WO2016157764A1 - 薄膜磁石および薄膜磁石の製造方法 - Google Patents

薄膜磁石および薄膜磁石の製造方法 Download PDF

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村嶋　祐二
正憲 鮫島
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パナソニックＩｐマネジメント株式会社
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    • H01F10/3286—Spin-exchange coupled multilayers having at least one layer with perpendicular magnetic anisotropy

Definitions

  • the present invention relates to a thin film magnet made by using a thin film process and a method for manufacturing the thin film magnet.
  • a thin film magnet has been used as permanent magnets used in devices such as sensors, actuators, and motors.
  • a thin film magnet is obtained by forming a magnetic layer containing magnetic particles on a substrate.
  • a magnetic layer containing SmCo (samarium cobalt), which is one of R (rare earth element) -Co (cobalt) is known (see, for example, Patent Document 1).
  • a thin-film magnet in which layers containing Ta are arranged on both sides of a magnetic layer so as to sandwich the magnetic layer so as to suppress oxidation of the magnetic layer (see, for example, Patent Document 2).
  • the thin film magnet was formed on the substrate, the amorphous oxidation suppression layer formed on the upper surface of the substrate, the first magnetic layer formed on the oxidation suppression layer, and the first magnetic layer.
  • the intermediate layer includes metal particles. The metal particles are diffused in the first magnetic layer and the second magnetic layer, and the concentration of the metal particles in the first magnetic layer and the second magnetic layer is intermediate. Decreases with distance from the layer.
  • FIG. 1A is a cross-sectional view showing a basic configuration of a thin film magnet according to Embodiment 1.
  • FIG. 1B is a cross-sectional view of another thin film magnet according to the first exemplary embodiment.
  • FIG. 2 is a diagram showing a magnetization curve of the thin film magnet shown in FIG. 1A when Co is used for the intermediate layer.
  • FIG. 3 is a cross-sectional view of the thin film magnet according to the first embodiment.
  • FIG. 4A is a cross-sectional view for explaining the method of manufacturing the thin film magnet according to the first embodiment.
  • FIG. 4B is a cross-sectional view for explaining the method of manufacturing the thin film magnet according to the first embodiment.
  • FIG. 4C is a cross-sectional view for explaining the method for manufacturing the thin film magnet according to the first embodiment.
  • FIG. 4D is a cross-sectional view for explaining the method for manufacturing the thin film magnet according to the first embodiment.
  • FIG. 4E is a cross-sectional view for explaining the method for manufacturing the thin film magnet according to the first embodiment.
  • FIG. 4F is a cross-sectional view for explaining the method for manufacturing the thin film magnet according to the first embodiment.
  • FIG. 4G is a cross-sectional view for explaining the method for manufacturing the thin film magnet according to the first embodiment.
  • FIG. 4H is a cross-sectional view for explaining the method for manufacturing the thin film magnet according to the first embodiment.
  • FIG. 5 is a sectional view of still another thin film magnet according to the first embodiment.
  • FIG. 6 is a cross-sectional view of the thin film magnet according to the second embodiment.
  • FIG. 7A is a cross-sectional view for explaining the method of manufacturing the thin film magnet according to the second embodiment.
  • FIG. 7B is a cross-sectional view for explaining the method of manufacturing the thin film magnet according to the second embodiment.
  • FIG. 7C is a cross-sectional view for explaining the method for manufacturing the thin film magnet according to the second embodiment.
  • FIG. 7D is a cross-sectional view for explaining the method for manufacturing the thin film magnet according to the second embodiment.
  • FIG. 7E is a cross-sectional view for explaining the method for manufacturing the thin film magnet according to the second embodiment.
  • FIG. 7F is a cross-sectional view for explaining the method for manufacturing the thin film magnet according to the second embodiment.
  • FIG. 7G is a cross-sectional view for explaining the method for manufacturing the thin film magnet according to the second embodiment.
  • FIG. 7H is a cross-sectional view for explaining the method for manufacturing the thin film magnet according to the second embodiment.
  • FIG. 7I is a cross-sectional view for explaining the method for manufacturing the thin film magnet according to the second embodiment.
  • FIG. 7J is a cross-sectional view for explaining the method for manufacturing the thin film magnet according to the second embodiment.
  • FIG. 8 is a schematic diagram of an electronic device according to the third embodiment.
  • FIG. 9 is a sectional view of a thin film magnet according to the fourth embodiment.
  • FIG. 10 is a flowchart showing manufacturing steps of the thin film magnet according to the fourth embodiment.
  • FIG. 10 is a flowchart showing manufacturing steps of the thin film magnet according to the fourth embodiment.
  • FIG. 11 is a photograph of a scanning transmission electron microscope image after heat treatment of the thin film magnet according to the fourth embodiment.
  • FIG. 12 is a graph showing the crystal structure of the thin film magnet according to the fourth embodiment after the heat treatment.
  • FIG. 13 is a graph showing the crystal structure of the thin film magnet before heat treatment.
  • FIG. 14 is a photograph of a scanning transmission electron microscope image of a comparative thin film magnet without an intermediate layer.
  • FIG. 15 is a graph showing the crystal structure of the thin film magnet of the comparative example.
  • FIG. 16 is a photograph of a scanning transmission electron microscope image after the heat treatment of the thin film magnet according to the fourth embodiment.
  • FIG. 17 is a view showing the composition ratio of the thin film magnet shown in FIG. FIG.
  • FIG. 18 is a diagram showing a magnetization curve of a thin film magnet of a comparative example of the thin film magnet according to the fourth embodiment.
  • FIG. 19 is a diagram of the second quadrant of the BH curve of the thin film magnet according to the fourth embodiment and the thin film magnet of the comparative example.
  • FIG. 20 is a diagram showing a magnetization curve of a thin film magnet according to the fourth embodiment.
  • FIG. 21 is a sectional view of a thin film magnet according to the fifth embodiment.
  • ⁇ Permanent magnets used in devices such as sensors, actuators, and motors are required to have a strong energy product.
  • recent magnets are used for various applications, and characteristics corresponding to the applications are required.
  • sensors and actuators need to generate a strong magnetic field in a specific direction. Therefore, they have anisotropy in a predetermined direction such as in-plane direction or perpendicular direction, and the coercive force is sufficiently large.
  • a thin film magnet having a high magnetic flux density (residual magnetization as magnet performance).
  • neodymium magnet is known as a permanent magnet with a strong energy product.
  • Dy disprosium
  • a permanent magnet using Sm x Co y which is one of R (rare earth element) -Co (cobalt) materials, has a relatively large energy product, has high heat resistance, and has temperature characteristics and corrosivity. It is an excellent magnet.
  • a permanent magnet having a high energy product can reduce the volume of itself required to obtain the same energy, and can reduce the size of an electronic device using the permanent magnet. From such a point, a permanent magnet using Sm x Co y has attracted attention.
  • Permanent magnet characteristics include residual magnetic flux density and coercive force of B (magnetic flux density) -H (magnetic field) characteristics.
  • the residual magnetic flux density is related to the strength of the magnetic force generated as a magnet.
  • the coercivity is related to the difficulty of reversing the magnetic pole of the magnet by an external magnetic field.
  • a permanent magnet has a large residual magnetic flux density and a large coercive force and a high squareness of J (magnetization) -H (magnetic field) characteristics.
  • Thin film magnets have also been developed with a view to increasing both residual magnetic flux density and coercivity.
  • Permanent magnets are used for various purposes, and characteristics according to the use are required. For example, a permanent magnet used for a sensor or an actuator needs to generate a strong magnetic field in a specific direction. In response to such a demand for a magnet, a magnet having not only a large residual magnetic flux density and a coercive force as in the prior art but also a characteristic according to the application has been developed.
  • the crystal material constituting the magnet has a strong anisotropy in a predetermined crystal direction, so-called strong crystal magnetic anisotropy, and the coercive force is sufficiently large and the residual magnetic flux density is large.
  • permanent magnets used for sensors and actuators are required to have their magnetization directions aligned in any single direction or a plurality of specific directions such as the X direction, the Y direction, and the Z direction.
  • R rare earth element
  • Cobalt cobalt
  • the crystal is oriented in an arbitrary direction by forming a polycrystal having the crystal orientation direction is three-dimensionally isotropic. So-called magnetizing treatment is possible.
  • the crystal orientation with strong magnetization is arranged isotropically three-dimensionally, the magnetization becomes small in each desired axial direction, and as a result, a necessary magnetic field may not be generated. is there.
  • a crystal having a hexagonal close packed structure is simply called a hexagonal crystal.
  • the face-centered cubic structure crystal and the body-centered cubic structure crystal are simply called cubic crystals when it is not necessary to distinguish them.
  • FIG. 1A is a cross-sectional view of the thin film magnet 1 according to the first exemplary embodiment.
  • the basic configuration of the thin-film magnet 1 includes a substrate 10, an oxidation suppression layer 20a, an oxidation suppression layer 20b, and a magnetic body 30 provided between the oxidation suppression layers 20a and 20b.
  • the oxidation suppression layer 20 a is provided on the upper surface 810 of the substrate 10.
  • the magnetic body 30 is provided on the upper surface 820a of the oxidation suppression layer 20a.
  • the oxidation suppression layer 20 b is provided on the upper surface 830 of the magnetic body 30.
  • the substrate 10, the oxidation suppression layer 20a, the magnetic body 30, and the oxidation suppression layer 20b are stacked in this order in the stacking direction D1 perpendicular to the upper surface 810 of the substrate 10.
  • the magnetic body 30 is provided on the magnetic layer 31 provided on the upper surface 820a of the oxidation suppression layer 20a, the intermediate layer 32 provided on the upper surface 831 of the magnetic layer 31, and the upper surface 832 of the intermediate layer 32.
  • a magnetic layer 33 The magnetic layer 31, the intermediate layer 32, and the magnetic layer 33 are stacked in this order in the stacking direction D1.
  • the upper surface 833 of the magnetic layer 33 constitutes the upper surface 830 of the magnetic body 30.
  • the thicknesses of the oxidation suppression layer 20a, the magnetic body 30, and the oxidation suppression layer 20b in the stacking direction D1 are about 500 nm, respectively.
  • the substrate 10 is, for example, a Si substrate having a surface on which a thermal oxide film made of SiO 2 that is an insulator is formed.
  • the substrate 10 is not limited to an Si substrate, and is not particularly limited as long as it can withstand subsequent heat treatment.
  • the substrate 10 may be, for example, a single crystal substrate such as a heat resistant glass, a sapphire substrate, or an MgO substrate, a ceramic (based on Al 2 O 3 or ZrO 2 or MgO) substrate, or a heat resistant glass glaze on a ceramic substrate. It may be formed.
  • the oxidation suppression layer 20a and the oxidation suppression layer 20b are made of, for example, an amorphous layer containing Ta, which is a refractory metal.
  • the metal contained in the oxidation suppression layer 20a and the oxidation suppression layer 20b is not limited to Ta, and may include at least one of Ta, Nb, W, and Mo.
  • the magnetic layer 31 and the magnetic layer 33 contain R (rare earth element). Specifically, Sm.
  • the magnetic layer 31 and the magnetic layer 33 are made of SmCo 5 having a hexagonal structure.
  • the thickness of each of the magnetic layer 31 and the magnetic layer 33 in the stacking direction D1 is about 250 nm.
  • the magnetic layer 31 and the magnetic layer 33 may be made of Sm 2 Co 17 having a rhombohedral structure instead of SmCo 5 .
  • the positive numbers x and y are used to simply indicate Sm x Co y .
  • the intermediate layer 32 includes metal particles 32p having a coercive force lower than that of the magnetic layer 31 and having a high remanent magnetization.
  • the thickness of the intermediate layer 32 is sufficiently thinner than the thickness of the magnetic layer 31 and the magnetic layer 33, and is, for example, about 1 nm to 10 nm.
  • the intermediate layer 32 is formed so that the magnetic layer 31 and the magnetic layer 33 can maintain an amorphous state when the magnetic layer 33 formed after the formation of the magnetic layer 31 and the intermediate layer 32 is formed.
  • the magnetic layer 31 and the magnetic layer 33 are made of a material having a lower crystallization temperature.
  • the intermediate layer 32 is composed of a layer containing Co or Cu metal particles 32p.
  • Co constituting the intermediate layer 32 has a face-centered cubic structure oriented in the (110) direction, that is, a cubic crystal.
  • Cu constituting the intermediate layer 32 has a face-centered cubic structure oriented in the (111) direction, that is, a cubic crystal.
  • the magnetic layer 31 and the magnetic layer 33 are formed in the (11-20) direction of hexagonal or rhombohedral Sm x Co y after crystallization. Orient. Therefore, the magnetic layer 31 and the magnetic layer 33 are configured so that the plane parallel to the upper surface 810 of the substrate 10 is a hexagonal or rhombohedral Sm x Co y (11-20) plane. It has become. As a result, the magnetic layer 31 and the magnetic layer 33 have magnetocrystalline anisotropy in the in-plane direction D ⁇ b> 10 a parallel to the upper surface 810 of the substrate 10.
  • metal particles 32p made of Co are diffused. The concentration of the diffused Co metal particles 32p is configured to decrease as the distance from the intermediate layer 32 increases.
  • FIG. 1B is a cross-sectional view of another thin film magnet 1a according to the first exemplary embodiment.
  • the intermediate layer 32 of the thin film magnet 1 shown in FIG. 1A is not necessarily a single layer.
  • the intermediate layer 32 is preferably composed of at least three layers.
  • the intermediate layer 32 includes three layers, a lower layer 32b, a central layer 32a, and an upper layer 32c.
  • the lower layer 32 b is provided on the upper surface 831 of the magnetic layer 31.
  • the central layer 32a is provided on the upper surface 832b of the lower layer 32b.
  • the upper layer 32c is provided on the upper surface 832a of the central layer 32a.
  • the upper surface 832c of the upper layer 32c constitutes the upper surface 832 of the intermediate layer 32.
  • the main component of the central layer 32 a is Co which is also a component of the magnetic layers 31 and 32.
  • the main component of the upper layer 32b and the lower layer 32c is Cu.
  • the upper layer 32b and the lower layer 32c have a cubic structure oriented in the (111) direction or a hexagonal structure oriented in the (0001) direction composed of diffused Cu and the rare earth element Sm.
  • the main component of the central layer 32a is Co because Cu atoms originally located in the central layer 32a are replaced with some Co atoms existing in the magnetic layers 31 and 32 in the manufacturing process. .
  • Such a phenomenon also occurs when Ti (titanium) or Zr (zirconium) is used for the intermediate layer 32.
  • the crystal magnetic anisotropy of the magnetic layers 31 and 32 affects the crystal orientation direction at the boundary with the magnetic layer 31 or the magnetic layer 32 in the intermediate layer 32. Therefore, when the intermediate layer 32 is composed of three layers, the crystal magnetic anisotropy of the magnetic layer 31 affects the crystal orientation of the lower layer 32b. It is the direction of the crystal orientation of the upper layer 32c that affects the properties.
  • the intermediate layer 32 is a single layer and the case where the intermediate layer 32 is composed of multiple layers will be described without any particular distinction.
  • the boundary portion between the intermediate layer 32 and the adjacent magnetic layers 31, 32 is targeted.
  • FIG. 2 shows a magnetization curve of the thin film magnet 1 including the intermediate layer 32 containing the metal particles 32p made of Co.
  • the horizontal axis indicates the strength of the magnetic field
  • the vertical axis indicates the strength of magnetization.
  • FIG. 2 shows a magnetization curve M1a in the in-plane direction D10a of the thin film magnet 1 and a magnetization curve M1b in the perpendicular direction D10b (lamination direction D1) perpendicular to the in-plane direction D10a.
  • the thin-film magnet 1 when Co is used for the intermediate layer 32, the thin-film magnet 1 has a larger magnetization in the magnetization curve M1a in the in-plane direction D10a than in the magnetization curve M1b in the stacking direction D1. Therefore, by using Co oriented in the (110) direction for the intermediate layer 32, the thin film magnet 1 has crystal magnetic anisotropy in the in-plane direction D10a and generates a strong magnetic field in the in-plane direction D10a.
  • the magnetic layer 31 and the magnetic layer 33 are oriented in the (0001) direction of hexagonal or rhombohedral Sm x Co y after crystallization. . Therefore, the magnetic layer 31 and the magnetic layer 33 are configured such that the (0001) plane of the hexagonal or rhombohedral Sm x Co y is parallel to the plane 810 of the substrate 10. . Thereby, the magnetic layer 31 and the magnetic layer 33 have magnetocrystalline anisotropy in the perpendicular direction D10b perpendicular to the surface 810 of the substrate 10. Further, in the magnetic layer 31 and the magnetic layer 33, metal particles 32p made of Cu are diffused. The concentration of the diffused Cu metal particles 32p in the magnetic layers 31 and 33 is configured to decrease as the distance from the intermediate layer 32 increases.
  • the magnetic layer 31 and the magnetic layer 33 are crystallographically anisotropic in the perpendicular direction D10b. A strong magnetic field is generated in the perpendicular direction D10b.
  • FIG. 3 is a cross-sectional view of the thin film magnet 100 according to the first embodiment.
  • the same reference numerals are assigned to the same portions as those of the thin film magnet 1 shown in FIG. 1A.
  • the thin film magnet 100 has a configuration in which a plurality of magnetic bodies 30 each composed of the magnetic layer 31, the intermediate layer 32, and the magnetic layer 33 in the thin film magnet 1 described above are laminated. More specifically, the thin film magnet 100 has a configuration in which the magnetic body 40 having the same configuration as the magnetic body 30 and the oxidation suppression layer 20c are further laminated on the oxidation suppression layer 20b of the thin film magnet 1 described above. ing.
  • the thin film magnet 100 includes a magnetic material provided between the substrate 10, the oxidation inhibition layer 20 a, the oxidation inhibition layer 20 b, the oxidation inhibition layer 20 c, and the oxidation inhibition layers 20 a and 20 b.
  • the body 30 and the magnetic body 40 provided between the oxidation suppression layers 20b and 20c are provided.
  • the thin film magnet 100 includes the substrate 10, the oxidation suppression layer 20a provided on the upper surface 810 of the substrate 10, the magnetic body 30 provided on the upper surface 820a of the oxidation suppression layer 20a, and the magnetic body 30.
  • the anti-oxidation layer 20b provided on the upper surface 830, the magnetic member 40 provided on the upper surface 820b of the anti-oxidation layer 20b, and the anti-oxidation layer 20c provided on the upper surface 840 of the magnetic member 40 are provided.
  • the oxidation suppression layers 20a, 20b, and 20c are made of similar components.
  • the magnetic body 40 has the same configuration as the magnetic body 30 in the thin film magnet 1 described above, and is provided on the magnetic body layer 41 provided on the upper surface 820b of the oxidation suppression layer 20b and the upper surface 841 of the magnetic body layer 41.
  • the intermediate layer 42 and a magnetic layer 43 provided on the intermediate layer 42 842 are provided.
  • the upper surface 843 of the magnetic layer 43 constitutes the upper surface 840 of the magnetic body 40.
  • the magnetic body 40 is the same as the configuration of the magnetic body 30 in the basic configuration of the thin film magnet 1 described above.
  • the magnetic layer 41, the intermediate layer 42, and the magnetic layer 43 correspond to the magnetic layer 31, the intermediate layer 32, and the magnetic layer 33 of the magnetic body 30 in the basic configuration of the thin film magnet 1 described above, respectively.
  • the oxidation suppression layer 20c is provided on the upper surface 840 (upper surface 843) of the magnetic body 40 (magnetic layer 43).
  • the intermediate layer 32 includes, for example, metal particles 32p made of Co.
  • the magnetic layer 31 and the magnetic layer 33 are parallel to the (11-20) plane of the hexagonal or rhombohedral Sm x Co y with respect to the plane 810 of the substrate 10. Oriented to Accordingly, the magnetic layer 31 and the magnetic layer 33 have magnetocrystalline anisotropy in the in-plane direction D10a parallel to the surface 810 of the substrate 10.
  • the intermediate layer 42 includes metal particles 42p made of Cu, for example.
  • the magnetic layer 41 and the magnetic layer 43 are oriented so that the y (0001) plane of hexagonal or rhombohedral Sm x Co is parallel to the plane 810 of the substrate 10. Therefore, the magnetic layer 41 and the magnetic layer 43 have magnetocrystalline anisotropy in the perpendicular direction D10b perpendicular to the surface 810 of the substrate 10.
  • Sm x Co y is shown as a specific example of the R (rare earth element) -Co (cobalt) compound, but Pr, Nd, Y, La, Gd may be used as the rare earth element.
  • the substrate 10 is prepared.
  • the substrate 10 for example, a Si substrate having a surface on which a thermal oxide film made of SiO 2 as an insulator is formed is used as described above.
  • an oxidation suppression layer 20a is formed on the surface 810 of the substrate 10 by a thin film method.
  • the oxidation suppression layer 20a is formed by depositing Ta by sputtering. At this time, the oxidation suppression layer 20a deposited on the upper surface 810 of the substrate 10 is in an amorphous state.
  • the metal contained in the oxidation suppression layer 20a, the oxidation suppression layer 20b and the oxidation suppression layer 20c described later is not limited to Ta, and may include at least one of Ta, Nb, W, and Mo. .
  • a magnetic layer 31 is formed on the upper surface 820a of the oxidation suppression layer 20a by a thin film method.
  • the magnetic layer 31 is formed by depositing Sm x Co y by sputtering.
  • the surface temperature of the upper surface 810 of the substrate 10 is set to 400 ° C. or lower.
  • the reason why the surface temperature of the substrate 10 is set to 400 ° C. or lower is that the magnetic layer 31 needs to be formed at a temperature lower than the crystallization temperature of Sm x Co y in order to make the magnetic layer 31 amorphous.
  • the surface temperature of the substrate 10 is set based on the result of measuring the substrate temperature in advance by embedding a thermocouple in another substrate having the same heat capacity.
  • the lower limit of the temperature of the substrate 10 may be room temperature, although the sputtering reaction rate and cooling capacity are taken into consideration. In the case of using an apparatus having a cooling capacity, the lower limit of the temperature of the substrate 10 may be lower than room temperature.
  • the crystal structure of the magnetic layer 31 immediately after depositing Sm x Co y by sputtering becomes an amorphous state.
  • An alloy whose composition is adjusted may be used for depositing Sm x Co y, or a composition obtained by simultaneously sputtering (co-sputtering) a single Sm metal and a single Co metal while adjusting the ratio of the respective powers.
  • a controlled alloy may be used, or an alloy having a superlattice structure in which the composition of the single Sm metal and the single Co metal is controlled by changing the thickness ratio may be used.
  • a superlattice structure it is necessary to form a superlattice layer composed of an Sm metal layer and a Co metal layer in an amorphous state, and a superlattice structure of 1 nm or less is preferable.
  • the intermediate layer 32 is formed on the upper surface 831 of the magnetic layer 31 by a thin film method.
  • the intermediate layer 32 is formed by depositing Co by sputtering.
  • the temperature of the substrate 10 is set to 400 ° C. or lower as in the case of forming the magnetic layer 31. Thereby, crystallization of the magnetic layer 31 can be suppressed and the magnetic layer 31 can be maintained in an amorphous state.
  • the metal particles 32p made of Co constituting the intermediate layer 32 are crystallized and oriented in the (110) direction. In order to crystallize the metal particles 32p so that Co is oriented in the (110) direction, the formation conditions of sputtering can be controlled.
  • the magnetic layer 33 is formed on the upper surface 832 of the intermediate layer 32 by a thin film method.
  • the magnetic layer 33 is formed by depositing Sm x Co y by sputtering. Even when the magnetic layer 33 is formed, the temperature of the substrate 10 is set to 400 ° C. or lower as in the case of forming the magnetic layer 31. Thereby, the crystal structure of the magnetic layer 33 immediately after depositing Sm x Co y by sputtering is in an amorphous state.
  • the temperature at which the magnetic layer 31, the intermediate layer 32, and the magnetic layer 33 are formed is room temperature, and the surface temperature of the substrate 10 at the start of forming these layers is 16 ° C. to 25 ° C. There may be.
  • an oxidation suppression layer 20b is formed on the upper surface 833 of the magnetic layer 33 by a thin film method. Similar to the oxidation suppression layer 20a, the oxidation suppression layer 20b is formed by depositing Ta by sputtering. At this time, the oxidation suppression layer 20b deposited on the magnetic layer 33 is in an amorphous state.
  • a magnetic layer 41 is formed on the upper surface 820b of the oxidation suppression layer 20b by a thin film method. Similar to the magnetic layer 31, the magnetic layer 41 is formed by depositing Sm x Co y by sputtering. When the magnetic layer 41 is formed, the surface temperature of the substrate 10 is set to 400 ° C. or lower. Thereby, the magnetic layer 41 is formed in an amorphous state.
  • the intermediate layer 42 is formed on the upper surface 841 of the magnetic layer 41 by a thin film method.
  • the intermediate layer 42 is formed by depositing Cu by sputtering. Even when the intermediate layer 42 is formed, the temperature of the substrate 10 is 400 ° C. or less. Thereby, crystallization of the magnetic layer 41 can be suppressed and the magnetic layer 41 can be maintained in an amorphous state.
  • the metal particles 42p made of Cu constituting the intermediate layer 32 are crystallized and oriented in the (111) direction.
  • the magnetic layer 43 is formed on the upper surface 842 of the intermediate layer 42 by a thin film method.
  • the magnetic layer 43 is formed by depositing Sm x Co y by sputtering. Even when the magnetic layer 43 is formed, the temperature of the substrate 10 is 400 ° C. or less. As a result, the crystal structure of the magnetic layer 43 immediately after depositing Sm x Co y by sputtering is in an amorphous state.
  • the temperature at which the magnetic layer 41, the intermediate layer 42, and the magnetic layer 43 are formed is room temperature, and the surface temperature of the substrate 10 at the start of the formation of these layers is 16 ° C. to 25 ° C. Good.
  • the oxidation suppression layer 20c is formed on the upper surface 843 of the magnetic layer 43 by a thin film method. Similar to the oxidation suppression layer 20b, the oxidation suppression layer 20c is formed by depositing Ta by sputtering. At this time, the oxidation suppression layer 20c deposited on the magnetic layer 43 is in an amorphous state.
  • the substrate on which the oxidation suppression layer 20a, the magnetic layer 31, the intermediate layer 32, the magnetic layer 33, the oxidation suppression layer 20b, the magnetic layer 41, the intermediate layer 42, the magnetic layer 43, and the oxidation suppression layer 20c are formed. 10 is crystallized by heat treatment.
  • the heat treatment is preferably performed in a vacuum atmosphere, a reducing atmosphere, or a non-oxidizing atmosphere.
  • the vacuum atmosphere is preferably an ultra-high vacuum or ultra-high vacuum atmosphere from which residual oxygen and residual moisture are sufficiently removed.
  • the reducing atmosphere is preferably an atmosphere in which hydrogen is introduced after evacuating the back pressure to an ultra-high vacuum
  • the non-oxygen atmosphere is preferably an atmosphere in which Ar (argon) gas is introduced after evacuating to an ultra-high vacuum.
  • the temperature of the heat treatment is set so that the surface temperature of the substrate 10 is 500 ° C. or higher.
  • the upper limit of the temperature of the substrate 10 for the heat treatment is not particularly limited as long as the desorption gas from the apparatus diffuses into the magnetic body 30 and the magnetic layer 31 and the magnetic layer 33 are not oxidized.
  • the temperature of the heat treatment is based on the crystallization temperature of the oxidation suppression layer 20a, the oxidation suppression layer 20b, and the oxidation suppression layer 20c so that the oxidation suppression layer 20a, the oxidation suppression layer 20b, and the oxidation suppression layer 20c can maintain an amorphous state. It is preferable that the temperature be lower.
  • crystallization by heat treatment may be performed in a vacuum in which the surface temperature of the substrate 10 is 500 ° C. or higher and 700 ° C. or lower.
  • the back pressure of the apparatus before the start of heating may be 10 ⁇ 4 Pa or less, and the pressure during heating may be 5 ⁇ 10 ⁇ 4 Pa or less.
  • the temperature and vacuum conditions of the substrate 10 during the heat treatment are not limited to these conditions, and the magnetic layer 31 and the magnetic layer 33 are oxidized by diffusion of the desorbed gas into the magnetic body 30. Any atmosphere that can be suppressed may be used.
  • the degree of vacuum during the heat treatment may be 10 ⁇ 3 Pa or less.
  • the Co metal particles 32 p constituting the intermediate layer 32 diffuse into the magnetic layer 31 and the magnetic layer 33. Further, the magnetic layer 31 and the magnetic layer 33 are crystallized, and at this time, they are oriented according to the orientation of the intermediate layer 32. As described above, when the metal particles 32p made of Co oriented in the (110) direction are used for the intermediate layer 32, in the thin film magnet 100 after the heat treatment, the magnetic layer 31 and the magnetic layer 33 are hexagonal or rhomboid. The (11-20) plane of the Sm x Co y of the plane crystal is oriented so as to be parallel to the plane 810 of the substrate 10 of the substrate 10.
  • the magnetic layer 31 and the magnetic layer 33 have crystal magnetic anisotropy in the in-plane direction D10a. Since the oxidation suppression layer 20a and the oxidation suppression layer 20b are in an amorphous state even during the heat treatment, the magnetic layer 31 and the magnetic layer 33 have both interfaces between the intermediate layer 32, the magnetic layer 31, and the magnetic layer 33. As a starting point of crystal growth, it is crystallized in the in-plane direction D10a.
  • the Cu metal particles 42 p constituting the intermediate layer 42 diffuse into the magnetic layer 41 and the magnetic layer 43. Further, the magnetic layer 41 and the magnetic layer 43 are crystallized, and at this time, they are oriented according to the orientation of the intermediate layer 42. As described above, when the metal particles 42p made of Cu oriented in the (111) direction are used for the intermediate layer 42, in the thin film magnet 100 after the heat treatment, the magnetic layer 41 and the magnetic layer 43 are hexagonal or rhomboid. Orientation is performed so that the (0001) plane of the Sm x Co y of the plane crystal is parallel to the plane 810 of the substrate 10 of the substrate 10.
  • the magnetic layer 41 and the magnetic layer 43 have crystal magnetic anisotropy in the perpendicular direction D10b. Since the oxidation suppression layer 20c and the oxidation suppression layer 20d are in an amorphous state even during the heat treatment, the magnetic layer 41 and the magnetic layer 43 have both interfaces between the intermediate layer 42, the magnetic layer 31, and the magnetic layer 33. As a starting point of crystal growth, it is oriented and crystallized in the perpendicular direction D10b.
  • the magnetic layer 31, the intermediate layer 32, and the magnetic layer 33 constitute the magnetic body 30, and the magnetic layer 41, the intermediate layer 42, and the magnetic layer 43 are formed of the magnetic body by the heat treatment step. 40 is configured.
  • the magnetic body 30 has crystal magnetic anisotropy in the in-plane direction D10a parallel to the surface 810 of the substrate 10, and the magnetic body 40 is perpendicular to the surface 810 of the substrate 10. It has magnetocrystalline anisotropy in the direction D10b.
  • the magnetic body 30 and the magnetic body 40 are magnetized.
  • a magnetic field is applied to the magnetic bodies 30 and 40 so that the magnetic flux penetrates the magnetic bodies 30 and 40 in parallel with the magnetization direction.
  • the magnetic field necessary for magnetic saturation in the hard axis direction of the magnetic material is sufficiently larger than the easy axis direction.
  • the hard axis direction (perpendicular direction D10b) of the magnetic body 30 having in-plane magnetic anisotropy is used.
  • the magnetic field required for magnetic saturation in the in-plane direction D10a) is sufficiently larger than the magnetic field required for magnetic saturation in the easy axis direction (in-plane direction D10a) of the magnetic body 30.
  • the coercive force in the easy axis direction of each of the magnetic body 30 and the magnetic body 40 may be compared, and the magnetic body having the larger coercive force may be magnetized from the easy axis direction. Further, when the coercive force in the easy axis direction (in-plane direction D10a) of the magnetic body 30 and the easy axis direction (in-plane direction D10b) of the magnetic body 40 are equal, the magnetic body 40 is saturated due to the influence of the demagnetizing field. Since a necessary magnetic field becomes large, the magnetic body 40 may be magnetized.
  • the magnetic body 30 generates a magnetic field in the in-plane direction D10a
  • the magnetic body 40 generates a magnetic field in the perpendicular direction D10b.
  • the magnitude relationship between the magnetic fields necessary for magnetic saturation depends on various conditions such as the composition ratio of Sm and Co, crystal orientation, particle diameter, additives, and combinations thereof, and in-plane direction D10a and perpendicular direction D10b. In this case, the order of magnetization may be reversed.
  • the heat treatment and the magnetization treatment are performed separately, but the heat treatment and the magnetization treatment can be performed simultaneously.
  • the thin film magnet 100 in which the magnetic bodies 30 and 40 having magnetic anisotropy in the in-plane direction D10a and the perpendicular direction D10b are simultaneously formed is obtained. .
  • the c-axis of the plurality of crystal grains of the magnetic body 30, that is, the (0001) direction axis of Sm x Co y is generally oriented in the in-plane direction D 10 a, but the magnetic body 30 in the first embodiment has a polycrystalline structure. Since it has a certain crystal dispersion, it does not mean that the c-axis of all crystal grains is completely in the same direction in the plane.
  • the magnetic body 30 has crystal magnetic anisotropy in the in-plane direction D10a. This is because the c-axis of the plurality of crystal grains of the magnetic body 30 generally has the in-plane direction D10a.
  • the magnetic body 30 in the first embodiment only needs to have the c-axis direction as a whole facing the in-plane direction D10a, and the crystal body of the c-axis having an angle of 0 ° or more and less than 45 ° with respect to the in-plane direction D10a. If the number is larger than the number of crystal grains having a c-axis that forms an angle of 45 ° or more and 90 ° or less with respect to the in-plane direction D10a, the same effect can be obtained although the effect is large or small.
  • the magnetic body 30 has an isotropic magnetocrystalline anisotropy in the in-plane direction D10a.
  • a thin film magnet having a large coercive force can be simultaneously formed in any direction of the in-plane direction D10a and the perpendicular direction D10b on the same substrate 10, and in the in-plane direction D10a, the thin film magnet can be worn in any direction. Can be magnetized.
  • the magnetic anisotropy in the in-plane direction D10a is isotropic
  • the magnetic anisotropy may be magnetized so as to generate a magnetic field in two directions different from each other by approximately 90 ° in the in-plane direction D10a.
  • the thin film magnet 100 that can efficiently generate a magnetic field in, for example, three directions of the X direction, the Y direction, and the Z direction can be simultaneously formed on the same substrate 10.
  • the magnetic layer 31, magnetic layer 33, magnetic layer 41 and magnetic layer 43 according to the first embodiment is constituted by Sm x Co y, not limited to this.
  • a part of Co can be replaced with Cu and Fe to further increase the magnetization and coercive force of the material.
  • Zr or the like may be mixed as an additive in order to increase the effect of substitution of Co with other elements.
  • the magnetic layers 31, 33, 41, and 43 may be replaced with Sm 2 Co 17 N 3 containing N which is an interstitial material by replacing Co and Fe in Sm x Co y .
  • Sm 2 Fe 17 N 3 is rhombohedral.
  • the magnetic layers 31, 33, 41, and 43 may be produced by invading nitrogen by crystallization by using an atmosphere substituted with nitrogen at the time of crystallization. Further, the magnetic layers 31, 33, 41 and 43 may be made of a material containing a nitride material for the intermediate layer 32.
  • the SmFeN target may be sputtered at a low temperature in a mixed atmosphere of Ar gas and N 2 gas to form an amorphous SmFeN layer above the substrate 10, or the SmFe target may be formed of Ar gas and N 2.
  • a layer of amorphous SmFeN may be formed above the substrate 10 by low-temperature sputtering in a mixed atmosphere of two gases. Thereafter, the SmFeN layer formed above the substrate 10 is heat-treated in high-purity nitrogen whose pressure is adjusted after vacuuming the back pressure in a vacuum atmosphere or ultra-high vacuum. Thereby, SmFeN is crystallized.
  • the magnetic body 30 has crystal magnetic anisotropy in the in-plane direction D10a
  • the magnetic body 40 has crystal magnetic anisotropy in the perpendicular direction D10b
  • the crystal magnetic anisotropy 30 may be the perpendicular direction D10b
  • the crystal magnetic anisotropy of the magnetic body 40 may be the in-plane direction D10a.
  • the intermediate layer 32 may be made of Cu oriented in the (111) direction
  • the intermediate layer 42 may be made of Co oriented in the (110) direction.
  • the intermediate layer 32 described above may use cubic Fe in which the (110) plane is crystal-oriented in parallel to the plane 810 of the substrate 10 instead of Co.
  • cubic CoFe having a (110) plane crystallographically parallel to the surface 810 of the substrate 10 may be used.
  • the intermediate layer 42 Ni having a crystal orientation of the (111) plane may be used instead of Cu.
  • hexagonal metal particles 32p with crystal orientation of the (0001) plane may be used instead of Cu.
  • Ti, Co, Zr, Mg, or Hf may be used as the hexagonal metal particles 32p. In particular, Ti is preferable because there are few lattice mismatches. Note that hexagonal Co is obtained by controlling the sputtering conditions. Moreover, you may replace the material which comprises the intermediate
  • the oxidation suppression layer 20a, the oxidation suppression layer 20b, and the oxidation suppression layer 20c may contain Nb, W, or Mo instead of Ta.
  • the oxidation suppression layer 20a, the oxidation suppression layer 20b, and the oxidation suppression layer 20c are required to be nonmagnetic and have a high melting point.
  • the SmCo 5 films of the magnetic layer 31, the magnetic layer 33, the magnetic layer 41, and the magnetic layer 43 preferably have a melting point that is at least three times the heat treatment temperature for crystallization.
  • the oxidation suppression layer 20a, the oxidation suppression layer 20b, and the oxidation suppression layer 20c are recrystallized. It can be effectively suppressed.
  • the oxidation suppression layer 20a, the oxidation suppression layer 20b, and the oxidation suppression layer 20c only need to include at least one of Ta, Nb, W, and Mo.
  • the oxidation suppression layer 20a, the oxidation suppression layer 20b, and the oxidation suppression layer 20c are not necessarily made of the same material, but in the present embodiment, they are made of the same material from the viewpoint of reducing the materials used.
  • the intermediate layer 32 and the intermediate layer 42 do not have to be continuous in the in-plane direction D10a of the substrate 10, and there is no functional problem even if they are partly island-shaped or broken. That is, in the first embodiment, the “intermediate layer” is not limited to the case where it is continuous in the in-plane direction D10a of the substrate 10 as long as it is a layer disposed between the plurality of magnetic layers. It also includes configurations that are in the shape of or are interrupted.
  • the concentrations of the metal particles 32p and 42p constituting the intermediate layers 32 and 42, respectively, are measured, and regions where the distribution concentrations of the metal particles 32p and 42p are locally high are determined as intermediate layers. There is also a method of determining 32 and 42.
  • the same effect can be obtained even when the thickness of the intermediate layer 32 and the intermediate layer 42 in the stacking direction D1 is changed from 1 nm to 30 nm.
  • a scanning transmission electron microscope has confirmed that the magnetic layer 30 has a structure in which the intermediate layer 32 diffuses with the magnetic layer 31 and the magnetic layer 33 and is partly island-shaped, and the thickness is changed as described above. However, the same effect is confirmed.
  • FIG. 5 is a cross-sectional view of still another thin film magnet 200 according to the first embodiment. 5, the same reference numerals are assigned to the same portions as those of the thin film magnet 100 shown in FIG.
  • the magnetic body 30 has crystal magnetic anisotropy in the in-plane direction D10a
  • the magnetic body 40 has crystal magnetic anisotropy in the perpendicular direction D10b. have.
  • the magnetic body 40 is magnetized in one direction parallel to the perpendicular direction D10b.
  • the magnetic body 40 includes a region 40 b that is magnetized in the upward direction D 810 b parallel to the perpendicular direction D 10 b and a region 40 a that is parallel to the perpendicular direction D 10 b and magnetized in the downward direction D 910 b.
  • the magnetic body 40 is magnetized in the direction of the downward direction D910b in which the direction of magnetization is parallel to the perpendicular direction D10b, that is, from the oxidation suppression layer 20c to the oxidation suppression layer 20b.
  • a demagnetizing field is generated in inverse proportion to the film thickness in the thickness direction of the thin film, and therefore the magnitude of magnetization greatly depends on the thickness of the thin film. That is, the smaller the film thickness, the smaller the magnetization of the thin film magnet. For this reason, the magnetic flux density generated from the magnetic body 40 to the outside tends to decrease, and the performance tends to decrease, such as the magnetization reversal in the magnetic field opposite to the magnetization direction.
  • the direction of magnetization in the perpendicular direction D10b in the magnetic body 40 is opposite between the region 40a and the region 40b. Therefore, the magnetic flux penetrating the region 40a in the lower direction D910b of the perpendicular direction D10b. Penetrates in the in-plane direction D10a in the magnetic body 30 having crystal magnetic anisotropy in the in-plane direction D10a, and further penetrates the region 40b in the upward direction D810b of the perpendicular direction D10b. Therefore, the length of the magnetic path through which the magnetic flux passes becomes longer and the influence of the demagnetizing field is reduced, so that the magnetization is increased.
  • the magnetization in the perpendicular direction D10b is increased, so the magnetization direction in the magnetic body 40 is stable. Even if the structure having a soft magnetic layer instead of the magnetic body 30 is provided, stability of the magnetization direction in the magnetic body 40 can be obtained. However, the surface of the soft magnetic layer is deteriorated during heat treatment, alloyed by mutual diffusion, or particles. Degradation of magnetic characteristics accompanying growth and the like occurs. In contrast, the above-described thin film magnet 200 does not cause such a problem.
  • the thicknesses of the magnetic layer 41 and the magnetic layer 43 in the stacking direction D1 are each about 250 nm, and the intermediate layer 42 is stacked in the stacking direction D1 (perpendicular plane).
  • the thickness in the direction D10b) is about 5 to 100 nm.
  • region 40b is about several micrometers, for example.
  • FIG. 6 is a cross-sectional view of the thin film magnet 300 according to the second embodiment.
  • the same reference numerals are assigned to the same portions as those of the thin film magnet 100 in the first embodiment shown in FIG.
  • the magnetic body 40 is laminated above the magnetic body 30.
  • the magnetic body 330 and the magnetic body 340 are formed on the same upper surface 810 of the substrate 10.
  • the thin film magnet 300 As shown in FIG. 6, in the thin film magnet 300 according to the second embodiment, on the upper surface 810 of one substrate 10, the thin film magnet 300a having crystal magnetic anisotropy in the in-plane direction D10a and the perpendicular direction D10b. A thin film magnet 300b having crystal magnetic anisotropy is provided.
  • the thin film magnet 300a includes an oxidation suppression layer 320a provided on the upper surface 810 of the substrate 10, a magnetic body 330 provided on the upper surface 8320a of the oxidation suppression layer 320a, and an oxidation provided on the upper surface 8330 of the magnetic body 330. And a suppression layer 320b.
  • the substrate 10, the oxidation suppression layer 320a, the magnetic body 330, and the oxidation suppression layer 320b are stacked in this order in the stacking direction D1.
  • the magnetic body 330 is provided on the magnetic layer 331 provided on the upper surface 8320a of the oxidation suppression layer 320a, the intermediate layer 332 provided on the upper surface 8331 of the magnetic layer 331, and the upper surface 8332 of the intermediate layer 332.
  • the magnetic layer 331, the intermediate layer 332, and the magnetic layer 333 are stacked in this order in the stacking direction D1.
  • the upper surface 8333 of the magnetic layer 333 constitutes the upper surface 8330 of the magnetic body 330.
  • the magnetic body 330 has crystal magnetic anisotropy in the in-plane direction D10a.
  • the intermediate layer 332 includes metal particles 332p having a coercive force lower than that of the magnetic layer 331 and having a high residual magnetization. Metal particles 332p are diffused in the magnetic layer 331 and the magnetic layer 333. The concentration of the diffused metal particles 332p decreases as the distance from the intermediate layer 332 increases.
  • the thin film magnet 300b includes an oxidation suppression layer 320c provided on the upper surface 810 of the substrate 10, a magnetic body 340 provided on the upper surface 8320c of the oxidation suppression layer 320c, and an oxidation suppression layer provided on the upper surface 8340 of the magnetic body 340. 320d.
  • the substrate 10, the oxidation suppression layer 320c, the magnetic body 340, and the oxidation suppression layer 320d are stacked in this order in the stacking direction D1.
  • the magnetic body 340 includes a magnetic layer 341 provided on the upper surface 8320c of the oxidation suppression layer 320c, an intermediate layer 342 provided on the upper surface 8341 of the magnetic layer 341, and a magnetic layer provided on the upper surface 8342 of the intermediate layer 342.
  • the magnetic layer 341, the intermediate layer 342, and the magnetic layer 343 are stacked in this order in the stacking direction D1.
  • the upper surface 8343 of the magnetic layer 343 constitutes the upper surface 8340 of the magnetic body 340.
  • the magnetic body 340 has crystal magnetic anisotropy in the perpendicular direction D10b.
  • the intermediate layer 342 includes metal particles 342p having a coercive force lower than that of the magnetic layer 341 and having a high residual magnetization. Metal particles 342p are diffused in the magnetic layer 341 and the magnetic layer 343. The concentration of the diffused metal particles 342p decreases as the distance from the intermediate layer 342 increases.
  • the magnetic body 330 and the magnetic body 340 having different orientations are formed in the same plane in one manufacturing process, so that the thin film has crystal magnetic anisotropy in the in-plane direction D10a and the in-plane direction D10b.
  • the magnet 300 can be provided simultaneously.
  • FIGS. 7A to 7J are cross-sectional views showing the manufacturing process of the thin-film magnet 300.
  • the substrate 10 is prepared as in the manufacture of the thin film magnet 100 according to the first embodiment.
  • the substrate 10 for example, an Si substrate having a surface provided with a thermal oxide film made of SiO 2 as an insulator as described above is used.
  • an oxidation suppression layer 420a to be the oxidation suppression layer 320a and the oxidation suppression layer 320c is formed on the upper surface 810 of the substrate 10 by a thin film method.
  • the oxidation suppression layer 320a and the oxidation suppression layer 320c are simultaneously and integrally formed as the oxidation suppression layer 420a by the same material and method.
  • the oxidation suppression layer 420a is formed by depositing Ta by sputtering. At this time, the oxidation suppression layer 420a deposited on the upper surface 810 of the substrate 10 is in an amorphous state.
  • the metal contained in the oxidation suppression layer 320a (420a), the oxidation suppression layer 320b, the oxidation suppression layer 320c (420a), and the oxidation suppression layer 320d is not limited to Ta, but is at least one of Ta, Nb, W, and Mo. The structure containing these may be sufficient.
  • a magnetic layer 331 to be a magnetic layer 331 and a magnetic layer 341 are formed on the upper surface 8420a of the oxidation suppression layer 420a by a thin film method.
  • the magnetic layer 331 and the magnetic layer 341 are integrally formed at the same time as the magnetic layer 431 by the same material and the same construction method.
  • the magnetic layer 431 is formed by depositing Sm x Co y by sputtering.
  • the surface temperature of the substrate 10 is set to 400 ° C. or lower. Thereby, the magnetic layer 431 is maintained in an amorphous state.
  • An alloy whose composition is adjusted may be used for depositing Sm x Co y, or a composition obtained by simultaneously sputtering (co-sputtering) a single Sm metal and a single Co metal while adjusting the ratio of the respective powers.
  • a controlled alloy may be used, or an alloy having a superlattice structure in which the composition of the single Sm metal and the single Co metal is controlled by changing the thickness ratio may be used.
  • a superlattice structure it is necessary to form a superlattice layer composed of an Sm metal layer and a Co metal layer in an amorphous state, and a superlattice structure of 1 nm or less is preferable.
  • a metal mask 350 is disposed on the portion 8431b of the upper surface 8431 of the magnetic layer 431 in the region where the thin film magnet 300b is formed.
  • an intermediate layer 432 to be the intermediate layer 332 is formed by a thin film method on the portion 8431a of the upper surface 8431 of the magnetic layer 431 where the metal mask 350 is not disposed.
  • the intermediate layer 432 is formed by depositing Co by sputtering.
  • the temperature of the substrate 10 is set to 400 ° C. or lower in the same manner as when the magnetic layer 431 is formed. Thereby, crystallization of the magnetic layer 431 can be suppressed and the magnetic layer 431 can be maintained in an amorphous state. Further, by forming at a low temperature, it is possible to minimize the influence of a mask displacement due to a difference in thermal expansion between the constituent material of the metal mask 350 and the substrate 10 at a high temperature and a decrease in pattern accuracy due to a temperature warp of the metal mask 350. Note that Co constituting the intermediate layer 432 is crystallized and oriented in the (110) direction.
  • a metal mask 360 is disposed on the upper surface 8432 of the intermediate layer 432, which is a region where the thin film magnet 300a is formed.
  • an intermediate layer 442 to be the intermediate layer 342 is formed by a thin film method on the portion 8431b of the upper surface 8431 of the magnetic layer 431 where the metal mask 360 is not disposed.
  • the intermediate layer 442 is formed by depositing Cu by sputtering.
  • the intermediate layers 432 and 442 are adjacent to each other at the boundary portion P300, but may be spaced apart or may partially overlap the intermediate layers.
  • the temperature of the substrate 10 is set to 400 ° C. or lower in the same manner as when the magnetic layer 431 is formed. Thereby, crystallization of the magnetic layer 431 can be suppressed and the magnetic layer 431 can be maintained in an amorphous state. Further, by forming at a low temperature, it is possible to minimize the influence of mask displacement due to thermal expansion between the metal mask 360 and the substrate 10. Note that Cu constituting the intermediate layer 442 is crystallized and oriented in the (111) direction.
  • the metal mask 360 is removed.
  • the magnetic layer 333 that forms the magnetic layer 333 and the magnetic layer 343 is formed on the upper surface 8432 of the intermediate layer 432 and the upper surface 8442 of the intermediate layer 442 by a thin film method.
  • the magnetic body layer 333 and the magnetic body layer 343 are integrally formed as the magnetic body layer 433 simultaneously by the same material and the same construction method.
  • the magnetic layer 433 is formed by depositing Sm x Co y by sputtering.
  • the temperature of the substrate 10 is set to 400 ° C. or lower as in the case of forming the magnetic layer 431. Thereby, the crystal structure of the magnetic layer 333 is maintained in an amorphous state.
  • the temperature when forming the magnetic layer 431, the intermediate layer 432, and the magnetic layer 433 is room temperature, and the surface temperature of the substrate 10 at the start of the formation of these layers is 16 ° C. to 25 ° C. There may be.
  • an oxidation suppression layer 420b to be the oxidation suppression layer 320b and the oxidation suppression layer 320d is formed on the upper surface 8433 of the magnetic layer 433 by a thin film construction method.
  • the oxidation suppression layer 320b and the oxidation suppression layer 320d are simultaneously and integrally formed as the oxidation suppression layer 420b by the same material and method.
  • the oxidation suppression layer 420b is formed by depositing Ta by sputtering, like the oxidation suppression layer 420a. At this time, the oxidation suppression layer 420b deposited on the upper surface 8433 of the magnetic layer 433 is in an amorphous state.
  • a resist 370 is disposed on the upper surface 8420b of the oxidation suppression layer 420b.
  • the resist 370 is disposed on the upper surface 8420b of the oxidation suppressing layer 420b in a region not including the boundary portion P300 between the intermediate layer 432 and the intermediate layer 442, that is, a region where the thin film magnet 300a and the thin film magnet 300b are finally formed.
  • the A portion 8420e of the upper surface 8420b of the oxidation suppression layer 420b is exposed from the resist 370.
  • a hole 380 that penetrates the oxidation suppression layer 420a, the magnetic layer 431, the intermediate layer 432, the intermediate layer 442, the magnetic layer 433, and the oxidation suppression layer 420b and reaches the upper surface 810 of the substrate 10 is formed by etching.
  • the oxidation suppression layer 420a is separated into oxidation suppression layers 320a and 320c, the magnetic layer 431 is separated into magnetic layers 331 and 341, and the intermediate layers 432 and 442 are separated from each other to become intermediate layers 332 and 342, respectively.
  • the magnetic layer 433 is separated into magnetic layers 333 and 343, and the oxidation suppression layer 420b is separated into oxidation suppression layers 320b and 320d.
  • the thin film magnet 300a having the oxidation suppression layer 320a, the magnetic layer 331, the intermediate layer 332, the magnetic layer 333, and the oxidation suppression layer 320b is converted into the oxidation suppression layer 320b, the magnetic layer 341, the intermediate layer 342, and the magnetic body.
  • the thin film magnet 300b having the layer 343 and the oxidation suppression layer 320d is separated.
  • wet etching may be used, or dry etching such as reactive ion etching or ion milling may be used.
  • the resist 370 is stripped from the upper surfaces 8320b and 8320d of the oxidation suppression layers 320b and 320d by a resist stripper or ashing.
  • the thin film magnet 300a the structure by which the oxidation suppression layer 20a, the magnetic body layer 331, the intermediate
  • the in the thin film magnet 300b a configuration in which an oxidation suppression layer 320c, a magnetic layer 341, an intermediate layer 342, a magnetic layer 343, and an oxidation suppression layer 320d are stacked on the substrate 10 is formed. .
  • the substrate 10 on which the thin film magnet 300a and the thin film magnet 300b are formed as described above is crystallized by heat treatment. Since the conditions for the heat treatment are the same as the conditions for the heat treatment of the thin-film magnet 100 according to the first embodiment described above, detailed description thereof is omitted.
  • the resist 370 is described assuming a photosensitive organic resist, but an inorganic material such as a non-magnetic metal material or oxide material is formed by patterning by mask vapor deposition, and this inorganic material is used as an alternative to the resist. It is also possible to use it. In this way, it is possible to omit the step of stripping the resist after patterning, and the thin film formation, patterning, and heat treatment steps can be performed without breaking the vacuum atmosphere, and the hole 380 between the magnet 330 and the magnet 340 can be advanced. It is more preferable because oxidation of the magnets 330 and 340 exposed on the side surfaces of the magnets can be suppressed.
  • Ta or W can be used as the non-magnetic metal material, and SiO 2 or the like can be used as the non-magnetic metal oxide.
  • the material may be selected in consideration of the selectivity during etching, which is a later process.
  • the same material as the oxidation suppression layers 320b and 320d can be used as the nonmagnetic metal material, but in this case, it is necessary to leave a film thickness sufficient for the 320b and 320d to function as an oxidation suppression layer after etching. .
  • the Co metal particles constituting the intermediate layer 332 diffuse into the magnetic layer 331 and the magnetic layer 333. Further, the magnetic layer 331 and the magnetic layer 333 are crystallized, and at this time, oriented according to the orientation of the intermediate layer 332. As described above, when Co oriented in the (110) direction is used for the intermediate layer 332, in the thin film magnet 100 after the heat treatment, the magnetic layer 331 and the magnetic layer 333 are hexagonal or rhombohedral Sm x. of Co y (11-20) plane is oriented in parallel to the substrate surface of the substrate 10. Therefore, the magnetic layer 331 and the magnetic layer 333 have crystal magnetic anisotropy in the in-plane direction.
  • the magnetic layer 341 and the magnetic layer 343 are crystallized, and at this time, oriented according to the orientation of the intermediate layer 342.
  • the magnetic layer 341 and the magnetic layer 343 are hexagonal or rhombohedral Sm x. (0001) plane of the Co y is oriented in parallel to the substrate surface of the substrate 10. Therefore, the magnetic layer 341 and the magnetic layer 343 have crystal magnetic anisotropy in the direction perpendicular to the plane.
  • the magnetic layer 331 formed below the intermediate layer 332, the intermediate layer 332, and the magnetic layer 333 formed above the intermediate layer 332 by the step of performing the heat treatment include the magnetic body 330.
  • the magnetic layer 341 formed below the intermediate layer 342, the intermediate layer 342, and the magnetic layer 343 formed above the intermediate layer 342 constitute a magnetic body 340.
  • the magnetic body 330 has crystal magnetic anisotropy in an in-plane direction D10a parallel to the surface 810 of the substrate 10, and the magnetic body 340 has a perpendicular direction D10b perpendicular to the surface 810 of the substrate 10. Has crystal magnetic anisotropy.
  • the magnetic body 330 and the magnetic body 340 are magnetized.
  • a magnetic field is applied to the magnetic bodies 330 and 340 so that the magnetic flux penetrates the magnetic bodies 330 and 340 in parallel with the magnetization direction.
  • the magnetic field necessary for magnetic saturation in the axial direction in which magnetization of the magnetic material is difficult is sufficiently larger than the axial direction in which magnetization is easy.
  • the magnetic field necessary for magnetic saturation in the axial direction is more than the magnetic field necessary for magnetic saturation in the axial direction (perpendicular direction D10b) where magnetization of the magnetic body 340 having the perpendicular magnetic anisotropy is easy.
  • the magnetic body 340 is more demagnetized. Since the magnetic field necessary for saturation increases due to the influence of the magnetic field 340, the magnetic body 340 may be magnetized.
  • magnetizing the magnetic body 330 it is preferable to perform magnetization with a magnetic flux that is greater than or equal to the magnetic field necessary for magnetic saturation of the magnetic body 330 and smaller than the coercive force of the magnetic body 340.
  • the magnetic body 330 generates a magnetic field in the in-plane direction D10a
  • the magnetic body 340 generates a magnetic field in the perpendicular direction D10b.
  • the magnitude relationship between the magnetic fields necessary for magnetic saturation depends on various conditions such as the composition ratio of Sm and Co, crystal orientation, particle diameter, additives, and combinations thereof, and in-plane direction D10a and perpendicular direction D10b. In this case, the order of magnetization may be reversed.
  • the heat treatment and the magnetization treatment are performed separately, but the heat treatment and the magnetization treatment may be performed simultaneously.
  • the thin film magnet 300 since the magnetic body 330 and the magnetic body 340 having different orientations are formed in the same plane 810, the magnetocrystalline anisotropy is provided in the in-plane direction D10a and the in-plane direction D10b.
  • the thin film magnet 300 can be obtained at the same time.
  • FIG. 8 is a schematic diagram of an electronic device 1001 according to the third embodiment.
  • the electronic device 1001 includes the thin film magnet 100 (200, 300) in the first and second embodiments.
  • the electronic device 1001 is, for example, a sensor, an actuator, or a motor.
  • the present disclosure is not limited to this embodiment.
  • Sm x Co y is used as a specific example of the R (rare earth element) -Co (cobalt) compound as a material constituting the magnetic layer, but this is the material constituting the magnetic layer.
  • the rare earth element may be Pr, Nd, Y, La, or Gd.
  • a material in which a part of Sm x Co y with Co is replaced with Cu and Fe may be used, or a material mixed with Zr or the like as an additive may be used.
  • Fe may be used instead of Co, and Sm 2 Fe 17 N 3 may be used.
  • the oxidation suppression layer is not limited to the material containing Ta as described above, but may contain Nb, W or Mo instead of Ta. Moreover, the same material may be used for all the oxidation suppression layers, and mutually different materials may be used.
  • the substrate is not limited to a Si substrate having a surface on which a thermal oxide film made of SiO 2 is formed.
  • a single crystal substrate such as a heat-resistant glass, a sapphire substrate, or an MgO substrate, ceramic (Al 2 O 3 or ZrO 2 , one based on MgO)
  • a substrate or a ceramic substrate formed with a heat-resistant glass glaze may be used.
  • the oxidation suppression layer and the magnetic layer intermediate layer may be formed by sputtering as shown in the above-described embodiment, or may be formed by other methods.
  • the temperature of heat processing is not restricted to the temperature mentioned above, You may change suitably according to material.
  • the configuration and the manufacturing method described above are described by taking the thin film magnet, that is, the magnetic material as an example. And a manufacturing method may be applied.
  • the thin-film magnet 100 includes the substrate 10, the amorphous oxidation suppression layer 20a formed on the substrate 10, the magnetic body 30 formed on the oxidation suppression layer 20a, An amorphous oxidation suppression layer 20b formed on the magnetic body 30, a magnetic body 40 formed on the oxidation suppression layer 20b, and an amorphous oxidation suppression layer 20c formed on the magnetic body 40 are provided.
  • the magnetic body 30 includes a magnetic layer 31 formed on the oxidation suppression layer 20a, an intermediate layer 32 formed on the magnetic layer 31, and a magnetic layer 33 formed on the intermediate layer 32.
  • the intermediate layer 32 includes metal particles 32p.
  • the magnetic body 40 includes a magnetic layer 41 formed on the oxidation suppression layer 20b, an intermediate layer 42 formed on the magnetic layer 41, and a magnetic layer 43 formed on the intermediate layer 42.
  • the intermediate layer 42 includes metal particles 42p.
  • One of the magnetic body 30 and the magnetic body 40 has crystal magnetic anisotropy in an in-plane direction D10a parallel to the surface 810 of the substrate 10.
  • the other of the magnetic body 30 and the magnetic body 40 has crystal magnetic anisotropy in the perpendicular direction D10b perpendicular to the surface 810 of the substrate 10.
  • the magnetic body 30 and the magnetic body 40 having different orientations are stacked in one manufacturing process, the magnetic body 30 having crystal magnetic anisotropy in the in-plane direction D10a and the perpendicular direction D10b, A thin film magnet 100 in which 40 is laminated on the same substrate 10 can be formed. Further, it is possible to form the thin film magnet 100 having a high energy product, a sufficiently large coercive force and a large residual magnetic flux density.
  • the oxidation suppression layers 20a, 20b, and 20c may include at least one of Ta (tantalum), Nb (niobium), W (tungsten), and Mo (molybdenum).
  • the oxidation suppressing layers 20a, 20b, and 20c having a high oxidation suppressing function can be formed.
  • the thin film magnet 300 includes a substrate 10, an amorphous oxidation suppression layer 320 a formed on the substrate 10, a magnetic body 330 formed on the oxidation suppression layer 320 a, and a magnetic body 330.
  • the formed amorphous oxidation suppression layer 321b, the amorphous oxidation suppression layer 320c formed on the substrate 10, the magnetic body 340 formed on the oxidation suppression layer 320c, and the magnetic body 340 are formed.
  • the magnetic body 330 includes a magnetic layer 331 formed on the oxidation suppression layer 320 a, an intermediate layer 332 formed on the magnetic layer 331, and a magnetic layer 333 formed on the intermediate layer 332.
  • the intermediate layer 332 includes metal particles 332p.
  • the magnetic body 340 includes a magnetic layer 341 formed on the oxidation suppression layer 320c, an intermediate layer 342 formed on the magnetic layer 341, and a magnetic layer 343 formed on the intermediate layer 342.
  • the intermediate layer 342 includes metal particles 342p.
  • One of the magnetic body 330 and the magnetic body 340 has crystal magnetic anisotropy in an in-plane direction D10a parallel to the surface 810 of the substrate 10.
  • the other of the magnetic body 330 and the magnetic body 340 has crystal magnetic anisotropy in the perpendicular direction D10b perpendicular to the surface 810 of the substrate 10.
  • the magnetic body 330 and the magnetic body 340 having different orientations are formed in the same plane in one manufacturing process, and thus have magnetocrystalline anisotropy in the in-plane direction D10a and the perpendicular direction D10b.
  • the thin film magnet 300 can be formed in a single manufacturing process.
  • the oxidation suppression layers 320a, 320b, 320c, and 320d may contain at least one of Ta (tantalum), Nb (niobium), W (tungsten), and Mo (molybdenum).
  • the oxidation suppressing layers 320a, 320b, 320c, and 320d having a high oxidation suppressing function can be formed.
  • One of the intermediate layer 32 (332) and the intermediate layer 42 (342) is composed of a crystal having a cubic structure oriented in the (110) direction or a crystal having a hexagonal structure oriented in the (11-20) direction.
  • the other of the intermediate layer 32 (332) and the intermediate layer 42 (342) may be a crystal having a cubic structure oriented in the (111) direction or a crystal having a hexagonal structure oriented in the (0001) direction. It may be constituted by.
  • the orientation of the magnetic layers 31, 33, 41, 43 (331, 333, 341, 343) is changed to the in-plane direction D10a or the surface according to the orientation of the intermediate layers 32, 42 (332, 342). It can be easily controlled in the straight direction D10b.
  • the crystal having a cubic structure oriented in the (110) direction or the crystal having a hexagonal structure oriented in the (11-20) direction is a crystal containing at least one of Co (cobalt) and Fe (iron).
  • the cubic crystal structure oriented in the (111) direction or the hexagonal crystal structure oriented in the (0001) direction may be a crystal containing Ti (titanium) or Zr (zirconium).
  • the orientation of the magnetic layers 31, 33, 41 and 43 is set in the in-plane direction D10a. It can be controlled easily. Further, by using Cu for the intermediate layers 32 and 42 (332 and 342), the orientation of the magnetic layers 31, 33, 41 and 43 (331, 333, 341 and 343) can be easily controlled in the perpendicular direction D10b. be able to.
  • the metal particles 32p (332p) are diffused in the magnetic layer 31 (331) and in the magnetic layer 33, (333), and in the magnetic layer 31 (331), the magnetic layer 33, ( 333), the concentration of the metal particles 32p (332p) may decrease as the distance from the intermediate layer 32 (332) increases.
  • the metal particles 42p (342p) are diffused in the magnetic layer 41 (341) and the magnetic layer 43 (343), and in the magnetic layer 41 (341) and the magnetic layer 43 (343). The concentration of the metal particles 42p (342p) in the middle may decrease as the distance from the intermediate layer 42 (342) increases.
  • the magnetic particles 32p and 42p (332p and 342p) constituting the intermediate layers 32 and 42 (332 and 342) are diffused according to the orientation of the intermediate layers 32 and 42 (332 and 342).
  • the orientation of the body layers 31, 33, 41, 43 (331, 333, 341, 343) can be easily controlled in the in-plane direction D10a or the perpendicular direction D10b.
  • the one of the magnetic body 30 (330) and the magnetic body 40 (340) may have a crystal disposed so as to cause magnetocrystalline anisotropy isotropic in the in-plane direction D10a. .
  • the thin film magnet 100 (300) having a large coercive force can be simultaneously formed in any direction of the in-plane direction D10a and the perpendicular direction D10b on the same substrate 10.
  • the intermediate layer 32 (332) has a lower crystallization temperature than the magnetic layer 31 (331), and the intermediate layers 42 and (342) have a lower crystallization temperature than the magnetic layer 41 (341). Good.
  • the magnetic layers 31 and 41 can be maintained in an amorphous state.
  • the magnetic layers 31, 33, 41, 43 may include one of Sm, Pr, Nd, Y, La, Gd and Co.
  • the thin film magnet 100 can be produced by the following method. First, the oxidation suppression layer 20 a in an amorphous state is formed on the substrate 10. An amorphous magnetic layer 31 is formed on the oxidation suppression layer 20a. An intermediate layer 32 including metal particles 32p is formed on the magnetic layer 31. On the intermediate layer 32, an amorphous magnetic layer 33 is formed. On the magnetic layer 33, the oxidation suppression layer 20b in an amorphous state is formed. An amorphous magnetic layer 41 is formed on the oxidation suppression layer 20b. On the magnetic layer 41, the intermediate layer 42 including the metal particles 42p is formed. On the intermediate layer 42, an amorphous magnetic layer 43 is formed.
  • an amorphous oxidation suppression layer 20c is formed on the magnetic layer 43.
  • the oxidation suppression layers 20a, 20b, 20c, the magnetic layers 31, 33, 42, 43 and the intermediate layers 32, 42 are subjected to heat treatment.
  • the magnetic layers 31 and 33 and the intermediate layer 32 constitute the magnetic body 30 by the heat treatment.
  • the magnetic layers 41 and 43 and the intermediate layer 42 constitute a magnetic body 40.
  • One of the magnetic body 30 and the magnetic body 40 has crystal magnetic anisotropy in an in-plane direction D10a parallel to the surface 810 of the substrate 10.
  • the other of the magnetic body 30 and the magnetic body 40 has crystal magnetic anisotropy in the perpendicular direction D10b perpendicular to the surface 810 of the substrate 10.
  • the magnetic bodies 30 and 40 having different orientations are stacked in one manufacturing process, the magnetic bodies 30 and 40 having magnetic anisotropy in the in-plane direction D10a and the perpendicular direction D10b are the same.
  • the thin film magnet 100 laminated on the substrate 10 can be formed. Further, it is possible to form the thin film magnet 100 having a high energy product, a sufficiently large coercive force and a large residual magnetic flux density.
  • one of the intermediate layer 32 and the intermediate layer 42 may be formed of a crystal having a cubic structure oriented in the (110) direction or a crystal having a hexagonal structure oriented in the (11-20) direction.
  • the other intermediate layer of the intermediate layer 32 and the intermediate layer 42 may be formed of a crystal having a cubic structure oriented in the (111) direction or a crystal having a hexagonal structure oriented in the (0001) direction.
  • the orientation of the magnetic layers 31, 33, 41, 43 can be easily controlled in the in-plane direction D10a or the perpendicular direction D10b according to the orientation of the intermediate layers 32, 42.
  • the magnetic layers 31, 33, 41, 43 include at least one of Sm, Pr, Nd, Y, La, Gd and Co. You may form with the material which contains.
  • a thin film magnet 100 having a high energy product can be obtained by using a material containing Sm, for example, Sm x Co y for the magnetic layers 31, 33, 41, and 43.
  • the magnetic layers 31, 33, 41, 43 are formed in an amorphous state, and in the step of forming the intermediate layers 32, 42, the intermediate layer 32, 42 may be formed by crystallization, and the magnetic layers 31, 33, 41, and 43 may be crystallized by heat treatment.
  • the orientation of the magnetic layers 31, 33, 41, 43 can be easily controlled according to the orientation of the intermediate layers 32, 42.
  • the magnetic layers 31, 33, 41, 43 may be formed by setting the surface temperature of the substrate 10 to 400 ° C. or less, and the intermediate layers 32, 42.
  • the surface temperature of the substrate 10 may be set to 400 ° C. or lower, and in the heat treatment, the surface temperature of the substrate 10 is set to 500 ° C. or higher and the oxidation suppression layers 20a, 20b, 20c
  • the magnetic layers 31, 33, 41, 43 and the intermediate layers 32, 42 may be heat treated.
  • the intermediate layer 32 when the intermediate layer 32 is formed, the intermediate layer 32 can be crystallized and the magnetic layer 31 can be maintained in an amorphous state. Further, when the intermediate layer 42 is formed, the intermediate layer 42 can be crystallized and the magnetic layer 41 can be maintained in an amorphous state. Therefore, the orientation of the magnetic layers 31 and 33 can be easily controlled according to the orientation of the intermediate layer 32. Further, the orientation of the magnetic layers 41 and 43 can be easily controlled according to the orientation of the intermediate layer 42.
  • the thin film magnet 300 can be manufactured by the following method.
  • an oxidation suppression layer 420 a in an amorphous state is formed on the substrate 10.
  • An amorphous magnetic layer 431 is formed on the oxidation suppression layer 420a.
  • An intermediate layer 432 including metal particles 332p is formed on a part of the magnetic layer 431.
  • An intermediate layer 442 including metal particles 342p is formed on the magnetic layer 431.
  • An amorphous magnetic layer 433 is formed on the intermediate layers 432 and 442.
  • an amorphous oxidation suppression layer 420b is formed on the magnetic layer 433. Holes 380 are formed through the oxidation suppression layers 420a and 420b and the magnetic layers 431 and 433.
  • the oxidation suppression layers 420a and 420b, the magnetic layers 431 and 433, and the intermediate layers 432 and 442 are subjected to heat treatment.
  • a portion of the magnetic layer 431 located below the intermediate layer 342 (magnetic layer 341), an intermediate layer 342, and a portion of the magnetic layer 433 located above the intermediate layer 342 (magnetic layer 343) are magnetic.
  • a body 340 is formed.
  • One of the magnetic bodies 330 and 340 has crystal magnetic anisotropy in the in-plane direction D ⁇ b> 10 a parallel to the surface 810 of the substrate 10.
  • the other of the magnetic bodies 330 and 340 has crystal magnetic anisotropy in the perpendicular direction D10b perpendicular to the surface 810 of the substrate 10.
  • the thin film magnet 300 having magnetic anisotropy in the in-plane direction D10a and the perpendicular direction D10b is formed. It can be formed in a single manufacturing process.
  • one of the intermediate layers 332 and 342 may be formed of a crystal having a cubic structure oriented in the (110) direction or a crystal having a hexagonal structure oriented in the (11-20) direction.
  • the other of the intermediate layers 332 and 342 may be formed of a cubic structure crystal oriented in the (111) direction or a hexagonal structure crystal oriented in the (0001) direction.
  • the orientation of the magnetic layers 331, 333, 341, 343 can be easily controlled in the in-plane direction D10a or the perpendicular direction D10b according to the orientation of the intermediate layers 332, 342.
  • the magnetic layers 431 and 433 may be formed of a material containing at least one of Sm, Pr, Nd, Y, La, and Gd and Co. Good.
  • the thin film magnet 300 with a high product can be provided.
  • the intermediate layers 432 and 442 may be formed by crystallization, and the magnetic layers 331, 333, 341, and 343 may be crystallized by heat treatment.
  • the orientation of the magnetic layers 331, 333, 341, 343 can be easily controlled according to the orientation of the intermediate layers 332, 342.
  • the surface temperature of the substrate 10 may be 400 ° C. or less, and the magnetic layers 431 and 433 may be formed.
  • the substrate 10 The intermediate layers 432 and 442 may be formed at a surface temperature of 400 ° C. or lower.
  • the surface temperature of the substrate 10 may be set to 500 ° C. or more, and the oxidation suppression layers 320a to 320d, the magnetic layers 331, 333, 341, and 343, and the intermediate layers 332 and 342 may be heat treated.
  • the intermediate layers 332 and 342 when the intermediate layers 332 and 342 are formed, the intermediate layers 332 and 342 can be crystallized, and the magnetic layer 331 and the magnetic layer 333 can be maintained in an amorphous state. According to the orientation of the intermediate layers 332 and 342, the orientation of the magnetic layers 331, 333, 341, and 343 can be easily controlled.
  • the intermediate layer 442 may be adjacent to the intermediate layer 432 at the boundary portion P300.
  • the hole 380 may penetrate the oxidation suppression layers 420a and 420b, the magnetic layers 431 and 433, and the intermediate layers 432 and 442 so as to include the boundary portion P300.
  • FIG. 9 is a sectional view of a thin film magnet 100a according to the fourth embodiment.
  • Thin film magnet 100a has the same configuration as thin film magnet 1 in the first embodiment shown in FIG. 1A.
  • FIG. 10 is a flowchart showing a manufacturing process of the thin film magnet 100a.
  • the substrate 10 is prepared (step S10).
  • the substrate 10 for example, a Si substrate having a surface on which a thermal oxide film made of SiO 2 is formed as described above is used.
  • an oxidation suppression layer 20a is formed on the upper surface 810 of the substrate 10 by a thin film method (step S11).
  • the oxidation suppression layer 20a is formed by depositing Ta by sputtering. At this time, the oxidation suppression layer 20a deposited on the upper surface 810 of the substrate 10 is in an amorphous state.
  • the metal contained in the oxidation suppression layer 20a and the oxidation suppression layer 20b is not limited to Ta, and may include at least one of Ta, Nb, W, and Mo.
  • the magnetic layer 31 is formed on the upper surface 820a of the oxidation suppression layer 20a by a thin film construction method (step S12).
  • the magnetic layer 31 is formed by depositing Sm x Co y by sputtering.
  • the surface temperature of the substrate 10 is set to 400 ° C. or lower.
  • the surface temperature of the substrate 10 is set to 400 ° C. or lower because the magnetic layer 31 needs to be formed at a temperature lower than the crystallization temperature of Sm x Co y in order to make the magnetic layer 31 amorphous. is there.
  • the surface temperature of the substrate 10 is set based on the result of measuring the temperature of the substrate in advance by embedding a thermocouple in a substrate having the same heat capacity.
  • the lower limit of the temperature of the substrate 10 may be room temperature in consideration of the sputtering reaction rate and the cooling capacity. In the case of using an apparatus having a cooling capacity, the lower limit of the temperature of the substrate 10 may be lower than room temperature.
  • the crystal structure of the magnetic layer 31 immediately after depositing Sm x Co y by sputtering becomes an amorphous state.
  • the intermediate layer 32 is formed on the upper surface 831 of the magnetic layer 31 by a thin film construction method (step S13).
  • the intermediate layer 32 is formed by depositing Co by sputtering. Even when the intermediate layer 32 is formed, the temperature of the substrate 10 is set to 400 ° C. or lower as in the case of forming the magnetic layer 31. Thereby, crystallization of the magnetic layer 31 can be suppressed and the magnetic layer 31 can be maintained in an amorphous state.
  • the Co constituting the intermediate layer 32 is crystallized and oriented in the (110) direction. In order to crystallize Co so that Co is oriented in the (110) direction, the formation conditions of sputtering can be controlled.
  • the magnetic layer 33 is formed on the upper surface 832 of the intermediate layer 32 by a thin film method (step S14).
  • the magnetic layer 33 is formed by depositing Sm x Co y by sputtering. Even when the magnetic layer 33 is formed, the temperature of the substrate 10 is set to 400 ° C. or lower as in the case of forming the magnetic layer 31. Thereby, the crystal structure of the magnetic layer 33 immediately after depositing Sm x Co y by sputtering is in an amorphous state.
  • the temperature when forming the magnetic layer 31, the intermediate layer 32, and the magnetic layer 33 is room temperature, and the surface temperature of the substrate 10 at the start of the formation of these layers is 16 ° C. to 25 ° C. There may be.
  • the oxidation suppression layer 20b is formed on the upper surface 833 of the magnetic layer 33 by a thin film construction method (step S15). Similar to the oxidation suppression layer 20a, the oxidation suppression layer 20b is formed by depositing Ta by sputtering. At this time, the oxidation suppression layer 20b deposited on the upper surface 833 of the magnetic layer 33 is in an amorphous state.
  • the substrate 10 on which the oxidation suppression layer 20a, the magnetic layer 31, the intermediate layer 32, the magnetic layer 33, and the oxidation suppression layer 20b are formed is crystallized by heat treatment (step S16).
  • the heat treatment is preferably performed in a vacuum atmosphere, a reducing atmosphere, or a non-oxidizing atmosphere.
  • the vacuum atmosphere is preferably an ultra-high vacuum or ultra-high vacuum atmosphere from which residual oxygen and residual moisture are sufficiently removed.
  • the reducing atmosphere is preferably a hydrogen atmosphere that is evacuated to ultra-high vacuum and then replaced with hydrogen
  • the non-oxidizing atmosphere is preferably an atmosphere that is evacuated to ultra-high vacuum and then replaced with Ar (argon).
  • the temperature of the heat treatment is set so that the surface temperature of the substrate 10 is 500 ° C. or higher.
  • the upper limit of the temperature of the substrate 10 for heat treatment is not particularly limited, but may be within a range in which desorbed gas from the heat treatment apparatus is diffused into the magnetic body 30 and the magnetic layer 31 and the magnetic layer 33 are not oxidized.
  • the temperature of heat processing shall be temperature lower than the crystallization temperature of the oxidation suppression layer 20a and the oxidation suppression layer 20b so that the oxidation suppression layer 20a and the oxidation suppression layer 20b can maintain an amorphous state.
  • crystallization by heat treatment may be performed in a vacuum in which the surface temperature of the substrate 10 is 500 ° C. or higher and 700 ° C. or lower.
  • the back pressure of the apparatus before the start of heating may be 10 ⁇ 4 Pa or less, and the pressure during heating may be 5 ⁇ 10 ⁇ 4 Pa or less.
  • the temperature and vacuum conditions of the substrate 10 during the heat treatment are not limited to these conditions, and the magnetic layer 31 and the magnetic layer 33 are oxidized by diffusion of the desorbed gas into the magnetic body 30. Any atmosphere that can be suppressed may be used.
  • the degree of vacuum during the heat treatment may be 10 ⁇ 3 Pa or less.
  • the Co metal particles 32 p constituting the intermediate layer 32 diffuse into the magnetic layer 31 and the magnetic layer 33. Further, the magnetic layer 31 and the magnetic layer 33 are crystallized, and at this time, they are oriented according to the orientation of the intermediate layer 32. As described above, when Co oriented in the (110) direction is used for the intermediate layer 32, in the thin film magnet 100a after the heat treatment, the magnetic layer 31 and the magnetic layer 33 are formed of hexagonal or rhombohedral Sm x. of Co y (11-20) plane is oriented in parallel to the plane 810 of the substrate 10. Therefore, the magnetic layer 31 and the magnetic layer 33 have crystal magnetic anisotropy in the in-plane direction D10a.
  • the intermediate layer 32 when the intermediate layer 32 is formed of Cu oriented in the (111) direction instead of Co oriented in the (110) direction, in the thin film magnet 100a after the heat treatment,
  • the body layer 31 and the magnetic layer 33 are oriented so that the (0001) plane of hexagonal or rhombohedral Sm x Co y is parallel to the plane 810 of the substrate 10. Therefore, the magnetic layer 31 and the magnetic layer 33 have crystal magnetic anisotropy in the perpendicular direction D10b.
  • FIG. 11 is a photograph of a scanning transmission electron microscope image of the thin film magnet 100a after the heat treatment according to the fourth embodiment.
  • FIG. 12 is a graph showing the crystal structure of the thin film magnet 100a after the heat treatment.
  • the shape of the crystal is suppressed from the intermediate layer 32 positioned in the center of the stacking direction D1 in the vertical direction of the drawing. It has a structure extending in the direction of the layer 20a and the oxidation suppression layer 20b, that is, in the stacking direction D1.
  • FIG. 12 is a diffraction image obtained by the 2 ⁇ / ⁇ method of X-ray diffraction of the thin film magnet 100a.
  • the thin film magnet 100a has only a peak indicating the (11-20) plane. That is, in the thin film magnet 100 a, the (11-20) plane of hexagonal or rhombohedral Sm x Co y is preferentially oriented substantially parallel to the plane 810 of the substrate 10.
  • FIG. 13 is a graph showing the crystal structure of the thin film magnet 100a before heat treatment.
  • FIG. 13 is a diffraction image obtained by the 2 ⁇ / ⁇ method of X-ray diffraction of the thin film magnet 100a.
  • the thin film magnet 100a before the heat treatment does not have diffraction that indicates crystallization. This is because the magnetic layer 31 and the magnetic layer 33 occupying most of the volume of the thin-film magnet 100a are not crystallized, indicating that the magnetic layer 31 and the magnetic layer 33 have an amorphous structure. ing. Note that, by electron diffraction of the scanning transmission electron microscope, in the thin film magnet 100a before the heat treatment, the crystal of the intermediate layer 32 is cubic Co, and the plane oriented in the direction parallel to the plane 810 of the substrate 10 is ( 110) plane. In addition, in the thin film magnet 100a before the heat treatment, it is confirmed that the oxidation suppression layer 20a and the oxidation suppression layer 20b are also in an amorphous state.
  • the reason why the diffraction peak of cubic Co (110) constituting the intermediate layer 32 is not confirmed is that the intermediate layer 32 is a sufficiently thin film compared to the magnetic layer 31 and the magnetic layer 33. And that the diffraction is scattered by the amorphous magnetic layer 33 disposed on the intermediate layer 32.
  • the magnetic layer 31 and the magnetic layer 33 are not crystallized, the crystal structure of the intermediate layer 32 is cubic, and the intermediate layer 32 is parallel to the surface 810 of the substrate 10. It can be seen that the (110) plane of Co is crystal oriented. It can also be seen that the magnetic layer 31 and the magnetic layer 33 are crystallized by the heat treatment starting from the intermediate layer 32 before the heat treatment. Further, the Co metal particles 32p contained in the intermediate layer 32 by crystallization diffuse into the magnetic layer 31 and the magnetic layer 33 to form crystals of SmCo 5 and Sm 2 Co 17 .
  • the (11-20) plane of hexagonal or rhombohedral Sm x Co y which is the (110) plane of the SmCo 5 or Sm 2 Co 17 crystal, is oriented in a direction parallel to the plane 810 of the substrate 10. Also confirmed. In addition, it has confirmed that the oxidation suppression layers 20a and 20b are an amorphous state.
  • FIG. 14 is a photograph of a scanning transmission electron microscope image of a comparative thin film magnet that does not include the intermediate layer 32.
  • FIG. 15 is a graph showing the crystal structure of the thin film magnet of the comparative example, which is a diffraction image by X-ray diffraction 2 ⁇ / ⁇ method.
  • the crystal of the thin film magnet of the comparative example that does not include the intermediate layer 32 has no regularity in the crystal growth direction.
  • the crystal of the thin film magnet of the comparative example has a plurality of diffraction peaks other than the (110) plane, and has no crystal orientation in a specific direction from the intensity ratio. I understand. Therefore, it can be seen that by providing the intermediate layer 32, the magnetic layer 31 and the magnetic layer 33 are crystal-oriented in a specific direction.
  • FIG. 16 is a photograph of a scanning transmission electron microscope image after the heat treatment of the thin film magnet 100a according to the fourth embodiment.
  • FIG. 17 shows the composition ratio of the thin film magnet 100a shown in FIG.
  • FIG. 16 shows a cross section excluding the substrate 10 of the thin film magnet 100a.
  • FIG. 17 shows the composition measurement results at 11 points A to K of the thin film magnet 100a.
  • the lower side of the paper surface of FIG. 16 is the substrate 10 side.
  • the number of Co atoms at 11 points A to K is indicated by a broken line 51
  • the number of Sm atoms is indicated by a broken line 52
  • the number of Ta atoms is indicated by a broken line 53.
  • the vertical direction of the paper corresponds to the points A to K
  • the horizontal direction of the paper corresponds to the ratio of the number of atoms of each element.
  • the polygonal lines 51, 52, and 53 indicate that the ratio increases as going to the right in the drawing.
  • FIG. 17 shows the measurement results by energy dispersive X-ray analysis of the components at 11 points A to K.
  • the numerical values shown in FIG. 17 indicate the percentage of the number of atoms of each element as a percentage.
  • the Ta component is locally higher than the surroundings.
  • Point A corresponds to the oxidation suppression layer 20b
  • point K corresponds to the oxidation suppression layer 20a.
  • the oxidation-suppressing layer 20a and the magnetic layer 31 and the oxidation-suppressing layer 20b and the magnetic layer 33 have atoms diffused to each other at the interface, and the oxidation-suppressing layer 20a and the oxidation-suppressing layer. It can be seen that Co of magnetic particles is diffused from the magnetic layer 31 and the magnetic layer 33 to 20b.
  • Co diffusion has been found to depend on the Ta volume of the oxidation suppression layer, and can be limited by reducing the thickness of the oxidation suppression layer 20a and the oxidation suppression layer 20b.
  • Co in the magnetic particles diffuses from the magnetic layer 31 and the magnetic layer 33 to the oxidation suppression layer 20a and the oxidation suppression layer 20b, so that oxidation occurs near the boundary between the oxidation suppression layer 20a and the magnetic layer 31.
  • Co of magnetic particles contained in the suppression layer 20a and Ta contained in the magnetic layer 31 form an alloy.
  • Co of magnetic particles contained in the oxidation suppression layer 20b and Ta contained in the oxidation suppression layer 20b form an alloy.
  • the oxidation suppression layer 20 a can suppress the diffusion of oxygen from the SiO 2 that is the constituent material of the substrate 10 into the magnetic layer 31. Moreover, it is possible to prevent oxygen from entering the magnetic layer 33 from the outside by the oxidation suppression layer 20b.
  • the thickness of the layer containing Ta, that is, the oxidation suppression layer 20a and the oxidation suppression layer 20b in the stacking direction D1 is about 10 nm. You can also.
  • the proportion of Co is about 90%, and the proportion of Sm is about 10%.
  • This configuration has been confirmed to be the same crystal structure as Sm 2 Co 17 .
  • a crystal structure such as SmCo 5 is also confirmed.
  • the intermediate layer 32 includes cubic Co crystals before heat treatment in addition to the crystal structure. ing.
  • the point F is a position corresponding to the intermediate layer 32, and includes the same constituent elements as those of Co alone or the magnetic layer 31 and the magnetic layer 33, and is different from the Co alone or the magnetic layer 31 and the magnetic layer 33. It is a phase having a crystal structure different from the composition. This phase is a phase having a higher residual magnetic flux density and a smaller coercive force than the magnetic layer 31 and the magnetic layer 33 in terms of magnetic characteristics.
  • the point F corresponding to the intermediate layer 32 is that the percentage of Co contained is not 100%, Sm is detected, and the Co concentration is about 90% correspondingly to the magnetic layer 31 and the magnetic layer. This is because Sm located at the boundary between the intermediate layer 32 and 33 is diffused in the heat treatment process.
  • FIG. 18 shows magnetization curves of the thin film magnet 100a according to the fourth embodiment and the thin film magnet of the comparative example in which the intermediate layer 32 is not provided.
  • FIG. 19 shows the second quadrant of the BH curve of the thin film magnet 100a according to the fourth embodiment and the thin film magnet of the comparative example.
  • FIG. 18 shows a magnetization curve 61 in the in-plane direction D10a of the thin film magnet 100a and a magnetization curve 63 of the thin film magnet of the comparative example.
  • the magnetization curve 61 in the in-plane direction D10a of the thin film magnet 100a has a smaller value in the horizontal axis direction and a larger value in the vertical axis direction than the magnetization curve 63 of the thin film magnet of the comparative example.
  • 100a shows that although the coercive force is small, the residual magnetic flux density is large and the squareness is also high.
  • FIG. 19 shows a BH curve 64 in the in-plane direction D10a of the thin film magnet 100a according to the fourth embodiment and a BH curve 65 in the in-plane direction D10a of the thin film magnet of the comparative example in which the intermediate layer 32 is not provided. Indicates the second quadrant.
  • the area surrounded by the BH curve 64 of the thin film magnet 100a according to the fourth embodiment is larger than the area surrounded by the BH curve 65 of the thin film magnet of the comparative example, BH indicating the energy of the magnet is shown.
  • the product shows that the thin film magnet 100a is larger than the thin film magnet of the comparative example. This also indicates that the maximum energy product, which is one of the important performances of the magnet, is large.
  • the crystal of SmCo 5 constituting the magnetic body 30 is hexagonal, and the crystal of Sm 2 Co 17 is rhombohedral, and the magnetic body 30 of the thin film magnet 100a according to the embodiment is hexagonal or rhombohedral. Since it is oriented in the (11-20) direction of Sm x Co y , the c-axis of the crystal of the magnetic body 30 is parallel to the in-plane direction D10a. Since the magnetocrystalline anisotropy of SmCo 5 is in the c-axis direction, the magnetic body 30 has the magnetocrystalline anisotropy in the in-plane direction D10a.
  • FIG. 20 shows a magnetization curve of the thin film magnet 100a according to the fourth embodiment.
  • FIG. 20 shows a magnetization curve 61 in the in-plane direction D10a of the thin film magnet 100a and a magnetization curve 62 in the stacking direction D1 perpendicular to the in-plane direction D10a.
  • the thin-film magnet 100a has a larger magnetization in the magnetization curve 61 in the in-plane direction D10a than in the magnetization curve 62 in the stacking direction D1. Show. Therefore, by using Co oriented in the (110) direction for the intermediate layer 32, the thin film magnet 100a has magnetic anisotropy in the in-plane direction D10a and generates a strong magnetic field in the in-plane direction D10a.
  • the magnetic layer 31 and the magnetic layer 33 are , Having a magnetocrystalline anisotropy in the perpendicular direction D10b and generating a strong magnetic field in the perpendicular direction D10b.
  • the thin film magnet 100a by using Sm x Co y having a high energy product for the magnetic layers 31 and 33 and using Co or Cu as the intermediate layer 32, a predetermined direction, for example, The thin film magnet 100a having magnetic anisotropy in the in-plane direction D10a or the perpendicular direction D10b, having a high energy product, a coercive force that is necessary and sufficient, and a large residual magnetic flux density can be formed.
  • the c-axis of the plurality of crystal grains of the magnetic body 30 generally faces the in-plane direction D10a.
  • the magnetic body 30 in the fourth embodiment has a polycrystalline structure and crystal dispersion, This does not mean that the c-axes of the crystal grains are completely in the same direction.
  • the magnetic body 30 has magnetic anisotropy in the in-plane direction D10a. This does not mean that the c-axis of the plurality of crystal grains of the magnetic body 30 is generally in the in-plane direction D10a, but the c-axis of all the crystal grains is completely in the in-plane direction D10a.
  • the crystal direction is the c-axis direction as a whole, and the in-plane direction D10a and the number of crystal grains forming the c-axis angle of 0 ° or more and less than 45 ° If the number is larger than the number of crystal grains forming an angle of 45 ° or more and 90 ° or less with the inward direction D10a, the same effect can be obtained although the effect is large or small.
  • magnetic layer 31 and magnetic layer 33 according to the fourth embodiment is configured with Sm x Co y, not limited to this.
  • a part of Co can be replaced with Fe and Cu to further increase the magnetization as a material.
  • Zr or the like may be mixed into the magnetic layers 31 and 33 as an additive.
  • the magnetic layer 31 and the magnetic layer 33 may be Sm 2 Fe 14 N 3 containing N which is an interstitial material by replacing Co and Fe of Sm x Co y .
  • the magnetic layers 31 and 33 may be manufactured by using a nitrogen-substituted atmosphere for crystallization and performing nitriding to intrude nitrogen.
  • a Sm a Fe b N c target may be sputtered at a low temperature in a mixed atmosphere of Ar gas and N 2 gas to form an amorphous Sm x Fe y N z layer above the substrate 10. Then, an amorphous Sm x Fe y N z layer may be formed above the substrate 10 by low-temperature sputtering of an SmFe target in a mixed atmosphere of Ar gas and N 2 gas. After that, the SmFeN layer formed above the substrate 10 is heat-treated in a high-purity nitrogen that has been replaced after the back pressure is evacuated to a vacuum atmosphere or an ultra-high vacuum. Thereby crystallize the Sm 2 Fe 14 N 3.
  • the intermediate layer 32 may be made of cubic Fe having a (110) plane crystallographically parallel to the surface 810 of the substrate 10 instead of Co.
  • cubic CoFe having a (110) plane crystallographically parallel to the surface 810 of the substrate 10 may be used.
  • Ni having a crystal orientation of the (111) plane may be used instead of Cu.
  • hexagonal metal particles 32p with crystal orientation of the (0001) plane may be used instead of Cu.
  • Ti, Co, Zr, Mg, and Hf may be used as the hexagonal metal particles 32p. In particular, Ti is preferable because there are few lattice mismatches. Note that hexagonal Co can be obtained by controlling the sputtering conditions.
  • the oxidation suppression layer 20a may contain Nb, W, or Mo instead of Ta.
  • the oxidation suppression layer 20a is required to be a nonmagnetic material and have a high melting point.
  • the oxidation suppressing layer 20a preferably has a melting point that is at least three times the heat treatment temperature at which the SmCo 5 films of the magnetic layer 31 and the magnetic layer 33 are crystallized. Thereby, when the magnetic body layer 31 and the magnetic body layer 33 are crystallized, it can suppress effectively that the oxidation suppression layer 20a recrystallizes.
  • the oxidation suppression layer 20a contains at least one of Ta, Nb, W, and Mo.
  • the oxidation suppression layer 20b is the same as the oxidation suppression layer 20a.
  • the oxidation suppression layer 20a and the oxidation suppression layer 20b are not necessarily made of the same material, but in the present embodiment, the same material is used from the viewpoint of reducing the materials used.
  • the intermediate layer 32 does not need to be a continuous body in the in-plane direction D10a of the substrate 10, and there is no functional problem even if it is partly island-shaped or broken. That is, in the embodiment, the “intermediate layer” is a layer disposed between a plurality of magnetic layers, and is not only a continuous body in the in-plane direction D10a of the substrate 10, but also partly islands. It also includes configurations that are in the shape of or are discontinuous. That is, in the magnetic layer, a region where the distribution concentration of the metal particles 32p is higher than the surroundings is referred to as an “intermediate layer”.
  • the concentration of the metal particles 32p constituting the intermediate layer 32 is measured, and a region where the distribution concentration of the metal particles 32p is locally higher than the surroundings is determined as the intermediate layer 32. There is also a method.
  • the same effect is obtained even when the thickness of the intermediate layer 32 in the stacking direction D1 is changed from 1 nm to 30 nm.
  • the structure in which the intermediate layer 32 diffuses with the magnetic layer 31 and the magnetic layer 33 to form a part of an island is confirmed by a scanning transmission electron microscope, and the same effect can be obtained even if the thickness is changed as described above. Make sure that there is.
  • FIG. 21 is a cross-sectional view of a thin film magnet 200a according to the fifth embodiment.
  • the same reference numerals are assigned to the same portions as those of the thin film magnet 100a according to the fourth embodiment shown in FIG.
  • the thin film magnet 200a according to the fifth embodiment is different from the thin film magnet 100a according to the fourth embodiment in the structure of the magnetic layer.
  • the thin film magnet 200a includes a magnetic body 230 provided on the upper surface 820a of the oxidation suppression layer 20a, instead of the magnetic body 30 of the thin film magnet 100a shown in FIG.
  • the oxidation suppression layer 20 b is provided on the upper surface 8230 of the magnetic body 230.
  • the magnetic body 230 of the thin film magnet 200a includes a magnetic layer 231, an intermediate layer 232, a magnetic layer 233, an intermediate layer 234, and a magnetic layer 235 in this order. It has the structure laminated
  • the magnetic body 230 includes a magnetic layer 231 provided on the upper surface 820a of the oxidation suppression layer 20a, an intermediate layer 232 provided on the upper surface 8231 of the magnetic layer 231, and an upper surface of the intermediate layer 232.
  • the magnetic layer 233 provided on the 8232, the intermediate layer 234 provided on the upper surface 8233 of the magnetic layer 233, and the magnetic layer 235 provided on the upper surface 8234 of the intermediate layer 234 are included.
  • the magnetic body layer 231 and the magnetic body layer 233 correspond to the magnetic body layer 31 and the magnetic body layer 33 in the magnetic body 30 in the fourth embodiment.
  • the intermediate layer 232 in the fifth embodiment corresponds to the intermediate layer 32 in the fourth embodiment.
  • the magnetic body 230 according to the fifth embodiment is obtained by stacking the intermediate layer 234 and the magnetic body layer 235 on the magnetic body layer 33 in the thin film magnet 100a according to the fourth embodiment.
  • the magnetic layer 235 has the same composition as the magnetic layer 31 and the magnetic layer 33 and is obtained by the same manufacturing process as the magnetic layer 31 and the magnetic layer 33.
  • the intermediate layer 234 is obtained by the same manufacturing process with the same composition as the intermediate layer 32.
  • the thin film magnet 200a in the present embodiment also has the same function and effect as the thin film magnet 100a according to the fourth embodiment.
  • the thin film magnet 200 a is expected to improve the coercive force due to the effect of suppressing the continuous growth of particles.
  • the present disclosure is not limited to this embodiment.
  • Sm x Co y is used as the material constituting the magnetic layers 31, 33, 231, 233, and 235, but the magnetic layers 31, 33, 231, 233, and 235 are formed.
  • the material is not limited to this, and a material in which a part of Co is replaced with Fe and Cu may be used, or a material mixed with Zr or the like as an additive may be used.
  • Sm 2 Fe 14 N 3 may be used.
  • the oxidation suppression layers 20a and 20b are not limited to materials containing Ta as described above, and may contain Nb, W or Mo instead of Ta. Moreover, the same material may be used for the oxidation suppression layers 20a and 20b, and different materials may be used privately.
  • the oxidation suppression layers 20a and 20b, the magnetic layers 31, 33, 231, 233, and 235 and the intermediate layers 32, 232, and 234 may be formed by sputtering as described in the above-described embodiment, It may be formed by other methods.
  • the temperature of heat processing is not restricted to the temperature mentioned above, You may change suitably according to material.
  • the thin film magnet 100a (200a) includes the substrate 10, the amorphous oxidation suppression layer 20a formed on the upper surface 810 of the substrate, and the magnetic layer 31 (231) formed on the oxidation suppression layer 20a. ), An intermediate layer 32 (232) formed on the magnetic layer 31 (231), a magnetic layer 33 (233) formed on the intermediate layer 32 (232), and a magnetic layer 33 (233) And an oxidation suppression layer 20b in an amorphous state formed above.
  • the intermediate layer 32 includes metal particles 32p. The metal particles 32p are diffused in the magnetic layers 31, 33 (231, 233), and the concentration of the metal particles 32p in the magnetic layers 31, 33 (231, 233) is from the intermediate layer 32 (232). It decreases as you move away.
  • the thin film magnet has magnetic anisotropy in a predetermined direction, for example, the in-plane direction D10a or the perpendicular direction D10b, has a high energy product, a sufficiently large coercive force, and a large residual magnetic flux density.
  • 100a (200a) can be formed.
  • the magnetic layers 31 and 33 (231 and 233) may have magnetocrystalline anisotropy in the in-plane direction D10a parallel to the upper surface 810 of the substrate 10.
  • the magnetic layers 31, 33 (231, 233) are formed so that the orientation direction of the magnetic layers 31, 33 (231, 233) is the in-plane direction D10a, the in-plane direction D10a A thin film magnet 100a having magnetic anisotropy is obtained.
  • the intermediate layer 32 (232) may be composed of a cubic crystal oriented in the (110) direction or a hexagonal crystal oriented in the (11-20) direction.
  • the orientation direction of the magnetic layers 31, 33 (231, 233) can be easily controlled to the in-plane direction D10a according to the orientation direction of the intermediate layer 32 (232).
  • the intermediate layer 32 (232) may include at least one of Co (cobalt) and Fe (iron).
  • the orientation direction of the magnetic layers 31, 33 (231, 233) can be easily controlled to the in-plane direction D10a.
  • the magnetic layers 31 and 33 (231 and 233) may have magnetocrystalline anisotropy in the perpendicular direction D10b perpendicular to the upper surface 810 of the substrate 10.
  • the magnetic layers 31, 33 (231, 233) are formed so that the orientation direction of the magnetic layers 31, 33 (231, 233) is the perpendicular direction D10b.
  • the thin film magnet 100a (200a) having magnetic anisotropy can be obtained.
  • intermediate layer 32 (232) may be composed of crystals having a cubic structure oriented in the (111) direction.
  • the orientation direction of the magnetic layers 31, 33 (231, 233) can be easily controlled to the perpendicular direction D10b according to the orientation direction of the intermediate layer 32 (232).
  • intermediate layer 32 (232) may include Cu (copper).
  • the orientation direction of the magnetic layers 31, 33 (231, 233) can be easily controlled to the perpendicular direction D10b.
  • the intermediate layer 32 (232) may be composed of crystals having a hexagonal crystal structure oriented in the (0001) direction.
  • the orientation direction of the magnetic layers 31, 33 (231, 233) can be easily controlled to the perpendicular direction D10b according to the orientation direction of the intermediate layer 32 (232).
  • intermediate layer 32 (232) may contain Ti (titanium) or Zr (zirconium).
  • the orientation direction of the magnetic layers 31, 33 (231, 233) can be easily controlled to the perpendicular direction D10b.
  • the intermediate layer 32 (232) may have a crystallization temperature lower than that of the magnetic layers 31, 33 (231, 233).
  • the magnetic layer 31 (231) can be maintained in an amorphous state.
  • the magnetic layers 31 and 33 (231 and 233) may contain Sm (samarium).
  • a material containing at least one of Sm, Pr, Nd, Y, La, and Gd and Co, for example, Sm x Co y is used for the magnetic layers 31 and 33 (231 and 233).
  • Sm x Co y is used for the magnetic layers 31 and 33 (231 and 233).
  • the oxidation suppression layers 20a and 20b may include at least one of Ta (tantalum), Nb (niobium), W (tungsten), and Mo (molybdenum).
  • the oxidation suppressing layers 20a and 20b having a high oxidation suppressing function can be formed.
  • the thin film magnet 200a may further include an intermediate layer 234 formed on the magnetic layer 233 and a magnetic layer 235 formed on the intermediate layer 234.
  • the intermediate layer 234 includes metal particles 234p.
  • the metal particles 234p are diffused in the magnetic layers 233 and 235, and the concentration of the metal particles 234p in the magnetic layers 233 and 235 may decrease as the distance from the intermediate layer 234 increases.
  • the magnetic layer 235 may have magnetocrystalline anisotropy in the in-plane direction D10a parallel to the upper surface 810 of the substrate 10.
  • the intermediate layer 234 may be composed of a crystal having a cubic structure oriented in the (110) direction or a crystal having a hexagonal structure oriented in the (11-20) direction.
  • the intermediate layer 234 may include at least one of Co (cobalt) and Fe (iron).
  • the magnetic layer 235 may have magnetocrystalline anisotropy in a perpendicular direction D10b perpendicular to the upper surface 810 of the substrate 10.
  • the intermediate layer 234 may be composed of crystals having a cubic structure oriented in the (111) direction.
  • the intermediate layer 234 may contain Cu (copper).
  • the intermediate layer 234 may be composed of a hexagonal crystal oriented in the (0001) direction.
  • the intermediate layer 234 may contain Ti (titanium) or Zr (ruthenium).
  • the intermediate layers 232 and 234 may have a crystallization temperature lower than that of the magnetic layers 231, 233 and 235.
  • the magnetic layers 231, 233, and 235 may be formed of a material containing at least one of Sm, Pr, Nd, Y, La, and Gd and Co.
  • the thin film magnet 100a (200a) can be manufactured by the following method.
  • An amorphous oxidation suppression layer 20 a is formed on the upper surface 810 of the substrate 10.
  • a magnetic layer 31 (231) is formed on the oxidation suppression layer 20a.
  • An intermediate layer 32 including metal particles 32p is formed on the magnetic layer 31 (231).
  • a magnetic layer 33 (233) is formed on the intermediate layer 32.
  • the amorphous oxidation suppression layer 20b is formed above the magnetic layer 33 (233.
  • the oxidation suppression layers 20a and 20b, the magnetic layers 31 and 33 (231 and 233), and the intermediate layer 32 are heat-treated.
  • the thin film magnet has magnetic anisotropy in a predetermined direction, for example, the in-plane direction D10a or the perpendicular direction D10b, has a high energy product, a sufficiently large coercive force, and a large residual magnetic flux density.
  • 100a (200a) can be formed.
  • the magnetic layers 31, 33 (231, 233) may be formed in an amorphous state.
  • the intermediate layer 32 (232) may be crystallized, and in the heat treatment, the magnetic layers 31, 33 (231, 233) may be crystallized. .
  • the orientation direction of the magnetic layers 31, 33 (231, 233) can be easily controlled according to the orientation direction of the intermediate layer 32 (232).
  • the magnetic layers 31, 33 (231, 233) include at least one of Sm, Pr, Nd, Y, La, Gd, It may be formed of a material containing Co.
  • a thin film magnet 100a (200a) having a high energy product can be formed by using a material containing Sm, for example, Sm x Co y for the magnetic layers 31, 33 (231, 233). it can.
  • the magnetic layers 31, 33 (231, 233) may be formed by setting the surface temperature of the substrate 10 to 400 ° C. or lower.
  • the intermediate layer 32 (232) may be formed by setting the surface temperature of the substrate 10 to 400 ° C. or lower.
  • the heat treatment the surface temperature of the substrate 10 may be set to 500 ° C. or more, and the oxidation suppression layers 20a and 20b, the magnetic layers 31, 33 (231, 233), and the intermediate layer 32 (232) may be heat treated.
  • the intermediate layer 32 (232) when forming the intermediate layer 32 (232), the intermediate layer 32 (232) can be crystallized, and the magnetic layer 31 (231) can be in an amorphous state.
  • the orientation direction of the magnetic layers 31, 33 (231, 233) can be easily controlled.
  • the oxidation suppression layers 20a and 20b may be formed of a material including at least one of Ta, Nb, W, and Mo.
  • the oxidation suppressing layers 20a and 20b having a high oxidation suppressing function can be formed.
  • terms indicating directions such as “upper surface”, “upward”, and “lower” indicate relative directions determined by the relative positional relationship of the constituent members of the thin film magnet, and indicate absolute directions such as the vertical direction. It is not shown.
  • the thin film magnet according to the present invention is useful as a permanent magnet that requires a high energy product, such as a sensor, an actuator, or a motor.

Abstract

　薄膜磁石は、基板と、基板の上面上に形成されたアモルファス状態の酸化抑制層と、酸化抑制層上に形成された第１の磁性体層と、第１の磁性体層上に形成された中間層と、中間層上に形成された第２の磁性体層と、第２の磁性体層の上方に形成されたアモルファス状態の第２の酸化抑制層とを備える。中間層は金属粒子を含む。金属粒子は、第１の磁性体層中と第２の磁性体層中とに拡散しており、第１の磁性体層中と第２の磁性体層中とでの金属粒子の濃度は中間層から遠ざかるにつれて減少している。

Description

薄膜磁石および薄膜磁石の製造方法
　本発明は、薄膜プロセスを用いて作られる薄膜磁石および薄膜磁石の製造方法に関する。
　近年、センサやアクチュエータ、モータなどの機器に使用する永久磁石として、薄膜磁石が使用されている。薄膜磁石は、基板上に磁性体粒子を含む磁性体層を形成したものである。例えば、磁性体層としてＲ（希土類元素）－Ｃｏ（コバルト）の一つであるＳｍＣｏ（サマリウムコバルト）を含むものが知られている（例えば、特許文献１参照）。
　また、磁性体層を挟むように磁性体層の両面に、磁性体層の酸化を抑制するためにＴａを含む層が配置された薄膜磁石が知られている（例えば、特許文献２参照）。
特開２００４－１３４４１６号公報 特開２００３－１７３２０号公報
　薄膜磁石は、基板と、基板の上面上に形成されたアモルファス状態の酸化抑制層と、酸化抑制層上に形成された第１の磁性体層と、第１の磁性体層上に形成された中間層と、中間層上に形成された第２の磁性体層と、第２の磁性体層の上方に形成されたアモルファス状態の第２の酸化抑制層とを備える。中間層は金属粒子を含む。金属粒子は、第１の磁性体層中と第２の磁性体層中とに拡散しており、第１の磁性体層中と第２の磁性体層中とでの金属粒子の濃度は中間層から遠ざかるにつれて減少している。
図１Ａは実施の形態１にかかる薄膜磁石の基本構成を示す断面図である。 図１Ｂは実施の形態１にかかる他の薄膜磁石の断面図である。 図２は中間層にＣｏを用いた場合の図１Ａに示す薄膜磁石の磁化曲線を示す図である。 図３は実施の形態１にかかる薄膜磁石の断面図である。 図４Ａは実施の形態１にかかる薄膜磁石の製造方法を説明するための断面図である。 図４Ｂは実施の形態１にかかる薄膜磁石の製造方法を説明するための断面図である。 図４Ｃは実施の形態１にかかる薄膜磁石の製造方法を説明するための断面図である。 図４Ｄは実施の形態１にかかる薄膜磁石の製造方法を説明するための断面図である。 図４Ｅは実施の形態１にかかる薄膜磁石の製造方法を説明するための断面図である。 図４Ｆは実施の形態１にかかる薄膜磁石の製造方法を説明するための断面図である。 図４Ｇは実施の形態１にかかる薄膜磁石の製造方法を説明するための断面図である。 図４Ｈは実施の形態１にかかる薄膜磁石の製造方法を説明するための断面図である。 図５は実施の形態１にかかるさらに他の薄膜磁石の断面図である。 図６は実施の形態２にかかる薄膜磁石の断面図である。 図７Ａは実施の形態２にかかる薄膜磁石の製造方法を説明するための断面図である。 図７Ｂは実施の形態２にかかる薄膜磁石の製造方法を説明するための断面図である。 図７Ｃは実施の形態２にかかる薄膜磁石の製造方法を説明するための断面図である。 図７Ｄは実施の形態２にかかる薄膜磁石の製造方法を説明するための断面図である。 図７Ｅは実施の形態２にかかる薄膜磁石の製造方法を説明するための断面図である。 図７Ｆは実施の形態２にかかる薄膜磁石の製造方法を説明するための断面図である。 図７Ｇは実施の形態２にかかる薄膜磁石の製造方法を説明するための断面図である。 図７Ｈは実施の形態２にかかる薄膜磁石の製造方法を説明するための断面図である。 図７Ｉは実施の形態２にかかる薄膜磁石の製造方法を説明するための断面図である。 図７Ｊは実施の形態２にかかる薄膜磁石の製造方法を説明するための断面図である。 図８は実施の形態３にかかる電子デバイスの概略図である。 図９は実施の形態４にかかる薄膜磁石の断面図である。 図１０は実施の形態４にかかる薄膜磁石の製造工程を示すフローチャートである。 図１１は実施の形態４にかかる薄膜磁石の熱処理後の走査型透過電子顕微鏡像の写真図である。 図１２は実施の形態４にかかる薄膜磁石の熱処理後の結晶構造を示すグラフ図である。 図１３は熱処理を行う前の薄膜磁石の結晶構造を示すグラフ図である。 図１４は中間層を設けない比較例の薄膜磁石の走査型透過電子顕微鏡像の写真図である。 図１５は比較例の薄膜磁石の結晶構造を示すグラフ図である。 図１６は実施の形態４にかかる薄膜磁石の熱処理後の走査型透過電子顕微鏡像の写真図である。 図１７は図１６に示す薄膜磁石の組成比を示す図である。 図１８は実施の形態４にかかる薄膜磁石比較例の薄膜磁石の磁化曲線を示す図である。 図１９は実施の形態４にかかる薄膜磁石と比較例の薄膜磁石のＢ－Ｈ曲線の第二象限の図である。 図２０は実施の形態４にかかる薄膜磁石の磁化曲線を示す図である。 図２１は実施の形態５にかかる薄膜磁石の断面図である。
　センサやアクチュエータ、モータなどの機器に使用する永久磁石は、エネルギー積の強いものが求められている。また、近年の磁石は様々な用途に用いられ、用途に応じた特性が求められている。たとえば、センサやアクチュエータなどでは特定の方向に強い磁場を発生する必要があるため、面内方向または面直方向などの所定の方向に異方性を有し、保磁力が必要十分に大きく、残留磁束密度（磁石性能としての残留磁化）が大きい薄膜磁石が求められている。
　上述のように、センサやアクチュエータ、モータなどの機器に使用する永久磁石は、エネルギー積の強い永久磁石が求められている。また、機器を使用する環境も年々苛酷となり、これらの機器に使用される永久磁石には、高い耐熱性や信頼性が求められている。
　一般に、エネルギー積の強い永久磁石として知られているのは、ネオジム磁石である。しかしながら、ネオジム磁石は、高い耐熱性を与えるために埋蔵量の少ない重金属類のＤｙ（ディスプロシウム）を添加する必要があり、高価なものとなる。そこで、ネオジム磁石以外の永久磁石も求められている。
　例えば、Ｒ（希土類元素）－Ｃｏ（コバルト）材料の一つであるＳｍｘＣｏｙを用いた永久磁石は、比較的大きなエネルギー積を有し、且つ、耐熱性が高く温度特性や腐食性の面で優れた磁石である。エネルギー積が高い永久磁石は、同一のエネルギーを得るために必要なそれ自身の体積を小型にすることが可能となり、これを用いる電子機器等の小型化を図ることができる。このような点から、ＳｍｘＣｏｙを用いた永久磁石が注目されている。
　永久磁石の特性としては、Ｂ（磁束密度）－Ｈ（磁界）特性の残留磁束密度と保磁力とがある。残留磁束密度は、磁石として発生する磁力の強さに関係する。保磁力は、外部磁界による磁石の磁極の反転し難さに関係する。一般に、永久磁石としては、残留磁束密度および保磁力の両方が大きくそのＪ（磁化）－Ｈ（磁界）特性の角形性が高いことが好ましい。薄膜磁石についても、残留磁束密度および保磁力の両方を大きくすることに視点をおいた開発がなされている。
　永久磁石は様々な用途に用いられ、用途に応じた特性が求められている。たとえば、センサやアクチュエータなどに使用される永久磁石は、特定の方向に強い磁場を発生する必要がある。磁石に対するこのような要求に対して、従来技術のように残留磁束密度および保磁力の両方を大きくするだけではなく、用途に応じた特性を備えた磁石が開発されている。
　具体的には、磁石を構成する結晶材料の所定の結晶方向に強い異方性を有する、いわゆる強い結晶磁気異方性を有し、保磁力が必要十分に大きいと共に残留磁束密度が大きく、磁化と磁界との関係を示すＪ－Ｈ曲線が角形となるＲ（希土類元素）－Ｃｏ（コバルト）化合物薄膜磁石の開発が行われている。
　また、センサやアクチュエータなどに使用される永久磁石は、Ｘ方向、Ｙ方向、Ｚ方向など、任意の単一方向もしくは複数の特定方向に磁化方向を揃えることが求められる。この場合、前述の結晶磁気異方性の大きいＲ（希土類元素）－Ｃｏ（コバルト）を用いる場合、結晶の配向方向を三次元的に等方とした多結晶とすることで任意の方向に磁化を揃えるいわゆる着磁処理が可能である。しかしながら、この場合、磁化の強い結晶方位が三次元的に等方的に配置されているため、各所望の軸方向では磁化が小さくなり、結果として必要な磁界を生成することが出来ない場合がある。このため、結晶の配向方向を特定に方向に揃える取り組みが有効であり、これにより材料性能を効率良く発揮することができる。しかし、任意の複数の方向に磁化が大きい薄膜磁石を形成するためには高価な単結晶基板を用いたり、基板材料と格子定数差を緩衝するためのバッファ層を形成し結晶配向を制御したりする必要がある。一般的に上述の手段を用いる場合、薄膜の結晶成長と同時に結晶化する手法が用いられるため高温雰囲気で結晶成長させる必要があり、設備コストの増大とスループットの低下のためコストがかかる。また同一の基板に異なる結晶配向方向に成長した異なる方向に結晶磁気異方性を有した薄膜を形成することは難しく、このような薄膜磁石を形成するとしてもコストがかかる。
　以下、実施の形態について、図面を参照しながら具体的に説明する。図面、特に断面図においては、構造を理解しやすくするために、薄膜磁石の実際の寸法と図面での長さとの比は縦と横の方向で互いに異なる。
　なお、以下で説明する実施の形態は、いずれも本開示の一具体例を示すものである。以下の実施の形態で示される数値、形状、材料、構成要素、構成要素の配置位置、接続形態、ステップ及びステップの順序などは一例であり、本開示を限定する主旨ではない。また、以下の実施の形態における構成要素のうち、最上位概念を示す独立請求項に記載されていない構成要素については、任意の構成要素として説明される。
　なお、以下の実施の形態において、六方細密充填構造の結晶を、単に六方晶と呼んでいる。また、面心立方構造の結晶および体心立方構造の結晶は、これらを区別する必要のない場合には、単に立方晶と呼んでいる。
　（実施の形態１）
　［１－１．薄膜磁石の構成］
　図１Ａは実施の形態１にかかる薄膜磁石１の断面図である。薄膜磁石１の基本構成は、基板１０と、酸化抑制層２０ａと、酸化抑制層２０ｂと、酸化抑制層２０ａ、２０ｂの間に設けられた磁性体３０とを備えている。具体的には、酸化抑制層２０ａは基板１０の上面８１０上に設けられている。磁性体３０は酸化抑制層２０ａの上面８２０ａ上に設けられている。酸化抑制層２０ｂは磁性体３０の上面８３０上に設けられている。基板１０と酸化抑制層２０ａと磁性体３０と酸化抑制層２０ｂとはこの順に、基板１０の上面８１０と直角の積層方向Ｄ１に積層されている。磁性体３０は、酸化抑制層２０ａの上面８２０ａ上に設けられた磁性体層３１と、磁性体層３１の上面８３１上に設けられた中間層３２と、中間層３２の上面８３２上に設けられた磁性体層３３とを有している。磁性体層３１と中間層３２と磁性体層３３とはこの順に積層方向Ｄ１に積層されている。磁性体層３３の上面８３３は磁性体３０の上面８３０を構成する。積層方向Ｄ１における酸化抑制層２０ａと磁性体３０と酸化抑制層２０ｂの厚さはそれぞれ５００ｎｍ程度である。
　基板１０は、例えば、絶縁体であるＳｉＯ２よりなる熱酸化膜が形成された表面を有するＳｉ基板である。基板１０は、Ｓｉ基板に限らず、後の熱処理に耐え得る基板であれば特に制限はない。基板１０は、例えば、耐熱ガラス、サファイア基板、もしくはＭｇＯ基板などの単結晶基板、セラミック（Ａｌ２Ｏ３またはＺｒＯ２またはＭｇＯを主成分としたもの）基板、またはセラミック基板上に耐熱ガラスグレーズを形成したものであってもよい。
　酸化抑制層２０ａおよび酸化抑制層２０ｂは、例えば、高融点金属であるＴａを含むアモルファス層で構成されている。なお、酸化抑制層２０ａおよび酸化抑制層２０ｂに含まれる金属は、Ｔａに限らず、Ｔａ、Ｎｂ、Ｗ、およびＭｏの少なくとも一つを含む構成であってもよい。
　磁性体層３１および磁性体層３３はＲ（希土類元素）を含んでいる。具体的にはＳｍである。例えば、磁性体層３１および磁性体層３３は、六方晶の構成を有するＳｍＣｏ５で構成されている。積層方向Ｄ１における磁性体層３１および磁性体層３３の厚さはそれぞれ２５０ｎｍ程度である。なお、磁性体層３１および磁性体層３３は、ＳｍＣｏ５に代えて菱面体晶の構成を有するＳｍ２Ｃｏ１７で構成されていてもよい。なお、実施の形態において、ＳｍＣｏ５とＳｍ２Ｃｏ１７とを区別する必要のない場合には、正の数ｘ、ｙを用いて単にＳｍｘＣｏｙと示している。
　中間層３２は、磁性体層３１よりも低い保磁力を有してかつ高い残留磁化を有する金属粒子３２ｐを含んでいる。積層方向Ｄ１において中間層３２の厚さは、磁性体層３１および磁性体層３３の厚さに対して十分薄く、例えば、１ｎｍ～１０ｎｍ程度である。また、中間層３２は、磁性体層３１および中間層３２の形成後に形成される磁性体層３３の形成時に、磁性体層３１および磁性体層３３がアモルファス状態を維持することができるように、磁性体層３１および磁性体層３３よりも結晶化温度が低い材料により形成されている。
　一例として、中間層３２は、ＣｏまたはＣｕの金属粒子３２ｐを含む層で構成されている。中間層３２を構成するＣｏは、（１１０）方向に配向した面心立方構造、すなわち立方晶の結晶である。また、中間層３２を構成するＣｕは、（１１１）方向に配向した面心立方構造、すなわち立方晶の結晶である。
　中間層３２がＣｏを含む層で構成されている場合には、磁性体層３１および磁性体層３３は、結晶化後に六方晶または菱面体晶のＳｍｘＣｏｙの（１１－２０）方向に配向する。したがって、磁性体層３１および磁性体層３３は、基板１０の上面８１０に対して平行な面が六方晶または菱面体晶のＳｍｘＣｏｙの（１１－２０）面となるように配向した構成となっている。これにより、磁性体層３１および磁性体層３３は、基板１０の上面８１０に対して平行である面内方向Ｄ１０ａに結晶磁気異方性を有する。また、磁性体層３１および磁性体層３３には、Ｃｏよりなる金属粒子３２ｐが拡散している。拡散したＣｏよりなる金属粒子３２ｐの濃度は、中間層３２から遠ざかるにつれて減少する構成となっている。
　図１Ｂは実施の形態１にかかる他の薄膜磁石１ａの断面図である。図１Ｂにおいて、図１Ａに示す薄膜磁石１と同じ部分には同じ参照番号を付す。図１Ａに示す薄膜磁石１の中間層３２は必ずしも単一の層であるとは限らない。特に、中間層３２にＣｕを用いた場合には、中間層３２は少なくとも３つの層よりなることが好ましい。図１Ｂに示す薄膜磁石１ａでは、中間層３２は、下層３２ｂ、中央層３２ａ、上層３２ｃとの３つの三層からなる。具体的には、下層３２ｂは磁性体層３１の上面８３１上に設けられている。中央層３２ａは下層３２ｂの上面８３２ｂ上に設けられている。上層３２ｃは中央層３２ａの上面８３２ａ上に設けられている。上層３２ｃの上面８３２ｃは中間層３２の上面８３２を構成する。中央層３２ａの主成分は磁性体層３１、３２の成分でもあるＣｏである。上層３２ｂおよび下層３２ｃの主成分はＣｕである。上層３２ｂおよび下層３２ｃは、（１１１）方向に配向した立方晶構造もしくは拡散したＣｕと希土類元素Ｓｍとから構成される（０００１）方向に配向した六方晶構造を有する。中央層３２ａの主成分がＣｏであるのは、元々中央層３２ａに位置したＣｕ原子が製造過程において、磁性体層３１、３２に存在しているＣｏ原子の一部と置換したからと推測できる。このような現象は、中間層３２に、Ｔｉ（チタン）やＺｒ（ジルコニウム）を用いた場合にも生じる。
　磁性体層３１、３２の結晶磁気異方性に影響を与えるのは、中間層３２における磁性体層３１または磁性体層３２との境界部の結晶の配向の方向である。従って、中間層３２が３つの層からなる場合には、磁性体層３１の結晶磁気異方性に影響を与えるのは下層３２ｂの結晶配向の方向であり、磁性体層３２の結晶磁気異方性に影響を与えるのは上層３２ｃの結晶配向の方向である。
　以下、本開示において、中間層３２が単層である場合と多層からなる場合を特に区別せず説明する。中間層３２の組成や結晶配向に言及するときは、中間層３２と隣接する磁性体層３１、３２との境界の部分を対象としている。
　ここで、薄膜磁石１の磁化について説明する。
　図２は、Ｃｏよりなる金属粒子３２ｐを含有する中間層３２を備えた薄膜磁石１の磁化曲線を示す。図２において、横軸は磁界の強さを示し、縦軸は磁化の強さを示す。図２は、薄膜磁石１の面内方向Ｄ１０ａの磁化曲線Ｍ１ａと、面内方向Ｄ１０ａに直角の面直方向Ｄ１０ｂ（積層方向Ｄ１）の磁化曲線Ｍ１ｂを示している。
　図２に示すように、中間層３２にＣｏを用いた場合には、薄膜磁石１は、積層方向Ｄ１の磁化曲線Ｍ１ｂよりも面内方向Ｄ１０ａの磁化曲線Ｍ１ａのほうが大きな磁化を示している。したがって、中間層３２に（１１０）方向に配向したＣｏを用いることにより、薄膜磁石１は、面内方向Ｄ１０ａに結晶磁気異方性を有し、面内方向Ｄ１０ａに強い磁界を発生させる。
　また、中間層３２の金属粒子３２ｐがＣｕよりなる場合には、磁性体層３１および磁性体層３３は、結晶化後に六方晶または菱面体晶のＳｍｘＣｏｙの（０００１）方向に配向する。したがって、磁性体層３１および磁性体層３３は、基板１０の面８１０に対して六方晶または菱面体晶のＳｍｘＣｏｙの（０００１）面が平行となるように配向した構成となっている。これにより、磁性体層３１および磁性体層３３は、基板１０の面８１０に対して垂直である面直方向Ｄ１０ｂに結晶磁気異方性を有する。また、磁性体層３１および磁性体層３３には、Ｃｕよりなる金属粒子３２ｐが拡散している。磁性体層３１、３３中の拡散したＣｕよりなる金属粒子３２ｐの濃度は、中間層３２から離れるにつれて減少する構成となっている。
　中間層３２に（１１１）方向に配向したＣｕよりなる金属粒子３２ｐを用いた場合、熱処理後の薄膜磁石１において、磁性体層３１および磁性体層３３は、面直方向Ｄ１０ｂに結晶磁気異方性を有し、面直方向Ｄ１０ｂに強い磁界を発生させる。
　次に、実施の形態１にかかる薄膜磁石１００の構成について説明する。図３は、実施の形態１にかかる薄膜磁石１００の断面図である。図３において、図１Ａに示す薄膜磁石１と同じ部分には同じ参照番号を付す。
　薄膜磁石１００は、上述した薄膜磁石１における磁性体層３１、中間層３２および磁性体層３３でそれぞれ構成される複数の磁性体３０が積層された構成を有している。より詳細には、薄膜磁石１００は、上述した薄膜磁石１の酸化抑制層２０ｂ上に、磁性体３０と同様の構成である磁性体４０と、酸化抑制層２０ｃとをさらに積層した構成を有している。
　詳細には、図３に示すように、薄膜磁石１００は、基板１０と、酸化抑制層２０ａ、酸化抑制層２０ｂと、酸化抑制層２０ｃと、酸化抑制層２０ａ、２０ｂの間に設けられた磁性体３０と、酸化抑制層２０ｂ、２０ｃの間に設けられた磁性体４０とを備えている。具体的には、薄膜磁石１００は、基板１０と、基板１０の上面８１０上に設けられた酸化抑制層２０ａと、酸化抑制層２０ａの上面８２０ａ上に設けられた磁性体３０と、磁性体３０の上面８３０上に設けられた酸化抑制層２０ｂと、酸化抑制層２０ｂの上面８２０ｂ上に設けられた磁性体４０と、磁性体４０の上面８４０上に設けられた酸化抑制層２０ｃとを備える。
　酸化抑制層２０ａ、２０ｂ、２０ｃは同様の成分よりなる。
　磁性体４０は、上述した薄膜磁石１における磁性体３０と同様の構成であり、酸化抑制層２０ｂの上面８２０ｂ上に設けられた磁性体層４１と、磁性体層４１の上面８４１上に設けられた中間層４２と、中間層４２の８４２上に設けられた磁性体層４３とを有している。磁性体層４３の上面８４３は磁性体４０の上面８４０を構成する。磁性体４０は、上述した薄膜磁石１の基本構成における磁性体３０の構成と同様である。磁性体層４１、中間層４２および磁性体層４３は、それぞれ、上述した薄膜磁石１の基本構成における磁性体３０の磁性体層３１、中間層３２および磁性体層３３に相当する。
　磁性体４０（磁性体層４３）の上面８４０（上面８４３）上には酸化抑制層２０ｃが設けられている。
　ここで、中間層３２は、例えば、Ｃｏよりなる金属粒子３２ｐを含む。これにより、上述したように、磁性体層３１および磁性体層３３は、基板１０の面８１０に対して六方晶または菱面体晶のＳｍｘＣｏｙの（１１－２０）面と平行となるように配向する。したがって、磁性体層３１および磁性体層３３は、基板１０の面８１０に対して平行である面内方向Ｄ１０ａに結晶磁気異方性を有する。
　また、中間層４２は、例えば、Ｃｕよりなる金属粒子４２ｐを含む。これにより、磁性体層４１および磁性体層４３は、基板１０の面８１０に六方晶または菱面体晶のＳｍｘＣｏのｙ（０００１）面が平行となるように配向する。したがって、磁性体層４１および磁性体層４３は、基板１０の面８１０に対して垂直である面直方向Ｄ１０ｂに結晶磁気異方性を有する。
　尚、実施の形態１ではＲ（希土類元素）－Ｃｏ（コバルト）化合物の具体例としてＳｍｘＣｏｙを示したが、希土類元素としてＰｒ、Ｎｄ、Ｙ、Ｌａ、Ｇｄを用いても良い。
　［１－２．薄膜磁石の製造方法］
　以下、本実施の形態にかかる薄膜磁石１００の製造方法について説明する。図４Ａから図４Ｈは薄膜磁石１００の製造工程を示す断面図である。
　薄膜磁石１００の製造では、まず、基板１０を用意する。基板１０には、例えば、上述したように、絶縁体であるＳｉＯ２よりなる熱酸化膜が形成された表面を有するＳｉ基板を用いる。
　次に、図４Ａに示すように、基板１０の面８１０に酸化抑制層２０ａを薄膜工法により形成する。酸化抑制層２０ａは、Ｔａをスパッタリングにより着膜したものである。このとき、基板１０の上面８１０上に着膜した酸化抑制層２０ａはアモルファス状態である。なお、酸化抑制層２０ａ、後に説明する酸化抑制層２０ｂおよび酸化抑制層２０ｃに含まれる金属は、Ｔａに限らず、Ｔａ、Ｎｂ、Ｗ、およびＭｏの少なくとも一つを含む構成であってもよい。
　次に、図４Ｂに示すように、酸化抑制層２０ａの上面８２０ａ上に磁性体層３１を薄膜工法により形成する。磁性体層３１は、ＳｍｘＣｏｙをスパッタリングにより着膜したものである。磁性体層３１を形成するときには、基板１０の上面８１０の表面温度を４００℃以下に設定する。基板１０の表面温度を４００℃以下とするのは、磁性体層３１をアモルファス状態とするために、ＳｍｘＣｏｙの結晶化温度未満で磁性体層３１を形成する必要があるからである。
　なお、基板１０の表面温度の設定は、同一の熱容量を有した別の基板に熱電対を埋め込み、基板の温度を事前に測定した結果に基づいて行う。基板１０の温度の下限は、スパッタリングの反応速度および冷却能力を考慮するが、室温としてもよい。また、冷却能力を有する装置を用いる場合には、基板１０の温度の下限を室温より低温としてもよい。
　このように、基板１０の表面温度をＳｍｘＣｏｙの結晶化温度未満に設定することにより、ＳｍｘＣｏｙをスパッタリングで着膜した直後の磁性体層３１の結晶構造は、アモルファス状態となる。
　尚、ＳｍｘＣｏｙの着膜には組成調整された合金を用いてもよいし、単体のＳｍ金属と単体のＣｏ金属をそれぞれの電力の比率を調整し同時スパッタ（コ・スパッタ）し組成制御された合金を用いてもよいし、単体のＳｍ金属と単体のＣｏ金属を厚みの比率を変えて組成制御する超格子構造とした合金を用いてもよい。尚、超格子構造とする場合は、Ｓｍ金属層、Ｃｏ金属層からなる超格子層がアモルファス状態となるように形成する必要があり、１ｎｍ以下の超格子構造とすることが好ましい。
　次に、図４Ｃに示すように、磁性体層３１の上面８３１上に中間層３２を薄膜工法で形成する。中間層３２は、Ｃｏをスパッタリングにより着膜したものである。中間層３２を形成するときも、磁性体層３１を形成するときと同様に、基板１０の温度を４００℃以下にする。これにより、磁性体層３１の結晶化を抑制し、磁性体層３１をアモルファス状態で維持することができる。なお、中間層３２を構成するＣｏよりなる金属粒子３２ｐは結晶化し、（１１０）方向に配向している。Ｃｏを（１１０）方向に配向するように金属粒子３２ｐを結晶化させるには、スパッタリングの形成条件を制御することでできる。
　次に、図４Ｄに示すように、中間層３２の上面８３２上に磁性体層３３を薄膜工法で形成する。磁性体層３３は、ＳｍｘＣｏｙをスパッタリングにより着膜したものである。磁性体層３３を形成するときも、磁性体層３１を形成するときと同様、基板１０の温度は４００℃以下にする。これにより、ＳｍｘＣｏｙをスパッタリングで着膜した直後の磁性体層３３の結晶構造は、アモルファス状態となる。
　なお、一例として、磁性体層３１、中間層３２および磁性体層３３を形成する際の温度は室温であり、これらの層を形成し始める時の基板１０の表面温度は１６℃～２５℃であってもよい。
　次に、図４Ｅに示すように、磁性体層３３の上面８３３上に酸化抑制層２０ｂを薄膜工法で形成する。酸化抑制層２０ｂは、酸化抑制層２０ａと同様、Ｔａをスパッタリングにより着膜したものである。このとき、磁性体層３３上に着膜した酸化抑制層２０ｂは、アモルファス状態である。
　次に、図４Ｆに示すように、酸化抑制層２０ｂの上面８２０ｂ上に磁性体層４１を薄膜工法により形成する。磁性体層４１は、磁性体層３１と同様、ＳｍｘＣｏｙをスパッタリングにより着膜したものである。磁性体層４１を形成するときには、基板１０の表面温度を４００℃以下に設定する。これにより、磁性体層４１は、アモルファス状態に形成される。
　次に、図４Ｇに示すように、磁性体層４１の上面８４１上に中間層４２を薄膜工法で形成する。中間層４２は、Ｃｕをスパッタリングにより着膜したものである。中間層４２を形成するときも、基板１０の温度は４００℃以下である。これにより、磁性体層４１の結晶化を抑制し、磁性体層４１をアモルファス状態で維持することができる。なお、中間層３２を構成するＣｕよりなる金属粒子４２ｐは結晶化し、（１１１）方向に配向している。
　次に、図４Ｈに示すように、中間層４２の上面８４２上に磁性体層４３を薄膜工法で形成する。磁性体層４３は、ＳｍｘＣｏｙをスパッタリングにより着膜したものである。磁性体層４３を形成するときも、基板１０の温度は４００℃以下である。これにより、ＳｍｘＣｏｙをスパッタリングで着膜した直後の磁性体層４３の結晶構造は、アモルファス状態となる。
　なお、磁性体層４１、中間層４２および磁性体層４３を形成する際の温度は室温であり、これらの層の形成の開始時の基板１０の表面温度は１６℃～２５℃であってもよい。
　続けて、磁性体層４３の上面８４３上に酸化抑制層２０ｃを薄膜工法で形成する。酸化抑制層２０ｃは、酸化抑制層２０ｂと同様、Ｔａをスパッタリングにより着膜したものである。このとき、磁性体層４３上に着膜した酸化抑制層２０ｃは、アモルファス状態である。
　次に、酸化抑制層２０ａと磁性体層３１と中間層３２と磁性体層３３と酸化抑制層２０ｂと磁性体層４１と中間層４２と磁性体層４３と酸化抑制層２０ｃが形成された基板１０を熱処理により結晶化する。熱処理は、真空雰囲気もしくは還元雰囲気もしくは非酸化雰囲気で行うことが好ましい。真空雰囲気については、残留酸素や残留水分を十分に除去した超高真空もしくは超々高真空雰囲気が好ましい。還元雰囲気については、超々高真空に背圧を真空排気した後に水素を導入した雰囲気が好ましく、非酸素雰囲気については超々高真空に排気した後にＡｒ（アルゴン）ガスを導入した雰囲気が好ましい。
　熱処理の温度は、基板１０の表面温度が５００℃以上となるように設定する。熱処理の基板１０の温度の上限は特にないが、装置からの脱離ガスなどが磁性体３０中に拡散して磁性体層３１および磁性体層３３が酸化されない範囲であればよい。また、熱処理の温度は、酸化抑制層２０ａと酸化抑制層２０ｂと酸化抑制層２０ｃとがアモルファス状態を維持できるように、酸化抑制層２０ａと酸化抑制層２０ｂと酸化抑制層２０ｃの結晶化温度よりも低い温度とすることが好ましい。
　一例として、熱処理による結晶化は、基板１０の表面温度が５００℃以上７００℃以下の真空中において行ってもよい。また、加熱開始前の装置の背圧を１０－４Ｐａ以下、加熱時の圧力を５×１０－４Ｐａ以下としてもよい。
　なお、熱処理を行うときの基板１０の温度および真空条件は、これらの条件に限らず、脱離ガスの磁性体３０中への拡散により磁性体層３１および磁性体層３３が酸化されるのを抑制することができる雰囲気であればよい。例えば、熱処理時の真空度は、１０－３Ｐａ以下としてもよい。
　熱処理を行うことにより、中間層３２を構成するＣｏの金属粒子３２ｐは、磁性体層３１および磁性体層３３へ拡散する。また、磁性体層３１および磁性体層３３は結晶化し、このとき、中間層３２の配向に応じて配向する。上述のように、（１１０）方向に配向したＣｏよりなる金属粒子３２ｐを中間層３２に用いた場合、熱処理後の薄膜磁石１００において、磁性体層３１および磁性体層３３は、六方晶または菱面体晶のＳｍｘＣｏｙの（１１－２０）面が基板１０の基板１０の面８１０に対して平行となるように配向する。したがって、磁性体層３１および磁性体層３３は、面内方向Ｄ１０ａに結晶磁気異方性を有することとなる。なお、酸化抑制層２０ａおよび酸化抑制層２０ｂは熱処理中においてもアモルファス状態であるので、磁性体層３１および磁性体層３３は、中間層３２と磁性体層３１および磁性体層３３の両界面を結晶成長の起点として面内方向Ｄ１０ａに配向して結晶化する。
　また、熱処理を行うことにより、中間層４２を構成するＣｕの金属粒子４２ｐは、磁性体層４１および磁性体層４３へ拡散する。また、磁性体層４１および磁性体層４３は結晶化し、このとき、中間層４２の配向に応じて配向する。上述のように、（１１１）方向に配向したＣｕよりなる金属粒子４２ｐを中間層４２に用いた場合、熱処理後の薄膜磁石１００において、磁性体層４１および磁性体層４３は、六方晶または菱面体晶のＳｍｘＣｏｙの（０００１）面が基板１０の基板１０の面８１０に対して平行となるように配向する。したがって、磁性体層４１および磁性体層４３は、面直方向Ｄ１０ｂに結晶磁気異方性を有することとなる。なお、酸化抑制層２０ｃおよび酸化抑制層２０ｄは熱処理中においてもアモルファス状態であるので、磁性体層４１および磁性体層４３は、中間層４２と磁性体層３１および磁性体層３３の両界面を結晶成長の起点として面直方向Ｄ１０ｂに配向して結晶化する。
　なお、上述した中間層３２と中間層４２の結晶化は、同一の熱処理において同時に行われる。
　以上のように、熱処理を行う工程により、磁性体層３１と中間層３２と磁性体層３３とは磁性体３０を構成し、磁性体層４１と中間層４２と磁性体層４３とは磁性体４０を構成する。そして、磁性体３０は、基板１０の面８１０に対して平行である面内方向Ｄ１０ａに結晶磁気異方性を有し、磁性体４０は、基板１０の面８１０に対して垂直である面直方向Ｄ１０ｂに結晶磁気異方性を有する。
　その後、磁性体３０および磁性体４０の着磁を行う。着磁の方法は、磁化の方向と平行に磁束が磁性体３０、４０を貫通するように、磁性体３０、４０に対して磁界を印加する。
　一般的に磁性体の磁化困難軸方向への磁気飽和に必要な磁界は容易軸方向と比較し十分大きいため、例えば面内磁気異方性を持つ磁性体３０の困難軸方向（面直方向Ｄ１０ｂ）の磁気飽和に必要な磁界は、面直磁気異方性を持つ磁性体４０の容易軸方向（面直方向Ｄ１０ｂ）の磁気飽和に必要な磁界より十分大きく、磁性体４０の困難軸方向（面内方向Ｄ１０ａ）の磁気飽和に必要な磁界は、磁性体３０の容易軸方向（面内方向Ｄ１０ａ）の磁気飽和に必要な磁界より十分大きい。従って、磁性体３０および磁性体４０のそれぞれの磁化容易軸方向の保磁力を比較し、保磁力が大きい方の磁性体の容易軸方向から着磁すれば良い。また、磁性体３０の容易軸方向（面内方向Ｄ１０ａ）と磁性体４０の容易軸方向（面直方向Ｄ１０ｂ）の保磁力が等しい場合は、磁性体４０の方が反磁界の影響で飽和に必要な磁界が大きくなるため、磁性体４０から着磁すれば良い。
　上述の製造方法により、磁性体３０は面内方向Ｄ１０ａに磁界を発生し、磁性体４０は面直方向Ｄ１０ｂに磁界を発生する。
　なお、磁気飽和に必要な磁界の大小関係は、ＳｍとＣｏとの組成比率や、結晶配向性、粒子径、添加物などの様々な条件やその組み合わせによって、面内方向Ｄ１０ａと面直方向Ｄ１０ｂとで上述した順序とは逆になるが、そのときは着磁の順序も逆にしてもよい。
　なお、実施の例では熱処理と磁化処理を別々に行ったが、熱処理と着磁処理を同時に行うこともできる。
　［１－３．効果等］
　以上、実施の形態１にかかる薄膜磁石１００では、エネルギー積の高いＳｍｘＣｏｙを磁性体層３１、３３、４１、４３に使用し、中間層３２および中間層４２としてそれぞれＣｏおよびＣｕを使用することにより、面内方向Ｄ１０ａおよび面直方向Ｄ１０ｂに結晶磁気異方性を有し、エネルギー積が高く、保磁力が必要十分に大きいと共に残留磁束密度が大きい薄膜磁石１００を形成することができる。また、配向の異なる磁性体３０および磁性体４０が積層されるので、面内方向Ｄ１０ａおよび面直方向Ｄ１０ｂに磁気異方性を有する磁性体３０、４０が同時に形成された薄膜磁石１００が得られる。
　なお、磁性体３０の複数の結晶粒子のｃ軸すなわちＳｍｘＣｏｙの（０００１）方向の軸は概ね面内方向Ｄ１０ａを向いているが、実施の形態１における磁性体３０は多結晶構造であり結晶分散を有しているため、全ての結晶粒子のｃ軸が完全に面内に同一の方向を向いているという意味ではない。例えば、中間層としてＣｏを用いた場合、磁性体３０は面内方向Ｄ１０ａに結晶磁気異方性を有するが、これは、磁性体３０の複数の結晶粒子のｃ軸は概ね面内方向Ｄ１０ａを向いているが、全ての結晶粒子のｃ軸が完全に面内方向Ｄ１０ａを向いているという意味ではない。実施の形態１における磁性体３０は、ｃ軸方向が全体として面内方向Ｄ１０ａを向いていればよく、面内方向Ｄ１０ａに対し０°以上４５°未満の角度を成すｃ軸を有する結晶粒子の数が、面内方向Ｄ１０ａに対し４５°以上９０°以下の角度を成すｃ軸を有する結晶粒子の数より多ければ、効果の大小はあるものの同様の効果を得ることができる。
　また、面内方向Ｄ１０ａの結晶磁気異方性については、実施の形態１では、磁性体３０は面内方向Ｄ１０ａにおいて等方に結晶磁気異方性を生じている。これにより、同一の基板１０において、面内方向Ｄ１０ａおよび面直方向Ｄ１０ｂの任意の方向に保磁力の大きい薄膜磁石を同時に形成することができるとともに、面内方向Ｄ１０ａにおいては、任意の方向に着磁することができる。
　なお、面内方向Ｄ１０ａの面内での磁気異方性については、等方的であるため、面内方向Ｄ１０ａにおいて互いに略９０°異なる２つの方向に磁界を生ずるように着磁されても良い。これにより、同一の基板１０において、例えばＸ方向、Ｙ方向およびＺ方向の３方向に磁界を効率良く発生させることが出来る薄膜磁石１００を同時に形成することができる。
　また、実施の形態１にかかる磁性体層３１、磁性体層３３、磁性体層４１および磁性体層４３は、ＳｍｘＣｏｙで構成されているが、これに限られない。たとえば、Ｃｏとの一部をＣｕとＦｅに置き換え、材料としての磁化や保磁力をさらに上げることも可能である。また、Ｃｏと他の元素との置換の効果を上げるために、添加物としてＺｒなどを混入させてもよい。また、磁性体層３１、３３、４１、４３は、ＳｍｘＣｏｙのＣｏとＦｅを置換させ、さらに、侵入型の材料であるＮを含んだＳｍ２Ｆｅ１７Ｎ３としてもよい。Ｓｍ２Ｆｅ１７Ｎ３は菱面体晶である。この場合、結晶化の際に窒素置換した雰囲気を用いることで結晶化することで窒素を侵入させることで磁性体層３１、３３、４１、４３を作製してもよい。また、磁性体層３１、３３、４１、４３に中間層３２に窒化物材料を含む材料を用いてもよい。
　尚、この場合Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎは６５０℃以上の温度で分解することが知られているため、６００℃以下の温度で磁性体層３１、３３、４１、４３を結晶化することが望ましい。
　詳細には、ＳｍＦｅＮのターゲットをＡｒガスとＮ２ガスの混合雰囲気中で低温スパッタし、基板１０の上方にアモルファス状態のＳｍＦｅＮの層を形成してもよいし、ＳｍＦｅのターゲットをＡｒガスとＮ２ガスの混合雰囲気中で低温スパッタし、基板１０の上方にアモルファス状態のＳｍＦｅＮの層を形成してもよい。そして、その後、基板１０の上方に形成されたＳｍＦｅＮの層を真空雰囲気もしくは超々高真空に背圧を真空引きした後に減圧調整した高純度窒素中で熱処理する。これにより、ＳｍＦｅＮを結晶化する。
　また、上述した実施の形態１では、磁性体３０が面内方向Ｄ１０ａの結晶磁気異方性を有し、磁性体４０が面直方向Ｄ１０ｂの結晶磁気異方性を有するとしたが、磁性体３０の結晶磁気異方性が面直方向Ｄ１０ｂであり、磁性体４０の結晶磁気異方性が面内方向Ｄ１０ａであってもよい。より詳細には、中間層３２を（１１１）方向に配向したＣｕで構成し、中間層４２を（１１０）方向に配向したＣｏで構成してもよい。
　また、上述した中間層３２は、Ｃｏに代えて、基板１０の面８１０に平行に（１１０）面が結晶配向した立方晶のＦｅを用いてもよい。同様に、Ｃｏに代えて、基板１０の面８１０に対して平行に（１１０）面が結晶配向した立方晶のＣｏＦｅを用いてもよい。また、中間層４２として、Ｃｕに代えて、（１１１）面が結晶配向したＮｉを用いてもよい。または、中間層３２として、Ｃｕに代えて、（０００１）面が結晶配向した六方晶の金属粒子３２ｐを用いてもよい。この六方晶の金属粒子３２ｐとして、Ｔｉ、Ｃｏ、Ｚｒ、ＭｇまたはＨｆを用いてもよい。特に、Ｔｉは格子不整合が少ないので好ましい。なお、六方晶のＣｏはスパッタリングの形成条件を制御することで得る。また、中間層３２と中間層４２とを構成する材料を入れ替えてもよい。
　また、酸化抑制層２０ａ、酸化抑制層２０ｂおよび酸化抑制層２０ｃは、Ｔａの代わりに、Ｎｂ、ＷまたはＭｏを含んでいてもよい。酸化抑制層２０ａ、酸化抑制層２０ｂおよび酸化抑制層２０ｃは、非磁性体で高融点であることが求められる。特に、磁性体層３１、磁性体層３３、磁性体層４１および磁性体層４３のＳｍＣｏ５膜が結晶化する熱処理温度の３倍以上の融点を有していることが好ましい。これにより、磁性体層３１、磁性体層３３、磁性体層４１および磁性体層４３を結晶化する際に、酸化抑制層２０ａ、酸化抑制層２０ｂおよび酸化抑制層２０ｃが再結晶化することを効果的に抑制できる。なお、酸化抑制層２０ａ、酸化抑制層２０ｂおよび酸化抑制層２０ｃは、Ｔａ、Ｎｂ、ＷおよびＭｏの少なくとも一つを含んでいればよい。
　酸化抑制層２０ａ、酸化抑制層２０ｂおよび酸化抑制層２０ｃは、特に同一材料である必要はないが、本実施の形態では使用材料の削減の観点で同一材料としている。
　なお、中間層３２および中間層４２は、基板１０の面内方向Ｄ１０ａで連続である必要はなく、一部島状となったり途切れていたりしても機能上なんら問題はない。すなわち、実施の形態１において、「中間層」とは、複数の磁性体層の間に配置される層であれば、基板１０の面内方向Ｄ１０ａにおいて連続である場合だけでなく、一部島状となったり途切れていたりする構成も含む。
　中間層３２、４２の存在を確認する方法としては、例えば、透過型電子顕微鏡で観測することにより確認する方法がある。また、透過型電子顕微鏡で観測する以外には、中間層３２、４２をそれぞれ構成する金属粒子３２ｐ、４２ｐの濃度を測定し、金属粒子３２ｐ、４２ｐの分布濃度が局部的に高い領域を中間層３２、４２と判断する方法もある。
　また、中間層３２および中間層４２の積層方向Ｄ１での厚みについては、１ｎｍ～３０ｎｍまで変化させた場合でも同様の効果があることを確認している。走査型透過電子顕微鏡によって、磁性体３０において、中間層３２が磁性体層３１および磁性体層３３と拡散し一部島状となっている構造も確認しており、上述のように厚みを変えても同一の効果があることを確認している。
　（実施の形態１の変形例）
　次に、実施の形態１の変形例について説明する。図５は、実施の形態１にかかるさらに他の薄膜磁石２００の断面図である。図５において、図３に示す薄膜磁石１００と同じ部分には同じ参照番号を付す。
　図５に示すように、薄膜磁石２００は、薄膜磁石１００と同様、磁性体３０が面内方向Ｄ１０ａの結晶磁気異方性を有し、磁性体４０が面直方向Ｄ１０ｂの結晶磁気異方性を有している。
　図３に示す薄膜磁石１００では、磁性体４０が面直方向Ｄ１０ｂと平行な１つの方向に磁化されている。図５に示す薄膜磁石２００では、磁性体４０が、面直方向Ｄ１０ｂと平行な上方向Ｄ８１０ｂに磁化されている領域４０ｂと面直方向Ｄ１０ｂと平行で下方向Ｄ９１０ｂに磁化されている領域４０ａとを有する。
　より詳細には、薄膜磁石２００では、図５に示すように、磁性体４０は、磁化の方向が面直方向Ｄ１０ｂと平行な下方向Ｄ９１０ｂすなわち酸化抑制層２０ｃから酸化抑制層２０ｂの方向に磁化された領域４０ａと、面直方向Ｄ１０ｂと平行な上方向Ｄ８１０ｂすなわち酸化抑制層２０ｂから酸化抑制層２０ｃの方向に磁化された領域４０ｂとを有している。
　一般に、面直方向の結晶磁気異方性を有する薄膜磁石では、薄膜の厚さ方向に膜厚に反比例した反磁界が発生するため、磁化の大きさは、薄膜の厚さに大きく依存する。すなわち、膜厚が薄いほど薄膜磁石の磁化の大きさは小さくなる。そのため、磁性体４０から外部へ発生する磁束密度が低下しやすくなったり、磁化方向と反対の磁場での磁化反転が生じやすくなったりなどの性能の低下を招きやすい。
　薄膜磁石２００では、磁性体４０での面直方向Ｄ１０ｂの磁化の方向が領域４０ａと領域４０ｂとで反対となっているため、面直方向Ｄ１０ｂのうちの下方向Ｄ９１０ｂに領域４０ａを貫通した磁束は、面内方向Ｄ１０ａに結晶磁気異方性を有する磁性体３０において面内方向Ｄ１０ａに貫通し、さらに、面直方向Ｄ１０ｂのうちの上方向Ｄ８１０ｂに領域４０ｂを貫通する。したがって、磁束が通る磁路長が長くなり反磁界の影響が小さくなるため、磁化は大きくなる。よって、薄膜磁石２００において、面直方向Ｄ１０ｂの磁化は大きくなるので、磁性体４０における磁化の方向は安定したものとなる。磁性体３０の代わりに軟磁性層を備えた構成でも磁性体４０における磁化の方向の安定は得られるが、熱処理の際に軟磁性層にその表面性の劣化、相互拡散による合金化、または粒子成長などに伴う磁気特性の劣化が生じる。これに対して、上述した薄膜磁石２００は、このような問題が生じない。
　なお、一例として、磁性体４０において、磁性体層４１および磁性体層４３の積層方向Ｄ１（面直方向Ｄ１０ｂ）での厚さはそれぞれ２５０ｎｍ程度であり、中間層４２の積層方向Ｄ１（面直方向Ｄ１０ｂ）での厚さは５～１００ｎｍ程度である。また、領域４０ａおよび領域４０ｂの面内方向Ｄ１０ａでの幅は、例えば、数μｍ程度である。
　（実施の形態２）
　［２－１．薄膜磁石の製造方法］
　図６は、実施の形態２にかかる薄膜磁石３００の断面図である。図６において、図３に示す実施の形態１における薄膜磁石１００と同じ部分には同じ参照番号を付す。
　図３に示す実施の形態１にかかる薄膜磁石１００では、磁性体３０の上方に磁性体４０が積層されている。図６に示す実施の形態２にかかる薄膜磁石３００では、磁性体３３０と磁性体３４０とが基板１０の同一の上面８１０上に形成されている。
　図６に示すように、実施の形態２にかかる薄膜磁石３００では、１つの基板１０の上面８１０上に、面内方向Ｄ１０ａに結晶磁気異方性を有する薄膜磁石３００ａと、面直方向Ｄ１０ｂに結晶磁気異方性を有する薄膜磁石３００ｂとが設けられている。
　薄膜磁石３００ａは、基板１０の上面８１０上に設けられた酸化抑制層３２０ａと、酸化抑制層３２０ａの上面８３２０ａ上に設けられた磁性体３３０と、磁性体３３０の上面８３３０上に設けられた酸化抑制層３２０ｂとを有している。基板１０と酸化抑制層３２０ａと磁性体３３０と酸化抑制層３２０ｂとはこの順で積層方向Ｄ１に積層されている。磁性体３３０は、酸化抑制層３２０ａの上面８３２０ａ上に設けられた磁性体層３３１と、磁性体層３３１の上面８３３１上に設けられた中間層３３２と、中間層３３２の上面８３３２上に設けられた磁性体層３３３とを有している。磁性体層３３１と中間層３３２と磁性体層３３３とはこの順で積層方向Ｄ１に積層されている。磁性体層３３３の上面８３３３は磁性体３３０の上面８３３０を構成する。磁性体３３０は、面内方向Ｄ１０ａに結晶磁気異方性を有している。
　中間層３３２は、磁性体層３３１よりも低い保磁力を有してかつ高い残留磁化を有する金属粒子３３２ｐを含んでいる。磁性体層３３１および磁性体層３３３には金属粒子３３２ｐが拡散している。拡散した金属粒子３３２ｐの濃度は、中間層３３２から遠ざかるにつれて減少する。
　薄膜磁石３００ｂは、基板１０の上面８１０上に設けられた酸化抑制層３２０ｃと、酸化抑制層３２０ｃの上面８３２０ｃに設けられた磁性体３４０と、磁性体３４０の上面８３４０に設けられた酸化抑制層３２０ｄとを有している。基板１０と酸化抑制層３２０ｃと磁性体３４０と酸化抑制層３２０ｄとはこの順で積層方向Ｄ１に積層されている。磁性体３４０は、酸化抑制層３２０ｃの上面８３２０ｃに設けられた磁性体層３４１と、磁性体層３４１の上面８３４１上に設けられた中間層３４２と、中間層３４２の上面８３４２に設けられた磁性体層３４３とを有している。磁性体層３４１と中間層３４２と磁性体層３４３とはこの順で積層方向Ｄ１に積層されている。磁性体層３４３の上面８３４３は磁性体３４０の上面８３４０を構成する。磁性体３４０は、面直方向Ｄ１０ｂに結晶磁気異方性を有している。
　中間層３４２は、磁性体層３４１よりも低い保磁力を有してかつ高い残留磁化を有する金属粒子３４２ｐを含んでいる。磁性体層３４１および磁性体層３４３には金属粒子３４２ｐが拡散している。拡散した金属粒子３４２ｐの濃度は、中間層３４２から遠ざかるにつれて減少する。
　このような構成により、配向の異なる磁性体３３０および磁性体３４０が１回の製造工程において同一面内に形成されるので、面内方向Ｄ１０ａおよび面直方向Ｄ１０ｂに結晶磁気異方性を有する薄膜磁石３００を同時に提供することができる。
　［２－２．薄膜磁石の製造方法］
　以下、薄膜磁石３００の製造方法について説明する。図７Ａから図７Ｊは薄膜磁石３００の製造工程を示す断面図である。
　薄膜磁石３００の製造では、実施の形態１にかかる薄膜磁石１００の製造と同様、まず、基板１０を用意する。基板１０には、例えば、上述したように絶縁体であるＳｉＯ２よりなる熱酸化膜が設けられた表面を有するＳｉ基板を用いる。
　次に、図７Ａに示すように、基板１０の上面８１０に酸化抑制層３２０ａおよび酸化抑制層３２０ｃとなる酸化抑制層４２０ａを薄膜工法により形成する。酸化抑制層３２０ａと酸化抑制層３２０ｃとは、同一の材料および工法により酸化抑制層４２０ａとして同時に一体に形成される。
　酸化抑制層４２０ａは、Ｔａをスパッタリングにより着膜したものである。このとき、基板１０の上面８１０上に着膜した酸化抑制層４２０ａは、アモルファス状態である。なお、酸化抑制層３２０ａ（４２０ａ）と酸化抑制層３２０ｂと酸化抑制層３２０ｃ（４２０ａ）と酸化抑制層３２０ｄに含まれる金属は、Ｔａに限らず、Ｔａ、Ｎｂ、Ｗ、およびＭｏの少なくとも一つを含む構成であってもよい。
　続けて、酸化抑制層４２０ａの上面８４２０ａ上に、磁性体層３３１および磁性体層３４１となる磁性体層４３１を薄膜工法により形成する。磁性体層３３１と磁性体層３４１とは、同一の材料および同一の工法により磁性体層４３１として同時に一体に形成される。
　磁性体層４３１は、ＳｍｘＣｏｙをスパッタリングにより着膜したものである。磁性体層４３１を形成するときには、基板１０の表面温度を４００℃以下に設定する。これにより、磁性体層４３１は、アモルファス状態で維持される。
　尚、ＳｍｘＣｏｙの着膜には組成調整された合金を用いてもよいし、単体のＳｍ金属と単体のＣｏ金属をそれぞれの電力の比率を調整し同時スパッタ（コ・スパッタ）し組成制御された合金を用いてもよいし、単体のＳｍ金属と単体のＣｏ金属を厚みの比率を変えて組成制御する超格子構造とした合金を用いてもよい。尚、超格子構造とする場合は、Ｓｍ金属層、Ｃｏ金属層からなる超格子層がアモルファス状態となるように形成する必要があり、１ｎｍ以下の超格子構造とすることが好ましい。
　次に、図７Ｂに示すように、薄膜磁石３００ｂが形成される領域における磁性体層４３１の上面８４３１の部分８４３１ｂ上に、メタルマスク３５０を配置する。そして、図７Ｃに示すように、メタルマスク３５０が配置されていない磁性体層４３１の上面８４３１の部分８４３１ａ上に、中間層３３２となる中間層４３２を薄膜工法で形成する。中間層４３２は、Ｃｏをスパッタリングにより着膜したものである。
　中間層４３２を形成するときも、磁性体層４３１を形成するときと同様に、基板１０の温度は４００℃以下にする。これにより、磁性体層４３１の結晶化を抑制し、磁性体層４３１をアモルファス状態で維持することができる。さらに低温で形成することで高温でのメタルマスク３５０の構成材料と基板１０との熱膨張の差によるマスクのズレやメタルマスク３５０の温度反りによるパターン精度低下の影響を最小化できる。なお、中間層４３２を構成するＣｏは結晶化し、（１１０）方向に配向している。
　次に、図７Ｄに示すように、メタルマスク３５０を除去した後、薄膜磁石３００ａが形成される領域である中間層４３２の上面８４３２上にメタルマスク３６０を配置する。そして、図７Ｅに示すように、メタルマスク３６０が配置されていない磁性体層４３１の上面８４３１の部分８４３１ｂ上に中間層３４２となる中間層４４２を薄膜工法で形成する。中間層４４２は、Ｃｕをスパッタリングにより着膜したものである。図では中間層４３２、４４２は境界部分Ｐ３００において互いに隣り合っているが間隔をあけても良いし一部中間層が重なっても良い。
　中間層４４２を形成するときも、磁性体層４３１を形成するときと同様に、基板１０の温度は４００℃以下にする。これにより、磁性体層４３１の結晶化を抑制し、磁性体層４３１をアモルファス状態で維持することができる。さらに低温で形成することでメタルマスク３６０と基板１０間の熱膨張によるマスクのズレの影響を最小化できる。なお、中間層４４２を構成するＣｕは結晶化し、（１１１）方向に配向している。
　次に、図７Ｆに示すように、メタルマスク３６０を除去する。その後、図７Ｇに示すように、中間層４３２の上面８４３２と中間層４４２の上面８４４２上に、磁性体層３３３および磁性体層３４３となる磁性体層４３３を薄膜工法で形成する。磁性体層３３３と磁性体層３４３とは、同一の材料および同一の工法により磁性体層４３３として同時に一体に形成される。
　磁性体層４３３は、ＳｍｘＣｏｙをスパッタリングにより着膜したものである。磁性体層４３３を形成するときも、磁性体層４３１を形成するときと同様、基板１０の温度は４００℃以下にする。これにより、磁性体層３３３の結晶構造は、アモルファス状態で維持される。
　なお、一例として、磁性体層４３１、中間層４３２および磁性体層４３３を形成する際の温度は室温であり、これらの層の形成の開始時の基板１０の表面温度は１６℃～２５℃であってもよい。
　次に、図７Ｇに示すように、磁性体層４３３の上面８４３３上に酸化抑制層３２０ｂおよび酸化抑制層３２０ｄとなる酸化抑制層４２０ｂを薄膜工法で形成する。酸化抑制層３２０ｂと酸化抑制層３２０ｄとは、同一の材料および工法により酸化抑制層４２０ｂとして同時に一体に形成される。
　酸化抑制層４２０ｂは、酸化抑制層４２０ａと同様、Ｔａをスパッタリングにより着膜したものである。このとき、磁性体層４３３の上面８４３３上に着膜した酸化抑制層４２０ｂは、アモルファス状態である。
　次に、図７Ｈに示すように、酸化抑制層４２０ｂの上面８４２０ｂ上にレジスト３７０を配置する。レジスト３７０は、中間層４３２と中間層４４２との境界部分Ｐ３００を含まない領域、すなわち、薄膜磁石３００ａおよび薄膜磁石３００ｂが最終的に形成される領域の酸化抑制層４２０ｂの上面８４２０ｂ上に配置される。レジスト３７０から酸化抑制層４２０ｂの上面８４２０ｂの部分８４２０ｅが露出する。
　続けて、図７Ｉに示すように、レジスト３７０が配置されなかった領域すなわちレジスト３７０から露出する酸化抑制層４２０ｂの上面８４２０ｂの部分８４２０ｅから、中間層４３２と中間層４４２の境界部分Ｐ３００を含むように、酸化抑制層４２０ａと磁性体層４３１と中間層４３２と中間層４４２と磁性体層４３３と酸化抑制層４２０ｂとを貫通して基板１０の上面８１０まで達する孔３８０をエッチングにより形成する。孔３８０により、酸化抑制層４２０ａは酸化抑制層３２０ａ、３２０ｃに分離し、磁性体層４３１は磁性体層３３１、３４１に分離し、中間層４３２、４４２は互いに離れてそれぞれ中間層３３２、３４２となり、磁性体層４３３は磁性体層３３３、３４３に分離し、酸化抑制層４２０ｂは酸化抑制層３２０ｂ、３２０ｄに分離する。これにより、酸化抑制層３２０ａと磁性体層３３１と中間層３３２と磁性体層３３３と酸化抑制層３２０ｂとを有する薄膜磁石３００ａが、酸化抑制層３２０ｂと磁性体層３４１と中間層３４２と磁性体層３４３と酸化抑制層３２０ｄとを有する薄膜磁石３００ｂから分離される。このときのエッチングは、ウェットエッチングを用いてもよいし、反応性イオンエッチング、イオンミリングなどのドライエッチングを用いてもよい。
　次に、図７Ｊに示すように、レジスト３７０をレジスト剥離剤やアッシングなどにより酸化抑制層３２０ｂ、３２０ｄの上面８３２０ｂ、８３２０ｄから剥離する。これにより、薄膜磁石３００ａにおいては、基板１０上に、酸化抑制層２０ａと、磁性体層３３１と、中間層３３２と、磁性体層３３３と、酸化抑制層２０ｂとが積層された構成が形成される。また、薄膜磁石３００ｂにおいては、基板１０上に、酸化抑制層３２０ｃと、磁性体層３４１と、中間層３４２と、磁性体層３４３と、酸化抑制層３２０ｄとが積層された構成が形成される。
　次に、上述のように薄膜磁石３００ａと薄膜磁石３００ｂとが形成された基板１０を、熱処理により結晶化する。熱処理の条件は、上述した実施の形態１にかかる薄膜磁石１００の熱処理の条件と同様であるため、詳細な説明は省略する。
　尚、レジスト３７０は感光性の有機レジストを前提として記載しているが、非磁性体の金属材料や酸化物材料等の無機材料をマスク蒸着などによりパターニング形成し、この無機材料をレジストの代替として用いることも可能である。このようにすれば、パターニング後にレジストを剥離する行程を省くことが可能となり、薄膜形成、パターニング、熱処理工程を真空雰囲気を破ることなく工程を進めることができ、磁石３３０と磁石３４０間の孔３８０の側面に露出した磁石３３０、３４０の酸化を抑制することが出来るためより好ましい。
　非磁性体の金属材料として例えば、ＴａやＷ、非磁性体の酸化物としてＳｉＯ２などを用いることが出来るが、後の行程であるエッチング時の選択性を考慮して材料を選定すればよい。尚、非磁性体の金属材料として酸化抑制層３２０ｂ、３２０ｄと同一材料を用いることもできるが、この場合、エッチング後にも３２０ｂ、３２０ｄが酸化抑制層として機能するだけの膜厚が残る必要がある。
　熱処理を行うことにより、中間層３３２を構成するＣｏの金属粒子は、磁性体層３３１および磁性体層３３３へ拡散する。また、磁性体層３３１および磁性体層３３３は結晶化し、このとき、中間層３３２の配向に応じて配向する。上述のように、（１１０）方向に配向したＣｏを中間層３３２に用いた場合、熱処理後の薄膜磁石１００において、磁性体層３３１および磁性体層３３３は、六方晶または菱面体晶のＳｍｘＣｏｙの（１１－２０）面が基板１０の基板面に対して平行となるように配向する。したがって、磁性体層３３１および磁性体層３３３は、面内方向に結晶磁気異方性を有することとなる。
　また、熱処理を行うことにより、中間層３４２を構成するＣｕの金属粒子は、磁性体層３４１および磁性体層３４３へ拡散する。また、磁性体層３４１および磁性体層３４３は結晶化し、このとき、中間層３４２の配向に応じて配向する。上述のように、（１１１）方向に配向したＣｕを中間層３４２に用いた場合、熱処理後の薄膜磁石１００において、磁性体層３４１および磁性体層３４３は、六方晶または菱面体晶のＳｍｘＣｏｙの（０００１）面が基板１０の基板面に対して平行となるように配向する。したがって、磁性体層３４１および磁性体層３４３は、面直方向に結晶磁気異方性を有することとなる。
　以上のように、熱処理を行う工程により、中間層３３２の下方に形成された磁性体層３３１と、中間層３３２と、中間層３３２の上方に形成された磁性体層３３３とは、磁性体３３０を構成し、中間層３４２の下方に形成された磁性体層３４１と、中間層３４２と、中間層３４２の上方に形成された磁性体層３４３とは、磁性体３４０を構成する。磁性体３３０は、基板１０の面８１０に対して平行である面内方向Ｄ１０ａに結晶磁気異方性を有し、磁性体３４０は、基板１０の面８１０に対して垂直である面直方向Ｄ１０ｂに結晶磁気異方性を有する。
　その後、磁性体３３０および磁性体３４０の着磁を行う。着磁の方法は、磁化の方向と平行に磁性体３３０、３４０中を磁束が貫通するように、磁性体３３０、３４０に対して磁界を印加する。
　一般的に磁性体の磁化が困難な軸方向への磁気飽和に必要な磁界は磁化が容易な軸方向と比較し十分大きいため、例えば面内磁気異方性を持つ磁性体３３０の磁化が困難な軸方向（面直方向Ｄ１０ｂ）の磁気飽和に必要な磁界は、面直磁気異方性を持つ磁性体３４０の磁化が容易な軸方向（面直方向Ｄ１０ｂ）の磁気飽和に必要な磁界より十分大きく、磁性体４０の磁化が困難な軸方向（面内方向Ｄ１０ａ）の磁気飽和に必要な磁界は、磁性体３０の磁化が容易な軸方向（面内方向Ｄ１０ａ）の磁気飽和に必要な磁界より十分大きい。従って、磁性体３３０および磁性体３４０のそれぞれの磁化が容易な軸方向の保磁力を比較し、保磁力が大きい方の磁性体の磁化が容易な軸方向から着磁すれば良い。また磁性体３３０の磁化が容易な軸方向（面内方向Ｄ１０ａ）と磁性体３４０の磁化が容易な軸方向（面直方向Ｄ１０ｂ）の保磁力が等しい場合は、磁性体３４０の方が反磁界の影響で飽和に必要な磁界が大きくなるため、磁性体３４０から着磁すれば良い。
　また、磁性体３３０に対して着磁を行う場合は、磁性体３３０の磁気飽和に必要な磁界以上で且つ磁性体３４０の保磁力よりも小さい磁束で着磁を行う方が好ましい。
　上述の製造方法により、磁性体３３０は面内方向Ｄ１０ａに磁界を発生し、磁性体３４０は面直方向Ｄ１０ｂに磁界を発生する。
　なお、磁気飽和に必要な磁界の大小関係は、ＳｍとＣｏとの組成比率や、結晶配向性、粒子径、添加物などの様々な条件やその組み合わせによって、面内方向Ｄ１０ａと面直方向Ｄ１０ｂとで上述した順序とは逆になるが、そのときは着磁の順序も逆にしてもよい。
　なお、実施の形態１では熱処理と磁化処理を別々に行うが、熱処理と着磁処理を同時に行ってもよい。
　［２－３．効果等］
　以上、実施の形態２にかかる薄膜磁石３００では、配向の異なる磁性体３３０および磁性体３４０が同一面８１０内に形成されるので、面内方向Ｄ１０ａおよび面直方向Ｄ１０ｂに結晶磁気異方性を有する薄膜磁石３００を同時に得ることができる。
　（実施の形態３）
　図８は実施の形態３にかかる電子デバイス１００１の概略図である。電子デバイス１００１は実施の形態１、２における薄膜磁石１００（２００、３００）を備える。電子デバイス１００１は、例えば、センサ、アクチュエータ、モータである。
　以上、本開示の実施の形態に係る薄膜磁石について説明したが、本開示は、この実施の形態に限定されるものではない。
　例えば、上述した実施の形態では、磁性体層を構成する材料としてＲ（希土類元素）－Ｃｏ（コバルト）化合物の具体例としてＳｍｘＣｏｙを用いたが、磁性体層を構成する材料はこれに限られず、希土類元素としてＰｒ、Ｎｄ、Ｙ、Ｌａ、Ｇｄを用いても良い。また、ＳｍｘＣｏｙのＣｏとの一部をＣｕとＦｅに置き換えた材料を用いてもよいし、添加物としてＺｒなどを混入させた材料を用いてもよい。また、Ｃｏとの代わりにＦｅを用い、Ｓｍ２Ｆｅ１７Ｎ３としてもよい。
　また、酸化抑制層は、上述したようにＴａを含む材料に限らず、Ｔａの代わりに、Ｎｂ、ＷまたはＭｏを含んでいてもよい。また、全ての酸化抑制層に同一の材料を使用してもよいし、互いに異なる材料を使用してもよい。
　また、基板は、ＳｉＯ２よりなる熱酸化膜が形成された表面を有するＳｉ基板に限らず、例えば、耐熱ガラス、サファイア基板、もしくはＭｇＯ基板などの単結晶基板、セラミック（Ａｌ２Ｏ３やＺｒＯ２、ＭｇＯを主成分としたもの）基板、またはセラミック基板上に耐熱ガラスグレーズを形成したものであってもよい。
　また、酸化抑制層と磁性体層中間層は、上述した実施の形態に示したようにスパッタリングにより形成されてもよいし、他の方法により形成されてもよい。また、熱処理の温度は、上述した温度に限らず、材料に応じて適宜変更してもよい。
　また、実施の形態１、２では、薄膜磁石すなわち磁性材料を例として上述した構成および製造方法について説明したが、磁性材料に限らず、例えば、圧電材料などの他の材料についても、上述した構成および製造方法を適用してもよい。
　また、本開示は、この実施の形態に限定されるものではない。本開示の趣旨を逸脱しない限り、当業者が思いつく各種変形を本実施の形態に施したものや、異なる実施の形態における構成要素を組み合わせて構築される形態も、一つまたは複数の態様の範囲内に含まれてもよい。
　上述のように、実施の形態１にかかる薄膜磁石１００は、基板１０と、基板１０上に形成されたアモルファス状態の酸化抑制層２０ａと、酸化抑制層２０ａ上に形成された磁性体３０と、磁性体３０上に形成されたアモルファス状態の酸化抑制層２０ｂと、酸化抑制層２０ｂ上に形成された磁性体４０と、磁性体４０上に形成されたアモルファス状態の酸化抑制層２０ｃとを備える。磁性体３０は、酸化抑制層２０ａ上に形成された磁性体層３１と、磁性体層３１上に形成された中間層３２と、中間層３２上に形成された磁性体層３３とを有する。中間層３２は金属粒子３２ｐを含む。磁性体４０は、酸化抑制層２０ｂ上に形成された磁性体層４１と、磁性体層４１上に形成された中間層４２と、中間層４２上に形成された磁性体層４３とを有する。中間層４２は金属粒子４２ｐを含む。磁性体３０と磁性体４０のうちの一方の磁性体は、基板１０の面８１０に対して平行である面内方向Ｄ１０ａに結晶磁気異方性を有する。磁性体３０と磁性体４０のうちの他方の磁性体は、基板１０の面８１０に対して垂直である面直方向Ｄ１０ｂに結晶磁気異方性を有している。
　この構成によれば、配向の異なる磁性体３０および磁性体４０が１回の製造工程において積層されるので、面内方向Ｄ１０ａおよび面直方向Ｄ１０ｂに結晶磁気異方性をそれぞれ有する磁性体３０、４０が同一の基板１０に積層された薄膜磁石１００を形成することができる。また、エネルギー積が高く、保磁力が必要十分に大きいと共に残留磁束密度が大きい薄膜磁石１００を形成することができる。
　また、酸化抑制層２０ａ、２０ｂ、２０ｃは、Ｔａ（タンタル）、Ｎｂ（ニオブ）、Ｗ（タングステン）、およびＭｏ（モリブデン）の少なくとも一つを含んでいてもよい。
　この構成によれば、酸化抑制機能の高い酸化抑制層２０ａ、２０ｂ、２０ｃを形成することができる。
　実施の形態２にかかる薄膜磁石３００は、基板１０と、基板１０上に形成されたアモルファス状態の酸化抑制層３２０ａと、酸化抑制層３２０ａ上に形成された磁性体３３０と、磁性体３３０上に形成されたアモルファス状態の酸化抑制層３２１ｂと、基板１０上に形成されたアモルファス状態の酸化抑制層３２０ｃと、酸化抑制層３２０ｃ上に形成された磁性体３４０と、磁性体３４０上に形成されたアモルファス状態の酸化抑制層３２０ｄとを備える。磁性体３３０は、酸化抑制層３２０ａ上に形成された磁性体層３３１と、磁性体層３３１上に形成された中間層３３２と、中間層３３２上に形成された磁性体層３３３とを有する。中間層３３２は金属粒子３３２ｐを含む。磁性体３４０は、酸化抑制層３２０ｃ上に形成された磁性体層３４１と、磁性体層３４１上に形成された中間層３４２と、中間層３４２上に形成された磁性体層３４３とを有する。中間層３４２は金属粒子３４２ｐを含む。磁性体３３０および磁性体３４０のうちの一方の磁性体は、基板１０の面８１０に対して平行である面内方向Ｄ１０ａに結晶磁気異方性を有する。磁性体３３０と磁性体３４０のうちの他方の磁性体は、基板１０の面８１０に対して垂直である面直方向Ｄ１０ｂに結晶磁気異方性を有している。
　この構成によれば、配向の異なる磁性体３３０および磁性体３４０が１回の製造工程において同一の面内に形成されるので、面内方向Ｄ１０ａおよび面直方向Ｄ１０ｂに結晶磁気異方性を有する薄膜磁石３００を１回の製造工程において形成することができる。
　また、酸化抑制層３２０ａ、３２０ｂ、３２０ｃ、３２０ｄは、Ｔａ（タンタル）、Ｎｂ（ニオブ）、Ｗ（タングステン）、およびＭｏ（モリブデン）の少なくとも一つを含んでいてもよい。
　この構成によれば、酸化抑制機能の高い酸化抑制層３２０ａ、３２０ｂ、３２０ｃ、３２０ｄを形成することができる。
　また、中間層３２（３３２）と中間層４２（３４２）のうちの一方は、（１１０）方向に配向した立方晶構造の結晶または（１１－２０）方向に配向した六方晶構造の結晶で構成されていてもよく、中間層３２（３３２）と中間層４２（３４２）のうちの他方は、（１１１）方向に配向した立方晶構造の結晶または（０００１）方向に配向した六方晶構造の結晶で構成されてもよい。
　この構成によれば、中間層３２、４２（３３２、３４２）の配向に応じて、磁性体層３１、３３、４１、４３（３３１、３３３、３４１、３４３）の配向を面内方向Ｄ１０ａまたは面直方向Ｄ１０ｂに容易に制御することができる。
　また、上記（１１０）方向に配向した立方晶構造の結晶または（１１－２０）方向に配向した六方晶構造の結晶は、Ｃｏ（コバルト）およびＦｅ（鉄）の少なくともいずれかを含む結晶であり、上記（１１１）方向に配向した立方晶構造または（０００１）方向に配向した六方晶構造の結晶は、Ｔｉ（チタン）またはＺｒ（ジルコニウム）を含む結晶であってもよい。
　この構成によれば、中間層３２、４２（３３２、３４２）にＣｏを用いることにより、磁性体層３１、３３、４１、４３（３３１、３３３、３４１、３４３）の配向を面内方向Ｄ１０ａに容易に制御することができる。また、中間層３２、４２（３３２、３４２）にＣｕを用いることにより、磁性体層３１、３３、４１、４３（３３１、３３３、３４１、３４３）の配向を面直方向Ｄ１０ｂに容易に制御することができる。
　また、金属粒子３２ｐ（３３２ｐ）は、磁性体層３１（３３１）中と磁性体層３３、（３３３）中とに拡散しており、磁性体層３１（３３１）中と磁性体層３３、（３３３）中とでの金属粒子３２ｐ（３３２ｐ）の濃度は中間層３２（３３２）から遠ざかるにつれて減少していてもよい。さらに、金属粒子４２ｐ（３４２ｐ）は、磁性体層４１（３４１）中と磁性体層４３（３４３）中とに拡散しており、磁性体層４１（３４１）中と磁性体層４３（３４３）中とでの金属粒子４２ｐ（３４２ｐ）の濃度は中間層４２（３４２）から遠ざかるにつれて減少していてもよい。
　この構成によれば、中間層３２、４２（３３２、３４２）を構成する金属粒子３２ｐ、４２ｐ（３３２ｐ、３４２ｐ）の拡散により、中間層３２、４２（３３２、３４２）の配向に応じて、磁性体層３１、３３、４１、４３（３３１、３３３、３４１、３４３）の配向を面内方向Ｄ１０ａまたは面直方向Ｄ１０ｂに容易に制御することができる。
　また、磁性体３０（３３０）と磁性体４０（３４０）のうちの上記一方の磁性体は、面内方向Ｄ１０ａにおいて等方に結晶磁気異方性を生じるように結晶が配置されていてもよい。
　この構成によれば、同一の基板１０において、面内方向Ｄ１０ａおよび面直方向Ｄ１０ｂの任意の方向に保磁力の大きい薄膜磁石１００（３００）を同時に形成することができる。
　また、中間層３２（３３２）は、磁性体層３１（３３１）よりも結晶化温度が低く、中間層４２、（３４２）は、磁性体層４１（３４１）よりも結晶化温度が低くてもよい。
　この構成によれば、中間層３２、４２（３３２、３４２）を結晶化しても、磁性体層３１、４１（３３１、３４１）をアモルファス状態で維持することができる。
　また、磁性体層３１、３３、４１、４３（３３１、３３３、３４１、３４３）はＳｍ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｙ、Ｌａ、Ｇｄ内の１つと、Ｃｏとを含んでいてもよい。
　この構成によれば、Ｓｍを含む材料、例えば、ＳｍｘＣｏｙを磁性体層３１、３３、４１、４３（３３１、３３３、３４１、３４３）に使用することにより、エネルギー積の高い薄膜磁石を提供することができる。
　また、薄膜磁石１００は以下の方法で作成することができる。まず、基板１０上に、アモルファス状態の酸化抑制層２０ａを形成する。酸化抑制層２０ａ上に、アモルファス状態の磁性体層３１を形成する。磁性体層３１上に、金属粒子３２ｐを含む中間層３２を形成する。中間層３２上に、アモルファス状態の磁性体層３３を形成する。磁性体層３３上に、アモルファス状態の酸化抑制層２０ｂを形成する。酸化抑制層２０ｂ上に、アモルファス状態の磁性体層４１を形成する。磁性体層４１上に、金属粒子４２ｐを含む中間層４２を形成する。中間層４２上に、アモルファス状態の磁性体層４３を形成する。磁性体層４３の上に、アモルファス状態の酸化抑制層２０ｃを形成する。酸化抑制層２０ａ、２０ｂ、２０ｃと磁性体層３１、３３、４２、４３と中間層３２、４２に熱処理を行う。熱処理により、磁性体層３１、３３と中間層３２とは磁性体３０を構成する。磁性体層４１、４３と中間層４２とは磁性体４０を構成する。磁性体３０と磁性体４０ののうちの一方の磁性体は基板１０の面８１０に対して平行である面内方向Ｄ１０ａに結晶磁気異方性を有しする。磁性体３０と磁性体４０のうちの他方の磁性体は、基板１０の面８１０に対して垂直である面直方向Ｄ１０ｂに結晶磁気異方性を有する。
　この構成によれば、配向の異なる磁性体３０、４０が１回の製造工程において積層されるので、面内方向Ｄ１０ａおよび面直方向Ｄ１０ｂに磁気異方性を有する磁性体３０、４０が同一の基板１０に積層された薄膜磁石１００を形成することができる。また、エネルギー積が高く、保磁力が必要十分に大きいと共に残留磁束密度が大きい薄膜磁石１００を形成することができる。
　また、中間層３２と中間層４２のうちの一方の中間層を、（１１０）方向に配向した立方晶構造の結晶または（１１－２０）方向に配向した六方晶構造の結晶で形成してもよく、中間層３２と中間層４２のうちの他方の中間層を、（１１１）方向に配向した立方晶構造の結晶または（０００１）方向に配向した六方晶構造の結晶で形成してもよい。
　この構成によれば、中間層３２、４２の配向に応じて、磁性体層３１、３３、４１、４３の配向を面内方向Ｄ１０ａまたは面直方向Ｄ１０ｂに容易に制御することができる。
　また、磁性体層３１、３３、４１、４３を形成する工程において、磁性体層３１、３３、４１、４３はＳｍ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｙ、Ｌａ、Ｇｄの内の少なくとも１つと、Ｃｏとを含む材料で形成されてもよい。
　この構成によれば、Ｓｍを含む材料、例えば、ＳｍｘＣｏｙを磁性体層３１、３３、４１、４３に使用することにより、エネルギー積の高い薄膜磁石１００を得ることができる。
　また、磁性体層３１、３３、４１、４３を形成する工程において、磁性体層３１、３３、４１、４３をアモルファス状態に形成し、中間層３２、４２を形成する工程において、中間層３２、４２を結晶化させて形成し、熱処理により磁性体層３１、３３、４１、４３を結晶化させてもよい。
　この構成によれば、中間層３２、４２の配向に応じて、磁性体層３１、３３、４１、４３の配向を容易に制御することができる。
　また、磁性体層３１、３３、４１、４３を形成する工程において、基板１０の表面温度を４００℃以下として磁性体層３１、３３、４１、４３を形成してもよく、中間層３２、４２を形成する工程において、基板１０の表面温度を４００℃以下として中間層３２、４２を形成してもよく、熱処理において、基板１０の表面温度を５００℃以上として酸化抑制層２０ａ、２０ｂ、２０ｃと磁性体層３１、３３、４１、４３と中間層３２、４２に熱処理を行ってもよい。
　この構成によれば、中間層３２を形成するときに、中間層３２を結晶化し、磁性体層３１をアモルファス状態で維持することができる。また、中間層４２を形成するときに、中間層４２を結晶化し、磁性体層４１をアモルファス状態で維持することができる。したがって、中間層３２の配向に応じて、磁性体層３１、３３の配向を容易に制御することができる。また、中間層４２の配向に応じて、磁性体層４１、４３の配向を容易に制御することができる。
　また、薄膜磁石３００は以下の方法で作製することができる。基板１０上に、アモルファス状態の酸化抑制層４２０ａを形成する。酸化抑制層４２０ａ上に、アモルファス状態の磁性体層４３１を形成する。磁性体層４３１上の一部に、金属粒子３３２ｐを含む中間層４３２を形成する。磁性体層４３１上に、金属粒子３４２ｐを含む中間層４４２を形成する。中間層４３２、４４２上に、アモルファス状態の磁性体層４３３を形成する。磁性体層４３３上に、アモルファス状態の酸化抑制層４２０ｂを形成する。酸化抑制層４２０ａ、４２０ｂと磁性体層４３１、４３３とを貫通する孔３８０を形成する。孔３８０を形成した後、酸化抑制層４２０ａ、４２０ｂと磁性体層４３１、４３３と中間層４３２、４４２に熱処理を行う。熱処理により、中間層３３２の下方に位置する磁性体層４３１の部分（磁性体層３３１）と、中間層３３２と、中間層３３２の上方に位置する磁性体層４３３の部分（磁性体層３３３）とは磁性体３３０を構成する。中間層３４２の下方に位置する磁性体層４３１の部分（磁性体層３４１）と、中間層３４２と、中間層３４２の上方に位置する磁性体層４３３の部分（磁性体層３４３）とは磁性体３４０を構成する。磁性体３３０、３４０のうちの一方の磁性体は、基板１０の面８１０に対して平行である面内方向Ｄ１０ａに結晶磁気異方性を有する。磁性体３３０、３４０のうちの他方の磁性体は、基板１０の面８１０に対して垂直である面直方向Ｄ１０ｂに結晶磁気異方性を有する。
　この構成によれば、配向の異なる磁性体３３０、３４０が１回の製造工程において同一面内に形成されるので、面内方向Ｄ１０ａおよび面直方向Ｄ１０ｂに磁気異方性を有する薄膜磁石３００を１回の製造工程において形成することができる。
　また、中間層３３２、３４２のうちの一方の中間層を、（１１０）方向に配向した立方晶構造の結晶または（１１－２０）方向に配向した六方晶構造の結晶で形成してもよく、中間層３３２、３４２のうちの他方の中間層を、（１１１）方向に配向した立方晶構造の結晶または（０００１）方向に配向した六方晶構造の結晶で形成してもよい。
　この構成によれば、中間層３３２、３４２の配向に応じて、磁性体層３３１、３３３、３４１、３４３の配向を面内方向Ｄ１０ａまたは面直方向Ｄ１０ｂに容易に制御することができる。
　また、磁性体層４３１、４３３を形成する工程において、磁性体層４３１、４３３は、Ｓｍ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｙ、Ｌａ、Ｇｄの内の少なくとも１つと、Ｃｏとを含む材料で形成されてもよい。
　この構成によれば、Ｓｍ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｙ、Ｌａ、Ｇｄの内の少なくとも１つと、Ｃｏとを含む材料、例えば、ＳｍｘＣｏｙを磁性体層４３１、４３３に使用することにより、エネルギー積の高い薄膜磁石３００を提供することができる。
　中間層４３２、４４２を形成する工程において、中間層４３２、４４２を結晶化させて形成し、熱処理により磁性体層３３１、３３３、３４１、３４３を結晶化させてもよい。
　この構成によれば、中間層３３２、３４２の配向に応じて、磁性体層３３１、３３３、３４１、３４３の配向を容易に制御することができる。
　また、磁性体層４３１、４３３を形成する工程において、基板１０の表面温度を４００℃以下として磁性体層４３１、４３３を形成してもよく、中間層４３２、４４２を形成する工程において、基板１０の表面温度を４００℃以下として中間層４３２、４４２を形成してもよい。熱処理を行う工程において、基板１０の表面温度を５００℃以上として酸化抑制層３２０ａ～３２０ｄと磁性体層３３１、３３３、３４１、３４３と中間層３３２、３４２とに熱処理を行ってもよい。
　この構成によれば、中間層３３２、３４２を形成するときに、中間層３３２、３４２を結晶化し、磁性体層３３１と磁性体層３３３をアモルファス状態で維持することができる。中間層３３２、３４２の配向に応じて、磁性体層３３１、３３３、３４１、３４３の配向を容易に制御することができる。
　また、中間層４４２は中間層４３２に境界部分Ｐ３００で隣り合っていてもよい。この場合、孔３８０は、境界部分Ｐ３００を含むように、酸化抑制層４２０ａ、４２０ｂと磁性体層４３１、４３３と中間層４３２、４４２とを貫通してもよい。
　（実施の形態４）
　［４－１．薄膜磁石の構成］
　図９は実施の形態４にかかる薄膜磁石１００ａの断面図である。図９において、図１Ａに示す実施の形態１にかかる薄膜磁石１と同じ部分には同じ参照番号を付す。薄膜磁石１００ａは図１Ａに示す実施の形態１における薄膜磁石１と同じ構成を有する。
　［４－２．薄膜磁石の製造方法］
　以下、実施の形態４にかかる薄膜磁石１００ａの製造方法について説明する。図１０は薄膜磁石１００ａの製造工程を示すフローチャートである。
　図１０に示すように、薄膜磁石１００ａの製造では、まず、基板１０を用意する（ステップＳ１０）。基板１０には、例えば、上述したようにＳｉＯ２よりなる熱酸化膜が形成された表面を有するＳｉ基板を用いる。
　次に、基板１０の上面８１０上に酸化抑制層２０ａを薄膜工法により形成する（ステップＳ１１）。酸化抑制層２０ａは、Ｔａをスパッタリングにより着膜したものである。このとき、基板１０の上面８１０上に着膜した酸化抑制層２０ａは、アモルファス状態である。なお、酸化抑制層２０ａおよび酸化抑制層２０ｂに含まれる金属は、Ｔａに限らず、Ｔａ、Ｎｂ、Ｗ、およびＭｏの少なくとも一つを含む構成であってもよい。
　次に、酸化抑制層２０ａの上面８２０ａ上に磁性体層３１を薄膜工法により形成する（ステップＳ１２）。磁性体層３１は、ＳｍｘＣｏｙをスパッタリングにより着膜したものである。磁性体層３１を形成するときには、基板１０の表面温度を４００℃以下に設定する。基板１０の表面温度を４００℃以下とするのは、磁性体層３１をアモルファス状態とするために、ＳｍｘＣｏｙの結晶化温度未満の温度で磁性体層３１を形成する必要があるからである。
　なお、基板１０の表面温度は、同一の熱容量を有した基板に熱電対を埋め込み基板の温度を事前に測定した結果に基づいて設定する。基板１０の温度の下限は、スパッタリングの反応速度、および冷却能力を考慮して室温としてもよい。また、冷却能力を有する装置を用いる場合には、基板１０の温度の下限を室温より低温としてもよい。
　このように、基板１０の温度をＳｍｘＣｏｙの結晶化温度未満に設定することにより、ＳｍｘＣｏｙをスパッタリングで着膜した直後の磁性体層３１の結晶構造は、アモルファス状態となる。
　次に、磁性体層３１の上面８３１上に中間層３２を薄膜工法で形成する（ステップＳ１３）。中間層３２は、Ｃｏをスパッタリングにより着膜したものである。中間層３２を形成するときも、磁性体層３１を形成するときと同様に、基板１０の温度は４００℃以下にする。これにより、磁性体層３１の結晶化を抑制し、磁性体層３１をアモルファス状態に維持することができる。なお、中間層３２を構成するＣｏは結晶化し、（１１０）方向に配向している。Ｃｏを（１１０）方向に配向するようにＣｏを結晶化させるには、スパッタリングの形成条件を制御することでできる。
　次に、中間層３２の上面８３２上に磁性体層３３を薄膜工法で形成する（ステップＳ１４）。磁性体層３３は、ＳｍｘＣｏｙをスパッタリングにより着膜したものである。磁性体層３３を形成するときも、磁性体層３１を形成するときと同様、基板１０の温度は４００℃以下にする。これにより、ＳｍｘＣｏｙをスパッタリングで着膜した直後の磁性体層３３の結晶構造は、アモルファス状態となる。
　なお、一例として、磁性体層３１、中間層３２、および磁性体層３３を形成する際の温度は室温であり、これらの層の形成開始時の基板１０の表面温度は１６℃～２５℃であってもよい。
　次に、磁性体層３３の上面８３３上に酸化抑制層２０ｂを薄膜工法で形成する（ステップＳ１５）。酸化抑制層２０ｂは、酸化抑制層２０ａと同様、Ｔａをスパッタリングにより着膜したものである。このとき、磁性体層３３の上面８３３上に着膜した酸化抑制層２０ｂは、アモルファス状態である。
　次に、酸化抑制層２０ａ、磁性体層３１、中間層３２、磁性体層３３、および酸化抑制層２０ｂが形成された基板１０を熱処理により結晶化する（ステップＳ１６）。熱処理は、真空雰囲気もしくは還元雰囲気もしくは非酸化雰囲気で行うことが好ましい。真空雰囲気については、残留酸素や残留水分を十分に除去した超高真空もしくは超々高真空雰囲気が好ましい。還元雰囲気については、超々高真空に排気した後に水素で置換した水素雰囲気が好ましく、非酸化雰囲気では超々高真空に排気した後にＡｒ（アルゴン）で置換した雰囲気などが好ましい。
　熱処理の温度は、基板１０の表面温度が５００℃以上となるように設定する。熱処理の基板１０の温度の上限は特にないが、熱処理の装置からの脱離ガスなどが磁性体３０中に拡散して磁性体層３１および磁性体層３３が酸化されない範囲であればよい。また、熱処理の温度は、酸化抑制層２０ａおよび酸化抑制層２０ｂがアモルファス状態を維持できるように、酸化抑制層２０ａおよび酸化抑制層２０ｂの結晶化温度よりも低い温度とすることが好ましい。
　一例として、熱処理による結晶化は、基板１０の表面温度が５００℃以上７００℃以下の真空中において行ってもよい。また、加熱開始前の装置の背圧を１０－４Ｐａ以下、加熱時の圧力を５×１０－４Ｐａ以下としてもよい。
　なお、熱処理を行うときの基板１０の温度および真空条件は、これらの条件に限らず、脱離ガスの磁性体３０中への拡散により磁性体層３１および磁性体層３３が酸化されるのを抑制することができる雰囲気であればよい。例えば、熱処理時の真空度は、１０－３Ｐａ以下としてもよい。
　熱処理を行うことにより、中間層３２を構成するＣｏの金属粒子３２ｐは、磁性体層３１および磁性体層３３へ拡散する。また、磁性体層３１および磁性体層３３は結晶化し、このとき、中間層３２の配向に応じて配向する。上述のように、（１１０）方向に配向したＣｏを中間層３２に用いた場合、熱処理後の薄膜磁石１００ａにおいて、磁性体層３１および磁性体層３３は、六方晶または菱面体晶のＳｍｘＣｏｙの（１１－２０）面が基板１０の面８１０に対して平行となるように配向する。したがって、磁性体層３１および磁性体層３３は、面内方向Ｄ１０ａに結晶磁気異方性を有することとなる。
　なお、上述した中間層３２の製造工程において、中間層３２を、（１１０）方向に配向したＣｏに代えて（１１１）方向に配向したＣｕで形成した場合、熱処理後の薄膜磁石１００ａにおいて、磁性体層３１および磁性体層３３は、六方晶または菱面体晶のＳｍｘＣｏｙの（０００１）面が基板１０の面８１０に対して平行となるように配向する。したがって、磁性体層３１および磁性体層３３は、面直方向Ｄ１０ｂに結晶磁気異方性を有することとなる。
　上記製造方法により製造した薄膜磁石１００ａの結晶構造および磁気特性について、以下のような評価を行った。
　［４－３．薄膜磁石の結晶構造の評価］
　はじめに、薄膜磁石１００ａの結晶構造の評価を行った。
　まず、（１１０）方向に配向したＣｏを中間層３２に用いた場合の、薄膜磁石１００ａの結晶構造について説明する。図１１は、実施の形態４にかかる熱処理後の薄膜磁石１００ａの走査型透過電子顕微鏡像の写真図である。図１２は薄膜磁石１００ａの熱処理後の結晶構造を示すグラフである。
　図１１に示すように、薄膜磁石１００ａにおいて、磁性体層３１および磁性体層３３では、結晶の形状が、積層方向Ｄ１の中央に位置する中間層３２から紙面の上下方向に配置された酸化抑制層２０ａおよび酸化抑制層２０ｂの方向に、即ち、積層方向Ｄ１に延びた構造を有している。
　図１２は薄膜磁石１００ａのＸ線回折の２θ／θ法による回折像である。図１２に示すように、薄膜磁石１００ａは（１１－２０）面を示すピークのみを有する。即ち、薄膜磁石１００ａは、基板１０の面８１０に対して概平行に六方晶または菱面体晶のＳｍｘＣｏｙの（１１－２０）面が優先的に配向している。
　図１３は、熱処理を行う前の薄膜磁石１００ａの結晶構造を示すグラフである。図１３は薄膜磁石１００ａのＸ線回折の２θ／θ法による回折像である。
　熱処理を行う前の薄膜磁石１００ａは、図１３に示すように、結晶化を示す回折がない。この理由は、薄膜磁石１００ａの体積のほとんどを占めている磁性体層３１および磁性体層３３が結晶化していないためであり、磁性体層３１および磁性体層３３がアモルファス構造であることを示している。なお、走査型透過電子顕微鏡の電子線回折により、熱処理前の薄膜磁石１００ａにおいて、中間層３２の結晶は立方晶のＣｏであり、基板１０の面８１０と平行方向に配向している面は（１１０）面であることが確認されている。また、熱処理前の薄膜磁石１００ａにおいて、酸化抑制層２０ａおよび酸化抑制層２０ｂについても、アモルファス状態であることが確認されている。
　図１３において、中間層３２を構成する立方晶のＣｏ（１１０）の回折ピークが確認されていない理由としては、中間層３２は、磁性体層３１ならびに磁性体層３３と比較し十分に薄い膜であることと、中間層３２上に配置されたアモルファス状態の磁性体層３３により回折が散乱されていることが考えられる。
　従って、熱処理前には磁性体層３１と磁性体層３３は結晶化されておらず、中間層３２の結晶構造は立方晶であり、中間層３２は基板１０の面８１０に対して平行方向にＣｏの（１１０）面が結晶配向していることが分かる。また、熱処理によって熱処理前の中間層３２を起点として磁性体層３１と磁性体層３３の結晶化が行われることが分かる。さらに、結晶化によって中間層３２に含まれるＣｏの金属粒子３２ｐは、磁性体層３１および磁性体層３３中に拡散してＳｍＣｏ５やＳｍ２Ｃｏ１７の結晶を形成する。かつ、ＳｍＣｏ５やＳｍ２Ｃｏ１７の結晶の（１１０）面である六方晶または菱面体晶のＳｍｘＣｏｙの（１１－２０）面が基板１０の面８１０と平行方向に結晶配向することも確認している。なお、酸化抑制層２０ａ、２０ｂは、アモルファス状態であることを確認している。
　中間層３２を備えていないこと以外は実施の形態４における薄膜磁石１００ａと同様の構成を有する比較例の薄膜磁石を準備した。図１４は、中間層３２を備えていない比較例の薄膜磁石の走査型透過電子顕微鏡像の写真図である。図１５は、比較例の薄膜磁石の結晶構造を示すグラフであり、Ｘ線回折の２θ／θ法による回折像である。
　図１４に示すように、中間層３２を備えていない比較例の薄膜磁石の結晶は、結晶の成長方向に規則性はみられない。
　また、図１５に示すように、比較例の薄膜磁石の結晶は、（１１０）面以外の回折ピークが複数確認されており、その強度比からも特定方向への結晶配向を有していないことが分かる。したがって、中間層３２を設けることによって、磁性体層３１と磁性体層３３は特定方向に結晶配向することが分かる。
　図１６は、実施の形態４にかかる薄膜磁石１００ａの熱処理後の走査型透過電子顕微鏡像の写真図である。図１７は、図１６に示す薄膜磁石１００ａの組成比を示す。
　図１６は、薄膜磁石１００ａの基板１０を除く断面を示す。図１７は薄膜磁石１００ａの１１箇所の点Ａ～Ｋにおける組成の測定結果を示している。図１６の紙面の下方は基板１０の側である。図１６は、１１箇所の点Ａ～ＫにおけるＣｏの原子の数を折れ線５１で示し、Ｓｍの原子の数を折れ線５２、Ｔａの原子の数を折れ線５３によって示している。図１６に示す折れ線５１、５２、５３は、紙面の縦方向は、点Ａ～Ｋに対応し、紙面の横方向は各元素の原子の数の割合に対応している。折れ線５１、５２、５３は、紙面の右方向に行くほど割合が多いことを示している。
　図１７は、１１箇所の点Ａ～Ｋにおける成分のエネルギー分散型Ｘ線分析による測定結果を示している。図１７に示す数値は、各元素の原子の数の割合を百分率で示している。
　図１６および図１７より、薄膜磁石１００ａの点Ａおよび点Ｋでは、Ｔａの成分が周囲に比べ局部的に多いことが分かる。点Ａは酸化抑制層２０ｂ、点Ｋは酸化抑制層２０ａに該当する位置である。点Ａと点Ｋの結果から、酸化抑制層２０ａと磁性体層３１ならびに酸化抑制層２０ｂと磁性体層３３は互いの界面で原子が相互に拡散しており、酸化抑制層２０ａならびに酸化抑制層２０ｂへ磁性体層３１、磁性体層３３からそれぞれ磁性体粒子のＣｏが拡散していることが分かる。
　しかしながら、Ｃｏの拡散は、酸化抑制層のＴａの体積に依存することが分かっており、酸化抑制層２０ａと酸化抑制層２０ｂの厚みを薄くすることで限定的とすることができる。
　なお、磁性体層３１および磁性体層３３から酸化抑制層２０ａおよび酸化抑制層２０ｂへと磁性体粒子のＣｏが拡散することで、酸化抑制層２０ａと磁性体層３１との境界付近では、酸化抑制層２０ａに含まれる磁性体粒子のＣｏと磁性体層３１に含まれるＴａとが合金を形成する。同様に、磁性体層３３と酸化抑制層２０ｂとの境界付近では、酸化抑制層２０ｂに含まれる磁性体粒子のＣｏと酸化抑制層２０ｂに含まれるＴａとが合金を形成する。これらの合金も、アモルファス状態であることを確認している。
　また、酸化抑制層２０ａにより、基板１０の構成材料であるＳｉＯ２から磁性体層３１中への酸素の拡散を抑制できる。また、酸化抑制層２０ｂにより、外部から磁性体層３３中へ酸素が侵入するのを抑制することができる。本実施の形態では、Ｔａを含む層、すなわち、酸化抑制層２０ａおよび酸化抑制層２０ｂの積層方向Ｄ１での厚みはそれぞれ約１０ｎｍとしているが、上述した機能を果たす厚みであれば、より薄くすることもできる。
　図１６及び図１７において、点Ｂ～Ｅおよび点Ｇ～Ｊでは、Ｃｏの含まれる割合は約８３％前後であり、Ｓｍの含まれる割合は約１７％前後である。この構成は、走査型透過電子顕微鏡による電子線回折の結果から、ＳｍＣｏ５と同一の結晶構造であることを確認している。なお、点Ｂ～Ｅは磁性体層３３、点Ｇ～Ｊは磁性体層３１に該当する位置である。
　一方、点Ｆでは、Ｃｏの含まれる割合が約９０％であり、Ｓｍの含まれる割合は約１０％である。この構成は、Ｓｍ２Ｃｏ１７と同様の結晶構造であることを確認している。中間層３２の厚みの異なる膜では、この他にＳｍＣｏ５などの結晶構造も確認している。また、薄膜磁石１００ａの形成時に、中間層３２の主成分であるＣｏの厚みが大きい場合は、中間層３２として、結晶構造のものの他に熱処理前の立方晶Ｃｏの結晶が存在することも分かっている。なお、点Ｆは中間層３２に該当する位置であり、Ｃｏ単体または磁性体層３１、磁性体層３３と同一の構成元素を含み、Ｃｏ単体または磁性体層３１、磁性体層３３とは異なる組成と異なる結晶構造を有した相である。この相は、磁気特性として磁性体層３１、磁性体層３３より残留磁束密度が高く保磁力の小さい相である。
　中間層３２に該当する点Ｆが、Ｃｏの含まれる割合が１００％でなく、Ｓｍが検出され、その分Ｃｏの濃度も約９０％になっているのは、磁性体層３１および磁性体層３３の中間層３２との境界部に位置するＳｍが熱処理工程で拡散したためである。
　［４－４．薄膜磁石の磁気特性の評価］
　次に、薄膜磁石１００ａの磁気特性について評価を行った。
　まず、（１１０）方向に配向したＣｏを中間層３２に用いた場合の、薄膜磁石１００ａの結晶構造について説明する。図１８は、実施の形態４にかかる薄膜磁石１００ａと、中間層３２を設けない比較例の薄膜磁石の磁化曲線を示す。図１９は、実施の形態４にかかる薄膜磁石１００ａと比較例の薄膜磁石のＢ－Ｈ曲線の第二象限を示す。
　図１８は、薄膜磁石１００ａの面内方向Ｄ１０ａでの磁化曲線６１と、比較例の薄膜磁石の磁化曲線６３を示している。薄膜磁石１００ａの面内方向Ｄ１０ａでの磁化曲線６１は、比較例の薄膜磁石の磁化曲線６３に比べて横軸方向の値が小さく縦軸方向の値が大きく示されていることから、薄膜磁石１００ａは、保磁力は小さいものの残留磁束密度は大きく、角形性も高いことが分かる。
　図１９は、実施の形態４にかかる薄膜磁石１００ａの面内方向Ｄ１０ａのＢ－Ｈ曲線６４と、中間層３２を設けない比較例の薄膜磁石の面内方向Ｄ１０ａのＢ－Ｈ曲線６５との第二象限を示している。
　実施の形態４にかかる薄膜磁石１００ａのＢ－Ｈ曲線６４で囲まれる面積は、比較例の薄膜磁石のＢ－Ｈ曲線６５で囲まれる面積と比較して大きいことから、磁石のエネルギーを示すＢＨ積は、薄膜磁石１００ａの方が比較例の薄膜磁石より大きいことが分かる。また、このことから、磁石の重要な性能の一つである最大エネルギー積が大きいことも分かる。
　磁性体３０を構成するＳｍＣｏ５の結晶は六方晶であり、およびＳｍ２Ｃｏ１７の結晶は菱面体晶であり、実施の形態にかかる薄膜磁石１００ａの磁性体３０は六方晶または菱面体晶のＳｍｘＣｏｙの（１１－２０）方向に配向しているので、磁性体３０の結晶のｃ軸は面内方向Ｄ１０ａに平行である。ＳｍＣｏ５の結晶磁気異方性はｃ軸方向にあるため、磁性体３０は面内方向Ｄ１０ａに結晶磁気異方性を有している。
　図２０は、実施の形態４にかかる薄膜磁石１００ａの磁化曲線を示す。図２０では、薄膜磁石１００ａの面内方向Ｄ１０ａの磁化曲線６１と、面内方向Ｄ１０ａと垂直な積層方向Ｄ１の磁化曲線６２とを示す。
　図２０に示すように、上述したように中間層３２にＣｏを用いた場合には、薄膜磁石１００ａは、積層方向Ｄ１の磁化曲線６２よりも面内方向Ｄ１０ａの磁化曲線６１のほうが大きな磁化を示している。したがって、中間層３２に（１１０）方向に配向したＣｏを用いることにより、薄膜磁石１００ａは、面内方向Ｄ１０ａに磁気異方性を有し、面内方向Ｄ１０ａに強い磁界を発生させる。
　次に、中間層３２を、（１１０）方向に配向したＣｏに代えて（１１１）方向に配向したＣｕで形成した場合、熱処理後の薄膜磁石１００ａにおいて、磁性体層３１および磁性体層３３は、面直方向Ｄ１０ｂに結晶磁気異方性を有し、面直方向Ｄ１０ｂに強い磁界を発生させる。
　以上、実施の形態４にかかる薄膜磁石１００ａでは、エネルギー積の高いＳｍｘＣｏｙを磁性体層３１、３３に使用し、中間層３２としてＣｏまたはＣｕを使用することにより、所定の方向、例えば、面内方向Ｄ１０ａまたは面直方向Ｄ１０ｂに磁気異方性を有し、エネルギー積が高く、保磁力が必要十分に大きいと共に残留磁束密度が大きい薄膜磁石１００ａを形成することができる。
　なお、磁性体３０の複数の結晶粒子のｃ軸は概ね面内方向Ｄ１０ａを向いているが、実施の形態４における磁性体３０は多結晶構造であり結晶分散を有しているため、全ての結晶粒子のｃ軸が完全に同一の方向を向いているという意味ではない。例えば、中間層４２としてＣｏを用いた場合、磁性体３０は面内方向Ｄ１０ａに磁気異方性を有する。これは、磁性体３０の複数の結晶粒子のｃ軸は概ね面内方向Ｄ１０ａを向いているが、全ての結晶粒子のｃ軸が完全に面内方向Ｄ１０ａを向いているという意味ではない。実施の形態４における磁性体３０は、結晶方向が全体としてｃ軸方向を向いていればよく、面内方向Ｄ１０ａとｃ軸が０°以上４５°未満の角度を成す結晶粒子の数が、面内方向Ｄ１０ａと４５°以上９０°以下の角度を成す結晶粒子の数より多ければ、効果の大小はあるものの同様の効果を得ることができる。
　また、実施の形態４にかかる磁性体層３１および磁性体層３３は、ＳｍｘＣｏｙで構成されているが、これに限られない。たとえば、Ｃｏとの一部をＦｅとＣｕに置き換え、材料としての磁化をさらに上げることも可能である。また、Ｃｏと他の元素との置換の効果を上げるために、添加物としてＺｒなどを磁性体層３１、３３に混入させてもよい。また、磁性体層３１および磁性体層３３は、ＳｍｘＣｏｙのＣｏとＦｅを置換させ、さらに、侵入型の材料であるＮを含んだＳｍ２Ｆｅ１４Ｎ３としてもよい。この場合、結晶化の際に窒素置換した雰囲気を用いることで結晶化し窒化処理を行うことで窒素を侵入させたりすることで磁性体層３１、３３を作製してもよい。詳細には、ＳｍａＦｅｂＮｃのターゲットをＡｒガスとＮ２ガスの混合雰囲気中で低温スパッタし、基板１０の上方にアモルファス状態のＳｍｘＦｅｙＮｚの層を形成してもよいし、ＳｍＦｅのターゲットをＡｒガスとＮ２ガスの混合雰囲気中で低温スパッタし、基板１０の上方にアモルファス状態のＳｍｘＦｅｙＮｚの層を形成してもよい。そして、その後、基板１０の上方に形成されたＳｍＦｅＮの層を真空雰囲気もしくは超々高真空に背圧を真空引きした後に置換した高純度窒素中で熱処理する。これにより、Ｓｍ２Ｆｅ１４Ｎ３を結晶化する。
　また、中間層３２は、Ｃｏに代えて、基板１０の面８１０と平行に（１１０）面が結晶配向した立方晶のＦｅを用いてもよい。同様に、Ｃｏに代えて、基板１０の面８１０と平行に（１１０）面が結晶配向した立方晶のＣｏＦｅを用いてもよい。また、中間層３２として、Ｃｕに代えて、（１１１）面が結晶配向したＮｉを用いてもよい。または、中間層３２として、Ｃｕに代えて、（０００１）面が結晶配向した六方晶の金属粒子３２ｐを用いてもよい。この六方晶の金属粒子３２ｐとして、Ｔｉ、Ｃｏ、Ｚｒ、Ｍｇ、Ｈｆを用いてもよい。特に、Ｔｉは格子不整合が少ないので好ましい。なお、六方晶のＣｏはスパッタリングの形成条件を制御することで得られる。
　また、酸化抑制層２０ａは、Ｔａの代わりに、Ｎｂ、ＷまたはＭｏを含んでいてもよい。酸化抑制層２０ａは、非磁性体で高融点であることが求められる。特に、酸化抑制層２０ａは、磁性体層３１および磁性体層３３のＳｍＣｏ５膜が結晶化する熱処理温度の３倍以上の融点を有していることが好ましい。これにより、磁性体層３１および磁性体層３３を結晶化する際に酸化抑制層２０ａが再結晶化することを効果的に抑制できる。なお、酸化抑制層２０ａは、Ｔａ、Ｎｂ、ＷおよびＭｏの少なくとも一つを含んでいる。
　酸化抑制層２０ｂについても、酸化抑制層２０ａと同様である。
　酸化抑制層２０ａと酸化抑制層２０ｂは、特に同一材料である必要はないが、本実施の形態では使用材料の削減の観点で同一材料としている。
　なお、中間層３２は基板１０の面内方向Ｄ１０ａで連続体である必要はなく、一部島状となったり途切れていたりしても機能上なんら問題はない。すなわち、実施の形態において、「中間層」とは、複数の磁性体層の間に配置される層であれば、基板１０の面内方向Ｄ１０ａにおいて連続体である場合だけでなく、一部島状となったり途切れていたりする構成も含むこととする。つまり、磁性体層において、金属粒子３２ｐの分布濃度が周りよりも高い領域を「中間層」と呼ぶ。
　中間層３２の存在を確認する方法としては、例えば、透過型電子顕微鏡で観測することにより確認する方法がある。また、透過型電子顕微鏡で観測する以外には、中間層３２を構成する金属粒子３２ｐの濃度を測定し、周りよりも金属粒子３２ｐの分布濃度が局部的に高い領域を中間層３２と判断する方法もある。
　また、中間層３２の積層方向Ｄ１での厚みは１ｎｍ～３０ｎｍまで変化させた場合でも同様の効果があることを確認している。走査型透過電子顕微鏡によって、中間層３２が磁性体層３１および磁性体層３３と拡散し一部島状となっている構造も確認しており、上述のように厚みを変えても同一の効果があることを確認している。
　（実施の形態５）
　図２１は、実施の形態５にかかる薄膜磁石２００ａの断面図である。図２１において、図９に示す実施の形態４にかかる薄膜磁石１００ａと同じ部分には同じ参照番号を付す。
　実施の形態５にかかる薄膜磁石２００ａは実施の形態４にかかる薄膜磁石１００ａと、磁性体層の構造が異なる。薄膜磁石２００ａは、図９に示す薄膜磁石１００ａの磁性体３０の代わりに、酸化抑制層２０ａの上面８２０ａ上に設けられた磁性体２３０を備える。酸化抑制層２０ｂは磁性体２３０の上面８２３０上に設けられている。
　図２１に示すように、実施の形態５にかかる薄膜磁石２００ａの磁性体２３０は、磁性体層２３１、中間層２３２、磁性体層２３３、中間層２３４および磁性体層２３５がこの順で積層方向Ｄ１に積層された構成を有している。具体的には、磁性体２３０は、酸化抑制層２０ａの上面８２０ａ上に設けられた磁性体層２３１と、磁性体層２３１の上面８２３１上に設けられた中間層２３２と、中間層２３２の上面８２３２上に設けられた磁性体層２３３と、磁性体層２３３の上面８２３３上に設けられた中間層２３４と、中間層２３４の上面８２３４上に設けられた磁性体層２３５とを有する。
　すなわち、実施の形態５における磁性体２３０において、磁性体層２３１および磁性体層２３３は、実施の形態４における磁性体３０における磁性体層３１および磁性体層３３に対応する。また、実施の形態５における中間層２３２は、実施の形態４における中間層３２に対応する。そして、実施の形態５にかかる磁性体２３０は、実施の形態４にかかる薄膜磁石１００ａにおける磁性体層３３の上に、中間層２３４および磁性体層２３５を積層したものである。磁性体層２３５は、磁性体層３１および磁性体層３３と同じ組成であり、磁性体層３１および磁性体層３３と同様の製造工程によって得られる。中間層２３４は、中間層３２と同じ組成で同様の製造工程によって得られる。
　本実施の形態における薄膜磁石２００ａも、実施の形態４にかかる薄膜磁石１００ａと同様の作用効果を有する。また、複数の中間層２３２、２３４および複数の磁性体層２３１、２３３、２３５を積層するので、薄膜磁石２００ａは粒子の連続的な成長を抑制する効果で保磁力の改善が見込まれる。
　以上、本開示の実施の形態に係る薄膜磁石について説明したが、本開示は、この実施の形態に限定されるものではない。
　例えば、叙述した実施の形態では、磁性体層３１、３３、２３１、２３３、２３５を構成する材料としてＳｍｘＣｏｙを用いたが、磁性体層３１、３３、２３１、２３３、２３５を構成する材料はこれに限られず、Ｃｏとの一部をＦｅとＣｕに置き換えた材料を用いてもよいし、添加物としてＺｒなどを混入させた材料を用いてもよい。例えば、Ｓｍ２Ｆｅ１４Ｎ３としてもよい。
　また、酸化抑制層２０ａ、２０ｂは、上述したようにＴａを含む材料に限らず、Ｔａの代わりに、Ｎｂ、ＷまたはＭｏを含んでいてもよい。また、酸化抑制層２０ａ、２０ｂに同一の材料を使用してもよいし、異なる材料を私用してもよい。
　また、酸化抑制層２０ａ、２０ｂと磁性体層３１、３３、２３１、２３３、２３５と中間層３２、２３２、２３４は、上述した実施の形態に示したようにスパッタリングにより形成されてもよいし、他の方法により形成されてもよい。また、熱処理の温度は、上述した温度に限らず、材料に応じて適宜変更してもよい。
　また、本開示は、この実施の形態に限定されるものではない。本開示の趣旨を逸脱しない限り、当業者が思いつく各種変形を本実施の形態に施したものや、異なる実施の形態における構成要素を組み合わせて構築される形態も、一つまたは複数の態様の範囲内に含まれてもよい。
　上述のように、薄膜磁石１００ａ（２００ａ）は、基板１０と、基板の上面８１０上に形成されたアモルファス状態の酸化抑制層２０ａと、酸化抑制層２０ａ上に形成された磁性体層３１（２３１）と、磁性体層３１（２３１）上に形成された中間層３２（２３２）と、中間層３２（２３２）上に形成された磁性体層３３（２３３）と、磁性体層３３（２３３）の上方に形成されたアモルファス状態の酸化抑制層２０ｂとを備える。中間層３２は金属粒子３２ｐを含む。金属粒子３２ｐは、磁性体層３１、３３（２３１、２３３）中に拡散しており、磁性体層３１、３３（２３１、２３３）中での金属粒子３２ｐの濃度は中間層３２（２３２）から遠ざかるにつれて減少している。
　この構成によれば、所定の方向、例えば、面内方向Ｄ１０ａまたは面直方向Ｄ１０ｂに磁気異方性を有し、エネルギー積が高く、保磁力が必要十分に大きいと共に残留磁束密度が大きい薄膜磁石１００ａ（２００ａ）を形成することができる。
　また、磁性体層３１、３３（２３１、２３３）は、基板１０の上面８１０に対して平行である面内方向Ｄ１０ａに結晶磁気異方性を有してもよい。
　この構成によれば、磁性体層３１、３３（２３１、２３３）の配向方向が面内方向Ｄ１０ａとなるように磁性体層３１、３３（２３１、２３３）が形成されるので、面内方向Ｄ１０ａに磁気異方性を有する薄膜磁石１００ａが得られる。
　また、中間層３２（２３２）は、（１１０）方向に配向した立方晶構造の結晶、または、（１１－２０）方向に配向した六方晶構造の結晶で構成されていてもよい。
　この構成によれば、中間層３２（２３２）の配向方向に応じて、磁性体層３１、３３（２３１、２３３）の配向方向を面内方向Ｄ１０ａに容易に制御することができる。
　また、中間層３２（２３２）は、Ｃｏ（コバルト）とＦｅ（鉄）の少なくとも一方を含んでもよい。
　この構成によれば、中間層３２（２３２）にＣｏを用いることにより、磁性体層３１、３３（２３１、２３３）の配向方向を面内方向Ｄ１０ａに容易に制御することができる。
　また、磁性体層３１、３３（２３１、２３３）は、基板１０の上面８１０に対して垂直である面直方向Ｄ１０ｂに結晶磁気異方性を有してもよい。
　この構成によれば、磁性体層３１、３３（２３１、２３３）の配向方向が面直方向Ｄ１０ｂとなるように磁性体層３１、３３（２３１、２３３）が形成されるので、面直方向Ｄ１０ｂに磁気異方性を有する薄膜磁石１００ａ（２００ａ）を得ることができる。
　また、中間層３２（２３２）は、（１１１）方向に配向した立方晶構造の結晶で構成されていてもよい。
　この構成によれば、中間層３２（２３２）の配向方向に応じて、磁性体層３１、３３（２３１、２３３）の配向方向を面直方向Ｄ１０ｂに容易に制御することができる。
　また、中間層３２（２３２）は、Ｃｕ（銅）を含んでもよい。
　この構成によれば、中間層３２（２３２）にＣｕを用いることにより、磁性体層３１、３３（２３１、２３３）の配向方向を面直方向Ｄ１０ｂに容易に制御することができる。
　また、中間層３２（２３２）は、（０００１）方向に配向した六方晶構造の結晶で構成されていてもよい。
　この構成によれば、中間層３２（２３２）の配向方向に応じて、磁性体層３１、３３（２３１、２３３）の配向方向を面直方向Ｄ１０ｂに容易に制御することができる。
　また、中間層３２（２３２）は、Ｔｉ（チタン）またはＺｒ（ジルコニウム）を含んでもよい。
　この構成によれば、中間層３２（２３２）にＴｉ、Ｚｒを用いることにより、磁性体層３１、３３（２３１、２３３）の配向方向を面直方向Ｄ１０ｂに容易に制御することができる。
　また、中間層３２（２３２）は、磁性体層３１、３３（２３１、２３３）よりも結晶化温度が低くてもよい。
　この構成によれば、中間層３２（２３２）を結晶化しても、磁性体層３１（２３１）をアモルファス状態に維持することができる。
　また、磁性体層３１、３３（２３１、２３３）は、Ｓｍ（サマリウム）を含んでもよい。
　この構成によれば、Ｓｍ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｙ、Ｌａ、Ｇｄの内の少なくとも１つと、Ｃｏとを含む材料、例えば、ＳｍｘＣｏｙを磁性体層３１、３３（２３１、２３３）に使用することにより、エネルギー積の高い薄膜磁石１００ａ（２００ａ）を得ることができる。
　また、酸化抑制層２０ａ、２０ｂは、Ｔａ（タンタル）、Ｎｂ（ニオブ）、Ｗ（タングステン）、およびＭｏ（モリブデン）の少なくとも一つを含んでもよい。
　この構成によれば、酸化抑制機能の高い酸化抑制層２０ａ、２０ｂを形成することができる。
　薄膜磁石２００ａは、磁性体層２３３上に形成された中間層２３４と、中間層２３４上に形成された磁性体層２３５とをさらに備えてもよい。中間層２３４は金属粒子２３４ｐを含む。金属粒子２３４ｐは、磁性体層２３３、２３５中に拡散しており、磁性体層２３３、２３５中での金属粒子２３４ｐの濃度は中間層２３４から遠ざかるにつれて減少していてもよい。
　磁性体層２３５は、基板１０の上面８１０に対して平行である面内方向Ｄ１０ａに結晶磁気異方性を有していてもよい。
　中間層２３４は、（１１０）方向に配向した立方晶構造の結晶、または、（１１－２０）方向に配向した六方晶構造の結晶で構成されていてもよい。
　中間層２３４は、Ｃｏ（コバルト）とＦｅ（鉄）とのうちの少なくとも一方を含んでいてもよい。
　磁性体層２３５は、基板１０の上面８１０に対して垂直である面直方向Ｄ１０ｂに結晶磁気異方性を有していてもよい。
　中間層２３４は、（１１１）方向に配向した立方晶構造の結晶で構成されていてもよい。
　中間層２３４は、Ｃｕ（銅）を含んでいてもよい。
　中間層２３４は、（０００１）方向に配向した六方晶構造の結晶で構成されていてもよい。
　中間層２３４は、Ｔｉ（チタン）またはＺｒ（ルテニウム）を含んでいてもよい。
　中間層２３２、２３４は、磁性体層２３１、２３３、２３５よりも結晶化温度が低くてもよい。
　磁性体層２３１、２３３、２３５は、Ｓｍ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｙ、Ｌａ、Ｇｄの内の少なくとも１つと、Ｃｏとを含む材料で形成されてもよい。
　また、薄膜磁石１００ａ（２００ａ）は以下の方法で作製することができる。基板１０の上面８１０上にアモルファス状態の酸化抑制層２０ａを形成する。酸化抑制層２０ａ上に磁性体層３１（２３１）を形成する。磁性体層３１（２３１）上に、金属粒子３２ｐを含む中間層３２を形成する。中間層３２上に磁性体層３３（２３３）を形成する。磁性体層３３（２３３の上方にアモルファス状態の酸化抑制層２０ｂを形成する。酸化抑制層２０ａ、２０ｂと磁性体層３１、３３（２３１、２３３）と中間層３２に熱処理を行う。
　この構成によれば、所定の方向、例えば、面内方向Ｄ１０ａまたは面直方向Ｄ１０ｂに磁気異方性を有し、エネルギー積が高く、保磁力が必要十分に大きいと共に残留磁束密度が大きい薄膜磁石１００ａ（２００ａ）を形成することができる。
　また、磁性体層３１、３３（２３１、２３３）を形成する工程において、磁性体層３１、３３（２３１、２３３）をアモルファス状態に形成してもよい。中間層３２（２３２）を形成する工程において、中間層３２（２３２）を結晶化させて形成してもよく、熱処理において、磁性体層３１、３３（２３１、２３３）を結晶化させてもよい。
　この構成によれば、中間層３２（２３２）の配向方向に応じて、磁性体層３１、３３（２３１、２３３）の配向方向を容易に制御することができる。
　また、磁性体層３１、３３（２３１、２３３）を形成する工程において、磁性体層３１、３３（２３１、２３３）は、Ｓｍ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｙ、Ｌａ、Ｇｄの内の少なくとも１つと、Ｃｏとを含む材料で形成されてもよい。
　この構成によれば、Ｓｍを含む材料、例えば、ＳｍｘＣｏｙを磁性体層３１、３３（２３１、２３３）に使用することにより、エネルギー積の高い薄膜磁石１００ａ（２００ａ）を形成することができる。
　また、磁性体層３１、３３（２３１、２３３）を形成する工程において、基板１０の表面温度を４００℃以下として磁性体層３１、３３（２３１、２３３）を形成してもよい。中間層３２（２３２）を形成する工程において、基板１０の表面温度を４００℃以下として中間層３２（２３２）を形成してもよい。熱処理において、基板１０の表面温度を５００℃以上として酸化抑制層２０ａ、２０ｂと磁性体層３１、３３（２３１、２３３）と中間層３２（２３２）とに熱処理を行ってもよい。
　この構成によれば、中間層３２（２３２）を形成するときに、中間層３２（２３２）を結晶化し、磁性体層３１（２３１）をアモルファス状態とすることができる。中間層３２（２３２）の配向方向に応じて、磁性体層３１、３３（２３１、２３３）の配向方向を容易に制御することができる。
　また、酸化抑制層２０ａ、２０ｂを形成する工程において、酸化抑制層２０ａ、２０ｂを、Ｔａ、Ｎｂ、Ｗ、およびＭｏの少なくとも一つを含む材料により形成してもよい。
　この構成によれば、酸化抑制機能の高い酸化抑制層２０ａ、２０ｂを形成することができる。
　実施の形態において、「上面」「上方」「下方」等の方向を示す用語は薄膜磁石の構成部材の相対的な位置関係で決まる相対的な方向を示し、鉛直方向等の絶対的な方向を示すものではない。
　本発明にかかる薄膜磁石は、センサやアクチュエータ、モータなど、高いエネルギー積が要求される永久磁石等として有用である。
１０　　基板
２０ａ，３２０ａ，４２０ａ　　酸化抑制層（第１の酸化抑制層）
２０ｂ，３２０ｂ，４２０ｂ　　酸化抑制層（第２の酸化抑制層）
２０ｃ，３２０ｃ　　酸化抑制層（第３の酸化抑制層）
３０，２３０，３３０　　磁性体（第１の磁性体）
３１，２３１，３３１，４３１　　磁性体層（第１の磁性体層）
３２，２３２，３３２，４３２　　中間層（第１の中間層）
３２ｐ　　金属粒子（第１の金属粒子）
３３，２３３，３３３，４３３　　磁性体層（第２の磁性体層）
４０，３４０　　磁性体（第２の磁性体）
４１，３４１　　磁性体層（第３の磁性体層）
４２，３４２，４４２　　中間層（第２の中間層）
４２ｐ，３４２ｐ　　金属粒子（第２の金属粒子）
４３，３４３　　磁性体層（第４の磁性体層）
１００，１００ａ，２００，２００ａ，３００　　薄膜磁石
２３５　　磁性体層（第３の磁性体層）
３００ａ　　薄膜磁石
３００ｂ　　薄膜磁石
３２０ｄ　　酸化抑制層
３８０　　孔
Ｐ３００　　境界部分

Claims (21)

  1. 　基板と、
    　前記基板の上面上に形成されたアモルファス状態の第１の酸化抑制層と、
    　前記第１の酸化抑制層上に形成された第１の磁性体層と、
    　第１の金属粒子を含み、前記第１の磁性体層上に形成された第１の中間層と、
    　前記第１の中間層上に形成された第２の磁性体層と、
    　前記第２の磁性体層の上方に形成されたアモルファス状態の第２の酸化抑制層と、
    を備え、
    前記第１の金属粒子は、前記第１の磁性体層中と前記第２の磁性体層中とに拡散しており、前記第１の磁性体層中と前記第２の磁性体層中とでの前記第１の金属粒子の濃度は前記第１の中間層から遠ざかるにつれて減少している、薄膜磁石。
  2. 前記第１の磁性体層および前記第２の磁性体層は、前記基板の前記上面に対して平行である面内方向に結晶磁気異方性を有する、請求項１に記載の薄膜磁石。
  3. 前記第１の中間層は、（１１０）方向に配向した立方晶構造の結晶、または、（１１－２０）方向に配向した六方晶構造の結晶で構成されている、請求項２に記載の薄膜磁石。
  4. 前記第１の中間層は、Ｃｏ（コバルト）とＦｅ（鉄）とのうちの少なくとも一方を含む、請求項３に記載の薄膜磁石。
  5. 前記第１の磁性体層および前記第２の磁性体層は、前記基板の前記上面に対して垂直である面直方向に結晶磁気異方性を有する、請求項１に記載の薄膜磁石。
  6. 前記第１の中間層は、（１１１）方向に配向した立方晶構造の結晶で構成されている、請求項５に記載の薄膜磁石。
  7. 前記第１の中間層は、Ｃｕ（銅）を含む、請求項６に記載の薄膜磁石。
  8. 前記第１の中間層は、（０００１）方向に配向した六方晶構造の結晶で構成されている、請求項５に記載の薄膜磁石。
  9. 前記第１の中間層は、Ｔｉ（チタン）またはＺｒ（ジルコニウム）を含む、請求項８に記載の薄膜磁石。
  10. 　第２の金属粒子を含み、前記第２の磁性体層上に形成された第２の中間層と、
    　前記第２の中間層上に形成された第３の磁性体層と、
    をさらに備え、
    前記第２の金属粒子は、前記第２の磁性体層中と前記第３の磁性体層中とに拡散しており、前記第２の磁性体層中と前記第３の磁性体層中とでの前記第２の金属粒子の濃度は前記第２の中間層から遠ざかるにつれて減少している、請求項１に記載の薄膜磁石。
  11. 前記第１の磁性体層と前記第２の磁性体層と前記第３の磁性体層は、前記基板の前記上面に対して平行である面内方向に結晶磁気異方性を有する、請求項１０に記載の薄膜磁石。
  12. 前記第１の中間層は、（１１０）方向に配向した立方晶構造の結晶、または、（１１－２０）方向に配向した六方晶構造の結晶で構成されており、
    前記第２の中間層は、（１１０）方向に配向した立方晶構造の結晶、または、（１１－２０）方向に配向した六方晶構造の結晶で構成されている、請求項１１に記載の薄膜磁石。
  13. 前記第１の中間層は、Ｃｏ（コバルト）とＦｅ（鉄）とのうちの少なくとも一方を含み、
    前記第２の中間層は、Ｃｏ（コバルト）とＦｅ（鉄）とのうちの少なくとも一方を含む、請求項１２に記載の薄膜磁石。
  14. 前記第１の磁性体層と前記第２の磁性体層と前記第３の磁性体層は、前記基板の前記上面に対して垂直である面直方向に結晶磁気異方性を有する、請求項１０に記載の薄膜磁石。
  15. 前記第１の中間層は、（１１１）方向に配向した立方晶構造の結晶で構成されており、
    前記第２の中間層は、（１１１）方向に配向した立方晶構造の結晶で構成されている、請求項１４に記載の薄膜磁石。
  16. 前記第１の中間層と前記第２の中間層は、Ｃｕ（銅）を含む、請求項１５に記載の薄膜磁石。
  17. 前記第１の中間層は、（０００１）方向に配向した六方晶構造の結晶で構成されており、
    前記第２の中間層は、（０００１）方向に配向した六方晶構造の結晶で構成されている、請求項１４に記載の薄膜磁石。
  18. 前記第１の中間層は、Ｔｉ（チタン）またはＺｒ（ジルコニウム）を含み、
    前記第２の中間層は、Ｔｉ（チタン）またはＺｒ（ジルコニウム）を含む、請求項１７に記載の薄膜磁石。
  19. 　基板の上面上にアモルファス状態の第１の酸化抑制層を形成するステップと、
    　前記第１の酸化抑制層上に第１の磁性体層を形成するステップと、
    　前記第１の磁性体層上に、金属粒子を含む中間層を形成するステップと、
    　前記中間層上に第２の磁性体層を形成するステップと、
    　前記第２の磁性体層の上方にアモルファス状態の第２の酸化抑制層を形成するステップと、
    　前記第１の酸化抑制層と前記第１の磁性体層と前記中間層と前記第２の磁性体層と前記第２の酸化抑制層とに熱処理を行うステップと、
    を含む、薄膜磁石の製造方法。
  20. 前記第１の磁性体層を形成する前記ステップにおいて、前記第１の磁性体層はアモルファス状態にあり、
    前記第２の磁性体層を形成する前記ステップにおいて、前記第２の磁性体層はアモルファス状態にあり、
    前記中間層を形成する前記ステップは、前記中間層を結晶化させて形成するステップを含み、
    前記熱処理を行う前記ステップは、前記第１の磁性体層と前記第２の磁性体層とを結晶化させるように前記熱処理を行うステップを含む、請求項１９に記載の薄膜磁石の製造方法。
  21. 前記第１の磁性体層を形成する前記ステップは、前記基板の表面温度を４００℃以下として前記第１の磁性体層を形成するステップを含み、
    前記第２の磁性体層を形成する前記ステップは、前記基板の表面温度を４００℃以下として前記第２の磁性体層を形成するステップを含み、
    前記中間層を形成する前記ステップは、前記基板の表面温度を４００℃以下として前記中間層を形成するステップを含み、
    前記熱処理を行う前記ステップは、前記基板の表面温度を５００℃以上として前記第１の酸化抑制層と前記第１の磁性体層と前記中間層と前記第２の磁性体層と前記第２の酸化抑制層とに前記熱処理を行うステップを含む、請求項１９に記載の薄膜磁石の製造方法。
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