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Verfahren zum Herstellen von magnetisch weichen Blechen aus einer
Ni-MoTe-Legierung Die Erfindung betrifft ein Verfahren zum Herstellen von magnetisch
weichen Blechen aus einer Ni-Mo-Fe-Legierung mit 55 bis 701/o Ni,
1 bis 31/o Mo durch Gießen in Kokille, Warm- und Kaltauswalzen.
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Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, dieses an sich bekannte
Verfahren so auszugestalten, daß ein möglichst hoher Prozentsatz der Kristallite
der Legierung die Orientierung (102) [010] erhalten. Zu diesem Zweck sollen
die beim Gießen entstehenden Säulenkristalle auch im fertigen Blech senkrecht zur
Blechoberfläche orientiert sein.
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Erfindungsgemäß ist diese Aufgabe nun dadurch gelöst, daß die Legierungen
in hochgestellte, rechteckige Graphitkokillen von etwa 300mm Höhe und
100 - 4mm Querschnitt vergossen werden, diese Gußplatten dann bei etwa
1000' C in Längsrichtung flachkant gelegt, in mehreren Stufen heruntergewalzt
und nach Zwischenglühen bei 900 bis 1000' C kalt gewalzt, bei
6501 C angelassen und dann fertiggewalzt werden und dann einer Glühbehandlung
im magnetischen Feld unterzogen werden.
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Bei einem bekannten Verfahren der eingangs ,erläuterten Art werden
die gegossenen Roblinge mit Zwischenerhitzung zu Bändern ausgewalzt, ohne daß für
die Gießformen und die Richtung desAuswalzens besondere Vorschriften eingehalten
wurden.
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Besonders bewährt hat sich eine solche Ausgestaltung des Verfahrens
nach der Erfindung, daß der Guß durch Erhitzen auf mindestens 10001 C in
der Dicke gemindert und auf eine vorbestimmte Dicke heiß gewalzt, für mindestens
1 Stunde in einer Wasserstoffatmosphäre bei einer Temperatur von mindestens
900' C angelassen und schnell gekühlt, um 55
bis 70 % kalt gewalzt,
für mindestens 4'/2 Stunden in einer Wasserstoffatmosphäre bei einer Temperatur
von mindestens 650' C angelassen und schnell gekühlt, um
95 bis 990/a auf die endgültige, erwünschte Dicke kalt gewalzt, durch Anlassen
für mindestens 10 Minuten in einer Wasserstoffatmosphäre bei 500
bis
11001 C rekristallisiert, für mindestens 2 Stunden in einer Wasserstoffatmosphäre
bei 1050 bis 1250' C
angelassen und magnetisch durch Abkühlen in einer
Wasserstoffatmosphäre von etwa 550 bis 675' C auf etwa 300' C
in einem magnetischen Feld von 8 bis 1.2 Oersted angelassen wird.
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Vorzugsweise besteht die Legierung im wesentlichen aus 58 bis
68 1/o, Nickel, 1,75 bis 2,25 1/o Molybdän, 0,2 bis 0,4% Mangan,
0,01 bis 0,05% Sauerstoff und bis zu 0,050le, Aluminium, bis zu 0,090/9 Silicium,
mit dem Rest aus Eisen, worin der Sauerstoff in der Form fein unterteilter, gleichmäßig
verteilter Oxydeinschlüsse von überwiegend ein und derselben Größe auftritt.
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Das auf diese Weise gewonnene Blech eignet sich besonders für Magnetverstärker,
die in dem Frequenzgeblet von 600 bis 1000 Hertz arbeiten Es zeichnet
sich durch hohe Permeabilität, hohe Sättigungsdichte, hohe Remanenz, niedrige Koerzitivkraft
und auf dem Sättigungsgebiet niedrige Perineabilität aus. Vor allem weisen die mit
dem Verfahren nach der Erfindung gewonnenen Bleche bei höheren Frequenzen über 400
Hertz eine im wesentlichen rechteckige Hysteresescbleife auf, wenn das Verhältnis
der Remanenz zur Sättigungsdichte (B,: B,) etwa 0,8 überschreitet.
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In den Zeichnungen zeigen Fig. 1 und 2 Querschnitte von Gußblöcken;
Fig. 3 und 4 sind schematische Darstellungen der Kornorientierung des kubisch
flächenzentrierten Erzeugnisses des Verfahrens nach der Erfindung in verschiedenen
Behandlungsstufen; Fig. 5 bis 13 sind Gleich- und Wechselstrom-Hystereseschleifen
dieses Erzeugnisses und bisheriger Magnetlegierungen; Fig. 14 ist ein Schaltschema
eines magnetischen Verstärkerkreises; Fig. 15 bis 20 sind Steuerkennlinien
für magnetische Verstärkerkreise, die das Erzeugnis des Verfahrens
nach
der Erlmdung und früherer Legierungen für vormagnetisierbare Kerne enthalten, und
Fig. 21 bis 26 sind Mikrophotographien der Feinstruktur des Erzeugnisses
des Verfahrens nach der Erfindung.
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In der folgenden Beschreibung werden Vergleiche zwischen dem Erzeugnis
des Verfahrens und den bisher bekannten Kermnaterialien gemacht. Für Vergleichszwecke
wurden die, folgenden drei weithin bekannten Kernmaterialien zur Diskussion gestellt:
Die als »65 Permalloy« bekannte Legierung, die im wesentlichen aus
65 ()/@ Nickel, dem Rest aus Eisen besteht, mit einem spezifischen Widerstand
von etwa 25 Mkroohmzentimeter, »Deltamax«, das im wesentlichen aus 50% Nickel
und 501/o Eisen besteht und einen spezifischen Widerstand von etwa 45Mikroohmzentimeter
hat, und »Superinalloy«, das im wesentlichen aus 79% Nickel, 511e Molybdän und dem
Rest aus Eisen besteht und einen spezifischen Widerstand von 60 Mkroohmzentimeter
hat. Das Verfahren nach der Erfiiidung geht von einer Metallegierung aus, die im
wesentlichen aus 55 bis 700/0 Nickel, 1 bis 3% Molybdän, über 0,Öl%
Sauerstoff und einem Gesamtrest von hauptsächlich Eisen besteht und vorzugsweise
aus 58 bis 68% Nickel, 1,75 bis 2,25,14 Molybdän, 0,2 bis 0,4(1/o Mangan,
über 0,01 % Sauerstoff und einem Gesamtrest von hauptsächlich Eisen besteht.
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Der spezifische Widerstand dieser Legierung schwankt je nach
dem Molybdängehalt. Zum Beispiel hat Material mit etwa 65 0/9 Nickel,
1 bzw. 2,16 bzw. 2,9 "/o, Molybdän, G ' esamtrest hauptsächlich
Eisen gemessene spezifische Widerstände von 34 bzw. 47,4 bzw. 54,1 Mikroohmzentimeter.
Im allgemeinen sind bei der Verwendung von Kernmaterialien dieser Type
in
Drosseln mit vonnagnetisiertern Kern die höheren Werte des spezifischen Widerstandes
erwünscht, um die Wirbelstromverluste zu vermindern.
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Wie allgemein bekannt, kristallisieren die verschiedenen Elemente
gemäß einem wohldefinierten Muster oder symmetrischen Aufbau von Atomen. In regelmäßigen
Zwischenräumen wiederholt sich dies, um einen Kristallkörper zu bilden. Das dreidiinensionale
Gitterwerk von imaginären Linien, die die Atome verbinden, wird Raumgitter genannt.
Das kleinste Prisma, das die volle Symmetrie des Kristalls aufweist, heißt Elementarzelle.
Die die Erfindung betreffenden Materialien haben Atomanordnungen 6d-er Raumgitter,
die als kubisch oder, spezieller, als »flächenzentriert kubisch« einklassiert sind,
d. h., das Material ist im wesentlichen aus Eisen- und Nickelatomen so zusammengesetzt,
daß jede Elementarzelle vierzehn Atome enthält, von denen acht an den acht Ecken
des imaginären Würfels und die verbleibenden sechs Atome an den Punkten sitzen,
die den geometrischen Mittelpunkt jeder der sechs imaginären Würfelflächen bilden.
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Es ist bekannt, daß die Richtung der leichtesten Magnetisierung dieser
kubisch flächenzentrierten Materialien längs und parallel zu den imaginären Würfelkanten
verläuft. Es ist auch bekannt, daß, wenn ein geschmolzenes Material dieser Type
in eine Form gegossen wird, einige säulenartige Kristalle manchmal während des Erstarrens
zur Ausbildung kommen, welche, sich von der Formwand zu dem inneren Teil des Gußblockes
erstrecken und deren Achsen im wesentlichen senkrecht zu der Formwand stehen. Die
kubischen Raumgitter der Atome in den säulenartigen Kristallen sind mit ihren imaginären
Würfelkanten parallel der Längsachse des säulenartigen Kristalls ausgerichtet. Es
wurde entdeckt, daß ein gerichteter Guß mit einer der vorher erwähnten Zusammensetzungen,
der vorwiegend oder fast ausschließlich aus genau ausgerichteten säulenartigen Körnern
oder Kristallen besteht, wenn er den passenden Verkleinerungsverfahren unterworfen
wird, ein brauchbares magnetisch weiches Blech-oder Streifenmaterial ergibt, welches
genügend Kornausrichtung von dem gerichteten Guß beibehält und beträchtlich verbesserte
magnetische Eigenschaften aufweist, die dann weiter durch magnetisches Anlassen
verbessert werden können.
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Demgemäß wurden mehrere Schmelzen oder Chargen des erfindungsgemäßenMaterials
vorbereitet und Güsse, gefertigt. Weiter wurde entdeckt, daß der Grad der Ausrichtung
in solchen Güssen sehr entscheidend war und einen weitgehenden Einfluß auf die,
magnetischen Charakteristiken der Bleche oder Streifen ausübte, die aus einem solchen
Guß hergestellt wurden, besonders auf die Perineabilität. In Fig. 1 der Zeichnung
ist der Querschnitt einer Gußplatte gezeigt, welcher den sehr hohen, wenn nicht
vollständigen Grad der säulenartigen Ausrichtung zeigt. Bei näherem Zusehen ist
festzustellen, daß die überwiegende Mehrzahl von Körnern oder Kristallen des Materials
in einer gestreckten oder säulenartigen Form mit ihren Achsen hauptsächlich parallel
zueinander und senkrecht zu den Seitenflächen des Gusses orientiert ist, die durch
die Seiten des rechteckigen Querschnittes der Fig. 1 definiert werden.
Wie später noch mehr im einzelnen ausgeführt wird, besitzt Streifen- oder Blechmaterial,
welches durch Auswalzen von Guß mit ähnlich hohem Ausrichtungsgrad erstellt ist,
beachtlich überlegene magnetische Eigen-, schaften gegenüber Streifen- oder Blechmaterial,
das in gleicher Weise behandelt, jedoch von Güssen mit einem geringeren Ausrichtungsgrad
gewonnen ist. Ein Beispiel eines solchen Gusses mit geringerem Ausrichtungsgrad
ist in Fig. 2 gezeigt. Beim Anblick der Fig. 2 läßt sich feststellen, daß unter
den Körnern im Querschnitt des Gusses viele gezeigt werden, welche nicht säulenartig,
sondern »gleichachsig«, d. h. fast symmetrisch im Querschnitt, geformt sind.
Blech- und Streifenmaterial aus Güssen, die einen wesentlichen Betrag von gleichachsigen
Körnern enthalten, weisen durchweg schlechtere magnetische Eigenschaften auf als
Blech- oder Streifenmaterial aus Güssen, die, einen säulenartigen Ausrichtungsgrad
nach dem in Fig. 1 gezeigten Beispiel haben.
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Bei der Herstellung von Güssen, wie in Fig. 1 gezeigt, wurde
gefunden, daß der höchste Ausrichtungsgrad durch Eingießen des Materials in Graphitformen
erreicht werden kann. Es hat sich herausgestellt, daß eine rechteckige Gestalt des
Formquerschnittes einer quadratischen oder hauptsächlich quadratischen vorzuziehen
ist und daß beständigere hohe magnetische Qualitäten erreicht werden, wenn solche
im Querschnitt rechteckigen Platten lediglich durch Walzen gestreckt werden. Soweit
nämlich der Augenschein lehrt, zerstört heißes Ausschmieden von Gußblöcken mit quadratischem
Querschnitt zu flachen Knüppeln zur weiteren Streckung die Kristallausrichtung erheblich.
Während
die Querschnittsfigur des in Fig. 1 gezeigten Blockes genau rechteckig ist,
da sie aus einer Fläche besteht, die durch ein erstes Paar von getrennten, hauptsächlich
parallelen Seiten und ein zweites Paar von kürzeren, getrennten, hauptsächlich parallelen,
senkrecht zum ersten Paar stehenden Seiten begrenzt ist, versteht es sich, daß die
Seiten, welche die ersteren, längeren, parallelen Seiten verbinden, weder gerade
oder parallel zu sein brauchen. Tatsächlich wurden recht vorteilhaft ausgerichtete
Gußblöcke gemäß dem Verfahren nach der Erfindung hergestellt, in welchen diese zweiten
Seiten beispielsweise Kreisbögen waren. Es muß daher beachtet werden, daß die genaue
Querschnittsform dieser Blöcke nur ungefähr rechteckige Gestalt zu haben braucht
und daß der Ausdruck ganz allgemein benutzt wird. Es hat sich ferner herausgestellt,
daß die üblichen gußeisemen Formen oder Formen aus anderem metallischem Material
den Formen aus Graphit unterlegen erscheinen, insofern, als ein hoher Ausrichtungsgrad
nicht in Güssen aus Formen erreicht worden ist, welche aus anderen Materialien hergestellt
sind.
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Im einzelnen und beispielsweise wurde die Gußplatte in Fig.
1 folgendermaßen hergestellt. Eine Legierung mit der Zusammensetzung 64,45
% Nickel, 2,01'% Molybdän, 0,221/o Mangan, 0,06% Silicium, 0,01 %
Aluminium, der Rest Eisen wurde in Luft in einem Induktionsofen geschmolzen. Die
Schmelze wog ungefähr 120 Pfund. Die Schmelze wurde in 38 - 100 - 300-cm-Platten
in mehrteilige Graphitformen, und zwar mit der längsten Blockseite senkrecht, gegossen.
Fig. 1 ist ein Querschnitt eines dieser Blöcke, nachdem er poliert und geätzt
war. Die Probe wurde ungefähr aus der Mitte des Blockes senkrecht zu ihrer längsten
Seite entnommen. Die Platten wurden geschliffen, um die Oberflächenfehler zu entfernen,
und in einer Wasserstoffatmosphäre bei 1000 bis 11500 C erhitzt und
heiß von etwa 35 mm Dicke auf 1.2 mm Dicke gewalzt, wiedererhitzt auf
900 bis 10000 C und heiß von 12 mm auf 6 mm
Dicke gewalzt.
Während dieser Heißwalzprogramme und bei der folgenden Kaltwalzbehandlung wurde
die Walzebene annähernd parallel züi den ursprünglichen 100 nun breiten Plattenflächen
und die Walzrichtung parallel zu der ursprünglichen längsten Seite der Gußblöcke
beibehalten. Auf diese Weise wurde das Material mit solchen säulenartigen Körnern,
die von den längsten Plattenflächen nach dem mittleren Teil der Gußblöcke hineingewachsen
waren, während des Walzens so verarbeitet, daß die Längsachsen der ursprünglichen
säulenartigen Körner annähernd senkrecht sowohl zur Walzfläche als auch zur Walzrichtung
verblieben.
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Das Material wurde dann während einer Stunde auf 900 bis
1000' C in einer Wasserstoffatmosphäre erhitzt und in einer Wasserstoffatmosphäre
schnell abgekühlt. Das Material wurde weiterhin in der gleichen Ebene und Richtung
ungefähr 601/o durch Kaltwalzen auf etwa 2,5 mm Dicke zusammengedrückt. Das
gewalzte Material wurde einem 41/2 bis 5 Stunden in 700' C Wasserstoffatmosphäre
dauernden Anlaßprozeß unterworfen und der schnellen Ab-
kühlung in einer Wasserstoffatmosphäre
überlassen. Das Material wurde dann weiter durch Kaltwalzen auf 5 mm Dicke
98%ig zusammengedrückt.
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Typische Proben des Materials in Form von Bändern von
0,05
mm Stärke und 12 mm Breite wurden durch Anlassen für
10 bis
30 Minuten
in Wasserstoff bei Temperaturen von
500 bis
900' C rekristallisiert.
Dieses angelassene Material wurde zu Probekernen gewickelt und für 2 bis 4 Stunden
bei
1050 bis
12501 C in reinem, trockenem Wasserstoff und für
1 Stunde bei
650' C in einer Wasserstoffatmosphäre und einem Magnetfeld
von etwa
10 Oersted angelassen. Die magnetischen Eigenschaften einiger dieser
Proben bei Gleichstrom, welche für 4 Stunden bei
11001 C und danach im Magnetfeld
angelassen waren, wurden dann gemessen und in der folgenden Tabelle
1 aufgezeichnet.
| Tabelle 1 |
| Probe Rekristallisiert #tmax Bei B Gipfel-B (B")
Br He |
| A 10 Minuten 500' C 800000 9200 12440 11490 0,0125 |
| B 10 Minuten 700' C 1073000 10400 12490
11910 0,0096 |
| C 10 Minuten 900' C 1036000 10200
12590 11980 0,0095 |
| D nicht 621000 8800 12740 11780
0,0150 |
Dieselben Proben wurden dann wieder für 4 Stunden bei 1200'
C in reinem,
trockenem Wasserstoff und danach in einem anderen als dem vorher beschriebenen Magnetfeld
angelassen. Die magnetischen Eigenschaften der Probekerne wurden wieder gemessen
und die Meßergebnisse in Tabelle
11 wiedergegeben.
| Tabelle II |
| Gipfel-B |
| Probe #LInax Bei B |
| (B,) |
| Br |
| H, |
| A 1231000 9300 12500 11600 0,00777 |
| B 1615000 10100 12640 12020 0,0055 |
| C 1530000 9900 12640 11940 0,0055 |
| D 723000 9500 12630 11880 0,0109 |
Zwei der Probekerne wurden dann einem zusätzlichen Anlaßprozeß von 4 Stunden bei
13001 C in reinem trockenem Wasserstoff und danach wieder in einem anderen
als dem oben beschriebenen Magnet-
feld unterworfen. Die magnetischen Eigenschaften
dieser Proben wurden gemessen und sind in Tabelle
111 wiedergegeben.
| Tabelle III |
| Probe Bei B Gipfel-B |
| B, |
| H, |
| #Linax (B,) |
| A 449000 8 900 11090 10 280 0,0176 |
| B 551000 9 500 11190 10 600 0,0124 |
An dem Vorhergehenden ist zu beobachten, daß die höchste Permeabilität an einem
Band gemessen
wurde, welches der Rekristallisierung bei
700' C vor dem 4stündigen, hochtemperierten und magnetischen Anlassen unterworfen
war. Wenn diese Proben für 4 Stunden bei 1200'
C und danach in einem Magnetfeld
wieder angelassen wurden, ergab sich ein wesentlicher Anstieg in den Permeabilitäten
der vorher rekristallisierten Proben, insbesondere bei Probe B. Das Verhalten dieser
Probe und besonders die schlechten Eigenschaften nach dem Wiederanlassen der Proben
bei
1300' C lassen sich vielleicht am besten durch einen mit den üblichen
Röntgenbeugungsaufnahmen beobachteten Unterschied im G#efüge erklären.
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Die Ausrichtung oder das Gefüge der kubisch flächenzentrierten Kristallgitterstruktur
der Probe C
wurde nach jeder der vorangegangenen Anlaßbehandlungen durch die
üblichen Röntgenstrahl-Beugungsverfahren untersucht. Im einzelnen wurde, nachdem
der kaltgewalzte, 0,05 mm dicke Streifen durch Hitzebehandlung für
10 Minuten bei 900' C rekristallisiert war, gefunden, daß die meisten
der imaginären flächenzentrierten Würfel, die das Material aufbauen, mit den Würfelflächen
parallel zur Oberfläche des Metallstreifens und zur Walzrichtung ausgerichtet waren.
Diese Ausrichtung ist schematisch in Fig. 3
wiedergegeben, in welcher das
rechtwinklige Glied 5
einen Teil des Metallstreifens darstellt. Der Pfeil
mit der Bezeichnung R.D. bezeichnet die Walzrichtung und der Pfeil mit der Bezeichnung
T. D. bezeichnet die Ouerrichtung dazu. Die beiden durch diese Pfeile
bezeichneten Richtungen verlaufen zueinander senkrecht. Wie man sieht, sind die
drei einander senkrecht schneidenden Bezugsachsen bei a, b und c gezeigt.
Es versteht sich, daß die Achse a parallel zur Oberfläche des Streifens
5 und zur Querrichtung und senkrecht zur Walzrichtung verläuft. Die Achse
b ist parallel zur Oberfläche des Streifens 5 und zur Walzrichtung,
und die Achse c steht senkrecht zur Oberfläche des Streifens 5. Die Achsen
a, b und c schneiden sich im Punkt o. Diese Ausrichtung trägt die
Fachbezeichnung »Würfelgefüge« und ist die Ausrichtung, die man immer wieder in
kaltgewalztein und angelassenem Streifen- oder Blechmetall antrifft, welches aus
kubisch flächenzentrierten Legierungen dieser Art hergestellt ist. Die Ausrichtung
wird von den Kristallographen und anderen Fachleuten in der Schreibweise des eingeführten
Miller-Index-Systems mit (100) [010] bezeichnet.
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Nach dem Anlassen zum Rekristallisieren wurde der Probestreifen für
4 Stunden bei 11001 C und danach magnetisch für 1 Stunde bei 650"'
C im Magnetfeld von etwa 1.0 Oersted angelassen, wie vorher festgestellt.
Dieses Material wurde wieder durch Röntgenstrahlbeugung untersucht, und es wurde
gefunden, daß es jetzt fast ausschließlich in der Weise gerichtet war, daß von den
imaginären, flächenzentrierten Würfeln zwei ihrer gegenüberliegenden parallelen
Flächen senkrecht zur Walzrichtung und zwei gegenüberliegende, parallele, zum anderen
Flächenpaar senkrechte Flächen in einem Winkel von etwa 27'
zur Fläche des
Metallstreifens geneigt verliefen. Diese Ausrichtung ist von den Kristallographen
und anderen Fachleuten als (102) [010] in der Schreibweise des eingeführten
Miller-Index-Systems bezeichnet. Sie ist in schematischer Form in Fig. 4 dargestellt,
in welcher das rechtwinklige Glied 10 einen Teil des Metallstreifens bedeutet
und in welcher der Pfeil mit der Bezeichnung R.D. die Walzrichtung und der Pfeil
mit der Bezeichnung T.D. die Querrichtung dazu angibt.DiesebeidenRichtungen bilden
901 miteinander.
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Die drei einander senkrecht schneidenden Bezugsachsen sind bei
a, b, und c gezeigt. Es versteht sich, daß die Achse a parallel zur
Oberfläche des Metallstreifens 10 und zur Querrichtung und senkrecht zur
Walzrichtung verläuft. Die Achse b ist parallel zur Oberfläche des Streifens
10 und zur Walzrichtung, und die Achse c steht senkrecht auf der Oberfläche
des Metallstreifens 10. Die Achsen a, b, und c schneiden sich
im Punkt o. Der in Fig. 4 dargestellte Elementarwürfel hat eine Würfelfläche, welche
die Achse a iin Abstand d vom Nullpunkt, die Achse c im Abstand d/2 vom Nullpunkt
schneidet und parallel zur Achse b verläuft. Ein Elementarwürfel, der bezüglich
der Oberfläche und der Walzrichtung eines solchen Metallstreifens so ausgerichtet
ist, wird mit der vorher erwähnten Bezeichnung (102) [010] belegt. In den
Fig. 3 und 4 sind die den flächenzentrierten Würfel bildenden Atome der übersichtlichkeit
halber fortgelassen.
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Der Probestreifen wurde dann für 4 Stunden bei 1200' C und
danach magnetisch für 1 Stunde bei 650' C in einem Magnetfeld von
etwa 10 Oersted angelassen, wie vorher auseinandergesetzt. Die aus dieser
Behandlung gewonnene Ausrichtung zeigte sich im wesentlichen identisch mit der nach
der vorhergehenden Behandlung, nämlich (102) [010]. Die Korngröße des Materials
nach dieser Behandlung war etwas größer als vorher, wie zu erwarten war.
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Die Probe wurde dann für 4 Stunden bei 1300' C
und danach
in einem Magnetfeld von 10 Oersted für 1 Stunde bei 650' C
angelassen. Die aus dieser Behandlung gewonnene Ausrichtung zeigte sich ähnlich
den (102) [010]-Ausrichtungen, die aus den beiden vorher erwähnten Behandlungen
hervorgingen, aber bedeutend weniger wohldefiniert zum Zeichen dafür, daß weniger
Materialkömer diese erwünschte Ausrichtung einnahmen. Ein Vergleich der in den Tabellen
1, 11 und 111 zusammengestellten Eigenschaften enthüllt die entsprechende
Zerstörung der magnetischen Eigenschaften, wenn dieses Material bei einer Temperatur
in der Gegend von 1300' Cwärrnebehandelt wird.
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Die Probe bot, wie in Tabelle 11 gezeigt, eine gemessene Höchstpermeabilität
von 1530 000 nach einem 4stündigen Anlassen bei 1200' C in reinem
Wasserstoff und magnetischem Anlassen. Die Gleichstrorn-Hystereseschleife dieser
Probe ist in Fig. 5
gezeigt und hat die erwünschte rechteckige Forin, Es ist
zu beachten, daß diese besondere Probe nicht die höchsten magnetischen Eigenschaften
des erfindungsgemäßen, hier beschriebenen Materials darstellt und nur als ein Verkörperungsbeispiel
der Erfindung gezeigt ist.
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Wie vorher festgestellt, fand sich, daß die flachen, plattenartigen,
gerichteten Güsse, das sind Güsse mit rechteckigem Querschnitt und einer Kornorientierung
ähnlich der in Fig. 1 gezeigten, den Gußblöcken mit quadratischem Querschnitt
aus zweierlei Gründen überlegen sind. Erstens, weil die durch die fast vollständige
Abwesenheit gleichachsiger Körner gekennzeichnete säulenartige Kornstruktur des
Gusses in dieser Form schneller zu verwirklichen ist, und zweitens, weil das Heißschmieden
der im Querschnitt quadratischen Blöcke zu flachen Platten zum Zwecke des Walzens
die Kristallausrichtung dieses Materials erheblich schädigt.
Diese
Tatsachen wurden auf folgende Weise zu Tage gefördert. Zwei Platten, etwa
63 mm stark, 100 mm breit und ungefähr 175 mm lang,
wurden unter praktisch gleichen Bedingungen in praktisch gleiche mehrteilige Graphitformen
aus ein und demselben, etwa 54kg schweren, in einem Induktionsofen in Luftatmophäre,
erschmolzenen Einsatz gegossen. Die Gußblöcke wurden analysiert und bestanden aus
63,411/eNickel, 1,911/oMolybdän, 0,160/@Mangan, einer Spur von Silicium, die für
quantitative Auswertung zu klein war, etwa 0,0211/oAluminium und dem Rest aus Eisen.
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Ein Gußblock wurde etwa am Mittelpunkt seiner längsten Seite zerschnitten.
Man fand eine fast vollständige säulenartige Gußkornstruktur, in der Hauptsache
identisch mit der in Fig. 1 gezeigten. Die beiden Hälften des Gußblockes
wurden auf eine Dicke von 5 mm zu Streifen durch Walzen nach dem folgenden
Programm verarbeitet. Die Blockteile wurden auf etwa 1150' C erhitzt und
heiß von 63 mm auf etwa 12 mm Dicke gewalzt, auf etwa 10001 C erhitzt
und heiß auf 6 mm Dicke gewalzt. Die 6-rmn-Platten wurden dann für
1 Stunde bei etwa 1000' C in einer Wasserstoffatmosphäre angelassen
und schnell abgekühlt. Das Material wurde dann kalt auf etwa 0,25 mm Dicke
gewalzt und für 5 Stunden bei etwa 7001 C in Wasserstoff angelassen
und schnell gekühlt. Es wurde dann kalt auf 0,05 mm Dicke gewalzt, in halbzollbreites
Band zerschnitten und durch Anlassen für 10 Minuten bei etwa 9001 C
rekristallisiert. Dann wurde es für 4 Stunden bei etwa 11001 C und danach
in Wasserstoffatmosphäre und einseitig gerichtetem Magnetfeld von 10 Oersted
für 1 Stunde bei 650' C magnetisch angelassen. Einige aus diesem Material
hergestellte Keine wurden geprüft und zeigten Perineabilitäten zwischen
900 000 und 1250 000,
Remanenz bis zu 12 040 Gauß und eine, kleine
Koerzitivkraft von 0,0085.
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Der andere Block in der Größe von 63 - 100 -
175 mm wurde
heiß geschmiedet bei 1100 bis 1150' C, bis er einen Knüppel
von etwa 25 - 100 -
680 mm bildete. Ein Teil dieses Knüppels wurde
auf etwa 11501 C erhitzt und heiß auf etwa 0,50 Zoll gewalzt,
wieder erhitzt auf etwa 1000' C und heiß auf etwa 25 mm Dicke gewalzt.
Dieses Material wurde kalt gewalzt und in der Hauptsache gemäß dem gleichen Programm,
wie es für den anderen Bock dieser Schmelze geschildert wurde, angelassen. Magnetische
Proben, welche an Kernen aus diesem Material durchgeführt wurden, brachten gleichmäßig
dürftige magnetische Prüfergebnisse, z. B. 260 000
Maximalpenneabilität,
11200 Gauß Remanenz und 0,039 Oersted Koerzitivkraft. Angesichts des
Ursprungs und Behandlungsverlaufs der Proben ist hiermit offenbar bestätigt, daß
das Schmieden der Blöcke ihre Struktur und die daraus folgenden magnetischen Eigenschaften
erheblich schädigt.
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Der Block, dessen Querschnitt in Fig. 2 gezeigt ist, wurde durch Gießen
von 120 Pfund in Luft verflüssigter Schmelze in eine gußeiserne Blockfonn vorbereitet.
Der Block bestand aus einer Legierung, die 64,5% Nickel, 1,88% Molydän, 0,30% Mangan,
0,0411/o,Silicium, einer spektrographischen Spur von Aluminium und aus einem Gesamtrest
hauptsächlich von Eisen. Der Block war etwa 5 Zoll quadratisch im Querschnitt.
Der in Fig. 2 abgebildete Querschnitt wurde aus der unteren Hälfte des Blockes entnommen
und zeigte säulenartige Körner, die sich auf etwa 12,5 mm von den Seitenwänden,
und zwar in einen Kein mit gleichachsigen Körnern hinein erstrecken.' Der Block
wurde heiß bei etwa 11501C zu einem Knüppel von etwa 37 mm und
31 - 100 mm im Querschnitt geschmiedet. Der Knüppel wurde durch Heißwalzen
bei etwa 1000' C von 31 mm auf etwa 6 mm Dicke verkleinert.
Das Material wurde dann für 1 Stunde bei 10001 C in Wasserstoff angelassen
und schnell abgekühlt. Es wurde dann kalt auf etwa 0205 mm Dicke gewalzt,
für 5 Stunden in Wasserstoff bei 7001 C angelassen und schnell gekühlt.
Dann wurde es kalt auf 0,05 mm Dicke, gewalzt.
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Man fand, daß die Rekristallisation dieses Materials für
10 Minuten bei 8001 C, gefolgt durch ein Anlassen für 4 Stunden bei
1050' C in Wasserstoff und magnetisches Anlassen für 1 Stunde bei
650' C
in einem einseitig gerichteten Magnetfeld von 10 Oersted schlechte
magnetische Eigenschaften ergab. Zum Beispiel war die Remanenz 11200 Gauß
und die Koerzitivkraft 0,90 Oersted. Bei der Prüfung mit Röntgenstrahlbeugung
zeigte sich »kubisches« Ge#-füge, und das Anlassen bei 10501 C hatte sich
nicht in der Entstehung der erwünschten (102) [010]-Ausrichtung ausgewirkt. Proben
von 0,05 mm Dicke dieses Materials unterlagen Anlaßbehandlungen von 4 Stunden
bei 1100, 1200 und 1300' C, gefolgt von magnetischen Anlaßbehandlungen.
Eine Probe, die hintereinander bei 1200 und 1300' C und danach magnetisch,
wie oben erwähnt, angelassen war, hatte die besten Eigenschaften dieser Serie, aber
war noch dem Material unterlegen, das durch Auswalzen von Gußplatten ohne gleichachsige
Körner erhalten worden war. Diese besondere Probe hatte eine Maximalpermeabilität
von 712 500 bei 10 200 Gauß, ein Gipfel-B von 12 510 Gauß,
eine Remanenz von 11800 Gauß und eine Koerzitivkraft von 0,0126 Oersted.
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Um noch vollständiger das, magnetische Material der Erfindung auszuwerten,
besonders für die Anwendung in vormagnetisierbaren Drosselkemen, wurden ringförmige
Kernproben aus 0,05 - 12 mm breiten Streifen von »65 Permalloy« und
»Deltamax« und einer typischen Probe des erfindungsgemäßen Materials vorbereitet.
Diese ringförmigen Kerne enthielten 64 Windungen von 0,05 mm starken Streifen
und hatten einen mittleren Durchmesser von etwa 40 mm.
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Die Gleichstrom-Hystereseschleifen für diese Proben wurden dann unter
identischen Prüffiedingungen bei Anwendung üblicher Verfahren aufgenommen und in
den Fig. 5, 6 bzw. 7 für die typische Probe der Erfindung die »65-PermaHoy«-
bzw. die »Deltamax«-Proben dargestellt.
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Dann wurden die dynamischen Hystereseschleifen für diese Probematerialien
bei 60 Hertz unter identischen Prüfbedingungen aufgenommen. In den Fig.
8, 9 bzw. 10 sind die Lissajous-Figuren wiedergegeben, welche für
die typische Probe der Erfindung, die »65-Permalloy«-Probe bzw. die »Deltamax«-Probe,
erhalten wurden. Ähnlich sind in den Fig. 11,
12 bzw. 13 Wiedergaben
der Lissajous-Figaren gezeigt, welche die dynamischen Hystereseschleifen bei 400
Hertz unter identischen Prüfbedingungen für die typische Probe der Erfindung, die
»65-Permalloy«-Probe, bzw. die »Deltamax«-Probe, veranschaulichen.
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Die Meßausrüstungen und -verfahren zur Bestimmung dieser dynamischen
Hystereseschleifen sind wohlbekannt und insofern, als eine vollständige Schilderung
darüber in einem Artikel mit dem Titel
»Ausrüstung zum Messen dynamischer
Hysteresescbleifen« von H. W. L o r d in der Juniausgabe der Zeitschrift
»Electrical Engineering,» auf S. 518 bis 521 herausgebracht worden
ist, wird hier eine weitere Schilderung nicht für notwendig erachtet.
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Wenn man die Gleichstrorn-Hystereseschleifen in Fig. 5, 6 und
7 für die drei Probekerne miteinander vergleicht, so fällt auf, daß die Gleichstromkoerzitivkraft
des »65-Permalloy«-Probekems kleiner als die des typischen Präbekerns aus dem Material
der Erfindungund. sehr viel kleiner als die des »Deltamax«-Kerns ist und daß vom
Standpunkt der Rechteckigkeit der »65-Permalloy«-Probekem einen wünschenswerteren
Verlauf zeigt als den sowohl des »Deltamax«-Probekerns wie auch des Probekerns aus
dem Material der Erfindung. Weiterhin ist mit Bezug auf die Gleichstrom-Hystereseeigenschaften
der Probekeine noch darauf hinzuweisen, daß die »Deltamax«-Probe eine etwas höhere
Restinduktion oder Remanenz zeigt als die anderen Proben.
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In der folgenden Tabelle sind die übernommenen magnetischen Eigenschaften
bei Gleichstrom für die bisher bekannten gewalzten, magnetisch weichen Streifen-
oder Blechmaterialien und die entsprechenden Eigenschaften, welche. mit dem erfindungsgemäßen
Material erreicht wurden, zusammengestellt.
| Tabelle IV |
| Material #tmax Hc |
| Br |
| GiDfel-B |
| 1 (Bd |
| 65 PermaRoy 400000 0,02 11100 13650 |
| Deltamax .... 125000 0,08 14700 15500 |
| Supermalloy.. bis zu 0,035 4200 7900 |
| 1000000 |
| Material der |
| Erfindung.. 1780000 0,0053 11950 12500 |
In der vorstehenden Tabelle ist die Maximalpermeabilität durch das Symbol R."" die
Koerzitivkraft durch das Symbol H" die Restinduktion oder Remanenz durch das Symbol
B" die Sättigungsflußdichte durch das Symbol B, bezeichnet. Alle diese Symbole sind
überall angenommen und im Fach wohlbekannt. Die oben für die Gleichstrom-Hysteresecharakteristiken
der bisher bekannten Materialien gegebenen Werte sind im allgemeinen Extreinwerte,
womit die Maximalpermeabilität, die minimale Koerzitivkraft, die maximale Remanenz
und Sättigungsflußdichte gemeint sind, welche in Berichten gefunden wurden. Es versteht
sich natürlich, daß einzelne Proben von all diesen Materialien von Probe zu Probe
ein wenig abweichen.
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Es wurde entdeckt, daß ein kleiner Zusatz von Sauerstoff, mindestens
0,01% und vorzugsweise zwischen 0,01 und 0,05%, in dem Rohgußmaterial der Erfindung
zugegen sein sollte, um dem endgültigen Streifen oder Blech die besten magnetischen
Eigenschaften zu verleihen. Güsse, die von einem Metall stammten, das irn Vakuurnofen
geschmolzen und unter Vakuum gegossen war, um den Sauerstoffgehalt im Roligußzustand
unter 0,01% zu halten, ergaben durchweg Streifen- oder Blechmetall mit schlechteren
magnetischen Eigenschaften als Material, welches aus sauerstoffhaltigen Güssen gewalzt
ist.
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Wie von Fachleuten schnell begriffen wird, ist der Sauerstoff in diesen
Proben in Form von Oxydeinschlüssen zugegen. Wenn das Material in der Dicke verkleinert
und den verschiedenen Anlaßbehandlungen in Wasserstoffatmosphäre unterworfen wird,
be, sonders beim letzten Anlassen, werden viele, wenn nicht alle Oxydeinschlüsse
entfernt. Man nimmt an, daß die Oxydeinschlüsse einen beträchtlichen Einfluß auf
die letzten magnetischen Eigenschaften des Streifens oder Bleches ausüben, und soweit
sich übersehen läßt, ist die Feinheit und Gleichmäßigkeit der Verteilung solcher
Einschlüsse von erstrangiger Wichtigkeit.
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Zwei Gußblöcke, deren jeder einen rechteckigen Querschnitt von etwa
37. 100 Tnm hatte, wurden aus der gleichen Luftofenschmelze. in Graphitformen
gegossen. Bei der Nachprüfung zeigten beide säulenartige Kornstruktti4 im wesentlichen
identisch mit der, die in Fig. 1 dargestellt ist. Der zuerst gegossene Block,
welcher der Einfachheit halber als Block X
bezeichnet werden soll, war aus
65,1 % Nickel, 2,0 % Molybdän, 0 ' 21% Mangan, weniger als 0,011%
Silici:uni, 0,03721/o Sauerstoff und dem Rest aus Eisen zusammengesetzt. Der zweite
Block, welcher als Block Y bezeichnet werden soll, wurde von der gleichen Schmelze
einige Minuten nach dem Block X
gegossen und hatte die gleiche Zusammensetzung
wie der BlockX mit der Ausnahme, daß er 0,04320/0 Sauerstoff enthielt.
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Beide Blöcke X und Y wurden heiß auf 6
Dicke,
wie vorher beschrieben, gewalzt, für 1 Stunde bei 10000 C angelassen
und schnell in Wasserstoff gekühlt. Beide Proben wurden kalt auf etwa
2, 5 mm Dicke gewalzt, fdr etwa 5 Stunden auf etwa
7001 C angelassen und schnell in Wasserstoff gekühlt. Beide Proben wurden
kalt auf 0,05
dicke Streifen gewalzt und 30 Minuten bei 900' C
in
Wasserstoff rekristallisiert. Dann wurden beide für 4 Stunden bei 1100' C
in Wasserstoff und danach magnetisch angelassen, wie oben auseinandergesetzt.
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Mikrophotographien an 250 Durchmessern wurden von den Mikrostruktaren
des Materials der Blöcke X und Y gemacht und in den Fig. 21 bis
26
wiedergegeben.
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Fig. 21 bis 23 sind Mikrophotographien von Proben, die vom
Block Y als Guß, als 0,05 mm dicke Streifen nach
30 Minuten, 9001 Anlassen bzw. als der 0,05 mm dicke
Streifen nach dem 4stündigen, 11001 C Anlassen entnommen wurden.
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Fig. 24 bis 26 sind Mikrophotographien von Proben, die vom
Block X als Guß, als 0,05 mm dicke Streifen nach dem 30minutigen,
900' C Anlassen bzw. als der 0,05 mm dicke Streifen nach dem
4stündigen, 11000 C Anlassen entnommen wurden.
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Beim Vergleich der Rohgaß-Mkrostruktur zwischen den Blöcken Y bzw.
X in den Fig. 21 bzw. 24 sieht man, daß die Oxydeinschlüsse. und die Stellen
von früheren Oxydeinschlüssen, die, als kleine, dunkle Flecken sichtbar werden,
feiner und gleichmäßiger im Block Y als im Block X verteilt sind. Ähnlich sind in
den Fig. 22 und 25 die Oxydteilchen gleichmäßiger in dem Streifen vom Block
Y verteilt, verglichen mit dem ähnlichen Streifen vom Block X.
Schließlich
sieht man in dem endgültigen Material von den Blöcken Y und X, wie es in Fig.
23 und 26
gezeigt is4 daß die Oxyde, in der Hauptsache aus dem Material
vom Block Y entfernt sind, während beträchtliche Einschlüsse in dem Material vom
Block X
verblieben sind.
Material von der in Fig.
23 gezeigten Probe wurde wieder für 4 Stunden bei 1200' C in Wasserstoff
und danach magnetisch angelassen, wie vorher beschrieben. Die magnetischen Eigenschaften
bei Gleichstrom wurden für einige Proben dieses Materials gemessen und festgestellt
mit Maximalperineabilitäten von etwa 1600 000 bis 1780 000, Koerzitivkräften
von etwa 0,0065 bis 0,0053 Oersted und Remanenz von 12 000
bis, 11950 Gauß.
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Material von der in Fig. 26 gezeigten Probe wurde gemessen.
Man fand, daß es eine Koerzitivkraft von etwa 0,06 Oersted und eine Remanenz
von 11000 Gauß hatte. Proben dieses Materials wurden wieder für 4 Stunden
bei 1200'C in Wasserstoff angelassen, wieder 4 Stunden bei 1300' C
in Wasserstoff und magnetisch angelassen. Die magnetischen Eigenschaften bei Gleichstrom
wurden gemessen und für besser befunden, d. h. mit einer Maximalpermeabilität
von 980 000, einer Remanenz von 11700 Gauß und Koerzitivkraft von
0,009 Oersted. Aus einem Vergleich der vorhergehenden Daten kann man schnell
erkennen, daß eine Mikrostruktur als Guß, die feingetzilte und gleichmäßig verteilte
Oxydeinschlüsse enthält, wie in Fig. 21 gezeigt, in diesem Material viel willkommener
ist als die in Fig. 24 gezeigte.
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Wenn die dynamischen Hystereseschleifen der in Fig. 8 bis
13 gezeigten Kernproben verglichen werden, wird die überlegenheit des Materials
der Erfindung deutlicher. Beispielsweise ist beim Vergleich der dynamischen Hystereseschleifen
zu bemerken, die bei 60 und 400 Hertz zur »65-Pennall#oy«-Probe in
den Fig. 9 und 12 und bei 60 und 400 Hertz für die »Deltamax«-Probe
in den Fig. 10 und 13 gezeigt sind, daß ein wesentlicher Anstieg in
der Schleifenbreite bei steigender Frequenz auftritt. Das Material der Erfindung
zeigt beim Anstieg der Frequenz bedeutend weniger Schleifenaufweitung, wie in Fig.
8 und 11 zu sehen ist. Aus den Fig. 5, 8 und 11 ist
zu entnehmen, daß die Gleichstromkoerzitivkraft für die Probe aus dem Material der
Erfindung etwa 0,028 Oersted beträgt und auf 0,075 bei 60 Hertz
und auf 0,15 bei 400 Hertz ansteigt. Die Probe von »65 Permalloy«,
die in Fig. 6, 9 und 12 dargestellt ist, hat eine Gleichstromkoerzitivkraft
von etwa 0,017 Oersted, welche auf 0,15 bei 60 Hertz und auf
0,25 bei 400 Hertz ansteigt. Die in den Fig. 7, 10 und 13 gezeigte
Probe von »Deltamax« hat eine Gleichstromkoerzitivkraft von etwa 0,13 Oersted,
welche auf etwa 0,25 bei 60 Hertz und auf 0,30 bei 400 Hertz
ansteigt. Weiterhin ist zu bemerken, daß die Rechteckigkeit der Hystereseschleife
bei 400 Hertz, die in Fig. 11 für das Material der Erfindung gezeigt
ist, nicht wesentlich von der Gestalt der dynamischen 60-Hertz-Hystereseschleife
abweicht.
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Es wurde nicht für nötig gehalten, die Gleich- und Wechselstrom-Hystereseschleifen
für »Supermalloy« wiederzugeben, insofern, als die Remanenz oder Restinduktion dieses
Materials und die nicht rechteckige Gestalt sowohl seiner Gleichstrom- wie seiner
dynamischen Hystereseschleifen derart beschaffen sind, daß es für die Anwendung
in Drosselgeräten mit vormagnetisierbarem Kern ungeeignet wird, für welche die vorliegende
Erfindung gerade besonders geeignet ist.
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Während das magnetisch weiche Material der Erfindung allgemein anwendbar
ist und weite Verbreitung in vielen Typen von Drosselgeräten mit vormagnetisierbarem
Kern findet, ist es ganz besonders vorteilhaft in der Verwendung als Kerntnaterial
in magnetischen Verstärkern. Ein typischer magnetischer Verstärkerkreis ist schematisch
in Fig. 14 dargestellt.
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Wie der Fachmann erkennt, ist der in Fig. 14 gezeigte Kreis die schematische
Darstellung eines magnetischen Halbwellenverstärkers und enthält eine Wechselstromquelle
20, eine Belastung 21, als Widerstand gezeigt, einen Gleichrichter 22, eine Spule
23, die mit der Fachbezeichnung »Lastspule« oder »Absperrwicklung« bekannt
ist, einen magnetisch weichen vormagnetisierbaren Kein 24, eine Gleichstromquelle
25, eine Drosselspule oder Induktanz 26
und eine Steuerspule oder Wicklung
27.
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Der Belastungswiderstand 21 wird mit Halbwellenimpulsen oder Bruchteilen
davon, die durch den Gleichrichter 22 gegangen sind, beaufschlagt. Gleichstrom aus
der Quelle 25 fließt durch die Wicklung 27
in solcher Richtung, daß
das gesamte Magnetfeld in dem vormagnetisierbaren Kern 24 den Betrag des Stromes
zu mindern bestrebt ist, und zwar durch Veränderung des Bruchteils des Halbwellenimpulses,
der durch den Gleichrichter 22 an den Belastungswiderstand 21 weitergegeben wird.
In dem Maße, wie der Gleichstrom durch die Wicklung 27 ansteigt, wird der
Betrag des durch den Belastungswiderstand 21 fließenden Stromes entsprechend herabgedrückt.
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Die Steuerkennlinien eines selbstgesättigten Einwegsteuerkreises hoher
Impedanz können, wenn die magnetischen Verstärker einige bisher bekannte Kernmaterialien
mit rechteckigen Schleifencharakteristiken benutzen, dazu neigen, Unstetigkeiten
oder Sprünge hervorzubringen. Im Idealfall wird die Steuerkennlinie eines solchen
Verstärkers durch eine in Fig. 15 beispielsweise gezeigte Kurve dargestellt.
Wenn der Steuerstrom, Null ist, ist der Verstärker praktisch voll »ein«geschaltet,
wie bei Punkt A angedeutet. Wenn der Steuerstrom wächst, geht der Steuerpunkt
die Kurve herunter bis zum »Abschneide«-Punkt B. Der Abschneidepunkt kann in den
Nummern des in Fig. 14 gezeigten Kreises als die Bedingung definiert werden, welche
besteht, wenn der minimale Strom durch die Wicklung 23 zur Belastung21 fließt.
Zusätzlicher Steuerstrom über den Abschneidepunkt hinaus verursacht einen leichten
Anstieg des Ausgangsstromes. Wenn der Steuerstrom zurückgeht, sollte der Steuerpunkt
die, Kennkurve durch den Punkt B zurück zum Punkt A durchlaufen.
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Wenn ein Material wie »Deltamax« als Kerrunaterial verwendet wird,
zeigt jedoch die Steuerkennlinie des Verstärkers eine am besten durch Fig. 20 veranschaulichte
Instabilität. Beim Steuerstrom Null ist der Verstärker pFaktisch voll eingeschaltet,
wie bei Punkt A in Fig. 20 angedeutet. In dem Maße-, wie der Steuerstrom
wächst, bewegt sich der Steuerpunkt die Kurve herunter zum Punkt C, wo die
Steuerkurve unstetig wird und der magnetische Verstärker auf Absperren bei Punkt
D springt. Wenn der Steuerstrom weiter anwächst, wächst der Belastungsstrom
langsam unter Bewegung des Steuerpunktes nach E.
Wenn der Kontrollstrom aus
der Gegend jenseits des Abschneidepunktes zurückgeführt wird, wandert der Steuerpunkt
auf der Kurve zwischen E und D zurück, setzt seine Absperrwirkung
fort, bis der Steuerstrom zum Punkt F herabgesunken ist. An diesem Punkt ist eine
sehr deutliche Unstetigkeit in der Steuerkennlinie, und der Steuerpunkt des magnetischen
Verstärkers springt vom Absperren am Punkt F zu dem Punkt B. In extremen Fällen
kann dieser Sprung
5011/o des Steuerbereiches zwischen »ein« und
»absperren« sein. Weiterer Rückgang des Steuerstromes auf Null veranlaßt den Steuerpunkt,
auf der Kurve von Punkt B nach Punkt A zurückzuwandern.
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In den Fig. 15 und 16 sind die Steuerkennlinien für
einen magnetischen Verstärkerkreis gezeigt, der dieselbe ringförmige Kemprobe des
Materials der Erfindung enthielt, dessen magnetische Eigenschaften in den Fig.
5, 8 und 11 veranschaulicht sind. Die Fig. 15
und
16 zeigen die Steuerkennlinien für 60 Hertz und einen gesamten Belastungswiderstand
von 706 Ohm bzw. für 400 Hertz und einen gesamten Belastungswiderstand von'5206
Ohm.
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In den Fig. 17 und 18 sind die Steuerkurven eines magnetischen
Verstärkers gezeigt, der die »65-Permalley«-Kemprobe verwendet, deren magnetische
Kennlinie in den Fig. 6, 9 und 12 dargestellt sind. Die Fig. 17 und
18 zeigen die Steuerkennlinien für 60 Hertz und einen Gesamtbelastungswiderstand
des Verstärkers von 706 Ohm bzw. für 400 Hertz und einen Gesamtbelastungswiderstand
des Verstärkers von 5206 Ohm.
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In den Fig. 19 und 20 sind die Steuerkennlinien für den gleichen
magnetischen Verstärker bei Verwendung eines Ringkemes von »Deltamax« veranschaulicht,
für welchen die magnetischen Charakteristiken in den Fig. 7, 10 und
13 gezeigt wurden. Die Fig. 19 und 20 stellen die Steuerkennlinie
für 60 Hertz und einen gesamten Belastungswiderstand von 706 Ohm bzw.
für 400 Hertz mit einem Gesamtbelastungswiderstand von 5206 Ohm dar.
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Wenn die Steuerkennlinien des. »65-Permallov«-Kernes in Fig.
17 und 18 keine Unstetigkeit aufweisen, so muß bemerkt werden, daß
dies nur zutrifft, wenn die Änderungen im Steuerstrom auf kleine Geschwindigkeiten
beschränkt werden. Die Änderungsgeschwindigkeit des Steuerstromes muß niedriger
als 0,01 Milliampere je Sekunde gehalten werden, wenn man vom Absperren
zu Punkten vor dem Absperren wandert, um Unstetigkeiten der Steeuerkennlinie zu
verhindert. Die Steuerkennlinie des »65-Permalloy«-Kernes bei 400Hertz zeigt eine
unerwünschte Gestalt. Es ist zu bemerken, daß der Steuerstrom mehr als 4M1liampere
geändert werden muß, um volle Durchsteuerung zu erreichen.
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Die Steuerkennlinien für den »Deltamax«-Kern sind in den Fig.
19 und 20 gezeigt. Dieses Material weist eine Steuerinstabilität oder -unstetigkeit
bei 400Hertz unabhängig von der Anderungsgeschwindigkeit der Steuerung auf.
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Bei überprüfung der Fig. 15 und 16 und Vergleich der
Steuerkennlinien der Kerne aus dem erfindungsmäßigen Material mit den entsprechenden
Steuerkennlinien für »65 Permalloy« und »Deltamax« ist zu bemerken, daß die
Kurvengefälle, des erfindungsmäßigen Materials vielsteiler verlaufen und die Änderung
des Steuerstromes in Milliampere für die Steuerung des Belastungsstromes viel kleiner
ist. Es ist besonders zu bemerken, daß der Kleinstwert des Steuerstromes für den
Kein der Erfindung etwa die Hälfte von dem des »Deltamax«-Kernes beträgt. Die größere
Steilheit der Steuerkurve gewährleistet annähernd eine siebenfache Steigerung im
Leistungsgewinn bei 60 Hertz und eine fünffache Steigerung bei 400 Hertz.