JPWO2005027154A1 - 高周波用磁性薄膜、その作製方法および磁気素子 - Google Patents

Abstract

非晶質状態の強磁性金属とこの強磁性金属とは異なる非晶質金属とにより形成されたＤＭ（ディスコンティニュアス・マルチレイヤ）構造の採用により、ＧＨｚ帯域の高周波領域で高い透磁率を有し且つ高い飽和磁化を有する高周波用磁性薄膜を実現した。このとき、（ｉ）強磁性金属が、Ｆｅ又はＦｅＣｏを主成分とし、Ｃ、ＢおよびＮから選ばれる１又は２以上の元素を含む金属であり、非晶質金属がＣｏ系非結晶質合金であること、（ｉｉ）非晶質金属がＣｏＺｒＮｂであること、が好ましい。

Description

本発明は、高い飽和磁化を有し、ＧＨｚ帯域での高い透磁率と性能指数Ｑを示す高周波用磁性薄膜、その作製方法およびその高周波用磁性薄膜を有する磁気素子に関し、さらに詳しくは、薄膜インダクタや薄膜トランス等の高周波用の平面型磁気素子やモノリシックマイクロ波集積回路（以下、ＭＭＩＣと略す。）に好ましく用いられる高周波用磁性薄膜等に関するものである。

近年の磁気素子の小型化および高性能化への要求に伴い、高い飽和磁化を有し、且つＧＨｚ帯域で高い透磁率を示す磁性薄膜材料が求められている。

例えば、ワイヤレス送受信装置や携帯情報端末を中心に需要が高まっているＭＭＩＣは、Ｓｉ、ＧａＡｓ又はＩｎＰ等の半導体基板上に、トランジスタ等の能動素子と、線路、抵抗、キャパシタ、インダクタ等の受動素子とを、一括的且つ一体的に作製して構成される高周波集積回路であるが、このＭＭＩＣにおいては、特にインダクタやキャパシタ等の受動素子が能動素子に比べて大きな面積を占めている。ＭＭＩＣにおける受動素子の大面積の占有は、結果として高価な半導体基板の大量消費、すなわちＭＭＩＣのコストアップにつながる。ＭＭＩＣの製造コストを低減するためにはチップ面積を縮小することが必要であるが、そのためには、受動素子が占める面積を縮小することが課題となる。

上述したＭＭＩＣには、平面型のスパイラルコイルがインダクタとして多く用いられている。こうした平面型のスパイラルコイルにおいては、小さな占有面積でも従来同様のインダクタンスを得るために、その上下面又は片面に軟磁性薄膜を設けることによるインダクタンスの増加が図られている（例えば、Ｊ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．，８５，７９１９（１９９９）を参照）。しかし、磁性材料をＭＭＩＣのインダクタに応用するためには、先ず、ＧＨｚ帯域における透磁率が高く且つ高周波損失が少ない軟磁性薄膜材料を開発することが求められている。さらに、高周波での渦電流損失を減らすため、比抵抗が大きいことも求められている。

ところで、従来、高い飽和磁化を持つ磁性材料として、Ｆｅ又はＦｅＣｏを主成分とする合金がよく知られている。しかし、Ｆｅ系又はＦｅＣｏ系合金からなる磁性薄膜をスパッタ等の成膜技術により作製すると、得られた膜は飽和磁化が高いものの、膜の保磁力が大きく、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は困難であった。

一方、軟磁気特性に優れる材料として、Ｃｏ系非結晶質合金が知られている。このＣｏ系非結晶質合金は、Ｃｏを主成分とし、Ｙ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａ等から選択される１種又は２種以上の元素を含む非結晶質を主体とするものである。しかし、ゼロ磁歪組成のＣｏ系非結晶質合金の磁性薄膜をスパッタ等の成膜技術により作製すると、得られた膜は透磁率が高いものの、飽和磁化が１．１Ｔ（１１ｋＧ）程度であり、飽和磁化がＦｅ系材料に比べて小さい。さらに、１００ＭＨｚ程度の周波数を超えてからの損失成分（透磁率の虚数部μ２）が大きくなり、性能指数Ｑ値が１以下となり、ＧＨｚの高周波帯域で使用する磁性材料としては好適とはいえない。

このような適用困難な材料を用いてＧＨｚ帯のインダクタを実現させるために、磁性薄膜をマイクロワイヤ化させ、形状異方性エネルギーを増大させることにより、共鳴周波数を高周波化する試みも行われている（例えば、日本応用磁気学会誌、２４，８７９（２０００）を参照）。しかし、この方法は工程が複雑であり、さらに磁性薄膜の実効透磁率が低下するという問題がある。

このような従来からの実情のもとに、軟磁性薄膜の高周波特性を改良するための種々の提案がなされている。その改良の基本方針としては、渦電流損失の抑制や共鳴周波数の上昇等が挙げられている。渦電流損失を抑制させる具体的な方策としては、例えば、磁性層／絶縁層（高抵抗層）との積層による多層化（例えば、特開平７−２４９５１６号公報（第１頁）を参照）や、金属−非金属（酸化物、フッ化物）のグラニュラー化（例えば、Ｊ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．，７９，５１３０（１９９６）を参照）等が提案されている。しかし、これらの方法では、高抵抗の非磁性相が挿入されているために、飽和磁化が低下するという問題が生じる。また、金属−非金属のグラニュラー膜の場合は、透磁率が２００以下であり、透磁率が低いという問題もある。

一方、軟磁性層と高飽和磁化層を交互に積層した多層膜による高飽和磁化薄膜についての検討も行われている。すなわち、ＣｏＺｒ／Ｆｅ（例えば、日本応用磁気学会誌、１６，２８５（１９９２）を参照））、ＦｅＢＮ／ＦｅＮ（例えば、特開平５−１０１９３０号公報（第１頁）を参照）、ＦｅＣｒＢ／Ｆｅ（例えば、日本応用磁気学会誌、１６，２８５（１９９２）を参照）、Ｆｅ−Ｈｆ−Ｃ／Ｆｅ（例えば、日本応用磁気学会誌、１５，４０３（１９９１）を参照）等、様々な組み合わせの例が報告されている。これらのものはいずれも飽和磁化を高くすることには効果があるが、高周波帯域での透磁率がいずれも大きくなく、ＧＨｚ帯域への応用は期待できない。

本発明は、上記課題を解決するためになされたものであって、その第１の目的は、ＧＨｚ帯域の高周波領域で高い透磁率を有し且つ高い飽和磁化を有する高周波用磁性薄膜を提供することにある。本発明の第２の目的は、そうした特性を有する高周波用磁性薄膜の作製方法を提供することにある。また、本発明の第３の目的は、前記の高周波用磁性薄膜を用いた磁気素子を提供することにある。

上記第１の目的を達成する本発明の高周波用磁性薄膜は、非晶質状態の強磁性金属とこの強磁性金属とは異なる非晶質金属とにより形成されたＤＭ（ｄｉｓｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓ Ｍｕｌｔｉｌａｙｅｒ（ディスコンティニュアス・マルチレイヤ）の略）構造を有することを特徴とする。

ここで、「非晶質状態」とは、必ずしも完全なアモルファス状態のみを意味するものではなく、完全な結晶状態以外の状態をすべて含む意である。具体的には、Ｘ線回折法による回折ピークが認められない程度の非結晶状態であればよい。「回折ピークが認められない程度」とは、いわゆる鋭いピークが存在しないことを意味する。結晶化が部分的にしか進んでいない「微結晶状態」もまた「非晶質状態」に含まれる。また、「ＤＭ構造」とは、非連続な多層構造を呈するものであり、明確な多層構造を示さず且つ個々の相が明確な結晶相を呈しておらず、全体として非晶質状態を呈する構造を意味する。

この発明によれば、非晶質状態の強磁性金属とこの強磁性金属とは異なる非晶質金属とにより形成されたＤＭ構造を有する高周波用磁性薄膜は、明確な積層構造や結晶相を呈する構造を示さないので、例えば強磁性材料が持つ大きな飽和磁化を保ちつつ高い透磁率を呈して軟磁性化すると共に比抵抗が高くなる。その結果、こうした構造からなる高周波用磁性薄膜は、ＧＨｚ帯域の高周波領域で優れた性能指数Ｑ（Ｑ＝μ１／μ２。以下同じ。）を有することとなる。

本発明の高周波用磁性薄膜では、（ｉ）強磁性金属が、Ｆｅ又はＦｅＣｏを主成分とし、Ｃ、ＢおよびＮから選ばれる１又は２以上の元素を含む金属であり、非晶質金属がＣｏ系非結晶質合金であること、が好ましい。そのような強磁性金属としては、例えば、Ｆｅ−Ｃを用いることが可能である。さらに、（ｉｉ）非晶質金属がＣｏＺｒＮｂであること、がより好ましい。

上記（ｉ）のように、大きな飽和磁化を持つＦｅ系又はＦｅＣｏ系合金を強磁性金属とし、軟磁性材料であるＣｏ系非晶質合金を非晶質合金とした場合には、得られた高周波用磁性薄膜は、大きな飽和磁化を保ちつつ高い透磁率を呈して軟磁性化すると共に比抵抗が高くなるので、優れた性能指数Ｑを有することとなる。とりわけ、（ｉｉ）のように、非晶質金属がＣｏＺｒＮｂであるようにした場合には、磁歪がゼロとなるような組成が容易に実現可能なので、軟磁気特性に優れ、高い透磁率を得られるという利点がある。

本発明の高周波用磁性薄膜では、強磁性金属の膜厚が３．０ｎｍ以下であるようにするのが好ましく、特に、０．５ｎｍ以上２．０ｎｍ以下であるようにするのがより好ましい。０．５ｎｍ以上であれば一定の膜厚が稼げるため全膜厚を稼ぐことが容易にできる。また、２．０ｎｍ以下であれば、強磁性金属と非晶質金属の界面をより多くすることができる。なお、ここにいう「膜厚」とは、計測可能な場合には、計測により得られるものをいい、計測が困難な場合には、例えば、総厚、層数および成膜条件に基づいて、強磁性金属の層と非晶質金属の層との比を換算して計算により得られる換算膜厚（見積もり膜厚）をいうものとする。

また、本発明の高周波用磁性薄膜では、非晶質金属の膜厚に対する前記強磁性金属の膜厚の比が０．８以上３．０以下であるようにするのが好ましく、特に、１．０以上２．５以下であるようにするのがより好ましい。

また、本発明の高周波用磁性薄膜では、強磁性金属および非晶質金属が交互に繰り返し積層されるようにするのが好ましい。この場合には、積層繰り返し回数が５回以上３０００回以下であり、その総積層膜厚が１００ｎｍ以上２０００ｎｍ以下であるようにするのが好ましく、特に、積層繰り返し回数が１０回以上７００回以下であり、その総積層膜厚が３００ｎｍ以上１０００ｎｍ以下であるようにするのがより好ましい。

本発明の高周波用磁性薄膜では、例えば、１ＧＨｚにおける複素透磁率の実数部（μ１）が４００以上で、且つ性能指数Ｑ（Ｑ＝μ１／μ２）が３以上、飽和磁化が１．３Ｔ（１３ｋＧ）以上、比抵抗が１００μΩｃｍ以上であるように構成することが好ましい。

上記第２の目的を達成する本発明の高周波用磁性薄膜の製造方法は、強磁性金属と非晶質金属とで形成されたＤＭ構造を有する高周波用磁性薄膜の作製方法であって、非晶質状態が保たれるように強磁性金属を堆積する強磁性金属堆積工程と、強磁性金属とは異なる非晶質金属を堆積する非晶質金属堆積工程とを含み、強磁性金属堆積工程と非晶質金属堆積工程とを交互に複数回行うことによりＤＭ構造を形成することを特徴とする。

この発明によれば、ＤＭ構造が、非晶質状態が保たれるように強磁性金属を堆積する強磁性金属堆積工程と、強磁性金属とは異なる非晶質金属を堆積する非晶質金属堆積工程とを交互に行うことにより形成される。そのため、形成された高周波用磁性薄膜は、明確な積層構造や結晶相を呈する構造を示さないＤＭ構造を呈するので、例えば強磁性材料が持つ大きな飽和磁化を保ちつつ高い透磁率を呈して軟磁性化すると共に比抵抗が高くなる。その結果、ＧＨｚ帯域の高周波領域で優れた性能指数Ｑを有する高周波用磁性薄膜を作製できる。

本発明の高周波用磁性薄膜の作製方法では、Ｆｅ又はＦｅＣｏを主成分とし、Ｃ、ＢおよびＮから選ばれる１又は２以上の元素を含む金属であり、非晶質金属がＣｏ系非結晶質合金であるようにするのが好ましい。

上記第３の目的を達成する本発明の磁気素子は、高周波用磁性薄膜を有する磁気素子であって、この高周波用磁性薄膜が、非晶質状態の強磁性金属とこの強磁性金属とは異なる非晶質金属とにより形成されたＤＭ構造を有することを特徴とする。

本発明の磁気素子では、（ａ）コイルをさらに備え、高周波用磁性薄膜がコイルを挟持するように対向配置されていること、（ｂ）インダクタ又はトランスに使用されること、（ｃ）モノリシックマイクロ波集積回路に使用されること、が好ましい。

以上のように、本発明の高周波用磁性薄膜によれば、非晶質状態の強磁性金属とこの強磁性金属とは異なる非晶質金属とにより形成されたＤＭ構造を採用し、明確な積層構造や結晶相を呈する構造を示さないようにしたので、強磁性材料が持つ大きな飽和磁化を保ちつつ高い透磁率を呈して軟磁性化すると共に高い比抵抗を確保することができる。その結果、例えばＧＨｚ帯域の高周波領域で優れた性能指数Ｑを実現することができる。このような高周波用磁性薄膜は、例えばＭＭＩＣに搭載される平面型スパイラルコイルを有するインダクタに適用される高周波用の磁性薄膜として好ましく利用できる。また、本発明の高周波用磁性薄膜は、室温で成膜したままの状態でその性能が発揮できるので、ＭＭＩＣのような半導体プロセスで製作される高周波集積回路に最適な材料である。本発明の高周波用磁性薄膜は、数１００ＭＨｚ以上の周波数帯域、特に１ＧＨｚ以上のＧＨｚ周波数帯域で使用することができる。

また、本発明の高周波用磁性薄膜の製造方法によれば、明確な積層構造や結晶相を呈する構造を示さないＤＭ構造を呈する磁性薄膜を、強磁性金属堆積工程と非晶質金属堆積工程とを交互に行うという簡単な方法により形成できるので、ＧＨｚ帯域の高周波領域で優れた性能指数Ｑを有する高周波用磁性薄膜を容易に作製できる。

また、本発明の磁気素子によれば、優れた性能指数Ｑを有する高周波用磁性薄膜を有するので、例えばインダクタ、トランスあるいはモノリシックマイクロ波集積回路等に適用することにより、優れた高周波特性を有するデバイスを得ることができる。例えばＭＭＩＣに搭載されるプレーナ型インダクタ中のスパイラルコイルにその高周波用磁性薄膜が適用された場合には、そのインダクタは、例えばＧＨｚ帯域での渦電流損失が低減された磁気素子として機能することとなる。

本発明の高周波用磁性薄膜の断面形態の一例を示す模式図である。 本発明の高周波用磁性薄膜の断面形態の一例を示すＨＲＴＥＭ写真である。 図２Ａに示したＨＲＴＥＭ写真の模式図である。 本発明の高周波用磁性薄膜の断面形態の他の一例を示すＳＴＥＭ写真である。 図３Ａに示したＳＴＥＭ写真の模式図である。 強磁性金属と非晶質金属の堆積膜厚を変えた場合のＸＲＤパターンである。 本発明の高周波用磁性薄膜における膜厚と飽和磁化との関係の一例を示すグラフである。 本発明の高周波用磁性薄膜における膜厚と比抵抗との関係の一例を示すグラフである。 本発明の高周波用磁性薄膜における膜厚と透磁率との関係の一例を示すグラフである。 本発明の高周波用磁性薄膜における膜厚と性能指数Ｑとの関係の一例を示すグラフである。 平面型の磁気素子をインダクタに応用した一例である。 図６ＡのＡ−Ａ矢視断面の模式図である。 本発明の平面型磁気素子をインダクタに応用した他の一例を示す断面模式図である。 インダクタの導体層部分を抜き出した模式的な平面図である。 図８のＡ−Ａ矢視断面の模式図である。 実施例１で作製した磁性薄膜の磁化曲線である。 実施例１で作製した磁性薄膜の高周波透磁率特性を示すグラフである。 実施例２で作製した磁性薄膜の磁化曲線である。 実施例２で作製した磁性薄膜の高周波透磁率特性を示すグラフである。 実施例３で作製した磁性薄膜の磁化曲線である。 実施例３で作製した磁性薄膜の高周波透磁率特性を示すグラフである。 比較例１で作製した磁性薄膜のＴＥＭ像である。 図１６Ａに示したＴＥＭ像の模式図である。 比較例２で作製した磁性薄膜のＴＥＭ像である。 図１７Ａに示したＴＥＭ像の模式図である。

以下、本発明の一実施の形態に係る高周波用磁性薄膜およびその作製方法並びに磁気素子について、図面を参照しつつ説明する。なお、本発明の範囲は以下に説明する実施の形態により制限されない。

図１は、本実施の形態の高周波用磁性薄膜の断面形態の一例を示す模式図であり、図２Ａおよび図２Ｂは、この高周波用磁性薄膜の断面形態の一例を示す高分解能透過型電子顕微鏡（ＨＲＴＥＭ）像であり、図３Ａおよび図３Ｂは、この高周波用磁性薄膜の断面形態の他の一例を示す走査透過型電子顕微鏡（ＳＴＥＭ像）である。

この高周波用磁性薄膜１は、図１〜図３Ａおよび図３Ｂに示されるように、その断面構造が強磁性金属２と非晶質金属３とによるＤＭ構造となっている。ここで、ＤＭ構造とは、ディスコンティニュアス・マルチレイヤ（ｄｉｓｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓ Ｍｕｌｔｉｌａｙｅｒ）の略であり、簡単に言えば、非連続な多層構造ということができる。こうしたＤＭ構造は、後述する作製方法の欄で説明するように、多層膜の作製工程を制御することにより実現される。以下、この高周波用磁性薄膜１の構成について説明する。

（強磁性金属）
強磁性金属２は、強磁性材料であるＦｅ又はＦｅＣｏ中に、Ｃ、ＢおよびＮから選ばれる１又は２以上の元素が含まれる。

Ｃ、ＢおよびＮから選ばれる１又は２以上の元素は、飽和磁化が大きいが、保持力が大きく比抵抗が比較的小さいＦｅ又はＦｅＣｏの軟磁気特性を向上させることができるので好ましく含有される。含有されるＣ、ＢおよびＮから選ばれる１又は２以上の元素の濃度は、通常２〜２０原子％（ａｔ％と略す）、望ましくは４〜１５ａｔ％である。それらの元素の濃度が２ａｔ％未満の場合には、ｂｃｃ構造の柱状結晶が基板に対して垂直方向に結晶成長し易くなり、保磁力が大きくなると共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る。一方、それらの元素の濃度が２０ａｔ％を超える場合には、異方性磁界が減少して共鳴周波数の低下が生じるので、高周波用の薄膜として十分に機能することが困難となる。特に好ましくはＣを含有させた場合であり、そのときのＣの濃度は、４〜１５ａｔ％であることが好ましい。

なお、Ｆｅの場合よりも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ＦｅＣｏ中のＣｏ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以外の元素であっても、本発明に悪影響を与えない範囲であれば他の元素を含有させてもよい。

（非晶質金属）
非晶質金属３は、Ｃｏ系非結晶質合金が好ましく用いられる。Ｃｏ系非結晶質合金は、高透磁率であり且つ高抵抗（比抵抗が１００〜１５０μΩｃｍ）であるため、高周波域での渦電流損失の抑制に効果があり、好ましく適用される。Ｃｏ系非結晶質合金は、単層膜で透磁率１０００以上（１０ＭＨｚ）、飽和磁化１．０Ｔ（１０ｋＧ）以上、比抵抗１００μΩｃｍ以上の特性を有するものであることが望ましい。

本実施の形態においては、強磁性金属２と交互に堆積させる材料が非晶質金属であるので、その材料が結晶質金属である場合に比べて、堆積させる強磁性金属の結晶成長の開始を抑制することができる。

このＣｏ系非結晶質合金は、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種又は２種以上の添加元素を含んで形成されている。

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％である。添加元素の割合が５０ａｔ％を超えると、飽和磁化が小さくなるという不都合が生じる。一方、添加元素の割合が５ａｔ％未満では、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。

Ｃｏ系非結晶質合金としては、例えば、ＣｏＺｒ，ＣｏＨｆ，ＣｏＮｂ，ＣｏＭｏ，ＣｏＺｒＮｂ，ＣｏＺｒＴａ，ＣｏＦｅＺｒ，ＣｏＦｅＮｂ，ＣｏＴｉＮｂ，ＣｏＺｒＭｏ，ＣｏＦｅＢ，ＣｏＺｒＮｂＭｏ，ＣｏＺｒＭｏＮｉ，ＣｏＦｅＺｒＢ，ＣｏＦｅＳｉＢ，ＣｏＺｒＣｒＭｏ等が挙げられる。特に好ましくは、ＣｏＺｒＮｂが挙げられる。

（ＤＭ構造）
図２Ａおよび図２Ｂは、強磁性金属２である膜厚１．０ｎｍのＦｅ−Ｃ（Ｃ含有量：約１０ａｔ％）と、非晶質金属３である膜厚０．７ｎｍのＣｏＺｒＮｂとを、それぞれ２５０回交互に堆積（合計５００回堆積）させて得られた膜断面のＨＲＴＥＭ像である。図２ＡはＨＲＴＥＭ写真であり、図２ＢはＨＲＴＥＭ写真の模式図である。また、図３Ａおよび図３Ｂは、強磁性金属２である膜厚２．０ｎｍのＦｅ−Ｃ（Ｃ含有量：約１０ａｔ％）と、非晶質金属３である膜厚０．７ｎｍのＣｏＺｒＮｂとを、それぞれ２５０回交互に堆積（合計５００回堆積）させて得られた膜断面のＳＴＥＭ像である。図３ＡはＳＴＥＭ写真であり、図３ＢはＳＴＥＭ写真の模式図である。

本実施の形態の高周波用磁性薄膜は、図２Ａおよび図２Ｂ、図３Ａおよび図３Ｂに示したように、強磁性金属２と非晶質金属３とがＤＭ構造を呈することに特徴がある。ＤＭ構造は、非連続な多層構造を呈するものであり、例えば図２Ａおよび図２Ｂ、図３Ａおよび図３Ｂに示すように明確な多層構造を示さず且つ個々の相が明確な結晶相を呈していない点、および、例えば図４に示すように強磁性金属２と非晶質金属３の堆積膜厚を変えた場合のＸＲＤ（Ｘ線回折）パターンからもわかるように、非晶質状態（微結晶状態を含む）を呈する構造であるという点に特徴がある。

こうしたＤＭ構造は、例えばＸ線回折法（ＸＲＤ法）により測定された回折パターンに、非晶質状態を示すハローピークが観察されることにより確認できる。ＸＲＤ法での測定において、Ｆｅ−Ｃの（１１０）結晶面からの回折が起きる２θ＝４５°付近の測定を行うことにより確認し易くなる。また、ＤＭ構造になっていることを確認するための他の手段としては、例えば図２Ａおよび図２Ｂに示したようなＨＲＴＥＭによる断面観察、又は図３Ａおよび図３Ｂに示したようなＳＴＥＭによる断面観察により行うことができる。なお、これらの透過型電子顕微鏡観察においては、その試料作成や測定において、電子線回折（Ｓｅｌｅｃｔｅｄ Ａｒｅａ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）の測定を同時に行うことにより確認し易くなる。

本実施の形態において、ＤＭ構造を構成する強磁性金属２が非晶質状態を呈する理由は、強磁性金属の堆積を、その強磁性金属の結晶成長が十分に起こる前に停止したことに起因するものである。こうした非晶質状態の強磁性金属２は、例えば強磁性材料が持つ大きな飽和磁化を保ちつつ高い透磁率を呈して軟磁性化すると共に比抵抗が高くなる。その結果、ＧＨｚ帯域の高周波領域で優れた性能指数Ｑを有する高周波用磁性薄膜を作製できる。

なお、本実施の形態の高周波用磁性薄膜には、強磁性金属２と非晶質金属３とを繰り返し堆積させて得られたＤＭ構造膜をその後熱処理した場合に上記同様に非晶質状態（微結晶状態を含む。）を呈する構造であるものも含まれる。

（ＤＭ構造の形成）
ＤＭ構造は、強磁性金属の堆積をその強磁性金属の結晶成長が十分に起こる前に停止する強磁性金属堆積工程と、強磁性金属上に非晶質状態となる金属を堆積する非晶質金属堆積工程とを交互に行うことにより形成される。

このとき注意する点は、強磁性金属の堆積を、その強磁性金属の結晶成長が十分に起こる前の厚さで停止すること、又は、強磁性金属と非晶質金属とを繰り返し堆積させて得られたＤＭ構造膜をその後熱処理した場合に上記同様に微結晶状態又は非晶質状態を呈する構造を維持する程度の膜厚で堆積することである。こうすることにより、ＤＭ構造を形成することができる。

具体例としては、図２Ａおよび図２Ｂに示したように、Ｆｅ−Ｃを膜厚１．０ｎｍを目安に堆積し、ＣｏＺｒＮｂを膜厚０．７ｎｍを目安に堆積することにより、非晶質状態のＤＭ構造とすることができる。また、図３Ａおよび図３Ｂに示したように、Ｆｅ−Ｃを膜厚２．０ｎｍを目安に堆積し、ＣｏＺｒＮｂを膜厚０．７ｎｍを目安に堆積することにより、非晶質状態のＤＭ構造とすることができる。

非晶質状態のＤＭ構造とすることができる強磁性金属の堆積膜厚の目安は、３．０ｎｍ以下であり、０．５〜２．０ｎｍであることがより好ましい。強磁性金属の堆積膜厚の目安が３ｎｍを超えると、結晶成長が起こることがあり、その結果、透磁率の低下と比抵抗の低下が起こり、ＧＨｚ帯域での高周波特性である性能指数Ｑが不十分な値となる。

一方、非晶質金属は、通常非晶質状態となるのでその観点からは特に制限はないが、本発明の目的であるＧＨｚ帯域での高周波特性の観点からは、堆積膜厚をあまり厚くするのは好ましくない。非晶質金属３の堆積膜厚は、［強磁性金属の堆積膜厚の目安：Ｔ１］／［非晶質金属の堆積膜厚の目安：Ｔ２］が０．８〜３．０、好ましくは１．０〜２．５となるように設定される。その範囲内となるように非晶質金属の堆積膜厚の目安を調整することにより、高周波特性を損なわない磁性薄膜を得ることができる。Ｔ１／Ｔ２が３．０を超える場合には、Ｆｅ−Ｃ等の強磁性金属の粒子が成長してしまい、高い比抵抗（例えば１３０μΩｃｍ以上）が得られなくなることがある。また、Ｔ１／Ｔ２が０．８未満となる場合には、高い飽和磁化を持つ強磁性金属の割合が少なくなるので、共鳴周波数の高周波数化が困難となることがある。

次に、強磁性金属と非晶質金属の堆積回数と厚さについて説明する。強磁性金属と非晶質金属とを交互に堆積させる合計の回数については特に制限はないが、通常、５〜３０００回、好ましくは１０〜７００回程度である。最終的な高周波用磁性薄膜の厚さは、１００〜２０００ｎｍ、好ましくは３００〜１０００ｎｍである。この値が１００ｎｍ未満である場合は、平面型磁気素子に応用した場合に、所望のパワーを扱うことが困難になるという不都合が生じることがある。一方、この値が２０００ｎｍを超える場合は、表皮効果による高周波損失が堅調になり、ＧＨｚ帯域の損失が増大するという不都合が生じることがある。

次に、高周波用磁性薄膜の作製方法、つまりＤＭ構造の形成方法について説明する。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等が用いられる。なお、スパッタリングはあくまで実施の形態の一態様であり、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。

強磁性金属を堆積させるためのターゲットとしては、Ｆｅターゲット又はＦｅＣｏターゲットの上に、Ｃ、ＢおよびＮから選ばれる１又は２以上の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又はＦｅＣｏとＣ、ＢおよびＮから選ばれる１又は２以上の元素との合金ターゲットを用いればよい。Ｃ、ＢおよびＮから選ばれる１又は２以上の元素の濃度調整は、例えば、個々の元素ペレットの量を調整するようにすればよい。

Ｃｏ系非結晶質合金を堆積させ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。

なお、本実施の形態の高周波用磁性薄膜１が形成される基板４（図１を参照）としては、ガラス基板、セラミクス材料基板、半導体基板、樹脂基板等が例示できる。セラミクス材料としては、アルミナ、ジルコニア、炭化珪素、窒化珪素、窒化アルミニウム、ステアタイト、ムライト、コージライト、フォルステライト、スピネル、フェライト等が挙げられる。中でも熱伝導率が大きく、曲げ強度も大きい窒化アルミニウムを用いることが好ましい。

また、本実施の形態の高周波用磁性薄膜は、室温（約１５〜３５℃）で成膜したままの状態でその性能が発揮できるので、ＭＭＩＣのような半導体プロセスで製作される高周波集積回路に最適な材料である。従って、基板としては、Ｓｉ、ＧａＡｓ、ＩｎＰ、ＳｉＧｅ等の半導体基板が例示できる。

（磁性薄膜の高周波特性）
図５Ａ〜図５Ｄは、本実施の形態の高周波用磁性薄膜における膜厚と飽和磁化４πＭｓ（図５Ａ）、比抵抗ρ（図５Ｂ）、透磁率μ１，μ２（図５Ｃ）および性能指数Ｑ（図５Ｄ）との関係の一例を示すグラフである。この関係は、非晶質金属としてＣｏＺｒＮｂを用い、強磁性金属としてＦｅ−Ｃを用い、［ＣｏＺｒＮｂの膜厚］／［Ｆｅ−Ｃの膜厚］を０．７とした場合において、ＣｏＺｒＮｂの膜厚を０．５〜６．５ｎｍまで変化させた時の各特性を示している。

図５Ａ〜図５Ｄに示すように、この系においては、ＣｏＺｒＮｂの膜厚が１．５ｎｍ以下になると、飽和磁化（図５Ａを参照）および比抵抗（図５Ｂを参照）の増加が堅調に現れている。この系において、透磁率はＣｏＺｒＮｂの膜厚が３ｎｍ以上で大きくなるが、損失（μ２）も共に大きくなるため（図５Ｃを参照）、高いＱ値が得られる条件は、ＣｏＺｒＮｂの膜厚が１．５ｎｍ以下のときであることがわかる（図５Ｄを参照）。なお、各層の膜厚が３ｎｍ以下、好ましくは２ｎｍ以下のときの構造がいわゆるＤＭ構造を有することは、図２Ａおよび図２Ｂ〜図４のＴＥＭ像の結果とＸＲＤの結果からも認められる。

本実施の形態の高周波用磁性薄膜は、上述したＤＭ構造を有するので、１ＧＨｚにおける複素透磁率の実数部（μ１）が４００以上で、且つ性能指数Ｑが３以上、飽和磁化が１．３Ｔ（１３ｋＧ）以上、比抵抗が１００μΩｃｍとなる。なお、ＧＨｚ領域（１ＧＨｚ）で透磁率の実数部（μ１）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。このような特性は、熱処理等を施さない成膜のままの状態で測定される。

（磁気素子）
本実施の形態の磁気素子は、上述した高周波用磁性薄膜をその一部に備えていることに特徴がある。

図６Ａおよび図６Ｂは、平面型の磁気素子をインダクタに応用した一例である。図６Ａはインダクタの平面図を模式的に示したものであり、図６Ｂは図６ＡのＡ−Ａ矢視断面を模式的に示したものである。

これらの図面に示されるインダクタ１０は、基板１１と、この基板１１の両面にスパイラル状に形成された平面コイル１２，１２と、これらの平面コイル１２，１２と基板１１面を覆うように形成された絶縁膜１３，１３と、これの各々の絶縁膜１３，１３の上を覆うように形成された一対の高周波用磁性薄膜１とを備えている。高周波用磁性薄膜１は、図１に示したものと同様の構造を有する。そして、上記２つの平面コイル１２，１２は、基板１１の略中央部分に形成されたスルーホール１５を介して電気的に接続されている。さらに、基板１１の両面の平面コイル１２，１２からそれぞれ接続のための端子１６が基板１１の外方に引き出されている。このようなインダクタ１０は、一対の高周波用磁性薄膜１によって、絶縁膜１３，１３を介して平面コイル１２，１２を挟むように構成されているので、接続端子１６，１６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は、小型かつ薄型軽量であり、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１０において、平面コイル１２，１２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。

図７は、本実施の形態の平面型磁気素子をインダクタに応用した他の一例を示す断面模式図である。

この図に示されるインダクタ２０は、基板２１と、この基板２１の上に必要に応じて形成される酸化膜２２と、この酸化膜２２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２３を備え、さらにこの絶縁膜２３の上に形成された平面コイル２４と、これらの平面コイル２４と絶縁膜２３を覆うように形成された絶縁膜２５と、この絶縁膜２５の上に形成された高周波用磁性薄膜１ｂとを有している。高周波用磁性薄膜１ａ，１ｂは、上記した高周波用磁性薄膜１（図１）と同様の構造を有するものである。このように形成されたインダクタ２０もやはり、小型かつ薄型軽量であり、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２０において、平面コイル２４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。

図８および図９は、本実施の形態の高周波用磁性薄膜１をＭＭＩＣ用インダクタとして応用した実施例であり、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。

これらの図面で示されているインダクタ３０は、基板３１と、この基板３１の上に必要に応じて形成される絶縁酸化膜３２と、その絶縁酸化膜３２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３３を備え、さらにこの絶縁膜３３の上に形成されたスパイラルコイル３４と、このスパイラルコイル３４と絶縁膜３３を覆うように形成された絶縁膜３５ａ，３５ｂと、この絶縁膜３５ｂの上に形成された高周波用磁性薄膜１ｂとを有している。高周波用磁性薄膜１ａ，１ｂは、上記した高周波用磁性薄膜１（図１）と同様の構造を有するものである。

また、スパイラルコイル３４は、配線３６を介して一対の電極３７に接続されている。そして、スパイラルコイル３４を囲むように設けられた一対のグラウンドパターン３９は、それぞれ一対のグラウンド電極３８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。

本実施の形状にかかるＭＭＩＣ用インダクタにおいては、磁芯となる高周波用磁性薄膜１ａ、１ｂによってスパイラルコイル３４が挟み込まれた有芯構造を採用している。そのため、スパイラルコイル３４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約５０％向上される。従って、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３４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３４の小型化が実現できる。

ところで、ＭＭＩＣ用インダクタに適用する磁性薄膜の材料としては、ＧＨｚ帯域の高周波数で高透磁率、かつ高い性能指数Ｑ（低損失）特性を持つことや、半導体製造プロセスによる集積化が可能であることが求められる。

ＧＨｚ帯域の高周波数における高透磁率を実現するためには、共鳴周波数が高く、かつ飽和磁化が大きい材質が有利であり、一軸磁気異方性の制御が必要である。また、高い性能指数Ｑを得るためには、高抵抗化による渦電流損失の抑制が重要である。さらに、集積化プロセスに適用するためには、室温で成膜でき成膜のままの状態で使用できることが望ましい。すでにセッティングされている他のオンチップコンポーネントの性能および作成プロセスに加熱による悪影響を及ぼさないようにするためである。

以下、本実施の形態の高周波用磁性薄膜について、実施例および比較例によりさらに詳細に説明する。

（実施例１）
実施例１の高周波用磁性薄膜を以下の成膜手法に従って作製した。

先ず、Ｓｉウェハの上にＳｉＯ２を５００ｎｍの厚さに成膜したものを基板として用いた。次に、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ガスを導入した後、１００ＷのＲＦパワーで１０分間、基板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としての磁性薄膜を成膜（ｄｅｐｏｓｉｔ）させた。なお、Ｃｏ８７Ｚｒ５Ｎｂ８という組成のターゲットを使用したのは、磁歪がほぼゼロであるため、高い透磁率を実現できるからである。

成膜時には基板に−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基板上に成膜を行った。成膜速度（ｒａｔｅ）は、非晶質金属であるＣｏＺｒＮｂの堆積時で０．３３ｎｍ／秒、強磁性金属であるＦｅ−Ｃの堆積時で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堆積される各材料を堆積する膜厚を調整した。基板上に先ずＣｏＺｒＮｂを堆積した後、その上にＦｅ−Ｃを堆積し、以下順次ＣｏＺｒＮｂとＦｅ−Ｃとを交互に堆積した。

このような成膜手法に基づき、膜厚１．０ｎｍのＣｏＺｒＮｂと、膜厚１．０ｎｍのＦｅ−Ｃ（炭素濃度：１０ａｔ％）とを交互に２５０回ずつ順次堆積して総膜厚５００ｎｍ（合計５００層相当）の本実施の形態の磁性薄膜（実施例１）を形成した。

なお、成膜中に基板温度の制御は行っていないが、基板温度は総膜厚が５００ｎｍになるまでの間に３０℃まで上昇した。

磁性薄膜の構造を確認したところ、Ｆｅ−ＣおよびＣｏＺｒＮｂともに非結晶質であるＤＭ構造が確認された。

図１０は、成膜後に測定された磁化曲線である。この図で、符号Ｅは磁化容易軸方向における磁化曲線であり、符号Ｄは磁化困難軸方向における磁化曲線である。この磁化曲線から明らかなように、堆積膜では面内一軸磁気異方性が観察されており、飽和磁化は１．４３Ｔ（１４．３ｋＧ）、磁化容易軸方向の保磁力Ｈｃｅとして４７．７５Ａ／ｍ（０．６Ｏｅ）、磁化困難軸方向の保磁力Ｈｃｈとして６３．６６Ａ／ｍ（０．８Ｏｅ）が得られた。図１１は、この実施例の積層膜の高周波透磁率特性である。このグラフより、共鳴周波数は測定限界の２ＧＨｚを超えており、ＧＨｚ領域で透磁率の実数部（μ１）が５００以上であることが分かる。また、性能指数Ｑ（Ｑ＝μ１／μ２）は１ＧＨｚでは１５の値が得られ、２ＧＨｚでは７の値が得られていることが分かる。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。

（実施例２）
上記実施例１の成膜手法に基づき、膜厚０．９ｎｍのＣｏＺｒＮｂと、膜厚１．３ｎｍのＦｅ−Ｃ（炭素濃度：１０ａｔ％）とを交互に２００回ずつ順次堆積して総膜厚４４０ｎｍ（合計４００層相当）の本実施の形態の磁性薄膜（実施例２）を形成した。

図１２は、成膜後に測定された磁化曲線である。符号Ｅ、Ｄの意義は図１０の場合と同様である。この磁化曲線から求めた磁気特性として、飽和磁化は１．４１Ｔ（１４．１ｋＧ）、磁化容易軸方向の保磁力Ｈｃｅは４７．７５Ａ／ｍ（０．６Ｏｅ）、磁化困難軸方向の保磁力Ｈｃｈは９５．５０Ａ／ｍ（１．２Ｏｅ）であった。図１３は、この実施例の積層膜の高周波透磁率特性である。このグラフより、透磁率の実数部（μ１）の値として、１．０ＧＨｚでは４９０の値が得られ、１．５ＧＨｚでは６７０の値が得られていることが分かる。また、性能指数Ｑ（Ｑ＝μ１／μ２）の値として、１．０ＧＨｚでは１１の値が得られ、１．５ＧＨｚでは７の値が得られていることが分かる。

（実施例３）
上記実施例１の成膜手法に基づき、膜厚１．０ｎｍのＣｏＺｒＮｂと、膜厚２．０ｎｍのＦｅ−Ｃ（炭素濃度：１０ａｔ％）とを交互に１７０回ずつ順次堆積して総膜厚５１０ｎｍ（合計３４０層相当）の本実施の形態の磁性薄膜（実施例３）を形成した。

磁性薄膜の構造を確認したところ、Ｆｅ−ＣおよびＣｏＺｒＮｂともに非結晶質であるＤＭ構造が確認された。

図１４は、成膜後に測定された磁化曲線である。符号Ｅ、Ｄの意義は図１０の場合と同様である。この磁化曲線から求めた磁気特性として、飽和磁化は１．４８Ｔ（１４．８ｋＧ）、磁化容易軸方向の保磁力Ｈｃｅは５５．７０Ａ／ｍ（０．７Ｏｅ）、磁化困難軸方向の保磁力Ｈｃｈは７９．５８Ａ／ｍ（１．０Ｏｅ）であった。図１５は、この実施例の堆積膜の高周波透磁率特性である。このグラフより、共鳴周波数は測定限界の２ＧＨｚを超えており、ＧＨｚ領域で透磁率の実数部（μ１）が５００以上であることが分かる。また、性能指数Ｑ（Ｑ＝μ１／μ２）の値として、１．０ＧＨｚでは２４の値が得られ、１．５ＧＨｚでは８．５の値が得られ、２ＧＨｚでは３の値が得られていることが分かる。

（実施例４）
上記実施例１の成膜手法に基づき、膜厚１．０ｎｍのＣｏＺｒＮｂと、膜厚２．８ｎｍのＦｅ−Ｃ（炭素濃度：１０ａｔ％）とを交互に１３５回ずつ順次堆積して総膜厚５１３ｎｍ（合計２７０層相当）の本実施の形態の磁性薄膜（実施例４）を形成した。

磁性薄膜の構造を確認したところ、Ｆｅ−ＣおよびＣｏＺｒＮｂともに非結晶質であるＤＭ構造が確認された。

上記の実施例に準じた方法によって、当該磁性薄膜の物性値を求めたところ、１．５０Ｔ（１５．０ｋＧ）の飽和磁化、６３．６６Ａ／ｍ（０．８Ｏｅ）の磁化容易軸方向の保磁力、７１．６２Ａ／ｍ（０．９Ｏｅ）の磁化困難軸方向の保磁力が、それぞれ、得られた。また、１ＧＨｚにおける透磁率の実数部（μ１）は５５０であり、１ＧＨｚでの性能指数Ｑ（Ｑ＝μ１／μ２）は２２の値が得られた。

（実施例５）
上記実施例１の成膜手法に基づき、膜厚０．８ｎｍのＣｏＺｒＮｂと、膜厚２．８ｎｍのＦｅ−Ｃ（炭素濃度：１０ａｔ％）とを交互に１４０回ずつ順次堆積して総膜厚５０４ｎｍ（合計２８０層相当）の本実施の形態の磁性薄膜（実施例５）を形成した。

磁性薄膜の構造を確認したところ、Ｆｅ−ＣおよびＣｏＺｒＮｂともに非結晶質であるＤＭ構造が確認された。

上記の実施例に準じた方法によって、当該磁性薄膜の物性値を求めたところ、１．５８Ｔ（１５．８ｋＧ）の飽和磁化、７１．６２Ａ／ｍ（０．９Ｏｅ）の磁化容易軸方向の保磁力、８７．５４Ａ／ｍ（１．１Ｏｅ）の磁化困難軸方向の保磁力が、それぞれ得られた。また、１ＧＨｚにおける透磁率の実数部（μ１）は４００であり、１ＧＨｚでの性能指数Ｑ（Ｑ＝μ１／μ２）は１６の値が得られた。

（実施例６）
上記実施例１の成膜手法に基づき、膜厚２．０ｎｍのＣｏＺｒＮｂと、膜厚１．０ｎｍのＦｅ−Ｃ（炭素濃度：１０ａｔ％）とを交互に１７０回ずつ順次堆積して総膜厚５１０ｎｍ（合計３４０層相当）の本実施の形態の磁性薄膜（実施例６を形成した。

磁性薄膜の構造を確認したところ、Ｆｅ−ＣおよびＣｏＺｒＮｂともに非結晶質であるＤＭ構造が確認された。

上記の実施例に準じた方法によって、当該磁性薄膜の物性値を求めたところ、１．３９Ｔ（１３．９ｋＧ）の飽和磁化、４７．７５Ａ／ｍ（０．６Ｏｅ）の磁化容易軸方向の保磁力、５５．７０Ａ／ｍ（０．７Ｏｅ）の磁化困難軸方向の保磁力がそれぞれ得られた。また、１ＧＨｚにおける透磁率の実数部（μ１）は７５５であり、１ＧＨｚでの性能指数Ｑ（Ｑ＝μ１／μ２）は６の値が得られた。

（比較例１）
上記実施例１の成膜手法に基づき、膜厚６．０ｎｍのＣｏＺｒＮｂと、膜厚７．０ｎｍのＦｅ−Ｃ（炭素濃度：１０ａｔ％）とを交互に３０回ずつ順次堆積して総膜厚３９０ｎｍ（合計６０層相当）の比較例１の磁性薄膜を形成した。

磁性薄膜の構造を確認したところ、図１６ＡのＴＥＭ像および図１６Ｂのその模式図に示すように、ＣｏＺｒＮｂは非結晶質であったが、Ｆｅ−Ｃは結晶質であることが確認された。

上記の実施例に準じた方法によって、当該磁性薄膜の物性値を求めたところ、１．３０Ｔ（１３．０ｋＧ）の飽和磁化、４７．７４Ａ／ｍ（０．６Ｏｅ）の磁化容易軸方向の保磁力、２８６．４５Ａ／ｍ（３．６Ｏｅ）の磁化困難軸方向の保磁力がそれぞれ得られた。また、１ＧＨｚにおける透磁率の実数部（μ１）は１０５０であり、１ＧＨｚでの性能指数Ｑ（Ｑ＝μ１／μ２）は２．６の値が得られた。

（比較例２）
上記実施例１の成膜手法に基づき、膜厚２０ｎｍのＣｏＺｒＮｂと、膜厚３０ｎｍのＦｅ−Ｃ（炭素濃度：１０ａｔ％）とを交互に１０回ずつ順次堆積して総膜厚５００ｎｍ（合計２０層相当）の比較例２の磁性薄膜を形成した。

磁性薄膜の構造を確認したところ、図１７ＡのＴＥＭ像および図１７Ｂのその模式図に示すように、ＣｏＺｒＮｂは非結晶質であったが、Ｆｅ−Ｃは結晶質であることが確認された。

上記の実施例に準じた方法によって、当該磁性薄膜の物性値を求めたところ、１．６９Ｔ（１６．９ｋＧ）の飽和磁化、１１９．３５Ａ／ｍ（１．５Ｏｅ）の磁化容易軸方向の保磁力、４７．７４Ａ／ｍ（０．６Ｏｅ）の磁化困難軸方向の保磁力がそれぞれ得られた。また、１ＧＨｚにおける透磁率の実数部（μ１）は５０５であり、１ＧＨｚでの性能指数Ｑ（Ｑ＝μ１／μ２）は６の値が得られた。

（比較例３）
上記実施例１において、Ｆｅ−ＣをＦｅに変えた。それ以外は、上記実施例１と同様にして、比較例３の磁性薄膜を形成した。

上記の実施例に準じた方法によって、当該磁性薄膜の物性値を求めたところ、２．０７Ｔ（２０．７ｋＧ）の飽和磁化、３３４．２３Ａ／ｍ（４．２Ｏｅ）の磁化容易軸方向の保磁力、１５１１．９７Ａ／ｍ（１９．０Ｏｅ）の磁化困難軸方向の保磁力がそれぞれ得られた。また、１ＧＨｚにおける透磁率の実数部（μ１）は１５０であるが、透磁率の値が小さいためμ２の実測値には信頼性がなく、性能指数Ｑ（Ｑ＝μ１／μ２）は求められなかった。

（実施例７）
上記実施例１において、Ｆｅ−Ｃの炭素濃度を１０ａｔ％から１２ａｔ％に変えた。それ以外は、上記実施例１と同様にして本実施の形態の磁性薄膜（実施例７）を形成した。

上記の実施例に準じた方法によって、当該磁性薄膜の物性値を求めたところ、１．４１Ｔ（１４．１ｋＧ）の飽和磁化、４７．７５Ａ／ｍ（０．６Ｏｅ）の磁化容易軸方向の保磁力、５５．７６Ａ／ｍ（０．７Ｏｅ）の磁化困難軸方向の保磁力が、それぞれ、得られた。また、１ＧＨｚにおける透磁率の実数部（μ１）は６００であり、１ＧＨｚでの性能指数Ｑ（Ｑ＝μ１／μ２）は１２の値が得られた。

（実施例８）
上記実施例１において、Ｆｅ−Ｃの炭素濃度を１０ａｔ％から１５ａｔ％に変えた。それ以外は、上記実施例１と同様にして、本実施の形態の磁性薄膜（実施例８）を形成した。

上記の実施例に準じた方法によって、当該磁性薄膜の物性値を求めたところ、１．４０Ｔ（１４．０ｋＧ）の飽和磁化、４７．７５Ａ／ｍ（０．６Ｏｅ）の磁化容易軸方向の保磁力、５５．７６Ａ／ｍ（０．７Ｏｅ）の磁化困難軸方向の保磁力がそれぞれ得られた。また、１ＧＨｚにおける透磁率の実数部（μ１）は７５０であり、１ＧＨｚでの性能指数Ｑ（Ｑ＝μ１／μ２）は１２の値が得られた。

（実施例９）
上記実施例１において、Ｃｏ系非結晶質合金の組成であるＣｏ８７Ｚｒ５Ｎｂ８を、Ｃｏ８９Ｚｒ６Ｔａ５に変えた。それ以外は、上記実施例１と同様にして、本実施の形態の磁性薄膜（実施例９）を形成した。

上記の実施例に準じた方法によって、当該磁性薄膜の物性値を求めたところ、１．４４Ｔ（１４．４ｋＧ）の飽和磁化、４７．７５Ａ／ｍ（０．６Ｏｅ）の磁化容易軸方向の保磁力、５５．７６Ａ／ｍ（０．７Ｏｅ）の磁化困難軸方向の保磁力がそれぞれ得られた。また、１ＧＨｚにおける透磁率の実数部（μ１）は５２０であり、１ＧＨｚでの性能指数Ｑ（Ｑ＝μ１／μ２）は１５の値が得られた。

（実施例１０）
上記実施例１において、Ｃｏ系非結晶質合金の組成であるＣｏ８７Ｚｒ５Ｎｂ８を、Ｃｏ８０Ｆｅ９Ｚｒ３Ｂ８に変えた。それ以外は、上記実施例１と同様にして、本実施の形態の磁性薄膜（実施例１０）を形成した。

上記の実施例に準じた方法によって、当該磁性薄膜の物性値を求めたところ、１．５０Ｔ（１５．０ｋＧ）の飽和磁化、４７．７５Ａ／ｍ（０．６Ｏｅ）の磁化容易軸方向の保磁力、５５．７６Ａ／ｍ（０．７Ｏｅ）の磁化困難軸方向の保磁力が、それぞれ、得られた。また、１ＧＨｚにおける透磁率の実数部（μ１）は５３０であり、１ＧＨｚでの性能指数Ｑ（Ｑ＝μ１／μ２）は１７の値が得られた。

これらの結果を含めた測定値を表１にまとめて示した。表１に示すように、本実施の形態における各実施例は、１．４Ｔ以上の飽和磁化、１．５ＧＨｚ以上の共鳴周波数、５．０以上のＱ値を得ることが可能である。この中で、Ｔ１が０．５〜３．０ｎｍの範囲、かつＴ１／Ｔ２が０．８〜３．０の範囲にある実施例１〜４、７〜１０は１．４Ｔ以上の飽和磁化、２．０ＧＨｚ以上の共鳴周波数、１０．０以上のＱ値を得ることができる。

以上、いくつかの実施の形態および実施例を挙げて本発明を説明したが、本発明はこれらの実施の形態および実施例に限定されず、種々の変形が可能である。例えば、ＤＭ構造を形成する強磁性金属および非晶質金属は、上記実施の形態および実施例に挙げた材料や組成には限定されない。また、高周波用磁性薄膜の適用対象は、薄膜インダクタや薄膜トランス等の高周波用の平面型磁気素子やＭＭＩＣ等のデバイスに限定されるものではなく、他のデバイスにも適用可能である。

Claims (16)

1. 非晶質状態の強磁性金属と前記強磁性金属とは異なる非晶質金属とにより形成されたＤＭ（ディスコンティニュアス・マルチレイヤ）構造を有することを特徴とする高周波用磁性薄膜。
2. 前記強磁性金属が、Ｆｅ又はＦｅＣｏを主成分とし、Ｃ、ＢおよびＮから選ばれる１又は２以上の元素を含む金属であり、前記非晶質金属がＣｏ系非結晶質合金であることを特徴とする請求の範囲第１項に記載の高周波用磁性薄膜。
3. 前記非晶質金属がＣｏＺｒＮｂであることを特徴とする請求の範囲第１項に記載の高周波用磁性薄膜。
4. 前記強磁性金属の膜厚が３．０ｎｍ以下であることを特徴とする請求の範囲第１項に記載の高周波用磁性薄膜。
5. 前記強磁性金属の膜厚が０．５ｎｍ以上２．０ｎｍ以下であることを特徴とする請求の範囲第１項に記載の高周波用磁性薄膜。
6. 前記非晶質金属の膜厚に対する前記強磁性金属の膜厚の比が０．８以上３．０以下であることを特徴とする請求の範囲第１項に記載の高周波用磁性薄膜。
7. 前記非晶質金属の膜厚に対する前記強磁性金属の膜厚の比が１．０以上２．５以下であることを特徴とする請求の範囲第１項に記載の高周波用磁性薄膜。
8. 前記強磁性金属および前記非晶質金属が交互に繰り返し積層されていることを特徴とする請求の範囲第１項に記載の高周波用磁性薄膜。
9. 前記強磁性金属および前記非晶質金属の積層繰り返し回数が５回以上３０００回以下であり、その総積層膜厚が１００ｎｍ以上２０００ｎｍ以下であることを特徴とする請求の範囲第８項に記載の高周波用磁性薄膜。
10. 前記強磁性金属および前記非晶質金属の積層繰り返し回数が１０回以上７００回以下であり、その総積層膜厚が３００ｎｍ以上１０００ｎｍ以下であることを特徴とする請求の範囲第８項に記載の高周波用磁性薄膜。
11. 強磁性金属と非晶質金属とにより形成されたＤＭ（ディスコンティニュアス・マルチレイヤ）構造を有する高周波用磁性薄膜の作製方法であって、
    非晶質状態が保たれるように前記強磁性金属を堆積する強磁性金属堆積工程と、
    前記強磁性金属とは異なる非晶質金属を堆積する非晶質金属堆積工程と
    を含み、
    前記強磁性金属堆積工程と前記非晶質金属堆積工程とを交互に複数回行うことにより前記ＤＭ構造を形成すること特徴とする高周波用磁性薄膜の作製方法。
12. 前記強磁性金属が、Ｆｅ又はＦｅＣｏを主成分とし、Ｃ、ＢおよびＮから選ばれる１又は２以上の元素を含む金属であり、前記非晶質金属がＣｏ系非結晶質合金であることを特徴とする請求の範囲第１１項に記載の高周波用磁性薄膜の作製方法。
13. 高周波用磁性薄膜を有する磁気素子であって、前記高周波用磁性薄膜が、非晶質状態の強磁性金属と前記強磁性金属とは異なる非晶質金属とにより形成されたＤＭ（ディスコンティニュアス・マルチレイヤ）構造を有することを特徴とする磁気素子。
14. コイルをさらに備え、
    前記高周波用磁性薄膜が、前記コイルを挟持するように対向配置されていることを特徴とする請求の範囲第１３項に記載の磁気素子。
15. インダクタまたはトランスに使用されることを特徴とする請求の範囲第１３項に記載の磁気素子。
16. モノリシックマイクロ波集積回路に使用されることを特徴とする請求の範囲第１３項に記載の磁気素子。

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