JPS6115941A - 酸素を含む強磁性非晶質合金およびその製造法 - Google Patents

酸素を含む強磁性非晶質合金およびその製造法

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JPS6115941A JP59134105A JP13410584A JPS6115941A JP S6115941 A JPS6115941 A JP S6115941A JP 59134105 A JP59134105 A JP 59134105A JP 13410584 A JP13410584 A JP 13410584A JP S6115941 A JPS6115941 A JP S6115941A
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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】 り皇ユ！１０りと」 本発明は、酸素を含む非晶質合金であって、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、Ｓｔ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、セラミックスの分野では、透明な強磁性ガラスへ
の期待感が高まりつつあった。
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っていない。
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、各種のスピネルフェライ
トに、ガラス形成酸化物として主にＰ２０ｓ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、スピネルフェ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って酸素濃度が変えられ
る非晶質合金で、しかも新規な構造を有し、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　　Ｍｘ　Ｇｙ　Ｏｚ （ただし、Ｍ　：　３ｄｉｌｌ移元素あるいはそれと他
の金属元素、Ｖ、ＣｒＳＭｎ、　Ｎｂ、Ｍｏ。
）Ｉｆ　、　Ｔａ　、　Ｗ、　Ｐｔ　、Ｓｍ　１Ｑｄ　
、　Ｔｂ　。
ＤＶ　１ＨＯとの組合せから選ばれたもの、Ｇ：Ｂ、Ｓ
ｉ、Ｇｅ％Ａｓ、Ｓｂ、Ｔｉ。
３ｎ　、ＡＩ　、７ｒから選ばれたもの）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（５０，４
９，１）、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である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、組成分析の許容誤差が
１％程度あるので、１％以下の酸素の量は有意な石と認
められない。したがって、点Ａ１点ＢのＺ　ｉｌは１％
と設定した。
また、上記非晶質合金の膜をスパッタリングによって形
成し、ついで、この膜を結晶化ｍ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
であるが、Ｇで示される元素は酸素や金属と化合して、
ガラス酸化物や非晶質合金を形成するのを利用して、多
元系の非晶質化を図るものである。
０（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図に斜線で示す。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ットの上にガラス形成酸
化物や通常の酸化物を焼結してベレット状にした物を置
く場合と、ガラス形成酸化物を含む混合酸化物粉末を金
属器に盛った場合の２通りの複合ターゲットを用いて、
ＲＦスパッタリングによって膜として製造される。
上述した複合ターゲットによる酸素ガスを導入しないＲ
Ｆスパッタリング法では、従来の酸素ガスによる反応ス
パッ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帯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、本発明のうち、Ｆｅ　−８−０系、Ｃｏ　−８−
０系とＦｅ　−Ｏｒ　−Ｂ−０系を代表として詳しく述
べる。
１）Ｆｅ　−Ｂ−０系 Ｆｅ−８合金とガラス形成酸化物Ｂ２０３焼結ベレツト
を複合ターゲットとして、アルゴンガス中でＲＦスバッ
ダして、アルゴン圧やＢ２０：ｌベレットの個数を変え
た時の組成変化を第２図に示す。元素の組成は、ＥＰＭ
Ａを使ってＺＡＦ補正法によって定量分析された。酸素
とホウ素の増加にともなって、第２図上の組成変化を８
−０軸上に外挿すると、必ずしも酸素化合物Ｂ２Ｏ３に
到達せず、Ｂ過剰側にずれる。これは、ＢとＯの化学結
合が８７０３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１８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Ｆｅ９゜Ｂ２０合金とガラス酸化物Ｂ２０３の中の
８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って移動すること、
又キューリ一温度が組成によって変化する（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ｍ造である。
第５図に室温での電気抵抗率をＦｅの組成でプロットす
る。４５％付近を境にしてその組成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。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
Ｘ１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〜１０６μΩＣＩｌの高抵抗率が得られる。
飽和磁束密度ＢｓのＦｅ１度に対する変化を第７図に示
す。Ｆｅが６０％付近で１４０００〜１５０００ガウス
の高い飽和磁束密度を示し、従来のフェライトや強磁性
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）であるものく第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ＦｅｚＣ）＋とＢ２０３の混合粉末を金属１”ｅ
の皿に盛って複合ターゲットとし、ＲＦスパッタするこ
とによって強磁性非晶質膜を製造する。第９図と第１０
図に、空気中での熱処理による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）１ｃ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、酸化によって価数がＦ
ｅ３＋になることが確かめられた。低温酸化によって結
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−Ｆｅ　２０３は、反
強磁性であるので、非晶質膜Ｆｅ　−８−０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、非晶質であるために結晶異方性に伴う複屈折が生
ぜず、大きなファラデー回転角が期待できる。
２）Ｃｏ　−Ｂ−０系 ＣＯ金金属ガラス形成酸化物Ｂ２０：ｌ焼結ペレットを
複合ターゲットとして、アルゴンガス中でＲＦスパッタ
して強磁性非晶質膜を製造する。
第１１図にＧｏ−Ｂ−０系の室温での飽和磁束密度の組
成変化を示す。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、フェ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、強磁性非晶質相で〜
１０５μΩＣｌとかなり大きい。
３）　Ｆｅ　−Ｃｒ　−８−０系 Ｆｅ　−Ｂ合金と酸化物Ｃｒ　２０３焼結ベレツトを複
合ターゲットとして、アルゴンガス中でＲＦスパッタし
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Ｏｒが添加され
ても３ｓ＞１００００ガウスを保持し、Ｏｒ濃度に対す
るＢｓの減少が極めて小さい。この系の磁気腹歴曲線は
、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１０４μΩａｍと高い値を有する。
ビッカース硬度（第１７図）は、ＣｒｌＯ％付近で最大
的１３００となり、フェ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Ｃ０３４Ｃ’ｌ　Ｍｅ
２ＯＣＩ２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Ｆ
ｅ　−Ｏｒ　−Ｂ−０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Ｆｅ　ｘ　Ｂｙ　Ｑｚ系、ＣｏｘＢｙＯＺ
系、（Ｆｅ　Ｃｒ　）ｘＢｙ　Ｑｚ系の非晶質膜を３つ
に分けて詳しく述べる。
［（ａ　）　ＦｅｘＢｙ　Ｏｚ系系非晶質ココ実施例 １製方法　　　２極のＲＦスパッタリング法ツタ−ゲッ
ト　ｌ”ｅ円板（直径８２ＩＩＩＩｌｌ、厚さ５ｍｍ　
）とその上の８２０３焼 結ベレット（直径１０ｍｍ、厚さ ５ｍｍ　）からなる複合ターゲラ ト 基板　　　　　石英ガラス（４０ｍｍｘ　４０＋ｎｗ＋
、厚さ０．７１Ｉｌｌ）、パイレックスガ ラス＜　ｓｏｍｍｘ　ｓｏｍｍ、厚さ０．５ＩＩＩＩｌ
ｌ） 陽極電圧　　　　　１．Ｏｋ　Ｖ 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．Ｏｘ　１０−’　ｔｏ
ｒｒアルゴン圧　　　　　９．ＯＸ　１０’　ｔｏｒｒ
印加磁場　　　　　５００ｅ 基板温度　　　　　水冷 電極間路＠　　　　　４０ｍｍ 予備スパッタ時間　２時間以上 本スパッタ時間　　５〜７時間 膜の組成変化　　　Ｂ２０３ペレツトの個数変化 実施例２ 作製方法　　　２極のＲＦスパッタリング法ツタ−ゲッ
ト　Ｆ　Ｂ　９３　Ｂ　１７合金円板（直結６５ｍｍ、
厚さ６＋ｎｍ　）とその上の ８２０３焼結ペレツトからな る複合ターゲット 基板　　　　　石英ガラス（４０ｍｍｘ　４０ｎ＋ｍ、
厚さ０．７ｍ１）　、パイレックスガ ラス（５０ｍｍｘ　５０ｎ＋ｍ、厚さ０．５ｍｍ）、単
結晶シリコン（直径 ６０１１１ｍ、厚さ０．５１ｍ） 陽極電圧　　　　　　０，９ｋ　Ｖ 陽極電流　　　　　〜８５ｍ、　Ａ 入射波電力　　　　４０〜５０Ｗ 反射波電力　　　　１０〜１５Ｗ 到達真空度　　　　１．５〜３．Ｏｘ　１０−’　ｔｏ
ｒｒアルゴン圧　　　　１．５〜１１．５Ｘ　１０’　
ｔｏｒｒ印加磁場　　　　　Ｏｏｅ 基板温度　　　　　水冷 電極間距離　　　　４０ＩＩＩＩＩｌ 予備スパッタ時間　２時間以上 本スパッタ時間　　　２〜１０時間 膜の組成変化　　　Ｂ２０３ベレツトの個数やアルゴン
圧の変化 実施例３ 作製方法　　　２極のＲＦスパッタリング法ツタ−ゲッ
ト　Ｆｅｇ３Ｂ＋７合金円板（直径６５ｍｍ、厚さ６＋
ｎｎ＋　）とその上の ８２０３焼結ペレツトからな る複合ターゲット 基板　　　　　　　石英ガラス、パイレックスガラス、
単結晶シリコ ン（サイズは実施例２と 同じ） 陽極電圧　　　　　１．Ｏｋ　Ｖ 陽極電流　　　　　５０〜８０＋ｎ　Ａ入射波電力　　
　　４５〜６５Ｗ 反射波電力　　　　１５〜２０Ｗ 到達真空度　　　　１．５〜３．Ｏｘ　１０−’　ｔｏ
ｒｒアルゴン圧　　　　３．５〜１１．５ｘ　１０’　
ｔｏｒｒ印加磁場　　　　　５００ｅ 基板温度　　　　　水冷 電極間距離　　　　４０　ａｒｍ 予備スパッタ時間　２時間以上 本スパッタ時間　　３〜６時間 膜の組成変化　　　Ｂ２Ｏ３ペレットの個数やアルゴン
圧の変化 実施例４ 作製方法　　　２極のＲＦスパッタリング法ツタ−ゲッ
ト　　　鉄製器（直径８２ｍｍ、高さ４＋ｎｎ＋　）に
酸化物の混合粉 末（Ｆｅ　２０３　）９０−ｅ；。
（８２０，３）　　　を盛つ ２６／−亭（ た複合ターゲット 基板　　　　　　　マイクロシートガラス（５０ｍｍＸ
　５０ｍｍ、厚さ　０．５ＩＩＩ１１）、単結晶シリコ
ン （実施例２と同じサイズ） 陽極電圧　　　　　１．２　ｋ　Ｖ 陽極電流　　　　　１２０１Ａ 入射波電力　　　　９５Ｗ 反射波電力　　　　ｉｏｗ 到達真空度　　　　１．５〜３．Ｏｘ　１０−’　ｔｏ
ｒｒアルゴン圧　　　　９．ＯＸ　ｉｏ’　ｔｏｒｒ印
加磁場　　　　　Ｏｏｅ 基板温度　　　　　水冷 電極間距離　　　　４０ＩＩｌｌＩｌ 予備スパッタ時間　２時間以上 本スパッタ時間　　３〜６時間 膜の組成変化　　　混合酸化物粉末中のＦｅ　２０３と
Ｂ２０３の 割合の変化 ［（ｂ　）　Ｃ０ＸＢＶ　０２系非晶質膜、］実施例５ 作製方法　　　２極のＲＦスパッタリング法ターゲット
　　　　Ｃｏ円板（直径８２１１１１１．厚さ３ＩＩｌ
ｌ）とその上の ８２０３焼結ペレツトか らなる複合ターゲット 基板　　　　　　　　石英ガラス、パイレックスガラス
（実施例１と同 じサイズ） 陽極電圧　　　　　１．０　ｋ　Ｖ 陽極電流　　　　　７５〜８０１１１Ａ入射波電力　　
　　５０〜５５Ｗ 反射波電力　　　　５〜１０Ｗ 到達真空度　　　　１．５〜３．Ｏｘ　１０−’　ｔｏ
ｒｒアルゴン圧　　　　９．ＯＸ　１０’　ｔｏｒｒ印
加磁場　　　　　５０　ｏｅ 基板温度　　　　　水冷 電極間距離　　　　４０　ｍａ＋ ゛予備スパッタ時間　２時間以上 本スパッタ時間　　５〜６時間 膜の組成変化　　　Ｂ２Ｏ３ベレットの個数変化 実施例６ 作製方法　　　２極のＲＦスパッタリング法ツタ−ゲッ
ト　　　””７６Ｂ２４−合金円板（直径６５ｍ＋ｎ、
厚さ６ｍｍ　）とそ の上の８２０３焼結ベレ ットからなる複合タープ ット 基板　　　　　　　石英ガラス、パイレックスガラス（
実施例１と同 じサイズ） 陽極電圧　　　　　１．Ｏｋ　Ｖ 陽極電流　　　　　７５〜８０１１Ａ 入射波電力　　　　６０〜６５Ｗ 反射波電力　　　　１５〜２０Ｗ 到達真空度　　　　１．５〜３．Ｏｘ　１０−’　ｔｏ
ｒｒアルゴン圧　　　　ａ、ｏ　ｘ　ｉｏ’　ｔｏｒｒ
印加磁場　　　　　５０　ｏｅ 基板温度　　　　　水冷 電極間距離　　　　４０　＋＋＋＋ｉ 予備スパッタ時間　２時間以上 本スパッタ時間　　５〜７時間 膜の組成変化　　　Ｂ２０３ペレツトの個数変化 ［（ｃ　）　　（Ｆｅ　Ｃｒ　）ｘ　Ｂｙ　Ｏｚ系非晶
質膜］実施例７ 作製方法　　　２極のＲＦスパッタリング法ツタ−ゲッ
ト　　　Ｆｅ９１　Ｂ１７合金円板（直径６５ＩＩＩ１
１、厚さ６ｍｍ　）とその上のＣｒ２Ｏ＋焼結ペ レットからなる複合ター ゲット 基板　　　　　　　石英ガラス（実施例１と同じサイズ
） 陽極電圧　　　　　１．４５　ｋＶ 陽極電流　　　　　１０５〜１１５　ｍＡ入射波電力　
　　　１２０〜１２５Ｗ 反射波電力　　　　２０〜２５Ｗ 到達真空度　　　　１．５〜３．Ｏｘ　１０−’　ｔｏ
ｒｒアルゴン圧　　　　９．Ｏｘ’１０’２ｔ、ｏｒｒ
印加磁場　　　　　ｓｏ　ｏｅ 基板温度　　　　　水冷 電極間距離　　　　４０　＋ｕ 予備スパッタ時間　２時間以上 本スパッタ時間　　３〜５時間 膜の組成変化　　　ＣｒｚＯ３ベレットの個数変化 スパッタ躾の構造が非晶質か結晶質かどうは、Ｘ線回折
法を使って判定した。
Ｆｅｇ３Ｂ＋７やＣ０７，Ｂ２ＡＦ合金円板上に８２０
３ペレツトを並べて作製した膜は、上記実施例における
スパッタ条件下ではすべて非晶質相になる。しかし、Ｆ
ｅ−？ｌＣＯ円板上に８２０３ペレツトを並べていった
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ットの使用やスパッタ条件であるア
ルゴン圧を変えたりすることによって、強磁性非晶質相
の組成領域を拡大できる。
実施例４で作製された強磁性非晶質膜は、第１８図のＸ
線回折パターンの空気中での熱処理変化によって約６０
０℃で結晶化し、それは通常の非晶質金属より高い。結
晶化によっ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
なって現われる。組成の定量分析は、軽元素Ｂ、Ｏを含
めてＥＰＭＡを使って、ＺＡＦ補正法で行なった。
ＥＰＭＡやＥＳＣＡの状態分析によって、特に軽元素Ｂ
に劇的な変化が見られる。非晶質Ｆｅ−Ｂ−０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０の増加によって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　−８−０系の非晶質膜は、単なる非
晶質相Ｂ２０３やＦｅ−８の２相分離したｍ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４の吸光度を第１０図に示す。２００℃という低
温酸化によって、６８０ｎａ　、　１２５０ｎａ＋付近
で吸光度が急激に減少し、特に１２５０±７５１範囲内
ではほとんど光を通す。
電気抵抗率は四端子法で測定され、酸素が高抵抗率〜１
０６μΩｃｍを作るのに大きな役割を担っている。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、Ｃ０−８−０
系にも当てはまる。１１−Ｏｒ　−８−〇系では、磁気
履歴曲線の等方向な高角型比（約９０％）が上述した特
性に重なってくる。
更に、Ｆｅ　−ｃｒ−８−０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。強磁性非晶質Ｍｘ　Ｇｙ　Ｏｚ　ＩＩ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っている。
上記実施例は、ガラス形成酸化物としてＢ２０３を使用
した例であるが、他の Ｓｉ　０２　、Ｓｎ　０２．７ｒ　Ｏｚ　、Ｔｉ　０２
などのガラス形成酸素化合物でも類似した結果が得られ
る。
１貝ｊ」Ｕ劃 本発明は、広い組、成範囲にわたっ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ＭＸ　ＧＶ　ＯＺ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−０非晶質合金の組成変化図
、 第３図はホウ素Ｂの１８電子による状態分析グラフ、 第４図はＦｅ−Ｂ−０系非晶質膜のキューリ一温度のＦ
ｅ濃度に対する変化を示 すグラフ、 第５図はＦｅ−Ｂ−０系非晶質躾の電気抵抗率（室温）
のｌ”ｅ濃度に対する変化 を示すグラフ、 第６図はＦｅ−８−０系非晶質躾のＸ線回折強度を示す
グラフ、 第７図はＦｅ−Ｂ−０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、−０系非晶質膜の磁気履歴曲１（室
温） 第９図はＦｅ−Ｂ−０系非晶賀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−０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Ｇｏ−８−０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Ｇｏ−８−０系非晶質賎の電気抵抗率（室温
）のＣＯ濃度に対する変化 を示すグラフ、 第１３図４．ｔＦｅ　−Ｏｒ　−８−０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−０ｒ−８−〇系非晶質膜の面内（０°
、４５°）での等方向な磁気 履歴曲線（室温）、 第１５図はＦｅ−０ｒ−Ｂ−０系非晶質膜の磁気履歴曲
線（室温）の角型比のＦｅ ど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−０系非晶質膜の電気抵
抗率（室温）のＣｒ１度に対す る変化を示すグラフ、 第１７図はＦｅ−Ｃｒ−Ｂ−ｏ系非晶質膜のビッカース
硬度のＣｒ１度に対する変 化を示すグラフ、 第１８図はＦｅ　−Ｂ−０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。 ２１　図 Ｏ（原子　％） ２２図 ０　（原子　％） 第３図 ２１０　　　　　　　　２００　　　　　　　　　１９
０　　　　　　　　　１＆）Ｅ　（ｅＶ） 才４図 Ｆｅ　（原子　％） ２５図 才６図 才９図 才ｌＯ図 χｌｎｍｌ ｆ＜７＆ＬａＣ戦）　　　　　　因 ４榊−かウス） 才１３！Ｉ Ｆｅ　　　　　　　　　　　　＜原子　％）　　　　　
　Ｃｒ才１４Ｒ 「 才１５図 オ１６図 にｒ（原子　％） ２１７図 ｏ　　　　　　ｓ　　　　ｃ・（原子　％）′。 才１８図 ２０゛°゛ 手続ネ甫正書（自発〉 昭和５９年９月１７日 特許庁長官　　志　賀　　学　　殿１ １、事件の表示　　　昭和５９年特許願第１３４１０５
号２、発明の名称　　　酸素を含む強磁性非晶質合金お
よびその製造法名　　称　　　　新技術開発事業団　（
ほか１名）５、補正命令の日付　　く自　発） ６、補正の対象 （１）明細書第１５頁第８行の「直結、１を「直径」と
訂正する。 （２）第４図を別紙のとおり訂正する。（縦軸の“Ｔｅ
”を’Ｔｃ”とする。） （３）第１４図を別紙のとおり訂正する。（左上隅の′
Ｏ”を１０６　Ｉ＋とする。） 才４図 Ｆｅ　（原子％）

Claims (7)

    【特許請求の範囲】
  1. （１）一般式　ＭｘＧｙＯｚ （ただし、Ｍ：３ｄ遷移元素あるいはそれと他の金属元
    素、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｐ
    ｔ、Ｓｍ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏとの組合せから選ば
    れたもの、 Ｇ：Ｂ、Ｓｉ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｔｉ、Ｓｎ、Ａｌ、
    Ｚｒから選ばれたもの）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
    のであることを特徴とする酸素を含む強磁性非晶質合金
    。
  2. （２）非晶質合金がガラス形成酸素化合物と合金を複合
    ターゲットとしてスパッタされて形成された膜である特
    許請求の範囲（１）記載の酸素を含む強磁性非晶質合金
    。
  3. （３）非晶質合金が、酸素化合物と非晶質形成合金を複
    合ターゲットとしてスパッタされて形成された膜である
    特許請求の範囲（１）記載の酸素を含む強磁性非晶質合
    金。
  4. （４）非晶質合金が、ガラス形成酸素化合物粉末を含む
    混合酸化物粉末と金属を複合ターゲットとしてスパッタ
    されて形成された膜である特許請求の範囲（１）記載の
    酸素を含む強磁性非晶質合金。
  5. （５）ガラス形成酸素化合物はＢ＿２Ｏ＿３、ＡＳ＿２
    Ｏ＿３、ＳｉＯ＿２、ＧｅＯ＿２、Ｓｂ＿２Ｏ＿３、Ｔ
    ｉＯ＿２、ＳｎＯ＿２、Ａｌ＿２Ｏ＿３、ＺｒＯ＿２か
    ら選ばれる特許請求の範囲（２）または（４）記載の酸
    素を含む強磁性非晶質合金。
  6. （６）酸素化合物が、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎ
    ｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｐｔ、Ｓｍ、Ｇｄ、
    Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏの酸素化合物から選ばれたものである
    特許請求の範囲（３）または（４）記載の酸素を含む強
    磁性非晶質合金。
  7. （７）一般式ＭｘＧｙＯｚ （ただし、Ｍ：３ｄ遷移元素あるいはそれと他の金属元
    素、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｐ
    ｔ、Ｓｍ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏとの組合せから選ば
    れたもの、 Ｇ：Ｂ、Ｓｉ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｔｉ、Ｓｎ、Ａｌ、
    Ｚｒから選ばれたもの）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ッタリングによって形成し、
    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
    とする酸素を含む強磁性非晶質合金の製造法。
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