NO179799B - Amorfe legeringer med utmerket bearbeidbarhet - Google Patents

Description

Foreliggende oppfinnelse angår amorfe legeringer som har utmerket bearbeidbarhet i kombinasjon med høy hardhet, høy styrke og korrosjonsmotstand.

Inntil nå har det forekommet mange vanskeligheter når det gjelder fremstilling eller bearbeiding av amorfe legeringer ved hjelp av ekstrudering, valsing, smiing, varmpressing eller andre lignende fremgangsmåter. Generelt, når det gjelder amorfe legeringer, betegnes et temperaturområde fra en glasstemperatur (Tg) til en krystalliseringstemperatur (Tx) som "det underkjølte flytende område" og i dette område er en amorf fase til stede i stabil tilstand, og de ovenfor nevnte fremgangsmåter for bearbeiding kan lett gjennomføres. Derfor har det vært ønsket med amorfe legeringer som har et bredt underkjølt flytende område. De fleste kjente amorfe legeringer har imidlertid ikke et slikt temperaturområde, og dersom et slikt temperaturområde fore-kommer, har de bare et svært smalt underkjølt flytende område. Blant kjente amorfe legeringer innehar visse metall-legeringer, typisk Pd48Ni32P20, et relativt bredt underkjølt flytende område i størrelsesorden på 4 0 K, og kan gjennomgå bearbeiding. Selv i disse legeringer har det vært anvendt svært strenge restriksjoner når det gjelder bearbeidings-betingelsene. I tillegg er edelmetall-legeringene av prak-tiske grunner ufordelaktige med henblikk på materialkost-nader, fordi de inneholder kostbart edelmetall som en hovedkomponent.

I slike situasjoner har oppfinnerne av foreliggende oppfinnelse gjennomført mange detaljerte studier for å oppnå amorfe legeringer som har et bredere underkjølt flytende område, og som i dette område kan utsettes for forannevnte bearbeidingsprosedyrer til lave kostnader. Som et resultat, har oppfinnerne i oppfinnernes tidligere US-paten nr. 5 074 935, inngitt 23. juni 1990, foreslått legeringer som har et bredt underkjølt flytende område. For ytterligere å kunne lempe på restriksjonene når det gjelder bearbeidings-betingelser og således gjøre praktisk anvendelse lettere, er det fremdeles ønskelig med legeringer som har et ytterligere utvidet underkjølt flytende område.

I henhold til dette, er det et formål med foreliggende oppfinnelse å tilveiebringe nye amorfe legeringer som kan være i det underkjølte flytende område innenfor et vidt temperaturområde, og som således har utmerket bearbeidbarhet i kombinasjon med høye hardhetsnivåer, styrke, termisk mot-standsdyktighet og korrosjonsmotstand, og til lave kostnader.

Ifølge foreliggende oppfinnelse tilveiebringes en amorf legering som er overlegen når det gjelder bearbeidbarhet, og som har en sammensetning representert ved den generelle formel:

hvor

X er minst ett av elementene Zr og Hf;

M er minst ett element valgt fra gruppen som består av Ni, Cu, Fe, Co og Mn; og

a, b og c er, i atomprosenter:

25 s a s 85, 5gbg70og5gcg 35,

idet minst 50 volum% av legeringen består av en amorf fase.

For spesielt å være i stand til å sikre et større under-kjølt flytende område, er "a", "b" og "c" i den ovennevnte generelle formel i atomprosenter fortrinnsvis 35 g a g 75,

15 b s 55 og 5 c s 20 og mer foretrukket 55 g a g 70,

15 g b g 35 og 5 g c g 20.

Ifølge foreliggende oppfinnelse kan det oppnås en amorf legering med en fordelaktig kombinasjon av egenskaper når det gjelder høy hardhet, høy styrke, høy termisk motstandsdyktig-het og høy korrosjonsmotstand, noe som er karakteristisk for en amorf legering, fordi den amorfe legering er et kompositt som har minst 50 volum% av en amorf fase. I tillegg tilveie- ' bringer foreliggende oppfinnelse en amorf legering med utmerket bearbeidbarhet og til relativt lave kostnader, fordi den amorfe legering har et bredt underkjølt flytende temperaturområde og en god forlengelse på minst 1,6%. Fig. 1 er et sammensetningsdiagram for Zr-Ni-Al-systemlegeringer ifølge eksempler på foreliggende oppfinnelse. Fig. 2, 3, 4 og 5 er diagrammer som viser målingsresultater for hhv. hardhet, glasstemperatur, krystalliseringstemperatur og underkjølt flytende temperaturområde for de samme legeringer. Fig. 6 er et sammensetningsdiagram for Zr-Cu-Al-systemlegeringer. Fig. 7, 8, 9 og 10 er diagrammer som viser målingsresultater for hhv. hardhet, glasstemperatur, krystalliseringstemperatur og underkjølt flytende temperaturområde for de samme systemlegeringer. Fig. 11 er et sammensetningsdiagram for Zr-Fe-Al-systemlegeringer. Fig. 12, 13 og 14 er diagrammer som viser målingsresultater for hhv. glasstemperatur, krystalliseringstemperatur og underkjølt flytende temperaturområde for de samme systemlegeringer. Fig. 15 er et sammensetningsdiagram for Zr-Co-Al-systemlegeringer. Fig. 16, 17 og 18 er diagrammer som viser målingsresultater for hhv. glasstemperatur, krystalliseringstemperatur og underkjølt flytende temperaturområde for de samme systemlegeringer. Fig. 19 er en illustrasjon som viser et eksempel på fremstillingen av legeringen ifølge oppfinnelsen. Fig. 2 0 er et skjematisk diagram som viser hvordan Tg og Tx skal måles. Fig. 21 er et diagram som viser målingsresultatene når det gjelder hardhet for Zr-Fe-Al-systemlegeringer. Fig. 22 er et diagram som viser målingsresultatene når det gjelder hardhet for Zr-Co-Al-systemlegeringer.

De amorfe legeringer ifølge foreliggende oppfinnelse kan oppnås ved at en smelte av legeringen som har den ovenfor be-skrevne sammensetning, utsettes for hurtig størkning ved hjelp av en væske-hurtigkjølingsteknikk. Væske-hurtig-kjølingsteknikken er en fremgangsmåte for hurtig avkjøling av en smeltet legering, og det skal spesielt nevnes enkeltvalse smelte-valseteknikk, smeltevalseteknikk med dobbelt valse, roterende smeltevalseteknikk i vann eller lignende som virk-somme eksempler på slike fremgangsmåter. Ved disse fremgangs-måtene oppnås det en avkjølingshastighet fra IO<4> til 10<6 >K/sekund. For å kunne fremstille tynne båndformede materialer ved hjelp av fremgangsmåten med smeltevalsing med en enkel valse eller fremgangsmåten med smeltevalsing med dobbel valse eller lignende, støtes den smeltede legering ut av åpningen i en dyse og på en valse av f.eks. kobber eller stål, med en diameter på 3 0 - 3 0 00 mm, som roterer med en konstant hastighet innenfor området 300 - 10000 omdr./minutt. Ved disse fremgangsmåter kan det på enkel måte oppnås båndformede materialer med forskjellig tykkelse, med en bredde på 1 - 300 mm og en tykkelse på 5 - 500 ptm. Alternativt, for å fremstille fine trådformede materialer ved hjelp av roterende smelte-valseteknikk i vann, føres en strøm av den smeltede legering, under anvendelse av et baktrykk av argon, gjennom en dyse og inn i et flytende kjølemiddelsjikt med en dybde på 10 -

100 mm som opprettholdes ved hjelp av sentrifugalkraft i en trommel som roterer med en hastighet på 50 - 500 omdr./- minutt. På en slik måte kan det enkelt oppnås fine trådformede materialer. I denne fremgangsmåte er vinkelen mellom den smeltede legering som støtes ut fra dysen og overflaten av det flytende kjølemiddel fortrinnsvis i området 60° - 90°, og forholdet mellom hastigheten av den utstøtte smeltede legering og hastigheten av den flytende kjølemiddelfront er fortrinnsvis i området 0,7-0,9.

Ved siden av ovennevnte prosess, kan legeringen ifølge foreliggende oppfinnelse også oppnås i form av en tynn film ved hjelp av en sputtering-prosess. Videre kan et hurtig størknet pulver av legeringen ifølge foreliggende oppfinnelse fremstilles ved hjelp av forskjellige forstøvningsprosesser, f.eks. en gassforstøvningsprosess ved høyt trykk eller en sprøyteprosess.

Hvorvidt de hurtig størknede legeringer som er fremstilt på denne måte er amorfe eller ikke, kan bestemmes ved å undersøke nærværet av det karakteristiske lysrefleksmønster av en amorf struktur under anvendelse av en vanlig røntgen-strålediffraksjonsmetode. Den amorfe struktur omvandles til en krystallinsk struktur ved oppvarming til en viss temperatur (kalt "krystalliseringstemperatur") eller høyere tempera-turer .

I de amorfe legeringer ifølge foreliggende oppfinnelse,

representert ved den ovenfor nevnte generelle formel, er hhv. "a", "b" og "c" begrenset til atomprosenter som strekker seg hhv. fra 25 til 85 %, fra 5 til 70 %, og 5 til 35 %. Grunnen til slike begrensninger er at når "a", "b" og "c" kommer ut av de ovenfor spesifiserte områder og visse områder, er det vanskelig å danne en amorf fase i den resulterende legering,

og de ønskede legeringer, hvor minst 50 volum% består av en amorf fase, kan ikke oppnås ved industrielle kjøleteknikker under anvendelse av den ovennevnte hurtigkjølingsteknikk ved hjelp av væske, etc. I det ovenfor spesifiserte sammensetningsområde har legeringene ifølge foreliggende oppfinnelse de fordelaktige egenskaper, så som høy hardhet, høy styrke og høy korrosjonsmotstand, noe som er karakteristisk for amorfe legeringer. De bestemte områder som er nevnt ovenfor, er slike som er beskrevet i patentsøkerens tidligere patentsøknader, dvs. japanske publiserte patentsøknader nr. 64-47 831 og 1-275 732, og tidligere kjente sammensetninger. Disse områder er således unntatt fra omfanget av kravene i den foreliggende oppfinnelse for å unngå overlapping i sammensetningen.

Med henblikk på det ovenfor spesifiserte sammensetningsområde, kan legeringene ifølge foreliggende oppfinnelse, ved siden av de ovennevnte forskjellige utmerkede fordeler for-bundet med amorfe legeringer, bøyes til 180° i form av et tynt båndformet materiale. I tillegg har de amorfe legeringer utmerket seighet, som er tilstrekkelig til å tillate forlengelse på minst 1,6%, og er anvendbare for forbedring av materialegenskaper, så som slagmotstand, forlengelse, etc. Videre har legeringene ifølge foreliggende oppfinnelse et svært stort underkjølt, flytende temperaturområde, dvs. Tx - Tg, og i dette område er legeringen i en underkjølt flytende tilstand. Legeringen kan derfor på vellykket måte utsettes for en høy grad av deformering ved lav spenning, og oppviser en svært høy grad av bearbeidbarhet. Slike fordelaktige egenskaper gjør legeringene anvendbare som materiale for kompo-nenter som har kompliserte former og for materialer som skal gjennomgå bearbeidingsoperasjoner som krever en høy grad av plastisk flyteegenskap.

Elementet "M" er minst ett element valgt fra gruppen som består av Ni, Cu, Fe, Co og Mn. Dersom disse elementer fore-kommer sammen med Zr og/eller Hf, forbedrer de ikke bare legeringenes evne til å danne en amorf fase, men tilveiebringer også en øket krystalliseringstemperatur i kombinasjon med forbedret hardhet og styrke.

Al sammen med "X"- og "M"-elementene tilveiebringer en stabil amorf fase og forbedrer legeringenes seighet. Videre gjør Al det underkjølte område bredere, noe som fører til forbedret bearbeidbarhet.

Legeringene ifølge foreliggende oppfinnelse har en underkjølt, flytende form (underkjølt, flytende område) innenfor et svært stort temperaturområde, og i noen sammensetninger er temperaturområdene 50 K eller mer. Spesielt dersom "a", "b" og "c" i den generelle formel ovenfor er, i atomprosenter, 35 g a g 75, 15 g b g 55 og 5 g c g 20,

kan de resulterende legeringer forekomme i en underkjølt flytende form i et temperaturområde på minst 4 0 K. Dersom "a", "b" og "c" videre er, i atomprosenter, 55 g a g 70, 15 g b g 35 og 5 g c g 20, kan et ytterligere bredere under-kjølt flytende temperaturområde på minst 60 K sikres. I temperaturområdet for den underkjølte flytende tilstand kan plastiske forandringer av legeringene lett gjennomføres ved lavt trykk, og det kan lempes på restriksjoner når det gjelder bearbeidingstemperatur og tid. Derfor kan pulver eller tynne strimler lett forenes ved hjelp av konvensjonell prosessteknikk, som f.eks. ekstrudering, valsing, smiing eller varmpressing. Av samme grunn kan legeringspulveret ifølge foreliggende oppfinnelse i en blanding med andre lege-ringspulvere videre på enkel måte komprimeres og støpes til komposittartikler ved lavere temperatur og lavere trykk. Videre kan legeringene ifølge oppfinnelsen i form av amorfe bånd produsert ved væske-hurtigkjølingsteknikker utsettes for bøyning på 180° innenfor et stort område av sammensetninger, uten at de brekker eller separeres fra et underlag. De amorfe legeringer har en forlengelse på minst 1,6% og god seighet ved romtemperatur. Videre kan de amorfe legeringer oppnås ved hurtigavkjøling ved hjelp av vann fordi legeringssammen-setningen ifølge foreliggende oppfinnelse lett tilveiebringer en legering med amorf fase.

Dersom legeringen ifølge foreliggende oppfinnelse ved siden av de ovennevnte spesifiserte elementer inneholder andre elementer, så som Ti, C, B, Ge, Bi, etc. i en total mengde som ikke er større enn 5 atom%, kan de samme effekter som er beskrevet ovenfor også oppnås.

Nå skal den foreliggende oppfinnelse beskrives mer spesifikt med referanse til de følgende eksempler.

Eksempel 1

En smeltet legering 3 med en forbestemt legeringssammen-setning ble fremstilt ved hjelp av en høyfrekvens-induksjons-smelteovn, og ble fylt i et kvartsrør 1 med en smal åpning 5 med en diameter på 0,5 mm i spissen, som vist i fig. 19. Etter oppvarming og smelting av legeringen 3, ble kvartsrøret 1 plassert rett over en kobbervalse 2 med en diameter på 2 00 mm. Den smeltede legering 3 i kvartsrøret 1 ble så trykket ut gjennom den smale åpning 5 i kvartsrøret 1 under anvendelse av et argongasstrykk på 0,7 kg/cm<2> og brakt i kontakt med overflaten av valsen 2 som roterte hurtig med en hastighet på 5000 omdr./min. Den smeltede legering 3 størknet hurtig, og det ble tilveiebrakt et tynt bånd 4.

Fremgangsmåten for å bestemme Tg (glasstemperatur) og Tx (krystalliseringstemperatur) i foreliggende oppfinnelse skal

forklares, idet den differensiale sveipe-kalorimetriske kurve for Zr65Cu27,5Al7;5-legering skal brukes som eksempel. På kurven er Tg (glasstemperatur) det skjæringspunkt på basislinjen som oppnås ved ekstrapolering fra startpunktet for en endoterm reaksjon og til basislinjen, og i dette eksempel er skjæringspunktet 388°C. På tilsvarende måte ble Tx (krystalliseringstemperatur) funnet ved hjelp av startpunktet for en eksoterm reaksjon. Tx for Zr55Cu27 5Al75-legering var 464°C.

Ifølge fremstillingsbetingelsene som beskrevet ovenfor, ble det tilveiebrakt tynne bånd av ternære legeringer, som vist i et sammensetningsdiagram for et Zr-Ni-Al-system (fig.l). I sammensetningsdiagrammet er prosentinnholdet av hvert element ført opp med et intervall på 5 atom%. Røntgen-stråle-diffraksjonsanalyser for hvert tynt bånd viste at det i et stort sammensetningsområde var oppstått en amorf fase. I fig. 1 indikerer merket "0" en amorf fase og en formbarhet som er tilstrekkelig til å tillate bøyning på 180° uten brudd. Merket "O" indikerer en amorf fase og sprøhet; merket "O" indikerer en blandet fase av en amorf fase og en krystallinsk fase, og merket "0" indikerer en krystallinsk fase.

Figurene 2, hhv. 3, hhv. 4, hhv. 5, viser måleresultatene av hardheten (Hv), hhv. glasstemperaturen (Tg), hhv. krystalliseringstemperaturen (Tx), hhv. det underkjølte flytende område (Tx-Tg), for hvert tynne prøvebånd.

På tilsvarende måte er sammensetningsdiagrammene for Zr-Cu-Al-, Zr-Fe-Al- og Zr-Co-Al-systemlegeringer vist i hhv. fig. 6, 11 og 15. Merket " " i fig. 6 viser sammensetninger som ikke kan utsettes for flytende hurtigkjøling, merket "0" i fig. 11 og 15 viser sammensetninger som ikke kan formes til tynne bånd.

På tilsvarende måte som ovenfor er målingene av resultatene for hardheten (Hv), glasstemperaturen (Tg), krystalliseringstemperaturen (Tx) og det underkjølte flytende område (Tx - Tg) vist i fig. 7 til 10, 21, 12 til 14, 22 og 16 til 18 .

I det følgende skal måleresultatene nevnt ovenfor beskrives mer spesifikt. Fig. 2 viser fordelingen av hardheten på tynne bånd som faller innenfor området for den amorfe fase av material-sammensetningen Zr-Ni-Al-systemet vist i fig. 1. De tynne bånd har et høyt hardhetsnivå (Hv) på 4 01 - 73 0 (DPN), og hardheten avtar når innholdet av Zr øker. Hardheten Hv viser en minimumsverdi på 4 01 (DPN) når innholdet av Zr er 75 atom%, og deretter øker hardheten litt når innholdet av Zr øker. Fig. 3 viser endringen i Tg (glasstemperatur) i området for den amorfe fase, vist i fig. 1, og Tg varierer i høy grad avhengig av endringene i innholdet av Zr, som i tilfelle for hardhetsforandringene. Dersom innholdet av Zr er 50 atom%, er mer spesifikt Tg-verdien 829 K, og deretter avtar Tg når innholdet av Zr øker og når 616 K når innholdet av Zr er 75 atom%. Fig. 4 illustrerer variasjonene i Tx (krystalliseringstemperatur) for tynne bånd som faller innenfor det område hvor den amorfe fase vist i fig. 1 dannes, og viser en sterk avhengighet av innholdet av Zr som omtalt i forbindelse med figurene 2 og 3.

Et innhold av Zr på 3 0 atom% gir mer spesifikt et høyt Tx-nivå på 860 K, men deretter avtar Tx med øket innhold av Zr. Et Zr-innhold på 75 atom% gir en minimal Tx-verdi på

648 K, og deretter øker Tx-verdien svakt.

Fig. 5 er et diagram som viser temperaturdifferansen (Tx-Tg) mellom Tg og Tx, som vist i fig. 3, hhv. fig. 4, og temperaturdifferansen tilsvarer det underkjølte flytende temperaturområde. Ifølge diagrammet blir den amorfe fase mer stabil desto videre temperaturområdet er. Under anvendelse av et slikt temperaturområde kan fremstillings- og formings-operasjoner utføres innenfor et bredere område når det gjelder driftstemperatur og -tid under opprettholdelse av en amorf fase, og forskjellige driftsbetingelser kan lett regu-leres. En verdi på 77 K med et innhold av Zr på 6 0 atom%, som vist i fig. 5, betyr en legering som har en stabil amorf fase og god bearbeidbarhet.

Videre ble Zr-Cu-Al-systemblandinger vist i fig. 6 testet på samme måte som beskrevet ovenfor. Fig. 7 viser hardhetsfordelingen for tynne bånd som faller innenfor det amorfe faseområde i sammensetningene vist i fig. 6. Hardheten av de tynne bånd er i størrelsesorden 358 til 613 (DPN), og minsker når innholdet av Zr øker.

Fig. 8 viser endringen av Tg (glasstemperatur) i det område hvor det dannes amorf fase, vist i fig. 6. Denne for-andring avhenger i høy grad av variasjonen i Zr-innhold, som beskrevet når det gjelder hardhetsendring. Mer nøyaktig, dersom Zr-innholdet er 3 0 atom%, er Tg-verdien 773 K, og Tg-verdien avtar når innholdet av Zr øker. Når Zr-innholdet er 75 atom%, avtar Tg-verdien til 593 K. Fig. 9 viser endringen av Tx (krystalliseringstemperatur) i det område som danner amorf fase, vist i fig. 6, og viser sterk avhengighet av innholdet av Zr, som ved referansen til fig. 7 og 8. Mer nøy-aktig er Tx-verdien 796 K ved 35 atom% Zr, den avtar når innholdet av Zr øker, og når 630 K ved 75 atom% Zr. Fig. 10 er et diagram hvor temperaturdifferansen mellom Tg og Tx

(Tx - Tg), vist i fig. 8 og 9, er anført, og temperaturdifferansen viser det underkjølte flytende temperaturområde. I figuren er det vist en høy verdi på 91 K ved et innhold av Zr på 65 atom%.

Sammensetningene i Zr-Fe-Al-systemet vist i fig. 11 ble også testet på samme måte som beskrevet ovenfor. Fig. 21 viser hardhetsfordelingen for bånd som faller innenfor det amorfe faseområde i sammensetningen vist i fig. 11. Hardhetsfordelingen (Hv) for de tynne bånd strekker seg fra 3 08 til 544 (DPN), og en økning i Zr-innhold resulterer i en reduk-sjon av hardheten. Fig. 12 viser endringen i Tg (glasstemperatur) for området som danner amorf fase vist i fig. 11, og endringen er i høy grad avhengig av endringen i Zr-innhold. Den nøyaktige Tg-verdi er 715 K ved 70 atom% Zr, den minsker med økning i Zr-innholdet og når 646 K ved 75 atom% Zr. Fig. 13 viser variasjonen av Tx (krystalliseringstemperatur) for området som danner den amorfe fase, vist i fig. 11, og viser sterk avhengighet av Zr-innholdet, slik som referert til i forbindelse med fig. 12. Den nøyaktige Tx-verdi er 796 K ved 55 atom% Zr, og avtar deretter med øket Zr-innhold, og er redusert til 678 K ved 75 atom% Zr. Fig. 14 viser temperaturdifferansen (Tx - Tg) mellom Tg og Tx vist i fig. 12 og 13, og temperaturdifferansen tilsvarer det under-kjølte flytende temperaturområde. Figuren viser en tempera-turdifferanse på 56 K ved 70 atom% Zr.

Sammensetningen for Zr-Co-Al-systemet vist i fig. 15 ble også testet på samme måte som beskrevet ovenfor. Fig. 22 viser hardhetsfordelingen for bånd som faller innenfor området for den amorfe fase i sammensetninger som vist i fig. 15. Hardheten (Hv) for de tynne bånd strekker seg fra 325 til 609 (DPN) , og avtar når innholdet av Zr øker. Fig. 16 viser endringen av Tg (glasstemperatur) i det område som danner amorf fase som vist i fig. 15, og endringen er i høy grad avhengig av endringen i Zr-innhold. Den nøyaktige Tg-verdi er 8 02 K ved 50 atom% Zr, den avtar når innholdet av Zr øker, og er 64 6 K ved 75 atom% Zr. Fig. 17 viser endringen av Tx (krystalliseringstemperatur) i området som danner den amorfe fase vist i fig. 15, og Tx-endringen er i høy grad avhengig av Zr-innholdet, som beskrevet i forbindelse med fig. 16. Den nøyaktige Tx-verdi er 839 K ved 50 atom% Zr, og denne verdi avtar når Zr-innholdet øker, og når 683 K ved 75 atom% Zr. Fig. 18 viser temperaturdifferansen (Tx - Tg) mellom Tg og Tx vist i fig. 16 og 17, som er det underkjølte flytende temperaturområde. Som vist i figuren, gir et Zr-innhold på 55 atom% 59 K.

Videre viser tabell 1 resultatene av strekkfasthet og bruddforlengelse ved romtemperatur målt på 16 testprøver som ligger innenfor sammensetningsområdet som gir en amorf fase ifølge foreliggende oppfinnelse. Alle testede prøver viste høye strekkfasthetsnivåer på ikke mindre enn 1178 MPa i forbindelse med bruddforlengelse på minst 1,6 % som er en svært høy verdi i sammenligning med bruddforlengelsen på mindre enn 1 % for vanlige amorfe legeringer.

Som det kan sees av resultatene ovenfor, har legeringene ifølge foreliggende oppfinnelse en amorf fase og et vidt underkjølt flytende område innenfor et bredt sammensetningsområde. Derfor er legeringene ifølge foreliggende oppfinnelse ikke bare formbare materialer som lett lar seg bearbeide, men de er også materialer med høy styrke og høy termisk mot-standsdyktighet .

Eksempel 2

Et ytterligere amorft bånd ble fremstilt fra en legering med sammensetningen Zr50Ni25Al15 på samme måte som beskrevet i eksempel 1, og ble malt til et pulver med en midlere partikkelstørrelse på ca. 2 0 /im under anvendelse av en rotasjonsmølle, som er en kjent pulveriseringsinnretning. Det malte pulver ble plassert i en metallform og kompresjons-støpt ved et trykk på 20 kg/mm2 ved 750 K i et tidsrom på 20 minutter i en atmosfære av argongass for å gi et sammenføyet materiale på 10 mm i diameter og med en høyde på 8 mm. Det ble tilveiebrakt et fast stykke materiale med spesifikk vekt på minst 99% av den teoretiske spesifikke vekt, og ingen porer eller tomrom ble oppdaget under et optisk mikroskop. Det sammenføyede materiale ble underkastet røntgenstråle-diffraksjon. Det ble bekreftet at en amorf fase var opp-rettholdt i det sammenføyede faste materiale.

Eksempel 3

Et amorft legeringspulver med sammensetningen Zr60Ni25Alls fremstilt på samme måte som beskrevet i eksempel 2, ble i en mengde på 5 vekt% tilsatt til aluminiumpulver med en midlere partikkelstørrelse på 3 /im, og ble varmpresset under de samme betingelser som i eksempel 2 for å oppnå et enhetlig komposittmateriale. Det enhetlige materiale ble undersøkt ved hjelp av en røntgenstråle-mikroanalysator, og det ble funnet at det hadde en enhetlig struktur, hvor aluminiumpulveret var omgitt av et tynt sjikt av legering (1-2 fim) med kraftig adhesj on.

Et amorft bånd av en Zr60Ni25Al15-legering fremstilt på samme måte som beskrevet i eksempel 1, ble satt inn mellom jern og keramikk og varmpresset under samme betingelser som beskrevet i eksempel 2 for å hardlodde jernet og keramikken. Den prøve som ble oppnådd på denne måte, ble undersøkt med henblikk på adhesjon mellom jern og keramikk ved å påføre forbindelsesdelen en trekk-kraft. Resultatet var at det ikke fant sted noe brudd i forbindelsesdelen. Brudd fant sted i den keramiske materialdel.

Det kan sees fra resultatene ovenfor at legeringene ifølge foreliggende oppfinnelse også er anvendbare som et hardloddingsmateriale for metall-til-metall-binding, metall-til-keramikk-binding eller metall-til-keramikk-binding.

Når Mn ble anvendt som "M"-element eller Hf ble anvendt i stedet for Zr, ble det oppnådd samme resultater som beskrevet ovenfor.

Claims (3)

1. Amorf legering med utmerket bearbeidbarhet, karakterisert ved at legeringen har en sammensetning representert ved den generelle formel XaMbAl,, hvor X er minst ett av elementene Zr og Hf; M er minst ett element valgt fra gruppen som består av Ni, Cu, Fe, Co og Mn; og a, b og c er atomprosenter innenfor områdene

25 g a g 85, 5gbg70og5gcg 35, idet minst 50 volum% av legeringen omfatter en amorf fase.

2. Amorf legering ifølge krav 1, karakterisert ved at a,bogci den generelle formel er, i atomprosenter, 35 g a g 75, 15 g b g 55 og 5 g c g 20.

3. Amorf legering ifølge krav 1, karakterisert ved at a,b og c i den generelle formel er, i atomprosenter, 55 g a g 70, 15 g b g 35 og 5 g c g 20.