JPH11214219A - Thin film magnet and its manufacture - Google Patents
Thin film magnet and its manufactureInfo
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- JPH11214219A JPH11214219A JP2910198A JP2910198A JPH11214219A JP H11214219 A JPH11214219 A JP H11214219A JP 2910198 A JP2910198 A JP 2910198A JP 2910198 A JP2910198 A JP 2910198A JP H11214219 A JPH11214219 A JP H11214219A
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- H01F10/3222—Exchange coupled hard/soft multilayers, e.g. CoPt/Co or NiFe/CoSm
Abstract
Description
【０００１】[0001]
【発明の属する技術分野】本発明は、極小サイズのモー
タなどに適用される薄膜磁石と、その製造方法とに関す
る。BACKGROUND OF THE INVENTION 1. Field of the Invention The present invention relates to a thin-film magnet applied to an extremely small-sized motor and the like, and a method for manufacturing the same.
【０００２】[0002]
【従来の技術】最近、加工技術の向上や、ミリサイズ以
下のマイクロマシンの需要の高まりから、極めて小さな
サイズのモータなどが必要とされるようになってきてい
る。モータを小型化するためには、厚さが薄く、かつ単
位体積あたりの性能が優れた磁石が必要とされる。2. Description of the Related Art Recently, with the improvement of processing technology and the demand for micromachines of millimeter size or less, motors of extremely small size have been required. In order to reduce the size of the motor, a magnet having a small thickness and excellent performance per unit volume is required.
【０００３】薄い磁石の作製方法としては、例えば、焼
結磁石を研削加工する方法、ゴム磁石をロールなどによ
り圧延加工する方法などが挙げられる。しかし、焼結磁
石を研削する場合、機械的強度の低下、酸化や加工歪み
による特性劣化などの問題が生じるため、３００μm程
度以下の厚さとすることは困難である。一方、ゴム磁石
は、磁石粉末をゴムや樹脂の中に分散した構成であり、
磁石粉末の体積占有率が低いため、高特性が得られな
い。したがって、薄型化すると磁石特性の低下が著し
く、実用に耐えなくなる。As a method for producing a thin magnet, for example, a method of grinding a sintered magnet, a method of rolling a rubber magnet with a roll or the like, and the like are exemplified. However, when grinding a sintered magnet, problems such as a decrease in mechanical strength and a deterioration in characteristics due to oxidation and processing distortion occur, so that it is difficult to reduce the thickness to about 300 μm or less. On the other hand, rubber magnets have a structure in which magnet powder is dispersed in rubber or resin.
Since the volume occupancy of the magnet powder is low, high characteristics cannot be obtained. Therefore, when the thickness is reduced, the magnet characteristics are significantly deteriorated, and the magnet cannot be put to practical use.
【０００４】これに対し、特開平９−２６６１１３号公
報では、従来の希土類磁石を上回る磁石特性が得られる
交換スプリング磁石を、薄膜磁石に適用することを提案
している。一般に交換スプリング磁石とは、磁化の大き
い軟質磁性相と保磁力の大きい硬質磁性相とが、交換相
互作用により磁気的に結合することで、高エネルギー積
が得られる磁石である。同公報では、このような交換ス
プリング磁石を薄膜化するために、それぞれ厚さ１〜７
００nmの硬磁性層と軟磁性層とをスパッタ法により積層
し、両者を交換結合させた複合構造としている。このよ
うに薄膜磁石を交換スプリング構造とすることにより、
焼結磁石の研削による薄膜磁石や薄型ゴム磁石などに比
べて磁石特性を高くすることができる。例えば、同公報
の実施例２では、硬磁性層をＳｍ（Ｃｏ，Ｆｅ，Ｃｕ，
Ｚｒ）7とし、軟磁性層をＦｅ−Ｃｏとして、保磁力iＨ
c＝１２０kA/m（１．５kOe）、最大エネルギー積(BH)ma
x＝１５５kJ/m3（１９．５MGOe）の磁石が得られてお
り、実施例３では、硬磁性層をＳｍ2Ｆｅ17Ｎ3とし、軟
磁性層をＦｅとして、保磁力iＨc＝５３０kA/m（６．６
kOe）、最大エネルギー積(BH)max＝２５０．７kJ/m
3（３１．３MGOe）の磁石が得られており、実施例６の
試料No.５では、硬磁性層をＮｄ−Ｆｅ−Ｃｏ−Ａｌ−
Ｇａ−Ｂ系組成とし、軟磁性層を Ｆｅ−Ｃｏとして、
保磁力iＨc＝１０７０．８kA/m（１３．４kOe）、最大
エネルギー積(BH)max＝２０７．５kJ/m3（２５．９MGO
e）の磁石が得られている。また、このように薄膜磁石
の製造にスパッタ法を利用すれば、磁石を組み込む装置
との一体化を接着などの手法を用いずに行えるため、工
程の簡素化が可能である。On the other hand, Japanese Patent Application Laid-Open No. 9-266113 proposes to apply an exchange spring magnet, which can provide a magnet characteristic higher than that of a conventional rare earth magnet, to a thin film magnet. Generally, an exchange spring magnet is a magnet in which a soft magnetic phase having a large magnetization and a hard magnetic phase having a large coercive force are magnetically coupled by an exchange interaction to obtain a high energy product. According to the publication, in order to make such an exchange spring magnet thin, the thickness of each of the exchange spring magnets is 1 to 7 respectively.
A hard magnetic layer and a soft magnetic layer having a thickness of 00 nm are laminated by a sputtering method, and the two layers are exchange-coupled to form a composite structure. By making the thin film magnet an exchange spring structure in this way,
Magnet characteristics can be improved as compared with a thin film magnet or a thin rubber magnet formed by grinding a sintered magnet. For example, in Example 2 of the publication, a hard magnetic layer is formed of Sm (Co, Fe, Cu,
Zr) 7 , the soft magnetic layer is Fe—Co, and the coercive force iH
c = 120kA / m (1.5kOe), maximum energy product (BH) ma
A magnet with x = 155 kJ / m 3 (19.5 MGOe) was obtained. In Example 3, the coercive force iHc = 530 kA / m, with the hard magnetic layer being Sm 2 Fe 17 N 3 and the soft magnetic layer being Fe. (6.6
kOe), maximum energy product (BH) max = 250.7 kJ / m
3 (31.3 MGOe) was obtained, and in Sample No. 5 of Example 6, the hard magnetic layer was formed of Nd—Fe—Co—Al—
Ga-B based composition and soft magnetic layer as Fe-Co
Coercive force iHc = 1070.8 kA / m (13.4 kOe), Maximum energy product (BH) max = 207.5 kJ / m 3 (25.9 MGO
e) A magnet is obtained. In addition, if the sputtering method is used for manufacturing the thin film magnet as described above, integration with a device incorporating the magnet can be performed without using a method such as bonding, so that the process can be simplified.
【０００５】しかし、軟磁性層と硬磁性層とをスパッタ
法により積層することで交換スプリング磁石を実現する
方法では、複数のターゲットを交互にスパッタする必要
があるので、ターゲットの枚数が多くなり、また、スパ
ッタ装置が高価になってしまうという問題がある。ま
た、この方法では、軟磁性層と硬磁性層との界面の構造
を制御することが難しいので、高性能の薄膜磁石を安定
して生産することが困難であるという問題もある。However, in a method of realizing an exchange spring magnet by laminating a soft magnetic layer and a hard magnetic layer by a sputtering method, it is necessary to alternately sputter a plurality of targets, so that the number of targets increases. Further, there is a problem that the sputtering apparatus becomes expensive. Further, in this method, it is difficult to control the structure of the interface between the soft magnetic layer and the hard magnetic layer, so that it is difficult to stably produce a high-performance thin film magnet.
【０００６】ところで、特開平４−９９０１０号公報に
も、スパッタ法により希土類合金薄膜磁石を形成する方
法が記載されているが、同公報には交換スプリング磁石
についての記載はない。同公報の実施例において作製さ
れている薄膜磁石は、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系およびＰｒ−Ｆ
ｅ−Ｂ系の希土類合金磁石である。この実施例において
最も高い最大エネルギー積(BH)maxは１４MGOeであり、
そのときの希土類元素（Ｒ）含有率は１８原子％であ
る。一方、この実施例においてＲ含有率の最も低い値は
９原子％であるが、このときの(BH)maxは８MGOeにすぎ
ない。Ｒ2Ｆｅ14Ｂ中に占めるＲの比率、すなわち化学
量論組成におけるＲの含有率は１１．７６原子％なの
で、同公報の実施例で作製されている希土類合金薄膜磁
石では、Ｒ2Ｆｅ14Ｂに加え、これよりもＲリッチな相
が存在するときに(BH)maxが高くなり、これよりもＲプ
アな相が存在するときに(BH)maxが低くなると考えられ
る。交換スプリング磁石では、硬質磁性相であるＲ2Ｆ
ｅ14Ｂのほかにα−Ｆｅ相などからなる軟質磁性相が比
較的多量に存在するので、磁石全体の組成は化学量論組
成に比べＲプアとなるが、そのときの磁石特性はＲリッ
チの場合よりも高くなる。したがって、同公報の実施例
で作製している薄膜磁石は、交換スプリング構造とはな
っていないことが明らかである。なお、同公報の実施例
におけるＲ含有率が９原子％の薄膜磁石は、組成からみ
てα−Ｆｅ相が存在する可能性もあるが、それにもかか
わらず交換スプリング磁石となっていないのは、硬質磁
性相および軟質磁性相の少なくとも一方の結晶粒径が大
きすぎるためと考えられる。Japanese Patent Application Laid-Open No. 4-99010 also discloses a method of forming a rare earth alloy thin film magnet by a sputtering method, but does not describe a replacement spring magnet. The thin film magnets manufactured in the examples of the publication are Nd-Fe-B-based and Pr-F
It is an eB-based rare earth alloy magnet. The highest maximum energy product (BH) max in this example is 14 MGOe,
At that time, the content of the rare earth element (R) is 18 atomic%. On the other hand, in this example, the lowest value of the R content is 9 atomic%, but (BH) max at this time is only 8MGOe. Since the ratio of R in R 2 Fe 14 B, that is, the content of R in the stoichiometric composition is 11.76 atomic%, in the rare earth alloy thin film magnet produced in the example of the publication, R 2 Fe 14 It is considered that (BH) max increases when an R-rich phase exists in addition to B, and (BH) max decreases when an R-poor phase exists. In the exchange spring magnet, the hard magnetic phase R 2 F
Since a relatively large amount of a soft magnetic phase such as an α-Fe phase exists in addition to e 14 B, the composition of the entire magnet becomes R poor compared to the stoichiometric composition, but the magnet characteristics at that time are R rich. Higher than in the case of. Therefore, it is apparent that the thin film magnet manufactured in the example of the publication does not have the exchange spring structure. The thin film magnet having an R content of 9 atomic% in the examples of the publication may have an α-Fe phase from the viewpoint of composition, but nevertheless, it is not an exchange spring magnet. It is considered that the crystal grain size of at least one of the hard magnetic phase and the soft magnetic phase is too large.
【０００７】上記特開平４−９９０１０号公報に記載さ
れた方法では、積層膜とする必要がないため、スパッタ
ターゲットの枚数が少なくて済み、スパッタ装置も単純
な構造のものを使用できる。しかし、交換スプリング磁
石ではないので、高磁気特性を得るためにはＲ含有率を
高くしなければならず、原料コストが高くなってしま
う。また、交換スプリング構造の薄膜磁石に比べ、理論
的に期待される磁石特性も低い。In the method described in Japanese Patent Application Laid-Open No. Hei 4-99010, since it is not necessary to form a laminated film, the number of sputter targets can be reduced, and a simple sputtering apparatus can be used. However, since it is not an exchange spring magnet, the R content must be increased in order to obtain high magnetic properties, and the raw material cost increases. Further, compared with the thin film magnet having the exchange spring structure, the magnet characteristics theoretically expected are low.
【０００８】[0008]
【発明が解決しようとする課題】本発明の目的は、安価
で、しかも磁石特性の高い薄膜磁石を提供することであ
る。SUMMARY OF THE INVENTION An object of the present invention is to provide a thin-film magnet which is inexpensive and has high magnet properties.
【０００９】[0009]
【課題を解決するための手段】このような目的は、下記
（１）〜（１４）のいずれかの構成により達成される。 （１） 希土類元素を含有する硬質磁性相と、Ｆｅおよ
び／またはＣｏを含有する軟質磁性相とを含み、膜面内
方向において互いに隣接する硬質磁性相と軟質磁性相と
が存在し、物理的気相堆積法により形成されたものであ
る薄膜磁石。 （２） 硬質磁性相の平均結晶粒径が５〜５００nmであ
り、軟質磁性相の平均結晶粒径が５〜６０nmである上記
（１）の薄膜磁石。 （３） 厚さが０．０１〜３００μmである上記（１）
または（２）の薄膜磁石。 （４） 硬質磁性相の磁化容易軸が配向している上記
（１）〜（３）のいずれかの薄膜磁石。 （５） 保磁力が３kOe以上である上記（１）〜（４）
のいずれかの薄膜磁石。 （６） 最大エネルギー積が１２MGOe以上である上記
（１）〜（５）のいずれかの薄膜磁石。 （７） 硬質磁性相がＲ（Ｒは、Ｙを含む希土類元素の
少なくとも１種である）、Ｔ（Ｔは、Ｆｅ、またはＦｅ
およびＣｏである）およびＢを含有し、軟質磁性相がＴ
を含有する上記（１）〜（６）のいずれかの薄膜磁石。 （８） 硬質磁性相がＲ（Ｒは、希土類元素の１種以上
であり、Ｓｍを必ず含む）、Ｔ（Ｔは、Ｆｅ、またはＦ
ｅおよびＣｏである）およびＮを含有し、軟質磁性相が
Ｔを含有する上記（１）〜（６）のいずれかの薄膜磁
石。 （９） 硬質磁性相がＲ（Ｒは、希土類元素の１種以上
である）およびＣｏを含有し、軟質磁性相がＣｏを含有
する上記（１）〜（６）のいずれかの薄膜磁石。 （１０） 表面に保護膜を有する上記（１）〜（９）の
いずれかの薄膜磁石。 （１１） 上記（１）〜（１０）のいずれかの薄膜磁石
を製造する方法であって、物理的気相堆積法を利用し、
硬質磁性相構成元素と軟質磁性相構成元素とを同時に基
板上に堆積させる工程を有する薄膜磁石の製造方法。 （１２） 前記物理的気相堆積法がスパッタ法である上
記（１１）の薄膜磁石の製造方法。 （１３） 前記スパッタ法において、表面に薄膜磁石が
形成される基板の温度を３００〜８００℃とする上記
（１２）の薄膜磁石の製造方法。 （１４） 硬質磁性相構成元素と軟質磁性相構成元素と
を同時に基板上に堆積させた後、３００〜８００℃で熱
処理を施す上記（１１）〜（１３）のいずれかの薄膜磁
石の製造方法。This and other objects are achieved by any one of the following constitutions (1) to (14). (1) A hard magnetic phase containing a hard magnetic phase containing a rare earth element and a soft magnetic phase containing Fe and / or Co, wherein a hard magnetic phase and a soft magnetic phase adjacent to each other in the in-plane direction of the film exist. A thin film magnet formed by a vapor deposition method. (2) The thin-film magnet according to (1), wherein the hard magnetic phase has an average crystal grain size of 5 to 500 nm, and the soft magnetic phase has an average crystal grain size of 5 to 60 nm. (3) The above (1) having a thickness of 0.01 to 300 μm.
Or the thin film magnet of (2). (4) The thin film magnet according to any one of (1) to (3), wherein the easy axis of magnetization of the hard magnetic phase is oriented. (5) The above (1) to (4) in which the coercive force is 3 kOe or more.
Either of the thin film magnets. (6) The thin film magnet according to any one of (1) to (5), wherein the maximum energy product is 12 MGOe or more. (7) The hard magnetic phase is composed of R (R is at least one rare earth element including Y), T (T is Fe or Fe
And Co) and B, and the soft magnetic phase has T
The thin film magnet according to any one of the above (1) to (6), comprising: (8) The hard magnetic phase is R (R is at least one kind of rare earth element and always includes Sm), T (T is Fe or F
e) and (N), and the soft magnetic phase contains T, and the thin film magnet according to any one of (1) to (6) above. (9) The thin film magnet according to any one of (1) to (6), wherein the hard magnetic phase contains R (R is one or more rare earth elements) and Co, and the soft magnetic phase contains Co. (10) The thin-film magnet according to any one of the above (1) to (9), having a protective film on the surface. (11) A method for producing the thin film magnet according to any one of the above (1) to (10), wherein a physical vapor deposition method is used,
A method for manufacturing a thin film magnet, comprising a step of simultaneously depositing a hard magnetic phase constituent element and a soft magnetic phase constituent element on a substrate. (12) The method for manufacturing a thin film magnet according to the above (11), wherein the physical vapor deposition method is a sputtering method. (13) The method for manufacturing a thin film magnet according to the above (12), wherein the temperature of the substrate on which the thin film magnet is formed is 300 to 800 ° C. in the sputtering method. (14) The method for producing a thin-film magnet according to any one of (11) to (13), wherein the hard magnetic phase constituent element and the soft magnetic phase constituent element are simultaneously deposited on a substrate, and then heat-treated at 300 to 800 ° C. .
【００１０】[0010]
【作用および効果】前記特開平９−２６６１１３号公報
記載の硬磁性薄膜は、硬磁性層と軟磁性層とをスパッタ
法により交互に積層して交換スプリング構造とする。す
なわち、同公報記載の硬磁性薄膜は、膜面に垂直な方向
においてだけ硬質磁性相と軟質磁性相とが隣接する構造
となる。Function and Effect The hard magnetic thin film described in Japanese Patent Application Laid-Open No. 9-266113 has an exchange spring structure in which hard magnetic layers and soft magnetic layers are alternately laminated by a sputtering method. That is, the hard magnetic thin film described in the publication has a structure in which the hard magnetic phase and the soft magnetic phase are adjacent only in a direction perpendicular to the film surface.
【００１１】これに対し本発明では、交換スプリング構
造の薄膜磁石を製造するに際し、硬質磁性相構成元素と
軟質磁性相構成元素とを、基板上に同時に堆積させる。
この方法を利用して得られる薄膜磁石の最終的な組織構
造は、硬質磁性相と軟質磁性相とが膜内にほぼ均一に分
散したものとなる。すなわち、膜面内方向において互い
に隣接する硬質磁性相と軟質磁性相とが存在することに
なる。このような組織構造により交換スプリング磁石と
しての特性が発現するので、上記特開平４−９９０１０
号公報記載の薄膜磁石よりも希土類元素使用量が少ない
にもかかわらず、同等以上の磁石特性が得られる。On the other hand, according to the present invention, when manufacturing a thin film magnet having an exchange spring structure, a hard magnetic phase constituent element and a soft magnetic phase constituent element are simultaneously deposited on a substrate.
The final structure of the thin-film magnet obtained by using this method is such that the hard magnetic phase and the soft magnetic phase are almost uniformly dispersed in the film. That is, a hard magnetic phase and a soft magnetic phase adjacent to each other in the in-plane direction of the film exist. Since the characteristics as an exchange spring magnet are exhibited by such a structure, the structure disclosed in Japanese Patent Application Laid-Open No. 4-99010 is disclosed.
Despite using less rare earth elements than the thin film magnets described in Japanese Patent Application Laid-Open Publication No. H10-209, equivalent or better magnet properties can be obtained.
【００１２】また、本発明では、前記特開平９−２６６
１１３号公報に記載されたような積層構造とする必要が
ないので、例えばスパッタ法を利用する場合、ターゲッ
ト数が少なくて済み、また、複数のターゲットを使用す
る場合でも交互にスパッタする必要がないので、スパッ
タ装置の構成が単純で済み、製造コストが低くなる。ま
た、本発明では、スパッタ膜形成後の熱処理あるいはス
パッタ時の基板加熱により、硬質磁性相と軟質磁性相と
からなる複合組織を形成するため、両相の界面が滑らか
となる。これに対し、前記特開平９−２６６１１３号公
報に記載されている方法、すなわち、軟質磁性相からな
る層と硬質磁性相からなる層とをスパッタ法により積層
する方法では、両相の界面を滑らかに形成するための条
件が厳しいため、高磁石特性が得られるとしても、それ
を安定して得ることは難しい。Further, according to the present invention, the method disclosed in
Since it is not necessary to adopt a stacked structure as described in JP-A-113, for example, when using a sputtering method, the number of targets is small, and even when a plurality of targets are used, there is no need to perform alternate sputtering. Therefore, the configuration of the sputtering apparatus is simple, and the manufacturing cost is reduced. Further, in the present invention, a heat treatment after the formation of the sputtered film or the heating of the substrate during the sputtering forms a composite structure composed of a hard magnetic phase and a soft magnetic phase, so that the interface between the two phases becomes smooth. On the other hand, in the method described in JP-A-9-266113, that is, in the method of laminating a layer made of a soft magnetic phase and a layer made of a hard magnetic phase by sputtering, the interface between the two phases is smoothed. Since the conditions for forming the magnet are severe, it is difficult to stably obtain high magnet properties even if high magnet properties are obtained.
【００１３】[0013]
【発明の実施の形態】薄膜磁石 本発明の薄膜磁石は、希土類元素を含有する硬質磁性相
と、Ｆｅおよび／またはＣｏを含有する軟質磁性相とを
含む希土類交換スプリング磁石である。DESCRIPTION OF THE PREFERRED EMBODIMENTS Thin Film Magnet The thin film magnet of the present invention is a rare earth exchange spring magnet containing a hard magnetic phase containing a rare earth element and a soft magnetic phase containing Fe and / or Co.
【００１４】高保磁力を得るためには、軟質磁性相の平
均結晶粒径を好ましくは５〜６０nm、より好ましくは５
〜４０nmとする。磁石中には結晶磁気異方性が高い硬質
磁性相と飽和磁化が高い軟質磁性相とが存在し、軟質磁
性相が微細であるため両相の界面が多くなって交換相互
作用の効果が大きくなり、高保磁力が得られると考えら
れる。軟質磁性相の平均結晶粒径が小さすぎると飽和磁
化が低くなってしまい、大きすぎると保磁力および角形
性が低くなってしまう。In order to obtain a high coercive force, the soft magnetic phase preferably has an average crystal grain size of 5 to 60 nm, more preferably 5 to 60 nm.
４０40 nm. The magnet has a hard magnetic phase with high crystal magnetic anisotropy and a soft magnetic phase with high saturation magnetization.Since the soft magnetic phase is fine, the interface between both phases increases and the effect of exchange interaction is large. It is considered that a high coercive force can be obtained. If the average crystal grain size of the soft magnetic phase is too small, the saturation magnetization decreases, and if it is too large, the coercive force and the squareness decrease.
【００１５】軟質磁性相と硬質磁性相との区別および各
相の組成は、透過型電子顕微鏡による部分組成分析（Ｔ
ＥＭ−ＥＤＸ）により調べることができる。なお、軟質
磁性相は一般に不定形である。The distinction between the soft magnetic phase and the hard magnetic phase and the composition of each phase are determined by partial composition analysis (T
EM-EDX). The soft magnetic phase is generally amorphous.
【００１６】軟質磁性相の平均結晶粒径は、画像解析に
より算出する。まず、エッチング等を利用して測定用磁
石片を作製し、その測定対象領域中に含まれている軟質
磁性相について、結晶粒の数ｎおよび各結晶粒の断面積
の合計Ｓを、画像解析により算出する。そして、軟質磁
性相の結晶粒１個あたりの平均断面積Ｓ／ｎを算出し、
面積がＳ／ｎである円の直径Ｄを平均結晶粒径とする。
すなわち、平均結晶粒径Ｄは、 式 π（Ｄ／２）2＝Ｓ／ｎ から求める。なお、測定対象領域は、ｎが５０以上とな
るように設定することが好ましい。The average crystal grain size of the soft magnetic phase is calculated by image analysis. First, a magnet piece for measurement is prepared using etching or the like, and the number n of crystal grains and the total S of the cross-sectional area of each crystal grain are determined for the soft magnetic phase contained in the measurement target area by image analysis. It is calculated by: Then, the average cross-sectional area S / n per crystal grain of the soft magnetic phase is calculated,
The diameter D of a circle having an area of S / n is defined as an average crystal grain size.
That is, the average crystal grain size D is obtained from the formula π (D / 2) 2 = S / n. It is preferable that the measurement target region is set so that n is 50 or more.
【００１７】薄膜磁石中における軟質磁性相の割合は、
好ましくは１０〜９０体積％、より好ましくは１０〜８
０体積％である。軟質磁性相の割合が低すぎても高すぎ
ても良好な磁石特性が得られにくくなり、特に最大エネ
ルギー積が低くなりやすい。軟質磁性相の割合は、磁石
断面の透過型電子顕微鏡写真を用いて、いわゆる面積分
析法により求める。この場合、断面積比が体積比とな
る。The ratio of the soft magnetic phase in the thin film magnet is
Preferably 10 to 90% by volume, more preferably 10 to 8%.
0% by volume. If the ratio of the soft magnetic phase is too low or too high, it is difficult to obtain good magnet properties, and particularly the maximum energy product tends to be low. The ratio of the soft magnetic phase is determined by a so-called area analysis method using a transmission electron micrograph of a cross section of the magnet. In this case, the sectional area ratio becomes the volume ratio.
【００１８】硬質磁性相の平均結晶粒径は、好ましくは
５〜５００nm、より好ましくは５〜１００nmである。硬
質磁性相の平均結晶粒径が小さすぎる場合には結晶性が
不十分であり、高保磁力が得られにくい。一方、硬質磁
性相の平均結晶粒径が大きすぎると、軟質磁性相との界
面の面積が減少することにより交換相互作用が小さくな
るので、残留磁束密度が小さくなり、また、角形比（Ｈ
ｋ／ＨcJ）が低くなる。また、硬質磁性相の平均結晶粒
径が大きすぎると、後述する希土類窒化磁石に本発明を
適用する場合には窒化処理に要する時間が長くなるとい
う問題が生じる。硬質磁性相の平均結晶粒径は、軟質磁
性相の平均結晶粒径と同様にして算出する。The average crystal grain size of the hard magnetic phase is preferably 5 to 500 nm, more preferably 5 to 100 nm. If the average crystal grain size of the hard magnetic phase is too small, the crystallinity is insufficient, and it is difficult to obtain a high coercive force. On the other hand, if the average crystal grain size of the hard magnetic phase is too large, the exchange interaction decreases due to the decrease in the area of the interface with the soft magnetic phase, so that the residual magnetic flux density decreases and the squareness ratio (H
k / HcJ). Further, when the average crystal grain size of the hard magnetic phase is too large, when applying the present invention to a rare earth nitride magnet described later, there is a problem that the time required for the nitriding treatment becomes long. The average crystal grain size of the hard magnetic phase is calculated in the same manner as the average crystal grain size of the soft magnetic phase.
【００１９】なお、上記Ｈｋは、磁気ヒステリシスルー
プの第２象限において磁束密度が残留磁束密度の９０％
になるときの外部磁界強度である。Ｈｋが低いと高い最
大エネルギー積が得られない。Ｈｋ／ＨcJは、磁石性能
の指標となるものであり、磁気ヒステリシスループの第
２象限における角張りの度合いを表わす。固有保磁力Ｈ
cJが同等であってもＨｋ／ＨcJが大きいほど磁石中のミ
クロ的な保磁力の分布がシャープとなるため、着磁が容
易となり、かつ着磁ばらつきも少なくなり、また、最大
エネルギー積が高くなる。そして、磁石使用時の外部か
らの減磁界や自己減磁界の変化に対する磁化の安定性が
良好となり、磁石を含む磁気回路の性能が安定したもの
となる。Note that Hk is such that the magnetic flux density is 90% of the residual magnetic flux density in the second quadrant of the magnetic hysteresis loop.
Is the external magnetic field strength when If Hk is low, a high maximum energy product cannot be obtained. Hk / HcJ is an index of the magnet performance, and indicates the degree of squareness in the second quadrant of the magnetic hysteresis loop. Specific coercive force H
Even if cJ is the same, the larger the Hk / HcJ, the sharper the distribution of the microscopic coercive force in the magnet, which facilitates magnetization, reduces magnetization variation, and increases the maximum energy product. Become. Further, the stability of the magnetization against changes in the external demagnetizing field and the self-demagnetizing field when the magnet is used is improved, and the performance of the magnetic circuit including the magnet is stabilized.
【００２０】硬質磁性相は、磁化容易軸が配向している
ものであることが好ましい。The hard magnetic phase preferably has an axis of easy magnetization oriented.
【００２１】磁石中には、上記した硬質磁性相および軟
質磁性相に加え、他の相が含まれていてもよい。ただ
し、磁性をもたない異相の比率は、磁石全体の５体積％
以下であることが好ましい。The magnet may contain other phases in addition to the above-mentioned hard magnetic phase and soft magnetic phase. However, the ratio of the non-magnetism is 5% by volume of the whole magnet.
The following is preferred.
【００２２】磁石の厚さは、好ましくは３００μm以
下、より好ましくは１００μm以下とする。磁石が厚す
ぎると、適用する機器の小型化が難しくなる。磁石厚さ
の下限は特になく、交換スプリング磁石としての機能が
阻害されない程度の厚さを確保すればよいが、通常、
０．０１μm以上の厚さとする。The thickness of the magnet is preferably 300 μm or less, more preferably 100 μm or less. If the magnet is too thick, it becomes difficult to reduce the size of the applied device. There is no particular lower limit for the magnet thickness, and it is sufficient to secure a thickness that does not hinder the function as an exchange spring magnet.
The thickness is 0.01 μm or more.
【００２３】薄膜磁石の形状は特に限定されず、断面が
直線状または弧状の板状体や、円筒等の筒状体などのい
ずれであってもよい。なお、筒状の薄膜磁石は、円柱状
等の柱状体を回転させながらスパッタや蒸着を行うこと
により、形成することができる。The shape of the thin film magnet is not particularly limited, and may be a plate-like body having a linear or arc-shaped cross section, or a cylindrical body such as a cylinder. The cylindrical thin film magnet can be formed by performing sputtering or vapor deposition while rotating a columnar body such as a cylinder.
【００２４】本発明の薄膜磁石では、適切な組成を選択
し、かつ組織構造を上記のように制御することにより、
３kOe以上の保磁力と、１２MGOe以上の最大エネルギー
積とを得ることができる。また、磁気的に異方性化する
ことにより、さらに高い磁石特性を得ることも可能であ
る。In the thin film magnet of the present invention, by selecting an appropriate composition and controlling the tissue structure as described above,
A coercive force of 3 kOe or more and a maximum energy product of 12 MGOe or more can be obtained. Further, it is also possible to obtain higher magnet properties by magnetically making it anisotropic.
【００２５】次に、本発明の薄膜磁石の組成について、
説明する。Next, regarding the composition of the thin film magnet of the present invention,
explain.
【００２６】本発明の薄膜磁石において、硬質磁性相お
よび軟質磁性相の各組成は特に限定されないが、通常、
硬質磁性相は、少なくともＲおよびＣｏ（Ｒは希土類元
素である）または少なくともＲおよびＦｅを主成分とす
ることが好ましく、軟質磁性相は、α−Ｆｅ、Ｆｅ−Ｃ
ｏ、Ｆｅ−ＢまたはＦｅ−Ｎを主成分とすることが好ま
しい。In the thin film magnet of the present invention, the composition of each of the hard magnetic phase and the soft magnetic phase is not particularly limited.
The hard magnetic phase preferably contains at least R and Co (R is a rare earth element) or at least R and Fe as main components, and the soft magnetic phase includes α-Fe, Fe—C
It is preferable that o, Fe-B or Fe-N be the main component.
【００２７】両磁性相の好ましい組み合わせとしては、
例えば以下に説明するものが挙げられる。A preferred combination of the two magnetic phases is
For example, the following are mentioned.
【００２８】（１）硬質磁性相がＲ（Ｒは、Ｙを含む希
土類元素の少なくとも１種である）、Ｔ（Ｔは、Ｆｅ、
またはＦｅおよびＣｏである）およびＢを含有し、軟質
磁性相がＴを含有する薄膜磁石 この薄膜磁石は、Ｒ2Ｔ14Ｂ系の交換スプリング磁石で
ある。Ｒ2Ｔ14Ｂ系焼結磁石では、Ｒリッチ相が液相と
なって流動することにより焼結反応が進行するため、全
体組成が一般にＲ2Ｔ14ＢよりもＲリッチとなるが、本
発明の薄膜磁石では、硬質磁性相が実質的にＲ2Ｔ14Ｂ
から構成され、かつ、軟質磁性相が実質的にＴから構成
されるため、全体組成はＲ2Ｔ14ＢよりもＲプアとな
る。 (1) When the hard magnetic phase is R (R is a rare
At least one of the earth elements), T (T is Fe,
Or Fe and Co) and B
Thin-film magnet whose magnetic phase contains T This thin-film magnet is an R 2 T 14 B-based exchange spring magnet. In an R 2 T 14 B-based sintered magnet, the sintering reaction proceeds as the R-rich phase becomes a liquid phase and flows, so that the overall composition is generally R-rich compared to R 2 T 14 B. In the thin film magnet of the present invention, the hard magnetic phase is substantially R 2 T 14 B
, And the soft magnetic phase is substantially composed of T, so that the overall composition is R-poor than R 2 T 14 B.
【００２９】この薄膜磁石における各元素の好ましい含
有量は、 Ｒ：４〜１０原子％、 Ｂ：５〜２５原子％ であり、残部が実質的にＴである。The preferred content of each element in the thin film magnet is R: 4 to 10 at%, B: 5 to 25 at%, and the balance is substantially T.
【００３０】Ｒとしては、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｔｂのうち少な
くとも１種、特にＮｄが好ましく、さらにＤｙを含むこ
とが好ましいが、これらに加え、Ｌａ、Ｃｅ、Ｇｄ、Ｅ
ｒ、Ｈｏ、Ｅｕ、Ｐｍ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｙのうち１種以上
を含んでもよい。希土類元素の原料としては、ミッシュ
メタル等の混合物を用いることもできる。Ｒ含有量が少
なすぎると硬質磁性相が少なくなって高保磁力が得られ
にくくなる。一方、Ｒ含有量が多すぎると、高残留磁束
密度が得られにくくなるほか、コストアップを招く。R is at least one of Nd, Pr and Tb, particularly preferably Nd, and further preferably contains Dy. In addition to these, La, Ce, Gd, E
One or more of r, Ho, Eu, Pm, Tm, Yb, and Y may be included. As a raw material of the rare earth element, a mixture such as misch metal can also be used. If the R content is too small, the hard magnetic phase becomes small, and it becomes difficult to obtain a high coercive force. On the other hand, when the R content is too large, it becomes difficult to obtain a high residual magnetic flux density, and the cost is increased.
【００３１】Ｔ中のＣｏ量は３０原子％以下とすること
が好ましい。The amount of Co in T is preferably 30 atomic% or less.
【００３２】Ｂ含有量が少なすぎると高保磁力が得られ
なくなり、Ｂ含有量が多すぎると高残留磁束密度が得ら
れなくなる。If the B content is too small, a high coercive force cannot be obtained, and if the B content is too large, a high residual magnetic flux density cannot be obtained.
【００３３】保磁力を改善するために、元素ＭI（Ｍ
Iは、Ａｌ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｍｇ、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｃ、Ｎ
ｂ、Ｓｎ、Ｗ、Ｖ、Ｚｒ、Ｔｉ、ＭｏおよびＧａの１種
以上である）を添加してもよいが、元素ＭIの添加量が
１０原子％を超えると、磁化の低下が問題となる。In order to improve the coercive force, the element M I (M
I is Al, Cr, Mn, Mg, Si, Cu, C, N
b, Sn, W, V, Zr, Ti, may be added in a) one or more Mo and Ga. However, when the addition amount of the element M I is more than 10 atomic%, and decrease in magnetization problems Become.
【００３４】なお、軟質磁性相は、ｂｃｃ構造のＴ相で
ある。具体的には、実質的にα−Ｆｅ相であるか、α−
Ｆｅ相のＦｅの一部がＣｏ、Ｂ、Ｒ等で置換されたも
の、例えばＦｅ3Ｂ、Ｆｅ2Ｂ等のＦｅ−Ｂ系化合物など
であるか、これらの混相であると考えられる。The soft magnetic phase is a T phase having a bcc structure. Specifically, it is substantially an α-Fe phase or an α-Fe phase.
It is considered that Fe in the Fe phase is partially substituted with Co, B, R, or the like, for example, Fe-B-based compounds such as Fe 3 B or Fe 2 B, or a mixed phase thereof.
【００３５】（２）硬質磁性相がＲ（Ｒは、希土類元素
の１種以上であり、Ｓｍを必ず含む）、Ｔ（Ｔは、Ｆ
ｅ、またはＦｅおよびＣｏである）およびＮを含有し、
軟質磁性相がＴを含有する薄膜磁石 この薄膜磁石は、希土類窒化磁石である。この薄膜磁石
には、Ｒ、ＴおよびＮのほか、さらに元素ＭII（Ｍ
IIは、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｍ
ｏ、Ｗ、Ａｌ、Ｃ、ＰおよびＧａから選択される少なく
とも１種の元素である）を含有することが好ましい。 (2) When the hard magnetic phase is R (R is a rare earth element)
And S (must include Sm), T (T is F
e, or Fe and Co) and N;
Thin-film magnet whose soft magnetic phase contains T This thin-film magnet is a rare earth nitride magnet. In addition to R, T, and N, this thin-film magnet further includes an element M II (M
II is Zr, Ti, V, Cr, Nb, Hf, Ta, M
o, W, Al, C, P and Ga).
【００３６】硬質磁性相はＲ、ＴおよびＮを主体とし、
六方晶系のＴｂＣｕ7型結晶構造および／またはＴｈ2Ｚ
ｎ17型結晶構造をもち、これらの結晶構造に窒素が侵入
した構造である。ＴｂＣｕ7型結晶構造では、Ｒは主と
してＴｂサイトに、Ｔは主としてＣｕサイトに存在す
る。ＭIIは、元素によっても異なるが、主としてＴｂサ
イトに存在し、Ｃｕサイトに存在する場合もある。ま
た、ＭIIは、軟質磁性相であるｂｃｃ構造Ｔ相に固溶す
ることもあるが、ＭIIとＴとで別の化合物を形成するこ
ともある。Ｔｈ2Ｚｎ17型結晶構造では、Ｒは主として
Ｔｈサイトに、Ｔは主としてＺｎサイトに存在する。Ｍ
IIが置換するサイトは、ＭIIの種類によって異なると考
えられる。The hard magnetic phase is mainly composed of R, T and N,
Hexagonal TbCu 7 type crystal structure and / or Th 2 Z
has n 17 type crystal structure, nitrogen is the structure invade these crystal structures. In the TbCu 7 type crystal structure, R mainly exists at the Tb site, and T mainly exists at the Cu site. M II differs depending on the element, but mainly exists at the Tb site and sometimes exists at the Cu site. In addition, M II may form a solid solution in the bcc structure T phase which is a soft magnetic phase, but M II and T may form another compound. In the Th 2 Zn 17 type crystal structure, R mainly exists at the Th site, and T mainly exists at the Zn site. M
The sites replaced by II are thought to be different depending on the type of M II .
【００３７】軟質磁性相はｂｃｃ構造のＴ相および／ま
たはＮを含有するＴ相である。ｂｃｃ構造Ｔ相は、実質
的にα−Ｆｅ相であるか、α−Ｆｅ相のＦｅの一部がＣ
ｏ、ＭII、Ｒ等で置換されたものであるか、これらの混
相であると考えられる。また、Ｎを含有するＴ相は、窒
素の固溶体および／またはＴの窒化物などから構成され
ると考えられる。The soft magnetic phase is a T phase having a bcc structure and / or a T phase containing N. The bcc structure T phase is substantially an α-Fe phase, or a part of Fe in the α-Fe phase is C
o, M II , R, etc., or a mixed phase thereof. Further, it is considered that the T phase containing N is composed of a solid solution of nitrogen and / or a nitride of T.
【００３８】なお、磁石中には、上記した硬質磁性相お
よび軟質磁性相以外の結晶相として、Ｆｅ3Ｚｒ相など
が含まれることがある。The magnet may include an Fe 3 Zr phase as a crystal phase other than the hard magnetic phase and the soft magnetic phase.
【００３９】Ｒの含有量は好ましくは４〜９原子％、よ
り好ましくは５〜７．５原子％である。Ｎの含有量は好
ましくは１０〜２０原子％、より好ましくは１２〜１８
原子％、さらに好ましくは１３〜１８原子％、最も好ま
しくは１３．５〜１８原子％である。ＭIIの含有量は好
ましくは１〜１０原子％、より好ましくは２．５〜５原
子％である。そして、残部が実質的にＴである。The content of R is preferably 4 to 9 atomic%, more preferably 5 to 7.5 atomic%. The content of N is preferably 10 to 20 atomic%, more preferably 12 to 18 atomic%.
Atomic%, more preferably 13 to 18 atomic%, most preferably 13.5 to 18 atomic%. The content of M II is preferably 1 to 10 atomic%, more preferably 2.5 to 5 atomic%. The balance is substantially T.
【００４０】Ｒの含有量が少なすぎると、保磁力が低く
なる。一方、Ｒの含有量が多すぎるとｂｃｃ構造Ｔ相の
量が少なくなって磁石特性が低くなり、また、高価なＲ
を多量に使用することになるため、安価な磁石が得られ
なくなる。Ｓｍ以外のＲとしては、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐ
ｒ、Ｎｄ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔ
ｍ、Ｙｂ、Ｌｕ等の１種以上を用いることが好ましい。
硬質磁性相はＴｂＣｕ7型やＴｈ2Ｚｎ17型の結晶構造に
窒素が侵入した構成であり、このような硬質磁性相では
ＲがＳｍであるときに最も高い結晶磁気異方性を示す。
Ｓｍの比率が低いと結晶磁気異方性が低下し保磁力も低
下するため、Ｒ中のＳｍ比率は、好ましくは５０原子％
以上、より好ましくは７０原子％以上とする。If the content of R is too small, the coercive force will be low. On the other hand, if the content of R is too large, the amount of the T phase of the bcc structure is reduced, and the magnetic properties are lowered.
Is used in a large amount, so that an inexpensive magnet cannot be obtained. R other than Sm is Y, La, Ce, P
r, Nd, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, T
It is preferable to use one or more of m, Yb, Lu and the like.
The hard magnetic phase has a structure in which nitrogen has invaded the crystal structure of the TbCu 7 type or Th 2 Zn 17 type, and such a hard magnetic phase exhibits the highest crystal magnetic anisotropy when R is Sm.
When the ratio of Sm is low, the crystal magnetic anisotropy is reduced and the coercive force is also reduced. Therefore, the Sm ratio in R is preferably 50 atomic%.
The content is more preferably 70 atomic% or more.
【００４１】Ｎ含有量が少なすぎると、キュリー温度の
上昇、保磁力の向上、角形比の向上、飽和磁化の向上お
よび最大エネルギー積の向上が不十分となり、Ｎ含有量
が多すぎると、残留磁束密度が低下する傾向を示すと共
に角形比が低くなって最大エネルギー積も低くなる。Ｎ
含有量はガス分析法などにより測定することができる。If the N content is too small, the Curie temperature rise, the coercive force, the squareness ratio, the saturation magnetization, and the maximum energy product will not be sufficiently improved. The magnetic flux density tends to decrease, and the squareness ratio decreases, so that the maximum energy product also decreases. N
The content can be measured by a gas analysis method or the like.
【００４２】元素ＭIIが含まれないと、成膜時あるいは
結晶化のための熱処理時に軟質磁性相の粗大な結晶粒が
析出しやすくなる。これを均質で微細な組織構造とする
ためには、適当な条件で熱処理を施せばよいが、このと
きに許容される条件の幅が狭いため、元素ＭIIは基本的
に含有されることが好ましい。また、元素ＭIIを添加す
ることにより保磁力も向上する。ただし、ＭIIの含有量
が多すぎると、残留磁束密度が低くなってしまう。If the element M II is not contained, coarse crystal grains of the soft magnetic phase tend to precipitate during film formation or heat treatment for crystallization. In order to obtain a homogeneous and fine structure structure, heat treatment may be performed under appropriate conditions. However, since the range of conditions allowed at this time is narrow, the element M II is basically contained. preferable. The coercive force is also improved by adding the element M II . However, when the content of M II is too large, the residual magnetic flux density becomes low.
【００４３】上記各元素を除いた残部が実質的にＴであ
る。Ｔは、Ｆｅであるか、あるいはＦｅおよびＣｏであ
る。Ｃｏの添加は特性を向上させるが、Ｔ中のＣｏの比
率は５０原子％以下であることが好ましい。Ｃｏの比率
が５０原子％を超えると残留磁束密度が低くなってしま
う。The balance excluding the above elements is substantially T. T is Fe or Fe and Co. Although the addition of Co improves the characteristics, the proportion of Co in T is preferably 50 atomic% or less. If the ratio of Co exceeds 50 atomic%, the residual magnetic flux density becomes low.
【００４４】（３）硬質磁性相がＲ（Ｒは、希土類元素
の１種以上である）およびＣｏを含有し、軟質磁性相が
Ｃｏを含有する薄膜磁石 この薄膜磁石における好ましい組成は、 Ｒ：６〜１５原子％ であり、残部が実質的にＣｏである。なお、Ｃｏの一部
をＦｅやＣｕ等の他の遷移元素で置換してもよいが、磁
気特性の低下を抑えるためには、これらの元素によるＣ
ｏの置換率を５０原子％以下とすることが好ましい。 (3) When the hard magnetic phase is R (R is a rare earth element)
Or more) and Co, and the soft magnetic phase comprises
Co-containing thin- film magnet A preferable composition in this thin-film magnet is R: 6 to 15 atomic%, and the balance is substantially Co. Although a part of Co may be replaced by another transition element such as Fe or Cu, in order to suppress a decrease in magnetic properties, C
It is preferable that the substitution ratio of o is 50 atomic% or less.
【００４５】Ｒとしては、Ｓｍ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐ
ｒ、Ｎｄ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔ
ｍ、Ｙｂ、Ｌｕ等の１種以上が好ましく、少なくともＳ
ｍが含まれることがより好ましい。R is Sm, Y, La, Ce, P
r, Nd, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, T
One or more of m, Yb, Lu and the like are preferable.
More preferably, m is included.
【００４６】硬質磁性相は、実質的にＲ2Ｃｏ17、ＲＣ
ｏ7またはＲＣｏ5から構成されるか、これらの少なくと
も２種を含む混相であり、軟質磁性相は、実質的にＣｏ
から構成される。なお、各相においてＣｏの一部が、上
記したような他の元素で置換されていてもよい。The hard magnetic phase is substantially composed of R 2 Co 17 , RC
o 7 or RCo 5, or a mixed phase comprising at least two of them, wherein the soft magnetic phase is substantially Co
Consists of Note that in each phase, part of Co may be replaced with another element as described above.
【００４７】なお、上記（１）〜（３）に示す薄膜磁石
中には、上記した各元素のほか、微量添加物ないし不可
避的不純物として、例えば酸素、炭素、水素などが含ま
れていてもよい。The thin-film magnets described in (1) to (3) may contain, for example, oxygen, carbon, and hydrogen as minor additives or unavoidable impurities in addition to the above-described elements. Good.
【００４８】保護膜 希土類磁石は酸化されやすいので、薄膜磁石の表面には
保護膜を設けることが好ましい。 Protective Film Since rare earth magnets are easily oxidized, it is preferable to provide a protective film on the surface of the thin film magnet.
【００４９】保護膜の構成は特に限定されず、磁石組成
に応じて適切な組成を選択し、十分な保護効果が得られ
るように厚さを決定すればよい。保護膜の具体例として
は、金属膜、例えば、Ｔｉ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ等
からなる膜；無機化合物膜、例えば、ＴｉＮ、ＦｅＮ、
ＣｒＮ等の遷移金属窒化物膜や、ＮｉＯ、ＦｅＯ等の遷
移金属酸化物膜；有機化合物膜、例えば、エポキシ樹
脂、フェノール樹脂、ポリウレタン、ポリエステル等か
らなる樹脂膜などが挙げられる。保護膜を金属や無機化
合物から構成する場合、厚さは０．０１〜１０μm程度
とすることが好ましく、保護膜を有機化合物から構成す
る場合、厚さは３〜１０μmとすることが好ましい。The structure of the protective film is not particularly limited, and an appropriate composition may be selected according to the magnet composition, and the thickness may be determined so as to obtain a sufficient protective effect. Specific examples of the protective film include a metal film, for example, a film made of Ti, Ta, Cr, Mo, Ni, or the like; an inorganic compound film, for example, TiN, FeN,
Examples include a transition metal nitride film such as CrN and a transition metal oxide film such as NiO and FeO; an organic compound film such as a resin film made of an epoxy resin, a phenol resin, a polyurethane, a polyester, or the like. When the protective film is made of a metal or an inorganic compound, the thickness is preferably about 0.01 to 10 μm. When the protective film is made of an organic compound, the thickness is preferably 3 to 10 μm.
【００５０】基板 本発明の薄膜磁石は、後述するように、スパッタ法など
の物理的気相堆積法を用いて基板上に形成される。基板
としては、ガラスや非磁性セラミックスなどの非磁性体
や、Ｆｅ等の磁性体などのいずれを用いてもよい。例え
ば、磁気回路を構成するヨークを基板として利用するこ
とも可能である。 Substrate The thin film magnet of the present invention is formed on a substrate by using a physical vapor deposition method such as a sputtering method as described later. As the substrate, any of a non-magnetic material such as glass and non-magnetic ceramics and a magnetic material such as Fe may be used. For example, a yoke constituting a magnetic circuit can be used as a substrate.
【００５１】下地層 薄膜磁石と基板との間には、必要に応じ下地層を設けて
もよい。磁石組成に応じた適当な下地層を設けることに
より、後述するスパッタ時の基板加熱による薄膜磁石の
磁気的な異方性化を促進することが可能である。下地層
構成元素としては、例えばＴｉ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｔａ、Ｓ
ｉ、Ｗなどが好ましく、薄膜磁石の組成に応じ、格子定
数のマッチングなどを考慮して適宜選択すればよい。下
地層の厚さは、１０〜１００nm程度とすることが好まし
い。Underlayer An underlayer may be provided between the thin-film magnet and the substrate, if necessary. By providing an appropriate underlayer in accordance with the magnet composition, it is possible to promote the magnetic anisotropy of the thin film magnet by heating the substrate during sputtering, which will be described later. Examples of the underlayer constituent elements include Ti, Mo, Cr, Ta, and S.
i, W, and the like are preferable, and may be appropriately selected according to the composition of the thin film magnet in consideration of lattice constant matching and the like. The thickness of the underlayer is preferably about 10 to 100 nm.
【００５２】製造方法 次に、本発明の薄膜磁石の製造方法を説明する。 Manufacturing Method Next, a method for manufacturing the thin film magnet of the present invention will be described.
【００５３】本発明の薄膜磁石を製造するに際しては、
物理的気相堆積法を利用し、硬質磁性相構成元素と軟質
磁性相構成元素とを同時に基板上に堆積させる。In manufacturing the thin film magnet of the present invention,
A hard magnetic phase constituent element and a soft magnetic phase constituent element are simultaneously deposited on a substrate by using a physical vapor deposition method.
【００５４】物理的気相堆積法としては、スパッタ法、
蒸着法またはイオンプレーティング法が好ましく、特
に、スパッタ法が好ましい。As a physical vapor deposition method, a sputtering method,
A vapor deposition method or an ion plating method is preferred, and a sputtering method is particularly preferred.
【００５５】スパッタ法における条件は特に限定され
ず、Ａｒ等の希ガス雰囲気中において、硬質磁性相構成
元素と軟質磁性相構成元素とを含有するターゲットを用
いて、あるいはこれら元素の少なくとも１種を含有する
複数のターゲットを用いて、スパッタを行えばよい。な
お、前述したＲ、ＴおよびＮを含有する薄膜磁石を製造
する際には、スパッタ雰囲気中に窒素を導入して反応性
スパッタを行い、窒化物薄膜を直接形成することも可能
であるが、通常は、スパッタにより合金薄膜を形成した
後、後述する窒化処理を施す構成とする。The conditions in the sputtering method are not particularly limited. In a rare gas atmosphere such as Ar, a target containing a hard magnetic phase constituent element and a soft magnetic phase constituent element is used, or at least one of these elements is used. Sputtering may be performed using a plurality of contained targets. When manufacturing a thin film magnet containing R, T and N as described above, it is possible to form a nitride thin film directly by introducing nitrogen into a sputtering atmosphere and performing reactive sputtering. Normally, after the alloy thin film is formed by sputtering, a nitriding treatment described later is performed.
【００５６】スパッタ法における基板温度は特に限定さ
れないが、基板温度を制御することにより薄膜磁石の結
晶性および結晶配向を制御することが可能である。例え
ば、基板温度を室温付近にした場合には、ほぼ均質なア
モルファス状の薄膜が得られるため、結晶化および相分
離のための熱処理が必須であるが、基板加熱を行った場
合には、硬質磁性相と軟質磁性相とが分離した薄膜を形
成することができる。結晶化のためには、基板温度を好
ましくは３００℃以上、より好ましくは４００℃以上と
する。ただし、基板温度が高すぎると、結晶相の成長に
より交換相互作用が働きにくくなって高保磁力が得られ
にくくなるので、基板温度は好ましくは８００℃以下、
より好ましくは７５０℃以下とする。また、基板温度を
このような範囲内において制御することにより、硬質磁
性相の磁化容易軸を配向させることも可能である。Although the substrate temperature in the sputtering method is not particularly limited, it is possible to control the crystallinity and crystal orientation of the thin film magnet by controlling the substrate temperature. For example, when the substrate temperature is around room temperature, a substantially homogeneous amorphous thin film is obtained, so heat treatment for crystallization and phase separation is indispensable. A thin film in which the magnetic phase and the soft magnetic phase are separated can be formed. For crystallization, the substrate temperature is preferably 300 ° C. or higher, more preferably 400 ° C. or higher. However, if the substrate temperature is too high, the exchange interaction does not work due to the growth of the crystal phase, and it is difficult to obtain a high coercive force. Therefore, the substrate temperature is preferably 800 ° C. or less,
More preferably, the temperature is 750 ° C. or lower. Further, by controlling the substrate temperature within such a range, the easy axis of magnetization of the hard magnetic phase can be oriented.
【００５７】基板加熱により硬質磁性相の磁化容易軸を
配向させる方法は、前述したＲ2Ｔ1 4Ｂ系組成およびＲ
−Ｔ−Ｎ系組成に適用することが好ましい。この方法に
おける配向方向は磁石組成によって異なり、また、配向
条件（下地層の種類、基板温度等）の影響も受けるが、
通常、Ｒ2Ｔ14Ｂ系組成では薄膜磁石主面にほぼ垂直と
なり、Ｒ−Ｔ−Ｎ系組成では薄膜磁石の面内方向とな
る。[0057] The method for orienting the easy magnetization axis of the hard magnetic phase by heating the substrate, R 2 T 1 4 B based compositions and R described above
It is preferably applied to a -TN system composition. The orientation direction in this method differs depending on the magnet composition, and is affected by the orientation conditions (type of underlayer, substrate temperature, etc.).
Usually, in the case of the R 2 T 14 B composition, it is almost perpendicular to the main surface of the thin film magnet, and in the case of the RTN composition, it is in the in-plane direction of the thin film magnet.
【００５８】また、前述したＲ−Ｃｏ系組成では、基板
加熱ではなく成膜時の配向用磁場印加により磁化容易軸
を配向させることが好ましい。この場合の配向方向は、
通常、印加した磁場の方向となる。In the R-Co-based composition described above, it is preferable that the axis of easy magnetization is oriented by applying an orientation magnetic field during film formation, not by heating the substrate. The orientation direction in this case is
Usually, it is the direction of the applied magnetic field.
【００５９】アモルファス状の薄膜を形成した後、結晶
化のための熱処理を施す。この熱処理の条件は、所望の
結晶組織が得られるように、組成に応じて適宜決定すれ
ばよいが、通常、処理温度は好ましくは３００〜８００
℃、より好ましくは４００〜７５０℃とし、処理時間は
好ましくは０．０１〜１０時間、より好ましくは０．０
５〜５時間とする。熱処理は、薄膜の酸化を防ぐために
Ａｒ、Ｈｅ等の不活性ガス雰囲気中や真空中で行うこと
が好ましい。この熱処理により、硬質磁性相または窒化
により硬質磁性相となる相と、軟質磁性相とが析出す
る。熱処理温度が低すぎると、結晶化および相分離が不
十分となりやすい。一方、熱処理温度が高すぎると、軟
質磁性相が成長しすぎて保磁力が低下しやすくなり、ま
た、組成によっては異相が生じやすくなる。After forming the amorphous thin film, a heat treatment for crystallization is performed. The conditions of this heat treatment may be appropriately determined according to the composition so as to obtain a desired crystal structure, but usually, the treatment temperature is preferably 300 to 800.
° C, more preferably 400 to 750 ° C, and the treatment time is preferably 0.01 to 10 hours, more preferably 0.0 to 10 hours.
5 to 5 hours. The heat treatment is preferably performed in an atmosphere of an inert gas such as Ar or He or in a vacuum in order to prevent oxidation of the thin film. By this heat treatment, a hard magnetic phase or a phase which becomes a hard magnetic phase by nitriding and a soft magnetic phase are precipitated. If the heat treatment temperature is too low, crystallization and phase separation tend to be insufficient. On the other hand, if the heat treatment temperature is too high, the soft magnetic phase grows too much and the coercive force tends to decrease, and depending on the composition, a heterogeneous phase tends to occur.
【００６０】なお、スパッタ法により形成した薄膜が結
晶化している場合でも、必要に応じ熱処理を施してもよ
い。例えば、熱処理を施すことにより、異相を削減ない
し消去することが可能である。このような結晶組織制御
のための熱処理は、上記した結晶化のための熱処理と同
様な条件で行えばよい。Incidentally, even when the thin film formed by the sputtering method is crystallized, heat treatment may be performed as necessary. For example, by performing a heat treatment, it is possible to reduce or eliminate a different phase. Such heat treatment for controlling the crystal structure may be performed under the same conditions as the heat treatment for crystallization described above.
【００６１】前述したＲ、ＴおよびＮを含有する薄膜磁
石を作製する場合には、通常、結晶化のための熱処理後
に、窒化処理を施す。なお、結晶組織制御のための熱処
理を行う場合には、この熱処理の後に窒化処理を施す。
窒化処理は、窒素ガス雰囲気中で薄膜に熱処理を施すこ
とにより行う。この窒化処理により、ＴｂＣｕ7型結晶
等の結晶相中に窒素原子が侵入して侵入型の固溶体が形
成され、硬質磁性相となる。窒化処理の際の処理温度
は、好ましくは３５０〜７００℃、より好ましくは３５
０〜６００℃であり、処理時間は、好ましくは０．１〜
３００時間である。窒素ガスの圧力は、０．１気圧程度
以上とすることが好ましい。なお、窒化処理に高圧窒素
ガスを用いたり、窒素ガス＋水素ガスを用いたり、アン
モニアガスを用いたりすることもできる。When producing a thin film magnet containing R, T and N as described above, a nitriding treatment is usually performed after a heat treatment for crystallization. In the case where heat treatment for controlling the crystal structure is performed, nitriding treatment is performed after this heat treatment.
The nitriding treatment is performed by subjecting the thin film to a heat treatment in a nitrogen gas atmosphere. By this nitriding treatment, nitrogen atoms penetrate into a crystal phase such as a TbCu 7 type crystal to form an interstitial solid solution, which becomes a hard magnetic phase. The processing temperature during the nitriding treatment is preferably 350 to 700 ° C, more preferably 35 to 700 ° C.
0 to 600 ° C., and the treatment time is preferably 0.1 to
300 hours. The pressure of the nitrogen gas is preferably about 0.1 atm or more. Note that high-pressure nitrogen gas, nitrogen gas + hydrogen gas, or ammonia gas can be used for the nitriding treatment.
【００６２】用途 本発明の薄膜磁石の用途は特に限定されず、小型化が要
求される各種機器に適用することができる。例えば、超
小型モータのステータや、永久磁石バイアス型のＭＲヘ
ッド（磁気抵抗効果型ヘッド）のバイアス磁界印加用磁
石、小型アクチュエータ、磁気センサなどに好適であ
る。モータのステータに適用する場合には、膜面に垂直
に磁化容易軸を配向させたものが好ましく、バイアス磁
界印加用薄膜に適用する場合には、膜の面内方向に磁化
容易軸を配向させたものが好ましい。 Uses The use of the thin film magnet of the present invention is not particularly limited, and the thin film magnet can be applied to various kinds of equipment required to be miniaturized. For example, it is suitable for a stator of a micro motor, a magnet for applying a bias magnetic field of a permanent magnet bias type MR head (a magnetoresistive head), a small actuator, a magnetic sensor, and the like. When applied to the stator of a motor, it is preferable that the axis of easy magnetization is oriented perpendicular to the film surface, and when applied to the thin film for applying a bias magnetic field, the axis of easy magnetization is oriented in the in-plane direction of the film. Are preferred.
【００６３】[0063]
【実施例】実施例１ 下記表１に示される薄膜磁石サンプルを、ＲＦマグネト
ロンスパッタ法を利用して作製した。まず、真空槽内を
６×１０-6Torr以下まで減圧し、次に、プレスパッタを
１５分間行ってターゲット表面の酸化物を除去した後、
合金薄膜を形成した。なお、ターゲットは、アーク溶解
により製造した合金インゴットを粉砕した後、ホットプ
レスすることにより製造した。基板にはガラスを用い
た。基板の加熱は行わなかった。スパッタ雰囲気は５mT
orrのＡｒガスとし、投入電力は２５０Wとした。 Example 1 Thin film magnet samples shown in Table 1 below were produced by using the RF magnetron sputtering method. First, the pressure inside the vacuum chamber was reduced to 6 × 10 −6 Torr or less, and then pre-sputtering was performed for 15 minutes to remove oxides on the target surface.
An alloy thin film was formed. The target was manufactured by pulverizing an alloy ingot manufactured by arc melting and then hot pressing. Glass was used for the substrate. The substrate was not heated. Sputter atmosphere is 5mT
Orr was Ar gas, and the input power was 250 W.
【００６４】このようにして得られた合金薄膜は、厚さ
１μmであり、すべてアモルファス状態であった。The alloy thin film thus obtained was 1 μm in thickness and all were in an amorphous state.
【００６５】次に、各合金薄膜に、結晶化のための熱処
理を施し、薄膜磁石サンプルとした。表１に、熱処理の
最適条件、すなわち、最も高い最大エネルギー積が得ら
れたときの条件を示す。各サンプルの組成（全体組成）
を表１に示す。組成は、ＩＣＰにより調べた。Next, each alloy thin film was subjected to a heat treatment for crystallization to obtain a thin film magnet sample. Table 1 shows the optimum conditions for the heat treatment, that is, the conditions when the highest maximum energy product was obtained. Composition of each sample (whole composition)
Are shown in Table 1. The composition was determined by ICP.
【００６６】これらのサンプルの残留磁化（σr）、保
磁力（ＨcJ）、最大エネルギー積［(BH)max］を、ＶＳ
Ｍにより測定した。測定方向は膜面に平行な方向とし
た。結果を表１に示す。なお、表１に示す磁気特性は、
熱処理を最適条件で行った場合のものである。The remanent magnetization (σ r ), coercive force (HcJ), and maximum energy product [(BH) max] of these samples were expressed as VS
M. The measurement direction was a direction parallel to the film surface. Table 1 shows the results. The magnetic properties shown in Table 1 are as follows.
This is a case where heat treatment is performed under optimum conditions.
【００６７】各サンプルをＸ線（Ｃｕ−Ｋα線）回折お
よびＴＥＭ−ＥＤＳにより調べたところ、硬質磁性相
（Ｎｄ2Ｆｅ14Ｂ型結晶相）と軟質磁性相（ｂｃｃ構造
α−Ｆｅ相）とを含む多結晶複合組織となっており、ア
モルファス相は実質的に消失していた。ＴＥＭ−ＥＤＸ
により求めた軟質磁性相の平均結晶粒径およびサンプル
中の軟質磁性相の存在比率を、表１に示す。なお、各サ
ンプルの硬質磁性相の平均結晶粒径は、２０〜５０nmの
範囲にあった。When each sample was examined by X-ray (Cu-Kα ray) diffraction and TEM-EDS, it was found that a hard magnetic phase (Nd 2 Fe 14 B type crystal phase) and a soft magnetic phase (bcc structure α-Fe phase) And the amorphous phase had substantially disappeared. TEM-EDX
Table 1 shows the average crystal grain size of the soft magnetic phase and the abundance ratio of the soft magnetic phase in the sample determined by the above. The average crystal grain size of the hard magnetic phase of each sample was in the range of 20 to 50 nm.
【００６８】[0068]
【表１】 [Table 1]
【００６９】表１から、単層のスパッタ膜において高特
性の交換スプリング磁石が実現することがわかる。Table 1 shows that a single-layer sputtered film realizes a high-performance exchange spring magnet.
【００７０】実施例２ 下記表２に示される薄膜磁石サンプルを作製した。 Example 2 Thin film magnet samples shown in Table 2 below were prepared.
【００７１】まず、ターゲットの組成を変更したほかは
実施例１と同条件で合金薄膜を形成した。得られた合金
薄膜は、厚さ１μmであり、すべてアモルファス状態で
あった。First, an alloy thin film was formed under the same conditions as in Example 1 except that the composition of the target was changed. The obtained alloy thin films had a thickness of 1 μm and were all in an amorphous state.
【００７２】次に、各合金薄膜に、結晶化のための熱処
理を施した。表２に、熱処理条件を示す。この熱処理条
件は、表１と同様に最適条件である。Next, each alloy thin film was subjected to a heat treatment for crystallization. Table 2 shows the heat treatment conditions. This heat treatment condition is the optimum condition as in Table 1.
【００７３】次に、各薄膜に窒化処理を施し、薄膜磁石
サンプルとした。窒化処理は、窒素ガス雰囲気中におい
て４００℃で１０時間加熱することにより行った。各サ
ンプルの組成を表２に示す。組成は、ＩＣＰにより調べ
た。ただし、Ｎ量はガス分析により求めた。Next, each thin film was subjected to a nitriding treatment to obtain a thin film magnet sample. The nitriding treatment was performed by heating at 400 ° C. for 10 hours in a nitrogen gas atmosphere. Table 2 shows the composition of each sample. The composition was determined by ICP. However, the N amount was determined by gas analysis.
【００７４】各サンプルをＸ線（Ｃｕ−Ｋα線）回折お
よびＴＥＭ−ＥＤＳにより調べたところ、硬質磁性相
（ＴｂＣｕ7型結晶相またはＴｈ2Ｚｎ17型結晶相）と軟
質磁性相（ｂｃｃ構造α−Ｆｅ相）とを含む多結晶複合
組織となっており、アモルファス相は実質的に消失して
いた。なお、硬質磁性相がＴｈ2Ｚｎ17型結晶相であっ
たのは、サンプルNo.２０６だけであった。ＴＥＭ−Ｅ
ＤＸにより求めた軟質磁性相の平均結晶粒径およびサン
プル中の軟質磁性相の存在比率を、表２に示す。なお、
各サンプルの硬質磁性相の平均結晶粒径は、２０〜５０
nmの範囲にあった。When each sample was examined by X-ray (Cu-Kα ray) diffraction and TEM-EDS, a hard magnetic phase (TbCu 7 type crystal phase or Th 2 Zn 17 type crystal phase) and a soft magnetic phase (bcc structure α -Fe phase), and the amorphous phase has substantially disappeared. It is to be noted that only the sample No. 206 had a hard magnetic phase of the Th 2 Zn 17 type crystal phase. TEM-E
Table 2 shows the average crystal grain size of the soft magnetic phase determined by DX and the ratio of the soft magnetic phase in the sample. In addition,
The average crystal grain size of the hard magnetic phase of each sample is 20 to 50.
nm range.
【００７５】これらのサンプルの磁気特性を実施例１と
同様にして測定した。結果を表２に示す。なお、表２に
示す磁気特性は、熱処理を最適条件で行った場合のもの
である。The magnetic properties of these samples were measured in the same manner as in Example 1. Table 2 shows the results. The magnetic characteristics shown in Table 2 are obtained when the heat treatment is performed under the optimum conditions.
【００７６】[0076]
【表２】 [Table 2]
【００７７】表２から、この組成系においても、単層の
スパッタ膜において高特性の交換スプリング磁石が実現
することがわかる。From Table 2, it can be seen that even in this composition system, a single-layer sputtered film realizes a high-performance exchange spring magnet.
【００７８】実施例３ 下記表３に示される薄膜磁石サンプルを作製した。 Example 3 Thin film magnet samples shown in Table 3 below were produced.
【００７９】まず、ターゲットの組成を変更したほかは
実施例１と同条件で合金薄膜を形成した。得られた合金
薄膜は、厚さ１μmであり、すべてアモルファス状態で
あった。First, an alloy thin film was formed under the same conditions as in Example 1 except that the composition of the target was changed. The obtained alloy thin films had a thickness of 1 μm and were all in an amorphous state.
【００８０】次に、各合金薄膜に、結晶化のための熱処
理を施し、薄膜磁石サンプルとした。表３に、熱処理条
件を示す。この熱処理条件は、表１と同様に最適条件で
ある。各サンプルの組成を表３に示す。組成は、ＩＣＰ
により調べた。Next, each alloy thin film was subjected to a heat treatment for crystallization to obtain a thin film magnet sample. Table 3 shows the heat treatment conditions. This heat treatment condition is the optimum condition as in Table 1. Table 3 shows the composition of each sample. The composition is ICP
Investigated by
【００８１】各サンプルをＸ線（Ｃｕ−Ｋα線）回折お
よびＴＥＭ−ＥＤＳにより調べたところ、硬質磁性相
（Ｓｍ2Ｃｏ17型結晶相および／またはＳｍＣｏ7型結晶
相）と軟質磁性相（Ｆｅ相、Ｃｏ相、Ｆｅ−Ｃｏ相）と
を含む多結晶複合組織となっており、アモルファス相は
実質的に消失していた。ＴＥＭ−ＥＤＸにより求めた軟
質磁性相の平均結晶粒径およびサンプル中の軟質磁性相
の存在比率を、表３に示す。なお、各サンプルの硬質磁
性相の平均結晶粒径は、２０〜６０nmの範囲にあった。When each sample was examined by X-ray (Cu-Kα ray) diffraction and TEM-EDS, a hard magnetic phase (Sm 2 Co 17 type crystal phase and / or SmCo 7 type crystal phase) and a soft magnetic phase (Fe Phase, a Co phase, and a Fe—Co phase), and the amorphous phase has substantially disappeared. Table 3 shows the average crystal grain size of the soft magnetic phase determined by TEM-EDX and the ratio of the soft magnetic phase in the sample. The average crystal grain size of the hard magnetic phase of each sample was in the range of 20 to 60 nm.
【００８２】これらのサンプルの磁気特性を実施例１と
同様にして測定した。結果を表３に示す。なお、表３に
示す磁気特性は、熱処理を最適条件で行った場合のもの
である。The magnetic properties of these samples were measured in the same manner as in Example 1. Table 3 shows the results. The magnetic characteristics shown in Table 3 are obtained when the heat treatment is performed under the optimum conditions.
【００８３】[0083]
【表３】 [Table 3]
【００８４】表３から、この組成系においても、単層の
スパッタ膜において高特性の交換スプリング磁石が実現
することがわかる。From Table 3, it can be seen that even in this composition system, a single-layer sputtered film realizes a high-performance exchange spring magnet.
【００８５】なお、スパッタの際に基板を５５０℃に加
熱したほかは上記実施例１および実施例２と同様にして
薄膜磁石サンプルを作製したところ、硬質磁性相の磁化
容易軸の配向が認められた。配向の方向は、実施例１の
組成のサンプルでは膜面に垂直な方向であり、実施例２
の組成のサンプルでは、膜の面内方向であった。また、
スパッタの際に基板の面内方向に３kOeの磁場を印加し
たほかは上記実施例３と同様にして薄膜磁石サンプルを
作製したところ、面内方向に磁化容易軸の配向が認めら
れた。A thin film magnet sample was prepared in the same manner as in Examples 1 and 2 except that the substrate was heated to 550 ° C. during the sputtering, and the orientation of the easy axis of the hard magnetic phase was recognized. Was. The direction of the orientation is perpendicular to the film surface in the sample having the composition of Example 1;
In the sample having the composition described above, the in-plane direction of the film was observed. Also,
When a thin film magnet sample was prepared in the same manner as in Example 3 except that a magnetic field of 3 kOe was applied in the in-plane direction of the substrate during sputtering, the orientation of the easy axis was recognized in the in-plane direction.
【００８６】以上の実施例から、本発明の効果が明らか
である。The effects of the present invention are apparent from the above examples.
Claims (14)
ｅおよび／またはＣｏを含有する軟質磁性相とを含み、
膜面内方向において互いに隣接する硬質磁性相と軟質磁
性相とが存在し、物理的気相堆積法により形成されたも
のである薄膜磁石。1. A hard magnetic phase containing a rare earth element,
e and / or a soft magnetic phase containing Co,
A thin film magnet in which a hard magnetic phase and a soft magnetic phase adjacent to each other in the in-plane direction of the film are present and formed by physical vapor deposition.
nmであり、軟質磁性相の平均結晶粒径が５〜６０nmであ
る請求項１の薄膜磁石。2. The hard magnetic phase has an average crystal grain size of 5 to 500.
The thin film magnet according to claim 1, wherein the soft magnetic phase has an average crystal grain size of 5 to 60 nm.
項１または２の薄膜磁石。3. The thin film magnet according to claim 1, wherein the thickness is 0.01 to 300 μm.
請求項１〜３のいずれかの薄膜磁石。4. The thin film magnet according to claim 1, wherein the easy axis of the hard magnetic phase is oriented.
のいずれかの薄膜磁石。5. A coercive force of 3 kOe or more.
Either of the thin film magnets.
請求項１〜５のいずれかの薄膜磁石。6. The thin film magnet according to claim 1, wherein the maximum energy product is 12 MGOe or more.
元素の少なくとも１種である）、Ｔ（Ｔは、Ｆｅ、また
はＦｅおよびＣｏである）およびＢを含有し、軟質磁性
相がＴを含有する請求項１〜６のいずれかの薄膜磁石。7. The soft magnetic phase, wherein the hard magnetic phase contains R (R is at least one rare earth element including Y), T (T is Fe, or Fe and Co) and B, The thin film magnet according to any one of claims 1 to 6, wherein T contains T.
種以上であり、Ｓｍを必ず含む）、Ｔ（Ｔは、Ｆｅ、ま
たはＦｅおよびＣｏである）およびＮを含有し、軟質磁
性相がＴを含有する請求項１〜６のいずれかの薄膜磁
石。8. A hard magnetic phase comprising R (R is one of the rare earth elements)
The thin film magnet according to any one of claims 1 to 6, wherein the soft magnetic phase contains at least one of S, Sm, and T (T is Fe or Fe and Co) and N, and the soft magnetic phase contains T. .
種以上である）およびＣｏを含有し、軟質磁性相がＣｏ
を含有する請求項１〜６のいずれかの薄膜磁石。9. The method according to claim 1, wherein the hard magnetic phase is R (R is one of the rare earth elements).
Species or more) and Co, and the soft magnetic phase is Co
The thin-film magnet according to any one of claims 1 to 6, further comprising:
いずれかの薄膜磁石。10. The thin-film magnet according to claim 1, having a protective film on the surface.
を製造する方法であって、物理的気相堆積法を利用し、
硬質磁性相構成元素と軟質磁性相構成元素とを同時に基
板上に堆積させる工程を有する薄膜磁石の製造方法。11. A method for producing a thin film magnet according to claim 1, wherein the method uses a physical vapor deposition method.
A method for manufacturing a thin film magnet, comprising a step of simultaneously depositing a hard magnetic phase constituent element and a soft magnetic phase constituent element on a substrate.
ある請求項１１の薄膜磁石の製造方法。12. The method according to claim 11, wherein the physical vapor deposition method is a sputtering method.
磁石が形成される基板の温度を３００〜８００℃とする
請求項１２の薄膜磁石の製造方法。13. The method according to claim 12, wherein the temperature of the substrate on which the thin film magnet is formed is 300 to 800 ° C. in the sputtering method.
元素とを同時に基板上に堆積させた後、３００〜８００
℃で熱処理を施す請求項１１〜１３のいずれかの薄膜磁
石の製造方法。14. After the hard magnetic phase constituent element and the soft magnetic phase constituent element are simultaneously deposited on a substrate, the hard magnetic phase constituent element and the soft magnetic phase constituent element may be deposited at 300 to 800.
The method for producing a thin-film magnet according to any one of claims 11 to 13, wherein the heat treatment is performed at a temperature of ℃.
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2910198A JPH11214219A (en) | 1998-01-27 | 1998-01-27 | Thin film magnet and its manufacture |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2910198A JPH11214219A (en) | 1998-01-27 | 1998-01-27 | Thin film magnet and its manufacture |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11214219A true JPH11214219A (en) | 1999-08-06 |
Family
ID=12266967
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2910198A Pending JPH11214219A (en) | 1998-01-27 | 1998-01-27 | Thin film magnet and its manufacture |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH11214219A (en) |
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