JPS58213857A - 疲労特性に優れた非晶質鉄基合金 - 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】 本発明は疲労特性に優れた非晶質鉄基合金に関するもの
である。

通常の金属は固体状態では結晶状態であるが、ある特殊
な条件（合金組成、狗冷凝固）′Ｆでは、固体状態でも
液体に類似した結晶構造をもたない原子ｍ造が得られ、
このような金属又は合金を非晶質合金と甘っている。こ
の非晶質合金は、合金を構成している元素の種類、量を
適当に選定する゛ことにより、従来の犬用結晶貿金属材
料に比し、化学的、電磁気的、物理的、機械的性質等が
優れ、電気および電磁気部品、複合材、繊維素材等のあ
らゆる分野においで実用化される可能性が強い。

例えば高透磁率特性を有する非晶質合金に関しては、特
開昭５１−７８９２０号公報、特開昭５３−８５６１８
号公報に、強度、耐食性、耐熱性に優れた非晶質合金に
関しては、特開昭５０−１０１２１５号公報、特開昭５
１−８８１２号公報、特開昭５１−４０１７号公報に、
又熱安定性に優れた代表的うｌ−品質合金に関しては、
特公昭５５−１、９９７６号公報等にそれぞれ記載され
ている。

この様に種々の優れた特長を有している非晶質合金の内
で、鉄基合金は原料価格も安く、従来の実用結晶質金属
材料に比べ引張破断強度が高く、しかも加工硬化も殆ん
どなく靭性に優れており、ベルト、タイヤ等のゴム補強
材、ロープ等の各種工業用材料として有様な素材である
。しかも非晶質鉄基合金の内でＦｅ−８ｉ−Ｂ系合金は
、引張破断強度が高く、最大４００　Ｋｆ／−以上を有
する。又このＦｅ−８ｉ−Ｂ系合金は、他の鉄−半金属
系合金と比し、耐熱性にも非常に優れた非晶質鉄基合金
であることが知られている。しかし金属材料の実用性の
観点からみると、外力が大体静的に作用する部分の材料
に列しては、まず引張試験結果、特に引張破断強さを重
視するが、高速で回転まだは往復運動するようなベルト
、タイヤ、ロープ、＝部品等の部材（動的実用材）に対
しては、引張試験結果、即ち引張破断強さはさほど重要
でなくなる。それは、このような部材に外力が長時間に
わたって繰返して作用し、多くの場合には振動等の伴う
ことは避けられないし、実際の破断も、引張試験におい
て見られるような多量の変形は生じないで、しかも引張
破断強さよりもはるかに小さい、時としては降伏魚具Ｆ
の応力のもとでも疲労破壊が生ずるためである。このよ
うに疲労特性は、動的実用材にとって、最も重要な性能
である。即ち、いくら引張破断強度が高くとも、疲労特
性が優れていないと動的実用材として、有効に利用でき
ない。しかし非晶質合金の機械的性質に関しては、種々
の合金系を対象として引張や圧縮試験を行なった結果は
数多く報告されているが、実用上重要である疲労特性に
ついての研究は、増水、小倉らによるＩ’ｄ　８０　Ｓ
ｉ　２０非晶質合金リボン（８ｃｒｉｐｔａＭｅｔａｌ
ｌｕｇｉｃａ　、　Ｖａｌ　、　９　、　ＰＰ１０９〜
１１４　、１９７５　）＋弁材、止弁らによるＮｉ基、
Ｆｅ基、Ｃｏ基基部晶質合金リボンＪｐｎ、Ｊ、Ａｐｐ
ｌｙ　、　ｐｈｙｓ　、　１９　、４４９　、１９８０
とＪｐｎ、Ｊ　、Ａｐｐｌｙ、ｐｈｙｓ　、　２０　、
１５９８　、１９８１）についての報告がある程度で殆
んどなされていない。しかも片材、止弁らの研究結果で
は、制強力を有するＦｅ７５８ｉ　１０Ｂ１５非晶質合
金リボンの疲労特性は、現行結晶質ｓｕｓｇｏ４と同等
で、疲労限λｅ＝ｏ、ｏ。

１８であると報告している。即ち、このＦｅ７５Ｓｉｌ
ＯＢ１５なる非晶質合金リボンは、引張破断強度が高い
割にｒよ疲労特性は向上せず、むしろ疲労比は実用付に
比し低い。

そこで、本発明者らは、これらの事情に鑑み、非晶質合
金の優れている引張破断強さ、靭性等を維持し、疲労特
性の優れた非晶質合金を提供する目的で鋭意研究した結
果、Ｆｅ−８ｉ−Ｂ系合金に特定量のＯｒを添加すると
、Ｊ：、記の目的が達成されることを見い出し、さらに
Ｆｅ−８ｉ　−Ｂ−Ｃｒ系合金に特定量のＰ又はＣを添
加すると、さらに疲労特性を向上させることを見い出し
、本発明を完成した。引続き、研究した結果、Ｆｅ−８
ｉ　−Ｂ−Ｃｒ系合金に特定量のＣｏ、Ｎｉ　、Ｔａ、
Ｎｂ　、Ｍｏ　、Ｗ、Ｖ、Ｍｎ　、Ｔｉ　。

Ａｌ、ＯｕおよびＺｒｉ、さらに特定量のＰ又はＣと、
特定量ｃＤ　Ｃｏ　、Ｎｉ　、Ｔａ、Ｎｌ＋　、Ｍｏ　
、Ｗ、Ｖ　、Ｍｎ　、Ｔｉ　、ＡＩ　、ＯｕおよびＺｒ
を、それぞれ添加すると、疲労特性に加え、電磁気特性
、耐熱性、耐腐食性および機械的性質を向上させること
を見い出し、本発明を完成した。

すなわち、本発明は８ｉ２５原子％以丁で、Ｂ２．５〜
２５原子％で、８ｉとＢとの和が１５〜８５原子％で、
Ｏｒ　１．５〜２０原子％であり、残部が実質的にＦｅ
からなる疲労特性に優れた非晶質鉄基合金８ｉ２５原子
％以Ｆで、（３ｒｌ、５〜２０２０原子、ＰおよびＣの
一種又は二種０．２〜１０原子％であり、残部が実質的
にＦｅからなる疲労特性に優れた非晶質鉄基合金、８１
２５原子％以丁で、Ｂ２．５〜２５原子％で、ＳｉとＢ
との和が１５〜８５原子％で、Ｏｒｌ、５〜２０原子％
で、ｃｏ、Ｎｉ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ。

Ｖ　、Ｍｎ　、Ｔｉ　、　Ａｌ　、　Ｏｕ　オヨびＺｒ
からなる群より選ばれた一種又は二種以上の元素３０原
子％以下であり、残部が実質的にＦｅよりなる（ただし
、Ｃ０８０原子％以下、Ｎ１２０原子％以丁、Ｔａおよ
びＮｂはそれぞれ１０厘子％以’Ｆ　、　Ｍｏ　、Ｗ、
ＶおよびＭｎはそれぞれ５原子％以’Ｆ　、　Ｔｉ　、
ＡＩ　、ＯｕおよびＺｒはそれぞれ２５原子％以丁であ
る。）疲労特性に優れた非晶質鉄基合金および８ｉ２５
原子％以１”、Ｂ２．５〜２５原子％で、８ｉとＢとの
和が１５〜３５原子％で、Ｏｒｌ、５〜２０原子％で、
ＰおよびＣの一種又は二種０．２〜１０原子％で、Ｃｏ
　、Ｎｉ　、’Ｉ’ａ　、Ｎｂ　、Ｍｏ　。

Ｗ、Ｖ、Ｍｎ　、Ｔｉ　、ＡＩ　、ＯｕおよびＺｒから
ナル群より選ばれた一種又は二種以丘の元素８０原子％
以下であり、残部が実質的にＦｅよりなる（ただし、Ｃ
０８０原子％以丁、Ｎｉ２Ｏ原子％以「、Ｔａおよび−
Ｎｂはそれぞれ１０原子％以Ｆ　、　Ｍｏ　、Ｗ、　Ｖ
および施はそれぞれ５原子％以ｆ　、　Ｔｉ　、ＡＩ　
、ＯｕおよびＺｒはそれぞれ２．５原子％以Ｆである。

）疲労特性に優れた非晶質鉄基合金である。

本発明の非晶質合金について説明すると、５ｉ２５原子
％以丁で、Ｂ２．５〜２５原子％で、８１とＢとの和が
１５〜３５原子％であることが必要で、Ｆｅ−８ｉ−Ｂ
系合金を溶湯状態から急冷固化した時に、非晶質合金を
得るに必要な元素および添加量である。その８１又はＢ
の添加量が２５原子％よυ多い場合、又はＢが２．５原
子％よ多少ない場合は、その合金を急冷固化しても非晶
質合金は得られず、非常に脆い実用性のない結晶質合金
となる。また、このＦｅ−８ｉ−Ｂ系合金の引張破断強
度は、ＳｌとＢとの添加量が多いほど、特にＢの添加量
が多いほど増大し、非晶質形成能は、５１１０原子％で
Ｂ１５原子％近傍で最大を示し、それよシも８ｉおよび
Ｂの添加量を多くしても、或は少なくしても非晶質形成
能は低丁するので、Ｓｉが１７．５原子％以Ｆで、Ｂが
５〜２２．５原子％で、８ｉとＢとの和が１７．５〜８
２．５原子％が好ましく、特に８１が８〜１６原子％で
、Ｂが９〜２０原子％がより好ましい。次にＣｒの添加
量は１，５〜２０原子％であることが必要で、前記Ｆｅ
−８ｉ−Ｂ系非晶質合金の靭性、機械的性質および非晶
質形成能を大巾に低丁させない範囲に訃いて、疲労特性
を向上させるに必要な元素及び添加量である。このＯｒ
の添加量が１．５原子％より少ない場合は、Ｏｒ添加に
よる疲労特性の向上は殆んど認められず、又２０原子％
よシ多くすると、靭性、および非晶質形成が低Ｆするば
かりで、疲労特性の向上は殆んど期待できない。即ち、
Ｆｅ−８ｉ−Ｂ系合金にＯｒを単独添加する場合、疲労
特性、靭性および非晶質形成能の観点から（３ｒ４〜１
４原子％がより好ましい。

次にＰおよびＣの一種又は二種０．２〜１０原子％前記
Ｆｅ−８ｉ　−Ｂ−Ｃｒ系合金に添加することにより、
靭性および機械的性質をそれほど低Ｆさせずに疲労特性
を更に向上させる元素および添加量である。

それよりも少なくとも、多くとも疲労特性の向りは認め
られない。特に前記Ｆｅ−８ｉ　−Ｂ−Ｃｒ系合金に於
て、Ｏｒの量が８〜１０原子％組成の時、Ｐ又はＣを０
．５〜５原子％、又はＰとＣとの和が１〜８原子％添加
することがより好ましい。即ち、Ｏｒの添加量が少ない
時にＰおよびＣを併用添加することにより、更に疲労特
性を向上させることができる。

本発明において、更に前記のＦｅ−８ｉ　−Ｂ−Ｃｒ系
合金、Ｆｅ−８ｉ　−Ｅ　−０ｒ−Ｐ系合金、Ｆｅ−８
ｉ　−Ｂ−Ｏｒ−Ｃ系合金、Ｆｅ−８ｉ　−Ｂ−Ｏｒ　
−Ｐ−Ｃ系合金にＣｏ　。

Ｎｉ　、Ｔａ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、Ｍｎ、Ｔｉ　、Ａ
Ｉ　、ＣｕオよびＺｒからなる群よ！ｌ１選ばれた一種
又は二種以上の元素を３０原子％以ｒ（ただし、Ｃ０３
０原子％以ｆ　、Ｎｉ２Ｏ原子％以１’、ＴａおよびＮ
ｂがそれぞれ１０原子％以Ｆ　、　Ｍｏ　、Ｗ、　Ｖお
よび鳩がそれぞれ５原子％以Ｆ、　Ｔｉ　、ＡＩ　、Ｃ
ｕ　オよびＺｒ７）（それぞれ２．５原子％以Ｆである
。〕添加すると、靭性および非晶質形成能をそれほど低
丁させずに、電磁気特性、耐熱性、耐腐食性および機械
的性質等を向丘させることができる。しかし、添加量が
多すぎると、期待する性能をそれほど向上させることが
できず、むしろ非晶質形成能を極端に低ｒさせ、靭性の
ある非晶質合金は得られない。この前記単成分たる添加
元素のうち、ＣＯおよびＮｉは主に電磁気特性および耐
腐食性を向丑させる元素であり、Ｔａ　、Ｎｂ　、Ｍｏ
　。

Ｗ、Ｖ、ＭｎおよびＺｒは、主に耐熱性および機械的特
性全向上させる元素で、Ｔａ　、Ｎｂ　、　ＭＯ、Ｗ、
　’Ｉ’ｉ　、　ＡＩ　オよびＣｕは耐腐食性を向上さ
せる元素である。しかも、Ｔａ　８原子％以’ｌ：、Ｎ
ｂ、ＭｏおよびＷがそれぞれ４原子％以Ｆであれば、非
晶質形成能をも向上させることができる。また前記合金
に耐熱性、耐腐食性、電磁気特性、機械的性質および疲
労特性等に悪影響を与えない範囲内で、他の元素を微址
添加することもできる。

本発明の合金を製造するには、前記合金組成を用い、こ
れを溶湯状態から急冷させればよい。その急冷方法とし
ては、種々あるが、偏平なリボン状非晶質合金を得るに
は、遠心急冷法、片ロール法および双ロール法等が好ま
しい。また、円形断面を有する非晶質合金を得るには、
（Ｉ）ガラスの曳糸性ケ利用して、溶融金属を被覆した
状態で紡出冷却固化する方法（Ｔａｙｌｏｒ法）、（ｌ
［）　Ｋａｖｅｓｈ　らによる重力を利用して冷却液体
中に溶融金属をノズルから噴出して冷却固化する方法、
（Ｉ［ｌ液体冷却媒体を回転ドラム内に入れ、遠心力で
ドラム内壁に形成させた液体層に溶融金属を噴射して冷
却固化する方法（回転液中紡糸法；特開昭５５−６４９
４８号公報に記載されている。）がある。しかし、（１
１の方法は溶融金属をガラスで被覆し、空冷するため冷
却速度が遅く、線径の小さい非晶質軸線しか得られず、
しかも複合紡糸なるゆえに溶融部、紡出部の構造が複雑
で、かつ高度の精密性が要求され、そのうえ、金属細線
として使用するには、外周部のガラス皮膜を除去する必
要がある。（Ｉ［ｌの方法は冷却液体の流速制御および
紡糸速度を上げることか困難であるため、連続した高品
質の非晶質金属細線を得るには、非常にむずかしい。（
１）の方法は、前記２方法と比較し可成シ改良された実
用的な方法である。即ち（Ｉｌｌ′）の方法は、冷却液
体の速度、乱れ全制御することができ、かつ溶融金属流
を噴出圧力と遠心力の合力によって回転冷却液体中を通
過させて冷却固化するため、前記（１）、（ＩＩ）の方
法より、非常に高い冷却速度を有しており、可成り線径
の太い非晶質金属細線を得ることができる。更に前記（
１）の方法で均一で高品質の連続非晶質金属細線を得る
には、紡糸ノズルを回転冷却液体面にできるだけ接近（
好ましくは５ＴＭｌ以ｒ）させ、回転ドラムの周速度を
紡糸ノズルより噴出される溶融金属流の速度と同速にす
るか、又はそれ以上にすることが好ましく、特に回転ド
ラムの周速度を紡糸ノズルより噴出される溶融金属流の
速度よりも５〜８０％速くすることが好ましい。

また、紡糸ノズルよシ噴出される溶融金属流とドラム内
壁に形成された水膜との角度は２Ｏ４以上が好ましい。

次に、本発明の前記合金組成からなる合金を用い、前述
の液体急冷法である片ロール法で作製した非晶質リボン
と回転液中紡糸法で作製した円形断面を有する非晶質細
線とを比較すると、機械的、熱的性質はほぼ同一である
が、驚くべきことに、疲労特性に関しては、円形断面を
有する非晶質細線の方が非常に優れている。即ち、本発
明の目的である疲労特性に優れた合金は、前記合金組成
からなり、回転液中紡糸法で円形断面を有する非晶質金
属細線にすることにより、より一層その効果を発揮させ
ることができる。例えば、本発明の合金組成であ、６　
Ｆｅ　６５．５０ｒ　７８　ｉ　１０　Ｂ１７．５合金
を用い、片ロール法で作製した厚さ５０μＵの非晶質リ
ボンの引張破断強さおよび疲労限（λｅ）はそれぞれ８
６２縁／−１λｅ＝０．００５２に対し、回転液中紡糸
法で作製した線径１０的皿〆の円形断面を有する非晶質
細線の引張破断強さおよび疲労限（入りはそれぞれ８６
７Ｋｇ／ｍｊ、λｅ　＝　０．０１０８であシ、同一合
金組成からなる円形断面を有する非晶細線の方が、リボ
ンに比し明らかに疲労特性が優れている。

本発明の非晶質合金は、冷間加工を連続して行なうこと
ができ、例えば、より高い引張破断強度および伸びを有
する均一な非晶質細線を得るには、市販のダイヤモンド
ダイスを用い線引することにより経済的に製造すること
ができる。

更に本発明の合金は、前述の如く疲労特性に優れ、且つ
引張破断強度、耐熱性、耐腐食性および電磁性能にも優
れているので、ベルト、タイヤ等のゴ人およびプラスチ
ックの補強材、コンクリート、ガラス等の複合材、各種
工業用補強度材、ファインメツシュフィルター等の編物
および織物製品、電磁気フィルタ、センサー等の電磁気
材料など広い分野に於て使用される可能性がある。

以Ｆ本発明を実施例によシさらに具体的に説明する。

尚実施例中における疲労特性は、次のようにして評価し
た。

（１）疲労限（λす；第１図に示す如く、モデル屈曲疲
労試験機（一方向の繰返し曲げ試験機）を用い、一定荷
重Ｗ（単位断面積当り一定荷１５− 重：　４　ｈ／ｗｉ　）　、一定すイクル数１００回／
分、のもとてプーリー径全変更して、試料の表面歪（λ
）を調整し、第２図に示す如く、Ｓ−Ｎ曲線（試料表面
歪（λ）を縦軸に繰返し数Ｎ′！ｉｌ−横軸）を求め、
Ｓ−Ｎ曲線が水平になるところの試料表面歪をこの試料
の疲労限（入りとした。又、試料表面歪（λ）は次式よ
り求めた。

λ＝去 （但し、ｔ＃′ｉ試料の厚さく細線の場合は、直径）、
ｒはプーリーの半径を表す。）（２）　　疲労比（ｆｅ
　）　；疲労比（ｆｅ）は次式よシ求めまた、試料の引
張破断強度およびヤング率は、インストロン型引張試験
機を用いて、試料２．０釧、ひずみ速度４．１７　ｘ　
１０−’／ｓｅａで測定したＳ−８曲線より求めた。

実施例１〜１４、比較例１〜４、 表−１に示す種々の組成からなる合金をアルゴン界囲気
中で溶融した後、アルゴンガス圧１．５Ｋｇ／−で、孔
径０．２０　ｆｉ　ｊ’の紡糸ノズルより回転している
（２０００〜４０００ｒ、ｐ、ｍ）直径２ｏｃｒｎの鋼
製ロール表面に（片ロール法）噴出し、急冷固化して厚
さ４０μｍ（巾約２鴫〕の非晶質リボンを作成した。

得られた非晶質リボンの引張破断強度および疲労特性を
温度２０℃、相対湿度６５％の大気中で測定した結果を
表−ＩＶＣまとめて示す。

表−１ 一１ｔ）− 実験ＡＩは、Ｏｒの添加量が０で、扁２はＣｒの添加が
１原子％と少ないため、疲労特性の向りは認められない
。しかし、Ｃｒ２原子％、Ｐ２２原子、Ｃ８原子９６添
加した実験／１６８は、本発明の合金で疲労特性が向上
し、その添加効果が認められた。

実験肩４，５は、Ｏｒ４原子％にＰ２２原子或はＣ３１
８− 原子％併用添加したもので、Ｃｒ５原子％単独添加した
実験Ｊ１６６より、やや疲労特性が優れている。

実験７は、Ｃ１ｒ５原子％にＰ２２原子、Ｃ５原子％を
添加したもので、Ｏｒ５原子％単独添加した実験屋６よ
シ明らかに疲労特性が向上している。突験屋８は、Ｐと
Ｃとの添加量の和が１２％と多いため、靭性が低「する
と同時に、疲労特性の向上は認められなかった。。

実験屋９〜１７は本発明の合金でＯｒ添加及びＯｒとＰ
、Ｃの併用添加により疲労性が向上しており、特にＯｒ
　８〜１０原子％添加した実験Ａ９−１５は大巾に疲労
性が向上している。、　Ｃｉｒの添加量が、１４原子％
より多くすると、徐々に靭性が低■すると同時に疲労特
性も低ドする傾向が認められ、Ｏｒ添加量が２２原子％
の実験４１８は殆んど疲労特性の向上は認められなかっ
た。

実施例１５〜１８、比較例５〜９ 表−２に示す種々の組成からなる合金全アルゴン雰囲気
中で溶融した後、アルゴンガス圧で、孔径０．１０５調
ｙのルビー製紡糸ノヌルよシ、８５０ｒ。

＝１９− Ｐ、ｍで回転している内径５００ｒｍ＊の円筒ドラム内
に形成された温度４℃、深さ２．５ｃｎ１の回転冷却液
体水中に噴出して急冷固化させ、平均直径０．１００ａ
ｊ’の円形断面を有する均一な連続細線を得た。

この時の紡糸ノズルと回転冷却液体表面との距離を１ｍ
＋に保持し、紡糸ノズルより噴出された溶融金属流とそ
の回転冷却液表面とのなす接触角は７５゜であった。な
お溶融金属流の紡糸ノズルからの噴出速度は、大気中に
一定の時間噴出して集められた金属重量から測定し、約
５００ｍ／分になるように噴出アルゴンガス圧を調整し
た。

得られた非晶質金属細線の引張破断強度および疲労特性
を、温度２０℃、相対湿度６５９６大気中で測定した結
果を表−２にまとめて示す。

尚、比較のため、市販のピアノ線（線径０１００ｔｏｗ
、線材記号８ＷＲ８８２Ａ、ピア／線記号８ＷＰＡ）に
ついても同様に測定し、その結果も比較例−９として付
記した。

＝２０− 表−２ 実験扁１９は、疲労特性は優れているが、引張破断強度
が低く、且つ高価な合金であるため、実用性に乏しい。

実験４２０は、実験Ａ２１，２２のＦｅ基合金に比べ疲
労特性はやや優れているが、実験４１９と同様、高価な
合金である割には、引張破断強度、疲労特性は優れてい
ない。実験ｘ２２゜２　Ｂ、　２４．２５．２６はそれ
ぞれ実験扁１．５．７．９．１５と合金組成は同一であ
り、Ｃｒが添加されていない実験扁２２は疲労特性が悪
いが、実験屋２８〜２６は、本発明の合金でＣｒあるい
は、ＯｒとＰ。

Ｃの併用添加により、優れた引張破断強度ならびに疲労
特性を有している。又、驚くべきことに、実験Ａ１と２
２．５と２８．７と２４．９と２５．１５と２６は用い
た合金組成が全く同一であるにもかかわらず、回転液中
紡糸法で作製した実験屋２２、２　Ｂ、　２４．２５．
２６．の円形断面を有する非晶質細線の方が、片ロール
法で作製した実験Ａ　Ｉ、　５．７．９゜１５、の非晶
質リボンよシも疲労特性が大巾に改良されている。

実施例１９〜２２．比較例１０〜１８ Ｆｅ　６７−Ｘ　Ｏｒ　８Ｍｘ　８ｊｌＯＢ１５　’ｌ
ｘる合金（Ｍ＝Ｔａ　、Ｎｂ　、Ｗ、Ｍｏ　）を実施例
−１と同様の片ロール法で厚さ５０μｍｃ中約２窮巾約
リボンを作製し、引張破断強度、疲労限、結晶化温度、
１８０°密着曲げ性について測定した結果を表−８にま
とめて示す。

表−３ 実験遥２８．３０．３２．８４は本発明の合金で、実験
扁９（実施例−６：　Ｆｅ６７　Ｃｒ８８ｉ　１０１３
１５非晶質リボンの結晶化温度は５３６℃）に比し、疲
労限０．ｅ）は、はぼ同等に近いが、引張破断強度が５
〜２８に７／−１結晶化温度が１６〜２８℃向とし、そ
れぞれＴａ、Ｎｂ、Ｗ、Ｍｏの添加効果が認められた。

（２かし、実験屋２９．３１．８８．８５は添加量・が
多いため、靭性が低「［〜、１８０°完全密着曲げが不
可能となり、疲労限も低■した。

【図面の簡単な説明】

第１図は、疲労特性を測定するためのモチ゛ル屈曲式疲
労試験機の概略図、第２図は、第１図の装置を用いて測
定した８−Ｎ曲線を示す図で、縦軸は試料表面歪（λ）
、横軸は繰返し屈曲数Ｎである。 ■・・・単位断面積−）当り一定荷重（４縁／−）をか
けるための荷重、 ２・・・試料の表面歪を調整するためのプーリー３・・
・測定試料 ４・・・水平移動スライダー ５・・・回転円板 代理人児玉雄三

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 （１）　８１２５原子％以Ｆで、Ｂ２．５〜２５原子％
   で、８１とＢとの和が１５〜８５原子％で、Ｃｒ１．５
   〜２０原子％であり、残部が実質的にＦｅからなる疲労
   特性に優れた非晶質鉄基合金。 （２１８ｉ２５原子９６　以Ｆ　”？’、Ｂ２．５〜２
   ５ｉ子％で、ＳＩと１３との和７）１１５〜８５原子％
   で、Ｏｒｌ、５〜２０原子％で、ＰおよびＣの一種又は
   二種０．２〜１０原子％であり、残部が実質的にＦｅか
   らなる疲労特性に優れた非晶質鉄基合金。 （３）　　８ｉ　２５　原子９６以Ｔ’テ、Ｂ２．５〜
   ２５２５原子、８ｉとＢとの和が１５〜８５原子％で、
   Ｏｒｌ、５〜２０原子％で、Ｃｏ、Ｎｉ　、Ｔａ、Ｎｂ
   、Ｍｏ。 Ｗ、　Ｖ　、Ｍｎ　、　Ｔｉ　、　ＡＩ　、　（３ｕお
   よびＺｒからなる群よｐ選ばれた一種又は二種以上の元
   素３０原子％以ｒであり、残部が実質的にＦｅよりなる
   （ただし、Ｃ０３０原子％以ｙ、Ｎｉ２Ｏ原子％以丁、
   ＴａおよびＮｂはそれぞれ１０原子％以丁、Ｍｏ、Ｗ、
   ＶおよびＭｎはそれぞれ５原子％以下、Ｔｉ　、　ＡＩ
   　、ＯｎおよびＺｒはそれぞし２ｆ＋原子％以ｒである
   ）疲労特性に優れた非晶質鉄基合金。 （４）　　８ｉ２５原子％以’ｌ’、Ｂ２．５〜２５原
   子％で、８１とＢとの和ｆｉ（１５〜８５８５原子、Ｏ
   ｒｌ、５〜２０原子％で、ＰおよびＣの一種又は二種０
   ．２〜１０原子％で、Ｃｏ　、Ｎｉ　、Ｔａ　、Ｎｂ　
   、Ｍｏ。 Ｗ、　Ｖ　、Ｍｎ　、　Ｔｉ　、　ＡＩ　、　Ｏｕ　オ
   Ｊ：びＺｒからなる群より選ばれた一種又は二種以上の
   元素８０原子％以丁であり、残部が実質的にＦｅよりな
   る（ただし、Ｃ０３０原子％以ｒ％Ｎ１２Ｑ原子％以丁
   、ＴａおよびＮｂはそれぞれ１０原子％以丁、Ｍｏ、Ｗ
   、Ｖ、およびＭｎはそれぞれ５原子％以ｆ　、　Ｔｔ　
   、　ＡＩ　、　Ｏｕ　オよびＺｒはそれぞれ２゜５原子
   ％以丁である。）疲労特性に優れた非晶質鉄基合金。