(57)【要約】  本発明は、一般組成ＸａＸ’ｂＹｃＺｄ［式中、ＸおよびＸ’は互いから独立して、不対電子を有する３ｄ遷移金属を表し；Ｙは５、８、９、または１０族の４ｄまたは５ｄ遷移金属であり、Ｚは１３、１４または１５族の典型元素であり；ａおよびｄは互いから独立して０．１〜２．０の間の数を表し；ｂおよびｃは互いから独立して０．０〜２．０の間の数を表し；ただし、ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄは３．０〜４．０の間であるものとする］を有する金属間化合物を含む、硬質磁石に関する。【選択図】図２（ｂ）
2021523576.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
硬質磁石であって、一般組成ＸａＸ’ｂＹｃＺｄ
［式中、
ＸおよびＸ’は互いから独立して、不対電子を有する３ｄ遷移金属を表し；
Ｙは、５、８、９、または１０族の４ｄまたは５ｄ遷移金属であり
Ｚは、１３、１４または１５族の典型元素であり；
ａおよびｄは互いから独立して、０．１〜２．０の間の数を表し；
ｂは、０．０〜２．０の間の数を表し；
ｃは１であり；
ただし、ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄは３．０〜４．０の間であるものとする］
を有する金属間化合物を含む、前記硬質磁石。
【請求項２】
ＸおよびＸ’は、Ｍｎ、Ｆｅ、ＣｏまたはＮｉから独立して選択される、請求項１に記載の硬質磁石。
【請求項３】
Ｙは、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ｉｒ、Ａｇ、Ａｕ、ＮｂまたはＴａである、請求項１または２に記載の硬質磁石。
【請求項４】
Ｚは、Ａｌ、Ｇａ、Ｉｎ、Ｇｅ、Ｓｎ、Ａｓ、ＳｂまたはＢｉである、請求項１〜３のいずれか１項に記載の硬質磁石。
【請求項５】
ａは１または２である、より好ましくは
ｂが１である場合ａは１であり、
ｂが０である場合ａは２である、
請求項１〜４のいずれか１項に記載の硬質磁石。
【請求項６】
ｄは１である、請求項１〜５のいずれか１項に記載の硬質磁石。
【請求項７】
ｂは０である、または
ａが１である場合ｂは１である、
請求項１〜６のいずれか１項に記載の硬質磁石。
【請求項８】
ａ、ｂ、ｃおよびｄの合計は３．０または４．０である、請求項１〜７のいずれか１項に記載の硬質磁石。
【請求項９】
金属間化合物は六方晶または三方晶対称性を有する、請求項１〜８のいずれか１項に記載の硬質磁石。
【請求項１０】
金属間化合物は結晶磁気異方性を有する、請求項１〜９のいずれか１項に記載の硬質磁石。
【請求項１１】
０．０５Ｔ以上の飽和保磁力Ｂｃを有する、請求項１〜１０のいずれか１項に記載の硬質磁石。
【請求項１２】
焼結されている、請求項１〜１１のいずれか１項に記載の硬質磁石。
【請求項１３】
バインダーをさらに含む、請求項１〜１１のいずれか１項に記載の硬質磁石。
【請求項１４】
一般組成ＸａＸ’ｂＹｃＺｄ
［式中、
ＸおよびＸ’は、不対電子を有する３ｄ遷移金属を表し；
Ｙは、５、８、９、または１０族の４ｄまたは５ｄ遷移金属であり
Ｚは、１３、１４または１５族の典型元素であり；
ａおよびｄは、互いから独立して０．１〜２．０の間の数を表し；
ｂおよびｃは、互いから独立して０．０〜２．０の間の数を表し；
ただし、ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄは３．０〜４．０の間であるものとする］
を有する金属間化合物の、硬質磁石としての使用。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、硬質磁石としても知られる永久磁気特性を含む材料に関する。良好な硬質磁石または永久磁石は、高磁界を生成するべきであり、それを消磁する外力に耐えるべきであり、機械的に強靭であるべきである。
【背景技術】
【０００２】
永久磁性材料は、生活の多くの領域、例えば、医療診断、磁気回路およびスピントロニクスにおいて重要な役割を果たす。
【０００３】
典型的には、硬質磁性材料は、高い残留磁気および高い飽和保磁力（ｃｏｅｒｃｉｖｉｔｙ）によって特徴付けられる、強磁性体である。
【０００４】
強磁性体が一方向に磁化された場合、印加している磁界を除去しても、それはゼロ磁化に緩和されないであろう。それがゼロ印加磁界に保持している磁化の量は、残留磁気と呼ばれる。磁化をゼロに逆戻りさせるためには、反対方向での磁界が適用されなければならず、消磁のために必要とされる反対磁界の量は、飽和保磁力と呼ばれる。交互磁界が材料に適用される場合、その磁化はヒステリシスループと呼ばれるループに従うであろう。このヒステリシス現象は、磁区（「ワイスドメイン」）の存在と関係がある。いくつかの強磁性体は、印加された磁化をほぼ無期限に保持するであろうし、したがって、「永久磁石」として有用である。
【０００５】
潜在的な永久磁石と見なされるためには、磁性材料の３つの固有特性：
−  その温度を超えると強磁性体またはフェリ磁性体の協同磁気作用が消滅する、キュリー温度（ＴＣ）、
−  エネルギー密度（ＢＨ）ｍａｘにとって決定的である飽和磁化（Ｍｓ）、および
−  永久磁石の潜在的保磁力の上限を表す異方性磁界Ｂａによって通常表される、一軸結晶磁気異方性、
が特に重要である。
【０００６】
現在、最も使用される高性能永久磁石は、サマリウムおよびコバルト（Ｓｍ−Ｃｏ）、ならびにネオジム、鉄およびホウ素（Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ、例えば、Ｎｄ２Ｆｅ１４Ｂ）の希土類金属化合物であり、後者は、飽和保磁力約１．２Ｔ、および残留磁気約１．２Ｔ、およびの最大エネルギー密度（ＢＨ）ｍａｘ約４００ｋＪｍ−３を有する。しかしながら、腐食安定性および固有の飽和保磁力を改善するためには、ジスプロシウムまたはプラセオジムが必要である。これらの希土類元素は、それらの限られた資源のために「戦略物資」である。それらの入手可能性は、政治的な制約を受けやすい。そのうえ、これらの材料の腐食に対する敏感性のために、それらの使用温度は２００℃未満に限定される。
【０００７】
希土類永久磁石の磁気特性のために、それまで公知のすべての系よりそれらが優れているので、強力な希土類永久磁石に対する実際の市販の代替物は今までのところ存在しない。ｆ−殻の電子が配位子場から遮蔽され、したがって、殻の軌道角運動量がその有利性を示すので、希土類永久磁石は高い磁気異方性を有する。加えて、それらは高い局部的磁気モーメントを示すことができ、さらに高い飽和磁化を可能にする。
【０００８】
希土類金属フリーの代替物はフェライトであり、フェライトは大規模に製造され、典型的にはエネルギー密度（ＢＨ）ｍａｘ＜４０ｋＪｍ−３を有する。フェライトの使用は、低エネルギー密度、低コスト、および最高使用温度２５０℃を有する用途に限定される。
【０００９】
さらなる代替物は、（ＢＨ）ｍａｘ約８０ｋＪｍ−３を有するアルニコ磁石である。希土類金属フリーの合金に関する比較的高い（ＢＨ）ｍａｘは、高い残留磁気約１．１Ｔに起因する。しかも、約０．１４Ｔの抗電界強さμ０ＨＣは比較的小さく、これは、アルニコ磁石が、小さな磁界の強さにおいてさえ不可逆的損失の危険を有することを意味する。加えて、バルク材は非常に脆く、したがって機械的に脆弱である。しかしながら、最大５５０℃のそれらの高い使用温度は相当有利である。
【００１０】
ＭｎＡｌ系磁石は、現在、キュリー温度約２８０℃で、（ＢＨ）ｍａｘ約６０ｋＪｍ−３に到達している。それらの残留磁気および飽和保磁力は、μ０Ｍｒ約０．６Ｔおよびμ０ＨＣ約０．４Ｔに相当する。それらは「重要な」元素を含有しておらず、したがって、比較的安価である。そのうえ、密度約５ｇｃｍ−３で、それらは比較的軽量でもあるが、それらの保磁力０．５Ｔ以下はかなり小さい。
【００１１】
（ＢＨ）ｍａｘ約５０ｋＪｍ−３以下を有する、バルク磁石および薄膜形態の磁石も、ＭｎＢｉから製造することができる。ＭｎＢｉの硬質の磁気特性は、六方晶構造の一軸対称性、その面外磁化および重いＢｉの強いスピン軌道結合に基づく。
【００１２】
正方晶系構造タイプＬ１０において結晶化する二成分化合物、例えば、ＣｏＰｔまたはＦｅＰｔは、保磁力２Ｔを示すことができる。しかしながら、高い白金含有量は経済的に不利である。
【００１３】
さらに、いくつかのホイスラー化合物は、硬質磁気特性を有することが知られている。ホイスラー化合物は、式Ｘ２ＹＺまたはＸＹＺ［式中、ＸおよびＹは通常は遷移金属であり、Ｚは典型元素である］の三元金属間化合物であり、後者は半ホイスラー化合物としても知られている。ホイスラー合金のクラスは、強磁性またはフェリ磁性であり得る１０００を超える化合物を含むが、化合物を作る元素は必ずしもこの磁気特性を有さない。ホイスラー化合物の正方晶系ファミリーのメンバーは、固有の一軸対称性に起因して、高い結晶磁気異方性を示すことができる。正方晶系の化合物は通常フェリ磁性であるので、それらは低い飽和磁化しか、したがって、低い残留磁気しか示さない。
【００１４】
希土類永久磁石のさらなる開発および改善に加えて、（ＢＨ）ｍａｘが１００〜３００ｋＪｍ−３の範囲である、フェライトとＮｄ−Ｆｅ−Ｂの間のギャップを埋める新しい系の研究は、将来の技術にとって重要な一歩である。
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１５】
このため、希土類金属を含有しないが、（公知の非希土類金属含有硬質磁石と比較して）高い飽和保磁力、高い残留磁気および高いエネルギー密度を同時に示す、硬質磁性材料を提供することが本発明の目的である。
【課題を解決するための手段】
【００１６】
上記問題は、一般組成ＸａＸ’ｂＹｃＺｄ
［式中、
ＸおよびＸ’は、高い全スピンを有する、すなわち不対電子を有する３ｄ遷移金属を表し、例えば、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉであり；
Ｙは、高いスピン軌道結合（ＳＯＣ）によって特徴付けられる、５、８、９、または１０族の４ｄまたは５ｄ遷移金属、例えば、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ｉｒ、Ａｇ、Ａｕ、ＮｂまたはＴａであり；
Ｚは、１３、１４または１５族の典型元素、例えば、Ａｌ、Ｇａ、Ｉｎ、Ｇｅ、Ｓｎ、Ａｓ、ＳｂまたはＢｉであり、これらの元素のうちのより高周期の同族元素（ｈｉｇｈｅｒ  ｈｏｍｏｌｏｇ）（Ｉｎ、Ｓｎ、ＳｂまたはＢｉ）は、高いスピン軌道結合（ＳＯＣ）によっても特徴付けられ；
ａおよびｄは、０．１〜２．０の間の数を表し；
ｂおよびｃは、０．０〜２．０の間の数を表し；
ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄは、３．０〜４．０の間であるものとする］
の六方または三方対称性を有する希土類金属フリーの三元金属間化合物によって解決される。
【００１７】
したがって、全体で、ＸａＸ’ｂＹｃＺｄは、その組成がホイスラー化合物と半ホイスラー化合物の間にある金属間化合物を表す。
【００１８】
これらの新規化合物は、高い一軸結晶磁気異方性によって特徴付けられ、したがって、それらは、高い抗電界を有する希土類フリー永久磁性材料の製造に好適である。
【図面の簡単な説明】
【００１９】
【図１】サファイア支持体（Ａｌ２Ｏ３）の（００１）表面に、異なる温度：ａ）２００℃；ｂ）３００℃；ｃ）４００℃；ｄ）３００℃で成長した、２２ｎｍの薄いＭｎ１．５ＰｔＧａ層および４４ｎｍの薄いＭｎ１．０８Ｆｅ０．５８Ｐｔ１．１９Ｇａ層の、室温粉末Ｘ線回折図を示す図である。
【図２】ａ）基材としてのサファイア（００１）上のＭｎ１．５ＰｔＧａの薄層に関して、冷却時かつ０．０５Ｔでの磁化の温度依存性；ｂ）２０Ｋでの面外（ＯＰ）および面内（ＩＰ）ヒステリシス曲線；ｃ）２００Ｋでの面外（ＯＰ）および面内（ＩＰ）ヒステリシス曲線；ｄ）様々な温度（２０、５０、１００、１５０および２００Ｋ）でサファイア基材に堆積した、２２ｎｍの薄いＭｎ１．５ＰｔＧａ層の面外ヒステリシス曲線を示す図である。
【図３】サファイア（００１）キャリアに３００℃で塗布された、厚さ４４ｎｍのＭｎ１．０８Ｆｅ０．５８Ｐｔ１．１９Ｇａの薄層の、ａ）冷却時、０．１Ｔの外部磁界での磁化の温度依存性；ｂ）５０Ｋおよび３００Ｋでの面外（ＯＰ）ヒステリシス曲線を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００２０】
本発明による三元金属間化合物は、六方晶または三方晶構造を有する。この対称性の結晶構造は、固有の一軸対称性に起因して結晶異方性の基準を満たすので、これは重要な特徴である。本発明の化合物において、この結晶異方性は、４ｄおよび５ｄ元素（遷移金属または典型元素）の明白なスピン軌道結合を併せ持つ（ｃｏｍｂｉｎｅ）。その結果として、これらの化合物は、形状異方性の不在下でさえ、結晶磁気異方性に起因する強い磁気異方性を示す。
【００２１】
本発明の金属間化合物は、一般組成ＸａＸ’ｂＹｃＺｄを有し、したがって、組成的にホイスラー化合物と半ホイスラー化合物の間に位置する。
【００２２】
ホイスラー化合物は、一般組成Ｘ２ＹＺの金属間化合物であり、Ｌ２１構造タイプにおいて結晶化する（Ｐｅａｒｓｏｎ’ｓ  Ｈａｎｄｂｏｏｋ  ｏｆ  Ｃｒｙｓｔａｌｌｏｇｒａｐｈｉｃ  Ｄａｔａ  ｆｏｒ  Ｉｎｔｅｒｍｅｔａｌｌｉｃ  Ｐｈａｓｅｓ，ＡＳＭ  Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ，Ｔｈｅ  Ｍａｔｅｒｉａｌｓ  Ｉｎｆｏｒｍａｔｉｏｎ  Ｓｏｃｉｅｔｙ，１９９１）。
金属間化合物は、一般に、
ａ）２つまたはそれ以上の真の金属（ｔｒｕｅ  ｍｅｔａｌ）（Ｔ１およびＴ２）の間
ｂ）１つまたはそれ以上の真の金属と、Ｂ亜族の１つまたはそれ以上の真の金属との間
ｃ）Ｂ亜族の２つまたはそれ以上の金属の間
の化合物である。
【００２３】
これらの化合物の特性は、ａ）からｃ）へ移ると、より金属でなくなり、実際の化合物にますます類似する。真の金属、およびＢ亜族の元素への分類は、Ｒ．Ｃ．Ｅｖａｎｓ（Ｉｎｔｒｏｄｕｃｔｉｏｎ  ｔｏ  Ｃｒｙｓｔａｌ  Ｃｈｅｍｉｓｔｒｙ，Ｗａｌｔｅｒ  ｄｅ  Ｇｒｕｙｔｅｒ  Ｖｅｒｌａｇ  Ｂｅｒｌｉｎ  Ｎｅｗ  Ｙｏｒｋ  １９７６  ２７６頁）からの、表１３．１から採用される。
【００２４】
【表１】
2021523576.tif 000003
【００２５】
ランタニド系列およびアクチニド系列の金属は、クラスＴ２に属する。ホイスラー化合物Ｘ２ＹＺにおいて、ＸおよびＹは主に遷移金属元素（上記の表の中のＴ２）であり、時にＹは希土類元素でもある。Ｚは、非磁性の金属または非金属（Ｂ１またはＢ２）である。
【００２６】
本発明の金属間化合物は、一般組成ＸａＸ’ｂＹｃＺｄを有する。これらのホイスラー化合物および半ホイスラー化合物のそれぞれにおいて、
ＸおよびＸ’は、高い全スピンを有する、すなわち不対電子を有する３ｄ遷移金属を表し、好ましくはＭｎ、Ｆｅ、ＣｏまたはＮｉであり；
Ｙは、その金属が高いスピン軌道カップリング（ＳＯＣ）によって特徴付けられる、５、８、９、または１０族の４ｄまたは５ｄ遷移金属、好ましくはＲｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ｉｒ、Ａｇ、Ａｕ、ＮｂまたはＴａであり；
Ｚは、１３、１４または１５族の典型元素、好ましくはＡｌ、Ｇａ、Ｉｎ、Ｇｅ、Ｓｎ、Ａｓ、ＳｂまたはＢｉであり、これらの元素のうちのより高周期の同族元素（Ｉｎ、Ｓｎ、ＳｂまたはＢｉ）は、高いスピン軌道カップリング（ＳＯＣ）によっても特徴付けられ；
ａおよびｄは、０．１〜２．０の間の数を表し；
ｂおよびｃは、０．０〜２．０の間の数を表し；
たたし、ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄは３．０〜４．０の間であるものとする。
【００２７】
本発明のホイスラー化合物において、パラメーターａ、ｂ、ｃおよびｄは、（ａおよびｄに関して）０．１〜２．０の間の数、ならびに（ｂおよびｃに関して）０．０〜２．０の間の数から独立して選択することができる。好ましくはａは１または２であり、より好ましくは、ｂが１である場合ａは１であり、ｂが０である場合ａは２である。好ましくは、ｄは１である。好ましくはｂは０である、またはａが１である場合ｂは好ましくは１である。好ましくは、ｃは１である。
【００２８】
一般にａ、ｂ、ｃおよびｄの合計は、３．０〜４．０の間、好ましくは３．０または４．０である。
【００２９】
製造の方法
本発明の化合物の製造のために、スパッタリング技術を使用する。これは、化合物の薄層（薄膜）の製造を可能にする。この目的のために、元素金属および／または２つの金属の合金を、スパッタリングでのターゲットとして使用する。真空レシーバーのベース圧力は、好ましくは１０−６ｍｂａｒ以下、より好ましくは１０−７ｍｂａｒ以下、最も好ましくは１０−８ｍｂａｒ以下であり、堆積は、０．１×１０−３ｍｂａｒ〜１０×１０−３ｍｂａｒ、より好ましくは１×１０−３ｍｂａｒ〜５×１０−３ｍｂａｒ、最も好ましくは３×１０−３ｍｂａｒで、１００℃〜５００℃、より好ましくは１５０℃〜４５０℃、最も好ましくは２００℃〜４００℃の好ましい温度範囲内で、好ましくは行なわれる。薄層の成長速度は、約０．０３〜０．０４ｎｍ／ｓである。堆積の後に、レシピエント（ｒｅｃｉｐｉｅｎｔ）内の基材上の薄層を、好ましくは５〜２５分、より好ましくは１０〜２０分、最も好ましくは約１５分間好ましくは真空アニールし、次に室温にゆっくり冷却する。次に好ましくは２〜３ｎｍのアルミニウムの保護層を堆積させて、薄い金属層を酸化から保護するために、薄い金属層にプレコートする。
【００３０】
堆積パラメーターを変更することによって、堆積した材料の結晶構造に影響を及ぼすことができる。約２００℃の低い堆積温度では六方晶系構造が優先的に形成され、一方温度を（約４００℃に）上昇させると、正方晶系の半ホイスラー化合物の割合が増加することが見出された。さらに好ましい実施形態では、所望の結晶構造を有する所定の基材、例えばサファイア基材（０００１に沿った）上、または基材としてのＭｇＯ（００１に沿った）上での薄膜のエピタキシャル成長によって、化合物を得ることができる。本発明の六方晶系化合物は、結晶学的［００１］方向が基材表面に垂直に、サファイア上で優先的に成長することが観察された。原則として、六方晶系のＲｕまたはＣｏも基材表面として使用することができる。しかしながら、これらの基材は、本発明の六方晶系化合物と比較して高い格子不整合を有し、したがって、あまり好ましくない。さらなる、しかしやはりあまり好ましくない選択肢は、基材としての六方晶系ＳｉＣ（２Ｈ）および三方晶系ＳｉＯ２であり、これらのタイプの基材上で成長した薄層は、より不十分な結晶化度を示した。
【００３１】
使用するための磁石の製造
磁石として使用するために、本発明の化合物を、例えば、原材料として焼結する、または適切なバインダー材料で結合することができる。焼結磁石は通常は強く、かつ異方性であるが、形状は限定される。それらは、原料の加圧成形、続く加熱プロセスによって作られる。結合磁石は、焼結したものほど強くないが、それほど高価でなく、ほぼ任意の大きさおよび形状に作ることができる。結合磁石に関しては、原材料（本発明による化合物）を、５〜９０重量％、好ましくは１０〜６０重量％、より好ましくは２０〜４０重量％のバインダーと混合し、圧縮し、高温で（使用するバインダーおよび磁性化合物の温度安定性に応じて、例えば、５０〜３５０℃、好ましくは８０〜２８０℃、より好ましくは１００〜２００℃で）硬化する。それらは等方性である、すなわち、それらは任意の方向に磁化することができる。成型プロセスは、例えば、射出成形または圧縮結合プロセスであり得る。典型的なバインダータイプは、ナイロン、ポリアミド、ポリフェニレンスルフィド（ＰＰＳ）およびニトリルブタジエンゴム（ＮＢＲ）である。
【実施例】
【００３２】
装置および測定法
結晶構造および膜の厚さは、ＣｕＫα供給源を使用するＸ線回折（ＸＲＤ）測定（Ｐｈｉｌｉｐｓ  ＰＡＮａｎａｌｙｔｉｃａｌ  Ｘ’ｐｅｒｔ  Ｐｒｏ）によって試験した。膜の組成を決定するために、エネルギー分散型Ｘ線分光法（ＥＤＸ）測定をＱＵＡＮＴＡ  ２００  ＦＥＧ  Ｉで実施した。ＳｔｒａｔａＧＥＭソフトウェアパッケージを使用して、膜厚さを得た。Ｑｕａｎｔｕｍ  Ｄｅｓｉｇｎ超伝導量子干渉デバイス振動試料型磁力計（ＭＰＭＳ−３）を使用して、薄膜の磁気特性を研究した。
【００３３】
実施例１および実施例２
Ｍｎ１．５ＰｔＧａおよびＭｎ１．０８Ｆｅ０．５８Ｐｔ１．１９Ｇａ
Ｍｎ１．５ＰｔＧａおよびＭｎ１．０８Ｆｅ０．５８Ｐｔ１．１９Ｇａの薄層を、基材としてのサファイア表面（０００１）でのエピタキシャル成長によって製造した。サファイア（Ａｌ２Ｏ３）が三方晶系の結晶系において、すなわち六方晶系メトリック（ｈｅｘａｇｏｎａｌ  ｍｅｔｒｉｃ）とともに結晶化するので、サファイア表面の構造は、Ｍｎ１．５ＰｔＧａおよびＭｎ１．０８Ｆｅ０．５８Ｐｔ１．１９Ｇａ層のエピタキシャル成長を支持する。
【００３４】
元素のマンガン、白金、鉄および組成ＭｎＧａの合金を、スパッタリングのターゲットとして使用した。真空レシーバーのベース圧力は１０−８ｍｂａｒ以下であり、基材上の堆積は３×１０−３ｍｂａｒで、２００℃〜３００℃の温度範囲内で行なった。薄層の成長速度は、約０．０３〜０．０４ｎｍ／ｓであった。堆積の後に、レシピエント内の基材上の薄層を１５分間真空アニールし、次に室温にゆっくり冷却した。次に２〜３ｎｍのアルミニウムの保護層を堆積させ、酸化から薄い金属層を保護した。
【００３５】
Ｍｎ１．５ＰｔＧａの２２ｎｍ薄層およびＭｎ１．０８Ｆｅ０．５８Ｐｔ１．１９Ｇａの４４ｎｍ薄層に関する、「面外」幾何配置における室温での粉末Ｘ線回折図を図１に示す。六方晶系構造のブラッグ反射を、Ｈ（０００２）およびＨ（０００４）と標識付けしている。３００℃で成長した薄層（図１ｂ）は、２００℃で塗布した層（図１ａ）と比較して、より良好な結晶化度を示している。３００℃を超える堆積温度で（図１ｃ）、ブラッグ強度の減少および追加の弱い反射（＊で印をつけた）が観察された。追加の反射は、第２の相としての正方晶系の半ホイスラー化合物によって、引き起こされると見なすことができる。同様の挙動は、バルク試料においても観察された。ＦｅによってＭｎの一部を置換しても、図１ｄにおいて示されるように、六方晶系構造を維持している。サファイア（０００１）に堆積したすべての薄膜は、堆積の温度に関係なくテクスチャーを示している。三方晶系の基材の表面でのエピタキシャル成長によって、六方晶系のＭｎ１．５ＰｔＧａおよびＭｎ１．０８Ｆｅ０．５８Ｐｔ１．１９Ｇａは、それぞれ、基材の表面に垂直な、したがってサファイアの結晶学的ｃ軸と平行な結晶学的［００１］方向の優先的配向で堆積した。
【００３６】
堆積した材料の結晶構造は、異なる堆積パラメーターによって影響を及ぼされる可能性がある。低い堆積温度では六方晶系構造が優先的に形成され、一方で温度上昇とともに、正方晶系の半ホイスラー化合物の割合が増加することが観察された。六方晶構造の格子パラメーターは、Ｍｎ１．５ＰｔＧａではａ＝４．３５Åおよびｃ＝５．５８Å、Ｍｎ１．０８Ｆｅ０．５８Ｐｔ１．１９Ｇａではａ＝４．３３Åおよびｃ＝５．５２Åである。これは、サファイア基材のａ軸のａ＝４．７４Åに対して、約８．２％および８．６％のａ軸の格子不整合に相当する。比較的大きな格子不整合にもかかわらず、基材のサファイア表面（０００１）での、Ｍｎ１．５ＰｔＧａおよびＭｎ１．０８Ｆｅ０．５８Ｐｔ１．１９Ｇａのエピタキシャル成長が観察された。
【００３７】
３００℃でサファイア（０００１）表面に堆積した、Ｍｎ１．５ＰｔＧａの良好な結晶質薄層の磁気特性を図２に示す。図２ａは、０．０５Ｔの磁界の強さでの磁場中冷却モード（ｆｉｅｌｄ−ｃｏｏｌｅｄ  ｍｏｄｅ）（ＦＣ）で測定した磁化を、温度の関数として図示している。約２４１Ｋのキュリー温度（ＴＣ）で、強磁性から常磁性への相転移が観察された。２０Ｋおよび２００Ｋに対する対応するＭ（Ｈ）曲線を、「面内」（ＩＰ）および「面外」（ＯＰ）方向に関して、それぞれ図２ｂおよび図２ｃに示す。示されたデータは、それぞれの温度について、基材の寄与を差し引いた後の生データに対応している。試料は、２０Ｋ、「面外」配向で、１．５Ｔの抗電界強さＨｃを示しているが、２００Ｋでは、（磁気異方性の温度依存性に起因して）ほとんど消滅する飽和保磁力（０．１８Ｔ）しか示していない。図２ｄは、温度上昇に伴う飽和保磁力の系統的な減少を示している。「面外」方向での保磁力の測定値は、「面内」測定と比較して強い磁気異方性を示している。２０Ｋおよび５Ｔで、４００ｋＡ／ｍの全磁化が測定された。これは、式ＫＵ＝（μ０ＭＳ×Ｈａ）／２による異方性定数（ＫＵ）の値として、３．３ＭＪ／ｍ３をもたらす。ＭＳは飽和磁化であり、Ｈａは異方性磁界である。後者の推定値は、「面内」および「面外」プロットの交点を使用することによって得られる。Ｍｎ１．５ＰｔＧａの薄層は、２０Ｋで（ＢＨ）ｍａｘ約３０ｋＪｍ−３を示した。温度が上昇するとともに（ＢＨ）ｍａｘは減少し、２００Ｋ、すなわちキュリー温度の近くでは、それはわずか４ｋＪｍ−３であった。
【００３８】
図３は、３００℃で堆積したＭｎ１．０８Ｆｅ０．５８Ｐｔ１．１９Ｇａの４４ｎｍ薄膜について、磁化を示している。０．１Ｔの磁界の強さで磁場中冷却モード（ＦＣ）で測定した、温度の関数としての磁化（図３ａ）は、約３１２Ｋでの強磁性から常磁性への相転移を示している。面外幾何配置において５０Ｋおよび３００Ｋで測定したヒステリシス曲線を、それぞれ、図３ｂに示す。低温測定では抗電界強さ０．８７Ｔを示し、一方ＴＣ近くで測定したものは０．０２Ｔであった。
【００３９】
両方の実施例は、六方晶構造を有する材料が、マンガンまたは鉄のような十分な不対電子を有する元素、および白金のような明白なスピン軌道結合を有する元素の存在下で、かなりの飽和保磁力および残留磁気を示すことができることを説明している。六方晶系Ｍｎ１．０８Ｆｅ０．５８Ｐｔ１．１９Ｇａ系は、四成分系において、キュリー温度および磁気モーメントの両方をさらに増加させることができることも示している。同様の結果は、ＭｎＣｏＰｔＧａ系でも達成することができる。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【国際調査報告】
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