JP2017162934A - Hard magnetic material - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は、新規な硬質磁性材料に関する。 The present invention relates to a novel hard magnetic material.
永久磁石や磁気記録媒体等には、高い保磁力を有する硬質磁性材料が用いられる。硬質磁性材料の高性能化のためには、該硬質磁性材料の一軸磁気異方性（Ｋｕ）を高めることが必要である。 A hard magnetic material having a high coercive force is used for a permanent magnet, a magnetic recording medium, or the like. In order to improve the performance of a hard magnetic material, it is necessary to increase the uniaxial magnetic anisotropy (Ku) of the hard magnetic material.
従来、高性能な永久磁石には、希土類元素であるＮｄ及びＤｙを含むＦｅ（ＮｄＤｙ）Ｂが硬質磁性材料として主に用いられている。また、磁気記録媒体には、貴金属であるＰｔを含むＣｏＣｒＰｔやＦｅＰｔが硬質磁性材料として主に用いられている。資源の安定的供給の観点から、これらの希土類元素や貴金属の使用量を低減することが望まれている。 Conventionally, Fe (NdDy) B containing rare earth elements Nd and Dy is mainly used as a hard magnetic material for high-performance permanent magnets. For magnetic recording media, CoCrPt and FePt containing Pt, which is a noble metal, are mainly used as hard magnetic materials. From the viewpoint of stable supply of resources, it is desired to reduce the amount of these rare earth elements and noble metals used.
本発明は、希土類元素や貴金属元素を用いることなく、良好な一軸磁気異方性を発現することが可能な硬質磁性材料を提供することを課題とする。また、該硬質磁性材料の製造方法を提供する。 An object of the present invention is to provide a hard magnetic material capable of expressing good uniaxial magnetic anisotropy without using rare earth elements or noble metal elements. Moreover, the manufacturing method of this hard magnetic material is provided.
本発明の第１の態様は、下記一般式（１）で表される組成を有する正方晶ＦｅＣｏＡｌ合金であって、正方晶ＦｅＣｏＡｌ合金の正方晶歪ｃ／ａが１を超え１．３以下である、ＦｅＣｏＡｌ合金系硬質磁性材料である。
（ＦｅｘＣｏ１−ｘ）１−ｙＡｌｙ （１）
（一般式（１）中、ｘは０．４≦ｘ≦０．６を満たす実数であり；ｙは０＜ｙ≦０．１５を満たす実数である。）
A first aspect of the present invention is a tetragonal FeCoAl alloy having a composition represented by the following general formula (1), wherein the tetragonal strain c / a of the tetragonal FeCoAl alloy is more than 1 and 1.3 or less. It is a certain FeCoAl alloy hard magnetic material.
(Fe x Co 1-x) 1-y Al y (1)
(In general formula (1), x is a real number that satisfies 0.4 ≦ x ≦ 0.6; y is a real number that satisfies 0 <y ≦ 0.15.)
本明細書において「硬質磁性材料」とは、一軸磁気異方性定数Ｋｕ１が０．７５×１０７ｅｒｇ／ｃｍ３以上である材料を意味する。 In the present specification, the “hard magnetic material” means a material having a uniaxial magnetic anisotropy constant K u1 of 0.75 × 10 7 erg / cm 3 or more.
本発明の第１の態様において、上記正方晶歪ｃ／ａが１．０５以上１．３以下であることが好ましい。 In the first aspect of the present invention, the tetragonal strain c / a is preferably 1.05 or more and 1.3 or less.
本発明の第１の態様において、上記正方晶ＦｅＣｏＡｌ合金のＢ２規則度が０．２５〜１であることが好ましい。 In the first aspect of the present invention, the tetragonal FeCoAl alloy preferably has a B2 order of 0.25 to 1.
正方晶ＦｅＣｏＡｌ合金の「Ｂ２規則度」は、非特許文献８に記載の方法と同様にして、放射光Ｘ線により測定したＸ線回折（ＸＲＤ）スペクトルにおける基本格子線（（００２）面）と超格子線（（００１）面）のピークに対して、Ｂ２規則度を含むパラメタに基づく計算結果によりフィッティングを行うことにより求めることができる。 The “B2 order” of the tetragonal FeCoAl alloy is the same as the basic lattice line ((002) plane) in the X-ray diffraction (XRD) spectrum measured by synchrotron X-ray in the same manner as described in Non-Patent Document 8. It can be obtained by fitting a peak of a superlattice line ((001) plane) with a calculation result based on a parameter including B2 regularity.
本発明の第２の態様は、本発明の第１の態様に係るＦｅＣｏＡｌ合金系硬質磁性材料からなる、硬質磁性体膜である。 The second aspect of the present invention is a hard magnetic film made of the FeCoAl alloy-based hard magnetic material according to the first aspect of the present invention.
本発明の第３の態様は、本発明の第１の態様に係るＦｅＣｏＡｌ合金系硬質磁性材料の粒子であって、粒径が１００ｎｍ以下である粒子を含む、永久磁石である。 A third aspect of the present invention is a permanent magnet including particles of the FeCoAl alloy-based hard magnetic material according to the first aspect of the present invention and having a particle diameter of 100 nm or less.
本発明の第４の態様は、（ａ）酸化マグネシウム単結晶基板の表面に、ロジウム層をエピタキシャル成長させる工程と、（ｂ）前記ロジウム層の表面に、上記一般式（１）で表される組成を有するＦｅＣｏＡｌ合金層をエピタキシャル成長させる工程とを含む、ＦｅＣｏＡｌ合金系硬質磁性材料の製造方法である。 According to a fourth aspect of the present invention, there is provided (a) a step of epitaxially growing a rhodium layer on the surface of a magnesium oxide single crystal substrate, and (b) a composition represented by the general formula (1) on the surface of the rhodium layer. And a process for epitaxially growing a FeCoAl alloy layer having a FeCoAl alloy-based hard magnetic material.
本発明の第５の態様は、（ａ）チタン酸ストロンチウム単結晶基板の表面に、上記一般式（１）で表される組成を有するＦｅＣｏＡｌ合金層をエピタキシャル成長させる工程と、（ｂ）チタン酸ストロンチウム基板およびＦｅＣｏＡｌ合金層を含む積層体を熱処理する工程とを含む、ＦｅＣｏＡｌ合金系硬質磁性材料の製造方法である。 According to a fifth aspect of the present invention, there is provided (a) a step of epitaxially growing a FeCoAl alloy layer having the composition represented by the general formula (1) on the surface of a strontium titanate single crystal substrate, and (b) strontium titanate. And a step of heat-treating a laminate including the substrate and the FeCoAl alloy layer.
本発明の第５の態様に係るＦｅＣｏＡｌ合金系硬質磁性材料の製造方法は、（ｃ）工程（ａ）の後かつ工程（ｂ）の前に、ＦｅＣｏＡｌ合金層の表面に酸化防止層を形成する工程をさらに含んでもよい。 In the method for producing an FeCoAl alloy-based hard magnetic material according to the fifth aspect of the present invention, an antioxidant layer is formed on the surface of the FeCoAl alloy layer after the step (c) and before the step (b). A process may be further included.
本発明の第１及び第２の態様に係るＦｅＣｏＡｌ合金系硬質磁性材料およびＦｅＣｏＡｌ合金系硬質磁性体膜によれば、希土類元素や貴金属元素を用いることなく、良好な一軸磁気異方性を発現することが可能な硬質磁性材料および硬質磁性体膜を提供できる。 The FeCoAl alloy-based hard magnetic material and the FeCoAl alloy-based hard magnetic film according to the first and second aspects of the present invention exhibit good uniaxial magnetic anisotropy without using rare earth elements or noble metal elements. It is possible to provide a hard magnetic material and a hard magnetic film.
本発明の第３の態様に係る永久磁石によれば、希土類元素や貴金属を用いることなく、良好な保磁力を発現することが可能な永久磁石を提供できる。 According to the permanent magnet according to the third aspect of the present invention, it is possible to provide a permanent magnet capable of expressing a good coercive force without using a rare earth element or a noble metal.
本発明の第４及び第５の態様に係るＦｅＣｏＡｌ合金系硬質磁性材料の製造方法は、本発明の第１の態様に係るＦｅＣｏＡｌ合金系硬質磁性材料の製造に好ましく採用できる。 The manufacturing method of the FeCoAl alloy-based hard magnetic material according to the fourth and fifth aspects of the present invention can be preferably employed for manufacturing the FeCoAl alloy-based hard magnetic material according to the first aspect of the present invention.
以下、図面を参照しつつ、本発明の実施の形態について説明する。図では、符号を一部省略することがある。本明細書において、数値Ａ及びＢについて「Ａ〜Ｂ」は、特に別途規定されない限り、「Ａ以上Ｂ以下」を意味する。該表記において数値Ａの単位を省略する場合には、数値Ｂに付された単位が数値Ａの単位として適用されるものとする。なお、以下に示す形態は本発明の例示であり、本発明がこれらの形態に限定されるものではない。 Hereinafter, embodiments of the present invention will be described with reference to the drawings. In the drawing, some symbols may be omitted. In the present specification, “A to B” for the numerical values A and B means “A or more and B or less” unless otherwise specified. In the notation, when the unit of the numerical value A is omitted, the unit attached to the numerical value B is applied as the unit of the numerical value A. In addition, the form shown below is an illustration of this invention and this invention is not limited to these forms.
＜ＦｅＣｏＡｌ合金系硬質磁性材料＞
本発明のＦｅＣｏＡｌ合金系硬質磁性材料は、下記一般式（１）で表される組成を有する正方晶ＦｅＣｏＡｌ合金である。
（ＦｅｘＣｏ１−ｘ）１−ｙＡｌｙ （１）
（一般式（１）中、ｘは０．４≦ｘ≦０．６を満たす実数であり；ｙは０＜ｙ≦０．１５を満たす実数である。）
<FeCoAl alloy hard magnetic material>
The FeCoAl alloy-based hard magnetic material of the present invention is a tetragonal FeCoAl alloy having a composition represented by the following general formula (1).
(Fe x Co 1-x) 1-y Al y (1)
(In general formula (1), x is a real number that satisfies 0.4 ≦ x ≦ 0.6; y is a real number that satisfies 0 <y ≦ 0.15.)
一般式（１）において、ｙは０を超え０．１５以下であり、好ましくは例えば０．０５〜０．１５とすることができる。 In the general formula (1), y is more than 0 and 0.15 or less, preferably 0.05 to 0.15, for example.
本発明のＦｅＣｏＡｌ合金系硬質磁性材料は正方晶歪を有する。正方晶歪は、正方晶の結晶格子のｃ軸方向の長さ（ｃ）のａ軸方向の長さ（ａ）に対する比（ｃ／ａ）で表される。ＦｅＣｏＡｌ合金の結晶構造は平衡状態ではｂｃｃであるが、歪の導入によって正方晶になることにより一軸磁気異方性を発現する。正方晶歪ｃ／ａは１を超え１．４０未満である。 The FeCoAl alloy-based hard magnetic material of the present invention has tetragonal strain. The tetragonal strain is represented by the ratio (c / a) of the length (c) in the c-axis direction of the tetragonal crystal lattice to the length (a) in the a-axis direction. The crystal structure of the FeCoAl alloy is bcc in an equilibrium state, but it exhibits uniaxial magnetic anisotropy by becoming tetragonal by introducing strain. The tetragonal strain c / a is more than 1 and less than 1.40.
一の実施形態において、正方晶歪ｃ／ａは好ましくは１．０５以上であり、より好ましくは１．１以上であり、さらに好ましくは１．１５以上であり、特に好ましくは１．２以上であり、また好ましくは１．３以下であり、より好ましくは１．２５以下である。正方晶歪ｃ／ａが上記範囲内であることにより、一軸磁気異方性を高めることが可能になる。 In one embodiment, the tetragonal strain c / a is preferably 1.05 or more, more preferably 1.1 or more, still more preferably 1.15 or more, and particularly preferably 1.2 or more. Yes, preferably 1.3 or less, more preferably 1.25 or less. When the tetragonal strain c / a is within the above range, the uniaxial magnetic anisotropy can be increased.
一の実施形態において、正方晶ＦｅＣｏＡｌ合金のＢ２規則度が０．２５以上であることが好ましい。Ｂ２規則度は、特許文献８に記載の方法と同様にして、放射光Ｘ線により測定したＸ線回折（ＸＲＤ）スペクトルにおける基本格子線（（００２）面）と超格子線（（００１）面）のピークに対して、Ｂ２規則度を含むパラメタに基づく計算結果によりフィッティングを行うことにより求めることができる。Ｂ２規則度はより好ましくは０．５以上、さらに好ましくは０．６以上であり、１であってもよい。Ｂ２規則度が上記下限値以上であることにより、一軸磁気異方性を高めることが可能になる。 In one embodiment, the B2 order of the tetragonal FeCoAl alloy is preferably 0.25 or more. B2 regularity is the same as the method described in Patent Document 8, in which the basic lattice line ((002) plane) and the superlattice line ((001) plane) in the X-ray diffraction (XRD) spectrum measured by synchrotron X-rays are used. ) By fitting with a calculation result based on a parameter including the degree of B2 regularity. The B2 regularity is more preferably 0.5 or more, still more preferably 0.6 or more, and may be 1. When the degree of B2 order is equal to or greater than the lower limit, it is possible to increase uniaxial magnetic anisotropy.
Ｂ２規則度が０．２５以上である形態のＦｅＣｏＡｌ合金系硬質磁性材料において、正方晶歪ｃ／ａは１を超え１．４未満である限りにおいて特に制限されるものではないが、好ましくは１．３以下であり、例えば１．２以下であってもよく、１．１以下であってもよく、１．０５以下であってもよく、１．０３以下であってもよい。Ｂ２規則度が０．２５以上である形態のＦｅＣｏＡｌ合金系硬質磁性材料によれば、正方晶歪ｃ／ａが小さくても良好な一軸磁気異方性を発現することが可能である。 In the FeCoAl alloy hard magnetic material having a B2 degree of order of 0.25 or more, the tetragonal strain c / a is not particularly limited as long as it is more than 1 and less than 1.4, but preferably 1 .3 or less, for example, 1.2 or less, 1.1 or less, 1.05 or less, or 1.03 or less. According to the FeCoAl alloy-based hard magnetic material having a B2 degree of order of 0.25 or more, good uniaxial magnetic anisotropy can be exhibited even if the tetragonal strain c / a is small.
本発明のＦｅＣｏＡｌ合金系硬質磁性材料によれば、良好な一軸磁気異方性Ｋｕ１を発現することが可能である。ＦｅＣｏＡｌ合金系硬質磁性材料の一軸磁気異方性Ｋｕ１は例えば０．７５×１０７ｅｒｇ／ｃｍ３以上とすることができ、好ましくは１．０×１０７ｅｒｇ／ｃｍ３以上、より好ましくは１．５×１０７ｅｒｇ／ｃｍ３以上、さらに好ましくは２．０×１０７ｅｒｇ／ｃｍ３以上とすることも可能である。 According to FeCoAl alloy-based hard magnetic material of the present invention, it is possible to express the good uniaxial magnetic anisotropy K u1. The uniaxial magnetic anisotropy K u1 of the FeCoAl alloy-based hard magnetic material can be, for example, 0.75 × 10 7 erg / cm 3 or more, preferably 1.0 × 10 7 erg / cm 3 or more, more preferably It may be 1.5 × 10 7 erg / cm 3 or more, more preferably 2.0 × 10 7 erg / cm 3 or more.
本発明のＦｅＣｏＡｌ合金系硬質磁性材料によれば、一軸磁気異方性Ｋｕ１だけでなく飽和磁化Ｍｓも高めることが可能である。ＦｅＣｏＡｌ合金系硬質磁性材料の飽和磁化ＭｓはＡｌ濃度やＣｏ濃度の調整によって、例えば１２００ｅｍｕ／ｃｍ３以上とすることができ、好ましくは１３００ｅｍｕ／ｃｍ３以上、より好ましくは１６００ｅｍｕ／ｃｍ３以上とすることも可能である。 According to the FeCoAl alloy-based hard magnetic material of the present invention, not only the uniaxial magnetic anisotropy K u1 but also the saturation magnetization M s can be increased. The saturation magnetization M s of the FeCoAl alloy-based hard magnetic material can be set to, for example, 1200 emu / cm 3 or more, preferably 1300 emu / cm 3 or more, more preferably 1600 emu / cm 3 or more, by adjusting the Al concentration or the Co concentration. It is also possible to do.
＜硬質磁性体膜＞
本発明の第２の態様に係るＦｅＣｏＡｌ合金系硬質磁性体膜の膜厚は特に制限されるものではないが、例えば１００ｎｍ以下、好ましくは５０ｎｍ以下とすることができ、また例えば１ｎｍ以上とすることができる。
<Hard magnetic film>
The thickness of the FeCoAl alloy-based hard magnetic film according to the second aspect of the present invention is not particularly limited, but can be, for example, 100 nm or less, preferably 50 nm or less, and, for example, 1 nm or more. Can do.
＜永久磁石＞
本発明の第３の態様に係る永久磁石（以下において「ＦｅＣｏＡｌ合金系永久磁石」ということがある。）は、本発明の第１の態様に係るＦｅＣｏＡｌ合金系硬質磁性材料の粒子であって、粒径が１００ｎｍ以下である粒子を含むことを特徴とする。ＦｅＣｏＡｌ合金系永久磁石におけるＦｅＣｏＡｌ合金系硬質磁性材料の粒子の粒径は１００ｎｍ以下であり、好ましくは５０ｎｍ以下であり、特に好ましくは３０ｎｍ以下である。ＦｅＣｏＡｌ合金系硬質磁性材料粒子の粒径が上記の上限値以下であることにより、良好な保磁力を発現することが可能になる。一方、熱揺らぎ効果を考慮すれば、微粒子の粒径は好ましくは１０ｎｍ以上、より好ましくは２０ｎｍ以上である。本明細書において、ＦｅＣｏＡｌ合金系硬質磁性材料の粒子の粒径は、電子顕微鏡像の画像解析により測定される球相当径（画像中に粒子が占める面積と同一の面積を与える球の直径）を意味する。
<Permanent magnet>
The permanent magnet according to the third aspect of the present invention (hereinafter sometimes referred to as “FeCoAl alloy-based permanent magnet”) is a particle of the FeCoAl alloy-based hard magnetic material according to the first aspect of the present invention, It includes particles having a particle size of 100 nm or less. The particle diameter of the FeCoAl alloy-based hard magnetic material particles in the FeCoAl alloy-based permanent magnet is 100 nm or less, preferably 50 nm or less, and particularly preferably 30 nm or less. When the particle diameter of the FeCoAl alloy-based hard magnetic material particles is equal to or less than the above upper limit value, it is possible to develop a good coercive force. On the other hand, considering the thermal fluctuation effect, the particle diameter of the fine particles is preferably 10 nm or more, more preferably 20 nm or more. In this specification, the particle diameter of the FeCoAl alloy-based hard magnetic material is a sphere equivalent diameter measured by image analysis of an electron microscope image (the diameter of a sphere that gives the same area as the area occupied by the particles in the image). means.
ＦｅＣｏＡｌ合金系永久磁石は、粒径が上記１００ｎｍ以下であるＦｅＣｏＡｌ合金系硬質磁性材料粒子に加えて、粒径が１００ｎｍを超えるＦｅＣｏＡｌ合金系硬質磁性材料粒子を含んでもよい。ただし、ＦｅＣｏＡｌ合金系永久磁石に含まれるＦｅＣｏＡｌ合金系硬質磁性材料粒子の全量を基準（１００体積％）として、粒径が上記上限値以下であるＦｅＣｏＡｌ合金系硬質磁性材料粒子が５０体積％以上であることが好ましく、７０体積％以上であることがより好ましく、９０体積％以上であることが特に好ましく、１００体積％であってもよい。 The FeCoAl alloy-based permanent magnet may include FeCoAl alloy-based hard magnetic material particles having a particle size exceeding 100 nm in addition to the FeCoAl alloy-based hard magnetic material particles having a particle size of 100 nm or less. However, with the total amount of FeCoAl alloy-based hard magnetic material particles contained in the FeCoAl alloy-based permanent magnet as a reference (100% by volume), the FeCoAl alloy-based hard magnetic material particles having a particle size equal to or smaller than the upper limit are 50% by volume or more. It is preferably 70% by volume or more, more preferably 90% by volume or more, and may be 100% by volume.
ＦｅＣｏＡｌ合金系永久磁石は、ＦｅＣｏＡｌ合金系硬質磁性材料粒子に加えて、粒子同士を結着させるバインダー（結着剤）を含んでもよい。バインダーとしては例えば、加硫性エラストマー、熱可塑性エラストマー、熱可塑性樹脂、熱硬化性樹脂等の公知のバインダー材料を特に制限なく用いることが可能である。 The FeCoAl alloy-based permanent magnet may include a binder (binding agent) that binds the particles to each other in addition to the FeCoAl alloy-based hard magnetic material particles. As the binder, for example, a known binder material such as a vulcanizable elastomer, a thermoplastic elastomer, a thermoplastic resin, and a thermosetting resin can be used without any particular limitation.
本発明のＦｅＣｏＡｌ合金系永久磁石によれば、良好な保磁力を発現することが可能である。ＦｅＣｏＡｌ合金系永久磁石の保磁力は、好ましくは１０ｋＯｅ以上であり、より好ましくは２０ｋＯｅ以上であり、保磁力の上限は特に制限されるものではないが、例えば７０ｋＯｅ以下であり得る。 According to the FeCoAl alloy-based permanent magnet of the present invention, it is possible to develop a good coercive force. The coercive force of the FeCoAl alloy-based permanent magnet is preferably 10 kOe or more, more preferably 20 kOe or more, and the upper limit of the coercive force is not particularly limited, but may be, for example, 70 kOe or less.
永久磁石から取り出し得るエネルギーは、Ｂ−Ｈ曲線の第２象限におけるＢとＨとの積ＢＨの最大値（ＢＨ）ｍａｘ（最大エネルギー積）で表される。本発明のＦｅＣｏＡｌ合金系硬質磁性材料によれば、一軸磁気異方性Ｋｕ１だけでなく飽和磁化Ｍｓも高めることができるので、本発明の永久磁石は最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘを高めることが可能である。本発明のＦｅＣｏＡｌ合金系永久磁石の最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘは、６３ＭＧＯｅ（５００ｋＪ／ｍ３）以上、好ましくは７５ＭＧＯｅ（６００ｋＪ／ｍ３）以上とすることが可能である。最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘの上限値は特に制限されるものではないが、例えば１００ＭＧＯｅ（８００ｋＪ／ｍ３）以下であり得る。 The energy that can be extracted from the permanent magnet is represented by the maximum value (BH) max (maximum energy product) of the product BH of B and H in the second quadrant of the BH curve. According to the FeCoAl alloy-based hard magnetic material of the present invention, not only the uniaxial magnetic anisotropy K u1 but also the saturation magnetization M s can be increased, so that the permanent magnet of the present invention increases the maximum energy product (BH) max. Is possible. The maximum energy product (BH) max of the FeCoAl alloy-based permanent magnet of the present invention can be 63 MGOe (500 kJ / m 3 ) or more, preferably 75 MGOe (600 kJ / m 3 ) or more. The upper limit value of the maximum energy product (BH) max is not particularly limited, but may be, for example, 100 MGOe (800 kJ / m 3 ) or less.
＜ＦｅＣｏＡｌ合金系硬質磁性材料の製造方法（１）＞
図１は、一の実施形態に係るＦｅＣｏＡｌ合金系硬質磁性材料の製造方法Ｓ１００（以下において単に「製造方法Ｓ１００」ということがある。）を説明するフローチャートである。図２は、製造方法Ｓ１００の各工程における積層構造を模式的に説明する断面図である。
図１に示すように、製造方法Ｓ１００は、Ｒｈ層成長工程Ｓ１と、ＦｅＣｏＡｌ層成長工程Ｓ２と、酸化防止層形成工程Ｓ３とをこの順に有する。
<Method for Producing FeCoAl Alloy Hard Magnetic Material (1)>
FIG. 1 is a flowchart for explaining a manufacturing method S100 (hereinafter, simply referred to as “manufacturing method S100”) of an FeCoAl alloy-based hard magnetic material according to an embodiment. FIG. 2 is a cross-sectional view schematically illustrating a laminated structure in each step of manufacturing method S100.
As shown in FIG. 1, the manufacturing method S100 includes an Rh layer growth step S1, an FeCoAl layer growth step S2, and an antioxidant layer formation step S3 in this order.
（Ｒｈ層成長工程Ｓ１）
Ｒｈ層成長工程Ｓ１（以下において単に「工程Ｓ１」ということがある。）は、酸化マグネシウム単結晶基板１０（以下において「ＭｇＯ基板１０」ということがある。）の表面に、ロジウム層２０をエピタキシャル成長させる工程である。図２（Ａ）には工程Ｓ１前のＭｇＯ基板１０が表れており、図２（Ｂ）には工程Ｓ１後の積層構造が表れている。
(Rh layer growth step S1)
In the Rh layer growth step S1 (hereinafter sometimes simply referred to as “step S1”), the rhodium layer 20 is epitaxially grown on the surface of the magnesium oxide single crystal substrate 10 (hereinafter sometimes referred to as “MgO substrate 10”). It is a process to make. 2A shows the MgO substrate 10 before step S1, and FIG. 2B shows the stacked structure after step S1.
工程Ｓ１において、ロジウム層２０を成長させるＭｇＯ基板１０の結晶面は特に限定されるものではないが、例えばＭｇＯ基板１０の［１００］面にロジウム層２０を好ましく成長させることができる。 In step S1, the crystal plane of the MgO substrate 10 on which the rhodium layer 20 is grown is not particularly limited. For example, the rhodium layer 20 can be preferably grown on the [100] plane of the MgO substrate 10.
ＭｇＯ基板１０の表面にロジウム層２０をエピタキシャル成長させるにあたっては、スパッタリング等の公知の手法を特に制限なく用いることができる。基板１０の表面にスパッタリングによってロジウム層２０をエピタキシャル成長させる際の基板１０の温度は、例えば１００〜４００℃とすることができる。 In the epitaxial growth of the rhodium layer 20 on the surface of the MgO substrate 10, a known method such as sputtering can be used without particular limitation. The temperature of the substrate 10 when the rhodium layer 20 is epitaxially grown on the surface of the substrate 10 by sputtering can be set to 100 to 400 ° C., for example.
工程Ｓ１において成長させるロジウム層２０の厚さは、例えば２〜５０ｎｍとすることができ、好ましくは５ｎｍ以上、また好ましくは２５ｎｍ以下である。 The thickness of the rhodium layer 20 grown in step S1 can be set to, for example, 2 to 50 nm, preferably 5 nm or more, and preferably 25 nm or less.
（ＦｅＣｏＡｌ層成長工程Ｓ２）
ＦｅＣｏＡｌ層成長工程Ｓ２（以下において単に「工程Ｓ２」ということがある。）は、ロジウム層２０の表面に、下記一般式（１）で表される組成を有するＦｅＣｏＡｌ合金層３０をエピタキシャル成長させる工程である。
（ＦｅｘＣｏ１−ｘ）１−ｙＡｌｙ （１）
（一般式（１）中、ｘは０．４≦ｘ≦０．６を満たす実数であり；ｙは０＜ｙ≦０．１５を満たす実数である。）
ＦｅＣｏＡｌ合金層３０の好ましい組成については上記した通りである。
図２（Ｂ）には工程Ｓ１後工程Ｓ２前の積層構造が表れており、図２（Ｃ）には工程Ｓ２後の積層構造が表れている。
(FeCoAl layer growth step S2)
The FeCoAl layer growth step S2 (hereinafter sometimes simply referred to as “step S2”) is a step of epitaxially growing the FeCoAl alloy layer 30 having the composition represented by the following general formula (1) on the surface of the rhodium layer 20. is there.
(Fe x Co 1-x) 1-y Al y (1)
(In general formula (1), x is a real number that satisfies 0.4 ≦ x ≦ 0.6; y is a real number that satisfies 0 <y ≦ 0.15.)
The preferred composition of the FeCoAl alloy layer 30 is as described above.
FIG. 2B shows a stacked structure before step S1 after step S1, and FIG. 2C shows a stacked structure after step S2.
ロジウム層２０の表面にＦｅＣｏＡｌ合金層３０をエピタキシャル成長させるにあたっては、同時スパッタリング等の公知の手法を特に制限なく用いることができる。ロジウム層２０の表面に同時スパッタリングによってＦｅＣｏＡｌ合金層３０をエピタキシャル成長させる際のＭｇＯ基板１０の温度は、例えば１００〜３００℃とすることができる。 In epitaxial growth of the FeCoAl alloy layer 30 on the surface of the rhodium layer 20, a known method such as co-sputtering can be used without particular limitation. The temperature of the MgO substrate 10 when the FeCoAl alloy layer 30 is epitaxially grown on the surface of the rhodium layer 20 by co-sputtering can be set to 100 to 300 ° C., for example.
工程Ｓ２において成長させるＦｅＣｏＡｌ合金層３０の厚さは、好ましくは５０ｎｍ以下、より好ましくは４０ｎｍ以下、さらに好ましくは３０ｎｍ以下である。工程Ｓ２において成長させるＦｅＣｏＡｌ合金層３０の厚さの下限値は特に制限されるものではないが、好ましくは２ｎｍ以上である。 The thickness of the FeCoAl alloy layer 30 grown in step S2 is preferably 50 nm or less, more preferably 40 nm or less, and even more preferably 30 nm or less. The lower limit value of the thickness of the FeCoAl alloy layer 30 grown in step S2 is not particularly limited, but is preferably 2 nm or more.
（酸化防止層形成工程Ｓ３）
酸化防止層形成工程Ｓ３（以下において単に「工程Ｓ３」ということがある。）は、ＦｅＣｏＡｌ合金層３０の表面に、酸化防止層４０を形成する工程である。図２（Ｃ）には工程Ｓ２後工程Ｓ３前の積層構造が表れており、図２（Ｄ）には工程Ｓ３後の積層構造が表れている。
(Antioxidation layer forming step S3)
The antioxidant layer forming step S3 (hereinafter sometimes simply referred to as “step S3”) is a step of forming the antioxidant layer 40 on the surface of the FeCoAl alloy layer 30. FIG. 2C shows a stacked structure before step S2 and before step S3, and FIG. 2D shows a stacked structure after step S3.
酸化防止層４０としては、例えばＳｉＯ２、Ｒｕ等の、ＦｅＣｏＡｌ合金層３０の酸化を防止することが可能な材料を特に制限なく用いることができる。 As the antioxidant layer 40, a material capable of preventing the oxidation of the FeCoAl alloy layer 30, such as SiO 2 or Ru, can be used without any particular limitation.
酸化防止層４０を形成する方法および酸化防止層４０の厚さは、ＦｅＣｏＡｌ合金層３０の酸化を防止できる限りにおいて特に制限されるものではないが、例えば酸化防止層４０がＳｉＯ２層である場合には、スパッタリング等の公知の方法を用いることができる。酸化防止層４０としてＳｉＯ２層をスパッタリングによって形成する場合、酸化防止層４０の厚さは例えば２〜５ｎｍとすることができる。
酸化防止層４０としてＳｉＯ２層をスパッタリングによって形成する際、基板１０を加熱する必要はなく、基板１０の温度は例えば室温〜２００℃とすることができる。
The method of forming the antioxidant layer 40 and the thickness of the antioxidant layer 40 are not particularly limited as long as the oxidation of the FeCoAl alloy layer 30 can be prevented. For example, when the antioxidant layer 40 is a SiO 2 layer For this, a known method such as sputtering can be used. When a SiO 2 layer is formed as the antioxidant layer 40 by sputtering, the thickness of the antioxidant layer 40 can be set to 2 to 5 nm, for example.
When the SiO 2 layer is formed by sputtering as the antioxidant layer 40, it is not necessary to heat the substrate 10, and the temperature of the substrate 10 can be, for example, room temperature to 200 ° C.
工程Ｓ１〜Ｓ３を経ることにより、製造方法Ｓ１００が終了する。工程Ｓ１及びＳ２を備える製造方法Ｓ１００によれば、正方晶のＦｅＣｏＡｌ合金層３０を得ることができ、かつＦｅＣｏＡｌ合金層３０に比較的大きな正方晶歪ｃ／ａを導入することができるので、ＦｅＣｏＡｌ合金層３０の一軸磁気異方性を高めることが可能になる。ＦｅＣｏＡｌ合金層３０の正方晶歪ｃ／ａは好ましくは１．０５以上であり、より好ましくは１．１以上であり、さらに好ましくは１．１５以上であり、特に好ましくは１．２以上であり、また好ましくは１．３以下であり、より好ましくは１．２５以下である。 The manufacturing method S100 is completed through the steps S1 to S3. According to the manufacturing method S100 including the steps S1 and S2, a tetragonal FeCoAl alloy layer 30 can be obtained, and a relatively large tetragonal strain c / a can be introduced into the FeCoAl alloy layer 30, so that FeCoAl The uniaxial magnetic anisotropy of the alloy layer 30 can be increased. The tetragonal strain c / a of the FeCoAl alloy layer 30 is preferably 1.05 or more, more preferably 1.1 or more, still more preferably 1.15 or more, and particularly preferably 1.2 or more. Further, it is preferably 1.3 or less, more preferably 1.25 or less.
製造方法Ｓ１００においては、工程Ｓ２を経た後、ロジウム層２０とＦｅＣｏＡｌ合金層３０との間で相互拡散を進行させないことが好ましい。かかる観点からは、工程Ｓ２を経た後に、ＦｅＣｏＡｌ合金層３０及びロジウム層２０を含む積層体に対して熱処理を行わないことが好ましい。 In the manufacturing method S100, it is preferable that interdiffusion does not proceed between the rhodium layer 20 and the FeCoAl alloy layer 30 after step S2. From this point of view, it is preferable not to heat-treat the laminated body including the FeCoAl alloy layer 30 and the rhodium layer 20 after step S2.
本発明に関する上記説明では、酸化防止層形成工程Ｓ３を備え、ＦｅＣｏＡｌ合金系硬質磁性材料の膜を製造する形態の、ＦｅＣｏＡｌ合金系硬質磁性材料の製造方法Ｓ１００を例示したが、ＦｅＣｏＡｌ合金系硬質磁性材料の製造方法は当該形態に限定されない。
例えば、ＦｅＣｏＡｌ合金層を成長させた後、ＦｅＣｏＡｌ合金層の表面にフォトレジスト層を形成し、エッチングによりフォトレジスト層に被覆されていないＦｅＣｏＡｌ合金層（またはＦｅＣｏＡｌ合金層およびロジウム層）を除去した後、フォトレジスト層を除去し、その後ＦｅＣｏＡｌ合金層（またはＦｅＣｏＡｌ合金層およびロジウム層）を分離することにより、ＦｅＣｏＡｌ合金系硬質磁性材料の粒子を製造することも可能である。
また例えば、ＦｅＣｏＡｌ合金層を成長させた後、電子ビームリソグラフィーによってＦｅＣｏＡｌ合金層（またはＦｅＣｏＡｌ合金層およびロジウム層）の不要部分を除去し、その後ＦｅＣｏＡｌ合金層（またはＦｅＣｏＡｌ合金層およびロジウム層）を分離することにより、ＦｅＣｏＡｌ合金系硬質磁性材料の粒子を製造することも可能である。
また例えば、ロジウム層を成長させた後、ロジウム層の表面にフォトレジスト層を形成し、フォトレジスト層に被覆されていないロジウム層表面にのみＦｅＣｏＡｌ合金層を成長させた後、フォトレジスト層を除去し、その後ＦｅＣｏＡｌ合金層（またはＦｅＣｏＡｌ合金層およびロジウム層）を分離することにより、ＦｅＣｏＡｌ合金系硬質磁性材料の粒子を製造することも可能である。
また例えば、酸化マグネシウム基板の表面にフォトレジスト層を形成し、フォトレジスト層に被覆されていないＭｇＯ表面にのみロジウム層および引き続いてＦｅＣｏＡｌ合金層を成長させた後、フォトレジスト層を除去し、その後ＦｅＣｏＡｌ合金層（またはＦｅＣｏＡｌ合金層およびロジウム層）を分離することにより、ＦｅＣｏＡｌ合金系硬質磁性材料の粒子を製造することも可能である。
ＦｅＣｏＡｌ合金層（またはＦｅＣｏＡｌ合金層およびロジウム層）を分離するにあたっては、例えば機械研磨、Ａｒエッチング、イオンエッチング、集束イオンビーム（ＦＩＢ）加工、電子ビームリソグラフィー等の公知の微細加工法を単独で又は組み合わせて用いることができる。
In the above description of the present invention, the FeCoAl alloy-based hard magnetic material manufacturing method S100 in the form of manufacturing the FeCoAl alloy-based hard magnetic material film including the antioxidant layer forming step S3 has been exemplified. The manufacturing method of a material is not limited to the said form.
For example, after a FeCoAl alloy layer is grown, a photoresist layer is formed on the surface of the FeCoAl alloy layer, and an FeCoAl alloy layer (or FeCoAl alloy layer and rhodium layer) not covered with the photoresist layer is removed by etching. By removing the photoresist layer and then separating the FeCoAl alloy layer (or FeCoAl alloy layer and rhodium layer), particles of FeCoAl alloy-based hard magnetic material can be produced.
Also, for example, after growing a FeCoAl alloy layer, unnecessary portions of the FeCoAl alloy layer (or FeCoAl alloy layer and rhodium layer) are removed by electron beam lithography, and then the FeCoAl alloy layer (or FeCoAl alloy layer and rhodium layer) is separated. By doing so, it is also possible to produce particles of the FeCoAl alloy-based hard magnetic material.
Also, for example, after growing a rhodium layer, a photoresist layer is formed on the surface of the rhodium layer, an FeCoAl alloy layer is grown only on the surface of the rhodium layer not covered with the photoresist layer, and then the photoresist layer is removed. Then, by separating the FeCoAl alloy layer (or FeCoAl alloy layer and rhodium layer), it is also possible to produce particles of the FeCoAl alloy-based hard magnetic material.
Also, for example, a photoresist layer is formed on the surface of the magnesium oxide substrate, a rhodium layer and then a FeCoAl alloy layer are grown only on the MgO surface not covered with the photoresist layer, and then the photoresist layer is removed. By separating the FeCoAl alloy layer (or FeCoAl alloy layer and rhodium layer), it is also possible to produce particles of the FeCoAl alloy-based hard magnetic material.
In separating the FeCoAl alloy layer (or the FeCoAl alloy layer and the rhodium layer), a known fine processing method such as mechanical polishing, Ar etching, ion etching, focused ion beam (FIB) processing, electron beam lithography, or the like may be used alone or They can be used in combination.
このようにして製造されたＦｅＣｏＡｌ合金系硬質磁性材料の粒子は、上記のＦｅＣｏＡｌ合金系永久磁石に用いることができる。例えば、ＦｅＣｏＡｌ合金系硬質磁性材料の粒子と、バインダー樹脂と、溶媒とを混合して、得られた混合物を所望の形状に成形した後、溶媒を揮発させることにより、所望の形状を有する永久磁石（ボンド磁石）を製造することが可能である。また例えば、ＦｅＣｏＡｌ合金系硬質磁性材料の粒子と、硬化性のバインダー樹脂（例えば熱硬化性樹脂や放射線硬化性樹脂等。）とを混合して、得られた混合物を所望の形状に成形した後、バインダー樹脂を硬化させることによっても、所望の形状を有する永久磁石を製造することが可能である。
なお、永久磁石を製造する観点からは、ＦｅＣｏＡｌ合金層を必ずしも酸化マグネシウム基板から分離しなくてもよい。例えば、ＦｅＣｏＡｌ合金層を成長させた後、電子ビームリソグラフィーやフォトリソグラフィー等によってＦｅＣｏＡｌ合金層（またはＦｅＣｏＡｌ合金層およびロジウム層）の不要部分を除去することにより、酸化マグネシウム基板にＦｅＣｏＡｌ合金系硬質磁性材料の粒子が複数担持された積層体を製造することが可能である。当該積層体は永久磁石としての特性を有する。さらに当該積層体を複数枚積層することによっても、永久磁石を製造することが可能である。隣接する積層体の間に適当な接着剤を介在させてもよい。また積層の前に基板を研磨等により薄くしてもよい。
必要に応じて、永久磁石を磁化させる工程をさらに行ってもよい。
The particles of the FeCoAl alloy-based hard magnetic material thus manufactured can be used for the above-described FeCoAl alloy-based permanent magnet. For example, a permanent magnet having a desired shape is obtained by mixing particles of a FeCoAl alloy-based hard magnetic material, a binder resin, and a solvent, forming the obtained mixture into a desired shape, and volatilizing the solvent. (Bonded magnet) can be manufactured. For example, after mixing FeCoAl alloy-based hard magnetic material particles and a curable binder resin (for example, a thermosetting resin or a radiation curable resin), the resulting mixture is molded into a desired shape. It is also possible to produce a permanent magnet having a desired shape by curing the binder resin.
From the viewpoint of manufacturing a permanent magnet, the FeCoAl alloy layer does not necessarily have to be separated from the magnesium oxide substrate. For example, after an FeCoAl alloy layer is grown, unnecessary portions of the FeCoAl alloy layer (or FeCoAl alloy layer and rhodium layer) are removed by electron beam lithography, photolithography, etc., so that an FeCoAl alloy hard magnetic material is formed on the magnesium oxide substrate. It is possible to produce a laminate on which a plurality of particles are supported. The laminate has characteristics as a permanent magnet. Furthermore, a permanent magnet can be manufactured also by laminating a plurality of the laminated bodies. A suitable adhesive may be interposed between adjacent laminates. Further, the substrate may be thinned by polishing or the like before lamination.
You may further perform the process of magnetizing a permanent magnet as needed.
＜ＦｅＣｏＡｌ合金系硬質磁性材料の製造方法（２）＞
図３は、他の一の実施形態に係るＦｅＣｏＡｌ合金系硬質磁性材料の製造方法Ｓ２００（以下において単に「製造方法Ｓ２００」ということがある。）を説明するフローチャートである。図４は、製造方法Ｓ２００の各工程における積層構造を模式的に説明する断面図である。
図３に示すように、製造方法Ｓ２００は、ＦｅＣｏＡｌ層成長工程Ｓ２０１と、酸化防止層形成工程Ｓ２０２と、熱処理工程Ｓ２０３とをこの順に有する。
<Method for producing FeCoAl alloy-based hard magnetic material (2)>
FIG. 3 is a flowchart for explaining an FeCoAl alloy-based hard magnetic material manufacturing method S200 (hereinafter, simply referred to as “manufacturing method S200”) according to another embodiment. FIG. 4 is a cross-sectional view schematically illustrating a laminated structure in each step of manufacturing method S200.
As shown in FIG. 3, the manufacturing method S200 includes an FeCoAl layer growth step S201, an antioxidant layer formation step S202, and a heat treatment step S203 in this order.
（ＦｅＣｏＡｌ層成長工程Ｓ２０１）
ＦｅＣｏＡｌ層成長工程Ｓ２０１（以下において単に「工程Ｓ２０１」ということがある。）は、チタン酸ストロンチウム基板２１０（以下において単に「ＳｒＴｉＯ３基板２１０」ということがある。）の表面に、下記一般式（１）で表される組成を有するＦｅＣｏＡｌ合金層２３０をエピタキシャル成長させる工程である。
（ＦｅｘＣｏ１−ｘ）１−ｙＡｌｙ （１）
（一般式（１）中、ｘは０．４≦ｘ≦０．６を満たす実数であり；ｙは０＜ｙ≦０．１５を満たす実数である。）
ＦｅＣｏＡｌ合金層２３０の好ましい組成については上記した通りである。
図４（Ａ）には工程Ｓ２０１前のＳｒＴｉＯ３基板２１０が表れており、図４（Ｂ）には工程Ｓ２０１後の積層構造が表れている。
(FeCoAl layer growth step S201)
The FeCoAl layer growth step S201 (hereinafter sometimes simply referred to as “step S201”) is performed on the surface of a strontium titanate substrate 210 (hereinafter sometimes simply referred to as “SrTiO 3 substrate 210”) by the following general formula ( In this step, the FeCoAl alloy layer 230 having the composition represented by 1) is epitaxially grown.
(Fe x Co 1-x) 1-y Al y (1)
(In general formula (1), x is a real number that satisfies 0.4 ≦ x ≦ 0.6; y is a real number that satisfies 0 <y ≦ 0.15.)
The preferred composition of the FeCoAl alloy layer 230 is as described above.
FIG. 4A shows the SrTiO 3 substrate 210 before step S201, and FIG. 4B shows the stacked structure after step S201.
ＳｒＴｉＯ３基板２１０の表面にＦｅＣｏＡｌ合金層２３０をエピタキシャル成長させるにあたっては、同時スパッタリング等の公知の手法を特に制限なく用いることができる。ＳｒＴｉＯ３基板２１０の表面に同時スパッタリングによってＦｅＣｏＡｌ合金層２３０をエピタキシャル成長させる際のＳｒＴｉＯ３基板１０の温度は、例えば室温〜３００℃とすることができる。 In epitaxial growth of the FeCoAl alloy layer 230 on the surface of the SrTiO 3 substrate 210, a known method such as co-sputtering can be used without particular limitation. The temperature of the SrTiO 3 substrate 10 when epitaxially growing the FeCoAl alloy layer 230 on the surface of the SrTiO 3 substrate 210 by co-sputtering can be, for example, room temperature to 300 ° C.
工程Ｓ２０１において成長させるＦｅＣｏＡｌ合金層２３０の厚さは、好ましくは５０ｎｍ以下、より好ましくは４０ｎｍ以下、さらに好ましくは３０ｎｍ以下である。工程Ｓ２０１において成長させるＦｅＣｏＡｌ合金層の厚さの下限値は特に制限されるものではないが、好ましくは２ｎｍ以上である。 The thickness of the FeCoAl alloy layer 230 grown in step S201 is preferably 50 nm or less, more preferably 40 nm or less, and even more preferably 30 nm or less. The lower limit value of the thickness of the FeCoAl alloy layer grown in step S201 is not particularly limited, but is preferably 2 nm or more.
（酸化防止層形成工程Ｓ２０２）
酸化防止層形成工程Ｓ２０２（以下において単に「工程Ｓ２０２」ということがある。）は、ＦｅＣｏＡｌ合金層２３０の表面に、酸化防止層２４０を形成する工程である。図４（Ｂ）には工程Ｓ２０１後工程Ｓ２０２前の積層構造が表れており、図４（Ｃ）には工程Ｓ２０２後の積層構造が表れている。
(Antioxidation layer forming step S202)
The antioxidant layer forming step S202 (hereinafter, simply referred to as “step S202”) is a step of forming the antioxidant layer 240 on the surface of the FeCoAl alloy layer 230. FIG. 4B shows a stacked structure before step S202 after step S201, and FIG. 4C shows a stacked structure after step S202.
酸化防止層２４０としては、上記説明した製造方法Ｓ１００における酸化防止層４０と同様の材料を特に制限なく用いることができる。酸化防止層２４０を形成する方法および酸化防止層２４０の厚さは、上記説明した製造方法Ｓ１００における酸化防止層４０と同様とすることができる。例えば酸化防止層２４０としてＳｉＯ２層をスパッタリングによって形成する際、ＳｒＴｉＯ３基板２１０を加熱する必要はなく、ＳｒＴｉＯ３基板２１０の温度は例えば室温〜２００℃とすることができる。 As the antioxidant layer 240, the same material as that of the antioxidant layer 40 in the manufacturing method S100 described above can be used without particular limitation. The method of forming the antioxidant layer 240 and the thickness of the antioxidant layer 240 can be the same as those of the antioxidant layer 40 in the manufacturing method S100 described above. For example when forming by sputtering a SiO 2 layer as an antioxidant layer 240, there is no need to heat the SrTiO 3 substrate 210, the temperature of the SrTiO 3 substrate 210 may be, for example, room temperature to 200 DEG ° C..
（熱処理工程Ｓ２０３）
熱処理工程Ｓ２０３（以下において単に「工程Ｓ２０３」ということがある。）は、工程Ｓ２０１及び工程Ｓ２０２を経ることによって得られた積層体（図４（Ｃ）参照）を熱処理（アニーリング）する工程である。当該積層体は、チタン酸ストロンチウム基板２１０及びＦｅＣｏＡｌ合金層２３０を含んでいる。
(Heat treatment step S203)
The heat treatment step S203 (hereinafter, simply referred to as “step S203”) is a step of heat-treating (annealing) the stacked body (see FIG. 4C) obtained through the steps S201 and S202. . The stacked body includes a strontium titanate substrate 210 and an FeCoAl alloy layer 230.
熱処理工程Ｓ２０３における熱処理温度は、例えば２００〜８００℃とすることができ、好ましくは４００℃以上、より好ましくは５００℃以上であり、また好ましくは７００℃以下である。また熱処理工程Ｓ２０３における熱処理時間は、例えば５分〜６時間とすることができる。
熱処理工程Ｓ２０３を経ることにより、ＦｅＣｏＡｌ合金層２３０が一軸磁気異方性を発現する。
The heat treatment temperature in the heat treatment step S203 can be, for example, 200 to 800 ° C., preferably 400 ° C. or higher, more preferably 500 ° C. or higher, and preferably 700 ° C. or lower. Moreover, the heat processing time in heat processing process S203 can be made into 5 minutes-6 hours, for example.
Through the heat treatment step S203, the FeCoAl alloy layer 230 exhibits uniaxial magnetic anisotropy.
工程Ｓ２０１〜Ｓ２０３を経ることにより、製造方法Ｓ２００が終了する。ＦｅＣｏＡｌ層成長工程Ｓ２０１及び熱処理工程Ｓ２０３を備える製造方法Ｓ２００によれば、正方晶のＦｅＣｏＡｌ合金層２３０を得ることができる。製造方法Ｓ２００においては、熱処理工程Ｓ２０３を経ることにより正方晶歪ｃ／ａは減少するが、Ｂ２規則度を高めることができるので、正方晶歪ｃ／ａが小さくても一軸磁気異方性の高いＦｅＣｏＡｌ合金層２３０を得ることが可能である。熱処理工程Ｓ２０３を経た後のＦｅＣｏＡｌ合金層２３０におけるＢ２規則度は、好ましくは０．２５以上、より好ましくは０．５以上、より好ましくは０．６以上である。Ｂ２規則度の上限値は特に制限されるものではなく、１であってもよいが、通常０．９９以下である。熱処理工程Ｓ２０３を経た後の熱処理工程Ｓ２０３を経た後のＦｅＣｏＡｌ合金層２３０において、正方晶歪ｃ／ａは１を超え１．３以下である限りにおいて特に制限されるものではないが、例えば１．２以下であってもよく、１．１以下であってもよく、１．０５以下であってもよく、１．０３以下であってもよい。 Through steps S201 to S203, the manufacturing method S200 is completed. According to the manufacturing method S200 including the FeCoAl layer growth step S201 and the heat treatment step S203, a tetragonal FeCoAl alloy layer 230 can be obtained. In the manufacturing method S200, the tetragonal strain c / a is reduced by passing through the heat treatment step S203. However, since the B2 order can be increased, the uniaxial magnetic anisotropy can be achieved even if the tetragonal strain c / a is small. A high FeCoAl alloy layer 230 can be obtained. The B2 order in the FeCoAl alloy layer 230 after the heat treatment step S203 is preferably 0.25 or more, more preferably 0.5 or more, and more preferably 0.6 or more. The upper limit value of the B2 regularity is not particularly limited and may be 1, but is usually 0.99 or less. In the FeCoAl alloy layer 230 after the heat treatment step S203 after the heat treatment step S203, the tetragonal strain c / a is not particularly limited as long as the tetragonal strain c / a is more than 1 and 1.3 or less. It may be 2 or less, 1.1 or less, 1.05 or less, or 1.03 or less.
本発明に関する上記説明では、酸化防止層形成工程Ｓ２０２を備え、ＦｅＣｏＡｌ合金系硬質磁性材料の膜を製造する形態の、ＦｅＣｏＡｌ合金系硬質磁性材料の製造方法Ｓ２００を例示したが、ＦｅＣｏＡｌ合金系硬質磁性材料の製造方法は当該形態に限定されない。
例えば、ＦｅＣｏＡｌ合金層を成長させた後、酸化防止層を形成せずに上記同様に熱処理工程を行い、ＦｅＣｏＡｌ合金層の表面にフォトレジスト層を形成し、エッチングによりフォトレジスト層に被覆されていないＦｅＣｏＡｌ合金層を除去した後、フォトレジスト層を除去し、その後ＦｅＣｏＡｌ合金層を分離することにより、ＦｅＣｏＡｌ合金系硬質磁性材料の粒子を製造することも可能である。
また例えば、ＦｅＣｏＡｌ合金層を成長させ、上記同様に熱処理工程を行った後、電子ビームリソグラフィーによってＦｅＣｏＡｌ合金層の不要部分を除去し、その後ＦｅＣｏＡｌ合金層を分離することにより、ＦｅＣｏＡｌ合金系硬質磁性材料の粒子を製造することも可能である。
また例えば、酸化ストロンチウム基板の表面にフォトレジスト層を形成し、フォトレジスト層に被覆されていないＳｒＴｉＯ３表面にのみＦｅＣｏＡｌ合金層を成長させ、フォトレジスト層を除去した後、上記同様に熱処理工程を行い、その後ＦｅＣｏＡｌ合金層を分離することにより、ＦｅＣｏＡｌ合金系硬質磁性材料の粒子を製造することも可能である。
ＦｅＣｏＡｌ合金層を分離するにあたっては、機械研磨、Ａｒエッチング、イオンエッチング、集束イオンビーム（ＦＩＢ）加工、電子ビームリソグラフィー等の公知の微細加工法を単独で又は組み合わせて用いることができる。
In the above description of the present invention, the FeCoAl alloy-based hard magnetic material manufacturing method S200 including the antioxidant layer forming step S202 and manufacturing the FeCoAl alloy-based hard magnetic material film is exemplified. The manufacturing method of a material is not limited to the said form.
For example, after a FeCoAl alloy layer is grown, a heat treatment process is performed in the same manner as described above without forming an antioxidant layer, a photoresist layer is formed on the surface of the FeCoAl alloy layer, and the photoresist layer is not covered by etching. It is also possible to produce FeCoAl alloy-based hard magnetic material particles by removing the FeCoAl alloy layer, then removing the photoresist layer, and then separating the FeCoAl alloy layer.
Also, for example, after an FeCoAl alloy layer is grown and a heat treatment process is performed in the same manner as described above, an unnecessary portion of the FeCoAl alloy layer is removed by electron beam lithography, and then the FeCoAl alloy layer is separated, thereby FeCoAl alloy-based hard magnetic material It is also possible to produce particles.
Further, for example, a photoresist layer is formed on the surface of the strontium oxide substrate, an FeCoAl alloy layer is grown only on the SrTiO 3 surface not covered with the photoresist layer, and after removing the photoresist layer, a heat treatment step is performed in the same manner as described above. It is also possible to produce FeCoAl alloy-based hard magnetic material particles by carrying out and then separating the FeCoAl alloy layer.
In separating the FeCoAl alloy layer, known fine processing methods such as mechanical polishing, Ar etching, ion etching, focused ion beam (FIB) processing, and electron beam lithography can be used alone or in combination.
このようにして製造されたＦｅＣｏＡｌ合金系硬質磁性材料の粒子は、上記のＦｅＣｏＡｌ合金系永久磁石に用いることができる。例えば、ＦｅＣｏＡｌ合金系硬質磁性材料の粒子と、バインダー樹脂と、溶媒とを混合して、得られた混合物を所望の形状に成形した後、溶媒を揮発させることにより、所望の形状を有する永久磁石（ボンド磁石）を製造することが可能である。また例えば、ＦｅＣｏＡｌ合金系硬質磁性材料の粒子と、硬化性のバインダー樹脂（例えば熱硬化性樹脂や放射線硬化性樹脂等。）を混合して、得られた混合物を所望の形状に成形した後、バインダー樹脂を硬化させることによっても、所望の形状を有する永久磁石を製造することが可能である。
なお、永久磁石を製造する観点からは、ＦｅＣｏＡｌ合金層を必ずしもチタン酸ストロンチウム基板から分離しなくてもよい。例えば、ＦｅＣｏＡｌ合金層を成長させ、上記同様に熱処理工程を行った後、電子ビームリソグラフィーやフォトリソグラフィー等によってＦｅＣｏＡｌ合金層の不要部分を除去することにより、チタン酸ストロンチウム基板にＦｅＣｏＡｌ合金系硬質磁性材料の粒子が複数担持された積層体を製造することが可能である。当該積層体は永久磁石としての特性を有する。さらに当該積層体を複数枚積層することによっても、永久磁石を製造することが可能である。隣接する積層体の間に適当な接着剤を介在させてもよい。また積層の前に研磨等により基板を薄くしてもよい。
必要に応じて、永久磁石を磁化させる工程をさらに行ってもよい。
The particles of the FeCoAl alloy-based hard magnetic material thus manufactured can be used for the above-described FeCoAl alloy-based permanent magnet. For example, a permanent magnet having a desired shape is obtained by mixing particles of a FeCoAl alloy-based hard magnetic material, a binder resin, and a solvent, forming the obtained mixture into a desired shape, and volatilizing the solvent. (Bonded magnet) can be manufactured. Further, for example, after mixing FeCoAl alloy-based hard magnetic material particles and a curable binder resin (for example, a thermosetting resin or a radiation curable resin), the resulting mixture is formed into a desired shape, It is possible to produce a permanent magnet having a desired shape also by curing the binder resin.
From the viewpoint of manufacturing a permanent magnet, the FeCoAl alloy layer is not necessarily separated from the strontium titanate substrate. For example, after an FeCoAl alloy layer is grown and a heat treatment process is performed in the same manner as described above, an unnecessary portion of the FeCoAl alloy layer is removed by electron beam lithography, photolithography, etc., so that a FeCoAl alloy hard magnetic material is formed on the strontium titanate substrate. It is possible to produce a laminate on which a plurality of particles are supported. The laminate has characteristics as a permanent magnet. Furthermore, a permanent magnet can be manufactured also by laminating a plurality of the laminated bodies. A suitable adhesive may be interposed between adjacent laminates. Further, the substrate may be thinned by polishing or the like before lamination.
You may further perform the process of magnetizing a permanent magnet as needed.
以下に、実施例により本発明をさらに詳しく説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。 EXAMPLES Hereinafter, the present invention will be described in more detail with reference to examples, but the present invention is not limited to these examples.
以下の実施例において、ＦｅＣｏＡｌ合金の構造解析はＸ線回折（ＸＲＤ）により行った。Ｘ線回折にはリガク製ＲＩＮＴ２２００Ｖ、ＲＩＮＴ２１００Ｐを用いた。ＦｅＣｏＡｌ合金の磁気特性の評価は磁気トルクメーター（玉川製作所製ＴＷ−ＷＬＦ１０５１７ＧＲ−２０１０‘９９型）、振動試料型磁力計（ＶＳＭ）（東英工業製ＶＳＭ５Ｓ型―１５）、及び極カー効果磁化曲線測定装置（ネオアーク製ＢＨ−６１８ＰＬ−ＡＯ）を用いた。スパッタリングによるエピタキシャル成長にはスパッタ装置（日本真空製マルチチャンバスパッタ装置）を用いた。マルチチャンバスパッタ装置の室温における到達真空度は５．０×１０−７Ｐａであり、装置中のＡｒガス圧は０．１Ｐａとした。 In the following examples, the structural analysis of the FeCoAl alloy was performed by X-ray diffraction (XRD). For X-ray diffraction, RINT2200V and RINT2100P manufactured by Rigaku were used. The magnetic characteristics of the FeCoAl alloy were evaluated using a magnetic torque meter (TW-WLF10517GR-2010'99 manufactured by Tamagawa Seisakusho), a vibrating sample magnetometer (VSM) (VSM5S type-15 manufactured by Toei Kogyo), and polar Kerr effect magnetization curve. A measuring device (BH-618PL-AO manufactured by Neoarc) was used. A sputtering apparatus (Japan Vacuum multi-chamber sputtering apparatus) was used for epitaxial growth by sputtering. The ultimate vacuum at room temperature of the multi-chamber sputtering apparatus was 5.0 × 10 −7 Pa, and the Ar gas pressure in the apparatus was 0.1 Pa.
＜試料群１＞
上記説明した製造方法Ｓ１００により、ＦｅＣｏＡｌ合金系硬質磁性材料を製造した。酸化マグネシウム単結晶基板（１０ｍｍ×１０ｍｍ×厚さ１ｍｍ、ケーアンドアール・クリエーション製）の［１００］面に、スパッタリングによりロジウム層（厚さ２０．０ｎｍ）をエピタキシャル成長させた。ロジウム層を成長させる間、ＭｇＯ基板の温度は３００℃に保持した。ロジウム層の成長を終えた後、ＭｇＯ基板の温度を２００℃に変更し、ロジウム層の表面にＦｅＣｏＡｌ合金層（（ＦｅｘＣｏ１−ｘ）１−ｙＡｌｙ、０．４≦ｘ≦０．６、０＜ｙ≦０．１５、厚さ２．０〜２０．０ｎｍ）をエピタキシャル成長させた。ＦｅＣｏＡｌ合金層の成長を終えた後、ＭｇＯ基板の温度を室温に変更し、ＦｅＣｏＡｌ合金層の表面に酸化防止層としてＳｉＯ２層（厚さ５．０ｎｍ）をスパッタリングにより成長させた。得られたＦｅＣｏＡｌ合金層について磁気特性を評価した。
<Sample group 1>
A FeCoAl alloy-based hard magnetic material was manufactured by the manufacturing method S100 described above. A rhodium layer (thickness 20.0 nm) was epitaxially grown by sputtering on the [100] surface of a magnesium oxide single crystal substrate (10 mm × 10 mm × thickness 1 mm, manufactured by K & R Creation). While growing the rhodium layer, the temperature of the MgO substrate was kept at 300 ° C. After the growth of the rhodium layer is completed, the temperature of the MgO substrate is changed to 200 ° C., and the FeCoAl alloy layer ((Fe x Co 1-x ) 1-y Al y , 0.4 ≦ x ≦ 0 is formed on the surface of the rhodium layer. .6, 0 <y ≦ 0.15, thickness 2.0-20.0 nm) was epitaxially grown. After finishing the growth of the FeCoAl alloy layer, the temperature of the MgO substrate was changed to room temperature, and an SiO 2 layer (thickness: 5.0 nm) was grown as an antioxidant layer on the surface of the FeCoAl alloy layer by sputtering. The magnetic properties of the obtained FeCoAl alloy layer were evaluated.
図５に、厚さを２．０ｎｍの（Ｆｅ０．５Ｃｏ０．５）１−ｙＡｌｙ（０≦ｙ≦０．２０）合金薄膜試料のＸＲＤスペクトルを示す。図６は、得られた５つの試料における格子定数ｃ及び正方晶歪ｃ／ａを、Ａｌ組成（ｙ、原子％）に対してプロットしたグラフである。図６から、Ａｌ組成（ｙ）の変化に対して正方晶歪ｃ／ａの値は比較的安定していること、及び１．２〜１．２５という大きな正方晶歪ｃ／ａを導入できたことが判る。なお格子定数ｃは、図５に示した垂直ＸＲＤの結果（２θ≒５７°近傍に現れる（００２）面の基本格子線）から、格子定数ａは面内ＸＲＤの結果により算出した。なお図５において「Ｂ．Ｇ．」のスペクトルは、酸化マグネシウム基板およびロジウム層のみを有する試料の測定結果である。 FIG. 5 shows an XRD spectrum of a (Fe 0.5 Co 0.5 ) 1-y Al y (0 ≦ y ≦ 0.20) alloy thin film sample having a thickness of 2.0 nm. FIG. 6 is a graph in which the lattice constant c and tetragonal strain c / a in the obtained five samples are plotted against the Al composition (y, atomic%). From FIG. 6, the value of the tetragonal strain c / a is relatively stable with respect to the change in the Al composition (y), and a large tetragonal strain c / a of 1.2 to 1.25 can be introduced. You can see that The lattice constant a was calculated from the result of the vertical XRD shown in FIG. 5 (basic lattice line of (002) plane appearing in the vicinity of 2θ≈57 °) from the result of in-plane XRD. 5, the spectrum “BG” is a measurement result of a sample having only a magnesium oxide substrate and a rhodium layer.
図７は、厚さ２．０ｎｍの（Ｆｅ０．５Ｃｏ０．５）１−ｙＡｌｙ合金薄膜試料の磁気異方性と組成との関係を表した図である。ＦｅＣｏＡｌ合金層の組成（ＦｅｘＣｏ１−ｘ）１−ｙＡｌｙにおいて、０．４≦ｘ≦０．６、０＜ｙ≦２．０のときに膜面垂直に磁化容易軸を持つ一軸磁気異方性が発現することが判る。 Figure 7 is a diagram showing a relationship between the magnetic anisotropy and the composition of the thick 2.0nm (Fe 0.5 Co 0.5) 1 -y Al y alloy thin film samples. In FeCoAl composition of the alloy layer (Fe x Co 1-x) 1-y Al y, uniaxial having an easy axis of magnetization perpendicular to the film surface when 0.4 ≦ x ≦ 0.6,0 <y ≦ 2.0 It can be seen that magnetic anisotropy appears.
図８は、厚さ２．０ｎｍの（Ｆｅ０．５Ｃｏ０．５）１−ｙＡｌｙ（０≦ｙ≦０．２０）合金薄膜試料におけるＡｌ組成（ｙ）と一軸磁気異方性Ｋｕ１及び飽和磁化Ｍｓとの関係をプロットしたグラフである。図８から、Ａｌ組成ｙが０＜ｙ≦０．１５のときに良好な一軸磁気異方性および飽和磁化が得られることが判る。 FIG. 8 shows Al composition (y) and uniaxial magnetic anisotropy K in a (Fe 0.5 Co 0.5 ) 1-y Al y (0 ≦ y ≦ 0.20) alloy thin film sample having a thickness of 2.0 nm. it is a graph plotting the relationship between u1 and saturation magnetization M s. It can be seen from FIG. 8 that good uniaxial magnetic anisotropy and saturation magnetization can be obtained when the Al composition y is 0 <y ≦ 0.15.
図９は、厚さ２．０ｎｍの（ＦｅｘＣｏ１−ｘ）０．９Ａｌ０．１（０≦ｘ≦１．０）合金薄膜試料におけるＣｏ組成（１−ｘ）と一軸磁気異方性Ｋｕ１及び飽和磁化Ｍｓとの関係をプロットしたグラフである。図９から、Ｃｏ組成が０．４≦１−ｘ≦０．６のとき、すなわち０．４≦ｘ≦０．６のときに良好な一軸磁気異方性および飽和磁化が得られることが判る。 FIG. 9 shows the Co composition (1-x) and uniaxial magnetic anisotropy in a 2.0 nm thick (Fe x Co 1-x ) 0.9 Al 0.1 (0 ≦ x ≦ 1.0) alloy thin film sample. it is a graph plotting the relationship between sex K u1 and saturation magnetization M s. FIG. 9 shows that good uniaxial magnetic anisotropy and saturation magnetization can be obtained when the Co composition is 0.4 ≦ 1-x ≦ 0.6, that is, when 0.4 ≦ x ≦ 0.6. .
図１０は、（Ｆｅ０．５Ｃｏ０．５）０．９Ａｌ０．１合金薄膜試料（厚さ２．０〜２０．０ｎｍ）について、膜厚と一軸磁気異方性Ｋｕ１及び飽和磁化Ｍｓとの関係をプロットしたグラフである。全ての厚さにおいて概ね１０７ｅｒｇ／ｃｍ３オーダの良好な一軸磁気異方性および１５００ｅｍｕ／ｃｍ３以上の良好な飽和磁化が得られていることが判る。 FIG. 10 shows the film thickness, uniaxial magnetic anisotropy K u1, and saturation magnetization for a (Fe 0.5 Co 0.5 ) 0.9 Al 0.1 alloy thin film sample (thickness 2.0 to 20.0 nm). is a graph plotting the relationship between the M s. It can be seen that good uniaxial magnetic anisotropy of about 10 7 erg / cm 3 and good saturation magnetization of 1500 emu / cm 3 or more are obtained at all thicknesses.
＜試料群２＞
上記説明した製造方法Ｓ２００により、ＦｅＣｏＡｌ合金系硬質磁性材料を製造した。チタン酸ストロンチウム単結晶基板（１０ｍｍ×１０ｍｍ×厚さ１ｍｍ、信光社製）の（１００）面に、スパッタリングによりＦｅＣｏＡｌ合金層（（Ｆｅ０．５Ｃｏ０．５）１−ｙＡｌｙ、０＜ｙ≦０．１５、厚さ２．０〜２０．０ｎｍ）をエピタキシャル成長させた。ＦｅＣｏＡｌ合金層を成長させる間、ＳｒＴｉＯ３基板の温度は２００℃に保持した。ＦｅＣｏＡｌ合金層の成長を終えた後、ＳｒＴｉＯ３基板の温度を室温に変更し、ＦｅＣｏＡｌ合金層の表面に酸化防止層としてＳｉＯ２層（厚さ５．０ｎｍ）をスパッタリングにより成長させた。得られた積層体に対して熱処理（熱アニーリング）（２００〜８００℃、５分ないし６時間）を施した。得られたＦｅＣｏＡｌ合金層について磁気特性を評価した。
<Sample group 2>
A FeCoAl alloy-based hard magnetic material was manufactured by the manufacturing method S200 described above. A FeCoAl alloy layer ((Fe 0.5 Co 0.5 ) 1-y Al y , 0 <on the (100) surface of a strontium titanate single crystal substrate (10 mm × 10 mm × thickness 1 mm, manufactured by Shinko) y ≦ 0.15, thickness 2.0-20.0 nm) was epitaxially grown. During the growth of the FeCoAl alloy layer, the temperature of the SrTiO 3 substrate was maintained at 200 ° C. After finishing the growth of the FeCoAl alloy layer, the temperature of the SrTiO 3 substrate was changed to room temperature, and an SiO 2 layer (thickness: 5.0 nm) was grown as an antioxidant layer on the surface of the FeCoAl alloy layer by sputtering. The obtained laminate was subjected to a heat treatment (thermal annealing) (200 to 800 ° C., 5 minutes to 6 hours). The magnetic properties of the obtained FeCoAl alloy layer were evaluated.
図１１は、厚さ２．０ｎｍの（Ｆｅ０．５Ｃｏ０．５）１−ｙＡｌｙ合金薄膜試料（０≦ｙ≦０．２０、アニーリング温度２００〜８００℃）について、正方晶歪ｃ／ａ及び飽和磁化Ｍｓの、アニーリング温度との関係をプロットしたグラフである。正方晶歪ｃ／ａはアニーリング温度を上げると歪緩和により小さくなった一方で、飽和磁化ＭｓはどのＡｌ添加量でもアニーリング温度６００℃で最大となった。
図１２は、これらの合金薄膜試料について、一軸磁気異方性Ｋｕ１をＡｌ組成（ｙ）に対してプロットしたグラフである。なお一軸磁気異方性Ｋｕ１は式：
Ｋｕ１＝（Ｍｓ・Ｈｋ）／２＋２πＭｓ ２
（式中、Ｈｋは異方性磁界を表す。）
により算出した。一軸磁気異方性Ｋｕ１はアニーリング温度６００℃、Ａｌ組成ｙ＝０．１０のとき最大値１．７×１０７ｅｒｇ／ｃｍ３となった。
Figure 11, for a thickness of 2.0nm (Fe 0.5 Co 0.5) 1 -y Al y alloy thin film sample (0 ≦ y ≦ 0.20, annealing temperature 200 to 800 ° C.), a square Akiraibitsu c 10 is a graph plotting the relationship between / a and saturation magnetization M s with the annealing temperature. While the tetragonal strain c / a became smaller due to strain relaxation when the annealing temperature was raised, the saturation magnetization Ms became maximum at the annealing temperature of 600 ° C. at any Al addition amount.
FIG. 12 is a graph in which the uniaxial magnetic anisotropy Ku1 is plotted against the Al composition (y) for these alloy thin film samples. The uniaxial magnetic anisotropy Ku1 is represented by the formula:
K u1 = (M s · H k ) / 2 + 2πM s 2
(In the formula, H k represents an anisotropic magnetic field.)
Calculated by The uniaxial magnetic anisotropy K u1 reached a maximum value of 1.7 × 10 7 erg / cm 3 when the annealing temperature was 600 ° C. and the Al composition y was 0.10.
図１３は、（Ｆｅ０．５Ｃｏ０．５）０．９Ａｌ０．１合金薄膜試料（厚さ２．０〜２０．０ｎｍ、アニーリング温度６００℃）の一軸磁気異方性Ｋｕ１を厚さに対してプロットしたグラフである。厚さを増大させても良好な一軸磁気異方性Ｋｕ１が発現していることが判る。図１３中には、製造方法Ｓ１００によりロジウム薄膜上に作製した（Ｆｅ０．５Ｃｏ０．５）０．９Ａｌ０．１合金薄膜試料（ＦｅＣｏＡｌ／Ｒｈ／ＭｇＯ、厚さ２．０〜２０．０ｎｍ）のデータを併せて示している。 13, the thickness of the uniaxial magnetic anisotropy K u1 of (Fe 0.5 Co 0.5) 0.9 Al 0.1 alloy thin film sample (thickness 2.0～20.0Nm, annealing temperature 600 ° C.) It is a graph plotted against length. It can be seen that good uniaxial magnetic anisotropy Ku1 is developed even when the thickness is increased. In FIG. 13, a (Fe 0.5 Co 0.5 ) 0.9 Al 0.1 alloy thin film sample (FeCoAl / Rh / MgO, thickness 2.0-20) produced on a rhodium thin film by the production method S100. .0 nm) data are also shown.
図１４は、上記同様にＳｒＴｉＯ３基板上に作製した（Ｆｅ０．５Ｃｏ０．５）０．９Ａｌ０．１合金薄膜試料（厚さ２〜２０ｎｍｍ）について、一軸磁気異方性Ｋｕ１とＢ２規則度（Ｓ）との関係をプロットしたグラフである。なおＢ２規則度は、特許文献８に記載の方法と同様にして、放射光Ｘ線により測定したＸ線回折（ＸＲＤ）スペクトルにおける基本格子線（（００２）面）と超格子線（（００１）面）のピークに対して、Ｂ２規則度を含むパラメタに基づく計算結果によりフィッティングを行うことにより求めた。Ｂ２規則度が１に近付くほど一軸磁気異方性は増大することが判る。なお図１４には、製造方法Ｓ１００によりロジウム薄膜上に作製した（Ｆｅ０．５Ｃｏ０．５）０．９Ａｌ０．１合金薄膜試料のデータも併せて示している。ロジウム薄膜上に作製した（Ｆｅ０．５Ｃｏ０．５）０．９Ａｌ０．１合金薄膜試料の一軸磁気異方性はＢ２規則度が高まるとむしろ低下しているが、これは正方晶歪が低下したためである。 FIG. 14 shows a uniaxial magnetic anisotropy K u1 for a (Fe 0.5 Co 0.5 ) 0.9 Al 0.1 alloy thin film sample (thickness 2 to 20 nm) prepared on a SrTiO 3 substrate in the same manner as described above. Is a graph plotting the relationship between B2 and the degree of B2 order (S). Note that the B2 degree of order is the same as the method described in Patent Document 8, in which basic lattice lines ((002) plane) and superlattice lines ((001) in an X-ray diffraction (XRD) spectrum measured by synchrotron X-rays are used. It was calculated | required by fitting with the calculation result based on the parameter containing B2 regularity with respect to the peak of (surface). It can be seen that the uniaxial magnetic anisotropy increases as the degree of B2 order approaches 1. FIG. 14 also shows data of a (Fe 0.5 Co 0.5 ) 0.9 Al 0.1 alloy thin film sample produced on the rhodium thin film by the manufacturing method S100. The uniaxial magnetic anisotropy of the (Fe 0.5 Co 0.5 ) 0.9 Al 0.1 alloy thin film sample prepared on the rhodium thin film decreases rather as the B2 order increases, but this is a tetragonal crystal. This is because the distortion is reduced.
図１５は、ＦｅＣｏＡｌ合金薄膜試料の一軸磁気異方性Ｋｕ１を正方晶歪ｃ／ａに対してプロットしたグラフである。正方晶歪が小さくても、Ｂ２規則度を高めることによって一軸磁気異方性Ｋｕ１が増大することが判る。 Figure 15 is a graph plotting the uniaxial magnetic anisotropy K u1 of FeCoAl alloy thin film sample with respect to a square Akiraibitsu c / a. Even square Akiraibitsu small, it can be seen that uniaxial magnetic anisotropy K u1 is increased by increasing the B2 regulation degree.
＜試料群３＞
上記説明した製造方法Ｓ１００により、ＦｅＣｏＡｌ合金系硬質磁性材料を製造した。酸化マグネシウム単結晶基板（１０ｍｍ×１０ｍｍ×厚さ１ｍ、ケーアンドアール・クリエーション製）の（１００）面に、スパッタリングによりロジウム層（厚さ２０．０ｎｍ）をエピタキシャル成長させた。ロジウム層を成長させる間、ＭｇＯ基板の温度は３００℃に保持した。ロジウム層の成長を終えた後、ＭｇＯ基板の温度を２００℃に変更し、ロジウム層の表面に微細加工により円形のＦｅＣｏＡｌ合金層（（Ｆｅ０．５Ｃｏ０．５）０．９Ａｌ０．１、厚さ２．０ｎｍ、直径３０〜１００ｎｍ）をエピタキシャル成長させた。ＦｅＣｏＡｌ合金層の成長を終えた後、ＭｇＯ基板の温度を室温に変更し、ＦｅＣｏＡｌ合金層の表面に酸化防止層としてＳｉＯ２層（厚さ５．０ｎｍ）をスパッタリングにより成長させた。得られたＦｅＣｏＡｌ合金層について磁気特性を評価した。
図１６は、作製した円形の（Ｆｅ０．５Ｃｏ０．５）０．９Ａｌ０．１合金薄膜試料（厚さ２．０ｎｍ、直径３０ｎｍ／５０ｎｍ／１００ｎｍ）の磁化曲線である。試料群１で得られた連続膜の（Ｆｅ０．５Ｃｏ０．５）０．９Ａｌ０．１合金薄膜試料（厚さ２．０ｎｍ）の磁化曲線を併せて示してある。図１７は、作製した円形の（Ｆｅ０．５Ｃｏ０．５）０．９Ａｌ０．１合金薄膜試料（厚さ２．０ｎｍ、直径３０ｎｍ／５０ｎｍ／１００ｎｍ）の保磁力Ｈｃをドット直径に対してプロットしたグラフである。直径１００ｎｍ以下の試料で保磁力Ｈｃが増大し、直径３０ｎｍの試料において３．５ｋＯｅを超える結果となった。保磁力Ｈｃの理論値は、一軸磁気異方性Ｋｕ１及び飽和磁化Ｍｓから、式：
Ｈｃ＝２Ｋｕ１／Ｍｓ
で算出される。該理論式により算出される保磁力の理論値は約１０ｋＯｅであるから、これに近い値が実現されているといえる。これらの結果から、本発明のＦｅＣｏＡｌ硬質磁性材料は、高い保磁力を発現できることが示された。
<Sample group 3>
A FeCoAl alloy-based hard magnetic material was manufactured by the manufacturing method S100 described above. A rhodium layer (thickness 20.0 nm) was epitaxially grown by sputtering on the (100) surface of a magnesium oxide single crystal substrate (10 mm × 10 mm × thickness 1 m, manufactured by K & R Creation). While growing the rhodium layer, the temperature of the MgO substrate was kept at 300 ° C. After finishing the growth of the rhodium layer, the temperature of the MgO substrate is changed to 200 ° C., and the surface of the rhodium layer is microprocessed to form a circular FeCoAl alloy layer ((Fe 0.5 Co 0.5 ) 0.9 Al 0. 1 and a thickness of 2.0 nm and a diameter of 30 to 100 nm) were epitaxially grown. After finishing the growth of the FeCoAl alloy layer, the temperature of the MgO substrate was changed to room temperature, and an SiO 2 layer (thickness: 5.0 nm) was grown as an antioxidant layer on the surface of the FeCoAl alloy layer by sputtering. The magnetic properties of the obtained FeCoAl alloy layer were evaluated.
FIG. 16 is a magnetization curve of a prepared circular (Fe 0.5 Co 0.5 ) 0.9 Al 0.1 alloy thin film sample (thickness 2.0 nm, diameter 30 nm / 50 nm / 100 nm). The magnetization curve of the continuous film (Fe 0.5 Co 0.5 ) 0.9 Al 0.1 alloy thin film sample (thickness 2.0 nm) obtained in the sample group 1 is also shown. Figure 17 is fabricated circular (Fe 0.5 Co 0.5) 0.9 Al 0.1 alloy thin film sample (thickness 2.0 nm, the diameter 30nm / 50nm / 100nm) Dot diameter coercivity H c of Is a graph plotted against. Coercivity H c is increased in the following sample diameter 100 nm, it resulted in more than 3.5kOe in a sample diameter 30 nm. Theoretical value of the coercive force H c is the uniaxial magnetic anisotropy Ku1 and saturation magnetization Ms, wherein:
H c = 2K u1 / M s
Is calculated by Since the theoretical value of the coercive force calculated by the theoretical formula is about 10 kOe, it can be said that a value close to this is realized. From these results, it was shown that the FeCoAl hard magnetic material of the present invention can exhibit a high coercive force.
１０ 酸化マグネシウム単結晶基板
２０ ロジウム層
３０、２３０ ＦｅＣｏＡｌ合金層
４０、２４０ 酸化防止層
２１０ チタン酸ストロンチウム単結晶基板
10 Magnesium oxide single crystal substrate 20 Rhodium layer 30, 230 FeCoAl alloy layer 40, 240 Antioxidation layer 210 Strontium titanate single crystal substrate
Claims (8)
前記正方晶ＦｅＣｏＡｌ合金の正方晶歪ｃ／ａが１を超え１．３以下である、
ＦｅＣｏＡｌ合金系硬質磁性材料。
（ＦｅｘＣｏ１−ｘ）１−ｙＡｌｙ （１）
（一般式（１）中、ｘは０．４≦ｘ≦０．６を満たす実数であり；ｙは０＜ｙ≦０．１５を満たす実数である。） A tetragonal FeCoAl alloy having a composition represented by the following general formula (1):
The tetragonal strain c / a of the tetragonal FeCoAl alloy is greater than 1 and less than or equal to 1.3.
FeCoAl alloy hard magnetic material.
(Fe x Co 1-x) 1-y Al y (1)
(In general formula (1), x is a real number that satisfies 0.4 ≦ x ≦ 0.6; y is a real number that satisfies 0 <y ≦ 0.15.)
請求項１に記載のＦｅＣｏＡｌ合金系硬質磁性材料。 The tetragonal strain c / a is 1.01 or more and 1.3 or less,
The FeCoAl alloy-based hard magnetic material according to claim 1.
請求項１又は２に記載のＦｅＣｏＡｌ合金系硬質磁性合金材料。 The tetragonal FeCoAl alloy has a B2 degree of order of 0.25 to 1,
The FeCoAl alloy-based hard magnetic alloy material according to claim 1 or 2.
硬質磁性体膜。 The FeCoAl alloy hard magnetic material according to any one of claims 1 to 3,
Hard magnetic film.
（ｂ）前記ロジウム層の表面に、下記一般式（１）で表される組成を有するＦｅＣｏＡｌ合金層をエピタキシャル成長させる工程と
を含む、ＦｅＣｏＡｌ合金系硬質磁性材料の製造方法。
（ＦｅｘＣｏ１−ｘ）１−ｙＡｌｙ （１）
（一般式（１）中、ｘは０．４≦ｘ≦０．６を満たす実数であり；ｙは０＜ｙ≦０．１５を満たす実数である。） (A) a step of epitaxially growing a rhodium layer on the surface of the magnesium oxide single crystal substrate;
(B) A method for producing an FeCoAl alloy-based hard magnetic material, comprising epitaxially growing an FeCoAl alloy layer having a composition represented by the following general formula (1) on the surface of the rhodium layer.
(Fe x Co 1-x) 1-y Al y (1)
(In general formula (1), x is a real number that satisfies 0.4 ≦ x ≦ 0.6; y is a real number that satisfies 0 <y ≦ 0.15.)
（ｂ）前記チタン酸ストロンチウム基板および前記ＦｅＣｏＡｌ合金層を含む積層体を熱処理する工程と
を含む、ＦｅＣｏＡｌ合金系硬質磁性材料の製造方法。
（ＦｅｘＣｏ１−ｘ）１−ｙＡｌｙ （１）
（一般式（１）中、ｘは０．４≦ｘ≦０．６を満たす実数であり；ｙは０＜ｙ≦０．１５を満たす実数である。） (A) a step of epitaxially growing a FeCoAl alloy layer having a composition represented by the following general formula (1) on the surface of a strontium titanate single crystal substrate;
(B) A method of manufacturing a FeCoAl alloy-based hard magnetic material, including a step of heat-treating a laminate including the strontium titanate substrate and the FeCoAl alloy layer.
(Fe x Co 1-x) 1-y Al y (1)
(In general formula (1), x is a real number that satisfies 0.4 ≦ x ≦ 0.6; y is a real number that satisfies 0 <y ≦ 0.15.)
をさらに含む、請求項７に記載のＦｅＣｏＡｌ合金系硬質磁性材料の製造方法。 (C) The FeCoAl alloy-based hard magnetic material according to claim 7, further comprising a step of forming an antioxidant layer on the surface of the FeCoAl alloy layer after the step (a) and before the step (b). Manufacturing method.
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