所述的氧化铁纳米磁性颗粒薄膜的合成方法的示意图。
[0062] 图11为实施例5所述的氧化铁纳米磁性颗粒薄膜的XRD图案和立特沃尔德分析 结果。
[0063] 图12为实施例5所述的氧化铁纳米磁性颗粒薄膜的外观。
[0064] 图13为实施例5所述的氧化铁纳米磁性颗粒薄膜截面SEM照片。
[0065] 图14为实施例5所述的氧化铁纳米磁性颗粒薄膜截面的示意图。
[0066] 图15为示出实施例5所述的氧化铁纳米磁性颗粒薄膜的UV-vis光谱的透过率的 图。
[0067] 图16为示出实施例5所述的氧化铁纳米磁性颗粒薄膜的UV-vis光谱的吸光度的 图。
[0068] 图17为示出实施例5所述的氧化铁纳米磁性颗粒薄膜的室温下的法拉第椭圆率 (FE)的波长依赖性的图。
[0069] 图18为示出实施例5所述的氧化铁纳米磁性颗粒薄膜的室温下的法拉第旋转角 (FR)的波长依赖性的图。
[0070] 图19为示出实施例5所述的氧化铁纳米磁性颗粒薄膜的波长390nm下的法拉第 椭圆率的外部磁场依赖性的图。
[0071] 图20为示出实施例5所述的氧化铁纳米磁性颗粒薄膜的磁化-外部磁场曲线的 图。
【具体实施方式】
[0072] (本发明所述的氧化铁纳米磁性颗粒和氧化铁纳米磁性颗粒粉）
[0073] 本发明所述的氧化铁纳米磁性颗粒粉是包含平均粒径为15nm以下且为e_Fe203 相的单相的氧化铁纳米磁性颗粒的氧化铁纳米磁性颗粒粉。此处，将具有e-Fe203相、后述 的a-Fe203相以及y-Fe203相的结构的模式性示意图示于图2。需要说明的是，图2中，大 黑球表示铁离子，小灰球表示氧离子。
[0074] 接着，将本发明所述的氧化铁纳米磁性颗粒粉的实施例试样1~4的X射线粉 末衍射（XRD)图案示于图3。需要说明的是，图3中，黑棒表示e-Fe203相的峰，圆圈表示 y-Fe203相的峰。
[0075] 需要说明的是，该试样1为后述实施例1所述的试样，即在制造工序中以950°C煅 烧而成，试样2为后述实施例2所述的试样，即以1000°C煅烧而成，试样3为后述实施例3 所述的试样，即以1020°C煅烧而成，试样4为后述实施例4所述的试样，即以1026°C煅烧而 成，比较例试样为后述比较例1所述的试样，即以l〇〇〇°C煅烧而成。
[0076] 进行各试样的XRD图案的立特沃尔德分析时，判明试样1~4中的e_Fe203相为 100%，比较例试样中的e-Fe203相为66%、y-Fe203相为34%。即，判明了试样1~4为 e-Fe203单相的氧化铁纳米磁性颗粒粉。需要说明的是，将针对该试样1~4、比较例试样 的XRD图案进行立特沃尔德分析的结果示于图4。需要说明的是，图4中，黑点表示观测值、 黑线表示分析值、灰线表示观测值与分析值的差、黑棒示出e-Fe203相的布拉格峰位置。
[0077] 由以上结果可以理解：构成本发明所述的氧化铁纳米磁性颗粒粉的氧化铁纳米磁 性颗粒的e-Fe203相中不含Fe以外的金属元素作为置换元素。
[0078] 接着，针对实施例试样1~4、比较例试样进行透射电子显微镜（TEM)观察时，在 实施例试样1~4中观察到球状的氧化铁纳米磁性颗粒。需要说明的是，将该实施例试样 1~4、比较例试样的TEM照片示于图5。
[0079] 另外，实施例试样1~3中，平均粒径为5. 2~9. 4nm、为15nm以下，粒径偏差小至 ± 1. 7~2. 8nm，实施例试样4的平均粒径为10. 6nm，粒径偏差为±3. 3nm。需要说明的是， 将表示该实施例试样1~4、比较例试样的粒径偏差的图示于图6。
[0080] 接着，针对实施例试样1~3,测定300K下的磁化-外部磁场曲线时，饱和磁化为 10. 8~13. 3emu/g、矫顽力为0? 35~3. 5k0e、残留磁化为0? 6~4. Oemu/g，实施例试样4的 饱和磁化为14. lemu/g、矫顽力为6. 7kOe、残留磁化为5. 2emu/g，判明了均为强磁性体。需 要说明的是，将表示该实施例试样1~4、比较例试样的磁化-外部磁场曲线的图示于图7。
[0081] 将表示本发明所述的实施例试样1~4、比较例试样的氧化铁纳米磁性颗粒粉中 的平均粒径与矫顽力的关系的图示于图8。根据各试样的矫顽力相对于平均粒径的标绘而 判明：伴随平均粒径的减少，矫顽力也变小。该图8的标绘可以认为表示矫顽力的粒径依赖 性。此处判明：相对于比较例试样，实施例试样1~4相对于平均粒径而具有更高的矫顽 力。这是因为：比较例1中生成了作为异相的T-Fe203相，矫顽力大幅降低。
[0082] 即，基于本发明的显著效果而实现平均粒径为15nm以下且为单相的e _Fe203的合 成，由此首次成功地合成了虽然为微粒但仍然具有高矫顽力的e _Fe203。
[0083] 如图9所示，一般而言，已知矫顽力存在粒径依赖性。逐渐减小粒径时，矫顽力增 加，变为单畴结构时达到最大。这是因为，在多畴结构中发生畴壁位移，在单畴中仅旋转磁 化过程进行磁化。进一步减小粒径时，矫顽力逐渐减小，在超顺磁区域中矫顽力变为零。该 现象可通过颗粒变得非常小时热扰动的影响变大、自旋容易反转来说明。可以认为：图8 中观察到的倾向对应于图9的单畴结构区域中观察到的矫顽力的减少，由于本发明所述的 e-Fe203相的磁各向异性大，由此可以得到达到超顺磁性状态的粒径小、平均粒径15nm以 下、进一步为l〇nm以下的磁性体。
[0084] (本发明所述的氧化铁纳米磁性颗粒粉的制造方法）
[0085] 此处，针对本发明所述的氧化铁纳米磁性颗粒粉的制造方法，边参照本发明所述 的氧化铁纳米磁性颗粒粉的制造方法的示意图即图1，边进行说明。
[0086] 混合平均粒径为15nm以下的羟基氧化铁（III)纳米微粒-FeO(OH))与纯水， 制备铁（Fe)换算浓度为0. 01摩尔/L以上且1摩尔/L以下的分散液。
[0087] 通过向该分散液中滴加氨水溶液来添加相对于1摩尔前述羟基氧化铁（III)为 3~30摩尔的氨，在0~100°C下、优选在20~60°C下进行搅拌。
[0088] 进而，向该添加有氨的分散液中滴加相对于1摩尔前述羟基氧化铁（III)为 0. 5~15摩尔的四乙氧基硅烷（TE0S)，搅拌15小时以上且30小时以下后，冷却至室温。
[0089] 向该冷却的分散液中添加相对于1摩尔前述羟基氧化铁（III)为1~30摩尔的 硫酸铵以使沉淀析出。
[0090] 采集该析出的沉淀物并以纯水清洗后，以60°C左右使其干燥。进而，粉碎该干燥的 沉淀物而得到粉碎粉末。
[0091] 将该粉碎粉末在氧化性气氛下以900°C以上且不足1200°C、优选以950°C以上且 1150°C以下实施0. 5~10小时、优选2~5小时的热处理，从而得到热处理粉。将得到的 热处理粉进行解粒处理之后，添加至液体温度为60°C以上且70°C以下的氢氧化钠（NaOH) 水溶液，搅拌15小时以上且30小时以下，由此从该热处理粉中去除硅氧化物，生成作为 e-Fe203相的单相的氧化铁纳米磁性颗粒粉。
[0092] 需要说明的是，从成本、操作性的观点出发，优选使用大气作为上述氧化性气氛。
[0093] 接着，通过过滤处理、离心分离等，分离/采集所生成的作为e _Fe203相的单相的 氧化铁纳米磁性颗粒粉并进行水洗，从而得到包含本发明所述的平均粒径为15nm以下且 为e-Fe203相的单相的氧化铁纳米磁性颗粒的氧化铁纳米磁性颗粒粉。进而，通过控制煅 烧条件，也能够得到包含平均粒径为l〇nm以下的氧化铁纳米磁性颗粒的氧化铁纳米磁性 颗粒粉（参照后述的实施例1、2)。
[0094] 进而，生成的氧化铁纳米磁性颗粒粉中，未检测出1. 0重量％以上的除了Fe、0以 外的元素。因此可以认为，生成的作为e_Fe203相的单相的氧化铁纳米磁性颗粒不含置换 元素。
[0095] (本发明所述的氧化铁纳米磁性颗粒粉的制造方法与现有技术所述的溶胶凝胶法 的比较）
[0096] 此处，从颗粒尺寸和矫顽力的观点出发，对本发明所述的氧化铁纳米磁性颗粒粉 的制造方法与现有技术所述的溶胶凝胶法进行比较。
[0097] 现有技术所述的溶胶凝胶法中，如后述的比较例1所示，无法得到为单相且平均 粒径为15nm以下的e氧化铁。作为其结果，无法得到矫顽力高的e氧化铁。另外，作为置 换元素而置换有A1的A1置换e氧化铁同样只能得到低矫顽力，因此，现有技术所述的溶 胶凝胶法无法合成粒径为15nm以下的微粒且矫顽力高的氧化铁纳米磁性颗粒。与此相对， 可以理解：在本发明所述的氧化铁纳米磁性颗粒粉的制造方法中，不含置换元素，能够合成 单相的e氧化铁，因此能够合成为15nm以下的微粒且矫顽力尚的e氧化铁。
[0098] (本发明所述的氧化铁纳米磁性颗粒薄膜的制造方法）
[0099] 针对本发明所述的氧化铁纳