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(19)【発行国】日本国特許庁(JP)
(12)【公報種別】公開特許公報(A)
(11)【公開番号】P2022145311
(43)【公開日】2022-10-04
(54)【発明の名称】Ｄ０３型Ｆｅ３Ａｌ粒子粉の製造方法
(51)【国際特許分類】
C30B 29/52 20060101AFI20220926BHJP
C21D 6/00 20060101ALI20220926BHJP
B22F 1/00 20220101ALI20220926BHJP
B22F 9/12 20060101ALI20220926BHJP
C22C 38/00 20060101ALN20220926BHJP
【ＦＩ】
C30B29/52
C21D6/00 Z
B22F1/00 T
B22F9/12 Z
C22C38/00 304
【審査請求】未請求
【請求項の数】5
【出願形態】ＯＬ
(21)【出願番号】P 2021046666
(22)【出願日】2021-03-19
(71)【出願人】
【識別番号】000224798
【氏名又は名称】ＤＯＷＡホールディングス株式会社
(71)【出願人】
【識別番号】301021533
【氏名又は名称】国立研究開発法人産業技術総合研究所
(74)【代理人】
【識別番号】100129470
【弁理士】
【氏名又は名称】小松 高
(72)【発明者】
【氏名】佐藤 王高
(72)【発明者】
【氏名】公文 翔一
(72)【発明者】
【氏名】加藤 彰悟
(72)【発明者】
【氏名】平山 悠介
(72)【発明者】
【氏名】高木 健太
(72)【発明者】
【氏名】劉 崢
【テーマコード（参考）】
4G077
4K017
4K018
【Ｆターム（参考）】
4G077AA01
4G077AB08
4G077AB09
4G077AB10
4G077BA09
4G077DA20
4G077HA05
4K017AA04
4K017BA06
4K017BB01
4K017CA01
4K017CA07
4K017CA08
4K017DA01
4K017DA07
4K017EF02
4K017EG04
4K017FA03
4K017FA24
4K018AA24
4K018BA16
4K018BB03
4K018BB04
4K018BB05
4K018BB06
4K018BD04
4K018FA08
4K018KA33
4K018KA70
(57)【要約】
【課題】所定形状の部品に加工しやすいＤ０３型Ｆｅ３Ａｌ結晶の素材を提供する。
【解決手段】高周波コイル内に供給される希ガスに高周波磁場を印加して熱プラズマを発生させ、ＦｅとＡｌで構成される粉体原料を前記熱プラズマの中に供給してＦｅとＡｌの金属蒸気を生成させ、その金属蒸気を希ガスからなる気相中で凝縮させることにより、ＦｅとＡｌの原子比Ｆｅ：Ａｌが８１.０：１９.０から６５.０：３５.０までの範囲にある組成のＦｅ－Ａｌ合金の金属粒子を合成する、金属粒子合成工程、
前記金属粒子を３００～６２５℃で加熱保持することにより、Ｄ０３型の規則格子構造を持つＦｅ３Ａｌ相を生成させる、規則格子化工程、
を有する、Ｄ０３型Ｆｅ３Ａｌ粒子粉の製造方法。
【選択図】図１
【解決手段】高周波コイル内に供給される希ガスに高周波磁場を印加して熱プラズマを発生させ、ＦｅとＡｌで構成される粉体原料を前記熱プラズマの中に供給してＦｅとＡｌの金属蒸気を生成させ、その金属蒸気を希ガスからなる気相中で凝縮させることにより、ＦｅとＡｌの原子比Ｆｅ：Ａｌが８１.０：１９.０から６５.０：３５.０までの範囲にある組成のＦｅ－Ａｌ合金の金属粒子を合成する、金属粒子合成工程、
前記金属粒子を３００～６２５℃で加熱保持することにより、Ｄ０３型の規則格子構造を持つＦｅ３Ａｌ相を生成させる、規則格子化工程、
を有する、Ｄ０３型Ｆｅ３Ａｌ粒子粉の製造方法。
【選択図】図１
【特許請求の範囲】
【請求項1】
ＦｅとＡｌの原子比Ｆｅ：Ａｌが８１.０：１９.０から６５.０：３５.０までの範囲にある組成のＦｅ－Ａｌ合金の金属粒子を３００～６２５℃で加熱保持することにより、Ｄ０３型の規則格子構造を持つＦｅ３Ａｌ相を生成させる規則格子化工程を有する、Ｄ０３型Ｆｅ３Ａｌ粒子粉の製造方法。
【請求項2】
高周波コイル内に供給される希ガスに高周波磁場を印加して熱プラズマを発生させ、ＦｅとＡｌで構成される粉体原料を前記熱プラズマの中に供給してＦｅとＡｌの金属蒸気を生成させ、その金属蒸気を希ガスからなる気相中で凝縮させることにより、ＦｅとＡｌの原子比Ｆｅ：Ａｌが８１.０：１９.０から６５.０：３５.０までの範囲にある組成のＦｅ－Ａｌ合金の金属粒子を合成する、金属粒子合成工程、
前記金属粒子を３００～６２５℃で加熱保持することにより、Ｄ０３型の規則格子構造を持つＦｅ３Ａｌ相を生成させる、規則格子化工程、
を有する、Ｄ０３型Ｆｅ３Ａｌ粒子粉の製造方法。
前記金属粒子を３００～６２５℃で加熱保持することにより、Ｄ０３型の規則格子構造を持つＦｅ３Ａｌ相を生成させる、規則格子化工程、
を有する、Ｄ０３型Ｆｅ３Ａｌ粒子粉の製造方法。
【請求項3】
前記規則格子化工程において、Ｘ線回折パターンにおけるＤ０３型Ｆｅ３Ａｌ規則格子の｛１１１｝面と｛２２０｝面の回折ピーク高さの強度比Ｉ｛１１１｝／Ｉ｛２２０｝が０.００５以上である、Ｄ０３型の規則格子構造を持つＦｅ３Ａｌ相を生成させる、請求項１または２に記載のＤ０３型Ｆｅ３Ａｌ粒子粉の製造方法。
【請求項4】
前記加熱保持の温度を４００～６００℃とする請求項１～３のいずれか１項に記載のＤ０３型Ｆｅ３Ａｌ粒子粉の製造方法。
【請求項5】
長径による平均粒子径が２０～５００ｎｍである粒子粉を得る、請求項１～４のいずれか１項に記載のＤ０３型Ｆｅ３Ａｌ粒子粉の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本発明は、Ｄ０３型の規則格子構造を持つＦｅ３Ａｌ金属間化合物の粒子からなる粉体の製造方法に関する。
【背景技術】
【0002】
Ｄ０３型の規則格子構造を持つＦｅ３Ａｌ金属間化合物は、大きな異常ネルンスト効果を示す物質であることが知られており、熱流センサーや熱電発電デバイスを構築するための素材として有望視されている。これまでにＤ０３型Ｆｅ３Ａｌ結晶の作製例としては、非特許文献１に、分子線エピタキシー法（ＭＢＥ；Molecular beam epitaxy method）による薄膜の作製例と、チョクラルスキー法（回転引き上げ法）による単結晶の作製例が報告されている。
【0003】
熱流センサーを構成するための熱電変換素子には数百ナノメートルオーダーあるいはミクロンオーダーの厚さが求められる。また、熱電発電デバイスを実現するための熱電変換素子の場合には厚さ数ミリメートル程度のバルク体であることが望まれる。分子線エピタキシー法やスパッタリング法などの製膜技術は、数百ナノメートルオーダーの薄膜試料の作製には利用できるが、製膜時間やコストの面でＤ０３型Ｆｅ３Ａｌ結晶の素子を工業的に製造するための手段としては適さない。チョクラルスキー法によればサイズの大きいＤ０３型Ｆｅ３Ａｌ単結晶を得ることが可能である。しかし、Ｆｅ３Ａｌ単結晶体は非常に硬い。Ｆｅ３Ａｌ単結晶体から所定サイズの素子を切り出すこと、特にナノメートルオーダーあるいはミクロンオーダーの厚さの素子を採取することは非常に難しい。また、Ｆｅ３Ａｌ単結晶体を砕いて粉体化することも困難である。したがって、バルク状のＤ０３型Ｆｅ３Ａｌ単結晶を得る技術も、熱流センサーや熱電発電デバイスの素子を工業的に製造するための手段としては適さない。
【0004】
一方、非特許文献２には、Ｆｅ－Ａｌ合金インゴットを水素プラズマアークにより溶融させてチャンバー内に気化させた後、凝固した粉体を回収する方法により、Ｆｅ－Ａｌ合金のナノ粒子を作製した実験が示されている。この文献の記述によれば、Ｄ０３構造のＦｅ３Ａｌナノ粒子が得られたとのことである。しかしながら、Ｃｕ－Ｋα線によるＸ線回折パターン（Ｆｉｇ.３）には、Ｄ０３構造のＦｅ３Ａｌ結晶に特有の｛２００｝ピーク（２θ＝３０.９°付近）が全く観測されないことから、実際に生成したＦｅ－Ａｌ合金ナノ粒子の結晶構造は、文献の記述とは異なり、Ｄ０３型規則格子構造ではないと考えられる。おそらく不規則構造のＦｅ－Ａｌ合金相が主体の粒子が生成したものと推察される。
【先行技術文献】
【非特許文献】
【0005】
【非特許文献1】Akito Sakai et al. Iron-based binary ferromagnets for transverse thermoelectric conversion. Nature 581 (2020) 53-57.
【非特許文献2】Tong Liu et al. Preparation and characteristics of Fe3Al nanoparticles by hydrogen plasma-metal reaction. Solid State Communications 125 (2003) 391-394.
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0006】
これまでＤ０３型の規則格子構造を持つＦｅ３Ａｌ金属間化合物は、薄膜や単結晶体の形態として得られている。しかし、それら薄膜や単結晶体の素材を用いて所定形状の部品を工業的に製造することは、上述のように、極めて困難である。本発明は、所定形状の部品に加工しやすいＤ０３型Ｆｅ３Ａｌ結晶の素材を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【0007】
上記目的は、ＦｅとＡｌの原子比Ｆｅ：Ａｌが８１.０：１９.０から６５.０：３５.０までの範囲にある組成のＦｅ－Ａｌ合金の金属粒子を３００～６２５℃で加熱保持することにより、Ｄ０３型の規則格子構造を持つＦｅ３Ａｌ相を生成させる「規則格子化工程」を有する、Ｄ０３型Ｆｅ３Ａｌ粒子粉の製造方法によって達成される。
また、上記「規則格子化工程」に供するＦｅ－Ａｌ合金の金属粒子を合成するための工程として、高周波コイル内に供給される希ガスに高周波磁場を印加して熱プラズマを発生させ、ＦｅとＡｌで構成される粉体原料を前記熱プラズマの中に供給してＦｅとＡｌの金属蒸気を生成させ、その金属蒸気を希ガスからなる気相中で凝縮させることにより、ＦｅとＡｌの原子比Ｆｅ：Ａｌが８１.０：１９.０から６５.０：３５.０までの範囲にある組成のＦｅ－Ａｌ合金の金属粒子を合成する「金属粒子合成工程」を採用することができる。
また、上記「規則格子化工程」に供するＦｅ－Ａｌ合金の金属粒子を合成するための工程として、高周波コイル内に供給される希ガスに高周波磁場を印加して熱プラズマを発生させ、ＦｅとＡｌで構成される粉体原料を前記熱プラズマの中に供給してＦｅとＡｌの金属蒸気を生成させ、その金属蒸気を希ガスからなる気相中で凝縮させることにより、ＦｅとＡｌの原子比Ｆｅ：Ａｌが８１.０：１９.０から６５.０：３５.０までの範囲にある組成のＦｅ－Ａｌ合金の金属粒子を合成する「金属粒子合成工程」を採用することができる。
【0008】
前記規則格子化工程において、Ｘ線回折パターンにおけるＤ０３型Ｆｅ３Ａｌ規則格子の｛１１１｝面と｛２２０｝面の回折ピーク高さの強度比Ｉ｛１１１｝／Ｉ｛２２０｝が０.００５以上である、Ｄ０３型の規則格子構造を持つＦｅ３Ａｌ相を生成させることが好ましい。前記３００～６２５℃での加熱保持の時間は例えば５～３００分とすることができる。前記加熱保持の温度を４００～６００℃とすることがより好ましい。
【0009】
上記のＤ０３型Ｆｅ３Ａｌ粒子粉のサイズは、例えば長径による平均粒子径が２０～５００ｎｍである範囲に調整することができる。このような微小粒子径の粉体は、焼結温度を低下させるうえで好ましい。
【発明の効果】
【0010】
本発明によれば、Ｄ０３型Ｆｅ３Ａｌ結晶のナノ粒子で構成される粉体を得ることが可能である。本発明によって得られる微小粒子径の粉体は焼結温度が低いことから、Ｄ０３型Ｆｅ３Ａｌ金属間化合物からなる所定形状の金属部品を容易に作製することができる。また、ナノインプリント技術に適用すれば、Ｄ０３型Ｆｅ３Ａｌ金属間化合物の配線を形成させることも可能になる。
【図面の簡単な説明】
【0011】
【図1】比較例１、２、実施例３、２、１、４、５の供試粉体についてのＣｏ－Ｋα線によるＸ線回折パターン。
【図2】比較例３、４、実施例６、７の供試粉体についてのＣｏ－Ｋα線によるＸ線回折パターン。
【図3】前駆体粒子Ｃの粉体、および実施例８の供試粉体についてのＣｏ－Ｋα線によるＸ線回折パターン。
【図4】前駆体粒子Ｄ、Ｅ、Ｆ、Ｇの粉体、および実施例９、１０、１１、１２の供試粉体についてのＣｏ－Ｋα線によるＸ線回折パターン。
【図5】前駆体粒子Ｈの粉体、および実施例１３の供試粉体についてのＣｏ－Ｋα線によるＸ線回折パターン。
【図6】前駆体粒子Ｉの粉体、および実施例１４の供試粉体についてのＣｏ－Ｋα線によるＸ線回折パターン。
【図7】前駆体粒子Ａの粉体のＳＥＭ写真。
【図8】実施例１の供試粉体のＳＥＭ写真。
【図9】実施例２の供試粉体のＳＥＭ写真。
【図10】実施例６の供試粉体のＳＥＭ写真。
【図11】実施例７の供試粉体のＳＥＭ写真。
【図12】前駆体粒子Ｄの粉体のＳＥＭ写真。
【図13】前駆体粒子Ｅの粉体のＳＥＭ写真。
【図14】前駆体粒子Ｇの粉体のＳＥＭ写真。
【図15】前駆体粒子Ｈの粉体のＳＥＭ写真。
【図16】前駆体粒子Ｉの粉体のＳＥＭ写真。
【発明を実施するための形態】
【0012】
発明者らは研究の結果、急冷凝固により生成したＦｅ３Ａｌの化学量論的組成またはその組成から少しずれた組成を持つＦｅ－Ａｌ合金の微細粒子に対して、５００℃程度の温度に加熱保持する熱処理を施すことによって、Ｄ０３型規則格子構造のＦｅ３Ａｌ相を主体とする微細粒子が得られることを見出した。ここでは、特に球状のナノ粒子からなるＤ０３型Ｆｅ３Ａｌ粒子粉を製造する上で好適な、熱プラズマ法によるＦｅ－Ａｌ合金粒子の合成と、熱処理を組み合わせた製造方法を開示する。
【0013】
［金属粒子合成工程］
熱プラズマ法によりＦｅ－Ａｌ合金の粒子を合成する。ここで利用する熱プラズマ法は、高周波コイル内に供給される希ガスに高周波磁場を印加して熱プラズマを発生させ、ＦｅとＡｌで構成される粉体原料を前記熱プラズマの中に供給してＦｅとＡｌの金属蒸気を生成させ、その金属蒸気を希ガスからなる気相中で凝縮させるものである。ＦｅとＡｌからなる凝縮相（液相）は直ちに急冷凝固され、Ｆｅ－Ａｌ合金の固体粒子となる。希ガスとしては入手の容易なＡｒを使用することができる。
熱プラズマ法によりＦｅ－Ａｌ合金の粒子を合成する。ここで利用する熱プラズマ法は、高周波コイル内に供給される希ガスに高周波磁場を印加して熱プラズマを発生させ、ＦｅとＡｌで構成される粉体原料を前記熱プラズマの中に供給してＦｅとＡｌの金属蒸気を生成させ、その金属蒸気を希ガスからなる気相中で凝縮させるものである。ＦｅとＡｌからなる凝縮相（液相）は直ちに急冷凝固され、Ｆｅ－Ａｌ合金の固体粒子となる。希ガスとしては入手の容易なＡｒを使用することができる。
【0014】
熱プラズマ法で合成されたＦｅ－Ａｌ合金の固体粒子は、まだＤ０３型の規則格子構造を有するＦｅ３Ａｌ粒子にはなっていない。したがって、合成直後の粒子は後述の「規則格子化工程」でＤ０３構造への規則格子化を行うための前駆体粒子と言うことができる。発明者らの検討によれば、Ｆｅ－Ａｌ合金からなる前駆体粒子のＦｅとＡｌの原子比Ｆｅ：Ａｌが８１.０：１９.０から６５.０：３５.０までの範囲において、結晶構造がＤ０３型規則格子であるＦｅ３Ａｌ金属間化合物の相を得ることができる。すなわち、Ｆｅ３Ａｌの化学量論的なＦｅとＡｌの原子比はＦｅ：Ａｌが７５.０：２５.０であるが、その周辺の上記組成範囲においてＤ０３型規則格子構造を呈するＤ０３型Ｆｅ３Ａｌ粒子を得ることができる。ここで、本明細書で言う「Ｄ０３型Ｆｅ３Ａｌ粒子」は、Ｆｅ３Ａｌの化学量論的組成またはその組成から少しずれた組成を持つＦｅ－Ａｌ合金の粒子であって、その粒子からなる粉体がＤ０３型構造の規則格子に基づくＸ線回折パターンを呈するものを意味する。
【0015】
熱プラズマ法に適用する原料の形態は、熱プラズマにより迅速に金属蒸気となる必要があることから、粉体であることが望ましい。合成される前駆体粒子の組成が上記範囲の原子比となるように、原料粉体によって供給されるＦｅとＡｌの組成を設定する。原料粉体は、純Ｆｅ粉体と純Ａｌ粉体からなる混合粉としてもよいし、予め製造した所定組成のＦｅ－Ａｌ合金粉体を使用してもよい。装置の製造条件や、原料粉体の粒子径によって、仕込み組成（すなわち熱プラズマ中に供給されるＦｅとＡｌの原子比）と、合成される前駆体粒子の組成の間には一定の変動が生じうる。予備実験によって、使用する原料粉体の組成・粒子径と、合成される粒子の組成の関係を把握しておくことにより、合成される前駆体粒子の組成を目標組成に調整することができる。例えば、後述の実施例で用いた熱プラズマ装置では、仕込み組成をＦｅとＡｌの原子比で７５.０：２５.０とする際、原料に累積９０％粒子径Ｄ９０が６.８μｍのＦｅ粉と３６.８μｍのＡｌ粉を使用した場合に得られた前駆体粒子（表１の記号Ｂ）のＦｅとＡｌの原子比は７９.３：２０.７であり、原料に累積９０％粒子径Ｄ９０が６.８μｍのＦｅ粉と１３.９μｍのＡｌ粉を使用した場合に得られた前駆体粒子（表１の記号Ｄ）のＦｅとＡｌの原子比は７３.４：２６.６であった。
【0016】
［規則格子化工程］
熱プラズマ装置から回収された前述の前駆体粒子を、熱処理に供することにより、Ｄ０３型の規則格子構造を持つＦｅ３Ａｌ相を生成させ、「Ｄ０３型Ｆｅ３Ａｌ粒子」を得る。Ｄ０３型Ｆｅ３Ａｌ粒子を安定して得るため、本発明では、ＦｅとＡｌの原子比Ｆｅ：Ａｌが８１.０：１９.０から６５.０：３５.０までの範囲にあるＦｅ－Ａｌ合金粒子（前駆体粒子）に熱処理を施す。その熱処理は、前駆体粒子を３００～６２５℃で加熱保持することによって行うことができる。その温度での保持時間については５～３００分の範囲内で最適条件を見出すことができる。特に、保持温度は４００～６００℃の範囲とすることがより効果的であり、保持時間は１０～１８０分の範囲とすることがより効果的である。温度が低すぎる場合、加熱保持時間が短すぎる場合、および温度が高すぎる場合は、いずれもＤ０３構造への規則化が十分に達成されない。加熱保持時間が長すぎるとＢ２構造（Ｆｅ－Ａｌ相）とｂｃｃ構造（α－Ｆｅ）への相分離が生じる傾向が見られる。加熱中の雰囲気は、非酸化性ガス雰囲気または真空とすればよい。ここでいう真空の雰囲気は、圧力１Ｐａ以下の状態を意味する。
熱プラズマ装置から回収された前述の前駆体粒子を、熱処理に供することにより、Ｄ０３型の規則格子構造を持つＦｅ３Ａｌ相を生成させ、「Ｄ０３型Ｆｅ３Ａｌ粒子」を得る。Ｄ０３型Ｆｅ３Ａｌ粒子を安定して得るため、本発明では、ＦｅとＡｌの原子比Ｆｅ：Ａｌが８１.０：１９.０から６５.０：３５.０までの範囲にあるＦｅ－Ａｌ合金粒子（前駆体粒子）に熱処理を施す。その熱処理は、前駆体粒子を３００～６２５℃で加熱保持することによって行うことができる。その温度での保持時間については５～３００分の範囲内で最適条件を見出すことができる。特に、保持温度は４００～６００℃の範囲とすることがより効果的であり、保持時間は１０～１８０分の範囲とすることがより効果的である。温度が低すぎる場合、加熱保持時間が短すぎる場合、および温度が高すぎる場合は、いずれもＤ０３構造への規則化が十分に達成されない。加熱保持時間が長すぎるとＢ２構造（Ｆｅ－Ａｌ相）とｂｃｃ構造（α－Ｆｅ）への相分離が生じる傾向が見られる。加熱中の雰囲気は、非酸化性ガス雰囲気または真空とすればよい。ここでいう真空の雰囲気は、圧力１Ｐａ以下の状態を意味する。
【0017】
［Ｘ線回折ピーク高さの強度比］
Ｆｅ－Ａｌ合金の粉体が「Ｄ０３型Ｆｅ３Ａｌ粒子」の粉体であるかどうかは、当該粉体についてＣｕ－Ｋα線またはＣｏ－Ｋα線によるＸ線回折（ＸＲＤ）パターンを測定することによって判定することができる。Ｄ０３型Ｆｅ３Ａｌ結晶では、Ｂ２型ＦｅＡｌ金属間化合物結晶やα－Ｆｅのｂｃｃ結晶のＸ線回折ピークが観測されない回折角２θの位置に、Ｄ０３型結晶の｛１１１｝ピークが観測される。Ｄ０３型結晶の｛１１１｝ピークは、Ｘ線源がＣｕ－Ｋα線である場合には２θ＝２６.７°付近、Ｃｏ－Ｋα線である場合には２θ＝３１.１°付近に現れる。一方、Ｄ０３型Ｆｅ３Ａｌ結晶の最も強度の高いＸ線回折ピークは｛２２０｝ピークであり、これはＸ線源がＣｕ－Ｋα線である場合には２θ＝４４.２°付近、Ｃｏ－Ｋα線である場合には２θ＝５１.９°付近に現れる。
Ｆｅ－Ａｌ合金の粉体が「Ｄ０３型Ｆｅ３Ａｌ粒子」の粉体であるかどうかは、当該粉体についてＣｕ－Ｋα線またはＣｏ－Ｋα線によるＸ線回折（ＸＲＤ）パターンを測定することによって判定することができる。Ｄ０３型Ｆｅ３Ａｌ結晶では、Ｂ２型ＦｅＡｌ金属間化合物結晶やα－Ｆｅのｂｃｃ結晶のＸ線回折ピークが観測されない回折角２θの位置に、Ｄ０３型結晶の｛１１１｝ピークが観測される。Ｄ０３型結晶の｛１１１｝ピークは、Ｘ線源がＣｕ－Ｋα線である場合には２θ＝２６.７°付近、Ｃｏ－Ｋα線である場合には２θ＝３１.１°付近に現れる。一方、Ｄ０３型Ｆｅ３Ａｌ結晶の最も強度の高いＸ線回折ピークは｛２２０｝ピークであり、これはＸ線源がＣｕ－Ｋα線である場合には２θ＝４４.２°付近、Ｃｏ－Ｋα線である場合には２θ＝５１.９°付近に現れる。
【0018】
ここでは、Ｄ０３型構造のＦｅ３Ａｌ規則格子における｛１１１｝面と｛２２０｝面の回折ピーク高さの強度比Ｉ｛１１１｝／Ｉ｛２２０｝が０.００５以上であるＸ線回折パターンを呈するＦｅ－Ａｌ合金粉体を、Ｄ０３型Ｆｅ３Ａｌ粒子の粉体であると判定する。上記強度比Ｉ｛１１１｝／Ｉ｛２２０｝が０.００５以上であるＦｅ－Ａｌ合金粉体では、規則格子としての原子配列の秩序化が高いレベルで達成されていると評価できる。完全なＤ０３型構造のＦｅ３Ａｌ規則格子における計算上の上記強度比Ｉ｛１１１｝／Ｉ｛２２０｝は、Ｘ線源がＣｕ－Ｋα線の場合０.０６７、Ｃｏ－Ｋα線の場合０.０７であるとされ、Ｘ線源によらず概ね同等であることが判っている。
【0019】
Ｄ０３型Ｆｅ３Ａｌ結晶の最も強度の高い｛２２０｝ピークは、Ｂ２型ＦｅＡｌ結晶の最も強度が高い｛１１０｝ピーク、およびα－Ｆｅ結晶の最も強度が高い｛１１０｝ピークと回折角２θが近いので、それらのピークが同時に現れるＸ線回折パターンでは、互いのピークが重畳する。そのような場合、Ｄ０３型Ｆｅ３Ａｌ結晶の｛２２０｝面のピーク強度Ｉ｛２２０｝は、重畳した１つのピークの高さを採用して定めればよい。
【0020】
Ｄ０３型結晶では、上記｛１１１｝ピークの他に、｛２００｝ピークも観測される。Ｄ０３型Ｆｅ３Ａｌ結晶の｛２００｝ピークは、Ｘ線源がＣｕ－Ｋα線である場合には２θ＝３０.９°付近、Ｃｏ－Ｋα線である場合には２θ＝３６.０°付近に現れる。ただし、この｛２００｝ピークの位置は、Ｂ２型ＦｅＡｌ結晶の｛１００｝ピークの位置と近い。したがって、上記の２θ付近に現れるピークの存在のみでＤ０３型Ｆｅ３Ａｌ結晶を同定することはできない。Ｄ０３型Ｆｅ３Ａｌ結晶の生成を判定するためには、Ｂ２型ＦｅＡｌ結晶や不規則相からの回折ピークと重畳しない２θ位置に現れる上述の｛１１１｝ピークの存在に着目することが極めて有効である。なお、本発明のＤ０３型Ｆｅ３Ａｌ粒子の粉体においては、上述の強度比Ｉ｛１１１｝／Ｉ｛２２０｝が０.００５以上であることに加え、｛２００｝面と｛２２０｝面の回折ピーク高さの強度比Ｉ｛２００｝／Ｉ｛２２０｝についても０.００５以上であることがより好ましい。
【0021】
ここで、Ｘ線回折パターンにおける｛ｈｋｌ｝面のピーク強度Ｉ｛ｈｋｌ｝は、以下のようにして求めることができる。
（Ｘ線回折パターンにおける｛ｈｋｌ｝面のピーク強度Ｉ｛ｈｋｌ｝の求め方）
対象となる粉体について、Ｘ線源にＣｕ－Ｋα線またはＣｏ－Ｋα線を使用してＸ線回折パターンを測定する。｛ｈｋｌ｝面のピーク強度Ｉ｛ｈｋｌ｝は、｛ｈｋｌ｝ピーク両側のバックグラウンド部分を含む所定範囲の２θにおける測定データを抽出し、擬フォークト（ｐｓｅｕｄｏ－Ｖｏｉｇｔ）関数ｆ（２θ）を用いて最小二乗法でフィッティングした場合のピークの最大値Ｉとする。擬フォークト関数の式は下記のものを使用できる。このとき、バックグラウンドは直線近似とし、Ａ＋Ｂ２θで表現される。Ｃはピークの規格化定数である。ｎ，ｍ，Ｈはフィッティングパラメータである。ピークの最大値Ｉは下記（１）式により定まる。
（Ｘ線回折パターンにおける｛ｈｋｌ｝面のピーク強度Ｉ｛ｈｋｌ｝の求め方）
対象となる粉体について、Ｘ線源にＣｕ－Ｋα線またはＣｏ－Ｋα線を使用してＸ線回折パターンを測定する。｛ｈｋｌ｝面のピーク強度Ｉ｛ｈｋｌ｝は、｛ｈｋｌ｝ピーク両側のバックグラウンド部分を含む所定範囲の２θにおける測定データを抽出し、擬フォークト（ｐｓｅｕｄｏ－Ｖｏｉｇｔ）関数ｆ（２θ）を用いて最小二乗法でフィッティングした場合のピークの最大値Ｉとする。擬フォークト関数の式は下記のものを使用できる。このとき、バックグラウンドは直線近似とし、Ａ＋Ｂ２θで表現される。Ｃはピークの規格化定数である。ｎ，ｍ，Ｈはフィッティングパラメータである。ピークの最大値Ｉは下記（１）式により定まる。
【数1】
【0022】
Ｉ｛ｈｋｌ｝を定めるためのデータを抽出する２θの範囲、すなわち上述の「｛ｈｋｌ｝ピーク両側のバックグラウンド部分を含む所定範囲」としては、例えばＸ線源にＣｏ－Ｋα線を使用する場合、Ｉ｛１１１｝測定用の２θの範囲は３０～３３°、Ｉ｛２００｝測定用の２θの範囲は３５～３７°、Ｉ｛２２０｝測定用の２θの範囲は５０～５５°とすることができる。なお、上記の擬フォークト関数を用いたフィッティングによるＸ線回折パターンの解析手法については以下の文献が参考になる。
参考文献：虎谷秀穂、「６．プロファイル関数とパターン分解法」、日本結晶学会誌３４，８６（１９９２）
参考文献：虎谷秀穂、「６．プロファイル関数とパターン分解法」、日本結晶学会誌３４，８６（１９９２）
【0023】
［粒子の形状］
本発明のＤ０３型Ｆｅ３Ａｌ粒子の粉体を構成する粒子は、球状であることがより好ましい。粉体粒子の形状が球状であることによって、その粉体を焼結させて金属部品を作製する際に、ボイド等の空隙が少なく金属の充填率が高い部品を得る上で有利となる。また、粉体をナノインプリント技術に適用した場合には、流動性の面で有利となる。より具体的には、粉体を構成する粒子の平均円形度が０.８０以上であることが望ましい。特にナノ粒子で構成される微細な粉体においては平均円形度が０.８５以上であることがより好ましい。後述の製造技術に従えば、球状のＤ０３型Ｆｅ３Ａｌ粒子で構成される粉体を得ることができる。平均円形度は以下のようにして求めることができる。
本発明のＤ０３型Ｆｅ３Ａｌ粒子の粉体を構成する粒子は、球状であることがより好ましい。粉体粒子の形状が球状であることによって、その粉体を焼結させて金属部品を作製する際に、ボイド等の空隙が少なく金属の充填率が高い部品を得る上で有利となる。また、粉体をナノインプリント技術に適用した場合には、流動性の面で有利となる。より具体的には、粉体を構成する粒子の平均円形度が０.８０以上であることが望ましい。特にナノ粒子で構成される微細な粉体においては平均円形度が０.８５以上であることがより好ましい。後述の製造技術に従えば、球状のＤ０３型Ｆｅ３Ａｌ粒子で構成される粉体を得ることができる。平均円形度は以下のようにして求めることができる。
【0024】
（平均円形度の求め方）
測定対象である粉体のＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）観察を行い、無作為に選択した視野についてのＳＥＭ画像において、粒子の輪郭の全体が把握できる全ての粒子を測定対象粒子とする。各測定対象粒子について、下記（２）式により円形度を求める。
円形度＝４πＳ／Ｌ２ …（２）
ここで、Ｓは当該粒子の画像上の面積（ｎｍ２）、Ｌは当該粒子の画像上の周囲長（ｎｍ）である。
上記円形度の測定を、測定対象粒子の総数が５０個以上となるように、無作為に選んだ１つまたは複数の視野についてのＳＥＭ画像で行い、個々の粒子の上記円形度の総和を測定対象粒子の総数で除した値を、当該粉体を構成する粒子の平均円形度とする。
測定対象である粉体のＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）観察を行い、無作為に選択した視野についてのＳＥＭ画像において、粒子の輪郭の全体が把握できる全ての粒子を測定対象粒子とする。各測定対象粒子について、下記（２）式により円形度を求める。
円形度＝４πＳ／Ｌ２ …（２）
ここで、Ｓは当該粒子の画像上の面積（ｎｍ２）、Ｌは当該粒子の画像上の周囲長（ｎｍ）である。
上記円形度の測定を、測定対象粒子の総数が５０個以上となるように、無作為に選んだ１つまたは複数の視野についてのＳＥＭ画像で行い、個々の粒子の上記円形度の総和を測定対象粒子の総数で除した値を、当該粉体を構成する粒子の平均円形度とする。
【0025】
［粉体の平均粒子径］
本発明では粒子サイズがナノメートルオーダーであるＤ０３型Ｆｅ３Ａｌ粒子粉を得ることができる。例えば、ＳＥＭ画像から求められる長径による平均粒子径が２０～５００ｎｍの範囲にあるものが好適な対象となる。そのような微細粒子の粉体は、焼結温度が低い点で有利である。低温焼結性の観点から平均粒子径２０～２００ｎｍのものがより好ましく、５０～１５０ｎｍの範囲に管理してもよい。ここで、「長径」は、ＳＥＭ画像上の粒子の輪郭線を楕円近似した楕円の長軸の長さである。ただしその楕円が真円である場合はその円の直径である。平均粒子径は、以下のようにして求めることができる。
本発明では粒子サイズがナノメートルオーダーであるＤ０３型Ｆｅ３Ａｌ粒子粉を得ることができる。例えば、ＳＥＭ画像から求められる長径による平均粒子径が２０～５００ｎｍの範囲にあるものが好適な対象となる。そのような微細粒子の粉体は、焼結温度が低い点で有利である。低温焼結性の観点から平均粒子径２０～２００ｎｍのものがより好ましく、５０～１５０ｎｍの範囲に管理してもよい。ここで、「長径」は、ＳＥＭ画像上の粒子の輪郭線を楕円近似した楕円の長軸の長さである。ただしその楕円が真円である場合はその円の直径である。平均粒子径は、以下のようにして求めることができる。
【0026】
（平均粒子径の求め方）
測定対象である粉体のＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）観察を行い、無作為に選択した視野についてのＳＥＭ画像において、粒子の輪郭の全体が把握できる全ての粒子を測定対象粒子し、各測定対象粒子について画像上で長径を測定する。この長径の測定を、測定対象粒子の総数が５００個以上となるように、無作為に選んだ１つまたは複数の視野についてのＳＥＭ画像で行う。測定対象粒子についての長径ｒのヒストグラムを、次式、
で表される対数正規分布関数ｆ（ｒ）を用いてフィッティングし、次式、
で表される値を算出し、この値を当該粉体の平均粒子径とする。ここで、θ、μはフィッティングパラメータである。
測定対象である粉体のＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）観察を行い、無作為に選択した視野についてのＳＥＭ画像において、粒子の輪郭の全体が把握できる全ての粒子を測定対象粒子し、各測定対象粒子について画像上で長径を測定する。この長径の測定を、測定対象粒子の総数が５００個以上となるように、無作為に選んだ１つまたは複数の視野についてのＳＥＭ画像で行う。測定対象粒子についての長径ｒのヒストグラムを、次式、
【数2】
【数3】
【0027】
また、分級を行ったり、平均粒子径が異なる２種以上の粉体を混合したりすることにより、粒度分布を調整することもできる。
【実施例0028】
［実施例１］
（熱プラズマ法による前駆体粒子の合成）
Ｆｅ粉（高純度化学研究所社製、Ｄ９０＝６.８μｍ）およびＡｌ粉（高純度化学研究所社製、Ｄ９０＝３６.８μｍ）を、原子比においてＦｅ：Ａｌ＝７０：３０となるように秤量して混合し、原料である混合粉を用意した。熱プラズマを発生させるＲＦコイルと気相中で金属蒸気を凝縮させる水冷チャンバーを備える熱プラズマ粉体製造装置を用いて、熱プラズマ法により以下のようにしてＦｅ－Ａｌ合金粒子の粉体を作製した。上記装置内に、プラズマ発生用のガスとしてＡｒガスを流量３５ＮＬ／ｍｉｎで供給し、高周波電源の出力６ｋＷでＲＦコイルに周波数１３.５６ＭＨｚの高周波電流を流し、プラズマ発生用のガスに磁場を印加することで、Ａｒプラズマを発生させた。原料である上記混合粉をキャリアガスであるＡｒガスとともに装置内に供給し、原料の混合粉をプラズマと接触させることにより、混合粉を金属蒸気の状態とした。このときの混合粉の供給速度は０.１～０.３ｇ／ｍｉｎ、キャリアガスの供給流量は５ＮＬ／ｍｉｎ、装置内圧力は１００ｋＰａとした。プラズマ発生部の下部にある水冷チャンバー内に送られた前記の金属蒸気は、当該チャンバー内のＡｒガスにより急冷されて凝縮し、微細な金属粒子として凝固した。得られた金属粒子を回収した。この金属粒子を「前駆体粒子Ａ」と呼ぶ。前駆体粒子Ａの組成をＥＤＸ（エネルギー分散型Ｘ線分析法）により分析したところ、前駆体粒子Ａの粉体のＦｅとＡｌの原子比Ｆｅ：Ａｌは７６.７：２３.３であった。ＥＤＸ装置は、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）に付属のＢｒｕｋｅｒ社製、ＸＦｌａｓｈ６１３０を使用した（以下の各ＥＤＸ分析例において同じ。）。また、ＨＯＲＩＢＡ製の分析装置（ＥＭＧＡ－６２０Ｗ）により酸素含有量を測定したところ、酸素含有量は０.８６質量％であった。
図７に、前駆体粒子Ａの粉体のＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）写真を例示する。ＳＥＭ観察はＪＥＯＬ製、ＪＳＭ－７８００Ｆにより行った（以下の各例において同じ。）。写真下部中央付近に示される白のスケールバーの長さが１００ｎｍに相当する。
（熱プラズマ法による前駆体粒子の合成）
Ｆｅ粉（高純度化学研究所社製、Ｄ９０＝６.８μｍ）およびＡｌ粉（高純度化学研究所社製、Ｄ９０＝３６.８μｍ）を、原子比においてＦｅ：Ａｌ＝７０：３０となるように秤量して混合し、原料である混合粉を用意した。熱プラズマを発生させるＲＦコイルと気相中で金属蒸気を凝縮させる水冷チャンバーを備える熱プラズマ粉体製造装置を用いて、熱プラズマ法により以下のようにしてＦｅ－Ａｌ合金粒子の粉体を作製した。上記装置内に、プラズマ発生用のガスとしてＡｒガスを流量３５ＮＬ／ｍｉｎで供給し、高周波電源の出力６ｋＷでＲＦコイルに周波数１３.５６ＭＨｚの高周波電流を流し、プラズマ発生用のガスに磁場を印加することで、Ａｒプラズマを発生させた。原料である上記混合粉をキャリアガスであるＡｒガスとともに装置内に供給し、原料の混合粉をプラズマと接触させることにより、混合粉を金属蒸気の状態とした。このときの混合粉の供給速度は０.１～０.３ｇ／ｍｉｎ、キャリアガスの供給流量は５ＮＬ／ｍｉｎ、装置内圧力は１００ｋＰａとした。プラズマ発生部の下部にある水冷チャンバー内に送られた前記の金属蒸気は、当該チャンバー内のＡｒガスにより急冷されて凝縮し、微細な金属粒子として凝固した。得られた金属粒子を回収した。この金属粒子を「前駆体粒子Ａ」と呼ぶ。前駆体粒子Ａの組成をＥＤＸ（エネルギー分散型Ｘ線分析法）により分析したところ、前駆体粒子Ａの粉体のＦｅとＡｌの原子比Ｆｅ：Ａｌは７６.７：２３.３であった。ＥＤＸ装置は、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）に付属のＢｒｕｋｅｒ社製、ＸＦｌａｓｈ６１３０を使用した（以下の各ＥＤＸ分析例において同じ。）。また、ＨＯＲＩＢＡ製の分析装置（ＥＭＧＡ－６２０Ｗ）により酸素含有量を測定したところ、酸素含有量は０.８６質量％であった。
図７に、前駆体粒子Ａの粉体のＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）写真を例示する。ＳＥＭ観察はＪＥＯＬ製、ＪＳＭ－７８００Ｆにより行った（以下の各例において同じ。）。写真下部中央付近に示される白のスケールバーの長さが１００ｎｍに相当する。
【0029】
（前駆体粒子の平均粒子径）
上掲の「平均粒子径の求め方」に従い、ＳＥＭ観察によって撮影した画像から平均粒子径を求めた。ソフトウェアとして「Ｏｒｉｇｉｎ ２０２０」を使用した。Ｂｉｎの幅を３０ｎｍとしてＬｅｖｅｎｂｅｒｇ－Ｍａｒｑｕａｒｄｔ法により対数正規分布関数ｆ（ｒ）にフィッティングし、フィッティングパラメータθ、μを決定した。そのθ、μに基づいて平均粒子径を算出した。その結果、前駆体粒子Ａの平均粒子径は９６ｎｍと求まった。
（前駆体粒子の平均円形度）
上掲の「平均円形度の求め方」に従い平均円形度を求めたところ、前駆体粒子Ａの平均円形度は０.８９７であった。円形度の分散σ２は０.００９４３であった。
なお、下記の熱処理後も、粒子の形状およびサイズは概ね維持されることが確認されている。
上掲の「平均粒子径の求め方」に従い、ＳＥＭ観察によって撮影した画像から平均粒子径を求めた。ソフトウェアとして「Ｏｒｉｇｉｎ ２０２０」を使用した。Ｂｉｎの幅を３０ｎｍとしてＬｅｖｅｎｂｅｒｇ－Ｍａｒｑｕａｒｄｔ法により対数正規分布関数ｆ（ｒ）にフィッティングし、フィッティングパラメータθ、μを決定した。そのθ、μに基づいて平均粒子径を算出した。その結果、前駆体粒子Ａの平均粒子径は９６ｎｍと求まった。
（前駆体粒子の平均円形度）
上掲の「平均円形度の求め方」に従い平均円形度を求めたところ、前駆体粒子Ａの平均円形度は０.８９７であった。円形度の分散σ２は０.００９４３であった。
なお、下記の熱処理後も、粒子の形状およびサイズは概ね維持されることが確認されている。
【0030】
（熱処理）
前駆体粒子Ａの粉体に、Ａｒ雰囲気下で、保持温度５００℃、保持時間１８０分の熱処理を施した。熱処理炉は、赤外線ゴールドイメージ炉（アドバンス理工社製、ＭＩＬＡ－５０００－Ｐ－Ｎ）を使用した（以下の各例において同じ。）。
この熱処理後の粉体を供試粉体として、以下の実験に供した。図８に、本例の供試粉体のＳＥＭ写真を例示する。写真下部中央付近に示される白のスケールバーの長さが１μｍに相当する。
前駆体粒子Ａの粉体に、Ａｒ雰囲気下で、保持温度５００℃、保持時間１８０分の熱処理を施した。熱処理炉は、赤外線ゴールドイメージ炉（アドバンス理工社製、ＭＩＬＡ－５０００－Ｐ－Ｎ）を使用した（以下の各例において同じ。）。
この熱処理後の粉体を供試粉体として、以下の実験に供した。図８に、本例の供試粉体のＳＥＭ写真を例示する。写真下部中央付近に示される白のスケールバーの長さが１μｍに相当する。
【0031】
（供試粉体のＸ線回折強度比）
供試粉体について、Ｘ線回折装置（Ｍａｌｖｅｒｎ Ｐａｎａｌｙｔｉｃａｌ社製、Ｅｍｐｙｒｅａｎ）により、Ｃｏ－Ｋα線、管電圧４５ｋＶ、管電流４５ｍＡの条件でＸ線回折パターンを測定した。得られたＸ線パターンにはＫα１とＫα２によるピークが重畳しているため、Ｒａｃｈｉｎｇｅｒ法を用いてＫα２由来のピークを除去しＫα１由来のピークのみからなるＸ線回折パターンを取得した。このときＫα１とＫα２の強度比をＫα１／Ｋα２＝０.５とし、Ｘ線回折解析ソフトウェア（Ｍａｌｖｅｒｎ Ｐａｎａｌｙｔｉｃａｌ社製、ＨｉｇｈＳｃｏｒｅ Ｐｌｕｓ）用いて計算した。このＫα１由来のピークのみからなるＸ線回折パターンについて、前掲の「Ｘ線回折パターンにおける｛ｈｋｌ｝面のピーク強度Ｉ｛ｈｋｌ｝の求め方」に従い、グラフ解析ソフトウェア（ＯｒｉｇｉｎＬａｂ Ｃｏｒｐｏｒａｔｉｏｎ社製、Ｏｒｉｇｉｎ）によりＤ０３型Ｆｅ３Ａｌ結晶の｛１１１｝面および｛２２０｝面の回折ピークの高さを求め、｛１１１｝面と｛２２０｝面の回折ピーク高さの強度比Ｉ｛１１１｝／Ｉ｛２２０｝を算出した。ここで、Ｉ｛１１１｝測定用の２θの範囲は３０～３３°、Ｉ｛２２０｝測定用の２θの範囲は５０～５５°とした。
供試粉体について、Ｘ線回折装置（Ｍａｌｖｅｒｎ Ｐａｎａｌｙｔｉｃａｌ社製、Ｅｍｐｙｒｅａｎ）により、Ｃｏ－Ｋα線、管電圧４５ｋＶ、管電流４５ｍＡの条件でＸ線回折パターンを測定した。得られたＸ線パターンにはＫα１とＫα２によるピークが重畳しているため、Ｒａｃｈｉｎｇｅｒ法を用いてＫα２由来のピークを除去しＫα１由来のピークのみからなるＸ線回折パターンを取得した。このときＫα１とＫα２の強度比をＫα１／Ｋα２＝０.５とし、Ｘ線回折解析ソフトウェア（Ｍａｌｖｅｒｎ Ｐａｎａｌｙｔｉｃａｌ社製、ＨｉｇｈＳｃｏｒｅ Ｐｌｕｓ）用いて計算した。このＫα１由来のピークのみからなるＸ線回折パターンについて、前掲の「Ｘ線回折パターンにおける｛ｈｋｌ｝面のピーク強度Ｉ｛ｈｋｌ｝の求め方」に従い、グラフ解析ソフトウェア（ＯｒｉｇｉｎＬａｂ Ｃｏｒｐｏｒａｔｉｏｎ社製、Ｏｒｉｇｉｎ）によりＤ０３型Ｆｅ３Ａｌ結晶の｛１１１｝面および｛２２０｝面の回折ピークの高さを求め、｛１１１｝面と｛２２０｝面の回折ピーク高さの強度比Ｉ｛１１１｝／Ｉ｛２２０｝を算出した。ここで、Ｉ｛１１１｝測定用の２θの範囲は３０～３３°、Ｉ｛２２０｝測定用の２θの範囲は５０～５５°とした。
【0032】
本例供試粉体のＸ線回折パターンを図１に示してある。本例における回折ピーク高さの強度比Ｉ｛１１１｝／Ｉ｛２２０｝は０.０１５であり、上記熱処理によってＤ０３型Ｆｅ３Ａｌ粒子が得られたことが確認された。
なお、Ｘ線回折パターン中にはｆｃｃ構造のγ－Ｆｅ相のピークも観測された。このγ－Ｆｅ相は熱プラズマ法で金属蒸気が凝縮する際に生成したものであるが、ピーク強度から、その混在量は僅かである（後述の熱プラズマ法による実施例、比較例において同じ。）。この種の異相は非磁性であるため、その少量の混在は熱電変換特性に大きな影響を及ぼさないと考えられる。
なお、Ｘ線回折パターン中にはｆｃｃ構造のγ－Ｆｅ相のピークも観測された。このγ－Ｆｅ相は熱プラズマ法で金属蒸気が凝縮する際に生成したものであるが、ピーク強度から、その混在量は僅かである（後述の熱プラズマ法による実施例、比較例において同じ。）。この種の異相は非磁性であるため、その少量の混在は熱電変換特性に大きな影響を及ぼさないと考えられる。
【0033】
（供試粉体の組成）
ＥＤＸ（エネルギー分散型Ｘ線分析法）で測定したところ、本例供試粉体のＦｅとＡｌの原子比はＦｅ：Ａｌ＝７６.６：２３.４であった。
ＥＤＸ（エネルギー分散型Ｘ線分析法）で測定したところ、本例供試粉体のＦｅとＡｌの原子比はＦｅ：Ａｌ＝７６.６：２３.４であった。
【0034】
（供試粉体の平均粒子径）
上掲の「平均粒子径の求め方」に従い、前駆体粉の場合と同様の方法で平均粒子径を求めたところ、上記熱処理後の平均粒子径は１０４ｎｍであった。
（供試粉体の平均円形度）
上掲の「平均円形度の求め方」に従い平均円形度を求めたところ、上記熱処理後の平均円形度は０.８９７であった。円形度の分散σ２は０.００６５４であった。
上掲の「平均粒子径の求め方」に従い、前駆体粉の場合と同様の方法で平均粒子径を求めたところ、上記熱処理後の平均粒子径は１０４ｎｍであった。
（供試粉体の平均円形度）
上掲の「平均円形度の求め方」に従い平均円形度を求めたところ、上記熱処理後の平均円形度は０.８９７であった。円形度の分散σ２は０.００６５４であった。
【0035】
（供試粉体の磁気特性）
本例供試粉体の磁気特性をＶＳＭ（カンタムデザイン社製、ＤｙｎａＣｏｏｌ）により測定した。測定条件は、最大印加磁場２Ｔ、掃引速度０.０１Ｔ／ｓｅｃ、時定数１ｓｅｃ、振幅２ｍｍ、周波数４０ｋＨｚである。温度１０Ｋにおいて飽和磁化は１２３Ａ・ｍ２／ｋｇ、残留磁化は４.３Ａ・ｍ２／ｋｇ、保磁力は７.８ｋＡ／ｍ（９８Ｏｅ）であり、温度３００Ｋにおいて飽和磁化は１１１Ａ・ｍ２／ｋｇ、残留磁化は１.２Ａ・ｍ２／ｋｇ、保磁力は０.９５ｋＡ・ｍ２／ｋｇ（１２Ｏｅ）であった。
本例供試粉体の磁気特性をＶＳＭ（カンタムデザイン社製、ＤｙｎａＣｏｏｌ）により測定した。測定条件は、最大印加磁場２Ｔ、掃引速度０.０１Ｔ／ｓｅｃ、時定数１ｓｅｃ、振幅２ｍｍ、周波数４０ｋＨｚである。温度１０Ｋにおいて飽和磁化は１２３Ａ・ｍ２／ｋｇ、残留磁化は４.３Ａ・ｍ２／ｋｇ、保磁力は７.８ｋＡ／ｍ（９８Ｏｅ）であり、温度３００Ｋにおいて飽和磁化は１１１Ａ・ｍ２／ｋｇ、残留磁化は１.２Ａ・ｍ２／ｋｇ、保磁力は０.９５ｋＡ・ｍ２／ｋｇ（１２Ｏｅ）であった。
【0036】
表１、表２に熱プラズマ法で合成した前駆体粒子を用いた各例の主な実験条件、結果を、まとめて示してある。
【0037】
［実施例２］
前駆体粒子Ａの粉体に施す熱処理において、保持時間１０分としたことを除き、実施例１と同様の実験を行った。図９に、本例の供試粉体のＳＥＭ写真を例示する。写真下部中央付近に示される白のスケールバーの長さが１００ｎｍに相当する。
本例供試粉体のＸ線回折パターンを図１に示してある。本例におけるＸ線回折強度比Ｉ｛１１１｝／Ｉ｛２２０｝は０.０１２であり、上記熱処理によってＤ０３型Ｆｅ３Ａｌ粒子が得られたことが確認された。
前駆体粒子Ａの粉体に施す熱処理において、保持時間１０分としたことを除き、実施例１と同様の実験を行った。図９に、本例の供試粉体のＳＥＭ写真を例示する。写真下部中央付近に示される白のスケールバーの長さが１００ｎｍに相当する。
本例供試粉体のＸ線回折パターンを図１に示してある。本例におけるＸ線回折強度比Ｉ｛１１１｝／Ｉ｛２２０｝は０.０１２であり、上記熱処理によってＤ０３型Ｆｅ３Ａｌ粒子が得られたことが確認された。
【0038】
［実施例３］
前駆体粒子Ａの粉体に施す熱処理の条件において、保持温度４５０℃としたことを除き、実施例１と同様の実験を行った。
本例供試粉体のＸ線回折パターンを図１に示してある。本例におけるＸ線回折強度比Ｉ｛１１１｝／Ｉ｛２２０｝は０.００５であり、上記熱処理によってＤ０３型Ｆｅ３Ａｌ粒子が得られたことが確認された。
前駆体粒子Ａの粉体に施す熱処理の条件において、保持温度４５０℃としたことを除き、実施例１と同様の実験を行った。
本例供試粉体のＸ線回折パターンを図１に示してある。本例におけるＸ線回折強度比Ｉ｛１１１｝／Ｉ｛２２０｝は０.００５であり、上記熱処理によってＤ０３型Ｆｅ３Ａｌ粒子が得られたことが確認された。
【0039】
［実施例４］
前駆体粒子Ａの粉体に施す熱処理の条件において、保持温度５３０℃、保持時間１０分としたことを除き、実施例１と同様の実験を行った。
本例供試粉体のＸ線回折パターンを図１に示してある。本例におけるＸ線回折強度比Ｉ｛１１１｝／Ｉ｛２２０｝は０.０１１であり、上記熱処理によってＤ０３型Ｆｅ３Ａｌ粒子が得られたことが確認された。
前駆体粒子Ａの粉体に施す熱処理の条件において、保持温度５３０℃、保持時間１０分としたことを除き、実施例１と同様の実験を行った。
本例供試粉体のＸ線回折パターンを図１に示してある。本例におけるＸ線回折強度比Ｉ｛１１１｝／Ｉ｛２２０｝は０.０１１であり、上記熱処理によってＤ０３型Ｆｅ３Ａｌ粒子が得られたことが確認された。
【0040】
［実施例５］
前駆体粒子Ａの粉体に施す熱処理の条件において、保持温度６００℃、保持時間１０分としたことを除き、実施例１と同様の実験を行った。
本例供試粉体のＸ線回折パターンを図１に示してある。本例におけるＸ線回折強度比Ｉ｛１１１｝／Ｉ｛２２０｝は０.００８であり、上記熱処理によってＤ０３型Ｆｅ３Ａｌ粒子が得られたことが確認された。
前駆体粒子Ａの粉体に施す熱処理の条件において、保持温度６００℃、保持時間１０分としたことを除き、実施例１と同様の実験を行った。
本例供試粉体のＸ線回折パターンを図１に示してある。本例におけるＸ線回折強度比Ｉ｛１１１｝／Ｉ｛２２０｝は０.００８であり、上記熱処理によってＤ０３型Ｆｅ３Ａｌ粒子が得られたことが確認された。
【0041】
［比較例１］
本例では、上記の前駆体粒子Ａの粉体（熱処理を施していないもの）を供試粉体として、実施例１と同様の測定を行った。
本例供試粉体（前駆体粒子Ａの粉体）のＸ線回折パターンを図１に示してある。Ｄ０３型Ｆｅ３Ａｌ結晶の｛１１１｝ピークは観測されなかった。すなわち、熱プラズマ法によって生成した粒子に熱処理を施さない場合は、Ｄ０３型の規則格子構造が得られなかった。
本例では、上記の前駆体粒子Ａの粉体（熱処理を施していないもの）を供試粉体として、実施例１と同様の測定を行った。
本例供試粉体（前駆体粒子Ａの粉体）のＸ線回折パターンを図１に示してある。Ｄ０３型Ｆｅ３Ａｌ結晶の｛１１１｝ピークは観測されなかった。すなわち、熱プラズマ法によって生成した粒子に熱処理を施さない場合は、Ｄ０３型の規則格子構造が得られなかった。
【0042】
［比較例２］
前駆体粒子Ａの粉体に施す熱処理の条件において、保持温度２００℃、保持時間１０分としたことを除き、実施例１と同様の実験を行った。
本例供試粉体のＸ線回折パターンを図１に示してある。熱処理温度が２００℃と低い場合、Ｄ０３型の規則格子構造は得られなかった。
前駆体粒子Ａの粉体に施す熱処理の条件において、保持温度２００℃、保持時間１０分としたことを除き、実施例１と同様の実験を行った。
本例供試粉体のＸ線回折パターンを図１に示してある。熱処理温度が２００℃と低い場合、Ｄ０３型の規則格子構造は得られなかった。
【0043】
［実施例６］
（熱プラズマ法による前駆体粒子の合成）
Ｆｅ粉（高純度化学研究所社製、Ｄ９０＝６.８μｍ）およびＡｌ粉（高純度化学研究所社製、Ｄ９０＝３６.８μｍ）を、原子比においてＦｅ：Ａｌ＝７５：２５となるように秤量して混合し、原料である混合粉を用意した。その混合粉を用いて、熱プラズマ法により実施例１と同様の条件で金属粒子を合成した。ここで得られた金属粒子を「前駆体粒子Ｂ」と呼ぶ。ＥＤＸ分析の結果、前駆体粒子Ｂの粉体のＦｅとＡｌの原子比Ｆｅ：Ａｌは７９.３：２０.７であった。また、前駆体粒子ＢのＢＥＴ１点法による比表面積を測定したところ、６.３８ｍ２／ｇであった。
（熱プラズマ法による前駆体粒子の合成）
Ｆｅ粉（高純度化学研究所社製、Ｄ９０＝６.８μｍ）およびＡｌ粉（高純度化学研究所社製、Ｄ９０＝３６.８μｍ）を、原子比においてＦｅ：Ａｌ＝７５：２５となるように秤量して混合し、原料である混合粉を用意した。その混合粉を用いて、熱プラズマ法により実施例１と同様の条件で金属粒子を合成した。ここで得られた金属粒子を「前駆体粒子Ｂ」と呼ぶ。ＥＤＸ分析の結果、前駆体粒子Ｂの粉体のＦｅとＡｌの原子比Ｆｅ：Ａｌは７９.３：２０.７であった。また、前駆体粒子ＢのＢＥＴ１点法による比表面積を測定したところ、６.３８ｍ２／ｇであった。
【0044】
（熱処理）
前駆体粒子Ｂの粉体に、Ａｒ雰囲気下で、保持温度５００℃、保持時間１０分の熱処理を施した。
この熱処理後の粉体を供試粉体として、実施例１と同様の実験に供した。図１０に、本例の供試粉体のＳＥＭ写真を例示する。写真下部中央付近に示される白のスケールバーの長さが１００ｎｍに相当する。
前駆体粒子Ｂの粉体に、Ａｒ雰囲気下で、保持温度５００℃、保持時間１０分の熱処理を施した。
この熱処理後の粉体を供試粉体として、実施例１と同様の実験に供した。図１０に、本例の供試粉体のＳＥＭ写真を例示する。写真下部中央付近に示される白のスケールバーの長さが１００ｎｍに相当する。
【0045】
本例供試粉体のＸ線回折パターンを図２に示してある。本例におけるＸ線回折強度比Ｉ｛１１１｝／Ｉ｛２２０｝は０.００５であり、上記熱処理によってＤ０３型Ｆｅ３Ａｌ粒子が得られたことが確認された。
【0046】
［実施例７］
前駆体粒子Ｂの粉体に施す熱処理の条件において、保持時間１８０分としたことを除き、実施例６と同様の実験を行った。図１１に、本例の供試粉体のＳＥＭ写真を例示する。写真下部中央付近に示される白のスケールバーの長さが１００ｎｍに相当する。
本例供試粉体（前駆体粒子Ｂの粉体）のＸ線回折パターンを図２に示してある。本例におけるＸ線回折強度比Ｉ｛１１１｝／Ｉ｛２２０｝は０.００７であり、上記熱処理によってＤ０３型Ｆｅ３Ａｌ粒子が得られたことが確認された。
前駆体粒子Ｂの粉体に施す熱処理の条件において、保持時間１８０分としたことを除き、実施例６と同様の実験を行った。図１１に、本例の供試粉体のＳＥＭ写真を例示する。写真下部中央付近に示される白のスケールバーの長さが１００ｎｍに相当する。
本例供試粉体（前駆体粒子Ｂの粉体）のＸ線回折パターンを図２に示してある。本例におけるＸ線回折強度比Ｉ｛１１１｝／Ｉ｛２２０｝は０.００７であり、上記熱処理によってＤ０３型Ｆｅ３Ａｌ粒子が得られたことが確認された。
【0047】
［比較例３］
本例では、上記の前駆体粒子Ｂの粉体（熱処理を施していないもの）を供試粉体として、実施例６と同様の測定を行った。
本例供試粉体のＸ線回折パターンを図２に示してある。Ｄ０３型Ｆｅ３Ａｌ結晶の｛１１１｝ピークは観測されなかった。すなわち、熱プラズマ法によって生成した粒子に熱処理を施さない場合は、Ｄ０３型の規則格子構造が得られなかった。
本例では、上記の前駆体粒子Ｂの粉体（熱処理を施していないもの）を供試粉体として、実施例６と同様の測定を行った。
本例供試粉体のＸ線回折パターンを図２に示してある。Ｄ０３型Ｆｅ３Ａｌ結晶の｛１１１｝ピークは観測されなかった。すなわち、熱プラズマ法によって生成した粒子に熱処理を施さない場合は、Ｄ０３型の規則格子構造が得られなかった。
【0048】
［比較例４］
前駆体粒子Ｂの粉体に施す熱処理の条件において、保持温度２００℃としたことを除き、実施例６と同様の実験を行った。
本例供試粉体のＸ線回折パターンを図２に示してある。熱処理温度が２００℃と低い場合、Ｄ０３型の規則格子構造は得られなかった。
前駆体粒子Ｂの粉体に施す熱処理の条件において、保持温度２００℃としたことを除き、実施例６と同様の実験を行った。
本例供試粉体のＸ線回折パターンを図２に示してある。熱処理温度が２００℃と低い場合、Ｄ０３型の規則格子構造は得られなかった。
【0049】
［実施例８］
（熱プラズマ法による前駆体粒子の合成）
Ｆｅ粉（高純度化学研究所社製、Ｄ９０＝６.８μｍ）およびＡｌ粉（高純度化学研究所社製、Ｄ９０＝３６.８μｍ）を、原子比においてＦｅ：Ａｌ＝６５：３５となるように秤量して混合し、原料である混合粉を用意した。その混合粉を用いて、熱プラズマ法により実施例１と同様の条件で金属粒子を合成した。ここで得られた金属粒子を「前駆体粒子Ｃ」と呼ぶ。ＥＤＸ分析の結果、前駆体粒子Ｃの粉体のＦｅとＡｌの原子比Ｆｅ：Ａｌは７２.３：２７.７であった。
前駆体粒子Ｃの粉体のＸ線回折パターンを図３に示してある。
（熱プラズマ法による前駆体粒子の合成）
Ｆｅ粉（高純度化学研究所社製、Ｄ９０＝６.８μｍ）およびＡｌ粉（高純度化学研究所社製、Ｄ９０＝３６.８μｍ）を、原子比においてＦｅ：Ａｌ＝６５：３５となるように秤量して混合し、原料である混合粉を用意した。その混合粉を用いて、熱プラズマ法により実施例１と同様の条件で金属粒子を合成した。ここで得られた金属粒子を「前駆体粒子Ｃ」と呼ぶ。ＥＤＸ分析の結果、前駆体粒子Ｃの粉体のＦｅとＡｌの原子比Ｆｅ：Ａｌは７２.３：２７.７であった。
前駆体粒子Ｃの粉体のＸ線回折パターンを図３に示してある。
【0050】
（熱処理）
前駆体粒子Ｃの粉体に、Ａｒ雰囲気下で、保持温度５００℃、保持時間１８０分の熱処理を施した。
この熱処理後の粉体を供試粉体として、実施例１と同様の実験に供した。
前駆体粒子Ｃの粉体に、Ａｒ雰囲気下で、保持温度５００℃、保持時間１８０分の熱処理を施した。
この熱処理後の粉体を供試粉体として、実施例１と同様の実験に供した。
【0051】
本例供試粉体のＸ線回折パターンを図３に示してある。本例におけるＸ線回折強度比Ｉ｛１１１｝／Ｉ｛２２０｝は０.０１１であり、上記熱処理によってＤ０３型Ｆｅ３Ａｌ粒子が得られたことが確認された。
【0052】
［実施例９］
（熱プラズマ法による前駆体粒子の合成）
Ｆｅ粉（高純度化学研究所社製、Ｄ９０＝６.８μｍ）およびＡｌ粉（高純度化学研究所社製、Ｄ９０＝１３.９μｍ）を、原子比においてＦｅ：Ａｌ＝７５：２５となるように秤量して混合し、原料である混合粉を用意した。その混合粉を用いて、熱プラズマ法により実施例１と同様の条件で金属粒子を合成した。ここで得られた金属粒子を「前駆体粒子Ｄ」と呼ぶ。ＥＤＸ分析の結果、前駆体粒子Ｄの粉体のＦｅとＡｌの原子比Ｆｅ：Ａｌは７３.４：２６.６であった。
図１２に、前駆体粒子Ｄの粉体のＳＥＭ写真を例示する。写真下部中央付近に示される白のスケールバーの長さが１００ｎｍに相当する。
前駆体粒子Ｄの粉体のＸ線回折パターンを図４に示してある。
（熱プラズマ法による前駆体粒子の合成）
Ｆｅ粉（高純度化学研究所社製、Ｄ９０＝６.８μｍ）およびＡｌ粉（高純度化学研究所社製、Ｄ９０＝１３.９μｍ）を、原子比においてＦｅ：Ａｌ＝７５：２５となるように秤量して混合し、原料である混合粉を用意した。その混合粉を用いて、熱プラズマ法により実施例１と同様の条件で金属粒子を合成した。ここで得られた金属粒子を「前駆体粒子Ｄ」と呼ぶ。ＥＤＸ分析の結果、前駆体粒子Ｄの粉体のＦｅとＡｌの原子比Ｆｅ：Ａｌは７３.４：２６.６であった。
図１２に、前駆体粒子Ｄの粉体のＳＥＭ写真を例示する。写真下部中央付近に示される白のスケールバーの長さが１００ｎｍに相当する。
前駆体粒子Ｄの粉体のＸ線回折パターンを図４に示してある。
【0053】
（熱処理）
前駆体粒子Ｄの粉体に、Ａｒ雰囲気下で、保持温度５００℃、保持時間１８０分の熱処理を施した。
この熱処理後の粉体を供試粉体として、実施例１と同様の実験に供した。
前駆体粒子Ｄの粉体に、Ａｒ雰囲気下で、保持温度５００℃、保持時間１８０分の熱処理を施した。
この熱処理後の粉体を供試粉体として、実施例１と同様の実験に供した。
【0054】
本例供試粉体のＸ線回折パターンを図４に示してある。本例におけるＸ線回折強度比Ｉ｛１１１｝／Ｉ｛２２０｝は０.０１５であり、上記熱処理によってＤ０３型Ｆｅ３Ａｌ粒子が得られたことが確認された。
【0055】
［実施例１０］
熱プラズマ法による前駆体粒子の合成において、Ｆｅ粉とＡｌ粉を原子比でＦｅ：Ａｌ＝７０：３０となるように秤量して混合したことを除き、実施例９と同様の実験を行った。ここで得られた金属粒子を「前駆体粒子Ｅ」と呼ぶ。ＥＤＸ分析の結果、前駆体粒子Ｅの粉体のＦｅとＡｌの原子比Ｆｅ：Ａｌは７６.８：２３.２であった。図１３に、前駆体粒子Ｅの粉体のＳＥＭ写真を例示する。写真下部中央付近に示される白のスケールバーの長さが１００ｎｍに相当する。また、前駆体粒子Ｅの粉体および前駆体粒子Ｅの粉体に熱処理を施して得られた供試粉体のＸ線回折パターンを図４に示してある。
本例におけるＸ線回折強度比Ｉ｛１１１｝／Ｉ｛２２０｝は０.０１２であり、熱処理によってＤ０３型Ｆｅ３Ａｌ粒子が得られたことが確認された。
熱プラズマ法による前駆体粒子の合成において、Ｆｅ粉とＡｌ粉を原子比でＦｅ：Ａｌ＝７０：３０となるように秤量して混合したことを除き、実施例９と同様の実験を行った。ここで得られた金属粒子を「前駆体粒子Ｅ」と呼ぶ。ＥＤＸ分析の結果、前駆体粒子Ｅの粉体のＦｅとＡｌの原子比Ｆｅ：Ａｌは７６.８：２３.２であった。図１３に、前駆体粒子Ｅの粉体のＳＥＭ写真を例示する。写真下部中央付近に示される白のスケールバーの長さが１００ｎｍに相当する。また、前駆体粒子Ｅの粉体および前駆体粒子Ｅの粉体に熱処理を施して得られた供試粉体のＸ線回折パターンを図４に示してある。
本例におけるＸ線回折強度比Ｉ｛１１１｝／Ｉ｛２２０｝は０.０１２であり、熱処理によってＤ０３型Ｆｅ３Ａｌ粒子が得られたことが確認された。
【0056】
［実施例１１］
熱プラズマ法による前駆体粒子の合成において、Ｆｅ粉とＡｌ粉を原子比でＦｅ：Ａｌ＝６８：３２となるように秤量して混合したことを除き、実施例９と同様の実験を行った。ここで得られた金属粒子を「前駆体粒子Ｆ」と呼ぶ。ＥＤＸ分析の結果、前駆体粒子Ｆの粉体のＦｅとＡｌの原子比Ｆｅ：Ａｌは７０.３：２９.７であった。前駆体粒子Ｆの粉体に熱処理を施して得られた供試粉体のＸ線回折パターンを図４に示してある。
本例におけるＸ線回折強度比Ｉ｛１１１｝／Ｉ｛２２０｝は０.００７であり、熱処理によってＤ０３型Ｆｅ３Ａｌ粒子が得られたことが確認された。
熱プラズマ法による前駆体粒子の合成において、Ｆｅ粉とＡｌ粉を原子比でＦｅ：Ａｌ＝６８：３２となるように秤量して混合したことを除き、実施例９と同様の実験を行った。ここで得られた金属粒子を「前駆体粒子Ｆ」と呼ぶ。ＥＤＸ分析の結果、前駆体粒子Ｆの粉体のＦｅとＡｌの原子比Ｆｅ：Ａｌは７０.３：２９.７であった。前駆体粒子Ｆの粉体に熱処理を施して得られた供試粉体のＸ線回折パターンを図４に示してある。
本例におけるＸ線回折強度比Ｉ｛１１１｝／Ｉ｛２２０｝は０.００７であり、熱処理によってＤ０３型Ｆｅ３Ａｌ粒子が得られたことが確認された。
【0057】
［実施例１２］
熱プラズマ法による前駆体粒子の合成において、Ｆｅ粉とＡｌ粉を原子比でＦｅ：Ａｌ＝６５：３５となるように秤量して混合したことを除き、実施例９と同様の実験を行った。ここで得られた金属粒子を「前駆体粒子Ｇ」と呼ぶ。ＥＤＸ分析の結果、前駆体粒子Ｇの粉体のＦｅとＡｌの原子比Ｆｅ：Ａｌは６８.３：３１.７であった。図１４に、前駆体粒子Ｇの粉体のＳＥＭ写真を例示する。写真下部中央付近に示される白のスケールバーの長さが１μｍに相当する。また、前駆体粒子Ｇの粉体および前駆体粒子Ｇの粉体に熱処理を施して得られた供試粉体のＸ線回折パターンを図４に示してある。
本例におけるＸ線回折強度比Ｉ｛１１１｝／Ｉ｛２２０｝は０.００７であり、熱処理によってＤ０３型Ｆｅ３Ａｌ粒子が得られたことが確認された。
熱プラズマ法による前駆体粒子の合成において、Ｆｅ粉とＡｌ粉を原子比でＦｅ：Ａｌ＝６５：３５となるように秤量して混合したことを除き、実施例９と同様の実験を行った。ここで得られた金属粒子を「前駆体粒子Ｇ」と呼ぶ。ＥＤＸ分析の結果、前駆体粒子Ｇの粉体のＦｅとＡｌの原子比Ｆｅ：Ａｌは６８.３：３１.７であった。図１４に、前駆体粒子Ｇの粉体のＳＥＭ写真を例示する。写真下部中央付近に示される白のスケールバーの長さが１μｍに相当する。また、前駆体粒子Ｇの粉体および前駆体粒子Ｇの粉体に熱処理を施して得られた供試粉体のＸ線回折パターンを図４に示してある。
本例におけるＸ線回折強度比Ｉ｛１１１｝／Ｉ｛２２０｝は０.００７であり、熱処理によってＤ０３型Ｆｅ３Ａｌ粒子が得られたことが確認された。
【0058】
［実施例１３］
熱プラズマ法による前駆体粒子の合成において、使用するガスを、Ａｒガスから、Ａｒ：Ｈ２＝９９：１の体積比である混合ガスに変更したことを除き、実施例９と同様の実験を行った。ここで得られた金属粒子を「前駆体粒子Ｈ」と呼ぶ。ＥＤＸ分析の結果、前駆体粒子Ｈの粉体のＦｅとＡｌの原子比Ｆｅ：Ａｌは７６.４：２３.６であった。図１５に、前駆体粒子Ｈの粉体のＳＥＭ写真を例示する。写真下部中央付近に示される白のスケールバーの長さが１００ｎｍに相当する。また、前駆体粒子Ｈの粉体および前駆体粒子Ｈの粉体に熱処理を施して得られた供試粉体のＸ線回折パターンを図５に示してある。
本例におけるＸ線回折強度比Ｉ｛１１１｝／Ｉ｛２２０｝は０.０１８であり、熱処理によってＤ０３型Ｆｅ３Ａｌ粒子が得られたことが確認された。
熱プラズマ法による前駆体粒子の合成において、使用するガスを、Ａｒガスから、Ａｒ：Ｈ２＝９９：１の体積比である混合ガスに変更したことを除き、実施例９と同様の実験を行った。ここで得られた金属粒子を「前駆体粒子Ｈ」と呼ぶ。ＥＤＸ分析の結果、前駆体粒子Ｈの粉体のＦｅとＡｌの原子比Ｆｅ：Ａｌは７６.４：２３.６であった。図１５に、前駆体粒子Ｈの粉体のＳＥＭ写真を例示する。写真下部中央付近に示される白のスケールバーの長さが１００ｎｍに相当する。また、前駆体粒子Ｈの粉体および前駆体粒子Ｈの粉体に熱処理を施して得られた供試粉体のＸ線回折パターンを図５に示してある。
本例におけるＸ線回折強度比Ｉ｛１１１｝／Ｉ｛２２０｝は０.０１８であり、熱処理によってＤ０３型Ｆｅ３Ａｌ粒子が得られたことが確認された。
【0059】
［実施例１４］
（ガスアトマイズ法による原料粉の作製および熱プラズマ法による前駆体粒子の合成）
Ｆｅ原料として線材切断品（ＪＦＥスチール社製、直径５.５ｍｍ×長さ１０ｍｍ、純度９９.９％以上）を用意した。Ａｌ原料としてショット状粒子（高純度化学研究所社製、粒径５～１０ｍｍ、純度９９.９９％以上）を用意した。これらのＦｅ原料とＡｌ原料を、原子比でＦｅ：Ａｌ＝７５：２５となるよう秤量し、混合した。この混合物を、φ８０ｍｍの水冷銅坩堝に入れ、高周波誘導加熱により１５００℃で１５分間加熱処理を行い、Ｆｅ３Ａｌ合金の溶湯を作製した。窒化ホウ素製のノズル（内径２ｍｍ）を使用し、上記の溶湯をノズルから気相空間に押し出すとともに、その押し出された溶湯にＡｒガスを吹き付けるガスアトマイズ法により、金属粒子を合成した。ガスノズル径はφ４０ｍｍ、ガスの吹付圧力は６ＭＰａ、吹付角度は１５°とした。得られた金属粒子を回収し、目開き２０μｍの篩によって分級することにより微小粒子を抽出した。抽出された粒子からなる粉体の組成をＳＥＭ－ＥＤＸにより分析したところ、ＦｅとＡｌのモル比Ｆｅ：Ａｌは７５.０：２５.０であった。また、この抽出された粒子の平均円形度は０.８９３、円形度の分散σ２は０.０１６１であった。
この抽出された粒子からなる粉体を原料粉に用いて、熱プラズマ法により実施例９と同様の条件で金属粒子を合成した。ここで得られた金属粒子を「前駆体粒子Ｉ」と呼ぶ。ＥＤＸ分析の結果、前駆体粒子Ｉの粉体のＦｅとＡｌの原子比Ｆｅ：Ａｌは７３.２：２６.８であった。
図１６に、前駆体粒子Ｉの粉体のＳＥＭ写真を例示する。写真下部中央付近に示される白のスケールバーの長さが１００ｎｍに相当する。
前駆体粒子Ｉの粉体のＸ線回折パターンを図６に示してある。
（ガスアトマイズ法による原料粉の作製および熱プラズマ法による前駆体粒子の合成）
Ｆｅ原料として線材切断品（ＪＦＥスチール社製、直径５.５ｍｍ×長さ１０ｍｍ、純度９９.９％以上）を用意した。Ａｌ原料としてショット状粒子（高純度化学研究所社製、粒径５～１０ｍｍ、純度９９.９９％以上）を用意した。これらのＦｅ原料とＡｌ原料を、原子比でＦｅ：Ａｌ＝７５：２５となるよう秤量し、混合した。この混合物を、φ８０ｍｍの水冷銅坩堝に入れ、高周波誘導加熱により１５００℃で１５分間加熱処理を行い、Ｆｅ３Ａｌ合金の溶湯を作製した。窒化ホウ素製のノズル（内径２ｍｍ）を使用し、上記の溶湯をノズルから気相空間に押し出すとともに、その押し出された溶湯にＡｒガスを吹き付けるガスアトマイズ法により、金属粒子を合成した。ガスノズル径はφ４０ｍｍ、ガスの吹付圧力は６ＭＰａ、吹付角度は１５°とした。得られた金属粒子を回収し、目開き２０μｍの篩によって分級することにより微小粒子を抽出した。抽出された粒子からなる粉体の組成をＳＥＭ－ＥＤＸにより分析したところ、ＦｅとＡｌのモル比Ｆｅ：Ａｌは７５.０：２５.０であった。また、この抽出された粒子の平均円形度は０.８９３、円形度の分散σ２は０.０１６１であった。
この抽出された粒子からなる粉体を原料粉に用いて、熱プラズマ法により実施例９と同様の条件で金属粒子を合成した。ここで得られた金属粒子を「前駆体粒子Ｉ」と呼ぶ。ＥＤＸ分析の結果、前駆体粒子Ｉの粉体のＦｅとＡｌの原子比Ｆｅ：Ａｌは７３.２：２６.８であった。
図１６に、前駆体粒子Ｉの粉体のＳＥＭ写真を例示する。写真下部中央付近に示される白のスケールバーの長さが１００ｎｍに相当する。
前駆体粒子Ｉの粉体のＸ線回折パターンを図６に示してある。
【0060】
（熱処理）
前駆体粒子Ｉの粉体に、Ａｒ雰囲気下で、保持温度５００℃、保持時間１８０分の熱処理を施した。
この熱処理後の粉体を供試粉体として、実施例１と同様の実験に供した。
前駆体粒子Ｉの粉体に、Ａｒ雰囲気下で、保持温度５００℃、保持時間１８０分の熱処理を施した。
この熱処理後の粉体を供試粉体として、実施例１と同様の実験に供した。
【0061】
本例供試粉体のＸ線回折パターンを図６に示してある。本例におけるＸ線回折強度比Ｉ｛１１１｝／Ｉ｛２２０｝は０.０１３であり、上記熱処理によってＤ０３型Ｆｅ３Ａｌ粒子が得られたことが確認された。
【0062】
【表1】
【0063】
【表2】
【図1】
【図2】
【図3】
【図4】
【図5】
【図6】
【図7】
【図8】
【図9】
【図10】
【図11】
【図12】
【図13】
【図14】
【図15】
【図16】
