JPH0461066B2

JPH0461066B2 -

Info

Publication number: JPH0461066B2
Application number: JP57095721A
Authority: JP
Inventors: Takeshi Masumoto; Akihisa Inoe; Michiaki Hagiwara
Original assignee: YUNICHIKA KK
Current assignee: YUNICHIKA KK
Priority date: 1982-06-04
Filing date: 1982-06-04
Publication date: 1992-09-29
Also published as: EP0096551A3; DE3380963D1; EP0096551B1; JPS58213857A; US4473401A; EP0096551A2; CA1223139A

Description

【発明の詳細な説明】

（産業上の利用分野）本発明は、疲労特性に優れた非晶質鉄基金属細
線に関するものである。（従来の技術）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
を非晶質合金といつている。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、機械的性質等が
優れ、電気及び電磁気部品、複合剤、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、特開昭51−4017号公
報に、また、熱安定性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うちで、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、しかも加工硬化もほと
んどなく、靱性に優れており、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、非晶質鉄基合金のう
ちで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金合金であるこ
とが知られている。（発明が解決しようとする課題）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みら
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、ときとしては降
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
が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
Pd₈₀Si₂₀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、高強度を有す
るFe₇₅Si₁₀B₁₅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であると報告している。すなわち、この
Fe₇₅Si₁₀B₁₅なる非晶質合金リボンは、引張破断
強度が高いわり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。（課題を解決するための手段）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、靱性等を
維持し、疲労限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−Si−Ｂ系非晶質合
金に特定量のCrを添加し、合金の形状を円形断
面にすると、上記の目的が達成されることを見出
し、さらに、Fe−Si−Ｂ−Cr系非晶質合金に特
定量のＰ又はＣを添加し、合金の形状を円形断面
にすると、さらに疲労限を向上させることを見出
し、本発明を完成した。引き続き研究した結果、Fe−Si−Ｂ−Cr系非
晶質合金に特定量のCo、Ni、Ta、Nb、Mo及び
Ｗを添加し、さらに、特定量のＰ又はＣと、特定
量のCo、Ni、Ta、Nb、Mo及びＷをそれぞれ添
加し、合金の形状を円形断面にすると、疲労限に
加え、電磁気特性、耐熱性、耐腐食性及び機械的
性質を向上させることを見出し、本発明を完成し
た。すなわち、本発明は、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
なる疲労限に優れた円形断面を有する非晶質鉄基
金属細線、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、Ｐ及びＣの１種又は２種0.2〜10原子
％であり、残部が実質的にFeからなる疲労限に
優れた円形断面を有する非晶質鉄基金属細線、
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、
Co、Ni、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30原子％以下であ
り、残部が実質的にFeからなる（ただし、Co30
原子％以下、Ni20原子％以下、Ta及びNbはそ
れぞれ10原子％以下、Mo及びＷはそれぞれ５原
子％以下である）疲労限に優れた円形断面を有す
る非晶質鉄基金属細線及び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、Ｐ及びＣの１種又は２
種0.2〜10原子％で、Co、Ni、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30原子％以下であり、残部が実質的にFeか
らなる（ただし、Co30原子％以下、Ni20原子％
以下、Ta及びNbはそれぞれ10原子％以下、Mo
及びＷはそれぞれ５原子％以下である）疲労限に
優れた円形断面を有する非晶質鉄基金属細線を要
旨とするものである。本発明の非晶質金属細線について説明すると、
Si25原子％以下で、B2.5〜25原子％で、SiとＢと
の和が15〜35原子％であることが必要で、Fe−
Si−Ｂ系合金を溶湯状態から急冷固化したとき
に、非晶質金属細線を得るに必要な元素及び添加
量である。そのSi又はＢの添加量が25原子％より
多い場合又はＢが2.5原子％より少ない場合、あ
るいはSiとＢの和が15原子％より少なく、35原子
％より多い場合は、その合金を急冷固化しても非
晶質金属細線は得られず、非常に脆い、実用性の
ない結晶質金属細線となる。また、このFe−Si
−Ｂ系非晶質金属細線の引張破断強度は、Si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、Si10原子％で、B15
原子％近傍で最大を示し、それよりもSi及びＢ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、Siが17.5原子％以下
で、Ｂが５〜22.5原子％で、SiとＢとの和が17.5
〜32.5原子％が好ましく、特にSiが３〜16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−Si−Ｂ系非晶質金属細線
の靱性、機械的性質及び非晶質形成能を大幅に低
下させない範囲において疲労限を向上させるに必
要な元素及び添加量である。このCrの添加量が
1.5原子％より少ない場合は、Cr添加による疲労
限の向上はほとんど認められず、また、20原子％
より多くすると、靱性及び非晶質形成能が低下す
るばかりで、疲労限の向上はほどんど期待できな
い。すなわち、Fe−Si−Ｂ系非晶質金属細線に
Crを単独添加する場合、疲労限、靱性及び非晶
質形成能の観点から、Cr4〜14原子％がより好ま
しい。次に、Ｐ及びＣの１種又は２種0.2〜10原子％
は、前記Fe−Si−Ｂ−Cr系非晶質金属細線に添
加することにより、靱性及び機械的性質をそれほ
ど低下させずに疲労限をさらに向上させる元素及
び添加量である。それよりも少なくとも、多くと
も疲労限の向上は認めらない。特に、前記Fe−Si−Ｂ−Cr系非晶質金属細線
において、Crの量が３〜10原子％組成のとき、
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。すなわ
ち、Crの添加量が少ないときにＰ及びＣを併用
添加することにより、さらに疲労限を向上させる
ことができる。本発明において、さらに前記のFe−Si−Ｂ−
Cr系非晶質金属細線、Fe−Si−Ｂ−Cr−Ｐ系非
晶質金属細線、Fe−Si−Ｂ−Cr−Ｃ系非晶質金
属細線、Fe−Si−Ｂ−Cr−Ｐ−Ｃ系非晶質金属
細線に、Co、Ni、Ta、Nb、Mo及びＷからなる
群より選ばれた１種又は２種以上の元素を30原子
％以下（ただし、Co30原子％以下、Ni20原子％
以下、Ta及びNbはそれぞれ10原子％以下、Mo
及びＷはそれぞれ５原子％以下である）添加する
と、靱性及び非晶質形成能をそれほど低下させず
に電磁気特性、耐熱性、耐腐食性及び機械的性質
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、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、靱性のある非晶質金属細線は得られない。
この前記単成分たる添加元素のうち、Co及びNi
は、主に電磁気特性及び耐腐食性を向上させる元
素であり、Ta、Nb、Mo及びＷは、主に耐熱性、
機械的特性及び耐腐食性を向上させる元素であ
る。しかも、Ta及びNbがそれぞれ10原子％以
下、Mo及びＷがそれぞれ５原子％以下であれ
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、機械的性質及び疲労限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。本発明における円形断面とは、同一断面の最長
軸直径R_naxと最短軸直径R_nioの比R_nio／R_nax×
100が70（％）以上の真円度のものをいう。本発明の円形断面を有する非晶質合金を得るに
は、（）ガラスの曳糸性を利用して、溶融金属
を被覆した状態で紡出冷却固化する方法
（Taylor法）、（）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、（）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55−64948号公報に記載
されている）がある。しかし、（）の方法は、溶解金属をガラスで
被覆し、空冷するため、冷却速度が遅く、線径の
小さい非晶質金属細線しか得られず、しかも複合
紡糸なるがゆえに溶融部、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、外周部のガラス被膜
を除去する必要がある。（）の方法は、冷却液
体の流速制御及び紡糸速度をあげることが困難で
あるため、連続した高品質の非晶質金属細線を得
るには非常に難しい。（）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。すなわち、（）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つて回転冷却液体中を
通過させて冷却固化するため、前記（）（）
の方法より非常に高い冷却速度を有しており、か
なり線径の太い非晶質金属細線を得ることができ
る。さらに、前記（）の方法で均一な高品質の連
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５〜30％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、本発明の非晶質鉄基金属細線と同じ合金
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、本発明
における回転液中紡糸法で作製した円形断面を有
する非晶質金属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
労限に関しては円形断面を有する非晶質金属細線
のほうが優れている。例えば、本発明の非晶質金
属細線と同じ合金組成であるFe_65．5Cr₇Si₁₀B₁₇
_．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及び疲労限（λe）
は、それぞれ362Kg／mm²、λe＝0.0052であるのに
対して、本発明における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金属
細線の引張破断強さ及び疲労限（λe）は、それ
ぞれ367Kg／mm²、λe＝0.0103であり、同一合金組
成からなる円形断面を有する非晶質金属細線のほ
うが、リボンに比し明らかに疲労限が優れてい
る。（実施例）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１図に示すごとく、モデル屈曲疲労試験機
（１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
２図に示すごとく、Ｓ−Ｎ曲線（試料表面歪
（λ）を縦軸、繰り返し数Ｎを横軸に）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×試料のヤング率（Kg／mm
²）／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、試料2.0cm、
歪速度4.17×10^-4／secで測定したＳ−Ｓ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350r.p.m
で回転している内径500mmφの円筒ドラム内に形
成された温度４℃、深さ2.5cmの回転冷却液体中
に噴出して急冷固化させ、平均直径が0.100mmφ
の円形断面を有する均一な連続細線を得た。このときの紡糸ノズル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体表面とのなす接触
角は75°であつた。なお、溶解金属流の紡糸ノズ
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及び疲
労特性を、温度20℃、相対湿度65％大気中で測定
した結果を表−１にまとめて示す。

【表】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
ン雰囲気で溶融した後、アルゴンガス圧1.5Kg／
cm²で、孔径0.20mmφの紡糸ノズルより回転してい
る（2000〜4000r.p.m）直径20cm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（幅約２mm）の非晶質リボンを作製した。得られた非晶質リボンの引張破断強度及び疲労
特性を、温度20℃、相対湿度65％の大気中で測定
した結果を表−２にまとめて示す。なお、市販のピアノ線（線径0.100mmφ、線材
記号SWRS82A、ピアノ線記号SWPA）について
も、実施例１と同様に引張強度及び疲労特性を測
定し、その結果も比較例９として表−２に付記し
た。

【表】上記の表−１及び表−２から明らかなごとく、
実験No.１は、Crの添加量が０で、No.２は、Crの
添加量が１原子％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％、P2原子
％、C3原子％添加した実験No.３は、本発明の非
晶質金属細線で、疲労特性が向上し、その添加効
果が認められた。実験No.４、５は、Cr4原子％に
P2原子％あるいはC3原子％併用添加したもので、
Cr5原子％単独添加した実験No.６よりやや疲労特
性が優れている。実験No.７は、Cr5原子％にP2原
子％、C5原子％を添加したもので、Cr5原子％単
独添加した実験No.６より明らかに疲労特性が向上
している。実験No.８は、ＰとＣとの添加量の和が
12％と多いため、靱性が低下すると同時に、疲労
特性の向上は認められなかつた。実験No.９〜17
は、本発明の非晶質金属細線で、Cr添加及びCr
とＰ、Ｃの併用添加により疲労特性が向上してお
り、特にCr8〜10原子％添加した実験No.９〜15
は、大幅に疲労特性が向上している。Crの添加
量が14原子％より多くなると、徐々に靱性が低下
すると同時に疲労特性も低下する傾向が認めら
れ、Cr添加量が22原子％の実験No.18は、ほとん
ど疲労特性の向上は認められなかつた。また、驚
くべきことに、実験No.５と19、７と、20、９と、
21、15と22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
No.５、７、９、15の円形断面を有する非晶質金属
細線のほうが、片ロール法で作製した実験No.19、
20、21、22の非晶質リボンよりも疲労特性が大幅
に改良されている。実施例15〜18、比較例10〜13 Fe_70-xCr₅M_xSi₁₀B₁₅なる合金（Ｍは、Ta、
Nb、Ｗ、Mo）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−３にまとめて示す。

【表】

【表】実験No.24、26、28、30は、本発明の非晶質金属
細線で、実験No.６（実施例４：Fe₆₇Cr₅Si₁₀B₁₅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５〜28Kg／mm²、結晶化温度が16〜28℃向上し、
それぞれTa、Nb、Ｗ、Moの添加効果が認めら
れた。しかし、実験No.25、27、29、31は添加量が
多いため、靱性が低下し、180°完全密着曲げが不
可能となり、疲労限も低下した。実施例19、20、比較例14、15 Fe_70-xCr₅MxSi₁₀B₁₅なる合金（Ｍは、Co、
Ni）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
細線を作製し、引張破断強度、疲労限、耐食性、
電磁気特性について測定した結果を表−４にまと
めて示す。また、対照として、実験No.６（実施例４）の細
線について上記の同様にして測定した結果も表−
４に示す。なお、耐食性は、得られた細線を常温の水に
120時間浸し、錆の発生の有無により、また、電
磁気特性は、周波数1KHzにおける透磁率を測定
することにより、それぞれ評価した。

【表】実験No.32、34は、本発明の非晶質金属細線で、
実験No.６に比べて疲労限はほぼ同等に近いもの
の、錆の発生もなく、透磁率も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、実験No.33、35は、Co、Niの添加量が多いた
め、靱性及び疲労限が低下した。実施例21〜24、比較例16〜19 Fe_70-xCr₅MxSi₇B₁₁P₂Csなる合金（Ｍは、Ta、
Nb、Ｗ、Mo）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−５にまとめて示す。また、対照として、実験No.７（実施例５）の細
線について上記の同様にして測定した結果も表−
５に示す。

【表】実験No.36、38、40、42は、本発明の非晶質金属
細線で、実験No.７に比べて疲労限はほぼ同等に近
いものの、引張破断強度が８〜33Kg／mm²、結晶化
温度が12〜25℃向上し、それぞれTa、Nb、Ｗ、
Moの添加効果が認められた。しかし、実験No.
37、39、41、43はTa、Nb、Ｗ、Moの添加量が
多いため、靱性及び疲労限が低下し、180°密着曲
げが不可能となつた。実施例25、26、比較例20、21 Fe_70-xCr₅MxSi₇B₁₁P₂C₅なる合金（Ｍは、Co、
Ni）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
細線を作製し、引張破断強度、疲労限、耐食性、
電磁気特性について測定した結果を表−６にまと
めて示す。また、対照として、実験No.７（実施例５）の細
線について上記と同様にして測定した結果も表−
６に示す。なお、耐食性は、得られた細線を常温の水に
120時間浸し、錆の発生の有無により、また、電
磁気特性は、周波数1KHzにおける透磁率を測定
することにより、それぞれ評価した。

【表】実験No.44、46は、本発明の非晶質金属細線で、
実験No.７に比べて疲労限はほぼ同等に近いもの
の、錆の発生もなく、透磁率も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、実験No.45、47は、Co、Niの添加量が多いた
め、靱性及び疲労限が低下した。（発明の効果）本発明の非晶質鉄基金属細線は、冷間加工を連
続して行うことができる程、靱性に優れており、
例えば、より高い引張破断強度及び伸びを有する
均一な非晶質金属細線を得るには、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、本発明の非晶質鉄基金属細線は、前述
のごとく、疲労限に優れ、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。

【図面の簡単な説明】

第１図は、疲労限を測定するためのモデル屈曲
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Ｓ−Ｎ曲線を示す図で、縦軸は
試料表面歪（λ）、横軸は繰り返し屈曲数Ｎであ
る。１……単位断面図（mm²）当り一定荷重（４Kg／
mm²）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。

Claims

【特許請求の範囲】１ 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、
残部が実質的にFeからなる疲労限に優れた円形
断面を有する非晶質鉄基金属細線。２ 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、
Ｐ及びＣの１種又は２種0.2〜10％原子であり、
残部が実質的にFeからなる疲労限に優れた円形
断面を有する非晶質鉄基金属細線。３ 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、
Co、Ni、Ta、Nd、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30原子％以下であ
り、残部が実質的にFeからなる（ただし、Co30
原子％以下、Ni20原子以下、Ta及びNbは、そ
れぞれ10原子％以下、Mo及びＷは、それぞれ５
原子％以下である）疲労限に優れた円形断面を有
する非晶質鉄基金属細線。４ Si25原子％以下で、B2.5〜25原子％で、Sib
とＢとの和が15〜35原子％で、Cr1.5〜20原子％
で、Ｐ及びＣの１種又は２種0.2〜10％で、Co、
Ni、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30原子％以下であり、
残部が実質的にFeからなる（ただし、Co30原子
％以下、Ni20原子％以下、Ta及びNbは、それ
ぞれ10原子％以下、Mo及びＷは、それぞれ５原
子％以下である）疲労限に優れた円形断面を有す
る非晶質鉄基金属細線。