JP6870850B2

JP6870850B2 - Ｍｎ系強磁性薄膜の製造方法およびＭｎ系強磁性薄膜

Info

Publication number: JP6870850B2
Application number: JP2017091338A
Authority: JP
Inventors: 幹彦大兼; 康夫安藤; 渡部　健太; 健太渡部
Original assignee: Tohoku University NUC
Current assignee: Tohoku University NUC
Priority date: 2017-05-01
Filing date: 2017-05-01
Publication date: 2021-05-12
Anticipated expiration: 2037-05-01
Also published as: JP2018188700A

Description

本発明は、Ｍｎ系強磁性薄膜の製造方法およびＭｎ系強磁性薄膜に関する。

近年、磁気抵抗変化型メモリ（ＭＲＡＭ）のデータ書き込み方式として、スピン注入磁化反転（ＳＴＴ）が注目されている。このスピン注入磁化反転を利用したＭＲＡＭは、ＳＴＴ−ＭＲＡＭと呼ばれ、電子のスピントルクでＭＲＡＭ内の磁気トンネル接合（ＭＴＪ）素子の磁化の向きを反転させるものである。ＳＴＴ−ＭＲＡＭは、微細化するほど書き込み電流が小さくなるという特徴を有しており、微細化による大容量化が可能になるものと期待されている。

ＳＴＴ−ＭＲＡＭを実現するためには、高い熱安定性と低い反転電流密度とを有し、サイズが小さいＭＴＪが必要とされている。例えば、熱安定性Δは、Δ＝Ｋ_ｕＶ／ｋ_ＢＴ（Ｋ_ｕ：磁気異方性定数、Ｖ：フリー層（磁化反転層）の体積、ｋ_Ｂ：ボルツマン定数、Ｔ：絶対温度）で表され、ＳＴＴ−ＭＲＡＭのＭＴＪの熱安定性としては、Δ＞６０が要求される。また、反転電流密度Ｊ_Ｃ０は、Ｊ_Ｃ０∝αＭ_Ｓ ^２（α：磁気緩和定数、Ｍ_Ｓ：飽和磁化）であり、ＳＴＴ−ＭＲＡＭのＭＴＪとしては、αＭ_Ｓ ^２＜１ＭＡ／ｃｍ^２が要求される。これらの条件を満たすため、ＭＴＪの材料として、磁気抵抗（ＴＭＲ）が高く、高磁気異方性（例えば、Ｋ_ｕ≧１．０×１０^７ｅｒｇ／ｃｃ）で、低磁気緩和（例えば、α＜０．０１）の強磁性材料の開発が望まれている。また、ＭＴＪのサイズを小さく際、熱揺らぎによって磁性を失うのを防ぐために、垂直磁気異方性を有する材料が望まれている。

垂直磁化容易軸を有する材料で、高磁気異方性かつ低磁気緩和の材料の一つとして、Ｍｎ系強磁性薄膜が注目されている。このようなＭｎ系強磁性薄膜として、例えば、強磁性のτ相のときにＬ１_０型構造となり、Ｋ_ｕ＞１．０×１０^７ｅｒｇ／ｃｃ、α＜０．０１で、優れた熱安定性および磁気緩和定数を有するＭｎＡｌ合金が開発されている（例えば、非特許文献１参照）。

また、焼結法で製造されたスパッタリングターゲット（Ｍｎ_４８Ａｌ_５２）を使用して、２００℃に加熱された基板上にスパッタリングでＭｎＡｌ薄膜を成膜後、４５０℃〜５００℃で熱処理を行うことにより、Ｌ１_０型構造で、垂直磁化容易軸および高磁気異方性を有するＭｎＡｌ薄膜が得られることが、本発明者等により報告されている（例えば、非特許文献２参照）。

Akimasa Sakuma, "Electronic Structure and Magnetocrystalline Anisotropy Energy of MnAl", J. Phys. Soc. Jpn., 1994, 63, p.1422-1428 M. Hosoda, M. Oogane, M. Kubota, T. Kubota, H. Saruyama, S. Iihama, H. Naganuma and Y. Ando, "Fabrication of L10-MnAl perpendicularly magnetized thin films for perpendicular magnetic tunnel junctions", J. Appl. Phys., 2012, 111, 07A324

しかしながら、非特許文献１および２に記載のＭｎＡｌ薄膜は、垂直磁化容易軸および高磁気異方性を有しているが、表面の粗さが大きく、このままではＭＴＪなどの素子に使用するのは困難であるという課題があった。

本発明は、このような課題に着目してなされたもので、垂直磁化容易軸および高磁気異方性を有し、表面粗さが小さく、ＭＴＪなどの素子に使用することができるＭｎ系強磁性薄膜の製造方法およびＭｎ系強磁性薄膜を提供することを目的とする。

上記目的を達成するために、本発明に係るＭｎ系強磁性薄膜の製造方法は、溶解法で製造されたターゲットを使用してスパッタリングにより基板上に、５０〜６０ａｔ％のＭｎと４０〜５０ａｔ％のＡｌとから成る合金から成り、磁化容易軸が膜の表面に対して垂直に配向した薄膜を成膜後、３００℃以上３７５℃以下の温度で、１００分以内の熱処理を行うことを特徴とする。

本発明に係るＭｎ系強磁性薄膜は、５０〜６０ａｔ％のＭｎと、４０〜５０ａｔ％のＡｌとから成り、垂直磁化容易軸を有し、磁気異方性定数Ｋｕが１．０×１０^７ｅｒｇ／ｃｃ以上であり、表面粗さＲａが１．０ｎｍ以下であることを特徴とする。

本発明に係るＭｎ系強磁性薄膜は、本発明に係るＭｎ系強磁性薄膜の製造方法により製造することができる。本発明に係るＭｎ系強磁性薄膜の製造方法は、スパッタリングにより基板上にＭｎ系強磁性薄膜を成膜した後、３００℃以上３７５℃以下の温度で熱処理を行うことにより、薄膜の磁気異方性定数Ｋｕを大きくし、表面粗さを小さくすることができる。このように、本発明に係るＭｎ系強磁性薄膜の製造方法によれば、垂直磁化容易軸および高磁気異方性を有し、表面粗さが小さく、ＭＴＪなどの素子に使用することができるＭｎ系強磁性薄膜を製造することができる。

また、本発明に係るＭｎ系強磁性薄膜の製造方法は、前記基板の温度を２００℃〜３７５℃にして前記スパッタリングを行うことが好ましい。これにより、Ｌ１_０型構造を有し、磁化容易軸が膜の表面に対して垂直に配向した垂直磁化容易軸を有するＭｎ系強磁性薄膜を製造することができる。また、特に優れた高磁気異方性を得るために、基板の温度を２７５〜３７５℃にしてスパッタリングを行うことが好ましい。

本発明に係るＭｎ系強磁性薄膜の製造方法は、前記熱処理を、３１０℃以上３６０℃以下の温度で行うことが好ましい。この場合、磁気異方性定数Ｋｕが１．２×１０^７ｅｒｇ／ｃｃ以上のＭｎ系強磁性薄膜を製造することができる。また、このとき、表面粗さＲａを０．７ｎｍ以下にすることもできる。また、本発明に係るＭｎ系強磁性薄膜の製造方法は、前記熱処理を、４０分以上１００分以内で行うことが好ましい。この場合、表面粗さＲａが０．５ｎｍ以下のＭｎ系強磁性薄膜を製造することができる。

本発明に係るＭｎ系強磁性薄膜の製造方法は、溶解法で製造されたターゲットを使用して前記スパッタリングを行うことにより、焼結法で製造されたスパッタリングターゲットを使用したときよりも、製造されるＭｎ系強磁性薄膜の表面粗さを小さくすることができる。また、スパッタリング後の熱処理温度も低くすることができ、製造コストを低減することができる。

本発明に係るＭｎ系強磁性薄膜の製造方法により製造されたＭｎ系強磁性薄膜は、例えば、ＳＴＴ−ＭＲＡＭなどのスピントロニクスデバイス内の、磁気トンネル接合（ＭＴＪ）素子等の強磁性薄膜として使用することができる。

本発明によれば、垂直磁化容易軸および高磁気異方性を有し、表面粗さが小さく、ＭＴＪなどの素子に使用することができるＭｎ系強磁性薄膜の製造方法およびＭｎ系強磁性薄膜を提供することができる。

本発明の実施の形態のＭｎ系強磁性薄膜の製造方法の膜構造を示す正面図である。本発明の実施の形態のＭｎ系強磁性薄膜の製造方法の、スパッタリング時の基板の温度Ｔｓを２００℃〜４００℃として成膜したときの、スパッタリング後の各ＭｎＡｌ薄膜のＸ線回折パターンを示すグラフである。図２に示すＭｎＡｌ薄膜の（ａ）Ｔｓ＝２００℃、（ｂ）Ｔｓ＝３５０℃、（ｃ）Ｔｓ＝４００℃のときの磁化曲線（Ｍ−Ｈ曲線）を示すグラフである。図２に示すＭｎＡｌ薄膜の、磁気異方性定数Ｋｕおよび表面粗さＲａと基板温度Ｔｓとの関係を示すグラフである。本発明の実施の形態のＭｎ系強磁性薄膜の製造方法の、Ｔｓ＝３５０℃でスパッタリングしたときの（ａ）スパッタリング後、（ｂ）スパッタリング後に、熱処理温度Ｔａを３５０℃として３０分間の熱処理を行ったとき、（ｃ）スパッタリング後に、熱処理温度Ｔａを３２５℃として３０分間の熱処理を行ったときの、ＭｎＡｌ薄膜の原子間力顕微鏡（ＡＦＭ）による測定画像である。本発明の実施の形態のＭｎ系強磁性薄膜の製造方法の、Ｔｓ＝３５０℃でのスパッタリング後、（ａ）Ｔａ＝３２５℃、（ｂ）Ｔａ＝３５０℃、（ｃ）Ｔａ＝４００℃で３０分間の熱処理を行ったときの磁化曲線（Ｍ−Ｈ曲線）を示すグラフである。本発明の実施の形態のＭｎ系強磁性薄膜の製造方法の、Ｔｓ＝３５０℃でのスパッタリング後、Ｔａ＝３００℃〜４００℃で３０分間の熱処理を行ったときの、磁気異方性定数Ｋｕおよび表面粗さＲａと熱処理温度Ｔａとの関係を示すグラフである。本発明の実施の形態のＭｎ系強磁性薄膜の製造方法の、Ｔｓ＝３５０℃でのスパッタリング後、Ｔａ＝３５０℃で（ａ）３０分、（ｂ）６０分、（ｃ）１２０分の熱処理時間ｔ_annealingで熱処理を行ったときの、ＭｎＡｌ薄膜の原子間力顕微鏡（ＡＦＭ）による測定画像である。本発明の実施の形態のＭｎ系強磁性薄膜の製造方法の、Ｔｓ＝３５０℃でのスパッタリング後、Ｔａ＝３５０℃で（ａ）６０分、（ｂ）９０分、（ｃ）１２０分の熱処理時間ｔ_annealingで熱処理を行ったときの磁化曲線（Ｍ−Ｈ曲線）を示すグラフである。本発明の実施の形態のＭｎ系強磁性薄膜の製造方法の、Ｔｓ＝３５０℃でのスパッタリング後、Ｔａ＝３５０℃で３０分〜１２０分の熱処理時間ｔ_annealingで熱処理を行ったときの、磁気異方性定数Ｋｕおよび表面粗さＲａと熱処理時間ｔ_annealingとの関係を示すグラフである。

以下、実施例に基づいて、本発明の実施の形態について説明する。
本発明の実施の形態のＭｎ系強磁性薄膜の製造方法は、まず、スパッタリングにより、５０〜６０ａｔ％のＭｎと４０〜５０ａｔ％のＡｌとを含む合金を基板上に成膜して、磁化容易軸が膜の表面に対して垂直に配向した薄膜を形成する。このとき、スパッタリングターゲットとして、溶解法で製造されたターゲットを使用する。また、基板の温度を２００℃〜３７５℃にしてスパッタリングを行う。これにより、垂直磁化容易軸を有し、磁気異方性定数Ｋｕが大きい薄膜を得ることができる。

次に、薄膜を形成後、基板とともに、３００℃以上３７５℃以下の温度で、１００分以内の熱処理を行う。これにより、薄膜の表面粗さを小さくすることができる。こうして、本発明の実施の形態のＭｎ系強磁性薄膜の製造方法によれば、５０〜６０ａｔ％のＭｎと、４０〜５０ａｔ％のＡｌとを含み、垂直磁化容易軸を有し、磁気異方性定数Ｋｕが１．０×１０^７ｅｒｇ／ｃｃ以上の高磁気異方性を有し、表面粗さＲａが１．０ｎｍ以下と小さい、本発明の実施の形態のＭｎ系強磁性薄膜を製造することができる。

また、本発明の実施の形態のＭｎ系強磁性薄膜の製造方法では、スパッタリング時に、溶解法で製造されたターゲットを使用するため、焼結法で製造されたスパッタリングターゲットを使用したときよりも、製造されるＭｎ系強磁性薄膜の表面粗さを小さくすることができる。また、スパッタリング後の熱処理温度も低くすることができ、製造コストを低減することができる。

本発明の実施の形態のＭｎ系強磁性薄膜の製造方法により製造されたＭｎ系強磁性薄膜は、垂直磁化容易軸および高磁気異方性を有し、表面粗さが小さいため、例えば、ＳＴＴ−ＭＲＡＭなどのスピントロニクスデバイス内の、磁気トンネル接合（ＭＴＪ）素子等の強磁性薄膜として使用することができる。

本発明の実施の形態のＭｎ系強磁性薄膜の製造方法により、Ｍｎ系強磁性薄膜の製造を行った。図１に示すように、厚さ100 nmのＭｇＯ基板上に、順番に、厚さ40 nmのＣｒ_９０Ｒｕ_１０層、厚さ50 nmのＭｎＡｌ薄膜（Ｍｎ系強磁性薄膜）、厚さ5 nmのＴａ層を、スパッタリングにより成膜した。ＭｎＡｌ薄膜のスパッタリング時には、溶解法で製造されたＭｎ_４６Ａｌ_５４ターゲットを用いた。

以下では、ＭｎＡｌ薄膜のスパッタリング時の基板の温度、ＭｎＡｌ薄膜の成膜後の熱処理（アニーリング）の温度および時間について、検討を行った。なお、成膜されたＭｎＡｌ薄膜は、Ｍｎを５３〜５４ａｔ％含んでいる。

［ＭｎＡｌ薄膜のスパッタリング時の基板温度Ｔｓ］
スパッタリング時の基板の温度Ｔｓを、２００℃、２２５℃、２５０℃、２７５℃、３００℃、３２５℃、３５０℃、４００℃として、それぞれＭｎＡｌ薄膜を成膜した。各基板温度Ｔｓで成膜されたＭｎＡｌ薄膜に対して、Ｘ線回折、磁化曲線の測定、原子間力顕微鏡（ＡＦＭ）による表面の測定を行った。各基板温度Ｔｓで成膜されたＭｎＡｌ薄膜のＸ線回折結果を図２に、Ｔｓ＝２００℃、３５０℃、４００℃のときのＭｎＡｌ薄膜の磁化曲線を図３に示す。なお、磁化曲線（Ｍ−Ｈ曲線）は、振動試料型磁力計（ＶＳＭ）により測定している（以下同じ）。

図２に示すように、基板温度Ｔｓが２００℃〜３５０℃のとき、（００１）超格子および（００２）のピークが認められており、ＭｎＡｌ薄膜が正方晶のＬ１_０型構造を有していることが確認された。また、Ｔｓが２００℃〜３５０℃の範囲では、（００１）超格子および（００２）のピークは、Ｔｓの増加とともに増加しているが、Ｔｓが４００℃になると、非磁性および立方晶の相が確認された。

また、図３に示すように、磁化曲線は、各Ｔｓとも、ＭｎＡｌ薄膜の表面に対して垂直方向（perpendicular）では非直線的でヒステリシス曲線になっており、薄膜の面内方向（in plane）ではほぼ直線的であることが確認された。また、膜の表面に対して垂直方向で飽和磁化Ｍ_Ｓが観測されていることから、磁化容易軸が膜の表面に対して垂直に配向しており、垂直磁気特性が得られていることがわかる。特に、Ｔｓ＝３５０℃のとき、飽和磁化Ｍ_Ｓは約約５６０ｅｍｕ／ｃｍ^３であり、非常に大きくなっていることが確認された。

磁化曲線から求めた磁気異方性定数Ｋｕ、および、ＡＦＭの測定画像から得られた表面粗さＲａと、基板温度Ｔｓとの関係を求め、図４に示す。図４に示すように、ＭｎＡｌ薄膜のＫｕは、Ｔｓ＝２７５℃〜３７５℃で概ね１．０×１０^７ｅｒｇ／ｃｍ^３以上、Ｔｓ＝３５０℃でピーク値の約１．２×１０^７ｅｒｇ／ｃｍ^３となり、優れた磁気特性を有していることが確認された。一方、ＭｎＡｌ薄膜のＲａは、ＭｎＡｌ薄膜が柱状に成長するため、Ｔｓが増加するにつれて増加し、特に、Ｔｓ＞３５０℃で、非常に大きくなることが確認された。

図４に示すように、最も優れた磁気特性を有するＴｓ＝３５０℃のとき、ＭｎＡｌ薄膜の平均表面粗さは、Ｒａ＝１．０７ｎｍとなる。このときのＭｎＡｌ薄膜の表面のＡＦＭの測定画像を、図５（ａ）に示す。図５（ａ）に示す表面粗さの状態では、得られたＭｎＡｌ薄膜をＭＴＪなどの素子に使用するのは困難である。そこで、ＭｎＡｌ薄膜の表面粗さを改善するために、ＭｎＡｌ薄膜の成膜後にアニーリングを行った。

［ＭｎＡｌ薄膜の成膜後の熱処理（アニーリング）温度Ｔａ］
基板温度Ｔｓ＝３５０℃でスパッタリングを行って基板上に成膜されたＭｎＡｌ薄膜に対して、熱処理温度Ｔａを、３００℃、３２５℃、３５０℃、３７５℃、４００℃として、それぞれ３０分間の熱処理を行った。なお、熱処理は、スパッタリングチャンバー内で行った。熱処理後の各ＭｎＡｌ薄膜に対して、磁化曲線の測定、原子間力顕微鏡（ＡＦＭ）による表面の測定を行った。Ｔａ＝３５０℃、３２５℃のときのＡＦＭの測定画像を、それぞれ図５（ｂ）および（ｃ）に、Ｔａ＝３２５℃、３５０℃、４００℃のときの磁化曲線を、図６に示す。また、磁化曲線から求めた磁気異方性定数Ｋｕ、および、ＡＦＭの測定画像から得られた表面粗さＲａと、熱処理温度Ｔａとの関係を求め、図７に示す。

図６に示すように、磁化曲線は、各Ｔａとも、ＭｎＡｌ薄膜の表面に対して垂直方向（perpendicular）では非直線的でヒステリシス曲線になっており、薄膜の面内方向（in plane）ではほぼ直線的であることが確認された。また、膜の表面に対して垂直方向で飽和磁化Ｍ_Ｓが観測されていることから、磁化容易軸が膜の表面に対して垂直に配向しており、垂直磁気特性が得られていることがわかる。特に、Ｔａ＝３５０℃のとき、飽和磁化Ｍ_Ｓは５８４ｅｍｕ／ｃｍ^３であり、図３に示す熱処理前のものよりも、さらに大きくなっていることが確認された。

また、図７に示すように、熱処理後のＭｎＡｌ薄膜のＫｕは、Ｔａ＝３００℃〜３７５℃で１．０×１０^７ｅｒｇ／ｃｍ^３以上、Ｔａ＝３１０℃〜３６０℃で概ね１．２×１０^７ｅｒｇ／ｃｍ^３以上、Ｔａ＝３５０℃でピーク値の約１．３×１０^７ｅｒｇ／ｃｍ^３となり、図４に示す熱処理前のものよりも、さらに優れた磁気特性を有していることが確認された。一方、熱処理後のＭｎＡｌ薄膜のＲａは、Ｔａ＝３００℃〜３５０℃で０．７ｎｍより小さく、Ｔａ＝３２５℃で最小値の０．３８ｎｍとなり（図５（ｃ）参照）、図４に示す熱処理前のものよりも表面粗さが改善されていることが確認された。最も優れた磁気特性を有するＴａ＝３５０℃のときのＭｎＡｌ薄膜の平均表面粗さは、Ｒａ＝０．６５ｎｍであった（図５（ｂ）参照）。

［ＭｎＡｌ薄膜の成膜後の熱処理（アニーリング）時間ｔ_annealing］
基板温度Ｔｓ＝３５０℃でスパッタリングを行って基板上に成膜されたＭｎＡｌ薄膜に対して、熱処理温度Ｔａ＝３５０℃とし、熱処理時間ｔ_annealingを３０分、６０分、９０分、１２０分として熱処理を行った。なお、熱処理は、スパッタリングチャンバー内で行った。熱処理後の各ＭｎＡｌ薄膜に対して、磁化曲線の測定、原子間力顕微鏡（ＡＦＭ）による表面の測定を行った。ｔ_annealing＝３０分、６０分、１２０分のときのＡＦＭの測定画像を、図８に、ｔ_annealing＝６０分、９０分、１２０分のときの磁化曲線を、図９に示す。また、磁化曲線から求めた磁気異方性定数Ｋｕ、および、ＡＦＭの測定画像から得られた表面粗さＲａと、熱処理時間ｔ_annealingとの関係を求め、図１０に示す。

図９に示すように、磁化曲線は、各熱処理時間ｔ_annealingとも、ＭｎＡｌ薄膜の表面に対して垂直方向（perpendicular）では非直線的でヒステリシス曲線になっており、薄膜の面内方向（in plane）ではほぼ直線的であることが確認された。また、膜の表面に対して垂直方向で飽和磁化Ｍ_Ｓが観測されていることから、磁化容易軸が膜の表面に対して垂直に配向しており、垂直磁気特性が得られていることがわかる。特に、ｔ_annealing＝６０分、９０分のとき、飽和磁化Ｍ_Ｓはそれぞれ５９４ｅｍｕ／ｃｍ^３、５８４ｅｍｕ／ｃｍ^３であり、図３（ｂ）に示す熱処理前のものよりも、さらに大きくなっていることが確認された。また、ｔ_annealing＝６０分のものは、図６（ｂ）に示すｔ_annealing＝３０分のものよりも飽和磁化Ｍ_Ｓが大きくなっていることも確認された。

また、図１０に示すように、熱処理後のＭｎＡｌ薄膜のＫｕは、ｔ_annealingが１００分以内で概ね１．０×１０^７ｅｒｇ／ｃｍ^３以上、ｔ_annealingが６０分以内で約１．２×１０^７ｅｒｇ／ｃｍ^３以上、ｔ_annealing＝３０分で約１．３×１０^７ｅｒｇ／ｃｍ^３となり、図４に示す熱処理前のものよりも、さらに優れた磁気特性を有していることが確認された。なお、Ｋｕは、ｔ_annealingが１００分より長くなると急激に低下することも確認された。

一方、熱処理後のＭｎＡｌ薄膜のＲａは、ｔ_annealing＝４０分〜１００分で概ね０．５ｎｍ以下、ｔ_annealing＝６０分、９０分で最小値の０．２２ｎｍとなり（図８（ｂ）参照）、図４に示す熱処理前のものよりも表面粗さが大きく改善されていることが確認された。なお、Ｒａは、ｔ_annealingが４０分より短くなると若干大きくなるが（図８（ａ）参照）、ｔ_annealingが１００分より長くなると急激に大きくなり、表面が粗くなることも確認された（図８（ｃ）参照）。

本発明に係るＭｎ系強磁性薄膜は、磁気トンネル接合（ＭＴＪ）素子の強磁性体として好適に使用され、ＭＲＡＭやスピントルク発振素子、磁場センサなどに利用することができる。

Claims

溶解法で製造されたターゲットを使用してスパッタリングにより基板上に、５０〜６０ａｔ％のＭｎと４０〜５０ａｔ％のＡｌとから成る合金から成り、磁化容易軸が膜の表面に対して垂直に配向した薄膜を成膜後、３００℃以上３７５℃以下の温度で、１００分以内の熱処理を行うことを特徴とするＭｎ系強磁性薄膜の製造方法。
前記熱処理を、３１０℃以上３６０℃以下の温度で行うことを特徴とする請求項１記載のＭｎ系強磁性薄膜の製造方法。
前記熱処理を、４０分以上１００分以内で行うことを特徴とする請求項１または２記載のＭｎ系強磁性薄膜の製造方法。
前記基板の温度を２００℃〜３７５℃にして前記スパッタリングを行うことを特徴とする請求項１乃至３のいずれか１項に記載のＭｎ系強磁性薄膜の製造方法。
５０〜６０ａｔ％のＭｎと、４０〜５０ａｔ％のＡｌとから成り、垂直磁化容易軸を有し、磁気異方性定数Ｋｕが１．０×１０^７ｅｒｇ／ｃｃ以上であり、表面粗さＲａが１．０ｎｍ以下であることを特徴とするＭｎ系強磁性薄膜。
前記磁気異方性定数Ｋｕが１．２×１０^７ｅｒｇ／ｃｃ以上であることを特徴とする請求項５記載のＭｎ系強磁性薄膜。
表面粗さＲａが０．５ｎｍ以下であることを特徴とする請求項５または６記載のＭｎ系強磁性薄膜。