CN101616764A - 镍-铁-锌合金纳米粒子 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种镍－铁－锌合金纳米粒子，其特征在于，是厚度为1μm以下且长径比为2以上的平板状，并且，面心立方晶格上的结晶面的(220)面在平板表面上取向。

Description

镍-铁-锌合金纳米粒子
技术领域
本发明涉及一种镍-铁-锌合金纳米粒子。
本申请主张基于2007年4月13日在日本申请的专利申请2007-105734号的优先权，在此援用其内容。
背景技术
软磁性金属一般是指具有保磁力小且残留磁力因除去外部磁场而减少很大的性质的金属。
近几年来，软磁性金属粒子被使用于以下各种领域，即，将软磁性金属粒子作为磁性颜料分散在有机粘合剂中而制备涂料，进而将该涂料涂布在基材等上形成涂膜，或者将金属粒子作为磁性填充剂分散在树脂中而形成软磁性金属/树脂复合体等。
作为使用软磁性金属粒子的涂膜的例子，可举出磁屏蔽膜。该磁屏蔽膜用于在外部磁场中保护电器设备的电子电路或电子部件、或者用于防止由电器设备产生的磁场漏泄到外部。而且，该磁屏蔽膜在信用卡等磁卡中也可以用于防止数据的伪造或改造的目的。另外，使用这种软磁性金属的涂膜在IC标签(RFID系统)中也应用基于软磁性金属的高磁导率的磁场收束效果，作为用于提高灵敏度的磁性片而使用。
另外，使用软磁性金属的软磁性金属/树脂复合体，由于可降低电子电路的消耗电力，因而使用于高频电子电路基板。
作为这种软磁性金属，一般使用被称为铁硅铝磁合金的Al-Si-Fe类合金(例如，参照专利文献1)或被称为坡莫合金(商品名)的Ni-Fe类合金(例如，参照专利文献2)等高磁导率合金。
而且，软磁性金属粒子一般要求是厚度为1μm以下的平板形状，具体而言，提出了扁平状、鳞片状、薄片状等各种形状的粒子(例如，参照专利文献1～3)。
这些平板状的软磁性金属粒子，可提高包含该粒子的涂膜或软磁性金属/树脂复合体的表面的平滑性。而且，平板状的软磁性金属粒子，在涂布包含其的涂料时或者使软磁性金属/树脂复合体成形时，通过施加外部磁场而朝特定方向平行地排列(取向)。因此，利用取向，可降低涂膜或软磁性金属/树脂复合体的面方向的去磁系数，并且可提高软磁性金属粒子的取向方向的磁导率。
而且，平板状的软磁性金属粒子的厚度为1μm以下，所以通过集肤效应可使交流电流透过，因此，可减少由涡电流产生的损失。
这些平板状的软磁性金属粒子，一般通过将由喷雾法制造的不定形状粒子机械粉碎或塑性变形而制造。
专利文献1：日本特开昭63-35701号公报
专利文献2：日本专利2735615号公报
专利文献3：日本特开平1-188606号公报
非专利文献1：JCPDS卡04-0850
非专利文献2：JCPDS卡88-1715
但是，如镍-铁合金那样的软磁性合金，通过将其形状变形为平板状，与相同体积的球状粒子相比，在其粒子的平板表面的长轴方向用较小的磁场达到饱和磁化，且磁导率变大。然而，通常，粒子的饱和磁化的大小在种类或体积等的条件相同时，不取决于形状而是相同的值。若能以改变体积等方法以外的方法增大饱和磁化，则可减少使用软磁性金属的涂膜或软磁性金属/树脂复合体中所含的软磁性金属的添加量，因此在工业上有利。
发明内容
本发明是为了解决上述课题而提出的，其目的在于，提供一种通过变形为平板状而可具有大于变形前的球状粒子的饱和磁化的镍-铁-锌合金纳米粒子。
本发明人为了解决上述课题而进行了精心研究，结果发现，通过在镍铁合金中进一步将锌合金化，可以对通常以不具有结晶磁各向异性为特征的镍-铁合金赋予结晶磁各向异性。另外，本发明人发现，该合金通过机械应力塑性变形为平板状时，在特定的结晶面优先地发生塑性变形，该特定的结晶面是合金的易磁化方向，因而变形为平板状的粒子与变形前的球状粒子相比具有大的饱和磁化。本发明人根据这些发现，完成了本发明。
即，本发明的第1方式的镍-铁-锌合金纳米粒子，其特征在于，是厚度为1μm以下且长径比为2以上的平板状，并且，面心立方晶格上的结晶面的(220)面在平板表面上取向。
优选上述本发明的镍-铁-锌合金纳米粒子在上述平板表面测定的X射线衍射图案中，若将(200)面的峰强度设为I(200)，将(220)面的峰强度设为I(220)，则优选满足关系式I(220)/[I(220)+I(200)]＞0.5。
本发明的第2方式的镍-铁-锌合金纳米粒子的制造方法，该镍-铁-锌合金纳米粒子是厚度为1μm以下且长径比为2以上的平板状，并且，面心立方晶格上的结晶面的(220)面在平板表面上取向，所述制造方法的特征在于，从以下(a)、(b)及(c)选择的方法：
(a)包括如下工序的方法：在包含镍盐、铁盐和锌盐的水溶液中添加还原剂，同时还原包含在该水溶液中的镍离子、铁离子及锌离子而生成粒子的工序；和通过对上述粒子施加机械应力使其塑性变形而生成纳米粒子的工序；
(b)包括如下工序的方法：通过喷雾法生成粒子的工序；和通过对上述粒子施加机械应力使其塑性变形而生成上述纳米粒子的工序；以及
(c)包括如下工序的方法：通过气相合成法生成粒子的工序；和通过对上述粒子施加机械应力使其塑性变形而生成上述纳米粒子的工序。
发明效果
根据本发明的镍-铁-锌合金纳米粒子，是厚度为1μm以下且长径比为2以上的平板状，并且，面心立方晶格上的结晶面且易磁化方向的(220)面在平板表面上取向，因此磁导率大于现有的镍-铁合金纳米粒子，可减少由涡电流产生的损失。另外，结晶面的易磁化方向的(220)面在平板表面上取向，因此在特定方向施加磁场时可得到大的饱和磁化。
另外，在平板表面测定的X射线衍射图案中，由于(200)面的峰强度I(200)及(220)面的峰强度I(220)满足I(220)/[I(220)+I(200)]＞0.5的关系式，因而可增大饱和磁化。
附图说明
图1是表示本发明的实施例1的微粒的X射线衍射图形的图。
图2是表示本发明的实施例1的微粒的滞后曲线的图。
图3是表示本发明的实施例1的微粒的X射线衍射图形的图。
图4是表示本发明的实施例1的微粒的滞后曲线的图。
图5是表示本发明的实施例2的微粒的X射线衍射图形的图。
图6是表示本发明的实施例2的微粒的滞后曲线的图。
图7是表示本发明的比较例的微粒的X射线衍射图形的图。
图8是表示本发明的比较例的微粒的滞后曲线的图。
图9是表示本发明的比较例的微粒的X射线衍射图形的图。
图10是表示本发明的比较例的微粒的滞后曲线的图。
具体实施方式
本发明涉及镍-铁-锌合金纳米粒子。更详细地而言，涉及具有高磁导率的镍-铁-锌合金纳米粒子，其由于是平板状，因而软磁性优良且饱和磁化大，由于特定的结晶面在平板表面上取向，因而高饱和磁化。
以下，对本发明的镍-铁-锌合金纳米粒子的优选方式进行说明。
另外，该方式为了使发明的宗旨更容易理解而具体地进行说明，只要没有特别指定，则不限制本发明。
本发明的镍-铁-锌合金纳米粒子，是厚度为1μm以下且长径比为2以上的平板状，并且面心立方晶格上的结晶面且易磁化方向的(220)面在粒子的平面即平板表面上取向。
另外，本发明的镍-铁-锌合金纳米粒子只要有如下特定的关系，即在平板表面测定的X射线衍射图案中，衍射角2θ为52°附近的(200)面的峰强度I(200)和衍射角2θ为76°附近的(220)面的峰强度I(220)满足关系式I(220)/[I(220)+I(200)]＞0.5，则制造方法没有限制。更明确地，在本发明中优选满足关系式1＞I(220)/[I(220)+I(200)]＞0.5。
在通常将镍作为母体的面心立方结构中，报道过I(220)＜I(200)(例如，参照非专利文献1、2)。
然而，本发明人发现，若在将镍作为母体的面心立方结构的合金中添加锌，进而通过机械应力将该合金塑性变形为平板状，则引起(220)面在平板粒子的平板表面上取向的塑性变形、易磁化面排列在平面上的情况，因而可得到大于变形前的球状粒子的饱和磁化，从而实现了本发明。
本发明的平板状镍-铁-锌合金纳米粒子，由于(220)面在平板表面上取向，因而在平板表面测定的X射线衍射图案的强度与以往报道的强度不同，成为I(220)＞I(200)。若更详细地用式子表示该关系，则由下述式(1)表示：
I(220)/[I(220)+I(200)]＞0.5     (1)
上述式更优选由式1＞I(220)/[I(220)+I(200)]＞0.5表示。
作为得到本发明的镍-铁-锌合金纳米粒子的方法，可举出如下方法：(a)在包含镍盐、铁盐和锌盐的水溶液中添加还原剂，通过对同时还原该水溶液中含有的镍离子、铁离子及锌离子而生成的粒子施加机械应力使其塑性变形来生成；(b)通过对由喷雾法生成的粒子施加机械应力使其塑性变形来生成；及(c)通过对由气相合成法生成的粒子施加机械应力使其塑性变形来生成等，但是，也可以是除此以外的方法。
为了进一步提高磁导率，也可以添加钼(Mo)、铬(Cr)、钴(Co)、锰(Mn)、钒(V)、铌(Nb)和/或铜(Cu)等来制造。而且，量也可以根据需要选择。
接着，作为本发明的镍-铁-锌合金纳米粒子的制造方法，将在水溶液中添加还原剂的方法(a)作为一例示于以下。
作为本发明的镍-铁-锌合金纳米粒子所使用的镍盐，只要是水溶性的镍盐就没有特别的限定。例如，可举出氯化镍(NiCl2)、硝酸镍(Ni(NO3)2)、乙酸镍(Ni(CH3COO)2)、硫酸镍(NiSO4)等。
作为本发明的镍-铁-锌合金纳米粒子所使用的铁盐，只要是水溶性的铁盐即可，铁的价数可以是2价也可以是3价，例如，可举出氯化亚铁(FeCl2)、氯化铁(FeCl3)、硝酸亚铁(Fe(NO3)2)、硝酸铁(Fe(NO3)3)、乙酸亚铁(Fe(CH3CO2)2)、乙酸铁(Fe(CH3CO2)3)、硫酸亚铁(FeSO4)、硫酸铁(Fe2(SO4)3)等。
作为本发明的镍-铁-锌合金纳米粒子所使用的锌盐，只要是水溶性的锌盐就没有特别的限定，但是例如可举出氯化锌(ZnCl2)、硝酸锌(Zn(NO3)2)、乙酸锌(Zn(CH3COO)2)、硫酸锌(ZnSO4)等。
制备这种镍盐、铁盐及锌盐的水溶液时，溶解镍盐、铁盐及锌盐的纯水的量可以根据需要选择。例如，相对于0.1mol金属离子(镍离子(Ni2+)、铁离子(Fe2+、Fe3+)及锌离子(Zn2+))，优选为0.1L以上且2L以下。另外，更优选为0.15L以上且0.6L以下。
优选使溶解镍盐、铁盐及锌盐的纯水的量相对于0.1mol金属离子(镍离子(Ni2+)、铁离子(Fe2+、Fe3+)及锌离子(Zn2+))为0.1L以上且2L以下的原因在于，纯水的量少于0.1L时，镍-铁-锌合金的晶核的量过多，镍-铁-锌合金纳米粒子之间以过于接近的状态生长，因此容易发生凝聚，另外，若纯水的量超过2L，则通过还原剂还原该镍盐-铁盐-锌盐水溶液中所含的镍离子、铁离子及锌离子时，生成镍-铁-锌合金纳米粒子的晶核的量少，粒子容易粗大化。
在镍盐、铁盐及锌盐的混合比率之中，铁盐的添加量可以根据作为目标的镍-铁-锌合金纳米粒子的磁特性适当调节，但是优选相对于盐的混合物为10重量％以上且60重量％以下的范围。更优选20重量％以上且55重量％以下的范围。
铁盐的添加量优选10重量％以上且60重量％以下的范围的原因在于，铁盐的添加量小于10重量％时，即使在特定结晶面塑性变形，也具有得不到大的饱和磁化的倾向，另外，若铁盐的添加量超过60重量％，则晶体结构成为体心立方结构，不发生本发明的结晶面取向。
在镍盐、铁盐及锌盐的混合比率之中，锌盐的添加量相对于盐的混合物优选为2重量％以上且10重量％以下的范围。更优选3重量％以上且5重量％以下的范围。
锌盐的添加量优选2重量％以上且10重量％以下的范围的原因在于，锌盐的添加量小于2重量％时，存在镍-铁-锌合金纳米粒子不能充分地得到在特定的结晶面的塑性变形能的倾向，另外，若锌盐的添加量超过10重量％，则由于锌原子本身的磁矩小，因而塑性变形前的饱和磁化变小，因此，即使在特定的结晶面塑性变形，也具有得不到大的饱和磁化的倾向。
另外，为了制造本发明的镍-铁-锌合金纳米粒子，优选在溶解镍盐、铁盐及锌盐的纯水中添加约10体积％～约40体积％的甲醇或乙醇等水溶性的醇。若这样在溶解镍盐、铁盐及锌盐的纯水中添加预定量的水溶性的醇，则在镍离子、铁离子及锌离子的还原反应时，容易生成镍-铁-锌合金的晶核，所以优选。
作为在制造本发明的镍-铁-锌合金纳米粒子时可以使用的还原剂，可举出在镍盐-铁盐-锌盐水溶液中发挥还原能力的还原剂。还原剂可根据需要选择，而且也可根据需要组合。例如，可举出肼(N2H4)和碱金属氢氧化物、次硫酸氢钠甲醛、金属硼氢化物等。
在制造本发明的镍-铁-锌合金纳米粒子时，从得到比较强的还原能力方面出发，作为还原剂，优选使用并用碱金属氢氧化物和肼而构成的还原剂。
使用碱金属氢氧化物和肼作为还原剂时，碱金属氢氧化物的添加量相对于镍盐-铁盐-锌盐水溶液中的镍离子及铁离子的总摩尔量，优选为5倍量以上且10倍量以下，更优选为5.5倍量以上且7倍量以下。
优选碱金属氢氧化物的添加量相对于镍盐-铁盐-锌盐水溶液中的镍离子、铁离子及锌离子的摩尔量为5倍量以上且10倍量以下的原因在于，碱金属氢氧化物的添加量小于5倍量时，肼未达到充分发挥还原性的pH12以上的强碱性，另外，即使碱金属氢氧化物的添加量超过10倍量，pH也基本不变。
而且，使用碱金属氢氧化物和肼作为还原剂时，肼的添加量相对于镍盐-铁盐-锌盐水溶液中的镍离子、铁离子及锌离子的总摩尔量，优选为2倍量以上且50倍量以下，更优选为5倍量以上且30倍量以下。
优选肼的添加量相对于镍盐-铁盐-锌盐水溶液中的镍离子、铁离子及锌离子的摩尔量为2倍量以上且50倍量以下的原因在于，肼的添加量小于2倍量时，镍离子、铁离子及锌离子的还原反应未充分进行，另外，即使肼的添加量超过50倍量，只要未反应的肼残留，生成的镍-铁-锌合金纳米粒子就没有变化。
而且，在制造本发明的镍-铁-锌合金纳米粒子时，为了在镍盐-铁盐-锌盐水溶液中提高由还原剂引起的镍离子、铁离子及锌离子的还原反应的反应速度，高效地生成镍-铁-锌合金纳米粒子，优选在镍盐-铁盐-锌盐水溶液中添加预定量的还原剂，然后将该镍盐-铁盐-锌盐水溶液加热到50℃以上且80℃以下，更优选加热到55℃以上且65℃以下。
加热添加了还原剂之后的镍盐-铁盐-锌盐水溶液的温度低于50℃时，由于镍离子、铁离子及锌离子的还原反应的进行缓慢，因此，镍-铁-锌合金纳米粒子的生成效率有变差的倾向。另外，若加热添加了还原剂之后的镍盐-铁盐-锌盐水溶液的温度超过80℃，则生成的镍-铁-锌合金纳米粒子有可能氧化。
而且，在镍盐-铁盐-锌盐水溶液中添加预定量的还原剂之后，将该镍盐-铁盐-锌盐水溶液加热到50℃以上且80℃以下的时间可以根据需要选择。优选为1小时以上且10小时以下，更优选为2小时以上且5小时以下。
这样，在镍盐-铁盐-锌盐水溶液中添加预定量的还原剂以后，通过将该镍盐-铁盐-锌盐水溶液在50℃以上且80℃以下的温度范围加热1小时以上且3小时以下，镍离子、铁离子及锌离子的还原反应开始，生成黑色粒子。此时的黑色粒子的尺寸随条件而变化，但例如为约100nm～约500nm。而且，为了使镍离子、铁离子及锌离子的还原反应均匀地进行，优选一边搅拌一边加热添加了还原剂之后的镍盐-铁盐-锌盐水溶液。
由这样生成的黑色粒子，根据需要除去杂质离子之后干燥，能得到镍-铁-锌合金纳米粒子。此时的粒子的尺寸随条件而变化，但例如为约100nm～约500nm。从镍-铁-锌合金纳米粒子中除去杂质离子的方法可以根据需要选择，例如，可举出将在纯水中分散镍-铁-锌合金纳米粒子之后过滤的工序重复1次以上的方法等。
对这样得到的镍-铁-锌合金纳米粒子施加机械应力，使其塑性变形。由此，可以得到在特定的结晶面塑性变形的平板状镍-铁-锌合金纳米粒子。
作为对镍-铁-锌合金纳米粒子施加机械应力的装置，可以根据需要选择，例如，可以使用球磨机、磨碎机、振动磨机、行星磨机等湿式混合机，此外，还可以使用辊轧机、粉末锻造机等。通过锌的添加，塑性变形能显著提高，因此如磨碎机或振动磨机这样可施加强的能量的装置在使粒子平板化的同时将其粉碎的可能性高，需要充分的主意。若考虑不对镍-铁-锌合金纳米粒子施加强的冲击而能有效地施加有效的能量方面，进而考虑使用的容易性、工序增加的容易性等，则优选湿式混合机，在该湿式混合机中，特别优选球磨机。
在使用球磨机时，条件可根据需要选择。例如，填充的球的量优选为球磨机容积的20～50体积％。
而且，球的材质只要不污染镍-铁-锌合金纳米粒子，并能有效地对该纳米粒子施加机械应力、比重大即可，从耐蚀性等方面特别优选氧化锆。
而且，填充在球磨机中的镍-铁-锌合金纳米粒子的重量可根据需要选择，但相对于球的重量优选设为1/100以上且1/10以下。
填充在球磨机中的镍-铁-锌合金纳米粒子的量相对于球的重量小于1/100时，相对于球的镍-铁-锌合金纳米粒子的量过少，该纳米粒子被过量地施加机械应力而被粉碎，具有不能够生成预定的平板状镍-铁-锌合金纳米粒子的倾向。另外，若在球磨机中填充的镍-铁-锌合金纳米粒子的量相对于球的重量超过1/10，则相对于球的镍-铁-锌合金纳米粒子的量过多，不能够对该纳米粒子有效地施加机械应力，因此，具有平板状镍-铁-锌合金纳米粒子的生成效率变差的倾向。
为了使镍-铁-锌合金纳米粒子塑性变形而对该纳米粒子施加机械应力的时间，可以根据需要选择。与为了使镍-铁合金纳米粒子塑性变形而需要施加10小时以上的机械应力相比，对于本发明的粒子，用极短的时间即可。若举出具体例子，为约10分钟～约120分钟。
而且，在球磨机中填充镍-铁-锌合金纳米粒子时，也优选添加醇或有机溶剂。通过醇或有机溶剂的添加，抑制镍-铁-锌合金纳米粒子被进一步粉碎而生成其微细粒子，并且，通过镍-铁-锌合金纳米粒子的塑性变形，可促进平板状镍-铁-锌合金纳米粒子生成。另外，通过添加醇或有机溶剂，不仅能防止镍-铁-锌合金纳米粒子的凝聚而缓和不均匀性，而且通过还原反应除去该纳米粒子表面的氧化被膜，能使粒子之间的粘着容易进行。
作为在制造本发明的平板状镍-铁-锌合金纳米粒子时使用的醇或有机溶剂，没有特别的限制，但若考虑反应后容易回收这一点，则优选低沸点的甲醇或乙醇、有挥发性的甲苯或二甲苯。
而且，醇或有机溶剂的添加量可以根据需要选择，但优选设为镍-铁-锌合金纳米粒子的重量的2倍以上且5倍以下。
醇或有机溶剂的添加量小于镍-铁-锌合金纳米粒子的重量的2倍时，存在不能充分地得到抑制镍-铁-锌合金纳米粒子的微细粒子化、防止镍-铁-锌合金纳米粒子的凝聚、除去镍-铁-锌合金纳米粒子表面的氧化被膜等效果的倾向。另外，醇或有机溶剂的添加量即使超过镍-铁-锌合金纳米粒子的重量的5倍，仅是处理时间变长，得到的平板状镍-铁-锌合金纳米粒子没有变化。
本发明的平板状镍-铁-锌合金纳米粒子的厚度为1μm以下且长径比为2以上。
本发明的镍-铁-锌合金纳米粒子的厚度优选为1μm以下，更优选为0.5μm以下，进一步优选为0.2μm以下。
本发明的镍-铁-锌合金纳米粒子的厚度优选为1μm以下的原因在于，若厚度超过1μm，则不能充分降低由涡电流产生的损失。
而且，本发明的镍-铁-锌合金纳米粒子的长径比优选为2以上，更优选为5以上，进一步优选为10以上。
本发明的镍-铁-锌合金纳米粒子的长径比优选为2以上的原因在于，若长径比超过2，则不能充分地提高取向方向的磁导率。
本发明的镍-铁-锌合金纳米粒子，通过施加外部磁场，可取向为朝向相同的方向，沿着其平板状的面内的取向的一个方向，以比同体积且球状的镍-铁-锌合金纳米粒子小的磁场实现饱和磁化。因此，本发明的镍-铁-锌合金纳米粒子，其面内的一个方向的磁导率与同体积的球状等镍-铁-锌合金纳米粒子的磁导率相比显著增大。由此，容易得到对特定方向的磁场显示强磁性的高磁导率材料。
另外，关于在平板表面测定的X射线衍射图案，在通常的镍-铁合金或塑性变形前的镍-铁-锌合金纳米粒子中(220)面的峰强度I(220)小于(200)面的峰强度I(200)，与此相对，在本发明的平板状镍-铁-锌合金纳米粒子中(220)面的峰强度I(220)显著大于(200)面的峰强度I(200)。由此可以确认，在本发明的纳米粒子中，在特定的结晶面发生塑性变形。而且，在本发明的镍-铁-锌合金纳米粒子中，饱和磁化的值大于通常的镍-铁合金或塑性变形前的镍-铁-锌合金纳米粒子的饱和磁化的值。
而且，本发明的镍-铁-锌合金纳米粒子是高磁导率材料，因此，通过使该纳米粒子在树脂等非磁性材料中作为填料取向分散，得到高磁导率的软磁性金属/树脂复合体。
而且，通过使本发明的镍-铁-锌合金纳米粒子在非极性的溶媒中分散，得到涂料或糊剂。这种涂料或糊剂涂布在电器设备或IC标签(RFID系统)等上而形成磁屏蔽膜，从而可赋予这些电器设备或IC标签(RFID系统)等磁屏蔽性。
另外，本发明的镍-铁-锌合金纳米粒子具有大的饱和磁化，因此可增加相对于涂料或糊剂的添加量。
另外，本发明的镍-铁-锌合金纳米粒子的各条件根据需要选择即可。若列举优选的例子，例如，本发明的镍-铁-锌合金纳米粒子的平面上的长轴方向的平均长度优选为0.2～5μm，短轴方向的平均长度优选为0.1～0.5μm。另外，镍-铁-锌合金纳米粒子的饱和磁化优选为70～110emu/g，更优选为80～105emu/g。
而且，在树脂中添加35体积％的本发明的镍-铁-锌合金纳米粒子作为填料的软磁性金属/树脂复合体，优选1GHz的交流磁导率的实数部为5～30，更优选为8～15。交流磁导率的实数部和虚数部之比即磁损耗优选为0.01～0.2，薄膜电阻优选为1000Ω/□以上。
而且，本发明的镍-铁-锌合金纳米粒子是金属，因而也具有导电性，因此，作为电路基板上的电极材料、燃料电池或二次电池中的电极材料也优选。
另外，本发明的镍-铁-锌合金纳米粒子是平板状，因而隐蔽性也优良，因此，也可应用于各种装饰品或者表面处理等。
实施例
以下，通过实施例进一步具体地说明本发明，但本发明不限于以下的实施例。
[实施例1]
将35.5g六水合氯化镍(NiCl2·6H2O、特级试剂、关东化学公司制)、7.9g四水合氯化亚铁(FeCl2·4H2O、特级试剂、关东化学公司制)、3.2g六水合硝酸锌(Zn(NO3)2·6H2O)溶解于300mL纯水和200mL甲醇的混合溶液中，制备氯化镍、氯化亚铁及硝酸锌的水溶液。
接着，在该水溶液中，一边搅拌一边添加浓度为6mol/L的200mL氢氧化钠水溶液。
接着，一边搅拌该水溶液一边加热到60℃，进一步添加300g水合肼(N2H4·H2O、特级试剂、关东化学公司制)，一边搅拌这些的水溶液一边在60℃下加热3个小时，得到黑色粒子。
接着，用纯水和乙醇清洗该黑色粒子以后，在真空中干燥，得到微粒。
通过S-4000型场发射扫描电子显微镜(FE-SEM)(日本电子公司制)获得所得到的微粒的电子显微镜像，结果可知该微粒是球形。
用X射线衍射装置(PANalytical公司制)分析该球形的微粒，结果得到图1所示的X射线衍射图案(XRD)。
根据该X射线衍射图案可知，(200)面的峰强度I(200)和(220)面的峰强度I(220)满足以下式(2)的关系。
I(220)/[I(220)+I(200)]＝0.35     (2)
而且，通过振动样品磁力计(VSM)(HAYAMA公司制)测定了该镍、铁及锌的合金粒子的饱和磁化。该测定的结果，得到图2所示的滞后曲线。根据该滞后曲线，饱和磁化是81emu/g。
接着，将1g该镍、铁及锌的合金粒子、12g直径为0.4mm的氧化锆制的球、10g乙醇填充在容积为75mL的树脂制容器内，用球磨机旋转该树脂制容器30分钟，对该镍、铁及锌的合金粒子施加机械应力。
通过扫描电子显微镜(SEM)获得所得到的镍、铁及锌的合金粒子的电子显微镜像，结果是厚度为1μm以下且长径比为2以上的平板状微粒。
通过对该平板状的微粒施加磁场而使其排列在平面上，从其上面通过X射线衍射(XRD)分析，结果得到图3所示的X射线衍射图案。
由该X射线衍射图案可知，(200)面的峰强度I(200)和(220)面的峰强度I(220)满足以下式(3)的关系。
I(220)/[I(220)+I(200)]＝0.8   (3)
可知其结果与图1的X射线衍射图案相比，由于峰强度比不同，因而在特定的结晶面发生取向。
而且，通过振动样品磁力计(VSM)测定，测定了在该平面上取向后的平板状镍、铁及锌的合金粒子的在与平面平行方向上施加磁场时的饱和磁化。该测定的结果，得到图4所示的滞后曲线。由该滞后曲线可知，由于达到饱和磁化的磁场变小，因而磁导率变大。而且，饱和磁化为101emu/g，与图2的滞后曲线的值相比增大。
[实施例2]
除了将球磨机的旋转时间设为50分钟以外，与实施例1同样地操作，得到镍、铁及锌的合金粒子。
通过扫描电子显微镜(SEM)获得所得到的镍、铁及锌的合金粒子的电子显微镜像，结果是厚度为1μm以下且长径比为2以上的平板状微粒。
通过对该平板状微粒施加磁场而使其排列在平面上，从其上面通过X射线衍射(XRD)进行分析，结果得到图5所示的X射线衍射图案。
由该X射线衍射图案可知，(200)面的峰强度I(200)和(220)面的峰强度I(220)满足以下式(4)的关系。
I(220)/[I(220)+I(200)]＝0.54    (4)
可知其结果与图1的X射线衍射图案相比，由于峰强度比不同，因而在特定的结晶面发生取向。
而且，通过振动样品磁力计(VSM)测定，测定了在该平面上取向后的平板状镍、铁及锌的合金粒子的在与平面平行方向上施加磁场时的饱和磁化。该测定的结果，得到图6所示的滞后曲线。根据该滞后曲线可知，由于达到饱和磁化的磁场变小，因而磁导率变大。而且，饱和磁化为85emu/g，与图2的滞后曲线的值相比增大。
[比较例]
将35.5g六水合氯化镍(NiCl2·6H2O、特级试剂、关东化学公司制)、7.9g四水合氯化亚铁(FeCl2·4H2O、特级试剂、关东化学公司制)溶解于480mL纯水和200mL甲醇的混合溶液中，制备氯化镍及氯化亚铁的水溶液。
接着，在该水溶液中，一边搅拌一边添加浓度为6mol/L的氢氧化钠水溶液200mL。
接着，一边搅拌该水溶液一边加热到60℃，进一步添加120g水合肼(N2H4·H2O、特级试剂、关东化学公司制)，一边搅拌这些的水溶液一边在60℃下加热3个小时，得到黑色粒子。
接着，用纯水和乙醇清洗该黑色粒子以后，在真空中干燥，得到微粒。
通过扫描电子显微镜(SEM)获得所得到的微粒的电子显微镜像，结果可知该微粒是球形。
通过X射线衍射(XRD)分析该球形的微粒，结果得到图7所示的X射线衍射图案。
根据该X射线衍射图案可知，(200)面的峰强度I(200)和(220)面的峰强度I(220)满足以下式(5)的关系。
I(220)/[I(220)+I(200)]＝0.37    (5)
而且，通过振动样品磁力计(VSM)测定了该镍及铁的合金粒子的饱和磁化。该测定的结果，得到图8所示的滞后曲线。根据该滞后曲线，饱和磁化是60emu/g。
接着，将1g该镍及铁的合金粒子、12g直径为0.4mm的氧化锆制的球、10g乙醇填充在容积为75mL的树脂制容器内，用球磨机旋转该树脂制容器50小时，对该镍及铁的合金粒子施加机械应力。
通过扫描电子显微镜(SEM)获得所得到的镍及铁的合金粒子的电子显微镜像，结果是厚度为1μm以下且长径比为2以下的平板状微粒。
通过对该平板状微粒施加磁场而使其排列在平面上，从其上面通过X射线衍射(XRD)分析，结果得到图9所示的X射线衍射图案。
由该X射线衍射图案可知，(200)面的峰强度I(200)和(220)面的峰强度I(220)满足以下式(6)的关系。
I(220)/[I(220)+I(200)]＝0.40    (6)
其结果与图7的X射线衍射图案大致相同。
而且，通过振动样品磁力计(VSM)测定，测定了在该平面上取向后的平板状镍、铁及锌的合金粒子的在与平面平行方向上施加磁场时的饱和磁化。该测定的结果，得到图10所示的滞后曲线。根据该滞后曲线可知，由于达到饱和磁化的磁场变小，因而磁导率变大。然而，饱和磁化为58emu/g，与图8的滞后曲线的值大致相同。
比较实施例1、2和比较例可以确认，在添加了锌的实施例1、2中，通过排列配置特定的结晶面在平面上取向的平板状粒子，得到大的饱和磁化。
产业上的可利用性
提供通过变形为平板状而具有比变形前的球状粒子大的饱和磁化的镍-铁-锌合金纳米粒子。

Claims (9)

1.一种镍-铁-锌合金纳米粒子，其特征在于，是厚度为1μm以下且长径比为2以上的平板状，并且，面心立方晶格上的结晶面的(220)面在平板表面上取向。
2.如权利要求1所述的镍-铁-锌合金纳米粒子，其特征在于，在所述平板表面测定的X射线衍射图案中，若将(200)面的峰强度设为I(200)，将(220)面的峰强度设为I(220)，则满足关系式I(220)/[I(220)+I(200)]＞0.5。
3.如权利要求1所述的镍-铁-锌合金纳米粒子，其特征在于，镍-铁-锌合金纳米粒子的厚度为0.5μm以下。
4.如权利要求1所述的镍-铁-锌合金纳米粒子，其特征在于，镍-铁-锌合金纳米粒子的厚度为0.2μm以下。
5.如权利要求1所述的镍-铁-锌合金纳米粒子，其特征在于，长径比为5以上。
6.如权利要求1所述的镍-铁-锌合金纳米粒子，其特征在于，长径比为10以上。
7.如权利要求1所述的镍-铁-锌合金纳米粒子，其特征在于，还包含从钼、铬、钴、锰、钒、铌及铜中选择的至少一个。
8.一种镍-铁-锌合金纳米粒子的制造方法，该镍-铁-锌合金纳米粒子是厚度为1μm以下且长径比为2以上的平板状，并且，面心立方晶格上的结晶面的(220)面在平板表面上取向，所述制造方法的特征在于，是从以下(a)、(b)及(c)中选择的方法：
(a)包括如下工序的方法：在包含镍盐、铁盐和锌盐的水溶液中添加还原剂，同时还原包含在该水溶液中的镍离子、铁离子及锌离子而生成粒子的工序；和通过对所述粒子施加机械应力使其塑性变形而生成纳米粒子的工序；
(b)包括如下工序的方法：通过喷雾法生成粒子的工序；和通过对所述粒子施加机械应力使其塑性变形而生成所述纳米粒子的工序；以及
(c)包括如下工序的方法：通过气相合成法生成粒子的工序；和通过对所述粒子施加机械应力使其塑性变形而生成所述纳米粒子的工序。
9.如权利要求8所述的镍-铁-锌合金纳米粒子的制造方法，其中，所述镍-铁-锌合金纳米粒子在平板表面测定的X射线衍射图案中，将衍射角2θ为52°附近的(200)面的峰强度设为I(200)、将衍射角2θ为76°附近的(220)面的峰强度设为I(220)时，满足关系式I(220)/[I(220)+I(200)]＞0.5。
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Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN103540727A (zh) * 2013-10-31 2014-01-29 中国科学院金属研究所 金属二维纳米层片结构及制备方法
CN110958829A (zh) * 2019-12-04 2020-04-03 李彩琴 一种Fe-Ni固溶体-Mn掺杂ZnO的电磁屏蔽复合材料及其制法

Families Citing this family (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5500184B2 (ja) * 2012-01-24 2014-05-21 株式会社デンソー 磁性合金粉末の製造方法
DE102014006519A1 (de) 2014-05-03 2015-11-05 Smart Material Printing B.V. Verwendung magnetischer und/oder magnetisierbarer, polymerer Mikro- und/oder Nanocomposite zur Herstellung komplexer, magnetischer und/oder magnetisierbarer Formteile mithilfe additiver Fabrikatoren
CN105033280B (zh) * 2015-08-27 2017-10-17 太原理工大学 一种纳米零价铁镍双金属颗粒的制备方法及用途

Family Cites Families (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
GB1511379A (en) * 1975-07-22 1978-05-17 Fuji Photo Film Co Ltd Process for producing a magnetic material and magnetic recording medium containing the same
JPS6335701A (ja) 1986-07-31 1988-02-16 Showa Denko Kk 鱗片状高透磁性金属粉
JPH0668122B2 (ja) * 1988-01-22 1994-08-31 株式会社トーキン フレーク状磁性金属紛末の製造方法
JP2735615B2 (ja) 1989-04-28 1998-04-02 日立金属株式会社 扁平状Ｆｅ―Ｎｉ系合金微紛末およびその製造方法
CN100471600C (zh) * 2003-08-05 2009-03-25 三菱麻铁里亚尔株式会社 Fe-Ni-Mo系扁平金属软磁性粉末及含有该软磁性粉末的磁性复合材料
WO2006085593A1 (ja) * 2005-02-09 2006-08-17 Mitsubishi Materials Corporation 扁平金属軟磁性粉末およびその軟磁性粉末を含む磁性複合材
JP2006219714A (ja) * 2005-02-09 2006-08-24 Mitsubishi Materials Corp Ｆｅ−Ｎｉ−（Ｎｂ，Ｖ，Ｔａ）系扁平金属軟磁性粉末およびその軟磁性粉末を含む磁性複合材
JP4896483B2 (ja) 2005-10-11 2012-03-14 新日鐵住金ステンレス株式会社 耐Ｃｕ脆化割れ性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼被覆アーク溶接棒

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN103540727A (zh) * 2013-10-31 2014-01-29 中国科学院金属研究所 金属二维纳米层片结构及制备方法
CN103540727B (zh) * 2013-10-31 2016-01-20 中国科学院金属研究所 金属二维纳米层片结构及制备方法
CN110958829A (zh) * 2019-12-04 2020-04-03 李彩琴 一种Fe-Ni固溶体-Mn掺杂ZnO的电磁屏蔽复合材料及其制法
CN110958829B (zh) * 2019-12-04 2021-05-18 陈露 一种Fe-Ni固溶体-Mn掺杂ZnO的电磁屏蔽复合材料及其制法

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