JP4358016B2

JP4358016B2 - 鉄基金属ガラス合金

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Publication number: JP4358016B2
Application number: JP2004106444A
Authority: JP
Inventors: 明久井上; 一敏西村; 順功黒崎; 潔奥村; 浩二梶田; 剛彦水野; 幸徳鈴木
Original assignee: Sintokogio Ltd
Current assignee: Sintokogio Ltd
Priority date: 2004-03-31
Filing date: 2004-03-31
Publication date: 2009-11-04
Anticipated expiration: 2024-03-31
Also published as: JP2005290468A

Description

本発明は、鉄基合金ガラスに関する。さらに詳しくは、本発明は、汎用の鉄族元素等をベースとした一般工業材料を用い、且つ、大気雰囲気で作製可能な、従来に比して大きな断面の金属ガラス合金リボン材等を容易に製造可能な鉄基合金ガラスに係るものである。

単ロール法等で作製できるリボン状、ワイヤー状のものは、高強度線材や、優れた磁気特性を有することから、積層させてコイルのコア材等に使用されている。

金型急冷法等で作製できるバルク材（嵩高材）も、上記コア材の様な磁性材料や、耐摩耗性、耐衝撃性、耐腐食性に優れることから、様々な用途に注目されている。

ガスアトマイズ法、水アトマイズ法等で作製できる粉粒体（粒子状、粉末状のもの）は、ブラスト加工等における投射材（ショット）や、ボールミル等における粉砕用ボール、ボールペンチップ、マイクロベアリング等として好適な高強度ボールなどに使用されている。

さらに、近年では、圧粉材にした場合、優れた磁気特性が得られるとから、チョークコイル等、様々な磁性材料の用途が期待されている。

これまでに、幾つかのアモルファス組成が見出されてきたが、希少元素を多く含んでいて、コスト高は逃れられなかった。Ｇａ，Ｐｄ，Ｚｒなど、非常に高価な材料が多く含まれているため、優れた特性を持つものの、コスト的な見地から、特に、断面形状の大きな嵩高製品については、実用化には至っていないのが現状であった。

例えば、特許文献１等においては、非常に高価なＧａを添加しないと大きな過冷度（△Ｔｘ）が得られないとしている。

なお、過冷度とは、下記式であらわされる△Ｔｘを意味する。

△Ｔｘ＝Ｔｘ−Ｔｇ（Ｔｘ：再結晶化開始温度、Ｔｇ：ガラス転移温度）
また、大気溶解で作製が不可能である元素を使用することも多く、非酸化雰囲気で作製する必要があり、真空排気、不活性ガス置換などの工程が追加され、大量生産には向かず、更には非酸化雰囲気であるため、ガス費もかかりコスト高となっていた。

そこで、本発明者らは、先に、比較的低価格な元素で構成し、大気雰囲気でも作製が可能な耐衝撃性に優れたアモルファス鉄族合金（鉄基金属ガラス合金）を提案した（特許文献２参照）。

しかし、鉄基金属（鉄族元素）としてＦｅの他に、Ｆｅに比し高価なＣｏ、Ｎｉ、さらにはＭｏを必須とし、大きな過冷を得る為にはそれらを多量に含有させる必要があった。すなわち、これらの元素を多量に含有させなければ、△Ｔｘ≧５０Ｋを示す鉄基金属ガラス合金（鉄基アモルファス合金）は得難かった。

例えば、特許文献１段落００７１表２によれば、合金全体でＭｏ：２ａｔ％、鉄基金属元素中Ｃｏ＋Ｎｉ＝１０ａｔ％で、△Ｔｘ＝４０Ｋ、同４０ａｔ％で△Ｔｘ＝４５Ｋである。

したがって、特許文献２における鉄基金属ガラス合金は、やはり、相対的にコスト高となった。

以上の如く、より低価格な元素だけで構成され、大気雰囲気で容易に作製できる鉄基金属ガラス合金は存在していなかった。

なお、本発明の発明性に直接影響を与えるものではないが、鉄基金属ガラス合金（鉄基アモルファス合金）の関連先行技術文献として、特許文献３〜７等が存在する。
特開平８−２４３７５６号公報特開２００２−８０９４９公報特開昭５３−４３０２８号公報特開昭５３−４７３２１号公報特開昭５３−４６６９８号公報特開平５−２４５５９７号公報特開平８−３３３６６０号公報

本発明は、上記にかんがみて、高価な特殊金属を用いずに、汎用の鉄族元素等をベースとした一般工業材料を用いて製造可能な、大きな過冷度を示す鉄基金属ガラス合金を提供することを目的とする。

本発明の他の目的は、優れた磁気特性を発揮するために、より高い鉄量でアモルファス（ガラス状態）となるコストリーズナブルな鉄基金属ガラス合金を提供することである。

本発明者らは、上記に課題（目的）を達成するためには、△Ｔｘ≧４０Ｋ、できれば△Ｔｘ≧５０Ｋを示す組成を求めて、鋭意、開発に努力をした結果、下記構成の鉄基金属ガラス合金に想到した。

なお、△Ｔｘ＜４０Ｋでも、アモルファス化するが、汎用の大量生産を考慮した場合、アモルファス化の安定性が悪く、アモルファス相単体では無く、結晶相が混入する可能性がある。

本発明に係る鉄基金属ガラス合金は、Ｆｅを主体とする鉄基金属元素群と半金属元素群と、過冷度改善元素群（Ｍ：Ｎｂ及び／又はＭｏ）の組合せから構成される。

すなわち、下記組成式に基づき、微量な成分調整（調節）をしたことで、我々は△Ｔｘ≧４０Ｋを示す鉄基金属ガラス合金を見出すことができた。

（Ｆｅ_1-s-tＣｏ_sＮｉ_t）_100-x-y｛（Ｓｉ_aＢ_b）_m（Ｐ_cＣ_d）_n｝_xＭ_y
上記組成式において、各元素群の組成比率が、１９≦ｘ≦３０、０＜ｙ≦６、であり、また、
前記鉄基金属元素群の組成比率が、０≦ｓ≦０．３５、０≦ｔ≦０．３５、かつ、ｓ＋ｔ≦０．３５であり、さらに、
前記半金属元素群の元素比率が、
（０．５：１）≦（ｍ：ｎ）≦（６：１）
（２．５：７．５）≦（ａ：ｂ）≦（５．５：４．５）
（５．５：４．５）≦（ｃ：ｄ）≦（９．５：０．５）である
ことを特徴とする。

本発明の構成について、以下に詳細な説明をする。本文中の金属元素群の組成比率は、特に断らない限り、原子％（ａｔ％）又は原子比である。

ここで、鉄基金属元素群における組成比率は、組成式：Ｆｅ_1-s-tＣｏ_sＮｉ_tにおいて、０≦ｓ≦０．３５、０≦ｔ≦０．３５、かつ、ｓ＋ｔ≦０．３５とする。

ｓ＋ｔ＞０．３５の範囲では、材料コストが増加することはおろか、過冷度（△Ｔｘ）が実測できないほど小さくなり、当然、△Ｔｘ≧４０以上の過冷度を得ることはできない（表５の比較例５−１〜５−３）。

なお、本発明の鉄基アモルファス合金は、Ｆｅ以外の鉄基元素（鉄族元素）、Ｃｏ、Ｎｉを含まない場合でも、十分な過冷却領域（△Ｔx＝４０Ｋ以上）を示す（表１〜４）。

金属元素を残部とした半金属元素群を構成するＳｉ、Ｂ，Ｐ，Ｃの総和は、通常、１９≦ｘ≦３０％とする。過冷度と磁気特性のバランスからは、２１≦ｘ≦２７％の範囲が好ましい（表４の実施例４−２、４−３）。

ここで、ｘ＜１９％では、△Ｔｘ≧４０Ｋの過冷度を得難いとともに、汎用の製法ではアモルファス単相が得られ難くなる。逆に、ｘ＞３０％では、材料コストが増加するとともに、Ｆｅ量の減少に伴う磁気特性の低下が起こる。

さらに、上記ｘの範囲内の、半金属元素群の各元素比率は、組成式：（Ｓｉ_aＢ_b）_m（Ｐ_cＣ_d）_nにおいて、下記のものとする。

Ｓｉ，Ｂの総和（ｍ）とＰ、Ｃの総和（ｎ）の比率（ｍ：ｎ）は、（０．５：１）≦（ｍ：ｎ）≦（６：１）の、
上記ｍの範囲内のＳｉとＢの比率（ａ：ｂ）は、（２．５：７．５）≦（ａ：ｂ）≦（５．５：４．５）の、
上記ｎの範囲内のＰとＣの比率（ｃ：ｄ）は、（５．５：４．５）≦（ｃ：ｄ）≦（９．５：０．５）の、各範囲とする。

また、これらの望ましい比率範囲は、
（２．５：１）≦（ｍ：ｎ）≦（３．５：１）、
（３．５：６．５）≦（ａ：ｂ）≦（４．５：５．５）
（６．５：３．５）≦（ｃ：ｄ）≦（８．５：１．５）
とする。

上記Ｓｉ，Ｂ，Ｐ，Ｃの比率範囲外では、△Ｔｘ≧４０Ｋの過冷度を得難い（表１比較例１−１〜１−３）。上記、Ｓｉ，Ｂ，Ｐ，Ｃの望ましい比率範囲内では、△Ｔｘ≧５０以上の過冷度を得やすい（同実施例１−３、１−４）。

過冷度改善元素群（Ｍ）を構成するＮｂ及び／又はＭｏは、磁気特性を改善するために添加する。このＭの組成比率（ｙ）において、ｙ≦６以下、望ましくは、ｙ≦４．５とする。添加量が増大すると、かえって、冷却度の改善効果が飽和値に達するとともに、相対的に磁気特性が低下する傾向にある（表３の実施例３−７、３−８）。

なお、残部を実質的に構成するＦｅは、Ａｌ、Ｍｎ、Ｖ、Ｗ、Ｃｕ，Ｓｎ，Ｔｉ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｃｒなどの不純物を含むことが一般的である。

しかし、それらの含有率の合計が３％以下であれば、アモルファス形成能の低下がほとんど観測されないことを、本発明者らは実験的に確認している。

この様にして得られる本発明のＦｅ基金属ガラス合金は、上記構成とすることにより、従来の金属ガラス合金に比して、より遅い冷却速度で製造した場合であっても、結晶化することがない。

すなわち、冷却速度が遅い汎用の大量生産設備であっても、結晶相を含まないアモルファス単相のアモルファス材を容易に製造することが可能となる。

これは、結晶開始温度Ｔｘとガラス転移温度Ｔｇの差で表される過冷度△Ｔｘが大きく、アモルファス形成能が向上したためである。

本発明の作用・効果

本発明に係るＦｅ基金属ガラス合金は、汎用金属であるＦｅをベースとして相対的に安価な金属材料と半金属材料を添加した組成において、後述の試験例で示す如く、大気雰囲気中で従来に比して大断面積のアモルファス材の製造が可能となる。

また、本発明に係るＦｅ基金属ガラス合金は、溶製してから鋳造法により、または単ロールもしくは双ロール、金型鋳造法による液体急冷法によって、さらには高圧ガス噴霧法、高圧水アトマイズ法によって、バルク材、リボン材、線材、粉粒体などの種々の形状として製造することができる。

これにより、従来一部の高級部品に限定されていた、アモルファス金属の一般材料への適応が飛躍的に拡大する。

以下に、本発明の効果を確認するために行った、試験例（実施例・比較例）について説明する。

粉粒体（粒子状、粉末状）である金属ガラス合金材については、汎用の水アトマイズ法にて作製し、帯材（リボン材）の金属ガラス合金材については単ロール法にて作製した。

アモルファス構造の可否はＸ線回折により、過冷度（△Ｔｘ）については示差走査熱量計（ＤＳＣ：differential scanning calorimeter）による分析（以下「ＤＳＣ熱分析」）により確認した。また、各合金材の飽和磁束密度（Ｂｓ）については、東栄工業（株）製の
振動試料型磁力計（ＶＳＭ−５）を用いて測定した。

＜試験例１：リボン材でのＳｉ、Ｂ、Ｐ，Ｃ比の確認＞
組成を、Ｆｅ₇₄｛（Ｓｉ_aＢ_b）_m（Ｐ_cＣ_d）_n｝₂₅Ｎｂ₁ としＳｉ，Ｂ、Ｐ，Ｃの比率（ａ：ｂ、ｃ：ｄ、ｍ：ｎ）を調整した数種のインゴットを溶解材料として溶製し、その後、そのインゴットを使用して、単ロール法により断面積が（幅１．０ｍｍ×厚み０．０２ｍｍ）のリボン材（帯材）を作製（調製）した。

単ロール法でのリボン材作製条件は、銅ロールの回転数４０００回転、Ａｒ雰囲気下（雰囲気２０℃、溶融温度１３００℃）で統一した。

こうして作製した各金属ガラス合金のリボンについて、Ｘ線回折、ＤＳＣ熱分析によりアモルファス形成能を評価した。

表１にＤＳＣ熱分析により求めた各実施例（合金リボン材）の過冷度の結果を示すとともに、図１に実施例１−３のＤＳＣ曲線を示す。

各実施例は、Ｓｉ，Ｂ，Ｐ、Ｃの相対比で変化し、過冷度が△Ｔｘ＝４２〜５２Ｋまで拡大している。

すなわち、Ｓｉ、Ｂ，Ｐ、Ｃの配合比率の変化により、配合範囲内に於けるアモルファス形成能が増大していることが分かり、ＳｉＢ比は（ａ：ｂ）＝（４：６）、ＰＣ比は（ｃ：ｄ）＝（８：２）、（ＳｉＢ）：（ＰＣ）の比率は（ｍ：ｎ）＝（３：１）が最も形成能が高いことが分かる。

＜試験例２：粒子材（粉粒体）でのＳｉ、Ｂ、Ｐ，Ｃ比の確認＞
組成を、Ｆｅ₇₄｛（Ｓｉ_aＢ_b）_m（Ｐ_cＣ_d）_n｝₂₅Ｎｂ₁ としＳｉ，Ｂ、Ｐ，Ｃの比率を調整（調節）した数種のインゴットを溶解材料として溶製し、その後、そのインゴットを使用して、大気雰囲気での水アトマイズ法により平均粒径が約１００μｍの粒子材を作製（調製）した。

水アトマイズ法での粒子材作製条件は、タンディッシュオリフィス孔径φ２ｍｍ、アトマイズ水圧４．０ＭＰａ、水量２００Ｌ／ｍｉｎとした。

こうして作製した各金属ガラス合金粒子材について、Ｘ線回折、ＤＳＣ熱分析によりアモルファス形成能を評価した。

表２にＤＳＣ熱分析により求めた各合金粒子材の過冷度の結果を示すとともに、実施例２−２について、図１にＤＳＣ熱分析の結果を、図２に５０〜３００μｍにわたる粒子サイズ毎のＸ線回折結果（ＸＲＤ）を示す。

各実施例は、実施例１−１〜１−６のリボン材と比して、過冷度がやや低下するものの、Ｓｉ，Ｂ，Ｐ、Ｃの相対比で変化し、過冷度が△Ｔｘ＝４０〜４８Ｋまで拡大している。

一般的に粒子材では、リボン材と比して、高い冷却能力が得難いので、過冷度が低下する傾向にある。同様に、Ｓｉ、Ｂ，Ｐ、Ｃの配合比率の変化により、配合範囲内に於けるアモルファス形成能が増大していることが分かる。

また、Ｘ線回折の結果から、製造した全てのサイズでアモルファス単相になっていることが確認できた。

＜試験例３：粒子材でのＮｂ・Ｍｏ量の確認＞
組成を、Ｆｅ_76-y｛（Ｓｉ_aＢ_b）_m（Ｐ_cＣ_d）_n｝₂₄Ｍ_y とし、Ｍに過冷度改善元素である、Ｎｂ及びＭｏの量を、単体、若しくは混合した形で調整(調節）して、実施例２−１〜２−６と同様に粒子材（粉粒体）を作製した。

こうして作製した各金属ガラス合金粒子材について、Ｘ線回折、ＤＳＣ熱分析によりアモルファス形成能を評価した。また、各粒子材について飽和磁束密度も測定した。

ここで、ＳｉＢ比は（ａ：ｂ）＝（４：６）、ＰＣ比は（ｃ：ｄ）＝（８：２）とし、（ＳｉＢ）（ＰＣ）の比率は（ｍ：ｎ）＝（３：１）で統一した。

表３にＤＳＣ熱分析により求めた各金属ガラス合金粒子材の過冷度と飽和磁束密度の結果を示すとともに、図３に実施例３−１〜３−５のＸ線回折結果、図４に実施例３−１、３−３の各金属ガラス合金についての飽和磁束密度測定結果をそれぞれ示す。

過冷度改善元素群（Ｍ）の組成比率が、４．５％を超えると、過冷度が飽和し、アモルファス形成能が不変となることが分かるとともに、鉄基元素の比率も相対的に低くなり磁気特性（飽和磁束密度）が低下することが分かる（実施例３−７、３−８）。

Ｎｂ、Ｍｏとも効果は同じであるが、若干、Ｎｂの方が少量で良好な過冷度改善効果を示した。即ち、０．４≦Ｎｂ≦４．５及び／又は１≦Ｍｏ≦４．５で、かつ、０．４≦ｙ（半金属元素群）≦４．５とすることが、さらに望ましい。

なお、過冷度改善元素が無添加の場合についても、本発明者らは、半金属元素群の含有率及び元素比率が、本発明の範囲内にある場合、ガラス合金粒子材が得られることを確認している。

＜試験例４：粒子材でのＳｉ，Ｂ、Ｐ，Ｃ総量の確認＞
組成を、Ｆｅ_99-x｛（Ｓｉ_aＢ_b）_m（Ｐ_cＣ_d）_n｝_xＮｂ₁ とし、上記試験例２における実施例２−１〜２−６と同様に粒子材（粉粒体）を作製した。

該作製した各金属ガラス合金粒子材について、Ｘ線回折、ＤＳＣ熱分析によりアモルファス形成能を評価した。また、同時に飽和磁束密度についても測定した。

表４にＤＳＣ熱分析により求めた各金属ガラス合金粒子材の過冷度と飽和磁束密度の結果を示すとともに、図５に実施例４−１、４−２の粒子材の５０〜２００μｍにわたる各粒子サイズのＸ線回折結果を示す。

Ｓｉ，Ｂ、Ｐ，Ｃの総量がｘ＝２６％を超えると、過冷度が飽和し、アモルファス形成能が不変となり、飽和磁束密度はこれらの元素（Ｓｉ，Ｂ、Ｐ，Ｃ）の増量に伴い、強磁性体であるＦｅが減少するため低下する傾向にあった。

Ｓｉ，Ｂ、Ｐ，Ｃの総量がｘ＝２０％未満では、過冷度が表れず、結晶相が著しく増加する結果となった。

＜試験例５：粒子材でのＣｏ、Ｎｉ添加効果の確認＞
組成を（Ｆｅ_1-s-tＣｏ_sＮｉ_t）₇₄｛（Ｓｉ_aＢ_b）_m（Ｐ_cＣ_d）_n｝₂₅Ｎｂ₁ とし、上記試験例２における実施例２−１〜２−６と同様に粒子材を作製し、調製調整した各金属ガラス合金粒子材について、Ｘ線回折、ＤＳＣ熱分析によりアモルファス形成能を評価した。

表５にＤＳＣ熱分析により求めた各金属ガラス合金粒子材の過冷度と飽和磁束密度（Ｂｓ）の結果を示すとともに、図６に代表的な実施例５−４における１００〜３００μｍにわたる粒子サイズ毎のＸ線回折結果を示す。

Ｃｏ、Ｎｉを添加した場合、過冷度が△Ｔｘ≒５２Ｋ〜５７Ｋとなり、更にアモルファス形成能が向上した。但し、Ｃｏ、Ｎｉの総量が、単独でも併用でも、ｓ＋ｔ≧０．３５で、過冷度が現れず結晶相が著しく増加する結果となることが確認できた。

＜試験例６：圧粉コア材のアモルファス性＞
組成をＦｅ₇₅｛（Ｓｉ_aＢ_b）_m（Ｐ_cＣ_d）_n｝₂₄Ｎｂ₁ とし、上記実施例２−１〜２−６と同様に粒子材を作製した。

こうして作製した各金属ガラス合金粒子材について、ＪＩＳ規格の篩によって５３μｍ以下の粒子サイズを抜き取って、コア材料とした。

該微粉コア材を用いて、ＳＰＳにて金属ガラス合金圧粉コア材（外形φ１５×内径φ６×厚さ４ｔ）を作製し、Ｘ線回折により金属ガラス圧粉コア材（バルク材）のアモルファス形成能を評価した。

なお、ＳＰＳ（spark plasma sinter）は、住友石炭鉱業（株）製「ＳＰＳ１０００」を
使用した。また、作製条件は、成形圧力１０ｔ、焼結温度４５０℃、焼結保持時間１０ｍｉｎとした。

ここでも、ＳｉＢ比は（ａ：ｂ）＝（４：６）、ＰＣ比は（ｃ：ｄ）＝（８：２）とし、（ＳｉＢ）（ＰＣ）の比率は（ｍ：ｎ）＝（３：１）とした。即ち、実施例３−１と同一組成とした。

図７に金属ガラス合金圧粉コア材のＸ線回折結果を示す。該Ｘ線回折結果から、本コア材は、十分なアモルファス性を有することが分かった。

なお、本コア材は、実施例３−１と同様に、磁気特性が良好である（高い飽和磁束密度を示す）ものとと推定される。

試験例１における鉄基金属ガラス合金における代表的なＤＳＣ曲線を示す。同じく粒子サイズ毎のＸ線回折結果を示す。試験例３における各金属ガラス合金のＸ線回折結果を示す。同じく各金属ガラス合金の飽和磁束密度測定結果試験例４における各金属ガラス合金、各粒子サイズのＸ線回折結果を示す。試験例５における各金属ガラス合金、各粒子サイズのＸ線回折結果を示す。試験例６における各金属ガラス合金、各粒子サイズのＸ線回折結果を示す。

Claims

組成式（Ｆｅ_1-s-tＣｏ_sＮｉ_t）_100-x-y｛（Ｓｉ_aＢ_b）_m（Ｐ_cＣ_d）_n｝_xＭ_y
で表される、上記鉄基金属元素群、半金属元素群、及び、過冷度改善元素群（Ｍ：Ｎｂ及び／又はＭｏ）からなる鉄基金属ガラス合金において、
前記各元素群の組成比率（原子％）が、１９≦ｘ≦３０、０＜ｙ≦６であり、また、
前記鉄基金属元素群の組成比率が、０≦ｓ≦０．３５、０≦ｔ≦０．３５、かつ、ｓ＋ｔ≦０．３５であり、さらに、
前記半金属元素群の元素比率が、
（２．５：１）≦（ｍ：ｎ）≦（３．５：１）、
（３．５：６．５）≦（ａ：ｂ）≦（４．５：５．５）、
（６．５：３．５）≦（ｃ：ｄ）≦（８．５：１．５）である
ことを特徴とする鉄基金属ガラス合金。
組成式Ｆｅ_1００-x-y｛（Ｓｉ_aＢ_b）_m（Ｐ_cＣ_d）_n｝_xＭ_y
で表される、上記鉄、半金属元素群、及び、過冷度改善元素群（Ｍ：Ｎｂ及び／又はＭｏ）からなる鉄基金属ガラス合金において、
前記各元素群の組成比率が、１９≦ｘ≦３０、０＜ｙ≦６であり、また、
前記半金属元素群の元素比率が、
（２．５：１）≦（ｍ：ｎ）≦（３．５：１）、
（３．５：６．５）≦（ａ：ｂ）≦（４．５：５．５）、
（６．５：３．５）≦（ｃ：ｄ）≦（８．５：１．５）である
ことを特徴とする鉄基金属ガラス合金。
前記過冷度改善元素群の組成比率が、０．４≦Ｎｂ≦４．５及び／又は１≦Ｍｏ≦４．５で、かつ、０．４≦ｙ≦４．５であることを特徴とする請求項１又は２記載の鉄基金属ガラス合金。
下記式で示される過冷度（△Ｔｘ）において、△Ｔｘ≧４０Ｋを示すことを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の鉄基金属ガラス合金。
△Ｔｘ＝Ｔｘ−Ｔｇ（Ｔｘ：再結晶化開始温度、Ｔｇ：ガラス転移温度）
前記過冷度において、△Ｔｘ≧５０Ｋを示すことを特徴とする請求項４に記載の鉄基金属ガラス合金。
請求項１〜５のいずれかに記載の鉄基金属ガラス合金で形成されてなることを特徴とする鉄基金属ガラス合金粉粒体。
請求項１〜５のいずれかに記載の鉄基金属ガラス合金で形成されてなることを特徴とする金属ガラス合金リボン材。
請求項１〜５のいずれかに記載の鉄基金属ガラス合金で形成されてなることを特徴とする金属ガラス合金バルク材。