WO2015186389A1 - 希土類薄膜磁石及びその製造方法並びに希土類薄膜磁石形成用ターゲット - Google Patents

希土類薄膜磁石及びその製造方法並びに希土類薄膜磁石形成用ターゲット Download PDF

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博俊 福永
武志 柳井
賢 板倉
広信 澤渡
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Definitions

  • the present invention relates to a rare earth thin film magnet formed by a pulse laser deposition method (PLD method), a method for manufacturing the same, and a target for producing the rare earth thin film magnet.
  • PLD method pulse laser deposition method
  • Nd-Fe-B magnets have the highest maximum energy product among existing magnets, so MEMS (Micro Electro Mechanical Systems) and energy harvesting (energy harvesting), etc. Applications to the energy field and medical device field are expected.
  • Non-Patent Literature Physical Vapor Deposition
  • Patent Document 2 has an excellent composition transfer property between a target and a film by a laser ablation method using a pulsed YAG laser, and Nd is higher in film formation speed by one digit or more than a sputtering method. It is described that an Nd—Fe—B-based thin film mainly composed of 2 Fe 14 B phase can be obtained.
  • Non-Patent Document 4 It has been reported that a magnet of a rare-earth thin film manufactured by such a method has values of coercive force: about 1000 kA / m, remanent magnetization: 0.6 T, and maximum energy product (BH) max : 60 kJ / m 3 .
  • Non-Patent Document 4 the remanent magnetization and the maximum energy product are still not practical magnetic properties, and are not sufficient to drive small motors, for example, so there is a strong demand for further improvement of magnetic properties. ing.
  • a nanocomposite structure in which an ⁇ -Fe soft magnetic phase and an Nd 2 Fe 14 B hard magnetic phase are combined is effective.
  • the thin-film magnet of this structure has a soft magnetic phase and a hard magnetic phase each having crystal grains of several nanometers to several tens of nanometers in the thin film structure, and exchange-couples the magnetic properties of both phases. Magnetization reversal of the soft magnetic phase in a low magnetic field is prevented, and it can behave as if it is a single hard magnetic phase.
  • the types of nanocomposite films include what are called multi-layered nanocomposite films, in which ⁇ -Fe soft magnetic phases and Nd 2 Fe 14 B hard magnetic phases are alternately stacked two-dimensionally, There are two types of dispersion nano-composite films in which an ⁇ -Fe soft magnetic phase and an Nd 2 Fe 14 B hard magnetic phase are randomly dispersed three-dimensionally.
  • 800 layers of Nd 2 Fe 14 B / ⁇ -Fe are periodically laminated by the pulse laser deposition method to form a multilayer film having a thickness of about 10 ⁇ m, and the maximum energy product is thereby increased. It has been disclosed that 90 kJ / m 3 has been achieved (Non-patent Document 5).
  • the nanocomposite film produced by this method deposits droplets peculiar to pulsed laser deposition on the film surface, resulting in unevenness. Therefore, as the number of layers increases, the interface between the soft magnetic phase and the hard magnetic phase increases. The steepness of the composition change gradually decreases, and as a result, there is a concern about deterioration of the magnetic properties of the thin film.
  • Non-Patent Document 6 describes that a dispersed nanocomposite film of Nd 2 Fe 14 B / ⁇ -Fe is formed and heat-treated by magnetron sputtering (Non-Patent Document 6).
  • the dispersed nanocomposite film produced by this method has not yet obtained sufficient magnetic properties.
  • the present invention relates to a rare earth thin film magnet having a nanocomposite structure in which ⁇ -Fe phases and Nd 2 Fe 14 B phases are alternately arranged three-dimensionally, having good magnetic properties and excellent mass productivity and reproducibility, and It is an object of the present invention to provide a production method and a target for producing a rare earth thin film magnet.
  • the present inventors have conducted intensive research, and as a result, by optimizing the composition of the target and the pulse laser intensity density used in film formation by the pulse laser deposition method, From this single target, it was found that a rare earth thin film having a nanocomposite structure in which ⁇ -Fe phases and Nd 2 Fe 14 B phases are alternately arranged three-dimensionally can be formed.
  • the nanocomposite structure means that the ⁇ -Fe phase, which is a soft magnetic phase with high magnetization, and the Nd 2 Fe 14 B phase, which is a hard magnetic phase that exhibits coercive force, have an average crystal grain size on the order of several tens of nanometers. This means a three-dimensionally arranged structure.
  • a schematic diagram of the structure is shown in FIG.
  • a rare-earth thin film magnet containing Nd, Fe, and B as essential components having a structure in which ⁇ -Fe phases and Nd 2 Fe 14 B phases are alternately arranged three-dimensionally, and an average crystal grain size of each phase
  • a target for forming a rare earth thin film magnet characterized by comprising Nd x Fe 14 B (where X is a number satisfying 1.8 to 2.7).
  • a step of depositing a rare earth thin film by a pulse laser deposition method using the target described in 3) or 4) above, a step of heat-treating the deposited rare earth thin film to crystallize, and attaching a crystallized rare earth thin film A method of producing a rare earth thin film magnet by magnetizing the rare earth thin film magnet.
  • a rare-earth thin film magnet having a nanocomposite structure in which ⁇ -Fe phases and Nd 2 Fe 14 B phases are alternately arranged three-dimensionally can be produced by a pulse laser deposition method. And the obtained rare earth thin film magnet has the outstanding effect that a favorable magnetic characteristic is shown.
  • the present invention can stably form the nanocomposite rare earth thin-film magnet from a single target composed of a single phase, so that it is possible to improve productivity from the viewpoint of manufacturing cost.
  • FIG. 4 is an MH characteristic diagram of the rare-earth thin film magnet of Example 1.
  • 2 is an X-ray diffraction pattern of a rare-earth thin film magnet before and after heat treatment in Example 1.
  • FIG. It is a SAD (Selected area area difference) figure corresponding to the TEM bright field image of the structure
  • FIG. 4 is a distribution diagram of ⁇ -Fe crystal grains and Nd 2 Fe 14 B crystal grains in the rare-earth thin film magnet of Example 1.
  • FIG. 6 is an MH characteristic diagram of the rare-earth thin film magnet of Example 2.
  • FIG. 6 is an MH characteristic diagram of the rare-earth thin film magnet of Example 3.
  • the rare earth thin film magnet of the present invention contains Nd (neodymium), Fe (iron) and B (boron) as essential components, and as shown in FIG. 1, an ⁇ -Fe phase (black portion in FIG. 1) and Nd 2 Fe 14 B phase (gray part in FIG. 1) has a nanocomposite structure with a three-dimensionally alternating structure, and the average crystal grain size of ⁇ -Fe phase and Nd 2 Fe 14 B phase is 10-30 nm It is characterized by being.
  • the ⁇ -Fe phase approaches the superparamagnetic state when it is less than 10 nm.
  • the average crystal grain size exceeds 30 nm, the exchange coupling with the Nd 2 Fe 14 B phase is lowered, and the grain boundary between ⁇ -Fe crystal grains of the soft magnetic phase that plays a role of pinning effect of magnetization reversal
  • the coercive force decreases because of the decrease and the abundance ratio of the grain boundary between the ⁇ -Fe crystal grains and the Nd 2 Fe 14 B crystal grains. Therefore, the average crystal grain size of the ⁇ -Fe phase is within the above numerical range.
  • the single-domain crystal grain size of the Nd 2 Fe 14 B phase is about 240 nm, it is assumed that the single-domain crystal grain size is equal to or smaller than the single-domain crystal grain size. Since the diameter is 10 to 30 nm, when the average crystal grain size is larger than this, an irregularity occurs with the ⁇ -Fe phase and the exchange coupling is lowered. Therefore, the average crystal grain size of the Nd 2 Fe 14 B phase is set to the above numerical range.
  • the average crystal grain size of each phase is determined for the structure in which the ⁇ -Fe phase and the Nd 2 Fe 14 B amorphous phase are prepared by the pulse laser deposition method, and then the Nd 2 Fe 14 B amorphous phase is crystallized by heat treatment. Observation is performed with a transmission electron microscope (TEM), and the short axis diameter of the dark field image of the streak structure obtained by the TEM observation is taken as the short axis diameter to obtain a distribution. The length of the shaft diameter is calculated and obtained as the arithmetic average diameter (number average diameter).
  • TEM transmission electron microscope
  • the rare-earth thin film magnet of the present invention is characterized in that the film thickness is 5 ⁇ m or more and the maximum energy product (BH) max is 90 kJ / m 3 or more.
  • the reason why the film thickness is 5 ⁇ m or more is because (1) it is necessary to generate a magnetic field in a certain area when applied to a small electronic device, and (2) the in-plane direction length and the perpendicular direction length (film thickness) This is because it becomes difficult to extract a sufficient magnetic field from the film surface to the outside in the vertical direction due to the influence of the demagnetizing field. It is known that an ideal dimension ratio (aspect ratio) is about 1: 1.
  • the maximum energy product (BH) max can be 90 kJ / m 3 or more.
  • the target for forming a rare earth thin film magnet of the present invention is characterized by being made of NdxFe 14 B (where X is a number satisfying 1.8 to 2.7). If the X is less than 1.8, the residual magnetization value always shows a high value exceeding 1.0 T, but the volume fraction of the Nd 2 Fe 14 B phase decreases, so that exchange coupling with the ⁇ -Fe phase occurs. Decreases, and the coercive force decreases to less than 200 kA / m. On the other hand, when X exceeds 2.7, the volume fraction of the Fe phase decreases, and Nd, which is a surplus nonmagnetic component, remains, resulting in a decrease in residual magnetization or a deterioration in exchange coupling properties. Arise. Therefore, the X is in the above numerical range.
  • the rare earth thin film magnet of the present invention can be produced, for example, as follows.
  • a target having an Nd 2.4 Fe 14 B composition is mounted on a pulse laser deposition apparatus.
  • the target is irradiated with laser through a condenser lens.
  • an Nd: YAG laser oscillation wavelength: 355 nm, repetition frequency 30 Hz
  • the intensity density of the laser is 1 to 1000 J / cm 2 .
  • the laser intensity density is less than 1 J / cm 2 , a large amount of droplets are generated when the laser irradiates the target, resulting in a decrease in density and a deterioration in magnetic properties.
  • it exceeds 1000 J / cm 2 etching of the target due to laser irradiation occurs remarkably, and an undesirable phenomenon such as the ablation phenomenon stopping occurs.
  • a thin film having a nanocomposite structure in which the ⁇ -Fe phase and the Nd—Fe—B amorphous phase are three-dimensionally dispersed and alternately arranged can be formed.
  • the substrate Ta, Ti, W, Mo, Zr, or Nb having a high melting point can be used.
  • Ta and Ti having a high oxygen getter effect are effective, and the above elements can be used as a buffer layer in a Si substrate, a quartz glass substrate, or the like.
  • metal substrates with high magnetic permeability such as Fe, Co, Ni, and alloys thereof in view of application to a millimeter size motor can be used.
  • the thin film thus formed is in a state in which ⁇ -Fe fine crystal grains are three-dimensionally dispersed and arranged in the Nd—Fe—B amorphous matrix. Therefore, it is necessary to crystallize the Nd—Fe—B amorphous matrix by performing heat treatment under conditions of an output of 7 to 9 kW and a time of 1 to 5 seconds after film formation.
  • the heat treatment with an output of less than 7 kW and a time of less than 1 second, it becomes difficult to crystallize the Nd—Fe—B amorphous phase in the film, or a large amount of the amorphous phase remains.
  • the heat treatment conditions are such that the output is 7 to 9 kW and the time is 1 to 5 seconds.
  • a rare earth thin film magnet can be produced by subjecting this thin film to pulse magnetization with a magnetic field of 7T, for example.
  • the magnetizing method is not particularly limited, and a known magnetizing method can be used.
  • a rare earth thin film magnet having a nanocomposite structure of the ⁇ -Fe phase and the Nd 2 Fe 14 B phase of the present invention can be manufactured.
  • Example 1 A Nd 2.4 Fe 14 B target having a purity of 99.9% (3N) and a relative density of 99% was mounted on a pulse laser deposition apparatus, and the inside of the chamber was evacuated to a vacuum. Next, after confirming that the vacuum degree of 10 ⁇ 5 Pa was reached, a target rotated at about 6.5 rpm was repeatedly irradiated with an Nd: YAG laser (oscillation wavelength: 355 nm) with a frequency of 30 Hz, Ablation was performed to form a composite film composed of a streaky ⁇ -Fe crystal phase and a Nd—Fe—B amorphous matrix on a Ta substrate with a thickness of 10 ⁇ m or more.
  • Nd YAG laser
  • the distance between the target and the substrate was 10 mm
  • the laser intensity was 4 W
  • the laser beam was condensed on the target surface through a condenser lens, so that the laser intensity density on the target surface was about 10 J / cm 2 .
  • a pulse annealing treatment heat treatment temperature of about 500 to 800 ° C.
  • pulse magnetization was applied with a magnetic field of 7T to produce a rare-earth thin film magnet.
  • a micrometer was used for the film thickness evaluation, and EDX (Energy Dispersive X-ray spectroscopy) was used for the composition analysis.
  • FIG. 2 shows the MH characteristics of the rare earth thin film magnet of Example 1. As shown in FIG. 1, good results were obtained with a residual magnetization of 1.04 T, a coercive force of 426 kA / m, and (BH) max of 108 kJ / m 3 .
  • X-ray diffraction patterns of the rare earth thin film before and after the heat treatment are shown in FIG. As shown in FIG. 3, the ⁇ -Fe phase after film formation is crystallized, but the Nd 2 Fe 14 B phase is an amorphous phase. Further, it was confirmed that the Nd 2 Fe 14 B phase was crystallized by the heat treatment.
  • FIG. 5 shows the distribution of ⁇ -Fe crystal grains and Nd 2 Fe 12 B crystal grains.
  • the former is a measurement result with an N number of 1044
  • the latter is a measurement result with an N number of 339. From this figure, the average crystal grain size of the ⁇ -Fe phase was about 17 nm, and the average crystal grain size of the Nd 2 Fe 12 B phase was about 14 nm.
  • Example 2 An Nd 1.8 Fe 14 B target having a purity of 99.9% (3N) and a relative density of 99% was mounted on a pulse laser deposition apparatus, and the inside of the chamber was evacuated to a vacuum. Next, after confirming that the vacuum degree of 10 ⁇ 5 Pa was reached, a target rotated at about 6.5 rpm was repeatedly irradiated with an Nd: YAG laser (oscillation wavelength: 355 nm) with a frequency of 30 Hz, Ablation was performed to form an Nd—Fe—B-based amorphous film with a thickness of 10 ⁇ m or more on the Ta substrate.
  • Nd YAG laser
  • the distance between the target and the substrate was 10 mm
  • the laser intensity was 4 W
  • the laser beam was condensed on the target surface through a condenser lens, so that the laser intensity density on the target surface was 10 J / cm 2 .
  • a pulse annealing treatment heat treatment temperature of about 500 to 800 ° C.
  • pulse magnetization was applied with a magnetic field of 7T to produce a rare-earth thin film magnet.
  • a micrometer was used for the film thickness evaluation, and EDX was used for the composition analysis.
  • the magnetic properties of the rare earth thin film magnet thus produced were evaluated using VSM.
  • Example 6 shows the MH characteristics of the rare-earth thin film magnet of Example 2. As shown in FIG. 6, good results were obtained with a residual magnetization of about 0.99 T, a coercive force of 386 kA / m, and (BH) max of 91 kJ / m 3 . Next, the structure of the rare earth thin film after heat treatment was observed using TEM. As a result of measuring the crystal grain size using the same method as in Example 1, the average crystal grain size of the ⁇ -Fe phase was about 16 nm, and the average crystal grain size of the Nd 2 Fe 14 B phase was about 14 nm.
  • Example 3 An Nd 2.6 Fe 14 B target having a purity of 99.9% (3N) and a relative density of 99% was mounted on a pulse laser deposition apparatus, and the inside of the chamber was evacuated to a vacuum. Next, after confirming that the vacuum degree of 10 ⁇ 5 Pa was reached, a target rotated at about 6.5 rpm was repeatedly irradiated with an Nd: YAG laser (oscillation wavelength: 355 nm) with a frequency of 30 Hz, Ablation was performed to form an Nd—Fe—B-based amorphous film with a thickness of 10 ⁇ m or more on the Ta substrate.
  • Nd YAG laser (oscillation wavelength: 355 nm) with a frequency of 30 Hz
  • the distance between the target and the substrate was 10 mm
  • the laser intensity was 4 W
  • the laser beam was condensed on the target surface through a condenser lens, so that the laser intensity density on the target surface was 10 J / cm 2 .
  • a pulse annealing treatment heat treatment temperature of about 500 to 800 ° C.
  • pulse magnetization was applied with a magnetic field of 7T to produce a rare-earth thin film magnet.
  • a micrometer was used for the film thickness evaluation, and EDX was used for the composition analysis.
  • the magnetic properties of the rare earth thin film magnet thus produced were evaluated using VSM.
  • Example 7 shows the MH characteristics of the rare-earth thin film magnet of Example 3.
  • the remanent magnetization was about 1.05 T
  • the coercive force was 446 kA / m
  • (BH) max was 128 kJ / m 3 .
  • the structure of the rare earth thin film after heat treatment was observed using TEM.
  • the average crystal grain size of the ⁇ -Fe phase was about 18 nm
  • the average crystal grain size of the Nd 2 Fe 14 B phase was about 15 nm.
  • the distance between the target and the substrate was 10 mm
  • the laser intensity was 4 W
  • the laser beam was condensed on the target surface through a condenser lens, so that the laser intensity density on the target surface was 1 J / cm 2 .
  • a pulse annealing treatment heat treatment temperature of about 500 to 800 ° C.
  • pulse magnetization was applied with a magnetic field of 7T to produce a rare-earth thin film magnet.
  • a micrometer was used for the film thickness evaluation, and EDX was used for the composition analysis.
  • the magnetic properties of the rare earth thin film magnet thus produced were evaluated using VSM.
  • the residual magnetization was about 0.8 T
  • the coercive force was 300 kA / m
  • (BH) max was 60 kJ / m 3 at the maximum, which was inferior to the examples.
  • the structure of the rare earth thin film after heat treatment was observed using TEM. As a result, it was confirmed that the ⁇ -Fe phase and the Nd 2 Fe 14 B phase exist in a dispersed state in a range exceeding several tens nm to 100 nm.
  • the droplets released from the target were remarkably large, resulting in surface smoothness and density deterioration.
  • the distance between the target and the substrate was 10 mm
  • the laser intensity was 4 W
  • the laser beam was condensed on the target surface through a condenser lens, so that the laser intensity density on the target surface was about 1 J / cm 2 .
  • a pulse annealing treatment heat treatment temperature of about 500 to 800 ° C.
  • pulse magnetization was applied with a magnetic field of 7T to produce a rare-earth thin film magnet.
  • a micrometer was used for the film thickness evaluation, and EDX was used for the composition analysis.
  • the magnetic properties of the rare earth thin film magnet thus produced were evaluated using VSM.
  • the residual magnetization is 0.9 T
  • the coercive force is 400 kA / m
  • (BH) max is 100 kJ / m 3 which is similar to that of the first embodiment, but its squareness is significantly inferior to that of the first embodiment. I confirmed that. In addition, it was confirmed that the amount of droplets released from the target was remarkably larger than that of the Examples, resulting in surface smoothness and deterioration of density.
  • the rare earth thin film magnet having a nanocomposite structure in which ⁇ -Fe phase and Nd 2 Fe 14 B phase are alternately arranged three-dimensionally produced by the pulse laser deposition method of the present invention has good magnetic properties. (Micro Electro Mechanical Systems), Energy Harvest (Energy Generation) and other magnetic devices that are applied in the field of energy and medical equipment.

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Abstract

　本発明は、Ｎｄ、Ｆｅ、Ｂを必須成分とする希土類薄膜磁石であって、α－Ｆｅ相とＮｄ２Ｆｅ１４Ｂ相とが三次元的に交互配列した組織からなり、各相の平均結晶粒径が１０～３０ｎｍであることを特徴とする希土類薄膜磁石。量産性、再現性に優れ、良好な磁気特性を有する希土類薄膜磁石及びその製造方法並び該薄膜を作製するためのターゲットを提供することを課題とする。　

Description

希土類薄膜磁石及びその製造方法並びに希土類薄膜磁石形成用ターゲット
　本発明は、パルスレーザーデポジション法（ＰＬＤ法）によって形成した希土類薄膜磁石及びその製造方法並びに希土類薄膜磁石を作製するためのターゲットに関する。
　近年、電子機器の軽薄短小化に伴い、優れた磁気特性を有する希土類磁石の小型化、高性能化が進められている。中でも、ネオジム-鉄-ホウ素（Ｎｄ-Ｆｅ-Ｂ）系磁石は、現有の磁石の中で最も高い最大エネルギー積を有することから、ＭＥＭＳ（Micro Electro Mechanical Systems）やエナジーハーベスト（環境発電）などのエネルギー分野や、医療機器分野などへの応用が期待されている。
　このような希土類磁石の薄膜は、スパッタリング法（特許文献１、非特許文献１）やパルスレーザーデポジション法（特許文献２、非特許文献２）などのＰＶＤ（Physical Vapor Deposition）法（非特許文献３）を用いて作製することが知られている。例えば特許文献２には、パルスＹＡＧレーザーを用いたレーザーアブレーション法によって、ターゲットと膜との間に優れた組成転写性があり、また、成膜速度がスパッタリング法に比べて１桁以上も高いＮｄ2Ｆｅ14Ｂ相を主とするＮｄ-Ｆｅ-Ｂ系薄膜が得られることが記載されている。
　このような方法で作製した希土類薄膜の磁石は、保磁力：約１０００ｋＡ／ｍ、残留磁化：０．６Ｔ、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘ：６０ｋＪ／ｍ３の値をとることが報告されている（非特許文献４）。しかし、これらの数値の中でも残留磁化ならびに最大エネルギー積は、まだ実用化可能な磁気特性とは言えず、例えば小型のモーターを駆動するのに十分でないため、更なる磁気特性の改善が強く要求されている。
　薄膜特性の改善方法の一つとして、α－Ｆｅ軟磁性相とＮｄ２Ｆｅ１４Ｂ硬磁性相とを複合化したナノコンポジット構造化が有効である。この構造の薄膜磁石は、数ｎｍ～数十ｎｍの大きさの結晶粒をそれぞれ有する軟磁性相と硬磁性相を薄膜の組織内に共存させて両相の磁気特性を交換結合させることにより、低い磁界での軟磁性相の磁化反転が妨げられ、あたかも硬磁性相単相のように振る舞うことができる。
　ナノコンポジット膜の種類としては、α－Ｆｅ軟磁性相とＮｄ２Ｆｅ１４Ｂ硬磁性相を二次元的に交互に積層して、多層化した積層型ナノコンポジット膜と呼ばれるものと、膜内にα－Ｆｅ軟磁性相とＮｄ２Ｆｅ１４Ｂ硬磁性相を三次元的にランダムに分散させた分散型ナノコンポジット膜と呼ばれるものの２種類がある。前者については、パルスレーザーデポジション法でＮｄ２Ｆｅ１４Ｂ／α－Ｆｅを周期的に８００層積層し、厚さが約１０μｍの多層膜を成膜すること、またそれにより、最大エネルギー積が９０ｋＪ／ｍ３を達成したことが開示されている（非特許文献５）。
　しかしながら、このような方法で作製したナノコンポジット膜は、パルスレーザーデポジション特有のドロップレットが膜表面に堆積して凹凸が生じるため、積層数が多くなるにつれて軟磁性相と硬磁性相の界面における組成変化の急峻性が次第に低下し、この結果、薄膜の磁気特性の劣化が懸念される。
　後者については、非特許文献６にマグネトロンスパッタリング法によりＮｄ２Ｆｅ１４Ｂ／α－Ｆｅの分散型ナノコンポジット膜の成膜、及び熱処理することが記載されている（非特許文献６）。しかし、この方法で作製した分散型ナノコンポジット膜はまだ十分な磁気特性は得られていない。
特開２０１２－２０７２７４号公報 特開２００９－０９１６１３号公報
N.M.Dempsey, A.Walther, F.May, D.Givord, K.Khlopkov 　　　　　　　　　　　 O.Gutfeisch: Appl.Phys.Lett. 90( 2007) 092509-1-092509-3. H.Fukunaga, T.Kamikawatoko, M.Nakano,T. Yanai　　　　　　　　　　　F.Yamashita: J.Appl.Phys. 109 (2011) 07A758-1-07A758-3. G. Rieger, J. Wecker, W. Rodewalt, W. Scatter, Fe.-W. Bach, T.Duda and W.Unterberg: J.Appl.Phys. 87(2000) 5329-5331. M.Nakano, S.Sato, F.Yamashita, T.Honda, J. Yamasaki, K.Ishiyama, M.Itakura, J.Fidler, T.Yanai, H.Fukunaga: IEEE Trans.Magn. 43(2007) 2672-2676. H.Fukunaga, H.Nakayama, T.Kamikawamoto, T.Yanai, M.Nakano, F.Yamashita, S.Ohta, M.Itakura, M.Nishida: J. Phys. Conf. Ser. 266 (2011) 012027-1-012027-5. 石曽根, 野村, 加藤, 宮崎, 本河: 日本応用磁気学会誌　　　　　　　　　　　24(2000)423-426.
　本発明は、良好な磁気特性を有し、量産性・再現性に優れた、α－Ｆｅ相とＮｄ２Ｆｅ１４Ｂ相とが三次元的に交互配列したナノコンポジット構造を有する希土類薄膜磁石及びその製造方法並びに希土類薄膜磁石を作製するためのターゲットを提供することを課題とする。
　上記の課題を解決するために、本発明者らは鋭意研究を行った結果、パルスレーザーデポジション法による成膜で使用するターゲットの組成及びパルスレーザー強度密度を最適化することにより、単相からなる１枚のターゲットから、α－Ｆｅ相とＮｄ２Ｆｅ１４Ｂ相とが三次元的に交互配列したナノコンポジット構造を有する希土類薄膜を成膜できるとの知見を得た。本発明におけるナノコンポジット構造とは、磁化の高い軟磁性相であるα－Ｆｅ相と保磁力を発現する硬磁性相であるＮｄ２Ｆｅ１４Ｂ相が数十ｎｍのオーダーの平均結晶粒径で三次元的に交互配列した構造を意味する。その構造の模式図を図１に示す。
　このような知見に基づき、本発明は、以下の手段を提供する。
　１）Ｎｄ、Ｆｅ、Ｂを必須成分とする希土類薄膜磁石であって、α－Ｆｅ相とＮｄ２Ｆｅ１４Ｂ相とが三次元的に交互配列した組織からなり、各相の平均結晶粒径が１０～３０ｎｍであることを特徴とする希土類薄膜磁石。
　２）膜厚が５μｍ以上であり、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘが９０kＪ／ｍ3以上、１３０kＪ／ｍ3以下であることを特徴とする上記１）記載の希土類薄膜磁石。
　３）ＮｄｘＦｅ１４Ｂ（但し、Ｘは１．８～２．７を満たす数）からなることを特徴とする希土類薄膜磁石形成用ターゲット。
　４）Ｎｄ、Ｆｅ、Ｂを必須成分とし、α－Ｆｅ相とＮｄ２Ｆｅ１４Ｂ相とが三次元的に交互配列した組織からなり、各相の平均結晶粒径が１０～３０ｎｍである希土類薄膜磁石を、パルスレーザーデポジション法によって形成するための上記３）記載の希土類薄膜磁石形成用ターゲット。
　５）上記３）又は４）に記載のターゲットを用いてパルスレーザーデポジション法により希土類薄膜を成膜する工程、成膜した希土類薄膜を熱処理して結晶化させる工程、結晶化した希土類薄膜を着磁して希土類薄膜磁石を作製する工程、とからなることを特徴とする希土類薄膜磁石の製造方法。
　６）希土類薄膜を成膜する工程において、パルスレーザー強度密度を１～１０００Ｊ／ｃｍ２とすることを特徴とする上記５）記載の希土類薄膜磁石の製造方法。
　７）希土類薄膜を結晶化させる工程において、７～９ｋＷ、時間が１～５秒の条件で熱処理することを特徴とする上記５）又は６）に記載の希土類薄膜磁石の製造方法。
　本発明は、パルスレーザーデポジション法により、α－Ｆｅ相とＮｄ２Ｆｅ１４Ｂ相とが三次元的に交互配列したナノコンポジット構造の希土類薄膜磁石を作製することができる。そして、得られる希土類薄膜磁石は、良好な磁気特性を示すという優れた効果を有する。また、本発明は、単相からなる１枚のターゲットから、前記ナノコンポジット構造の希土類薄膜磁石を安定して成膜することができるので、製造コストの点から生産性を向上できるという優れた効果を有する。
本発明の希土類薄膜磁石の組織を示す模式図である。 実施例１の希土類薄膜磁石のＭ－Ｈ特性図である。 実施例１の熱処理前後における希土類薄膜磁石のＸ線回折図である。 実施例１の熱処理後の組織のＴＥＭ明視野像と対応するＳＡＤ（Selected area diffraction ）図形である。 実施例１の希土類薄膜磁石中のα－Ｆｅ結晶粒とＮｄ２Ｆｅ１４Ｂ結晶粒の分布図である。 実施例２の希土類薄膜磁石のＭ－Ｈ特性図である。 実施例３の希土類薄膜磁石のＭ－Ｈ特性図である。
　本発明の希土類薄膜磁石は、Ｎｄ（ネオジム）、Ｆｅ（鉄）及びＢ（ボロン）を必須成分として含有し、図１に示すようにα－Ｆｅ相（図1中で黒色部分）とＮｄ２Ｆｅ１４Ｂ相（図１中で灰色部分）が三次元的に交互配列した組織のナノコンポジット構造を有し、α－Ｆｅ相及びＮｄ２Ｆｅ１４Ｂ相の平均結晶粒径が１０～３０ｎｍであることを特徴とするものである。
　α－Ｆｅ相は、孤立粒子を仮定すると１０ｎｍ未満になると超常磁性状態に近づく。一方、平均結晶粒径が３０ｎｍを超えると、Ｎｄ２Ｆｅ１４Ｂ相との交換結合が低下するとともに、磁化反転のピンニング効果の役目をする軟磁性相のα－Ｆｅ結晶粒同士の粒界の減少や、α－Ｆｅ結晶粒とＮｄ２Ｆｅ１４Ｂ結晶粒との粒界の存在比率が減少するため、保磁力が低下する。したがって、α－Ｆｅ相の平均結晶粒径は上記数値範囲とする。
　また、Ｎｄ２Ｆｅ１４Ｂ相の単磁区結晶粒サイズが２４０ｎｍ程度であるため、単磁区結晶粒サイズ以下であることが前提であると共に、前述の通り、隣り合うα－Ｆｅ相の平均結晶粒径が１０～３０ｎｍであるため、これ以上の大きさの平均結晶粒径では、α－Ｆｅ相と不揃いが発生して交換結合が低下する。したがって、Ｎｄ２Ｆｅ１４Ｂ相の平均結晶粒径は上記の数値範囲とする。
　各相の平均結晶粒径は、パルスレーザーデポジション法によってα－Ｆｅ相とＮｄ２Ｆｅ１４Ｂアモルファス相を作製し、その後、熱処理によりＮｄ２Ｆｅ１４Ｂアモルファス相を結晶化させた組織について、透過電子顕微鏡（ＴＥＭ：Transmission Electron Microscope）による観察を行い、そのＴＥＭ観察により得られた筋状組織の暗視野像の短い結晶軸方向の軸の長さを短軸径として分布を取り、該短軸径の長さを算術平均径（個数平均径）として、算出して求める。
　本発明の希土類薄膜磁石は、膜厚が５μｍ以上であって、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘが９０ｋＪ／ｍ３以上あることを特徴とする。膜厚５μｍ以上にする理由は、（１）小さな電子デバイスに応用した際にある程度の領域に磁界を発生する必要があるため、（２）面内方向長さと面直方向の長さ（膜厚）との寸法比が高くなると、反磁界の影響により、膜表面から垂直方向の外部に十分な磁界を取り出す事が困難となるためである。理想的な寸法比（アスペクト比）として１：１程度であることが知られている。本発明は、このような薄膜磁石において、微細なナノコンポジット構造を備えることにより、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘが９０ｋＪ／ｍ３以上を実現することができる。
　本発明の希土類薄膜磁石形成用ターゲットは、ＮｄｘＦｅ１４Ｂ（但し、Ｘは１．８～２．７を満たす数）からなることを特徴とする。前記Ｘが１．８未満であると、残留磁化値は常に１．０ Ｔを超える高い値を示すものの、Ｎｄ２Ｆｅ１４Ｂ相の体積率が減少するため、α－Ｆｅ相との交換結合が低下して、保磁力が２００ｋＡ／ｍ未満に低下する。一方、前記Ｘが２．７を超えると、Ｆｅ相の体積率が減少すると共に、余剰の非磁性成分であるＮｄが残存し、残留磁化が低下するか、もしくは交換結合性が劣化する問題が生じる。したがって、前記Ｘは上記数値範囲とする。
　本発明の希土類薄膜磁石は、例えば、以下のようにして作製することができる。
　Ｎｄ２．４Ｆｅ１４Ｂ組成のターゲットをパルスレーザーデポジション装置に装着する。次に、チャンバー内を真空度が１０－５Ｐａとなるまで排気した後、前記ターゲットに集光レンズを通してレーザーを照射する。レーザーには、Ｎｄ：ＹＡＧレーザー（発振波長：３５５ｎｍ、繰り返し周波数３０Ｈｚ）を使用することができる。レーザーの強度密度は1～１０００ Ｊ／ｃｍ２とする。レーザー強度密度が１Ｊ／ｃｍ２未満であると、レーザーがターゲットに照射した際、ドロプレットが大量発生して、密度の低下、ひいては磁気特性の劣化が生じる。一方、１０００ Ｊ／ｃｍ２を超えると、レーザー照射によるターゲットのエッチングが著しく生じ，アブレーション現象が停止するなどの好ましくない現象が生じる。
　上記のようにレーザー照射されたターゲット表面では、化学反応と溶融反応が起きて、プルームと呼ばれるプラズマが発生する。これが対向する基板上に到達することで、α－Ｆｅ相とＮｄ―Ｆｅ―Ｂ系アモルファス相が三次元的に分散し、かつ交互に配列したナノコンポジット構造からなる薄膜を形成することができる。基板には、融点が高いＴａ、Ｔｉ、Ｗ、Ｍｏ、Ｚｒ、Ｎｂを用いることができる。中でも酸素のゲッター効果の高いＴａやＴｉが有効であると共に、Ｓｉ基板や石英ガラス基板などには上記元素をバッファー層として利用することができる。さらには、ミリサイズモータへの応用を鑑みたＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉならびにそれらの合金等の透磁率の高い金属基板も利用できる。
　このようにして成膜した薄膜は、Ｎｄ－Ｆｅ－Ｂ系アモルファス母相中にα－Ｆｅ微結晶粒が三次元的に分散配列した状態となっている。そのため、成膜後は、出力７～９ｋＷ、時間１～５秒の条件で熱処理を施し、Ｎｄ－Ｆｅ－Ｂ系アモルファス母相を結晶化させる必要がある。ここで、出力７ｋＷ未満、かつ時間１秒未満の熱処理では、膜中のＮｄ－Ｆｅ－Ｂ系アモルファス相の結晶化が困難となる、もしくはアモルファス相が多く残存する。一方、出力９ｋＷを超え、かつ時間５秒を超えた熱処理では、（１）膜中のＮｄ２Ｆｅ１４Ｂ結晶粒が粗大となり、さらにα-Ｆｅ結晶粒も粗大化する、もしくは（２）Ｎｄ２Ｆｅ１４Ｂ相やα-Ｆｅ相以外の異相が発現するため、磁気特性は劣化する。よって、熱処理条件は出力が７～９ｋＷ、時間が１～５秒の範囲となる。その後、この薄膜に対して、例えば磁界７Ｔでパルス着磁を施すことで、希土類薄膜磁石を作製することができる。なお、本発明においては着磁の方法に特に制限はなく、公知の着磁方法を用いることができる。これより、本発明のα－Ｆｅ相とＮｄ２Ｆｅ１４Ｂ相のナノコンポジット構造からなる希土類薄膜磁石を製造することができる。
　以下、実施例および比較例に基づいて説明する。なお、本実施例はあくまで一例であり、この例によって何ら制限されるものではない。すなわち、本発明は特許請求の範囲によってのみ制限されるものであり、本発明に含まれる実施例以外の種々の変形を包含するものである。
（実施例１）
　純度が９９．９％（３Ｎ）、相対密度が９９％のＮｄ２．４Ｆｅ１４Ｂターゲットをパルスレーザーデポジション装置に装着し、チャンバー内を真空に排気した。次に、１０－５Ｐａの真空度に到達したことを確認した後、約６．５ｒｐｍで回転させたターゲットに繰り返し周波数３０ＨｚのＮｄ：ＹＡＧレーザー（発振波長：３５５ｎｍ）を照射し、ターゲット物質をアブレーションして、Ｔａ基板上に筋状のα－Ｆｅ結晶相とＮｄ－Ｆｅ－Ｂ系アモルファス母相とからなるコンポジット膜を厚さ１０μm以上とし成膜した。このときターゲットと基板との距離を１０ｍｍ、レーザー強度を４Ｗとし、レーザービームを集光レンズを通してターゲット表面に集光させることで、ターゲット表面でのレーザー強度密度を１０ Ｊ／ｃｍ２程度とした。次に、出力８ｋＷ、約２秒間パルスアニーリング処理（熱処理温度５００～８００ ℃程度）を行って、Ｎｄ－Ｆｅ－Ｂ系アモルファス相を結晶化させた。その後、磁界７Ｔでパルス着磁を施して、希土類薄膜磁石を作製した。なお、膜厚評価にはマイクロメーターを使用し、組成分析にはＥＤＸ（Energy Dispersive X-ray spectroscopy）を用いた。
　このようにして作製した希土類薄膜磁石について、ＶＳＭ（Vibrating Sample　Magnetometer）を用いて、磁気特性を評価した。図２に実施例１の希土類薄膜磁石のＭ－Ｈ特性を示す。図１に示す通り、残留磁化は１．０４Ｔ、保磁力は４２６ｋＡ／ｍ、（ＢＨ）ｍａｘは１０８ｋＪ／ｍ３と良好な結果が得られた。次に、熱処理前後の希土類薄膜のＸ線回折図を図３に示す。図３に示すように、成膜後のα－Ｆｅ相は結晶化しているが、Ｎｄ２Ｆｅ１４Ｂ相はアモルファス相となっている。また、熱処理によってＮｄ２Ｆｅ１４Ｂ相が結晶化しているのが確認された。次に、熱処理後の希土類薄膜についてＴＥＭを用いて組織を観察した。その結果を図４に示す。図４右図において、白のコントラストと黒のコントラストを示す部分がα－Ｆe結晶粒、灰色のコントラストを示す母相部分がＮｄ２Ｆｅ１２Ｂ結晶粒である。このＴＥＭ画像から、α－Ｆｅ結晶粒とＮｄ２Ｆｅ１２Ｂ結晶粒とが島状に三次元的に交互配列したナノコンポジット構造を有することを確認した。図５には、α-Ｆｅ結晶粒とＮｄ２Ｆｅ１２Ｂ結晶粒の分布を示す。前者はＮ数が１０４４個、後者はＮ数が３３９個の測定結果である。この図からα－Ｆｅ相の平均結晶粒径は約１７ｎｍ、Ｎｄ２Ｆｅ１２Ｂ相の平均結晶粒径が約１４ｎｍであった。
（実施例２）
　純度が９９．９％（３Ｎ）、相対密度が９９％のＮｄ1.8Ｆｅ１４Ｂターゲットをパルスレーザーデポジション装置に装着し、チャンバー内を真空に排気した。次に、１０－５Ｐａの真空度に到達したことを確認した後、約６．５ｒｐｍで回転させたターゲットに繰り返し周波数３０ＨｚのＮｄ：ＹＡＧレーザー（発振波長：３５５ｎｍ）を照射し、ターゲット物質をアブレーションして、Ｔａ基板上にＮｄ－Ｆｅ－Ｂ系アモルファス膜を厚さ１０μm以上で成膜した。このときターゲットと基板との距離を１０ｍｍ、レーザー強度を４Ｗとし、レーザービームを集光レンズを通してターゲット表面に集光させることで、ターゲット表面でのレーザー強度密度を１０Ｊ／ｃｍ２とした。次に、出力８ｋＷ、約２秒間パルスアニーリング処理（熱処理温度５００～８００ ℃程度）を行って、Ｎｄ－Ｆｅ－Ｂ系アモルファス相を結晶化させた。その後、磁界７Ｔでパルス着磁を施して、希土類薄膜磁石を作製した。なお、膜厚評価にはマイクロメーターを使用し、組成分析にはＥＤＸを用いた。
　このようにして作製した希土類薄膜磁石について、ＶＳＭを用いて、磁気特性を評価した。図６に実施例２の希土類薄膜磁石のＭ－Ｈ特性を示す。図６に示す通り、残留磁化は０．９９Ｔ程度、保磁力は３８６ｋＡ／ｍ、（ＢＨ）ｍａｘは９１ ｋＪ／ｍ３と良好な結果が得られた。次に、熱処理後の希土類薄膜についてＴＥＭを用いて組織を観察した。実施例１と同様の方法を用いて結晶粒径を測定した結果、α－Ｆｅ相の平均結晶粒径は約１６ｎｍ、Ｎｄ２Ｆｅ１４Ｂ相の平均結晶粒径は約１４ｎｍであった。
（実施例３）
　純度が９９．９％（３Ｎ）、相対密度が９９％のＮｄ２．６Ｆｅ１４Ｂターゲットをパルスレーザーデポジション装置に装着し、チャンバー内を真空に排気した。次に、１０－５Ｐａの真空度に到達したことを確認した後、約６．５ｒｐｍで回転させたターゲットに繰り返し周波数３０ＨｚのＮｄ：ＹＡＧレーザー（発振波長：３５５ｎｍ）を照射し、ターゲット物質をアブレーションして、Ｔａ基板上にＮｄ－Ｆｅ－Ｂ系アモルファス膜を厚さ１０μm以上で成膜した。このときターゲットと基板との距離を１０ｍｍ、レーザー強度を４Ｗとし、レーザービームを集光レンズを通してターゲット表面に集光させることで、ターゲット表面でのレーザー強度密度を１０Ｊ／ｃｍ２とした。次に、出力８ｋＷ、約２秒間パルスアニーリング処理（熱処理温度５００～８００ ℃程度）を行って、Ｎｄ－Ｆｅ－Ｂ系アモルファス相を結晶化させた。その後、磁界７Ｔでパルス着磁を施して、希土類薄膜磁石を作製した。なお、膜厚評価にはマイクロメーターを使用し、組成分析にはＥＤＸを用いた。
　このようにして作製した希土類薄膜磁石について、ＶＳＭを用いて、磁気特性を評価した。図７に実施例３の希土類薄膜磁石のＭ－Ｈ特性を示す。図７に示す通り、残留磁化は１．０５Ｔ程度、保磁力は４４６ｋＡ／ｍ、（ＢＨ）ｍａｘは１２８ ｋＪ／ｍ３と良好な結果が得られた。次に、熱処理後の希土類薄膜についてＴＥＭを用いて組織を観察した。実施例１と同様の方法を用いて結晶粒径を測定した結果、α－Ｆｅ相の平均結晶粒径は約１８ｎｍ、Ｎｄ２Ｆｅ１４Ｂ相の平均結晶粒径は約１５ｎｍであった。
（比較例１）
　純度が９９．９％（３Ｎ）、相対密度が９９％のＮｄ１．４Ｆｅ１４Ｂターゲットをパルスレーザーデポジション装置に装着し、チャンバー内を真空に排気した。次に、１０－５Ｐａの真空度に到達したことを確認した後、約６．５ｒｐｍで回転させたターゲットに繰り返し周波数３０ＨｚのＮｄ：ＹＡＧレーザー（発振波長：３５５ｎｍ）を照射し、ターゲット物質をアブレーションして、Ｔａ基板上にＮｄ－Ｆｅ－Ｂ系アモルファス膜を厚さ１０μm以上で成膜した。このときターゲットと基板との距離を１０ｍｍ、レーザー強度を４Ｗとし、レーザービームを集光レンズを通してターゲット表面に集光させることで、ターゲット表面でのレーザー強度密度を１Ｊ／ｃｍ２とした。次に、出力８ｋＷ、約２秒間パルスアニーリング処理（熱処理温度５００～８００ ℃程度）を行って、Ｎｄ－Ｆｅ－Ｂ系アモルファス相を結晶化させた。その後、磁界７Ｔでパルス着磁を施して、希土類薄膜磁石を作製した。なお、膜厚評価にはマイクロメーターを使用し、組成分析にはＥＤＸを用いた。
　このようにして作製した希土類薄膜磁石について、ＶＳＭを用いて、磁気特性を評価した。その結果、残留磁化は０．８Ｔ程度、保磁力は３００ｋＡ／ｍ、（ＢＨ）ｍａｘは最大６０ ｋＪ／ｍ３と実施例と比べて劣る結果となった。次に、熱処理後の希土類薄膜についてＴＥＭを用いて組織を観察した。その結果、α－Ｆｅ相とＮｄ２Ｆｅ１４Ｂ相が数１０ ｎｍ～１００ｎｍを超える範囲で分散した状態で存在する事を確認した。加えて、実施例１に比べ、ターゲットより放出されるドロプレットが著しく多く、表面平滑性ならびに密度の劣化などが生じる事も確認された。
（比較例２）
　純度が９９．９％（３Ｎ）、相対密度が９９％のＮｄ２．６Ｆｅ１４Ｂとα－Ｆｅを組み合わせた1枚のターゲットをパルスレーザーデポジション装置に装着し、チャンバー内を真空に排気した。次に、１０－５Ｐａの真空度に到達したことを確認した後、約６．５ｒｐｍで回転させたターゲットに繰り返し周波数３０ＨｚのＮｄ：ＹＡＧレーザー（発振波長：３５５ｎｍ）を照射し、ターゲット物質をアブレーションして、Ｔａ基板上にα－Ｆｅ相とＮｄ－Ｆｅ－Ｂ系アモルファス相とからなるコンポジット膜を厚さ１０μm以上で成膜した。このときターゲットと基板との距離を１０ｍｍ、レーザー強度を４Ｗとし、レーザービームを集光レンズを通してターゲット表面に集光させることで、ターゲット表面でのレーザー強度密度を１Ｊ／ｃｍ２程度とした。次に、出力８ｋＷ、約２秒間パルスアニーリング処理（熱処理温度５００～８００ ℃程度）を行って、Ｎｄ－Ｆｅ－Ｂ系アモルファス相を結晶化させた。その後、磁界７Ｔでパルス着磁を施して、希土類薄膜磁石を作製した。なお、膜厚評価にはマイクロメーターを使用し、組成分析にはＥＤＸを用いた。
　このようにして作製した希土類薄膜磁石について、ＶＳＭを用いて、磁気特性を評価した。その結果、残留磁化は０．９Ｔ、保磁力は４００ｋＡ／ｍ、（ＢＨ）ｍａｘは１００ｋＪ／ｍ３と実施例１と比べ同程度であるものの、その角型性は実施例1に比べ著しく劣る事を確認した。加えて、実施例に比べ、ターゲットより放出されるドロプレットが著しく多く、表面平滑性ならびに密度の劣化などが生じる事も確認された。
　本発明のパルスレーザーデポジション法で作製されるα－Ｆｅ相とＮｄ２Ｆｅ１４Ｂ相が三次元的に交互配列したナノコンポジット構造の希土類薄膜磁石は、良好な磁気特性を有することから、ＭＥＭＳ（Micro Electro Mechanical Systems）、エナジーハーベスト（環境発電）などのエネルギー分野や医療機器分野などに応用される磁気デバイスに有用である。

Claims (7)

  1. 　Ｎｄ、Ｆｅ、Ｂを必須成分とする希土類薄膜磁石であって、α－Ｆｅ相とＮｄ２Ｆｅ１４Ｂ相とが三次元的に交互配列した組織からなり、各相の平均結晶粒径が１０～３０ｎｍであることを特徴とする希土類薄膜磁石。
  2. 　膜厚が５ μm以上であり、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘが９０kＪ／ｍ3以上、１３０kＪ／ｍ3以下であることを特徴とする請求項１記載の希土類薄膜磁石。
  3. 　ＮｄｘＦｅ１４Ｂ（但し、Ｘは１．８～２．７を満たす数）からなることを特徴とする希土類薄膜磁石形成用ターゲット。
  4. 　Ｎｄ、Ｆｅ、Ｂを必須成分とし、α－Ｆｅ相とＮｄ２Ｆｅ１４Ｂ相とが三次元的に交互配列した組織からなり、各相の平均結晶粒径が１０～３０ｎｍである希土類薄膜磁石を、パルスレーザーデポジション法によって形成するための請求項３記載の希土類薄膜磁石形成用ターゲット。
  5. 　請求項３又は４に記載のターゲットを用いてパルスレーザーデポジション法により希土類薄膜を成膜する工程、成膜した希土類薄膜を熱処理して結晶化させる工程、結晶化した希土類薄膜を着磁して希土類薄膜磁石を作製する工程、とからなることを特徴とする希土類薄膜磁石の製造方法。
  6. 　希土類薄膜を成膜する工程において、パルスレーザー強度密度を１～１０００Ｊ／ｃｍ２とすることを特徴とする請求項５記載の希土類薄膜磁石の製造方法。
  7. 　希土類薄膜を結晶化させる工程において、７～９ｋＷ、時間が１～５秒の条件で熱処理することを特徴とする請求項５又は６に記載の希土類薄膜磁石の製造方法。
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