bereichen besonders hohe Suszeptibilitätswerte (Fig. 7). Für Aluminium-Mangan-Titan-
Proben® im Konzentrationsbereich 35 bis 60 At.-% Al, 15 bis 45 At.-% Mn, 15 bis 40
At-%Ti betrugsiebiszu 5000-107° cm? /g. Für die maximale spezifische Sättigungsmagneti-
sierung wurde 0,,2x=25 Gauss cm? -g*, für die Koerzitivkraft H. ax zwischen 160 und
210 Oe gemessen. Fig. 8 zeigt das Gußgefüge einer Legierung im magnetischen Bereich mit
einer primär erstarrten, hellen Phase und einer Laves-Phase vom MgZn,-Typ.
Auch ternäre Aluminium-Mangan-Vanadium-Legierungen® im Konzentrationsbereich 20 bis
40 At.-% Al, 40 bis 65 At.-% Mn, 10 bis 35 At.-% V sind ferro- bzw. ferrimagnetisch. An
einer Legierung der Zusammensetzung 30 At.-% Al, 50 At.-% Mn, 20 At.-% V ergab sich
XrT=11500-107° cm? /g, Omax= 63 Gauss-cm*.g* und Hc max=30 Oe. Bei diesen
Legierungen tritt eine stabile Phase mit geordneter Kristallstruktur vom CsCl-Typ auf.
In einem Konzentrationsbereich des Systems Aluminium-Mangan-Chrom, der sich durch die
Konzentrationslinien 25 At.-% Al, 20 At.-% Mn, 25 At.-% Cr eingrenzen läßt, weisen
abgeschreckte und wärmebehandelte Proben ebenfalls hohe x-Werte bis zu
XrT=3120-107° cm*.g”* auf. Bei einer Legierung mit 30,0 At.-% Al, 35,0 At.-%.Mn,
35,0 At.-% Cr wurde Ap2ax=12,5 Gauss-cm*-g' und H. max=230 Oe gemessen.
Mit magnetischen, röntgenographischen und metallographischen Methoden läßt sich zeigen,
daß aus dem, bei hoher Temperatur stabilen, kubischraumzentrierten a-Mischkristall eine
metastabile, ferro- bzw. ferrimagnetische Überstrukturphase a'entsteht. Bei längerem Glühen
zerfällt a'in die Gleichgewichtsphasen ßaic, und ßyn- Die elektronenmikroskopische
Abbildung des Oberflächenreliefs einer abgeschreckten Legierung mit 30,0 At.-% Al,
35,0 At.-% Mn, 35,0 At.-% Cr nach 8h bei 600° C in Fig.9 zeigt Bßaıcr und ßyn» die
gesetzmäßig, z. T. lamellenförmig angeordnet sind. Durch Glühen und langsames Abkühlen
entsteht häufig eine kristallographisch gerichtete Phasenverteilung. Das Gefüge einer
Legierung mit 35,0 At.-% Al, 30,0 At.-% Mn, 35,0 At.-% Cr in Fig. 10 besteht aus plättchen-
förmig angeordnetem ßA1Cr und ByMn; die unter 60° gegeneinander geneigt sind.
Durch Zusatz der Elemente Eisen, Kobalt!*, Nickel und Kupfer zu Aluminium-Mangan-Le-
gierungen mit — 40 bis 50 % At.-% Mn wird die vom Randsystem ausgehende Hochtempera-
turphase y auf Raumtemperatur stabilisiert (Fig. 7).
Diese Phase mit CsCl-Struktur ist ferro- bzw. ferrimagnetisch. Ihr Existenzbereich schrumpft
entsprechend der Lage der Übergangsmetalle im Periodensystem der Elemente mit
abnehmender d-Elektronenzahl zusammen. Fig. 11 (dieses Gefügebild stellte entgegen-
kommenderweise Herr T. Gödecke zur Verfügung) zeigt das Gefüge einer Legierung mit
40,0 At.-% Al, 55,0 At.-% Mn, 5,0 At.-% Co. Neben e,das in y’ und Sy zerfallen ist, sind
BMn-Spieße und Bereiche mit nicht umgewandeltem y sowie y’ mit der typischen rTautenartig
angeordneten Linienstruktur zu erkennen.
Im Legierungssystem Aluminium-Mangan-Kupfer tritt neben dieser Phase mit CsCl-Struktur
die bekannte ferromagnetische Heusler-Phase!* vom Cu, AIMn-Typ auf (Fig. 7). Sie kann als
B-Hume-Rothery-Phase eingeordnet werden. Eine genaue Abgrenzung des Phasenbereiches
wurde von W. Köster und T. Gödecke? vorgenommen. Danach bleibt der erstarrte ß-Misch-
kristall bis — 630° C homogen, verarmt bei weiterer Abkühlung an Mangan, Ban scheidet
sich aus. Durch Auslagern entsteht eine Überstruktur, in der die einfach kubische Unterzelle
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