JP2020088078A - 強磁性積層膜およびその製造方法ならびに電磁誘導性電子部品 - Google Patents

Abstract

【課題】ナノグラニュラー構造を有する強磁性薄膜が奏する高透磁率化の増進を図る強磁性薄膜を提供する。【解決手段】強磁性積層膜は、異なる厚さ範囲に含まれる厚さを有する第１強磁性層２１１、２１２と、第２強磁性層２２１、２２２と、を含んでいる複数の強磁性層が絶縁層３０を介して積層されている構造を有する。強磁性層が、一般式Ｌ1-a-bＭaＦbにより表わされる組成を有し、かつ、Ｌで表わされる平均粒径１〜２０ｎｍの磁性粒子がＭのフッ化物からなる絶縁性マトリックスに均一に分布したナノグラニュラー構造を有している。Ｌは、Ｆｅ、ＣｏおよびＮｉから選択される１種以上の元素（但しＮｉの単独は除く）である。ＭはＬｉ、Ｍｇ、Ａｌ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、ＧｄおよびＹから選択される１種以上の元素である。Ｆはフッ素である。絶縁層３０が、一般式ＭcＦd（１≦ｃ≦２、１≦ｄ≦３）により表わされる組成を有している。【選択図】図１

Description

本発明は、強磁性層が中間に絶縁層を挟むように積層された構造を有する強磁性積層膜に関し、その特性が、磁性層の組成を変えずとも、一層あたりの磁性層の厚みを変化させるだけで制御できることを特徴とする。

一層あたりの磁性層の厚みが異なる積層膜を、一つの膜中に連続して形成し、それぞれの磁性層総厚の比や積層順序で、複素透磁率μ（＝μ’−ｊμ”）の重畳および透磁率比を制御でき、磁性損失項μ”が大きくなる周波数および帯域幅を制御できることを特徴とする。

各積層膜の一層あたりの磁性層の厚みや、膜組成を変えると、さらに大幅に磁性損失項μ”が大きくなる周波数および帯域幅を制御できることを特徴とする。

第５世代移動体通信がＳＨＦ帯（３〜３０ＧＨｚ）を用いるにあたり、それに適したインダクタ用材料や電磁ノイズ抑制材料が産業界で求められている。例えば、大面積膜の高周波でのノイズ抑制効果は、渦電流損失が支配的であると言われているが、空気の透磁率以上の透磁率μを有する磁性膜の、周波数ｆの電磁波の表皮深さｄは、当該磁性膜の比抵抗ρを用いて関係式（１）により表わされる。関係式（１）から明らかなように、比透磁率μが高くなるほど表皮深さｄは小さくなる。

ｄ＝（ρ／πｆμ）^1/2 ‥（１）。

厚さｔを有する磁性膜に磁束密度Ｂの磁界が印加された際の渦電流損失Ｐ_eは、関係式（２）により表わされる。磁性膜の比抵抗ρは、通常は金属膜より高いが、関係式（２）から明らかなように、比抵抗ρが大きくなるほど、渦電流損失Ｐ_eは小さくなる。

Ｐ_e＝（πｔｆＢ）²／６ρ ‥（２）。

表皮深さｄと渦電流損失Ｐ_ｅには、比抵抗ρに関してトレードオフの関係があるが、いずれも周波数ｆが高くなると、ｄは薄く、Ｐ_ｅは大きくなり、損失としては厳しい条件となる。さらには、膜厚ｔが表皮深さｄを超える場合、渦電流損失Ｐ_eの影響が顕著になる。インダクタ用に低損失に用いるためには、ｔはｄの３分の１以下が理想とされている。一方、電気的なノイズ抑制効果には、透磁率μによる磁性損失の効果も加わる。このため、比抵抗ρが金属より高いが、透磁率μが高い磁性膜の渦電流損失によるノイズ抑制効果は、一般的には金属よりも高く、周波数選択性があるとされる。また、磁性損失そのものによるノイズ抑制効果も重畳して加味される。

渦電流損失も磁性損失も、複素透磁率μの周波数特性に依存する。ここで、膜面内に一軸異方性があり、その磁化困難方向の高周波透磁率の計算結果が図８Ａおよび図８Ｂに示されている。図８Ａに示されている計算結果によれば、異方性の分散が小さく、複素透磁率の虚部（損失）μ”（破線）が最大となる自然共鳴周波数を中心に急峻に立ち上がっている。図８Ｂに示されている計算結果によれば、異方性の分散が大きく、複素透磁率の虚部μ”が最大となる自然共鳴周波数を中心になだらかに変化している。複素透磁率の実部μ’（実線）を用いたインダクタなどの電磁誘導部品、特定周波数のノイズを吸収するためのフィルタは、いずれも透磁率虚部μ”の立ち上がりが鋭く、対象外の周波数帯での損失が高くないほうがよい。

ただし、ノイズ抑制材料として考えた場合は、図８Ａの場合、帯域が非常に狭くなるので、一つの材料で、ある程度の周波数範囲の電磁ノイズを除去したいような場合には不向きであるが、図８Ｂのような材料特性にすると、μ”の立ち上がりが緩慢なため、抑制したいノイズ成分、例えば信号の高次高調波を３次、５次、7次と減衰させたい場合にも、μ”の「裾野」が、主信号の１次成分まで減衰させてしまうようなケースも生じる。

つまり、ノイズ抑制材料としては、図８のように、複素透磁率の共鳴が単分散ではなく、二個以上の共鳴が重畳し、その共鳴間が緩和して繋がることで、μ”が高い値を維持する矩形的周波数特性を有していることが望ましいとされ、ノイズ抑制シートとして市販されている（例えば、先行技術文献２参照）。

ノイズ抑制材料には、磁束が磁性体を通じて過度に遠くまで伝搬しないよう、透磁率μが過度に高くないこと、比抵抗ρが過度に高いまたは低くないこと、および、自然共鳴周波数が高いほど、それに対応して効果が高周波数帯域で起きる、という特徴がある（例えば、特許文献１参照）。デバイスのインピーダンスＺの内、損失になる交流抵抗Ｒ（Ｚ＝Ｒ＋ｊＸ）は、複素透磁率の虚数項μ”（μ＝μ’−ｊμ”）に、関係式（３）のように関係することにも因る。Ｓはデバイスの磁路断面積、Ｎはコイルの巻き数に相当、ｌはデバイスの磁路長である。

Ｒ＝μ”ＳＮ／ｌ‥（３）。

特開２０１７−０４１５９９号公報 特開２００７−２８７８４０号公報

図９には、基板１０の上にタンデム法（後述する）により成膜された、（Ｃｏ_0.69Ｐｄ_0.31）₅₂（Ｃａ_0.33Ｆ_0.67）₄₈の組成を有するナノグラニュラー薄膜１０の断面ＳＴＥＭ（走査型透過電子顕微鏡）観察画像が示されている。基板１０との界面付近の初期層（基板からの距離が、例えば１００ ｎｍ以内にある層）のナノ構造（図２の枠Ｒ１内の拡大画像（右下段）参照）と、初期層よりも基板１０から離間している主層のナノ構造とは相違している（図９の枠Ｒ２内の拡大画像（右上段）参照）。

膜組成において磁性粒子（Ｌ）が増え、強磁性になってくる領域では、グラニュールの形状は、球から回転楕円体状に変化してくる。この長手方向が結晶学的な磁化容易方向に相当する。主層においては、グラニュールの長手方向が膜厚方向から膜面内方向に傾き、さらに結晶配向が見られる(グラニュールが傾く方向が偏っている)ことから、従来の静止対向スパッタで成膜されたナノグラニュラー構造を有する強磁性膜（以下「従来膜」という。）よりも面内一軸異方性が得られやすくなり、損失が少なくなることで異方性磁界が大きくなり、高周波帯域における特性の向上が図られる。

膜組成において磁性粒子（Ｌ）が増え、強磁性になってくる領域では、グラニュールの形状は、球から回転楕円体状に変化してくる。この長手方向が結晶学的な磁化容易方向に相当する。主層においては、グラニュールの長手方向が膜厚方向から膜面内方向に傾き、さらに結晶配向が見られる(グラニュールが傾く方向が偏っている)ことから、従来の静止対向スパッタで成膜されたナノグラニュラー構造を有する強磁性膜（以下「従来膜」という。）よりも面内一軸異方性が得られやすくなり、損失が少なくなることで異方性磁界が大きくなり、高周波帯域における特性の向上が図られる。

初期層においては、グラニュールの長手方向が膜厚方向に向いており、従来膜の構造に類似しているため、従来膜と同様に、（１）軟磁性がよい（保磁力は低い傾向）、（２）異方性磁界が低く、磁界中成膜でなければそれは付与されにくい、という特徴を有すると考えられる。

よって、膜厚を薄くすれば初期層の影響が大きくなり、かつ、そもそもナノグラニュラー薄膜は比抵抗が高いために、実用的な膜厚の範囲では、厚くても渦電流損失の影響を受けていないので、（１）高透磁率化（渦電流損失の劣化回復ではない）、（２）低周波化（渦電流損失の劣化回復ではない） 、（３）低保磁力化（金属磁性膜と同じ効果）および（４）異方性分散低減(金属磁性膜と同じ効果) 、というように、一部、均質な金属磁性薄膜とは異なる効果が得られると考えられる。

そこで、ナノグラニュラー構造を有する強磁性薄膜が奏する高透磁率化等の効果の増進を図りうる強磁性薄膜等を提供することを目的とする。

本発明の強磁性積層膜は、一般式Ｌ_1-a-bＭ_aＦ_b（Ｌ：Ｆｅ、ＣｏおよびＮｉから選択される１種以上の元素（但しＮｉの単独は除く）、または、Ｆｅ、ＣｏおよびＮｉから選択される１種以上の強磁性元素と、ＰｄおよびＰｔから選択される１種以上の貴金属元素との合金（当該合金における貴金属元素の原子比率は０．５０以下である）、Ｍ：Ｌｉ、Ｍｇ、Ａｌ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、ＧｄおよびＹから選択される１種以上の元素、Ｆ：フッ素、０．０３≦ａ≦０．０７、０．０６≦ｂ≦０．１８、０．１０≦ａ＋ｂ≦０．２４）により表わされる組成を有し、かつ、Ｌで表わされる平均粒径１〜２０ｎｍの磁性粒子がＭのフッ化物からなる絶縁性マトリックスに均一に分布したナノグラニュラー構造を有する複数の強磁性層と、一般式Ｍ_cＦ_d（１≦ｃ≦２、１≦ｄ≦３）により表わされる組成を有する絶縁層と、を備えている。

本発明の強磁性積層膜は、基板の上に形成された最初の前記強磁性層を含む前記複数の強磁性層が前記絶縁層を介して積層された構造を有し、前記複数の強磁性層が、第１の厚さ範囲に含まれる厚さを有する一または複数の第１強磁性層と、前記第１の厚さ範囲の上限値よりも大きい下限値を有する第２の厚さ範囲に含まれる厚さを有する一または複数の第２強磁性層と、を含んでいることを特徴とする。

本発明の強磁性積層膜の製造方法は、前記第１強磁性層を作製する工程と、前記第２強磁性層を作製する工程と、前記絶縁層を作製する工程と、を含み、前記第１強磁性層を作製する工程および前記第２強磁性層を作製する工程のそれぞれは、Ｆｅ、ＮｉおよびＣｏから選択される１種以上の元素（但しＮｉの単独は除く）であるＬからなる、あるいは、Ｆｅ、ＣｏおよびＮｉから選択される１種以上の強磁性元素と、ＰｄおよびＰｔから選択される１種以上の貴金属元素と、を含む第１カソード、およびＬｉ、Ｍｇ、Ａｌ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、ＧｄおよびＹから選択される１種以上の元素であるＭのフッ化物からなる第２カソードのそれぞれに対する供給電力を独立に制御することにより、前記第１カソードおよび前記第２カソードのそれぞれからスパッタ粒子を発生させる工程と、アノードを回転させることにより、前記アノードに支持された基板を、前記第１カソードおよび前記第２カソードのそれぞれから発せられるスパッタ粒子が入射する位置に周期的に通過させる工程と、を含み、前記絶縁層を作製する工程は、前記第２カソードに対する供給電力を制御することにより、前記第２カソードからスパッタ粒子を発生させる工程と、前記アノードの回転角度を制御することにより、前記基板を、前記第２カソードから発せられるスパッタ粒子が入射する位置に配置させる工程と、を含むことを特徴とする。

本発明の強磁性積層膜によれば、第１の厚さ範囲に含まれる厚さを有する一または複数の、初期層から成る、もしくは初期層を含む第１強磁性層と、第２の厚さ範囲に含まれる厚さを有する一または複数の、初期層から成る、もしくは初期層を含む第２強磁性層と、が積層されることにより、第１強磁性層の積層膜の電磁的特性および第２強磁性層の積層膜の電磁的特性とが総合された電磁的特性が奏される。ナノグラニュラー構造を有する強磁性層の厚さが初期層（グラニュールの長手方向が膜厚方向に向いている層）、特に基板の上に形成される最初の強磁性層における初期層の影響が大きくなるように調節される。

これにより、（１）高透磁率化（渦電流損失の劣化回復ではない）、（２）低周波化（渦電流損失の劣化回復ではない）、（３）低保磁力化（金属磁性膜と同じ効果）および（４）異方性分散低減(金属磁性膜と同じ効果)、というように、均質な金属磁性薄膜とは異なる効果が奏され、第１強磁性層の積層膜の電磁的特性および第２強磁性層の積層膜の電磁的特性で効果が異なるため、特に、自然共鳴周波数の異なるμ”が重畳し、共鳴間が緩和して繋がることで、高い値を維持する。

本発明の第１実施形態としての強磁性積層膜の構成説明図。 本発明の強磁性積層膜の製造方法に関する説明図。 強磁性積層膜（参考例１）の複素透磁率の周波数依存性に関する説明図。 強磁性積層膜（参考例２）の複素透磁率の周波数依存性に関する説明図。 強磁性積層膜の複素透磁率の周波数依存性の予測計算結果に関する説明図。 強磁性積層膜（実施例１）の複素透磁率の周波数依存性に関する説明図。 強磁性積層膜（実施例１）の交流抵抗（インピーダンスの実部）に相当するものの周波数依存性に関する説明図。 強磁性積層膜（参考例）の断面ＴＥＭ画像。 本発明の第２実施形態としての強磁性積層膜の構成説明図。 強磁性積層膜（実施例２）の複素透磁率の周波数依存性に関する説明図。 膜面内に一軸異方性があり、その磁化困難方向の高周波透磁率の計算結果（異方性分散が小さい場合）。 膜面内に一軸異方性があり、その磁化困難方向の高周波透磁率の計算結果（異方性分散が大きい場合）。 ナノグラニュラー薄膜のナノ構造に関する説明図。 本発明の第３実施形態としての強磁性積層膜の構成説明図。 強磁性積層膜（実施例３）の複素透磁率の周波数依存性に関する説明図。 強磁性積層膜（実施例３）の交流抵抗（インピーダンスの実部）に相当するものの周波数依存性に関する説明図。

（第１実施形態）
（構成）
図１に示されている本発明の第１実施形態としての強磁性積層膜は、基板１０の上に形成された最初の強磁性層としての第１強磁性層２１１、もう１つの第１強磁性層２１２ならびに２つの第２強磁性層２２１および２２２が、中間に絶縁層３０を挟むように順に積層された４層構造を有している。以下、第１強磁性層２１１および２１２ならびに２つの第２強磁性層２２１および２２２を区別せずに指す場合には単に強磁性層２０という。

強磁性層２０は、一般式Ｌ_1-a-bＭ_aＦ_bにより表わされる組成を有している。「Ｌ」は、Ｆｅ、ＣｏおよびＮｉから選択される１種以上の元素（但しＮｉの単独は除く）、または、Ｆｅ、ＣｏおよびＮｉから選択される１種以上の強磁性元素と、ＰｄおよびＰｔから選択される１種以上の貴金属元素との合金（当該合金における貴金属元素の原子比率は０．５０以下である。）である。「Ｍ」は、Ｌｉ、Ｍｇ、Ａｌ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、ＧｄおよびＹから選択される１種以上の元素である。「Ｆ」はフッ素である。原子比率ａおよびｂは、０．０３≦ａ≦０．０７、０．０６≦ｂ≦０．１８、かつ、０．１０≦ａ＋ｂ≦０．２４である。

強磁性層２０の成分Ｌのうち、Ｎｉは飽和磁化が低いので、これらの金属単独はＬから除かれる。したがって、Ｌとしては、Ｃｏ単独、Ｆｅ単独、Ｃｏ−Ｆｅ、Ｃｏ−Ｎｉ、Ｃｏ−Ｎｉ−Ｆｅなどが用いられる。ａが０．０３より小さい場合および／またはｂが０．０６より小さい場合、強磁性層２０の比抵抗ρが過度に小さく（例えば、１．０×１０²μΩ・ｃｍ以下に）なる。ａが０．０７より大きい場合および／またはｂが０．１８より大きい場合、強磁性層２０の飽和磁化および異方性磁界が共に低下し、１０００ｎｍ程度の単層膜で、ＧＨｚ帯域（例えば７ＧＨｚ以上）の自然共鳴周波数を得ることが困難となる。

具体的には、Ｌ−Ｍ−Ｆにおいて、ＭとＦとの合計原子比率（ａ＋ｂ）が０．２５以上の場合は、金属Ｌからなるグラニュールの接触が減少し、比抵抗は大きくなる（例えば、１×１０³μΩ・ｃｍ以上に達する）が、グラニュールの間の磁気結合が減少し、結晶磁気異方性の長距離浸透性が低下するために異方性磁界も低下する。単純に磁性体の空間占有率減少によって磁化が希釈される。さらにＭとＦの合計原子比率が増加して０．６０を超える組成領域では、金属Ｌからなるグラニュール間の距離が大きくなることで磁気的に結合するグラニュールがほぼ無くなり、膜の強磁性が失われる（超常磁性）。「強磁性」とは、ナノグラニュラー膜のグラニュール密度が低下して強磁性ではなくなったことを意味する「超常磁性」を一部包含している「スペロマグネティック秩序状態」も含むが、可能な範囲で磁性金属グラニュールは高密度に充填される必要がある。

よって、強磁性層２０において、ＭとＦとの合計の原子比率（ａ＋ｂ）が０．２４以下、言い換えればＬの原子比率（１−（ａ＋ｂ））が０．７６以上の組成範囲において、特に異方性磁界と飽和磁化が高くなる。しかし、Ｌの原子比率が０．９０を超え、あるいはＭとＦとの合計原子比率が０．１０になると、強磁性層２０の磁気特性は向上するものの、比抵抗が著しく低下し（例えば、１．０×１０²μΩ・ｃｍを下回り）、従来の金属材料と渦電流損失の観点では差が無くなる。磁化が小さい場合（例えば、３．５ｋＧより小さい場合）に異方性磁界のみが高くなると、静的透磁率が２を下回り、デバイス応用において機能性材料（電磁界伝搬物質など）としての空気との区別が付きにくくなる。また、磁化が大きすぎる場合（例えば、２１．５ｋＧを超える場合）、強磁性層２０の比抵抗ρが低くなる（例えば、１．０×１０²μΩ・ｃｍを下回る）。

強磁性層２０は、Ｌで表わされる平均粒径１〜２０ｎｍの磁性粒子（グラニュール）がＭのフッ化物からなる絶縁性マトリックスに均一に分布したナノグラニュラー構造を有している。グラニュールの間隔が交換相互作用を生ずる程度に近い、または、接触していることが必要とされる。グラニュール同士が接触すると磁気的にも結合するが、相対的に割合が多いグラニュール同士が直接接触するために比抵抗が大幅に減少してしまう。そのため、マクロ的にナノグラニュラー膜を通過する電流経路が絶縁体である程度電気的に分断されている必要がある。グラニュールの間隔が１ｎｍ程度より広い場合、グラニュール間の磁気的な相互作用、および、量子効果による絶縁体を介しての電子のトンネル伝導の両方が同時に起こる。トンネル伝導による電気伝導を呈する物質の比抵抗は、金属伝導のそれよりも大きい。但し、絶縁体固有の絶縁性は大幅に損なわれることになるので、この固有の絶縁性が特に優れる材料の選択が重要となる。フッ化物絶縁体は、後述する理由により、磁気的結合を生じる１ｎｍ程度以上の距離におけるトンネル伝導、もしくは接触による金属電導の条件下においても、電流経路を制限するために、高い比抵抗を達成することができる。

グラニュール同士が磁気的に結合するためには、グラニュールの体積総量、言い換えればグラニュールの充填密度を高くする必要があるため、薄膜中の金属量が多くなる。この場合、強磁性は高まり、高い自然共鳴周波数が達成できるようになるが、相対的に絶縁体量が減少するために、比抵抗は低下してしまう。この比抵抗の低下が従来の金属系材料以下に及ばないように、以下に考察するフッ化物絶縁体をグラニュールのマトリックス材料に使用することにより解消することができる。

ナノ構造磁性体が実効的な結晶磁気異方性の低下が生じて軟磁性を生ずる機構（ランダム異方性）においては、軟磁性を示す一方で異方性磁界が低下することとなる。しかし、ナノグラニュラー材料は、一般的なナノ構造軟磁性体とは異なって一定の結晶配向を持つことができる。つまり、結晶磁気異方性の高い磁性金属をグラニュールに用いることが有効である。

フッ化物結晶を含むナノグラニュラー構造は、高い比抵抗を有している。この理由は、ＭｇＦ₂、ＣａＦ₂等のフッ化物は、Ａｌ₂Ｏ₃等の酸化物に比べてエネルギーバンドギャップが大きいので（ＣａＦ₂：１２．１ｅＶ、ＭｇＦ₂：１１．８ｅＶ、Ａｌ₂Ｏ₃：９ｅＶ、いずれも単結晶での値）、比抵抗が高くなることである。フッ化物を用いたナノグラニュラー構造膜において特長的なのは、窒化物や酸化物を用いた場合とは異なり、フッ化物が結晶構造をなすことである。結晶構造であるということは、組成も化学量論組成近くに安定したものであり、アモルファス構造の材料とは異なってバンドギャップの低下がなく、さらには材料製造時におけるグラニュールを構成する金属とフッ化物の混合が抑制されるため、従来と比較して高電気抵抗化を非常に高い次元で達成することが可能である。また、こうような絶縁体を用いれば、グラニュール同士の接触が増加して比抵抗が低下しているような領域の金属量の材料においても、従来の酸化物や窒化物をマトリックス材料とする従来のナノグラニュラー強磁性膜と比べて相対的に比抵抗は高くなる。

Ｃｏは、六方最密充填構造の結晶構造の場合、単体でも１０⁷ｅｒｇ／ｃｍ³台と、結晶磁気異方性定数が高い材料である。ＦｅおよびＮｉも、Ｃｏよりは弱いものの１０⁵ｅｒｇ／ｃｍ³台の結晶異方性を有している。ただし、ＣｏにＦｅやＮｉを固溶させてゆくと単純に異方性が弱くなるのではなく、むしろ強くなる組み合わせがあるのは周知の事実である。また、貴金属であるＰｔおよびＰｄを上記磁性金属に固溶させると、中には飛躍的に高くなった１０⁶〜１０⁷ｅｒｇ／ｃｍ³台の異方性が得られることも知られている。このように、異方性の高いグラニュールの金属組成を選択することで、結晶配向を有するナノグラニュラー膜の異方性磁界を高めることができる。

磁性金属グラニュールを、化学的に極めて安定なＰｄまたはＰｔの貴金属を含む合金とすることによって、磁性金属グラニュールの抗フッ化性を高め、フッ化物マトリックスとの相分離を促進することができる。磁性金属グラニュールを構成するＬの元素がＦと結合してしまうと、膜の飽和磁化が減少するが、Ｐｄ、Ｐｔはこれを最小限に抑制する効果がある。さらに、Ｐｄ、Ｐｔは異方性磁界を著しく大きくする効果を有しているために、Ｎｉ単独も使用することができる。しかしながら、Ｐｄ、Ｐｔは非磁性金属であるため、その原子比率が５０％を超えると、異方性は強くなるものの飽和磁化が減少するので、透磁率絶対値が低下することに加えて、自然共鳴周波数も高周波側に延びなくなり、磁歪定数およびコストも著しく増加するので、好ましくない。

第１強磁性層２１１の厚さｔ₂₁₁および第１強磁性層２１２の厚さｔ₂₁₂のそれぞれは、第１の厚さ範囲に含まれるように設計されている。第１の厚さ範囲は、例えば２０〜１００ｎｍ、５０〜２００ｎｍ、１００〜２００ｎｍの厚さ範囲である。第１の厚さ範囲は、目標厚さ（例えば５０ｎｍ）を基準として、膜厚制御精度の観点から不可避的な誤差範囲（例えば４０〜６０ｎｍ）であってもよい。

第２強磁性層２２１の厚さｔ₂₂₁および第２強磁性層２２２の厚さｔ₂₂₂のそれぞれは、第１の厚さ範囲の上限値よりも大きい下限値を有する第２の厚さ範囲に含まれている。第２の厚さ範囲は、例えば２００〜８００ｎｍ、４００〜１０００ｎｍ、５００〜２０００ｎｍの厚さ範囲である。第２の厚さ範囲は、目標厚さ（例えば５００ｎｍ）を基準として、膜厚制御精度の観点から不可避的な誤差範囲（例えば４９０〜５１０ｎｍ）であってもよい。

強磁性層２０の厚さが前述の初期層と同程度に設計されることにより、初期層と同様のナノ構造（図２の枠Ｒ１内の拡大画像（右下段）参照）を有する部分の影響が（主層のナノ構造（図２の枠Ｒ２内の拡大画像（右上段）参照）よりも）大きくなる。

絶縁層３０は、一般式Ｍ_cＦ_d（１≦ｃ≦２、１≦ｄ≦３）により表わされる組成を有している。絶縁層３０の厚さｔ₂₁は、２〜５０ｎｍの範囲に含まれるように設計されている。これは、絶縁層３０が破れることなく、絶縁層３０を介して強磁性層２０を厚さ方向には交換結合させず、強磁性層２０のそれぞれの端部において結合させるためである。

（強磁性積層膜の製造方法）
本発明の第１実施形態としての強磁性積層膜（図１参照）の製造方法について図２を用いて説明する。当該方法は、第１強磁性層２１１、絶縁層３０、第１強磁性層２１２、絶縁層３０、第２強磁性層２２１、絶縁層３０および第２強磁性層２２２を、基板１０の上に順に積層するように作製する工程を含んでいる。

（１）強磁性層２０を作製する工程は、（１−１）チャンバ４０に配置された第１カソード４１および第２カソード４２のそれぞれに対する供給電力を独立に制御することにより、第１カソード４１および第２カソード４２のそれぞれからスパッタ粒子を発生させる工程と、（１−２）アノード４４を回転させることにより、アノード４４に支持された基板１０を、第１カソード４１および第２カソード４２のそれぞれから発せられるスパッタ粒子が入射する位置に周期的に通過させる工程と、を含んでいる。

基板１０としては、例えば、約０．１５ｍｍ厚のカバーガラス、約０．２ｍｍ厚のショット社製Ｄ２６３（ショット社の商品名）ガラス、約０．３ｍｍ厚のコーニング社製イーグルＸＧ（コーニング社の商品名）ガラス、０．５ｍｍ厚で表面を熱酸化したＳｉウエハ、０．５ｍｍ厚の石英ガラス、もしくは同様に約０．５ｍｍ厚のＭｇＯとサファイアなどが用いられる。

第１カソード４１は、Ｆｅ、ＮｉおよびＣｏから選択される１種以上の元素（但しＮｉの単独は除く）であるＬからなる。そのほか、第１カソード４１は、Ｆｅ、ＣｏおよびＮｉから選択される１種以上の強磁性元素と、ＰｄおよびＰｔから選択される１種以上の貴金属元素と、を含んでいてもよい。第２カソード４２は、Ｌｉ、Ｍｇ、Ａｌ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、ＧｄおよびＹから選択される１種以上の元素であるＭのフッ化物からなる。

（２）絶縁層３０を作製する工程は、（２−１）第２カソード４２に対する供給電力を制御することにより、第２カソード４２からスパッタ粒子を発生させる工程と、（２−２）アノード４４の回転角度を制御することにより、基板１０を、第２カソード４２から発せられるスパッタ粒子が入射する位置に配置させる工程と、を含んでいる。

図２では、第１カソード４１および第２カソード４２が下向きに保持され、アノード４４が上向きに保持されることで、カソード４１、４２およびアノード４４が対向配置されている。そのほか、第１カソード４１および第２カソード４２が上向きに保持され、アノード４４が下向きに保持されることで、カソード４１、４２およびアノード４４が対向配置されていてもよい。第１カソード４１および第２カソード４２が横向きに保持され、アノード４４が横向きに保持されることで、カソード４１、４２およびアノード４４が対向配置されていてもよい。カソード４１、４２およびアノード４４が非対向配置されていてもよい。

第１カソード４１および第２カソード４２のそれぞれを構成する物質がスパッタされ、部分的にフリーラジカル化したスパッタ粒子が各カソード４１、４２から飛び出す。負の電荷を有するスパッタ粒子がアノード４４に電気的に吸引され、第１強磁性層２１１、絶縁層３０、第１強磁性層２１２、絶縁層３０、第２強磁性層２２１、絶縁層３０および第２強磁性層２２２が、基板１０の上に順に積層するように作製される。

第１カソード４１および第２カソード４２に投入される電力は、各カソード４１、４２の物質が層の組成に対応するように、第１電力供給装置４１０および第２電力供給装置４２０のそれぞれにより独立して制御される。第１カソード４１および第２カソード４２から同時にスパッタされたスパッタ粒子がアノード４４に支持された基板１０に到達し、所望の組成の層が作製される。基板１０が周期的に第１カソードおよび第２カソードの近傍位置を通過することにより所望の組成をもつ膜が成膜される。スパッタ粒子の入射角を制御するために、膜構造に由来する磁気異方性が保たれる範囲で、カソード４１、４２または基板１０に任意の角度を付け、カソード４１、４２およびアノード４４の対向配置の関係が制御されてもよい。同様に非対向配置の場合も、基板１０がスパッタ粒子と接触する位置を周期的に通過することにより所望の組成をもつ膜が形成される。

アノード４４は、例えば１〜２００ｒｐｍの範囲に含まれる回転数で一定もしくは変速回転で回転駆動され、基板１０の面内にこの回転数に応じた周速（回転力）が加えられることにより、スパッタリング中に磁界が印加されなくても、強磁性層２０において一軸配向が起こる。アノード４４の回転によって異方性が付与される方向に１００〜５００Ｏｅの範囲の磁界が基板１０に印加する場合もあり、強磁性層２０の異方性はさらに強化される。

スパッタガスとしては、例えば純Ａｒガスが用いられる。基板１０の雰囲気を構成するＡｒガス圧力は１〜２０ｍＴｏｒｒの圧力範囲に制御される。第１電力供給装置４１０および第２電力供給装置４２０のそれぞれによるスパッタ電力は１０〜１０００Ｗに制御される。層の厚さは成膜時間の長短により調節される。基板１０は間接水冷あるいは１００〜８００℃の温度範囲に含まれる所定温度に制御される。また、基板ホルダーに一対の永久磁石を配置し、基板１０に１００〜５００Ｏｅの静磁界が印加されてもよい。

前記工程（１）または前記工程（１）および前記（２）は、静磁場中あるいは無磁場中で実行される。基板１０は、ヒータ（図示略）により１００〜８００℃の温度範囲に含まれる所定温度で加熱されてもよい。第１強磁性層１１および第２強磁性層１２のそれぞれは作製中および作製後のうち少なくとも一方において、例えば静磁界中および回転磁界中、あるいは無磁場中で、１００〜８００℃の温度範囲に含まれる所定温度で、例えば５分〜５時間の時間範囲に含まれる所定時間にわたって保持されることで熱処理される。このような各強磁性層２０の作製工程および熱処理工程のいずれによっても、各強磁性層２０に膜面内一軸異方性が付与される。３００Ｏｅ〜１０ｋＯｅの静磁界中もしくは回転磁界における熱処理によって、各強磁性層２０における異方性磁界の制御が可能である。熱処理温度が１００℃より低温である場合、各層作製時の発熱との差がほとんどなくなるので効果はなく、熱処理温度が８００℃の上限は、あくまでも、基板や装置の耐熱を考慮してのものである。

基板１０の近傍に電磁石や永久磁石を配置するなど、成膜中に静磁界が印加されることによって磁気異方性を誘導し、さらには、基板１０を回転させることで一軸異方性を強化することにより、所望の磁気特性の薄膜が得られる。

（強磁性積層膜の評価）
（実施例１）
第１実施形態にしたがって実施例１の強磁性積層膜が作製された。実施例１では、強磁性層２０が（Ｃｏ_0.84Ｐｄ_0.16）_0.82−（Ｃａ_0.33Ｆ_0.67）_0.18で表わされる組成を有している。絶縁層３０がＣａＦ₂で表わされる組成を有している。第１強磁性層２１１の厚さｔ₂₁₁および２１２の厚さｔ₂₁₂は５０ｎｍに設計され、第２強磁性層２２１の厚さｔ₂₂₁および２２２の厚さｔ₂₂₂は５００ｎｍに設計され、絶縁層３０の厚さは１０ｎｍに設計された。

実施例１の強磁性積層膜の複素透磁率の周波数依存性を予測するため、基板１０の上に厚さ５００ｎｍの２つの強磁性層２０（第１強磁性層２２１および２２２に相当する。）が絶縁層３０を介して積層された２層構造の参考例１の強磁性積層膜、および、基板１０の上に厚さ５０ｎｍの２つの強磁性層２０（第２強磁性層２１１および２１２に相当する。）が絶縁層３０を介して積層された２層構造の参考例２の強磁性積層膜が作製された。

図３Ａには、参考例１の強磁性積層膜のみの複素透磁率の周波数依存性の測定結果が示されている。図３Ｂには、参考例２の強磁性積層膜のみの複素透磁率の周波数依存性の測定結果が示されている。図３Ｃには、参考例１および参考例２のそれぞれの強磁性積層膜の複素透磁率の周波数依存性の測定結果の合成結果として、複素透磁率（実部）μ’の周波数依存性の予測計算結果が一点鎖線で示され、複素透磁率（虚部）μ”の周波数依存性の予測計算結果が二点鎖線で示されている。

図３Ａから、参考例１の強磁性積層膜の複素透磁率（虚部）μ”がｆ＝７．５ＧＨｚ付近でピークを示すことがわかる。図３Ｂから、参考例２の強磁性積層膜の複素透磁率（虚部）μ”がｆ＝２．５ＧＨｚ付近でピークを示すことがわかる。図３Ｃから、当該合成結果としての複素透磁率（虚部）μ”がｆ＝２．５ＧＨｚおよび７．５ＧＨｚ付近でやや弱いピークを示すものの、参考例１および参考例２と比較してｆ＝２．５ＧＨｚ〜７．５ＧＨｚの周波数帯域における変化率が小さいことがわかる。

図４Ａには、実施例１の強磁性積層膜の複素透磁率の周波数依存性の測定結果が、実部μ’は「●」、虚部μ”は「△」で示されている。図４Ａには、複素透磁率（実部）μ’の周波数依存性の予測計算結果が一点鎖線で示され、複素透磁率（虚部）μ”の周波数依存性の予測計算結果が二点鎖線で示されている。

図４Ａから、実施例１の強磁性積層膜の複素透磁率（虚部）μ”が周波数ｆ＝３．５ＧＨｚ付近でピークを有していることがわかる。複素透磁率（虚部）μ”がｆ＝２．５ＧＨｚ付近ではなくｆ＝３．５ＧＨｚ付近にピークを有しているのは、第１強磁性層２１１の厚さｔ₂₁₁および２１２の厚さｔ₂₁₂がその設計値（５０ｎｍ）よりも厚く（約６０ｎｍ）なったことに由来すると推察される。ｆ＝７．５ＧＨｚ付近での複素透磁率（虚部）μ”のピークが弱いのは、表面粗さが小さい基板１０の表面に形成された最初の強磁性層である第１強磁性層２１１における初期成長層のナノ構造が、表面粗さが大きい絶縁層３０の表面に形成された第２強磁性層２２１および２２２における初期成長層のナノ構造よりも規則的であるため、前者の複素透磁率の周波数依存性のほうが支配的になったためであると推察される。すなわち、第２強磁性層２２１および２２２における初期成長層のナノ構造が、絶縁層３０の表面粗さの大きさに由来して不規則的になり、の複素透磁率の周波数依存性の寄与率が小さくなったためであると推察される。

図４Ｂには、複素透磁率（虚部）μ”に角周波数ω（２πｆ）を乗じ、交流抵抗（インピーダンスの実部）と周波数特性形状が同じになるものω・μ”に変換した結果が示されている。図４Ｂから、ｆ＝３．５〜７．５ＧＨｚの周波数帯域で複素透磁率（虚部）μ”が減少している一方で、周波数ｆが増加していることに応じて、ω・μ”の均一化が図られている。

図５には、参考例の強磁性積層膜の断面ＴＥＭ（透過電子顕微鏡）画像が示されている。参考例の強磁性積層膜は、基板１０の上に２００ｎｍの厚さを有する５つのナノグラニュラー薄膜からなる強磁性層２０が絶縁層３０を介して積層されている５層構造を有する。強磁性層２０は、基板１０の上にタンデム法（図２参照）により成膜された。強磁性層２０は、実施例１と同じく（Ｃｏ_0.84Ｐｄ_0.16）₈₂−（Ｃａ_0.33Ｆ_0.67）₁₈の組成を有している。絶縁層３０は、ＣａＦ₂で表わされる組成を有し、その厚さは１０ｎｍに設計された。

最初の強磁性層２０が基板１０との界面から厚み方向に１００ｎｍの範囲２００では、長細いナノ粒子が厚み方向に揃って柱状であるのに対し、それよりも基板１０の界面から離れた範囲では、ナノ粒子が斜めに傾いていることがわかる。ＣａＦ₂単相は、通常濡れ性が悪く、ガラス基板に単層膜を成膜すると、表面粗さが著しく悪いが、フッ化物を含むナノグラニュラー層の上に順次成膜していくため濡れ性が改善され、中間絶縁層として機能していることを示唆している。ちなみに、中間層を介して膜内で上下膜が交換結合している場合には、斜め磁化や垂直磁化になり、角形性が悪化する。

（第２実施形態）
（構成）
図６に示されている本発明の第２実施形態としての強磁性積層膜は、基板１０の上に形成された最初の強磁性層としての第２強磁性層２２１、もう１つの第２強磁性層２２２ならびに２つの第１強磁性層２１１および２１２が、中間に絶縁層３０を挟むように順に積層された４層構造を有している。これ以外の構成は本発明の第１実施形態としての強磁性積層膜（図１参照）と同様であるため、さらなる説明を省略する。

（強磁性積層膜の製造方法）
本発明の第２実施形態としての強磁性積層膜（図６参照）の製造方法は、、第２強磁性層２２１、絶縁層３０、第２強磁性層２２２、絶縁層３０、第１強磁性層２１１、絶縁層３０および第１強磁性層２１２を、基板１０の上に順に積層するように作製する工程を含んでいる。

（１）強磁性層２０を作製する工程および（２）絶縁層３０を作製する工程のそれぞれは、第１実施形態と同様であるため、さらなる説明を省略する。

（強磁性積層膜の評価）
（実施例２）
第２実施形態にしたがって実施例２の強磁性積層膜が作製された。実施例２では、強磁性層２０が実施例１と同じく（Ｃｏ_0.84Ｐｄ_0.16）_0.82−（Ｃａ_0.33Ｆ_0.67）_0.18で表わされる組成を有している。絶縁層３０がＣａＦ₂で表わされる組成を有している。第１強磁性層２１１の厚さｔ₂₁₁および２１２の厚さｔ₂₁₂は５０ｎｍに設計され、第２強磁性層２２１の厚さｔ₂₂₁および２２２の厚さｔ₂₂₂は５００ｎｍに設計され、絶縁層３０の厚さは１０ｎｍに設計された。

図７には、実施例２の強磁性積層膜の複素透磁率の周波数依存性の測定結果が、実部μ’は「●」、虚部μ”は「△」で示されている。図７には、複素透磁率（実部）μ’の周波数依存性の予測計算結果が一点鎖線で示され、複素透磁率（虚部）μ”の周波数依存性の予測計算結果が二点鎖線で示されている（図３Ｃ参照）。

図７から、実施例２の強磁性積層膜の複素透磁率（虚部）μ”が周波数ｆ＝３．５ＧＨｚ付近から７．５ＧＨｚにかけて略一定であることがわかる。これは、表面粗さが小さい基板１０の表面に形成された最初の強磁性層である第２強磁性層２２１における初期成長層のナノ構造が、表面粗さが大きい絶縁層３０の表面に形成された第１強磁性層２１１および２１２における初期成長層のナノ構造よりも規則的であるため、前者の複素透磁率の周波数依存性のほうが支配的になったためであると推察される。すなわち、第１強磁性層２１１および２１２における初期成長層のナノ構造が、絶縁層３０の表面粗さの大きさに由来して不規則的になり、の複素透磁率の周波数依存性の寄与率が小さくなったためであると推察される。

（本発明のその他の実施形態）
前記実施形態では、２つの異なる（重複しない）厚さ範囲のそれぞれに含まれる厚さを有する第１強磁性層群（第１強磁性層２１１および２１２）および第２強磁性層群（第２強磁性層２２１および２２２）が積層されることにより強磁性積層膜が構成されていたが、他の実施形態として３つ以上の異なる（重複しない）厚さ範囲のそれぞれに含まれる厚さを有する第１〜第ｎ強磁性層群（３≦ｎ）が積層されることにより強磁性積層膜が構成されていてもよい。

前記実施形態では、絶縁層を介して積層された各強磁性層群を構成する強磁性層の数は「２」であったが、他の実施形態として各強磁性層群を構成する強磁性層の数は「１」であってもよく「３以上」であってもよい。前記実施形態では、絶縁層を介して積層された各強磁性層群を構成する強磁性層の数は同じであったが、他の実施形態として一の強磁性層群を構成する強磁性層の数と他の強磁性層群を構成する強磁性層の数とが相違していてもよい。

一の強磁性層群を構成する複数の強磁性層の間に、他の強磁性層群を構成する一または複数の強磁性層が介装されるように、当該一の強磁性層群および当該他の強磁性層群を含む複数の強磁性層が絶縁層を介して積層されることにより強磁性積層膜が構成されていてもよい。

（実施例３）
図１０の第３実施形態にしたがって、実施例３の強磁性積層膜が作製された。実施例３では、強磁性層２０が実施例１と同じく（Ｃｏ_0.84Ｐｄ_0.16）_0.82−（Ｃａ_0.33Ｆ_0.67）_0.18で表わされる組成を有している。絶縁層３０がＣａＦ₂で表わされる組成を有している。第１強磁性層２１１の厚さｔ₂₁₁および２１２の厚さｔ₂₁₂は５０ｎｍに設計され、第２強磁性層２２１の厚さｔ₂₂₁および２２２の厚さｔ₂₂₂は５００ｎｍに設計され、絶縁層３０の厚さは１０ｎｍに設計された。

図１１Ａには、実施例３の強磁性積層膜の複素透磁率の周波数依存性の測定結果が、実部μ’は「●」、虚部μ”は「△」で示されている。図１１Ａには、複素透磁率（実部）μ’の周波数依存性の予測計算結果が一点鎖線で示され、複素透磁率（虚部）μ”の周波数依存性の予測計算結果が二点鎖線で示されている（図３Ｃ参照）。

図１１Ａから、実施例１の強磁性積層膜の複素透磁率（虚部）μ”が周波数ｆ＝５．２ＧＨｚ付近から１０．９ＧＨｚにかけて、略一定とまでは言い難いが、高い値を保っている。これは、表面粗さが小さい基板１０の表面に形成された最初の強磁性層である第１強磁性層２１１における初期成長層のナノ構造が、表面粗さが大きい絶縁層３０の表面に形成された第２強磁性層２１１、２１２、および第１強磁性層２１２における初期成長層のナノ構造よりも規則的であるため、第１強磁性層２１１の複素透磁率の周波数依存性のほうが支配的になったためであると推察される。また、第１強磁性層２１１および２１２層は、積層構造を成していないため、第１強磁性層については、６０ｎｍ単層の特性が二層分重畳しているだけである。また、積層構造を成す第２強磁性層２１１および２１２は、それぞれの第一強磁性層とも磁気的な結合を成す。図１１Ａの複素透磁率には、基板１０と接する第１強磁性層２１１単独における初期成長層のナノ構造の寄与度が高いが、透磁率の大きさは、２１２と積層構造を成した時よりも小さく、自然共鳴周波数も高い。これと、なんらか、２１１および２２２によって事前共鳴周波数が高められた第２強磁性層２１１および２１２からなる積層構造の複素透磁率、および絶縁層３０の上に成膜され、２１１よりも寄与度が低い２１２による複素透磁率が重畳した、複雑な構成となっているものの、実施例１および２と同様の効果が得られていると推察される。

図１１Ｂには、複素透磁率（虚部）μ”に角周波数ω（２πｆ）を乗じ、交流抵抗（インピーダンスの実部）と周波数特性形状が同じになるものω・μ”に変換した結果が示されている。図１１Ｂから、ｆ＝６．０〜１２．０ＧＨｚの周波数帯域で複素透磁率（虚部）μ”が減少している一方で、周波数ｆが増加していることに応じて、ω・μ”の均一化が図られている。図４ＡＢと比べて、μ”が高くなる周波数帯域が高周波化しているので、より高い周波数帯域でω・μ”も高い値を保つことがわかる。

本発明の強磁性積層膜は、電子機器の電磁誘導性電子デバイスに使用される、膜面内に一軸磁気異方性を有する超高周波磁性薄膜に関するものである。近年、電子機器における情報処理・伝送の高速化が急速に進展しており、それらの動作周波数が、従来の高周波帯域（１ＧＨｚ以下）から、例えば無線ＬＡＮ規格の２．４ＧＨｚ帯のように、準マイクロ波（〜３ＧＨｚ）にまで高まっている。

今後は、通信速度を高めるためにさらに高いＳＨＦ帯（３ＧＨｚ〜）で、例えば、第５世代移動体通信システムに準じる５．２ＧＨｚ規格、さらには２８ＧＨｚ規格の無線ＬＡＮなどが主流となってくるであろう。また、近年の電子機器は多機能化および小型化されているので、内部容積の大部分を占める電子デバイス、例えばインダクタ、カプラ、バラン、ノイズフィルター等の電磁誘導性高周波磁気デバイスの小型化および集積化への要求が強い。

このためには、従来の空芯磁気デバイスに磁性体を導入し、磁気回路のリラクタンスを低下させることや、磁界を磁性体内に留め、時には吸収させることが非常に有効である。以上のためには、低くとも１ＧＨｚ以上まで透磁率μ’が一定を保つ磁性材料、言い換えれば、透磁率μ”による自然共鳴周波数が３ＧＨｚ以上と極めて高い材料が望まれ、これがノイズ抑制の効果ももたらす。さらには、最近の電子デバイスの動向として、薄膜デバイス化、および半導体ＩＣとの一体化への検討が活発であり、磁性体は薄膜材料としての期待が持たれる。

磁性体の高周波特性を、積層膜の膜厚制御のみで、あたかも組成制御を行ったかのような範囲にまで変化させることが出来る技術は、低コスト化に寄与し、工業的な利点が大きい。

１０‥基板、２０‥強磁性層、２１１、２１２‥第１強磁性層、２２１、２２２‥第２強磁性層、３０‥絶縁層、４１‥第１カソード、４２‥第２カソード、４４‥アノード。

Claims (7)

1. 一般式Ｌ_1-a-bＭ_aＦ_b（Ｌ：Ｆｅ、ＣｏおよびＮｉから選択される１種以上の元素（但しＮｉの単独は除く）、または、Ｆｅ、ＣｏおよびＮｉから選択される１種以上の強磁性元素と、ＰｄおよびＰｔから選択される１種以上の貴金属元素との合金（当該合金における貴金属元素の原子比率は０．５０以下である）、Ｍ：Ｌｉ、Ｍｇ、Ａｌ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、ＧｄおよびＹから選択される１種以上の元素、Ｆ：フッ素、０．０３≦ａ≦０．０７、０．０６≦ｂ≦０．１８、０．１０≦ａ＋ｂ≦０．２４）により表わされる組成を有し、かつ、Ｌで表わされる平均粒径１〜２０ｎｍの磁性粒子がＭのフッ化物からなる絶縁性マトリックスに均一に分布したナノグラニュラー構造を有する複数の強磁性層と、
   一般式Ｍ_cＦ_d（１≦ｃ≦２、１≦ｄ≦３）により表わされる組成を有する絶縁層と、を備え、
   基板の上に形成された最初の前記強磁性層を含む前記複数の強磁性層が前記絶縁層を介して積層された構造を有し、
   前記複数の強磁性層が、第１の厚さ範囲に含まれる厚さを有する一または複数の第１強磁性層と、前記第１の厚さ範囲の上限値よりも大きい下限値を有する第２の厚さ範囲に含まれる厚さを有する一または複数の第２強磁性層と、を含んでいることを特徴とする強磁性積層膜。
2. 請求項１記載の強磁性積層膜において、
   前記複数の第１強磁性層が前記絶縁層を介して順に積層され、代替的または付加的に、前記複数の第２強磁性層が前記絶縁層を介して順に積層されていることを特徴とする強磁性積層膜。
3. 請求項１または２記載の強磁性積層膜において、
   前記第１強磁性層により前記最初の強磁性層が構成されていることを特徴とする強磁性積層膜。
4. 請求項１または２記載の強磁性積層膜において、
   前記第２強磁性層により前記最初の強磁性層が構成されていることを特徴とする強磁性積層膜。
5. 請求項１〜４のうちいずれか１項に記載の強磁性積層膜において、
   前記第１の厚さ範囲が２０〜２００ｎｍの範囲に含まれ、前記第２の厚さ範囲が２５０〜２０００ｎｍの範囲に含まれていることを特徴とする強磁性積層膜。
6. 請求項１〜５のうちいずれか１項に記載の強磁性積層膜を備えていることを特徴とする電磁誘導性電子部品。
7. 基板の上に形成された最初の前記強磁性層を含む前記複数の強磁性層が前記絶縁層を介して積層された構造を有し、前記複数の強磁性層が、第１の厚さ範囲に含まれる厚さを有する一または複数の第１強磁性層と、前記第１の厚さ範囲の上限値よりも大きい下限値を有する第２の厚さ範囲に含まれる厚さを有する一または複数の第２強磁性層と、を含んでいる強磁性積層膜を製造する方法であって、
   前記第１強磁性層を作製する工程と、前記第２強磁性層を作製する工程と、前記絶縁層を作製する工程と、を含み、
   前記第１強磁性層を作製する工程および前記第２強磁性層を作製する工程のそれぞれは、
   Ｆｅ、ＮｉおよびＣｏから選択される１種以上の元素（但しＮｉの単独は除く）であるＬからなる、あるいは、Ｆｅ、ＣｏおよびＮｉから選択される１種以上の強磁性元素と、ＰｄおよびＰｔから選択される１種以上の貴金属元素と、を含む第１カソード、およびＬｉ、Ｍｇ、Ａｌ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、ＧｄおよびＹから選択される１種以上の元素であるＭのフッ化物からなる第２カソードのそれぞれに対する供給電力を独立に制御することにより、前記第１カソードおよび前記第２カソードのそれぞれからスパッタ粒子を発生させる工程と、
   アノードを回転させることにより、前記アノードに支持された基板を、前記第１カソードおよび前記第２カソードのそれぞれから発せられるスパッタ粒子が入射する位置に周期的に通過させる工程と、を含み、
   前記絶縁層を作製する工程は、
   前記第２カソードに対する供給電力を制御することにより、前記第２カソードからスパッタ粒子を発生させる工程と、
   前記アノードの回転角度を制御することにより、前記基板を、前記第２カソードから発せられるスパッタ粒子が入射する位置に配置させる工程と、を含むことを特徴とする強磁性積層膜の製造方法。