保磁力の低い合金粒子を低温窒化し、合金粒子の表面に鉄窒化物を形成する本実施形態の技術を適用することで、高い磁化を有する軟磁性材料が得られる。また、この軟磁性材料を固定子の鉄心材料として用いることにより、回転機のトルクを向上させることができる。例えば、磁束密度Ｂｍの磁界中で長さＬの動体に電流ｉを流した場合、発生する力Ｆは、フレミングの法則によりＦ＝ｉ＊Ｂｍ＊Ｌで決まる。通常、回転機においては、形状や電力に制約があるため、電流ｉ及び長さＬは制限される。そのため、発生する力Ｆを大きくするには、磁束密度Ｂｍを大きくすることが必要になる。
【００５６】
磁束密度Ｂｍの値は、使用する鉄心材料に依存するが、現在、工業的に用いられているＦｅＳｉ合金の磁束密度Ｂｍは最大で１．７［Ｔ］程度である。これに対し、本実施形態に係る窒化物磁性体は、図３に示した実施例２の場合で約１．９［Ｔ］という高い磁束密度Ｂｍを得ることができる。つまり、本実施形態に係る窒化物磁性体を用いることで、現在用いられている鉄心材料の限界値を大きく上回ることができる。そして、磁束密度Ｂｍの増大に比例して回転機のトルクが上昇するため、結果として高出力の回転機を得ることが可能になる。逆に言えば、同じ出力の回転機を設計する際に、磁束密度Ｂｍが大きい分だけ長さＬを抑えられるため、回転機の更なる小型化が可能になる。
【００５７】
以上、添付図面を参照しながら本発明の好適な実施形態について説明したが、本発明は係る例に限定されないことは言うまでもない。当業者であれば、特許請求の範囲に記載された範疇内において、各種の変更例または修正例に想到し得ることは明らかであり、それらについても当然に本発明の技術的範囲に属するものと了解される。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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