JP4208979B2 - High-frequency soft magnetic alloy and planar magnetic element, antenna and wave absorber using the same - Google Patents

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、高周波数帯域で高い透磁率を示し、低損失の高周波用軟磁性合金とそれを用いた平面型磁気素子（トランス、インダクタ）、アンテナおよび電波吸収体に関する。
【０００２】
【従来の技術】
磁気素子の小型化、高性能化に伴い、高い飽和磁束密度を有する上に、数百ＭＨｚ以上の周波数帯域における透磁率が高く、高い比抵抗を有する軟磁性合金が求められている。
従来、高い飽和磁束密度をもつ磁性材料としてＦｅあるいはＦｅを主成分とする合金が多く知られているが、スパッタ法などの成膜技術によりこれらのＦｅ系合金の磁性膜を作成すると、飽和磁束密度は高いものの保磁力が大きく、また比抵抗が小さくなってしまい良好な軟磁気特性を得ることは困難であった。
また、高周波数における透磁率低下の原因の一つに渦電流の発生による損失がある。この高周波透磁率の低下の一因である渦電流損失を防ぐために、薄膜化および薄膜の高抵抗化を図ることが望まれている。
しかしながら、磁気特性を保ったまま比抵抗を高めることは非常に難しく、センダストやアモルファス合金などの合金系の軟磁性薄膜の比抵抗は、数十〜百数十μΩ・cm程度と小さく、少なくとも０．５Ｔ（テスラ）以上の飽和磁束密度を確保しながら比抵抗を高めた軟磁性合金が求められている。
また、合金を薄膜として得る場合には、磁歪の発生などの影響により良好な軟磁気特性を得ることはさらに困難である。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
このような背景から本発明者らは、Ｆｅ−Ｍ−Ｏ系（ただし、元素Ｍは４ａ、５ａ族元素、あるいは希土類元素のうちの少なくとも一種またはそれらの混合物を示し、５０≦Ｆｅ≦７０、５≦Ｍ≦３０、１０≦Ｏ≦３０（４０）の組成を有する）の軟磁性材料を開発し、特開平６―３１６７４８号明細書において特許出願している。この系の軟磁性材料によれば、比抵抗が高い（２１５．３〜１３３７０９μΩ・ｃｍ）ので高周波領域における渦電流損失が少なく、高周波領域において高い透磁率を得ることができ、飽和磁束密度が０．５Ｔ以上の高い値（０．７〜１．５Ｔ前後）を得ることができ、保磁力も低い（０．８〜４．０ Ｏｅ）ものであった。
ところが、一般的に透磁率を表すには、透磁率の実数部（μ'）と透磁率の虚数部（μ''）の２つの値があり、トランス、インダクタやアンテナの用途には実数部の値が高く、虚数部の値は低いことが望まれるが、Ｆｅ−Ｍ−Ｏ系の軟磁性合金薄膜にあっては数百ＭＨｚ以上の高周波帯域では透磁率の実数部（μ'）の値を高い値にすることができるものの、透磁率の虚数部が透磁率の実数部の値を超えるように大きくなり、（透磁率の実数部）／（透磁率の虚数部）の値、即ち、（μ'）／（μ''）で表されるＱ（性能係数）の値が１を下回るようになり、損失が大きくなる問題がある。
【０００４】
この種のバルク材料としてＢａ₃Ｃｏ₂Ｆｅ₅₄Ｏ₄₁（一般にはＣｏ₂Ｚなどと表記する）などの組成式で表されるマグネトプランバイトが高周波領域で高いＱ値を示すことが知られているが、このものにあっても図１４に示すように１ＧＨｚの高周波領域ではＱの値が１となり、それ以上の高周波帯域では損失が増大する問題がある。
これに対して、通信関係の分野（パーソナルハンディホンシステム：ＰＨＳ）などにおいては、ＧＨｚ帯域がより一層利用される傾向にある。また、現在のところ部品としては空芯のインダクタが利用されているが、占有面積が大きく、磁性薄膜をコアに用いることによって小型化するニーズがあり、また将来的にはさらに高いＱ値を持つ材料に対する要求が高まっていくと考えられる。また、アンテナ材料においても同様の状況にある。
電波吸収体としては、吸収したい電波の周波数帯域で透磁率の虚数部（μ''）が高いことが望まれるが、図１４に示す従来材料では１ＧＨｚから上の帯域で透磁率の虚数部の値が急激に低下する傾向にあり、このような従来材料ではＧＨｚ帯域の電波吸収体に適していない問題がある。
【０００５】
本発明は前記課題を解決するためになされたもので、高周波用などの磁性材料として高い比抵抗を有し、高周波数帯域で透磁率が高い軟磁性合金を提供すること、およびそれを用いた平面型磁気素子、電波吸収体、アンテナを提供することにある。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明の高周波用軟磁性合金は、ＦｅもしくはＦｅとＡｌからなる元素Ｔと、Ｃｏとからなる面心立方構造または体心立方構造もしくは両者が混合した平均結晶粒径７ｎｍ以下の結晶相と、それら結晶相を取り囲むＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗから選ばれる一種または二種以上の元素Ｍ、Ｏ、および元素Ｍの酸化物の少なくとも一種以上と、Ｆｅと元素Ｔを含む強磁性の非晶質相とからなり、下記の組成からなることを特徴とする。
（Ｃｏ_1-cＴ_c）_xＭ_yＱ_zＸ_w
ただし、ＴはＦｅ、Ａｌから選ばれた一種または二種以上の元素であり、ＭはＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗから選ばれた一種または二種以上の元素であり、ＱはＯを含み、Ｎ、Ｃ、Ｂから選ばれた一種または二種以上の元素であり、ＸはＣｒであり、組成比を示すｃは、０．０５≦ｃ≦０．５、ｙ、ｚ、ｗ、ｓはａｔ％で、３≦ｙ≦３０、７≦ｚ≦４０、０≦ｗ≦２０の関係を満足し、残部はｘと不可避不純物である。
【０００７】
本発明は、前記組成において、前記組成比ｙとｚをａｔ％で５≦ｙ≦２０、１０≦ｚ≦３０とするとさらに好ましい。
本発明は、前記元素ＴをＦｅとするとより好ましい。
本発明においては、前記高周波用軟磁性合金の結晶面内に一軸磁気異方性を有し、その異方性磁界を１０ Ｏｅ以上としたものである。
本発明においては、比抵抗を２００μΩ・ｃｍ、あるいは比抵抗を４００μΩ・ｃｍとした。
本発明においては、前記高周波用軟磁性合金の共鳴周波数を２ＧＨｚ以上としたものである。
本発明においては、前記高周波用軟磁性合金は、成膜直後において非晶質相が全組織の３０％以上の面積を占めているものである。
また、上記高周波用軟磁性合金は、該合金の磁心を備えた平面型磁気素子、アンテナ、電波吸収体として好ましい。
【０００８】
【発明の実施の形態】
以下に本発明についてさらに詳細に説明する。
本発明の高周波用軟磁性合金において、Ｃｏと元素Ｔは主成分であり、ＣｏとＦｅとＮｉは磁性を担う元素である。特に高飽和磁束密度を得るためには、ＣｏとＦｅの含有量は多いほど好ましいが、ＣｏとＦｅの含有量を少なくし過ぎると飽和磁束密度が小さくなってしまう。また、Ｃｏには一軸磁気異方性を大きくする作用がある。
Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗから選ばれる一種または二種以上の元素と、希土類元素（すなわち、周期表の３ａ族に属するＳｃ、Ｙ、あるいは、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｄ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕなどのランタノイド）から選ばれる一種または二種以上の元素である元素Ｍは、軟磁気特性と高抵抗を両立するために必要なものである。これらは酸素と結合し易く、結合することで酸化物を形成する。この酸化物の含有量を調整することによって比抵抗を高めることができる。
一方、本願発明の組成範囲とするならば、高い比抵抗を得ることができ、比抵抗を高めることで渦電流損失を低減することができ、高周波透磁率の低下を抑制でき、高周波特性を改善できる。
【０００９】
次に、元素Ｔ（Ｆｅ、Ｎｉ、Ｐｄ、Ｍｎ、Ａｌから選ばれた一種または二種以上の元素）は、Ｃｏの面心立方構造（ｆｃｃ構造）を安定化する。また、元素Ｚ（Ａｕ、Ａｇと白金族の元素（Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｐｔ）のうちの一種または二種以上の元素）は本願発明合金の耐食性を向上させるが、その含有量が２０ａｔ％（原子％）を超えると軟磁気特性（透磁率）が劣化する。
良好な軟磁気特性を確保しつつ高い飽和磁束密度を維持するためには、ａｔ％で３≦Ｍ≦３０、７≦Ｑ≦４０、０≦Ｘ≦２０、０≦Ｚ≦２０の範囲とすることが好ましい。また、さらに、良好な軟磁気特性と高い飽和磁束密度を確実に得るためには、ａｔ％で５≦Ｍ≦２０、１０≦Ｑ≦３０の範囲とすることがより好ましい。
【００１０】
上記合金からなる磁性膜を作成するには、スパッタ、蒸着など既存の薄膜形成技術を適宜使用すればよい。スパッタ装置としてはＲＦ二極スパッタ、ＤＣスパッタ、マグネトロンスパッタ、三極スパッタ、イオンビームスパッタ、対向ターゲット式スパッタなどの既存のものを使用することができる。
軟磁性合金膜中にＯ（酸素）を添加する方法としては、Ａｒなどの不活性ガス中にＯ₂ガスを混合した（Ａｒ＋Ｏ₂）混合ガス雰囲気中でスパッタを行なう反応性スパッタ、あるいは、元素Ｍの酸化物（ＨｆＯ₂など）のチップを用いた複合ターゲットをＡｒ雰囲気中、あるいはＡｒ＋Ｏ₂混合ガス雰囲気中でスパッタする方法が有効である。
また、Ｃｏのターゲット上に希土類元素などの元素Ｍあるいは元素Ｔなどの各種ペレットを配置した複合ターゲットを用いて、Ａｒ＋Ｏ₂混合ガス雰囲気中で製作することもできる。
【００１１】
さらに、軟磁性合金膜の組織において、微細結晶相はｆｃｃ構造であっても、体心立方構造（ｂｃｃ構造）であっても良く、また、ｆｃｃ構造の微細結晶相とｂｃｃ構造の微細結晶相の両方を含み、その他の部分はＣｏと元素Ｔを含む非晶質相を主体とする混合組織であっても良い。そのような組織を有し、前記組成を有する場合、この合金膜は結晶の面内に一軸磁気異方性を有し、その異方性磁界が１０ Ｏｅ以上であり、比抵抗を２００μΩ・ｃｍ以上、より高いものでは４００μΩ・ｃｍ以上とすることができる。また、このときの平均結晶粒径は、３０ｎｍ以下であり、より良好な磁気特性を得るためには、７ｎｍ以下であることがより好ましい。
【００１２】
【実施例】
（１）成膜
高周波二極スパッタ装置を用いて、Ｃｏターゲットに本発明の元素Ｍまたは元素Ｔなどの各元素の各種ペレットを配置した複合ターゲットを用い、Ａｒ＋０．１〜１．０％Ｏ₂の混合ガス雰囲気中でスパッタを行ない、膜厚が約２μｍになるようにスパッタ時間を調整した。主なスパッタ条件を以下に示す。
予備排気：１×１０^-6Ｔｏｒｒ以下
高周波入力：２００Ｗ
Ａｒガス圧：６〜８×１０^-3Ｔｏｒｒ
基板：ガラス基板（間接水冷）
（２）熱処理
成膜後、膜の軟磁気特性を改善するため、真空加熱炉中で、無磁場あるいは磁場中で３００〜６００℃の温度範囲で６０〜３６０分間保持し徐冷するアニール処理を行なった。
（３）測定
得られた合金磁性膜の組成を、ＥＰＭＡ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｍｉｃｒｏ Ａｎａｌｙｓｉｓ）、ＩＣＰ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅ ＣｏｕｐｌｅｄＰｌａｓｍａ）、不活性ガス融解赤外線吸収法などにより求めた。
【００１３】
（試験１）
まず、上記合金磁性膜の５００ＭＨｚにおける複素透磁率の実数部の値（μ'）と５００ＭＨｚにおける複素透磁率の虚数部の値（μ''）を測定した。また、比抵抗（ρ）を４端子法により測定した。
図１に示す三角組成図に、前記の方法で製造したＣｏ−Ｆｅ−Ｈｆ−Ｏ系の薄膜試料（Ａ、Ｂ、Ｃ、Ｄ、Ｅ、Ｆ、Ｇ）における（Ｃｏ＋Ｆｅ）含有量とＨｆ含有量とＯ含有量に対する透磁率（μ'、μ''）と比抵抗（ρ）の測定結果を示す。 図１に示す結果から、ＨｆとＯの濃度が高くなるに従って比抵抗が高くなり、これに伴ってＱ（＝μ'／μ''）の値が高くなり、高周波での損失は小さくなる。従って図１に示したＡ、Ｂ、Ｃの試料は、アンテナや平面型磁気素子（トランス、インダクタ）として好適である。また、Ｅ、Ｆ、Ｇの試料は５００ＭＨｚ付近の使用ではμ''の値が高いので高周波帯域での損失が高いことになり、電波吸収体として好適である。ただし、前記の組成による応用区分は絶対的なものではなく、使用する周波数帯域や膜厚が変化すれば、それに伴って変わってくるのは勿論である。
【００１４】
次に、Ｃｏ_46.5Ｆｅ_17.5Ｈｆ_14.4Ｏ_21.6なる組成の合金膜の、高分解能透過型電子顕微鏡写真の模式図を図２に示す。また、これに加えてこの試料について電子線回折、Ｘ線回折を行った結果、この膜は３〜５ｎｍ程度の粒径の体心立方構造の超微細な結晶粒と、それを取り囲むように粒界に存在する非晶質相（図２に斜線で示す領域）からなっていることが判明した。
図３に、種々のＣｏ、Ｆｅの組成比率におけるＣｏ−Ｆｅ−Ｈｆ−Ｏ膜の、成膜直後（ａｓ−ｄｅｐｏ．）の状態でのＸ線回折像を示す。また、図中には１００ＭＨｚにおけるμ'の値も併せて示した。図中、Ｆｅ₅₅Ｈｆ₁₁Ｏ₃₄、Ｃｏ₆₅Ｈｆ₁₂Ｏ₂₃は比較例である。Ｆｅ₅₅Ｈｆ₁₁Ｏ₃₄には、ｂｃｃ（１１０）の小さいピークと、２θ＝４７°付近にアモルファスを示すハローが観察され、ｂｃｃ相とアモルファス相からなることがわかる。これにＣｏを加えていくと、ｂｃｃ（１１０）の回折線は徐々にブロードになり、ｈｃｐ相を示すブロードな回折線が現れる。Ｆｅを全てＣｏで置換したＣｏ₆₅Ｈｆ₁₂Ｏ₂₃では、ｈｃｐ相からの微小な回折線とハローが現れており、この試料は微細なｈｃｐ相とアモルファス相からなると推察され、μ'の値は小さく、十分な軟磁気特性は得られない。これらの結果から、本発明の高周波用軟磁性合金は、成膜直後に微細な結晶組織を有しており、さらにアモルファス相は全組織の３０％以上、より好ましくは３０〜８０％（面積％）を占めていることがわかる。
【００１５】
また、Ｃｏ_46.5Ｆｅ_17.5Ｈｆ_14.4Ｏ_21.6なる組成の試料について、透磁率の周波数依存性を測定した結果を図４に示す。この試料は、１ＧＨｚにおいてもＱ≒２であり、従来材料よりもＧＨｚ帯域において低損失であり、従って平面型磁気素子（トランス、インダクタ）、アンテナの磁心として好適であることが判明した。また、この例の試料は、Ｆｅ−Ｍ−Ｏ系の材料よりもＧＨｚ帯域においてμ''が高いので、ＧＨｚ帯域における電波吸収体の部材としても好適である。
さらに、図５にＣｏ_44.3Ｆｅ_19.1Ｈｆ_14.5Ｏ_22.1なる組成の試料のμ'、μ''の周波数依存性を示す。この試料は、静磁界中で成膜した直後の状態であり、透磁率は磁化困難軸（ｈａｒｄ ａｘｉｓ）方向の測定結果である。図５から明らかなように、μ'は１ＧＨｚまでほぼ一定であり、μ''も低く抑えられており、性能係数Ｑは１００ＭＨｚで６１であり、１ＧＨｚにおいても２．９である。この試料の飽和磁化は１．１Ｔで、比抵抗（ρ）は１４００μΩ・ｃｍと非常に高い値であった。また、自然共鳴周波数も１ＧＨｚよりも大きな値であり、２ＧＨｚ以上の値を示しているものと思われる。
なお、比較例として図５に示したＦｅ₆₁Ｈｆ₁₃Ｏ₂₆なる組成の試料は、静磁界中で４００℃×３時間の熱処理を施したものであり、μ'は高いもののμ''も高く、１００ＭＨｚにおいてＱ＝２６と低い値にとどまっている。
【００１６】
図６（Ａ）は、成膜直後の状態におけるＦｅ₅₅Ｈｆ₁₁Ｏ₃₄なる組成の膜の高分解ＴＥＭ（Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）像、図６（Ｂ）は、Ｆｅ₅₅Ｈｆ₁₁Ｏ₃₄なる組成の膜のＥＤＸ（ＥｎｅｒｇｙＤｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｘ−ｒａｙ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ）による微小領域の組成分析結果を示したものであり、図７（Ａ）は、成膜直後の状態におけるＣｏ_44.3Ｆｅ_19.1Ｈｆ_14.5Ｏ_22.1なる組成の膜の高分解ＴＥＭ像、図７（Ｂ）は、Ｃｏ_44.3Ｆｅ_19.1Ｈｆ_14.5Ｏ_22.1なる組成の膜のＥＤＸによる微小領域の組成分析結果を示したものである。図６（Ａ）のＴＥＭ像より、Ｆｅ₅₅Ｈｆ₁₁Ｏ₃₄なる組成の膜は、粒径１０ｎｍ以下の微細なｂｃｃ結晶粒（図中番号１）と、粒間のアモルファス相（図中番号２）からなることがわかる。図６（Ｂ）の組成分析の結果から、ｂｃｃ相中にもＨｆ、Ｏ元素が含まれていることが推察されるが、アモルファス相中のＨｆ、Ｏ濃度が結晶相中のＨｆ、Ｏ濃度に比べて高くなっていることがわかる。また、Ｃｏ_44.3Ｆｅ_19.1Ｈｆ_14.5Ｏ_22.1なる組成の膜も同様に、微細なｂｃｃ相とアモルファス相の混相組織を有しているが、ｂｃｃ結晶粒径は５ｎｍ以下であり、Ｆｅ₅₅Ｈｆ₁₁Ｏ₃₄なる組成の膜の粒径に比べて非常に微細になっていることがわかる。ＥＤＸによる微小領域の組成分析結果からは、結晶相内もアモルファス相内もおよそＣｏ：Ｆｅ＝７：３であるが、ＨｆとＯのピークはアモルファス相内の方が結晶相内より大きく、Ｃｏ_44.3Ｆｅ_19.1Ｈｆ_14.5Ｏ_22.1なる組成の膜においても、ＨｆおよびＯはアモルファス相中に高濃度に含まれていると考えられる。
【００１７】
図８は、Ｃｏ_44.3Ｆｅ_19.1Ｈｆ_14.5Ｏ_22.1なる組成の試料の磁化曲線を、Ｆｅ₆₁Ｈｆ₁₃Ｏ₂₆なる組成の試料と比較したものである。図中、Ａの曲線は、磁化容易軸（ｅａｓｙ ａｘｉｓ）方向の磁化曲線を示し、Ｂの曲線は磁化困難軸方向の磁化曲線を示す。図より明らかなように、Ｃｏ_44.3Ｆｅ_19.1Ｈｆ_14.5Ｏ_22.1なる組成の試料の異方性磁界Ｈ_kは４．８ｋＡ／ｍで、Ｆｅ₆₁Ｈｆ₁₃Ｏ₂₆なる組成の試料の約４倍の大きさであり、異方性エネルギーＫ_uも大きくなっている。また、Ｂ−Ｈトレーサーにて測定した異方性の角度分散α₉₀の値もＣｏ_44.3Ｆｅ_19.1Ｈｆ_14.5Ｏ_22.1なる組成の試料の方が小さくなっており、Ｆｅの大部分をＣｏで置換することにより強い一軸磁気異方性が付与されていることがわかる。その結果、図４、図５で示したように周波数特性が改善されたものと考えられる。
【００１８】
次に、本発明に係る組成系で前記とは異なる組成の各種合金膜を前記と同等の方法で製造し、各合金膜試料について５００ＭＨｚにおける複素透磁率の実数部の値（μ'）と虚数部の値（μ''）を測定するとともに、電子線回折、Ｘ線回折を行った結果特定できた結晶構造と平均結晶粒径を表１に記載する。
【００１９】
【表１】

【００２０】
以上のような特性から、本発明に係る軟磁性合金は、Ｆｅ−Ｍ−Ｏ系の微細結晶とアモルファス相との混合型の、本発明者らが先に特許出願している軟磁性合金と同様に比抵抗が高いために、渦電流損失が少ない特徴があり、さらに、Ｆｅ−Ｍ−Ｏ系の軟磁性合金よりも一軸磁気異方性が数倍大きく、自然共鳴周波数がより高周波数帯域側に移動しているので、ＧＨｚ帯域での自然共鳴損失を低減できていることが明らかである。
なお、表１の最後列の試料、（Ｃｏ _{０ . ７} Ｆｅ _{０ . ３} ） _６１ Ｈｆ _１６ Ｏ _２０ Ａｌ _３ と記載されている試料は、（Ｃｏ _{０ . ６６７} Ｆｅ _{０ . ２８６} Ａｌ _{０ . ０４７} ） _６４ Ｈｆ _１６ Ｏ _２０ と表記できる組成の試料である。
【００２１】
図９は、Ｆｅ−Ｈｆ−Ｏ系の膜およびＣｏ−Ｆｅ−Ｈｆ−Ｏ系の膜の複素初透磁率の実数部μ'と性能係数Ｑ（＝μ'／μ''）の周波数特性を、これまでに知られている主な合金系軟磁性薄膜と比較したものである。従来の軟磁性薄膜は、１ＭＨｚ付近でのμ'は高いが比抵抗（ρ）が小さいため、渦電流による損失によりμ'は周波数の増加とともに低下する。これに対して、高抵抗率のＦｅ−Ｈｆ−Ｏ系の膜は、１〜１０ＭＨｚの比較的低周波領域におけるμ'は低いものの、１００ＭＨｚ以上までほとんど一定であり、約４０ＭＨｚ以上では、従来の軟磁性薄膜より高くなることがわかる。また、高い比抵抗に加えて強い一軸磁気異方性を有するＣｏ_44.3Ｆｅ_19.1Ｈｆ_14.5Ｏ_22.1なる組成の膜においては、μ'の値としては１７０程度に低下するが、１ＧＨｚまでほぼフラットな周波数特性を示している。ここで、Ｆｅ₆₂Ｈｆ₁₁Ｏ₂₇膜は、静磁界を印加しながら成膜した直後の状態、Ｆｅ₆₁Ｈｆ₁₃Ｏ₂₆膜は、無磁界中成膜後に静磁界中熱処理したものであり、いずれも磁化困難軸方向の測定結果である。
一方Ｑ値においても、Ｆｅ−Ｈｆ−Ｏ系の膜およびＣｏ−Ｆｅ−Ｈｆ−Ｏ系の膜は、数十ＭＨｚ以上の高周波数領域において高い値を示す。特に、Ｃｏ_44.3Ｆｅ_19.1Ｈｆ_14.5Ｏ_22.1なる組成の膜では、１００ＭＨｚにおいて６１、１ＧＨｚにおいても２．９である。このように、Ｆｅ−Ｈｆ−Ｏ系の膜およびＣｏ−Ｆｅ−Ｈｆ−Ｏ系の膜は、ＭＨｚ〜ＧＨｚの広い周波数帯域において優れた軟磁気特性を有する。
【００２２】
図１０（ａ）、（ｂ）に、前記組成の軟磁性合金の磁性膜を用いて作成された平面型磁気素子（インダクタ）の第一の構造例を示す。
この例のインダクタＢにおいては、基板１の両面にスパイラル状の平面コイル２、２が形成され、各コイル２、２と基板面を覆って絶縁膜３が設けられ、各絶縁膜３の上に磁性膜４が被覆され、基板１の中央部分に形成したスルーホール５を介してコイル２、２の中心部分が電気的に接続されている。また、基板１の両面のコイル２、２からそれぞれ端子６が基板１の外方に出されている。
この構成のインダクタＢにおいては、平面コイル２、２をそれぞれ絶縁膜３を介して磁性膜４、４で挟むことにより、端子６、６間にインダクタが構成されるようになっている。
【００２３】
前記基板１は、セラミック材料からなる基板、Ｓｉウェハの基板あるいは樹脂基板などからなる。セラミック材料で基板１を構成する場合は、アルミナ、ジルコニア、炭化珪素、窒化珪素、窒化アルミニウム、ステアタイト、ムライト、コージライト、フォルステライト、スピネルなどの各種のものを適宜選択して用いることができるが、熱膨張率をＳｉの熱膨張率に近づけるために、熱電導率が大きく、曲げ強度も大きい窒化アルミニウムなどを用いることが好ましい。
【００２４】
平面コイル２は、銅、銀、金、アルミニウムあるいはこれらの合金などの良導電性金属材料からなり、インダクタンス、直流重畳特性、サイズなどに応じて、電気的に直列に、縦にあるいは横に絶縁膜を介して適宜配置することができる。また、平面コイル２を並列的に複数設けることでトランスを構成できる。さらに、平面コイル２は、導電層を基板上に形成後、フォトエッチングすることにより各種の形状に作成できる。導電層の製膜方法としては、プレス圧着、メッキ、金属溶射、真空蒸着、スパッタリング、イオンプレーティング、スクリーン印刷焼成法などの適宜の方法を用いれば良い。
絶縁膜３は、平面コイル２への通電時において、磁性膜４と導通してショートすることを防止するために設けられている。絶縁膜３は、ポリイミドなどの高分子フィルム、ＳｉＯ₂、ガラス、硬質炭素膜などの無機質膜からなるものを用いることが好ましい。この絶縁膜３は、ペースト印刷後に焼成する方法、溶融メッキ法、溶射、気相メッキ、真空蒸着、スパッタリング、イオンプレーティングなどの方法により形成される。
磁性膜４は、先に説明した組成の軟磁性合金の膜から構成されている。
【００２５】
前記の如く構成されたインダクタＢは、小型かつ薄型で軽量であり、優れた磁気特性を有する磁性膜４を有しているので、平面型磁気素子の小型軽量化に寄与するとともに、優れたインダクタンスを示す。
【００２６】
図１１は、前記組成の軟磁性合金の磁性膜を用いて構成されたインダクタの第二の構造例を示す。
この例のインダクタＣにおいては、基板１０の上に酸化膜１１と磁性膜１２と絶縁膜１３とが順次積層され、絶縁膜１３上に平面コイル１４が形成され、平面コイル１４と絶縁膜１３を覆って絶縁膜１５が形成され、絶縁膜１５上に磁性膜１６が形成されている。
【００２７】
前記基板１０は先の例の基板１と同等の材料からなり、磁性膜１２は先の例の磁性膜４と同等の材料からなり、絶縁膜１３は先の例の絶縁膜３と同等の材料からなる。
前記酸化膜１１は、基板１０に例えばＳｉウェハの基板を用いた場合に、Ｓｉウェハを加熱して熱酸化することにより形成できる。ただし、この酸化膜１１は必須のものではなく、省略しても差し支えない。
この例の構成のインダクタＣにおいても先に説明した例のインダクタＢと同様に、優れたインダクタンスを示し、小型かつ軽量であり、平面型磁気素子の小型軽量化に寄与する。また、上述した例においては、平面型磁気素子（インダクタ）の例を示したが、例えば、一次側と二次側のコイルを設けてトランスとして用いることも可能である。
【００２８】
図１２は本発明に係る軟磁性合金の磁性膜２０を基板シート２１の一面に形成してなる電波吸収体２２の一例を示すものであり、この例において磁性膜２０は先に説明した系の合金からなるシート状に形成されている。
また、図１３は図１２の電波吸収体を複層構造としたもので、磁性膜２０を備えた基板シート２１が３層積層されて電波吸収体２５が構成されている。この構成において積層する磁性膜２０、２０、２０はそれぞれ先に説明した組成の軟磁性合金から形成されるが、各磁性膜２０、２０、２０の一軸磁気異方性の方向を交互に９０゜交差させて積層することが電磁波吸収性の面から見て好適である。
【００２９】
【発明の効果】
以上説明したように本発明の軟磁性合金は、前述した特定の組成と特定の組成比からなる（Ｃｏ_1-cＴ_c）_xＭ_yＱ_zＸ_w なる組成の合金であり、高い飽和磁束密度を有し、高い比抵抗を実現し、優れた透磁率を示す軟磁性合金であるので、ＧＨｚ帯域でのＱの値が大きくならず、損失の少ない磁心を提供できるので、薄膜トランス、磁気ヘッド用のコア、薄膜インダクタ、スイッチング素子などの磁気素子の小型軽量化、高性能化に大きく寄与するものである。また、合金の結晶粒径が７ｎｍ以下であるので、良好な磁気特性を得ることができる。
【００３０】
また、本発明は、（Ｃｏ_1-cＴ_c）_xＭ_yＱ_z Ｘ _w なる組成式で示されたものであるので、飽和磁束密度を高く維持しつつ高比抵抗を実現でき、ＧＨｚにおよぶ高周波帯域においても透磁率の実数部を高く、虚数部を適度な大きさに制御できるので、高周波帯域でのＱの値を小さくすることがなく、損失の少ない磁心を提供できる。さらに、本発明に係る範囲の組成であれば、合金の面内に一軸磁気異方性を有しその異方性磁界を１０ Ｏｅ以上とすることができるとともに、比抵抗を２００μΩ・ｃｍ以上あるいは４００μΩ・ｃｍ以上にすることができる。
【００３１】
次に前記組成の軟磁性合金からなる磁心を備えた平面型磁気素子（トランス、インダクタ）、電波吸収体、アンテナであれば、ＧＨｚ帯域での使用も可能であり、インダクタとアンテナにおいてはＧＨｚ帯域での損失の少ない特性の優れたものを、電波吸収体においてはＧＨｚ帯域において吸収特性の良好なものを提供できる。
【図面の簡単な説明】
【図１】 本発明に係るＦｅ−Ｈｆ−Ｏ系の合金膜において、各組成比の飽和磁束密度および／または比抵抗を示す三角組成図である。
【図２】 Ｃｏ_46.5Ｆｅ_17.5Ｈｆ_14.4Ｏ_21.6で示される軟磁性合金膜の高分解能透過型電子顕微鏡写真の模式図である。
【図３】 本発明の実施例および比較例の合金膜におけるＸ線回折の結果を示すグラフである。
【図４】 本発明の実施例の合金膜において透磁率の周波数依存性を示すグラフである。
【図５】 本発明の実施例および比較例の合金膜における透磁率の周波数依存性を示すグラフである。
【図６】 図６（Ａ）は、Ｆｅ₅₅Ｈｆ₁₁Ｏ₃₄なる組成の膜の、成膜直後の状態における高分解ＴＥＭ像、図６（Ｂ）は、Ｆｅ₅₅Ｈｆ₁₁Ｏ₃₄なる組成の膜の、ＥＤＸによる微小領域の組成分析結果を示すチャートである。
【図７】 図７（Ａ）は、Ｃｏ_44.3Ｆｅ_19.1Ｈｆ_14.5Ｏ_22.1なる組成の膜の、成膜直後の状態における高分解ＴＥＭ像、図７（Ｂ）は、Ｃｏ_44.3Ｆｅ_19.1Ｈｆ_14.5Ｏ_22.1なる組成の膜の、ＥＤＸによる微小領域の組成分析結果を示すチャートである。
【図８】 本発明の実施例および比較例の合金膜の磁化曲線を示すグラフである。
【図９】 Ｆｅ−Ｈｆ−Ｏ系の膜およびＣｏ−Ｆｅ−Ｈｆ−Ｏ系の膜の複素初透磁率の実数部μ'と性能係数Ｑ（＝μ'／μ''）の周波数特性を、これまでに報告されている主な合金系軟磁性薄膜と比較した結果を示すグラフである。
【図１０】 図１０（ａ）は本発明に係る平面型磁気素子の第一の例を示す平面図、図１０（ｂ）は図１０（ａ）のＡ−Ａ線に沿う断面図である。
【図１１】 本発明に係る平面型磁気素子の第二の例を示す断面図である。
【図１２】 本発明に係る電磁場吸収シートの第一の例を示す斜視図である。
【図１３】 本発明に係る電磁場吸収シートの第二の例を示す斜視図である。
【図１４】 従来材料における透磁率の周波数依存性を示すグラフである。
【符号の説明】
Ｂ、Ｃ 平面型磁気素子（インダクタ）、
２２、２５ 電波吸収体。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a high-frequency soft magnetic alloy exhibiting high magnetic permeability in a high frequency band, a planar magnetic element (transformer, inductor), antenna, and radio wave absorber using the same.
[0002]
[Prior art]
Along with miniaturization and high performance of magnetic elements, there is a demand for soft magnetic alloys having high saturation magnetic flux density, high magnetic permeability in a frequency band of several hundred MHz or higher, and high specific resistance.
Conventionally, many magnetic materials having high saturation magnetic flux density are known, such as Fe or alloys containing Fe as a main component. However, when magnetic films of these Fe-based alloys are formed by a film formation technique such as sputtering, saturation magnetic flux is obtained. Although the density is high, the coercive force is large and the specific resistance is small, making it difficult to obtain good soft magnetic properties.
In addition, one of the causes of a decrease in permeability at a high frequency is a loss due to generation of eddy current. In order to prevent eddy current loss that is one cause of the decrease in the high-frequency magnetic permeability, it is desired to reduce the film thickness and increase the resistance of the thin film.
However, it is very difficult to increase the specific resistance while maintaining the magnetic characteristics, and the specific resistance of an alloy-based soft magnetic thin film such as Sendust or amorphous alloy is as small as about several tens to hundreds of μΩ · cm, at least 0. There is a need for a soft magnetic alloy having a high specific resistance while ensuring a saturation magnetic flux density of 5 T (tesla) or higher.
Further, when an alloy is obtained as a thin film, it is more difficult to obtain good soft magnetic properties due to the influence of magnetostriction.
[0003]
[Problems to be solved by the invention]
From such a background, the present inventors have found that the Fe-MO system (wherein the element M represents at least one of the 4a group, the 5a group element, or the rare earth element or a mixture thereof, 50 ≦ Fe ≦ 70, (5 ≦ M ≦ 30, 10 ≦ O ≦ 30 (40) composition) has been developed, and a patent application has been filed in JP-A-6-316748. According to this type of soft magnetic material, since the specific resistance is high (215.3 to 133709 μΩ · cm), there is little eddy current loss in the high frequency region, high magnetic permeability can be obtained in the high frequency region, and the saturation magnetic flux density is 0. A high value of about 5 T or more (around 0.7 to 1.5 T) can be obtained, and the coercive force is also low (0.8 to 4.0 Oe).
However, in general, there are two values to express the magnetic permeability, the real part (μ ′) of the magnetic permeability and the imaginary part (μ ″) of the magnetic permeability. The real part is used for transformers, inductors and antennas. It is desired that the value of the imaginary part is high and the value of the imaginary part is low, but in the Fe-MO-based soft magnetic alloy thin film, the real part (μ ′) of the permeability is high in the high frequency band of several hundred MHz or more. Although the value can be increased, the imaginary part of the permeability is increased to exceed the value of the real part of the permeability, and the value of (real part of the permeability) / (imaginary part of the permeability), that is, , (Μ ′) / (μ ″), the value of Q (performance coefficient) becomes less than 1, and there is a problem that loss increases.
[0004]
Ba as this type of bulk material_ThreeCo₂Fe₅₄O₄₁(Generally Co₂It is known that magnetoplumbite represented by a composition formula such as Z) shows a high Q value in a high frequency region, but even in this case, a high frequency region of 1 GHz as shown in FIG. Then, the value of Q becomes 1, and there is a problem that loss increases in a higher frequency band than that.
On the other hand, in the field of communication (personal handyphone system: PHS) and the like, the GHz band tends to be used even more. Currently, air-core inductors are used as parts, but they occupy a large area, and there is a need to reduce the size by using a magnetic thin film as the core. The demand for materials is expected to increase. The antenna material is in the same situation.
The radio wave absorber is desired to have a high imaginary part (μ '') of permeability in the frequency band of the radio wave to be absorbed. However, in the conventional material shown in FIG. 14, the imaginary part of the permeability is in the band above 1 GHz. The value tends to drop rapidly, and such a conventional material has a problem that it is not suitable for a radio wave absorber in the GHz band.
[0005]
The present invention has been made to solve the above problems, and provides a soft magnetic alloy having a high specific resistance as a magnetic material for high frequency use and having a high magnetic permeability in a high frequency band, and using the same. An object is to provide a planar magnetic element, a radio wave absorber, and an antenna.
[0006]
[Means for Solving the Problems]
  The high-frequency soft magnetic alloy of the present invention includes FeOr Fe and AlA face-centered cubic structure or a body-centered cubic structure composed of the element T and Co, or a crystal phase having an average crystal grain size of 7 nm or less in which both are mixed, and Ti, Zr, Hf, Nb, Ta, Mo, It consists of at least one element selected from W or at least one element selected from W and an oxide of element M, and a ferromagnetic amorphous phase containing Fe and element T, and has the following composition: It is characterized by.
  (Co_1-cT_c)_xM_yQ_zX_w
  However, T is one or more elements selected from Fe and Al, M is one or more elements selected from Ti, Zr, Hf, Nb, Ta, Mo, and W, Q includes O and is one or more elements selected from N, C, and B, X is Cr, and c indicating the composition ratio is 0.05 ≦ c ≦ 0.5, y, z, w, and s are at%, satisfying the relationship of 3 ≦ y ≦ 30, 7 ≦ z ≦ 40, and 0 ≦ w ≦ 20, and the balance is x and inevitable impurities.
[0007]
In the composition, the composition ratio y and z are more preferably 5% y≤20 and 10≤z≤30 in at%.
In the present invention, it is more preferable that the element T is Fe.
In the present invention, the soft magnetic alloy for high frequency has uniaxial magnetic anisotropy in the crystal plane, and the anisotropic magnetic field is 10 Oe or more.
In the present invention, the specific resistance is set to 200 μΩ · cm, or the specific resistance is set to 400 μΩ · cm.
In the present invention, the high frequency soft magnetic alloy has a resonance frequency of 2 GHz or more.
In the present invention, in the high-frequency soft magnetic alloy, the amorphous phase occupies an area of 30% or more of the entire structure immediately after film formation.
The high-frequency soft magnetic alloy is preferable as a planar magnetic element, antenna, and radio wave absorber having a magnetic core of the alloy.
[0008]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
The present invention is described in further detail below.
In the high-frequency soft magnetic alloy of the present invention, Co and element T are main components, and Co, Fe and Ni are elements responsible for magnetism. In particular, in order to obtain a high saturation magnetic flux density, it is preferable that the contents of Co and Fe are large. However, if the contents of Co and Fe are too small, the saturation magnetic flux density becomes small. Co also has the effect of increasing uniaxial magnetic anisotropy.
One or more elements selected from Ti, Zr, Hf, Nb, Ta, Mo, W and rare earth elements (that is, Sc, Y belonging to group 3a of the periodic table, or La, Ce, Pr, Nd) , Pm, Sm, Eu, Gd, Td, Dy, Ho, Er, Lanthanoids such as Er, Tm, Yb, and Lu), element M, which is one or more elements, has both soft magnetic properties and high resistance It is necessary to do. These are easily bonded to oxygen, and form an oxide by bonding. The specific resistance can be increased by adjusting the content of the oxide.
On the other hand, with the composition range of the present invention, a high specific resistance can be obtained, and by increasing the specific resistance, eddy current loss can be reduced, a decrease in high-frequency magnetic permeability can be suppressed, and high-frequency characteristics are improved it can.
[0009]
Next, the element T (one or more elements selected from Fe, Ni, Pd, Mn, and Al) stabilizes the Co face-centered cubic structure (fcc structure). In addition, element Z (one or more elements of Au, Ag and platinum group elements (Ru, Rh, Pd, Os, Ir, Pt)) improves the corrosion resistance of the alloy of the present invention. When the amount exceeds 20 at% (atomic%), soft magnetic properties (permeability) deteriorate.
In order to maintain a high saturation magnetic flux density while ensuring good soft magnetic characteristics, at%, the range is 3 ≦ M ≦ 30, 7 ≦ Q ≦ 40, 0 ≦ X ≦ 20, 0 ≦ Z ≦ 20. It is preferable. Furthermore, in order to reliably obtain good soft magnetic characteristics and high saturation magnetic flux density, it is more preferable to set the range of 5 ≦ M ≦ 20 and 10 ≦ Q ≦ 30 in terms of at%.
[0010]
In order to create a magnetic film made of the above alloy, existing thin film forming techniques such as sputtering and vapor deposition may be appropriately used. As the sputtering apparatus, existing devices such as RF bipolar sputtering, DC sputtering, magnetron sputtering, tripolar sputtering, ion beam sputtering, and opposed target sputtering can be used.
As a method of adding O (oxygen) to the soft magnetic alloy film, O is added to an inert gas such as Ar.₂Gas mixed (Ar + O₂) Reactive sputtering in which sputtering is performed in a mixed gas atmosphere, or oxide of element M (HfO)₂Etc.) in a Ar atmosphere or Ar + O₂A method of sputtering in a mixed gas atmosphere is effective.
Further, using a composite target in which various pellets such as element M or element T such as rare earth elements are arranged on a Co target, Ar + O₂It can also be produced in a mixed gas atmosphere.
[0011]
Further, in the structure of the soft magnetic alloy film, the fine crystal phase may be an fcc structure or a body-centered cubic structure (bcc structure), and the fine crystal phase of the fcc structure and the fine crystal phase of the bcc structure. The other part may be a mixed structure mainly composed of an amorphous phase containing Co and the element T. When having such a structure and having the above composition, this alloy film has uniaxial magnetic anisotropy in the plane of the crystal, an anisotropic magnetic field of 10 Oe or more, and a specific resistance of 200 μΩ · cm. As described above, the higher one can be 400 μΩ · cm or more. In addition, the average crystal grain size at this time is 30 nm or less, and in order to obtain better magnetic properties, it is more preferably 7 nm or less.
[0012]
【Example】
(1) Film formation
Using a high frequency bipolar sputtering apparatus, using a composite target in which various pellets of each element such as element M or element T of the present invention are arranged on a Co target, Ar + 0.1 to 1.0% O₂Sputtering was performed in a mixed gas atmosphere and the sputtering time was adjusted so that the film thickness was about 2 μm. The main sputtering conditions are shown below.
Pre-exhaust: 1 × 10^-6Below Torr
High frequency input: 200W
Ar gas pressure: 6-8 × 10^-3Torr
Substrate: Glass substrate (indirect water cooling)
(2) Heat treatment
After the film formation, in order to improve the soft magnetic properties of the film, an annealing process was performed in a vacuum heating furnace in which no magnetic field or a magnetic field was maintained in a temperature range of 300 to 600 ° C. for 60 to 360 minutes and gradually cooled.
(3) Measurement
The composition of the obtained magnetic alloy film was determined by EPMA (Electron Probe Micro Analysis), ICP (Inductive Coupled Plasma), an inert gas melting infrared absorption method, or the like.
[0013]
(Test 1)
First, the value of the real part (μ ′) of the complex permeability at 500 MHz and the value of the imaginary part (μ ″) of the complex permeability at 500 MHz of the alloy magnetic film were measured. Further, the specific resistance (ρ) was measured by a four-terminal method.
The triangular composition diagram shown in FIG. 1 shows the (Co + Fe) content and the Hf content in the Co—Fe—Hf—O-based thin film samples (A, B, C, D, E, F, G) produced by the above method. The measurement results of magnetic permeability (μ ′, μ ″) and specific resistance (ρ) with respect to the amount and O content are shown. From the results shown in FIG. 1, the specific resistance increases as the concentrations of Hf and O increase, and accordingly, the value of Q (= μ ′ / μ ″) increases and the loss at high frequency decreases. Accordingly, the samples A, B, and C shown in FIG. 1 are suitable as an antenna and a planar magnetic element (transformer, inductor). In addition, the E, F, and G samples have a high μ ″ value when used in the vicinity of 500 MHz, so that the loss in the high frequency band is high, and are suitable as a radio wave absorber. However, the application classification according to the above composition is not absolute, and it goes without saying that the frequency band and film thickness to be used change accordingly.
[0014]
Next, Co_46.5Fe_17.5Hf_14.4O_21.6FIG. 2 shows a schematic diagram of a high-resolution transmission electron micrograph of the alloy film having the composition as follows. In addition, as a result of performing electron diffraction and X-ray diffraction on this sample, this film was found to have ultrafine crystal grains having a body-centered cubic structure with a grain size of about 3 to 5 nm and grains surrounding the sample. It was found to be composed of an amorphous phase existing in the boundary (region shown by hatching in FIG. 2).
FIG. 3 shows X-ray diffraction images of a Co—Fe—Hf—O film at various Co and Fe composition ratios in a state immediately after film formation (as-depo.). In the figure, the value of μ ′ at 100 MHz is also shown. In the figure, Fe₅₅Hf₁₁O₃₄, Co₆₅Hf₁₂O_{twenty three}Is a comparative example. Fe₅₅Hf₁₁O₃₄, A small peak of bcc (110) and a halo indicating an amorphous region in the vicinity of 2θ = 47 ° are observed, and it can be seen that it consists of a bcc phase and an amorphous phase. When Co is added to this, the diffraction line of bcc (110) gradually becomes broad, and a broad diffraction line showing the hcp phase appears. Co with all Fe replaced with Co₆₅Hf₁₂O_{twenty three}Then, minute diffraction lines and halos from the hcp phase appear, and this sample is presumed to be composed of a fine hcp phase and an amorphous phase, and the value of μ ′ is small, and sufficient soft magnetic characteristics cannot be obtained. From these results, the high-frequency soft magnetic alloy of the present invention has a fine crystal structure immediately after film formation, and the amorphous phase is 30% or more of the entire structure, more preferably 30 to 80% (area%). ).
[0015]
Co_46.5Fe_17.5Hf_14.4O_21.6FIG. 4 shows the result of measuring the frequency dependence of the magnetic permeability of a sample having a composition. This sample has Q≈2 even at 1 GHz, and has a lower loss in the GHz band than the conventional material. Therefore, it has been found that the sample is suitable as a planar magnetic element (transformer, inductor) and antenna magnetic core. In addition, the sample of this example has a higher μ ″ in the GHz band than that of the Fe—MO-based material, and thus is suitable as a member of a radio wave absorber in the GHz band.
Furthermore, in FIG._44.3Fe_19.1Hf_14.5O_22.1The frequency dependence of μ ′ and μ ″ of a sample having a composition is shown. This sample is in a state immediately after film formation in a static magnetic field, and the magnetic permeability is a measurement result in the hard axis direction. As is apparent from FIG. 5, μ ′ is substantially constant up to 1 GHz, μ ″ is kept low, the performance coefficient Q is 61 at 100 MHz, and 2.9 at 1 GHz. The saturation magnetization of this sample was 1.1 T, and the specific resistance (ρ) was a very high value of 1400 μΩ · cm. Further, the natural resonance frequency is also a value larger than 1 GHz, and is considered to indicate a value of 2 GHz or more.
As a comparative example, Fe shown in FIG.₆₁Hf₁₃O₂₆The sample having the composition is heat-treated at 400 ° C. for 3 hours in a static magnetic field. Although μ ′ is high, μ ″ is high, and at 100 MHz, Q = 26 remains low.
[0016]
FIG. 6A shows Fe in a state immediately after film formation.₅₅Hf₁₁O₃₄A high resolution TEM (Transmission Electron Microscopy) image of the film having the composition shown in FIG.₅₅Hf₁₁O₃₄FIG. 7A shows a composition analysis result of a micro area by EDX (Energy Dispersive X-ray Spectroscopy) of a film having the composition shown in FIG._44.3Fe_19.1Hf_14.5O_22.1A high-resolution TEM image of a film having the composition shown in FIG._44.3Fe_19.1Hf_14.5O_22.1The compositional analysis result of the micro area | region by EDX of the film | membrane of the composition which becomes is shown. From the TEM image in FIG.₅₅Hf₁₁O₃₄It can be seen that the film having the composition consists of fine bcc crystal grains (number 1 in the figure) having a grain size of 10 nm or less and an amorphous phase between the grains (number 2 in the figure). From the result of the composition analysis of FIG. 6B, it is inferred that Hf and O elements are also contained in the bcc phase, but the Hf and O concentrations in the amorphous phase are Hf and O concentrations in the crystal phase. It can be seen that it is higher than. Co_44.3Fe_19.1Hf_14.5O_22.1Similarly, the film having a composition has a fine mixed phase structure of bcc phase and amorphous phase, but the bcc crystal grain size is 5 nm or less, and Fe₅₅Hf₁₁O₃₄It turns out that it is very fine compared with the particle size of the film | membrane of the composition which becomes. From the composition analysis result of the micro region by EDX, both the crystal phase and the amorphous phase are approximately Co: Fe = 7: 3, but the peaks of Hf and O are larger in the amorphous phase than in the crystalline phase._44.3Fe_19.1Hf_14.5O_22.1Even in the film having the composition, Hf and O are considered to be contained in the amorphous phase at a high concentration.
[0017]
Figure 8 shows Co_44.3Fe_19.1Hf_14.5O_22.1The magnetization curve of a sample having the composition₆₁Hf₁₃O₂₆It is a comparison with a sample having a composition as follows. In the figure, a curve A indicates a magnetization curve in the easy axis direction, and a curve B indicates a magnetization curve in the hard axis direction. As is clear from the figure, Co_44.3Fe_19.1Hf_14.5O_22.1Anisotropy magnetic field H of a sample having the composition_kIs 4.8 kA / m, Fe₆₁Hf₁₃O₂₆About four times as large as a sample of the composition_uIs also getting bigger. Also, anisotropic angular dispersion α measured with BH tracer₉₀The value of Co_44.3Fe_19.1Hf_14.5O_22.1It can be seen that the sample having the composition is smaller, and that strong uniaxial magnetic anisotropy is imparted by replacing most of Fe with Co. As a result, it is considered that the frequency characteristics are improved as shown in FIGS.
[0018]
Next, various alloy films having compositions different from the above in the composition system according to the present invention are manufactured by the same method as described above, and the value of the real part (μ ′) and imaginary number of the complex permeability at 500 MHz for each alloy film sample. Table 1 shows the crystal structure and the average crystal grain size that can be specified as a result of measuring the value (μ ″) of the part and performing electron diffraction and X-ray diffraction.
[0019]
[Table 1]

[0020]
  From the above characteristics, the soft magnetic alloy according to the present invention is a mixed type of Fe-MO-based fine crystals and an amorphous phase, and the soft magnetic alloy that the inventors have applied for a patent earlier. Similarly, since the specific resistance is high, there is a feature that the eddy current loss is small, and the uniaxial magnetic anisotropy is several times larger than that of the Fe-MO soft magnetic alloy, and the natural resonance frequency is higher than the frequency band. It is clear that the natural resonance loss in the GHz band can be reduced since the movement to the side.
  Note that the last row of samples in Table 1, (Co _0.7 Fe _0.3 ) ₆₁ Hf ₁₆ O ₂₀ Al ₃ The sample described as (Co _.667 Fe _.286 Al _.047 ) ₆₄ Hf ₁₆ O ₂₀ It is a sample having a composition that can be expressed as:
[0021]
FIG. 9 shows the frequency characteristics of the real part μ ′ of the complex initial permeability and the performance coefficient Q (= μ ′ / μ ″) of the Fe—Hf—O based film and the Co—Fe—Hf—O based film. Compared with the main alloy-based soft magnetic thin films known so far. The conventional soft magnetic thin film has a high μ ′ near 1 MHz but a small specific resistance (ρ). Therefore, μ ′ decreases as the frequency increases due to loss due to eddy current. On the other hand, a high resistivity Fe—Hf—O-based film has a low μ ′ in a relatively low frequency region of 1 to 10 MHz, but is almost constant up to 100 MHz or more. It turns out that it becomes higher than a soft magnetic thin film. In addition to high resistivity, Co has strong uniaxial magnetic anisotropy._44.3Fe_19.1Hf_14.5O_22.1In the film having the composition, the value of μ ′ decreases to about 170, but shows a substantially flat frequency characteristic up to 1 GHz. Where Fe₆₂Hf₁₁O₂₇The film is in a state immediately after film formation while applying a static magnetic field, Fe₆₁Hf₁₃O₂₆The films were heat-treated in a static magnetic field after film formation in the absence of a magnetic field, and all of them are measurement results in the hard axis direction.
On the other hand, also in the Q value, the Fe—Hf—O-based film and the Co—Fe—Hf—O-based film show high values in a high frequency region of several tens of MHz or more. In particular, Co_44.3Fe_19.1Hf_14.5O_22.1In the film having the composition, it is 61 at 100 MHz and 2.9 at 1 GHz. As described above, the Fe—Hf—O-based film and the Co—Fe—Hf—O-based film have excellent soft magnetic characteristics in a wide frequency band from MHz to GHz.
[0022]
FIGS. 10A and 10B show a first structure example of a planar magnetic element (inductor) formed using a magnetic film of a soft magnetic alloy having the above composition.
In the inductor B of this example, spiral planar coils 2 and 2 are formed on both surfaces of the substrate 1, and insulating films 3 are provided to cover the coils 2 and 2 and the substrate surface. The magnetic film 4 is covered, and the central portions of the coils 2 and 2 are electrically connected through a through hole 5 formed in the central portion of the substrate 1. Further, terminals 6 are extended from the coils 2 and 2 on both sides of the substrate 1 to the outside of the substrate 1.
In the inductor B having this configuration, the inductors are configured between the terminals 6 and 6 by sandwiching the planar coils 2 and 2 between the magnetic films 4 and 4 via the insulating film 3, respectively.
[0023]
The substrate 1 is made of a ceramic material, a Si wafer substrate, a resin substrate, or the like. When the substrate 1 is composed of a ceramic material, various materials such as alumina, zirconia, silicon carbide, silicon nitride, aluminum nitride, steatite, mullite, cordierite, forsterite, and spinel can be appropriately selected and used. However, in order to bring the coefficient of thermal expansion close to that of Si, it is preferable to use aluminum nitride or the like having a high thermal conductivity and a high bending strength.
[0024]
The planar coil 2 is made of a highly conductive metal material such as copper, silver, gold, aluminum, or alloys thereof, and is electrically insulated in series, vertically or horizontally depending on inductance, DC superposition characteristics, size, etc. It can arrange | position suitably through a film | membrane. Moreover, a transformer can be configured by providing a plurality of planar coils 2 in parallel. Furthermore, the planar coil 2 can be formed into various shapes by photoetching after the conductive layer is formed on the substrate. As a method for forming the conductive layer, an appropriate method such as press-bonding, plating, metal spraying, vacuum deposition, sputtering, ion plating, or screen printing baking may be used.
The insulating film 3 is provided in order to prevent a short circuit due to conduction with the magnetic film 4 when the planar coil 2 is energized. The insulating film 3 is made of a polymer film such as polyimide, SiO₂It is preferable to use an inorganic film such as glass or hard carbon film. The insulating film 3 is formed by a method such as baking after paste printing, hot dipping, thermal spraying, vapor phase plating, vacuum deposition, sputtering, or ion plating.
The magnetic film 4 is composed of a soft magnetic alloy film having the composition described above.
[0025]
The inductor B configured as described above is small, thin and lightweight, and has the magnetic film 4 having excellent magnetic properties. Therefore, the inductor B contributes to the reduction in size and weight of the planar magnetic element and has excellent inductance. Indicates.
[0026]
FIG. 11 shows a second structural example of an inductor constituted by using a magnetic film of a soft magnetic alloy having the above composition.
In the inductor C of this example, an oxide film 11, a magnetic film 12, and an insulating film 13 are sequentially laminated on a substrate 10, a planar coil 14 is formed on the insulating film 13, and the planar coil 14 and the insulating film 13 are formed. An insulating film 15 is formed so as to cover it, and a magnetic film 16 is formed on the insulating film 15.
[0027]
The substrate 10 is made of the same material as the substrate 1 of the previous example, the magnetic film 12 is made of the same material as the magnetic film 4 of the previous example, and the insulating film 13 is the same material as the insulating film 3 of the previous example. Consists of.
The oxide film 11 can be formed by heating and thermally oxidizing the Si wafer when, for example, a Si wafer substrate is used as the substrate 10. However, the oxide film 11 is not essential and may be omitted.
Similarly to the inductor B of the example described above, the inductor C having the configuration of this example also exhibits excellent inductance, is small and lightweight, and contributes to the reduction in size and weight of the planar magnetic element. In the above-described example, an example of a planar magnetic element (inductor) has been shown. However, for example, a primary side coil and a secondary side coil may be provided and used as a transformer.
[0028]
FIG. 12 shows an example of a radio wave absorber 22 formed by forming a magnetic film 20 of a soft magnetic alloy according to the present invention on one surface of a substrate sheet 21. In this example, the magnetic film 20 is of the system described above. It is formed into a sheet made of an alloy.
FIG. 13 shows the radio wave absorber shown in FIG. 12 having a multilayer structure, and the radio wave absorber 25 is configured by laminating three layers of the substrate sheet 21 provided with the magnetic film 20. In this configuration, the magnetic films 20, 20, 20 to be laminated are each formed of a soft magnetic alloy having the above-described composition, but the uniaxial magnetic anisotropy directions of the magnetic films 20, 20, 20 are alternately 90 °. From the viewpoint of electromagnetic wave absorptivity, it is preferable to cross and laminate.
[0029]
【The invention's effect】
  As described above, the soft magnetic alloy of the present invention has the above-mentioned specific composition and specific composition ratio (Co_1-cT_c)_xM_yQ_zX_w BecomeThis is a soft magnetic alloy that has a high saturation magnetic flux density, a high specific resistance, and an excellent magnetic permeability. Therefore, the Q value in the GHz band does not increase, and the magnetic core has low loss. Therefore, the magnetic element such as the thin film transformer, the core for the magnetic head, the thin film inductor, and the switching element greatly contributes to the reduction in size and weight and the improvement in performance. Further, since the crystal grain size of the alloy is 7 nm or less, good magnetic properties can be obtained.
[0030]
  The present invention also provides (Co_1-cT_c)_xM_yQ_z X _w BecomeSince it is expressed by the composition formula, it is possible to realize a high specific resistance while maintaining a high saturation magnetic flux density, and the real part of the permeability is high and the imaginary part is controlled to an appropriate size even in a high frequency band up to GHz. Therefore, it is possible to provide a magnetic core with less loss without reducing the Q value in the high frequency band. Further, if the composition is in the range according to the present invention, the alloy has uniaxial magnetic anisotropy, and the anisotropic magnetic field can be 10 Oe or more, and the specific resistance is 200 μΩ · cm or more, or It can be 400 μΩ · cm or more.
[0031]
Next, a planar magnetic element (transformer, inductor), a radio wave absorber, and an antenna having a magnetic core made of a soft magnetic alloy having the above composition can be used in the GHz band. It is possible to provide a radio wave absorber having excellent absorption characteristics in the GHz band.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a triangular composition diagram showing a saturation magnetic flux density and / or a specific resistance of each composition ratio in an Fe—Hf—O-based alloy film according to the present invention.
FIG. 2 Co_46.5Fe_17.5Hf_14.4O_21.6FIG. 2 is a schematic diagram of a high-resolution transmission electron micrograph of the soft magnetic alloy film shown by FIG.
FIG. 3 is a graph showing the results of X-ray diffraction in alloy films of examples of the present invention and comparative examples.
FIG. 4 is a graph showing frequency dependence of magnetic permeability in an alloy film of an example of the present invention.
FIG. 5 is a graph showing the frequency dependence of the magnetic permeability in the alloy films of Examples and Comparative Examples of the present invention.
FIG. 6 (A) shows Fe₅₅Hf₁₁O₃₄A high-resolution TEM image of a film having a composition immediately after film formation, FIG.₅₅Hf₁₁O₃₄It is a chart which shows the composition analysis result of the micro area | region by EDX of the film | membrane of a composition which becomes.
FIG. 7A shows Co_44.3Fe_19.1Hf_14.5O_22.1A high-resolution TEM image of a film having a composition immediately after film formation, FIG._44.3Fe_19.1Hf_14.5O_22.1It is a chart which shows the composition analysis result of the micro area | region by EDX of the film | membrane of a composition which becomes.
FIG. 8 is a graph showing magnetization curves of alloy films of examples of the present invention and comparative examples.
FIG. 9 shows frequency characteristics of the real part μ ′ of the complex initial permeability and the performance coefficient Q (= μ ′ / μ ″) of the Fe—Hf—O based film and the Co—Fe—Hf—O based film. It is a graph which shows the result compared with the main alloy type soft magnetic thin films reported so far.
10 (a) is a plan view showing a first example of a planar magnetic element according to the present invention, and FIG. 10 (b) is a sectional view taken along the line AA of FIG. 10 (a). .
FIG. 11 is a cross-sectional view showing a second example of the planar magnetic element according to the present invention.
FIG. 12 is a perspective view showing a first example of an electromagnetic field absorbing sheet according to the present invention.
FIG. 13 is a perspective view showing a second example of the electromagnetic field absorbing sheet according to the present invention.
FIG. 14 is a graph showing the frequency dependence of magnetic permeability in a conventional material.
[Explanation of symbols]
B, C planar magnetic element (inductor),
22, 25 Wave absorber.

Claims (11)

ＦｅもしくはＦｅとＡｌからなる元素Ｔと、Ｃｏとからなる面心立方構造または体心立方構造もしくは両者が混合した平均結晶粒径７ｎｍ以下の結晶相と、それら結晶相を取り囲むＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗから選ばれる一種または二種以上の元素Ｍ、Ｏ、および元素Ｍの酸化物の少なくとも一種以上と、Ｆｅと元素Ｔを含む強磁性の非晶質相とからなり、
下記の組成からなることを特徴とする高周波用軟磁性合金。
（Ｃｏ_1-cＴ_c）_xＭ_yＱ_zＸ_w
ただし、ＴはＦｅ、Ａｌから選ばれた一種または二種の元素であり、ＭはＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗから選ばれた一種または二種以上の元素であり、ＱはＯを含み、Ｎ、Ｃ、Ｂから選ばれた一種または二種以上の元素であり、ＸはＣｒであり、組成比を示すｃは、０．０５≦ｃ≦０．５、ｙ、ｚ、ｗ、ｓはａｔ％で、３≦ｙ≦３０、７≦ｚ≦４０、０≦ｗ≦２０の関係を満足し、残部はｘと不可避不純物である。A face-centered cubic structure or a body-centered cubic structure composed of Fe or Fe and Al , and a body-centered cubic structure, or a crystal phase having an average crystal grain size of 7 nm or less mixed with Ti, Zr, Hf surrounding these crystal phases , Nb, Ta, Mo, W selected from at least one element selected from one or more elements M and O, and an oxide of element M, and a ferromagnetic amorphous phase containing Fe and element T ,
A soft magnetic alloy for high frequency, comprising the following composition.
_{(Co 1-c T c)} x M y Q z X w
Where T is one or two elements selected from Fe and Al, M is one or more elements selected from Ti, Zr, Hf, Nb, Ta, Mo, and W; Is one or more elements selected from N, C, and B, X is Cr, and c indicating the composition ratio is 0.05 ≦ c ≦ 0.5, y, z , W, and s are at%, satisfying the relationship of 3 ≦ y ≦ 30, 7 ≦ z ≦ 40, 0 ≦ w ≦ 20, and the balance is x and inevitable impurities. 前記組成比ｙとｚがａｔ％で５≦ｙ≦２０、１０≦ｚ≦３０であることを特徴とする請求項１記載の高周波用軟磁性合金。  The high-frequency soft magnetic alloy according to claim 1, wherein the composition ratios y and z are 5% y≤20 and 10≤z≤30 in at%. 前記元素ＴがＦｅであることを特徴とする請求項１記載の高周波用軟磁性合金。  2. The soft magnetic alloy for high frequency according to claim 1, wherein the element T is Fe. 前記高周波用軟磁性合金の結晶面内に一軸磁気異方性を有し、その異方性磁界が１０ Ｏｅ以上であることを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の高周波用軟磁性合金。  The high-frequency soft magnetic alloy according to any one of claims 1 to 3, wherein the high-frequency soft magnetic alloy has uniaxial magnetic anisotropy in a crystal plane, and has an anisotropic magnetic field of 10 Oe or more. Magnetic alloy. 比抵抗が２００μΩ・ｃｍ以上であることを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載の高周波用軟磁性合金。  5. The high-frequency soft magnetic alloy according to claim 1, wherein the specific resistance is 200 [mu] [Omega] .cm or more. 比抵抗が４００μΩ・ｃｍ以上であることを特徴とする請求項１〜５のいずれかに記載の高周波用軟磁性合金。  6. The high-frequency soft magnetic alloy according to claim 1, wherein the specific resistance is 400 μΩ · cm or more. 前記高周波用軟磁性合金の共鳴周波数が２ＧＨｚ以上であることを特徴とする請求項１〜６のいずれかに記載の高周波用軟磁性合金。  The high-frequency soft magnetic alloy according to any one of claims 1 to 6, wherein a resonance frequency of the high-frequency soft magnetic alloy is 2 GHz or more. 前記高周波用軟磁性合金は、成膜直後において非晶質相が全組織の３０％以上の面積を占めていることを特徴とする請求項１〜７のいずれかに記載の高周波用軟磁性合金。  The high-frequency soft magnetic alloy according to any one of claims 1 to 7, wherein the high-frequency soft magnetic alloy has an amorphous phase occupying an area of 30% or more of the entire structure immediately after film formation. . 請求項１〜８のいずれかに記載の高周波用軟磁性合金から磁心が構成されてなることを特徴とする平面型磁気素子。  A planar magnetic element comprising a magnetic core made of the high-frequency soft magnetic alloy according to claim 1. 請求項１〜８のいずれかに記載の高周波用軟磁性合金を要素として含むことを特徴とするアンテナ。  An antenna comprising the high-frequency soft magnetic alloy according to claim 1 as an element. 請求項１〜８のいずれかに記載の高周波用軟磁性合金を要素として含むことを特徴とする電波吸収体。  A radio wave absorber comprising the high-frequency soft magnetic alloy according to claim 1 as an element.

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