式FeaCobNicNbdVeBfTagで表現されるアモルファス金属合金であって、式中、0≦a≦70、0≦b≦70、8<c≦60、1≦d≦19、1≦e≦10、12<f≦25、0≦g≦5、であり、ここで20≦ab≦70、50≦abc≦90、5≦de≦20、かつabcdefg=100であるアモルファス金属合金からなる時計部品。前記合金において、0≦a≦60、0≦b≦60、10≦c≦50、2≦d≦17、2≦e≦8、14≦f≦20、0≦g≦4であり、ここで25≦ab≦65、60≦abc≦80、かつ8≦de≦17である、請求項1に記載の時計部品。前記合金において、0≦a≦56、0≦b≦54、12≦c≦40、4≦d≦14、4≦e≦6、15≦f≦17、0≦g≦4であり、ここで30≦ab≦60、68≦abc≦75、かつ11≦de≦15である、請求項2に記載の時計部品。前記合金において、g=0である、請求項1から3のいずれか一項に記載の時計部品。前記合金において、a=0である、請求項1から4のいずれか一項に記載の時計部品。前記合金において、31≦b≦56、13≦c≦41、7≦d≦13、4≦e≦10、かつ13≦f≦17である、請求項1を引用する請求項5に記載の、または、請求項4を引用し、請求項4は請求項1を引用する請求項5に記載の時計部品。前記合金において、b=0である、請求項1から4のいずれか一項に記載の時計部品。前記合金において、47≦a≦57、17≦c≦23、3≦d≦9、4≦e≦10、13≦f≦17、かつg=0である、請求項1、または、請求項1を引用する請求項7に記載の時計部品。前記合金が、以下の合金Fe50Ni22Nb8V5B15、Fe52Ni20.66Nb7.33V5B15、Fe56Ni18Nb6V5B15、Fe54Ni20Nb6V5B15、Fe52Ni22Nb6V5B15、Fe48Ni22Nb6V9B15、Fe52Ni22Nb4V7B15、Fe50Ni22Nb6V7B15、Fe30Co20Ni22Nb8V5B15、およびFe36Co24Ni12Nb8V5B15、から選択される、請求項3に記載の時計部品。前記合金が、以下の合金Fe56Ni18Nb6V5B15、Fe52Ni22Nb6V5B15、Fe54Ni20Nb6V5B15、Fe50Ni22Nb6V7B15、Fe30Co20Ni22Nb8V5B15、およびFe36Co24Ni12Nb8V5B15、から選択される、請求項9に記載の時計部品。前記合金が、Fe30Co20Ni22Nb8V5B15合金およびFe36Co24Ni12Nb8V5B15合金から選択される、請求項10に記載の時計部品。前記合金が、以下の合金Co50Ni18Nb12V5B15、Co54Ni14Nb12V5B15、Co32Ni40Nb8V5B15、Co40Ni32Nb8V5B15、Co42Ni30Nb8V5B15、Co50Ni22Nb8V5B15、およびCo50Ni22Nb4Ta4V5B15、から選択される、請求項3に記載の時計部品。前記合金が、以下の合金Co32Ni40Nb8V5B15、Co40Ni32Nb8V5B15、Co42Ni30Nb8V5B15、Co50Ni22Nb8V5B15、およびCo50Ni22Nb4Ta4V5B15、から選択される、請求項12に記載の時計部品。前記部品がバネである、請求項1から10のいずれか一項に記載の時計部品。前記部品が香箱車のバネである、請求項14に記載の時計部品。不活性雰囲気下で、a容器内でFeおよび/またはCo、Ni、NbおよびVの純粋な金属元素の予備溶融を行う工程、bホウ素を、脱気するために加熱する工程、c予備溶融した金属元素と固体のホウ素とを混合する工程、d得られた混合物を加熱する工程、e混合物を冷却する工程、f必要に応じて工程dおよびeを1回または複数回繰り返す工程であり、最後の工程eは、ハイパークエンチである工程、g得られた合金を、時計部品のための所望の形状にする工程を行う、請求項1から15のいずれか一項に記載の時計部品の製造方法。工程cが、融点が個々の成分の融点より低いプレ合金を形成するように、部分的な混合物を形成する複数のサブ工程に分割されている、請求項16に記載の方法。工程gにおいて、アモルファス金属合金を薄帯または線材の形態に鋳造する、請求項16または17に記載の方法。ハイパークエンチと、薄帯または線材の形態への鋳造とが同時に行われる、請求項18に記載の方法。ハイパークエンチと鋳造がPFCにより行われる、請求項19に記載の方法。本明細書において、アモルファス金属は、主にアモルファス相で構成される、すなわち、1つまたは複数のアモルファス相の材料全体における体積分率が50を超える、実質的にアモルファスな金属をベースとする合金を意味する。本発明によれば、前記の仕様に対応するには、アモルファス金属合金は、前記一般式を満たさなければならない。指数a~gの和が100に等しいことは、これが原子パーセントatであるということと等価である。本発明の好ましい実施形態によれば、一般式の指数a~gは、以下の条件を満たす:0≦a≦60、0≦b≦60、10≦c≦50、2≦d≦17、2≦e≦8、14≦f≦20、0≦g≦4であり、ここで25≦ab≦65、60≦abc≦80、かつ8≦de≦17である。より好ましくは、50≦abc≦78である。さらにより好ましくは、0≦a≦56、0≦b≦54、12≦c≦40、4≦d≦14、4≦e≦6、15≦f≦17、0≦g≦4であり、ここで30≦ab≦60、68≦abc≦75、かつ11≦de≦15である。本発明の別の有利な実施形態によれば、アモルファス金属合金は鉄を含まず、すなわち、a=0である。この実施形態は以下の好ましい値を有し得る:31≦b≦56、13≦c≦41、7≦d≦13、4≦e≦10、かつ13≦f≦17。さらにg=0である場合、アモルファス金属合金は、Co-Ni-Nb-V-B系に属する。この実施形態は以下の好ましい値を有し得る:31≦b≦56、13≦c≦41、7≦d≦13、4≦e≦10、かつ13≦f≦17。より有利には、この実施形態は以下の値を有し得る:31≦b≦51、21≦c≦41、7≦d≦9、4≦e≦6、かつ14≦f≦16。より一層有利には、d≒8であり、他の値は同じ範囲に止まる。本発明の別の有利な実施形態によれば、アモルファス金属合金はコバルトを含まず、すなわち、b=0である。さらにg=0である場合、合金は、Fe-Ni-Nb-V-B系に属する。この実施形態は以下の好ましい値を有し得る:47≦a≦57、17≦c≦23、3≦d≦9、4≦e≦10、かつ13≦f≦17。より有利には、この実施形態は以下の値を有し得る:49≦a≦57、17≦c≦23、5≦d≦7、4≦e≦8、かつ14≦f≦16。より一層有利には、この実施形態は以下の値を有し得る:51≦a≦57、17≦c≦23、5≦d≦7、4≦e≦6、かつ14≦f≦16。本発明の別の有利な実施形態によれば、アモルファス金属合金は必ず鉄およびコバルトを含有し、すなわちaおよびbは両方とも0ではなく、Taを含有せず、すなわちg=0である。この実施形態は以下の好ましい値を有し得る:28≦a≦38、18≦b≦26、10≦c≦24、7≦d≦9、4≦e≦6、かつ14≦f≦16。製造方法上記で定義したアモルファス金属合金を含む、または、上記で定義したアモルファス金属合金からなる、本発明の時計部品は、以下の方法で製造することができる:a炉、例えば、メーカーEdmundBuehler製のMAM1型アーク炉内に配置された容器内で、不活性雰囲気下、例えば、アルゴン雰囲気下で、金属に含まれ得る酸化物を除去するように、Fe99.95および/またはCo99.95、Ni99.98、Nb99.99およびV99.8の純粋な金属元素の予備溶融を行う。b実質的に純粋な状態99.5のホウ素を、高温、例えば、1200°Cの高温に誘導することにより加熱した、黒鉛の坩堝で囲まれた石英の坩堝内で、10-6mbarの不完全真空下で加熱し、脱気をする、すなわち、ホウ素に存在し得る酸素、窒素および酸化物などの気体分子を除去する。c元素を炉、特にアーク炉内に配置する。d全体を、好ましくは1分未満の期間、不活性雰囲気下、例えばアルゴン雰囲気下、合金の融点より顕著に高い温度で加熱する。e不活性雰囲気下で放冷する。f合金を均質化するために、工程dおよびeのサイクルを複数回繰り返す。作製した合金からアモルファス構造を得るには、合金を溶融させた工程d後の最後の冷却工程eがハイパークエンチでなければならない。ここで、ハイパークエンチは、超高速のクエンチ、すなわち、合金のガラス化を可能にする1000K/sを超える速さの冷却を意味する。合金は、次いで、薄帯または線材の形態に鋳造してもよい。g次に、得られた合金を、時計部品のための所望の形状にする。あらゆる製法または成形方法を用いることができる。例えば、上記の特許文献3の対象となった製法、さらには、下記の製法を挙げることができる。本発明の有利な実施形態によれば、ハイパークエンチと、合金の薄帯または線材の形態への鋳造とは、回転する1つまたは2つのロール上への液体合金の射出により、例えば、双ロール鋳造と呼ばれる方法2つのロール間での鋳造、または、より良好には、PFC平面流鋳造と呼ばれる方法を用いて、同時に行われる。PFC法は、本質的には、合金を、窒化ホウ素の坩堝内で、その融点を100°C超える温度に誘導することにより、ヘリウム分圧下典型的には500mbarで加熱することからなる。次に、合金を、高速で回転する銅製の冷却ロール上にノズルから射出させる。こうして、直線状で、優れた表面状態を呈する薄帯が直接得られる。本発明の別の有利な実施形態によれば、製法の工程cは、融点Tmが個々の成分の融点よりはるかに低いプレ合金を形成するための、部分的な混合物を形成するサブ工程に分割される。例えば、融点が高い元素Nb:2469°C、V:1910°Cを含有するFe-Ni-Nb-V-B系b=0かつg=0の合金の場合は、2種の2成分共晶組成物、Ni58.5Nb41.5Tm=1184°CおよびNi50V50Tm=1220°Cのサンプルを作製することができ、次いで、VおよびNbのパーセンテージに対応する量を混合する。平行して、所定量のFeおよびBを一緒に溶融し、次いで、残りの量のNiを共に溶融する。最後に、最終的な合金サンプルは、3種のプレ合金NiNbNiVFeBと純元素の残りとを溶融することにより得られる。上述の工程およびその順序は、アモルファス金属合金を製造するための非限定的な例を構成するものである。記載された製法は、信頼性があり、かつ再現可能な実施が可能であり、また、合金が延性を保つ限界厚さを最大化することができる。アモルファス合金の取得は、1つまたは複数の工程を行わなくても、または、用いる条件を変更しても可能であるが、一般的に製法の信頼性および限界厚さが犠牲になる。I実験方法1薄帯の作製実質的にアモルファスな金属合金は、製造後、PFCにより直接薄帯の形態に鋳造した。合金同士を比較するため、65μmの目標厚さを設定した。実際、延性、焼鈍による脆化への耐性、ヤングの弾性係数、およびガラス転移温度Tgなどのサンプルの特性は、合金の冷却速度に依存し、したがって、本質的に薄帯の厚さに依存する。2曲げの測定曲げ時の機械的特性は、2点曲げ装置で測定した。この方法では、薄帯の形態のサンプルを2つの平行な面の間でU字型に屈曲させる。面の1つが移動し、他の面は固定されたままである。装置は、例えば、特許文献7に記載のとおり、面の間の距離と、サンプルが発生した力を同時に測定する。この方法の利点は、接触していない箇所に最大応力が集中すること、2つの支点においてサンプルのずれが生じないことであり、これにより、応力を、信頼性および再現性のある様式で誘導し、また、大きな変形を誘導することができる。それぞれの薄帯について、長さ75mmの3個のサンプルを曲げ試験に供する。測定は16mmの初期距離から開始し、2.3mmの最終距離で終了する。移動速度は0.2mm/sである。この載荷/除荷のサイクルの後、サンプルは局所的に塑性変形する。製造した全ての合金について、塑性変形が2に近いことを確認した。したがって、サンプルの機械的強度の指標として弾性係数を採用した。薄帯の断面は完全には長方形ではないため凝固直後は台形形状、測定値から演繹した係数は、材料のヤング係数の真の値とみなすのではなく、合金間の比較を可能にする、曲げ時の見かけの剛性の代表的な大きさとみなす必要がある。しかしながら、提示された値は、実際の慣性モーメントをよりよく考慮に入れるために形状因子で補正されており、この種の合金について予想されるヤング係数の値、および、引張時の測定値から演繹した値に比較的近い。3熱量測定金属ガラスまたはアモルファス金属合金の熱特性ガラス転移温度Tg、結晶化温度Txは、SetaramSetsysEvolution1700型の装置で、グレード6のアルゴン流下20ml/分、加熱速度20°C/分にて、示差走査熱量測定DSC:DifferentialScanningCalorimetryにより測定した。測定したサンプルの質量は30~50mgである。薄帯片はアルミナ製の坩堝内に配置する。4X線回折測定この技法は、得られた薄帯のアモルファス性を確認するために使用した。測定は、PanalyticalのXpert-PROMPD型の装置で行った。測定したシグナルが回折ピークを示さない場合、合金は、結晶質CR合金ではなく、アモルファスAMであるとみなす。結晶相の検出限界は一般的に5結晶相の体積分率であり、測定時に探査する深さは典型的には5μmと、薄帯の典型的な厚さより明らかに小さい。5焼鈍脆化の測定アモルファス金属合金または実質的にアモルファスな合金の薄帯の、バネ、特に時計のムーブメント内のバネ、より具体的には、香箱車のバネとしての使用は、薄帯の成形工程を必要とする。この成形は、熱間および/または冷間で行うことができる。冷間成形および、時計部品の機械的荷重の場合、合金は延性の挙動を示さなければならない。薄帯の延性または脆性は、180°屈曲により評価する。薄帯は、自身の上に1回180°屈曲させたときに、2つに破断しなければ延性であるとみなす。薄帯が180°の屈曲角に達する前に破壊するが、屈曲部位に可塑化を示す場合、その薄帯は不完全な延性を有するとみなす。この試験は、破断時の変形が塑性領域に生じたかを評価することができ、表面の繊維における数十パーセントの変形に相当する極めて厳しい基準を表す。熱間成形の場合、薄帯が、焼鈍処理の後に初期の延性を失わないことが重要である。脆化なしの成形を可能にする処理窓時間/温度が存在することを確認するため、内径7.8mmのアルミリング内に巻かれた、当初は真っ直ぐであった、長さ30mmのバンドに対して、炉内で、または、高温ガス流による加熱により、焼鈍を行った。薄帯が冷えた後、弛緩したバンドの湾曲径をノギスで測定する。次いで、弛緩した薄帯を、2点曲げ試験でのように、ノギスの2つのジョウの間に配置し、2つのジョウをゆっくりと近づけながら、破断時の距離を記録する。固定係数は、リングの内径D0と弛緩したバンドの湾曲径Dfとの比で計算する特許文献3および特許文献8参照。当初延性であった合金は、所定の温度好ましくは0.8Tg<T<Tgでの焼鈍の最中に、所定の焼鈍時間t0の後、脆化する。合金の脆化前のこの時間t0の間に、ある一定の固定係数に達する可能性がある。合金の耐焼鈍性の評価は、本質的に2つの基準:所定の温度における焼鈍脆化時間t0を最大化すること、および、時間t0における固定係数を最大化することに基づく。実際には、熱処理後に、薄帯が固定率>50の延性を維持するような処理時間および温度が存在すれば、焼鈍性良好とみなす。II試験1Fe-Co-Ni-Nb-V-B系下表1には、元素FeCoNiNbVBで作製した種々の合金が記載されている。各試験において、11.0~13.5gの範囲の質量を有するサンプルを使用した。まず、ニッケルの含量を18~22atの範囲で、ニオブの含量を6~8atの範囲で変化させた。バナジウムとホウ素の濃度は、それぞれ、5atおよび15atと一定に保った。次に、耐熱性の2種の金属VおよびNb間の比率を変更した。180°屈曲試験の極めて厳しい基準によれば、Vの9atの濃度は合金の脆化をもたらした。10atを超えるニオブ濃度による他の試験において表に示さない、PFCによる薄帯の作製を困難にする、融点の高い中間金属の生成がみられる。機械的特性および熱特性は、本質的にNbの濃度に依存する。Nbの濃度が8および10atの合金は、180°屈曲試験の極めて厳しい基準によれば、脆性であるか、成形焼鈍時に急速に脆化する。焼鈍後の良好な延性は、6atのNbを有する合金で生じるが、その代わり見かけの弾性係数は低下する。180°屈曲試験の結果脆性とみなされた合金は、高性能のバネ、特に主ゼンマイまたは香箱車のバネとしての使用には適していないが、あまり過酷ではない外力条件を有する用途においては完全に使用可能たり得る。同様に、好適な耐焼鈍性を示さない合金は、薄帯または線材の成形、特に熱間成形工程を必要としない用途においては、完全に使用可能たり得る。例えば、組成Fe52Ni22Nb6V5B15のような一部の組成は、成形焼鈍の後においてさえ、全く顕著な特性、すなわち、高いヤング係数に加え、少なくとも65μmの厚さでの良好な延性を示す。得られた薄帯は、90のケースで、62~68μmの範囲の厚さを有し、これは65μmの目標厚さに極めて近い。ほとんどのケースで臨界厚さに達しておらず、より大きな厚さの薄帯を製造することができる。この限界は、冷却速度を上げることで押し上げることもできる。表1はまた、重要な情報を提供している:延性の薄帯の大多数が、薄帯の解放側、すなわち、銅製ロールと接触していたロール面ではなく、大気と接触している側で結晶相のピークを示している。表中AM/CRで示されているこの結晶相は、ナノ結晶で形成されており、このナノ結晶は、X線回折のピーク幅の測定から8~10nmの大きさと推定され、アモルファス母材中に分散している。ナノ結晶の存在が、一部の条件下で、金属ガラスの可塑性に有利に作用することが知られている[非特許文献4]。しかしながら、この相の存否と合金の延性との間には何の関連性も観察されていない。X線回折の測定値により、全体積分率を推定することができる。解放側で検出された結晶相の信号強度は、典型的には調査した深さにおける体積分率の15に相当し、これは約5μmである。ロール側では結晶相が全く検出されていないことから、全体積分率はこの数値よりもはるかに小さく、おそらく10よりも明らかに低い。したがって、作製した全ての合金が実質的にアモルファスであると確認できる。所定の組成および厚さについての体積分率の正確な値は、いずれもが冷却速度に影響を与えるパラメータである、作製条件鋳造温度、ロール表面の状態、ロールの合金などにも左右されることを指摘しておかなければならない。ほぼ全てのケースにおいて、弾性係数Eが150GPaを超えていることが分かる。本発明の合金における耐熱性元素の役割は、ガラスの形成を促進する効果を有する、英語でMinorAlloyingと呼ばれるものに相当する[非特許文献5]。本発明の合金系において、耐熱性元素Nb、Vの役割は、これらが硬度および延性などの機械的特性を変化させるため、ガラスの形成の促進に限定されない。この背景の中、Nbの含量が6を超えないようにしながら、Vの含量を増加させた。表1に記載の結果は、バンドの種々の特性の顕著な改善を示していないが、硬度示されていないは軽度に増大した。合金Fe52Ni22Nb6V5B15は強磁性であり、キュリー温度は453K180°Cであるが、これは、アモルファス2元合金Fe-Bのキュリー温度より低い。この低下は、添加元素、特にこの効果が知られている元素であるNbの追加による[非特許文献6]。また、Feを部分的にCoで置換することにより、合金は、薄帯の延性を損なうことなくFe50Ni22Nb8V5B15との比較で、8atのNbを吸収できることが分かる。2Co-Ni-Nb-V-B系調査したCo基合金を表2に示す。Co-Ni-Nb-V-B系においては、Nbの含量を、Fe-Ni-Nb-V-B系の6atという延性/脆性障壁を超えて増加させることが可能であり、それによって、より高い硬度および弾性係数値を得ることができた。その代わり、この障壁はこの系では8atにある。半金属Bの含量は15atに制限され、Taによる微量合金化minoralloyingによって、延性および硬度は維持することができるが、弾性係数値はわずかに低下する。この系では、基本元素であるコバルトとニッケルが弾性係数値および耐焼鈍性に本質的な役割を果たす。コバルトは、あらゆる観点から有利に鉄の代わりになるが、ニッケルが存在しないと合金は明らかに硬度を失う。最大の見かけ弾性係数は、組成Co50Ni22Nb8V5B15については167GPaであるが、それがこの系にとっての最適値であると断定することはできない。また、86μmの延性バンドを作製したことにも言及する。それでも延性/脆性の臨界厚さは達成されておらず、それは86μmを超える。全てのケースにおいて、弾性係数Eが150GPaを超えていることが分かる。上記のFe基合金表1で得られた薄帯の解放側における結晶相の存在に関する所見は、表2に示すCo基合金についても該当する。このように、一部の組成、例えば、組成Co50Ni22Nb8V5B15などは、極めて優れた特性、すなわち、高いヤング係数に加え、少なくとも80μmの厚さにおいて良好な延性を、成形焼鈍の後においてさえ示す。これらの異なる特徴を併せ持つアモルファス金属合金が得られたのは初めてと思われる。合金Co50Ni22Nb8V5B15は、3テスラの磁場をかけても飽和磁化に達しなかったことから、室温で明らかに常磁性である。この常磁性挙動が、極めて有益な機械的特性弾性係数および硬度および高い耐脆化性に加わる。表2に示すとおり、FeのCoによる置換が、極めて顕著な結果をもたらすことが分かる。このように、厚さ65μmのCo50Ni22Nb8V5B15のバンドは、極めて高い耐焼鈍性延性-脆性遷移時間は、340°Cでほぼ15分、すなわち0.8Tg[K]、および、167GPaの弾性係数を示す。さらに、この合金は、現在まで作製されてきたFe基合金とは異なり、周囲温度で常磁性である。部品の成形研究の過程で、機能的なバネ、すなわち、時計の部品に使用したときに、ある一定の復元トルクと良好な信頼性を保証するバネを実現するには、薄帯は、機能的な特性を達成するため、および、本来曲げ延性を有するために、好ましくは、アモルファス合金または実質的にアモルファスな合金において、必要な厚さで作製しなければならないことが確認された。実際、ある一定の厚さを超えると、薄帯は曲げに対して脆性の挙動を示す可能性があり、これはバネの信頼性を損なうことになる。機械的特性が、従来技術において使用されてきた伝統的な多結晶合金、例えばNivaflex登録商標合金などを超えるアモルファス金属合金を用いることが特に有利である。このため、説明の続きは、具体的には、弾性限界が2400MPaを超える、および/または、弾性係数が120GPaを超えるアモルファス金属合金、より具体的には、弾性限界が2700MPaを超える、および/または、弾性係数が135GPaを超えるアモルファス金属合金、そして、好ましくは、弾性限界が3000MPaを超える、および/または、弾性係数が150GPaを超えるアモルファス金属合金、すなわち、とりわけ、本発明の対象となるアモルファス金属合金に関する。香箱車のバネのような高性能の時計用バネを得るには、薄帯の厚さは少なくとも50μmであることが有利である。これは、より小さい厚さであると、十分な復元トルクを得ることができないからである。同様に、厚さは大きくとも150μmであることが有利である。有利な一実施形態によれば、小さい厚さとアモルファス性は、ハイパークエンチにより、または、金属ガラスを形成することができる液状の金属合金を、水冷式の回転円筒であってもよい回転円筒などの、低温の、動いている基材上に射出することで、同時に得る。かかる射出は、例えば、平面流鋳造、溶融紡糸および双ロール鋳造などの手法を用いて行うことができる。好ましくは、射出および冷却のパラメータは、10000K/sを超える液状金属合金の冷却速度を得るように選択する。ハイパークエンチにより得られるこのような冷却速度は、実際、アモルファス金属合金の構造内における自由体積の形成により、延性に有利に作用する。さらに、射出は、50~150μmの範囲、好ましくは50~120μmの範囲、より好ましくは50~100μmの範囲の厚さを有するモノリシック薄帯を得るような様式で行われることが望ましい。これらの条件で得られるアモルファス金属合金は、厚さが1mmを超える金属ガラス塊BulkmetallicglassBMGとは明らかに異なる。香箱車のバネの場合、バネは真っ直ぐな薄帯の形態に鋳造後に直接使用することはできないが、特許文献3に記載のとおり、所望のトルクを発生することができるよう成形する必要がある。したがって、香箱車内で使用する前に、薄帯が所定の自由形状をとるために、薄帯を成形することができなければならない。アモルファス金属合金の薄帯に塑性変形を生じさせ、塑性変形したままで、特に、時計のムーブメントの香箱車内の、繰返し機械的外力を受けるバネの形態で、工業的に使用することも同じく可能であることが分かった。これにより、アモルファス金属合金製の機能的な時計用バネ、特に香箱車のバネを、工業的規模で製造することが可能となる。アモルファス金属合金製のモノリシック薄帯の成形に関して、塑性変形を、周囲温度および周囲気圧下で、有利に実現することができる。この塑性変形は、例えば、香箱車内における、繰り返される機械的外力に耐えられるよう、薄帯の機械的特性を損なってはならない。本発明の有利な一実施形態によれば、塑性変形により達成される湾曲に加え、追加の湾曲が、例えば、成形具内で、薄帯を弾性的に変形させ、得られた新たな形状を、バネの脆化をもたらさない温度および継続時間の熱処理で固定することにより達成される。この追加の湾曲は、特に、薄帯の、塑性変形により湾曲していない部分に行うことができる。熱処理は、塑性変形の前または後に行ってもよいが、塑性変形の前に行うことが有利であり、熱処理が塑性変形により得られた湾曲の領域に影響を与える場合に特に有利である。適切な温度および処理焼鈍時間は、当該金属ガラスの合金がその曲げ延性挙動を保持する温度および時間条件の中から選択する。したがって、実践においては、この条件は2を超える破断変形に相当する。これらの条件は、以下の目的:i脆化前の処理限界時間の延長、ii形状の固定、iii薄帯製造後に得られた特性硬度および延性の維持、およびiv結晶化の回避の達成を可能にする。一般論として、合金は、バネに関して、Tg未満での成形、またはTgを示さないか、Tg>Txである合金の場合は、Tx未満での成形が使用可能であるために、1つの必要条件を満たす必要がある。それは、固定条件と延性条件が重なることである。示したケースにおいては、形状を固定するのに必要な時間は、脆性状態への移行に相当する限界時間より明らかに短い。固定係数は薄帯の厚さに依存するが、強制される湾曲には依存しない。香箱車のバネの所望の自由形状、例えば、理論的自由形状は、銅製の成形具と、1つのみの固定係数を用いて得ることが可能である。非限定的な実施例において、0.3mmの深さの溝を、厚さ1.5mmの銅板に電食により設けた。溝の外形は、バネの所望の自由形状に対応するが、自由形状の種々のセグメントの長さを100に保ちながら、リングの内径D0と弛緩したバンドの湾曲径Dfとの間の拡張を考慮するために、湾曲の半径がD0/Dfの比で収縮した形状に対応している。一例として、表2のCo50Ni22Nb8V5B15合金からなる金属ガラス製の薄帯を、D0/Df=54の比を有する成形具の溝に、弾性変形させながら設置し、周囲雰囲気下の炉内で、390°Cに自動温度調整された2つのセラミックスタッド間で30秒間固定処理を行い、次いで、成形具をクエンチした。この処理は、リング固定により得たノモグラムによれば、D0/Df=54の固定に相当する。成形具から取り出した薄帯は、所望の自由形状にほぼ完全に対応する自由形状を示す。本製法の別の実施形態によれば、バネは、炉内でなく、高温ガスの噴射により成形される。出力8kWのSylvaniaHeaterSureHeatJet074719型の装置を、圧縮空気を加熱し、これを薄帯を入れた成形具に対して噴射するために使用した。この装置は、ガス空気またはアルゴン、窒素またはヘリウムなどの不活性ガスを700°Cまで加熱することができ、薄帯は銅製成形具の溝に、前述した弾性変形により挿入されている。銅製成形具は、高温ガス分配チューブに対して直角に配置する。成形具は、ある一定の傾斜、例えば45°の傾斜を保っていてもよい。成形具は、i銅製成形具をガス流の届かない高い位置に配置すること、ii高温ガス流中に配置すること、および、iii熱間処理の最後に、例えば水などの冷却水中に直ちにクエンチすることを可能にする、三位式線形誘導システムに設置される。本製法の第三の実施形態では、表2のCo50Ni22Nb8V5B15合金からなる金属ガラス製の薄帯を、D0/Df=86の比を有する成形具の溝に、弾性変形させながら設置し、周囲雰囲気下の炉内で、2個の発熱体の間で、440°Cにて10秒間固定処理を行い、次いで、成形具をクエンチした。この処理は、リング固定により得たノモグラムによれば、D0/Df=86の固定に相当する。ひとたび成形具から取り出した薄帯は、所望の自由形状にほぼ完全に対応する自由形状を示す。本製法のさらに別の実施形態では、薄帯を含む成形具を真空炉内か、2枚の発熱セラミックの間に配置するが、これらの形態は非限定的な例として示したものである。成形は、2つまたは複数の熱処理工程で行ってもよい。ここまでは、当初実質的に真っ直ぐな、すなわち、薄帯の製造に起因する以外の湾曲を有しない薄帯に、所望の形状を固定することのみを考慮してきた。所定の形状は、例えば、変曲点を中心として、の香箱車のバネの負曲率、正曲率のそれぞれと正確に一致可能である。しかしながら、このような場合には、両端の部分は、成形具内の円形の凹部内に巻かれるが、これは、溝の幅が所望の自由形状の螺旋間の空間を超えることによる制限のために必要となるものである。したがって、これら両端部分は、バネの全延長にわたって理論形状に従うことはできない。一般的に使用されているバネ用の結晶質合金、例えばNivaflex登録商標などでできた薄帯では、所望の形状の獲得は、冷間塑性変形により行うことができるであろう。バネの内端引掛部、引掛部成形工程については特にそうである。実際、バネを香箱車の軸に係止する必要がある。バネの理論的湾曲は、軸より大きな曲率の半径を与えるため、バネが軸の周りで形成する曲率を、バネの冷間変形により、理論曲率にリンクさせることが必要となる。しかしながら、この工程は、アモルファス金属合金製の薄帯に直接当てはめることはできない。金属ガラスの塑性変形は全く推奨されない。驚くべきことに、試験した種々の合金において、塑性変形による薄帯の成形が、薄帯の脆性破断なしに、そして、成形された薄帯の機械的特性に悪影響を与えることなく可能であることが確認された。したがって、かかる薄帯は、バネとして、具体的には高性能バネとして、より具体的には香箱車のバネとして使用することができる。この予期せぬ知見により、任意の固定のための熱処理の前または後の、冷間塑性変形によって所望の最終的な形状を付与することが可能となった。この塑性変形による成形は、引掛部内端に限定されていてもよいが、バネのより広い部分、さらには、バネに付与される形状全体にわたってさえ行うことができる。ここで、アイレットバネを香箱真のボスのフックに係止することを可能にする、バネの内端の切り欠きは、従来の打ち抜きにより切り取られることを指摘しておく。当然のことながら、香箱真へのバネの取り付けの他の態様、例えば、溶接などを用いることもできる。バネの外端に固定するためのスライドアタッチメントは、Nivaflex登録商標合金で作製するか、薄帯と同じ合金のバンド内で作製する。このバンドは同じ平面流鋳造技法で得、冷間塑性変形下記参照で成形し、自動巻き香箱車のバネのためのスライドアタッチメントに典型的な曲率を付与する。組み立ては、通常どおり、抵抗スポット溶接、レーザ溶接、リベット打ちなどにより行うことができる。本発明者らは、塑性変形による引掛部の曲率の獲得方法をバネ全体に適用できるかが知りたかった。引掛部成形の技法は、薄板を槌打により変形させることからなる。曲率の調整は、2つのパラメータによって行う:2回の打撃の間に薄帯が移動する距離、および、ハンマーの軸の周りの回転角によって調整される変形の強度である。パラメータは合金および薄帯の厚さに応じて適合させる必要がある。冷間塑性変形による成形は、2段階で行われ、まず、薄帯の外端を導入し、変曲点まで所望の理論曲率に従った負曲率を適用する。次に、内端を導入し、理論曲率に従った正曲率を適用する。前述の記載から分かるとおり、Tgを示さないか、Tg>Txである合金の場合は、アモルファス金属合金の薄帯に、Tgよりはるかに低い温度とTxよりはるかに低い温度のそれぞれで湾曲を与えることができる。固定係数、すなわち、必要な曲率と、熱処理後に得られた曲率との比率は、薄帯の厚さに依存するが、必要な曲率には依存せず、したがって、可変曲率の香箱車のバネの成形が可能となる。この係数は、薄帯が直接受ける温度を正確に測定することが困難であるため、使用する成形手段炉、ガスの噴射などおよび機材の特性にも依存する。さらに、固定のための焼鈍は薄帯を脆化してはならず、したがって、脆化点より低い温度および継続時間で行わなければならない。我々の経験によれば、表1および2に示したアモルファス合金の大部分が、熱間成形を施すのに十分な耐焼鈍脆性を示す耐焼鈍性の欄に記載。上述の事項は、良好な成形条件を有する合金においては、複数の処理が同じ形状固定率をもたらし得ることを意味する。したがって、バネの性能を最大化するために、処理条件を選択することや、さらには、複数の処理を足し合わせる、または、1つまたは複数の冷間もしくは熱間塑性変形と組み合わせることができる。最後に、様々な合金でできた薄帯の形状を、バネを内端の近傍で、さらには、複数の領域で、さらにはその全長にわたって塑性変形させ、必要に応じて、成形を、Tgおよび/またはTxより低い温度の焼鈍条件での、工業的に適用可能な処理時間の熱処理により補完することにより、固定することが可能である。薄帯は延性のままで、機械的強度を失わず、そのアモルファス性または実質的なアモルファス性を保持する。この手法により、とりわけ、優れた特性を有する機能的な香箱車のバネを得ることができる。上述の製法は、時計のムーブメントの部品のためのバネであろうと例えば、ジャンパのバネ、香箱車のバネのスライドアタッチメントなど、外装、ケース、さらにはバンドのためのバネであろうと、香箱車のバネ以外のバネの成形にも適用できる。まとめると、前記の式FeaCobNicNbdVeBfTagを満たす実質的にアモルファスな金属合金製のモノリシック薄帯を少なくとも含み、かつ、少なくとも1つの湾曲を含む、時計部品用のバネの製造方法を用いることができ、この製法は、以下の項目1に規定される特徴を有する:1.前記湾曲の少なくとも一部を得るための、前記モノリシック薄帯の塑性変形による成形工程を含む。この製法の、任意だが、有利な他の特徴は、互いに組み合わせるか、つなげることができる、以下の項目に示す:2.モノリシック薄帯の塑性変形による成形工程の前に、実質的にアモルファスな金属合金を形成するのに適した液状の金属合金の、冷却され、動いている基材上への射出を含む、この薄帯の取得工程が行われる。3.金属ガラス製のモノリシック薄帯の取得は、平面流鋳造、溶融紡糸および双ロール鋳造と呼ばれる方法のうちの1つに続くハイパークエンチにより行われる。4.合金の射出は、10000K/sを超える、液状の金属合金の冷却速度を得るように行われる。5.合金の射出は、50~150μmの範囲の厚さを有するモノリシック薄帯を得るように行われる。6.塑性変形による成形工程の前または後に、モノリシック薄帯の少なくとも一部の固定工程が行われる。7.塑性変形による成形工程の前または後に、少なくとも前記湾曲部分の熱処理による、前記湾曲部分の固定工程が行われる。8.固定工程は、前記薄帯の成形具内における塑性変形と、これに続く、前記熱処理による形状の固定により行われる。9.熱処理は、実質的にアモルファスな金属合金の延性、すなわち、2を超える破断変形を維持することができる温度および期間で行われる。10.熱処理の温度は、前記アモルファス金属合金のガラス転移温度Tgより、または、Tgを示さないか、Tg>Txである合金については、結晶化温度Txより50°C低い。11.熱処理の温度は、前記アモルファス金属合金のガラス転移温度Tgより、または、Tgを示さないか、Tg>Txである合金については、結晶化温度Txより100°C低い。12.バネの成形に用いる成形具は、バネの所望の自由形状に実質的に一致する、前記薄帯の厚さおよび合金、ならびに、固定のために選択した温度および期間に依存する固定係数に従って収縮した曲率半径を有する、バネの外形を含み、前記外形のセグメントの長さは、前記自由形状の実際の長さに一致する。13.固定係数は、50~90、好ましくは85~90の範囲である。14.塑性変形は、周囲温度で行われる。15.2400MPaを超える弾性限界および/または120GPaを超える弾性係数を示す、実質的にアモルファスな金属合金を用いる。16.3000MPaを超える弾性限界および/または150GPaを超える弾性係数を示す、実質的にアモルファスな金属合金を用いる。17.バネは香箱車のバネであり、塑性変形は、少なくともその内側部分に適用される。18.バネ全体が塑性変形により成形される。19.バネは、変曲点を境に一方の側が正曲率を、他方の側が負曲率である、香箱車のバネである。バネとしての使用本発明によれば、アモルファス金属合金の優れた機械的特性は、本発明による時計部品、例えば、バネの形態、とりわけ香箱車のためのバネの形態の時計部品に役立つ。香箱車のバネを作製するために、上記、または、特許文献3および特許文献8に記載された製法のいずれかに従って薄帯を成形した。表3に、以下に記載の製法に従い、Co50Ni22Nb8V5B15合金で作製した香箱車のバネの特徴の一例を示す。組成Co50Ni22Nb8V5B15の実質的にアモルファスな合金製の、厚さ62μmの薄帯に対する成形焼鈍を、86の固定係数D0/Dfに相当する、440°Cの焼鈍温度で、10秒の処理時間、成形具内で行った。成形具は、バネの外側部分のための円形の空洞と、内側部分のための直線部分とを備えている。薄帯の一部を冷間塑性変形により、とりわけ引掛部を槌打により、変曲点の周辺部分を巻きにより成形した。表3は、このバネ、ならびに、Ni53Nb20Zr8Ti10Co6Cu3アモルファス合金および従来のNivaflex登録商標合金で作製されたバネにより得られた特性をまとめたものである。香箱車の寸法真およびドラムの半径、高さは、3種のバネにおいて同一である。Co基合金で得られたトルク値が、Nivaflex登録商標で得られたものに匹敵することが分かる。バネを緩めた際のトルクの減少は、Co合金ではあまり目立たない特に、0.5回転の弛緩~24時間の弛緩の範囲でトルクの減少はより小さい。さらに、香箱車の主要パラメータ、すなわち、持続時間は、バネの占める体積が同じ場合、Co基アモルファス合金を用いることにより20近く改善したが、これは著しい改善である。最後に、アモルファス合金製の香箱車のバネの疲労挙動は、Nivaflex登録商標などの従来の合金と比較して同等である。香箱車のバネを、上記および特許文献8に記載されたとおり、冷間塑性変形による成形のみによっても作製した。得られた特徴もまた満足できるものであり、香箱車のバネは完全に機能的である。