JP2021502708A - 永久磁石、磁場センサ、及び永久磁石の製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】反強磁性層及び強磁性層を備える永久磁石を提供する。【解決手段】永久磁石は、−反強磁性層（４０）、−強磁性層（４２）を備え：強磁性層は、少なくとも部分的に結晶化された鉄とコバルトの合金である第１のタイプの強磁性材料で形成された第１の副層（４４、４８）と、及び第２のタイプの強磁性材料で形成された第２の副層（４６）と、を備え、当該第２のタイプの強磁性材料もまた、鉄とコバルトの合金であり、面心立方結晶の割合が第１のタイプの強磁性材料の面心立方結晶の割合よりも低い。【選択図】図２

Description

本発明は、永久磁石及びこの永久磁石を組み込んだ磁場センサに関する。本発明は、この永久磁石を製造する方法にも関する。

既知の磁場センサは、測定されるべき磁場の所与の方向における振幅を測定するために永久磁石を組み込んでいる。そのようなセンサは、たとえば、特許出願ＵＳ２０１１／１５１５８９の図４を参照して、又は特許出願ＷＯ２０１０／０８４１６５の図１Ａ〜８を参照して説明される。その他のセンサは、特許出願ＵＳ２０１７／０５３７２４Ａ１に記載されている。

これらのセンサで用いられる永久磁石は、スピン又はＧＭＲ（巨大磁気抵抗）バルブ及びトンネル又はＴＭＲ（トンネル磁気抵抗）接合で用いられるピン止め層（pinned layers）とは対照的に、強い磁場を生成しなければならない。スピンバルブとトンネル接合では、自由層の磁化方向を回転させて外部磁場の方向に合わせるために、ピン止め層によって生成される磁場は対照的に弱い必要があることを思い出してほしい。したがって、たとえば、ＭＲＡＭ構造（ＭＲＡＭはmagnetoresistive random access memory（磁気抵抗ランダムアクセスメモリ）の頭文字である）等の動的構造の場合、構造の使用中に磁化が変化する。対照的に、永久磁石では、磁化方向が設定される。

強力な磁場を得るために、既知のセンサでは、永久磁石は、強磁性層と反強磁性層のスタックによって形成される。たとえば、そのような既知の永久磁石は、
−反強磁性層、
−反強磁性層への交換結合によって磁化方向が設定される強磁性層を備え、この強磁性層は、
・反強磁性層と接触しており、又は厚さが２ｎｍ未満の中間強磁性副層によって反強磁性層から単に分離されており、厚さは２ｎｍより厚く、少なくとも部分的に結晶化された鉄とコバルトの合金である第１のタイプの強磁性材料から形成される、第１の副層と、
・第１の副層によって反強磁性層から分離されており、厚さは２ｎｍより厚く、第２のタイプの強磁性材料で形成される、第２の副層と、
を備える。

このような既知の永久磁石は、特許出願ＥＰ３２２９０３６に記載されている。特許出願ＥＰ３２２９０３６では、第２の副層は、鉄、コバルト及びホウ素の合金であり、外部の磁場摂動（exterior magnetic perturbations）に対するこの磁石の鈍感さを改善する。そのような永久磁石の磁化は、典型的には、特許出願ＥＰ３２２９０３６の図１に示されるようなヒステリシスサイクル（a hysteresis cycle）を有する。

既知の永久磁石は、熱処理、特に高温を伴う熱処理に敏感である。ここで、高温とは、２００℃以上、典型的には３００℃又は４００℃以上を意味する。永久磁石は、特にその製造の特定の段階で、このような熱処理にさらされる。たとえば、そのような磁石が、それを外部環境から機械的及び化学的に隔離するカプセル化層の製造中に、４００℃より高い温度を含む熱処理に曝されることは珍しくない。

熱処理に対する永久磁石の感度は、その磁気特性、特に、そのヒステリシスサイクルの形状及び／又は位置の決定的な修正に見ることができる。より正確には、高温での熱処理に続いて、比率Ｈ_ｅｘ／Ｈ_ｃの減少が一般的に観察される。磁場Ｈ_ｃと磁場Ｈ_ｅｘは以下で定義される。一般に、高温では、比率Ｈ_ｅｘ／Ｈ_ｃのこの減少はかなりのものである。典型的には、この減少は、振幅的に、それがその初期値、すなわち、熱処理の適用前のその値における少なくとも１０％又は３０％の変動に相当する場合、かなりのものである。

米国特許出願公開２０１１／１５１５８９号明細書 国際公開第２０１０／０８４１６５号 米国特許出願公開２０１７／０５３７２４号明細書 欧州特許出願公開０３２２９０３６号明細書

熱処理に対する永久磁石のこの感度を低下させること、又は言い換えれば、これらの永久磁石の熱安定性を向上させることが望ましい。
本発明は、この要望を満たすことを目的とする。

この目的のために、本発明の１つの主題は、請求項１に記載の永久磁石である。

この永久磁石の実施形態は、従属請求項の特徴の１つ又は複数を含むことができる。

本発明の別の主題は、請求項に記載の永久磁石を含む磁場センサである。

最後に、本発明の別の主題は、請求項に記載の永久磁石の製造方法である。

本発明は、添付の図面を参照して、単に非限定的な例として与えられる以下の説明を読むことにより、より一層理解されるであろう。
磁場センサの上方から見た概略図である。 図２に示す磁場センサの永久磁石の縦方向の垂直断面における概略図である。 図２に示す永久磁石の製造方法のフローチャートである。 図２に示す永久磁石で用いられる第１及び第２のタイプの強磁性材料のＸ線回折（x-ray diffraction）を示す図である。 図４を参照して説明された第１のタイプの強磁性材料のみからなる強磁性層を用いて生成された永久磁石のヒステリシスサイクルを示す図である。 図４を参照して説明された第２のタイプの強磁性材料のみからなる強磁性層を用いて生成された永久磁石のヒステリシスサイクルを示す図である。 図４を参照して説明されたそれぞれのタイプの強磁性材料の副層を含む強磁性層を用いて生成された永久磁石のヒステリシスサイクルを示す図である。 図２の永久磁石のパターンの他の可能な実施形態の縦方向の垂直断面における概略図である。 図２の永久磁石のパターンの他の可能な実施形態の縦方向の垂直断面における概略図である。 図２の永久磁石のパターンの他の可能な実施形態の縦方向の垂直断面における概略図である。

セクションＩ：表記及び定義：
これらの図において、同じ符号は、同じ要素を示すために用いられている。この説明の残りの部分では、当業者に周知の特徴及び機能については詳細には説明されない。

この説明では、特に明記しない限り、割合は「原子パーセント」で示され、「ａｔ％」又は単に「％」で示される。

この説明において、層又は副層が「Ｘで形成されている（made of X）」と示されている場合、又は「Ｘ層」又は「Ｘの層」又は「Ｘで形成されている層」と示されている場合、材料Ｘの割合が９５％を超え、一般に９８％又は９９％を超える層又は副層を意味する。

「鉄とコバルトの合金（alloy of iron and of cobalt）」とは、鉄とコバルトの割合が９５％より高く又は９５％より高く又は９９％より高い合金を意味する。

「鉄とニッケルの合金（alloy of iron and of nickel）」とは、鉄とニッケルの割合が９５％より高く又は９５％より高く又は９９％より高い合金を意味する。

層又は副層の組成は、ＡｘＢｙで示され、ここで、
−ＡとＢは、この層又は副層を構成する化学元素の記号であり、
−インデックスｘは、層又は副層内の要素Ａの割合であり、
−インデックスｙは、層又は副層内の要素Ｂの割合である。

以下、「永久磁石」とは、その磁場が強い永久磁石を意味する。強磁性層（ferromagnetic layers）と反強磁性層（antiferromagnetic layers）のスタックで構成される永久磁石の磁場は、この磁石の単位面積あたりの総磁気モーメント（total magnetic moment）が５０×１０^−３Ａを超える場合、好ましくは５００×１０^−３Ａ又は１０００×１０^−３Ａを超える場合に強いと見なされる。この総磁気モーメントを測定する方法は、たとえば、特許出願ＥＰ３２２９０３６に記載されている方法である。

用語「交換磁場（exchange field）Ｈ_ｅｘ」又は「磁場Ｈ_ｅｘ」、「保磁力場（coercive field）Ｈ_ｃ」又は「磁場Ｈ_ｃ」及び「磁場Ｈ^＊」は、特許出願ＥＰ３２２９０３６で既に定義されている。特許出願ＥＰ３２２９０３６の図１を参照するこれらの用語の定義は、本明細書内において用いられる。

永久磁石の磁場Ｂ_Ｒは、ゼロ磁場（zero field）での磁化に対応する。

「方形度（squareness）」という用語は、永久磁石のヒステリシスサイクルがより矩形になるにつれて増加する値を指す。この値は、たとえば、次の式を用いて計算され、方形度＝（１−（Ｂ_Ｒ／（ＳｌｏｐｅＡｔＨ_ｃ＊Ｈ_ｃ）））、ここで、ＳｌｏｐｅＡｔＨ_ｃは、横座標Ｈ_ｅｘ−Ｈ_ｃの点における磁場Ｈの関数としての磁化Ｂの曲線の勾配である。この用語の定義について、特許出願ＥＰ３２２９０３６も参照される。

セクションＩＩ：実施形態の例：
図１は、磁場センサ１０を示す。このセンサ１０は、永久磁石の構造以外は、特許出願ＵＳ２０７０５０３７２４Ａ１の図８を参照して説明されたセンサと同一である。したがって、そのようなセンサの実施形態の例を示すため、このセンサの一般的な構造については簡単な説明のみが与えられる。

このセンサ１０は、以下を含む：
−直交方向Ｘ及びＹに平行な水平面に本質的沿って存在する基板１２、及び
−基板１２上に形成された３つの単軸磁力計（single-axis magnetometers）１４〜１６。

方向Ｘ及び方向Ｙに垂直な方向Ｚは、垂直を表す。以下では、次の図は、Ｘ、Ｙ、Ｚ軸の同じシステムを基準にしている。さらに、「〜より上（above）」、「〜より下(below)」、「〜の下部（bottom）」、「〜の上部（top）」などの用語は、この方向Ｚに関して定義されている。

磁力計１４〜１６は、それぞれ、Ｚ方向、Ｙ方向及びＸ方向で測定されるべき磁場の振幅を測定する。この目的のため、各磁力計１４〜１６は、以下を備える。
−基板１２に対してそれぞれ移動可能な永久磁石２０〜２２、及び
−永久磁石の動きをそれぞれ対応する電流又は電圧の変化に変換できる変換器（transducers）２４〜２６。

たとえば、変換器２４〜２６は、ピエゾ抵抗変換器（piezoresistive transducers）である。典型的には、これらの変換器は、自由度なしで、一方では基板１２に、他方では永久磁石に固定される。

ここで、永久磁石２０〜２２は、永久磁石２２の全体的な磁気モーメントの方向が永久磁石２０及び２１の全体的な磁気モーメントに対して垂直であるという事実を除いて同一である。したがって、以下では、永久磁石２０についてのみ、詳細に説明する。

図２は、基板１２に対して移動可能な台座（plinth）３０上に堆積された永久磁石２０を示す。台座３０は、たとえば、基板１２をエッチングすることによって形成される。この台座３０の一部のみが図２に示されている。

磁石２０は、積層方向において、強磁性層及び反強磁性層のスタックから形成される。ここでは、積層方向はＺ方向に平行である。図２以降の図では、次の規則が採用されている。
−反強磁性層がハッチングされている、
−強磁性層の磁気モーメントの方向は矢印で表されている、
−スタックの中央にある波線は、このスタックの中間部分が表示されていないことを示している、
−さまざまな層の間における厚さの比率は、図を見やすくするために考慮されていない、
−スタックの長さＬとスタックの高さとの比率は、スタックの縦方向の図形のサイズを小さくするために考慮されていない。

ここで、スタックは平行六面体の形状（parallelepipedal shape）を有し、アスペクト比は２以上、５以上又は２０以上、さらに１００以上又は１０００以上である。この実施形態では、アスペクト比はスタックの長さＬと幅Ｗとの比として定義される。ここで、長さは方向Ｘに平行であり、幅Ｗは方向Ｙに平行である。

アスペクト比が高いほど、強磁性層の磁化方向をスタックの縦方向に揃えるのが容易になる。たとえば、スタックの幅は２０μｍ又は１０μｍより短く、長さＬは５０μｍ又は１００μｍ又は１ｍｍより長い。スタックの高さは、一般に１００μｍ又は５００μｍを超える。この高さは、台座３０に最も近いスタックの層と台座３０から最も遠い同じスタックの層との間で測定される。

ここで、強磁性層及び反強磁性層のスタックは、Ｚ方向に連続して、以下を備える。
−Ｎ回繰り返されるパターン３４、
−次に、典型的に、反強磁性層３６の場合、
−次に、当該スタックの上部に堆積されたカプセル化層（encapsulation layer）３８。

層３８は、外部環境の化学的及び／又は物理的攻撃から永久磁石を保護するために設けられている。この層３８は非磁性材料で形成されている。非磁性材料とは、ここでは、永久磁石２０の動作を妨害する可能性のある磁気特性を欠く材料を意味する。一般に、測定不可能な磁気特性を有する又は磁気特性を持たない材料である。

典型的には、層３８は、タンタル（Ｔａ）又はモリブデン（Ｍｏ）又はルテニウム（Ｒｕ）又はこれらの材料の組み合わせで形成されている。たとえば、層３８はタンタル（Ｔａ）で形成され、その厚さは１０ｎｍ以上である。

層３６は反強磁性層である。これは、たとえば、以下に説明される層４０と同一である。

スタック内のパターン３４の最初のパターン、すなわち台座３０に最も近いパターンを３４_１とし、この最初のパターン３４_１のすぐ上の２番目のパターンは３４_２で表され、以下同様にパターン３４_Ｎまで表される。

ここで、パターン３４_１〜３４_Ｎは、互いに直接積層され、したがって、パターン３４に属さない他のいかなる層によっても互いに分離されることはない。

パターン３４を繰り返す数Ｎは、一般に、スタックに望まれる高さに到達するように選択される。この高さは、想定される用途によって異なる。Ｎは２以上、好ましくは５以上又は１０以上又は２０以上である。Ｎは、また、一般に５０未満又は１００未満である。ここで、Ｎは、また、永久磁石に求められる単位面積当たりの磁気モーメントを達成するように選択される。

この実施形態では、全てのパターン３４は互いに同一であり、したがってパターン３４_１のみを詳細に説明する。

パターン３４_１は、Ｚ方向に連続して、以下を備える。
−反強磁性層４０、
−反強磁性層４０への交換結合により磁化方向が設定される（pinned）強磁性層４２。

この特許出願において、「反強磁性」層とは、反強磁性材料の割合が９５％より高く又は９８％より高く又は９９％より高い一定の厚さの水平層を意味する。たとえば、用いられる反強磁性材料は、次の構成グループから選択される。
−マンガン合金、
−ＮｉＯ、及び
−Ｆｅ_２Ｏ_３。

マンガンの反強磁性合金は、典型的には、ＰｔＭｎ、ＮｉＭｎ、ＰｄＰｔＭｎ、ＦｅＭｎ及びＩｒＭｎである。この実施形態では、層４０のために選択された反強磁性材料は、合金ＰｔＭｎである。

この特許出願において、「強磁性」層とは、強磁性材料の割合が９５％より高く又は９８％より高く又は９９％よりも高い一定の厚さの水平層を意味する。

この実施形態では、層４２の磁化方向、すなわち磁気モーメントの方向は、Ｘ方向と平行であり、方向Ｘと同じ符号を用いる。通常、層４２の飽和時の磁化の振幅は、３９７８８７Ａ／ｍ又は７９５７７４Ａ／ｍ又は１４３２３９４Ａ／ｍより大きい。

この磁化方向は、層４０への交換結合によって設定される。さらに、この特定の実施形態では、パターン３４_１の層４２の磁化方向は、直上のパターン３４_２の層４０への交換結合によっても設定される。パターン３４_Ｎの層４２の磁化方向は、層３６への交換結合によって設定される。したがって、各層４２の磁化方向は、この層４２のそれぞれ直下及び直上に位置する反強磁性層への交換結合によって、設定される。

強磁性層と反強磁性層の間の交換結合は、以下の場合に発生する。
−強磁性層が反強磁性層上に直接堆積されている、又は
−全体の厚さが０．５ｎｍ未満、好ましくは０．４ｎｍ又は０．２ｎｍ未満の１つ（又は複数）の非常に薄い非磁性層によって反強磁性層から単に分離されている。
したがって、本明細書において、「反強磁性層と接触する強磁性層」又は「反強磁性層と接触する強磁性副層」という表現は、強磁性層又は強磁性副層が反強磁性層に直接機械的接触を行う場合だけを意味するのではなく、この層又はこの副層が反強磁性層から、その全体の厚さが０．５ｎｍ未満の１つ又は複数の非磁性層によってのみ分離される場合も意味する。

強磁性層と反強磁性層の間の交換結合はよく知られている。たとえば、次の文献を参照してもよい：J.Nogues及びIvan K. Schuller、「Exchange bias」、Journal of Magnetism and Magnetic Materials、１９２巻、２０３−２３２ページ、１９９９年。

強磁性層と反強磁性層との間の交換結合の存在は、特にこれらの２つの層の積層（assembly）のヒステリシスサイクルの左へのシフトをもたらし、これにより、非ゼロ磁場（nonzero field）Ｈ_ｅｘの出現をもたらす。

ここで、層４０及び層４２の厚さは、これらの２つの層の間の良好な交換結合を得るように選択される。本明細書では、結果として、２５℃において、絶対値が５０ Ｏｅ（３９７８Ａ／ｍ）、好ましくは１００ Ｏｅ（７９５７Ａ／ｍ）又は２００ Ｏｅ（１５９１５Ａ／ｍ）又は５００ Ｏｅ（３９７８８Ａ／ｍ）を超える交換磁場Ｈ_ｅｘが発生する場合、交換結合は良好であると見なす。

層４０及び層４２のみを含むスタックの磁場Ｈ_ｅｘ及びＨ_ｃは、実験的に測定することにより、又は数値シミュレーションにより得ることができる。

良好な交換結合は、実質的な外部の磁場摂動の場合、この摂動の消失後に初期状態に戻ることを可能にする。

層４０及び層４２の厚さは、たとえば、実験によって、又は数値シミュレーションによって、層４０及び層４２と同じ材料から作られる反強磁性層及び強磁性層のみから形成されたスタックの異なる厚さを連続して試験することによる決定される。最も一般的な反強磁性材料及び強磁性材料の場合、適切な厚さは当業者に知られている。たとえば、典型的には、層４０の厚さは５〜１００ｎｍの間、好ましくは５〜２５ｎｍの間である。層４２の厚さは、多くの場合、５ｎｍ〜１００ｎｍの間である。本実施形態では、良好な交換結合を得るために、層４０の厚さは好ましくはｅ_４２／３と３ｅ_４２の間であり、ここでｅ_４２は層４２の厚さである。たとえば、層４０の厚さは３０ｎｍであり、層４２の厚さは２０ｎｍである。

永久磁石２０の全体的な磁気モーメントは、スタックの層４２の磁気モーメントの合計に比例する。

磁石２０の熱安定性を高めるために、層４２は、Ｚ方向に互いに直接積層された、以下の層を備える。
−第１のタイプの強磁性材料で形成された副層４４、
−第２のタイプの強磁性材料で形成された副層４６、及び
−第１のタイプの強磁性材料で形成された副層４８。

以下では、第１のタイプの強磁性材料及び第２のタイプの強磁性材料は、それぞれ「材料Ｔ１」及び「材料Ｔ２」と呼ばれる。

これらの副層４４、４６、４８のそれぞれは、２ｎｍ又は４ｎｍよりも厚い。副層４６は、副層４４上に直接堆積され、副層４８は、副層４６上に直接堆積される。好ましくは、副層４６の厚さｅ_４６は、副層の厚さｅ_４４よりも厚く、好ましくは１．１倍又は１．２倍厚い。同様に、好ましくは、厚さｅ_４６は、副層４８の厚さｅ_４８よりも厚く、好ましくは１．１倍又は１．２倍厚い。好ましくは、厚さｅ_４６は、５ｎｍよりも厚く、可能であれば、ｅ_４２／２よりも厚い。ここで、ｅ_４２は層４２の総厚である。好ましくは、厚さｅ_４４及び厚さｅ_４８はそれぞれｅ_４２／３よりも薄い。ここでは、例として、厚さｅ_４４及び厚さｅ_４８は６ｎｍに等しく、厚さｅ_４６は８ｎｍに等しい。

ここで、副層４４及び副層４８は、それぞれパターン３４_１及び３４_２の層４０と接触する。

材料Ｔ１は強い磁場Ｈ_ｅｘを有するが、通常、材料Ｔ１の磁場Ｈ_ｃは熱的に不安定である。より正確には、材料Ｔ１が熱処理を受けると、その磁場Ｈ_ｃは増加する。対照的に、材料Ｔ２は熱的に安定した磁場Ｈ_ｃを持っているが、弱い磁場Ｈ_ｅｘを提供する。

典型的には、磁場Ｈ_ｃが熱的に不安定である強磁性材料は、高温Ｔ_ｍａｘでの熱処理を受けた後、その磁場Ｈ_ｃの振幅が１．１Ｈ_ｃｉｎｉ以上又は１．３Ｈ_ｃｉｎｉ以上である強磁性材料である。ここでＨ_ｃｉｎｉは、最初にこの熱処理を受ける前の同じ材料の保磁力場の振幅の値である。Ｔ_ｍａｘは、磁石２０が受ける必要がある熱処理に応じて設定される。ここでは、Ｔ_ｍａｘは４００℃に設定されている。一般に、この高温での熱処理は１分以上１時間未満行われる。たとえば、ここでは温度Ｔ_ｍａｘでの熱処理は３０分行われる。磁場Ｈ_ｃが熱的に安定している強磁性材料は、磁場Ｈ_ｃが熱的に不安定ではない強磁性材料である。

ここで、材料Ｔ１及び材料Ｔ２は両方とも、鉄及びコバルトの合金である。それらは、少なくともそれらの結晶構造において、さらに場合により、鉄及びコバルトの割合において互いに異なる。より正確には、材料Ｔ１は、材料Ｔ２に存在する面心立方結晶（face-centered cubic crystals）の割合Ｐ_２よりも高い面心立方結晶の割合Ｐ_１を有することが観察された。

面心立方構造はまた、面心立方ブラベ格子（face-centered cubic Bravais lattice）とも称され、頭文字ｆｃｃ（面心立方）を用いて呼ばれる。面心立方結晶には、立方体の各頂点に原子があり、立方体の各面の中心に原子があることを思い出してほしい。鉄とコバルトの合金の面心立方結晶の場合、これらの面心立方結晶には複数の構造が可能である。たとえば、次の３つの構造が可能である。
−構造ａ）：鉄原子は立方体の頂点を占め、コバルト原子は各面の中心を占める。
−構造ｂ）：鉄原子は立方体の頂点と立方体の水平面の中心を占め、コバルト原子は立方体の各垂直面の中心を占める。
−構造ｃ）：コバルト原子は立方体の頂点を占め、鉄原子は各面の中心を占める。
ここで、鉄とコバルトの合金の「面心立方結晶」とは、その構造に関係なく、すべての面心立方結晶を意味する。
ここで、割合Ｐ_１及び割合Ｐ_２は、単位面積又は単位体積あたりの面心立方結晶の数である。通常、割合Ｐ_１は割合Ｐ_２の１．１倍又は１．３倍である。

副層中の面心立方結晶は、この副層を通る断面を、透過型電子顕微鏡（transmission electron microscopy）を用いて観察することによって、特定及びカウントされ得る。透過型電子顕微鏡のそのような応用は、たとえば、以下の論文に記載されている：S. Groudeva-Zotova 他、「Magnetic and structural characteristics of exchange biasing systems based on NiMn antiferromagnetic films」、Journal of Magnetism and Magnetic Materials、２６３巻,１−２刊,５７−７１ページ、２００３年。透過型電子顕微鏡はＴＥＭという頭文字でよく知られている。したがって、透過型電子顕微鏡による副層の観察から、この副層の単位面積あたりの面心立方結晶の数、したがって、この副層におけるこれらの面心立方結晶の割合を推定することが可能である。頭文字ＸＲＤ（Ｘ線回折の場合）でよく知られているＸ線結晶学など、他の方法を用いて、強磁性体の面心立方結晶の割合を推定してもよい。

ここで、この第１の実施形態では、材料Ｔ１及び材料Ｔ２に用いられる鉄及びコバルト合金は、Ｃｏ_８０Ｆｅ_２０である。したがって、材料Ｔ１と材料Ｔ２の鉄とコバルトの割合は同じである。ただし、結晶構造は互いに異なる。このため、たとえば、材料Ｔ１及び材料Ｔ２は、材料Ｔ１の堆積速度Ｖ１が材料Ｔ２の堆積速度Ｖ２よりも少なくとも５倍又は１０倍速いことを除いて、同じ条件下でスパッタリングによって堆積される。たとえば、材料Ｔ２の堆積速度Ｖ２は、０．３ｎｍ／分又は０．５ｎｍ／分よりも早い。

磁石２０において、第１のパターン３４_１はシード層（seed layer）５０上に直接堆積される。層５０は、たとえばエピタキシャルによって、層４０の堆積を容易にするために用いられる非磁性材料で形成された層であってもよい。層５０は、たとえば厚さ３ｎｍのルテニウム層である。ここで、層５０自体は、バッファ層５２上に直接堆積される。層５２は、たとえば、厚さ５ｎｍのタンタル層である。層５２は台座３０上に直接堆積される。もちろん、他の変形例も可能であり、特に、１つの層がシード層及びバッファ層の双方として機能してもよい。

図３は、永久磁石２０の製造方法を示す。具体的には、ステップ７０において、図２を参照して説明された様々な層及び副層が互いに堆積される。この目的のために、マイクロテクノロジー及び電子チップの製造の分野で知られている方法が用いられる。ステップ７０では、この層のスタックに特定の形状は与えられない。このスタックは、少なくとも磁石２０〜２２を形成するべき位置をカバーする。

ここで、ステップ７０において、それぞれの強磁性層４２の副層４４、４６、４８は、スパッタリングによって堆積される。たとえば、本実施形態では、副層４４、４６、４８は、イオンビームスパッタリング（ＩＢＳ）プロセスを実施することによって堆積される。ここで、このイオンビームスパッタリングプロセスのパラメータは、副層４６の堆積速度Ｖ２よりも５倍又は１０倍速い速度Ｖ１で副層４４及び副層４８を堆積するように調整される。たとえば、副層４４及び副層４８の堆積については、グリッド電圧（grid voltage）、ビーム電流（the beam current）、及びビーム電力（power of the beam）は、それぞれ１８００Ｖ、２６１ｍＡ、及び４７０Ｗに設定され、これにより、毎分１０ｎｍの材料Ｔ１の堆積速度Ｖ１を得ることができる。副層４６を堆積する場合、グリッド電圧、ビーム電流、及びビーム電力は、それぞれ６００Ｖ、９２ｍＡ、５５Ｗに設定され、これにより、毎分１ｎｍの材料Ｔ２の堆積速度Ｖ２を得ることができる。

ステップ７２において、このスタックは、磁石２０〜２２を形成するべき位置に、棒形状のスタックのみを残すために構造化される。したがって、このステップの終わりには、必要なアスペクト比、つまり一般に２、１０、又は１００を超えるアスペクト比を有する棒のみが残る。

次に、ステップ７４において、反強磁性層の温度がそれらの指定温度（ordering temperature）を超えるようにバーが加熱される。当該アニールは、たとえば特許出願ＵＳ２０１１／０１５１５８９に記載されているように、飽和磁場下（under a saturating magnetic field）で行われる。

次に、たとえば特許出願ＵＳ２０１１／０１５１５８９に記載されているように、ステップ７８において、棒は、強磁性層と反強磁性層との間の交換結合が現れ、それぞれの強磁性層の磁化方向が設定されるまで、より弱い磁場下で冷却される。そして、永久磁石２０〜２２が得られる。

センサ１０の他の製造工程に関しては、冒頭で述べた特許出願が参照されてもよい。

図４のグラフは、材料Ｔ１及び材料Ｔ２が、図３に示す製造方法で用いられる堆積速度と異なる堆積速度で得られた場合における、材料Ｔ１及び材料Ｔ２のＸ線結晶学による分析の結果を示している。当該グラフにおいて、Ｘ軸は回折されたＸ線の方向を表し、Ｙ軸は回折されたＸ線の強度を表す。符号Ｔ１及びＴ２によって示される曲線は、それぞれ材料Ｔ１及び材料Ｔ２に対応する。符号６０及び６２で示されるピークは、それぞれ面心立方結晶及び体心立方結晶（body-centered cubic crystals）の存在に特徴的なピークである。体心立方構造は、体心立方ブラベ格子（body-centered cubic Bravais lattice）及び頭文字ｂｃｃ（body-centered cubic）とも称される。面心立方結晶及び体心立方結晶の割合が増加するにつれて、ピーク６０及びピーク６２の強度はそれぞれ増加する。したがって、Ｘ線結晶学によるこの分析により、材料Ｔ１の面心立方結晶の割合が、材料Ｔ２の同じ結晶の割合よりも高いことが確認される。対照的に、図４のグラフは、材料Ｔ１と材料Ｔ２の体心立方結晶の割合が同じであることを示している。したがって、実際に、特に、面心立方結晶の割合によって、材料Ｔ１と材料Ｔ２を互いに区別することができる。また、この分析によって、材料Ｔ１及び材料Ｔ２における単位面積当たりの面心立方結晶の割合Ｐ_１及びＰ_２が、本実施形態の特定の場合において、それぞれ７６．４及び４８．４に等しいことが分かる。値７６．４と４８．４は任意の単位で表され、同じ装置で同じ条件で測定した場合に、これらの数値に基づいて、材料Ｔ１の面心立方結晶の濃度と材料Ｔ２の面心立方結晶の濃度とを比較することができる。

反強磁性層と接触する材料Ｔ１で形成された副層及び反強磁性層との界面から離間して材料Ｔ２で形成された副層を導入する利点を実証するために、様々な実験が行われた。より正確には、３つの異なる磁石Ｎｏ．１〜３について、以下に示す表に示されている磁気特性が、最初の４００℃の熱処理前と当該熱処理後とに、それぞれ測定された。得られた実験結果を以下の表にまとめる。

上記の表において、１列目は、測定が実行された磁石の番号が示されている。また、上記の表において、磁場Ｈ_ｅｘ及びＨ_ｃはエルステッド（Ｏｅ）で表される。１ Ｏｅ＝１０００／（４π）Ａ．ｍ^−１であることを思い出してほしい。量Ｊ_ｅｘは、交換結合の振幅を示す。この振幅は、単位面積あたりの界面エネルギーで表される。この量は、次の関係によって与えられる：Ｊ_ｅｘ＝Ｍ_ｓｅ_ＦＨ_ｅｘ、ここで：
−Ｊ_ｅｘはｅｒｇ／ｃｍ^２で表される（１ｅｒｇ／ｃｍ^２＝１０^−３ジュール／ｍ^２）
−Ｍ_ｓは、ｅｍｕ／ｃｍ^３（１ｅｍｕ／ｃｍ^３＝１０^３Ａ／ｍ）で表される飽和時の磁化（magnetization at saturation）である。
−ｅ_Ｆは、センチメートルで表される強磁性層の厚さである。
−Ｈ_ｅｘは、エルステッドで表される交換磁場である。
ここで、Ｎｏ．１〜３の磁石のそれぞれは、ステップ７２を除いて図３のプロセスを実施することによって製造された。したがって、実験された磁石は構造化されておらず、したがって特定の方向に長くなっていない。実験測定を簡略化するため、それぞれの永久磁石はパターン３４を１つだけ含んでいる。さらに、これらの永久磁石の製造において、ステップ７４の後、磁石は、上記の表に示す最初の熱処理が行われる前に、４００℃を超える温度での熱処理を受けていない。

以下では、磁石の番号ごとに、層５２〜層３８までの各層／副層の組成が示されている。また、以下では、層又は副層の構成は、スタック内の直前及び直後の層の構成から記号「／」で区切られている。層又は副層の構成からスペースで区切られた数値は、この層又は副層の厚さをｎｍで表す。層又は副層の構成後の括弧間の記号Ｔ１又はＴ２は、材料Ｔ１又は材料Ｔ２であることを示す。
磁石Ｎｏ．１：Ｔａ ５／Ｒｕ ３／Ｐｔ_５０Ｍｎ_５０ ３０／Ｃｏ_８０Ｆｅ_２０（Ｔ１） ２０／Ｐｔ_５０Ｍｎ_５０ ３０／Ｔａ １０
磁石Ｎｏ．２：Ｔａ ５／Ｒｕ ３／Ｐｔ_５０Ｍｎ_５０ ３０／Ｃｏ_８０Ｆｅ_２０（Ｔ２） ２０／Ｐｔ_５０Ｍｎ_５０ ３０／Ｔａ １０
磁石Ｎｏ．３：Ｔａ ５／Ｒｕ ３／Ｐｔ_５０Ｍｎ_５０ ３０／Ｃｏ_８０Ｆｅ_２０（Ｔ１） ６／Ｃｏ_８０Ｆｅ_２０（Ｔ２） ８／Ｃｏ_８０Ｆｅ_２０（Ｔ１） ６／Ｐｔ_５０Ｍｎ_５０ ３０／Ｔａ １０。

図５〜図７は、磁石Ｎｏ．１〜３のそれぞれについて、熱処理前後に測定されたヒステリシスサイクルを示す。図５〜図７の実線は、最初の４００℃の熱処理を行う前に測定されたヒステリシスサイクルを表している。破線は、当該最初の熱処理を３０分間行った後に測定されたヒステリシスサイクルを表している。これらの図では、ｘ軸はエルステッドで表された磁場を表す。ｙ軸は磁束Ｂを表し、磁束Ｂは、ナノウェーバー（ｎＷｂ）で表される。１Ｗｂ＝１Ｔ・ｍ^２であることを思い出してほしい。

表に示される様々な測定値は、「ＢＨ−ルーパー」として知られる測定装置を用いて得られた。ここでは、たとえば、ＳＨＢ Ｉｎｓｔｒｕｍｅｎｔｓによって販売されているＭＥＳＡ−２００装置である。

表に示される測定値が示すように、同じ量の強磁性材料と反強磁性材料の場合、材料Ｔ１と材料Ｔ２で形成された副層の所与の強磁性層の組み合わせによって、磁石の熱安定性を改善できることが非常に明確である。特に、Ｎｏ．３の磁石では、
−強磁性層が材料Ｔ２のみで構成されている場合（磁石Ｎｏ．２）よりも、熱処理による磁場Ｈ_ｅｘの劣化がはるかに少なく、
−強磁性層が材料Ｔ１のみで構成されている場合（磁石Ｎｏ．１）よりも、熱処理による磁場Ｈ_ｃの劣化がはるかに少なく、
−強磁性層が材料Ｔ１のみで構成されている場合（磁石Ｎｏ．１）、又は材料Ｔ１のみで構成されている場合（磁石Ｎｏ．２）よりも、熱処理による方形度の劣化がはるかに少ない。

図８は、磁石２０のパターン３４に置き換えられ得るパターン８２を示す。パターン８２は、強磁性層４２が強磁性層８４によって置き換えられることを除いて、パターン３４と同じである。層８４は、３つの副層を互いに積層されることによって形成されることを除いて、層４２と同じである。具体的には、層８４は、Ｚ方向に互いに直接積層される以下の層を備える。
−材料Ｔ１で形成された強磁性副層８６、
−材料Ｔ２で形成された強磁性副層８８、及び
−材料Ｔ１で形成された強磁性副層９０。

上述した副層８６及び副層９０を副層４４及び副層４８から区別するのは、材料Ｔ１の組成である。具体的には、この実施形態では、面心立方結晶の割合が材料Ｔ１の方が材料Ｔ２よりも高いということに加えて、鉄とコバルトとの割合が材料Ｔ１と材料Ｔ２とで同じではない。この場合、典型的には、材料Ｔ１におけるコバルトの割合は、６０％より高く、好ましくは、７０％より高く又は８０％より高い。したがって、材料Ｔ１の鉄の割合は４０％未満である。たとえば、ここでは材料Ｔ１は合金Ｃｏ_８０Ｆｅ_２０又はＣｏ_９０Ｆｅ_１０である。対照的に、材料Ｔ２におけるコバルトの割合は、５０％よりも低く、好ましくは４０％よりも低い。したがって、材料Ｔ２の鉄の割合は５０％よりも高くなる。好ましくは、材料Ｔ２に関して、鉄の割合は６０％〜７０％の間であり、コバルトの割合は３０％〜４０％の間である。たとえば、ここでは、材料Ｔ２は、材料Ｔ２を得るために上記のように堆積された、合金Ｆｅ_６５Ｃｏ_３５である。この実施形態では、堆積速度Ｖ１は、材料Ｔ２の堆積速度Ｖ２よりも少なくとも５倍速い必要はないことに留意されたい。具体的には、材料Ｔ１の組成の違いは、速度Ｖ１が速度Ｖ２の５倍ではない場合でも、材料Ｔ１の面心立方結晶の割合が材料Ｔ２のそれよりも高いことを保証するのに十分である。たとえば、この場合、速度Ｖ１は速度Ｖ２と等しくてもよい。

パターンの強磁性層の磁化方向が単一の反強磁性層への交換結合によって設定されるとき、好ましくは、この強磁性層は、材料Ｔ１からなる当該反強磁性層と接触する１つの副層のみを含む。この強磁性層が、反強磁性層との境界面以外の場所に配置される、材料Ｔ１で形成された別の副層を含む必要はない、又は不要でさえある。これは、図９のパターン９２を用いて示されている。パターン９２は、磁石２０のパターン３４と置き換えられ得る。パターン９２は、反強磁性層と接触する強磁性層の構造に関して以外は、特許出願ＵＳ２０１７０５３７２４Ａ１に記載されているパターン３４と同じである。したがって、パターン９２の構造については、ここでは、ほんの少しだけ触れられる。詳細については、特許出願ＵＳ２０１７０５３７２４Ａ１を参照されたい。パターン９２は、下から上へと連続して、以下を備える。
−反強磁性層９４、
−反強磁性層９４への交換結合により磁化方向が設定される強磁性層９６、
−「スペーサー」とも呼ばれる非磁性層９８、
−強磁性層９６への反強磁性ＲＫＫＹ結合（antiferromagnetic RKKY (Ruderman-Kittel-Kasuya-Yosida) coupling）によって磁化方向が設定される強磁性層１００、
−スペーサーを形成する非磁性層１０２、及び
−積層された当該パターンの直上に位置する別のパターン９２の反強磁性層９４への交換結合によって磁化方向が設定される、強磁性層１０４。

層９６は、材料Ｔ１で形成された１つの副層１０８と材料Ｔ２で形成された１つの副層１１０のみを含む。副層１０８は、反強磁性層９４と接触する。副層１１０は、副層１０８上に直接堆積される。これに対応して、強磁性層１０４は、以下を含む。
−強磁性層１０４の直上に位置する反強磁性層と接触する、材料Ｔ１で形成された副層１１２、及び
−層１０４の磁化方向を設定する反強磁性層の反対側に位置する、材料Ｔ２で形成された副層１１４。

パターン９０では、材料Ｔ１及び材料Ｔ２は、たとえば、前述の実施形態で説明したように生成される。

図１０は、磁石２０のパターン３４と置き換えられ得るパターン１２０を示す。パターン１２０は、強磁性層４２が強磁性層１２２によって置き換えられることを除いて、パターン３４と同じである。層１２２は、以下を含むことを除いて、層４２と同一である。
−反強磁性層４０と副層４４との間に介在する副層１２４、及び
−その直上に位置する反強磁性層４０と副層４８との間に介在する副層１２６。

副層１２４及び副層１２６は、ＮｉＦｅ合金で形成されている。好ましくは、この合金中のニッケルの割合は６０％より高く、鉄の割合は４０％より低い。副層１２４及び副層１２６の厚さは２ｎｍよりも薄く、好ましくは１ｎｍよりも薄い。通常、副層１２４、１２６の厚さは、０．５ｎｍよりも厚い。これらの副層１２４、１２６の存在により、磁場Ｈ_ｅｘの振幅を改善することができる。この実施形態では、材料Ｔ１で形成された副層は反強磁性層と接触しない。

セクションＩＩＩ：変形例
パターンの変形例：
強磁性層の他の多くの実施形態が可能である。たとえば、強磁性層は、材料Ｔ２で形成された単一の副層の代わりに、互いに直接積層された材料Ｔ２で形成された複数の副層を含むことができる。同様に、材料Ｔ１で形成された副層は、材料Ｔ１で形成された複数の副層が互いに直接積層されたスタックで置き換えられ得る。

別の変形例では、材料Ｔ１及び材料Ｔ２以外の強磁性材料で形成された追加の副層を強磁性層に導入してもよい。たとえば、副層１１０の上、又は副層４４と４６との間、又は副層４６と４８との間にさえ、ＣｏＦｅＢ合金で形成された薄層を導入してもよい。ここでいう薄層とは、その厚さが１ｎｍよりも大きく、一般的には０．５ｎｍよりも大きい層である。

材料Ｔ１及び材料Ｔ２から形成される副層の厚さは、得られる熱安定性の改善に影響を与えることがない範囲で、かなり実質的に変更され得る。たとえば、パターン３４又はパターン８２の場合、次の厚さも可能である。
−ｅ_４４＝２．５ｎｍ、ｅ_４６＝１５ｎｍ、ｅ_４８＝２．５ｎｍ、
−ｅ_４４＝５ｎｍ、ｅ_４６＝１０ｎｍ、ｅ_４８＝５ｎｍ、又は
−ｅ_４４＝７．５ｎｍ、ｅ_４６＝５ｎｍ、ｅ_４８＝７．５ｎｍ。

変形例として、すべての実施形態において、材料Ｔ１を生成するために用いられるＣｏＦｅ合金は、ＮｉＦｅ合金によって置き換えられてもよい。好ましくは、用いられるＮｉＦｅ合金は、６０％より高い割合のニッケルと４０％より低い割合の鉄を含む。

反強磁性層４０は、複数の反強磁性副層からなるスタックから形成されてもよい。たとえば、反強磁性層は、ＰｔＭｎで形成された副層と当該副層上に直接堆積されたＩｒＭｎで形成された副層とから形成される。

スタックの一番上のパターンにおける強磁性層上に堆積された反強磁性層３６は省略されてもよい。この場合、好ましくは、この一番上のパターンにおける層４２の厚さは、同じスタックの他のパターンの層４２の厚さに対して小さい。

スタックの変形例：
パターンには他の構造も可能である。たとえば、この特許出願で与えられた教示は、特許出願ＵＳ２０１７０５３７２４Ａ１の図６〜８に記載されたさまざまなパターンに適用される。

また、同一のスタックにおいて、異なるパターンが組み合わされてもよい。たとえば、とりわけ、パターン３４及びパターン８２、又はパターン３４及びパターン９２、又はパターン８４及びパターン１２２を交互に用いることによって、スタックを構築してもよい。

１つの単純化された実施形態では、材料Ｔ１及び材料Ｔ２で形成された副層を含む強磁性層は、スタックのパターンの一部のみにのみ導入される。したがって、このスタックのパターンの少なくとも１つのパターン、好ましくは少なくとも４０％又は５０％又は８０％のパターンがそのような強磁性層を含む。

同様に、パターンの層４０を形成するために用いられる反強磁性材料は、パターンごとに異なってもよい。たとえば、あるパターンでは、この反強磁性材料はＩｒＭｎであり、別のパターンでは、ＰｔＭｎであってもよい。

バッファ層５２は省略されてもよい。

パターン内部の反強磁性層及び強磁性層の順序は逆にしてもよい。この場合、強磁性層は反強磁性層の下にある。

他の変形例：
イオンビームスパッタリングによる堆積の代わりに他のスパッタリング堆積プロセスが使用されてもよい。たとえば、マグネトロン陰極スパッタリング（magnetron cathode sputtering）による堆積、又は三極管陰極スパッタリング（ＴＣＳ；triode cathode sputtering）による堆積、又は他の陰極スパッタリング法（other cathode sputtering methods）が使用されてもよい。使用するスパッタリングプロセスが何であれ、材料Ｔ１及び材料Ｔ２の堆積速度の比は、必要に応じて、材料Ｔ１及び材料Ｔ２を得るために、上記のように調整される。

スタックは必ずしも平行六面体（parallelepipedal）の形状を有する必要はない。たとえば、Ｘ、Ｙ方向に平行なスタックの断面は、略楕円形状（ellipse）又は楕円形（oval）である。後者の場合、永久磁石のアスペクト比は、スタックを完全に含む最小の体積の平行六面体の長さと幅との比として定義される。

変形例として、スタックのアスペクト比は、必ずしも２以上である必要はない。たとえば、当該アスペクト比は１に等しくてもよい。

セクションＩＶ：実施形態の利点
材料Ｔ１及び材料Ｔ２で形成された副層を使用することにより、永久磁石の熱安定性を、特に高温での熱処理に関して改善することができる。

鉄とコバルトの割合が同一である材料Ｔ１及び材料Ｔ２で形成された副層を用いることにより、強磁性層の製造を単純化することができる。

材料Ｔ１及び材料Ｔ２を得るために鉄及びコバルトの割合を変えてもよいため、その場合には、これらの２つのタイプの材料を得るために堆積速度を調整しなくてもよい。

パターンを積層方向に少なくとも２回繰り返すことにより、強い磁場を得ることができる。

堆積速度を調整することにより材料Ｔ１及び材料Ｔ２で形成された副層を得ることができ、永久磁石の製造をより容易にすることができる。

熱処理に対する永久磁石の感度は、その磁気特性、特に、そのヒステリシスサイクルの形状及び／又は位置の決定的な修正に見ることができる。より正確には、高温での熱処理に続いて、比率Ｈ_ｅｘ／Ｈ_ｃの減少が一般的に観察される。磁場Ｈ_ｃと磁場Ｈ_ｅｘは以下で定義される。一般に、高温では、比率Ｈ_ｅｘ／Ｈ_ｃのこの減少はかなりのものである。典型的には、この減少は、振幅的に、それがその初期値、すなわち、熱処理の適用前のその値における少なくとも１０％〜３０％の変動に相当する場合、かなりのものである。

本発明は、添付の図面を参照して、単に非限定的な例として与えられる以下の説明を読むことにより、より一層理解されるであろう。
磁場センサの上方から見た概略図である。 図１に示す磁場センサの永久磁石の縦方向の垂直断面における概略図である。 図２に示す永久磁石の製造方法のフローチャートである。 図２に示す永久磁石で用いられる第１及び第２のタイプの強磁性材料のＸ線回折（x-ray diffraction）を示す図である。 図４を参照して説明された第１のタイプの強磁性材料のみからなる強磁性層を用いて生成された永久磁石のヒステリシスサイクルを示す図である。 図４を参照して説明された第２のタイプの強磁性材料のみからなる強磁性層を用いて生成された永久磁石のヒステリシスサイクルを示す図である。 図４を参照して説明されたそれぞれのタイプの強磁性材料の副層を含む強磁性層を用いて生成された永久磁石のヒステリシスサイクルを示す図である。 図２の永久磁石のパターンの他の可能な実施形態の縦方向の垂直断面における概略図である。 図２の永久磁石のパターンの他の可能な実施形態の縦方向の垂直断面における概略図である。 図２の永久磁石のパターンの他の可能な実施形態の縦方向の垂直断面における概略図である。

「鉄とコバルトの合金（alloy of iron and of cobalt）」とは、鉄とコバルトの割合が９５％より高く又は９８％より高く又は９９％より高い合金を意味する。

「鉄とニッケルの合金（alloy of iron and of nickel）」とは、鉄とニッケルの割合が９５％より高く又は９８％より高く又は９９％より高い合金を意味する。

表に示される測定値が示すように、同じ量の強磁性材料と反強磁性材料の場合、材料Ｔ１と材料Ｔ２で形成された副層の所与の強磁性層の組み合わせによって、磁石の熱安定性を改善できることが非常に明確である。特に、Ｎｏ．３の磁石では、
−強磁性層が材料Ｔ２のみで構成されている場合（磁石Ｎｏ．２）よりも、熱処理による磁場Ｈｅｘの劣化がはるかに少なく、
−強磁性層が材料Ｔ１のみで構成されている場合（磁石Ｎｏ．１）よりも、熱処理による磁場Ｈｃの劣化がはるかに少なく、
−強磁性層が材料Ｔ１のみで構成されている場合（磁石Ｎｏ．１）、又は材料Ｔ２のみで構成されている場合（磁石Ｎｏ．２）よりも、熱処理による方形度の劣化がはるかに少ない。

副層９０では、材料Ｔ１及び材料Ｔ２は、たとえば、前述の実施形態で説明したように生成される。

Claims (13)

1. −反強磁性層（４０；９４）と、
   −前記反強磁性層への交換結合によって磁化方向が設定される強磁性層（４２；８４；９６、１０４；１２２）と、を備え、
   前記強磁性層は、
   ・前記反強磁性層と接触しており、又は厚さが２ｎｍ未満の中間強磁性副層（１２４、１２６）によって前記反強磁性層から単に分離されており、厚さが２ｎｍより厚く、少なくとも部分的に結晶化された鉄とコバルトの合金である第１のタイプの強磁性材料で形成される、第１の副層（４４、４８、８６、９０、１０８、１１２）と、
   ・前記第１の副層によって前記反強磁性層から分離されており、厚さが２ｎｍより厚く、第２のタイプの強磁性材料で形成される、第２の副層（４６；８８；１１０、１１４）と、を備え、
   前記第２のタイプの強磁性材料もまた、鉄とコバルトの合金であり、面心立方結晶の割合が、前記第１のタイプの強磁性材料の面心立方結晶の割合より低いことを特徴とする、永久磁石。
2. −前記第１のタイプの強磁性材料の鉄の割合は、原子パーセントで、前記第２のタイプの強磁性材料の鉄の原子パーセントでの割合に等しい。
   −前記第１のタイプの強磁性材料のコバルトの割合は、原子パーセントで、前記第２のタイプの強磁性材料のコバルトの原子パーセントでの割合に等しい、請求項１に記載の永久磁石。
3. −前記第１の副層（４４、４８）は、スパッタリング堆積プロセスを用いて形成され、
   −前記第２の副層（４６）は、同じスパッタリング堆積プロセスを用いて形成され、前記第２の副層の堆積速度は、前記第１の副層の堆積速度よりも５倍遅い、請求項２に記載の永久磁石。
4. −前記第１のタイプの強磁性材料では、鉄の割合とコバルトの割合とは、原子パーセントで、それぞれ４０％未満と６０％超過であり、
   −前記第２のタイプの強磁性材料では、鉄の割合とコバルトの割合とは、原子パーセントで、それぞれ５０％超過と５０％未満である、請求項１に記載の永久磁石。
5. 前記第２のタイプの強磁性材料中の鉄の割合とコバルトの割合とは、原子パーセントで、それぞれｘ％とｙ％に等しく、ｘが６０〜７０の間であり、ｙが３０〜４０の間である、請求項１〜４の何れか一項に記載の永久磁石。
6. −前記永久磁石は、積層方向に互いに直接積層されたＮ個のパターン（３４；８２；９２；１２０）、Ｎは２以上の整数、のスタックを備え、
   各パターンは、
   −反強磁性材料で形成された前記反強磁性層の実施例、
   −強磁性材料で形成され、このパターンの前記反強磁性層の実施例への交換結合によって磁化方向が設定される前記強磁性層の実施例、
   を備え、
   −すべての前記パターンの前記強磁性層のさまざまな実施例の磁化方向は、すべて互いに同じである、請求項１〜５の何れか一項に記載の永久磁石。
7. −Ｎ−１パターンの前記強磁性層の実施例の磁化方向は、スタック内で直接隣接するパターンの前記反強磁性層の実施例への交換結合によって設定され、
   −これらのＮ−１パターンのそれぞれにおける前記強磁性層の実施例のそれぞれは、前記隣接するパターンの前記反強磁性層の実施例と接触する、又は強磁性材料で形成された厚さが２ｎｍ未満の中間副層によって前記隣接するパターンの前記反強磁性層の当該実施例から単に分離されている第３の副層（４８；９０）を備え、前記第２の副層（４６；８８）は前記第１の副層と前記第３の副層（４４、４８；８６、９０）との間に挿入され、前記第３の副層の厚さは２ｎｍより厚く、前記第３の副層は前記第１のタイプの強磁性材料で形成されている、請求項６に記載の永久磁石。
8. Ｎは、５又は１０以上の整数である、請求項６又は７に記載の永久磁石。
9. 前記第１のタイプの強磁性材料における面心立方結晶の割合が、前記第２のタイプの強磁性材料における面心立方結晶の割合よりも１．１倍高い、請求項１〜８の何れか一項に記載の永久磁石。
10. 強磁性材料で形成された前記中間副層（１２４、１２６）の厚さは１ｎｍ未満である、請求項１〜９の何れか一項に記載の永久磁石。
11. −「基板の平面」と呼ばれる平面に本質的に沿って存在する基板（１２）と、
    −測定される磁場の振幅の変化又は磁場の方向の変化に応じて前記基板に対して移動可能な少なくとも１つの永久磁石（２０〜２２）と、
    −前記永久磁石の動きを、測定される磁場の振幅又は方向を表す電気量に変換可能な、前記基板に固定された変換器（２４〜２５）と、
    を備え、
    前記永久磁石は、請求項１〜１０の何れかに記載されている通りであることを特徴とする、磁場センサ。
12. 積層方向に互いに積層された以下を備えるスタックを形成すること（７０）を備え：
    −反強磁性層、及び
    −以下を備える強磁性層、
    ・前記反強磁性層と接触しており、又は、強磁性材料で形成された厚さが２ｎｍ未満の中間副層によって前記反強磁性層から分離されており、厚さが２ｎｍより厚く、少なくとも部分的に結晶化された鉄とコバルトの合金である第１のタイプの強磁性材料で形成される、第１の副層、
    ・前記第１の副層によって前記反強磁性層から分離されており、厚さが２ｎｍより厚く、第２のタイプの強磁性材料で形成される、第２の副層、
    前記第２のタイプの強磁性材料もまた、鉄とコバルトの合金であり、面心立方結晶の割合が、前記第１のタイプの強磁性材料の面心立方結晶の割合より低いことを特徴とする、請求項１〜１０の何れか一項に記載の永久磁石の製造方法。
13. スタックを形成するステップが以下を含む、
    −スパッタリング堆積プロセスを用いて前記第１の副層を堆積し、
    −同じスパッタリング堆積プロセスを用いて前記第２の副層を堆積し、前記第２の副層の堆積速度は前記第１の副層の堆積速度よりも５倍遅い、請求項１２に記載の永久磁石の製造方法。

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