JP4531331B2 - 磁性薄膜、その製造方法、その評価方法及びこれを用いた磁気ヘッド、磁気記録装置並びに磁気デバイス - Google Patents

Description

技術分野
本発明は、磁性薄膜、その製造方法、その評価方法及びこれを用いた磁気ヘッド、磁気記録装置並びに磁気デバイスに係る。より詳細には、成膜後に加熱処理をすることなく、高い飽和磁束密度（ｓａｔｕｒａｔｉｏｎ ｍａｇｎｅｔｉｃ ｆｌｕｘ ｄｅｎｓｉｔｙ）と小さな保磁力を兼ね備えた、高記録密度化や高周波化などを図るのに好適な磁性薄膜、その製造方法、その評価方法及びこれを用いた磁気ヘッド、磁気記録装置並びに磁気デバイスに関する。
本発明に係る磁性薄膜は、ハードディスク、フロッピーディスク、磁気テープ等に磁気信号を記録する磁気ヘッドの磁極材料などとして好適に用いられる。
背景技術
近年、高度情報化が著しく進むにつれて、その情報を格納する機器、中でも小型でしかも大容量の記憶装置へのニーズが一層強まっている。これに対応すべく、例えばハードディスクドライブ（ＨＤＤ）では、搭載される磁気記録媒体の単位面積あたりの記録密度を向上させる技術開発が各研究機関によって鋭意進められている。
上記の高記録密度化を図るためには、媒体の記録層に書き込んだ微小な磁区を安定に存在させることが可能な高い保磁力を有する媒体、媒体にこのような微小な磁区を書き込むことが可能な記録ヘッド、及び、この微小な磁区からの漏洩磁界を高感度に検知することが可能な再生ヘッド、の開発が求められている。
従来の磁気ヘッドは、記録と再生の機能を兼ね備えた一つの素子から構成されていたが、装置の小型化により媒体の小径化が進み、磁化反転方向の線速が低下するにつれて、線速に依存せず漏洩磁界を安定して高感度に検知できる磁気抵抗効果を利用した磁気抵抗（ＭＲ：ｍａｇｎｅｔｏｒｅｓｉｓｔｉｖｅ）素子からなる再生ヘッドが標準搭載されつつある。つまり、現在の磁気ヘッドは、書き込み専用の記録ヘッドと読み取り専用の再生ヘッドを複合化した構成からなる。
このような技術動向から明らかなように、これからの記録ヘッドには、保磁力の高い媒体を十分磁化させて信号を記録するために、強い磁界が発生できる飽和磁束密度の高い磁極材料が必須となる。
現在まで好適に使われてきた磁極材料としては、飽和磁束密度が約１テスラ（Ｔ）程度のパーマロイ（７８ｗｔ％Ｎｉ−Ｆｅ合金）が有名である。その後、飽和磁束密度を向上させた材料として、１．１〜１．２Ｔ程度の飽和磁束密度をもつセンダスト（Ｆｅ−Ａｌ−Ｓｉ合金）や１．５Ｔ程度の飽和磁束密度をもつＣｏ系非晶質材料等が開発された。
さらに最近では、以下に示す材料系が注目されている。
（１）特開平１１−０７４１２２号公報（文献１と呼称する）には、めっき法を用いたＣｏ−Ｆｅ−Ｎｉ合金膜の作製法が開示されている。コバルト含有量が４０〜７０ｗｔ％（重量％）、鉄含有量が２０〜４０ｗｔ％およびニッケル含有量が１０〜２０ｗｔ％であり、体心立方構造のγ相と面心立方構造のα相の結晶構造をなすＣｏ−Ｆｅ−Ｎｉ合金が作製できること、また得られた合金膜は、保磁力および磁歪が小さく、かつ２Ｔ以上の飽和磁束密度をもつことが記載されている。さらには、１００℃以上の後加熱処理が耐食性の改善に有効であることも説明されている。
（２）特開平０８−１０７０３６号公報（文献２と呼称する）には、スパッタ法を用いたＦｅ或いはＣｏを主体とした合金膜の作製法が開示されており、熱処理を行うことにより軟磁気特性が発現する磁性膜の材料として、Ｆｅ或いはＣｏを主体とし、これにＴａ、Ｚｒ、Ｈｆ或いはＮｂの内から選ばれる少なくとも１種類を５〜２０ａｔ％（原子％）の濃度範囲で、Ｓｉ、Ｂ、Ｃ、Ｎの内から選ばれる少なくとも１種類の元素を５〜２０ａｔ％の濃度範囲で含む合金からなり、さらに、この磁性膜において磁性元素以外にＡｌ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｔ、Ｐｄ、Ｍｏ、Ｗの内から選ばれる少なくとも１種類の元素を１〜２０ａｔ％の濃度で添加したものが記載されている。得られた合金膜は、飽和磁束密度が１．５Ｔ、保磁力が０．１ Ｏｅ（１Ｏｅ＝約７９Ａ／ｍ）、１ＭＨｚにおける透磁率が３０００以上であり、かつ、磁歪定数が１０^−７台にあり、良好な軟磁気特性を備えていると説明されている。
（３）ＭＢＥ（Ｍｏｌｅｃｕｌａｒ ｂｅａｍ ｅｐｉｔａｘｙ）法を用いた単結晶Ｆｅ_１６Ｎ_２膜の作製法について、杉田らは次のように報告している［Ｙ．Ｓｕｇｉｔａ ｅｔ．ａｌ．，Ｊ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．７６，６６３７（１９９４）、文献３と呼称する］。基体としては、作製するＦｅ_１６Ｎ_２膜のａ軸の長さと格子定数をほぼ一致させたＩｎ_０．２Ｇａ_０．８Ａｓ（００１）という特殊な基体を用いる。まず、この基体を真空中で加熱処理（６７５℃、５分）後、温度を２００℃とした基体上に、窒素雰囲気中で蒸着源の鉄を電子ビームで飛ばし、窒素を約１１ａｔ％含有する窒化鉄膜を作製する。その際、成膜速度を０．００２〜０．００３ｎｍ／ｓｅｃに、成膜中のガス圧を０．１〜０．２ｍＴｏｒｒにすることが重要である。得られた窒化鉄膜はマルテンサイト（α’）膜であり、その飽和磁束密度は約２．４Ｔであった。ついで、成膜後に１０^−８Ｔｏｒｒ台の真空中で２００℃の熱処理いわゆるアニーリング処理を９０時間も行うことにより、飽和磁束密度が約２．９Ｔの単結晶Ｆｅ_１６Ｎ_２（α”）膜が得られることが記載されている。
しかしながら、上述した従来技術には以下に示すような課題があった。
▲１▼文献１に示す技術は、記録ヘッドの磁極材料をめっき法というウェットプロセスで作製するものである。一方、同時に搭載される再生ヘッドをなすＭＲ素子はめっき法による作製は困難であり、スパッタ法というドライプロセスで作製しなければならない。したがって、二重投資を回避し安価な製造工程を構築する、あるいは２つプロセスを跨ぐ界面管理（汚染回避や平坦性の維持など）を安定させる、などの見地からめっき法による磁極材料の作製は採用を控えたい状況にある。
▲２▼文献１に示す技術では、磁極をなす上記材料からなるめっき層を設ける際に、絶縁層上に下地めっき層をスパッタ法で形成することが必要である。文献１に係る磁極材料が所望の特性を満たすためにはこの工程が不可欠であるが、ヘッド構造上は無駄な部分あるいは無駄な界面の追加に過ぎず、界面に起因した膜はがれや歪みを助長する元となりかねない。
▲３▼文献１の磁極材料は、成膜後の耐食性が不安であり、１００℃以上の後加熱処理あるいは保護膜の追加が必須と判断される。これは、文献１の磁極材料を製品に適用する場合は対応策の検討を要することを示唆している。
▲４▼文献２の磁極材料は、再生ヘッドをなすＭＲ素子と同様のスパッタ法で記録ヘッドを作製できるので、磁気ヘッドのオールドライプロセス化を推進する上から評価できる。しかしながら、得られる飽和磁束密度が１．５Ｔ程度であり、今後高記録密度化を図る際に用いられる保磁力が２５００エルステッド（Ｏｅ）を越える媒体に情報を書き込むには非力であると言わざるを得ない。
▲５▼文献２の磁極材料は、最低でも４元系とする必要があり、実施例では５元系が紹介されている。これより、良好な飽和磁束密度が得られる組成比のマージンが狭いことが危惧され、厳密な膜の組成制御が求められる。
▲６▼文献２の磁極材料は、所望の磁気特性とするためには結晶粒子サイズを制御する必要があり、これには成膜後の熱処理が必須である。例えば、成膜後に結晶化温度より５０℃低い４９０℃で３時間熱処理し、その後５９０℃で３０分間熱処理することが記載されている。再生ヘッド作製後に記録ヘッドを形成する場合、この熱処理は、再生ヘッドを構成する極薄層の積層体からなるＭＲ素子の界面に乱れを発生させる原因となり、ひいてはＭＲ素子の特性を劣化させる要因となるので採用しがたいプロセスである。
▲７▼文献３の磁性膜は、現在報告された中で最大の飽和磁束密度２．９Ｔを有し、かつドライプロセスの一つであるＭＢＥ法で作製できる特徴を備えている。しかしながら、所望の特性を有する磁性膜は、特殊な基体表面上でしか得られないこと、またその成膜速度は０．００２〜０．００３ｎｍ／ｓｅｃと非常に遅く量産工程で用いるには困難な作製条件であること、等から実際の磁気ヘッド製造工程へは採用されることはなかった。
上述した理由から、記録と再生の分離型磁気ヘッド製造プロセスにおいては、以下の条件を同時に満たす記録ヘッド用磁極材料およびその作製方法の開発が期待されている。
（Ａ）１．５Ｔ以上、望ましくは２Ｔ以上の飽和磁束密度を有する磁極材料。
（Ｂ）２ Ｏｅ以下、望ましくは１ Ｏｅ以下の保磁力を有する磁極材料。
（Ｃ）不純物の混在防止や界面平坦性の維持を図る目的から、再生ヘッドのＭＲ素子製造と同じドライプロセスにて製造可能な磁極材料および製法。
（Ｄ）量産工程に適応した成膜速度すなわち製造プロセスへの適応力を備え、安価な製造ラインの構築が可能な製法。
（Ｅ）先に製造された薄膜積層体、例えばＭＲ素子の界面に影響を与えないために、１００℃以下の低温において成膜可能で、さらには成膜後の熱処理が不要な磁極材料および製法。
このような複数の条件を満たす報告としては、１９７２年のキムと高橋の報告が挙げられる［Ｔ．Ｋ．Ｋｉｍ ａｎｄ Ｍ．Ｔａｋａｈａｓｈｉ，Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．Ｌｅｔｔ．２０，４９２（１９７２）］。
この報告の特筆すべき点は、ドライプロセスの一つである蒸着法という非常にシンプルな薄膜形成法を用い、ほぼ室温とした基板上に、低保磁力でかつ２．５８Ｔという極めて高い飽和磁束密度を備えた窒化鉄膜を、量産可能な成膜速度で作製したことである。しかしながら、その後、多数の研究機関で追試が行われたが、上記特性を備えた磁性膜は安定して得られず、文献３のような特殊な条件下でしか作製できていない。
したがって、上記（Ａ）〜（Ｅ）に記載した条件を満たす記録ヘッド用の磁極材料およびその作製法が今まさに強く求められている。
なお、上記説明では面内磁気記録用の磁気ヘッドを特に取り上げて詳述したが、上記特性つまり「１．５Ｔ以上、望ましくは２Ｔ以上の飽和磁束密度」や「２ Ｏｅ以下、望ましくは１ Ｏｅ以下の保磁力」を備えた磁極材料は、垂直磁気記録用の磁気ヘッドを構成する磁極材料としても利用できることは言うまでもない。従って、上記飽和磁束密度や保磁力を有する磁極材料は垂直磁気記録用の磁気ヘッドにも採用できる。ゆえに、このような優れた軟磁気特性を有する磁性薄膜は、面内記録あるいは垂直記録という区別無く、磁気記録の分野で広くに利用できることから、その開発が待望されていた。
また、上述した（Ａ）〜（Ｅ）に記載した条件を満たす磁性薄膜及びその製法ならば、磁気ヘッドを構成する磁極材料への適用以外に、以下に述べるような各種の磁気デバイスへの利用も期待されていた。
（ＡＬ１） 面内磁気記録媒体（ｌｏｎｇｉｔｕｄｉｎａｌ ｒｅｃｏｒｄｉｎｇ ｍｅｄｉｕｍ）を構成する記録層として機能する硬磁性膜の上に設ける磁性薄膜として用いる。
（ＡＬ２） 垂直磁気記録媒体（ｐｅｒｐｅｎｄｉｃｕｌａｒ ｍａｇｎｅｔｉｃ ｒｅｃｏｒｄｉｎｇ ｍｅｄｉｕｍ）を構成する記録層として機能する硬磁性膜の下に設ける磁性薄膜として用いる。
（ＡＬ３） エクスチェンジ磁石（ｅｘｃｈａｎｇｅ−ｓｐｒｉｎｇ ｍａｇｎｅｔ）あるいはスピントランジスタ磁石（ｓｐｉｎ ｔｒａｎｓｉｓｔｏｒ ｍａｇｎｅｔ）を構成する軟磁性層の少なくとも一部に用いる磁性薄膜として用いる。
（ＡＬ４） 磁界センサ（ｍａｇｎｅｔｉｃ ｓｅｎｓｏｒ）を構成する伝送線路の少なくとも一部に用いる磁性薄膜として用いる。
（ＡＬ５） 高周波受動デバイス（ｈｉｇｈ ｆｒｅｑｕｅｎｃｙ ｐａｓｓｉｖｅ ｄｅｖｉｃｅ）を構成する伝送線路の少なくとも一部に用いる磁性薄膜として用いる。
（ＡＬ６） マイクロトランス（ｍｉｃｒｏ ｔｒａｎｓ）あるいはマイクロインダクタ（ｍｉｃｒｏ ｉｎｄｕｃｔｏｒ）を構成する磁性膜の少なくとも一部に用いる磁性薄膜として用いる。
上記（ＡＬ１）〜（ＡＬ６）に記載の何れの磁気デバイスにおいても、上記特性つまり「１．５Ｔ以上、望ましくは２Ｔ以上の飽和磁束密度」や「２ Ｏｅ以下、望ましくは１ Ｏｅ以下の保磁力」を備えた磁極材料は、各磁気デバイスの諸特性を一段と向上させることが期待できる。
本発明に係る第一の目的は、成膜中および成膜後に殆ど熱処理することなく、少なくとも飽和磁束密度が２Ｔ以上で、保磁力が２Ｏｅ以下の軟磁気特性を有する磁性薄膜を提供することにある。
本発明に係る第二の目的は、再生ヘッドをなすＭＲ素子と同じドライプロセスで作製可能な、記録ヘッドの磁極材料として好適な軟磁気特性を備えた磁性薄膜の製造方法を提供することにある。
本発明に係るの第三の目的は、成膜中あるいは成膜後に、結晶構造がα’相を主たる相とし、少なくとも炭素と鉄を構成元素とする炭化鉄膜であることを特定する評価方法を提供することにある。
本発明に係る第四及び第五の目的は、保磁力の高い媒体でも十分磁化させて信号を記録することが可能な磁気ヘッド及びこれを搭載した磁気記録装置を提供することにある。
本発明に係る第六の目的は、高記録密度化に対応できる磁気記録媒体を提供することにある。
本発明に係る第七の目的は、従来より優れた諸特性、例えばエネルギー積や周波数、電流密度などにおいて一段と優れた特性を有する各種の磁気デバイスを提供することにある。
発明の開示
本発明に係る磁性薄膜は、α’相を主たる相とし、少なくとも炭素と鉄を構成元素とする炭化鉄膜であることを特徴としている。
本発明に係る磁性薄膜の製造方法は、減圧空間内に配置した基体上に、スパッタリング法、真空蒸着法、ＣＶＤ法、イオンビーム蒸着法、レーザ蒸着法のいずれかの成膜法を用いて、少なくとも炭素と鉄を構成元素とし、α’相単相からなる炭化鉄膜を形成する工程を具備したことを特徴としている。
本発明に係る第一の磁性薄膜の評価方法は、α’相を主たる相とし、少なくとも炭素と鉄を構成元素とする炭化鉄膜であることを特定する手段としてＸ線回折法を用いることを特徴としている。
本発明に係る第二の磁性薄膜の評価方法は、α’相を主たる相とし、少なくとも炭素と鉄を構成元素とする炭化鉄膜であることを特定する手段として電子線回折法を用いることを特徴としている。
本発明に係る磁気ヘッドは、上記構成の炭化鉄膜を記録ヘッドの磁極材料として用いたことを特徴としている。
本発明に係る磁気記録装置は上記磁気ヘッドを用い、移動する磁気記録媒体に磁気的に情報を記録することを特徴としている。
本発明に係る第１の磁気デバイスは、上記構成の炭化鉄膜からなる磁性薄膜を、面内磁気記録媒体を構成する記録層として機能する硬磁性膜の上に設けたことを特徴としている。
本発明に係る第２の磁気デバイスは、上記構成の炭化鉄膜からなる磁性薄膜を、垂直磁気記録媒体の記録層として機能する硬磁性膜の下に設けたことを特徴としている。
本発明に係る第３の磁気デバイスは、上記構成の炭化鉄膜からなる磁性薄膜を、エクスチェンジ磁石あるいはスピントランジスタ磁石を構成する軟磁性層の少なくとも一部に用いたことを特徴としている。
本発明に係る第４の磁気デバイスは、上記構成の炭化鉄膜からなる磁性薄膜を、磁界センサを構成する伝送線路の少なくとも一部に用いたことを特徴としている。
本発明に係る第５の磁気デバイスは、上記構成の炭化鉄膜からなる磁性薄膜を、高周波受動デバイスを構成する伝送線路の少なくとも一部に用いたことを特徴としている。
本発明に係る第６の磁気デバイスは、上記構成の炭化鉄膜からなる磁性薄膜を、マイクロトランスあるいはマイクロインダクタを構成する磁性膜の少なくとも一部に用いたことを特徴としている。
発明を実施するための最良の形態
本発明者らはこれまでの背景に鑑み、磁性材料に関して更なる研究を重ねた結果、以下に記述する本願発明に到達した。
以下、本発明の実施の形態について図面を参照して説明する。
本発明に係る磁性薄膜は、ＣｏＫα線を用いたＸ線回折法により、その結晶構造がマルテンサイト（α’）相単相を含むことが確認される炭化鉄膜であり、図１（ａ）に示すように、この炭化鉄膜は成膜時に１００℃を越えるような加熱処理が行われていない基体１０上に安定して得られる。また、この炭素鉄膜１１は、成膜後に敢えて加熱処理をしなくても２Ｔ以上の飽和磁束密度（ｓａｔｕｒａｔｉｏｎ ｍａｇｎｅｔｉｃ ｆｌｕｘ ｄｅｎｓｉｔｙ）Ｂｓと２ Ｏｅ以下の保磁力（ｃｏｅｒｃｉｖｅ ｆｏｒｃｅ）Ｈｃを同時に備えた良好な軟磁気特性を有する。
上記特徴を備えた炭化鉄膜１１は、図２に示すように、Ｘ線回折法により、α’相の（００２）面からの回折線すなわちα’（００２）を主に含み観測されることによって識別される。図２において、（ａ）は炭化鉄膜の（００２）面からの回折線が主たるピークをなし、その高角側にブロードな肩が観測される場合であり、（ｂ）は炭化鉄膜の（００２）面からの回折線のみが観測される場合である。
上述した２Ｔ以上の飽和磁束密度Ｂｓと２ Ｏｅ以下の保磁力Ｈｃを同時に備えた良好な軟磁気特性は、図２（ａ）に示す炭化鉄膜に比べて、図２（ｂ）のように（００２）面からの回折線のみが観測される炭化鉄膜の方が得られやすく、例えばＭｓが２．２Ｔを越えたり、あるいはＨｃが１ Ｏｅ以下という特性を備えた膜が実現できる。これに対して、図２（ａ）の炭化鉄膜は軟磁気特性が幾分低下するものの、上記ブロードな肩部分が多少あっても２Ｔ以上の飽和磁束密度Ｂｓと２ Ｏｅ以下の保磁力Ｈｃを得ることは可能である。
また上記構成では炭素と鉄とからなる炭化鉄膜についてのみ述べたが、これら炭素元素と鉄元素以外の、例えば磁歪や、磁気異方性エネルギ、透磁率、比抵抗、耐食性、機械的な加工性などの各種特性を改善する目的から、他の元素、例えばＣｏ、Ｎｉ、Ｃ、Ｏ、Ｎ、Ｂ、Ｔａ、Ｎｄ、Ａｕ、Ａｇ、Ｐｄなどの元素を適宜含有させても構わないことは言うまでもない。
つまり、本発明に係るα’相を主たる相とする炭化鉄膜１１は、図２（ａ）から明らかなように、α’相の（００２）面からの回折線と、その他の回折線すなわち高角側に観測されるブロードな肩部分（斜線部）とから構成されるものである。
そして、上記その他の回折線が消失し単結晶が形成された場合には、炭化鉄膜１１はα’相単相のみから構成され、図２（ｂ）に示すようなα’相の（００２）面からの回折線のみが観測され、特定されるものである。
このα’相の（００２）面からの回折線は２θが７０°〜７７°の範囲で得られ、２θが２０°〜１１５°の範囲ではα’（００２）より強い回折線は観測されない。したがって、本発明に係る炭化鉄膜１１は、製造時に所望の結晶形態を備えているか否かを容易に識別することができるので、成膜後はもとより成膜している最中でも膜質を正確に把握しながら作製可能である。
また、シュルツ反射法により、本発明に係る炭化鉄膜は体心正方構造（ｂｃｔ構造：ｂｏｄｙ−ｃｅｎｔｅｒｅｄ ｔｅｔｒａｇｏｎａｌ ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ）を有することが確認できることから、このシュルツ反射法を利用することによっても、作製中あるいは作製後に炭化鉄膜の膜質を検査することができるので、より一層安定した製造工程の構築が可能となる。
さらに、振動試料型磁力計（ＶＳＭ：ｖｉｂｒａｔｉｎｇ ｓａｍｐｌｅ ｍａｇｎｅｔｏｍｅｔｅｒ）を用いた磁化曲線の測定から、上記炭化鉄膜は、＜００１＞方向が磁化することが困難であり、＜１００＞方向および＜１１０＞方向が磁化することが容易なことから、ｃ軸が磁化困難軸（ａｘｉｓ ｏｆ ｈａｒｄ ｍａｇｎｅｔｉｚａｔｉｏｎ）を、ｃ面が磁化容易面（ｐｌａｎｅ ｏｆ ｅａｓｙ ｍａｇｎｅｔｉｚａｔｉｏｎ）を構成することが確認できる。これは、炭化鉄膜のｃ面内において適当な強さを持つ正負の外部磁場を印加することにより、ｃ面内に発生する磁化の方向の反転制御が容易にできることを意味する。したがって、本発明に係る炭化鉄膜は記録ヘッドの磁極材料として好適である。
特に、上記炭化鉄膜は、自発磁化（ｓｐｏｎｔａｎｅｏｕｓ ｍａｇｎｅｔｉｚａｔｉｏｎ）がｃ面内で磁化容易軸方向からはずれるときに要する磁気異方性エネルギ（ｍａｇｎｅｔｉｃ ａｎｉｓｏｔｒｏｐｙ ｅｎｅｒｇｙ）に比べて、ｃ面からｃ軸方向に振れるときに要する磁気異方性エネルギの方が２桁以上大きい。したがって、上記炭化鉄膜においては、自発磁化がｃ面からｃ軸方向に振れてしまうことは殆どなく、ｃ面内においてのみ安定して磁化の方向を制御することができる。
さらには、上述した磁化困難軸は膜面に対して略垂直方向を、磁化容易面は膜面に対して略水平方向をなしているので、上記外部磁場を印加する方向は当該炭化鉄膜の膜面に平行方向すなわち基体表面に対して平行方向とするればよいことを意味する。すなわち、炭化鉄膜を設けた同一の基体上に外部磁場の印加手段を配置さえすれば、基体表面に平行な方向に沿った磁化の方向制御が可能となるので、本発明に係る炭化鉄膜は極めて取り扱いやすいという特徴がある。
本発明に係る炭化鉄膜は、その組成を０．５ａｔ％以上１５ａｔ％以下の炭素と残部鉄とすることにより、２Ｔ以上の飽和磁束密度を有するとともに、保磁力を２ Ｏｅ以下にできる。そして、膜組成を１ａｔ％以上１２ａｔ％以下の炭素と残部鉄とした場合は、さらに保磁力は小さくなり１ Ｏｅ以下に抑えられるのでより好ましい。
本発明に係る炭化鉄膜に適当な量のコバルトを第三元素として含有させることにより、保磁力を低く維持したまま飽和磁束密度をさらに増加させることができ、２．２Ｔを越える数値が得られる。
また、本発明に係る炭化鉄膜は１０^−６台の磁歪をもっているが、膜中に窒素を第三元素として取り入れることにより磁歪は低減され、１０^−７台という極めて小さな磁歪を有する薄膜が実現できる。更には、炭化鉄膜中に適当量の窒素を含有させると共に、適宜膜中のＣ含有量を制御することにより１０^５［ｅｒｇ／ｃｍ^３］台の結晶磁気異方性定数Ｋｕ値が得られる。
前記炭化鉄膜は、該炭化鉄膜の原子間距離と略同一の原子間距離を具備する薄膜上に配設されることで、上述した各種磁気特性がより一層安定して得られる。その薄膜の一例としては、（２００）面を表面とする鉄膜が挙げられる。
また、前記炭化鉄膜の各種磁気特性をより一層安定して得るためには、上記薄膜を構成する主たる元素としては、該炭化鉄膜と格子定数が略同一であるものが好ましい。本願発明に係る炭化鉄膜の下層として該炭化鉄膜と格子定数が略同一の元素で主に構成された薄膜を用いることで、その上に堆積される炭化鉄膜は極めて安定に初期成長が行われ、膜厚が増加しても膜中に歪みなどの発生が抑制されることによって、一段と結晶性の高い成膜が達成されるので、安定した各種磁気特性を備えた炭化鉄膜が得られる。上記炭化鉄膜と格子定数が略同一の元素としては、例えば、Ａｇ、Ａｕ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ｒｈ、Ａｌ、Ｉｒ、Ｒｕから選択される１つ以上の元素が挙げられる。各元素の格子定数は、Ａｇ＝４．０９Å（ａ軸）、Ａｕ＝４．０８Å（ａ軸）、Ｐｄ＝３．８９Å（ａ軸）、Ｐｔ＝３．９２Å（ａ軸）、Ｒｈ＝３．８０Å（ａ軸）、Ａｌ＝４．０５Å（ａ軸）、Ｉｒ＝３．８４Å（ａ軸）、Ｒｕ＝４．２８Å（ｃ軸）である。ここで、本発明では炭化鉄膜と格子定数が略同一とは、４ű１０％の範囲を指す。但し、１Å＝０．１ｎｍである。
さらに、本発明に係る炭化鉄膜は結晶磁気異方性定数（ｍａｇｎｅｔｏｃｒｙｓｔａｌｌｉｎｅ ａｎｉｓｏｔｒｏｐｙ ｃｏｎｓｔａｎｔｓ）Ｋｕが負であることを特徴としている。これは自発磁化がｃ面内で安定となることを示唆しているので、作製した炭化鉄膜の結晶磁気異方性定数を調べることによっても、所望の膜質を備えているか否かを容易に判断することができる。
また、上述したように、本発明に係る炭化鉄膜はｃ面が磁化容易面でｃ軸が磁化困難軸となっており、自発磁化がｃ面内で磁化容易軸方向からはずれるときに要する磁気異方性エネルギに比べて、ｃ面からｃ軸方向に振れるときに要する磁気異方性エネルギの方が２桁以上大きいという特徴を有している。これは、高周波コアの材料として公知であるフェロックスプレーナ（Ｆｅｒｒｏｘｐｌａｎａ）とよばれるマグネトプランバイト型の酸化物と同様の特徴であることから、本発明に係る炭化鉄からなる磁性薄膜も高周波コアの材料として有望であることを示唆している。
本発明に係る磁性薄膜の製造方法は、減圧空間内に配置した基体上に、スパッタリング法、真空蒸着法、化学気相成長（ＣＶＤ）法、イオンビーム蒸着法、レーザ蒸着法のいずれかの成膜法を用いて、少なくとも炭素と鉄を構成元素とし、α’相を主たる相とする炭化鉄膜を形成する工程を具備したことを特徴としている。 基体に対する磁性薄膜の高い密着性が得られやすいという理由から、スパッタリング法が好適に用いられる。しかしながら、少なくとも炭素と鉄を構成元素とする薄膜の作製が可能で、かつα’相を主たる相とする炭化鉄膜を形成する工程を備えていればスパッタリング法に限定されることはなく、真空蒸着法、ＣＶＤ法、イオンビーム蒸着法、レーザ蒸着法を用いても構わない。
また、上記工程で作製されるα’相を主たる相とする炭化鉄膜は、成膜後に敢えて後加熱処理をすることなく、成膜直後いわゆるＡｓ−ｄｅｐｏの状態で安定して形成されるので、この炭化鉄膜を成膜する前に基体上に別の磁性膜からなる素子、例えば磁気抵抗効果素子などが設けてあっても、この素子が熱的影響を受けることがないという利点がある。
さらには、上記工程で作製されるα’相を主たる相とする炭化鉄膜は、到達真空度が１０^−７Ｔｏｒｒ台という成膜空間を利用する通常の成膜プロセスであっても、２Ｔ以上の飽和磁束密度と２ Ｏｅ以下の保磁力という優れた軟磁気特性を有する。
上述した構成の炭化鉄膜は、表面温度を５℃以上１００℃以下とした基体上に形成することによって、α’相の（００２）面からの回折線、すなわち、α’（００２）の強度が最大値の８０％以上得られるので、安定した薄膜形成が可能となる。また、基体の表面温度を１０℃以上７０℃以下とした場合は、α’（００２）の強度が最大値の９０％以上となり、所望の磁気特性を備えた炭化鉄膜をより一層安定して作製できるのでより好ましい。
さらに、前記炭化鉄膜を形成する工程の前に、前記基体を減圧空間内で熱処理する工程、減圧空間内で熱処理された基体上に、スパッタリング法、真空蒸着法、ＣＶＤ法、イオンビーム蒸着法、レーザ蒸着法のいずれかの成膜法を用いて、前記炭化鉄膜の原子間距離と略同一の原子間距離を具備する薄膜を形成する工程、及び、前記薄膜を設けた基体を少なくとも１００℃以下に冷却する工程、を具備することによって、上述した各種磁気特性がより安定して得られる磁性薄膜の製造方法が提供できる。
例えば、加熱された基体上に前記炭化鉄膜の原子間距離と略同一の原子間距離を具備する薄膜として鉄膜を堆積することで、（２００）面を表面とするα相の鉄膜すなわちα−Ｆｅ膜が得られる。次いで、この鉄膜を設けた基体を１００℃以下に冷却後、この鉄膜上に炭化鉄膜を作製することによって、上述したα’相の（００２）面からの回折線すなわちα’（００２）のみ観測される本発明に係る炭化鉄膜が容易に形成できる。ここで、上記鉄膜を作製する場合の基体温度としては、１５０℃以上が好ましく、２００℃以上がより好ましい。
その際、上記薄膜を構成する主たる元素は、前記炭化鉄膜と格子定数が略同一であるものが好ましく、具体的には、この薄膜を構成する主たる元素としては、Ａｇ、Ａｕ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ｒｈ、Ａｌ、Ｉｒ、Ｒｕから選択される１つ以上の元素が挙げられる。
上記炭化鉄膜の形成方法としては、炭化鉄膜の形成用の母材源として、少なくとも炭素と鉄からなる合金若しくは焼結母材又は炭素からなる母材と鉄からなる母材とを組合せた複合母材と、不活性ガスからなるプロセスガスとを用い、炭化鉄膜を基体上に堆積させる方法が好適に用いられる。
あるいは、上記炭化鉄膜の形成方法の代わりに、炭化鉄膜の形成用の母材源として、少なくとも鉄からなる母材と、少なくとも構成元素として炭素を含む反応性ガスからなるプロセスガスとを用い、該炭化鉄膜を基体上に堆積させる方法を用いても構わない。
上記母材は、スパッタリング法で用いる場合はターゲットと呼ばれる略平板状の部材として、各種の蒸着法で用いる場合は塊状の蒸着原料として提供される。反応性スパッタリング法やＣＶＤ法の場合は、上述した炭素を含む反応性ガスをプロセスガスの一部もしくは全部として用いてもよい。
その際、２Ｔを越える飽和磁束密度と２ Ｏｅより低い保磁力という優れた軟磁気特性を有する炭化鉄膜を形成するためには、前記合金若しくは焼結母材としては０．５ａｔ％以上１５ａｔ％以下の炭素と残部鉄からなる組成の材料が好ましく、１ａｔ％以上１２ａｔ％以下の炭素と残部鉄からなる組成の材料がさらに望ましい。
本発明に係る第一の磁性薄膜の評価方法は、α’相を主たる相とし、少なくとも炭素と鉄を構成元素とする炭化鉄膜であることを特定する手段としてＸ線回折法を用いることを特徴としている。
本発明に係る第二の磁性薄膜の評価方法は、α’相を主たる相とし、少なくとも炭素と鉄を構成元素とする炭化鉄膜であることを特定する手段として電子線回折法を用いることを特徴としている。
Ｘ線回折法又は電子線回折法を用いた何れかの結晶構造解析により、α’相を主たる相とし、少なくとも炭素と鉄を構成元素とする炭化鉄膜は、成膜中あるいは成膜後によらず、大気雰囲気か減圧雰囲気かに依存せず、明らかにその結晶形態を容易に特定することが可能である。
記録ヘッドの磁極材料として、上述した２Ｔを越える飽和磁束密度と２ Ｏｅより低い保磁力を有する炭化鉄膜を用いることによって、従来のヘッドに比べて高い書き込み能力をもつ磁気ヘッドが得られる。つまり、飽和磁束密度の高い材料を上部磁極および／又は下部磁極の全部あるいは一部に用いることで、これらの磁極は磁気的に過度に飽和することなく、強い磁界強度および高い磁界勾配を作り出すことができるので、線記録密度の向上が図れる。一方、この飽和磁束密度の高い磁極材料は、トラック密度を高める効果もある。すなわち、記録ヘッドのトラック幅が狭くなると記録ヘッドから漏れる磁界の強度も小さくなるが、飽和磁束密度が高ければ漏れ磁界の強度を高く維持できるので、従来より狭トラック化も達成できる。従って、本発明に係る磁性薄膜を記録ヘッドの磁極材料とした磁気ヘッドは、従来より保磁力の高い磁気記録媒体に低ノイズでかつ高い分解能で磁気信号を書き込むことができ、より一層高い面記録密度を実現する。
従来は、例えば飽和磁束密度が１．５〜１．８Ｔ程度の磁極材料からなる記録ヘッドは保磁力が２５００ Ｏｅ程度までの媒体に書き込むことができたが、本発明に係る炭化鉄膜を磁極材料に用いた記録ヘッドは２５００ Ｏｅ以上の高保磁力な媒体に対しても十分な書き込み能力を有する。
従って、本発明に係る炭化鉄膜を磁極材料とした記録ヘッドと２５００ Ｏｅ以上の高い保磁力を有する磁気記録媒体とを組み合わせることによって、従来より高い記録密度で、移動する磁気記録媒体に磁気的に情報を記録することが可能な磁気記録装置が得られる。その際、磁気記録装置の再生ヘッドとしては、例えば、外部磁界を加えると抵抗が変化する磁気抵抗効果を示す膜を再生素子（磁気抵抗素子）として備えたＭＲヘッド（ｍａｇｎｅｔｏｒｅｓｉｓｔｉｖｅ ｈｅａｄ）やＧＭＲヘッド（ｇｉａｎｔ ｍａｇｎｅｔｏｒｅｓｉｓｔｉｖｅ ｈｅａｄ）、ＴＭＲヘッド（ｔｕｎｎｅｌｉｎｇ ｍａｇｎｅｔｏ−ｒｅｓｉｓｔｉｖｅ ｈｅａｄ）などが好適に用いられる。
また、上記の移動する磁気記録媒体としては、基板と平行方向に磁化容易軸を有する面内磁気記録媒体が好適に用いられるが、基板と垂直方向に磁化容易軸を有する垂直磁気記録媒体を用いても構わない。
さらに、本発明に係る炭化鉄膜を磁極材料とした記録ヘッドは、図１３に示すような面内磁気記録用の磁気ヘッドのみならず、図１７に示すような垂直磁気記録用の記録ヘッドとしても利用できる。図１７において、本発明に係る炭化鉄膜は少なくとも磁極８５として好適に用いられる。なお、図１７において、８０は垂直用の記録ヘッド、８１は例えば磁性材からなる基板、８２は絶縁体、８３は導体からなるコイル、８４は非磁性材からなる中間層、８６は絶縁体からなる保護層である。また、８７は垂直磁気記録媒体、８８は垂直磁気記録媒体の基板、８９は垂直磁気記録媒体の記録層を表す。
垂直用の記録ヘッド８０を構成する磁極材料として飽和磁束密度が２Ｔ以上でかつ保磁力１ Ｏｅ以下という優れた軟磁気特性を有する本発明に係る炭化鉄膜を用いることにより、垂直磁気記録媒体８７側から見た記録ヘッドの磁極部８５’の面積が小さくなったり、あるいは厚さが薄くなっても、垂直磁気記録媒体８７を構成する記録層８９に対して強い漏洩磁束を与えることができる。
従って、本発明に係る炭化鉄膜を磁極材料とした記録ヘッド８０は、面内磁気記録のみならず垂直磁気記録においても高記録密度化に寄与する。
なお、上記説明では本発明に係る炭化鉄膜を記録ヘッドの磁極材料に利用した場合（図１７）について詳述したが、これ以外に、本発明に係る炭化鉄膜を、記録ヘッド８０に例えばＭＲ素子を備えた再生ヘッドを組み込んだ磁気ヘッド、すなわち記録／再生の両機能を備えた磁気ヘッドに利用しても構わない。
本発明に係る炭化鉄膜からなる磁性薄膜は、面内磁気記録媒体を構成する記録層として機能する硬磁性膜の上に設けてなる磁気デバイスに利用できる。図１８に示すとおり、その構成としては、（ａ）に示す炭化鉄膜からなる磁性薄膜９５を硬磁性膜からなる記録層９４の上に直接設けた面内磁気記録媒体９０と、（ｂ）に示す炭化鉄膜からなる磁性薄膜９５と記録層９４との間に非磁性膜からなる中間層９７を設けた面内磁気記録媒体９１の２通りがある。なお、９２は基板、９３は金属下地層、９６は保護層を表す。何れの場合でも、硬磁性膜の上に本発明に係る炭化鉄膜を設けたことにより、記録層の磁化からの磁束を、軟磁気特性に優れた炭化鉄膜からなる磁性薄膜の内部で還流させ、反磁界を減少させて、磁化を安定に保つことができる。従って、上記構成からなる磁気デバイスは、面内磁気記録の高記録密度化に伴い記録層に書き込まれた磁化が小型化しても、磁化を安定に保つ性能に優れる。
本発明に係る炭化鉄膜からなる磁性薄膜は、垂直磁気記録媒体の記録層として機能する硬磁性膜の下に設けてなる磁気デバイスに利用できる。図１９に示すとおり、その構成としては、（ａ）に示す炭化鉄膜からなる磁性薄膜１０３を硬磁性膜からなる記録層１０４の下に直接設ける垂直磁気記録媒体１００と、（ｂ）に示す磁性薄膜１０３と記録層１０４との間に非磁性膜からなる中間層１０６を設ける垂直磁気記録媒体１０１の２通りがある。なお、１０２は基板、１０５は保護層を表す。何れの場合でも、硬磁性膜の下に本発明に係る炭化鉄膜を設けたことにより、飽和磁束密度が２Ｔより低い軟磁性膜を用いた場合に比べて、記録ヘッドの磁極から発生する磁場を一段と大きくすることが可能となるので、記録層の垂直磁化をより一層容易に形成できる。
これは、記録ヘッドの磁極を媒体側から見た面積が小型化しても、記録ヘッドの磁極から発生する磁場を十分に保つことができることを意味するので、本発明に係る炭化鉄膜を記録層として機能する硬磁性膜の下に設けてなる磁気デバイスは、垂直磁気記録の高記録密度化に貢献できる。
本発明に係る炭化鉄膜からなる磁性薄膜は、エクスチェンジ磁石あるいはスピントランジスタ磁石を構成する軟磁性層として用いてなる磁気デバイスに利用できる。図２０（ａ）は厚さ数ｎｍの硬磁性層２０１と軟磁性層２０２からなるエクスチェンジ磁石２００を示す模式的な断面図であり、図２０（ｂ）は厚さ数ｎｍの硬磁性層２０４、非磁性層２０５および軟磁性層２０６からなるスピントランジスタ磁石２０３を示す模式的な断面図である。
一般に、原子何十個という中間レベル（メゾ）の大きさあるいは厚さにおいて特殊な素子機能を発揮するものをメゾスコピック材料と呼ばれており、エクスチェンジ磁石２００は硬磁性層２０１と軟磁性層２０２からなる２層膜構造であり、このメゾスコピックレベルでは２層間に交換結合力が発生し、減磁曲線ガスリング状の挙動を示すので、スプリング磁石とも呼ばれる。そのため従来の磁石のエネルギー積の限界を突破し、１００ＭＧＯｅを超える驚異的な磁石が可能となる。同時に層間にはスピンバルブ機能も発生してＧＭＲ機能も兼ね備えた複合素子材料ともなり得る。
一方、スピントランジスタ磁石２０３は硬磁性層２０４はエミッタ、非磁性層２０５はベース、軟磁性層２０６はコレクタとして機能する。すなわち、硬磁性層２０４と非磁性層２０５との間にバイアス電流を流しておくと、硬磁性層２０４のスピン電子（→印）は非磁性層２０５中に注入されてミノリティキャリアになる。非磁性層２０５の厚さがメゾスコピックであると、スピン電子（→印）はライフタイム間に軟磁性層２０６に達する。その際、軟磁性層２０６の磁化の方向によって、スピン電子は軟磁性層２０６に流入したり、拒否されたりする。これによって、コレクタ回路は電流が「＋、０、−」に変化し、トランジスタ作用が起こることが期待される。
しかるに、上記エクスチェンジ磁石２００やスピントランジスタ磁石２０３が安定に機能するためには、これらを構成する軟磁性膜２０２、２０６が、数ｎｍという極薄の厚さとしたとき膜面内に磁化容易面をもち、かつ優れた軟磁気特性を維持できることが求められる。この要求、すなわち極薄膜［メジスコピック（数十原子層）領域］でも、本発明に係る炭化鉄膜は成膜後（ａｓ−ｄｅｐｏ時）の段階で、つまり後加熱（ａｎｎｅａｌ）が無くても、薄膜の面内に磁化容易軸をもち、後加熱が不要であることから、この後加熱による界面拡散が発生しない、という利点を有している。
つまり、本発明に係る炭化鉄膜は、まさに成膜後に上記特性を満たすことができるので、エクスチェンジ磁石２００やスピントランジスタ磁石２０３を構成する軟磁性膜２０２、２０６として極めて好適な材料である。
これに対して、従来の軟磁性膜では上記特性を満たすためには成膜後の後加熱処理を要するため、厚さが数ｎｍの軟磁性膜は界面にて接触する薄膜、すなわちエクスチェンジ磁石の場合は硬磁性膜２０１、スピントランジスタ磁石の場合は非磁性膜２０５、と拡散現象が容易に生じるため、ｎｍオーダーの積層体は形成することが実質的に困難な状況にあり、エクスチェンジ磁石やスピントランジスタ磁石をなす構造体を作製するのは難しかった。
本発明に係る炭化鉄膜からなる磁性薄膜は磁界センサを構成する伝送線路の少なくとも一部に用いてなる磁気デバイスに利用できる。磁界センサ３００を構成する伝送線路の一例としては、図２１に示すとおり、接地された磁性層３０１として本発明に係る炭化鉄膜を用い、磁性膜３０１の上下に絶縁層３０２、３０４を介してスパイラル構造をなす導線をそれぞれ設けた構成が挙げられる。絶縁層３０２の上面に配置された上部導線３０４は、端子ａにおいて絶縁層３０３の下面に配置された下部導線３０５と接続されている。つまり、上部導線３０４の端子ｂと下部導線３０６の端子ｃは端子ａを介して直列に接続された構成をなす。
上記構成からなる電送線路は、外部磁界によって磁性層３０１の磁化率が変化し、これに伴い伝送特性が変化するので、磁界センサとして利用できる。しかしながら、その際には、伝送線路が延びる方向（矢印αの方向）に磁性層３０１の磁化容易軸方向を揃えることが必要である。これに対して、本発明に係る炭化鉄膜は成膜後に基板面を磁化容易面として成長するという特徴を備えているので、上記磁性層３０１に求められる機能を安定して得ることができる。よって、本発明の炭化鉄膜を磁性層３０１とすることにより、容易に上記構成からなる磁界センサが得られる。
本発明に係る炭化鉄膜からなる磁性薄膜は高周波受動デバイスを構成する伝送線路の少なくとも一部に用いてなる磁気デバイスに利用できる。高周波受動デバイス４００を構成する伝送線路の一例としては、図２２に示すとおり、絶縁体からなる基板４０１上に、絶縁層４０２、４０４に挟まれるように磁性層４０３として本発明に係る炭化鉄膜を設け、さらに磁性層４０３の上に位置する絶縁層４０４上に導体からなる線路４０５を配したものが挙げられる。
上記構成の高周波受動デバイスでは、磁性層４０３を加えることで、線路自身のインピーダンスが大きくなり、線路４０５を伝わる信号の波長を短くできることが知られている。この傾向をより安定して得るためには磁性層４０３の飽和磁束密度は高い方が好ましいことから、２Ｔを超える飽和磁束密度を有する本発明に係る炭化鉄膜を磁性層４０３として用いることによって、安定性に優れた高周波受動デバイスが得られる。
本発明に係る炭化鉄膜からなる磁性薄膜はマイクロトランスあるいはマイクロインダクタを構成する伝送線路の少なくとも一部に用いてなる磁気デバイスに利用できる。ここで、マイクロトランスとは数１０ＭＨｚ以下の比較的低い周波数帯域で使用することを意図した素子であり、マイクロインダクタとは数１０ＭＨｚより高い周波数帯域で使用することを目的とした素子である。
このようなマイクロトランスあるいはマイクロインダクタ５００を構成する伝送線路の一例としては、図２３に示すとおり、本発明に係る炭化鉄膜からなる磁性層５０１の周囲に絶縁体５０２を設け、この絶縁体５０２の外周に導体からなる線路５０３を重ならないように巻き付けて配したものが挙げられる。
上記構成のマイクロトランスあるいはマイクロインダクタでは、磁性層５０１として高い飽和磁束密度の材料を採用することにより、線路５０３に流す許容電流を増やせることが知られている。つまり、２Ｔを超える飽和磁束密度を有する本発明に係る炭化鉄膜を磁性層５０１として用いることによって、大電流を安定して流すことが可能なマイクロトランスあるいはマイクロインダクタが得られる。また、磁性層５０１の飽和磁束密度Ｂｓが大きければ大きいほど透磁率の共鳴点が高周波側にシフトする傾向があるので、２Ｔを超える飽和磁束密度を有する本発明に係る炭化鉄膜を磁性層５０１に用いたマイクロトランスあるいはマイクロインダクタは、優れた高周波特性をもつことが期待できる。
実施例
以下に実施例をあげて本発明をより詳細に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
（実施例１）
本例では、図１２に示すスパッタ装置を用い、膜中に含まれる炭素（Ｃ）含有量が０〜２０原子％（ａｔ％）であり残部鉄（Ｆｅ）からなる膜組成の磁性層１１を、基体１０の上にスパッタリング法で直接堆積させた。
図１（ａ）は本例に係る磁性薄膜試料の層構成を示す模式的な断面図であり、１０は基体、１１は磁性層である。
基体１０としてはガラス基板（コーニング社製、＃７０５９）を用い、作製する磁性層１１の膜組成は、成膜に用いた炭化鉄（Ｆｅ−Ｃ）合金からなる第二ターゲット２５の組成を適宜変更してスパッタすることにより変化させた。図１２の装置において、炭化鉄膜（α’−Ｆｅ−Ｃ膜）からなる磁性層１１を形成する成膜室２１の到達真空度は１０^−７Ｔｏｒｒ台に固定し、成膜時には磁場印加手段４０を用い、基体３９の成膜面に平行で一方向に磁場［強度：３０〜５０ｇａｕｓｓ（Ｇ）］を印加した。また、成膜前には、基体３９を真空中で２００℃、２時間の加熱処理を行った後、基体３９を２０℃まで冷却してからこの温度に保った基体３９上に所望の組成からなる炭化鉄膜を堆積させた。
なお、本例では真空溶解法で作製したＦｅとＣからなる合金ターゲットを用いて炭化鉄膜を成膜したが、焼結法で作製したＦｅとＣからなるターゲット、Ｆｅターゲット上にＣチップを設置した複合ターゲット若しくはＦｅターゲットとＣターゲットを別個に用いて行うスパッタリング法、または、レーザ蒸着法、イオンビーム法など他の成膜法を実施しても構わない。さらには、Ｃ元素を含むプロセスガスとＦｅターゲットを用い、炭化鉄膜を作製する手法を用いてもよい。
図１２は、本例に係る炭化鉄膜を作製する際に用いた直流マグネトロンスパッタ装置を示す模式的な断面図である。
図１２に示す装置において、２１は成膜室、２２は成膜室２１の底部の一方の側に設けたバッファ層形成用のカソード、２３は成膜室２１の底部の他方の側に設けた磁性膜形成用のカソード、２４はカソード２２の上に設けたバッファ層形成用のＦｅからなる第一ターゲット、２５はカソード２３の上に設けた磁性膜形成用のＦｅ−Ｃからなる第二ターゲット、２６、２７は各カソード用の絶縁部材、２８、２９は各カソードに電力を供給する直流電源、３０、３１は各カソード用のアースシールド、３２はシャッタ、３３はシャッタの回転手段、３４はシャッタの開口部、３５は基体ホルダー支持部材、３６は基体ホルダー支持部材の回転手段、３７は基体の温度制御手段、３８は基体ホルダー、３９は基体、４０は基体の成膜面に平行で一方向をなす磁場を印加する磁場印加手段、４１は排気口、４２はガス導入口、４３が排気手段、４４はガス供給源である。
成膜室２１は排気口４１を介して真空ポンプなどの排気手段４３に接続されており、成膜室２１の内部空間を所望の真空度に減圧するように構成されている。また、成膜室２１はガス導入口４２を備えており、ガス供給源４４から成膜工程などで用いるプロセスガス、例えばＡｒガスや窒素ガス等をガス導入口４２を介して成膜室２１の内部空間に供給できる構成を有している。
さらに、図１２に示す装置は、成膜室２１の内部空間の上方に位置する基体ホルダー３８と下方に位置する各カソード２２、２３との間に位置し、両者を空間的に仕切る役目をはたすシャッタ３２を備えている。シャッタ３２の中央は成膜室２１の底部中央を貫通して設けられた回転軸からなる回転手段３３により支持され、回転可能な構成をなしている。シャッタ３２は、基体３９側から見てカソードが対向する位置に開口部３４を備えている。回転手段３３でシャッタ３２を回転させることによって、開口部３４はカソード２２又はカソード２３の上空位置に移動な構成となっている。
一方、成膜面をカソード側に向けた状態で基体３９を保持する機能を備えた基体ホルダー３８は、基体３９を加熱処理、冷却処理または定温保持の機能を有する温度制御手段３７とともに、基体ホルダー支持部材３５の一端に固定されている。そして、基体ホルダー支持部材３５の他端は成膜室２１の天井部中央を貫通して設けられた回転軸からなる回転手段３６により支持され、回転可能な構成をなしている。
したがって、例えば基体３９上にバッファ層を形成する場合は、基体３９とカソード２２との間にシャッタ開口部３４がない状態にシャッタ３２の位置を制御し、ガス導入口４２を介して成膜室２１の内部空間にプロセスガスを導入し、直流電源２８から所望の電力をカソード２２に印加して所定のガス圧で放電を生起させた後、基体３９をカソード２２の上空位置となるように回転手段３６で移動させ、さらに基体３９とカソード２２の間にシャッタ開口部３４が位置するようにシャッタ３２を回転手段３３で移動させることにより実施できる。その際、形成する薄膜の厚さは、シャッタ開口部３４を基体３９とカソード２２の間に滞在させる時間と堆積速度などを制御することによって所望の値とする。
以下の表１は、本例に係る炭化鉄膜をガラス基板上に作製する際の主な条件である。

以下に、本例に係る炭化鉄膜の作製方法について、手順を追って説明する。
以下の括弧付き番号は、その手順を表す。
（ａ１）所定の洗浄処理を終えたガラスからなる基体３９を基体ホルダー３８に取り付けた後、排気手段４３を用いて、排気口４１から成膜室２１の内部空間が１０^−７Ｔｏｒｒ台（但し、１Ｔｏｒｒ＝約１３３Ｐａ）になるまで減圧した。その際、基体ホルダー３８がターゲット２４の上空となるように配置した。なお、成膜室２１はアース電位とした。また、基体ホルダー３８の外側に、基体３９の成膜面に平行で一方向をなす磁場を印加する手段４０を設けた。
（ａ２）温度制御手段３７により基体ホルダー３８を介して基体３９を加熱処理することによって、基体３９の表面温度を約２００℃に加熱・保持した。
（ａ３）その後、温度制御手段３７により基体ホルダー３８を介して基体３９を２０℃まで冷却処理した。
（ａ４）基体ホルダー３８がターゲット２５の上空となるように、回転手段３６を用いて移動させた。
（ａ５）成膜室２１の内部空間にガス導入口４２よりＡｒガスを導入し、マスフローコントローラ（不図示）を用いてガス圧力を１０ｍＴｏｒｒに制御した。
（ａ６）直流電源２９からカソード２３に所定の直流電力を印加し、ターゲット２５を数分間プリスパッタした。その際、基体３９の側から第二ターゲット２５が見えない状態にシャッタ３２を配置した（図１２）。
（ａ７）その後、第二ターゲット２５の真上にシャッタ３２の開口部３４がくるように、回転手段３３を用いてシャッタ３２を移動させた（不図示）。シャッタ３２の開閉により、厚さ３００ｎｍのα’−Ｆｅ−Ｃ膜からなる磁性層１１を基体１０上に形成した。その際、α’−Ｆｅ−Ｃ膜の組成は所望の組成からなるＦｅ−Ｃ合金ターゲットを用いることによって制御した。
なお、本例におけるα’−Ｆｅ−Ｃ膜の成膜速度（０．４ｎｍ／ｓｅｃ）は、従来技術で述べた文献３の成膜速度（０．００２〜０．００３ｎｍ／ｓｅｃ）と比べて１３０〜２００倍の数値であり、量産的にも十分に対応できる速さである。
（ａ８）磁性層１１を形成した後、カソード２３に印加していた直流電力をゼロに戻し、放電を停止させた。
（ａ９）成膜室２１へのＡｒガス導入を停止してから、窒素ガスを導入し成膜室２１が大気圧に達した後、成膜室２１から作製した試料を取り出した。
以上の工程（ａ１）〜（ａ９）によって作製した層構成が基体１０／α’−Ｆｅ−Ｃ膜の磁性層１１からなる試料［図１（ａ）］を、試料Ｓ１と呼称する。
（実施例２）
本例では、図１（ａ）の層構成に代えて、図１（ｂ）の層構成すなわちに基体１０上にＦｅ膜からなるバッファ層１２を介してα’−Ｆｅ−Ｃ膜の磁性層１１を設けた試料（試料Ｓ２と呼称する）をスパッタリング法により形成した点が実施例１と異なる。本試料の作製には、実施例１と同様に図１２のスパッタ装置を用いた。
Ｆｅ膜１２の作製には高純度４ＮのＦｅターゲットを用いた。α’−Ｆｅ−Ｃ膜１１とＦｅ膜１２を形成する成膜室の到達真空度は１０^−７Ｔｏｒｒ台に固定し、成膜時には基体１０の成膜面に平行で一方向に磁場（強度：３０〜５０Ｇ）を印加した。また、成膜前には、基体１０を真空中で２００℃、２時間の加熱処理を行い、次に温度が２００℃の基体１０上にＦｅ膜１２を形成した後、基体１０を２０℃まで冷却してからこの温度に維持された基体１０のＦｅ膜からなるバッファ層１２上に所望の組成からなるα’−Ｆｅ−Ｃ膜からなる磁性層１１を堆積させた。
他の点は実施例１と同様とした。
以下の表２は、本例に係るα’−Ｆｅ−Ｃ膜からなる磁性層１１をＦｅ膜からなるバッファ層１２を介してガラスからなる基体１０上に作製する際の主な条件である。

以下に、本例に係る磁性膜の作製方法について、手順を追って説明する。
以下の括弧付き番号は、その手順を表す。
（ｂ１）所定の洗浄処理を終えたガラスからなる基体３９を基体ホルダー３８に取り付けた後、排気手段４３を用いて、排気口４１から成膜室２１の内部空間が１０^−７Ｔｏｒｒ台になるまで減圧した。その際、基体ホルダー３８がＦｅからなる第一ターゲット２４の上空となるように配置した。なお、成膜室２１はアース電位とした。また、基体ホルダー３８の外側に、基体３９の成膜面に平行で一方向をなす磁場を印加する磁場印加手段４０を設けた。
（ｂ２）温度制御手段３７により基体ホルダー３８を介して基体３９を加熱処理することによって、基体３９の表面温度を約２００℃に加熱・保持した。
（ｂ３）成膜室２１の内部空間にガス導入口４２よりＡｒガスを導入し、マスフローコントローラ（不図示）を用いてガス圧力を１０ｍＴｏｒｒに制御した。
（ｂ４）直流電源２８からカソード２２に所定の直流電力を印加し、第一ターゲット２４を数分間プリスパッタした。その際、基体３９の側からターゲット２４が見えない状態にシャッタ３２を配置した（不図示）。
（ｂ５）その後、第一ターゲット２４の真上にシャッタ３２の開口部３４がくるように、回転手段３３を用いてシャッタ３２を移動させた（図１２）。次に、シャッタ３２の開閉により、厚さ５ｎｍのＦｅ膜からなるバッファ層を基体３９上に形成した。
（ｂ６）バッファ層を形成した後、カソード２２に印加していた直流電力をゼロに戻し、放電を停止させた。その後、Ａｒガスの供給も停止し、成膜室２１の内部空間を１０^−７Ｔｏｒｒ台になるまで減圧後、この状態で温度制御手段３７により基体ホルダー３８を介して基体３９を２０℃まで冷却処理した。
（ｂ７）基体ホルダー３８が第二ターゲット２５の上空となるように、回転手段３６を用いて移動させた。
（ｂ８）成膜室２１の内部空間にガス導入口４２よりＡｒガスを導入し、マスフローコントローラ（不図示）を用いてガス圧力を１０ｍＴｏｒｒに制御した。
（ｂ９）直流電源２９からカソード２３に所定の直流電力を印加し、第二ターゲット２５を数分間プリスパッタした。その際、基体３９の側から第二ターゲット２５が見えない状態にシャッタ３２を配置した（図１２）。
（ｂ１０）その後、第二ターゲット２５の真上にシャッタ３２の開口部３４がくるように、回転手段３３を用いてシャッタ３２を移動させた（不図示）。シャッタ３２の開閉により、厚さ３００ｎｍのα’−Ｆｅ−Ｃ膜からなる磁性層をＦｅ膜上に形成した。その際、α’−Ｆｅ−Ｃ膜の組成は所望の組成からなるＦｅ−Ｃ合金ターゲットを用いることによって制御した。
（ｂ１１）磁性層を形成した後、カソード２３に印加していた直流電力をゼロに戻し、放電を停止させた。
（ｂ１２）成膜室２１へのＡｒガス導入を停止してから、窒素ガスを導入し成膜室２１が大気圧に達した後、成膜室２１から作製した試料を取り出した。
以上の工程（ｂ１）〜（ｂ１２）により、層構成が基体１０／Ｆｅバッファ層１２／α’−Ｆｅ−Ｃ膜の磁性層１１からなる試料Ｓ２［図１（ｂ）］を作製した。
図２は、実施例１で作製した代表的なα’−Ｆｅ−Ｃ膜の磁性層からなる試料Ｓ１の結晶構造を、Ｃｏ−Ｋα線を用いたＸ線回折法により調べた結果を示すグラフである。
図２に示すように、上記構成においてα’相を主たる相とする炭化鉄膜１１とは、Ｘ線回折法により、α’相の（００２）面からの回折線すなわちα’（００２）を主に含み観測されることによって識別されるものである。図２において、（ａ）は炭化鉄膜の（００２）面からの回折線が主たるピークをなし、その高角側にブロードな肩が観測される場合であり、（ｂ）は炭化鉄膜の（００２）面からの回折線のみが観測される場合である。
つまり、本発明に係るα’相を主たる相とする炭化鉄膜１１は、図２（ａ）から明らかなように、α’相の（００２）面からの回折線と、その他の回折線すなわち高角側に観測されるブロードな肩部分（斜線部）とから構成されるものである。
そして、上記その他の回折線が消失し単結晶が形成された場合には、炭化鉄膜１１はα’相単相のみから構成され、図２（ｂ）に示すようなα’相の（００２）面からの回折線のみが観測される。
図３は、実施例１で作製したα’−Ｆｅ−Ｃ膜の組成が異なる試料Ｓ１の結晶構造を、Ｃｏ−Ｋα線を用いたＸ線回折法により調べた結果を示すグラフである。但し、図３は図２（ｂ）に示したα’相の（００２）面からの回折線のみが観測される試料を取り上げて示したものである。図４は、成膜に用いたＦｅ−Ｃ合金ターゲットの炭素含有量（ｘと表記）と作製した炭化鉄膜中の炭素含有量との関係を示すグラフである。したがって、図３の中に示した炭素含有量すなわちｘ＝０．７９、２、３、４、６（ａｔ％）は、使用したターゲットに含まれるＣの数値である。
図３より、作製した炭化鉄膜の試料は、α’相の（００２）面からの回折線すなわちα’（００２）のみ観測されることが分かった。この回折線は２θが７０°〜７７°の範囲で得られ、２θが２０°〜１１５°の範囲では他の回折線は観測されなかった。そして、このα’（００２）からの回折線は、膜中の炭素含有量が増えるにつれて２θの低角側にシフトする傾向が認められ、このシフトは（００２）格子空間の増加を示唆している。これは、図４に示すＸ線光電子分光分析法の一つであるＥＳＣＡ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ ｆｏｒ ｃｈｅｍｉｃａｌ ａｎａｌｙｓｉｓ）の解析結果すなわち炭素が増えることを反映している。なお、図４のグラフでは、ターゲットの炭素含有量（横軸）に比べて作製した炭化鉄膜中のＣ含有量（縦軸）の方が大きい傾向を示しているが、この組成ずれは成膜条件によって変わるものであり、上述したα’−Ｆｅ−Ｃ膜の結晶構造には何ら影響するものではない。
なお、図３および図４は実施例１の試料Ｓ１を用いて説明したが、実施例２の試料Ｓ２すなわち基体１０上にＦｅからなるバッファ層１２を介してα’−Ｆｅ−Ｃ膜からなる磁性層１１を設けた構成からなる試料でも同様の結果が確認された。
図５は、シュルツ反射法により測定したα’−Ｆｅ−Ｃ膜の格子定数ａ，ｃおよびこれらの数値から求めた軸比ｃ／ａを膜中の炭素含有量に対してプロットしたグラフである。図５より、格子定数ｃは炭素含有量の増加に伴って増える傾向が認められた。これに対して、格子定数ａは炭素含有量の増加に伴い僅かに減少する傾向を示し、ａはおよそ２．８３でほぼ一定値であった。また、ｃ／ａの値がおよそ１．０６程度となることから、得られたα’−Ｆｅ−Ｃ膜は体心正方構造（ｂｃｔ構造：ｂｏｄｙ−ｃｅｎｔｅｒｅｄ ｔｅｔｒａｇｏｎａｌ ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ）をもつことが明らかとなった。
なお、図５は実施例１の試料Ｓ１を用いて説明したが、実施例２の試料Ｓ２すなわち基体上にＦｅバッファ層を介してα’−Ｆｅ−Ｃ膜からなる磁性層を設けた構成からなる試料でも同様の結果が確認された。
また、上述したα’−Ｆｅ−Ｃ膜における炭素含有量に対する格子定数の変化は、従来知られているα’相のＦｅ−Ｎ膜における窒素含有量に対する格子定数の変化と同じ傾向であることも分かった。
図６は、実施例１で作製した試料Ｓ１のうち膜中の炭素含有量が４ａｔ％のα’−Ｆｅ−Ｃ膜のヒステリシス曲線である。（ａ）はｂｃｔ構造の＜００１＞方向、（ｂ）はｂｃｔ構造の＜１００＞方向、（ｃ）はｂｃｔ構造の＜１１０＞方向の結果を示す。本測定には振動試料型磁力計（ＶＳＭ）を用いた。このα’−Ｆｅ−Ｃ膜は、図６（ａ）よりｃ軸が磁化困難軸であり、図６（ｂ）、（ｃ）よりｃ面が磁化容易面となっていることが分かる。
ところで、ある方向に磁化する際に必要なエネルギは、以下の（１）式で表記される磁化（ヒステリシス）曲線の積分値

つまり、磁化曲線とｙ軸で囲まれる面積で表すことができる。
以下、図７および図８に示す実施例１で作製したα’−Ｆｅ−Ｃ膜の磁化（ヒステリシス）曲線に基づき具体的に説明する。図７はｂｃｔ構造の＜００１＞方向または＜１００＞方向に磁場を印加した場合を、図８はｂｃｔ構造の＜１００＞方向または＜１１０＞方向に磁場を印加した場合を示すグラフである。ここで、横軸は印加磁場Ｈであり、縦軸は印加磁場Ｈにおける磁化Ｍ（Ｈ）を飽和磁化Ｍｓで割って規格化した数値である。
従って、本発明に係るα’−Ｆｅ−Ｃ膜の場合、ｃ面内からｃ軸方向へ磁化を向けるために必要なエネルギは、＜００１＞方向および＜１００＞方向に磁場Ｈを印加した場合の磁化曲線の間の面積ＳＡより求められる（図７）。但し、図７は反磁場（ｄｅｍａｇｎｅｔｉｚａｔｉｏｎ ｆｉｅｌｄ）の補正を行っていない。なお、図中に記載したＨ_ｓａｔ（＝２３ｋＯｅ）は、１５ｋＯｅまでの印加磁場で得られた磁化曲線を用いて単純に推定した飽和磁場（ｓａｔｕｒａｔｉｏｎ ｆｉｅｌｄ）の値である。
同様に、ｃ面内での磁化を回転させるために必要なエネルギは、簡易的に＜１００＞方向および＜１１０＞方向に磁場Ｈを印加した場合の磁化曲線で挟まれる面積ＳＢより求めることが可能である（図８）。
これらの面積比が、すなわちエネルギの比となる。
図７では、上記の推定した飽和磁場Ｈ_ｓａｔに反磁場補正（約２１ｋＯｅ）をすると、＜００１＞方向の磁化曲線が飽和する磁場は２ｋＯｅ程度と求まる。次いで、α’−Ｆｅ−Ｃ膜の飽和磁化はＦｅの値とほぼ同じ１７００ｅｍｕ／ｃｍ^３と仮定して計算すると、ｃ面からｃ軸方向へ磁化を向けるために必要なエネルギ、すなわち面積ＳＡは「１／２＊１７００＊２０００」となる。ここで、記号＊は積を表す。
一方、図８から、＜１１０＞方向の磁化曲線はＭ（Ｈ）／Ｍｓ＝０．７５付近までは急激に磁化が増え、その後は穏やかに増加し、４００Ｏｅ程度で飽和することが分かる。これに対して、＜１００＞方向の磁化曲線は、数Ｏｅ程度の小さな磁場ですぐに飽和している。従って、ｃ面内での磁化を回転させるために必要なエネルギ、すなわち面積ＳＢは「１／２＊１７００＊（１−０．７５）＊４００」となる。
従って、上述した２つの面積は、

となることから、ＳＡはＳＢよりほぼ２桁大きいことが分かる。
換言すれば、上述した図７に基づく結果より、このα’−Ｆｅ−Ｃ膜は、自発磁化がｃ面内で磁化容易軸方向からはずれるときに要する磁気異方性エネルギに比べて、ｃ面からｃ軸方向に振れるときに要する磁気異方性エネルギの方が２桁以上大きいことが明らかとなった。さらには、このα’−Ｆｅ−Ｃ膜は、磁化困難軸が膜面に対して略垂直方向を、磁化容易面が膜面に対して略水平方向をなしていることも確認された。
この傾向は、炭素含有量が０〜２０ａｔ％のα’−Ｆｅ−Ｃ膜では変わらなかった。また、実施例２の試料Ｓ２すなわち基体上にＦｅバッファ層を介してα’−Ｆｅ−Ｃ膜からなる磁性層を設けた構成からなる試料でも、上述した実施例１の試料Ｓ１と同様の結果が確認された。
図９は、実施例１で作製した試料Ｓ１の炭素含有量と飽和磁束密度Ｂｓとの関係を示すグラフである。このグラフより、炭素含有量を１５ａｔ％以下としたα’−Ｆｅ−Ｃ膜は、現在採用されているヘッド磁極材料の飽和磁束密度１．５Ｔを上回る飽和磁束密度を実現できることが分かる。さらに、α’−Ｆｅ−Ｃ膜の炭素含有量を１２ａｔ％以下とした場合、２Ｔを越える飽和磁束密度が安定して得られることが判明した。
図１０は、実施例１で作製した試料Ｓ１の炭素含有量と保磁力Ｈｃとの関係を示すグラフである。図１０において、○印は＜１００＞方向、●印は＜１１０＞方向の結果を示す。炭素を含まない鉄膜（横軸０）は５Ｏｅ以上の高い保磁力を持っているのに対し、０．５ａｔ％という微量の炭素を鉄に添加することによって保磁力は著しく低下し、２Ｏｅ以下になる。さらに炭素含有量を増やし１ａｔ％以上にすると、１Ｏｅを割る優れた低保磁力の膜が得られる。この傾向は炭素含有量が１２ａｔ％まで持続する。ただし、１５ａｔ％付近までなら、保磁力は２Ｏｅ以下に抑えられる。
以上の結果より、本発明に係る炭化鉄膜は、０．５ａｔ％以上１５ａｔ％以下の炭素と残部鉄からなる組成のとき、１．５Ｔを越える飽和磁束密度と２Ｏｅ以下の保磁力を備えた軟磁気特性を有することが分かった。さらに膜中の炭素含有量を１ａｔ％以上１２ａｔ％以下とした場合は、２Ｔを越える飽和磁束密度と１Ｏｅ以下の保磁力が実現できるのでより好ましい。
ここでは、実施例１の試料Ｓ１すなわち基体上に直接炭化鉄膜を設けた試料について詳述したが、上述した傾向は、実施例２の試料Ｓ２、すなわち基体上に鉄バッファ層を介して炭化鉄層を設けた構成からなる試料でも同様であった。ただし、試料Ｓ２において基体上に設けた鉄膜は（２００）面を表面とする薄膜であり、この鉄膜上に炭化鉄を堆積させることにより上述した各種磁気特性がより一層安定して得られることから、試料Ｓ１より試料Ｓ２の層構成の方がより好ましい。
また、本発明に係る炭化鉄膜に適当な量のコバルトを第三元素として含有させると、コバルトを含まない炭化鉄膜より飽和磁束密度を１０％程度増加させることができる。例えば、組成がＦｅ−３０ａｔ％Ｃｏ−４ａｔ％Ｃからなる磁性膜は、Ｆｅ−４ａｔ％Ｃからなる磁性膜に比べて１．１２倍の飽和磁束密度を有する。このように、本発明に係る炭化鉄膜は適当量のコバルトを添加することによって、より一層高い飽和磁束密度をもつことができる。
（実施例３）
本例では、Ｆｅ−４ａｔ％Ｃからなる磁性膜をスパッタ法で形成する際に、プロセスガスとしてＡｒガスに代えて（Ａｒ＋Ｎ２）の混合ガスを用いた点が実施例１と異なる。Ａｒガスに対するＮ２ガスの比率を変えることにより、含有される窒素量の異なる炭化鉄膜（試料Ｓ３と呼称する）を形成した。
表３は、本例で作製した磁性膜の窒素含有量と磁歪である。磁歪は、片持ち梁法で測定した数値であり、λ〃は膜面に平行方向の値、λ⊥は膜面に垂直方向の値を示す。表３には、λ〃からλ⊥を引いた数値を示した。

表３より、次の点が明らかになった。
▲１▼窒素を含まない炭化鉄膜は１０^−６台で負の磁歪をもつ。
▲２▼膜中の窒素含有量が増えるにつれて、磁歪は負から正に変化する。
▲３▼Ｆｅ−４ａｔ％Ｃからなる磁性膜に窒素を添加した場合は、窒素含有量が６〜７ａｔ％の付近で磁歪が一桁小さくなり１０^−７台の磁歪をもつ磁性膜が得られる。
以上の結果から、本発明に係る炭化鉄は膜中に適当量の窒素を含むことにより、１０^−７台という非常に小さな磁歪を有する薄膜となることが確認できた。ただし、このように磁歪が小さくなる膜中の窒素量は、炭化鉄の炭素含有量によって変化する値であり、必ずしも６〜７ａｔ％付近に限定されるものではない。
（実施例４）
本例では、図１２に示すスパッタ装置を用い、膜中に含まれる炭素（Ｃ）含有量が０〜２０原子％（ａｔ％）であり残部鉄（Ｆｅ）からなる膜組成の磁性層１１を、基体１０の上にスパッタリング法で直接堆積させる際に、Ａｒガスに代えて（Ａｒ＋Ｎ２）の混合ガスを用いた点が実施例１と異なる。
その際、Ａｒガスに対するＮ２ガスの比率を変えることにより、含有される窒素量の異なる炭化鉄膜（試料Ｓ４と呼称する）を形成した。
図１６は、α’−Ｆｅ−Ｃ膜に含有させる窒素量を変えて、Ｃ含有量と磁気異方性定数Ｋｕとの関係を調べた結果を示すグラフである。図１６において、●印はＮ含有量が零の場合（α’−Ｆｅ−Ｃと表記する）、○印はＮ含有量が２ａｔ％の場合、△印はＮ含有量が３ａｔ％の場合、▲印はＮ含有量が６ａｔ％の場合、■印はＮ含有量が９ａｔ％の場合を示す。
図１６より、以下の点が明らかとなった。
（１）Ｃ含有量が同一のα’−Ｆｅ−Ｃ膜（例えば４ａｔ％）で比較すると、膜中Ｎ含有量が増えるにつれて結晶磁気異方性定数Ｋｕは負から正の方向にシフトする。
（２）α’−Ｆｅ−Ｃ膜（Ｃ含有量が０〜８ａｔ％）は適当量の窒素を含むことより、Ｋｕを一桁小さな数値とすることができる。具体的には、Ｎ含有量を２〜３ａｔ％とすることで、１０^５［ｅｒｇ／ｃｍ^３］台に抑えた窒化Ｆｅ−Ｃ膜（α’−Ｆｅ−Ｃ−Ｎ膜と表記する）が得られる。
つまり、上述した実施例３および実施例４の結果より、本発明に係るα’−Ｆｅ−Ｃ膜はその中にＮを適宜含有させることによって、その磁歪や結晶磁気異方性定数を制御するできることが分かる。そして、この実験結果は、Ｃ含有量とＮ含有量とを最適化することにより、１０^−７台の磁歪と１０^５［ｅｒｇ／ｃｍ^３］台の結晶磁気異方性定数とを兼ね備えた磁性薄膜が形成できることを示唆している。
（実施例５）
本例では、Ｆｅ−４ａｔ％Ｃからなる磁性膜をスパッタ法で形成する際に、鉄バッファ層を設けた基体の温度を０℃〜２００℃の範囲で変化させた点が実施例２と異なる。ただし、鉄バッファ層を作製する時の基体温度は２００℃に固定した。他の点は実施例２と同様として図１（ａ）に示す層構成の試料Ｓ５を作製した。
実施例１の結果でも述べたように、本発明に係る炭化鉄膜は（００２）面からの回折線のみ観測されることによって特定される。
図１１は、炭化鉄膜を作製するときの基体温度と得られた炭化鉄膜の（００２）面のＸ線強度との関係を示すグラフである。縦軸のＸ線強度は、各基体温度で作製した炭化鉄膜の（００２）面からの回折線強度Ｉを、（００２）面からの回折線強度が最大となった基体温度２５℃の数値Ｉｍａｘで割った値で示した。
図１１より、基体温度を５℃以上１００℃以下とした場合、Ｉｍａｘの８割以上となるＸ線強度が観測されることから、所望のα’−Ｆｅ−Ｃ膜がかなり安定して得られることが分かった。これに対して、基体温度が１２５℃から２００℃のときは、温度が増すにつれて（００２）面からの回折線強度が急激に小さくなることから、作製した炭化鉄膜が所望の結晶構造から乖離する傾向にあると考えた。また、基体温度を１０℃以上７０℃以下とした場合は、Ｘ線強度がＩｍａｘの９割以上になることから、所望のα’−Ｆｅ−Ｃ膜がより一層安定して得られるのでより好ましい。
（実施例６）
本例では、実施例１で示した炭化鉄からなる磁性薄膜を記録ヘッドの上部磁極および下部磁極に用い、ＨＤＤ用の記録再生分離型磁気ヘッド５０を作製した。
図１３は、本例に係る磁気ヘッド５０の構造の一例を示す斜視図であり、その一部分を切断した状態で表している。図１３において、５１は磁気抵抗素子、５２は下部シールド層、５３は上部シールド層を兼ねる下部磁極、５４はコイル、５５は上部磁極、５６は基板、５７は電極、５８は再生ヘッド、５９は記録ヘッドである。
図１３の磁気ヘッド５０では、磁気抵抗素子５１を下部シールド層５２と上部シールド層５３で挟んだ部分が再生ヘッド５８を構成する。また、上部シールド層５３は記録ヘッドの下部磁極５３も兼ねており、コイル５４を下部磁極５３と上部磁極５５で挟んだ部分が記録ヘッド５９を構成する。
記録ヘッド５９を構成する上部磁極５５および下部磁極５３に、本発明に係るスパッタ法で作製した炭化鉄膜、例えば膜組成がＦｅ−４ａｔ％Ｃからなるα’−Ｆｅ−Ｃ膜を配置する。ただし、炭化鉄膜の軟磁気特性を安定して得る目的から炭化鉄膜の下に鉄バッファ層（不図示）を設けても構わない。また、上記炭化鉄膜には、飽和磁化を増加させるコバルトや磁歪を１０^−７台に抑制できる窒素を、膜中に適宜含有させてもよい。
基板５６はアルミナ・チタンカーバイドからなり、磁気ヘッド５０のスライダとして機能する部材である。下部シールド層５２はアルミナからなる被覆層（不図示）で表面コートされた上にスパッタ法で作製されたパーマロイ（Ｆｅ−８０ｗｔ％Ｎｉ合金）膜からなる。
磁気抵抗素子５１としては、パーマロイ膜からなるフリー層／銅膜からなる導電層／パーマロイ膜からなるピン層／イリジウム・マンガン膜からなる反強磁性層を順に積層した構造体（不図示）を用いる。
再生ヘッド５８を構成する磁気抵抗素子５１の電極５７や記録ヘッド５９を構成するコイル５４には、銅膜を用いる。
図示はしていないが、各層間のギャップ材としてはスパッタ法で作製したアルミナからなる絶縁膜を配置し、上部磁極５５の上には同様にスパッタ法で作製したアルミナからなる被覆層を設ける。
このように構成された磁気ヘッド５０は、２Ｔを越える高い飽和磁束密度の炭化鉄膜を記録ヘッド５９の上部磁極５５や下部磁極５３の全部あるいは一部に用いることによって、これらの磁性膜が磁気的に過度に飽和することなく強い磁界強度および高い磁界勾配を発生することができるので、線記録密度の向上が図れる。 また、飽和磁化が２Ｔを越える炭化鉄膜からなる磁極材料は、トラック密度の向上ももたらす。すなわち、図１３に示した記録ヘッド５９のトラック幅Ｗが狭くなると記録ヘッドから漏れる磁界の強度も小さくなる傾向にあるが、磁極材料の飽和磁束密度が高ければ漏れ磁界の強度を高く維持できる。したがって、本発明に係る炭化鉄からなる磁性薄膜を磁極材料とした記録ヘッドは、従来より狭トラック化も達成できる。
さらには、高い線記録密度を達成するには図１３に示したギャップｇを狭くする必要があるが、そのためには下部磁極５３の上に設けた薄膜化を図った絶縁膜（不図示）の上に強固に上部磁極５５を形成することが大切である。本発明に係る炭化鉄からなる磁性薄膜は、作製した膜の密着性や緻密性に優れるスパッタ法で安定して形成できることから、上述した狭ギャップ化にも十分対応できる薄膜を作製するのに好適な磁極材料である。
ゆえに、本発明に係る炭化鉄からなる磁性薄膜を記録ヘッドの磁極材料に用いた磁気ヘッド５０は、従来より保磁力の高い磁気記録媒体に低ノイズでかつ高い分解能で磁気信号を書き込むことができるので、より一層高い面記録密度を実現する。
従来、飽和磁束密度が１．５〜１．８Ｔ程度の磁極材料からなる記録ヘッドは保磁力が２５００Ｏｅ程度までの媒体に書き込む能力があったが、これ以上の保磁力をもつ媒体には十分に書き込むことは困難な状況にあった。これに対して、本発明に係る飽和磁束密度が２Ｔを越える炭化鉄膜を磁極材料に用いた記録ヘッド５９を備えた磁気ヘッド５０は２５００Ｏｅ以上の高い保磁力有する媒体に対しても十分な書き込み能力をもつことが確認された。
（実施例７）
本例では、実施例６で述べた本発明に係る炭化鉄膜を磁極に用いた磁気ヘッドを搭載した磁気記録装置の一例である、図１４および図１５に示したハード・ディスク装置（ＨＤＤ、ｈａｒｄ ｄｉｓｋ ｄｒｉｖｅ）７０について説明する。
図１４は本発明に係る磁気記録装置の一例を示す側断面図であり、図１５は図１４に示す磁気記録装置の平断面図である。図１４および図１５において、５０は磁気ヘッド、７０はハード・ディスク装置、７１は筐体、７２は磁気記録媒体、７３はスペーサ、７４はスピンドル、７５はモータ、７６は軸受け、７７は回転軸、７８はスイングアーム、７９はサスペンションである。
本例に係るＨＤＤ７０は、実施例５で示した炭化鉄膜を記録ヘッド５９の上部磁極５５および下部磁極５３に用いた記録再生分離型磁気ヘッド５０を搭載している。
本例のＨＤＤ７０は、円盤状の磁気記録媒体（ＨＤ、ｈａｒｄ ｄｉｓｋ）７２や磁気ヘッド５０などを収納する内部空間を備えた直方体形状の筐体７１が外形をなしており、筐体７１の内部には複数枚の磁気記録媒体７２がスペーサ７３と交互にスピンドル７４に挿通されて設けられている。また、筐体７１にはスピンドル７４の軸受け（不図示）が設けられ、筐体７１の外部にはスピンドル７４を回転させるために用いるモータ７５が配置されている。この構成により、全ての磁気記録媒体７２は、スペーサ７３によって磁気ヘッド５０の入る間隔をあけて複数枚重ねた状態で、スピンドル７４の周回りに回転自在とされている。
筐体７１の内部であって磁気記録媒体７２の側方位置には、軸受け７６によってスピンドル７４と平行に支持されたロータリ・アクチュエータと呼ばれる回転軸７７が配置されている。回転軸７７には複数個のスイングアーム７８が各磁気記録媒体７２の間の空間に延出するように取り付けられている。各スイングアーム７８の先端には、その上下位置にある各磁気記録媒体７２の表面に傾斜して向かう方向に固定された、細長い三角板状のサスペンション７９を介して磁気ヘッド５０が取り付けられている。
磁気ヘッド５０は、書き込み専用の本発明に係る炭化鉄膜を磁極材料としたインダクティブ素子部を備えた記録ヘッド５９と読み込み専用の磁気抵抗素子５１を備えた再生ヘッド５８とを一体化した記録再生分離型磁気ヘッドであり、磁気記録媒体７２の表面と対向するスライダの一面に搭載されている。磁気ヘッド５０を備えたスライダは、磁気記録媒体７２の表面と対向する一面とは反対側の面が、サスペンション７９の先端部側に設けられたジンバル部材によって弾性支持されている。
上記構成によれば、磁気記録媒体７２を回転させ、磁気ヘッド５０をスイングアーム７８の移動により磁気記録媒体７２の半径方向に動かすことができるので、磁気ヘッド５０は磁気記録媒体７２上の任意の位置に移動可能となっている。
上述した構成のハード・ディスク装置７０では、磁気記録媒体７２を回転させるとともに、スイングアーム７８を移動させて磁気ヘッド５０を磁気記録媒体７２上の任意の位置に移動させ、磁気記録媒体７２を構成している磁気記録層（不図示）に磁気ヘッド５０を構成する記録ヘッド５９が発生した磁界を作用させることで磁気記録媒体７２に所望の磁気情報を書き込むことができる。また、スイングアーム７８を移動させて磁気ヘッド５０を磁気記録媒体７２上の任意の位置に移動させ、磁気記録媒体７２を構成している磁気記録層（不図示）からの漏れ磁界を磁気ヘッド５０を構成する再生ヘッド５８で検出することで磁気情報を読み出すことができる。
このように磁気情報の読出と書込を行う場合に、磁気ヘッド５０を構成する記録ヘッド５９の上部磁極５５と下部磁極５３が先に説明した如く優れた軟磁気特性を有するα’−Ｆｅ−Ｃ膜で構成されているならば、従来の磁気ヘッドでは書き込みを行った際に未飽和となってしまうような保磁力の高い磁気記録媒体７２にも、十分に安定した書き込みを行うことが可能となる。
また、保磁力の高い磁気記録媒体７２を利用できるということは、磁気ヘッドの浮上走行時に再生ヘッド５８の読出素子すなわち磁気抵抗素子５１が受ける漏れ磁界を強くできることを意味する。つまり、本発明に係る磁気ヘッドを構成する再生ヘッド５８は磁気記録媒体７２からを従来より強い信号を受けることができるので、本例に係るハード・ディスク装置７０はＳ／Ｎ比の良好な記録再生特性を実現できる。
さらには、上述したように、本発明に係る炭化鉄膜は２Ｔを越える飽和磁束密度をもつことから従来より狭トラック化が図れるとともに、スパッタ法で作製できるので狭ギャップ化にも対応できる。したがって、本発明に係る炭化鉄膜を磁極に採用した記録ヘッド５９を用いて磁気情報を磁気記録媒体７２に書き込むことができる磁気記録装置７０は、従来の装置に比べて高記録密度化を達成することができる。
なお、上記実施例では、移動する磁気記録媒体として基板と平行方向に磁化容易軸を有する面内磁気記録媒体を用いた場合について具体的に説明したが、本発明に係る炭化鉄膜を記録ヘッドの磁極材料に採用したことによる上記の作用・効果は、基板と垂直方向に磁化容易軸を有する垂直磁気記録媒体の場合でも、ほぼ同様に得られる。したがって、本発明に係る磁気記録装置の一例であるハード・ディスク装置７０は、磁気記録媒体７２として面内媒体を搭載した面内磁気記録装置であっても良いし、磁気記録媒体７２として垂直媒体を搭載した垂直磁気記録装置であっても構わない。
さらには、図１４と図１５に基づいて先に説明したハード・ディスク装置７０は磁気記録装置の一例を示すものであるので、磁気記録装置に搭載する磁気記録媒体の枚数は１枚以上であれば任意の数として構わない。また、スイングアーム７８の形状や駆動方式も図面に示すものに限定されず、例えばリニア駆動方式など、他の方式を採用してもよいことは言うまでもない。
産業上の利用の可能性
以上説明したように本発明によれば、前述した特定結晶形態であるα’相単相からなる炭化鉄を用いたことにより、高記録密度化に対応可能な磁気特性、すなわち２Ｔ以上の飽和磁束密度と２Ｏｅ以下の保磁力を兼ね備えた良好な軟磁気特性を有する磁性薄膜を得ることができる。
前述した特定結晶形態であるα’相単相からなる炭化鉄を用いたことにより、成膜中および成膜後にほとんど加熱処理を行わない成膜工程でも、上記の優れた軟磁気特性が安定して得られる磁性薄膜の製造方法が提供できる。
前記の優れた軟磁気特性を有する炭化鉄膜を記録ヘッドの上部磁極や下部磁極に採用した磁気ヘッドであるならば、従来より強い磁界強度および高い磁界勾配を発生できるため、線記録密度の向上が図れる。また、磁極をなす炭化鉄膜の飽和磁束密度が高いので漏れ磁界の強度を高く維持できるため、本発明に係る炭化鉄膜を用いた磁気ヘッドは狭トラック化にも貢献できる。
また、前記の優れた軟磁気特性を有する炭化鉄膜を備えた磁気ヘッドを搭載した磁気記録装置であるならば、従来は磁気信号が十分に書き込めなかった高保磁力の磁気記録媒体と組み合わせて使用することにより、線記録密度とともにトラック密度の増大も図れ、さらにはＳ／Ｎ比も高い記録再生システムが構築できるので、大記憶容量で記録再生特性にも優れた磁気記録装置の提供が可能となる。
なお、本発明に係る炭化鉄膜からなる磁性薄膜を磁極材料とした磁気ヘッドは、面内磁気記録方式の構成に限定されず、垂直磁気記録方式の構成であっても構わない。
また、本発明に係る炭化鉄膜からなる磁性薄膜を、面内磁気記録媒体を構成する硬磁性膜からなる記録層の上に用いたり、あるいは垂直磁気記録媒体を構成する硬磁性膜からなる記録層の下に用いることで、それぞれ高記録密度化に貢献する媒体の提供が可能となる。
さらに、本発明に係る炭化鉄膜からなる磁性薄膜を構成の少なくとも一部に用いることで、従来より優れた諸特性、例えばエネルギー積や周波数、電流密度などにおいて一段と優れた特性を有する各種の磁気デバイス、具体的は、エクスチェンジ磁石あるいはスピントランジスタ磁石、磁界センサ、高周波受動デバイス、マイクロトランスあるいはマイクロインダクタ、を提供できる。
【図面の簡単な説明】
図１は、本発明に係る磁性薄膜の一例を示す模式的な断面図であり、（ａ）は基体上に直接磁性層を設けた場合を、（ｂ）は基体上にバッファ層を介して磁性層を設けた場合を示す。
図２は、本発明に係る磁性薄膜のＸ線回折結果を示すグラフであり、（ａ）は磁性薄膜の（００２）面からの回折線が主たるピークをなし、その高角側にブロードな肩が観測される場合を、（ｂ）は磁性薄膜の（００２）面からの回折線のみが観測される場合を示す。
図３は、実施例１で作製した試料Ｓ１をＸ線回折法で調べた結果を示すグラフである。
図４は、実施例１で成膜に用いたＦｅ−Ｃ合金ターゲットの炭素含有量（横軸ｘ）と作製した炭化鉄膜の炭素含有量（縦軸）との関係を示すグラフである。
図５は、シュルツ反射法で測定した炭化鉄膜の格子定数ａ，ｃおよびこれらの数値から求めた軸比ｃ／ａを膜中の炭素含有量に対してプロットしたグラフである。
図６は、実施例１で作製した試料Ｓ１のうち膜中の炭素含有量が４ａｔ％の炭化鉄膜のヒステリシス曲線であり、（ａ）はｂｃｔ構造の＜００１＞方向、（ｂ）はｂｃｔ構造の＜１００＞方向、（ｃ）はｂｃｔ構造の＜１１０＞方向の結果を示す。
図７は、実施例１で作製した炭化鉄膜のヒステリシス曲線であり、ｂｃｔ構造の＜００１＞方向または＜１００＞方向に磁場を印加した場合の結果を示す。
図８は、実施例１で作製した炭化鉄膜のヒステリシス曲線であり、ｂｃｔ構造の＜１００＞方向または＜１１０＞方向に磁場を印加した場合の結果を示す。
図９は、実施例１で作製した試料Ｓ１の炭素含有量と飽和磁束密度Ｂｓとの関係を示すグラフである。
図１０は、実施例１で作製した試料Ｓ１の炭素含有量と保磁力Ｈｃとの関係を示すグラフである。
図１１は、実施例４で炭化鉄膜を作製するときの基体温度と得られた炭化鉄膜の（００２）面のＸ線強度との関係を示すグラフである。
図１２は、実施例の磁性薄膜試料作製に用いた直流マグネトロンスパッタ装置を示す模式的な断面図である。
図１３は、本発明に係る主に面内磁気記録用の磁気ヘッドの構造の一例を示す斜視図であり、その一部分を切断した状態とした図面である。
図１４は、本発明に係る磁気記録装置の一例を示す側断面図である。
図１５は、図１４に示す磁気記録装置の平断面図である。
図１６は、炭化鉄膜に含有させる窒素量を変えて、Ｃ含有量と結晶磁気異方性定数Ｋｕとの関係を調べた結果を示すグラフである。
図１７は、本発明に係る炭化鉄膜を磁極に用いた垂直磁気記録用の記録ヘッドと、垂直磁気記録媒体とを示す模式的な断面図である。
図１８は、本発明に係る炭化鉄膜を面内磁気記録媒体を構成する記録層として機能する硬磁性膜の上に設けてなる磁気デバイスを示す模式的な断面図である。
図１９は、本発明に係る炭化鉄膜を垂直磁気記録媒体の記録層として機能する硬磁性膜の下に設けてなる磁気デバイスを示す模式的な断面図である。
図２０は、本発明に係る炭化鉄膜をエクスチェンジ磁石あるいはスピントランジスタ磁石を構成する軟磁性層として用いてなる磁気デバイスを示す模式的な断面図である。
図２１は、本発明に係る炭化鉄膜を磁界センサを構成する伝送線路の少なくとも一部に用いてなる磁気デバイスを示す模式的な平面図（ａ）と、Ａ−Ａ’部分の模式的な断面図（ｂ）である。
図２２は、本発明に係る炭化鉄膜を高周波受動デバイスを構成する伝送線路の少なくとも一部に用いてなる磁気デバイスを示す模式的な斜視図である。
図２３は、本発明に係る炭化鉄膜をマイクロトランスあるいはマイクロインダクタを構成する伝送線路の少なくとも一部に用いてなる磁気デバイスを示す模式的な斜視図である。
（符号の説明）
１０ 基体、
１１ 磁性層、
１２ バッファ層、
２１ 成膜室、
２２ バッファ層形成用のカソード、
２３ 磁性膜形成用のカソード、
２４ 第一ターゲット、
２５ 第二ターゲット、
２６、２７ 絶縁部材、
２８、２９ 直流電源、
３０、３１ アースシールド、
３２ シャッタ、
３３ シャッタの回転手段、
３４ シャッタの開口部、
３５ 基体ホルダー支持部材、
３６ 基体ホルダー支持部材の回転手段、
３７ 基体の温度制御手段、
３８ 基体ホルダー、
３９ 基体、
４０ 磁場印加手段、
４１ 排気口、
４２ ガス導入口、
４３ 排気手段、
４４ ガス供給源、
５０ 磁気ヘッド、
５１ 磁気抵抗素子、
５２ 下部シールド層、
５３ 上部シールド層を兼ねる下部磁極、
５４ コイル、
５５ 上部磁極、
５６ 基板、
５７ 電極、
５８ 再生ヘッド、
５９ 記録ヘッド、
７０ ハード・ディスク装置、
７１ 筐体、
７２ 磁気記録媒体、
７３ スペーサ、
７４ スピンドル、
７５ モータ、
７６ 軸受け、
７７ 回転軸、
７８ スイングアーム、
７９ サスペンション、
８０ 記録ヘッド、
８１ 基板、
８２ 絶縁体、
８３ コイル、
８４ 中間層、
８６ 保護層、
８７ 垂直磁気記録媒体、
８８ 基板、
８９ 記録層、
９０、９１ 面内磁気記録媒体、
９２ 基板、
９３ 金属下地層、
９４ 記録層、
９５ 磁性薄膜、
９６ 保護層、
９７ 中間層、
１００、１０１ 垂直磁気記録媒体、
１０２ 基板、
１０３ 磁性薄膜、
１０４ 記録層、
１０５ 保護層、
１０６ 中間層、
２００ エクスチェンジ磁石、
２０１ 硬磁性層、
２０２ 軟磁性層、
２０３ スピントランジスタ磁石、
２０４ 硬磁性層、
２０５ 非磁性層、
２０６ 軟磁性層、
３００ 磁界センサ、
３０１ 磁性膜、
３０２、３０４ 絶縁層、
３０４、３０５ 導線、
４００ 高周波受動デバイス、
４０１ 基板、
４０２、４０４ 絶縁層、
４０３ 磁性層、
４０５ 線路、
５００ マイクロトランス（マイクロインダクタ）、
５０１ 磁性層、
５０２ 絶縁体、
５０３ 線路。

Claims (33)

1. α'相を主たる相とし、少なくとも炭素と鉄を構成元素とする炭化鉄膜であって、前記炭化鉄膜は、体心正方構造を備え、ｃ軸が磁化困難軸、ｃ面が磁化容易面をなし、かつ、前記α'相はマルテンサイト相であり、前記磁化困難軸は膜面に対して垂直方向を、前記磁化容易面は膜面に対して水平方向をなしていることを特徴とする磁性薄膜。
2. 前記炭化鉄膜はα'相単相からなることを特徴とする請求項１に記載の磁性薄膜。
3. 前記炭化鉄膜は、Ｘ線回折法あるいは電子線回折法によりα'相の（００２）面からの回折ピークが主たるピークとして観測されることを特徴とする請求項１に記載の磁性薄膜。
4. 前記炭化鉄膜は、自発磁化がｃ面内で磁化容易軸方向からはずれるときに要する磁気異方性エネルギに比べて、ｃ面からｃ軸方向に振れるときに要する磁気異方性エネルギの方が２桁以上大きいことを特徴とする請求項１に記載の磁性薄膜。
5. 前記炭化鉄膜は、０．５ａｔ％以上１５ａｔ％以下の炭素と残部鉄からなることを特徴とする請求項１に記載の磁性薄膜。
6. 前記炭化鉄膜は、１ａｔ％以上１２ａｔ％以下の炭素と残部鉄からなることを特徴とする請求項１に記載の磁性薄膜。
7. 前記炭化鉄膜は、コバルトを第三元素として含むことを特徴とする請求項１に記載の磁性薄膜。
8. 前記炭化鉄膜は、窒素を第三元素として含むことを特徴とする請求項１に記載の磁性薄膜。
9. 前記炭化鉄膜は、該炭化鉄膜の原子間距離と略同一の原子間距離を具備する薄膜上に配設されたことを特徴とする請求項１に記載の磁性薄膜。
10. 前記薄膜を構成する主たる元素は、前記炭化鉄膜と格子定数が略同一であることを特徴とする請求項９に記載の磁性薄膜。
11. 前記薄膜は、（２００）面を表面とする鉄膜であることを特徴とする請求項９に記載の磁性薄膜。
12. 前記薄膜を構成する主たる元素は、Ａｇ、Ａｕ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ｒｈ、Ａｌ、Ｉｒ、Ｒｕから選択される１つ以上の元素であることを特徴とする請求項９に記載の磁性薄膜。
13. 前記炭化鉄膜は、結晶磁気異方性定数Ｋｕが負であることを特徴とする請求項１に記載の磁性薄膜。
14. 減圧空間内に配置した基体上に、スパッタリング法、真空蒸着法、ＣＶＤ法、イオンビーム蒸着法、レーザ蒸着法のいずれかの成膜法を用いて、請求項１に記載の炭化鉄膜を形成する工程を具備したことを特徴とする磁性薄膜の製造方法。
15. 前記炭化鉄膜を形成する際に、前記基体の表面温度を５℃以上１００℃以下とすることを特徴とする請求項１４に記載の磁性薄膜の製造方法。
16. 前記炭化鉄膜を形成する際に、前記基体の表面温度を１０℃以上７０℃以下とすることを特徴とする請求項１４に記載の磁性薄膜の製造方法。
17. 前記炭化鉄膜を形成する工程は、
    前記炭化鉄膜の形成用の母材源として、少なくとも炭素と鉄からなる合金若しくは焼結母材又は炭素からなる母材と鉄からなる母材とを組合せた複合母材と、不活性ガスからなるプロセスガスとを用い、炭化鉄膜を基体上に堆積させることを特徴とする請求項１４に記載の磁性薄膜の製造方法。
18. 前記炭化鉄膜を形成する工程は、
    前記炭化鉄膜の形成用の母材源として、少なくとも鉄からなる母材と、少なくとも構成元素として炭素を含む反応性ガスからなるプロセスガスとを用い、炭化鉄膜を基体上に堆積させることを特徴とする請求項１４に記載の磁性薄膜の製造方法。
19. 前記合金若しくは焼結母材として０．５ａｔ％以上１５ａｔ％以下の炭素と残部鉄からなる組成の材料を用いることを特徴とする請求項１７に記載の磁性薄膜の製造方法。
20. 請求項１乃至１３のいづれか１項に記載の炭化鉄膜からなる磁性薄膜を記録ヘッドの磁極材料の少なくとも一部に用いたことを特徴とする磁気ヘッド。
21. 前記記録ヘッドが面内磁気記録用であることを特徴とする請求項２０に記載の磁気ヘッド。
22. 前記記録ヘッドが垂直磁気記録用であることを特徴とする請求項２０に記載の磁気ヘッド。
23. 請求項２０に記載の磁気ヘッドを用い、移動する磁気記録媒体に磁気的に情報を記録することを特徴とする磁気記録装置。
24. 前記磁気記録媒体が、基板と平行方向或いは垂直方向に磁化容易軸を有することを特徴とする請求項２３に記載の磁気記録装置。
25. 請求項１乃至１３のいづれか１項に記載の炭化鉄膜からなる磁性薄膜を、面内磁気記録媒体を構成する記録層として機能する硬磁性膜の上に設けたことを特徴とする磁気デバイス。
26. 前記磁性薄膜と前記硬磁性膜との間に非磁性膜からなる中間層を設けたことを特徴とする請求項２５に記載の磁気デバイス。
27. 請求項１乃至１３のいづれか１項に記載の炭化鉄膜からなる磁性薄膜を、垂直磁気記録媒体の記録層として機能する硬磁性膜の下に設けたことを特徴とする磁気デバイス。
28. 前記磁性薄膜と前記硬磁性膜との間に非磁性膜からなる中間層を設けたことを特徴とする請求項２７に記載の磁気デバイス。
29. 請求項１乃至１３のいづれか１項に記載の炭化鉄膜からなる磁性薄膜を、エクスチェンジ磁石を構成する軟磁性層として用いたことを特徴とする磁気デバイス。
30. 請求項１乃至１３のいづれか１項に記載の炭化鉄膜からなる磁性薄膜を、スピントランジスタ磁石を構成する軟磁性層として用いたことを特徴とする磁気デバイス。
31. 請求項１乃至１３のいづれか１項に記載の炭化鉄膜からなる磁性薄膜を、磁界センサを構成する伝送線路の少なくとも一部に用いたことを特徴とする磁気デバイス。
32. 請求項１乃至１３のいづれか１項に記載の炭化鉄膜からなる磁性薄膜を、高周波受動デバイスを構成する伝送線路の少なくとも一部に用いたことを特徴とする磁気デバイス。
33. 請求項１乃至１３のいづれか１項に記載の炭化鉄膜からなる磁性薄膜を、マイクロトランスあるいはマイクロインダクタを構成する磁性膜の少なくとも一部に用いたことを特徴とする磁気デバイス。

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