JPH07272929A - 希土類元素−Ｆｅ−Ｂ系薄膜永久磁石 - Google Patents
希土類元素−Ｆｅ−Ｂ系薄膜永久磁石Info
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- JPH07272929A JPH07272929A JP6059362A JP5936294A JPH07272929A JP H07272929 A JPH07272929 A JP H07272929A JP 6059362 A JP6059362 A JP 6059362A JP 5936294 A JP5936294 A JP 5936294A JP H07272929 A JPH07272929 A JP H07272929A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 保磁力機構を従来の逆磁区発生型から回転磁
化型となるような粒界相が、粒子間を磁気的に分離する
と共に、形状磁気異方性の効果が付与される様な膜を実
現し、薄肉であってしかも良好な磁気特性を発揮するこ
とのできる希土類元素−Ｆｅ−Ｂ系薄膜永久磁石を提供
する。 【構成】 Ｒ（Ｒは希土類元素のうちＮｄおよび／また
はＰｒを表わす）とＦｅおよびＢを主成分とする合金か
らなる希土類元素−Ｆｅ−Ｂ系薄膜永久磁石であって、
非磁性相である粒界が膜厚方向に貫いて形成されると共
に、粒子相互間で磁気的に分離された磁気的主相が膜厚
方向に延びる柱状構造を有して形成されたものであり、
且つ該柱状構造相のアスペクト比（長さ／直径比）が５
以上である。
化型となるような粒界相が、粒子間を磁気的に分離する
と共に、形状磁気異方性の効果が付与される様な膜を実
現し、薄肉であってしかも良好な磁気特性を発揮するこ
とのできる希土類元素−Ｆｅ−Ｂ系薄膜永久磁石を提供
する。 【構成】 Ｒ（Ｒは希土類元素のうちＮｄおよび／また
はＰｒを表わす）とＦｅおよびＢを主成分とする合金か
らなる希土類元素−Ｆｅ−Ｂ系薄膜永久磁石であって、
非磁性相である粒界が膜厚方向に貫いて形成されると共
に、粒子相互間で磁気的に分離された磁気的主相が膜厚
方向に延びる柱状構造を有して形成されたものであり、
且つ該柱状構造相のアスペクト比（長さ／直径比）が５
以上である。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、優れた磁気特性を有す
る希土類元素−Ｆｅ−Ｂ系薄膜永久磁石に関し、この磁
石は一般家庭用の各種電気製品やコンピュータを始めと
し、高性能小型モータ等の電気・電子材料の素材として
有用である。
る希土類元素−Ｆｅ−Ｂ系薄膜永久磁石に関し、この磁
石は一般家庭用の各種電気製品やコンピュータを始めと
し、高性能小型モータ等の電気・電子材料の素材として
有用である。
【０００２】
【従来の技術】永久磁石とは、外部から電気的エネルギ
ーを供給しなくとも磁界を発生する材料であり、その需
要は上記の様な電気・電子材料を主体にしてますます増
大してきている。近年、フェライト磁石およびアルニコ
磁石に次ぐ第３の永久磁石として、希土類磁石が注目を
集めている。この希土類磁石は電気製品や精密機器類の
小型化および高精度化に寄与し得る優れた磁気的性質を
発揮するものと期待され、物性研究面および生産技術面
共に活発な進展を見せている。中でも近年特に期待をさ
れているのは、希土類元素−遷移元素−Ｂ系、例えばＮ
ｄ−Ｆｅ−ＢやＰｒ−Ｆｅ−Ｂ等の永久磁石であり、こ
の系の永久磁石は高い保磁力（ｉＨｃ）を有すると共
に、残留磁束密度（Ｂｒ）と保磁力（ｉＨｃ）の積で示
される最大エネルギー積［以下（ＢＨ）max で表わすこ
とがある］も高いと言われている。
ーを供給しなくとも磁界を発生する材料であり、その需
要は上記の様な電気・電子材料を主体にしてますます増
大してきている。近年、フェライト磁石およびアルニコ
磁石に次ぐ第３の永久磁石として、希土類磁石が注目を
集めている。この希土類磁石は電気製品や精密機器類の
小型化および高精度化に寄与し得る優れた磁気的性質を
発揮するものと期待され、物性研究面および生産技術面
共に活発な進展を見せている。中でも近年特に期待をさ
れているのは、希土類元素−遷移元素−Ｂ系、例えばＮ
ｄ−Ｆｅ−ＢやＰｒ−Ｆｅ−Ｂ等の永久磁石であり、こ
の系の永久磁石は高い保磁力（ｉＨｃ）を有すると共
に、残留磁束密度（Ｂｒ）と保磁力（ｉＨｃ）の積で示
される最大エネルギー積［以下（ＢＨ）max で表わすこ
とがある］も高いと言われている。
【０００３】本発明の永久磁石組成は、希土類元素（但
し、Ｎｄおよび／またはＰｒ）−Ｆｅ−Ｂを基本成分と
する他、必要によって第４の成分としてＡｇを含むもの
であって、その評価については追って詳述するが、以下
の説明においては便宜上、希土類元素−Ｆｅ−Ｂ系（以
下、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系と略称することがある）の３元素磁
石を代表的に取り上げて述べることとする。
し、Ｎｄおよび／またはＰｒ）−Ｆｅ−Ｂを基本成分と
する他、必要によって第４の成分としてＡｇを含むもの
であって、その評価については追って詳述するが、以下
の説明においては便宜上、希土類元素−Ｆｅ−Ｂ系（以
下、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系と略称することがある）の３元素磁
石を代表的に取り上げて述べることとする。
【０００４】ところでＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石の製造方法と
しては、焼結法や液体急冷法等が代表的な方法として知
られており、これらの方法によって薄膜永久磁石の形成
が行なわれている。そして磁石材料の磁気特性は、微細
組織に大きく影響されることが知られており、例えば焼
結型磁石では、図２に示す様に結晶粒界相１が主相結晶
粒２を十分に取り囲む構造とすることによって（尚図中
３は基板を示す）、逆磁区の発生サイトを減少させて磁
気特性を向上させることができると言われている（日本
金属学会誌，第５７巻第４号（１９９３）Ｐ４７０〜４
７７）。また高速急冷型磁石では、微細な主相結晶粒と
非晶質から構成され、急冷速度を調整することによって
高い磁気特性が得られると言われている（電気学会論文
誌Ａ，１１３巻第４号（１９９３），Ｐ２５１〜２６
０）。
しては、焼結法や液体急冷法等が代表的な方法として知
られており、これらの方法によって薄膜永久磁石の形成
が行なわれている。そして磁石材料の磁気特性は、微細
組織に大きく影響されることが知られており、例えば焼
結型磁石では、図２に示す様に結晶粒界相１が主相結晶
粒２を十分に取り囲む構造とすることによって（尚図中
３は基板を示す）、逆磁区の発生サイトを減少させて磁
気特性を向上させることができると言われている（日本
金属学会誌，第５７巻第４号（１９９３）Ｐ４７０〜４
７７）。また高速急冷型磁石では、微細な主相結晶粒と
非晶質から構成され、急冷速度を調整することによって
高い磁気特性が得られると言われている（電気学会論文
誌Ａ，１１３巻第４号（１９９３），Ｐ２５１〜２６
０）。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、上記し
た様な焼結法や液体急冷却によって得られたＲ−Ｆｅ−
Ｂ系永久磁石では、膜厚方向で見ると結晶粒は粒界相を
挟んで不規則に積み重なっている構造であり、垂直磁気
異方性に対する形状磁気異方性の寄与は小さい。また保
磁力は、逆磁区の発生磁界に左右される逆磁区発生型で
あり、実際の保磁力は、理論的に一軸異方性を有する単
磁区粒子の磁化反転磁界Ｈａの１／１０〜２／５程度と
小さいものである。こうしたことから、上記いずれの方
法によっても、薄肉化と高性能化という両特性を満足す
ることのできる永久磁石は実現できず、小型化，高性能
化という近年の要求に十分応えることのできる製品用の
永久磁石の実現が望まれているのが実情である。
た様な焼結法や液体急冷却によって得られたＲ−Ｆｅ−
Ｂ系永久磁石では、膜厚方向で見ると結晶粒は粒界相を
挟んで不規則に積み重なっている構造であり、垂直磁気
異方性に対する形状磁気異方性の寄与は小さい。また保
磁力は、逆磁区の発生磁界に左右される逆磁区発生型で
あり、実際の保磁力は、理論的に一軸異方性を有する単
磁区粒子の磁化反転磁界Ｈａの１／１０〜２／５程度と
小さいものである。こうしたことから、上記いずれの方
法によっても、薄肉化と高性能化という両特性を満足す
ることのできる永久磁石は実現できず、小型化，高性能
化という近年の要求に十分応えることのできる製品用の
永久磁石の実現が望まれているのが実情である。
【０００６】一方、Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系薄膜永久磁石の新し
い形成方法として、例えば特開平４−９９０１０号に見
られる様なスパッタリング法による方法も提案されてい
る。この技術は、主相であるＲ2 Ｆｅ14Ｂ相の磁化容易
軸であるＣ軸を膜厚方向に成長させ、膜厚方向に強い異
方性を有する膜を形成するものである。しかしながら、
この技術では、非磁性の粒界相や形状磁気異方性につい
ては何ら考慮されておらず、磁気特性の更なる向上が望
まれる。
い形成方法として、例えば特開平４−９９０１０号に見
られる様なスパッタリング法による方法も提案されてい
る。この技術は、主相であるＲ2 Ｆｅ14Ｂ相の磁化容易
軸であるＣ軸を膜厚方向に成長させ、膜厚方向に強い異
方性を有する膜を形成するものである。しかしながら、
この技術では、非磁性の粒界相や形状磁気異方性につい
ては何ら考慮されておらず、磁気特性の更なる向上が望
まれる。
【０００７】本発明はこうした状況の下になされたもの
であって、その目的は、保磁力機構を従来の逆磁区発生
型から回転磁化型となるような粒界相が、粒子間を磁気
的に分離すると共に、形状磁気異方性の効果が付与され
る様な膜を実現し、薄肉であってしかも良好な磁気特性
を発揮することのできる希土類元素−Ｆｅ−Ｂ系薄膜永
久磁石を提供することにある。
であって、その目的は、保磁力機構を従来の逆磁区発生
型から回転磁化型となるような粒界相が、粒子間を磁気
的に分離すると共に、形状磁気異方性の効果が付与され
る様な膜を実現し、薄肉であってしかも良好な磁気特性
を発揮することのできる希土類元素−Ｆｅ−Ｂ系薄膜永
久磁石を提供することにある。
【０００８】
【課題を解決するための手段】上記目的を達成し得た本
発明とは、Ｒ（Ｒは希土類元素のうちＮｄおよび／また
はＰｒを表わす）とＦｅおよびＢを主成分とする合金か
らなる希土類元素−Ｆｅ−Ｂ系薄膜永久磁石であって、
非磁性相である粒界が膜厚方向に貫いて形成されると共
に、粒子相互間で磁気的に分離された磁気的主相が膜厚
方向に延びる柱状構造を有して形成されたものであり、
且つ該柱状構造相のアスペクト比（長さ／直径比）が５
以上である点に要旨を有する希土類元素−Ｆｅ−Ｂ系薄
膜永久磁石である。本発明の希土類元素−Ｆｅ−Ｂ系薄
膜永久磁石はＲ：８〜１８原子％、Ｂ：５〜１０原子
％、残部：実質的にＦｅからなる化学成分組成のものが
好ましく、またＦｅの一部を１．５原子％以下までの範
囲でＡｇで置換することも有効である。
発明とは、Ｒ（Ｒは希土類元素のうちＮｄおよび／また
はＰｒを表わす）とＦｅおよびＢを主成分とする合金か
らなる希土類元素−Ｆｅ−Ｂ系薄膜永久磁石であって、
非磁性相である粒界が膜厚方向に貫いて形成されると共
に、粒子相互間で磁気的に分離された磁気的主相が膜厚
方向に延びる柱状構造を有して形成されたものであり、
且つ該柱状構造相のアスペクト比（長さ／直径比）が５
以上である点に要旨を有する希土類元素−Ｆｅ−Ｂ系薄
膜永久磁石である。本発明の希土類元素−Ｆｅ−Ｂ系薄
膜永久磁石はＲ：８〜１８原子％、Ｂ：５〜１０原子
％、残部：実質的にＦｅからなる化学成分組成のものが
好ましく、またＦｅの一部を１．５原子％以下までの範
囲でＡｇで置換することも有効である。
【０００９】
【作用】本発明者らは、これまで提案されてきた技術を
基礎とし、薄肉でしかも高性能な永久磁石を実現すべ
く、特にその結晶組織構造と磁気特性の関係について検
討を重ねた。その結果、非磁性相である粒界相と磁気的
主相であるＲ2 Ｆｅ14Ｂ相が特定の組織構造を呈してい
るものでは、薄肉であっても極めて優れた磁気特性を示
すことがわかった。即ち、図１に示す様に、非磁性相で
ある粒界４が膜厚方向に貫いて形成されると共に、粒子
相互間で分離された磁気的主相５（例えばＲ 2 Ｆｅ14Ｂ
相）が膜厚方向に延びる柱状構造を有して形成されたも
のであり、且つ該柱状構造相のアスペクト比（長さ／直
径比）が所定の範囲のものでは（尚図１中、３は基板を
示す）、従来技術で示した様な永久磁石に比べて、（Ｂ
Ｈ)maxが顕しく向上することを見出し、本発明を完成し
た。
基礎とし、薄肉でしかも高性能な永久磁石を実現すべ
く、特にその結晶組織構造と磁気特性の関係について検
討を重ねた。その結果、非磁性相である粒界相と磁気的
主相であるＲ2 Ｆｅ14Ｂ相が特定の組織構造を呈してい
るものでは、薄肉であっても極めて優れた磁気特性を示
すことがわかった。即ち、図１に示す様に、非磁性相で
ある粒界４が膜厚方向に貫いて形成されると共に、粒子
相互間で分離された磁気的主相５（例えばＲ 2 Ｆｅ14Ｂ
相）が膜厚方向に延びる柱状構造を有して形成されたも
のであり、且つ該柱状構造相のアスペクト比（長さ／直
径比）が所定の範囲のものでは（尚図１中、３は基板を
示す）、従来技術で示した様な永久磁石に比べて、（Ｂ
Ｈ)maxが顕しく向上することを見出し、本発明を完成し
た。
【００１０】本発明によって上記の様な効果が得られた
理由については、その全てを解明し得た訳ではないが、
おそらく次の様に考えることができる。即ち、上記の様
な組織構造では、磁気的主相がアスペクト比が大きい柱
状構造を有しているので、結晶磁気異方性以外に形状磁
気異方性が生じて膜厚方向の磁気異方性が大きくなると
共に、前記磁気的主相が粒子相互間で磁気的に分離され
ているので粒子間の磁気的相互作用が弱まって、保磁力
が大きくなるものと考えられる。
理由については、その全てを解明し得た訳ではないが、
おそらく次の様に考えることができる。即ち、上記の様
な組織構造では、磁気的主相がアスペクト比が大きい柱
状構造を有しているので、結晶磁気異方性以外に形状磁
気異方性が生じて膜厚方向の磁気異方性が大きくなると
共に、前記磁気的主相が粒子相互間で磁気的に分離され
ているので粒子間の磁気的相互作用が弱まって、保磁力
が大きくなるものと考えられる。
【００１１】次に、本発明のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石を構成
する合金組成について説明する。まず希土類元素として
は、Ｎｄおよび／またはＰｒとする必要がある。即ち、
最も高い磁気特性が得られるのは、Ｐｒ，Ｎｄであるの
で、希土類元素としてはＰｒおよび／またはＮｄである
ことが必要であり、他の希土類元素を含んでいると、希
望する磁気特性が得られない。
する合金組成について説明する。まず希土類元素として
は、Ｎｄおよび／またはＰｒとする必要がある。即ち、
最も高い磁気特性が得られるのは、Ｐｒ，Ｎｄであるの
で、希土類元素としてはＰｒおよび／またはＮｄである
ことが必要であり、他の希土類元素を含んでいると、希
望する磁気特性が得られない。
【００１２】本発明のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石において、Ｒ
が少な過ぎると主相であるＲ2 −Ｆｅ14−Ｂ（原子比、
例えばＰｒ2 Ｆｅ14Ｂ）を形成されにくくなり、磁石の
高性能化は達成されない。こうした観点からして、Ｒの
割合は８原子％以上とするのが好ましい。一方上限につ
いては、１８原子％を超えると、非磁性相であるＲリッ
チ相の過剰を招きこれが磁束密度（Ｂｒ）の低下等とな
って現われ、良好な磁気特性を発揮することはできな
い。尚Ｒのより好ましい組成割合は、１２〜１５原子％
の範囲である。
が少な過ぎると主相であるＲ2 −Ｆｅ14−Ｂ（原子比、
例えばＰｒ2 Ｆｅ14Ｂ）を形成されにくくなり、磁石の
高性能化は達成されない。こうした観点からして、Ｒの
割合は８原子％以上とするのが好ましい。一方上限につ
いては、１８原子％を超えると、非磁性相であるＲリッ
チ相の過剰を招きこれが磁束密度（Ｂｒ）の低下等とな
って現われ、良好な磁気特性を発揮することはできな
い。尚Ｒのより好ましい組成割合は、１２〜１５原子％
の範囲である。
【００１３】一方、Ｂは５〜１０原子％とするのが好ま
しく、５原子％未満では主相体積率の不足が生じ、磁束
密度（Ｂｒ）の低下を招く。他方上限については、磁気
特性を有しないＲ2 Ｆｅ4 Ｂ4 相の出現による保磁力
（ｉＨｃ）の低下を防止するという観点から１０原子％
以下とするのが好ましい。尚Ｂのより好ましい範囲は、
７〜９原子％程度である。
しく、５原子％未満では主相体積率の不足が生じ、磁束
密度（Ｂｒ）の低下を招く。他方上限については、磁気
特性を有しないＲ2 Ｆｅ4 Ｂ4 相の出現による保磁力
（ｉＨｃ）の低下を防止するという観点から１０原子％
以下とするのが好ましい。尚Ｂのより好ましい範囲は、
７〜９原子％程度である。
【００１４】本発明のＲ−Ｆｅ−Ｂ系磁石において、上
記ＲとＢ以外は実質的にＦｅ（即ち、Ｆｅおよび不可避
不純物）であるが、Ｆｅの一部をＡｇで置換することも
有効である。即ち、Ａｇを添加すると粒子間の磁気的孤
立度が向上し、（ＢＨ）maxが増大する。但し、Ａｇの
添加量を余り多くすると非磁性の粒界相が増加し、（Ｂ
Ｈ）max が却って低下するので、１．５原子％以下とす
べきである。尚Ａｇの添加量のより好ましい範囲は１原
子％以下である。
記ＲとＢ以外は実質的にＦｅ（即ち、Ｆｅおよび不可避
不純物）であるが、Ｆｅの一部をＡｇで置換することも
有効である。即ち、Ａｇを添加すると粒子間の磁気的孤
立度が向上し、（ＢＨ）maxが増大する。但し、Ａｇの
添加量を余り多くすると非磁性の粒界相が増加し、（Ｂ
Ｈ）max が却って低下するので、１．５原子％以下とす
べきである。尚Ａｇの添加量のより好ましい範囲は１原
子％以下である。
【００１５】本発明のＲ−Ｆｅ−Ｂ系薄膜磁石における
前記柱状構造相（磁気的主相）のアスペクト比（長さ／
直径比）は、５以上とする必要があるが、この値が５未
満では形状磁気異方性付与による特性の向上が小さいも
のとなる。
前記柱状構造相（磁気的主相）のアスペクト比（長さ／
直径比）は、５以上とする必要があるが、この値が５未
満では形状磁気異方性付与による特性の向上が小さいも
のとなる。
【００１６】尚本発明者らは、アスペクト比、（ＢＨ）
max および膜厚の関係について検討したところ、下記の
点について確認している。即ち、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系薄膜
磁石では、膜厚が５μｍでアスペクト比が５〜１５のも
ので（ＢＨ）max が１７〜１８ＭＧＯｅが達成されてお
り、膜厚２０μｍでアスペクト比が２０〜５０のもので
（ＢＨ）max が１４〜１６ＭＧＯｅが達成されていた。
max および膜厚の関係について検討したところ、下記の
点について確認している。即ち、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系薄膜
磁石では、膜厚が５μｍでアスペクト比が５〜１５のも
ので（ＢＨ）max が１７〜１８ＭＧＯｅが達成されてお
り、膜厚２０μｍでアスペクト比が２０〜５０のもので
（ＢＨ）max が１４〜１６ＭＧＯｅが達成されていた。
【００１７】本発明のＲ−Ｆｅ−Ｂ系薄膜永久磁石を製
造する方法としては、基本的にスパッタリング法によっ
て柱状構造を有する磁気的主相を形成する様にすれば良
いが、上記の様な微細組織を形成することができれば、
真空蒸着法やＣＶＤ法等も採用することもできる。また
製造する際の条件については特に限定するものではない
が、上記組織を形成するためには、特に製造時の基板温
度を５００〜７００℃程度とするのが好ましい。即ち、
このときの基板温度が５００℃未満では、膜がアモルフ
ァス状態になって硬磁性が得られず、７００℃を超える
とＲ2 Ｆｅ14Ｂ以外の相（例えばα−Ｆｅ相等）が生成
して、（ＢＨ）max が減少することになる。更に、本発
明のＲ−Ｆｅ−Ｂ系薄膜永久磁石を製造する際のスパッ
タガス圧は、従来方法（例えば８×１０-3Ｔｏｒｒ程
度）よりも高くするのが良い（例えば１５×１０-3Ｔｏ
ｒｒ程度）。
造する方法としては、基本的にスパッタリング法によっ
て柱状構造を有する磁気的主相を形成する様にすれば良
いが、上記の様な微細組織を形成することができれば、
真空蒸着法やＣＶＤ法等も採用することもできる。また
製造する際の条件については特に限定するものではない
が、上記組織を形成するためには、特に製造時の基板温
度を５００〜７００℃程度とするのが好ましい。即ち、
このときの基板温度が５００℃未満では、膜がアモルフ
ァス状態になって硬磁性が得られず、７００℃を超える
とＲ2 Ｆｅ14Ｂ以外の相（例えばα−Ｆｅ相等）が生成
して、（ＢＨ）max が減少することになる。更に、本発
明のＲ−Ｆｅ−Ｂ系薄膜永久磁石を製造する際のスパッ
タガス圧は、従来方法（例えば８×１０-3Ｔｏｒｒ程
度）よりも高くするのが良い（例えば１５×１０-3Ｔｏ
ｒｒ程度）。
【００１８】以下本発明を実施例によって更に詳細に説
明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のもので
はなく、前・後記の趣旨に徴して設計変更することはい
ずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。
明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のもので
はなく、前・後記の趣旨に徴して設計変更することはい
ずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。
【００１９】
実施例１ 組成割合を変えた合金ターゲットを使用して、ＤＣスパ
ッタリング法（スパッタガス圧：１５×１０-3Ｔｏｒ
ｒ）により様々な組成割合のＮｄ−Ｆｅ−Ｂ合金薄膜磁
石を作成した。このとき基板温度は、６００℃とした。
また薄膜の膜厚は２０μｍであった。更に、得られた薄
膜は、前記図１に示した結晶組織であることを、電子顕
微鏡観察によって確認した。得られた合金薄膜磁石につ
いて、各々振動試料型磁力計（ＶＳＭ）によって、最大
エネルギー積（ＢＨ）max を測定した。図３には、Ｎｄ
とＢとＦｅを基本組成とする薄膜磁石の最大エネルギー
積（ＢＨ）max の値が１４ＭＧＯｅを超える組成範囲を
斜線で示す。尚１４ＭＧＯｅを超えるものは、アスペク
ト比が２０〜５０であった。
ッタリング法（スパッタガス圧：１５×１０-3Ｔｏｒ
ｒ）により様々な組成割合のＮｄ−Ｆｅ−Ｂ合金薄膜磁
石を作成した。このとき基板温度は、６００℃とした。
また薄膜の膜厚は２０μｍであった。更に、得られた薄
膜は、前記図１に示した結晶組織であることを、電子顕
微鏡観察によって確認した。得られた合金薄膜磁石につ
いて、各々振動試料型磁力計（ＶＳＭ）によって、最大
エネルギー積（ＢＨ）max を測定した。図３には、Ｎｄ
とＢとＦｅを基本組成とする薄膜磁石の最大エネルギー
積（ＢＨ）max の値が１４ＭＧＯｅを超える組成範囲を
斜線で示す。尚１４ＭＧＯｅを超えるものは、アスペク
ト比が２０〜５０であった。
【００２０】実施例２ 組成割合を変えた合金ターゲットを使用して、ＤＣスパ
ッタリング法（スパッタガス圧：１５×１０-3Ｔｏｒ
ｒ）により様々な組成割合のＰｒ−Ｆｅ−Ｂ合金薄膜磁
石を作成した。このとき基板温度は、６００℃とした。
また薄膜の膜厚は２０μｍであった。更に、得られた薄
膜は、前記図１に示した結晶組織であることを、電子顕
微鏡観察によって確認した。得られた合金薄膜磁石につ
いて、各々ＶＳＭによって、（ＢＨ）max を測定した。
図４には、ＰｒとＢとＦｅを基本組成とする薄膜磁石の
（ＢＨ）max の値が１４ＭＧＯｅを超える組成範囲を斜
線で示す。尚１４ＭＧＯｅを超えるものは、アスペクト
比が２０〜５０であった。
ッタリング法（スパッタガス圧：１５×１０-3Ｔｏｒ
ｒ）により様々な組成割合のＰｒ−Ｆｅ−Ｂ合金薄膜磁
石を作成した。このとき基板温度は、６００℃とした。
また薄膜の膜厚は２０μｍであった。更に、得られた薄
膜は、前記図１に示した結晶組織であることを、電子顕
微鏡観察によって確認した。得られた合金薄膜磁石につ
いて、各々ＶＳＭによって、（ＢＨ）max を測定した。
図４には、ＰｒとＢとＦｅを基本組成とする薄膜磁石の
（ＢＨ）max の値が１４ＭＧＯｅを超える組成範囲を斜
線で示す。尚１４ＭＧＯｅを超えるものは、アスペクト
比が２０〜５０であった。
【００２１】実施例３ ＮｄとＢの組成を一定にして、残部のＦｅとＡｇの組成
を変化させて成膜した。図５は、Ｎｄ12−Ｆｅ83-x−Ｂ
5 −Ａｇx 膜のＡｇ添加量（ｘ）の変化による（ＢＨ）
max の変化を示すグラフである。尚図５の結果は、それ
ぞれの組成において、最大値が得られた成膜条件で行な
ったものである。また得られた合金薄膜磁石は、アスペ
クト比が２０〜５０で図１に示した結晶組織であること
を電子顕微鏡観察によって確認した。この結果から明ら
かな様に、１．５原子％以下のＡｇの添加は（ＢＨ）
max の向上に有効であることがわかる。
を変化させて成膜した。図５は、Ｎｄ12−Ｆｅ83-x−Ｂ
5 −Ａｇx 膜のＡｇ添加量（ｘ）の変化による（ＢＨ）
max の変化を示すグラフである。尚図５の結果は、それ
ぞれの組成において、最大値が得られた成膜条件で行な
ったものである。また得られた合金薄膜磁石は、アスペ
クト比が２０〜５０で図１に示した結晶組織であること
を電子顕微鏡観察によって確認した。この結果から明ら
かな様に、１．５原子％以下のＡｇの添加は（ＢＨ）
max の向上に有効であることがわかる。
【００２２】実施例４ ＰｒとＢの組成を一定にして、残部のＦｅとＡｇの組成
を変化させて成膜した。図６は、Ｐｒ12−Ｆｅ83-x−Ｂ
5 −Ａｇx 膜のＡｇ添加量（ｘ）の変化による（ＢＨ）
max の変化を示すグラフである。尚図６の結果は、それ
ぞれの組成において、最大値が得られた成膜条件で行な
ったものである。また得られた合金薄膜磁石は、アスペ
クト比が２０〜５０で図１に示した結晶組織であること
を電子顕微鏡観察によって確認した。この結果から明ら
かな様に、Ｐｒ−Ｆｅ−Ｂ系においても１．５原子％以
下のＡｇの添加は（ＢＨ）max の向上に有効であること
がわかる。
を変化させて成膜した。図６は、Ｐｒ12−Ｆｅ83-x−Ｂ
5 −Ａｇx 膜のＡｇ添加量（ｘ）の変化による（ＢＨ）
max の変化を示すグラフである。尚図６の結果は、それ
ぞれの組成において、最大値が得られた成膜条件で行な
ったものである。また得られた合金薄膜磁石は、アスペ
クト比が２０〜５０で図１に示した結晶組織であること
を電子顕微鏡観察によって確認した。この結果から明ら
かな様に、Ｐｒ−Ｆｅ−Ｂ系においても１．５原子％以
下のＡｇの添加は（ＢＨ）max の向上に有効であること
がわかる。
【００２３】比較例 １５．０原子％Ｐｒ−７９．２原子％Ｆｅ−５．５原子
％Ｂ−０．３原子％Ａｇの合金を、アルゴンガス雰囲気
中で高周波加熱より溶解し、ロール表面速度１０ｍ／ｓ
で回転する鋼製の単ロール（２００ｍｍφ）上に噴出し
急冷薄帯を作成した。このときの膜厚は２０μｍであっ
た。また得られた薄膜は、前記図２に示した結晶組織で
あることを、電子顕微鏡観察によって確認した。得られ
た薄膜について、ＶＳＭによって、（ＢＨ）max を測定
したところ、最大で１４ＭＧＯｅしか得られなかった。
％Ｂ−０．３原子％Ａｇの合金を、アルゴンガス雰囲気
中で高周波加熱より溶解し、ロール表面速度１０ｍ／ｓ
で回転する鋼製の単ロール（２００ｍｍφ）上に噴出し
急冷薄帯を作成した。このときの膜厚は２０μｍであっ
た。また得られた薄膜は、前記図２に示した結晶組織で
あることを、電子顕微鏡観察によって確認した。得られ
た薄膜について、ＶＳＭによって、（ＢＨ）max を測定
したところ、最大で１４ＭＧＯｅしか得られなかった。
【００２４】
【発明の効果】本発明は以上の様に構成されており、薄
肉であってしかも良好な磁気特性を発揮することのでき
る希土類元素−Ｆｅ−Ｂ系薄膜永久磁石が実現できた。
肉であってしかも良好な磁気特性を発揮することのでき
る希土類元素−Ｆｅ−Ｂ系薄膜永久磁石が実現できた。
【図１】本発明に係る永久磁石の微細組織を示す模式図
である。
である。
【図２】従来の永久磁石の微細組織を示す模式図であ
る。
る。
【図３】本発明のＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系薄膜磁石の（ＢＨ）
max の値が１４ＭＧＯｅを超える組成範囲を示したグラ
フである。
max の値が１４ＭＧＯｅを超える組成範囲を示したグラ
フである。
【図４】本発明のＰｒ−Ｆｅ−Ｂ系薄膜磁石の（ＢＨ）
max の値が１４ＭＧＯｅを超える組成範囲を示したグラ
フである。
max の値が１４ＭＧＯｅを超える組成範囲を示したグラ
フである。
【図５】本発明のＮｄ12−Ｆｅ83-x−Ｂ5 −Ａｇx 薄膜
磁石の（ＢＨ）max におけるＡｇ添加量による変化を示
したグラフである。
磁石の（ＢＨ）max におけるＡｇ添加量による変化を示
したグラフである。
【図６】本発明のＰｒ12−Ｆｅ83-x−Ｂ5 −Ａｇx 薄膜
磁石の（ＢＨ）max におけるＡｇ添加量による変化を示
したグラフである。
磁石の（ＢＨ）max におけるＡｇ添加量による変化を示
したグラフである。
１ 結晶粒界相 ２ 主相結晶粒 ３ 基板 ４ 粒界 ５ 磁気的主相
フロントページの続き (72)発明者 吉川 一男 兵庫県神戸市西区高塚台１丁目５番５号 株式会社神戸製鋼所神戸総合技術研究所内
Claims (3)
- 【請求項１】 Ｒ（Ｒは希土類元素のうちＮｄおよび／
またはＰｒを表わす）とＦｅおよびＢを主成分とする合
金からなる希土類元素−Ｆｅ−Ｂ系薄膜永久磁石であっ
て、非磁性相である粒界が膜厚方向に貫いて形成される
と共に、粒子相互間で磁気的に分離された磁気的主相が
膜厚方向に延びる柱状構造を有して形成されたものであ
り、且つ該柱状構造相のアスペクト比（長さ／直径比）
が５以上であることを特徴とする希土類元素−Ｆｅ−Ｂ
系薄膜永久磁石。 - 【請求項２】 Ｒ：８〜１８原子％、Ｂ：５〜１０原子
％、残部：実質的にＦｅからなるものである請求項１に
記載の希土類元素−Ｆｅ−Ｂ系薄膜永久磁石。 - 【請求項３】 Ｆｅの一部を１．５原子％以下のＡｇで
置換したものである請求項２に記載の希土類元素−Ｆｅ
−Ｂ系薄膜永久磁石。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6059362A JPH07272929A (ja) | 1994-03-29 | 1994-03-29 | 希土類元素−Ｆｅ−Ｂ系薄膜永久磁石 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6059362A JPH07272929A (ja) | 1994-03-29 | 1994-03-29 | 希土類元素−Ｆｅ−Ｂ系薄膜永久磁石 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07272929A true JPH07272929A (ja) | 1995-10-20 |
Family
ID=13111090
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP6059362A Withdrawn JPH07272929A (ja) | 1994-03-29 | 1994-03-29 | 希土類元素−Ｆｅ−Ｂ系薄膜永久磁石 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH07272929A (ja) |
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2005031023A1 (ja) * | 2003-09-30 | 2005-04-07 | Neomax Co., Ltd. | Ｒ－ｔ－ｂ系永久磁石用原料合金およびｒ－ｔ－ｂ系永久磁石 |
| WO2005091315A1 (ja) * | 2004-03-23 | 2005-09-29 | Japan Science And Technology Agency | Ｒ−Ｆｅ−Ｂ系薄膜磁石及びその製造方法 |
| WO2007010860A1 (ja) * | 2005-07-15 | 2007-01-25 | Neomax Co., Ltd. | 希土類焼結磁石及びその製造方法 |
| JP2007027428A (ja) * | 2005-07-15 | 2007-02-01 | Neomax Co Ltd | 希土類焼結磁石及びその製造方法 |
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| JP2007154241A (ja) * | 2005-12-02 | 2007-06-21 | Neomax Co Ltd | 希土類焼結磁石及びその製造方法 |
| JP2007220885A (ja) * | 2006-02-16 | 2007-08-30 | Hitachi Metals Ltd | 希土類焼結磁石及びその製造方法 |
| KR100826661B1 (ko) * | 2004-03-23 | 2008-05-02 | 도꾸리쯔교세이호징 가가꾸 기쥬쯔 신꼬 기꼬 | Ｒ-Ｆｅ-Ｂ계 박막자석 및 그 제조방법 |
-
1994
- 1994-03-29 JP JP6059362A patent/JPH07272929A/ja not_active Withdrawn
Cited By (14)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2005031023A1 (ja) * | 2003-09-30 | 2005-04-07 | Neomax Co., Ltd. | Ｒ－ｔ－ｂ系永久磁石用原料合金およびｒ－ｔ－ｂ系永久磁石 |
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| US7790300B2 (en) | 2004-03-23 | 2010-09-07 | Japan Science And Technology Agency | R-Fe-B based thin film magnet and method for preparation thereof |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 20010605 |