JPH0369985B2 - - Google Patents

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JPH0369985B2
JPH0369985B2 JP59134105A JP13410584A JPH0369985B2 JP H0369985 B2 JPH0369985 B2 JP H0369985B2 JP 59134105 A JP59134105 A JP 59134105A JP 13410584 A JP13410584 A JP 13410584A JP H0369985 B2 JPH0369985 B2 JP H0369985B2
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oxygen
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alloy
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SHINGIJUTSU JIGYODAN
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KASHIO KEISANKI KK
SHINGIJUTSU JIGYODAN
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    • C22C45/008—Amorphous alloys with Fe, Co or Ni as the major constituent
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    • H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
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Description

【発明の詳細な説明】
産業上の利用分野 本発明は、酸素を含む非晶質合金並びにその製
造法であつて、強磁性体として卓越した性質を有
する新規材料に関するものである。 従来の技術 金属の分野では、3d遷移金属とＢ、Siなどの半
金属、半導体元素を主とする典型的な強磁性非晶
質合金が、磁気及び機械的な特性や耐食性等にお
いて非常に優れており、新しい材料として期待さ
れている。 他方、セラミツクの分野では、透明な強磁性ガ
ラスへの期待感が高まりつつあつた。しかし、こ
れまで非晶質磁性酸化物の研究は、常磁性体ある
いは反強磁性体に限られたものばかりで、強磁性
体を生み出すところまでには至つていない。 最近、特開昭58−64264号公報に強磁性非晶質
酸化物が開示された。すなわち、各種のスピネル
フエライトに、ガラス形成酸化物として主に
P2O5を混ぜ、加熱溶融して超急冷固体化した強
磁性非晶質薄帯である。室温での飽和磁化は、ス
ピネルフエライトに比べてまだ小さく、実用材料
としてはそれをもつと大きくする必要がある。
又、その製造方法では、強磁性非晶質相の組成領
域が狭く、磁気特性を改善する上で有効とはいえ
ない。 発明が解決しようとする問題点 本発明は、広い組成範囲にわたつて酸素濃度が
変えられる非晶質合金並びにその製造法で、新規
な構造を有し、強磁性体として有用な素材を提供
しようとするものである。 問題点を解決するための手段 本発明は、 一般式MXBYOZ （ただし、Ｍ：Fe、FeCr又はCo）で示され、か
つ、第１図において組成表示を原子％で（ｘ、
ｙ、ｚ）とした場合、点Ａ（80、19、１）、点Ｂ
（50、49、１）、点Ｃ（36、36、28）、点Ｄ（36、４、
60）、点Ｅ（38.5、1.5、60）をそれぞれ結ぶ直線
で囲まれた範囲内にあり、酸素は原料酸化物中か
ら供給されてスパツタリングにより形成されたこ
とを特徴とする酸素を含む強磁性非晶質合金であ
る。なお、上記範囲外であれば十分な強磁性の非
晶質合金は得られなかつた。又、組成分析の許容
誤差が１％程度であるので、１％以下の酸素の量
は有意な量と認められない。したがつて、点Ａ、
点ＢのＺの値は１％と設定した。 また、上記非晶質合金の膜をスパツタリングに
よつて形成し、ついで、この膜を結晶化温度以下
で熱処理することを特徴とする製造方法である。 上記一般式におけるＭは従来周知の典型的な強
磁性金属であり、得られる合金が高飽和磁束密
度、高角型比を有する強磁性となる上で必須な成
分である。Ｂ（ホウ素）は酸素やＭ金属と化合し
て、ガラス酸化物や非晶質合金を形成するのを利
用して非晶質化を図るものである。 Ｏ（酸素）は非晶質化組成領域の拡大の促進と、
非晶質合金の磁性、耐食性、機械的性質、光の透
過性を改善し、電気抵抗を高めるのに役立つ。 強磁性非晶質相の組成領域は、具体的に擬三元
系として第１図に斜線で示されており、上記に示
した組成範囲を外れると本発明で目的とする強磁
性非晶質合金を得ることができない。即ち、飽和
磁束密度、磁気履歴曲線の角型比等の磁気特性、
或いは電気抵抗率、光透過性、機械的特性などが
低下したり、比晶質化が困難となつたりする。擬
三元系としたのは、上記一般式中のＭが１種類以
上の元素を含むためである。 本発明の広範囲な組成領域を有する強磁性非晶
質合金は、金属や非晶質形成合金ターゲツトの上
にガラス形成酸化物や通常の酸化物を焼結してペ
レツト状にした物を置く場合と、ガラス形成酸化
物を含む混合酸化物粉末を金属皿に盛つた場合の
２通りの複合ターゲツトを用いて、RFスパツタ
リングによつて膜として製造される。 上述した複合ターゲツトによる酸素ガスを導入
しないRFスパツタリング法では、従来の酸素ガ
スによる反応スパツタリング法や酸化物溶融体を
超急冷して作られる非晶質磁性酸化物膜や薄膜で
は見出せない種々の優れた特性をもち、新しい構
造を兼ね備えた強磁性非晶質膜が得られる。 以下、本発明のFe−Ｂ−Ｏ系、Co−Ｂ−Ｏ系
とFe−Cr−Ｂ−Ｏ系について詳しく述べる。 (1) Fe−Ｂ−Ｏ系 Fe−Ｂ合金とガラス形成酸化物B2O3焼結ペ
レツトを複合ターゲツトとして、アルゴンガス
中でRFスパツタして、アルゴン圧やB2O3ペレ
ツトの個数を変えた時の組成変化を第２図に示
す。元素の組成は、EPMAを使つてZAF補正
法によつて定量分析された。酸素とホウ素の増
加にともなつて、第２図上の組成変化をＢ−Ｏ
軸上に外挿すると、必ずしも酸素化合物B2O3
到達せず、Ｂ過剰側にずれる。これは、ＢとＯ
の化学結合がB2O3タイプだけに支配されてい
ないことを示唆している。 ESCAによるホウ素Ｂの状態分析の結果を第
３図に示す。Ｂの1S電子は、２つの化学結合
状態に対応する明確に分離したピークを有す
る。各々のピーク位置は、非晶質Fe80B20合金
とガラス酸化物B2O3の中のＢの化学結合状態
に近い。しかし、Ｂの２つの分離したピークの
エネルギー位置が組成によつて移動すること、
又キユーリー温度が組成によつて変化する（第
４図）ことからも、単純な２相分離型の非晶質
構造ではなく、全く新しいタイプの非晶質構造
である。 第５図に室温での電気抵抗率をFeの原子％
でプロツトする。45％付近を境にしてその抵抗
値変化に異状が認められ、一般の非晶質構造の
連続的変化から予想できない新しい非晶質相の
構造変化を間接的に示すものである。これを支
持するＸ線の小角散乱強度を第６図に示す。
Fe46B33O21は本発明によつて得られた強磁性を
示す非晶質構造、Fe24B38O38は強磁性を示さな
い結晶質構造である。電気抵抗率が折れ曲がる
組成を境にして、小角散乱領域でのＸ線強度の
著しい変化は、最隣接原子のスケールより大き
い範囲での構造変化が生じていることを端的に
示す。強磁性相と超常磁性相の境界組成、すな
わちFeが35％付近で〜106μΩcmの高抵抗率が得
られる。 飽和磁束密度BsのFe濃度に対する変化を第
７図に示す。Feが40％付近以上が本発明によ
る非生質構造で、それ以下が結晶質構造であ
る。Feが60％付近で14000〜15000ガウスの高
い飽和磁束密度を示し、従来のフエライトや強
磁性非晶質酸化物では得られない。又、磁気履
歴曲線が高角型比（90％以上）であるもの（第
８図）が、熱処理などを施さなくとも手軽に得
られる。 酸化物Fe2O3とB2O3の混合粉末を金属Feの
皿に盛つて複合ターゲツトとし、RFスパツタ
することによつて強磁性非晶質膜を製造する。
第９図と第１０図に、このようにしてRFスパ
ツタによつて得られら強磁性非晶質膜を、その
後更に空気中で熱処理した時の磁気履歴曲線と
吸光度の変化を示す。200℃というかなり低い
温度で吸光度が急に減少する。一方、磁気履歴
曲線は保磁力Hcが小さくなる以外大きく変ら
ない。これはFeイオンの価数変化に基づくも
ので、EPMAのFeのＬ線の状態分析の結果、
酸化によつて価数がFe3+になることが確かめ
られた。このようにしてRFスパツタによつて
得られた強磁性非晶質膜を、その後更に空気中
で熱処理することにより、低温酸化によつて結
晶化を惹き起こさずにFeイオンの価数をコン
トロールして、磁気特性をそこなわずに光の透
過性を大幅に改善でき、しかも熱的に安定な膜
が得られる。Feイオンの価数が３価からなる
ヘマタイトα−Fe2O3は、反強磁性であるの
で、非晶質膜Fe−Ｂ−Ｏ系の磁気特性は結晶
構造から理解できず、又非晶質酸化物にも見ら
れず、新規な非晶質構造を支持するものであ
る。光学的には、非晶質であるため結晶異方性
に伴なう複屈折が生ぜず、大きなフアラデー回
転角が期待できる。 (2) Co−Ｂ−Ｏ系 Co金属とガラス形成酸化物B2O3焼結ペレツ
トを複合ターゲツトとして、アルゴンガス中で
RFスパツタして強磁性非晶質膜を製造する。 第１１図にCo−Ｂ−Ｏ系の室温での飽和磁
束密度のCo濃度による変化を示す。この製造
方法では、結晶相と非晶質相の境はCo濃度で
〜60％であり、約10000ガウスの飽和磁束密度
が得られ、フエライトや非晶質酸化物磁性体に
比較してもまだ高い水準にある。 室温の電気抵抗率（第１２図）も、境磁性非
晶質相で〜105μΩcmとかなり大きい。 (3) Fe−Cr−Ｂ−Ｏ系 Fe−Ｂ合金と酸化物Cr2O3焼結ペレツトを複
合ターゲツトとして、アルゴンガス中でRFス
パツタして強磁性非晶質膜を製造する。 通常、Cr添加は飽和磁束密度Bsの急激な減
少をもたらす。しかし、第１３図に見られるよ
うに室温でのBsは、Feに対して19％とかなり
の量のCrが添加されてもBs＞10000ガウスを保
持し、Cr濃度に対するBsの減少が極めて小さ
い。この系の磁気履歴曲線は、膜面内で等方的
で（第１４図）、角型比も90％近い値を取り
（第１５図）、特に優れた磁気特性を有する。室
温での電気抵抗率（第１６図）は、強磁性非晶
質相で最大104μΩcmと高い値を有する。 ビツカース硬度（第１７図）は、Cr10％付
近で最大約1300となり、フエライトのような酸
化物より高く、非晶質合金中の最高値、例えば
Co34Cr28Mo20C18の1400に近く、金属中最高の
硬度に匹敵する。 鉄、クロム系非晶質合金Fe−Cr−Ｐ−C8％
以上のクロムを含むと表面に不働態皮膜を生成
し、高耐食性になることは良く知られている。
強磁性非晶質合金Fe−Cr−Ｂ−Ｏ系も最大17
％ものCrを含有しているので高耐食性が期待
できる。 実施例 次に実施例をFexByOz系、 CoxByOz系、（FeCr）xByOz系の非晶質膜を３
つに分けて詳しく述べる。 ［(a)FexByOz系非晶質膜］ 実施例 １ 作製方法 ２極のRFスパツタリング法 ターゲツト Fe円板（直径82mm、厚さ５mm）と
その上のB2O3焼結ペレツト（直径10mm、厚さ
５mm）からなる複合ターゲツト 基板 石英ガラス（40mm×40mm、厚さ0.7mm）、パ
イレツクスガラス（50mm×50mm、厚さ0.5mm） 陽極電圧 1.0kV 陽極電流 75〜78ｍＡ 入射波電力 52〜55W 反射波電力 ４〜6W 到達真空度 1.5〜3.0×10-7torr アルゴン圧 9.0×10-2torr 印加磁場 50Oe 基板温度 水冷 電極間距離 40mm 予備スパツタ時間 ２時間以上 本スパツタ時間 ５〜７時間 膜の組成変化 B2O3ペレツトの個数変化 得られた非晶質膜の代表例を下記に示す。 組 成 B2O3ペレツト数 Fe55.6B16.7O27.7 13 Fe37.0B26.5O36.5 19 実施例 ２ 作製方法 ２極のRFスパツタリング法 ターゲツト Fe83B17合金円板（直径65mm、厚さ
６mm）とその上のB2O3焼結ペレツトからなる
複合ターゲツト 基板 石英ガラス（40mm×40mm、厚さ0.7mm）、パ
イレツクスガラス（50mm×50mm、厚さ0.5mm）、
単結晶シリコン（直径60mm、厚さ0.5mm） 陽極電圧 0.9kV 陽極電流 〜85ｍＡ 入射波電力 40〜50W 反射波電力 10〜15W 到達真空度 1.5〜3.0×10-7torr アルゴン圧 1.5〜11.5×10-2torr 印加磁場 0Oe 基板温度 水冷 電極間距離 40mm 予備スパツタ時間 ２時間以上 本スパツタ時間 ２〜10時間 膜の組成変化 B2O3ペレツトの個数やアルゴン
圧の変化 得られた非晶質膜の代表例を下記に示す。
【表】 実施例 ３ 作製方法 ２極のRFスパツタリング法 ターゲツト 鉄製皿（直径82mm、高さ４mm）に酸
化物の混合粉末（Fe2O3）80〜60（B2O3）20〜40を盛
つた複合ターゲツト 基板 マイクロシートガラス（50mm×50mm、厚さ
0.5mm）、単結晶シリコン（実施例２と同じサイ
ズ） 陽極電圧 1.2kV 陽極電流 120ｍＡ 入射波電力 95W 反射波電力 10W 到達真空度 1.5〜3.0×10-7torr アルゴン圧 9.0×10-2torr 印加磁場 0Oe 基板温度 水冷 電極間距離 40mm 予備スパツタ時間 ２時間以上 本スパツタ時間 ３〜６時間 膜の組成変化 混合酸化物粉末中のFe2O3とB2O3
の割合の変化 得られた非晶質膜の代表例を下記に示す。 組 成 Fe2O3とB2O3の割合 Fe40.6B1.5O57.9 80：20 Fe44.1B5.8O50.1 60：40 ［(b)CoxByOz系非晶質膜］ 実施例 ４ 作製方法 ２極のRFスパツタリング法 ターゲツト Co円板（直径82mm、厚さ３mm）と
その上のB2O3焼結ペレツトからなる複合ター
ゲツト 基板 石英ガラス、パイレツクスガラス（実施例
１と同じサイズ） 陽極電圧 1.0kV 陽極電流 75〜80ｍＡ 入射波電力 50〜55W 反射波電力 ５〜10W 到達真空度 1.5〜3.0×10-7torr アルゴン圧 9.0×10-2torr 印加磁場 50Oe 基板温度 水冷 電極間距離 40mm 予備スパツタ時間 ２時間以上 本スパツタ時間 ５〜６時間 膜の組成変化 B2O3ペレツトの個数変化 得られた非晶質膜の代表例を下記に示す。 組 成 B2O3ペレツト数 Co55.9B12.3O31.8 13 Co42.2B22.3O35.5 19 Co29.8B26.3O43.9 25 実施例 ５ 作製方法 ２極のRFスパツタリング法 ターゲツト Co76B24合金円板（直径65mm、厚さ
６mm）とその上のB2O3焼結ペレツトからなる
複合ターゲツト 基板 石英ガラス、パイレツクスガラス（実施例
１と同じサイズ） 陽極電圧 1.0kV 陽極電流 75〜80ｍＡ 入射波電力 60〜65W 反射波電力 15〜20W 到達真空度 1.5〜3.0×10-7torr アルゴン圧 9.0×10-2torr 印加磁場 50Oe 基板温度 水冷 電極間距離 40mm 予備スパツタ時間 ２時間以上 本スパツタ時間 ５〜７時間 膜の組成変化 B2O3ペレツトの個数変化 得られた非晶質膜の代表例を下記に示す。 組 成 B2O3ペレツト数 Co66.5B29.6O3.9 １ Co60.0B26.7O13.3 ４ Co38.3B26.9O34.8 10 ［(c)（FeCr）xByOz系非晶質膜］ 実施例 ６ 作製方法 ２極のRFスパツタリング法 ターゲツト Fe83B17合金円板（直径65mm、厚さ
６mm）とその上のCr2O3焼結ペレツトからなる
複合ターゲツト 基板 石英ガラス（実施例１と同じサイズ） 陽極電圧 1.45kV 陽極電流 105〜115ｍＡ 入射波電力 120〜125W 反射波電力 20〜25W 到達真空度 1.5〜3.0×10-7torr アルゴン圧 9.0×10-2torr 印加磁場 50Oe 基板温度 水冷 電極間距離 40mm 予備スパツタ時間 ２時間以上 本スパツタ時間 ３〜５時間 膜の組成変化 Cr2O3ペレツトの個数変化 得られた非晶質膜の代表例を下記に示す。 組 成 Cr2O3ペレツト数 Fe76.7Cr1.4B20.7O1.2 １ Fe75.2Cr3.1B18.5O3.2 ４ Fe66.5Cr6.1B12.9O14.5 ７ Fe54.1Cr9.5B13.4O23.0 10 Fe45.9Cr12.9B10.2O31.0 13 Fe31.1Cr17.7B5.4O45.8 17 Fe14.5Cr20.9B4.2O60.4 21 スパツタ膜の構造が非晶質か結晶質かどうか
は、Ｘ線回折法を使つて判定した。 Fe83B17やCo76B24合金円板上にB2O3ペレツト
を並べて作製した膜は、上記実施例におけるスパ
ツタ条件下ではすべて非晶質相になる。しかし、
FeやCo円板上にB2O3ペレツトを並べていつた場
合、結晶相と非晶質相の境界が第１図の強磁性非
晶質相の組成領域におけるより狭い。しかし、非
晶質形成元素を含む合金ターゲツトの使用やスパ
ツタ条件であるアルゴン圧を変えたりすることに
よつて、強磁性非晶質相の組成領域を拡大でき
る。 実施例３で作製された強磁性非晶質膜は、第１
８図のＸ線回折パターンの空気中での熱処理変化
によつて約600℃で結晶化し、それは通常の非晶
質金属より高い。結晶化によつてヘマタイトの回
折ピークが顕著になり、第９図の磁気履歴曲線の
変化にも飽和磁化の急激な減少となつて現われ
る。組成の定量分析は、軽元素Ｂ、Ｏを含めて
EPMAを使つて、ZAF補正法で行なつた。 EPMAやESCAの状態分析によつて、特に軽元
素Ｂに劇的な変化が見られる。非晶質Fe−Ｂ−
Ｏ系の中では、第３図から認められるように、元
素Ｂが２つのタイプの化学結合状態をとる。又、
ＢやＯの増加によつて２つのピーク位置が同じよ
うにシフトする。結論すれば、Fe−Ｂ−Ｏ系の
非晶質膜は、単なる非晶質相B2O3やFe−Ｂの２
相分離した構造をとるのではなく、全く新しい非
晶質構造を形成している。 実施例３の吸光度を第１０図に示す。200℃と
いう低温酸化によつて、680nｍ、1250nｍ付近で
吸光度が急激に減少し、特に1250±75mm範囲内で
ほとんど光を通す。 電気抵抗率は四端子法で測定され、酸素が高抵
抗率〜106μΩcmを作るのに大きな役割を担つてい
る。しかも、非晶質相は強磁性で高飽和磁束密度
を有し、連続的に組成を変えることにより、高抵
抗率、高飽和磁束密度の非晶質膜が作製できる。
同様な効果は、Co−Ｂ−Ｏ系にも当てはまる。
Fe−Cr−Ｂ−Ｏ系では、磁気履歴曲線の等方的
な高角型比（約90％）が上述した特性に重なつて
くる。 更に、Fe−Cr−Ｂ−Ｏ系は、磁気特性以外に
高硬度、高耐食性と特筆すべき性質を兼ねそなえ
た新しい材料である。強磁性比晶質MxGyOz膜
は、表面に化学的に安定な皮膜を形成し、電気、
磁気特性などの経時変化を防いで膜を安定に保つ
ている。 発明の効果 本発明は、広い組成範囲にわたつて酸素を含有
する非晶質合金で、新規な構造を有し、光の透過
性に優れ、又は卓越した磁気特性（高飽和磁束密
度、磁気履歴曲線の高角型比及び等方性）を有
し、更に高電気抵抗率、高硬度を特徴とする新し
い磁性材料である。
【図面の簡単な説明】
第１図は擬三元系MxGyOz合金の強磁性非晶
質相の組成範囲図、第２図は３元系Fe−Ｂ−Ｏ
非晶質合金の組成変化図、第３図はホウ素Ｂの
1S電子による状態分析グラフ、第４図はFe−Ｂ
−Ｏ系非晶質膜のキユーリー温度のFe濃度に対
する変化を示すグラフ、第５図はFe−Ｂ−Ｏ系
非晶質膜の電気抵抗率（室温）のFe濃度に対す
る変化を示すグラフ、第６図はFe−Ｂ−Ｏ系非
晶質膜のＸ線回折強度を示すグラフ、第７図は
Fe−Ｂ−Ｏ系非晶質膜の飽和磁束密度（室温）
のFe濃度に対する変化を示すグラフ、第８図は
Fe−Ｂ−Ｏ系非晶質膜の磁気履歴曲線（室温）、
第９図はFe−Ｂ−Ｏ系非晶質膜の磁気履歴曲線
の空気中での熱処理による変化を示すグラフ、第
１０図はFe−Ｂ−Ｏ系非晶質膜の吸光度の空気
中での熱処理による変化を示すグラフ、第１１図
はCo−Ｂ−Ｏ系非晶質膜の飽和磁束密度（室温）
のCo濃度に対する変化を示すグラフ、第１２図
はCo−Ｂ−Ｏ系非晶質膜の電気抵抗率（室温）
のCo濃度に対する変化を示すグラフ、第１３図
はFe−Cr−Ｂ−Ｏ系非晶質膜の飽和磁束密度
（室温）のFeとCrの組成比率に対する変化を示す
グラフ、第１４図はFe−Cr−Ｂ−Ｏ系非晶質膜
の面内（0°、45°）での等方的な磁気履歴曲線
（室温）、第１５図はFe−Cr−Ｂ−Ｏ系非晶質膜
の磁気履歴曲線（室温）の角型比のFeとCrの組
成比率に対する変化を示すグラフ、第１６図は
Fe−Cr−Ｂ−Ｏ系非晶質膜の電気抵抗率（室温）
のCr濃度に対する変化を示すグラフ、第１７図
はFe−Cr−Ｂ−Ｏ系非晶質膜のビツカース硬度
のCr濃度に対する変化を示すグラフ、第１８図
はFe−Ｂ−Ｏ系非晶質膜のＸ線回折パターンの
空気中での熱処理による変化を示すグラフ、であ
る。

Claims (1)

  1. 【特許請求の範囲】 １ 一般式MXBYOZ （ただし、Ｍ：Fe、FeCr又はCo）で示され、か
    つ、第１図において組成表示を原子％で（ｘ、
    ｙ、ｚ）とした場合、点Ａ（80、19、１）、点Ｂ
    （50、49、１）、点Ｃ（36、36、28）、点Ｄ（36、４、
    60）、点Ｅ（38.5、1.5、60）をそれぞれ結ぶ直線
    で囲まれた範囲内にあり、酸素は原料酸化物中か
    ら供給されてスパツタリングによつて形成された
    ころを特徴とする酸素を含む強磁性非晶質合金。 ２ 一般式MXBYOZ （ただし、Ｍ：Fe、FeCr又はCo）で示され、か
    つ、第１図において組成表示を原子％で（ｘ、
    ｙ、ｚ）とした場合、点Ａ（80、19、１）、点Ｂ
    （50、49、１）、点Ｃ（36、36、28）、点Ｄ（36、４、
    60）、点Ｅ（38.5、1.5、60）をそれぞれ結ぶ直線
    で囲まれた範囲内にあり、酸素は原料酸化物中か
    ら供給されたものからなる非晶質膜をスパツタリ
    ングによつて形成し、ついでこの膜の熱処理する
    ことを特徴とする酸素を含む強磁性非晶質合金の
    製造法。 ３ 強磁性非晶質合金がガラス形成酸素化合物と
    金属又は合金を複合ターゲツトとしてスパツタさ
    れて形成された膜である特許請求の範囲第２項記
    載の酸素を含む強磁性非晶質合金の製造法。 ４ 強磁性非晶質合金が、酸素化合物と非晶質形
    成合金を複合ターゲツトとしてスパツタされて形
    成された膜である特許請求の範囲第２項記載の酸
    素を含む強磁性非晶質合金の製造法。 ５ 強磁性非晶質合金が、ガラス形成酸素化合物
    粉末を含む混合酸素化合物粉末と金属又は合金を
    複合ターゲツトとしてスパツタされて形成された
    膜である特許請求の範囲第２項記載の酸素を含む
    強磁性非晶質合金の製造法。 ６ ガラス形成酸素化合物は、B2O3である特許
    請求の範囲第３又は５項記載の酸素を含む強磁性
    非晶質合金の製造法。
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