JP2001237119A - 永久磁石薄膜およびその製造方法 - Google Patents
永久磁石薄膜およびその製造方法Info
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Abstract
磁力と高い残留磁束密度を併せ持った高性能永久磁石薄
膜材料とその製造方法を提供し、さらに当該永久磁石薄
膜を用いることで実現する応用製品を供する。 【解決手段】 高融点金属層2、4、6、8、および1
0と希土類合金磁性層3、5、7、9、11、および1
2とを交互に積層し、4層以上の積層構造を基板上に形
成する。高融点金属層2、4、6、8、および10は、
Ti、V、Cr、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta、およ
びWからなる群から選択された少なくとも1種類の材料
から形成され、5nm以上50nm以下の厚さを有す
る。希土類合金磁性層3、5、7、9、11、および1
2は、主たる構成相が正方晶R2Fe1 4B(RはNdお
よび/またはPr)であり、50nm以上500nm以
下の厚さを有している。
Description
びその製造方法に関する。特に、本発明は、小型モー
タ、マイクロアクチュエータ、磁気抵抗素子へのバイア
ス磁界印加素子、磁気記録媒体等に好適に用いられる永
久磁石薄膜に関する。
磁石薄膜を用いたマイクロモータやマイクロアクチュエ
ータなどの開発が進められている。この種のデバイスの
サイズや性能は、永久磁石薄膜の磁気特性に左右され
る。このため、永久磁石薄膜の材料として、最大磁気エ
ネルギー積の高いNd−Fe−B系磁石材料やSm−C
o系磁石材料が注目され、その研究開発が盛んに行われ
ている。なかでも、Nd−Fe−B系磁石材料の主相を
構成する正方晶Nd2Fe14B化合物は、その飽和磁化
がSmCo5やSm2Co17の飽和磁化よりも大きいた
め、高性能永久磁石薄膜の材料として注目されている。
ネルギー積が400kJ/m3を超えるNd−Fe−B
系磁石が作製され、商品化されているのに対し、正方晶
Nd 2Fe14B化合物を主体とする永久磁石薄膜は、磁
化および保磁力の両立を向上させることが困難であるた
め、現在、実用化に至っていない状況にある。
の両方を向上させることが困難である原因のひとつは、
薄膜堆積技術によって形成したNd−Fe−B系磁石の
磁気異方性が粉末冶金的手法等の方法によって作製され
たバルク状永久磁石に比較して低い点にある。
体を作製する際、磁界中で磁石粉末の配向を実行した
り、すべり変形を利用することによって、比較的容易に
強い磁気的な異方性を材料に付与することが可能であ
る。
性を利用した垂直磁化膜の製作例が例えばF.J.Ca
dieu,et al,IEEE Trans. Ma
gn. 22(1986)p.752等に開示されてい
る。しかし、その技術的な完成度は粉末冶金法で用いら
れている異方性化技術の水準に達していないと考えられ
る。
t al., Journal ofMagnetism
and Magnetic Materials 8
2(1989)p.48に開示されているように、正方
晶R2Fe14B化合物を主相とする薄膜には、しばしば
希土類金属酸化物などの意図しない不純物相の混入や生
成が発生する。このことも、永久磁石薄膜の特性改善を
阻む要因となっている。
した種々の試みがなされてきた。例えば、特開平7−6
916号公報は、希土類合金磁性薄膜の上に保護膜を配
した永久磁石薄膜を開示している。また特開平9−21
9313号公報は、希土類合金磁性薄膜の上下に保護膜
を配した永久磁石薄膜を開示している。
大気または基板との間での反応を防止し、それによって
希土類合金磁性薄膜の磁気特性が劣化しないようにする
機能を発揮している。
来技術では、希土類合金磁性膜と基板または大気とが直
接に接触することによって生じる反応を抑制し、そのよ
うな反応に起因する磁性膜の変質を防止することを目的
としていたため、希土類合金磁性膜の金属組織が充分に
制御されていなかった。そのため、保磁力は、正方晶R
2Fe14B化合物が本来持つ結晶磁気異方性エネルギー
から期待される値よりも低く、また、十分な残留磁束密
度も得られていない。
エネルギー積を現状よりも向上させる必要がある。その
ためには、堆積した希土類合金磁性層の金属組織を制御
し、その磁気異方性を更に向上させる必要がある。
のであり、その目的とするところは、金属組織を制御す
ることによって高い保磁力と高い残留磁束密度を併せ持
つ高性能永久磁石薄膜を提供することにある。また、本
発明の他の目的は、そのような永久磁石薄膜を用いた回
転機および磁気記録媒体を提供することにある。
膜は、高融点金属層と希土類合金磁性層とが交互に積層
された4層以上の積層構造を備えた永久磁石薄膜であっ
て、前記高融点金属層は、Ti、V、Cr、Zr、N
b、Mo、Hf、Ta、およびWからなる群から選択さ
れた少なくとも1種類の材料から形成されており、5n
m以上50nm以下の厚さを有し、前記希土類合金磁性
層は、主たる構成相が正方晶R2Fe14B(RはNdお
よび/またはPr)であり、50nm以上500nm以
下の厚さを有していることを特徴とする。
性層が磁気異方性を有している。
束密度(Br1)に対する前記面内方向に垂直な方向の残
留磁束密度(Br2)の比(Br2/Br1)が2以上である
ことが好ましい。
性層の数は3以上であることが好ましい。
性層の合計厚さ(tm)に対する高融点金属層の合計厚
さ(tn)の比率(tn/tm)が、0.01≦(tn/t
m)≦0.3を満足することが好ましい。
を支持する基板と前記積層構造との間に、緩衝層が形成
されている。
i、V、Cr、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta、および
Wからなる群から選択された少なくとも1種類の材料か
ら形成されている。
上層に保護層が形成される。
b、Mo、Hf、Ta、およびWからなる群から選択さ
れた少なくとも1種類の材料から形成されているもので
あってもよい。
300℃以上の融点を有する材料から形成された基板を
用意する工程と、Ti、V、Cr、Zr、Nb、Mo、
Hf、Ta、およびWからなる群から選択された少なく
とも1種類の材料から形成され、5nm以上50nm以
下の厚さを有する高融点金属層と、主たる構成相が正方
晶R2Fe14B(RはNdおよび/またはPr)であ
り、50nm以上500nm以下の厚さを有する希土類
合金磁性層とが交互に積層された4層以上の積層構造を
前記基板上に形成する工程とを包含する。
を前記基板上に形成する工程において、前記基板の温度
を300℃以上800℃以下の範囲に調整しながら前記
希土類合金磁性層を形成する。
において、前記基板の温度を300℃未満に調整しなが
ら前記希土類合金磁性層を形成し、前記積層構造を前記
基板上に形成した後、前記積層構造を400℃以上80
0℃以下の温度に加熱するようにしてもよい。
成中または形成後に、前記積層構造に対して磁界を印加
する工程を包含している。
久磁石薄膜を備えていることを特徴とする。
かの永久磁石薄膜を備えていることを特徴とする。
晶R2Fe14B化合物(RはNdおよび/またはPr)
であるR−Fe−B系合金層と、高融点金属からなる層
とを交互に重ねた種々の積層膜について、永久磁石特性
の検討を行った。その結果、R−Fe−B系合金層の金
属組織は、R−Fe−B系合金層の上下に配置された高
融点金属層の種類やR−Fe−B系合金層自身の厚さに
よって強く影響されることを見出し、本発明を想到する
に至った。
層と希土類合金磁性層とが交互に積層された4層以上の
積層構造を備えた永久磁石薄膜である。高融点金属層
は、Ti、V、Cr、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta、
およびWからなる群から選択された少なくとも1種類の
材料から形成されており、5nm以上50nm以下の厚
さを有している。また、希土類合金磁性層は、主たる構
成相が正方晶R2Fe14Bであり、50nm以上500
nm以下の厚さを有している。ここで、Rは、Nd、P
r、またはNdとPrの両方を含むものである。Feの
一部は、CoやNi等の遷移金属元素と置換していても
良い。
することによって、薄膜でありながらも、強い垂直磁気
異方性と高い保磁力の両方を達成した永久磁石を作製で
きることを見出した。
磁石薄膜について、その好ましい実施形態を詳細に説明
する。図1は、本実施形態における永久磁石薄膜の断面
構成を示している。
属層2、4、6、8、および10と希土類合金磁性層
3、5、7、9、および11とが交互に積層された10
層の積層構造を備えており、この積層構造が基板1の上
に設けられている。
は、Ti、V、Cr、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta、
およびWからなる群から選択された少なくとも1種類の
材料から形成されており、5nm以上50nm以下の厚
さを有している。
11の主たる構成相は、正方晶R2Fe14B(RはNd
および/またはPr)であり、その厚さは50nm以上
500nm以下に調整されている。本永久磁石において
は、このハード磁性相である正方晶R2Fe14B化合物
が磁気的性質を主に担う。なお、高保磁力を有する永久
磁石薄膜が必要とされる場合、各希土類合金磁性層の特
に好ましい厚さは、50nm以上200nm以下であ
る。また、積層構造中の希土類合金磁性層の数は3以上
であることが好ましい。
合う2つの希土類合金磁性層(例えば、磁性層3と磁性
層5)の間には、必ず、薄い高融点金属層(例えば、高
融点金属層4)が設けられている。本実施形態では、最
下層に位置する希土類合金磁性層3と基板1との間に
も、高融点金属層2が存在しているが、この高融点金属
層2は省略しても良い。また、図1の例では、最上層に
位置する希土類合金磁性層11上には高融点金属層が形
成されていないが、この希土類合金磁性層11上に他の
高融点金属層を設けても良い。
るという観点からは、高融点金属層の材料は任意では無
く、Ti、V、Cr、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta、
およびWからなる群から選択された少なくとも1種類の
材料から形成されている必要がある。希土類合金磁性層
中のR2Fe14B化合物は、堆積時または熱処理時に、
上記の材料から形成された高融点金属層と接している
と、その磁化容易軸を基板面に対して垂直な方向に配向
させる傾向がある。言いかえると、上記の高融点金属層
は、希土類合金磁性層の磁気異方性を高め、面に垂直な
残留磁束密度Brを向上させる機能を有している。
および10は、永久磁石薄膜中の希土類合金を膜厚方向
に分断することによって、正方晶R2Fe14B化合物の
結晶成長を抑えるように働く。その結果、希土類合金磁
性層3、5、7、9、および11の各々においては微細
な金属組織が形成され、保磁力が向上することになる。
図2は、単一の希土類合金層12を基板1上に形成した
従来の永久磁石薄膜の断面構成を示している。図1およ
び図2からわかるように、本実施形態の希土類合金磁性
層3、5、7、9、および11の合計厚さは、図2の希
土類合金磁性層12の厚さと略同じであるが、図1にお
ける希土類合金磁性層3、5、7、9、および11の各
々は高融点金属層4、6、8、および10の存在によっ
て分断されている。その結果、希土類合金磁性層3、
5、7、9、および11において、正方晶R2Fe14B
化合物の結晶成長が抑制され、その結晶組織が充分に微
細化される。このことは、保磁力の増大に大いに寄与す
ることとなる。
び10の各々の厚さが5nmを下回ると、上述した結晶
配向効果が十分に発現しないことがわかった。一方、高
融点金属層2、4、6、8、および10の各々の厚さが
50nmを超えると、非磁性の高融点金属原子が希土類
合金磁性層中に多く溶け込み、磁性層の結晶磁気異方性
エネルギーを減少させてしまうおそれがあることもわか
った。
まれた高融点金属層4、6、8、および10が厚くなり
すぎると、上下2層の希土類合金磁性層間の磁気的結合
が弱くなるため好ましくない。この磁気的結合の問題
は、高融点金属層が積層構造の最下層に位置している場
合や最上層に位置している場合には特に問題にならな
い。そのような位置にある高融点金属層は、むしろ保護
層としての機能が重要になるため、50nmを超える厚
さを有していても良い。
融点金属層の厚さの比率が大きくなりすぎると、Ti、
V、Cr、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta、およびWが
強磁性や常磁性でないために積層膜全体の磁化が低下す
るので好ましくない。このため、ひとつの永久磁石薄膜
を構成する希土類合金磁性層3、5、7、9、および1
1の合計厚さ(tm)に対する高融点金属層2、4、
6、8、および10の合計厚さ(tn)の比率(tn/t
m)は、0.01≦(tn/tm)≦0.3を満足するこ
とが好ましい。
くの熱平衡相及び準安定相の存在が知られているが、本
発明の永久磁石薄膜では、R−Fe−B合金層が主に正
方晶R2Fe14B化合物で構成されている。正方晶R2F
e14B化合物は、R−Fe−B系合金三元系で知られて
いる化合物中、結晶磁気異方性エネルギーが最も大き
く、従って高い保磁力を実現する。このために、希土類
合金磁性層に占めるR2Fe14B化合物の割合は、でき
るだけ大きいことが望ましい。
属組織や結晶粒子径にも依存することが知られている。
保磁力を向上させるには、結晶を微細化することによっ
て磁壁の移動を妨げることが望ましい。本発明による永
久磁石薄膜では、前述のように、希土類合金磁性層が高
融点金属層によって膜厚方向に分断されているため、正
方晶R2Fe14Bの結晶成長が各磁性層の厚さによって
制限される。故に、希土類合金磁性層を調整することに
よって、R2Fe14B化合物の結晶粒径を最適化し、保
磁力を増加させることができる。
ぎると、正方晶R2Fe14B結晶粒が粗大化するため、
保磁力が低下し、また、結晶成長の配向性も乱れるた
め、磁化も低下してしまう。従って、各希土類合金磁性
層の厚さは500nm以下であることが好ましい。一
方、各希土類合金磁性層の厚さが薄すぎると、積層構造
全体に占める非磁性層の存在比率が高くなる傾向がある
ため、積層構造全体の平均磁化レベルが低下するので好
ましくない。各希土類合金磁性層の厚さは50nm以上
であることが好ましい。
法の実施形態を説明する。
ら形成された基板を用意する。基板は、積層構造の形成
中、または、その後に、300℃以上の熱処理を受ける
ことになる。そのため、基板の材料は、300℃以上の
融点を持ち、上記の熱処理に耐える必要がある。更に、
基板は、薄膜形成中や加熱処理中に雰囲気ガスや堆積し
た材料と反応しにくく、化学的に安定な材料から形成さ
れていることが好ましい。このような基板として、Si
ウェハ、Mo板、ステンレス、各種鋼鈑、サファイヤ
板、石英板、ガラス板、Al2O3−TiC複合セラミッ
クス板などを好適に用いることができる。
と反応しやすい場合でも、そのような反応を抑制する緩
衝層で基板上面を覆っていれば問題ない。そのような緩
衝層として、Ti、V、Cr、Zr、Nb、Mo、H
f、Ta、およびWからなる群から選択された少なくと
も1種類の材料から形成された高融点金属層を用いても
良いし、他の安定な膜を用いて良い。なお、緩衝層の厚
さは、50nm以下に制限されない。
術を用いて、高融点金属層と希土類合金磁性層とを交互
に積層させた構造を基板上に形成する。積層構造を基板
上に形成する工程において、基板の温度を300℃以上
800℃以下の範囲に調整する方法と、積層構造を基板
上に形成する工程では、基板の温度を300℃未満に調
整し、積層構造を基板上に形成した後に、400℃以上
800℃以下の熱処理を行う方法の何れを採用しても良
い。
意であり、例えばシースヒータや赤外線ランプヒータに
よって直接または間接的に基板を加熱してもよい。ま
た、積層構造形成後に行う加熱処理は、永久磁石薄膜を
酸化しないように真空中または不活性ガス雰囲気中で実
行することが望ましい。この加熱処理の時間は、熱処理
温度によっても異なるが、例えば、熱処理温度が600
℃のとき、0.2〜2時間程度の加熱処理を行うことが
好ましい。
または希土類金属を含む合金は、容易に酸化するため、
堆積工程は堆積装置内の雰囲気を高真空または不活性ガ
スとすることが望ましい。好ましい薄膜堆積方法として
は、スパッタ法の他、真空蒸着法やレーザーアブレーシ
ョン法などが挙げられる。これらの方法によって堆積さ
れた層の化学的、物理的、金属組織的特性は、堆積工程
時の諸条件に左右される。R−Fe−B系合金は非晶質
化しやすいので、堆積時の基板温度を前述の範囲に制御
するか、または、堆積後の加熱処理によって、結晶化す
る必要がある。
する場合は、基板材料は化学的に安定でしかもヨーク材
として適当な材料、例えば、珪素鋼鈑やパーマロイ板な
どを用いることが望ましい。
用する場合は、永久磁石薄膜の上にダイヤモンド状カー
ボンなどからなる保護膜を設けることが望ましい。この
記録媒体を垂直磁気記録用媒体として用いる場合は、永
久磁石薄膜と基板との間にNi−Pやパーマロイ膜など
の裏打ち層を設けることが望ましい。
℃に加熱したAl2O3−TiCセラミック基板の上に、
DCダイオードマグネトロンスパッタ装置で、Ta、M
b、Zr、Ti層のいずれか一種からなる高融点金属層
とNd−Fe−B合金層(希土類合金磁性層)とを交互
に積層した複数の試料を作製した。本実施例では、全て
の試料について、Nd−Fe−B合金層の合計厚さを1
000nm(200nm×5)とした。各試料における
積層構造および磁気特性を下記の表1に示す。
施例であり、試料No.1、および試料No.9〜13
は比較例である。
ぞれ、純金属ターゲットを用い、投入電力3〜6W/c
m2、Ar圧力0.5Pa、堆積速度0.1〜0.8n
m/sの条件で行った。、Nd−Fe−B合金層の形成
は、ターゲットに原子比でNd14Fe71B15の組成を有
する鋳造合金を用い、投入電力10W/cm2、Ar圧
力0.5Pa、堆積速度3nm/sの条件で行った。
却した後、取り出し、試料振動型磁力計で膜面内方向と
膜面に垂直な方向の磁化曲線を測定した。そのデータを
もとに、Nd−Fe−B合金層のみが一様に磁化される
ものと仮定して特性値を計算し、それによって得た残留
磁束密度Brと保磁力HcJを表1に示している。
載されている「基板/[Ti(20nm)/Nd−Fe
−B(200nm)]×5」の標記は、「厚さ20nm
のTi層と厚さ200nmのNd−Fe−B合金層を交
互に積層した構造が基板上に形成されており、その積層
構造中に含まれるTi層およびNd−Fe−B合金層の
層数が何れも5である」ということを示している。
cJは、いずれも、単層のNd−Fe−B合金層のみを形
成した比較例(試料No.1)の保磁力HcJに比べて大
きい。また、実施例では、膜面内方向の残留磁束密度B
r1よりも膜面に垂直な方向の残留磁束密度Br2が高く、
いわゆる垂直磁気異方性が示されている。特に、試料N
o.3〜7の場合、膜面内方向の残留磁束密度Br1に対
する膜面に垂直な方向の残留磁束密度Br2の比率(Br2
/Br1)は5以上の高い値となっている。
示し、試料No.3の実施例の磁化曲線を図4に示す。
これらの磁化曲線を比較すると明らかなように、実施例
における垂直方向の残留磁束密度Br2は単層のNd−F
e−B合金層における垂直方向の残留磁束密度Br2に比
べて著しく高くなっており、垂直磁気異方性が向上して
いることがわかる。
熱したAl2O3−TiCセラミック基板の上に、DCダ
イオードマグネトロンスパッタ装置で、20nmのTa
層と200nmのPr−Fe−B合金層を交互にそれぞ
れ5層積層した試料と、Pr−Fe−B合金層のみを1
000nmの厚さに形成した試料を作製した。各試料に
ついて、積層構造および磁気特性を下記の表2に示す。
であり、試料No.14が比較例である。
い、投入電力6W/cm2、Ar圧力0.5Pa、堆積
速度0.8nm/sの条件で行った。Pr−Fe−B合
金層の形成は、ターゲットに原子比でPr14Fe72B14
の組成を有する鋳造合金を用い、投入電力10W/cm
2、Ar圧力0.5Pa、堆積速度3nm/sの条件で
行った。
却した後、取り出し、試料振動型磁力計で膜面内方向と
膜面に垂直な方向の磁化曲線を測定した。そのデータを
もとに、Pr−Fe−B合金層のみが一様に磁化される
ものと仮定して特性値を計算し、それによって得た残留
磁束密度と保磁力を表2に示している。
cJは、単層のPr−Fe−B合金層のみを形成した比較
例(試料No.14)の保磁力HcJに比べて大きい。ま
た、実施例では、面内方向の残留磁束密度Br1よりも面
に垂直な方向の残留磁束密度Br2が極めて高く、垂直磁
気異方性が示されている。
2O3−TiCセラミック基板上に、DCダイオードスパ
ッタリング法によって20nmのTa層と200nmの
Nd−Fe−B合金層を交互にそれぞれ5層積層した試
料と、Nd−Fe−B合金層のみ1000nm成膜した
試料を作製した。各試料について、積層構造および熱処
理条件を下記の表3に示す。
であり、試料No.16が比較例である。
い、投入電力6W/cm2、Ar圧力0.5Pa、堆積
速度0.8nm/sの条件で行った。Nd−Fe−B合
金層の形成は、ターゲットに原子比でNd14Fe71B15
の組成を有する鋳造合金を用い、投入電力10W/cm
2、Ar圧力0.5Pa、堆積速度3nm/sの条件で
行った。
の熱処理を行った。その後、試料振動型磁力計を用い
て、この試料の膜面内方向と膜面に垂直方向の磁化曲線
を測定した。そのデータをもとに、Nd−Fe−B合金
層のみが一様に磁化されるものと仮定して特性値を計算
し、それによって得た残留磁束密度と保磁力を表4に示
す。
cJは、単層のNd−Fe−B合金層のみを形成した比較
例(試料No.16)の保磁力HcJに比べて格段に大き
い。また、実施例では、面内方向の残留磁束密度Br1よ
りも面に垂直な方向の残留磁束密度Br2が極めて高く、
垂直磁気異方性が示されている。
石薄膜は、高い保磁力と垂直磁気異方性を発揮すること
ができる。
に組み込み、定格条件で動作させたところ、良好な特性
が得られた。また、そのトルクを測定したところ、従来
の膜に比べて上昇していた。一方、本発明による永久磁
石薄膜を磁気記録媒体に使用したところ、高出力、高S
/N比が得られた。
合物の結晶配向性が向上し、膜面に垂直な方向に高い残
留磁束密度を持つ異方性磁石を実現することができる。
また、本発明によれば、正方晶R2Fe14B化合物の金
属組織が微細化するため、保磁力の向上を達成すること
ができる。
断面図である。
を示すグラフである。横軸が外部磁界の大きさを示し、
縦軸が磁化強度を示している。
を示すグラフである。横軸が外部磁界の大きさを示し、
縦軸が磁化強度を示している。
Claims (15)
- 【請求項1】 高融点金属層と希土類合金磁性層とが交
互に積層された4層以上の積層構造を備えた永久磁石薄
膜であって、 前記高融点金属層は、Ti、V、Cr、Zr、Nb、M
o、Hf、Ta、およびWからなる群から選択された少
なくとも1種類の材料から形成されており、5nm以上
50nm以下の厚さを有し、 前記希土類合金磁性層は、主たる構成相が正方晶R2F
e14B(RはNdおよび/またはPr)であり、50n
m以上500nm以下の厚さを有していることを特徴と
する永久磁石薄膜。 - 【請求項2】 前記希土類合金磁性層が磁気異方性を有
していることを特徴とする請求項1に記載の永久磁石薄
膜。 - 【請求項3】 前記希土類合金磁性層の面内方向の残留
磁束密度(Br1)に対する前記面内方向に垂直な方向の
残留磁束密度(Br2)の比(Br2/Br1)が2以上であ
ることを特徴とする請求項2に記載の永久磁石薄膜。 - 【請求項4】 前記積層構造に含まれる前記希土類合金
磁性層の数が3以上であることを特徴とする請求項1か
ら3の何れかに記載の永久磁石薄膜。 - 【請求項5】 前記積層構造に含まれる前記希土類合金
磁性層の合計厚さ(t m)に対する前記高融点金属層の
合計厚さ(tn)の比率(tn/tm)が、0.01≦
(tn/tm)≦0.3を満足することを特徴とする請求
項1から4の何れかに記載の永久磁石薄膜。 - 【請求項6】 前記積層構造を支持する基板と前記積層
構造との間に、緩衝層が形成されていることを特徴とす
る請求項1から5の何れかに記載の永久磁石薄膜。 - 【請求項7】 前記緩衝層は、Ti、V、Cr、Zr、
Nb、Mo、Hf、Ta、およびWからなる群から選択
された少なくとも1種類の材料から形成されていること
を特徴とする請求項6に記載の永久磁石薄膜。 - 【請求項8】 前記積層構造の最上層に保護層が形成さ
れていることを特徴とする請求項1から5の何れかに記
載の永久磁石薄膜。 - 【請求項9】 前記保護層は、Ti、V、Cr、Zr、
Nb、Mo、Hf、Ta、およびWからなる群から選択
された少なくとも1種類の材料から形成されていること
を特徴とする請求項8に記載の永久磁石薄膜。 - 【請求項10】 300℃以上の融点を有する材料から
形成された基板を用意する工程と、 Ti、V、Cr、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta、およ
びWからなる群から選択された少なくとも1種類の材料
から形成され、5nm以上50nm以下の厚さを有する
高融点金属層と、主たる構成相が正方晶R2Fe14B
(RはNdおよび/またはPr)であり、50nm以上
500nm以下の厚さを有する希土類合金磁性層とが交
互に積層された4層以上の積層構造を前記基板上に形成
する工程とを包含する永久磁石薄膜の製造方法。 - 【請求項11】 前記積層構造を前記基板上に形成する
工程では、前記基板の温度を300℃以上800℃以下
の範囲に調整しながら前記希土類合金磁性層を形成する
ことを特徴とする請求項10に記載の永久磁石薄膜の製
造方法。 - 【請求項12】 前記積層構造を前記基板上に形成する
工程では、前記基板の温度を300℃未満に調整しなが
ら前記希土類合金磁性層を形成し、前記積層構造を前記
基板上に形成した後、前記積層構造を400℃以上80
0℃以下の温度に加熱することを特徴とする請求項10
に記載の永久磁石薄膜の製造方法。 - 【請求項13】 前記積層構造の形成中または形成後
に、前記積層構造に対して磁界を印加する工程を包含し
ている請求項8から10の何れかに記載の永久磁石薄膜
の製造方法。 - 【請求項14】 請求項1から9の何れかに記載の永久
磁石薄膜を有する回転機。 - 【請求項15】 請求項1から9の何れかに記載の永久
磁石薄膜を有する磁気記録媒体。
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