DE3035433A1

DE3035433A1 - Ferromagnetische amorphe legierung

Info

Publication number: DE3035433A1
Application number: DE19803035433
Authority: DE
Inventors: Mitsuhiro Tokyo Kudo; Yasunobu Kumagaya Ogata; Shigekazu Hachioji Otomo; Yoshizo Saitama Sawada; Kazuo Kanagawa Shiiki; Shinji Tokyo Takayama; Yasuo Ome Tsukuda
Original assignee: Hitachi Ltd; Hitachi Metals Ltd
Current assignee: Hitachi Ltd; Proterial Ltd
Priority date: 1979-09-21
Filing date: 1980-09-19
Publication date: 1981-04-02
Also published as: JPS5644752A; USRE33022E; DE3035433C2; US4306908A; JPS6128009B2

Description

1. HITACHI, LTD., Tokyo
-2. HITACHI METALS, LTD., Tokyo Japan

Ferromagnetische amorphe Legierung

Die Erfindung bezieht sich auf eine ferromagnetische amorphe Legierung zur Verwendung als Werkstoff für magnetische Einrichtungen, wie z. B. einen Magnetkopf, Transformator, magnetischen Schirm usw., und insbesondere auf eine ferromagnetische Legierung des amorphen Metall-Metall-Legierungssystems mit einer höheren Wärmestabilität, einer hohen Sättigungsinduktion und im wesentlichen O-Magnetostriktion, die anstelle der herkömmlichen ferromagnetischen Legierung des amorphen Metall-Metalloid Legierungssystems verwendbar ist.

Es ist bekannt, daß es bei einigen Metall- oder Legierungsarten möglich ist, ein amorphes Gefüge zu erhalten, indem die geordnete Atomanordnung verlorengeht, soweit ein weiter Bereich der Atomanordnung betroffen ist, indem man das Metall oder die Legierung im geschmolzenen Zustand mit einer hohen Abkühlungsgeschwindigkeit von etwa 10 C/s unter bestimmten Bedingungen abkühlt. In den

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letzten Jahren wurde geklärt, daß unter den nach dem vorstehend erläuterten Verfahren hergestellten amorphen Legierungen einige Legierungen überlegene Eigenschaften zeigen, die mit den herkömmlichen kristallinen Legie-

rungen nie erreicht werden konnten, wie z. B. hohe Festigkeit, hohe Duktilität und höhere weichmagnetische Eigenschaften, d. h. hohe Sättigungsinduktion und hohe magnetische Permeabilität. Diese Legierungen sind vom amorphen Metall-Metalloid-Legierungssystem. Ein typisches Beispiel solcher Legierungen ist eine Legierung des Fe-Co-Si-B-Systems. Beispielsweise zeigen eine Legierung mit einer Zusammensetzung Fe. c^C07q ς Si₁₁₅B₁ und eine Legierung mit einer Zusammensetzung Fe. _pCo_7C. ₀B„ Sättigungsinduktionen, die so hoch wie 8 bis 11 kG sind. Da bei der Zusammensetzung, in der das Verhältnis des Kobaltgehalts zum Eisengehalt bei 94 : 6 gehalten wird, die Magnetostriktion im wesentlichen O wird, können Legierungen mit dieser Zusammensetzung als Werkstoff eines Magnetkopfes mit dem Vorteil verwendet werden, daß die Änderung der magnetischen Permeabilität beim Kopfherstellungsverfahren gering ist. Diese amorphen Legierungen sind jedoch thermisch instabil, und es liegt eine Neigung zum Auftreten einer Zeitabhängigkeit bezüglich deren magnetischen Eigenschaften vor, da sie im Pseudo-Gleichgewichtszustand sind. Eine solche thermische Instabilität wird besonders in den amorphen Legierungen mit einem nichtmetallischen Gehalt, wie z. B. B, C, P und Si, verursacht. Man nimmt

s oli
an, daß solche thermi instabile Eigenschaften durch die Diffusion und Entmischung der nichtmetallischen Elemente hervorgerufen werden. Außerdem zeigt, da die nichtmetallischen Elemente kein magnetisches Moment haben,

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die nichtmetallische Elemente enthaltende amorphe Legierung eine niedrigere Sättigungsinduktion als die der nur aus magnetischen metallischen Elementen bestehenden amorphen Legierung.

Daher ergab sich ein Bedarf zur Verbesserung der Wärmestabilität und Sättigungsxnduktion der amorphen Metall-Metalloid-Legierung.

Die JP-OS 2 9 817/1979 kann als Fundstelle des für die Erfindung einschlägigen Standes der Technik herausgegriffen werden.

Der Erfindung liegt also die Aufgabe zugrunde, eine ferromagnetische amorphe Legierung zu entwickeln, die eine bessere Wärmestabilität und Sättigungsxnduktion als die bekannten amorphen Metall-Metalloid-Legierungen aufweist.

Das Grundprinzip der Lösung sieht vor, daß die amorphe Legierung ein ferromagnetisches Metall, wie z. B. Co, Ni, Fe, als den Hauptbestandteil und wenigstens ein aus der Gruppe Ti, Zr und Hf gewähltes Metallelement als Glasbildungselement anstelle den herkömmlichen nichtmetallischen Glasbildungselemente, wie z. B. B, C, P oder Si, enthält.

Gegenstand der Erfindung, womit die genannte Aufgabe gelöst wird, ist eine ferromagnetische amorphe Legierung, gekennzeichnet durch eine mit

ausgedrückte Zusammensetzung, worin

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M wenigstens ein Übergangsmetallelement der Gruppe Cr Mo und W ist,

G wenigstens ein Element der Gruppe Zr, Hf und Ti ist und x, y, ζ und a, b, c zur Erfüllung der Bedingungen

χ = 1 - y - z, O ^. Y ώ. O,2_r O ^ ζ ^= 0,7,

a = l-b-c, O ^. b ^=. 0,05 und 0,05 ^= c 4l0,2

gewählt sind.

Die Erfindung stellt damit eine ferromagnetische amorphe Legierung mit überlegenen weichmagnetischen Eigenschaften zur Verfügung, die aus einem Legierungssystem besteht, das durch einen Hauptbestandteil von Co und einem Glasbildungselement von Zr gebildet ist und, wie es die Gelegenheit erfordert, Ni zur Verringerung der Magnetostriktion im wesentlichen auf 0 und/oder Fe zur Verbesserung der Sättigungsinduktion und/oder wenigstens ein Element der Gruppe VI des Periodensystems, wie z. B. Cr, Mo, W_Azur Steigerung der Härte und Erhöhung der Kristallisationstemperatur enthält, um dadurch die Wärmestabilität weiter zu verbessern. Ein Teil oder das ganze Zr kann durch Hf oder ¹Ei ersetzt werden.

Die Sättigungsinduktion kann unter 10 kG gesenkt werden, wenn der Wert von y 0,2 übersteigt oder wenn der Wert von b 0,05 übersteigt. Auch sinkt die Sättigungsinduktion rasch, wenn der Wert von ζ 0,7 übersteigt=

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Das amorphe Gefüge kann kaum erhalten werden, wenn der die Menge von Zr, Hf und/oder Ti darstellende V7ert von c unter 0,05 ist. Ein Wert von c über 0,2 verursacht eine drastische Verringerung der Sättigungsinduktion und macht es äußerst schwierig, das amorphe Gefüge zu erhalten.

Die Legierung gemäß der Erfindung ist vorzugsweise amorph, und das durch die bekannte Röntgenstrahlenbeugungstechnik erhaltene Beugungsmuster zeigt keinen scharfen, für Kristalle eigentümlichen Spitzenwert.

Ausgestaltungen der Erfindung sind in den Unteransprüchen gekennzeichnet.

Jedes der bekannten Herstellungsverfahren zur Herstellung einer amorphen Legierung, wie z. B. das Einzelwalzenabschreckverfahren, das Zwillingswalzenabschreckverfahren, das Rotationstrommelabschreckverfahren und das Spritzverfahren, kann zur Herstellung der amorphen Legierung gemäß der Erfindung verwendet werden. Die Herstellung kann in irgendeiner gewünschten Atmosphäre, wie z. B. Inertgasatmosphäre, Vakuum oder atmosphärischer Luft, erfolgen.

Die ferromagnetische amorphe Legierung gemäß der Erfindung zeigt bessere Eigenschaf ten,/wie Kristallisationstemperatur über 450 °C und Sättigungsinduktion über 10 kG. Es ist auch möglich, eine Legierung mit einer Magnetostriktion . die zwischen +5 χ 10

und -5 χ 10 fällt (z. B. im Fall solcher Bestandteile wie G = Zr, ζ und b nahezu gleich 0 und nahezu gleich 0,I)₇ und auch eine andere Legierung mit einer Magnetostriktion

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— ο —

von im wesentlichen O (ζ. B. im Fall solcher Bestandteile wie G = Zr, ζ und b nahezu gleich O und y und c nahezu gleich 0,1).zu erhalten.

Die Werte von y, ζ und b können O sein. Und zwar ist der Zusatz von Ni, Fe, Cr, Mo und W fakultativ. Man zieht jedoch vor, diese Werte wie folgt zu wählen, wenn der oben erwähnte Effekt erforderlich ist, d. h. der Zusatz dieser Elemente liefert die erwähnten Vorteile:

0 ^- y -4.0,2 O^ ζ ^ 0,7 und/oder 0 ^- b "έ- 0,05 (d. h. y + ζ + b > 0)

Dabei ist der Verbrauch des kostbaren Co so verringert, daß eine Produktionskostenreduktion als zusätzlicher Vorteil erzielt wird.

Die Verwendung von Cr und Zr als M und G wird als vorteilhaft angesehen, da sie verhältnismäßig leicht und zu, verhältnismäßig niedrigen Kosten erhältlich sind.

Die Erfindung wird anhand der in der Zeichnung veranschaulichten Ausführungsbeispiele näher erläutert; darin zeigen:

Fig. 1 ein Diagramm zur Darstellung der y-Abhängigkeit der Magnetostriktion in einer durch (Co_{1 0}_y^Ni)₀ 9^Zro l ausgedrückten amorphen

Legierung;

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Fig. 2 ein Diagramm zur Darstellung der z-Abhängigkeit der Sättigungsinduktion in einer durch (Co₁ Fe )_{n Q}Zr , ausgedrückten Legierung;

Fig. 3 ein Diagramm zur Darstellung der z-Abhängigkeit und der b-Abhängigkeit der Kristallisationstemperatur von durch (Co, Fe )_o qZr , und Co₀ _ , Cr, Zr , ausgedrückten Legierungen;

Fig. 4 ein Diagramm zur Darstellung, wie sehr die

Härte im Co_ „ Y Zr~ ,-System durch ein 0,9-w w 0,1 ^u

zusätzliches Element Y beeinflußt ' . wird, das Fe, Cr oder Ni ist; und

Fig. 5 ein Diagramm zur Darstellung der Beziehung zwischen der Anlaßtemperatür und der Bruchbelastung, wie sie bei einer amorphen Legierung als Ausführungsbeispiel der Erfindung und bei einer herkömmlichen amorphen Legierung beobachtet wird.

Beispiel 1

Unter verschiedenen Verfahren zur Herstellung einer amorphen Legierung, wie sie bisher bekannt waren, ist das Einzelwalzen-Abschreckverfahren ein repräsentatives Herstellungsverfahren, das sich zur Massenproduktion eignet. Eine Matrixlegierung mit einer durch eine allgemeine Formel (Co Ni Fe ) M, Zr ausgedrückten Zusammensetzung, worin M wenigstens ein Element aus der Gruppe VI, und zwar Cr, Mo und W, ist und χ = 1 - y - z, O ^y ^O, 2,

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0$ Z = O,7, a = 1 - b - c, O^b^ 0,05 und 0,05 έ c=0,2 sind, wurde hergestellt und dann einem in einer Argonatmosphäre durchgeführten Einzelwalzen-Abschreckverfahren unterworfen. Als Ergebnis wurden amorphe Legierungen mit höherer Wärmestabilität und hoher Sättigungsinduktion erhalten. Bei einigen dieser Legierungen wird deren Magnetostriktion Null.

Die Herstellung dieser amorphen Legierungen ist unter jeder anderen als Argongasatmosphäre ebenfalls möglich, z. B. im Vakuum oder in atmosphärischer Luft, und nach irgendeinem dieser verschiedenen Verfahren, wie z. B. Zwillingswalzen-Abschreckverfahren, Rotationstrommel-Abschreckverfahren, Spritzverfahren usw. kann die Herstellung der amorphen Legierungen erfolgen.

In diesem Beispiel wurde eine Düse von 0,8 mm Durchmesser zum Ausspritzen einer Schmelze verwendet. Die Proben wurden unter Verwendung einer Kupferwalze von 400 mm Durchmesser hergestellt, die mit einer Drehzahl von 1500 U/min rotierte, und der Schmelzenausspritz-

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druck war 0,05 bis 0,3 kg/cm .

Fig. 1 zeigt den Wert der Magnetostriktion amorpher Legierungen einer durch (Co, Ni ) q^Zr _n τ ausgedrückten Zusammensetzung bei Variation des Wertes von y zwischen 0 und 0,4 unter Anwendung eines Magnetfeldes von 120 Oe als Funktion von y. Wie man aus Fig. 1 ersieht, nimmt die Magnetstriktion einen Wert von zwischen +5 χ und -5 χ 1O~ an, wenn der Wert von y zwischen 0 und 0,2 liegt. Die Sättigungsinduktion der amorphen Legierung

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-limit einer Zusammensetzung Co_{n p}Ni_ ,Zr ₁ ist 11,3 kG, was der der bekannten amorphen Legierungen des Fe-Co-B-Systems und des Fe-Co-Si-Systems nach den bisherigen Berichten gleichwertig oder überlegen ist.

Die Sättigungsinduktion wächst linear, wenn Ni verringert wird. Eine durch Co_n α^ΖΓ _η ι ausgedrückte Legierung zeigte eine Sättigungsinduktion, die so hoch wie 12.4 kG ist. So zeigt die amorphe Legierung

(Co₁ Ni ) _QZr_n , eine Sättigungsinduktion von 10 kG ·*- y y o,y u,i

oder mehr und eine Magnetostriktion, die zwischen +5 χ 10 und -5 χ 10 fällt, wenn der Wert y zwischen 0 und 0,2 liegt. Die Kristallisationstemperatur dieser Legierung lag nach der Beobachtung zwischen etwa 450 und etwa 500 C. Es wurde im wesentlichen ein Nullwert der Magnetstriktion erhalten, wenn eine Legie rung die Zusammensetzung (Co_{0 n}Ni_ ,). _nZr_ , hatte,

u,y ^/-L υ,y u,i

d. h. χ = 0,9, y = 0,1, z=0, a = 0,9, b = 0 und c = 0,1 waren.

Beispiel 2

Fig. 2 zeigt, wie sehr sich die Sättigungsinduktion durch Zusatz von Fe zur Legierung Co_{n Q}Zr -i ändert. Die Herstellungsbedingungen der Proben waren denen im Beispiel 1 gleich. Man sieht,daß im (Co₁ Fe )_ _nZr ,

ι—ζ ζ u, y u, j_—i

gierungs^ystem die Sättigungsinduktion entsprechend dem Anstieg an Fe wächst und daß eine hohe Sättigungsinduktion über 12 kG im Bereich von ζ ^0,7 erhältlich ist.

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Man sieht aus Fig. 2 auch, daß die Sättigungsinduktion rasch sinkt, wenn der Wert ζ jenseits 0,7 steigt.

Die Beziehung zwischen der Krxstallxsationstemperatur und der Menge ζ des Fe ist in Fig. 3 zusammen mit der Beziehung zwischen der Kristallisationstemperatur und der Menge b des Cr gezeigt. Wie man aus Fig. 3 klar ersieht, steigt bei der erfindungsgemäßen Legierung die Kristallisationstemperatur entsprechend dem Anstieg der Menge ζ des Fe, und die Wärmestabilität wird entsprechend verbessert.

Beispiel 3

In diesem Fall wurde eine durch (Co-, Ni^) _g_,Cr, Zr_ , ausgedrückte Legierung, wobei 0 έ y=. 0,2 und 0 4 b 4 0,C5 waren, in der gleichen Weise wie im Beispiel 1 hergestellt, und die Koerzitivkraft, die Sättigungsinduktion, die Kristallisationstemperatur und das Biegeverhalten nach dem Anlassen wurden gemessen.

Die Koerzitivkraft sank monoton durch Zusatz des Cr-Elements zur (Co-, _ Ni )_n qZr ..-Legierung. Zum Beispiel zeigt die Co o₆ ^Cr ₀ o4^ZrO i~^Le?^ieruniJ eine Koerzitivkraft, die so niedrig wie etwa 0,1 Oe oder weniger ist, auch in der Probe, wie sie erzeugt ist. Das gleiche Ergebnis wird in dem Fall erhalten, wo Ni zugesetzt wird. Jedoch muß, da die Sättigungsinduktion sinkt, wenn die Cr-Zusatzmenge steigt, die Menge b des Cr-Zusatzes bei

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0,05 oder weniger gehalten werden, wenn eine Sättigung sindek tion von 10 kG oder mehr erhalten werden soll.

Die Legierung gemäß der Erfindung zeigt eine Kristallisationstemperatur von 450 ⁰C oder höher, und daher erhält man mit dieser Legierung eine hohe Wärmestabilität . Insbesondere steigert der Zusatz von Fe, Cr, Mo und/oder W die Kristallisationstemperatur.

Fig. 3 zeigt beispielsweise, wie sehr die Kristallisationstemperatur Tx entsprechend der Änderung von ζ und b in erwähnten (Co₁ Fe ) _QZr ,-System- und Co_{n Q} ,Cr, Zr₀ ,-Systemlegierungen geändert wird. Man sieht, daß die Kristallisationstemperatur entsprechend dem Anstieg von ζ und b steigt. Die in Fig. 3 gezeigten Kurven sind auch in einem Bereich aufgetragen, wo b größer als 0,05 ist.

Um die durch Anlassen verursachte Versprödung zu überprüfen, wurde ein Anlassen bei 440 ⁰C während 30 min mit der Co_Q „_ Cr_wZr_Q , (0,02 ir w έ. 0,05)-Legierung mit einer Dicke von etwa 20 ,um durchgeführt, was zum Ergebnis hatte, daß man eine derart höhere Wärmestabilität erhält, daß eine 180°-Umbiegung des Legierungsprobekörpers auch nach dem Anlassen möglich ist. Eine so hohe Wärmestabilität konnte mit herkömmlichen amorphen Metall-Metalloid-Legierungen nie erzielt werden. So wurde bestätigt,daß die amorphe Legierung gemäß der Erfindung eine hohe Wärmebständigkeit aufweist.

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Obwohl die vorstehende Beschreibung mit der Annahme gemacht ist, daß Cr verwendet wird, wurden entsprechend im wesentlichen gleichwertige Vorteile mit der Verwendung von Mo oder W anstelle von Cr bestätigt. Im wesentlichen das gleiche Ergebnis wurde auch erhalten, wenn zwei oder mehr der Elemente Cr, Mo und W verwendet wurden.

Beispiel 4

Fig. 4 zeigt, wie sehr die Härte der Co_{Q g}_ Y Zr ,-Legierung (Y = Fe, Ni, Cr) entsprechend der Änderung der Mengen der zugesetzten Elemente geändert wird. Die Probe wurde in der gleichen Weise wie im Beispiel 1 hergestellt. In Fig. 4 ist gezeigt, daß eine beträchtliche Verbesserung der Härte durch Zusatz von Fe, Ni und Cr erreicht wird. Eine gleichwertige Härteverbesserung wurde erhalten, wenn Mo oder W, die zur Gruppe VI im Periodensystem gehören, wie es auch für Cr der Fall ist, anstelle von Cr verwendet wird.

Beispiel 5

Bei der Legierung gemäß der Erfindung wählt man die Zr-Konzentration so, daß sie zwischen 0,05. und 0,2 fällt. Dies gilt deshalb, weil eine Zr-Konzentration unter 0,05 das amorphe Gefüge kaum erhältlich macht und weil eine Zr-Konzentration über 0,2 eine ernstliche Verringerung der Sättigungsinduktion sowie eine Schwierigkeit bei der Bildung des amorphen Gefüges verursacht.

In der Zusammensetzung der erfindungsgemäßen Legierung kann ein Teil oder das gesamte Zr durch Ti oder Hf ersetzt

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werden. Beispielsweise wurde beobachtet, daß die Legierungen mit den Zusammensetzungen Co,- -,-.Hf _Q_ ,

υ, y Ij -UfUo / und

^Co9 9O9^ZrO 048^H^o O43 ^3111017Ph⁶³ Gefüge hatten. Diese amorphen Legierungen zeigten auch hohe, 500 °C übersteigende Kristallisationstemperaturen. Ein gleichwertiger Effekt wurde mit Legierungen von Gefügen erhalten, worin Hf durch Ti ersetzt ist, z. B. Co^g^Ti^^ und Co Zr _O43^Ti_o naf,' ^sowi-^e i-^m Fall von Legierungen, denen sowohl Hf als auch Ti zugesetzt sind,' z. B. Co go9^Hfn

0,044'

Beispiel 6

Legierungen mit den Zusammensetzungen (CO_n _„Ni ^FeO,O24^ZrO,l⁾95^M°5' ^(Co0, 72^Ni0_o 156^FeO,O24^ZrO, 1> 95^Ws! ^(C°O,72^NiO,156^FeO,O24^ZrO,l⁾95^Cr5' ^Co72^Ni15,6^Fe2,4^Zrl0 wurden in der gleichen Weise wie im Beispiel 1 hergestellt und einer Rontgenbeugungsanalyse unterworfen. Als Ergebnis wurde bestätigt, daß alle diese Legierungen amorphe Gefüge hatten. Die Sättigungsinduktionen waren 90, 77, 83 bzw. 112 elektromagnetische Einheiten/g, während die Kristallisationstemperaturen 485 C, 498 ⁰C, 490 ⁰C bzw. 482 °C waren.

Beispiel 7

Amorphe Legierungen gemäß der Erfindung mit Zusammen-Setzungen (Co^ gNi^ ^ ^Zr₁₀ und (Fe^ 7Co₀^ 3) _g()Zr_l0 wurden zusammen mit herkömmlichen amorphen Legierungen Fe₄₀Ni_4nP₁₄B₆ und Fe₄₀Co₄₀B₂₀ als Vergleichslegierungen

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hergestellt. Diese Legierungen wurden einem Biegeversuch nach einem Anlassen bei 100 bis 600 ⁰C während 30 min unterworfen. Als Ergebnis wurde die Beziehung zwischen der Biegebruchbelastung und der Anlaßtemperatur beobachtet, wie in Fig. 5 dargestellt ist. In Fig. 5 zeigen die Abszissenachse und die Ordinatenachse die Anlaßtemperatur Bzw. die Bruchbelastung E_£. Die Dicke der Proben war etwa 20 ,um.

Die Eigenschaften der amorphen Legierungen Fe^ Ni.

^P14^B6' ^Fe40^C°40^B20;^(FeO,7^CoO,3⁾90^ZrlO ^{Und (C}°0,9^Ni0,1)9C sind mit den Ziffern 1, 2, 3 bzw. 4 bezeichnet.

Aus Fig. 5 ersieht man,- daß die amorphe Legierung gemäß der Erfindung eine höhere Versprödungsbeginntemperatur und demnach eine höhere Wärmestabilität als die herkömmliche amorphe Legierung mit Nichtmetallgehalt aufweist.

Wie ausführlich beschrieben wurde, weist die amorphe Legierung gemäß der Erfindung überlegene magnetische und mechanische Eigenschaften sowie eine hohe Wärmestabilität auf.

Offensichtlich sind viele Abänderungen und Varianten der Erfindung unter Berücksichtigung der obigen Lehren möglich. Es versteht sich daher, daß die Erfindung im Rahmen der Patentansprüche auch in Einzelheiten anders als vorstehend beschrieben, verwirklicht werden kann.

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Claims

Patentansprüche

1. Ferromagnetische amorphe Legierung, gekennzeichnet durch eine mit

ausgedrückte Zusammensetzung, worin

M wenigstens ein übergangsmetallelement der Gruppe Zr, Mo und W ist,

G wenigstens ein Element der Gruppe Zr, Hf und Ti ist und χ, y, ζ und a, b, c zur Erfüllung der Bedingungen

x=l-y-z, Oiyl 0,2, 0 4 ζ - 0,7, a=l-b-c, 0 ^=. b -^ 0,5 und 0,05 ^ c ^- 0,2

gewählt sind.

2. Legierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß y, ζ und b der Bedingung y + ζ + b > 0 genügen.

3. Legierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß y der Bedingung 0 ^- y^0,2 genügt.

4. Legierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß ζ der Bedingung 0 ^- ζ ^.0,7 genügt.

81-(A 4995-02)-TF

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5. Legierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß b der Bedingung O^ b = 0,05 genügt.

6. Legierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß y, ζ und b den Bedingungen 0-*■ y ^. 0,2, 0 -^ ζ ^ O₁.7 und O ^b -^. 0,05 genügen.

7. Legierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß ζ, b und c den Bedingungen ζ = 0, b = 0 und c = 0,1 genügen.

8. Legierung nach Anspruch 7, dadurch gekennzeichnet, daß y der Bedingung y = 0,1 genügt.

9. Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 8, dadurch gekennzeichnet, daß das mit M bezeichnete Element Cr ist.

10. Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 8, dadurch gekennzeichnet, daß das mit G bezeichnete Element Zr ist.

11. Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 8, dadurch gekennzeichnet, daß die mit M und G bezeichneten Elemente Cr bzw. Zr sind.

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