HINTERGRUND DER ERFINDUNG
1. Gebiet der Erfindung
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Die Erfindung betrifft ein Verfahren zum Herstellen
eines eine amorphe Legierung bildenden Materials zum Zweck des
Verbesserns einer amorphen Legierung hinsichtlich ihrer von
einer Hochtemperaturbearbeitung der Legierung, bei der sie
über einen langen Zeitraum einer thermischen Hysterese
unterzogen wird, hervorgerufenen Eigenversprödung.
2. Beschreibung des Standes der Technik
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Einige der Erfinder haben Al-übergangsmetall (nach
stehend durch "TM" abgekürzt)-Elemente der seltenen Erden
(nachstehend durch "Ln" abgekürzt)-Legierungen und Mg-TM-Ln-
Legierungen als leichte und amorphe Legierungen hoher
Festigkeit
erfunden und die Japanische Patentanmeldung mit der
Offenlegungsnummer 275732/1989 sowie die Japanische
Patentanmeldung Nr. 220427/1988 hinterlegt. Ferner haben sie Al-TM-
Ln-Legierungen sowie Zr-TM-Al-Legierungen als Legierungen mit
einer hohen Festigkeit und einer herausragenden
Bearbeitbarkeit erfunden und die Japanischen Patentanmeldungen mit den
offenlegungsnummern 36243/1991 bzw. 158446/1991 hinterlegt.
Eine hohe Festigkeit sowie eine hohe Korrosionsbeständigkeit
aufweisend, zeigen diese Legierungen ein Glasübergangsverhal
ten und besitzen ein Gebiet einer unterkühlten Flüssigkeit und
zeigen daher eine günstige Verarbeitbarkeit in dem oben
angegebenen Gebiet oder bei Temperaturen in der Nachbarschaft
dieses Gebietes. Daher können diese in Form eines Pulvers oder
dünner Streifen erhaltenen Legierungen auf einfache Weise
einer Verfestigungsformung sowie einem Guß zu einem amorphen
Volumenmaterial unterzogen werden, das ebenfalls eine eine gute
Bearbeitbarkeit im Gebiet einer unterkühlten Flüssigkeit oder
bei diesem Gebiet benachbarten Temperaturen zeigende
herausragende Legierung ist.
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Wenn die oben angegebenen amorphen Legierungen über
einen langen Zeitraum in dem Gebiet einer unterkühlten
Flüssigkeit gehalten werden, beginnen sie jedoch zu Kristallen zu
zerfallen, wodurch die Verarbeitungszeit für die
Verfestigungsformung, eine Bearbeitungsforinung und so weiter
eingeschränkt wird. Als Mittel zur Vermeidung des oben angegebenen
Problems ist ein Verfahren zur Verfestigungsformung oder
Bearbeitungsformung bei einer Temperatur unterhalb der
Glasübergangstemperatur verfügbar. Wie im Fall gewöhnlicher
amorpher Legierungen sind die in Frage stehenden Legierungen
dadurch gekennzeichnet, daß sie bei einer Erwärmung auf einen
Hochtemperaturbereich, der etwas unterhalb der
Glasübergangstemperatur liegt, plötzlich die ihnen eigene Duktilität
verlieren und verspröden. Weil die einer Verfestigungsformung
oder einer Umbearbeitungsformung bei hohen Temperaturen
unterzogenen
amorphen Legierungen ihre inhärenten Eigenschaften
nicht hinreichend behalten, wurde eine Verbesserung
hinsichtlich ihrer Eigenschaften gewünscht.
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Es ist bekannt, daß eine amorphe Legierung im
allgemeinen versprödet, wenn sie auf eine gerade unterhalb der
Glasübergangstemperatur liegende hohe Temperatur erwärmt wird,
selbst wenn diese Temperatur niedriger liegt als die
Kristallisationstemperatur. Dieses Phänomen ist der strukturänderung
in Richtung auf die stabilere Atomkonf iguration zuzuordnen,
trotzdem die Legierungen amorph sind und steht im allgemeinen
in einer Beziehung zur Strukturrelaxation. Die
Strukturrelaxation liegt in einem Zustand reversibler und irreversibler
Reaktionen, die untereinander gemischt sind, vor. Wenngleich
die reversiblen Reaktionen durch rasches Erwärmen auf eine
hohe Temperatur ausgeschlossen werden, wie in der EP-A-0318875
offenbart, findet die Strukturrelaxation in äußerst kurzer
Zeit statt, was von einer weiteren Strukturrelaxation bei
einer anderen Temperatur gefolgt wird, die nicht durch einfaches
erneutes Erwärmen veränderbar ist und daher schwierig zu
vermeiden ist.
KURZBESCHREIBUNG DER ERFINDUNG
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Eine Aufgabe der Erfindung besteht in der
Bereitstellung eines Verfahrens zum Herstellen eines amorphen
Legierungsmaterials mittels einer Verfestigungsformung oder einer
Bearbeitungsformung, wie etwa amorpher Legierungen, die in
verschiedenartigen Formen als Pulver oder dünne Körper oder
als amorphe Volumenmaterialien erhältlich sind, und zwar durch
Gießen, indem das der oben beschriebenen Strukturrelaxation
zuzuordnende Problem der Versprödung ohne Verlust der den
amorphen Legierungen selbst inhärenten Eigenschaften,
einschließlich ihrer Duktilität, gelöst wird.
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Im Hinblick auf die vorstehende Beschreibung wird mit
dieser Erfindung das Problem der Versprödung einer Legierung
aufgrund der von der thermischen Hysterese hervorgerufenen
Strukturrelaxation, wie etwa der Wärmebehandlung oder einer
Hochtemperaturbearbeitung in einer ersten Stufe durch eine
Behandlung in einer zweiten Stufe gelöst, bei der die Legierung
auf einen Temperaturbereich in dem ihr eigenen Gebiet einer
unterkühlten Flüssigkeit erneut erwärmt wird.
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Die Erfindung liefert insbesondere ein Verfahren zum
Herstellen eines eine amorphe Legierung bildenden Materials,
umfassend das Unterziehen eines amorphen Legierungsmaterials
mit einem Bereich einer unterkühlten Flüssigkeit einer Behand
lung in einer ersten Stufe, in der das Material bei einer
Temperatur zwischen der Glasübergangstemperatur (K) minus 100 (K)
bis zu einer Temperatur, die geringer ist als die
Glasübergangstemperatur gehalten wird, und zwar für einen Zeitraum von
3.000 sec. oder weniger, und danach das Unterziehen des
Materials einer Behandlung in einer zweiten Stufe, in der das
Material bei einer Temperatur gehalten wird, die höher ist als
die Glasübergangstemperatur bis zur Kristallisationstemperatur
für 4 bis 100 sec. und danach Abschrecken des Materials zur
Herstellung eines 50 Vol.-% einer amorphen Phase aufweisenden
Formmaterials. Bevorzugte Ausführungsformen der Erfindung sind
in den abhängigen Ansprüchen offenbart.
KURZBESCHREIBUNG DER ZEICHNUNG
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FIG. 1 ist eine Graphik, in der die Ergebnisse eines
Tests der Duktilität von Teststücken eines erfindungsgemäßen
Beispiels dargestellt sind.
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FIG. 2 ist eine Graphik, in der Kurven einer
thermischen Analyse von Bändern dargestellt sind.
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FIG. 3 ist eine Graphik, in der die Ergebnisse eines
Tests der Duktilität eines Bandes nach der Behandlung in der
zweiten Stufe dargestellt sind.
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FIG. 4 ist eine die metallische Struktur eines Bandes
ohne irgend eine wärmebehandlung darstellende
Mikrophotographie.
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FIG. 5 ist eine die metallische Struktur eines Bandes
mit der Behandlung in der ersten Stufe darstellende
Mikrophotographie.
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FIG. 6 ist eine die metallische Struktur eines Bandes
mit der Behandlung in der zweiten Stufe darstellende
Mikrophotographie.
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FIG. 7 ist eine Kurven einer thermischen Analyse von
Bändern nach der Behandlung in der zweiten Stufe darstellende
Graphik.
DETAILLIERTE BESCHREIBUNG BEVORZUGTER AUSFÜHRUNGSFORMEN
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Die Erfindung ist besonders für eine amorphe Legierung
mit einein Bereich einer unterkühlten Flüssigkeit wirksam, die
mittels eines gut bekannten Abschreckerstarrungsverfahrens,
wie etwa eines Schmelzspinverfahrens, Tauchspinverfahrens oder
Zerstäubungsverfahrens erhalten wird und beispielhaft durch
Al-TM-Ln-Legierungen, die in der Japanischen Patentanmeldung
mit der Offenlegungsnr. 275732/1989 offenbart sind, Mg-TN-Ln-
Legierungen, die in der Japanischen Patentanmeldung mit der
Offenlegungsnummer 220427/1988 offenbart sind,
Al-TM-Ln-Legierungen,
die in der Japanischen Patentanmeldung mit der
Offenlegungsnr. 171298/1989 offenbart sind und
Zr-TM-Al-Legierungen, die in der Japanischen Patentanmeldung mit der
Offenlegungsnr. 297494/1989 offenbart sind, dargestellt werden, und
ist auch für andere einen Bereich einer unterkühlten
Flüssigkeit aufweisende, amorphe Legierungen anwendbar.
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Die mit dem oben angegebenen Verfahren erhaltenen
amorphen Legierungen zerfallen durch Erwärmen zu Kristallen.
Mit dem hierin verwendeten Ausdruck "Glasübergangstemperatur"
(Tg) wird der Anfangspunkt eines in einer differentiell
abgetasteten kalorimetrischen Kurve vor der Kristallisation
auftretenden endothermen Peaks, der durch Erwärmen mit einer
Temperaturanstiegsgeschwindigkeit von 40ºC pro Minute erhältlich
ist, bezeichnet. Durch den Ausdruck
"Kristallisationstemperatur" (Tx) wird der Anfangspunkt des ersten
exothermen Peaks in einer differentiell abgetasteten
kalonmetrischen Kurve bezeichnet. Durch den Ausdruck "Gebiet einer
unterkühlten Flüssigkeit" wird der zwischen der
Glasübergangstemperatur und der Kristallisationstemperatur liegende
Bereich bezeichnet. Diese amorphen Legierungen besitzen
jeweils unterschiedliche Glasübergangstemperaturen und
Kristallisationstemperaturen, abhängig vom Legierungstyp oder der
Zusammensetzung davon.
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Es ist gut bekannt, daß eine amorphe Legierung im
allgemeinen amorph bleibt, wenn sie auf eine Temperatur unterhalb
ihrer Tg erwärmt wird, jedoch eine die sogenannte
Strukturrelaxation verursachende Strukturänderung in Richtung auf eine
stabilere Atomkonfiguration zeigt, was als Phänomen
interpretiert wird, bei dem ein Teil des während der Bildung der
amorphen Struktur entstehenden Freivolumens durch Erwärmen
freigesetzt wird, was von einer leichten Erhöhung der Dichte
begleitet wird. Berichten zufolge ist die oben angegebene
Strukturrelaxation reversibel und kann durch Erwärmen auf eine höhere
Temperatur rückgängig gemacht werden. Dieses Rückgängig-Machen
beschränkt sich jedoch auf Bedingungen, bei denen das Erwärmen
lediglich zur Strukturrelaxation bei vergleichsweise niedrigen
Temperaturen wirksam ist und erfordert eine genaue Steuerung
der Wärmebehandlungsbedingungen mit einer kurzen Haltezeit.
Die Strukturrelaxation wird von einem Verlust der amorphen
Legierungen eigenen Duktilität und einer Versprödung begleitet.
Wenn die amorphe Legierung einmal durch Erwärmen versprödet
ist, kann sie nicht länger die ihr eigenen Eigenschaften
zeigen.
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Weil die Bildungselemente der Legierung unter der
Annahme einer flüssigen Phase im Bereich einer unterkühlten
Flüssigkeit jeweils eine sehr hohe Diffusionsgeschwindigkeit
besitzen, zeigt die Legierung andererseits eine starke
Verformung unter einer geringen Zugbeanspruchung und wird zur
Verfestigungsformung und plastischen Bearbeitung eines
Legierungspulvers usw. verwendet. Das kann jedoch nicht das beste
Verfahren für eine kommerzielle Herstellung sein, weil
ernsthafte Zeitbegrenzungen und eine genaue Temperatursteuerung
usw. zur Verhinderung einer Kristallisation im Bereich einer
unterkühlten Flüssigkeit erforderlich sind.
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Daher wird die Herstellung bei einer Temperatur
unterhalb der Glasübergangstemperatur vorgeschlagen, die die
Beschränkung hinsichtlich der Herstellungsbedingungen zur
Verhinderung der Kristallisation abschwächt, jedoch aufgrund der
oben beschriebenen Strukturrelaxation eine unzweckmäßige
Versprödung verursacht.
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Die Erfindung kann durch Verwendung einer Kombination
des Verhaltens der Legierung bei einer Temperatur unterhalb
der Tg mit ihren Eigenschaften im Bereich einer unterkühlten
Flüssigkeit verwirklicht werden. Genauer gesagt wird eine
amorphe Legierung mit einem Bereich einer unterkühlten
Flüssigkeit
bei einer Behandlung in einer ersten Stufe bei einer
Temperatur unterhalb ihrer Glasübergangstemperatur gehalten
oder einer Verfestigungsformung oder einer anderen Bearbeitung
unterzogen, was aufgrund der Strukturrelaxation eine
Versprödung zum Ergebnis hat. Bei der Behandlung in der zweiten
Stufe wird die Legierung auf eine innerhalb des Bereichs einer
unterkühlten Flüssigkeit liegende Temperatur erwärmt und für
eine vorgegebene Zeitdauer gehalten und die bei der Behandlung
in der ersten Stufe hervorgerufene Strukturrelaxation wird
durch den so gebildeten Zustand einer unterkühlten Flüssigkeit
beseitigt. Anschließend wird die Legierung in geeigneter
Weise, wie etwa durch Wasserkühlung, von der Temperatur im
Bereich einer unterkühlten Flüssigkeit auf eine übliche
Temperatur abgeschreckt und die Struktur einer unterkühlten
Flüssigkeit wird bis zu den niedrigen gewöhnlichen Temperaturen und
der Wiederherstellung der Duktilität beibehalten.
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Die oben beschriebenen Behandlungen in der ersten
Stufe und der zweiten Stufe können kontinuierlich oder mit Un
terbrechungen erfolgen, aber das abschließende Abschrecken muß
unmittelbar nach der Behandlung in der zweiten Stufe rasch
ausgeführt werden. Die Behandlung in der ersten Stufe wird im
Temperaturbereich von (Tg-100K) bis zu weniger als Tg über
einen Zeitraum von 3.000 sec. oder weniger ausgeführt. Die Be
handlung in der ersten Stufe kann praktisch durch Einsatz
eines elektrischen Ofens, anderer Öfen, eines Ölbades oder eines
Salzbades verwirklicht werden und falls sie von irgend einer
Bearbeitung begleitet wird, kann sie durch den Einsatz eines
Verarbeitungsgerätes, wie etwa einer Heißpresse, eines
Schmiedegerätes oder eines Extrudiergerätes bewirkt werden.
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Es ist ausreichend, wenn die Behandlung in der zweiten
Stufe innerhalb des Bereichs einer unterkühlten Flüssigkeit
ausgeführt wird. Aber die Behandlung bei einer unnötig hohen
Temperatur oder über einen unnötig langen Zeitraum bringt die
Möglichkeit einer Kristallisation mit sich. Der
Temperaturbereich im Bereich einer unterkühlten Flüssigkeit ist
abhängig vom Legierungstyp veränderlich. Im allgemeinen wird die
Behandlung in der zweiten Stufe wünschenswerterweise über
einen Zeitraum von 4 bis 100 sec. in einem Temperaturbereich
zwischen einer Temperatur, die höher liegt als Tg und der
Kristallisationstemperatur ausgeführt. Wenngleich die
Anstiegsgeschwindigkeit der Temperatur auf diejenigen in der
zweiten Stufe keinen besonderen Beschränkungen unterliegt, ist
sie im Fall eines vergleichsweise engen Bereichs einer
unterkühlten Flüssigkeit (5-10K) vorzugsweise höher als im Fall von
Al-Ni-Ln-Legierungen. Der Grund dafür liegt darin, daß die
Wirkung einer raschen Erwärmung bei Erhöhen der
Kristallisationstemperatur und Vergrößern des Bereichs einer unterkühlten
Flüssigkeit dadurch nutzbar gemacht werden kann. Die
Behandlung in der zweiten Stufe kann in der Praxis durch den Einsatz
des bei der Behandlung in der ersten Stufe verwendeten Gerätes
ausgeführt werden, aber ein Verfahren, bei dem ein
elektrischer Strom direkt durch das Werkstück geführt wird, ist zum
raschen Erwärmen besonders wirksam.
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Zum Erhalt eines dauerhaften amorphen Materials ist
der Einsatz der einfachen plastischen Fluidität im Bereich
einer unterkühlten Flüssigkeit bei der Bearbeitung wirksam,
beispielsweise wird bei der Behandlung in der zweiten Stufe eine
weitere Druckbeaufschlagung oder Bearbeitungsformung in
Kombination oder gleichzeitig mit der Beseitigung der
Strukturrelaxation eingesetzt.
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Das Abschrecken nach der Behandlung in der zweiten
Stufe kann durch eine herkömmliche Wasserkühlung oder irgend
ein anderes Verfahren mit einer äquivalenten
Kühlgeschwindigkeit ausgeführt werden.
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Das erfindungsgemäße Verfahren ist für jede einen
Bereich einer unterkühlten Flüssigkeit aufweisende amorphe
Legierung anwendbar, die sich von den vorstehend beschriebenen
unterscheidet.
Beispiel
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Durch den Einsatz einer Legierung La&sub5;&sub5;Al&sub2;&sub5;Ni&sub2;&sub0;, bei
der jeder Index den Atomprozentanteil des jeweiligen Elementes
bezeichnet, wurde ein Band mit einer Dicke von 0,05 mm und
einer Breite von 1,5 mm mittels einer Flüssigkeitsabschreckung
(Schmelzspinnen) hergestellt, das als Teststück zu verwenden
ist. Das Teststück wurde mittels eines
Röntgenbeugungsanalysators analysiert und die Ergebnisse offenbarten ein
breites einer amorphen Phase eigenes das Vorliegen einer
amorphen Phase in dem Teststück beweisendes Beugungsmuster. Als
Ergebnis einer Analyse mittels einer Differentialkaloriemetrie
mit einer Temperaturanstiegsgeschwindigkeit von 40ºC pro
Minute besitzt das Teststück eine Glasübergangstemperatur von
476 K und eine Kristallisationstemperatur von 545 K.
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Das Teststück wurde einer Behandlung in der ersten
Stufe bei einer Temperatur im Bereich von 360 bis 490 K über
einen Zeitraum von 1.800 sec. unterzogen, um die Duktilität
oder Versprödung zu messen. Die Duktilität wurde durch
Umbiegen des Teststückes in Richtung seiner Dicke bewertet, indem
es zwischen zwei parallele flache Platten gelegt wurde und die
Platten einander allmählich nähergebracht wurden, bis die
umgebogenen oder gefalteten Teile in engen Kontakt miteinander
gebracht wurden sowie durch die Beobachtung des Bruchpunktes
des Teststückes. Die Biegeverformung beim Bruchpunkt wird wie
folgt ausgedrückt:
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Ef = t / (L - t),
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wobei Ef : Biegeverformung
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t : Banddicke
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L : Entfernung zwischen den Platten.
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Die Ergebnisse sind in FIG. 1 als Funktion der
Erwärmungstemperatur angegeben. Wenn das Band selbst bei einem
Biegewinkel von 180º nicht bricht, beträgt der Wert von Ef "1",
was die Duktilität des Bandes anzeigt. Wie aus der Figur
hervorgeht, fällt der Ef-Wert bei 416 K scharf ab und erreicht
einen fast konstanten Wert von 0,03 bei 434 K und höheren
Temperaturen, wodurch das Auftreten einer schädlichen Versprödung
bei 416 K bewiesen wird.
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Die Kurve einer thermischen Analyse des Bandes ohne
Wärmebehandlung (mit Cp.q gekennzeichnet) und diejenigen der
Bänder mit einer Wärmebehandlung bei Erwärmungstemperaturen
(Ta) von 390 bis 450 K über einen Zeitraum von 1.800 sec. sind
in FIG. 2 angegeben. Eine mit Cp.s markierte Kurve einer ther
mischen Analyse ist diejenige eines Bandes, das einer
Erwärmung bis zur Glasübergangstemperatur (Tg) und einer
anschließenden Abkühlung zur Herstellung einer vollständigen
Strukturrelaxation unterzogen wurde, und, wie in FIG. 2
dargestellt, besitzt die Kurve (Cp.s) den zweithöchsten
endothermen Peak. Wie aus der Figur ersichtlich, beträgt die
spezifische Wärme des Bandes ohne Wärmebehandlung (Cp.q) 22,5
J/mol.K bei Zimmertemperatur, fällt jedoch aufgrund einer
Strukturrelaxation mit Anstieg der Temperatur auf 350 K ab,
erreicht das Minimum bei 434 K, steigt bis 460 K allmählich
an, steigt zwischen 470 und 500 K begleitet von einem
Glasübergang steil an, erreicht das Maximum von 37,0 J/mol.K bei
515 K, was dem Gebiet einer unterkühlten Flüssigkeit
entspricht und fällt aufgrund der Kristallisation bei 545 K steil
ab. Im Gegensatz dazu zeigen die drei Bänder, die der
Wärmebehandlung in einer ersten Stufe bei einer Behandlungstemperatur
von 390, 400 bzw. 410 K, was jeweils niedriger als Tg ist,
unterzogen wurden, eine Duktilität und bilden einen
unrelaxierten Zustand zurücklassend eine amorphe Phase, die während der
folgenden erneuten Erwärmung eine Strukturrelaxation
hervorbringt. Die verbleibende unrelaxierte amorphe Phase trägt
entscheidend dazu bei, daß die Duktilität nach der erneuten
Erwärmung noch beibehalten wird. Die beiden bei 440 bzw. 450 K
wärmebehandelten Bänder zeigen überhaupt keine
Strukturrelaxation während der erneuten Erwärmung, zeigen jedoch endotherme
Peaks bei 460 bis 500 K, was den Anstieg der spezifischen
Wärme aufgrund der Beseitigung der Strukturrelaxation, die
während des Alterns stattfand, durch Erwärmen anzeigt. Das
beweist, daß ein fast perfekter Fortschritt der
Strukturrelaxation bei der Behandlung in der ersten Stufe auftrat, was der
aus FIG. 1 ersichtlichen Versprödung entspricht. Wie im Fall
des über einen Zeitraum von 1.800 sec. bei 450ºC
wärmebehandelten Bandes, ist zur Beseitigung eines derartigen
Strukturrelaxationszustands und Herstellung eines flüssigen
Zustands Energie erforderlich, weil Materialien in einem
Strukturrelaxationszustand eine Nahordnungsstruktur aufweisen.
Daher ist diese Strukturänderung endotherm, wie aus der Kurve
der thermischen Analyse des bei 450ºC wärmebehandelten Bandes
ersichtlich.
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Die bei 450 K wärmebehandelten Bänder wurden ferner
über einen Zeitraum von 30 sec. der Behandlung in einer
zweiten Stufe bei 465 bis 540 K unterzogen, und in Wasser
abgeschreckt, um den Ef-Wert zu bestimmen. Die Ergebnisse sind in
FIG. 3 angegeben. Wie aus dieser Figur hervorgeht, erlangten
die bei 480 bis 540 K, d.h. im Bereich einer unterkühlten
Flüssigkeit wärmebehandelten Bänder wiederum einen Ef-Wert von
"1", wodurch bewiesen wird, daß die bei der Behandlung in der
ersten Stufe verlorene Duktilität bei der Behandlung in der
zweiten Stufe wiedererlangt wurde.
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Die FIG. 4, 5 und 6 zeigen mit einem
Rasterelektronenmikroskop erhaltene Mikrophotographien von Zug-Bruchschnitten
des Bandes ohne irgend eine Wärmebehandlung, des Bandes nach
der Behandlung in der ersten Stufe (450 K, 1.800 sec.) bzw.
des Bandes nach der Behandlung in der zweiten Stufe (510 K, 30
sec.) und Abschrecken in Wasser. FIG. 4 zeigt ein dem
Biegungsbruch eigenes impulsartiges Muster eines unbehandelten
Bandes. FIG. 5 zeigt dasjenige des der Behandlung in der
ersten Stufe unterzogenen Bandes, wobei ein einem spröden Bruch
eigenes schalenartiges Muster dargestellt ist. FIG. 6 zeigt
dasjenige des Bandes nach der Behandlung in der zweiten Stufe,
bei dem der Biegungsbruch wiedererlangt wurde. FIG. 7 gibt
Kurven einer thermischen Analyse der Bänder an, die der
Behandlung in der ersten Stufe (450 K, 1.800 sec.) gefolgt von
der Behandlung in der zweiten Stufe für 30 sec., jeweils bei
einer Temperatur im Bereich einer unterkühlten Flüssigkeit,
unterzogen wurden. Bei allen Kurven wurde kein die Entwicklung
einer Strukturrelaxation anzeigender endothermer Peak
beobachtet, was beweist, daß die unrelaxierte amorphe Struktur durch
die Behandlung in der zweiten Stufe wiedererlangt wurde. In
FIG. 7 sind die mit Cp.q und Cp.s markierten Kurven einer
thermischen Analyse diejenigen, die in Fig. 2 dargestellt
sind.
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Wie aus den vorhergehenden Beispielen hervorgeht,
wurde bestätigt, daß die die von der Behandlung in der ersten
Stufe hervorgerufene Strukturrelaxation begleitende
Versprödung mit der Behandlung in der zweiten Stufe, gefolgt von
einer Abschreckung in Wasser rückgängig gemacht wird und die
Duktilität wiedererlangt wird. Die vorstehend beschriebene
Wirkung wird genauso bei amorphen Al-TM-Ln-, Mg-TM-Ln- und Zr-
TM-Al-Legierungen erhalten.
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Das erfindungsgemäße Verfahren dient zur
Wiedererlangung der Duktilität, die mit der Strukturrelaxation verloren
wird, welche durch eine Hysterese während einer
Verfestigungsformung oder einer anderen plastischen Bearbeitung
bei einer erhöhten Temperatur einer in Form verschiedenartiger
Pulver oder dünner Streifen erhältlichen amorphen Legierung
verursacht wird, und kann amorphe Legierungen mit einer
herausragenden Festigkeit, Duktilität und thermoplastischen
Bearbeitbarkeit bereitstellen.