WO2019181302A1 - 軟磁性薄膜および磁性部品 - Google Patents

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thin film
magnetic thin
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一 天野
西川　健一
明洋 原田
健輔 荒
賢治 堀野
裕之 松元
西沢　明憲
和宏 吉留
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Tdk株式会社
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    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F10/00—Thin magnetic films, e.g. of one-domain structure
    • H01F10/08—Thin magnetic films, e.g. of one-domain structure characterised by magnetic layers
    • H01F10/10—Thin magnetic films, e.g. of one-domain structure characterised by magnetic layers characterised by the composition
    • H01F10/12—Thin magnetic films, e.g. of one-domain structure characterised by magnetic layers characterised by the composition being metals or alloys
    • H01F10/13—Amorphous metallic alloys, e.g. glassy metals
    • H—ELECTRICITY
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    • H01F10/12—Thin magnetic films, e.g. of one-domain structure characterised by magnetic layers characterised by the composition being metals or alloys
    • H01F10/14—Thin magnetic films, e.g. of one-domain structure characterised by magnetic layers characterised by the composition being metals or alloys containing iron or nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys

Definitions

  • the present invention relates to a soft magnetic thin film and a magnetic component.
  • the biggest problem when using a thin film inductor as a power inductor in a high frequency region is eddy current loss.
  • a method for reducing the eddy current loss a method in which the magnetic core of a thin film inductor has a multilayer structure in which insulating films and magnetic films are alternately laminated has been studied. By reducing the thickness per magnetic film and inserting an insulating film between the magnetic films, sheet resistance is improved and eddy current loss is reduced. Specifically, the eddy current loss is sufficiently reduced by setting the thickness of the magnetic film to 0.1 ⁇ m or less.
  • the production of a multilayer structure in which insulating films and magnetic films are alternately stacked requires a very large cost.
  • the cost increases as the number of stacked layers increases.
  • the higher the saturation magnetic flux density the smaller the magnetic path cross-sectional area of the magnetic core.
  • eddy current loss can be reduced even if the film thickness is increased or the number of stacked layers is reduced. For example, by increasing the saturation magnetic flux density by 20%, the film thickness can be increased by 20% or the number of stacked layers can be decreased by 20%.
  • Core loss is expressed as the sum of hysteresis loss and eddy current loss.
  • hysteresis loss it is important to reduce the coercive force.
  • Induced magnetic anisotropy is anisotropy that involves external force and production process.
  • pressure during film formation stress change due to nanocrystal formation during heat treatment, and substrate at that time This is caused by the difference in thermal expansion coefficient.
  • the production of nanocrystalline materials requires high-temperature heat treatment, which is particularly large for thin films that are affected by the substrate during heat treatment.
  • the coercive force of the nanocrystalline material increases when the induced magnetic anisotropy is large.
  • the soft magnetic thin film according to the present invention comprises: A soft magnetic thin film having soft magnetic crystal particles,
  • the soft magnetic crystal particles have an average particle size of 3 nm to 50 nm,
  • a columnar structure in which the soft magnetic crystal particles are stacked in a columnar shape is confirmed by observing an ADF image using an STEM on an arbitrary cut surface parallel to the thickness direction of the soft magnetic thin film. .
  • the soft magnetic thin film according to the present invention has the above-described characteristics, it is possible to provide a soft magnetic thin film having a low coercive force while maintaining a high saturation magnetic flux density.
  • the soft magnetic thin film according to the present invention may further have an amorphous phase.
  • the soft magnetic crystal particles may be covered with the amorphous phase.
  • the shortest nanocrystal interval in the columnar structure may be smaller than the shortest nanocrystal interval between the columnar structures.
  • FIG. 11 is an Fe mapping image in the STEM-EDS of Example 6.
  • FIG. 12 is a Zr mapping image in the STEM-EDS of Example 6.
  • FIG. 13 is a STEM-ADF image of Comparative Example 2.
  • FIG. 14 is a TEM image of Comparative Example 2.
  • FIG. 15 is an Fe mapping image in the STEM-EDS of Comparative Example 2.
  • FIG. 16 is a Zr mapping image in the STEM-EDS of Comparative Example 2.
  • FIG. 17 shows the results of XRD measurement.
  • the soft magnetic thin film 1A is Having soft magnetic crystal grains 11,
  • the average particle size of the soft magnetic crystal particles 11 is 3 nm or more and 50 nm or less.
  • An ADF image is observed using an STEM on an arbitrary cut surface parallel to the thickness direction T of the soft magnetic thin film 1A.
  • a columnar structure 12 in which soft magnetic crystal grains 11 are stacked in a columnar shape is confirmed.
  • the interval between the soft magnetic crystal grains in the plane-parallel direction is the case of the soft magnetic thin film 1 ⁇ / b> A in which the soft magnetic crystal grains 11 are stacked in a column shape in the thickness direction T to form a columnar structure 12. To become the largest.
  • the effect of reducing the stress is increased when the substance other than the soft magnetic crystal particles is amorphous.
  • the soft magnetic thin film 1 ⁇ / b> A further has an amorphous phase 13 and the soft magnetic crystal particles 11 are covered with the amorphous phase 13, the effect of reducing the stress is obtained. It gets bigger.
  • the shortest nanocrystal interval ⁇ in the columnar structures 12 is smaller than the shortest nanocrystal interval ⁇ between the columnar structures 12.
  • the nanocrystal interval is an interval between the soft magnetic crystal particles 11 having an average particle diameter of 3 nm to 50 nm.
  • the shortest nanocrystal interval ⁇ is a portion in one columnar structure 12 where the interval between the soft magnetic crystal particles 11 is the shortest.
  • the shortest nanocrystal interval ⁇ is a portion where the interval between the soft magnetic crystal particles 11 is the shortest between two adjacent columnar structures 12.
  • FIG. 4 shows a schematic diagram illustrating the shortest nanocrystal interval ⁇ and the shortest nanocrystal interval ⁇ .
  • the presence or absence of the columnar structure 12 according to the present embodiment is confirmed by observing an ADF image using an STEM with respect to an arbitrary cut surface parallel to the thickness direction of the soft magnetic thin film.
  • the columnar structure 12 according to the present embodiment cannot be confirmed even when analyzed by TEM, and can be confirmed by observing an ADF image using STEM.
  • FIG. 5 shows the result of observing an ADF image using STEM on an arbitrary cut surface parallel to the thickness direction of the soft magnetic thin film in Example 1 described later.
  • the result analyzed by TEM is shown in FIG.
  • an ADF image observed using a STEM may be referred to as a STEM-ADF image.
  • the columnar structure 12 of the soft magnetic thin film according to the present embodiment is formed mainly depends on the composition of the soft magnetic thin film, the film forming conditions of the soft magnetic thin film, and the heat treatment conditions after the film forming. For example, even if some of these conditions are not preferable, the columnar structure 12 may be formed if another condition is preferable. Conversely, even if most of these conditions are preferable, the columnar structure 12 may not be formed if a certain condition deviates significantly from the preferable condition.
  • the composition of the soft magnetic thin film is arbitrary, but contains at least one selected from Fe and Co, and at least one selected from Nb, Zr, Hf, Ta, W, V, Ti and Mo It is preferable to contain. More preferably, it contains Fe and contains at least one selected from Nb, Zr, Hf, and Ta.
  • the amorphous phase 12 preferably contains one or more selected from Nb, Zr, Hf, Ta, W, V, Ti and Mo, and includes one or more selected from Nb, Zr, Hf and Ta. It is more preferable to contain.
  • the composition of the soft magnetic thin film can be confirmed using XRF and ICP-AES.
  • the soft magnetic thin film of this embodiment preferably has a FeZrP-based, FeZrB-based, or FeZrPSi-based composition, and particularly preferably has a FeZrPSi-based composition.
  • FeZrP-based refers to a composition containing Fe as the main phase and containing 1 at% or more of Zr and P. The same applies to other compositions.
  • the soft magnetic thin film having the FeZrP-based, FeZrB-based, or FeZrPSi-based composition makes it easy to obtain the columnar structure 12 of the present embodiment when controlling the film-forming conditions and heat treatment conditions described later, and particularly in the case of the FeZrPSi-based film. It becomes easy to obtain the columnar structure 12 of the present embodiment.
  • the soft magnetic crystal particles according to the present embodiment are preferably made of Fe-based nanocrystals.
  • the Fe-based nanocrystal is a crystal having a particle size of nano-order and a Fe crystal structure of bcc (body-centered cubic lattice structure).
  • Soft magnetic alloys in which Fe-based nanocrystals are produced tend to have a high saturation magnetic flux density and a low coercive force.
  • the thickness of the soft magnetic thin film according to the present embodiment is arbitrary. For example, it is good also as 20 nm or more and 10 micrometers or less. Moreover, you may select suitable thickness suitably according to a use.
  • the method for producing the soft magnetic thin film according to this embodiment is not particularly limited.
  • the method of manufacturing by sputtering is mentioned.
  • the atmosphere during sputtering may be in an inert gas or in a vacuum of 10 Pa or less.
  • it may be in an Ar atmosphere.
  • the Ar gas flow rate may be 1 sccm or more and 500 sccm or less.
  • the substrate taken out from the sputtering apparatus is moved into a vacuum apparatus, evacuated to a high vacuum state of 1 Pa or less, and then heat-treated in a high vacuum state to generate Fe-based nanocrystals.
  • the columnar structure in order to obtain the columnar structure according to the present embodiment, it is preferable to increase the temperature rising rate during the heat treatment. Although it is preferable to set it to 150 degreeC / min or more, even if it is less than 150 degreeC / min, it is possible to obtain the columnar structure which concerns on this embodiment depending on the composition of a soft-magnetic thin film.
  • the method for measuring the magnetic properties of the obtained thin film is arbitrary. For example, it can be measured using VSM.
  • the Fe crystal structure is a bcc (body-centered cubic lattice structure) and the crystal phase is a nanocrystal phase consisting only of crystals having a crystal grain size of 50 nm or less, or a crystal phase containing crystals having a crystal grain size of more than 50 nm. It can be confirmed whether it consists of.
  • the use of the soft magnetic thin film according to this embodiment is not particularly limited, and is used for magnetic parts.
  • An example of the magnetic component is a thin film inductor. In particular, it can be suitably used for a thin film power inductor.
  • magnetic products using the soft magnetic thin film such as sensors and magnetic heads, can be mentioned.
  • the magnetic properties of the thin film after heat treatment were measured using VSM.
  • the magnetic properties were measured using a VSM (TM-VSM261483-HGC) manufactured by Tamagawa Seisakusho.
  • VSM TM-VSM261483-HGC
  • the saturation magnetic flux density Bs and the coercive force Hc were measured.
  • the measurement magnetic field was -1000 Oe to +1000 Oe.
  • the saturation magnetic flux density Bs was set to 1.45 T or more.
  • the coercive force Hc was good at 5.0 Oe or less.
  • the crystal structure was confirmed and the crystal grain size was measured by XRD measurement.
  • the XRD measurement was performed in a range where the diffraction angle 2 ⁇ was 35 ° to 60 °.
  • XRD measurement was performed using XRD (Empirean) manufactured by PANalytical, Inc. Then, check whether the soft magnetic crystal grain has a bcc (body-centered cubic lattice) crystal structure and is composed only of crystals with a crystal grain size of 50 nm or less, or includes crystals with a crystal grain size of more than 50 nm did. And the average crystal grain diameter of the soft magnetic crystal grain in each Example was measured. The results are shown in Table 1.
  • the case where the columnar structure is not formed includes, for example, a case where a structure in which soft magnetic crystal particles covered with an amorphous phase are randomly dispersed as shown in FIG. 3 is confirmed. In all the examples, it was confirmed that the shortest nanocrystal interval in the columnar structures was smaller than the shortest nanocrystal interval between the columnar structures.
  • a mapping image of Fe and a mapping image of Zr or Nb were created using STEM-EDS.
  • STEM-EDS JEM-2100F manufactured by JEOL Ltd. was used, and the energy width was 0 to 20 KeV. It was confirmed that the portion having the columnar structure had a higher Fe concentration and a lower concentration of Zr or Nb than the portion between the columnar structures.
  • FIG. 5 shows the STEM-ADF image of Example 1
  • FIG. 6 shows the TEM image
  • FIG. 7 shows the Fe mapping image
  • FIG. 8 shows the Zr mapping image
  • FIG. 9 shows the STEM-ADF image of Example 6
  • FIG. 10 shows the TEM image
  • FIG. 11 shows the Fe mapping image
  • FIG. 12 shows the Zr mapping image.
  • the STEM-ADF image of Comparative Example 2 is shown in FIG. 13, the TEM image is shown in FIG. 14, the Fe mapping image is shown in FIG. 15, and the Nb mapping image is shown in FIG.
  • the coercive force Hc was lowered due to higher than equivalent.
  • Examples 6 and 6a and Comparative Example 1, Example 8 and Comparative Examples 2 and 2a were soft magnetic thin films having the same composition, but the saturation magnetic flux density Bs and coercive force Hc were significantly different.
  • the smaller the average crystal grain size the lower the coercive force.
  • the columnar structure tended to be analyzed more easily as the heating rate during heat treatment was faster.
  • Example 4 which is a FeZrPSi-based composition
  • a columnar structure was obtained even at a temperature increase rate of 10 ° C./min during heat treatment.
  • the temperature rise rate during heat treatment was 10 ° C./min, and a columnar structure was not obtained. And in order to obtain a columnar structure, the heating rate had to be further increased.
  • Example 6a having a FeZrB-based composition a columnar structure was obtained at a heating rate of 50 ° C./min.
  • Comparative Example 2a having a FeNbB-based composition a columnar structure was not obtained even at a temperature rising rate of 100 ° C./min.
  • the FeZrPSi-based composition is the most columnar structure
  • the FeNbB-based composition is the most columnar. It was found that the structure was difficult to obtain.
  • Example 12 in which Zr was replaced with Hf also showed a columnar structure and showed good characteristics.
  • Example 9 to 11 in which a part of B was replaced with P or C also showed a columnar structure and showed good characteristics.
  • Example 13 in which Nb was replaced with Ta and a part of B was replaced with P also showed a columnar structure and showed good characteristics.
  • Examples 16 and 17 in which the heat treatment temperature was changed for the FeZrPSi-based composition, a columnar structure was obtained and showed good characteristics.
  • Example 1 with a small average crystal grain size had a broader peak indicating Fe-based nanocrystals than Example 6 and Comparative Example 2 with a large average crystal grain size.

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Abstract

【課題】　高い飽和磁束密度および低い保磁力を有する軟磁性薄膜等を提供することを目的とする。 【解決手段】　軟磁性結晶粒子を有する軟磁性薄膜である。軟磁性結晶粒子の平均粒径が３ｎｍ以上５０ｎｍ以下である。軟磁性薄膜の厚さ方向に平行な任意の切断面に対してＳＴＥＭを使ってＡＤＦ像を観察し、軟磁性結晶粒子が柱状に積み重なっている柱状構造が確認されることを特徴とする。

Description

軟磁性薄膜および磁性部品
　本発明は、軟磁性薄膜および磁性部品に関する。
　コイルおよび磁心を共に薄膜とすることで作製される薄膜インダクタは主に高周波領域での使用が検討されている。また、高周波領域での使用の一例としてパワーインダクタとしての使用が検討されている。
　高周波領域でパワーインダクタとして薄膜インダクタを用いる場合における最大の問題点は渦電流損失である。渦電流損失を低減する方法としては、薄膜インダクタの磁心を絶縁膜および磁性膜を交互に積層させた多層構造とする方法が検討されている。磁性膜１枚あたりの厚さを低減し、磁性膜と磁性膜の間に絶縁膜を挿入することにより、シート抵抗が向上し、渦電流損失が低減される。具体的には、磁性膜の膜厚を０．１μｍ以下にすることで十分に渦電流損失が低減される。
　しかし、絶縁膜および磁性膜を交互に積層させた多層構造の作製には非常に大きなコストが発生する。また、積層数が多ければ多いほどコストは増大する。主にコスト削減の要求から、磁性膜の飽和磁束密度を向上させることが望まれている。飽和磁束密度が高いほど磁心の磁路断面積を小さくすることができる。その結果、膜厚を厚くしても、または、積層数を少なくしても、渦電流損失を低減することができる。例えば、飽和磁束密度を２０％高くすることで、膜厚を２０％厚くするか積層数を２０％少なくすることができる。
　また、パワーインダクタにおいてはコアロスを少なくすることも重要である。コアロスはヒステリシス損失と渦電流損失との和で表される。ここで、ヒステリシス損失を低減させるためには保磁力を低下させることが重要である。
　以上より、特にパワーインダクタ用の軟磁性薄膜には、飽和磁束密度の向上、および、保磁力の低下が求められる。
　特許文献１には、急冷薄帯合金を熱処理することにより得られるナノ結晶材料が記載されている。これは、Ｆｅの結晶構造がｂｃｃ（体心立方格子構造）であり、結晶粒径がナノオーダーである材料である。ナノ結晶材料は高い飽和磁束密度および低い保磁力を併せ持つ。
　また、ナノ結晶材料の保磁力が低くなる理由はいわゆるランダム異方性モデルで説明されることが知られている。しかし、ランダム異方性モデルは誘導磁気異方性の影響を大きく受けることが知られている。
　誘導磁気異方性は、外部からの力や作成工程が関与した異方性であり、薄膜の場合には、成膜時の圧力、熱処理時のナノ結晶生成による応力変化、およびその際の基板との熱膨張係数との相違により生じる。ナノ結晶材料の製造では高温の熱処理が必要であり、熱処理時に基板の影響を受ける薄膜では特に大きくなることが知られている。そして、誘導磁気異方性が大きい場合にはナノ結晶材料の保磁力が高くなることが知られている。
特開２００２－３２２５４６号公報
　本発明は、高い飽和磁束密度を維持しながら低い保磁力を有する軟磁性薄膜等を提供することを目的とする。
　上記の目的を達成するために、本発明に係る軟磁性薄膜は、
　軟磁性結晶粒子を有する軟磁性薄膜であって、
　前記軟磁性結晶粒子の平均粒径が３ｎｍ以上５０ｎｍ以下であり、
　前記軟磁性薄膜の厚さ方向に平行な任意の切断面に対してＳＴＥＭを使ってＡＤＦ像を観察して前記軟磁性結晶粒子が柱状に積み重なっている柱状構造が確認されることを特徴とする。
　本発明に係る軟磁性薄膜は、上記の特徴を有することで、高い飽和磁束密度を維持しながら低い保磁力を有する軟磁性薄膜等を提供することが可能となる。
　本発明に係る軟磁性薄膜は、さらにアモルファス相を有していてもよい。
　本発明に係る軟磁性薄膜は、前記軟磁性結晶粒子が前記アモルファス相で覆われていてもよい。
　本発明に係る軟磁性薄膜は、前記柱状構造内の最短ナノ結晶間隔が、柱状構造間の最短ナノ結晶間隔よりも小さくてもよい。
　本発明に係る軟磁性薄膜は、ＦｅおよびＣｏから選択される１種以上を含有してもよく、かつ、Ｎｂ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｔａ，Ｗ，Ｖ，ＴｉおよびＭｏから選択される１種以上を含有してもよい。
　本発明に係る軟磁性薄膜は、前記アモルファス相がＮｂ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｔａ，Ｗ，Ｖ，ＴｉおよびＭｏから選択される１種以上を含有してもよい。
　本発明に係る磁性部品は、上記の軟磁性薄膜からなる。
図１は本発明の一実施形態に係る軟磁性薄膜の模式図である。 図２は本発明の一実施形態に係る軟磁性薄膜の模式図である。 図３は比較例の軟磁性薄膜の模式図である。 図４は最短ナノ結晶間隔を示す模式図である。 図５は実施例１のＳＴＥＭ－ＡＤＦ画像である。 図６は実施例１のＴＥＭ画像である。 図７は実施例１のＳＴＥＭ－ＥＤＳにおけるＦｅマッピング画像である。 図８は実施例１のＳＴＥＭ－ＥＤＳにおけるＺｒマッピング画像である。 図９は実施例６のＳＴＥＭ－ＡＤＦ画像である。 図１０は実施例６のＴＥＭ画像である。 図１１は実施例６のＳＴＥＭ－ＥＤＳにおけるＦｅマッピング画像である。 図１２は実施例６のＳＴＥＭ－ＥＤＳにおけるＺｒマッピング画像である。 図１３は比較例２のＳＴＥＭ－ＡＤＦ画像である。 図１４は比較例２のＴＥＭ画像である。 図１５は比較例２のＳＴＥＭ－ＥＤＳにおけるＦｅマッピング画像である。 図１６は比較例２のＳＴＥＭ－ＥＤＳにおけるＺｒマッピング画像である。 図１７はＸＲＤ測定の結果である。
　以下、本発明の実施形態について図面を用いて説明する。
　図１に示すように、本実施形態に係る軟磁性薄膜１Ａは、
　軟磁性結晶粒子１１を有し、
　軟磁性結晶粒子１１の平均粒径が３ｎｍ以上５０ｎｍ以下であり、
　軟磁性薄膜１Ａの厚さ方向Ｔに平行な任意の切断面に対してＳＴＥＭを使ってＡＤＦ像を観察し、
　軟磁性結晶粒子１１が柱状に積み重なっている柱状構造１２が確認されることを特徴とする。
　本実施形態に係る軟磁性薄膜１Ａは、上記の特徴を有することにより、高い飽和磁束密度を維持しながら低い保磁力を有する。
　一般的に、軟磁性薄膜が軟磁性結晶粒子に与える応力は面平行方向、すなわち厚さ方向Ｔに垂直な方向にかかる。そして、軟磁性結晶粒子にかかる応力は面平行方向における軟磁性結晶粒子同士の間隔が大きいほど低下する。これは、軟磁性薄膜における軟磁性結晶粒子以外の物質が軟磁性結晶粒子に係る応力を低下させるバッファとして機能するためである。このため、軟磁性結晶粒子の粒径、および、軟磁性薄膜における軟磁性結晶粒子の密度が同一であれば、面平行方向における軟磁性結晶粒子同士の間隔が大きいほど軟磁性結晶粒子に係る応力が低減する。その結果、軟磁性薄膜の保磁力が低下する。
　面平行方向における軟磁性結晶粒子同士の間隔は、図１に示すように、軟磁性結晶粒子１１が厚さ方向Ｔの方向に柱状に積み重なり柱状構造１２を構成している軟磁性薄膜１Ａの場合に最も大きくなる。
　ここで、上記の応力を低下させる効果は軟磁性結晶粒子以外の物質がアモルファスである場合に大きくなる。そして、図１に示すように、軟磁性薄膜１Ａがさらにアモルファス相１３を有し、軟磁性結晶粒子１１がアモルファス相１３で覆われている構造である場合には上記の応力を低下させる効果がさらに大きくなる。
　また、柱状構造１２は、図１に示す軟磁性薄膜１Ａのように完全に厚さ方向Ｔと同一方向でなくてもよく、図２に示す軟磁性薄膜１Ｂのように厚さ方向Ｔからある程度、傾いていてもよい。柱状構造１２が厚さ方向Ｔからある程度、傾いていても、上記の応力を低下させる効果は発揮される。具体的には、図２に示す柱状構造１２の長辺方向と厚さ方向Ｔとの間のなす角θが３０°以下である程度に傾いていても、上記の応力を低下させ、保磁力を低下させる効果が発揮される。
　これに対し、図３に示す軟磁性薄膜１Ｃのように軟磁性結晶粒子１１が軟磁性薄膜１Ｃ内にランダムに存在し、軟磁性薄膜１Ｃが柱状構造１３を有しない場合には、図１に示す軟磁性薄膜１Ａや図２に示す軟磁性薄膜１Ｂと比較して保磁力が上昇してしまう。
　さらに、柱状構造１２内の最短ナノ結晶間隔αが、柱状構造１２間の最短ナノ結晶間隔βよりも小さいことが好ましい。なお、ナノ結晶間隔とは、平均粒径が３ｎｍ以上５０ｎｍ以下である軟磁性結晶粒子１１同士の間隔のことである。最短ナノ結晶間隔αとは、一つの柱状構造１２の中で、軟磁性結晶粒子１１同士の間隔が最も短い部分のことである。最短ナノ結晶間隔βとは、隣接する二つの柱状構造１２の間で軟磁性結晶粒子１１同士の間隔が最も短い部分のことである。最短ナノ結晶間隔αおよび最短ナノ結晶間隔βを図示した模式図を図４に示す。
　本実施形態に係る柱状構造１２の有無は軟磁性薄膜の厚さ方向に平行な任意の切断面に対してＳＴＥＭを使ってＡＤＦ像を観察することにより確認される。本実施形態に係る柱状構造１２はＴＥＭで解析しても確認できず、ＳＴＥＭを使ってＡＤＦ像を観察することにより確認できる。後述する実施例１について軟磁性薄膜の厚さ方向に平行な任意の切断面に対してＳＴＥＭを使ってＡＤＦ像を観察した結果を図５に示す。また、ＴＥＭで解析した結果を図６に示す。図５では柱状構造の存在が確認できるが、図６では柱状構造の存在が確認できない。なお、本明細書ではＳＴＥＭを使って観察されるＡＤＦ像をＳＴＥＭ－ＡＤＦ像と呼ぶことがある。
　本実施形態に係る軟磁性薄膜の柱状構造１２が形成されるか否かは、主に軟磁性薄膜の組成、軟磁性薄膜の成膜条件、および、成膜後の熱処理条件に依存する。例えば、これらの条件のうちいくつかが好ましくないものであっても、別の条件が好ましければ柱状構造１２が形成されることがあり得る。逆に、これらの条件のほとんどが好ましいものであっても、ある条件が好ましい条件から著しく外れていれば柱状構造１２が形成されないことがあり得る。
　軟磁性薄膜の組成は任意であるが、ＦｅおよびＣｏから選択される１種以上を含有し、かつ、Ｎｂ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｔａ，Ｗ，Ｖ，ＴｉおよびＭｏから選択される１種以上を含有することが好ましい。また、Ｆｅを含有し、かつ、Ｎｂ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｔａから選択される１種以上を含有することがさらに好ましい。また、アモルファス相１２がＮｂ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｔａ，Ｗ，Ｖ，ＴｉおよびＭｏから選択される１種以上を含有することが好ましく、Ｎｂ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｔａから選択される１種以上を含有することがさらに好ましい。軟磁性薄膜の組成はＸＲＦおよびＩＣＰ－ＡＥＳを用いて確認することができる。さらに、アモルファス相１２に含有される元素の種類は、ＳＴＥＭ－ＡＤＦ像およびＳＴＥＭ－ＥＤＳによる元素マッピング結果を組み合わせることで確認することができる。さらに、本実施形態にかかる軟磁性薄膜は、その他の元素としてＰ，Ｓｉ，ＢおよびＣから選択される１種以上を含有することが好ましい。
　さらに、本実施形態の軟磁性薄膜はＦｅＺｒＰ系、ＦｅＺｒＢ系またはＦｅＺｒＰＳｉ系の組成を有することが好ましく、ＦｅＺｒＰＳｉ系の組成を有することが特に好ましい。なお、本願では、「ＦｅＺｒＰ系」という場合には、Ｆｅを主相として、ＺｒおよびＰの含有割合がそれぞれ１ａｔ％以上含まれる組成を差す。その他の組成についても同様である。ＦｅＺｒＰ系、ＦｅＺｒＢ系またはＦｅＺｒＰＳｉ系の組成を有する軟磁性薄膜は、後述する成膜条件および熱処理条件を制御する場合において本実施形態の柱状構造１２が得られやすくなり、ＦｅＺｒＰＳｉ系の場合には特に本実施形態の柱状構造１２が得られやすくなる。
　本実施形態に係る軟磁性結晶粒子はＦｅ基ナノ結晶からなることが好ましい。Ｆｅ基ナノ結晶とは、粒径がナノオーダーであり、Ｆｅの結晶構造がｂｃｃ（体心立方格子構造）である結晶のことである。Ｆｅ基ナノ結晶を生成させた軟磁性合金は、飽和磁束密度が高くなりやすく、保磁力が低くなりやすい。
　これに対し、粒径が５０ｎｍ以上である異常粒成長した軟磁性結晶粒子が生じる場合には、軟磁気特性が低下し、特に保磁力が高くなりやすい。
　なお、本実施形態に係る軟磁性薄膜の厚みは任意である。例えば２０ｎｍ以上１０μｍ以下としてもよい。また、用途によって好適な厚みを適宜選択してもよい。
　以下、本実施形態に係る軟磁性薄膜の製造方法について説明する
　本実施形態に係る軟磁性薄膜の製造方法には特に限定はない。例えばスパッタリングにより製造する方法が挙げられる。
　まず、薄膜をスパッタリングさせる基板を準備する。基板の種類は任意である。例えば、シリコン基板、熱酸化膜付きシリコン基板、フェライト基板、非磁性フェライト基板、サファイア基板、ガラス基板、ガラスエポキシ基板等が挙げられる。しかし、基板の種類はこれらに限定されず、各種セラミック基板や各種半導体基板を用いることが可能である。
　次に、準備した基板に対してスパッタリングを行うことで所定の組成を有する軟磁性薄膜を成膜する。スパッタリング時の成膜速度および成膜時間を制御することにより得られる軟磁性薄膜の厚さを制御することができる。成膜速度は例えば１Å／ｍｉｎ以上３０００Å／ｍｉｎ未満とすることができる。また、成膜圧力は０．０１Ｐａ以上１０Ｐａ以下としてもよい。
　また、スパッタリング時の雰囲気は不活性ガス中または１０Ｐａ以下の真空中であればよい。例えばＡｒ雰囲気中であってもよい。Ａｒ雰囲気中でスパッタリングを行う場合には、Ａｒガス流量１ｓｃｃｍ以上５００ｓｃｃｍ以下としてもよい。
　なお、成膜直後の薄膜についてＸＲＤ測定を行うことで、成膜直後の薄膜が非晶質（アモルファス）であることが確認できる。
　次に、得られた薄膜に熱処理（アニール）を行う。
　具体的には、成膜後、スパッタ装置から取り出した基板を真空装置内に移動させ、１Ｐａ以下の高真空状態まで真空引きした後に高真空状態で熱処理を行い、Ｆｅ基ナノ結晶を生成させる。
　熱処理条件は任意であり、薄膜の組成に応じて適宜選択してもよい。例えば、熱処理時間は０．１分以上６００分以下、熱処理温度は４００℃以上７００℃以下である。
　ここで、本実施形態に係る柱状構造を得るためには、熱処理時の昇温速度を速くすることが好ましい。１５０℃／ｍｉｎ以上とすることが好ましいが、１５０℃／ｍｉｎ未満であっても、軟磁性薄膜の組成によっては本実施形態に係る柱状構造を得ることが可能である。
　得られた薄膜の磁気特性の測定方法は任意である。例えば、ＶＳＭを用いて測定することができる。
　さらに、ＸＲＤ測定により結晶構造の確認および結晶粒径の測定を行うことができる。そして、Ｆｅの結晶構造がｂｃｃ（体心立方格子構造）であり、結晶粒径が５０ｎｍ以下の結晶のみからなるナノ結晶相であるか、それとも、結晶粒径が５０ｎｍ超の結晶を含む結晶相からなっているかを確認することができる。
　以上、本発明の一実施形態について説明したが、本発明は上記の実施形態に限定されない。
　本実施形態に係る軟磁性薄膜の用途には特に制限はなく、磁性部品に用いられる。磁性部品としては、例えば薄膜インダクタが挙げられる。特に薄膜パワーインダクタに好適に用いることができる。さらに、当該軟磁性薄膜を用いた磁性製品、例えばセンサー、磁気ヘッド等が挙げられる。
　以下、実施例に基づき本発明を具体的に説明する。
　まず、熱酸化膜付きシリコン基板を６ｍｍ角にダイシングし、超音波洗浄を行うことでサンプル基板を作製した。熱酸化膜の厚さは０．６２ｍｍである。
　次に、サンプル基板に対して、スパッタリングにより下表１に示す所定の組成の薄膜を成膜した。薄膜の厚さは１００ｎｍとした。スパッタ装置としては株式会社エイコー製スパッタ装置ＥＳ３５０を用いた。スパッタリングはＡｒガス流量２０ｓｃｃｍのＡｒ雰囲気中で行った。また、成膜速度は１２０Å／ｍｉｎ（１２ｎｍ／ｍｉｎ）、成膜圧力は０．３Ｐａとした。
　なお、成膜直後の薄膜についてＰＡＮａｌｙｔｉｃａｌ，Ｉｎｃ製ＸＲＤ（Ｅｍｐｙｒｅａｎ）を用いてＸＲＤ測定を行った。全ての実施例について成膜直後は非晶質であることを確認した。なお、ＸＲＤ測定は回折角度２θが３５°～６０°である範囲について行った。
　成膜後、スパッタ装置から取り出したサンプル基板を真空装置内に移動させ、５．０ｘ１０－２Ｐａ以下の高真空状態まで真空引きした後に高真空状態で熱処理を行った。真空装置としてはアドバンス理工株式会社製ＲＴＡ３０００を用いた。熱処理条件を表１に示す。
　熱処理後の薄膜についてＶＳＭを用いて磁気特性を測定した。磁気特性は株式会社玉川製作所製ＶＳＭ（ＴＭ－ＶＳＭ２６１４８３－ＨＧＣ）を用いて測定した。磁気特性としては飽和磁束密度Ｂｓおよび保磁力Ｈｃについて測定した。また、測定磁場は－１０００Ｏｅ～＋１０００Ｏｅとした。飽和磁束密度Ｂｓは１．４５Ｔ以上を良好とした。保磁力Ｈｃは５．０Ｏｅ以下を良好とした。
　さらに、ＸＲＤ測定により結晶構造の確認および結晶粒径の測定を行った。なお、ＸＲＤ測定は回折角度２θが３５°～６０°である範囲について行った。ＸＲＤ測定はＰＡＮａｌｙｔｉｃａｌ，Ｉｎｃ製ＸＲＤ（Ｅｍｐｙｒｅａｎ）を用いて行った。そして、軟磁性結晶粒子の結晶構造がｂｃｃ（体心立方格子構造）であり、結晶粒径が５０ｎｍ以下の結晶のみからなっているか、それとも、結晶粒径が５０ｎｍ超の結晶を含むかを確認した。そして、各実施例における軟磁性結晶粒子の平均結晶粒径を測定した。結果を表１に示す。なお、全ての実施例および比較例で　軟磁性結晶粒子の結晶構造がｂｃｃ（体心立方格子構造）であることが確認された。なお、実施例１、実施例６および比較例２のＸＲＤ測定結果を比較した図を図１７に示す。
　ＳＴＥＭ（日本電子株式会社製ＪＥＭ－２１００Ｆ）によるＡＤＦ像観察を行った結果、各実施例および比較例の結晶構造が柱状構造となっているか否かを解析した。具体的には、薄膜を厚さ方向に平行に切断して得られた切断面に対してＳＴＥＭを用いてＡＤＦ像を観察し解析した。なお、加速電圧は２００ｋＶとした。結果を表１に示す。表１では、軟磁性結晶粒子が柱状構造となっている場合、すなわち、図１や図２に示すようなアモルファス相に覆われた軟磁性結晶粒子が積み重なった柱状構造が確認された場合を○、柱状構造となっていない場合を×とした。柱状構造となっていない場合とは、例えば、図３に示すようにアモルファス相に覆われた軟磁性結晶粒子がランダムに分散した構造が確認された場合が挙げられる。なお、全ての実施例において、柱状構造内の最短ナノ結晶間隔が、柱状構造間の最短ナノ結晶間隔よりも小さいことが確認された。
　さらに、ＳＴＥＭ－ＥＤＳを用いてＦｅのマッピング画像およびＺｒまたはＮｂのマッピング画像を作成した。ＳＴＥＭ－ＥＤＳは日本電子株式会社製ＪＥＭ－２１００Ｆを用い、エネルギー幅を０～２０ＫｅＶとした。そして、柱状構造となっている部分は柱状構造同士の間の部分よりもＦｅの濃度が高く、かつ、ＺｒまたはＮｂの濃度が低いことを確認した。
　さらに、薄膜を厚さ方向に平行に切断して得られた切断面をＴＥＭ（日本電子株式会社製ＪＥＭ－２１００Ｆ）を用いて解析した。その結果、全ての実施例において、ＴＥＭでは柱状構造を明瞭に観察する事ができないことを確認した。
　実施例１のＳＴＥＭ－ＡＤＦ画像を図５、ＴＥＭ画像を図６、Ｆｅマッピング画像を図７、Ｚｒマッピング画像を図８に示す。実施例６のＳＴＥＭ－ＡＤＦ画像を図９、ＴＥＭ画像を図１０、Ｆｅマッピング画像を図１１、Ｚｒマッピング画像を図１２に示す。比較例２のＳＴＥＭ－ＡＤＦ画像を図１３、ＴＥＭ画像を図１４、Ｆｅマッピング画像を図１５、Ｎｂマッピング画像を図１６に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　表１より、アモルファス相に覆われた軟磁性結晶粒子が積み重なった柱状構造が解析された実施例１～１７は柱状構造が解析されなかった比較例１および２と比較して飽和磁束密度Ｂｓが同等以上に高くなり、保磁力Ｈｃが低下した。特に実施例６、６ａと比較例１、実施例８と比較例２、２ａは互いに同組成の軟磁性薄膜でありながら、飽和磁束密度Ｂｓおよび保磁力Ｈｃが著しく異なる結果となった。実施例の中では、平均結晶粒径が小さいほど保磁力が低くなる傾向にあった。さらに、熱処理時の昇温速度が速いほど柱状構造が解析されやすい傾向にあった。
　ＦｅＺｒＰＳｉ系の組成である実施例４は熱処理時の昇温速度が１０℃／ｍｉｎでも柱状構造が得られた。しかし、ＦｅＺｒＢ系の組成である比較例１、および、ＦｅＮｂＢ系の組成である比較例２は熱処理時の昇温速度が１０℃／ｍｉｎで柱状構造が得られなかった。そして、柱状構造を得るためには、昇温速度をさらに高くしなければならなかった。
　さらに、ＦｅＺｒＢ系の組成である実施例６ａは昇温速度５０℃／ｍｉｎで柱状構造が得られた。しかし、ＦｅＮｂＢ系の組成である比較例２ａは昇温速度１００℃／ｍｉｎでも柱状構造が得られなかった。
　以上より、ＦｅＺｒＰＳｉ系の組成、ＦｅＺｒＢ系の組成、およびＦｅＮｂＢ系の組成の３種類の組成を比較した場合には、ＦｅＺｒＰＳｉ系の組成が最も柱状構造が得られ易く、ＦｅＮｂＢ系の組成が最も柱状構造が得られにくいことがわかった。
　また、ＦｅＺｒＰＳｉ系の組成について、ＺｒをＨｆに置き換えた実施例１２も柱状構造が得られ良好な特性を示した。ＦｅＮｂＢ系の組成について、Ｂの一部をＰまたはＣに置き換えた実施例９～１１も柱状構造が得られ良好な特性を示した。ＦｅＮｂＢ系の組成について、ＮｂをＴａに置き換え、Ｂの一部をＰに置き換えた実施例１３も柱状構造が得られ良好な特性を示した。さらに、ＦｅＺｒＰＳｉ系の組成について熱処理温度を変化させた実施例１６および１７も柱状構造が得られ良好な特性を示した。
　また、図５～図１６の各図面より、柱状構造を有する実施例１および実施例６は柱状構造を有する部分のＦｅ濃度が高くなり、Ｚｒ濃度が低くなった。これに対し、柱状構造を有しない比較例２はＦｅ濃度およびＮｂ濃度が薄膜内部で概ね均一であるように確認された。
　また、ＸＲＤ測定の結果、図１７より、平均結晶粒径が小さい実施例１は平均結晶粒径が大きい実施例６および比較例２と比較してＦｅ基ナノ結晶を示すピークが幅広くなった。
　１Ａ～１Ｃ　軟磁性薄膜
　１１　軟磁性結晶粒子
　１２　柱状構造
　１３　アモルファス
　α　柱状構造内の最短ナノ結晶間隔
　β　柱状構造間の最短ナノ結晶間隔
　Ｔ　厚さ方向

Claims (7)

  1. 　軟磁性結晶粒子を有する軟磁性薄膜であって、
    　前記軟磁性結晶粒子の平均粒径が３ｎｍ以上５０ｎｍ以下であり、
    　前記軟磁性薄膜の厚さ方向に平行な任意の切断面に対してＳＴＥＭを使ってＡＤＦ像を観察し、
    　前記軟磁性結晶粒子が柱状に積み重なっている柱状構造が確認されることを特徴とする軟磁性薄膜。
  2. 　さらにアモルファス相を有する請求項１に記載の軟磁性薄膜。
  3. 　前記軟磁性結晶粒子が前記アモルファス相で覆われている請求項２に記載の軟磁性薄膜。
  4. 　前記柱状構造内の最短ナノ結晶間隔が、柱状構造間の最短ナノ結晶間隔よりも小さい請求項１～３のいずれかに記載の軟磁性薄膜。
  5. 　前記軟磁性薄膜がＦｅおよびＣｏから選択される１種以上を含有し、かつ、Ｎｂ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｔａ，Ｗ，Ｖ，ＴｉおよびＭｏから選択される１種以上を含有する請求項１～４のいずれかに記載の軟磁性薄膜。
  6. 　前記アモルファス相がＮｂ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｔａ，Ｗ，Ｖ，ＴｉおよびＭｏから選択される１種以上を含有する請求項２～５のいずれかに記載の軟磁性薄膜。
  7. 　請求項１～６のいずれかに記載の軟磁性薄膜からなる磁性部品。
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