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。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に記載のアモルファス金属合金。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に記載のアモルファス金属合金。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アモルファス金属合金。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アモルファス金属合金。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に記載のアモルファス金属合金。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アモルファス金属合金。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に記載のアモルファス金属合金。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に記載のアモルファス金属合金。前記合金が、以下の合金Fe56Ni18Nb6V5B15、Fe52Ni22Nb6V5B15、Fe52Ni22Nb4V7B15、Fe50Ni22Nb6V7B15、Fe30Co20Ni22Nb8V5B15、およびFe36Co24Ni12Nb8V5B15、から選択される、請求項9に記載のアモルファス金属合金。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に記載のアモルファス金属合金。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に記載のアモルファス金属合金。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に記載のアモルファス金属合金。前記合金が非粉末固体である、請求項1から3のいずれか一項に記載のアモルファス金属合金。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、を行う、請求項1から14のいずれか一項に記載の合金の製造方法。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15に記載の方法。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工程を含む、請求項15または16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17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18に記載の方法。請求項1から4のいずれか一項に記載のアモルファス金属合金の、バネとしての使用。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、本発明の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、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、本発明の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。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。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ではない。製造方法上記で定義した本発明のアモルファス金属合金は、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。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4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、特に機械用の、より具体的には、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、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5参照。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、全体結晶積分率は、計測した全ての合金において、50以下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。