DE102011002114A1 - Legierung, Magnetkern und Verfahren zum Herstellen eines Bandes aus einer Legierung - Google Patents

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Abstract

Eine Legierung wird bereitgestellt, die aus Fe100-a-b-c-d-x-y-zCuaNbbMcTdSixByZz und bis zu 1 Atom% Verunreinigungen besteht, wobei M eines oder mehrere der Elemente Mo, Ta oder Zr, T eines oder mehrere der Elemente V, Mn, Cr, Co oder Ni und Z eines oder mehrere der Elemente C, P oder Ge ist und 0 Atom% ≤ a < 1,5 Atom%, 0 Atom% ≤ b < 2 Atom%, 0 Atom% ≤ (b + c) < 2 Atom%, 0 Atom% ≤ d < 5 Atom%, 10 Atom% < x < 18 Atom%, 5 Atom% < y < 11 Atom% und 0 Atom% ≤ z < 2 Atom% ist. Die Legierung ist in Gestalt eines Bandes ausgebildet und weist ein nanokristallines Gefüge, bei dem zumindest 50 Vol% der Körner eine mittlere Größe kleiner als 100 nm aufweisen, eine Hystereseschleife mit einem zentralen linearen Teil, ein Remanenzverhältnis, Jr/Js, < 0,1, und ein Verhältnis von Koerzitivfeldstärke, Hc, zu Anisotropiefeldstärke, Ha, < 10% auf.

Description

  • Die vorliegende Erfindung betrifft eine Legierung, insbesondere eine weich magnetische Legierung, die zur Anwendung als Magnetkern geeignet ist, einen Magnetkern und ein Verfahren zum Herstellen eines Bandes aus einer Legierung.
  • Nanokristalline Legierungen auf Basis einer Zusammensetzung Fe100-a-b-c-d-x-y-zCuaNbbMcTdSixByZz können als Magnetkern bei verschiedenen Anwendungen eingesetzt werden. Die US 7,583,173 offenbart einen gewickelten Magnetkern, der unter anderem bei einem Stromtransformator verwendet wird, der aus (Fe1-aNia)100-x-y-z-a-b-cCuxSiyBzNbαM'βM''γ besteht, wobei a ≤ 0, 3, 0,6 ≤ x ≤ 1, 5, 10 ≤ y ≤ 17, 5 ≤ z ≤ 14, 2 ≤ α ≤ 6, β ≤ 7, γ ≤ 8, M' mindestens eines der Elemente V, Cr, Al und Zn und M'' mindestens eines der Elemente C, Ge, P, Ga, Sb, In und Be ist.
  • Die EP 0 271 657 A2 offenbart ebenfalls Legierungen mit einer Zusammenfassung auf dieser Basis.
  • Diese Legierungen, auch in Form von Bändern, können als Magnetkern bei verschiedenen Bauteilen, wie zum Beispiel Leistungstransformatoren, Stromtransformatoren und Speicherdrosseln, verwendet werden.
  • Bei Anwendungen für Magnetkerne sind generell möglichst geringe Herstellkosten wünschenswert. Die Kostenreduktion soll dabei jedoch möglichst keine oder nur geringe Auswirkungen auf die Funktionsweise des Magnetkernes haben.
  • Bei manchen Anwendungen von Magnetkernen ist eine weitere Verkleinerung der Größe und des Gewichts des Magnetkerns wünschenswert, so dass die Größe und das Gewicht des Bauteils selbst weiter reduziert werden kann. Gleichzeitig ist jedoch keine Erhöhung der Herstellungskosten des Magnetkerns gewünscht.
  • Aufgabe ist es daher, eine Legierung bereitzustellen, die für die Anwendung als Magnetkern geeignet ist, welcher kostengünstiger hergestellt werden kann. Eine weitere Aufgabe ist es dabei die Legierungen so auszuwählen, dass die Größe und/oder das Gewicht des Magnetkernes gegenüber einem herkömmlichen Magnetkern reduziert werden kann.
  • Gelöst ist dies durch die Gegenstände der unabhängigen Ansprüche. Weitere Weiterbildungen sind Gegenstand der jeweiligen abhängigen Ansprüche.
  • Erfindungsgemäß wird eine Legierung angegeben, die aus Fe100-a-b-c-d-x-y-zCuaNbbMcTdSixByZz und bis zu 1 Atom% Verunreinigungen besteht. M ist eines oder mehrere der Elemente Mo, Ta oder Zr, T eines oder mehrere der Elemente V, Mn, Cr, Co oder Ni, Z eines oder mehrere der Elemente C, P oder Ge und 0 Atom% ≤ a < 1,5 Atom%, 0 Atom% ≤ b < 2 Atom%, 0 Atom% ≤ (b + c) < 2 Atom%, 0 Atom% ≤ d < 5 Atom%, 10 Atom% < x < 18 Atom%, 5 Atom% < y < 11 Atom% und 0 Atom% ≤ z < 2 Atom%. Die Legierung ist ferner in Gestalt eines Bandes ausgebildet und weist ein nanokristallines Gefüge auf, bei dem zumindest 50 Vol% der Körner eine mittlere Größe von kleiner als 100 nm aufweisen. Die Legierung weist auch eine Hystereseschleife mit einem zentralen linearen Teil, ein Remanenzverhältnis, Jr/Js, < 0,1, und ein Verhältnis von Koerzitivfeldstärke, Hc, zu Anisotropiefeldstärke, Ha, < 10% auf.
  • Die Legierung weist somit eine Zusammensetzung mit einem Niobgehalt von weniger als 2 Atomprozent auf. Dies hat den Vorteil, dass die Rohstoffkosten gegenüber einer Zusammensetzung mit einem höheren Niobgehalt niedriger sind, da Niob ein relativ teures Element ist. Ferner ist die Untergrenze des Siliziumgehalts und die Obergrenze des Borgehalts der Legierung so festgelegt, dass die Legierung in Gestalt eines Bandes unter einer Zugspannung in einem Durchlaufofen hergestellt werden kann, wobei die oben genannten magnetischen Eigenschaften erreicht werden. Folglich kann mit diesem Herstellungsverfahren die Legierung trotz des niedrigeren Niobgehalts auch die gewünschten weichmagnetischen Eigenschaften für Magnetkernanwendungen aufweisen.
  • Die Gestalt als Band ermöglicht nicht nur das Herstellen der Legierung unter Zugspannung in einem Durchlaufofen, sondern auch das Herstellen eines Magnetkerns mit einer beliebigen Anzahl von Wicklungen. Folglich kann die Größe und die magnetischen Eigenschaften des Magnetkerns durch eine entsprechende Auswahl der Wicklungen an die Anwendung einfach angepasst werden. Durch das nanokristalline Gefüge mit einer Korngröße von weniger als 100 nm in mindestens 50 Volumenprozent der Legierung wird eine niedrige Sättigungsmagnetostriktion bei hoher Sättigungspolarisation erreicht. Durch die Wärmebehandlung unter Zugspannung resultiert bei geeigneter Legierungsauswahl eine magnetische Hystereseschleife mit einem zentralen linearen Teil, einem Remanenzverhältnis von weniger als 0,1 und eine Koerzitivfeldstärke von weniger als 10% des Anisotropiefeldes. Damit verknüpft sind niedrige Ummagnetisierungsverluste und eine im linearen, zentralen Teil der Hystereseschleife in weiten Grenzen vom angelegten Magnetfeld bzw. der Vormagnetisierung unabhängige Permeabilität, die bei Magnetkernen für Anwendungen wie Stromwandler, Leistungsüberträgern und Speicherdrosseln gewünscht sind.
  • Hierin ist der zentrale Teil der Hystereseschleife definiert, als der Teil der Hystereseschleife, der sich zwischen den Anisotropiefeldstärkepunkten liegt, die den Übergang in die Sättigung kennzeichnen. Ein linearer Teil dieses zentralen Teils der Hystereseschleife wird hierin durch einen Nichtlinearitätsfaktor NL von weniger als 3% definiert, wobei der Nichtlinearitätsfaktor wie folgt errechnet wird: NL (in %) = 100 (δJauf + δJab)/(2Js) (1)
  • Dabei bezeichnen δJauf bzw. δJab die Standardabweichung der Magnetisierung von einer Ausgleichsgeraden durch den auf- bzw. absteigenden Ast der Hystereseschleife zwischen Magnetisierungswerten von ±75% der Sättigungspolarisation Js.
  • Diese Legierung ist somit besonders für einen Magnetkern geeignet, der eine reduzierte Größe und ein kleineres Gewicht bei niedrigeren Rohstoffkosten und gleichzeitig die gewünschten weichmagnetischen Eigenschaften für die Anwendung als Magnetkern aufweist.
  • In einem Ausführungsbeispiel beträgt das Remanenzverhältnis der Legierung weniger als 0,05. Die Hystereseschleife der Legierung ist somit noch linearer bzw. flacher. In einem weiteren Ausführungsbeispiel beträgt das Verhältnis von Koerzitivfeldstärke zu Anisotropiefeldstärke weniger als 5%. Auch ist in diesem Ausführungsbeispiel die Hystereseschleife noch linearer, so dass die Ummagnetisierungsverluste noch niedriger sind.
  • In einem Ausführungsbeispiel weist die Legierung ferner eine Permeabilität μ von 40 bis 3000 oder 80 bis 1500 auf. In einem anderen Ausführungsbeispiel weist die Legierung eine Permeabilität zwischen etwa 200 und 9000 auf. In diesen und weiteren Beispielen wird die Permeabilität primär durch Wahl der Zugspannung bei der Wärmebehandlung bestimmt. Die Zugspannung kann dabei bis zu etwa 800 MPa betragen, ohne dass das Band reißt. Man kann somit mit einer vorgegebenen Zusammensetzung, ein Band mit einer Permeabilität innerhalb des gesamten Permeabilitätsbereichs von μ = 40 bis etwa μ = 10000 abdecken. Besonders lineare Schleifen ergeben sich dabei im Bereich niedriger Permeabilitäten, d. h. in etwa μ = 40 bis 3000.
  • Solch relativ niedrige Permeabilitäten sind vorteilhaft für Stromtransformatoren, Leistungsüberträger, Speicherdrosseln und weitere Anwendungen, bei dem der Magnetkern nicht ferromagnetisch gesättigt werden sollte, damit die Induktivität keine Einbußen erleidet, wenn hohe elektrische Ströme durch Wicklungen um den Magnetkern fließen.
  • Jeweils geeignete Permeabilitätsbereiche ergeben sich aus den spezifischen Anforderungen der jeweiligen Anwendung. Geeignete Bereich sind 1500 bis 3000, 200 bis 1500 und 50 bis 200. So ist beispielsweise für gleichstromtolerante Stromwandler eine Permeabilität μ von etwa 1500 bis etwa 3000 vorteilhaft, während für Leistungsüberträger ein Permeabilitätsbereich von etwa 200 bis 1500 und für Speicherdrosseln eher ein Permeabilitätsbereich von etwa 50 bis 200 besonders geeignet ist.
  • Je niedriger die Permeabilität, desto höher können die elektrischen Ströme durch die Wicklungen des Magnetkerns sein, ohne das Material zu sättigen. Ebenso können bei gleicher Permeabilität diese Ströme umso höher sein, je höher die Sättigungspolarisation, Js, des Materials ist. Andererseits nimmt die Induktivität des Magnetkernes mit der Permeabilität und der Baugröße zu. Um Magnetkerne mit gleichzeitig hoher Induktivität und hoher Stromtoleranz zu bauen ist es daher vorteilhaft Legierungen mit höherer Sättigungspolarisation einzusetzen. In einem Ausführungsbeispiel wird durch Reduktion des Niob-Gehaltes beispielsweise die Sättigungspolarisation von Js = 1.21 T auf Js = 1.34 T, d. h. um mehr als 10% erhöht. Dies kann letztlich dazu ausgenutzt werden ohne Einbußen die Baugröße und das Gewicht des Kernes zu reduzieren.
  • Die Legierung kann eine Sättigungsmagnetostriktion von betragsmäßig kleiner als 5 ppm aufweisen. Legierungen mit einer Sättigungsmagnetostriktion unterhalb dieser Grenzwerte weisen besonders gute weichmagnetische Eigenschaften auch bei interner Spannung auf, besonders dann wenn die Permeabilität nicht wesentlich größer als 500 ist. Für höhere Permeabilitäten ist es vorteilhaft Legierungen mit kleineren Werten der Sättigungsmagnetostriktion auszuwählen.
  • Die Legierung kann ferner eine Sättigungsmagnetostriktion von betragsmäßig kleiner als 2 ppm, vorzugsweise kleiner als 1 ppm aufweisen. Legierungen mit einer Sättigungsmagnetostriktion unterhalb dieser Grenzwerte weisen besonders gute weichmagnetische Eigenschaften auch bei interner Spannung auf, insbesondere wenn die Permeabilität μ größer 500 bzw. größer 1000 ist.
  • In einem Ausführungsbeispiel ist die Legierung Niobfrei, d. h. b = 0. Dieses Ausführungsbeispiel hat den Vorteil, dass die Rohstoffkosten noch weiter reduziert sind, da das Element Niob vollständig weggelassen ist.
  • In einem weiteren Ausführungsbeispiel ist die Legierung Kupferfrei, d. h. a = 0. In einem weiteren Ausführungsbeispiel ist die Legierung Niob und Kupfer frei, d. h. a = 0 und b = 0.
  • In weiteren Ausführungsbeispielen weist die Legierung Niob und/oder Kupfer auf, wobei 0 < a ≤ 0,5 und 0 < b ≤ 0,5 ist.
  • In weiteren Ausführungsbeispielen ist der Siliziumgehalt und/oder der Borgehalt weiter definiert, so dass die Legierung 14 Atom% < x < 17 Atom% und/oder 5,5 Atom% < y < 8 Atom% aufweist.
  • Wie oben bereits erwähnt, weist die Legierung die Gestalt eines Bandes auf. Dieses Band kann eine Dicke von 10 μm bis 50 μm aufweisen. Diese Dicke ermöglicht das Wickeln eines Magnetkerns mit einer hohen Anzahl an Wicklungen, der gleichzeitig einen kleinen Außendurchmesser aufweist.
  • In einem weiteren Ausführungsbeispiel weisen mindestens 70 Volumenprozente der Körner eine mittlere Größe kleiner 50 nm auf. Dies ermöglicht eine weitere Steigerung der magnetischen Eigenschaften.
  • Die Legierung wird in Gestalt eines Bandes unter Zugspannung wärmebehandelt, um die gewünschten magnetischen Eigenschaften zu erzeugen. Die Legierung, d. h. das fertige wärmebehandelte Band, ist somit auch durch ein Gefüge gekennzeichnet, das durch dieses Herstellungsverfahren entstanden ist. In einem Ausführungsbeispiel weisen die Kristallite eine mittlere Größe von etwa 20–25 nm und eine remanente Dehnung in Bandlängsrichtung zwischen etwa 0.02% und 0.5% auf, welche proportional zu der bei der Wärmebehandlung angelegten Zugspannung ist. Zum Beispiel führt eine Wärmebehandlung unter einer Zugspannung von 100 MPa zu eine Dehnung von etwa 0.1%.
  • Die kristallinen Körner können eine Dehnung von mindestens 0.02% in eine Vorzugsrichtung aufweisen.
  • Ein Magnetkern aus einer Legierung nach einem der vorherstehenden Ausführungsbeispiele wird auch angegeben. Der Magnetkern kann die Gestalt eines gewickelten Bandes aufweisen, wobei zum Bilden des Magnetkerns, abhängig von der Anwendung, das Band in einer Ebene oder als Solenoid um eine Achse gewickelt werden kann.
  • Das Band des Magnetkerns kann mit einer Isolierschicht beschichtet sein, um die Wicklungen des Magnetkerns voneinander elektrisch zu isolieren. Die Schicht kann zum Beispiel eine Polymerschicht oder eine keramische Schicht sein. Das Band kann vor und/oder nach dem Wickeln zu einem Magnetkern mit der Isolierschicht beschichtet werden.
  • Wie bereits erwähnt, kann der Magnetkern nach einem der vorherstehenden Ausführungsbeispiele bei verschiedenen Bauteilen verwendet werden. Es wird auch ein Leistungstransformator, ein Stromtransformator und eine Speicherdrossel mit einem Magnetkern nach einem dieser Ausführungsbeispiele angegeben.
  • Ein Verfahren zum Herstellen eines Bandes wird auch angegeben, das Folgendes aufweist: Ein Band aus einer amorphen Legierung mit einer Zusammensetzung wird bereitgestellt, die aus Fe100-a-b-c-d-x-y-zCuaNbbMcTdSixByZz und bis zu 1 Atom% Verunreinigungen besteht, wobei M eines oder mehrere der Elemente Mo, Ta oder Zr, T eines oder mehrere der Elemente V, Mn, Cr, Co oder Ni und Z eines oder mehrere der Elemente C, P oder Ge und 0 Atom% ≤ a < 1,5 Atom%, 0 Atom% ≤ b < 2 Atom%, 0 Atom% ≤ (b + c) < 2 Atom%, 0 Atom% ≤ d < 5 Atom%, 10 Atom% < x < 18 Atom%, 5 Atom% < y < 11 Atom% und 0 Atom% ≤ z < 2 Atom% ist. Dieses Band wird unter Zugspannung in einem Durchlaufofen bei einer Temperatur Ta wärmebehandelt, wobei 450°C ≤ Ta ≤ 750°C beträgt.
  • Diese Zusammensetzung lässt sich mit einer Wärmbehandlung zwischen 450°C und 750°C unter Zugspannung mit geeigneten magnetischen Eigenschaften für die Anwendung als Magnetkern herstellen. Die Wärmebehandlung führt zum Bilden eines nanokristallinen Gefüges, bei dem zumindest 50 Volumenprozent der Körner eine mittlere Größe kleiner als 100 nm aufweisen. Insbesondere kann diese Zusammensetzung mit weniger als 2 Atomprozent Niob mit diesem Verfahren so hergestellt werden, dass sie eine Hystereseschleife mit einem zentralen linearen Teil, ein Remanenzverhältnis, Jr/Js, < 0,1, und ein Verhältnis von Koerzitivfeldstärke, Hc, zu Anisotropiefeldstärke, Ha, < 10% aufweist.
  • Das Band wird im Durchlauf wärmebehandelt. Folglich wird das Band mit einer Geschwindigkeit s durch den Durchlaufofen gezogen. Diese Geschwindigkeit s kann so eingestellt werden, dass eine Verweildauer des Bandes in einer Temperaturzone des Durchlaufofens mit der Temperatur, die innerhalb 5% der Temperatur Ta liegt, zwischen 2 Sekunden und 2 Minuten liegt. Dabei liegt die Zeitdauer um das Band auf die Temperatur Ta aufzuwärmen in vergleichbarer Größenordnung wie die Dauer der Wärmebehandlung selbst. Entsprechendes gilt für die Zeitdauer der anschließenden Abkühlung. Diese Verweildauer führt bei diesem Anlasstemperaturbereich zu dem gewünschten Gefüge und den gewünschten magnetischen Eigenschaften.
  • In einem Ausführungsbeispiel wird das Band unter einer Zugspannung zwischen 5 und 160 MPa durch den Durchlaufofen gezogen. In einem weiteren Ausführungsbeispiel wird das Band unter einer Zugspannung von 20 MPa bis 500 MPa durch den Durchlaufofen gezogen. Es ist ferner möglich das Band auch mit einer höheren Zugspannung bis zu etwa 800 MPa durch den Ofen zu ziehen, ohne daß es reißt. Dieser Bereich der Zugspannung ist geeignet, die gewünschten magnetischen Eigenschaften bei den oben genannten Zusammensetzungen zu erzielen.
  • Der Wert der erzielten Permeabilität μ ist umgekehrt proportional zu der bei der Wärmebehandlung angelegten Zugspannung σa Um einen vorbestimmten Wert der relativen Permeabilität μ zu erzielen ist somit während der Wärmebehandlung eine Zugspannung σa erforderlich, welche der Beziehung σa ≈ α/μ genügt. In einem Ausführungsbeispiel hat dabei α einen Wert von α ≈ 48000 MPa. In einem anderen Ausführungsbeispiel hat α einen Wert von beispielsweise α ≈ 36000 MPa. So können Werte im Bereich α 30000 MPa bis α ≈ 70000 MPa für die erfindungsgemäßen Legierungen und den entsprechenden Wärmebehandlungsprozess verwendet werden. Der genaue Wert von α hängt im Einzelfall von der Zusammensetzung, der Anlasstemperatur und in gewissem Umfang von der Anlasszeit ab.
  • Die Zugspannung, die zu den gewünschten magnetischen Eigenschaften führt, kann also abhängig von der Zusammensetzung der Legierung und von der Anlasstemperatur als auch der Anlasszeit sein. In einem Ausführungsbeispiel wird die für eine vorgegebene Permeabilität μ erforderliche Zugspannung σa aus der Permeabilität μTest einer Testglühung unter einer Zugspannung σTest gemäß der Beziehung σa ≈ σTestμTest/μ ausgewählt.
  • Die gewünschten magnetischen Eigenschaften können auch abhängig von der Anlasstemperatur Ta sein und folglich durch die Auswahl der Anlasstemperatur eingestellt werden. In einem Ausführungsbeispiel wird die Temperatur Ta abhängig von dem Niobgehalt b gemäß der Beziehung (Tx1 + 50°C) ≤ Ta ≤ (Tx2 + 30°C) ausgewählt. Dabei entsprechen Tx1 und Tx2 den durch das Maximum der Umwandlungswärme definierten Kristallisationstemperaturen, welche mittels thermischer Standardmethoden wie z. B. DSC (differential scanning calometry) bei einer Aufheizrate von 10 K/min bestimmt werden.
  • In einem weiteren Ausführungsbeispiel wird ein gewünschter Wert der Permeabilität oder Anisotropiefeldstärke, sowie ein erlaubter Abweichungsbereich vorbestimmt. Um diesen Wert über die Länge des Bandes erreichen zu können, werden magnetische Eigenschaften des Bandes beim Verlassen des Durchlaufofens laufend gemessen. Wenn Abweichungen von den erlaubten Abweichungsbereichen der magnetischen Eigenschaften festgestellt werden, wird die Zugspannung an dem Band entsprechend eingestellt, um die gemessenen Werte der magnetischen Eigenschaften wieder innerhalb der erlaubten Abweichungsbereiche zu bringen.
  • Dieses Ausführungsbeispiel verringert die Abweichungen der magnetischen Eigenschaften über die Länge des Bandes, so dass die magnetischen Eigenschaften innerhalb eines Magnetkerns homogener sind und/oder die magnetischen Eigenschaften mehrerer Magnetkerne, die aus einem einzigen Band hergestellt sind, weniger abweichen. Somit kann die Gleichmäßigkeit der weichmagnetischen Eigenschaften der Magnetkerne, insbesondere bei kommerzieller Herstellung, verbessert werden.
  • Ausführungsbeispiele werden nun anhand der folgenden Beispiele, Tabellen und Zeichnungen näher erläutert.
  • 1 zeigt ein Diagramm von Hystereseschleifen von Vergleichsbeispielen nanokristallinem Fe77-xCu1NbxSi15.5B6.5 mit unterschiedlichem Niobgehalt nach Wärmebehandlung in einem Magnetfeld quer zur Bandrichtung,
  • 2 zeigt ein Diagramm von Hystereseschleifen von nanokristallinem Fe77-xCu1NbxSi15.5B6.5 nach Wärmebehandlung unter einer Zugspannung längs der Bandrichtung für unterschiedliche Niobgehalte,
  • 3 zeigt ein Diagramm des Remanenzverhältnisses von nanokristallinem Fe77-xCu1NbxSi15.5B6.5 nach Wärmebehandlung im Magnetfeld und nach Wärmebehandlung unter Zugspannung als Funktion des Nb-Gehaltes,
  • 4 zeigt ein Diagramm der Sättigungspolarisation von Fe77-xCu1NbxSi15.5B6.5 als Funktion des Nb-Gehaltes,
  • 5 zeigt ein Diagramm von Sättigungsmagnetostriktion λs, Anisotropiefeld Ha, Koerzitivfeldstärke Hc, Remanenzverhältnis Jr/Js und Nichtlinearitätsfaktor NL von Fe75.5Cu1Nb1.5Si15.5B6.5 nach Wärmebehandlung unter einer Zugspannung bei unterschiedlichen Anlasstemperaturen,
  • 6 zeigt ein Diagramm von Remanenzverhältnis Jt/Js und Koerzitivfeldstärke Hc der Legierung Fe77Cu1Si15.5B6.5 nach Wärmebehandlung unter einer Zugspannung,
  • 7 zeigt das mittels Differential Scanning Calometry mit einer Aufheizrate von 10 K/min gemessene Kristallisationsverhalten der Legierung Fe77Cu1Si15.5B6.5 und die Definition der Kristallisationstemperaturen Tx1 und Tx2,
  • 8 zeigt die Röntgenbeugungsdiagramme für die Legierung Fe77Cu1Si15.5B6.5 im amorphen Ausgangszustand und nach Wärmebehandlung unter Zug bei verschiedenen Anlasstemperaturen entsprechend unterschiedlichen Kristallisationsstufen.
  • 9 zeigt ein Diagramm von Permeabilität μ, Anisotropiefeld Ha, Koerzitivfeldstärke Hc, Remanenzverhältnis Jr/Js und Nichtlinearitätsfaktor NL von nanokristallinem Fe75.5Cu1Nb1.5Si15.5B6.5 nach Wärmebehandlung unter der angegebenen Zugspannung σa,
  • 10 zeigt die untere und obere optimale Anlasstemperatur Ta1 und Ta2 für verschiedene Legierungszusammensetzungen als Funktion Kristallisationstemperaturen Tx1 und Tx2.
  • 11 zeigt ein Diagramm von Koerzitivfeldstärke Hc und Remanenzverhältnis Jr/Js der Legierung Fe80Si11B9 und eine Vergleichszusammensetzung Fe78.5Si10B11.5 nach einer Wärmebehandlung unter einer Zugspannung,
  • 12 zeigt ein Diagramm von Hystereseschleifen einer Legierung Fe80Si11B9 und eine Vergleichszusammensetzung Fe78.5Si10B11.5 nach Wärmebehandlung unter unterschiedlichen Zugspannungen, und
  • 13 zeigt eine schematische Ansicht eines Durchlaufofens.
  • Tabelle 1 zeigt den Nichtlinearitätsfaktor NL für verschiedene Nb-Gehalte der Legierung Fe77-xCu1NbxSi15.5B6.5 nach Wärmebehandlung im Magnetfeld (Vergleichsbeispiel) und nach Wärmebehandlung unter einer mechanischen Zugspannung (erfindungsgemäßes Verfahren),
  • Tabelle 2 zeigt gemessene Kristallisationstemperaturen und geeignete Anlasstemperaturen Ta für Anlasszeiten von etwa 2 s bis 10 s für verschiedene Nb-Gehalte der Legierung Fe77-xCu1NbxSi15.5B6.5,
  • Tabelle 3 zeigt magnetische Eigenschaften einer Legierung Fe76Cu1Nb1.5Si3.5B8 nach Wärmebehandlung im Durchlauf bei 610°C unter einer Zugspannung von ca. 120 MPa als Funktion der Anlasszeit ta,
  • Tabelle 4 zeigt magnetische Eigenschaften einer Legierung Fe76Cu0.5Nb1.5Si15.5B6.5 nach Wärmebehandlung mit der angegebenen Zugspannung σa,
  • Tabelle 5 zeigt im Herstellzustand gemessene Sättigungspolarisation Js, nach Wärmebehandlung bei unterschiedlichen Anlasstemperaturen Ta gemessene Werte von Nichtlinearität NL, Remanenzverhältnis Jr/Js, Koerzitivfeldstärke Hc, Anisotropiefeldstärke Ha und relative Permeabilität μ verschiedener Legierungszusammensetzungen,
  • Tabelle 6 zeigt im Herstellzustand gemessene Sättigungspolarisation Js, nach Wärmebehandlung gemessene Werte von Nichtlinearität NL, Remanenzverhältnis Jr/Js, Koerzitivfeldstärke Hc, Anisotropiefeldstärke Ha und relative Permeabilität μ verschiedener Legierungszusammensetzungen, und
  • Tabelle 7 zeigt die Sättigungsmagnetostriktion λs verschiedener Legierungszusammensetzungen gemessen im Herstellzustand und nach Wärmebehandlung unter Zug bei der angegebenen Anlasstemperatur Ta.
  • 1 zeigt ein Diagramm von Hystereseschleifen von nanokristallinen Legierungen in Gestalt eines Bandes.
  • Die Untersuchungen wurden beispielhaft an 6 mm und 10 mm breiten und typischerweise 17 μm bis 25 μm dicken Metallbändern durchgeführt. Der erfinderische Gedanke ist jedoch nicht auf diese Abmessungen beschränkt.
  • Die Bänder weisen eine Zusammensetzung von Fe77-xCu1NbxSi15.5B6.5 auf. Die Hystereseschleifen sind nach Wärmebehandlung im Magnetfeld gemessen, wobei eine Wärmebehandlung von 0.5 h bei 540°C in einem Magnetfeld von H = 200 kA/m quer zur Bandrichtung durchgeführt wird. 1 zeigt, dass mit abnehmendem Nb-Gehalt die Hystereseschleifen nichtlinearer werden. Diese nichtlineare Hystereseschleife ist bei manchen Magnetkernanwendungen nicht gewünscht, da die Ummagnetisierungsverluste erhöht sind.
  • Tabelle 1 zeigt die Nichtlinearitätsfaktoren NL der in den 1 und 2 dargestellten Hystereseschleifen für verschiedene Wärmebehandlungen und verschiedene Nb-Gehalte. Insbesondere zeigt Tabelle 1 den Nichtlinearitätsfaktor von nanokristallinem Fe77-xCu1NbxSi15.5B6.5 nach Wärmebehandlung im Magnetfeld für 0.5 h bei einer Temperatur von 540°C und nach einer Wärmebehandlung unter Zugspannung von 100 MPa für 4 s bei 600°C für verschiedene Nb-Gehalte.
  • 3 zeigt ein Diagramm vom Remanenzverhältnis Jr/Js wärmebehandelter Proben als Funktion des Nb-Gehaltes. Insbesondere zeigt 3 das Remanenzverhältnis von nanokristallinem Fe77-xCu1NbxSi15.5B6.5 nach Wärmebehandlung im Magnetfeld von 0.5 h bei Temperaturen von 480°C bis 540°C und nach einer Wärmebehandlung unter Zugspannung von 4 s bei Temperaturen zwischen 520°C und 700°C als Funktion des Nb-Gehaltes.
  • Für eine Wärmebehandlung im Magnetfeld, die mit offenen Kreissymbolen in der 3 dargestellt ist, werden besonders lineare Schleifen mit einem Remanenzverhältnis kleiner als 0.1 und einem Nichtlinearitätsfaktor kleiner als 3% zuverlässig nur für Nb-Gehalte größer als 2 at% erreicht. Im Gegensatz dazu können für eine Wärmebehandlung unter einer Zugspannung lineare Schleifen mit einem Remanenzverhältnis kleiner als 0.1 und einem Nichtlinearitätsfaktor kleiner als 3% zuverlässig für Nb-Gehalte kleiner als 2 at% und sogar für Zusammensetzungen ohne Niob erreicht werden.
  • Aus den Ergebnissen der 1 und 3 kann entnommen werden, dass ein Mindest-Nb-Gehalt von vorzugsweise größer als 2 at% gefordert wird, um ein Band mit geeigneten magnetischen Eigenschaften für Magnetkernanwendung herzustellen, wenn die Wärmebehandlung in einem Magnetfeld durchgeführt wird.
  • Die Tabellen 1 bis 6 und die 2 bis 12 zeigen, dass lineare Schleifen mit kleinem Remanenzverhältnis bei Zusammensetzungen mit einem Niobgehalt von weniger als 2 Atom% erreicht werden können, wenn die Wärmebehandlung unter einer mechanischen Zugspannung in Bandlängsrichtung erfolgt. Diese Zusammensetzungen haben den Vorteil, dass die Rohstoffkosten reduziert sind, da Niob ein relativ teures Element ist.
  • 2 zeigt ein Diagramm von Hystereseschleifen von Bändern nach Wärmebehandlung im Durchlauf mit einer effektiven Anlasszeit von 4 s bei einer Temperatur von 600°C und unter einer Zugspannung von etwa 100 MPa.
  • Als Anlasszeit im Durchlauf wird hierein diejenige Zeit definiert, bei welcher das Band die Temperaturzone durchläuft, bei welcher die Temperatur innerhalb 5% der hier angegebenen Anlasstemperatur entspricht. Dabei liegt die Zeitdauer um das Band auf die Anlasstemperatur aufzuwärmen in vergleichbarer Größenordnung wie die Dauer der Wärmebehandlung selbst.
  • Entsprechendes gilt für die Zeitdauer der anschließenden Abkühlung.
  • 2 zeigt, dass für Nb-Gehalte kleiner 2 at% Hystereseschleifen mit einem zentralen linearem Teil und kleinem Remanenzverhältnis erhalten werden können. Die Zusammensetzung mit Nb 3 at% ist ein Vergleichsbeispiel und die Zusammensetzungen mit Nb < 2 at% sind erfindungsgemäße Beispiele. Der Pfeil zeigt exemplarisch die Definition der Anisotropiefeldstärke Ha.
  • 3 zeigt ein Diagramm eines Vergleichs des Remanenzverhältnisses für solch zugspannungsgetemperte Proben, die in der 3 mit gefüllten Rauten dargestellt sind, und für magnetfeldgetemperte Proben, die mit offenen Kreissymbolen gezeigt sind, als Funktion des Nb-Gehaltes. Legierungen mit Nb-Gehalten unter 2 at% weisen ein kleines Remanenzverhältnis von weniger als 0,05 auf, nur wenn sie unter Zugspannung wärmebehandelt werden. Wenn diese Zusammensetzungen unter einem Magnetfeld getempert werden, ist jedoch das Remanenzverhältnis deutlich höher, so dass diese Legierungen für manche Magnetkernanwendungen nicht geeignet sind. Selbst für die Legierung Fe77Cu1Si15.5B6.5 d. h. ohne Nb-Zusatz, ergibt sich noch eine weitgehend lineare Schleife mit einem Remanenzverhältnis von weniger als 0,05, wenn sie unter einer Zugspannung wärmebehandelt wird.
  • 4 zeigt ein Diagramm von der Sättigungspolarisation von Legierungen mit einer Zusammensetzung von Fe77-xCu1NbxSi15.5B6.5 als Funktion des Nb-Gehaltes. Die Legierungen mit reduziertem Nb-Gehalt weisen eine deutlich erhöhte Sättigungspolarisation auf. Dies kann vorteilhaft in eine entsprechende Gewichts- und Herstellungskostenreduktion des Magnetkerns umgesetzt werden. Somit ergibt sich zusätzlich zu verminderten Rohstoffkosten ein weiterer Vorteil, da die Magnetkern aufweisende Vorrichtung kleiner gebaut werden kann.
  • 5 zeigt ein Diagramm von Sättigungsmagnetostriktion λs, Anisotropiefeld Ha, Koerzitivfeldstärke Hc, Remanenzverhältnis Jr/Js und Nichtlinearitätsfaktor NL von einer Zusammensetzung Fe75.5Cu1Nb1.5Si15.5B6.5 nach Wärmebehandlung von ca. 4 Sekunden Dauer unter einer Zugspannung von ca. 50 MPa als Funktion der Anlasstemperatur. Das Anisotropiefeld Ha entspricht dabei demjenigen Feld bei dem der lineare Teil der Hystereseschleife in die Sättigung übergeht, der in der 2 dargestellt ist.
  • Die Anlasstemperaturen, zwischen denen die gewünschten Eigenschaften erreicht werden können, liegen im Bereich von ca. 535°C bis 670°C, welcher in der Abbildung schraffiert hervorgehoben ist.
  • Der schraffierte Bereich zeigt den Bereich in welchem sich lineare Schleifen mit kleiner Sättigungsmagnetostriktion, hohem Anisotropiefeld und kleinem Remanenzverhältnis ergeben. Dies ist auch der Bereich, in dem die Legierungen besonders lineare Schleifen aufweisen. Im Ausführungsbeispiel der 5 liegt somit die geeignetste Anlasstemperatur zwischen 535°C und 670°C.
  • Diese Temperaturgrenzen sind weitgehend unabhängig von der Größe der Zugspannung. Sie hängen jedoch von der Dauer der Wärmebehandlung und dem Nb-Gehalt ab. So nehmen sie beispielsweise mit sinkendem Nb-Gehalt bzw. mit länger andauernder Wärmebehandlung ab, wie in der 6 und der Tabelle 2 dargestellt.
  • 6 zeigt hierzu das Anlassverhalten einer Niob-freien Legierungsvariante, bei welcher die optimalen Anlasstemperaturen im Bereich von ungefähr 500°C bis 570°C, also deutlich niedriger als die Zusammensetzung der 5 liegen. Insbesondere zeigt 6 ein Diagramm vom Remanenzverhältnis Jt/Js und der Koerzitivfeldstärke Hc der Legierung Fe77Cu1Si15.5B6.5 nach Wärmebehandlung für 4 Sekunden bei Ta = 613°C unter einer Zugspannung von ca. 50 MPa. Die optimalen erfindungsgemäßen Anlasstemperaturen liegen hier im Bereich von ca. 500°C bis 570°C. Hier ergibt sich, wie durch das Inset schematisch angedeutet, eine flache lineare Hystereseschleife mit einem Remanenzverhältnis kleiner 0.1.
  • 7 zeigt das mittels Differential Scanning Calometry (DSC) mit einer Aufheizrate von 10 K/min gemessene Kristallisationsverhalten am Beispiel der Legierung Fe77Cu1Si15.5B6.5. Man erkennt zwei Kristallisationsstufen welche durch die Kristallisationstemperaturen Tx1 und Tx2 charakterisiert werden. Der in der DSC Messung durch Tx1 und Tx2 eingrenzte Temperaturbereich entspricht dabei dem Bereich optimaler Anlasstemperaturen welcher entsprechend 6 für die Legierung zwischen 500°C und 570°C liegt.
  • 8 zeigt die Röntgenbeugungsdiagramme für die Legierung Fe77Cu1Si15.5B6.5 im amorphen Ausgangszustand und nach Wärmebehandlung unter Zug bei verschiedenen Anlasstemperaturen entsprechend den durch Tx1 und Tx2 definierten unterschiedlichen Kristallisationsstufen. Insbesondere zeigt 8 das Röntgenbeugungsdiagramm nach einer Wärmebehandlung unter Zug für 4 s bei 515°C, also im Anlassbereich, wo erfindungsgemäße Magneteigenschaften erreicht werden, und bei 680°C, also im ungünstigen Anlassbereich wo keine linearen Hystereseschleifen mit kleinem Remanenzverhältnis mehr erzielt werden können.
  • Aus der Analyse der Beugungsmaxima folgt, dass bei Anlasstemperaturen, wo sich lineare Hystereseschleifen mit kleinem Remanenzverhältnis ergeben, sich als kristalline Phase im wesentlichen nur kubische Fe-Si Kristallite bilden, welche in eine amorphe Minoritätsmatrix eingebettet sind. Im Fall der Legierung Fe77Cu1Si15.5B6.5 liegt die mittlere Größe dieser Kristallite etwa im Bereich 38–44 nm. Führt man eine analoge Analyse mit der Legierungszusammensetzung Fe75.5Cu1Nb1.5Si15.5B6.5 durch so erhält man bei den entsprechenden optimalen Anlasstemperaturen eine mittlere Kristallitgröße im Bereich 20–25 nm.
  • In der zweiten Stufe der Kristallisation kristallisieren aus der amorphen Restmatrix Boridphasen, welche die Magneteigenschaften ungünstig beeinflussen und zu einer nichtlinearen Schleife, mit hohem Remanenzverhältnis und hoher Koerzitivfeldstärke führen.
  • In Tabelle 2 sind weitere Beispiele, sowie ergänzende Daten in Form der mittels Differential Scanning Calorimetry (DSC) bei 10 K/min gemessenen Kristallisationstemperaturen Tx1, die der Kristallisation von bcc-FeSi entspricht, und Tx2, die der Kristallisation von Boriden entspricht, dargestellt. Die geeignete Anlasstemperatur liegt ungefähr zwischen Tx1 und Tx2 und führt zu einem Gefüge von nanokristallinen Körnern mit einer mittleren Korngröße kleiner 50 nm, die in einer amorphen Matrix eingebettet sind, und den gewünschten magnetischen Eigenschaften.
  • Allerdings hängen Tx1 und Tx2 bzw. die Anlasstemperaturen Ta von der Aufheizrate und der Dauer der Wärmebehandlung ab. Deshalb liegen bei einer Wärmebehandlungsdauer von kleiner als 10 Sekunden die optimalen Anlasstemperaturen bei höheren Temperaturen als die mittels Differential Scanning Calorimetry (DSC) bei 10 K/min gemessenen Kristallisationstemperaturen Tx1 und Tx2 der Tabelle 2. Entsprechend liegen für längere Anlasszeiten von zum Beispiel 10 min bis 60 min Dauer die optimalen Anlasstemperaturen Ta typischerweise 50°C bis 100°C niedriger als die in Tabelle 2 aufgelisteten Werte von Ta für eine Wärmebehandlungsdauer von wenigen Sekunden.
  • Entsprechend können die Anlasstemperaturen Ta je nach Zusammensetzung und Dauer der Wärmebehandlung nach der Lehre von 5 und anhand der im DSC gemessenen Kristallisationstemperaturen nach der Tabelle 2 gegebenenfalls angepasst werden.
  • Tabelle 3 zeigt den Einfluss der Anlasszeit am Beispiel der Legierungszusammensetzung Fe76Cu1Nb1.5Si13.5B8. Für Anlasszeiten im Bereich weniger Sekunden bis weniger Minuten wird kaum ein signifikanter Einfluss auf die resultierenden Magneteigenschaften aufgezeigt. Dies gilt solange die Anlasstemperatur Ta zwischen den anhand von Tabelle 2 diskutierten Grenztemperaturen liegt. Letztere betragen im vorliegenden Ausführungsbeispiel Tx1 = 489°C und Tx2 = 630°C aus der DSC-Messung bei 10 K/min bzw. Ta1 = 540°C und Ta2 = 640°C für eine Wärmebehandlung von 4 s Dauer.
  • Die Anlasstemperatur beträgt im vorliegenden Ausführungsbeispiel Ta = 610°C und liegt somit zwischen den unteren und oberen Werten beider Definitionen von Grenztemperaturen. Die bei einer Aufheizrate von 10 K/min gemessenen Kristallisationstemperaturen entsprechen in etwa dem optimalen Anlassbereich für eine isotherme Wärmebehandlung von einigen Minuten Dauer.
  • 9 zeigt die Abhängigkeit der Permeabilität, des Anisotropiefeldes, der Koerzitivfeldstärke, des Remanenzverhältnisses und des Nichtlinearitätsfaktors von der bei der Wärmebehandlung angelegten Zugspannung. Insbesondere zeigt die 9 ein Diagramm der Permeabilität, des Anisotropiefeldes, der Koerzitivfeldstärke, des Remanenzverhältnisses und des Nichtlinearitätsfaktors von nanokristallinem Fe75.5Cu1Nb1.5Si15.5B6.5 nach Wärmebehandlung für 4 Sekunden bei 613°C unter der angegebenen Zugspannung σa. In allen Fällen ergab sich hierbei ein Remanenzverhältnis von typischerweise weniger als Jr/Js < 0.04 und ein Nichtlinearitätsfaktor kleiner als 2%.
  • Tabelle 4 zeigt ein weiteres Beispiel für die Abhängigkeit der Permeabilität, des Anisotropiefeldes, der Koerzitivfeldstärke, des Remanenzverhältnisses und des Nichtlinearitätsfaktors von der bei der Wärmebehandlung angelegten Zugspannung. Insbesondere zeigt die Tabelle die Permeabilität, das Anisotropiefeldes, die Koerzitivfeldstärke, das Remanenzverhältnis und den Nichtlinearitätsfaktors von nanokristallinem Fe76Cu0.5Nb1.5Si15.5B6.5 nach Wärmebehandlung für 4 Sekunden bei 605°C unter der angegebenen Zugspannung σa. In allen Fällen ergab sich hierbei ein Remanenzverhältnis von typischerweise weniger als Jr/Js < 0.1 und ein Nichtlinearitätsfaktor kleiner als 3%.
  • 9 und Tabelle 4 zeigen, dass die Anisotropiefeldstärke Ha und die Permeabilität μ durch Anpassen der Zugspannung σa gezielt eingestellt werden können. Um einen vorbestimmten Wert der Anisotropiefeldstärke Ha bzw. Permeabilität μ zu erzielen ist bei der Wärmebehandlung eine Zugspannung σa ≈ α μ0Ha/Js bzw. σa ≈ α/μ erforderlich, wobei μ0 = (4π 10–7 Vs/(Am)) die magnetische Feldkonstante bezeichnet. Dabei bezeichnet α einen Materialparameter der primär von der Legierungszusammensetzung, aber auch von der Anlasstemperatur und der Anlasszeit abhängen kann. Typische Werte liegen im Bereich α ≈ 30000 MPa bis α ≈ 70000 MPa. Insbesondere ergibt sich für das Beispiel in 9 ein Wert von α ≈ 48000 MPa und für das Beispiel in Tabelle 3 ein Wert von α ≈ 36000 MPa.
  • Die Ausführungsbeispiele in 9 und Tabelle 3 machen ferner deutlich, dass sich um so linearere Schleifen erreichen lassen, je kleiner die eingestellte Permeabilität ist. So ergeben sich für Permeabilitäten kleiner als etwa μ = 3000 besonders lineare Schleifen mit einer Nichtlinearität kleiner als 2% und einem Remanenzverhältnis Jr/Js < 0.05.
  • Die Bänder der vorherstehenden Ausführungsbeispiele weisen einer Legierung mit der Zusammensetzung Fe100-a-b-c-d-x-y-zCuaNbbMcTdSixByZz auf, wobei
    Cu 0 ≤ a < 1.5,
    Nb 0 ≤ b < 2,
    M eines oder mehrere der Elemente Mo, Ta, oder Zr mit 0 ≤ b + c < 2 ist,
    T eines oder mehrere der Elemente V, Mn, Cr, Co oder Ni mit 0 ≤ d < 5 ist,
    Si 10 < x < 18
    B 5 < y < 11
    Z eines oder mehrere der Elemente C, P oder Ge mit 0 ≤ z < 2,
    wobei die Legierung bis zu 1 Atom% Verunreinigungen aufweisen kann. Typische Verunreinigungen sind C, P, S, Ti, Mn, Cr, Mo, Ni, und Ta.
  • Die Zusammensetzung kann einen Einfluss auf die magnetischen Eigenschaften bei bestimmten Wärmebehandlungen ausüben. Um die gewünschten magnetischen Eigenschaften bei einer Zusammensetzung zu erreichen, kann die Wärmebehandlung und insbesondere die Zugspannung eingestellt werden.
  • Tabelle 5 zeigt Legierungsbeispiele, welche etwa 4 Sekunden lang unter einer Zugspannung um 50 MPa bei einer für die jeweilige Zusammensetzung optimalen Anlasstemperatur Ta wärmebehandelt wurden, und ein Vergleichsbeispiel mit einer Zusammensetzung mit einem Niobgehalt von oberhalb 2 Atom%. Die übrigen, mit 1 bis 10 durchnummerierten Beispiele stellen erfindungsgemäße Zusammensetzungen mit einem Nb-Gehalt kleiner 2 at% dar. 10 zeigt ergänzend die optimalen Anlasstemperaturen und die Kristallisationstemperaturen der Legierungsbeispiele 1 bis 10. Insbesondere zeigt 10 die untere und obere optimale Anlasstemperatur Ta1 und Ta2 für eine Anlasszeit von 4 s als Funktion der im DSC bei 10 K/min gemessenen Kristallisationstemperaturen Tx1 und Tx2.
  • Diese Beispiele belegen, dass für erfindungsgemäße Legierungen die Zusammensetzung innerhalb bestimmter Grenzen variiert werden kann. Dabei können innerhalb der vorhin aufgezeigten Grenzen (1) anstelle von Nb weitere Elemente wie Mo, Ta und/oder Zr (2) anstelle von Eisen andere Übergangsmetalle wie V, Mn, Cr, Co und oder Ni bzw. (3) Elemente wie C, P und/oder Ge hinzulegiert werden, ohne dass sich die Eigenschaften nennenswert ändern. Um dies zu untermauern wurde als weiteres Ausführungsbeispiel die Legierungszusammensetzung Fe71,5Co2.5Ni0.5Cr0.5V0.5Mn0.2Cu0.7Nb0.5Mo0.5Ta0.4Si15.5B6.5C0.2 in 20 μm Banddicke und 10 mm Bandbreite hergestellt. Die Legierung weist eine Sättigungspolarisation von Js = 1.25 T auf und reagiert auf Wärmebehandlung unter Zugspannung ähnlich wie z. B. die Legierungsbeispielen 2–5 aus Tabelle 3. So ergibt sich bei einer etwa 4 s dauernden Wärmebehandlung bei 600°C unter einer Zugspannung von 50 MPa ein Nichtlinearitätsfaktor von 0.4%, ein Remanenzverhältnis Jr/Js = 0.01, eine Koerzitivfeldstärke von Hc = 6 A/m, ein Anisotropiefeld von Ha = 855 A/m und ein Permeabilitätswert von μ = 1160.
  • Aus Tabelle 5 geht hervor, dass sich auch ohne Cu-Zusatz wünschenswerte Magneteigenschaften ergeben.
  • Tabelle 6 zeigt deshalb weitere Legierungsbeispiele bei welchen systematisch der Cu-Gehalt variiert wurde und eine Wärmebehandlung von etwa 7 Sekunden Dauer bei 600°C unter einer Zugspannung von etwa 15 MPa durchgeführt wurde. Insbesondere wurde in Tabelle 6 das Element Fe schrittweise durch Cu ersetzt, wobei die übrigen Legierungsbestandteile unverändert blieben.
  • Aus Tabelle 6 ist für Cu-Gehalte unterhalb 1.5 at% kein signifikanter Einfluss des Cu-Gehaltes auf die magnetischen Eigenschaften zu erkennen. Allerdings fördert der Zusatz von Cu die Versprödungsneigung der Bänder bei der Herstellung. Insbesondere zeigen Legierungen mit Cu-Gehalten größer als 1.5 at% (wie z. B. die Legierung Nr. 15 aus Tabelle 6) bereits im Herstellzustand eine starke Versprödung, so dass ein 20 μm dickes Band der Legierung Fe74.5Cu2Nb1.5Si15.5B6.5 bei einem Biegedurchmesser von etwa 1 mm brechen kann.
  • Ein derart sprödes Band kann aufgrund der hohen Bandgeschwindigkeiten bei der Herstellung (25–30 m/s) nach Verlassen der Kühlwalze nicht oder nur mit hohen Schwierigkeiten während des Gießprozesses gefangen und direkt aufgewickelt werden. Dies macht die Bandherstellung unwirtschaftlich. Auch reißen solche, bereits von Anfang an spröden Bänder bei der Wärmebehandlung in erhöhtem Maße, insbesondere auch bevor sie in die Zone mit erhöhter Temperatur eintreten. Bei solch einem Abriss wird der Wärmebehandlungsprozess unterbrochen und das Band muss erneut durch den Ofen gefädelt werden.
  • Hingegen lassen sich Legierungen mit einem Cu-Gehalt kleiner 1.5 at% auf einen Biegedurchmesser von zweimal der Banddicke, also typischerweise kleiner 0.06 mm knicken, ohne dass sie brechen. Dies gestattet, das Band beim Gießen direkt aufzuhaspeln. Ferner ist die Wärmebehandlung solcher anfangs duktiler Bänder wesentlich einfacher. Legierungen mit einem Cu-Gehalt kleiner als 1.5 at% verspröden erst durch die Wärmebehandlung, aber erst nach dem sie den Ofen verlassen haben und wieder abgekühlt sind. Die Wahrscheinlichkeit für einen Bandriss während der Wärmebehandlung ist somit deutlich geringer. Auch kann in den meisten Fällen der Bandtransport durch den Ofen trotz Abriss weiterlaufen. Insgesamt lassen sich somit anfangs duktile Bänder problemloser und somit wirtschaftlicher herstellen, als auch wärmebehandeln.
  • Bei den in Tabelle 5 und 6, gezeigten Zusammensetzungen handelt es sich um nominale Zusammensetzungen in at%, welche im Rahmen einer Genauigkeit von typischerweise ±0.5 at% mit den in der chemischen Analyse gefundenen Konzentrationen der einzelnen Elementen übereinstimmt.
  • Der Siliziumgehalt und der Borgehalt üben auch einen Einfluss auf die magnetischen Eigenschaften dieser Art von nanokristalliner Legierung mit einem Niobgehalt von weniger als 2 Atom%, wenn sie unter Zugspannung hergestellt ist, aus.
  • Die Beispiele aus den Tabellen 3 bis 6 weisen die folgende gewünschte Kombination von Eigenschaften auf, also eine im zentralen Teil lineare Magnetisierungsschleife mit einem Remanenzverhältnis Jr/Js < 0.1 und einer kleinen Koerzitivfeldstärke Hc welche typischerweise nur wenige Prozente der Anisotropiefeldstärke Ha beträgt.
  • Die 11 und 12 vergleichen die magnetischen Eigenschaften der Zusammensetzungen Fe80Si11B9 und Fe78.5Si10B11.5. 11 zeigt ein Diagramm vom Verlauf von Koerzitivfeldstärke Hc und Remanenzverhältnis Jr/Js beider Legierungen nach Wärmebehandlung unter einer Zugspannung von etwa 50 MPa als Funktion der Anlasstemperatur Ta. Die Koerzitivfeldstärke Hc und das Remanenzverhältnis Jr/Js der erfindungsgemäßen Legierung Fe80Si11B9 wird durch gefüllte Kreissymbole dargestellt und der Vergleichszusammensetzung Fe78.5Si10B11.5 durch offene Dreiecksymbole dargestellt, nach einer Wärmebehandlung von 4 Sekunden Dauer bei der Anlasstemperatur Ta unter einer Zugspannung von etwa 50 MPa.
  • 12 zeigt ein Diagramm von Hystereseschleifen der beiden Legierungen nach Wärmebehandlung für 4 s bei etwa 565°C unter Zugspannungen von 50 MPa (gestrichelte Linie) bzw. 220 MPa (durchgezogene Linie). Die Hystereseschleife der erfindungsgemäßen Legierung Fe80Si11B9 ist links und die der Vergleichszusammensetzung Fe78.5Si10B11.5 ist rechts dargestellt.
  • Obwohl sich die in den 11 und 12 gezeigten Legierungen in ihrer chemischen Zusammensetzung nur relativ geringfügig unterscheiden, ergeben sich so große Unterschiede in den magnetischen Eigenschaften beider Legierungen.
  • So weist die erfindungsgemäße Zusammensetzung Fe80Si11B9 nach Wärmebehandlung zwischen etwa 530°C und 570°C eine lineare Magnetisierungsschleife mit einem kleinen Remanenzverhältnis Jr/Js < 0.1 und einer geringen Koerzitivfeldstärke auf, welche deutlich unter 100 A/m liegt und letztlich nur wenige Prozente der Anisotropiefeldstärke Ha beträgt.
  • Hingegen weist die Zusammensetzung Fe78.5Si10B11.5 im gesamten Wärmebehandlungsbereich ein hohes Remanenzverhältnis auf. Selbst die niedrigsten Werte des Remanenzverhältnisses, welche bei Anlasstemperaturen zwischen 540°C und 570°C erreicht werden, betragen noch um Jr/Js ≈ 0.5 (vgl. 11). Ferner ergibt sich bei diesen niedrigsten Werten von Jr/Js eine ungünstig hohe Koerzitivfeldstärke von etwa Hc ≈ 800–1000 A/m. Dadurch verliert der zentrale Teil der Magnetisierungsschleife an Linearität und die starke Aufspaltung der Hystereseschleife führt zu nachteilhaften hohen Ummagnetisierungsverlusten (vgl. 12).
  • Diese Ausführungsbeispiele zeigen, dass sich bei Legierungszusammensetzungen mit einem Si-Gehalt von mehr als 10 at% und einem B-Gehalt von weniger als 11 at% nach Wärmebehandlung unter Zugspannung, eine flache, weitgehend lineare Hystereseschleife mit einem Remanenzverhältnis Jr/Js < 0.1 und einer geringen Koerzitivfeldstärke ergibt, welche deutlich unter 100 A/m liegt und nicht mehr als 10% des Anisotropiefeldes beträgt. Bei einem niedrigerem Siliziumgehalt und einem höheren Borgehalt als bei diesen Grenzwerten, sind die gewünschten magnetischen Eigenschafen bei dieser Wärmebehandlung unter Zugspannung nicht erreicht.
  • Die Obergrenze für den Si-Gehalt und die Untergrenze für den Bor-Gehalt werden auch untersucht. Während die Legierungszusammensetzung Fe75Cu0.5Nb1.5Si17.5B5.5 (siehe Legierung Nr. 5 aus Tabelle 5) problemlos als amorphes, duktiles Band herstellbar war und nach Wärmebehandlung wünschenswerte Eigenschaften aufwies, wies die Legierungszusammensetzung Fe75Cu0.5Nb1.5Si18B5 nach Wärmebehandlung nur noch grenzwertige Magneteigenschaften auf und die Legierungszusammensetzung Fe75Cu0.5Nb1.5Si18.5B4.5 ließ sich nicht mehr als duktiles amorphes Band herstellen.
  • Diese Ausführungsbeispiele zeigen, dass sich bei Legierungszusammensetzungen mit einem Si-Gehalt von weniger als 18 at% und einem B-Gehalt von mehr als 5 at% nach Wärmebehandlung unter Zugspannung, eine flache, weitgehend lineare Hystereseschleife mit einem Remanenzverhältnis Jr/Js < 0.1 und einer geringen Koerzitivfeldstärke ergibt, welche deutlich unter 100 A/m liegt und nicht mehr als 10% des Anisotropiefeldes beträgt. Bei einem höheren Siliziumgehalt als 18 at% und einem kleineren Borgehalt als 5 at%, sind die gewünschten magnetischen Eigenschafen bei dieser Wärmebehandlung unter Zugspannung nicht erreicht bzw. lässt sich kein amorphes und duktiles Band mehr herstellen.
  • Tabelle 7 zeigt die Sättigungsmagnetostriktionskonstante λs verschiedener Legierungszusammensetzungen gemessen im Herstellzustand und nach 4 s Wärmebehandlung unter einem Zug von 50 MPa bei der angegebenen Anlasstemperatur Ta. Insbesondere wurde eine Anlasstemperatur gewählt, welche nicht mehr als 50°C von der maximal möglichen Anlasstemperatur Ta2 entfernt ist, da man so für eine gegebene Zusammensetzung besonders kleine Werte der Magnetostriktion erhält (vergleiche 5), welche letztlich durch die Legierungszusammensetzung bestimmt werden. Der Effekt der Si-Gehalt der Legierung wird gezeigt.
  • Tabelle 7 belegt ergänzend zu 5, dass sich nach Wärmbehandlung unter Zugspannung eine deutliche Absenkung der Sättigungsmagnetostriktion ergibt, was zu reproduzierbareren Magneteigenschaften führen kann. Insbesondere ergibt sich bei kleiner Magnetostriktion kein oder nur ein geringer Einfluss mechanischer Spannungen auf die Hystereseschleife. Solche mechanische Spannungen können auftreten, wenn das wärmebehandelte Band zu einem Magnetkern gewickelt wird oder wenn der Magnetkern in der weiteren Verarbeitung zu seinem Schutz in einen Trog oder in eine Kunststoffmasse eingebettet oder anschließend mit Windungen aus Draht versehen wird. Hieraus können besonders vorteilhafte Zusammensetzungen, nämlich solche mit kleiner Magnetostriktion abgeleitet werden.
  • Wie durch die Beispiele aus Tabelle 7 belegt wird, lassen sich besonders vorteilhafte Magnetostriktionswerte von betragsmäßig kleiner als 5 ppm erreichen, wenn der Si Gehalt größer als 13 at% ist und die Wärmebehandlungstemperatur nicht mehr als 50°C unterhalb der oberen Grenze Ta2 des optimalen Anlassbereichs liegt. Noch kleinere Werte der Sättigungsmagnetostriktion, welche betragsmäßig kleiner als 2 ppm lassen sich erreichen, wenn der Si Gehalt größer als 14 at% und kleiner als 18 at% ist und die Wärmebehandlungstemperatur nicht mehr als 50°C unterhalb der oberen Grenze Ta2 des optimalen Anlassbereichs liegt. Noch kleinere Werte der Sättigungsmagnetostriktion, welche betragsmäßig kleiner als 1 ppm lassen sich erreichen, wenn der Si Gehalt größer als 15 at% und ist und die Wärmebehandlungstemperatur nicht mehr als 50°C unterhalb der oberen Grenze Ta2 des optimalen Anlassbereichs liegt.
  • Ein betragsmäßig kleiner Wert der Magnetostriktion ist um so wichtiger, je höher die Permeabilität ist. So weisen Legierungen mit einer Permeabilität größer 500, bzw. größer als 1000 eine vergleichbar geringe Abhängigkeit von mechanischen Spannungen auf, wenn die Sättigungsmagnetostriktion betragsmäßig kleiner 2 ppm bzw. kleiner als 1 ppm ist.
  • Die Legierung kann auch eine Sättigungsmagnetostriktion von betragsmäßig kleiner als 5 ppm aufweisen. Legierungen mit einer Sättigungsmagnetostriktion unterhalb dieser Grenzwerte weisen noch gute weichmagnetische Eigenschaften auch bei interner Spannung auf, wenn die Permeabilität kleiner 500 ist.
  • Der Wert der Sättigungsmagnetostriktion kann noch geringfügig von der während der Wärmebehandlung angelegten Zugspannung σa abhängen. So ergeben beispielsweise sich für Legierung Fe75.5Cu1Nb1.5Si15.5B6.5 bei einer Wärmebehandlung von 4 s bei 610°C in Abhängigkeit der Anlasszugspannung folgende Werte: λs ≈ 1 ppm bei σa ≈ 50 MPa, λ3 ≈ 0.7 ppm bei σa ≈ 260 MPa und λ3 ≈ 0.3 ppm bei σa ≈ 500 MPa Dies entspricht einer geringen Abnahme der Magnetostriktion von Δλs ≈ –0.15 ppm/100 MPa. Die anderen Legierungszusammensetzungen zeigen ein vergleichbares Verhalten.
  • 13 zeigt eine schematische Ansicht einer Vorrichtung 1, die geeignet ist, die Legierung mit einer Zusammensetzung nach einem der vorherstehenden Ausführungsbeispiele in Gestalt eines Bandes herzustellen. Die Vorrichtung 1 weist einen Durchlaufofen 2 mit einer Temperaturzone 3 auf, wobei diese Temperaturzone so eingestellt ist, dass die Temperatur im Ofen in dieser Zone innerhalb 5°C von der Anlasstemperatur Ta ist. Die Vorrichtung 1 weist ferner eine Spule 4, auf der die amorphe Legierung 5 aufgewickelt ist, und eine Aufnahmespule 6, auf der das wärmebehandelte Band 7 aufgenommen wird. Das Band wird mit einer Geschwindigkeit s von der Spule 4, durch den Durchlaufofen 2 bis zur Aufnahmespule 6 gezogen. Dabei steht das Band 7 in Laufrichtung von der Vorrichtung 9 bis zur Vorrichtung 10 unter einer Zugspannung σa.
  • Die Vorrichtung 1 weist ferner eine Vorrichtung 8 zum laufenden Messen der magnetischen Eigenschaften des Bandes 6, nachdem es wärmebehandelt ist und aus dem Durchlaufofen 2 gezogen ist, auf. Im Bereich dieser Vorrichtung 8 steht das Band 7 nicht mehr unter Zugspannung. Die gemessenen magnetischen Eigenschaften können verwendet werden, um die Zugspannung σa, unter der das Band 7 durch den Durchlaufofen 2 gezogen wird, einzustellen. Dies ist mit den Pfeilen 9 und 10 in der 13 schematisch dargestellt. Durch dieses Messen der magnetischen Eigenschaften und das laufende Einstellen der Zugspannung kann die Gleichmäßigkeit der magnetischen Eigenschaften über die Länge des Bandes verbessert werden. Tabelle 1
    Nb (at%) Nichtlinearitätsfaktor NL (%)
    0.5 h 540°C im Magnetfeld 4 s 600°C unter Zug (100 MPa)
    0.5 16(1) 1.8(2)
    1.5 10(1) 0.4(2)
    3 0.4(1) 0.1(1)
    (1) Vergleichsbeispiel
    (2) erfindungsgemäßes Beispiel Tabelle 2
    Nb (at%) Tx1 (°C) Tx2 (°C) optimale Anlasstemperaturen Ta
    0 450 544 500°C bis 570°C
    0.5 457 578 510°C bis 620°C
    1.5 486 653 535°C bis 670°C
    3.0 527 707 580°C bis 720°C (Vergleichsbeispiel)
    Tabelle 3
    AnlaßzeitTa (sec) Nichtlinearität NL (%) Remanenzverhältnis Jr/Js Koerzitivfeldstärke Hc (A/m) Anisotropiefeld Ha (A/m) Permeabilität μ
    3 0.03 < 0.001 3 2970 363
    4 0.04 < 0.001 4 2860 377
    6 0.04 < 0.001 4 2870 376
    13 0.04 < 0.001 5 2950 365
    32 0.08 < 0.001 4 2970 363
    Tabelle 4
    Anlaßzug σa (MPa) Nichtlinearität (%) Remanenzverhältnis Jr/Js Koerzitivfeld Hc (A/m) Anisotropiefeld Ha (A/m) Permeabilität μ
    4.5 2.8 0.09 10 122 8730
    7.2 1.7 0.05 8 168 6350
    16 0.6 0.02 9 405 2630
    27 0.3 0.01 9 781 1370
    52 0.2 0.008 11 1490 715
    105 0.07 0.004 12 3110 343
    155 0.08 0.004 16 4560 234
    Tabelle 5
    Zusammensetzung (at%) Js (T) Ta (°C) NL (%) Jr/Js Hc (A/m) Ha (A/m) μ
    (a) F74Cu1Nb3Si15.5B6.5 1.21 690 0.3 0.004 3 850 1130
    1 Fe76Cu1Nb1.5Si13.5B8 1.35 610 0.5 0.005 5 950 1140
    2 Fe75.5Cu1Nb1.5Si15.5B6.5 1.34 610 0.6 0.01 13 1240 780
    3 Fe72.5Co3Cu1Nb1.5Si15.5B6.5 1.33 600 1.2 0.016 11 680 1550
    4 Fe74.5Cu1Nb1.5Si16.5B6.5 1.31 630 0.4 0.007 6 950 1100
    5 Fe75.5Cu0.5Nb1.5Si17.5B5.5 1.31 645 1 0.02 22 1050 990
    6 Fe76.5Cu1Nb0.5Si15.5B6.5 1.41 600 0.9 0.013 14 1020 1100
    7 Fe75.5Cu1Nb0.5Si16.5B6.5 1.40 575 0.5 0.008 8 970 1150
    8 Fe77Cu1Si15.5B6.5 1.46 525 1 0.016 17 1070 1080
    9 Fe75Cu1Si17.5B6.5 1.41 510 1.5 0.017 23 1400 800
    10 Fe80Si11B9 1.54 565 0.5 0.013 12 925 1320
    (a) Vergleichsbeispiel
    1–10 erfindungsgemäße Beispiele Tabelle 6
    Zusammensetzung (at%) Js (T) NL (%) Jr/Js Hc (A/m) Ha (A/m) μ
    11 Fe76.5Nb1.5Si15.5B6.5 1.35 0.2 0.02 5 332 2990
    12 Fe76.3Cu0.2Nb1.5Si15.5B6.5 1.35 0.3 0.02 6 371 2890
    13 Fe76Cu0.5Nb1.5Si15.5B6.5 1.34 0.8 0.03 10 374 2850
    14 Fe75.1Cu1.4Nb1.5Si15.5B6.5 1.33 1.2 0.03 10 375 2820
    15 Fe74.5Cu2Nb1.5Si15.5B6.5 1.32 kritisch in Herstellung und Verarbeitbarkeit
    Tabelle 7
    Zusammensetzung (at%) λs (ppm) Herstellzustand Ta (°C) Ta2 – Ta (°C) λs (ppm) nach Wärmebehandlung bei Ta
    Fe80Si11B9 39 565 10 16
    Fe76Cu1Nb1.5Si13.5B8 29 610 40 3.5
    Fe75.5Cu1Nb1.5Si15.5B6.5 29 635 35 0.6
    Fe74.5Cu1Nb1.5Si16.5B6.5 30 630 50 0.2
    Fe75Cu0.5Nb1.5Si17.5B5.5 29 645 15 -1.8
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  • Zitierte Patentliteratur
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Claims (24)

  1. Legierung, die aus Fe100-a-b-c-d-x-y-zCuaNbbMcTdSixByZz und bis zu 1 Atom% Verunreinigungen besteht, wobei M eines oder mehrere der Elemente Mo, Ta oder Zr, T eines oder mehrere der Elemente V, Mn, Cr, Co oder Ni und Z eines oder mehrere der Elemente C, P oder Ge ist und 0 Atom% ≤ a < 1,5 Atom%, 0 Atom% ≤ b < 2 Atom%, 0 Atom% ≤ (b + c) < 2 Atom%, 0 Atom% ≤ d < 5 Atom%, 10 Atom% < x < 18 Atom%, 5 Atom% < y < 11 Atom% und 0 Atom% ≤ z < 2 Atom% ist, in Gestalt eines Bandes ausgebildet ist, ein nanokristallines Gefüge, bei dem zumindest 50 Vol% der Körner eine mittlere Größe kleiner als 100 nm aufweisen, eine Hystereseschleife mit einem zentralen linearen Teil, ein Remanenzverhältnis, Jr/Js, < 0,1, und ein Verhältnis von Koerzitivfeldstärke, Hc, zu Anisotropiefeldstärke, Ha, < 10% aufweist.
  2. Legierung nach Anspruch 1, wobei das Remanenzverhältnis, Jr/Js, < 0,05 beträgt.
  3. Legierung nach Anspruch 1 oder Anspruch 2, wobei das Verhältnis von Koerzitivfeldstärke zu Anisotropiefeldstärke < 5% beträgt.
  4. Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 3, die ferner eine Permeabilität μ zwischen 40 und 3000 aufweist.
  5. Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 4, die ferner eine Sättigungsmagnetostriktion von kleiner als 2 ppm, vorzugsweise kleiner als 1 ppm, aufweist.
  6. Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 5, die eine Permeabilität kleiner als 500 und eine Sättigungsmagnetostriktion von kleiner als 5 ppm aufweist.
  7. Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 6, wobei b < 0.5 ist.
  8. Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 7, wobei a < 0.5 ist.
  9. Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 8, wobei 14 Atom% < x < 17 Atom% und 5,5 Atom% < y < 8 Atom% liegt.
  10. Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 9, wobei das Band eine Dicke von 10 μm bis 50 μm aufweist.
  11. Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 10, wobei zumindest 70% der Körner eine mittlere Größe kleiner 50 nm aufweisen.
  12. Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 11, wobei die kristallinen Körner eine Dehnung von mindestens 0.02% in eine Vorzugsrichtung aufweisen.
  13. Magnetkern aus einer Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 12.
  14. Magnetkern nach Anspruch 13, der die Gestalt eines gewickelten Bandes aufweist.
  15. Magnetkern nach Anspruch 13 oder Anspruch 14, wobei das Band mit einer Isolierschicht beschichtet ist.
  16. Gleichstromtoleranter Stromtransformator aus einem Magnetkern nach einem der Ansprüche 13 bis 15, welcher eine Permeabilität zwischen 1500 und 3000 aufweist
  17. Leistungsüberträger aus einem Magnetkern nach einem der Ansprüche 13 bis 15, welcher eine Permeabilität zwischen 200 und 1500 aufweist.
  18. Speicherdrossel aus einem Magnetkern nach einem der Ansprüche 13 bis 15, welcher eine Permeabilität zwischen 50 und 200 aufweist.
  19. Verfahren zum Herstellen eines Bandes, das Folgendes aufweist: Bereitstellen eines Bandes aus einer amorphen Legierung mit einer Zusammensetzung, die aus Fe100-a-b-c-d-x-y-zCuaNbbMcTdSixByZz und bis zu 1 Atom% Verunreinigungen besteht, wobei M eines oder mehrere der Elemente Mo, Ta oder Zr, T eines oder mehrere der Elemente V, Mn, Cr, Co oder Ni und Z eines oder mehrere der Elemente C, P oder Ge und 0 Atom% ≤ a < 1,5 Atom%, 0 Atom% ≤ b < 2 Atom%, 0 Atom% ≤ (b + c) < 2 Atom%, 0 Atom% ≤ d < 5 Atom%, 10 Atom% < x < 18 Atom%, 5 Atom% < y < 11 Atom% und 0 Atom% ≤ z < 2 Atom% ist, Wärmebehandlung des Bandes unter Zugspannung in einem Durchlaufofen bei einer Temperatur Ta, wobei 450°C ≤ Ta ≤ 750°C beträgt.
  20. Verfahren nach Anspruch 19, wobei das Band mit einer Geschwindigkeit s durch den Durchlaufofen gezogen wird, so dass eine Verweildauer des Bandes in einer Temperaturzone des Durchlaufofens mit der Temperatur Ta zwischen 2 Sekunden und 2 Minuten liegt.
  21. Verfahren nach Anspruch 19 oder Anspruch 20, wobei das Band unter einer Zugspannung von 5 MPa bis 800 MPa durch den Durchlaufofen gezogen wird.
  22. Verfahren nach einem der Ansprüche 19 bis 21, wobei die Zugspannung σa abhängig von der Zusammensetzung gemäß dem Verhältnis σa ≈ σTestμTest/μausgewählt wird, wobei μ die gewünschte Permeabilität und μTest die Permeabilität ist, welche sich bei einer Testspannung σTest ergibt.
  23. Verfahren nach einem der Ansprüche 19 bis 22, wobei die Temperatur Ta abhängig von dem Niobgehalt b gemäß dem Verhältnis (Tx1 + 50°C) ≤ Ta ≤ (Tx2 + 30°C) ausgewählt wird.
  24. Verfahren nach einem der Ansprüche 19 bis 23, wobei ein gewünschter Wert der Permeabilität oder des Anisotropiefeldes, ein maximaler Wert eines Remanenzverhältnisses, Jr/Js, von weniger als 0,1, und ein maximaler Wert eines Verhältnisses von Koerzitivfeldstärke zu Anisotropiefeldstärke, Hc/Ha, von weniger als 10% sowie einen erlaubten Abweichungsbereich jedes dieser Werte vorbestimmt werden, magnetische Eigenschaften des Bandes beim Verlassen des Durchlaufofens laufend gemessen werden, und wenn Abweichungen von den erlaubten Abweichungsbereichen der magnetischen Eigenschaften festgestellt werden, die Zugspannung an dem Band entsprechend eingestellt wird, um die gemessenen Werte der magnetischen Eigenschaften innerhalb der erlaubten Abweichungsbereiche wieder zu bringen.
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