JP2001044025A - グラニュラー硬磁性薄膜及びグラニュラー硬磁性薄膜の製造方法 - Google Patents
グラニュラー硬磁性薄膜及びグラニュラー硬磁性薄膜の製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 微細な硬磁性粒子が分散形成されてなる硬磁
気特性に優れたグラニュラー硬磁性薄膜及びその製造方
法を提供する。 【解決手段】 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上に、基材２または下地層の結晶
配向性に揃うように個々に基材２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
の種結晶粒子の一部若しくは全部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た強磁性物質
が形成されて微細な硬磁性粒子３…が形成され、この硬
磁性粒子３…は、種結晶粒子と強磁性物質を相互に拡散
させて形成されたものであり、この微細な硬磁性粒子３
…が分散形成されていることを特徴とするグラニュラー
硬磁性薄膜１を採用する。
気特性に優れたグラニュラー硬磁性薄膜及びその製造方
法を提供する。 【解決手段】 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上に、基材２または下地層の結晶
配向性に揃うように個々に基材２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
の種結晶粒子の一部若しくは全部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た強磁性物質
が形成されて微細な硬磁性粒子３…が形成され、この硬
磁性粒子３…は、種結晶粒子と強磁性物質を相互に拡散
させて形成されたものであり、この微細な硬磁性粒子３
…が分散形成されていることを特徴とするグラニュラー
硬磁性薄膜１を採用する。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、微細な硬磁性粒子
が分散形成されてなるグラニュラー硬磁性薄膜及びその
製造方法に関するものである。
が分散形成されてなるグラニュラー硬磁性薄膜及びその
製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】近年に至り、非磁性基材上に分散形成し
たナノメートルオーダーの微細硬磁性粒子を具備するグ
ラニュラー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。
たナノメートルオーダーの微細硬磁性粒子を具備するグ
ラニュラー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。
【０００３】この種の薄膜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。
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。
【０００４】
【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、
ナノメートル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、
ナノメートル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。
【０００５】本発明は前記事情に鑑みてなされたもの
で、微細な硬磁性粒子が分散形成されてなる硬磁気特性
に優れたグラニュラー硬磁性薄膜及びその製造方法を提
供することを目的とする。
で、微細な硬磁性粒子が分散形成されてなる硬磁気特性
に優れたグラニュラー硬磁性薄膜及びその製造方法を提
供することを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】上記の目的を達成するた
めに、本発明は以下の構成を採用した。本発明のグラニ
ュラー硬磁性薄膜は、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
個々の種結晶粒子の一部若しくは全部を囲むように個々
の種結晶粒子に対してエピタキシャル成長された強磁性
物質が形成されて微細な硬磁性粒子が形成され、該硬磁
性粒子は、熱処理により前記種結晶粒子と前記強磁性物
質を相互に拡散させて形成されたものであり、この微細
な硬磁性粒子が分散形成されていることを特徴とする。
なお、種結晶粒子上に形成される強磁性物質は、種結晶
粒子の一部若しくは全部を覆う薄膜状の形態であっても
良く、種結晶粒子の一部若しくは全部を覆う塊状の形態
であっても良い。
めに、本発明は以下の構成を採用した。本発明のグラニ
ュラー硬磁性薄膜は、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
個々の種結晶粒子の一部若しくは全部を囲むように個々
の種結晶粒子に対してエピタキシャル成長された強磁性
物質が形成されて微細な硬磁性粒子が形成され、該硬磁
性粒子は、熱処理により前記種結晶粒子と前記強磁性物
質を相互に拡散させて形成されたものであり、この微細
な硬磁性粒子が分散形成されていることを特徴とする。
なお、種結晶粒子上に形成される強磁性物質は、種結晶
粒子の一部若しくは全部を覆う薄膜状の形態であっても
良く、種結晶粒子の一部若しくは全部を覆う塊状の形態
であっても良い。
【０００７】係るグラニュラー硬磁性薄膜によれば、基
板上にエピタキシャル成長された種結晶粒子上に、エピ
タキシャル成長させつつ強磁性物質を形成させて微細な
硬磁性粒子が形成され、この硬磁性粒子が分散した状態
になるので、グラニュラー硬磁性薄膜の硬磁気特性を優
れたものとすることができる。
板上にエピタキシャル成長された種結晶粒子上に、エピ
タキシャル成長させつつ強磁性物質を形成させて微細な
硬磁性粒子が形成され、この硬磁性粒子が分散した状態
になるので、グラニュラー硬磁性薄膜の硬磁気特性を優
れたものとすることができる。
【０００８】また、本発明のグラニュラー硬磁性薄膜
は、先に記載のグラニュラー硬磁性薄膜であって、前記
の硬磁性粒子を各々分離すると共にこれらの硬磁性粒子
の相互の磁気的な交換結合を弱める隔離層が、これらの
硬磁性粒子の周囲を覆うように形成されていることを特
徴とする。
は、先に記載のグラニュラー硬磁性薄膜であって、前記
の硬磁性粒子を各々分離すると共にこれらの硬磁性粒子
の相互の磁気的な交換結合を弱める隔離層が、これらの
硬磁性粒子の周囲を覆うように形成されていることを特
徴とする。
【０００９】係るグラニュラー硬磁性薄膜によれば、硬
磁性粒子の周囲に、これらの硬磁性粒子を各々分離して
磁気的な交換結合を弱める隔離層が形成されているの
で、硬磁性粒子同士の過度の磁気的な交換結合を防止す
ると共に、硬磁性粒子の酸化を防ぐことができる。
磁性粒子の周囲に、これらの硬磁性粒子を各々分離して
磁気的な交換結合を弱める隔離層が形成されているの
で、硬磁性粒子同士の過度の磁気的な交換結合を防止す
ると共に、硬磁性粒子の酸化を防ぐことができる。
【００１０】本発明のグラニュラー硬磁性薄膜において
は、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種からなることが好ましい。また、本
発明のグラニュラー硬磁性薄膜においては、前記種結晶
粒子が、Ｐｔ、Ｉｒ、Ｏｓ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｎｄ、
Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙ
ｂ、Ｌｕ、Ａｕから選択される１種または２種以上の元
素Ｍからなることが好ましい。更に、本発明のグラニュ
ラー硬磁性薄膜においては、前記強磁性物質が、Ｆｅ、
Ｃｏのうちの一方または両方である元素Ｔからなること
が好ましい。
は、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種からなることが好ましい。また、本
発明のグラニュラー硬磁性薄膜においては、前記種結晶
粒子が、Ｐｔ、Ｉｒ、Ｏｓ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｎｄ、
Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙ
ｂ、Ｌｕ、Ａｕから選択される１種または２種以上の元
素Ｍからなることが好ましい。更に、本発明のグラニュ
ラー硬磁性薄膜においては、前記強磁性物質が、Ｆｅ、
Ｃｏのうちの一方または両方である元素Ｔからなること
が好ましい。
【００１１】そして、本発明のグラニュラー硬磁性薄膜
においては、前記硬磁性粒子が、ｆｃｃ構造を持つ元素
Ｔ、Ｍよりなる合金（以下、ｆｃｃ−ＴＭ合金固溶構造
と表記する）、ｆｃｔ構造を持つ元素Ｔ、Ｍよりなる規
則構造（以下、ｆｃｔ−ＴＭ規則構造と表記する）、元
素Ｔ、Ｍよりなる化合物構造（以下、ＴＭ化合物構造と
表記する）のいずれか、若しくはこれらの混合した状態
を主体としてなり、硬磁性であることが好ましい。更
に、本発明のグラニュラー硬磁性薄膜においては、より
好ましくは、前記硬磁性粒子が、元素Ｔ、Ｍのｆｃｔ構
造を有するＬ10型規則構造、あるいは元素Ｔ、Ｍの六方
格子型または菱面体格子型のラーベス相型化合物構造を
主体とすることが好ましい。
においては、前記硬磁性粒子が、ｆｃｃ構造を持つ元素
Ｔ、Ｍよりなる合金（以下、ｆｃｃ−ＴＭ合金固溶構造
と表記する）、ｆｃｔ構造を持つ元素Ｔ、Ｍよりなる規
則構造（以下、ｆｃｔ−ＴＭ規則構造と表記する）、元
素Ｔ、Ｍよりなる化合物構造（以下、ＴＭ化合物構造と
表記する）のいずれか、若しくはこれらの混合した状態
を主体としてなり、硬磁性であることが好ましい。更
に、本発明のグラニュラー硬磁性薄膜においては、より
好ましくは、前記硬磁性粒子が、元素Ｔ、Ｍのｆｃｔ構
造を有するＬ10型規則構造、あるいは元素Ｔ、Ｍの六方
格子型または菱面体格子型のラーベス相型化合物構造を
主体とすることが好ましい。
【００１２】係るグラニュラー硬磁性薄膜によれば、硬
磁性粒子が前記したような状態を主体としてなるので、
優れた硬磁気特性を発現させることができる。
磁性粒子が前記したような状態を主体としてなるので、
優れた硬磁気特性を発現させることができる。
【００１３】また、本発明のグラニュラー硬磁性薄膜に
おいては、前記硬磁性粒子の平均粒径が、５〜１５ｎｍ
の範囲であることが好ましい。更に、本発明のグラニュ
ラー硬磁性薄膜においては、前記硬磁性粒子の平均粒子
間距離が、２〜１０ｎｍの範囲であることが好ましい。
おいては、前記硬磁性粒子の平均粒径が、５〜１５ｎｍ
の範囲であることが好ましい。更に、本発明のグラニュ
ラー硬磁性薄膜においては、前記硬磁性粒子の平均粒子
間距離が、２〜１０ｎｍの範囲であることが好ましい。
【００１４】係るグラニュラー硬磁性薄膜によれば、硬
磁性粒子の粒径が上記の範囲とされているので、優れた
硬磁気特性を発揮すると共に、このグラニュラー硬磁性
薄膜を磁気メモリーとして用いた場合にメモリーの記録
密度を高くすることが可能となる。また、硬磁性粒子の
粒子間距離が上記の範囲とされているので、硬磁性粒子
同士の過度な磁気的な交換結合を防止すると共に、優れ
た硬磁気特性を発揮することができる。
磁性粒子の粒径が上記の範囲とされているので、優れた
硬磁気特性を発揮すると共に、このグラニュラー硬磁性
薄膜を磁気メモリーとして用いた場合にメモリーの記録
密度を高くすることが可能となる。また、硬磁性粒子の
粒子間距離が上記の範囲とされているので、硬磁性粒子
同士の過度な磁気的な交換結合を防止すると共に、優れ
た硬磁気特性を発揮することができる。
【００１５】本発明のグラニュラー硬磁性薄膜において
は、前記隔離層が、高抵抗の非磁性の絶縁体より形成さ
れていることが好ましい。また、前記隔離層が、Ａｌ2
Ｏ3、ＳｉＯ2、Ｓｉ3Ｎ4、ＭｇＯ、ＡｌＮ、ＢＮの中か
ら選択される１種からなることがより好ましく、非晶質
状態のＡｌ2Ｏ3からなることが更に好ましい。
は、前記隔離層が、高抵抗の非磁性の絶縁体より形成さ
れていることが好ましい。また、前記隔離層が、Ａｌ2
Ｏ3、ＳｉＯ2、Ｓｉ3Ｎ4、ＭｇＯ、ＡｌＮ、ＢＮの中か
ら選択される１種からなることがより好ましく、非晶質
状態のＡｌ2Ｏ3からなることが更に好ましい。
【００１６】本発明のグラニュラー硬磁性薄膜の製造方
法は、結晶配向性の良好な基板上あるいは下地層上に、
複数の種結晶粒子を前記基材もしくは下地層に対してエ
ピタキシャル成長させつつ分散形成し、これらの種結晶
粒子の周囲の一部または全部に、強磁性物質を前記種結
晶粒子に対してエピタキシャル成長させつつそれぞれの
種結晶粒子の一部若しくは全部を囲むように形成した後
に、熱処理することにより、前記種結晶粒子及び前記強
磁性物質からなり、合金固溶構造、規則構造、化合物構
造のいずれか若しくはこれらが混合してなる硬磁性粒子
を形成することを特徴とする。なお、種結晶粒子上に形
成される強磁性物質を、種結晶粒子の一部若しくは全部
を覆うように薄膜状に形成しても良く、種結晶粒子の一
部若しくは全部を覆うように塊状に形成しても良い。
法は、結晶配向性の良好な基板上あるいは下地層上に、
複数の種結晶粒子を前記基材もしくは下地層に対してエ
ピタキシャル成長させつつ分散形成し、これらの種結晶
粒子の周囲の一部または全部に、強磁性物質を前記種結
晶粒子に対してエピタキシャル成長させつつそれぞれの
種結晶粒子の一部若しくは全部を囲むように形成した後
に、熱処理することにより、前記種結晶粒子及び前記強
磁性物質からなり、合金固溶構造、規則構造、化合物構
造のいずれか若しくはこれらが混合してなる硬磁性粒子
を形成することを特徴とする。なお、種結晶粒子上に形
成される強磁性物質を、種結晶粒子の一部若しくは全部
を覆うように薄膜状に形成しても良く、種結晶粒子の一
部若しくは全部を覆うように塊状に形成しても良い。
【００１７】また、本発明のグラニュラー硬磁性薄膜の
製造方法は、先に記載のグラニュラー硬磁性薄膜の製造
方法であって、前記種結晶粒子及び前記強磁性物質を覆
う隔離層を形成する前若しくは形成後に、前記の熱処理
をすることにより前記硬磁性粒子を形成することを特徴
とする。
製造方法は、先に記載のグラニュラー硬磁性薄膜の製造
方法であって、前記種結晶粒子及び前記強磁性物質を覆
う隔離層を形成する前若しくは形成後に、前記の熱処理
をすることにより前記硬磁性粒子を形成することを特徴
とする。
【００１８】係るグラニュラー硬磁性薄膜の製造方法に
よれば、基板上にエピタキシャル成長させて種結晶粒子
を分散形成した後に、エピタキシャル成長させつつ強磁
性物質を形成した後、熱処理を行って硬磁性粒子を形成
するので、微細な硬磁性粒子を分散形成させることがで
き、優れた硬磁気特性を示すグラニュラー硬磁性薄膜を
得ることができる。
よれば、基板上にエピタキシャル成長させて種結晶粒子
を分散形成した後に、エピタキシャル成長させつつ強磁
性物質を形成した後、熱処理を行って硬磁性粒子を形成
するので、微細な硬磁性粒子を分散形成させることがで
き、優れた硬磁気特性を示すグラニュラー硬磁性薄膜を
得ることができる。
【００１９】更に、本発明のグラニュラー硬磁性薄膜の
製造方法は、先に記載のグラニュラー硬磁性薄膜の製造
方法であって、前記種結晶粒子を、Ｐｔ、Ｉｒ、Ｏｓ、
Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄ
ｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕ、Ａｕから選択され
る１種または２種以上の元素Ｍより構成すると共に、前
記強磁性物質を、Ｆｅ、Ｃｏのうちの一方または両方で
ある元素Ｔより構成し、前記の熱処理によって前記種結
晶粒子及び前記強磁性物質を相互に拡散させて、ｆｃｃ
構造を持つ元素Ｔ、Ｍよりなる合金（以下、ｆｃｃ−Ｔ
Ｍ合金固溶構造と表記する）、ｆｃｔ構造を持つ元素
Ｔ、Ｍよりなる規則構造（以下、ｆｃｔ−ＴＭ規則構造
と表記する）、元素Ｔ、Ｍよりなる化合物構造（以下、
ＴＭ化合物構造と表記する）のいずれか、若しくはこれ
らの混合した状態を主体としてなる前記硬磁性粒子を形
成することを特徴とする。また、先に記載のグラニュラ
ー硬磁性薄膜の製造方法においては、前記の硬磁性粒子
を熱処理によって元素Ｔ、Ｍのｆｃｔ構造を有するＬ10
型規則構造とすること、あるいは元素Ｔ、Ｍの六方格子
型または菱面体格子型のラーベス相型化合物構造とする
ことがより好ましい。
製造方法は、先に記載のグラニュラー硬磁性薄膜の製造
方法であって、前記種結晶粒子を、Ｐｔ、Ｉｒ、Ｏｓ、
Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄ
ｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕ、Ａｕから選択され
る１種または２種以上の元素Ｍより構成すると共に、前
記強磁性物質を、Ｆｅ、Ｃｏのうちの一方または両方で
ある元素Ｔより構成し、前記の熱処理によって前記種結
晶粒子及び前記強磁性物質を相互に拡散させて、ｆｃｃ
構造を持つ元素Ｔ、Ｍよりなる合金（以下、ｆｃｃ−Ｔ
Ｍ合金固溶構造と表記する）、ｆｃｔ構造を持つ元素
Ｔ、Ｍよりなる規則構造（以下、ｆｃｔ−ＴＭ規則構造
と表記する）、元素Ｔ、Ｍよりなる化合物構造（以下、
ＴＭ化合物構造と表記する）のいずれか、若しくはこれ
らの混合した状態を主体としてなる前記硬磁性粒子を形
成することを特徴とする。また、先に記載のグラニュラ
ー硬磁性薄膜の製造方法においては、前記の硬磁性粒子
を熱処理によって元素Ｔ、Ｍのｆｃｔ構造を有するＬ10
型規則構造とすること、あるいは元素Ｔ、Ｍの六方格子
型または菱面体格子型のラーベス相型化合物構造とする
ことがより好ましい。
【００２０】係るグラニュラー硬磁性薄膜の製造方法に
よれば、熱処理によって前記種結晶粒子及び前記強磁性
物質を相互に拡散させて、元素Ｔ、Ｍのｆｃｔ構造を有
するＬ10型規則構造からなる硬磁性粒子を形成し、結晶
磁気異方性を高くすることができるので、優れた硬磁気
特性を示すグラニュラー硬磁性薄膜を得ることができ
る。
よれば、熱処理によって前記種結晶粒子及び前記強磁性
物質を相互に拡散させて、元素Ｔ、Ｍのｆｃｔ構造を有
するＬ10型規則構造からなる硬磁性粒子を形成し、結晶
磁気異方性を高くすることができるので、優れた硬磁気
特性を示すグラニュラー硬磁性薄膜を得ることができ
る。
【００２１】本発明のグラニュラー硬磁性薄膜の製造方
法においては、前記種結晶粒子を分散形成する際の基板
もしくは下地層の温度を、２００〜５００℃の範囲とす
ることが好ましい。また、本発明のグラニュラー硬磁性
薄膜の製造方法においては、前記熱処理の熱処理温度
を、４００〜６００℃の範囲とすることが好ましい。
法においては、前記種結晶粒子を分散形成する際の基板
もしくは下地層の温度を、２００〜５００℃の範囲とす
ることが好ましい。また、本発明のグラニュラー硬磁性
薄膜の製造方法においては、前記熱処理の熱処理温度
を、４００〜６００℃の範囲とすることが好ましい。
【００２２】
【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
ラニュラー硬磁性薄膜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硬磁性薄膜
１は、基材２上に分散形成された多数の硬磁性粒子３
と、該多数の硬磁性粒子３を覆って形成された隔離層４
から構成されている。また、図２は本発明に係るグラニ
ュラー硬磁性薄膜１を基材（基板）２上の下地層５上に
備えた一形態を示すものであり、グラニュラー硬磁性薄
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
ラニュラー硬磁性薄膜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硬磁性薄膜
１は、基材２上に分散形成された多数の硬磁性粒子３
と、該多数の硬磁性粒子３を覆って形成された隔離層４
から構成されている。また、図２は本発明に係るグラニ
ュラー硬磁性薄膜１を基材（基板）２上の下地層５上に
備えた一形態を示すものであり、グラニュラー硬磁性薄
膜１は図１の構造と同等とされている。
【００２３】図１と図２に示す構造において、基材２ま
たは下地層５は、Ｓｉ、Ｇｅ、ＧａＡｓ、ＭｇＯ、Ｎａ
Ｃｌ、ＫＣｌ、Ａｌ2Ｏ3、サファイアの中から選択され
る１種から構成されている。この基材２あるいは下地層
５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。
たは下地層５は、Ｓｉ、Ｇｅ、ＧａＡｓ、ＭｇＯ、Ｎａ
Ｃｌ、ＫＣｌ、Ａｌ2Ｏ3、サファイアの中から選択され
る１種から構成されている。この基材２あるいは下地層
５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。
【００２４】硬磁性粒子３は、ｆｃｃ構造を持つ元素
Ｔ、Ｍよりなる合金（以下、ｆｃｃ−ＴＭ合金固溶構造
と表記する）、ｆｃｔ構造を持つ元素Ｔ、Ｍよりなる規
則構造（以下、ｆｃｔ−ＴＭ規則構造と表記する）、元
素Ｔ、Ｍよりなる化合物構造（以下、ＴＭ化合物構造と
表記する）のいずれか、若しくはこれらの混合した状態
を主体としてなり、硬磁性であることが好ましい。ま
た、硬磁性粒子３が、元素Ｔ、Ｍのｆｃｔ構造を有する
Ｌ10型規則構造、あるいは元素Ｔ、Ｍの六方格子型また
は菱面体格子型のラーベス相型化合物構造をを主体とす
ることがより好ましい。
Ｔ、Ｍよりなる合金（以下、ｆｃｃ−ＴＭ合金固溶構造
と表記する）、ｆｃｔ構造を持つ元素Ｔ、Ｍよりなる規
則構造（以下、ｆｃｔ−ＴＭ規則構造と表記する）、元
素Ｔ、Ｍよりなる化合物構造（以下、ＴＭ化合物構造と
表記する）のいずれか、若しくはこれらの混合した状態
を主体としてなり、硬磁性であることが好ましい。ま
た、硬磁性粒子３が、元素Ｔ、Ｍのｆｃｔ構造を有する
Ｌ10型規則構造、あるいは元素Ｔ、Ｍの六方格子型また
は菱面体格子型のラーベス相型化合物構造をを主体とす
ることがより好ましい。
【００２５】ここで、元素Ｍは、Ｐｔ、Ｉｒ、Ｏｓ、Ｒ
ｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄ
ｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕ、Ａｕから選択され
る１種または２種以上の元素であり、元素Ｔは、Ｆｅ、
Ｃｏのうちの一方または両方である。また、元素Ｍは、
Ｐｔ、Ｐｄ、Ｎｄ、Ｓｍから選択される１種または２種
以上の元素であることがより好ましい。これら元素Ｔ、
Ｍの組み合わせのうち、Ｌ10型規則構造を有するもの
は、ＦｅＰｔ、ＦｅＰｄ、Ｃｏｐｔ、ＣｏＰｄであり、
また、ラーベス相化合物構造を有するものはＣｏＳｍ、
ＦｅＳｍ、ＣｏＮｄ、ＦｅＮｄであり、これらの組み合
わせは特に優れた硬磁性を示すことが期待される。特
に、優れた硬磁性を示すＴＭの例として、ＦｅＰｔ、Ｆ
ｅＰｄ、ＣｏＰｔ、ＣｏＰｄ、ＣｏＳｍ、ＦｅＮｄ等を
挙げることができる。
ｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄ
ｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕ、Ａｕから選択され
る１種または２種以上の元素であり、元素Ｔは、Ｆｅ、
Ｃｏのうちの一方または両方である。また、元素Ｍは、
Ｐｔ、Ｐｄ、Ｎｄ、Ｓｍから選択される１種または２種
以上の元素であることがより好ましい。これら元素Ｔ、
Ｍの組み合わせのうち、Ｌ10型規則構造を有するもの
は、ＦｅＰｔ、ＦｅＰｄ、Ｃｏｐｔ、ＣｏＰｄであり、
また、ラーベス相化合物構造を有するものはＣｏＳｍ、
ＦｅＳｍ、ＣｏＮｄ、ＦｅＮｄであり、これらの組み合
わせは特に優れた硬磁性を示すことが期待される。特
に、優れた硬磁性を示すＴＭの例として、ＦｅＰｔ、Ｆ
ｅＰｄ、ＣｏＰｔ、ＣｏＰｄ、ＣｏＳｍ、ＦｅＮｄ等を
挙げることができる。
【００２６】この硬磁性粒子３は、基材２あるいは下地
層５上に複数の種結晶粒子を分散形成させ、これらの種
結晶粒子をそれぞれ囲む強磁性物質を形成し、更にこれ
ら種結晶粒子及び強磁性物質を例えば熱処理して相互に
拡散させることにより得られたものである。上記の種結
晶粒子は、前記の元素Ｍからなるものであり、前記基材
２または下地層５に対してエピタキシャル成長し易いも
のが選択される。また、強磁性物質は、前記の元素Ｔよ
りなるものである。
層５上に複数の種結晶粒子を分散形成させ、これらの種
結晶粒子をそれぞれ囲む強磁性物質を形成し、更にこれ
ら種結晶粒子及び強磁性物質を例えば熱処理して相互に
拡散させることにより得られたものである。上記の種結
晶粒子は、前記の元素Ｍからなるものであり、前記基材
２または下地層５に対してエピタキシャル成長し易いも
のが選択される。また、強磁性物質は、前記の元素Ｔよ
りなるものである。
【００２７】前記の種結晶粒子は、基材２あるいは下地
層５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、この種結晶粒子を構成する結晶は
基板２あるいは下地層５の結晶配向性に従って配向され
ている。また前記の強磁性物質は、種結晶粒子に対して
エピタキシャル成長されたもので、強磁性物質を構成す
る結晶は種結晶粒子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５上に形成される強
磁性物質の結晶は、それぞれ基材２あるいは下地層５の
結晶配向性に揃うように結晶配向されている。そして、
これらの種結晶粒子と強磁性物質とが、これらを構成す
る元素Ｍ及び元素Ｔが相互に拡散されることにより合金
化若しくは化合物化され、Ｌ10型の規則構造のｆｃｔ−
ＴＭあるいはラーベス相化合物ＴＭ構造が形成される。
この規則構造のｆｃｔ−ＴＭあるいはラーベス相化合物
ＴＭ構造は結晶磁気異方性が大きく、優れた硬磁性を示
すもので、特に高い保磁力を示す。
層５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、この種結晶粒子を構成する結晶は
基板２あるいは下地層５の結晶配向性に従って配向され
ている。また前記の強磁性物質は、種結晶粒子に対して
エピタキシャル成長されたもので、強磁性物質を構成す
る結晶は種結晶粒子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５上に形成される強
磁性物質の結晶は、それぞれ基材２あるいは下地層５の
結晶配向性に揃うように結晶配向されている。そして、
これらの種結晶粒子と強磁性物質とが、これらを構成す
る元素Ｍ及び元素Ｔが相互に拡散されることにより合金
化若しくは化合物化され、Ｌ10型の規則構造のｆｃｔ−
ＴＭあるいはラーベス相化合物ＴＭ構造が形成される。
この規則構造のｆｃｔ−ＴＭあるいはラーベス相化合物
ＴＭ構造は結晶磁気異方性が大きく、優れた硬磁性を示
すもので、特に高い保磁力を示す。
【００２８】この硬磁性粒子３の平均粒径は、５〜１５
ｎｍの範囲であることが好ましい。平均粒径が５ｎｍ未
満であると、超常磁性が発現してこれが硬磁性に打ち勝
ってしまい、グラニュラー硬磁性薄膜１自体の硬磁気特
性が低下するので好ましくなく、また平均粒径が１５ｎ
ｍを越えると、例えばこのグラニュラー硬磁性薄膜を磁
気メモリーとして用いた場合に記録密度が低下するおそ
れがあるので好ましくない。
ｎｍの範囲であることが好ましい。平均粒径が５ｎｍ未
満であると、超常磁性が発現してこれが硬磁性に打ち勝
ってしまい、グラニュラー硬磁性薄膜１自体の硬磁気特
性が低下するので好ましくなく、また平均粒径が１５ｎ
ｍを越えると、例えばこのグラニュラー硬磁性薄膜を磁
気メモリーとして用いた場合に記録密度が低下するおそ
れがあるので好ましくない。
【００２９】また、前記硬磁性粒子の平均粒子間距離
は、２〜１０ｎｍの範囲であることが好ましい。平均粒
子間距離が２ｎｍ未満であると、硬磁性粒子３同士の磁
気的な交換結合が強くなるので好ましくなく、平均粒子
間距離が２ｎｍ未満であると、グラニュラー硬磁性薄膜
１の硬磁気特性が低下するおそれがあるので好ましくな
い。
は、２〜１０ｎｍの範囲であることが好ましい。平均粒
子間距離が２ｎｍ未満であると、硬磁性粒子３同士の磁
気的な交換結合が強くなるので好ましくなく、平均粒子
間距離が２ｎｍ未満であると、グラニュラー硬磁性薄膜
１の硬磁気特性が低下するおそれがあるので好ましくな
い。
【００３０】次に、前記隔離層４は、硬磁性粒子３を覆
うように形成されたもので、これらの硬磁性粒子の周囲
に位置してこれらを相互に分離すると共に、硬磁性粒子
３同士の磁気的な交換結合を弱め、更に硬磁性粒子３の
酸化を防ぐためのものである。また、熱処理の際に強磁
性物質と化学的に反応しないものが好ましい。この隔離
層４の材質は、上記の条件を満たして必要とする特性に
応じて適宜なものが選択されるが、この形態ではＡｌ2
Ｏ3、ＳｉＯ2、Ｓｉ3Ｎ4、ＭｇＯ、ＡｌＮ、ＢＮなどの
高抵抗の非磁性の絶縁体が用いられる。この中でも特に
非晶質状態のＡｌ2Ｏ3を用いることが好ましい。
うように形成されたもので、これらの硬磁性粒子の周囲
に位置してこれらを相互に分離すると共に、硬磁性粒子
３同士の磁気的な交換結合を弱め、更に硬磁性粒子３の
酸化を防ぐためのものである。また、熱処理の際に強磁
性物質と化学的に反応しないものが好ましい。この隔離
層４の材質は、上記の条件を満たして必要とする特性に
応じて適宜なものが選択されるが、この形態ではＡｌ2
Ｏ3、ＳｉＯ2、Ｓｉ3Ｎ4、ＭｇＯ、ＡｌＮ、ＢＮなどの
高抵抗の非磁性の絶縁体が用いられる。この中でも特に
非晶質状態のＡｌ2Ｏ3を用いることが好ましい。
【００３１】次に、上記のグラニュラー硬磁性薄膜１の
製造方法を図３〜図６を用いて説明する。まず図３に示
すように、単結晶の基材２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１３…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１３…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。
製造方法を図３〜図６を用いて説明する。まず図３に示
すように、単結晶の基材２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１３…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１３…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。
【００３２】より具体的には、基材２として例えば（１
００）ＮａＣｌ基板を用い、種結晶粒子１３として例え
ばＰｔを用いることができ、この基板２上に、基板２を
構成するＮａＣｌに対して低い表面エネルギーを有する
Ｐｔの種結晶粒子１３…を成膜法で分散形成する。な
お、このとき形成される種結晶粒子１３のＰｔは面心立
方構造(ｆｃｃ)である。Ｐｔ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１３の平均粒子間距離を調整することができ
る。
００）ＮａＣｌ基板を用い、種結晶粒子１３として例え
ばＰｔを用いることができ、この基板２上に、基板２を
構成するＮａＣｌに対して低い表面エネルギーを有する
Ｐｔの種結晶粒子１３…を成膜法で分散形成する。な
お、このとき形成される種結晶粒子１３のＰｔは面心立
方構造(ｆｃｃ)である。Ｐｔ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１３の平均粒子間距離を調整することができ
る。
【００３３】次に、図４に示すように、電子ビーム蒸着
等の成膜法によって種結晶粒子１３…上にＦｅ及び／ま
たはＣｏを蒸着し、種結晶粒子１３…の一部若しくは全
部を覆うようにＦｅ及び／またはＣｏの強磁性物質２３
…を形成する。なお、図４では、薄膜状の強磁性物質２
３…を種結晶粒子１３…を覆うように形成しているが、
これに限られず、塊状の強磁性物質を種結晶粒子１３…
の一部若しくは全部を覆うように形成しても良く、更
に、薄膜状の強磁性物質と塊状の強磁性物質とを混在さ
せるように形成しても良い。ここでＰｔの種結晶粒子１
３…に対してＦｅ及び／またはＣｏからなる強磁性物質
２３…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１３…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。
なお、このとき形成されるＦｅは体心立方構造(ｂｃｃ)
であり、Ｃｏの場合は面心立方構造（ｆｃｃ）もしくは
六方最密構造（ｈｃｐ）である。強磁性物質２３…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３００〜４００℃が好ましく、Ｆｅ、Ｃｏの場
合により好ましくは３００℃前後とする。これにより強
磁性物質２３…が種結晶粒子１３…を覆うが、蒸着時間
は隣接する強磁性物質２３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。
等の成膜法によって種結晶粒子１３…上にＦｅ及び／ま
たはＣｏを蒸着し、種結晶粒子１３…の一部若しくは全
部を覆うようにＦｅ及び／またはＣｏの強磁性物質２３
…を形成する。なお、図４では、薄膜状の強磁性物質２
３…を種結晶粒子１３…を覆うように形成しているが、
これに限られず、塊状の強磁性物質を種結晶粒子１３…
の一部若しくは全部を覆うように形成しても良く、更
に、薄膜状の強磁性物質と塊状の強磁性物質とを混在さ
せるように形成しても良い。ここでＰｔの種結晶粒子１
３…に対してＦｅ及び／またはＣｏからなる強磁性物質
２３…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１３…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。
なお、このとき形成されるＦｅは体心立方構造(ｂｃｃ)
であり、Ｃｏの場合は面心立方構造（ｆｃｃ）もしくは
六方最密構造（ｈｃｐ）である。強磁性物質２３…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３００〜４００℃が好ましく、Ｆｅ、Ｃｏの場
合により好ましくは３００℃前後とする。これにより強
磁性物質２３…が種結晶粒子１３…を覆うが、蒸着時間
は隣接する強磁性物質２３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。
【００３４】次に、図５に示すように、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、これらを覆
う隔離層４を成膜する。そして、隔離層４を成膜した後
に真空雰囲気中で熱処理を行うことにより、種結晶粒子
２３と強磁性物質２３を相互に拡散させて、図６に示す
ような硬磁性粒子３…を形成し、グラニュラー硬磁性薄
膜１が得られる。
と同等の手段を用いて通常の蒸着レートで、これらを覆
う隔離層４を成膜する。そして、隔離層４を成膜した後
に真空雰囲気中で熱処理を行うことにより、種結晶粒子
２３と強磁性物質２３を相互に拡散させて、図６に示す
ような硬磁性粒子３…を形成し、グラニュラー硬磁性薄
膜１が得られる。
【００３５】強磁性物質３にＦｅを用いた場合には、熱
処理の初期段階においてｂｃｃ−Ｆｅとｆｃｃ−Ｐｔと
が合金化されてｆｃｃ−ＦｅＰｔが形成され、更に熱処
理が進むに連れてｆｃｃ−ＦｅＰｔの結晶構造の規則化
が進み、Ｌ10型の規則構造（体心正方晶；ｆｃｔ）が形
成される。また、強磁性物質２３にＣｏを用いた場合で
は、成膜直後のＣｏはｆｃｃ−Ｃｏ（一部にｈｃｐ(六
方最密構造)が混在）をとり、熱処理が進行するに連れ
てＦｅＰｔの場合と同様にＣｏとＰｔとが合金化されて
ｆｃｔ構造のＬ10型規則構造が形成される。更に、強磁
性物質２３としてＦｅＣｏ合金を用いた場合でも上記と
同様にしてｆｃｔ構造のＦｅＣｏＰｔからなるＬ10型規
則構造が形成される。
処理の初期段階においてｂｃｃ−Ｆｅとｆｃｃ−Ｐｔと
が合金化されてｆｃｃ−ＦｅＰｔが形成され、更に熱処
理が進むに連れてｆｃｃ−ＦｅＰｔの結晶構造の規則化
が進み、Ｌ10型の規則構造（体心正方晶；ｆｃｔ）が形
成される。また、強磁性物質２３にＣｏを用いた場合で
は、成膜直後のＣｏはｆｃｃ−Ｃｏ（一部にｈｃｐ(六
方最密構造)が混在）をとり、熱処理が進行するに連れ
てＦｅＰｔの場合と同様にＣｏとＰｔとが合金化されて
ｆｃｔ構造のＬ10型規則構造が形成される。更に、強磁
性物質２３としてＦｅＣｏ合金を用いた場合でも上記と
同様にしてｆｃｔ構造のＦｅＣｏＰｔからなるＬ10型規
則構造が形成される。
【００３６】熱処理温度は４００〜６００℃の範囲とす
ることが好ましく、上記のＦｅ及び／またはＣｏとＰｔ
との組み合わせの場合には、５００〜６００℃とするこ
とが好ましい。熱処理温度が４００℃未満では、規則構
造を得るために熱処理に長時間を要することになるため
好ましくなく、熱処理温度が６００℃を越えると強磁性
物質２３と隔離層４とが反応するおそれがあるので好ま
しくない。
ることが好ましく、上記のＦｅ及び／またはＣｏとＰｔ
との組み合わせの場合には、５００〜６００℃とするこ
とが好ましい。熱処理温度が４００℃未満では、規則構
造を得るために熱処理に長時間を要することになるため
好ましくなく、熱処理温度が６００℃を越えると強磁性
物質２３と隔離層４とが反応するおそれがあるので好ま
しくない。
【００３７】強磁性物質２３を構成する元素が基材２ま
たは下地層５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
１３を構成する元素に対して強磁性物質２３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Ｆ
ｅを直接形成すると、ＮａＣｌの（１００）面に対して
Ｆｅは通常の成膜条件ではエピタキシャル成長しない
が、Ｐｔ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。
たは下地層５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
１３を構成する元素に対して強磁性物質２３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Ｆ
ｅを直接形成すると、ＮａＣｌの（１００）面に対して
Ｆｅは通常の成膜条件ではエピタキシャル成長しない
が、Ｐｔ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。
【００３８】そして、Ｐｔの粒子に対してＰｔ粒子の一
部若しくは全部を覆うようにＦｅ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
をエピタキシャル成長させた場合と同じようにＦｅの結
晶配向性を基材２または下地層５に対して優れた状態と
することができる。これらの結晶配向性に優れた種結晶
粒子と強磁性物質とを熱処理することにより、規則構造
を含む硬磁性粒子３を形成することができる。
部若しくは全部を覆うようにＦｅ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
をエピタキシャル成長させた場合と同じようにＦｅの結
晶配向性を基材２または下地層５に対して優れた状態と
することができる。これらの結晶配向性に優れた種結晶
粒子と強磁性物質とを熱処理することにより、規則構造
を含む硬磁性粒子３を形成することができる。
【００３９】また、基材２または下地層５上にＰｔの種
結晶粒子を形成する際に、基材２または下地層５の温度
と蒸着速度（成膜レート）を調節することでＰｔ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、Ｐｔ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Ｐｔ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、Ｐｔ粒子の一
部または全部を覆うようにＦｅを被覆形成し、熱処理を
行うことで硬磁性粒子３を形成するので、Ｐｔ粒子の分
散状態の疎密状態を変えることで多数の硬磁性粒子３…
の平均粒子間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Ｐｔ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。
結晶粒子を形成する際に、基材２または下地層５の温度
と蒸着速度（成膜レート）を調節することでＰｔ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、Ｐｔ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Ｐｔ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、Ｐｔ粒子の一
部または全部を覆うようにＦｅを被覆形成し、熱処理を
行うことで硬磁性粒子３を形成するので、Ｐｔ粒子の分
散状態の疎密状態を変えることで多数の硬磁性粒子３…
の平均粒子間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Ｐｔ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。
【００４０】以上のように製造されたグラニュラー硬磁
性薄膜１は、１５ｎｍ以下の大きさの硬磁性を示す硬磁
性粒子３が多数分散され、しかも硬磁性粒子３…が間隔
を有して分散されているので、優れた硬磁気特性を示
す。
性薄膜１は、１５ｎｍ以下の大きさの硬磁性を示す硬磁
性粒子３が多数分散され、しかも硬磁性粒子３…が間隔
を有して分散されているので、優れた硬磁気特性を示
す。
【００４１】また、硬磁性粒子３には例えばＦｅＰｔか
らなる規則構造が含まれているので、グラニュラー硬磁
性薄膜１により優れた硬磁気特性を与えることができ、
特にグラニュラー硬磁性薄膜１の保磁力を高くすること
ができる。
らなる規則構造が含まれているので、グラニュラー硬磁
性薄膜１により優れた硬磁気特性を与えることができ、
特にグラニュラー硬磁性薄膜１の保磁力を高くすること
ができる。
【００４２】
【実施例】（実験例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まで減圧し、ＮａＣ
ｌ（１００）基板上にＰｔの種結晶粒子を分散形成し
た。また、基板温度を４００℃に設定し、成膜レートは
０．１ｎｍ／分とし、Ｐｔの粒子が互いに接合して膜を
形成する前にＰｔの粒子の分散状態で蒸着させるため
に、Ｐｔ粒子の平均厚さを１ｎｍ程度に調整した。Ｐｔ
粒子の蒸着後、基板を４００℃に加熱保持し、０．４ｎ
ｍ／分の成膜レートでＦｅの蒸着を行ってＰｔ粒子上及
び周囲の一部または全部にＦｅの強磁性物質を成膜し
た。ここではＦｅの過剰な供給によりＦｅの連続膜が形
成されてしまわないように、Ｆｅの平均厚さ（基板上に
一様に２次元分布すると仮定した厚さ）を２ｎｍ程度に
調整した。その後に隔離層として厚さ４ｎｍの非晶質の
Ａｌ2Ｏ3膜（ａ-Ａｌ2Ｏ3と略記する）を成膜した。次
に、これを２×１０-5Ｐａの減圧雰囲気中で６００℃で
６時間加熱することにより熱処理を行いＰｔとＦｅを相
互に拡散させて、ＦｅＰｔ合金からなる硬磁性粒子を分
散形成した。このようにしてＮａＣｌ基板上に実験例１
のグラニュラー硬磁性薄膜を形成した。
着チャンバの内部を３×１０-7Ｐａまで減圧し、ＮａＣ
ｌ（１００）基板上にＰｔの種結晶粒子を分散形成し
た。また、基板温度を４００℃に設定し、成膜レートは
０．１ｎｍ／分とし、Ｐｔの粒子が互いに接合して膜を
形成する前にＰｔの粒子の分散状態で蒸着させるため
に、Ｐｔ粒子の平均厚さを１ｎｍ程度に調整した。Ｐｔ
粒子の蒸着後、基板を４００℃に加熱保持し、０．４ｎ
ｍ／分の成膜レートでＦｅの蒸着を行ってＰｔ粒子上及
び周囲の一部または全部にＦｅの強磁性物質を成膜し
た。ここではＦｅの過剰な供給によりＦｅの連続膜が形
成されてしまわないように、Ｆｅの平均厚さ（基板上に
一様に２次元分布すると仮定した厚さ）を２ｎｍ程度に
調整した。その後に隔離層として厚さ４ｎｍの非晶質の
Ａｌ2Ｏ3膜（ａ-Ａｌ2Ｏ3と略記する）を成膜した。次
に、これを２×１０-5Ｐａの減圧雰囲気中で６００℃で
６時間加熱することにより熱処理を行いＰｔとＦｅを相
互に拡散させて、ＦｅＰｔ合金からなる硬磁性粒子を分
散形成した。このようにしてＮａＣｌ基板上に実験例１
のグラニュラー硬磁性薄膜を形成した。
【００４３】次に、ＮａＣｌ基板を蒸留水に侵漬して溶
解することによりグラニュラー硬磁性薄膜を単離し、こ
れをＣｕ製マイクログリッド上に取り付けた後、ＴＥＭ
（透過型電子顕微鏡）を用いて、グラニュラー硬磁性薄
膜の微細構造の観察を行った。ＴＥＭ写真を図７に示
す。また、ＳＡＤ（selected area electron differact
ion;制限視野電子線回折）の測定を行い、電子線回折図
形を得た。この図形を図７の左上方に同時に示す。更
に、３つの硬磁性粒子を任意に選び、個々の硬磁性粒子
に対してＥＤＸ(energy dispersive X-ray spectroscop
y;エネルギー分散型Ｘ線分析)を行い、ＥＤＸスペクト
ルを得た。それぞれのスペクトルを図８〜図１０に示
す。同時にＥＤＸにより組成分析を行った。結果を図８
〜図１０に同時に示す。
解することによりグラニュラー硬磁性薄膜を単離し、こ
れをＣｕ製マイクログリッド上に取り付けた後、ＴＥＭ
（透過型電子顕微鏡）を用いて、グラニュラー硬磁性薄
膜の微細構造の観察を行った。ＴＥＭ写真を図７に示
す。また、ＳＡＤ（selected area electron differact
ion;制限視野電子線回折）の測定を行い、電子線回折図
形を得た。この図形を図７の左上方に同時に示す。更
に、３つの硬磁性粒子を任意に選び、個々の硬磁性粒子
に対してＥＤＸ(energy dispersive X-ray spectroscop
y;エネルギー分散型Ｘ線分析)を行い、ＥＤＸスペクト
ルを得た。それぞれのスペクトルを図８〜図１０に示
す。同時にＥＤＸにより組成分析を行った。結果を図８
〜図１０に同時に示す。
【００４４】図７に示すように、このグラニュラー硬磁
性薄膜中には、微細な硬磁性粒子が分散して形成されて
いることが確認される。この硬磁性粒子の平均粒径は１
２ｎｍであり、また粒子間平均距離は４ｎｍであった。
また、図７に同時に示した電子線回折図形には、(０２
０)面及び(００２)面からの基本反射が観察されると共
に、(００１)面(矢印１、２)及び(１００)面(矢印３)か
らの反射が観察される。(００１)面及び(１００)面から
の反射は、Ｌ10型の規則構造に特有の規則格子反射であ
り、このことから硬磁性粒子に規則構造が含まれている
ことが確認される。
性薄膜中には、微細な硬磁性粒子が分散して形成されて
いることが確認される。この硬磁性粒子の平均粒径は１
２ｎｍであり、また粒子間平均距離は４ｎｍであった。
また、図７に同時に示した電子線回折図形には、(０２
０)面及び(００２)面からの基本反射が観察されると共
に、(００１)面(矢印１、２)及び(１００)面(矢印３)か
らの反射が観察される。(００１)面及び(１００)面から
の反射は、Ｌ10型の規則構造に特有の規則格子反射であ
り、このことから硬磁性粒子に規則構造が含まれている
ことが確認される。
【００４５】また、図８〜図１０に示すように、いずれ
の硬磁性粒子からもＦｅとＰｔが検出されており、Ｆｅ
Ｐｔ合金が形成されていることがわかる。また、硬磁性
粒子毎にＦｅとＰｔの組成比が異なっていることがわか
る。通常、Ｌ10型構造のＦｅＰｔ合金規則相は広い非化
学量的組成域を有し、その範囲は約３５〜５５原子％で
ある。図８〜図１０より粒子組成がこの範囲にあること
から、いずれの硬磁性粒子も６００℃の熱処理によって
Ｌ10型規則相に変化していることが示唆される。
の硬磁性粒子からもＦｅとＰｔが検出されており、Ｆｅ
Ｐｔ合金が形成されていることがわかる。また、硬磁性
粒子毎にＦｅとＰｔの組成比が異なっていることがわか
る。通常、Ｌ10型構造のＦｅＰｔ合金規則相は広い非化
学量的組成域を有し、その範囲は約３５〜５５原子％で
ある。図８〜図１０より粒子組成がこの範囲にあること
から、いずれの硬磁性粒子も６００℃の熱処理によって
Ｌ10型規則相に変化していることが示唆される。
【００４６】次に、図１１には、硬磁性粒子の１つの高
分解能電子顕微鏡写真を示す。図１１から明らかなよう
に、少なくともこの硬磁性粒子には、粒子の中央部分と
周辺部分に、それぞれ結晶方位の異なる３つのドメイン
が存在していることがわかる。すなわち、ほぼ中央にあ
るドメインは、そのＬ10型の規則格子のｃ軸が膜面垂直
方向に配向しており、硬磁性粒子の周辺部に位置するド
メインは、そのＬ10型の規則格子のｃ軸が膜面内方向に
配向しており、更にこの膜面内配向している２つのドメ
インのｃ軸の配向方向は互いに９０°の角度をなしてい
る。
分解能電子顕微鏡写真を示す。図１１から明らかなよう
に、少なくともこの硬磁性粒子には、粒子の中央部分と
周辺部分に、それぞれ結晶方位の異なる３つのドメイン
が存在していることがわかる。すなわち、ほぼ中央にあ
るドメインは、そのＬ10型の規則格子のｃ軸が膜面垂直
方向に配向しており、硬磁性粒子の周辺部に位置するド
メインは、そのＬ10型の規則格子のｃ軸が膜面内方向に
配向しており、更にこの膜面内配向している２つのドメ
インのｃ軸の配向方向は互いに９０°の角度をなしてい
る。
【００４７】この３つのドメインの結晶方位はまた、図
１２及び図１３に示したＮＢＤ(nano-beam electron di
ffraction;ナノビーム電子線回折)の結果からも確認さ
れる。 図１２は、ｃ軸が膜面内方向に配向したドメイ
ン(硬磁性粒子の周辺部のドメイン)からの回折図形であ
る。また、図１３はｃ軸が膜面垂直方向に配向したドメ
イン(硬磁性粒子の中央部のドメイン)からの回折図形で
ある。なお、これらの図形は電子ビーム径を１ｎｍまで
絞って測定した。図１２に示す回折図形には、(００１)
面からの規則格子反射が観察され、図１３に示す回折図
形には、(０１１)面からの規則格子反射が観察されてお
り、これらのことからも硬磁性粒子の中央にあるドメイ
ンが、そのＬ10型の規則格子のｃ軸が膜面垂直方向に配
向しており、周辺部に位置するドメインが、そのｃ軸が
膜面内方向に配向していることが明らかである。
１２及び図１３に示したＮＢＤ(nano-beam electron di
ffraction;ナノビーム電子線回折)の結果からも確認さ
れる。 図１２は、ｃ軸が膜面内方向に配向したドメイ
ン(硬磁性粒子の周辺部のドメイン)からの回折図形であ
る。また、図１３はｃ軸が膜面垂直方向に配向したドメ
イン(硬磁性粒子の中央部のドメイン)からの回折図形で
ある。なお、これらの図形は電子ビーム径を１ｎｍまで
絞って測定した。図１２に示す回折図形には、(００１)
面からの規則格子反射が観察され、図１３に示す回折図
形には、(０１１)面からの規則格子反射が観察されてお
り、これらのことからも硬磁性粒子の中央にあるドメイ
ンが、そのＬ10型の規則格子のｃ軸が膜面垂直方向に配
向しており、周辺部に位置するドメインが、そのｃ軸が
膜面内方向に配向していることが明らかである。
【００４８】（実験例２）基板にＭｇＯ（１００）を用
いたこと以外は実験例１と同様に、基板上にＰｔからな
る種結晶粒子とＦｅからなる強磁性物質を形成し、更に
６００℃で６時間熱処理することにより、実験例２のグ
ラニュラー硬磁性薄膜を作成した。次に、ＳＱＵＩＤ
（超伝導量子干渉磁束計）を用いて、実験例２のグラニ
ュラー硬磁性薄膜の磁化曲線を測定した。なお、測定し
た薄膜は、熱処理前と熱処理後の薄膜をそれぞれ用い
た。同様に、実験例１で作製したグラニュラー硬磁性薄
膜の磁化曲線も求めた。図１４に実験例１のグラニュラ
ー硬磁性薄膜の磁化曲線を示し、図１５に実験例２のグ
ラニュラー硬磁性薄膜の磁化曲線を示す。また、保磁力
（Ｈｃ）と角形比（Ｍ／Ｍｓ）をそれぞれ求めた。なお
角形比は、飽和磁化Ｍｓと残留磁化Ｍとの比率であり、
ここで求めた角形比は、外部磁界が０ Ｏｅの時のもの
である。
いたこと以外は実験例１と同様に、基板上にＰｔからな
る種結晶粒子とＦｅからなる強磁性物質を形成し、更に
６００℃で６時間熱処理することにより、実験例２のグ
ラニュラー硬磁性薄膜を作成した。次に、ＳＱＵＩＤ
（超伝導量子干渉磁束計）を用いて、実験例２のグラニ
ュラー硬磁性薄膜の磁化曲線を測定した。なお、測定し
た薄膜は、熱処理前と熱処理後の薄膜をそれぞれ用い
た。同様に、実験例１で作製したグラニュラー硬磁性薄
膜の磁化曲線も求めた。図１４に実験例１のグラニュラ
ー硬磁性薄膜の磁化曲線を示し、図１５に実験例２のグ
ラニュラー硬磁性薄膜の磁化曲線を示す。また、保磁力
（Ｈｃ）と角形比（Ｍ／Ｍｓ）をそれぞれ求めた。なお
角形比は、飽和磁化Ｍｓと残留磁化Ｍとの比率であり、
ここで求めた角形比は、外部磁界が０ Ｏｅの時のもの
である。
【００４９】図１４に示すように、ＮａＣｌ基板上に形
成した実験例１のグラニュラー硬磁性薄膜は、熱処理前
の薄膜が３７ Ｏｅの保磁力（Ｈｃ）を示したのに対
し、熱処理後の薄膜が３．５ｋＯｅの保磁力（Ｈｃ）を
示すと共に０．７４の角形比（Ｍ／Ｍｓ）を示した。ま
た、図１５に示すように、ＭｇＯ基板上に形成した実験
例２のグラニュラー硬磁性薄膜は、熱処理前の薄膜が数
十Ｏｅの保磁力（Ｈｃ）を示したのに対し、熱処理後の
薄膜が３．３ｋＯｅの保磁力（Ｈｃ）を示すと共に０．
７７の角形比（Ｍ／Ｍｓ）を示した。このように、熱処
理によってＬ10型の規則構造を含む硬磁性粒子を分散形
成することにより、保磁力（Ｈｃ）の高いグラニュラー
硬磁性薄膜が得られることがわかる。
成した実験例１のグラニュラー硬磁性薄膜は、熱処理前
の薄膜が３７ Ｏｅの保磁力（Ｈｃ）を示したのに対
し、熱処理後の薄膜が３．５ｋＯｅの保磁力（Ｈｃ）を
示すと共に０．７４の角形比（Ｍ／Ｍｓ）を示した。ま
た、図１５に示すように、ＭｇＯ基板上に形成した実験
例２のグラニュラー硬磁性薄膜は、熱処理前の薄膜が数
十Ｏｅの保磁力（Ｈｃ）を示したのに対し、熱処理後の
薄膜が３．３ｋＯｅの保磁力（Ｈｃ）を示すと共に０．
７７の角形比（Ｍ／Ｍｓ）を示した。このように、熱処
理によってＬ10型の規則構造を含む硬磁性粒子を分散形
成することにより、保磁力（Ｈｃ）の高いグラニュラー
硬磁性薄膜が得られることがわかる。
【００５０】
【発明の効果】以上、詳細に説明したように、本発明の
グラニュラー硬磁性薄膜は、基板上にエピタキシャル成
長された種結晶粒子上に、エピタキシャル成長させつつ
強磁性物質が形成されて硬磁性粒子が形成され、微細な
硬磁性粒子が分散した状態になるので、優れた硬磁気特
性を発現させることができる。
グラニュラー硬磁性薄膜は、基板上にエピタキシャル成
長された種結晶粒子上に、エピタキシャル成長させつつ
強磁性物質が形成されて硬磁性粒子が形成され、微細な
硬磁性粒子が分散した状態になるので、優れた硬磁気特
性を発現させることができる。
【００５１】また、本発明のグラニュラー硬磁性薄膜の
製造方法によれば、熱処理によって前記種結晶粒子及び
前記強磁性物質を相互に拡散させて結晶磁気異方性の大
きな硬磁性粒子を形成するので、より優れた硬磁気特性
を発現させることができる。
製造方法によれば、熱処理によって前記種結晶粒子及び
前記強磁性物質を相互に拡散させて結晶磁気異方性の大
きな硬磁性粒子を形成するので、より優れた硬磁気特性
を発現させることができる。
【００５２】更に、本発明のグラニュラー硬磁性薄膜に
は、硬磁性粒子の周囲に、これらの硬磁性粒子を各々分
離して磁気的な交換結合を弱める隔離層が形成されてい
るので、硬磁性粒子同士の過度の磁気的な交換結合を防
止すると共に、硬磁性粒子の酸化を防ぐことができる。
は、硬磁性粒子の周囲に、これらの硬磁性粒子を各々分
離して磁気的な交換結合を弱める隔離層が形成されてい
るので、硬磁性粒子同士の過度の磁気的な交換結合を防
止すると共に、硬磁性粒子の酸化を防ぐことができる。
【００５３】また、本発明のグラニュラー硬磁性薄膜に
おいては、前記種結晶粒子が、Ｐｔ、Ｉｒ、Ｏｓ、Ｒ
ｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄ
ｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕ、Ａｕから選択され
る１種または２種以上の元素Ｍからなり、前記強磁性物
質が、Ｆｅ、Ｃｏのうちの一方または両方である元素Ｔ
からなり、ｆｃｃ−ＴＭ合金固溶構造、ｆｃｔ−ＴＭ規
則構造、ＴＭ化合物構造のいずれか、若しくはこれらの
混合した状態を主体としてなり、より好ましくはこれら
元素Ｔ、Ｍの粒子の拡散によってできる前記硬磁性粒子
が、結晶磁気異方性の大きい規則構造を形成するため
に、優れた硬磁気特性を発現させることができ、特に保
磁力を高くすることができる。
おいては、前記種結晶粒子が、Ｐｔ、Ｉｒ、Ｏｓ、Ｒ
ｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄ
ｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕ、Ａｕから選択され
る１種または２種以上の元素Ｍからなり、前記強磁性物
質が、Ｆｅ、Ｃｏのうちの一方または両方である元素Ｔ
からなり、ｆｃｃ−ＴＭ合金固溶構造、ｆｃｔ−ＴＭ規
則構造、ＴＭ化合物構造のいずれか、若しくはこれらの
混合した状態を主体としてなり、より好ましくはこれら
元素Ｔ、Ｍの粒子の拡散によってできる前記硬磁性粒子
が、結晶磁気異方性の大きい規則構造を形成するため
に、優れた硬磁気特性を発現させることができ、特に保
磁力を高くすることができる。
【００５４】また、本発明のグラニュラー硬磁性薄膜の
製造方法は、基板上にエピタキシャル成長させた種結晶
粒子上に、エピタキシャル成長させつつ強磁性物質を形
成するので、微細な硬磁性粒子を分散形成させることが
でき、優れた硬磁気特性を示すグラニュラー硬磁性薄膜
を得ることができる。
製造方法は、基板上にエピタキシャル成長させた種結晶
粒子上に、エピタキシャル成長させつつ強磁性物質を形
成するので、微細な硬磁性粒子を分散形成させることが
でき、優れた硬磁気特性を示すグラニュラー硬磁性薄膜
を得ることができる。
【００５５】更に、本発明のグラニュラー硬磁性薄膜の
製造方法によれば、熱処理によって前記種結晶粒子及び
前記強磁性物質を相互に拡散させて、ｆｃｃ−ＴＭ合金
固溶構造、ｆｃｔ−ＴＭ規則構造、ＴＭ化合物構造のい
ずれか、若しくはこれらの混合した状態を主体としてな
り、結晶磁気異方性の大きい規則構造を有する硬磁性粒
子が形成されるので、より優れた硬磁気特性を示すグラ
ニュラー硬磁性薄膜を得ることができる。
製造方法によれば、熱処理によって前記種結晶粒子及び
前記強磁性物質を相互に拡散させて、ｆｃｃ−ＴＭ合金
固溶構造、ｆｃｔ−ＴＭ規則構造、ＴＭ化合物構造のい
ずれか、若しくはこれらの混合した状態を主体としてな
り、結晶磁気異方性の大きい規則構造を有する硬磁性粒
子が形成されるので、より優れた硬磁気特性を示すグラ
ニュラー硬磁性薄膜を得ることができる。
【図１】 本発明の実施形態であるグラニュラー硬磁性
薄膜の一形態を示す断面模式図である。
薄膜の一形態を示す断面模式図である。
【図２】 本発明の実施形態であるグラニュラー硬磁性
薄膜の他の形態を示す断面模式図である。
薄膜の他の形態を示す断面模式図である。
【図３】 本発明の実施形態であるグラニュラー硬磁性
薄膜の製造方法を説明するための工程図である。
薄膜の製造方法を説明するための工程図である。
【図４】 本発明の実施形態であるグラニュラー硬磁性
薄膜の製造方法を説明するための工程図である。
薄膜の製造方法を説明するための工程図である。
【図５】 本発明の実施形態であるグラニュラー硬磁性
薄膜の製造方法を説明するための工程図である。
薄膜の製造方法を説明するための工程図である。
【図６】 本発明の実施形態であるグラニュラー硬磁性
薄膜の製造方法を説明するための工程図である。
薄膜の製造方法を説明するための工程図である。
【図７】 実験例１のグラニュラー硬磁性薄膜の硬磁性
粒子の分散状態を示すＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）写真
及びＳＡＤ(制限視野電子線回折)の回折図形である。
粒子の分散状態を示すＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）写真
及びＳＡＤ(制限視野電子線回折)の回折図形である。
【図８】 実験例１のグラニュラー硬磁性薄膜の硬磁性
粒子のＥＤＸ(エネルギー分散型Ｘ線分析)スペクトルで
ある。
粒子のＥＤＸ(エネルギー分散型Ｘ線分析)スペクトルで
ある。
【図９】 実験例１のグラニュラー硬磁性薄膜の硬磁性
粒子のＥＤＸ(エネルギー分散型Ｘ線分析)スペクトルで
ある。
粒子のＥＤＸ(エネルギー分散型Ｘ線分析)スペクトルで
ある。
【図１０】 実験例１のグラニュラー硬磁性薄膜の硬磁
性粒子のＥＤＸ(エネルギー分散型Ｘ線分析)スペクトル
である。
性粒子のＥＤＸ(エネルギー分散型Ｘ線分析)スペクトル
である。
【図１１】 実験例１のグラニュラー硬磁性薄膜の硬磁
性粒子の分散状態を示す高分解能ＴＥＭ（透過型電子顕
微鏡）写真である。
性粒子の分散状態を示す高分解能ＴＥＭ（透過型電子顕
微鏡）写真である。
【図１２】 実験例１のグラニュラー硬磁性薄膜のＮＢ
Ｄ(ナノビーム電子線回折)の回折図形を示す図である。
Ｄ(ナノビーム電子線回折)の回折図形を示す図である。
【図１３】 実験例１のグラニュラー硬磁性薄膜のＮＢ
Ｄ(ナノビーム電子線回折)の回折図形を示す図である。
Ｄ(ナノビーム電子線回折)の回折図形を示す図である。
【図１４】 実験例１の熱処理前と熱処理後のグラニュ
ラー硬磁性薄膜の磁化曲線である。
ラー硬磁性薄膜の磁化曲線である。
【図１５】 実験例２の熱処理前と熱処理後のグラニュ
ラー硬磁性薄膜の磁化曲線である。
ラー硬磁性薄膜の磁化曲線である。
１ グラニュラー硬磁性薄膜 ２ 基板 ３ 硬磁性粒子 ４ 隔離層 ５ 下地層 １３ 種結晶粒子 ２３ 強磁性物質
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 下 波 アメリカ合衆国 15232 ペンシルベニア 州 ピッツバーグ エルスワースアベニュ ー 5700 エルスワースタワーズＢ１ Ｆターム(参考） 5E049 AA01 AA04 AA09 AC00 BA01 CC01 DB02 DB04 DB12 DB14 DB20 EB06
Claims (18)
- 【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
種結晶粒子の一部若しくは全部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た強磁性物質が
形成されて微細な硬磁性粒子が形成され、該硬磁性粒子
は、熱処理により前記種結晶粒子と前記強磁性物質を相
互に拡散させて形成されたものであり、この微細な硬磁
性粒子が分散形成されていることを特徴とするグラニュ
ラー硬磁性薄膜。 - 【請求項２】 前記の硬磁性粒子を各々分離すると共に
これらの硬磁性粒子の相互の磁気的な交換結合を弱める
隔離層が、これらの硬磁性粒子の周囲を覆うように形成
されていることを特徴とする請求項１に記載のグラニュ
ラー硬磁性薄膜。 - 【請求項３】 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種からなることを特徴とす
る請求項１に記載のグラニュラー硬磁性薄膜。 - 【請求項４】 前記種結晶粒子が、Ｐｔ、Ｉｒ、Ｏｓ、
Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄ
ｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕ、Ａｕから選択され
る１種または２種以上の元素Ｍからなることを特徴とす
る請求項１に記載のグラニュラー硬磁性薄膜。 - 【請求項５】 前記強磁性物質が、Ｆｅ、Ｃｏのうちの
一方または両方である元素Ｔからなることを特徴とする
請求項１に記載のグラニュラー硬磁性薄膜。 - 【請求項６】 前記硬磁性粒子は、前記元素Ｍ及び前記
元素Ｔよりなるｆｃｃ−ＴＭ合金固溶構造、ｆｃｔ−Ｔ
Ｍ規則構造、ＴＭ化合物構造のいずれか、若しくはこれ
らが混合した状態を主体としてなり、硬磁性であること
を特徴とする請求項１〜５のいずれかに記載のグラニュ
ラー硬磁性薄膜。 - 【請求項７】 前記硬磁性粒子は、その組織が、元素
Ｔ、Ｍのｆｃｔ構造を有するＬ10型規則構造あるいは元
素Ｔ、Ｍのラーベス相型化合物構造を主体とすることを
特徴とする請求項１〜６のいずれかに記載のグラニュラ
ー硬磁性薄膜。 - 【請求項８】 前記硬磁性粒子の平均粒径が、５〜１５
ｎｍの範囲であることを特徴とする請求項１〜７のいず
れかに記載のグラニュラー硬磁性薄膜。 - 【請求項９】 前記硬磁性粒子の平均粒子間距離が、２
〜１０ｎｍの範囲であることを特徴とする請求項１〜８
のいずれかに記載のグラニュラー硬磁性薄膜。 - 【請求項１０】 前記隔離層が、高抵抗の非磁性の絶縁
体より形成されていることを特徴とする請求項２記載の
グラニュラー硬磁性薄膜。 - 【請求項１１】 前記隔離層が、Ａｌ2Ｏ3、ＳｉＯ2、
Ｓｉ3Ｎ4、ＭｇＯ、ＡｌＮ、ＢＮ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２または請求項１０
に記載のグラニュラー硬磁性薄膜。 - 【請求項１２】 前記隔離層が、非晶質状態のＡｌ2Ｏ3
からなることを特徴とする請求項２または請求項１０に
記載のグラニュラー硬磁性薄膜。 - 【請求項１３】 結晶配向性の良好な基板上あるいは下
地層上に、複数の種結晶粒子を前記基材もしくは下地層
に対してエピタキシャル成長させつつ分散形成し、これ
らの種結晶粒子の周囲に、強磁性物質を前記種結晶粒子
に対してエピタキシャル成長させつつそれぞれの種結晶
粒子の一部若しくは全部を囲むように形成した後に、熱
処理することにより、前記種結晶粒子及び前記強磁性物
質からなり、合金固溶構造、規則構造、化合物構造のい
ずれか若しくはこれらが混合してなる硬磁性粒子を形成
することを特徴とするグラニュラー硬磁性薄膜の製造方
法。 - 【請求項１４】 前記種結晶粒子及び前記強磁性物質を
覆う隔離層を形成する前若しくは形成後に、前記の熱処
理をすることにより前記硬磁性粒子を形成することを特
徴とする請求項１３に記載のグラニュラー硬磁性薄膜の
製造方法。 - 【請求項１５】 前記種結晶粒子を、Ｐｔ、Ｉｒ、Ｏ
ｓ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔ
ｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕ、Ａｕから選
択される１種または２種以上の元素Ｍより構成すると共
に、前記強磁性物質を、Ｆｅ、Ｃｏのうちの一方または
両方である元素Ｔより構成し、前記の熱処理によって前
記種結晶粒子及び前記強磁性物質を相互に拡散させて、
ｆｃｃ−ＴＭ合金固溶構造、ｆｃｔ−ＴＭ規則構造、Ｔ
Ｍ化合物構造のいずれか、若しくはこれらが混合した状
態を主体としてなる前記硬磁性粒子を形成することを特
徴とする請求項１３または請求項１４に記載のグラニュ
ラー硬磁性薄膜の製造方法。 - 【請求項１６】 前記の熱処理によって前記硬磁性粒子
をｆｃｔ−ＴＭ規則構造あるいはＴＭ化合物構造とする
ことを特徴とする請求項１３〜１５のいずれかに記載の
グラニュラー硬磁性薄膜の製造方法。 - 【請求項１７】 前記種結晶粒子を分散形成する際の基
板もしくは下地層の温度を、２００〜５００℃の範囲と
することを特徴とする請求項１３に記載のグラニュラー
硬磁性薄膜の製造方法。 - 【請求項１８】 前記熱処理の熱処理温度を、４００〜
６００℃の範囲とすることを特徴とする請求項１３〜１
７のいずれかに記載のグラニュラー硬磁性薄膜の製造方
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP21599399A JP2001044025A (ja) | 1999-07-29 | 1999-07-29 | グラニュラー硬磁性薄膜及びグラニュラー硬磁性薄膜の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP21599399A JP2001044025A (ja) | 1999-07-29 | 1999-07-29 | グラニュラー硬磁性薄膜及びグラニュラー硬磁性薄膜の製造方法 |
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| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2001044025A true JP2001044025A (ja) | 2001-02-16 |
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ID=16681634
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| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP21599399A Pending JP2001044025A (ja) | 1999-07-29 | 1999-07-29 | グラニュラー硬磁性薄膜及びグラニュラー硬磁性薄膜の製造方法 |
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| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2001044025A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2006304271A (ja) * | 2005-03-22 | 2006-11-02 | Toshiba Corp | アンテナデバイスおよびアンテナデバイスの製造方法 |
| WO2008026439A1 (fr) * | 2006-08-31 | 2008-03-06 | Ishifuku Metal Industry Co., Ltd. | Film mince magnetique |
| US7771785B2 (en) | 2006-08-02 | 2010-08-10 | Kabushiki Kaisha Toshiba | Magnetic film and method of manufacturing magnetic film |
| KR101477989B1 (ko) * | 2014-06-12 | 2015-01-08 | 한국과학기술원 | 자성체를 포함하는 초전도 박막 |
-
1999
- 1999-07-29 JP JP21599399A patent/JP2001044025A/ja active Pending
Cited By (6)
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