WO2013145088A1 - 希土類磁石 - Google Patents

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守谷　浩志
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    • C22C2202/02—Magnetic

Definitions

  • the present invention relates to a rare earth magnet.
  • Nd-Fe-B sintered magnet was invented in 1982 and is still the world's highest performance permanent magnet material. It is a hard disk drive (HDD) voice coil motor (VCM) and nuclear magnetic resonance tomography (MRI). ), Used in many products including generators. The production amount of Nd—Fe—B sintered magnets tends to increase particularly in motor and generator applications for energy saving measures. It is the most promising magnetic material for large motors for driving hybrid vehicles (Hybrid Electric Vehicles, HEVs) that are being developed in consideration of environmental pollution, and further expansion of production is expected.
  • HEVs Hybrid Electric Vehicles
  • ⁇ Maximum energy product and coercive force are indicators that indicate the performance of magnet materials.
  • the maximum energy product represents the maximum energy that the magnet can generate.
  • the coercive force is a magnetic field that loses magnetization when a reverse magnetic field is applied to a magnetized magnet.
  • Nd-Fe-B magnets have been improved after the invention in 1982, and now have about twice the maximum energy product compared to Sm-Co magnets that had the highest performance so far. .
  • the coercive force of the Nd—Fe—B magnet is about half that of the Sm—Co magnet.
  • Nd is partially substituted with Dy, which is a heavy rare earth, to enhance the magnetocrystalline anisotropy.
  • a Dy compound and a magnet raw material are wet-mixed to coat the surface of the magnet raw material with the Dy compound, and this magnet raw material and a resin binder are mixed and molded into a green sheet.
  • a permanent magnet is disclosed.
  • Patent Document 2 includes a plurality of R 2 T 14 B (where R is a rare earth element such as Nd and Dy, T is a transition metal element such as Fe) and the adjacent crystal grains.
  • R is a rare earth element such as Nd and Dy
  • T is a transition metal element such as Fe
  • a rare earth sintered magnet including a grain boundary that is present and has a larger amount of Nd and Cu and a smaller amount of Dy than the surface of the crystal grain.
  • an Nd—Fe—B magnet having a high coercive force of 30 kOe at room temperature is required in consideration of the temperature change of the coercive force.
  • an object of the present invention is to provide a rare earth magnet structure having a high coercive force.
  • the present inventors have conducted intensive research. As a result, a rare earth element is positioned in the two-dimensional plane of a sheet having a strong covalent bond, and the sheet is laminated with a layer made of a transition metal element. Thus, it was found that a high coercive force can be obtained, and the present invention was completed.
  • the rare earth magnet of the present invention is characterized in that a sheet of elements bonded by a covalent bond and a layer made of a transition metal element are laminated, and the rare earth element is located in the plane of the sheet.
  • the rare earth element is located in a sheet having a strong covalent bond, the crystal structure near the grain interface is hardly disturbed, the magnetic anisotropy near the grain interface is high, and the coercive force is low. A large rare earth magnet is obtained.
  • FIG. 1 shows a cross-sectional structure of a main part of an embodiment of a rare earth magnet according to the present invention.
  • sheets 101, 102, 103, 104, 105, 106 and 107 (hereinafter referred to as a sheet 100) of elements bonded by covalent bonds, and layers 201, 202, 203, 204, 205 made of a transition metal element, 206, 207 and 208 (hereinafter referred to as a layer 200 made of a transition metal element) form a laminated structure.
  • the easy axis c-axis
  • the element constituting the sheet 100 is, for example, at least one selected from the group of C, Si, and Ge.
  • seat 100 is at least 1 sort (s) selected from the group of Nd, Tb, and Dy, for example.
  • the element which comprises the layer 200 which consists of transition metal elements is at least 1 sort (s) selected from the group of Ti, V, Cr, Mn, Fe, Co, Ni, and Cu, for example.
  • FIG. 2 shows an example of atomic arrangement in the plane of the sheet 100, in which carbon Cs are bonded together by covalent bonds and bonded firmly like a graphene structure, and neodymium Nd is arranged as a rare earth element in the plane. ing.
  • Magnetic anisotropy energy is an index that determines the magnitude of the coercive force.
  • the magnetocrystalline anisotropy energy E A is expressed as follows.
  • K 1 , K 2, and K 3 are magnetocrystalline anisotropy constants, which are indices representing the strength of anisotropy.
  • K 1 This magnetocrystalline anisotropy constant K 1 is As required.
  • J represents the total angular momentum of the rare earth ions
  • ⁇ r 2 > represents the expected value of r 2 (the expected square value of the position coordinates of the 4f electron) regarding the radial wave function of the 4f electron.
  • ⁇ J is a parameter that depends on the geometric shape of the spatial distribution of 4f electrons, and is called a Stevens factor.
  • the crystal field parameters are obtained from, for example, electronic state calculation by first-principles calculation and a crystal structure of a rare earth magnet having a large magnetic anisotropy energy can be found, a rare earth magnet having a large coercive force can be obtained.
  • Nd 2 Fe 14 B The electronic state calculation of Nd 2 Fe 14 B was analyzed by the FLAPW method (Full-potential linearized augmented plane wave method) based on Density Functional Theory (DFT).
  • FLAPW method Full-potential linearized augmented plane wave method
  • DFT Density Functional Theory
  • the present inventor performed first-principles calculation by full-potential.
  • the full potential is a method that considers an aspherical effect on the function of one-electron potential, electric charge, and spherically-harmonic inner-shell electrons.
  • the LAPW method Linearized Augmented Plane Wave Method
  • the pseudopotential method which is most commonly used in first-principles calculations, handles only valence electrons in the calculation, replacing the core electrons as pseudopotentials.
  • the FLAPW method handles all electrons and can be said to be one of the most accurate methods among the current first-principles calculation methods.
  • the FLAPW method is employed for calculating the electronic state of Nd 2 Fe 14 B.
  • the first-principles calculation program is K.I. WIEN2k, a general-purpose code developed by Professor Schwartz et al., Was used.
  • 3A and 3B show the atomic arrangement of Nd 2 Fe 14 B, which is a model for electronic state calculation.
  • a single unit cell contains a total of 68 atoms, but due to symmetry, two Nd sites (f, g) and six Fe sites (k 1 , k 2 , j 1 , j 2 , c, e ) And B, the crystal structure can be expressed by 9 sites in total (1 site (g)).
  • the number of samples at k point is calculated as 3 in the irreducible Brillouin Zone, and the calculation with different number of samples at k point is performed separately to confirm the convergence of crystal field parameters.
  • the amount R MT K max that determines the cut-off energy of the plane wave was set to 7. Also for this, a calculation with different values was performed to confirm the convergence of the crystal field parameters.
  • GGA Generalized Gradient Approximation
  • the crystal field parameter is obtained by the following equation.
  • V 2 0 (r) is a one-electron potential energy component
  • V cry acting on the rare earth ions is expressed as a real spherical harmonic function.
  • ⁇ 4f (r) is the density of 4f electrons.
  • a 20 is a number factor of Z 2 0 ; It is.
  • ⁇ r l > is the average of the squared r 2 of the radial coordinate of 4f electrons, and is obtained by the following equation.
  • Table 1 shows literature values of calculation results and experimental results of the crystal field parameter A 2 0 ⁇ r 2 >.
  • the crystal field parameter A 2 0 ⁇ r 2 > that reproduces the magnetization curve measured in the experiment is estimated to be about 300 K, and a result close to the calculation result in this embodiment is obtained.
  • a 2 0 ⁇ r 2 > is a positive value for both the Nd (f) site and the Nd (g) site.
  • a 2 0 ⁇ r 2 > needs to be a positive value.
  • the calculation result of the crystal field parameter in the present embodiment is a result satisfying the condition, and the validity of the calculation method was confirmed.
  • Nd—Fe—B magnets it is considered that there is a low coercive force region near the grain interface, and in order to obtain a guiding principle to increase the coercive force performance, the crystal structure and magnetic properties near the Nd 2 Fe 14 B grain interface are considered. It is considered effective to clarify the relationship with However, the structure of the crystal grain interface of the Nd—Fe—B magnet is complicated, and it is difficult to handle an actual system in the first principle.
  • the crystal field parameters of the Nd 2 Fe 14 B surface model are analyzed, and the presence or absence of a difference from the Nd 2 Fe 14 B bulk model is evaluated, so that Consider the relationship.
  • the surface orientation and the surface formation surface are arbitrary. Therefore, in this embodiment, Nd ion exposed and unexposed Nd 2 Fe 14 B (001) surface model, Nd ion exposed and unexposed Nd 2 Fe 14 B (100) surface model, and Nd ion exposed Nd. 5 cases of 2 Fe 14 B (110) surface model are analyzed, the influence of surface formation on Nd ion crystal field parameters is investigated, the results obtained are summarized, and surface formation is magnetocrystalline anisotropy. We considered how it affects the environment.
  • FIG. 4 summarizes the calculation results of the crystal field parameter A 2 0 ⁇ r 2 > for the various surface models analyzed.
  • the (001) surface, the (100) surface, and the (110) surface were analyzed, but only the Nd ion exposure (001) surface model was used for the crystal field parameters of the Nd ions exposed on the surface.
  • a 2 0 ⁇ r 2 > had a negative sign and in other exposure models it remained a positive sign. That is, even when Nd ions are exposed, the sign of the value of the crystal field parameter A 2 0 ⁇ r 2 > of Nd ions differs depending on the surface orientation.
  • the difference between the Nd ion exposure (001) surface model in which the crystal field parameter A 2 0 ⁇ r 2 > is negative and the other model in which A 2 0 ⁇ r 2 > is positive is the difference between the Nd ions of interest.
  • the presence or absence of Fe ions in the c-axis (easy magnetization axis, z-axis) direction (FIG. 5). That is, as a mechanism for changing the sign of the crystal field parameter of Nd ions depending on the surface orientation, the shape change of the valence cloud of the Nd ions itself can be considered as the number of Fe ions above and below the Nd ions is reduced due to surface formation.
  • the crystal field parameter is determined by the electric field contribution from valence electrons other than 4f in the rare earth ions (hereinafter simply referred to as valence electrons) and the electric field contribution from surrounding ions.
  • valence electrons the electric field contribution from valence electrons due to the formation of the surface.
  • the change in the electric field from the valence electrons due to the formation of the surface is considered.
  • Fe ions exist above and below Nd ions (c-axis direction).
  • the (100) surface model since the surface is formed perpendicular to the stacking direction of the Fe sublattice layer and the layer containing Nd ions, Fe ions are placed above and below Nd ions (in the c-axis direction). Exists.
  • the 3d electron cloud of Fe ions and the 5d electron cloud of Nd ions form a continuous bond along the c-axis direction as shown in the schematic diagram of FIG. Fe closest to Nd exists at a position shifted from the c-axis by about 20 degrees when viewed from Nd). Due to this coupling, the 5d electron cloud of Nd ions faces the c-axis direction. Since a repulsive force acts on the 5d electron cloud and 4f electron cloud of Nd ions, the donut-shaped axis of the 4f electron cloud tends to face the c-axis direction.
  • the magnetic moment of the Nd ions is also directed in the c-axis direction, and the contribution from the valence electrons of the crystal field parameters works to the same extent as the bulk, and it is considered that A 2 0 ⁇ r 2 > has a positive sign. .
  • the repulsive force that directs the axis of the 5d electron cloud of Nd ions in the c-axis direction is small. As a result, it is considered that the crystal electric field from the valence electrons is reduced.
  • the Nd ion layer is sandwiched between Fe ion layers, and Fe ions are located above and below the Nd ions. Then, the 5d orbit of Nd ions and the 3d orbit of Fe ions are combined, so that the 5d electron cloud and the 3d electron cloud are aligned in the c-axis direction, the 4f electron cloud receives the Coulomb repulsive force from the valence electron cloud, And the magnetic moment of Nd ions faces the c-axis direction.
  • the arrangement of Nd ions and Fe ions is not regular, and even if the 5d orbitals of Nd ions and the 3d orbitals of Fe ions are combined, 5d electrons
  • the relationship between the arrangement of the cloud and the 3d electron cloud is considered to be almost random. Therefore, the 4f electron cloud does not have a shape spreading in the in-plane direction, and the magnetic moment of the Nd ions is directed in a direction different from the c-axis direction or in the xy plane. As a result, it is considered that the magnetic anisotropy constant of Nd ions in the disordered crystal structure easily becomes negative.
  • This negative anisotropy constant near the interface is thought to reduce the coercivity. That is, when the crystal structure is disturbed in the vicinity of the grain boundary, the crystal field parameter of the Nd ion becomes negative, and the coercive force is considered to decrease.
  • the two-dimensional structure of the layer containing the rare earth element is strengthened, and the disorder of the two-dimensional structure is small even near the grain boundary, and the rare earth ions are in the c-axis direction. It came to the idea that a structure in which transition metal elements are located above and below is good. In order to strengthen the two-dimensional structure, elements constituting the two-dimensional structure may be bonded by a covalent bond.
  • Whether or not the elements constituting the two-dimensional structure are covalently bonded is determined by the distance between the nearest atoms of those elements.
  • the distances between the nearest atoms are 0.154 nm, 0.235 nm, and 0.245 nm, respectively. It is considered that a covalent bond occurs when the interatomic distance is about%. That is, when the element is C, covalent bonding occurs when the nearest neighbor distance is 0.13 nm or more and 0.16 nm or less, and when the element is Si, the nearest neighbor distance is 0.21 nm or more and 0.26 nm. If the element is Ge, the covalent bond is formed if the nearest neighbor distance is 0.22 nm or more and 0.27 nm or less.
  • the transition metal element is Fe
  • the rare earth element is Nd
  • the element of the sheet bonded by a covalent bond is C
  • a transition metal Fe is formed on a substrate made of Si or the like to a thickness of, for example, about 0.5 nm using a sputtering method.
  • one layer of 3C—SiC thin film is formed by using molecular beam epitaxy (MBE; Molecular Beam Epitaxy).
  • MBE molecular beam epitaxy
  • Si is removed by vacuum annealing at 1200 ° C. to form graphene including defects.
  • the transition metal crystal which is the base material of the 3C—SiC thin film
  • the graphene have a lattice mismatch and thus include defects.
  • a rare earth element is formed by vacuum deposition or the like.
  • the Nd thin film is removed by Ar sputtering, but Nd located in the defect portion of the graphene remains without being removed because it has a metal bond with Fe of the base material.
  • a rare earth element can be contained in the plane of the two-dimensional sheet of carbon C bonded by a covalent bond.
  • the transition metal Fe was formed to a thickness of, for example, about 0.5 nm by using a sputtering method, and the same process as described above was continuously performed to form a sheet of element C to be bonded by a covalent bond.
  • a rare earth magnet is formed in which layers in which the rare earth element Nd is located in a two-dimensional plane of the sheet and layers made of a transition metal element are alternately laminated.
  • the substrate on which the transition metal or 3C—SiC thin film is formed is preferably a nonmagnetic material and a material having excellent planar smoothness.
  • the arithmetic average roughness Ra defined by JIS B0601 or ISO468 is desirably 1.0 ⁇ m or less, preferably 0.5 ⁇ m or less, more preferably 0.1 ⁇ m or less. Further, it is desirable that the flatness of the substrate is flatter.
  • a single crystal Si wafer for producing a semiconductor device is preferably used because of its extremely excellent surface roughness and flatness.
  • a polycrystalline Si wafer or a cleavage plane of RB 2 C 2 (R is a rare earth element) in which rare earth elements are arranged in the same plane in a crystal can be applied. .
  • the laminated body after film formation is heat-treated in vacuum or in an inert gas atmosphere as necessary, for example, point defects and lattice distortion that may occur at the junction between the sheet and a layer made of a transition metal element.
  • the temperature of the heat treatment varies depending on the composition and film thickness, but is preferably 600K to 900K. When heat treatment is performed for a long time at a low temperature, mutual diffusion between the rare earth element and the transition metal element can be suppressed, and as a result, a material having high magnetic properties can be easily obtained.
  • the rare earth magnet of the present invention may be subjected to a surface treatment for forming a protective film on the surface in order to prevent oxidation in the atmosphere, if necessary.
  • a protective film in addition to a metal film having excellent corrosion resistance and strength, a resin film can be applied, and a polyimide film or the like can be employed.
  • the surface treatment method Al coating by vapor phase growth, Ni plating by a known plating method, or the like is preferable, and the thickness of the protective film is preferably relatively thin so as not to deteriorate the volume magnetic property. Whether the surface treatment is performed before processing into the final product or the surface treatment after processing can be appropriately selected according to the product shape and application.
  • the present invention is not limited to the above-described embodiment, and includes various modifications.
  • a part of the configuration of one embodiment can be replaced with the configuration of another embodiment, and the configuration of another embodiment can be added to the configuration of one embodiment.

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Abstract

　保磁力の高い希土類磁石の構造を提供することを目的とする。　この課題を解決するため、本発明の希土類磁石は、共有結合により結合する元素のシート１００と、遷移金属元素からなる層２００とが積層され、前記シート１００の面内に希土類元素が位置することを特徴とする。

Description

希土類磁石
　本発明は、希土類磁石に関する。
　Ｎｄ－Ｆｅ－Ｂ焼結磁石は、１９８２年に発明され、現在も世界最高性能を有する永久磁石材料であり、ハードディスクドライブ（ＨＤＤ）のボイスコイルモータ（ＶＣＭ）や、核磁気共鳴断層装置（ＭＲＩ）、発電機をはじめ多くの製品に用いられている。Ｎｄ－Ｆｅ－Ｂ焼結磁石の生産量は、省エネ対策のために、モータや発電機用途において特に増加の傾向にある。また、環境汚染への配慮から開発が進められているハイブリッドカー（Hybrid Electric Vehicle、ＨＥＶ）の駆動用大型モータにおける最も有望な磁性材料であり、さらなる生産量の拡大が予想されている。
　磁石材料の性能を示す指標として、最大エネルギー積と保磁力がある。最大エネルギー積は、磁石が発生可能な最大のエネルギーを表す。保磁力は、着磁した磁石に逆磁場を加えた場合に磁化が無くなる磁場である。
　Ｎｄ－Ｆｅ－Ｂ磁石は、１９８２年の発明後、改良が加えられ、それまでの最高性能を有していたＳｍ－Ｃｏ磁石に比べ、現在では約２倍の最大エネルギー積を有している。一方、Ｎｄ－Ｆｅ－Ｂ磁石の保磁力はＳｍ－Ｃｏ磁石の半分程度に留まっている。
　一般に、永久磁石の性能指数である最大エネルギー積を高めるためには、大きな飽和磁化と大きな保磁力を持つことが必要となる。現在、Ｎｄ－Ｆｅ－Ｂ焼結磁石を高保磁力化する基本的な技術として、Ｎｄを重希土類であるＤｙで部分的に置換し、結晶磁気異方性を増強する方法が知られている。例えば、（特許文献１）には、Ｄｙ化合物と磁石原料とを湿式混合することで、磁石原料の表面にＤｙ化合物を被覆し、この磁石原料と樹脂バインダーとを混合、成形したグリーンシートを焼結してなる永久磁石が開示されている。また、（特許文献２）には、複数のＲ２Ｔ１４Ｂ（ＲはＮｄ、Ｄｙ等の希土類元素、ＴはＦｅ等の遷移金属元素）の結晶粒と、隣接する前記結晶粒の間に存在し、前記結晶粒の表面よりもＮｄ及びＣｕの量が多く、かつＤｙの量が少ない結晶粒界と、を含む希土類焼結磁石が開示されている。
　しかし、Ｄｙの磁気モーメントは、Ｎｄ及びＦｅと反平行に結合する性質があるため、Ｄｙの添加によりＮｄ－Ｆｅ－Ｂ焼結磁石の保磁力は増加するが、その添加量の増大に伴って磁化が減少し、結果的に最大エネルギー積が低下するという問題がある。ＭＲＩや、スピーカ等の磁石使用時の動作温度が低い製品では、高温での高い保磁力は求められていないため、Ｄｙはほとんど添加されておらず、最大エネルギー積も約５０ＭＧＯｅと高いＮｄ－Ｆｅ－Ｂ磁石が使われている。一方、ＨＥＶで用いるモータでは、動作環境が２００℃以上になるため、保磁力の温度変化を考慮すると室温で３０ｋＯｅもの高保磁力を持つＮｄ－Ｆｅ－Ｂ磁石が必要とされる。この場合、１０％程のＤｙを添加する必要が生じ、最大エネルギー積が３０ＭＧＯｅ程度まで減少してしまう。すなわち、Ｎｄ－Ｆｅ－Ｂ磁石へのＤｙ添加は、Ｎｄ－Ｆｅ－Ｂ磁石の特徴である最大エネルギー積の大きさを犠牲にして、保磁力を高めるものである。
　また、Ｄｙは、希土類鉱石中の含有量が少なく、原産地も中国に偏在するため、ＨＥＶ用途のためにＮｄ－Ｆｅ－Ｂ磁石の大量供給を行うと、近い将来にＤｙの市場価格が高騰し、実際的にＨＥＶの生産が不可能となる恐れがある。このような背景から、現在、Ｄｙを添加せず又は添加量を低減しつつ高保磁力を得ることで、高い最大エネルギー積と高耐熱性を併せ持つ高性能な永久磁石を開発することが切望されている。
特開２００９－２２４６７１号公報 特開２０１１－１８７７３４号公報
　そこで本発明は、保磁力の高い希土類磁石の構造を提供することを目的とする。
　上記課題を解決するため、本発明者が鋭意研究を行った結果、強固な共有結合を有するシートの２次元面内に希土類元素を位置させ、そのシートを遷移金属元素からなる層と積層させることによって、高い保磁力が得られることを見出し、本発明を完成した。
　すなわち、本発明の希土類磁石は、共有結合により結合する元素のシートと、遷移金属元素からなる層とが積層され、前記シートの面内に希土類元素が位置することを特徴とする。
　本発明によれば、強固な共有結合を有するシート内に希土類元素が位置しているため、粒界面付近での結晶構造が乱れにくく、粒界面付近での磁気異方性が高く、保磁力が大きい希土類磁石が得られる。上記した以外の課題、構成及び効果は、以下の実施形態の説明により明らかにされる。
本発明の希土類磁石の一実施形態の断面構造を模式的に示す図である。 本発明の希土類磁石におけるシートの構造の一実施形態を示す図である。 結晶場パラメータを求めるために用いたＮｄ２Ｆｅ１４Ｂ結晶構造を示す図である。 結晶場パラメータの解析結果を示す図である。 結晶場パラメータが表面モデルによって変動するメカニズムを説明する図である。 結晶場パラメータが表面モデルによって変動するメカニズムを説明する図である。 希土類磁石の保磁力が低下するメカニズムを説明する図である。
　以下、図面に基づき本発明を詳細に説明する。
　図１は、本発明に係る希土類磁石の一実施形態の主要部分の断面構造を示している。図１において、共有結合により結合する元素のシート１０１、１０２、１０３、１０４、１０５、１０６及び１０７（以下、シート１００という）と、遷移金属元素からなる層２０１、２０２、２０３、２０４、２０５、２０６、２０７及び２０８（以下、遷移金属元素からなる層２００）とは積層構造を形成している。このような積層構造の希土類磁石では、磁化容易軸（ｃ軸）は、シート１００と遷移金属元素からなる層２００の積層方向となる。
　ここで、シート１００を構成する元素は、例えば、Ｃ、Ｓｉ及びＧｅの群から選択される少なくとも１種である。また、シート１００の面内に位置する希土類元素は、例えば、Ｎｄ、Ｔｂ及びＤｙの群から選択される少なくとも１種である。さらに、遷移金属元素からなる層２００を構成する元素は、例えば、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ及びＣｕの群から選択される少なくとも１種である。図２は、シート１００の面内の原子配置例を示しており、炭素Ｃ同士が共有結合により結合し、グラフェン構造のように強固に結合し、その面内に希土類元素としてネオジウムＮｄが配置されている。このように強固な共有結合で形成された元素のシートの面内に希土類元素が位置することによって、粒界面付近での結晶構造が乱れにくく、保磁力が大きい希土類磁石を得ることができる。このメカニズムについて、以下に詳細に説明する。
　保磁力の大きさを決める指標として、磁気異方性エネルギーがある。磁化容易軸に対し、磁化が角度αだけ回転した場合、結晶磁気異方性エネルギーＥＡは、以下のように表される。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000001
 　ここで、Ｋ１、Ｋ２及びＫ３は結晶磁気異方性定数であり、異方性の強さを表す指標である。
　単純な場合には、第１項のみを用いて、
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000002
 と表される。この結晶磁気異方性定数Ｋ１は、
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000003
 として求められる。ここで、Ｊは希土類イオンの全角運動量、＜ｒ２＞は４ｆ電子の動径波動関数に関するｒ２の期待値（４ｆ電子の位置座標の２乗期待値）を示す。また、αＪは４ｆ電子の空間分布の幾何学的形状に依存するパラメータであり、Ｓｔｅｖｅｎｓ因子と呼ばれる。これらのＪ、＜ｒ２＞及びαＪは、希土類イオンの種類によって決まった値をとり、例えばＮｄイオンの場合、Ｊ＝９／２、αＪ＝－７／（３２×１１２）、＜ｒ２＞＝１．００１ａ０である（だだし、ａ０はボーア半径０．５２９１７７２１０８×１０－１０ｍである）。また、Ａ２ ０は、結晶場パラメータの主要項であり、上式にＪ及びαＪの値を代入すると、ＮｄイオンについてＫ１とＡ２ ０の関係はＫ１＝０．３４７Ａ２ ０＜ｒ２＞となる。すなわち、異方性が大きくなるためには、Ａ２ ０は正の値をとり、Ａ２ ０が大きいことが条件となる。ここで、結晶場パラメータは、電子状態に依存する量である。すなわち、結晶場パラメータを、例えば第一原理計算による電子状態計算から求め、磁気異方性エネルギーの大きい希土類磁石の結晶構造を見出すことができれば、保磁力の大きい希土類磁石を得ることができる。
　そこで、第一原理計算を用いた、従来構造であるＮｄ２Ｆｅ１４Ｂ磁石の電子状態計算による結晶場パラメータの計算例を示し、この結果を基に、希土類磁石の磁気異方性エネルギーを高め保磁力を大きくするための指針を示す。
　Ｎｄ２Ｆｅ１４Ｂの電子状態計算は、密度汎関数理論（Density Functional Theory、ＤＦＴ）に基づくＦＬＡＰＷ法（Full-potential linearized augmented plane wave method）により解析した。通常の電子状態計算では、各原子の周囲の球（マフィンティン球）内での電子密度や一電子ポテンシャルについて、球対称性を仮定するのが一般的である。しかし、Ｎｄイオンの磁気異方性に関係した結晶場パラメータの導出では、Ｎｄイオンにおける局在した４ｆ電子の状態を精度良く求める必要がある。固体内の電子状態を精度良く求めるには、電子密度や一電子ポテンシャルに対し球対称性を仮定するのは適当ではない。そこで、本発明者は、フルポテンシャル（Full-potential）による第一原理計算を実施した。フルポテンシャルとは、一電子ポテンシャルや電荷、及び球面調和的な内殻電子の関数に非球面的な効果を考慮する方法である。また、ＬＡＰＷ法（Linearized Augmented Plane Wave Method）は、動径波動関数をエネルギーに関して線形化し、補強された平面波を基底関数に用いており、マフィンティン球内及び球外ともに計算精度を落とさずに計算負荷を低減することが可能である。第一原理計算で最も一般的に使われる擬ポテンシャル法では、計算に価電子のみを取り扱い、コアの電子は擬ポテンシャルとして置き換えて計算している。一方、ＦＬＡＰＷ法は、全電子を取り扱っており、現行の第一原理計算手法の中では、最も精度が高い手法の一つであるといえる。本実施形態では、Ｎｄ２Ｆｅ１４Ｂの電子状態計算に、ＦＬＡＰＷ法を採用した。第一原理計算プログラムは、ウィーン工科大学のＫ．Ｓｃｈｗａｒｔｚ教授らが開発した汎用コードであるＷＩＥＮ２ｋを用いた。
　図３（ａ）及び（ｂ）に、電子状態計算のモデルであるＮｄ２Ｆｅ１４Ｂの原子配置を示す。室温での格子定数は、ａ＝８．８Å、ｃ＝１２．２Åである。１ユニットセル内には計６８個の原子が含まれるが、対称性から、Ｎｄの２サイト（ｆ，ｇ）、Ｆｅの６サイト（ｋ１，ｋ２，ｊ１，ｊ２，ｃ，ｅ）、Ｂの１サイト（ｇ）の計９サイトで結晶構造を表すことができる。Ｎｄ、Ｆｅ、Ｂ原子のマフィンティン半径は、それぞれＲＭＴ＝２．８０ａ０、２．０８ａ０、１．８５ａ０（ａ０＝０．０５２９１８ｎｍ）とした。ｋ点のサンプル数は、既約されたブリルアンゾーン（Irreducible Brillouin Zone）内で、まずは３個として計算し、別途ｋ点サンプル数を変えた計算を実行し、結晶場パラメータの収束性を確認した。平面波のカットオフエネルギーを決める量ＲＭＴＫｍａｘは７とした。これについても、別途値を変えた計算を実行し、結晶場パラメータの収束性を確認した。電子間の交換相関エネルギーには、局所密度の勾配を考慮したＧＧＡ（Generalized Gradient Approximation）を用いた。本実施形態で取り扱うＮｄのような希土類原子中の４ｆ電子は、強く局在している。この局在性を考慮するため、局在電子間のクーロン相互作用の補正（Ｕ）を考慮した解析（ＬＤＡ＋Ｕ法）を行った。Ｎｄの４ｆ電子の補正Ｕの値については、ＮｄＯ結晶の反射率等の光学特性の解析結果が実験結果と良く合うＵ値として、Ｕ＝６ｅＶを採用した。
　次に、結晶場パラメータの解析方法について説明する。結晶場パラメータは、以下の式で得られる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000004
 　ここで、Ｖ２ ０（ｒ）は、一電子ポテンシャルエネルギー成分であり、希土類イオンに働く結晶電場ポテンシャルＶｃｒｙを、実数球面調和関数
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000005
 で次式のように展開した場合の成分である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000006
 　また、ρ４ｆ（ｒ）は、４ｆ電子の密度である。ａ２０はＺ２ ０の数因子であり、
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000007
 である。さらに、＜ｒｌ＞は、４ｆ電子の動径座標の２乗ｒ２の平均であり、以下の式で得られる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000008
　表１に、結晶場パラメータＡ２ ０＜ｒ２＞の計算結果と実験結果の文献値を示す。文献（Motohiko Yamada, Hiroaki Kato, Hisao Yamamoto, and Yasuaki Nakagawa: Crystal-field analysis of the magnetization process in a series of Nd2Fe14B-type compounds, Phys. Rev. B 38, 620 (1988)）によると、実験で測定される磁化曲線を再現する結晶場パラメータＡ２ ０＜ｒ２＞は、約３００Ｋと見積られており、本実施形態での計算結果に近い結果が得られている。特に、Ｎｄ（ｆ）サイト、Ｎｄ（ｇ）サイトとも、Ａ２ ０＜ｒ２＞が正の値となっている。Ｎｄ１４Ｆｅ２Ｂバルクが一軸異方性を持ち、ｃ軸が磁化容易軸となるためには、Ａ２ ０＜ｒ２＞が正の値となる必要がある。本実施形態での結晶場パラメータの計算結果は、その条件を満足する結果であり、計算手法の妥当性が確認できた。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
　次に、結晶場パラメータの大きさに影響を及ぼしている因子について検討する。
　Ｎｄ－Ｆｅ－Ｂ磁石では、粒界面付近に低保磁力領域が存在することが考えられ、保磁力性能を上げる指導原理を得るには、Ｎｄ２Ｆｅ１４Ｂ粒界面付近の結晶構造と磁気特性との関係を、電子論的に明らかにすることが有効であると考えられる。ただし、Ｎｄ－Ｆｅ－Ｂ磁石の結晶粒界面の構造は複雑であり、現実の系を第一原理的に取り扱うのは困難である。
　そこで本実施形態では、Ｎｄ２Ｆｅ１４Ｂ表面モデルの結晶場パラメータを解析し、Ｎｄ２Ｆｅ１４Ｂバルクモデルとの差異の有無を評価することで、粒界面付近の結晶構造と磁気特性との関係を考察する。ただし、表面モデルの作成にあたっては、表面の面方位と表面形成面に任意性がある。そこで、本実施形態では、Ｎｄイオン露出及び非露出のＮｄ２Ｆｅ１４Ｂ（００１）表面モデル、Ｎｄイオン露出及び非露出のＮｄ２Ｆｅ１４Ｂ（１００）表面モデル、そして、Ｎｄイオン露出のＮｄ２Ｆｅ１４Ｂ（１１０）表面モデル、の５つのケースを解析対象として、表面形成が与えるＮｄイオン結晶場パラメータへの影響を調べ、得られた結果を総括し、表面形成が結晶磁気異方性にどのような影響を与えるかについて考察した。
　図４には、解析した種々の表面モデルについて、結晶場パラメータＡ２ ０＜ｒ２＞の計算結果をまとめて示す。図４から明らかなように、（００１）表面、（１００）表面、そして（１１０）表面について解析を行ったが、Ｎｄイオン露出（００１）表面モデルのみ、表面に露出したＮｄイオンの結晶場パラメータＡ２ ０＜ｒ２＞が負の符号を有し、他の露出モデルでは、正の符号のままであった。すなわち、Ｎｄイオンが露出した場合でも、その表面方位によって、Ｎｄイオンの結晶場パラメータＡ２ ０＜ｒ２＞の値の符号が異なることを示している。
　結晶場パラメータＡ２ ０＜ｒ２＞が負となるＮｄイオン露出（００１）表面モデルと、Ａ２ ０＜ｒ２＞が正となる他のモデルとの違いは、着目しているＮｄイオンのｃ軸（磁化容易軸、ｚ軸）方向でのＦｅイオンの有無である（図５）。すなわち、表面方位によってＮｄイオンの結晶場パラメータの符号が変わるメカニズムとして、表面形成によるＮｄイオンの上下のＦｅイオン数の減少に伴う、Ｎｄイオン自身の価電子雲の形状変化が考えられる。結晶場パラメータは、希土類イオン内の４ｆ以外の価電子（以下、単に価電子という）からの電場の寄与と、周囲イオンからの電場の寄与により決まる。ここでは、表面を形成することによる、価電子からの電場の変化を考える。バルクモデルでは、Ｎｄイオンの上下（ｃ軸方向）にＦｅイオンが存在する。また、（１００）表面モデルにおいても、Ｆｅ副格子層とＮｄイオンを含む層との積層方向に対し垂直に表面が形成されているため、Ｎｄイオンの上下に（ｃ軸方向に）Ｆｅイオンが存在する。このため、Ｆｅイオンの３ｄ電子雲とＮｄイオンの５ｄ電子雲は、図６の模式図に示すように、ｃ軸方向に沿って連なった結合を形成していると考えられる（正確には、Ｎｄに最も近いＦｅは、Ｎｄから見てｃ軸から約２０度ずれた位置に存在する）。この結合により、Ｎｄイオンの５ｄ電子雲は、ｃ軸方向を向くことになる。Ｎｄイオンの５ｄ電子雲と４ｆ電子雲には斥力が働くため、４ｆ電子雲のドーナツ型の軸はｃ軸方向を向こうとする。これにより、Ｎｄイオンの磁気モーメントもｃ軸方向を向き、結晶場パラメータの価電子からの寄与がバルクと同程度に働き、Ａ２ ０＜ｒ２＞が正の符号となったものと考えられる。一方、Ｎｄ露出の（００１）表面モデルでは、表面側のＦｅイオンが無いために、Ｎｄイオンの５ｄ電子雲の軸をｃ軸方向に向ける斥力が小さい。この結果、価電子からの結晶電場が小さくなったものと考えられる。
　以上の結果から、希土類磁石の保磁力を高めるための指針を検討する。Ｎｄ－Ｆｅ－Ｂ磁石では、粒界面付近に低保磁力領域が存在することが考えられる。図７左上に、Ｎｄ－Ｆｅ－Ｂ磁石のＮｄ２Ｆｅ１４Ｂ結晶粒とＮｄリッチ粒界相の模式図を示す。図７右上は、粒界面を拡大し、原子配置を模式的に示した図であり、Ｎｄ２Ｆｅ１４Ｂ粒界近傍に結晶構造の乱れがある場合を示している。Ｎｄ２Ｆｅ１４Ｂ結晶構造が乱れていない領域では、Ｎｄイオン層は、Ｆｅイオン層に挟まれた構造となっており、Ｎｄイオンの上下にＦｅイオンが位置している。そして、Ｎｄイオンの５ｄ軌道とＦｅイオンの３ｄ軌道とが結合することで、５ｄ電子雲と３ｄ電子雲がｃ軸方向に揃い、４ｆ電子雲が価電子雲からクーロン斥力を受け、面内方向に広がった形状となり、Ｎｄイオンの磁気モーメントがｃ軸方向を向く。一方、Ｎｄ２Ｆｅ１４Ｂ結晶構造が乱れている領域では、ＮｄイオンとＦｅイオンの配置は、規則性が無く、Ｎｄイオンの５ｄ軌道とＦｅイオンの３ｄ軌道とが結合したとしても、５ｄ電子雲と３ｄ電子雲の配置の関係は、ほぼランダムであると考えられる。そのため、４ｆ電子雲も面内方向に広がった形状とはならず、Ｎｄイオンの磁気モーメントはｃ軸方向とは別の方向や、ｘｙ面内の方向を向くことになる。その結果、乱れた結晶構造内のＮｄイオンの磁気異方性定数は、容易に負となると考えられる。この界面付近の負の異方性定数は、保磁力を低下させると考えられる。すなわち、粒界近傍に結晶構造の乱れがある場合には、Ｎｄイオンの結晶場パラメータが負となり、保磁力が低下すると考えられる。
　上記のメカニズムから、希土類磁石の保磁力を高めるには、希土類元素を含む層の２次元構造を強固にして、粒界付近においても、２次元構造の乱れが少なく、希土類イオンのｃ軸方向の上下に遷移金属元素が位置するような構造が良いという考えに至った。上記の２次元構造を強固にするには、２次元構造を構成する元素を共有結合で結合させれば良い。
　２次元構造を構成する元素が共有結合するかどうかは、それらの元素の最隣接原子間距離で決まる。Ｃ、Ｓｉ及びＧｅがダイアモンド構造をとった場合の最隣接原子間距離は、それぞれ、０．１５４ｎｍ、０．２３５ｎｍ及び０．２４５ｎｍであり、２次元構造をとる場合には、上記間隔の±１０％程度の原子間距離の場合に共有結合すると考えられる。すなわち、元素がＣの場合には、最隣接距離が、０．１３ｎｍ以上０．１６ｎｍ以下であれば共有結合し、元素がＳｉの場合には、最隣接距離が、０．２１ｎｍ以上０．２６ｎｍ以下であれば共有結合し、そして元素がＧｅの場合には、最隣接距離が、０．２２ｎｍ以上０．２７ｎｍ以下であれば共有結合をする。
　次に、図１に示した希土類磁石の製造方法について説明する。ここでは、例として、遷移金属元素がＦｅであり、希土類元素がＮｄであり、共有結合により結合するシートの元素がＣである場合について説明する。まず、Ｓｉ等からなる基板上に、遷移金属のＦｅを、スパッタリング法を用いて例えば０．５ｎｍ程度の厚さに成膜する。続いて、分子線エピタキシー法（ＭＢＥ；Molecular Beam Epitaxy）を用いて、３Ｃ－ＳｉＣ薄膜を１層成膜する。次に、１２００℃の真空アニールによりＳｉを除去し、欠陥を含むグラフェンを形成する。ここで、３Ｃ－ＳｉＣ薄膜の下地材である遷移金属の結晶とグラフェンとは格子ミスマッチがあるため、欠陥を含むことになる。そして、真空蒸着法等により、希土類元素を成膜する。次に、Ａｒスパッタリングにより、Ｎｄ薄膜を除去するが、上記グラフェンの欠陥部に位置するＮｄは、下地材のＦｅと金属結合をしているため、除去されずに残る。これにより、共有結合で結合された炭素Ｃの２次元シートの面内に希土類元素を含有することができる。次に、遷移金属のＦｅを、スパッタリング法を用いて例えば０．５ｎｍ程度の厚さに成膜する等、上記に示した同様の工程を引続き行い、共有結合により結合する元素Ｃのシートであって前記シートの２次元面内に希土類元素Ｎｄが位置する層と、遷移金属元素からなる層とが交互に積層された希土類磁石を形成する。
　上記の遷移金属や３Ｃ－ＳｉＣ薄膜を成膜する基板としては、非磁性材料であって、且つ平面平滑性に優れた材料であることが好ましい。基板の表面粗さは、ＪＩＳ　Ｂ０６０１又はＩＳＯ４６８で定義される、算術平均粗さＲａが１．０μｍ以下であることが望ましく、好ましくは０．５μｍ以下、より好ましくは０．１μｍ以下である。また、基板の平坦度は、より平坦であるほど望ましい。工業的には、半導体デバイス作製用の単結晶Ｓｉウェーハが、表面粗さ、平坦度が極めて優れているため好ましく用いられる。また、単結晶Ｓｉウェーハの他にも、多結晶Ｓｉウェーハ、あるいは希土類元素が結晶中で同一面内に配置されているＲＢ２Ｃ２（Ｒは希土類元素）の劈開面等も適用可能である。
　また、成膜後の積層体を、必要に応じて、真空中又は不活性ガス雰囲気中で熱処理し、例えば、シートと遷移金属元素からなる層との接合部に発生し得る点欠陥及び格子歪み等を取り除くことにより、保磁力をさらに向上させることができる。上記熱処理の温度は、組成や膜厚によって異なるが、６００Ｋ～９００Ｋが好ましい。低い温度で長時間熱処理を行った方が、希土類元素と遷移金属元素との相互拡散を抑制でき、結果的に磁気特性の高い材料が得られやすい。
　さらに、本発明の希土類磁石は、必要に応じて、大気中での酸化を防止するために、表面に保護膜を形成する表面処理を行っても良い。保護膜には、耐食性と強度に優れた金属膜の他、樹脂膜も適用可能であり、ポリイミド膜等を採用することができる。表面処理方法としては、気相成長によるＡｌコーティングや、公知のめっき法によるＮｉめっき等が好ましく、保護膜の膜厚は、体積磁気特性を低下させないため比較的薄い方が望ましい。最終製品に加工する前に表面処理を行うか、加工後に表面処理を行うかは製品形状、用途に応じて適宜選択することができる。
　なお、本発明は上記した実施形態に限定されるものではなく、様々な変形例が含まれる。例えば、ある実施形態の構成の一部を他の実施形態の構成に置き換えることが可能であり、また、ある実施形態の構成に他の実施形態の構成を加えることが可能である。また、各実施形態の構成の一部について、他の構成の追加・削除・置換をすることが可能である。
　本明細書で引用した全ての刊行物、特許及び特許出願をそのまま参考として本明細書にとり入れるものとする。
１００～１０７　　シート
２００～２０８　　遷移金属元素からなる層

Claims (7)

  1. 　共有結合により結合する元素のシートと、遷移金属元素からなる層とが積層され、前記シートの面内に希土類元素が位置する希土類磁石。
  2. 　希土類元素が、Ｎｄ、Ｔｂ及びＤｙの群から選択される少なくとも１種である請求項１に記載の希土類磁石。
  3. 　遷移金属元素が、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ及びＣｕの群から選択される少なくとも１種である請求項１又は２に記載の希土類磁石。
  4. 　共有結合により結合する元素が、Ｃ、Ｓｉ及びＧｅの群から選択される少なくとも１種である請求項１～３のいずれかに記載の希土類磁石。
  5. 　共有結合により結合する元素がＣであり、それらの元素間の最隣接距離が、０．１３ｎｍ以上０．１６ｎｍ以下である請求項４に記載の希土類磁石。
  6. 　共有結合により結合する元素がＳｉであり、それらの元素間の最隣接距離が、０．２１ｎｍ以上０．２６ｎｍ以下である請求項４に記載の希土類磁石。
  7. 　共有結合により結合する元素がＧｅであり、それらの元素間の最隣接距離が、０．２２ｎｍ以上０．２７ｎｍ以下である請求項４に記載の希土類磁石。
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