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WO2017154653A1 - 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

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WO2017154653A1
WO2017154653A1 PCT/JP2017/007635 JP2017007635W WO2017154653A1 WO 2017154653 A1 WO2017154653 A1 WO 2017154653A1 JP 2017007635 W JP2017007635 W JP 2017007635W WO 2017154653 A1 WO2017154653 A1 WO 2017154653A1
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WO
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film
substrate
earth thin
rare earth
thin film
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PCT/JP2017/007635
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正基 中野
博俊 福永
武志 柳井
広信 澤渡
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JX Nippon Mining and Metals Corp
Original Assignee
JX Nippon Mining and Metals Corp
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    • 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

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.
  • Such a rare-earth magnet thin film is usually formed by PVD such as sputtering (Patent Document 1, Non-Patent Document 1) or pulsed laser deposition (PLD: Pulsed Laser Deposition) method (Patent Document 2, Non-Patent Document 2). It is known to produce using the Physical-Vapor-Deposition method (nonpatent literature 3).
  • PVD sputtering
  • PLD Pulsed Laser Deposition
  • Patent Document 2 Non-Patent Document 2
  • a thin film of a rare earth magnet is formed on a metal substrate such as tantalum or molybdenum.
  • Si substrates with versatility are used to effectively utilize lithography technology based on silicon (Si) semiconductors.
  • Si silicon
  • 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—Fe are formed by a heat treatment step of film formation. It is described that stress is generated due to a difference in linear expansion coefficient of the ⁇ B film, and the magnet film is peeled off. As a technique for promoting stress relaxation during heat treatment, a 50 nm thick MoSi 2 strain buffer film was formed on the Si substrate, and an Nd—Fe—B film having no peeling could be formed even with a thickness of 2 ⁇ m. Is described.
  • the magnetic field extracted in the vertical direction from the surface is affected by the demagnetizing field, and the magnetic field extracted in the cross-sectional direction of the film is not affected by the demagnetizing field. Since the volume of the magnet thin film is small, it is difficult to supply a magnetic field to a sufficient area. In order to extract a sufficient magnetic field outside the film, a film having a thickness of at least 10 ⁇ m or more is required.
  • a strain buffer film material that does not cause peeling even when a thick Nd—Fe—B film is formed on a substrate.
  • Non-Patent Document 5 a maximum film thickness of 20 ⁇ m is obtained by using a pulsed laser deposition method and a Ta film having an intermediate value of the linear expansion coefficient 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. However, when 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. .
  • JP 2012-207274 A JP 2009-091613 A Japanese Patent Application No. 2014-218378
  • Nd has a linear expansion coefficient of Nd 2 Fe 14 B and Focusing on the fact that it is in the middle of the respective linear expansion coefficients of Ta, an Nd—Fe—B film having a Nd content higher than the stoichiometric composition is directly formed on the silicon substrate, whereby “Si substrate and Nd”
  • the “Nd-rich phase present at the interface of the —Fe—B film” alleviated the difference in the coefficient of linear expansion between them and prevented the film from peeling and the substrate from being destroyed (Patent Document 3).
  • a composition having a higher Nd content than the stoichiometric composition ie, 0.150 ⁇ Nd / (Nd + Fe)
  • the pulse laser deposition method By forming the B film, peeling of the film and destruction of the substrate can be suppressed, and a thick film of about 160 ⁇ m can be realized.
  • the coercive force is improved as the Nd content is increased, there is a problem that the residual magnetization and (BH) max are reduced.
  • the present invention has been made to solve such problems, and is a rare earth thin-film magnet of an Nd—Fe—B film formed on a Si substrate, having a composition range close to the stoichiometric composition. Even when the corresponding 0.120 ⁇ Nd / (Nd + Fe) ⁇ 0.150, the rare-earth thin film magnet having good magnetic properties and the thin film can be stably formed without causing film peeling or substrate destruction.
  • An object of the present invention is to provide a method for producing a rare earth thin film magnet capable of being formed into a film.
  • the present inventors conducted extensive research on the structure of the interface between the Si substrate and the Nd—Fe—B film. As a result, the Nd was formed on the Si substrate whose surface was thermally oxidized. By forming a base film (buffer layer), an Nd—Fe—B film (functional layer) having a composition satisfying 0.120 ⁇ Nd / (Nd + Fe) ⁇ 0.150 is formed on the film.
  • the inventors have obtained knowledge that a film without peeling or substrate destruction can be stably formed.
  • a rare-earth thin film magnet containing Nd, Fe, and B as essential components comprising an Nd underlayer as a first layer on a Si substrate having an oxide film on the surface, and Nd—Fe on the first layer.
  • a rare earth thin film magnet comprising a B film as a second layer.
  • An oxide film is formed on a Si substrate, and then a first layer of an Nd base film is formed on the Si substrate by a pulse laser deposition method, and then a second layer of an Nd—Fe—B film is formed. And thereafter heat-treating the rare earth thin film.
  • a base film (buffer layer) of an Nd film is formed on a Si substrate whose surface is oxidized, and the composition (atomic ratio) is 0.120 ⁇ Nd / (Nd + Fe) ⁇ 0.
  • An Nd—Fe—B film satisfying 150 is formed, and then a heat treatment is performed to form a rare-earth thin film magnet having good magnetic properties with little peeling and substrate destruction even in the case of a thick film. It has an excellent effect that it can be manufactured.
  • FIG. 2 is a schematic cross-sectional view showing an example of the Nd—Fe—B rare earth thin film magnet of the present invention.
  • FIG. It is a figure which shows the spectral intensity of Si2P and O1S of the depth direction of the thermal oxide film of the Si substrate surface of Examples 1-9 and Comparative Examples 1-4. It is a figure which shows the TEM observation photograph of the interface of the rare earth thin film magnet of Example 8. It is a figure which shows the magnetic characteristic of the rare earth thin film magnet of Example 8. It is a figure which shows the spectrum intensity
  • the present invention is a rare-earth thin film magnet containing Nd, Fe, and B as essential components, and includes an Nd underlayer (buffer layer) as a first layer on a Si substrate having an oxide film on the surface, and the first layer A rare earth thin film magnet comprising an Nd—Fe—B film (functional layer) as a second layer thereon.
  • the rare earth thin-film magnet of the present invention can reduce the linear expansion coefficient difference between the Si substrate and the Nd—Fe—B film by providing the Nd underlayer, and suppresses film peeling and substrate breakdown. It has an excellent effect of being able to.
  • the second Nd—Fe—B film has a composition range of 0.120 ⁇ Nd / (Nd + Fe) ⁇ 0.150 (atomic ratio) corresponding to a composition range near the stoichiometric composition. It is preferable that When it deviates significantly from the stoichiometric composition (Nd 2 Fe 14 B 1 ), it becomes difficult to obtain desired magnetic properties. Further, when the Nd-rich layer is formed beyond the above range for the formation of the Nd buffer layer as in the prior art, the coercive force is large, but the saturation magnetization (residual magnetization) may be small.
  • the Nd underlayer preferably has a thickness of 0.2 ⁇ m or more and 5.0 ⁇ m or less.
  • the film thickness of the Nd base film is less than 0.2 ⁇ m, the Nd film cannot uniformly cover the entire surface of the Si substrate, and the effect of suppressing peeling or the like may be reduced.
  • the thickness of the Nd base film exceeds 5.0 ⁇ m, the adhesion deteriorates, which is not preferable.
  • the film thickness of the Nd—Fe—B film is 5 ⁇ m or more and 50 ⁇ m or less. If the film thickness of the Nd—Fe—B film is less than 5 ⁇ m, sufficient magnetic properties may not be obtained. On the other hand, if the film thickness of the Nd—Fe—B film is thicker than 50 ⁇ m, the Nd base film Even if there is, the ratio of the thickness of the Nd-Fe-B film to the thickness of the adhesion layer made of Fe-Si-O becomes too large, and the peeling and the destruction of the substrate are suppressed due to the mechanical strength. There are times when it cannot be done.
  • the maximum film thickness obtained without being destroyed is about 10 ⁇ m. It should be noted that even a rare-earth thin film magnet having a composition range close to the composition can achieve a thick film up to about 50 ⁇ m.
  • the Nd—Fe—B film formed on the Si substrate on which the oxide film is formed via the Nd underlayer is subjected to heat treatment for crystallization so that a part of Fe existing in the film is Nd. In some cases, it diffuses into the base film and further reacts with Si and O, which are oxide films on the surface of the Si substrate, to form a layer of about several tens of nm composed of Fe—Si—O. This is considered to contribute to the improvement of adhesion as described above.
  • the present invention allows the presence of a layer formed during such a manufacturing process.
  • the oxide film formed on the silicon substrate is preferably a thermal oxide film from the viewpoint of adhesion to the Nd underlayer.
  • a thermal oxide film In the case of a natural oxide film, delamination occurs at the interface between Si and the rare earth thin film.
  • the Nd underlayer is more thermally oxidized than the natural oxide film based on the experimental results that the Si substrate itself is destroyed. It is considered that the adhesion with the film is good.
  • the thermal oxide film is preferable because the film thickness can be easily controlled as compared with the natural oxide film.
  • the thickness of the thermal oxide film is 380 to 600 nm, preferably 500 to 550 nm, which is different from a few nm (for example, about 1 to 3 nm) which is the thickness of a natural oxide film on a general Si substrate. Is done.
  • FIG. 5 shows an XPS spectrum in the depth direction of the natural oxide film.
  • the rare-earth thin film magnet of the present invention has excellent magnetic properties, and in particular, can achieve a remanent magnetization of 0.55 T or more, a coercive force of 210 kA / m or more, and a maximum energy product (BH). ) It has excellent magnetic properties that max can achieve 36 kJ / m 3 or more.
  • the present invention is excellent in that even when a thick film is used, the film does not peel off from the substrate, and such good magnetic properties can be maintained.
  • the rare earth thin film magnet of the present invention can be produced, for example, as follows. First, a Si substrate on which a thermal oxide film is formed is prepared. Next, the Si substrate is set in a pulse laser deposition apparatus, and an Nd target and an Nd 2 Fe 14 B 1 target are set so as to face the substrate. Next, after evacuating the inside of the chamber until the degree of vacuum becomes (2 to 8) ⁇ 10 ⁇ 5 Pa, first, the Nd target is irradiated with laser through a condenser lens to form an Nd underlayer.
  • 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 , when the target is irradiated with the laser, a large amount of droplets are generated, the density is lowered, and the magnetic characteristics may be deteriorated.
  • it exceeds 100 J / cm 2 undesirable etching may occur such that the target is etched significantly by laser irradiation and the ablation phenomenon stops.
  • the Nd 2 Fe 14 B 1 target is switched in vacuum to form an Nd—Fe—B film.
  • the intensity density of the laser is preferably 0.1 to 100 J / cm 2 as described above.
  • the laser intensity density is less than 0.1 J / cm 2
  • the target is irradiated with the laser
  • a large amount of droplets may be generated and the density may decrease.
  • the laser intensity density exceeds 100 J / cm 2
  • the ablation phenomenon This is because a phenomenon such as stopping occurs.
  • the target surface irradiated with laser as described above undergoes a chemical reaction and a melting reaction, and a plasma called a plume is generated.
  • a plasma called a plume is generated.
  • an Nd—Fe—B thin film (amorphous) can be formed.
  • a pulse heat treatment is performed under conditions of a rated output of about 8 kW and a maximum output holding time of about 3 seconds. -The Fe-B amorphous phase is crystallized.
  • the Nd—Fe—B 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 B One crystal grain is coarsened, 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.
  • an Nd—Fe—B rare earth thin film magnet can be manufactured.
  • This rare-earth thin film magnet is not only excellent in magnetic properties but also directly deposited on a versatile Si substrate, and thus is useful for producing microactuators such as micromagnetic devices for MEMS.
  • Example 1 An Nd 2.0 Fe 14 B target having a purity of 99.9% and a relative density of 99% and an Nd target having a purity of 99.9% and a relative density of 99% were prepared.
  • the substrate had a surface of 622 ⁇ m and a 5 mm square.
  • the thermal oxide film was formed by heating the Si substrate at a temperature of 800 ° C. in an oxygen atmosphere.
  • the thickness of the oxide film was sputtered from the surface at a rate of 9.5 nm / min in terms of Ar + , acceleration voltage 3 kV, and SiO 2 , using an apparatus of PHI5000 Versa Probe II manufactured by ULVAC-PHI Co., Ltd.
  • the peak intensity of each spectrum of Si 2P and O 1S was determined by analyzing in the depth direction. The result is shown in FIG. From this figure, the thickness of the thermal oxide film was determined to be about 515 nm.
  • the inside of the chamber was evacuated to a vacuum, and after confirming that a vacuum degree of 10 ⁇ 5 Pa was reached, the target rotated at about 11 rpm
  • a Nd: YAG laser oscillation wavelength: 355 nm
  • 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 18.6 ⁇ m thick B amorphous film was formed.
  • pulse heat treatment was performed at a rated output of 8 kW and a maximum output holding time of about 3 seconds to crystallize the Nd—Fe—B based amorphous phase.
  • pulse magnetization was applied with a magnetic field of 7T to produce a rare-earth thin film magnet.
  • a 5 ⁇ 5 mm square sample was cut into four parts of 2.5 ⁇ 2.5 mm by dicing, but it was mechanically damaged. It was confirmed that it could be processed without any problems.
  • the magnetic characteristics of the sample after dicing were measured by a VSM (Vibrating Sample Magnetometer).
  • the residual magnetization was 1.18 T
  • the coercive force was 260 kA / m
  • (BH) max was 76 kJ / m 3
  • good magnetic properties were obtained.
  • the film thickness was evaluated using a micrometer, and the composition analysis of the film was performed using EDX (Energy Dispersive X-ray spectroscopy). The results are shown in Table 1.
  • Example 2 to 10 an Nd base film is formed on a Si substrate on which a thermal oxide film is formed under the same conditions as in Example 1, and then the composition is 0.120 ⁇ Nd / (Nd + Fe) in atomic ratio.
  • An Nd—Fe—B film satisfying the conditional expression ⁇ 0.150 was formed, and then a pulse heat treatment was performed to obtain a crystallized film.
  • the film thicknesses of the Nd underlayer film and the Nd—Fe—B film were changed.
  • each thin film was subjected to pulse magnetization to produce a rare earth thin film magnet.
  • the obtained rare-earth thin film magnet was examined for film peeling and magnetic properties in the same manner as in Example 1.
  • the Nd—Fe—B film is thicker than 50 ⁇ m as in Comparative Example 4, the thickness of the adhesion layer made of Fe—Si—O is sufficient even if there is an Nd underlayer. It is considered that the ratio of the thickness of the Nd—Fe—B film becomes too large, and peeling and substrate destruction could not be suppressed due to mechanical strength.
  • an Nd base film is formed on a surface-oxidized Si substrate, and the composition of the Nd-Fe satisfies the conditional expression of 0.120 ⁇ Nd / (Nd + Fe) ⁇ 0.150 in terms of the atomic ratio.
  • It is a rare-earth thin film magnet on which a -B film is formed, and has an excellent effect of having good magnetic properties without film peeling or in-substrate breakdown.
  • 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. In particular, it is useful for producing a microactuator such as a micromagnetic device for MEMS.

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Abstract

Ｎｄ、Ｆｅ、Ｂを必須成分とする希土類薄膜磁石であって、表面に酸化膜が存在するＳｉ基板上にＮｄ下地膜を第１層として備え、前記第１層の上にＮｄ－Ｆｅ－Ｂ膜を第２層として備えることを特徴とする希土類薄膜磁石。化学量論組成近傍の組成範囲に相当する０．１２０≦Ｎｄ／（Ｎｄ＋Ｆｅ）＜０．１５０の組成範囲でも、膜の剥離や基板の破壊が発生せず、良好な磁気特性を有する希土類薄膜磁石及びその製造方法を提供することを目的とする。

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、通常、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（ＰＬＤ：Pulsed Laser Deposition）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。また、これらは、いずれもタンタルやモリブデン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、ＭＥＭＳ（Micro Electro Mechanical Systems）用のマイクロ磁気デバイスのマイクロアクチュエータなどを作製する際には、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、汎用性のあるＳｉ基板上に、Ｎｄ－Ｆｅ－Ｂ膜の希土類磁石薄膜を安定して形成することが強く要望されている。
　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Ｎｄ－Ｆｅ－Ｂ膜の線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、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、膜厚が数μｍ程度と薄い場合、面内から垂直方向に取り出される磁界は反磁界の影響を受け小さくなり、また、膜の断面方向に取り出される磁界は反磁界の影響を受けないものの、磁石薄膜の体積が小さいために充分な領域に磁界を供給することは難しくなる。膜の外部に十分な磁界を取り出すためには、少なくとも１０μｍ以上の厚さの膜が要求されている。一方で、基板と膜の線膨張率の差がある場合、膜厚が厚くなるに従って、膜と基板の界面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ことから、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。
　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の線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起きたりするなどの問題が生じていた。
特開２０１２－２０７２７４号公報 特開２００９－０９１６１３号公報 特願２０１４－２１８３７８
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）.
　以前、本願発明者は、Ｎｄ－Ｆｅ－Ｂ膜とＳｉ基板との剥離やＳｉ基板内部での破壊を抑止する方法について研究を進めたところ、Ｎｄの線膨張係数が、Ｎｄ２Ｆｅ１４ＢとＴａのそれぞれの線膨張係数の中間にあることに着目し、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膜の界面に存在するＮｄリッチ相」がそれぞれの線膨張率の差を軽減し、膜の剥離や基板の破壊を回避させた（特許文献３）。
　この方法によれば、パルスレーザーデポジション法によって、熱酸化膜付きシリコン基板上に化学量論組成よりＮｄ含有量を多い組成、すなわち０．１５０≦Ｎｄ／（Ｎｄ＋Ｆｅ）を満足するＮｄ－Ｆｅ－Ｂ膜を成膜することにより、膜の剥離や基板の破壊を抑制し、１６０μｍ程度の厚膜化を実現することができる。しかしながら、Ｎｄ含有量が増加するに従い、保磁力が向上するものの、一方で、残留磁化や（ＢＨ）maxを低下させるという問題があった。
　本発明は、このような課題を解決するためになされたものであって、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、化学量論組成近傍の組成範囲に相当する０．１２０≦Ｎｄ／（Ｎｄ＋Ｆｅ）＜０．１５０であっても、膜の剥離や基板の破壊が発生することなく、良好な磁気特性を有する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目的とする。
　上記の課題を解決するために、本発明者らは、Ｓｉ基板とＮｄ－Ｆｅ－Ｂ膜との間の界面の組織について鋭意研究を行った結果、表面を熱酸化させたＳｉ基板上にＮｄ下地膜（バッファ層）を形成することで、この膜の上に組成が０．１２０≦Ｎｄ／（Ｎｄ＋Ｆｅ）＜０．１５０を満足するＮｄ－Ｆｅ－Ｂ膜（機能層）を成膜しても、剥離や基板破壊のない膜を安定して形成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）Ｎｄ、Ｆｅ、Ｂを必須成分とする希土類薄膜磁石であって、表面に酸化膜が存在するＳｉ基板上にＮｄ下地膜を第１層として備え、前記第１層の上にＮｄ－Ｆｅ－Ｂ膜を第２層として備えることを特徴とする希土類薄膜磁石。
　２）前記第２層のＮｄ－Ｆｅ－Ｂの組成（原子数比）が０．１２０≦Ｎｄ／（Ｎｄ＋Ｆｅ）＜０．１５０の条件式を満たすことを特徴とする上記１）記載の希土類薄膜磁石。
　３）前記第１層の膜厚が０．２μｍ以上５．０μｍ以下であることを特徴とする上記１）又は２）に記載の希土類薄膜磁石。
　４）前記第２層の膜厚が５μｍ以上５０μｍ以下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）前記酸化膜が熱酸化膜であることを特徴とする上記１）～４）のいずれか一に記載の希土類薄膜磁石。
　６）前記Ｓｉ基板と前記Ｎｄ下地膜の間にＦｅ－Ｓｉ－Ｏからなる層を備えることを特徴とする上記１）～５）のいずれか一に記載の希土類薄膜磁石。
　７）残留磁化が０．５５Ｔ以上であること特徴とする上記１）～６）のいずれか一に記載の希土類薄膜磁石。
　８）保磁力が２１０ｋＡ／ｍ以上であることを特徴とする上記１）～７）のいずれか一に記載の希土類薄膜磁石。
　９）最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘが３６ｋＪ／ｍ３以上であることを特徴とする上記１）～８）のいずれか一に記載の希土類薄膜磁石。
　１０）Ｓｉ基板上に酸化膜を形成し、次いで、パルスレーザーデポジション法により、前記Ｓｉ基板上にＮｄ下地膜の第１層を形成した後、Ｎｄ－Ｆｅ－Ｂ膜の第２層を形成し、その後、熱処理することを特徴とする希土類薄膜の製造方法。
　１１）前記熱処理は、５００℃以上８００℃以下で行うことを特徴とする上記１０）に記載の希土類薄膜の製造方法。
　
本発明は、表面を酸化させたＳｉ基板上にＮｄ膜の下地膜（バッファ層）を形成し、この膜の上に組成（原子数比）が０．１２０≦Ｎｄ／（Ｎｄ＋Ｆｅ）＜０．１５０を満たすＮｄ－Ｆｅ－Ｂ膜を成膜し、その後、熱処理を行うことにより、厚膜とした場合であっても、剥離や基板破壊の少なく、良好な磁気特性を備えた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。
本発明のＮｄ－Ｆｅ－Ｂ希土類薄膜磁石の一例を示す断面模式図である。 実施例１～９、比較例１～４のＳｉ基板表面の熱酸化膜の深さ方向のＳｉ２ＰとＯ１Ｓのスペクトル強度を示す図である。 実施例８の希土類薄膜磁石の界面のＴＥＭ観察写真を示す図である。 実施例８の希土類薄膜磁石の磁気特性を示す図である。 Ｓｉ基板表面の自然酸化膜の深さ方向のＳｉ２ＰとＯ１Ｓのスペクトル強度を示す図である。
　本発明は、Ｎｄ、Ｆｅ、Ｂを必須成分とする希土類薄膜磁石であって、表面に酸化膜が存在するＳｉ基板上にＮｄ下地膜（バッファ層）を第１層として備え、前記第１層の上にＮｄ－Ｆｅ－Ｂ膜（機能層）を第２層として備えることを特徴とする希土類薄膜磁石である。本発明の希土類薄膜磁石は、Ｎｄ下地膜を備えることにより、Ｓｉ基板とＮｄ－Ｆｅ－Ｂ膜の間の線膨張率差を緩和することができ、膜の剥離や基板の破壊を抑制することができる、という優れた効果を有する。
　本発明の希土類薄膜磁石において、前記第２層のＮｄ－Ｆｅ－Ｂ膜は、化学量論組成近傍の組成範囲に相当する０．１２０≦Ｎｄ／（Ｎｄ＋Ｆｅ）＜０．１５０（原子数比）とすることが好ましい。化学量論組成（Ｎｄ２Ｆｅ１４Ｂ１）から大きく外れる場合、所望の磁気特性が得るのが困難となる。また、従来のように、Ｎｄバッファ層の形成のため上記の範囲を超えてＮｄリッチとした場合、保磁力は大きいが、飽和磁化(残留磁化)は小さくなるということがある。
　また、本発明の希土類磁石薄膜は、Ｎｄ下地膜（バッファ層）の膜厚を０．２μｍ以上、５．０μｍ以下とするのが好ましい。Ｎｄ下地膜の膜厚が０．２μｍ未満の場合、Ｎｄ膜がＳｉ基板の表面全体を均一に覆うことができず、剥離等の抑制効果が低減することがある。一方、Ｎｄ下地膜の膜厚が５．０μｍを超えると、密着性が劣化するため好ましくない。密着性が低下する原因として、Ｎｄ－Ｆｅ－Ｂ層からＳｉ基板へのＦｅの拡散が不十分となり、Ｓｉ基板－Ｎｄ層の中間に密着性のあるＦｅ－Ｓｉ－Ｏ層が形成され難くなることによるものと考えられる。なお、Ｎｄ下地膜の形成の際、Ｎｄの一部が自然酸化することがあるが、本発明はそのようなものも包含するものである。
　本発明の希土類薄膜磁石において、Ｎｄ－Ｆｅ－Ｂ膜（機能層）の膜厚を５μｍ以上５０μｍ以下とするのが好ましい。Ｎｄ－Ｆｅ－Ｂ膜の膜厚が５μｍ未満であると十分な磁気特性が得られないことがあり、一方、Ｎｄ－Ｆｅ－Ｂ膜の膜厚が５０μｍ超と厚い場合には、Ｎｄ下地膜があっても、Ｆｅ－Ｓｉ－Ｏからなる密着層の厚さに対して、Ｎｄ－Ｆｅ－Ｂ膜の厚みの割合が大きくなり過ぎ、機械的強度の関係上、剥離や基板の破壊を抑制しきれないことがある。ちなみに、Ｎｄ下地層なしで化学量論組成近傍のＮｄ－Ｆｅ－Ｂ膜を成膜した場合、破壊せずに得られた最大の膜厚は１０μｍ程度であるが、本発明では、化学量論組成近傍の組成範囲の希土類薄膜磁石であっても、５０μｍ程度まで厚膜を達成できる点が特筆すべきことである。
　なお、酸化膜が形成されたＳｉ基板上に、Ｎｄ下地膜を介して形成されたＮｄ－Ｆｅ－Ｂ膜は、結晶化のための熱処理によって、その膜中に存在するＦｅの一部がＮｄ下地膜に拡散し、さらにＳｉ基板表面の酸化膜であるＳｉとＯと反応して、Ｆｅ－Ｓｉ－Ｏからなる数十ｎｍ程度の層を形成されることがある。これは、先述のように、密着性の向上に寄与しているものと考えられる。本発明は、このような製造の過程で形成される層の存在を許容するものである。
　また、本発明の希土類薄膜磁石において、シリコン基板上に形成する酸化膜は、Ｎｄ下地膜との密着性の観点から、熱酸化膜が好ましい。自然酸化膜の場合、Ｓｉと希土類薄膜との界面において剥離が発生するが、熱酸化膜の場合は、Ｓｉ基板自体が破壊するという実験結果から、Ｎｄ下地層は、自然酸化膜よりも熱酸化膜との密着性が良いことが考えられる。また、熱酸化膜は、自然酸化膜に比べて、その膜厚の制御が容易ということからも好ましい。なお、熱酸化膜の厚みは、３８０～６００ｎｍであり、好ましくは５００～５５０ｎｍであり、一般的なＳｉ基板上の自然酸化膜の厚みである数ｎｍ（たとえば、１～３ｎｍ程度）とは区別される。参考までに、図５に自然酸化膜の深さ方向のＸＰＳスペクトルを示す。
　本発明の希土類薄膜磁石は、優れた磁気特性を有するものであり、特に、残留磁化が０．５５Ｔ以上、保磁力が２１０ｋＡ／ｍ以上を達成することができ、さらには、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘが３６ｋＪ／ｍ３以上を達成することができるという、優れた磁気特性を備えるものである。本発明は、厚膜とした場合でも、膜の基板との剥離が発生せず、このような良好な磁気特性を維持することができる点で、優れている。
　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、熱酸化膜が形成されたＳｉ基板を用意する。次に、このＳｉ基板をパルスレーザーデポジション装置内に設置すると共に、基板に対向させるようにしてＮｄターゲットとＮｄ２Ｆｅ１４Ｂ１ターゲットを設置する。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、まず、Ｎｄターゲットに集光レンズを通してレーザーを照射して、Ｎｄ下地膜を形成する。
　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。このとき、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、密度が低下し、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、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。
　次に、真空中でＮｄ２Ｆｅ１４Ｂ１ターゲットに切り替えて、Ｎｄ－Ｆｅ－Ｂ膜を成膜する。このとき、レーザーの強度密度は、上記と同様、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することがあり、一方、１００Ｊ／ｃｍ２を超えると、アブレーション現象が停止するなどの現象が生じるからである。
　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薄膜（アモルファス）を形成することができる。次に、このようにして成膜したＮｄ－Ｆｅ－Ｂのアモルファス膜を結晶化させるため、成膜後に定格出力約８ｋＷ、最大出力の保持時間約３秒の条件でパルス熱処理を施して、Ｎｄ－Ｆｅ－Ｂアモルファス相を結晶化させる。
　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、Ｎｄ２Ｆｅ１４Ｂ１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。
　ところで、熱酸化膜が形成された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線膨張率差による歪によって膜の剥離は生じず、基板の破壊が生じる。多くの実験において、熱処理後の冷却の際に、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。一方、昇温時の線膨張率の差によっても応力が働くと考えられるが、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に応力の影響は小さく、その後の結晶化した試料が収縮した際に働く力の影響の方が大きいと考えられる。つまり
降温時に働く応力の影響の方が、昇温時に比べて大きいものと考えられる。
　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、Ｎｄ－Ｆｅ－Ｂ希土類薄膜磁石を製造することができる。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基板上に直接成膜されているので、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の作製に有用である。
　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％、相対密度９９％のＮｄ２．０Ｆｅ１４Ｂターゲットと、純度９９．９％、相対密度９９％のＮｄターゲットを準備し、基板には、厚さ６２２μｍ、５ｍｍ角の表面を熱酸化処理した単結晶Ｓｉ（１００）を用いた。ここで、熱酸化膜はＳｉ基板を酸素雰囲気中で８００℃の温度で加熱することにより形成させた。酸化膜の厚さは、アルバック・ファイ株式会社製PHI5000 Versa Probe IIの装置を用い、イオン種がＡｒ＋、加速電圧３ｋＶ、ＳｉＯ２換算で９．５ｎｍ/分のレートで表面からスパッタを行って、Ｓｉ２ＰとＯ１Ｓの各スペクトルのピーク強度を深さ方向で分析することにより求めた。この結果を図２に示す。この図から熱酸化膜の膜厚は約５１５ｎｍと判断した。
　次に、これらをパルスレーザーデポジション装置の所定の位置に装着した後、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て基板上に成膜した。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。このようにして、熱酸化膜が形成されたＳｉ基板上にＮｄ膜を０．２１μｍ成膜し、その上に連続して原子数比でＮｄ／（Ｎｄ＋Ｆｅ）＝０．１２０のＮｄ－Ｆｅ－Ｂアモルファス膜を１８．６μｍ成膜した。
　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、ダイシングにより５×５ｍｍ角の試料を、２．５×２．５ｍｍへと四分割するように切削加工を行ったが、機械的破損することなく加工できることを確認した。次に、ダイシング後の試料についてＶＳＭ（Vibrating Sample Magnetometer）による磁気特性測定を行った。その結果を表１に示す通り、残留磁化は１．１８Ｔ、保磁力が２６０ｋＡ／ｍ、（ＢＨ）ｍａｘは７６ｋＪ／ｍ３となり、良好な磁気特性が得られた。また、マイクロメーターを使用して膜厚を評価し、ＥＤＸ（Energy Dispersive X-ray spectroscopy）を用いて膜の組成分析を行った。その結果を表１に示す。
　（実施例２～１０）
　実施例２～１０は、実施例１と同様の条件で、熱酸化膜が形成されたＳｉ基板上にＮｄ下地膜を形成した後、組成が原子数比で０．１２０≦Ｎｄ／（Ｎｄ＋Ｆｅ）＜０．１５０の条件式を満たすＮｄ－Ｆｅ－Ｂ膜を成膜し、その後、パルス熱処理を施して結晶化膜とした。このとき、実施例において、Ｎｄ下地膜とＮｄ－Ｆｅ－Ｂ膜の膜厚をそれぞれ変化させた。
　次に、それぞれの薄膜について、パルス着磁を施して、希土類薄膜磁石を作製した。得られた希土類薄膜磁石について、実施例１と同様、膜の剥離や磁気特性などを調べた。その結果を表１に示す。表１に示す通り、実施例２～１０はいずれも膜剥離や基板内破壊がなく、良好な磁気特性を示した。
　参考までに、実施例８の希土類薄膜磁石の界面ＴＥＭ写真を図３に示し、Ｂ－Ｈ特性を図４に示す。図３に示すようにＦｅ－Ｓｉ－Ｏ層がＳｉ基板とＮｄ下地膜の間（Ｓｉ基板と熱酸化膜の界面近傍、熱酸化膜中、熱酸化膜とＮｄ下地膜との界面近傍）に形成されている。これは、パルス熱処理による、Ｎｄ－Ｆｅ－Ｂ膜からＮｄ下地膜を介してＳｉ基板側へのＦｅの拡散によるものと考えられ、Ｓｉ基板と積層膜との密着性の向上に寄与していると考えられる。
（比較例１）
　比較例１は、実施例１と同様の条件で、熱酸化膜が形成されたＳｉ基板にＮｄ下地膜を形成せず、厚さ１８．２μｍであって、原子数比でＮｄ／（Ｎｄ＋Ｆｅ）＝０．１２５のＮｄ－Ｆｅ－Ｂ膜を成膜し、その後、パルス熱処理を施して、結晶化膜とした。次に、この薄膜について、パルス着磁を施して、希土類薄膜磁石を作製した。このようにして得られた希土類薄膜磁石について、実施例１と同様の方法で、ダイシングにより５×５ｍｍ角の試料を、２．５×２．５ｍｍへと四分割するように切削加工を行ったが、膜が剥離し、磁気特性を調べることができなかった。
（比較例２）
　比較例２は、実施例１と同様の条件で、熱酸化膜が形成されたＳｉ基板上に膜厚０．５μｍのＮｄ下地膜を形成した後、厚さ１３．５μｍであって、原子数比でＮｄ／（Ｎｄ＋Ｆｅ）＝０．１１８と、Ｎｄ組成が化学量論組成より不足した（Ｎｄ－ｐｏｏｒ）Ｎｄ－Ｆｅ－Ｂ膜を成膜し、その後、パルス熱処理を施して、結晶化膜とした。次に、この薄膜について、パルス着磁を施して、希土類薄膜磁石を作製した。このようにして得られた希土類薄膜磁石について、実施例１と同様、磁気特性などを調べた。その結果保磁力、残留磁化、（ＢＨ）ｍａｘは、それぞれ２１０ｋＡ／ｍ、０．１０Ｔ、１５ｋＪ／ｍ３と磁気特性が著しく低下することが確認された。なお、ダイシングにより５×５ｍｍ角の試料を、２．５×２．５ｍｍへと四分割するように切削加工を行ったが、膜の剥離や基板内破壊は認められなかった。
（比較例３）
　比較例３は、実施例１と同様の条件で、熱酸化膜が形成されたＳｉ基板上に膜厚５．１μｍのＮｄ下地膜を形成した後、厚さ１３．２μｍであって、原子数比でＮｄ／（Ｎｄ＋Ｆｅ）＝０．１２３のＮｄ－Ｆｅ－Ｂ膜を成膜し、その後、パルス熱処理を施して、結晶化膜とした。次に、この薄膜について、パルス着磁を施して、希土類薄膜磁石を作製した。このようにして得られた希土類薄膜磁石について、実施例１と同様の方法で、ダイシングにより５×５ｍｍ角の試料を、２．５×２．５ｍｍへと四分割するように切削加工を行ったが、膜の一部が剥離し、磁気特性を調べることができなかった。
　なお、比較例３のようにＮｄ下地膜を厚く堆積した場合には、Ｎｄ－Ｆｅ－Ｂ膜からＳｉ基板側への、パルス熱処理によるＦｅの拡散が不十分となり、Ｓｉ基板とＮｄ下地膜の間にＦｅ－Ｓｉ－Ｏからなる密着層の十分に形成できなかったために、膜の一部に剥離が生じたものと考えられる。
（比較例４）
　比較例４は、実施例１と同様の条件で、熱酸化膜が形成されたＳｉ基板上に膜厚１．１μｍのＮｄ下地膜を形成した後、厚さ５２．０μｍであって、原子数比でＮｄ／（Ｎｄ＋Ｆｅ）＝０．１３５のＮｄ－Ｆｅ－Ｂ膜を成膜し、その後、パルス熱処理を施して、結晶化膜とした。次に、この薄膜について、パルス着磁を施して、希土類薄膜磁石を作製した。このようにして得られた希土類薄膜磁石について、実施例１と同様の方法で、ダイシングにより５×５ｍｍ角の試料を、２．５×２．５ｍｍへと四分割するように切削加工を行ったが、膜の一部が剥離し、磁気特性を調べることができなかった。
　なお、比較例４のようにＮｄ－Ｆｅ－Ｂ膜の膜厚が５０μｍ超と厚い場合には、Ｎｄ下地膜があっても、上記Ｆｅ－Ｓｉ－Ｏからなる密着層の厚さに対して、Ｎｄ－Ｆｅ－Ｂ膜の厚みの割合が大きくなり過ぎ、機械的強度の関係上、剥離や基板の破壊を抑制しきれなかったものと考えられる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　本発明は、表面を酸化させたＳｉ基板上にＮｄ下地膜を形成し、その上に組成が原子数比で０．１２０≦Ｎｄ／（Ｎｄ＋Ｆｅ）＜０．１５０の条件式を満たすＮｄ－Ｆｅ－Ｂ膜が形成された希土類薄膜磁石であって、膜剥離や基板内破壊のなく、良好な磁気特性を有す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 (11)

  1. 　Ｎｄ、Ｆｅ、Ｂを必須成分とする希土類薄膜磁石であって、表面に酸化膜が存在するＳｉ基板上にＮｄ下地膜を第１層として備え、前記第１層の上にＮｄ－Ｆｅ－Ｂ膜を第２層として備えることを特徴とする希土類薄膜磁石。
  2. 　前記第２層のＮｄ－Ｆｅ－Ｂの組成（原子数比）が０．１２０≦Ｎｄ／（Ｎｄ＋Ｆｅ）＜０．１５０の条件式を満たすことを特徴とする請求項１記載の希土類薄膜磁石。
  3. 　前記第１層の膜厚が０．２μｍ以上５．０μｍ以下であることを特徴とする請求項１又は２に記載の希土類薄膜磁石。
  4. 　前記第２層の膜厚が５μｍ以上５０μｍ以下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. 　前記酸化膜が熱酸化膜であることを特徴とする請求項１～４のいずれか一項に記載の希土類薄膜磁石。
  6. 　前記Ｓｉ基板と前記Ｎｄ下地膜の間にＦｅ－Ｓｉ－Ｏからなる層を備えることを特徴とする請求項１～５のいずれか一項に記載の希土類薄膜磁石。
  7. 　残留磁化が０．５５Ｔ以上であること特徴とする請求項１～６のいずれか一項に記載の希土類薄膜磁石。
  8. 　保磁力が２１０ｋＡ／ｍ以上であることを特徴とする請求項１～７のいずれか一項に記載の希土類薄膜磁石。
  9. 　最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘが３６ｋＪ／ｍ３以上であることを特徴とする請求項１～８のいずれか一項に記載の希土類薄膜磁石。
  10. 　Ｓｉ基板上に酸化膜を形成し、次いで、レーザーパルスデポジション法により、前記Ｓｉ基板上にＮｄ下地膜の第１層を形成した後、Ｎｄ－Ｆｅ－Ｂ膜の第２層を形成し、その後、熱処理することを特徴とする希土類薄膜の製造方法。
  11. 　前記熱処理は、５００℃以上８００℃以下で行うことを特徴とする請求項１０に記載の希土類薄膜の製造方法。
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