WO2024046742A1 - Legierung zur herstellung metallischer massivgläser sowie formkörper daraus - Google Patents

Legierung zur herstellung metallischer massivgläser sowie formkörper daraus Download PDF

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WO2024046742A1
WO2024046742A1 PCT/EP2023/072311 EP2023072311W WO2024046742A1 WO 2024046742 A1 WO2024046742 A1 WO 2024046742A1 EP 2023072311 W EP2023072311 W EP 2023072311W WO 2024046742 A1 WO2024046742 A1 WO 2024046742A1
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bta
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Oliver Gross
Benedikt BOCHTLER
Ralf Busch
Alexander KUBALL
Lucas RUSCHEL
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Universität des Saarlandes
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    • C22C45/10—Amorphous alloys with molybdenum, tungsten, niobium, tantalum, titanium, or zirconium or Hf as the major constituent

Definitions

  • the invention relates to an alloy with the composition: Ni aNi Cu aCu Nb bNb Ta bTa Zr cZr Hf cHf Ti cTi Fe dFe Cr dCr Co dCo Mn dMn V eV Mo eMo Sn fSn Ag fAg Zn fZn Al fAl Si fSi Ge fGe Sb fSb B gB C gC O hO H hH N hN P i , with 30.00 wt.% ⁇ a Ni + a Cu ⁇ 55.00 % by weight, 35.00% by weight ⁇ b Nb + b Ta ⁇ 68.00% by weight, 0% by weight ⁇ c Zr + c Hf + c Ti ⁇ 12.50% by weight, 0% by
  • the invention further relates to a shaped body made from an alloy according to the invention is manufactured, preferably by suction or die casting.
  • An alloy according to the invention for producing metallic solid glasses and molded bodies therefrom solidifies amorphously or at least partially amorphous, with partially amorphous in the sense of this invention meaning that a molded body formed from the alloy is at least 50% by volume amorphous.
  • the determination of a volume fraction of a crystalline phase is described in EP 3444370 A1.
  • the alloy according to the invention can be used to produce amorphous or partially amorphous shaped bodies, for example components, which have particularly good mechanical properties and which in particular have a yield point or a breaking strength that is significantly higher than that of metal alloys that solidify in crystalline form.
  • a copper-based alloy for producing metallic solid glasses is known, for example, from EP 3444370 A1.
  • Another amorphously solidifying alloy is known from DE 102016008074 A1.
  • the invention is based on the object of creating an amorphous or partially amorphous solidifying alloy with the composition mentioned at the beginning, which has particularly good mechanical properties and in particular for the production of high-strength components such as gears for high-quality watches or medical instruments such as scalpels can be used. Furthermore, the invention is based on the object of creating an amorphous or partially amorphous solidifying alloy based on nickel, niobium and phosphorus, which contains fewer components than known amorphous or at least partially amorphous solidifying alloys and page 2/17 has comparable high mechanical properties as well as particularly good glass-forming properties. According to the invention the object is achieved by the features of claim 1.
  • the elements hydrogen, oxygen and nitrogen are impurities that can be contained in a Ni-Nb-P base alloy in a total amount of up to 0.10% by weight without reducing the glass-forming ability of the alloy.
  • An order of the components of the alloys according to the subclaims corresponds to an order of their naming. This applies in particular to the optional features. For example, if a content of three components is given as “X1% by weight, X2% by weight, preferably X 2.1 % by weight, and X 3 % by weight”, the order is X 1 , then X 2 , followed by the restriction X 2.1 , then X 3 .
  • an alloy of this composition (except Ni 45.47 Nb 52.35 P 2.18 ) has a special glass-forming ability that is insensitive to reduced cooling rates during solidification compared to known alloys.
  • An alloy of this composition solidifies amorphously or partially amorphously, with partially amorphous in relation to this particularly preferred embodiment of the alloy meaning that a shaped body formed from the alloy is surprisingly at least 60% by volume amorphous.
  • Page 3/17 Surprisingly, it was also found that an alloy composition containing niobium bNb and tantalum bTa with bNb + bTa ⁇ 55.70% by weight has particularly good ductile properties and is therefore particularly suitable for producing highly stressed components.
  • 0% by weight ⁇ i ⁇ 1.40% by weight preferably 0.10% by weight ⁇ i ⁇ 1.40% by weight.
  • the inventors have found that even with such a low phosphorus content, good glass-forming ability with high breaking strength can be achieved.
  • a proportion of at least 0.10% by weight of phosphorus and a maximum of 1.40% by weight is advantageous.
  • An alloy of this composition can solidify amorphously or partially amorphously, with partially amorphous in relation to this particularly advantageous alloy meaning that a shaped body formed from the alloy is surprisingly at least 70% by volume amorphous.
  • Such an alloy consists exclusively of nickel, niobium, phosphorus and up to 0.10% by weight of oxygen, hydrogen and/or nitrogen, the latter three elements being impurities that can be contained, for example, in master alloys that are used for production. Formation of an alloy according to the invention can be used. The inventors have surprisingly found that this alloy enables the production of a completely amorphous or partially amorphous shaped body, whereby partially amorphous means that a shaped body formed from the alloy is surprisingly at least 70% amorphous by volume and also has a very high yield strength with a simultaneous high criticality - Shear casting thickness D c of 5 mm.
  • Such an alloy consists exclusively of nickel, niobium, phosphorus and up to 0.10% by weight of oxygen, hydrogen and/or nitrogen, the latter three elements being impurities that can be contained, for example, in master alloys that are used for production. Formation of an alloy according to the invention can be used. The inventors have found that this alloy makes it possible to produce a completely amorphous or partially amorphous shaped body, with a very high breaking strength being achieved while at the same time having a large critical casting thickness D c .
  • a maximum proportion of 1.40% by weight of phosphorus and a copper content of up to 8.95% by weight result in a particularly high breaking strength and a large critical casting thickness of 5 mm.
  • An alloy that consists of Ni, Nb, P, Ta and up to 0.10% by weight of impurities has a particularly high critical casting thickness D c of up to 6 mm, which means that this alloy has a particularly high glass-forming ability , for example Ni 45.83 N- b 41.42 P 0.82 Ta 11.93 , where the index indicates the proportion of the respective element in wt.% based on the alloy weight and the sum of all wt.% is 100 wt. -% is.
  • the inventors have found that an alloy that has at least one of the elements tantalum or copper, based on the Ni-Nb-P base system, continues to have good glass-forming ability and particularly good mechanical properties.
  • tantalum and copper unexpectedly results in an alloy with high fracture strength, determining that at b Nb + b Ta > 55.50 wt% there is a deterioration of ductile mechanical properties Properties, especially the yield strength and breaking strength, occur.
  • Particularly good glass-forming ability combined with good mechanical properties was found up to a phosphorus content of up to 1.40% by weight.
  • Such an alloy according to the invention preferably consists of nickel, niobium, phosphorus, tantalum and cobalt.
  • the inventors have found that the combination of tantalum and cobalt added to a Ni-Nb-P based alloy has a positive effect on the hardness of the alloy.
  • Particularly high Vickers hardnesses of > 900 HV5 determination of Vickers hardness according to ISO 6507, as of July 2018 are advantageously achieved.
  • particularly hard alloy compositions are particularly well suited for tribological applications or applications in which components are subject to particularly high levels of wear.
  • an alloy according to the invention can be used to produce a guide bar of a honing device or as a component of a gear, for example a gear of a gear.
  • This embodiment relates to a Ni-Nb-P base alloy which also contains up to 5.00% by weight of zirconium, hafnium and/or titanium. Contrary to expectations, the addition of the last three elements does not reduce the ability to form glass and even leads to a high Vickers hardness (HV5 according to ISO 6507, as of July 2018).
  • Page 7/17 This embodiment relates to a Ni-Nb-P base alloy that additionally contains iron, chromium, cobalt and/or manganese.
  • the addition of one of the last four elements surprisingly reduces the glass-forming ability only slightly and also leads to an alloy with a high breaking strength, in particular for i 0.87% by weight.
  • This embodiment of the invention relates to a Ni-Nb-P-based alloy which also contains vanadium and/or molybdenum.
  • the inventors have found that the addition of vanadium and molybdenum only slightly influences the glass-forming properties and, in combination with phosphorus, leads to a particularly high breaking strength and a critical casting thickness D c of 3 to 5 mm.
  • This embodiment of the invention relates to a Ni-Nb-P-based alloy which also contains vanadium and/or molybdenum.
  • the addition of the latter two elements results in surprisingly good glass-forming ability and high breaking strength.
  • This embodiment relates to a Ni-Nb-P base alloy which also contains tin, silver, zinc, aluminum, silicon, germanium and/or antimony. Contrary to expectations, the addition of one of the last seven elements does not have a negative effect on the glass-forming ability, but rather leads to a surprisingly good glass-forming ability in the Ni-Nb-P base system.
  • This embodiment relates to a Ni-Nb-P base alloy which also contains boron and/or carbon. Contrary to expectations, the inventors have found that boron and carbon in the stated amounts do not change the glass-forming ability of a Ni-Nb-P-based alloy.
  • a critical casting thickness is expediently between 0.5 mm and 7.0 mm, that is, 0.5 mm ⁇ Dc ⁇ 7.0 mm.
  • the critical casting thickness D c is a technical measure of the ability of an alloy to form glass. The greater the critical casting thickness, the greater the glass-forming ability of the alloy, i.e. its tendency towards amorphous or at least partially amorphous solidification.
  • the critical casting thickness D c can be determined as described in EP 3444370 A1.
  • the critical casting thickness Dc To determine the critical casting thickness Dc, several cylinders with a length of 50 mm and a diameter between 0.5 mm and 8 mm (in 0.5 mm or 1.0 mm increments) are cast. An XRD measuring surface is created on each of the cast cylinders by separating the cylinder into two parts perpendicular to a cylinder axis outside the so-called heat-affected zone, for example at 25 mm, i.e. in the middle. The critical casting thickness Dc is determined by an XRD measurement at the separation point over the entire cross section. The solidification properties of the samples as the diameter increases - amorphous or partially amorphous or crystalline Page 9/17 – determined until the first of the samples is considered to have solidified as crystalline.
  • the critical casting thickness D c is then the diameter of the last sample, which is considered to have solidified as amorphous or partially amorphous.
  • the critical casting thickness D c is also a technical measure of the size of a molded body, for example a component, which can be produced with the alloy and solidifies amorphously or partially amorphously despite its size. If a critical casting thickness for an alloy is, for example, 3 mm, a maximum size of a shaped body made from this alloy is smaller than a maximum size of a shaped body made from an alloy that has a critical casting thickness D c of 5 mm .
  • the alloy has a Vickers hardness (HV5) which is between 840 and 1050.
  • the Vickers hardness (HV5) is determined in accordance with ISO 6507 (as of July 2018).
  • the hardness of an alloy according to the invention can be tailored to a high level and is suitable for many applications.
  • the alloy has a breaking strength between 2.5 GPa and 5.5 GPa, the breaking strength being determined in a 3-point bending test.
  • An amorphous or partially amorphous alloy according to the invention is advantageously suitable for producing high-strength components.
  • Mechanical properties are a technical characteristic of an alloy and are suitable as a distinguishing feature to distinguish an alloy from other alloys. The determination of the mechanical properties can be carried out on a test specimen in a destructive or non-destructive manner.
  • the alloy has a yield strength between 4.40 GPa and 4.70 GPa, the yield strength being determined in a 3-point bending test.
  • the yield strength is between 4.40 GPa and 4.70 GPa
  • a Vickers hardness (HV5) is between 850 and 930.
  • An amorphous or partially amorphous solidifying alloy according to the invention is advantageously suitable for producing high-strength, tribologically stressed components.
  • Page 10/17 An experimental setup for determining mechanical properties such as the yield strength s0.2% (0.2% means that a plastic strain is 0.2%), the elastic modulus E and the breaking strength in the three-point bending test is shown in Fig.
  • test specimens 1 used to determine the breaking strength are cuboid with a width 2 of 2 mm (into the drawing plane in FIG. 9), a height 3 of 1 mm and a length 4 of 20 mm.
  • Two round supports 5 with a diameter dA of 5 mm are arranged at a distance 6 of 15 mm from each other.
  • a sample body 1 is placed on the two supports 5 in such a way that sample ends 7, i.e. end faces, are flush with the outer sides 8 of the supports 5.
  • a pressure body 9, through which a force F is applied, is cylindrical with a diameter dD of 5 mm and presses in the middle on the cuboid sample body 1, that is, a distance 10 from the center of the pressure body 9 to the center of the supports 5 is the same and is 7.5 mm.
  • the pressure body 9 moves at a speed of 0.3 mm/min.
  • Further test parameters required to determine the breaking strength are taken from ISO 7438 (as of October 2020).
  • a standardized determination of the bending strength of metallic materials, for example according to ISO 7438 (as of October 2020) is not possible because the test specimen dimensions required there are too large for a test specimen made of an amorphous or partially amorphous alloy.
  • a molded body formed from an alloy according to the invention can be produced using the so-called suction casting process.
  • the alloy e.g. Ni 48.65 Nb 50.48 P 0.87
  • the alloy is melted in an argon atmosphere using an arc and then sucked under negative pressure into a passively water-cooled copper mold, the mold cavity of which forms the shaped body to be produced, and after solidification removed.
  • a particularly suitable die casting manufacturing process is known from EP 3814034 A1. The invention is explained in more detail below using exemplary embodiments and the accompanying drawings relating to exemplary embodiments.
  • the index means a proportion of the element in % by weight based on the total weight of the alloy, page 11/17 ie Ni 48.65 Nb 50.48 P 0.87 consists, for example, of 48.65 wt.% Ni, 50.48 wt.% Nb and 0.87 wt.% P.
  • Example 1 - Ni 48.65 Nb 50.48 P 0.87 To produce 50 g of a high-purity Ni-P master alloy (Ni85.04 P14.96), 42.52 g of nickel and 7.48 g of phosphorus are inductively melted in a quartz tube in an argon atmosphere and homogenized for 5 minutes.
  • the Ni-P master alloy produced in this way is used to produce the alloy Ni 48.65 Nb 50.48 P 0.87 according to the invention as follows: To produce 16 g of the alloy Ni48.65Nb50, 48P0.87, 6.9958 g of nickel, 8.0764 g of niobium and 0.9278 g of the Ni85.04P14.96 master alloy are melted and mixed together in an arc under an argon-protected atmosphere at 2000 °C. A shaped body with this alloy composition can be produced by suction casting or die casting according to EP 3814034 B1. A circular cylindrical rod with a diameter of 5 mm made from this alloy has solidified amorphously.
  • Example 2 Ni 45.83 Nb 41.42 Ta 11.93 P 0.82 : To produce 16 g of an alloy Ni45.83Nb41.42Ta11.93P0.82 according to the invention, 6.5896 g of nickel, 6.6271 g of niobium, 1.9093 g of tantalum and 0.8739 g of Ni85.04P14 produced according to Example 1 are used .96 master alloy melted and mixed together in an arc in an argon-protective atmosphere at 2000 °C. A shaped body with this alloy composition can be produced by suction casting or die casting according to EP 3814034 B1. Page 12/17 A circular cylindrical rod with a diameter of 6 mm made from this alloy has solidified amorphously.
  • a Vickers hardness (HV5) between 850 and 930 was determined for alloys #20, #59, #60-62, while the yield strength and breaking strength are particularly high between 4.5 GPa and 5.2 GPa.
  • the elastic modulus increases from approximately 143 GPa to 148 GPa.
  • the Vickers hardness (HV5) increases from 920 to around 1,000, while the breaking strength and yield strength decrease sharply from around 4 GPa to 2.5 GPa.
  • the elastic modulus increases from approximately 148 GPa to 155 GPa.
  • alloy composition #63 there is a turning point in alloy composition #63, beyond which the Vickers hardness and the modulus of elasticity continue to increase on pages 13/17 increase while the yield strength and breaking strength decrease, with yield strength and breaking strength having identical values.
  • the alloys with bNb+bTa ⁇ 55.70% by weight are advantageously particularly ductile, while the alloys with a content above this are very brittle but very hard.
  • the ductile alloys are particularly suitable for use as highly loaded gears in micromechanical systems or as particularly sharp and durable blades for cutting tools such as surgical instruments.
  • a compilation of mechanical properties of amorphous or partially amorphous solidifying alloys known from the prior art and alloys according to the invention is shown in FIG. 8.
  • the ductile properties can be improved by adding phosphorus with a content of at least 0.10% by weight be achieved. By adding phosphorus and tantalum, the ductile properties can be further increased.

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Abstract

Die Erfindung betrifft eine Legierung der Zusammensetzung: NiaNi CuaCu NbbNb TabTa ZrcZr HfcHf TicTi FedFe CrdCr CodCo MndMn VeV MoeMo SnfSn AgfAg ZnfZn AlfAl SifSi GefGe SbfSb BgB CgC OhO HhH NhN Pi, mit 30,00 Gew.-% ≤ aNi + aCu ≤ 55,00 Gew.-%, 35,00 Gew.-% ≤ bNb + bTa ≤ 68,00 Gew.-%, 0 Gew.-% ≤ cZr + cHf + cTi ≤ 12,50 Gew.-%, 0 Gew.-% ≤ dFe + dCr + dCo + dMn ≤ 8,50 Gew.-%, 0 Gew.-% ≤ eV + eMo ≤ 10,00 Gew.-%, 0 Gew.-% ≤ fSn + fAg + fZn + fAl + fSi + fGe + fSb ≤ 10,00 Gew.-%, 0 Gew.-% ≤ gB + gC ≤ 0,60 Gew.-%, 0 Gew.-% ≤ hO + hH + hN ≤ 0,10 Gew.-%, 0 Gew.-% < i ≤ 2,40 Gew.-%, wobei die Summe aller Gew.-% aNi + aCu + bNb + bTa + cZr + cHf + cTi + dFe + dCr + dCo + dMn + eV + eMo + fSn + fAg + fZn + fAl + fSi + fGe + fSb + gB + gC + hO + hH + hN + i = 100 Gew.-% ist und die Gew.-% jeweils bezogen sind auf das Gesamtgewicht der Legierung, mit Ausnahme folgen- der Legierungen: Ni51,20Nb48,36P0,44, Ni51,65Nb47,47P0,88, Ni52,11Nb46,56P1,33, Ni47,58Nb50,22P2,20, Ni44,91Nb41,47Ta11,54P2,08, Ni42,52Nb33,66Ta21,85P1,97, Ni40,38Nb26,63Ta31,12P1,87, Ni36,68Nb14,51Ta47,11P1,70, Ni35,07Nb9,25Ta54,06P1,62, Ni33,59Nb4,43Ta60,42P1,56.

Description

Beschreibung: Universität des Saarlandes, 66123 Saarbrücken (Deutschland) „Legierung zur Herstellung metallischer Massivgläser sowie Formkörper daraus“ Die Erfindung betrifft eine Legierung der Zusammensetzung: NiaNi CuaCu NbbNb TabTa ZrcZr HfcHf TicTi FedFe CrdCr CodCo MndMn VeV MoeMo SnfSn AgfAg ZnfZn AlfAl SifSi GefGe SbfSb BgB CgC OhO HhH NhN Pi, mit 30,00 Gew.-% ≤ aNi + aCu ≤ 55,00 Gew.-%, 35,00 Gew.-% ≤ bNb + bTa ≤ 68,00 Gew.-%, 0 Gew.-% ≤ cZr + cHf + cTi ≤ 12,50 Gew.-%, 0 Gew.-% ≤ dFe + dCr + dCo + dMn ≤ 8,50 Gew.-%, 0 Gew.-% ≤ eV + eMo ≤ 10,00 Gew.-%, 0 Gew.-% ≤ fSn + fAg + fZn + fAl + fSi + fGe + fSb ≤ 10,00 Gew.-%, 0 Gew.-% ≤ gB + gC ≤ 0,60 Gew.-%, 0 Gew.-% ≤ hO + hH + hN ≤ 0,10 Gew.-%, 0 Gew.-% < i ≤ 2,40 Gew.-%, wobei die Summe aller Gew.-% aNi + aCu + bNb + bTa + cZr + cHf + cTi + dFe + dCr + dCo + dMn + eV + eMo + fSn + fAg + fZn + fAl + fSi + fGe + fSb + gB + gC + hO + hH + hN + i = 100 Gew.-% ist und die Gew.-% jeweils bezogen sind auf das Gesamtgewicht der Legierung, mit Ausnahme folgen- der Legierungen: Ni51,20Nb48,36P0,44, Ni51,65Nb47,47P0,88, Ni52,11Nb46,56P1,33, Ni47,58Nb50,22P2,20, Ni44,91Nb41,47Ta11,54P2,08, Ni42,52Nb33,66Ta21,85P1,97, Ni40,38Nb26,63Ta31,12P1,87, Ni36,68Nb14,51Ta47,11P1,70, Ni35,07Nb9,25Ta54,06P1,62, Ni33,59Nb4,43Ta60,42P1,56. Durch die Ausnahmen werden solche Legierungen vom Schutzumfang ausgeschlossen, bei denen die Erfinder von benachbarten Legierungszusammensetzungen abweichende Eigen- schaften, insbesondere mechanische Eigenschaften oder eine geringere Glasbildungsfähig- keit, festgestellt haben. Ferner betrifft die Erfindung einen Formkörper, der aus einer erfindungsgemäßen Legierung Seite 1/17 hergestellt ist, vorzugsweise durch Saug- oder Druckguss. Eine erfindungsgemäße Legierung zur Herstellung metallischer Massivgläser sowie Formkör- per daraus erstarrt amorph oder zumindest teilamorph, wobei teilamorph im Sinne dieser Er- findung bedeutet, dass ein aus der Legierung gebildeter Formkörper zu mindestens 50 Vol.- % amorph ist. Die Bestimmung eines Volumenanteils einer kristallinen Phase ist in EP 3444370 A1 be- schrieben. Mit der erfindungsgemäßen Legierung sind amorphe oder teilamorphe Formkörper, beispiels- weise Bauteile, herstellbar, die besonders gute mechanische Eigenschaften aufweisen, und die insbesondere eine Streckgrenze oder eine Bruchfestigkeit aufweisen, die wesentlich hö- her ist als diejenige von kristallin erstarrenden Metalllegierungen. Eine kupferbasierte Legierung zur Herstellung von metallischen Massivgläsern ist beispiels- weise aus EP 3444370 A1 bekannt. Eine weitere amorph erstarrende Legierung ist aus DE 102016008074 A1 bekannt. Weitere Legierungen sind aus JP 4346192 B2, US 4968363 A, JP S6233736 A, JP S63 297532 A, CN 108950309 A, CN 1982495 A, DE 2534379 A1 und WO 2004/009268 A2, sowie Kawashime A et al „Highly corrosion-resistant Ni-based bulk amorphous alloys“, Mate- rials Science, Elsevier, Amsterdam, NL, Bd.304-306, 31. Mai 2001, p.753-757, ISSN 0921- 5093, bekannt. Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, eine amorph oder teilamorph erstarrende Legie- rung mit der eingangs genannten Zusammensetzung zu schaffen, die besonders gute me- chanische Eigenschaften aufweist und insbesondere zur Herstellung von hochfesten Bautei- len wie Zahnrädern für hochwertige Uhren oder medizinische Instrumente wie Skalpelle ver- wendbar ist. Ferner liegt der Erfindung die Aufgabe zugrunde, eine amorph oder teilamorph erstarrende Legierung auf Basis von Nickel, Niob und Phosphor zu schaffen, die weniger Komponenten als bekannte amorph oder zumindest teilamorph erstarrende Legierungen beinhaltet und die Seite 2/17 vergleichbare hohe mechanische Eigenschaften sowie besonders gute Glasbildungseigen- schaften aufweist. Erfindungsgemäß wird die Aufgabe durch die Merkmale von Anspruch 1 gelöst. Die Elemente Wasserstoff, Sauerstoff und Stickstoff sind Verunreinigungen, die in Summe bis zu einem Gewichtsanteil von 0,10 Gew.-% in einer Ni-Nb-P-Basislegierung enthalten sein können ohne die Glasbildungsfähigkeit der Legierung herabzusetzen. Eine Reihenfolge der Bestandteile der Legierungen gemäß der Unteransprüche entspricht ei- ner Reihenfolge von deren Nennung. Dies gilt insbesondere für die fakultativen Merkmale. Wird beispielsweise ein Gehalt von drei Bestandteilen als „X1 Gew.-%, X2 Gew.-%, vorzugs- weise X2.1 Gew.-%, und X3 Gew.-%“ angegeben, so ist die Reihenfolge X1, dann X2, gefolgt von der Einschränkung X2.1, danach erst X3. Zweckmäßigerweise ist 30,00 Gew.-% ≤ aNi + aCu ≤ 53,70 Gew.-%, 35,00 Gew.-% ≤ bNb + bTa ≤ 55,70 Gew.-%, 0 Gew.-% ≤ cZr + cHf + cTi ≤ 5,50 Gew.-%, 0 Gew.-% ≤ dFe + dCr + dCo + dMn ≤ 8,50 Gew.-%, 0 Gew.-% ≤ eV + eMo ≤ 5,00 Gew.-%, 0 Gew.-% ≤ fSn + fAg + fZn + fAl + fSi + fGe + fSb ≤ 10,00 Gew.-%, 0 Gew.-% ≤ gB + gC ≤ 0,60 Gew.-%, 0 Gew.-% ≤ hO + hH + hN ≤ 0,10 Gew.-%, 0,10 Gew.-% ≤ i ≤ 2,40 Gew.-%, wobei die Summe aller Gew.-% aNi + aCu + bNb + bTa + cZr + cHf + cTi + dFe + dCr + dCo + dMn + eV + eMo + fSn + fAg + fZn + fAl + fSi + fGe + fSb + gB + gC + hO + hH + hN + i = 100 Gew.-% ist und die Gew.-% jeweils bezogen sind auf das Gesamtge- wicht der Legierung, mit Ausnahme folgender Legierungen: Ni51,20Nb48,36P0,44, Ni51,65Nb47,47P0,88, Ni52,11Nb46,56P1,33, Ni47,58Nb50,22P2,20 , Ni45,47Nb52,35P2,18, Ni44,91N- b41,47Ta11,54P2,08, Ni42,52Nb33,66Ta21,85P1,97, Ni40,38Nb26,63Ta31,12P1,87, Ni36,68Nb14,51Ta47,11P1,70, Ni35,07N- b9,25Ta54,06P1,62, Ni33,59Nb4,43Ta60,42P1,56. Die Erfinder haben festgestellt, dass eine Legierung dieser Zusammensetzung (ausgenom- men Ni45,47Nb52,35P2,18) eine besondere Glasbildungsfähigkeit aufweist, die im Vergleich zu be- kannten Legierungen unempfindlich gegen verringerte Abkühlraten beim Erstarren ist. Eine Legierung dieser Zusammensetzung erstarrt amorph oder teilamorph, wobei teilamorph in Bezug auf diese besonders bevorzugte Ausführungsform der Legierung bedeutet, dass ein aus der Legierung gebildeter Formkörper überraschenderweise zu mindestens 60 Vol.-% amorph ist. Seite 3/17 Überraschenderweise wurde außerdem festgestellt, dass eine Legierungszusammensetzung mit einem Gehalt an Niob bNb und Tantal bTa mit bNb + bTa ≤ 55,70 Gew-% besonders gute duk- tile Eigenschaften aufweist und damit besonders zur Herstellung hochbeanspruchter Bauteile geeignet ist. Für höhere Gehalte an Niob und Tantal wurde zwar eine besonders hohe Härte ermittelt, jedoch wurde eine starke Versprödung festgestellt. In einer Ausgestaltung der Erfindung ist 0 Gew.-% < i ≤ 1,40 Gew.-%, vorzugsweise 0,10 Gew.-% ≤ i ≤ 1,40 Gew.-%. Die Erfinder haben festgestellt, dass bereits mit einem derart geringen Phosphorgehalt eine gute Glasbildungsfähigkeit bei hoher Bruchfestigkeit erreichbar ist. Zur Verbesserung der Glasbildungsfähigkeit ist ein Anteil von zumindest 0,10 Gew.-% Phos- phor und maximal 1,40 Gew.-% vorteilhaft. Eine Legierung dieser Zusammensetzung kann amorph oder teilamorph erstarren, wobei teilamorph in Bezug auf diese besonders vorteilhafte Legierung bedeutet, dass ein aus der Legierung gebildeter Formkörper überraschenderweise zu mindestens 70 Vol.-% amorph ist. Zweckmäßigerweise ist 46,00 Gew.-% ≤ aNi + aCu ≤ 55,00 Gew.-%, 44,50 Gew.-% ≤ bNb + bTa ≤ 55,00 Gew.-%, 0 Gew.-% < i ≤ 1,40 Gew.-%, vorzugsweise 0,20 Gew.-% ≤ i ≤ 1,15 Gew.-% ist, cZr + cHf + cTi = dFe + dCr + dCo + dMn = eV + eMo = fSn + fAg + fZn + fAl + fSi + fGe + fSb = gB + gC = 0 Gew.-% und 0 Gew.-% ≤ hO + hH + hN ≤ 0,10 Gew.-%, wobei aCu = bTa = 0 Gew.-%. Ein solche Legierung besteht ausschließlich aus Nickel, Niob, Phosphor und bis zu 0,10 Gew.-% Sauerstoff, Wasserstoff und/oder Stickstoff, wobei letztgenannte drei Elemente Ver- unreinigungen sind, die beispielsweise in Vorlegierungen enthalten sein können, die zur Her- stellung einer erfindungsgemäßen Legierung verwendet werden. Die Erfinder haben überraschend festgestellt, dass diese Legierung eine Herstellung eines vollständig amorphen oder teilamorphen Formkörpers ermöglicht, wobei teilamorph bedeutet, dass ein aus der Legierung gebildeter Formkörper überraschenderweise zu mindestens 70 Vol.-% amorph ist und außerdem eine sehr hohe Streckgrenze bei gleichzeitiger großer kriti- scher Abgussdicke Dc von 5 mm aufweist. In einer Ausgestaltung der Erfindung ist 46,00 Gew.-% ≤ aNi + aCu ≤ 53,70 Gew.-%, 44,50 Gew.-% ≤ bNb + bTa ≤ 52,50 Gew.-%, 0,10 Gew.-% ≤ i ≤ 1,40 Gew.-%, vorzugsweise 0,20 Gew.-% ≤ i ≤ 1,15 Gew.-% ist, cZr + cHf + cTi = dFe + dCr + dCo + dMn = eV + eMo = fSn + fAg + fZn + fAl Seite 4/17 + fSi + fGe + fSb = gB + gC = 0 Gew.-% und 0 Gew.-% ≤ hO + hH + hN ≤ 0,10 Gew.-%, wobei aCu = bTa = 0 Gew.-%. Ein solche Legierung besteht ausschließlich aus Nickel, Niob, Phosphor und bis zu 0,10 Gew.-% Sauerstoff, Wasserstoff und/oder Stickstoff, wobei letztgenannte drei Elemente Ver- unreinigungen sind, die beispielsweise in Vorlegierungen enthalten sein können, die zur Her- stellung einer erfindungsgemäßen Legierung verwendet werden. Die Erfinder haben festgestellt, dass diese Legierung eine Herstellung eines vollständig amorphen oder teilamorphen Formkörpers ermöglicht, wobei eine sehr hohe Bruchfestigkeit bei gleichzeitiger großer kritischer Abgussdicke Dc erreichbar ist. Zweckmäßigerweise ist 48,00 Gew.-% ≤ aNi + aCu ≤ 49,00 Gew.-%, 50,00 Gew.-% ≤ bNb + bTa ≤ 51,00 Gew.-%, 0,10 Gew.-% ≤ i ≤ 1,40 Gew.-%, vorzugsweise 0,60 Gew.-% ≤ i ≤ 0,95 Gew.-%, cZr + cHf + cTi = dFe + dCr + dCo + dMn = eV + eMo = fSn + fAg + fZn + fAl + fSi + fGe + fSb = gB + gC = 0 Gew.-% und 0 Gew.-% ≤ hO + hH + hN ≤ 0,10 Gew.-% wobei 0 Gew.-% < aCu ≤ 9,00 Gew.-%, vorzugsweise 0,85 Gew.-% ≤ aCu ≤ 8,95 Gew.-%, und bTa = 0 Gew.-%. Die Erfinder haben festgestellt, dass ein Anteil von maximal 1,40 Gew.-% Phosphor und ein Kupfergehalt von bis zu 8,95 Gew.-% eine besonders hohe Bruchfestigkeit sowie eine große kritische Abgussdicke von 5 mm bewirken. In einer Ausgestaltung der Erfindung ist 32,00 Gew.-% ≤ aNi + aCu ≤ 49,00 Gew.-%, 51,00 Gew.-% ≤ bNb + bTa ≤ 55,50 Gew.-%, 0,10 Gew.-% ≤ i ≤ 1,40 Gew.-%, vorzugsweise 0,55 Gew.-% ≤ i ≤ 0,95 Gew.-% ist, cZr + cHf + cTi = dFe + dCr + dCo + dMn = eV + eMo = fSn + fAg + fZn + fAl + fSi + fGe + fSb = gB + gC = 0 Gew.-% und 0 Gew.-% ≤ hO + hH + hN ≤ 0,10 Gew.-%, wobei 0 Gew.-% < bTa ≤ 55,50 Gew.-%, vorzugsweise 2,50 Gew.-% ≤ bTa ≤ 55,50 Gew.-% und aCu = 0 Gew.-%. Eine Legierung, die aus Ni, Nb, P, Ta und bis zu 0,10 Gew.-% Verunreinigungen besteht, weist eine besonders hohe kritische Abgussdicke Dc von bis zu 6 mm auf, wodurch diese Le- gierung eine besonders hohe Glasbildungsfähigkeit hat, beispielsweise Ni45,83N- b41,42P0,82Ta11,93, wobei der Index den Anteil des jeweiligen Elements in Gew.-% bezogen auf das Legierungsgewicht angibt und die Summe aller Gew.-% 100 Gew.-% ist. In einer weiteren Ausgestaltung der Erfindung ist 37,00 Gew.-% ≤ aNi + aCu ≤ 47,00 Gew.-%, 53,00 Gew.-% ≤ bNb + bTa ≤ 63,00 Gew.-%, 0 Gew.-% ≤ i ≤ 1,40 Gew.-%, vorzugsweise 0,65 Seite 5/17 Gew.-% ≤ i ≤ 0,82 Gew.-%, cZr + cHf + cTi = dFe + dCr + dCo + dMn = eV + eMo = fSn + fAg + fZn + fAl + fSi + fGe + fSb = gB + gC = 0 Gew.-% und 0 Gew.-% ≤ hO + hH + hN ≤ 0,10 Gew.-% ist, wobei 0 Gew.-% < aCu ≤ 3,50 Gew.-%, vorzugsweise 2,50 Gew.-% ≤ aCu ≤ 3,50 Gew.-%, und 11,75 Gew.-% ≤ bTa ≤ 48,50 Gew.-%. Die Erfinder haben festgestellt, dass eine Legierung die zumindest eines der Elemente Phos- phor, Tantal oder Kupfer aufweist, ausgehend vom Ni-Nb-Basissystem bereits bei geringen Phosphorgehalten von bis zu 0,10 Gew.-% eine unerwartet gute Glasbildungsfähigkeit sowie besonders gute mechanische Eigenschaften aufweist. Außerdem wurde festgestellt, dass die Zugabe von Tantal und Kupfer auch bei geringem Phosphorgehalt und in Abhängigkeit von einem Anteil an Tantal und Kupfer unerwartet zu ei- ner Legierung mit hoher Bruchfestigkeit oder hoher Härte führt. Eine solche Legierung ist vor- teilhaft für ein breites Anwendungsspektrum geeignet. Zweckmäßigerweise ist 37,00 Gew.-% ≤ aNi + aCu ≤ 47,00 Gew.-%, 53,00 Gew.-% ≤ bNb + bTa ≤ 55,50 Gew.-%, 0,10 Gew.-% ≤ i ≤ 1,40 Gew.-%, vorzugsweise 0,65 Gew.-% ≤ i ≤ 0,82 Gew.-%, cZr + cHf + cTi = dFe + dCr + dCo + dMn = eV + eMo = fSn + fAg + fZn + fAl + fSi + fGe + fSb = gB + gC = 0 Gew.-% und 0 Gew.-% ≤ hO + hH + hN ≤ 0,10 Gew.-% ist, wobei 0 Gew.-% < aCu ≤ 3,50 Gew.-%, vorzugsweise 2,50 Gew.-% ≤ aCu ≤ 3,50 Gew.-%, und
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48,50 Gew.-%. Die Erfinder haben festgestellt, dass eine Legierung die zumindest eines der Elemente Tan- tal oder Kupfer aufweist, ausgehend vom Ni-Nb-P-Basissystem eine weiterhin gute Glasbil- dungsfähigkeit sowie besonders gute mechanische Eigenschaften aufweist. Außerdem wur- de festgestellt, dass die Zugabe von Tantal und Kupfer unerwartet zu einer Legierung mit ho- her Bruchfestigkeit führt, wobei ermittelt wurde, dass bei bNb + bTa > 55,50 Gew.-% eine Ver- schlechterung von duktilen mechanischen Eigenschaften, insbesondere der Streckgrenze und der Bruchfestigkeit, auftritt. Eine besonders gute Glasbildungsfähigkeit bei gleichzeitig guten mechanischen Eigenschaf- ten wurde bis zu einem Gehalt an Phosphor von bis zu 1,40 Gew.-% gefunden. In einer weiteren Ausgestaltung der Erfindung ist 30,00 Gew.-% ≤ aNi + aCu ≤ 45,00 Gew.-%, 53,00 Gew.-% ≤ bNb + bTa ≤ 55,50 Gew.-%, 0,10 Gew.-% ≤ i ≤ 1,40 Gew.-%, vorzugsweise 0,65 Gew.-% ≤ i ≤ 0,85 Gew.-%, 1,25 Gew.-% ≤ dFe + dCr + dCo + dMn ≤ 7,85 Gew.-%, cZr + cHf + cTi = eV + eMo = fSn + fAg + fZn + fAl + fSi + fGe + fSb = gB + gC 0 Gew.-%, 0 Gew.-% ≤ hO + hH + Seite 6/17 hN ≤ 0,10 Gew.-%, 11,75 Gew.-% ≤ bTa ≤ 49,00 Gew.-%, wobei vorzugsweise dFe = dCr = dMn = aCu = 0 Gew.-%. Eine solche erfindungsgemäße Legierung besteht vorzugsweise aus Nickel, Niob, Phosphor, Tantal und Kobalt. Die Erfinder haben festgestellt, dass sich die Kombination aus Tantal und Kobalt , das einer Ni-Nb-P-Basislegierung zugegeben wird, positiv auf die Härte der Legie- rung auswirkt. Es werden vorteilhaft besonders hohe Vickershärten von > 900 HV5 (Bestim- mung der Vickershärte gemäß ISO 6507, Stand Juli 2018) erreicht. Zwar nehmen die dukti- len Eigenschaften mit zunehmender Härte ab, jedoch sind besonders harte Legierungszu- sammensetzungen für tribologische Anwendungen oder Anwendungen, bei denen Bauteile besonders stark verschleißbeansprucht werden, besonders gut geeignet. Beispielsweise kann eine erfindungsgemäße Legierung zur Herstellung einer Führungsleiste einer Honvor- richtung verwendet werden oder als Bauteil eines Getriebes, beispielsweise eines Zahnrads eines Getriebes. In einer Ausgestaltung der Erfindung ist 46,00 Gew.-% ≤ aNi + aCu ≤ 51,00 Gew.-%, 38,00 Gew.-% ≤ bNb + bTa ≤ 55,00 Gew.-%, 0,10 Gew.-% ≤ i ≤ 1,40 Gew.-%, vorzugsweise 0,40 Gew.-% ≤ i ≤ 2,15 Gew.-%, 1,20 Gew.-% ≤ cZr + cHf + cTi ≤ 5,00 Gew.-%, 0 Gew.-% ≤ hO + hH + hN ≤ 0,10 Gew.-%, und dFe + dCr + dCo + dMn = eV + eMo = fSn + fAg + fZn + fAl + fSi + fGe + fSb = gB + gC = 0 Gew.-%, wobei vorzugsweise 1,20 Gew.-% ≤ cZr ≤ 5,00 Gew.-%, 2,50 Gew.-% ≤ cHf ≤ 5,00 Gew.-%, 1,25 Gew.-% ≤ cTi ≤ 5,00 Gew.-% und aCu = bTa = 0 Gew.-%. Diese Ausgestaltung betrifft eine Ni-Nb-P-Basislegierung, die außerdem bis zu 5,00 Gew.-% Zirkonium, Hafnium und/oder Titan enthält. Die Zugabe der letztgenannten drei Elemente verringert wider Erwarten die Glasbildungsfähigkeit nicht und führt sogar zu einer hohen Vi- ckershärte (HV5 gemäß ISO 6507, Stand Juli 2018). In einer Ausgestaltung der Erfindung ist 43,00 Gew.-% ≤ aNi + aCu ≤ 48,00 Gew.-%, 50,00 Gew.-% ≤ bNb + bTa ≤ 51,00 Gew.-%, 0,10 Gew.-% ≤ i ≤ 1,40 Gew.-%, vorzugsweise 0,80 Gew.-% ≤ i ≤ 0,90 Gew.-%, besonders bevorzugt i = 0,87 Gew.-%, 0,50 Gew.-% ≤ dFe + dCr + dCo + dMn ≤ 5,00 Gew.-%, cZr + cHf + cTi = eV + eMo = fSn + fAg + fZn + fAl + fSi + fGe + fSb = gB + gC = 0 Gew.-%, 0 Gew.-% ≤ hO + hH + hN ≤ bis 0,10 Gew.-%, vorzugsweise aCu = bTa = 0 Gew.-% und 1,50 Gew.-% ≤ dFe ≤ 4,75 Gew.-%, 0,50 Gew.-% ≤ dCr ≤ 2,25 Gew.-%, 1,50 Gew.-% ≤ dCo ≤ 5,00 Gew.-%, 0,50 Gew.-% ≤ dMn ≤ 4,75 Gew.-% ist. Seite 7/17 Diese Ausgestaltung betrifft eine Ni-Nb-P-Basislegierung, die zusätzlich Eisen, Chrom, Kobalt und/oder Mangan enthält. Die Zugabe eines der letztgenannten vier Elemente verringert die Glasbildungsfähigkeit überraschenderweise nur geringfügig und führt außerdem zu einer Le- gierung mit einer hohen Bruchfestigkeit, insbesondere für i=0,87 Gew.-%. In einer weiteren Ausgestatung der Erfindung ist 48,00 Gew.-% ≤ aNi + aCu ≤ 51,00 Gew.-%, 42,00 Gew.-% ≤ bNb + bTa ≤ 50,00 Gew.-%, 0 Gew.-% < i ≤ 1,40 Gew.-%, vorzugsweise 0,85 Gew.-% ≤ i ≤ 0,95 Gew.- %, 0,50 Gew.-% ≤ eV + eMo ≤ 8,50 Gew.-%, cZr + cHf + cTi = dFe + dCr + dCo + dMn = fSn + fAg + fZn + fAl + fSi + fGe + fSb = gB + gC = aCu = bTa = 0 Gew.-%, 0 Gew.-% ≤ hO + hH + hN ≤ 0,10 Gew.-% ist, wobei vorzugsweise 0,50 Gew.-% ≤ eV ≤ 4,50 Gew.-%, 1,25 Gew.-% ≤ eMo ≤ 8,10 Gew.-%. Diese Ausgestaltung der Erfindung betrifft eine Ni-Nb-P-Basislegierung, die außerdem Vana- dium und/oder Molybdän enthält. Die Erfinder haben festgestellt, dass die Zugabe von Vana- dium und Molybdän die Glasbildungseigenschaft nur geringfügig beeinflusst und in Kombina- tion mit Phosphor zu einer besonders hohen Bruchfestigkeit und einer kritischen Abgussdi- cke Dc von 3 bis 5 mm führt. Zweckmäßigerweise ist 48,00 Gew.-% ≤ aNi + aCu ≤ 51,00 Gew.-%, 42,00 Gew.-% ≤ bNb + bTa ≤ 50,00 Gew.-%, 0,10 Gew.-% ≤ i ≤ 1,40 Gew.-%, vorzugsweise 0,85 Gew.-% ≤ i ≤ 0,95 Gew.- %, 0,50 Gew.-% ≤ eV + eMo ≤ 5,00 Gew.-%, cZr + cHf + cTi = dFe + dCr + dCo + dMn = fSn + fAg + fZn + fAl + fSi + fGe + fSb = gB + gC = aCu = bTa = 0 Gew.-%, 0 Gew.-% ≤ hO + hH + hN ≤ 0,20 Gew.-%, wobei vorzugsweise 0,50 Gew.-% ≤ eV ≤ 4,50 Gew.-%, 1,25 Gew.-% ≤ eMo ≤ 4,50 Gew.-%. Diese Ausgestaltung der Erfindung betrifft eine Ni-Nb-P-Basislegierung, die außerdem Vana- dium und/oder Molybdän enthält. Die Zugabe der letztgenannten beiden Elemente bewirkt eine überraschend gute Glasbildungsfähigkeit sowie eine hohe Bruchfestigkeit. In einer Ausgestaltung der Erfindung ist 46,00 Gew.-% ≤ aNi + aCu ≤ 49,00 Gew.-%, 41,00 Gew.-% ≤ bNb + bTa ≤ 51,00 Gew.-%, 0,10 Gew.-% ≤ i ≤ 1,40 Gew.-%, vorzugsweise 0,84 Gew.-% ≤ i ≤ 0,89 Gew.-%, 0,35 Gew.-% ≤ fSn + fAg + fZn + fAl + fSi + fGe + fSb ≤ 10,00 Gew.-%, cZr + cHf + cTi = dFe + dCr + dCo + dMn = eV + eMo = gB + gC = aCu = bTa = 0 Gew.-%, 0 Gew.-% ≤ hO + hH + hN ≤ 0,10 Gew.-%, vorzugsweise 3,25 Gew.-% ≤ fSn ≤ 10,00 Gew.-%, 1,25 Gew.-% ≤ fAg ≤ 5,00 Gew.-%, 0,75 Gew.-% ≤ fZn ≤ 3,00 Gew.-%, 0,25 Gew.-% ≤ fAl ≤ 1,25 Gew.-%, 0,25 Seite 8/17 Gew.-% ≤ fSi ≤ 1,00 Gew.-%, 0,75 Gew.-% ≤ fGe ≤ 2,75 Gew.-%, 1,50 Gew.-% ≤ fSb ≤ 5,25 Gew.-%. Diese Ausgestaltung betrifft eine Ni-Nb-P-Basislegierung, die außerdem Zinn, Silber, Zink, Aluminium, Silizium, Germanium und/oder Antimon enthält. Die Zugabe eines der letztge- nannten sieben Elemente wirkt sich wider Erwarten nicht negativ auf die Glasbildungsfähig- keit aus, sondern führt im Ni-Nb-P-Basissystem vielmehr zu einer überraschenderweise gu- ten Glasbildungsfähigkeit. In einer weiteren Ausgestaltung der Erfindung ist 48,00 Gew.-% ≤ aNi + aCu ≤ 49,00 Gew.-%, 50,00 Gew.-% ≤ bNb + bTa ≤ 51,00 Gew.-%, 0,10 Gew.-% ≤ i ≤ 1,40 Gew.-%, vorzugsweise 0,75 Gew.-% ≤ i ≤ 0,90 Gew.-%, vorzugsweise i = 0,87 Gew.-%, 0,10 Gew.- % ≤ gB + gC ≤
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0,60 Gew.-%, cZr + cHf + cTi = dFe + dCr + dCo + dMn = eV + eMo = fSn + fAg + fZn + fAl + fSi + fGe + = aCu = bTa = 0 Gew.-%, 0 Gew.-% ≤ hO + hH + hN ≤ 0,10 Gew.-%, vorzugsweise 0,10 Gew.-% ≤ gB ≤ 0,50 Gew.-%, 0,10 Gew.-% ≤ gC ≤ 0,55 Gew.-%. Diese Ausgestaltung betrifft eine Ni-Nb- P-Basislegierung, die außerdem Bor und/oder Kohlenstoff enthält. Wider Erwarten haben die Erfinder festgestellt, dass Bor und Kohlenstoff in genannter Menge eine Glasbildungsfähigkeit einer Ni-Nb-P-Basislegierung nicht verändern. Zweckmäßigerweise beträgt eine kritische Abgussdicke zwischen 0,5 mm und 7,0 mm, das heißt 0,5 mm ≤ Dc ≤ 7,0 mm. Die kritische Abgussdicke Dc ist ein technisches Maß für die Glasbildungsfähigkeit einer Le- gierung. Je größer die kritische Abgussdicke ist, desto größer ist die Glasbildungsfähigkeit der Legierung, das heißt deren Neigung zur amorphen oder zumindest teilamorphen Erstar- rung. Eine Bestimmung der kritischen Abgussdicke Dc kann wie in EP 3444370 A1 be- schrieben erfolgen. Zur Bestimmung der kritischen Abgussdicke Dc werden mehrere Zylinder einer Länge von 50 mm und einem Durchmesser zwischen 0,5 mm und 8 mm (in 0,5 mm oder 1,0 mm Schritten) gegossen. An jedem der gegossenen Zylinder wird eine XRD-Messfläche geschaffen, indem der Zylinder senkrecht zu einer Zylinderachse außerhalb der sogenannten Wärmeeinflusszo- ne in zwei Teile getrennt wird, beispielsweise bei 25 mm, also mittig. Eine Bestimmung der kritischen Abgussdicke Dc erfolgt durch eine XRD-Messung an der Trennstelle über den gesamten Querschnitt. Dabei werden an den Proben mit zunehmendem Durchmesser solange die Erstarrungseigenschaften – amorph bzw. teilamorph oder kristallin Seite 9/17 – bestimmt, bis die erste der Proben als kristallin erstarrt gilt. Die kritische Abgussdicke Dc ist dann der Durchmesser der letzten Probe, die als amorph bzw. teilamorph erstarrt gilt. Die kritische Abgussdicke Dc ist ferner ein technisches Maß für die Größe eines Formkör- pers, beispielsweise eines Bauteils, der bzw. das mit der Legierung herstellbar ist und trotz seiner Größe amorph oder teilamorph erstarrt. Beträgt eine kritische Abgussdicke für eine Legierung beispielsweise 3 mm, ist eine maxima- le Größe eines aus dieser Legierung hergestellten Formkörpers kleiner als eine maximale Größe eines Formkörpers, der aus einer Legierung hergestellt ist, die eine kritische Abguss- dicke Dc von 5 mm aufweist. Ausgestaltung der Erfindung weist die Legierung eine Vickers-Härte (HV5) auf, die zwischen 840 und 1050 beträgt. Die Bestimmung der Vickers-Härte (HV5) erfolgt gemäß ISO 6507 (Stand: Juli 2018). Vorteilhaft ist die Härte einer erfindungsgemäßen Legierung auf hohem Niveau maßschnei- derbar und für viele Anwendungen geeignet. In einer weiteren Ausgestaltung der Erfindung weist die Legierung eine Bruchfestigkeit zwi- schen 2,5 GPa und 5,5 GPa auf, wobei die Bruchfestigkeit im 3-Punktbiegeversuch bestimmt wird. Vorteilhaft ist eine erfindungsgemäße, amorph oder teilamorph erstarrende Legierung zur Herstellung hochfester Bauteile geeignet. Mechanische Eigenschaften sind ein technisches Merkmal einer Legierung und als Unter- scheidungsmerkmal geeignet, um eine Legierung von anderen Legierungen unterscheiden. Die Bestimmung der mechanischen Eigenschaften kann zerstörend oder zerstörungsfrei an einem Prüfkörper erfolgen. In einer Ausgestaltung der Erfindung weist die Legierung eine Streckgrenze zwischen 4,40 GPa und 4,70 GPa auf, wobei die Streckgrenze im im 3-Punktbiegeversuch bestimmt wird. Vorzugsweise beträgt für eine erfindungsgemäße Legierung die Streckgrenze zwischen 4,40 GPa und 4,70 GPa, während eine Vickershärte (HV5) zwischen 850 und 930 beträgt. Vorteilhaft ist eine erfindungsgemäße, amorph oder teilamorph erstarrende Legierung zur Herstellung hochfester, tribologisch beanspruchter Bauteile geeignet. Seite 10/17 Einen Versuchsaufbau zur Bestimmung von mechanischen Eigenschaften wie der Streck- grenze s0,2% (0,2% bedeutet, dass eine plastische Dehnung 0,2% beträgt), des Elastizitäts- moduls E und der Bruchfestigkeit im Dreipunktbiegeversuch zeigt Fig. 9. Zur Bestimmung der Bruchfestigkeit verwendete Probenkörper 1 sind quaderförmig mit einer Breite 2 von 2 mm (in Fig. 9 die Zeichenebene hinein), einer Höhe 3 von 1 mm und einer Länge 4 von 20 mm. Zwei runde Auflager 5 mit einem Durchmesser dA von 5 mm sind in einem Abstand 6 von 15 mm voneinander angeordnet. Ein Probenkörper 1 wird derart auf die beiden Auflager 5 ge- legt, dass Probenenden 7, das heißt Stirnseiten, bündig mit Außenseiten 8 der Auflager 5 sind. Ein Druckkörper 9, durch den eine Kraft F aufgebracht wird, ist zylindrisch mit einem Durch- messer dD von 5 mm und drückt mittig auf den quaderförmigen Probenkörper 1, das heißt ein Abstand 10 von der Mitte des Druckkörpers 9 zur Mitte der Auflager 5 ist gleich und beträgt 7,5 mm. Eine Bewegung des Druckkörpers 9 erfolgt mit einer Geschwindigkeit von 0,3 mm/min. Weitere erforderliche Versuchsparameter zur Bestimmung der Bruchfestigkeit sind der ISO 7438 (Stand Oktober 2020) entnommen. Eine normgerechte Bestimmung der Biegefestigkeit metallischer Werkstoffe, beispielsweise gemäß ISO 7438 (Stand: Oktober 2020), ist nicht möglich, da die dort geforderten Proben- körperabmessungen zu groß für einen Probenkörper aus einer amorph oder teilamorph er- starrenden Legierung sind. Eine Herstellung eines aus einer erfindungsgemäßen Legierung gebildeten Formkörpers kann durch das sogenannte Sauggussverfahren erfolgen. Dazu wird die Legierung, z.B. Ni48,65Nb50,48P0,87, in einer Argonatmosphäre mit Hilfe eines Lichtbogens aufgeschmolzen und anschließend durch Unterdruck in eine passiv wassergekühlte Kupferkokille, deren Form- hohlraum den herzustellenden Formkörper abbildet, eingesaugt und nach Erstarrung ent- nommen. Ein besonders geeignetes Druckgussherstellungsverfahren ist aus EP 3814034 A1 bekannt. Die Erfindung wird nachfolgend anhand von Ausführungsbeispielen und der beigefügten, sich auf Ausführungsbeispiele beziehenden Zeichnungen näher erläutert. Dabei bedeutet der In- dex einen Anteil des Elementes in Gew.-% bezogen auf das Gesamtgewicht der Legierung, Seite 11/17 d.h. Ni48,65Nb50,48P0,87 besteht beispielsweise aus 48,65 Gew.-% Ni, 50,48 Gew-% Nb und 0,87 Gew.-% P. Beispiel 1 – Ni 48,65Nb50,48P0,87:
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Zur Herstellung von 50 g einer hochreinen Ni-P Vorlegierung (Ni85,04 P14,96) werden 42,52 g Ni- ckel und 7,48 g Phosphor in einem Quarzrohr in einer Argonatmosphäre induktiv geschmol- zen und während 5 Minuten homogenisiert. Nach Abkühlung auf Raumtemperatur wird die auf diese Art und Weise hergestellte Ni-P Vorlegierung zur Herstellung der erfindungsgemä- ßen Legierung Ni48,65Nb50,48P0,87 wie folgt verwendet: Zur Herstellung von 16 g der Legierung Ni48,65Nb50,48P0,87 werden 6,9958 g Nickel, 8,0764 g Niob und 0,9278 g der Ni85,04P14,96 Vorlegierung in einem Lichtbogen unter Argonschutzatmo- sphäre bei 2000 °C geschmolzen und miteinander vermischt. Eine Herstellung eines Formkörpers mit dieser Legierungszusammensetzung kann mittels Saugguss oder Druckguss gemäß EP 3814034 B1 erfolgen. Ein aus dieser Legierung gefertigter kreiszylinderförmiger Stab mit einem Durchmesser von 5 mm ist amorph erstarrt. Dies zeigt ein an diesem Stab ermitteltes Röntgendiffraktogramm (Cu-K-a-Strahlung) gemäß Fig.1 deutlich. Die Legierung weist im Dreipunktbiegeversuch einen Elastizitätsmodul von 143 GPa sowie eine Bruchfestigkeit von 4,7 GPa auf (s. Fig. 3). Beispiel 2 - Ni45,83Nb41,42Ta11,93P0,82:
Figure imgf000014_0002
Zur Herstellung von 16 g einer erfindungsgemäßen Legierung Ni45,83Nb41,42Ta11,93P0,82 werden 6,5896 g Nickel, 6,6271 g Niob, 1,9093 g Tantal und 0,8739 g einer gemäß Beispiel 1 herge- stellten Ni85,04P14,96 Vorlegierung in einem Lichtbogen in einer Argonschutzatmosphäre bei 2000 °C geschmolzen und miteinander vermischt. Eine Herstellung eines Formkörpers mit dieser Legierungszusammensetzung kann mittels Saugguss oder Druckguss gemäß EP 3814034 B1 erfolgen. Seite 12/17 Ein aus dieser Legierung gefertigter kreiszylinderförmiger Stab mit einem Durchmesser von 6 mm ist amorph erstarrt. Dies zeigt ein an diesem Stab ermitteltes Röntgendiffraktogramm (Cu-K-a-Strahlung) gemäß Fig.2 deutlich. Die Legierung weist im Dreipunktbiegeversuch einen Elastizitätsmodul von 148 GPa sowie eine Bruchfestigkeit von 5,1 GPa auf (s. Fig. 4). Fig. 5 zeigt Vickers-Härten (HV5) beispielhaft ausgewählter erfindungsgemäßer Legierun- gen. Es wird nun Bezug genommen auf in Fig.6a und 6b gezeigte Diagramme, die sich sich von denjenigen in Fig.3 und 4 gezeigten dadurch unterscheiden, dass die sogenannte Streck- grenze (s0,2%) der jeweiligen Legierung gezeigt ist. Diese beträgt für eine Legierung der Zusammensetzung Ni48,65Nb50,48P0,874,4 GPa, während eine Legierung der Zusammensetzung Ni45,83Nb41,42Ta11,93P0,82 eine Streckgrenze von 4,7 GPa aufweist. Die Streckgrenze wurde anhand eines in Fig. 9 gezeigten Versuchsaufbaus an einem außer- dem in Fig.9 gezeigten Probenkörper ermittelt. Es wird nun Bezug genommen auf ein in Fig.7 gezeigtes Diagramm, in dem die Vickershärte (HV5) sowie der Elastitzitätsmodul, die Streckgrenze s0,2% und die Bruchfestigkeit für ver- schiedene Legierungen gezeigt ist. Fig. 7 unterscheidet sich von Fig. 5 durch die Hinzufü- gung der Bruchfestigkeit, der Streckgrenze und des Elastizitätsmoduls der jeweiligen Legie- rung. Für die Legierungen #20, #59, #60-62 wurde eine Vickershärte (HV5) zwischen 850 und 930 ermittelt, während die Streckgrenze und die Bruchfestigkeit besonders hoch zwischen 4,5 GPa und 5,2 GPa sind. Außerdem steigt der Elastizitäsmodul von inetwa 143 GPa auf 148 GPa an. Für die Legierungen ab #63-#69 und #84 nimmt die Vickershärte (HV5) von 920 bis auf circa 1.000 zu, während die Bruchfestigkeit und die Streckgrenze stark abnehmen von circa 4 GPa auf 2,5 GPa. Der Elastizitätsmodul nimmt von circa 148 GPa auf 155 GPa zu. Überraschenderweise haben die Erfinder herausgefunden, dass bei Legierungszusammen- setzung #63 ein Wendepunkt liegt, ab dem die Vickershärte und der Elastizitätsmodul weiter Seite 13/17 ansteigen, während die Streckgrenze und die Bruchfestigkeit abfallen, wobei Streckgrenze und Bruchfestigkeit identische Werte aufweisen. Die Legierungen mit bNb+bTa≤ 55,70 Gew.% sind vorteilhaft besonders duktil, während die Le- gierungen mit einem darüber liegenden Gehalt sehr spröde, aber sehr hart sind. Die duktilen Legierungen eignen sich besonders für den Einsatz als hochbelastete Zahnrä- der in mikromechanischen Systemen oder als besonders scharfe und langlebige Klingen für Schneidwerkzeuge wie chirurgische Instrumente. Eine Zusammenstellung mechanischer Eigenschaften von aus dem Stand der Technik be- kannten amorph oder teilamorph erstarrenden Legierungen sowie erfindungsgemäßen Le- gierungen zeigt Fig. 8. Durch Hinzufügung von Phosphor mit einem Gehalt von mindestens 0,10 Gew.-% kann eine Verbesserung der duktilen Eigenschaften erzielt werden. Durch Hinzufügung von Phosphor und Tantal ist eine weitere Steigerung der duktilen Eigenschaften möglich. Die Nummerierung der einzelnen Legierungszusammensetzungen in Fig.5, 7 und 8 bezieht sich auf die in nachfolgender Tabelle gezeigten Beispiele erfindungsgemäßer Legierungen, die amorph oder zumindest teilamorph erstarren: Laufende Nummer # Legierung (tiefgestellter Zahlenwert = Mengenanteil des jeweili-
Figure imgf000016_0001
17 Ni4887Nb4982P131
Figure imgf000017_0001
Seite 15/17 61 Ni4583Nb4142Ta1193P082
Figure imgf000018_0001
Seite 16/17 101 Ni4952Nb3967Ti893P188
Figure imgf000019_0001
Seite 17/17

Claims

Patentansprüche: 1. Legierung der Zusammensetzung: NiaNi CuaCu NbbNb TabTa ZrcZr HfcHf TicTi FedFe CrdCr CodCo MndMn VeV MoeMo SnfSn AgfAg ZnfZn AlfAl SifSi GefGe SbfSb BgB CgC OhO HhH NhN Pi, mit 30,00 Gew.-% ≤ aNi + aCu ≤ 55,00 Gew.-%, 35,00 Gew.-% ≤ bNb + bTa ≤ 68,00 Gew.-%, 0 Gew.-% ≤ cZr + cHf + cTi ≤ 12,50 Gew.-%, 0 Gew.-% ≤ dFe + dCr + dCo + dMn ≤ 8,50 Gew.-%, 0 Gew.-% ≤ eV + eMo ≤ 10,00 Gew.-%, 0 Gew.-% ≤ fSn + fAg + fZn + fAl + fSi + fGe + fSb ≤ 10,00 Gew.-%, 0 Gew.-% ≤ gB + gC ≤ 0,60 Gew.-%, 0 Gew.-% ≤ hO + hH + hN ≤ 0,10 Gew.-%, 0 Gew.-% < i ≤ 2,40 Gew.-%, wobei die Summe aller Gew.-% aNi + aCu + bNb + bTa + cZr + cHf + cTi + dFe + dCr + dCo + dMn + eV + eMo + fSn + fAg + fZn + fAl + fSi + fGe + fSb + gB + gC + hO + hH + hN + i = 100 Gew.-% ist und die Gew.-% jeweils bezogen sind auf das Gesamtgewicht der Legierung, mit Ausnahme folgender Legierungen: Ni51,20Nb48,36P0,44, Ni51,65Nb47,47P0,88, Ni52,11Nb46,56P1,33, Ni47,58Nb50,22P2,20, Ni44,91Nb41,47Ta11,54P2,08, Ni42,52Nb33,66Ta21,85P1,97, Ni40,38Nb26,63Ta31,12P1,87, Ni36,68Nb14,51Ta47,11P1,70, Ni35,07Nb9,25Ta54,06P1,62, Ni33,59Nb4,43Ta60,42P1,56.
2. Legierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass 30,00 Gew.-% ≤ aNi + aCu ≤ 53,70 Gew.-%, 35,00 Gew.-% ≤ bNb + bTa ≤ 55,70 Gew.-%, 0 Gew.-% ≤ cZr + cHf + cTi ≤ 5,50 Gew.-%, 0 Gew.-% ≤ dFe + dCr + dCo + dMn ≤ 8,50 Gew.-%, 0 Gew.-% ≤ eV + eMo ≤ 5,00 Gew.-%, 0 Gew.-% ≤ fSn + fAg + fZn + fAl + fSi + fGe + fSb ≤ 10,00 Gew.-%, 0 Gew.-% ≤ gB + gC ≤ 0,60 Gew.-%, 0 Gew.-% ≤ hO + hH + hN ≤ 0,10 Gew.-%, Seite 1/6 0,10 Gew.-% ≤ i ≤ 2,40 Gew.-%, wobei die Summe aller Gew.-% aNi + aCu + bNb + bTa + cZr + cHf + cTi + dFe + dCr + dCo + dMn + eV + eMo + fSn + fAg + fZn + fAl + fSi + fGe + fSb + gB + gC + hO + hH + hN + i = 100 Gew.-% ist und die Gew.-% jeweils bezogen sind auf das Gesamtgewicht der Legierung, mit Ausnahme folgender Legierungen: Ni51,20Nb48,36P0,44, Ni51,65Nb47,47P0,88, Ni52,11Nb46,56P1,33, Ni47,58Nb50,22P2,20 , Ni45,47Nb52,35P2,18, Ni44,91Nb41,47Ta11,54P2,08, Ni42,52Nb33,66Ta21,85P1,97, Ni40,38Nb26,63Ta31,12P1,87, Ni36,68Nb14,51Ta47,11P1,70, Ni35,07Nb9,25Ta54,06P1,62, Ni33,59Nb4,43Ta60,42P1,56.
3. Legierung nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass 0 Gew.-% < i ≤ 1,40 Gew.-% ist, vorzugsweise 0,10 Gew.-% ≤ i ≤ 1,40 Gew.-%.
4. Legierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass 46,00 Gew.-% ≤ aNi + aCu ≤ 55,00 Gew.-%, 44,50 Gew.-% ≤ bNb + bTa ≤ 55,00 Gew.-%, 0 Gew.-% < i ≤ 1,40 Gew.-%, vorzugsweise 0,20 Gew.-% ≤ i ≤ 1,15 Gew.-% ist, cZr + cHf + cTi = dFe + dCr + dCo + dMn = eV + eMo = fSn + fAg + fZn + fAl + fSi + fGe + fSb = gB + gC = 0 Gew.-% und 0 Gew.-% ≤ hO + hH + hN ≤ 0,10 Gew.-% ist, wobei aCu = bTa = 0 Gew.-% ist.
5. Legierung nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass 46,00 Gew.-% ≤ aNi + aCu ≤ 53,70 Gew.-%, 44,50 Gew.-% ≤ bNb + bTa ≤ 52,50 Gew.-%, 0,10 Gew.-% ≤ i ≤ 1,40 Gew.-%, vorzugsweise 0,20 Gew.-% ≤ i ≤ 1,15 Gew.-% ist, cZr + cHf + cTi = dFe + dCr + dCo + dMn = eV + eMo = fSn + fAg + fZn + fAl + fSi + fGe + fSb = gB + gC = 0 Gew.-% und 0 Gew.-% ≤ hO + hH + hN ≤ 0,10 Gew.-% ist, wobei aCu = bTa = 0 Gew.-% ist.
6. Legierung nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass 48,00 Gew.-% ≤ aNi + aCu ≤ 49,00 Gew.-%, 50,00 Gew.-% ≤ bNb + bTa ≤ 51,00 Gew.-%, 0,10 Gew.-% ≤ i ≤ 1,40 Gew.-%, vorzugsweise 0,60 Gew.-% ≤ i ≤ 0,95 Gew.- %, besonders bevorzugt i = 0,87 Gew.-%, cZr + cHf + cTi = dFe + dCr + dCo + dMn = eV+ eMo = fSn + fAg + fZn + fAl + fSi + fGe + fSb = gB + gC = 0 Gew.-% und 0 Gew.-% ≤ hO + hH + hN ≤ Seite 2/6 0,10 Gew.-% ist, wobei 0 Gew.-% < aCu ≤ 9,00 Gew.-%, vorzugsweise 0,85 Gew.-% ≤ aCu ≤ 8,95 Gew.-%, und bTa = 0 Gew.-%.
7. Legierung nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass 32,00 Gew.-% ≤ aNi + aCu ≤ 49,00 Gew.-%, 51,00 Gew.-% ≤ bNb + bTa ≤ 55,50 Gew.-%, 0,10 Gew.-% ≤ i ≤ 1,40 Gew.-%, vorzugsweise 0,55 Gew.-% ≤ i ≤ 0,95 Gew.- % ist, cZr + cHf + cTi = dFe + dCr + dCo + dMn = eV + eMo = fSn + fAg + fZn + fAl + fSi + fGe + fSb = gB + gC = 0 Gew.-% und 0 Gew.-% ≤ hO + hH + hN ≤ 0,10 Gew.-% ist, wobei 0 Gew.-% < bTa ≤ 55,00 Gew.-%, vorzugsweise 2,50 Gew.-% ≤ bTa ≤ 55,00 Gew.-%, und aCu = 0 Gew.-%.
8. Legierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass 37,00 Gew.-% ≤ aNi + aCu ≤ 47,00 Gew.-%, 53,00 Gew.-% ≤ bNb + bTa ≤ 63,00 Gew.-%, 0 Gew.-% ≤ i ≤ 1,40 Gew.-%, vorzugsweise 0,65 Gew.-% ≤ i ≤ 0,82 Gew.-%, cZr + cHf + cTi = dFe + dCr + dCo + dMn = eV + eMo = fSn + fAg + fZn + fAl + fSi + fGe + fSb = gB + gC = 0 Gew.-% und 0 Gew.-% ≤ hO + hH + hN ≤ 0,10 Gew.-% ist, wobei 0 Gew.-% < aCu ≤ 3,50 Gew.-%, vorzugsweise 2,50 Gew.-% ≤ aCu ≤ 3,50 Gew.-%, und 11,75 Gew.-% ≤ bTa ≤ 48,50 Gew.-%.
9. Legierung nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass 37,00 Gew.-% ≤ aNi + aCu ≤ 47,00 Gew.-%, 53,00 Gew.-% ≤ bNb + bTa ≤ 55,50 Gew.-%, 0,10 Gew.-% ≤ i ≤ 1,40 Gew.-%, vorzugsweise 0,65 Gew.-% ≤ i ≤ 0,82 Gew.-%, cZr + cHf + cTi = dFe + dCr + dCo + dMn = eV + eMo = fSn + fAg + fZn + fAl + fSi + fGe + fSb = gB + gC = 0 Gew.-% und 0 Gew.-% ≤ hO + hH + hN ≤ 0,10 Gew.-% ist, wobei 0 Gew.-% < aCu ≤ 3,50 Gew.-%, vorzugsweise 2,50 Gew.-% ≤ aCu ≤ 3,50 Gew.-%, und 11,75 Gew.-% ≤ bTa ≤ 48,50 Gew.-%. 10. Legierung nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass 30,00 Gew.-% ≤ aNi + aCu ≤ 45,00 Gew.-%, 53,00 Gew.-% ≤ bNb + bTa ≤ 55,50 Gew.-%, 0,10 Gew.-% ≤ i ≤ 1,40 Gew.-%, vorzugsweise 0,65 Gew.-% ≤ i ≤ 0,85 Gew.- %, 1,25 Gew.-% ≤ dFe + dCr + dCo + dMn ≤ 7,85 Gew.-%, cZr + cHf + cTi = eV + eMo = fSn + Seite 3/6 fAg + fZn + fAl + fSi + fGe + fSb = gB + gC 0 Gew.-%,0 Gew.-% ≤ hO + hH + hN ≤ 0,
10 Gew.- %, 11,75 Gew.-% ≤ bTa ≤ 49,00 Gew.-% ist, wobei vorzugsweise dFe = dCr = dMn = aCu = 0 Gew.-%.
11. Legierung nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass 46,00 Gew.-% ≤ aNi + aCu ≤ 51,00 Gew.-%, 38,00 Gew.-% ≤ bNb + bTa ≤ 55,00 Gew.-%, 0,10 Gew.-% ≤ i ≤ 1,40 Gew.-%, vorzugsweise 0,40 Gew.-% ≤ i ≤ 1,15 Gew.-%, 1,20 Gew.-% ≤ cZr + cHf + cTi ≤ 5,00 Gew.-%, 0 Gew.-% ≤ hO + hH + hN ≤ 0,10 Gew.-%, und dFe + dCr + dCo + dMn = eV + eMo = fSn + fAg + fZn + fAl + fSi + fGe + fSb = gB + gC = 0 Gew.-% ist, wobei vorzugsweise 1,20 Gew.-% ≤ cZr ≤ 5,00 Gew.-%, 2,50 Gew.-% ≤ cHf ≤ 5,00 Gew.-%, 1,25 Gew.-% ≤ cTi ≤ 5,00 Gew.-% und aCu = bTa = 0 Gew.- %.
12. Legierung nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass 43,00 Gew.-% ≤ aNi + aCu ≤ 48,00 Gew.-%, 50,00 Gew.-% ≤ bNb + bTa ≤ 51,00 Gew.-%, 0,10 Gew.-% ≤ i ≤ 1,40 Gew.-%, vorzugsweise 0,80 Gew.-% ≤ i ≤ 0,90 Gew.- %, besonders bevorzugt i = 0,87 Gew.-%, 0,50 Gew.-% ≤ dFe + dCr + dCo + dMn ≤ 8,00 Gew.-%, cZr + cHf + cTi = eV + eMo = fSn + fAg + fZn + fAl + fSi + fGe + fSb = gB + gC = 0 Gew.- %, 0 Gew.-% ≤ hO + hH + hN ≤ bis 0,10 Gew.-%, vorzugsweise aCu = bTa = 0 Gew.-% und 1,50 Gew.-% ≤ dFe ≤ 4,75 Gew.-%, 0,50 Gew.-% ≤ dCr ≤ 2,25 Gew.-%, 1,50 Gew.- % ≤ dCo ≤ 5,00 Gew.-%, 0,50 Gew.-% ≤ dMn ≤ 4,75 Gew.-% ist.
13. Legierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass 48,00 Gew.-% ≤ aNi + aCu ≤ 51,00 Gew.-%, 42,00 Gew.-% ≤ bNb + bTa ≤ 50,00 Gew.-%, 0 Gew.-% < i ≤ 1,40 Gew.-%, vorzugsweise 0,85 Gew.-% ≤ i ≤ 0,95 Gew.- %, 0,50 Gew.-% ≤ eV + eMo ≤ 8,50 Gew.-%, cZr + cHf + cTi = dFe + dCr + dCo + dMn = fSn + fAg + fZn + fAl + fSi + fGe + fSb = gB + gC = aCu = bTa = 0 Gew.-%, 0 Gew.-% ≤ hO + hH + hN ≤ 0,10 Gew.-% ist, wobei vorzugsweise 0,50 Gew.-% ≤ eV ≤ 4,50 Gew.-%, 1,25 Gew.-% ≤ eMo ≤ 8,10 Gew.-%.
14. Legierung nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, Seite 4/6 dass 48,00 Gew.-% ≤ aNi + aCu ≤ 51,00 Gew.-%, 42,00 Gew.-% ≤ bNb + bTa ≤ 50,00 Gew.-%, 0,10 Gew.-% < i ≤ 1,40 Gew.-%, vorzugsweise 0,85 Gew.-% ≤ i ≤ 0,95 Gew.- %, 0,50 Gew.-% ≤ eV + eMo ≤ 5,00 Gew.-%, cZr + cHf + cTi = dFe + dCr + dCo + dMn = fSn + fAg + fZn + fAl + fSi + fGe + fSb = gB + gC = aCu = bTa = 0 Gew.-%, 0 Gew.-% ≤ hO + hH + hN ≤ 0,10 Gew.-% ist, wobei vorzugsweise 0,50 Gew.-% ≤ eV ≤ 4,50 Gew.-%, 1,25 Gew.-% ≤ eMo ≤ 4,50 Gew.-%.
15. Legierung nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass 46,00 Gew.-% ≤ aNi + aCu ≤ 49,00 Gew.-%, 41,00 Gew.-% ≤ bNb + bTa ≤ 51,00 Gew.-%, 0,10 Gew.-% < i ≤ 1,40 Gew.-%, vorzugsweise 0,84 Gew.-% ≤ i ≤ 0,89 Gew.- %, 0,35 Gew.-% ≤ fSn + fAg + fZn + fAl + fSi + fGe + fSb ≤ 10,00 Gew.-%, cZr + cHf + cTi = dFe + dCr + dCo + dMn = eV + eMo = gB + gC = aCu = bTa = 0 Gew.-%, 0 Gew.-% ≤ hO + hH + hN ≤ 0,10 Gew.-% ist, vorzugsweise 3,25 Gew.-% ≤ fSn ≤ 10,00 Gew.-%, 1,25 Gew.-% ≤ fAg ≤ 5,00 Gew.-%, 0,75 Gew.-% ≤ fZn ≤ 3,00 Gew.-%, 0,25 Gew.-% ≤ fAl ≤ 1,25 Gew.- %, 0,25 Gew.-% ≤ fSi ≤ 1,00 Gew.-%, 0,75 Gew.-% ≤ fGe ≤ 2,75 Gew.-%, 1,50 Gew.-% ≤ fSb ≤ 5,25 Gew.-%.
16. Legierung nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass 48,00 Gew.-% ≤ aNi + aCu ≤ 49,00 Gew.-%, 50,00 Gew.-% ≤ bNb + bTa ≤ 51, Gew.- %, 0,10 Gew.-% < i ≤ 1,40 Gew.-%, vorzugsweise 0,75 Gew.-% ≤ i ≤ 0,90 Gew.-%, vorzugsweise i = 0,87 Gew.-%, 0,10 Gew.-% ≤ gB + gC ≤ 0,60 Gew.-%, cZr + cHf + cTi = dFe + dCr + dCo + dMn = eV + eMo = fSn + fAg + fZn + fAl + fSi + fGe + fSb = aCu = bTa = 0 Gew.- %, 0 Gew.-% ≤ hO + hH + hN ≤ 0,10 Gew.-% ist, vorzugsweise 0,10 Gew.-% ≤ gB ≤ 0,50 Gew.-%, 0,10 Gew.-% ≤ gC ≤ 0,55 Gew.-%.
17. Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 16, dadurch gekennzeichnet, dass eine kritische Abgussdicke Dc zwischen 0,5 mm und 7,0 mm beträgt.
18. Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 17, dadurch gekennzeichnet, dass die Legierung eine Vickers-Härte (HV5) aufweist, die zwischen 840 und 1050 beträgt, und die gemäß ISO 6507 ermittelt wurde. Seite 5/6
19. Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 18, dadurch gekennzeichnet, dass die Legierung eine Bruchfestigkeit zwischen 2,5 GPa und 5,5 GPa aufweist, wobei die Bruchfestigkeit im 3-Punktbiegeversuch bestimmt wird.
20. Formkörper, der aus einer Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 19 hergestellt ist, vorzugsweise durch Saug- oder Druckguss. Seite 6/6
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