DE102016107423A1

DE102016107423A1 - Permanentmagnet und Drehmaschine umfassend diesen Permanentmagneten

Info

Publication number: DE102016107423A1
Application number: DE102016107423.3A
Authority: DE
Inventors: Kenichi Suzuki; Shogo Kadota; Eiichiro Fukuchi
Original assignee: TDK Corp
Current assignee: TDK Corp
Priority date: 2015-04-21
Filing date: 2016-04-21
Publication date: 2016-10-27
Also published as: US20160365181A1; US10170225B2; JP2016207798A; CN106067357B; CN106067357A; JP6631029B2

Abstract

Permanentmagnet mit einer periodischen Struktur, bei der sich die Konzentrationen von Fe und T (T steht für ein oder mehrere Übergangselemente mit Co oder Ni als notwendigem Bestandteil) abwechselnd ändert, wobei sich die Konzentrationen mit einer Periode von 3,3 nm oder weniger ändern und die Konzentrationsdifferenz von Fe in der Konzentrationsänderung 5 Atomprozent oder mehr ist. Der Permanentmagnet weist eine hohe Sättigungsmagnetisierung Is und Koerzivität HcJ auf und kann sogar ohne Seltenerdelement(e) hergestellt werden.

Description

Die vorliegende Erfindung betrifft einen Permanentmagneten und eine Drehmaschine umfassend diesen Permanentmagneten.
HINTERGRUND
Der R-T-B-basierte Permanentmagnet (R steht für Seltenerdelement(e), T für Eisen (Fe) oder Fe mit einem Teil ersetzt durch Kobalt (Co), und B steht für Bor) mit einer Zusammensetzung aus einer tetragonalen R₂T₁₄B-Struktur als Hauptphase ist dafür bekannt, ausgezeichnete magnetische Eigenschaften zu haben und gilt seit seiner Erfindung (Patentdokument 1) im Jahr 1982 als repräsentativer Permanentmagnet mit hoher Leistung.
Die ausgezeichneten magnetischen Eigenschaften des R-T-B-basierten Permanentmagneten sind auf die magnetokristalline Anisotropie der tetragonalen R₂T₁₄B-Struktur zurückzuführen. Insbesondere die R-T-B-basierten Permanentmagneten mit den Seltenerdelementen R bestehend aus Nd, Pr, Dy, Ho und Tb besitzen eine hohe magnetokristalline Anisotropie und werden bevorzugt als Permanentmagnetmaterialien verwendet. Jedoch sind die Seltenerdelemente R in manchen Bereichen ungleichmäßig verteilt, wodurch Besorgnis hinsichtlich der Versorgungsstabilität verursacht wird. Da das/die Seltenerdelement(e) R außerdem leicht zu oxidieren sind, ist ihr Korrosionswiderstand gering, weshalb Maßnahmen wie eine Nickelplattierung auf den R-T-B-basierten Permanentmagneten oder dergleichen benötigt wird, um zu verhindern, dass die Seltenerdelemente oxidieren.
Die magnetokristalline Anisotropie wird durch die atomare Anordnung und die Form der Elektronenhülle in der kristallinen Struktur bestimmt. In der erwähnten Zusammensetzung aus der R₂T₁₄B-Struktur ist die c-Achse parallel zu einer Achse der leichten Magnetisierung, was dadurch versursacht wird, dass die R₂T₁₄B-Struktur tetragonal ist. Das bedeutet, dass die kristalline Struktur nicht isotrop ist, was für ein ausgezeichnetes Permanentmagnetmaterial Voraussetzung ist, und es essentiell dafür ist, eine hohe magnetische Anisotropie zu zeigen.
Unterdessen ist FeCo (d. h. Permendur) als praktisches Material mit einer hohen Sättigungsmagnetisierung Is bekannt. Die Sättigungsmagnetisierung Is von FeCo ist 2,4 T. Sie ist viel größer als die Sättigungsmagnetisierung Is (d. h. 2,2 T) von Eisen (Fe, d. h. purem Eisen), ganz zu schweigen von der Sättigungsmagnetisierung Is (d. h. 1,6 T) von Nd₂Fe₁₄B, bei dem es sich um einen repräsentativen R-T-B-basierten Permanentmagneten handelt. Jedoch besitzt FeCo eine kubisch raumzentrierte Struktur und eine isotrope kristalline Struktur. Daher ist seine magnetische Anisotropie gering und kann als ausgezeichnetes weichmagnetisches Material verwendet werden. Das bedeutet, es ist nicht als Permanentmagnet geeignet.
Jedoch legt das Nicht-Patent-Dokument 1 nahe, dass die kristalline Struktur anisotrop werden wird und die magnetische Anisotropie gezeigt werden wird durch Verzerren der kristallinen Struktur von FeCo, welches die isotrope, kubische raumzentrierte Struktur als tetragonal raumzentrierte Struktur besitzt. Falls die magnetische Anisotropie, welche die Quelle der Koerzivität He ist, in FeCo gezeigt wird, kombiniert mit dessen hoher Sättigungsmagnetisierung Is, kann erwartet werden, dass dies ein ausgezeichnetes Permanentmagnetmaterial sein wird. Jedoch basiert die Annahme auf einer elementaren Berechnungssimulation, weshalb der berechnete Wert den Bezug zu tatsächlichen physikalischen Eigenschaften verliert, zum Beispiel ist der berechnete Wert ein Wert unter dem absoluten Nullpunkt (0 K).
Gemäß der Berechnungssimulation ist die erforderliche tetragonale Verzerrung zum Zeigen einer ausreichenden magnetischen Anisotropie in FeCo sehr groß. Es ist erforderlich, dass das Verhältnis von c/a der C-Achse (welche die Zeichnungsrichtung ist) und der a-Achse (welche die Kompressionsrichtung ist), etwa 1,2 ist. Der Wert ist bei weitem größer als die Elastizitätsgrenze bzw. Dehngrenze des Metalls. Selbst eine Verzerrung to wird auf FeCo angewendet, um c/a = 1,2 zu erreichen, eine Verzerrung wird aufgrund der plastischen Deformation, die durch den interatomaren Schlupf verursacht wird, nicht eingebracht werden. Das heißt, es wird angenommen, dass es sehr schwierig ist, einen Permanentmagneten mithilfe der sogenannten FeCo-Legierung zu erhalten.
Patentdokument 1: JPS59-46008
Nicht-Patentdokument 1: Physical Review Letters, 027203-1, Volume 93, Number 2 (2004) "Giant Magnetic Anisotropy in Tetragonal FeCo Alloys"
Nicht-Patentdokument 2: Digests of the 38th annual conference on magnetics in Japan, 4aE-1 (2014) "Magnetic properties of Rh/FeCo film grown on MgO (001) substrate"
ZUSAMMENFASSUNG
Die vorliegende Erfindung erfolgte angesichts einer solchen Situation und zielt darauf ab, einen Permanentmagneten mit ausgezeichneten magnetischen Eigenschaften sogar ohne Seltenerdelement(e) R bereitzustellen, indem FeCo eine magnetische Anisotropie eingebracht wird und eine Koerzivität Hc gezeigt wird, wobei FeCo eine hohe Sättigungsmagnetisierung Is besitzt.
Der Permanentmagnet der vorliegenden Erfindung ist dadurch gekennzeichnet, dass er eine periodische Struktur aufweist, bei der sich die Konzentrationen von Fe und T (T ist ein oder mehrere Übergangsmetallelemente mit Co oder Ni als notwendigem Bestandteil) abwechselnd ändern, die Konzentrationen sich mit einer Periode von 3,3 nm oder weniger ändern, und die Konzentrationsdifferenz von Fe in der erwähnten Konzentrationsänderung bei 5 Atomprozent oder mehr liegt.
Die grundlegende bzw. elementare Berechnungssimulation legt nahe, dass die Kristallstruktur anisotrop wird und die magnetische Anisotropie gezeigt wird durch Verzerren der Kristallstruktur von FeCo, welches eine isotrope, kubisch-raumzentrierte Struktur besitzt, um zu einer tetragonal-raumzentrierten Struktur zu werden. Jedoch ist die erforderliche tetragonale Verzerrung zum Zeigen einer ausreichenden magnetischen Anisotropie in FeCo sehr groß. Das Verhältnis von c/a der C-Achse (welche die Ziehrichtung ist) und der a-Achse (welche die Kompressionsrichtung ist) muss bei etwa 1, 2 liegen und der Wert ist viel größer, als die Dehngrenze bzw. Elastizitätsgrenze des Metalls. Das bedeutet, dass angenommen wird, dass es sehr schwierig ist, mithilfe der sogenannten FeCo-Legierung einen Permanentmagneten zu erhalten bzw. zu erzielen.
Falls der Feststoff eine gewisse Ausrichtungsbeziehung in der Grenzfläche besitzt, kann er als Epitaxie bezeichnet werden. In dem Fall, dass die zwei Materialien quer über der Grenzfläche das gleiche Material sind, wird dies als Homoepitaxie eingestuft. Für den Fall, dass die zwei Materialen quer über der Grenzfläche voneinander verschieden sind, wird dies als Heteroepitaxie eingestuft. Im Falle von Heteroepitaxie ist es bekannt, dass wenn die Gitterkonstanten der zwei Materialien geringfügig voneinander abweichen, die beiden Materialien verzerrt werden, um miteinander koordiniert zu sein. Die Verzerrung nahe der Grenzfläche ist ein Mikroereignis mit einer Ebene einer atomischen Schicht und ist nicht durch die mikrophysikalischen Eigenschaften wie etwa der Dehngrenze beschränkt. Das bedeutet, falls die Verzerrung an der heteroepitaxischen Grenzfläche verwendet wird, das tetragonale FeCo, das durch die grundlegende Berechnungssimulation vorgeschlagen wird, verwirklicht werden kann.
Als Verfahren zum Erhalten einer heteroepitaxischen Grenzfläche gibt es Schichtverfahren wie etwa das Molekularstrahlepitaxie(MBE)-Verfahren oder dergleichen. Bei dem MBE-Verfahren handelt es sich um eine Technik, bei dem der atomare (oder molekulare) Strahl, der in ein Hochvakuum eingebracht wird, gesteuert wird, während ein Kristall mit einer spezifischen Ausrichtungsbeziehung zu der Kristall-Grundebene wachsen kann. Daher kann das MBE-Verfahren verwendet werden, um die periodische Struktur, die in der vorliegenden Erfindung benötigt wird, auf einfache Weise herzustellen, bei der die Konzentration von Fe und T sich abwechselnd ändert. Im Gegensatz zur ausgezeichneten Steuerbarkeit des Kristallwachstums besitzt das MBE-Verfahren eine sehr kleine Abscheidungsrate. Deshalb ist es sehr schwer, eine ausreichende Größe zu erhalten, um ausreichend magnetischen Fluss zu generieren, der für einen praktikablen Magneten mittels der Schichtverfahren wie etwa dem MBE-Verfahren benötigt wird.
Als berichtetes Beispiel zur Erzielung von tetragonalem FeCo mit einer magnetischen Anisotropie durch Verzerrung der heteroepitaxialen Grenzfläche kann eine FeCo-Schicht aufgezählt werden, die auf die Rh(Rhodium)-Grundschicht mithilfe eines Schichtverfahrens laminiert wird (Nicht-Patentdokument 2). Jedoch ist Rh ein Platingruppenelement, weshalb es aus Sicht der Mengenressourcen und Kosten nicht geeignet ist, als Permanentmagnetmaterial verwendet zu werden.
Die vorliegenden Erfinder haben herausgefunden, dass raumzentriertes tetragonales FeCo durch Bilden einer periodischen Struktur mit einer abwechselnden Änderung der Konzentration von Fe und T mit einer Periode von 3,3 nm oder sogar weniger, falls Seltenerdelement(e) R oder Platingruppenelemente nicht verwendet werden, erhalten werden kann. Darüber hinaus haben sie herausgefunden, dass die periodische Struktur durch eine exakt gesteuerte Diffusion erhalten werden kann, selbst wenn ein Verfahren wie etwa das MBE-Verfahren oder dergleichen nicht verwendet wird (welches schwierig ist, aufzubauen).
Falls eine bestimmt Art von Energie aus unterschiedliche Feststoffmaterialien angewendet wird, die in der Grenzfläche existieren, kommt es zur Diffusion. Die verschiedenen Feststoffe befinden sich in einem Zustand, in dem sie durch Diffusion einheitlich zusammengemischt sind, was als Mischkristall bezeichnet wird. Es gibt den einen Fall, bei dem der Mischkristall aus der gesamten Mischung hergestellt werden kann, und den anderen Fall, bei dem der Mischkristall lediglich aus dem beschränkten Mischspektrum hergestellt wird. Der Mischkristall umfasst einen Einlagerungsmischkristall (bei dem ein Stoff die Zwischengitterplätze der normalen bzw. regelmäßigen Seiten eines anderen Stoffs einnimmt) und einen Substitutionsmischkristall (bei dem die normalen bzw. regelmäßigen Seiten eines Stoffs durch einen anderen Stoff ersetzt bzw. substituiert werden). Zum Beispiel ersetzt Co die normalen bzw. regelmäßigen Seiten von Fe mit der kubisch raumzentrierten (bcc) Struktur (was die Struktur von Fe ist) bei einer Menge von etwa 80 Atomprozent gegenüber Fe. Das bedeutet, dass FeCo durch einen Ersatzmischkristall durch Diffusion von Fe und Co erhalten werden kann.
Die Bildung des Mischkristalls an der Grenzfläche von unterschiedlichen Feststoffen kann durch die aufgebrachte Energie gesteuert werden, wobei Diffusion als treibende Kraft bei der Bildung des Mischkristalls betrachtet wird. Das bedeutet, dass die Diffusionsdistanz durch die aufgebrachte Energie gesteuert werden kann. Die geeignete Energie zum Steuern der Diffusion des Feststoffs ist Wärme und wird aufgebracht als Produkt aus Temperatur und Zeit. Falls zum Beispiel ausreichend Wärmeenergie (d. h. ausreichend Temperatur oder ausreichend Zeit) für die Diffusion an der Grenzfläche von Fe und Co aufgebracht wird, kann ein einheitlicher FeCo-Mischkristall erhalten werden. Falls hingegen die Wärmeenergie nicht ausreichend ist, wird sich nur ein Teil der Grenzfläche von Fe und Co in den FeCo Mischkristall wandeln, und Fe oder Co, das nicht gelöst wird, bleibt zurück.
Es ist bekannt, dass die Gitterkonstante des FeCo-Mischkristalls kontinuierlich gemäß der Mischung verändert werden kann (wie etwa dem Verhältnis von Fe und Co). Wenn die Wärmeenergie nicht ausreichend ist, wird die Zusammensetzung bzw. Mischung kontinuierlich in dem FeCo-Mischkristall und dem verbleibenden Fe und Co variieren, wobei der FeCo-Mischkristall durch die Diffusionsreaktion an der Grenzfläche von Fe und Co erzeugt wird. Es wird angenommen, dass zusammen mit der Zusammensetzungsvariation auch die Gitterkonstante kontinuierlich variiert, und die kontinuierliche Variation der Gitterkonstante erzeugt Verzerrungen, die auf einer Ebene der atomaren Schicht kontinuierlich sind. Das bedeutet, dass die durch Verzerrung verursachte magnetische Anisotropie in dem FeCo-Mischkristall gezeigt werden kann, der nicht ausreichend einheitlich ist, und von der Grenzfläche von Fe und Co erzeugt wird.
Die Struktur nach der Diffusion kann gesteuert werden durch angemessenes Entwerfen bzw. Ausbilden der Struktur (Zyklus von Fe und Co) vor der Diffusion. Um einen FeCo-Mischkristall mit einer geringen Wärmeenergie zu erhalten, kann die periodische Struktur von Fe und Co vor der Diffusion in eine Feinstruktur verbracht werden. Nachdem eine große Menge an Wärmeenergie aufgebracht wurde, um den Zustand zu erhalten, d. h. den nicht-einheitlichen FeCo-Mischkristall, kann die periodische Struktur von Fe und Co vor der Diffusion in eine große Struktur gebracht werden. Jedoch kann der FeCo-Mischkristall, der aus Fe und Co mit einer überaus großen periodischen Struktur hergestellt wird, aufgrund der langsamen Variation der Zusammensetzung (d. h. die Variation der Gitterkonstante) nicht ausreichend magnetische Anisotropie zeigen (welche durch Verzerrung verursacht wird).
Die Struktur nach der Diffusion kann gesteuert werden durch angemessenes Ausbilden der Struktur (des Verhältnisses von Fe und Co) vor der Diffusion. Um eine periodische Struktur konstruiert aus Fe und FeCe-Mischkristall nach Diffusion zu erhalten, kann das Verhältnis bzw. der Anteil von Fe in der Struktur vor der Diffusion erhöht werden. Um eine periodische Struktur aufgebaut aus FeCo-Mischkristall und Co nach Diffusion zu erhalten, kann das Verhältnis bzw. der Anteil von Co in der Struktur vor Diffusion erhöht werden.
Um FeCo als Substitutionsmischkristall durch Diffusion aus der periodischen Struktur von Fe und Co zu erhalten, sollten die normalen bzw. regelmäßigen Seiten von Fe und Co miteinander substituiert werden und die benötigte Energie (die treibende Kraft der Diffusion) für die Substitution der normalen bzw. regelmäßigen Seiten sollte von außen bereitgestellt werden. Wenn jedoch die periodische Struktur von Fe und Co fein ist, kann die benötigte Energie für die Substitution der normalen bzw. regelmäßigen Seiten nur gering sein. Falls zu viel Energie bereitgestellt wird, wird der erhaltene FeCo-Mischkristall einheitlich werden. Das bedeutet, um den FeCo-Mischkristall mit Zusammensetzungsvariation zu erhalten, dass die Energie (Wärmeenergie in den meisten Fällen) präzise gesteuert werden sollte.
Um den FeCo-Mischkristall mit Zusammensetzungsvariation unter vergleichsweise einfachen Herstellungsbedingungen zu erhalten, ist es wirksam, X hinzuzufügen (X steht für Element(e) bestehend aus einem oder mehr ausgewählt aus B, C und N). X steht für interstitielle Elemente mit einem Innenradius kleiner als Fe oder Co, und es kann die Zwischenraumplätze der normalen bzw. regelmäßigen Seiten einnehmen bzw. belegen, um einen Einlagerungsmischkristall zu bilden. Wenn X die Zwischenraumplätze der normalen bzw. regelmäßigen Seiten belegt, werden Fe und Co nur schwer gegenseitig substituiert, und eine größere Energiemenge wird zur Diffusion bzw. Lösung benötigt. Das bedeutet, selbst wenn die Wärmeenergie nicht präzise gesteuert wird, kann ein FeCo-Mischkristall mit Zusammensetzungsvariation erhalten werden.
Unter den FeCo-Mischkristallen mit der durch die Diffusion von Fe und Co erhaltenen Zusammensetzungsvariation zeigt derjenige mit einer ausreichend feinen periodischen Struktur die durch Verzerrung verursachte magnetische Anisotropie. Jedoch würde die Zusammensetzungsvariation, die zusammengesetzt ist aus der feinen periodischen Struktur, durch nur durch eine geringe Wärmeenergie verursachte Diffusion einheitlich werden und somit würde die Zusammensetzungsvariation verschwinden. Das bedeutet, dass der FeCo-Mischkristall mit der Zusammensetzungsvariation das Problem hinsichtlich der Wärmestabilität aufweist und nicht für den Einsatz bei hohen Temperaturen geeignet ist.
Ist es für Fe und Co ist schwierig einander zu ersetzen aufgrund des interstitiellen Elements X, welches die Zwischenraumplätze der normalen bzw. regelmäßigen Seiten belegt und eine große Energiemenge für die Diffusion benötigt wird, muss die Wärmeenergie zum einheitlich machen des FeCo-Mischkristalls mit der Zusammensetzungsvariation erhöht werden. Das bedeutet, das Hinzufügen des interstitiellen Elements X kann einen Beitrag zur Verbesserung der Wärmestabilität des FeCo-Mischkristalls mit der Zusammensetzungsvariation leisten.
Das interstitielle Element X bzw. Zwischenraumplatzelement X kann sich an einem beliebigen Zwischenraumplatz der normalen bzw. regelmäßigen Seiten des FeCo-Mischkristalls befinden, jedoch befindet es sich wahlweise an den spezifischen Zwischenraumplätzen (an denen die Energie des Systems die Kleinste ist) unter angemessenen Bedingungen (wie etwa Konzentration, Temperatur und Zeit). Das Kristallgitter des FeCo-Mischkristalls kann aufgrund des Zwischenraumplatzelements X, das an spezifischen Zwischenraumplätzen angeordnet wurde, von einem kubischen Kristall zu einem tetragonalen Kristall verzerrt werden, weshalb die magnetische Anisotropie verursacht durch die Verzerrung gezeigt werden wird. Das bedeutet, dass FeCo durch das interstitielle Element X auch ein Permanentmagnet werden kann. Jedoch ändert sich bei dem FeCo, das durch das interstitielle Element X verzerrt wurde, welches spezifische Zwischenraumplätze belegt, die magnetische Anisotropie aufgrund des Elektrons von X, weshalb angenommen wird, dass das erwähnte FeCo eine geringere magnetische Anisotropie besitzt als das FeCo, welches einfach von einem kubischen Kristall zu einem tetragonalen Kristall verzerrt wurde.
Gemäß der vorliegenden Erfindung kann ein Permanentmagnet mit ausgezeichneten magnetischen Eigenschaften durch Bilden einer periodischen Struktur erhaltenwerden, wobei die Konzentrationen des Fe und T (T ist eines oder mehrere von Übergangsmetallelementen mit Co oder Ni als notwendigem Bestandteil) sich sogar ohne das Seltenerdelement R abwechselnd verändert.
KURZBESCHREIBUNG DER ZEICHNUNGEN
1A ist die HAADF-Abbildung einer Probe mit einer periodischen Struktur, bei der sich die Konzentrationen von Fe und Co gemäß Beispiel 4 der vorliegenden Erfindung abwechselnd verändern.
1B ist das Luminanzprofil, das aus dem rechteckigen Bereich in der HAADF-Abbildung erhalten wurde, um die Periodenlänge zu bestimmen.
2A ist die HAADF-Abbildung der Probe mit einer periodischen Struktur, bei der die Konzentrationen von Fe und Co sich gemäß Beispiel 4 der vorliegenden Erfindung abwechselnd verändern.
2B ist die extrahierte und beispielhafte HAADF-Abbildung des periodischen Strukturabschnitts.
2C ist das Zusammensetzungsprofil, das aus dem periodischen Strukturabschnitt erhalten wurde.
DETAILLIERTE BESCHREIBUNG DER AUSFÜRHUNGSFORMEN
Nachfolgend wird die bevorzugte Ausführungsform der vorliegenden Erfindung detailliert beschrieben. Im Übrigen ist die Ausführungsform veranschaulichend, jedoch beschränkt sie die Erfindung nicht. Nicht alle der Merkmale oder Kombinationen dieser Merkmale, die in der Ausführungsform beschrieben werden, sind für die vorliegende Erfindung zwangsläufig erforderlich.
Der Permanentmagnet der vorliegenden Erfindung ist dadurch gekennzeichnet, dass er eine periodische Struktur aufweist, bei der sich die Konzentrationen von Fe und T (T ist eines oder mehrere von Übergangsmetallelementen mit Co oder Ni als notwendigem Bestandteil) abwechselnd ändern, und sich die Konzentrationen mit einer Periode von 3,3 nm oder weniger verändern.
In der vorliegenden Erfindung ist T eines oder mehrere von Übergangsmetallelementen mit Co oder Ni als notwendigem Bestandteil. FeCo besitzt die größte Sättigungsmagnetisierung Is von 2,4 T als praktikables Material und kann ausgezeichnete magnetische Eigenschaften erzielen. Zudem liegt die Sättigungsmagnetisierung Is von FeNi bei 1,6 T, was niedriger ist als diejenige von FeCo, jedoch kann FeNi magnetische Eigenschaften erzielen, die denjenigen des best-praktikablen Magnetmaterials, d. h. Nd₂Fe₁₄B, gleichzusetzen sind.
In der vorliegenden Ausführungsform besitzen Fe und T eine periodische Struktur, bei der ihre Konzentrationen sich abwechselnd verändern. Die abwechselnde Veränderung der Konzentrationen kann kontinuierlich sein, und kann ebenfalls quantisiert sein. Ferner kann es sich um eine Kombination aus einer kontinuierlichen Veränderung und einer quantisierten Veränderung handeln. Da ein Mischkristall mit einem breiten Zusammensetzungsbereich durch Fe und T gebildet werden kann, kann eine kontinuierliche Zusammensetzungsveränderung verwirklicht werden. Darüber hinaus wird eine quantisierte Zusammensetzungsveränderung nicht nur durch Fe und T verursacht, sondern auch von Kombinationen wie etwa der Kombination aus Fe und FeT, der Kombination aus FeT und T, der Kombination von Fe, FeT und T, der Kombination aus FeT mit zu viel Fe und FeT mit zuviel T.
In der vorliegenden Ausführungsform verändern sich die Konzentrationen von Fe und T abwechselnd mit einer Periode von 3,3 nm oder weniger. Obgleich die heterotype epitaxiale Grenzfläche, bei der die Gitterkonstante geringfügig verschieden ist, mit der Verzerrung kohärent bzw. deckungsgleich sein kann, entspannt sich die Verzerrung leicht weg von der Grenzfläche. Falls sich somit die Konzentrationen von Fe und T mit einer zu großen Periode verändern, liegt keine Verzerrung in den meisten Teilen der Struktur vor, weshalb eine magnetische Anisotropie verursacht durch Verzerrung nicht ausreichend erreicht werden kann.
In der vorliegenden Ausführungsform liegt die Konzentrationsdifferenz von Fe in der periodischen Struktur, bei der sich die Konzentrationen von Fe und T abwechseln verändern, bei 5 Atomprozent oder mehr, und besonders bevorzugt bei 10% oder mehr. Die Gitterkonstante des FeT-Mischkristalls verändert sich kontinuierlich gemäß der Zusammensetzung, wobei der FeT-Mischkristall ein Substitutions-Mischkristall in einem breiten Zusammensetzungsbereich sein kann. Wenn somit die Differenz der Zusammensetzung an der heterotypen epitaxialen Grenzfläche gering ist, wird auch die Differenz der Gitterkonstante gering sein und die durch die Verzerrung an der Grenzfläche verursachte magnetische Anisotropie kann nicht in ausreichendem Maße erzeugt werden.
In der vorliegenden Ausführungsform ist die Zusammensetzung in der periodischen Struktur, bei der sich die Konzentrationen von Fe und T abwechselnd verändern, Fe_1-xT_x (wobei 0 < x < 1). Die Sättigungsmagnetisierung Is steigt langsam zusammen mit dem Anstieg von x an, um den größten Wert mit x = 0,7~0,8 zu erzielen. Danach fällt er zusammen mit der Zunahme von x ab. Die Koerzivität HcJ steigt zusammen mit der Zunahmen von x stark an, um den größten Wert bei x = 0,15 zu erreichen, und danach nimmt er zusammen mit der Zunahme von x ab. Dann nimmt die Koerzivität HcJ stark ab, wenn x > 0,8. Der Bereich von x in dem sowohl die Sättigungsmagnetisierung Is als auch die Koerzivität HcJ ausgezeichnet sind, ist 0,15 ≤ x ≤ 0,8.
In der vorliegenden Ausführungsform beinhaltet die Kristallstruktur in der periodischen Struktur, bei der sich die Konzentrationen von Fe und T abwechselnd verändern, einen raumzentriert-tetragonalen Kristall oder einen kubisch-raumzentrierten Kristall. Der FeT-Mischkristall, der ein Substitutionsmischkristall ist, der die kristalline Struktur von Fe beibehält, d. h. die bcc-Struktur, wobei T die normalen bzw. regelmäßigen Seiten von Fe subsituiert, besitzt die gleiche bcc-Struktur wie Fe. Zudem kann die bcc-Struktur des FeT-Mischkristalls zu einer raumzentriert-tetragonalen Struktur durch Verzerrung variiert werden, verursacht durch die Nichtübereinstimmung der Gitterkonstante an der heterotypen epitaxialen Grenzfläche, weshalb die magnetische Anisotropie gezeigt werden kann.
In der vorliegenden Ausführungsform kann die Zusammensetzung in der periodischen Struktur, bei der sich die Konzentrationen von Fe und T abwechselnd verändern, X enthalten (X steht für Element(e) aus einem oder mehreren ausgewählt aus B, C und N). X besitzt einen kleinen Innenradius und ist ein interstitielles Element, welches die Zwischenraumplätze an den normalen bzw. regelmäßigen Seiten belegen kann, um einen interstitiellen Mischkristall zu bilden, und es kann die Diffusion von Fe und T verhindern. Der FeT-Mischkristall mit der Zusammensetzungsvariation kann unter vergleichsweise einfachen Herstellungsbedingungen erhalten werden, indem die Diffusion von Fe und T angemessen verhindert wird. Das bedeutet, dass der FeT-Mischkristall mit der magnetischen Anisotropie auf einfache Weise erhalten werden kann und die magnetische Anisotropie durch die Verzerrung verursacht wird, die mit der Variation der Gitterkonstante einhergeht.
In der vorliegenden Ausführungsform kann X hilfreich sein, die kristalline Struktur von FeT aus einem kubischen Kristall zu einem tetragonalen Kristall unter richtigen Bedingungen (wie etwa Konzentration, Temperatur und Zeit) zu verzerren. Die magnetische Anisotropie kann durch die Verzerrung der kristallinen Struktur von FeT erzeugt werden, jedoch ist der durch das hinzugefügte Element X erzeugte Effekt der magnetischen Anisotropie gering verglichen mit dem Fall (bei dem FeT einfach in tetragonal gewandelt wird) aufgrund der durch das Elektron X verursachten Variation des Felds.
Nachfolgend wird das bevorzugte Beispiel des Herstellungsverfahrens der vorliegenden Erfindung beschrieben.
In der vorliegenden Erfindung kann die periodische Struktur, bei der sich die Konzentrationen von Fe und T abwechselnd verändern, durch ein Schichtverfahren oder mechanisches Legierungsverfahren erzielt werden. Das Schichtverfahren kann die periodische Struktur, bei der sich die Konzentrationen von Fe und T abwechselnd verändern, auf einfache Weise erzielen. Um jedoch ausreichend magnetischen Fluss zu erzielen, der in dem Magnet für das Magnetfeld des Permanentmagneten der synchronen Drehmaschine benötigt wird, welche im heutigen Leben, der Industrie und in Transportausrüstungen häufig eingesetzt wird, wird ein Bulk mit einer Größe zumindest im Millimeterbereich benötigt, jedoch ist es nicht einfach, einen Bulk durch das Schichtverfahren herzustellen. Das mechanische Legierungsverfahren kann eine gemischte Mikrostruktur bereitstellen durch wiederholtes Rollen und Falten unter Verwendung von mechanischer Energie wie etwa Ballmahlen oder dergleichen, und kann eine ausreichende Menge an Pudern herstellen, die bei der Bulk-Herstellung benötigt werden. Jedoch erfordert das mechanische Legierungsverfahren mehrere Stunden bis hin zu mehreren Dutzend Stunden des Mahlens, weshalb es nicht einfach ist, unterschiedliche Bedingungen zu untersuchen. Hierbei wurde in der vorliegenden Ausführungsform der bevorzugte Zustand der periodischen Struktur, bei der sich die Konzentrationen von Fe und T abwechseln verändern, bei der Untersuchung durch das Schichtverfahren (Sputter-Verfahren) herausgefunden. Die Überprüfung der Bulk-Herstellung bei dem mechanischen Legierungsverfahren wird basierend auf der Entdeckung durchgeführt, die bei dem Schichtverfahren erhalten wurde.
Nachfolgend wird das Verfahren zur Herstellung einer Schichtprobe mit der periodischen Struktur, bei der sich die Konzentrationen von Fe und T abwechselnd verändern (nachfolgend als FeT-Schicht bezeichnet), durch das Sputter-Verfahren erläutert.
Als Ausgangsmaterial wird ein Sputter-Target hergestellt. Wenn eine Ko-Abscheidung in der Schichtabscheidungsausrüstung durchgeführt werden kann, können zwei oder mehr Sputter-Targets aus Fe und T (T ist eines oder mehrere von Übergangselementen mit Co oder Ni als notwendigem Bestandteil) hergestellt werden. Wenn eine Ko-Abscheidung nicht durchgeführt werden kann oder schwierig durchgeführt werden kann, können mehrere Legierungstargets mit den gewünschten Zusammensetzungen hergestellt werden. Falls zwei Targets für die FeT--Schicht hergestellt werden sollen, werden die Kombinationen wie etwa die Kombination aus Fe und FeT, die Kombination aus FeT und T, die Kombination aus Fe, FeT und T, und die Kombination aus FeT mit zu viel Fe und FeT mit zu viel T hergestellt. Zudem wird/werden das/die Zusatzelement(e) X (X steht für Element(e) aus einem oder mehr ausgewählt aus B, C und N) als Target separat hergestellt und können auch als Verbindungstarget mit X vorab hinzugefügt hergestellt werden.
Die Komponenten in der Atmosphäre werden an der Oberfläche des Sputter-Targets adsorbiert. Insbesondere können eine Oxidschicht oder eine Hydroxidschicht an der Oberfläche des Sputter-Targets bestehend aus Metallen mit hoher Reaktionsfähigkeit durch die Reaktion mit Sauerstoff oder dem Wasserdampf in der Atmosphäre gebildet werden. Um die Adsorptionsschicht oder die Reaktionsschicht zu entfernen und das reine Sputter-Target freizulegen ist es wirksam, ein Vor-Sputtern vor der Herstellung der Schichtprobe durchzuführen.
Um die Schichtprobe durch das Sputterverfahren herzustellen, wird ein Substrat benötigt. Als Substrat können verschiedenen Metalle, Glas, Silizium oder Keramik zur Verwendung ausgewählt werden. Unter der Berücksichtigung jedoch, dass eine Wärmebehandlung benötigt wird, um eine gewünschte FeT-Schicht zu erhalten, ist das Substrat bevorzugt ein Material mit einem hohen Schmelzpunkt. Zudem, falls das Substrat eine Reaktivität wie etwa Interdiffusion mit der FeT-Schicht aufweist, ist es schwierig, die gewünschte FeT-Schicht unter guter Steuerung zu erhalten. Somit ist das Substrat bevorzugt ein Material, das nur schwerlich mit der FeT-Schicht reagiert. Ferner, um die Anhaftung zwischen der gewünschten FeT-Schicht und dem Substrat zu verbessern, ist es bevorzugt, das Substrat mithilfe eines umgekehrten Sputter-Mechanismus zu säubern, mit dem die Sputter-Vorrichtung ausgestattet ist, und die Adsorptionsschicht an der Oberfläche zu entfernen.
Eine Grundschicht kann zwischen dem Substrat und der FeT-Schicht angeordnet werden. Falls das Ziel darin besteht, die Reaktion des Substrats mit der FeT-Schicht zu verhindern, wird bevorzugt ein Material mit einem hohen Schmelzpunkt wie etwa Mo oder W oder dergleichen bevorzugt als Grundschicht verwendet. Zudem, falls das Ziel darin besteht, die Ausrichtung der FeT-Schicht zu verbessern, wird bevorzugt ein Material als Grundschicht verwendet, das sowohl die gewünschte Ausrichtungsebene der FeT-Schicht als auch des Substrats treffen kann.
Die Schichtabscheidungsausrüstung (nachfolgend als Sputter-Vorrichtung bezeichnet), die bei der Herstellung der Schichtprobe durch das Sputter-Verfahren eingesetzt wird, weist bevorzugt eine Schichtabscheidungskammer aus einer Vakuumkammer auf, die in der Lage ist, auf einem Druck von 10^–6 Pa oder weniger abgesaugt zu werden, um die in der Schichtprobe enthaltenen Unreinheiten (wie etwa Oxide, Hydroxide) zu verringern. Zudem, um die Schichtabscheidungskammer sauber zu halten, weist die Sputter-Vorrichtung bevorzugt einen Substrat-Einbringungsraum auf, der in der Lage ist, mit der Schichtabscheidungskammer verbunden zu werden oder von dieser getrennt zu werden. Ferner, um die gewünschte FeT-Schicht nach dem Vor-Sputtern zu erhalten, weist die Vorrichtung bevorzugt einen Abschirmmechanismus zwischen dem Substrat und dem Sputter-Target auf, das in der Lage ist, unter einer Absaugzustand betrieben zu werden.
In dem Sputter-Verfahren wird das Sputter-Target durch den Aufprall der ionisierten Edelgaspartikel während der elektrischen Entladung des Edelgases mit geringem Druck (hauptsächlich Ar) gesputtert, und dann wird es auf dem Substrat abgeschieden, um eine Schicht zu bilden, jedoch befinden sich die Edelgaspartikel zu diesem Zeitpunkt in der Schicht. Falls zu diesem Zeitpunkt N (Stickstoff) eingebracht wird und mit dem Edelgas vermischt wird, kann N als interstitielles Element X hinzugefügt werden. Jedoch ist es nicht bevorzugt, dass die Edelgaspartikel, die nicht zu der Reaktion beitragen, in der Schicht enthalten sind.
Um die Menge der in der Schicht enthaltenen Edelgaspartikel zu verringern, muss sie in einer Edelgashülle mit geringerem Druck entladen werden und eine Schicht abscheiden. Da das Sputter-Verfahren, bei dem hochdichtes Plasma auf der Oberfläche des Sputter-Targets erzeugt werden kann und eine stabile Entladung und Schichtabscheidung haben kann, unabhängig von der Edelgashülle mit einem geringen Druck durchgeführt werden kann, kann das Magnetron-Sputter-Verfahren verwendet werden.
Bei dem Magnetron-Sputter-Verfahren kann ein hochdichtes Plasma durch die geladenen Partikel erzeugt werden, die eine zykloidische Bewegung aufgrund des Magnetfelds und des E-Felds an der Oberfläche des Sputter-Targets durchführen. Das Magnetfeld an der Oberfläche des Sputter-Targets kann durch den starken Magneten erzeugt werden, der an der Hinterseite des Sputter-Targets angeordnet ist. Wenn das Sputter-Target ein ferromagnetisches Material mit einer hohen magnetischen Permeabilität ist, wird somit das ausreichende Magnetfeld nicht an der Oberfläche des Sputter-Targets lecken, weshalb die Entladung und Schichtabscheidung nicht stabil durchgeführt werden können. Wenn das ferromagnetische Material als Sputter-Target verwendet wird, sollte deshalb die Dicke korrekt eingestellt werden.
Die bei dem Sputtern verwendete Leistung sollte korrekt gemäß dem Material des Sputter-Targets ausgewählt werden. Wenn das Sputter-Target ein Leiter wie ein Metall ist, kann die Leistung optional ausgewählt sein aus DC und RF. Wenn das Sputter-Target jedoch ein Isolator bzw. Nichtleiter ist, kann die Leistung RF (Hochfrequenzsputtern) oder DC überlagerte RF sein. Bei dem Sputter-Verfahren ist die Abscheidungsrate etwa proportional zur Abscheidungszeit und der eingebrachten Leistung unter spezifischen Bedingungen (wie zum Beispiel Targetmaterial, Druck der Atmosphäre bzw. Umgebungshülle, Atmosphärengas, und dem Abstand zwischen Substrat und Target). Wenn die Periode der gewünschten FeT-Schicht klein ist, kann die Abscheidungszeit oder die Leistungseingabe verringert werden, und die Abscheidungsrate kann verringert werden. Ferner kann die Abscheidungsrate durch Messen der hergestellten Probe unter einer spezifischen Bedingung mithilfe eines kontaktartigen Stufenprofils erhalten werden. Zudem kann ein Dickenmessgerät für Quarzkristallschichten, mit dem die Sputter-Vorrichtung ausgestattet ist, ebenfalls verwendet werden.
Um die gewünschte FeT-Schicht genau zu steuern ist die Sputter-Vorrichtung bevorzugt in der Lage, das Substrat zu kühlen. Falls eine Periodenstruktur, bei der sich die Konzentrationen von Fe und T abwechselnd ändern, mit einer sehr kleinen Periode erhalten werden soll, sollte die Diffusion durch eine geringe Energie durchgeführt werden, weshalb die gesamte Zusammensetzung einheitlich wird. Das bedeutet, dass die Periodenstruktur, bei der sich die Konzentrationen abwechselnd ändern, nicht erhalten werden kann. In dem Sputter-Verfahren besitzen die durch das Edelgas gesputterten Partikel eine hohe Energie, weshalb die Diffusion übermäßig durch die Energie gefördert werden kann. Um die übermäßige Diffusion verursacht durch die Energie der gesputterten Partikel zu verhindern, ist es bevorzugt, die Energie, welche die treibende Kraft der Diffusion ist, zu entziehen, d. h. das Substrat zu kühlen. Es ist sehr schwierig, das in der Vakuumkammer angeordnete Substrat unmittelbar zu kühlen, und das Substrat wird üblicherweise durch Wärmeleitung mit einem gekühlten Substarthalter gekühlt, der durch ein Kältemittel gekühlt wird. Als Kühlmittel zum Kühlen des Substrathalters kann ein zirkulierendes Kühlwasser (etwa 5~20°C) oder eine Fluor-basierte träge Flüssigkeit (etwa –120~50°C) verwendet werden und die Temperatur zum Kühlen des Substrats ist bevorzugt so gering wie möglich. Zudem kann flüssiger Stickstoff (–196°C) als Kühlmittel verwendet werden, jedoch besteht ein Problem dahingehend, dass das in dem Sputter-Verfahren üblicherweise verwendete Argongas unter –196°C fest wird, weshalb es nicht verwendet werden kann.
Um die gewünschte FeT-Schicht präzise zu steuern ist es wirksam, die Schichtprobe nach der Schichtabscheidung einer Wärmebehandlung zu unterziehen. Um den FeT-Mischkristall durch die Diffusion von Fe und T zu erhalten ist es wirksam, Energie aufzubringen, die die treibende Kraft der Diffusion sein wird, d. h. um eine Wärmebehandlung durchzuführen. Zudem kann die kristalline Eigenschaft der FeT-Schicht durch Erwärmen des Substrats verbessert werden. Die durch das Sputter-Verfahren hergestellte Schicht besitzt eine kristalline Eigenschaft, die so niedrig wie amorph bzw. nicht-kristallin ist, weshalb die magnetische Anisotropie (magnetokristalline Anisotropie) kaum gezeigt wird, was an der Atomverteilung in der kristallinen Struktur liegt. Die ausreichende magnetokristalline Anisotropie kann gezeigt werden durch Verbessern der kristallinen Eigenschaft durch die Wärmebehandlung. Zudem ist die Atmosphäre während der Wärmebehandlung bevorzugt ein Vakuum oder Inertgasstrom, um die Oxidation der FeT-Schicht zu verhindern, jedoch kann Stickstoff (N) als das interstitielle Element hinzugefügt werden durch Verwenden des Stickstoffgasstroms als Atmosphäre während der Wärmebehandlung. Zudem, falls die durch die Wärmebehandlung verursachte Diffusion zu stark ist, wird die gesamte Zusammensetzung einheitlich und die Periodenstruktur, bei der sich die Konzentrationen von Fe und T abwechselnd ändern, kann nicht erhalten werden. Somit steuert eine Wärmebehandlungsvorrichtung bevorzugt die Temperatur und die Zeit genau.
Nachfolgend wird das Verfahren zur Herstellung einer Bulk-Probe mit der periodischen Struktur, bei der sich die Konzentrationen von Fe und T abwechselnd ändern (nachfolgend als FeT-Schicht bezeichnet), durch das mechanische Legierungsverfahren beschrieben.
Als Ausgangsstoff wird ein Pulver (nachfolgend als Feinpulver bezeichnet) mit Feinpartikeldurchmesser hergestellt. Falls der Partikeldurchmesser des Feinpulvers gleich der Periode ist, bei der sich die Konzentrationen von Fe und T in der gewünschten FeT-Schicht abwechselnd ändern, kann die gewünschte FeT-Schicht mit einer geringen Mahlzeit erhalten werden, jedoch besitzt das Ultrafeinpulver im Nanometergrößenordnungsbereich eine sehr hohe Reaktivität. Somit ist es schwer zu behandeln. Zudem besitzen Metalle reichlich Formbarkeit und Duktilität, weshalb es schwierig ist, sie in Ultrafeinpulver zu verarbeiten. Weil eine gemischte Mikrostruktur durch wiederholtes Rollen und Falten aufgrund eines Mahlens für lange Zeit erhalten werden kann, kann das Feinpulver mit einem angemessenen Partikeldurchmesser mit der erforderlichen Zeit für das betrachtete Mahlen hergestellt werden.
Als Ausgangsmaterial können zwei oder mehr Feinpulver gemäß der gewünschten FeT-Schicht hergestellt werden. Falls zwei Feinpulver hergestellt werden, um die FeT-Schicht herzustellen, können die Kombinationen wie etwa Kombination aus Fe und FeT, die Kombinationen aus FeT und T, die Kombination aus Fe, FeT und T, die Kombination aus FeT mit zu viel Fe und FeT mit zu viel T berücksichtigt werden. Ferner kann die Menge an hergestellten Feinpulvern vorab gewogen werden gemäß der Zusammensetzung der gewünschten FeT-Schicht. Zudem kann das Zusatzelement(e) X (X steht für Element(e) aus einem oder mehr ausgewählt aus B, C und N) als Feinpulver bzw. Feinpulver separat hergestellt werden und kann ebenfalls als Feinpulver einer Verbindung, der vorab X zugefügt wurde, hergestellt werden.
Wenn es schwierig ist, Metallpulver wie etwa Fe oder T herzustellen, können ebenfalls Oxide von Fe oder Oxide von T als Ausgangsmaterial verwendet werden. Obgleich es schwierig ist, Metalle im Mikrometerbereich durch Mahlen aufgrund ihrer Verformbarkeit und Duktilität zu verarbeiten, können die Oxide auf einfache Weise durch Mahlen im Mikrometerbereich bearbeitet werden, weil ihnen die Verformbarkeit und Duktilität fehlt und sie spröde sind. Wenn jedoch Oxide als Ausgangsmaterialien verwendet werden, ist eine Reduktionsbehandlung erforderlich, um die gewünschte FeT-Schicht zu erhalten.
Eine planetarische Kugelmühle kann beim Mahlen verwendet werden. Das Mahlen kann mechanische Energie auf das Feinpulver aufbringen, welches das Ausgangsmaterial ist. Aus der Sicht des Steuerns der mechanischen Energie und des Steuerns der Atmosphäre während dem Mahlen ist es nützlich, eine Kugelmühle zu verwenden. Es gibt viele Arten von Kugelmühlen, wie etwa Drehkugelmühlen, Vibrationskugelmühlen, planetarische Kugelmühlen, Rührkugelmühlen und dergleichen. Die planetarische Kugelmühle wird bevorzugt, da sie eine große mechanische Energie aufbringen kann. Die planetarische Kugelmühle kann die Behandlung in vergleichsweise kurzer Zeit abschließen, weil sie den Behälter mit Dichtung der Materialien dazu bringt, behandelt zu werden und das Medium darin in der Weise eines Drehens und Umlaufens zu bewegen, und führt das Mahlen durch das Medium und die Innenwand des Behälters wirksam durch. Ferner kann die Effizienz des Mahlens durch Befüllen des Behälters mit einem Lösungsmittel zusätzlich zu den zu behandelnden Materialien und dem Medium verbessert werden.
Der Behälter und das bei dem Mahlen verwendete Medium können aus Chromstahl oder rostfreiem Stahl hergestellt sein. Bei einer planetarischen Kugelmühle, die kontinuierlich mechanische Energie auf die zu behandelnden Materialien für eine lange Zeit aufbringt, werden nicht nur die zu behandelnden Materialien, sondern auch mehr als ein bisschen des Behälters oder des Mediums gemahlen. Im Ergebnis wird der Behälter oder das Medium als Verunreinigungen in die zu behandelnden Materialien gemischt. Somit ist es erforderlich, dass die Materialien des Behälters oder des bei dem Mahlen verwendeten Mediums die gleichen Materialien sind wie die zu behandelnden Materialien oder ein Material, das keine Probleme bei der Beimischung als Verunreinigung verursacht. Als Materialien des Behälters oder des Mediums, die in der planetarischen Kugelmühle verwendet werden, zählen Achat, Aluminiumoxid, Wolframkarbid, Zirkoniumoxid, Siliziumnitrid, Kunststoff-Polyamid und dergleichen. Um die gewünschte FeT-Schicht zu erhalten, werden bevorzugt ein Behälter und ein Medium hergestellt aus Chromstahl oder rostfreiem Stahl, bei denen der Hauptbestandteil Fe ist, verwendet. Die Menge des Behälters und Mediums, die in die zu behandelnden Materialien als Verunreinigungen beigemischt werden, kann etwa basierend auf der Stärke und der Mahlzeit geschätzt werden, weshalb es aus der Zusammensetzung der vorab zu behandelnden Materialien reduziert werden kann. Darüber hinaus, da Chromstahl mehr Kohlenstoff enthält als rostfreier Stahl, können Chromstahl und rostfreier Stahl gemäß der Menge von als Zusatzelement X enthaltenem Kohlenstoff ausgewählt werden.
Bei der Reduzierungsbehandlung der zu behandelnden Materialien ist es wirksam, in der Wasserstoffatmosphäre zu mahlen. Es ist schwierig, die Metalle wie etwa Fe oder T aufgrund ihrer Verformbarkeit und Duktilität durch Mahlen zu mikronisieren, jedoch fehlt ihren Oxiden die Duktilität und Verformbarkeit, darüber hinaus sind diese spröde und können somit durch mahlen mikronisiert werden. Feinpartikel, die nicht durch das Mahlen von Metallen erhalten werden können, können durch das Mahlen und Reduzieren der mikronisierten Feinpulver von Oxiden in der Wasserstoffatmosphäre erzielt werden. Zudem kann ein die Atmosphäre steuernder Behälter während des Mahlens in der Atmosphäre verwendet werden, der mit einem Ventil ausgestattet ist. Nachdem die Reduktionsbehandlung abgeschlossen ist, kann das Belüften und Mahlen wiederholt durchgeführt werden, bis die zu behandelnden Materialien, d. h. Oxide, sich in das Feinmetallpulver wandeln.
Das Mahlen des Feinmetallpulvers sollte an einer nicht-oxidierenden Atmosphäre durchgeführt werden. Als nicht-oxidierende Atmosphäre ist Argongas oder Stickstoffgas bevorzugt. Um zu verhindern, dass das Feinmetallpulver beim Mahlen nitriert, ist Argongas als nicht-oxidierende Atmosphäre bevorzugt. Um jedoch N (Stickstoff) als das interstitielle Element X hinzuzufügen, kann auch Stickstoffgas als Atmosphäre während des Mahlens des Feinmetallpulvers eingesetzt werden.
Das Mahlen des Feinmetallpulvers wird bevorzugt bei einer niedrigen Temperatur durchgeführt. Falls eine starke mechanische Energie für eine lange Zeit aufgebracht wird, nimmt die Temperatur des Feinmetallpulvers zu und die Duktilität und Verformbarkeit kann verbessert werden, weshalb es im Ergebnis schwieriger wird, das Pulver zu mikronisieren. Um das Feinmetallpulver auf einfache Weise zu mikronisieren, ist Kühlen wirksam. Zudem kann die Reaktion mit der Atmosphäre durch Kühlen während des Mahlens verhindert werden. Ferner können die zu behandelnden Materialien durch das Füllen des flüssigen Stickstoffs in den Behälter zusammen mit den zu behandelnden Materialien und dem Medium gekühlt werden. Der flüssige Stickstoff kann aus dem Ventil zur Atmosphärensteuerung eingebracht werden und der flüssige Stickstoff kann wieder angemessen hinzugefügt werden aufgrund der durch die Verdampfung verursachte verringerte Menge.
Das Feinpulver (hier nachfolgend als FeT-Feinpulver bezeichnet) mit der periodischen Struktur, bei der sich die Konzentrationen von Fe und T abwechselnd ändern, das nachdem Mahlen erhalten wird, wird bevorzugt in einer trägen bzw. inerten Atmosphäre behandeln. Da das FeT-Feinpulver einen kleinen Partikeldurchmesser aufweist, besitzt es eine hohe Aktivität und kann mit Atmosphärengas auf einfache Weise reagieren. Um die Reaktion zu verhindern ist eine Behandlung in der trägen Atmosphäre bzw. Inertatmosphäre erforderlich. Eine Ablage (eng.: Glovebox) gefüllt mit Argongas oder Stickstoffgas kann als Inertatmosphäre verwendet werden, und die Menge an Sauerstoff und die Menge des Wassers in der Glovebox können durch eine Sauerstoffkonzentrationsmessvorrichtung und eine Taupunktmessvorrichtung gesteuert werden. Ferner ist es bevorzugt, dass sowohl die Wärmebehandlung als auch der unten erwähnte Form- bzw. Gießprozess bevorzugt in der Glovebox durchgeführt werden.
Bevorzugt wird das FeT-Feinpulver wärmebehandelt. Eine gemischte Mikrostruktur kann erhalten werden durch wiederholtes Rollen und Falten in der Art eines kontinuierlichen Aufbringens einer starken mechanischen Energie für eine lange Zeit. Jedoch ist das Abgleichen an der Grenzfläche der gemischten Struktur nicht ausreichend und die Konsistenz an der Grenzfläche kann durch die Wärmebehandlung verbessert werden. Falls hingegen die durch die Wärmebehandlung verursachte Diffusion zu stark ist, wird die ganze Zusammensetzung einheitlich werden und die periodische Struktur, bei der die Konzentrationen von Fe und T sich abwechselnd ändern, kann nicht erhalten werden. Daher ist es bevorzugt, dass die Temperatur und die Zeit durch eine Wärmebehandlungsausrüstung genau gesteuert werden können. Bei der Wärmebehandlungsausrüstung (so genannter elektrischer Ofen), der Wärme von außen aufbringt, wird die Temperatur schneller im äußeren Teil als im inneren Teil ansteigen, weshalb keine einheitliche Wärmebehandlung auf die Probe aufgebracht werden kann. Induktionserwärmen bzw. Impulsstromerwärmen ist nützlich, indem die Probe durch sich selbst erhitzt wird. Ferner ist die Atmosphäre während der Wärmebehandlung bevorzugt ein Vakuum oder ein Inertgasstrom mit Blick auf die Verhinderung der Oxidation des FeT-Feinpulvers. Auch Stickstoff kann als interstitielles Element X durch Verwendung des Stickstoffgasstroms als Atmosphäre in der Wärmebehandlung hinzugefügt werden.
Das FeT-Feinpulver wird in dem Magnetfeld der Verdichtung und Sinterung unterzogen. Das FeT-Feinpulver mit der periodischen Struktur, bei der sich die Konzentrationen von Fe und T abwechselnd ändern, weist die magnetische Anisotropie auf, so dass es durch Formen bzw. Gießen in dem Magnetfeld ausgerichtet werden kann und ein Bulk mit der magnetischen Anisotropie erhalten werden kann. Bei dem Verdichten und Sintern in einem Magnetfeld kann das angelegte Magnetfeld 800~1600 kA/m (10~20 kOe) sein und der Verdichtungsdruck kann 5~15 ton/cm² (500~1500 MPa) sein. Zudem kann bei dem pulselektrischen Sintern der Pulsstrom 5~10 kA sein und die Pulsweite kann 1~1000 ms sein.
Die bevorzugte Ausführungsform des Herstellungsverfahrens zum Ausführen der vorliegenden Erfindung wurde obenstehend beschrieben. Als nächstes wird das Verfahren zum Analysieren der Periode der periodischen Struktur, bei der sich die Konzentrationen von Fe und T abwechselnd verändern, die Zusammensetzung und die kristalline Struktur in Bezug auf den Permanentmagneten der vorliegenden Erfindung beschrieben. Ferner kann die periodische Struktur, bei der sich die Konzentrationen abwechselnd verändern, eine kontinuierliche Konzentrationsveränderung oder eine quantisierte Konzentrationsveränderung oder eine Kombination der kontinuierlichen Veränderung und der quantisierten Veränderung sein. Darüber hinaus kann die quantisierte Konzentrationsveränderung nicht nur durch FeT und T verursacht werden, sondern auch durch Kombinationen wie etwa die Kombination aus Fe und FeT, die Kombination aus FeT und T, die Kombination aus Fe, FeT und T, die Kombination aus FeT mit zu viel Fe und FeT mit zu viel T. In der periodischen Struktur kann unter allen Fällen die Periode der periodischen Struktur, die Zusammensetzung und die kristalline Struktur durch das unten-erwähnte Verfahren analysiert werden.
Die Periode der periodischen Struktur, bei der sich die Konzentrationen von Fe und T abwechselnd ändern, kann durch die HAADF-Abbildung bestimmt werden, die durch ein Rastertransmissionselektronenmikroskop (STEM) erhalten wird. Die Schicht oder der Bulk, die die Probe sind, werden in eine Bahn bzw. ein Blatt mit einer Dicke von 100 nm mithilfe eines fokussierten Ionenstrahl(FIKB)-Instruments bearbeitet und dann kann eine HAADF-Abbildung durch das STEM erhalten werden. Das die Leuchtkraft in der HAADF-Abbildung etwa proportional zum Quadrat der Ordnungszahl skaliert, können Fe und T unterschieden werden. Das Leuchtkraftprofil an der Richtung, wo die Veränderung der periodischen Struktur am kleinsten wird, wird aus der HAADF-Abbildung extrahiert. Die durchschnittliche Änderung der Leuchtkraft in den 5 Zyklen wird als Länge der Periode betrachtet. Die HAADF-Abbildungen und das Leuchtkraftprofil (in Beispiel 4) der Probe, die mit der Periode der periodischen Struktur von 1,1 nm hergestellt wurde und mit der Zusammensetzung der periodischen Struktur von Fe_0,4Co_0,6 sind in den 1A und 1B gezeigt.
Die Zusammensetzung der periodischen Struktur, bei der sich die Konzentrationen von Fe und T abwechselnd verändern, kann durch ein energiedispersives Spektroskopie(EDS)-Instrument bestimmt werden, mit dem das STEM ausgestattet ist. Die EDS-Abbildung wird aus dem Bereich erhalten, wo das Leuchtkraftprofil der HAADF-Abbildung extrahiert wurde. Ein Zusammensetzungsprofil wird erhalten an der Richtung, wo die Änderung der periodischen Struktur der HAADF-Abbildung am kleinsten wird und wird dann durch eine Schichtkompensationsfunktion quantifiziert. In dem quantifizierten Zusammensetzungsprofil wird der Unterschied zwischen dem Durchschnittswert der Spitze und dem Durchschnittswert des Bodens als Konzentrationsdifferenz (Atomprozent) von Fe verwendet. Zudem kann die Zusammensetzung der periodischen Struktur, bei der sich die Konzentrationen von Fe und T abwechselnd ändern, aus der durchschnittlichen Zusammensetzung in der EDS-Abbildung erhalten werden, die aus dem Bereich stammt. Die HAADF-Abbildung und das Zusammensetzungsprofil, die von der Probe (in Beispiel 4) erhalten wurden, die mit der Periode der periodischen Struktur von 1,1 nm hergestellt wurde und deren Zusammensetzung der periodischen Struktur Fe_0,4Co_0,6 ist, sind in den 2A, 2B und 2C gezeigt.
Die kristalline Struktur in der periodischen Struktur, bei der sich die Konzentrationen von Fe und T abwechselnd ändern, kann aus einer Elektronenbeugungsabbildung (EDI) beobachtet werden, welches durch das STE erhalten wird. Bei dem bevorzugten Substitutions-Mischkristall FeT der vorliegenden Erfindung nimmt T die normalen bzw. regelmäßigen Seiten von Fe ein, wobei die raumsymmetrisch-kubische (bcc) Struktur von Fe beibehalten bleibt. Falls die Menge von T jedoch zu hoch ist, kann die bcc-Struktur nicht beibehalten bleiben, und die Struktur wandelt sich in eine kubisch dichteste Kugelpackung(ccp)-Struktur oder eine hexagonal dichteste Kugelpackung(hcp)-Struktur, die sich aus Co oder Ni, d. h. T, ergibt. Somit kann auf einfache Weise basierend auf dem EDI unterschieden werden, ob es sich bei der kristallinen Struktur in der periodischen Struktur, bei der sich die Konzentrationen von Fe und T abwechselnd ändern, um eine raumzentrierte Struktur handelt oder nicht. Ferner kann der Unterschied zwischen der raumzentriert-kubischen und der raumzentriert-tetragonalen Struktur auf einfache Weise aus der Erscheinung des Beugungspunkts bestimmt werden, der mit der Abnahme der Symmetrie einhergeht. Zudem, wenn ein Großteil der Probe die periodische Struktur aufweist, bei der sich die Konzentrationen von Fe und T abwechselnd ändern, kann die kristalline Struktur durch die Röntgenstrahlenbeugung (XRD) bestimmt werden. Der Unterschied zwischen der raumzentriert-kubischen und der raumzentriert-tetragonalen Struktur kann bei XRD ebenfalls unterschieden werden, weil eine Teilung oder Verbreiterung der Spitze, welche die Symmetrie spiegelt, deutlich beobachtet werden kann.
BEISPIELE
Nachfolgend wir die vorliegenden Erfindung genauer basierend auf den Beispielen und Vergleichsbeispielen beschrieben, jedoch ist die vorliegende Erfindung nicht auf die folgenden Beispiele beschränkt.
[Herstellung der Schichtprobe: Beispiele 1 bis 29 und Vergleichsbeispiele 1 bis 14]
Bei der Herstellung der Schichtprobe wurde eine Magnetron-Sputter-Ausrüstung verwendet, die in der Lage ist, auf einen Druck von 10^–7 Pa abzusaugen. Als Targets wurden Fe, Co, Ni, Cr und Mn mit einer Reinheit von 99,9% hergestellt und saubere Oberflächen wurden durch Vor-Sputtern gezeigt. Als Substrat wurde ein Siliziumsubstrat (6 mm × 6 mm × 0,65 mm) mit einer thermischen Oxidschicht (1 μm) hergestellt, und dann ausreichend gesäubert. Danach wurde es auf dem Substrathalter angeordnet, der auf –50~200°C gesteuert wurde, nach dem Durchlaufen des Substrateinbringungsraums. Die Schichtabscheidung wurde bei einer Argongasatmosphäre mit einem Druck von 1 Pa durchgeführt. Wenn Co oder Ni als Fe-Schicht und T-Schicht abgeschieden wurde, waren alle elektrischen Ströme, die auf die Targets aufgebracht wurden, DC50W und die Schichtstärke wurde durch die Abscheidungszeit gesteuert. Wenn eine Verbundzusammensetzung wie etwa FeNi als T-Schicht abgeschieden wurde, wurde das Verhältnis der auf die Targets aufgebrachten elektrischen Ströme angepasst, um das gewünschte Zusammensetzungsverhältnis zu erzielen. Die Schichtabscheidung der Fe-Schicht und der T-Schicht wurden abwechselnd wiederholt und Proben wurden mit der Zusammensetzung der periodischen Struktur von Fe_1-xT_x (T war Co, Ni, Co₅₀Ni₅₀, Co₄₅Ni₄₅Cr₁₀ oder Cr₄₅Ni₄₅Mn₁₀, wobei 0,0 ≤ x ≤ 1,0) erhalten, wobei die Periode der periodischen Struktur bei 0,3~7,9 nm liegt und die Gesamtstärke 8~48 nm beträgt. Die laminierte Probe wurde einer Wärmebehandlung mithilfe einer Leuchtenwärmevorrichtung unterzogen. Die Wärmebehandlung wurde in einem Vakuum mit einem Druck von 10^–5 Pa oder weniger durchgeführt. Nachdem die Probe auf 200°C mit einer Temperaturerhöhungsrate von 0,5~50°C/s erwärmt wurde und dann für 0~600 s gehalten wurde, wurde die Probe auf Raumtemperatur mit einer Kühlrate von 0,5~50°C/s heruntergekühlt.
Herstellung einer Bulk-Probe: Beispiel 30
Bei der Herstellung der Bulkprobe wurden eine planetarische Kugelmühle und ein Spark-Plasma-Sinter (SPS) Instrument verwendet. Als Ausgangsmaterialien wurden Fe₂O₃ Pulver und Co₃O₄ Pulver mit einer Reinheit von 99,9% und einem Partikeldurchmesser von 3 μm oder weniger hergestellt und gewogen, um eine Zusammensetzung der periodischen Struktur von Fe_1-xCo_x (x = 0,5) zu erzielen. Die Rohmaterialien zusammen mit dem Medium (Φ 10 mm × 30) hergestellt aus rostfreiem Stahl wurden in einem Behälter (80 cc) hergestellt aus rostfreiem Stahl und ausgestattet mit einem Gaseinbringungsventil verschlossen, und dann für 15 Stunden gemahlen, um das gemischte Feinpulver der Oxide zu erhalten. Als nächstes wurde die Atmosphäre in dem das gemischte Feinpulver der Oxide enthaltenden Behälter ausgetauscht durch Wasserstoffgas und dann wurde die Ersetzung periodisch während des Mahlens von 5 Stunden durchgeführt. Das gemischte Feinpulver der Metalls bzw. Metallpulver wurde durch die Reduktion erzielt. Dann wurde die Atmosphäre in dem das gemischte Feinpulver der Metalle enthaltenden Behälter durch Stickstoffgas ersetzt. Ferner wurde der flüssige Stickstoff in den Behälter gefüllt, während das Mahlen für 15 Stunden durchgeführt wurde, um FeT-Feinpulver zu erhalten. Danach wurde das FeT-Feinpulver in eine Graphitmatrize in einer Glovebox über einen Hahn gefüllt, die dahingehend gesteuert wurde, eine Sauerstoffkonzentration von 5 ppm und einen Taupunkt von –70°C zu haben, und wurde dann einer Wärmebehandlung mithilfe von Impulsstromerwärmung unterzogen. Nach der Wärmebehandlung wurde das FeT-Feinpulver verdichtet und durch ein SPS-Instrument gesintert, das mit einem Mechanismus ausgestattet ist, der ein gerichtetes Magnetfeld aufbringen kann in dem Zustand, bei dem FeT-Feinpulver in die Graphitmatrize gefüllt wird.
[Periode der Konzentrationsänderung: Beispiele 1 bis 5 und Vergleichsbeispiele 1 bis 4]
Proben wurden hergestellt, wobei die Zusammensetzung der periodischen Struktur, bei der die Konzentrationen von Fe und T sich abwechselnd ändern (nachfolgend als periodische Struktur bezeichnet), Fe_1-xT_x (T = Co, x = 0,6) ist und wobei sich die Periode der periodischen Struktur (nachfolgend als Periode bezeichnet) in dem Bereich von 0,3 bis 7,9 nm verändert. Im Ergebnis wurden die Sättigungsmagnetisierung Is und die Koerzivität HcJ verringert, einhergehend mit der Zunahme der Periode. Insbesondere wenn die Periode größer als 3,3 nm war, nahm die Koerzivität deutlich auf weniger als 30 kA/m ab. Zudem konnten als die XRD-Muster der Proben mit einer Periode von 3,3 nm oder weniger einer kubischen, raumzentrierten Struktur oder einer tetragonalen, raumzentrierten Struktur zugeordnet werden. Die vorliegenden Erfinder dachten, dass falls die Periode fein wäre, die Grenzfläche von Fe und Co vergrößert wäre und die Sättigungsmagnetisierung Is der gesamten Probe durch die Erzeugung von FeCo ansteigen würde, welches eine größere Sättigungsmagnetisierung Is besitzt als Fe oder Co nahe der Grenzfläche. Ferner sind die vorliegenden Erfinder davon ausgegangen, dass die durch die Verzerrung von FeCo verursachte magnetische Anisotropie gezeigt werden würde und die Koerzivität stark zunehmen würde durch die Periode, die extrem fein ist und die Größe, die eine Größe oder kleiner ist mit welcher FeCo in der Verzerrung involviert war.
[Zusammensetzungsverhältnis von Fe und T: Beispiel 3, Beispiele 6~16, Vergleichsbeispiel 5 bis 6]
Proben wurden hergestellt, bei denen die Periode der periodischen Struktur 1,1 nm ist und x sich im Bereich von 0,0~1,0 verändert, wobei x das Verhältnis von T zu Fe in der Zusammensetzung Fe_1-xT_x (T = Co) der periodischen Struktur ist. Im Ergebnis, obgleich die Sättigungsmagnetisierung Is zusammen mit der Zunahme von X anstieg, nahm sie stark auf 1,6 T oder weniger ab, wenn x ≥ 0,85 und x ≤ 0,1 war. Zudem überschritt die Konzentrationsdifferenz von Fe in der periodischen Struktur im Bereich von 0,1 ≤ x ≤ 0,95 5 Atomprozent und hohe magnetische Eigenschaften wurden beobachtet, d. h. Sättigungsmagnetisierung Is ≥ 1,6 T und Koerzivität HcJ ≥ 30 kA/m. Ferner betrug die Konzentrationsdifferenz von Fe in der periodischen Struktur im Bereich von 0,15 ≤ x ≤ 0,8 mehr als 10 Atomprozent, und besonders ausgezeichnete magnetische Eigenschaften wurden beobachtet, d. h. Sättigungsmagnetisierung Is ≥ 1,7 T und Koerzivität HcJ ≥ 70 kA/m. Zudem, in dem Bereich in dem ausgezeichnete magnetische Eigenschaften erzielt wurden, konnten alle XRD-Muster der Proben einer kubischen-raumzentrierten oder tetragonal-raumzentrierten Struktur zugeordnet werden. Das bedeutet, dass bekannt wurde, dass in dem Bereich von 0,1 ≤ x ≤ 0,95 (bevorzugt der Bereich von 0,15 ≤ x ≤ 0,8) ein Permanentmagnet mit sowohl einer hohen Sättigungsmagnetisierung Is als auch einer hohen Koerzivität HcJ erzielt werden konnte. Die vorliegenden Erfinder gingen davon aus, dass der Substitutions-Mischkristall FeCo die normalen bzw. regelmäßigen Seiten von Fe ersetzen konnte, wobei die kubisch-raumzentrierte (bcc) Struktur (was die Struktur von Fe war) beibehalten wurde, weil das Maximum von Co gegenüber Fe etwa 80 Atomprozent betrug. Wenn x ≥ 0,85, konnte FeCo die bcc-Struktur nicht beibehalten, weshalb die Koerzivität HcJ stark abfiel.
[Gesamtschichtdicke: Beispiel 3, Beispiele 17 bis 21]
Schichten wurden hergestellt, bei denen die Periode der periodischen Struktur 1,1 nm betrug, und die Zusammensetzung der periodischen Struktur war Fe_1-xT_x (T = Co, x = 0,6) und die Gesamtschichtstärke veränderte sich im Bereich von 8 bis 48 nm. In allen Proben konnten die ausgezeichneten magnetischen Eigenschaften erhalten werden, d. h. Sättigungsmagnetisierung Is ≥ 1,7 T und Koerzivität HcJ ≥ 70 Ka/m, unabhängig von der Gesamtschichtdicke. Ferner überschritt in allen Proben die Konzentrationsdifferenz von Fe in der periodischen Struktur 10 Atomprozent, und alle XRD-Muster konnten einer bcc-Struktur oder einer tetragonal-raumzentrierten Struktur zugeordnet werden. Es war bekannt, dass die Schicht an der Grenzfläche mit dem Substrat verzerrt werden konnte, jedoch konnten die gleichen magnetischen Eigenschaften erzielt werden unabhängig von der Zunahme der Gesamtschichtstärke (d. h. Zunahme der Verhältnisses belegt durch die Grenzfläche zwischen dem Substrat und der Schicht in dem Schichtvolumen) in der periodischen Struktur der vorliegenden Erfindung, weshalb es klar war, dass die periodische Struktur nicht durch die Verzerrung an der Grenzfläche zwischen dem Substrat und der Schicht verursacht wurde. Das bedeutet, dass die vorliegenden Erfinder davon ausgingen, dass die Struktur mit einer Periode in der vorliegenden Erfindung eine inhärente magnetische Anisotropie besitzt und die magnetische Anisotropie auf die durch die periodische Struktur verursachte Verzerrung zurückzuführen ist.
[Art des Elements T: Beispiel 3, Beispiel 22 bis 25]
Proben wurden hergestellt, bei denen die Periode der periodischen Struktur 1,1 nm ist, und das Element T in der Zusammensetzung (d. h. Fe_1-xT_x (x = 0,6)) der periodischen Struktur ist Co, Ni, Co₅₀Ni₅₀, Co₄₅Ni₄₅Cr₁₀, oder Co₄₅Ni₄₅Mn₁₀. In allen Proben konnten die ausgezeichneten Eigenschaften erhalten werden, d. h. Sättigungsmagnetisierung Is ≥ 1,7 T und Koerzivität HcJ ≥ 70 kA/m, unabhängig davon, um welches Element es sich bei T handelte. Ferner lag in allen Proben die Konzentrationsdifferenz von Fe in der periodischen Struktur über 10 Atomprozent und alle XRD-Muster konnten einer bcc-Struktur oder einer tetragonal-raumzentrierten Struktur zugeordnet werden. Das heißt es war bekannt, dass falls T eines oder mehr von Übergangs(metall)elementen mit Co oder Ni als notwendigem Bestandteil war, ein Permanentmagnet mit einer hohen Sättigungsmagnetisierung Is und einer hohen Koerzivität HcJ erhalten werden konnte.
[Substrattemperatur während der Schichtablagerung: Beispiel 3, Beispiel 26 und Vergleichsbeispiele 7 bis 8]
Proben wurden hergestellt, bei denen die Periode der periodischen Struktur 1,1 nm betrug, die Zusammensetzung der periodischen Struktur war Fe_1-xT_x (T = Co, x = 0,6), die Gesamtschichtstärke war 40 nm, und die Substrattemperatur während der Schichtabscheidung variierte im Bereich von –50°C bis 200°C. Die Ergebnisse zeigten, dass zusammen mit der Zunahme der Substrattemperatur die Konzentrationsdifferenz von Fe in der periodischen Struktur deutlich abnahm, und die Koerzivität HcJ deutlich auf weniger als 30 kA/m abnahm. Die vorliegenden Erfinder gingen davon aus, dass dies darauf zurückzuführen ist, dass die gesputterten Partikel mit hoher Energie diffundieren würden, nachdem sie das Substrat erreicht haben, jedoch wurde die Diffusion durch das Kühlen des Substrats unterdrückt, weshalb die periodische Struktur erhalten werden konnte, bei der sich die Konzentrationen von Fe und T abwechselnd verändern. Zudem gingen die vorliegenden Erfinder davon aus, dass falls das Substrat auf eine geringere Temperatur gekühlt werden könnte, die Diffusion der gesputterten Partikel verringert wäre und eine Struktur mit einem steileren Konzentrationsgradienten (d. h. einer steileren Veränderung der Gitterkonstante) und einer größeren Verzerrung erhalten werden könnte.
[Temperaturanstiegsrate während Wärmebehandlung: Beispiel 3, Beispiel 27 und Vergleichsbeispiele 9 bis 10]
Proben wurden hergestellt, bei denen die Periode der periodischen Struktur 1,1 nm beträgt, die Zusammensetzung der periodischen Struktur ist Fe_1-xT_x (T = Co, x = 0,6), Gesamtschichtstärke 40 nm, Substrattemperatur während der Schichtabscheidung –50°C, und Temperaturanstiegsrate während der Wärmebehandlung variierend im Bereich von 0,5 bis 50°C/s. Im Ergebnis, einhergehend mit der Abnahme der Temperaturanstiegsrate, nahm die Konzentrationsdifferenz von Fe in der periodischen Struktur deutlich ab, die Koerzivität HcJ nahm deutlich auf weniger als 30 kA/m ab und die Sättigungsmagnetisierung Is nahm geringfügig zu. Die vorliegenden Erfinder gingen davon aus, dass wenn die Temperaturanstiegsrate groß genug war, eine Struktur enthaltend Verzerrung verursacht durch die periodische Struktur, bei der sich die Konzentrationen von Fe und T abwechseln verändern, erhalten werden könnte und die durch die Verzerrung verursachte magnetische Anisotropie gezeigt würde. Wenn die Temperaturanstiegsrate hingegen nicht groß genug war, war die Diffusion von Fe und T zu hoch und die gesamte Zusammensetzung wurde einheitlich, weshalb die periodische Struktur, bei der sich die Konzentrationen von Fe und Z abwechselnd ändern, verschwand, wobei die periodische Struktur essentiell war, um die magnetische Anisotropie erzeugt durch die Verzerrung zu zeigen. Zudem gingen die vorliegenden Erfinder davon aus, dass falls die Temperaturanstiegsrate weiter vergrößert werden könnte, die Diffusion von Fe und T vergrößert wäre und eine Struktur mit einem steileren Konzentrationsgradienten (d. h. einer steilen Veränderung der Gitterkonstante) und eine große Verzerrung erhalten werden könnte.
[Haltezeit während der Wärmebehandlung: Beispiel 3, Beispiel 28 und Vergleichsbeispiele 11 bis 12]
Proben wurden hergestellt, bei denen die Periode der periodischen Struktur 1,1 nm beträgt, die Zusammensetzung der periodischen Struktur ist Fe_1-xT_x (T = Co, x = 0,6), die Gesamtschichtdicke ist 40 nm, die Substrattemperatur während der Schichtabscheidung ist –50°C, und die Haltezeit während der Wärmebehandlung variierte im Bereich von 0 bis 600 s. Die Ergebnisse zeigten, dass einhergehend mit der Zunahme der Haltezeit die Konzentrationsdifferenz von Fe in der periodischen Struktur deutlich abnahm, die Koerzivität HcJ deutlich auf weniger als 30 kA/m abnahm und die Sättigungsmagnetisierung geringfügig zunahm. Die vorliegenden Erfinder gingen davon aus, dass wenn die Haltezeit kurz genug war, eine Struktur enthaltend eine Verzerrung, die durch die periodische Struktur erzeugt wurde, bei der sich die Konzentrationen von Fe und T abwechselnd verändern, erhalten werden könnte und somit die durch die Verzerrung verursachte magnetische Anisotropie gezeigt wurde. Hingegen gingen die vorliegenden Erfinder davon aus, dass wenn die Haltezeit nicht ausreichend kurz war, die Diffusion von Fe und T zu stark war und die gesamte Zusammensetzung einheitlich wurde, weshalb die periodische Struktur, bei der sich die Konzentrationen von Fe und T abwechselnd ändern, verschwand, wobei diese periodische Struktur essentiell war, um die durch die Verzerrung erzeugte magnetische Anisotropie zu zeigen.
[Kühlrate während Wärmebehandlung: Beispiel 3, Beispiel 29 und Vergleichsbeispiele 13 bis 14]
Proben wurden hergestellt, bei denen die Periode der periodischen Struktur 1, 1 nm beträgt, die Zusammensetzung der periodischen Struktur war Fe_1-xT_x (T = Co, x = 0,6), die Gesamtschichtstärke ist 40 nm, die Substrattemperatur während der Schichtabscheidung ist –50°C, und die Kühlrate während der Wärmebehandlung variiert im Bereich von 0,5 bis 50°C/s. Die Ergebnisse zeigten, dass einhergehend mit der Abnahme der Kühlrate die Konzentrationsdifferenz von Fe in der periodischen Struktur deutlich abfiel, die Koerzivität HcJ deutlich auf weniger als 30 kA/m abnahm und die Sättigungsmagnetisierung geringfügig anstieg. Die vorliegenden Erfinder gingen davon aus, dass wenn die Kühlrate groß genug war, eine Struktur enthaltend eine Verzerrung, die durch die periodische Struktur erzeugt wurde, bei der sich die Konzentrationen von Fe und T abwechselnd verändern, erhalten werden konnte und die durch die Verzerrung verursachte magnetische Anisotropie gezeigt wurde. Hingegen gingen die vorliegenden Erfinder davon aus, dass wenn die Kühlrate nicht ausreichend groß war, die Diffusion von Fe und T zu stark war und die gesamte Zusammensetzung einheitlich wurde, weshalb die periodische Struktur, bei der sich die Konzentrationen von Fe und T abwechselnd ändern, verschwand, wobei diese periodische Struktur essentiell war, um die durch die Verzerrung erzeugte magnetische Anisotropie zu zeigen. Darüber hinaus dachten die vorliegenden Erfinder, dass falls die Kühlrate weiter vergrößert werden könnte, die Diffusion von Fe und T verringert würde und eine Struktur mit einem steileren Konzentrationsgradienten (d. h. einer steileren Veränderung der Gitterkonstante) und eine große Verzerrung erhalten werden könnten.
[Schicht und Bulk: Beispiel 3 und Beispiele 30]
Bei den Proben, bei denen die Periode der periodischen Struktur 1,1 nm beträgt und die Zusammensetzung der periodischen Struktur Fe_1-xT_x ist (T = Co, x = 0,6), konnten die gleichen magnetischen Eigenschaften erzielt werden, unabhängig von der Form der Probe. Es wurde gezeigt, dass eine Schicht an der Grenzfläche zu bzw. mit dem Substrat verzerrt werden konnte, jedoch gingen die vorliegenden Erfinder davon aus, dass in der vorliegenden Erfindung, wo die gleichen magnetischen Eigenschaften wie diejenigen der Schicht sogar in einem Bulk erhalten werden können, eine inhärente magnetische Anisotropie in der Struktur mit einer Periode gezeigt wird und die magnetische Anisotropie aus der durch die periodische Struktur verursachten Verzerrung erzeugt wird. [Tabelle 1]
Wie obenstehend ausgeführt besitzt der Permanentmagnet gemäß der vorliegenden Erfindung eine hohe Sättigungsmagnetisierung Is und eine hohe Koerzivität HcJ und kann sogar ohne die Seltenerdelemente (R) hergestellt werden, weshalb er für die synchrone Permanentmagnet-Drehmaschine nützlich ist, die im alltäglichen Leben, der Industrie und Transportausrüstungen weitverbreitet eingesetzt wird.
ZITATE ENTHALTEN IN DER BESCHREIBUNG
Diese Liste der vom Anmelder aufgeführten Dokumente wurde automatisiert erzeugt und ist ausschließlich zur besseren Information des Lesers aufgenommen. Die Liste ist nicht Bestandteil der deutschen Patent- bzw. Gebrauchsmusteranmeldung. Das DPMA übernimmt keinerlei Haftung für etwaige Fehler oder Auslassungen.
Zitierte Patentliteratur

JP 59-46008 [0007]

Zitierte Nicht-Patentliteratur

Physical Review Letters, 027203-1, Volume 93, Number 2 (2004) ”Giant Magnetic Anisotropy in Tetragonal FeCo Alloys” [0007]
Digests of the 38th annual conference on magnetics in Japan, 4aE-1 (2014) ”Magnetic properties of Rh/FeCo film grown on MgO (001) substrate” [0007]

Claims

Permanentmagnet aufweisend eine periodische Struktur, bei der sich die Konzentrationen von Fe und T abwechselnd ändern, wobei T ein oder mehrere Übergangsmetallelement(e) mit Co oder Ni als notwendigem Bestandteil ist, die Konzentrationen sich mit einer Periode von 3,3 nm oder weniger ändern, und die Konzentrationsdifferenz von Fe in der Konzentrationsänderung 5 Atomprozent oder mehr ist.
Permanentmagnet gemäß Anspruch 1, wobei die Zusammensetzung in der periodischen Struktur Fe_1-xT_x (0,15 ≤ x ≤ 0,8) ist.
Drehmaschine aufweisend den Permanentmagneten gemäß Anspruch 1 oder 2.