JP2004356544A - 厚膜交換スプリング磁石、その製造方法及び磁石モータ - Google Patents

Abstract

【課題】スパッタにより、人工的に制御された多層構造を作る技術は既存の技術であるが、従来技術は本発明が対照とする電気電子機器の小型・軽量化に対応するミリサイズメ−トル以下の高出力電磁モ−タ、アクチュエ−タ等の要求に応える膜厚５０〜３００μｍの範囲を中心とした高性能永久磁石の作製には不向きである。
【解決手段】パルスレ−ザディポジッション（ＰＬＤ）によるＮｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ膜の超高速堆積技術により、人工的に制御されたナノ組織を交互に積み上げて交換スプリング磁石を作製する。ＰＬＤ法を用いたナノ構造のマニュピュレ−ション技術を厚膜交換スプリング磁石に適用できる。
【選択図】 図４

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、ミリサイズメ−トル以下の電磁モ−タ、アクチュエ−タ等に適用される高飽和磁化の３ｄ遷移金属合金層（例えば（−Ｆｅ、Ｆｅ_３Ｂ相）、及び前記平均膜厚以下の高保磁力の４ｆ希土類合金層（例えばＲ_２ＴＭ_１４Ｂ相）を交互に積層した多層構造の厚膜交換スプリング磁石、その製造方法及び磁石モ−タに関する。
【０００２】
【従来の技術】
電気電子機器の小型・軽量化に対応して、ミリサイズメ−トル以下の高出力電磁モ−タ、アクチュエ−タ等が求められている。これらの要求に応えるキ−デバイスとしては、膜厚５０〜３００μｍの範囲を中心とした永久磁石材料の高性能化が求められている。現在、バルク磁石で最高の最大エネルギ−積（ＢＨ）ｍａｘを有するＲ−ＴＭ−Ｂ系磁石の（ＢＨ）ｍａｘを上回る可能性のある有力材料としては交換スプリング磁石が挙げられる。交換スプリング磁石は、高飽和磁化の３ｄ遷移金属合金相（例えば（−Ｆｅ、Ｆｅ_３Ｂ相）と高保磁力の４ｆ希土類合金相（例えばＲ_２ＴＭ_１４Ｂ相）の２種類のナノメ−トルスケ−ルの相からなる微細結晶組織で構成する磁石で、非特許文献１：Ｃｏｅｈｏｏｒｎ等（Ｊ．ｄｅＰｈｙｓ．ｖｏｌ．４９，ｐ６６９（１９８８））や非特許文献２：Ｋｎｅｌｌｅｒ等（ＩＥＥＥ Ｔｒａｎｓ．Ｍａｇ．ｖｏｌ．２７，ｐ３５８８（１９９１））によって提案された。高飽和磁化の３ｄ遷移金属合金相（例えば（−Ｆｅ、Ｆｅ_３Ｂ）と高保磁力の４ｆ希土類合金相（例えばＲ_２ＴＭ_１４Ｂ）とを組み合わせ、これらを交換相互作用により磁気的に結合させて、高（ＢＨ）ｍａｘを得ようというものである。このような交換スプリング磁石の保磁力ＨｃＪは、４ｆ希土類合金相の磁化が３ｄ遷移金属合金相の磁化を固定して、３ｄ遷移金属合金相の磁化反転を妨げることによって発現する。十分な保磁力ＨｃＪを得るには、３ｄ遷移金属合金相と４ｆ希土類合金相が強く交換結合していること、並びに各相の大きさ（粒径）がナノメ−トルスケ−ルであることが必要である。
【０００３】
以下に、従来の技術の欄にて示した特許文献及び非特許文献を記載する。また、発明が解決しようとする課題の欄ほかにて引用する特許文献及び非特許文献を記載する。
【０００４】
【特許文献１】
特開平９−２３７７１４号公報
【特許文献２】
特開平１１−２８８８１２号公報
【非特許文献１】
Ｃｏｅｈｏｏｒｎ等（Ｊ．ｄｅＰｈｙｓ．ｖｏｌ．４９，ｐ６６９（１９８８））
【非特許文献２】
Ｋｎｅｌｌｅｒ等（ＩＥＥＥ Ｔｒａｎｓ．Ｍａｇ．ｖｏｌ．２７，ｐ３５８８（１９９１））
【非特許文献３】
Ｒ．Ｓｋｏｍｓｋｉ ａｎｄＪ．Ｍ．Ｄ．Ｃｏｅｙ （Ｐｈｙｓ．Ｒｅｖ．Ｂ４８（１９９３）ｐ１５８１２）
【非特許文献４】
Ｊ．Ｆ．Ｈｅｒｂｅｓｔ，“Ｒａｒｅ Ｅａｒｔｈ−Ｉｒｏｎ−Ｂｏｒｏｎ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ；Ａ Ｎｅｗ Ｅｒａ ｉｎ Ｐｅｒｍａｎｅｎｔ Ｍａｇｎｅｔｓ”Ａｎｎ．Ｒｅｖ．Ｓｃｉ． Ｖｏｌ−１６．（１９８６）
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
従来、一般的な交換スプリング磁石の製造は、Ｒ−ＴＭ−Ｂ系溶湯合金をメルトスピニングやストリップキャストし、先ずアモルファスリボンを製造し、次いで、熱処理することによって図１に示すような高飽和磁化の３ｄ遷移金属合金相１と高保磁力の４ｆ希土類合金相２とが混合した多結晶集合型組織の交換スプリング磁石粉末を作製する方法が主流である。しかしながら、アモルファスリボンの熱処理によって高飽和磁化の３ｄ遷移金属合金相と高保磁力の４ｆ希土類合金相とを析出させる交換スプリング磁石の形態は厚さ１５〜８０μｍのフレ−クないし塊状の磁石粉末に限定さる。したがって、磁石とするには何らかの手段で当該磁石粉末を特定形状に固定化する必要がある。当該磁石粉末を特定形状に固定化する手段としては、もっぱらエポキシ樹脂のような結合剤と混合したのち、圧縮し、所謂ボンド磁石とすることが行われる。しかしながら、本発明が対象とするミリサイズメ−トル以下の電磁モ−タ、アクチュエ−タ等に適する厚さ５０〜３００μｍのボンド磁石では高い密度と均質な組織、高い寸法精度を確保する必要があるが、それらを満足することが極めて難しいという課題がある。とくに、電磁モ−タやアクチュエ−タを小型化したとき、スケ−リング則により電磁力は「Ｌ^３」（Ｌは体格）であるため、可動子寸法（磁石）を１／１０としたとき、電磁力は１／１０００に減少する。よって、交換スプリング磁石粉末を固定したボンド磁石を可動子とすると実使用の負荷に対応した電磁力が得られない重大な課題がある。
【０００６】
上記の課題を解決する手段の糸口として、特許文献１：特開平９−２３７７１４号公報には薄膜Ｒ−ＴＭ−Ｂ系交換スプリング磁石、及びその製造方法が開示されている。すなわち、図２のように高飽和磁化の３ｄ遷移金属合金層１Ｌ及び４ｆ希土類合金層２Ｌを基板３上に交互に積層した薄膜磁石である。
【０００７】
上記の薄膜磁石は実際には、２極マグネトロンスパッタ装置を用いてＡｒガス（８×１０^−１Ｐａ）雰囲気中、４ｆ希土類合金層のＮｄ−Ｆｅ−Ｂ膜を２０ｎｍ成膜（膜組成はＮｄ_１３〜_１５Ｆｅ_ｂａｌＢ_７〜_１１、成膜速度は毎時２．０μｍ）する。引き続いて、αＦｅタ−ゲットに高周波電圧を印加してｄ遷移金属合金（αＦｅ）膜を２０ｎｍ成膜（成膜速度は毎時０．３μｍ）する。これらの作業を交互に繰り返すことによって、Ｎｄ−Ｆｅ−ＢとαＦｅとの多層膜を作製し（積層周期５）、最後にＮｄ−Ｆｅ−Ｂ合金を成膜する。そして、得られたＮｄ−Ｆｅ−Ｂ合金とαＦｅとの多層膜を、例えば６００℃で３０分間、３×１０^−３Ｐａ以下の真空中で熱処理し、結晶化するものである。このようにして作製された磁石は厚さ２００ｎｍ程度の薄膜磁石である。しかしながら、スバッタで磁石を作製するには一般に基板を４５０℃以上に加熱する必要があり、加えて、成膜速度が毎時０．１〜４μｍに制限される。とくに、Ｒ_２ＴＭ_１４Ｂ系薄膜磁石では酸化による保磁力ＨｃＪの低下を抑制するため、膜厚は５μｍ未満の薄膜に制限される。
【０００８】
また、３ｄ遷移金属合金層１Ｌと４ｆ希土類合金層２Ｌの厚さをナノメ−トルスケ−ルで厳密な制御が求められる異種多層構造の薄膜磁石ではスバッタ操作も瀕雑で経済的な整合性も乏しい。そこで、特許文献２：特開平１１−２８８８１２号公報では基板を加熱することなくスパッタで成膜して、かつ成膜後に熱処理したＲ−ＴＭ−Ｂ系薄膜磁石が開示されている。しかしながら、この方法においても成膜速度は４μｍ／ｈｒ以下の低速であるという課題や膜厚が十数μｍ以下の薄膜に制限されている。したがって、本発明が対象とするミリサイズメ−トル以下の電磁モ−タ、アクチュエ−タ等に適する厚さ５０〜３００μｍの厚膜磁石は得られていない。
【０００９】
以上のように、本発明が対象とするミリサイズメ−トル以下の電磁モ−タ、アクチュエ−タ等に適する厚さ５０〜３００μｍの厚膜交換スプリング磁石はメルトスピニングやストリップキャストから作製したアモルファスリボンやスバッタで作製するには課題があった。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
交換スプリング磁石では、高保磁力の４ｆ希土類合金相と交換結合する高飽和磁化の３ｄ遷移金属合金相があると、逆磁界下で３ｄ遷移金属合金相から先に磁化反転が始まり、磁石全体の保磁力ＨｃＪ低下の主要因となる。しかし、３ｄ遷移金属合金相のサイズを磁壁幅以下に抑えると、逆磁界下における不均一磁化反転が抑制される。その結果、磁石全体の保磁力ＨｃＪは主に高保磁力の４ｆ希土類合金相の磁気異方性に支配され、その低下が抑えられる。一方、３ｄ遷移金属合金相からより高い磁束を得るには、３ｄ遷移金属合金相の体積比を上げる必要があり、そのためには高保磁力の４ｆ希土類合金相のサイズをできる限り小さくすればよい。４ｆ希土類合金相の大きさはやはり磁壁幅以下であればよいが、あまり狭いと保磁力ＨｃＪを維持するのが困難になるため磁壁幅程度に抑えるのが好ましい。磁壁幅はπ（Ａ／Ｋ）１／２（Ａ：交換スティッフネス定数、Ｋ：磁気異方性エネルギ−）で見積もられるので、例えば、３ｄ遷移金属合金相をＦｅ、４ｆ希土類合金相をＮｄ_２Ｆｅ_１４Ｂとすると、それぞれ６０ｎｍ及び数ｎｍ程度となる。非特許文献３：Ｒ．Ｓｋｏｍｓｋｉ ａｎｄＪ．Ｍ．Ｄ．Ｃｏｅｙ （Ｐｈｙｓ．Ｒｅｖ．Ｂ４８（１９９３）ｐ１５８１２）によると交換スプリング磁石において、（ＢＨ）ｍａｘが最も大きくなるときの４ｆ希土類合金相の体積比ｆｈは近似的に（１）式で与えられ、このとき（ＢＨ）ｍａｘは（２）式となる。
【００１１】
【数１】

【００１２】
【数２】

【００１３】
ただし、（１）式、（２）式において、Ｍｓは３ｄ遷移金属合金相の磁化、Ｋｈは４ｆ希土類合金相の磁気異方性エネルギ−、Ｍｈは４ｆ希土類合金相の磁化である。
【００１４】
Ｓｍ−ＣｏやＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石の磁気異方性エネルギ−Ｋｈは１０^７Ｊ／ｍ^３程度であるのに対し、Ｆｅ等の強磁性体のμ_０Ｍｓ^２／４は１０^６Ｊ／ｍ^３程度であるので、４ｆ希土類合金相の体積比ｆｈは１０％程度でよいことになる。従って、（ＢＨ）ｍａｘは主に３ｄ遷移金属合金相の磁化に支配され、定量的にはμ_０Ｍｓ^２／４に僅かな補正が加わる形となる。（２）式においてＮｄ_２Ｆｅ_１４Ｂを４ｆ希土類合金相、α−Ｆｅを３ｄ遷移金属合金相とした場合には、ｆｈ＝１０％で、（ＢＨ）ｍａｘ＝０．８ＭＪ／ｍ^３（１００ＭＧＯｅ）が期待される。以上のような（ＢＨ）ｍａｘを得るには、４ｆ希土類合金相と３ｄ遷移金属合金相が接触界面で充分な磁気的結合を有し、それぞれの相の厚さを磁壁幅程度に制御する必要がある。詳細な計算機シミュレ−ションによれば、結晶粒径１０ｎｍ程度の均一ナノ複合組織が形成できれば、異方性交換スプリング磁石では（ＢＨ）ｍａｘ＝７００ｋＪ／ｍ^３、等方性磁石では（ＢＨ）ｍａｘ＝３００ｋＪ／ｍ^３程度（従来磁石の（ＢＨ）ｍａｘを大きく上回る）が期待される。しかしながら、異方性磁石は作製されておらず、等方性磁石では（ＢＨ）ｍａｘ＝２００ｋＪ／ｍ^３程度しか達成されていない。これは、計算機シミュレ−ションで仮定された理想的なナノ組織が、実際のアモルファスからの結晶化あるいはメルトスピニングの冷却速度制御による方法では実現されていないためである。
【００１５】
本発明は、先ず、上記の課題を一新し、電気電子機器の小型・軽量化に対応して、ミリサイズメ−トル以下の高出力電磁モ−タ、アクチュエ−タ等の要求に応えるキ−デバイスとして、膜厚５０〜３００μｍの範囲を中心とした高性能永久磁石の提供を目的とする。
【００１６】
本発明では人工的に制御されたナノ組織を１０^３層以上、交互に積み上げて交換スプリング磁石を作製する。スパッタにより人工的に制御された多層構造を作る技術は既存の技術であるが、従来技術は本発明が対照とする電気電子機器の小型・軽量化に対応するミリサイズメ−トル以下の高出力電磁モ−タ、アクチュエ−タ等の要求に応える膜厚５０〜３００μｍの範囲を中心とした高性能永久磁石の作製には、先に述べたように不向きである。しかしながら、パルスレ−ザディポジッション（ＰＬＤ）によるＮｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ膜の超高速堆積技術を応用することにより、ＰＬＤ法を用いたナノ構造のマニュピュレ−ション技術を厚膜交換スプリング磁石に適用できることが明らかになった。例えば、０．１ｍｍ厚の多層膜交換スプリング磁石を作製するには１０ｎｍの膜を１０^４層積む必要がある。しかしながら、パルス周波数３０Ｈｚ、１パルスあたり１ｎｍ程度積層可能なＰＬＤ装置を用いれば、１時間程で所望の多層膜が成膜可能である。本発明にかかる前記技術の適用により従来技術では実現できなかった以下の諸点（ａ）、（ｂ）を実現できる。
【００１７】
（ａ）設計に則したナノ構造の実現による磁気特性の飛躍的改善
（ｂ）従来実現できなかった異方性磁石の実現
従来、薄膜技術を用いて交換スプリング磁石のナノ組織を人工的にマピュレ−ションしようとの発想はなかった。磁石はエネルギ−を蓄える素子であり、薄膜技術では実用的な厚膜磁石は得られないと考えられていたからである。しかしながら、ＰＬＤ薄膜技術によるナノ構造制御は急冷法、結晶化法等に比べて格段に優れている。この方法での超高速成膜が可能となったことにより、ＰＬＤ法による厚膜磁石の作製が可能となった。本発明の独創性は、ＰＬＤ薄膜技術を厚膜交換スプリング磁石に適用し、設計に則したナノ組織を人工的に構成するところにある。すなわち、本発明は（ｉ）交換スプリング磁石の最適ナノ組織の設計、（ｉｉ）ＰＬＤ法によるＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石の超高速成膜技術の開発、（ｉｉｉ）非晶質からの結晶化法を利用した交換スプリング磁石の高性能化の研究を基礎に生まれたのである。
【００１８】
以上の課題を解決するための手段の説明をまとめる。
【００１９】
本件出願に係る第１の発明は、平均膜厚６０ｎｍ以下であり、（−Ｆｅ，Ｆｅ_３Ｂなどの高飽和磁化の３ｄ遷移金属合金層、及び前記平均膜厚以下のＲ_２ＴＭ_１４Ｂ、ここでＲは１０〜２０ａｔ．％で、Ｙを含む希土類元素のうち少なくとも１種、Ｂは５〜２０ａｔ．％、残部はＴＭでＦｅまたはＦｅの一部をＣｏで置換したもの、及び不可避的な不純物を含有する高保磁力の４ｆ希土類合金層を交互に成膜した層数１０^３以上の厚膜交換スプリング磁石である。
【００２０】
本件出願に係る第２の発明は、第１の発明の厚膜交換スプリング磁石の製造方法であり、成膜法がパルスレ−ザディポジッション（ＰＬＤ）であり、当該タ−ゲットが（−Ｆｅ，Ｆｅ_３Ｂなどの３ｄ遷移金属合金と４ｆ希土類合金とから選ばれる異種合金の複合タ−ゲットである。
【００２１】
本件出願に係る第３の発明は、第２の発明の厚膜交換スプリング磁石の製造方法において、（−Ｆｅ，Ｆｅ_３Ｂなどの３ｄ遷移金属合金と４ｆ希土類合金とから選ばれる異種合金の複合タ−ゲットの回転により交互に異種合金を成膜する。
【００２２】
本件出願に係る第４の発明は、第３の発明の厚膜交換スプリング磁石の製造方法において、３ｄ遷移金属合金層をＦｅ_３Ｂとした場合、複合タ−ゲットの３ｄ遷移金属合金部の平均組成がＦｅ_３Ｂとなる複数相の微細結晶から構成した合金とする。
【００２３】
本件出願に係る第５の発明は、第１の発明又は第２の発明において、Ｆｅ_３Ｂ系３ｄ遷移金属合金層を最表面とした厚膜交換スプリング磁石とその製造方法である。
【００２４】
本件出願に係る第６の発明は、第３の発明の厚膜交換スプリング磁石の製造方法において、タ−ゲットを構成する４ｆ希土類合金がＲ_ｘＴＭ_１４Ｂ（Ｘ＞２、Ｒは１０〜２０ａｔ．％で、Ｙを含む希土類元素のうち少なくとも１種、Ｂは５〜２０ａｔ．％、残部は遷移金属ＴＭでＦｅまたはＦｅの一部をＣｏで置換したもの、及び不可避的な不純物を含む）合金である。
【００２５】
本件出願に係る第７の発明は、第１の発明又は第２の発明において、Ｒ_２ＴＭ_１４Ｂを主相とする高保磁力の４ｆ希土類合金層の平均膜厚が５−２０ｎｍである厚膜交換スプリング磁石とその製造方法である。
【００２６】
本件出願に係る第８の発明は、第１の発明又は第２の発明において、Ｒ_２ＴＭ_１４Ｂを主相とする高保磁力の４ｆ希土類合金層と高飽和磁化の３ｄ遷移金属合金層の平均膜厚がともに５−２０ｎｍである厚膜交換スプリング磁石とその製造方法である。
【００２７】
本件出願に係る第９の発明は、第１の発明又は第２の発明において、パルス周波数３０Ｈｚ以上、１パルスあたり１ｎｍ以上の成膜能を有するパルスレーザディポジッション（ＰＬＤ）装置を用いた厚膜交換スプリング磁石とその製造方法である。
【００２８】
本件出願に係る第１０の発明は、第１の発明又は第２の発明において、高飽和磁化の３ｄ遷移金属合金層が（−Ｆｅ、Ｆｅ_３Ｂの１種または２種、高保磁力の４ｆ希土類合金層主相のＲ_２ＴＭ_１４Ｂが磁気的に等方性である厚膜交換スプリング磁石とその製造方法である。
【００２９】
本件出願に係る第１１の発明は、第１の発明又は第２の発明において、高飽和磁化相が（−Ｆｅ、Ｆｅ_３Ｂの１種または２種、高保磁力の４ｆ希土類合金層のＮｄ_２Ｆｅ_１４Ｂを熱間塑性変形によって磁気的に異方化した厚膜交換スプリング磁石とその製造方法である。
【００３０】
本件出願に係る第１２の発明は、第１の発明又は第２の発明において、パルスレーザディポジッション（ＰＬＤ）基板表面にＴａを配した構成の厚膜交換スプリング磁石とその製造方法である。
【００３１】
本件出願に係る第１３の発明は、第１の発明又は第２の発明において、パルスレーザディポジッション（ＰＬＤ）基板がＴａをバッファ−とした高飽和磁化の３ｄ遷移金属合金である厚膜交換スプリング磁石とその製造方法である。
【００３２】
本件出願に係る第１４の発明は、第１の発明又は第２の発明において、パルスレーザディポジッション（ＰＬＤ）成膜速度が≧５０μｍ／ｈｒである厚膜交換スプリング磁石とその製造方法である。
【００３３】
本件出願に係る第１５の発明は、第１の発明又は第２の発明において、パルスレーザディポジッション（ＰＬＤ）成膜時の雰囲気が≦１０^−６Ｔｏｒｒである厚膜交換スプリング磁石とその製造方法である。
【００３４】
本件出願に係る第１６の発明は、第１の発明又は第２の発明において、最高到達温度６５０〜７５０℃で熱処理し、４ｆ希土類合金層の保磁力を６ｋＯｅ以上とした厚膜交換スプリング磁石とその製造方法である。
【００３５】
本件出願に係る第１７の発明は、第１の発明又は第２の発明において、多層膜の厚さ方向へ加圧しながら直接通電し、そのジュ−ル熱で４ｆ希土類合金層合金層主相のＮｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ結晶の析出と同時に多層膜表面を表面粗度１０μｍ以下に平滑化する厚膜交換スプリング磁石とその製造方法である。
【００３６】
本件出願に係る第１８の発明は、第１７の発明において、多層膜を複数積層し、厚さ方向へ加圧しながら直接通電し、そのジュ−ル熱で４ｆ希土類合金層合金層主相のＮｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ結晶の析出と同時に多層膜積層磁石とする厚膜交換スプリング磁石とその製造方法。
【００３７】
本件出願に係る第１９の発明は、第１７の発明において、直接通電加熱が加熱速度≧９℃／ｓｅｃ、圧力２００〜４００ｋｇｆ／ｃｍ^２，≦１Ｔｏｒｒで行われ、保磁力を１０ｋＯｅ以上とした厚膜交換スプリング磁石とその製造方法である。
【００３８】
本件出願に係る第２０の発明は、第１の発明又は第２の発明に係る厚膜交換スプリング磁石と回転軸とで構成した可動子、及び前記可動子と空隙を介して対向する固定子とを備えた軸方向空隙型磁石モータである。
【００３９】
本件出願に係る第２１の発明は、第１の発明又は第２の発明に係る平板状の可動子及び平板状の固定子で構成した第１６の発明の磁石モ−タである。
【００４０】
本件出願に係る第２２の発明は、回転子枠の内壁にカ−リング後、熱処理により結晶化した第１の発明又は第２の発明に係る厚膜交換スプリング磁石と回転軸とで構成した可動子、及び前記可動子と空隙を介して対向する固定子とを備えた径方向空隙型磁石モ−タである。
【００４１】
【発明の実施の形態】
以下に本件出願に係る発明について説明する。
【００４２】
（作用）
先ず、本発明は平均膜厚６０ｎｍ以下、高飽和磁化の３ｄ遷移金属合金層（例えば（−Ｆｅ、Ｆｅ_３Ｂ）、及び前記平均膜厚以下の高保磁力の４ｆ希土類合金層（例えばＲ_２ＴＭ_１４Ｂ、ここでＲは１０〜２０ａｔ．％で、Ｙを含む希土類元素のうち少なくとも１種、Ｂは５〜２０ａｔ．％，残部はＴＭでＦｅまたはＦｅの一部をＣｏで置換したもの、及び不可避的な不純物を含む）を交互に成膜した層数１０^３以上の厚膜交換スプリング磁石であり、当該多層膜の成膜をパルスレ−ザディポジッション（ＰＬＤ）により、かつ当該タ−ゲットが３ｄ遷移金属合金（例えば（−Ｆｅ、Ｆｅ_３Ｂ）と４ｆ希土類合金（例えば、Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ）とから選ばれる異種合金の複合タ−ゲットとする厚膜交換スプリング磁石の製造方法である。
【００４３】
具体的には、図３に示すように、３ｄ遷移金属合金（例えば（−Ｆｅ、Ｆｅ_３Ｂ）と４ｆ希土類合金（例えば、Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ）とから選ばれる異種合金の複合タ−ゲットの回転により交互に異種合金を成膜するもので、仮に３ｄ遷移金属合金層をＦｅ_３Ｂとした場合、当該部位は平均組成がＦｅ_３Ｂとなる複数相の微細結晶から構成した合金とするもので、磁石の耐食性のために必要に応じて適宜Ｆｅ_３Ｂ系３ｄ遷移金属合金層を最表面とすることもできる。また、一方のタ−ゲットを構成する４ｆ希土類合金はＲ_ｘＴＭ_１４Ｂ（Ｘ＞２、Ｒは１０〜２０ａｔ．％で、Ｙを含む希土類元素のうち少なくとも１種、Ｂは５〜２０ａｔ．％、残部は遷移金属ＴＭでＦｅまたはＦｅの一部をＣｏで置換したもの、及び不可避的な不純物を含む）合金とすると高い保磁力ＨｃＪを得ることができる。
【００４４】
次に、本発明にかかる厚膜交換スプリング磁石のナノ構造としては、Ｒ_２ＴＭ_１４Ｂを主相とする高保磁力の４ｆ希土類合金層の平均膜厚が５−２０ｎｍ、更に好ましくは、４ｆ希土類合金層と高飽和磁化の３ｄ遷移金属合金層の平均膜厚をともに５−２０ｎｍとする。各層の厚さは図３の複合タ−ゲット回転速度及び基盤とターゲットの間の距離を制御することにより調整することができる。また、各層の膜厚比（平均組成を変化させることに相当）及び各層の膜厚（交換相互作用の相対的強度を変えることに相当）を変化させ、最適ナノ構造を微調整することができる。
【００４５】
以上、本発明にかかるミリサイズメ−トルの高出力電磁モ−タ、アクチュエ−タ等に適用される膜厚５０〜３００μｍを中心とした高性能永久磁石は、かかるモ−タ設計思想に合わせて、パルスレーザディポジッション（ＰＬＤ）基板表面にＴａを配した構成、スパッタ等による薄膜Ｔａバッファー付加、速度≧５０μｍ／ｈｒの高速成膜、雰囲気≦１０^−６Ｔｏｒｒなどを適宜選択することにより成膜する。なお、４ｆ希土類合金層の成膜時の酸化を抑制するためには硬磁性層は室温付近の基板温度で成膜することが好ましい。この場合Ｒ−ＴＭ−Ｂ系合金からなる硬磁性層はアモルファスとなっており保磁力ＨｃＪは発現しない。この場合、Ｒ_２ＴＭ_１４Ｂの多結晶を得るために熱処理が必要である。熱処理温度は７７３Ｋ（５００℃）以下にするとＲ_２ＴＭ_１４Ｂが結晶化しないので保磁力ＨｃＪが発現せず、１０７３Ｋ（８００℃）以上にすると保磁力ＨｃＪが急激に減少する。したがって、熱処理温度は７７３Ｋ（５００℃）から１０７３Ｋ（８００℃）が適当であるが、熱処理中の拡散による積層構造の乱れが少なく、かつ硬磁性層の主相のＲ_２ＴＭ_１４Ｂが十分生成する７７３Ｋ（５５０℃）から９２３Ｋ（６５０℃）が望ましい。このような熱処理では図４の模式図のように磁気的に等方性の多層厚膜交換スプリング磁石が得られる。ただし、図４中、１Ｌは３ｄ遷移金属合金層、２Ｌは４ｆ希土類合金層、２Ｌ ｉｓｏｔｒｏｐｉｃはＲ_２ＴＭ_１４Ｂ相の磁化容易軸（Ｃ軸）がランダムな方向であることを示している。
【００４６】
一方、Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂと（−ＦｅあるいはＦｅ_３Ｂから構成されるメルトスピニングやストリップキャスト法などの超急冷リボンから出発した交換スプリング磁石は、実用的な圧力では塑性変形が起こらず異方化が実現していない。しかしながら、本発明にかかる積層構造交換スプリング磁石は図５に示すようにＮｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ層は（−ＦｅあるいはＦｅ_３Ｂと混合していない。ただし、図４中、１Ｌは３ｄ遷移金属合金層、２Ｌは４ｆ希土類合金層、２Ｌ ａｎｉｓｏｔｒｏｐｉｃはＲ_２ＴＭ_１４Ｂ相の磁化容易軸（Ｃ軸）が一定な方向であることを示している。したがって、例えば単相Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ磁石と同様に塑性変形による異方化が可能である。単相Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ磁石の異方化は、非特許文献４：Ｊ．Ｆ．Ｈｅｒｂｅｓｔ，“Ｒａｒｅ Ｅａｒｔｈ−Ｉｒｏｎ−Ｂｏｒｏｎ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ；Ａ Ｎｅｗ Ｅｒａ ｉｎ Ｐｅｒｍａｎｅｎｔ Ｍａｇｎｅｔｓ”Ａｎｎ．Ｒｅｖ．Ｓｃｉ． Ｖｏｌ−１６．（１９８６）に記載されているように、Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ相の結晶化温度以上での熱間塑性変形により、圧縮応力と同方向にＮｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ結晶の磁化容易軸を配列した異方性磁石とすることができる。なお、この手法では塑性変形後の各層の厚さを最適化する必要がある。各層の厚さ比及び各層の厚さを変化させるとともに塑性変形率、塑性変形温度を変化させて最適化することができる。
【００４７】
上記、塑性変形後の各層の厚さを最適化や各層の厚さ比及び各層の厚さを変化させるとともに塑性変形率、塑性変形温度を制御するためには、多層膜の厚さ方向へ加圧しながら直接通電し、そのジュ−ル熱で塑性変形させることが好ましい。また、その際、ＷＣ−Ｃｏ合金電極等の電極表面粗度を１０μｍ以下とすると厚膜交換スプリング磁石表面の平滑化と異方化、あるいは多層膜を複数積層した多層膜複合異方性磁石を適宜作製することができる。このような、直接通電加熱について説明する。ただし、系外への熱放散を無視し、１（Ｗ）＝０．２３８９（ｃａｌ／ｓｅｃ）を考慮すれば、通電による昇温速度ｄＴ／ｄｔ（℃／ｓｅｃ）は０．２３８９ΔＩ^２（ρ／ＳＣ）となる。ここで、ΔＩは電流密度（Ａ／ｃｍ^２）、ρは電気比抵抗（Ωｃｍ）、Ｃは比熱（ｃａｌ／℃・ｇ）、Ｓは比重（Ｃ×Ｓは体積比熱）である。すなわち昇温速度ｄＴ／ｄｔ（℃／ｓｅｃ）は電流密度の二乗と電気比抵抗ρに比例し、体積比熱に反比例し、電極間距離には無関係となる。用いたＴｉＮ／Ｓｉ_３Ｎ_４電極の室温におけるρ／ＳＣは約１０^−４（Ωｃｍ^４・ｄｅｇ／ｃａｌ）であるから電流密度ΔＩを３００、４００Ａ／ｃｍ^２とすれば、それぞれ９、及び１６℃／ｓｅｃの高速加熱が可能である。直接通電加熱においては、加熱速度≧１０℃／ｓｅｃ、圧力２００〜４００ｋｇｆ／ｃｍ^２、≦１Ｔｏｒｒで行うことが望ましい。
【００４８】
以上により作製した本発明にかかる厚膜交換スプリング磁石は回転軸と可動子を構成し、前記可動子と空隙を介して対向する固定子とを備えた図４に示すような軸方向空隙型ミリメ−トルサイズ磁石モータ、平板状の可動子及び平板状の固定子で構成したミリメ−トルサイズ磁石モ−タ、更には回転子枠の内壁にカーリング後、熱処理により結晶化した本発明に掛かる厚膜交換スプリング磁石と回転軸とで構成した可動子、及び前記可動子と空隙を介して対向する固定子とを備えた径方向空隙型ミリメ−トルサイズ磁石モ−タなどに適用することができる。ただし、図６において、１は本発明にかかる厚膜交換スプリング磁石、２は回転軸、３は固定子、４は軸受である。
【００４９】
【実施例】
本発明を実施例により更に詳しく説明する。但し、本発明は実施例に限定されるものではない。先ず、図７に本発明にかかる成膜装置の要部構成図を示す。図中１はレ−ザ−、２は複合タ−ゲットで２１はαＦｅ、２２はＲ−ＴＭ−Ｂ系合金である。３はプリュ−ム、４は２５ｍｍ×２５ｍｍ、厚さ１０μｍまたは１００μｍＴａ、Ｗ、Ｍｏ、ＳｉＯ_２、Ｆｅ、Ｔａイオン注入したＦｅなどの一種からなる基板、５はタ２１または２２から成膜した多層膜である。タ−ゲット２から基板４の距離は７ｍｍとしている。それらは、真空チャンバ−内にあり、５×１０^−７〜２×１０^−６Ｔｏｒｒの真空中でタ−ゲット４に２４０〜３４０ｍＪのエネルギ−をもつエキシマレーザ、またはＹＡＧレーザ１を１０〜１８０ｍｉｎ照射し、多層成膜もしくは単層成膜した。
【００５０】
（実施例の説明１、タ−ゲット組成におけるＮｄ量の最適化）
タ−ゲットに含まれるＮｄ量が磁気特性に及ぼす影響を調べ、その最適化を検討した。タ−ゲット組成は、Ｎｄ_ｘＦｅ_１４Ｂ（Ｘ＝２．０，２．２，２．４，２．６，３．０，４．０）とした。各タ−ゲットより作製したＮｄＦｅＢ膜の保磁力及び残留磁化の平均値を表１、Ｘ線回折図を図８に示す。更に、ここでは磁化の値を評価する際、飽和磁化の測定が困難であったため、印加磁界１．６ＭＡ／ｍにおける磁化の値をＭ_１６として評価した。タ−ゲットに含まれるＮｄ量の増加に伴い、作製した膜のα−Ｆｅのピ−クは減少し、保磁力ＨｃＪは増加した。これは、Ｎｄ量の増加に従い、膜に含まれるα−Ｆｅが充分なＮｄと結合しＮｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ相を形成するとともに、Ｎｄ単相ならびにその酸化物等の非磁性相が増加し、Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ相間の交換結合を弱くしたためと考えられる。加えて、Ｘ＝４．０のタ−ゲット組成により作製した試料のＭ_１６は、上述した多量の非磁性のため小さくなり、併せて残留磁化Ｍｒも小さくなったものと考えられる。Ｘ＝２．０，２．２のタ−ゲット組成により作製した試料においては、保磁力ＨｃＪが著しく小さく、永久磁石としての応用は困難である。これは膜中にα−Ｆｅが多く存在するためと考えられる。Ｘ＝２．４〜３．０のターゲット組成により作製した膜の保磁力ＨｃＪ、残留磁化Ｍｒともに比較的良好な特性を示した。そこで、各試料の（ＢＨ）ｍａｘの測定を通じて、これらの試料を更に詳細に評価した。結果を図９に示す。ただし、ここでの結果は同条件で作製した試料２、３個の平均値である。図９の結果とＭ−Ｈ曲線の角型性などから考慮し、本実施例では、Ｎｄ量の最適値はＸ＝２．６と考えられる。そこで、これ以降に示す試料のターゲット組成はＮｄ_２．６Ｆｅ_１４Ｂに固定する。
【００５１】
【表１】

【００５２】
（実施例の説明２、Ｆｅ基板上への成膜）
厚さ０．１ｍｍのＦｅ基板上に直接成膜をしたＭ−Ｈ曲線を図１０に示す。ただし、熱処理温度は６５０℃、昇温速度は１５０℃／ｍｉｎであり、その磁気特性は（ＢＨ）ｍａｘ＝４２ｋＪ／ｍ^３，Ｍｒ＝０．６２Ｔ，Ｈｃ＝７００ｋＡ／ｍであり、Ｔａ基板上に成膜した値に比べ特性が劣化した。そこで、鉄基板とＮｄＦｅＢ膜の間にＴａバッファ層を挿入することを試みた。Ｆｅ基板上に、ＲＦスパッタによりＴａバッファ層を成膜し、その上にＮｄＦｅＢ膜を作製した。その結果、図１１のＭ−Ｈ曲線のように（ＢＨ）ｍａｘ＝５３ｋＪ／ｍ^３，Ｍｒ＝０．５５Ｔ、ＨｃＪ＝１ＭＡ／ｍとなり、Ｆｅ基板上に直接成膜した試料に比べ特性が改善でき、４ｆ希土類合金相（例えばＲ_２ＴＭ_１４Ｂ）と３ｄ遷移金属合金相（例えば（−Ｆｅ、Ｆｅ_３Ｂ）が接触界面で充分な磁気的結合を確保し得ることが明らかになった。
【００５３】
（実施例の説明３、レ−ザシステムの影響）
代表的なレ−ザシステムであるエキシマレ−ザとＹＡＧレ−ザを比較すると、エキシマレ−ザは同波長のレ−ザに対し（１）高いエネルギーを実現できる、（２）高い繰り返し周波数を実現できるなど利点を有する。しかしながら、近年のＹＡＧレ−ザの高性能化を考慮すると、これまでの本実施例の条件内では、上述したエキシマレ−ザの優位性はさほど大きくない。そこで、（１）高価なガスの使用、（２）腐食性のガスの使用に伴うチェンバの定期的なクリ−ニングの必要性などランニングコストに欠点を有するエキシマレーザに変わり、ここではＹＡＧレ−ザを使用したＮｄＦｅＢ膜の作製を試みた。図１２にＭ−Ｈ曲線を示す。成膜条件及び熱処理条件は、２節において最も良好な特性の得られたものとした。この試料の磁気特性は（ＢＨ）ｍａｘ＝４６．８ｋＪ／ｍ^３，Ｍｒ＝０．５３Ｔ，Ｈｃ＝９３７ｋＡ／ｍであり、エキシマレ−を用いて作製した試料と同等の特性が得られている。
【００５４】
（実施例の説明４、厚膜交換スプリング磁石の作製）
本発明にかかる厚膜交換スプリング磁石のナノ構造としては、Ｒ_２ＴＭ_１４Ｂを主相とする高保磁力の４ｆ希土類合金層の平均膜厚が５−２０ｎｍ、更に好ましくは、４ｆ希土類合金層と高飽和磁化の３ｄ遷移金属合金層の平均膜厚をともに５−２０ｎｍとする。各層の厚さは複合タ−ゲット回転速度及び基盤とターゲットの間の距離を制御することにより調整することができる。また、各層の膜厚比（平均組成を変化させることに相当）、及び各層の膜厚（交換相互作用の相対的強度を変えることに相当）を変化させ、最適ナノ構造を微調整することができる。図１１は、Ｎｄ_２．６Ｆｅ_１４Ｂ、Ｔａ、Ｆｅ_３Ｂの３種複合タ−ゲットからＴａバッファ−層を設けながら、層数１０^３以上の４ｆ希土類合金層（Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ）と３ｄ遷移金属合金層（Ｆｅ_３Ｂ）を交互に積層した多層厚膜を作製し、昇温速度１５０℃／ｍｉｎ、最高到達温度６５０℃で結晶化した。図１３は当該試料の走査電子顕微鏡写真を示す。図から明らかなように、ナノメ−トルサイズの粒子が交互に積層した多層厚膜となっており、図中の番号で示した４ｆ希土類合金層付近でのＮｄの存在は表２のように、Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ化学量論組成に近い値を示した。図１４はＮｄ_２．６Ｆｅ_１４ＢとＦｅ_３ＢとのＭ−Ｈ曲線を示す。保磁力ＨｃＪは０．７５ＭＡ／ｍを示し、４ｆ希土類合金層と３ｄ遷移金属合金層が、それぞれの層の厚さを磁壁幅程度に制御できることも明らかである。
【００５５】
【表２】

【００５６】
【発明の効果】
以上述べたように、本発明では人工的に制御されたナノ組織を１０^３層以上、交互に積み上げて交換スプリング磁石を作製する。スパッタにより人工的に制御された多層構造を作る技術は既存の技術であるが、従来技術は本発明が対照とする電気電子機器の小型・軽量化に対応するミリサイズメ−トル以下の高出力電磁モ−タ、アクチュエ−タ等の要求に応える膜厚５０〜３００μｍの範囲を中心とした高性能永久磁石の作製には、先に述べたように不向きである。しかしながら、パルスレ−ザディポジッション（ＰＬＤ）によるＮｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ膜の超高速堆積技術により、ＰＬＤ法を用いたナノ構造のマニュピュレ−ション技術を厚膜交換スプリング磁石に適用できることが明らかになった。例えば、１００μｍ厚の多層膜交換スプリング磁石を作製するには１０ｎｍの膜を１０^４層積む必要がある。しかしながら、パルス周波数３０Ｈｚ、１パルスあたり１ｎｍ程度積層可能なＰＬＤ装置を用いれば、１時間程で所望の多層膜が成膜可能である。本発明にかかる前記技術の適用により従来技術では実現できなかった以下の諸点（ａ）、（ｂ）を実現できる。
【００５７】
（ａ）設計に則したナノ構造の実現による磁気特性の飛躍的改善
（ｂ）従来実現できなかった異方性磁石の実現
従来、薄膜技術を用いて交換スプリング磁石のナノ組織を人工的にマピュレ−ションしようとの発想はなかった。磁石はエネルギ−を蓄える素子であり、薄膜技術では実用的な厚膜磁石は得られないと考えられていたからである。しかしながら、ＰＬＤ薄膜技術によるナノ構造制御は急冷法、結晶化法等に比べて格段に優れている。この方法での超高速成膜が可能となったことにより、ＰＬＤ法による厚膜磁石の作製が可能となった。本発明の独創性は、ＰＬＤ薄膜技術を厚膜交換スプリング磁石に適用し、設計に則したナノ組織を人工的に構成するところにある。すなわち、本発明は（ｉ）交換スプリング磁石の最適ナノ組織の設計、（ｉｉ）ＰＬＤ法によるＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石の超高速成膜技術の開発、（ｉｉｉ）非晶質からの結晶化法を利用した交換スプリング磁石の高性能化の研究を基礎に生まれたのである。これにより、電気電子機器の小型・軽量化に対応したミリサイズメ−トル以下の高出力電磁モ−タ、アクチュエ−タ等に適合した膜厚５０〜３００μｍを中心とした高性能永久磁石材料、及びそのモ−タが提供できる。
【図面の簡単な説明】
【図１】多結晶集合型組織交換スプリング磁石の模式図
【図２】高飽和磁化層と４ｆ希土類合金層を基板上に交互に積層した薄膜磁石の模式図
【図３】３ｄ遷移金属合金と４ｆ希土類合金で構成した異種合金の複合タ−ゲットの模式図
【図４】磁気的に等方性の多層厚膜交換スプリング磁石の模式図
【図５】磁気的に異方性の多層厚膜交換スプリング磁石の模式図
【図６】ミリメ−トルサイズ磁石モ−タの構成図
【図７】成膜装置の要部構成図
【図８】Ｎｄ_ｘＦｅ_１４Ｂ（Ｘ＝２．４〜３．０）膜のＸ線回折図
【図９】Ｎｄ_ｘＦｅ_１４Ｂ（Ｘ＝２．４〜３．０）膜と（ＢＨ）ｍａｘの関係を示す特性図
【図１０】３ｄ遷移金属合金（Ｆｅ）に直接４ｆ希土類合金（Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ）を成膜したＭ−Ｈ特性図
【図１１】３ｄ遷移金属合金（Ｆｅ）にＴａバッファを介して４ｆ希土類合金（Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ）を成膜したＭ−Ｈ特性図
【図１２】ＹＡＧレ−ザによる膜のＭ−Ｈ特性図
【図１３】多層膜の４ｆ希土類合金（Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ）部分の組織図を示す電子顕微鏡写真
【図１４】多層膜のＭ−Ｈ特性図
【符号の説明】
１Ｌ ３ｄ遷移金属合金層
２Ｌ ４ｆ希土類合金層

Claims (22)

1. 平均膜厚６０ｎｍ以下、高飽和磁化の３ｄ遷移金属合金層（例えば（−Ｆｅ、Ｆｅ_３Ｂ）、及び前記平均膜厚以下の高保磁力の４ｆ希土類合金層（例えばＲ_２ＴＭ_１４Ｂ、ここでＲは１０〜２０ａｔ．％で、Ｙを含む希土類元素のうち少なくとも１種、Ｂは５〜２０ａｔ．％、残部はＴＭでＦｅまたはＦｅの一部をＣｏで置換したもの、及び不可避的な不純物を含む）を交互に成膜した層数１０^３以上の厚膜交換スプリング磁石。
2. 成膜法がパルスレ−ザディポジッション（ＰＬＤ）であり、当該タ−ゲットが３ｄ遷移金属合金（例えば（−Ｆｅ、Ｆｅ_３Ｂ）と４ｆ希土類合金とから選ばれる異種合金の複合タ−ゲットである請求項１記載の厚膜交換スプリング磁石の製造方法。
3. ３ｄ遷移金属合金（例えば（−Ｆｅ、Ｆｅ_３Ｂ）と４ｆ希土類合金とから選ばれる異種合金の複合タ−ゲットの回転により交互に異種合金を成膜する請求項２記載の厚膜交換スプリング磁石の製造方法。
4. ３ｄ遷移金属合金層をＦｅ_３Ｂとした場合、複合タ−ゲットの３ｄ遷移金属合金部の平均組成がＦｅ_３Ｂとなる複数相の微細結晶から構成した合金とする請求項３記載の厚膜交換スプリング磁石の製造方法。
5. Ｆｅ_３Ｂ系３ｄ遷移金属合金層を最表面とした請求項１または請求項２記載の厚膜交換スプリング磁石の製造方法。
6. タ−ゲットを構成する４ｆ希土類合金がＲ_ｘＴＭ_１４Ｂ（Ｘ＞２、Ｒは１０〜２０ａｔ．％で、Ｙを含む希土類元素のうち少なくとも１種、Ｂは５〜２０ａｔ．％、残部は遷移金属ＴＭでＦｅまたはＦｅの一部をＣｏで置換したもの、及び不可避的な不純物を含む）合金である請求項３記載の厚膜交換スプリング磁石の製造方法。
7. Ｒ_２ＴＭ_１４Ｂを主相とする高保磁力の４ｆ希土類合金層の平均膜厚が５−２０ｎｍである請求項１または請求項２記載の厚膜交換スプリング磁石とその製造方法。
8. Ｒ_２ＴＭ_１４Ｂを主相とする高保磁力の４ｆ希土類合金層と高飽和磁化の３ｄ遷移金属合金層の平均膜厚がともに５−２０ｎｍである請求項１または請求項２記載の厚膜交換スプリング磁石とその製造方法。
9. パルス周波数３０Ｈｚ以上、１パルスあたり１ｎｍ以上の成膜能を有するパルスレーザディポジッション（ＰＬＤ）装置を用いた請求項１または請求項２記載の厚膜交換スプリング磁石とその製造方法。
10. 高飽和磁化の３ｄ遷移金属合金層が（−Ｆｅ、Ｆｅ_３Ｂの１種または２種、高保磁力の４ｆ希土類合金層主相のＲ_２ＴＭ_１４Ｂが磁気的に等方性である請求項１または請求項２記載の厚膜交換スプリング磁石とその製造方法。
11. 高飽和磁化相が（−Ｆｅ、Ｆｅ_３Ｂの１種または２種、高保磁力の４ｆ希土類合金層のＮｄ_２Ｆｅ_１４Ｂを熱間塑性変形によって磁気的に異方化した請求項１または請求項２記載の厚膜交換スプリング磁石とその製造方法。
12. パルスレーザディポジッション（ＰＬＤ）基板表面にＴａを配した構成の請求項１または請求項２記載の厚膜交換スプリング磁石とその製造方法。
13. パルスレーザディポジッション（ＰＬＤ）基板がＴａをバッファ−とした高飽和磁化の３ｄ遷移金属合金である請求項１または請求項２記載の厚膜交換スプリング磁石とその製造方法。
14. パルスレーザディポジッション（ＰＬＤ）成膜速度が≧５０μｍ／ｈｒである請求項１または請求項２記載の厚膜交換スプリング磁石とその製造方法。
15. パルスレーザディポジッション（ＰＬＤ）成膜時の雰囲気が≦１０^−６Ｔｏｒｒである請求項１または請求項２記載の厚膜交換スプリング磁石とその製造方法。
16. 最高到達温度６５０〜７５０℃で熱処理し、４ｆ希土類合金層の保磁力を６ｋＯｅ以上とした請求項１または請求項２記載の厚膜交換スプリング磁石とその製造方法。
17. 多層膜の厚さ方向へ加圧しながら直接通電し、そのジュ−ル熱で４ｆ希土類合金層合金層主相のＮｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ結晶の析出と同時に多層膜表面を表面粗度１０μｍ以下に平滑化する請求項１または請求項２記載の厚膜交換スプリング磁石とその製造方法。
18. 多層膜を複数積層し、厚さ方向へ加圧しながら直接通電し、そのジュ−ル熱で４ｆ希土類合金層合金層主相のＮｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ結晶の析出と同時に多層膜積層磁石とする請求項１７記載の厚膜交換スプリング磁石とその製造方法。
19. 直接通電加熱が加熱速度≧９℃／ｓｅｃ、圧力２００〜４００ｋｇｆ／ｃｍ^２，≦１Ｔｏｒｒで行われ、保磁力を１０ｋＯｅ以上とした請求項１７記載の厚膜交換スプリング磁石とその製造方法。
20. 請求項１または請求項２に掛かる厚膜交換スプリング磁石と回転軸とで構成した可動子、及び前記可動子と空隙を介して対向する固定子とを備えた軸方向空隙型磁石モータ。
21. 請求項１または請求項２に掛かる平板状の可動子及び平板状の固定子で構成した請求項１６記載の磁石モ−タ。
22. 回転子枠の内壁にカ−リング後、熱処理により結晶化した請求項１または請求項２に掛かる厚膜交換スプリング磁石と回転軸とで構成した可動子、及び前記可動子と空隙を介して対向する固定子とを備えた径方向空隙型磁石モ−タ。

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