DE102021121345A1

DE102021121345A1 - Legierung und Verfahren zum Herstellen eines nanokristallinen Metallbandes

Info

Publication number: DE102021121345A1
Application number: DE102021121345.2A
Authority: DE
Inventors: Christian Polak
Original assignee: Vacuumschmelze GmbH and Co KG
Current assignee: Vacuumschmelze GmbH and Co KG
Priority date: 2021-08-17
Filing date: 2021-08-17
Publication date: 2023-02-23
Also published as: WO2023020945A1

Abstract

Eine Legierung wird bereitgestellt, die durch die FormelCO100-a-b-c-d-x-y-zFeaCubMcTdSixByZzbeschrieben ist, worin M eines oder mehrere der Gruppe der Elemente Nb, Mo ist und Ta und T eines oder mehrere der Gruppe der Elemente Mn, V, Cr und Ni ist und Z eines oder mehrere der Gruppe der Elemente C, P und Ge ist, wobei a, b, c, d, x, y, z in Atom-% angegeben sind, und a, b, c, d, w, y, z die folgenden Bedingungen erfüllen:1,5<a<150,1<b<1,51≤c<50≤d<512<x<185<y<80≤z<2und bis zu 1 at.-%, bevorzugt bis zu 0,5 at.-% an Verunreinigungen aufweist.

Description

Die vorliegende Erfindung betrifft eine Legierung, insbesondere eine amorphe Co-basierte Legierung, und eine nanokristalline Co-basierte Legierung sowie ein Verfahren zum Herstellen eines nanokristallinen Metallbandes, insbesondere eines nanokristallinen Metallbandes aus einer Co-basierten Legierung.
Weichmagnetische, metallische Materialien werden aufgrund ihrer hohen magnetischen Flussdichte, hohen Permeabilität, geringen Kernverluste und somit damit verbundenem geringen Energieaufwand in elektronischen Bauelementen in unterschiedlichen Bereichen angewendet. Typische Anwendungen liegen dabei zum Beispiel im Bereich von Stromwandlern, Transformatoren und Drosseln.
Amorphe Co-Basis-Legierungen können für diese Anwendungen eingesetzt werden, die durch eine Rascherstarrungstechnolgie in Form eines Bandes hergestellt werden. Sie zeichneten sich durch hervorragend gute weichmagnetische Eigenschaften wie extrem geringe Koerzitivfeldstärke H_c und verschwindende Magnetostriktion λ_s aus. Hohe Permeabilitäten im Bereich von bis zu mehreren 100 000 werden auch erreicht. Um das amorphe Band in ein nanokristallines Band umzuwandeln, wird das Metallband kontinuierlich nachbehandelt, beispielsweise wärmebehandelt im Durchlauf unter Zugspannung. Ein geeignetes Verfahren und Fördersystem ist in der DE 10 2015 102 765 A1 sowie in der WO2103/156010 A1 offenbart.
Es besteht der Bedarf nach optimierten elektronischen Geräten mit höherer Effizienz bzw. niedrigerem Energieverbrauch, bei höheren Arbeitsfrequenzen und geringerem Bauvolumen. Um diese Ziele zu erreichen, sind verbesserte weichmagnetische Legierungen wünschenswert, die zuverlässig hergestellt werden können.
Aufgabe besteht somit darin, eine weichmagnetische Legierung bereitzustellen, die höhere Arbeitsfrequenzen in elektronischen Geräten ermöglicht und die zuverlässig hergestellt werden kann.
Erfindungsgemäß wird eine Legierung bereitgestellt, die durch die Formel Co_{100-a-b-c-d-x-y-z}Fe_aCu_bM_cT_dSi_xByZ_z beschrieben ist, worin M eines oder mehrere der Gruppe der Elemente Nb, Mo und Ta und T eines oder mehrere der Gruppe der Elemente Mn, V, Cr und Ni ist und Z eines oder mehrere der Gruppe der Elemente C, P und Ge ist, wobei a, b, c, d, x, y, z in Atom-% angegeben sind, und a, b, c, d, w, y, z die folgenden Bedingungen erfüllen: $1,5 < a < 15$
$0,1 < b < 1,5$
$1 \leq c < 5$
$0 \leq d < 5$
$12 < x < 18$
$5 < y < 8$
$0 \leq z < 2$
Bis zu 1 at.-%, bevorzugt bis zu 0,5 at.-% an Verunreinigungen können in der Legierung vorhanden sein, wobei diese nicht durch die Formel abgedeckt sind.
Diese Legierung ist eine Co-Basis-Legierung, die mittels Rascherstarrungstechnologie und somit in der Form eines Bandes mit einer geringen Dicke hergestellt werden kann. Die Legierung in Form eines Bandes kann im Durchlauf unter Zugspannung wärmebehandelt werden, um ein nanokristallines Band mit einer niedrigen Permeabilität zu erzeugen. Da die erfindungsgemäße Legierung als Band mit einer geringen Dicke und niedrigen Permeabilität hergestellt werden kann, ist die Legierung geeignet, eine höhere Effizienz und niedrigeren Energieverbrauch bei höheren Arbeitsfrequenzen und geringerem Bauvolumen in deren Anwendungen wie Ringbandkernen zu gewährleisten und die Arbeitsfrequenz bei elektronischen Geräten zu erhöhen. Ferner kann die Zugspannung, bei der die niedrige Permeabilität erreicht wird, niedrig gehalten werden. Somit ist die Gefahr von Rissen reduziert, sodass das Band großtechnisch zuverlässig herstellt werden kann.
Die erfindungsgemäße Legierung hat einen Wert dH_k/dσ (Zugspannungssensitivität) von größer als 1.0 A/cm/MPa, vorzugsweise von größer als 1.5 A/cm/MPa. Die Zugspannungssensitivität dH_k/dσ beschriebt das Ansprechverhalten einer Legierung, auf eine angelegte Zugspannung eine induzierte Anisotropie auszuprägen. Der Begriff beschreibt die Änderung des induzierten Anisotropiefeldes H_k mit der bei der Wärmebehandlung angelegten Zugspannung σ. Umso größer der Wert der Zugspannungssensitivität dH_k/dσ einer Legierung ist, desto weniger Zugkraft bzw. Zugspannung muss zum Erreichen des gewünschten Permeabilitätsniveaus bei der Durchlaufwärmebehandlung angelegt werden.
Es wird nur eine Zugspannungsdifferenz Δσ kleiner als 200 MPa, vorzugsweise kleiner als 100 MPa, auf Grund des hohen Wertes der Zugspannungssensitivität bei der erfindungsgemäßen Legierung benötigt, um eine Permeabilität von µ = 60 auszubilden. Folglich kann die Wärmebehandlung der erfindungsgemäßen Legierung als Durchlaufwärmebehandlung unter Zugspannung durchgeführt werden, wobei die notwendige Zugspannung legierungstechnisch über die hohe Zugspannungssensitivität dH_k/dσ minimiert wird. Somit werden Brüche und Abrisse minimiert und die Wirtschaftlichkeit des gesamten Prozesses sichergestellt.
Die wirtschaftliche Herstellung von niederpermeablem Bandmaterial, beispielsweise mit einer Permeabilität von unter 200, mit weichmagnetischen Eigenschaften, die für die Produktion von Ringbandkernen geeignet sind, wird geschaffen, welche beispielsweise in Interphase Transformatoren, Isolationstransformatoren, Fly-Back Transformatoren, Speicher-Drosseln und PFC Drosseln Anwendung finden. Die starke Frequenzabhängigkeit der Permeabilität der erfindungsgemäßen Legierung wird hierin angewendet, um die Arbeitsfrequenz dieser Anwendungen zu erhöhen.
Die Erfindung basiert auf den folgenden Erkenntnissen. Der Wirbelstromtheorie folgend bleibt die intrinsische Permeabilität (µ_i) bis zum Erreichen der Wirbelstromgrenzfrequenz f_g konstant. Innerhalb dieses Bereiches zeigt sich eine konstante Permeabilität für die Dimensionierung eines Bauelementes. Danach fällt die Permeabilität drastisch ab. Mit konstanten Permeabilitätseigenschaften kann also hier nicht mehr gerechnet werden. Für die hohen Permeabilitäten im Bereich von bis zu mehreren 100 000 limitiert sich die erreichbare Frequenz daher auf Wirbelstromgrenzfrequenzwerte unter 100kHz.
Um Bauelemente durch Erhöhung der Arbeitsfrequenz zu optimieren, muss die Wirbelstromgrenzfrequenz für die verwendeten Materialien erhöht werden. Aus der Berechnungsformel (1) für die Wirbelstromgrenzfrequenz f_g erkennt man, dass es dafür mehrere Möglichkeiten gibt. $ƒ_{g} = \frac{4}{π} \frac{ρ_{e l .}}{μ_{0} μ_{D C} d^{2}}$
wobei ρ_el. den spezifischen elektrischen Widerstand, µ₀, µ_DC und d die Dicke des Materials bezeichnen.
Grundsätzlich könnte der spezifische elektrische Widerstand ρ_el. durch entsprechendes Legierungsdesign erhöht werden. Jedoch limitiert sich der Einsatz von nichtmetallischen Zusätzen, d.h. die Metallode wie B, Si, P und C, auf ca. 25 at% für den Fall, dass das Material als amorphes Band über einen Rascherstarrungsprozess hergestellt wird. Andererseits kann die Wirbelstromgrenzfrequenz f_g durch die Reduktion der Dicke d des für einen Ringbandkern verwendeten Bandes sehr effizient (d²) zu höheren Werten hin verschoben werden. Die Banddicke für amorphe Bänder aus einem Rascherstarrungsprozess kann im Hinblick auf magnetische Anwendungen in einem Bereich von 10µm bis 25µm - also um gut einen Faktor 2 - variiert werden.
Der effizienteste Weg, die Wirbelstromgrenzfrequenz f_g drastisch auf höhere Werte zu bringen, ist jedoch, die intrinsische Permeabilität (µ_i) des eingesetzten weichmagnetischen Bandmaterials zu verändern. Da die Permeabilität grundsätzlich um mehrere Größenordnungen variiert werden kann, sind Wirbelstromgrenzfrequenzwerte bis in den zweistelligen MHz-Bereich möglich. Dazu muss allerdings die Permeabilität des weichmagnetischen Materials auf Werte unter 100 abgesenkt werden. Für die nanokristallinen Fe-Basis- und amorphen Co-Basis-Legierungen muss somit die Permeabilität vom aktuellen Permeabilitätsniveau um 100 000 um mehrere Größenordnungen bis auf Werte unter 100 abgesenkt werden.
1a zeigt die erreichbare Permeabilität µ für unterschiedliche Methoden einer Querfeld-Anisotropie, d.h. die Anisotropie quer zur Bandlängsachse des Bandes, aus dem der Ringbandkern gewickelt wurde, einzubringen als Funktion der Sättigungsinduktion B_s für unterschiedliche Legierungssysteme und Materialzustände. In einem ersten Ansatz wird die Anisotropie durch eine stationäre Wärmebehandlung in einem magnetischen Feld quer zur Längsachse des Bandstreifens, aus dem der Ringbandkern gewickelt wurde (gekennzeichnet mit - „Core: Transverse Field Annealing“), eingebracht.
Für die Gruppe der amorphen Co-Basis-Legierungen kann die erreichbare Permeabilität in diesem Fall durch Variation der Zusammensetzung und durch Variation der Wärmebehandlungsbedingungen in einem Bereich von 200 000 bis knapp unter 1 000 eingestellt werden. Extrem geringe Permeabilität unter 100 kann in diesem System nicht erreicht werden. Ähnliches gilt für die Gruppe der nanokristallinen Fe-Basis-Legierungen. Die Standard VITROPERM® Legierung mit der Zusammensetzung Fe-Cu₁Nb₃Si_15.5B_6.5 (at%) zeigt eine Permeabilitätsvariation durch unterschiedliche Wärmebehandlungsbedingungen im Bereich von 200 000 bis 25 000. Andere VITROPERM®-ähnliche Legierungen, die allesamt bei ca. 1.2T bis 1.3T Sättigungsinduktion liegen und bei denen die Ausbildung einer höheren Anisotropie durch Fremdelemente wie Ni und Co begünstigt wurde, zeigen Permeabilitäten im Bereich von 12 000 bis 2 500. Somit kann weder mit den Co-Basis-Legierungen noch mit den nanokristallinen Fe-Basis-Legierungen der extrem geringe Permeabilitätsbereich unter 100 erreicht werden.
Ein weiterer Ansatz, eine hohe Quer-Anisotropie in ein weichmagnetisches Material einzubringen, bezieht sich auf die Wärmehandlung unter einer entlang der Bandachse angelegten Zugspannung (gekennzeichnet mit - „Strip: Stress Annealing). Bei diesem Verfahren, bei dem eine sogenannte zug- oder dehnungsinduzierte Anisotropie in das Band eingebracht wird, kann man die Permeabilität in den meisten Fällen um Größenordnungen senken. Für nanokristalline Fe-Basis-Legierungen kann sich die induzierte Anisotropie mit diesem Verfahren gezielt bis in den Bereich der magnetokristallinen Anisotropie von ca. 8 kJ/m³ erhöhen lassen. Damit erreicht man mit diesen nanokristallinen Fe-Basis-Legierungen im Sättigungsmagnetisierungsbereich B_s ca. 1.2T bis 1.3T Permeabilitäten von 2 000 bis 200 unter Fertigungsbedingungen, sowie Permeabilitäten bis 100 unter Laborbedingungen. Wegen der geringeren Zugspannungssensitivität dieser Legierungen benötigt man dafür vergleichsweise hohe Zugspannungen, was zu häufigen Abrissen führt, so dass man damit selbst unter größtem Aufwand und besten Bedingungen (Laborbedingungen) für relevante Produktionslängen nicht unter ein Permeabilitätsniveau von 100 kommen kann.
In der 1a ist auch eine weitere Materialklasse, die nanokristallinen Co-Basis-Legierungen mit einer Sättigungsmagnetisierung im Bereich von 0.8T bis 1.0T, aufgeführt. Über das Verfahren der Wärmbehandlung unter einer Zugspannung entlang der Bandachse gelangt man bei diesen nanokristallinen Co-Basis-Legierungen zu einer enorm hohen zugspannungsinduzierten Anisotropie und zu sehr niedriger Permeabilität weit unter 100. Diese Legierungen können großtechnisch nicht zuverlässig hergestellt werden.
1b zeigt beispielsweise die 60Hz Permeabilität µ an Ringbandkernen für nanokristalline Fe-Basis- und für nanokristalline Co-Basis-Legierungen, die über das Verfahren der Wärmbehandlung unter einer Zugspannung entlang der Bandachse hergestellt wurden, als Funktion der Zugspannung die notwendig ist, um das gewünschte Permeabilitätsniveau zu erreichen. Im Normalfall besteht zwischen der zugspannungsinduzierten Anisotropie und der angelegten Zugspannung bei diesem Verfahren ein mehr oder weniger linearer, positiver Zusammenhang. Daher erreicht man mit höheren Zugspannungen niedrigere Permeabilität Die 1b zeigt auch eine Zuordnung zu verschiedenen elektronischen Bauelementanwendungen. Im Bereich einer 60Hz Permeabilität von 3 000 bis 1 000 findet sich die Anwendung DCtoleranter Stromwandler, im Permeabilitätsbereich von 400 bis 100 beispielsweise Fly-Back-Übertrager und im niedrigsten Permeabilitätsbereich unter 100 Speicherdrosseln sowie PFC Drosseln. Sehr niedrige Permeabilität bei moderater angelegter Zugspannung ist nach 1b daher nur mit nanokristallinen Co-Basis Legierungen zu erreichen.
Die Curie-Temperatur von amorphen Co-Basis Materialien liegt typischerweise unter 400°C und die weichmagnetischen Eigenschaften verschlechtern sich bei Annäherung an und über dieser Temperatur. Ausgehend von Fe-Basis nanokristallinen Legierungen, welche bereits eine Curie-Temperatur um 600°C aufweisen, wird durch Kobaltzugabe die Curie-Temperatur der amorphen Phase erhöht und somit der Bereich der Betriebs- oder Anwendungstemperatur erweitert.
Optimierte nanokristalline Bandkerne erschließen - bei hoher Sättigungsmagnetisierung und gleichzeitig sehr genau einstellbarer Permeabilität - einen vergleichsweise großen Permeabilitätsbereich. Dies macht sie für verschiedenste Anwendungen einsetzbar. Für Speicherdrosseln werden damit insbesondere auch Permeabilitätswerte oberhalb und unterhalb von ca. 100 zugänglich, was neue Möglichkeiten erschließt, Drosseln mit vergleichsweise niedrigeren Windungszahlen zu realisieren, um Kupferverluste zu reduzieren. Für hochlineare, DC-tolerante Stromwandler ist der Permeabilitätsbereich von mehreren hundert bis zu wenigen 1000 interessant, da die unter Zugspannung wärmebehandelten Bänder aussteuerungsunabhängig eine nahezu konstante Permeabilität bis hin zur Sättigung aufweisen (µ(H)=konstant) und diese Eigenschaft nun auch für den kompletten Kern erhalten werden kann.
Wie bereits erklärt, kann man eine sehr niedrige Permeabilität an weichmagnetischen Ringbandkernen nur mit nanokristallinen Fe-Basis- oder Co-Basis-Legierungen erreichen, wobei das für den Ringbandkern notwendige Bandmaterial in gestreckter Form und unter angelegter Zugspannung entlang der Bandachse wärmehandeltwird, um die amorphe Legierung in den nanokristallinen Zustand zu überführen. Ein Ringbandkern weist ein aufgewickeltes metallisches und weichmagnetisches Band mit minimal möglicher Banddicke auf. In beiden Fällen erfährt das Band während des Prozesses eine Transformation vom anfänglich amorphen Zustand in den nanokristallinen Zustand. Der nanokristalline Zustand unterscheidet sich unter anderem durch eine wesentlich höhere Sprödigkeit vom amorphen Zustand.
Um Zugspannungen in den metallischen Bändern einzustellen, verwendet man beispielsweise S-Rollensysteme, bzw. abgewandelte Fördersysteme, wie in der DE 10 2015 102 765 A1 beschrieben. Das Einbringen einer Zugspannung führt aber zu einer deutlichen Abrisshäufung bei diesem Wärmebehandlungsprozess. Nach dem Übergang in den nanokristallinen Zustand tritt im Bandmaterial eine thermische Relaxation auf, welche zu einer Versprödung des Materials insgesamt oder zu spröden Stellen entlang des metallischen Bandes führt. Der nanokristalline Zustand ist daher im Vergleich zum amorphen Zustand ein glasartig spröder Zustand. Das Material kann nicht mehr geknickt oder geschnitten werden. Bei zu starker Biegung oder nicht achsenparalleler Zugkrafteinbringung zerbricht das Band in kleine Bruchstücke. Lediglich bei gradgenauer Kraftführung entlang der Bandlängsachse kann das nanokristalline Bandmaterial sehr hohen Zugspannungen ausgesetzt werden.
Langjährige Versuche zeigten, dass nur eine Biegebelastung zu Brüchen und Abrissen im Bandmaterial führt, eine reine Zugbelastung entlang der Bandachse ist jedoch relativ unkritisch. Für einen kontinuierlichen Wärmebehandlungsprozess unter angelegter Zugspannung sind jedoch Umlenkungen und Biegungen des Materials notwendig. Ferner sind auch fertigungsbedingte Abweichungen von achsenparallelen Krafteinleitungen sowie nicht perfekter Geradeauslauf des Bandmaterials unvermeidbar. Daher wird es im Fertigungsbetrieb immer wieder zu Brüchen und Abrissen im Bandmaterial kommen. Eine kontinuierliche Wärmebehandlung unter Zugspannung an metallischen Bändern führt nur dann zu einem wirtschaftlichen Prozess, wenn die Anzahl der Abrisse des unter Zugspannung stehen Bandes, im gestreckten Zustand zwischen den Förderrollen und im Bereich der Förderrollen, minimiert werden kann.
Das Elastizitätsmodul liegt bei diesen Legierungen im nanokristallinen Zustand um 200GPa. Somit würden die, während einer Wärmebehandlung angelegten, maximalen Zugspannungen von kleiner 600MPa nur zu minimalen Dehnungen im elastischen Bereich des Materials führen und können somit als Ursache für das Abreißen oder den Bruch des Materials ausgeschlossen werden. Als Ursache für Bruch und Abrisse im nanokristallinen Zustand wird erfindungsgemäß die Oberflächen- und Randstruktur des über einen Rascherstarrungsprozess hergestellten Bandmaterials angesehen.
Bei der zur Herstellung von amorphen Folien nötigen Rascherstarrungstechnologie wird eine glasbildende Metall-Legierung in einem Tiegel, der typischerweise im Wesentlichen aus oxydischer Keramik und/oder Grafit besteht, erschmolzen. Der Schmelzvorgang kann, je nach Reaktivität der Schmelze, unter Luft, Vakuum oder einem Schutzgas wie beispielsweise Argon erfolgen. Nach dem Aufschmelzen der Legierung auf Temperaturen deutlich oberhalb des Liquidus-Punktes wird die Schmelze zu einem Gießtundisch transportiert und durch eine Gießdüse, welche in der Regel eine schlitzförmige Auslassöffnung hat, auf ein rotierendes Rad aus einer Kupferlegierung gespritzt. Die Gießdüse wird hierzu sehr nahe an die Oberfläche des rotierenden Rades, typischerweise eines Kupferrades, gebracht und hat zu diesem einen Abstand von etwa 50 - 500 µm. Die Schmelze, welche den Düsenauslass passiert und auf die bewegte Kupferoberfläche trifft, erstarrt dort mit Abkühlgeschwindigkeiten von etwa 10⁶ K/s. Durch die Drehbewegung des Kupferrades wird die erstarrte Schmelze als kontinuierlicher Folienstreifen abtransportiert, von der Kühlwalze gelöst und auf einer Wickelvorrichtung als kontinuierlicher Folienstreifen bzw. Band aufgewickelt.
Verschleiß der Gießradoberfläche während des Gießprozesses führt zu einer erhöhten Rauigkeit der Radoberfläche. Dies führt im Anschluss wieder dazu, dass Kavitäten oder ähnliche Strukturen entstehen, die zum einen Prozessgas unter den Schmelztropfen transportieren oder zu größeren Gasblasen im Kontaktbereich des Schmelztropfens zum Gießrad führen. Bei der Erstarrung der Schmelze werden diese Gasblasen im amorphen Band eingefroren und können einerseits zu lochartigen Defekten des Bandes führen. Zum anderen führt der erhöhte Verschleiß des Gießrades über einen Prägeeffekt zu Unebenheiten und erhöhter Rauigkeit auf den beiden Oberflächen des erstarrten Bandes. Somit muss man bei metallischen amorphen Folien, welche über einen Rascherstarrungsprozess hergestellt wurden, im Allgemeinen immer mit den oben beschriebenen Oberflächen- und Randstrukturen rechnen. Im Speziellen gilt das dann auch für alle verwendeten Bänder der oben genannten Wärmebehandlungsprozesse unter angelegter Zugspannung entlang der Bandachse. Die Bänder werden immer Fehlstellen aufweisen, welche dann als Ursache für Bruch und Abriss angesehen werden können.
Wie die 1 und 2 zeigen, werden für moderne, optimierte Anwendungen extrem niederpermeable, weichmagnetische bandförmige Materialien zur Herstellung von Ringbandkernen benötigt, welche sich mit nanokristallinen Fe-Basis- bzw. nanokristallinen Co-Basis-Legierungen über einen Wärmebehandlungsprozess unter angelegter Zugspannung herstellen lassen. Das Problem dabei liegt darin, dass man für niedrige Permeabilität hohe Zugspannungen benötigt, währenddessen das Material im nanokristallinen Zustand aber sehr spröde ist und vermehrt bei hoher Zugspannung bei Biegung und Umlenkung bricht und reißt. Dies führt unter Fertigungsbedingungen zu einem nicht mehr wirtschaftlichen Prozess mit zu hohem Material- und Personalaufwand und letztlich zu übermäßig hohen Produktionskosten.
Erfindungsgemäß wird dieses Problem dadurch gelöst, indem eine Minimierung der notwendigen Zugspannung angestrebt wird. Umso geringer die notwendige Zugspannung zum Erreichen des gewünschten Permeabilitätsniveaus während des kontinuierlichen Wärmebehandlungsprozesses gehalten werden kann, desto weniger wird das nanokristalline Band mechanisch belastet und desto weniger Brüche oder Abrisse werden erfolgen. Damit kann ein kontinuierlich ablaufender Prozess erreicht werden. Infolgedessen sollte die Wirtschaftlichkeit des Prozesses steigen bzw. der Personalaufwand und die Produktkosten minimiert werden.
Ein Legierungssystem wird somit erfindungsgemäß bereitgestellt, bei dem man mit minimaler Zugspannung maximale Anisotropie induzieren kann und dabei aber auch einen breiten Anisotropiebereich bzw. Permeabilitätsbereich abdeckt, um den Anforderungen unterschiedlicher Bauelementanwendungen gerecht zu werden. Wobei als Randbedingung natürlich die gute Gießbarkeit des amorphen Ausgangsmaterials und das weichmagnetische Verhalten der Legierung wie geringstes Koerzitivfeld H_c, minimale Magnetostriktion λ_s, minimales Remanenzverhältnis B_r/B_max und geringste Nichtlinearität der Hystereseschleife nlin nach der Wärmebehandlung eingehalten werden muss.
Die NichtLinearität der Hystereseschleife nlin beschreibt die Linearität des zentralen Teils der Hystereseschleife, der zwischen den Anisotropiefeldstärkepunkten liegt, die den Übergang in die Sättigung kennzeichnen. Ein linearer Teil dieses zentralen Teils der Hystereseschleife wird hierin durch einen Nichtlinearitätsfaktor nlin oder auch NL definiert, wobei der Nichtlinearitätsfaktor NL durch die Formel $N L (%) = \frac{100}{2} (δ B_{a u f} + δ B_{a b}) / B_{s}$
berechnet und beschrieben werden kann.
Dabei bezeichnen 5B_auf bzw. δB_ab die Standardabweichung der magnetischen Polarisation von einer Ausgleichsgeraden durch den auf- bzw. absteigenden Ast der Hystereseschleife zwischen Polarisationswerten von ±75% der Sättigungspolarisation B_s. Die Schleife ist also umso linearer, je kleiner NL ist. Die erfindungsgemäßen Legierungen weisen einen NL-Wert von weniger als 0,8% auf.
Weichmagnetische Co-Basis-Legierungen werden erfindungsgemäß bereitgestellt, die als amorphes Band über einen Rascherstarrungsprozess hergestellt werden können und danach über eine Wärmebehandlung unter minimaler, axial angelegter Zugspannung in einen amorph-nanokristallinen Mischzustand überführt werden können und danach einen gewünschten niederpermeablen und angemessen weichmagnetischen Zustand aufweisen. Das aus diesem Vorgang erhaltene bandförmige Material wird im Anschluss zu Ringbandkernen verarbeitet und bei Transformatoren oder Drahtspulen Einsatz finden.
In manchen Ausführungsbeispielen wird die Zusammensetzung weiter definiert, wobei der Eisengehalt a 4,0 ≤ a ≤ 15,0, vorzugsweise 4,6 ≤ a ≤ 14,6,0 und/oder der Kupfergehalt 0,1 < b < 0,9, vorzugsweise 0,7 < b < 0,9 ist.
In manchen Ausführungsbeispielen ist das Element M ausschließlich Nb und 2 ≤ c ≤ 4, vorzugsweise 2 ≤ c ≤ 3.
In manchen Ausführungsbeispielen ist das Element T ausschließlich Mn und 0 ≤ d < ≤ 2,5.
In manchen Ausführungsbeispielen wird der Gehalt an Metalloiden oder glasbildenden Elementen weiter definiert. In manchen Ausführungsbeispielen gilt 14 ≤ x ≤ 16 für den Siliziumgehalt und/oder 5 ≤ y ≤ 7 für den Borgehalt.
In manchen Ausführungsbeispielen ist die Summe an Metalloiden näher definiert, wobei 20 ≤ (x + y + z) ≤ 25.
Die Legierung kann in Form eines Bandes bereitgestellt werden und weist eine Dicke von 10 µm bis 25 µm, vorzugsweise 12 µm bis 20 µm und/oder eine Breite von 2 mm bis zu 300 mm, vorzugsweise 40 mm bis 300 mm, und/oder als gegossenes Band eine zusammenhängende Länge von mindestens 2 km, oder mindestens 8 km auf.
In manchen Ausführungsbeispielen weist die Legierung nach einer Wärmebehandlung ein nanokristallines Gefüge auf, bei der zumindest 90 Vol.-% der Körner eine mittlere Größe kleiner als 25 nm aufweisen.
Im nanokristallinen Zustand kann die Legierung

eine Permeabilität von 20 bis 130, vorzugsweise maximal 100, vorzugsweise maximal 60 und/oder
eine Sättigungsmagnetisierung B_s ^nano von = 0.75 bis 1.05T und/oder
eine Sättigungsmagnetostriktion |λ_s ^nano| von < 8ppm, bevorzugt < 2ppm und/oder
ein Remanenzverhältnis B_r/B_max < 0.1, bevorzugt < 0.05 und/oder
eine Koerzitivfeldstärke (f = 60Hz) H_c von < 2A/cm, bevorzugt < 1.5A/cm und/oder ein Verhältnis von H_c zu dem induzierten Anisotropiefeld H_k, H_c/H_k, < 0.05, bevorzugt H_c/H_k < 0.01 und/oder
eine Nicht-Linearität der Hystereseschleife von < 1%, bevorzugt < 0.5% aufweisen.

Im nanokristallinen Zustand kann die Legierung eine Zugspannungssensitivität dH_k/dσ von größer als 1.0 A/cm/MPa, vorzugsweise von größer als 1.5 A/cm/MPa aufweisen, wobei H_k induziertes Anisotropiefeld und σ Zugspannung bezeichnet. Diese Zugspannungssensitivität hat den Vorteil, dass eine niedrigere Permeabilität, vorzugsweise von 20 bis 130, vorzugsweise maximal 100, vorzugsweise maximal 60 unter Verwendung einer kleinen Zugspannung in einer Wärmebehandlung im Durchlauf erzeugt werden kann, um Risse im Band während des Wärmebehandlungsprozesses zu vermeiden.
In manchen Ausführungsbeispielen ist die Legierung zumindest 80 Vol.-% amorph. Diese Legierung kann im gegossenen Zustand sein und kann als Anfangslegierung für die Herstellung einer nanokristallinen Legierung dienen.
Ein Verfahren zum Herstellen eines nanokristallinen Metallbandes wird auch bereitgestellt. Ein amorphes Metallband aus einer Legierung nach einem der vorhergehenden Ausführungsbeispielen wird bereitgestellt und im Durchlauf unter Zugspannung σ von 1 MPa bis 300 MPa bei einer Temperatur T_a, wobei 450°C ≤ T_a ≤ 750°C beträgt, wärmebehandelt, um ein nanokristallines Metallband zu erzeugen, bei dem zumindest 90 Vol.-% der Körner eine mittlere Größe kleiner als 25 nm aufweisen.
In manchen Durchführungsformen wird die Zugspannung während des Wärmebehandelns im Durchlauf variiert. Somit kann die Gleichmäßigkeit der magnetischen Eigenschaften über die Länge des Metallbandes verbessert werden.
In manchen Ausführungsformen weist das nanokristalline Metallband eine Zugspannungssensitivität dH_k/dσ von größer als 1.0 A/cm/MPa, vorzugsweise von größer als 1.5 A/cm/MPa auf. Dies kann durch eine entsprechende Auswahl der Zusammensetzung erreicht und dazu verwendet werden, eine niedrigere Permeabilität bei einer niedrigeren Zugspannung zu erreichen.
In manchen Ausführungsbeispielen weist das nanokristalline Metallband nach der Wärmebehandlung

eine Permeabilität von 20 bis 130, vorzugsweise maximal 100, vorzugsweise maximal 60 und/oder
eine Sättigungsmagnetisierung B_s ^nano von = 0.75 bis 1. 05T und/oder
eine Sättigungsmagnetostriktion |λ_s ^nano| von < 8ppm, bevorzugt < 2ppm und/oder
ein Remanenzverhältnis B_r/B_max < 0.1, bevorzugt < 0.05 und/oder
eine Koerzitivfeldstärke (f = 60Hz) H_c von < 2A/cm, bevorzugt < 1.5A/cm und/oder ein Verhältnis von H_c zu dem induzierten Anisotropiefeld H_k, H_c/H_k, H_c/H_k < 0.05, bevorzugt H_c/H_k < 0.01 und/oder
eine nicht-Linearität der Hystereseschleife von < 1%, bevorzugt < 0.5% auf.

In manchen Durchführungsformen wird das Metallband mit einer Geschwindigkeit s im Durchlauf durch einen Durchlaufofen mit einer Heizzone mit einer Länge von 30 cm bis 3 m gezogen, sodass eine Verweildauer der Folie in einer Temperaturzone des Durchlaufofens mit der Temperatur T_a zwischen 2 Sekunden und 10 Minuten liegt.
In manchen Durchführungsformen wird nach dem Wärmebehandeln im Durchlauf das Metallband zu einem Ringbandkern gewickelt. Das Metallband kann nach dem Wärmebehandeln im Durchlauf direkt an einer Aufnahmespule zu einem Ringbandkern gewickelt werden.
Das amorphe Metallband kann vor der Wärmebehandlung mit einer elektrischen Isolationsschicht beschichtet werden. Dies ist von Vorteil, wenn das Metallband nach dem Wärmebehandeln im Durchlauf direkt an einer Aufnahmespule, die stromabwärts des Ofens, in dem die Durchlaufwärmebehandlung durchgeführt wird, angeordnet ist, zu einem Ringbandkern gewickelt wird.
In manchen Durchführungsformen wird während des Verfahrens und im Durchlauf ein gewünschter Wert der Permeabilität µ und/oder des Anisotropiefeldes H_k und/oder ein magnetischer Bandquerschnitt A_Fe sowie ein erlaubter Abweichungsbereich inline gemessen, indem magnetische Eigenschaften des Metallbandes beim Verlassen des Durchlaufofens laufend gemessen werden, während das Metallband nicht mehr unter Zugspannung steht. Wenn Abweichungen von den erlaubten Abweichungsbereichen der magnetischen Eigenschaften festgestellt werden, wird die Zugspannung σ an dem Metallband entsprechend nachgeregelt, um die gemessenen Werte der magnetischen Eigenschaften in den Bereich innerhalb der erlaubten Abweichungsbereiche zurückzubringen.
In manchen Durchführungsformen wird ein vorbestimmter aktiver Materialquerschnitt Kern-A_Fe für den hergestellten Ringbandkern bereitgestellt.
In manchen Durchführungsformen werden, um einen vorbestimmten aktiven Materialquerschnitt eines Ringbandkerns Kern-A_Fe bereitzustellen, beim Verlassen des Durchlaufofens der magnetische Bandquerschnitt A_Fe am Metallband lokal und laufend ermittelt, die Anzahl der Bandlagen des Ringbandkerns aufgrund der ermittelten Werten des magnetischen Bandquerschnitts A_Fe berechnet und der Ringbandkern mit der berechneten Anzahl von Bandlagen gewickelt.
Das amorphe Metallband kann mit einer Rascherstarrungstechnologie hergestellt werden, wobei eine Schmelze auf eine sich bewegende Außenoberfläche eines sich bewegenden Kühlkörpers gegossen wird, wobei die Schmelze auf der Außenoberfläche erstarrt und das amorphe Metallband geformt wird.
In manchen Durchführungsformen wird die Außenoberfläche des Kühlkörpers kontinuierlich bearbeitet, um die Außenoberfläche des Kühlkörpers zu glätten, während die Schmelze auf die sich bewegende Außenoberfläche des Kühlkörpers gegossen wird.
Die Oberflächenbearbeitungsmittel können verwendet werden, um die Außenoberfläche abtragend oder umformend zu bearbeiten.
Als umformendes Oberflächenbearbeitungsmittel kann eine Walzvorrichtung vorgesehen werden, die auf die Außenoberfläche des Gießrades angepresst wird, während sich das Gießrad dreht. In diesem Zusammenhang wird „umgeformt“ und „umformende“ so verstanden, dass es die Umverteilung von Material bezeichnet. Das Entfernen von Material von der Außenoberfläche, wie dies mit einer Bürste durchgeführt werden kann, ist nicht Ziel der Verwendung der Walzvorrichtung. Es entstehen somit keine Späne, nahezu kein Abrieb und Staub, welche den Herstellprozess des Metallbandes negativ beeinflussen könnten.
Als abtragende Oberflächenbearbeitungsmittel kann eine Poliervorrichtung, die auf die Außenoberfläche des Gießrades angepresst wird, während sich das Gießrad dreht, und/oder eine Schleifvorrichtung, die auf die Außenoberfläche des Gießrades angepresst wird, während sich das Gießrad dreht, und/oder eine oder mehrere Bürsten auf die Außenoberfläche des Gießrades angepresst werden, während sich das Gießrad dreht, vorgesehen werden.
Die Bürsten können auch einen reinigenden Effekt haben und die Außenoberfläche selbst weder abtragen, noch umformen.
In einem Ausführungsbeispiel wird das Oberflächenbearbeitungsmittel so an die Außenoberfläche des Gießrades angepresst, dass es kontinuierlich die Außenoberfläche des Gießrades glättet, während die Schmelze auf die Außenoberfläche des Gießrades gegossen wird. Dieses Ausführungsbeispiel kann für die Walzvorrichtung verwendet werden.
Die Legierung nach einem der vorhergehenden Ausführungsbeispiele kann bei einem DC-toleranten Stromwandler oder einem Interphasen Transformator oder einem Isolationstransformator oder einem Fly-Back Transformator oder einem Fly-Back Wandler oder einer Speicher-Drossel oder einer PFC Drosseln für Industrie- und Automobilanwendungen oder einem elektronischen Steuergerät wie einem DC/DC-Wandler oder einer Speicherdrossel oder einem Speicherüberträger oder einer Filterdrossel mit niederpermeablen Kernmaterialien oder einem induktiven Energiespeicher verwendet werden.
Bei diesen Anwendungen ist eine hohe Arbeitsfrequenz von Vorteil und kann durch die hierin beschriebene Legierung mit einer niedrigeren Permeabilität erreicht werden.
Ein Ringbandkern, der ein gewickeltes Band aus einer Legierung nach einem der vorhergehenden Ausführungsbeispiele aufweist, wird auch bereitgestellt. Der Ringbandkern kann ferner eine elektrische Isolationsbeschichtung umfassen.
Ausführungsbeispiele werden nun anhand der Zeichnungen erläutert.

1a zeigt die erreichbare Permeabilität µ für unterschiedliche Methoden einer Querfeld-Anisotropie, einzubringen als Funktion der Sättigungsinduktion B_s für unterschiedliche Legierungssysteme und Materialzustände.
1b zeigt die 60Hz Permeabilität µ an Ringbandkernen für nanokristalline Fe-Basis- und für nanokristalline Co-Basis-Legierungen.
2 zeigt eine schematische Darstellung einer Vorrichtung zum Nachbehandeln eines Bandes aus einer Co-Basis-Legierung.
3 zeigt den Wert der Zugspannungssensitivität dH_k/dσ für unterschiedliche nanokristalline Fe-Basis- und nanokristalline Co-Basis-Legierungen.
4 zeigt die notwendige Zugspannung zum Erreichen des Permeabilitätsniveaus µ = 60 für unterschiedliche nanokristalline Fe-Basis- und nanokristalline Co-Basis-Legierungen.
5 zeigt ein Beispiel einer flachen Hystereseschleife mit hohen Linearitätseigenschaften und Definitionen.
6 zeigt den Verlauf das Anisotropiefeld H_k nach einer Durchlaufwärmebehandlung unter einer konstanten Zugspannung von 60MPa als Funktion der Wärmebehandlungstemperatur T_a für Legierungen aus der Tabelle 1.
7 zeigt das XRD Spektrum (Cu-K_a) an einer Probe nach einer Wärmebehandlung bei T_a = 590°C für die Legierung Nr. 21 (Co₆₅ Fe_9.6 Cu_0.8 Nb_2.6 Si_15.5 B₆.₆).
8 zeigt den Verlauf des Koerzitivfeldes H_c nach der Wärmebehandlung bei Temperaturen im Bereich 400°C bis 800°C für die in Tabelle 1 aufgeführten Legierungen.
9 zeigt den funktionellen Zusammenhang zwischen H_c und der Wärmebehandlungstemperatur T_a.
10 zeigt den Verlauf des Remanenzverhältnises B_r/B_max nach der Wärmebehandlung.
11 zeigt Einzelmagnetostriktionsmesswerte an Proben verschiedener nanokristalliner Fe-Basis- und erfindungsgemäßer nanokristalliner Co-Basis-Legierungen.
12 zeigt die Veränderungen von Magnetisierung und Magnetostriktion im amorphen Zustand sowie im nanokristallinen Zustand bei der Erhöhung des Co-Gehaltes von 0 auf 70at%.
13 zeigt das Anisotropiefeld H_k der flachen Hystereseschleife nach einer Wärmebehandlung bei optimaler Wärmebehandlungstemperatur T_a als Funktion der angelegten Zugspannung für Fe-Basis- und Co-Basis-Legierungen aus Tabelle 1.
14 zeigt Messungen der Hystereseschleife an wärmebehandelten Proben, bei denen unterschiedliche zugspannungsinduzierte Anisotropien eingebracht wurden.
15 zeigt Messungen der Hystereseschleife an wärmebehandelten Proben, bei denen eine unterschiedliche zugspannungsinduzierte Anisotropie eingebracht wurde.

Ein amorphes Band aus einer Co-Basis-Legierung wird mittels Rascherstarrungstechnologie hergestellt. Die Co-Basis-Legierung wird in einem Tiegel, der typischerweise im Wesentlichen aus oxydischer Keramik und/oder Grafit besteht, erschmolzen. Der Schmelzvorgang kann, je nach Reaktivität der Schmelze, unter Luft, Vakuum oder einem Schutzgas wie beispielsweise Argon erfolgen. Nach dem Aufschmelzen der Legierung auf Temperaturen deutlich oberhalb des Liquidus-Punktes wird die Schmelze zu einem Gießtundisch transportiert und durch eine Gießdüse, welche in der Regel eine schlitzförmige Auslassöffnung hat, auf ein rotierendes Rad aus einer Kupferlegierung gespritzt. Die Gießdüse wird hierzu sehr nahe an die Oberfläche des rotierenden Rades, typischerweise eines Kupferrades, gebracht und hat zu dieser einen Abstand von etwa 50 - 500 µm. Die Schmelze, welche den Düsenauslass passiert und auf die bewegte Kupferoberfläche trifft, erstarrt dort mit Abkühlgeschwindigkeiten von etwa 10⁶ K/s. Durch die Drehbewegung des Kupferrades wird die erstarrte Schmelze als kontinuierlicher Folienstreifen abtransportiert, von der Kühlwalze gelöst und auf einer Wickelvorrichtung als kontinuierliches Band aufgewickelt.
Die Oberfläche des Gießrads wird während des Gießverfahrens geglättet, um den Verschleiß der Gießradoberfläche während des Gießprozesses, welcher zu einer erhöhten Rauigkeit der Radoberfläche führen würde, zu reduzieren.
Erfindungsgemäß hat die Co-Basis-Legierung eine Zusammensetzung, die durch die Formel Co_{100-a-b-c-d-x-y-z}Fe_aCu_bM_cT_dSi_xB_yZ_z beschrieben ist, worin M eines oder mehrere der Gruppe der Elemente Nb, Mo und Ta und T eines oder mehrere der Gruppe der Elemente Mn, V, Cr und Ni ist und Z eines oder mehrere der Gruppe der Elemente C, P und Ge ist, wobei a, b, c, d, x, y, z in Atom-% angegeben sind, und a, b, c, d, w, y, z die folgenden Bedingungen erfüllen: $1,5 < a < 15$
$0,1 < b < 1,5$
$1 \leq c < 5$
$0 \leq d < 5$
$12 < x < 18$
$5 < y < 8$
$0 \leq z < 2$
Bis zu 1 at.-%, bevorzugt bis zu 0,5 at.-% an Verunreinigungen können vorhanden sein, wobei diese nicht durch die Formel abgedeckt sind.
Das Band wird in einem amorphen Zustand auf Grund der hohen Abkühlrate hergestellt und kann zumindest 90 Vol.-% amorph sein. Das amorphe Band wird dann wärmebehandelt, um einen nanokristallinen Zustand zu erzeugen, bei dem zumindest 90 Vol.-% der Körner eine mittlere Größe kleiner als 25 nm aufweisen.
2 zeigt eine schematische Darstellung einer Vorrichtung 20 zum Wärmebehandeln eines Bandes 21 aus einer Co-Basis-Legierung unter Zugspannung. Die Vorrichtung 20 weist einen Durchlaufofen 22 mit einer Temperaturzone 23 auf, wobei diese Temperaturzone 23 so eingestellt ist, dass die Temperatur im Ofen in dieser Zone innerhalb +/- 5°C von der Anlasstemperatur Ta ist. Die Vorrichtung 20 weist ferner eine Spule 24 am Anfang des Ofens 22, auf der das Band 21 aus der Legierung im amorphen Zustand aufgewickelt ist, und eine Aufnahmespule 26 am Ende des Ofens 22 auf, auf der das wärmebehandelte nanokristalline Band 27 aufgenommen wird. Das Band 21 wird mit einer Geschwindigkeit s von der Spule 24 durch den Durchlaufofen 22 bis zur Aufnahmespule 26 gezogen. In manchen Ausführungsbeispielen wird das Band 21 auf der Aufnahmespule 26 zu einem Magnetkern gewickelt.
Die Zugspannung kann mithilfe einer Spannanordnung 27 mit einem Rollenpaar 28 am Anfang des Ofens 22 und einer Spannrollenanordnung 29 mit einem Rollenpaar 30 am Ende des Ofens 22 auf das Band 21 ausgeübt werden, so dass das Band 21 unter vorgegebener Zugspannung kontinuierlich durch den Ofen 22 gefördert wird.
Die Spannrollenanordnung 29 weist eine einzelne Antriebsrolle 31 und eine frei drehende Andruckrolle 21 auf und kann eine Bremsfunktion aufweisen. Die Spannanordnung 27 weist eine einzelne Antriebsrolle 33 und eine frei drehende Andruckrolle 34 auf. Die Antriebsrolle 31 bzw. 33 jedes S-Rollenpaares 28 bzw. 30 wird über einen Motor mit Getriebe angetrieben.
Während das Rollenpaar 28 der Spannanordnung 27 am Anfang des Ofens 22 eine Bremsfunktion mit einer Bremskraft F_B auf das nachzubehandelnde Band 21 ausübt, erzeugt das Rollenpaar 30 der Spannrollenanordnung 29 am Ende des Ofens 22 eine Antriebskraft F_D, die in einer Anfahr- bzw. Beschleunigungsphase zu Beginn der Förderung größer ist als während der Nachbehandlungsphase, bei der mit konstanter Geschwindigkeit in Durchlaufrichtung das Band 21 die Rollenpaare 28 und 30 unter einer Zugkraft Fz = F_D = F_B passiert.
In einem Bereich zwischen den beiden Rollenpaaren 28 und 30 wird somit das Metallband 21 einer einstellbaren Zugspannung σ entlang der Bandachse ausgesetzt. In den Bereichen außerhalb der S-Rollenpaare 28 und 28 herrscht in dem Band 21 nahezu keine oder eine signifikant geringe Zugspannung vor. Somit wird mit einem S-Rollensystem ein Fördersystem 5 bereitgestellt, bei dem eine kontinuierliche Nachbehandlung von Bändern 21 unter Zugspannungen möglich ist.
Durch eine Wärmebehandlung unter Zugspannung entlang der Bandachse lassen sich Legierungen auf Co-Basis mit einer deutlich höheren Anisotropie induzieren. Die Stärke der induzierten Anisotropie K_u und somit die erreichbare Permeabilität am Band 21 bzw. an einem daraus gefertigten Ringbandkern hängt direkt von der Zugspannung σ im Band 21 ab. Das amorphe Band 21 wird entlang der Bandachse unter Zugspannung gesetzt und geht beim Durchgang durch den Ofen 22 in den nanokristallinen Zustand über. Die Wärmebehandlung unter Zugspannung führt zu einer hohen zugspannungsinduzierten Anisotropie mit einer magnetisch leichten Ebene quer zur Bandlängsrichtung und somit zu magnetisch niederpermeablem Verhalten. Das nun nanokristalline Band 21 wird unmittelbar danach in einem Wickelprozess zu einem Ringbandkern weiterverarbeitet. Der Wickelprozess zu einem Ringbandkern kann aber auch in einem separaten Prozess erfolgen.
Die Herstellung von nanokristallinen Ringbandkernen besteht daher aus zwei Prozessteilen. Der erste Prozess stellt eine Wärmebehandlung am gesteckten Bandstreifen dar und legt die magnetischen Eigenschaften im Material fest. Eingangsseitig wird ein auf Endbreite geschnittenes, amorphes und zu einem Coil aufgewickeltes Band 21 aus einer Co-Basis-Legierung, welche das Potential hat, in den nanokristallinen Zustand überführt werden zu können, verwendet. Das Band 21 wird von diesem Coil 24 abgewickelt und in gestreckter Form durch einen röhrenförmigen Wärmebehandlungsofen 22 gezogen. Mit Hilfe einer variabel belastbaren Schwinge wird der Bandstreifen unter eine Zugspannung entlang der Bandachse gesetzt. Bei Glühtemperaturen T_a, über der Kristallisationstemperatur geht das anfänglich amorphe Material in der Wärmebehandlungszone Ta des Ofens 22 in einen nanokristallinen Zustand über. Typische Vorrichtung ist ein Durchlaufofen 22 mit einem Ofentemperaturprofil mit 5 Heizzonen, bei dem Temperaturen bis 800°C möglich sind. Die Länge des WB-Ofens kann 30 cm bis 40 cm bei Laboröfen und bis zu 3 m bei Fertigungsöfen sein.
Über die anliegende Zugspannung wird eine Anisotropie im Band 21 induziert, so dass das auslaufende weichmagnetische Band 21 eine ausgeprägte, flache Hystereseschleife mit definierter Permeabilität µ aufweist, wobei die Permeabilität entlang der Bandachse gemessen ist. Dabei sind das erreichbare Permeabilitätsniveau µ bzw. die induzierte Anisotropie K_u der angelegten Zugspannung im Band proportional.
Im Anschluss wird der nun nicht mehr unter Zugspannung stehende Bandstreifen durch ein Messsystem 35 geführt, welches in Echtzeit alle für die magnetische Charakterisierung relevanten Messgrößen ermittelt, wie magnetischen Sättigungsfluss, magnetische Bandquerschnittsfläche, Anisotropiefeld, Permeabilität, Koerzitivfeld, Remanenzverhältnis, Verluste usw. Der kontinuierlich ablaufende Prozess und die permanente Messung der Magneteigenschaften nach dem Glühvorgang erlauben nun eine Regelung des Gesamtvorganges, d.h. eine Einstellung auf die gewünschte Zielgröße, die in 2 mit den Pfeilen 36, 37, 38 schematisch dargestellt ist. Wie oben ausgeführt, wird in dem durchlaufenden Material für eine vorgegebene, konstante Zugspannung im Band eine entsprechende Anisotropie K_u induziert.
Mit Hilfe einer Zugregelung, also einer im Prozess variabel einstellbaren Kraft entlang der Bandachse, lässt sich die induzierte Anisotropie K_u und somit die Permeabilität µ=B_s ²/(2 µ₀ K_u) über die gesamte Bandlänge konstant halten. Dies stellt den ersten großen Vorteil der Methode dar. Zur Realisierung muss die Kraft im Band 21 in kleinen Schritten um einen Sollzugspannungswert variiert werden, um lokale Einflüsse wie Banddickenfluktuationen, Kontakttemperaturunterschiede und geringfügige Abweichungen der Durchlaufgeschwindigkeit auszugleichen. Ein weiterer Vorteil liegt darin, dass die induzierte Anisotropie K_u in einem sehr weiten Bereich gezielt eingestellt werden kann. In Anhängigkeit von der gewählten Legierung und unter der Annahme, dass die Zugkraft im Band 21 entsprechend weiträumig veränderbar ist, werden Permeabilitäten µ im Bereich von 2 000 bis unter 100 erreicht. Die Kombination der beiden Vorteile, also sowohl eine gewünschte Anisotropie anzufahren als auch diese dann konstant zu halten, ist vorteilhaft. So reicht es beispielsweise nicht aus, nur eine hohe Zugkraft in das Band 21 einzubringen, um eine niedrige Permeabilität zu erreichen - die Zielpermeabilität wäre danach nur für einen kurzen Längenabschnitt des Ausgangsmaterials exakt eingestellt. Der Grund dafür ist die relativ starke Banddickenvariation amorpher Bänder, die über einen Rascherstarrungsprozess hergestellt werden. Diese Banddickenvariation kann bis zu 10% über die Länge des Gießradumfanges sein. Daher müssen zusätzliche, extrem feine und nicht ruckartige Zugkraftanpassungen ausgeführt werden können. Die Informationen über die notwendigen Zugkraftvariationen werden vom Messsystem 35 zur Verfügung gestellt.
Im zweiten Prozessschritt wird das Bandmaterial mit bereits voreingestellten Magneteigenschaften zu Ringbandkernen mit definierter Induktivität weiterverarbeitet. Die oben beschriebene Technologie stellt im kontinuierlichen Verfahren weichmagnetisches Bandmaterial eines bestimmten Permeabilitätsniveaus mit extrem geringen µ-Abweichungen über die gesamte Bandlänge zur Verfügung.
Zur Herstellung von Ringbandkernen mit definierter Induktivität ist es vorteilhaft, neben der Permeabilität auch den aktiven Materialquerschnitt (Kern-A_Fe) am Kern konstant zu halten. Die dafür notwendige Information (magnetischer Bandquerschnitt, lokales A_Fe des Bandes) wird ebenfalls vom Messsystem35 ermittelt. Mit der Kenntnis des lokalen A_Fe am durchlaufenden Band 21 kann somit die Anzahl der Bandlagen berechnet werden, welche notwendig sind, um den vorgegebenen aktiven Materialquerschnitt am Kern zu erreichen (Kern-A_Fe). Eine Variation der Banddicke, verursacht beispielsweise durch den Rascherstarrungsprozess an sich, kann somit ausgeglichen werden und die Abweichungen des aktiven Materialquerschnitts von Kern zu Kern werden somit minimiert. Kombiniert man nun die beiden Teilprozesse, so ergibt sich ein Gesamtprozess, der zu Ringbandkernen mit sehr genau eingestelltem Permeabilitätswert µ und sehr genau eingestelltem aktivem Materialquerschnitt (Kern-A_Fe) führt. Der Mittelungsprozess beim Aufwickeln des Bandes 21 zu einem Ringbandkern wirkt sich ebenfalls sehr positiv auf das Einhalten enger Toleranzen aus. Dabei kompensieren sich beim Aufwickeln über mehrere Meter hinweg die jeweils positiven und negativen Abweichungen von den Zielwerten. Aufgrund des aktiven, kontinuierlichen Regelprozesses erwartet man daher auch für hohe Kernstückzahlen sehr geringe Exemplar-Streuungen bezüglich µ und Kern-A_Fe.
Das Ansprechverhalten einer Legierung, auf eine angelegte Zugspannung eine induzierte Anisotropie auszuprägen, wird mit dem Wert Zugspannungssensitivität dH_k/dσ beschrieben. Der Begriff Zugspannungssensitivität dH_k/dσ beschreibt die Änderung des induzierten Anisotropiefeldes H_k mit der bei der Wärmebehandlung angelegten Zugspannung σ. Je größer der Wert der Zugspannungssensitivität dH_k/dσ einer Legierung ist, umso weniger Zugkraft bzw. Zugspannung muss zum Erreichen des gewünschten Permeabilitätsniveaus bei der Durchlaufwärmebehandlung angelegt werden. Daher wurde die Zugspannungssensitivität dH_k/dσ für unterschiedlichen Legierungen und Legierungssysteme gemessen.
Typische Wärmebehandlungsbedingungen sind eine Zugspannung σ von 1 MPa bis 300 MPa bei einer Temperatur T_a, wobei 450°C ≤ T_a ≤ 750°C beträgt, um ein nanokristallines Metallband zu erzeugen. Der Durchlaufofen 22 kann eine Heizzone mit einer Länge von 30 cm bis 3 m aufweisen und das Metallband 21 eine Geschwindigkeit s im Durchlauf durch den Durchlaufofen 22, sodass eine Verweildauer des Bandes in der Temperaturzone des Durchlaufofens mit der Temperatur T_a zwischen 2 Sekunden und 10 Minuten liegt.
3 zeigt das Ergebnis der Untersuchungen. Es wird der Wert der Zugspannungssensitivität dH_k/dσ für unterschiedliche nanokristalline Fe-Basis- und nanokristalline Co-Basis-Legierungen, im Speziellen aber für das Legierungssystem Co_x Fe_74.6-x Cu_0.8 Nb₂.₆ Si_15.5 B_6.5 (at%), wobei x im Bereich 0 bis 80% variiert wurde, gezeigt. Die Interpretation des Wertes dH_k/dσ ist die Folgende: Beispielsweise beträgt der Wert dH_k/dσ für eine reine nanokristalline Fe-Basis-Legierung, also mit x = 0%, ca. 0.2 A/cm/MPa. Das heißt, man benötig eine Zugspannungsdifferenz von Δσ = 5MPa, um eine Anisotropiefeldstärke von (einem) 1A/cm zu induzieren. Wünschenswert ist es jedoch, so wenig wie möglich Zugspannungsdifferenz aufbringen zu müssen, um eine Anisotropiefeldstärke von (einem) 1A/cm zu induzieren. Betrachtet man allerdings nanokristalline Co-Basis-Legierungen aus dem erfindungsgemäßen Bereich, wie beispielsweise die Legierung mit x = 67.5%, so ergibt sich eine Zugspannungssensitivität dH_k/dσ von ca. 2.3 bis 2.4 A/cm/MPa, und damit benötigt man nur ca. 0.4MPa, um eine Anisotropiefeldstärke von (einem) 1A/cm zu induzieren. Dies entspricht einer Verbesserung um den Faktor 12.
In 4 wird für unterschiedliche nanokristalline Fe-Basis- und nanokristalline Co-Basis-Legierungen, aber im Speziellen für das Legierungssystem Co_x Fe_74.6-x Cu_0.8 Nb_2.6 Si_15.5 B_6.5 (at%), wobei x im Bereich 0 bis 80% variiert wurde, die notwendige Zugspannung zum Erreichen des Permeabilitätsniveaus µ = 60 dargestellt. Während für nanokristalline Fe-Basis-Legierungen Zugspannungen von 1000MPa oder mehr notwendig sind, um eine Permeabilität von µ = 60 zu erreichen, reichen für erfindungsgemäße Legierungen auf Co-Basis Zugspannungen unter 50MPa völlig aus. Somit grenzen sich die erfindungsgemäßen Legierungen nicht nur durch die chemische Zusammensetzung und das Einhalten bestimmter weichmagnetischer Eigenschaften, sondern auch durch Eigenschaft, eine Zugspannungssensitivität dH_k/dσ über einem bestimmten Mindestmaß zu haben, ab. Nur diese Legierungen bleiben dann unter bestimmten Grenzzugspannung, um beispielsweise µ = 60 zu erreichen.
5 zeigt ein Beispiel einer flachen Hystereseschleife mit hohen Linearitätseigenschaften und es werden die Begriffe Remanenzverhältnis B_r/B_max, Koerzitivfeldstärke H_c, Anisotropiefeld H_k, sowie die Permeabilität µ erklärt. Ein Maß für die Linearität der Hystereseschleife ist durch das Nichtlinearitätsverhältnis nlin beschrieben, welches aus der angegebenen Formel errechnet wird. Dabei bezeichnen δB_auf bzw. δB_ab die Standardabweichung der Magnetisierung von einer Ausgleichsgeraden durch den auf- bzw. absteigenden Ast der Hystereseschleife zwischen Magnetisierungswerten von ±75% der Sättigungsmagnetisierung B_s. Die Schleife ist also umso linearer, je kleiner der Wert nlin ist.
Im Folgenden wird eine Zusammensetzung für eine Legierung festgestellt, mit der eine niedrigere Permeabilität bei einer Zugspannung, die nicht zu hoch ist, damit Risse vermieden werden können, erreicht werden kann und mit der die Wirtschaftlichkeit des Verfahrens erhöht werden kann.
Die Tabelle 1 zeigt eine Zusammenfassung der Ergebnisse aller untersuchten Legierungsvarianten. Angegeben sind dabei die Nominalzusammensetzung der Legierungen in at%, die Dichte und die Sättigungsmagnetisierung B_s im amorphen sowie im nanokristallinen Zustand. Alle angegebenen Legierungen wurden über ein Rascherstarrungsverfahren als amorphe Bänder der Dicke von ca. 20µm hergestellt. Die Tabelle 1 zeigt auch die Kristallisationstemperaturen (o-onset, p-peak) der ersten T_x1 und der zweiten Kristallisationsphase T_x2, bestimmt aus einer DSC-Messung bei einer Aufheizgeschwindigkeit von 10K/min. In der Tabelle 1 sind auch die erfindungsgemäßen Legierungen bezeichnet.
Die Tabelle 2 zeigt die chemische Analyse (GDOES Methode) der hergestellten amorphen Bänder, zuerst in Gewichtsprozent (wt%) und darunter umgerechnet in Atomprozent (at%). Der Vergleich der analysierten at%-Werte mit der Nominalzusammensetzung in at% legt nahe, dass die angestrebten Legierungszusammensetzungen mit einer Genauigkeit von besser als 1% getroffen wurden.
Um die Zugspannungssensitivität (dH_k/dσ) der Legierungen zu ermitteln, wird mit den in Tabelle 1 gezeigten Co-Basis-Legierungen eine kontinuierliche Durchlaufglühung unter konstanter Zugspannung (60MPa) mit konstant ansteigender Wärmebehandlungstemperatur im Bereich von 400°C bis 800°C durchgeführt. Der Anstieg der Wärmebehandlungstemperatur (ca. 1 °C bis 2°C pro Minute) war allerdings so gering, dass das Band während der Ofenpassage (Länge ca. 40cm) mit einer Geschwindigkeit von 1 ,6m/min praktisch bei jeder Temperatur im Bereich von 400°C bis 800°C im thermischen Gleichgewicht war.
Die magnetischen Eigenschaften, Sättigungsfluss F_s, Anisotropiefeld H_k, Koerzitivfeld H_c, Remanenzverhältnis B_r/B_max und die Nichtlinearität nlin werden im Rahmen der kontinuierlichen Durchlaufglühung nach dem Verlassen des Rohrofens am Band in einem Messsystem gemessen. 6 zeigt den Verlauf der Anisotropiefeldes H_k nach einer Durchlaufwärmebehandlung unter einer konstanten Zugspannung von 60MPa als Funktion der Wärmebehandlungstemperatur T_a für Legierungen aus der Tabelle 1. Es werden sowohl erfindungsgemäße Legierungen als auch andere Vergleichsbeispiele gezeigt. Eine Reihenfolge ist im Ansprechverhalten auf eine angelegte Zugspannung in Bezug auf die Ausbildung einer Anisotropie ersichtlich. Während die nanokristallinen Fe-Basis-Legierungen wie VP800® und VP712® bei sehr geringen Anisotropiefeldstärken liegen und bei Zulegieren von 3at% bis 9at% Co noch weiter bezüglich des Anisotropiefeldes abfallen, ergeben sich ab 60at% Co-Anteil immer höhere Anisotropiefeldstärken bei gleichbleibender Zugspannung.
Aus der Kenntnis des Verlaufes der Anisotropiefeldstärke als Funktion der Wärmebehandlungstemperatur wurde die optimale Wärmebehandlungstemperatur für jede Legierung festgelegt, bei der dann eine Variation der angelegten Zugspannung durchgeführt wurde, um daraus schlussendlich die Zugspannungssensitivität dH_k/dσ für jede Legierung zu bestimmen. Beispielsweise wurde für die Legierung Nr. 21 (Co₆₅ Fe_9.6 Cu_0.8 Nb₂.₆ Si_15.5 B_6.6) eine optimale Wärmebehandlungstemperatur T_a von 590°C festgelegt.
An Bandproben wurde der nanokristalline Zustand der Co-Basis-Legierung bei unterschiedlichen Wärmebehandlungstemperaturen T_a untersucht. 7 zeigt das XRD Spektrum (Cu-K_a) an einer Probe nach einer Wärmebehandlung bei T_a = 590°C für die Legierung Nr. 21 (Co₆₅ Fe_9.6 Cu_0.8 Nb₂.₆ Si_15.5 B_6.6). Das Spektrum zeigt eindeutige kristalline (bcc) Strukturen auf, woraus eindeutig auf einen nanokristallinen Zustand geschlossen werden kann. Die Auswertung der „Peak“-Breiten ergab eine nanokristalline Korngröße von ca. 14nm bis 18nm.
In den 8, 9 und 10 wird das Schaubild magnetischer Parameter für die Wärmebehandlungen bei Temperaturen im Bereich 400°C bis 800°C für die in Tabelle 1 aufgeführten Legierungen vervollständigt. Die 8 zeigt den Verlauf des Koerzitivfeldes H_c nach der Wärmebehandlung. Nach dem Übergang in den nanokristallinen Zustand bleibt das Koerzitivfeld generell noch niedrig, erst nach Überschreiten einer Temperatur in der Nähe des zweiten Kristallisations-Peaks und Ausbildung von weniger weichmagnetischen Phasen steigt H_c steil an. In der 8 ist der weichmagnetische Bereich von Interesse mit einem Rechteck markiert. Dieser Ausschnitt des funktionellen Zusammenhanges zwischen H_c und der Wärmebehandlungstemperatur T_a ist in 9 als Detailbild dargestellt. Die erfindungsgemäßen Legierungen weisen bei diesen Wärmebehandlungstemperaturen ein Koerzitivfeld H_c im Bereich von 1A/cm auf.
10 zeigt den Verlauf des Remanenzverhältnises B_r/B_max nach der Wärmebehandlung. Nach dem Übergang in den nanokristallinen Zustand sinkt das Remanenzverhältnis B_r/B_max für die gewählten Legierungen vom Maximalwert 1 aus kommend Richtung Null ab. Dies zeigt, dass die Hystereseschleife von anfänglich „runder“ Form in eine „flache“ Hystereseschleife mit hoher induzierter Anisotropie überwechselt. Aus der 10 kann wieder der optimale Wärmebehandlungsbereich ermittelt werden. Im optimalen Wärmebehandlungsbereich liegen immer „flache“ Hystereseschleifen mit sehr geringem Remanenzverhältnis B_r/B_max vor. Ein weiterer und wichtiger, die Hysterese beschreibender, Parameter, die Nichtlinearität nlin, kann ebenfalls im Rahmen der kontinuierlichen Durchlaufglühung nach dem Verlassen des Rohrofens am Band gemessen und in ähnlich Weise wie H_c und B_r/B_max als Funktion der Wärmebehandlungstemperatur T_a dargestellt werden.
Der letzte, für einen optimalen weichmagnetischen Zustand relevante, Parameter ist die Sättigungsmagnetostriktion λ_s im nanokristallinen Zustand der jeweiligen Legierungen. Die Magnetostriktion λ_s kann nicht „online“ während des Durchlaufglühverfahrens bestimmt werden, daher gibt es für diese Größe keine kontinuierlichen Messdaten über den gesamten Wärmebehandlungsbereich. 11 zeigt jedoch Einzelmagnetostriktionsmesswerte sowohl an Proben verschiedener nanokristalliner Fe-Basis als auch erfindungsgemäßer nanokristalliner Co-Basis-Legierungen, die dem kontinuierlichen Durchlaufglühprozess bei konstanter Zugspannung von 60MPa bei den jeweiligen Wärmebehandlungstemperaturen T_a entnommen wurden. Im linken Teil der 11 sind die Magnetostriktionswerte am amorphen Ausgangszustand der Legierungen ersichtlich - für Fe-Basis-Legierungen liegt die Magnetostriktion λ_s bei +20ppm, für Co-Basis-Legierungen im Bereich unter +7ppm. Um einen brauchbaren weichmagnetischen Zustand für optimierte Anwendungen zu erreichen, muss die Magnetostriktion nach der Wärmebehandlung so gering wie möglich sein. 11 zeigt, dass dieses Ziel für Fe-Basis-Legierungen und eben auch für die erfindungsgemäßen nanokristallinen Co-Basis-Legierungen erreicht wird.
Um aus allen möglichen Legierungsbereichen solche nanokristallinen Co-Basis-Legierung herauszuarbeiten, welche die höchste Zugspannungssensitivität dH_k/dσ bzw. welche die kleinste Zugspannungsdifferenz Δσ benötigt, um eine Permeabilität von µ = 60 auszubilden und gleichzeitig alle Bedingungen für optimales weichmagnetisches Verhalten einhalten, wird nun näher auf das Verhalten der Sättigungsmagnetisierung B_s und der Sättigungsmagnetostriktion λ_s als Funktion des Co-Gehalts (Co_x) im System Co_x Fe_74.6-x Cu_0.8 Nb_2.6 Si_15.5 B_6.6 eingegangen. Die 12 zeigt dazu die Veränderungen von Magnetisierung (Symbol: Rechteck) und Magnetostriktion (Symbol: Kreis) im amorphen Zustand (geschlossene Symbole: ■,•) sowie im nanokristallinen Zustand (offene Symbole: □,○) für Proben aus dem Legierungssystem bei Erhöhung des Co-Gehaltes von 0 auf 70 Atom-%. Das Detailbild in der 12 zeigt die Werte für Magnetisierung und Magnetostriktion für den erfindungsgemäßen Legierungsbereich von x = 60 Atom-% bis x = 70 Atom-%. Für Legierungen aus diesem Bereich konnte gezeigt werden, dass höchste Zugspannungssensitivität dH_k/dσ bzw. kleinste Zugspannungsdifferenz Δσ erreicht werden können, wobei die Sättigungsmagnetisierung B_s im nanokristallinen Zustand im Bereich von 0.75T bis 1.05T, und eine Sättigungsmagnetostriktion λ_s im nanokristallinen Zustand im Bereich |λ_s ^na-no| < 8ppm, bevorzugt < 2ppm liegt, wie aus dem Detailbild von 12 ersichtlich ist. Die Magnetostriktion λ_s zeigt legierungsabhängig einen Nulldurchgang und hat sowohl positive als auch negative Werte.
Im Folgenden wird erklärt, wie der Parameter Zugspannungssensitivität dH_k/dσ bestimmt wurde. Die bisher gezeigten 6, 8, 9, 10 und 11 geben einen Überblick, wie sich die magnetischen Materialeigenschaften mit der Wärmebehandlungstemperatur T_a entwickeln. Man kann daher eine optimale Wärmebehandlungstemperatur T_a für jede Legierung festlegen, bei der dann eine weitere gezielte Durchlaufwärmebehandlung bei konstanter Temperatur T_a durchgeführt wird. Bei dieser Durchlaufwärmebehandlung wird aber die angelegte Zugspannung σ diskret erhöht, wobei der Prozess nach jeder Erhöhung der Zugspannung dann wieder lange genug bei konstanter Zugspannung läuft, bis sich ein Gleichgewichtszustand einstellt. In diesem Zustand bzw. an diesen Proben werden danach alle magnetischen Kenngrö-ßen wie Sättigungsfluss Φ_s, Sättigungsmagnetisierung B_s, Sättigungsmagnetostriktion λ_s, Anisotropiefeld H_k, Koerzitivfeld H_c, Remanenzverhältnis B_r/B_max und die Nichtlinearität nlin bestimmt.
13 zeigt das Anisotropiefeld H_k der flachen Hystereseschleife nach einer Wärmebehandlung bei optimaler Wärmebehandlungstemperatur T_a als Funktion der angelegten Zugspannung σ für Fe-Basis- und Co-Basis-Legierungen aus Tabelle 1. Aus der Linearisierung der aufgenommenen Messwerte für das Anisotropiefeld H_k und für die Zugspannung σ der einzelnen Legierungen wurde die Zugspannungssensitivität dH_k/dσ bestimmt. Für Fe-Basis-Legierungen mit geringen Co-Zusätzen bis 9at% ergeben sich sehr geringe Steigungen dH_k/dσ, im erfindungsgemäßen Legierungsbereich mit 60 Atom-% bis 70 Atom-% Co beobachtet man dagegen sehr hohe Steigungen dH_k/dσ.
Tabelle 3 zeigt eine Zusammenfassung aller relevanten magnetischen Eigenschaften für die erfindungsgemäßen Legierungen sowie zu Vergleichszwecken die magnetischen Eigenschaften, im amorphen sowie für den nanokristallinen Zustand für ausgesuchte Fe-Basis-Legierungen. Aus der Tabelle 3 ist ersichtlich, dass mit den erfindungsgemäßen Legierungen im besten Fall eine Zugspannungssensitivität dH_k/dσ über 3 A/cm/MPa erreicht werden kann bzw. dass nur mehr ca. 30 MPa Zugspannungsdifferenz zur Einstellung eines Permeabilitätsniveaus von µ = 60 benötigt wird.
Damit die Legierung geeignet ist, die Arbeitsfrequenz zu erhöhen, werden nicht nur die Zugspannungssensitivität dH_k/dσ maximiert, sondern auch weichmagnetische Eigenschaften innerhalb der gewünschten Grenzen gehalten. Die gewünschten Eingenschaften sind ein Remanenzverhältnis B_r/B_max < 0.1, bevorzugt < 0.05, eine Koerzitivfeldstärke (f = 60Hz) H_c < 2A/cm, bevorzugt < 1.5A/cm und ein Verhältnis H_c/H_k < 0.05, bevorzugt H_c/H_k < 0.01.
Dazu zeigen die Tabellen 4 bis 12 in Ergänzung zur Tabelle 3 die detaillierten Messwerte von Anisotropiefeld H_k, Koerzitivfeld H_c, Remanenzverhältnis B_r/B_max, Nichtlinearität nlin und die erreichbare Permeabilität µ in Abhängigkeit der bei der Wärmebehandlung angelegten Zugspannung σ. Die Tabellen 4 bis 7 zeigen zu Vergleichszwecken Ergebnisse zu nanokristallinen Fe-Basis-Legierungen mit Co-Zusätzen bis 9 at%, während die Tabellen 8 bis 12 die Ergebnisse der erfindungsgemäßen Legierungen enthalten.
Einige der Beispiele von nanokristallinen Co-Basis-Legierungen weisen die definierten weichmagnetischen Eigenschaften im nanokristallinen Zustand nach der Wärmebehandlung unter Zugspannung nicht auf, obwohl die Zugspannungssensitivität dH_k/dσ relativ hoch liegt, siehe die Legierungen 1, 3, 4, 5, 6, 7, 8, 9, 10, 11, 24, 25 und 26 der Tabelle 1. Das heißt, dass nur bestimmte Legierungssysteme die Kombination von maximierter Zugspannungssensitivität dH_k/dσ und speziell definierten weichmagnetischen Eigenschaften erfüllen können.
Ein Legierungsbeispiel, bei dem die definierten weichmagnetischen Eigenschaften nicht eingehalten werden, ist die Legierung aus der Tabelle 1 mit der Nr.1 mit der chemischen Zusammensetzung Co_75.9 Fe_2.3 Mn_2.3 Nb₄ Si₂ B_13.5. Die 14 zeigt Messungen der Hystereseschleife an wärmebehandelten Proben dieser Legierung, bei denen unterschiedliche zugspannungsinduzierte Anisotropien mithilfe des oben beschriebenen Durchlaufglühprozesses eingebracht wurden. Wie bei den erfindungsgemäßen Legierungen werden auch bei dieser Legierung sehr niedrige Permeabilitäten im Bereich von µ = 130 bis µ = 22 mit Erhöhung der Zugspannung σ während der Wärmebehandlung erreicht, was auf eine hohe Zugspannungssensitivität schließen lässt. Jedoch ergibt die Berechnung der Zugspannungssensitivität dH_k/dσ einen Wert von 0.97 bis 1.08A/cm/MPa und ist somit unter bzw. an der Grenze des geforderten Limits von 1.0A/cm/MPa. Des Weiteren muss man die weichmagnetischen Eigenschaften wie H_c und B_r/B_max dieser Proben bewerten. Das Detailbild in der 14 zeigt einen Ausschnitt um den Ursprung der Hysterese. Man erkennt deutlich das erhöhte Koerzitivfeld H_c und die Vergrößerung des Remanenzverhältnisses B_r/B_max, im Speziellen bei niedriger zugspannungsinduzierter Anisotropie. Die genauen Messungen ergaben ein Remanenzverhältnis B_r/B_max= 0.05, ein Koerzitivfeld H_c = 4.9A/cm und ein Verhältnis von H_c/H_k= 0.07. Diese Werte entsprechen aber nicht den oben definierten weichmagnetischen Eigenschaften.
Dagegen kann als erfindungsgemäßes Beispiel die Legierung Nr.2 aus der Tabelle 1 mit der chemischen Zusammensetzung Co₆₆ Fe_8.3 Cu_0.6 Nb₂₆ Si₁₆ B_6.5 herangezogen werden. Die 15 zeigt Messungen der Hystereseschleife an wärmebehandelten Proben dieser Legierung, bei denen eine unterschiedliche zugspannungsinduzierte Anisotropie mit Hilfe des oben beschriebenen Durchlaufglühprozesses eingebracht wurde. Durch die Variation der beim Wärmebehandlungsvorgang angelegten Zugspannung im Bereich von 20MPa bis 300MPa erreicht man Permeabilitäten µ im Bereich von 110 bis 10 bei geleichzeitig optimierten weichmagnetischen Eigenschaften wie hohe Linearität der Hystereseschleife (nlin), geringes Koerzitivfeld H_c sowie geringes Remanenzverhältnis B_r/B_max in allen Permeabilitätsbereichen. Die Berechnung der Zugspannungssensitivität dH_k/dσ ergibt einen Wert von 2.83A/cm/MPa und ist somit weit über dem geforderten Limit von 1.0A/cm/MPa. Man erkennt deutlich das geringe Koerzitivfeld H_c sowie das geringe Remanenzverhältnis B_r/B_max im gesamten Bereich der zugspannungsinduzierten Anisotropie. Die genauen Messungen ergaben ein Remanenzverhältnis B_r/B_max< 0.01, ein Koerzitivfeld H_c < 1.5A/cm und ein Verhältnis von H_c/H_k < 0.01, wie es bei den oben definierten weichmagnetischen Eigenschaften gefordert ist.
Folglich hat die erfindungsgemäße Legierung auf Co-Basis eine Zusammensetzung, die durch die Formel Co_{100-a-b-c-d-x-y-z}Fe_aCu_bM_cT_dSi_xB_yZ_z beschrieben ist,
worin M eines oder mehrere der Gruppe der Elemente Nb, Mo und Ta und T eines oder mehrere der Gruppe der Elemente Mn, V, Cr und Ni ist und Z eines oder mehrere der Gruppe der Elemente C, P und Ge ist, wobei a, b, c, d, x, y, z in Atom-% angegeben sind, und a, b, c, d, w, y, z die folgenden Bedingungen erfüllen: $1,5 < a < 15$
$0,1 < b < 1,5$
$1 \leq c < 5$
$0 \leq d < 5$
$12 < x < 18$
$5 < y < 8$
$0 \leq z < 2$

Bis zu 1 at.-%, bevorzugt bis zu 0,5 at.-% an Verunreinigungen können vorhanden sein, wobei diese nicht durch die Formel abgedeckt sind.

Tabelle 2

			Analyse - Zusammensetzung [wt%]
Nr.:	Ch. Nr.	Nominal [at%]	Co	Fe	Ni	Mn	Mo	Cu	Nb	Ta	Si	B	C	S
1	220-5508	Co_75.9 Fe_2.3 Mn_2.3 Nb₄ Si₂ B_13.5	84.24	2.43	-	2.31	-	-	6.51	0.54	1.10	2.86	0.006	0.001
2	220-5167	Co₆₆ Fe_8.3 Cu_0.6 Nb_2.6 Si₁₆ B_6.5	75.21	9.30	-	0.02	-	0.74	4.32	0.32	8.71	1.37	0.009	0.001
3	220-5168	Co_74.3 Cu_0.6 Nb_2.6 Si₁₆ B_6.5	84.44	-	-	-	-	0.74	4.32	0.33	8.77	1.39	0.010	0.001
4	220-5170	Co_78.8 Cu_0.6 Nb_2.6 Si₉ B₉	88.05	-	-	-	-	0.73	4.23	0.32	4.81	1.85	0.012	0.001
5	220-5166	Co_61.3 Ni₁₇ Mn₄ Si_5.7 B₁₂	70.48	-	19.45	4.26	-	-	-	-	3.25	2.55	0.009	0.003
6	220-5169	Co₇₀ Fe_8.8 Cu_0.6 Nb_2.6 Si₉ B₉	78.72	9.30	-	-	-	0.74	4.25	0.32	4.79	1.87	0.014	0.001
7	220-5165	Co_56.5 Fe_4.8 Ni₁₇ Mn₄ Si_5.7 B₁₂	65.30	5.20	19.47	4.25	-	-	-	-	3.26	2.51	0.011	0.001
8	220-5164	Co_74.6 Mn₄ Mo_1.5 Nb_0.1 Si₃ B_16.8	87.35	-	0.02	4.31	2.84	-	0.17	-	1.69	3.61	0.016	0.002
9	220-5163	Co_73.1 Fe_1.5 Mn₄ Mo_1.5 Nb_0.1 Si₃ B_16.8	85.76	1.62	0.02	4.32	2.82	-	0.17	-	1.68	3.59	0.020	0.001
10	220-5162	Co_74.2 Mn₄ Si_4.8 B₁₇	89.13	-	0.01	4.45	-	-	-	-	2.72	3.67	0.013	0.002
11	220-5161	Co_72.7 Fe_1.5 Mn₄ Si_4.8 B₁₈	87.34	1.69	0.01	4.44	-	-	-	-	2.76	3.74	0.016	0.002
12	VP 800®	Fe_73.9 Cu₁ Nb₃ Si_15.5 B_6.5	0.01	83.02	-	0.07	0.01	1.25	5.38	0.01	8.76	1.46	0.032	0.001
13	VP 712®	Fe_71.9 Ni₁ Co_1.5 Cu_0.8 Nb_2.8 Si_15.5 B_6.5	1.77	80.82	1.18	0.04	0.01	1.02	5.01	0.01	8.67	1.44	0.031	0.001
14	220-4555	Co₃ Fe₇₁ Cu₁ Nb₃ Si_15.5 B_6.5	3.48	79.99	-	-	-	1.33	5.37	0.03	8.48	1.32	0.016	0.002
15	220-4554	Co₉ Fe₆₅ Cu₁ Nb₃ Si_15.5 B_6.5	10.45	72.33	-	-	-	1.32	5.41	0.04	9.12	1.33	0.020	0.003
16	220-5506	Co₁₀ Fe₆₄ Cu₁ Nb₃ Si_15.5 B_6.5	11.82	71.28	-	-	-	1.26	5.14	0.41	8.64	1.45	0.013	0.001
17	220-5534	Co₂₀ Fe_54.6 Cu_0.8 Nb_2.6 Si_15.5 B_6.5	68.52	15.73	-	-	-	0.96	4.37	0.36	8.50	1.40	0.025	0.005
18	220-5533	Co₄₀ Fe_34.6 Cu_0.8 Nb_2.6 Si_15.5 B_6.5	46.43	37.95	-	-	-	0.98	4.43	0.36	8.57	1.37	0.037	0.004
19	220-5532	Co₆₀ Fe_14.6 Cu_0.8 Nb_2.6 Si_15.5 B_6.5	23.54	60.63	-	-	-	1.01	4.50	0.37	8.72	1.41	0.037	0.006
20	220-5536	Co₇₀ Fe_4.6 Cu_0.8 Nb_2.6 Si_15.5 B_6.5	79.48	4.97	-	-	-	0.99	4.32	0.36	8.46	1.41	0.012	0.003
21	220-5537	Co₆₅ Fe_9.6 Cu_0.8 Nb_2.6 Si_15.5 B_6.5	74.24	10.37	-	-	-	0.98	4.28	0.36	8.36	1.40	0.011	0.001
22	220-5538	Co_62.5 Fe_12.1 Cu_0.8 Nb_2.6 Si_15.5 B_6.5	71.37	13.02	-	-	-	0.97	4.37	0.36	8.47	1.40	0.041	0.001
23	220-5539	Co_67.5 Fe_7.1 Cu_0.8 Nb_2.6 Si_15.5 B_6.5	76.92	7.62	-	-	-	0.95	4.32	0.36	8.39	1.37	0.064	0.003
24	220-5540	Co₇₆ Fe_2.5 Mn_2.5 Nb₃ Si_2.5 B_13.5	85.33	2.65	-	2.58	-	0.01	4.87	0.40	1.34	2.77	0.035	0.002
25	220-5541	Co_76.5 Fe₂ Mn₂ Nb4 Si₂ B_13.5	84.97	2.10	-	2.00	-	0.01	6.55	0.50	1.06	2.75	0.037	0.003
26	220-5542	Co₇₅ Fe₃ Mn₂ Nb₃ Si3 B₁₄	84.99	3.21	-	2.04	-	0.00	4.87	0.40	1.56	2.88	0.030	0.003
			Analyse - Zusammensetzung [at%]
Nr.:	Ch. Nr.	Nominal [at%]	Co	Fe	Ni	Mn	Mo	Cu	Nb	Ta	Si	B	C
1	220-5508	Co_75.9 Fe_2.3 Mn_2.3 Nb₄ Si₂ B_13.5	76.43	2.30	-	2.13	-	-	3.55	0.15	1.99	13.42	0.03
2	220-5167	Co₆₆ Fe_8.3 Cu_0.6 Nb_2.6 Si₁₆ B_6.5	66.35	8.90	-	0.02	-	0.58	2.31	0.09	15.42	6.30	0.04
3	220-5168	Co_74.3 Cu_0.6 Nb_2.6 Si₁₆ B_6.5	75.09	-	-	-	-	0.58	2.31	0.09	15.51	6.38	0.04
4	220-5170	Co_78.8 Cu_0.6 Nb_2.6 Si₉ B₉	79.68	-	-	-	-	0.58	2.30	0.09	8.65	8.65	0.05
5	220-5166	Co_61.3 Ni₁₇ Mn₄ Si_5.7 B₁₂	61.11	-	16.93	3.96	-	-	-	-	5.91	12.05	0.04
6	220-5169	Co₇₀ Fe_8.8 Cu_0.6 Nb_2.6 Si₉ B₉	70.80	8.80	-	-	-	0.59	2.31	0.09	8.61	8.74	0.06
7	220-5165	Co_56.5 Fe_4.8 Ni₁₇ Mn₄ Si_5.7 B₁₂	56.66	4.65	16.93	3.95	-	-	-	-	5.92	11.85	0.05
8	220-5164	Co_74.6 Mn₄ Mo_1.5 Nb_0.1 Si₃ B_16.8	74.58	-	0.01	3.94	1.49	-	0.09	-	3.03	16.79	0.07
9	220-5163	Co_73.1 Fe_1.5 Mn₄ Mo_1.5 Nb_0.1 Si₃ B_16.8	73.25	1.39	0.01	3.96	1.48	-	0.09	-	3.01	16.72	0.08
10	220-5162	Co_74.2 Mn₄ Si_4.8 B₁₇	74.47	-	0.01	3.99	-	-	-	-	4.77	16.71	0.05
11	220-5161	Co_72.7 Fe_1.5 Mn₄ Si_4.8 B₁₈	72.74	1.44	-	3.96	-	-	-	-	4.82	16.97	0.07
12	VP 800®	Fe_73.9 Cu₁ Nb₃ Si_15.5 B_6.5	0.01	73.76	-	0.06	0.01	0.97	2.87	0.00	15.48	6.70	0.13
13	VP 712®	Fe_71.9 Ni₁ Co_1.5 Cu_0.8 Nb_2.8 Si_15.5 B_6.5	1.49	71.90	1.00	0.04	0.01	0.80	2.68	0.00	15.34	6.62	0.13
14	220-4555	Co₃ Fe₇₁ Cu₁ Nb₃ Si_15.5 B_6.5	2.96	71.84	-	-	-	1.05	2.90	0.01	15.13	6.12	0.07
15	220-4554	Co₉ Fe₆₅ Cu₁ Nb₃ Si_15.5 B_6.5	8.86	64.80	-	-	-	1.04	2.91	0.01	16.23	6.15	0.08
16	220-5506	Co₁₀ Fe₆₄ Cu₁ Nb₃ Si_15.5 B_6.5	10.04	63.96	-	-	-	0.99	2.77	0.11	15.40	6.72	0.05
17	220-5534	Co₂₀ Fe_54.6 Cu_0.8 Nb_2.6 Si_15.5 B_6.5	59.90	14.50	-	-	-	0.78	2.48	0.10	15.58	6.67	0.09
18	220-5533	Co₄₀ Fe_34.6 Cu_0.8 Nb_2.6 Si_15.5 B_6.5	39.96	34.62	-	-	-	0.88	2.43	0.10	15.55	6.46	0.13
19	220-5532	Co₆₀ Fe_14.6 Cu_0.8 Nb_2.6 Si_15.5 B_6.5	19.93	54.57	-	-	-	0.80	2.43	0.10	15.61	6.56	0.13
20	220-5536	Co₇₀ Fe_4.6 Cu_0.8 Nb_2.6 Si_15.5 B_6.5	69.71	4.60	-	-	-	0.81	2.40	0.10	15.58	6.75	0.06
21	220-5537	Co₆₅ Fe_9.6 Cu_0.8 Nb_2.6 Si_15.5 B_6.5	65.02	9.59	-	-	-	0.80	2.38	0.10	15.37	6.69	0.05
22	220-5538	Co_62.5 Fe_12.1 Cu_0.8 Nb_2.6 Si_15.5 B_6.5	62.08	12.18	-	-	-	0.79	2.48	0.10	15.55	6.68	0.14
23	220-5539	Co_67.5 Fe_7.1 Cu_0.8 Nb_2.6 Si_15.5 B_6.5	67.48	7.06	-	-	-	0.77	2.41	0.10	15.46	6.56	0.16
24	220-5540	Co₇₆ Fe_2.5 Mn_2.5 Nb₃ Si_2.5 B_13.5	76.05	2.49	-	2.47	-	0.00	2.75	0.12	2.51	13.46	0.15
25	220-5541	Co_76.5 Fe₂ Mn₂ Nb₄ Si₂ B_13.5	76.51	2.00	-	1.93	-	0.00	3.75	0.15	2.00	13.50	0.16
26	220-5542	Co₇₅ Fe₃ Mn₂ Nb₃ Si₃ B₁₄	74.27	3.00	-	1.94	-	0.00	2.74	1.12	2.90	13.90	0.13

Tabelle 3

			amorph		nanokristallin
Nr.:	Charge	Co _x [at%]	B _s [T]	λ _s [ppm]	T _a [°C]	T _a [°C]	B _s [T]	λ _s [ppm]	H _k [A/cm] bei σ= 60MPa	dH _k /dσ [A/cm/MPa]	σ [MPa] für µ =60
12	VP 800®	0.0	1.210	25.66	690		1.235	0.01	10.50	0.1950	846
13	VP 712®	1.5	1.237	24.86	690		1.250	0.45	8.80	0.1763	950
14	220-4555	3.0	1.238	25.53	690		1.259	0.63	6.70	0.1427	1183
15	220-4554	9.0	1.235	24.93	690		1.263	2.47	4.80	0.0851	1971
19	220-5532	60.0	0.863	6.82	630		1.014	10.83	28.64	0.8497	157
22	220-5538	62.5	0.807	5.08	595		0.964	6.60	59.31	1.3227	96
22	220-5538	62.5	0.807	5.08		635	0.966	6.04	73.25	1.4513	88
21	220-5537	65.0	0.773	3.76	595		0.885	3.16	117.33	1.9832	59
21	220-5537	65.0	0.773	3.76		635	0.897	1.71	124.02	2.2391	53
23	220-5539	67.5	0.748	1.68	595		0.809	-0.07	166.13	2.2133	48
23	220-5539	67.5	0.748	1.68		635	0.842	-1.15	174.50	2.4406	45
20	220-5536	70.0	0.715	0.22	595		0.753	-1.06	189.90	3.0562	32
20	220-5536	70.0	0.715	0.22		635	0.739	-1.16	133.56	2.3707	41

Tabelle 4

Nr.:	Charge	Co _x
12	VP 800®	0.0
T _a = 690 [°C]						T _a [°C]	λ _s [ppm]
□ [MPa]	H _k [A/cm]	H _c [A/cm]	B _r /B _m [1]	n-Lin [%]	µ [1]	amorph	25.66
40.00	6.59	0.03	0.0049	0.27	1491	527	24.76
50.00	9.20	0.01	0.0010	0.09	1068	533	24.58
82.00	14.78	0.04	0.0021	0.09	665	543	22.95
91.60	15.38	0.04	0.0029	0.09	639	552	18.80
105.00	19.27	0.04	0.0030	0.09	510	555	14.46
135.60	25.86	0.06	0.0019	0.08	380	580	4.52
180.00	33.89	0.05	0.0022	0.09	290	595	2.89
232.20	44.07	0.05	0.0011	0.07	223	599	2.71
300.00	57.29	0.11	0.0019	0.07	172	630	1.08
325.90	62.35	0.13	0.0021	0.07	158	649	0.18
350.00	67.05	0.19	0.0026	0.05	147	654	0.01
370.00	70.95	0.18	0.0027	0.06	139	694	0.01
411.00	78.94	0.01	0.0001	0.04	124	698	0.01

Tabelle 5

Nr.:	Charge	Co _x
13	VP 712®	1.5
T _a = 690 [°C]						T _a [°C]	λ _s [ppm]
σ [MPal]	H _k [A/cm]	H _c [A/cm]	B _r /B _m [1]	n-Lin[%]	µ [1]	amorph	25.00
46.70	7.00	0.17	0.0237	0.14	1421	600	6.06
49.10	7.03	0.15	0.0237	0.14	1416	650	0.99
83.90	13.54	0.36	0.0253	0.15	735	690	0.45
91.60	14.03	0.37	0.0253	0.15	709
138.20	22.58	0.47	0.0245	0.13	441
142.40	21.88	0.47	0.0215	0.13	455
217.10	36.93	0.49	0.0188	0.13	269
248.20	41.87	0.51	0.0124	0.13	238
350.30	60.09	0.53	0.0245	0.13	166
394.20	67.78	0.53	0.0215	0.13	147
418.40	72.02	0.53	0.0188	0.13	138

Tabelle 6

Nr.:	Charge	Co _x
14	220-4555	3.0
T _a = 690 [°C]						T _a [°C]	λ _s [ppm]
σ [MPa]	H _k [A/cm]	H _c [A/cm]	B _r /B _m [1]	n-Lin [%]	µ [1]	amorph	25.53
31.60	2.64	0.09	0.0264	0.17	3795	690	0.63
40.32	3.86	0.10	0.0224	0.16	2595
51.70	5.29	0.16	0.0247	0.18	1893
69.70	8.40	0.28	0.0268	0.19	1193
74.89	8.86	0.35	0.0223	0.15	1131
100.21	12.42	0.40	0.0268	0.15	806
124.70	15.99	0.46	0.0248	0.17	626
130.90	16.85	0.47	0.0263	0.15	595
160.26	20.99	0.49	0.0243	0.17	477
186.30	24.69	0.47	0.0179	0.14	406
211.02	28.13	0.50	0.0268	0.19	356
249.39	33.83	0.52	0.0223	0.15	296
286.24	38.97	0.54	0.0268	0.15	257
309.44	42.40	0.57	0.0248	0.17	236
348.23	47.82	0.59	0.0263	0.15	209
390.02	53.82	0.61	0.0243	0.17	186

Tabelle 7

Nr.:	Charge	Co _x
15	220-4554	9.0
T _a = 690 [°C]						T _a [°C]	λ _s [ppm]
σ [MPa]	H _k [A/cm]	H _c [A/cm]	B _r /B _m [1]	n-Lin [%]	µ [1]	amorph	24.93
33.63	2.42	0.07	0.0288	0.19	4157	690	2.47
39.99	3.14	0.09	0.0268	0.19	3204
58.50	4.92	0.13	0.0260	0.20	2043
75.33	6.12	0.20	0.0265	0.18	1643
85.80	7.06	0.19	0.0265	0.16	1423
100.20	8.24	0.24	0.0276	0.17	1219
124.88	10.37	0.29	0.0260	0.19	969
148.09	12.28	0.32	0.0265	0.17	818
160.13	13.35	0.35	0.0238	0.19	753
197.20	16.52	0.37	0.0260	0.20	608
243.77	20.50	0.39	0.0275	0.18	490
250.66	21.01	0.40	0.0282	0.17	478
311.68	26.29	0.42	0.0250	0.19	382

Tabelle 8

Nr.:	Charge	Co _x
19	220-5532	60.0
T _a = 630 [°C]						T _a [°C]	λ _s [ppm]
σ [MPa]	H _k [A/cm]	H _c [A/cm]	B _r /B _m [1]	n-Lin [%]	µ [1]	amorph	6.82
31.26	5.02	0.35	0.2601	14.89	1623	585	12.19
52.16	20.80	0.69	0.0355	1.35	391	630	10.830
97.12	60.55	0.89	0.0148	0.47	134	660	10.28
146.87	108.45	0.89	0.0248	0.50	79
192.23	136.99	0.89	0.0265	0.31	57

Tabelle 9

Nr.:	Charge	Co _x
22	220-5538	62.5
T _a = 595 [°C]						T _a [°C]	λ _s [ppm]
σ [MPa]	H _k [A/cm]	H _c [A/cm]	B _r /B _m [1]	n-Lin [%]	µ [1]	amorph	5.08
22.47	13.66	1.79	0.1684	7.49	561	595	6.60
37.59	13.85	1.77	0.1665	7.96	554	635	6.04
69.17	77.39	1.17	0.0153	1.14	99
103.74	123.94	1.32	0.0108	0.47	62
123.42	145.66	1.58	0.0110	0.39	53
142.32	175.77	1.43	0.0080	0.33	44
177.96	221.51	1.71	0.0100	0.34	35
216.65	257.19	1.88	0.0068	0.32	30
259.35	319.22	1.88	0.0059	0.25	24
T _a = 635 [°C]
σ [MPa]	H _k [A/cm]	H _c [A/cm]	B _r /B _m [1]	n-Lin [%]	µ [1]
14.52	6.71	2.33	0.5942	29.93	1148
20.24	11.50	2.28	0.4777	22.50	669
34.41	30.48	1.50	0.0564	7.96	252
64.73	86.89	2.33	0.0270	2.24	88
92.08	131.24	1.88	0.0148	0.95	59
120.45	160.82	1.71	0.0105	0.66	48
151.92	198.83	1.77	0.0092	0.39	39

Tabelle 10

Nr.:	Charge	Co _x
21	220-5537	65.0
T _a = 595 [°C]						T _a [°C]	λ _s [ppm]
σ [MPa]	H _k [A/cm]	H _c [A/cm]	B _r /B _m [1]	n-Lin [%]	µ [1]	amorph	3.76
5.53	9.10	1.70	0.2717	15.81	679	590	3.36
7.59	14.35	1.59	0.2167	11.71	430	595	3.16
13.04	23.12	1.14	0.1015	3.22	294	635	1.71
23.95	46.20	0.86	0.0708	1.36	147	675	1.84
35.27	68.28	0.90	0.0411	0.91	99
T _a = 635 [°C]
σ [MPa]	H _k [A/cm]	H _c [A/cm]	B _r /B _m [1]	n-Lin [%]	µ [1]
20.13	36.87	1.60	0.0463	1.84	194
28.12	52.71	1.51	0.0299	1.08	135
47.95	100.17	1.65	0.0170	0.53	71
88.31	189.48	1.70	0.0089	0.24	38
235.64	499.57	2.01	0.0043	0.26	14

Tabelle 11

Nr.:	Charge	Co _x
20	220-5536	70.0
T _a = 595 [°C]						T _a [°C]	λ _s [ppm]
σ [MPa]	H _k [A/cm]	H _c [A/cm]	B _r /B _m [1]	n-Lin [%]	µ [1]	amorph	0.22
18.54	50.62	0.97	0.0190	0.71	118	595	-1.06
25.88	77.87	0.86	0.0112	0.53	77	635	-1.17
43.31	144.77	0.86	0.0056	0.46	41
80.12	272.55	1.08	0.0041	0.62	22
180.31	545.22	3.70	0.0069	0.98	11
T _a = 635 [°C]
σ [MPa]	H _k [A/cm]	H _c [A/cm]	B _r /B _m [1]	n-Lin [%]	µ [1]
19.99	32.78	13.08	0.4644	4.50	179
27.76	49.24	14.35	0.3112	3.55	119
46.08	100.89	17.32	0.1839	2.90	58
132.56	313.04	25.81	0.0905	2.09	19
196.52	446.83	41.74	0.1039	2.29	13

Tabelle 12

Nr.:	Charge	Co _x
23	220-5539	67.5
T _a = 595 [°C]						T _a [°C]	λ _s [ppm]
σ [MPa]	H _k [A/cm]	H _c [A/cm]	B _r /B _m [1]	n-Lin [%]	µ [1]	amorph	1.68
23.25	59.24	0.53	0.0091	0.16	109	595	-0.07
38.02	101.46	0.64	0.0062	0.13	63	635	-1.15
70.44	189.48	0.96	0.0051	0.16	34
113.13	299.78	1.48	0.0051	0.15	21
130.53	338.06	1.45	0.0052	0.15	19
150.02	392.18	1.50	0.0038	0.22	16
194.51	477.62	1.41	0.0029	0.33	13
254.61	593.92	1.36	0.0041	0.43	11
306.38	683.21	0.34	0.0005	0.72	9
T _a = 635 [°C]
σ [MPa]	H _k [A/cm]	H _c [A/cm]	B _r /B _m [1]	n-Lin [%]	µ [1]
17.07	40.18	0.95	0.0236	0.32	167
23.26	63.25	1.01	0.0164	0.24	106
40.70	114.15	0.93	0.0082	0.20	59
76.98	238.50	1.29	0.0055	0.17	28
116.66	346.27	1.69	0.0049	0.28	19
160.35	479.71	1.41	0.0028	0.41	14
196.67	508.89	1.36	0.0026	0.42	13
263.85	619.21	0.38	0.0006	0.55	11

ZITATE ENTHALTEN IN DER BESCHREIBUNG
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Zitierte Patentliteratur

DE 102015102765 A1 [0003]
WO 2103156010 A1 [0003]

Claims

Legierung, die durch die Formel Co_{100-a-b-c-d-x-y-z}Fe_aCu_bM_cT_dSi_xB_yZ_z beschrieben ist, worin M eines oder mehrere der Gruppe der Elemente Nb, Mo und Ta und T eines oder mehrere der Gruppe der Elemente Mn, V, Cr und Ni ist und Z eines oder mehrere der Gruppe der Elemente C, P und Ge ist, wobei a, b, c, d, x, y, z in Atom-% angegeben sind, und a, b, c, d, w, y, z die folgenden Bedingungen erfüllen: $1,5 < a < 15$
$0,1 < b < 1,5$
$1 \leq c < 5$
$0 \leq d < 5$
$12 < x < 18$
$5 < y < 8$
$0 \leq z < 2$
und bis zu 1 at.-%, bevorzugt bis zu 0,5 at.-% an Verunreinigungen aufweist.
Legierung nach Anspruch 1, wobei 4,0 ≤ a ≤ 15,0, vorzugsweise 4,6 ≤ a ≤ 14,6 gilt.
Legierung nach Anspruch 1 oder Anspruch 2, wobei 0,1 < b < 0,9, vorzugsweise 0,7 < b < 0,9 gilt.
Legierung nach einem der vorhergehenden Ansprüche, wobei M Nb ist und 2 ≤ c ≤ 4, vorzugsweise 2 ≤ c ≤ 3 gilt.
Legierung nach einem der vorhergehenden Ansprüche, wobei T Mn ist und 0 ≤ d < ≤ 2,5 gilt.
Legierung nach einem der vorhergehenden Ansprüche, wobei 14 ≤ x ≤ 16 und/oder 5 ≤ y ≤ 7 gilt.
Legierung nach einem der vorhergehenden Ansprüche, wobei 20 ≤ (x + y + z) ≤ 25.
Legierung nach einem der vorhergehenden Ansprüche, die eine Dicke von 10 µm bis 25 µm, vorzugsweise 12 µm bis 20 µm und/oder eine Breite von 2 mm bis zu 300 mm, vorzugsweise 40 mm bis 300 mm und/oder im gegossenen Zustand eine zusammenhängende Länge von mindestens 2 km oder mindestens 8 km aufweist.
Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 8, die nach Wärmebehandlung ein nanokristallines Gefüge aufweist, bei der zumindest 90 Vol.-% der Körner eine mittlere Größe kleiner als 25 nm aufweisen.
Legierung nach Anspruch 9, die im nanokristallinen Zustand eine Permeabilität von 20 bis 130, vorzugsweise maximal 100, vorzugsweise maximal 60 und/oder eine Sättigungsmagnetisierung B_s ^nano von = 0.75 bis 1.05T und/oder eine Sättigungsmagnetostriktion |λ_s ^nano| von < 8ppm, bevorzugt < 2ppm und/oder ein Remanenzverhältnis B_r/B_max < 0.1, bevorzugt < 0.05 und/oder eine Koerzitivfeldstärke (f = 60Hz) H_c von < 2A/cm, bevorzugt < 1.5A/cm und/oder ein Verhältnis von H_c zu dem induzierten Anisotropiefeld H_k, H_c/H_k, < 0.05, bevorzugt H_c/H_k < 0.01 und/oder eine Nicht-Linearität der Hystereseschleife von < 1%, bevorzugt < 0.5% aufweist.
Legierung nach Anspruche 9 oder Anspruch 10, die im nanokristallinen Zustand eine Zugspannungssensitivität dH_k/dσ von größer als 1.0 A/cm/MPa, vorzugsweise von größer als 1.5 A/cm/MPa aufweist, wobei H_k induziertes Anisotropiefeld und σ Zugspannung bezeichnet.
Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 8, die zumindest 80 Vol.-% amorph ist.
Verfahren zum Herstellen eines nanokristallinen Metallbandes, Bereitstellen eines amorphen Metallbandes aus einer Legierung nach Anspruch 12, Wärmebehandeln des amorphen Metallbandes im Durchlauf unter Zugspannung σ von 1 MPa bis 300 MPa bei einer Temperatur T_a, wobei 450°C ≤ T_a ≤ 750°C beträgt, um ein nanokristallines Metallband zu erzeugen, bei dem zumindest 90 Vol.-% der Körner eine mittlere Größe kleiner als 25 nm aufweisen.
Verfahren nach Anspruch 13, wobei die Zugspannung während des Wärmebehandelns im Durchlauf variiert wird.
Verfahren nach Anspruch 13 oder Anspruch 14, wobei das nanokristalline Metallband eine Zugspannungssensitivität dH_k/dσ von größer als 1.0 A/cm/MPa, vorzugsweise von größer als 1.5 A/cm/MPa aufweist.
Verfahren nach einem der Ansprüche 13 bis 15, wobei das nanokristalline Metallband eine Permeabilität von 20 bis 130, vorzugsweise maximal 100, vorzugsweise maximal 60 und/oder eine Sättigungsmagnetisierung Bs^nano von = 0.75 bis 1. 05T und/oder eine Sättigungsmagnetostriktion |λs^nano| von < 8ppm, bevorzugt < 2ppm und/oder ein Remanenzverhältnis Br/B_max < 0.1, bevorzugt < 0.05 und/oder eine Koerzitivfeldstärke (f = 60Hz) H_c von < 2A/cm, bevorzugt < 1.5A/cm und/oder ein Verhältnis von H_c zu dem induzierten Anisotropiefeld H_k, H_c/H_k, H_c/H_k < 0.05, bevorzugt H_c/H_k < 0.01 und/oder eine nicht-Linearität der Hystereseschleife von < 1%, bevorzugt < 0.5% aufweist.
Verfahren nach einem der Ansprüche 13 bis 18, wobei das Metallband mit einer Geschwindigkeit s im Durchlauf durch einen Durchlaufofen mit einer Heizzone mit einer Länge von 30 cm bis 3 m gezogen wird, sodass eine Verweildauer des Metallbandes in einer Temperaturzone des Durchlaufofens mit der Temperatur T_a zwischen 2 Sekunden und 10 Minuten liegt.
Verfahren nach einem der Ansprüche 13 bis 17, wobei nach dem Wärmebehandeln im Durchlauf das Metallband zu einem Ringbandkern gewickelt wird.
Verfahren nach einem der Ansprüche 13 bis 18, dadurch gekennzeichnet, dass ein gewünschter Wert der Permeabilität µ und/oder des Anisotropiefeldes H_k und/oder ein magnetischer Bandquerschnitt A_Fe sowie ein erlaubter Abweichungsbereich jedes dieser Werte vorbestimmt werden, indem magnetische Eigenschaften des Metallbandes beim Verlassen des Durchlaufofens laufend gemessen werden, während das Metallband nicht mehr unter Zugspannung steht, und wenn Abweichungen von den erlaubten Abweichungsbereichen der magnetischen Eigenschaften festgestellt werden, die Zugspannung σ an dem Metallband entsprechend nachgeregelt wird, um die gemessenen Werte der magnetischen Eigenschaften in den Bereich innerhalb der erlaubten Abweichungsbereiche zurückzubringen.
Verfahren nach einem der Ansprüche 13 bis 19, wobei, um einen vorbestimmten aktiven Materialquerschnitt eines Ringbandkerns Kern-A_Fe bereitzustellen, beim Verlassen des Durchlaufofens der magnetische Bandquerschnitt A_Fe am Metallband lokal und laufend ermittelt wird, die Anzahl der Bandlagen des Ringbandkerns auf Grund der ermittelten Werten des magnetischen Bandquerschnitts A_Fe berechnet wird und der Ringbandkern mit der berechneten Anzahl von Bandlagen gewickelt wird.
Verfahren nach einem der Ansprüche 13 bis 20, ferner aufweisend: Herstellen des amorphen Metallbandes mit einer Rascherstarrungstechnologie, wobei eine Schmelze auf eine sich bewegende Außenoberfläche eines sich bewegenden Kühlkörpers gegossen wird, wobei die Schmelze auf der Außenoberfläche erstarrt und das amorphe Metallband geformt wird.
Verfahren nach Anspruch 21, wobei die Außenoberfläche des Kühlkörpers kontinuierlich bearbeitet wird, um die Außenoberfläche des Kühlkörpers zu glätten, während die Schmelze auf die sich bewegende Außenoberfläche des Kühlkörpers gegossen wird.
Verwendung der Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 11 bei einem DCtoleranten Stromwandler oder einem Interphasen Transformator oder einem Isolationstransformator oder einem Fly-Back Transformator oder einem Fly-Back Wandler oder einer Speicher-Drossel oder einer PFC-Drossel für Industrie- und Automobilanwendungen oder einem elektronischen Steuergerät wie einem DC/DC-Wandler oder einer Speicherdrossel oder einem Speicherüberträger oder einer Filterdrossel mit niederpermeablen Kernmaterialien oder einem induktiven Energiespeicher.
Ringbandkern, der ein gewickeltes Band aus einer Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 11 aufweist.
Ringbandkern nach Anspruch 24, ferner umfassend eine elektrische Isolationsbeschichtung.