JPS61143557A - 飽和磁気モ−メントが高い磁性材料 - Google Patents
飽和磁気モ−メントが高い磁性材料Info
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- JPS61143557A JPS61143557A JP59265178A JP26517884A JPS61143557A JP S61143557 A JPS61143557 A JP S61143557A JP 59265178 A JP59265178 A JP 59265178A JP 26517884 A JP26517884 A JP 26517884A JP S61143557 A JPS61143557 A JP S61143557A
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Landscapes
- Powder Metallurgy (AREA)
- Physical Vapour Deposition (AREA)
- Soft Magnetic Materials (AREA)
- Thin Magnetic Films (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
(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Fe+Ji鉄窒化湘相を
効果的に析出させることによって、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。
に関し、とくに含けい素鋼中にFe+Ji鉄窒化湘相を
効果的に析出させることによって、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、
ia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。
負うところが極めて大きいが、とくに最近では、鉄芯、
ia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っ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Go、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っていない。
合金化することによっ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Go、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っていない。
1972年に高橋らは、(高橋実:固体物理、 。
Vol、7(1972)、483 ) 、 (T
J、Kim and M、Takahashi:^pp
1.Phys、Lett、、Vo1.20(1972)
、492)および(高橋実:学術月報、Vo1.24(
1972)、719 )において、2X10−’〜2
X 1O−3Torrの窒素雰囲気中で蒸着した鉄薄膜
の飽和磁化の値は26400〜29000 Gauss
であり、純鉄薄膜の飽和磁化の値21500 Gaus
s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Fe、6Nzの鉄窒化物に由来することを
電子回折による結晶構造解析から明らかにした。その後
光間らおよび遅角は、(光岡勝也。
J、Kim and M、Takahashi:^pp
1.Phys、Lett、、Vo1.20(1972)
、492)および(高橋実:学術月報、Vo1.24(
1972)、719 )において、2X10−’〜2
X 1O−3Torrの窒素雰囲気中で蒸着した鉄薄膜
の飽和磁化の値は26400〜29000 Gauss
であり、純鉄薄膜の飽和磁化の値21500 Gaus
s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Fe、6Nzの鉄窒化物に由来することを
電子回折による結晶構造解析から明らかにした。その後
光間らおよび遅角は、(光岡勝也。
宮島英紀、遅角聡信:第2日本回応用磁気学会学術講演
概要集、 (1978)P、176 ) [および遅
角聡信:応用物理、53(1984)、291 )にお
いて、Fe、、N、鉄窒化物はB、C,T、 (Bot
ly Centered Tetragonal)@造
であるためN原子の侵入による格子の伸びによって磁化
が増加することを示された。
概要集、 (1978)P、176 ) [および遅
角聡信:応用物理、53(1984)、291 )にお
いて、Fe、、N、鉄窒化物はB、C,T、 (Bot
ly Centered Tetragonal)@造
であるためN原子の侵入による格子の伸びによって磁化
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、 Inok
uti。
uti。
N、N15hida and N、0hashi:Me
t、Trans、6A(1975)+773 )および
(井ロ征夫二日本金属学会会報、 15(1975)。
t、Trans、6A(1975)+773 )および
(井ロ征夫二日本金属学会会報、 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Fe+Jgが優先析出す
ること、またPe16Ngと地鉄マトリックス以上Fl
!、、N!に関する最近の一連の研究について要約した
が、このFe+*Nよの析出物が観察される温度は20
0〜250℃の比較的低温であること、またこめFe1
.N、だけを抽出しようとしても、現在の化学的溶媒で
はFetJb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。
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Fe+Jgが優先析出す
ること、またPe16Ngと地鉄マトリックス以上Fl
!、、N!に関する最近の一連の研究について要約した
が、このFe+*Nよの析出物が観察される温度は20
0〜250℃の比較的低温であること、またこめFe1
.N、だけを抽出しようとしても、現在の化学的溶媒で
はFetJb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
鉄マトリックス中におけるFe+bNz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。
鉄マトリックス中におけるFe+bNz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Pe1bNtの
鉄窒化物をより高温側でマトリッ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って必須条件であると
の認識に立って、数多くの試行実験を開始した。その結
果、Fe、、N、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Fe+*N2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ったものである。
鉄窒化物をより高温側でマトリッ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って必須条件であると
の認識に立って、数多くの試行実験を開始した。その結
果、Fe、、N、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Fe+*N2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ったものである。
すなわちこの発明は、C: 0.02wt%(以下単に
%で示す)以下、St : 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薄帯、薄膜または粉末で
あって、内部にFe、、N、の析出相をそなえることか
らなる飽和磁気モーメントが高い磁性材料である。
%で示す)以下、St : 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薄帯、薄膜または粉末で
あって、内部にFe、、N、の析出相をそなえることか
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った実験結果に基づき、こ
の発明を具体的に説明する。
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.Oo+m+0.8mm+0.5
mm++0.3On+m及び0.10+wm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った
。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(10G)
面方位の強い1次再結晶組織を発達させた後、550℃
のNHs(5χ)とHa(95χ)ガスとの窒化雰囲気
中で30〜60分間の窒化処理を行なったのち急冷処理
した。その後100℃から400 ℃の温度範囲で時効
処理を行なったのち、透過電子顕微鏡(加速電圧200
KV)によりFetJbの鉄窒化物の析出状態を観察し
た。
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.Oo+m+0.8mm+0.5
mm++0.3On+m及び0.10+wm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った
。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(10G)
面方位の強い1次再結晶組織を発達させた後、550℃
のNHs(5χ)とHa(95χ)ガスとの窒化雰囲気
中で30〜60分間の窒化処理を行なったのち急冷処理
した。その後100℃から400 ℃の温度範囲で時効
処理を行なったのち、透過電子顕微鏡(加速電圧200
KV)によりFetJb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、Fe+i
Ntが板厚方向にわたって均一に析出していたのは、板
厚の薄い0.10mm厚の試料であった。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Fe、NあるいはFeaHなどの鉄窒化物が形成
され、またFe、、N、とFe4.Nとが同時に析出し
ている状態も観察された。
Ntが板厚方向にわたって均一に析出していたのは、板
厚の薄い0.10mm厚の試料であった。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Fe、NあるいはFeaHなどの鉄窒化物が形成
され、またFe、、N、とFe4.N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、Fe+Jzの析出現象の追跡には
板厚の薄い0.imn+厚が最適であることが判明した
が、第1図にかかる板厚0.1m+w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
。
板厚の薄い0.imn+厚が最適であることが判明した
が、第1図にかかる板厚0.1m+w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、Fe+iNzの安定析出S
i fM度は10%以下より好ましくは6%以下であ
って、この範囲においてマトリックス中に数多くのFe
+aNz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。
i fM度は10%以下より好ましくは6%以下であ
って、この範囲においてマトリックス中に数多くのFe
+aNz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、Fe、6N、の最適析出条件は、■
Si含有量が0〜10%以下(特にStが3〜6%にお
いて350℃の高温領域で析出)の範囲で Fe+Jzが高温において安定析出すること、■ 板厚
の薄い試料においてFe+Jlf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Fe、、N、とマトリッ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Fe、、N、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Fe+Jz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、従ってZ軸方向に
とりわけ著しく歪みの多い状態となっている。このため
Fe+Jzの安定析出を図るためには、鋼板を薄くする
ことによってFe9.N2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
スパッタ蒸着法(イオンビーム法)によりFe+hNz
相を含む薄膜を作成した。第3図に、スパッタ蒸着要領
を模式で示すが、ターゲット材料として(A) 3.0
χSi、 0.03%Mn、 0.003%Cを主成分
とするけい素鋼と (B) 3.0χSi、0.03χMn、 0.005
%G、 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Fe+Jzの安定析出
を図るため基板の温度は250℃〜300℃に保定した
。
Si含有量が0〜10%以下(特にStが3〜6%にお
いて350℃の高温領域で析出)の範囲で Fe+Jzが高温において安定析出すること、■ 板厚
の薄い試料においてFe+Jlf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Fe、、N、とマトリッ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Fe、、N、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Fe+Jz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、従ってZ軸方向に
とりわけ著しく歪みの多い状態となっている。このため
Fe+Jzの安定析出を図るためには、鋼板を薄くする
ことによってFe9.N2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
スパッタ蒸着法(イオンビーム法)によりFe+hNz
相を含む薄膜を作成した。第3図に、スパッタ蒸着要領
を模式で示すが、ターゲット材料として(A) 3.0
χSi、 0.03%Mn、 0.003%Cを主成分
とするけい素鋼と (B) 3.0χSi、0.03χMn、 0.005
%G、 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Fe+Jz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(^)、 (B) 、 (A)
、 (B)交互の合金層(各合金層厚は10〜50人
で合金層の厚みは10000〜5000人からなる薄膜
試料の飽和磁化を、トルク法によって測定した結果、2
7000Gaussと極めて高い値を示した。
、 (B)交互の合金層(各合金層厚は10〜50人
で合金層の厚みは10000〜5000人からなる薄膜
試料の飽和磁化を、トルク法によって測定した結果、2
7000Gaussと極めて高い値を示した。
次に第1表に番号Φ〜■で示した種類の鉄および鉄合金
の粉末試料を、500℃のNH3(5χ)とHz(95
χ)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。
の粉末試料を、500℃のNH3(5χ)とHz(95
χ)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。
第1表から明らかなように、■の試料では飽和磁化が2
5800 Gaussと他の試料21000〜2250
0 Gaussにくらべて高いことが注目される。
5800 Gaussと他の試料21000〜2250
0 Gauss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
150pm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、22500 Gau
ss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FetJgの歪
(FerJt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。
のけい素を含有していること、しかも試料粉末の粒径が
150pm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、22500 Gau
ss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FetJgの歪
(FerJt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Fe+Jz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、 ■ Fe、、N、とマトリッ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、 ■ Fe+6Ng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。
トの高いFe+Jz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、 ■ Fe、、N、とマトリッ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、 ■ Fe+6Ng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、ここで述べる薄帯とは、通常20〜500μm厚
程度の薄鋼帯を、また薄膜とは1000〜5oooo人
程度のきわめて薄いものを、さらに粉末とは粒径300
μm以下望ましくは15011m以下の試料を意味する
。
程度の薄鋼帯を、また薄膜とは1000〜5oooo人
程度のきわめて薄いものを、さらに粉末とは粒径300
μm以下望ましくは15011m以下の試料を意味する
。
(作 用)
次に素材成分の限定理由について述べる。
St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Fe1hNzが
安定して大量に析出子るので、St含有量は0.5〜1
0%の範囲に限定した。
望ましくは0.5〜6%の範囲においてFe1hNzが
安定して大量に析出子るので、St含有量は0.5〜1
0%の範囲に限定した。
Mnは、0.01%4未満では加工性およびFe1Ji
の析出制御が困難となり、一方1.0χを超えるとFe
rJtの優先析出が困難となり、また高価でもあるので
、Mnは0.01〜1.0χの範囲に限定した。
の析出制御が困難となり、一方1.0χを超えるとFe
rJtの優先析出が困難となり、また高価でもあるので
、Mnは0.01〜1.0χ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。
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A1.Ti+V+Cr、Nb、Cu、
B。
る元素、たとえばA1.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。
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FerJt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Fe1hNzの析出
物とマトリックスとの比で決定され、また粉末において
はX線回折によるFe、、N、の主要回折ピーク高さか
ら決定されるが、Fe、、N1の析出の量は0.5%以
上とすることが望ましい。
出させたFerJt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Fe1hNzの析出
物とマトリックスとの比で決定され、また粉末において
はX線回折によるFe、、N、の主要回折ピーク高さか
ら決定されるが、Fe、、N1の析出の量は0.5%以
上とすることが望ましい。
(実施例)
寒施拠工
C:0.003χ、St:3.30χ、Mn:0.06
χ、s:o、ooosχ。
χ、s:o、ooosχ。
P:0.008χ、N:0.002χおよび00.00
15χ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 、
5ms+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。ついて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50
0℃のNHxC5χ)とH!(95χ)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った、 かくして得られた試料の電子顕微鏡観察によるreいN
2の析出・量は約1〜2%であり、またトルク法により
測定した飽和磁化は、24000 Gaussというき
わめて高い値を示した。
15χ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 、
5ms+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。ついて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50
0℃のNHxC5χ)とH!(95χ)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った、 かくして得られた試料の電子顕微鏡観察によるreいN
2の析出・量は約1〜2%であり、またトルク法により
測定した飽和磁化は、24000 Gaussというき
わめて高い値を示した。
叉鳳斑主
(A) C:0.002χ、St:3.6χ、 Mn:
0.03X、 P:0.008χ。
0.03X、 P:0.008χ。
S:0.009χ、 N:0.002χおよびO:O,
0O15χ。
0O15χ。
(B) C:0.003χ、Si:3.3χ、Mn:0
.085χ、P:0.007χ。
.085χ、P:0.007χ。
S:0.006χ、 N:0.040χおよび0:0.
0013χ。
0013χ。
の組成になる2種の鋼種をターゲット材料として用い、
前掲第3図に模式で示すようなスバ、:、タ蒸着法によ
り薄膜を作成した。この薄膜試料の化学成分はC:0.
003X、Si:3.4X、 Mn:0.091χ、S
:0.008χ。
前掲第3図に模式で示すようなスバ、:、タ蒸着法によ
り薄膜を作成した。この薄膜試料の化学成分はC:0.
003X、Si:3.4X、 Mn:0.091χ、S
:0.008χ。
N:0.025χ、O:0.002χであった。またこ
のときの基板の温度は270℃に保定した。
の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Fe1Jzの析
出量は約70%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。
出量は約70%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。
大施拠主
C:0.005X、St:3.38χ、Mn:0.06
χ、P:0.008χ、S:0.009χ。
χ、P:0.008χ、S:0.009χ。
N:0.002χおよび00.009χを含有する微細
粉末(粒径100μm以下)を500℃のNH3(5χ
)とHz(95χ)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。
粉末(粒径100μm以下)を500℃のNH3(5χ
)とHz(95χ)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って測
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FethNtの析
出量は約30%であった。
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FethNtの析
出量は約30%であった。
(発明の効果)
かくしてこの発明によれば、鉄マトリックス中にFet
hNt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。
hNt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Fe+Jzの析出状況を時効処理温度とSt’
含有量との関係で示した図、 第2図はFe+thN富の結晶構造を示した模式図、第
3図はスパッタ蒸着法による薄膜の作成要領を示した模
式図である。 第1図 ロルE騎n斬家量05声シよ
含有量との関係で示した図、 第2図はFe+thN富の結晶構造を示した模式図、第
3図はスパッタ蒸着法による薄膜の作成要領を示した模
式図である。 第1図 ロルE騎n斬家量05声シよ
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
薄帯、薄膜または粉末であって、内部にFe_1_6N
_2の析出相を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 true JPS61143557A (ja) | 1986-07-01 |
JPH0343336B2 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) |
Cited By (12)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
CN103827986A (zh) * | 2011-08-17 | 2014-05-28 | 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 |
US9715957B2 (en) | 2013-02-07 | 2017-07-25 | Regents Of The University Of Minnesota | Iron nitride permanent magnet and technique for forming iron nitride permanent magnet |
JP2018083964A (ja) * | 2016-11-22 | 2018-05-31 | 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 |
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 |
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 |
US10358716B2 (en) | 2014-08-08 | 2019-07-23 | Regents Of The University Of Minnesota | Forming iron nitride hard magnetic materials using chemical vapor deposition or liquid phase epitaxy |
US10504640B2 (en) | 2013-06-27 | 2019-12-10 | Regents Of The University Of Minnesota | Iron nitride materials and magnets including iron nitride materials |
US10573439B2 (en) | 2014-08-08 | 2020-02-25 | Regents Of The University Of Minnesota | Multilayer iron nitride hard magnetic materials |
WO2021131162A1 (ja) * | 2019-12-25 | 2021-07-01 | 株式会社日立製作所 | 軟磁性鋼板、該軟磁性鋼板の製造方法、該軟磁性鋼板を用いた鉄心および回転電機 |
US11195644B2 (en) | 2014-03-28 | 2021-12-07 | Regents Of The University Of Minnesota | Iron nitride magnetic material including coated nanoparticles |
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 |
-
1984
- 1984-12-18 JP JP59265178A patent/JPS61143557A/ja active Granted
Cited By (20)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
CN103827986B (zh) * | 2011-08-17 | 2017-02-15 | 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 |
US11742117B2 (en) | 2011-08-17 | 2023-08-29 | Regents Of The University Of Minnesota | Iron nitride permanent magnet and technique for forming iron nitride permanent magnet |
CN103827986A (zh) * | 2011-08-17 | 2014-05-28 | 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 |
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US10692635B2 (en) | 2013-02-07 | 2020-06-23 | Regents Of The University Of Minnesota | Iron nitride permanent magnet and technique for forming iron nitride permanent magnet |
US9715957B2 (en) | 2013-02-07 | 2017-07-25 | Regents Of The University Of Minnesota | Iron nitride permanent magnet and technique for forming iron nitride permanent magnet |
US11217371B2 (en) | 2013-02-07 | 2022-01-04 | Regents Of The University Of Minnesota | Iron nitride permanent magnet and technique for forming iron nitride permanent magnet |
US10504640B2 (en) | 2013-06-27 | 2019-12-10 | Regents Of The University Of Minnesota | Iron nitride materials and magnets including iron nitride materials |
US11195644B2 (en) | 2014-03-28 | 2021-12-07 | Regents Of The University Of Minnesota | Iron nitride magnetic material including coated nanoparticles |
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US10961615B2 (en) | 2014-06-30 | 2021-03-30 | 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 |
US10573439B2 (en) | 2014-08-08 | 2020-02-25 | Regents Of The University Of Minnesota | Multilayer iron nitride hard magnetic materials |
US10358716B2 (en) | 2014-08-08 | 2019-07-23 | Regents Of The University Of Minnesota | Forming iron nitride hard magnetic materials using chemical vapor deposition or liquid phase epitaxy |
US11214862B2 (en) | 2014-08-08 | 2022-01-04 | Regents Of The University Of Minnesota | Forming iron nitride hard magnetic materials using chemical vapor deposition or liquid phase epitaxy |
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 |
JP2018083964A (ja) * | 2016-11-22 | 2018-05-31 | 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 |
WO2021131162A1 (ja) * | 2019-12-25 | 2021-07-01 | 株式会社日立製作所 | 軟磁性鋼板、該軟磁性鋼板の製造方法、該軟磁性鋼板を用いた鉄心および回転電機 |
JP2021102799A (ja) * | 2019-12-25 | 2021-07-15 | 株式会社日立製作所 | 軟磁性鋼板、該軟磁性鋼板の製造方法、該軟磁性鋼板を用いた鉄心および回転電機 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPH0343336B2 (ja) | 1991-07-02 |
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