JPH1197240A - 機能性粒子分散型薄膜とグラニュラー磁性薄膜およびそれらの製造方法 - Google Patents
機能性粒子分散型薄膜とグラニュラー磁性薄膜およびそれらの製造方法Info
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- JPH1197240A JPH1197240A JP9251184A JP25118497A JPH1197240A JP H1197240 A JPH1197240 A JP H1197240A JP 9251184 A JP9251184 A JP 9251184A JP 25118497 A JP25118497 A JP 25118497A JP H1197240 A JPH1197240 A JP H1197240A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 本発明は、基板上あるいは下地層上に結晶配
向性を制御した状態でｎｍオーダーの微細粒子を分散形
成できる技術の提供を目的とする。 【解決手段】 本発明は、結晶配向性の良好な基材２上
または結晶配向性の良好な下地層６上に、前記基材２ま
たは下地層６の結晶配向性に揃うように個々に基材２ま
たは下地層６に対してエピタキシャル成長された複数の
種結晶粒子３が分散形成され、これら複数の種結晶粒子
３の周囲に、これらの個々の種結晶粒子３を囲むように
個々の種結晶粒子３に対してエピタキシャル成長されて
形成された機能性粒子４が形成されてなることを特徴と
する。そして、これらの機能性粒子４を覆って隔離層５
を設けても良い。
向性を制御した状態でｎｍオーダーの微細粒子を分散形
成できる技術の提供を目的とする。 【解決手段】 本発明は、結晶配向性の良好な基材２上
または結晶配向性の良好な下地層６上に、前記基材２ま
たは下地層６の結晶配向性に揃うように個々に基材２ま
たは下地層６に対してエピタキシャル成長された複数の
種結晶粒子３が分散形成され、これら複数の種結晶粒子
３の周囲に、これらの個々の種結晶粒子３を囲むように
個々の種結晶粒子３に対してエピタキシャル成長されて
形成された機能性粒子４が形成されてなることを特徴と
する。そして、これらの機能性粒子４を覆って隔離層５
を設けても良い。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、結晶配向性を良好
にした粒子を基材上に分散させた粒子分散型薄膜とそれ
を利用したグラニュラー磁性薄膜およびそれらの製造方
法に関する。
にした粒子を基材上に分散させた粒子分散型薄膜とそれ
を利用したグラニュラー磁性薄膜およびそれらの製造方
法に関する。
【０００２】
【従来の技術】近年に至り、非磁性基材上に分散形成し
たｎｍオーダーの微細強磁性粒子を具備するグラニュラ
ー強磁性薄膜に関する研究が報告されている。更に、最
近の研究によれば、超高密度磁気記録媒体用の素材とし
て、黒鉛状の炭素基材上に形成されたＣｏの微細結晶粒
の薄膜が有望なものとして報告されている。また、他に
トンネルタイプの巨大磁気抵抗効果（ＧＭＲ）を示すも
のとして、スパッタにより成膜されたＣｏをベースとし
た、ＣｏＡｌＯのグラニュラー薄膜が知られており、こ
のグラニュラー薄膜は、高抵抗を有し、優れた軟磁気特
性を発揮するものとして知られている。
たｎｍオーダーの微細強磁性粒子を具備するグラニュラ
ー強磁性薄膜に関する研究が報告されている。更に、最
近の研究によれば、超高密度磁気記録媒体用の素材とし
て、黒鉛状の炭素基材上に形成されたＣｏの微細結晶粒
の薄膜が有望なものとして報告されている。また、他に
トンネルタイプの巨大磁気抵抗効果（ＧＭＲ）を示すも
のとして、スパッタにより成膜されたＣｏをベースとし
た、ＣｏＡｌＯのグラニュラー薄膜が知られており、こ
のグラニュラー薄膜は、高抵抗を有し、優れた軟磁気特
性を発揮するものとして知られている。
【０００３】これらの磁気抵抗効果を示す材料は、一般
に、強磁性体粒子が非磁性導電体のマトリクス中に分散
形成されていて、外部磁界の変動に対して電気抵抗変化
を有するものであり、マトリクスと分散粒子との界面に
おける伝導電子のスピンに依存してＭＲ効果を奏すると
されており、分散粒子の径を微細に保持したままで分散
粒子数を増加させることでＭＲ比は向上するとされてい
るので、非磁性導電体のマトリクス中に微細な強磁性体
の粒子を高濃度に分散させる技術の開発が進められてい
る。
に、強磁性体粒子が非磁性導電体のマトリクス中に分散
形成されていて、外部磁界の変動に対して電気抵抗変化
を有するものであり、マトリクスと分散粒子との界面に
おける伝導電子のスピンに依存してＭＲ効果を奏すると
されており、分散粒子の径を微細に保持したままで分散
粒子数を増加させることでＭＲ比は向上するとされてい
るので、非磁性導電体のマトリクス中に微細な強磁性体
の粒子を高濃度に分散させる技術の開発が進められてい
る。
【０００４】この種の粒子分散型磁気抵抗体を製造する
方法の一例として、従来、基板上に非磁性導電体元素
と、この非磁性導電体元素に対して相互溶解度が極めて
小さい強磁性体元素との合金膜を形成し、成膜後に熱処
理することによって強磁性体粒子を分散析出させる技術
が知られている。また、基板上にスパッタにより強磁性
体の不連続粒子を形成し、これらの上に非磁性薄膜を被
着する方法も知られている。
方法の一例として、従来、基板上に非磁性導電体元素
と、この非磁性導電体元素に対して相互溶解度が極めて
小さい強磁性体元素との合金膜を形成し、成膜後に熱処
理することによって強磁性体粒子を分散析出させる技術
が知られている。また、基板上にスパッタにより強磁性
体の不連続粒子を形成し、これらの上に非磁性薄膜を被
着する方法も知られている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら前記の方
法も、例えば、非磁性導電体元素と強磁性体との間に相
互溶解性があれば適用できない問題がある。また、仮
に、ｎｍオーダーの微細粒子をマトリクス中に析出させ
ることができても、マトリクス構成元素と粒子構成元素
との間にわずかに相互溶解性があれば、一部の粒子はマ
トリクス中に吸収されてしまい、粒子濃度を向上させる
ことはできない問題がある。更に、この粒子濃度の低下
を補う意味で強磁性体の量を単に増加しても、成膜時に
強磁性体相が巨大粒子を形成したり、連続相を形成する
可能性が高く、高濃度の微粒子分散状態を得ることは不
可能な問題があった。
法も、例えば、非磁性導電体元素と強磁性体との間に相
互溶解性があれば適用できない問題がある。また、仮
に、ｎｍオーダーの微細粒子をマトリクス中に析出させ
ることができても、マトリクス構成元素と粒子構成元素
との間にわずかに相互溶解性があれば、一部の粒子はマ
トリクス中に吸収されてしまい、粒子濃度を向上させる
ことはできない問題がある。更に、この粒子濃度の低下
を補う意味で強磁性体の量を単に増加しても、成膜時に
強磁性体相が巨大粒子を形成したり、連続相を形成する
可能性が高く、高濃度の微粒子分散状態を得ることは不
可能な問題があった。
【０００６】また、前記の粒子分散型磁気抵抗体を製造
する場合、分散させた強磁性体粒子の個々の結晶配向性
を所定の方向に制御できるならば、磁気異方性を付与で
きる可能性があり、優れた磁気抵抗効果薄膜を得ること
ができる可能性があるが、前述の如く高密度の微細強磁
性体粒子を分散させること自体が困難な現状では、粒子
個々の結晶配向性の制御は到底不可能な状況にあった。
する場合、分散させた強磁性体粒子の個々の結晶配向性
を所定の方向に制御できるならば、磁気異方性を付与で
きる可能性があり、優れた磁気抵抗効果薄膜を得ること
ができる可能性があるが、前述の如く高密度の微細強磁
性体粒子を分散させること自体が困難な現状では、粒子
個々の結晶配向性の制御は到底不可能な状況にあった。
【０００７】本発明は前記事情に鑑みてなされたもの
で、基板上あるいは下地層上に結晶配向性を制御した状
態でｎｍオーダーの微細粒子を分散形成できる技術の提
供を目的とする。また、本発明は、個々に結晶配向性を
制御したｎｍオーダーの微細な強磁性体粒子を基板上に
分散させる技術の提供と、それら粒子の分散状態を制御
できる技術の提供を目的とする。更に本発明は、基材上
あるいは下地層上に、強磁性体粒子を結晶配向性の良好
な状態で直にはエピタキシャル成膜できないものであっ
ても、種結晶粒子を介してエピタキシャル成膜できる技
術の提供を目的とする。
で、基板上あるいは下地層上に結晶配向性を制御した状
態でｎｍオーダーの微細粒子を分散形成できる技術の提
供を目的とする。また、本発明は、個々に結晶配向性を
制御したｎｍオーダーの微細な強磁性体粒子を基板上に
分散させる技術の提供と、それら粒子の分散状態を制御
できる技術の提供を目的とする。更に本発明は、基材上
あるいは下地層上に、強磁性体粒子を結晶配向性の良好
な状態で直にはエピタキシャル成膜できないものであっ
ても、種結晶粒子を介してエピタキシャル成膜できる技
術の提供を目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明は前記課題を解決
するために、結晶配向性の良好な基材上または結晶配向
性の良好な下地層上に、前記基材または下地層の結晶配
向性に揃うように個々に基材または下地層に対してエピ
タキシャル成長された複数の種結晶粒子が分散形成さ
れ、これら複数の種結晶粒子の周囲に、これらの個々の
種結晶粒子を囲むように個々の種結晶粒子に対してエピ
タキシャル成長されて形成された機能性粒子が形成され
てなることを特徴とする。また、前記機能性粒子の周囲
にこれらの機能性粒子を分離してこれらを覆う隔離層が
形成されてなる構造でも良い。
するために、結晶配向性の良好な基材上または結晶配向
性の良好な下地層上に、前記基材または下地層の結晶配
向性に揃うように個々に基材または下地層に対してエピ
タキシャル成長された複数の種結晶粒子が分散形成さ
れ、これら複数の種結晶粒子の周囲に、これらの個々の
種結晶粒子を囲むように個々の種結晶粒子に対してエピ
タキシャル成長されて形成された機能性粒子が形成され
てなることを特徴とする。また、前記機能性粒子の周囲
にこれらの機能性粒子を分離してこれらを覆う隔離層が
形成されてなる構造でも良い。
【０００９】本発明において、前記種結晶粒子として、
前記基材または下地層の構成原子に対してエピタキシャ
ル成長可能な元素からなるものが選択され、前記機能性
粒子として、前記種結晶粒子に対してエピタキシャル成
長可能な元素からなるものが選択され、前記種結晶粒子
に対して前記機能性粒子がエピタキシャル成長されて相
互の結晶配向性が揃えられてなることを特徴とするもの
でも良い。
前記基材または下地層の構成原子に対してエピタキシャ
ル成長可能な元素からなるものが選択され、前記機能性
粒子として、前記種結晶粒子に対してエピタキシャル成
長可能な元素からなるものが選択され、前記種結晶粒子
に対して前記機能性粒子がエピタキシャル成長されて相
互の結晶配向性が揃えられてなることを特徴とするもの
でも良い。
【００１０】本発明において、前記基材または下地層
が、Ｓｉ、Ｇｅ、ＧａＡｓ、ＭｇＯ、ＮａＣｌ、ＫＣ
ｌ、Ａｌ2Ｏ3、サファイア、石英の中から選択される１
種であることが好ましい。本発明において、前記種結晶
粒子が、Ａｕ、Ｎｉ、Ａｇ、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｐｄ、Ｐｔ、
Ｇｅの中から選択される１種または２種以上からなるこ
とが好ましい。本発明において、前記機能性粒子がＦ
ｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、希土類元素から選択される１種または
２種以上からなることが好ましい。
が、Ｓｉ、Ｇｅ、ＧａＡｓ、ＭｇＯ、ＮａＣｌ、ＫＣ
ｌ、Ａｌ2Ｏ3、サファイア、石英の中から選択される１
種であることが好ましい。本発明において、前記種結晶
粒子が、Ａｕ、Ｎｉ、Ａｇ、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｐｄ、Ｐｔ、
Ｇｅの中から選択される１種または２種以上からなるこ
とが好ましい。本発明において、前記機能性粒子がＦ
ｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、希土類元素から選択される１種または
２種以上からなることが好ましい。
【００１１】次に本発明は、結晶配向性の良好な基材上
または結晶配向性の良好な下地層上に、前記基材または
下地層の結晶配向性に揃うように個々に基材または下地
層に対してエピタキシャル成長された複数の種結晶粒子
が分散形成され、これら複数の種結晶粒子の周囲に、こ
れらの個々の種結晶粒子を囲むように個々の種結晶粒子
に対してエピタキシャル成長されて形成された強磁性粒
子が形成され、前記強磁性粒子の周囲にこれらの強磁性
粒子を分離してしてこれらを覆う隔離層が形成されてな
ることを特徴とする。
または結晶配向性の良好な下地層上に、前記基材または
下地層の結晶配向性に揃うように個々に基材または下地
層に対してエピタキシャル成長された複数の種結晶粒子
が分散形成され、これら複数の種結晶粒子の周囲に、こ
れらの個々の種結晶粒子を囲むように個々の種結晶粒子
に対してエピタキシャル成長されて形成された強磁性粒
子が形成され、前記強磁性粒子の周囲にこれらの強磁性
粒子を分離してしてこれらを覆う隔離層が形成されてな
ることを特徴とする。
【００１２】本発明において、前記種結晶粒子として、
前記基材または下地層の構成原子に対してエピタキシャ
ル成長可能な元素からなるものが選択され、前記強磁性
粒子として、前記種結晶粒子に対してエピタキシャル成
長可能な元素からなるものが選択され、前記種結晶粒子
に対して前記強磁性粒子がエピタキシャル成長されて相
互の結晶配向性が揃えられてなることが好ましい。
前記基材または下地層の構成原子に対してエピタキシャ
ル成長可能な元素からなるものが選択され、前記強磁性
粒子として、前記種結晶粒子に対してエピタキシャル成
長可能な元素からなるものが選択され、前記種結晶粒子
に対して前記強磁性粒子がエピタキシャル成長されて相
互の結晶配向性が揃えられてなることが好ましい。
【００１３】本発明において、前記強磁性粒子が、前記
種結晶粒子よりも大きくされてなることが好ましい。本
発明において、前記強磁性粒子が、１０００Å（１００
ｎｍ）以下に形成されてなることが好ましい。本発明に
おいて、前記基材あるいは下地層がＳｉ、Ｇｅ、ＧａＡ
ｓ、ＭｇＯ、ＮａＣｌ、ＫＣｌ、Ａｌ2Ｏ3、サファイ
ア、石英の中から選択される１種からなることが好まし
い。本発明において、前記種結晶粒子が、Ａｕ、Ｎｉ、
Ａｇ、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ｇｅの中から選択され
る１種または２種以上からなることが好ましい。本発明
において、前記強磁性粒子が、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、希土
類元素から選択される１種または２種以上からなること
が好ましい。
種結晶粒子よりも大きくされてなることが好ましい。本
発明において、前記強磁性粒子が、１０００Å（１００
ｎｍ）以下に形成されてなることが好ましい。本発明に
おいて、前記基材あるいは下地層がＳｉ、Ｇｅ、ＧａＡ
ｓ、ＭｇＯ、ＮａＣｌ、ＫＣｌ、Ａｌ2Ｏ3、サファイ
ア、石英の中から選択される１種からなることが好まし
い。本発明において、前記種結晶粒子が、Ａｕ、Ｎｉ、
Ａｇ、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ｇｅの中から選択され
る１種または２種以上からなることが好ましい。本発明
において、前記強磁性粒子が、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、希土
類元素から選択される１種または２種以上からなること
が好ましい。
【００１４】本発明において、前記隔離層が、非晶質の
非導電性の絶縁体からなることが好ましい。本発明にお
いて、前記種結晶の結晶粒径が、２００Å（２０ｎｍ）
以下にされてなることが好ましい。本発明において、前
記複数の強磁性粒子間の距離が、５０Å（５ｎｍ）以下
に設定されてなることが好ましい。本発明において、前
記分散された各強磁性粒子の磁化容易軸が、一方向に揃
えられてなることが好ましい。
非導電性の絶縁体からなることが好ましい。本発明にお
いて、前記種結晶の結晶粒径が、２００Å（２０ｎｍ）
以下にされてなることが好ましい。本発明において、前
記複数の強磁性粒子間の距離が、５０Å（５ｎｍ）以下
に設定されてなることが好ましい。本発明において、前
記分散された各強磁性粒子の磁化容易軸が、一方向に揃
えられてなることが好ましい。
【００１５】次に本発明方法は、結晶配向性の良好な基
板上あるいは下地層上に種結晶粒子をエピタキシャル成
長させて複数の種結晶粒子を分散形成し、これらの種結
晶粒子の表面に更に機能性粒子を構成する原子をエピタ
キシャル成長させて各種結晶粒子を囲むように機能性粒
子を分散形成し、更にこれらの機能性粒子を取り囲むよ
うに隔離層を形成することを特徴とする。更に本発明方
法は、結晶配向性の良好な基板上あるいは下地層上に種
結晶粒子をエピタキシャル成長させて複数の種結晶粒子
を分散形成し、これらの種結晶粒子の表面に更に強磁性
粒子を構成する原子をエピタキシャル成長させて各種結
晶粒子を囲むように強磁性粒子を分散形成し、更にこれ
らの強磁性粒子を取り囲むように隔離層を形成すること
を特徴とする。
板上あるいは下地層上に種結晶粒子をエピタキシャル成
長させて複数の種結晶粒子を分散形成し、これらの種結
晶粒子の表面に更に機能性粒子を構成する原子をエピタ
キシャル成長させて各種結晶粒子を囲むように機能性粒
子を分散形成し、更にこれらの機能性粒子を取り囲むよ
うに隔離層を形成することを特徴とする。更に本発明方
法は、結晶配向性の良好な基板上あるいは下地層上に種
結晶粒子をエピタキシャル成長させて複数の種結晶粒子
を分散形成し、これらの種結晶粒子の表面に更に強磁性
粒子を構成する原子をエピタキシャル成長させて各種結
晶粒子を囲むように強磁性粒子を分散形成し、更にこれ
らの強磁性粒子を取り囲むように隔離層を形成すること
を特徴とする。
【００１６】本発明方法において、前記種結晶粒子形成
時の基板温度を制御することで種結晶粒子間の距離を制
御することができる。更に本発明方法において、前記強
磁性粒子を種結晶粒子の周りに磁場中でエピタキシャル
成長させることができる。
時の基板温度を制御することで種結晶粒子間の距離を制
御することができる。更に本発明方法において、前記強
磁性粒子を種結晶粒子の周りに磁場中でエピタキシャル
成長させることができる。
【００１７】
【発明の実施の形態】以下図面を参照して本発明の一形
態について説明するが、本願発明がこの形態に限定され
るものではないのは勿論である。図１は本発明に係るグ
ラニュラー磁性薄膜（機能性粒子分散型薄膜）１を基材
（基板）２上に備えた一形態を示すもので、この形態の
グラニュラー磁性薄膜１は、基材２上に分散形成された
多数の種結晶粒子３と、これら種結晶粒子３を個々に覆
って種結晶粒子３まわりに形成された多数の強磁性粒子
（機能性粒子）４と、該多数の強磁性粒子４を覆って形
成された隔離層５から構成されている。また、図２は本
発明に係るグラニュラー磁性薄膜（機能性粒子分散型薄
膜）１を基材（基板）２上の下地層６上に備えた一形態
を示すものであり、グラニュラー磁性薄膜１は図１の構
造と同等とされている。
態について説明するが、本願発明がこの形態に限定され
るものではないのは勿論である。図１は本発明に係るグ
ラニュラー磁性薄膜（機能性粒子分散型薄膜）１を基材
（基板）２上に備えた一形態を示すもので、この形態の
グラニュラー磁性薄膜１は、基材２上に分散形成された
多数の種結晶粒子３と、これら種結晶粒子３を個々に覆
って種結晶粒子３まわりに形成された多数の強磁性粒子
（機能性粒子）４と、該多数の強磁性粒子４を覆って形
成された隔離層５から構成されている。また、図２は本
発明に係るグラニュラー磁性薄膜（機能性粒子分散型薄
膜）１を基材（基板）２上の下地層６上に備えた一形態
を示すものであり、グラニュラー磁性薄膜１は図１の構
造と同等とされている。
【００１８】図１と図２に示す構造において、基材２ま
たは下地層６は、Ｓｉ、Ｇｅ、ＧａＡｓ、ＭｇＯ、Ｎａ
Ｃｌ、ＫＣｌ、Ａｌ2Ｏ3、ａ-Ａｌ2Ｏ3、サファイア、
石英の中から選択される１種から構成されている。次
に、前記種結晶粒子３は、Ａｕ、Ｎｉ、Ａｇ、Ｓｉ、Ｃ
ｕ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ｇｅの中から選択される１種または２
種以上からなる。ここで用いる種結晶粒子３を構成する
元素は、前記基材２または下地層６に対してエピタキシ
ャル成長し易いものが選択される。更に前記強磁性粒子
４は、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、希土類元素から選択される１
種または２種以上からなる。なおここで選択される希土
類元素は、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈ
ｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕの中から選択される１種ま
たは２種以上を示す。
たは下地層６は、Ｓｉ、Ｇｅ、ＧａＡｓ、ＭｇＯ、Ｎａ
Ｃｌ、ＫＣｌ、Ａｌ2Ｏ3、ａ-Ａｌ2Ｏ3、サファイア、
石英の中から選択される１種から構成されている。次
に、前記種結晶粒子３は、Ａｕ、Ｎｉ、Ａｇ、Ｓｉ、Ｃ
ｕ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ｇｅの中から選択される１種または２
種以上からなる。ここで用いる種結晶粒子３を構成する
元素は、前記基材２または下地層６に対してエピタキシ
ャル成長し易いものが選択される。更に前記強磁性粒子
４は、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、希土類元素から選択される１
種または２種以上からなる。なおここで選択される希土
類元素は、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈ
ｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕの中から選択される１種ま
たは２種以上を示す。
【００１９】図１と図２に示す構造において基材２ある
いは下地層６は、結晶配向性に優れたものが用いられ
る。具体的には、結晶の粒界傾角が５度程度以下として
知られる単結晶基板あるいはこの単結晶基板と同程度に
結晶配向性を整えられた下地層が用いられる。なお、基
材２はこの形態では基板状に形成されているが、基材２
は基板状以外のどのような形状でも差し支えなく、フィ
ルム状、テープ状あるいは線状などのいずれの形状でも
良い。
いは下地層６は、結晶配向性に優れたものが用いられ
る。具体的には、結晶の粒界傾角が５度程度以下として
知られる単結晶基板あるいはこの単結晶基板と同程度に
結晶配向性を整えられた下地層が用いられる。なお、基
材２はこの形態では基板状に形成されているが、基材２
は基板状以外のどのような形状でも差し支えなく、フィ
ルム状、テープ状あるいは線状などのいずれの形状でも
良い。
【００２０】前記種結晶粒子３は、基材２あるいは下地
層６の結晶に対してエピタキシャル成長された結晶の集
合体からなるもので、種結晶粒子３を構成する結晶は基
板２あるいは下地層６の結晶配向性に従って配向されて
いる。そして更に、強磁性粒子４は種結晶粒子３に対し
てエピタキシャル成長されたもので、強磁性粒子４を構
成する結晶は種結晶粒子３の結晶配向性に従って配向さ
れている。従って基材２上あるいは下地層６上の各強磁
性粒子４の結晶はそれぞれ基材２あるいは下地層６の結
晶配向性に揃うように結晶配向されている。
層６の結晶に対してエピタキシャル成長された結晶の集
合体からなるもので、種結晶粒子３を構成する結晶は基
板２あるいは下地層６の結晶配向性に従って配向されて
いる。そして更に、強磁性粒子４は種結晶粒子３に対し
てエピタキシャル成長されたもので、強磁性粒子４を構
成する結晶は種結晶粒子３の結晶配向性に従って配向さ
れている。従って基材２上あるいは下地層６上の各強磁
性粒子４の結晶はそれぞれ基材２あるいは下地層６の結
晶配向性に揃うように結晶配向されている。
【００２１】次に、前記隔離層５は、必要とする特性に
応じて適宜なものが選択されるが、この形態ではＡｌ2
Ｏ3、ＳｉＯ2などの高抵抗の非磁性の絶縁体が用いられ
る。なお、高周波用軟磁性体あるいは高ＧＭＲを得るた
めには、隔離層５として比較的高抵抗で磁性を持つもの
でも良いので、Ａｌ2Ｏ3にＦｅやＣｏをドープしたも
の、あるいは、ＦｅＯ、Ｆｅ3Ｏ4などでも良い。
応じて適宜なものが選択されるが、この形態ではＡｌ2
Ｏ3、ＳｉＯ2などの高抵抗の非磁性の絶縁体が用いられ
る。なお、高周波用軟磁性体あるいは高ＧＭＲを得るた
めには、隔離層５として比較的高抵抗で磁性を持つもの
でも良いので、Ａｌ2Ｏ3にＦｅやＣｏをドープしたも
の、あるいは、ＦｅＯ、Ｆｅ3Ｏ4などでも良い。
【００２２】図１または図２に示す構造を得るために
は、単結晶の基材２あるいは結晶配向性の良好な下地層
６上に電子ビーム蒸着あるいはスパッタ等の成膜手段で
種結晶粒子３を形成する。ここで基材２の温度は２００
〜５００℃の範囲とすることが好ましく、成膜室の圧力
は減圧雰囲気とする。また、種結晶粒子３を形成する場
合の蒸着レートは、０.０５〜０.３ｎｍ／分程度が好ま
しい。このような蒸着レートは通常の成膜レートよりも
一桁以上遅いものであり、このような遅い蒸着レートで
原子の堆積を行うことで生成粒子のエピタキシャル成長
を行わせることができ、膜ではない分散粒子を得ること
ができる。
は、単結晶の基材２あるいは結晶配向性の良好な下地層
６上に電子ビーム蒸着あるいはスパッタ等の成膜手段で
種結晶粒子３を形成する。ここで基材２の温度は２００
〜５００℃の範囲とすることが好ましく、成膜室の圧力
は減圧雰囲気とする。また、種結晶粒子３を形成する場
合の蒸着レートは、０.０５〜０.３ｎｍ／分程度が好ま
しい。このような蒸着レートは通常の成膜レートよりも
一桁以上遅いものであり、このような遅い蒸着レートで
原子の堆積を行うことで生成粒子のエピタキシャル成長
を行わせることができ、膜ではない分散粒子を得ること
ができる。
【００２３】より具体的には、基材２として例えば（１
００）ＮａＣｌ基板を用いることができ、この基板上
に、基板を構成するＮａＣｌに対して低い表面エネルギ
ーを有するＡｕの種結晶粒子３を成膜法で分散形成す
る。ここで、ＡｕはＮａＣｌに対して低い表面エネルギ
ーを有するので、基材２の温度制御、あるいは、種結晶
粒子形成時の成膜レートを調整することで種結晶粒子間
の距離を調整することができる。
００）ＮａＣｌ基板を用いることができ、この基板上
に、基板を構成するＮａＣｌに対して低い表面エネルギ
ーを有するＡｕの種結晶粒子３を成膜法で分散形成す
る。ここで、ＡｕはＮａＣｌに対して低い表面エネルギ
ーを有するので、基材２の温度制御、あるいは、種結晶
粒子形成時の成膜レートを調整することで種結晶粒子間
の距離を調整することができる。
【００２４】次に、電子ビーム蒸着等の成膜法によって
種結晶粒子３上にＦｅを蒸着し、種結晶粒子３を覆うよ
うにＦｅの強磁性粒子４を形成する。ここでＡｕの種結
晶粒子３に対してＦｅの微粒子はなじみが良く、エピタ
キシャル成長できるので、蒸着原子は種結晶粒子３の結
晶配向性に揃うように堆積しつつエピタキシャル成長し
て結晶配向する。強磁性粒子４をエピタキシャル成長さ
せる場合の温度は２００〜５００℃の範囲で３００〜４
００℃が好ましく、Ｆｅの場合により好ましくは３００
℃前後とする。これにより強磁性粒子４が種結晶粒子３
を覆うが、蒸着時間は隣接する強磁性粒子４どうしが蒸
着により成長して接合しない程度の蒸着レートとする。
例えば、０.３〜０.６ｎｍ／分程度の蒸着レートとす
る。
種結晶粒子３上にＦｅを蒸着し、種結晶粒子３を覆うよ
うにＦｅの強磁性粒子４を形成する。ここでＡｕの種結
晶粒子３に対してＦｅの微粒子はなじみが良く、エピタ
キシャル成長できるので、蒸着原子は種結晶粒子３の結
晶配向性に揃うように堆積しつつエピタキシャル成長し
て結晶配向する。強磁性粒子４をエピタキシャル成長さ
せる場合の温度は２００〜５００℃の範囲で３００〜４
００℃が好ましく、Ｆｅの場合により好ましくは３００
℃前後とする。これにより強磁性粒子４が種結晶粒子３
を覆うが、蒸着時間は隣接する強磁性粒子４どうしが蒸
着により成長して接合しない程度の蒸着レートとする。
例えば、０.３〜０.６ｎｍ／分程度の蒸着レートとす
る。
【００２５】強磁性粒子４・・・の生成が終了したなら
ば、これらを覆うように前述の成膜手段と同等の手段を
用いて通常の蒸着レートで強磁性粒子４・・・を覆うよう
に隔離層５を成膜することで図１に示す断面構造のグラ
ニュラー磁性薄膜１が得られる。 図１と図２に示す構
造において強磁性粒子４を構成する元素が基材２または
下地層６を構成する元素に対してぬれ性に劣り、エピタ
キシャル成長できない元素であっても、種結晶粒子３を
構成する元素に対して強磁性粒子４を構成する元素がエ
ピタキシャル成長可能な元素の組み合わせであれば良
い。例えば、（１００）ＮａＣｌの基材２上にＦｅの粒
子を直接形成すると、ＮａＣｌの（１００）面に対して
Ｆｅ粒子は通常の成膜条件ではエピタキシャル成長しな
いが、Ａｕの粒子ならばＮａＣｌの（１００）面に対し
て容易にエピタキシャル成長する。そして、Ａｕの粒子
に対してＦｅの粒子をエピタキシャル成長させることが
できるので、結果的に基材２に対してＦｅの粒子をエピ
タキシャル成長させた場合と同じようにＦｅの粒子の結
晶配向性を基材２または下地層６に対して優れた状態と
することができる。このことから、基材２上または下地
層６上にＦｅの粒子を結晶配向性の良好な状態で形成す
ることができる。
ば、これらを覆うように前述の成膜手段と同等の手段を
用いて通常の蒸着レートで強磁性粒子４・・・を覆うよう
に隔離層５を成膜することで図１に示す断面構造のグラ
ニュラー磁性薄膜１が得られる。 図１と図２に示す構
造において強磁性粒子４を構成する元素が基材２または
下地層６を構成する元素に対してぬれ性に劣り、エピタ
キシャル成長できない元素であっても、種結晶粒子３を
構成する元素に対して強磁性粒子４を構成する元素がエ
ピタキシャル成長可能な元素の組み合わせであれば良
い。例えば、（１００）ＮａＣｌの基材２上にＦｅの粒
子を直接形成すると、ＮａＣｌの（１００）面に対して
Ｆｅ粒子は通常の成膜条件ではエピタキシャル成長しな
いが、Ａｕの粒子ならばＮａＣｌの（１００）面に対し
て容易にエピタキシャル成長する。そして、Ａｕの粒子
に対してＦｅの粒子をエピタキシャル成長させることが
できるので、結果的に基材２に対してＦｅの粒子をエピ
タキシャル成長させた場合と同じようにＦｅの粒子の結
晶配向性を基材２または下地層６に対して優れた状態と
することができる。このことから、基材２上または下地
層６上にＦｅの粒子を結晶配向性の良好な状態で形成す
ることができる。
【００２６】次に、基材２または下地層６上にＡｕの粒
子を形成する際に、基材２または下地層６の温度と蒸着
速度（成膜レート）を調節することでＡｕ粒子の分散状
態を容易に制御することができる。例えば、基材２の温
度を高くすると、Ａｕ粒子を疎に分散させることがで
き、蒸着温度を低くするとＡｕ粒子の分散状態を密にす
ることができる。更にこのことから、Ａｕ粒子の周囲に
Ｆｅの粒子を被覆形成することで強磁性粒子４を形成す
るので、Ａｕ粒子の分散状態の疎密状態を変えることで
多数の強磁性粒子４・・・間の距離を自由に制御すること
ができる。これは、基材温度を高温とした方がＡｕクラ
スタ形成の核サイト（基材表面の原子ステップ等）が少
なくなることに起因しているものと思われる。
子を形成する際に、基材２または下地層６の温度と蒸着
速度（成膜レート）を調節することでＡｕ粒子の分散状
態を容易に制御することができる。例えば、基材２の温
度を高くすると、Ａｕ粒子を疎に分散させることがで
き、蒸着温度を低くするとＡｕ粒子の分散状態を密にす
ることができる。更にこのことから、Ａｕ粒子の周囲に
Ｆｅの粒子を被覆形成することで強磁性粒子４を形成す
るので、Ａｕ粒子の分散状態の疎密状態を変えることで
多数の強磁性粒子４・・・間の距離を自由に制御すること
ができる。これは、基材温度を高温とした方がＡｕクラ
スタ形成の核サイト（基材表面の原子ステップ等）が少
なくなることに起因しているものと思われる。
【００２７】以上のように製造されたグラニュラー磁性
薄膜１は１０００Å（１００ｎｍ）以下の大きさの強磁
性粒子４が多数分散され、しかも強磁性粒子４・・・が間
隔を有して分散されているので、強磁性を示す。また、
結晶配向性が整った強磁性粒子４・・・が間隔を有して分
散されているので、粒子間の距離をトンネル効果を奏す
る程度に調整することでトンネル効果を奏する巨大磁気
抵抗効果を得ることができる可能性がある。また、種結
晶粒子２の粒径は、２００Å（２０ｎｍ）以下が好まし
く、強磁性粒子間の距離を５０Å（５ｎｍ）以下とする
ことでトンネル効果を発揮させることができる。
薄膜１は１０００Å（１００ｎｍ）以下の大きさの強磁
性粒子４が多数分散され、しかも強磁性粒子４・・・が間
隔を有して分散されているので、強磁性を示す。また、
結晶配向性が整った強磁性粒子４・・・が間隔を有して分
散されているので、粒子間の距離をトンネル効果を奏す
る程度に調整することでトンネル効果を奏する巨大磁気
抵抗効果を得ることができる可能性がある。また、種結
晶粒子２の粒径は、２００Å（２０ｎｍ）以下が好まし
く、強磁性粒子間の距離を５０Å（５ｎｍ）以下とする
ことでトンネル効果を発揮させることができる。
【００２８】前記の形態においては、強磁性粒子４を用
いたグラニュラー磁性薄膜１を得たが、機能性粒子とし
ては強磁性粒子４の他に、超電導粒子を分散させた構
造、半導体粒子を分散させた構造、導電性粒子を分散さ
せた構造、熱伝導性の粒子を分散させ、例えば、熱交換
素子として使用するもの、更には、弾性材料を分散させ
て例えば、防振材料として使用するものなどが可能であ
る。その場合に各機能性粒子が近接効果を発揮して高い
特性のものが得られる。更に、使用の目的に応じて隔離
層５を省略し、機能性粒子４を露出させた状態で使用し
ても良い。例えば、基材２と機能性粒子４として反射特
性に優れたものを用い、反射体として使用する場合も考
えられるが、前記構造により、結晶配向性を整えた反射
性の機能性粒子５をナノ結晶粒子として均一分散させた
反射体構造を提供することができる。
いたグラニュラー磁性薄膜１を得たが、機能性粒子とし
ては強磁性粒子４の他に、超電導粒子を分散させた構
造、半導体粒子を分散させた構造、導電性粒子を分散さ
せた構造、熱伝導性の粒子を分散させ、例えば、熱交換
素子として使用するもの、更には、弾性材料を分散させ
て例えば、防振材料として使用するものなどが可能であ
る。その場合に各機能性粒子が近接効果を発揮して高い
特性のものが得られる。更に、使用の目的に応じて隔離
層５を省略し、機能性粒子４を露出させた状態で使用し
ても良い。例えば、基材２と機能性粒子４として反射特
性に優れたものを用い、反射体として使用する場合も考
えられるが、前記構造により、結晶配向性を整えた反射
性の機能性粒子５をナノ結晶粒子として均一分散させた
反射体構造を提供することができる。
【００２９】
【実施例】以下、実施例により本発明を更に詳しく説明
する。 （実施例１）電子ビーム蒸着装置を用い、蒸着チャンバ
の内部を３×１０-7Ｐａに減圧し、ＮａＣｌ（１００）
基板上にＡｕの粒子を分散形成した。また、基板温度を
３００℃に設定し、成膜レートは０.１ｎｍ／分とし、
Ａｕの粒子が互いに接合して膜を形成する前にＡｕ粒子
の分散状態で蒸着させるために、Ａｕ粒子膜平均厚さを
２〜５ｎｍ程度に調整した。Ａｕ粒子の蒸着後、基板を
３００℃に加熱保持し、０.５ｎｍ／分の成膜レートで
Ｆｅの蒸着を行ってＡｕ粒子の周囲にＦｅの粒子を成長
させた。ここではＦｅ粒子の成長によりＦｅの連続膜が
形成されてしまわないように、Ｆｅ粒子膜平均厚さを２
〜５ｎｍ程度に調整した。その後に厚さ４ｎｍの非晶質
のＡｌ2Ｏ3膜（ａ-Ａｌ2Ｏ3と略記する）を成膜して以
下の表１に示す構造の各試料１〜３Ａを得た。以下の表
１においてＤAu（ｎｍ）は、膜厚モニターで測定したＡ
ｕ粒子の直径を示し、ＤFe（ｎｍ）は同じく膜厚モニタ
ーで測定したＦｅ粒子の直径を示し、ＴAu（℃）はＡｕ
粒子を蒸着した際の基材温度を示す。
する。 （実施例１）電子ビーム蒸着装置を用い、蒸着チャンバ
の内部を３×１０-7Ｐａに減圧し、ＮａＣｌ（１００）
基板上にＡｕの粒子を分散形成した。また、基板温度を
３００℃に設定し、成膜レートは０.１ｎｍ／分とし、
Ａｕの粒子が互いに接合して膜を形成する前にＡｕ粒子
の分散状態で蒸着させるために、Ａｕ粒子膜平均厚さを
２〜５ｎｍ程度に調整した。Ａｕ粒子の蒸着後、基板を
３００℃に加熱保持し、０.５ｎｍ／分の成膜レートで
Ｆｅの蒸着を行ってＡｕ粒子の周囲にＦｅの粒子を成長
させた。ここではＦｅ粒子の成長によりＦｅの連続膜が
形成されてしまわないように、Ｆｅ粒子膜平均厚さを２
〜５ｎｍ程度に調整した。その後に厚さ４ｎｍの非晶質
のＡｌ2Ｏ3膜（ａ-Ａｌ2Ｏ3と略記する）を成膜して以
下の表１に示す構造の各試料１〜３Ａを得た。以下の表
１においてＤAu（ｎｍ）は、膜厚モニターで測定したＡ
ｕ粒子の直径を示し、ＤFe（ｎｍ）は同じく膜厚モニタ
ーで測定したＦｅ粒子の直径を示し、ＴAu（℃）はＡｕ
粒子を蒸着した際の基材温度を示す。
【００３０】 「表１」 試料Ｎｏ. ＤAu（ｎｍ） ＤFe（ｎｍ） ＴAu （℃） １ １.４ ３.０ ４００ １Ａ １.４ − ４００ ２ １.２ ３.３ ３５０ ３ ０.７ ４.８ ３００ ３Ａ ０.７ − ３００
【００３１】表１に示す結果から、種結晶粒子となるＡ
ｕ粒子の粒径を３〜８ｎｍの範囲の超微細粒径（ナノ結
晶粒径）とすることができ、更にこのＡｕ粒子の周囲に
強磁性粒子となるＦｅ粒子をエピタキシャル成長させて
１０〜２０ｎｍの超微細粒径（ナノ結晶粒径）のＦｅ粒
子を分散状態で得ることができた。図３は表１の試料１
のＡｕ／Ｆｅ複合粒子の分散状態を電子顕微鏡で撮影し
た粒子分散状態を示し、図４（Ａ）は試料１におけるＳ
ＡＤ（selected area electron differaction;制限視野
電子線回折）パターンを示し、図４（Ｂ）は同パターン
の解析図であるが、これらの図の解析結果から、後述す
る如く試料１の粒子構造は、コア部分のＡｕの粒子をＦ
ｅの粒子が包み込んだナノ結晶の複合粒子構造とされて
いることが判明した。図３のＡｕ／Ｆｅ複合粒子構造か
ら見て、Ａｕ／Ｆｅ複合粒子の平均粒径は約１３ｎｍ、
平均粒子間隔は１８ｎｍであった。
ｕ粒子の粒径を３〜８ｎｍの範囲の超微細粒径（ナノ結
晶粒径）とすることができ、更にこのＡｕ粒子の周囲に
強磁性粒子となるＦｅ粒子をエピタキシャル成長させて
１０〜２０ｎｍの超微細粒径（ナノ結晶粒径）のＦｅ粒
子を分散状態で得ることができた。図３は表１の試料１
のＡｕ／Ｆｅ複合粒子の分散状態を電子顕微鏡で撮影し
た粒子分散状態を示し、図４（Ａ）は試料１におけるＳ
ＡＤ（selected area electron differaction;制限視野
電子線回折）パターンを示し、図４（Ｂ）は同パターン
の解析図であるが、これらの図の解析結果から、後述す
る如く試料１の粒子構造は、コア部分のＡｕの粒子をＦ
ｅの粒子が包み込んだナノ結晶の複合粒子構造とされて
いることが判明した。図３のＡｕ／Ｆｅ複合粒子構造か
ら見て、Ａｕ／Ｆｅ複合粒子の平均粒径は約１３ｎｍ、
平均粒子間隔は１８ｎｍであった。
【００３２】次に、試料１Ａは基板上に試料１と同等の
条件でＡｕ粒子のみを形成した試料であるが、この試料
１Ａにおいて前記と同様に電子顕微鏡写真解析とＳＡＤ
パターンをとったところ、Ａｕのナノ結晶粒子が＜００
１＞方向に配向していることを確認できた。また、この
試料１ＡのＡｕ粒子間隔が、前記試料１の複合粒子のコ
ア間隔と同じであるので、このデータから見ても複合粒
子の中心にＡｕ粒子が存在すると推定できる。また、図
４（Ｂ）のＡｕとα-Ｆｅの回折スポットから見ても、
Ａｕ粒子の＜１００＞方向とα-Ｆｅ粒子の＜１００＞
方向が結晶学的に平行であり、Ａｕ粒子の｛０１０｝面
とＦｅの｛０１１｝面とが平行であることも理解でき
る。更に、ナノビーム照射による電子線回折（ＮＢＤ）
によりＡｕとＦｅの複合粒子部分を分析したが、約１０
ｎｍの検査領域においてＡｕとα-Ｆｅの回折スポット
を確認したが、Ａｕ-Ｆｅ合金相あるいはＦｅ-Ｏ混合物
の回折スポットは確認できなかったので、Ａｕ粒子とＦ
ｅ粒子は合金化しておらず、Ａｕ粒子の周りにＦｅ粒子
が分離した状態で存在しているものと思われる。
条件でＡｕ粒子のみを形成した試料であるが、この試料
１Ａにおいて前記と同様に電子顕微鏡写真解析とＳＡＤ
パターンをとったところ、Ａｕのナノ結晶粒子が＜００
１＞方向に配向していることを確認できた。また、この
試料１ＡのＡｕ粒子間隔が、前記試料１の複合粒子のコ
ア間隔と同じであるので、このデータから見ても複合粒
子の中心にＡｕ粒子が存在すると推定できる。また、図
４（Ｂ）のＡｕとα-Ｆｅの回折スポットから見ても、
Ａｕ粒子の＜１００＞方向とα-Ｆｅ粒子の＜１００＞
方向が結晶学的に平行であり、Ａｕ粒子の｛０１０｝面
とＦｅの｛０１１｝面とが平行であることも理解でき
る。更に、ナノビーム照射による電子線回折（ＮＢＤ）
によりＡｕとＦｅの複合粒子部分を分析したが、約１０
ｎｍの検査領域においてＡｕとα-Ｆｅの回折スポット
を確認したが、Ａｕ-Ｆｅ合金相あるいはＦｅ-Ｏ混合物
の回折スポットは確認できなかったので、Ａｕ粒子とＦ
ｅ粒子は合金化しておらず、Ａｕ粒子の周りにＦｅ粒子
が分離した状態で存在しているものと思われる。
【００３３】図５（Ａ）、（Ｂ）は表１の試料２、３の
Ａｕ／Ｆｅ複合粒子の分散状態を電子顕微鏡で撮影した
粒子分散状態を示すが、試料２、３はＡｕ粒子を形成す
る際の基板温度が異なる試料である。両試料のＡｕ／Ｆ
ｅ複合粒子の粒子径はほぼ同じとみれるが、粒子間の距
離は試料２の方が、換言すると基板温度を高くしてＡｕ
粒子を形成した試料の方が大きい。このことから、Ａｕ
粒子を基板上に形成する場合に基板温度を高くした方が
Ａｕ／Ｆｅ複合粒子間の距離を大きくできることが判明
した。これは、基板温度を高くした方がＮａＣｌ基板表
面でのＡｕのナノ結晶核生成割合が減少するためと思わ
れる。
Ａｕ／Ｆｅ複合粒子の分散状態を電子顕微鏡で撮影した
粒子分散状態を示すが、試料２、３はＡｕ粒子を形成す
る際の基板温度が異なる試料である。両試料のＡｕ／Ｆ
ｅ複合粒子の粒子径はほぼ同じとみれるが、粒子間の距
離は試料２の方が、換言すると基板温度を高くしてＡｕ
粒子を形成した試料の方が大きい。このことから、Ａｕ
粒子を基板上に形成する場合に基板温度を高くした方が
Ａｕ／Ｆｅ複合粒子間の距離を大きくできることが判明
した。これは、基板温度を高くした方がＮａＣｌ基板表
面でのＡｕのナノ結晶核生成割合が減少するためと思わ
れる。
【００３４】次に以下の表２に示すようなＦｅ粒子径と
Ａｕ粒子形成時の基板温度とＡｕ粒子蒸着レートとＦｅ
粒子蒸着レートとＦｅ粒子径とＡｕ／Ｆｅ複合粒子間隔
と保磁力（Ｈｃ）と４πＭsを示す試料３ａ、３ｂ、３
ｃを先の例の場合と同様にして製造した。なお、これら
の試料においてはＡｕ／Ｆｅ粒子を非晶質のＡｌ2Ｏ3で
覆ったものを検査に供した。 「表２」 試料Ｎｏ. ３ａ ３ｂ ３ｃ Ｆｅ粒子径（nm） ４.８ ２.７ ２ Ａｕ Ｔs （℃） ３００ ３５０ ４００ Ａｕ粒子蒸着レート（nm/s） ０.００５ ０.００５ ０.００５ Ｆｅ粒子径 （nm） １３ １０ １０ Ａｕ／Ｆｅ複合粒子間隔（nm） １８ １８ ２７ 保磁力Ｈｃ（ｋＡ／ｍ） − − ３.０７ ４πＭs（Ｔ） １.５２ １.０４ ０.６５
Ａｕ粒子形成時の基板温度とＡｕ粒子蒸着レートとＦｅ
粒子蒸着レートとＦｅ粒子径とＡｕ／Ｆｅ複合粒子間隔
と保磁力（Ｈｃ）と４πＭsを示す試料３ａ、３ｂ、３
ｃを先の例の場合と同様にして製造した。なお、これら
の試料においてはＡｕ／Ｆｅ粒子を非晶質のＡｌ2Ｏ3で
覆ったものを検査に供した。 「表２」 試料Ｎｏ. ３ａ ３ｂ ３ｃ Ｆｅ粒子径（nm） ４.８ ２.７ ２ Ａｕ Ｔs （℃） ３００ ３５０ ４００ Ａｕ粒子蒸着レート（nm/s） ０.００５ ０.００５ ０.００５ Ｆｅ粒子径 （nm） １３ １０ １０ Ａｕ／Ｆｅ複合粒子間隔（nm） １８ １８ ２７ 保磁力Ｈｃ（ｋＡ／ｍ） − − ３.０７ ４πＭs（Ｔ） １.５２ １.０４ ０.６５
【００３５】図６（Ａ）、（Ｂ）は試料Ｎｏ.３ａ、３
ｂのエネルギー分散型分光法（energy dispersive spec
troscopy;ＥＤＳ）による測定結果を示し、図６（Ｃ）
は試料３ｃの電子線エネルギー損失分光法（electron e
nergy loss spectroscopy;ＥＥＬＳ）による測定結果を
示す。図６（Ａ）、（Ｂ）のスペクトルは、ＡｌとＦｅ
とＣｕとＡｕを含むＸ線を示したが、これらの中でＣｕ
のＸ線は電子顕微鏡の試料測定の際に用いられるマイク
ロ格子のものである。
ｂのエネルギー分散型分光法（energy dispersive spec
troscopy;ＥＤＳ）による測定結果を示し、図６（Ｃ）
は試料３ｃの電子線エネルギー損失分光法（electron e
nergy loss spectroscopy;ＥＥＬＳ）による測定結果を
示す。図６（Ａ）、（Ｂ）のスペクトルは、ＡｌとＦｅ
とＣｕとＡｕを含むＸ線を示したが、これらの中でＣｕ
のＸ線は電子顕微鏡の試料測定の際に用いられるマイク
ロ格子のものである。
【００３６】次にＥＥＬＳのプロファイルを示す図６
（Ｃ）では、エネルギーロス７０８ｅＶ近傍にＬ2とＬ3
の２つのピークが見られるが、これは、Ａｕ／Ｆｅ複合
粒子については、コアのＡｕ粒子周りが純粋にＦｅ粒子
であり、Ａｕ-Ｆｅ合金やＦｅ酸化物にはなっていない
ことを示す。即ち、ＦｅのＬ-edge（Ｆｅの内殻Ｌ殻の
電子励起によるスペクトル）が見えており、このデータ
から得られるwhile-line-ratio（ホワイトライン比：Ｌ
2、Ｌ3遷移スペクトルの比）が約３.３となっており、
これにより純粋なＦｅに近いスペクトルであることがわ
かる。以上の種々の試験結果から、Ａｕの種結晶粒子に
対してＦｅの粒子は完全に結晶学的に配向していること
が明かであり、基板に対してＡｕの種結晶を配向させる
ことができ、種結晶に対してＦｅの強磁性粒子を配向さ
せることができることが明らかになった。
（Ｃ）では、エネルギーロス７０８ｅＶ近傍にＬ2とＬ3
の２つのピークが見られるが、これは、Ａｕ／Ｆｅ複合
粒子については、コアのＡｕ粒子周りが純粋にＦｅ粒子
であり、Ａｕ-Ｆｅ合金やＦｅ酸化物にはなっていない
ことを示す。即ち、ＦｅのＬ-edge（Ｆｅの内殻Ｌ殻の
電子励起によるスペクトル）が見えており、このデータ
から得られるwhile-line-ratio（ホワイトライン比：Ｌ
2、Ｌ3遷移スペクトルの比）が約３.３となっており、
これにより純粋なＦｅに近いスペクトルであることがわ
かる。以上の種々の試験結果から、Ａｕの種結晶粒子に
対してＦｅの粒子は完全に結晶学的に配向していること
が明かであり、基板に対してＡｕの種結晶を配向させる
ことができ、種結晶に対してＦｅの強磁性粒子を配向さ
せることができることが明らかになった。
【００３７】次に図７に先の試料３ａの粒子分散状態を
示す電子顕微鏡写真を示し、図８に先の試料３ｂの粒子
分散状態を示す電子顕微鏡写真を示し、図９に先の試料
３ｃの粒子分散状態を示す電子顕微鏡写真を示す。図７
から図９を見ると、Ａｕ／Ｆｅ複合粒子が分散され、各
Ａｕ／Ｆｅ複合粒子においてコア部分を構成するＡｕ粒
子とＡｕ粒子を包むＦｅ粒子の存在を確認することがで
きる。また、図７と図８と図９から明らかなようにＡｕ
／Ｆｅ複合粒子の分散状態は図７の試料３ａが最も密で
あり、図８の試料３ｂが中間密度、図９の試料３ｃが疎
にされているが、これはＡｕの粒子を形成する際の基板
の温度を試料３ａが低く（３００℃）、試料３ｂが中間
温度（３５０℃）で、試料３ｃが高い温度（４００℃）
で行ったためと思われる。図７、図８、図９の比較から
もＡｕ粒子形成の際の基板温度を調整することでＡｕ／
Ｆｅ複合粒子の分散状態を疎密に制御できることがわか
る。
示す電子顕微鏡写真を示し、図８に先の試料３ｂの粒子
分散状態を示す電子顕微鏡写真を示し、図９に先の試料
３ｃの粒子分散状態を示す電子顕微鏡写真を示す。図７
から図９を見ると、Ａｕ／Ｆｅ複合粒子が分散され、各
Ａｕ／Ｆｅ複合粒子においてコア部分を構成するＡｕ粒
子とＡｕ粒子を包むＦｅ粒子の存在を確認することがで
きる。また、図７と図８と図９から明らかなようにＡｕ
／Ｆｅ複合粒子の分散状態は図７の試料３ａが最も密で
あり、図８の試料３ｂが中間密度、図９の試料３ｃが疎
にされているが、これはＡｕの粒子を形成する際の基板
の温度を試料３ａが低く（３００℃）、試料３ｂが中間
温度（３５０℃）で、試料３ｃが高い温度（４００℃）
で行ったためと思われる。図７、図８、図９の比較から
もＡｕ粒子形成の際の基板温度を調整することでＡｕ／
Ｆｅ複合粒子の分散状態を疎密に制御できることがわか
る。
【００３８】
【発明の効果】以上説明したように本発明の機能性粒子
分散型薄膜では、機能性粒子をｎｍオーダーの非常に微
細な状態で分散させたものであるので、分散させた機能
性粒子の間で近接効果あるいはトンネル効果を生じさせ
ることで、機能性粒子の特性を著しく向上させた薄膜を
得ることができる。ここで例えば、機能性粒子として強
磁性粒子を用いたものにあっては、高い磁気特性を有
し、強磁性粒子のトンネル効果を応用して巨大磁気抵抗
効果を示すものが得られる。
分散型薄膜では、機能性粒子をｎｍオーダーの非常に微
細な状態で分散させたものであるので、分散させた機能
性粒子の間で近接効果あるいはトンネル効果を生じさせ
ることで、機能性粒子の特性を著しく向上させた薄膜を
得ることができる。ここで例えば、機能性粒子として強
磁性粒子を用いたものにあっては、高い磁気特性を有
し、強磁性粒子のトンネル効果を応用して巨大磁気抵抗
効果を示すものが得られる。
【００３９】基材または下地層として、具体的には、Ｓ
ｉ、Ｇｅ、ＧａＡｓ、ＭｇＯ、ＮａＣｌ、ＫＣｌ、Ａｌ
2Ｏ3、サファイア、石英の中から選択される１種を用い
ることができる。また、種結晶粒子が、Ａｕ、Ｎｉ、Ａ
ｇ、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ｇｅから選択される１種
または２種以上からなるものでも良く、前記機能性粒子
がＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、希土類元素から選択される１種ま
たは２種以上からなるものでも良い。これらを選択する
ことで、基材または下地層上に結晶配向性の良好な状態
の種結晶粒子を得ることができ、種結晶粒子に対して結
晶配向性の良好な状態の強磁性粒子等の機能性粒子を得
ることができる。
ｉ、Ｇｅ、ＧａＡｓ、ＭｇＯ、ＮａＣｌ、ＫＣｌ、Ａｌ
2Ｏ3、サファイア、石英の中から選択される１種を用い
ることができる。また、種結晶粒子が、Ａｕ、Ｎｉ、Ａ
ｇ、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ｇｅから選択される１種
または２種以上からなるものでも良く、前記機能性粒子
がＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、希土類元素から選択される１種ま
たは２種以上からなるものでも良い。これらを選択する
ことで、基材または下地層上に結晶配向性の良好な状態
の種結晶粒子を得ることができ、種結晶粒子に対して結
晶配向性の良好な状態の強磁性粒子等の機能性粒子を得
ることができる。
【００４０】そして、前記の構造を製造する場合、基板
温度を調整することで生成させる種結晶粒子の疎密状態
を制御することができ、これにより種結晶粒子まわりに
成長させる機能性粒子の疎密状態を制御できるので、微
細なｎｍオーダーの機能性粒子を所望の分散間隔で基材
または下地層上に得ることができる。前記強磁性粒子を
基材または下地層上の種結晶まわりに形成する場合に、
磁場中で行えば、強磁性粒子の結晶学的な配向性を揃え
た上で磁気異方性も制御することが可能になる。
温度を調整することで生成させる種結晶粒子の疎密状態
を制御することができ、これにより種結晶粒子まわりに
成長させる機能性粒子の疎密状態を制御できるので、微
細なｎｍオーダーの機能性粒子を所望の分散間隔で基材
または下地層上に得ることができる。前記強磁性粒子を
基材または下地層上の種結晶まわりに形成する場合に、
磁場中で行えば、強磁性粒子の結晶学的な配向性を揃え
た上で磁気異方性も制御することが可能になる。
【図１】 本発明に係る機能性粒子分散型薄膜の一形態
を示す断面図。
を示す断面図。
【図２】 本発明に係る機能性粒子分散型薄膜の他の形
態を示す断面図。
態を示す断面図。
【図３】 本発明に係る試料１のＡｕ／Ｆｅ複合粒子の
粒子分散状態を示す電子顕微鏡写真。
粒子分散状態を示す電子顕微鏡写真。
【図４】 図４（Ａ）は図３に示す試料１におけるＳＡ
Ｄ（制限視野電子線回折）パターンを示す図、図４
（Ｂ）は同パターンの解析図。
Ｄ（制限視野電子線回折）パターンを示す図、図４
（Ｂ）は同パターンの解析図。
【図５】 図５（Ａ）は本発明に係る試料２のＡｕ／Ｆ
ｅ複合粒子の分散状態を示す電子顕微鏡写真、図５
（Ｂ）は本発明に係る試料３のＡｕ／Ｆｅ複合粒子の分
散状態を示す電子顕微鏡写真。
ｅ複合粒子の分散状態を示す電子顕微鏡写真、図５
（Ｂ）は本発明に係る試料３のＡｕ／Ｆｅ複合粒子の分
散状態を示す電子顕微鏡写真。
【図６】 図６（Ａ）は本発明に係る試料３ａのエネル
ギー分散型分光法（ＥＤＳ）による測定結果を示す図、
図６（Ｂ）は本発明に係る試料３ｂのエネルギー分散型
分光法（ＥＤＳ）による測定結果を示す図、図６（Ｃ）
は同試料３ｃの電子線エネルギー損失分光法（ＥＥＬ
Ｓ）による測定結果を示す図である。
ギー分散型分光法（ＥＤＳ）による測定結果を示す図、
図６（Ｂ）は本発明に係る試料３ｂのエネルギー分散型
分光法（ＥＤＳ）による測定結果を示す図、図６（Ｃ）
は同試料３ｃの電子線エネルギー損失分光法（ＥＥＬ
Ｓ）による測定結果を示す図である。
【図７】 本発明に係る試料３ａのＡｕ／Ｆｅ複合粒子
の分散状態を示す電子顕微鏡写真。
の分散状態を示す電子顕微鏡写真。
【図８】 本発明に係る試料３ｂのＡｕ／Ｆｅ複合粒子
の分散状態を示す電子顕微鏡写真。
の分散状態を示す電子顕微鏡写真。
【図９】 本発明に係る試料３ｃのＡｕ／Ｆｅ複合粒子
の分散状態を示す電子顕微鏡写真。
の分散状態を示す電子顕微鏡写真。
１・・・機能性粒子分散型薄膜（グラニュラー磁性薄
膜）、２・・・基板（基材）、３・・・種結晶粒子、４・・・機
能性粒子（強磁性粒子）、５・・・隔離層。
膜）、２・・・基板（基材）、３・・・種結晶粒子、４・・・機
能性粒子（強磁性粒子）、５・・・隔離層。
Claims (21)
- 【請求項１】 結晶配向性の良好な基材上または結晶配
向性の良好な下地層上に、前記基材または下地層の結晶
配向性に揃うように個々に基材または下地層に対してエ
ピタキシャル成長された複数の種結晶粒子が分散形成さ
れ、これら複数の種結晶粒子の周囲に、これらの個々の
種結晶粒子を囲むように個々の種結晶粒子に対してエピ
タキシャル成長されて形成された機能性粒子が形成され
てなることを特徴とする機能性粒子分散型薄膜。 - 【請求項２】 前記機能性粒子の周囲にこれらの機能性
粒子を分離してこれらを覆う隔離層が形成されてなるこ
とを特徴とする請求項１記載の機能性粒子分散型薄膜。 - 【請求項３】 前記種結晶粒子として、前記基材または
下地層の構成原子に対してエピタキシャル成長可能な元
素からなるものが選択され、前記機能性粒子として、前
記種結晶粒子に対してエピタキシャル成長可能な元素か
らなるものが選択され、前記種結晶粒子に対して前記機
能性粒子がエピタキシャル成長されて相互の結晶配向性
が揃えられてなることを特徴とする請求項１または２記
載の機能性粒子分散型薄膜。 - 【請求項４】 前記基材または下地層が、Ｓｉ、Ｇｅ、
ＧａＡｓ、ＭｇＯ、ＮａＣｌ、ＫＣｌ、Ａｌ2Ｏ3、サフ
ァイアの中から選択される１種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機能性粒子分散型薄
膜。 - 【請求項５】 前記種結晶粒子が、Ａｕ、Ｎｉ、Ａｇ、
Ｓｉから選択される１種または２種以上からなることを
特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載の機能性粒子
分散型薄膜。 - 【請求項６】 前記機能性粒子がＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、希
土類元素から選択される１種または２種以上からなるこ
とを特徴とする請求項１〜５のいずれかに記載の機能性
粒子分散型薄膜。 - 【請求項７】 結晶配向性の良好な基材上または結晶配
向性の良好な下地層上に、前記基材または下地層の結晶
配向性に揃うように個々に基材または下地層に対してエ
ピタキシャル成長された複数の種結晶粒子が分散形成さ
れ、これら複数の種結晶粒子の周囲に、これらの個々の
種結晶粒子を囲むように個々の種結晶粒子に対してエピ
タキシャル成長されて形成された強磁性粒子が形成さ
れ、前記強磁性粒子の周囲にこれらの強磁性粒子を分離
してしてこれらを覆う隔離層が形成されてなることを特
徴とするグラニュラー磁性薄膜。 - 【請求項８】 前記種結晶粒子として、前記基材または
下地層の構成原子に対してエピタキシャル成長可能な元
素からなるものが選択され、前記強磁性粒子として、前
記種結晶粒子に対してエピタキシャル成長可能な元素か
らなるものが選択され、前記種結晶粒子に対して前記強
磁性粒子がエピタキシャル成長されて相互の結晶配向性
が揃えられてなることを特徴とする請求項７記載のグラ
ニュラー磁性薄膜。 - 【請求項９】 前記強磁性粒子が、前記種結晶粒子より
も大きくされてなることを特徴とする請求項７または８
記載のグラニュラー磁性薄膜。 - 【請求項１０】 前記強磁性粒子が、１０００Å以下に
形成されてなることを特徴とする請求項７〜９のいずれ
かに記載のグラニュラー磁性薄膜。 - 【請求項１１】 前記基材あるいは下地層が、Ｓｉ、Ｇ
ｅ、ＧａＡｓ、ＭｇＯ、ＮａＣｌ、ＫＣｌ、Ａｌ2Ｏ3、
サファイア、石英の中から選択される１種からなること
を特徴とする請求項７〜１０のいずれかに記載のグラニ
ュラー磁性薄膜。 - 【請求項１２】 前記種結晶粒子がＡｕ、Ｎｉ、Ａｇ、
Ｓｉ、Ｃｕ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ｇｅから選択される１種また
は２種以上からなることを特徴とする請求項７〜１１の
いずれかに記載のグラニュラー磁性薄膜。 - 【請求項１３】 前記強磁性粒子が、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎ
ｉ、希土類元素から選択される１種または２種以上から
なることを特徴とする請求項７〜１２のいずれかに記載
のグラニュラー磁性薄膜。 - 【請求項１４】 前記隔離層が、非晶質の非導電性の絶
縁体からなることを特徴とする請求項７〜１３のいずれ
かに記載のグラニュラー磁性薄膜。 - 【請求項１５】 前記種結晶の結晶粒径が、２００Å以
下にされてなることを特徴とする請求項７〜１４のいず
れかに記載のグラニュラー磁性薄膜。 - 【請求項１６】 前記複数の強磁性粒子間の距離が、５
０Å以下に設定されてなることを特徴とする請求項７〜
１５のいずれかに記載のグラニュラー磁性薄膜。 - 【請求項１７】 前記分散された各強磁性粒子の磁化容
易軸が、一方向に揃えられてなることを特徴とする請求
項７〜１６のいずれかに記載のグラニュラー磁性薄膜。 - 【請求項１８】 結晶配向性の良好な基板上あるいは下
地層上に種結晶粒子の核となる原子粒をエピタキシャル
成長させて複数の種結晶粒子を分散形成し、これらの種
結晶粒子の表面に更に機能性粒子を構成する原子をエピ
タキシャル成長させて各種結晶粒子を囲むように機能性
粒子を分散形成し、更にこれらの機能性粒子を取り囲む
ように隔離層を形成することを特徴とする機能性粒子分
散型薄膜の製造方法。 - 【請求項１９】 結晶配向性の良好な基板上あるいは下
地層上に種結晶粒子の核となる原子粒をエピタキシャル
成長させて複数の種結晶粒子を分散形成し、これらの種
結晶粒子の表面に更に強磁性粒子を構成する原子をエピ
タキシャル成長させて各種結晶粒子を囲むように強磁性
粒子を分散形成し、更にこれらの強磁性粒子を取り囲む
ように隔離層を形成することを特徴とするグラニュラー
磁性薄膜の製造方法。 - 【請求項２０】 前記種結晶粒子形成時の基板温度を制
御することで種結晶粒子間の距離を制御することを特徴
とする請求項１９記載のグラニュラー磁性薄膜の製造方
法。 - 【請求項２１】 前記強磁性粒子を種結晶粒子の周りに
磁場中でエピタキシャル成長させることを特徴とする請
求項１９または２０記載のグラニュラー磁性薄膜の製造
方法。
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