JP2004235355A - 軟磁性部材およびそれを用いた磁気素子 - Google Patents
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Abstract
【課題】GHz帯域の高周波領域で高い透磁率を有し、かつ高い飽和磁化を有する高周波用磁性薄膜をフィルム上に形成した軟磁性部材等を提供する。
【解決手段】樹脂フィルム11と、この樹脂フィルム11上に形成された軟磁性層と、を含む軟磁性部材であって、軟磁性層がT−L組成物層7(ただし、T=FeまたはFeCo、L=C,BおよびNの1種または2種以上)と、このT−L組成物層7のいずれかの面側に配置されたCo系非結晶質合金層3とを備えるようにした。
【選択図】 図1
【解決手段】樹脂フィルム11と、この樹脂フィルム11上に形成された軟磁性層と、を含む軟磁性部材であって、軟磁性層がT−L組成物層7(ただし、T=FeまたはFeCo、L=C,BおよびNの1種または2種以上)と、このT−L組成物層7のいずれかの面側に配置されたCo系非結晶質合金層3とを備えるようにした。
【選択図】 図1
Description
【0001】
【発明の属する技術分野】
本発明は、高抵抗かつ高い飽和磁化を有するとともに、GHzの高周波帯域で高い透磁率および性能指数Qを示す軟磁性層が、フィルム上に形成された軟磁性部材に関する。また、この軟磁性部材を適用したインダクタ等の磁気素子に関する。
【0002】
【従来の技術】
近年、ワイヤレス送受信装置や携帯情報端末を中心に、高周波用電子機器の小型化・高密度実装化に対する要求がある。特に、高周波チョークコイル、キャパシタ、抵抗などの電子部品を実装した多層配線基板(例えば、特開2002−57467号公報)が開発されるなど、チップサイズパッケージ(CSP:Chip Size Package)またはシステムオンパッケージ(SOP:System On Package)への指向が著しい。
こうした多層配線基板に内蔵されているインダクタとしては、空芯コイルからなるインダクタが主に用いられている。このインダクタにおいて高いインダクタンス値を得るために、通常、コイルのターン数を増やす方法が用いられているが、コイルのターン数を増やすと、インダクタのサイズが大きくなる、直流抵抗が大きくなる、等の不具合が生じてしまう。こうした不具合を解消して、多層配線基板に内蔵されるインダクタの小型化・大容量化を図るために、近年、インダクタに磁性材料を導入することが行われている。
【0003】
【特許文献1】
特開2002−57467号公報
【0004】
【発明が解決しようとする課題】
上述した目的に最適な磁性材料の要求条件としては、GHz帯域で高い透磁率を有すること、高温熱処理をしなくても特性が発揮できることなどが挙げられるが、こうした特性を備えた磁性材料は未だ得られていない。また、多層配線基板の内部にインダクタを形成するためには、上記したインダクタに導入される磁性薄膜は、フィルム上に形成され、転写・ラミネートができること、が望まれる。しかしながら、従来の磁性薄膜は、残留応力が大きいこと、高温熱処理を採用していること等の理由により、フィルム上に磁性薄膜を形成すると、フィルムが反ってしまうという問題がある。その結果、フィルム上に形成され、転写およびラミネートが可能な高周波用軟磁性部材は未だ得られていない。
一方、大規模集積回路(LSI:Large Scale Integrated circuit)の集積においては、動作周波数が1GHz以上まで高くなっており、配線によるノイズおよび電力消費を低減することが課題となっている。配線によるノイズを低減する方法としては、例えば配線距離を短縮する方法がある。この配線距離を短縮する方法としては、LSI直下に受動素子を配置し、接続する方法が考えられる。しかしながら、LSI直下のBGA(Ball Grid Array)接続におけるLSIチップとパッケージ間の間隔は約100μmしかなく、従来のチップ型セラミックス部品では対応ができないという問題がある。このため、厚さ50μm以下の支持部材を用いて薄膜または受動部品を形成する技術が必要とされている。最近の半導体技術では、単結晶基板を厚さ50μmまで研磨することも可能ではあるが、精密研磨に大きな費用が発生してしまう。よって、薄膜または受動部品を、薄い安価なフィルム上へ形成するための技術が求められている。
このような実状のもとに本発明は創案されたものであり、その目的は、GHz帯域の高周波領域で高い透磁率を有し、かつ高い飽和磁化を有する高周波用磁性薄膜をフィルム上に形成した軟磁性部材を提供することにある。また、本発明は、そのような軟磁性部材を用いた磁気素子を提供することを目的とする。
【0005】
【課題を解決するための手段】
かかる目的のもと、GHz帯域の高周波領域で、高い透磁率を有し、かつ高い飽和磁化を有するとともに、高い比抵抗を備え、フィルム上に形成可能な磁性薄膜を得るために、本発明者は様々な検討を行った。その結果、T−L組成物(ただし、T=FeまたはFeCo、L=C,BおよびNの1種または2種以上)からなる第1の層と、この第1の層のいずれかの面側に配置されたCo系非結晶質合金からなる第2の層とを組み合わせることにより、高い透磁率および高い飽和磁化を兼備する高周波用磁性薄膜が得られることを知見した。この高周波用磁性薄膜は、高温熱処理をしなくても高い特性を発揮することができるため、フィルム上に形成することも可能である。すなわち、本発明は、フィルムと、このフィルム上に形成された軟磁性層と、を含む軟磁性部材であって、軟磁性層がT−L組成物(ただし、T=FeまたはFeCo、L=C,BおよびNの1種または2種以上)からなる第1の層と、この第1の層のいずれかの面側に配置されたCo系非結晶質合金からなる第2の層とを備えることを特徴とする軟磁性部材を提供する。本発明の軟磁性部材において、軟磁性層が、複数の第1の層と複数の第2の層とが交互に積層されて多層膜構造をなす形態を採用することができる。
【0006】
また、本発明の軟磁性部材において、T−L組成物からなる第1の層を非結晶質構造とすることが重要である。上述したように、従来の磁性薄膜は、残留応力が大きいこと、高温熱処理を採用していること等の理由により、フィルム上に磁性薄膜を形成すると、フィルムが反ってしまうという問題があった。本発明者は、磁性薄膜の残留応力を低減して、フィルムに形成された際にも反りが生じない磁性薄膜を得るために様々な検討を行った。その結果、第2の層のみならず、第1の層についても非結晶質構造とすることが、磁性薄膜の残留応力を低減する上で極めて有効であることを知見したのである。例えば、第1の層を非結晶質構造とするには、第1の層の厚さT1を0.5〜3.0nmの範囲に設定すればよい。
【0007】
本発明の軟磁性部材によれば、1GHzにおける複素透磁率の実数部(μ’)が400以上で、かつ性能指数Q(Q=μ’/μ”)が10以上、飽和磁化が14kG(1.4T)以上という優れた特性が得られる。しかも、本発明において、これら特性は成膜したままの状態で得ることができる。つまり、成膜完了からの経過時間を問わないが、成膜後に例えば熱処理等の処理を加えていない状態で測定した値によって、本発明で規定する特性を具備するか否かの判断を行うことができる。ただし、成膜後に熱処理等の処理を加えた場合(フィルムが変形する程度の高温熱処理を除く)であっても、本発明で規定する特性を具備するものが本発明の範囲に含まれることは言うまでもない。以下も同様である。
また、本発明の軟磁性部材において、上述した第2の層は、Coを主成分とし、B,C,Si,Ti,V,Cr,Mn,Fe,Ni,Y,Zr,Nb,Mo,Hf,Ta,Wから選択される少なくとも1種の添加元素を含むものとすることができる。
【0008】
さらに、本発明は、樹脂フィルムと、この樹脂フィルム上に形成される軟磁性層と、を含む軟磁性部材であって、軟磁性層がFeまたはFeCoを主成分とし、かつ非結晶質構造を示す第1の層と、Coを主成分とし、かつ非結晶質構造を示す第2の層とが交互に積層して構成されることを特徴とする軟磁性部材を提供する。FeまたはFeCoを主成分とする第1の層と、Coを主成分とする第2の層とを交互に積層することで、高透磁率および高飽和磁化が達成される。また、上述した第1の層と、第2の層とをともに非結晶質構造とすることで、樹脂フィルムに過度の応力がかかることを未然に防止することができる。このため、本発明に係る軟磁性部材では、樹脂フィルム上に軟磁性層を形成した後においても、樹脂フィルムには反りが生じない。ここで、本発明に係る軟磁性部材では、軟磁性層の総厚さを200〜2000nmとすることが望ましい。
【0009】
さらにまた、本発明は、高周波用軟磁性部材を有する磁気素子であって、高周波用軟磁性部材は、フィルムと、このフィルム上に形成された軟磁性非結晶質金属層とを含み、軟磁性非結晶質金属層は、T−L組成物(ただし、T=FeまたはFeCo、L=C,BおよびNの1種または2種以上)からなる第1の層と、この第1の層のいずれかの面側に配置されたCo系非結晶質合金からなる第2の層とが交互に積層された多層膜であることを特徴とする磁気素子を提供する。本発明の磁気素子としては、インダクタ、トランス等、より具体的には、コイルを挟持するように対向配置された高周波用磁性薄膜を有する磁気素子、ハイブリッドマイクロ波集積回路に用いられるインダクタ、チップサイズパッケージ向けのインダクタ等が挙げられる。
本発明の磁気素子において、フィルムの厚さは10〜200μmとすることが望ましい。
【0010】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の軟磁性部材について詳細に説明する。
本発明の軟磁性部材100は、図1の模式的断面図に示されるように、樹脂フィルム(フィルム)11と、樹脂フィルム11上に形成された高周波用磁性薄膜(軟磁性層)1から構成される。高周波用磁性薄膜1は、Co系非結晶質合金層(第2の層)3とT−L組成物層(第1の層)7とが交互に積層された多層膜構造をなす複合磁性薄膜である。図1に示される実施形態では、高周波用磁性薄膜1として合計6層からなる多層膜構造を例示している。
【0011】
はじめに、T−L組成物層7について説明する。
図1に示したように、T−L組成物層7は、Co系非結晶質合金層3の一方の面側に配置される。T−L組成物層7のTはFeまたはFeCoであり、LはC,BおよびNの1種または2種以上である。FeまたはFeCoを主成分とする合金からなる薄膜は、高い飽和磁化を示すものの、保磁力が大きくかつ非抵抗が小さくなる傾向にあった。そこで本発明は、軟磁気特性を向上することのできるL(C,BおよびNの1種または2種以上)を含有する。
【0012】
本発明のT−L組成物層7は、その中に含有されるL元素(C,BおよびNの1種または2種以上)濃度が2〜20at%、望ましくは4〜10at%とされる。L元素濃度が2at%未満であると、bcc構造の柱状結晶が基板に対して垂直方向に成長しやすくなり、保磁力が大きくなるとともに、比抵抗が小さくなってしまい、良好な高周波特性を得ることが困難となってしまう。この一方で、このL元素濃度が20at%を超えると、異方性磁界が減少するために共鳴周波数の低下が生じて、高周波用の薄膜として十分に機能することが困難となってしまう。また、TとしてはFeのみよりもFeCoを採用するほうが高い飽和磁化が得られることから望ましい。このときのCoの含有量は、80at%以下の範囲で適宜定めればよいが、20〜50at%の範囲で含有させることが望ましい。また、Fe、FeCo以外に本発明に悪影響を与えない範囲で他の元素を含有させることを本発明は許容する。
【0013】
T−L組成物層7の厚さ(T1)は、望ましくは0.5〜3.0nmの範囲内とする。T1を3.0nm以下に設定することで、T−L組成物層7を非結晶質構造とすることができる。T−L組成物層7が非結晶質構造をなすことにより、軟磁気特性の向上および高電気抵抗が達成できる。性能的には、例えば、T1を0.2nmまで薄くしても性能の低下は起こらない。しかし、T1が薄くなりすぎると積層回数が増えるため、成膜時間が長くなるという製造上の不具合が生じる。従って、T1は、0.5nm以上、さらには1.0nm以上とすることが望ましい。また、高周波特性に効果を見出すためには、T−L組成物層7は、単層膜で飽和磁化1.6T以上の特性を有することが望ましい。
【0014】
ここで、厚さT1が3.0nm以下のFe−C薄膜とCoZrNb非結晶質合金薄膜とを積層した複合磁性薄膜のX線回折結果を図2に示す。図2から分かるように、Fe−C薄膜の厚さが3.0nm以下の積層膜は、Fe−Cのbcc(110)結晶面の回折ピークは典型的な非結晶質のブロードな形状を示す。
【0015】
次に、Co系非結晶質合金層3について説明する。
Co系の非結晶質合金は、高透磁率かつ高抵抗(比抵抗が100〜150μΩcm)であるという特徴があるため、高周波域での渦電流損失を抑制する上で有効である。また、Co系の合金は他の系の合金に比べて、非結晶質構造を作りやすい、磁歪が小さい、耐酸化性が良いという特徴もある。このため、本発明では、第1の層であるT−L組成物層7に接する第2の層として、Co系の非結晶質合金を採用する。Co系非結晶質合金層3は、単層膜で透磁率が1000以上(測定周波数:10MHz)、飽和磁化が10kG(1.0T)以上、比抵抗100μΩcm以上の特性を有していることが望ましい。
【0016】
なお、第2の層が非結晶質材料であると、第1の層がその一部に柱状構造を含む場合(例えば、第1の層の厚さが3.0nmを超えるような場合)にも、第2の層によってその柱状構造の成長が分断されるため、連続的な柱状構造にはならない。仮に連続的な柱状構造が存在すると、残留応力が大きくなり、樹脂フィルム11に過度の応力がかかるため、好ましくない。
【0017】
本発明における第2の層としてのCo系非結晶質合金層3は、Coを主成分とし、B,C,Si,Ti,V,Cr,Mn,Fe,Ni,Y,Zr,Nb,Mo,Hf,Ta,Wから選択される少なくとも1種の添加元素を含んで形成されており、このものは非結晶質相を主体として構成されている。添加元素の割合(2種以上の場合は総和量)は、通常、5〜50at%、好ましくは、10〜30at%とされる。添加元素の割合が多くなり過ぎると、飽和磁化が小さくなってしまうという不都合が生じる。逆に、添加元素の割合が少なくなり過ぎると、磁歪の制御が困難となり、有効な軟磁気特性が得られなくなるという不都合が生じる。
【0018】
Co系非結晶質合金層3を構成する好適な組成系の例としては、CoZr,CoHf,CoNb,CoMo,CoZrNb,CoZrTa,CoFeZr,CoFeNb,CoTiNb,CoZrMo,CoFeB,CoZrNbMo,CoZrMoNi,CoFeZrB,CoFeSiB,CoZrCrMoなどが挙げられる。
【0019】
次に、上述したT−L組成物層7と、T−L組成物層7のいずれかの面側に配置されたCo系非結晶質合金層3とを組み合わせることにより、高い透磁率および高い飽和磁化を兼備する高周波用磁性薄膜1が得られる理由について述べる。
本発明の高周波用磁性薄膜1は、数100MHz以上の周波数帯域、特に、1GHz以上のGHz周波数帯域で好適に使用される。このような高周波帯域における透磁率(以下、単に「高周波透磁率」と称す)は、試料の様々な物性と複雑に関係する物性である。この透磁率ともっとも関係が密なものとして、異方性磁界と飽和磁化がある。概ね、透磁率と共鳴周波数の積は、異方性磁界の1/2乗および飽和磁化の3/2乗に比例する関係にある。ここで、共鳴周波数は、
【式1】
fr=(γ/2π)[Hk4πMs]1/2 …式(1)
という関係式(1)で表される。式(1)中で、frは共鳴周波数を表し、γはジャイロ磁気定数を表し、Hkは異方性磁界を表し、4πMsは飽和磁化を表している。
【0020】
従って、材料の異方性磁界および飽和磁化を大きくすることで共鳴周波数を上げ、使用限界周波数を上げることが可能となる。従来のCo系非結晶質合金薄膜の代表的な一例であるCoZrNb非結晶質合金薄膜の共鳴周波数を2GHzまで向上させるために必要な異方性磁界を上記式(1)を用いて計算してみる。すると、44Oe(3501.52A/m)以上の異方性磁界を必要とすることが算出される。この算出結果により、通常、15Oe(1193.7A/m)程度の異方性磁界しか持たない当該膜を、GHz周波数帯域へ応用することは困難であることが分かる。ところが、2GHzの共鳴周波数を実現するために必要とされる異方性磁界は、飽和磁化が、14kG(1.4T)の場合は36Oe(2864.88A/m)、18kG(1.8T)の場合は28Oe(2228.24A/m)となり、飽和磁化および結晶磁気異方性が大きいFe系合金またはFeCo系合金との組み合わせにより必要な飽和磁化および異方性磁界を実現することが期待できる。
【0021】
従来より、FeあるいはFeCoを主成分とする合金は高飽和磁化を示す材料として広く知られていた。しかしながら、Fe系またはFeCo系合金の磁性薄膜をスパッタなどの成膜技術により作製すると、飽和磁化は高いものの、保磁力が大きく、また比抵抗が小さくなってしまい良好な高周波特性を得ることが困難であった。その主原因としては、以下のことが考えられていた。すなわち、図3に示すように、スパッタなどで成膜したFe系またはFeCo系の薄膜101は、基板301の垂直方向に柱状に成長しており、この柱状構造に起因する垂直磁気異方性の発生が問題とされていた。それに加え、基板301に代えて、薄い樹脂フィルム11を使用した場合には、柱状構造に起因する残留応力のために、樹脂フィルム11が大きく反ってしまうという問題が生じていた。
【0022】
しかしながら、本発明者らが鋭意研究したところ、Feに所定量のC(炭素)を添加したFe−C薄膜では、その厚さを規制することで、Fe−C薄膜を非結晶質(アモルファス)構造とすることができることを知見した。つまり、本発明者がFe−C薄膜の成長過程を綿密に調査したところ、厚さ3nm以下程度までの膜成長初期段階においては、結晶粒径が3nm以下の微結晶状態になる。さらに、不安定な表面の割合が多くなるため、非結晶質(アモルファス)の特徴が現れるのである。このことを、図4を用いて説明する。
【0023】
図4は、厚さ50nmのFe−C薄膜121を基板120上に形成させた様子を模式的に示す図である。この状態では、Fe−C薄膜121は基板120上に形成された非結晶質構造部分121aと、非結晶質構造部分121a上に形成される柱状構造部分121bとから構成される。非結晶質であることは、X線回折により、Fe−C薄膜の場合にはFe−Cのbcc(110)結晶面の回折ピークが現れないことから判断すればよい。このような非結晶質構造の薄膜は、柱状構造にならないことはもちろん、非結晶質構造に起因する高抵抗(100μΩcm以上)特性が得られる。しかも、主に柱状構造の存在に起因する残留応力を、低減することができる。したがって、Fe−C薄膜とCo系非結晶質合金薄膜と積層する形態を採択すれば、軟磁気特性はもちろん高抵抗化が実現でき、GHz帯域における透磁率が大きいとともに、渦電流損失が抑制され性能指数が大きい磁性薄膜を得ることができる。また、この磁性薄膜全体が非結晶質構造となるようにFe−C薄膜の厚さを規定すれば、基板120として薄い樹脂フィルム11を用いた場合であっても、樹脂フィルム11に過度の応力がかかることがなくなる。これにより、樹脂フィルム11の反りを防止しつつ、高特性な磁性薄膜を樹脂フィルム11上に形成することが可能となる。なお、樹脂フィルム11が反った状態では、軟磁性部材100を薄型インダクタとして用いることが困難となる。軟磁性部材100を転写またはラミネートすることが困難となる、等の問題が生じるため、好ましくない。
以上、Fe−C薄膜を例にして、Fe−C薄膜とCo系非結晶質合金薄膜との積層が有効であることを詳述したが、以上の事項はFe−C薄膜に限らず、FeCo−C薄膜、さらにはCをBまたはNで置換した場合でも有効である。
【0024】
以上の理由から、軟磁気特性に優れているCo系非結晶質合金層3を、高飽和磁化かつ高異方性磁界を持つT−L組成物層7のいずれかの面側に配置することによって、高い透磁率および高い飽和磁化を兼備することが可能となる。また、高い透磁率および高い飽和磁化を兼備する磁性薄膜を、樹脂フィルム11上に形成することが可能、換言すれば、樹脂フィルム11と磁性薄膜とからなる高特性の軟磁性部材100を得ることが可能となる。
具体的には、T−L組成物層7およびCo系非結晶質合金層3を交互に積層することにより、1GHzにおける複素透磁率の実数部(μ’)が400以上で、かつ性能指数Q(Q=μ’/μ”)が10以上、飽和磁化が14kG(1.4T)以上の高周波用磁性薄膜1を得ることができる。しかも、このような高い磁気特性を維持した状態で、130μΩcmという高い比抵抗をも得ることができる。なお、GHz領域(1GHz)で複素透磁率の実数部(μ’)はできるだけ大きな値をとることが望まれ、特に上限値はない。同様に、飽和磁化についてもできるだけ大きな値をとることが望まれ、特に上限値はない。また、比抵抗についても特に上限値はないが、比抵抗が大きくなりすぎると軟磁気特性および高飽和磁化特性を失う観点から、上限を1000μΩcm以下程度とすることが望ましい。
【0025】
以上の特性を得るためには、T−L組成物層7の厚さ(T1)を3.0nm以下(0を含まず)、望ましくは0.5〜3.0nmの範囲とする。T−L組成物層7の厚さをこの範囲とすることで、上述したように柱状構造の発生を抑えることができる。これにより、柱状構造に起因する問題点が解消できるため、良好な軟磁性特性を得ることができる。
また、T1を0.5〜3.0nmの範囲とするとともに、Co系非結晶質合金層3の厚さT2を、T1/T2が0.8〜3.0の範囲になるように設定することが望ましい。T1/T2が、3.0を超えると、Fe−Cの粒子が大きく成長してしまい、130μΩcm以上の高い比抵抗が得られなくなるとともに、Co系非結晶質合金層3の割合が少なくなってしまい、高い軟磁気特性を得ることが困難となる。一方、T1/T2が0.8未満となると、高飽和磁化であるT−L組成物層7の割合が少なくなってしまい、共鳴周波数の高周波数化が困難となってしまう。T1/T2の好ましい値は1.0〜3.0、より好ましくは1.0〜2.5である。上記のT1、およびT1/T2を本発明の範囲内とすることで、比抵抗が130μΩcm以上で、かつ1GHzにおける複素透磁率の実数部(μ’)が400以上、性能指数Q(Q=μ’/μ”)が10以上、飽和磁化が14kG(1.4T)以上という極めて優れた特性を有する複合薄膜の実現が可能となる。なお、このような特性は、前述したように、熱処理等を施さない成膜したままの状態で測定される。
【0026】
本発明の軟磁性部材100、つまり樹脂フィルム11上に高周波用磁性薄膜1が形成された軟磁性部材100において、T−L組成物層7およびCo系非結晶質合金層3の合計積層回数に関する制限はないが、通常、5〜3000回、好ましくは10〜700回程度とされる。高周波用磁性薄膜1の中で同一種類(T−L組成物層7またはCo系非結晶質合金層3)の膜は、通常、同じ膜厚となるように形成される。ただし、稀なケースとして、同一種類の膜であっても、積層箇所によって成膜厚さを他の部分と異ならしめることがあり得る。極端な例として、例えば、中間付近のT−L組成物層7の膜厚を20nm、上下のT−L組成物層7の2層の膜厚をそれぞれ5nmとするような仕様も場合によってはあり得る。このような場合、本発明におけるT−L組成物層7の膜厚は算術平均の厚さ(Tf)により算出すればよい。上記例では、算術平均値であるTf=10nmという数値を採択して、例えばTf/Tc(TcはCo系非結晶質合金層3の膜厚の算術平均値)を求めるようにすればよい。また、本発明の高周波用磁性薄膜1は、Co系非結晶質合金層3およびT−L組成物層7以外の層を配設することを許容する。
【0027】
このような本発明の高周波用磁性薄膜1の厚さは、200〜2000nm、好ましくは300〜1000nmとされる。この値が、200nm未満であると、平面型磁気素子に応用する場合、所望のパワーを担うことが困難になるという不都合が生じ得る。また、後述の図8および図9に示される磁性薄膜を備える有芯コイルの形態としても、空芯コイルに比べてインダクタンスの増加が10%未満となる傾向が生じ、磁性薄膜の効果が十分発揮できないという不都合が生じる。また、この値が、2000nmを超えると、表皮効果による高周波損失が顕著になり、GHz帯域の損失が増大するという不都合が生じ得る。
【0028】
本発明の高周波用磁性薄膜1は、真空薄膜形成方法、特にスパッタ法により形成されることが好ましい。より具体的には、RFスパッタ、DCスパッタ、マグネトロンスパッタ、イオンビームスパッタ、誘導結合RFプラズマ支援スパッタ、ECRスパッタ、対向ターゲット式スパッタ、多元同時スパッタなどが用いられる。
【0029】
Co系非結晶質合金層3を形成するためのターゲットとしては、Coターゲット上に、所望の添加元素のペレットを配置した複合ターゲットを用いたり、所望の添加成分を含有するCo合金のターゲットを用いればよい。
T−L組成物層7を形成するためのターゲットとしては、Fe(またはFeCo合金)ターゲットの上にL元素のペレットを配置した複合ターゲットを用いるか、Fe(またはFeCo)とL元素の合金ターゲットを用いればよい。L元素の濃度調整は、例えば、L元素ペレットの量を調整するようにすればよい。
なお、スパッタリングはあくまで本発明の一態様であり、他の薄膜作成プロセスを適用できることは言うまでもない。本発明の高周波用磁性薄膜1の具体的な成膜方法については、後述の実施例を参照されたい。
【0030】
続いて、図1に示したように、高周波用磁性薄膜1が形成される樹脂フィルム11について説明する。
本発明の高周波用磁性薄膜1が形成される樹脂フィルム11(図1)としては、例えば、ポリテトラフルオロエチレン、テトラフルオロエチレン−ヘキサフルオロプロピレンコポリマー、テトラフルオロエチレン−パーフロロアルキルビニルエーテルコポリマー、テトラフルオロエチレン−エチレンコポリマー、ポリクロロトリフルオロエチレン、ポリフッ化ビニリデン、ポリフッ化ビニルなどのフッ素樹脂からなるプラスチックフィルム、ポリエチレンフィルム、ポリプロピレンフィルム、ポリスチレンフィルム、ポリ塩化ビニルフィルム、ポリエステルフィルム、ポリカーボネートフィルム、ポリイミドフィルム、ポリサルフォンフィルム、ポリエーテルサルフォンフィルム、ポリアミドフィルム、ポリアミドイミドフィルム、ポリエーテルケトンフィルム、ポリフェニレンスルフィドフィルムなどの公知のプラスチックフィルムが挙げられる。なかでも、ポリエチレンテレフタレート(PET)フィルム、二軸延伸ポリプロピレン(OPP)フィルム、メチルペンテンコポリマー(PTX)フィルム、フッ素樹脂フィルムなどが好ましい。なお、フッ素樹脂フィルムは、フッ化エチレン(1F)、3フッ化エチレン(3F)および4フッ化エチレン(4F)からなるフィルムが好ましい。
また、樹脂フィルム11の厚さは約10〜200μm、望ましくは約15〜150μmとする。
【0031】
本発明の軟磁性部材100は、上述してきたように極めて優れた高周波特性を有するとともに室温で成膜したままの状態でその性能が発揮できる。そのため、ハイブリッドマイクロ波集積回路、多層配線基板、特に、チップサイズパッケージ向けのインダクタを作成する際に、好適に用いられる。
【0032】
続いて、本発明の高周波用磁性薄膜1を適用した磁気素子の具体例を示す。
平面型の磁気素子をインダクタに応用した一例を図5および図6に示す。図5は、インダクタの平面図を模式的に示したものであり、図6は図5のA−A矢視断面を模式的に示した図面である。
【0033】
これらの図面に示されるインダクタ(磁気素子)300は、樹脂フィルム11、この樹脂フィルム11の両面にスパイラル状に形成された平面コイル32,32と、これらの平面コイル32,32と樹脂フィルム11面を覆うように形成された絶縁膜33,33と、これの各々の絶縁膜33,33の上を覆うように形成された一対の本発明の高周波用磁性薄膜1とを備えている。そして、上記2つの平面コイル32,32は、樹脂フィルム11の略中央部分に形成されたスルーホール35を介して電気的に接続されている。さらに、樹脂フィルム11の両面の平面コイル32,32からそれぞれ接続のための端子36が樹脂フィルム11の外方に引き出されている。このようなインダクタ300は、一対の高周波用磁性薄膜1によって、絶縁膜33,33を介して平面コイル32,32を挟むように構成されているので、接続端子36,36間にインダクタが形成される。
このように形成されたインダクタ300は、小型かつ薄型軽量で、特に1GHz以上の高周波帯域で優れたインダクタンスを示す。
なお、上記説明したインダクタ300において、平面コイル32を並列的に複数設けることによりトランスを形成することができる。
【0034】
本発明の平面型磁気素子をインダクタに応用した他の好適な実施の形態を図7に示す。図7は、インダクタの断面を模式的に示したものである。この図に示されるようにインダクタ(磁気素子)400は、樹脂フィルム11と、この樹脂フィルム11の上に必要に応じて形成される酸化膜42と、この酸化膜42の上に形成された本発明の高周波用磁性薄膜(軟磁性層)1aと、この高周波用磁性薄膜1aの上に形成された絶縁膜43を備え、さらにこの絶縁膜43の上に形成された平面コイル44と、これらの平面コイル44と絶縁膜43を覆うように形成された絶縁膜45と、この絶縁膜45の上に形成された本発明の高周波用磁性薄膜(軟磁性層)1bとを有している。このように形成されたインダクタ400もやはり、小型かつ薄型軽量で、特に1GHz以上の高周波帯域で優れたインダクタンスを示す。そしてこのようなインダクタ400において、平面コイル44を並列的に複数設けることによりトランスを形成することができる。
【0035】
ところで、薄膜インダクタなどの平面型磁気素子においては、それぞれの素子の設計仕様に応じた最適な透磁率を提供することが要望される。高周波帯域における透磁率は、異方性磁界と相関が高く、高周波帯域における透磁率は異方性磁界の逆数に比例する。高周波帯域における高透磁率を実現するためには、磁性薄膜面内で一軸異方性を有することが必要である。また、薄膜インダクタなどの平面型磁気素子では、磁性薄膜の飽和磁化が高いほど直流重畳特性の向上が期待できる。そのため、飽和磁化の大きさは、高周波用磁性薄膜1の設計において重要なパラメータといえる。
【0036】
続いて、本発明の軟磁性部材100を適用した磁気素子の具体例を示す。
平面型の磁気素子をMMIC(モノリシックマイクロ波集積回路)用インダクタに応用した一例を図8および図9に示す。図8は、インダクタの導体層部分を抜き出した平面図を模式的に示したものであり、図9は図8のA−A矢視断面を模式的に示した図面である。
【0037】
これらの図面で示しているインダクタ(磁気素子)200は、樹脂フィルム11と、その樹脂フィルム11の上に形成された高周波用磁性薄膜1aと、この高周波用磁性薄膜1aの上に形成された絶縁膜12を備え、さらにこの絶縁膜12の上に形成されたスパイラルコイル13と、このスパイラルコイル13と絶縁膜12を覆うように形成された絶縁膜14と、この絶縁膜14の上に形成された本発明の高周波用磁性薄膜1bとを有している。また、スパイラルコイル13は配線15を介して一対の電極16に接続されている。そして、スパイラルコイル13を囲むように設けられた一対のグラウンドパターン17は、それぞれ一対のグラウンド電極18に接続され、グラウンド−シグナル−グラウンド(G−S−G)タイプのプローブにより、ウェハ上で周波数特性を評価する形状を有している。
【0038】
本実施の形態にかかるインダクタ200においては、磁芯となる高周波用磁性薄膜1a、1bでもってスパイラルコイル13が挟み込まれた有芯構造を採用しているため、スパイラルコイル13が同じ形状でありながらも高周波用磁性薄膜1a、1bが形成されていない空芯構造のインダクタに比べ、インダクタンス値が50%以上向上される。したがって、同じインダクタンス値を得るために必要なスパイラルコイル13の占有面積は小さくてもよいことになり、その結果としてスパイラルコイル13の小型化・高容量化が実現される。なお、本実施例の場合、樹脂フィルム11を含めた素子全体の厚さは約45μm以上約180μm以下(例:樹脂フィルム11厚さ15〜150μm+高周波用磁性薄膜1a厚さ0.5μm+絶縁膜12厚さ10μm+絶縁膜14厚さ10μm+高周波用磁性薄膜1b厚さ0.5μm)に制御することができる。
【0039】
【実施例】
以下、具体的実施例を示し、本発明をさらに詳細に説明する。
【0040】
〔実施例1〕
以下の成膜手法に従って本発明の高周波用磁性薄膜を作製した。
図1に示した基板となる樹脂フィルム11としては、厚さ50μmのポリエチレンテレフタレート(PET)フィルムを用いた。
対向ターゲット式スパッタ装置を用いて、下記の要領で基板上に高周波用磁性薄膜を成膜(deposit)させた。すなわち、対向ターゲット式スパッタ装置内を8×10−5Paまで予備排気した後、圧力が10PaになるまでArガスを導入した。続いて、100WのRFパワーで10分間、樹脂フィルム表面をスパッタエッチングした。次いで、圧力が0.4PaになるようにArガスの流量を調整し、300WのパワーでCo87Zr5Nb8ターゲット、およびFeターゲット上にC(炭素)ペレットを配置した複合ターゲットを、順次交互に繰り返しスパッタリングして後述する仕様からなる高周波用磁性薄膜1としての複合磁性薄膜を成膜(deposit)させた。
【0041】
成膜時には基板となる樹脂フィルム11に−40〜−80VのDCバイアスを印加した。また、ターゲット表面の不純物の影響を防止するためにシャッターを閉めた状態で10分以上プリスパッタリングを行った。その後、シャッターを開けることにより樹脂フィルム11上に成膜を行った。成膜速度(rate)は、CoZrNb層の成膜時で0.33nm/秒、Fe−C層の成膜時で0.27nm/秒とした。シャッターの開閉時間を制御することで交互に積層される各層の膜厚を調整した。樹脂フィルム11上の第1層目としてCoZrNb層を成膜した後、その上にFe−C層を形成し、以下順次CoZrNb層とFe−C層とを交互に積層した。成膜中に樹脂フィルム11の温度制御は行っていないが、樹脂フィルム11の温度は、総膜厚が500nmになるまで成膜する間に30℃まで上昇した。
【0042】
このような成膜手法に基づき、厚さ1.0nmのCoZrNb層と、厚さ1.0nmのFe−C層(炭素濃度:5at%)とを交互に250回ずつ順次積層して総膜厚500nm(合計500層)の本発明の複合磁性薄膜(実施例1)を形成した。成膜後、大気中に取り出した軟磁性部材100の断面模式図を図10に示す。軟磁性部材100を構成する樹脂フィルム11は、高周波用磁性薄膜1を成膜する前と同様に平らな状態が維持されており、ハサミを用いて簡単に物性評価に必要なサイズに切断できた。
【0043】
次に、X線回折および透過型電子顕微鏡により、複合磁性膜の構造を確認した。その結果、結晶面からの反射は観測されず、複合磁性膜を構成するFe−C層およびCoZrNb層はともに非結晶質であることが確認された。結晶面からの反射が観測されなかった理由は、Fe−C層の厚さを1.0nmとしたこと、CoZrNb層によってFe−C層の粒成長が抑制されたこと、が原因であると考えられる。
【0044】
成膜後に測定された磁化曲線を図11に示した。図11に示される磁化曲線から明らかなように、積層膜では面内一軸磁気異方性が観察されており、飽和磁化として14.3kG(1.43T)、磁化容易軸の保磁力として0.6Oe(47.8A/m)、磁化困難軸の保磁力として0.8Oe(63.7A/m)が得られた。
さらに、この複合磁性薄膜の高周波透磁率特性を図12に示した。図12に示されるグラフより、共鳴周波数は測定限界の2GHzを超えており、GHz領域で複素透磁率の実数部(μ’)が500以上であることがわかる。また性能指数Q(Q=μ’/μ”)は1GHzでは15の値が得られ、2GHzでは7の値が得られた。なお、高周波透磁率の測定は、薄膜高周波透磁率測定装置(成瀬科学器機、PHF―F1000)を用い、磁気特性は振動試料型磁力計(理研電子、BHV―35)を用いて測定した。また、4短針抵抗器(マイクロスイス、4短針プローブヘッド付き、エヌピイエス、Σ−5)を用いて比抵抗を測定したところ、150μΩcmの値が得られた。なお、磁気特性および比抵抗の測定方法は、後述の実施例でも同様である。
【0045】
〔実施例2〕
上記実施例1の成膜手法に基づき、厚さ1.5nmのCoZrNb層と、厚さ1.5nmのFe−C層(炭素濃度:5at%)とを交互に170層ずつ順次積層して総膜厚510nm(合計340層)の本発明の複合磁性薄膜(実施例2)を形成した。
X線回折および透過型電子顕微鏡により、複合磁性膜の構造を確認した。その結果、結晶面からの反射は観測されず、複合磁性膜を構成するFe−C層およびCoZrNb層はともに非結晶質であることが確認された。
【0046】
成膜後に測定された磁化曲線を図13に示した。図13に示される磁化曲線から明らかなように、積層膜では面内一軸磁気異方性が観察されており、飽和磁化として15.5kG(1.55T)、磁化容易軸の保磁力として0.6Oe(47.8A/m)、磁化困難軸の保磁力として0.8Oe(63.7A/m)が得られた。
また、この複合磁性薄膜の高周波透磁率特性を図14に示した。図14に示されるグラフによれば、複素透磁率の実数部(μ’)が1GHzでは720の値が得られ、1.5GHzでは1055の値が得られた。また、性能指数Q(Q=μ’/μ”)は1GHzでは13の値が得られており、1.5GHzでは5の値が得られた。また、比抵抗を測定したところ、130μΩcmの値が得られた。
【0047】
〔実施例3〕
上記実施例1の成膜手法に基づき、厚さ1.0nmのCoZrNb層と、厚さ2.0nmのFe−C層(炭素濃度:5at%)とを交互に170層ずつ順次積層して総膜厚510nm(合計340層)の本発明の複合磁性薄膜(実施例3)を形成した。
X線回折および透過型電子顕微鏡により、複合磁性膜の構造を確認した。その結果、結晶面からの反射は観測されず、複合磁性膜を構成するFe−C層およびCoZrNb層はともに非結晶質であることが確認された。
【0048】
成膜後に測定された磁化曲線を図15に示した。図15に示される磁化曲線から明らかなように、積層膜では面内一軸磁気異方性が観察されており、飽和磁化として14.8kG(1.48T)、磁化容易軸の保磁力として0.7Oe(55.7A/m)、磁化困難軸の保磁力として1.0Oe(79.6A/m)が得られた。
また、この複合磁性薄膜の高周波透磁率特性を図16に示した。図16に示されるグラフによれば、複素透磁率の実数部(μ’)が1GHzでは500以上の値が得られ、1.5GHzでは775の値が得られた。また、性能指数Q(Q=μ’/μ”)は1GHzでは24の値が得られており、1.5GHzでは8.5の値が得られた。また、比抵抗を測定したところ、145μΩcmの値が得られた。
【0049】
〔比較例1〕
上記実施例1において、厚さ500nmの複合磁性薄膜を、厚さ500nmのFe−Cの単層膜に変えた。それ以外は、上記実施例1と同様にして、比較例の磁性薄膜(比較例1)を形成した。
その結果、図17の断面模式図に示すように、磁性薄膜111aが形成された樹脂フィルム11が大きく反ってしまい、物性評価が困難であった。この磁性薄膜111aの透過型電子顕微鏡による断面像を図18に示すが、Fe−C層は主に柱状結晶粒から構成されており、柱状構造の成長による残留応力が、反りの原因であることがわかった。
【0050】
〔実施例4〕
上記実施例1において、Co系非結晶質合金層の組成であるCo87Zr5Nb8を、Co89Zr6Ta5に変えた。それ以外は、上記実施例1と同様にして、本発明の複合磁性薄膜(実施例4)を形成した。
【0051】
〔実施例5〕
上記実施例1において、Co系非結晶質合金層の組成であるCo87Zr5Nb8を、Co80Fe9Zr3B8に変えた。それ以外は、上記実施例1と同様にして、本発明の複合磁性薄膜(実施例5)を形成した。
【0052】
〔実施例6〕
上記実施例1において、Fe−C層をFe−B層に変えた。それ以外は、上記実施例1と同様にして、本発明の複合磁性薄膜(実施例6)を形成した。なお、実施例6では、Fe95B5合金ターゲットを用いることにより、Fe−B層を形成した。
【0053】
〔実施例7〕
上記実施例1において、Fe−C層をFe−B−N層に変えた。それ以外は、上記実施例1と同様にして、本発明の複合磁性薄膜(実施例7)を形成した。なお、Fe95B5合金ターゲットを用いるとともに、スパッタリング中にNガスをスパッタ装置のチャンバ内に導入することにより、Fe−B−N層を形成した。
【0054】
〔実施例8〕
上記実施例1において、Fe−C層をFe−B−C層に変えた。それ以外は、上記実施例1と同様にして、本発明の複合磁性薄膜(実施例8)を形成した。なお、Fe95B5合金ターゲットを用いることにより、Fe−B−C層を形成した。
【0055】
〔実施例9〕
上記実施例1において、Fe−C層をFe−C−N層に変えた。それ以外は、上記実施例1と同様にして、本発明の複合磁性薄膜(実施例9)を形成した。なお、スパッタリング中にNガスをスパッタ装置のチャンバ内に導入することにより、Fe−C−N層を形成した。
【0056】
実施例4〜9で得られた複合磁性薄膜の磁気特性、高周波透磁率特性および比抵抗をそれぞれ測定した。また、樹脂フィルム11の反りの有無を目視で確認した。それらの結果を表1にまとめて示す。なお、比較の便宜のために、表1には実施例1〜3の特性も併せて示す。
【0057】
【表1】
【0058】
表1の実施例4〜9から、T−L組成物層7を構成する膜にはCのみならずBおよび/またはNを適用できることがわかる。
【0059】
〔実施例10〕
上記実施例1において、Fe−C層をFeCo−C層に変えた。それ以外は、上記実施例1と同様にして、本発明の複合磁性薄膜(実施例10)を形成した。なお、Fe70Co30ターゲット上にC(炭素)ペレットを配置した複合ターゲットを用いることにより、FeCo−C層を形成した。
【0060】
〔実施例11〕
上記実施例1において、Fe−C層をFeCo−B層に変えた。それ以外は、上記実施例1と同様にして、本発明の複合磁性薄膜(実施例11)を形成した。なお、Fe65Co30B5合金ターゲットを用いることにより、FeCo−B層を形成した。
【0061】
〔実施例12〕
上記実施例1において、Fe−C層をFeCo−B−N層に変えた。それ以外は、上記実施例1と同様にして、本発明の複合磁性薄膜(実施例12)を形成した。なお、Fe65Co30B5合金ターゲットを用いるとともに、スパッタリング中にNガスをスパッタ装置のチャンバ内に導入することにより、FeCo−B−N層を形成した。
【0062】
〔実施例13〕
上記実施例1において、Fe−C層をFeCo−B−C層に変えた。それ以外は、上記実施例1と同様にして、本発明の複合磁性薄膜(実施例13)を形成した。なお、Fe65Co30B5合金ターゲット上にC(炭素)ペレットを配置した複合ターゲットを用いることにより、FeCo−B−C層を形成した。
【0063】
〔実施例14〕
上記実施例1において、Fe−C層をFeCo−C−N層に変えた。それ以外は、上記実施例1と同様にして、本発明の複合磁性薄膜(実施例14)を形成した。なお、Fe70Co30ターゲット上にC(炭素)ペレットを配置した複合ターゲットを用いるとともに、スパッタリング中にNガスをスパッタ装置のチャンバ内に導入することにより、FeCo−C−N層を形成した。
【0064】
実施例10〜14で得られた複合磁性薄膜の磁気特性、高周波透磁率特性および比抵抗をそれぞれ測定した。また、樹脂フィルム11の反りの有無を目視で確認した。それらの結果を表2にまとめて示す。なお、磁気特性、高周波透磁率特性および比抵抗の測定条件は、上述の場合と同様である。
【0065】
【表2】
【0066】
表2の実施例10〜14から、T−L組成物層7のTの部分を、FeCoとすることも有効であることがわかる。ここで、実施例10〜14はいずれも16kG(1.60T)以上の飽和磁化を示していることが注目される。よって、T−L組成物層7のTの部分を、FeCoとすることは、磁気特性の向上に特に有効であることが確認された。
【0067】
【発明の効果】
以上詳述したように、本発明によれば、GHz帯域の高周波領域で高い透磁率を有し、かつ高い飽和磁化を有する高周波用磁性薄膜をフィルム上に形成した軟磁性部材を得ることができる。また本発明によれば、そのような軟磁性部材を用いた磁気素子が提供される。
【図面の簡単な説明】
【図1】本発明の軟磁性部材の断面図である。
【図2】厚さT1が3.0nm以下のFe−C薄膜とCoZrNb非結晶質合金薄膜とを積層した複合磁性薄膜のX線回折結果を示す図である。
【図3】Fe系またはFeCo系薄膜の結晶粒の状態を示す断面模式図である。
【図4】厚さ50nmのFe−C薄膜を基板上に形成させた様子を模式的に示す図である。
【図5】本実施の形態の高周波用磁性薄膜が適用されたインダクタの一例を示す平面図である。
【図6】図5のA−A矢視断面図である。
【図7】本実施の形態の高周波用磁性薄膜が適用されたインダクタの他の例を示す断面図である。
【図8】本発明の軟磁性部材が適用されたインダクタの一例を示す平面図である。
【図9】図8のA−A矢視断面図である。
【図10】成膜後、大気中に取り出した軟磁性部材の断面模式図である。
【図11】実施例1サンプルの磁化曲線である。
【図12】実施例1サンプルの高周波透磁率特性を示すグラフである。
【図13】実施例2サンプルの磁化曲線である。
【図14】実施例2サンプルの高周波透磁率特性を示すグラフである。
【図15】実施例3サンプルの磁化曲線である。
【図16】実施例3サンプルの高周波透磁率特性を示すグラフである。
【図17】比較例1サンプルの断面模式図である。
【図18】比較例1サンプルの断面模式図である。
【符号の説明】
1,1a,1b…高周波用磁性薄膜(軟磁性層)、3…Co系非結晶質合金層(第2の層)、7…T−L組成物層(第1の層)、11…樹脂フィルム(フィルム)、100…軟磁性部材、200,300,400…インダクタ(磁気素子)
【発明の属する技術分野】
本発明は、高抵抗かつ高い飽和磁化を有するとともに、GHzの高周波帯域で高い透磁率および性能指数Qを示す軟磁性層が、フィルム上に形成された軟磁性部材に関する。また、この軟磁性部材を適用したインダクタ等の磁気素子に関する。
【0002】
【従来の技術】
近年、ワイヤレス送受信装置や携帯情報端末を中心に、高周波用電子機器の小型化・高密度実装化に対する要求がある。特に、高周波チョークコイル、キャパシタ、抵抗などの電子部品を実装した多層配線基板(例えば、特開2002−57467号公報)が開発されるなど、チップサイズパッケージ(CSP:Chip Size Package)またはシステムオンパッケージ(SOP:System On Package)への指向が著しい。
こうした多層配線基板に内蔵されているインダクタとしては、空芯コイルからなるインダクタが主に用いられている。このインダクタにおいて高いインダクタンス値を得るために、通常、コイルのターン数を増やす方法が用いられているが、コイルのターン数を増やすと、インダクタのサイズが大きくなる、直流抵抗が大きくなる、等の不具合が生じてしまう。こうした不具合を解消して、多層配線基板に内蔵されるインダクタの小型化・大容量化を図るために、近年、インダクタに磁性材料を導入することが行われている。
【0003】
【特許文献1】
特開2002−57467号公報
【0004】
【発明が解決しようとする課題】
上述した目的に最適な磁性材料の要求条件としては、GHz帯域で高い透磁率を有すること、高温熱処理をしなくても特性が発揮できることなどが挙げられるが、こうした特性を備えた磁性材料は未だ得られていない。また、多層配線基板の内部にインダクタを形成するためには、上記したインダクタに導入される磁性薄膜は、フィルム上に形成され、転写・ラミネートができること、が望まれる。しかしながら、従来の磁性薄膜は、残留応力が大きいこと、高温熱処理を採用していること等の理由により、フィルム上に磁性薄膜を形成すると、フィルムが反ってしまうという問題がある。その結果、フィルム上に形成され、転写およびラミネートが可能な高周波用軟磁性部材は未だ得られていない。
一方、大規模集積回路(LSI:Large Scale Integrated circuit)の集積においては、動作周波数が1GHz以上まで高くなっており、配線によるノイズおよび電力消費を低減することが課題となっている。配線によるノイズを低減する方法としては、例えば配線距離を短縮する方法がある。この配線距離を短縮する方法としては、LSI直下に受動素子を配置し、接続する方法が考えられる。しかしながら、LSI直下のBGA(Ball Grid Array)接続におけるLSIチップとパッケージ間の間隔は約100μmしかなく、従来のチップ型セラミックス部品では対応ができないという問題がある。このため、厚さ50μm以下の支持部材を用いて薄膜または受動部品を形成する技術が必要とされている。最近の半導体技術では、単結晶基板を厚さ50μmまで研磨することも可能ではあるが、精密研磨に大きな費用が発生してしまう。よって、薄膜または受動部品を、薄い安価なフィルム上へ形成するための技術が求められている。
このような実状のもとに本発明は創案されたものであり、その目的は、GHz帯域の高周波領域で高い透磁率を有し、かつ高い飽和磁化を有する高周波用磁性薄膜をフィルム上に形成した軟磁性部材を提供することにある。また、本発明は、そのような軟磁性部材を用いた磁気素子を提供することを目的とする。
【0005】
【課題を解決するための手段】
かかる目的のもと、GHz帯域の高周波領域で、高い透磁率を有し、かつ高い飽和磁化を有するとともに、高い比抵抗を備え、フィルム上に形成可能な磁性薄膜を得るために、本発明者は様々な検討を行った。その結果、T−L組成物(ただし、T=FeまたはFeCo、L=C,BおよびNの1種または2種以上)からなる第1の層と、この第1の層のいずれかの面側に配置されたCo系非結晶質合金からなる第2の層とを組み合わせることにより、高い透磁率および高い飽和磁化を兼備する高周波用磁性薄膜が得られることを知見した。この高周波用磁性薄膜は、高温熱処理をしなくても高い特性を発揮することができるため、フィルム上に形成することも可能である。すなわち、本発明は、フィルムと、このフィルム上に形成された軟磁性層と、を含む軟磁性部材であって、軟磁性層がT−L組成物(ただし、T=FeまたはFeCo、L=C,BおよびNの1種または2種以上)からなる第1の層と、この第1の層のいずれかの面側に配置されたCo系非結晶質合金からなる第2の層とを備えることを特徴とする軟磁性部材を提供する。本発明の軟磁性部材において、軟磁性層が、複数の第1の層と複数の第2の層とが交互に積層されて多層膜構造をなす形態を採用することができる。
【0006】
また、本発明の軟磁性部材において、T−L組成物からなる第1の層を非結晶質構造とすることが重要である。上述したように、従来の磁性薄膜は、残留応力が大きいこと、高温熱処理を採用していること等の理由により、フィルム上に磁性薄膜を形成すると、フィルムが反ってしまうという問題があった。本発明者は、磁性薄膜の残留応力を低減して、フィルムに形成された際にも反りが生じない磁性薄膜を得るために様々な検討を行った。その結果、第2の層のみならず、第1の層についても非結晶質構造とすることが、磁性薄膜の残留応力を低減する上で極めて有効であることを知見したのである。例えば、第1の層を非結晶質構造とするには、第1の層の厚さT1を0.5〜3.0nmの範囲に設定すればよい。
【0007】
本発明の軟磁性部材によれば、1GHzにおける複素透磁率の実数部(μ’)が400以上で、かつ性能指数Q(Q=μ’/μ”)が10以上、飽和磁化が14kG(1.4T)以上という優れた特性が得られる。しかも、本発明において、これら特性は成膜したままの状態で得ることができる。つまり、成膜完了からの経過時間を問わないが、成膜後に例えば熱処理等の処理を加えていない状態で測定した値によって、本発明で規定する特性を具備するか否かの判断を行うことができる。ただし、成膜後に熱処理等の処理を加えた場合(フィルムが変形する程度の高温熱処理を除く)であっても、本発明で規定する特性を具備するものが本発明の範囲に含まれることは言うまでもない。以下も同様である。
また、本発明の軟磁性部材において、上述した第2の層は、Coを主成分とし、B,C,Si,Ti,V,Cr,Mn,Fe,Ni,Y,Zr,Nb,Mo,Hf,Ta,Wから選択される少なくとも1種の添加元素を含むものとすることができる。
【0008】
さらに、本発明は、樹脂フィルムと、この樹脂フィルム上に形成される軟磁性層と、を含む軟磁性部材であって、軟磁性層がFeまたはFeCoを主成分とし、かつ非結晶質構造を示す第1の層と、Coを主成分とし、かつ非結晶質構造を示す第2の層とが交互に積層して構成されることを特徴とする軟磁性部材を提供する。FeまたはFeCoを主成分とする第1の層と、Coを主成分とする第2の層とを交互に積層することで、高透磁率および高飽和磁化が達成される。また、上述した第1の層と、第2の層とをともに非結晶質構造とすることで、樹脂フィルムに過度の応力がかかることを未然に防止することができる。このため、本発明に係る軟磁性部材では、樹脂フィルム上に軟磁性層を形成した後においても、樹脂フィルムには反りが生じない。ここで、本発明に係る軟磁性部材では、軟磁性層の総厚さを200〜2000nmとすることが望ましい。
【0009】
さらにまた、本発明は、高周波用軟磁性部材を有する磁気素子であって、高周波用軟磁性部材は、フィルムと、このフィルム上に形成された軟磁性非結晶質金属層とを含み、軟磁性非結晶質金属層は、T−L組成物(ただし、T=FeまたはFeCo、L=C,BおよびNの1種または2種以上)からなる第1の層と、この第1の層のいずれかの面側に配置されたCo系非結晶質合金からなる第2の層とが交互に積層された多層膜であることを特徴とする磁気素子を提供する。本発明の磁気素子としては、インダクタ、トランス等、より具体的には、コイルを挟持するように対向配置された高周波用磁性薄膜を有する磁気素子、ハイブリッドマイクロ波集積回路に用いられるインダクタ、チップサイズパッケージ向けのインダクタ等が挙げられる。
本発明の磁気素子において、フィルムの厚さは10〜200μmとすることが望ましい。
【0010】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の軟磁性部材について詳細に説明する。
本発明の軟磁性部材100は、図1の模式的断面図に示されるように、樹脂フィルム(フィルム)11と、樹脂フィルム11上に形成された高周波用磁性薄膜(軟磁性層)1から構成される。高周波用磁性薄膜1は、Co系非結晶質合金層(第2の層)3とT−L組成物層(第1の層)7とが交互に積層された多層膜構造をなす複合磁性薄膜である。図1に示される実施形態では、高周波用磁性薄膜1として合計6層からなる多層膜構造を例示している。
【0011】
はじめに、T−L組成物層7について説明する。
図1に示したように、T−L組成物層7は、Co系非結晶質合金層3の一方の面側に配置される。T−L組成物層7のTはFeまたはFeCoであり、LはC,BおよびNの1種または2種以上である。FeまたはFeCoを主成分とする合金からなる薄膜は、高い飽和磁化を示すものの、保磁力が大きくかつ非抵抗が小さくなる傾向にあった。そこで本発明は、軟磁気特性を向上することのできるL(C,BおよびNの1種または2種以上)を含有する。
【0012】
本発明のT−L組成物層7は、その中に含有されるL元素(C,BおよびNの1種または2種以上)濃度が2〜20at%、望ましくは4〜10at%とされる。L元素濃度が2at%未満であると、bcc構造の柱状結晶が基板に対して垂直方向に成長しやすくなり、保磁力が大きくなるとともに、比抵抗が小さくなってしまい、良好な高周波特性を得ることが困難となってしまう。この一方で、このL元素濃度が20at%を超えると、異方性磁界が減少するために共鳴周波数の低下が生じて、高周波用の薄膜として十分に機能することが困難となってしまう。また、TとしてはFeのみよりもFeCoを採用するほうが高い飽和磁化が得られることから望ましい。このときのCoの含有量は、80at%以下の範囲で適宜定めればよいが、20〜50at%の範囲で含有させることが望ましい。また、Fe、FeCo以外に本発明に悪影響を与えない範囲で他の元素を含有させることを本発明は許容する。
【0013】
T−L組成物層7の厚さ(T1)は、望ましくは0.5〜3.0nmの範囲内とする。T1を3.0nm以下に設定することで、T−L組成物層7を非結晶質構造とすることができる。T−L組成物層7が非結晶質構造をなすことにより、軟磁気特性の向上および高電気抵抗が達成できる。性能的には、例えば、T1を0.2nmまで薄くしても性能の低下は起こらない。しかし、T1が薄くなりすぎると積層回数が増えるため、成膜時間が長くなるという製造上の不具合が生じる。従って、T1は、0.5nm以上、さらには1.0nm以上とすることが望ましい。また、高周波特性に効果を見出すためには、T−L組成物層7は、単層膜で飽和磁化1.6T以上の特性を有することが望ましい。
【0014】
ここで、厚さT1が3.0nm以下のFe−C薄膜とCoZrNb非結晶質合金薄膜とを積層した複合磁性薄膜のX線回折結果を図2に示す。図2から分かるように、Fe−C薄膜の厚さが3.0nm以下の積層膜は、Fe−Cのbcc(110)結晶面の回折ピークは典型的な非結晶質のブロードな形状を示す。
【0015】
次に、Co系非結晶質合金層3について説明する。
Co系の非結晶質合金は、高透磁率かつ高抵抗(比抵抗が100〜150μΩcm)であるという特徴があるため、高周波域での渦電流損失を抑制する上で有効である。また、Co系の合金は他の系の合金に比べて、非結晶質構造を作りやすい、磁歪が小さい、耐酸化性が良いという特徴もある。このため、本発明では、第1の層であるT−L組成物層7に接する第2の層として、Co系の非結晶質合金を採用する。Co系非結晶質合金層3は、単層膜で透磁率が1000以上(測定周波数:10MHz)、飽和磁化が10kG(1.0T)以上、比抵抗100μΩcm以上の特性を有していることが望ましい。
【0016】
なお、第2の層が非結晶質材料であると、第1の層がその一部に柱状構造を含む場合(例えば、第1の層の厚さが3.0nmを超えるような場合)にも、第2の層によってその柱状構造の成長が分断されるため、連続的な柱状構造にはならない。仮に連続的な柱状構造が存在すると、残留応力が大きくなり、樹脂フィルム11に過度の応力がかかるため、好ましくない。
【0017】
本発明における第2の層としてのCo系非結晶質合金層3は、Coを主成分とし、B,C,Si,Ti,V,Cr,Mn,Fe,Ni,Y,Zr,Nb,Mo,Hf,Ta,Wから選択される少なくとも1種の添加元素を含んで形成されており、このものは非結晶質相を主体として構成されている。添加元素の割合(2種以上の場合は総和量)は、通常、5〜50at%、好ましくは、10〜30at%とされる。添加元素の割合が多くなり過ぎると、飽和磁化が小さくなってしまうという不都合が生じる。逆に、添加元素の割合が少なくなり過ぎると、磁歪の制御が困難となり、有効な軟磁気特性が得られなくなるという不都合が生じる。
【0018】
Co系非結晶質合金層3を構成する好適な組成系の例としては、CoZr,CoHf,CoNb,CoMo,CoZrNb,CoZrTa,CoFeZr,CoFeNb,CoTiNb,CoZrMo,CoFeB,CoZrNbMo,CoZrMoNi,CoFeZrB,CoFeSiB,CoZrCrMoなどが挙げられる。
【0019】
次に、上述したT−L組成物層7と、T−L組成物層7のいずれかの面側に配置されたCo系非結晶質合金層3とを組み合わせることにより、高い透磁率および高い飽和磁化を兼備する高周波用磁性薄膜1が得られる理由について述べる。
本発明の高周波用磁性薄膜1は、数100MHz以上の周波数帯域、特に、1GHz以上のGHz周波数帯域で好適に使用される。このような高周波帯域における透磁率(以下、単に「高周波透磁率」と称す)は、試料の様々な物性と複雑に関係する物性である。この透磁率ともっとも関係が密なものとして、異方性磁界と飽和磁化がある。概ね、透磁率と共鳴周波数の積は、異方性磁界の1/2乗および飽和磁化の3/2乗に比例する関係にある。ここで、共鳴周波数は、
【式1】
fr=(γ/2π)[Hk4πMs]1/2 …式(1)
という関係式(1)で表される。式(1)中で、frは共鳴周波数を表し、γはジャイロ磁気定数を表し、Hkは異方性磁界を表し、4πMsは飽和磁化を表している。
【0020】
従って、材料の異方性磁界および飽和磁化を大きくすることで共鳴周波数を上げ、使用限界周波数を上げることが可能となる。従来のCo系非結晶質合金薄膜の代表的な一例であるCoZrNb非結晶質合金薄膜の共鳴周波数を2GHzまで向上させるために必要な異方性磁界を上記式(1)を用いて計算してみる。すると、44Oe(3501.52A/m)以上の異方性磁界を必要とすることが算出される。この算出結果により、通常、15Oe(1193.7A/m)程度の異方性磁界しか持たない当該膜を、GHz周波数帯域へ応用することは困難であることが分かる。ところが、2GHzの共鳴周波数を実現するために必要とされる異方性磁界は、飽和磁化が、14kG(1.4T)の場合は36Oe(2864.88A/m)、18kG(1.8T)の場合は28Oe(2228.24A/m)となり、飽和磁化および結晶磁気異方性が大きいFe系合金またはFeCo系合金との組み合わせにより必要な飽和磁化および異方性磁界を実現することが期待できる。
【0021】
従来より、FeあるいはFeCoを主成分とする合金は高飽和磁化を示す材料として広く知られていた。しかしながら、Fe系またはFeCo系合金の磁性薄膜をスパッタなどの成膜技術により作製すると、飽和磁化は高いものの、保磁力が大きく、また比抵抗が小さくなってしまい良好な高周波特性を得ることが困難であった。その主原因としては、以下のことが考えられていた。すなわち、図3に示すように、スパッタなどで成膜したFe系またはFeCo系の薄膜101は、基板301の垂直方向に柱状に成長しており、この柱状構造に起因する垂直磁気異方性の発生が問題とされていた。それに加え、基板301に代えて、薄い樹脂フィルム11を使用した場合には、柱状構造に起因する残留応力のために、樹脂フィルム11が大きく反ってしまうという問題が生じていた。
【0022】
しかしながら、本発明者らが鋭意研究したところ、Feに所定量のC(炭素)を添加したFe−C薄膜では、その厚さを規制することで、Fe−C薄膜を非結晶質(アモルファス)構造とすることができることを知見した。つまり、本発明者がFe−C薄膜の成長過程を綿密に調査したところ、厚さ3nm以下程度までの膜成長初期段階においては、結晶粒径が3nm以下の微結晶状態になる。さらに、不安定な表面の割合が多くなるため、非結晶質(アモルファス)の特徴が現れるのである。このことを、図4を用いて説明する。
【0023】
図4は、厚さ50nmのFe−C薄膜121を基板120上に形成させた様子を模式的に示す図である。この状態では、Fe−C薄膜121は基板120上に形成された非結晶質構造部分121aと、非結晶質構造部分121a上に形成される柱状構造部分121bとから構成される。非結晶質であることは、X線回折により、Fe−C薄膜の場合にはFe−Cのbcc(110)結晶面の回折ピークが現れないことから判断すればよい。このような非結晶質構造の薄膜は、柱状構造にならないことはもちろん、非結晶質構造に起因する高抵抗(100μΩcm以上)特性が得られる。しかも、主に柱状構造の存在に起因する残留応力を、低減することができる。したがって、Fe−C薄膜とCo系非結晶質合金薄膜と積層する形態を採択すれば、軟磁気特性はもちろん高抵抗化が実現でき、GHz帯域における透磁率が大きいとともに、渦電流損失が抑制され性能指数が大きい磁性薄膜を得ることができる。また、この磁性薄膜全体が非結晶質構造となるようにFe−C薄膜の厚さを規定すれば、基板120として薄い樹脂フィルム11を用いた場合であっても、樹脂フィルム11に過度の応力がかかることがなくなる。これにより、樹脂フィルム11の反りを防止しつつ、高特性な磁性薄膜を樹脂フィルム11上に形成することが可能となる。なお、樹脂フィルム11が反った状態では、軟磁性部材100を薄型インダクタとして用いることが困難となる。軟磁性部材100を転写またはラミネートすることが困難となる、等の問題が生じるため、好ましくない。
以上、Fe−C薄膜を例にして、Fe−C薄膜とCo系非結晶質合金薄膜との積層が有効であることを詳述したが、以上の事項はFe−C薄膜に限らず、FeCo−C薄膜、さらにはCをBまたはNで置換した場合でも有効である。
【0024】
以上の理由から、軟磁気特性に優れているCo系非結晶質合金層3を、高飽和磁化かつ高異方性磁界を持つT−L組成物層7のいずれかの面側に配置することによって、高い透磁率および高い飽和磁化を兼備することが可能となる。また、高い透磁率および高い飽和磁化を兼備する磁性薄膜を、樹脂フィルム11上に形成することが可能、換言すれば、樹脂フィルム11と磁性薄膜とからなる高特性の軟磁性部材100を得ることが可能となる。
具体的には、T−L組成物層7およびCo系非結晶質合金層3を交互に積層することにより、1GHzにおける複素透磁率の実数部(μ’)が400以上で、かつ性能指数Q(Q=μ’/μ”)が10以上、飽和磁化が14kG(1.4T)以上の高周波用磁性薄膜1を得ることができる。しかも、このような高い磁気特性を維持した状態で、130μΩcmという高い比抵抗をも得ることができる。なお、GHz領域(1GHz)で複素透磁率の実数部(μ’)はできるだけ大きな値をとることが望まれ、特に上限値はない。同様に、飽和磁化についてもできるだけ大きな値をとることが望まれ、特に上限値はない。また、比抵抗についても特に上限値はないが、比抵抗が大きくなりすぎると軟磁気特性および高飽和磁化特性を失う観点から、上限を1000μΩcm以下程度とすることが望ましい。
【0025】
以上の特性を得るためには、T−L組成物層7の厚さ(T1)を3.0nm以下(0を含まず)、望ましくは0.5〜3.0nmの範囲とする。T−L組成物層7の厚さをこの範囲とすることで、上述したように柱状構造の発生を抑えることができる。これにより、柱状構造に起因する問題点が解消できるため、良好な軟磁性特性を得ることができる。
また、T1を0.5〜3.0nmの範囲とするとともに、Co系非結晶質合金層3の厚さT2を、T1/T2が0.8〜3.0の範囲になるように設定することが望ましい。T1/T2が、3.0を超えると、Fe−Cの粒子が大きく成長してしまい、130μΩcm以上の高い比抵抗が得られなくなるとともに、Co系非結晶質合金層3の割合が少なくなってしまい、高い軟磁気特性を得ることが困難となる。一方、T1/T2が0.8未満となると、高飽和磁化であるT−L組成物層7の割合が少なくなってしまい、共鳴周波数の高周波数化が困難となってしまう。T1/T2の好ましい値は1.0〜3.0、より好ましくは1.0〜2.5である。上記のT1、およびT1/T2を本発明の範囲内とすることで、比抵抗が130μΩcm以上で、かつ1GHzにおける複素透磁率の実数部(μ’)が400以上、性能指数Q(Q=μ’/μ”)が10以上、飽和磁化が14kG(1.4T)以上という極めて優れた特性を有する複合薄膜の実現が可能となる。なお、このような特性は、前述したように、熱処理等を施さない成膜したままの状態で測定される。
【0026】
本発明の軟磁性部材100、つまり樹脂フィルム11上に高周波用磁性薄膜1が形成された軟磁性部材100において、T−L組成物層7およびCo系非結晶質合金層3の合計積層回数に関する制限はないが、通常、5〜3000回、好ましくは10〜700回程度とされる。高周波用磁性薄膜1の中で同一種類(T−L組成物層7またはCo系非結晶質合金層3)の膜は、通常、同じ膜厚となるように形成される。ただし、稀なケースとして、同一種類の膜であっても、積層箇所によって成膜厚さを他の部分と異ならしめることがあり得る。極端な例として、例えば、中間付近のT−L組成物層7の膜厚を20nm、上下のT−L組成物層7の2層の膜厚をそれぞれ5nmとするような仕様も場合によってはあり得る。このような場合、本発明におけるT−L組成物層7の膜厚は算術平均の厚さ(Tf)により算出すればよい。上記例では、算術平均値であるTf=10nmという数値を採択して、例えばTf/Tc(TcはCo系非結晶質合金層3の膜厚の算術平均値)を求めるようにすればよい。また、本発明の高周波用磁性薄膜1は、Co系非結晶質合金層3およびT−L組成物層7以外の層を配設することを許容する。
【0027】
このような本発明の高周波用磁性薄膜1の厚さは、200〜2000nm、好ましくは300〜1000nmとされる。この値が、200nm未満であると、平面型磁気素子に応用する場合、所望のパワーを担うことが困難になるという不都合が生じ得る。また、後述の図8および図9に示される磁性薄膜を備える有芯コイルの形態としても、空芯コイルに比べてインダクタンスの増加が10%未満となる傾向が生じ、磁性薄膜の効果が十分発揮できないという不都合が生じる。また、この値が、2000nmを超えると、表皮効果による高周波損失が顕著になり、GHz帯域の損失が増大するという不都合が生じ得る。
【0028】
本発明の高周波用磁性薄膜1は、真空薄膜形成方法、特にスパッタ法により形成されることが好ましい。より具体的には、RFスパッタ、DCスパッタ、マグネトロンスパッタ、イオンビームスパッタ、誘導結合RFプラズマ支援スパッタ、ECRスパッタ、対向ターゲット式スパッタ、多元同時スパッタなどが用いられる。
【0029】
Co系非結晶質合金層3を形成するためのターゲットとしては、Coターゲット上に、所望の添加元素のペレットを配置した複合ターゲットを用いたり、所望の添加成分を含有するCo合金のターゲットを用いればよい。
T−L組成物層7を形成するためのターゲットとしては、Fe(またはFeCo合金)ターゲットの上にL元素のペレットを配置した複合ターゲットを用いるか、Fe(またはFeCo)とL元素の合金ターゲットを用いればよい。L元素の濃度調整は、例えば、L元素ペレットの量を調整するようにすればよい。
なお、スパッタリングはあくまで本発明の一態様であり、他の薄膜作成プロセスを適用できることは言うまでもない。本発明の高周波用磁性薄膜1の具体的な成膜方法については、後述の実施例を参照されたい。
【0030】
続いて、図1に示したように、高周波用磁性薄膜1が形成される樹脂フィルム11について説明する。
本発明の高周波用磁性薄膜1が形成される樹脂フィルム11(図1)としては、例えば、ポリテトラフルオロエチレン、テトラフルオロエチレン−ヘキサフルオロプロピレンコポリマー、テトラフルオロエチレン−パーフロロアルキルビニルエーテルコポリマー、テトラフルオロエチレン−エチレンコポリマー、ポリクロロトリフルオロエチレン、ポリフッ化ビニリデン、ポリフッ化ビニルなどのフッ素樹脂からなるプラスチックフィルム、ポリエチレンフィルム、ポリプロピレンフィルム、ポリスチレンフィルム、ポリ塩化ビニルフィルム、ポリエステルフィルム、ポリカーボネートフィルム、ポリイミドフィルム、ポリサルフォンフィルム、ポリエーテルサルフォンフィルム、ポリアミドフィルム、ポリアミドイミドフィルム、ポリエーテルケトンフィルム、ポリフェニレンスルフィドフィルムなどの公知のプラスチックフィルムが挙げられる。なかでも、ポリエチレンテレフタレート(PET)フィルム、二軸延伸ポリプロピレン(OPP)フィルム、メチルペンテンコポリマー(PTX)フィルム、フッ素樹脂フィルムなどが好ましい。なお、フッ素樹脂フィルムは、フッ化エチレン(1F)、3フッ化エチレン(3F)および4フッ化エチレン(4F)からなるフィルムが好ましい。
また、樹脂フィルム11の厚さは約10〜200μm、望ましくは約15〜150μmとする。
【0031】
本発明の軟磁性部材100は、上述してきたように極めて優れた高周波特性を有するとともに室温で成膜したままの状態でその性能が発揮できる。そのため、ハイブリッドマイクロ波集積回路、多層配線基板、特に、チップサイズパッケージ向けのインダクタを作成する際に、好適に用いられる。
【0032】
続いて、本発明の高周波用磁性薄膜1を適用した磁気素子の具体例を示す。
平面型の磁気素子をインダクタに応用した一例を図5および図6に示す。図5は、インダクタの平面図を模式的に示したものであり、図6は図5のA−A矢視断面を模式的に示した図面である。
【0033】
これらの図面に示されるインダクタ(磁気素子)300は、樹脂フィルム11、この樹脂フィルム11の両面にスパイラル状に形成された平面コイル32,32と、これらの平面コイル32,32と樹脂フィルム11面を覆うように形成された絶縁膜33,33と、これの各々の絶縁膜33,33の上を覆うように形成された一対の本発明の高周波用磁性薄膜1とを備えている。そして、上記2つの平面コイル32,32は、樹脂フィルム11の略中央部分に形成されたスルーホール35を介して電気的に接続されている。さらに、樹脂フィルム11の両面の平面コイル32,32からそれぞれ接続のための端子36が樹脂フィルム11の外方に引き出されている。このようなインダクタ300は、一対の高周波用磁性薄膜1によって、絶縁膜33,33を介して平面コイル32,32を挟むように構成されているので、接続端子36,36間にインダクタが形成される。
このように形成されたインダクタ300は、小型かつ薄型軽量で、特に1GHz以上の高周波帯域で優れたインダクタンスを示す。
なお、上記説明したインダクタ300において、平面コイル32を並列的に複数設けることによりトランスを形成することができる。
【0034】
本発明の平面型磁気素子をインダクタに応用した他の好適な実施の形態を図7に示す。図7は、インダクタの断面を模式的に示したものである。この図に示されるようにインダクタ(磁気素子)400は、樹脂フィルム11と、この樹脂フィルム11の上に必要に応じて形成される酸化膜42と、この酸化膜42の上に形成された本発明の高周波用磁性薄膜(軟磁性層)1aと、この高周波用磁性薄膜1aの上に形成された絶縁膜43を備え、さらにこの絶縁膜43の上に形成された平面コイル44と、これらの平面コイル44と絶縁膜43を覆うように形成された絶縁膜45と、この絶縁膜45の上に形成された本発明の高周波用磁性薄膜(軟磁性層)1bとを有している。このように形成されたインダクタ400もやはり、小型かつ薄型軽量で、特に1GHz以上の高周波帯域で優れたインダクタンスを示す。そしてこのようなインダクタ400において、平面コイル44を並列的に複数設けることによりトランスを形成することができる。
【0035】
ところで、薄膜インダクタなどの平面型磁気素子においては、それぞれの素子の設計仕様に応じた最適な透磁率を提供することが要望される。高周波帯域における透磁率は、異方性磁界と相関が高く、高周波帯域における透磁率は異方性磁界の逆数に比例する。高周波帯域における高透磁率を実現するためには、磁性薄膜面内で一軸異方性を有することが必要である。また、薄膜インダクタなどの平面型磁気素子では、磁性薄膜の飽和磁化が高いほど直流重畳特性の向上が期待できる。そのため、飽和磁化の大きさは、高周波用磁性薄膜1の設計において重要なパラメータといえる。
【0036】
続いて、本発明の軟磁性部材100を適用した磁気素子の具体例を示す。
平面型の磁気素子をMMIC(モノリシックマイクロ波集積回路)用インダクタに応用した一例を図8および図9に示す。図8は、インダクタの導体層部分を抜き出した平面図を模式的に示したものであり、図9は図8のA−A矢視断面を模式的に示した図面である。
【0037】
これらの図面で示しているインダクタ(磁気素子)200は、樹脂フィルム11と、その樹脂フィルム11の上に形成された高周波用磁性薄膜1aと、この高周波用磁性薄膜1aの上に形成された絶縁膜12を備え、さらにこの絶縁膜12の上に形成されたスパイラルコイル13と、このスパイラルコイル13と絶縁膜12を覆うように形成された絶縁膜14と、この絶縁膜14の上に形成された本発明の高周波用磁性薄膜1bとを有している。また、スパイラルコイル13は配線15を介して一対の電極16に接続されている。そして、スパイラルコイル13を囲むように設けられた一対のグラウンドパターン17は、それぞれ一対のグラウンド電極18に接続され、グラウンド−シグナル−グラウンド(G−S−G)タイプのプローブにより、ウェハ上で周波数特性を評価する形状を有している。
【0038】
本実施の形態にかかるインダクタ200においては、磁芯となる高周波用磁性薄膜1a、1bでもってスパイラルコイル13が挟み込まれた有芯構造を採用しているため、スパイラルコイル13が同じ形状でありながらも高周波用磁性薄膜1a、1bが形成されていない空芯構造のインダクタに比べ、インダクタンス値が50%以上向上される。したがって、同じインダクタンス値を得るために必要なスパイラルコイル13の占有面積は小さくてもよいことになり、その結果としてスパイラルコイル13の小型化・高容量化が実現される。なお、本実施例の場合、樹脂フィルム11を含めた素子全体の厚さは約45μm以上約180μm以下(例:樹脂フィルム11厚さ15〜150μm+高周波用磁性薄膜1a厚さ0.5μm+絶縁膜12厚さ10μm+絶縁膜14厚さ10μm+高周波用磁性薄膜1b厚さ0.5μm)に制御することができる。
【0039】
【実施例】
以下、具体的実施例を示し、本発明をさらに詳細に説明する。
【0040】
〔実施例1〕
以下の成膜手法に従って本発明の高周波用磁性薄膜を作製した。
図1に示した基板となる樹脂フィルム11としては、厚さ50μmのポリエチレンテレフタレート(PET)フィルムを用いた。
対向ターゲット式スパッタ装置を用いて、下記の要領で基板上に高周波用磁性薄膜を成膜(deposit)させた。すなわち、対向ターゲット式スパッタ装置内を8×10−5Paまで予備排気した後、圧力が10PaになるまでArガスを導入した。続いて、100WのRFパワーで10分間、樹脂フィルム表面をスパッタエッチングした。次いで、圧力が0.4PaになるようにArガスの流量を調整し、300WのパワーでCo87Zr5Nb8ターゲット、およびFeターゲット上にC(炭素)ペレットを配置した複合ターゲットを、順次交互に繰り返しスパッタリングして後述する仕様からなる高周波用磁性薄膜1としての複合磁性薄膜を成膜(deposit)させた。
【0041】
成膜時には基板となる樹脂フィルム11に−40〜−80VのDCバイアスを印加した。また、ターゲット表面の不純物の影響を防止するためにシャッターを閉めた状態で10分以上プリスパッタリングを行った。その後、シャッターを開けることにより樹脂フィルム11上に成膜を行った。成膜速度(rate)は、CoZrNb層の成膜時で0.33nm/秒、Fe−C層の成膜時で0.27nm/秒とした。シャッターの開閉時間を制御することで交互に積層される各層の膜厚を調整した。樹脂フィルム11上の第1層目としてCoZrNb層を成膜した後、その上にFe−C層を形成し、以下順次CoZrNb層とFe−C層とを交互に積層した。成膜中に樹脂フィルム11の温度制御は行っていないが、樹脂フィルム11の温度は、総膜厚が500nmになるまで成膜する間に30℃まで上昇した。
【0042】
このような成膜手法に基づき、厚さ1.0nmのCoZrNb層と、厚さ1.0nmのFe−C層(炭素濃度:5at%)とを交互に250回ずつ順次積層して総膜厚500nm(合計500層)の本発明の複合磁性薄膜(実施例1)を形成した。成膜後、大気中に取り出した軟磁性部材100の断面模式図を図10に示す。軟磁性部材100を構成する樹脂フィルム11は、高周波用磁性薄膜1を成膜する前と同様に平らな状態が維持されており、ハサミを用いて簡単に物性評価に必要なサイズに切断できた。
【0043】
次に、X線回折および透過型電子顕微鏡により、複合磁性膜の構造を確認した。その結果、結晶面からの反射は観測されず、複合磁性膜を構成するFe−C層およびCoZrNb層はともに非結晶質であることが確認された。結晶面からの反射が観測されなかった理由は、Fe−C層の厚さを1.0nmとしたこと、CoZrNb層によってFe−C層の粒成長が抑制されたこと、が原因であると考えられる。
【0044】
成膜後に測定された磁化曲線を図11に示した。図11に示される磁化曲線から明らかなように、積層膜では面内一軸磁気異方性が観察されており、飽和磁化として14.3kG(1.43T)、磁化容易軸の保磁力として0.6Oe(47.8A/m)、磁化困難軸の保磁力として0.8Oe(63.7A/m)が得られた。
さらに、この複合磁性薄膜の高周波透磁率特性を図12に示した。図12に示されるグラフより、共鳴周波数は測定限界の2GHzを超えており、GHz領域で複素透磁率の実数部(μ’)が500以上であることがわかる。また性能指数Q(Q=μ’/μ”)は1GHzでは15の値が得られ、2GHzでは7の値が得られた。なお、高周波透磁率の測定は、薄膜高周波透磁率測定装置(成瀬科学器機、PHF―F1000)を用い、磁気特性は振動試料型磁力計(理研電子、BHV―35)を用いて測定した。また、4短針抵抗器(マイクロスイス、4短針プローブヘッド付き、エヌピイエス、Σ−5)を用いて比抵抗を測定したところ、150μΩcmの値が得られた。なお、磁気特性および比抵抗の測定方法は、後述の実施例でも同様である。
【0045】
〔実施例2〕
上記実施例1の成膜手法に基づき、厚さ1.5nmのCoZrNb層と、厚さ1.5nmのFe−C層(炭素濃度:5at%)とを交互に170層ずつ順次積層して総膜厚510nm(合計340層)の本発明の複合磁性薄膜(実施例2)を形成した。
X線回折および透過型電子顕微鏡により、複合磁性膜の構造を確認した。その結果、結晶面からの反射は観測されず、複合磁性膜を構成するFe−C層およびCoZrNb層はともに非結晶質であることが確認された。
【0046】
成膜後に測定された磁化曲線を図13に示した。図13に示される磁化曲線から明らかなように、積層膜では面内一軸磁気異方性が観察されており、飽和磁化として15.5kG(1.55T)、磁化容易軸の保磁力として0.6Oe(47.8A/m)、磁化困難軸の保磁力として0.8Oe(63.7A/m)が得られた。
また、この複合磁性薄膜の高周波透磁率特性を図14に示した。図14に示されるグラフによれば、複素透磁率の実数部(μ’)が1GHzでは720の値が得られ、1.5GHzでは1055の値が得られた。また、性能指数Q(Q=μ’/μ”)は1GHzでは13の値が得られており、1.5GHzでは5の値が得られた。また、比抵抗を測定したところ、130μΩcmの値が得られた。
【0047】
〔実施例3〕
上記実施例1の成膜手法に基づき、厚さ1.0nmのCoZrNb層と、厚さ2.0nmのFe−C層(炭素濃度:5at%)とを交互に170層ずつ順次積層して総膜厚510nm(合計340層)の本発明の複合磁性薄膜(実施例3)を形成した。
X線回折および透過型電子顕微鏡により、複合磁性膜の構造を確認した。その結果、結晶面からの反射は観測されず、複合磁性膜を構成するFe−C層およびCoZrNb層はともに非結晶質であることが確認された。
【0048】
成膜後に測定された磁化曲線を図15に示した。図15に示される磁化曲線から明らかなように、積層膜では面内一軸磁気異方性が観察されており、飽和磁化として14.8kG(1.48T)、磁化容易軸の保磁力として0.7Oe(55.7A/m)、磁化困難軸の保磁力として1.0Oe(79.6A/m)が得られた。
また、この複合磁性薄膜の高周波透磁率特性を図16に示した。図16に示されるグラフによれば、複素透磁率の実数部(μ’)が1GHzでは500以上の値が得られ、1.5GHzでは775の値が得られた。また、性能指数Q(Q=μ’/μ”)は1GHzでは24の値が得られており、1.5GHzでは8.5の値が得られた。また、比抵抗を測定したところ、145μΩcmの値が得られた。
【0049】
〔比較例1〕
上記実施例1において、厚さ500nmの複合磁性薄膜を、厚さ500nmのFe−Cの単層膜に変えた。それ以外は、上記実施例1と同様にして、比較例の磁性薄膜(比較例1)を形成した。
その結果、図17の断面模式図に示すように、磁性薄膜111aが形成された樹脂フィルム11が大きく反ってしまい、物性評価が困難であった。この磁性薄膜111aの透過型電子顕微鏡による断面像を図18に示すが、Fe−C層は主に柱状結晶粒から構成されており、柱状構造の成長による残留応力が、反りの原因であることがわかった。
【0050】
〔実施例4〕
上記実施例1において、Co系非結晶質合金層の組成であるCo87Zr5Nb8を、Co89Zr6Ta5に変えた。それ以外は、上記実施例1と同様にして、本発明の複合磁性薄膜(実施例4)を形成した。
【0051】
〔実施例5〕
上記実施例1において、Co系非結晶質合金層の組成であるCo87Zr5Nb8を、Co80Fe9Zr3B8に変えた。それ以外は、上記実施例1と同様にして、本発明の複合磁性薄膜(実施例5)を形成した。
【0052】
〔実施例6〕
上記実施例1において、Fe−C層をFe−B層に変えた。それ以外は、上記実施例1と同様にして、本発明の複合磁性薄膜(実施例6)を形成した。なお、実施例6では、Fe95B5合金ターゲットを用いることにより、Fe−B層を形成した。
【0053】
〔実施例7〕
上記実施例1において、Fe−C層をFe−B−N層に変えた。それ以外は、上記実施例1と同様にして、本発明の複合磁性薄膜(実施例7)を形成した。なお、Fe95B5合金ターゲットを用いるとともに、スパッタリング中にNガスをスパッタ装置のチャンバ内に導入することにより、Fe−B−N層を形成した。
【0054】
〔実施例8〕
上記実施例1において、Fe−C層をFe−B−C層に変えた。それ以外は、上記実施例1と同様にして、本発明の複合磁性薄膜(実施例8)を形成した。なお、Fe95B5合金ターゲットを用いることにより、Fe−B−C層を形成した。
【0055】
〔実施例9〕
上記実施例1において、Fe−C層をFe−C−N層に変えた。それ以外は、上記実施例1と同様にして、本発明の複合磁性薄膜(実施例9)を形成した。なお、スパッタリング中にNガスをスパッタ装置のチャンバ内に導入することにより、Fe−C−N層を形成した。
【0056】
実施例4〜9で得られた複合磁性薄膜の磁気特性、高周波透磁率特性および比抵抗をそれぞれ測定した。また、樹脂フィルム11の反りの有無を目視で確認した。それらの結果を表1にまとめて示す。なお、比較の便宜のために、表1には実施例1〜3の特性も併せて示す。
【0057】
【表1】
【0058】
表1の実施例4〜9から、T−L組成物層7を構成する膜にはCのみならずBおよび/またはNを適用できることがわかる。
【0059】
〔実施例10〕
上記実施例1において、Fe−C層をFeCo−C層に変えた。それ以外は、上記実施例1と同様にして、本発明の複合磁性薄膜(実施例10)を形成した。なお、Fe70Co30ターゲット上にC(炭素)ペレットを配置した複合ターゲットを用いることにより、FeCo−C層を形成した。
【0060】
〔実施例11〕
上記実施例1において、Fe−C層をFeCo−B層に変えた。それ以外は、上記実施例1と同様にして、本発明の複合磁性薄膜(実施例11)を形成した。なお、Fe65Co30B5合金ターゲットを用いることにより、FeCo−B層を形成した。
【0061】
〔実施例12〕
上記実施例1において、Fe−C層をFeCo−B−N層に変えた。それ以外は、上記実施例1と同様にして、本発明の複合磁性薄膜(実施例12)を形成した。なお、Fe65Co30B5合金ターゲットを用いるとともに、スパッタリング中にNガスをスパッタ装置のチャンバ内に導入することにより、FeCo−B−N層を形成した。
【0062】
〔実施例13〕
上記実施例1において、Fe−C層をFeCo−B−C層に変えた。それ以外は、上記実施例1と同様にして、本発明の複合磁性薄膜(実施例13)を形成した。なお、Fe65Co30B5合金ターゲット上にC(炭素)ペレットを配置した複合ターゲットを用いることにより、FeCo−B−C層を形成した。
【0063】
〔実施例14〕
上記実施例1において、Fe−C層をFeCo−C−N層に変えた。それ以外は、上記実施例1と同様にして、本発明の複合磁性薄膜(実施例14)を形成した。なお、Fe70Co30ターゲット上にC(炭素)ペレットを配置した複合ターゲットを用いるとともに、スパッタリング中にNガスをスパッタ装置のチャンバ内に導入することにより、FeCo−C−N層を形成した。
【0064】
実施例10〜14で得られた複合磁性薄膜の磁気特性、高周波透磁率特性および比抵抗をそれぞれ測定した。また、樹脂フィルム11の反りの有無を目視で確認した。それらの結果を表2にまとめて示す。なお、磁気特性、高周波透磁率特性および比抵抗の測定条件は、上述の場合と同様である。
【0065】
【表2】
【0066】
表2の実施例10〜14から、T−L組成物層7のTの部分を、FeCoとすることも有効であることがわかる。ここで、実施例10〜14はいずれも16kG(1.60T)以上の飽和磁化を示していることが注目される。よって、T−L組成物層7のTの部分を、FeCoとすることは、磁気特性の向上に特に有効であることが確認された。
【0067】
【発明の効果】
以上詳述したように、本発明によれば、GHz帯域の高周波領域で高い透磁率を有し、かつ高い飽和磁化を有する高周波用磁性薄膜をフィルム上に形成した軟磁性部材を得ることができる。また本発明によれば、そのような軟磁性部材を用いた磁気素子が提供される。
【図面の簡単な説明】
【図1】本発明の軟磁性部材の断面図である。
【図2】厚さT1が3.0nm以下のFe−C薄膜とCoZrNb非結晶質合金薄膜とを積層した複合磁性薄膜のX線回折結果を示す図である。
【図3】Fe系またはFeCo系薄膜の結晶粒の状態を示す断面模式図である。
【図4】厚さ50nmのFe−C薄膜を基板上に形成させた様子を模式的に示す図である。
【図5】本実施の形態の高周波用磁性薄膜が適用されたインダクタの一例を示す平面図である。
【図6】図5のA−A矢視断面図である。
【図7】本実施の形態の高周波用磁性薄膜が適用されたインダクタの他の例を示す断面図である。
【図8】本発明の軟磁性部材が適用されたインダクタの一例を示す平面図である。
【図9】図8のA−A矢視断面図である。
【図10】成膜後、大気中に取り出した軟磁性部材の断面模式図である。
【図11】実施例1サンプルの磁化曲線である。
【図12】実施例1サンプルの高周波透磁率特性を示すグラフである。
【図13】実施例2サンプルの磁化曲線である。
【図14】実施例2サンプルの高周波透磁率特性を示すグラフである。
【図15】実施例3サンプルの磁化曲線である。
【図16】実施例3サンプルの高周波透磁率特性を示すグラフである。
【図17】比較例1サンプルの断面模式図である。
【図18】比較例1サンプルの断面模式図である。
【符号の説明】
1,1a,1b…高周波用磁性薄膜(軟磁性層)、3…Co系非結晶質合金層(第2の層)、7…T−L組成物層(第1の層)、11…樹脂フィルム(フィルム)、100…軟磁性部材、200,300,400…インダクタ(磁気素子)
Claims (10)
- フィルムと、
前記フィルム上に形成された軟磁性層と、を含む軟磁性部材であって、
前記軟磁性層は、
T−L組成物(ただし、T=FeまたはFeCo、L=C,BおよびNの1種または2種以上)からなる第1の層と、
前記第1の層のいずれかの面側に配置されたCo系非結晶質合金からなる第2の層と、
を備えることを特徴とする軟磁性部材。 - 前記軟磁性層は、複数の前記第1の層と複数の前記第2の層とが交互に積層されて多層膜構造をなすことを特徴とする請求項1に記載の軟磁性部材。
- 前記第1の層は、非結晶質構造であることを特徴とする請求項1または2に記載の軟磁性部材。
- 前記第1の層の厚さをT1とした場合に、前記第1の層の厚さT1が0.5〜3.0nmの範囲にあることを特徴とする請求項1〜3のいずれかに記載の軟磁性部材。
- 前記軟磁性部材は、1GHzにおける複素透磁率の実数部(μ’)が400以上で、かつ性能指数Q(Q=μ’/μ”)が10以上、飽和磁化が14kG(1.4T)以上であることを特徴とする請求項1〜4のいずれかに記載の軟磁性部材。
- 前記第2の層は、Coを主成分とし、B,C,Si,Ti,V,Cr,Mn,Fe,Ni,Y,Zr,Nb,Mo,Hf,Ta,Wから選択される少なくとも1種の添加元素を含むことを特徴とする請求項1〜5のいずれかに記載の軟磁性部材。
- 樹脂フィルムと、
前記樹脂フィルム上に形成される軟磁性層と、を含む軟磁性部材であって、
前記軟磁性層は、
FeまたはFeCoを主成分とし、かつ非結晶質構造を示す第1の層と、
Coを主成分とし、かつ非結晶質構造を示す第2の層とが交互に積層して構成されることを特徴とする軟磁性部材。 - 前記軟磁性層の総厚さは200〜2000nmであることを特徴とする請求項7に記載の軟磁性部材。
- 高周波用軟磁性部材を有する磁気素子であって、
前記高周波用軟磁性部材は、
フィルムと、
前記フィルム上に形成された軟磁性非結晶質金属層と、を含み、
前記軟磁性非結晶質金属層は、
T−L組成物(ただし、T=FeまたはFeCo、L=C,BおよびNの1種または2種以上)からなる第1の層と、
前記第1の層のいずれかの面側に配置されたCo系非結晶質合金からなる第2の層とが交互に積層された多層膜であることを特徴とする磁気素子。 - 前記フィルムの厚さは、10〜200μmであることを特徴とする請求項9に記載の磁気素子。
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