少なくともFe、P、C及びBを含有する強磁性鉄系金属ガラス組成物であって、Feは少なくとも60の原子百分率で含み、Pは5~175の原子百分率で含み、Cは3~65の原子百分率で含み、そしてBは1~35の原子百分率で含み、さらに、少なくともMo及びNi、並びに任意でCo及びSiを含み、Mo及びNiの濃度は、以下、1Siを0~05の原子百分率で含み、Coを0~6の原子百分率で含むときは、Moは45~55原子百分率で含み、Niは次式、mkzここで、mは4~6の定数であり、kは05~1の定数であり、zはCoの原子百分率を表す。に従った原子百分率で含み、2Siを05~15の原子百分率で含み、Coを0~6の原子百分率で含むときは、Moは35~45の原子百分率で含み、Niは25~45の原子百分率で含む、ようにCo及びSiの濃度に従って変化することを特徴とする、強磁性鉄系金属ガラス組成物。Pの原子百分率が10~13である、請求項1に記載の金属ガラス。Pの原子百分率が約125である、請求項1に記載の金属ガラス。Cの原子百分率が45~55である、請求項1に記載の金属ガラス。Cの原子百分率が約5である、請求項1に記載の金属ガラス。Bの原子百分率が2~3である、請求項1に記載の金属ガラス。Bの原子百分率が約25である、請求項1に記載の金属ガラス。Siを0~05の原子百分率で含み、Coを0~5の原子百分率で含むとき、Moを約5の原子百分率で含み、Niを約2~約5の間の原子百分率で含む、請求項1に記載の金属ガラス。Siを05~15の原子百分率で含み、Coを0~5の原子百分率で含むとき、Moを約4の原子百分率で含み、Niを約3の原子百分率で含む、請求項1に記載の金属ガラス。鋳放しの合金が、室温で少なくとも10Tの磁化Msを有する、請求項1に記載の金属ガラス。鋳放しの合金が、直径3mm及び高さ1mmのディスクサンプル上で振動試料磁力計を用いて測定した際に室温で210Am未満の保磁力Hcを有する、請求項1に記載の金属ガラス。鋳放しの合金が、直径3mm及び高さ1mmのディスクサンプル上で振動試料磁力計を用いて測定した際に室温で110x105T未満の保持力Mrを有する、請求項1に記載の金属ガラス。さらに、Ruを1~5の原子百分率で含む、請求項1に記載の金属ガラス。さらに、少なくとも1種の微量元素を含み、その全質量画分は002未満である、請求項1に記載の金属ガラス。前記合金が440°C未満のガラス転移点Tgを有する、請求項1に記載の金属ガラス。前記合金が60GPa未満の剛性率Gを有する、請求項1に記載の金属ガラス。前記合金が少なくとも3mmの臨界棒径を有する、請求項1に記載の金属ガラス。前記組成物が、Fe70Ni5Mo5P125C5B25、Fe69Ni4Co2Mo5P125C5B25、Fe70Ni3Co2Mo5P125C5B25、Fe69Ni3Co3Mo5P125C5B25、Fe685Ni25Co4Mo5P125C5B25、Fe68Ni2Co5Mo5P125C5B25、Fe72Ni4Mo4P115C5B25Si1、Fe73Ni3Mo4P115C5B25Si1、Fe71Ni3Co2Mo4P115C5B25Si1、Fe70Ni3Co3Mo4P115C5B25Si1、Fe69Ni3Co4Mo4P115C5B25Si1、及びFe68Ni3Co5Mo4P115C5B25Si1からなる群から選択され、数字は原子百分率を意味する、請求項1に記載の金属ガラス。金属ガラス組成物を製造する方法であって、以下の工程、1.少なくともFe、P、C及びBを含有する原材料を準備する工程であって、Feは少なくとも60の原子百分率で含み、Pは5~175の原子百分率で含み、Cは3~65の原子百分率で含み、そしてBは1~35の原子百分率で含み、さらに、少なくともMo及びNi、並びに任意でCo及びSiを含み、Mo及びNiの濃度は、以下、1Siを0~05の原子百分率で含み、Coを0~6の原子百分率で含むときは、Moは45~55原子百分率で含み、Niは次式、mkzここで、mは4~6の定数であり、kは05~1の定数であり、zはCoの原子百分率を表す。に従った原子百分率で含み、2Siを05~15の原子百分率で含み、Coを0~6の原子百分率で含むときは、Moは35~45の原子百分率で含み、Niは25~45の原子百分率で含む、ようにCo及びSiの濃度に従って変化する工程、2.該原材料を溶融状態に溶解する工程、及び、3.該溶融原材料を、該合金が結晶化するのを防ぐのに十分な冷却速度で焼き入れする工程、を有することを特徴とする方法。前記組成物がSiを含む場合には、溶融合金は焼き入れ前にフラックスされる、請求項19に記載の方法。フラックス剤が酸化ホウ素である、請求項20に記載の方法。焼き入れ後に金属ガラスを焼きなますことを含む、請求項19に記載の方法。磁性金属ガラス物であって、少なくともFe、P、C及びBを含有する金属ガラス合金から形成される実質を含み、Feは少なくとも60の原子百分率で含み、Pは5~175の原子百分率で含み、Cは3~65の原子百分率で含み、そしてBは1~35の原子百分率で含み、さらに、少なくともMo及びNi、並びに任意でCo及びSiを含み、Mo及びNiの濃度は、以下、1Siを0~05の原子百分率で含み、Coを0~6の原子百分率で含むときは、Moは45~55原子百分率で含み、Niは次式、mkzここで、mは4~6の定数であり、kは05~1の定数であり、zはCoの原子百分率を表す。に従った原子百分率で含み、2Siを05~15の原子百分率で含み、Coを0~6の原子百分率で含むときは、Moは35~45の原子百分率で含み、Niは25~45の原子百分率で含む、ようにCo及びSiの濃度に従って変化することを特徴とする、磁性金属ガラス物。電力を発生又は変換する際に用いられる磁気コアである、請求項23に記載の磁性金属ガラス物。前記磁気コアが、平面形状、トロイダル形状、環状形状、U形状、C形状、I形状、E形状、又はこれらの形状の組み合わせである、請求項24に記載の磁性金属ガラス物。前記磁気コアが、1以上の構成要素を含み、各構成要素の横断面の厚さが、少なくとも05mmである、請求項24に記載の磁性金属ガラス物。前記磁気コアが、モノリシックである、請求項24に記載の磁性金属ガラス物。インダクタ、トランス、クラッチ及びDCAC変換器からなる群から選択される用途を有する、請求項23に記載の磁性金属ガラス物。したがって、本発明によれば、合金の最大限達成できる臨界棒径で可能な限り最高の硬度を有することができる鉄系バルク金属ガラス合金が提供される。ある態様では、本発明の組成物は、少なくともFe、P、C及びBを含有し、Feは少なくとも60の原子百分率で含み、Pは5~175の原子百分率で含み、Cは3~65の原子百分率で含み、そしてBは1~35の原子百分率で含む。他の態様では、該組成物は、原子百分率が10~13のPを含むことを特徴とする。また別の態様では、該組成物は、原子百分率が45~55のCを含む。また別の態様では、該組成物は、原子百分率が2~3のBを含む。また別の態様では、該組成物は、P、C、及びBを併せて19~21の原子百分率で含む。また別の態様では、該組成物は、Siを0~05の原子百分率で含む。それの他の態様では、Siの原子百分率が1~2である。また別の態様では、該組成物は、P、C、B、及びSiを併せて19~21の原子百分率で含む。また別の態様では、該組成物は、さらにMoを2~8の原子百分率で含む。それの他の態様では、Moの原子百分率4~6である。それのある態様では、該組成物は、さらにNiを3~7の原子百分率で含む。それの他の態様では、Niの原子百分率は4~6である。また別の態様では、該組成物は、さらにCrを1~7の原子百分率で含む。それの他の態様では、該組成物は、さらにCrを1~3の原子百分率で含む。それのまた別の態様では、該組成物は、さらにCo、Ru、Ga、Al、及びSbのうちの少なくとも1種を1~5の原子百分率で含む。また別の態様では、該組成物は、さらに少なくとも1種の微量元素を含み、その全質量画分は002未満である。また別の態様では、該合金は440°C未満のガラス転移点Tgを有する。また別の態様では、該合金は60GPa未満の剛性率Gを有する。また別の態様では、該合金は少なくとも2mmの臨界棒径を有する。また別の態様では、該合金は次のうちの1つの組成、すなわちFe80P125C5B25、Fe80P11C5B25Si15、Fe745Mo55P125C5B25、Fe745Mo55P11C5B25Si15、Fe70Mo5Ni5P125C5B25、Fe70Mo5Ni5P11C5B25Si15、Fe68Mo5Ni5Cr2P125C5B25、及びFe68Mo5Ni5Cr2P11C5B25Si15の中の1つを有しており、ここで数字は原子百分率を意味している。他の態様では、本発明は、本明細書に記載のバルク金属ガラス組成物を製造する方法に向けられている。また別の態様では、本発明は、本明細書に記載の組成を有するアモルファス合金から形成されている最も小さい寸法で少なくとも1ミリメートルの厚さを有する金属ガラス物に向けられている。また別の態様では、本発明は、少なくともFe、P、C及びBを含有する強磁性鉄系金属ガラス組成物に向けられており、ここでFeは少なくとも60の原子百分率で含み、Pは5~175の原子百分率で含み、Cは3~65の原子百分率で含み、そしてBは1~35の原子百分率で含み、さらに、少なくともMo及びNi、並びに任意でCo及びSiを含み、Mo及びNiの濃度は、以下、●Siを0~05の原子百分率で含み、Coを0~6の原子百分率で含むときは、Moは45~55原子百分率で含み、Niは次式、mkzここで、mは4~6の定数であり、kは05~1の定数であり、zはCoの原子百分率を表す。に従った原子百分率で含み、●Siを05~15の原子百分率で含み、Coを0~6の原子百分率で含むときは、Moは35~45の原子百分率で含み、Niは25~45の原子百分率で含む、ようにCo及びSiの濃度に従って変化することを特徴とする。ある態様では、Pの原子百分率が10~13である。それの他の態様では、Pの原子百分率が約125である。他の態様では、Cの原子百分率が45~55である。それの他の態様では、Cの原子百分率が約5である。また別の態様では、Bの原子百分率が2~3である。それの他の態様では、Bの原子百分率が約25である。また別の態様では、Siを0~05の原子百分率で含み、Coを0~5の原子百分率で含むとき、Moを約5の原子百分率で含み、Niを約2~約5の間の原子百分率で含む。また別の態様では、Siを05~15の原子百分率で含み、Coを0~5の原子百分率で含むとき、Moを約4の原子百分率で含み、Niを約3の原子百分率で含む。また別の態様では、前記合金は、少なくとも10Tの磁化Msを有する。また別の態様では、前記合金は、直径3mm及び高さ1mmのディスクサンプル上で振動試料磁力計を用いて測定した際に室温で210Am未満の保磁力Hcを有する。また別の態様では、前記合金は、直径3mm及び高さ1mmのディスクサンプル上で振動試料磁力計を用いて測定した際に室温で110x105T未満の保持力Mrを有する。また別の態様では、前記組成物は、さらにRuを1~5の原子百分率で含む。また別の態様では、前記組成物は、少なくとも1種の微量元素を含み、その全質量画分は002未満である。また別の態様では、前記合金は、440°C未満のガラス転移点Tgを有する。また別の態様では、前記合金は、60GPa未満の剛性率Gを有する。また別の態様では、前記合金は、少なくとも3mmの臨界棒径を有する。また別の態様では、前記組成物は、Fe70Ni5Mo5P125C5B25、Fe69Ni4Co2Mo5P125C5B25、Fe70Ni3Co2Mo5P125C5B25、Fe69Ni3Co3Mo5P125C5B25、Fe685Ni25Co4Mo5P125C5B25、Fe68Ni2Co5Mo5P125C5B25、Fe72Ni4Mo4P115C5B25Si1、Fe73Ni3Mo4P115C5B25Si1、Fe71Ni3Co2Mo4P115C5B25Si1、Fe70Ni3Co3Mo4P115C5B25Si1、Fe69Ni3Co4Mo4P115C5B25Si1、及びFe68Ni3Co5Mo4P115C5B25Si1からなる群から選択され、ここで数字は原子百分率を意味している。また別の態様では、本発明は、金属ガラス組成物を製造する方法に向けられており、これは、●少なくともFe、P、C及びBを含有する原材料を準備する工程であって、Feは少なくとも60の原子百分率で含み、Pは5~175の原子百分率で含み、Cは3~65の原子百分率で含み、そしてBは1~35の原子百分率で含み、○さらに、少なくともMo及びNi、並びに任意でCo及びSiを含み、○Mo及びNiの濃度は、以下、○Siを0~05の原子百分率で含み、Coを0~6の原子百分率で含むときは、Moは45~55原子百分率で含み、Niは次式、mkzここで、mは4~6の定数であり、kは05~1の定数であり、zはCoの原子百分率を表す。に従った原子百分率で含み、○Siを05~15の原子百分率で含み、Coを0~6の原子百分率で含むときは、Moは35~45の原子百分率で含み、Niは25~45の原子百分率で含む、ようにCo及びSiの濃度に従って変化する工程、●該原材料を溶融状態に溶解する工程、及び、●該溶融原材料を、該合金が結晶化するのを防ぐのに十分な冷却速度で焼き入れする工程を含むことを特徴とする。ある態様では、該方法は、さらに焼き入れ後に金属ガラスを焼きなますことを含む。また別の態様では、本発明は、磁性金属ガラス物に向けられており、これは、●少なくともFe、P、C及びBを含有する金属ガラス合金から形成される実質を含むが、ここでFeは少なくとも60の原子百分率で含み、Pは5~175の原子百分率で含み、Cは3~65の原子百分率で含み、そしてBは1~35の原子百分率で含み、●さらに、少なくともMo及びNi、並びに任意でCo及びSiを含み、○Mo及びNiの濃度は、以下、○Siを0~05の原子百分率で含み、Coを0~6の原子百分率で含むときは、Moは45~55原子百分率で含み、Niは次式、mkzここで、mは4~6の定数であり、kは05~1の定数であり、zはCoの原子百分率を表す。に従った原子百分率で含み、○Siを05~15の原子百分率で含み、Coを0~6の原子百分率で含むときは、Moは35~45の原子百分率で含み、Niは25~45の原子百分率で含む、ようにCo及びSiの濃度に従って変化することを特徴とする。ある態様では、対象物は、電力を発生又は変換する際に用いられる磁気コアである。他の態様では、該磁気コアが平面形状、トロイダルtorroidal形状、環状形状、U形状、C形状、I形状、E形状、又はこれらの形状の組み合わせである。また別の態様では、該磁気コアが1以上の構成要素を含み、各構成要素の横断面の厚さが、少なくとも05mmである。また別の態様では、該磁気コアがモノリシックである。また別の態様では、磁性物がインダクタ、トランス、クラッチ及びDCAC変換器からなる群から選択される。発明の詳細な説明本発明は、新規構造用途に用いることができる優れた加工性及び硬度を有した鉄系金属ガラスに向けられている。具体的には、本発明の鉄系合金は、鉄系P含有バルク金属ガラス合金の半金属部分の組成を非常にきつく制御することによって、驚くほど低い剛性率と高い硬度を備えた高度に加工可能である合金を得ることが可能となるという観察に基づくものである。さらに具体的には、本発明のFe合金は、直径6mmまでのガラス状棒を形成することができ、60GPaかそれ以下の剛性率及び40MPam12かそれ以上の切欠靱性を有するものである。定義金属ガラス:本発明の目的において、アモルファス特性のために、高強度、高弾性歪み限界、及び、高耐食性を有する金属合金の種類に言及する。それらは等方的で均質であり、実質的に結晶の欠点のないものである。典型的なBMGsは米国特許第5288344号、第5368659号、第5618359号、及び第5735975号に見られる。これらの各開示は参照により本明細書に組み込まれる。説明従来型の鉄系ガラスの高い剛性率と低い硬度の間の関連性は、高い剛性率がずれ流動を受けることによる応力に適応するための高い抵抗性を指定し、キャビテーション及び初期の破砕を促し硬度を制限するという理解をリセットする。DemetriouetalApplPhysLett200995195501を参照。この開示は参照により本明細書に組み込まれる。高Gを除いて、これらのガラスの脆性挙動は高Tgによっても予測でき、ある種の鉄系ガラスにおいては600°Cを超えると報告されていた。例えば、上で引用された、LuZPetalPhysRevLett2004PonnambalamVetalJMaterRes2004を参照。ガラス転移点はまた、ずれ流動を受けることによる応力に適応するための抵抗性の尺度でもある。DemetriouetalApplPhysLett200995195501を参照。この開示は参照により本明細書に組み込まれる。それゆえ、そのような高G及びTgはずれ流動に対する高い障壁を示し、これらのガラスの劣った硬度を説明する。一群のFePCガラス形成合金システムは、1967年にDuwez及びLinによって最初に紹介され、彼らは厚さ50mmのガラス状ホイルの形成を報告した。例えば、DuwezPLinSCHJApplPhys1967384096を参照。この開示は参照により本明細書に組み込まれる。それに続く研究は、ガラス状FePCミクロワイヤーが、かなり高い張力及び曲げ延性を占めすことを明らかにした。例えば、InoueAetalJMaterSci198217580、及びMasumotoTKimuraHSciRepResInstTohokuUniv1975A25200を参照。この開示は参照により本明細書に組み込まれる。その延性は、ちょうど400°Cを超えると報告された比較的低いTg及び比較的低いGと関連され得る。上で引用された、DuwezPLinSCHJApplPhys1967を参照。~3000MPaというFePCの報告された一軸降伏強度及び00267という金属ガラスの普遍的なせん断弾性限界を利用すると、~56GPaという剛性率が予期され得る。例えば、上で引用された、JohnsonWLSamwerKPhysRevLett2005、及びMasumotoTKimuraHSciRepResInstTohokuUniv1975を参照。そのような低いG及びTgによって、FePCガラスがまた高い硬度を示すことも予期されるだろう。ガラス状FePCリボンの平面応力靱性はKimura及びMasumotoによって測定され、32MPam12という従来型のバルクガラスよりも実質的に高い値であった。例えば、KimuraHMasumotoTScriptaMetall19759211を参照。この開示は参照により本明細書に組み込まれる。1999年にShen及びSchwarzは、FePCシステムに由来するバルクガラス状合金の開発を報告した。例えば、ShenTDSchwarzRBApplPhysLett19997549を参照。この開示は参照により本明細書に組み込まれる。具体的には、彼らは基本のFePC組成物中のCの画分をBで、Feの画分をCo、Cr、Mo及びGaで置換することによって、4mmまでの直径を有するガラス状棒が形成され得ることを明らかにした。より最近では、P、、P、P、及びの合金システムが研究され、これらはすべて2~6mmの間の臨界棒径を有するバルクガラスを形成することがわかった。例えば、GuXJetalActaMater20085688、ZhangTetalMaterTrans2007481157、ShenBetalApplPhysLett200688131907、LiuFetalMaterTrans200849231、及びLiFetalApplPhysLett200791234101を参照。これらの各開示は参照により本明細書に組み込まれる。しかしながら、これらの合金のガラス転移点及び剛性率は低くない。特に、それらのシステムに関しては、Tg値が470°Cほど高く、G値が70GPa近くであることが報告された。その結果、それらのガラスは、最適なガラス形成能/硬度の関係を示しておらず、すなわち、最大限達成できる臨界棒径で可能な限り最高の硬度を示していない。今回の発明では、驚くべきことに、これらの合金の半金属部分を調整することで、Tg値が440°Cより下でG値が60GPa未満であり、最適なガラス形成能-硬度関係が達成されるような、少なくとも2mmかそれ以上の棒に成型できる組成物を形成する一群の鉄系P含有バルクガラスが発見された。その結果、ある態様では、本発明に従った合金の組成は、以下の式下付き文字は原子百分率を意味する。で表現されるだろう。FeXa100aここで、aは79と81の間で、好ましくは、aは80である。Pの原子百分率は5と175の間で、好ましくは11と125の間Cの原子百分率は3と65の間であり、好ましくは5Bの原子百分率は1と35の間であり、好ましくは25である。Xは、Mo、Ni、Co、Cr、Ru、Al、及びGaから選択される最適な金属又は金属の組み合わせ、好ましくは、XはMo、Ni、及びCrの組み合わせであり、ここで、Moの原子百分率は2と8の間で、好ましくは5であり、Niの原子百分率は3と7の間で、好ましくは5であり、Crの原子百分率は1と3の間で、好ましくは2である。Zは、Si及びSbから選択される最適な半金属であり、ここで、Zの原子百分率は05と25の間で、好ましくは15である。他の微量元素は、全質量画分が002未満で提案された組成式に追加されてもよい。上述の式と特に新規半金属部分を用いて、優れた硬度、440°Cより下のTg値及び60GPa未満のGを有し、3mmかそれ以上、ある例では6mmの臨界棒径を有するアモルファス棒に成型されるであろうバルク金属ガラス合金を得ることができることが意外にも発見された。前記組成は、本発明に従ったバルク金属ガラスを含む一群の鉄系リン光体の1つの式を表しているけれども、本発明によって別の組成式が熟慮されると理解されるべきである。まず、BやCのような侵入型半金属はガラス形成能を上昇させるが、剛性率も上昇させるから、それらは硬度を低下させる。剛性率を上昇させ硬度を低下させるB及びCの効果は、従来型の結晶構造の鋼合金において起こることも知られている。本発明においては、これらの半金属の画分をきつく制御することによって、ガラス形成と硬度の間の最適なバランスを達成することが可能となることが発見された。その1つの態様では、本発明の合金はP、C、B及び任意にZを含む半金属部分を含有し、ここでZは、Si及びSbの1種又は両方であり、合計の原子百分率が19~21である。そのような態様では、Cの原子百分率が3~65、好ましくは4~6であり、Bの原子百分率が1~35、好ましくは2~3であり、そして、Zの原子百分率が05~25、好ましくは1~2である。他の代わりの態様では、Fe含有量の一部分は、他の金属の組み合わせで置き換えられてもよい。そのような態様では、60以上、好ましくは68~75の原子百分率の濃度のFeは、2~8、好ましくは5の原子百分率の濃度のMoで置き換えられる。そのようなMo置換合金においては、Feはさらに3~7の原子百分率、好ましくは5の原子百分率のNiで置換されてもよい。そのようなMo及びNi置換合金においては、Feはさらに1~3、好ましくは2の原子百分率のCrで置換されてもよい。代わりに、Feは1~5の原子百分率のCo、Ru、Al及びGaの少なくとも1種と置換されてもよい。一般的に言えば、ガラス金属においては、4までの原子百分率の他の遷移金属は受け入れることができる。ガラス形成合金は偶然の又は混入した原料と考えられる相当量のいくつかの元素について許容可能であることも注目される。例えば、相当量の酸素は、優位な結晶化曲線のシフトなしに金属ガラス中に溶解するだろう。ゲルマニウム又は窒素のような他の偶然の元素は、全量で約2原子百分率未満、好ましくは全量で約1原子百分率未満だけ存在するだろう。上で述べたことは、合金自身の組成に重点を置いたものであるが、本発明は、前記式に従った鉄系P含有バルク金属ガラスの形成方法にも向けられており、本発明の合金組成物から物品を形成することも含まれると理解すべきである。その1つの態様では、本発明の合金を製造する好ましい方法は、適当量の成分を石英管中で不活性雰囲気下において誘導融解することを含む。本発明の合金からガラス状棒を製造する好ましい方法は、壁厚05mmの石英管中で不活性雰囲気下において合金インゴットを再溶融し、素早く水で焼き入れすることを含む。もう一つの方法として、該ガラス状棒は、壁厚05mmの石英管中で不活性雰囲気下において合金インゴットを再溶融し、溶融インゴットを溶融酸化ホウ素と約1000秒間接触させ、その後に素早く水で焼き入れすることで、本発明の合金から製造され得る。本発明の合金から作製された様々な直径のアモルファス鉄系棒が、図1に示されている。上述したもう一つの態様は唯一のものであることを意味するのではなく、該組成物を加工されにくく1mm未満の臨界棒厚又は不十分な硬度toughのもの60GPaよりも大きい剛性率としないような、基本装置や方法に対する他の変更は、本発明と併せて用いることができる。図面の簡単な説明の記載は、以下の図及びデータ図を参照してより完全に理解されるが、これらは本発明の例示的な態様として提示されるものであって、本発明の範囲全部の記述として構成されるべきものではない。当業者であれば、本発明に照らした追加の態様が前述の一般的な開示の範囲内のものとして認識できるだろう。そして、前述の非限定的な例によっては、決して権利を放棄することを企図するものではない。実験方法及び材料合金インゴットは、適当量のFe、Mo、Ni、Cr、B結晶、黒鉛粉末、及びPの混合物を、高純度アルゴン雰囲気下で密封された石英管中で誘導溶融することで調製した。厚さ50mmのガラス状Fe80P125C75ホイルは、エドモンドビューラーEdmundBuhlerD7400スプラット冷却機を用いて調製した。他のすべての合金は、壁厚05mmの石英管中で高純度アルゴン雰囲気下において合金インゴットを再溶融し、素早く水で焼き入れすることで、ガラス状の円筒形棒に成型された。CuKa照射によるX線回析は、ガラス状ホイル及び棒のアモルファス特性を検証するために行われた。各合金の転移点を決定するために、20Kminのスキャン速度で示差走査熱量測定が行われた。2mmよりも大きい直径のアモルファス棒を形成できる本発明の合金の弾性定数は、密度測定と併せて超音波測定を用いて求められた。ガラス状のP125、P125、及びP125の棒における横波及び縦波速度は、25MHz圧電変換器を用いたパルスエコーオーバラップによって測定された。密度は、米国材料試験協会企画C69393に従ったアルキメデス法によって測定された。2mmより大きい直径を有するアモルファス棒を形成できる本発明の合金の切欠靱性試験が行われた。硬度試験では、P125、P125、及びP125の直径2mmのガラス状の棒が利用された。前記棒は、合金インゴットを壁厚05mmの2mmID石英管中で高純度アルゴン雰囲気下において再溶融し、素早く水で焼き入れることによって調製した。前記棒は、底半径90mmの線鋸を用いて、棒径の半分の深さまで切込みを入れられた。切込みを入れられた試料は、スパン距離127mmの3点折り曲げ具に取り付けられ、切込み側が下を向くように注意深く並べられた。臨界破壊荷重は、ねじ式インストロン試験フレームを用いて、01mmminの一定のクロスヘッド速度で単調増加荷重を適用して測定された。各合金に対して、少なくとも3回の試験が行われた。試料の破断面は、LEO1550VP電界放射型走査電子顕微鏡を利用することによって試験された。採用された円筒形状に対する応力拡大係数は、Murakimiの解析法を用いて評価された。例えば、MurakamiYStressIntensityFactorsHandbookVol2OxfordPergamonPress1987p666を参照。この開示は参照により本明細書に組み込まれる。試料の寸法は、適切な平面歪み靱性測定KICのための標準サイズ要件を満たすのに十分な大きさである。具体的には、本試料の最も多い靭帯サイズは、~1mmであったことを考慮して、この一群のガラスにおける降伏強度を~3200MPaとすると、ここで得られるように、名目上は平面歪み状態はKIC60MPam12の靱性測定結果と推測され得る。例えば、上で引用された、GuXJetalActaMater2008、ZhangTetalMaterTrans2007、ShenBetalApplPhysLett2006、LiuFetalMaterTrans2008、及びLiFetalApplPhysLett2007を参照。。しかしながら、本試料においては、切込みに先行して事前には鋭い亀裂標準KICの評価に必要なものは導入されなかったので、測定された応力拡大係数は標準KIC値を示さない。この意味では、本研究で評価された切欠靱性KQと従来型の金属における標準KIC値との直接的な比較は妥当ではない。とはいえ、KQ値は、一様に試験した材料セットの中で、耐破壊性の変化に関する有用な情報を提供する。多くの新規開発金属ガラス合金の固有の臨界鋳造厚さ限界に起因して、円筒形状で事前の亀裂のない試料を用いた切欠靱性測定は、金属ガラス合金系においてしばしば報告されている。例えば、WesselingPetalScriptaMater200451151andXiXKetalPhysRevLett200594125510を参照。これらの開示は参照により本明細書に組み込まれる。より具体的には、本発明のものと似た形状及び大きさの試料を用いて、鉄系バルク金属ガラスに対してLewandowskietalにより最近行われた切欠靱性測定は、今回の評価と直接比較するのに適している。例えば、NouriASetalPhilMagLett200888853を参照。この開示は参照により本明細書に組み込まれる。実施例1:組成検査この組成検査に基づいて開発された合金が、関連する臨界棒径とともに以下の表1に記載されている。熱走査は図2に示されており、各合金のTgは表1に記載されている。測定された剛性率及び体積弾性率もまた、P125、P125、及びP125のモル体積とともに表1に記載されている。表1に見られるように、実施例の鉄系合金は、本発明に記載の基準に従って、直径05mm~6mmの範囲のガラス状棒を形成することができ、60GPa未満の剛性率を示す。急冷splatquenching又は融解紡糸によって達成される臨界ホイル厚。上で引用された、DuwezPLinSCHJApplPhys1967を参照。†~3000MPaという報告された一軸降伏強度及び00267という普遍的なせん断弾性限界を利用して予測。上で引用された、JohnsonWLSamwerKPhysRevLett2005、及びMasumotoTKimuraHSciRepResInstTohokuUniv1975を参照。‡ズボンの脚trouserleg型せん断試験によって測定された平面応力破壊靱性上で引用されたKimuraHMasumotoTScriptaMetall19759211を参照。興味深いことに、上の表1に記載の本発明の組成物において、15のPをSiで置換すると、ガラス形成能がわずかに向上することがわかった。上記組成物のSi含有型は、Fe80、、、及びである。P125、P125、及びP125の測定された切欠靱性KQは、値の標準偏差を表す誤差quotederrorsを伴って表1に示されている。これらのガラスの比較的小さな塑性領域サイズをしばしば上回る処理欠陥に起因する比較的大きい不確定範囲にもかかわらず、データは、最も控えめなものから最良のガラス形成剤になるに従って、KQが単調減少傾向にあることを明らかにした。例えば、NouriASetalPhilMagLett200888853を参照。この開示は参照により本明細書に組み込まれる。この傾向はまた、図3の顕微鏡写真に示されている被験試料の破断面の形態にも反映されている。これらの合金の破断面は、亀裂伝播の初期過程では荒いギザギザパターンを示し、その後、もろいガラス状金属破壊に典型的な独特のぐぼみパターンを示す。例えば、SuhJYPhDDissertationCaliforniaInstituteofTechnology2009を参照。この開示は参照により本明細書に組み込まれる。典型的なくぼみ形態の前のギザギザ領域の範囲は、実体のある塑性流動が壊滅的な破壊の前に起こったことを示唆しており、これは比較的高いKQ値を裏付けている。より興味深いことには、ギザギザ領域の幅図3の矢印で近似は、丈夫な合金からもろい合金になるにつれて減少し、このことは、ギザギザ領域の幅がKQと、より適切には、材料に特有の塑性領域サイズと大体比例することを示唆している。このような比例関係の存在は、SuhP125について、臨界棒径dcに対して切欠靱性KQをプロットすることで、ガラス形成能が上昇するにつれて硬度が低下する傾向が例証されている。興味深いことに、該プロットはこの傾向がおおよそ線形であることを明らかにする。私たちは同じプロット上に、Poon及び共働者によって開発された鉄系ガラス状合金上で引用並びにLewandowski及び共働者によって研究された鉄系ガラス状合金上で引用におけるKQ対dcのデータも示す。データから線形回帰すると、硬度対ガラス形成能の相関関係は類似した傾きであるが、今回のデータが示す相関関係はよく下側に位置している。本発明の合金に示される所定の臨界棒径における従来型の合金よりも非常に高い硬度の原因は、それらの非常に低い剛性率にある。上で引用されたDemetriouetalを参照。従来型の合金のガラス形成を導いた組成の研究は、剛性率を最小化しようとせずに、それゆえ硬度を最大化しようとせずに行われた。具体的には、従来型の合金のC及びBの画分は、低い硬度を促進する高い剛性率を生じさせるほど高い。バルクガラス状棒を形成することができる従来型のすべての合金は、少なくともC及びBの一種又は両方をそれぞれ原子百分率で65及び35以上含有する材料を含む。一方、本発明においては、C及びBの画分は、ガラス形成を促すのに十分高く、かつ、低い剛性率を可能とし高い硬度を促すのに十分低くなるように、慎重に制御された。バルクガラス状棒を形成することができる本発明の合金組成物は、C及びBをそれぞれ原子百分率で少なくとも3及び1、最高で65及び35まで含む。C及びBの原子百分率をそれらの範囲に維持することで、低い剛性率を保持しつつバルクガラスを形成することが可能となり、高い硬度が進展される。このことは、図5に例証されている。ここには、本発明の合金と従来型の合金の剛性率が、それぞれの臨界棒径に対してプロットされている。所定の臨界棒径における非常に低い剛性率が、本発明の合金に対して明らかにされており、これは図4に示されているように所定の棒径における非常に高い硬度によるものである。実施例3:本発明の合金の磁気特性他の実施例では、合金の磁気特性が研究された。特に、今回の実施例では、高い硬度及びガラス形成能を維持しつつ軟質磁気特性を向上させるための、バルク強磁性合金組成の最適化が研究された。背景インダクタ及びトランスのどちらも、磁気エネルギーを蓄積したり、ある電圧から他のものに変換したりする手段として、パワーエレクトロニクスにおける必須の部品である。どちらも材料の磁化をAC電流を通じて調節することにかかわっているので、最小のエネルギー損失で容易に磁化される材料を見つけることが必要である。アモルファス金属合金はこの要件に適しており、次第にトランスとインダクタのコアとして採用されつつある。パワーエレクトロニクスでの使用のための材料を選択する際に考慮しなければならない磁気特性がいくつかある。第一に、材料がどれだけ磁化されたかを決定する飽和磁化は、磁束密度ひいてはエネルギー密度に比例する。このようにして、高いMsはより小さく軽い部品をもたらすことができ、このことは、重量が燃費の主要な要因となる自動車や航空電子工学エレクトロニクスにおいては特に重要である。第二に、材料の磁化をゼロに戻すために求められる適用された磁力である保磁力、及び、外部の磁場が除去された後の材料の磁化である残留磁気は、どちらも磁気ヒステレシス又はそのスイッチング損失と比例する。高いスイッチング周波数の用途においては特に、低いHc及びMrは、低いスイッチング損失及び高い燃料効率を意味している。低い損失はまた低い作動温度につながり、電力系統の熱の消散のためのヒートシンクのサイズを減少させ、次にはシステム全体のコスト及び効率を向上させるだろう。金属合金は典型的には結晶である一方、アモルファス金属合金は繰り返し原子構造を欠いている。その結果、それらは異なった一連の特性を有しており、関心の高い話題である。鉄系アモルファス金属合金は、新型パワーエレクトロニックの用途のためのインダクタ及びトランスコアのための軟質磁性材料として大きな関心の対象となっている。これらの合金は、その優れた軟質磁気特性のため非常に望ましい。高い磁化飽和は、所定の大きさにおいてより高いパワーを有するコアを導く。低い保磁力、低い残留磁気、及び、小さいヒステレシスは、低いスイッチング損失及び高い効率につながる。しかしながら、過去に議論されていたように、市販のアモルファス金属合金は、厚さ100μm未満のホイル形状しか形成できず、これらのホイルを利用してバルク強磁性構成物を製造することに関連する高いコストのせいで、産業における影響が制限されている。目的それで、本実施例の目的は、良好な磁気特性及びガラス形成能を有するバルク鉄系アモルファス合金を見つけることである。11~13TのMsを有するバルクアモルファス合金がいくつか存在しているが、それらの多くは穏やかなGFAを有しており、25mmかそれ以下の棒を形成する。例えば、AMakinoetalMaterialsTransactionsvol48no11Octpp30243027、及びAInoueetalTransactionsonMagneticsvol32no5Septpp48664871を参照。この開示は参照により本明細書に組み込まれる。反対に、より良いGFAを有し3mmを超える棒を形成する合金の多くは、典型的には11Tより下のMsを有している。例えば、TDShenandRBSchwarzAppliedPhysicsLettersvol75no1Julypp4950、FLietalAppliedPhysicsLettersvol91no234101Dec、及びAInoueetalAppliedPhysicsLettersvol71no4Julypp464466を参照。この開示は参照により本明細書に組み込まれる。コストの観点からいえば、これらの合金の多くはGaを含んでいるが、これは高価な元素であって潜在的に有毒であり、このことが商業的な用途におけるこれらの合金の利用を妨げているかもしれない。例えば、KAmiyaetalMaterialsScienceandEngineeringvol449Febpp3563592007、及びAInoueandJSGookMaterialsTransactionsvol36no9May11801183を参照。この開示は参照により本明細書に組み込まれる。スイッチング損失については、これらの合金の多くにおいてHcが10Amより下である。したがって、本実施例の目的は、Gaのような高価な元素を用いずに、高い飽和磁化、低いヒステレシス、及び、モノシリックな強磁性の部品の製造を可能とするのに十分高いガラス形成能を有する強靭な鉄系金属ガラス組成物を開発することである。本実施例の磁気測定は、直径3mm及び高さ約1mmで質量約01gのアモルファスディスク上で実施された。ディスクの形状が飽和磁化を測定するのには適しているが、保磁力や残留磁気のようなヒステレシス特性を測定するのには最良ではないことに留意する。これは、この形状が消磁効果を生み出し、理想より大きいヒステレシス並びにより高い保磁力及び残留磁化をもたらすからである。ヒステレシス特性を測定するのに理想的な形状は、無限に長く薄い棒であって、該棒に対して平行に適用された磁場を有するものである。トロイドの角度方向に適用された磁場を有するトロイダル形状は、理想的な形状の良好な近似であり、これらの特性を測定するために広く利用されている。しかし、本実施例では、製造を容易にするため、飽和磁化の測定には適当だが、保磁力及び残留磁化の測定に対しては標準以下であるディスク形状が利用された。それゆえ、保磁力及び残留磁化に関する今回の結果は、合金に本来備わっている値ではなく、むしろここで実行されたディスク形状に特異的な上限値である。それにもかかわらず、本発明の合金同士を比較することができるという限度において、該結果は相対的な意味で有用である。本発明に設定された目的を達成するため、高い硬度及び今回の用途における良好なガラス形成能を有する強磁性バルクガラス形成組成物の軟質磁気性能を向上させるために、組織的ミクロ合金化アプローチが実行された。直径4mmまでで50MPam12の硬度を有するガラス状棒を形成することができる初期の組成Fe70Ni5Mo5P125C5B25は、すでに素晴らしい軟質磁性挙動を示していたが、飽和磁化はかなり低かった。具体的には、金属ガラス合金Fe70Ni5Mo5P125C5B25は、8161Amの保磁力及び39xl05Tの残留磁気を示し、これは低い値であって軟質磁性挙動である。初期の合金の飽和磁化は、102Tであると測定され、これはインダクタコアのような用途には十分なものであると考えられたが、それでも16T近い値を有する市販のMetglasTMコアよりも低い。今回の試みは、合金の低い保磁力coercivefield及び残留磁気を実質的に上昇させることなく、またその良好なガラス形成能及び高い硬度を損なうことなく、より高い飽和磁化を導くように、Co及びSiを初期の金属ガラス組成Fe70Ni5Mo5P125C5B25の組成バリエーションに取り込ませることに主として集中させられた。鉄系ガラス状合金へのSiの添加は保磁力を上昇させるかもしれないが、飽和磁化及びガラス形成能の両方を向上できることが報告されている。例えば、RPiccinetalJournalofMagnetismandMagneticMaterialsvol320Aprilpp806809、及びFLiuetalJournalofAlloysandCompoundsvol483Julypp613615を参照。この開示は参照により本明細書に組み込まれる。高いGFAを持たせるため、原子構造におけるいわゆる混乱効果confusioneffectを促すのに、アモルファス合金は異なる大きさの原子少なくとも10の相違を必要とする。Fe70Ni5Mo5P125C5B25はすでに妥当なGFAを有しているので、新しい元素を加える際に混乱秩序を邪魔せずにGFAを保つために、類似の原子半径を有している元素で置換することが最善であると考えられた。したがって、Siは、周期表で隣にあるPの場所で、組成物中に加えられた。PをSiで置換するとMsが上昇する一方で、おそらくFeが強磁性であるせいで、FeをSiで置換すると実質的にMsが減少するだろうということが報告されている。上で引用されたKAmiyaetalMaterialsScienceandEngineeringを参照。Ithasalsobeenreportedthat少量のCoFeの量のおよそ20までは、GFA及びMsを向上させることができるが、Hc及びヒステレシス損失を減少させることも報告されている例えば、上で引用されたRPiccinetalJournalofMagnetismandMagneticMaterialsを参照。それに基づいて、Coを組成物中に添加して、周期表の隣にあるFe及びNiを置換する。そうは言っても、以下に示されるように、PのSiによる直接置換又はFeのCoによる直接置換が、さらなる組成の再構成なしに試みられた場合には、ガラス形成能は実質的に低下するだろう。具体的には、ガラス形成能を維持するために、PのSiによる置換は、いくつかのNi及びMoのFeによる置換を伴うべきであることが発見された。さらに、Coの導入はNi及びFeの両方の減少によって調整されるべきであるが、ガラス形成能を維持するためには、Niの減少はFeの減少よりも大きくすべきである。最後に、ガラス形成能を維持するために、Si含有組成物はフラックスすることfluxing、好ましくは酸化ホウ素によってフラックスすることを必要とすることが発見された。以下に記載するように、本実施例では、Co及びSiの導入が、強磁性ガラスにおける飽和磁化を上昇させることを示す。さらに、Siの導入もまた、飽和磁化を低下させることが知られている金属であるMoの少ない画分及びFeの高い画分とともに、ガラス形成を可能にするが、少ない画分のMo及び高い画分のFeは、どちらも飽和磁化を高めて向上するだろう。すべての新規に開発された組成物は、最初のFe70Ni5Mo5P125C5B25組成物と比較して、より高い飽和磁化を示すことがわかる一方、whileそれらの保磁力及び残留磁気の値は、磁性挙動が軟質であると考えられるだけ十分低く残っている。さらに、すべての新規合金は、最初のFe70Ni5Mo5P125C5B25組成物3~5mmの臨界棒径及び40~50MPam12の硬度と同等なガラス形成能及び硬度を示す。したがって、新規合金は、相当な硬度を有し高いパフォーマンスを示すバルク強磁性ガラス状コアを製造するための有望な候補であることが判明する。要約すると、本実施例の鉄系合金は、少なくとも3mmの直径を有するアモルファス棒を形成することができるガラス形成合金になる組み合わせのすべてにおいて、本発明の以前の態様で記載されていた他の元素に加えて、Co及びSiを取り込む。Co及びSiの使用は、アモルファス合金の磁気特性を向上することが期待された。特に、少なくとも3mmの直径を有するアモルファス棒の形成を達成するために、本発明でクレームされた鉄系組成物におけるCo及びSiの導入は、以下の式に従って行われるべきである。C5B25式2ここで、0≦a≦15及び0≦z≦6であるが、0≦a<05である場合には、45<x<55及びymkzただし、4<m<6及び05≦k≦1であり、05≦a≦15である場合には、35<x<45及び25≦y≦45である。方法実施例の合金の形成においては、高純度のFe、Ni、Co及びMoのスラッグ、並びに、P、B、Si塊と黒鉛粉末が利用された。適当量の各元素およそ3gが、±00001gの正確さで計量され、石英管内に置かれてアルゴン雰囲気下において密封された。該元素は、誘導コイルを用いて石英管内で一緒に溶融され、続いて、均質なインゴットを得るために水で急冷された。質量損失01以上の合金は廃棄された。Siを含む合金のインゴットは、一方を密封され他方をアルゴン雰囲気に連結された石英管内において、B2O3粉末でフラックスfluxedされた。具体的には、合金インゴットはB2O3粉末の上に置かれ、該管は該インゴットを合金の液相温度約1100~1200°Cよりも約100~200°C高い温度まで熱するために誘導コイル内に置かれる。溶融合金と溶融酸化ホウ素は、約1000秒間接触することを許され、続いて、該混合物は管ごと冷水中に入れられることで焼き入れられる。最後に、合金インゴットは、直径3、4及び5mmの円筒形棒に成型される。この工程のために、壁厚05mmで適切な内径を有する石英管が用いられる。合金インゴットは真空下で石英管内に置かれ、該石英管は、インゴットを溶融するために1050°Cかそれ以上の加熱炉内に置かれる。アルゴンの陽圧で溶融合金を押し込んで管を満たし、該合金は管ごと冷水中に入れられることで焼き入れられる。結果として、特定の横断面の直径を有する棒形状の合金となる。3mmのアモルファス棒を形成した合金は、X線回析XRD及び示差走査熱量測定DSCを含むいくつかの診断ツールで解析された。ガラス形成上述した式で表され、3mmかそれ以上の直径を有するガラス状棒を形成することができる例示的な合金組成は、各組成についてリストされたガラス転移点、固相温度及び液相温度を伴って、以下の表2に一覧される。図6及び7では、a=0及びa=1の上記式で表される多様な組成の組成マップがプロットされる。該プロットに示されているように、x、y及びzが開示された範囲内にある合金組成だけが、少なくとも3mmの直径を有するアモルファス棒を形成することができる。Fe68Ni3Co5Mo4P115C5B25Si1の組成のアモルファス3mm棒における見本のXRDディフラクトグラム及びDSCスキャンが、図8及び9に提示される。要約すると、基本の組成であるFe70Ni5Mo5P125C5B25の合金は、4mmの臨界棒径を有しており、これは、4mmまでの直径を有するアモルファス棒を形成することが可能であることを意味している。SiはまずFe80xyNiyMoxP125aC5B25Siaの型である出発組成物に添加された。aの値として、05、10及び15が試みられた。ガラス形成能はa=1のときに頂点に達することがわかった。同様に、元のSi不含型がx=5を要するのと対照的に、ガラス形成能はxが4で最大化することがわかった。最後に、高いガラス形成能はy=4で見られたが、y=3でも高かった。これらもまた、y=5を要するSi不含の出発組成物と対照的であった。具体的には、合金Fe72Ni4Mo4P115C5B25Si1は3mmのDcを有している一方、合金Fe73Ni3Mo4P115C5B25Si1は4mmのDcを有し、5mmで部分的にアモルファスだった。異なるa、x及びyを有する他の組成は、著しく悪いGFAを有していることがわかった。上述のように、Siを含むすべての合金はフラックスされる必要があり、そうしないとGFAは著しく減少する。例えば、フラックスされていないFe72Ni4Mo4P115C5B25Si1は、3mmのアモルファス棒を形成することができない。Si不含の合金のフラックスは、GFAには対してはごくわずかな影響しかないことがわかったので、適用されなかった。次に、CoはSi不含の合金に添加された。そのような添加において、ガラス形成能を最大化させるためのMoの画分は、Coの画分に依存せず、Co不含の出発組成物と比べて変化しないことがわかった。Fe若しくはNi又はその両方を犠牲にしたCoの添加が試みられた。Fe部分への2Coの添加Fe68Ni5Co2Mo5P125C5B25は、3mmのアモルファス棒を形成しなかった。1のFe及び1のNiの置換による2Coの添加Fe69Ni4Co2Mo5P125C5B25は、4mmのDcになり、5mmで部分的にアモルファスであった。Ni部分への2Coの添加Fe70Ni3Co2Mo5P125C5B25は、3mmのDcになった。したがって、最も良好なガラス形成能は、Fe及びNiの両方を置換してCoを添加したときに得られた。それゆえに、CoはFe75yzNiyCozMo5P125C5B25の型において5まで添加され、Fe69Ni3Co3Mo5P125C5B25、Fe685Ni25Co4Mo5P125C5B25及びFe68Ni2Co5Mo5P125C5B25のような、それぞれ3mmのDcを有するいくつかの合金となる。このような3mmのDcを維持するNi及びCoの量の変化の傾向は、図6に示されている。したがって、y及びzの傾向は次式となる。y5kz式3ここで、kは05~1であり、好ましくは05である。最後に、Coは1Siを含む合金に添加された。そのような添加において、ガラス形成能を最大化させるためのMoの画分は、Coの画分に依存せず、4であることがわかった。Fe76yzNiyCozMo4P115C5B25Si1の型における添加もまた試みられた。これらの添加においては、ガラス形成能はzに依存せずyが3で維持されたときに最大化する。y=3のときの、2~5での1間隔でのzの変動が試みられた。これらの組成物の3mmのDcを維持する能力は、図7に提示されている。3mmの棒のアモルファス構造は、XRDによって裏付けられている。それらはすべてシャープなピークを有しておらず、このことは結晶がないことを示している。Fe68Ni3Co5Mo4P115C5B25Si1のXRDは図8に示されている。アモルファス棒のDSCスキャンは、急激なガラス転移点及び結晶化の大きな潜在エネルギーを示しており、このことは、これらの合金のアモルファス状態をさらに裏付けている。Fe68Ni3Co5Mo4P115C5B25Si1のDSCスキャンは、図9に示されている。各合金において、ガラス転移点Tg、固相温度Ts及び液相温度Tlが見積もられて、図10~12に集約され、表2に一覧されている。材料がガラス状態から液体状態に推移し、最終的には結晶状態にまで推移し始める点であるTgは、磁性材料の作動温度の上限を表しており、418°Cから435°Cの範囲である。Si含有及び不含の両方の合金において、Tgが3Coで頂点に達することは、図10から明らかである。同様に、図11及び12に示されているように、Si含有及び不含の合金のTs及びTlは2~4Co付近で頂点に達する。磁気特性Co又はSiを含まない出発合金であるFe70Ni5Mo5P125C5B25、作製されたすべての合金の中で最も高いGFAを有するFe69Ni4Co2Mo5P125C5B25、それぞれのシステムの中で最大の量のCoを有しているFe68Ni2Co5Mo5P125C5B25及びFe68Ni3Co5Mo4P115C5B25Si1、並びに、Siを含む合金の中で最大のGFAを有するFe73Ni3Mo4P115C5B25Si1という5種類の本発明のアモルファス合金について、30°Cでの磁気測定が行われた。各合金について、印加磁場に対する磁化のプロット、M対Hが、図13に提示されている。図13の差し込み図においては、各合金のヒステレシスループの幅を観察するために、H=0付近での応答が提示されている。図14では、合金Fe70Ni5Mo5P125C5B25についての見本のMH曲線が提示されており、これは飽和磁化Ms、保磁力Hc及び保持力Mrの値がどのように計算されるかを示している。これらの値は各合金について計算され、各組成についての飽和磁化、保磁力及び保持力の磁性データが併せて表3に載せられている。図14及び表3に見られるように、CoかSiのどちらか又はそれら両方を有している組成は、Co及びSi不含の合金Fe70Ni5Mo5P125C5B25よりも高いMs値を示す。また、Co含有Si不含合金は、Hc及びMrについて、Fe70Ni5Mo5P125C5B25とほとんど同じくらい低い値を示すように見えるが、Si含有Co不含合金は、より高いHc及びMr値を示す。Siの添加はMsに対して著しい効果を有しており、Fe70Ni5Mo5P125C5B25及びFe73Ni3Mo4P115C5B25Si1で、それぞれ102から112Tに上昇する。Msの上昇の原因が、Siの存在単独にあるのか、若しくは、Si含有合金における高いFe含量及び低いMo含量単独にあるのか、又は、それらの組み合わせにあるのかは明らかでない。Coの添加は小さい効果であるが、それでもMsを上昇させる。Fe75xyNiyCoxMo5P125C5B25のシステムにおける5のCoは、Msを102から106Tに上昇させ、Fe73zNi3CozMo4P115C5B25Si1のシステムにおける5のCoは、Msを112から115Tに上昇させる。Si不含の合金では、Hcは816~1143の範囲にある。2のCoはHcを1143Amに上昇させるが、5のCoは1089Amまで戻って低下させる。このことは、より大量にCoを添加すると、Hcが低下し続けるかもしれないことを示唆している。Fe73Ni3Mo4P115C5B25Si1のようにSiを添加すると、Hcが2091Amまで大幅に上昇した。しかしながら、5のCoを添加してFe68Ni3Co5Mo4P115C5B25Si1とすると、57Amまで戻って低下する。これはまた、さらにCoを上昇させると、さらにHcが低下するかもしれないことを示唆している。これらの合金すべてについて、MrはHcと同様に振る舞う。このように、Siの添加によって大幅に上昇するけれども、Hcもまた上昇を経験する。しかしながら、Coの穏やかな添加少なくとも5は、Msを上昇させる一方で、Hcを低下させるかもしれない。温度の影響を調べるために、Fe70Ni5Mo5P125C5B25、Fe68Ni2Co5Mo5P125C5B25及びFe68Ni3Co5Mo4P115C5B25Si1という3種類の本発明のアモルファス合金に対して、150°Cでの磁気測定も行われた。図15では、合金Fe70Ni5Mo5P125C5B25についての見本のMH曲線が提示されており、これは、温度が上昇するにつれて、飽和磁化Ms、保磁力Hc及び保持力Mrの値がどのように変化するかを示している。これらの値は、前記3種類の合金について、表4~6に一覧されている。温度が上昇するにつれて、Msは劇的に低下するように見える。磁性合金のキュリー点温度これらの合金においては、300~400°Cの間に位置すると予想される。が近づくため、Msがゼロに近づくのだろうと思われる。Hc及びMrに対する温度上昇の影響は小さい。Si不含合金であるFe70Ni5Mo5P125C5B25及びFe68Ni2Co5Mo5P125C5B25では、これらの値は非常にわずかに上昇するように見え、Si含有合金であるFe68Ni3Co5Mo4P115C5B25Si1では、上昇がいくぶん明白である。焼き入れ中のガラス状構造に生じる残留応力のせいでアモルファス強磁性合金に発生する磁気ひずみ効果を軽減するために、試料は、室温での磁気特性を測定する前に、375°Cで1時間焼きなまされた。焼きなましは、アルゴン雰囲気下で密封され375°Cの加熱炉内に置かれた石英管内で行われ、該温度で1時間加熱した後に、該管は表面堆積物thesurfacedを除かれ、空気中で自由に冷めることが可能にされた。Fe70Ni5Mo5P125C5B25、Fe68Ni2Co5Mo5P125C5B25及びFe68Ni3Co5Mo4P115C5B25Si1という3種類の本発明のアモルファス合金が調査された。図16では、合金Fe70Ni5Mo5P125C5B25についての見本のMH曲線が提示されており、これは、焼きなましが、飽和磁化Ms、保磁力Hc及び保持力Mrの値にどのように影響するかを示している。これらの値は、前記3種類の合金について、表7~9に一覧されている。焼きなましは3種類すべての合金のMsをわずかに上昇させるように見え、これは望ましい結果である。それはまた、Si不含合金であるFe70Ni5Mo5P125C5B25及びFe68Ni2Co5Mo5P125C5B25においてHc及びMrを著しく低下させ、このことは望ましいものであるが、望ましくないことに、Si含有合金Fe68Ni3Co5Mo4P115C5B25Si1ではそれらの値を上昇させる。要約要約すると、本実施例では、良好なGFA、硬度及び軟質磁気性能のバランスを有している新規のバルクアモルファス強磁性合金が、FeMoCBシステムにおいて作り出された。これらの鉄系合金は、市販のアモルファス強磁性合金よりも2桁大きい厚さのアモルファス棒を形成することができる。市販の合金は最大でも100μmのDcを有しているが、本研究では、3及び4mmのDcを有する合金を発見した。これらのシステムの合金は、高い硬度と併せて良好な磁気特性を示す。これは、同等なGFAを有し同等な磁気特性を示すが、劣った硬度を示す他のアモルファス強磁性合金とは対照的である。これらの合金は、115Tまでの高いMs並びに低い保磁力及び保持力を有する。加えて、高いGFA及び良好な軟質磁気特性を有する合金に共通する成分であるGaのような高価な又は有毒な元素が避けられた。これらの合金は、新しい部類の強磁性バルクアモルファス合金の開発の基盤として役に立つ。製造された合金は、高い効率性、小型、高い硬度及び疲労抵抗、並びに、低い製造コストを必要とするパワーエレクトロニクスの用途において、モノシリックな軟質磁性コアとして利用されることを可能とするかもしれない優れた磁気的及び機械的特性を有している。潜在的な用途としては、インダクタ、トランス、クラッチ及びDCAC変換器が含まれるが、これらに限定されるものではない。結論要約すると、本発明の鉄系P含有金属ガラスは、最適な硬度-ガラス形成能関係を示す。具体的には、本発明の合金は、どんな従来型の合金よりも、所定の臨界棒径に対して高い硬度を示す。この最適な関係は、鉄系システムでは珍しく、本発明の合金の組成中のC及びBの画分を非常に厳密に制御することで達成された低い剛性率たもたらした結果である。本発明の合金に関連する高いガラス形成能及び硬度の特有の組み合わせによって、該合金は、たくさんの用途、具体的には、家庭用電化製品、自動車及び航空宇宙の分野で構造要素として使用するための優れた候補となった。良好なガラス形成能及び硬度に加えて、本発明の鉄系合金は、市販のZr系ガラスよりも高い強度、硬度、剛性及び耐食性を示し、コストがずっと低いものである。したがって、本発明の合金は、高い強度、剛性、並びに、腐食及び擦り傷に対する耐性を必要とする携帯電子機器のための部品によく適している。該部品は、覆いcasing、フレーム、ハウジング、ヒンジ、又は、携帯電話、携帯情報端末若しくはラップトップコンピュータのような携帯電子機器のためのその他の構成部品を含むが、それらに限定されるものではない。加えて、これらの合金は、不都合な生物学的反応を引き起こすことが知られている元素を含まない。具体的には、それらはCu及びBeを含まず、ある種の組成物はNi又はAlなしに形成され得るが、これらはすべて不都合な生物学的反応を引き起こすことが知られているものである。それに基づくと、本発明の材料は、例えば医療のインプラントや器具のような生物医学の用途によく適したものであるだろうと考えられ、本発明はまた、本発明の合金を利用して作製された、手術器具のような医療機器、整形外科又は歯科用のワイヤーのような外部固定装置、及び、標準型のインプラント、特に、例えば整形外科、歯科、脊髄、胸部、頭蓋用のインプラントのような耐荷重性インプラントに向けられている。擦り傷及び腐食に対する高い耐性、生物学的適合性、及び、魅力的な白色の組み合わせのため、本発明の合金は、例えば腕時計、指輪、ネックレス、イアリング、ブレスレット、カフスボタンだけでなく、そのようなものの覆いや包装のような宝飾品類の用途によく適している。最後に、これらの材料はまた軟質強磁性特性を示しており、このことは、例えば電磁遮蔽やトランスコアの用途のような軟質磁気特性を必要とする用途によく適していることを示しているだろう。たくさんの新しい合金が、FeMoCBシステムにおいて、3及び4mmのガラス形成の臨界直径で合成された。振動試料磁力計を用いて、115Tほど高い飽和磁化の値が測定された一方、低い保磁力及び残留磁気が記録された。まとめると、これらの結果は、開発されたバルクガラス形成組成物は、パワーエレクトロニクス用途における高効率で小型で丈夫な強磁性コアの低コスト製造のための優れた候補材料であることを示唆している。均等論上記記載は本発明の多くの具体的な態様を含んでいるが、これらは本発明の範囲を制限するものとして解釈されるべきものではなく、むしろ本発明の1つの態様の例として解釈されるべきである。したがって、本発明の範囲は、説明された態様によって決定されるべきではなく、添付の特許請求の範囲及びその均等物によって決定されるべきである。