JPH0530903B2

JPH0530903B2 -

Info

Publication number: JPH0530903B2
Application number: JP58215533A
Authority: JP
Inventors: Michiaki Hagiwara; Akira Menjo; Kohachi Nomura; Akio Nakamura
Original assignee: Unitika Ltd
Current assignee: Unitika Ltd
Priority date: 1983-11-15
Filing date: 1983-11-15
Publication date: 1993-05-11
Also published as: DE3483422D1; EP0147937A1; JPS60106949A; CA1231558A; US4584034A; EP0147937B1

Description

【発明の詳細な説明】

本発明は、疲労特性と靭性に優れた非晶質基金
属細線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、急冷凝固）下では、
固体状態でも液体に類似した結晶構造をもたない
原子構造が得られ、このような金属又は合金を非
晶質合金と言つている。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、従来の実用結晶質金属材料に比し、
化学的、電磁気的、物理的、機械的特性等が優
れ、電気及び電磁気部品、複合材、繊維素材等の
あらゆる分野において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51−73920号公報、特開昭53−
35618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51−3312号公報に、また熱安定に優れ
た代表的非晶質合金に関しては、特公昭55−
19976号公報等にそれぞれ記載されている。この
ように、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
用結晶金属材料に比べ引張破断強度が高く、しか
も加工硬化もほとんどなく、高強度の割には靭性
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用な素材であ
る。しかも、非晶質鉄基合金の内でFe−Si−Ｂ
系合金は、引張破断強度が高く、最大400Kg／mm²
以上を有する。またこのFe−Si−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対し
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、屈曲、振動又は往復運動
するようなベルト、タイヤ、ロープ、機械部品等
の部材（動的実用材）に対しては、引張試験結
果、すなわ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
たつて繰り返して作用し、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に多量の変形は生じ
ないで、しかも引張破断強さもはるかに小さい、
時としては降伏点以下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
的実用材にとつて最も重要な性能である。すなわ
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
行つ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、増本、小倉
らによるPd80 Si20非晶質合金リボン（Scripta
Metallugica、Val.9、PP109〜114、1975）、井
村、土井らによるNi基、Fe基、Co基非晶質合金
リボン（Jpn.J.apply.phys.19、449、1980とJpn.J.
Apply.phys.20、1593、1981）についての報告が
ある程度でほとんどなされていない。しかも、井
村、土井らの研究結果では、高強力を有する
Fe74 si10 B15非晶質合金リボンの疲労特性は、
現行結晶質SUS304と同等で、疲労限λe＝0.0018
であると報告してある。すなわち、この
Fe₇₅Si₁₀B₁₅なる非晶質合金リボンは、引張破断
強度が高い割には疲労性は向上せず、むしす疲労
比は実用材に比し低い。また、特開昭51−4017号公報には、主に耐食性
（耐面腐食、耐孔食、耐隙間腐食、耐応力腐食割
れ）を改良するためのFe−（P.C.B）−Cr系合金を
主成分として、他に副成分として各種元素を添加
したアモルファス鉄合金が記載されており、この
合金は、車輌用タイヤ、ベルト等のゴム、プラス
チツク製品に埋込まれる補強用コード等の用途に
適することが記載されている。その特許請求の範
囲に、Cr1〜40原子％とＰ、Ｃ及びＢのうち何れ
か１種又は２種以上７〜35原子％とを主成分とし
て含み、かつ副成分として、 (1) Ni及びCoの何れか１種又は２種0.01〜40原
子％、 (2) Mo、Zr、Ti、Si、Al、Pt、Mn及びPdの何
れか１種又は２種0.01〜20原子％、 (3) Ｖ、Nb、Ta、Ｗ、Ce及びBeの何れか１種
又は２種0.01〜10原子％、 (4) Au、Cu、Zn、Cd、Sn、As、Sb、Bi及びＳ
の何れか１種又は２種以上0.01〜５原子％、の群のうちから選ばれた何れか１種又は２群以上
を合計量で0.01〜75原子％を含有し、残部が実質
的にFeの組成からなる高強度、耐疲労、耐面腐
食、耐孔食、耐隙間腐食、耐応力腐食割れ、耐水
素脆性用アモルフアス鉄合金が記載されている。
しかし、特開昭51−4017号公報に具体的に開示さ
れている合金は、Fe−Si−Ｐ−Crを主成分とし
たFe67 Si15 B1 P13 Cr3なる合金であつて、こ
の合金耐腐食性（耐面腐食、耐孔食、耐隙間腐
食、耐応力腐食割れ）については優れているが、
非晶質形成能が低く、かつ疲労特性もそれほど改
良されず、前記した動的実用材として使用できる
までには至つていない。一方、本発明者らの一部が先に電気及び電子部
品、複合材、繊維素材等の各種工業資材として有
用な耐腐食性、強靭性、電磁気特性に優れた鉄を
主体とした円形断面を有する非晶質金属フイラメ
ント及びその製造法について特許出願した（特開
昭56−165016号公報）。その実施例の中には、Fe
−Si−Ｂ系合金にCrを添加したFe71 Cr10 Si10
B9合金、Fe70 Co20 Cr5 Si10 B15合金が記載さ
れているが、Cr添加は耐腐食、耐熱性及び強度
を向上させる目的であつて、疲労特性を向上させ
たものでない。すなわち、上記合金のうちCrを５原子％添加
したFe70 Cr5 Si10 B15合金、Fe50 Co20 Cr5
Si10 B15合金は、疲労特性の向上はほとんど認
められず、その値も低く、またCr10原子％添加
したFe71 Cr10 Si10 B9合金は非晶質形成能が低
く、靭性も低い傾向にあつた。また、本発明者らの一部が先にSi25原子％以下
で、B2.5〜25原子％で、SiとＢとの和が15〜35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
を提案し、特許出願した（特願昭57−95721号
〔特開昭58−213857号〕）。しかし、この合金は疲
労特性には優れているが、靭性の面で不十分であ
つた。すなわち、疲労特性と同様に種々の状態
（撚コード、織、編等）で使用されるため、高靭
性であることも実用材として同時に重要であり、
いくら疲労特性が優れていても靭性に乏しい材料
では実用材としての価値が極端に低下する。実用
材として用いる場合、何らかの変形、加工あるい
は複合化した状態で使用される場合が多く、例え
ばベルト、タイヤ等のゴム補強用コードあるいは
ロープ等の場合は撚糸した状態で、またフイルタ
ー等は織、編加工した状態で使用され、このよう
な変形した状態での使用あるいは加工でができる
材料でないと実用材としての用途が極端に限定さ
れる。しかるに、非晶質金属は一般には高靭性で
あると言われているが、それは同一組成からなる
結晶留金属（非晶質金属になりやすい合金組成
は、結晶状態では非常に脆く実用性はほとんどな
い）と比較、あるいは高強度の割には靭性を有し
ていると言うことであつて、一般に実用材として
使用されている結晶質のスチール線材、ピアノ線
材等と比較すると靭性はむしろ低い。例えば、同
一の撚糸機、織機、編機等を用いて加工し場合、
非晶質線材は加工時に破断を生じ、加工がやや困
難であつた。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特性を維持し、疲労特性
と靭性に優れた非晶質金属細線を提供する目的で
鋭意研究した結果、特定量のSiとＢとからなる
Fe−Si−Ｂ系合金に特定量のCrを添加すること
により上記の目的が達成されることを見出し、本
発明を完成した。すなわち、本発明は、Si6〜16原子％、B7.5〜
16原子％、Cr2〜９原子％であつて、添付図面第
１図と第２図に示す範囲内で座標に示されるSi・
Ｂ・Crと残部が実質的にFeよりなる疲労特性と
靭性に優れた円形断面を有する非晶質鉄基金属細
線、Si6〜16原子％、B7.5〜16原子％、Cr2〜９
原子％であつて、添付図面第１図と第２図に示す
範囲内で座標に示されるSi・Ｂ・CrとCo又はNi
からなる群より選ばれた１種又は２種の元素30原
子％以下と残部が実質的にFeよりなる疲労特性
と靭性に優れた円形断面を有する非晶質鉄基金属
細線、Si6〜16原子％、B7.5〜16原子％、Cr2〜
９原子％であつて、添付図面第１図と第２図に示
す範囲内で座標に示されるSi・Ｂ・CrとTa、
Nb、Mo及びＷからなる群より選ばれた１種又は
２種以上の元素10原子％以下と残部が実質的に
Feよりなる疲労特性と靭性に優れた円形断面を
有する非晶質鉄基金属細線、Si6〜16原子％、
B7.5〜16原子％、Cr2〜９原子％であつて、添付
図面第１図と第２図に示す範囲内で座標に示され
るSi・Ｂ・CrとCo又はNiからなる群より選ばれ
た１種又は２種の元素30原子％以下とTa、Nb、
Mo及びＷからなる群より選ばれた１種又は２種
以上の元素10原子％以下と残部が実質的にFeよ
りなる疲労特性と靭性に優れた円形断面を有する
非晶質鉄基金属細線である。本発明の非晶質金属細線について説明すると、
まずSiとＢとはそれぞれ６〜16原子％、7.5〜16
原子％であつて、しかもSiとＢとの関係が第１図
のａ点（Si16％、B7.5％）、ｂ点（Si16％、B12.5
％）、ｃ点（Si6％、B16％）、ｄ点（Si16％、B11
％）とを結んで得られる形状の範囲内にあること
が必要である。SiとＢとの関係が第１図に示す形
状の範囲から外れと、Crを添加した場合にも靭
性改良は望めない。次にCrは２〜９原子％であ
つて、しかもSiとCrとの関係が第１図のe₁点
（Si16％、Cr2％）、f₁点（Si6％、Cr6％）、g₁点
（Si6％、Cr9％）、h₁点（Si16％、Cr7％）を結ん
で得られる形状の範囲内にあることが必要であ
る。SiとCrとの関係が第２図に示す形状の範囲
から外れると、疲労特性を維持しつつ、靭性を向
上させることはできない。一般にCrの添加量を
多くすればするほど疲労特性は向上するが、逆に
靭性は低下する傾向にある。しかし、本発明の金
属細線においては、驚くべきことに高Si組成領域
になればなるほど低Cr添加量でも疲労特性を向
上させることができ、低Cr添加量であるがため
に靭性の低下をほとんど生ずることなく、むしろ
逆に靭性も向上させることができる。すなわち、
疲労特性を向上させるCrの添加量は、Si添加量
に関係し、Siの添加量が多いほどCrの添加量は
少なくすることができ、Crの添加量が少なけれ
ば、靭性の低下をより防止することができる。特
に、SiとCrとの関係は疲労特性と靭性の観点か
ら第２図のe₂点（Si16％、Cr3％）、f₂点（Si6％、
Cr6.5％）、g₂点（Si6％、Cr8.5％）、h₂点（Si16
％、Cr6％）を結んで得られる形状の範囲内であ
ることが好ましい。さらに、本発明のFe−Cr−Si−B4元系合金の
電磁気特性、耐熱性、耐腐食性及び機械的性質を
向上させる目的でCo及びNi（主に電磁気特性及び
耐腐食性を向上させる元素で添加量は30原子％以
下）、Ta、Nb、Mo及びＷ（主に耐熱性及び機械
的特性を向上させる元素で添加量は10原子％以
下）を添加する。本発明の金属細線を製造するには、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、例えば
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層を噴射し
て冷却固化する方法（回転液中紡糸法：特開昭56
−165016号公報に記載されている。）があげられ
る。こ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５mm以下）させ、回転
ドラムの周速度を紡糸ノズルより噴出させる溶融
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せる溶融金属流の速度よりも
５〜30％速くすることが好ましい。また、紡糸ノ
ズルより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20°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防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、熱的精神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。すなわち、本発明
の目的である疲労特性に優れた金属細線は、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
層そのこうか発揮させることができる。例えば、
本発明の合金組成であるFe70 Cr5 Si15 B10合金
を用い、片ロール法で作製した厚さ50μｍの非晶
質リボンの低張破断強さ、疲労限（λe）及び靭
性（ε）はそれぞれ320Kg／mm²、λe＝0.004⁵、ε
＝100％に対し、回転液中紡糸法で作製した線径
100μｍφの円形断面を有する非晶質細線の引張
破断強さ、疲労限（λe）及び靭性（ε）はそれ
ぞれ326Kg／mm²、λe＝0.008⁵、ε＝95％であり、
同一合金組成からなる円形断面を有する非晶質細
線の方が、リボン材に比し明らかに疲労特性を優
れている。また、本発明の非晶質金属細線は、冷間加工を
連続して行うことができ、例えばより高い引張破
断強度及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。さらに、本発明の金属細線は前述のごとく疲労
特性と靭性に優れ、かつ引張破断強度、耐熱性、
耐腐食性及び電磁性能にも優れているので、ベル
ト、タイヤ等のゴム及びプラスチツクの補強材、
コンクリート、ガラス等の複合材、各種工業用補
強材、フアインメツシユフイルター等の編物及び
織物製品、電磁気フイルター、センサー等の電磁
気材料等広い分野において使用される可能性があ
る。以下、本発明を実施例によりさらに具体的に説
明する。なお、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（λe）：第３図に示すごとく、モデル
屈曲疲労試験機（一方向の繰り返し曲げ試験
機）を用い、一定荷重Ｗ（単位断面積当り一定
荷重：４Kg／mm²）、一定サイクル数100回／分の
もとでプーリー径を変更して、試料の表面歪
（λ）を調整し、第４図に示すごとくＳ−Ｎ曲
線（試料表面歪（λ）を縦軸に繰り返し数Ｎを
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（λe）とし
た。また、試料表面歪（λ）は次式より求め
た。 λ＝ｔ／2r （ただし、ｔは試料の厚さ（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）は次式より求め
た。 fe＝疲労限の試料表面歪応力（Kg／mm²）／引張破断強
度（Kg／mm²）＝λe×試料のヤング（Kg／mm²）／引張破断強度（Kg
／mm²）また、試料の引張破断強度及びヤング率はイ
ンストロン型引張試験機を用いて、試料2.0cm、
ひずみ速度4.17×10^-4／sceで測定したＳ−Ｓ
曲線より求めた。 (3) 靭性（ε）：日本金属学会誌、第42巻、P303
〜309（1978）に記載されている測定法で測定し
た。すなわち、第５図に示す靭性測定装置を用
い、２枚の平行板６の間に試料片を挾み、この
平行板６の間隔Ｌをマイクロメーターにより測
定し、試料片が破壊した際のＬ値を求め、次式
破壊びずみ、すなわち靭性（ε）を評価した。 ε＝ｔ／Ｌ−ｔ×100 （ｔは試料の厚さである。）測定数はｎ＝20個所で、その平均を求めた
が。例えば完全密着（Ｌ＝2t）しても破壊が生
じない場合ε＝ｔ／2t−ｔ×100となる。実施例１〜13、比較例１〜13 表−１に示す種々の組成からなる合金をアルゴ
ン雰囲気中で溶融した後、アルゴンガス圧で、孔
径0.105mmφのルビー製紡糸ノズルより、320r.p.
m.で回転している内径600mmφの円筒ドラム内に
形成された温度４℃、深さ3.0cmの回転冷却液体
中に噴出して急冷固化させ、平均直径0.100mmφ
の円形断面を有する均一な非晶質の連続細線を得
た。この時の紡糸ノズル先端と回転冷却液体表面と
の距離を１mm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角は
70°であつた。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570ｍ／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、疲労
特性及び靭性を、恩20℃、相対温度65％大気中で
測定した結果を表−１にまとめて示す。なお、比較のため市販のピアノ線（線径0.100
mmφ、線材記号SWRS 82A、ピアノ線記号
SWPA）についても同様に測定し、その結果も
比較例13として付記した。

【表】

【表】比較例１はCr添加量が０、比較例２はCr添加
量が少なく第２図のe₁−f₁−g₁−h₁により囲まれ
た区域外であるため、疲労特性の向上は認められ
ない。また、比較例６、11は逆にCr添加量が多
いため、疲労特性は優れているが、それより１原
子％Cr添加量の少ない実施例５、12とそれぞれ
比較すると、それほど疲労特性の向上はほとんど
期待できず、むしろ靭性が低下する傾向であつ
た。比較例３、７、10はSiに対しＢの添加量が少
なく、比較例４、８、11は逆にSiに対しＢの添加
量が多く、第１図のａ−ｂ−ｃ−ｄに囲まれた区
域外であるため、靭性の改良ができていない。ま
た、比較例５はSiの添加量が多すぎ、比較例12は
逆にSiの添加量が少ないため、靭性の改良ができ
ていない。実施例１〜13は、第１図のａ−ｂ−ｃ−ｄ、第
２図のe₁−f₁−g₁−h₁により囲まれた区域内のFe
−Cr−Si−Ｂ系合金組成からなるため、疲労特
性と靭性を同時に満足する材料であつた。しか
も、同一Cr添加量（５原子％）である実施例３、
６、８を比較すると、Siの添加量の多い順、すな
わち実施例３＞実施例６＞実施例８の順に疲労特
性は優れている。同様にCr添加量が同一の６原
子％である実施例４、７、９を比較しても同様の
傾向が認められた。すなわち、同一Cr添加量に
おいて疲労特性は高Si領域である方が優れてい
た。逆に低Si領域において疲労特性を向上させる
には、高Crの添加が望まれる。次に、実施例５と比較例６の細線を用い、通常
の撚糸機を用い、５本撚のコード（撚数300回／
ｍ）を作製すると、実施例５は撚糸時に破断の発
生がなかつたが、比較例６は靭性が低いため、撚
糸時に破断が発生し、コード化が不可能であつ
た。実施例14〜23、比較例14〜17 Fe_70-xCr₅M_xSi₁₅B₁₀（Ｍは、Ta、Nb、Ｗ、Mo
である）からなる合金を用いて、実施例１と同様
の回転液中紡糸法により平均直径0.100mmφの円
形断面を有する細線を得た。得られた細線の引張破断強度、疲労特性及び靭
性ついて測定した結果を表−２にまとめて示す。

【表】表中の実施例14〜23は本発明の非晶質金属細線
で、実施例３（Fe₇₀Cr₅Si₁₅B₁₀からなる非晶質金
属細線の結晶化温度は522℃）に比し疲労限
（λe）はほぼ同等に近いが、引張破断強度が29〜
52Kg／mm²、結晶化温度が16〜29℃上昇し、それぞ
れTa、Nb、Ｗ、Moの添加効果が認められた。
しかし、比較例14〜17は添加量が多いため、靭性
が低下し、疲労限も低下した。実施例24〜26、比較例18、19 Fe_70-xCr₅M_xSi₁₅B₁₀（Ｍは、Co、Niである）か
らなる合金を用いて、実施例１と同様の回転液中
紡糸法により平均直径0.100mmφの円形断面を有
する細線を得た。得られた細線の引張破断強度、疲労特性、靭性
及び電磁気特性について測定した結果を表−３に
まとめて示す。また、対照として、実施例３の細線について上
記と同様にして測定した結果も表−３に示す。

【表】

【表】表中の実施例24〜26は、本発明の非晶質金属細
線で、実施例３に比べて疲労限はほぼ同等に近い
ものの、透磁率が10％程度向上し、それぞれCo、
Niの添加効果が認められた。しかし、比較例18、19は、Co、Niの添加量が
多いため、靭性及び疲労限が低下した。実施例27〜34、比較例20〜27 Fe_70-xCr₅M_xSi₁₅B₁₀（Ｍは、Co、NiとTa、
Nb、Ｗ、Moである）からなる合金を用いて、実
施例１と同様の回転液中紡糸法により平均直径
0.100mmφの円形断面を有する細線を得た。得られた細線の引張破断強度、疲労特性、靭
性、電磁気特性及び結晶化温度ついて測定した結
果を表−４にまとめて示す。

【表】表中の実施例27〜34は、本発明の非晶質金属細
線で、実施例３に比べて疲労限及び靭性は、ほぼ
同等に近いものの、引張り強度が32〜48Kg／mm²、
透磁率が10％程度、結晶化温度が47〜60℃向上
し、それぞれCo、NiとNb、Ｗ、Moの添加効果
が認められた。しかし、比較例20〜27は、添加量が多いため、
靭性及び疲労限がした。

【図面の簡単な説明】

第１図はSiとＢとの組成割合を示す図、第２図
はSiとCrとの組成割合を示す図、第３図は疲労
特性を測定するためのモデル屈曲式疲労試験機の
概略図、第４図は第３図の装置を用いて測定した
Ｓ−Ｎ曲線を示す図、第５図は靭性を測定するた
めの装置の概略図である。１……単位断面積（mm²）当り一定荷重（４Kg／
mm²）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、６……
試料３をはさんだ状態で７の駆動ハンドルによつ
て水平に移動する平行板、７……駆動ハンドル。

Claims

【特許請求の範囲】１ Si6〜16原子％、B7.5〜16原子％、Cr2〜９
原子％であつて、添付図面第１図と第２図に示す
範囲内で座標に示されるSi・Ｂ・Crと残部が実
質的にFeよりなる疲労特性と靭性に優れた円形
断面を有する非晶質鉄基金属細線。２ Si6〜16原子％、B7.5〜16原子％、Cr2〜９
原子％であつて、添付図面第１図と第２図に示す
範囲内で座標に示されるSi・Ｂ・CrとCo又はNi
からなる群より選ばれた１種又は２種の元素30原
子％以下と残部が実質的にFeよりなる疲労特性
と靭性に優れた円形断面を有する非晶質鉄基金属
細線。３ Si6〜16原子％、B7.5〜16原子％、Cr2〜９
原子％であつて、添付図面第１図と第２図に示す
範囲内で座標に示されるSi・Ｂ・CrとTa、Nb、
Mo及びＷからなる群より選ばれた１種又は２種
以上の元素10原子％以下と残部が実質的にFeよ
りなる疲労特性と靭性に優れた円形断面を有する
非晶質鉄基金属細線。４ Si6〜16原子％、B7.5〜16原子％、Cr2〜９
原子％であつて、添付図面第１図と第２図に示す
範囲内で座標に示されるSi・Ｂ・CrとCo又はNi
からなる群より選ばれた１種又は２種の元素30原
子％以下とTa、Nb、Mo及びＷからなる群より
選ばれた１種又は２種以上の元素10原子％以下と
残部が実質的にFeよりなる疲労特性と靭性に優
れた円形断面を有する非晶質鉄基金属細線。