(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
原子数比で、
白金を３５〜５５％と、
第三元素としてＺｒとＢを０．００１〜１０％含有し、残部が鉄および不可避不純物とからなる合金で、その平均結晶粒径が０．３μｍ以下であって、その膜厚が０．１μｍ以上５００μｍ以下であることを特徴とする膜状に形成されたＦｅ−Ｐｔ系磁石。
【請求項２】
前記合金は結晶構造がＣｕＡｕ（Ｌ１０）型の面心正方晶である請求項１に記載のＦｅ−Ｐｔ系磁石。
【請求項３】
最大エネルギー積：（ＢＨ）ｍａｘが１１９．３７ｋＪ／ｍ３（１５ＭＧＯｅ）以上、保磁力：ｉＨｃが３９７．８９ｋＡ／ｍ（５ｋＯｅ）以上である請求項１〜２に記載のＦｅ−Ｐｔ磁石。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明はＦｅ−Ｐｔ系磁石およびその製造方法に関し、詳しくは、保磁力と最大エネルギー積とに極めて優れ、小型で強力なＦｅ−Ｐｔ系磁石およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、永久磁石は、従来のモーター用などに加えて、新しい用途として、歯科用磁性アタッチメントなど生体に使用する医療器具にも用いられるようになってきた。生体内で使用するためには、材料の安全性が重要である。また生体に負担をかけないよう、できるだけ小さい体積で強力な磁力を発揮することが求められる。
【０００３】
また、マイクロマシンと呼ばれる微小機械も将来の実現に向けて研究されており、とりわけ医療用に生体の負担の少ない治療が可能になると期待されている。このマイクロマシン用途にミリメートル以下のオーダーの寸法を持つ微小で強力、かつ耐食性の高い永久磁石が求められている。
【０００４】
従来、モーターなど一般的な磁石材料の用途に大しては、高性能な永久磁石材料としてＮｄ−Ｆｅ−Ｂを代表とする希土類磁石が開発され広く使用されるに至っている。
【０００５】
しかし希土類磁石は、酸化しやすく耐食性に乏しいという問題がある。したがって前述のような用途には、必ずしも適用することができない。たとえば、歯科用磁性アタッチメントなど、生体内で使用する医療器具には希土類磁石を直接用いることは腐食問題のため困難である。
【０００６】
したがって使用にあたっては、耐食コーティングや耐食ケース内への磁石の封止など、複雑な対策をとる必要があるが、耐食性を保証することは容易でない。またそのようなコーティングにより磁気回路に抵抗が生じて磁石本来の特性が完全に発揮できないこともある。希土類磁石の腐食対策の一例として、たとえば特開平１１−１３７５７６号公報に開示されている。
【０００７】
また、希土類磁石のもう一つの欠点として、脆いため加工やハンドリング中、あるいは使用中に割れ欠けしやすい点が挙げられる。このため、前述のマイクロマシンなど、微小な、ミリ・メートル以下の部品を機械加工により作製して使用することが非常に困難である。さらにそれらの微小部品は体積が非常に小さくなるため、わずかな表面酸化でもその特性におよぼす影響は大きい。したがって耐食性の観点からも微小部品への希土類磁石の使用は問題が多い。
【０００８】
一方、上記のような耐食性・加工性という点に関しては、Ｃｏ―Ｐｔ、Ｆｅ−Ｐｔといった白金合金の磁石が優れている。これらの合金は白金を多く含むため耐食性に優れ、また強度・靭性にすぐれて割れ欠けの心配がない。
【０００９】
特に、Ｆｅ−Ｐｔ合金は、比較的磁気特性が良好なことが知られている。規則相のＦｅ−Ｐｔ合金はＣｕＡｕ（Ｌ１０）型の面心正方晶を持ち、永久磁石特性を示す。この規則相は、不規則相（面心立方晶、Ａ−１型）の合金に適切な熱処理を施すことによって得られる。このような、Ｆｅ−Ｐｔ系磁石は、希土類磁石に匹敵する高い結晶磁気異方性を有することが知られており（Ｏ．Ａ．Ｉｖａｎｏｖ他、Ｐｈｙｓ．Ｍｅｔ．Ｍｅｔａｌｌｏｇ．Ｖｏｌ．３５、ｐ８１、１９７３）、その潜在的な磁気特性は非常に高いものと予測されている。
【００１０】
また、耐食性については、質量百分率で白金を７０％程度含むことにより、白金に近い耐食性を有し（日本磁気歯科学会ｖｏｌ．１、Ｎｏ．１、ｐ１４、１９８２）、耐食性が高く、特に微小サイズ磁石に適した材料といえる。
【００１１】
しかしながら、これらの白金合金の磁石は希土類磁石に比べてかなり低い磁気特性しか得られていなかった。
【００１２】
例えば、歯科用途への応用を目的として、Ｆｅ−Ｐｔ合金部品を溶解・鋳造によって製作することが試みられている（日本応用磁気学会誌、Ｖｏｌ．２１、ｐ３７７−３８０、１９９７）。その結果として最大エネルギー積すなわち(ＢＨ)ｍａｘが１２７．３２ｋＪ／ｍ３（１６ＭＧＯｅ：１ＧＯｅ＝７９．５７７４ｘ１０−４Ｊ／ｍ３、以下同じ）、保磁力すなわちｉＨｃが３１８．３０ｋＡ／ｍ（４ｋＯｅ：１Ｏｅ＝７９．５７７４Ａ／ｍ、以下同じ）であることが報告されているが、希土類磁石の磁気特性に比べるとかなり低い。特に保磁力が３１８．２３ｋＡ／ｍと低いのは、もしこの合金をマイクロサイズの部品にした際に反磁場に耐えることができず特性が低下するため問題である。
【００１３】
Ｆｅ−Ｐｔ合金の保磁力を改善する手段に関しては、近年、スパッタリングによるＦｅ−Ｐｔ合金薄膜で保磁力が著しく高くなることが発見されている。
【００１４】
膜状態のＦｅ−Ｐｔ合金に関する最初の報告はＡｂｏａｆによる（ＩＥＥＥ  Ｔｒａｎｓ、ＭＡＧ−２０、ｐ１６４２、１９８４）。それによればｉＨｃの組成依存性が報告され、等原子比のＦｅ−Ｐｔ組成で最高のｉＨｃ８４３．５２ｋＡ／ｍ（１０．６ｋＯｅ）が得られることが報告されている。この報告は、Ｆｅ−Ｐｔが本来優れた磁気特性を持ちうることを示唆しており注目に値する。さらに、マイクロマシン用途などの微小な磁石部品を製造する上において、スパッタリングという成膜プロセスは、バルクから機械加工により所定寸法に仕上げるよりもコスト・実行の容易性から見て非常に有望である。
【００１５】
上記Ａｂｏａｆの報告は３００〜４００ｎｍ（３０００〜４０００Å）という非常に薄い膜についてのものであり、実際にこの合金を永久磁石部品として機能させるためには膜厚をもっと厚くする必要がある。
【００１６】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、スパッタリングプロセスで膜厚を厚くしていくと、その磁気特性、特に保磁力が劣化することが発明者らの一人により見出された（日本応用磁気学会誌Ｖｏｌ．２４、Ｎｏ．４−２、ｐ９２７、２０００）。その報告によると、０．５μｍ程度の膜厚では７１６．２０ｋＡ／ｍ（９ｋＯｅ）あった保磁力が、膜厚を厚くするに連れ低下して、１００μｍを超える膜厚では３９７．８９ｋＡ／ｍ（５ｋＯｅ）以下になってしまう。この保磁力の低下に伴って、最大エネルギー積も１２７．３２ｋＪ／ｍ３（１６ＭＧＯｅ）から７９．５８ｋＪ／ｍ３（１０ＭＧＯｅ）程度にまで低下してしまう。すなわち、保磁力を改良するのに有効と考えられたスパッタリングプロセスも、膜厚を実用領域にまで厚くすると、有効でなくなることが明らかになった。
【００１７】
以上をまとめると、Ｆｅ−Ｐｔ系合金で、微小な磁石部品を構成した際、十分な磁気特性を得ることはできなかった。
【００１８】
ここで十分な磁気特性としては、膜厚１μｍ程度の比較的膜厚の小さな場合において、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘ＝１５９．１５ｋＪ／ｍ３（２０ＭＧＯｅ）以上でかつ保磁力ｉＨｃ＝５５７．０４ｋＡ／ｍ（７ｋＯｅ）以上が望ましく、また、膜厚３０μｍ以上の厚膜においては、最大エネルギー積：(ＢＨ)ｍａｘが１１９.３７ｋＪ／ｍ３（１５ＭＧＯｅ）以上であり、保磁力：ｉＨｃが３９７．８９ｋＡ／ｍ（５ｋＯｅ）以上であるものが実用的な永久磁石部品への応用を考えたときに望ましい。
【００１９】
上述した背景に基づいて、本発明では、最大エネルギー積および保磁力に優れるＦｅ−Ｐｔ合金材料を提供すること、さらに、スパッタリングなどの成膜プロセスで作製した際、その膜厚を増大しても保磁力が低下することがなく、従って高い最大エネルギー積を保持することが可能であるＦｅ−Ｐｔ合金を提供することを目的とする。
【００２０】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、Ｆｅ−Ｐｔ系合金について詳細な研究を行った結果、適正な第三元素をＦｅ−Ｐｔ合金に微量添加することにより、その磁気特性を改善し、さらに厚膜化に対しても保磁力を安定して発現させ、よって厚膜においても高い最大エネルギー積を発揮させ得ることを発見した。
【００２１】
本発明における第三元素の添加がＦｅ−Ｐｔ合金の磁気特性の改善をもたらす理由は完全には明らかではないが、本発明者らは、保磁力と結晶粒の大きさに密接な関係があることを見出したことから、第三元素の添加により結晶粒微細化が図られ、それによって磁気特性が向上するものと考えている。以下で、本発明に至る経緯を説明する。
【００２２】
溶解・鋳造により製造し、熱処理を施したバルク状のＦｅ−Ｐｔ二元合金においては、組成・熱処理の影響が調査されており、その組成が原子数基準で３８．５％Ｐｔ−Ｆｅで最高の保磁力、最大エネルギー積を示す事が知られている。しかしその保磁力は前述のように高々３１８．３１ｋＡ／ｍ（４ｋＯｅ）でありかなり低い。その際の結晶粒の大きさは数１００μｍである。
【００２３】
これに比して、高い保磁力を有するＦｅ−Ｐｔ合金スパッタリング膜は、結晶粒の大きさが０．０５〜０．２μｍ程度であることが報告されている。従って、結晶粒の大きさがその保磁力に大きな影響をもっていることが推測される。
【００２４】
本発明者らは、スパッタリングで成膜したＦｅ−Ｐｔ合金の膜厚と結晶粒の大きさの関係を調査し、膜厚が増大するにつれてその結晶粒径も増大することを見出し、保磁力の低下は結晶粒の増大にあることを結論した。
【００２５】
さらに、結晶粒径の増大を抑制する手段として、Ｆｅ、Ｐｔ以外の第三元素を微量添加することを試み、実験を繰り返して、周期律表における、ＩＶａ族の元素、Ｖａ族の元素、ＩＩＩｂ族の元素およびＩＶｂ族の元素から選択される１種以上の元素が有効であることを見出した。
【００２６】
上記の元素グループの中でもＣ、Ｂ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｚｒ、ＴａおよびＨｆの元素から選択される１種以上の元素は特に有効である。
【００２７】
これらの元素は、単独あるいは複合して添加することにより、結晶粒の成長を抑制し、それによって優れた保磁力をもたらす。保磁力が安定して発現することにより、最大エネルギー積が高い水準で発揮される。
【００２８】
発明者らは、１００μｍ程度までの厚さの膜において、保磁力ｉＨｃが３９７．８９ｋＪ／ｍ３（５ｋＯｅ）以上、最大エネルギー積（ＢＨ）ｍａｘが１１９．３７ｋＪ／ｍ３（１５ＭＧＯｅ）以上を満足させる平均結晶粒径は、０．３μｍ以下であることを合わせて見出した。結晶粒径はその寸法が小さいほど保磁力、最大エネルギー積を向上させ、好ましくは０．１μｍ以下、より望ましくは０．０５μｍ以下がよい。
【００２９】
【発明の実施の形態】
（Ｆｅ−Ｐｔ系磁石）
本実施形態の磁石は、原子数比で、白金を３０〜４８％と、ＩＶａ族の元素、Ｖａ族の元素、ＩＩＩｂ族の元素およびＩＶｂ族の元素の内から選択される１種以上の第３元素を０．５〜１０％と、残部を鉄および不可避不純物とを有する合金からなるＦｅ−Ｐｔ系永久磁石である。この合金は結晶構造がＣｕＡｕ（Ｌ１０）型の面心正方晶とすると高い結晶磁気異方性とすることができるので好ましい。また膜状とすることで微小磁石を形成可能でありマイクロマシン等の応用範囲が広がるので好ましい。その場合に膜厚としては０．１μｍ以上５００μｍ以下であることが好ましい。本発明のＦｅ−Ｐｔ系磁石はこのような薄膜としても、充分な磁気的性質を有している。
【００３０】
主成分としてＰｔを原子数基準で３５〜５５％としたのは、Ｐｔが３５％以上とすると保磁力が向上するからであり、Ｐｔが５５％以下であるとＦｅの含有量が相対的に高くなり、磁化が向上して最大エネルギー積が優れたものとなるからである。より望ましくは、Ｐｔが３８％以上４８％以下である。
【００３１】
また、第３元素としてＩＶａ族の元素、Ｖａ族の元素、ＩＩＩｂ族の元素およびＩＶｂ族の元素のうちから選択される１種以上の元素、好ましくは１種または２種の元素を原子数基準で０．００１〜１０％添加するのはその添加量が０．００１％以上とすることで結晶粒径の増大を抑制する効果が発揮され、また１０％以下とすることで磁気特性が向上するためである。さらに特にこれらの元素のうちＣあるいはＢあるいはＳｉあるいはＡｌあるいはＴｉあるいはＺｒを含有させることが効果の点から好ましい。
【００３２】
これらの添加元素により、その平均結晶粒径は０．３μｍ以下に抑制することが可能となる。結晶粒径はその寸法が小さいほど保磁力、最大エネルギー積を向上させ、好ましくは０．１μｍ以下、より望ましくは０．０５μｍ以下がよい。
【００３３】
そして磁気的性質としては、最大エネルギー積：（ＢＨ）ｍａｘが１１９．３７ｋＪ／ｍ３（１５ＭＧＯｅ）以上、保磁力：ｉＨｃが３９７．８９ｋＡ／ｍ（５ｋＯｅ）以上であるものがマイクロマシンへの応用を考えたときには好ましい。
【００３４】
（Ｆｅ−Ｐｔ系磁石の製造方法）
本実施形態の製造方法は、前述したＦｅ−Ｐｔ系磁石を好適に製造できる方法である。したがって、製造されるＦｅ−Ｐｔ系磁石について好ましい構成元素や構成元素比は前述したＦｅ−Ｐｔ系磁石と同様であるのでここではその説明を省略する。
【００３５】
本方法はＦｅ−Ｐｔ系磁石を膜形成工程と熱処理工程とによって製造する方法である。膜形成工程はスパッタリングまたは真空蒸着である薄膜プロセスによって所定組成の合金膜を得る工程である。これらの薄膜プロセスは前述した本発明のＦｅ−Ｐｔ系磁石の好ましい膜厚である０．１μｍから約５００μｍまでの膜が効率よく作製できる。
【００３６】
そしてパターンニングを行って所望の形状を作製する事も容易であり、他部品との集積化も可能である。また、大面積に成膜できるので、１バッチ当たりの生産性にも優れている。これらの薄膜プロセスは、半導体リソグラフィ技術等を応用することで、微細な部品を大量に製造することができる。
【００３７】
スパッタリングおよび真空蒸着は、公知の方法を採用することができる。たとえば、Ｆｅと、Ｐｔと、所定の第３元素とを所定割合で混合した合金を製造してその合金をそのまま用いて、真空蒸着もしくはスパッタリングの装置により製膜を行ったり、それぞれの構成元素ごとに別々の単体を用意してそれぞれ別個に真空蒸着もしくはスパッタリングを順番にもしくは交互に行ったり、あらかじめ所定比で混合したＦｅ−Ｐｔ合金に所定の第３元素を真空蒸着もしくはスパッタリングを行って合金化したりすることで、目的組成のＦｅ−Ｐｔ系磁石を得ることができる。
【００３８】
本方法では真空蒸着もしくはスパッタリングによって製膜した後に、熱処理を行うことにより、そのＦｅ−Ｐｔ系磁石の結晶構造をＣｕＡｕ（Ｌ１０）型の面心正方晶構造として、磁気的性質を向上させる。熱処理時の温度・雰囲気としては、Ｆｅ−Ｐｔ系磁石の組成によっても変化するが、真空中あるいは不活性雰囲気下において、３００〜８００℃の処理温度とすることが好ましい。
【００３９】
【実施例】
（参考例１）
（試料の作製方法）直流マグネトロンスパッタ法によりＦｅ−Ｐｔ系磁石膜の成膜を行った。
【００４０】
ターゲットとしてはＦｅ５８Ｐｔ４２の二元系組成を有する合金ターゲット上に、添加元素の純チップを置いたものを用いた。ここで第三元素からなるチップの種類をＣ、Ｂ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｔｉ、ＺｒまたはＮｂと変えることにより第３元素の種類を変化させた。第３元素（＝Ｍ）の添加量は表１に示したｘについてＦｅ５８Ｐｔ４２Ｍｘとなるようにした。また、膜厚は０．５μｍとした。
【００４１】
基板には酸化皮膜つきのシリコン・ウェハを用いた。
【００４２】
スパッタリングの条件としては、最終到達真空度１．３×１０−５Ｐａ（１．０×１０−６Ｔｏｒｒ）以下、成膜中のアルゴンガス圧力６５ｍＰａ（５ｍＴｏｒｒ）、投入電力０．３ｋＷの条件下で行った。成膜温度は室温とした。成膜後に基板を取り出して６ｍｍ角に切断し、真空中で熱処理（表１にて示した条件：６００〜８００℃、２時間）を施した。その後に磁気特性を測定した。
【００４３】
（結果）。
【００４４】
表１に各合金の最大エネルギー積を示す。
【００４５】
二元系のＦｅ−Ｐｔ系磁石の(ＢＨ)ｍａｘが、１１５．７９ｋＪ／ｍ３（１４．５５ＭＧＯｅ）であるのに対し、Ｃ、Ｂ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｔｉ、ＺｒまたはＮｂを添加したものはいずれも二元系より高い（ＢＨ）ｍａｘを示し、それらの値は１１９．３７ｋＪ／ｍ３（１５ＭＧＯｅ）以上である。
【００４６】
特にＺｒを添加した試料６は、４０％以上の（ＢＨ）ｍａｘの向上が見られ大変優れた特性を有している。なお、添加する元素によって熱処理条件が異なるのは、各添加元素ごとに不規則相から規則相へ相変態する変態温度が異なるため、最適な条件も変化するためである。従って本実施例では各添加元素ごとにもっとも適切な熱処理条件を施した。また、試料１〜７はすべて平均結晶粒径が０．０２〜０．０３μｍと小さかった。なお、平均結晶粒径は、以下の方法で測定した。まず１つの結晶粒の長径と短径との平均値をその粒の結晶粒径と定義した。そして、１辺１μｍの正方形を１視野としてその５視野中の全結晶粒の結晶粒径を求めて平均し求めた。
【００４７】
以上のように、本実施例のＣ、Ｂ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｔｉ、ＺｒまたはＮｂをそれぞれに含むＦｅ−Ｐｔ系磁石は、優れた最大エネルギー積を持ち、マイクロマシンなどの微小な医療用部品に応用する際に非常に有用である。
【００４８】
【表１】
0003969125.tif 000002
【００４９】
（実施例）
（試料の作成方法）実施例においては、ＦｅおよびＰｔのみのもの（試料８）、添加元素としてＺｒのみ添加したもの（試料９）および、ＺｒとＢとを複合添加したもの（試料１０）について、その膜厚を変化させて磁気特性と結晶粒の大きさを調べた。
【００５０】
スパッタリングターゲットとしては、Ｆｅ５８Ｐｔ４２の組成を有する合金ターゲット（試料８）、Ｆｅ５８Ｐｔ４１．４Ｚｒ０．６の組成を有する合金ターゲット（試料９）およびＦｅ５８Ｐｔ４０．４Ｚｒ０．６Ｂ１．０の組成を有する合金ターゲット（試料１０）を用いた。
【００５１】
膜厚は、スパッタリング時間を変えることにより変化させた。熱処理温度は、６６０℃で２時間真空中で行った。
【００５２】
その他の条件は参考例１と同じである。
【００５３】
（結果）
それぞれの試料の磁気特性の測定結果を図１および図２に示す。
【００５４】
膜厚が増加するに連れて、いずれの合金も保磁力が低下傾向を示す。それに伴って最大エネルギー積も低下していく。しかしながら、試料９および試料１０は、常に二元系のものよりも高い磁気特性を示す。試料８においては、膜厚が０．５μｍに達すると、(ＢＨ)ｍａｘが１１９．３７ｋＪ／ｍ３（１５ＭＧＯｅ）以下になってしまうのに対し、Ｚｒ−Ｂの複合添加材（試料１０）は膜厚が３２μｍにおいても(ＢＨ)ｍａｘ＝１５９．１５ｋＪ／ｍ３（２０ＭＧＯｅ）、Ｚｒ単独添加材（試料９）は１４２．２４ｋＪ／ｍ３（１８ＭＧＯｅ）という高い磁気特性を示している。これは様々な用途の永久磁石材料として十分高い値を示している。
【００５５】
さらに、１００μｍにおいてはｉＨｃ、ＢＨｍａｘともに著しく低下している。試料９、１０は膜圧が１００μｍにおいても、ｉＨｃが３９７．８９ｋＡ／ｍ以上で、かつＢＨｍａｘが１１９．３７ｋＪ／ｍ３以上を満たす。一方、試料８はｉＨｃが膜圧３μｍにおいて３９７．８９ｋＡ／ｍ以下となり、ＢＨｍａｘが膜圧０．５μｍにおいて１１９．３７ｋＪ／ｍ３以下となっている。
【００５６】
さらに、本実施例における膜厚３２μｍの材料の透過電子顕微鏡写真を図３（試料９）、４（試料８）に示す。試料８では、その結晶粒は０．５μｍ程度に成長しているが、試料９は０．１μｍ以下の非常に微細な結晶を有している。これは、添加元素が結晶粒微細化の効果を有することを示している。
【００５７】
（参考例２）
（試料の作製方法）参考例２においては、ＦｅおよびＰｔのみのもの（試料１１）、添加元素としてＴａを添加したもの（試料１２）および、Ｈｆを添加したもの（試料１３）について、その膜厚を変化させて磁気特性と結晶粒の大きさを調べた。Ｆｅ−Ｐｔ系磁石膜の成膜は直流マグネトロンスパッタ法により行った。
【００５８】
ターゲットとしてはＦｅ58Ｐｔ42の二元系組成を有する合金ターゲット上に、添加元素の純チップを置いたものを用いた。ここで第三元素からなるチップの種類をＴａ、Ｈｆと変えることにより第三元素の種類を変化させた。第三元素（＝Ｍ）の添加量は表２に示したｘについてＦｅ５８Ｐｔ４２Ｍｘとなるようにした。
【表２】
0003969125.tif 000003
【００５９】
膜厚は、スパッタリング時間を変えることによって変化させた。熱処理温度は、６６０℃で８時間真空中で行った。その他の条件は実施例２と同じである 。
（結果）
膜厚０．５μmの各合金の最大エネルギー積を表２に示す。ＴａもしくはＨｆを添加したものは二元系Ｆｅ−Ｐｔ磁石の最大エネルギー積１１５．７９ｋＪ／ｍ３（１４．５５ＭＧＯｅ）を大きく上回り、１５９．１６ｋＪ／ｍ３（２０ＭＧＯｅ）以上である。
【００６０】
それぞれの試料の磁気特性の測定結果を図５、図６に示す。実施例の場合と同様に、膜厚が増加するにつれて何れの合金も保磁力が低下する傾向を示す。しかし、試料１２及び１３は試料１１の二元系よりも常に高い磁気特性を示す。試料１１においては、膜厚０．５μmで（ＢＨ）ｍａｘが１１９．３７ｋＪ／ｍ３（１５ＭＧＯｅ）以下であるが、試料１３は膜厚が３２μmとなっても１３５．２９ｋＪ／ｍ３（１７ＭＧＯｅ）、試料１２においては１５９．１５ｋＪ／ｍ３（２０ＭＧＯｅ）という高い磁気特性を示している。実施例で示した材料と同様に、これらも様々な用途の磁石材料として充分に高い値を示している。
【００６１】
さらに、１００μmにおいてはｉＨｃ、（ＢＨ）ｍａｘは何れも低下しているものの、試料１２、１３はｉＨｃが３９７．８９ｋＡ／ｍ（５ｋＯｅ）以上、かつ、（ＢＨ）ｍａｘ１１９．３７ｋＪ／ｍ３（１５ＭＧＯｅ）以上を満たしてる。ところが試料１１においては、膜厚３μmでｉＨｃは３９７．８９ｋＡ／ｍ（５ｋＯｅ）以下となり、膜厚０．５μmで（ＢＨ）ｍａｘが１１９．３７ｋＪ／ｍ３（１５ＭＧＯｅ）以下となっている。
【００６２】
【発明の効果】
以上のように、本発明の膜厚が０．１μｍ以上５００μｍ以下である膜状に形成されたＦｅ−Ｐｔ系磁石は、第三元素としてIVa族の金属元素またはVa族の金属元素またはIIIb族の半金属・半導体元素またはIVb族の半金属・半導体元素のうちから選択される１種以上の元素を含むことで、特に、ＺｒとＢを複合添加し、その平均結晶粒径を０．３μｍ以下とすることにより優れた最大エネルギー積と保磁力を持ち、医療用途や、マイクロマシンなどの微細な部品に応用する際に非常に有用である。
【図面の簡単な説明】
【図１】実施例２の各試料におけるｉＨＣの膜厚依存性をしめすグラフである。
【図２】実施例２の各試料における（ＢＨ）ｍａｘの膜厚依存性をしめすグラフである。
【図３】実施例２の試料９のＴＥＭ写真である。
【図４】実施例２の試料８のＴＥＭ写真である。
【図５】実施例３の各試料におけるｉＨＣの膜厚依存性をしめすグラフである。
【図６】実施例３の各試料における（ＢＨ）ｍａｘの膜厚依存性をしめすグラフである。
【図１】
0003969125.tif 000004
【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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