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Magnetisches Material Die vorliegende Erfindung betrifft ein magnetisches Material aus polykristallinem, magnetisch weichem, gewalztem Blech, bestehend aus Legierungen des Eisens mit bis zu 8 Gew.% Aluminium, oder bis zu 5 Gew.% Silizium, oder bis zu 8 Gew.% Molybdäri.
Magnetisch weiche Materialien stehen im Gegensatz zu den magnetisch harten oder permanent magnetischen Materialien und werden als Kernmaterialien in elektrischen und elektronischen Geräten verwendet.
Bisher wurden Eisen und Legierungen auf Eisenbasis als Kernmaterial für Starkstromtransformatoren, Motore, Generatoren und ähnliche Apparate verwendet. In der Praxis werden diese Kerne gewöhnlich dadurch hergestellt, dass man polykristallines Blechmaterial locht, schert und anschliessend in Lamellen zusammenfügt und hierdurch in die gewünschte Kein- form bringt. Wie allgemein bekannt, kann die Form der Kerne weitgehend variieren soweit der fertige Kern nur einen oder mehrere geschlossene magnetische Kreise aufweist. Bei Transformatorkernen weist der geschlossene magnetische Kreis beispielsweise Rechteckform auf.
Vor der vorliegenden Erfindung war eines der meistverbreiteten Materialien für Kerne bei Starkstromapparaten, wie beispielsweise Transformatoren, ein aus Silizium und Eisen bestehendes polykristallines Blechmaterial, welches etwa bis zu 5% Silizium, weniger als 0,005% Kohlenstoff und im übrigen aus Eisen bestand. Ähnliche Legierungen auf Eisenbasis enthalten bis zu etwa 8% Aluminium und im übrigen Eisen, oder bis zu 5% Molybdän und im übrigen Eisen. Die erwähnten Legierungen haben sich bezüglich ihrer magnetischen Eigenschaften in entsprechenden Anwendungsbereichen gut bewährt.
Bei den Legierungen erfüllen die Zusätze an Silizium, Aluminium und Molybdän in erster Linie die Aufgabe, den spezifischen Widerstand des Kernmaterials zu erhöhen um hierdurch den Verlust durch Wirbelströme herabzusetzen. Das Eisen und die Silizium-Eisen-, Aluminium- Eisen- und Molybdän-Eisenlegierungen der genannten Art besitzen raumzentrierten, kubischen Kristall-Git- teraufbau bei Temperaturen unter mehreren hundert Grad.
Bei diesen Materialien liegen die Achsen der leichtesten Magnetisierbarkeit in den Richtungen der Achsen der kristallographischen Zone, welche einer zu den Kanten des kubischen Gitterkristalles parallelen Richtung entspricht.
Es wurde bereits beobachtet, dass durch Walzen und Wärmebehandlung von Silizium-Eisen-Legierun- gen zur Bildung von polykristallinem Blech ein hoher Prozentsatz der Kristalle so ausgerichtet werden kann, dass die Kanten der Gitter-Kristalle parallel zu der Walzrichtung verlaufen.
Blechmaterial, welches auf diese Weise gewonnen wurde, besitzt in der Walz- richtung ausserordentlich gute magnetische Eigenschaften einschliesslich der grösstmöglichen magnetischen Induktion (Flussdichte) für eine bestimmte magnetische Kraft, die proportional zu der Permeabi- lität ist (Sättigungsinduktion). Die magnetischen Eigenschaften sind jedoch in einer zur Walzrichtung senkrecht verlaufenden Richtung nachteiligerweise erheblich schlechter.
Diese Längsorientierung der gewünschten magnetischen Eigenschaften in diesem Material ermöglicht die Herstellung von Transformatorkernen und dergleichen, welche gute magnetische Eigenschaften aufweisen, nur dann, wenn der magnetische Fluss mit der Richtung zusammenfällt, in der das Material
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gewalzt worden war. An den Stellen hingegen, an welchen sich der magnetische Flusspfad in eine quer zur Walzrichtung verlaufende Richtung umschwenkt, - beispielsweise an den rechtwinkligen Ecken eines aus metallischen Lamellen aufgebauten Kernes besitzt ein ganz erheblicher Teil des Kernes relativ schlechte magnetische Eigenschaften, womit eine Herabsetzung der Wirksamkeit des gesamten Kernes verbunden ist.
In der folgenden Beschreibung sollen die Ausdrücke Längsrichtung und Querrichtung bei Blechmaterial die Richtungen in der Ebene des Ble- ches bezeichnen, welche parallel bzw. quer zu der Walzrichtung verlaufen.
Aus den oben gegebenen Gründen und ähnlichen Betrachtungen ergibt sich, dass ein polykristallines Blechmaterial, wie z. B. Silizium-Eisen, welches die bisher beobachteten Eigenschaften weichen magnetischen Materials in beiden Richtungen, d. h. in der Walzrichtung und quer zur Walzrichtung, aufweist, äusserst erstrebenswert wäre und ein weites Anwendungsgebiet bei elektrischen Starkstrommaschinen und Transformatoren vorfinden würde.
Das erfindungsgemässe magnetische Material ist dadurch gekennzeichnet, dass bei mehr als 50% der Kristalle jedes Raumgitter eine Ausrichtung (100) [001] aufweist, wobei die Würfelflächen (100) parallel zur Oberfläche des Bleches und die Würfelkanten parallel und senkrecht zur Walzrichtung liegen, so dass das Blech ein durchschnittliches Spitzenwertverhältnis der Drehmomente von mindestens 0,70 und mindestens einer dieser Spitzenwerte einen Wert von mindestens 77'000 erg/cm3 aufweist. Unter durchschnittlichem Spitzenwertverhältnis werden im vorliegenden Fall Spitzenwertverhältnisse verschiedener Proben aus dem gleichen Ausgangsstück verstanden. Die Werte der einzelnen Proben streuen bekanntlich etwas.
Es liegt also ein Blech vor, dessen magnetische Eigenschaften gleich oder besser sind als die Eigenschaften des bisher zur Verfügung stehenden Materials in der Walzrichtung, wobei jedoch die entsprechenden Eigenschaften quer zur Walzrichtung mindestens gleich gut sind.
Das Verfahren sowie das magnetische Blech sollen anschliessend anhand der beiliegenden Zeichnungen beispielsweise näher erläutert werden. Im einzelnen zeigen: Fig. 1 eine schematische Darstellung der kristallo- graphischen Ausrichtung der Kristalle bei bisher bekanntem, magnetisch weichem Material in perspektivischer Ansicht; Fig. 2 eine schematische Darstellung der Hauptachsen eines raumzentrierten Kristallgitters; Fig. 3 eine schematische Darstellung der kristallo- graphischen Ausrichtung der Kristalle bei dem polykristallinen Bleche eines Betspieles der Erfindung, in perspektivischer Ansicht;
Fig. 4 eine photographische Reproduktion der Makrostruktur eines Rohlings, wie er gemäss einem Beispiel der vorliegenden Erfindung erhalten wird; Fig. 5, 6 und 7 schematische Darstellungen zur Erläuterung der Beziehung zwischen der Struktur von Rohlingen der in Fig. 3 gezeigten Art und der Walz- ebene und der Walzrichtung; Fig. 8 eine halbschematische Darstellung einer Gussvorrichtung im Schnitt, mit einer bereits teilweise erstarrten Schmelze; Fig. 9 eine zeichnerische Reproduktion eines Röntgenpolardiagramms, welches von einem polykristallinen Blech gemäss der vorliegenden Erfindung gewonnen wurde;
Fig. 10 einen Vergleich der Drehmomentcharakte- ristiken in graphischer Darstellung zwischen dem er- findungsgemässen magnetisch weichen Blech und einem Einkristall ähnlicher Zusammensetzung; Fig. 11 einen Vergleich der Drehmomentcharakte- ristiken in graphischer Darstellung zwischen dem er- findungsgemässen magnetisch weichen Blech und einem bisher bekannten, polykristallinen Blech;
Fig. 12 und 13 Darstellungen der Gleichstrom- Magnetisierungs-Hysteresisschleifen, gemessen in der Walzrichtung, bei einem erfindungsgemäss hergestellten Blech und einem Beispiel eines bisher bekannten magnetischen Materials ähnlicher Zusammensetzung; Fig. 14 und 15 Darstellungen der GleichstromMagnetisierungs-Hysteresisschleifen, gemessen in einer Richtung quer zur Walzrichtung bei den gleichen Materialien, und Fig. 16 eine halbschematische perspektivische Ansicht eines Teiles eines Transformatorkernes.
In der nun folgenden Beschreibung werden Vergleiche zwischen dem erfindungsgemässen Polykristallinen Blech und bisher bekanntem polykristallinem Kernmaterial und einem magnetisch weichen Einkri- stalI angestellt, wobei alle Stoffe ähnliche chemische Zusammensetzung aufweisen. Das bisher bekannte polykristalline Kernmaterial, welches zu Vergleichszwecken herangezogen wird, kann als representatives Beispiel einer Silizium-Eisen-Legierung betrachtet werden.
Es besteht im wesentlichen aus 3,52% Silizium und im übrigen aus Eisen. Das Material wurde durch Walzen auf eine Dicke von 0,29 mm gebracht und entsprach somit dem im Handel erhältlichen, magnetisch weichen Qualitäts-Blechmaterial mit ausgerichteten Kristallen. Der als Einkristall ausgebildete magnetisch weiche Vergleichsstoff bestand im wesentlichen aus einer Silizium-Eisen-Legierung, welche etwa 3,25% Silizium und im übrigen Eisen enthält. Diese Legierung wurde nach einem gewöhnlichen Verfahren zu einem Einkristall bearbeitet, welches noch beschrieben werden soll.
Wie allgemein bekannt, werden Bleche gewöhnlich dadurch hergestellt, dass das Ausgangs-Material zwischen Paaren von im wesentlichen zylindrischen, drehbaren Arbeitsflächen oder Walzen deformiert wird. Soweit im folgenden der Ausdruck Walzrichtung gebraucht wird, soll darunter die Richtung verstanden werden, in welcher das Material durch die Walzen geführt wird. Der Ausdruck Walzebene soll die
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Ebene bezeichnen, welche sich zwischen einem Walzenpaar parallel zu den parallelen Ebenen erstreckt, welche tangential an die zylindrischen Oberflächen der Walzen anliegen und welche mit den gewalzten Oberflächen des zwischen den Walzen deformierten Blechmateriales zusammenfallen.
Die Herstellung von magnetisch weichem Material mit ausgerichteten Kristallen war der Gegenstand vieler Forschungen und Versuchen. Ein Verfahren zur Behandlung von polykristallinem Silizium-Eisen- blech zur Ausrichtung der einzelnen Kristalle zwecks Verbesserung der magnetischen Eigenschaften in der Walzrichtung wurde in Veröffentlichungen bekannt gegeben. Darin ist erläutert, wie die in Fig. 1 schematisch gezeigte Ausrichtung der Kristalle praktisch erzielt werden kann.
Bei den erwähnten bereits bisher bekannten polykristallinen Blechmaterialien waren die meisten Kristalle so ausgerichtet, dass die einzelnen Kanten der Kuben bzw. Würfel die gleiche geometrische Lage bezüglich der Walzrichtung des Bleches aufwiesen. Diese Lage ist schematisch in Fig. 1 dargestellt, wobei der Würfel 1 die gleiche Ausrichtung aufweist, wie die Kristalle bezüglich der Walzrichtung und der Walzebene eines Bleches 2. Es sei darauf hingewiesen, dass der in Fig. 1 schematisch dargestellte Einheitswürfel 1 einen raumzentrierten Kristall repräsentieren soll, welcher neun Metallatome enthält, von welchen acht an den Ecken des Würfels und das neunte Atom im geometrischen Zentrum des Würfels angeordnet ist.
Die Anordnung der Atome in dem raumzentrierten Würfel ist mehr im einzelnen in Fig. 2 dargestellt, wobei die einzelnen Kreise die neun Metallatome darstellen, welche den kubischen Kristall bilden. Die sechs Flächen, welche den Würfel begrenzen, werden gewöhnlich bezüglich ihrer Lage zu den Kristallachsen nach dem kristallographischen Indexsystem nach Miller bezeichnet.
Eine vollständige Erläuterung dieses Systems findet sich beispielsweise in dem Buch Structure of Metals von C. S. Barrett, McGraw Hill Book Co., Inc. New York zweite Auflage 1952, Seiten 1-25. Nach dem genannten System sind die Würfelflächen allgemein mit (100) bezeichnet während die Flächen bzw. Ebenen, welche durch zwei diagonal einander gegenüberliegende Kanten gebildet werden als (1l0) Flächen bezeichnet sind und die Flächen bzw. Ebenen, welche durch ein Randatom und durch zwei diagonal auf einer Fläche einander gegenüberliegende Atome verlaufen, wobei diese Fläche nicht das erstgenannte Atom enthält, allgemein als (111) Flächen.
Aus Gründen der Vereinfachung werden die Richtungen in dem Würfel, welche rechtwinklig auf den genannten Hauptebenen stehen, gewöhnlich als tcKristallzonenachsen der betreffenden Hauptebenen bezeichnet. Im einzelnen ist die [100] Richtung diejenige Richtung, bzw. diejenige Kristallzonenachse, welche auf der Grundebene (100) senkrecht steht, und die [110] Richtung diejenige Kristallzonenachse, welche auf der Grundebene (110) senkrecht steht und die [1111 Richtung die Kristallzonenachse, welche auf der Grundebene (111) senkrecht steht. Beispiele dieser Richtungen sind in Fig. 2 bei dem dargestellten Würfel durch die entsprechend bezeichneten Pfeile dargestellt.
Wie bereits ausgeführt, liegt die Achse der leichtesten Magneti- sierbarkeit bei magnetisch weichen Materialien entlang der Würfelkanten, d. h. in der [100] Richtung während die anderen Richtungen, d. h. die [110] und [11l] Richtungen schwierigerer Magnetisierung sind.
Wie aus Fig. 1 zu ersehen ist, liegen beispielsweise die Kanten 3 und 4 parallel zu der Walzrichtung und zu der Walzebene. Hingegen liegen die Kanten 5, 6 und 7 quer zur Walzrichtung und sind mit einem rechten Winkel gegenüber der Walzebene geneigt. Der Ausdruck lcquer zur Walzrichtung soll in diesem Zusammenhang jede Richtung bezeichnen, welche in einer Ebene liegt, die mit der Walzrichtung einen Winkel von 90 einschliesst. Anders ausgedrückt bedeutet dies, dass der Würfel, wie in Fig. 1 dargestellt, auf einer Kante steht, wobei einige seiner Kanten. parallel zu der Walzrichtung und der Walzebene liegen.
Wie dargestellt liegt eine (110)-Ebene des Würfels praktisch in oder parallel zu der Walzebene. Magnetisch weiche polykristalline Kernbleche mit der erwähnten Kristallausrichtung sollen anschliessend als (einfach ausgerichtet bezeichnet werden und symbolisch mit (110) [001] angeschrieben werden.
Wie bereits früher ausgeführt, ist bei raumzentrierten kubischen Kristallen die [100]-Kristallzonen- achse bzw. Richtung, welche senkrecht auf der Würfelfläche (100) steht und somit parallel zu einigen Würfelkanten verläuft, die Achse der leichtesten Magne- tisierbarkeit. Es ist somit ohne weiteres verständlich, dass ein Material mit der in Fig. 1 gezeigten Kristallausrichtung die gewünschten magnetischen Eigenschaften in der Walzrichtung besitzt, hingegen vergleichsweise wesentlich schlechtere magnetische Eigenschaften in der Walzquerrichtung. Diese Annahme hat sich im übrigen bei der Untersuchung der magnetischen Eigenschaften derartiger Materialien bestätigt.
Es wäre nun vorteilhaft, polykristallines Blech aus Legierungen des Eisens mit Silizium, Aluminium oder Molybdän zu schaffen, bei welchem alle oder wenigstens ein Grossteil der Einzelkristalle so ausgerichtet sind, wie dies in Fig. 3 dargestellt ist. In dieser Figur ist ein kubischer Kristall in ähnlicher Weise wie in Fig. 1 dargestellt, jedoch mit dem Unterschied, dass alle Kanten des Würfels 10 parallel zu der Walzrich- tung und der Walzebene des Bleches 11 oder rechtwinklig hierzu verlaufen.
Bei dieser Ausrichtung verlaufen vier der sechs Würfelflächen senkrecht zu der Walzebene. Da zwei dieser vier Flächen darüberhinaus parallel zu der Walzrichtung verlaufen, stehen die zwei anderen Flächen rechtwinklig auf der Walzrich- tung. Die beiden restlichen Würfelflächen liegen parallel zu der Fläche des Bleches 11.
Es ist somit zu erkennen, dass die Richtungen der leichten Magne- tisierbarkeit eines derartigen Blechmateriales, d. h. die Kanten-Richtungen sowohl mit der Längs- als auch mit der Querrichtung zusammenfallen und unter
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optimalen Bedingungen gleich werden. Magnetisch weiches polykristallines Kernblechmaterial mit dieser Ausrichtung soll anschliessend als ( < kubisch strukturiert oder mit kubischer Ausrichtung oder als doppelt ausgerichtet bezeichnet werden.
Es hat sich nun herausgestellt, dass ein polykristallines, raumzentrierte kubische Kristalle aufweisendes, magnetisch weiches Blech, bei welchem ein Grossteil der Kristalle kubisch strukturiert ist, wie dies in Fig. 3 dargestellt ist, dadurch hergestellt werden kann, dass Gusskörper gleichzeitig einer Walz- und Wärmebehandlung unterzogen werden, wobei ein Grossteil der Kristalle in dem Rohling bereits in der Richtung ausgerichtet ist, in welcher der nachfolgende Walz- prozess erfolgt. In der Beschreibung soll unter Rohling und Gussstück dasselbe verstanden werden. Die Kristalle sind in dem Gussstück stengel- oder stabförmig ausgebildet.
Eine derartige Struktur ist in Fig. 4 dargestellt. Fig. 4 ist eine vergrösserte photographische Reproduktion eines Abschnittes eines repräsentativen Gussstückes, welches durch Giessen aus einer Sili- zium-Eisen-Schmelze gewonnen wurde, wobei die Abkühlung derselben so gesteuert wurde, dass das Gussstück fast ausschliesslich aus stabförmigen Kristallen besteht, deren Längsachsen sich im wesentlichen in einer einzigen Richtung erstrecken, die in der Darstellung von Fig. 4 von oben nach unten verläuft. Wie aus der Figur weiterhin zu ersehen ist, fallen die Längsachsen der einzelnen Kristalle selten genau mit der vertikalen Richtung zusammen.
Die Abweichung von der vertikalen Richtung macht jedoch nur wenige Grad aus und bewegt sich in der Grössenordnung von 5 und weniger, wenngleich auch einige Kristalle vorhanden sein können, welche eine Abweichung zwischen 15 und 20 besitzen.
Es hat sich herausgestellt, dass die Ausrichtung der Kristallachsen bezüglich der Walzrichtung während des Walzens den in dem fertigen Material erreichten Grad der kubischen Struktur bestimmt. In den Fig. 5, 6 und 7 sind drei Möglichkeiten des Wal- zens dargestellt, welche nachfolgend mehr im einzelnen betrachtet werden sollen. In der Darstellung von Fig. 5 wird ein metallischer Körper 20, welcher aus einem Gussstück oder einem Teil eines Gussstückes besteht, welches stabförmige Kristalle 23, ähnlich wie in Fig. 4 dargestellt, enthält, zwischen zwei angetriebenen Wa!. zen 21 und 22 deformiert.
Die stabförmigen, schematisch bei 23 dargestellten Kristalle sind dabei so ausgerichtet, dass die Längsachsen praktisch parallel zu der Walzebene 24 und in der Walzrichtung 25 liegen. Wie dargestellt, wird der metallische Körper 20 zwischen den Walzen 21 und 22 hindurchgeführt und hierbei plastisch deformiert und in seiner Dicke vermindert. In Anbetracht der Tatsache, dass zur Erzeugung des gerollten Bleches praktisch zylindrische Arbeitswalzen verwendet werden, kann ohne weiteres erkannt werden, dass das gewalzte Metall 26 mit zwei im wesentlichen ebenen parallel zueinander laufenden Flächen 27 und 28 versehen wird.
Auch bei allen weiteren Walzprozessen, welche zur Verminderung der Stärke des Metallkörpers 26 bis zu seiner gewünschten Blechdicke durchgeführt werden, werden parallele Walzen verwendet, die ähnlich wie die Walzen 21 und 22 ausgebildet sind, so dass die Oberflächen 27 und 28 im wesentlichen parallel zu den Achsen der Walzen verbleiben. Zur Erreichung des Endmasses können dabei mehrere Walzprozesse erforderlich sein. Das auf diesem Wege gewonnene kubisch raumzentrierte Kristalle enthaltende Blech ist somit im praktischen eben und besitzt zwei im wesentlichen parallel zueinander verlaufende Oberflächen, welche weiterhin parallel zu den ursprünglichen Oberflächen 27 und 28 sind.
Es kann somit angenommen werden, dass das auf die genannte Art aus einem Körper 20 gewonnene Blech stabförmige Kristalle 23 aufweist, welche in der Walzebene 24 und in der Walzrichtung 25 liegen, wie dies in Fig. 5 dargestellt ist, wobei die Achsrichtung der stabförmigen Kristalle des Ausgangskörpers im wesentlichen parallel zu der Walzebene und der Walzrichtung verläuft. Es sei ferner darauf hingewiesen, dass der Walzprozess bei gleichzeitiger Aufrechterhaltung der Längsachsen der stabförmigen Kristalle im wesentlichen rechtwinklig zu den Achsen der Arbeitswalzen erfolgt, wenn diese auf die Walz- ebenen projiziert gedacht werden.
Diese projizierte Achse ist bei dem Punkt 29 gezeigt, welcher somit eine senkrecht auf der Zeichenebene stehende Gerade darstellt.
Eine andere Anordnung zwischen den Längsachsen der stabförmigen Kristalle 23' eines ausgerichtete Kristalle aufweisenden Gussstückes 20' und den Arbeitswalzen 21 und 22 ist in Fig. 6 dargestellt. Im Gegensatz zu der Darstellung gemäss Fig. 5 liegen dei Achsen der Kristalle 23' rechtwinklig zu der Walzebene 24 und der Walzrichtung 25. Hingegen verlaufen diese Achsen ähnlich wie bei dem in Fig. 5 gezeigten Beispiel rechtwinklig zu den Projektionsachsen der Arbeitsrollen 21 und 22, welche durch den Punkt 29' veranschaulicht werden sollen.
Nachfolgende Walzprozesse zur Verminderung der Dicke des Metallkörpers 20' zu Blech mit kubisch-raumzentrierten Kristallen können dadurch durchgeführt werden, dass der Metallkörper 26 zwischen weiteren Walzenpaaren hindurchgeführt wird, so dass Körper mit zwei im wesentlichen parallel zueinander verlaufenden Flächen entstehen, wobei die auf diesem Wege gewonnenen Oberflächen jeweils parallel zu den Flächen verlaufen, welche in einem vorhergehenden Walzprozess gewonnen werden, so das die parallelen Endflächen im wesentlichen parallel zu den Flächen 27' und 28' der Fig. 6 verlaufen.
Die Beziehung zwischen den Längsachsen der stab- förmigen Kristalle 23" eines mit ausgerichteten Kristallen versehenen Gussstückes 20" und den Bearbeitungswalzen 21 und 22 gemäss Fig. 7 ist anders als bei den Fig. 5 und 6. In diesem Fall verlaufen die Längsachsen der stabförmigen Kristalle 23" parallel zu der Walzebene 24; sie stehen hingegen rechtwinklig auf der Walzrichtung 25.
Eine weitere Verminderung der Stärke des Körpers 26" zur Erlangung von Blech kann dadurch erreicht werden, dass der
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Metallkörper zwischen Paaren weiterer paralleler zylindrischer Bearbeitungswalzen hindurchgeführt wird, wobei die auf diesem Wege gewonnenen Oberflächen nach jeder Walzoperation parallel zu den Oberflächen vor dieser Walzoperation sind, so dass angenommen werden kann, dass die Oberflächen des endgültigen Bleches mit kubisch-raumzentrierten Kristallen parallel zu den Oberflächen 27" und 28" verlaufen. Zu der Darstellung gemäss Fig. 7 ist noch zu bemerken, dass die Längsachsen der stabförmigen Kristalle 23" eine zu den auf die Walzebene projizierten Walzenachse parallele Richtung beibehalten.
Die projizierten Walzenachsen sind wiederum durch einen Punkt 29" veranschaulicht.
Es hat sich herausgestellt, dass ein hoher Grad kubischer Ausrichtung bei magnetisch weichen Blechen durch Walzprozesse bei mit ausgerichteten stab- förmigen Kristallen versehenen Gusskörpern der in Fig. 4 dargestellten Art dadurch gewonnen werden kann, dass der Walzprozess unter gleichzeitiger Wärmebehandlung gemäss der in den Fig. 5 und 6 gezeigten Art durchgeführt wird.
Es hat sich weiterhin herausgestellt, dass, wenn ausgerichtete stabförmige Kristalle aufweisende Gusskörper auf im wesentlichen gleiche Art zur Verminderung ihrer Dicke behandelt werden, ausser dass die Längsachsen der Kristalle einmal in der Walzrichtung liegen und einmal so in der Walzebene wie dies in Fig. 7 dargestellt ist, das resultierende Blech im letzteren Fall bedeutend schlechter kubisch strukturiert ist, und somit bedeutend schlechtere magnetische Eigenschaften aufweist als im ersten Fall.
Wie bereits ausgeführt, können die Längsachsen von einigen stabförmigen Kristallen bei den Guss- stücken des in Fig. 4 gezeigten Typs von einer strengen Parallelität mit der mittleren Hauptrichtung aller Kristalle um einen gewissen Betrag abweichen, ohne dass die kubische Strukturierung des gewalzten und abgekühlten Bleches beeinträchtigt würde. Es hat sich ferner ergeben, dass ein ausgerichtete stabförmige Kristalle enthaltendes Gussstück, welches nach dem in Fig. 5 gezeigten Verfahren gewalzt werden soll, vorzugsweise keine grössere Zahl von Kristallen aufweisen soll, deren Abweichung von der Walzrichtung 25 mehr als 20 ausmacht.
Wenn ein ausgerichtetes Gussstück hingegen nach dem in Fig. 6 gezeigten Verfahren gewalzt werden soll, sollen die Längsachsen der Kristalle in dem Gusskörper 20' nicht mehr als um 20 von der Senkrechten zu der Walzebene 24 abweichen. Würde diese Grenze von einer grösseren Zahl von Kristallen überschritten, nähmen nur weniger als die Hälfte der Kristalle in dem polykristallinen Endprodukt die gewünschte ausgerichtete Lage ein.
Insbesondere kommen für das vorliegende Verfahren solche Eisenlegierungen in Betracht, welche kleinere Mengen Silizium, Aluminium oder Moybdän enthalten. Es wurden bereits mehrere Untersuchungen an Legierungen dieser Art zur Ermittlung der günstigsten Zusammensetzung unternommen. So wurden beispielsweise eine Reihe von Schmelzen angesetzt, welche mindestens 95% Eisen und im übrigen entweder Silizium, Aluminium oder Molybdän enthielten. Die untersuchten Legierungen hatten im wesentlichen die folgenden Zusammensetzungen: Zwischen 2,5 und 3,5% Silizium und im übrigen Eisen; Zwischen 3 und 5% Aluminium und im übrigen Eisen, und zwischen 3 und 4% Molybdän und im übrigen Eisen.
Um eine möglichst gute Ausrichtung der stabförmigen Kristalle in den Gussstücken zu erzielen, wurden mehrere Schmelzen in länglichen, tubusförmigen Guss- formen zur Erstarrung gebracht, deren Bodenflächen gekühlt und deren Seitenwände auf Temperaturen gehalten wurden, welche etwas über den Erstarrungs- temperaturen lagen.
Bei der genannten Einrichtung wurde der Wärmegehalt der Schmelze und die Erstarrungswärme des geschmolzenen Metalles im wesentlichen durch den Boden der Gussform abgeführt, während nur eine kleinere Wärmemenge durch die Seitenwände abgeführt wurde.
Es wurde somit ein Temperaturgradient in der Längsrichtung der Gussform und somit in der Längsrichtung der in der Gussform befindlichen säulenförmigen Schmelze aufrecht erhalten, so dass die Temperatur und somit auch der Wärmegehalt des Metalles an jedem tiefer gelegenen Punkt in der Guss- form geringer war als an einem höheren Punkt und das Metall vom Boden der Form ausgehend nach oben erstarrte.
In Fig. 8 ist eine entsprechende Einrichtung schematisch im Vertikalschnitt dargestellt, wobei einige Teile weggelassen wurden um weitere Einzelheiten und die Art der Erstarrung der Schmelze zu zeigen. Die Gussform 30 selbst besteht aus einem tubusförmi- gen Körper, welcher oben und unten offen ist. Der tubusförmige Körper besteht aus einem schwer schmelzbaren Material, wie z. B. gesintertem A1203 oder Alundum (eingetragene Marke). Das Innere der Gussform kann jeden gewünschten Querschnitt aufweisen wie z.
B. kreisförmigen oder rechteckigen Querschnitt. Die Gussform wird unten durch die Oberfläche eines Kühlers 31 begrenzt, welche vorzugs- weise aus einem Material mit guten wärmeaustauschenden Eigenschaften besteht, wie beispielsweise Kupfer. Der Kühler 31 besitzt Öffnungen zum Durchströmen eines Kühlmittels, welches zur Wärmeabführung durch den Kühler zirkuliert. Wie dargestellt, kann der Kühler bzw. Wärmeaustauscher 31 hohl sein und zwei Leitungsstutzen 32 und 33 zur Zirkulation eines Kühlmediums wie z. B. kalten Wassers aufweisen.
Selbstverständlich können andere Mittel zur Abführung der Wärme von dem Kühler vorgesehen sein; die dargestellte Ausführung zeigt nur eine von mehreren Möglichkeiten.
Während des Betriebes der in Fig. 8 gezeigten Gussvorrichtung wird die Gussform auf den Kühler 31 wie dargestellt aufgesetzt, ferner werden die Seitenwände durch irgendwelche geeigneten Mittel auf eine Temperatur von etwa 1400 C gebracht, während gleichzeitig kaltes Wasser durch den Kühler 31 geleitet wird, wodurch dessen Oberfläche, welche den Boden
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der Gussform bildet, auf einer Temperatur von etwa 20 gehalten wird. Unter diesen Bedingungen wird nun von oben das geschmolzene Metall in die Guss- form eingefüllt und von diesem die Wärme durch den Kühler 31 abgeführt.
Infolge der hohen Temperatur und der thermischen Eigenschaften der Wände der Gussform 30 wird praktisch der gesamte Wärmegehalt des geschmolzenen Metalls durch den Boden der Gussform abgeführt, an welchem auch die Erstarrung der Schmelze beginnt und dann nach oben fortschreitet. Es hat sich herausgestellt, dass bei der beschriebenen Art der Wärmeabführung mehrere stabförmige Kristalle im wesentlichen vertikal vom Boden der Guss- form gemeinsam mit der Erstarrung nach oben wachsen, so dass ein wie in Fig. 4 gezeigter Gusskörper entsteht. Die vom Boden der Gussform ausgehende progressive Erstarrung ist in Fig. 8 schematisch dargestellt.
Die stabförmigen Kristalle 34 sind während ihres Wachstumes vom Boden der Gussform bis zu einer Zone gezeigt, welche durch die beiden gestrichelten Linien 35 und 36 begrenzt ist. Die Zone zwischen den in einem gewissen Abstand voneinander eingezeichneten, gestrichelten Linien entspricht der Erstarrungszone, in welcher das flüssige oberhalb dieser Zone gezeigte Metall 37 eine Umwandlung von den flüssigen in den festen Zustand durchmacht. Bei der Herstellung der Zeichnung wurden keinerlei Bemühungen angestellt, um die genaue Ausbildung der flüssigfest Zwischenschicht darzustellen, da von dieser Schicht noch keine genauen Beobachtungen gemacht werden konnten.
Um die beschriebene Art der Erstarrung zu gewährleisten, wird ein im wesentlichen einheitlich gerichteter Wärmetransport durch das Metall während der Erstarrung aufrechterhalten, wobei die Temperatur oberhalb der flüssig- fest- Zwischenschicht höher ist als die Temperatur der festen Phase und weiterhin jeder Punkt in dem Gusskörper eine höhere Temperatur aufweist als irgend ein anderer Punkt, welcher näher an dem Kühler 31 gelegen ist als der erste Punkt.
Solange jedoch ein hinreichend grosser und einheitlich gerichteter Temperaturgradient in dem Gusskörper während der Erstarrung aufrechterhalten wird, erstarrt das Metall in der dargestellten Art, wobei ein Gussstück entsteht, welches weitgehend aus sten- gel- oder stabförmigen, ausgerichteten Kristallen besteht, deren Längsachsen praktisch parallel zu dem Wärmefluss bzw. dem Temperaturgradienten verlaufen.
Die auf die genannte Art erzeugten Gussstücke bestehen fast ausschliesslich aus stengel- oder stab- förmigen Kristallen, deren Längsachsen sich parallel zu der Senkrechten der Bodenfläche der Gussform erstrecken und somit parallel zu der Achse des Guss- stückes. Fig. 4 ist eine photographische, vergrösserte Reproduktion eines repräsentativen Gussstückes, welches entlang der Längsachse gespalten wurde und die genannten Kristalle zeigt. Der untere Teil des abgebildeten Gussstückes befand sich direkt an dem Boden der Gussform.
Um die Beziehung zwischen der dargestellten Struktur und der tatsächlichen Grösse der Kristalle darzulegen sei angegeben, dass die dargestellte Fläche eine Schnittfläche eines Gussstückes wiedergibt, welche annähernd 132 mm lang und etwa 100 mm breit ist. Es sei erwähnt, dass nicht alle auf dem beschriebenen Wege hergestellten Gussstücke dem in Fig. 4 dargestellten Bild entsprechen. Tatsächlich waren bei einzelnen Gussstücken die Kristalle regel- mässiger ausgebildet und lagen auch mehr auf parallelen Geraden als die in Fig. 4 dargestellten Kristalle. Die in Fig. 4 gezeigte Reproduktion entspricht jedoch einer durchschnittlich guten Kristall-Ausrichtung, welche mittels des genannten Verfahrens ohne weiteres erlangt werden kann.
Wie bereits ausgeführt, kann durch Walzen und Erwärmen eines derartigen Gussstückes mit ausgerichteten Kristallen ein polykristallines magnetisch weiches Blech mit einer starken kubischen Strukturierung gewonnen werden.
Gemäss des vorliegenden Verfahrens kann das Material bis auf höhere Temperaturen erhitzt und anschliessend durch eine Reihe von Walzprozessen in seiner Stärke bis zu einem Streifen mittlerer Dicke vermindert werden, worauf sich eine weitere Wärmebehandlung anschliessen kann welcher einer Abkühlung folgt. Nach dieser Abkühlung kann das Material kalt bis zu der gewünschten Blechdicke gewalzt werden, worauf eine abschliessende Wärmebehandlung angeschlossen werden kann. Es sei darauf hingewiesen, dass die Zahl der zur Verminderung der Dicke erforderlichen Walzprozesse zur Erlangung einer mittleren Dicke von der Dicke des Ausgangsmateriales und der erforderlichen mittleren Dicke des gewalzten Streifens in gleicher Weise abhängt wie von der Anfangstemperatur, auf welche das Material vor dem Walzprozess gebracht wurde.
Die günstigste mittlere Dicke hängt ihrerseits von der gewünschten Endstärke des fertigen Bleches ab. Es hat sich herausgestellt, dass eine Verminderung der Stärke um 40% oder mehr zwischen der mittleren Stärke und der Endstärke vorteilhaft ist.
Bei der Durchführung wurden beispielsweise einzelne Platten mit parallelen Endflächen von den auf die beschriebene Art gewonnenen Gussstücken abgeschnitten. Die Platten waren dabei etwa zwischen 7,5 und 24 mm stark. Einige Streifen wurden dabei so von dem Gussstück abgeschnitten, dass die parallelen Endflächen im wesentlichen parallel zu den Längsachsen der langgestreckten Kristalle verliefen, während andere Streifen so abgeschnitten wurden, dass die Endflächen rechtwinklig auf diesen Längsachsen standen. Nun wurden beispielsweise Platten von einer Stärke von 7,5 mm auf eine Temperatur von etwa 700 - 960 C gebracht, während Platten einer Stärke von 24 mm auf Temperaturen zwischen 900 und 1100 C erhitzt wurden.
Die bis zu den genannten Temperaturen erhitzten Platten wurden nun zwischen den Walzen eines Walzwerkes ohne zusätzliche Erwärmung hindurchgeführt, wobei in mehreren Durchläufen eine starke Verminderung um 90 - 97% erzielt wurde.
Beispielsweise wurden die 7,5 mm dicken Platten
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in zwischen 7 und 11 Durchläufen auf eine Dicke von 0,5 bis 0,75 mm gebracht, während die 25 mm starken Platten in einer ähnlichen Zahl von Durchläufen auf eine Dicke von 0,75 bis 1,1 mm gebracht wurden. Bei diesen Walzprozessen kann angenommen werden, dass es sich bei den ersten zwei oder drei Durchläufen tatsächlich um ein Heisswalzen handelt, während die mittleren Durchläufe als Warmwalzprozesse angesehen werden müssen und die letzten Durchläufe als Kalt- walzprozesse, da die Temperaturen hier bereits erheblich abgesunken sind.
Das auf die beschriebene Art hergestellte Streifenmaterial wurde nun einer Temperaturbehandlung zum Ausglühen und Entspannen unterzogen. Das Ausglühen fand beispielsweise in einer Wasserstoffatmosphäre bei einer Temperatur von 1000 C während 4 Stunden oder von 1200 C während einer halben Stunde oder entsprechenden Zwischenwerten statt. Nach der Abkühlung des Materials schloss sich ein Kaltwalzprozess an, in welchem das Material in einer Reihe von Durchläufen auf die endgültige Dicke gebracht wurde. Zur Ergänzung der Beschreibung des Verfahrens sei angegeben, dass die endgültige Dicke des fertigen Bleches beispielsweise 0,29 mm betrug. Die Verringerung der Dicke durch kalte Bearbeitung betrug dabei mehr als 40%.
Das auf diese Weise gewonnene 0,29 mm starke Blech kann einer abschliessenden Wärmebehandlung unterzogen werden. Vorzugsweise erfolgt diese Nachbehandlung wiederum in einer trockenen Wasserstoffatmosphäre, in welcher das Material bis zu Temperaturen zwischen 1150 C und 1250 C und vorzugsweise bis zu einer Temperatur von etwa 1200 C erhitzt wurde. Nach dieser Wärmebehandlung wurde das Material mit einer Geschwindigkeit von ungefähr 100 C pro Stunde in dem Ofen bis auf eine Temperatur von 200 C abgekühlt, worauf die Abkühlung in Luft erfolgte. Das erhaltene Blech enthielt kubisch-raum- zentrierte Kristalle. Es sei noch erwähnt, dass der Kohlenstoffgehalt der Gussstücke etwa bei 0,04% oder weniger lag.
Die Erhitzung in der Wasserstoffatmosphäre hatte jedoch eine Reduktion des Kohlenstoffgehaltes zur Folge, so dass in dem fertigen Blech nur ein Kohlenstoffgehalt von weniger als 0,002% festgestellt werden konnte.
Es hat sich herausgestellt, dass in dem auf dem beschriebenen Weg aus den Platten mit ausgerichteten Kristallen hergestellten Blech bei welchen die Längsachsen der Kristalle während des Walzens eine Richtung senkrecht zu den Projektionen der Walzenachsen beibehielten, wie dies anhand der Fig. 5 und 6 beschrieben wurde, mehr als 50% der Kristalle in einer Weise ausgerichtet waren, wie dies anhand der Fig. 3 erläutert wurde. Das Blech wies somit eine starke kubische Struktur auf.
Das Material hingegen, welches derart gewalzt wurde, dass die Achsen der ausgerichteten Kristalle im wesentlichen parallel zu den Projektionen der Achsen der Walzen auf die Walzebene verliefen, wie dies in Fig. 7 dargestellt ist, zeigte nicht die gewünschte Ausrichtung der Kristalle. Weiterhin hat sich herausgestellt, dass bei einem Walzprozess gemäss Fig. 5 wider Erwarten einige Kreuzwalzpro- zesse vorgenommen werden können, d. h.
Walz- prozesse, bei welchen die projizierten Walzenachsen parallel zu den Achsen der langgestreckten Kristalle verlaufen wie dies in Fig. 7 dargestellt ist, ohne eine Schädigung für die kubische Struktur des Endmaterials hervorzurufen, wenn diese Kreuzwalzprozesse in einer der ersten Walzphasen vorgenommen werden und vorzugsweise während Heiss- oder Warmwalzphasen und wenn der Grossteil der Stärkeverminderung durch Walzprozesse herbeigeführt wird, bei welchen die Längsachsen der stengel- bzw. stabförmigen Kristalle im wesentlichen senkrecht auf den projizierten Achsen der Arbeitswalzen standen.
Das gemäss dem oben beschriebenen Verfahren hergestellte Blech wurde durch Beugungsmessungen mittels Röntgenstrahlen, durch magnetische Drehmomentsmessungen und durch Hysteresismessungen mittels Gleichstrom näher untersucht.
Die Bestimmung der kristallographischen Ausrichtung von polykristallinen Stoffen wird gewöhnlich durch Messung der Beugung von durch den Stoff hindurchgeschickten Röntgenstrahlen durchgeführt. Hierbei wird ein polykristalliner Stoff einem Röntgenstrahlbündel ausgesetzt und die Intensität der gebeugten Röntgenstrahlen gemessen. Bei geeigneter Anordnung der Stoffprobe bezüglich des einfallenden Rönt- genstrahlbündels können zahlreiche Röntgenstrahlbeugungsmessungen durchgeführt werden, welche praktisch alle Kristallgruppen der Probe berücksichtigen. Die Ergebnisse dieser Messungen können in ein Röntgen-Polardiagramm übertragen werden.
Die Form eines derartigen Polardiagramms offenbart gegebenenfalls das Vorhandensein einer bevorzugten Ausrichtung der Kristalle eines polykristallinen Stoffes. Eine vollständige Besprechung der Polardiagramme von Kristallstrukturen können in dem bereits zitierten Buch Structure of Metals Seiten 26 bis 44 gefunden werden. Das Verfahren zur Messung der Röntgenstrahlbeugung und Erlangung der Polardiagramme sowie deren Interpretation unter besonderer Berücksichtigung von polykristallinen Metallen ist in dem zitierten Buch auf den Seiten 170 bis 195 und 442 bis 509 näher erläutert.
Ein Röntgen-Polardiagramm welches typisch für das Blech gemäss der Erfindung angesehen werden kann, ist in Fig. 9 dargestellt. Es sei darauf hingewiesen, dass die Mittelfläche des Diagrammes freigelassen worden ist, da die Beugungsbilder in dieser Zone im vorliegenden Zusammenhang ohne Bedeutung und somit überflüssig sind. Das abgebildete Diagramm wurde durch ein gewöhnliches Röntgenbeugungsver- fahren bei einem Blech gewonnen, welches gemäss der oben angegebenen Verfahrensschritte hergestellt wurde und aus einer Legierung bestand, welche 2,6% Silizium, 0,033% Kohlenstoff (in dem gegossenen Material) sowie im übrigen Eisen enthielt.
Das Diagramm zeigt, dass der Probekörper ein polykristallines Material ist, in welchem mehr als 50% der Kristalle kubisch angeordnete Flächen besitzt, welche parallel zu der
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Ebene des Bleches liegen, wobei die Kanten der Würfel im wesentlichen parallel zu der Walzrichtung verlaufen. Diese Anordnung geht daraus hervor, dass die Röntgenstrahl-Beugungsstellen an dem Rand des Polardiagrammes auftreten und sich in der Höhe der Beziehungspunkte 90 (welcher in der Walzrichtung liegt) 180 , 270 und 360 befinden. Diese Anordnung entspricht somit der (100) Ausbildung der Kristalle, wobei eine strenge kubische Strukturierung in dem Metall vorhanden ist.
Die magneto-kristallinen, anisotropen Eigenschaften des erfindungsgemässen Blechs wurden mit einem gewöhnlichen Drehmoment-Magnetometer gemessen. Bei dieser Untersuchung wurde ein scheibenförmiges Probestück in ein einheitlich gerichtetes magnetisches Feld gebracht, wobei die Achse der Scheibe senkrecht auf der Richtung des magnetischen Feldes stand. An- schliessend wurde die Scheibe in dem Feld rotiert und das erforderliche Drehmoment zur Drehung der Scheibe um die Achse gegen die erreichte Winkel- Auslenkung von der Walzrichtung ausgesehen, aufgetragen.
Wie bekannt und bereits mehrfach erwähnt, liegen die optimalen magnetischen Eigenschaften von Eisenkristallen und der Kristalle von Eisenlegierungen in der [100] Richtung bzw. in der Richtung der Seitenkanten der Kristalle. Die nächst leichtere Magnetisie- rungsrichtung liegt in der [110] Richtung. Diese Richtung liegt definitionsgemäss in einer Ebene, welche zwei parallele, diagonal einander gegenüberliegende Kanten des Kubus bzw. Würfels enthält. In Fig. 3 beispielsweise erstreckt sich die Ebene, welche die Kanten 12 und 13 enthält in der [110] Richtung.
Wenn ein Probestück in einem einheitlich gerichteten magnetischen Feld drehbar gelagert wird, ist dieses Probestück bestrebt, sich so einzustellen, dass die Achse der leichtesten Magnetisierbarkeit parallel zu der Feldrichtung verläuft. Das Probestück setzt ferner der Kraft einen Widerstand entgegen, welche bestrebt ist, dieses aus der bevorzugten Richtung herauszubewegen. Die Stärke, mit welcher sich das Probestück einer Drehung aus der bevorzugten Richtung widersetzt, tritt der Spitze der Kurve in Erscheinung. Je höher die Spitzen selbst sind und je näher sich das Höhenverhältnis zweier Spitzen dem Wert 1 nähert, umso besser ist die kubische Strukturierung des Materials. Dies soll jedoch nachfolgend noch mehr im einzelnen ausgeführt werden.
Die in Fig. 10 gezeigten Kurven bilden eine Möglichkeit des Vergleiches zwischen einem magnetokri- stallinen, anisotropen Probestück eines Silizium-Eisen- bleches gemäss der vorliegenden Erfindung und einem Einkristall aus Silizium und Eisen. Bei Fig. 10 wurde die ausgezogene Kurve durch Messungen der magnetischen Eigenschaften einer Scheibe mit einem Durchmesser von 24 mm und einer Dicke von 0,29 mm gewonnen. Das Material der Scheibe wurde gemäss dem oben angegebenen Verfahren bearbeitet.
Die gestrichelte Kurve wurde durch Messungen der magnetischen Eigenschaften einer Scheibe mit einem Durchmesser von 24 mm und einer Dicke von 0,58 mm gewonnen, welche aus einem Einkristall hergestellt wurde, der 2,35% Silizium, 0,03% Kohlenstoff und im übrigen Eisen enthielt. Die Scheibe wurde dabei so aus dem Einkristall geschnitten, dass Flächen der kubischen Kristalle parallel zu der Scheibenebene verliefen.
Der Einkristall des zweiten Probestücks wurde aus einem heissgewalzten Band aus einer Silizium- Eisen-Legierung der oben angegebenen Zusammensetzung nach dem nachfolgend beschriebenen, als ( < Dunn-Verfahren bekannten Verfahren gewonnen. Das etwa 2,4 mm starke Band aus der Silizium-Eisen- Legierung wurde auf eine Temperatur von etwa 950 C erhitzt und solange heiss gewalzt, bis es eine Stärke von etwa 0,58 mm erreicht hatte. Das auf diesem Wege erhaltene Blechmaterial wurde dann einer Wärmebehandlung unterzogen, während welcher es für etwa 15 Stunden bei einer Temperatur zwischen 870 und 900 C in einer trockenen Wasserstoffatmosphäre gehalten wurde.
Nach der Abkühlung auf Zimmertemperatur ebenfalls in der Wasserstoffatmosphäre wurde der durch die Wärmebehandlung ausgeglühte Streifen durch Strecken um etwa 2,5% verlängert. Ein etwa 75 mm langes Stück eines Endes des gestreckten Bandes wurde nun während 12 Stunden einem Temperaturgradienten zwischen 375 C und ungefähr 1375 C ausgesetzt. Das gestreckte Metall rekristalli- sierte sich während dieser Wärmebehandlung, wobei sich einige langgestreckte Kristalle in der Zone des Temperaturgradienten bildeten, deren Längsachsen annähernd parallel zu dem Gradienten verliefen.
Durch Beugungsmessungen mittels Röntgenstrahlen wurde ein langgestreckter Kristall mit der gewünschten Ausrichtung, d. h. mit (100) kubischen Flächen und mit parallel zu dem Streifen verlaufenden Endflächen aus dem Gesamtstreifen herausgesucht und die [100] Richtung, d. h. die Kantenrichtung bestimmt. Die den herausgesuchten Kristall umgebenden Kristallstücke wurden abgeschnitten und der ausgewälzte Kristall an das nicht rekristallisierte, kleine Kristallverbände enthaltende, gestreckte Blechmaterial angelagert. Der ausgewählte Kristall wurde nun erneut dem gleichen Temperaturgradienten ausgesetzt wie vorher das gestreckte Material.
Der ausgewählte Kristall wuchs nun auf Kosten des restlichen Blechmaterials, so dass sich ein Einkristall mit bekannter Ausrichtung bildete. Der für die Probemessung zu Vergleichszwecken verwendete Einkristall war nach diesem Verfahren hergestellt worden. Dieses Probestück unterscheidet sich von dem erfindungsgemässen Blech grundsätzlich dadurch, dass es aus einem einzigen Kristall besteht, wohingegen das erfindungsgemässe Blech polykristallin ist.
Das Blech, aus welchem das Probestück für die Messungen gemäss der ausgezogenen Kurve in Fig. 10 gewonnen wurde, wurde auf die nachfolgend beschriebene Art hergestellt.
Eine Schmelze aus 10000 g praktisch reinem Eisen mit einem maximalen Kohlenstoffgehalt von 0,01% Kohlenstoff und 272 g Eisensilizium enthaltend etwa
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96% Silizium und etwa 3,0 g Eisen mit einem Kohlenstoffgehalt von 5% wurde in einem gewöhnlichen Induktionsofen angesetzt. In diesem Induktionsofen wurde die Schmelze auf eine Badtemperatur von 1700 C während einer Gesamtzeit von 23 Minuten erhitzt. Während des Schmelzens und der nachfolgenden weiteren Erhitzung befand sich über dem Schmelzbad eine Argonatmosphäre, um eine Oxydation weitgehend zu verhindern.
Die verwendete Gussform hatte die Form eines zylindrischen Rohres und bestand aus einem schwerschmelzbaren, gesinterten Aluminiumoxyd, welches unter der Bezeichnung Alundum bekannt ist. Die Gussform war 288 mm lang und besass einen Durchmesser von 96 mm. Die rohrförmige Gussform befand sich in vertikaler Lage auf einem wassergekühlten Kupferblock, welcher somit als Boden der Gussform diente, wie dies in Fig. 8 dargestellt ist. Die Seitenwände der Gussform wurden mittels eines elektrischen Widerstandsheizkörpers auf 1400 C oder höher erhitzt.
Bereits während dieser Heizperiode zirkulierte Kühlwasser durch Kühldurchflüsse in dem Kupferblock, so dass dessen den Boden der Gussform bildende Oberfläche auf einer Temperatur von 20 C oder weniger gehalten wurde.
Nachdem des geschmolzene Metall die Giesstem- peratur von etwa 1700 C erreicht hatte, wurde die Argonatmosphäre entfernt, der Widerstandsheizkörper von der Gussform abgenommen und das geschmolzene Metall in die Gussform eingefüllt. Es wurde dabei soviel geschmolzenes Metall in die Gussform eingefüllt, dass ein Gussstück von etwa 190 mm Länge entstehen konnte.
Um das oben befindliche Schmelzgut vor zu schneller Abkühlung zu schützen, wurde oben auf die Schmelze eine exotherme Mischung aus Eisenoxyd und Aluminium aufgebracht, welche allgemein unter der Bezeichnung KThermit bekannt ist. Diese Mischung reagiert und erzeugt dabei Temperaturen bis zu der Grössenordnung von 4000 C. Die Menge dieses exotherm reagierenden Materials wurde dabei so gewählt, dass eine ausreichende Wärmemenge entsteht um die Oberfläche einerseits vor einer zu schnellen Abkühlung zu schützen und andererseits um einen einheitlich gerichteten Wärmestrom in der Schmelze während der Erstarrung aufrecht zu erhalten, wie dies in der Beschreibung zu Fig. 8 näher ausgeführt wurde.
Es sei noch erwähnt, dass ebensogut andere Mittel zur Wärmezuführung auf die Oberfläche der Schmelze verwendet werden können, wie z. B. elektrische Lichtbogen etc.
Bei der Untersuchung des erstarrten und aus der Gussform entfernten Gussstückes hat sich herausgestellt, dass diese Kristalle mit langgestreckter stengel- förmiger Form vorhanden sind, welche ähnlich ausgebildet waren wie dies in Fig. 4 dargestellt ist. Die Zusammensetzung des Gussstückes war: 3% Silizium, 0,03% Kohlenstoff und im übrigen Eisen.
Die verwendeten Legierungen können auch Verunreinigungen wei z. B. Schwefel, Sauerstoff, Stickstoff und Mangan, welche insgesamt bis 0,1 und 0,2% ausmachen, enthalten. Aus des Gussstück wurde nun eine rechteckige Platte mit einer Dicke von etwa 7,5 mm ausgeschnitten, und zwar derart, dass die Längsachsen der stabförmigen Kristallverbände parallel zu den Flächen der Platte sowie parallel zu deren längeren Kanten verliefen. Die Platte wurde nun auf eine Temperatur von 700 C gebracht und in neun Walzdurchläufen ohne weitere Erwärmung auf eine Dicke von 2,4 mm gebracht. Die 2,4 mm starke Platte wurde nun kalt mehreren Walzdurchläufen unterzogen und hierdurch zu einem Blech von 0,58 mm Stärke verarbeitet.
Das 0,58 mm starke Blech wurde nun erhitzt und während einer Zeit von vier Stunden auf einer Temperatur von 1000 C in einer Wasserstoffatmosphäre gehalten. Nach Ablauf dieser vier Stunden wurde das Blech noch in dem Ofen mit einer Abkühlgeschwin- digkeit von 100 C pro Stunde abgekühlt, wobei die Wasserstoffatmosphäre aufrechterhalten wurde. Nach dieser Wärmebehandlung wurde das 0,58 mm starke Blech nochmals kalt gewalzt und auf eine Dicke von 0,29 mm gebracht.
Nunmehr wurde das 0,29 mm starke Blech erneut in einer Wasserstoffatmosphäre auf eine Temperatur von 1200 C bei einer Heizgeschwin- digkeit von 100 C pro Stunde gebracht und auf dieser Endtemperatur mehr als 5 Minuten gehalten. Hieran schloss sich wiederum eine Abkühlung mit einer Geschwindigkeit von 100 C pro Stunde an, wobei wieder die Wasserstoffatmosphäre aufrechterhalten wurde. Während des Walzens verlief die Walzrichtung parallel zu den stabförmigen Kristallen. Die Walzebenen waren wiederum parallel zu den Oberflächen der Ausgangsplatte.
Bei den Drehmomentmessungen mittels eines Magnetometers, deren Ergebnisse in Fig. 10 dargestellt sind, wurde die Einkristallprobe so ausgerichtet, dass der 0 Winkel-Punkt auf der Abszisse der graphischen Darstellung der Richtung [100] entspricht. Die Punkte, in welchen die Drehmomentkurve dei Abszisse mit einer negativen Steigung schneidet, entsprechen den relativ leichten Magnetisierungsrichtungen in dem untersuchten Material. Bei dem Einkristall aus Silizium- Eisen entsprechen die Winkel von 0 , 90 , 180 , 270 und 360 somit den vier [100] Richtungen, und die Punkte von 45 , 135 , 225 und 315 den [110] Richtungen.
Die gestrichelte Kurve in Fig. 10 kann somit als das Ergebnis eines Rotationsversuches angesehen werden, bei welchem der in Fig. 3 gezeigte Kubus um eine zentrale, auf dem Blech 11 senkrecht stehende Achse gedreht wird, während gleichzeitig ein einheitlich gerichtetes magnetisches Feld aufrechterhalten wird, welches senkrecht zu der Achse verläuft.
Die grössten Drehmomentwerte sind wie dargestellt bei der Einkristallprobe praktisch gleich und entsprechen einem numerischen Wert von etwa 123 000 erg/cm3 bei einem einheitlich gerichteten magnetischen Feld von 1000 Örstedt. Da die Spitzen der dem Einkristall entsprechenden Kurve praktisch die gleiche
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Höhe aufweisen, ist das sogenannte Spitzenwertver- hältnis bei benachbarten Spitzen auf der gleichen Seite der Null-Ordinate gleich 1, was auf eine ausgezeichnete kubische Strukturierung zurückzuführen ist.
Es sei erwähnt, dass die in Fig. 10 gestrichelt gezeichnete Kurve bezüglich der Diffemzen der Dicke des Probekörpers korrigiert wurde, wie dies allgemein üblich ist.
Die Drehmomentkurve für das gemäss dem Verfahren der vorliegenden Erfindung hergestellte kubischraumzentrierte Kristalle enthaltende Blech zeigt, dass dieses eine beinahe vollständige kubische Ausrichtung bzw. Strukturierung aufweist. Der ausserordentlich hohe Grad der kubischen Ausrichtung kann der Höhe und dem Höhenverhältnis benachbarter Spitzenpunkte der ausgezogenen Kurve entnommen werden. In einem einheitlich gerichteten magnetischen Feld von 1U00 Örstedt ist der Spitzenwert der augezogenen Kurve zwischen 45 und 90 etwa 105 000 erg/cm3, während der Spitzenwert der Kurve zwischen 135 und 180 angenähert 110 000 erg/cm3 ausmacht.
Bei einer Betrachtung des gesamten Kurvenbildes der ausgezogenen Kurve ergibt sich jedoch, dass das erfindungs- gemässe Blech nahezu völlig symmetrisch ist. In diesem Zusammenhang sei erwähnt, dass die Spitzenwerte zwischen 0 und 45 , 45 und 90 , 180 und 225 sowie zwischen 225 und 270 gleich sind und 105 000 erg/cm3 ausmachen, während andererseits die Spitzenwerte der Kurve zwischen 90 und 135 , 135 und 180 , 270 und 315 sowie zwischen 315 und 360 ebenfalls gleich sind und 110 000 erg/cm3 ausmachen. Das Verhältnis der Spitzenwerte, d. h. der Quotient aus dem geringeren Spitzenwert und dem grösseren Spitzenwert des erfindungsgemässen Blechs beträgt nach der graphischen Darstellung der Fig. 10 0,95.
Aus diesem Wert sowie aus den Absolutwerten der Spitzen der ausgezogenen Kurve verglichen mit den Absolutwerten der dem Einkristall entsprechenden gestrichelten Kurve lässt sich entnehmen, dass 85 bis 90% des Materials des Probekörpers wie in Fig. 3 dargestellt ausgerichtet ist.
Fig. 11 zeigt die Ergebnisse der Drehmomentmessungen einerseits an dem gleichen erfindungsge- mässen Blech und zum Vergleich an einer Materialprobe einer bisher bekannten einfach ausgerichteten Silizium-Eisen-Legierung mit einer Kristallausrichtung, wie sie schematisch in Fig. 1 dargestellt ist. Die letztgenannte Materialprobe wies die gleichen Ausmasse auf wie die Materialprobe des erfindungsgemässen Blechs, d. h. sie besass einen Durchmesser von 24 mm und eine Stärke von 0,29 mm.
Die Materialprobe wurde aus einem 0,27 mm starken polykristallinen Blech ausgeschnitten, welches einfach ausgerichtete Kristalle aufwies und aus 3,25% Silizium, 0,005% Kohlenstoff und im übrigen aus Eisen bestand und welches gemäss den bisherigen Vergleichsmöglichkeiten in Längsrichtung relativ gute magnetische Eigenschaften aufwies.
Die in Fig. 11 gestrichelt eingezeichnete Kurve zeigt die Drehmomentcharakteristik dieses einfach ausgerichteten Materials. Es ist zu erkennen, dass die magnetokristalline Anisotropizität dieses Materials mit der bekannten Ausrichtung und den erwarteten magnetischen Eigenschaften übereinstimmt, d. h. dass die magnetischen Eigenschaften des Materials in der Querrichtung wesentlich schlechter sind als die magnetischen Eigenschaften in der Längsrichtung.
Aus der Darstellung kann beispielsweise entnommen werden, dass der Spitzenwert zwischen 45 und 90 bei 45 000 erg/cm3 liegt, während der Spitzenwert zwischen 135 und 180 etwa 130 000 erg/cm3 bei einem einheitlich gerichteten magnetischen Feld von 1000 Örstedt ausmacht. Das Spitzenverhältnis liegt somit bei diesem Material bei 0,35.
Die Fig. 12 bis 15 sind die mit Gleichstrom aufgenommenen Hysteresiskurven, welche bei Vergleichsversuchen zwischen dem erfindungsgemässen Material und normalem, einfach ausgerichtetem Material aufgenommen wurden.
Die in den Fig. 12 und 14 dargestellten Hysteresis- schleifen erläutern das magnetische Verhalten von Materialproben aus erfindungsgemässem Material bei Magnetisierung mittels Gleichstrom und zwar in der Walzrichtung und quer zur Walzrichtung. Das bei den Messungen verwendete Material wurde wie folgt hergestellt: Ein stabförmige, ausgerichtete Kristalle aufweisendes Gussstück mit einer ähnlich wie in Fig. 4 abgebildeten Struktur wurde auf die beschriebene Art gegossen und bestand aus einer Legierung von 3% Silizium, 0,035% Kohlenstoff und im übrigen aus Eisen.
Aus diesem Gussstück wurden Platten mit einer Stärke von 7,3 mm ausgeschnitten, wobei die Längsachsen der stabförmigen Kristalle im wesentlichen parallel zu den Schnittflächen verliefen. Die Platten wurden nun auf 700 C erhitzt und in mehrereen Walz- durchläufen auf eine Dicke von 2,4 mm gebracht, ohne dass eine weitere Erhitzung erfolgt wäre. Dieses 2,4 mm starke Material wurde dann in mehreren Kalt- walzprozessen zu einem 1 mm starken Blech weiterverarbeitet.
Dieses Blech wurde nun auf eine Temperatur von 1000 C gebracht und vier Stunden auf dieser Temperatur in einer trockenen Wasserstoffatmosphäre gehalten. Anschliessend wurde das Material mit einer Geschwindigkeit von 100 C pro Stunde bei Aufrechterhaltung der Wasserstoffatmosphäre abgekühlt. An- schliessend wurde das Blech weiterhin kalt gewalzt und hierdurch auf eine Stärke von 0,5 mm gebracht. Nun schloss sich eine abschliessende Wärmebehandlung in einer trockenen Wasserstoffatmosphäre an, während welcher das Material mit einer Geschwindigkeit von 100 C pro Stunde auf eine Temperatur von 1250 C gebracht, während 5 Minuten auf dieser Temperatur gehalten und anschliessend wieder mit einer Geschwindigkeit von 100 C pro Stunde abgekühlt wurde.
Bei allen Walzprozessen verlief die Walz- richtung immer parallel zu den stabförmigen Kristallen; ferner war die Walzebene immer parallel zu den ursprünglichen Begrenzungsflächen der Ausgangsplatte. Das erhaltene Blech enthielt raumzentrierte
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kubische Kristalle, deren Würfelflächen parallel zur Oberfläche des Bleches liegen.
Die in den Fig. 13 und 15 dargestellten Hysteresis- schleifen veranschaulichen die magnetischen Eigenschaften eines 0,5 mm starken magnetischen Bleches eines bisher gebräuchlichen, im Handel befindlichen einfach ausgerichteten magnetischen Materials, und zwar mit der Walzrichtung und quer zur Walzrichtung. Das Probematerial bestand aus dem gleichen Silizium- Eisen wie der Probekörper der magnetischen Drehmomentsmessungen gemäss der Fig. 11.
Die gemessenen magnetischen Eigenschaften beider Materialien sind in der untenstehenden Tabelle I zu- sammengefasst, wobei H, wie üblich die Koerzitivkraft in örstedt bedeutet, B,. die Remanenz oder Restinduktion in Gauss, Bn,a. die maximale Induktion in Gauss und Mglaa die maximale Permeabilität. Bei den betrachteten magnetischen Materialien sind ausser der Koerzitivkraft grosse Werte erstrebenswert.
Die Eigenschaften des erfindungsgemässen Materials sind unter der Rubrik kubische Ausrichtung zusammengestellt, während .die magnetischen Eigenschaften des gewöhnlichen Silizium-Eisens unter der Rubrik einfache Ausrichtung aufgeführt sind.
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Tabelle 1 Magnetische Eigenschaften in der Walzrichtung Ha Br Brna.* @Imnax Kubische Ausrichtung 0.1 13,100 15,300 90,600 Einfache Ausrichtung 0.1 14,100 15,750 70,500 Magnetische Eigenschaften quer zur Walzrichtung He B,. Bntax* umax Kubische Ausrichtung 0.135 11,650 13,300 58,700 Einfache Ausrichtung 0.30 4,000 13,100 7,000 * gemessen bei H = 2,5 örstedt.
Aus den oben ausgeführten magnetischen Eigenschaften, welche auch in den Fig. 12-15 ausgeführt sind, ist ersichtlich, dass das erfindungsgemässe Material magnetische Eigenschaften aufweist, welche gleich oder besser sind wie die entsprechenden Eigenschaften eines gewöhnlichen, einfach ausgerichteten Materials in der Walzrichtung. Aus diesen Angaben geht ferner hervor, dass die Eigenschaften des erfin- dungsgemässen Materials quer zur Walzrichtung ganz erheblich besser sind als die entsprechenden Eigenschaften quer zur Walzrichtung bei dem bisher bekannten Material. Wie allgemein bekannt ist es bei magnetisch weichen Materialien äusserst erstrebenswert, dass die Hysteresisschleife rechteckige Form aufweist.
Dieser Form entsprechen die Hysteresis- schleifen der Fig. 12, 13 und 14. Die nicht rechteckige Form der in Fig. 15 gezeigten Hysteresisschleife ist bei magnetisch weichen Kernmaterialien unerwünscht. Wenngleich die speziellen Ausführungsbeispiele sich auf kubisch ausgerichtete, raumzentrierte kubische Kristalle enthaltende Eisen-Silizium-Legierungen mit einem Siliziumgehalt von weniger als 5% bezieht, gibt die folgende Tabelle einige Beispiele von anderen Eisenlegierungen der genannten Art an, um hierdurch zu zeigen, dass die oben gegebene Beschreibung zum Walzen und zur Wärmebehandlung in gleicher Weise auf andere aus kubischen,
raumzentrierten Kristallen aufgebauten Legierungen des Eisens mit Silizium, Aluminium oder Molybdän zur Erzeugung eines magnetisch weichen Bleches mit einer vergleichbaren magnetokristallinen Anisotropizität anwendbar ist.
EMI11.42
Tabelle 11 h y .2 "c @ Y c 72 w h d A@ 3 x h 97.3% 2.6% - - - - 0.80 0.90 97.0 3.0 - - - - 0.70 0.85 97.0 3.0 - - - - 0.85 0.95 96.5 - - - - 3.5% 0.72 0.82 96.0 - - 4.0% - - 0.87 0.95 Gussstücke der erwähnten Zusammensetzung wurden in der angegebenen Weise gegossen und in einzelne Platten aufgeschnitten. Diese Platten wurden gewalzt und einer Wärmebehandlung gemäss der bereits mehrfach angegebenen Verfahrensschritte unterzogen und in Blechform gebracht.
Die magnetokristal- line Anisotropizität dieser Materialproben wurden in einem Drehmoment-Magnetometer untersucht und aus den sich ergebenden Resultaten das Spitzenwertver- hältnis bestimmt. Die Materialien besassen magnetische Eigenschaften, welche denen des in Fig. 10 mit der ausgezogenen Kurve dargestellten Materials sehr ähnlich waren.
Soweit sich leichte Differenzen bei den einzelnen Beispielen von einem gemeinsamen Aus- gangsgussstück ergaben, wurde einerseits ein durchschnittliches Spitzenwertverhältnis berechnet und in der Tabelle aufgeführt und andererseits das jeweils höchste Spitzenwertverhältnis. Aus der Tabelle geht hervor, dass die durchschnittlichen Spitzenwertverhält- nisse bei den einzelnen Materialproben zwischen 0,70 und 0,87 lagen.
Es sei darauf hingewiesen, dass alle polykristallinen, aus raumzentrierten kubischen Kristallen aufgebaute Bleche aus Legierungen der genannten Art, bei welchen mindestens 50% der stab- förmigen Kristalle so ausgerichtet sind, dass ihre (100) Flächen im wesentlichen parallel zur Oberfläche des metallischen Bleches stehen, gut verwendbare neue Kernmaterialien darstellen.
Die Silizium-Eisen-Legierungen der oben angegebenen Tabelle wurden geschmolzen und gemäss der
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Angaben der oben gegebenen, bei dem Ausführungsbeispiel verwendeten Verfahrensschritte gegossen. Bei den Legierungen wurde das Silizium als Eisensilizium beigegeben, während die Aluminium- und Molybdän- legierungen dadurch hergestellt wurden, dass das Aluminium bzw. das Molybdän ungebunden beigegeben wurden. Ausser dass statt des Eisensiliziums metallisches Aluminium und metallisches Molybdän der Schmelze beigegeben werden verläuft das Giessen, das Walzen und die Wärmebehandlung bei den Aluminium-Eisen- bzw.
Molybdän-Eisenlegierungen praktisch gleich wie die entsprechenden Verfahrensschritte der Silizium-Eisenlegierung. Die erforderlichen Berechnungen zur Bestimmung einer bestimmten Charge zwecks Erzeugung eines Gussstückes einer bestimmten Zusammensetzung lässt sich ohne weiteres durchführen, so dass eine weitere Diskussion im vorliegenden Rahmen überflüssig erscheint.
Aus der obigen Beschreibung kann entnommen werden, dass die vorliegende Erfindung die Herstellung von polykristallinem, kubisch ausgerichtetem, magnetisch weichem Blech gestattet, welches aus raumzentrierten, kubischen Kristallen besteht, das aus Sili- zium-Eisen-, Aluminium-Eisen- oder Molybdän-Eisen- Legierungen besteht.
Das oben erläuterte Blech mit den günstigsten magnetischen Eigenschaften besitzt in elektrischen Geräten ein weiteres Anwendungsgebiet. Lediglich beispielsweise ist ein Eck eines gewöhnlichen, aus Lamellen aufgebauten Transformatorkernes in Fig. 16 dargestellt. Derartige Kerne bestehen gewöhnlich aus einfach ausgerichtetem Eisen-Siliziumblech. Die einzelnen Lamellen werden gewöhnlich aus einem gewalzten Blech derart ausgeschnitten, dass die Richtung der besten magnetischen Eigenschaften so gut als möglich in dem magnetischen Fluss liegt. Es sei angenommen, dass die in Fig. 16 gestrichelt eingezeichnete Linie 40 angenähert mit dem magnetischen Fluss, projiziert auf die Oberfläche des Kernes, zusammenfällt.
Gewöhnlich wird ein 90 -Eck dadurch gebildet, dass sich die Enden der Lamellen, wie dargestellt, überlappen. Die Kristallausrichtung dieser Lamellen ist dabei derart, dass die Richtung der leichtesten Magnetisierbarkeit, die bei einfach ausgerichtetem Blech mit der Walzrichtung zusammenfällt, und in welcher die Lamelle aus dem Blech ausgeschnitten wurde, parallel zu dem magnetischen Fluss verläuft. Diese Richtung ist in Fig. 16 durch die Pfeile 41 und 42 gezeigt. Bei dem einfach ausgerichteten Material sind jedoch die magnetischen Eigenschaften quer zu dieser Richtung wesentlich schlechter. Diese letzteren Richtungen werden durch die Pfeile 43 und 44 veranschaulicht.
Es ist nun ohne weiteres einzusehen, dass der magnetische Fluss, wenn er an dem Eck, wie dargestellt, um 90 seine Richtung ändert, in einem erheblichen Masse Kernmaterial durchströmt, welches die ungünstige Ausrichtung besitzt. Hierdurch entsteht jedoch an diesen Ecken ein erheblicher Wirkungsgradverlust. Wird hingegen bei derartigen Apparaten als Kernmaterial Blech gemäss der vorliegenden Erfin- dung das kubische Kristallausrichtung und in der Walzrichtung und quer zur Walzrichtung gleiche magnetische Eigenschaften aufweist, verwendet, tritt dieser Nachteil nicht auf.
Die Verwendung des erfindungsgemässen Bleches ist insbesondere deswegen so vorteilhaft, weil, wie ausgeführt, seine magnetischen Eigenschaften in der Längsrichtung praktisch gleich sind wie die entsprechenden Eigenschaften bei nur einfach ausgerichtetem Material der gleichen Zusammensetzung.
Wenngleich bei einigen der angegebenen Beispiele ein heisser, warmer und kalter Walzprozess in der ersten Bearbeitungsphase des ausgerichtete Kristalle aufweisenden Gussstückes angegeben wurde, sei hier darauf hingewiesen, dass die kubische Ausrichtung in gleicher Weise bei nur kalter Bearbeitung eines gerichtete Kristalle aufweisenden Gussstückes bei nachfolgender Entspannung durch Erwärmung möglich ist. Zur Verminderung des Kraftbedarfes und der Grösse der erforderlichen Walzen zur wirksamen Bearbeitung von dickeren Platten, und zur schnelleren Verminderung der Dicke von derartigen dicken Platten empfiehlt sich jedoch eine heisse Bearbeitung. Das gewünschte Ergebnis lässt sich jedoch sowohl bei kalter als auch bei warmer Bearbeitung erzielen.
So wurde beispielsweise ein Gussstück mit der in Fig. 4 gezeigten Struktur, welches nach dem oben angegebenen Verfahren in einer Einrichtung gemäss Fig. 8 erzeugt wurde, und welches aus 3% Silizium und im übrigen aus Eisen bestand, in Platten geschnitten, deren Begrenzungsflächen parallel zu den Längsachsen der stabförmigen Kristalle verliefen. Die Dicke dieser Platten betrug etwa 2 mm. Die Platten wurden dann auf kaltem Wege in ihrer Dicke um über 70% vermindert, so dass nach mehreren Walzprozessen ein Blech mit einer Stärke von 0,5 mm entstand.
Der Walzprozess wurde so durchgeführt, dass die Längsachsen der stabförmigen Kristalle parallel zu der Walz- richtung und zu der Walzebene verliefen, wie dies in Fig. 5 und der zugehörigen Beschreibung erläutert ist. Das auf diesem Wege gewonnene Blech wurde in einer Wasserstoffatmosphäre bei Temperaturen zwischen 800 C und 1200 C in Zeiten zwischen einer halben Stunde und 16 Stunden entspannt. Von Blechen dieser Art mit raumzentrierten kubischen Kristallen wurden Probestücke entnommen und Drehmoment- untersuchungen unterzogen.
Es hat sich ergeben, dass alle Proben das Verhalten von kubisch ausgerichtetem Material aufwiesen, und zwar lagen die maximalen Drehmomentwerte bei 104 000 erg/cm3, während das Spitzenwertverhältnis zwischen 0,76 und 0,90 schwankte. Aus diesen Versuchen geht ohne weiteres hervor, dass kubisch orientiertes Blech gemäss der Erfindung aus Gussstücken mit ausgerichteten Kristallen sowohl durch warmes als auch durch kaltes Walzen erzeugt werden kann.
Im vorliegenden Verfahren können beispielsweise Gussstücke runder oder rechteckiger zylindrischer Form in gleicher Weise hergestellt werden wie Guss- stücke anderer, z. B. prismatischer Form. Ferner
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können die ausgerichtete Kristalle aufweisenden Guss- stücke ohne vorher zu Platten geschnitten worden zu sein direkt dem Walzprozess unterzogen werden. Daneben können, wie angegeben, die zum Walzen gelangenden Platten aus einem Gussstück mit ausgerichteten Kristallen ausgeschnitten sein. Es ist ferner erwähnenswert, dass die Oberflächen der Platten nicht unbedingt genau parallel sein müssen, vielmehr können auch Platten dem Walzprozess unterzogen werden, deren Begrenzungsflächen einen Winkel von wenigen Grad einschliessen.
Dies tritt insbesondere dann auf, wenn die Gussform zur Erzeugung des Gussstückes konisch geneigte Wände besitzt, damit das Gussstück leichter aus ihr entfernt werden kann. Gussstücke mit entsprechender Formgebung werden gewöhnlich erzeugt und heiss gewalzt; ein entsprechendes Vorgehen ist bei der vorliegenden Erfindung durchaus möglich. Ferner muss zur Erzeugung von ausgerichteten Stab- bzw. stengelförmigen Kristallen der Temperaturgradient beim Erkalten der Schmelze nicht unbedingt in der Längsachse des Gussstückes verlaufen, er kann, wenn die Ausbildung des Guss- stückes dies zulässt, auch quer verlaufen.
Neben diesen angeführten Abweichungen von den angegebenen Beispielen sind noch weitere Modifikationen des Verfahrens möglich, welche jedoch nicht alle aufgeführt werden können.