JPH01231304A - 鉄−窒素系磁性薄膜及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明は磁性薄膜及びその製造方法に係わり、特に高い
飽和磁束密度を有する鉄−窒素系磁性薄膜及びその製造
方法に関する。

〔従来の技術〕

磁気記録の高密度化の要請は益々高度化し、特に、磁気
記録媒体を厚さ方向に磁化する垂直磁気記録方式では、
膜面に垂直方向に磁気異方性（磁化容易軸）を有する強
磁性膜を表面にもった磁気記録媒体と、この記録媒体に
対して強い垂直成分磁界を発生する磁気記録ヘッドが必
要となる。この磁気記録ヘッドで急峻な分布をなす垂直
成分磁界を得るには、記録媒体に対面する磁気コアの先
端部には磁束密度が非常に高くなるので、磁気コアの磁
性薄膜としては、磁気異方性が強く、飽和磁束密度が高
く、高透磁率で、かつ保磁力のより小さいものが要求さ
れる。

この磁性薄膜として、従来はパーマロイ、センダストあ
るいは非晶質系磁性合金等が用いられたが、高飽和磁束
密度を有する磁性材料として鉄（Ｆｅ）を主成分とした
ものが知られている。

しかしながら、これらの磁性薄膜は、スパッタリング、
蒸着等の従来の薄膜形成技術を用いて薄膜を形成させた
場合は、多結晶薄膜が形成され、その膜面に垂直な柱状
結晶構造となり、柱状結晶構造の境界で磁化を動きに＜
＜シ、保磁力を大きくしていた。

この飽和磁束密度のさらに高い磁性体として、純Ｆｅ及
びＦｅＣｏ合金があり、特に純Ｆｅの窒化物中のＦｅ１
．Ｊ成分は２．８Ｔ　（テスラ）という巨大飽和磁束密
度をもつことが、「窒化鉄薄膜の磁性（第１０回日本応
用磁気学会学術講演概要集、１９８６年１１月第２９６
頁）」にも記載されているが、まだ高濃度のＦｅ１．Ｎ
２薄膜は得られていない。

また、特開昭６０−１３２３０５号公報に示されるよう
に、窒化鉄を含む鉄−窒素系磁性体からなる主磁性体膜
と、比較的低保磁力で磁歪の小さい軟質磁性体からなる
中間磁性体膜とを積層構造にした積層磁性体膜が得られ
ている。この積層磁性体膜中の窒化鉄は、純鉄の飽和磁
束密度２．２Ｔを越える高飽和磁束密度であり、１．５
〜３０ｅ（エルステッド）の低い保磁力となっている。

〔発明が解決しようとするｉＩ題〕

しかしながら、前記の積層磁性体膜中の窒化鉄の相構成
は、Ｆ　ｅ　、　Ｎ　（Ｆ　ｅｌｓ　Ｎｚも含む）の占
める割合が５０Ｘ子％以上であるが、その他にα−Ｆｅ
、Ｆｅ、Ｎが多量に含まれており、これらα−Ｆｅ、Ｆ
ｅ、Ｎの混在の割合が多くなると飽和磁束密度が低くな
り、保磁力も大きくなる傾向があるため、このＦｅ、Ｎ
の高飽和磁束密度の効果が十分に発揮されていない。ま
た、この窒化鉄は単結晶でないため、保磁力も大きい値
となっている。

このように、従来の鉄−窒素系磁性薄膜では、鉄−窒素
系材料のＦａ原子とＮ原子の原子対の異方性について考
慮されておらず、その原子対の異方性に応じて生じる磁
気異方性を得る点について配慮されていなかった。また
、原子対の配列を制御する方法もなかった。

本発明の目的は、Ｆｅ−Ｎ原子対と、Ｆｅ−Ｆｅ原子対
の配列を制御して形成される高飽和磁束密度でかつ低保
磁力の鉄−窒素系磁性薄膜及びその製造方法を提供する
ことにある。

〔課題を解決するための手段〕

上記目的を達成するために、本発明の鉄−窒素系磁性薄
膜においては、鉄原子及び窒素原子の原子対と、鉄原子
及び鉄原子の原子対との２種の原子対の配列に異方性を
有し、かつ鉄対窒素が８対１の原子比を有する単結晶か
らなる磁性薄膜である。

前記磁性薄膜の飽和磁束密度は、２．２Ｔを越えるもの
で、高密度磁気記録用磁性薄膜として有効である。

そして１本発明の鉄−窒素系磁性薄膜の製造方法として
は、窒素ガス雰囲気中で、加熱した基板面上に、その基
板の結晶方位と平行方向に磁場を印加した状態で、鉄原
子及び窒素原子の原子対と、鉄原子及び鉄原子の原子対
との２種の原子対を、蒸着により配列させてエピタキシ
ー成長させ、鉄対窒素の原子比が８対１の磁性薄膜を形
成させる方法である。

この時に用いる基板は、基板の原子対の長さと、前記２
種の原子対の長さとの差が±１０％以内であればより効
果的に磁性薄膜を製造できる。

また、この基板を、２００〜４００℃に加熱することに
より、鉄−窒素系磁性薄膜の製造がより効果的になる。

蒸着を行うときの窒素ガス雰囲気の窒素ガス分圧を、ｌ
Ｘｌ０−”　〜ｌＸｌ０″″”Ｔｏｒｒに調節すること
により、鉄−窒素系磁性薄膜を効率よく製造できる。

そして、蒸着速度を、０．１〜１００Å／ｓとすること
により、鉄−窒素系磁性薄膜をより効果的に製造できる
。

【作用〕

上記のように構成された鉄−窒素系磁性薄膜では、　Ｆ
ｅ　（鉄）−Ｎ（窒素）原子対とＦｅ−Ｆｅ原子対が異
方性をもって配列した構造になっているので、Ｆｅ−１
ＮＪｆｉ子対の方向では、Ｆｅの結晶格子間にＮ原子が
侵入型に存在するため、Ｆｅの結晶格子間距離が特定方
向に伸びて、Ｆａ−Ｎｐ子対の隣合ったＦｅ［子のスピ
ン間の交換相互作用がＦｅ−Ｆｅ原子対よりも強くなっ
ており、そのため、その薄膜には磁気異方性が形成され
、飽和磁束密度が高くなる。また、その薄膜のＦｅ対Ｎ
の原子比が８対１であるためＦｅ５Ｎ　（Ｆｅ１＠Ｎ８
も含む）が形成されて、高い飽和磁束強度が得られると
ともに、他の窒化鉄を含まないので飽和磁束密度が低下
することがなく保磁力も上昇しない、さらに、この磁性
薄膜が単結晶からなるので、磁化の動きが粒界で妨げら
れることがなく、磁化が粒内を小さな磁界で動けるので
保磁力が小さくなる。

この磁性薄膜の飽和磁束密度が純鉄の飽和磁束密度であ
る２、２Ｔを越えることにより、高密度磁気記録用磁性
材料として有効に作用する。

そして、鉄−窒素系磁性薄膜の製造方法では、窒素ガス
雰囲気中で、加熱した基板面上に、純Ｆｅを蒸着するの
で、Ｆｅ対Ｎの原子比が８対１の薄膜が形成される。さ
らに、基板の結晶方位と平行方向に磁場を印加すると、
その方向にＦｅ−Ｎ原子対が、垂直方向にＦｅ−Ｆｅ原
子対が配列して、その面内で磁気異方性が生じる。また
、基板面上に蒸着してＦｅ−Ｎ系薄膜をエピタキシー成
長させるので、単結晶が形成される。これにより、磁気
異方性を有する単結晶のＦｅ−Ｎ系薄膜を作製すること
ができる。

ここで、エピタキシー成長させるための基板は、基板の
原子対の長さと、Ｆｅ−Ｎ原子対とＦｅ−Ｆｅ原子対の
２種の原子対の長さとの差が±１０％以内のものを用い
ることにより、単結晶を作製する上により効果的である
。

窒素ガス雰囲気中で基板上に蒸着して、Ｆａ対Ｎが８対
１の原子比の薄膜を作製するには、基板を２００〜４０
０℃に保持し、Ｎ、ガス分圧を１×１０′″”〜Ｉ　Ｘ
　１０−”Ｔｏｒｒに調節し、蒸着速度を０．１〜１０
０Å／ｓに制御するのが望ましい。

基板の温度が２００℃未満では、Ｆ’ｅ対Ｎは８対１に
ならず、Ｆｅ４Ｎ、Ｆｅ、Ｎ等が生じ、さらに単結晶に
なりにくいため飽和磁束密度が低下する。４００℃を越
えると、Ｆｅと基板との反応により化合物が生じ、さら
に単結晶になりにくい。

窒素ガス分圧がＩ　Ｘ　１０−”Ｔｏｒｒ未満では、Ｎ
が少な過ぎて窒化鉄ができにくくなる。また、ＩＸ　１
０−”　Ｔｏ’ｒｒを越えると、Ｎが高くなってＦｅ４
Ｎ、Ｆｅ、Ｎ等が生じ易くなり、Ｆｅ、Ｎとなりにくい
。

蒸着速度が０．１Å／ｓ未満では、薄膜の製造が遅すぎ
て、工業生産上無理である。１００Å／ｓを越えると、
Ｆｅ、Ｎ膜が一方向に成長せずに多結晶的になり、その
結晶粒界にＦｅ４Ｎ、Ｆｅ３Ｎが生成してＦｅ対Ｎの原
子比が８対１にならなくなる。

〔実施例〕

本発明の実施例について、第１〜第８図により説明する
０本発明の薄膜中のＦｅ−Ｎ原子対及びＦ　ｅ　−Ｆ　
ｅ　ＪＪＷ子対の異方性配列をより完全にして結晶粒界
等の乱れのない、単結晶に近いＦｅ−Ｎ系磁性薄膜を作
製するものである。

まず、鉄の窒化物のうちα−Ｆｅの結晶構造は、第２図
に示すような体心立方品（ＢＣＣ）構造であり、ｘ印の
原子間位置にＮ原子が入る可能性がある。Ｎ原子がｘ印
の位置に入ることによってＦｅ−Ｆｅ原子対の距離が伸
び、ＦｓＮ原子スピン間の結合力が変化するため、飽和
磁束密度（Ｂｓ）の値が変化することが知られているｍ
　Ｆ　ｅ　　Ｎ系材料に磁気異方性を生じさせるために
は、Ｎ原子の入る位置（×印）を人工的に制御する必要
がある。しかし、上述したように、第２図のα−Ｆｅの
構造が欠陥、転位１粒界等により乱れている場合には、
Ｎ原子位置も一義的に決まらず、全体としてＦｅ−Ｎ原
子対の異方性は消えてしまう。上記従来技術では、簿膜
が多結晶質であり、単結晶に関する配慮がされていない
ため、Ｆｅ−Ｎ原子対の異方性は消失していると考えら
れる。従って、第１図に示すようなＦ　ｅ　−Ｎ原子対
を作るためには、Ｆｅ−Ｎ系薄膜をエピタキシー成長さ
せることによる方法が最も簡単であると考えられる。

第１図では、Ｆｅ−Ｎ−Ｆｅ・・・・・・の方向と垂直
にＦｅ−Ｆｅ−Ｆｅ・・・・・・原子が配列している。

前者のＦｅ−Ｎ原子対方向では、Ｆｅ原子の原子間距離
がα−Ｆｅに比べ伸びる。また、第１図のように、Ｆｅ
−ＮＪＭ子対とＦｅ−Ｆｅ原子対の方向が垂直である場
合には、この原子面内において磁気異方性が生じる。第
１図の配列は、第２図の構造から考えると、Ｆｅ　（１
００）、（１１０）、　（１１１）等の面内において、
Ｎ原子がＦｅの原子間位置（侵入位置）に規則配列する
ことによって実現することができる。従って、これらの
面がある特定の基板面にエピタキシー成長しなからＮ原
子が規則配列すれば、−軸磁気異方性をもつ薄膜を得る
ことができる。またＦｅ−Ｎ原子対方向は。

Ｆｅ−Ｎ原子対の隣合ったＦｅ原子のスピン間の交換相
互作用がＦｅ−Ｆｅ原子対よりも強くなる。

従って、膜作製中に、ある特定方向に磁場を印加すれば
、Ｆａ−ＮｙＫ子対がＦｅ−Ｆｅ原子対よりも安定に磁
場方向に配列する。そこで、本発明は、膜作製中の印加
磁界によって、原子対の異方性配列による磁気異方性を
生み出すことが可能となったものである。

本発明の実施例の詳細について説明する。

Ｆｅ−Ｎ系薄膜をエピタキシー成長させるため。

高真空蒸着装置を用いて、ＦｅｔｔＮｘガス雰囲気中で
蒸着した。膜作製条件は、第１表に示すように蒸着前の
到達真空度はＩ　Ｘ　１０−’Ｔｏｒｒ以下であり、そ
の後、成長室内にＮ、　（純度９９．９９％以上）ガス
を入れた。

第　　１　　表 用いた基板はＧａＡｓ単結晶で、その基板を２００〜４
００℃に加熱し、上記高真空蒸着装置の電子ビーム熱源
によりＦｅを蒸着した。その時の蒸着速度は０．１〜１
００Å／ｓであった。

第１表の膜作成条件のうち、基板温度、Ｎ２ガス分圧、
蒸着速度のそれぞれの条件範囲で蒸着することにより、
Ｆｅ対Ｎの原子比が８対１の薄膜が得られる。なお、上
記の蒸着速度は蒸着装置の電子ビームのフィラメント電
圧をｌ０ＫＶとした場合、電流を１〜１０ｍＡに調節す
ることにより制御できる。蒸着中は、膜表面をＲＨＥＥ
Ｄによ、ってｌ１ｌｔ察し、膜が単結晶であることを確
認した。

ここで、ＲＨＥＥＤは反射電子線回折であって、被検体
表面に低角度で電子線を入射し１反射した電子線をスク
リーンに投影して、そのスクリーンに現れるパターンに
より、被検体表面の凹凸を調べる回折法である。被検体
が単結晶の場合は蒸着面は平らになり、スクリーンには
ストリークパターンがあられれる。

また、膜のＸ線回折により、第１表に示す条件で作成し
た薄膜には、原子間距離の１／４毎にピークが現われて
、Ｆｅ１．Ｎ、（００４）であることを示すパターンが
観察された。

次に、第３図は、基板としてＧａＡｓ（００１）及びＳ
ｉ　（００１）の単結晶基板を用いた時の容易磁化方向
のＢ−Ｈ曲線であり、Ｓｉ　（００１）のＢ−Ｈ曲線６
とＧａＡｓ　（００１）のＢ−Ｈ曲線７を示す。ＧａＡ
ｓ単結晶を用いた場合には、保磁力Ｈｃは約０．１００
となり、軟磁気特性を示した。また飽和磁束密度Ｂｓは
約２．５Ｔであり、Ｆｅ単位膜のＢｓ２．２Ｔよりも高
いＢｓを示した。

またＧａＡｓ（００１）上に蒸着したＦｅ−Ｎ系薄膜は
、第４図のようなり−Ｈ曲線となり、磁化容易軸方向の
Ｂ−Ｈ曲線８と磁化困難軸方向のＢ−Ｈ曲線９を示す、
困難軸方向では、Ｈｃは約０゜０２０ｅとなり一軸異方
性膜が得られた。

第１表の膜作製条件を用いて、Ｆｅ−Ｎ系薄膜を種々の
基板上に作製した。基板の格子定数と得られたＦｅ−Ｎ
系薄膜の面内磁化容易軸方向の保磁力を第５図に示す。

薄膜作製中のＲＨＥＥＤパターンがスポット、あるいは
ストリークパターンを示した膜は、Ｈｅも小さく０．２
０ｅ以下であった。即ち、Ｓｉ、ＧａＡｓ、Ｇｅ、βＭ
ｎ、ａｓｎ等が良好であった。またこれらのＦ　ｅ　−
Ｎ系薄膜のＸ線回折パターンの観測結果から（２００）
回折ピークの半値幅は第６図に示すように、Ｈｅの小さ
い膜で半値幅が１．０度以下であり、結晶性がよい。す
なわち単結晶であることを裏づけでいる。ここで、半値
幅とは、Ｘ線回折でθ走査により得られる強度曲線にお
いて、その曲線のピークの半値（５０％）におけるピー
ク部の幅（角度）のことで、この半値幅の値が小さい程
単結晶に近いことをあられす。

Ｆｅ−Ｎ原子対を作りながらエピタキシー成長させるた
めには、基板の原子間距離とＦｅ−Ｎ−Ｆｅ原子間距離
がほぼ等しくなければならない。

一般にエピタキシー成長するためには、成長膜と基板の
原子間距離差は約３％以内とされている。

しかしＦｅ−Ｎ系薄膜の場合、第６図に示すように約１
０Å以下の原子間距離差のある基板でも半値幅（Δθ、
。）の小さい膜が得られ、Ｆｅ−Ｎ系薄膜がこの原子間
距離（格子定数）をもつ基板上でエピタキシー成長する
ことがわかった。第６図のＦｅ−Ｎ系薄膜は、第１表に
示すような作製条件を用いて作製した薄膜であり、原子
間距離が±１０％以内の基板を用いた場合の反射電子線
回折（ＲＨＥＥＤ）パターンは、ストリークパターンで
あることを確認しており、Ｆｅ−Ｎ系薄膜が単層成長し
ながら磁場の印加方向に平行にＦｅ−Ｎ原子対を形成し
、単結晶が作製されることがわかった。

ＲＨＥＥＤパターンから、Ｆｅ−Ｎ系薄膜の成長初期（
膜厚約１０Å以下）では、Ｆｅ−Ｎ系薄膜は核発生・成
長機構により成長し、１０Å以上の膜厚で単層成長する
ことが観察された。上記Ｆａ−Ｎ原子対の第１図のよう
な異方性配列は、膜厚１０Å以上の単層成長過程で得ら
れる。

Ｆｅ−Ｎ系材料は、Ｆｅ、Ｎに近い原子比率の場合、飽
和磁束密度（Ｂｓ）が約２．５〜２．６Ｔになることが
知られている。この高Ｂｓの原因は、第２図に示す侵入
位置（×印）にＮ原子が入ることによって、Ｆｅの原子
間距離が特定方向に伸びるためであり、第１図ではＦｅ
−Ｎ方向がＢｓのより高くなる状態である。従って、膜
形成中にＦｅ−Ｎ対を形成したい方向に磁場を印加すれ
ば、Ｆｅ−Ｎ原子対が磁場方向に優先配列し、磁気異方
性をもつ膜が得られる。

第７図は、ＧａＡｓ（００１）単結晶基板上にＦｅ−Ｎ
系薄膜を成長させる場合に、膜面内に磁場を印加したと
きの、膜の異方性磁界ＨＫと印加磁界（Ｈ）との関係を
示す。ＨＫは印加磁界の増加と共に増加し、３００ｅの
印加磁界で０．３９０ｅとなる。Ｈにの増加は、Ｆｅ−
ＮＪＭ子対０異方性配列が進むためであり、ＲＨＥＥＤ
パターンからもＦｅ−Ｎ対の異方性配列が確認できた。

第８図は、ＧａＡｓ（００１）面に垂直に１００ｅの磁
場を印加した場合のＦ　ｅ　−Ｎ系薄膜のＢ−Ｈ曲線で
ある。垂直方向にＦｅ−Ｎ原子対が優先配列する為に、
垂直方向が磁化容易軸方向となる。また、Ｂｓは第４図
の場合と同様に約２．５Ｔであった。

上記実施例から、Ｂｓが約２．５Ｔ、Ｈｅが０．２０ｅ
以下の膜が得られ、エピタキシー成長によってＦｅ−Ｎ
原子対を形成することにより、原子対の異方性から一軸
異方性膜を得ることができ。

高飽和磁束密度の軟磁性膜として高密度磁気記録用材料
に応用できる。

さらに、このＦｅ、ＮからなるＦｅ−Ｎ系磁性薄膜に、
Ｆｅ、Ｎ、Ｆｅ、Ｎ等のＦｅ−Ｎ系材料を組合せて高飽
和磁束密度のディスク材料にも適用できる。

〔発明の効果〕

本発明は、以上説明したように構成されているので、以
下に記載されるような効果を奏する。

Ｆｅ−Ｎ系磁性薄膜は、Ｆａ−Ｎ原子対とＦ’ｅ−Ｆｅ
原子対とが異方性をもって配列しているので一軸磁気異
方性を示し、Ｆｅ対Ｎの原子比が８対１であるのでＦｅ
、Ｎとなり、かつ、単結晶となることから、高飽和磁束
密度を有するとともに低保磁力となり、高密度磁気記録
用の磁性材料として十分使用できる。

さらに、その磁性薄膜の飽和磁束密度が２．２Ｔを越え
るので、上記磁性材料としてもより有効である。

また、Ｆｅ−Ｎ系磁性薄膜のＦｅ−Ｎｐ１子対とＦｅ−
Ｆｅ原子対とが、基板面上に、その結晶方位と平行方向
に磁場を印加された状態でエピタキシー成長をするので
、Ｆｅ−Ｎ原子対とＦｅ−Ｆｅ原子対とが異方性をもっ
て配列して一軸磁気異方性を有する単結晶のＦｅ−Ｎ系
薄膜を形成することができる。さらに、Ｆｅ、Ｎの組成
比を有する窒化鉄を形成することができるので、きわめ
て飽和磁束密度が高く、かつ保磁力の低い磁性薄膜を作
製することができる。

さらに、基板としては、その原子対の長さと、Ｆｅ−Ｎ
Ｊｊｉ子対とＦ　ａ　−Ｆ　ｅ原子対の２種の原子対の
長さとの差が±１０％以内とすることにより、基板面上
のエピタキシー成長を容易にし、単結晶の薄膜作製を可
能とした。

そして、基板の加熱温度を２００〜４００℃にし、窒素
ガス分圧をｌ　Ｘ　１０−″”〜Ｉ　Ｘ　１０−”Ｔｏ
ｒｒに調節し、さらに蒸着速度を０．１〜１００Å／ｓ
に制御することにより、Ｆｅ対Ｎの原子比が８対１のＦ
ｅ−Ｎ系磁性薄膜をより容易に作製できる。

【図面の簡単な説明】 第１図は本発明によるＦｅ−Ｎ原子対とＦｅ−ＦｅＪＭ
子対が垂直に配列した状態を示す説明図、第２図はα−
Ｆｅの体心立方品の中にＮ原子の侵入できる位置を示し
た説明図、第３図は基板としてＧａＡｓ　（００１）及
びＳｉ　（００１）単結晶板を用いた時の磁化容易軸方
向のＢ−Ｈ曲線を示す図、第４図はＧａＡｓ　（００１
）上に蒸着したＦｅ−Ｎ系薄膜のＢ−Ｈ曲線を示す図、
第５図は基板の格子定数と得られたＦｅ−Ｎ系薄膜の面
内磁化容易軸方向の保磁力との関係を示す図、第６図は
基板の格子定数と半値幅との関係を示す図、第７図は膜
面内に磁場を印加してＧａＡｓ　（００１）単結晶基板
上に形成されたＦｅ−Ｎ系薄膜の異方性磁界と印加磁界
との関係を示す図、第８図はＧａＡｓ（００１）面に垂
直に磁場を印加した場合のＦｅ−Ｎ系薄膜のＢ−Ｈ曲線
を示す図である。 １−　Ｆ　ｅ　−Ｎ原子対、２−　Ｆ　ｅ　−Ｆ　ｅ原
子対、３・・・Ｆｅ原子、４・・・Ｎ原子。

Claims (7)

【特許請求の範囲】
1. １．鉄原子及び窒素原子の原子対と、鉄原子及び鉄原子
   の原子対との２種の原子対の配列に異方性を有し、かつ
   鉄対窒素が８対１の原子比を有する単結晶からなる鉄−
   窒素系磁性薄膜。
2. ２．請求項１において、前記磁性薄膜の飽和磁束密度が
   ２．２Ｔを越えることを特徴とする鉄−窒素系磁性薄膜
   。
3. ３．窒素ガス雰囲気中で、加熱した基板面上に、その基
   板の結晶方位と平行方向に磁場を印加した状態で、鉄原
   子及び窒素原子の原子対と、鉄原子及び鉄原子の原子対
   との２種の原子対を、蒸着により配列させてエピタキシ
   ー成長させ、鉄対窒素の原子比が８対１の磁性薄膜を形
   成させる鉄−窒素系磁性薄膜の製造方法。
4. ４．請求項３において、前記基板の原子対の長さと、前
   記２種の原子対の長さとの差が±１０％以内であること
   を特徴とする鉄−窒素系磁性薄膜の製造方法。
5. ５．請求項３において、前記基板の加熱温度が、２００
   〜４００℃であることを特徴とする鉄−窒素系磁性薄膜
   の製造方法。
6. ６．請求項３において、前記窒素ガス雰囲気の窒素ガス
   分圧が１×１０＾−＾■〜１×１０＾−＾■Ｔｏｒｒで
   あることを特徴とする鉄−窒素系磁性薄膜の製造方法。
7. ７．請求項３において、前記蒸着の速度が、０．１〜１
   ００Å／ｓであることを特徴とする鉄−窒素系磁性薄膜
   の製造方法。