JPH0343336B2 - - Google Patents
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- JPH0343336B2 JPH0343336B2 JP59265178A JP26517884A JPH0343336B2 JP H0343336 B2 JPH0343336 B2 JP H0343336B2 JP 59265178 A JP59265178 A JP 59265178A JP 26517884 A JP26517884 A JP 26517884A JP H0343336 B2 JPH0343336 B2 JP H0343336B2
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Landscapes
- Powder Metallurgy (AREA)
- Physical Vapour Deposition (AREA)
- Soft Magnetic Materials (AREA)
- Thin Magnetic Films (AREA)
Description
（産業上の利用分野）
この発明は、飽和磁気モーメントが極めて高い
磁性材料に関し、とくに含けい素鋼中にFe16N2
鉄窒化物相を効果的に析出させることによつて、
飽和磁化ひいては飽和磁気モーメントの有利な改
善を図ろうとするものである。 （従来の技術） 近年の電子工業の飛躍的発展は、磁性材料の開
発研究に負うところが極めて大きいが、とくに最
近では、鉄芯、磁気録音、電子機器の小型化およ
び情報の高密度化などのため飽和磁気モーメント
が高い良好な磁性材料が求められている。 従来、磁気モーメントの高い材料を得るために
は、鉄を合金化することによつてその飽和磁化を
増大させようとする試みが主になされてきたが、
かような合金化添加元素はCo，Pt，Pdなど高価
な元素ばかりであるため工業的に利用されるまで
には至つていない。 1972年に高橋らは、｛高橋実：固体物理， Vol.7（1972），483｝，｛T.K.Kim and M.
Takahashi：Appl.Phys.Lett.，Vol.20（1972），
492｝および｛高橋実：学術月報，Vol.24（1972），
719｝において、２×10-4〜２×10-3Torrの窒素
雰囲気中で蒸着した鉄薄膜の飽和磁化の値は
26400〜29000Gaussであり、純鉄薄膜の飽和磁化
の値21500Gaussに比較してはるかに高いという
きわめて興味深い実験結果を示した。そしてこの
高い飽和磁化は、鉄薄膜中に優先形成した
Fe16N2の鉄窒化物に由来することを電子回析に
よる結晶構造解析から明らかにした。その後光岡
らおよび近角は、｛光岡勝也，宮島英紀，近角聡
信：第２日本回応用磁気学会学術講演概要集，
（1978）P.176｝｛および近角聡信：応用物理，53
（1984），291｝において、Fe16N2鉄窒化物はB.C.
T.（Body Centered Tetragonal）構造であるた
めＮ原子の侵入による格子の伸びによつて磁化が
増加することを示された。 また上記の技術とは別に発明者らは、｛Y.
Inokuti，N.Nishida and N.Ohashi：Met.
Trans.6A（1975），773｝および｛井口征夫：日本
金属学会会報，15（1975），101｝において、｛100｝
面方位純鉄単結晶を、450℃から500℃の温度範囲
においてアンモニアと水素ガスとの窒化雰囲気中
で処理すると、単結晶試料表面近傍に0.5〜3μm
程度のFe16N2が優先析出すること、またFe16N2
と地鉄マトリツクスとの整合関係は｛001｝
Fe16N2｛001｝α，＜100＞Fe16N2＜100＞α
を満足することを示した。 以上Fe16N2に関する最近の一連の研究につい
て要約したが、このFe16N2の析出物が観察され
る温度は200〜250℃の比較的低温であること、ま
たこのFe16N2だけを抽出しようとしても、現在
の化学的溶媒ではFe16N2の鉄窒化物が先にとけ
てしまい抽出はほとんど不可能であることが明ら
かにされている。 （この発明が解決しようとする問題点） この発明は、地鉄マトリツクス中における
Fe16N2の挙動を解明し、磁気特性とくに飽和磁
気モーメントに秀でた磁性材料を提案することを
目的とする。 （問題点を解決するための手段） このような状況下で発明者らは、上記の
Fe16N2の鉄窒化物をより高温側でマトリツクス
中に安定して析出させることが磁気特性の改善に
とつて必須条件であるとの認識に立つて、数多く
の試行実験を開始した。その結果、Fe16N2は、
10％以下でけい素を含有するけい素鋼薄帯、薄膜
あるいは粉末中に安定して析出すること、そして
かかるFe16N2析出相の存在により飽和磁気モー
メントの極めて高い材料が得られることを見出
し、この発明を完成させるに至つたものである。 すなわちこの発明は、Ｃ：0.02wt％（以下単に
％で示す）以下、Si：0.5〜10.0％およびMn：
0.01〜1.0％を含み、残部はFeおよび不可避的不
純物の組成になる厚み：0.1mm以下の薄帯もしく
は薄膜または粒径：150μｍ以下の粉末であつて、
内部にFe16N2の析出相を0.5〜70Vol％そなえる
ことからなる飽和磁気モーメントが高い磁性材料
である。 以下この発明を由来するに至つた実験結果に基
づき、この発明を具体的に説明する。 純鉄（電解鉄）中に０〜15％の種々の範囲にお
いてけい素を含有させた種々の鋼塊を、1250℃に
加熱後分塊圧延してシートバーとしたのち、熱間
圧延により1.8mm厚の熱延板とした。その後300〜
500℃の温間圧延を施しながら1.0mm，0.8mm，0.5
mm，0.30mm及び0.10mmの種々の厚みの冷延板を作
成した。またこれらの試料の冷延途中には、Ｌ方
向（熱延時と同じ圧延方向）とＣ方向（熱延時の
方向と直角な方向）の冷間圧延をくりかえし行な
つた。ついで冷延板の表面を脱脂して表面を清浄
にしたあと、水素中で800℃、３分間の焼鈍を施
して｛100｝面方位の強い１次再結晶組織を発達
させた後、550℃のNH3（５％）とH2（95％）ガス
との窒化雰囲気中で30〜60分間の窒化処理を行な
つたのち急冷処理した。その後100℃から400℃の
温度範囲で時効処理を行なつたのち、透過電子顕
微鏡（加速電圧200KV）によりFe16N2の鉄窒化
物の析出状態を観察した。 1.0〜0.10mmの種々の板厚のうちで、Fe16N2が
板厚方向にわたつて均一に析出していたのは、板
厚の薄い0.10mm厚の試料であつた。この点、板厚
の厚い1.0や0.8mmの試料では、表面近傍のみしか
窒化されてなく、その後拡散析出処理を施しても
表面近傍にFe3NあるいはFe4Nなどの鉄窒化物が
形成され、またFe16N2とFe4Nとが同時に析出し
ている状態も観察された。 上記の実験結果から、Fe16N2の析出現像の追
跡には板厚の薄い0.1mm厚が最適であることが判
明したが、第１図にかかる板厚0.1mmの試料を用
いて析出状況とSi含有量との関係について調べた
結果を示す。 第１図から明らかなように、Fe16N2の安定析
出Si濃度は10％以下より好ましくは６％以下であ
つて、この範囲においてマトリツクス中に数多く
のFe16N2が析出すると共に、析出温度も350〜
400℃の高温側に移行することが判明した。 以上の実験から、Fe16N2の最適析出条件は、 Si含有量が０〜10％以下（特にSiが３〜６％
において350℃の高温領域で析出）の範囲で Fe16N2が高温において安定析出すること、 板厚：0.1mm以下の薄い試料においてFe16N2
が均一に析出すること が新たに見出されたが、かような新現象に加えて
上述したようにFe16N2とマトリツクスとの整合
関係が優先する集合組織、すなわち｛100｝面が
鋼板面と平行に強くなる集合組織を発達させるこ
ともFe16N2の安定析出に重要な因子であると考
えられる。というのは第２図に示すFe16N2の結
晶構造から明らかなように、Ｎ原子（図中でに丸
で示す）はＺ軸の侵入格子間位置を専有したB.C.
T.構造であり、従つてＺ軸方向にとりわけ著し
く歪みの多い状態となつている。このため
Fe16N2の安定析出を図るためには、鋼板を薄く
することによつてFe16N2の歪を緩和する｛100｝
面を有する集合組織の優先形態を図ることが重要
と考えられるわけである。次に極薄膜作成の有効
な手段であるスパツタ蒸着法（イオンビーム法）
によりFe16N2相を含む薄膜を作成した。第３図
に、スパツタ蒸着要領を模式で示すが、ターゲツ
ト材料として (A) 3.0％Si，0.03％Mn，0.003％Ｃを主成分とす
るけい素鋼と (B) 3.0％Si，0.03％Mn，0.005％Ｃ，0.05％Ｎを
主成分とするけい素鋼の２種を用いて薄膜試料
を作成した。またFe16N2の安定析出を図るた
め基板の温度は250℃〜300℃に保定した。 このようにして作成した(A)，(B)，(A)，(B)交互の
合金層（各合金層厚は10〜50Åで合金層の厚みは
10000〜5000Åからなる薄膜試料の飽和磁化を、
トルク法によつて測定した結果、27000Gaussと
極めて高い値を示した。 次に第１表に番号〜で示した種類の鉄およ
び鉄合金の粉末試料を、500℃のNH3（５％）と
H2（95％）との混合ガス中で窒化処理を施したの
ち常温まで急冷処理した。その後250℃で１時間
の焼鈍処理を施して得た後粉末試料の粒径ならび
にトルク法による飽和磁化の測定結果を第１表に
併せて示す。
磁性材料に関し、とくに含けい素鋼中にFe16N2
鉄窒化物相を効果的に析出させることによつて、
飽和磁化ひいては飽和磁気モーメントの有利な改
善を図ろうとするものである。 （従来の技術） 近年の電子工業の飛躍的発展は、磁性材料の開
発研究に負うところが極めて大きいが、とくに最
近では、鉄芯、磁気録音、電子機器の小型化およ
び情報の高密度化などのため飽和磁気モーメント
が高い良好な磁性材料が求められている。 従来、磁気モーメントの高い材料を得るために
は、鉄を合金化することによつてその飽和磁化を
増大させようとする試みが主になされてきたが、
かような合金化添加元素はCo，Pt，Pdなど高価
な元素ばかりであるため工業的に利用されるまで
には至つていない。 1972年に高橋らは、｛高橋実：固体物理， Vol.7（1972），483｝，｛T.K.Kim and M.
Takahashi：Appl.Phys.Lett.，Vol.20（1972），
492｝および｛高橋実：学術月報，Vol.24（1972），
719｝において、２×10-4〜２×10-3Torrの窒素
雰囲気中で蒸着した鉄薄膜の飽和磁化の値は
26400〜29000Gaussであり、純鉄薄膜の飽和磁化
の値21500Gaussに比較してはるかに高いという
きわめて興味深い実験結果を示した。そしてこの
高い飽和磁化は、鉄薄膜中に優先形成した
Fe16N2の鉄窒化物に由来することを電子回析に
よる結晶構造解析から明らかにした。その後光岡
らおよび近角は、｛光岡勝也，宮島英紀，近角聡
信：第２日本回応用磁気学会学術講演概要集，
（1978）P.176｝｛および近角聡信：応用物理，53
（1984），291｝において、Fe16N2鉄窒化物はB.C.
T.（Body Centered Tetragonal）構造であるた
めＮ原子の侵入による格子の伸びによつて磁化が
増加することを示された。 また上記の技術とは別に発明者らは、｛Y.
Inokuti，N.Nishida and N.Ohashi：Met.
Trans.6A（1975），773｝および｛井口征夫：日本
金属学会会報，15（1975），101｝において、｛100｝
面方位純鉄単結晶を、450℃から500℃の温度範囲
においてアンモニアと水素ガスとの窒化雰囲気中
で処理すると、単結晶試料表面近傍に0.5〜3μm
程度のFe16N2が優先析出すること、またFe16N2
と地鉄マトリツクスとの整合関係は｛001｝
Fe16N2｛001｝α，＜100＞Fe16N2＜100＞α
を満足することを示した。 以上Fe16N2に関する最近の一連の研究につい
て要約したが、このFe16N2の析出物が観察され
る温度は200〜250℃の比較的低温であること、ま
たこのFe16N2だけを抽出しようとしても、現在
の化学的溶媒ではFe16N2の鉄窒化物が先にとけ
てしまい抽出はほとんど不可能であることが明ら
かにされている。 （この発明が解決しようとする問題点） この発明は、地鉄マトリツクス中における
Fe16N2の挙動を解明し、磁気特性とくに飽和磁
気モーメントに秀でた磁性材料を提案することを
目的とする。 （問題点を解決するための手段） このような状況下で発明者らは、上記の
Fe16N2の鉄窒化物をより高温側でマトリツクス
中に安定して析出させることが磁気特性の改善に
とつて必須条件であるとの認識に立つて、数多く
の試行実験を開始した。その結果、Fe16N2は、
10％以下でけい素を含有するけい素鋼薄帯、薄膜
あるいは粉末中に安定して析出すること、そして
かかるFe16N2析出相の存在により飽和磁気モー
メントの極めて高い材料が得られることを見出
し、この発明を完成させるに至つたものである。 すなわちこの発明は、Ｃ：0.02wt％（以下単に
％で示す）以下、Si：0.5〜10.0％およびMn：
0.01〜1.0％を含み、残部はFeおよび不可避的不
純物の組成になる厚み：0.1mm以下の薄帯もしく
は薄膜または粒径：150μｍ以下の粉末であつて、
内部にFe16N2の析出相を0.5〜70Vol％そなえる
ことからなる飽和磁気モーメントが高い磁性材料
である。 以下この発明を由来するに至つた実験結果に基
づき、この発明を具体的に説明する。 純鉄（電解鉄）中に０〜15％の種々の範囲にお
いてけい素を含有させた種々の鋼塊を、1250℃に
加熱後分塊圧延してシートバーとしたのち、熱間
圧延により1.8mm厚の熱延板とした。その後300〜
500℃の温間圧延を施しながら1.0mm，0.8mm，0.5
mm，0.30mm及び0.10mmの種々の厚みの冷延板を作
成した。またこれらの試料の冷延途中には、Ｌ方
向（熱延時と同じ圧延方向）とＣ方向（熱延時の
方向と直角な方向）の冷間圧延をくりかえし行な
つた。ついで冷延板の表面を脱脂して表面を清浄
にしたあと、水素中で800℃、３分間の焼鈍を施
して｛100｝面方位の強い１次再結晶組織を発達
させた後、550℃のNH3（５％）とH2（95％）ガス
との窒化雰囲気中で30〜60分間の窒化処理を行な
つたのち急冷処理した。その後100℃から400℃の
温度範囲で時効処理を行なつたのち、透過電子顕
微鏡（加速電圧200KV）によりFe16N2の鉄窒化
物の析出状態を観察した。 1.0〜0.10mmの種々の板厚のうちで、Fe16N2が
板厚方向にわたつて均一に析出していたのは、板
厚の薄い0.10mm厚の試料であつた。この点、板厚
の厚い1.0や0.8mmの試料では、表面近傍のみしか
窒化されてなく、その後拡散析出処理を施しても
表面近傍にFe3NあるいはFe4Nなどの鉄窒化物が
形成され、またFe16N2とFe4Nとが同時に析出し
ている状態も観察された。 上記の実験結果から、Fe16N2の析出現像の追
跡には板厚の薄い0.1mm厚が最適であることが判
明したが、第１図にかかる板厚0.1mmの試料を用
いて析出状況とSi含有量との関係について調べた
結果を示す。 第１図から明らかなように、Fe16N2の安定析
出Si濃度は10％以下より好ましくは６％以下であ
つて、この範囲においてマトリツクス中に数多く
のFe16N2が析出すると共に、析出温度も350〜
400℃の高温側に移行することが判明した。 以上の実験から、Fe16N2の最適析出条件は、 Si含有量が０〜10％以下（特にSiが３〜６％
において350℃の高温領域で析出）の範囲で Fe16N2が高温において安定析出すること、 板厚：0.1mm以下の薄い試料においてFe16N2
が均一に析出すること が新たに見出されたが、かような新現象に加えて
上述したようにFe16N2とマトリツクスとの整合
関係が優先する集合組織、すなわち｛100｝面が
鋼板面と平行に強くなる集合組織を発達させるこ
ともFe16N2の安定析出に重要な因子であると考
えられる。というのは第２図に示すFe16N2の結
晶構造から明らかなように、Ｎ原子（図中でに丸
で示す）はＺ軸の侵入格子間位置を専有したB.C.
T.構造であり、従つてＺ軸方向にとりわけ著し
く歪みの多い状態となつている。このため
Fe16N2の安定析出を図るためには、鋼板を薄く
することによつてFe16N2の歪を緩和する｛100｝
面を有する集合組織の優先形態を図ることが重要
と考えられるわけである。次に極薄膜作成の有効
な手段であるスパツタ蒸着法（イオンビーム法）
によりFe16N2相を含む薄膜を作成した。第３図
に、スパツタ蒸着要領を模式で示すが、ターゲツ
ト材料として (A) 3.0％Si，0.03％Mn，0.003％Ｃを主成分とす
るけい素鋼と (B) 3.0％Si，0.03％Mn，0.005％Ｃ，0.05％Ｎを
主成分とするけい素鋼の２種を用いて薄膜試料
を作成した。またFe16N2の安定析出を図るた
め基板の温度は250℃〜300℃に保定した。 このようにして作成した(A)，(B)，(A)，(B)交互の
合金層（各合金層厚は10〜50Åで合金層の厚みは
10000〜5000Åからなる薄膜試料の飽和磁化を、
トルク法によつて測定した結果、27000Gaussと
極めて高い値を示した。 次に第１表に番号〜で示した種類の鉄およ
び鉄合金の粉末試料を、500℃のNH3（５％）と
H2（95％）との混合ガス中で窒化処理を施したの
ち常温まで急冷処理した。その後250℃で１時間
の焼鈍処理を施して得た後粉末試料の粒径ならび
にトルク法による飽和磁化の測定結果を第１表に
併せて示す。
【表】
第１表から明らかなように、の試料では飽和
磁化が25800Gaussと他の試料21000〜
22500Gaussにくらべて高いことが注目される。 この試料の飽和磁化が高い理由は、粉末中に
3.25％のけい素を含有していること、しかも試料
粉末の粒径が150μｍと極めて小さいことによる
ものと考えられる。ちなみにの試料の飽和磁化
は、22500Gaussとの試料に比べるときわめて
低いが、この理由は試料粉末中に3.31％のけい素
を含有しているものの、粉末の粒径が1000〜
300μｍと大きいため、粉末中に均一な窒化が行
なわれず、しかも、Fe16N2の歪（Fe16N2の構造
はＸ，Ｙ方向に歪が存在しなく、Ｚ軸方向にのみ
大きな歪が存在する）を充分に解放できる状態で
析出することが極めて困難なためと考えられる。 上述したところから明らかなように、飽和磁気
モーメントの高いFe16N2の鉄窒化物の安定析出
を図るには、 素材中に10％以下の範囲でけい素を含有させ
ること、 Fe16N2とマトリツクスとの整合関係が良好
な｛100｝面の強い集合組織を発達させること、 Fe16N2の歪み解放に役立つように薄帯、薄
膜あるいは細粒の粉末を用いることが必要であ
ることが新たに究明されたのである。 なお、ここで述べる薄帯および薄膜とは、厚み
が0.1mm以下のものを、また粉末とは粒径が150μ
ｍ以下のものを意味する。 （作用） 次に素材成分の限定理由について述べる。 Siは、前掲第１図から明らかなように0.5〜10
％望ましくは0.5〜６％の範囲においてFe16N2が
安定して大量に析出するので、Si含有量は0.5〜
10％の範囲に限定した。 Mnは、0.01％未満では加工性およびFe16N2の
析出制御が困難となり、一方1.0％を越えると
Fe16N2の優先析出が困難となり、また高価でも
あるので、Mnは0.01〜1.0％の範囲に限定した。 Ｃは、磁気特性に有害な元素であるためできる
限り低い方が望ましいが、0.02％以下の範囲で許
容できる。 その他通常のけい素鋼中に不純物として不可避
に混入する元素、たとえばAl，Ti，Ｖ，Cr，
Nb，Cu，Ｂ，SnおよびＰなどを少量含有しても
何んらさしつかえない。 さらにこれらのけい素の鋼薄帯、薄膜および粉
末中に析出させたFe16N2の鉄窒化物は、通常、
薄帯および薄膜については電子顕微鏡観察による
Fe16N2の析出物とマトリツクスとの比で決定さ
れ、また粉末においてはＸ線回析によるFe16N2
の主要回析ピーク高さから決定される。 ここに磁気特性の改善のためには、Fe16N2の
析出量は0.5vol％以上とする必要がある。一方こ
の発明の組成範囲ではFe16N2は、Ｎ元素の固溶
限による制約から、析出限界が70vol％であるた
め、70vol％を上限とした。 （実施例） 実施例 １ Ｃ：0.003％，Si：3.30％，Mn：0.06％，Ｓ：
0.0008％，Ｐ：0.008％，Ｎ：0.002％および
o0.0015％を含有する鋼塊を、1250℃に加熱後分
塊圧延を施してシートバーとしたのち、熱間圧延
により1.5mm厚の熱延板とした。その後表面を酸
洗したのち冷間圧延を施した。この試料の冷間圧
延途中にはＬ方向とＣ方向の冷間圧延をくりかえ
し行ない0.05mm厚の冷延薄帯を作成した。ついで
薄帯表面を脱脂したのち、水素中で800℃５分間
の焼鈍を施した。その後500℃のNH3（５％）と
H2（95％）ガスとの窒化雰囲気中で窒化処理後、
室温へ急冷したのち、300℃で１時間の時効焼鈍
を行なつた、 かくして得られた試料の電子顕微鏡観察による
Fe16N2の析出量は約１〜2vol％であり、またト
ルク法により測定した飽和磁化は、24000Gauss
というきわめて高い値を示した。 実施例 ２ (A) Ｃ：0.002％，Si：3.6％，Mn：0.03％，Ｐ：
0.008％，Ｓ：0.009％，Ｎ：0.002％およびＯ：
0.0015％， (B) Ｃ：0.003％，Si：3.3％，Mn：0.085％，
Ｐ：0.007％，Ｓ：0.006％，Ｎ：0.040％および
Ｏ：0.0013％， の組成になる２種の鋼種をターゲツト材料として
用い、前掲第３図に模式で示すようなスパツタ蒸
着法により薄膜0.01mm厚を作成した。この薄膜試
料の化学成分はＣ：0.003％，Si：3.4％，Mn：
0.091％，Ｓ：0.008％，Ｎ：0.025％，Ｏ：0.002
％であつた。またことときの基板の温度は270℃
に保定した。 かくして得られた薄膜の電顕観察による
Fe16N2の析出量は約70vol％であり、またトルク
法により測定した飽和磁化は、27300Gaussとき
わめて高い値を示した。 実施例 ３ Ｃ：0.005％，Si：3.38％，Mn：0.06％，Ｐ：
0.008％，Ｓ：0.009％，Ｎ：0.002％およびO0.009
％を含有する微細粉末（粒径100μｍ以下）を500
℃のNH3（５％）とH2（95％）の窒化雰囲気中で
30分間窒化処理したのち室温に急冷した。その後
250℃で１時間の時効焼鈍を施した。 かくして得られた試料の飽和磁化をトルク法に
よつて測定した結果26200Gaussときわめて高い
値を示した。またこの粉末のＸ線回折による
Fe16N2の析出量は約30vol％であつた。 実施例 ４ 表２に示す成分組成になる薄膜試料（0.08mm
厚）の表面を化学研磨して0.06〜0.05mm厚とした
のち、480℃の窒化雰囲気（10％NH3＋90％H2）
中で窒化処理後、室温まで急冷したのち、270℃
で２時間の時効焼鈍を施した。 かくして得られた試料の電顕観察による
Fe16N2析出量および飽和磁化について調べた結
果を表２に併せて示す。
磁化が25800Gaussと他の試料21000〜
22500Gaussにくらべて高いことが注目される。 この試料の飽和磁化が高い理由は、粉末中に
3.25％のけい素を含有していること、しかも試料
粉末の粒径が150μｍと極めて小さいことによる
ものと考えられる。ちなみにの試料の飽和磁化
は、22500Gaussとの試料に比べるときわめて
低いが、この理由は試料粉末中に3.31％のけい素
を含有しているものの、粉末の粒径が1000〜
300μｍと大きいため、粉末中に均一な窒化が行
なわれず、しかも、Fe16N2の歪（Fe16N2の構造
はＸ，Ｙ方向に歪が存在しなく、Ｚ軸方向にのみ
大きな歪が存在する）を充分に解放できる状態で
析出することが極めて困難なためと考えられる。 上述したところから明らかなように、飽和磁気
モーメントの高いFe16N2の鉄窒化物の安定析出
を図るには、 素材中に10％以下の範囲でけい素を含有させ
ること、 Fe16N2とマトリツクスとの整合関係が良好
な｛100｝面の強い集合組織を発達させること、 Fe16N2の歪み解放に役立つように薄帯、薄
膜あるいは細粒の粉末を用いることが必要であ
ることが新たに究明されたのである。 なお、ここで述べる薄帯および薄膜とは、厚み
が0.1mm以下のものを、また粉末とは粒径が150μ
ｍ以下のものを意味する。 （作用） 次に素材成分の限定理由について述べる。 Siは、前掲第１図から明らかなように0.5〜10
％望ましくは0.5〜６％の範囲においてFe16N2が
安定して大量に析出するので、Si含有量は0.5〜
10％の範囲に限定した。 Mnは、0.01％未満では加工性およびFe16N2の
析出制御が困難となり、一方1.0％を越えると
Fe16N2の優先析出が困難となり、また高価でも
あるので、Mnは0.01〜1.0％の範囲に限定した。 Ｃは、磁気特性に有害な元素であるためできる
限り低い方が望ましいが、0.02％以下の範囲で許
容できる。 その他通常のけい素鋼中に不純物として不可避
に混入する元素、たとえばAl，Ti，Ｖ，Cr，
Nb，Cu，Ｂ，SnおよびＰなどを少量含有しても
何んらさしつかえない。 さらにこれらのけい素の鋼薄帯、薄膜および粉
末中に析出させたFe16N2の鉄窒化物は、通常、
薄帯および薄膜については電子顕微鏡観察による
Fe16N2の析出物とマトリツクスとの比で決定さ
れ、また粉末においてはＸ線回析によるFe16N2
の主要回析ピーク高さから決定される。 ここに磁気特性の改善のためには、Fe16N2の
析出量は0.5vol％以上とする必要がある。一方こ
の発明の組成範囲ではFe16N2は、Ｎ元素の固溶
限による制約から、析出限界が70vol％であるた
め、70vol％を上限とした。 （実施例） 実施例 １ Ｃ：0.003％，Si：3.30％，Mn：0.06％，Ｓ：
0.0008％，Ｐ：0.008％，Ｎ：0.002％および
o0.0015％を含有する鋼塊を、1250℃に加熱後分
塊圧延を施してシートバーとしたのち、熱間圧延
により1.5mm厚の熱延板とした。その後表面を酸
洗したのち冷間圧延を施した。この試料の冷間圧
延途中にはＬ方向とＣ方向の冷間圧延をくりかえ
し行ない0.05mm厚の冷延薄帯を作成した。ついで
薄帯表面を脱脂したのち、水素中で800℃５分間
の焼鈍を施した。その後500℃のNH3（５％）と
H2（95％）ガスとの窒化雰囲気中で窒化処理後、
室温へ急冷したのち、300℃で１時間の時効焼鈍
を行なつた、 かくして得られた試料の電子顕微鏡観察による
Fe16N2の析出量は約１〜2vol％であり、またト
ルク法により測定した飽和磁化は、24000Gauss
というきわめて高い値を示した。 実施例 ２ (A) Ｃ：0.002％，Si：3.6％，Mn：0.03％，Ｐ：
0.008％，Ｓ：0.009％，Ｎ：0.002％およびＯ：
0.0015％， (B) Ｃ：0.003％，Si：3.3％，Mn：0.085％，
Ｐ：0.007％，Ｓ：0.006％，Ｎ：0.040％および
Ｏ：0.0013％， の組成になる２種の鋼種をターゲツト材料として
用い、前掲第３図に模式で示すようなスパツタ蒸
着法により薄膜0.01mm厚を作成した。この薄膜試
料の化学成分はＣ：0.003％，Si：3.4％，Mn：
0.091％，Ｓ：0.008％，Ｎ：0.025％，Ｏ：0.002
％であつた。またことときの基板の温度は270℃
に保定した。 かくして得られた薄膜の電顕観察による
Fe16N2の析出量は約70vol％であり、またトルク
法により測定した飽和磁化は、27300Gaussとき
わめて高い値を示した。 実施例 ３ Ｃ：0.005％，Si：3.38％，Mn：0.06％，Ｐ：
0.008％，Ｓ：0.009％，Ｎ：0.002％およびO0.009
％を含有する微細粉末（粒径100μｍ以下）を500
℃のNH3（５％）とH2（95％）の窒化雰囲気中で
30分間窒化処理したのち室温に急冷した。その後
250℃で１時間の時効焼鈍を施した。 かくして得られた試料の飽和磁化をトルク法に
よつて測定した結果26200Gaussときわめて高い
値を示した。またこの粉末のＸ線回折による
Fe16N2の析出量は約30vol％であつた。 実施例 ４ 表２に示す成分組成になる薄膜試料（0.08mm
厚）の表面を化学研磨して0.06〜0.05mm厚とした
のち、480℃の窒化雰囲気（10％NH3＋90％H2）
中で窒化処理後、室温まで急冷したのち、270℃
で２時間の時効焼鈍を施した。 かくして得られた試料の電顕観察による
Fe16N2析出量および飽和磁化について調べた結
果を表２に併せて示す。
【表】
比較例 １
Ｃ：0.003％，Si：3.30％，Mn：0.06％，Ｓ：
0.0008％，Ｐ：0.008％，Ｎ：0.002％およびＯ：
0.0015％を含有する鋼塊を、1250℃に加熱後、分
塊圧延を施してシートバーとしたのち、熱間圧延
により、1.5mm厚の熱延板とした。その後表面を
酸洗したのち、冷間圧延を施して0.05mm厚の冷延
板とした。ついでこの冷延板の表面を脱脂したの
ち、水素中にて800℃、５分間の焼鈍を施した。 かくして得られた試料には、Fe16N2の析出は
観察されず、その飽和磁化は20300Gaussにすぎ
なかつた。 比較例 ２ Ｃ：0.002％，Si：3.6％，Mn：0.03％，Ｐ：
0.008％，Ｓ：0.009％，Ｎ：0.002％およびＯ：
0.0015％を含有する鋼を用い、エレクトロンビー
ムを使用した蒸着法で0.01mmの薄膜を作成した。 かくして得られた薄膜試料の飽和磁化は
20500Gaussであり、また電顕観察によつても
Fe16N2の析出は観察されなかつた。 比較例 ３ Ｃ：0.005％，Si：3.38％，Mn：0.06％，Ｐ：
0.008％，Ｓ：0.009％，Ｎ：0.002％およびＯ：
0.009％を含有する微細粉末（粒径100μｍ以下）
の飽和磁化は20100Gaussにすぎず、またこの粉
末のＸ線回折結果はFeピークと若干のFeO，
Fe3O4のピークのみで、Fe16N2のピークは検出さ
れなかつた。 （発明の効果） かくしてこの発明によれば、鉄マトリツクス中
にFe16N2相を効果的に析出させることにより、
飽和磁化ひいては飽和磁気モーメントが極めて高
い磁性材料を容易に得ることができる。
0.0008％，Ｐ：0.008％，Ｎ：0.002％およびＯ：
0.0015％を含有する鋼塊を、1250℃に加熱後、分
塊圧延を施してシートバーとしたのち、熱間圧延
により、1.5mm厚の熱延板とした。その後表面を
酸洗したのち、冷間圧延を施して0.05mm厚の冷延
板とした。ついでこの冷延板の表面を脱脂したの
ち、水素中にて800℃、５分間の焼鈍を施した。 かくして得られた試料には、Fe16N2の析出は
観察されず、その飽和磁化は20300Gaussにすぎ
なかつた。 比較例 ２ Ｃ：0.002％，Si：3.6％，Mn：0.03％，Ｐ：
0.008％，Ｓ：0.009％，Ｎ：0.002％およびＯ：
0.0015％を含有する鋼を用い、エレクトロンビー
ムを使用した蒸着法で0.01mmの薄膜を作成した。 かくして得られた薄膜試料の飽和磁化は
20500Gaussであり、また電顕観察によつても
Fe16N2の析出は観察されなかつた。 比較例 ３ Ｃ：0.005％，Si：3.38％，Mn：0.06％，Ｐ：
0.008％，Ｓ：0.009％，Ｎ：0.002％およびＯ：
0.009％を含有する微細粉末（粒径100μｍ以下）
の飽和磁化は20100Gaussにすぎず、またこの粉
末のＸ線回折結果はFeピークと若干のFeO，
Fe3O4のピークのみで、Fe16N2のピークは検出さ
れなかつた。 （発明の効果） かくしてこの発明によれば、鉄マトリツクス中
にFe16N2相を効果的に析出させることにより、
飽和磁化ひいては飽和磁気モーメントが極めて高
い磁性材料を容易に得ることができる。
第１図はFe16N2の析出状況を時効処理温度と
Si含有量との関係で示した図、第２図はFe16N2
の結晶構造を示した模式図、第３図はスパツタ蒸
着法による薄膜の作成要領を示した模式図であ
る。
Si含有量との関係で示した図、第２図はFe16N2
の結晶構造を示した模式図、第３図はスパツタ蒸
着法による薄膜の作成要領を示した模式図であ
る。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ：0.02wt％以下 Si：0.5〜10.0wt％および Mn：0.01〜1.0wt％ を含み、残部はFeおよび不可避的不純物の組成
になる厚み：0.1mm以下の薄帯もしくは薄膜また
は粒径：150μm以下の粉末であつて、内部に
Fe16N2の析出相を0.5〜70vol％そなえることを特
徴とする飽和磁気モーメントが高い磁性材料。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP59265178A JPS61143557A (ja) | 1984-12-18 | 1984-12-18 | 飽和磁気モ−メントが高い磁性材料 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP59265178A JPS61143557A (ja) | 1984-12-18 | 1984-12-18 | 飽和磁気モ−メントが高い磁性材料 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS61143557A JPS61143557A (ja) | 1986-07-01 |
| JPH0343336B2 true JPH0343336B2 (ja) | 1991-07-02 |
Family
ID=17413658
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP59265178A Granted JPS61143557A (ja) | 1984-12-18 | 1984-12-18 | 飽和磁気モ−メントが高い磁性材料 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS61143557A (ja) |
Families Citing this family (12)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN107103975B (zh) | 2011-08-17 | 2020-06-16 | 明尼苏达大学董事会 | 氮化铁永磁体和用于形成氮化铁永磁体的技术 |
| BR112015018935A2 (pt) | 2013-02-07 | 2017-07-18 | Univ Minnesota | imã permanente de nitreto de ferro e técnica para formar imã permanente de nitreto de ferro |
| WO2014210027A1 (en) | 2013-06-27 | 2014-12-31 | Regents Of The University Of Minnesota | Iron nitride materials and magnets including iron nitride materials |
| KR20180009394A (ko) | 2014-03-28 | 2018-01-26 | 리전츠 오브 더 유니버시티 오브 미네소타 | 코팅된 나노입자들을 포함하는 질화철 자성 재료 |
| US9994949B2 (en) | 2014-06-30 | 2018-06-12 | Regents Of The University Of Minnesota | Applied magnetic field synthesis and processing of iron nitride magnetic materials |
| US10002694B2 (en) | 2014-08-08 | 2018-06-19 | Regents Of The University Of Minnesota | Inductor including alpha″-Fe16Z2 or alpha″-Fe16(NxZ1-x)2, where Z includes at least one of C, B, or O |
| BR112017002471A2 (pt) | 2014-08-08 | 2017-12-05 | Univ Minnesota | materiais magnéticos duros de nitreto de ferro multicamadas |
| US10072356B2 (en) | 2014-08-08 | 2018-09-11 | Regents Of The University Of Minnesota | Magnetic material including α″-Fe16(NxZ1-x)2 or a mixture of α″-Fe16Z2 and α″-Fe16N2, where Z includes at least one of C, B, or O |
| AU2015301085A1 (en) | 2014-08-08 | 2017-03-02 | Regents Of The University Of Minnesota | Forming iron nitride hard magnetic materials using chemical vapor deposition or liquid phase epitaxy |
| JP6763542B2 (ja) * | 2016-11-22 | 2020-09-30 | 住友電気工業株式会社 | 窒化鉄材及び窒化鉄材の製造方法 |
| US12018386B2 (en) | 2019-10-11 | 2024-06-25 | Regents Of The University Of Minnesota | Magnetic material including α″-Fe16(NxZ1-x)2 or a mixture of α″-Fe16Z2 and α″-Fe16N2, where Z includes at least one of C, B, or O |
| JP7489773B2 (ja) * | 2019-12-25 | 2024-05-24 | 株式会社日立製作所 | 軟磁性鋼板の製造方法 |
-
1984
- 1984-12-18 JP JP59265178A patent/JPS61143557A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS61143557A (ja) | 1986-07-01 |
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