WO2005091315A1

WO2005091315A1 - Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系薄膜磁石及びその製造方法

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Publication number: WO2005091315A1
Application number: PCT/JP2005/005183
Authority: WO
Inventors: Shunji Suzuki; Kenichi Machida; Eiji Sakaguchi; Kazuya Nakamura
Original assignee: Namiki Precision Jewel Co Ltd; Japan Science and Technology Agency; Neomax Co Ltd
Current assignee: Namiki Precision Jewel Co Ltd; Japan Science and Technology Agency; Proterial Ltd
Priority date: 2004-03-23
Filing date: 2005-03-23
Publication date: 2005-09-29
Anticipated expiration: 2006-09-23
Also published as: JP4698581B2; CN1954395B; US7790300B2; JPWO2005091315A1; CN1954395A; US20070199623A1

Abstract

　物理的に成膜された２８～４５質量％のＲ元素（但し、Ｒは希土類ランタニド元素の一種又は二種以上）を含むＲ−Ｆｅ−Ｂ系合金において、結晶粒径が０．５～３０μｍのＲ２Ｆｅ１４Ｂ結晶と、該結晶の境界にＲ元素が富化した粒界相との複合組織を有するＲ−Ｆｅ−Ｂ系薄膜磁石。薄膜磁石の着磁性が向上した。物理的成膜中又は/及びその後の熱処理において、７００～１２００°Cに加熱することによって結晶粒成長とＲ元素が富化した粒界相の形成を行うことにより、このＲ−Ｆｅ−Ｂ系薄膜磁石を製造することができる。

Description

明細書

R-Fe-B系薄膜磁石及びその製造方法

技術分野

[0001] 本発明は、マイクロマシンやセンサ、及び小型の医療'情報機器向けに適する高性能な薄膜磁石及びその製造方法に関する。

背景技術

[0002] 希土類元素 Rとして Ndを主とする、 Nd— Fe-B系の希土類焼結磁石は高い磁気特性を有し、 VCM (ボイスコイルモータ）や MRI (磁気断層撮影装置)他、様々な分野で使用されている。これらの磁石は一辺が数一数十 mmの大きさである力携帯電話用振動モータには外径 3mm以下の円筒形状をした磁石が使われ、さらに微小な磁石がマイクロマシンやセンサ分野において要求されている。例えば厚さが lmm以下の平板状磁石は、予め大きめの焼結体ブロックから切断や研磨などの工程を経て製作する力磁石強度や生産性の問題により 0. 5mm以下の磁石を得ることが困難である。

[0003] 一方、最近、スパッタリングやレーザーデポジション等の物理的成膜法により、微小寸法の薄膜磁石が製作されるようになり、磁気特性では 200kj/m³以上の最大エネルギ一積が報告されている（例えば、非特許文献 1、特許文献 1)。これらの製法によれば、磁石合金成分を真空又は減圧空間内で基板や軸上に堆積させて熱処理を施し、各種条件を適切に制御することにより 200kj/m³程度の高性能膜を、焼結法と比べて比較的簡単なプロセスで得ることができる。

[0004] 一般例として、平板や軸などの基材上に成膜した薄膜磁石の厚さは数一数十 μ m 程度であり、平板の四辺や軸の直径に対して数十分の 1から百分の 1となる場合が多レ、。この薄膜を平板面や軸の周面に対して垂直方向に着磁する際には、反磁界が非常に大きくなつて充分な着磁が行われず、従って、薄膜磁石の本来の磁気特性を引き出すことが困難となる。反磁界の大きさは、磁石の着磁方向とその直角方向との寸法比に依存し、着磁方向（=膜厚方向）の寸法が小さいほど大きくなることは、既に一般的に知られている。 [0005] 一方、上記寸法比の問題とは別の視点で、着磁しゃすい磁石材料を製作することができれば薄膜磁石の特性を容易に引き出すことが可能となり、様々な応用デバィスの製作において有益となる。従来の Nd-Fe-B系薄膜磁石は、一般に磁石構成成分を原子又はイオン化された状態で基材上に堆積させ、その後の熱処理によって単磁区粒子径に相当する 0. 未満の Nd Fe B結晶粒を生成させる手法を採用し

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ている（特許文献 2， 3)。

[0006] この際に、一般的には結晶粒を小さく抑制して所望の磁気特性を得るのが常套手段であるが (例えば、特許文献 4)、結晶粒径と着磁性を議論した文献はほとんどない。なお、結晶粒を 0. 3 x m以上に成長させると各結晶粒内が多磁区構造となって保磁力が低下してしまう。

[0007] 着磁性良否の参考として、図 1 (a)に、一般焼結磁石の初磁化曲線と減磁曲線を、図 1 (b)に、従来例の薄膜磁石の初磁化曲線と減磁曲線を示す。図 1 (a)から明らかなように、焼結磁石は磁界を加えた場合に磁化は急峻に立ち上がり、 0. 4MA/m 程度の低レ、磁界にぉレ、ても充分に高レ、磁気特性を示してレ、る。

[0008] 一方、図 1 (b)の従来例の薄膜磁石の場合には磁化は原点から徐々に増加し、 1.

2MA/mの磁界においても飽和傾向が見られない。着磁性に関するこの相違は、焼結磁石が核発生型の保磁力機構を有しているのに対して、従来例の薄膜磁石が単磁区粒子型の保磁力発生機構によっているためと推察される。

[0009] 非特許文献 1：日本応用磁気学会誌、 27卷、 10号、 1007頁、 2003年

特許文献 1：特開平 8-83713号公報

特許文献 2：特開平 11-288812号公報

特許文献 3：特開 2001 - 217124号公報

特許文献 4：特開 2001 - 274016号公報

発明の開示

発明が解決しょうとする課題

[0010] 本発明は、薄膜磁石の着磁性を向上することを課題とする。

課題を解決するための手段

[0011] 本発明者等は、薄膜磁石の着磁性を向上することを目的として、組成と結晶組織の研究を鋭意重ねた結果、焼結磁石と同様の核発生型保磁力機構を有する薄膜磁石を製作することに成功した。

[0012] すなわち、本発明は、（1)物理的に成膜された 28— 45質量％の R元素（但し、 Rは希土類ランタニド元素の一種又は二種以上）を含む R— Fe_B系合金において、結晶粒径が 0. 5 30 x mの R Fe B結晶と、該結晶の境界に R元素が富化した粒界相

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との複合組織を有することを特徴とする R— Fe— B系薄膜磁石、である。

[0013] また、本発明は、（2) R Fe B結晶の磁化容易軸である C軸が無配向であるカぁ

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るいは膜面に対して略垂直に配向していることを特徴とする、上記（1)の R— Fe— B系薄膜磁石、である。

[0014] また、本発明は、（3)膜厚が 0. 2— 400 x mである上記（1)又は（2)の R_Fe_B系薄膜磁石、である。

[0015] さらに、本発明は、（4) R— Fe— B系合金の物理的成膜中又は/及びその後の熱処理において、 700— 1200°Cに加熱することによって結晶粒成長と R元素が富化した粒界相の形成を行うことを特徴とする、上記（1)一 (3)のいずれかの R— Fe— B系薄膜磁石の製造方法、である。

[0016] Nd— Fe— B系薄膜磁石の結晶組織がほとんど R Fe B結晶で構成され、且つその

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結晶粒径が 0. 3 μ ΐηに相当する単磁区粒子径未満である場合には、磁界を加えても各結晶粒の磁化方向は磁界の大きさに対して徐々に回転するため、図 1 (b)の従来例の薄膜磁石の初磁化曲線に見られる通り充分な着磁をすることが困難である。また、薄膜磁石は微小なデバイスに応用する例が多いために、微小な部位に大きな磁界をカ卩えることが実際面で難しレ、。

[0017] 一方、結晶組織が単磁区粒径より大きい R Fe B結晶と、該結晶境界に R元素が

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富化した粒界相との複合組織から成る本発明磁石の場合に、磁界を加えると、後述する図 3の本発明試料（2)の初磁化曲線から推測されるように、各結晶粒内に存在する多数の磁区が、 P 接する磁壁を取り払って小さな磁界で一斉に磁界の方向を向き、焼結磁石に類似した充分な着磁が行われる。この着磁性の困難さと容易さについては、従来例の薄膜磁石が単磁区粒子型の保磁力発生機構を有し、一方、本発明による薄膜磁石が核発生型の保磁力発生機構を有するためと推察される。発明を実施するための最良の形態

[0018] (合金系'結晶組織）

本発明で対象とする薄膜磁石は、希土類元素を Rと表記した場合に R— Fe— B系合金力成り、一般的には Nd— Fe— B系合金が用いられる。実際の合金製作においては、薄膜磁石の保磁力を向上させるため R元素として Ndの他に Pr, Dy, Tbなどの添加や、安価な Ceの添加などが行われる。また、成膜した合金の結晶化温度や結晶粒の大きさを適宜制御するために、 Ti, V, Mo, Cu等の各種遷移金属元素や P, Si , Alを添カ卩したり、耐食性を向上するために Co, Pd, Pt等の各種遷移金属元素を添カロしたりすることが通常行われる。

[0019] 合金中の Nd, Pr, Dy, Tb等希土類元素 Rの総量は、 R Fe B結晶と R元素が富

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化した粒界相との複合組織を形成するために、 28— 45質量％とすることが必須であり、 32— 40質量％とすることがより好ましい。即ち、合金中の R元素含有量は R Fe

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B組成よりも多くする必要がある。 R元素が富化した粒界相は、 R元素を 50質量％以上含み、 Feや他の添加成分を少量含有する、 RO若しくは R O型酸化物に類似し

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た相と推察される。

[0020] R元素として Ndを代表例とする Nd Fe Bの化学量論組成においての Nd量は 26.

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7質量％であり、 Ndが富化した粒界相を少量共存させるためには合金中の R元素は少なくとも 28質量％とする必要がある。一方、 R元素量が多くなると合金中の粒界相の割合が増加して保磁力は向上するが、 Nd Fe B結晶の割合が低下して磁化の減

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少が著しくなり、高い磁気特性が得られなくなるため 45質量％以下とすることが必要である。

[0021] 合金内部の Nd Fe B結晶と Nd富化粒界相の関係については、焼結磁石の場合

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と同様に前者の結晶の周囲を後者の粒界相がほぼ取り囲んだ組織となっている。粒界相の割合が少ない場合はその厚さは十 nm程度と薄ぐまた一部で粒界相が途切れた組織となるために低保磁力で高磁化の傾向となり、割合が多い場合は厚さが数百 nm— 1 μ mとなり高保磁力で低磁化の傾向となる。

[0022] 結晶粒径については、一般に結晶を多方向から輪切りにした平均寸法から求める力膜厚が薄い場合は扁平形状の結晶となるために、本明細書中では膜面内で観察された結晶の平均寸法を結晶粒径と表現している。この測定法は、具体的には、平面基板上あるいは軸表面上に成膜した Nd— Fe— B系薄膜を硝酸アルコールで微弱エッチングした試料を、 SEM (走査型電子顕微鏡)又は高倍率金属顕微鏡で観察し、得られた画像写真に 1本のラインを引き、そのライン上 200 z mの長さにある結晶粒径を測長して平均値を算出し、これを結晶粒径とした。

[0023] Nd Fe B結晶の粒径は、核発生型の保磁力機構をもたせて磁界に対する磁化の

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立ち上がりを急峻にするため、 0. 5 30 x mとすることが必要であり、 3— 15 z m力 S より好ましい。既述したように、 0. 5 z m未満では単磁区粒子径の大きさに近くなつて初磁化曲線の立ち上がりは緩やかになり、着磁が困難となる。一方、粒径が 30 x m を超えると一結晶内に存在する磁区の数が過多となって磁化が反転しやすくなり、粒界相が形成されていても必要とする保磁力が得られなくなる。

[0024] 本発明の R— Fe— B系薄膜磁石は、 R Fe B結晶の磁化容易軸である C軸が無配

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向である、あるいは膜面に対して略垂直に配向している。本発明では、基本的に、 C 軸の配向を問わず着磁性が改良される。ただし、 C軸が膜面に平行である場合は反磁界の影響が小さく着磁性改良効果が小さくなる。

[0025] (膜厚'成膜法'基材）

Nd— Fe— B系膜の厚さは、 0. 2— 400 μ ΐηの範囲であるときに本発明の効果を充分発揮できる。 0. 2 μ ΐη未満では Nd Fe B結晶粒の体積が小さくなり、 Nd富化粒

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界相との複合組織を形成してもなお単磁区粒子的な挙動が支配的になり、結果的に良好な着磁性を得ることができない。一方、 400 μ ΐηを超えると膜の下部と上部で結晶の大きさや配向の乱れが大きくなつて、残留磁化が低下してしまう。また、 400 /i m を超えて成膜するにはおよそ 1日以上の長時間稼働が必要なこと、及び 400 x m超の厚さは焼結磁石を切断研磨する方法によって比較的容易に得られることにより、上限膜厚を 400 μ mとする。

[0026] 成膜方法については、合金を液中から析出させるメツキ、微細な合金粉末粒子を塗布あるいは吹きつけるコーティングや CVD、及び蒸着、スパッタリング、イオンプレーティング、レーザーデポジションなど各種の物理的成膜法を用いることができる。特に、物理的成膜法は不純物混入が少なく良質の結晶質膜が得られるため、 Nd-Fe-B 系薄膜の成膜法として好適である。

[0027] 薄膜を形成するための基材は、各種の金属や合金、ガラス、シリコン、セラミックスなどを選択して使用することができる。ただし、所望の結晶組織を得るために高温度での処理を行う必要上、セラミックスや金属基材としては Fe, Mo，Tiなどの高融点金属を選択することが望ましい。また、基材が軟磁性を有する場合は薄膜磁石の反磁界力、さくなることから、 Fe,磁性ステンレス鋼， Niなどの金属や合金が好適である。なお、セラミックス基材を用いると高温処理における耐性は充分である力 Nd-Fe-B 膜との密着性が不足する場合があり、その対策として Tiや Crなどの下地膜を設けることにより密着性を向上することが通常行われ、これら下地膜は基材が金属や合金でも有効の場合がある。

[0028] (熱処理）

スパッタリングなどによって成膜したままの状態では、 Nd— Fe_B系膜は通常ァモルファスもしくは数十 nm程度の微細結晶から成ることが多レ、。そのため、従来は 400 一 650°Cの低温熱処理によって結晶化と結晶成長を促進して 1 μ m未満の結晶組織を得ている。本発明では、第一に、従来よりも大きな結晶粒を製作し、第二に Nd富化粒界相を共存させるために、 700— 1200°Cの高温熱処理を行うことが必要であるこの高温熱処理の役割は、膜内の Nd Fe B結晶の粒成長を促すと同時に、該結晶

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周辺に Ndリッチな粒界相を生成させることにあり、この構造を成すことによって本発明が目的とする核発生型の保磁力機構を有することになる。好ましくは、この高温熱処理に続いて、 500— 600°Cの低温熱処理を実施することにより、上記の Ndリッチな粒界相は該結晶を薄く均一に取り囲んだ組織を形成するようになり、結果的に保磁力の向上をもたらす効果がある。

[0029] 好ましくは、成膜中の基材温度を例えば 300— 400°Cとし、成膜後に 700— 1200 °Cに加熱する。 700°C未満では所望とする結晶粒を成長させるのに数十時間を要するために適切でなぐまた Nd富化粒界相を生成することが極めて困難である。 700°C 以上になると結晶成長が進み、且つ Nd, Fe, Bの各種反応を経て Nd富化粒界相が形成されるようになる。しかし、 1200°Cを超えると合金の一部が融液状態となって薄膜の形態が崩れること、及び酸化が著しく進行するために不適である。熱処理時間にっレ、ては、均質な結晶組織を得るために高温と低温のレ、ずれの熱処理においても、 10分以下では膜内の結晶粒径の不揃いや Ndリッチな粒界相厚さのバラツキを生じ易い。他方、薄膜磁石の体積が焼結磁石と比較して小さいために、十数分力数十分程度で所望の結晶組織や粒界相を得ることが容易であり、 1時間以上の処理は酸化の進行を招くことや、これ以上に時間を増加しても結晶組織のへの影響は比較的小さいことから、 10分を超え 1時間未満の処理時間が好ましい。

[0030] 熱処理は、成膜後に真空あるいは非酸化性の雰囲気中で行うのが良ぐ加熱方法としては薄膜試料を電気炉へ装填する方式、赤外線加熱やレーザー照射によって急速な加熱冷却をする方式、及び薄膜に直接通電するジュール加熱方式などを選択採用すること力 sできる。

[0031] 成膜と熱処理を分離して実施した方が膜の結晶性や磁気特性を制御し易いため好ましいが、スパッタリングの最中に基材を高温度に加熱しておく方式や、成膜時の出力を上げることによって成膜中の温度を高温に維持することにより、所望の結晶組織を作りこむことも可能である。なお、 Nd— Fe— B系膜はさび易いため成膜後あるいは熱処理後に、 Niや Tiなどの耐食性保護膜を形成して用いるのが通例である。

実施例 1

[0032] 以下実施例に従つて本発明を詳細に述べる。

目的とする Nd_Fe_B合金の Nd含有量より少なレ、組成の Nd_Fe_B合金を溶解铸造し、内外周及び平面研削を行い、外径 60mm、内径 30mm、厚さ 20mmの円環状合金を 2個製作した。さらに放電カ卩ェによって、円環部に直径 6mmの貫通孔を 8 個設けてターゲットとし、別途合金組成調整用に直径 5. 8mm、長さ 20mmで純度 9 9. 5%の Nd棒を用意した。また、長さ 12mm、幅 5mm、厚さ 0. 3mmの短冊形状をした純度 99. 9%の鉄板を多数製作し、溶剤脱脂と酸洗をして基板とした。このターゲットー対を対向させてその中間に高周波コイルを配置させた 3次元スパッタ装置を用レ、、この鉄基板表面へ Nd— Fe— B合金を成膜した。

[0033] 実際の成膜作業は以下の手順で行った。スパッタ装置内に取り付けた Nd— Fe-B 合金ターゲットの貫通孔に所定数の Nd棒を装填し、上記基板を装置内のモータ軸に直結した治具に取り付け、高周波コイルの中間に置かれるようセットした。スパッタ装置内を 5 X 10— ⁵Paまで真空排気した後、 Arガスを導入して装置内を lPaに維持した。次に、 RF出力 30Wと DC出力 3Wを加えて 10分間の逆スパッタを行って鉄基板表面の酸化膜を除去した。続いて、 RF出力 150Wと DC出力 300Wをカ卩えて基板を 6rpmで回転させながら 90分間のスパッタを行レ、、厚さ 15 μ mの Nd_Fe_B膜を基板両面に形成した。続いて、 Nd棒の数を変更して同様のスパッタを繰り返し行レ、、合計 6個の合金組成の異なる Nd— Fe— B膜を製作した。

[0034] 次に、 6個の成膜された基板を長さ方向 1Z2に切断し、一方をグローブボックス内に設置した電気炉に装填し、酸素濃度を 2_PPm以下に維持した Ar雰囲気中で、一段目を 850°Cで 20分間、 2段目を 600°Cで 30分間の 2段熱処理を行った。ここで得られた試料を、 Nd組成に従って本発明試料（1)一 (4)、及び比較例試料（1)一 (2) とした。他方を、 600°Cで 30分間の 1段熱処理のみを行レ、、比較例試料（3)—（8)とした。

[0035] 代表例として、 Nd含有量が同じで、最も高い（BH) max値が得られた本発明試料（

2)と比較例試料 (4)につレ、ては、エネルギー分散型質量分析器 (EDX)を備えた走查型電子顕微鏡（SEM)を用いて結晶組織の観察を行った。観察画像から測長して求めた本発明試料（2)の結晶粒径は 3— 4 / mであり、また、 2次電子像観察からは各結晶粒の間に Ndと〇が高濃度に分布した厚さが 0.2 μ ΐη以下の粒界相が見られた。一方、比較例試料 (4)の結晶粒径は 0. 2 μ ΐη以下であり明瞭な粒界相は認められなかった。

[0036] また、 Nd— Fe— Β結晶の磁化容易軸である C軸の方向を調べるため、本発明試料（ 2)と比較例試料 (4)については成膜面に対して垂直と水平の 2方向の磁気測定を行つた。その結果、前者試料の残留磁化は水平と比較して垂直方向に測定した場合に 1.6倍であることから、明らかに膜面に垂直方向に C軸が配向していると推察され、さらに、この試料の X線回折パターンを測定した結果、 Nd Fe B結晶に起因する（006

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)面の回折線強度が著しいことから、上述の C軸配向が再確認された。一方、後者試料の残留磁化も方向によって差異があり、水平と比較して垂直方向に測定した場合に 1.25倍であつたが、結晶粒が小さすぎるために C軸の配向性は前者試料と比較してやや劣っていた。

[0037] 各試料の磁気特性は振動試料型磁力計を用いて測定し、膜面に垂直方向に磁界を 1. 2MA/m加えた場合と 2. 4MA/m加えた場合の測定をした。次に、上記温度で熱処理をした成膜前の Fe基板の測定を行って測定値を減算処理後、 Nd— Fe_ B膜の磁気特性を求めた。また、一部の試料はさらに初磁化曲線の測定も行レ、、いずれの場合も反磁界係数の補正は考慮しなかった。

[0038] 薄膜の合金組成分析においては、通常利用される ICP分析法では膜を酸溶解する際に Fe基板の溶出による誤差を生じるため、ここでは EPMA分析によって膜中の N d含有量を算出した。その結果、比較例試料（1)の Nd質量％が 25. 7、本発明試料 ( 1)が 29. 4、本発明試料（2)が 34. 5、本発明試料（3)が 39. 2、本発明試料 (4)が 44. 1、比較例試料（2)が 47. 8であった。なお、上記と熱処理条件が異なる比較例試料（3)—（8)は、熱処理の違いによる Nd質量％の変化がないため、上記質量％の結果に相応した値を用いた。 Nd質量と熱処理条件をまとめて表 1に示す。

[表 1]

[0039] 図 2に、本発明試料（1)一（4)及び比較例試料（1)一（8)の、最大エネルギー積 (B H) maxを示す。ここで、 1. 2MA/mの低磁界を加えて測定したものを（BH) max/1.2とし、 2· 4MA/mの高磁界を加えたものを（BH) max/2.4と表記した。

[0040] 図 2から明らかなように、（BH) maxは全試料ともに Nd量に依存しており、 Nd質量が 28%以上 45%以下の本発明試料（1)一 (4)において、最大エネルギー積 (BH) 01& /1.2及び（：61^) 111& /2.4ともに約15(¾1/111³以上の高ぃ値が得られた。また、（B H) max両者の差異は小さぐ低い着磁磁界によって比較的高い特性が得られることが分つた。 Nd質量％が少なすぎる比較例試料（ 1 )は、結晶組織内にひ Feの析出が認められたために保磁力が低ぐ従って高い（BH) maxが得られず、また、 Nd質％が多すぎる比較例試料（2)は、残留磁化が著しく低下するために高レヽ（BH) maxが得られなかった。

[0041] 一方、比較例試料（3) （8)は（BH) max/1.2と（BH) max/2.4の差異が大きぐ着磁磁界を大きくしなければ高い値が得られず、比較例試料（5)において高磁界を加えた場合にのみ 150kJ/m³の値が得られた。この理由は、図 3の本発明試料（2)と比較例試料 (4)の初磁化曲線と減磁曲線に示すように、前者は磁化の立ち上がりが急峻であるのに対して後者は緩やかであるためであり、結晶組織の違いがその原因と推察されている。

実施例 2

[0042] 3次元スパッタ装置の前室に、実施例 1で製作した Nd— Fe_B合金ターゲット一対に各 3本の Nd棒を装填し、後室に同寸法の Tiターゲットを取り付けた。基板には、外径 10mm、内径 0. 8mm、厚さ 0. 2mmの表面研磨したアルミナを用いた。モータ軸に直結した治具に差し込んだ直径 0. 5mm,長さ 60mmの波型加工をしたタンダステン線に、上記アルミナ基板を一回のスパッタ作業につき各 5枚を 7mmずつ離して取り付けた。

[0043] スパッタ装置内を真空排気した後、 Arガスを導入して装置内を lPaに維持して基板を 6rpmで回転させた。最初に、 RF出力 100Wと DC出力 10Wを加えて 10分間の逆スパッタを行い、次に RF100Wと DC150Wを加えて 10分間のスパッタを行って、基板の両面に Tiの下地膜を形成した。続いてこの Ti成膜基板を装置の前室に移送して、 RF200Wと DC400Wを加え 80分間のスパッタを行って、上記基板両面に Nd -Fe-B膜を形成した。さらに、これら基板を Arガス雰囲気中に置かれた電気炉に装填して 600— 1250°Cで 30分間加熱した後炉冷して、熱処理温度の違いによって結晶粒径の違いを生じた各種の試料、すなわち、本発明試料（5)— (9)、及び比較例試料（9)一（10)とした。

[0044] 成膜された各膜の厚さは、事前に基板の一部をマスキングして同一スパッタ条件で成膜し、表面粗さ計によって測定した結果、 Ti膜が 0. 15 μ m、 Nd_Fe_B膜が20 _Ju mであった。また、 Nd— Fe— B膜中の Nd量は 33. 2質量％であった。熱処理後の試料はすべて EDX分析機能を備えた SEM装置を用いて観察し、その画像から Nd Fe

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B結晶粒径を求めた。 2次電子像観察からは本発明試料（5) (9)では各結晶粒

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の間に Ndと〇が高濃度に分布した厚さがおよそ 0.1 μ mの粒界相が見られた。一方、比較例試料（9)一（10)では、明瞭な粒界相は認められなかった。

[0045] 表 2に、各試料の熱処理温度と結晶粒径、及び膜面に垂直方向に 1. 2MAZmの低磁界を加えた場合の残留磁化 Br/ 1.2と保磁力 Hcj / 1.2の値を示す。

[0046] [表 2]

[0047] 表 2から明らかなように、熱処理温度が 700°C以上の場合に単磁区粒子径 0. 3 μ. mを超える結晶粒径が得られ、高温度になるに従って結晶が成長して粒径が大きくなる。比較例試料（9)は、結晶粒径が小さいため保磁力は大きいが、着磁性が悪いために残留磁化が低い。比較例試料（10)は、結晶粒径が過大であるために保磁力が著しく低下して残留磁化の低下を招き、さらに合金成分が一部融液となって膜の表面が凹凸状態を生じた。

[0048] さらに、図 4に各試料の結晶粒径と（BH) max/1.2及び（BH) max/2.4の関係を示す。図 4によれば、結晶粒径が大きくなるに従って（BH)max/1.2の値は（BH)max/2.4 の値に近くなり、即ち着磁性が良くなる傾向を示している。さらに、（BH)max/2.4は、結晶粒径が 0· 7— 27 μΐηの本発明試料（5)—（9)において 150kJ/m³以上、（6)— (8)において 200kJ/m³以上、最大で 245kJ/m³であり、高い最大エネルギー積が得られた。

実施例 3

[0049] Nd— Fe-B合金ターゲット一対に各 2本の Nd棒と各 1本の Dy棒を装填し、実施例 1 で用いた Fe基板 2枚を治具に密着固定して、それぞれスパッタ装置に取り付けた。装置内を 0. 5Paに維持して基板を 6rpmで回転させ、最初に、 RF出力 30Wと DC出力 4Wを加えて 10分間の逆スパッタを行い、 RF200Wと DC500Wをカ卩えて 0.5分一 24時間のスパッタを行って、上記 2枚の基板片面に Nd— Dy— Fe— B膜を形成した。一方の基板は膜厚測定に使用し、他方を熱処理に用いた。熱処理は、これら基板を真空中で赤外加熱することにより 820°Cまで急速昇温させ、 10分間保持後冷却した。得られた試料はそれぞれ膜厚に従って、 0· 15 μΐηの比較例試料（11)、 0· 2ら!! mの本発明試料（10)— 374 μ mの本発明試料（16)、及び 455 μ mの比較例試料（ 12)とした。

[0050] 各試料の組成分析の結果は、 Nd— Dy— Fe_B膜中の Nd量は 29. 8質量％で Dy が 4. 3質量％であり、希土類量の合計は 34. 1質量％であった。また結晶粒径はすベて 5— 8 zmの範囲であった。また、 2次電子像観察からは各試料とも各結晶粒の間に Ndと Oが高濃度に分布した厚さが 0.2 μ m以下の粒界相が見られた。

[0051] 図 5に、各試料の膜厚と（BH)max/1.2及び（BH)max/2.4の関係を示す。図 5から明らかなように、膜厚 0. 15 xmの比較例試料（11)は膜厚が薄すぎるために結晶の体積が小さぐ従って単磁区粒子的な保磁力機構の挙動が支配的となって着磁性が悪ぐ結果として（BH)max/1.2と（BH)max/2.4の差異が大きレ、。また、比較例試料（ 12)は膜が厚過ぎるために結晶の垂直配向性の乱れが大きくなつて（BH)maxが低下する傾向を示した。従って、高いエネルギー積を得るには膜の厚さを 0· 2力ら 400 / mとすることが適切であることが明らかになった。

実施例 4 [0052] ターゲットは実施例 3と同じくし、基材は直径 0. 3mm、長さ 12mmの SUS420系ステンレス鋼製の軸を使用した。装置内を lPaに維持して基材を lOrpmで回転させながら、 RF出力 20Wと DC出力 2Wを加えて 10分間の逆スパッタを行い、 RF200Wと DC500Wを加えて 4時間のスパッタを行って、基材軸の表面に 46 μ mの Nd_Dy_ Fe— B膜を形成したものを 2個製作した。次に、成膜した軸を電気炉に装填して、一方を 800°Cで他方を 550°Cで各 30分間保持して炉冷し、前者を本発明試料（17)、後者を比較例試料（13)とした。

各試料の組成分析の結果は、 Nd— Dy— Fe_B膜中の Nd量は 30. 6質量％で Dy が 4. 4質量％であり、希土類量の合計は 35. 0質量％であった。また、本発明試料（ 17)の結晶粒径は 3— 7 μ mであり、 2次電子像観察からは各結晶粒の間に Ndと〇が高濃度に分布した厚さが 0.2 x m以下の粒界相が見られた。一方、比較例試料（1 3)は、結晶粒径は約 0. であり、明瞭な粒界相は認められな力、つた。

[0053] 磁気特性の測定は、成膜した軸の直角方向に磁界を 0. 8— 2. 4MA/m加えて行い、実施例 1と同様に成膜前の軸を同一温度で熱処理した試料の特性を差し引いた後、 Nd— Dy— Fe— B膜の磁気特性を求めた。なお、軸と平行方向に磁界をカ卩えて測定した結果を上記結果と比較した場合に、残留磁化の値は同等レベルであつたため、本例試料では磁気的に等方的な膜が得られたと推測される。

[0054] 図 6に、本発明試料（17)と比較例試料（13)についての、磁界に対する最大エネルギ一積の関係を示す。図 6から明らかなように、比較例試料（13)と比較して本発明試料（17)は、磁界の大きさに対する最大エネルギー積の差異が小さぐ低い磁界で高い値が得られることが分った。

産業上の利用可能性

[0055] R含有量と結晶粒径を制御した R— Fe— B系薄膜磁石において、 R Fe B結晶と R

2 14 元素が富化した粒界相との複合組織を形成させることにより、従来薄膜磁石と比較して優れた着磁性を有する薄膜磁石を製作することができた。これにより、狭い空間に強大な磁界を発生することが困難なマイクロマシンやセンサ、及び小型の医療'情報機器向け薄膜磁石を、充分に着磁することが可能となり、各種機器の高性能化に貢献するものである。図面の簡単な説明

[図 1]焼結磁石（a)と従来例の薄膜磁石（b)の、初磁化曲線と減磁曲線である。

[図 2]本発明試料と比較例試料の、 Nd量と（BH) maxの関係図である。

[図 3]本発明試料（2)と比較例試料 (4)の初磁化曲線と減磁曲線である。

[図 4]本発明試料と比較例試料の、結晶粒径と（BH) maxの関係図である。

[図 5]本発明試料と比較例試料の、膜厚と（BH) maxの関係図である。

[図 6]本発明試料（ 17)と比較例試料（ 13)の、磁界と（BH) maxの関係図である。

Claims

請求の範囲

[1] 物理的に成膜された 28 45質量％の R元素（但し、 Rは希土類ランタニド元素の一種又は二種以上）を含む R— Fe_B系合金において、結晶粒径が 0. 5 30 x mの R

2

Fe B結晶と、該結晶の境界に R元素が富化した粒界相との複合組織を有することを

14

特徴とする R— Fe_B系薄膜磁石。

[2] R Fe B結晶の磁化容易軸である C軸が無配向である力、、あるいは膜面に対して略

2 14

垂直に配向していることを特徴とする、請求項 1記載の R— Fe— B系薄膜磁石。

[3] 膜厚が 0. 2— 400 /i mである請求項 1又は 2記載の R— Fe— B系薄膜磁石。

[4] R— Fe-B系合金の物理的成膜中又は/及びその後の熱処理において、 700— 120 0°Cに加熱することによって結晶粒成長と R元素が富化した粒界相の形成を行うことを特徴とする、請求項 1一 3のいずれかに記載の R— Fe— B系薄膜磁石の製造方法。