[go: up one dir, main page]

WO2016067949A1 - 希土類薄膜磁石及びその製造方法 - Google Patents

希土類薄膜磁石及びその製造方法 Download PDF

Info

Publication number
WO2016067949A1
WO2016067949A1 PCT/JP2015/079420 JP2015079420W WO2016067949A1 WO 2016067949 A1 WO2016067949 A1 WO 2016067949A1 JP 2015079420 W JP2015079420 W JP 2015079420W WO 2016067949 A1 WO2016067949 A1 WO 2016067949A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
rare earth
thin film
film
earth thin
magnet
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Ceased
Application number
PCT/JP2015/079420
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
正基 中野
博俊 福永
武志 柳井
広信 澤渡
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
JX Nippon Mining and Metals Corp
Original Assignee
JX Nippon Mining and Metals Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by JX Nippon Mining and Metals Corp filed Critical JX Nippon Mining and Metals Corp
Priority to KR1020177009863A priority Critical patent/KR101868763B1/ko
Priority to JP2016556505A priority patent/JP6178521B2/ja
Priority to US15/522,037 priority patent/US10597771B2/en
Publication of WO2016067949A1 publication Critical patent/WO2016067949A1/ja
Anticipated expiration legal-status Critical
Ceased legal-status Critical Current

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C14/00—Coating by vacuum evaporation, by sputtering or by ion implantation of the coating forming material
    • C23C14/22—Coating by vacuum evaporation, by sputtering or by ion implantation of the coating forming material characterised by the process of coating
    • C23C14/24—Vacuum evaporation
    • C23C14/28—Vacuum evaporation by wave energy or particle radiation
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C14/00—Coating by vacuum evaporation, by sputtering or by ion implantation of the coating forming material
    • C23C14/06—Coating by vacuum evaporation, by sputtering or by ion implantation of the coating forming material characterised by the coating material
    • C23C14/14—Metallic material, boron or silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C14/00—Coating by vacuum evaporation, by sputtering or by ion implantation of the coating forming material
    • C23C14/58—After-treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C14/00—Coating by vacuum evaporation, by sputtering or by ion implantation of the coating forming material
    • C23C14/58—After-treatment
    • C23C14/5806—Thermal treatment
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
    • H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
    • H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
    • H01F1/032—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials
    • H01F1/04—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials metals or alloys
    • H01F1/047—Alloys characterised by their composition
    • H01F1/053—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals
    • H01F1/055—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5
    • H01F1/057—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and IIIa elements, e.g. Nd2Fe14B
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F10/00—Thin magnetic films, e.g. of one-domain structure
    • H01F10/08—Thin magnetic films, e.g. of one-domain structure characterised by magnetic layers
    • H01F10/10—Thin magnetic films, e.g. of one-domain structure characterised by magnetic layers characterised by the composition
    • H01F10/12—Thin magnetic films, e.g. of one-domain structure characterised by magnetic layers characterised by the composition being metals or alloys
    • H01F10/126—Thin magnetic films, e.g. of one-domain structure characterised by magnetic layers characterised by the composition being metals or alloys containing rare earth metals
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F10/00—Thin magnetic films, e.g. of one-domain structure
    • H01F10/08—Thin magnetic films, e.g. of one-domain structure characterised by magnetic layers
    • H01F10/10—Thin magnetic films, e.g. of one-domain structure characterised by magnetic layers characterised by the composition
    • H01F10/12—Thin magnetic films, e.g. of one-domain structure characterised by magnetic layers characterised by the composition being metals or alloys
    • H01F10/14—Thin magnetic films, e.g. of one-domain structure characterised by magnetic layers characterised by the composition being metals or alloys containing iron or nickel
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F41/00—Apparatus or processes specially adapted for manufacturing or assembling magnets, inductances or transformers; Apparatus or processes specially adapted for manufacturing materials characterised by their magnetic properties
    • H01F41/02—Apparatus or processes specially adapted for manufacturing or assembling magnets, inductances or transformers; Apparatus or processes specially adapted for manufacturing materials characterised by their magnetic properties for manufacturing cores, coils, or magnets
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F41/00—Apparatus or processes specially adapted for manufacturing or assembling magnets, inductances or transformers; Apparatus or processes specially adapted for manufacturing materials characterised by their magnetic properties
    • H01F41/14—Apparatus or processes specially adapted for manufacturing or assembling magnets, inductances or transformers; Apparatus or processes specially adapted for manufacturing materials characterised by their magnetic properties for applying magnetic films to substrates
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F41/00—Apparatus or processes specially adapted for manufacturing or assembling magnets, inductances or transformers; Apparatus or processes specially adapted for manufacturing materials characterised by their magnetic properties
    • H01F41/14—Apparatus or processes specially adapted for manufacturing or assembling magnets, inductances or transformers; Apparatus or processes specially adapted for manufacturing materials characterised by their magnetic properties for applying magnetic films to substrates
    • H01F41/20—Apparatus or processes specially adapted for manufacturing or assembling magnets, inductances or transformers; Apparatus or processes specially adapted for manufacturing materials characterised by their magnetic properties for applying magnetic films to substrates by evaporation
    • H01F41/205—Apparatus or processes specially adapted for manufacturing or assembling magnets, inductances or transformers; Apparatus or processes specially adapted for manufacturing materials characterised by their magnetic properties for applying magnetic films to substrates by evaporation by laser ablation, e.g. pulsed laser deposition [PLD]
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F41/00—Apparatus or processes specially adapted for manufacturing or assembling magnets, inductances or transformers; Apparatus or processes specially adapted for manufacturing materials characterised by their magnetic properties
    • H01F41/32—Apparatus or processes specially adapted for manufacturing or assembling magnets, inductances or transformers; Apparatus or processes specially adapted for manufacturing materials characterised by their magnetic properties for applying conductive, insulating or magnetic material on a magnetic film, specially adapted for a thin magnetic film

Definitions

  • the present invention relates to a rare earth thin film magnet made of an Nd—Fe—B film formed on a silicon substrate and a method for producing a rare earth thin film magnet of an Nd—Fe—B film formed by a pulse laser deposition method (PLD method).
  • PLD method pulse laser deposition method
  • Nd-Fe-B magnets have the highest maximum energy product among existing magnets, so MEMS (Micro-Electro-Mechanical-Systems), energy harvesting (energy harvesting), etc. Applications to the energy field and medical device field are expected.
  • Non-Patent Literature Physical Vapor Deposition
  • a sputtering method Patent Literature 1, Non-Patent Literature 1
  • a pulse laser deposition method Patent Literature 2, Non-Patent Literature 2
  • a thin film of a rare earth magnet is formed on a metal substrate such as Ta or Mo.
  • a lithography technology based on a silicon (Si) semiconductor when manufacturing a microactuator such as a micromagnetic device for MEMS, Nd—Fe is formed on a versatile Si substrate. There is a strong demand to stably form a -B film.
  • Non-Patent Document 4 discloses that when a magnet film having a composition similar to that of Nd 2 Fe 14 B, which is a stoichiometric composition, is directly formed on a Si substrate, the Si substrate and Nd 2 Fe are formed by a heat treatment step of film formation. It is described that stress is generated due to the difference in thermal expansion coefficient of 14 B film, and the magnet film is peeled off.
  • a 50 nm thick MoSi 2 strain buffer film is formed on a Si substrate, whereby a 2 ⁇ m thick Nd—Fe—B film having no delamination is obtained. It is described that it was able to form.
  • the film thickness is 2 ⁇ m
  • the film thickness is insufficient to extract a sufficient magnetic field from the film surface to the outside due to the demagnetizing field in the film, so a film having a thickness of at least 10 ⁇ m is required.
  • the strain applied to the film increases as the film thickness increases. There has been a long-awaited demand for a strain buffer film material that does not peel even when an Nd—Fe—B film is formed.
  • the inventor of the present application has previously developed a technique capable of stably forming an Nd—Fe—B film having a thickness of 10 ⁇ m to 1.2 mm on a Ta substrate by a laser deposition method using a pulsed YAG laser.
  • This film forming method is characterized in that it has excellent composition transfer between the target and the film, and the film forming speed is higher by one digit or more than the sputtering method.
  • Non-Patent Document 5 a maximum film thickness of 20 ⁇ m is obtained by using a pulse laser deposition method and a Ta film having an intermediate value between the thermal expansion coefficients of Si and Nd 2 Fe 14 B on a Si substrate. It is described that an Nd—Fe—B film without peeling was formed.
  • a film having a film thickness exceeding 20 ⁇ m is formed, there has been a problem that peeling occurs between the Nd—Fe—B film and the Ta film, or breakdown inside the Si substrate occurs.
  • the present invention relates to a rare earth thin film magnet of Nd—Fe—B film formed on a Si substrate, in particular, a rare earth thin film magnet having a maximum film thickness of 160 ⁇ m and a thin film that does not cause film peeling or substrate destruction. It is an object of the present invention to provide a method for producing a rare earth thin film magnet capable of stably forming a film.
  • the present inventors have conducted intensive research. As a result, by optimizing the composition of the Nd—Fe—B film to be formed by the pulse laser deposition method, the strain buffer layer is formed. It has been found that an Nd—Fe—B film that does not cause peeling or the like can be formed without being provided.
  • the present invention provides the following means. 1) A rare earth thin film magnet made of Nd—Fe—B formed on a Si substrate, wherein the rare earth thin film has a thickness of 70 ⁇ m or less, the Nd content is 0.15 ⁇ Nd / (in atomic ratio). Nd + Fe) ⁇ 0.25 is satisfied, and when the film thickness of the rare earth thin film is 70 ⁇ m to 115 ⁇ m (excluding 70 ⁇ m), the Nd content is 0.18 ⁇ Nd / (Nd + Fe) ⁇ in atomic ratio.
  • the present invention has an excellent effect that a rare-earth thin film magnet of Nd—Fe—B film having a maximum film thickness of 160 ⁇ m with no film peeling or substrate destruction can be produced on a Si substrate by a pulse laser deposition method. Further, the obtained rare earth thin film magnet has an excellent effect of exhibiting good magnetic properties. Furthermore, the present invention can stably form a rare earth thin film magnet without forming a strain buffer layer of a material different from that of the film, so that it is possible to improve productivity from the viewpoint of manufacturing cost.
  • FIG. 1 shows the peeling mechanism of the Nd—Fe—B film.
  • peeling of the film or the like occurs due to strain due to a difference in thermal expansion coefficient between the film and the substrate in the subsequent heat treatment.
  • peeling or substrate destruction occurs during cooling after heat treatment, and the stress at the time of shrinkage is considered to be one of the causes.
  • the difference in the coefficient of thermal expansion at the time of temperature rise is also considered to be the cause of stress
  • the sample immediately after film formation has an amorphous structure, and crystallization by heat treatment causes the sample to shrink, so once the crystallized sample shrinks
  • the influence of the force acting on the surface that is, the influence of the stress acting when the temperature is lowered is larger than that when the temperature is raised.
  • the present inventors pay attention to the fact that the thermal expansion coefficient of Nd is intermediate between Nd 2 Fe 14 B and Ta as shown in FIG.
  • FIG. 3 shows the relationship between the peelability of the Nd—Fe—B film on the Si substrate, the Nd content, and the film thickness when the Nd content of the target is controlled and the Nd content of the sample is increased.
  • the Nd content is defined by the atomic ratio Nd / (Nd + Fe).
  • the Nd content satisfies the conditional expression of 0.15 ⁇ Nd / (Nd + Fe) ⁇ 0.25 in terms of atomic ratio, and the film thickness of the rare earth thin film is 70 ⁇ m to 115 ⁇ m ( However, in the case of 70 ⁇ m, the Nd content satisfies the conditional expression of 0.18 ⁇ Nd / (Nd + Fe) ⁇ 0.25 in terms of atomic ratio, and the film thickness of the rare earth thin film is 115 ⁇ m to 160 ⁇ m (however, 115 ⁇ m In this case, the Nd content satisfies the conditional expression of 0.20 ⁇ Nd / (Nd + Fe) ⁇ 0.25 in terms of atomic ratio.
  • the Nd content is Nd / (Nd + Fe) ⁇ 0.15 in terms of atomic ratio
  • the Nd—Fe—B film is peeled off or the Si substrate is removed.
  • Nd content is Nd / (Nd + Fe) ⁇ 0.18 when the film is peeled off or the Si substrate is broken, the Nd content is Nd / (Nd + Fe) ⁇ 0.20 when the film thickness is 115 ⁇ m to 160 ⁇ m (excluding 115 ⁇ m) and thicker.
  • the rare-earth thin film magnet of the present invention preferably has a coercive force (iHc) of 1000 kA / m or more. More preferably, the coercive force (iHc) is 1300 kA / m or more. Magnetic properties such as coercive force, residual magnetization described later, and maximum energy product can be measured using a VSM (vibrating sample magnetometer).
  • FIG. 4 shows the relationship between the Nd content and the coercive force of the Nd—Fe—B rare earth thin film magnet fabricated on the Si substrate. As shown in FIG. 4, it can be seen that the coercive force tends to increase as the Nd content in the rare-earth thin film magnet increases, and good magnetic properties can be obtained. This is probably because the volume of the non-magnetic Nd-rich phase increases as the Nd content increases, resulting in magnetic fragmentation of Nd 2 Fe 14 B crystal grains and an increase in coercivity.
  • the rare-earth thin film magnet of the present invention preferably has a residual magnetization (Br) of 0.4 T or more.
  • FIG. 5 shows the relationship between the Nd content and the residual magnetization of the Nd—Fe—B rare earth thin film magnet fabricated on the Si substrate.
  • the Nd content is Nd / (Nd + Fe)> 0.25 in terms of atomic ratio, the residual magnetization tends to decrease. It is considered that as the Nd content increases, the volume of the Nd-rich phase increases, the volume of the Nd 2 Fe 14 B phase decreases, the saturation magnetization decreases, and as a result, the residual magnetization also decreases. It is done.
  • FIG. 6 shows the relationship between the Nd content and the maximum energy product (BH) max for the Nd—Fe—B rare earth thin film magnet fabricated on the Si substrate.
  • (BH) max tends to decrease, but the rare earth thin film magnet of the present invention achieves a maximum energy product (BH) max of 40 kJ / m 3 or more. Can do.
  • the rare earth thin film magnet of the present invention can be produced, for example, as follows. First, a target having an Nd 2.6 Fe 14 B composition is mounted on a pulse laser deposition apparatus. Next, after exhausting the inside of the chamber until the degree of vacuum becomes 2 to 8 ⁇ 10 ⁇ 5 Pa, the target is irradiated with laser through a condenser lens. As the laser, an Nd: YAG laser (oscillation wavelength: 355 nm, repetition frequency 30 Hz) can be used. The intensity density of the laser is preferably 0.1 to 100 J / cm 2 .
  • the laser intensity density is less than 0.1 J / cm 2
  • a large amount of droplets may be generated, resulting in a decrease in density and a deterioration in magnetic characteristics.
  • it exceeds 100 J / cm 2 etching of the target due to laser irradiation may occur remarkably, which may cause undesirable phenomena such as the ablation phenomenon stopping.
  • the target surface irradiated with the laser as described above undergoes a chemical reaction and a melting reaction, and plasma called a plume is generated.
  • a plume is generated.
  • this plume reaches the opposing substrate, a thin film of Nd—Fe—B amorphous phase can be formed.
  • pulse heat treatment is performed after the film formation under conditions of a rated output of 2 to 10 kW and a maximum output holding time of 1 to 3 seconds.
  • the Nd—Fe—B amorphous matrix is crystallized.
  • the Nd—Fe—B-based amorphous phase in the film is not sufficiently crystallized, and a large amount of the amorphous phase may remain.
  • excessive heat treatment may cause Nd 2 Fe 14
  • the B crystal grains become coarse, and the magnetic characteristics may be deteriorated. Therefore, it is preferable that the conditions of the pulse heat treatment be performed in the above range. Note that the pulse heat treatment can irradiate infrared rays in a very short time to promote instantaneous crystallization of the sample and realize finer crystal grains.
  • a rare earth thin film magnet can be produced by applying pulse magnetization to the crystallized thin film with a magnetic field of 7T, for example.
  • the magnetization method is not particularly limited, and a known magnetization method can be used.
  • a rare earth thin-film magnet of Nd—Fe—B film having a high Nd content can be produced on a Si substrate without causing peeling or substrate destruction.
  • this rare earth thin film magnet not only has excellent magnetic properties, but also can be directly deposited on a versatile Si substrate, so that microactuators such as MEMS micromagnetic devices are manufactured. Useful to do.
  • Example 1 An Nd 3.0 Fe 14 B target having a purity of 99.9% (3N) and a relative density of 99% was mounted on a pulse laser deposition apparatus. Next, after evacuating the chamber and confirming that the vacuum degree of 10 ⁇ 5 Pa was reached, a Nd: YAG laser (oscillation wavelength: 355 nm) with a repetition frequency of 30 Hz was applied to the target rotated at about 11 rpm. Irradiated to ablate the target material. At this time, the distance between the target and the substrate was set to 10 mm, and the laser intensity density on the target surface was set to about 4 J / cm 2 .
  • a Nd: YAG laser oscillation wavelength: 355 nm
  • (100) single crystal Si having a thickness of 622 ⁇ m and 5 mm square was used as the substrate.
  • a micrometer was used for the film thickness evaluation, and EDX (Energy Dispersive X-ray spectroscopy) was used for the composition analysis.
  • pulse heat treatment heat treatment temperature: about 500 to 800 ° C.
  • pulsed magnetization was applied with a magnetic field of 7T to produce a rare earth thin film magnet.
  • cutting by dicing was examined. As shown in FIG. 7, the dicing process was performed so that a 5 ⁇ 5 mm square sample was divided into four parts of 2.5 ⁇ 2.5 mm. However, in processing, air blow and alcohol soaking were used so that no moisture remained after processing. A photograph of the sample after dicing is shown in FIG.
  • FIG. 9 shows the measurement results of magnetic characteristics by a VSM (Vibrating Sample Magnetometer) for samples before and after dicing.
  • VSM Vehicle Sample Magnetometer
  • EDX Energy Dispersive X-ray spectroscopy
  • pulse heat treatment heat treatment temperature: about 500 to 800 ° C.
  • pulse magnetization was applied with a magnetic field of 7T to produce a rare-earth thin film magnet.
  • dicing was performed in the same manner as in Example 1, but no mechanical breakage was observed.
  • EDX Energy Dispersive X-ray spectroscopy
  • pulse heat treatment heat treatment temperature: about 500 to 800 ° C.
  • pulse magnetization was applied with a magnetic field of 7T to produce a rare-earth thin film magnet.
  • dicing was performed in the same manner as in Example 1, but no mechanical breakage was observed.
  • EDX Energy Dispersive X-ray spectroscopy
  • pulse heat treatment heat treatment temperature: about 500 to 800 ° C.
  • heat treatment temperature about 500 to 800 ° C.
  • maximum output holding time about 3 seconds to crystallize the Nd—Fe—B amorphous phase.
  • FIG. A photograph of the Nd—Fe—B film (sample) after the heat treatment is shown in FIG.
  • a film thickness of 67 ⁇ m if the Nd—Fe—B film has a stoichiometric composition, peeling of the film or destruction of the substrate occurred as shown in FIG.
  • EDX Energy Dispersive X-ray spectroscopy
  • pulse heat treatment heat treatment temperature: about 500 to 800 ° C.
  • a maximum output holding time about 3 seconds to crystallize the Nd—Fe—B amorphous phase.
  • heat treatment temperature about 500 to 800 ° C.
  • pulse heat treatment heat treatment temperature: about 500 to 800 ° C.
  • a maximum output holding time about 3 seconds to crystallize the Nd—Fe—B amorphous phase.
  • a thick film having a thickness of 150 ⁇ m even if the Nd content was slightly high, the film was peeled off or the substrate was broken.
  • the present invention has an excellent effect that an Nd—Fe—B film without peeling can be stably formed on a Si substrate by a pulse laser deposition method up to a maximum film thickness of 160 ⁇ m.
  • the Nd—Fe—B rare earth thin-film magnet of the present invention is useful for magnetic devices applied to energy fields such as energy harvesting (energy harvesting) and medical equipment fields.
  • it is useful for producing a microactuator such as a micromagnetic device for MEMS.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Power Engineering (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Inorganic Chemistry (AREA)
  • Toxicology (AREA)
  • Health & Medical Sciences (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Optics & Photonics (AREA)
  • Thin Magnetic Films (AREA)
  • Physical Vapour Deposition (AREA)
  • Hard Magnetic Materials (AREA)
  • Manufacturing Cores, Coils, And Magnets (AREA)

Abstract

　Ｓｉ基板上に成膜したＮｄ－Ｆｅ－Ｂからなる希土類薄膜磁石であって、前記希土類薄膜の膜厚が７０μｍ以下の場合、Ｎｄ含有量が原子数比で０．１５≦Ｎｄ／（Ｎｄ＋Ｆｅ）≦０．２５の条件式を満たし、前記希土類薄膜の膜厚が７０μｍ～１１５μｍ（但し、７０μｍは除く）の場合、Ｎｄ含有量が原子数比で０．１８≦Ｎｄ／（Ｎｄ＋Ｆｅ）≦０．２５の条件式を満たし、前記希土類薄膜の膜厚が１１５μｍ～１６０μｍ（但し、１１５μｍは除く）の場合、Ｎｄ含有量が原子数比で０．２０≦Ｎｄ／（Ｎｄ＋Ｆｅ）≦０．２５の条件式を満たすことを特徴とする希土類薄膜磁石。本発明は、膜の剥離や基板の破壊が生じない、最大膜厚１６０μｍの希土類薄膜磁石及び当該薄膜を安定して成膜できる希土類薄膜磁石の製造方法を提供することを課題とする。　

Description

希土類薄膜磁石及びその製造方法
　本発明は、シリコン基板上に形成したＮｄ－Ｆｅ－Ｂ膜からなる希土類薄膜磁石及びパルスレーザーデポジション法（ＰＬＤ法）によって形成したＮｄ－Ｆｅ－Ｂ膜の希土類薄膜磁石の製造方法に関する。
　近年、電子機器の軽薄短小化に伴い、優れた磁気特性を有する希土類磁石の小型化、高性能化が進められている。中でも、ネオジム－鉄－ホウ素（Ｎｄ－Ｆｅ－Ｂ）系磁石は、現有の磁石の中で最も高い最大エネルギー積を有することから、ＭＥＭＳ（Micro Electro Mechanical Systems）やエナジーハーベスト（環境発電）などのエネルギー分野や、医療機器分野などへの応用が期待されている。
　このような希土類磁石の薄膜は、スパッタリング法（特許文献１、非特許文献１）やパルスレーザーデポジション法（特許文献２、非特許文献２）などのＰＶＤ（Physical Vapor Deposition）法（非特許文献３）を用いて作製することが知られている。これらは、いずれもＴａやＭｏ等の金属基板の上に希土類磁石の薄膜を形成している。
　一方でシリコン（Ｓｉ）半導体を基礎としたリソグラフィー技術を有効に活用するために、ＭＥＭＳ用のマイクロ磁気デバイス等のマイクロアクチュエータなどを作製する際には、汎用性のあるＳｉ基板上にＮｄ－Ｆｅ－Ｂ膜を安定して形成することが強く要望される。
　非特許文献４には、化学量論組成であるＮｄ２Ｆｅ１４Ｂと同程度の組成を有する磁石膜をＳｉ基板上に直接成膜すると、成膜の熱処理工程により、Ｓｉ基板とＮｄ２Ｆｅ１４Ｂ膜の熱膨張率差により応力が発生し、磁石膜が剥離することが記載されている。そして、同文献には、熱処理おける応力の緩和を促す手法として、厚さ５０ｎｍのＭｏＳｉ２歪緩衝膜をＳｉ基板上に形成することで、２μｍの厚さでも剥離の無いＮｄ－Ｆｅ－Ｂ膜を形成できたことが記載されている。しかし、膜厚２μｍでは膜内の反磁界により膜表面から外部に十分な磁界を取り出すためには不十分な厚さとなるため、少なくとも１０μｍ以上の厚さの膜が要求されている。一方、基板と膜の熱膨張率の差がある場合、膜厚が厚くなるに従って、膜に加わる歪が大きくなるので、膜の剥離がより一層発生し易くなるため、Ｓｉ基板上に厚膜のＮｄ－Ｆｅ－Ｂ膜を成膜しても剥離の発生しない歪緩衝膜材料が長年にわたり待ち望まれていた。
　本願発明者は以前、パルスＹＡＧレーザーを用いたレーザーデポジション法により、Ｔａ基板上に厚さが１０μｍ～１．２ｍｍのＮｄ－Ｆｅ－Ｂ膜を安定して成膜できる技術を開発した。この成膜方法は、ターゲットと膜との間に優れた組成転写性があり、また成膜速度がスパッタリング法に比べて１桁以上も高い、ことを特徴としている。また非特許文献５には、パルスレーザーデポジション法を用いて、Ｓｉ基板上に、ＳｉとＮｄ２Ｆｅ１４Ｂの熱膨張係数の中間の値を有するＴａ膜を介することで、最大膜厚２０μｍまで剥離の無いＮｄ－Ｆｅ－Ｂ膜の成膜したことが記載されている。しかしながら、膜厚が２０μｍを超える膜を形成した場合、Ｎｄ―Ｆｅ－Ｂ膜とＴａ膜との間で剥離が発生したり、 Ｓｉ基板内部での破壊が生じたりする問題が生じていた。
特開２０１２－２０７２７４号公報 特開２００９－０９１６１３号公報
N.M.Dempsey, A.Walther, F.May, D.Givord, K.Khlopkov 　　　　　　　　　　　O.Gutfeisch: Appl.Phys.Lett. vol.90 (2007) 092509-1-092509-3. H.Fukunaga, T.Kamikawatoko, M.Nakano,T. Yanai　　　　　　　　　 F.Yamashita: J. Appl. Phys. vol.109 (2011) 07A758-1-07A758-3. G. Rieger, J. Wecker, W. Rodewalt, W. Scatter, Fe.-W. Bach, T.Duda and W.Unterberg: J. Appl. Phys. vol. 87(2000) 5329-5331. 安達、伊佐、太田、奥田：セラミック基盤工学センター年報vol．6（2006）46-50. 押領司、中野、柳井、福永、藤井：電気学会マグネティックス研究会資料、MAG-13-075（2013）
　本発明は、Ｓｉ基板上に成膜したＮｄ－Ｆｅ－Ｂ膜の希土類薄膜磁石であって、特に、膜の剥離や基板の破壊が発生しない、最大膜厚１６０μｍの希土類薄膜磁石及び当該薄膜を安定して成膜できる希土類薄膜磁石の製造方法を提供することを課題とする。
　上記の課題を解決するために、本発明者らは鋭意研究を行った結果、パルスレーザーデポジション法により、成膜するＮｄ－Ｆｅ－Ｂ膜の組成を最適化することにより、歪緩衝層を設けることなく、剥離等の発生しないＮｄ－Ｆｅ－Ｂ膜を成膜できるとの知見を得た。
　このような知見に基づき、本発明は、以下の手段を提供する。
　１）Ｓｉ基板上に成膜したＮｄ－Ｆｅ－Ｂからなる希土類薄膜磁石であって、前記希土類薄膜の膜厚が７０μｍ以下の場合、Ｎｄ含有量が原子数比で０．１５≦Ｎｄ／（Ｎｄ＋Ｆｅ）≦０．２５の条件式を満たし、前記希土類薄膜の膜厚が７０μｍ～１１５μｍ（但し、７０μｍは除く）の場合、Ｎｄ含有量が原子数比で０．１８≦Ｎｄ／（Ｎｄ＋Ｆｅ）≦０．２５の条件式を満たし、前記希土類薄膜の膜厚が１１５μｍ～１６０μｍ（但し、１１５μｍは除く）の場合、Ｎｄ含有量が原子数比で０．２０≦Ｎｄ／（Ｎｄ＋Ｆｅ）≦０．２５の条件式を満たすことを特徴とする希土類薄膜磁石。
　２）保磁力が１０００ｋＡ／ｍ以上であることを特徴とする上記１）記載の希土類薄膜磁石。
　３）残留磁化が０．４Ｔ以上であることを特徴とする上記１）又は２）記載の希土類薄膜磁石。
　４）最大エネルギー積が４０ｋＪ／ｍ３以上であることを特徴とする上記１）～３）のいずれか一に記載の希土類薄膜磁石。
　５）上記１）～４）のいずれか一に記載の希土類薄膜磁石を製造する方法であって、パルスレーザーデポジション法により希土類薄膜を成膜する工程、成膜した希土類薄膜を熱処理して結晶化させる工程、結晶化した希土類薄膜を着磁して希土類薄膜磁石を作製する工程、とからなることを特徴とする希土類薄膜磁石の製造方法。
　６）希土類薄膜を成膜する工程において、パルスレーザー強度密度を０．１～１００Ｊ／ｃｍ２することを特徴とする上記５）に記載の希土類薄膜磁石の製造方法。
　７）希土類薄膜を結晶化させる工程において、定格出力２～１０ｋＷ、最大出力の保持時間１～３秒の条件で、パルス熱処理することを特徴とする上記４）～６）のいずれか一に記載の希土類薄膜磁石の製造方法。
　本発明は、パルスレーザーデポジション法により、Ｓｉ基板上に膜剥離や基板破壊のない最大膜厚１６０μｍのＮｄ－Ｆｅ－Ｂ膜の希土類薄膜磁石を作製することができるという優れた効果を有する。また、得られる希土類薄膜磁石は良好な磁気特性を示すという優れた効果を有する。さらに、本発明は、膜と異なる材質の歪緩衝層を形成させることなく、希土類薄膜磁石を安定して成膜することができるので、製造コストの点から、生産性を向上できるという優れた効果を有する。
Ｎｄ－Ｆｅ－Ｂ膜の剥離メカニズムを示す図である。 各材料の熱膨張係数を示す図である。 Ｎｄ－Ｆｅ－Ｂ膜の剥離性に及ぼすＮｄ含有量と膜厚の関係を示す図である。 Ｎｄ－Ｆｅ－Ｂ膜の保磁力とＮｄ含有量との関係を示す図である。 Ｎｄ－Ｆｅ－Ｂ膜の残留磁化とＮｄ含有量との関係を示す図である。 Ｎｄ－Ｆｅ－Ｂ膜の最大エネルギー積（ＢＨ）maxとＮｄ含有量との関係を示す図である。 本発明の実施例１に係る試料のダイシング加工方法を示す模式図である。 本発明の実施例１に係る試料のダイシング加工後を示す写真である。 本発明の実施例１に係る試料のダイシング加工前後の磁気特性（Ｍ－Ｈ特性）を示す図である。 本発明の比較例１に係るＮｄ－Ｆｅ－Ｂ膜（試料）を示す写真である。
　図１にＮｄ－Ｆｅ－Ｂ膜の剥離メカニズムを示す。Ｓｉ基板上にＮｄ－Ｆｅ－Ｂ膜を直接形成した場合、その後の熱処理において膜と基板との熱膨張率差による歪によって膜の剥離等が生じる。多くの試料において、熱処理後の冷却の際に、剥離や基板の破壊が生じることが確認されており、収縮の際の応力がその原因の一つと考えられる。昇温時における熱膨張率の差も応力が働く原因と考えられるものの、成膜直後の試料がアモルファス構造であり、熱処理による結晶化は試料を収縮させるため、一度結晶化した試料が収縮した際に働く力の影響、即ち、降温時に働く応力の影響が昇温時に比べて大きいものと考えられる。
　このようなことから、本発明者らは、図２に示すように、Ｎｄの熱膨張係数が、Ｎｄ２Ｆｅ１４ＢとＴａの中間にあることに着目して、化学量論組成よりもＮｄ含有量の多いＮｄ－Ｆｅ－Ｂ膜をシリコン基板上に直接成膜することで、Ｓｉ基板とＮｄ－Ｆｅ―Ｂ膜の熱膨張率の差を軽減し、Ｎｄ－Ｆｅ－Ｂ膜の剥離やＳｉ基板の破壊を回避できるとの知見を得た。
　図３には、ターゲットのＮｄ含有量を制御し、試料のＮｄ含有量を増加させた際の、Ｓｉ基板上のＮｄ－Ｆｅ－Ｂ膜の剥離性とＮｄ含有量と膜厚との関係性を示す。ここで、Ｎｄ含有量は原子数比Ｎｄ／（Ｎｄ＋Ｆｅ）で定義する。前記希土類薄膜の膜厚が７０μｍ以下の場合、Ｎｄ含有量が原子数比で０．１５≦Ｎｄ／（Ｎｄ＋Ｆｅ）≦０．２５の条件式を満たし、前記希土類薄膜の膜厚が７０μｍ～１１５μｍ（但し、７０μｍは除く）の場合、Ｎｄ含有量が原子数比で０．１８≦Ｎｄ／（Ｎｄ＋Ｆｅ）≦０．２５の条件式を満たし、前記希土類薄膜の膜厚が１１５μｍ～１６０μｍ（但し、１１５μｍは除く）の場合、Ｎｄ含有量が原子数比で０．２０≦Ｎｄ／（Ｎｄ＋Ｆｅ）≦０．２５の条件式を満たすことを特徴とするものである。
　図３に示すように、膜厚が７０μｍ以下の場合には、Ｎｄ含有量が原子数比でＮｄ／（Ｎｄ＋Ｆｅ）＜０．１５であると、Ｎｄ－Ｆｅ－Ｂ膜の剥離やＳｉ基板の破壊が発生し、また、膜厚が７０μｍ～１１５μｍ（但し、７０μｍは除く）と厚い膜の場合には、Ｎｄ含有量がＮｄ／（Ｎｄ＋Ｆｅ）＜０．１８であると、Ｎｄ－Ｆｅ－Ｂ膜の剥離やＳｉ基板の破壊が発生し、膜厚が１１５μｍ～１６０μｍ（但し、１１５μｍは除く）とさらに厚い膜の場合には、Ｎｄ含有量がＮｄ／（Ｎｄ＋Ｆｅ）＜０．２０であると、Ｎｄ－Ｆｅ－Ｂ膜の剥離やＳｉ基板の破壊が発生することが分かる。一方、Ｎｄ含有量が原子数比でＮｄ／（Ｎｄ＋Ｆｅ）＞０．２５であると、後述するように、残留磁束密度が低下する傾向にあるため、Ｎｄ含有量は、原子数比でＮｄ／（Ｎｄ＋Ｆｅ）≦０．２５とする。
　また、本発明の希土類薄膜磁石は、保磁力（ｉＨｃ）が１０００ｋＡ／ｍ以上であることが好ましい。さらに好ましくは、保磁力（ｉＨｃ）が１３００ｋＡ／ｍ以上である。なお、保磁力や後述の残留磁化、最大エネルギー積などの磁気特性は、ＶＳＭ（振動試料型磁力計）を用いて測定することができる。Ｓｉ基板上に作製したＮｄ－Ｆｅ－Ｂ希土類薄膜磁石について、Ｎｄ含有量と保磁力との関係性を図４に示す。
　図４に示すように、希土類薄膜磁石中のＮｄ含有量の増加に伴い、保磁力は増加する傾向にあり、良好な磁気特性が得られることが分かる。これはＮｄ含有量が増加するにしたがって非磁性であるＮｄリッチ相の体積が増加するため、Ｎｄ２Ｆｅ１４Ｂ結晶粒の磁気的分断が起こり、保磁力が増加したためと考えられる。
　また、本発明の希土類薄膜磁石は、残留磁化（Ｂｒ）が０．４Ｔ以上であることが好ましい。図５に、Ｓｉ基板上に作製したＮｄ－Ｆｅ－Ｂ希土類薄膜磁石について、Ｎｄ含有量と残留磁化との関係性を示す。図５に示すように、希土類薄膜磁石中のＮｄ含有量を増加しても、残留磁化にほとんど変化が見られなかった。但し、Ｎｄ含有量が、原子数比でＮｄ／（Ｎｄ＋Ｆｅ）＞０．２５であると、残留磁化が低下する傾向にあった。これはＮｄ含有量が増加するにしたがい、Ｎｄリッチ相の体積が増加するため、Ｎｄ２Ｆｅ１４Ｂ相の体積が減少し、飽和磁化が減少し、その結果、残留磁化も減少したものと考えられる。
　また、図６に、Ｓｉ基板上に作製したＮｄ－Ｆｅ－Ｂ希土類薄膜磁石について、Ｎｄ含有量と最大エネルギー積（ＢＨ）maxとの関係性を示す。希土類薄膜磁石中のＮｄ含有量の増加にしたがい、（ＢＨ）maxは減少する傾向にあるが、本発明の希土類薄膜磁石は、最大エネルギー積（ＢＨ）maxが４０ｋＪ／ｍ３以上を達成することができる。
　本発明の希土類薄膜磁石は、例えば、以下のようにして作製することができる。
　まず、Ｎｄ２．６Ｆｅ１４Ｂ組成のターゲットをパルスレーザーデポジション装置に装着する。次に、チャンバー内を真空度が２～８×１０－５Ｐａとなるまで排気した後、前記ターゲットに集光レンズを通してレーザーを照射する。レーザーには、Ｎｄ：ＹＡＧレーザー（発振波長：３５５ｎｍ、繰り返し周波数３０Ｈｚ）を使用することができる。
　レーザーの強度密度は ０．１～１００Ｊ／ｃｍ２とするのが好ましい。レーザー強度密度が０．１Ｊ／ｃｍ２未満であると、レーザーがターゲットに照射した際、ドロップレットが大量発生して密度の低下、ひいては磁気特性の劣化が生じることがある。一方、１００Ｊ／ｃｍ２を超えると、レーザー照射によるターゲットのエッチングが著しく生じ，アブレーション現象が停止するなどの好ましくない現象が生じることがある。
　上記のようにしてレーザー照射されたターゲット表面は、化学反応と溶融反応が起き、プルームと呼ばれるプラズマが発生する。このプルームが、対向する基板上に到達することで、Ｎｄ―Ｆｅ―Ｂ系アモルファス相の薄膜を形成することができる。そして次にこのようにして成膜したＮｄ－Ｆｅ－Ｂ系アモルファス膜を結晶化させるため、成膜後に定格出力２～１０ｋＷ、最大出力の保持時間１～３秒の条件でパルス熱処理を施して、Ｎｄ－Ｆｅ－Ｂ系アモルファス母相を結晶化させる。
　ここで、熱処理が十分施されないと、膜中のＮｄ－Ｆｅ－Ｂ系アモルファス相の結晶化が十分でなく、アモルファス相が多く残存することがあり、一方、過度の熱処理は、Ｎｄ２Ｆｅ１４Ｂ結晶粒が粗大化して、磁気特性は劣化することがある。したがって、パルス熱処理の条件は上記の範囲で行うのが好ましい。なお、パルス熱処理は、赤外線を極短時間で照射することで、試料の瞬時の結晶化を促し、結晶粒の微細化を実現することができる。
　その後、この結晶化薄膜に対して、たとえば、磁界７Ｔでパルス着磁を施すことで、希土類薄膜磁石を作製することができる。なお、本発明においては、着磁の方法に特に制限はなく、公知の着磁方法を用いることができる。これより、Ｓｉ基板上に、剥離の発生や基板の破壊のないＮｄ含有量の多いＮｄ－Ｆｅ－Ｂ膜の希土類薄膜磁石を製造することができる。また、この希土類薄膜磁石は、優れた磁気特性を有するだけでなく、汎用性のあるＳｉ基板上に直接成膜することが可能であるので、ＭＥＭＳ用のマイクロ磁気デバイス等のマイクロアクチュエータなどを作製するために有用である。
　以下、実施例および比較例に基づいて説明する。なお、本実施例はあくまで一例であって、これら例によって本発明は何ら制限されるものではない。すなわち、本発明は特許請求の範囲によってのみ制限されるものであり、本発明に含まれる実施例以外の種々の変形を包含するものである。
（実施例１）
　純度９９．９％（３Ｎ）、相対密度９９％のＮｄ３．０Ｆｅ１４Ｂターゲットをパルスレーザーデポジション装置に装着した。次に、チャンバー内を真空に排気して、１０－５Ｐａの真空度に到達したことを確認後、約１１ｒｐｍで回転させたターゲットに繰り返し周波数３０ＨｚのＮｄ：ＹＡＧレーザー（発振波長：３５５ｎｍ）を照射しターゲット物質をアブレーションした。このときターゲットと基板との距離を１０ｍｍとして、ターゲット表面でのレーザー強度密度を４Ｊ／ｃｍ２程度とした。基板には厚さ６２２μｍの５ｍｍ角の（１００）単結晶Ｓｉを用いた。このようにしてＳｉ基板上にＮｄ含有量が原子数比でＮｄ／（Ｎｄ＋Ｆｅ）＝０．１８のＮｄ－Ｆｅ－Ｂアモルファス膜を厚さ１１３μｍ成膜した。なお、膜厚評価にはマイクロメーターを使用し、組成分析にはＥＤＸ（Energy Dispersive X-ray spectroscopy）を用いた。
　次に、定格出力８ｋＷ、最大出力の保持時間約３秒にて、パルス熱処理（熱処理温度：約５００～８００ ℃）を行って、Ｎｄ－Ｆｅ－Ｂ系アモルファス相を結晶化させた。　
　その後、磁界７Ｔでパルス着磁を施して希土類薄膜磁石を作製した。Ｎｄ－Ｆｅ－Ｂ膜の剥離性を調べるために、ダイシングによる切削加工を検討した。ダイシング加工は
図７に示すように、５×５ｍｍ角の試料を、２．５×２．５ｍｍへと四分割するように行った。但し、加工にあたっては、エアブロウとアルコール浸漬を利用し、加工後に水分が残らないように留意した。ダイシング加工後の試料の写真を図８に示す。Ｔａ歪緩衝層を利用したＮｄ－Ｆｅ－Ｂ系薄膜磁石の場合には、ダイシング加工の際に、機械的破損が生じたのに対して、歪緩衝層を施すことなくＳｉ基板上に直接成膜することで、ダイシング後も機械的破損することなく加工することが可能となった。
　次に、図９にダイシング前後の試料についてＶＳＭ（Vibrating Sample　Magnetometer）による磁気特性測定結果に示す。点線がダイシング前、実線がダイシング後の特性を示す。ダイシング前は、保磁力：（ｉＨｃ）は１１６３ｋＡ／ｍ、残留磁化（Ｂｒ）は０．５０Ｔ、最大エネルギー積：（ＢＨ）ｍａｘは４１．９ｋＪ／ｍ３に対して、ダイシング後は、保磁力：（ｉＨｃ）は１１４４ｋＡ／ｍ、残留磁化（Ｂｒ）は０．５５Ｔ、最大エネルギー積：（ＢＨ）ｍａｘは５３．１ｋＪ／ｍ３となり、加工による磁気特性の著しい劣化は観察されなかった。
（実施例２）
　純度９９．９％（３Ｎ）、相対密度９９％のＮｄ２．６Ｆｅ１４Ｂターゲットをパルスレーザーデポジション装置に装着した。次に、実施例１と同様の条件で、ターゲット物質をアブレーションした。このようにしてＳｉ基板上にＮｄ含有量が原子数比でＮｄ／（Ｎｄ＋Ｆｅ）＝０．１５のＮｄ－Ｆｅ－Ｂアモルファス膜を厚さ６７μｍ成膜した。なお、膜厚評価にはマイクロメーターを使用し、組成分析にはＥＤＸ（Energy Dispersive X-ray spectroscopy）を用いた。
　次に、定格出力８ｋＷ、最大出力の保持時間約３秒にて、パルス熱処理（熱処理温度：約５００～８００ ℃）を行って、Ｎｄ－Ｆｅ－Ｂ系アモルファス相を結晶化させた。その後、磁界７Ｔでパルス着磁を施して、希土類薄膜磁石を作製した。その後、実施例１と同様なダイシング加工を行ったが、機械的破損は認められなかった。この希土類薄膜磁石について、ＶＳＭ（Vibrating Sample Magnetometer）を用いて、磁気特性を評価した結果、保磁力：（ｉＨｃ）は１１４４ｋＡ／ｍ、残留磁化（Ｂｒ）は０．５５Ｔ、最大エネルギー積：（ＢＨ）ｍａｘは５３．０ｋＪ／ｍ３と、良好な結果が得られた。
（実施例３）
　純度９９．９％（３Ｎ）、相対密度９９％のＮｄ３．５Ｆｅ１４Ｂターゲットをパルスレーザーデポジション装置に装着した。次に、実施例１と同様の条件で、ターゲット物質をアブレーションした。このようにしてＳｉ基板上にＮｄ含有量が原子数比でＮｄ／（Ｎｄ＋Ｆｅ）＝０．２３のＮｄ－Ｆｅ－Ｂアモルファス膜を厚さ１６０μｍ成膜した。なお、膜厚評価にはマイクロメーターを使用し、組成分析にはＥＤＸ（Energy Dispersive X-ray spectroscopy）を用いた。
　次に、定格出力８ｋＷ、最大出力の保持時間約３秒にて、パルス熱処理（熱処理温度：約５００～８００ ℃）を行って、Ｎｄ－Ｆｅ－Ｂ系アモルファス相を結晶化させた。その後、磁界７Ｔでパルス着磁を施して、希土類薄膜磁石を作製した。その後、実施例１と同様なダイシング加工を行ったが、機械的破損は認められなかった。この希土類薄膜磁石について、ＶＳＭ（Vibrating Sample Magnetometer）を用いて、磁気特性を評価した結果、保磁力：（ｉＨｃ）は１２００ｋＡ／ｍ、残留磁化（Ｂｒ）は０．５１Ｔ、最大エネルギー積：（ＢＨ）ｍａｘは４４．０ｋＪ／ｍ３と、良好な結果が得られた。
（比較例１）
　純度９９．９％（３Ｎ）、相対密度９９％のＮｄ２．０Ｆｅ１４Ｂターゲットをパルスレーザーデポジション装置に装着した。次に、実施例１と同様の条件で、ターゲット物質をアブレーションした。このようにしてＳｉ基板上にＮｄ含有量が原子数比でＮｄ／（Ｎｄ＋Ｆｅ）＝０．１１９のＮｄ－Ｆｅ－Ｂアモルファス膜を厚さ６７μｍ成膜した。なお、膜厚評価にはマイクロメーターを使用し、組成分析にはＥＤＸ（Energy Dispersive X-ray spectroscopy）を用いた。
　次に、定格出力８ｋＷ、最大出力の保持時間約３秒にて、パルス熱処理（熱処理温度：約５００～８００ ℃）を行って、Ｎｄ－Ｆｅ－Ｂ系アモルファス相を結晶化させた。熱処理後のＮｄ－Ｆｅ－Ｂ膜（試料）の写真を図１０に示す。膜厚６７μｍの場合は、Ｎｄ－Ｆｅ－Ｂ膜が化学量論組成であると、図１０の通り、膜の剥離や基板の破壊が生じた。
（比較例２）
　純度９９．９％（３Ｎ）、相対密度９９％のＮｄ２．８Ｆｅ１４Ｂターゲットをパルスレーザーデポジション装置に装着した。次に、実施例１と同様の条件で、ターゲット物質をアブレーションした。このようにしてＳｉ基板上にＮｄ含有量が原子数比でＮｄ／（Ｎｄ＋Ｆｅ）＝０．１７のＮｄ－Ｆｅ－Ｂアモルファス膜を厚さ１１０μｍ成膜した。なお、膜厚評価にはマイクロメーターを使用し、組成分析にはＥＤＸ（Energy Dispersive X-ray spectroscopy）を用いた。
　次に、定格出力８ｋＷ、最大出力の保持時間約３秒にて、パルス熱処理（熱処理温度：約５００～８００ ℃）を行って、Ｎｄ－Ｆｅ－Ｂ系アモルファス相を結晶化させた。膜厚１１０μｍと比較的厚い膜の場合には、Ｎｄ含有量が若干多くても、膜に剥離や基板の破壊が生じた。
　（比較例３）
　純度９９．９％（３Ｎ）、相対密度９９％のＮｄ２．８Ｆｅ１４Ｂターゲットをパルスレーザーデポジション装置に装着した。次に、実施例１と同様の条件で、ターゲット物質をアブレーションした。このようにしてＳｉ基板上にＮｄ含有量が原子数比でＮｄ／（Ｎｄ＋Ｆｅ）＝０．１９のＮｄ－Ｆｅ－Ｂアモルファス膜を厚さ１５０μｍ成膜した。なお、膜厚評価にはマイクロメーターを使用し、組成分析にはＥＤＸ（Energy Dispersive X-ray spectroscopy）を用いた。
　次に、定格出力８ｋＷ、最大出力の保持時間約３秒にて、パルス熱処理（熱処理温度：約５００～８００ ℃）を行って、Ｎｄ－Ｆｅ－Ｂ系アモルファス相を結晶化させた。膜厚１５０μｍと厚い膜の場合には、Ｎｄ含有量が若干多くても、膜に剥離や基板の破壊が生じた。
　本発明は、Ｓｉ基板上に剥離の無いＮｄ－Ｆｅ－Ｂ膜を最大膜厚１６０μｍまでパルスレーザーデポジション法によって安定成膜できるという優れた効果を有する。本発明のＮｄ－Ｆｅ－Ｂ希土類薄膜磁石は、エナジーハーベスト（環境発電）などのエネルギー分野や医療機器分野などに応用される磁気デバイス用として有用である。また特に、ＭＥＭＳ用のマイクロ磁気デバイス等のマイクロアクチュエータなどを作製するために有用である。

Claims (7)

  1. 　Ｓｉ基板上に成膜したＮｄ－Ｆｅ－Ｂからなる希土類薄膜磁石であって、前記希土類薄膜の膜厚が７０μｍ以下の場合、Ｎｄ含有量が原子数比で０．１５≦Ｎｄ／（Ｎｄ＋Ｆｅ）≦０．２５の条件式を満たし、前記希土類薄膜の膜厚が７０μｍ～１１５μｍ（但し、７０μｍは除く）の場合、Ｎｄ含有量が原子数比で０．１８≦Ｎｄ／（Ｎｄ＋Ｆｅ）≦０．２５の条件式を満たし、前記希土類薄膜の膜厚が１１５μｍ～１６０μｍ（但し、１１５μｍは除く）の場合、Ｎｄ含有量が原子数比で０．２０≦Ｎｄ／（Ｎｄ＋Ｆｅ）≦０．２５の条件式を満たすことを特徴とする希土類薄膜磁石。
  2. 　保磁力が１０００ｋＡ／ｍ以上であることを特徴とする請求項１記載の希土類薄膜磁石。
  3. 　残留磁化が０．４Ｔ以上であることを特徴とする請求項１又は２記載の希土類薄膜磁石。
  4. 　最大エネルギー積が４０ｋＪ／ｍ３以上であることを特徴とする請求項１～３のいずれか一項に記載の希土類薄膜磁石。
  5. 　請求項１～４のいずれか一項に記載の希土類薄膜磁石を製造する方法であって、パルスレーザーデポジション法により希土類薄膜を成膜する工程、成膜した希土類薄膜を熱処理して結晶化させる工程、結晶化した希土類薄膜を着磁して希土類薄膜磁石を作製する工程、とからなることを特徴とする希土類薄膜磁石の製造方法。
  6. 　希土類薄膜を成膜する工程において、パルスレーザー強度密度を０．１～１００Ｊ／ｃｍ２することを特徴とする請求項５記載の希土類薄膜磁石の製造方法。
  7. 　希土類薄膜を結晶化させる工程において、定格出力２～１０ｋＷ、最大出力の保持時間１～３秒の条件で、パルス熱処理することを特徴とする請求項４～６のいずれか一項に記載の希土類薄膜磁石の製造方法。
PCT/JP2015/079420 2014-10-27 2015-10-19 希土類薄膜磁石及びその製造方法 Ceased WO2016067949A1 (ja)

Priority Applications (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020177009863A KR101868763B1 (ko) 2014-10-27 2015-10-19 희토류 박막 자석 및 그 제조 방법
JP2016556505A JP6178521B2 (ja) 2014-10-27 2015-10-19 希土類薄膜磁石及びその製造方法
US15/522,037 US10597771B2 (en) 2014-10-27 2015-10-19 Rare earth thin-film magnet and method for producing same

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2014-218378 2014-10-27
JP2014218378 2014-10-27

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2016067949A1 true WO2016067949A1 (ja) 2016-05-06

Family

ID=55857290

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2015/079420 Ceased WO2016067949A1 (ja) 2014-10-27 2015-10-19 希土類薄膜磁石及びその製造方法

Country Status (4)

Country Link
US (1) US10597771B2 (ja)
JP (1) JP6178521B2 (ja)
KR (1) KR101868763B1 (ja)
WO (1) WO2016067949A1 (ja)

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2018174214A (ja) * 2017-03-31 2018-11-08 Tdk株式会社 永久磁石薄膜
DE102019114688A1 (de) * 2019-05-31 2020-12-03 Bundesrepublik Deutschland, Vertreten Durch Das Bundesministerium Für Wirtschaft Und Energie, Dieses Vertreten Durch Den Präsidenten Der Physikalisch-Technischen Bundesanstalt Verfahren zum Herstellen eines Magnetmaßstabs und Magnetmaßstab

Families Citing this family (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5861246B2 (ja) 2014-06-04 2016-02-16 Jx日鉱日石金属株式会社 希土類薄膜磁石及びその製造方法並びに希土類薄膜磁石形成用ターゲット
KR102059762B1 (ko) * 2016-03-07 2019-12-26 제이엑스금속주식회사 희토류 박막 자석 및 그 제조 방법
US11072842B2 (en) 2016-04-15 2021-07-27 Jx Nippon Mining & Metals Corporation Rare earth thin film magnet and method for producing same

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2003303708A (ja) * 2002-04-09 2003-10-24 Hitachi Metals Ltd 希土類薄膜磁石
WO2005091315A1 (ja) * 2004-03-23 2005-09-29 Japan Science And Technology Agency Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系薄膜磁石及びその製造方法
JP2007088101A (ja) * 2005-09-20 2007-04-05 Nagoya Institute Of Technology 希土類薄膜磁石の製造方法
JP2009091613A (ja) * 2007-10-05 2009-04-30 Nagasaki Univ 成膜方法及び成膜装置

Family Cites Families (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3609872B2 (ja) 1995-06-22 2005-01-12 日精エー・エス・ビー機械株式会社 射出装置のシリンダ温度調整装置
KR100826661B1 (ko) * 2004-03-23 2008-05-02 도꾸리쯔교세이호징 가가꾸 기쥬쯔 신꼬 기꼬 Ｒ-Ｆｅ-Ｂ계 박막자석 및 그 제조방법
US8586410B2 (en) * 2010-01-25 2013-11-19 University Of Florida Research Foundation, Inc. Enhanced magnetic self-assembly using integrated micromagnets
EP2444985B1 (en) * 2010-10-25 2018-07-11 Toyota Jidosha Kabushiki Kaisha Production method of rare earth magnet
JP5769059B2 (ja) 2011-03-30 2015-08-26 日立金属株式会社 永久磁石薄膜用スパッタリングターゲット及びその製造方法
US9972428B2 (en) 2012-02-23 2018-05-15 Jx Nippon Mining & Metals Corporation Neodymium-based rare earth permanent magnet and process for producing same
KR20140108298A (ko) 2012-07-19 2014-09-05 제이엑스 닛코 닛세키 킨조쿠 가부시키가이샤 희토류 원소 함유 합금으로부터의 희토류 회수 방법
JP5877517B2 (ja) 2013-01-28 2016-03-08 Ｊｘ金属株式会社 希土類磁石用スパッタリングターゲット及びその製造方法
JP5861246B2 (ja) 2014-06-04 2016-02-16 Jx日鉱日石金属株式会社 希土類薄膜磁石及びその製造方法並びに希土類薄膜磁石形成用ターゲット
US11072842B2 (en) * 2016-04-15 2021-07-27 Jx Nippon Mining & Metals Corporation Rare earth thin film magnet and method for producing same
DE102016215616B4 (de) * 2016-08-19 2020-02-20 Fraunhofer-Gesellschaft zur Förderung der angewandten Forschung e.V. Verfahren zum Herstellen einer magnetischen Struktur und Vorrichtung

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2003303708A (ja) * 2002-04-09 2003-10-24 Hitachi Metals Ltd 希土類薄膜磁石
WO2005091315A1 (ja) * 2004-03-23 2005-09-29 Japan Science And Technology Agency Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系薄膜磁石及びその製造方法
JP2007088101A (ja) * 2005-09-20 2007-04-05 Nagoya Institute Of Technology 希土類薄膜磁石の製造方法
JP2009091613A (ja) * 2007-10-05 2009-04-30 Nagasaki Univ 成膜方法及び成膜装置

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
H. FUKUNAGA ET AL.: "Effect of laser beam parameters on magnetic properties of Nd-Fe-B thick-film magnets fabricated by p", JOURNAL OF APPLIED PHYSICS, vol. 109, no. issue 7, 13 April 2011 (2011-04-13), pages 07A758 - 1 - 07A758-3 *

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2018174214A (ja) * 2017-03-31 2018-11-08 Tdk株式会社 永久磁石薄膜
DE102019114688A1 (de) * 2019-05-31 2020-12-03 Bundesrepublik Deutschland, Vertreten Durch Das Bundesministerium Für Wirtschaft Und Energie, Dieses Vertreten Durch Den Präsidenten Der Physikalisch-Technischen Bundesanstalt Verfahren zum Herstellen eines Magnetmaßstabs und Magnetmaßstab
WO2020239318A1 (de) 2019-05-31 2020-12-03 Bundesrepublik Deutschland, Vertreten Durch Das Bundesministerium Für Wirtschaft Und Energie, VERFAHREN ZUM HERSTELLEN EINES MAGNETMAßSTABS UND MAGNETMAßSTAB
DE102019114688B4 (de) * 2019-05-31 2025-07-17 Bundesrepublik Deutschland, Vertreten Durch Das Bundesministerium Für Wirtschaft Und Energie, Dieses Vertreten Durch Den Präsidenten Der Physikalisch-Technischen Bundesanstalt Verfahren zum Herstellen eines Magnetmaßstabs, Magnetmaßstab und Magnet-Längenmesssystem

Also Published As

Publication number Publication date
JP6178521B2 (ja) 2017-08-09
US20170356081A1 (en) 2017-12-14
KR20170060046A (ko) 2017-05-31
JPWO2016067949A1 (ja) 2017-04-27
KR101868763B1 (ko) 2018-06-18
US10597771B2 (en) 2020-03-24

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP6178521B2 (ja) 希土類薄膜磁石及びその製造方法
Nakano et al. Nd–Fe–B Film Magnets With Thickness Above 100${\mu}\text {m} $ Deposited on Si Substrates
TWI628294B (zh) Rare earth thin film magnet, method for producing the same, and target for forming rare earth thin film magnet
KR101982998B1 (ko) 희토류 박막 자석 및 그 제조 방법
JP6395969B2 (ja) 希土類薄膜磁石及びその製造方法
JP6353901B2 (ja) 磁性材料
WO2016104117A1 (ja) 希土類薄膜磁石及びその製造方法
JP2018207054A (ja) 希土類薄膜磁石及びその製造方法
JP6208405B1 (ja) 希土類薄膜磁石及びその製造方法
JP4803398B2 (ja) 積層型永久磁石
Yamashita et al. PLD-Fabricated Isotropic Pr–Fe–B Film Magnets Deposited on Glass Substrates
JP4483166B2 (ja) 永久磁石薄膜
JP2007088101A (ja) 希土類薄膜磁石の製造方法
Fukunaga Application of PLD-Fabricated Thick-Film Permanent Magnets
CN121171738A (zh) 一种微米级SmCo基多层复合膜及其制备方法和应用
JP2017183319A (ja) マンガンアルミニウム系磁石
Sarantopoulou et al. Fabrication of magnetic SmFe films by pulsed laser deposition at 157 nm
JP6734578B2 (ja) 硬質磁性材料
Nakano et al. Nd–Fe–B Thick-Film Magnets Prepared by High Laser Energy Density

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 15854072

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

DPE1 Request for preliminary examination filed after expiration of 19th month from priority date (pct application filed from 20040101)
ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2016556505

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 20177009863

Country of ref document: KR

Kind code of ref document: A

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 15522037

Country of ref document: US

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

122 Ep: pct application non-entry in european phase

Ref document number: 15854072

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1