CN1750184A - 叠层磁性薄膜及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明利用粒状膜同时实现叠层磁性薄膜的高电阻率化和高频频带中的优良软磁特性。叠层磁性薄膜10具有在基板12上使绝缘层14和粒状层16交替多次成膜而形成的叠层结构。绝缘层14由SiO2膜形成。粒状层16由FeNiSiO膜形成，绝缘体18存在于晶界之间以包覆磁性粒子20。成膜时对基板12进行加热，从而可以提高绝缘层14及绝缘体18的绝缘性而增高电阻率。另外，通过改变绝缘层14及粒状磁性层16的厚度、或磁性粒子20相对于绝缘体18的比率而使组成在规定范围内的磁性粒子20的粒径均衡化，可以抑制高电阻率化引起的磁特性劣化，同时实现高磁特性和高电阻率。

Description

叠层磁性薄膜及其制造方法
技术领域
本发明涉及利用磁性粒子散布在绝缘体中形成的粒状膜而得到的叠层磁性膜及其制造方法，更具体而言，涉及实现高电阻率、和抑制高频频带中软磁特性的劣化。
背景技术
信息通信技术的发展促进了信息通信量的飞速增加，从而需要高性能的信息终端。由于强烈要求所述信息终端具有较高的通信速度、以及较高的便利性，因此，对电子产品小型化、低耗电化的要求也日益增强。在上述趋势中，近年的半导体技术通过应用目前未曾使用过的不同种材料来适应小型化等要求，而且也开始研究磁性材料的应用。然而，目前的移动电话、无线LAN等通信器械以GHz的高频频带为工作频率，因此如果不是在GHz频带内工作的磁性材料，则难以应用于上述设备中。
一般而言，为了提高磁性薄膜的工作频率，需要提高共振频率。共振频率与饱和磁化和各向异性磁场的乘积的1/2次幂成比例，因此正在积极开发增加了上述值的材料。现在使用的主要磁性体可以分为金属磁性体、无定形金属磁性体、氧化物磁性体等。其中，金属磁性体由于电阻率较低，当频率增高时涡流损失急剧增加，因此难以在高频频带中使用。无定形金属磁性体的电阻率比金属大10倍或10倍以上，可以在一定程度的高频率下使用，但是在GHz频带时涡流损失较大，因而不能使用。铁素体等氧化物磁性体的电阻率非常高，因此涡流损失几乎可以忽略不计，但是与金属类磁性体相比，其饱和磁化变为半量或半量以下，因此导磁率的值的变得极低而缺乏实用性。
如上所述，将磁性体用于高频频带时存在较多问题，近年来，开始着眼于将粒状结构的磁性薄膜用作高频用磁性体，并进行了研究和开发，(例如，以下的专利文献1)。粒状结构是指将nm(10-9m)大小的磁性粒子包埋在作为绝缘体的金属氧化物中形成的结构，可以获得由磁性粒子微细化带来的高软磁特性和由氧化物的晶界带来的高电阻率。粒状结构的磁性薄膜通常具有10-5～10-2Ωcm、达到金属磁性体的100～1000倍左右的较高电阻率，因此涡流损失的影响较小，即使在GHz频带等高频下也具有充分的磁特性。
【专利文献1】特开2002-299111号公报
发明内容
但是上述电阻率的值虽然与金属磁性体相比较高，但是没有绝缘体高，因此当应用于实际的设备中时与其它金属部位之间产生寄生容量成分。该寄生容量的值非常小，通常几乎不会产生不良影响，但是在如GHz区域那样的高频频带中，寄生容量的阻抗变得不容忽视，具有使设备特性严重劣化的缺点。为了降低寄生容量，需要进一步增加电阻率。但是在通常的粒状结构中，当为了增加电阻率而使绝缘体比例增加时，磁性粒子间利用传导电子的交换相互作用降低，磁性粒子失去强磁性而成为超常磁性状态。因此，存在磁特性严重劣化的问题。
本发明着眼于上述问题，目的为提供一种利用粒状膜、电阻率高且在高频频带具有优良的软磁特性的叠层磁性薄膜及其制造方法。
为了实现上述目的，本发明提供一种利用将磁性粒子包埋在绝缘体中形成的粒状膜的叠层磁性薄膜的制造方法，其特征为，在基板上将绝缘层和由前述粒状膜形成的磁性层交替多次成膜进行叠层时，对前述基板进行加热。
本发明的主要方案之一的特征为，所述磁性粒子为Fe-Ni合金、所述绝缘体及绝缘层为SiO2。其它方案的特征为，在所述磁性层和绝缘层成膜时，使基板温度为150℃或150℃以上、优选为160℃～180℃。
其它方案的特征为，(1)使所述磁性粒子中Ni的组成为20～40atm％，(2)使所述绝缘层的厚度为1.5～3.0nm，(3)使所述磁性层的厚度为3.5～7.0nm，(4)使所述磁性层中磁性粒子相对于绝缘体的体积比率为1.3～1.7。
本发明的叠层磁性薄膜的特征为，该薄膜是采用上述任一种制造方法制成的。本发明的前述目的及其它目的、特征、优点可望通过下面的详细说明以及附图而得以阐明。
本发明将nm大小的微细磁性粒子用绝缘体包覆而形成的粒状结构的磁性层和绝缘层以nm级叠层而得到叠层结构，在成膜时将基板加热，从而可以提高所述绝缘层及绝缘体双方的绝缘性、提高电阻率。另外，通过改变绝缘层及磁性层的厚度、磁性粒子相对于绝缘体的比率，使组成在规定范围内的磁性金属粒子的粒径均衡化，从而能够抑制起因于高电阻率化的磁特性劣化现象，能够同时实现高磁特性和高电阻率。
附图说明
图1示出本发明的实施例1，(A)为示出叠层结构的主要剖面图，(B)为示出粒状层结构的模式图。
图2为示出前述实施例1的导磁率及电阻率与成膜时基板温度的关系的曲线图。
图3为示出前述实施例1的饱和磁化及顽磁力与成膜时基板温度的关系的曲线图。
图4为示出前述实施例1的导磁率及电阻率与磁性粒子中Ni组成的关系的曲线图
图5为示出前述实施例1的饱和磁化及顽磁力与磁性粒子中Ni组成的关系的曲线图。
图6为示出前述实施例1的导磁率及电阻率与绝缘层厚度的关系的曲线图。
图7为示出前述实施例1的饱和磁化及顽磁力与绝缘层厚度的关系的曲线图。
图8为示出前述实施例1的导磁率及电阻率与粒状层厚度的关系的曲线图。
图9为示出前述实施例1的饱和磁化及顽磁力与粒状层厚度的关系的曲线图。
图10为示出前述实施例1的导磁率及电阻率与粒状层中磁性金属粒子相对于绝缘体的比率的关系的曲线图。
图11为示出前述实施例1的饱和磁化及顽磁力与粒状层中磁性金属粒子相对于绝缘体的比率的关系的曲线图。
附图标记
10：叠层磁性薄膜(叠层粒状膜)
12：基板
14：绝缘层
16：粒状磁性层
18：绝缘体
20：磁性粒子
具体实施方式
以下基于实施例详细地说明实施本发明的最佳方案。
实施例1
首先参照图1～图11说明本发明的实施例1。图1(A)为本实施例中叠层磁性薄膜(或叠层粒状膜)10的主要剖面图，图1(B)为从上面观察粒状磁性层16(以下记为“粒状层”)的形态时的模式图。如图1所示，叠层磁性薄膜10具有在基板12上将绝缘层14和粒状层16交替多次成膜而形成的叠层结构。所述基板12例如可以使用Si基板、绝缘层14例如可以由SiO2膜形成。另外，粒状层16例如可以由Fe-Ni合金和SiO2形成的FeNiSiO膜形成，如图1(B)所示，绝缘体18和金属等磁性粒子20形成为分离·共存的粒状薄膜。即，形成绝缘体18存在于晶界中以包覆磁性粒子20的结构。需要说明的是，磁性粒子20除了使用Fe-Ni合金外，也可以使用Ni或Fe等，但本发明使用Fe-Ni合金，尤其可以得到品质较高的膜。
就制造方法之一例而言，使用电感耦合型RF阴极真空喷镀装置，在(1)环境气体为Ar、(2)成膜压力为420mPa、(3)背压为1.0×10-5Pa或1.0×10-5Pa以下、(4)膜厚为500nm、(5)靶为Fe、Ni、SiO2的制作条件下，在基板12上将具有理想的nm级厚度的FeNiSiO薄膜(粒状层16)和SiO2薄膜(绝缘层14)反复成膜，形成叠层磁性薄膜10。本实施例中，以所述叠层磁性薄膜10成膜时的基板温度、FeNi合金(磁性粒子20)中的Ni组成、绝缘层14的厚度WI、粒状层16的厚度WM、粒状层16中磁性粒子20相对于绝缘层18的比率为参数，研究叠层磁性薄膜10的电阻率和磁特性适合实用的范围。
<基板温度>···首先参照图2及图3研究成膜时基板12的温度。图2示出在频率为100MHz(0.1GHz)时本实施例的叠层磁性薄膜10的导磁率及电阻率与成膜时基板温度的关系曲线图，横轴为基板温度(℃)、纵轴分别表示导磁率及电阻率(Ωcm)。需要说明的是，表示电阻率的纵轴刻度为对数值。图3为叠层磁性薄膜的饱和磁化及顽磁力与成膜时基板温度的关系曲线图，横轴为基板温度(℃)，纵轴分别表示饱和磁化(T)及顽磁力(Oe)。需要说明的是，使基板12的温度在20℃～200℃之间变化，其它条件为，使合金中的Ni组成固定为30atm％、粒状层16的厚度固定为6nm、绝缘层14的厚度固定为2nm、粒状层16中FeNi/SiO2的比率固定为1.6。此处基板温度为设置在承载阴极真空喷镀装置的基板的基台上的温差电偶的测定值(阴极真空喷镀装置的显示温度)。
如图2所示，电阻率随基板温度(成膜温度)升高而以指数函数递增。而导磁率随基板温度升高而减少，特别是在从160℃升至200℃时表现为急剧减少。相对于此，如图3所示，几乎观察不到饱和磁化及顽磁力随成膜温度发生的变化。由于基板温度增加使电阻率增加，因此，可知为了制作电阻率较高的叠层磁性薄膜10，提高成膜时基板12的温度为有效的方法。考虑到饱和磁化/顽磁力等静磁特性几乎不变，从而认为温度增加使电阻率增加的原因并非伴随磁性金属(磁性粒子20)的氧化等磁特性劣化的变化，而主要在于提高了绝缘层14及绝缘体18双方的绝缘性。另外，认为从160℃升至200℃时导磁率急剧减少是由于单轴性的磁各向异性消失，变为面内各向同性磁化膜的因素产生较大的作用。因此，极高的基板温度阻碍单轴磁各向异性的形成，结果成为导磁率等磁特性劣化的原因，因此可知，为了使电阻率为1～10Ωcm、导磁率为100或100以上，可以使基板温度为150℃或150℃以上、优选在160～180℃的范围内。
<合金组成>···接下来参照图4及图5研究作为磁性粒子20使用的Fe-Ni合金中的Ni组成。图4为表示在频率为100MHz(0.1GHz)时叠层磁性薄膜10的导磁率及电阻率与磁性粒子20中Ni组成的关系的曲线图，横轴为Fe-Ni合金(磁性粒子20)中的Ni组成(atm％)、纵轴分别表示导磁率及电阻率(Ωcm)。图5为叠层磁性薄膜10的饱和磁化及顽磁力与磁性粒子20中的Ni组成的关系曲线图，横轴表示Fe-Ni合金中的Ni组成(atm％)、纵轴分别表示饱和磁化(T)及顽磁力(Oe)。需要说明的是，使Fe-Ni合金中的Ni组成在0～50atm％之间变化，其它条件为，将基板12的温度固定为160℃、将粒状层16的厚度固定为6nm、将绝缘层14的厚度固定为2nm、将粒状层16中的FeNi/SiO2比率固定为1.6。此处，Fe-Ni合金中Ni组成的控制可以通过施加在Fe及Ni的靶上的电功率之比来控制。Ni组成的测定使用了荧光X射线。测定方法为对叠层磁性薄膜照射X射线，利用激发的荧光测定Ni荧光峰的峰强度，与预先用具有特定的Ni组成的标准样品测定的峰强度进行比较，从而测得Ni组成。
如图4所示，电阻率在Ni组成为30～40atm％附近时为最小值，在其前后均增加，通常，在0～50atm％的任一组成时，电阻率均超过1Ωcm。由此可知，虽然产生些许差值，但从电阻率的观点看来，当Ni组成在0～50atm％的较宽范围内时，可以制作高电阻率的叠层磁性薄膜10。就导磁率而言，当Ni组成为30atm％时，导磁率为最大值，而在其前后的组成时急剧减少。认为这是由于在Ni组成较高的区域中超常磁性成分增加以及在Ni组成较低的区域中结晶磁各向异性增加导致软磁性劣化的结果。上述导磁率的结果也可以通过图5所示的静磁特性结果得以说明。即，Ni组成为20atm％或20atm％以下时顽磁力的增加和饱和磁化的减少暗示出结晶磁各向异性的增加，Ni组成为40atm％或40atm％以上时饱和磁化的减少暗示出超常磁性成分的增加。另外，认为Ni组成为20～40atm％的Fe-Ni合金同时具有适度大小的结晶磁各向异性和足以阻碍超常磁性序列的大小的饱和磁化。从上述结果可知，从导磁率、饱和磁化、顽磁力方面考虑，形成高电阻率(1～10Ωcm)的叠层磁性薄膜10时最适合的Fe-Ni合金的组成为：Ni在20～40atm％左右的范围内，更优选在25～35atm％的范围内。
<绝缘层的厚度>···下面参照图6及图7研究绝缘层14的厚度WI。图6示出频率为100MHz(0.1GHz)时叠层磁性薄膜10的导磁率及电阻率与绝缘层14(SiO2膜)的厚度的关系曲线图，横轴为绝缘层14的厚度WI(nm)、纵轴分别表示导磁率及电阻率(Ωcm)。图7示出叠层磁性薄膜10的饱和磁化及顽磁力与绝缘层14的厚度的关系曲线图，横轴表示绝缘层14的厚度WI(nm)、纵轴分别表示饱和磁化(T)及顽磁力(Oe)。需要说明的是，使绝缘层14的厚度WI在0～3.0nm之间变化，其它条件为，成膜时基板12的温度固定为160℃、合金中的Ni组成固定为30atm％，粒状层16的厚度固定为6nm，粒状层16中FeNi/SiO2的比率固定为1.6。此处，通过施加在靶上的电功率控制单位时间的成膜量(成膜速度)，并使其成膜至达到希望厚度的时间，从而控制绝缘层的膜厚。成膜速度利用水晶振子预先进行测定。绝缘层的膜厚利用TEM中装备的刻度从用TEM(透射式电子显微镜)观察到的剖面像中测出。
如图6所示，电阻率随着绝缘层14厚度WI的增加，按0～0.5nm、1.0～1.5nm、2.0～3.0nm的3阶段阶梯状增加，导磁率在膜厚为1.5nm时达到最大值。认为电阻率的阶梯性变化是由于在各区域内形成了以下所示的结构。
首先，绝缘层14的厚度WI在0～0.5nm的区域内时，不存在绝缘层14，或者由于其厚度WI过薄而处于不能形成叠层结构的状态。因此，叠层磁性薄膜10的微细结构为磁性粒子20处于三维随机配置的状态，几乎不存在因插入绝缘层14而导致的电阻率增加，也几乎不发生叠层结构所特有的由磁性粒子20的粒径控制/阵列化而引起的导磁率增加。参照图7可知在所述区域中，虽然饱和磁化较高，但是顽磁力增高，认为其原因也在于磁性粒子20的随机配置。
接下来，绝缘层14的厚度WI在1.0～1.5nm的区域中时，部分形成叠层结构，具有抑制磁性粒子20的晶粒长大的效果。在该结构中，磁性粒子20被微细化，因此绝缘层14的效果增强，电阻率在一定程度上增高。另外，由于能够均匀地制造磁性粒子20，因此导磁率值显著增加。参照图7可知，由于绝缘层14的比例在一定程度上增大，因此虽然饱和磁化略微降低，但磁性粒子20的微细化效果使顽磁力变得很小。
认为绝缘层14的厚度WI在2.0～3.0nm的区域中时，除了具有抑制磁性粒子20的晶粒长大的效果，还清楚地形成了绝缘层14。该结构中，微细的磁性粒子20和叠层化的绝缘层14的协同效果使电阻率显著增高。然而，如图7所示，绝缘层14的比率进一步增高将使饱和磁化降低，因此导磁率的值有一定程度减少的倾向。从上述结果可知，从1Ωcm级的电阻率方面考虑，绝缘层14的厚度WI在具有叠层效果的1.5～3.0nm左右、更优选的2.0～2.5nm范围内时较为合适。
<粒状层的厚度>···下面参照图8及图9研究粒状层16的厚度WM。图8示出频率为100MHz(0.1GHz)时叠层磁性薄膜10的导磁率及电阻率与粒状层16(FeNiSiO膜)的厚度的关系曲线图，横轴表示粒状层16的厚度WM(nm)、纵轴分别表示导磁率及电阻率(Ωcm)。需要说明的是，表示电阻率的纵轴刻度为对数值。图9示出叠层磁性薄膜10的饱和磁化及顽磁力与粒状层16的厚度的关系曲线图，横轴表示粒状层16的厚度WM(nm)、纵轴分别表示饱和磁化(T)及顽磁力(Oe)。需要说明的是，使粒状层16的厚度WM在2～10nm之间变化，其它条件为，成膜时基板12的温度固定为160℃、合金中的Ni组成固定为30atm％、绝缘层14的厚度固定为2nm、粒状层16中的FeNi/SiO2比率固定为1.6。此处，通过施加在靶上的电功率控制单位时间的成膜量(成膜速度)，并使其成膜至达到希望厚度的时间，从而控制粒状层的厚度。成膜速度利用水晶振子预先测定。绝缘层的膜厚利用TEM中装备的刻度从用TEM构成观察到的剖面像中测出。
如图8所示，电阻率随着粒状层16的厚度WM增加而单一地表示出减少的倾向，导磁率在4nm附近表现出最大值。认为电阻率的减少是由于当粒状层16的厚度WM增加时，磁性粒子20的粒径具有随其厚度呈比例增加的依赖性，结果使导电率较高的层处于优势地位。另外，4nm以下区域的导磁率减少是由于磁性粒子20过于微细化，从而使磁矩因热振动而变得不一致的超常磁性状态的影响增大。相反，4nm以上区域中导磁率减少的原因为，磁性粒子20的粒径变大，使单位体积的表面积比例减少，从而使相邻粒子间的交换相互作用减弱。
饱和磁化的特性如图9所示，粒状层16的厚度WM在3nm以下的区域急剧减少，暗示叠层磁性薄膜10失去强磁性，变为超常磁性。另外，顽磁力也随着粒状层16的厚度WM变为3nm或3nm以下而减少，但这是丧失强磁性的结果，并不表示软磁特性的提高，考虑到上述结果，认为粒状层16的厚度WM为3.5～7.0nm左右、更优选在4.0～6.0nm的范围内时较为合适。
<粒状层中磁性金属的比率>···下面参照图10及图11研究粒状层16中相对于绝缘体18的磁性粒子(磁性金属)20的比率，即，FeNi/SiO2。图10示出频率为100MHz(0.1GHz)时叠层磁性薄膜10的导磁率及电阻率与粒状层16中FeNi/SiO2比率的关系曲线图，横轴表示FeNi/SiO2的比率、纵轴分别表示导磁率及电阻率(Ωcm)。需要说明的是，表示电阻率的纵轴刻度为对数值。图11示出叠层磁性薄膜10的饱和磁化及顽磁力与粒状层16中FeNi/SiO2比率的关系曲线图，横轴表示FeNi/SiO2的比率、纵轴分别表示饱和磁化(T)及顽磁力(Oe)。需要说明的是，使FeNi/SiO2的比率在0.8～2.0之间变化，其它条件为，成膜时基板12的温度固定为160℃、合金中的Ni组成固定为30atm％、绝缘层14的厚度固定为2nm、粒状层16的厚度固定为6nm。此处，粒状层中磁性粒子相对于绝缘体的比率是通过控制各成膜速度的比率而得以控制的。成膜速度利用施加在靶上的电功率乘以各种系数而得到的值进行控制。粒状层中磁性粒子相对于绝缘体的比率采用TEM+EDS进行测定。测定方法如下：对叠层磁性薄膜的剖面TEM像的粒状层部分发射电子束，利用EDS装置内的计算由得到的峰的峰强度算出组成比。在任意10个部位进行上述测定，算出平均组成比。由该平均组成比和Fe、Ni及SiO2各自的常规密度与原子量(分子量)算出体积比率。
如图10所示，电阻率随着磁性粒子20(Fe-Ni)相对于绝缘体18(SiO2)的比率增加而减少，特别时在1.8以上的区域内急剧减少。相反，导磁率随着比率的增高而急剧增加。粒状层16中绝缘体18和磁性粒子20的比率主要影响薄膜面内方向的绝缘体18的厚度。即，当比率减小时，磁性粒子20的比例减小，因此绝缘体18的厚度增加，电阻率升高；当比率增高时，磁性粒子20的比例变大，绝缘体18的厚度减少，电阻率降低。特别是推测当绝缘体18的厚度变薄使相邻的磁性粒子20之间几乎成为金属性结合的状态时，其电阻率将变得极小，因此认为在所述比率从1.8增至2.0的区域内电阻率的急剧减少是上述磁性粒子20之间结合状态的变化引起的。
因此，考虑到电阻率值，优选使磁性粒子20相对于绝缘体18的比率尽量减小，当比率极减小时，磁性粒子20变为超常磁性，导磁率减少。为此，考虑到电阻率和导磁率的平衡，使FeNi/SiO2的比率(体积比率)在1.3～1.7的范围内、更优选在1.4～1.6的范围内较为适宜。需要说明的是，如图11所示，饱和磁化随着前述比率的增加而增加，认为这是由于磁性粒子20的比例增高，顽磁力受到超常磁性成分的影响而改变的结果。
因此，根据实施例1，具有下述效果。
(1)将以绝缘体18包覆nm大小的微细磁性粒子20而得到的粒状层16和绝缘层14按nm级叠层得到叠层结构，并且在成膜时将基板加热，由此提高了所述绝缘层14及绝缘体18双方的绝缘性，可以增大电阻率。因此，可以减少将叠层磁性薄膜10用于设备中的损失。
(2)通过改变绝缘层14及粒状磁性层16的厚度、及磁性粒子20相对于绝缘体18的比率，使组成在规定范围内的磁性粒子20的粒径均衡化，从而能够抑制起因于高电阻率化的磁特性劣化现象，能够同时实现高磁特性和高电阻率。
需要说明的是，本发明并不局限于上述实施例，只要在不脱离本发明要旨的范围内也可以进行各种改变。例如也包括以下方式。
(1)所述实施例中磁性粒子20使用Fe-Ni合金，也可以使用各种磁性金属。例如可以使用Co、Fe、Ni等。另外，绝缘层14及绝缘体18使用SiO2，也可以使用Al2O3、MgO等其它绝缘体。基板12也仅为一例，可以使用公知的各种基板。
(2)绝缘层14和粒状层16的叠层数也仅为一例，可以适当增减以使其发挥同样的效果。
(3)所述实施例中给出的成膜条件也仅为一例，只要在满足上述膜厚或者基板温度的范围内，也可以根据需要进行适当改变。
(4)本发明的叠层磁性薄膜10可以适用于薄膜感应器或者薄膜变压器等高频频带下使用的各种磁性部件或器械，而且也可以适用于移动电话等各种器械。
产业实用性
根据本发明，将绝缘层和以绝缘体包覆nm大小的微细磁性粒子而得到的粒状结构的磁性层按nm级进行叠层而形成叠层结构，在成膜时对基板进行加热，从而可以提高所述绝缘层或绝缘体的绝缘性，增加电阻率。另外，通过改变绝缘层及粒状磁性层的厚度、磁性金属相对于绝缘体的比率而使组成在规定范围内的磁性金属粒子的粒径均衡化，从而抑制增高电阻率引起的软磁特性劣化的现象，可以同时实现高磁特性和高电阻率。由此可以广泛适用于例如在高频频带下利用的叠层磁性薄膜等用途。特别适用于在高频频带中利用的薄膜感应器等磁性部件或电子器械的用途。

Claims (9)

1、一种叠层磁性薄膜的制造方法，是利用将磁性粒子包埋在绝缘体中形成的粒状膜的叠层磁性薄膜的制造方法，其特征为，使绝缘层和由所述粒状膜形成的磁性层在基板上交替多次成膜而进行叠层时，对所述基板进行加热。
2、如权利要求1所述的叠层磁性薄膜的制造方法，其特征为，所述磁性粒子为Fe-Ni合金，所述绝缘体及绝缘层为SiO2。
3、如权利要求1所述的叠层磁性薄膜的制造方法，其特征为，将所述磁性层和绝缘层成膜时的基板温度设定为150℃或150℃以上。
4、如权利要求3所述的叠层磁性薄膜的制造方法，其特征为，将所述成膜时的基板温度设定为160℃～180℃。
5、如权利要求2所述的叠层磁性薄膜的制造方法，其特征为，所述磁性粒子中的Ni组成为20～40atm％。
6、如权利要求1所述的叠层磁性薄膜的制造方法，其特征为，所述绝缘层的厚度为1.5～3.0nm。
7、如权利要求1所述的叠层磁性薄膜的制造方法，其特征为，所述磁性层的厚度为3.5～7.0nm。
8、如权利要求1所述的叠层磁性薄膜的制造方法，其特征为，所述磁性层中磁生粒子相对于绝缘体的体积比率为1.3～1.7。
9、一种叠层磁性薄膜，其特征为，所述薄膜是利用权利要求1～8中任一项所记载的制造方法形成的。
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