DE102014105778B4

DE102014105778B4 - R-t-b-basierter permanentmagnet

Info

Publication number: DE102014105778B4
Application number: DE102014105778.3A
Authority: DE
Inventors: Ryuji Hashimoto; c/o TDK Corporation Suzuki Kenichi; c/o TDK Corporation Choi Kyung-Ku
Original assignee: TDK Corp
Current assignee: TDK Corp
Priority date: 2013-04-25
Filing date: 2014-04-24
Publication date: 2016-09-08
Anticipated expiration: 2034-04-25
Also published as: CN104124019A; JP2014216461A; US9396852B2; CN104124019B; JP5565498B1; DE102014105778A1; US20140320245A1

Abstract

R-T-B-basierter Permanentmagnet, welcher Folgendes aufweist: eine R-T-B-basierte Struktur, bei der R R1 oder Ce ist und bei der eine R1-T-B-basierte Kristallschicht und eine Ce-T-B-basierte Kristallschicht gestapelt sind, wobei R1 wenigstens ein Seltenerdelement mit Ausnahme von Ce repräsentiert und T wenigstens ein Übergangsmetallelement repräsentiert, das Fe oder die Kombination von Fe und Co als wesentlichen Bestandteil enthält, und wobei Ce Cer, B Bor, Fe Eisen und Co Cobalt sind.

Description

Die vorliegende Erfindung betrifft einen seltenerdbasierten Permanentmagneten, insbesondere einen durch selektives Ersetzen eines Teils des R im R-T-B-basierten Permanentmagneten durch Ce erhaltenen Permanentmagneten.
HINTERGRUND
Der R-T-B-basierte Permanentmagnet (R repräsentiert ein Seltenerdelement und T repräsentiert Fe oder Fe, wobei ein Teil davon durch Co ersetzt wurde) mit einer tetragonalen Verbindung R₂T₁₄B als Hauptphase hat bekanntermaßen ausgezeichnete magnetische Eigenschaften und wurde als ein repräsentativer Permanentmagnet mit guten Funktionseigenschaften angesehen, seit er 1982 erfunden wurde (Patentdokument 1: offengelegte japanische Patentveröffentlichung Nr. Sho 59-46008 ).
Insbesondere haben die R-T-B-basierten Permanentmagnete, bei denen das Seltenerdelement R aus Nd, Pr, Dy, Ho oder Tb besteht, hohe magnetische Anisotropiefelder Ha und werden weit verbreitet als Permanentmagnetmaterialien verwendet. Von diesen wird der Nd-Fe-B-basierte Permanentmagnet, der Nd als Seltenerdelement R aufweist, im Haushalt von Personen, in der Industrie, in Transportgeräten und dergleichen weit verbreitet verwendet, weil er ein gutes Gleichgewicht zwischen der Sättigungsmagnetisierung Is, der Curie-Temperatur Tc und dem magnetischen Anisotropiefeld Ha aufweist. Der R-Fe-B-basierte Permanentmagnet wurde in den letzten Jahren jedoch immer weit verbreiteter verwendet, wodurch eine schnelle Erhöhung des Verbrauchs von Nd oder Pr und dergleichen hervorgerufen wurde. Demgemäß müssen Nd oder Pr und dergleichen als wertvolle Ressourcen effektiv verwendet werden, und die Materialkosten des R-Fe-B-basierten Permanentmagneten müssen verringert werden.
In einer anderen Hinsicht ergibt sich das Problem, dass der R-Fe-B-basierte Permanentmagnet für die Kristallisation eine große Energiemenge benötigt. Ferner tritt auch das Problem auf, dass die magnetischen Eigenschaften infolge der Einmischung von Verunreinigungen aus der Umgebung verschlechtert werden, falls eine thermische Behandlung bei einer hohen Temperatur bereitgestellt wird, um die Kristallisation auszuführen. In dieser Hinsicht ist es erforderlich, dass der R-Fe-B-basierte Permanentmagnet bei einer niedrigen Temperatur kristallisiert werden kann.
PATENTDOKUMENTE

Patentdokument 1: offengelegte japanische Patentveröffentlichung Nr. Sho 59-46008
Patentdokument 2: offengelegte japanische Patentveröffentlichung Nr. Hei 6-6776
Patentdokument 3: offengelegte japanische Patentveröffentlichung Nr. Hei 6-942
Patentdokument 4: offengelegte japanische Patentveröffentlichung Nr. Hei 6-2930

Ce ist als ein Seltenerdelement R bekannt, das den niedrigsten Schmelzpunkt und die niedrigste eutektische Temperatur mit Fe unter den Seltenerdelementen aufweist und eine R-T-B-basierte Kristallschicht bei einer niedrigen Temperatur bilden kann. Zusätzlich weist Ce ein reiches Ressourcenvolumen auf und zeigt eine hohe Koerzitivkraft. Patentdokument 2 betrifft einen gesinterten Magneten und einen harzgebondeten Magneten mit geringen Kosten und einer hohen Leistungsfähigkeit. Das heißt, dass ein solcher Magnet eine Zusammensetzung Ce-La-(Didymium; eine Nd-Pd-Legierung)-Fe mit einem hinzugefügten Halbmetall (mit hinzugefügten Halbmetallen) aufweist und durch die Formel Ce_1-x-y-zPr_xNd_yLa_z(Fe_1-mM_m)_n in Form von Atomverhältnissen repräsentiert ist, wobei M aus einem oder zwei oder mehr Elementen besteht, die aus der aus B, C, Si, Ge, P und S bestehenden Gruppe ausgewählt sind, wobei x, y, z, t, m und n in die Bereiche 0,1 ≤ x ≤ 0,5, 0,1 ≤ y ≤ 0,85, 0 ≤ z ≤ 0,1, 0,02 ≤ m ≤ 0,1, 0 ≤ n ≤ 8,0 und 0 < 1 – x – y – z < 0,8 fallen. Hier ist La ein wesentlicher Bestandteil. Zu den Eigenschaften dieser Magnetart gehört eine Koerzitivkraft von wenigstens 581 kA/m.
Ferner betrifft Patentdokument 3 auch einen gesinterten Magneten und einen harzgebondeten Magneten mit geringen Kosten und einer hohen Leistungsfähigkeit. Er weist eine Zusammensetzung auf, bei der Ce-La-(Didymium; eine Nd-Pd-Legierung)-Fe-B durch Co ersetzt ist und die Koerzitivkraft 629 kA/m betragen kann.
Zusätzlich betrifft Patentdokument 4 auch einen gesinterten Magneten und einen harzgebondeten Magneten mit geringen Kosten und einer hohen Leistungsfähigkeit. Er weist eine Zusammensetzung auf, bei der Ce-La-(Didymium; eine Nd-Pd-Legierung)-Fe durch M ersetzt ist und die Koerzitivkraft wenigstens 597 kA/m betragen kann.
Die Koerzitivkraft von jedem dieser Magnete ist viel niedriger als jene des Nd-T-B-basierten Magneten, die etwa 796 kA/m beträgt. Demgemäß ist es schwierig, sie für das Ersetzen der herkömmlichen Nd-T-B-basierten Magnete zu verwenden.
ZUSAMMENFASSUNG
Die vorliegende Erfindung wird durch Erkennen der vorstehend erwähnten Situation erreicht. Eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung besteht darin, einen solchen Permanentmagneten bereitzustellen, dessen magnetische Eigenschaften nicht erheblich verringert sind und der bei einer niedrigen Temperatur hergestellt werden kann, verglichen mit dem R-T-B-basierten Permanentmagneten, der weit verbreitet im Haushalt von Personen, in der Industrie, in Transportgeräten und dergleichen verwendet wird.
Zum Lösen der vorstehend erwähnten Probleme und zum Erreichen der Aufgabe ist ein Permanentmagnet vorgesehen, der eine R-T-B-basierte Struktur aufweist, bei der eine R1-T-B-basierte Kristallschicht (wobei R1 wenigstens ein Seltenerdelement mit Ausnahme von Ce repräsentiert und T wenigstens ein Übergangsmetallelement repräsentiert, das Fe oder die Kombination von Fe und Co als wesentlichen Bestandteil enthält) und eine Ce-T-B-basierte Kristallschicht gestapelt sind. Mit einer solchen Struktur kann ein Permanentmagnet erhalten werden, dessen magnetische Eigenschaften nicht erheblich verringert sind und der bei einer niedrigen Temperatur hergestellt werden kann, verglichen mit den herkömmlichen R-T-B-basierten Permanentmagneten.
Gemäß der vorliegenden Erfindung weist R R1 und Ce auf. In dieser Hinsicht kann Ce, das ein reiches Ressourcenvolumen aufweist, effektiv verwendet werden. Zusätzlich hat Ce den niedrigsten Schmelzpunkt und die niedrigste eutektische Temperatur mit Fe unter den Seltenerdelementen und kann eine R-T-B-basierte Kristallschicht bei einer niedrigen Temperatur bilden. Andererseits tritt das Problem auf, dass das magnetische Anisotropiefeld verringert ist. Demgemäß haben die Erfinder herausgefunden, dass durch Stapeln der R1-T-B-basierten Kristallschicht und der Ce-T-B-basierten Kristallschicht ein hohes magnetisches Anisotropiefeld der R1-T-B-basierten Kristallschicht aufrechterhalten werden kann, während die Kristallisierungstemperatur durch die Ce-T-B-basierte Kristallschicht verringert werden kann, und haben so die vorliegende Erfindung erreicht.
Die Kristallisierungstemperatur von R1-T-B kann auch verringert werden, indem abwechselnd R1-T-B und Ce-T-B gestapelt werden. Insbesondere wird die Ce-T-B-basierte Kristallschicht bei einer niedrigen Kristallisierungstemperatur gebildet, und R1-T-B wird dann auf die Ce-T-B-basierte Kristallschicht gestapelt, wodurch die eutektische Temperatur im Grenzbereich verringert wird. Daher kann der R1-T-B-Kristall selbst bei einer niedrigen Temperatur gebildet werden. Anschließend wachsen die um den Grenzbereich gebildeten R1-T-B-basierten Kristalle, so dass die Kristallisierungstemperatur der gesamten R1-T-B-Phase verringert wird.
Beim R-T-B-basierten Permanentmagneten gemäß der vorliegenden Erfindung reicht das Atomverhältnis zwischen R1 und Ce (d. h. R1/Ce) vorzugsweise von 0,1 bis 10. Durch Einstellen des Atomverhältnisses in diesen Bereich wird ein Gleichgewicht zwischen dem hohen magnetischen Anisotropiefeld der R1-T-B-basierten Kristallschicht und dem Effekt erreicht, dass die Kristallisierungstemperatur der Ce-T-Bbasierten Kristallschicht gesenkt werden kann. Insbesondere können gute magnetische Eigenschaften erreicht werden.
Beim R-T-B-basierten Permanentmagneten gemäß der vorliegenden Erfindung ist es bevorzugt, dass die Dicke sowohl der R1-T-B-basierten Kristallschicht als auch der Ce-T-B-basierten Kristallschicht wenigstens 0,6 nm und höchstens 300 nm beträgt. Durch Einstellen der Dicken dieser Schichten in diesen Bereich werden die Koerzitivkraftinduktionsmechanismen von den einzelnen magnetischen Domänen auch teilweise erzeugt. Insbesondere kann eine hohe Koerzitivkraft erreicht werden.
Gemäß der vorliegenden Erfindung kann eine Koerzitivkraft, die höher ist als jene des R-T-B-basierten Permanentmagneten, bei dem Ce als R verwendet wird, aufrechterhalten werden, indem die R1-T-B-basierte Kristallschicht und die Ce-T-B-basierte Kristallschicht im R-T-B-basierten Permanentmagneten unter Hinzufügung von Ce gestapelt werden. Ferner kann die Kristallisierungstemperatur verglichen mit den herkömmlichen R-T-B-basierten Permanentmagneten, bei denen Nd, Pr, Dy, Ho und/oder Tb als R verwendet werden, verringert werden.
DETAILLIERTE BESCHREIBUNG VON AUSFÜHRUNGSFORMEN
Die Wege zum Ausführen der vorliegenden Erfindung (Ausführungsformen) werden detailliert beschrieben. Die vorliegende Erfindung ist jedoch nicht durch die folgenden Ausführungsformen beschränkt. Zusätzlich können die nachstehend beschriebenen Elemente solche Elemente, die Fachleuten leicht einfallen werden, und Elemente, die im Wesentlichen die gleichen sind, enthalten. Zusätzlich können die nachstehend beschriebenen Elemente geeignet kombiniert werden.
Der R-T-B-basierte Permanentmagnet gemäß der vorliegenden Ausführungsform enthält 11 bis 18 at% Seltenerdelemente. Hier weist das R gemäß der vorliegenden Erfindung R1 und Ce als wesentliche Bestandteile auf. R1 repräsentiert wenigstens ein Seltenerdelement mit Ausnahme von Ce. Falls der R-Anteil niedriger als 11 at% ist, ist die Erzeugung der im R-T-B-basierten Permanentmagneten enthaltenen R₂T₁₄B-Phase nicht ausreichend, das weichmagnetische α-Fe und dergleichen fällt aus und die Koerzitivkraft wird erheblich verringert. Falls der R-Anteil andererseits größer als 18 at% ist, nimmt der Volumenanteil der R₂T₁₄B-Phase ab und die Restflussdichte nimmt ab. Weil R mit O reagiert, nimmt, während der darin enthaltene O-Anteil zunimmt, ferner die bei der Erzeugung der Koerzitivkraft wirksame R-reiche Phase ab, was zu einer Verringerung der Koerzitivkraft führt.
Gemäß der vorliegenden Ausführungsform enthält das vorstehend erwähnte Seltenerdelement R R1 und Ce. R1 repräsentiert wenigstens ein Seltenerdelement mit Ausnahme von Ce. Hier könnte R1 auch andere Bestandteile enthalten, die vom Ausgangsmaterial abgeleitete Verunreinigungen oder während des Herstellungsprozesses eingemischte Verunreinigungen sind. Falls zusätzlich ein hohes magnetisches Anisotropiefeld als erwünscht angesehen wird, ist R1 vorzugsweise Nd, Pr, Dy, Ho und/oder Tb. Angesichts des Preises der Ausgangsmaterialien und der Korrosionsbeständigkeit ist Nd bevorzugt.
Der R-T-B-basierte Permanentmagnet gemäß der vorliegenden Ausführungsform enthält 5 bis 8 at% B. Falls der B-Anteil kleiner als 5 at% ist, kann keine hohe Koerzitivkraft erreicht werden. Falls der B-Anteil andererseits größer als 8 at% ist, nimmt die Restmagnetdichte gewöhnlich ab. Demgemäß wird die Obergrenze des B-Anteils auf 8 at% gelegt.
Der R-T-B-basierte Permanentmagnet gemäß der vorliegenden Ausführungsform kann höchstens 4,0 at% Co enthalten. Co bildet die gleiche Phase wie Fe, es trägt jedoch zur Verbesserung der Curie-Temperatur und der Korrosionsbeständigkeit der Korngrenzenphase bei. Ferner kann der R-T-B-basierte Permanentmagnet gemäß der vorliegenden Ausführungsform 0,01 bis 1,2 at% von Al und/oder Cu enthalten. Durch die Aufnahme von Al und/oder Cu im vorstehend erwähnten Bereich können eine hohe Koerzitivkraft, eine hohe Korrosionsbeständigkeit und verbesserte Temperatureigenschaften des sich ergebenden Permanentmagneten erreicht werden.
Der R-T-B-basierte Permanentmagnet gemäß der vorliegenden Ausführungsform darf auch andere Elemente enthalten. Beispielsweise können solche Elemente, wie Zr, Ti, Bi, Sn, Ga, Nb, Ta, Si, V, Ag, Ge und dergleichen, geeignet enthalten sein. Andererseits ist es bevorzugt, dass Verunreinigungselemente, wie O, N, C und dergleichen, auf ein äußerst niedriges Niveau verringert werden. Insbesondere beträgt der Anteil von O, der die magnetischen Eigenschaften beschädigt, vorzugsweise höchstens 5000 ppm und bevorzugter höchstens 3000 ppm. Dies liegt daran, dass die Phase der Seltenerdoxide als die nicht magnetischen Bestandteile im Volumen zunimmt, falls O in einem hohen Anteil enthalten ist, was zu verschlechterten magnetischen Eigenschaften führt.
Der R-T-B-basierte Permanentmagnet gemäß der vorliegenden Ausführungsform hat eine R-T-B-basierte Struktur, bei der die R1-T-B-basierte Kristallschicht und die Ce-T-B-basierte Kristallschicht gestapelt sind. Durch das Stapeln der R1-T-B-basierten Kristallschicht und der Ce-T-B-basierten Kristallschicht kann das hohe magnetische Anisotropiefeld der R1-T-B-basierten Kristallschicht aufrechterhalten werden, während die Kristallisierungstemperatur durch die Ce-T-B-basierte Kristallschicht verringert werden kann.
Hier liegt das Atomverhältnis zwischen R1 und Ce (d. h. R1/Ce) vorzugsweise im Bereich von wenigstens 0,1 und höchstens 10. Durch Einstellen des Atomverhältnisses in diesen Bereich wird ein Gleichgewicht zwischen dem hohen magnetischen Anisotropiefeld der R1-T-B-basierten Kristallschicht und der Wirkung des Verringerns der Kristallisierungstemperatur der Ce-T-B-basierten Kristallschicht erreicht. Insbesondere können hohe magnetische Eigenschaften erreicht werden. Es besteht jedoch keine Einschränkung auf dieses Atomverhältnis, beispielsweise wenn eine Schicht auf die Oberfläche aufgebracht wird und eine lokale Verbesserung angestrebt wird.
Ferner beträgt die Dicke sowohl der R1-T-B-basierten Kristallschicht als auch der Ce-T-B-basierten Kristallschicht vorzugsweise wenigstens 0,6 nm und höchstens 300 nm. Die kritische Teilchengröße in der einzelnen magnetischen Domäne liegt sowohl für Nd₂T₁₄B als auch für Ce₂Fe₁₄B bei etwa 300 nm. Demgemäß werden durch Stapeln jeder Schicht mit einer Dicke, die kleiner oder gleich der jeweiligen kritischen Teilchengröße ist, die Koerzitivkraftinduktionsmechanismen von der einzelnen magnetischen Domäne teilweise auch vom Keimbildungstyp erzeugt, welcher der allgemeine Koerzitivkraftinduktionsmechanismus beim R-T-B-basierten Permanentmagneten ist. Auf diese Weise kann eine hohe Koerzitivkraft erreicht werden. Andererseits beträgt der interatomare Abstand in c-Achsenrichtung bei der R₂T₁₄B-Kristallstruktur etwa 0,6 nm. Falls die Schichtdicke höchstens 0,6 nm beträgt, kann die gestapelte Struktur aus der R1-T-B-basierten Kristallschicht und der Ce-T-B-basierten Kristallschicht nicht gebildet werden. Falls die Stapelung mit einer Dicke von weniger als 0,6 nm ausgeführt wird, wird eine Kristallstruktur von R₂T₁₄B erhalten, bei der ein Teil von R1 und Ce zufällig angeordnet ist.
Nachstehend werden die bevorzugten Beispiele des Herstellungsverfahrens gemäß der vorliegenden Erfindung beschrieben.
Die Verfahren zum Herstellen des R-T-B-basierten Permanentmagneten umfassen Sintern, schnell gequenchte Verfestigung, Dampfabscheidung, HDDR und dergleichen. Ein Beispiel des Herstellungsverfahrens, das durch Sputtern unter Dampfabscheidung ausgeführt wird, wird nachstehend beschrieben.
Als Material werden zuerst die Targetmaterialien präpariert. Die Targetmaterialien sind ein R1-T-B-legiertes Targetmaterial und ein Ce-T-B-legiertes Targetmaterial mit einer gewünschten Zusammensetzung. Weil die Sputterausbeute jedes Elements verschieden ist, kann es hier eine Abweichung zwischen dem Zusammensetzungsverhältnis der Targetmaterialien und dem Zusammensetzungsverhältnis des durch Sputtern gebildeten Films geben, und es ist eine Einstellung erforderlich. Wenn eine Vorrichtung mit drei oder mehr Sputtermitteln verwendet wird, können Einzelelementtargetmaterialien für jedes von R1, Ce, T und B präpariert werden, um das Sputtern in gewünschten Verhältnissen auszuführen. Ferner kann das Sputtern auch in gewünschten Verhältnissen ausgeführt werden, indem Materialien mit einem Teil der legierten Targetmaterialien, wie R1, Ce und T-B, verwendet werden. Wenn in ähnlicher Weise andere Elemente, wie Zr, Ti, Bi, Sn, Ga, Nb, Ta, Si, V, Ag, Ge und dergleichen, geeignet enthalten sein müssen, können sie auch durch die Verwendung der zwei Verfahren aufgenommen werden, welche die legierten Targetmaterialien bzw. Einzelelementtargetmaterialien aufweisen. Andererseits werden die Verunreinigungselemente, wie O, N, C und dergleichen, vorzugsweise so weit wie möglich verringert, so dass auch der Anteil der in den Targetmaterialien enthaltenen Verunreinigungen so weit wie möglich verringert wird.
Während der Lagerung werden die Targetmaterialien von den Oberflächen aus oxidiert. Insbesondere schreitet die Oxidation schnell fort, wenn Einzelelementtargetmaterialien von Seltenerdelementen, wie R1 und Ce, verwendet werden. Daher ist vor der Verwendung dieser Targetmaterialien ein ausreichendes Sputtern wesentlich, um ihre reinen Oberflächen freizulegen.
Für das Basismaterial, das durch Sputtern als Film gebildet wird, können verschiedene Metalle, Glas, Silicium, Keramiken und dergleichen für die Verwendung ausgewählt werden. Weil die Behandlung bei einer hohen Temperatur wesentlich ist, um eine gewünschte Kristallstruktur zu erhalten, sind Materialien mit hohen Schmelzpunkten bevorzugt. Ferner wird zusätzlich zur Widerstandsfähigkeit gegen die Hochtemperaturbehandlung als eine Maßnahme zum Lösen des Problems, dass die Haftung am R-T-B-Film manchmal nicht ausreichend ist, gewöhnlich die Haftung verbessert, indem ein Basisfilm aus Cr oder Ti, Ta, Mo und dergleichen bereitgestellt wird. Um die Oxidation des R-T-B-Films zu verhindern, kann ein Schutzfilm aus Ti, Ta, Mo und dergleichen auf dem R-T-B-Film bereitgestellt werden.
In Bezug auf die Filmbildungsvorrichtung zum Sputtern wird die Vakuumkammer vorzugsweise auf 10^–6 Pa oder darunter, bevorzugter auf 10^–8 Pa oder darunter, evakuiert, weil es bevorzugt ist, dass Verunreinigungselemente, wie O, N, C und dergleichen, maximal verringert werden. Um einen Hochvakuumzustand zu erhalten, wird vorzugsweise eine Basismaterialzufuhrkammer, die mit der Filmbildungskammer verbunden ist, bereitgestellt. Weil es wesentlich ist, das Sputtern ausreichend auszuführen, um die reinen Oberflächen der Targetmaterialien freizulegen, bevor die Targetmaterialien verwendet werden, weist die Filmbildungsvorrichtung dann vorzugsweise ein Abschirmungsmittel auf, das unter einem Vakuumzustand zwischen den Basismaterialien und den Targetmaterialien betrieben werden kann. Als Sputterverfahren ist zum maximalen Verringern des Anteils von Verunreinigungselementen das Verfahren zum Magnetronsputtern bevorzugt, das unter einer Ar-Atmosphäre mit einem niedrigeren Druck ausgeführt werden kann. Weil die Fe und Co enthaltenden Targetmaterialien die Leckage erheblich verringern könnten und das Sputtern schwierig wäre, ist es notwendig, eine geeignete Dicke des Targetmaterials zu wählen. Die Leistung für das Sputtern kann eine DCLeistung oder eine HF-Leistung sein, was von den Targetmaterialien abhängt.
Zur Verwendung der Targetmaterialien und der Basismaterialien, die vorstehend erwähnt wurden, um eine gestapelte Struktur der R1-T-B-basierten Kristallschicht und der Ce-T-B-basierten Kristallschicht zu präparieren, werden das Sputtern des R1-T-B-legierten Targetmaterials und jenes des Ce-T-B-legierten Targetmaterials abwechselnd ausgeführt. Wenn die Einzelelementtargetmaterialien für jedes von R1, Ce, T und B verwendet werden, wird das Sputtern der drei Targetmaterialien von R1, T und B in einem gewünschten Verhältnis gefolgt vom Sputtern der drei Targetmaterialien von Ce, T und B in einem gewünschten Verhältnis ausgeführt. Durch abwechselndes Wiederholen des Sputterns ist es möglich, eine gestapelte Struktur ähnlich jener zu erhalten, die durch die Verwendung der legierten Targetmaterialien erhalten wird. Während des Sputterns der drei Targetmaterialien, wie R1, T und B sowie Ce, T und B, kann das Sputtern entweder durch ein beliebiges ausgewähltes aus einem gleichzeitigen Sputtern von drei Targetmaterialien oder einem Mehrschichtsputtern, bei dem jedes Element individuell gesputtert wird, ausgeführt werden. Selbst im Fall eines Mehrschichtsputterns wird die R-T-B-basierte Kristallstruktur infolge der thermodynamischen Stabilität durch Ausführen des Stapelns mit geeigneten Verhältnissen und Dicken, gefolgt von einer Erwärmung, gebildet. Ferner kann die gestapelte Struktur durch Transportieren der Basismaterialien innerhalb der Filmbildungsvorrichtung präpariert werden, um das Sputtern verschiedener Targetmaterialien in getrennten Kammern auszuführen.
Die Anzahl der Wiederholungen in der gestapelten Struktur kann auf eine beliebige Zahl von wenigstens einem Satz gelegt werden, wobei ein Satz durch Stapeln einer R1-T-B-basierten Kristallschicht und einer Ce-T-B-basierten Kristallschicht erhalten wird.
Die Dicke der R-T-B-basierten Kristallschicht bezieht sich auf jene, die an einem Endabschnitt beginnt, bis zum anderen Endabschnitt in der Ebene, in der R, Fe und B vorhanden sind. Die Kristallstruktur von R₂T₁₄B kann leicht erkannt werden, weil sie durch Stapeln der Ebene, in der R, Fe und B vorhanden sind, und der aus Fe bestehenden Schicht (als σ-Schicht bezeichnet) in c-Achsenrichtung gebildet wird.
Die Dicken der R1-T-B-basierten Kristallschicht und der Ce-T-B-basierten Kristallschicht in der gestapelten Struktur können durch Einstellen des Pulvers und der Prozessdauer des Sputterns auf beliebige Dicken eingestellt werden. Durch Festlegen einer Differenz zwischen der Dicke der R1-T-B-basierten Kristallschicht und jener der Ce-T-B-basierten Kristallschicht kann das Atomverhältnis zwischen R1 und Ce (R1/Ce) eingestellt werden. Ferner ist es auch möglich, einen Dickengradient durch Ändern der Dicken bei jeder Wiederholung bereitzustellen. Hier ist es erforderlich, die Rate der Filmbildung für die Dickeneinstellung vorab zu bestimmen. Die Bestimmung der Rate der Filmbildung erfolgt durch Messen des mit einer vorgegebenen Leistung in einer vorgegebenen Zeit gebildeten Films unter Verwendung eines Schrittmessgeräts vom Berührungstyp. Auch kann ein in einer Filmbildungsvorrichtung bereitgestelltes Kristalloszillator Filmdickenmessgerät verwendet werden.
Beim Sputtern wird das Basismaterial auf 400 bis 700°C erwärmt und entsprechend kristallisiert. Andererseits ist es während des Sputterns auch möglich, das Basismaterial durch Halten des Basismaterials bei Raumtemperatur und Unterziehen des Basismaterials einer thermischen Behandlung bei 400 bis 1100°C nach der Filmbildung zu kristallisieren. In dieser Hinsicht besteht der R-T-B-Film nach der Filmbildung gewöhnlich aus feinen Kristallen von etwa einigen zehn Nanometern oder einer amorphen Substanz, und die Kristalle wachsen durch die thermische Behandlung. Um die Oxidation und Nitrierung so weit wie möglich zu verringern, wird die thermische Behandlung vorzugsweise unter Vakuum oder in einer Inertatmosphäre ausgeführt. Für den gleichen Zweck ist es bevorzugter, dass die thermischen Behandlungsmittel und die Filmbildungsvorrichtung im Vakuum transportiert werden können. Die thermische Behandlung wird vorzugsweise in einer kurzen Zeit ausgeführt, und es ist ausreichend, wenn die Zeit 1 Minute bis 1 Stunde beträgt. Auch können der Erwärmungsprozess bei der Filmbildung und die thermische Behandlung in einer beliebigen Kombination ausgeführt werden.
Hier werden die R1-T-B-basierte Kristallschicht und die Ce-T-B-basierte Kristallschicht durch die Energie vom Sputtern und die Energie von der Erhitzung des Basismaterials kristallisiert. Die Energie vom Sputtern ermöglicht das Sputtern von Teilchen, die am Basismaterial haften, und verschwindet, sobald sich der Kristall bildet. Andererseits wird die Energie von der Erhitzung des Basismaterials während der Filmbildung kontinuierlich bereitgestellt. Mit der thermischen Energie bei 400 bis 700°C schreitet die Diffusion der R1-T-B-basierten Kristallschicht und der Ce-T-B-basierten Kristallschicht jedoch kaum voran, so dass die gestapelte Struktur aufrechterhalten bleibt. Das Gleiche geschieht bei der thermischen Behandlung nach der Filmbildung bei einer niedrigen Temperatur. Das heißt, dass, während das Wachstum der Teilchen feiner Kristalle durch die thermische Energie bei 400 bis 1100°C fortschreitet, die Diffusion der R1-T-B-basierten Kristallschicht und der Ce-T-B-basierten Kristallschicht kaum fortschreitet, so dass die gestapelte Struktur aufrechterhalten bleibt. Infolge der thermodynamischen Stabilität geschieht jedoch manchmal Diffusion an einer anderen Grenzfläche als der R-T-B-basierten Kristallschicht wie z. B. an der Basisschicht.
Die Kristallisierungstemperatur von R1-T-B kann auch verringert werden, indem R1-T-B und Ce-T-B abwechselnd gestapelt werden. Zuerst kann die Ce-T-B-basierte Kristallschicht bei einer niedrigen Kristallisierungstemperatur gebildet werden, weil Ce den niedrigsten Schmelzpunkt und die niedrigste eutektische Temperatur mit Fe unter den Seltenerdelementen aufweist. Dann wird R1-T-B auf die Ce-T-B-basierte Kristallschicht aufgebracht, wobei die eutektische Temperatur im Grenzbereich verringert wird, weshalb davon ausgegangen wird, dass der R1-T-B-Kristall selbst bei einer niedrigen Temperatur gebildet werden kann. Danach wächst die im Grenzbereich erzeugte R1-T-B-basierte Kristallschicht, so dass die Kristallisierungstemperatur der gesamten R1-T-B-Phase verringert werden kann. Zusätzlich ist die Wirkung des Verringerns der Kristallisierungstemperatur der gesamten R1-T-B-Phase stets ein an der äußersten Oberfläche induziertes Phänomen, so dass der Nachteil, dass die Basisschicht leicht diffundiert, nicht auftritt.
Wenngleich der gemäß der vorliegenden Ausführungsform hergestellte gestapelte Körper unverändert direkt als ein Filmmagnet verwendet werden kann, kann er auch weiter zu einem seltenerdbasierten Bondmagneten oder einem seltenerdbasierten gesinterten Magneten verarbeitet werden. Das Herstellungsverfahren wird nachstehend beschrieben.
Es wird ein Beispiel des Herstellungsverfahrens für den seltenerdbasierten Bondmagneten beschrieben. Zuerst wird der durch Sputtern gebildete Film mit einer gestapelten Struktur vom Basismaterial abgelöst und dann einer Feinpulverisierung unterzogen. Danach werden ein Harzbindemittel, das Harze enthält, sowie die Hauptpulver in einer unter Druck stehenden Knetmaschine in der Art eines unter Druck stehenden Knetwerks geknetet, und die Verbindung (Zusammensetzung) für den seltenerdbasierten Bondmagneten präpariert, wobei die Verbindung das Harzbindemittel und das Pulver des R-T-B-basierten Permanentmagneten mit einer gestapelten Struktur enthält. Das Harz umfasst thermisch härtende Harze, wie Epoxidharz, Phenolharz und dergleichen, oder thermoplastische Harze, wie styrenbasierte, olefinbasierte, polyurethanbasierte, polyesterbasierte, polyamidbasierte Elastomere, Ionomere, Ethylen-Propylen-Copolymere (EPM), Ethylen-Ethylacrylatcopolymere und dergleichen. Unter diesen ist das beim Kompressionsformen verwendete Harz vorzugsweise das thermisch härtende Harz und bevorzugter das Epoxidharz oder das Phenolharz. Zusätzlich ist das beim Spritzgießen verwendete Harz vorzugsweise das thermoplastische Harz. Ferner können, falls gewünscht, Verbundmittel oder andere Zusatzstoffe zur Verbindung für den seltenerdbasierten Bondmagneten hinzugefügt werden.
Für das Verhältnis zwischen den R-T-B-basierten Permanentmagnetpulvern und den Harzen, die im seltenerdbasierten Bondmagneten enthalten sind, ist es bevorzugt, dass auf der Grundlage von 100 Massenprozent Hauptpulver wenigstens 0,5 Massenprozent und höchstens 20 Massenprozent Harze enthalten sind. Auf der Grundlage von 100 Massenprozent der R-T-B-basierten Permanentmagnetpulver wird die Formerhaltungseigenschaft gewöhnlich beeinträchtigt, falls der Harzgehalt kleiner als 0,5 Massenprozent ist. Falls der Harzgehalt größer als 20 Massenprozent ist, können ausreichend gute magnetische Eigenschaften gewöhnlich nur schwer erzielt werden.
Nach der Herstellung der Verbindung für den seltenerdbasierten Bondmagneten kann, indem die Verbindung für den seltenerdbasierten Bondmagneten dem Spritzgießen unterzogen wird, ein seltenerdbasierter Bondmagnet erhalten werden, der die R-T-B-basierten Permanentmagnetpulver mit einer gestapelten Struktur und Harze enthält. Falls der seltenerdbasierte Bondmagnet durch Spritzgießen präpariert wird, wird die Verbindung für den seltenerdbasierten Bondmagneten bis auf die Schmelztemperatur des Bindemittels (des thermoplastischen Harzes) erwärmt und nimmt, falls erforderlich, den flüssigen Zustand an. Dann wird die Verbindung für den seltenerdbasierten Bondmagneten dem Spritzgießen in einer Form mit einer vorgegebenen Gestalt unterzogen und geformt. Dann wird das geformte Produkt (d. h. der seltenerdbasierte Bondmagnet) mit einer vorgegebenen Gestalt nach dem Abkühlen aus der Form entnommen. Auf diese Weise wird ein seltenerdbasierter Bondmagnet erhalten. Das Herstellungsverfahren des seltenerdbasierten Bondmagneten ist nicht auf das vorstehend erwähnte Spritzgießverfahren beschränkt. Beispielsweise kann die Verbindung für den seltenerdbasierten Bondmagneten auch dem Kompressionsformen unterzogen werden, um einen seltenerdbasierten Bondmagneten zu erhalten, der die R-T-B-basierten Permanentmagnetpulver und Harze enthält. Wenn der seltenerdbasierte Bondmagnet durch Kompressionsformen erzeugt wird, wird die Verbindung für den seltenerdbasierten Bondmagneten nach der Präparation in eine Form mit einer vorgegebenen Gestalt gefüllt. Nach Ausüben eines Drucks wird das geformte Produkt (d. h. der seltenerdbasierte Bondmagnet) mit einer vorgegebenen Gestalt aus der Form entnommen. Der Prozess des Formens und Entnehmens der Verbindung für den seltenerdbasierten Bondmagneten unter Verwendung einer Form kann unter Verwendung einer Kompressionsformungsmaschine in der Art einer mechanischen Presse oder einer Öldruckpresse und dergleichen ausgeführt werden. Danach wird das geformte Produkt gehärtet, indem es in einen Ofen in der Art eines Heizofens oder eines Vakuumtrocknungsofens gegeben wird und Wärme angewendet wird, wodurch ein seltenerdbasierter Bondmagnet erhalten wird.
Die Gestalt des geformten seltenerdbasierten Bondmagneten ist nicht besonders beschränkt. Entsprechend der Gestalt der verwendeten Form in der Art einer Plattenform, einer Säulenform und einer Form mit kreisförmigem Querschnitt ändert sich die Gestalt des seltenerdbasierten Bondmagneten entsprechend. Ferner kann die Oberfläche des sich ergebenden seltenerdbasierten Bondmagneten zum Verhindern einer Verschlechterung der Oxidationsschicht, der Harzschicht und dergleichen an der Oberfläche einem Überzug oder Beschichtung unterzogen werden.
Wenn die Verbindung für den seltenerdbasierten Bondmagneten zu der beabsichtigten vorgegebenen Gestalt geformt wird, kann der sich durch das Formen ergebende geformte Körper auch durch Anlegen eines Magnetfelds in einer spezifischen Richtung orientiert werden. Auf diese Weise wird ein anisotroper seltenerdbasierter Bondmagnet mit besseren magnetischen Funktionseigenschaften erhalten, weil der seltenerdbasierte Bondmagnet in einer spezifischen Richtung orientiert ist.
Ein Beispiel des Herstellungsverfahrens für den seltenerdbasierten gesinterten Magneten wird nachstehend beschrieben. Wie vorstehend erwähnt wurde, werden die Pulver des R-T-B-basierten Permanentmagneten mit einer gestapelten Struktur durch das Kompressionsformen oder dergleichen so gebildet, dass sie eine vorgesehene Gestalt aufweisen. Die Gestalt des durch Formen der Pulver des R-T-B-basierten Permanentmagneten mit einer gestapelten Struktur erhaltenen geformten Körpers ist nicht besonders beschränkt. Die Gestalt des seltenerdbasierten gesinterten Magneten ändert sich entsprechend der Gestalt der verwendeten Form in der Art einer Plattenform, einer Säulenform und einer Form mit einem kreisförmigen Querschnitt.
Dann wird beispielsweise eine thermische Behandlung 1 bis 10 Stunden lang in einem Vakuum oder einer Inertatmosphäre bei einer Temperatur von 1000°C bis 1200°C auf den geformten Körper angewendet, um das Brennen auszuführen. Dementsprechend wird ein gesinterter Magnet (ein seltenerdbasierter gesinterter Magnet) erhalten. Nach dem Brennen wird der sich ergebende seltenerdbasierte gesinterte Magnet bei einer Temperatur gehalten, die niedriger ist als jene beim Brennen, wodurch eine Alterungsbehandlung auf diesen seltenerdbasierten gesinterten Magneten angewendet wird. Die Behandlungsbedingungen der Alterungsbehandlung werden abhängig von den Zeiten des Anwendens der Alterungsbehandlung geeignet eingestellt. Beispielsweise kann die Alterungsbehandlung ein zweistufiger Erwärmungsprozess sein, bei dem eine Erwärmung 1 bis 3 Stunden lang bei 700°C bis 900°C und dann 1 bis 3 Stunden lang bei 500°C bis 700°C angewendet wird, oder ein einstufiger Erwärmungsprozess, bei dem eine Erwärmung 1 bis 3 Stunden lang bei etwa 600°C ausgeführt wird. Eine solche Alterungsbehandlung kann die magnetischen Eigenschaften des seltenerdbasierten gesinterten Magneten verbessern.
Der sich ergebende seltenerdbasierte gesinterte Magnet kann zu gewünschten Größen zerlegt werden, oder die Oberflächen können geglättet werden, so dass er zu einer vorgegebenen Gestalt präpariert wird. Auch kann der sich ergebende seltenerdbasierte gesinterte Magnet einem Überzug oder einer Beschichtung auf den Oberflächen unterzogen werden, um zu verhindern, dass die Oxidationsschicht oder die Harzschicht oder dergleichen verschlechtert wird.
Wenn die Pulver des R-T-B-basierten Permanentmagneten mit einer gestapelten Struktur geformt werden, so dass er eine vorgesehene vorgegebene Gestalt aufweist, kann der geformte Körper ferner durch Anlegen eines Magnetfelds in einer spezifischen Richtung orientiert werden. Auf diese Weise kann ein anisotroper seltenerdbasierter gesinterter Magnet mit einer besseren magnetischen Funktionsweise erhalten werden, weil der seltenerdbasierte gesinterte Magnet in einer spezifischen Richtung orientiert ist.
BEISPIELE
Nachstehend wird die vorliegende Erfindung durch Beispiele und Vergleichsbeispiele spezifisch beschrieben. Die vorliegende Erfindung ist jedoch nicht durch die folgenden Beispiele beschränkt.
Als Targetmaterialien wurden das Nd-Fe-B-legierte Targetmaterial, das Pr-Fe-B-legierte Targetmaterial und das Ce-Fe-B-legierte Targetmaterial präpariert, indem die durch Sputtern gebildeten Filme auf die Zusammensetzung Nd₁₅Fe₇₈B₇, Pr₁₅Fe₇₈B₇ und Ce₁₅Fe₇₈B₇ eingestellt wurden. Das Siliziumsubstrat wurde als das für die Filmbildung verwendete Basismaterial präpariert. Die Bedingungen wurden folgendermaßen festgelegt. Die Targetmaterialien hatten einen Durchmesser von 76,2 mm, die Größe des Basismaterials war 10 mm × 10 mm, und die Ebene des Films wurde ausreichend gleichmäßig gehalten.
Eine Vorrichtung, in der die Gase auf 10^–8 Pa oder weniger evakuiert werden können und mehrere Sputtermittel im selben Tank angeordnet waren, wurde als Filmbildungsvorrichtung verwendet. Dann wurden in der Filmbildungsvorrichtung das Nd-Fe-B-legierte Targetmaterial, das Pr-Fe-B-legierte Targetmaterial, das Ce-Fe-B-legierte Targetmaterial und das Ta-Targetmaterial, das für den Basisfilm und den Schutzfilm verwendet wurde, bereitgestellt. Das Sputtern wurde durch das Magnetronsputtern ausgeführt, wobei eine Ar-Atmosphäre auf 1 Pa gesetzt war und ein HF-Generator verwendet wurde. Die Leistung des HF-Generators und die Zeit für die Filmbildung wurden entsprechend der Zusammensetzung der Proben eingestellt.
Bei der Filmbildung wurde Ta zu einem Film mit 50 nm als Basisfilm gebildet. Dann wurden die Dicken der R1-Fe-B-Schicht und der Ce-Fe-B-Schicht entsprechend jedem Beispiel und Vergleichsbeispiel eingestellt, und das Sputtern wurde entsprechend ausgeführt. Ähnlich wurden das Sputtern von Pr-Fe-B und jenes von Ce-Fe-B ausgeführt. Das Sputtern wurde auf der Grundlage der Zusammensetzung der Proben durch drei Verfahren ausgeführt. Bei einem Verfahren wurde das Sputtern von zwei Targetmaterialien abwechselnd ausgeführt, beim zweiten Verfahren wurde das Sputtern von zwei Targetmaterialien gleichzeitig ausgeführt, und beim dritten Verfahren wurde das Sputtern eines Targetmaterials ausgeführt. Nach der Bildung des R-Fe-B-Films wurde Ta zu einem Film mit 50 nm als Schutzfilm gebildet.
Während der Filmbildung wurde das Siliziumsubstrat (d. h. das Basismaterial) auf 450°C erwärmt, um den R-Fe-B-Film zu kristallisieren. Zum Vergleich wurde ein Teil der Proben auf 600°C erwärmt. Nach der Filmbildung der magnetischen Schicht wurde ein Schutzfilm bei 200°C gebildet und aus der Filmbildungsvorrichtung entnommen, nachdem er im Vakuum auf Raumtemperatur abgekühlt wurde. Die präparierten Proben sind in Tabelle 1 dargestellt.
Nach der Beurteilung der magnetischen Eigenschaften wurden die präparierten Proben der plasmaangeregten Atomemissions-Spektrometrie (ICP-AES) unterzogen, wobei bestätigt wurde, dass das Atomverhältnis den Vorgaben entsprach.

Die magnetischen Eigenschaften jeder Probe wurden unter Verwendung eines Vibrationsmagnetometers (VSM) durch Anlegen eines Magnetfelds von ±4 T an die Filmebene in senkrechter Richtung gemessen. Tabelle 2 zeigt die magnetischen Eigenschaften der in Tabelle 1 aufgelisteten Proben. Die Messung wurde bei 23°C ausgeführt. Table 2

	Br (mT)	HcJ (kA/m)
Beispiel 1	1115	939
Beispiel 2	952	859
Beispiel 3	1080	883
Beispiel 4	621	477
Beispiel 5	599	537
Beispiel 6	739	549
Beispiel 7	1085	955
Beispiel 8	1103	915
Beispiel 9	1079	879
Beispiel 10	1077	879
Beispiel 11	734	545
Beispiel 12	748	557
Beispiel 13	609	462
Beispiel 14	1082	883
Vergleichsbeispiel 1	350	159
Vergleichsbeispiel 2	350	151
Vergleichsbeispiel 3	415	263
Vergleichsbeispiel 4	249	87

Beim Vergleich der Beispiele und der Vergleichsbeispiele 1 und 2 zeigte sich, dass bessere magnetische Eigenschaften in den Beispielen aufrechterhalten wurden, in denen das Sputtern von zwei Targetmaterialien abwechselnd ausgeführt wurde. Dies lag daran, dass das hohe magnetische Anisotropiefeld der R1-Fe-B-basierten Kristallschicht durch Stapeln der R1-Fe-B-basierten Kristallschicht und der Ce-Fe-B-basierten Kristallschicht aufrechterhalten wurde, während die Kristallisierungstemperatur durch die Ce-Fe-B-basierte Kristallschicht verringert wurde.
Anhand des Vergleichs zwischen den Beispielen zeigt sich, dass ein Gleichgewicht zwischen dem hohen magnetischen Anisotropiefeld der R1-Fe-B-basierten Kristallschicht und der verringerten Kristallisierungstemperatur der Ce-T-B-basierten Kristallschicht erreicht wurde, falls das Atomverhältnis zwischen R1 und Ce (d. h. R1/Ce) auf wenigstens 0,1 und höchstens 10 eingestellt wurde. Insbesondere wurden bessere magnetische Eigenschaften erreicht.
Beim Vergleich der Beispiele zeigt sich, dass der Koerzitivkraftinduktionsmechanismus von den einzelnen magnetischen Domänen teilweise auch erzeugt wurde, falls die Dicke sowohl der R1-Fe-B-basierten Kristallschicht als auch der Ce-Fe-B-basierten Kristallschicht auf wenigstens 0,6 nm und höchstens 300 nm eingestellt wurde. Insbesondere wurde eine hohe Koerzitivkraft erreicht.
Beim Vergleich von Vergleichsbeispiele 1 und Beispiel 7 zeigte sich, dass gute magnetische Eigenschaften selbst dann aufrechterhalten wurden, wenn R1 von Nd zu Pr geändert wurde.

An den erzeugten Proben wurde eine Zusammensetzungsanalyse der Querschnitte ausgeführt, um zu untersuchen, ob Ta (die Basisschicht) als Verunreinigungen in den magnetischen Film diffundierte. Während der Analyse wurden die Proben zuerst unter Verwendung einer fokussierten Ionenstrahlvorrichtung bearbeitet und dann durch ein Rastertransmissionselektronenmikroskop (STEM) betrachtet. Ferner wurde eine Elementanalyse durch röntgenenergiedispersive Spektroskopie (EDS) ausgeführt. Der Durchmesser des Flecks bei der EDS betrug 1 nm bis 2 nm, und das Zentrum des Ta-Basisfilms in Dickenrichtung wurde als Messpunkt 1 festgelegt. Von diesem Punkt an wurden insgesamt 5 Punkte in der Richtung zum magnetischen Film analysiert, wobei der Abstand zwischen jeweils zwei benachbarten Punkten 100 nm betrug, abgesehen davon, dass die ersten beiden Punkte 50 nm getrennt waren. Die durch Ausführen der gleichen Messung an 5 Punkten erhaltenen Ergebnisse wurden dann gemittelt. Die Proben von Beispiel 3 und von Vergleichsbeispiel 3 wurden verwendet, und die Ergebnisse sind in Tabelle 3 dargestellt. Tabelle 3

	Messpunkt	Nd (at%)	Ce (at%)	Fe (at%)	B (at%)	Ta (at%)
Beispiel 3	1	0,0	0,0	0,0	0,0	100,0
	2	0,0	11,8	82,3	5,9	0,0
	3	11,8	0,0	82,4	5,8	0,0
	4	0,0	11,9	82,2	5,9	0,0
	5	11,8	0,0	82,2	6,0	0,0
Vergleichsbeispiel 3	1	0,0	0,0	0,0	0,0	100,0
	2	8,5	0,0	59,5	4,3	27,7
	3	9,6	0,0	67,1	4,9	18,4
	4	10,5	0,0	72,9	5,2	11,4
	5	10,9	0,0	75,8	5,4	7,9

Aus der Zusammensetzungsanalyse in Beispiel 3 kann entnommen werden, dass eine gestapelte Struktur der R1-Fe-B-basierten Kristallschicht und der Ce-Fe-B-basierten Kristallschicht gebildet wurde und dass die Diffusion der Ta-Basisschicht bei einer Filmbildungstemperatur von 450°C verhindert werden kann. Andererseits konnte Vergleichsbeispiel 3 entnommen werden, dass eine R1-Fe-B-basierte Einzelkristallschicht gebildet wurde, die Diffusion der Ta-Basisschicht jedoch bei einer Filmbildungstemperatur von 600°C auftrat. Demgemäß schienen die magnetischen Eigenschaften schlechter als die vorhergesagten zu sein, was den Einfluss der Diffusion der Ta-Basisschicht aufzeigt.
In Vergleichsbeispiel 4 wurde die R1-Fe-B-basierte Einzelkristallschicht bei einer Filmbildungstemperatur von 450°C erzeugt. Die magnetischen Eigenschaften waren jedoch so schlecht, dass davon ausgegangen wurde, dass die Kristallisation nicht ausreichend ablaufen konnte.

Claims

R-T-B-basierter Permanentmagnet, welcher Folgendes aufweist: eine R-T-B-basierte Struktur, bei der R R1 oder Ce ist und bei der eine R1-T-B-basierte Kristallschicht und eine Ce-T-B-basierte Kristallschicht gestapelt sind, wobei R1 wenigstens ein Seltenerdelement mit Ausnahme von Ce repräsentiert und T wenigstens ein Übergangsmetallelement repräsentiert, das Fe oder die Kombination von Fe und Co als wesentlichen Bestandteil enthält, und wobei Ce Cer, B Bor, Fe Eisen und Co Cobalt sind.
R-T-B-basierter Permanentmagnet nach Anspruch 1, wobei das Atomverhältnis zwischen R1 und Ce (R1/Ce) wenigstens 0,1 und höchstens 10 ist.
R-T-B-basierter Permanentmagnet nach Anspruch 1 oder 2, wobei die R1-T-B-basierte Kristallschicht und die Ce-T-B-basierte Kristallschicht jeweils eine Dicke von wenigstens 0,6 nm und höchstens 300 nm aufweisen.
R-T-B-basierter Filmpermanentmagnet, welcher Folgendes aufweist: eine R-T-B-basierte Struktur, bei der R R1 oder Ce ist und bei der eine R1-T-B-basierte Kristallschicht und eine Ce-T-B-basierte Kristallschicht gestapelt sind, wobei R1 wenigstens ein Seltenerdelement mit Ausnahme von Ce repräsentiert und T wenigstens ein Übergangsmetallelement repräsentiert, das Fe oder die Kombination von Fe und Co als wesentlichen Bestandteil enthält, und wobei Ce Cer, B Bor, Fe Eisen und Co Cobalt sind.
R-T-B-basierter Filmpermanentmagnet nach Anspruch 4, wobei das Atomverhältnis zwischen R1 und Ce (R1/Ce) wenigstens 0,1 und höchstens 10 ist.
R-T-B-basierter Filmpermanentmagnet nach Anspruch 4 oder 5, wobei die R1-T-B-basierte Kristallschicht und die Ce-T-B-basierte Kristallschicht jeweils eine Dicke von wenigstens 0,6 nm und höchstens 300 nm aufweisen.
R-T-B-basiertes Permanentmagnetpulver, welches Folgendes aufweist: eine R-T-B-basierte Struktur, bei der R R1 oder Ce ist und bei der eine R1-T-B-basierte Kristallschicht und eine Ce-T-B-basierte Kristallschicht gestapelt sind, wobei R1 wenigstens ein Seltenerdelement mit Ausnahme von Ce repräsentiert und T wenigstens ein Übergangsmetallelement repräsentiert, das Fe oder die Kombination von Fe und Co als wesentlichen Bestandteil enthält, und wobei Ce Cer, B Bor, Fe Eisen und Co Cobalt sind.
R-T-B-basiertes Permanentmagnetpulver nach Anspruch 7, wobei das Atomverhältnis zwischen R1 und Ce (R1/Ce) wenigstens 0,1 und höchstens 10 ist.
R-T-B-basiertes Permanentmagnetpulver nach Anspruch 7 oder 8, wobei die R1-T-B-basierte Kristallschicht und die Ce-T-B-basierte Kristallschicht jeweils eine Dicke von wenigstens 0,6 nm und höchstens 300 nm aufweisen.
Bondmagnet unter Verwendung des Permanentmagnetpulvers nach einem der Ansprüche 7 bis 9.
Gesinterter Magnet unter Verwendung des Permanentmagnetpulvers nach einem der Ansprüche 7 bis 9.