JPS5941450A - 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、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
っている。この非晶質合金は１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９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５３−３５６１
８号公報９強度、耐蝕性、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
１−３３１２号公報、特開昭５１−４０１７号公報、又
熱安定性に優れた代表的非晶質合金に関しては、＠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、従来の実用結晶質金
属材料に比べ引張破断強度が高く、シかも加工硬化も殆
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用な素材であ
る。特釦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／ｄ以上を
有する。又このＦｅ　−Ｓｔ　−Ｂ系合金は、他の鉄−
半金属系合金と比し、耐熱性、電磁特性等にも非常に優
れた非晶質合金であることが知られている。しかし、実
用性の観点からみると、原料価格も非常に重要であり、
このＦｅ　−Ｓｔ　−Ｂ系合金は、Ｂを多量に使用する
ため、原料価格が高いという欠点を有している。又外力
がほぼ静的に作用する部分の材料に対しては、引張破断
強度を重視するが、高速で回転または往復するようなベ
ルト、タイヤ、ロープおよび機械部品等の部材（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１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、疲労特性が慶れていないと、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１種々の非晶質合金系を対象として単純引張
や圧縮試験を行った研究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Ｐｄ　８０　Ｓｔ　２０非晶質合金リボン（５
ｃｒｉｐｔａ　Ｍｅｔａｌｌｕ−ｇｉｃａ、　Ｖｏｌ　
、　９．　ＰＰ　１０９〜１１４．１９７５　）　、共
材。

土井らによるＮｉ基、　Ｆｅ基、Ｃｏ基非晶質合金リボ
ン（Ｊｐｎ　、Ｊ　、　Ａｐｐｌｙ、　Ｐｈ７ｓ　、　
１９．４４９．１９８０とＪｐｎ　、　Ｊ　、Ａｐｌ）
ｌ）’　、　Ｐｈｙｓ　、　２０．１５９３．１９８１
　）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、井桁、土井らの研究結果では、高強力を有する
Ｆｅ基合金であるＦｅ　７５　Ｓｉ　１０　Ｂ　１５非
晶質合金リポ／の疲労特性は、現行結晶質ＳＵＳ　：（
０４と同等で、疲労限λｅ＝　０．００１８であると報
告している。

即ちｅ　Ｆｅ合金の内では高価なこのＦｅ７５５ｉｌＯ
Ｂ１５なる非晶質合金（リボン）は、引張破断強度が高
い割には疲労特性は向上せず、むしろ疲労比は実用材に
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、しかも原
料価格が安価で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　−Ｐ　−Ｃ系合金に特定量のＣｒを添加すると。

上記の目的が達成されることを見い出し、さらにＦｅ　
−Ｐ　−Ｃ−Ｃｒ系合金に特定長のＳｉ又はＢ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９本
発明を完成した。゛引続き、研究した結果ｅ　　Ｆ’ｅ
　−Ｐ　−Ｃ−Ｃｒ系合金に特定量のＣｏ　、　Ｎｉ　
。

Ｍｏ　、　Ｔａ　ｅ　Ｗ　ｅ　Ｎｂ　ｔ　Ｍｎ　ｔ　Ｖ
　、　Ｔｉ　ｔ　Ａｌ　＊　ＣｕおよびＺｒを。

さらに特定量の８１又はＢと、特定量のＣｏ　、　Ｎｉ
　。

Ｍｏ、Ｔａ、　Ｗ、　Ｎｂ、Ｍｎ、　ｖ、　’ｒｉ　、
ＡＩ　、ＣｕおよびＺｒをそれぞれ添加すると、疲労特
性に加え、を磁気特性、耐熱性、耐腐蝕性および機械的
性質を向上させることを見い出し１本発明を完成した。

すなわち９本発明はＰ５〜２２，５原子俤で、Ｃ２５原
子係以下で、ＰとＣとの和が１５〜３５原子チで。

Ｃｒ　］。５〜３５原子俤であり、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、Ｐ５〜２２
．５原子チで、Ｃ２５原子チ以下で、ＰとＣとの和が１
５〜３５原子チで、　ＣｒＬ５〜３５原子チで、Ｓｉお
よびＢの一種又は二種０．２〜１０原子係であり。

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、Ｐ５〜２２５原子チで、Ｃ２５原子チ以下で、
ＰとＣとの和が１５〜３５原子係でｅ　Ｃｒ　１．．５
〜３５原子係で−Ｃｏ　ｖ　Ｎｌ　？　Ｍｏ　＊　Ｔａ
　−Ｗ−Ｎｂ　ｅ　Ｍｎ　ｔＶ、Ｔｉ、Ａ１．Ｃｕおよ
びＺｒからなる群より選ばれた一種又は二種以上の元素
２５原子チ以下であり。

残部が実質的にＦｅよりなる（ただＩ、、ＣｏおよびＮ
ｉはそれぞれ２５原子チ以下＊　Ｍｏ　１．０原子チ以
下Ｔａ　＊　ＷおＬびＮｂはそれぞれ８原子チ以下、　
ＭｎおよびＶはそれぞれ５原子係以下＊　Ｔｔ　＊　Ａ
ｌ　＊　ＣｕおよびＺｒはそれぞれ２．５原子チ以下で
ある。）疲労特性に優れた非晶質鉄基合金およびＰ５〜
２２，５原子チで、Ｃ２５原子チ以下で、ＰとＣとの和
が１５びＢの一種又は二種０．２〜１０原子チで、　Ｃ
ｏ　−Ｎｕ　＊Ｍｏ５Ｔａ、　Ｗ、Ｎｂ、ＭｎｔＶｅＴ
ｉ　ｔＡｌ　、ＣｕおよびＺｒからなる′群より選ばれ
た一種又は二種以上の元素２５原子チ以下であり、残部
が実質的にＦｅよシなる（ただしｅ　ＣｏおよびＮｉは
それぞれ２５原子チ以下ｅ　Ｍｏ　１０原子係以下、Ｔ
ａｅＷおよびＮｂはそれぞれ８原子チ以下、Ｍｎおよび
Ｖはそれぞれ５原子゛チ以下ｅ　Ｔｉ　＊　ＡＮ　、　
Ｃ１ｌおよびＺｒはそれぞれ２５原子チ以下である。）
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、Ｐ５〜２２．
５原子チで、Ｃ２５原子チ以下で、ＰとＣとの和が１５
〜３５原子係であることが必要で、Ｆｅ−Ｐ−Ｃ系合金
を溶湯状態から急冷固化しだ時え。

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Ｐ又はＢの添加量がそれぞれ２２，５原子チ。

２５原子チより多い場合、又はＰが５．０原子チより少
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　−Ｐ　−Ｃ系合金の引張破断強度は、Ｐと
Ｃとの添加量が多いほど、４？にＣの添加量が多いほど
増大し、非晶質形成能は、Ｐが１２．５原子チで、Ｃが
１１原子チ近傍で最大を示し。

それよりもＰおよびＣの添加量を多くしても、あるいは
少なくしても非晶質形成能は低下するので。

Ｐが７，５〜１７．５原子チ以下で、Ｃが５〜１７，５
原子チで、ＰとＣとの和が１７．５〜３０原子係が好ま
しく、特にＰが７．５〜１５原子チで、Ｃが７．５〜１
５原子チがより好ましい。

次にＣｒの添加量を１．５〜３５原子チであること力Ｉ
必要で、前記Ｆｅ　−Ｐ　−Ｃ系非晶質合金の靭性１機
械的性質および非晶質形成能を大巾に低下させない範囲
において、疲労特性を向上させるに必要な元素及び添加
量である。Ｃｒの添加量が１．５原子チより少ない場合
は、　Ｃｒ添加による疲労特性の向上は殆んど認められ
ず、又３５原子俤より多くすると、靭性および非晶質形
成が低下するばかりで。

疲労特性の向上は、殆んど期待できない。即ち。

Ｆｅ−Ｐ−Ｃ系合金にＣｒ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Ｃｒ　３〜３０
原子チがよシ好ましい。

次にＳｔおよびＢの一種又は二種０．２〜１０原子チを
前記Ｆｅ　−Ｐ　−Ｃ−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下させずに疲労特性
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上は認め
られない。特に前記Ｆｅ　−Ｐ　−Ｃ−Ｃｒ系合金にお
いて、　Ｃｒの量が３〜１５原子チ組成の時、Ｓｉ又は
Ｂを０．５〜５原子チ、又はＳｔとＢとの和が１〜８原
子チ添加することがより好ましい。即ち。

Ｃｒの添加量が少ない時にＳｔおよびＢ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、特
にＳｉの添加にその効果は顕著である。

本発明において、更に前記のＦｅ　−Ｐ　−Ｃ−Ｏｒ系
合合金　Ｆｅ−Ｐ−Ｃ−Ｃｒ−８ｔ系合金、Ｆｅ−Ｐ−
Ｃ−Ｂ−Ｃｒ系合金、Ｆｅ−Ｐ−Ｃ−Ｃｒ−８ｔ−Ｂ系
合金にＣｏ、Ｎｉ＃ＭＯ，ＴａｔＷＩＮｂｔＭｎｌＶ、
　Ｔｉ、ＡＩ、ＣｕおよびＺｒからなる群より選ばれた
一種又は二種以上の元素を２５原子チ以下（ただし、　
ＣｏおよびＮｉはそれぞれ２５原子チ以下＊Ｍｏ１Ｏ原
子チ以下。

Ｔａ、ＷおよびＮｂはそれぞれ８原子チ以下、　Ｍｎお
よびＶはそれぞれ５原子チ以下ｔ　Ｔｌ　ｅ　Ａｌ　＊
　ＣｕおよびＺｒはそれぞれ２．５原子チ以下である。

）添加すると靭性および非晶質形成能をそれｔｌど低下
させずに、電磁気特性、耐熱性、耐腐蝕性および機械的
性質等を向上させることができる。しかし。

添加量が多すぎると１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下させ
、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
性および耐腐蝕性を向上させる元素でありｅ　Ｍｏ　＊
　’Ｉ’ａ　、　Ｗ　、　Ｎｂ　ｔ　Ｍｎ　、　Ｖおよ
びＺｒは、主に耐熱性および機械的特性を向上させる元
素で、Ｍｏ、Ｔａ、Ｗ＊Ｎｂ、Ｔｉ＊Ａ１およびＣｕは
耐腐蝕性を向上させる元素である。しかも、Ｍｏ８原子
チ以下、’Ｉ’ａ、ＶおよびＷがそれぞれ３原子チ以下
であれば非晶質形成能をも向上させ゛ることかでき。

Ｎ１−Ｗ＊ＶおよびＭｏにあっては疲労特性をも向上さ
せることができる。また、前記合金に耐熱性。

性等に悪影響を与えない範囲内で、他の元素を微量添加
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
れを溶融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９片ロール法および双ロール法等が好まし
い。円形断面を有する非晶質合金を得るには、（１）ガ
ラスの曳糸性を利用し工、溶融金属を被覆した状態で紡
出冷却固化する方法（Ｔａｙｌｏｒ法）、（■）Ｋａｖ
ｅｓｈ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）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
させた液体層に浴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５５−６４９４８号公報に記載
されている。）があげられる。その中でも第１の方法は
前記２方法と比較しかなり改良された実用的な方法であ
る。即ち、第」の方法は、冷却液体の速度、乱れを制御
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、かなシ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（［）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５＋ｍ＋
以下）させ２回転ドラムの周速度を紡糸ノズルよシ噴出
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シ噴出される溶融金属流の速度よ
りも５〜３０チ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９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輿した円形断面を有する非晶質細
線とを比較すると９機械的。

熱的性質はほぼ同一であるが、＊＜べきことＫ。

疲労特性に関しては９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９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９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２本発明の合金組成であるＦｅ６９−５　Ｃｒ８　Ｐ
ＩＯＣ１２，５合金を用い。

片ロール法で作製した厚さ５０μｍの非晶質リボンの引
張破断強さおよび疲労限（λｅ）はそれぞれ３０５　Ｋ
ｙ／ｍｊ　、　　λｅ　＝　０．００４に対し９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および疲労限（λｅ）はそ
れぞれ３１０Ｋｆ／ｍＪ　、　　λｅ　＝　０．００９
であった。即ち、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うことが
でき２例えば、よシ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１゜市販のダイヤモン
ドダイス等を用い、線引することＫより経済的に製造す
ることができる。

更に１本発明の合金は、前述の如く疲労特性に優れ、か
つ引張破断強度、耐熱性、耐腐蝕性および電磁性能にも
優れているので、ベルト、タイヤ等のゴムおよびプラス
チックの補強材、コンクリート、ガラス等の複合材、各
種工業用強度材、ファインメシュ・フィルター等の編物
および織物製品、電磁気フィルター、センター等の電磁
気材料などあらゆる分野において使用される可能性があ
る。

以下９本発明を実施例によりさらに具体的に説明する。

尚、実施例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ｉ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重：４に９／−）、
一定すイクル数１００回／分のもとてプーリー径を変更
して、試料の表面歪（λ）を調整し第２図に示す如＜、
Ｓ−Ｎ曲線（試料表面歪（λ）を縦軸に、繰返し数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。又試料表面歪
（λ）は次式より求めた。

（但し、ｔは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わす。） （２）疲労比（ζｅ）；疲労比（ζｅ）は次式より求め
た。

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器を用いて試長２．０ｃｒｎｅ
ひずみ速度４．１７　Ｘ　１０　／ｓｅｃで測定しだＳ
−Ｓ曲線よシ求めた。

実施例１〜１５．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雰囲気
中で溶解した後、アルゴンガス圧１．０Ｋｇ／６１で、
孔径０．２０＋ｍｎφの紡糸ノズルより回転している（
　２０００〜４０００ｒｐｍ　）直径２０α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４０
μｍ　（ｒｌｌ約１．５１ｒｎ）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チの大気中で測定した結果を
表−１にまとめて示す。

表−１ 実験ＡＩは、　Ｃｒの添加量がＯで、扁２はＣｒの添加
が１原子チと少ないため、疲労特性の向上は認められな
い。しかし、Ｃｒ２原子％、Ｓｉ１．ｓ原子チ添加した
実験Ａ３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Ａ４゜５、８．１２．１５．１
６．１７．１８はＣｒをそれぞれ３゜ｓ、　８９１０．
１２．５．２０．３０．３５原子チ単独添加した本発明
の合金で疲労特性が向上しており、特にＣｒ　３〜１２
．５原子チ添加した実験！４．５．８゜１２、１５は大
巾だ疲労性が向上している。Ｃｒの添加量が２０原子チ
より多くすると、徐々に靭性が低下すると同時に疲労特
性もそれほど向上せず、むしろ低下する傾向が認めらｊ
ｔ、　Ｃｒ添加量が４０原子チの実験＆１９は殆んど疲
労特性の向上は認められなかった。

実験Ａ６．７．９．１０はＣｒ　（！：　ＳｉおよびＢ
を併用添加した本発明の合金で、　Ｃｒ単独添加した実
験Ａ５．８より明らかに疲労特性が向上している。

実鹸煮１１はＳｉ（！：Ｂとの添加量の和が１２チと多
いため、靭性が低下すると同時に疲労特性の向上は実施
例１６〜１９．比較例５〜９ 表−２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０．１０５ｗ
ＩＩφのルビー製紡糸ノズルよシ３４０ｒｐｍで回転し
ている内径５００ＷＲφの円筒ドラム内に形成された温
度４℃、深さ２．５ｃｔｎの回転冷却液体水中に噴出し
て急冷凝固させ、平均直径０．１００ｗｎφ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は１膿に保持し、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５００？？＋／分になるように噴出アルゴンガ
ス圧を調整した。

得られた円形断面を有する非晶質金属細線の引張破断強
度および疲労特性は温度２０℃、相対湿度６５％大気中
で測定した結果を表−２Ｋまとめて示す。

尚比較のため、市販のピアノ線（線径０．１００ｒｎｙ
＋φ緑材記号Ｓ剋５８２Ａ、　　ピアノｆ３記号Ｓ込’
１）Ａ）についても同様に測定し、その結果・も叱較例
９として付記した。

表　−２ 実験Ａ２０は疲労特性は優れているが、引張破断強度が
低く、′かり高価な合金であるため、実用性に乏しい。

実験Ａ２１は、実験Ａ　２２　、２３のＦｅ基合金に比
べ疲労特性はやや優れているが、実験ノに２０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Ａ　２３　、２４　。

２５　、２６　、２７　＆よそれぞれ実験Ａ１．５．６
．８．１５−と合金組成は同一であり、　Ｃｒが添加さ
れていない実験Ａ２３は疲労特性が悪いが、実験４２４
〜２７は９本発明の合金でＣｒあるいはＣｒとＳｔ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、実験点１と２３．５
と２４．６と２５．８と２６．１５と２７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ＩＧ、　２３　、２４　
、２５　。

２６　、２７の円形師ｊ面を有する非晶質細線の万が９
片ロール法で作製した実）ＡＡｌ、　５．８．１５の非
晶質リボンよりも疲労特性が大巾に改良されている。

実施例２０〜２３．比較例１０〜１３ Ｆｅ６９．５−Ｘ　Ｃｒ８　・’ＭＸ　Ｐ　１２．５　
ＣＩＯなる合金（八（＝Ｍｏ　＊　Ｔａ　＠　Ｗ　＠　
Ｎｂ　）を実施例１と同様の片ロール法で厚さ５０μｍ
（巾約１．５＋＋ｍ　）のリボンを作製し、引張破断強
度、疲労限、結晶化温度、　　１ｓｏ−ｓ着曲げ性につ
いて測定した結果を表−３にまとめて示す。

表−３ 実験Ａ２９　、３１　、３３　、３５は本発１男の合金
で。

実験Ａ８（実施例６　：　Ｆｅ　６９．５　Ｃｒ　８　
ＰＩ３．５　Ｃ１０ＩＦ晶質合金リボンの結晶化温度は
４６３℃）に比し。

疲労限（λｅ）はほぼ同等に近いカニ、弓１張破断強度
が９〜２１Ｋｇ／Ｊ−結晶化温度で１７．５〜２５℃向
上し、それぞれＭｏ　、　Ｔａ　、　Ｗ、　Ｎｂの添カ
ロ効果力；認められた。しかし、実験Ａ３０　、３２　
、３４　、３６は添加量が多いため、靭性が低下し、１
８０完全密着曲げが不可能となり、疲労限も低下した。

【図面の簡単な説明】

第１図は疲労特性を測定するための３点プーリ一式モデ
ル屈曲疲労試験機の概略図、第２図は第１図の装置を用
いて測定した代表的なＳ−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。 １・・・単位断面積（ＩＩ＋Ｊｉ）当り一定荷重（４Ｋ
ｇ／ｍＡ　）をかけるだめの荷重、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・
・・水平移動ステ１゛ダー、５・・・回転円板。 代理人　児　玉　雄　三

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 （１１Ｐ５〜２２，５原子チで、Ｃ２５原子チ以下で。 ＰとＣとの和が１５〜３５原子チで、Ｃｒ１．５〜３５
   原子チであシ、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。 （２ＪＰ５〜２２．５原子チで、Ｃ２り原子チ以下で。 ＰとＣとの和が１５〜３５原子チで、Ｃｒ１．５〜３５
   原子チでｗ　　ＳｔおよびＢの一種又は二種０．２〜１
   ０原子チであり、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）Ｐ５〜２２．５原子チで、Ｃ２５原子チ以下で。 ＰとＣとの和が１５〜３５原子チで、Ｃｒ１．５〜３５
   原子チでｖ　ＣｏｔＮｉ　＊Ｍｏ、Ｔａ、　Ｗ、　Ｎｂ
   、Ｍｎ、Ｖ。 Ｔｉ、ＡＩ、ＣｕおよびＺｒからなる群より選ばれた一
   種又は二種以上の元素２５原子チ以下であり。 残部が実質的にＦｅよりなる（ただし、　ＣｏおよびＮ
   ｉはそれぞれ２５原子チ以下、　Ｍｏ　１０原子チ以下
   、Ｔａ、Ｗおよび歯はそれぞれ８原子チ以下、Ｍｒｌお
   よびＶはそれぞれ５原子チ以下、Ｔｉ＊Ａｌ　、　Ｃｕ
   およびＺｒはそれぞれ２．５原子係以下である。）疲労
   特性に優れた非晶質鉄基合金。 （４）Ｐ５〜２２．５原子チで、Ｃ２５原子チ以下で。 ＰとＣとの和が１５〜３５原子チで、Ｃｒ１．５〜３５
   原子チで、　　ＳｔおよびＢの一種又は二種０．２〜１
   ０原子チでｔ　ＣｏｔＮｉ＊ＭｏｔＴａ、　Ｗ、　Ｎｂ
   ｔＭｎ、　ＶｅＴ　ｉｅ　Ａｌ　ｅ　ＣｕおよびＺｒか
   らなる群より選ばれた一種又は二種以上の元素２５原子
   チ以下であシ。 残部が実質的にＦｅよりなる（ただしｅ　ＣｏおよびＮ
   ｉはそれぞれ２５原子チ以下ｅ　Ｎｏ　１０原子チ以下
   、Ｔａ、ＷおよびＮｂはそれぞれ８原子チ以下、Ｍｎお
   よび■はそれぞれ５原子−以下、Ｔｉ。 Ａ１．ＣｕおよびＺｒはそれぞれ２．５原子チ以下であ
   る。）疲労特性に優れた非晶質鉄基合金。