DE69014442T2

DE69014442T2 - Amorphe Legierungen mit hoher mechanischer Festigkeit, guter Korrosionsbeständigkeit und hohem Formänderungsvermögen.

Info

Publication number: DE69014442T2
Application number: DE69014442T
Authority: DE
Inventors: Akihisa Inoue; Kazuhiko Kita; Tsuyoshi Masumoto; Hideki Takeda; Hitoshi Yamaguchi
Original assignee: YKK Corp
Current assignee: YKK Corp
Priority date: 1989-07-04
Filing date: 1990-07-02
Publication date: 1995-06-29
Anticipated expiration: 2010-07-03
Also published as: NO177572C; AU5778590A; JPH07122119B2; NO902993D0; CA2020338C; NO177572B; AU609353B2; DE69014442D1; JPH0336243A; NO902993L; DE406770T1; EP0406770B1; US5074935A; EP0406770A1; CA2020338A1

Description

HINTERGRUND DER ERFINDUNG

1. Gebiet der Erfindung

Die Erfindung betrifft ein oder mehrere Elemente der seltene Erden enthaltende, amorphe Legierungen, die ein hohes Maß an Härte, Festigkeit, Abnutzungsbeständigkeit, Korrosionsbeständigkeit und Formbarkeit zeigen.

2. Beschreibung des bekannten Standes der Technik

Bislang wurden Metalle der seltenen Erde als Additive für Legierungen auf Eisengrundlage o. dgl. verwendet oder zur Anwendung in magnetischen Materialien in Form intermetallischer Verbindungen. Bislang war jedoch keine praktische Verwendung von Legierungen auf Grundlage von Metallen der seltenen Erden bekannt. Eine charakteristische Eigenschaft der Metalle der seltenen Erden ist ihre im allgemeinen geringe Zugfestigkeit von 200 bis 300 MPa. Wenn Metalle der seltenen Erden als intermetallische Verbindungen eingesetzt werden, gibt es ein Problem hinsichtlich ihrer schlechten Formbarkeit. Daher gab es einen großen Bedarf für Legierungen auf Grundlage von Metallen der seltenen Erden, mit einer hohen Festigkeit und einer vorzüglichen Formbarkeit.
Bislang ist die Festigkeit von Legierungen, in denen Metalle der seltenen Erden verwendet werden, d.h. die Festigkeit von Legierungen auf Grundlage von Metallen der seltenen Erden gering. Wenn Metalle der seltenen Erden in intermetallischen Verbindungen verwendet werden, kann eine angemessene Formbarkeit nicht erhalten werden. Daher war der Anwendungsbereich derartiger Legierungen auf ein enges Feld eingegrenzt, wie etwa auf das Feld der magnetischen, gesinterten Materialien und der Dünnschichtmaterialien.

KURZBESCHREIBUNG DER ERFINDUNG

Demgemäß besteht eine Aufgabe der Erfindung in der Verbesserung der Nachteile von Legierungen auf Grundlage von Metallen der seltenen Erden, nämlich ihrer geringen Festigkeit und Korrosionsbeständigkeit sowie der minderwertigen Formbarkeit von intermetallischen Verbindungen aus Metallen der seltenen Erden, um dadurch eine große Erweiterung des Einsatzbereichs von Metallen der seltenen Erden als zweckmäßige Materialien zu ermöglichen und eine deutliche Verringerung der Herstellungskosten zu erreichen.
Die Erfindung liefert eine amorphe Al-Legierung mit vorzüglicher mechanischer Festigkeit, Korrosionsbeständigkeit und Formbarkeit, wobei die Legierung eine Zusammensetzung aufweist, die wiedergegeben wird durch die allgemeine Formel:
Al100-x-yMxLny,
worin:
M zumindest ein aus der aus Ti, V, Cr, Mn, Fe, Co, Ni, Cu, Zr, Nb, Mo, Hf, Ta und W bestehenden Gruppe ausgewähltes Element ist;
Ln zumindest ein aus der aus Y, La, Ce, Nd, Sm, Gd, Tb, Dy, Ho und Yb oder Mischmetall, welches eine Kombination von Elementen der seltenen Erden ist, bestehenden Gruppe ausgewähltes Element ist; und
x und y in die folgenden Bereiche fallende Atomprozentangaben sind:
0 < x ≤ 55, 30 ≤ y ≤ 90
vorzugsweise 0 < x ≤ 40 und 35 ≤ y ≤ 80 und
besonders bevorzugt 5 < x ≤ 40 und 35 ≤ y ≤ 70,
wobei die Legierung mindestens 50 (Volumen) % einer amorphen Phase aufweist, mit Ausnahme von spröden Legierungen.

KURZBESCHREIBUNG DER ZEICHNUNG

Fig. 1 ist ein Zusammensetzungsdiagramm ternärer Legierungen, in der die Struktur eines als Beispiel angegebenen erfindungsgemäßen dünnen Bandes aus einer Legierung aus dem Al-Ni-La-System dargestellt ist;
Fig. 2 ist ein die Härte der jeweiligen Testproben darstellendes Diagramm;
Fig. 3 ist ein die Glasübergangstemperatur der jeweiligen Testproben darstellendes Diagramm;
Fig. 4 ist ein die Glaskristallisationstemperatur der jeweiligen Testproben darstellendes Diagramm;
Fig. 5 ist ein einen Glasübergangsbereich darstellendes Diagramm und
Fig. 6 ist eine ein Beispiel des erfindungsgemäßen Herstellungsverfahrens darstellende Illustration.

DETAILLIERTE BESCHREIBUNG BEVORZUGTER AUSFÜHRUNGSFORMEN

Die erfindungsgemäßen Aluminiumlegierungen können durch rasches Erstarren einer Schmelze der Legierung mit der vorstehend angegebenen Zusammensetzung erhalten werden und zwar mittels einer Flüssigkeitsabschrecktechnik. Die Flüssigkeitsabschrecktechnik ist ein Verfahren zum raschen Abkühlen einer geschmolzenen Legierung und insbesondere sind die Einfach-Walzenschmelzspinn-Technik, die Doppel-Walzenschmelzspinn-Technik, die Schmelzspinn-Technik in rotierendem Wasser o. dgl. als wirksame Beispiele derartigen Techniken zu erwähnen. Bei diesen Techniken kann eine Kühlgeschwindigkeit von etwa 10&sup4; bis 10&sup6; K/sek erhalten werden. Zur Herstellung von Materialien in Form dünner Bänder mittels der Einfach- Walzenschmelzspinn-Technik oder der Doppel-Walzenschmelzspinn- Technik wird die geschmolzene Legierung aus der Öffnung einer Düse auf eine Walze, beispielsweise aus Kupfer oder Stahl, mit einem Durchmesser von 30 - 3000 mm, die sich mit einer konstanten Geschwindigkeit innerhalb des Bereichs von etwa 300 bis 10000 U/min dreht, ausgestoßen. Mit diesen Techniken können verschiedenartige Materialien in Form dünner Bänder mit einer Breite von etwa 1 - 300 mm und einer Dicke von etwa 5 - 500 um auf einfache Weise erhalten werden. Alternativ dazu wird zur Herstellung von Materialien in Form feiner Drähte mit der Schmelzspinn-Technik in rotierendem Wasser ein Strahl der geschmolzenen Legierung unter Anwendung eines Argongas-Rückdrucks durch eine Düse in eine Lage aus einem flüssigen Kältemittel mit einer Tiefe von etwa 10 bis 100 mm, die durch die Zentrifugalkraft in einer sich mit einer Geschwindigkeit von etwa 50 bis 500 U/min drehenden Trommel gehalten wird, gerichtet. Auf diese Weise können Materialien in Form feiner Drähte auf einfache Weise erhalten werden. Bei dieser Technik liegt der Winkel zwischen der aus der Düse ausgestoßenen, geschmolzenen Legierung und der Oberfläche des flüssigen Kältemittels vorzugsweise im Bereich von etwa 60º bis 90º und das Verhältnis der Geschwindigkeit der ausgestoßenen, geschmolzenen Legierung zur Geschwindigkeit des flüssigen Kältemittels liegt vorzugsweise im Bereich von etwa 0,7 bis 0,9.
Neben dem vorstehend angegebenen Verfahren, kann die erfindungsgemäße Legierung auch mittels eines Sputterverfahrens in Form einer Dünnschicht erhalten werden. Weiterhin kann ein rasch erstarrtes Pulver der erfindungsgemäßen Legierungszusammensetzung durch verschiedene Atomisierverfahren, beispielsweise einem Hochdruck-Gasatomisierverfahren oder einem Sprühverfahren, erhalten werden.
Ob die so erhaltenen rasch erstarrten Legierungen amorph sind oder nicht, kann unter Verwendung eines herkömmlichen Röntgenbeugungsverfahrens durch Überprüfen des Vorliegens des für eine amorphe Struktur charakteristischen Halo- Musters erkannt werden. Die amorphe Struktur wird durch Erwärmen auf eine bestimmte Temperatur ("Kristallisationstemperatur" genannt) oder auf höhere Temperaturen in eine Kristallstruktur umgewandelt.
In den durch die oben angegebene allgemeine Formel dargestellten, erfindungsgemäßen Aluminiumlegierungen ist der Wert von "x" auf den Bereich von mehr als 0 (0 ist nicht enthalten) bis 55 Atom% eingeschränkt und der Wert von (Y) ist auf den Bereich von 30 bis 90 Atom% eingeschränkt. Der Grund für derartige Einschränkungen besteht darin, daß die Bildung einer amorphen Phase in den resultierenden Legierungen schwierig ist, wenn "x" und "y" von den oben angegebenen und bestimmten Bereichen abweichen, und die gewünschten Legierungen, die mindestens 50 Volumen% einer amorphen Phase aufweisen, mit den in der Industrie üblichen, die vorstehend genannten Flüssigkeitsabschrecktechniken usw. verwendenden Kühltechniken nicht erhalten werden können. In dem oben angegebenen Zusammensetzungsbereich zeigen die erfindungsgemäßen Legierungen vorteilhafte Eigenschaften, wie etwa eine hohe Härte, eine hohe Festigkeit und eine hohe Korrosionsbeständigkeit, die für amorphe Legierungen charakteristisch sind. Die oben angegebenen bestimmten Bereiche wurden in dem US-Patent Nr. 4,911,767, offengelegt am 27. März 1990 (japanische Patentanmeldung Nr. 63-61877) der Anmelderin und der früheren US-Patentanmeldung, Nr. 345 677, eingereicht am 28. April 1989 (japanische Patentanmeldung Nr. 63-103812) der Anmelderin offenbart und daher werden diese Bereiche an sich nicht von den Ansprüchen dieser Erfindung abgedeckt zur Vermeidung jedweder Zusammensetzungsüberlappung.
Wenn die Werte von "x" und "y" 0 < x ≤ 40 Atom% bzw. 35 ≤ y ≤ 80 Atom% betragen, zeigen die resultierenden amorphen Legierungen neben den für amorphe Legierungen charakteristischen, vorteilhaften Eigenschaften eine vorzügliche Biegsamkeit, die ein Biegen bandförmiger Materialien um 180º erlaubt. Ein derartig hohes Maß an Biegsamkeit ist wünschenswert zum Verbessern der physikalischen Eigenschaften, z.B. der Schlagbiegefestigkeit und Dehnbarkeit der Materialien.
Insbesondere in den Bereichen 5 < x ≤ 40 Atom% und 35 ≤ y ≤ 70 Atom%, können die vorstehend genannten vorteilhaften Eigenschaften bei höheren Werten sichergestellt werden und ferner kann ein breiterer Glasübergangsbereich (Tx-Tg) erreicht werden. Im Glasübergangsbereich befindet sich das Legierungsmaterial im Zustand einer unterkühlten Flüssigkeit und zeigt eine äußerst vorzügliche Formbarkeit, die unter Anlegen einer geringen mechanischen Spannung ein hohes Maß an Verformung erlaubt. Derartig vorteilhafte Eigenschaften machen die resultierenden Legierungsmaterialien äußerst geeignet für Anwendungen, wie etwa als Teile mit komplizierten Formen oder durch ein hohes Maß an plastischem Fluß erfordernde Verarbeitungsoperationen hergestellte Gegenstände.
Das "M"-Element ist mindestens ein aus der aus Ti, V, Cr, Mn, Fe, Co, Ni, Cu, Zr, Nb, Mo, Hf, Ta und W bestehenden Gruppe ausgewähltes Element. Diese Elemente verbessern, wenn sie zusammen mit Al vorliegen, nicht nur die Fähigkeit zur Bildung einer amorphen Phase, sondern liefern auch eine erhöhte Kristallisationstemperatur in Kombination mit einer verbesserten Härte und Festigkeit.
Das "Ln"-Element ist mindestens ein aus der aus den Elementen der seltenen Erden (Y und Elemente mit Atomzahlen von 57 - 70) bestehenden Gruppe ausgewähltes Element und das oder die Elemente der seltenen Erden können durch Mm, das eine Mischung von Elementen der seltenen Erden ist, ersetzt werden. Das hierin eingesetzte Mm besteht aus 40 - 50% Ce und 20 - 25% La, wobei der Rest aus anderen Elementen der seltenen Erden und Verunreinigungen (Mg, Al, Si, Fe usw.) in akzeptablen Mengen besteht. Die durch "Ln" dargestellten Elemente der seltenen Erden können in einem Verhältnis von etwa 1:1 (in Atom%) durch Mm ersetzt werden bei der Bildung der in dieser Erfindung gewünschten amorphen Phase und Mm liefert einen großen wirtschaftlichen Vorteil als praktisches Ausgangsmaterial des Legierungselements "Ln" aufgrund seines günstigen Preises.
Die erfindungsgemäßen Legierungen zeigen in einem sehr breiten Temperaturbereich einen Zustand einer unterkühlten Flüssigkeit (Glasübergangsbereich) und einige Zusammensetzungen zeigen einen Glasübergangstemperaturbereich von 60 K oder mehr. Im Temperaturbereich des Zustands einer unterkühlten Flüssigkeit kann auf einfache Weise und ohne irgendeine Einschränkung eine plastische Verformung unter Anwendung eines geringen Drucks ausgeführt werden. Daher kann ein Pulver oder ein dünnes Band auf einfache Weise mit herkömmlichen Verarbeitungstechniken verfestigt werden, beispielsweise durch Extrudieren, Walzen, Schmieden oder Warmpressen. Aus demselben Grund können erfindungsgemäße Legierungspulver ferner in einer Mischung mit andern Legierungspulvern bei niedrigen Temperaturen unter Anwendung eines geringen Drucks auf einfache Weise verdichtet und zu zusammengesetzten Gegenständen geformt werden. Weil die amorphen Bänder aus den erfindungsgemäßen Legierungen, die mit Flüssigkeitsabschrecktechniken hergestellt wurden, eine vorzügliche Biegsamkeit aufweisen, können sie ferner in einem breiten Zusammensetzungsbereich um 180º gebogen werden, ohne daß Risse oder Abblätterungen von einem Substrat auftreten.
Eine geeignete Wahl von Fe, Co usw. als "M"-Element und Sm, Gd usw. als "Ln" Element liefert verschiedenartige magnetische amorphe Materialien in Volumenform oder Dünnschichtform. Weiterhin können verfestige amorphe Materialien zu kristallinen Materialien umgewandelt werden in dem sie über einen geeigneten Zeitraum bei ihrer Kristallisationstemperatur oder bei höheren Temperaturen gehalten werden.
Nachstehend wird die Erfindung unter Bezugnahme auf die folgenden Beispiele genauer beschrieben.

Beispiel 1

Eine geschmolzene Legierung 3 mit einer vorgegebenen Legierungszusammensetzung wurde mit einem Hochfrequenz-Induktionsschmelzverfahren hergestellt und in ein mit einer kleinen Öffnung 5 mit einem Durchmesser von 0,5 mm an der Spitze davon versehenes Quarzrohr 1 gefüllt, wie in Fig. 6 dargestellt. Nach Erwärmen und Schmelzen der Legierung 3 wurde das Quarzrohr 1 grade oberhalb einer Kupferwalze 2 mit einem Durchmesser von 200 mm angeordnet. Dann wurde die im Quarzrohr 1 enthaltene geschmolzene Legierung 3 unter Anlegen eines Argongasdrucks von 7x10&sup4;Pa (0,7 kg/cm²) aus der kleinen Öffnung 5 des Quarzrohrs 1 ausgestoßen und in Kontakt mit der Oberfläche der sich mit einer Geschwindigkeit von 5000 U/Min rasch drehenden Walze 2 gebracht. Die geschmolzene Legierung 3 erstarrte rasch und ein dünnes Legierungsband 4 wurde erhalten.
Mit den vorstehend beschriebenen Verarbeitungsbedingungen wurden dünne Bänder aus ternären Legierungen erhalten, wie im Zusammensetzungsdiagramm des Al-Ni-La-Systems dargestellt. In dem Zusammensetzungsdiagramm sind die Prozentangaben für jedes Element in Intervallen von 5 Atom% aufgezeichnet. Eine Röntgenbeugungsanalyse der resultierenden dünnen Bänder zeigte, daß in einem sehr breiten Zusammensetzungsbereich eine amorphe Phase erhalten wurde. In Fig. 1 bezeichnet die Markierung " " eine amorphe Phase und eine zum Biegen um 180º ohne Bruch ausreichende Biegsamkeit, die Markierung " " bezeichnet eine amorphe Phase und Sprödigkeit, die Markierung " " bezeichnet eine Mischfaser aus einer amorphen Phase und einer kristallinen Phase und die Markierung " " bezeichnet eine kristalline Phase.
Die Fig. 2, 3, 4 und 5 zeigen die Meßergebnisse für die Härte (Hv), die Glasübergangstemperatur (Tg), die Kristallisationstemperatur (Tx) bzw. den Glasübergangsbereich (Tx-Tg) für alle Proben in Form dünner Bänder.
Fig. 2 zeigt die Härteverteilung der dünnen Bänder, die innerhalb das Gebiet der amorphen Phase der in Fig. 1 dargestellten Zusammensetzungen fallen. Die erfindungsgemäßen Legierungen besitzen einen hohen Härtewert (Hv) von 180 bis 500 (DPN) und die Härte ist allein in Abhängigkeit von der Änderung des La-Gehalts veränderbar, ohne Rücksicht auf Änderungen des Al-Gehalts und des Ni-Gehalts. Insbesondere, wenn der La-Gehalt 30 Atom% beträgt, beträgt die Hv-Härte etwa 400 bis 500 (DPN) und danach fällt die Härte mit einem weiteren Anstieg des Ln-Gehalts ab. Die Hv-Härte zeigt einen minimalen Wert von 180 (DPN) wenn der La-Gehalt 70 Atom% beträgt und steigt danach mit einem Anstieg des La-Gehalts leicht an.
Fig. 3 zeigt die Tg (Glasübergangstemperatur)-Änderung des in Fig. 1 dargestellten, eine amorphe Phase bildenden Gebietes und die Tg-Änderung hängt in hohem Maße von der Änderung des La-Gehalts ab, wie bei der Härteänderung. Insbesondere, wenn der La-Gehalt 30 Atom% beträgt, beträgt der Tg-Wert 600 K und danach fällt der Tg-Wert mit einem weiteren Anstieg des La-Gehalts ab und erreicht 420 K bei einem La- Gehalt von 70 Atom%. Außerhalb des vorstehend angegebenen Bereichs liegende La-Gehalte zeigen kein Tg.
Fig. 4 zeigt die Tx (Kristallisationstemperatur)- Änderungen der innerhalb des in Fig. 1 dargestellten, eine amorphe Phase bildenden Gebietes liegenden dünnen Bänder und zeigt eine starke Abhängigkeit vom La-Gehalt, wie auch unter Bezugnahme auf die Fig. 2 und 3 beschrieben. Insbesondere liefert ein La-Gehalt von 30 Atom% einen hohen Tx-Wert von 660 K und danach fällt der Tx-Wert mit einem weiteren Anstieg des La-Gehalts ab. Ein La-Gehalt von 70 Atom% liefert einen minimalen Tx-Wert von 420 K und danach steigen die Tx-Werte leicht an.
Fig. 5 ist ein Diagramm, in dem die Differenz (Tx-Tg) zwischen Tg und Tx, die in Fig. 3 bzw. Fig. 4 dargestellt sind, aufgetragen ist und das Diagramm zeigt einen Temperaturbereich des Glasübergangsbereichs. In dem Diagramm bedeutet ein breiterer Temperaturbereich eine höhere Stabilität der amorphen Phase. Unter Verwendung eines derartigen Temperaturbereichs können Verarbeitungs- und Verformungsoperationen in einem breiteren Bereich bezüglich der Verarbeitungstemperatur und -Zeit unter Beibehaltung einer amorphen Phase durchgeführt werden und verschiedene Verarbeitungsbedingungen können einfach gesteuert werden. Der in Fig. 5 dargestellte Wert von 60 K bei einem La-Gehalt von 50 Atom% bedeutet, daß die Legierung eine stabile amorphe Phase und eine vorzügliche Verarbeitbarkeit besitzt.
Im übrigen zeigt Tabelle 1 die Ergebnisse von Zugfestigkeits (δf)-Messungen für fünf innerhalb des Zusammensetzungsbereichs, der eine amorphe Phase liefert, enthaltene Testproben zusammen mit der Härte, Glasübergangstemperatur und der Kristallisationstemperatur. Alle getesteten Proben zeigten hohe Festigkeitswerte von nicht weniger als 500 MPa und erwiesen sich als hochfeste Materialien. Tabelle 1 Legierungszusammensetzung
Wie vorstehend beschrieben, besitzen die erfindungsgemäßen Legierungen in einem breiten Zusammensetzungsbereich eine amorphe Phase und in einem großen Teil des Zusammensetzungsbereichs ein Glasübergangsgebiet. Daher ist ersichtlich, daß die erfindungsgemäßen Legierungen Materialien mit einer guten Formbarkeit zusammen mit einer hohen Festigkeit sind.

Beispiel 2

Dünne Bänder aus einer amorphen Legierung mit 21 in Tabelle 2 dargestellten Legierungszusammensetzungen wurden auf die gleiche Weise hergestellt wie im Beispiel 1 und die Zugfestigkeit, Härte, Glasübergangstemperatur und Kristallisationstemperatur der Legierungen wurden gemessen. Es wurde herausgefunden, daß sich alle Testproben in einem amorphen Zustand befinden und Materialien mit einer hohen Festigkeit und thermischen Stabilität sind, die eine Zugfestigkeit von nicht weniger als 500 MPa, einen Hv-Wert von nicht weniger als 200 (DPN) und eine Kristallisationstemperatur von nicht weniger als 500 K besitzen. Tabelle 2 Legierungszusammensetzung

Beispiel 3

Aus einer Legierung mit der Zusammensetzung Al&sub3;&sub5;Ni&sub1;&sub5;La&sub5;&sub0; wurde auf dieselbe Weise wie im Beispiel 1 ein weiteres amorphes Band hergestellt und unter Verwendung einer als Pulverisierungsvorrichtung bekannten Drehmühle zu einem Pulver mit einer mittleren Teilchengröße von etwa 20 um pulverisiert. Das pulverisierte Pulver wurde in eine Metallform gefüllt und unter einem Druck von 2 x 10&sup8;Pa (20 Kg/mm²) bei 550 K über einen Zeitraum von 20 Minuten einer Druckform in einer Argongasatmosphäre unterzogen um ein verdichtetes Volumenmaterial mit einem Durchmesser von 10 mm und einer Höhe von 8 mm zu erhalten. Es wurde ein hochfestes, verdichtetes Volumenmaterial mit einer Dichte von mindestens 99% verglichen mit der theoretischen Dichte erhalten und unter einem optischen Mikroskop wurden keine Poren oder Hohlräume beobachtet. Das verdichtete Material wurde einer Röntgenbeugungsuntersuchung unterzogen. Es wurde bestätigt, daß in den verdichteten Volumenmaterialien die amorphe Phase beibehalten wurde.

Beispiel 4

Ein auf dieselben Weise wie im Beispiel 3 erhaltenes Pulver aus einer amorphen Legierung der Zusammensetzung Al&sub3;&sub5;Ni&sub1;&sub5;La&sub5;&sub0; wurde einem Aluminiumpulver mit einer mittleren Teilchengröße von 3 um in einem Anteil von 5 Gew.-% beigegeben und wurde unter denselben Bedingungen wie im Beispiel 3 zum Erhalt eines zusammengesetzten Volumenmaterials heißgepreßt. Das Volumenmaterial wurde mit einem Röntgenmikroanalysator untersucht und es wurde herausgefunden, daß es eine homogene Struktur hatte, in der das Aluminiumpulver von einer stark daran haftenden, dünnen (1 bis 2 um) Legierungsschicht umgeben war.
Wie vorstehend beschrieben, liefert diese Erfindung neue amorphe Al-Legierungen, die eine vorteilhafte Kombination der Eigenschaften hohe Härte, hohe Festigkeit, hohe Abnutzungsbeständigkeit und vorzügliche Korrosionsbeständigkeit zeigen und einer starken Biegung unterzogen werden können, mit vergleichsweise geringen Kosten.

Claims

1. Amorphe Al-Legierung mit vorzüglicher mechanischer Festigkeit, Korrosionsbeständigkeit und Formbarkeit, wobei die Legierung eine Zusammensetzung aufweist, wiedergegebenen durch die allgemeine Formel:

Al100-x-yMxLny,

worin:

M zumindest ein aus der aus Ti, V, Cr, Mn, Fe, Co, Ni, Cu, Zr, Nb, Mo, Hf, Ta und W bestehenden Gruppe ausgewähltes Element ist;

Ln zumindest ein aus der aus Y, La, Ce, Nd, Sm, Gd, Tb, Dy, Ho und Yb oder Mischmetall, welches eine Kombination von Elementen der seltenen Erden ist, bestehenden Gruppen ausgewähltes Element ist; und

x und y in die folgenden Bereiche fallende Atomprozentangaben sind:

0 < x ≤ 55 und 30 ≤ y ≤ 90

wobei die amorphe Legierung mindestens 50 (Volumen) % einer amorphen Phase aufweist, mit Ausnanme von spröden Legierungen.

2. Amorphe Legierung nach Anspruch 1, in der die Atomprozentangaben x und y in die Bereiche:

0 < x ≤ 40 und 35 ≤ y ≤ 80

fallen.

3. Amorphe Legierung nach Anspruch 1, in der die Atomprozentangaben x und y in die Bereiche:

5 < x ≤ 40 und 35 ≤ y ≤ 70

fallen.