(57)【要約】【課題】体積縮小による特性劣化を抑制し、薄膜形状で永久磁石として有効に動作するとともに、微細加工も容易な薄膜磁石及びその製造方法を提供する。【解決手段】薄膜磁石は、シリコンなどの基板上に、スパッタ法などを利用してＣｕを添加元素として含むＳｍ−Ｃｏ合金系薄膜が直接積層した構造となっている。前記Ｃｕは、Ｓｍ−Ｃｏ合金系薄膜の結晶配向性を高めるために添加されている。前記Ｓｍ−Ｃｏ合金系薄膜中のＣｕ及びＳｍを、２at.％≦Ｃｕ≦１３at.％，Ｓｍ≧７at.％，１１Ｓｍ−８Ｃｕ≦９４at.％，を満たす範囲内に設定することにより、体積減少に伴う特性劣化を最小限に抑制するとともに、結晶配向性を高めて結晶磁気異方性を最大限に高めることができる。また、スパッタ法などの薄膜プロセスを用いた成膜により、他の薄膜プロセスとの親和性が高くなり微細加工が容易になる。【選択図】図６
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃｕを添加したＳｍ−Ｃｏ合金系薄膜からなる薄膜磁石であって、
前記ＣｕとＳｍの組成が、
２at.％≦Ｃｕ≦１３at.％，Ｓｍ≧７at.％，１１Ｓｍ−８Ｃｕ≦９４at.％の条件を満たす範囲内であることを特徴とする薄膜磁石。
【請求項２】
前記Ｓｍ−Ｃｏ合金系薄膜が、基板上に直接形成されていることを特徴とする請求項１記載の薄膜磁石。
【請求項３】
基板上にＣｕを添加したＳｍ−Ｃｏ合金系薄膜を形成する工程において、
前記ＣｕとＳｍの組成が、
２at.％≦Ｃｕ≦１３at.％，Ｓｍ≧７at.％，１１Ｓｍ−８Ｃｕ≦９４at.％の条件を満たす範囲内となるように成膜することを特徴とする薄膜磁石の製造方法。
【請求項４】
前記Ｓｍ−Ｃｏ合金系薄膜を、スパッタ法により成膜することを特徴とする請求項３記載の薄膜磁石の製造方法。
【請求項５】
前記Ｓｍ−Ｃｏ合金系薄膜の成膜時の基板温度が、２００℃以上であることを特徴とする請求項３又は４記載の薄膜磁石の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、薄膜磁石及びその製造方法に関し、更に具体的には、体積縮小による特性劣化の改善に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
携帯電話等の移動体通信機器の急速な小型化に伴い、機器内部に搭載される電子部品の小型化に対する要求が高まっている。電子部品の小型化には、薄膜プロセスを用いて部品を薄膜化することによって著しい体積減少が可能になることが知られており、このような薄膜化を永久磁石材料に適用した技術も提案されている（例えば、下記特許文献１及び特許文献２）。
【特許文献１】特開２００４−１３４４１６公報
【特許文献２】特開２００３−１７３２０公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００３】
しかしながら、以上のような薄膜化による電子部品の小型化は、体積減少には有効であるものの、薄膜化したときの材料特性変化が実用化への妨げとなっている。上述した永久磁石材料の場合、磁石としての強さを表す磁化が材料定数と体積の積で表されるため、体積が極めて小さい薄膜形状の場合は、本質的に磁石としての特性が著しく低くなってしまうという不都合がある。従って、実用に耐える薄膜磁石を作製するためには、このような体積縮小による特性劣化をできるだけ少なくする必要がある。
【０００４】
本発明は、以上の点に着目したもので、その目的は、体積縮小による特性劣化を抑制し、薄膜形状で永久磁石として有効に動作するとともに、微細加工も容易な薄膜磁石及びその製造方法を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【０００５】
前記目的を達成するため、本発明は、Ｃｕを添加したＳｍ−Ｃｏ合金系薄膜からなる薄膜磁石であって、前記ＣｕとＳｍの組成が、２at.％≦Ｃｕ≦１３at.％，Ｓｍ≧７at.％，１１Ｓｍ−８Ｃｕ≦９４at.％の条件を満たす範囲内であることを特徴とする。主要な形態の一つは、前記Ｓｍ−Ｃｏ合金系薄膜が、基板上に直接形成されていることを特徴とする。
【０００６】
本発明の薄膜磁石の製造方法は、基板上にＣｕを添加したＳｍ−Ｃｏ合金系薄膜を形成する工程において、前記ＣｕとＳｍの組成が、２at.％≦Ｃｕ≦１３at.％，Ｓｍ≧７at.％，１１Ｓｍ−８Ｃｕ≦９４at.％の条件を満たす範囲内となるように成膜することを特徴とする。主要な形態の一つは、前記Ｓｍ−Ｃｏ合金系薄膜を、スパッタ法により成膜することを特徴とする。他の形態は、前記Ｓｍ−Ｃｏ合金系薄膜の成膜時の基板温度が、２００℃以上であることを特徴とする。本発明の前記及び他の目的，特徴，利点は、以下の詳細な説明及び添付図面から明瞭になろう。
【発明の効果】
【０００７】
本発明は、Ｃｕを添加したＳｍ−Ｃｏ合金系薄膜からなる薄膜磁石において、前記ＣｕとＳｍの組成を、２at.％≦Ｃｕ≦１３at.％，Ｓｍ≧７at.％，１１Ｓｍ−８Ｃｕ≦９４at.％の条件を満たす範囲内にすることとしたので、薄膜磁石としての特性が高くなる。また、任意の場所に磁束を形成することができるため、薄膜形状材料で直流磁界を印加できるという効果がある。更に、スパッタ法などの薄膜プロセスを利用して成膜することとしたので、他の薄膜プロセスとの親和性を向上し、微細加工が容易になるという効果が得られる。
【発明を実施するための最良の形態】
【０００８】
以下、本発明を実施するための最良の形態を、実施例に基づいて詳細に説明する。
【実施例１】
【０００９】
最初に、図１〜図７を参照しながら本発明の実施例１を説明する。図１は、本実施例の薄膜磁石を示す外観斜視図である。図１に示すように、本実施例の薄膜磁石１０は、シリコンなどの基板１２上に、Ｃｕ（銅）を添加元素として含むサマリウム−コバルト合金からなるＳｍ−Ｃｏ合金系薄膜１４が積層した構造となっている。前記Ｓｍ−Ｃｏ合金系薄膜１４は、スパッタ法などの薄膜プロセスを利用して、前記基板１２上に直接成膜されている。前記Ｃｕは、Ｓｍ−Ｃｏ合金系薄膜の結晶配向性を高めるために添加されている。なお、前記成膜は、磁気異方性を付与するために磁場中にて行った。以上のようにして作製した試料の結晶構造と磁気特性の解析を行うことにより、成膜条件の検討を行った。
【００１０】
まず、成膜時の圧力について検討する。図２は、成膜温度２００℃，Ｃｕ組成７at.％，Ｓｍ組成１５at.％前後で一定とした条件で作製した試料のＸＲＤ測定の成膜圧力依存性を示す図であり、横軸は２θ［degree］，縦軸は強度［arb.units］を表している。ＸＲＤ測定は、成膜圧力を、９８ｍＰａ，１１４ｍＰａ，１４８ｍＰａ，１８１ｍＰａ，２２６ｍＰａとした５種類の試料について行った。同図に示すように、２２６ｍＰａで作製した試料では、ハローパターンのみが観察されており、アモルファス構造となっていることが推察される。１８１ｍＰａ以下の成膜圧力で作製した試料４種類については、２１℃付近にＳｍ−Ｃｏ（１００）面、４２℃付近にＳｍ−Ｃｏ（２００）面が観察され、成膜圧力の低下に伴って回折ピークが鋭くなっていく傾向が観察される。これは、成膜圧力を下げることによりＡｒプラズマのエネルギーが増加し、スパッタされるＳｍ−Ｃｏ原子の運動エネルギーが増加したことによってＳｍ−Ｃｏ結晶化が促進されたものであると考えられる。
【００１１】
次に、成膜時の温度について検討する。図３は、成膜圧力１１４ｍＰａ，Ｃｕ組成７at.％，Ｓｍ組成１２at.％前後で一定とした条件で作製した試料のＸＲＤ測定の成膜温度依存性を示す図であり、横軸は２θ［degree］，縦軸は強度［arb.units］を表している。ＸＲＤ測定は、成膜温度を、２０℃，１００℃，１５０℃，２００℃とした４種類の試料について行った。同図に示すように、２００℃で成膜した試料以外は全てアモルファス構造となっており、２００℃で作製した試料だけにＳｍ−Ｃｏ結晶相の回折ピークが観察されている。これは、成膜温度を高くするとスパッタ時の成長界面における原子拡散が活性化されるためであり、結晶構造形成のためには、ある程度の基板加熱を行って成長界面における自由度を確保する必要があるものと考えられる。なお、結晶化に基板加熱が必要ではあるものの、その温度は２００℃と低い値で効果が見られるため、各種薄膜プロセスで作製した層間絶縁膜や電極膜などの特性に悪影響を及ぼすことがない。
【００１２】
次に、成膜時のＣｕ組成について検討する。図４は、成膜温度２００℃，成膜圧力１１４ｍＰａ，Ｓｍ組成１２at.％前後で一定とした条件で作製した試料のＸＲＤ測定のＣｕ組成依存性を示す図であり、横軸は２θ［degree］，縦軸は強度［arb.units］を表している。ＸＲＤ測定は、Ｃｕ組成を、２．５at.％，３．７at.％，５．０at.％，７．４at.％，１２．５at.％，１８．６at.％とした６種類の試料について行った。同図に示すように、Ｃｕ組成が３．７at.％以下の試料では明瞭なピークが確認されないが、Ｃｕ組成が５．０at.％以上の試料では、Ｓｍ−Ｃｏ結晶相の回折ピークが観察される。Ｃｕ組成が変わると、ピーク強度や半価幅は若干の変化を示しており、Ｃｕの添加量によって薄膜中の応力などが変化している可能性があると考えられる。Ｃｕの添加量が少ない試料（Ｃｕ組成が３．７at.％以下の試料）では、結晶化が確認されなかったため、Ｃｕの添加はＳｍ−Ｃｏの結晶化に不可欠であると考えられる。添加されたＣｕは、成長界面の原子拡散を活性化させることや、結晶成長核を形成することなどの作用を通じて、Ｓｍ−Ｃｏの結晶相形成に対して大きな寄与をしていることが分かる。
【００１３】
以上の図２〜図４に示した実験結果から、スパッタ成膜においてＳｍ−Ｃｏの結晶相を形成するためには、(1)低い成膜圧力，(2)高い基板温度，(3)一定量のＣｕ添加、が必要であり、いずれか１つが欠けただけでも、結晶相は形成されないことが明らかになった。このような結果から、基板加熱とＣｕ添加による原子拡散の活性化、成膜圧力の低下によるスパッタエネルギーの増加などの相乗効果によって結晶相が形成されるものと推定できる。
【００１４】
次に、図５及び図６を参照して、ＳｍとＣｕの組成比について検討する。ここでは、成膜温度を２００℃，成膜圧力を１１０ｍＰａに固定して、ＳｍとＣｕの組成が異なる試料を作製し、Ｓｍ−Ｃｏ組成比による結晶構造，磁気特性の違いについて解析する。図５には、一例として、Ｓｍ組成を１６at.％に固定した場合のＸＲＤ測定結果が示されている。同図の横軸は２θ［degree］，縦軸は強度［arb.units］を表している。測定は、Ｃｕ組成を、６at.％，８at.％，１０at.％，１４at.％とした４種類の試料について行った。同図に示すように、Ｃｕ添加量が６at.％では、ハローパターンのアモルファス構造であるが、８at.％にすると若干ピークが鋭くなって、アモルファス構造と結晶相の混在した状態となる。１０at.％になると高い配向性を示す結晶相となり、１４at.％になると、様々な結晶面のピークが観察されるようになり、結晶配向性の低い多結晶状態になることが分かる。
【００１５】
上述したＳｍ１６at.％の場合と同様に、Ｓｍ組成を他の添加量で固定し、Ｃｕ組成を変化させた場合についての測定を行うことによって、上記のような結晶構造の変化（高配向性結晶相，低配向性結晶相，微結晶アモルファス相，アモルファス相）について、ＳｍとＣｕ組成に対する依存性を解析した。図６には、結晶構造のＳｍ，Ｃｕ組成依存性が示されている。同図において、横軸はＳｍの添加量［at.％］，縦軸はＣｕの添加量［at.％］である。
【００１６】
図６に示すように、高配向性結晶相が得られる組成範囲は、Ｓｍが７at.％〜１８at.％，Ｃｕが２at.％〜１３at.％の範囲内に存在しており、Ｓｍが１０at.％以上の領域では、Ｃｕの下限値がＳｍ組成に応じて高くなっている。このＳｍが１０at.％〜１８at.％の領域での境界線は、１１Ｓｍ−８Ｃｕ＝９４（at.％）の数式で表すことができることから、高配向性結晶相が得られる組成は、２at.％≦Ｃｕ≦１３at.％，Ｓｍ≧７％，１１Ｓｍ−８Ｃｕ≦９４at.％の条件を満たす領域内であることが分かる。
【００１７】
一方、アモルファス相は、Ｓｍ組成が１０at.％の場合は、Ｃｕ組成が２at.％以下の領域で観察され、Ｓｍ組成が１０at.％を超えると、Ｓｍ組成の増加に応じてアモルファス相となるＣｕ組成が増加する傾向にある。微結晶アモルファス相は、Ｓｍが１０at.％以上の高配向性結晶相とアモルファス相の境界に位置しており、Ｓｍ組成の増加に応じて対応するＣｕ組成の範囲が広くなる。低配向性結晶相は、Ｃｕ組成が１３at.％以上の全領域と、Ｓｍ組成７at.％以下で、かつ、Ｃｕ組成が２at.％〜１３at.％の領域に広く観察されている。
【００１８】
Ｓｍ組成の違いによるＣｕ添加時の結晶構造の変化を考えると、Ｓｍが７at.％以下の領域では、Ｃｕの添加によってアモルファス相が低配向性結晶相に変化し、７at.％〜１０at.％の範囲では、アモルファス相から高配向性結晶相に変化して過剰のＣｕ添加で低配向性結晶相になる。１０at.％〜１８at.％では、アモルファス相から微結晶アモルファス相，高配向性結晶相，低配向性結晶相へと、Ｃｕ添加量に応じて結晶構造が複雑に変化しており、Ｓｍが１８at.％以上になると、アモルファス相から微結晶アモルファス相を経由して、低配向性結晶相となる。
【００１９】
このようにＳｍ組成によってＣｕ添加時の結晶構造が異なるのは、原子半径が、Ｓｍ（約２．０Å）と、Ｃｏ，Ｃｕ（約１．４Å）間で異なるため、Ｓｍ原子の存在がアモルファス構造を誘起しやすいことに起因すると考えられる。Ｓｍ原子によるアモルファス化の度合いは、Ｓｍ組成の増加に比例して高くなると考えられるため、Ｃｕ添加による結晶化も、Ｓｍ原子の増加に応じて阻害されやすくなると予測される。実際にＳｍ組成が１０at.％以下と２０at.％以上の領域を比較すると、結晶化に必要なＣｕ量が５倍以上に変化しており、Ｓｍによる結晶化の擾乱とＣｕによる結晶化の促進の関係を暗示する結果となっている。
【００２０】
一方、Ｓｍ組成が低い領域とＣｕ組成が高い領域は、結晶配向度の低い結晶相が形成されている。これら２つの領域は、共に結晶化が促進されやすい組成範囲であるため、成長界面において多数の結晶成長核が形成されて、多くの結晶面が成長するような状態になったものと推測される。高配向性結晶相は、結晶配向性が高いために高い異方性磁界が期待できる構造であるが、その組成範囲は限定されている。Ｓｍによるアモルファス化を、Ｃｕ添加によって抑制することと、結晶成長核を過度に形成させないことが高配向の結晶相を得るための組成条件であることが分かる。
【００２１】
高い磁気異方性が期待できる高配向性結晶相組成域では、１ｋＯｅ以上の高い保磁力と、０．５Ｔ以上の高い残留磁化を有しており、磁石として優れた特性を示している。図７に、一例として、Ｓｍを１１．４at.％，Ｃｕを１２．５at.％として作製した試料の磁化曲線を示す。図中、横軸は印加磁界［ｋＯｅ］を、縦軸は磁化［Ｔ］を表している。同図からは、成膜時の印加磁場方向に、磁化容易軸（Easy axis）を形成して高い残留磁化を示していることが分かる。以上の結果から、成膜時の印加磁場によって磁束の方向を制御することが可能であり、特定方向に磁束を形成可能であることが明らかとなった。
【００２２】
このように、実施例１によれば、次のような効果がある。
(1)Ｃｕを添加したＳｍ−Ｃｏ合金系の薄膜磁石１０において、ＣｕとＳｍの組成を、２at.％≦Ｃｕ≦１３at.％，Ｓｍ≧７at.％，１１Ｓｍ−８Ｃｕ≦９４at.％の領域で囲まれる範囲内にすることとした。すなわち、希土類コバルト合金を用いることにより、体積減少に伴いその影響が顕著になる熱揺らぎによる超常磁性に起因する特性劣化を最小限に抑制することができる。また、結晶配向性を高めることにより、結晶磁気異方性を最大限に高めることができる。
(2)任意の場所に磁束を形成することができるため、薄膜形成材料で直流磁界を印加できる。
(3)スパッタ法などの薄膜プロセスを用いてＳｍ−Ｃｏ合金系薄膜１４を成膜することとしたので、他の薄膜プロセスとの親和性が高くなり微細加工が容易になる。
【００２３】
なお、本発明は、上述した実施例に限定されるものではなく、本発明の要旨を逸脱しない範囲内において種々変更を加え得ることができる。例えば、以下のものも含まれる。
(1)前記実施例で示した試料中のＣｕ，Ｓｍの組成は一例であり、上述した高配向性結晶相を形成する組成領域内であれば、必要に応じて適宜変更可能である。
(2)前記実施例で示した形状，寸法も一例であり、必要に応じて適宜変更してよい。
(3)スパッタ法による成膜も一例であり、他の公知の各種の薄膜形成技術を適用してよい。
(4)前記実施例では、基板１２上に直接Ｓｍ−Ｃｏ合金系薄膜１４を成膜する構造としたが、これも一例であり、前記Ｓｍ−Ｃｏ合金系薄膜１４の上に他の薄膜を形成したり、保護膜などを利用して他の薄膜上にＳｍ−Ｃｏ合金系薄膜１４を形成したりするなど、同様の効果を奏するものであれば、必要に応じて設計変更可能である。
(5)本発明の薄膜磁石は、サーキュレータ，アイソレータなどが好適な使用例であるが、他の公知の各種の磁気デバイスなどに適用可能である。
【産業上の利用可能性】
【００２４】
本発明によれば、Ｃｕを添加したＳｍ−Ｃｏ合金系薄膜中のＣｕとＳｍの組成を、２at.％≦Ｃｕ≦１３at.％，Ｓｍ≧７at.％，１１Ｓｍ−８Ｃｕ≦９４at.％の条件を満たす範囲内にし、磁石として有効に作用させることとしたので、薄膜形状の磁石の用途に適用できる。特に、小型化が要求される電子部品として利用される薄膜磁石の用途に好適である。
【図面の簡単な説明】
【００２５】
【図１】本発明の実施例１の薄膜磁石を示す外観斜視図である。
【図２】前記実施例１のＸ線回折の成膜圧力依存性を示す図である。
【図３】前記実施例１のＸ線回折の成膜温度依存性を示す図である。
【図４】前記実施例１のＸ線回折のＣｕ組成依存性を示す図である。
【図５】Ｓｍ組成１６at.％固定時の前記実施例１のＸ線回折のＣｕ組成依存性を示す図である。
【図６】前記実施例１の結晶構造のＳｍ，Ｃｕ組成依存性を示す図である。
【図７】前記実施例１の磁化曲線を示す図である。
【符号の説明】
【００２６】
１０：薄膜磁石
１２：基板
１４：Ｓｍ−Ｃｏ合金系薄膜
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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