JPH09219313A - R−tm−b系硬磁性薄膜およびその製造方法 - Google Patents
R−tm−b系硬磁性薄膜およびその製造方法Info
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- JPH09219313A JPH09219313A JP9995796A JP9995796A JPH09219313A JP H09219313 A JPH09219313 A JP H09219313A JP 9995796 A JP9995796 A JP 9995796A JP 9995796 A JP9995796 A JP 9995796A JP H09219313 A JPH09219313 A JP H09219313A
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- H01F10/00—Thin magnetic films, e.g. of one-domain structure
- H01F10/08—Thin magnetic films, e.g. of one-domain structure characterised by magnetic layers
- H01F10/10—Thin magnetic films, e.g. of one-domain structure characterised by magnetic layers characterised by the composition
- H01F10/12—Thin magnetic films, e.g. of one-domain structure characterised by magnetic layers characterised by the composition being metals or alloys
- H01F10/126—Thin magnetic films, e.g. of one-domain structure characterised by magnetic layers characterised by the composition being metals or alloys containing rare earth metals
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- H01—ELECTRIC ELEMENTS
- H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
- H01F10/00—Thin magnetic films, e.g. of one-domain structure
- H01F10/26—Thin magnetic films, e.g. of one-domain structure characterised by the substrate or intermediate layers
- H01F10/265—Magnetic multilayers non exchange-coupled
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- Power Engineering (AREA)
- Physical Vapour Deposition (AREA)
- Thin Magnetic Films (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】 本発明は、スパッタリング法によって比較的
低温(773K(500℃)以下)の基板温度で成膜を
行った後、熱処理を施してR2TM14Bを結晶化させる
方法において、R2TM14Bの磁化容易軸の方向が等方
的であるにもかかわらず角型性に優れ、かつ高保磁力を
有するR−TM−B系硬磁性薄膜およびR−TM−B系
硬磁性薄膜を安定して効率よく製造するための方法を提
供する。 【解決手段】 本発明は、10〜20at%のR(Rは
NdまたはPrの少なくとも1種、あるいはその一部を
Dyで置換したもの)、5〜20at%のB、残部TM
(TMはFeまたはFeの一部をCoで置換したもの)
からなるR−TM−B系硬磁性薄膜において、R2TM1
4Bの磁化容易軸の方向が等方的であるR−TM−B系
硬磁性薄膜である。
低温(773K(500℃)以下)の基板温度で成膜を
行った後、熱処理を施してR2TM14Bを結晶化させる
方法において、R2TM14Bの磁化容易軸の方向が等方
的であるにもかかわらず角型性に優れ、かつ高保磁力を
有するR−TM−B系硬磁性薄膜およびR−TM−B系
硬磁性薄膜を安定して効率よく製造するための方法を提
供する。 【解決手段】 本発明は、10〜20at%のR(Rは
NdまたはPrの少なくとも1種、あるいはその一部を
Dyで置換したもの)、5〜20at%のB、残部TM
(TMはFeまたはFeの一部をCoで置換したもの)
からなるR−TM−B系硬磁性薄膜において、R2TM1
4Bの磁化容易軸の方向が等方的であるR−TM−B系
硬磁性薄膜である。
Description
【0001】
【発明の属する技術分野】本発明は、小型モータ、磁気
センサ、アクチュエータ等に用いられるR−TM−B系
硬磁性薄膜とその製造方法に関する。
センサ、アクチュエータ等に用いられるR−TM−B系
硬磁性薄膜とその製造方法に関する。
【0002】
【従来の技術】現在、バルクとして最高の特性を有する
R−TM−B系磁石は、エレクトロニクス機器の小型・
軽量化に対応して更なる高性能化が進められている。し
かしこのR−TM−B系磁石は薄肉状に成形しにくいこ
とと、強度上の問題から薄肉に加工することが困難であ
ることから、スパッタリング法等を利用した薄膜化の研
究が進められている。
R−TM−B系磁石は、エレクトロニクス機器の小型・
軽量化に対応して更なる高性能化が進められている。し
かしこのR−TM−B系磁石は薄肉状に成形しにくいこ
とと、強度上の問題から薄肉に加工することが困難であ
ることから、スパッタリング法等を利用した薄膜化の研
究が進められている。
【0003】
【発明が解決しようとする課題】R−TM−B系硬磁性
薄膜をスパッタリング法により成膜する場合、以下の方
法によって保磁力を発現させることが提案されている。
特開平4−99010号、特開平4−219912号に
は、基板を673K(400℃)以上に加熱して成膜中
に直接R2TM14Bを結晶化させながらR−TM−B系
硬磁性薄膜を成膜すると膜厚方向にR2TM14Bの磁化
容易軸が配向した硬磁性薄膜を得ることができることが
開示されるが、等方性を有するR−TM−B系硬磁性薄
膜について何等開示がない。また、基板を673K(4
00℃)以上の高温に加熱すると、真空度が低下するう
えにRが酸化しやすくなるため充分な保磁力を有する硬
磁性薄膜を安定して製造することが難しくなる。また基
板を加熱できる面積が限られるため、一度に成膜できる
基板枚数が少なくなるといった問題がある。特開平7−
6916号には、低温でアモルファス合金薄膜を成膜し
た後、熱処理を施してR2TM14Bを結晶化させること
により、膜厚方向に異方性を有する希土類合金薄膜が得
られること記載されているが、等方性を有するR−TM
−B系合金薄膜については何等開示がない。本発明は、
スパッタリング法によって比較的低温(673K(40
0℃)以下)の基板温度で成膜を行った後、熱処理を施
してR2TM14Bを結晶化させる方法において、R2TM
14Bの磁化容易軸の方向が等方的であるにも関わらず角
型性が優れ、かつ高保磁力を有するR−TM−B系硬磁
性薄膜およびR−TM−B系硬磁性薄膜を安定して効率
よく製造するための方法を提供する。
薄膜をスパッタリング法により成膜する場合、以下の方
法によって保磁力を発現させることが提案されている。
特開平4−99010号、特開平4−219912号に
は、基板を673K(400℃)以上に加熱して成膜中
に直接R2TM14Bを結晶化させながらR−TM−B系
硬磁性薄膜を成膜すると膜厚方向にR2TM14Bの磁化
容易軸が配向した硬磁性薄膜を得ることができることが
開示されるが、等方性を有するR−TM−B系硬磁性薄
膜について何等開示がない。また、基板を673K(4
00℃)以上の高温に加熱すると、真空度が低下するう
えにRが酸化しやすくなるため充分な保磁力を有する硬
磁性薄膜を安定して製造することが難しくなる。また基
板を加熱できる面積が限られるため、一度に成膜できる
基板枚数が少なくなるといった問題がある。特開平7−
6916号には、低温でアモルファス合金薄膜を成膜し
た後、熱処理を施してR2TM14Bを結晶化させること
により、膜厚方向に異方性を有する希土類合金薄膜が得
られること記載されているが、等方性を有するR−TM
−B系合金薄膜については何等開示がない。本発明は、
スパッタリング法によって比較的低温(673K(40
0℃)以下)の基板温度で成膜を行った後、熱処理を施
してR2TM14Bを結晶化させる方法において、R2TM
14Bの磁化容易軸の方向が等方的であるにも関わらず角
型性が優れ、かつ高保磁力を有するR−TM−B系硬磁
性薄膜およびR−TM−B系硬磁性薄膜を安定して効率
よく製造するための方法を提供する。
【0004】
【課題を解決するための手段】本発明者等は、773K
(500℃)以下の比較的低温の基板上にM(MはC
r、Ti、W、Cu、Ta、FeMn、NiMn、Ni
O、FeO、CoO、Co−Pt、Fe−Ptのうち少
なくとも一種)を成膜し、10〜20at%のR(Rは
NdまたはPrの少なくとも1種、或いは更にその一部
をDyで置換したもの)、5〜20at%のB、残部T
M(TMは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からなるR−TM−B系硬磁
性薄膜を成膜し、更にMを成膜した後、得られたM/R
−TM−B/M積層膜に773K(500℃)から10
73K(800℃)の温度範囲で熱処理を施してR2T
M14Bを結晶化させることによって、R−TM−B膜を
酸化させることなくR2TM14Bを結晶化させることに
より安定して高保磁力を得ることができることを見出し
た。本発明は、10〜20at%のR(RはNdまたは
Prの少なくとも1種、或いは更にその一部をDyで置
換したもの)、5〜20at%のB、残部TM(TMは
FeまたはFeの一部をCoで置換したもの)及び不可
避的な不純物からなるR−TM−B系硬磁性薄膜におい
て、R2TM14Bの磁化容易軸の方向が等方的であるR
−TM−B系硬磁性薄膜である。また、本発明は、基板
上に形成された10〜20at%のR(RはNdまたは
Prの少なくとも1種、或いは更にその一部をDyで置
換したもの)、5〜20at%のB、残部TM(TMは
FeまたはFeの一部をCoで置換したもの)及び不可
避的な不純物からなり、R2TM14Bの磁化容易軸の方
向が等方的であるR−TM−B系硬磁性薄膜において、
基板上にM(MはCr、Ti、W、Cu、Taのうち少
なくとも一種)からなる保護膜、前記R−TM−B系硬
磁性薄膜、Mからなる保護膜の順に積層しているR−T
M−B系硬磁性薄膜である。
(500℃)以下の比較的低温の基板上にM(MはC
r、Ti、W、Cu、Ta、FeMn、NiMn、Ni
O、FeO、CoO、Co−Pt、Fe−Ptのうち少
なくとも一種)を成膜し、10〜20at%のR(Rは
NdまたはPrの少なくとも1種、或いは更にその一部
をDyで置換したもの)、5〜20at%のB、残部T
M(TMは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からなるR−TM−B系硬磁
性薄膜を成膜し、更にMを成膜した後、得られたM/R
−TM−B/M積層膜に773K(500℃)から10
73K(800℃)の温度範囲で熱処理を施してR2T
M14Bを結晶化させることによって、R−TM−B膜を
酸化させることなくR2TM14Bを結晶化させることに
より安定して高保磁力を得ることができることを見出し
た。本発明は、10〜20at%のR(RはNdまたは
Prの少なくとも1種、或いは更にその一部をDyで置
換したもの)、5〜20at%のB、残部TM(TMは
FeまたはFeの一部をCoで置換したもの)及び不可
避的な不純物からなるR−TM−B系硬磁性薄膜におい
て、R2TM14Bの磁化容易軸の方向が等方的であるR
−TM−B系硬磁性薄膜である。また、本発明は、基板
上に形成された10〜20at%のR(RはNdまたは
Prの少なくとも1種、或いは更にその一部をDyで置
換したもの)、5〜20at%のB、残部TM(TMは
FeまたはFeの一部をCoで置換したもの)及び不可
避的な不純物からなり、R2TM14Bの磁化容易軸の方
向が等方的であるR−TM−B系硬磁性薄膜において、
基板上にM(MはCr、Ti、W、Cu、Taのうち少
なくとも一種)からなる保護膜、前記R−TM−B系硬
磁性薄膜、Mからなる保護膜の順に積層しているR−T
M−B系硬磁性薄膜である。
【0005】本発明において、R−TM−B系硬磁性薄
膜と基板の間にMを成膜するのは熱処理時におけるR−
TM−B膜と基板の反応を防ぐためであり、R−TM−
B系硬磁性薄膜の上にMを成膜するのはR−TM−B系
硬磁性薄膜と外気(酸素)の接触による酸化を防ぐため
である。MはCr,Ti,W,Cu,Taから選ばれる
金属であってもよいし、合金であってもよい。合金とし
ては例えば、Cu−Ti,Cr−Ta等として用いられ
る。また、MとしてFeMn、NiMn、NiO、Fe
O、CoO、Co−Pt、Fe−Ptを用いてもよい。
NiO、FeO、CoOは反強磁性体であるため、これ
をM層とし用いるれば、酸化抑制の効果に加え、磁化反
転を抑えることで保磁力向上の効果を得ることができ
る。FeMn、NiMnも反強磁性体であるためこれを
M層として用いれば、保磁力向上の効果を得ることがで
きるが、他のM層構成物質に比し酸化防止効果が少ない
ので、基板とR−TM−B系硬磁性薄膜との間、または
R−TM−B系硬磁性薄膜層間に形成することが望まし
い。Co−Pt、Fe−Ptは、強い磁気異方性を有す
る強磁性金属であるため、これをM層として用いれば酸
化防止効果と保磁力増大の効果に加えて磁化の増大も期
待できる。
膜と基板の間にMを成膜するのは熱処理時におけるR−
TM−B膜と基板の反応を防ぐためであり、R−TM−
B系硬磁性薄膜の上にMを成膜するのはR−TM−B系
硬磁性薄膜と外気(酸素)の接触による酸化を防ぐため
である。MはCr,Ti,W,Cu,Taから選ばれる
金属であってもよいし、合金であってもよい。合金とし
ては例えば、Cu−Ti,Cr−Ta等として用いられ
る。また、MとしてFeMn、NiMn、NiO、Fe
O、CoO、Co−Pt、Fe−Ptを用いてもよい。
NiO、FeO、CoOは反強磁性体であるため、これ
をM層とし用いるれば、酸化抑制の効果に加え、磁化反
転を抑えることで保磁力向上の効果を得ることができ
る。FeMn、NiMnも反強磁性体であるためこれを
M層として用いれば、保磁力向上の効果を得ることがで
きるが、他のM層構成物質に比し酸化防止効果が少ない
ので、基板とR−TM−B系硬磁性薄膜との間、または
R−TM−B系硬磁性薄膜層間に形成することが望まし
い。Co−Pt、Fe−Ptは、強い磁気異方性を有す
る強磁性金属であるため、これをM層として用いれば酸
化防止効果と保磁力増大の効果に加えて磁化の増大も期
待できる。
【0006】R2TM14B膜は773K(500℃)以
下で成膜することができるが、673K(400℃)以
下とすることにより、安定して成膜することができる。
また、熱処理温度範囲を773K(500℃)から10
73K(800℃)にするのは、熱処理温度を773K
(500℃)未満にするとR2TM14Bが結晶化しにく
くなるため保磁力が充分に発現せず、1073K(80
0℃)を超えるとR2TM14Bの結晶粒の粗大化によっ
て保磁力が減少するからである。またR2TM14Bの結
晶粒の粗大化による保磁力の低下を防ぐため、R−TM
−B系硬磁性薄膜一層の厚さは2μm以下とするのが望
ましい。本発明にかかる製造方法によって作成されたR
−TM−B系硬磁性薄膜は、x線回折するとR2TM14
Bの磁化容易軸の方向が等方的であるプロファイルが得
られる。また、等方性としては減磁曲線の角型性が優れ
ているという特徴を有する。
下で成膜することができるが、673K(400℃)以
下とすることにより、安定して成膜することができる。
また、熱処理温度範囲を773K(500℃)から10
73K(800℃)にするのは、熱処理温度を773K
(500℃)未満にするとR2TM14Bが結晶化しにく
くなるため保磁力が充分に発現せず、1073K(80
0℃)を超えるとR2TM14Bの結晶粒の粗大化によっ
て保磁力が減少するからである。またR2TM14Bの結
晶粒の粗大化による保磁力の低下を防ぐため、R−TM
−B系硬磁性薄膜一層の厚さは2μm以下とするのが望
ましい。本発明にかかる製造方法によって作成されたR
−TM−B系硬磁性薄膜は、x線回折するとR2TM14
Bの磁化容易軸の方向が等方的であるプロファイルが得
られる。また、等方性としては減磁曲線の角型性が優れ
ているという特徴を有する。
【0007】以下にR−TM−B系硬磁性薄膜の組成に
関する規定理由を示す。Rが10at%未満ではα−F
eが混在するため保磁力が低下し、20at%を超える
とFe成分が減少して(BH)maxとBrが減少する
ので、10〜20at%とした。Bは5at%未満では
保磁力が低下し、20at%を超えると(BH)max
とBrが低下するので、5〜20at%とした。また、
R−TM−B系膜にCr、Nb、Al、Ga、Zn、C
uの少なくとも1種の元素を添加すると、更に高い保磁
力と角型性に優れたR−TM−B系硬磁性薄膜が得られ
るが、4at%を超えて添加すると(BH)maxとB
rが低下するので、4at%以下とすることが好まし
い。
関する規定理由を示す。Rが10at%未満ではα−F
eが混在するため保磁力が低下し、20at%を超える
とFe成分が減少して(BH)maxとBrが減少する
ので、10〜20at%とした。Bは5at%未満では
保磁力が低下し、20at%を超えると(BH)max
とBrが低下するので、5〜20at%とした。また、
R−TM−B系膜にCr、Nb、Al、Ga、Zn、C
uの少なくとも1種の元素を添加すると、更に高い保磁
力と角型性に優れたR−TM−B系硬磁性薄膜が得られ
るが、4at%を超えて添加すると(BH)maxとB
rが低下するので、4at%以下とすることが好まし
い。
【0008】上記の硬磁性薄膜は、磁化容易軸の方向が
等方的であるにもかかわらず減磁曲線の角型性が優れ、
かつ高保磁力を有する。また等方性であるためあらゆる
方向に着磁が可能で、さまざまな用途への応用が可能で
ある。更に、比較的低温(773K(500℃)以下)
の基板温度で成膜できるため、高価なスパッタ装置を必
要とせず、効率よく、安定した磁気特性を有する硬磁性
薄膜を製造することができる。
等方的であるにもかかわらず減磁曲線の角型性が優れ、
かつ高保磁力を有する。また等方性であるためあらゆる
方向に着磁が可能で、さまざまな用途への応用が可能で
ある。更に、比較的低温(773K(500℃)以下)
の基板温度で成膜できるため、高価なスパッタ装置を必
要とせず、効率よく、安定した磁気特性を有する硬磁性
薄膜を製造することができる。
【0009】
(実施例1)ガラス基板上にTiを0.1μm成膜した
後、次の方法によりR−TM−B系硬磁性薄膜を成膜し
た。二極マグネトロンスパッタ装置の真空槽内を8×1
0-4Pa以下に排気し、Arガスを導入して8×10-1
Paとし、Nd−Fe−B合金ターゲットに高周波電圧
を印加し、室温のガラス基板上に成膜した。投入電力は
200Wとし、基板とターゲットの間に取り付けたシャ
ッターを閉じた状態で15〜20分間予備スパッタリン
グを行ってターゲット表面上の酸化物等を除去した後、
シャッターを開けて0.1〜3.0μmの膜厚範囲で試
料をそれぞれ成膜した。成膜速度は2.0μm/hou
rであり、得られた膜組成はNd13〜15FebalB7〜11
(at%)であった。R−TM−B系硬磁性薄膜成膜
後、Tiを0.1μm成膜して図1のようなTi/Nd
−Fe−B/Ti積層膜とした。Tiの成膜条件は、成
膜速度を1.3μm/hourとした以外はNd−Fe
−B系薄膜と同一である。積層膜形成後、973K(7
00℃)の温度で30分間、3×10-3Pa以下の真空
中で熱処理した。
後、次の方法によりR−TM−B系硬磁性薄膜を成膜し
た。二極マグネトロンスパッタ装置の真空槽内を8×1
0-4Pa以下に排気し、Arガスを導入して8×10-1
Paとし、Nd−Fe−B合金ターゲットに高周波電圧
を印加し、室温のガラス基板上に成膜した。投入電力は
200Wとし、基板とターゲットの間に取り付けたシャ
ッターを閉じた状態で15〜20分間予備スパッタリン
グを行ってターゲット表面上の酸化物等を除去した後、
シャッターを開けて0.1〜3.0μmの膜厚範囲で試
料をそれぞれ成膜した。成膜速度は2.0μm/hou
rであり、得られた膜組成はNd13〜15FebalB7〜11
(at%)であった。R−TM−B系硬磁性薄膜成膜
後、Tiを0.1μm成膜して図1のようなTi/Nd
−Fe−B/Ti積層膜とした。Tiの成膜条件は、成
膜速度を1.3μm/hourとした以外はNd−Fe
−B系薄膜と同一である。積層膜形成後、973K(7
00℃)の温度で30分間、3×10-3Pa以下の真空
中で熱処理した。
【0010】(比較例1)二極マグネトロンスパッタ装
置の真空槽内を8×10-4Pa以下に排気し、Arガス
を導入して8×10-1Paとし、Nd−Fe−B合金タ
ーゲットに高周波電圧を印加し、室温のガラス基板上に
成膜した。投入電力は200Wとし、基板とターゲット
の間に取り付けたシャッターを閉じた状態で15〜20
分間予備スパッタリングを行ってターゲット表面上の酸
化物等を除去した後、シャッターを開けて0.1〜3.
0μmの膜厚範囲で試料をそれぞれ成膜した。成膜速度
は2.0μm/hourであった。成膜後は973K
(700℃)の温度で30分間、3×10-3Pa以下の
真空中で熱処理した。得られた膜組成はNd13〜15Fe
balB7〜11(at%)であった。図2に、比較例1と実
施例1の保磁力のNd−Fe−B膜厚依存性を示す。図
2より、比較例1では充分な保磁力が発現せず、実施例
1では、Nd−Fe−B膜厚が約2.0μm以下、特に
1μm以下のとき大きな保磁力を発現することがわか
る。TiによってNd−Fe−B系薄膜をコーティング
するとNd−Fe−B膜の酸化を抑制し、高特性を有す
る薄膜を得ることができる。
置の真空槽内を8×10-4Pa以下に排気し、Arガス
を導入して8×10-1Paとし、Nd−Fe−B合金タ
ーゲットに高周波電圧を印加し、室温のガラス基板上に
成膜した。投入電力は200Wとし、基板とターゲット
の間に取り付けたシャッターを閉じた状態で15〜20
分間予備スパッタリングを行ってターゲット表面上の酸
化物等を除去した後、シャッターを開けて0.1〜3.
0μmの膜厚範囲で試料をそれぞれ成膜した。成膜速度
は2.0μm/hourであった。成膜後は973K
(700℃)の温度で30分間、3×10-3Pa以下の
真空中で熱処理した。得られた膜組成はNd13〜15Fe
balB7〜11(at%)であった。図2に、比較例1と実
施例1の保磁力のNd−Fe−B膜厚依存性を示す。図
2より、比較例1では充分な保磁力が発現せず、実施例
1では、Nd−Fe−B膜厚が約2.0μm以下、特に
1μm以下のとき大きな保磁力を発現することがわか
る。TiによってNd−Fe−B系薄膜をコーティング
するとNd−Fe−B膜の酸化を抑制し、高特性を有す
る薄膜を得ることができる。
【0011】(実施例2)ガラス基板上にTiを0.1
μm成膜し、引き続いて実施例1と同条件でスパッタリ
ングを行い、膜厚0.5μmの実施例1と同一の膜組成
を有するR−TM−B系硬磁性薄膜を成膜し、さらにT
iを0.1μm成膜して図1のようなTi/Nd−Fe
−B/Ti積層膜を形成した。Tiの成膜速度は1.3
μm/hourで、その他の成膜条件はNd−Fe−B
系薄膜と同一である。成膜後は673〜1073K(4
00〜800℃)の温度範囲で30分間、3×10-3P
a以下の真空中で試料をそれぞれ熱処理した。
μm成膜し、引き続いて実施例1と同条件でスパッタリ
ングを行い、膜厚0.5μmの実施例1と同一の膜組成
を有するR−TM−B系硬磁性薄膜を成膜し、さらにT
iを0.1μm成膜して図1のようなTi/Nd−Fe
−B/Ti積層膜を形成した。Tiの成膜速度は1.3
μm/hourで、その他の成膜条件はNd−Fe−B
系薄膜と同一である。成膜後は673〜1073K(4
00〜800℃)の温度範囲で30分間、3×10-3P
a以下の真空中で試料をそれぞれ熱処理した。
【0012】(比較例2)比較例1と同条件でスパッタ
リングを行い、0.5μmの膜厚の試料を成膜した。成
膜後は673〜1073K(400〜800℃)の温度
範囲で30分間、3×10-3Pa以下の真空中で試料を
それぞれ熱処理した。得られた膜組成は比較例1と同様
であった。図3に、比較例2と実施例2の保磁力の熱処
理温度依存性を示す。比較例2では充分な保磁力が発現
せず、実施例2では熱処理温度は823K(550℃)
から1023K(750℃)で大きな保磁力が発現す
る。823K(550℃)から1023K(750℃)
の温度範囲で、実施例1と同様にTiコーティングによ
って高特性を有する薄膜を得ることができ、熱処理温度
範囲が広いので安定して高保磁力の硬磁性薄膜を得るこ
とができる。Tiコーティングした試料のうち、Nd−
Fe−B系膜の部分の膜厚が0.5μmで熱処理を97
3K(700℃)で30分行った試料の減磁曲線を図4
に示す。x線回折結果からNd2Fe14Bの磁化容易軸
の方向は等方的であるが、減磁曲線の角型性が優れてい
るという特徴を有する。
リングを行い、0.5μmの膜厚の試料を成膜した。成
膜後は673〜1073K(400〜800℃)の温度
範囲で30分間、3×10-3Pa以下の真空中で試料を
それぞれ熱処理した。得られた膜組成は比較例1と同様
であった。図3に、比較例2と実施例2の保磁力の熱処
理温度依存性を示す。比較例2では充分な保磁力が発現
せず、実施例2では熱処理温度は823K(550℃)
から1023K(750℃)で大きな保磁力が発現す
る。823K(550℃)から1023K(750℃)
の温度範囲で、実施例1と同様にTiコーティングによ
って高特性を有する薄膜を得ることができ、熱処理温度
範囲が広いので安定して高保磁力の硬磁性薄膜を得るこ
とができる。Tiコーティングした試料のうち、Nd−
Fe−B系膜の部分の膜厚が0.5μmで熱処理を97
3K(700℃)で30分行った試料の減磁曲線を図4
に示す。x線回折結果からNd2Fe14Bの磁化容易軸
の方向は等方的であるが、減磁曲線の角型性が優れてい
るという特徴を有する。
【0013】(実施例3)ガラス基板上にTiを0.1
μm成膜し、引き続いて実施例2と同様のNd−Fe−
B系薄膜を0.5μmの膜厚になるように成膜し、更に
Tiを0.1μm成膜した後、引き続いて実施例2と同
様のNd−Fe−B系薄膜を0.5μmの膜厚になるよ
うに成膜することを繰り返し、TiとNd−Fe−B膜
を交互に、Nd−Fe−B膜が合計10層になるまで積
層した(最後にTiを成膜)。Tiの成膜速度は1.3
μm/hourで、その他の成膜条件はNd−Fe−B
系薄膜と同一である。この積層膜を実施例2と同条件で
熱処理した。得られた磁気特性を図5に示す。Nd−F
e−B1層の実施例2と比較して、ほぼ同等の保磁力が
得られた。
μm成膜し、引き続いて実施例2と同様のNd−Fe−
B系薄膜を0.5μmの膜厚になるように成膜し、更に
Tiを0.1μm成膜した後、引き続いて実施例2と同
様のNd−Fe−B系薄膜を0.5μmの膜厚になるよ
うに成膜することを繰り返し、TiとNd−Fe−B膜
を交互に、Nd−Fe−B膜が合計10層になるまで積
層した(最後にTiを成膜)。Tiの成膜速度は1.3
μm/hourで、その他の成膜条件はNd−Fe−B
系薄膜と同一である。この積層膜を実施例2と同条件で
熱処理した。得られた磁気特性を図5に示す。Nd−F
e−B1層の実施例2と比較して、ほぼ同等の保磁力が
得られた。
【0014】(比較例3)ガラス基板上に比較例2と同
様のNd−Fe−B系薄膜を0.5μmの膜厚になるよ
うに成膜し、更にTiを0.1μm成膜し、(実施例
2)と比較してガラス基板とNd−Fe−B膜の間のT
i層がない膜を作製した。Tiの成膜速度は1.3μm
/hourで、その他の成膜条件はNd−Fe−B系薄
膜と同一である。更に得られた薄膜を比較例2と同条件
で熱処理した。
様のNd−Fe−B系薄膜を0.5μmの膜厚になるよ
うに成膜し、更にTiを0.1μm成膜し、(実施例
2)と比較してガラス基板とNd−Fe−B膜の間のT
i層がない膜を作製した。Tiの成膜速度は1.3μm
/hourで、その他の成膜条件はNd−Fe−B系薄
膜と同一である。更に得られた薄膜を比較例2と同条件
で熱処理した。
【0015】(比較例4)ガラス基板上にTiを0.1
μm成膜し、引き続いて比較例2と同様のNd−Fe−
B系薄膜を0.5μmの膜厚になるように成膜し、実施
例2と比較してNd−Fe−B膜上のTi層がない膜を
作製した。Tiの成膜速度は1.3μm/hourで、
その他の成膜条件はNd−Fe−B系薄膜と同一であ
る。更に得られた薄膜を比較例2と同条件で熱処理し
た。実施例2、比較例2、比較例3、比較例4で得られ
た膜の磁気特性を図6に示す。R−TM−B系硬磁性薄
膜の上下にTi層を有する実施例2は、比較例2、比較
例3、比較例4より保磁力に優れることがわかる。
μm成膜し、引き続いて比較例2と同様のNd−Fe−
B系薄膜を0.5μmの膜厚になるように成膜し、実施
例2と比較してNd−Fe−B膜上のTi層がない膜を
作製した。Tiの成膜速度は1.3μm/hourで、
その他の成膜条件はNd−Fe−B系薄膜と同一であ
る。更に得られた薄膜を比較例2と同条件で熱処理し
た。実施例2、比較例2、比較例3、比較例4で得られ
た膜の磁気特性を図6に示す。R−TM−B系硬磁性薄
膜の上下にTi層を有する実施例2は、比較例2、比較
例3、比較例4より保磁力に優れることがわかる。
【0016】(実施例4)ガラス基板上に表1に示す基
板上M層を0.1μm形成した後、引き続いて表1に示
す硬磁性層を次の方法により成膜した。二極マグネトロ
ンスパッタ装置の真空槽内を8×10-4Pa以下に排気
し、Arガスを導入して8×10-1Paとし、Nd−F
e−B合金ターゲットに高周波電圧を印加し、室温のガ
ラス基板上に成膜した。投入電力は200Wとし、基板
とターゲットの間に取り付けたシャッターを閉じた状態
で15〜20分間予備スパッタリングを行ってターゲッ
ト表面上の酸化物等を除去した後、シャッターを開けて
R−TM−B層の膜厚が0.5μmとなるよう成膜し
た。成膜速度は2.0μm/hourであり、得られた
膜組成を表1に示す。R−TM−B系層成膜後、表1に
示すM層を0.1μm成膜してMとR−TM−B層が1
0層になるまで積層した(最後にM層を成膜)。M層の
成膜条件は、成膜速度を0.5〜3.0μm/hour
とした以外はNd−Fe−B系薄膜と同一である。積層
膜形成後、923K(650℃)の温度で30分間、3
×10-3Pa以下の真空中で熱処理した。得られたR−
TM−B系硬磁性薄膜の磁気特性を表1に示す。
板上M層を0.1μm形成した後、引き続いて表1に示
す硬磁性層を次の方法により成膜した。二極マグネトロ
ンスパッタ装置の真空槽内を8×10-4Pa以下に排気
し、Arガスを導入して8×10-1Paとし、Nd−F
e−B合金ターゲットに高周波電圧を印加し、室温のガ
ラス基板上に成膜した。投入電力は200Wとし、基板
とターゲットの間に取り付けたシャッターを閉じた状態
で15〜20分間予備スパッタリングを行ってターゲッ
ト表面上の酸化物等を除去した後、シャッターを開けて
R−TM−B層の膜厚が0.5μmとなるよう成膜し
た。成膜速度は2.0μm/hourであり、得られた
膜組成を表1に示す。R−TM−B系層成膜後、表1に
示すM層を0.1μm成膜してMとR−TM−B層が1
0層になるまで積層した(最後にM層を成膜)。M層の
成膜条件は、成膜速度を0.5〜3.0μm/hour
とした以外はNd−Fe−B系薄膜と同一である。積層
膜形成後、923K(650℃)の温度で30分間、3
×10-3Pa以下の真空中で熱処理した。得られたR−
TM−B系硬磁性薄膜の磁気特性を表1に示す。
【0017】
【表1】
【発明の効果】本発明は、スパッタリング法によって比
較的低温(773K(500℃)以下)の基板温度で成
膜を行った後、熱処理を施してR2TM14Bを結晶化さ
せる方法において、R2TM14Bの磁化容易軸の方向が
等方的であるにも関わらず角型性が優れ、かつ高保磁力
を有するR−TM−B系硬磁性薄膜が得られた。
較的低温(773K(500℃)以下)の基板温度で成
膜を行った後、熱処理を施してR2TM14Bを結晶化さ
せる方法において、R2TM14Bの磁化容易軸の方向が
等方的であるにも関わらず角型性が優れ、かつ高保磁力
を有するR−TM−B系硬磁性薄膜が得られた。
【図1】本発明R−TM−B系硬磁性薄膜の模式図であ
る。
る。
【図2】R−TM−B系硬磁性薄膜の保磁力の膜厚依存
性を示す図である。
性を示す図である。
【図3】R−TM−B系硬磁性薄膜の保磁力の熱処理温
度依存性を示す図である。
度依存性を示す図である。
【図4】本発明R−TM−B系硬磁性薄膜の減磁曲線で
ある。
ある。
【図5】R−TM−B系硬磁性薄膜の保磁力の熱処理温
度依存性を示す図である。
度依存性を示す図である。
【図6】R−TM−B系硬磁性薄膜の保磁力の熱処理温
度依存性を示す図である。
度依存性を示す図である。
Claims (3)
- 【請求項1】 10〜20at%のR(RはNdまたは
Prの少なくとも1種、或いは更にその一部をDyで置
換したもの)、5〜20at%のB、残部TM(TMは
FeまたはFeの一部をCoで置換したもの)及び不可
避的な不純物からなるR−TM−B系硬磁性薄膜におい
て、R2TM14Bの磁化容易軸の方向が等方的であるこ
とを特徴とするR−TM−B系硬磁性薄膜。 - 【請求項2】 M(MはCr、Ti、W、Cu、Ta、
FeMn、NiMn、NiO、FeO、CoO、Co−
Pt、Fe−Ptのうち少なくとも一種)からなる保護
膜上に、10〜20at%のR(RはNdまたはPrの
少なくとも1種、或いは更にその一部をDyで置換した
もの)、5〜20at%のB、残部TM(TMはFeま
たはFeの一部をCoで置換したもの)及び不可避的な
不純物からなり、R2TM14Bの磁化容易軸の方向が等
方的であるR−TM −B系硬磁性薄膜が積層され、さ
らにR−TM −B系硬磁性薄膜上にMからなる保護膜
が積層していることを特徴とするR−TM−B系硬磁性
薄膜。 - 【請求項3】 基板上に、773K(500℃)以下の
基板温度でスパッタリング法によってR−TM−B系硬
磁性薄膜を成膜した後、773K(500℃)〜107
3K(800℃)の温度でR−TM−B系硬磁性薄膜を
熱処理することを特徴とするR−TM−B系硬磁性薄膜
の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP9995796A JPH09219313A (ja) | 1995-12-08 | 1996-04-22 | R−tm−b系硬磁性薄膜およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (3)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP32023895 | 1995-12-08 | ||
JP7-320238 | 1995-12-08 | ||
JP9995796A JPH09219313A (ja) | 1995-12-08 | 1996-04-22 | R−tm−b系硬磁性薄膜およびその製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH09219313A true JPH09219313A (ja) | 1997-08-19 |
Family
ID=26441049
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP9995796A Pending JPH09219313A (ja) | 1995-12-08 | 1996-04-22 | R−tm−b系硬磁性薄膜およびその製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH09219313A (ja) |
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
EP1187148A1 (en) * | 2000-02-22 | 2002-03-13 | Sumitomo Special Metals Company Limited | tHIN PERMANENT-MAGNET FILM AND PROCESS FOR PRODUCING THE SAME |
WO2006109615A1 (ja) * | 2005-04-05 | 2006-10-19 | Namiki Seimitsu Houseki Kabushiki Kaisha | 積層型永久磁石 |
WO2014115375A1 (ja) * | 2013-01-28 | 2014-07-31 | Jx日鉱日石金属株式会社 | 希土類磁石用スパッタリングターゲット及びその製造方法 |
-
1996
- 1996-04-22 JP JP9995796A patent/JPH09219313A/ja active Pending
Cited By (6)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
EP1187148A1 (en) * | 2000-02-22 | 2002-03-13 | Sumitomo Special Metals Company Limited | tHIN PERMANENT-MAGNET FILM AND PROCESS FOR PRODUCING THE SAME |
US6805980B2 (en) | 2000-02-22 | 2004-10-19 | Neomax Co., Ltd. | Thin permanent-magnet film and process for producing the same |
EP1187148A4 (en) * | 2000-02-22 | 2006-03-15 | Neomax Co Ltd | THIN PERMANENT MAGNET FILM AND ITS PRODUCTION |
WO2006109615A1 (ja) * | 2005-04-05 | 2006-10-19 | Namiki Seimitsu Houseki Kabushiki Kaisha | 積層型永久磁石 |
JP4803398B2 (ja) * | 2005-04-05 | 2011-10-26 | 並木精密宝石株式会社 | 積層型永久磁石 |
WO2014115375A1 (ja) * | 2013-01-28 | 2014-07-31 | Jx日鉱日石金属株式会社 | 希土類磁石用スパッタリングターゲット及びその製造方法 |
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Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
A711 | Notification of change in applicant |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A712 Effective date: 20040525 |
|
A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20040809 |
|
A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20040817 |
|
A02 | Decision of refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 Effective date: 20041208 |