DE19928764A1 - Eisen-Kobalt-Legierung mit geringer Koerzitivfeldstärke und Verfahren zur Herstellung von Halbzeug aus einer Eisen-Kobalt-Legierung - Google Patents
Eisen-Kobalt-Legierung mit geringer Koerzitivfeldstärke und Verfahren zur Herstellung von Halbzeug aus einer Eisen-Kobalt-LegierungInfo
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Abstract
Eine Legierung auf der Basis von Fe mit 10 bis 20 Gew.-% Co, 2 bis 6,5 Gew.-% Cr, Mo und V weist einen Gehalt von Ni und Mn unterhalb 0,4 Gew.-% und einen Gehalt an C unterhalb 0,02 Gew.-% auf. Mit dieser weichmagnetischen Legierung lassen sich besonderes niedrige Koerzitivfeldstärken erzielen. Dazu werden Werkstücke aus dieser Legierung einer Schlußglühung in einem optimalen Temperaturbereich 20 um 850 DEG C unterzogen.
Description
Die Erfindung betrifft eine Legierung auf der Basis von Fe
mit einem Gehalt an Co von 10 bis 20 Gew.-%, mit einem Gehalt
von wenigstens einem Element der Gruppe Cr, Mo und V von 2
bis 6,5 Gew.-% und mit einem geringen Gehalt an C.
Die Erfindung betrifft ferner ein Verfahren zur Herstellung
von Halbzeug aus einer Kobalt-Eisen-Legierung, bei dem durch
Schmelzen und Warmverformung zunächst Werkstücke aus einer
Legierung auf der Basis von Fe mit einem Gehalt von Co von 10
bis 20 Gew.-% Co und mit einem Gehalt von wenigstens einem
Element der Gruppe Cr, Mo und V von 2 bis 6,5 Gew.-% angefer
tigt und dann einer Schlußglühung unterzogen werden.
Eine derartige Legierung ist aus der JP-A-61-253348 bekannt.
Bei einem Kobaltgehalt im Bereich von 10 bis 35 Gew.-% ergibt
sich sowohl eine hohe Sättigungsinduktion als auch ein hoher
spezifischer Widerstand. Die bekannte Legierung eignet sich
daher als Magnetkern für mit hoher Frequenz schaltende elek
tromechanische Komponenten. Insbesondere eignet sich die be
kannte Legierung für die Joche in den Druckköpfen von Nadel
druckern. Denn durch den hohen spezifischen Widerstand werden
Wirbelströme auf wirksame Weise unterdrückt, so daß hohe
Schaltfrequenzen möglich sind. Um den spezifischen Widerstand
der Legierung weiter zu erhöhen, sind der bekannten Legierung
unter anderem Cr und V zugesetzt. Aus dem gleichen Grund ent
hält die bekannte Legierung auch Mo, das zusätzlich die Sprö
digkeit des Materials verringert. Dadurch kann das bekannte
Material leichter verarbeitet werden.
Ein Nachteil der bekannten Legierung ist, daß sie sich nicht
zur Herstellung in einem großtechnischen Verfahren eignet.
Denn bei der Herstellung in einer Großschmelze kann in der
Regel die für die meisten Anwendungen spezifizierte Obergren
ze für die Koerzitivfeldstärke nicht eingehalten werden.
Ausgehend von diesem Stand der Technik liegt der Erfindung
die Aufgabe zugrunde, eine Legierung zu schaffen, die in ei
nem großtechnischen Verfahren mit den spezifizierten magneti
schen und elektrischen Eigenschaften herstellbar ist.
Diese Aufgabe wird erfindungsgemäß dadurch gelöst, daß der
Gehalt an Ni zusammen mit Mn unterhalb von 0,4 Gew.-% liegt
und daß der Gehalt an C kleiner als 0,02 Gew.-% ist.
Durch das Einhalten der Obergrenzen von Ni, Mn und C ist ge
währleistet, daß die Koerzitivfeldstärke auch dann innerhalb
des spezifizierten Bereichs bleibt, wenn die Legierung in ei
ner Großschmelze hergestellt wird. Denn aufgrund des niedri
gen Gehalts von Ni, Mn und C steht ein ausreichend großes
Temperaturfenster für die Schlußglühung zur Verfügung. Demzu
folge braucht die Temperatur nicht über das gesamte Volumen
eines Bandes, einer Stange oder eines Drahtes im Rahmen des
Temperaturfensters gehalten zu werden.
Der Erfindung liegt ferner die Aufgabe zugrunde, ein für die
industrielle Fertigung geeignetes Verfahren zur Herstellung
von Halbzeug aus einer weichmagnetischen Kobalt-Eisen-
Legierung mit besonders niedriger Koerzitivfeldstärke anzuge
ben.
Diese Aufgabe wird erfindungsgemäß dadurch gelöst, daß der
Gehalt an Ni zusammen mit Mn unterhalb 0,4 Gew.-% sowie der
Gehalt an C unter 0,02 Gew.-% liegt und
daß die Schlußglühung für mindestens 0,25 h im Temperaturbe
reich von 800 bis 880°C durchgeführt wird.
Durch das Einhalten der Obergrenze für Ni, Mn und C sowie
durch das Glühen im Temperaturbereich um 850°C wird die Ko
erzitivfeldstärke auf einen optimalen niedrigen Wert einge
stellt, so daß sich insgesamt eine Legierung mit hoher Sätti
gungsinduktion und hohem elektrischen Widerstand und niedri
ger Koerzitivfeldstärke ergibt.
Vorteilhafte Ausgestaltungen der Erfindung sind Gegenstand
der abhängigen Ansprüche.
Nachfolgend wird die Erfindung anhand der beigefügten Zeich
nung näher erläutert. Es zeigen:
Fig. 1 ein Ablaufdiagramm des Herstellverfahrens für Halb
zeug aus der Legierung gemäß der Erfindung;
Fig. 2 ein binäres Kobalt-Eisen-Phasendiagramm;
Fig. 3 eine graphische Darstellung der gemessenen Sätti
gungsinduktion von verschiedenen Chargen einer Ver
suchsreihe;
Fig. 4 eine weitere Darstellung der gemessenen Koerzitiv
feldstärke für die Versuchsreihe aus Fig. 3;
Fig. 5 ein Diagramm, das die Abhängigkeit der Koerzitivfeld
stärke von der Glühtemperatur bei einem unter anderem
auch kaltgewalzten Werkstück darstellt;
Fig. 6 ein weiteres Diagramm, das die Abhängigkeit der Koer
zitivfeldstärke von der Glühtemperatur bei einem aus
schließlich warmgewalzten Werkstück darstellt; und
Fig. 7 eine Darstellung der gemessenen Neukurve einer aus
reinen Ausgangsmaterialien hergestellten Legierung
und von gemessenen Neukurven einer aus Schrott herge
stellten Legierung nach der Schlußglühung.
In dem in Fig. 1 dargestellten Ablaufdiagramm wird zunächst
in einem Schmelzvorgang 1 die Legierung erschmolzen. Dem
Schmelzvorgang 1 folgen je nach herzustellendem Halbzeug eine
unterschiedliche Reihe von Verfahrensschritten.
Falls Bänder hergestellt werden sollen, aus denen später Tei
le gestanzt werden, wird der aus dem Schmelzvorgang 1 hervor
gegangene Gußblock durch Vorblocken 2 in eine Bramme umge
formt. Unter Vorblocken wird das Umformen des Gußblocks in
eine Bramme mit rechteckigem Querschnitt durch einen Warm
walzvorgang bei einer Temperatur von 1250°C verstanden. Nach
dem Vorblocken wird durch Schleifen 3 der auf der Oberfläche
der Bramme ausgebildete Zunder entfernt. Dem Schleifen 3
folgt ein weiterer Warmwalzvorgang 4, durch den die Bramme
bei einer Temperatur von 1250°C in ein Band mit einer Dicke
von beispielsweise 3,5 mm umgeformt wird. Anschließend werden
die sich beim Warmwalzen auf der Oberfläche des Bands ausbil
denden Verunreinigungen durch Schleifen oder Beizen 5 ent
fernt, und das Band wird durch Kaltwalzen 6 auf die endgülti
ge Dicke im Bereich von 0,1 bis 2 mm umgeformt. Schließlich
wird das Band einer Schlußglühung 7 bei einer Temperatur von
850°C unterzogen. Während der Schlußglühung heilen die durch
die Umformvorgänge entstandenen Gitterfehlstellen aus und
kristalline Körner werden im Gefüge gebildet.
Ähnlich verläuft der Herstellungsvorgang, wenn Drehteile her
gestellt werden. Auch hier werden durch Vorblocken 8 des Guß
blocks Knüppel mit einem quadratischen Querschnitt herge
stellt. Das sogenannte Vorblocken erfolgt dabei bei einer
Temperatur von 1250°C. Anschließend wird der beim Vorblocken
8 entstandene Zunder durch Schleifen 9 entfernt. Dem folgt
ein weiterer Warmwalzvorgang 10, durch den die Knüppel in
Stangen oder Drähte bis zu einem Durchmesser von 13 mm umge
formt werden. Durch Richten und Schälen 11 werden dann zum
einen Verwerfungen des Materials korrigiert und zum anderen
die sich während des Warmwalzvorgangs 10 bildenden Verunrei
nigungen auf der Oberfläche entfernt. Abschließend wird auch
hier das Material einer Schlußglühung 12 unterzogen.
Für ein besseres Verständnis der physikalischen Vorgänge wäh
rend der Schlußglühung ist in Fig. 2 ein Phasendiagramm des
binären Eisen-Kobalt-Systems dargestellt. Unterhalb des Pha
sengebietes Schmelze 13 schließt sich ein γFe-Phasengebiet 14
an, in dem die Legierung in der Gestalt eines Mischkristalls
mit γFe-Kristallstruktur vorliegt. An das γFe-Phasengebiet
grenzt ein α+γ-Zweiphasengebiet 15 an, das durch eine α/γ-
Phasengrenze 16 von einem αFe-Phasengebiet 17 getrennt ist.
Der Vollständigkeit halber ist mit einer Strichpunktlinie 18
die Curietemperatur eingezeichnet.
Bei einem binären Eisen-Kobalt-System ist das Zweiphasenge
biet 15 nur bei einem niedrigen Eisengehalt ausgeprägt. Beim
Zusatz von zusätzlichen Legierungsbestandteilen wie Mo, Cr
und insbesondere V dehnt sich das Zweiphasengebiet 15 auch zu
hohen Eisenkonzentrationen aus.
Optimale weichmagnetische Eigenschaften werden erreicht, wenn
eine Kobalt-Eisen-Legierung bei einer möglichst hohen Tempe
ratur geglüht wird. Dabei muß unbedingt vermieden werden,
während der Glühung das α+γ Zweiphasengebiet 15 zu berühren,
da daraus aufgrund der dabei sich bildenden zusätzlichen
Korngrenzen erheblich verschlechterte Magnetwerte resultie
ren.
Ferner führt ein zu hoher Gehalt an C, Ni und/oder Mn zu ei
ner Verschlechterung der weichmagnetischen Eigenschaften, da
die α/γ-Phasengrenze 16 durch zu hohe Gehalte zu tieferen
Temperaturen verschoben und das Kornwachstum bei der notwen
dig werdenden tieferen Glühtemperatur geringer wird, was sich
in erhöhten Koerzitivfeldstärken äußert.
Dieser Sachverhalt soll anhand der im folgenden im einzelnen
geschilderten Untersuchung näher erläutert werden.
Es wurde der C-Gehalt von 0,003 bis 0,023 Gew.-% sowie der
Ni-Gehalt im Bereich von 0,01 bis 0,36 Gew.-% bei 10 Sonder
schmelzen variiert. Die Zusammensetzung in den Hauptelementen
war 17,2 Gew.-% Co, 2,0 Gew.-% Cr, 0,8 Gew.-% Mo, 0,2 Gew.-%
V, Rest Fe. In Tabelle 1 sind die Gehalte an C und Ni sowie
die dazugehörigen Chargennummern der zehn untersuchten Son
derschmelzen aufgelistet.
Die Blöcke wurden auf eine Dicke von 3,5 mm warmgewalzt und
anschließend auf eine Enddicke von 0,5 mm kaltgewalzt. Die
daraus gefertigten Stanzringe mit einem Außendurchmesser von
28,5 mm, einem Innendurchmesser von 20 mm und einer Dicke von
0,5 mm wurden bei Temperaturen von 830°C, 850°C und 870°C
unter trockenem Wasserstoff jeweils 10 h schlußgeglüht. An
schließend wurden die magnetischen Eigenschaften gemessen,
insbesondere die Neukurve bis 160 A/cm und die Koerzitivfeld
stärke.
In Fig. 3 sind die Ergebnisse der Induktionsmessung bei ei
ner Magnetfeldstärke von 160 A/cm dargestellt. Wie die Mes
sungen zeigen, wird bei allen zehn Chargen ungefähr B160 ≧
2,0 T erfüllt. Anhand Fig. 3 wird deutlich, daß keine signi
fikanten Unterschiede zwischen den einzelnen Schlußglühungen
bestehen, da nahe der Sättigungsinduktion die Induktionswerte
im wesentlichen von der Hauptzusammensetzung abhängen, die
bis auf Verunreinigungen als konstant anzusehen ist.
Die Koerzitivfeldstärke ist als Funktion des Ni- und C-
Gehalts bei unterschiedlicher Glühbehandlung in Fig. 4 dar
gestellt. Nach einer Schlußglühung über zehn Stunden bei ei
ner Temperatur von 830°C wird über den gesamten variierten
Ni- und C-Bereich etwa die gleiche Koerzitivfeldstärke von
1,1 A/cm gemessen. Es ist somit keine Erhöhung der Koerzitiv
feldstärke in Abhängigkeit vom Ni- und C-Gehalt im untersuch
ten Bereich nachweisbar.
Bei einer Schlußglühung über zehn Stunden bei einer Tempera
tur von 850°C zeigt sich bis zu einem Ni-Gehalt von 0,21
Gew.-%, also bis zur Charge Nr. 7, ebenfalls keine Verände
rung in der Koerzitivfeldstärke. Sie liegt bei etwa 1,1 A/cm.
Beim nächsthöheren Ni-Gehalt von 0,36 Gew.-% springt die Ko
erzitivfeldstärke auf etwa 2,0 A/cm. Sie erreicht und über
schreitet somit die zulässige Höchstgrenze von 2,0 A/cm. Als
Ursache für den Sprung der Koerzitivfeldstärke von etwa 1,1
A/cm auf 2,0 A/cm wird der deutlich höhere Ni-Gehalt von 0,36
Gew.-% gegenüber 0,21 Gew.-% angesehen, denn bei Kobalt-
Eisen-Legierungen verschiebt sich die α/γ-Phasengrenze 16 mit
zunehmendem Ni-Gehalt zu niedrigeren Temperaturen hin. Das
bedeutet, daß man mit zunehmenden Ni-Gehalt unter sonst kon
stanten Glühbedingungen in das α+γ-Zweiphasengebiet 15 gerät,
wodurch sich die magnetischen Eigenschaften erheblich ver
schlechtern.
Dementsprechend tritt bei einer weiteren Erhöhung der
Glühtemperatur eine Erhöhung der Koerzitivfeldstärke schon
bei geringeren Ni-Gehalten auf. Wie Fig. 4 zeigt, nimmt bei
einer Schlußglühung bei 870°C die Koerzitivfeldstärke begin
nend mit der niedriglegierten Charge Nr. 1 mit einem Wert von
1,5 A/cm auf Werte über 2,0 A/cm bei den größten Ni- und C-
Gehalten zu. Somit liegt die Koerzitivfeldstärke bereits bei
den niedriglegierten Chargen deutlich über dem Niveau der Ko
erzitivfeldstärken der Glühtemperaturen bei 830°C und 850°C.
Ursache dafür ist, daß aufgrund der höheren Glühtempera
tur die Schlußglühung im α+γ-Zweiphasengebiet 15 abläuft.
Folglich hat eine Erhöhung der Glühtemperatur denselben Ef
fekt wie eine Erhöhung des Ni-Gehalts, nämlich eine Glühung
im α+γ-Zweiphasengebiet 15 und damit eine Verschlechterung
der magnetischen Eigenschaften.
Bei den Chargen 1 bis 10 wurde der C-Gehalt im Bereich von
0,003 Gew.-% bis 0,023 Gew.-% variiert. Bei den Schlußglühun
gen mit einer Temperatur von 830°C ergab sich keine Ver
schlechterung der Koerzitivfeldstärke und der Induktion.
Anhand der Chargen Nr. 5 und Nr. 1 wurde der Einfluß des Koh
lenstoffgehalts näher untersucht. Fig. 5 zeigt den Verlauf
der Koerzitivfeldstärken dieser Chargen bei unterschiedlichen
Glühtemperaturen. Hieraus geht hervor, daß die Koerzitivfeld
stärke mit steigender Temperatur der Schlußglühung oberhalb
etwa 860°C stark ansteigt, was auf den beginnenden α-γ-
Phasenübergang zurückzuführen ist. Dabei liegt die Koerzitiv
feldstärke bei der Charge Nr. 5 mit dem höheren Ni-Gehalt von
0,2 Gew.-% deutlich über der Koerzitivfeldstärke der Charge
Nr. 1 mit einem Ni-Gehalt von 0,01 Gew.-%. Wie bereits er
wähnt wird dies durch die Verschiebung der α/γ-Phasengrenze
16 zu tieferen Temperaturen mit zunehmenden Ni-Gehalt hervor
gerufen.
Zu niedrigeren Temperaturen hin, ausgehend von etwa 820°C,
nimmt die Koerzitivfeldstärke ebenfalls zu. Bei der Charge
Nr. 1 wird die in Fig. 5 durch eine durchgezogene Linie 19
angedeutete Spezifikationgrenze 19 im Bereich von 730°C
überschritten. Somit ist bei einem Kohlenstoffgehalt von
0,008 Gew.-% die magnetische Schädigung ab etwa 730°C signi
fikant, so daß die Spezifikation dann nicht mehr erfüllt
wird. Bei höheren C-Gehalten, wie bei der Charge Nr. 5 mit
einem C-Gehalt von 0,013 Gew.-% ist dies bereits bei 760°C
der Fall. Da die Glühparameter in beiden Fällen konstant wa
ren, wird die Ursache für diesen Effekt in der Bildung von
Karbiden gesehen, die bei höheren C-Gehalten bei entsprechend
großen Temperaturen bereits zu signifikant hohen Koerzitiv
feldstärke führen. Das bedeutet letztlich, daß mit ansteigen
dem Ni- und C-Gehalt das für die Schlußglühung notwendige
Temperaturfenster zunehmend enger wird. Aus Gründen der Fer
tigungssicherheit erstreckt sich damit ein optimaler Glühbe
reich zwischen 800 und 860°C.
Zum Vergleich wurde eine weitere Probe mit gleicher Zusammen
setzung in den Hauptelementen sowie einem Ni-Gehalt von 0,21
Gew.-% und einem Kohlenstoffgehalt von 0,03 Gew.-% erschmol
zen und durch Warmwalzen und Stanzen zu 1 mm dicken Stanzpro
ben umgeformt. Anschließend wurden die Stanzproben einer
Schlußglühung während 10 Stunden unter H2 unterzogen. Die
Glühtemperatur wurde dabei in Schritten von 10°C von 835°C
bis 865°c variiert. Abschließend wurden die magnetischen Ei
genschaften dieser Stanzproben gemessen. Die Induktion lag
mit Werten zwischen 2,08 T bei 835°C und 2,14 T bei 850°C
noch über der Spezifikationsgrenze 19.
Das Ergebnis der Messung der Koerzitivfeldstärke ist in Fig.
6 dargestellt. Fig. 6 zeigt, daß die Koerzitivfeldstärke
nach den Schlußglühungen bei 835°C und 865°C deutlich über
der Spezifikationsgrenze 19 liegt. Ursache dafür ist wie bei
den Chargen Nr. 1 bis 10 der hohe Ni-Gehalt sowie der hohe C-
Gehalt. Ein Vergleich mit den in Fig. 5 dargestellten Mes
sungen ergibt darüber hinaus, daß das Minimum der Koerzitiv
feldstärke in Fig. 6 deutlich über dem Minimum der Koerzi
tivfeldstärke in Fig. 5 liegt. Ursache hierfür ist der feh
lende Kaltwalzvorgang 6. Denn durch die Warmwalzvorgänge 4
und 10 werden weniger Fehlstellen und Versetzungen im Werk
stück ausgebildet, so daß die zur Rekristallisation führenden
Vorgänge nur in kleinen örtlich begrenzten Bereichen ablau
fen. Dies führt zur Ausbildung eines feinkörnigen Gefüges,
das hohe Koerzitivfeldstärken zur Folge hat.
Um die Möglichkeit zu untersuchen, für den Schmelzvorgang 1
Schrott zu verwenden, wurden Neukurven der Charge Nr. 10 mit
einer Neueinwage verglichen, die nachfolgend als Charge Nr.
11 bezeichnet wird. Diese neue Charge Nr. 11 weist kein Nic
kel und einen C-Gehalt von 0,006 Gew.-% auf. In Fig. 7 sind
die Neukurven der Charge 10 zusammen mit der Neukurve der
Charge 11 dargestellt. Der Vergleich zeigt, daß bei einer
Schlußglühung über 10 Stunden bei einer Temperatur von 830°C
nahezu die Induktionswerte der über 10 Stunden bei optimalen
865°C geglühten Neueinwage erreicht werden. Bei höheren
Glühtemperaturen, nämlich bei 850°C und 870°C sind die In
duktionswerte für Charge 10 der Tabelle 1 besonders bei 3 A/cm
deutlich schlechter. Verursacht durch lokal begrenzte
Phasenumwandlung im α+γ-Zweiphasengebiet 15, liegt nach der
Abkühlung auf Zimmertemperatur ein inhomogenes ferritisches
Gefüge vor, was zu erhöhten Koerzitivfeldstärken und niedri
geren Induktionswerten führt. Dabei wird das Problem durch
höhere Ni-Gehalte oder höhere Glühtemperaturen verschärft.
Neben dem Gehalt von C und Ni ist auch der Gehalt Mo, Cr, V
und S für die elektrischen und magnetischen Eigenschaften der
Legierung von Bedeutung.
Ein zu hoher Mo-Gehalt in Verbindung mit technisch nicht ver
meidbaren Restkohlenstoffgehalten führt zur Bildung von Mo
reichen Karbiden wie beispielsweise M23C6 oder M6C. Dabei
steht M für Metall. Ein wesentlicher Anteil davon ist Mo. Die
Mo-reichen Karbide führen zu einer Verschlechterung der
weichmagnetischen Eigenschaften. Dabei gilt, daß mit steigen
den Gehalten an Mo und C derartige Karbide bis zu höheren
Temperaturen stabil bleiben. Bei zu hohen Gehalten an Mo und
C reicht dann die Stabilität der Karbide bis an die α/γ-
Phasengrenze 16, und man findet keine geeigneten Glühparame
ter zur Erzielung niedriger Koerzitivfeldstärken. Auch kann
das Ziel von Werten für die Koerzitivfeldstärke Hc unter
2 A/cm nicht sicher erreicht werden. Bei einem Mo-Gehalt von
2,0 Gew.-% wird selbst bei der optimalen Glühtemperatur von
850°C nicht ein Wert für die Koerzitivfeldstärke unter 2 A/cm
erreicht, selbst wenn der C-Gehalt kleiner als 0,01 Gew.-%
ist. Bei einer Legierung mit 1,0 Gew.-% Mo wird bei einer re
lativ niedrigen Glühtemperatur von 820°C eine Koerzitivfeld
stärke von lediglich 2,82 A/cm erreicht. Dies ist durch die
Präsenz von Mo-reichen Metallkarbiden bedingt. Bei einer hö
heren Temperatur von 850°C bilden sich dagegen weniger Karbi
de und mit einer derartigen Zusammensetzung sind Werte für
die Koerzitivfeldstärke Hc unter 2 A/cm erreichbar. Dies
führt zu der Forderung nach einem Mo-Gehalt unter 1,5 Gew.-%.
Besonders vorteilhaft ist ein Mo-Gehalt unter 1 Gew.-%,
weil man dann sicher niedrige Werte für die Koerzitivfeld
stärke Hc unter 2 A/cm erreicht, bedingt durch eine geringere
Ausprägung der Bildung von Metallkarbiden.
Die Legierungszusätze Mo, Cr, V dienen zur Erhöhung des spe
zifischen elektrischen Widerstandes. Zur Erzielung besonders
hoher Induktionswerte über 2,0 T dürfen die Gesamtgehalte an
Legierungszusätzen jedoch eine bestimmte Obergrenze nicht
überschreiten. Dies ist bei einem Gesamtgehalt von Cr, Mo und
V von 6,5 Gew.-% bereits knapp der Fall, und es wird ein B160
von lediglich 1,98 T erreicht.
Andererseits ist für dynamische Anwendungen bei erhöhter Fre
quenz ein Mindestniveau des spezifischen Widerstandes erfor
derlich. Binäre Kobalt-Eisen-Legierungen weisen ein Niveau um
0,2 µΩm auf. Um den spezifischen Widerstand um mindestens
50% zu steigern und damit entsprechend die umagnetisierungs
bedingten Wirbelstromverluste zu senken, sind Gehalte weite
rer Elemente, wie beispielsweise Cr, Mo und V, von in der
Summe mindestens 2 Gew.-% notwendig.
Ein zu hoher S-Gehalt führt schließlich ebenfalls zu ver
schlechterten weichmagnetischen Eigenschaften. Der Gehalt an
S muß deswegen begrenzt werden. Zur Erzielung besonders nied
riger Hc-Werte unter 1,35 A/cm muß deshalb ein S-Gehalt unter
0,01 Gew.-% angestrebt werden.
Die geforderten Obergrenzen werden anhand der im folgenden
aufgeführten Ausführungs- und Vergleichsbeispiele deutlich.
Die Konzentrationsangaben in Prozent sind dabei Angaben in
Gew.-%.
Bei den nachfolgend näher beschriebenen Beispielen wurden von
folgenden Spezifikationen aufgegangen: die Induktion B160 bei
einer Magnetfeldstärke von H = 160 A/cm soll größer 2,0 T
sein; die Koerzitivfeldstärke Hc soll unter 2,0 A/cm liegen
und der spezifische Widerstand soll 30 µΩm übersteigen.
Eine Legierung mit 17,0% Co, 2,0% Cr, 0,8% Mo, 0,2% V, 0,01%
Ni, 0,01% Mn, weniger als 0,01% C und Rest Eisen wurde unter
Vakuum erschmolzen. Der entstandene Gußblock wurde auf 50 mm
Durchmesser geschält. Danach wurde das Material auf 18 mm
Durchmesser bei 1100 bis 850°C geschmiedet. Nach einer Glüh
behandlung von 10 h bei 865°C unter Wasserstoff wurde eine Ko
erzitivfeldstärke von Hc = 0,8 A/cm, eine Induktion bei einer
Aussteuerung von 160 A/cm von B160 = 2,10 T sowie eine Rema
nenz BR = 0,98 T gemessen. Der spezifische elektrische Wider
stand betrug 0,39 µΩm.
Eine Legierung mit 17,0% Co, 2,0% Cr, 0,8% Mo, 0,2% V, 0,01%
Ni, 0,01% Mn, 0,001% N, 0,001% 0, weniger als 0,01% C und
Rest Eisen wurde unter Vakuum erschmolzen. Der entstandene
Gußblock wurde abweichend von Beispiel 1 auf 20 mm × 20 mm
geschmiedet und anschließend auf 3,5 mm bei 1100 bis 850°C
warmgewalzt. Nach einer Zwischenglühung von 0,5 h bei 900°C
wurde auf 1 mm kaltgewalzt. Nach einer Glühbehandlung von 10 h
bei 865°C unter Wasserstoff wurde eine Koerzitivfeldstärke
von Hc = 0,8 A/cm, eine Induktion bei einer Aussteuerung von
160 A/cm von B160 = 2,10 T sowie eine Remanenz BR = 0,98 T ge
messen. Der spezifische elektrische Widerstand betrug
0,39 µΩm.
Es wurde eine Legierung mit 15,0% Co, 2,0% Cr, 2,5% Mo,
0,2% V, 0,01% Ni, 0,01% Mn, weniger als 0,01% C und Rest
Eisen, wie in Beispiel 1 hergestellt. Nach einer Glühbehand
lung von 10 h bei 820°C unter Wasserstoff wurde eine Koerzi
tivfeldstärke von Hc = 1,98 A/cm, eine Induktion bei einer
Aussteuerung von 160 A/cm von B160 = 2,02 T sowie eine Rema
nenz BR = 0,96T gemessen. Der spezifische elektrische Wider
stand betrug 0,53 µΩm.
Es wurde eine Legierung mit 15,0% Co, 4,0% Cr, 1,0% Mo,
0,01% Ni, 0,01% Mn, weniger als 0,01% C und Rest Eisen, wie
in Beispiel 1 hergestellt. Nach einer Glühbehandlung von 10 h
bei 820°C unter Wasserstoff wurde eine Koerzitivfeldstärke
von Hc 1,27 A/cm, eine Induktion bei einer Aussteuerung von
160 A/cm von B160 = 2,07 T sowie eine Remanenz BR = 0,94 T ge
messen. Der spezifische elektrische Widerstand betrug
0,51 µΩm.
Es wurde eine Legierung mit 20,0% Co, 2,0% Cr, 2,0% Mo,
2,0% V, 0,01% Ni, 0,01% Mn, weniger als 0,01% C und Rest
Eisen, wie in Beispiel 1 hergestellt. Nach einer Glühbehand
lung von 10 h bei 865°C unter Wasserstoff wurde eine Koerzi
tivfeldstärke von Hc = 1,65 A/cm, eine Induktion bei einer
Aussteuerung von 160 A/cm von B160 = 2,09 T sowie eine Rema
nenz BR = 0,86 T gemessen. Der spezifische elektrische Wider
stand betrug 0,59 µΩm.
Eine Legierung wurde unter Vakuum erschmolzen mit 15,0% Co,
2,0% Cr, 2,5% Mo, 2,0% V und Rest Eisen. Der Gussblock
wurde auf 50 mm Durchmesser geschält. Danach wurde das Mate
rial auf 30 mm Durchmesser bei 1100 bis 850°C geschmiedet.
Nach einer Glühbehandlung von 10 h bei 840°C unter Wasserstoff
wurde eine Koerzitivfeldstärke von Hc = 1,96 A/cm, eine In
duktion bei einer Aussteuerung von 160 A/cm von B160 = 1,98 T
sowie eine Remanenz BR = 0,97 T gemessen. Der spezifische
elektrische Widerstand betrug 0,57 µΩm.
Anhand dieses Vergleichsbeispiels wird die Obergrenze des Ge
samtgehalts von Cr, Mo, V deutlich.
Eine Legierung wurde unter Vakuum erschmolzen mit 15,0% Co,
4,0% Cr, 1,0% Mo, weniger als 0,01% C und Rest Eisen. Der
Gussblock wurde auf 15 mm Durchmesser warmgewalzt und dann
geschält. Nach einer Glühbehandlung von 10 h bei 820°C unter
Wasserstoff wurde eine Koerzitivfeldstärke von
Hc = 2,82 A/cm, eine Induktion bei einer Aussteuerung von
160 A/cm von B160 = 2,02 T sowie eine Remanenz BR = 0,93 T ge
messen. Der spezifische elektrische Widerstand betrug
0,53 µΩm.
Dieses Vergleichsbeispiel verdeutlicht die Folge einer zu
niedrigen Glühtemperatur bei hohem Mo-Gehalt.
Wie Beispiel 7. Die Schlußglühung wird jedoch bei 850°C vor
genommen. Dabei wird eine Koerzitivfeldstärke von 1,83 A/cm
und B160 von 2,04 T erreicht.
Es wurde eine Legierung mit 20,0% Co, 2,0% Cr, 2,0% Mo,
2,0% V, weniger als 0,01% C und Rest Eisen, wie in Beispiel
7 hergestellt. Nach einer Glühbehandlung von 10 h bei 850°C
unter Wasserstoff wurde eine Koerzitivfeldstärke von
Hc = 2,51 A/cm, eine Induktion bei einer Aussteuerung von
160 A/cm von B160 = 2,02 T sowie eine Remanenz BR = 0,82 T ge
messen. Der spezifische elektrische Widerstand betrug
0,61 µΩm.
Es wurde eine 1t-Großschmelze einer Legierung mit 15,6% Co,
3,36% Cr, 2,33% Mo, 0,43% V, 0,004% C und Rest Eisen, so
wie herstellungsbedingte Verunreinigungen hergestellt. Es er
folgte eine Fertigung von Stangen durch Warmwalzen an Durch
messer 50 mm. Ebenso erfolgte eine Fertigung von Bändern
durch Warmwalzen an Dicke 5 mm und anschließendes Kaltwalzen
an verschiedene Enddicken. Der spezifische Widerstand der Le
gierung betrug 0,53 µΩm. Nach einer Glühbehandlung von 10 h
bei 835°C unter Wasserstoff wurden an verschiedenen Proben
Induktionswerte B160 (H = 160A/cm) zwischen 2,024 und 2,057 T
festgestellt. Die Messung der Koerzitivfeldstärke ergab dage
gen erhebliche und nicht akzeptable Schwankungen von Probe zu
Probe mit Werten zwischen 1,19 und 3,44 A/cm. Als Ursache für
diese schwankenden und teilweise deutlich zu hohen Hc-Werte
wurden Mo-reiche Metallkarbide ausgemacht. Denn bei zu hohen
Gehalten an Mo und C reicht die Stabilität der Karbide bis an
die α/γ-Phasengrenze 16 heran und man findet keine geeigneten
Glühparameter zur Erzielung niedriger Koerzitivfeldstärken.
Auch kann das Ziel von Koerzitivfeldstärken unter 2 A/cm
nicht sicher erreicht werden.
Es wurde eine Legierung mit 17,0% Co, 2,0% Cr, 0,8% Mo,
0,2% V, < 0,01% Ni und < 0,01% Mn sowie einem S-Gehalt von
0,015% und Rest Eisen, wie in Beispiel 1 hergestellt. Nach
einer Glühbehandlung von 10 h bei 850°C unter Wasserstoff wur
de eine Koerzitivfeldstärke von Hc 1,4 A/cm, eine Induktion
bei einer Aussteuerung von 160 A/cm von B160 = 2,10 T sowie
eine Remanenz BR = 0,95 T gemessen. Der spezifische elektri
sche Widerstand betrug 0,39 µΩm.
Zusammensetzung wie Beispiel 11, aber S-Gehalt 0,005%. Nach
einer Glühbehandlung von 10 h bei 850°C unter Wasserstoff wur
de eine Koerzitivfeldstärke von Hc = 1,22 A/cm und eine In
duktion bei einer Aussteuerung von 160 A/cm von B160 = 2,20 T
gemessen.
Zusammensetzung wie Beispiel 11, aber S-Gehalt 0,004%. Nach
einer Glühbehandlung von 10 h bei 850°C unter Wasserstoff wur
de eine Koerzitivfeldstärke von Hc = 1,12 A/cm und eine In
duktion bei einer Aussteuerung von 160 A/cm von B160 = 2,25 T
gemessen.
Es wurden binäre CoFe-Legierungen mit 14,7 und 19,9% Co wie
in Beispiel 2 hergestellt. Die Induktionswerte sind mit Wer
ten für B160 = 2,16 T bzw. 2,20 T zwar sehr hoch, jedoch er
laubt der niedrige spezifische Widerstand von 0,20 µΩm keine
Anwendung mit dynamischer Anregung.
Eine Legierung mit 19,8% Co und 2,12% V, Rest Fe, wurde wie
in Beispiel 2 beschrieben gefertigt. Nach Schlußglühung bei
850°C für 10 h unter Wasserstoff betrug Hc 1,83 A/cm. B160 (bei
H = 160 A/cm) lag mit 2,10 T über der gewünschten Mindest
grenze, jedoch lag der spezifische Widerstand mit 0,297 µΩm
knapp zu niedrig.
Dieses Vergleichsbeispiel macht die Bedeutung der Elemente
Cr, Mo sowie V für den spezifischen Widerstand deutlich.
Eine Legierung mit 19,95% Co und 2,10% Mo, weniger als 0,1%
Mn, weniger als 0,1% Ni, weniger als 0,01% C und Rest Fe,
wurde wie in Beispiel 2 beschrieben gefertigt. Nach Schluß
glühung bei 850°C für 10 h unter Wasserstoff betrug B160 (bei
H = 160 A/cm) 2,17 T. Der spezifische Widerstand lag mit
0,31 µΩm gerade im gewünschten Bereich oberhalb 0,30 µΩm.
Ursache für die mit 2,56 A/cm unbefriedigende Koerzitivfeld
stärke war das Auftreten Mo-reicher Metallkarbide.
Die Ausführungsbeispiele 15 und 16 veranschaulichen die Be
deutung von Cr, Mo und V für den spezifischen elektrischen
Widerstand. Ein niedriger Gehalt an Cr, Mo sowie V führt zu
einem niedrigen spezifischen elektrischen Widerstand.
Eine Legierung mit 15,0% Co, 3,5% Cr, 2,3% Mo, 0,4% V,
0,05% C, Rest Fe, wurde wie in Beispiel 2 beschrieben gefer
tigt. Nach Schlußglühung wurde ein Hc-Wert von lediglich
5,0 A/cm erreicht, bedingt durch die massive Präsenz von Mo
reichen Metallkarbiden.
Es wurde eine Legierung mit 17% Co, 2,0% Cr, 0,8% Mo, 0,2% V
sowie einem Ni-Gehalt von 0,32% und Mn-Gehalt von 0,18%,
Rest Eisen wie im Beispiel 7 hergestellt. Nach einer Schluß
glühung über 10 Stunden bei 850°C unter Wasserstoff wurde
eine Koerzitivfeldstärke von Hc = 2,1 A/cm, eine Induktion
bei einer Aussteuerung von 160 A/cm von B160 2,03 T sowie eine
Remanenz BR = 0,93 T gemessen. Der spezifische elektrische
Widerstand betrug 0,39 µΩm.
Eine Legierung mit 13,15% Co, 3,64% Cr, 2,95% Mo, 0,01%
Mn, 0,02% Ni, weniger als 0,01% C und Rest Fe wurde wie in
Beispiel 2 hergestellt. Sie erreichte nach Schlußglühung
Hc = 1,52 A/cm und B160 = 2,07 T. Der spezifische Widerstand
betrug 0,56 µΩm.
Eine Legierung mit 10,35% Co, 3,1% V, 3,14% Mo, 0,03% Mn,
0,05% Ni, weniger als 0,01% C und Rest Fe, hergestellt wie
in Beispiel 2, erreichte nach Schlußglühung Hc = 0,81 A/cm
und B160 = 2,06 T. Der spezifische Widerstand betrug
0,40 µΩm.
Eine Legierung mit 19,8% Co, 2,02% Cr, 0,05% Mn, 0,07%
Ni, weniger als 0,01% C und Rest Fe, hergestellt wie in
Beispiel 2, erreichte nach Schlußglühung Hc = 1,80 A/cm und
B160 = 2,18 T. Der spezifische Widerstand betrug 0,38 µΩm.
Die Zusammensetzung dieser unter Vakuum erschmolzenen Legie
rung war 17,0% Co, 1,95% Cr, 0,80% Mo, 0,02% Mn, < 0,015%
Ni, 0,006% C, 0,002% N und 0,015% O, Rest Fe, sowie un
vermeidbare Verunreinigungen. Diese Legierung wurde den ver
schiedensten Verarbeitungsmöglichkeiten unterzogen. Entweder
wurde auf Enddimension warmgewalzt, oder es wurde warmgewalzt
und dann als Band kalt weiter an Enddicke gewalzt. Die bei
liegende Tabelle 2 zu den Ergebnissen von Beispiel 22 gibt
einen Überblick über die jeweils erreichten Magnetwerte. Der
spezifische Widerstand dieser Legierung betrug 0,39 µΩm.
Claims (18)
1. Legierung auf der Basis von Fe mit einem Gehalt an Co von
10 bis 20 Gew.-%, mit einem Gehalt von wenigstens einem Ele
ment der Gruppe Cr, Mo und V von 2 bis 6,5 Gew.-% und mit
einem geringen C-Gehalt
dadurch gekennzeichnet,
daß der Gehalt an Ni zusammen mit Mn unterhalb 0,4 Gew.-% so
wie der Gehalt an C unter 0,02 Gew.-% liegt.
2. Legierung nach Anspruch 1,
dadurch gekennzeichnet,
daß der Ni-Gehalt kleiner 0,3 Gew.-% ist.
3. Legierung nach Anspruch 2,
dadurch gekennzeichnet,
daß der Ni-Gehalt kleiner 0,15 Gew.-% ist.
4. Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 3,
dadurch gekennzeichnet,
daß der C-Gehalt kleiner 0,02 Gew.-% ist.
5. Legierung nach Anspruch 4,
dadurch gekennzeichnet,
daß der C-Gehalt kleiner 0,01 Gew.-%.ist.
6. Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 5,
dadurch gekennzeichnet,
daß der Mn-Gehalt kleiner 0,2 Gew.-% ist.
7. Legierung nach Anspruch 6,
dadurch gekennzeichnet,
daß der Mn-Gehalt kleiner 0,1 Gew.-% ist.
8. Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 7,
dadurch gekennzeichnet,
daß der Gehalt der Elemente aus der Gruppe von Cr, Mo und V
zwischen 2,0 und 4 Gew.-% liegt.
9. Legierung nach Anspruch 8,
dadurch gekennzeichnet,
daß der Gehalt der Elemente aus der Gruppe von Cr, Mo und V,
zwischen 2,5 und 3,5 Gew.-% liegt.
10. Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 9,
dadurch gekennzeichnet,
daß der Mo-Gehalt kleiner als 1,5 Gew.-% ist.
11. Legierung nach Anspruch 10,
dadurch gekennzeichnet,
daß der Mo-Gehalt kleiner als 1,0 Gew.-% ist.
12. Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 11,
dadurch gekennzeichnet,
daß der Cr-Gehalt zwischen 1,5 und 2,5 Gew.-% liegt.
13. Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 12,
dadurch gekennzeichnet,
daß der S-Gehalt kleiner 0,01 Gew.-% ist.
14. Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 13,
dadurch gekennzeichnet,
daß die Induktion B160 bei einer Magnetfeldstärke von
H = 160 A/cm größer 2,0 T ist, die Koerzitivfeldstärke Hc
kleiner 2,0 A/cm ist und der spezifische Widerstand über
30 µΩm liegt.
15. Verfahren zur Herstellung von Halbzeug aus einer Kobalt-
Eisen-Legierung, bei dem durch Schmelzen (1) und Warmverfor
mung (4, 10) zunächst Werkstücke aus einer Legierung auf der
Basis von Fe mit einem Gehalt von Co von 10 bis 20 Gew.-% Co
und mit einem Gehalt von wenigstens einem Element der Gruppe
Cr, Mo und V von 2 bis 6,5 Gew.-% angefertigt und dann einer
Schlußglühung (7, 12) unterzogen werden,
dadurch gekennzeichnet,
daß der Gehalt an Ni zusammen mit Mn unterhalb 0,4 Gew.-% so wie der Gehalt an C unter 0,02 Gew.-% liegt und
daß die Schlußglühung (7, 12) für mindestens 0,25 h im Tempe raturbereich von 800 bis 880°C durchgeführt wird.
daß der Gehalt an Ni zusammen mit Mn unterhalb 0,4 Gew.-% so wie der Gehalt an C unter 0,02 Gew.-% liegt und
daß die Schlußglühung (7, 12) für mindestens 0,25 h im Tempe raturbereich von 800 bis 880°C durchgeführt wird.
16. Verfahren nach Anspruch 15,
dadurch gekennzeichnet,
daß die Schlußglühung (7, 12) für mindestens 0,25 h im Tempe
raturbereich von 830 bis 865°C durchgeführt wird.
17. Verfahren nach Anspruch 15 oder 16,
dadurch gekennzeichnet,
daß die Legierung vor der Schlußglühung (7, 12) kaltverformt
wird.
18. Verfahren nach einem der Ansprüche 15 bis 17,
dadurch gekennzeichnet,
daß die Legierung unter Inertgas, Wasserstoff oder Vakuum
schlußgeglüht wird.
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