CN101669180A - 高频用磁性材料及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明的目的是提供磁导率高、涡电流损失小的高频用磁性材料，特别是适用于在1GHz以上的超高频区域下发挥功能的信息机器等的高频用磁性材料。本发明是含有稀土类－铁－氮系磁性材料以及表面包覆了铁酸盐系磁性材料的稀土类－铁－氮系磁性材料的高频用复合磁性材料。

Description

高频用磁性材料及其制造方法

技术领域

本发明涉及：主要用于动力机器或信息通信相关机器的、高频或超高频区域中所使用的变压器、磁头、感应器、电抗器、磁心(磁芯)、磁轭、天线、微波元件、磁致伸缩元件、磁音响元件和磁记录元件等、霍尔元件、磁传感器、电流传感器、旋转传感器、电子罗盘等的通过磁场的传感器类中使用的磁性材料、还有电磁噪音吸收材料、电磁波吸收材料、磁屏蔽用材料等抑制不必要的电磁波干扰导致的故障的磁性材料、除噪音用感应器等感应器元件用材料、RFID(Radio Frequency Identification)标签用材料或噪音滤波器用材料等在高频或超高频区域除去信号中噪音的磁性材料等高频用磁性材料，尤其涉及高频用复合磁性材料以及高频用磁性材树脂复合材料。

此处的“高频用复合磁性材料”指的是，2种不同的磁性材料复合发挥功能的高频用磁性材料。如果单单是“复合磁性材料”，则是2种不同的磁性材料复合发挥功能的磁性材料，而不一定是高频用磁性材料。另外，“高频用磁性材料”指的是，作用于30kHz～3000GHz的频率范围的电场、磁场或电磁场，完成“目标功能”的磁性材料，其中包含“高频用复合磁性材料”。此外，“目标功能”指的是，磁性材料的电磁诱导、自我诱导、高磁导率、高频损失、磁致伸缩、磁区形成、半硬磁性等磁功能，本发明的高频用磁性材料可使用于利用了这些功能的元件、部件、或机器等。此外，在本发明的范围内，30kHz以上、3000GHz以下的频率的电磁波称为“高频”，其中“超高频”指的是1GHz以上的高频。如无特别说明，“高频”包括“超高频”。本发明中，如无特别说明，“低频”指的是具有比高频低的频率的电磁波。另外，“高频用磁性材树脂复合材料”指的是，高频用磁性材料和树脂的复合材料，如果单单是“磁性材树脂复合材料”，则是磁性材料和树脂的复合材料，而不一定是高频用磁性材树脂复合材料。

此外，本发明通过实施例详细公开了0.005～33GHz范围中的电磁特性，实际证明了本发明的磁性材料具有优异的“目标功能”，但本发明的材料并不局限于该范围使用。

背景技术

最近，伴随移动型信息通信机器-个人电脑、手机、数码相机等各种信息通信机器的小型多功能化和演算处理速度的高速化，驱动频率的高频化不断发展，利用了高频、尤其利用了超高频的机器日趋普及。利用微波频带的电磁波的卫星通信、移动体通信、车载导航等的机器的需求大幅增长，车辆道路通行费自动付费系统(ETC)、无线LAN等的近距离无线通信、防冲突雷达等车载用毫米波雷达等也开始普及。在以上利用高频、甚至超高频的潮流中，强烈要求在较高频率的电磁场变化中也没有损失地跟随的磁性材料。

另一方面，这些高频机器向外界放出的电磁波所引起的电磁环境恶化受到关注，目前，官方机构或国际机构纷纷开始通过法律法规限制、自我限制。但是，即使是单个机器中的有用信号，对其他机器或生物体可能是妨碍，由于这种背反的因果关系，其应对非常困难。为了解决这个问题，作为机器的特性，不放出不需要的电磁波、对外来噪音有很强的耐性，即，关注电磁波的产生(EMI)和受害(EMS)两方面的电磁并存性(EMC；Electro-MagneticCompatibility)的确立是很重要的。

作为上述EMC对策的一例，以下描述最近电子机器经常使用的电磁噪音吸收材料。

电磁噪音吸收材料是在电磁噪音发生源的附近，抑制电磁波向外界放出的材料。在数百MHz以上的高频区域，经常使用利用了Ni-Zn铁酸盐等的自然共鸣来吸收传导在线路上的高次谐波等高频电磁噪音，变换为热能，抑制噪音的片状电磁噪音吸收材料。作为所要求的磁特性，是磁性材料的相对磁导率高、以及自然共鸣频率高这2点。由于铁酸盐的电阻率高，因此涡电流损失造成的性能劣化小，在高频区域中被视作理想的材料。

但是，电磁波作用的场合等交流磁场中的材料的相对磁导率，以复数表示如下，μ_r称为复数相对磁导率，

【数1】

μ_r＝μ’-iμ”    (1)

其中的虚数项μ”与电磁波的吸收能量P关系如下：

【数2】

$P=\frac{1}{4\mathrm{\π}}f{\mathrm{\μ}}^{,,}{\mathrm{\μ}}_0{\left|H\right|}^2---\left(2\right)$

即，频率f时的μ”值越大，频率f的电磁波的吸收能越高。此外、μ₀为真空的磁导率、|H|为电磁波的磁场大小。

最近，电磁噪音的频率达到了GHz的超高频区域，难以利用传一直以来使用的铁酸盐。原因如下。

复数相对磁导率的实数项μ’与自然共鸣频率f_r的积和饱和磁化I_s成正比，成立以下关系。

【数3】

$f_r\·{\mathrm{\μ}}^{,}=\frac{v{I}_s}{3\mathrm{\π}{\mathrm{\μ}}_0}=5.6\left[\mathrm{GHz}\right]---\left(3\right)$

此处，v为旋转磁常数。即，饱和磁化的值几乎相同时，相对磁导率高的话，低频率下产生共鸣，而到高频不引起共鸣的材料则相对磁导率低。此种折衷选择的关系即所谓的斯那克的界限(snoek’s limit)，关系式(3)直接显示出铁酸盐在高频区域中的利用是有上限的。

例如，新一代的PC、手机、无线LAN等所使用的频率2～10GHz的范围中，考虑利用铁酸盐来吸收电磁噪音。自然共鸣频率为2～10GHz时，根据关系式(3)，铁酸盐的复数相对磁导率的实数项为2.8～0.56，非常小。虚数项也可认为在该大小以下，由于实际上这个值非常小，因此铁酸盐不适用于GHz带的电磁噪音吸收材料。基于这个问题点，近年来，饱和磁化值大于铁酸盐的Fe、Fe-Ni系合金、Fe-Ni-Si系合金、铁硅铝磁性合金、Fe-Cu-Nb-Si系合金、非晶合金等金属系磁性材料的利用越来越活跃，开发出了令磁性金属微粒子分散于绝缘性树脂等的磁性材树脂复合材料。

金属材料的电阻率为10～140μΩcm，与铁酸盐的电阻率4000～10¹⁸μΩcm相比较低。因此，在高频区域使用时，不能在高频实现高磁导率。这是因为，为了防止涡电流损失而引起磁导率从低频区域开始下降，必须有绝缘层，但是，该非磁性部分结果会降低磁性材树脂复合材料本来具有的在高频区域的复数相对磁导率。此外，若变成超过1GHz的超高频区域，则即使是此种复合材料，也不能避免涡电流损失的影响所引起的磁导率的下降。

作为已有的电磁噪音吸收材料，例举最具效果的一种材料铁硅铝磁性合金，说明如下。首先，频率f的电磁波浸入材料时，其电磁场强度为1/e的表皮深度s如下述关系式(4)。

【数4】

$s={\left(\frac{\mathrm{\ρ}}{\mathrm{\π}{\mathrm{\μ\μ}}_{0}f}\right)}^{1/2}---\left(4\right)$

铁硅铝磁性合金的情况下，电阻率ρ与磁导率μμ₀的比ρ/μμ₀为80×10^-8[Ωm]/(30000×4π×10^-7)[N/A²]＝2×10^-5[m²]，将该值代入关系式(4)的话，1GHz的电磁波造成的表皮深度为约0.08μm。

不降低涡电流损失引起的材料的复数相对磁导率实数项的条件是使材料粒径为表皮深度2倍以下。因而。在1GHz以上使用铁硅铝磁性合金时，粉体粒径必须不足约0.2μm，但是在实际工业的机械方法进行的粉碎中，非常难以实现此种粒径。

另外，虽然也可使用被赋予了形状各向异性的金属系磁性体，但出于基本与上述粉体同样的情况的考虑，金属系磁性体填料的厚度也必须不足0.2μm，即使获得一定程度的填充率，加大了磁导率，但对于超高频用途的适用还是有限的。当然，作为电磁噪音吸收材料展开时，也可考虑通过涡电流损失的吸收，而不是自然共鸣的吸收来达到目的。但是，即是此种情况下，如果不设计出低频区域下涡电流损失并不显著的材料，那么就无法显示高频、甚至超高频区域下的电磁波吸收。另外，一般以涡电流损失得到的复数相对磁导率虚数项的最大值，较之自然共鸣的情况变得较小。

此外，虽然也有尝试开发需要溅射或真空蒸镀等薄膜制作技术的金属多层膜或纳米颗粒等的高磁导率材料，磁导率虽然高，但是，只能制作整体为数μm的膜，不仅不能达到充分的噪音吸收能，成本也很高，不实用。

近年来，非专利文献1等中提出，通过3μm左右的铁酸盐薄膜，作为高频用磁性材料实现高磁导率的例子。使用的原理是，通过去磁，将磁化封入膜面内，从而提升共鸣频率。但是，在超高频用途下，磁导率尚不充分，对于平滑的μm单位的薄膜材料的量产，其成膜速度仍然不能充分满足。

因此，人们强烈要求开发出：磁导率在高频区域更高、电磁噪音的抑制性能更优异的电磁噪音吸收材料用的磁性材料、以及例如在树脂中分散有该磁性材料的片状的、容易量产、需要挠性的用途等适应范围广的电磁噪音吸收材料。

除了上述的金属材料和薄膜材料外，作为高频频带中的复数相对磁导率的频率特性较尖晶石型软磁性铁酸盐更优异的软磁性材料，有提出软磁性六方晶磁铁铅矿系铁酸盐。即，组成式为Ba₃CO₂Fe₂₄O₄₁的Z型六方晶铁酸盐等。

由于这些材料具有易磁化方向为c面内的面内磁各向异性，如果c面内偏离容易方向时的各向异性磁场为H_a1、向c轴方向偏向时的为H_a2的话，共鸣频率与复数相对磁导率实数项的积如以下的关系式(5)表示。

【数5】

$f_r\·{\mathrm{\μ}}^{,}=\frac{v{I}_s}{3\mathrm{\π}{\mathrm{\μ}}_0}\sqrt{H_{a2}/H_{a1}}---\left(5\right)$

由于面内磁各向异性材料的H_a2＞H_a1，与上述关系式(3)相比，仅系数(H_a2/H_a1)^1/2＞1较大，因此考虑复数相对磁导率实数项的频率变化时，自然共鸣频率偏高，超过斯那克的界限。此种类型的磁性材料，可以说有可能成为作为高频用途磁性材料理想的材料。

但是，即使是该软磁性六方晶磁铁铅矿系铁酸盐材料，对于所要求的性能，电阻率不能足够大，涡电流损失大而成为障碍，还没有达到实用化。

如上，为了做成优异的高频用磁性材料，即使如电磁噪音吸收材料等这样的抑制·吸收杂散信号或电磁噪音的吸收型磁性材料，或如高频用磁芯或RFID标签用材料那样可产生根据使用频率的磁场或电磁波而放大的磁场或电磁场的透磁型磁性材料，重要的是双方相同地在高频或根据需要在超高频频带为止复数相对磁导率的实数项不下降、虚数项不增加。

此外，在吸收型磁性材料的情况下，重要的是，高频频带或超高频频带下复数相对磁导率的虚数项，在低频区域即使接近0，也会随着频率而增加，在存在有不必要的辐射或高次谐波等所期望的频率下充分大。

此外，为了使高频信号用的RFID标签等信号的大小放大，重要的是在信号存在的频率区域实现较高的磁导率的实数项，但与此同时，根据用途，也必须不吸收低于某频率的频率侧的信号，吸收除去高频至超高频区域内的高次谐波这样的噪音，特别是有时要求材料以1GHz为界，在低频区域中复数相对磁导率虚数项μ”接近0，在高频区域即超高频区域具有较大的μ”(后述定义的“1GHz以上的选择吸收比”较大的材料是更适合上述目的的材料)。

过去，作为高频用途的磁性材料，存在以下问题：只使用氧化物磁性材料和金属系磁性材料，虽然电阻率高的铁酸盐系氧化物磁性材料的涡电流损失造成的问题较小，但也得不到充分的磁导率，另一方面，金属系磁性材料虽然磁导率高，但由于电阻率小，因而存在低频频带出现涡电流损失的问题，存在无论哪一个都不适合作为高频用途的磁性材料的问题。

【非专利文献1】M.Abe and M.Tada，”Phenomenological Theory of Permeability inSpin-Sprayed NiZn Ferrite Films Usable for GHz Conducted Noise Suppressors”，电气学会研究会资料MAG-05-135(2005年12月5～6日マグネテイクス研究会)

发明内容

本发明的目的是提供一种使用了氮化物系的磁性材料的新的高频用磁性材料，该高频用磁性材料通过将稀土类-铁-氮系磁性材料用作高频用途的磁性材料，由于其磁化高于氧化物磁性材料，因而可以实现高磁导率，由于其电阻率高于金属材料，因而可解决上述的涡电流损失等问题。

此外，本发明的目的是提供一种新的氮化物系的高性能(＝具有高磁导率)磁性材料，该高性能磁性材料通过使用粉体表面包覆了铁酸盐系磁性材料的稀土类-铁-氮系磁性材料，可进一步提高稀土类-铁-氮系磁性材料的电阻率，可更有效地解决上述的涡电流损失等问题。

本发明人对能够解决传统磁性材料的背反特性、磁导率高、且电阻率高、解决上述涡电流损失的问题、兼具金属系磁性材料和氧化物磁性材料双方的优点的电磁特性优异的新的高频用磁性材料进行了专心研究，结果发现，通过使用与传统使用的氧化物磁性材料或金属系磁性材料均不同的氮化物系的稀土类-铁-氮系磁性材料，可发挥作为高频用磁性材料的优异的功能，通过控制其组成和结晶结构、磁各向异性的方向和粒径、并确立其制造方法，从而完成了本发明。

此外，发现：若使用以铁酸盐系磁性材料包覆了上述稀土类-铁-氮系磁性材料的表面的磁性粉体，用作高频用复合磁性材料的话，尤其通过实现电气绝缘·磁连结(后述详细说明)，实施高频用磁性材树脂复合材料等各种成形，可得到发挥适于提高磁导率等目的的的功能的高频用磁性材料，通过控制其组成、微结构和结晶结构、磁各向异性的方向和粒径，并进一步确立其制造方法，从而完成了本发明。

即，本发明如下。

(1)一种高频用磁性材料，含有稀土类-铁-氮系磁性材料而形成。

(2)上述(1)所述的高频用磁性材料，其中，含有下述通式表示的稀土类-铁-氮系磁性材料而成。

RxFe(100-x-y)Ny    (1)

(其中，式中，R为包含Y的稀土类元素中的至少一种、x、y为以原子％计、3≤x≤30、1≤y≤30。)

(3)上述(2)所述的高频用磁性材料，其中，通式(1)表示的稀土类-铁-氮系磁性材料的氮的比例为12≤y≤25。

(4)上述(1)～(3)的任意一项所述的高频用磁性材料，其中，构成稀土类-铁-氮系磁性材料的铁的0.01～50原子％被选自Co、Ni、B、Al、Ti、V、Cr、Mn、Cu、Zn、Ga、Zr、Nb、Mo、In、Hf、Ta、W、Ru、Pd、Re、Os、Ir、Ag、Pt中至少1种取代。

(5)上述(1)～(4)的任意一项所述的高频用磁性材料，其中，构成稀土类-铁-氮系磁性材料的氮的不足50原子％被选自H、C、P、Si、S中的至少1种取代。

(6)上述(1)～(5)的任意一项所述的高频用磁性材料，其中，稀土类-铁-氮系磁性材料的主相的结晶结构为选自六方晶、菱面体晶和正方晶中的任意一个。

(7)上述(1)～(6)的任意一项所述的高频用磁性材料，其中，稀土类-铁-氮系磁性材料具有的结晶磁各向异性为面内磁各向异性。

(8)上述(1)～(7)的任意一项所述的高频用磁性材料，其中，稀土类-铁-氮系磁性材料的平均粒径为0.1～2000μm。

(9)上述(1)～(8)的任意一项所述的高频用磁性材料，其中，高频区域为0.005～33GHz。

(10)上述(1)～(9)的任意一项所述的高频用磁性材料，其中，稀土类-铁-氮系磁性材料的表面被铁酸盐系磁性材料包覆。

(11)上述(10)所述的高频用磁性材料，其中，铁酸盐系磁性材料为具有尖晶石结构的铁酸盐。

(12)上述(10)或(11)的任意一项所述的高频用磁性材料，其中，铁酸盐系磁性材料的厚度为0.8～10000nm。

(13)一种稀土类-铁-氮系磁性材料，被铁酸盐系磁性材料包覆而形成。

(14)一种高频用磁性材树脂复合材料，含有5～99.9质量％的上述(1)～(12)中的任意一项所述的高频用磁性材料和0.1～95质量％的树脂。

(15)一种磁性材树脂复合材料，含有：5～99.9质量％的、在构成上述(1)～(8)中任意一项所述的稀土类-铁-氮系磁性材料的稀土类成分中含有不足50原子％的Sm的该稀土类-铁-氮系磁性材料和/或上述(13)所述的稀土类-铁-氮系磁性材料，还含有0.1～95质量％的树脂。

(16)磁场定向的上述(1)～(12)中任意一项所述的高频用磁性材料。

(17)磁场定向的上述(13)所述的稀土类-铁-氮系磁性材料。

(18)一种电磁波吸收材料，含有上述(1)～(12)的任意一项所述的高频用磁性材料。

(19)一种电磁波吸收材料，含有上述(13)所述的稀土类-铁-氮系磁性材料。

(20)一种电磁噪音吸收材料，含有上述(1)～(12)的任意一项所述的高频用磁性材料。

(21)一种电磁噪音吸收材料，含有上述(13)所述的稀土类-铁-氮系磁性材料。

(22)一种RFID标签用材料，含有上述(1)～(12)的任意一项所述的高频用磁性材料。

(23)一种RFID标签用材料，含有上述(13)所述的稀土类-铁-氮系磁性材料。

(24)上述(1)所述的高频用磁性材料的制造方法，在含有氨气或氮气的环境下，将实质由R成分、Fe成分构成的合金在200～650℃范围进行热处理而制造。

(25)上述(13)所述的稀土类-铁-氮系磁性材料的制造方法，将上述(24)所述的方法得到的稀土类-铁-氮系磁性材料、或再经过微粉碎工序而得到的稀土类-铁-氮系磁性材料通过铁酸盐电镀法处理制造。

通过本发明，可提供磁导率高、涡电流损失小的高频用磁性材料，特别可提供适用于1GHz以上的超高频区域下发挥功能的信息机器等的高频用磁性材料。

附图说明

[图1]显示实施例1得到的高频用磁性材树脂复合材料中复数相对磁导率实数项μ’以及虚数项μ”的频率依赖性的图。

[图2]显示实施例1得到的高频用磁性材树脂复合材料中复数相对电容率实数项ε’以及虚数项ε”的频率依赖性的图。

[图3]显示比较例1得到的磁性材树脂复合材料中复数相对磁导率实数项μ’以及虚数项μ”的频率依赖性的显示图。

[图4]显示比较例2得到的磁性材树脂复合材料中复数相对磁导率实数项μ’以及虚数项μ”的频率依赖性的图。

[图5]显示实施例5得到的高频用磁性材料和比较例3得到的磁性材料中复数相对磁导率实数项μ’以及虚数项μ”的频率依赖性的图。

[图6]显示实施例18和19得到的高频用磁性材树脂复合材料中复数相对磁导率实数项μ’以及虚数项μ”的频率依赖性的图。

[图7]显示实施例20得到的高频用磁性材树脂复合材料中复数相对磁导率实数项μ’以及虚数项μ”的频率依赖性的示图。

具体实施方式

以下详细说明本发明。

本发明涉及稀土类-铁-氮系磁性材料、或在稀土类-铁-氮系磁性材料表面包覆了铁酸盐系磁性材料的高频用磁性材料，其主要形态是：稀土类-铁-氮系磁性材料“粉体”、或稀土类-铁-氮系磁性材料“粉体”的表面包覆了铁酸盐系磁性材料的高频用复合磁性材料“粉体”。将这些高频用磁性材料粉体直接固化成形、或加入树脂等成分成形后，可用作各种用途的高频用磁性材料。高频用复合磁性材料中，强磁性主要由稀土类-铁-氮系磁性材料成分承担，虽然可直接使用稀土类-铁-氮系磁性材料，但其表面包覆了铁酸盐系磁性材料成分而共存的话，可大幅提高电阻率，而且，由于该包覆成分带有磁性，因此与导入了二氧化硅或氧化镁等非磁性的包覆成分的情况不同，可进行高频用复合磁性材料整体的磁连结，磁导率的下降不会很大，会停留在较小的值，另外，在超高频区域下可以用磁连结的影响使磁导率反而提高。

以下说明稀土类-铁-氮系磁性材料的组成、其结晶结构·形态·磁各向异性、铁酸盐系磁性材料的种类·结晶结构·形态、高频用磁性材树脂复合材料的树脂成分，或它们的制造方法，其中特别说明为了得到稀土类-铁-氮系磁性材料的稀土类-铁系原料合金的氮化方法、铁酸盐系磁性材料的包覆处理法和磁场定向方法。

作为上述(2)的通式(1)中的稀土类元素(R)，只要含有选自Y、La、Ce、Pr、Nd、Pm、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb和Lu中的至少一种即可，因此，也可使用混合有铈合金或钕镨混合物等的二种以上的稀土类元素混合的原料，但作为优选的稀土类，为Y、La、Ce、Pr、Nd、Gd、Dy、Er、Yb。更优选Y、Ce、Pr、Nd、Gd、Dy。

特别是含有R成分整体的50原子％以上的Nd或Pr的话，可得到磁导率和后述定义的最大能量吸收系数显著高的材料，此外，基于耐氧化性能和成本的平衡，优选含有Nd或Pr70原子％以上的Nd或Pr。

具有菱面体晶或六方晶结晶结构的稀土类-铁-氮系磁性材料(以下该材料也称为“R-Fe-N系磁性材料”)中，稀土类成分中，含有50原子％以上的Sm的话，有时高频区域的相对磁导率(复数相对磁导率的虚数项和实数项)极低至不足1，如想利用使用了氮化物的自然共鸣的吸收，有时限定于超过33GHz、特别是超过100GHz的超高频用途中使用的情况，而对于积极利用面内磁各向异性的本发明的目的来说，有时并不理想。

这是因为，具备包括菱面体晶或六方晶的结晶结构的稀土类-铁-氮系磁性材料中，稀土类成分为Sm的话，室温以上时单轴各向异性常数K_u为正，成为其结晶磁各向异性为单轴的材料，其它的Y、Ce、Pr、Nd、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Lu等的话，具有室温以上时单轴各向异性常数K_u为负，这些结晶磁各向异性为面内的倾向。但是，具有正方晶的结晶结构的稀土类-铁-氮系磁性材料中并不只限于此，作为稀土类成分含量超过50原子％的Sm也有效。

此处所使用的稀土类元素，通过工业生产可得到的纯度即可，存在制造上不可避免混入的杂质，例如、O、H、C、Al、Si、F、Na、Mg、Ca、Li等也可。

本发明的磁性粉体中，含有3～30原子％的R成分。R成分不足3原子％时，含有较多铁成分的软磁性金属相在母合金鋳造·烧钝后会超过容许量而分离，此种种类的软磁性金属相在低频区域具有后文定义的最大吸收频率，会降低磁导率，因而会阻碍作为本发明的目的之一的高频区域、或超高频区域的高频用磁性材料的功能，因此并不理想。

此外，R成分超过30原子％的话，磁导率、磁化会降低，并不理想。更优选R的组成范围为5～20原子％。

铁(Fe)是承担强磁性的本稀土类-铁-氮系磁性材料的基本组成，含有40原子％以上。不足40原子％的话，磁导率和磁化变小，并不理想。超过96原子％的话，含有较多Fe的软磁性金属相分离，出于同上述R成分不足时相同的理由，并不理想。铁成分的组成范围在50～85原子％的范围的话，则成为取得磁导率高、自然共鸣频率或最大吸收频率在优选范围这样的平衡的材料，特别理想。

本发明的高频用磁性材料可以具有将Fe中的0.01～50原子％用以下的M成分取代的组成。上述M成分为选自Co、Ni、B、Al、Ti、V、Cr、Mn、Cu、Zn、Ga、Zr、Nb、Mo、Pd、Ag、Cd、In、Sn、Hf、Ta、W、Ru、Re、Os、Ir、Pt、Pb、Bi、碱金属、碱土类金属中的至少1种。通过导入M成分，虽然不一定是与其全部与Fe取代进入结晶构造，但在提升居里点、磁导率、共鸣频率的同时，也可以提高耐氧化性能。

本发明中，标记为“铁成分”、“Fe成分”的情况下，或在“R-Fe-N系”等的式中和论述磁性材料组成的书面表述中标记为“Fe”、“铁”的情况下，也包括Fe的0.01～50原子％被M成分取代的组成。M成分的Fe取代量的优选范围为1～50原子％。

M成分超过50原子％的话，相对于制造成本的上升，上述效果小，不仅成本的实现上没有得利，而且磁特性也不稳定，相反，不足0.01原子％的话，几乎看不出取代的效果。其中，Co、Ni对于耐氧化性能的效果较高，Co还可以大幅提高居里点，是特别优选的成分，但该成分的Fe取代量的特别优选范围为2～20原子％。

本发明的特征是，作为高频用磁性材料，适用“稀土类-铁-氮系磁性材料”，使用了氧化物磁性材料、金属系磁性材料的情况下可用于高频区域。但是，为了发挥特别优异的目标功能，导入到上述组成的氮(N)量优选1～30原子％的范围。超过30原子％的话，磁导率全面下降，不足1原子％的话，高频区域、或超高频区域中的磁导率几乎不提高，因此不理想。

磁性材料中含有氮，是本发明的组成上的最大特征，其主要效果之一是电阻率增大。涡电流损失变得显著的话，复数相对磁导率的实数项下降，会妨碍高频区域或超高频区域下自然共鸣引起的较大的电磁波的吸收。对于具有某一粒径的磁性材料，涡电流变得显著的频率大小如关系式(4)所示，由电阻率/磁导率的大小决定。

磁导率相同的材料中，电阻率越大，涡电流产生的临界频率越变高。因此，通过本发明的磁性材料中含有氮，电阻率增大，在到达与R-Fe-N系磁性材料原本具有的较高的自然共鸣频率相符合的高频率区域为止涡电流不会变得显著，因此可以在高频区域或超高频区域维持较高的复数相对磁导率实数项，还可以在高频区域中充分发挥自然共鸣的效果，所以可以实现高频区域或超高频区域下较高的复数相对磁导率虚数项。

为了使稀土类-铁-氮系磁性材料的电阻率进一步提高，成为在超高频区域、或10GHz以上的频率区域也适用的高频磁性材料，将引入的氮(N)量控制在12～25原子％的“高氮化”范围更为理想。基于工序简便化的观点，更优选氮化工序后无需烧钝处理的16～25原子％的范围，氮量被调制在此范围的稀土类-铁-氮系磁性材料的自然共鸣频率和电阻率特别高。

通过高氮化，稀土类-铁-氮系磁性材料的微结构变得微细，利用电阻率增加的现象，机理如后所述。

此外，本发明中，有助于降低涡电流的电阻率的提高，根据目标频率区域，由包覆稀土类-铁-氮系磁性材料的铁酸盐系磁性材料(该层称为“铁酸盐包覆层”)承担，但为了得到磁导率，使铁酸盐包覆层变薄或让主相的强磁性部分的粒子系变大时含有稀土类-铁-氮系磁性材料的话，由于承担高磁特性的主相的电阻率较高，因此在用于发挥目标功能的材料设计有很大的自由度。

氮量的优选范围，根据目标用途、R-Fe-N系磁性材料的R-Fe组成比、副相的量比、结晶结构等，最适合的氮量是不同的，例如选择具有菱面体结构的Nd_10.5Fe_76.1Ni_12.4作为原料合金的话，最适合的氮量为10～22原子％附近。此时的最适氮量指的是，虽然根据目的而不同，但材料的耐氧化性能、磁特性或电特性中至少一个特性为最适氮量。

此外，此处的磁特性指的是，材料的磁导率(μμ₀)、相对磁导率(μ)、复数磁导率(μ_rμ₀)、复数相对磁导率(μ_r)、其实数项(μ’)、虚数项(μ”)和绝对值(|μ_r|)、复数相对磁导率虚数项的频率依赖性中任意频率范围的μ”的最大值(μ”_max)和此时的频率(f_a：该频率称为最大吸收频率)、复数相对磁导率实数项中的频率依赖性中任意频率范围的μ’的最大值(μ’_max)和此时的频率(f_t)、某一频率f时的复数相对磁导率虚数项μ”的值和f的积fμ”称为能量吸收系数、其最大值-最大能量吸收系数(fμ”_max)、某一频率f以上的μ”_max和不足f的μ”_max的比(μ_f：称为频率f以上的选择吸收比)、磁化(I_s)、单轴磁各向异性磁场或面内磁各向异性磁场(H_a、H_a1、H_a2)、磁各向异性能量(E_a)的绝对值、磁各向异性比(p/q：定向磁场1.2MA/m下将磁性材料单轴磁场定向时，外加的定向磁场方向的外部磁场1.0MA/m下的磁化为q、与其垂直方向的外部磁场1.0MA/m下的磁化为p)、磁导率的温度变化率、电磁波等引起的与外界的交流磁场的自然共鸣频率(f_r)中的至少一个。

电特性指的是，材料的电阻率(＝体积抵抗率ρ)、电导率(σ)、阻抗(Z)、电感(L)、容量(C)、电抗(R)、电容率(εε₀)、相对电容率(ε)、复数电容率(ε_rε₀)、复数相对电容率(ε_r)、其实数项(ε’)、虚数项(ε”)和绝对值(|ε_r|)、作为诱电损失和导电损失的结合的复数相对电容率下的损失项(ε_t＝ε”+σ/ω、该ε_t称为电损失项。ω为角频率)。上述磁特性与电特性合称为电磁特性。一般，表示相对磁导率、相对电容率的“μ”、“ε”的记号上有时采取标记横线(-)的方法，但本发明的表述中，只是将相对磁导率为“μ”、相对电容率为“ε”。上述的磁导率可视作→0时的复数磁导率绝对值、电容率可视作f→0时的复数电容率绝对值。

另外，磁导率或电容率是相对磁导率或相对电容率乘以真空的磁导率或真空的电容率。

本发明中的表述中，例如描述为“磁导率高”或与此相同意思的“相对磁导率高”时，不仅表示静磁场中的材料的磁导率或相对磁导率高，而且表示在电磁波作用等交流磁场中的复数磁导率或复数相对磁导率的绝对值高，复数相对磁导率虚数项接近0的话复数相对磁导率实数项高、或相反地复数相对磁导率实数项接近0的话复数相对磁导率虚数项高。以上的关系在电容率和相对电容率中也是一样，上述的“磁导率”替换为“电容率”的话直接可以理解。

详细说明以上的电磁特性中的最大能量吸收系数“fμ”_max”。将从外部浸入电磁噪音吸收材料的电磁能量变换为热能量发挥目标功能时，其变为热的能量变换产生的电磁波能量吸收量P如关系式(2)。通过关系式(2)可以发现，fμ”与P成正比例。其最大值最大能量吸收系数fμ”_max时的频率f的电磁波最有效地被材料吸收，其能量吸收量与fμ”_max成正比例。因此，fμ”_max是表示高频用磁性材料的能量吸收能的指标之一。可以说，它的值越大，表示电磁噪音吸收材料越优异。

铁酸盐系磁性材料中，如果假定斯那克的界限与关系式(3)中μ’≥μ”_max的确切的关系，最大能量吸收系数在5.6GHz左右以下。因而，本发明中，高频用磁性材料的最大能量吸收系数大致超过6GHz，至4000GHz为止的值。

接着，说明选择吸收比μ_f的意义。

本发明的高频用磁性材料中，如果是某一频率f以上的μ”_max和不足f的μ”_max的比μ_f较大的材料，几乎不太吸收频率不到f的区域的信号，而可以相对大量吸收f以上区域的高次谐波等，因此非常适合于RFID标签用材料等用途中要求不抑制信号、仅抑制杂散信号的用途。

近年来，由于电子机器的高速高功能化的发展，要求在高频以上μ_f大。要求频率0.5GHz以上时μ_f在1以上，以更高频率驱动的移动机器的话在1GHz以上，鉴于近年来的高频技术的发展，更理想的是2GHz以上时μ_f在1以上。若μ_f的大小也在期望的频率以上、优选10以上的话，可以在主要仅抑制杂散信号的极优异的电磁噪音吸收材料中展开。

接着说明磁特性或电特性的最适状态。

磁特性或电特性的最适状态指的是，磁导率、复数相对磁导率的高频区域中的实数项或虚数项、磁化、居里点、电阻率、电容率、复数相对电容率的实数项、虚数项或损失项等变得极大，磁导率·磁化的温度变化率的绝对值、电导率等极小。与自然共鸣频率有密切关系的磁各向异性比、磁各向异性磁场、磁各向异性能量等最适的是设定为：在期望的频率产生自然共鸣、或电磁波的吸收变极大的值。

本发明中的R-Fe-N系磁性材料的各种组成为，同时满足条件：稀土类成分为3～30原子％、铁成分为40～96原子％、N为1～30原子％的范围。此外，本发明得到的R-Fe-N系磁性材料中，可含有0.01～10原子％的氢(H)。

含有上述组成范围内的H的话，可提高耐氧化性能和磁导率。另外，如果局部存在于表面上的话，也有加固后述的铁酸盐相的包覆的作用。特别优选的本发明的R-Fe-N系磁性材料的组成为，以通式R_xFe_(100-x-y-z)N_yH_z表示时，x、y、z为原子％、3≤x/(1-z/100)≤30、1≤y/(1-z/100)≤30、0.01≤z≤10的范围，选择x、y、z，使该3式同时成立。

另外，根据制造方法，有时含有0.1～20原子％的氧(O)，此时，磁特性的稳定性提高，可作为电阻率高的磁性材料。此外，更优选的本发明的R-Fe-N系磁性材料的组成为，以通式R_XFe_{(100-X-y-z-W)}N_yH_zO_W表示时，x、y、z、w为原子％、3≤x/{(1-z/100)(1-W/100)}≤30、1≤y/{(1-z/100)(1-w/100)}≤30、0.01≤z/(1-w/100)≤10、0.1≤w≤20的范围，选择x、y、z、w，使该4式同时成立。该氧成分在磁性粉体表面局部存在的话，提高电阻率的效果高，在对粉体表面进行氮化前后、微粉体调整前后，进行包括酸处理、碱处理、加热处理、偶合处理、铁酸盐电镀等的各种表面氧化处理的方法也是有效的。但是，有时作为铁酸盐包覆层导入软磁性相时等，表面没有局部存在氧时，对提高磁导率更理想，有时实施除去该部分的工序。

本发明中，稀土类-铁-氮系磁性材料的氮成分的0.01～不足50原子％也可被H、C、P、Si、S各元素中的至少1种取代。通过导入该元素，根据元素的种类和量，不是其全部与N成分取代，也不一定是1对1取代。但是，根据取代的元素的种类和量，有时可提高耐氧化性能、磁导率、电容率等的电磁特性，在高频用磁性材树脂复合材料中，与树脂成分的亲和性好，有时可期待改善机械性质。

不足0.01原子％的话，几乎没有上述的取代效果，取代50原子％以上的话，会阻碍电阻率的提高、与共鸣频率的最适化相关的氮的效果，因此并不理想。

本发明中，标记为“氮成分”、“N成分”时或“R-Fe-N系”等式中或论述磁性材料组成的文脉中标记为“N”、“氮”时，也包含N的0.01～50原子％被H、C、P、Si、S取代的组成。

本发明的稀土类-铁-氮系磁性材料中，优选含有具有菱面体晶、六方晶和正方晶的结晶结构的相。本发明中，制作这些结晶结构，将至少含有R、Fe、N的相称为主相，不制造该结晶结构、或具有制作其它结晶结构的组成的相称为副相。副相是在从稀土类-铁原料制造稀土类-铁-氮(-氢-氧)系磁性材料过程中有意或无意产生的非主相的相。主相除了含有R、Fe成分、N成分，有时还含有氧。

作为优选的主相结晶结构的例子，可举出，具有与Th₂ Zn₁₇等相同结晶结构的菱面体晶、或与Th₂Ni₁₇、TbCu₇、CaZn₅等相同结晶结构的六方晶、RFe_12-XM_XN_y相等取正方晶的磁性较高的氮化物相，必须含有其中至少1种。

其中，具有与Th₂Zn₁₇等相同的结晶结构的菱面体晶相和与Th₂Ni₁₇等相同结晶结构的六方晶相，可确保良好的电磁特性和其稳定性，因此最为理想。

在R-Fe-N系磁性材料中作为副相，也可以含有包含了R-Fe合金原料相、氢化物相、Fe纳米结晶的分解相或氧化非晶相等，但为了充分发挥本发明的效果，必须令其体积分率低于主相的含量，主相的含量超过R-Fe-N系磁性材料整体的75体积％的话，实用上是极其理想。R-Fe-N系磁性材料的主相，可通过氮侵入主原料相的R-Fe合金晶格间，结晶晶格多由膨胀得到，但其结晶结构具有与主原料相几乎相同的对称性。

这里的体积分率指的是，对于包含磁性材料的空隙的整体体积，某成分所占的体积的比例。

这里的主原料相指的是，至少含有R、Fe且不含N、而且具有菱面体晶、六方晶或正方晶的结晶结构的相(此外，具有除此以外的组成或结晶结构、而且不含N的相称为副原料相。)。

伴随氮侵入引起的结晶晶格的膨胀，耐氧化性能或磁特性·电特性的各项目中的一项以上会提高，成为适于实用的R-Fe-N系磁性材料。在引入氮的过程之后才成为合适的高频用磁性材料，可体现与传统的不含氮的R-Fe合金和Fe完全不同的电磁特性。

例如，作为R-Fe成分母合金的主原料相，选择具有菱面体结构的PR_10.5Fe_89.5时，通过引入氮，电阻率增加，以居里点、磁导率、磁各向异性能量的绝对值为首的磁特性和耐氧化性能提高。

本发明的稀土类-铁-氮系磁性材料中，优选利用了其面内磁各向异性的材料。面内磁各向异性材料指的是，比在c轴存在磁距，c面上存在磁距的是能量上稳定的材料。因而，H_a2＞H_a1。如关系式(5)所示，H_a2/H_a1越大，越可以以更高频实现高磁导率。即，作为本发明的材料，优选H_a1为0.01～10⁶A/m、H_a2为10～10¹⁰A/m，且H_a2＞H_a1成立的材料。但是，材料的自然共鸣频率如关系式(6)所表示，吸收的电磁波涉及高频时，H_a2H_a1积也很重要，重要的是它的大小在0.7～7×10¹³[A²/m²]之间。

【数6】

$f_r=4\mathrm{\πv}\sqrt{H_{a2}{H}_{a1}}---\left(6\right)$

其大小不足0.7的话，吸收的电磁波的频率太低，无法用于高频用途，在7×10¹³以上的话，电磁波的吸收不充分，无法充分体现本发明的材料的磁特性。

具有菱面体晶或六方晶结晶结构的Sm-Fe-N系磁性材料，不是面内磁各向异性材料，而是单轴磁各向异性材料，作为磁石材料是已知的[例如，专利第2703281号公报(以下称为“专利文献1”)、T.Iriyama，K.Kobayashi，N.Imaoka，T.Fukuda，H.Kato and Y.Nakagawa，”Effect of Nitrogen Content on Magnetic Properties of Sm₂Fe₁₇N_x(0＜x＜6).”，IEEETrans Magn，vol.2，No.5-2(1992)2326-2331(以下称为“非专利文献2”)等]。但是，如果将不是此种非面内磁各向异性材料而是单轴磁各向异性材料的磁石材料用作高频用途磁性材料，如上所述，大多只能在超过100GHz的较高的超高频区域中发挥功能，另外，由于超高频区域下的磁导率小(复数相对磁导率的虚数项和实数项不足1)，因此不用作占全磁性材料50体积％以上的主要成分的为好。

此外，本发明的稀土类-铁-氮系磁性材料如上所述，具有如下特征：包含具有面内磁各向异性的稀土类成分、铁成分、氮成分的3元以上的金属间化合物或固溶体为其主体，是利用了由这些3元以上的成分构成的磁性材料的面内磁各向异性性质的高频用磁性材料。

另外，根据歧化反应，将稀土类-铁系合金或稀土类-铁-氢系材料进行热分解、使纳米尺度的α-Fe、ε-Fe₃N分散在稀土类氧化物中的高频用磁性材料[例如，日本专利特开2005-5286号公报(以下称为“专利文献2”)、T.Maeda，S.Sugimoto，T.Kagotani，D.Book，M.Homma，H.Ota and Y.Honjou，”Electromagnetic Microwave Absorption of a-FeMicrostructure Produced by Disproportionation Reaction Of Sm₂Fe₁₇ Compound”，MaterialsTrans，JIM，vol.41，No.9(2000)1172-1175(以下称为“非专利文献3”)、以及S.Sugimoto，T.Maeda，D.Book，T.Kagotani，K.Inomata，M.Homma，H.Ota，Y.Honjou and R.Sato，”GHzmicrowave absorption of a fine a-Fe structure produced by disproportionation of Sm₂Fe₁₇ inhydrogen”，J.of Alloys and Compounds，vol.330-332(2002)301-306(以下称为“非专利文献4”)等]，在本发明使用了稀土类-铁-氮系磁性材料的面内磁各向异性这种性质这一点上，明显与本发明的高频用磁性材料不同，因此，即使使用了与本发明相似的原料合金和热处理气体，也是与本发明的高频用磁性材料完全不同的高频用磁性材料。

另外，与Sm-Fe-N系磁性材料相同，非面内磁各向异性而是单轴磁各向异性的Nd-Fe-B系或Sm-Co系等已知的稀土类系磁石材料也不能说适宜用作高频用磁性材料。其原因是，Nd-Fe-B系或Sm-Co系磁石用磁性材料，不仅是结晶磁各向异性为单轴各向异性，也是金属系磁性材料，电阻率低、可见到涡电流损失引起的高频区域下的磁导率下降。

本发明的稀土类-铁-氮系磁性材料中，举对具有菱面体晶的Nd₂Fe₁₇母合金进行了氮化的材料的例子，其氮组成量和自然共鸣频率、微结构的关系如下再详细叙述。

向Nd₂Fe₁₇导入了氮的情况下，每个Nd₂Fe₁₇有3个氮的Nd₂Fe₁₇N₃时，磁各向异性能量、磁导率、居里温度等诸多磁特性最佳。这与作为磁石材料已实用化的Sm₂Fe₁₇N₃材料(例如参照非专利文献2)情况大致相同。

几乎没有粒界的粉碎粒径为25μm的Nd₂Fe₁₇N₃材料的各向异性磁场H_a1、H_a2，其磁曲线大致各自为30kA/m、3MA/m，从该值与关系式(5)，自然共鸣频率f_r的计算值为10GHz左右。因而，该Nd₂Fe₁₇N₃在每10GHz有f_r，N的个数不是每Nd₂Fe₁₇为3个、或Nd被Ce、La等的轻稀土类取代、或Fe被M成分取代的话，一般多数情况下f_r有变小的倾向。当然，如果粒径、铁酸盐系磁性材料的包覆状态等条件变化的话，有时表面上可观测到相反f_a变大。此外，如使用Dy等重稀土、加大氮量的话，f_r或f_a大多会变大。

这样，多数本发明的复合磁性材料在0.1～30GHz的区域存在f_r(当然也会有在超出此区域下存在f_r的情况，例如本发明的实施例20的磁性材料的f_r超过了30GHz)，为了调整f_a、或成为μ_max或1GHz以上中的选择吸收比高的高频用材料，研究各种稀土类-铁-氮系磁性材料的合金组成、微结构的控制或粒径、甚至稀土类-铁-氮系磁性材料粉体包覆的铁酸盐系磁性材料的组成·微结构或包覆处理的控制、或磁性材树脂复合材料的树脂种类、组成。本发明的复合磁性材料，为了在0.1～30GHz具备f_r，虽然也会根据H_a1的大小，但重要的是磁各向异性比大致在0.4～0.95范围内。

此外，若使导入氮量每个Nd₂Fe₁₇超过3个、增加到5～5.5个左右的话，可以得到具有极细微结构的磁性材料，粗粉体状态下的电阻率最大。

该微结构是由：每个Nd₂Fe₁₇的N增加超过3个的话，N侵入晶格间，因此造成结晶晶格变大，经过不稳定状态，最终，N浓度分布出现浓淡，结晶晶格被破坏或出现开始破坏的部分，因而形成。

此外，根据合金组成或氮量、氮化条件、氮化后的退火条件，有时产生如网眼(セル)般的结构(下文中该构造称为网眼结构)，该结构为在具有菱面体晶或六方晶结晶结构的强磁性相周围包围有N浓度较高的结晶晶格被破坏或开始破坏的部分。作为产生网眼结构的一个例子，通过TEM(透过电子显微镜)观察Sm-Fe-Mn-N系磁性材料的微结构的结果，例如，在专利第3560387号公报(以下称为“专利文献3”)以及“添加Mn的Sm₂Fe₁₇N_x系材料的磁特性和微细构造”，今冈伸嘉、冈本敦、加藤宏朗、大砂哲、平贺贤二、本河光博，日本应用磁学会志，vol.22 No.4-2(1998)353-356(以下称为“非专利文献5”)等中有公开，根据这些文献可知，导入氮量若每个Sm₂Fe₁₇超过3个的话，会产生具有10～200nm的结晶粒子径的网眼结构。产生此种网眼构造的话，会出现阻碍涡电流产生的效果，但磁化会下降若干。但是，即使磁化下降，有时见到相反复数相对磁导率的实数项和虚数项提高，另外，也可以在高频一侧移动f_a，因此优选根据目标用途的最大吸收频率、复数相对磁导率来决定N的导入量。

稀土类-铁-氮系磁性材料中，专利文献3和非专利文献5所公开的形成网眼构造的方法或专利第3784085号公报(以下称为“专利文献4”)所公开的一旦形成夹杂物相微分散的相后，通过在含氢环境下退火来减少氮量、提高磁化的方法，可直接适用于本发明的稀土类-铁-氮系磁性材料。所以，可知：如上所述的具有微细的显微构造的稀土类-铁-氮系磁性材料的氮量，较理想的是包括专利文献3、专利文献4所示的范围的范围，其范围是12～25原子％。

此外，对于提高电阻率、f_r和f_a，网眼构造的最有效作用的氮量范围是16～25原子％。在此组成区域的稀土类-铁-氮系磁性材料具有较高的f_a，例如，作为M成分添加Mn、氮量为20原子％的稀土类-铁-氮系磁性材料中，f_a有的超过33GHz。而且，此种稀土类-铁-氮系磁性材料的相对磁导率(复数相对磁导率的虚数项和/或实数项)在频率33GHz以上的区域中也超过了1。

本发明的磁性材料为平均粒径0.1～2000μm的粉体，优选0.2～200μm的粉体。这里的平均粒径指的是，以使用通常的粒径分布测定装置得到的体积相当直径分布曲线为基础求得的中值粒径。

在平均粒径不足0.2μm的区域，磁导率的下降和磁性粉的凝集变得明显，无法充分发挥原本材料所具有的磁特性，也不适用于一般的工业生产的区域，因此不是非常合适的粒径范围。但是，即使不足0.2μm，与不含氮的金属系高频用磁性材料相比，耐氧化性能也呈压倒性的优异，适用于超薄、超小型的特殊用途的高频用磁性材料。

平均粒径不足0.1μm的话，也会出现着火性，粉体的操作需在低氧化环境进行等，制造工序变得复杂。另外，超过200μm的话，高频区域下的磁导率下降，超过2000μm的话，不仅难以制造均质的氮化物，而且成为30kHz以上的电磁波吸收较差的材料。

另外，0.5～10μm的话，成为f_a在高频区域透磁率高的材料，成为在0.1GHz以上的选择吸收比较高的材料，因此较为理想。

0.5～3μm的话，不仅在1GHz以上的选择吸收比变高，而且成为耐氧化性能特别优异的材料。例如在1GHz以上使用本发明的磁性材料时，1GHz以上的选择吸收比在1以上较为理想，但控制粒径为0.5～3μm的话，其值成为1.1～无限大为止。此外、Nd-Fe-N系材料中，通过关系式(4)和粗粉的数据实验求得的ρ/μμ₀值来计算1～10GHz区域中涡电流损失的影响较小的理想粒径的范围，的话，为1～3μm(此外，在此结果中，使用Nd-Fe-N系材料的代表性电阻率4×10^-6Ωm来计算的话，单结晶的相对磁导率约为400)。

在后段详细描述的用本发明的铁酸盐系磁性材料包覆表面的高频用复合磁性材料微粉体中，特别是平均粒径为0.2～10μm的话，适用于作为1GHz以上的选择吸收率得到提高的高频用磁性材料。

关于本发明的高频用复合磁性材料的平均粒径的求法，加上将上述稀土类-铁-氮系磁性材料的平均粒径乘以铁酸盐包覆层厚度的2倍的数值即可。此方法中，可以从高频用复合磁性材料的平均粒径的实测值，相反求得稀土类-铁-氮系磁性材料的平均粒径。

为了取得较大的磁导率，磁性粉体的形状优选去磁较小的形状。即，优选鱗片状、带状、针状、圆板状、椭圆体状等、扁平或细长形态。以下说明优选的扁平粉体。

通过挤压成形、注射模塑成形、轧制成形、加压成形的方法制作的高频用磁性材树脂复合材料和经过各种加压成形制作的高频磁性材料成形体中所含有的扁平粉体，在以与挤压·轧制方向、流动方向或加压方向垂直的方向所切的基准面上，可看作扁平的长方体或旋转椭圆体。

另外，即使是铸造、压延成形等其他任何方法制作的高频用磁性材树脂复合材料或高频磁性材料成形体，若以包括其长度方向、且包括厚度最薄方向的平面所切的截面作为基准面的话，在其面上，扁平粉体也可看作与上述相同的扁平的长方体或旋转椭圆体。

该扁平粉体可视作扁平的长方体时，将该扁平粉体以上述基准面切断的截面(长方形)的短边定义为扁平粉体的厚度。该扁平粉体可视作扁平的旋转椭圆体时，将该扁平粉体以上述基准面切断的截面(椭圆)的短轴的2倍定义为扁平粉体的厚度。扁平粉体可视作扁平的长方体时，扁平粉体的扁平比是相对于长方体底面积(A)的平方根的高度(d)的比

。本发明中，仔细观测，处理如上“可直观接受的方法”定义的扁平粉体的扁平比时，其值优选0.5～10^-6。扁平粉体的扁平比ψ也可从高频用磁性材树脂复合材料的截面知晓。扁平粉体的扁平比ψ，将扁平粉体视作扁平的长方体时，将与上述截面相当的长方形长边(l)和短边(d)的比(d/l)定义为扁平粉体的扁平比ψ。将扁平粉体视作为扁平的旋转椭圆体时，将与上述截面相当的椭圆的长轴(a)与短轴(b)的比(b/a)定义为扁平粉体的扁平比ψ。本发明中，将该扁平比ψ为0.5～10^-6的定义为“扁平粉体”。即使外观为针状，只要在上述定义内，则也包含在扁平粉体的范畴内。另外，扁平粉体是本发明所述的“粉体”的一部分。

以下，“高频用磁性材树脂复合材料或高频磁性材料成形体截面”指的是，基准面上切除接近磁性材树脂复合材料或成形体中心的部分的截面。通常，高频用磁性材树脂复合材料或高频磁性材料成形体截面上，在与挤压·轧制方向或与加压方向垂直的方向上，长方形的长边(l)或椭圆的长轴(a)方向一致。扁平比接近ψ＝1的话，扁平粉体截面可近似正方形或圆，扁平比越接近ψ＝0，用SEM或TEM观察其截面时，在有限的观察区域中，包含扁平粉体两端部的机率降低，可观察到扁平粉体平行排列的结构。本发明的扁平粉体是包含于高频用磁性材树脂复合材料或高频磁性材料成形体截面内的平均扁平比Ψ为0.5≥Ψ≥10^-6的范围内的扁平粉体。

从为了提高磁导率而降低去磁常数的观点，平均扁平比Ψ优选0.2≥Ψ≥10^-6，从生产率的观点，优选0.5≥Ψ≥10^-4，更优选0.2≥Ψ≥10^-4。

计算平均扁平比Ψ时，只要是统计学上可充分代表构成高频用磁性材树脂复合材料或高频磁性材料成形体的磁性粉体整体的数，例如扁平比最小的粒子和最大的粒子的扁平比的比为2位数的话，较为理想的是以500以上的粒子为母集团、误差不到10％(有效数字1位数)，扁平比充分一致的材料的情况下，通常调查20左右的ψ，大多可判定平均扁平比Ψ是否在上述范围内。

此外，决定未成形的粉体状态的高频用磁性材料的平均扁平比时，如上述“可直观接受的方法”所例示，优选使用某种方法算出厚度和底面积的平均值，计算

的方法。对于d，可使用用分厘卡(マイクロゲ一ジ)等计测粉碎前原料的平均厚度的方法，对于A，可使用SEM观察等计算平均底面积的方法。难以使用这些方法时，一次经过某种成形，然后实施高频用磁性材树脂复合材料或高频磁性材料成形体截面内的测定，决定平均扁平比。

如上，磁性材料粉体的形状可以是球状、块状、鱗片状、带状、针状、圆板状、椭圆体状、不定形粉体或它们的混合粉，但进行铁酸盐系磁性材料的包覆时，必须是可以有效进行的形态。

本发明的高频用磁性材料中，可以混合Fe、Ni、Co、Fe-Ni系合金、Fe-Ni-Si系合金、铁硅铝磁性合金、Fe-Si-Al系合金、Fe-Cu-Nb-Si系合金、非晶合金等金属系磁性材料；磁铁矿、Ni-铁酸盐、Zn-铁酸盐、Mn-Zn铁酸盐、Ni-Zn铁酸盐等石榴石型铁酸盐；软磁性六方晶磁铁铅矿系铁酸盐等的氧化物系磁性材料。

将该混合材料应用于电磁波吸收材料的话，可将吸收电磁波的频率带从高频区域扩大至低频区域，在高频区域也可赋予其宽广的吸收特性，在较广的频带内吸收噪音。但是，它的量，包括本发明的磁性材料，在合计磁性材料中，必须为0.001～99质量％。如果不足0.001质量％的话，没有添加金属系磁性材料和氧化物系磁性材料的效果，超过99质量％的话，本发明的稀土类-铁-氮系磁性材料赋予各种电磁特性的效果几乎都会失去。

为了充分发挥稀土类-铁-氮系磁性材料的超高频区域的吸收等特征，优选稀土类-铁-氮系磁性材料以外的金属系磁性材料和氧化物系磁性材料的量相对于所有磁性材料的质量分数为0.05～75质量％，为了发挥稀土类-铁-氮系磁性材料的电气特性的特征，重要的是更优选0.01～50质量％。

但是，使用电损失项表示电磁波的能量吸收量的话如下式。

【数7】

$P=\frac{1}{4\mathrm{\π}}f{\mathrm{\ϵ}}_t{\mathrm{\ϵ}}_0{\left|E\right|}^2---\left(7\right)$

此处，ε₀为真空的电容率，|E|为电磁波的电场大小。

本发明的稀土类-铁-氮系磁性材料或其磁性材树脂复合材料中存在在1GHz以上复数相对电容率的虚数项，即电损失项超过10的材料、甚至是具备超过50的高值的材料，稀土类-铁-氮系磁性材料自身的电阻率的代表值也为200～8000μΩcm，具有位于不含氮的金属系磁性材料和氧化物磁性材料的中间的适当大小。电子回路为电磁波发生源时，远场(指的是在距离电磁波发生源超过波长的1/2π的区域。非远场的区域为近场。)的电磁波是与磁场H同等的电场E也非常大的电磁波，因此，在超过10GHz的噪音吸收等超高频区域的用途或用于电波暗室等远场用电波吸收体等用途中，有时得到不仅是遵照关系式(2)，还遵照关系式(7)的吸收是非常有用的。

这样，稀土类-铁-氮系磁性材料是电容率也较高的磁性材料，具备特别适合作为电磁波吸收材料的独特特征。配合上述金属系、氧化物系磁性材料时，也优选充分发挥该特征。

这里说明本发明的稀土类-铁-氮系磁性材料和/或后述的将被铁酸盐系磁性材料包覆的稀土类-铁-氮系磁性材料适用于RFID标签用材料的情况。该用途中，重要的是将本发明的磁性材料设置于对提高RFID标签或读出器上的天线收发信号强度有效的部分、例如天线整个内面。作为磁特性，为了提高信号灵敏度，要求信号存在的频率区域、例如13.56MHz附近、0.85～1GHz等中磁导率需高于1，甚至高于2。与此同时，为了不吸收信号，重要的是令复数相对磁导率的虚数项、复数相对电容率的虚数项均接近0。在0.85～1GH区域使用的RFID标签用材料中，关于复数相对磁导率，本发明的实施例中公开了1GHz以上的选择吸收比非常大的材料(即，在1GHz以下几乎不吸收电磁波。例如，参照实施例3。)，此种材料是该用途的优选材料。再如图2所示，由于复数电容率的虚数项也可在0.85～1GHz区域几乎为0，因此本发明的磁性材料可以说作为RFID标签用材料非常适用。

本发明的高频用磁性材料，在高频区域中，可对磁场、电场、电磁场起作用，达成目标功能，将容易制造的平均粒径0.2～200μm的本发明的磁性材料用于高频用途的话，会成为特别在0.005～33GHz频率区域电磁特性较高的高频用磁性材料。另外，将面内磁各向异性的本发明的磁性材料用于高频用途的话，会成为特别在0.1～100GHz频率区域的电磁特性较高的高频用磁性材料。所以，作为高频用磁性材料使用平均粒径0.2～200μm的面内磁各向异性的本发明的磁性材料的适用范围，优选0.005～100GHz。具有平均粒径与磁各向异性相乗效果的最优选频率区域为0.1～33GHz。

接着详细说明包覆本发明的稀土类-铁-氮系磁性材料的铁酸盐系磁性材料。通过导入该被膜层，可进一步显著提高上述的稀土类-铁-氮系磁性材料的优异性质、主要是提高电传导率和磁导率。此外，本发明中，表述为“被铁酸盐系磁性材料包覆而成的稀土类-铁-氮系磁性材料”的稀土类-铁-氮系磁性材料，与将稀土类-铁-氮系磁性材料表面用铁酸盐系磁性材料包覆的复合磁性材料同义。因此，某复合磁性材料表述为上述“”内容时，仅限于定义为“稀土类-铁-氮系磁性材料”，包括了被铁酸盐系磁性材料包覆的状态。

作为包覆在上述的稀土类-铁-氮系磁性材料的表面的铁酸盐系磁性材料，可举出有，磁铁矿、磁赤铁矿、磁铁矿和磁赤铁矿的中间体等的Fe铁酸盐、Ni铁酸盐、Zn铁酸盐、Mn-Zn铁酸盐、Ni-Zn铁酸盐、Mg-Mn铁酸盐等的具有包括以(M’、Fe)₃O₄为中心的组成的尖晶石结构的铁酸盐系磁性材料、Y₃Fe₅O₁₂等的铁石榴石型铁酸盐系磁性材料、软磁性六方晶磁铁铅矿型铁酸盐等软磁性铁酸盐系磁性材料等的氧化物系磁性材料。

上述M’成分(上个段落中包括在具有尖晶石结构的铁酸盐通式中的成分)，是在R成分、M成分中表示二价或一价的金属元素，具体是Sm、Eu、Yb、Co、Ni、V、Ti、Cr、Mn、Cu、Zn、Ga、Zr、Nb、Mo、Pd、Ag、Cd、In、Sn、Hf、Ta、W、Pb、Bi、碱金属、碱土类金属。此外，对于M’成分以外的M成分，不仅包含在R-Fe-N系磁性材料内，而且有时还包含在铁酸盐包覆层。

上述铁酸盐系磁性材料中，具有尖晶石结构的铁酸盐，由于良好地保持与稀土类-铁-氮系磁性材料表面的化学结合，提高高磁特性、耐氧化性能，因此是作为铁酸盐包覆层的优选成分。因而，具有尖晶石结构的软磁性的铁酸盐系磁性材料，对于本发明的复合磁性材料、特别是高频用复合磁性材料是非常优选的成分。

具有如上组成的、在稀土类-铁-氮系磁性材料相包覆有铁酸盐系磁性材料相的本发明的复合磁性材料，由于与通常作为包覆材料使用的二氧化硅等不同，包覆层带有磁性，因此具有特异性质。

以下说明本发明的复合磁性材料的特征。

一般磁性材料的磁导率很大程度上依赖于该材料的形状。

具有近似球状形状的稀土类-铁-氮系磁性材料(将其称为“球状稀土类-铁-氮系磁性材料”。)，一般生产率较好，材料价廉。

但是，此种球状稀土类-铁-氮系磁性材料，其去磁系数N大至1/3，对于外部磁场H，会产生1/3×(μ-1)H的逆磁场，基于逆磁场小于外部磁场的条件，在各磁性粒子相互远离孤立的状态下(也根据测定法·条件)μ＜4，大致是上限，无法充分带出真正的相对磁导率。与此相对，如果是纵横比较高的磁性材料，可实现更高的磁导率。在外加磁场的方向，如果是纵横比无限大的材料，N为0、μ≤∞，即，可带出磁性材料具有的最大相对磁导率。

此处的纵横比r，以立体截面积为A、其垂直方向的立体高度为h的话， $r=h/\sqrt{\mathrm{}}A.$

因此，传统的金属系高频用磁性材料，需要使用球磨机等，将材料制成薄片，尽可能地增大纵横比r。

本发明的复合磁性材料的成分稀土类-铁-氮系磁性材料是氮化物，具有比金属材料脆的材质，因此要制成纵横比较高的材料，必须采取特殊的制造方法，根据用途，成为性价比差的材料，难以应用于广泛用途。

因此，即使是一个一个的磁性粉体的球状稀土类-铁-氮系磁性材料，也要考虑将这些磁性材料粒子通过交换相互作用磁连结。此时，作为整个成形体整体(或成形体的一部分，包含磁性材料粒子的集合体的部分。该磁性材料粒子的集合体再聚集，构成整个成形体。)，由于如同一个磁性材料动作，因此球状稀土类-铁-氮系磁性材料产生的去磁大小可接近于整个成形体的去磁系数产生的去磁值。如果成形体自身为具有去磁较低的形状的纵横比r较大的材料，或在形成闭磁路这样的情况下成形体的去磁接近0的状态的话，即使使用去磁较大的球状稀土类-铁-氮系磁性材料，也可增大磁导率。

另一方面，即使得到了纵横比较高的材料粉体或其成形体，将其制成填充率较高的成形体时，粉体之间会相互接触导通，结果如关系式(4)说明的那样，与大粒径材料相同，陷于低频区域容易发生涡电流损失的状况。

因此，传统的金属系高频用磁性材料，不仅会将材料制成薄片、尽可能增大纵横比r，而且需要将它们分散在树脂，令其孤立。

根据本发明的复合磁性材料，由于稀土类-铁-氮系磁性材料被电阻率高的铁酸盐系磁性材料包覆，因此即使作为高充填材料，粉体之间也不会电连接，难以出现涡电流损失。

作为某种程度的高填充率，更加强接触、通过铁酸盐系磁性材料包覆层促进磁连结的话，与强磁性成分的体积分数的增加互相作用，对提高磁导率是较为理想的，如果要成为高磁导率的磁性材料时，优选复合磁性材料的体积分数为成形体整体的40体积％以上、100体积％以下。

另外，该电绝缘层不仅具有提高磁导率的效果，也具有提高最大吸收频率f_a的效果。这是因为，通过铁酸盐包覆层的绝缘度变高的话，电连结的实质性区域变窄，根据关系式(4)，产生涡电流的频率偏向高频侧。此外，如果通过铁酸盐包覆层成为阻止大部分跨越稀土类-铁-氮系磁性材料粒子间的涡电流的包覆层厚度和/或包覆率较大的区域的话，就可以几乎完全抑制低频率区域下易产生的涡电流的发生所引起的μ’的下降和μ”的增加，接近稀土类-铁-氮系磁性材料的共鸣频率f_r，主要为更高频率区域中的吸收，表面上f_a被极大地移动到高频侧。因此，本发明的复合磁性材料极其适合于高频用途、甚至超高频用途、特别是从10GHz附近在高频中所使用的高频用磁性材料。要只用稀土类-铁-氮系磁性材料达到具有超过10GHz的f_a、μ”≥1的高频用磁性材料，设定制造条件，令氮量达到高氮化区域，或添加M成分等，制造条件和组成的选择较为困难，但如果是具有铁酸盐包覆层的本发明的高频用复合磁性材料，则可以较为容易地制作。

因此，本发明的复合磁性材料由于具备了铁酸盐系磁性材料的包覆层，因而较之于稀土类-铁-氮系磁性材料，是磁导率、共鸣频率均增大、最大能量吸收系数(fμ”_max)得到大幅提高的高频用磁性材料。

如上，稀土类-铁-氮系磁性材料通过铁酸盐包覆层，无论是否被电绝缘，本发明人们将磁性地被交换相互作用而连结的状況成为“电绝缘·磁连结”。

磁性材料粒子形成电绝缘时，成形体自身的电阻率也会上升的情况较多，因此，通过测定成形体的电阻率，可作为电绝缘的等级的目标。

若通过用铁酸盐系磁性材料包覆来达成各稀土类-铁-氮系磁性材料粉体的“电绝缘·磁连结”的话，由于具有成为高磁导率的磁性材料的效果、提高最大吸收频率f_a的效果，因此不仅可用作电磁噪音吸收材料，也可作为电磁波吸收材料、RFID标签用材料。进而，也可应用于：i)混合具有小粒径和大粒径的稀土类-铁-氮系磁性材料，提高填充率，且通过铁酸盐包覆维持电绝缘·磁连结、具备高磁导率的低频用材料、ii)使用具备形状磁各向异性的稀土类-铁-氮系磁性材料，且通过铁酸盐包覆维持电绝缘·磁连结，提高了磁化的磁记录材料等。

但是，铁酸盐包覆层中，也可以在以上例示的铁酸盐系磁性材料中混合有：LaFeO₃等的钙钛矿型磁性材料、CrO₂等的金红石型磁性材料、刚玉或钛铁矿型磁性体、有磁性的水锰矿或铬铁矿、V、Co等的氧化物系磁性材料，也可含有稀土类-氧化物、稀土类-铁-氧化物、赤铁矿或针铁矿这样的氧(オキシ)氧化物等副相或副生成物，但其体积分数不能超过铁酸盐系磁性材料的体积分数。

本发明的在稀土类-铁-氮系磁性材料表面包覆有铁酸盐系磁性材料的复合磁性材料的优选组成范围是，以通式R_αFe_{(100-α-β-γ)}N_βO_γ表示时，α、β、γ为原子％、0.3≤α≤30、0.1≤β≤30、0.1≤γ≤75的范围，此时，选择α、β、γ，使该3式同时成立。氧量不足0.1原子％的话，铁酸盐包覆层的厚度不充分、不能充分提高电阻率，因此并不理想，超过75原子％的话，无法成为高磁特性的复合磁性材料、特别是高频用复合磁性材料，因此并不理想。更优选的范围是，0.5≤α≤30、0.2≤β≤30、0.2≤γ≤50，此时，成为磁特性和电阻率平衡的材料。此外，Fe的0.01～50原子％可被M成分取代。

铁酸盐包覆层的厚度必须为0.8～10000nm。不足0.8nm的话，复合材料的电阻率几乎不能变大，也无法充分发挥铁酸盐包覆层的磁性质，因此并不理想。此外，超过10000nm的话，虽然充分确保了电绝缘性，但较之于R-Fe-N系磁性材料，铁酸盐包覆层的低磁化情况较多，高频用复合磁性材料的磁化会下降，无法成为高性能的高频用复合磁性材料。

此外，铁酸盐包覆层厚度的优选范围如下。该范围是，铁酸盐包覆层不会因过薄而超常磁性性质成为支配性、相反铁酸盐包覆层不会因为过厚而难以影响起源于交换相互作用产生的硬磁性相的各向异性、特别是面内磁各向异性的共鸣频率的范围，即2～1000nm的范围。不足2nm、超过1000nm的话，均会出现高频范围的复合磁性材料得透磁率下降的倾向。

如此，为了使高频用复合磁性材料具有高电阻率，将R-Fe-N系磁性材料的粒径抑制地较小、扩大比表面积是有利的，但是，平均粒径过小的话，磁化会下降，可能无法成为高性能的高频用磁性材料。即，R-Fe-N系磁性材料的平均粒径(R)的铁酸盐包覆层的厚度(δ)的平衡是重要的，根据各种用途，优选在0.00001≤δ/R≤10的范围中选择。

对于铁酸盐包覆层的厚度，通过扫描型电子显微镜(SEM)或透过型电子显微镜(TEM)观察高频用复合磁性材料的截面，可大致以有效数字1位数的值求得。另外，本发明的高频用复合磁性材料为粉体、铁酸盐包覆层厚度在10nm以上时，可通过上述方法求得铁酸盐包覆前后的平均粒径，用它们的差的1/2的值确认厚度。另外，本发明的铁酸盐包覆层的厚度是指其平均值，即使表面包覆率大大偏离100％而低于90％时，也求出表面包覆率为100％时的平均值。即，此时的铁酸盐包覆层的厚度值，可通过相对于整体的铁酸盐包覆层的体积分数和稀土类-铁-氮系磁性材料的比表面积进行计算求得，该方法可以得到正确的值。当然，即使表面包覆率是100％，也可使用该方法，如果计算所使用的物理量精度良好的话，有时也可了解到有效数字2位数以上的铁酸盐包覆层。

将本发明的高频用复合磁性材料成形后，铁酸盐包覆层形成连续相时，其连续层的平均厚度的一半是铁酸盐包覆层的厚度，通常，最简便的方法是，观察上述高频用复合磁性材料成形体截面，得到由该铁酸盐系磁性材料所形成的粒界相与稀土类-铁-氮系磁性材料主相的体积分数，从其值和稀土类-铁-氮系磁性材料的粒径或比表面积算出δ。

接着说明本发明的高频用复合磁性材料的铁酸盐包覆层的鉴定方法。

铁酸盐包覆层的厚度充分厚时，可使用一般的X射线衍射法进行鉴定。但是，δ/R为0.1以下、δ低于200nm的区域内，由于多数情况下稀土类-铁-氮系磁性材料的结晶性较高、结晶的对称性较低，因此，复合磁性材料的衍射图形显示出众多的大强度衍射峰值。此时，有时铁酸盐包覆层的衍射峰值被覆盖，难以通过X射线衍射法鉴定。反过来说，稀土类-铁-氮系磁性材料的鉴定使用X射线衍射法是适合的。

以上情况下，将复合磁性材料制为薄片、仅对铁酸盐包覆层用电子射线衍射法和能量分散型荧光X射线分析法(EDX)鉴定的方法是有效的。电子射线可在铁酸盐包覆层厚度以下、或超过的话只要不超过10倍的话，可进行高精度的解析。

举一个例子，铁酸盐包覆层的厚度为100nm左右时，优选以下条件。相机长0.2m、加速电压200kV、电子射线波长0.00251nm、电子射线径50nm。

表面包覆率控制在50％～100的％范围。不足50％的话，粒子间会产生电传导，不能提高电阻率有帮助。另外，粒子间会产生涡电流，无法降低损失。

表面包覆率优选80％以上、更优选90％以上。将本发明的复合磁性材料应用于空隙率高、较轻的高频用磁性材料时，更优选具有95％以上的表面包覆率。理想的包覆状态是100％的包覆率。这些表面包覆率可通过电子探针微分析(EPMA)定量。

接着说明本发明的高频用磁性材树脂复合材料。

高频用磁性材树脂复合材料的树脂成分可使用以下例示。

例如可举出，12-尼龙、6-尼龙、6、6-尼龙、4、6-尼龙、6、12-尼龙、非晶性聚酰胺、半芳香族聚酰胺等聚酰胺系树脂；聚乙烯、聚丙烯、氯化聚乙烯等聚烯烃系树脂；聚氯乙烯、聚乙酸乙烯酯、聚偏二氯乙烯、聚乙烯醇、乙烯-醋酸乙烯基酯共聚物等的聚乙烯系树脂；乙烯-丙烯酸乙酯共聚物、聚甲基丙烯酸甲酯等的丙烯酸系树脂。聚丙烯腈、丙烯腈/丁二烯/苯乙烯共聚物等的丙烯腈系树脂；各种聚氨酯系树脂。聚四氟乙烯等的氟系树脂；聚乙缩醛、聚碳酸酯、聚酰亚胺、聚砜、聚对苯二甲酸丁二酯、聚芳酯、聚二苯醚、聚醚砜、聚苯硫醚、聚酰胺-酰亚胺、聚氧苯甲酯、聚醚酮等的被称为工程塑料的合成树脂；全芳香族聚酯等的包含液晶树脂的热塑性树脂；聚乙炔等的导电性聚合物；环氧树脂、苯酚树脂、环氧改性聚酯树脂、硅酮树脂、热固化丙烯酸树脂等的热固化性树脂；丁腈橡胶、丁二烯-苯乙烯橡胶、丁基橡胶、丁腈橡胶、聚氨酯橡胶、丙烯酸橡胶、聚酰胺弹性体等的弹性体。

作为本发明的高频用磁性材树脂复合材料的树脂成分，并不只限于以上例示的树脂，但如果含有上述例示树脂中的至少1种的话，可用作电阻率高、耐冲击性、挠性、成形加工性优异的磁性材树脂复合材料。作为树脂成分的含量，优选0.1～95质量％的范围。树脂成分含量不足0.1质量％的话，几乎无法发挥耐冲击性等的树脂的效果，超过95质量％的话，磁导率、磁化会极端下降，缺乏作为高频用磁性材树脂复合材料的实用性，因此并不理想。

特别是磁性材成分为稀土类-铁-氮系磁性材料时，由于没有铁酸盐包覆层的电绝缘性效果，优选树脂成分含量为1～95质量％。

此外，磁性材成分为本发明的所有磁性材料时，在特别要求高磁导率、耐冲击性的用途中，出于与上述同样的理由，更优选2～90质量％的范围、最优选3～80质量％的范围。

另外，本发明的高频用磁性材树脂复合材料中，磁性材料成分的优选含量为5～99.9质量％、更优选5～99质量％、更优选10～98质量％、最优选20～97质量％。磁性材料成分含量不足5质量％的话，磁导率、磁化极端下降，缺乏用作高频用磁性材料的实用性，超过99.9质量％的话，几乎无法发挥耐冲击性等树脂的效果，因此并不理想。

此外，本发明的高频用磁性材树脂复合材料中，本发明的稀土类-铁-氮系磁性材料和/或、表面包覆了铁酸盐系磁性材料的稀土类-铁-氮系磁性材料承担了大部分的电磁特性，应用于高频用磁性材料、电磁噪音吸收材料、电磁波吸收材料、RFID标签用材料等时，本发明的磁性材料被赋予了耐冲击性、挠性、成形加工性、高电阻率等树脂特征的性能，提高了实用性。因而，只要不太妨碍本发明的高频磁性材料的性能，而是赋予“树脂本来的某种特征”的树脂成分，可以说是非常合适的本发明的高频用磁性材树脂复合材料的成分。

上述的“树脂本来的某种特征”并不限于上述例示的树脂的特征，包括已知的所有树脂的特征·性能。

另外，本发明的稀土类-铁-氮系磁性材料，通过树脂成分的电气绝缘，也可应用于高频用磁性材料以外的用途。特别是限定为Sm不足50原子％时，可有效运用于：i)混合具有小粒径和大粒径的稀土类-铁-氮系磁性材料，提高填充率，且通过树脂维持电绝缘，发挥优异磁导率的低频用材料、ii)使用具有形状磁各向异性的稀土类-铁-氮系磁性材料，且通过树脂维持电绝缘，增大磁化的磁记录材料等的用途，可例举为本发明的磁性材树脂复合材料的一种。但是，未实施铁酸盐电镀时，为得到充分的电气绝缘而构成磁性材树脂复合材料的话，无法形成充分的磁连结，磁导率出现限界，成为性能较低的材料，可使用的应用范围有限。

此外，本发明的磁性材树脂复合材料中，可添加钛系、硅系偶合剂。一般，添加较多的钛系偶合剂的话，可提高流动性、成形加工性，结果可增加磁性粉体的混合量，进行磁场定向时，可提高定向性，成为磁特性优异的材料。

另一方面，使用硅系偶合剂的话，可得到增加机械强度的效果，但一般流动性会恶化。也可通过混合添加发挥两者的优点。此外，除了钛系、硅系，也可添加铝系、锆系、铬系、铁系的偶合剂。

另外，本发明的磁性材树脂复合材料中还可添加各种滑剂、耐热性防老剂、抗氧剂。

接着说明本发明的磁性材料以及磁性材树脂复合材料的制造方法，但并不限于此。

详细描述制造方法时，会具体例示得到本发明的“高频用磁性材料”的方法。

本发明中，“实质上由R成分、Fe成分构成的合金”指的是，以R成分和Fe成分为主成分的合金，Fe成分的Fe可被本发明(4)所示的其他原子取代，对该合金进行氨气或氮气处理，根据需要进行微粉碎等处理后得到的本发明的稀土类-铁-氮系磁性材料，再对其进行铁酸盐包覆处理，可得到被铁酸盐系磁性材料包覆的复合磁性材料。该合金在本发明中，也称为稀土类-铁(R-Fe)系合金、原料合金或母合金。

(1)母合金的调制工序

作为R-Fe系合金的制造方法，可使用下述任意一种：(I)高频融解R、Fe成分的各金属成分，浇铸到铸模等中的高频融解法；(II)在铜等的舟皿内投入金属成分，通过电弧放电融解的电弧融解法；(III)将电弧融解的熔融金属一下子投入到水冷的铸模使之急冷的直铸法(ドロツプキヤスト法)；(IV)将高频融解的熔融金属落到旋转的铜辊上，得到带状合金的超急冷法；(V)高频融解的熔融金属以气喷雾而得到合金粉体的气雾化法；(VI)令Fe成分和/或M成分的粉体或Fe-M合金粉体、R和/或M成分的氧化物粉体、以及还原剂在高温下反应，一边还原R或R和M成分，一边使R或R和M成分扩散在Fe成分和/或Fe-M合金粉体中的R/D法；(VII)将各金属成分单体和/或合金用球磨机等中一边微粉碎一边反应的机械合金化法；(VIII)将上述任一方法得到的合金在氢环境下加热，先分解为R和/或M的氢化物、和Fe成分和/或M成分或Fe-M合金，然后一边高温下低压除去氢一边再结合，成为合金的HDDR(Hydrogenation DecompositionDesorption Recombination)法。

使用高频融解法、电弧融解法时，由于是溶融状态，合金凝固时容易析出Fe主体的成分，特别是经过氮化工序后，在低频区域具有最大吸收频率的成分的体积分数也会增加，造成高频甚至超高频区域的吸收下降。因此，出于除去该Fe主体的成分、或增大菱面体晶或六方晶的结晶构造的目的，在含有氩、氦等惰性气体、氢气中至少1种的气体中或真空中，在200～1300℃温度范围内、优选600～1185℃范围内进行退火是有效的。以该方法制作的合金，较之于使用超急冷法等的情况，结晶粒径大、结晶性良好，具有高磁导率。另外，该合金含有大量均质的主原料相，优选作为得到本发明的磁性材料的母合金。

本发明的高频用磁性材料中，只要是稀土类-铁-氮系磁性材料为面内磁各向异性材料、特别是稀土类-铁-氮系磁性材料自身的去磁系数小的扁平粉体，则由于作为在超高频区域发挥高磁导率的磁性材料，因此非常理想。以(IV)方法得到的超急冷材料中，将R成分、M成分的种类、组成调制为特定范围，通过调整辊转速、辊径、辊幅、线速度、腔压、喷出压、其差压、筒径、孔径、间隙长、出槽温度等条件，调整带厚度和宽度，将原料母合金作为扁平粉体，可减小最终的复合磁性材料的去磁，可帮助提高本发明的复合磁性材料的磁导率。

此外，优选做成c面在想要吸收的电磁波的磁场方向定向的高频用磁性材料。因此，成为c面定向在扁平粉体的扁平方向，且扁平方向与吸收体或吸收片的一定方向一致的状态的话，是更理想的高频用磁性材料。以(IV)方法得到的超急冷材料中，即使c面定向时，调整R成分或M成分的种类、组成的范围、超急冷条件也是重要。

作为促进定向的优选的R，其组成是至少含有Y、La、Ce、Pr、Nd、Gd、Dy、Er、Yb中的1种。作为促进定向的优选的M成分，其组成是至少含有Co、Ni、B、Al，Ti、V、Cr、Mn、Cu、Zn、Ga、Zr、Nb、Mo、In、Hf、Ta、W、Ru、Ag、Pt中的1种。

此外，也可以在稀土类-Fe合金中混合Fe、Co、Ni这样的强磁性元素、或Al、V、Cr、Mn、Cu、Zn、Nb、Mo、Ag、Sn、Ta、W、Ir、Pt、Au、Pb等立方晶金属元素或它们的合金、固溶体，轧制，制造扁平的带状合金原料，或再将该带粉碎，制成扁平粉体。

(2)粗粉碎和分级工序

也可以对上述方法制作的合金铸块、R/D法或HDDR法合金粉体进行直接氮化，但结晶粒径大于2000μm的话，氮化处理时间变长，更有效地是在粗粉碎后进行氮化。粗粉碎为200μm以下的话，可进一步提高氮化效率，因此特别优选。

粗粉碎使用鄂式破碎机、锤、捣碎机、旋转研磨机、销棒粉碎机、咖啡研磨机等进行。另外，即使使用球磨机或喷射研磨机等的粉碎机，也可根据条件调制适宜进行氮化的合金粉体。也可使用使母合金吸储氢后用上述粉碎机粉碎的方法、重复氢的吸储·放出而进行粉化的方法。

此外，粗粉碎后、使用抖动、振动式或音波式分级机、旋风分离器等调整粒度，这对进行更均质的氮化是有效的。粗粉碎、分级后，若在惰性气体或氢中退火，则可以除去结构缺陷，根据情况不同有效果。以上例示了本发明的制造法中R-Fe系合金的粉体原料或铸块原料的调制方法，但根据这些原料的结晶粒径、粉碎粒径、表面状态等，以下所示的氮化的最佳条件可能不同。

(3)氮化·退火工序

氮化工序，是使含有氨气、氮气等氮源的气体与上述(1)工序或(1)和(2)的工序中得到的R-Fe系合金粉体或铸块接触，而向结晶结构内导入氮的工序。

此时，氮化环境气体中共存有氢的话，不仅氮化效率高，而且可在结晶结构稳定的状态下氮化，因此较为理想。此外，为了控制反应，有时也共存有氩、氦、氖等惰性气体等。作为最优选的氮化环境，是氨和氢的混合气体，特别是将氨分压控制在0.1～0.7的范围的话，氮化效率高，而且可制作本发明(2)所示的氮量范围全区域的磁性材料。

氮化反应可通过气体组成、加热温度、加热处理时间、加压力控制。其中，加热温度根据母合金组成、氮化环境而不同，但优选200～650℃的范围。不足200℃的话，氮化速度非常慢，超过650℃的话，主原料相会分解，无法在保持菱面体晶或六方晶的结晶结构的状态下进行氮化。为了提高氮化效率和主相的含量，更优选的温度范围为250～600℃。

此外，进行氮化后，基于提高磁特性的角度，优选在惰性气体和/或氢气中退火。特别是，从提高磁导率和磁化的的角度，制造氮量为16～25原子％的高氮化区域的R-Fe-N系磁性材料，之后在含有氢气的环境下退火是非常理想的方法。

作为氮化·退火装置，可举出有，横型、纵型的管状炉、旋转式反应炉、密闭式反应炉等。任何装置都可调整本发明的磁性材料，但为了得到特别是氮组成分布一致的粉体，优选使用旋转式反应炉。

反应所使用的气体，通过：边保持一定的气体组成，边以1气压以上的气流送至反应炉的送气气流方式；将气体在容器中加压力0.01～70气压的区域封入的封入方式；或它们的组合等供给。

经过以上的氮化·退火工序，才制造出R-Fe-N系磁性材料。此外，使用作为氢源的气体实施此工序的话，可调制R-Fe-N-H系磁性材料。

(4)微粉碎工序

微粉碎工序是将上述R-Fe-N系磁性材料或R-Fe-N-H系磁性材料粉碎为更细的微粉体的情况、或为了得到R-Fe-N-H-O系磁性材料而在上述R-Fe-N系磁性材料中导入O成分和H成分为目的进行的工序。

作为微粉碎的方法，除了上述(2)工序举出的方法，还可使用旋转式球磨机、振动球磨机、行星球磨机、湿磨机、喷射研磨机、绞磨机、销棒粉碎机、自动研钵等干式·湿式超粉碎装置和它们的组合等。导入O成分或H成分时，作为调整其导入量在本发明范围内的方法，可举出，控制微粉碎环境中的水分量和氧浓度的方法。

例如、使用喷射研磨机等的干式粉碎机时，维持粉碎气中的水分量在1ppm～1％、氧浓度在0.01～5％范围的一定浓度，另外，使用球磨机等湿式粉碎机时，调整乙醇或其它的粉碎溶剂中的水分量在0.1质量ppm～80质量％、溶解氧量在0.1质量ppm～10质量ppm的范围等，控制氧量在适当的范围。

另外，也可通过控制为各种氧分压的手套箱或容器中使用超微粉碎后的粒子，或增加放置一定时间的操作来控制氧量。本发明的材料，较之于非氮化物的金属系磁性材料，即使是微粒子，也稳定，粉碎性优异，因此，即使例如氮化处理后的粒径超过30μm，通过上述微粉碎方法也可调节为0.1～30μm。但是，重视工业成本的情况下，重要的是要调整为0.2μm以上。

另外，在此之后，对粉体表面，用锤磨机等表面改质机改质、或进行酸处理、碱处理、清洗处理、脱脂处理等各种表面处理，有时可以令后段的铁酸盐系磁性材料的表面包覆处理更为有效，最终可有效提高粉体之间的电绝缘·磁连结和耐氧化性能。

作为本发明的稀土类-铁-氮系磁性材料的制造方法，最优选使用(1)工序或、用(1)和(2)工序例示的方法调制R-Fe成分组成的母合金后，以(3)工序所示方法氮化，使用(4)工序所示微粉碎工序。尤其，若将(1)工序得到的原料合金、或将其以(2)工序所示方法粉碎、分级后的原料合金在含有惰性气体和氢气中至少一种的环境下，600～1300℃下热处理后，在含有氨气的环境下，进行200～650℃范围中热处理、进行退火处理后进行氮化，则可以得到由粉体内部氧化造成的磁特性劣化极小的磁性材料。

以上是关于本发明的R-Fe-N系磁性材料的制造方法的说明，接着，在制造本发明的被铁酸盐系磁性材料包覆的R-Fe-N系磁性材料时，优选上述工序后继续进行(5)铁酸盐包覆处理工序。特别是作为实用的高频用磁性材树脂复合材料而使用本发明的磁性材料时，除了以上工序，有时还进行(6)定向·成形工序。其中，详细说明为提高本发明的磁性材料的磁导率的有效的磁场定向方法。

(5)铁酸盐包覆处理工序

接着详细说明对上述(4)工序得到的稀土类-铁-氮系磁性材料的表面进行铁酸盐系磁性材料包覆的方法，特别是对其中包覆具有尖晶石结构的铁酸盐有效的“铁酸盐电镀法”。

铁酸盐包覆层的导入方法可使用：混合法、蒸镀法、溅射法、脉冲激光堆积法、等离子体冲洗法、包括铁酸盐电镀法的电界·无电界电镀法、使用锤磨机等表面改质机在R-Fe-N系磁性材料粉体表面形成铁酸盐系磁性材料粉体层的方法、根据条件还可使用等离子体喷射法。

作为制造可通过本发明的特征之一的磁场定向提高性能的材料的方法，可举出，通过铁酸盐电镀法的稀土类-铁-氮系磁性材料的铁酸盐表面包覆法。本发明的包覆层的铁酸盐系磁性材料为具有尖晶石结构的铁酸盐时，优选使用铁酸盐电镀法，结合在稀土类-铁-氮系磁性材料粉体表面、包覆。

通过铁酸盐电镀法，为了化学性地坚固地连接作为铁酸盐系磁性材料的包覆相和作为稀土类-铁-氮系磁性材料的核粒子的粉体相，不仅具有磁连结，通过铁酸盐等大气中稳定的氧化物的包覆，可有效提高稀土类-铁-氮系磁性材料相的耐氧化性能。对于铁酸盐电镀法，可使用已知的方法，例如、阿部正紀、日本应用磁学会志、22卷、9号(1998)1225页(以下称为“非专利文献6”。)、再公表专利WO2003/015109号公报(以下称为“专利文献5”)等公开的方法。

“铁酸盐电镀法”指的是，本发明人阿部等发现的，不仅是粉体表面电镀，也应用于薄膜等，其反应机构等也公开在非专利文献6中，但本发明中定义为：“在100℃以下的水溶液中进行反应，在粉体表面直接形成强磁性、结晶性的铁酸盐系磁性材料的方法”(温度条件和水中反应场的根据参照非专利文献6的左栏第16行。)。

以下，举例说明在R-Fe-N系磁性材料包覆具有尖晶石结构的铁酸盐系磁性材料的方法。

用酸性表面处理液对R-Fe-N系磁性材料表面进行酸处理，除去表面氧化膜，在水中分散后，一边在室温大气下激发超声波、或一边以恰当的强度或转速进行机械搅拌，一边与反应液一起滴定PH调节液，令溶液PH逐渐从酸性变为碱性区域，在R-Fe-N系磁性材料表面包覆铁酸盐系磁性材料。由于以上方法工序简便，是成本便宜的方法。本发明的铁酸盐电镀法当然不限于此，但此处所使用的表面处理液、反应液、PH调节液是进行铁酸盐电镀的必需成分，根据上述工序，增加以下说明。

作为表面处理液，优选酸性溶液，盐酸、硝酸、硫酸、磷酸等无机酸之外，还可使用氯化铁溶液或氯化镍溶液等金属盐、它们的复盐、配盐的水溶液、有机酸水溶液等、甚至它们的组合。PH不足0的话，有时R-Fe-N系磁性材料会急剧溶解，因此优选控制在0以上、不到7之间。为了适度进行表面处理、将不必要的R-Fe-N系磁性材料的溶出控制在最小范围，特别优选PH范围为2以上、不到7。作为表面处理速度与得率平衡较好的PH范围，更优选3以上、不到6.5。

接着，作为反应场的溶剂，也可使用有机溶剂，但为了无机盐可电离，必须含有水。

对于反应液，可使用以氯化铁、氯化镍、氯化锰等氯化物、硝酸铁等硝酸盐、亚硝酸盐、硫酸盐、磷酸盐等M’成分的无机盐的水为主体的溶液，根据情况，也可使用有机酸盐的水为主体的溶液。另外，也可使用它们的组合。反应液中，必须含有铁离子。对于反应液中的铁离子，可任意为仅含有二价铁(Fe²⁺)离子、与三价铁(Fe³⁺)离子的混合物、仅三价铁离子，但仅含有Fe³⁺的情况下需含有M’成分元素的二价以下的金属离子。

作为PH调节液，可举出，氢氧化钠、氢氧化钾、炭酸钠、炭酸氢钠、氢氧化铵等碱溶液；盐酸等酸性溶液；和它们的组合。也可使用醋酸-醋酸钠混合溶液这样的PH缓冲液、添加螯合化合物等。

氧化剂一般并非必需，仅在反应液中含有Fe²⁺离子时为必需成分。可举出例如，亚硝酸盐、硝酸盐、过氧化氢水、氯酸盐、过氯酸、次亚氯酸、溴酸盐、有机过氧化物、溶解氧水等和它们的组合。通过在大气中或控制了氧浓度的环境中进行搅拌，可保持向铁酸盐电镀反应场连续供给可发挥氧化剂作用的溶解氧的状况，对控制反应是有效的。此外，相反，通过反应场沸腾等、连续或临时导入氮气或氩气等惰性气体，通过限制氧的氧化作用，也可阻碍其他的氧化剂效果，可稳定控制反应。

典型的的铁酸盐电镀法中，通过以下反应机构形成铁酸盐包覆层。作为反应液，含有Fe²⁺离子，它被粉体表面的OH基吸附，放出H⁺。接着，通过空气中的氧或氧化剂、阳极电流(e⁺)等进行氧化反应，一部分被吸附的Fe²⁺离子被氧化为Fe³⁺离子。液中的Fe²⁺离子或Fe²⁺和M’²⁺离子，再次被吸附在已经吸附着的金属离子上，同时伴随水解，一边放出H⁺，生成具有尖晶石结构的铁酸盐相。由于该铁酸盐层表面上存在有OH基，可再次吸附金属离子，重复同样的步骤，铁酸盐包覆层得到成长。

该反应机构中，为了让Fe²⁺离子直接变化为尖晶石结构的铁酸盐，例如磁铁矿，必须用Fe的PH-电位图的平衡曲线一边调节PH和氧化还原电位，一边(慢慢地)将反应体系从Fe²⁺离子的稳定区域移至磁铁矿的析出的区域，以使横穿隔开Fe²⁺离子和磁铁矿的线。在含有M’²⁺离子等M’成分元素的离子时，也可使用与其组成温度相对应的PH-电位图，或通过预测，同样操作。此外，PH调节剂、氧化剂的作用非常重要，它们的种类和浓度、添加方法等极大关系着是否会生成铁酸盐相这样的反应成否和铁酸盐包覆层的纯度。

另外，作为决定反应的因子，可举出，R-Fe-N系磁性材料的分散状态和反应温度。

为了顺利进行R-Fe-N系磁性材料的表面反应、或防止凝集，R-Fe-N系磁性粉体分散到溶液中非常重要，可使用：用超声波一边分散同时进行激发反应的方法、用泵将分散液搬送·循环的方法、单纯用搅拌叶片或旋转筒搅拌、或用传动器等摇动·振动的方法等，可根据目标的反应控制，使用已知的任何方法、或组合。

控制反应，温度也很重要。一般，哟用于稀土类-铁-氮系磁性材料相与铁酸盐系磁性材料相的化学结合强固的反应温度，可选择R-Fe-N系磁性材料不会热分解的范围的650℃以下，但铁酸盐电镀法中，由于是在水共存下的反应，因此优选大气压下的水的凝固点至沸点的0～100℃之间。特别是，根据该方法，为了在室温附近也会充分反应，可考虑在共存有生体物质等下对R-Fe-N系磁性粉体进行铁酸盐电镀的应用例。

本发明中，将整个体系置于高压下等，在超过100℃的温度区域进行电镀的方法、例如超临界反应等，在本发明中虽不属于铁酸盐电镀法的范畴，但如果稀土类-铁-氮系磁性材料表面上形成有发挥本发明的效果的铁酸盐包覆层的话，当然属于本发明的复合磁性材料。

作为反应的激发方法，除了上述温度或超声波外，有时压力和光激发等也是有效的。

此外，本发明中，作为反应液使用含有Fe²⁺的水溶液，适用铁酸盐电镀法时，特别是铁酸盐包覆层除了在磁铁矿、磁铁矿和磁赤铁矿的中间体、或Fe铁酸盐以外的Fe作为二价离子混入的条件下反应时，重要的是最终生成的本发明的复合磁性材料的铁酸盐包覆层中观测到Fe的二价离子。它的量优选Fe²⁺/Fe³⁺比为0.05以上、0.5以下。作为其鉴定方法，有效的是使用电子探针微分析(EPMA)。用EPMA分析R-Fe-N系磁性材料和被铁酸盐系磁性材料包覆的复合磁性材料的表面，得到FeL_α-FeL_β的X射线光谱，取上述2种材料的差分，通过比较含有Fe²⁺的氧化铁(例如磁铁矿)和仅含有Fe³⁺的氧化铁(例如赤铁矿、磁赤铁矿)标准试样的光谱，可鉴定表面包覆铁酸盐相中的Fe²⁺离子量。

此时，EPMA的测定条件为：加速电压7kV、测定直径50μm、电子束电流30nA、测定时间1秒/step。

(6)定向·成型工序

本发明的磁性材料，通过仅固化稀土类-铁-氮系磁性材料和/或仅固化表面包覆铁酸盐系磁性材料的稀土类-铁-氮系磁性材料，或添加金属粘合剂、其它磁性材料、树脂而成形等，可用于各种用途。特别是添加上述叙述的树脂的话，成为本发明的磁性材树脂复合材料。另外，本发明的磁性材料为各向异性材料时，其成形工序中至少进行1次磁场定向操作的话，可成为高磁特性的磁性材料或磁性材树脂复合材料，因此特别推荐。

作为仅固化稀土类-铁-氮系磁性材料和/或仅固化表面包覆铁酸盐系磁性材料的稀土类-铁-氮系磁性材料的方法，有用装入模具、冷压粉成形，直接使用，或接着冷轧、锻造、冲击波压缩成形等之后成型的方法，但多数情况下，一边在50℃以上的温度下热处理，一边烧结成形。热处理环境优选非氧化性环境，较好的是在氩、氦等稀有气体或氮气中等惰性气体中、或含有氢气的还原气体中进行热处理。500℃以下的温度条件的话，也可在大气中进行。另外，常压或加压下的烧结、甚至真空中的烧结也可。

该热处理可与压粉成形同时进行，即使是热压法或HIP(热等静压)法、SPS(放电等离子体烧结)法等的加压烧结法也可令本发明的磁性材料成形。此外，为了使对于本发明的加压效果显著，必须使加热烧结工序中的加压力在0.0001～10GPa范围内。不足0.0001GPa的话，缺乏加压效果，与常压烧结的电磁特性没有区别，加压烧结的话生产率下降，并不利。超过10GPa的话，由于加压效果饱和，仅过度加压的话生产率下降，没有意义。

另外，较大的加压可赋予磁性材料诱导磁各向异性，也可能令原本具有的高磁导率等磁特性恶化，或最大吸收频率脱离优选范围。因此，加压力的优选范围是0.001～1GPa，更优选0.01～0.1GPa。

热压法中，将压粉成形体投入塑性变形的密封容器中、一边从1轴～3轴方向施加较大的压、一边热处理进行热压的超高压HP法，与使用单轴压缩机在超硬或碳制金属模具中加压热处理的热压法不同，可在不损坏金属模具的情况下将即使使用碳化钨超硬金属模具也较难达到的2GPa以上的压力施加在材料上，而且通过压力会使密封容器塑性变形、内部密闭，从而可以不与大气接触而成形，因此不会混入氧等杂质，也可控制挥发性成分的蒸散。

另外，多数以上方法中，往往会出现伴随着若干磁性材料表面的分解而固化，但在冲击波压缩法中，已知的水中冲击波压缩法(例如日本专利特开2002-329603号公报(以下称为“专利文献6”)等)作为可以不会出现磁性材料分解而成形的方法是有利的。

在稀土类-铁-氮系磁性材料和/或表面包覆铁酸盐系磁性材料的稀土类-铁-氮系磁性材料中添加金属，使用上述任意一项方法成形的方法，作为不分解本发明的磁性材料而固化的方法，特别有效。优选Zn、In、Sn、Ga等融点在1000℃以下、优选500℃以下的各低融点金属，其中，使用Zn的话，低频率区域的吸收降低、超高频的选择吸收率提高，热稳定性特别好。铁酸盐系磁性材料相对于稀土类-铁-氮系磁性材料的表面包覆率在50～99.9％范围时，添加Zn特别有效。也可混合Fe、Co、Ni这样的强磁性元素、Al、V、Cr、Mn、Cu、Zn、Nb、Mo、Ag、Sn、Ta、W、Ir、Pt、Au、Pb等立方晶金属元素，进行压粉成形、烧结、轧制。

将上述(3)工序、或(3)工序→(4)工序、或(3)工序→(5)工序、或(3)工序→(4)工序→(5)工序中得到的稀土类-铁-氮系磁性材料粉体和/或包覆铁酸盐的稀土类-铁-氮系磁性材料粉体应用于高频用磁性材树脂复合材料时，与热固化性树脂或热塑性树脂混合后压缩成形，或与热塑性树脂共同混揉后注射模塑成形，或通过挤压成形、辊成形、轧制成形等来成形。

作为薄片形状的种类，例如应用于电磁噪音吸收薄片时，可举出厚度5～10000μm、宽5～5000mm、长0.005～1000m的压缩成形形成的分批型薄片、辊成形、压延成形等形成的辊状薄片。

定向方法有机械方法、磁场定向等。使用高扁平率的复合磁性粉体时，可通过利用其形状的各向异性，考虑加压方法等进行机械定向。辊成形中施加1维的压力，在压缩成形中施加2维压力，因此，根据磁性粉体的形状，定向后的磁性材料或磁性材树脂复合材料的各向异性也根据成形而变化。

用上述方法成形时，若其部分工序或全部工序在磁场中进行的话，磁性粒子磁场定向，有时磁特性提高。该磁场定向方法大致可举出单轴磁场定向、旋转磁场定向、对向磁极定向3类。

单轴磁场定向指的是，对处于可运动状态下的磁性材料或磁性材树脂复合材料，通常从外部向任意方向施加静磁场，使磁性材料的易磁化方向与为外部静磁场方向一致。然后，通常进行加压、或使树脂成分固化，制作单轴磁场定向成形体。

旋转磁场定向指的是，将处于可运动状态下的复合磁性材料或磁性材树脂复合材料放置于通常在一个平面内旋转的外部磁场中，使磁性材料的难磁化方向统一为一个方向的方法。旋转方法有：使外部磁场旋转的方法；在静磁场中使磁性材料旋转的方法；外部磁场和磁性材料均不旋转、令多个磁极的强度调谐、变化、感觉如磁场在旋转的磁性材料按顺序随时外加磁场的方法；以及上述方法的组合等。挤压成形或辊成形等中，在挤压方向并列2个以上的磁极，使磁场的强度或极性变化，配置定向为复合磁性材料或磁性材树脂复合材料通过时能感受磁场的方法，也是广义的旋转磁场定向。

对向磁极定向，是在同极的磁极相向的环境中，令复合磁性材料或磁性材树脂复合材料静置或旋转或并进运动、或其组合运动，使难磁化方向统一为一个方向的方法。

对具有面内磁各向异性的高频用材料、高频用磁性材树脂复合材料进行单轴磁场定向的话，磁导率可提高1～50％，进行旋转磁场定向或对向磁极定向的话，可提高1～200％。

为了令磁性材料充分地磁场定向，磁场成形优选在8kA/m以上、更优选80kA/m以上、最优选400kA/m以上的磁场中进行。磁场定向所必须的磁场强度和时间，根据磁性材料粉体的形状、磁性材树脂复合材料时的矩阵的粘度和磁性材料粉体的亲和性决定。

一般，使用的磁场越强，定向时间越短，因此在成形时间较短的矩阵树脂粘度较大的辊成形、或压延成形中的磁场定向，优选使用400kA/m以上的磁场。

实施例

以下通过实施例等对本发明进行更具体的说明，但本发明并不限于这些实施例等。本发明的评价方法如下。

(1)复数相对磁导率(和复数相对电容率)、最大能量吸收系数和选择吸收比

将稀土类-铁-氮系磁性材料或使用了它的磁性材树脂复合材料成形为：外径7mm、内径3.04mm、厚度约1mm(该试样在实施例中称为环形试样料A)；外径3.5mm、内径1.52mm、厚度约1mm(该试样在实施例中称为环形试样B)；或10×5×约1mm(长方体试样)的大小，使用阻抗仪(测定范围：5MHz～3GHz)、或网络分析仪(测定范围为以下4个：0.5～18GHz、0.01～3GHz、0.1～6GHz或0.5～33GHz)，测定复数相对磁导率(和复素数相对电容率)。此外，使用了环形试样A、B的测定，通过S参数法求出复素数相对磁导率(和复素数相对电容率)的值。再以各测定范围内的复数相对磁导率虚数项的频率变化的测定结果，求得最大能量吸收系数和1GHz以上的选择吸收比。

(2)磁化和磁各向异性比、各向异性磁场

在稀土类-铁-氮系磁性材料内混合铜粉，在外部磁场1.2MA/m中，以0.2GPa成形，使用振动试样型磁力计(VSM)，描绘外部磁场0～1.2MA的区域的磁场定向方向和与此垂直方向的磁曲线，得到室温的磁化(emu/g)和磁各向异性比p/q的值。另外，基于所得到的磁曲线，通过外插法大致预测各向异性磁场H_a1以及H_a2(A/m)。

(3)电阻率

使用专利文献6公开的水中冲击波压缩法(S法)或使用了1GPa压力的压粉成形法(P法)对稀土类-铁-氮系磁性材料进行成形，使用1GPa的压力的压粉成形法(P法)成形包覆了铁酸盐的稀土类-铁-氮系磁性材料，分别以4端子法测定。通过S法的话，磁性材料的体积分数在92～95％范围，得到的电阻率值几乎接近磁性材料本来的值。通过P法的话，磁性材料的体积分数约为70％，电阻率大于本来的值，但在有无铁酸盐系磁性材料包覆的比较中，可知道电气绝缘的程度。

(4)氮量、氧量和氢量

氮量、氧量是以Si₃N₄(含有定量的SiO₂)为标准试样，通过惰性气体融解法定量。氢量是以纯度99.9999％的氢气为标准试样，通过惰性气体融解法定量。

(5)平均粒径

使用激光衍射式粒度分布计测定体积相当径分布，以通过其分布曲线求得的中值粒径(μm)评价。

(6)铁酸盐系磁性材料的包覆厚度

通过扫描型电子显微镜(SEM)或透过型电子显微镜(TEM)观察包覆了铁酸盐的稀土类-铁-氮系磁性材料粉体或其成形体的截面，和密度测定结果一并求得各磁性材料成分·空隙量。另外，在铁酸盐包覆处理前后求得(5)的平均粒径，用其差的1/2的值大致确认期厚度。

[实施例1]

使用纯度99.9％的Nd和纯度99.9％的Fe，在氩气环境下用电弧溶解炉溶解混合，接着，通过直铸法制作厚度5mm的铸块。再于氩环境中，1030℃下退火20小时，渐冷后进行表面研磨，调制出Nd_11.6Fe_88.4的原料合金。

用鄂式破碎机粉碎该原料合金，接着，在氩环境中再用绞磨机粉碎后，振动调整粒度，得到平均粒径约60μm的粉体。将该Nd-Fe原料合金粉体投入横型管状炉，420℃下，在氨分压0.35atm、氢气分压0.65atm的混合气流中加热处理1小时，调整为平均粒径约30μm的Nd_10.1Fe_76.7N_13.2的组成。该稀土类-铁-氮系磁性材料的磁化值为147emu/g，磁各向异性比为0.88。

接着，将上述得到的稀土类-铁-氮系磁性材料在己烷中用行星球磨机粉碎30分钟，制作平均粒径约2μm的Nd-Fe-N系磁性材料。在其中加入环氧树脂12质量％，以1GPa加压成形，150℃固化处理2小时，制作出环形试样A。得到的密度为4.2，磁性材料的体积分数为47体积％。

该稀土类-铁-氮系磁性材树脂复合材料的0.5～18GHz的复数相对磁导率的频率依赖性如图1所示。频率为1.9GHz时，复数相对磁导率的虚数项的最大值为μ”_max＝3.9。频率为0.5GHz时，复数相对磁导率的实数项最大值为μ’_max＝3.3。频率为3.0GHz时，最大能量吸收系数为fu”_max＝9.3GHz。1GHz以上的选择吸收比为1.6。这些磁特性在表1显示。

此外、本稀土类-铁-氮系磁性材料的电阻率(S法)为500μΩcm。通过X射线衍射法对本磁性材料进行解析的结果，确认为主要是显示了菱面体晶的衍射线。

另外，该稀土类-铁-氮系磁性材树脂复合材料在0.5～18GHz的复数相对电容率的频率依赖性如图2所示。频率为6.7GHz时，复数相对电容率的虚数部分ε”最大值是98，频率为0.5～6GHz范围时复数相对电容率实数部分ε’超过100，其最大值为132。是可以有效吸收远场的电磁噪音·电磁波的高频用磁性材料。

[比较例1]

除了在氨-氢混合气体中热处理、不导入氮以外，与实施例1相同，制作稀土类-铁系合金，测定其磁特性，磁化值为80emu/g、磁各向异性比为0.98。使用该稀土类-铁系合金，与实施例1相同地得到的磁性材树脂复合材料在0.5～18GHz范围的复数相对磁导率的频率依赖性如图3所示。

频率为0.5GHz时，复数相对磁导率的虚数部分的最大值μ”_max＝1.0。，频率为0.5GHz时，复数相对磁导率的实数项的最大值为μ’_max＝0.4。频率为10GHz时，最大能量吸收系数为fμ”_max＝1.4GHz。1GHz以上的选择吸收比为0.7。这些磁特性如表1所示。此外，磁性材树脂复合材料中的稀土类-铁系磁性材料的体积分数为47体积％。

[比较例2]

使用组成为Nd_11.8Fe_77.6CO_5.5B_5.1的Nd-Fe-B系磁性材料，与实施例1相同，制作Nd-Fe-B系磁性材树脂复合材料。

该Nd-Fe-B系磁性材树脂复合材料的0.5～18GHz的复数相对磁导率的频率依赖性如图4所示。复数相对磁导率的虚数项的最大值，频率为0.5GHz时，μ”_max＝0.3。复数相对磁导率的实数项的最大值，频率为0.5GHz时，μ’_max＝0.8。最大能量吸收系数，频率为11.8GHz时，fμ”_max＝1.1GHz。1GHz以上的选择吸收比为0.9。这些磁特性如表1所示。

本磁性材料的电阻率(S法)为100μΩcm。该值是稀土类-铁-氮系磁性材料的1/5，很小。

比较实施例1和比较例2可以发现，作为氮化物的稀土类-铁-氮系磁性材料，较之于作为金属系磁性材料的Nd-Fe-B系磁性材料，由于电阻率低，因此适用于高频用磁性材料。

此外，磁性材树脂复合材料中的Nd-Fe-B系磁性材料的体积分数为47体积％。

[实施例2]

将实施例1得到的组成为Nd_10.1Fe_76.7N_13.2的粗粉体，在氧分压1％的氩中，进行旋转式球磨机，在PH6.2的氯化铁溶液中进行表面处理后，一边调整PH一边进行表面氧化处理，得到平均粒径6μm的Nd_8.0Fe_60.8N_10.6H_7.8O_12.8的稀土类-铁-氮(-氢-氧)系磁性材料。

在该材料中混合环氧树脂12质量％，在1.2MA/m的静磁场中(单轴磁场定向)，以成形压1GPa成形为10×5×1.3mm的大小，150℃固化处理2小时。得到的密度为5.2、磁性材料的体积分数为62体积％。

该稀土类-铁-氮系磁性材树脂复合材料的磁场定向方向与外加的高频磁场变化方向一致时的复数相对磁导率的虚数项的最大值是，频率为3.0GHz时，μ”_max＝3.8。频率为10MHz时，复数相对磁导率实数项为最大，其值是μ’_max＝8.4。最大能量吸收系数是，频率为3.0GHz时，fμ”_max＝11GHz。1GHz以上的选择吸收比为1.3。这些磁特性如表1所示。此外，测定频率范围为10MHz至3GHz。

本稀土类-铁-氮系材料的电阻率(S法)为500μΩcm。用X射线衍射法对本稀土类-铁-氮系材料进行解析的结果，确认了主要为显示菱面体晶的衍射线。

[实施例3和4]

使用纯度99.9％的Nd和纯度99.9％的Fe，在氩气环境下用高频溶融解炉溶解混合，再于氩环境中，950℃退火100小时，渐冷后进行表面研磨，调制出组成为Nd_10.5Fe_89.5的原料合金。

将该原料合金用鄂式破碎机粉碎，接着，在氩环境中再用销棒粉碎机粉碎后，用声波式分级机调整粒度，得到平均粒径50μm的粉体。

将该Nd-Fe原料合金粉体投入横型管状炉，420℃下，在氨气分压0.35atm、氢气分压0.65atm的混合气流中加热处理2小时，接着，在400℃下，于氩气中退火30分钟，调整为平均粒径25μm的Nd_9.1Fe_77.3N_13.6的组成。

该稀土类-铁-氮系磁性材料的磁化值为159emu/g，各向异性磁场H_a1、H_a2从其磁曲线各自估计为30kA/m、3MA/m，自然共鸣频率f_r的值为10GHz左右。此外，磁各向异性比为0.84。

接着，将得到的稀土类-铁-氮系磁性材料用旋转式球磨机粉碎，制作平均粒径约4μm的Nd-Fe-N系磁性材料。在其中加入环氧树脂10质量％后，将试样平分为a、b。投入非磁性的超硬金属模具后，试样a直接以1GPa加压成形(实施例3)，试样b与超硬金属模具一起在1.2MA的磁场中，以60r.p.m.的转速旋转2分钟，实施旋转磁场定向，然后以1GPa加压成形(实施例4)。将这2个试样150℃下固化处理2小时后，制作环形试样A。得到的密度为3.8、磁性材料的体积分数为40体积％。

测定这些稀土类-铁-氮系磁性材树脂复合材料的0.1～6GHz的复数相对磁导率的频率依赖性。

试样a(实施例3)中，复数相对磁导率的虚数项的最大值是，频率为5.7GHz时，μ”_max＝1.8。复数相对磁导率的实数项的最大值是，频率为0.5GHz时，μ’_max＝2.4。最大能量吸收系数是，频率为6.0GHz时，fμ”_max＝12GHz。1GHz以上的选择吸收比为36。这些磁特性如表1所示。此外，本稀土类-铁-氮系磁性材料的电阻率(S法)为400μΩcm。

试样b(实施例4)中，复数相对磁导率的虚数项的最大值是，频率为4.7GHz时，μ”_max＝2.2。复数相对磁导率的实数项的最大值是，频率为0.5GHz时，μ’_max＝3.0。最大能量吸收系数是，频率为5.7GHz时，fμ”_max＝12GHz。1GHz以上的选择吸收比为32。这些磁特性如表1所示。

通过进行旋转磁场定向，复数相对磁导率的实数项提高了约25％。复数相对磁导率的虚数项的最大值也提高了约22％。

此外，以本环形试样A的圈状底面为测定面，X射线衍射法解析的结果，两者均确认了主要显示为菱面体晶的衍射线，试样b(006)的衍射线为粉末图形，与最强线(303)相比，可观测到其非常大，磁性材料在与环形试样A的直径垂直的方向，以c轴定向的形式磁场定向。(006)/(303)强度比是，试样a为0.6，听而试样b为3.4。因此，结论为该稀土类-铁-氮系磁性材料为面内磁各向异性材料。

对于实施例1制作的稀土类-铁-氮系磁性材料，也使用X射线衍射法，与上述相同地进行解析，比较旋转磁场定向与无定向的各试样，可以发现，其为面内磁各向异性材料。

[实施例5和比较例3]

使用玛瑙研钵，在己烷中混合用与实施例1相同方法制作的稀土类-铁-氮系磁性材料50体积％和纯度99.5％、粒径2.5μm的Fe粉体50体积％，以1.5GPa加压成形制作环形试样A(实施例5)。作为比较，仅用粒径2.5μm的Fe粉体，同样制作环形试样A(比较例3)。

实施例5和比较例3的稀土类-铁-氮系磁性材料的5MHz～3GHz的复数相对磁导率的频率依赖性的测定结果如图5所示。

实施例5中的复数相对磁导率的虚数部分的最大值是，频率为3.0GHz时，μ”_max＝4.2。复数相对磁导率的实数部分的最大值是，频率为5MHz时，μ’_max＝9.5。最大能量吸收系数是，频率为3GHz时，fμ”_max＝13GHz。1GHz以上的选择吸收比为1.2。这些磁特性如表1所示。

比较例3中的复数相对磁导率的虚数项的最大值是，频率为80MHz时，μ”_max＝3.3。复数相对磁导率的实数项的最大值是，频率为5MHz时，のμ’_max＝11。最大能量吸收系数是，频率为3GHz时，fμ”_max＝6.0。1GHz以上的选择吸收比为0.7。这些磁特性如表1所示。

仅将铁粉压粉加固的磁性材料，虽然在低频率区域显示出较高的相对磁导率，但1GHz以上的选择吸收比低，难以用于超高频范围用途。

如上文详细说明的最大能量吸收系数，本发明的高频用磁性材料中，最大能量吸收系数目标是超过6GHz，但在实施例5的磁性材料中，超过了2倍以上。

[实施例6]

与实施例1相同地得到Nd_12.5Fe_87.5原料合金。将该原料合金以辊径194mm、辊转速5000r.p.m的条件，在氩环境中以铜辊法超急冷，制作厚度5μm的超急冷带。此外，对该超急冷带以X射线衍射法解析的结果是，确认了主要显示为六面体晶的稀土类-铁系合金的衍射线，混合存在有显示菱面体晶的稀土类-铁系合金的衍射线和α-Fe的衍射线。

将该材料在氨-氢混合气体中395℃加热30分钟，制作组成为Nd_11.1Fe_77.7Nd_11.2的稀土类-铁-氮系磁性材料。

除了将该稀土类-铁-氮系磁性材料的环形试样A的环氧树脂量设定为4质量％以外，与实施例1相同地制作，测定5MHz～3GHz的复数相对磁导率的频率依赖性，结果复数相对磁导率的虚数项的最大值是，频率为1.3GHz时，μ”_max＝4.5。复数相对磁导率的实数项的最大值是，频率为5MHz时，μ’_max＝6.9。最大能量吸收系数是，频率为3.0GHz时，fμ”_max＝6.5GHz。1GHz以上的选择吸收比为1.2。这些磁特性如表1所示。该稀土类-铁-氮系磁性材树脂复合材料的密度和体积分数各自为4.9、58体积％。本稀土类-铁-氮系磁性材料的电阻率(S法)为约1000μΩcm。

对本材料进行X射线衍射法解析的结果，确认了六面体晶、菱面体晶和α-Fe的衍射线。此外，用SEM观察环形试样A的截面，求出稀土类-铁-氮系磁性材料的平均扁平比Ψ，其值为0.2。本实施例的稀土类-铁-氮系磁性材料为平均扁平比0.2的扁平粉体。

[实施例7～9]

除了稀土类-铁-氮系磁性材料的组成同表1、环氧树脂的混合量为6质量％以外，与实施例1相同的方法制作环形试样A，用与实施例1相同的方法测定磁特性。这些磁性材料的粒径为约1μm。这些磁性材料的体积分数和磁特性如表1所示。

另外，X射线衍射法解析的结果，鉴定了实施例7和8的磁性材料的结晶结构为菱面体晶，实施例9的磁性材料的结晶结构为六方晶。也确认了实施例8的磁性材料中混合存在α-Fe的衍射线。通过与实施例3和4相同的解析，表明所有稀土类-铁-氮系磁性材料具有面内磁各向异性。本稀土类-铁-氮系磁性材料的电阻率(S法)为约400～1000μΩcm的范围。

[实施例10]

使用钛偶合剂2质量％对实施例3得到的平均粒径约4μm的Nd-Fe-N系磁性材料进行表面处理后，添加12-尼龙9.8质量％，用间歇式捏合机260℃下混揉后，将得到的颗粒以注射模塑温度285℃、金属模具温度90℃、注射压力0.1GPa进行注射模塑成形，得到直径10mm的圆盘状稀土类-铁-氮系磁性材树脂复合材料。

加工该磁性材树脂复合材料，成为密度4.6、磁性体的体积分数54％的环形试样A，测定其磁特性。测定0.5～18GHz中的复数相对磁导率的频率依赖性，复数相对磁导率的虚数项的最大值是，频率为6.5GHz时，μ”_max＝2.0。复数相对磁导率的实数项的最大值是，频率为0.5GHz时，μ’_max＝3.1。最大能量吸收系数是，频率为10.2GHz时，fμ”_max＝16GHz。1GHz以上的选择吸收比为72。这些磁特性如表1所示。对本磁性材树脂复合材料进行X射线衍射法解析的结果，确认主要为显示菱面体晶的衍射线。

[实施例11]

使用纯度99.9％的Nd和纯度99.9％的Fe，在氩气环境下用电弧溶解炉溶融解混合，接着，通过直铸法制作厚度5mm的铸块。再于氩环境中，1030℃下退火20小时，渐冷后进行表面研磨，调制出组成为Nd_11.6Fe_88.4的原料合金。

将该原料合金用鄂式破碎机に粉碎，接着，在氩环境中，再用绞磨机粉碎后，振动调整粒度，得到平均粒径约60μm的粉体。将该Nd-Fe原料合金粉体投入横型管状炉，420℃下，在氨分压0.35atm、氢气分压0.65atm的混合气流中加热处理1小时，调整为平均粒径约30μm的Nd_10.1Fe_76.7N_13.2。该稀土类-铁-氮系磁性材料的磁化值为147emu/g、磁各向异性比为0.88。

接着，将上述得到的稀土类-铁-氮系磁性材料在己烷中用行星球磨机粉碎30分钟，制作平均粒径约2μm的Nd-Fe-N系磁性材料。将该磁性材料与精制水一起投入反应器，进行表面酸处理后，一边在大气中激烈搅拌，以使该磁性材料充分分散在精制水中，一边滴定280mM的氢氧化钾水溶液(PH调整液)，逐渐将体系的pH在6.1～12.2范围从酸侧调整为碱侧，同时滴定126mM的FeCl₂水溶液(反应液)，反应10分钟后，停止滴定pH调整液和反应液，再搅拌10分钟。然后，先用精制水、再用丙酮洗净，从稀土类-铁-氢系磁性材料中除去游离的成分。通过铁酸盐电镀法进行铁酸盐包覆处理，得到平均粒径约2.1μm的具有Nd_8.6Fe_71.2N_11.2O_9.0的铁酸盐包覆层的稀土类-铁-氮系磁性材料的高频用磁性材料。该铁酸盐包覆层的厚度约50nm。对该铁酸盐包覆层进行电子射线衍射法和EPMA测定的结果，判断为具有尖晶石结构的磁铁矿和磁赤铁矿的中间体相。此外，X射线衍射法解析的结果，确认主要显示为菱面体晶的衍射线。

在该包覆铁酸盐的稀土类-铁-氮系磁性材料中添加环氧树脂12质量％，以1GPa加压成形，150℃下固化处理2小时，从而制作环形试样A。最终的密度为4.0g/cm³，磁性材料的体积分数为47体积％。

测定该磁性材树脂复合材料的0.5～18GHz的复数相对磁导率的频率依赖性。复数相对磁导率的虚数项的最大值和此时的频率、实数项的最大值和此时的频率、最大能量吸收系数的各项目的磁特性测定结果如表2所示。此外，本包覆了铁酸盐的稀土类-铁-氮系磁性材料的电阻率(P法)约为8000μΩcm，显示出未电镀的稀土类-铁-氮系磁性材料的电阻率(P法)1700μΩcm的4.7倍的高值。

另外，实施例1，除了使用未包覆铁酸盐的稀土类-铁-氮系磁性材料以外，与本实施例相同。比较磁特性的话，复数相对磁导率的虚数项的最大值μ“_max约为10％，此时的频率f_a约为50％，复数相对磁导率的实数项的最大值μ‘_max约为30％，最大能量吸收系数fμ“_max约提升70％。

[实施例12和13]

使用纯度99.9％的Nd和纯度99.9％的Fe，在氩气环境下用高频溶解炉溶解混合，再于氩环境中，950℃退火100小时，渐冷后进行表面研磨，调制组称为Nd_10.5Fe_89.5的原料合金。

用鄂式破碎机粉碎原料合金，接着在氩环境中再用销棒粉碎机粉碎后，以声波式分级机调整粒度，得到平均粒径50μm的粉体。

将该Nd-Fe原料合金粉体投入横型管状炉，420℃下，在氨气分压0.35atm、氢气分压0.65atm的混合气流中加热处理2小时，然后在氩气中400℃退火30分钟，调整为平均粒径25μm的Nd_9.1Fe_77.3N_13.6。

该稀土类-铁-氮系磁性材料的磁化值为159emu/g，各向异性磁场H_a1、H_a2，根据其磁曲线，各自预测为30kA/m、3MA/m，自然共鸣频率f_r的值为10GHz左右。此外，磁各向异性比为0.84。

接着，用旋转式球磨机粉碎，制作平均粒径约4μm的Nd-Fe-N系磁性材料，然后，对该稀土类-铁-氮系磁性磁性材料粉体，通过与实施例11同样的铁酸盐包覆处理法，但变更条件为：一边调整体系的pH在4.2～13.7范围从酸侧逐渐移到碱侧，一边将反应时间定为20分钟，得到组成为Nd_8.0Fe_73.1N_11.9O_7.0的包覆铁酸盐的稀土类-铁-氮系磁性材料。对包覆该铁酸盐的稀土类-铁-氮系磁性材料的铁酸盐包覆层以电子射线衍射法和EPMA测定的结果，确认了是具有尖晶石结构造的磁铁矿和磁赤铁矿的中间体相。该铁酸盐包覆层的厚度为100nm。

在如上得到的包覆铁酸盐稀土类-铁-氮系磁性材料中加入环氧树脂10质量％后，平分试样为α、β。投入到非磁性的超硬金属模具后，试样α直接以1GPa加压成形(实施例12)，试样β与超硬金属模具一起在1.2MA的磁场中，以60r.p.m.的转速旋转2分钟，实施旋转磁场定向，然后以1GPa加压成形(实施例13)。将这2个试样150℃固化处理2小时，加工制作为环形试样A。最终的密度为3.6g/cm³，铁酸盐包覆稀土类-铁-氮系磁性材料的体积分率为40体积％。

测定这些磁性材树脂复合材料的0.1～6GHz的复数相对磁导率的频率依赖性。各磁特性的测定结果如表2所示。

通过旋转磁场定向，约10％的复数相对磁导率的实数项提高。

此外，本包覆铁酸盐的稀土类-铁-氮系磁性材料的电阻率(P法)约为10000μΩcm，是未进行电镀的稀土类-铁-氮系磁性材料的电阻率(P法)1900μΩcm的5.3倍左右，显示出较高的值。此外，以本环形试样A的圈状底面为测定面，X射线衍射法解析的结果是，两者均确认了主要显示为菱面体晶的衍射线，试样β中(006)的衍射线为粉末图形，与最强线的(303)相比，非常大，材料在与环形试样A的直径的垂直方向定向c轴的形式进行了磁场定向。(006)/(303)强度比，试样α为0.5，而试样β为4。因此可作出结论，该稀土类-铁-氮系磁性材料为面内磁各向异性材料。

对于实施例11制作的稀土类-铁-氮系磁性材料，也用X射线衍射法比旋转磁场定向和无定向，进行与上述相同的解析，结果确认为面内磁各向异性材料。

通过比较实施例2、3与实施例12、13可以发现，用铁酸盐系磁性材料包覆稀土类-铁-氮系磁性材料的话，磁导率提高，吸收的频率和能量吸收系数向高频侧上升。

[实施例14]

平均粒径约1μm的稀土类-铁-氮系磁性材料粉体和具有尖晶石结构的铁酸盐包覆层的相组成如表2，除了环氧树脂的添加量为6质量％以外，用与实施例11相同的方法制造包覆铁酸盐的稀土类-铁-氮系磁性材料的环形试样A，用与实施例11相同的方法测定磁特性。这些磁性材树脂复合材料的铁酸盐包覆层的厚度和各磁特性值如表2所示。该磁性材树脂复合材料的密度为5.1g/cm³，稀土类-铁-氮系磁性材料的体积分数约为65体积％。

另外，X射线衍射法解析的结果是，本实施例的稀土类-铁-氮系磁性材料的结晶结构鉴定为六方晶。通过与实施例12和13同样的解析表明，本实施例的稀土类-铁-氮系磁性材料具有面内磁各向异性。另外，铁酸盐包覆层以电子射线衍射法、EPMA和EDX测定鉴定。本铁酸盐包覆稀土类-铁-氮系磁性材料的电阻率(P法)为9000μΩcm，是未进行电镀的稀土类-铁-氮系磁性材料的电阻率(P法)5倍左右，显示出较高的值。

[实施例15]

平均粒径约3μm的稀土类-铁-氮系磁性材料粉体和具有尖晶石结构的铁酸盐包覆层的相组成如表2，除了环氧树脂的添加量为10质量％以外，用与实施例11相同的方法制作包覆铁酸盐的稀土类-铁-氮系磁性材料，制作环形试样A。此外，与用与实施例11相同的方法测定磁特性。该磁性材树脂复合材料的铁酸盐包覆层的厚度和各磁特性值如表2所示。此外、该磁性材树脂复合材料，在18GHz也没有迎来复数相对磁导率的虚数项μ”的极大值，而是随着频率而上升。另外，μ”的最大值和fμ”_max的值是频率为18GHz时的值。另外，最终为4.4g/cm³，包覆铁酸盐的稀土类-铁-氮系磁性材料的体积分数为53体积％。

另外，X射线衍射法解析的结果是，该包覆铁酸盐的稀土类-铁-氮系磁性材料中的稀土类铁-氮系磁性材料的结晶结构主要为菱面体晶，但也确认了混合存在有α-Fe的的衍射线。本包覆铁酸盐的稀土类-铁-氮系磁性材料的电阻率(P法)约为10000μΩcm，是未电镀的稀土类-铁-氮系磁性材料的电阻率(P法)的5倍左右，显示出较高的值。另外，与实施例3和4同样的进行解析，确认了本实施例的稀土类-铁-氮系磁性材料为面内磁各向异性材料。

[实施例16]

与实施例12和13相同地得到平均粒径25μm的组成为Nd_9.1Fe_77.3N_13.6的稀土类-铁-氮系磁性材料。

用喷射粉碎机将其粉碎为平均粒径约2.2μm，除了变更条件为：反应液变更为113.2mM的FeCl₂水溶液和12.6mM的ZnCl₂、一边在4.6～11.1范围调整水溶液系的pH从酸侧逐渐移到碱侧、反应时间为20分钟以外，用与实施例11相同的方法得到组成为Nd_8.0Fe_70.7Zn_2.6N_11.9O_6.8的磁性材料。另外，铁酸盐包覆层以电子射线衍射法和EDX测定的结果是，确认为具有尖晶石结构的Zn铁酸盐相。另外，X射线衍射法解析的结果，该磁性材料中的稀土类-铁-氮系磁性材料的结晶结构主要为菱面体晶。本铁酸盐包覆稀土类-铁-氮系磁性材料的电阻率(P法)为18000μΩcm，是未电镀的稀土类-铁-氮系磁性材料的电阻率(P法)的9倍左右，显示出较高的值。

向其中添加环氧树脂8质量％，得到与实施例11相同的环形试样A。该磁性材树脂复合材料的密度为4.8g/cm³，磁性材料的体积分数约为60体积％。用与实施例11相同的方法测定该磁性材树脂复合材料的各磁特性值和铁酸盐包覆层的厚度如表2所示。

[实施例17]

对在实施例12和13得到的包覆铁酸盐的稀土类-铁-氮系磁性材料用钛偶合剂2质量％进行表面处理后，添加12-尼龙9.8质量％，用间歇式捏合机260℃下混揉后，对得到的颗粒以注射温度285℃、金属模具温度90℃、注射压力0.1GPa进行注射成形，得到直径10mm的圆盘状稀土类-铁-氮系磁性材树脂复合材料。

加工该磁性材树脂复合材料，成为密度4.0、磁性材料体积分数56％的环形试样A，用与实施例11相同的方法测定其磁特性。结果如表2所示。本材料用X射线衍射法解析的结果是，确认了主要为显示菱面体晶的衍射线。

以上的实施例11～17中，1GHz以上的选择吸收比显示为1.4以上的值。

[实施例18]

用纯度99.9％的Nd、纯度99.9％的Fe、纯度99.9％的Co和纯度99.9％的Mn，在氩气环境下用电弧溶解炉溶解混合，制作铸块。再于氩环境中，1030℃下退火20小时，渐冷后进行表面研磨，调制组成为Nd_10.5(Fe_0.85Co_0.1Mn_0.05)_89.5的原料合金。

将该原料合金用鄂式破碎机粉碎，接着在氩环境中再用绞磨机粉碎后，振动调整粒度，得到平均粒径约60μm的粉体。将该Nd-Fe原料合金粉体投入到横型管状炉，420℃下，在氨分压0.35atm、氢气分压0.65atm的混合气流中加热处理2小时，然后，切换为仅氢气气流，进行30分钟、同温度下的退火，调整为平均粒径约25μm的Nd_9.1(Fe_0.85Co_0.1Mn_0.05)_77.2N_13.7组成。

接着，将上述得到的稀土类-铁-氮系磁性材料以氩气压0.9MPa、通过次数3次的条件、用喷射粉碎机粉碎，制作平均粒径约2.5μm的Nd-Fe-Co-Mn-N系磁性材料。其中添加环氧树脂10质量％后投入超硬金属模具，在1.2MA的磁场中与金属模具一起以120r.p.m.的转速旋转2分钟，实施旋转磁场定向，金属模具停止旋转的同时以0.5GPa加压成形，然后150℃下进行2小时的固化处理，从而制作环形试样A。最终的密度为4.6，稀土类-铁-氮系磁性材料的体积分数率为53体积％。

该稀土类-铁-氮系磁性材树脂复合材料的0.5～18GHz的复数相对磁导率的频率依赖性如图6所示。复数相对磁导率的虚数项的最大值是，频率为13.2GHz时，μ”_max＝1.5。复数相对磁导率的实数项最大值是，频率为0.5GHz时，μ’_max＝3.4。最大能量吸收系数是，频率为14.1GHz时，fμ”_max＝21GHz。1GHz以上的选择吸收比为2.7。这些磁特性如表1所示。

此外，本稀土类-铁-氮系磁性材料的电阻率(P法)为2100μΩcm。本磁性材料的X射线衍射法解析结果是，确认了主要为显示菱面体晶的衍射线。另外，进行与实施例3和4相同的解析结果，确认本实施例的稀土类-铁-氮系磁性材料为面内磁各向异性材料。

[实施例19]

用纯度99.9％的Nd和纯度99.9％的Fe，在氩气环境下用电弧溶解炉溶解混合，制作铸块。再于氩环境中，1030℃下退火20小时，渐冷后进行表面研磨，调制为组成为Nd_10.5Fe_89.5的原料合金。

将该原料合金用鄂式破碎机粉碎，接着在氩环境中再用绞磨机粉碎后，挑选调整粒度，得到平均粒径约60μm的粉体。将该Nd-Fe原料合金粉体投入到横型管状炉，450℃下，在氨分压0.35atm、氢气分压0.65atm的混合气流中加热处理2小时，调整为平均粒径约27μm的Nd_8.8Fe_75.2N_16.0的高氮化组成的稀土类-铁-氮系磁性材料。

接着，将上述得到的稀土类-铁-氮系磁性材料以氩气压0.9MPa、通过次数3次的条件用喷射粉碎机粉碎，制作平均粒径约2.7μm的Nd-Fe-N系磁性材料。其中添加环氧树脂10质量％，用与实施例18相同的方法进行旋转磁场定向，以0.5GPa加压成形，进行150℃下进行2小时的固化处理，制作环形试样A。最终的密度为4.4，磁性材料的体积分数为51体积％。

该稀土类-铁-氮系磁性材树脂复合材料的0.5～18GHz的复数相对磁导率的频率依赖性如图6所示。复数相对磁导率的虚数项的最大值是，频率为17.1GHz时，μ”_max＝2.2。复数相对磁导率的实数项最大值是，频率为0.5GHz时，μ’_max＝4.0。最大能量吸收系数是，频率为18GHz时，fμ”_max＝38GHz。1GHz以上的选择吸收比为1.9。这些磁特性如表1所示。

此外，本磁性材料的电阻率(P法)为2000μΩcm。本磁性材料的X射线衍射法的解析结果，确认了主要为显示菱面体晶的衍射线。另外，进行与实施例3和4相同的解析，表明本实施例的稀土类-铁-氮系磁性材料为面内磁各向异性材料。

[实施例20]

用纯度99.9％的Nd、纯度99.9％的Fe和纯度99.9％的Mn，在氩气环境下用电弧溶解炉溶解混合，制作铸块。再于氩环境中，1030℃下退火20小时，渐冷后进行表面研磨，调制出组成为Nd_10.5(Fe_0.95Mn_0.05)_89.5的原料合金。

将该原料合金用鄂式破碎机粉碎，接着在氩环境中再用绞磨机粉碎后，挑选调整粒度，得到平均粒径约60μm的粉体。将该Nd-Fe-Mn原料合金粉体投入到横型管状炉，420℃下，在氨分压0.35atm、氢气分压0.65atm的混合气流中加热处理2小时，调整为平均粒径约30μm的Nd_8.4(Fe_0.95Mn_0.05)_71.7N_19.9。

接着，将上述得到的稀土类-铁-氮系磁性材料以氩气压0.9MPa、通过次数3次的条件，用喷射粉碎机粉碎，制作平均粒径约2.7μm的Nd-Fe-Mn-N系磁性材料。对该稀土类-铁-氮系磁性材料粉体进行与实施例11相同的铁酸盐包覆处理法，但条件变更为：一边将系的pH在4.2～14.7范围从酸侧逐渐移到碱侧，一边反应，得到平均粒径约2.8μm的Nd_7.4Fe_64.9Mn_3.1N_17.5O_7.1组成的铁酸盐包覆稀土类-铁-氮系磁性材料。该铁酸盐包覆层的厚度约为50nm。该铁酸盐包覆层的电子射线衍射法和EPMA测定的结果，表明是具有尖晶石结构的磁铁矿和磁赤铁矿的中间体相。另外，X射线衍射法解析结果，确认了主要为显示菱面体晶的衍射线。

在该包覆铁酸盐的稀土类-铁-氮系磁性材料中，添加1质量％的硅烷系偶合剂、在异丙醇中混合后，以120℃、30分钟、真空中的条件进行热处理，实施表面处理。接着，在该偶合表面处理过的包覆铁酸盐的稀土类-铁-氮系磁性材料中添加10质量％的环氧树脂，以1.5GPa加压成形，进行150℃、5小时的固化处理，从而制作出直径4mm×厚5mm的圆柱型的磁性材树脂复合材料。将此加工，制作出厚度0.81mm的环形试样B。此外，磁性材料的体积分数为51体积％。

对该磁性材树脂复合材料的0.5～33GHz的复数相对磁导率的频率依赖性的测定结果如图7所示。复数相对磁导率的虚数项的最大值和此时的频率、实数项的最大值和此时的频率、最大能量吸收系数的各项目的磁特性测定结果如表2所示。此外，该磁性材树脂复合材料在33GHz也没有出现复数相对磁导率的虚数项μ”的极大值，仅随频率而上升。另外，μ”的最大值和fμ”_max的值是频率为33GHz时的值。另外，本磁性材树脂复合材料的1GHz以上的选择吸收比为2.7。

此外、本包覆铁酸盐的稀土类-铁-氮系磁性材料的电阻率(P法)约10000μΩcm，是未进行电镀的稀土类-铁-氮系磁性材料的电阻率(P法)的5倍左右的高值。另外，对实施例3和4进行同样的解析发现，本实施例的稀土类-铁-氮系磁性材料为面内磁各向异性材料。

【表1】

产业上的利用可能性

通过本发明的稀土类-铁-氮系磁性材料，由于同时具有了在传统的氧化物磁性材料和金属系磁性材料二律背反的高磁导率、高电阻率的性质，因此可提供1GHz以上的超高频区域中也可使用的高频用磁性材料。此外，通过本发明的包覆了铁酸盐的稀土类-铁-氮系磁性材料，还可提高磁导率，提供在高频率区域也可使用的高频用磁性材料。

本发明主要用于：动力机器和信息通信相关机器的高频或超高频区域中所使用的变压器、磁头、感应器、电抗器、磁心(磁芯)、磁轭、天线、微波元件、磁致伸缩元件、磁音响元件和磁记录元件等、霍尔元件、磁传感器、电流传感器、旋转传感器、电子罗盘等通过磁场的传感器类所使用的磁性材料、电磁噪音吸收材料、电磁波吸收材料、磁屏蔽用材料等抑制不必要的电磁波干扰引起阻碍的磁性材料、除噪音用感应器等的感应器元件用材料、RFID(Radio Frequency Identification)标签用材料、噪音滤波器用材料等的高频或超高频区域下从信号中除去噪音的磁性材料等的高频用磁性材料。

Claims (25)

1.一种高频用磁性材料，含有稀土类-铁-氮系磁性材料而形成。

2.如权利要求1所述的高频用磁性材料，其中，含有下述通式表示的稀土类-铁-氮系磁性材料，

RxFe(100-x-y)Ny    (1)

其中，式中，R为含有Y的稀土类元素中的至少一种，x、y为以原子％计，3≤x≤30、1≤y≤30。

3.如权利要求2所述的高频用磁性材料，其中，通式(1)表示的稀土类-铁-氮系磁性材料的氮的比例为12≤y≤25。

4.如权利要求1～3的任意一项所述的高频用磁性材料，其中，构成稀土类-铁-氮系磁性材料的铁的0.01～50原子％被选自Co、Ni、B、Al、Ti、V、Cr、Mn、Cu、Zn、Ga、Zr、Nb、Mo、In、Hf、Ta、W、Ru、Pd、Re、Os、Ir、Ag、Pt中的至少1种取代。

5.如权利要求1～4的任意一项所述的高频用磁性材料，其中，构成稀土类-铁-氮系磁性材料的氮的不足50原子％被选自H、C、P、Si、S中的至少1种取代。

6.如权利要求1～5的任意一项所述的高频用磁性材料，其中，稀土类-铁-氮系磁性材料的主相的结晶构造为选自六方晶、菱面体晶和正方晶中的任意一个。

7.如权利要求1～6的任意一项所述的高频用磁性材料，其中，稀土类-铁-氮系磁性材料具有的结晶磁各向异性为面内磁各向异性。

8.如权利要求1～7的任意一项所述的高频用磁性材料，其中，稀土类-铁-氮系磁性材料的平均粒径为0.1～2000μm。

9.如权利要求1～8的任意一项所述的高频用磁性材料，其中，高频的区域为0.005～33GHz。

10.如权利要求1～9的任意一项所述的高频用磁性材料，其中，稀土类-铁-氮系磁性材料的表面被铁酸盐系磁性材料包覆。

11.如权利要求10所述的高频用磁性材料，其中，铁酸盐系磁性材料为具有尖晶石结构的铁酸盐。

12.如权利要求10或11的任意一项所述的高频用磁性材料，其中，铁酸盐系磁性材料的厚度为0.8～10000nm。

13.一种稀土类-铁-氮系磁性材料，被铁酸盐系磁性材料包覆而成。

14.一种高频用磁性材树脂复合材料，含有5～99.9质量％的权利要求1～12的任意一项所述的高频用磁性材料和0.1～95质量％的树脂。

15.一种磁性材树脂复合材料，含有：

5～99.9质量％的、在构成权利要求1～8中任意一项所述的稀土类-铁-氮系磁性材料的稀土类成分中含有不足50原子％的Sm的该稀土类-铁-氮系磁性材料和/或权利要求13所述的稀土类-铁-氮系磁性材料，

还含有0.1～95质量％的树脂。

16.磁场定向的权利要求1～12任意一项所述的高频用磁性材料。

17.磁场定向的权利要求13所述的稀土类-铁-氮系磁性材料。

18.一种电磁波吸收材料，含有权利要求1～12的任意一项所述的高频用磁性材料。

19.一种电磁波吸收材料，含有权利要求13所述的稀土类-铁-氮系磁性材料。

20.一种电磁噪音吸收材料，含有权利要求1～12的任意一项所述的高频用磁性材料。

21.一种电磁噪音吸收材料，含有权利要求13所述的稀土类-铁-氮系磁性材料。

22.一种RFID标签用材料，含有权利要求1～12的任意一项所述的高频用磁性材料。

23.一种RFID标签用材料，含有权利要求13所述的稀土类-铁-氮系磁性材料。

24.如权利要求1所述的高频用磁性材料的制造方法，其中，在含有氨气或氮气的环境下，将实质上由R成分、Fe成分构成的合金在200～650℃范围热处理而制造。

25.如权利要求13所述的稀土类-铁-氮系磁性材料的制造方法，其中，对权利要求24所述的方法得到的稀土类-铁-氮系磁性材料、或再进行超微粉碎工序得到的稀土类-铁-氮系磁性材料以铁酸盐电镀法处理制造。

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