JP4308963B2 - Magnetic element - Google Patents

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Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、磁気素子に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、各種回路をＬＳＩ化すること等により電子機器の小型化が進められている。しかしながら、電源部については、インダクタやトランスのような磁気素子の小型化が遅れているため、他の部品ほど小型化は進んでいない。そのため、電源部が機器全体に占める容積比率は増大する一方である。
【０００３】
このような問題を解決するために、本発明者らは、平面コイルと磁性薄膜とを組み合せた平面型の磁気素子を研究開発し、既に実用化している。この磁気素子は、その形状から上述した問題に対して極めて有効であり、また、１ＭＨｚ以上の高周波数領域での使用が可能である。
【０００４】
ところで、高周波数領域における上記磁性薄膜の透磁率は、回転磁化過程の状況に大きく依存する。理想的な回転磁化過程を実現するためには、磁化困難軸方向の励磁を一様な面内一軸磁気異方性のもとで行う必要があり、磁化困難軸方向の透磁率及び保磁力等が重要な物性値となる。また、高周波数領域における透磁率は、試料の様々な物性と複雑に相関している。異方性磁場は、その中でも透磁率（実数部）に対して最も高い相関を有するものの１つであって、その逆数は高周波透磁率の実数部に概ね比例している。
【０００５】
薄膜インダクタのような平面型の磁気素子には、１ＭＨｚ以上の高周波数領域において高透磁率（実数部）であることが要求されるが、それぞれの設計に応じて最適な透磁率は異なる。そのため、薄膜インダクタ等の磁気素子において、高周波数領域での最適な透磁率を実現するためには、磁性薄膜がその面内で一軸磁気異方性を有すること及び異方性磁場を所望値に制御可能であることが必要となる。
【０００６】
一方、透磁率の虚数部には、（ａ）一般的なヒステリシス損失、（ｂ）磁壁移動等による異常損失、（ｃ）渦電流損失、及び（ｄ）Ｇ−Ｌ−Ｌ（ギルバート−ランダウ−リフシッツ）方程式等であらわされる本質的な磁気モーメントの共鳴損失などが寄与する。磁化困難軸方向の励磁について低い保磁力が得られ且つ一様な一軸磁気異方性が得られた場合、（ａ）と（ｂ）とは低減される。また、十分に大きな異方性磁場及び自発磁化のもとでは、強磁性共鳴周波数が高周波数化されるため、（ｄ）の影響も低減される。しかしながら、（ｃ）の渦電流損失については、磁性薄膜が軟磁性に優れるほどその影響が顕著であり、周波数の自乗で増大する。これを低減するためには、磁性薄膜の電気抵抗率を高めることが必要である。
【０００７】
また、薄膜インダクタのような平面型の磁気素子においては、磁性薄膜の飽和磁化が高いほど、扱うことが可能な電力や飽和電流の増大を期待することができる。したがって、薄膜インダクタ等の磁気素子には、磁性薄膜が高い飽和磁化を有することも必要である。
【０００８】
このように、上記薄膜インダクタには、磁性薄膜がその面内で一軸磁気異方性を有すること、異方性磁場を所望値に制御可能であること、高い電気抵抗率を有すること、及び高い飽和磁化を有すること等が要求される。なお、一般に、上述した要求は薄膜インダクタ以外の平面型の磁気素子においても同様である。例えば、磁気ヘッド等については、記録密度の増大、磁気記録媒体の高保磁力及び高エネルギー積化、並びに動作周波数の高周波化に伴い、高周波数領域において低損失であり且つ高い飽和磁化を有する磁性薄膜が要求されている。
【０００９】
本発明者らが既に実用化している平面型の磁気素子、具体的には、複数の非晶質相を有するＦｅ−Ｃｏ−Ｂ−Ｃ系の磁性薄膜を用いた薄膜インダクタは、超小型ＤＣ−ＡＣコンバータのような電力用途デバイスに使用されており、この磁性薄膜は上述した特性を兼ね備えている。
【００１０】
すなわち、この磁性薄膜は、単純な結晶質のパーマロイやＦｅ系結晶質合金のような古典的な結晶質軟磁性材料に比べて一桁大きい１２０〜２００μΩｃｍ程度の抵抗率を有している。そのため、この磁気素子においては、渦電流損失が比較的抑制されている。また、この磁性薄膜は、高い飽和磁化、面内一軸磁気異方性、及び十分な軟磁性を実現し、さらに、半導体プロセスにおける熱等に対して高い耐性を有している。
【００１１】
しかしながら、上記磁性薄膜はこのように優れた特性を有しているのにも関わらず、電力用途のインダクタ等に適用された場合に、通常、単層構造ではなく、複数の磁性薄膜を積層した積層構造が採用される。その理由を以下に説明する。
【００１２】
電力用途のインダクタでは大量の磁束が駆動されるため、上述した磁性薄膜を用いた場合には、磁性薄膜の厚さを５μｍから１０μｍ以上とすることが必要である。単層構造でこのような厚さを実現した場合、磁性薄膜が例え１００μΩｃｍ以上の抵抗率を有していたとしても渦電流損失が過剰となり、実用的な磁気素子効率を得ることができない。
【００１３】
それに対し、複数の磁性薄膜を積層し、それぞれの磁性薄膜間に絶縁層を介在させた場合、個々の磁性薄膜を厚く形成する必要がないため、渦電流損失を抑制することが可能である。しかしながら、積層構造は単層構造に比べて製造プロセスが複雑であるため、スループットの低下やコストの上昇を招くという問題を生ずる。
【００１４】
また、磁気素子を信号処理用素子として用いる場合、今後、数１００ＭＨｚ〜数ＧＨｚの周波数領域で駆動されることが予想される。しかしながら、このように極めて高い周波数領域では、磁性薄膜の厚さ方向に関して電場磁場の減衰が著しい。そのため、上述した磁性薄膜のように抵抗率が不十分な磁性薄膜を積層した積層構造を採用することは非現実的である。
【００１５】
このような極めて高い周波数領域においては、単層構造を採用することが望ましく、この場合、磁性薄膜には少なくとも２００μΩｃｍの抵抗率が、実用的には３００μΩｃｍの抵抗率が必要となる。すなわち、磁気素子には、磁性薄膜の抵抗率を高めることが求められている。
【００１６】
【発明が解決しようとする課題】
以上説明したように、磁気素子の高性能化、低コスト化、及び高周波数領域での十分な磁気素子効率を実現するために、渦電流損失をさらに低減すること、すなわち、磁性薄膜の電気抵抗率をさらに高めることが切望されている。しかしながら、一般に、軟磁気特性は組成や構造に大きく影響されるため、磁性薄膜の軟磁気特性を維持しつつ電気抵抗率をさらに高めることは極めて困難である。
【００１７】
本発明は上記問題点に鑑みてなされたものであり、十分な軟磁気特性を有し且つ高い電気抵抗率を有する磁性薄膜を有する磁気素子を提供することを目的とする。
【００１８】
【課題を解決するための手段】
上記課題を解決するために、本発明は、磁性薄膜と、前記磁性薄膜と対向して配置された平面型コイルとを具備し、前記薄膜は、組成式（Ｆｅ1- αＣｏα）1- β（Ｂ1- χ - δＮδＸχ）βであらわされる磁性材料（式中、α、β、χ及びδはそれぞれ下記不等式を満たし、Ｘは４Ｂ族元素を示す）を含み、その膜面に実質的に平行な一軸磁気異方性を有し、第１の領域と第２の領域とを有しており、前記第１の領域は前記第２の領域に比べてＦｅ及びＣｏをより高い濃度で含有し、前記第２の領域は前記第１の領域に比べてＢ、Ｎ及びＸをより高い濃度で含有した非晶質相であり、前記第１の領域は複数の島状部からなり、前記第２の領域は前記複数の島状部の間に位置し且つ網目状の形状を有していることを特徴とする磁気素子を提供する。
【００１９】
０＜α＜１、 ０．０５≦β≦０．５５、
０≦χ＜１、 ０＜δ＜１、 χ＋δ＜１
【００２０】
第１の領域は、結晶質相、非晶質相、及び結晶質相と非晶質相との混相のいずれであってもよい。一方、第２の領域は非晶質相である。
【００２１】
この磁気素子は、通常、磁性薄膜と平面型コイルとの間に介在する絶縁体層をさらに有する。
【００２２】
【発明の実施の形態】
以下、本発明について図面を参照しながらより詳細に説明する。
【００２３】
図１は、本発明の一実施形態に係る磁気素子において使用する磁性薄膜を概略的に示す平面図である。図１において、参照番号１０は磁性薄膜を示している。この磁性薄膜１０は、組成式（Ｆｅ1- αＣｏα）1- β（Ｂ1- χ - δＮδＸχ）βであらわされる磁性材料を含有する。なお、上記組成式において、α、β、χ及びδはそれぞれ下記不等式を満たし、Ｘは４Ｂ族元素を示す。
【００２４】
０＜α＜１、 ０．０５≦β≦０．５５、
０≦χ＜１、 ０＜δ＜１、 χ＋δ＜１
図１に示すように、磁性薄膜１０は、島状の領域１１と網目状の領域１２とを有している。領域１１は遷移金属リッチであり、領域１２に比べてＦｅ及びＣｏをより高い濃度で含有している。一方、領域１２は非金属リッチであり、領域１１に比べてＢ、Ｎ、及びＸをより高い濃度で含有している。遷移金属リッチの領域１１は、非晶質相、結晶質相、或いは非晶質相と結晶質相との混相である。すなわち、領域１１は様々な結晶状態を取り得る。それに対し、非金属リッチの領域１２は、非晶質である。
【００２５】
この磁性薄膜１０の特徴について、本発明者らの米国特許第５，５２２，９４６号において開示される磁性薄膜と比較しながら以下に説明する。米国特許第５，５２２，９４６号が開示する磁性薄膜は、ＦｅとＣｏとＢとＣと任意にＣ以外の４Ｂ族元素とからなるＦｅベースの合金を磁性材料として含有している。この磁性材料を用いて、適当な組成比及び成膜条件のもとで磁性薄膜を成膜することにより、図１に示すのと同様の、遷移金属リッチの領域及び非金属リッチの領域が形成される。
【００２６】
米国特許第５，５２２，９４６号が開示する磁性薄膜は、高い飽和磁化を有し且つ軟磁性に優れている。この磁性薄膜は、さらに、一軸磁気異方性の誘導・制御が可能であり、優れた高周波磁気特性を有している。
【００２７】
また、米国特許第５，５２２，９４６号が開示する磁性薄膜においては、遷移金属リッチの領域が島状に形成され且つ非金属リッチの領域が網目状に形成されている。すなわち、この磁性薄膜は、グラニュラ構造を有している。
【００２８】
この非金属リッチ領域においては、高い抵抗率を有する材料であるボロンカーバイド或いはそれに類似の構造が形成されているものと考えられる。このように、この磁性薄膜においては、高い抵抗率を有する非金属リッチ領域がパーコレーションネットワークを形成しているため、比較的高い抵抗率が得られる。
【００２９】
この磁性薄膜１０は、全てのＣが或いは一部のＣがＮで置換されている点で、米国特許第５，５２２，９４６号が開示する磁性薄膜と大きく異なる。上述のように、米国特許第５，５２２，９４６号が開示する磁性薄膜の非金属リッチ領域においては、ボロンカーバイド或いはそれに類似の構造が形成される。それに対し、この磁性薄膜１０の非金属リッチ領域１２においては、ボロンナイトライド或いはそれに類似の構造が形成される。
【００３０】
ボロンカーバイドは優れた抵抗体であるが、ボロンナイトライドはそれよりもさらに優れた抵抗体（Ｅｇ＝４．６ｅＶ）である。したがって、この磁性薄膜１０によると、より高い電気抵抗率を得ることが可能となる。なお、磁性薄膜１０の非金属領域１２中では、ボロンナイトライドではなくそれに類似の構造が形成されることも考えられるが、米国特許第５，５２２，９４６号が開示する磁性薄膜と、この磁性薄膜１０との間の電気抵抗率の関係は、ボロンカーバイドとボロンナイトライドとの間の抵抗率の関係と同様であると考えられる。
【００３１】
このように、非金属リッチ領域１２に高い抵抗率を有する材料を用いることにより磁性薄膜１０の抵抗率を高めることが可能であるが、そのような材料の全てにおいて上述した構造の磁性薄膜１０を形成することができる訳ではない。これは、以下の理由による。
【００３２】
非金属元素は非金属リッチの領域１２に高い濃度で含有されるが、遷移金属リッチの領域１１にも含有される。遷移金属リッチの領域１１に含まれる非金属元素は、領域１１の非晶質化或いは微結晶化に寄与する。さらに、遷移金属リッチの領域１１に含まれる非金属元素は、価電子授受や格子間距離に影響を与え、それにより磁性薄膜１０の磁気特性に影響を与える。したがって、米国特許第５，５２２，９４６号が開示する磁性薄膜において得られた軟磁性等を維持するためには、遷移金属リッチの領域１１に対して同様の効果を与え得る非金属を用いる必要がある。
【００３３】
低原子番号の原子間では価数に応じてイオン化傾向等が大きく異なるが、その中でもＮは遷移金属リッチの領域１１における挙動が最もＣに近い元素である。すなわち、ＮはＣの代替に最適であり、ＣをＮで置換した場合においても、米国特許第５，５２２，９４６号が開示する磁性薄膜において得られた優れた特性は維持される。
【００３４】
このように、この磁性薄膜１０によると、従来のＦｅ−Ｃｏ−Ｂ−Ｃ系の磁性薄膜が有する優れた軟磁性等を維持しつつ、より高い電気抵抗率を実現することが可能となる。したがって、磁気素子にこの磁性薄膜１０を用いた場合、渦電流損失により生ずる問題を回避するために、従来のような多層構造を採用する必要がない。すなわち、単層構造で、或いは積層数のより少ない多層構造で、渦電流損失による問題を回避することが可能となる。
【００３５】
上記磁性薄膜１０は、通常、１μｍ〜１０μｍ程度の厚さに形成される。なお、ＧＨｚ帯域での使用が想定される場合は、１μｍ以下、或いは０．１μｍ以下に形成される場合もある。また、上記磁性薄膜１０において、遷移金属リッチの領域１１は、通常、平均径が５〜１０ｎｍとなるように形成される。領域１１の平均径をこのような範囲内とすることにより、優れた軟磁性等を得ることができる。
【００３６】
上記磁性薄膜１０は、通常、組成式（Ｆｅ1- αＣｏα）1- β（Ｂ1- χ - δＮδＸχ）βであらわされる磁性材料のみから実質的になる。Ｘは４Ｂ族元素、すなわちＣ、Ｓｉ、Ｇｅ、Ｓｎ、及びＰｂを示す。元素Ｘは任意成分であり、したがって、上記磁性薄膜１０は元素Ｘを含有しないものであってもよい。また、上記磁性薄膜１０は、Ｘとして４Ｂ族元素から選ばれる複数種の元素を含有することができる。なお、その場合、例えば磁性薄膜１０がＸとして２種類の元素Ｘ１及びＸ２を含有するとすると、Ｘ＝Ｘ１1- γＸ２γ（０＜γ＜１）なる関係を満たす必要がある。
【００３７】
上記組成式において、χは不等式０≦χ＜１に示す関係を満たせば特に制限はないが、不等式０≦χ≦（１−２δ）／５に示す関係を満たすことが好ましい。χが（１−２δ）／５を超えると、十分な量のボロンナイトライドが形成されない、或いは４Ｂ族元素Ｘが低抵抗の状態をとることがあり、磁性薄膜１０の電気抵抗率が不十分となるおそれがある。
【００３８】
上記磁性薄膜１０が元素Ｘを含有する場合、ＸはＣ、Ｓｉ、及びＳｎから選ばれることが好ましい。Ｘとしてこれら元素を用いた場合、安定なマトリクス構造を形成しつつ、優れた軟磁性を得ることができる。
【００３９】
上記組成式において、αは不等式０＜α＜１に示す関係を満たせば十分な自発磁化を得ることができるが、不等式０．１≦α≦０．５に示す関係を満たすことが好ましい。この場合、より高い自発磁化を得ることができる。特に、αが０．２５程度である場合、自発磁化に関して最も有利である。
【００４０】
また、上記組成式において、βは不等式０．０５≦β≦０．５５に示す関係を満たす。βが０．５５を超えると、例えαが０．２５程度であったとしても、室温での自発磁化が実質的にゼロになることがある。一方、βが０．０５未満である場合、微結晶ではない結晶化が生じ易く、ＢやＮ等を添加することにより生ずる効果、例えば電気抵抗率を高める効果や優れた軟磁性を得る効果が得られないことがある。βは０．４以下であることが好ましい。βを０．４以下とすることにより、一般的なフェライトのような従来の高抵抗率軟磁性材料より高い１Ｔｅｓｌａ以上の自発磁化を得ることができる。
【００４１】
上記組成式において、δは、不等式０＜δ＜１及び不等式χ＋δ＜１に示す関係を満たせば特に制限はないが、さらに、不等式（１−５χ）／２≦δに示す関係を満たすことが好ましい。この場合、ボロンナイトライドをより多く生成し、磁性薄膜１０の抵抗率を高めることができる。また、遷移金属リッチ相に供給されるＮの量を補償することができる。
【００４２】
総合すると、δとχとは不等式０．８≦２δ＋５χ≦１．２を満たすことが好ましく、２δ＋５χはほぼ１であることがより好ましい。この場合、上述した効果が特に顕著となる。
【００４３】
なお、上記組成式において、βはδやχに基づいて決定することが好ましい。その理由を以下に説明する。
【００４４】
上述したように、上記磁性薄膜１０は、遷移金属リッチの島状領域１１と非金属リッチの網目状領域１２とを有している。すなわち、この磁性薄膜１０は、グラニュラ構造を有している。磁性薄膜１０がこのような構造を有している場合、導電性の領域１１は絶縁性の領域１２により囲まれるため、隣り合う領域１１間での電気的導通が抑制される。そのため、上記磁性薄膜１０によると、高い電気抵抗率を得ることができるのである。
【００４５】
このように磁性薄膜１０の高い電気抵抗率は領域１１によりもたらされる。したがって、磁性薄膜１０の電気抵抗率には、領域１２を構成する材料の抵抗率及び領域１２の体積等が寄与する。
【００４６】
領域１２を構成する材料の抵抗率及び領域１２の体積は、いずれもδとχとに依存する。また、上述したように、例えば元素ＸがＣである場合、非金属リッチの領域１２中には、ボロンカーバイド（Ｂ4Ｃ）或いはそれに類似の構造と、ボロンナイトライド（ＢＮ）或いはそれに類似の構造とが形成される。さらに、領域１２におけるボロンカーバイドやボロンナイトライド等の密度は、バルクのボロンカーバイドやバルクのボロンナイトライドと相関していると考えられる。
【００４７】
したがって、元素Ｘを含有させる場合、δ及びχに基づいて非金属リッチの領域１２の体積を概算し、その体積と遷移金属リッチの領域１１の体積との関係が最適となるようにβを決定することにより、優れた特性を有する磁性薄膜１０を設計することが可能となる。なお、Ｂ、Ｎ、及びＣ等は非金属リッチの領域１２だけでなく、遷移金属リッチの領域１１中にも含有されるが、上記設計方法は十分に有用であると考えられる。
【００４８】
以上説明した磁性薄膜１０は、例えば、ＰＶＤ法（物理蒸着法）、ＣＶＤ法（化学蒸着法）、磁性薄膜１０の材料を溶射しロール法等を用いて急冷する方法、及び鍍金法等を用いて形成することができる。その中でも、ＰＶＤ法を用いることが好ましい。これは、ＰＶＤ法は量産性、膜質の安定性、及び成膜条件の制御性に優れているためである。例えば、ＰＶＤ法の１つであるスパッタ法によると、磁性薄膜１０の全ての材料を混合して作製したスパッタターゲットを所定のガス圧下で不活性ガスを用いてスパッタリングすることにより、磁性薄膜１０を簡便且つ高速で得ることができる。
【００４９】
磁性薄膜１０をスパッタ法を用いて形成する場合、スパッタターゲットは磁性薄膜１０と等しい組成を有していなくてもよい。スパッタ法によると、通常、ターゲットの組成と形成される薄膜の組成とは異なる。したがって、磁性薄膜１０において目的の組成を得るために、上述した組成の違いを考慮してスパッタターゲットの組成を設定しておくことが好ましい。
【００５０】
スパッタターゲットの作製方法に特に制限はないが、例えば、鋳込みや焼結等の方法を挙げることができる。その中でも焼結法は、他の方法に比べてより容易にターゲットを作製することができる。
【００５１】
焼結法によりＦｅ−Ｃｏ−Ｂ−Ｃ−Ｎ系のスパッタターゲットを作製する場合、その出発材料として、例えば、ｐｕｒｅ−Ｆｅ、ｐｕｒｅ−Ｃｏ、Ｂ4Ｃ、及びＢＮ等の混合物を用いることができる。また、必要に応じて、この混合物にｐｕｒｅ−Ｂやグラファイト等を加えてもよい。
【００５２】
上記混合物中へはＦｅ4Ｎのような遷移金属の窒化物をさらに加えることが好ましい。一般に、スパッタターゲット中に窒素を含有させた場合、窒素は他の元素に比べて、ターゲット中と薄膜中との間での濃度の差が大きい。すなわち、通常、ターゲット中の窒素濃度に比べ、薄膜中の窒素濃度は低濃度となる。したがって、Ｆｅ4Ｎのような遷移金属の窒化物をさらに加えることにより、磁性薄膜１０中の窒素濃度を十分に高めることが可能となる。
【００５３】
以上説明した成膜法によると、ターゲットは磁性薄膜１０に含有される全ての元素を含む。したがって、上記成膜方法によると、磁性薄膜１０を支持する基板のような支持体とターゲットとの間の距離を短くした場合においても、磁性薄膜１０の組成が不均一となることがない。また、この方法によると、支持体とターゲットとの間の距離を短くすることができるため、材料を高い効率で利用すること、すなわち高いスループットを実現することが可能となる。
【００５４】
なお、磁性薄膜１０の組成変更の迅速性及び制御性や磁性薄膜１０への不純物の混入防止等を優先する場合は、複数種のスパッタターゲット或いは複数種の蒸着源を用いて磁性薄膜１０を形成してもよい。
【００５５】
上記磁性薄膜１０には、その面内に一様な一軸磁気異方性が付与される。一軸磁気異方性の付与は、例えば、上記磁性薄膜１０を磁場中で成膜すること、磁性薄膜１０を成膜した直後に磁場中で熱処理すること、或いは磁性薄膜１０を有する磁気素子を作製した後に磁場中で熱処理することにより行われる。また、磁性薄膜１０が形成される支持体の表面を予め異方的な形状に形成すること、磁性薄膜１０に異方的な応力を導入すること、或いは磁性薄膜１０に各種エッチング法を用いてパターニングすることのように、機械的手法を用いて面内一軸磁気異方性を付与することも可能である。いずれの方法を用いたとしても、磁性薄膜１０に面内一軸磁気異方性を付与することにより、磁化困難軸方向の励磁を高周波数領域での使用に適するように行うことが可能となる。
【００５６】
以上説明したように、上記磁性薄膜１０は、従来の優れた磁気特性を有している。また、上記磁性薄膜１０は、従来に比べてより高い抵抗率を有している。すなわち、上記磁性薄膜１０を磁気素子に用いた場合、高周波励磁されたとしても渦電流損失は僅かである。言い換えると、上記磁性薄膜１０に用いられる磁性材料は、品質係数Ｑが高い優れた高周波軟磁性材料である。したがって、上記磁性薄膜１０を用いることにより、磁気素子における渦電流損失を十分に防止するために必要な磁性薄膜の積層数を、従来に比べて低減することができる。すなわち、十分な軟磁気特性、高い電気抵抗率、及び簡略化された構造を有し、且つ量産性に優れた磁気素子を得ることが可能となる。
【００５７】
次に、上記磁性薄膜１０を有する磁気素子について、図２を参照しながら説明する。
【００５８】
図２は、本発明の一実施形態に係る磁気素子を概略的に示す図である。図２に示す磁気素子２０は、本発明を平面型インダクタに適用した例を示している。なお、図２において、（ａ）はインダクタ２０の平面図であり、（ｂ）は（ａ）の２Ｂ−２Ｂ線に沿った断面図である。
【００５９】
図２（ａ）及び（ｂ）に示すように、インダクタ２０はダブルレクタンギュラ型の平面コイル２３を有している。平面コイル２３は、絶縁層２５中に埋め込まれており、一対の磁性薄膜１０は絶縁層２５の両面にそれぞれ設けられている。なお、図中、参照番号２４は電極を示し、矢印２６は磁化容易軸を示し、矢印２７は磁束を示している。
【００６０】
図２（ａ）及び（ｂ）に示すように、上記インダクタ２０は平面型であるので、電源部等の小型化に極めて有効である。また、上記インダクタ２０は、上述した磁性薄膜１０を有しているので、図１に関して説明したのと同様の効果を得ることができる。すなわち、磁性薄膜１０は優れた軟磁性及び高い電気抵抗率を有しているため、上記インダクタ２０によると、磁気素子の高性能化、低コスト化、及び高周波数領域での十分な磁気素子効率を実現することが可能となる。
【００６１】
以上、図１に示す磁性薄膜１０を平面型インダクタ２０に適用した例を示したが、他の磁気素子にも適用可能である。例えば、平面型のトランスや磁気ヘッド等のように磁性薄膜と平面コイルとの組合わせを有する他の磁気素子にも適用することができる。
【００６２】
【実施例】
以下、本発明の実施例について説明する。
【００６３】
（実施例１）
図１に示す磁性薄膜１０を以下に示す方法により作製した。まず、熱酸化膜が形成された６枚のＳｉウエハにＡｒガスを用いたドライエッチングを施して、それぞれの表面をクリーニングした。次に、マグネトロンスパッタリング装置を用い、下記表１に示す条件で、上記６枚のＳｉウエハ上に厚さ約１μｍの磁性薄膜１０を形成した。
【００６４】
【表１】

Figure 0004308963
【００６５】
なお、上記６枚のＳｉウエハ上に磁性薄膜１０を成膜する際のＡｒガス圧は、それぞれ、下記表１に示すように０．２７、０．５３、１．０６、１．６０、２．１３、及び４．２６Ｐａとした。また、スパッタターゲットは下記表２に示す組成の焼結体を用いた。すなわち、本例においては、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｂ及びＮを含有し且つＣを含有しないスパッタターゲットを用いた。また、磁性薄膜１０の膜厚は触針型表面粗さ／膜厚計を用いて確認した。
【００６６】
（実施例２）
スパッタターゲットとして組成の異なる焼結体を用いたこと以外は、実施例１に示したのと同様の方法により、６枚のＳｉウエハ上に厚さ約１μｍの磁性薄膜１０をそれぞれ形成した。すなわち、本例においては、下記表２に示すように、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｂ及びＮに加え、さらにＣを含有するスパッタターゲットを用いた。
【００６７】
（比較例）
スパッタターゲットとして組成の異なる焼結体を用いたこと以外は、実施例１に示したのと同様の方法により、６枚のＳｉウエハ上に厚さ約１μｍの磁性薄膜をそれぞれ形成した。すなわち、本例において使用したスパッタターゲットは、下記表２に示すように、Ｎを含有せず、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｂ及びＣを含有する。
【００６８】
【表２】
Figure 0004308963
【００６９】
以上のようにして作製した実施例１及び２並びに比較例に係る磁性薄膜１０について、ＩＣＰ発光分析法及び高周波加熱・赤外吸収法を用いて組成分析を行った。その結果を下記表３に示す。
【００７０】
【表３】
Figure 0004308963
【００７１】
上記表３に示すように、スパッタガス圧は、磁性薄膜１０の組成に殆ど影響を与えなかった。
【００７２】
次に、それぞれの磁性薄膜１０について薄膜Ｘ線回折法を用いて結晶性を確認したところ、実施例１に係る磁性薄膜１０からはいずれもｂｃｃ格子のピークが検出された。すなわち、実施例１に係る磁性薄膜１０は、いずれも結晶質相を含むことが確認された。また、実施例２及び比較例に係る磁性薄膜１０はいずれも非晶質相であることが確認された。なお、Ｘ線の入射角は磁性薄膜１０の膜面に対して２．０°とした。
【００７３】
また、実施例１及び２並びに比較例に係る磁性薄膜１０について、４端子法を用いて電気抵抗率を測定した。その結果を図３に示す。
【００７４】
図３は、実施例１に係る磁性薄膜の抵抗率を示すグラフである。図３において、横軸は磁性薄膜１０を成膜する際のスパッタガス圧を示し、縦軸は磁性薄膜１０の電気抵抗率を示している。また、図中、曲線３１は実施例１の磁性薄膜１０について得られたデータを示し、曲線３２は実施例２の磁性薄膜１０について得られたデータを示し、曲線３３は比較例の磁性薄膜について得られたデータを示している。
【００７５】
図３から明らかなように、Ｎを含有しない比較例の磁性薄膜に比べ、Ｎを含有する実施例１及び２の磁性薄膜１０はいずれも高い抵抗率を示している。また、実施例１の磁性薄膜１０は、実施例２の磁性薄膜１０に比べて高い抵抗率を有している。
【００７６】
上記表３に示すように、実施例１の磁性薄膜１０は比較例の磁性薄膜に含まれる全てのＣをＮで置換したものに相当する。また、実施例２の磁性薄膜１０は比較例の磁性薄膜に含まれる一部のＣをＮで置換したものに相当する。したがって、磁性薄膜中のＣのＮへの置換率を高めることにより、より高い抵抗率が得られることが分かる。
【００７７】
さらに、図３に示すように、実施例１及び２に関しては、スパッタガス圧を高めた場合により高い抵抗率が得られている。特に、磁性薄膜１０中の全てのＣをＮで置換した実施例１については、その傾向が顕著である。このように、磁性薄膜１０の抵抗率は、磁性薄膜１０の組成とスパッタガス圧とに大きく依存することが確認された。
【００７８】
以上示したように、磁性薄膜１０の組成はスパッタガス圧に殆ど依存せず、電気抵抗率はスパッタガス圧に大きく依存する。これは、スパッタガス圧に依存して磁性薄膜１０の構造が変化することを意味している。すなわち、上記結果は、実施例１及び２の磁性薄膜１０が、従来のＦｅ−Ｃｏ−Ｂ−Ｃ系の磁性薄膜と同様にグラニュラ構造を呈し、スパッタガス圧に依存して遷移金属リッチの領域１１のサイズや非金属リッチの領域１２が形成するパーコレーションネットワークの状態が変化したこと示している。
【００７９】
次に、実施例１及び２並びに比較例に係る磁性薄膜１０を１２８ｋＡ／ｍの直流磁場中で熱処理し、磁性薄膜１０に面内一軸磁気異方性を付与した。それぞれの熱処理温度及び熱処理時間を下記表４に示す。
【００８０】
【表４】
Figure 0004308963
【００８１】
なお、上記表４に示すように、実施例１及び２並びに比較例の磁性薄膜については、熱処理温度及び熱処理時間を、それぞれ６００Ｋ及び１０ｋｓとした。また、実施例１において説明したのと同様の方法により、別途、磁性薄膜１０を作製した。これら磁性薄膜１０についても、熱処理温度を５８６Ｋ及び５７６Ｋとしたこと以外は同様にして、面内一軸磁気異方性をそれぞれ付与した。
【００８２】
以上のようにして面内一軸磁気異方性を付与した磁性薄膜１０について、磁化曲線を求めた。図４及び図５にそれらの一部を示す。
【００８３】
図４及び図５は、それぞれ実施例１に係る磁性薄膜１０の磁化曲線を示すグラフである。なお、図４は、スパッタガス圧を１．０６Ｐａとし熱処理温度を６００Ｋとした磁性薄膜１０の磁化困難軸に関する磁化曲線を示し、図５は、スパッタガス圧を１．０６Ｐａとし熱処理温度を５７６Ｋとした磁性薄膜１０の磁化困難軸に関する磁化曲線を示している。また、図中、横軸は磁場を示し、縦軸は磁化を示している。これら図に示すように、実施例１及び２に係る磁性薄膜１０においては、一様な面内一軸磁気異方性のもとでの磁化困難軸励磁が理想的に行われ得ることが確認された。
【００８４】
次に、上述した方法により面内一軸磁気異方性を付与した実施例１及び２並びに比較例に係る磁性薄膜１０について自発磁化を測定した。その結果を図６及び図７並びに上記表４に示す。
【００８５】
図６は、実施例１及び２並びに比較例に係る磁性薄膜１０を６００Ｋで熱処理した場合に得られた自発磁化を示すグラフであり、図７は、実施例１に係る磁性薄膜１０を５８６Ｋ及び５７６Ｋで熱処理した場合に得られた自発磁化を示すグラフである。図中、横軸はスパッタガス圧を示し、縦軸は自発磁化を示している。
【００８６】
図６において、曲線６１は実施例１に係る磁性薄膜１０を６００Ｋで熱処理した場合に得られたデータを示し、曲線６２は実施例２１に係る磁性薄膜１０を６００Ｋで熱処理した場合に得られたデータを示し、曲線６３は比較例に係る磁性薄膜１０を６００Ｋで熱処理した場合に得られたデータを示している。また、図７において、曲線７１は実施例１に係る磁性薄膜１０を６００Ｋで熱処理した場合に得られたデータを示し、曲線７２は実施例１に係る磁性薄膜１０を５８６Ｋで熱処理した場合に得られたデータを示し、曲線７３は実施例１に係る磁性薄膜１０を５７６Ｋで熱処理した場合に得られたデータを示している。
【００８７】
図６の曲線６１〜６３の比較から明らかなように、熱処理条件を同条件とした場合、比較例の磁性薄膜に比べ、実施例１及び実施例２の磁性薄膜１０においてより高い自発磁化が得られている。これらをさらに詳細に比較すると、実施例２の磁性薄膜１０においては、比較例の磁性薄膜に比べて０．１Ｔｅｓｌａ程度高い自発磁化が得られている。また、実施例１の磁性薄膜１０においては、比較例の磁性薄膜に比べて０．２Ｔｅｓｌａ程度高い自発磁化が得られている。このように、熱処理条件を同条件とした場合、磁性薄膜中のＣのＮへの置換率を高めることにより、より高い自発磁化が得られることが分かる。
【００８８】
また、図７の曲線７２に示すように、実施例１の磁性薄膜１０を５８６Ｋで熱処理した場合、１．５〜１．７５程度の自発磁化が得られた。すなわち、比較例の磁性薄膜に比べ、高い自発磁化を得ることができた。また、図７の曲線７３に示すように、実施例１の磁性薄膜１０を５７６Ｋで熱処理した場合、１．７〜１．８程度の自発磁化が得られた。すなわち、６００Ｋで熱処理した場合とほぼ同等の自発磁化を得ることができた。また、図７の曲線７１と曲線７３とを詳細に比較すると、高圧側では、熱処理温度を６００Ｋとした場合に比べ５８６Ｋとした場合においてより高い自発磁化が得られた。
【００８９】
次に、上述した方法により面内一軸磁気異方性を付与した実施例１及び２並びに比較例に係る磁性薄膜１０について異方性磁場を測定した。その結果を図８〜図１１並びに上記表４に示す。
【００９０】
図８は、実施例１に係る磁性薄膜１０を６００Ｋで熱処理した場合に得られた異方性磁場を示すグラフであり、図９は、実施例２に係る磁性薄膜１０を６００Ｋで熱処理した場合に得られた異方性磁場を示すグラフである。また、図１０は、実施例１に係る磁性薄膜１０を５８６Ｋで熱処理した場合に得られた異方性磁場を示すグラフであり、図１１は、実施例１に係る磁性薄膜１０を５７６Ｋで熱処理した場合に得られた異方性磁場を示すグラフである。なお、図中、横軸はスパッタガス圧を示し、縦軸は異方性磁場を示している。
【００９１】
図８に示すように、実施例１の磁性薄膜１０を６００Ｋで熱処理した場合、異方性磁場はおよそ５００〜１５００Ａ／ｍの範囲で変化した。また、図９に示すように、実施例２の磁性薄膜１０を６００Ｋで熱処理した場合、異方性磁場はおよそ１２００〜２２００Ａ／ｍの範囲で変化した。上記表４に示すように、比較例の磁性薄膜を６００Ｋで熱処理した場合の異方性磁場は０．４〜１０００Ａ／ｍであることから、熱処理を同条件で行った場合、比較例の磁性薄膜に比べ、実施例１及び２の磁性薄膜１０において、より高い異方性磁場が得られることが分かる。また、図８及び図９に示すように、実施例１及び実施例２の磁性薄膜１０に関しては、スパッタガス圧に応じて所望の異方性磁場を得ることが可能であることが確認された。
【００９２】
異方性磁場が増大した場合、強磁性共鳴の周波数が増加する。この強磁性共鳴の周波数は、軟磁性膜の励磁可能な周波数の上限を決定する。したがって、実施例１及び２の磁性薄膜１０に関して得られた結果は、それらが高周波数領域での使用に適していることを示している。
【００９３】
また、図１０に示すように、実施例１に係る磁性薄膜１０を５８６Ｋで熱処理した場合、異方性磁場はおよそ７００〜３１００Ａ／ｍの範囲で変化した。また、図１１に示すように、実施例１の磁性薄膜１０を５７６Ｋで熱処理した場合、異方性磁場はおよそ５００〜１７００Ａ／ｍの範囲で変化した。すなわち、実施例１の磁性薄膜１０への熱処理温度を５８６Ｋ及び５８６Ｋとしたいずれの場合においても、比較例の磁性薄膜に比べてより高い異方性磁場が得られた。特に、熱処理温度を５８６Ｋとした場合、比較例の磁性薄膜に比べて、最大で約３倍もの異方性磁場を得ることができた。
【００９４】
次に、上述した方法により面内一軸磁気異方性を付与した実施例１及び２並びに比較例に係る磁性薄膜１０について磁化困難軸保磁力を測定した。その結果を図１２〜図１４並びに上記表４に示す。
【００９５】
図１２は、実施例１及び２に係る磁性薄膜１０を６００Ｋで熱処理した場合に得られた磁化困難軸保磁力を示すグラフである。また、図１３は、実施例１に係る磁性薄膜１０を５８６Ｋで熱処理した場合に得られた磁化困難軸保磁力を示すグラフであり、図１４は、実施例１に係る磁性薄膜１０を５７６Ｋで熱処理した場合に得られた磁化困難軸保磁力を示すグラフである。なお、図中、横軸はスパッタガス圧を示し、縦軸は磁化困難軸保磁力を示している。また、図１２において、曲線１２１は実施例１の磁性薄膜１０を６００Ｋで熱処理した場合に得られたデータを示し、曲線１２２は実施例２の磁性薄膜１０を６００Ｋで熱処理した場合に得られたデータを示している。
【００９６】
図１２に示すように、実施例１の磁性薄膜１０を６００Ｋで熱処理した場合、スパッタガス圧を４．２６Ｐａとしたものを除いて１６０Ａ／ｍ以下の磁化困難軸保磁力が得られている。すなわち、スパッタガス圧を４．２６Ｐａとしたものを除いて、実用上十分な軟磁性が得られた。また、スパッタガス圧を最適化することにより、４０Ａ／ｍ程度或いはそれ以下の磁化困難軸保磁力を得ることができた。
【００９７】
また、図１２に示すように、実施例２の磁性薄膜１０を６００Ｋで熱処理した場合、１５０Ａ／ｍ以下の磁化困難軸保磁力が得られた。実施例２の磁性薄膜１０に関しては、実施例１の磁性薄膜１０とは異なり、磁化困難軸保磁力はスパッタガス圧に依存せず、安定した軟磁性が得られた。
【００９８】
実施例１の磁性薄膜１０を５８６Ｋで熱処理した場合、図１３に示すように、磁化困難軸保磁力は１８〜約２３０Ａ／ｍであり、実用上十分な軟磁性が得られた。また、実施例１の磁性薄膜１０を５７６Ｋで熱処理した場合、図１４に示すように、磁化困難軸保磁力は１４〜約１７０Ａ／ｍであった。図１１に関して説明したように、実施例１の磁性薄膜１０を５７６Ｋで熱処理した場合、スパッタガス圧を例えば１〜２Ｐａとした場合、２０００Ａ／ｍを超える異方性磁場が得られている。また、図１４に示すように、実施例１の磁性薄膜１０を５７６Ｋで熱処理した場合、スパッタガス圧を例えば２Ｐａ以下とした場合に十分に低い磁化困難軸保磁力が得られている。したがって、実施例１の磁性薄膜１０を５７６Ｋで熱処理した場合、極めて大きな異方性磁場と低い磁化困難軸保磁力とを同時に得ることが可能となる。
【００９９】
以上示したように、上記実施例１及び２に係る磁性薄膜１０においては、いずれも高い電気抵抗率を実現することができた。また、これら磁性薄膜１０に面内一軸磁気異方性を付与したものは、高周波励磁に適した一軸磁気異方性及び高い飽和磁化を有し、且つ軟磁性に優れることが確認された。
【０１００】
本実施例において特筆すべきは、上述した特性を維持しつつ、軟磁性膜としては極めて大きい２０００Ａ／ｍ以上もの面内一軸異方性磁場と２０Ａ／ｍ以下の低い磁化困難軸保磁力との両立が可能とされた点である。すなわち、上記実施例によると、（ａ）高抵抗率が実現されるため渦電流損失が低減され、（ｂ）高い異方性磁場及び高い自発磁化が実現されるため強磁性共鳴周波数の増加が可能となり、（ｃ）低い保磁力が実現されるためヒステリシス損失の低減を図ることができる。したがって、高周波数領域においても十分に使用可能な磁性薄膜を得ることができた。
【０１０１】
また、上述した磁気特性は、６００Ｋを超える温度での熱処理を伴うことなく得られた。すなわち、上記磁気特性は、ポリイミド等を用いた一般的な半導体プロセスにおける耐熱温度の範囲内で熱処理することにより得られたものである。したがって、半導体プロセスの一工程において上記磁性薄膜１０を形成した場合、例えば全ての工程を終えた後に磁性薄膜１０への面内一軸磁気異方性の付与を行うことが可能となる。すなわち、上記磁性薄膜１０によると、優れた量産性を実現することが可能となる。
【０１０２】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明の磁気素子において使用する磁性薄膜はＦｅ−Ｃｏ−Ｂ−Ｎ系の磁性薄膜を含むため、十分な軟磁性及び高い電気抵抗率を有する。
【０１０３】
すなわち、本発明によると、十分な軟磁気特性を有し且つ高い電気抵抗率を有する磁性薄膜を有する磁気素子が提供される。
【図面の簡単な説明】
【図１】 本発明の一実施形態に係る磁気素子において使用する磁性薄膜を概略的に示す平面図。
【図２】 本発明の一実施形態に係る磁気素子を概略的に示す図。
【図３】 実施例１に係る磁性薄膜の抵抗率を示すグラフ。
【図４】 実施例１に係る磁性薄膜の磁化曲線を示すグラフ。
【図５】 実施例１に係る磁性薄膜の磁化曲線を示すグラフ。
【図６】 実施例１及び２並びに比較例に係る磁性薄膜を６００Ｋで熱処理した場合に得られた自発磁化を示すグラフ。
【図７】 実施例１に係る磁性薄膜を５８６Ｋ及び５７６Ｋで熱処理した場合に得られた自発磁化を示すグラフ。
【図８】 実施例１に係る磁性薄膜を６００Ｋで熱処理した場合に得られた異方性磁場を示すグラフ。
【図９】 実施例２に係る磁性薄膜を６００Ｋで熱処理した場合に得られた異方性磁場を示すグラフ。
【図１０】 実施例１に係る磁性薄膜を５８６Ｋで熱処理した場合に得られた異方性磁場を示すグラフ。
【図１１】 実施例１に係る磁性薄膜を５７６Ｋで熱処理した場合に得られた異方性磁場を示すグラフ。
【図１２】 実施例１及び２に係る磁性薄膜を６００Ｋで熱処理した場合に得られた磁化困難軸保磁力を示すグラフ。
【図１３】 実施例１に係る磁性薄膜を５８６Ｋで熱処理した場合に得られた磁化困難軸保磁力を示すグラフ。
【図１４】 実施例１に係る磁性薄膜を５７６Ｋで熱処理した場合に得られた磁化困難軸保磁力を示すグラフ。
【符号の説明】
１０…磁性薄膜、１１，１２…領域、２０…磁気素子、２３…平面コイル、２４…電極、２５…絶縁層、２６…磁化容易軸、２７…磁束、３１〜３３，６１〜６３，７１〜７３，１２１，１２２…曲線。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
  The present invention, MagnetismIt relates to the air element.
[0002]
[Prior art]
In recent years, downsizing of electronic devices has been promoted by making various circuits into LSIs. However, with respect to the power supply unit, the miniaturization of magnetic elements such as inductors and transformers has been delayed, so the miniaturization has not progressed as much as other components. For this reason, the volume ratio of the power supply unit to the entire device is increasing.
[0003]
In order to solve such problems, the present inventors have researched and developed a planar magnetic element in which a planar coil and a magnetic thin film are combined, and have already put it into practical use. This magnetic element is extremely effective for the above-mentioned problems because of its shape, and can be used in a high frequency region of 1 MHz or higher.
[0004]
By the way, the magnetic permeability of the magnetic thin film in the high frequency region largely depends on the state of the rotational magnetization process. In order to realize an ideal rotational magnetization process, it is necessary to perform excitation in the hard axis direction under uniform in-plane uniaxial magnetic anisotropy, such as permeability and coercivity in the hard axis direction. Is an important physical property value. Further, the magnetic permeability in the high frequency region is intricately correlated with various physical properties of the sample. The anisotropic magnetic field is one of those having the highest correlation with the magnetic permeability (real part), and its reciprocal is generally proportional to the real part of the high-frequency magnetic permeability.
[0005]
A planar magnetic element such as a thin film inductor is required to have a high magnetic permeability (real part) in a high frequency region of 1 MHz or more, but the optimum magnetic permeability differs depending on the design. Therefore, in order to realize the optimum magnetic permeability in a high frequency region in a magnetic element such as a thin film inductor, the magnetic thin film has uniaxial magnetic anisotropy in the plane and the anisotropic magnetic field is set to a desired value. It needs to be controllable.
[0006]
On the other hand, the imaginary part of the magnetic permeability includes (a) general hysteresis loss, (b) abnormal loss due to domain wall motion, (c) eddy current loss, and (d) GLL (Gilbert-Landau). The resonance loss of the essential magnetic moment represented by the equation (Lifshitz) contributes. When a low coercive force is obtained for excitation in the hard axis direction and uniform uniaxial magnetic anisotropy is obtained, (a) and (b) are reduced. In addition, since the ferromagnetic resonance frequency is increased under a sufficiently large anisotropic magnetic field and spontaneous magnetization, the influence of (d) is also reduced. However, the eddy current loss of (c) becomes more significant as the magnetic thin film becomes more soft, and increases with the square of the frequency. In order to reduce this, it is necessary to increase the electrical resistivity of the magnetic thin film.
[0007]
In a planar magnetic element such as a thin film inductor, the higher the saturation magnetization of the magnetic thin film, the higher the power and saturation current that can be handled. Therefore, a magnetic element such as a thin film inductor is required to have a high saturation magnetization.
[0008]
Thus, in the thin film inductor, the magnetic thin film has uniaxial magnetic anisotropy in the plane thereof, the anisotropic magnetic field can be controlled to a desired value, high electrical resistivity, and high It is required to have saturation magnetization. In general, the above-described requirements are the same for planar magnetic elements other than thin-film inductors. For example, for magnetic heads, etc., a magnetic thin film having a low loss and a high saturation magnetization in a high frequency region with an increase in recording density, a high coercive force and high energy product of a magnetic recording medium, and an increase in operating frequency. Is required.
[0009]
A planar magnetic element that has already been put into practical use by the present inventors, specifically, a thin-film inductor using a Fe—Co—B—C-based magnetic thin film having a plurality of amorphous phases, is an ultra-small DC -Used for power application devices such as AC converters, this magnetic thin film has the above-mentioned characteristics.
[0010]
That is, this magnetic thin film has a resistivity of about 120 to 200 μΩcm, which is one digit larger than that of a classical crystalline soft magnetic material such as simple crystalline permalloy or Fe-based crystalline alloy. Therefore, in this magnetic element, eddy current loss is relatively suppressed. In addition, this magnetic thin film realizes high saturation magnetization, in-plane uniaxial magnetic anisotropy, and sufficient soft magnetism, and also has high resistance to heat in a semiconductor process.
[0011]
However, even though the magnetic thin film has such excellent characteristics, when it is applied to an inductor for power use, etc., it is usually not a single layer structure but a plurality of magnetic thin films laminated. A laminated structure is adopted. The reason will be described below.
[0012]
Since a large amount of magnetic flux is driven in an inductor for electric power, when the above-described magnetic thin film is used, the thickness of the magnetic thin film needs to be 5 μm to 10 μm or more. When such a thickness is realized with a single layer structure, even if the magnetic thin film has a resistivity of 100 μΩcm or more, eddy current loss becomes excessive, and practical magnetic element efficiency cannot be obtained.
[0013]
On the other hand, when a plurality of magnetic thin films are laminated and an insulating layer is interposed between the magnetic thin films, it is not necessary to form individual magnetic thin films thickly, so that eddy current loss can be suppressed. However, since the laminated structure has a more complicated manufacturing process than the single layer structure, there arises a problem that throughput is lowered and cost is increased.
[0014]
Further, when a magnetic element is used as a signal processing element, it is expected that it will be driven in the frequency range of several hundred MHz to several GHz in the future. However, in such a very high frequency region, the electric field is significantly attenuated in the thickness direction of the magnetic thin film. For this reason, it is impractical to employ a laminated structure in which magnetic thin films having insufficient resistivity, such as the magnetic thin film described above, are laminated.
[0015]
In such an extremely high frequency region, it is desirable to adopt a single layer structure. In this case, the magnetic thin film requires a resistivity of at least 200 μΩcm, and practically a resistivity of 300 μΩcm. That is, the magnetic element is required to increase the resistivity of the magnetic thin film.
[0016]
[Problems to be solved by the invention]
As described above, in order to realize high performance, low cost, and sufficient magnetic element efficiency in the high frequency region, the eddy current loss is further reduced, that is, the electric resistance of the magnetic thin film. It is eager to further increase the rate. However, in general, since the soft magnetic characteristics are greatly affected by the composition and structure, it is extremely difficult to further increase the electrical resistivity while maintaining the soft magnetic characteristics of the magnetic thin film.
[0017]
  The present invention has been made in view of the above problems, and is a magnetic thin film having sufficient soft magnetic characteristics and high electrical resistivity.MembraneAn object of the present invention is to provide a magnetic element having the same.
[0018]
[Means for Solving the Problems]
  In order to solve the above problems, the present invention provides:Comprising a magnetic thin film and a planar coil disposed opposite the magnetic thin film, the thin film comprising:Composition formula (Fe1- αCoα)1- β(B1- χ - δNδXχ)β(Wherein α, β, χ and δ satisfy the following inequality, and X represents a group 4B element).And having a uniaxial magnetic anisotropy substantially parallel to the film surface, and having a first region and a second region, wherein the first region is compared with the second region. Fe and Co are contained at a higher concentration, the second region is an amorphous phase containing B, N and X at a higher concentration than the first region, and the first region is It consists of a plurality of island-shaped portions, and the second region is located between the plurality of island-shaped portions and has a mesh shape.It is characterized byMagnetic elementI will provide a.
[0019]
                  0 <α <1, 0.05 ≦ β ≦ 0.55,
                  0 ≦ χ <1, 0 <δ <1, χ + δ <1
[0020]
FirstOne region may be a crystalline phase, an amorphous phase, or a mixed phase of a crystalline phase and an amorphous phase. on the other handThe secondRegion 2 is an amorphous phase.
[0021]
ThisThe magnetic element usually further includes an insulator layer interposed between the magnetic thin film and the planar coil.
[0022]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
Hereinafter, the present invention will be described in more detail with reference to the drawings.
[0023]
  FIG. 1 relates to an embodiment of the present invention.Used in magnetic elementsIt is a top view which shows a magnetic thin film roughly. In FIG. 1, reference numeral 10 indicates a magnetic thin film. This magnetic thin film 10 has a composition formula (Fe1- αCoα)1- β(B1- χ - δNδXχ)βIt contains a magnetic material represented by In the above composition formula, α, β, χ, and δ each satisfy the following inequality, and X represents a group 4B element.
[0024]
                  0 <α <1, 0.05 ≦ β ≦ 0.55,
                  0 ≦ χ <1, 0 <δ <1, χ + δ <1
  As shown in FIG. 1, the magnetic thin film 10 is,islandA region 11 and a mesh region 12 are provided. Region 11 is rich in transition metals and contains Fe and Co at higher concentrations than region 12. On the other hand, the region 12 is non-metal rich and contains B, N, and X at a higher concentration than the region 11. The transition metal rich region 11 is an amorphous phase, a crystalline phase, or a mixed phase of an amorphous phase and a crystalline phase. That is, the region 11 can take various crystal states. In contrast, the non-metal rich region 12 is, NonIt is crystalline.
[0025]
The characteristics of the magnetic thin film 10 will be described below in comparison with the magnetic thin film disclosed in US Pat. No. 5,522,946 of the present inventors. US Pat. No. 5,522,946 discloses a magnetic thin film containing an Fe-based alloy composed of Fe, Co, B, C, and optionally a group 4B element other than C as a magnetic material. Using this magnetic material, a transition metal-rich region and a non-metal-rich region similar to those shown in FIG. 1 are formed by depositing a magnetic thin film under an appropriate composition ratio and deposition conditions. Is done.
[0026]
US Pat. No. 5,522,946 discloses a magnetic thin film having high saturation magnetization and excellent soft magnetism. This magnetic thin film can further induce and control uniaxial magnetic anisotropy and has excellent high-frequency magnetic properties.
[0027]
In addition, in the magnetic thin film disclosed in US Pat. No. 5,522,946, the transition metal-rich region is formed in an island shape, and the non-metal rich region is formed in a mesh shape. That is, this magnetic thin film has a granular structure.
[0028]
In this non-metal rich region, it is considered that boron carbide, which is a material having a high resistivity, or a similar structure is formed. Thus, in this magnetic thin film, since the nonmetallic rich region having a high resistivity forms a percolation network, a relatively high resistivity can be obtained.
[0029]
  thisThe magnetic thin film 10 differs greatly from the magnetic thin film disclosed in US Pat. No. 5,522,946 in that all C or part of C is replaced by N. As described above, boron carbide or a similar structure is formed in the non-metal rich region of the magnetic thin film disclosed in US Pat. No. 5,522,946. For it,thisIn the non-metal rich region 12 of the magnetic thin film 10, boron nitride or a similar structure is formed.
[0030]
  Boron carbide is an excellent resistor, but boron nitride is an even better resistor (Eg = 4.6 eV). Therefore,thisAccording to the magnetic thin film 10, higher electrical resistivity can be obtained. In addition, in the non-metal region 12 of the magnetic thin film 10, it is possible that a similar structure is formed instead of boron nitride, but the magnetic thin film disclosed in US Pat. No. 5,522,946,thisIt is considered that the electrical resistivity relationship with the magnetic thin film 10 is the same as the resistivity relationship between boron carbide and boron nitride.
[0031]
As described above, it is possible to increase the resistivity of the magnetic thin film 10 by using a material having a high resistivity for the non-metal rich region 12, but the magnetic thin film 10 having the above-described structure is used for all such materials. It cannot be formed. This is due to the following reason.
[0032]
The nonmetallic element is contained in the nonmetal rich region 12 at a high concentration, but is also contained in the transition metal rich region 11. Nonmetallic elements contained in the transition metal rich region 11 contribute to the amorphization or microcrystallization of the region 11. Furthermore, the nonmetallic element contained in the transition metal rich region 11 affects valence electron transfer and interstitial distance, thereby affecting the magnetic properties of the magnetic thin film 10. Therefore, in order to maintain the soft magnetism and the like obtained in the magnetic thin film disclosed in US Pat. No. 5,522,946, it is necessary to use a nonmetal that can give the same effect to the transition metal rich region 11 There is.
[0033]
Among the atoms having a low atomic number, the ionization tendency and the like vary greatly depending on the valence, but among them, N is an element that is closest to C in the transition metal-rich region 11. That is, N is optimal for replacement of C, and even when C is replaced with N, the excellent characteristics obtained in the magnetic thin film disclosed in US Pat. No. 5,522,946 are maintained.
[0034]
  in this way,thisAccording to the magnetic thin film 10, it is possible to realize a higher electrical resistivity while maintaining the excellent soft magnetism and the like of the conventional Fe—Co—B—C magnetic thin film. Therefore, when this magnetic thin film 10 is used for a magnetic element, it is not necessary to adopt a conventional multilayer structure in order to avoid problems caused by eddy current loss. That is, the problem due to eddy current loss can be avoided with a single-layer structure or a multilayer structure with a smaller number of layers.
[0035]
The magnetic thin film 10 is usually formed to a thickness of about 1 μm to 10 μm. In addition, when use in a GHz band is assumed, it may be formed to be 1 μm or less, or 0.1 μm or less. In the magnetic thin film 10, the transition metal-rich region 11 is usually formed so that the average diameter is 5 to 10 nm. By setting the average diameter of the region 11 within such a range, excellent soft magnetism and the like can be obtained.
[0036]
The magnetic thin film 10 generally has a composition formula (Fe1- αCoα)1- β(B1- χ - δNδXχ)βIt consists substantially only of the magnetic material represented. X represents a group 4B element, that is, C, Si, Ge, Sn, and Pb. The element X is an optional component. Therefore, the magnetic thin film 10 may not contain the element X. Further, the magnetic thin film 10 can contain a plurality of elements selected from Group 4B elements as X. In this case, for example, if the magnetic thin film 10 contains two kinds of elements X1 and X2 as X, X = X11- γX2γIt is necessary to satisfy the relationship (0 <γ <1).
[0037]
In the above composition formula, χ is not particularly limited as long as it satisfies the relationship represented by the inequality 0 ≦ χ <1, but preferably satisfies the relationship represented by the inequality 0 ≦ χ ≦ (1-2δ) / 5. If χ exceeds (1-2δ) / 5, a sufficient amount of boron nitride may not be formed, or the group 4B element X may be in a low resistance state, and the electrical resistivity of the magnetic thin film 10 is insufficient. There is a risk of becoming.
[0038]
When the magnetic thin film 10 contains the element X, X is preferably selected from C, Si, and Sn. When these elements are used as X, excellent soft magnetism can be obtained while forming a stable matrix structure.
[0039]
In the composition formula, sufficient spontaneous magnetization can be obtained if α satisfies the relationship represented by the inequality 0 <α <1, but preferably satisfies the relationship represented by the inequality 0.1 ≦ α ≦ 0.5. In this case, higher spontaneous magnetization can be obtained. In particular, when α is about 0.25, it is most advantageous with respect to spontaneous magnetization.
[0040]
In the above composition formula, β satisfies the relationship represented by the inequality 0.05 ≦ β ≦ 0.55. If β exceeds 0.55, even if α is about 0.25, spontaneous magnetization at room temperature may be substantially zero. On the other hand, when β is less than 0.05, crystallization that is not microcrystals is likely to occur, and the effects caused by adding B, N, etc., for example, the effect of increasing electrical resistivity and the effect of obtaining excellent soft magnetism. It may not be obtained. β is preferably 0.4 or less. By setting β to 0.4 or less, a spontaneous magnetization of 1 Tesla or higher, which is higher than that of a conventional high resistivity soft magnetic material such as general ferrite, can be obtained.
[0041]
In the above composition formula, δ is not particularly limited as long as it satisfies the relationship represented by the inequality 0 <δ <1 and the inequality χ + δ <1, but further satisfies the relationship represented by the inequality (1-5χ) / 2 ≦ δ. preferable. In this case, more boron nitride can be generated and the resistivity of the magnetic thin film 10 can be increased. In addition, the amount of N supplied to the transition metal rich phase can be compensated.
[0042]
Overall, δ and χ preferably satisfy the inequality 0.8 ≦ 2δ + 5χ ≦ 1.2, and 2δ + 5χ is more preferably approximately 1. In this case, the above-described effect becomes particularly remarkable.
[0043]
In the above composition formula, β is preferably determined based on δ or χ. The reason will be described below.
[0044]
As described above, the magnetic thin film 10 has the transition metal rich island region 11 and the non-metal rich network region 12. That is, the magnetic thin film 10 has a granular structure. When the magnetic thin film 10 has such a structure, since the conductive region 11 is surrounded by the insulating region 12, electrical conduction between adjacent regions 11 is suppressed. Therefore, according to the magnetic thin film 10, a high electrical resistivity can be obtained.
[0045]
Thus, the high electrical resistivity of the magnetic thin film 10 is brought about by the region 11. Therefore, the resistivity of the material constituting the region 12 and the volume of the region 12 contribute to the electrical resistivity of the magnetic thin film 10.
[0046]
The resistivity of the material constituting the region 12 and the volume of the region 12 both depend on δ and χ. As described above, for example, when the element X is C, the boron carbide (BFourC) or a similar structure and boron nitride (BN) or a similar structure are formed. Furthermore, the density of boron carbide, boron nitride, and the like in region 12 is considered to correlate with bulk boron carbide and bulk boron nitride.
[0047]
Therefore, when the element X is included, the volume of the non-metal rich region 12 is estimated based on δ and χ, and β is determined so that the relationship between the volume and the volume of the transition metal-rich region 11 is optimal. By doing so, the magnetic thin film 10 having excellent characteristics can be designed. Although B, N, C, and the like are contained not only in the non-metal rich region 12 but also in the transition metal rich region 11, the above design method is considered to be sufficiently useful.
[0048]
The magnetic thin film 10 described above uses, for example, a PVD method (physical vapor deposition method), a CVD method (chemical vapor deposition method), a method in which the material of the magnetic thin film 10 is sprayed and rapidly cooled using a roll method, a plating method, or the like. Can be formed. Of these, the PVD method is preferably used. This is because the PVD method is excellent in mass productivity, film quality stability, and film forming condition controllability. For example, according to the sputtering method which is one of the PVD methods, a sputtering target prepared by mixing all the materials of the magnetic thin film 10 is sputtered using an inert gas under a predetermined gas pressure. It can be obtained simply and at high speed.
[0049]
When the magnetic thin film 10 is formed by sputtering, the sputter target may not have the same composition as the magnetic thin film 10. According to the sputtering method, the composition of the target is usually different from the composition of the thin film to be formed. Therefore, in order to obtain the target composition in the magnetic thin film 10, it is preferable to set the composition of the sputtering target in consideration of the above-described difference in composition.
[0050]
Although there is no restriction | limiting in particular in the preparation methods of a sputtering target, For example, methods, such as casting and sintering, can be mentioned. Among them, the sintering method can produce a target more easily than other methods.
[0051]
When a Fe—Co—B—C—N-based sputter target is produced by a sintering method, for example, pure-Fe, pure-Co, BFourMixtures such as C and BN can be used. Moreover, you may add pure-B, a graphite, etc. to this mixture as needed.
[0052]
Fe into the above mixtureFourIt is preferred to further add a transition metal nitride such as N. In general, when nitrogen is contained in a sputter target, the concentration difference between nitrogen in the target and the thin film is large compared to other elements. That is, the nitrogen concentration in the thin film is usually lower than the nitrogen concentration in the target. Therefore, FeFourBy further adding a transition metal nitride such as N, the nitrogen concentration in the magnetic thin film 10 can be sufficiently increased.
[0053]
According to the film forming method described above, the target includes all elements contained in the magnetic thin film 10. Therefore, according to the film forming method, the composition of the magnetic thin film 10 does not become nonuniform even when the distance between the support such as the substrate that supports the magnetic thin film 10 and the target is shortened. Further, according to this method, since the distance between the support and the target can be shortened, it is possible to use the material with high efficiency, that is, to realize high throughput.
[0054]
When priority is given to the quickness and controllability of the composition change of the magnetic thin film 10 and the prevention of impurities from being mixed into the magnetic thin film 10, the magnetic thin film 10 is formed using a plurality of types of sputtering targets or a plurality of types of vapor deposition sources. May be.
[0055]
  The magnetic thin film 10 includes, ThatUniform uniaxial magnetic anisotropy is imparted in the plane. The uniaxial magnetic anisotropy can be imparted by, for example, forming the magnetic thin film 10 in a magnetic field, performing heat treatment in the magnetic field immediately after forming the magnetic thin film 10, or manufacturing a magnetic element having the magnetic thin film 10. After that, heat treatment is performed in a magnetic field. Further, the surface of the support on which the magnetic thin film 10 is formed is formed in an anisotropic shape in advance, anisotropic stress is introduced into the magnetic thin film 10, or various etching methods are used for the magnetic thin film 10. Like patterning, in-plane uniaxial magnetic anisotropy can be imparted using a mechanical technique. Regardless of which method is used, by providing in-plane uniaxial magnetic anisotropy to the magnetic thin film 10, excitation in the hard axis direction can be performed so as to be suitable for use in a high frequency region.
[0056]
As described above, the magnetic thin film 10 has excellent conventional magnetic characteristics. Further, the magnetic thin film 10 has a higher resistivity than the conventional one. That is, when the magnetic thin film 10 is used for a magnetic element, eddy current loss is small even if high-frequency excitation is performed. In other words, the magnetic material used for the magnetic thin film 10 is an excellent high-frequency soft magnetic material having a high quality factor Q. Therefore, the use of the magnetic thin film 10 can reduce the number of laminated magnetic thin films necessary for sufficiently preventing eddy current loss in the magnetic element as compared with the conventional case. That is, it is possible to obtain a magnetic element having sufficient soft magnetic properties, high electrical resistivity, a simplified structure, and excellent mass productivity.
[0057]
Next, a magnetic element having the magnetic thin film 10 will be described with reference to FIG.
[0058]
FIG. 2 is a diagram schematically showing a magnetic element according to an embodiment of the present invention. A magnetic element 20 shown in FIG. 2 shows an example in which the present invention is applied to a planar inductor. 2A is a plan view of the inductor 20, and FIG. 2B is a cross-sectional view taken along line 2B-2B of FIG.
[0059]
As shown in FIGS. 2A and 2B, the inductor 20 has a double-rectangular planar coil 23. The planar coil 23 is embedded in the insulating layer 25, and the pair of magnetic thin films 10 are provided on both surfaces of the insulating layer 25, respectively. In the figure, reference numeral 24 indicates an electrode, arrow 26 indicates an easy axis, and arrow 27 indicates a magnetic flux.
[0060]
As shown in FIGS. 2A and 2B, since the inductor 20 is a planar type, it is extremely effective for reducing the size of the power supply unit and the like. Further, since the inductor 20 includes the magnetic thin film 10 described above, the same effect as described with reference to FIG. 1 can be obtained. That is, since the magnetic thin film 10 has excellent soft magnetism and high electrical resistivity, according to the inductor 20, high performance of the magnetic element, low cost, and sufficient magnetic element efficiency in a high frequency region. Can be realized.
[0061]
As described above, the example in which the magnetic thin film 10 shown in FIG. 1 is applied to the planar inductor 20 has been shown, but the present invention can also be applied to other magnetic elements. For example, the present invention can be applied to other magnetic elements having a combination of a magnetic thin film and a planar coil such as a planar transformer and a magnetic head.
[0062]
【Example】
Examples of the present invention will be described below.
[0063]
Example 1
The magnetic thin film 10 shown in FIG. 1 was produced by the following method. First, dry etching using Ar gas was performed on six Si wafers on which a thermal oxide film was formed to clean the respective surfaces. Next, a magnetic thin film 10 having a thickness of about 1 μm was formed on the six Si wafers using a magnetron sputtering apparatus under the conditions shown in Table 1 below.
[0064]
[Table 1]
Figure 0004308963
[0065]
The Ar gas pressures when the magnetic thin film 10 is formed on the six Si wafers are 0.27, 0.53, 1.06, 1.60, 2 as shown in Table 1 below, respectively. .13 and 4.26 Pa. Moreover, the sintered compact of the composition shown in following Table 2 was used for the sputtering target. That is, in this example, a sputtering target containing Fe, Co, B and N and not containing C was used. The film thickness of the magnetic thin film 10 was confirmed using a stylus type surface roughness / film thickness meter.
[0066]
(Example 2)
A magnetic thin film 10 having a thickness of about 1 μm was formed on six Si wafers by the same method as shown in Example 1 except that sintered bodies having different compositions were used as the sputtering target. That is, in this example, as shown in Table 2 below, a sputtering target containing C in addition to Fe, Co, B, and N was used.
[0067]
(Comparative example)
A magnetic thin film having a thickness of about 1 μm was formed on each of six Si wafers by the same method as shown in Example 1 except that sintered bodies having different compositions were used as the sputtering target. That is, the sputter target used in this example does not contain N, but contains Fe, Co, B, and C as shown in Table 2 below.
[0068]
[Table 2]
Figure 0004308963
[0069]
About the magnetic thin film 10 which concerns on Examples 1 and 2 produced as mentioned above and a comparative example, the composition analysis was performed using the ICP emission analysis method and the high frequency heating and infrared absorption method. The results are shown in Table 3 below.
[0070]
[Table 3]
Figure 0004308963
[0071]
As shown in Table 3, the sputtering gas pressure hardly affected the composition of the magnetic thin film 10.
[0072]
Next, when the crystallinity of each magnetic thin film 10 was confirmed by using a thin film X-ray diffraction method, the peak of the bcc lattice was detected from each of the magnetic thin films 10 according to Example 1. That is, it was confirmed that the magnetic thin film 10 according to Example 1 includes a crystalline phase. Moreover, it was confirmed that both the magnetic thin films 10 according to Example 2 and the comparative example are in an amorphous phase. The incident angle of X-rays was 2.0 ° with respect to the film surface of the magnetic thin film 10.
[0073]
Moreover, about the magnetic thin film 10 which concerns on Example 1 and 2 and a comparative example, the electrical resistivity was measured using the 4-terminal method. The result is shown in FIG.
[0074]
  Figure 3, Real4 is a graph showing the resistivity of a magnetic thin film according to Example 1. In FIG. 3, the horizontal axis indicates the sputtering gas pressure when the magnetic thin film 10 is formed, and the vertical axis indicates the electrical resistivity of the magnetic thin film 10. In the figure, curve 31 shows data obtained for the magnetic thin film 10 of Example 1, curve 32 shows data obtained for the magnetic thin film 10 of Example 2, and curve 33 shows the magnetic thin film of the comparative example. The obtained data is shown.
[0075]
As is clear from FIG. 3, the magnetic thin films 10 of Examples 1 and 2 containing N both show higher resistivity than the magnetic thin film of the comparative example not containing N. Also, the magnetic thin film 10 of Example 1 has a higher resistivity than the magnetic thin film 10 of Example 2.
[0076]
As shown in Table 3 above, the magnetic thin film 10 of Example 1 corresponds to a structure in which all C contained in the magnetic thin film of the comparative example is replaced with N. Further, the magnetic thin film 10 of Example 2 corresponds to a case where part of C contained in the magnetic thin film of the comparative example is replaced with N. Therefore, it can be seen that a higher resistivity can be obtained by increasing the substitution ratio of C to N in the magnetic thin film.
[0077]
Further, as shown in FIG. 3, in Examples 1 and 2, a higher resistivity is obtained when the sputtering gas pressure is increased. In particular, the tendency is remarkable in Example 1 in which all C in the magnetic thin film 10 is replaced with N. Thus, it was confirmed that the resistivity of the magnetic thin film 10 greatly depends on the composition of the magnetic thin film 10 and the sputtering gas pressure.
[0078]
As described above, the composition of the magnetic thin film 10 hardly depends on the sputtering gas pressure, and the electrical resistivity greatly depends on the sputtering gas pressure. This means that the structure of the magnetic thin film 10 changes depending on the sputtering gas pressure. That is, the above results show that the magnetic thin film 10 of Examples 1 and 2 has a granular structure similar to the conventional Fe—Co—B—C magnetic thin film, and is a transition metal rich region depending on the sputtering gas pressure. 11 and the state of the percolation network formed by the non-metal rich region 12 is changed.
[0079]
Next, the magnetic thin film 10 according to Examples 1 and 2 and the comparative example was heat-treated in a direct current magnetic field of 128 kA / m to impart in-plane uniaxial magnetic anisotropy to the magnetic thin film 10. Each heat treatment temperature and heat treatment time are shown in Table 4 below.
[0080]
[Table 4]
Figure 0004308963
[0081]
As shown in Table 4 above, for the magnetic thin films of Examples 1 and 2 and the comparative example, the heat treatment temperature and the heat treatment time were 600 K and 10 ks, respectively. In addition, a magnetic thin film 10 was separately prepared by the same method as described in Example 1. These magnetic thin films 10 were also given in-plane uniaxial magnetic anisotropy in the same manner except that the heat treatment temperatures were 586K and 576K.
[0082]
A magnetization curve was determined for the magnetic thin film 10 provided with in-plane uniaxial magnetic anisotropy as described above. 4 and 5 show some of them.
[0083]
4 and 5 are graphs showing the magnetization curves of the magnetic thin film 10 according to Example 1, respectively. 4 shows a magnetization curve related to the hard axis of the magnetic thin film 10 at a sputtering gas pressure of 1.06 Pa and a heat treatment temperature of 600 K. FIG. 5 shows a heat treatment temperature of 576 K at a sputtering gas pressure of 1.06 Pa. The magnetization curve regarding the hard axis of magnetization of the magnetic thin film 10 shown is shown. In the figure, the horizontal axis indicates the magnetic field, and the vertical axis indicates the magnetization. As shown in these figures, in the magnetic thin film 10 according to Examples 1 and 2, it was confirmed that hard axis excitation with ideal magnetization under uniform in-plane uniaxial magnetic anisotropy can be performed ideally. It was.
[0084]
Next, spontaneous magnetization was measured for the magnetic thin films 10 according to Examples 1 and 2 and the comparative example to which in-plane uniaxial magnetic anisotropy was imparted by the method described above. The results are shown in FIGS. 6 and 7 and Table 4 above.
[0085]
FIG. 6 is a graph showing spontaneous magnetization obtained when the magnetic thin film 10 according to Examples 1 and 2 and the comparative example is heat-treated at 600 K. FIG. 7 shows the magnetic thin film 10 according to Example 1 at 586 K and It is a graph which shows the spontaneous magnetization obtained when it heat-processed at 576K. In the figure, the horizontal axis indicates the sputtering gas pressure, and the vertical axis indicates spontaneous magnetization.
[0086]
In FIG. 6, a curve 61 shows data obtained when the magnetic thin film 10 according to Example 1 was heat-treated at 600 K, and a curve 62 was obtained when the magnetic thin film 10 according to Example 21 was heat-treated at 600 K. The curve 63 shows data obtained when the magnetic thin film 10 according to the comparative example is heat-treated at 600K. In FIG. 7, a curve 71 shows data obtained when the magnetic thin film 10 according to Example 1 was heat-treated at 600 K, and a curve 72 was obtained when the magnetic thin film 10 according to Example 1 was heat-treated at 586 K. Curve 73 shows data obtained when the magnetic thin film 10 according to Example 1 was heat-treated at 576K.
[0087]
As is clear from the comparison of the curves 61 to 63 in FIG. 6, when the heat treatment conditions are the same, higher spontaneous magnetization is obtained in the magnetic thin film 10 of Example 1 and Example 2 than in the magnetic thin film of Example 1. It has been. When these are compared in more detail, in the magnetic thin film 10 of Example 2, spontaneous magnetization higher by about 0.1 Tesla is obtained than the magnetic thin film of the comparative example. Moreover, in the magnetic thin film 10 of Example 1, the spontaneous magnetization higher about 0.2 Tesla is obtained compared with the magnetic thin film of the comparative example. Thus, when the heat treatment conditions are the same, it can be seen that higher spontaneous magnetization can be obtained by increasing the substitution ratio of C to N in the magnetic thin film.
[0088]
Further, as shown by a curve 72 in FIG. 7, when the magnetic thin film 10 of Example 1 was heat-treated at 586 K, spontaneous magnetization of about 1.5 to 1.75 was obtained. That is, higher spontaneous magnetization could be obtained as compared with the magnetic thin film of the comparative example. Further, as shown by a curve 73 in FIG. 7, when the magnetic thin film 10 of Example 1 was heat-treated at 576 K, spontaneous magnetization of about 1.7 to 1.8 was obtained. That is, it was possible to obtain spontaneous magnetization almost equivalent to the case of heat treatment at 600K. Further, when the curve 71 and the curve 73 in FIG. 7 are compared in detail, higher spontaneous magnetization is obtained on the high pressure side when the heat treatment temperature is 586K than when the heat treatment temperature is 600K.
[0089]
Next, the anisotropic magnetic field was measured about Example 1 and 2 which provided in-plane uniaxial magnetic anisotropy by the method mentioned above, and the magnetic thin film 10 which concerns on a comparative example. The results are shown in FIGS.
[0090]
FIG. 8 is a graph showing the anisotropic magnetic field obtained when the magnetic thin film 10 according to Example 1 is heat-treated at 600K, and FIG. 9 is the case where the magnetic thin film 10 according to Example 2 is heat-treated at 600K. It is a graph which shows the anisotropic magnetic field obtained by. FIG. 10 is a graph showing the anisotropic magnetic field obtained when the magnetic thin film 10 according to Example 1 is heat-treated at 586 K. FIG. 11 is a graph showing the heat treatment of the magnetic thin film 10 according to Example 1 at 576 K. It is a graph which shows the anisotropic magnetic field obtained by doing. In the figure, the horizontal axis represents the sputtering gas pressure, and the vertical axis represents the anisotropic magnetic field.
[0091]
As shown in FIG. 8, when the magnetic thin film 10 of Example 1 was heat-treated at 600 K, the anisotropic magnetic field changed in the range of about 500 to 1500 A / m. As shown in FIG. 9, when the magnetic thin film 10 of Example 2 was heat-treated at 600K, the anisotropic magnetic field changed in the range of about 1200 to 2200 A / m. As shown in Table 4, the anisotropic magnetic field when the magnetic thin film of the comparative example is heat-treated at 600K is 0.4 to 1000 A / m. Therefore, when the heat treatment is performed under the same conditions, the magnetic properties of the comparative example are as follows. It can be seen that a higher anisotropic magnetic field is obtained in the magnetic thin film 10 of Examples 1 and 2 than in the thin film. Further, as shown in FIGS. 8 and 9, it was confirmed that the magnetic thin film 10 of Example 1 and Example 2 can obtain a desired anisotropic magnetic field according to the sputtering gas pressure. .
[0092]
When the anisotropic magnetic field increases, the frequency of ferromagnetic resonance increases. The frequency of this ferromagnetic resonance determines the upper limit of the frequency at which the soft magnetic film can be excited. Accordingly, the results obtained for the magnetic thin films 10 of Examples 1 and 2 indicate that they are suitable for use in the high frequency region.
[0093]
As shown in FIG. 10, when the magnetic thin film 10 according to Example 1 was heat-treated at 586 K, the anisotropic magnetic field changed in the range of about 700 to 3100 A / m. As shown in FIG. 11, when the magnetic thin film 10 of Example 1 was heat-treated at 576 K, the anisotropic magnetic field changed in the range of about 500 to 1700 A / m. That is, in any case where the heat treatment temperature for the magnetic thin film 10 of Example 1 was 586 K and 586 K, a higher anisotropic magnetic field was obtained compared to the magnetic thin film of the comparative example. In particular, when the heat treatment temperature was 586 K, it was possible to obtain an anisotropic magnetic field up to about three times that of the magnetic thin film of the comparative example.
[0094]
Next, the hard axis coercivity of the magnetic thin films 10 according to Examples 1 and 2 and the comparative example to which in-plane uniaxial magnetic anisotropy was imparted by the method described above was measured. The results are shown in FIGS.
[0095]
FIG. 12 is a graph showing the hard axis coercivity obtained when the magnetic thin film 10 according to Examples 1 and 2 is heat-treated at 600K. 13 is a graph showing the hard axis coercivity obtained when the magnetic thin film 10 according to Example 1 is heat-treated at 586K. FIG. 14 is a graph showing the magnetic thin film 10 according to Example 1 at 576K. It is a graph which shows the hard-axis magnetization coercive force obtained when it heat-processed. In the figure, the horizontal axis indicates the sputtering gas pressure, and the vertical axis indicates the hard axis coercivity. In FIG. 12, a curve 121 shows data obtained when the magnetic thin film 10 of Example 1 was heat-treated at 600K, and a curve 122 was obtained when the magnetic thin film 10 of Example 2 was heat-treated at 600K. Data are shown.
[0096]
As shown in FIG. 12, when the magnetic thin film 10 of Example 1 was heat-treated at 600 K, a hard axis coercivity of 160 A / m or less was obtained except for a sputtering gas pressure of 4.26 Pa. That is, practically sufficient soft magnetism was obtained except for the sputtering gas pressure of 4.26 Pa. Further, by optimizing the sputtering gas pressure, it was possible to obtain a hard axis coercivity of about 40 A / m or less.
[0097]
As shown in FIG. 12, when the magnetic thin film 10 of Example 2 was heat-treated at 600K, a hard axis coercivity of 150 A / m or less was obtained. Regarding the magnetic thin film 10 of Example 2, unlike the magnetic thin film 10 of Example 1, the hard axis coercivity did not depend on the sputtering gas pressure, and stable soft magnetism was obtained.
[0098]
When the magnetic thin film 10 of Example 1 was heat-treated at 586 K, as shown in FIG. 13, the hard axis coercivity was 18 to about 230 A / m, and practically sufficient soft magnetism was obtained. In addition, when the magnetic thin film 10 of Example 1 was heat-treated at 576 K, as shown in FIG. 14, the hard axis coercivity was 14 to about 170 A / m. As described with reference to FIG. 11, when the magnetic thin film 10 of Example 1 is heat-treated at 576 K, an anisotropic magnetic field exceeding 2000 A / m is obtained when the sputtering gas pressure is set to 1 to 2 Pa, for example. As shown in FIG. 14, when the magnetic thin film 10 of Example 1 is heat-treated at 576 K, a sufficiently low hard axis coercivity is obtained when the sputtering gas pressure is set to 2 Pa or less, for example. Therefore, when the magnetic thin film 10 of Example 1 is heat-treated at 576 K, it is possible to obtain an extremely large anisotropic magnetic field and a low hard axis coercivity at the same time.
[0099]
As described above, in the magnetic thin film 10 according to Examples 1 and 2, it was possible to realize high electrical resistivity. Further, it was confirmed that those in which in-plane uniaxial magnetic anisotropy was imparted to these magnetic thin films 10 had uniaxial magnetic anisotropy suitable for high-frequency excitation, high saturation magnetization, and excellent soft magnetism.
[0100]
In this example, it should be noted that while maintaining the above-described characteristics, the soft magnetic film has a very large in-plane uniaxial anisotropic magnetic field of 2000 A / m or more and a low hard axis coercivity of 20 A / m or less. This is the point where both are possible. That is, according to the above embodiment, (a) eddy current loss is reduced because high resistivity is realized, and (b) ferromagnetic resonance frequency is increased because high anisotropic magnetic field and high spontaneous magnetization are realized. (C) Since a low coercive force is realized, hysteresis loss can be reduced. Therefore, it was possible to obtain a magnetic thin film that can be sufficiently used even in a high frequency region.
[0101]
Moreover, the magnetic characteristics described above were obtained without any heat treatment at temperatures exceeding 600K. That is, the magnetic characteristics are obtained by heat treatment within the range of the heat resistance temperature in a general semiconductor process using polyimide or the like. Therefore, when the magnetic thin film 10 is formed in one step of the semiconductor process, for example, in-plane uniaxial magnetic anisotropy can be imparted to the magnetic thin film 10 after all steps are finished. That is, according to the magnetic thin film 10, excellent mass productivity can be realized.
[0102]
【The invention's effect】
  As explained above, the present inventionUsed in magnetic elementsSince the magnetic thin film includes an Fe—Co—B—N magnetic thin film, it has sufficient soft magnetism and high electrical resistivity..
[0103]
  That is, according to the present invention, a magnetic thin film having sufficient soft magnetic characteristics and high electrical resistivity.MembraneA magnetic element is provided.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 relates to an embodiment of the present invention.Used in magnetic elementsThe top view which shows a magnetic thin film roughly.
FIG. 2 is a diagram schematically showing a magnetic element according to an embodiment of the present invention.
[Fig. 3]Fruit6 is a graph showing the resistivity of a magnetic thin film according to Example 1.
FIG. 4 shows a magnetic thin film according to Example 1.MembraneThe graph which shows a magnetization curve.
FIG. 5 shows a magnetic thin film according to Example 1.MembraneThe graph which shows a magnetization curve.
FIG. 6 shows magnetic thin films according to Examples 1 and 2 and a comparative example.MembraneThe graph which shows the spontaneous magnetization obtained when heat-processing at 600K.
7 is a magnetic thin film according to Example 1. FIG.MembraneThe graph which shows the spontaneous magnetization obtained when heat-processing by 586K and 576K.
FIG. 8 shows a magnetic thin film according to Example 1.MembraneThe graph which shows the anisotropic magnetic field obtained when it heat-processed at 600K.
FIG. 9 shows a magnetic thin film according to Example 2.MembraneThe graph which shows the anisotropic magnetic field obtained when it heat-processed at 600K.
FIG. 10 shows a magnetic thin film according to Example 1.MembraneThe graph which shows the anisotropic magnetic field obtained when it heat-processed at 586K.
FIG. 11 shows a magnetic thin film according to Example 1.MembraneThe graph which shows the anisotropic magnetic field obtained when it heat-processed at 576K.
FIG. 12 shows a magnetic thin film according to Examples 1 and 2.MembraneThe graph which shows the hard-to-magnetize coercive force obtained when heat-treating at 600K.
FIG. 13 shows a magnetic thin film according to Example 1.MembraneThe graph which shows the hard-axis magnetization coercive force obtained when it heat-processed at 586K.
FIG. 14 shows a magnetic thin film according to Example 1.MembraneThe graph which shows the hard-axis magnetization coercive force obtained when it heat-processed at 576K.
[Explanation of symbols]
  DESCRIPTION OF SYMBOLS 10 ... Magnetic thin film, 11, 12 ... Area | region, 20 ... Magnetic element, 23 ... Planar coil, 24 ... Electrode, 25 ... Insulating layer, 26 ... Easy axis of magnetization, 27 ... Magnetic flux, 31-33, 61-63, 71- 73, 121, 122 ... curves.

Claims (3)

磁性薄膜と、前記磁性薄膜と対向して配置された平面型コイルとを具備し、前記薄膜は、組成式（Ｆｅ1- αＣｏα）1- β（Ｂ1- χ - δＮδＸχ）βであらわされる磁性材料（式中、α、β、χ及びδはそれぞれ下記不等式を満たし、Ｘは４Ｂ族元素を示す）を含み、その膜面に実質的に平行な一軸磁気異方性を有し、第１の領域と第２の領域とを有しており、前記第１の領域は前記第２の領域に比べてＦｅ及びＣｏをより高い濃度で含有し、前記第２の領域は前記第１の領域に比べてＢ、Ｎ及びＸをより高い濃度で含有した非晶質相であり、前記第１の領域は複数の島状部からなり、前記第２の領域は前記複数の島状部の間に位置し且つ網目状の形状を有していることを特徴とする磁気素子。
０＜α＜１、 ０．０５≦β≦０．５５、
０≦χ＜１、 ０＜δ＜１、 χ＋δ＜１ Comprising a magnetic thin film, and said planar coils arranged magnetic thin film and opposed to, the thin film, the composition formula (Fe 1- α Co α) 1- β (B 1- χ - δ N δ X χ ) magnetic material (wherein represented by beta, alpha, beta, respectively χ and δ satisfy the following inequalities, X is shows the 4B group elements) only contains substantially parallel uniaxial magnetic anisotropy in the film plane And having a first region and a second region, wherein the first region contains Fe and Co at a higher concentration than the second region, and the second region The region is an amorphous phase containing B, N, and X at a higher concentration than the first region, the first region is composed of a plurality of islands, and the second region is the A magnetic element that is located between a plurality of island-like portions and has a mesh shape .
0 <α <1, 0.05 ≦ β ≦ 0.55,
0 ≦ χ <1, 0 <δ <1, χ + δ <1 前記磁性薄膜と前記平面型コイルとの間に介在する絶縁体層をさらに具備することを特徴とする請求項１に記載の磁気素子。The magnetic element according to claim 1, further comprising an insulator layer interposed between the magnetic thin film and the planar coil. 前記χはゼロであることを特徴とする請求項１又は２に記載の磁気素子。The magnetic element according to claim 1, wherein the χ is zero.
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