DE19934989B4

DE19934989B4 - Magnetisches Verbundelement, Verfahren zum Herstellen des ferromagnetischen Teils desselben sowie Verfahren zum Herstellen des unmagnetischen Teils desselben

Info

Publication number: DE19934989B4
Application number: DE19934989A
Authority: DE
Inventors: Shin-Ichiro Yokoyama; Tsutomu Inui; Hideya Yamada
Original assignee: Hitachi Metals Ltd
Current assignee: Proterial Ltd
Priority date: 1998-07-27
Filing date: 1999-07-26
Publication date: 2008-04-17
Anticipated expiration: 2019-07-27
Also published as: JP2000104142A; JP4399751B2; DE19934989A1; US6255005B1

Abstract

Magnetisches Verbundelement aus einem Legierungsstahl auf Fe-Cr-C-Basis, welcher gewichtsbezogen
0,30 bis 0,65% C,
16,0 bis 25,0% Cr,
0,3 bis 5,0% Al,
0,1 bis 4,0% Ni,
0,01 bis 0,10% N,
nicht mehr als insgesamt 2,0% von Si und/oder Mn und
als Rest Fe und zufällige Verunreinigungen
enthält, mit einem ferromagnetischen Teil mit einer maximalen magnetischen Permeabilität nicht unter 400 sowie einem unmagnetischen Teil mit einer magnetischen Permeabilität nicht über 2, wobei der ferromagnetische Teil mit Carbiden in solcher Weise versehen ist, dass die Anzahl der Carbide mit einer Korngrösse nicht unter 0,1 μm auf einer Fläche von 100 μm² auf nicht mehr als 50 eingestellt ist und der Anteil der Anzahl von Carbiden mit einer Korngrösse nicht unter 1,0 μm zur Anzahl der Carbide mit einer Korngrösse nicht unter 0,1 μm so eingestellt ist, dass er nicht kleiner als 15% ist.

Description

Die Erfindung betrifft ein magnetisches Verbundelement, bei dem ein ferromagnetischer Teil und ein unmagnetischer Teil in einem einzelnen Material kombiniert sind, wobei dieses Element in einen Magnetkreis verwendenden Industrieerzeugnissen, wie einem Motor, verwendet werden kann.
Einen Magnetkreis benötigende Industrieerzeugnisse, wie der Rotor eines Motors sowie eine magnetische Waage usw., verfügen herkömmlicherweise über einen Aufbau, bei dem in einem Teil eines ferromagnetischen Körpers (im Allgemeinen aus einem weichmagnetischen Material) ein unmagnetischer Teil vorhanden ist. Techniken wie Verlöten und Laserschweißen eines ferromagnetischen Teils und eines unmagnetischen Teils wurden dazu verwendet, einen unmagnetischen Teil in einem Teil des ferromagnetischen Teils herzustellen. Im Gegensatz zu diesen Techniken, bei denen verschiedene Materialien verbunden werden, schlagen die Erfinder die Verwendung eines einzelnen Materials als Material für ein magnetisches Verbundelement vor, das dadurch hergestellt wird, dass ein ferromagnetischer Teil und ein unmagnetischer Teil durch Kaltbe arbeiten oder Warmbehandlung ausgebildet werden. Wenn derartige aus einem einzelnen Material bestehende magnetische Verbundelemente verwendet werden, ist es möglich, Teile zu erhalten, die denjenigen, die durch Verbinden eines ferromagnetischen Teils und eines unmagnetischen Teils erhalten werden, dahingehend überlegen sind, dass sie Luftdichtheit, Zuverlässigkeit, wie Verhindern von Bruchbildung durch Schwingungen usw., gewährleisten, wobei ihre Kosten verringert sind.
Im Dokument JP-A-9-157802 , das auf einem Vorschlag der Erfinder beruht, ist ein martensitischer rostfreier Stahl, der 0,5 bis 4,0% Ni enthält, als magnetisches Verbundelement offenbart, das für eine Ölkontrollvorrichtung an einem Kraftfahrzeug geeignet ist. Dieser Vorschlag geht dahin, dass in einem martensitischen rostfreien Stahl aus Ferrit und Carbiden in geglühtem Zustand durch Hinzufügen von Ni mit geeigneter Menge in eine Legierung auf Fe-Cr-C-Basis, bei der die maximale magnetische Permeabilität nicht weniger als 200 beträgt, ein unmagnetischer Teil mit einer magnetischen Permeabilität nicht über 2 erhalten wird, der im martensitischen rostfreien Stahl durch die Schritte des Erwärmens des Teils und des anschließenden Abkühlens desselben stabilisiert wird, wobei der Ms-Punkt (bei dem sich Austenit in Martensit zu ändern beginnt) auf eine Temperatur von nicht mehr als -30°C abgesenkt werden kann.
Auch offenbart das auf einem anderen Vorschlag der Anmelderin beruhende Dokument JP-A-9-228004 , dass durch Hinzufügen von mehr als 2%, jedoch nicht mehr als 7% Mn sowie 0,01 bis 0,05% N zu einer Legierung auf C-Cr-Fe-Basis, die 10 bis 16% Cr und 0,35 bis 0,75% C enthält und ferromagnetische Eigenschaften mit einer maximalen magnetischen Permeabilität nicht unter 200 aufweist, ein magnetisches Verbundmaterial erhalten wird, das bei magnetischen Waagen usw. verwendet wird, bei dem ein Restaustenit mit einer magnetischen Permeabilität nicht über 2 erhalten wird, wobei dieses Material durch Abkühlen nach dem Erwärmen stabilisiert wird und wobei es möglich ist, den Ms-Punkt auf nicht mehr als -10°C abzusenken. Diese Vorschläge sind dahingehend hervorragend, dass ein ferromagnetischer Teil mit einer maximalen ferromagnetischen Permeabilität von nicht weniger als 200 sowie ein stabiler unmagnetischer Teil mit einer magnetischen Permeabilität nicht über 2 und niedrigem Ms-Punkt in einem einzelnen Material erhalten werden können.
Die in den obigen Dokumenten JP 9-157802 A und JP 9-228004 A offenbarten magnetischen Verbundelemente beruhen auf dem Vorschlag, dass ein bis zu tiefen Temperaturen stabiler unmagnetischer Teil in einem Teil eines ferromagnetischen Körpers dadurch ausgebildet werden kann, dass eine geeignete Menge an Ni und Mn, die Austenit bildende Elemente sind, zu einem martensitischen rostfreien Stahl zugesetzt werden, von dem ferromagnetische Eigenschaften erzielt werden können, und dass eine Behandlung zum Erhalten einer partiellen Lösung ausgeführt wird. Diese magnetischen Verbundelemente können dahingehend als hervorragend bezeichnet werden, dass ein einzelnes Material einen ferromagnetischen Teil mit einer maximalen magnetischen Permeabilität (μm) nicht unter 200 sowie einen stabilen unmagnetischen Teil mit einer magnetischen Permeabilität (μ) von nicht mehr als 2 kombiniert enthalten kann.
Gemäß von den Erfindern durchgeführten Untersuchungen müssen manche der bei einem Magnetkreis verwendeten magnetischen Verbundelemente bessere weichmagnetische Eigenschaften (nachfolgend als Weichmagnetismus) als herkömmliche Elemente, z. B. der Rotor eines Motors, aufweisen, nämlich hohe maximale magnetische Permeabilität und niedrige Koerzitivfeldstärke. Im Gegensatz hierzu existieren bei den obigen zwei Vorschlägen Schranken hinsichtlich des im ferromagnetischen Teil erzielten Weichmagnetismus.
Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, ein magnetisches Verbundelement zu schaffen, bei dem ein ferromagnetischer Teil und ein unmagnetischer Teil in einem einzelnen Material kombiniert sind, wobei der ferromagnetische Teil über besseren Weichmagnetismus als herkömmliche Elemente verfügt und wobei der unmagnetische Teil über stabile Eigenschaften verfügt, die vergleichbar mit denen herkömmlicher Elemente sind. Der Erfindung liegt weiterhin die Aufgabe zugrunde, ein Verfahren zum Herstellen des ferromagnetischen Teils dieses magnetischen Verbundelements sowie ein Verfahren zum Herstellen des unmagnetischen Teils desselben zu schaffen.
Gemäß den Forschungsergebnissen der Erfinder besteht die Mikrostruktur des ferromagnetischen Teils eines herkömmlichen magnetischen Verbundelements aus einem Legierungsstahl auf Fe-Cr-C-Basis aus einer Ferritmatrix und in dieser Ferritmatrix ausgefällten Carbiden. Um jedoch hohe maximale magnetische Permeabilität zu erzielen, bei der es sich um ein Hinweiszeichen für hervorragenden Weichmagnetismus handelt, ist es erforderlich, die Ausfällmenge im Element auf einen möglichst kleinen Wert zu verringern und um dadurch einen Zustand zu schaffen, bei dem Domänenwände leicht verschiebbar sind. Insbesondere dann, wenn viele Carbide vorliegen, deren Korngröße nicht kleiner als 0,1 μm ist, existiert eine Grenze hinsichtlich der im ferromagnetischen Teil erzielbaren maximalen magnetischen Permeabilität, da die Carbide als Hindernisse gegen eine Verschiebung der Domänenwände wirken.
Ferner ist es zum Erzielen einer niedrigen Koerzitivfeldstärke, bei der es sich um einen anderen Hinweis auf hervorragenden Weichmagnetismus handelt, wirkungsvoll, die Größe von Kristallkörnern der Matrix zu erhöhen.
Wenn jedoch viele Carbide vorhanden sind, ist das Wachstum der die Matrix bildenden Ferritkörner unterdrückt, weswegen die Größe von Ferritkörnern sehr klein wird. Dies bildet den Grund dafür, dass eine Zunahme der im ferromagnetischen Teil erzielbaren Koerzitivfeldstärke verhindert ist.
Als Verfahren zum Verbessern des Weichmagnetismus im ferromagnetischen Teil eines magnetischen Verbundelements haben die Erfinder die Zugabe von Al herausgefunden, das bisher nicht zwangsweise als Ferrit-bildendes Element zugesetzt wurde. Das zuvor im Dokument JP 9-157802 A von den Erfindern vorgeschlagene magnetische Verbundelement enthält mindestens eines der Elemente Si, Mn und Al als Deoxidationsmittel mit einer Gesamtmenge von nicht mehr als 2,0%.
Gemäß diesem Vorschlag erwarteten die Erfinder nur den Effekt der Beseitigung von Sauerstoff im geschmolzenen Stahl durch die Elemente Si, Mn, Al usw. als Deoxidationsmittel, und sie nahmen an, dass es besser sei, wenn diese Elemente nicht im Element verbleiben würden. Gemäß ihrer weiteren Untersuchung haben die Erfinder jedoch herausgefunden, dass bei einem magnetischen Verbundelement aus einem Legierungsstahl auf Fe-Cr-C-Basis der Weichmagnetismus des ferromagnetischen Teils dadurch beachtlich verbessert wird, wenn zwangsweise Al zum Legierungsstahl, der als Ausgangsmaterial zum Herstellen des magnetischen Verbundelements verwendet wird, mit Mengen von 0,1 bis 5,0% zugesetzt wird.
Demgemäß führten die Erfinder eine detaillierte Untersuchung hinsichtlich der Auswirkung der Menge an zugesetztem Al auf die Mikrostruktur des ferromagnetischen Teils aus. Im Ergebnis fanden sie heraus, dass in einem ferromagnetischen Teil mit einer Mikrostruktur hauptsächlich aus Ferrit und Carbiden unabhängig davon, ob Al zugesetzt ist oder nicht, bei Zugabe von Al die Anzahl von Carbiden pro Einheitsfläche einhergehend mit einer Größenzunahme einzelner Carbide abnimmt und dass die Korngröße von Ferritkörnern zunimmt.
Als Nächstes untersuchten die Erfinder die Beziehung zwischen der Mikrostruktur und dem Weichmagnetismus. Im Ergebnis fanden sie heraus, dass im weichmagnetischen Teil, der hauptsächlich aus Ferrit und Carbiden besteht, eine maximale magnetische Permeabilität (μm) von nicht unter 400 dadurch erzielt werden kann, dass für einen solchen Zustand gesorgt, wird, dass die Anzahl von Carbiden mit einer Korngröße von nicht unter 0,1 μm nicht mehr als 50 innerhalb einer Fläche von 100 μm² beträgt, und der Anteil der Anzahl der Carbide mit einer Korngröße nicht unter 1,0 μm zur Anzahl der ersteren Carbide nicht weniger als 15% beträgt. Durch weiteres Herausfinden, dass eine Koerzitivfeldstärke von nicht über 1000 A/m dadurch erzielt werden kann, dass ein Zustand geschaffen wird, bei dem dafür gesorgt ist, dass Ferritkörner grobe Körner mit einer Korngrößenstruktur gemäß JIS von nicht mehr als 14 sind, sind die Erfinder bei der Erfindung angelangt.
Die Erfindung ist hinsichtlich eines magnetischen Verbundelements durch die Lehren der beigefügten unabhängigen Ansprüche 1 und 2, hinsichtlich eines Verfahrens zum Herstellen des ferromagnetischen Teils eines magnetischen Verbundelements durch die Lehre des beigefügten Anspruchs 9 sowie hinsichtlich eines Verfahrens zum Herstellen des unmagnetischen Teils eines magnetischen Verbundelements durch die Lehre des beigefügten Anspruchs 10 gegeben. Vorteilhafte Ausgestaltungen und Weiterbildungen des magnetischen Verbundelements sind Gegenstand gemäß einem der Ansprüche 3 bis 8.
Die Erfindung wird nachfolgend anhand von durch Figuren veranschaulichten Ausführungsbeispielen näher beschrieben.
1 und 2 sind Photographien zur Mikrostruktur des erfindungsgemäßen magnetischen Verbundelements, und sie zeigen die Morphologie von Carbiden im ferromagnetischen Teil desselben.
3 ist eine den 1 und 2 entsprechende Photographie für ein Vergleichsbeispiel.
4 zeigt das Ergebnis einer Oberflächenanalyse, und es sind Stellen erkennbar, an denen jedes der Elemente im ferromagnetischen Teil des erfindungsgemäßen magnetischen Verbundelements vorhanden ist.
5 und 6 zeigen B-H-Kurven des ferromagnetischen Teils in einem erfindungsgemäßen Verbundelement.
7 zeigt eine den 5 und 6 entsprechende B-H-Kurve für ein Vergleichsbeispiel.
Wie oben angegeben, besteht ein wichtiges Merkmal der Erfindung darin, zwangsweise Al, das bisher nur als Deoxidationsmittel angesehen wurde, einem Legierungsstahl zuzusetzen, der als Material für ein magnetisches Verbundelement verwendet wird, um den Weichmagnetismus des ferromagnetischen Teils im magnetischen Verbundelement zu stärken.
Im ferromagnetischen Teil des aus einem Legierungsstahl aus Fe-Cr-C-Basis bestehenden magnetischen Verbundelements hat es die erstmalige Zugabe von Al ermöglicht, dass sowohl die Anzahl der Carbide mit einer Korngröße nicht unter 0,1 μm, der Anteil der Anzahl der Carbide mit einer Korngröße von nicht weniger als 1,0 μm zur Anzahl der obigen Carbide sowie die Korngröße und die Kristallausrichtung von Ferritkörnern in einem speziellen Bereich liegen, wodurch hervorragender Weichmagnetismus erzielt wird. Demgemäß ist Al das wichtigste Element bei der Erfindung, das zum Legierungsmaterial zugesetzt wird, um den Weichmagnetismus im ferromagnetischen Teil des magnetischen Verbundelements zu verbessern.
Nachfolgend werden die Wirkungen der Al-Zugabe zum als Material für das magnetische Verbundelement verwendeten Legierungsstahl im Einzelnen beschrieben.
Erstens haben die Erfinder zum ersten Mal herausgefunden, dass unter den verschiedenen Elementen, die einer Legierung auf Fe-Cr-C-Basis, die als Material für ein magnetisches Verbundelement verwendet wird, zugesetzt werden, Al die Wirkung, dass es für das Wachstum einzelner Carbide sorgt, die Wirkung, dass es die Anzahl der Carbide verringert, sowie die Wirkung, dass es die Korngröße der Ferritmatrix erhöht, kombiniert, um dadurch die magnetischen Eigenschaften des ferromagnetischen Teils beachtlich zu verbessern.
Wie es in 4 dargestellt ist, haben die Erfinder durch EDX-Oberflächenanalyse klargestellt, dass innerhalb des ferromagnetischen Teils Al im Ferrit der Matrix, also nicht in den Carbiden, vorhanden ist.
Jedoch existiert noch Ungewissheit hinsichtlich der Gründe für die metallographischen Änderungen, die durch die Al-Zugabe verursacht sind, d. h. hinsichtlich des Mechanismus für die Zunahme der Größe der Carbide durch die Anwesenheit von Al in der Matrix, dahingehend, ob Ferritkörner grob werden, da durch Zugabe von Al die Größe der Carbide zunimmt oder da die Anzahl der Carbide abnimmt oder ob umgekehrt die Größe der Carbide zunimmt und die Anzahl der Carbide fällt, wenn die Ferritkörner grob werden und dergleichen. Daher klären die Erfinder derzeit diese metallographischen Änderungen auf.
Als Nächstes wird die Beziehung zwischen der Menge des zugesetzten Al und der Morphologie von Carbiden und der maximalen magnetischen Permeabilität im ferromagnetischen Teil speziell beschrieben.
Als Beispiel der Materialien, die bei von den Erfindern ausgeführten Versuchen verwendet wurden, wird ein magnetisches Verbundelement aus einem Legierungsstahl verwendet, der als Hauptkomponenten gewichtsbezogen Fe-17,5%Cr-0,5%C-2,0%Ni enthält. Wenn Al nur mit einer Menge von 0,02% als Deoxidationsmittel enthalten ist und nicht in wesentlicher Menge zugesetzt wird, beträgt im ferromagnetischen Teil die Anzahl von Carbiden mit einer Korngröße nicht unter 0,1 μm auf einer Fläche von 100 μm² 62, und hinsichtlich dieser 62 Carbide beträgt die Anzahl der Carbide mit einer Korngröße nicht unter 1,0 μm 8, was ungefähr 13% der Gesamtanzahl der gemessenen Carbide ist. In diesem Fall beträgt die maximale magnetische Permeabilität 320.
Im ferromagnetischen Teil eines magnetischen Verbundelements aus einem Legierungsstahl, der dadurch erhalten wurde, dass gewichtsbezogen 0,47% Al zum obigen Legierungsstahl zugesetzt wurden, beträgt die Anzahl der Carbide mit einer Korngröße nicht unter 0,1 μm auf einer Fläche von 100 μm² 44, und hinsichtlich dieser 44 Carbide beträgt die Anzahl der Carbide mit einer Korngröße nicht unter 1,0 μm 8, was ungefähr 18% der Gesamtanzahl der gemessenen Carbide ist. In diesem Fall ist die maximale magnetische Permeabilität auf 824 erhöht.
Im ferromagnetischen Teil eines magnetischen Verbundelements aus einem Legierungsstahl, der dadurch erhalten wurde, dass gewichtsbezogen weitere 0,96% Al zugesetzt wurden, beträgt die Anzahl der Carbide mit einer Korngröße nicht unter 0,1 μm auf einer Fläche von 100 μm² 30, wobei diese 30 Carbide ungefähr die Hälfte der Anzahl sind, wie sie erhalten wird, wenn im Wesentlichen kein Al zugesetzt wird. Hinsichtlich dieser 30 Carbide ist die Anzahl der Carbide mit einer Korngröße nicht unter 1,0 μm 8, was ungefähr 27% der Gesamtanzahl der gemessenen Carbide ist. In diesem Fall ist die maximale magnetische Permeabilität auf 952 erhöht.
D. h., dass es ersichtlich ist, dass die Zugabe von Al die Anzahl der Carbide mit einer Korngröße nicht unter 0,1 μm verringert und den Anteil der Anzahl der Carbide mit einer Korngröße nicht unter 1,0 μm zur Gesamtanzahl der gemessenen Carbide erhöht. Außerdem ist es ersichtlich, dass in Zusammenhang mit diesen metallographischen Änderungen hohe maximale magnetische Permeabilität erzielt wird.
Das Vorstehende ist der erste Effekt des Zusetzens von Al zu einem Legierungsstahl auf Fe-Cr-C-Basis, der als Material für das magnetische Verbundelement verwendet wird.
Als Nächstes wird die Beziehung zwischen der Menge an zugesetztem Al und der Korngröße und der Koerzitivfeldstärke von Ferritkörnern im ferromagnetischen Teil speziell beschrieben.
Als Beispiel wird ein magnetisches Verbundelement aus einem Legierungsstahl verwendet, der als Hauptkomponenten Fe-17,5%Cr-0,5%C-2,0%Ni enthält. Wenn Al als Deoxidationsmittel nur mit einer Menge von 0,02% enthalten ist und nicht in wesentlicher Menge zugesetzt wird, beträgt die Größe der Ferritkörner im ferromagnetischen Teil 16,0 hinsichtlich der Korngrößenzahl gemäß JIS, und die Koerzitivfeldstärke beträgt 1220 A/m.
Im ferromagnetischen Teil eines magnetischen Verbundelements aus einem Legierungsstahl, der dadurch erhalten wurde, dass gewichtsbezogen 0,96% Al zum obigen Legierungsstahl zugesetzt wurden, ist die Größe der Ferritkörner auf 13,5 hinsichtlich der Korngrößenzahl erhöht, und die Koerzitivfeldstärke ist auf 540 A/m gesenkt. Demgemäß ist der Weichmagnetismus (sind die weichmagnetischen Eigenschaften) verbessert.
Im ferromagnetischen Teil eines magnetischen Verbundelements aus einem Legierungsstahl, der dadurch erhalten wurde, dass weiter gewichtsbezogen 1,48% Al zugesetzt wurden, ist die Größe der Ferritkörner auf 12,0 hinsichtlich der JIS-Korngrößenzahl erhöht, und die Koerzitivfeldstärke ist auf 460 A/m gesenkt. Demgemäß ist der Weichmagnetismus weiter verbessert. Es ist ersichtlich, dass die Zugabe von Al die Größe der Ferritkörner erhöht und die Koerzitivfeldstärke damit einhergehend senkt, was zu einer Verbesserung des Weichmagnetismus führt.
Das Vorstehende entspricht einem zweiten Effekt der Zugabe von Al zu einem Legierungsstahl auf Fe-Cr-C-Basis, der als Material für das magnetische Verbundelement verwendet wird.
Wenn ein magnetisches Verbundelement als Komponente eines Magnetkreises verwendet wird, ist es häufig erforderlich, dass die magnetische Restflussdichte des ferromagnetischen Teils hoch ist und die Winkelform einer Hystereseschleife gut ist.
Die Tatsache, dass eine Rechteckform einer Hystereseschleife gut ist, bedeutet, dass die magnetischen Verluste des Materials klein sind und eine Ein-Aus-Charakteristik, d. h. das magnetische Ansprechverhalten, gut ist, wenn kontinuierlich positive und negative Magnetfelder angelegt werden. Es ist allgemein bekannt, dass die Winkelform einer Hysterese schleife mit der Kristallausrichtung eines magnetischen Materials in Zusammenhang steht.
Die Erfinder haben herausgefunden, dass es durch Zugeben von Al zu einer Legierung auf Fe-Cr-C-Basis, die als Material für ein magnetisches Verbundelement verwendet wird, möglich ist, die Kristallausrichtung von Ferritkörnern, die die Matrix des ferromagnetischen Teils bilden, zu kontrollieren, und dass zwischen der Kristallausrichtung und der magnetischen Restflussdichte eine enge Beziehung besteht.
Genauer gesagt, besteht, wenn für das Material ein Legierungsstahl auf Fe-Cr-C-Basis verwendet wird, gute Übereinstimmung zwischen der Auswirkung einer Zugabe von Al auf eine Änderung der Integrationsdichte der Ferritphase (200), wenn die Kristallausrichtung durch Röntgenstrahlung von der Seite der Walzebene aus, die die Oberflächenseite ist, gemessen wird, und der Auswirkung der Al-Zugabe auf eine Änderung der magnetischen Restflussdichte besteht. Anders gesagt, kann, wenn die (200)-Intensität, gesehen von der Oberfläche aus, durch Al-Zugabe erhöht wird, die magnetische Restflussdichte ebenfalls erhöht werden.
Übrigens ist der Mechanismus der Kontrolle der Kristallausrichtung durch Al-Zugabe unbekannt, und die Erfinder klären ihn derzeit auf.
Die Beziehung zwischen der Menge an zugesetztem Al und der Kristallausrichtung von Ferritkörnern und der magnetischen Restflussdichte im ferromagnetischen Teil wird nachfolgend speziell beschrieben.
Die Kristallausrichtung wird in diesem Fall dadurch bestimmt, dass das integrierte Intensitätsverhältnis für (110), (200) und (211) für den Ferrit auf der Seite der Walzebene, wobei es sich um die durch Röntgenbeugung gemessene Oberfläche handelt, gemessen wird.
Ein magnetisches Verbundelement aus einem Legierungsstahl, der gewichtsbezogen Fe-17,5%Cr-0,5%C-2,0%Ni als Hauptkomponenten enthält, wird als Beispiel verwendet. Wenn Al als Deoxidationsmittel mit einer Menge von nur 0,02% enthalten ist und nicht wesentlich zugesetzt wird, ist die Kristallausrichtung der Ferritkörner im ferromagnetischen Teil dergestalt, dass (110), (200) und (211) 8,3%, 38,7% bzw. 52,5% betragen und das integrierte Intensitätsverhältnis für (200) zu (110), d. h. (200)/(110), beträgt 4,4. In diesem Fall beträgt die magnetische Restflussdichte 0,78 T.
Im ferromagnetischen Teil eines magnetischen Verbundelements aus einem Legierungsstahl, der durch Zusetzen von gewichtsbezogen 0,47% Al zum obigen Legierungsstahl erhalten wurde, ist die Kristallausrichtung von Ferritkörnern dergestalt, dass (110), (200) und (211) 6,9%, 49,5% bzw. 43,6% betragen, und der Wert von (200)/(110) beträgt 7,2. In diesem Fall ist die magnetische Restflussdichte auf 1,03 T erhöht.
Im ferromagnetischen Teil eines magnetischen Verbundelements aus einem Legierungsstahl, der dadurch erhalten wurde, dass weiter gewichtsbezogen 0,96% Al zugesetzt wurden, ist die Kristallausrichtung der Ferritkörner dergestalt, dass (110), (200) und (211) 7,4%, 47,0% bzw. 45,5% betragen, und der Wert (200)/(110) beträgt 6,4. In diesem Fall beträgt die magnetische Restflussdichte 1,03 T.
So ist es ersichtlich, dass die Zugabe von Al bewirkt, dass die Kristallausrichtung von Ferritkörnern mit der Richtung übereinstimmt, in der das Verhältnis (200)/(110) zunimmt, wenn die Kristallausrichtung ausgehend von der Walzebene gemessen wird, die die Oberfläche bildet. Es ist ersichtlich, dass die magnetische Restflussdichte einhergehend mit dieser Änderung zunimmt.
Das Vorstehende bildet den dritten Effekt der Zugabe von Al zu einem Legierungsstahl auf Fe-Cr-C-Basis, der als Material für ein magnetisches Verbundelement verwendet wird.
Übrigens ist es dann, wenn die durch Röntgenbeugung gemessene Oberfläche eine gekrümmte Form aufweist, ratsam, diejenige Fläche, die die Oberfläche bildet, zu messen, die durch eine Walze einebnend bearbeitet wurde.
Zusätzlich zu den obigen Effekten hat die Zugabe von Al einen weiteren Effekt nicht nur hinsichtlich des Weichmagnetismus des ferromagnetischen Teils, sondern auch hinsichtlich einer Zunahme des spezifischen elektrischen Widerstands des ferromagnetischen Teils; d. h., dass dann, wenn ein weichmagnetisches Material in einem magnetischen Wechselfeld verwendet wird, Wirbelstromverluste verringert werden können, wenn der spezifische elektrische Widerstand des Materials erhöht ist, so dass das magnetische Ansprechverhalten verbessert sein kann. Dies bildet einen vierten Effekt der Zugabe von Al zu einem Legierungsstahl auf Fe-Cr-C-Basis, der als Material für ein magnetisches Verbundelement verwendet wird.
Nachfolgend werden die Gründe für die beschränkten Zahlenwerte bei der Erfindung beschrieben.
Als Erstes wird der Grund beschrieben, weswegen die Menge von zu einem Legierungsstahl auf Fe-Cr-C-Basis, der als Material für ein magnetisches Verbundelement verwendet wird, zugesetztem Al auf den Bereich von 0,1 bis 5,0%, gewichtsbezogen, beschränkt ist.
Wie oben angegeben, ist Al das wichtigste Element bei der Erfindung, das die Mikrostruktur des ferromagnetischen Teils ändert, wie die Morphologie von Carbiden, die Korngröße und die Kristallausrichtung, was zu einer beachtlichen Verbesserung des Weichmagnetismus des ferromagnetischen Teils führt.
Der Grund, weswegen die Menge an zugesetztem Al auf den Bereich von nicht weniger als 0,1%, jedoch nicht mehr als 5,0% begrenzt ist, besteht darin, dass die Wirkung einer Verbesserung des Weichmagnetismus durch Ändern der Mikrostruktur des ferromagnetischen Teils klein ist, wenn der Al-Gehalt weniger als 0,1% beträgt, während umgekehrt dann, wenn er 5,0% überschreitet, die magnetische Permeabilität des unmagnetischen Teils erhöht ist und außerdem die Bearbeitbarkeit beeinträchtigt ist, was es erschwert, ein magnetisches Verbundelement herzustellen.
Wenn der Al-Gehalt im Bereich von 0,3 bis 3,5% eingestellt wird, werden die obigen Wirkungen der Al-Zugabe ausgeprägter. Dies ist besonders bevorzugt.
In einem noch bevorzugteren Bereich des Al-Gehalts beträgt die Untergrenze 0,5% und die Obergrenze 1,5%.
Als Nächstes werden die Gründe für die begrenzte Korngröße und die Anzahl von Carbiden im ferromagnetischen Teil und das Verhältnis der Anzahl von Carbiden mit einer Korngröße von nicht unter 1,0 μm zur Gesamtanzahl der gemessenen Carbide beschrieben.
Der Grund, weswegen nur Carbide mit einer Korngröße nicht unter 0,1 μm gezählt werden, liegt darin, dass es schwierig ist, Carbide mit einer Korngröße von weniger als 0,1 μm zu beobachten, und dass Carbide mit einer Korngröße von weniger als 0,1 μm die Verschiebung von Domänenwänden nicht verhin dern, so dass wenig Auswirkung auf den Weichmagnetismus besteht.
Auch wird nachfolgend der Grund dafür beschrieben, weswegen die Anzahl von Carbiden mit einer Korngröße nicht unter 0,1 μm so begrenzt ist, dass sie auf eine Fläche von 100 μm² nicht mehr als 50 beträgt, und weswegen der Anteil der Anzahl von Carbiden mit einer Korngröße nicht unter 1,0 μm zur Gesamtanzahl der gemessenen Carbide auf nicht weniger als 15% begrenzt ist. Dies, da, wie es aus den obigen Versuchsergebnissen ersichtlich ist, eine Domänenwandverschiebung durch Einstellen der Morphologie der Carbide auf diesen Bereich erleichtert ist, mit dem Ergebnis, dass im ferromagnetischen Teil leicht eine maximale magnetische Permeabilität nicht unter 400 erzielt werden kann.
Als Nächstes werden die Gründe zum Begrenzen der maximalen magnetischen Permeabilität im ferromagnetischen Teil und der magnetischen Permeabilität im unmagnetischen Teil beschrieben.
Da das erfindungsgemäße Element ein magnetisches Verbundelement ist, müssen sowohl weichmagnetische als auch unmagnetische Eigenschaften in einem Element bereitgestellt sein.
Der Grund, weswegen die maximale magnetische Permeabilität des ferromagnetischen Teils auf nicht weniger als 400 begrenzt ist, besteht darin, dass gewährleistet wird, dass das magnetische Verbundelement in angemessener Weise bei Anwendungen eingesetzt werden kann, die eine hohe maximale magnetische Permeabilität benötigen, wie Motorenteile. Der bevorzugtere Bereich der maximalen magnetischen Permeabilität des ferromagnetischen Teils beträgt nicht weniger als 700.
Der Grund, weswegen die magnetische Permeabilität des unma gnetischen Teils auf nicht mehr als 2 begrenzt ist, besteht darin, dass leicht ein magnetischer Fluss fließt, wenn dieser Bereich überschritten wird, mit dem Ergebnis, dass der unmagnetische Teil für Anwendungen ungeeignet ist, die Eigenschaften fehlender Magnetisierung erfordern. Die bevorzugtere magnetische Permeabilität des unmagnetischen Teils beträgt nicht mehr als 1,1.
Als Nächstes werden die Gründe für die eingegrenzten Bereiche der Ferritkorngröße und der Koerzitivfeldstärke der Matrix des ferromagnetischen Teils beschrieben. Genauer gesagt, sind der Grund, weswegen die Größe von Ferritkörnern auf grobe Körner mit einer Korngrößenzahl gemäß JIS (Japanese Industrial Standard = japanischer Industriestandard) von nicht mehr als 14 begrenzt ist, und der Grund, weswegen die Koerzitivfeldstärke des ferromagnetischen Teils auf nicht mehr als 1000 A/m begrenzt ist, die folgenden. Die JIS-Korngrößenzahl 14 entspricht der in ASTM E112 beschriebenen ASTM-Mikrokorngrößenzahl 10,3, und sie bedeutet einen mittleren Durchmesser von 9,85 μm. Die Ferritkorngröße und die Koerzitivfeldstärke sind miteinander in Zusammenhang stehende Eigenschaften. Wenn Ferritkörner so eingestellt werden, dass sie grobe Körner mit einer JIS-Korngrößenzahl nicht über 14 sind, kann leicht eine Charakteristik mit einer Koerzitivfeldstärke nicht über 1000 A/m erzielt werden. Durch Erzielen dieser Eigenschaft einer Koerzitivfeldstärke von nicht mehr als 1000 A/m ist es möglich, den ferromagnetischen Teil bei Anwendungen einzusetzen, die kleine Koerzitivfeldstärke für Weichmagnetismus benötigen, wie im Fall von Kernteilen.
Die Gründe zur Begrenzung der Kristallausrichtung und der magnetischen Restflussdichte des ferromagnetischen Teils als bevorzugte Bereiche sind unten beschrieben. Wenn als Material für das erfindungsgemäße Element ein Walzstahlblech verwendet wird, ist das Folgende der Grund, weswegen die Kristallausrichtung des ferromagnetischen Teils dergestalt ist, dass das integrierte Röntgendichteverhältnis von (200)-Ferrit zu (110)-Ferrit nicht weniger als 6, gesehen von der Walzebene aus, die die Oberfläche bildet, beträgt, und das Folgende ist der Grund, weswegen die magnetische Restflussdichte des ferromagnetischen Teils auf nicht weniger als 1,0 T begrenzt ist. Die Kristallausrichtung der Ferritkörner und die magnetische Restflussdichte sind korrelierte Eigenschaften. Daher kann dann, wenn die Kristallausrichtung von Ferritkörnern so eingestellt wird, dass das integrierte Röntgenbeugungsverhältnis von (200)-Ferrit zu (110)-Ferrit nicht kleiner als 6 ist, auf einfache Weise eine Charakteristik mit einer magnetischen Restflussdichte nicht unter 1,0 T erzielt werden. Durch Erzielen dieser Charakteristik einer magnetischen Restflussdichte nicht unter 1,0 T ist es möglich, den ferromagnetischen Teil bei Anwendungen einzusetzen, die hervorragende Ein/Aus-Charakteristik auf angelegte Magnetfelder, d. h. hervorragendes magnetisches Ansprechverhalten, benötigen.
Als Nächstes wird der Grund zum Begrenzen des spezifischen elektrischen Widerstands des ferromagnetischen Teils auf einen bevorzugten Bereich beschrieben.
Der Grund, weswegen der spezifische elektrische Widerstand des ferromagnetischen Teils auf nicht weniger als 0,7 μΩm begrenzt wird, ist der folgende. Wenn ein magnetisches Verbundelement in einem magnetischen Wechselfeld verwendet wird, ist gewährleistet, dass das Element bei Anwendungen angemessen eingesetzt werden kann, die schnelles Ansprechverhalten in einem Magnetkreis durch Verringern magnetischer Verluste, die durch Wirbelströme verursacht sind, benötigen.
Der Grund für den begrenzten Nickeläquivalentwert in einem als Ausgangsmaterial verwendeten Legierungsstahl wird nachfolgend beschrieben.
Wie oben angegeben, ist beim erfindungsgemäßen Element der Weichmagnetismus des ferromagnetischen Teils dem bisher offenbarten überlegen. Um im erfindungsgemäßen Element einen stabilen unmagnetischen Teil zu erhalten, ist es erforderlich, ein solches Element zu verwenden, das eine Stabilisierungsfunktion für Austenit, der eine unmagnetische Struktur einnimmt, während der Behandlung zum Erhalten des unmagnetischen Teils aufnimmt. Die wesentlichen Elemente für das erfindungsgemäße Element sind die vier Elemente Al, Fe, Cr und C, und nur C hat die obige Funktion. Daher ist es wünschenswert, wenn die Charakteristik des unmagnetischen Teils durch Senken der magnetischen Permeabilität desselben weiter zu stabilisieren ist, Austenit bildende Elemente wie Ni, Mn und N mit einer Menge von 10,0 bis 25,5% als Nickeläquivalent zuzusetzen (=%Ni + 30 × %C + 0,5 × %Mn + 30 × %N).
Der Grund, weswegen die Untergrenze für das Nickeläquivalent auf 10,0% begrenzt ist, ist derjenige, dass es schwierig ist, einen unmagnetischen Teil mit einer magnetischen Permeabilität von nicht mehr als 2 zu erzielen, wenn das Nickeläquivalent weniger als 10,0% beträgt. Der Grund, weswegen die Obergrenze des Nickeläquivalents auf 25,0% begrenzt ist, ist derjenige, dass der Weichmagnetismus des ferromagnetischen Teils in einem Bereich über 25,0% beeinträchtigt ist, was es erschwert, eine Charakteristik mit einer maximalen magnetischen Permeabilität nicht unter 400 zu erzielen.
Nachfolgend werden die Gründe für die begrenzten Gehaltsmengen anderer Elemente als Al in einem als Material für das magnetische Verbundelement verwendeten Legierungsstahl als bevorzugtere Bereiche beschrieben.
Wie oben angegeben, ist C ein wesentliches Element bei der Erfindung, das bei der Ausbildung des unmagnetischen Teils als Austenit bildendes Element wirksam ist. Außerdem wirkt die Zugabe von C auch hinsichtlich einer Sicherstellung der Festigkeit des Elements. Wenn der C-Gehalt weniger als 0,30% beträgt, ist es schwierig, eine stabile unmagnetische Austenitstruktur zu erzielen, wenn das Material nach dem Erwärmen auf eine Temperatur nicht unter der Austenitumwandlungstemperatur abgekühlt wird. Andererseits wird, wenn der Gehalt 0,80% überschreitet, die Anzahl von Carbiden im ferromagnetischen Teil des magnetischen Verbundelements zu groß, was es erschwert, den Erfordernissen hinsichtlich der Morphologie von Carbiden gemäß der Erfindung zu genügen. Wenn das Material zu hart wird, ist auch die Bearbeitbarkeit beeinträchtigt. Bei der Erfindung ist daher der C-Gehalt auf den Bereich von 0,30 bis 0,80% begrenzt. Der bevorzugtere Bereich des C-Gehalts beträgt 0,45 bis 0,65%.
Cr ist ein wesentliches Element bei der Erfindung, das in der Matrix im Zustand einer Feststofflösung existiert und im ferromagnetischen Teil teilweise Carbide bildet, was für mechanische Festigkeit und Korrosionsbeständigkeit des magnetischen Verbundelements sorgt. Der Grund, weswegen der Cr-Gehalt auf den Bereich von 12,0 bis 25,0% begrenzt ist, besteht darin, dass die Korrosionsbeständigkeit bei einem Cr-Gehalt von weniger als 12,0% beeinträchtigt ist und der Weichmagnetismus des ferromagnetischen Teils im Bereich über 25,0% beeinträchtigt ist, obwohl dann die Korrosionsbeständigkeit hervorragend ist. Der bevorzugtere Bereich des Cr-Gehalts beträgt 16,0 bis 20,0%.
Ni ist ein Element, das bei der Bildung des unmagnetischen Teils als Austenit bildendes Element wirksam ist. Der Grund, weswegen der Ni-Gehalt auf den Bereich von 0,1 bis 4,0% beschränkt ist, ist derjenige, dass es bei Ni-Gehalten von we niger als 0,1% schwierig ist, einen stabilen unmagnetischen Teil zu erhalten, und dass bei einem Ni-Gehalt über 4,0% gute weichmagnetische Eigenschaften und gute Bearbeitbarkeit nicht auf einfache Weise erzielbar sind.
N ist ein Element mit ähnlicher Wirkung wie Ni als Austenit bildendes Element. Der Grund, weswegen der N-Gehalt auf den Bereich von 0,1 bis 0,10% beschränkt wird, besteht darin, dass es schwierig ist, bei einem N-Gehalt von weniger als 0,01% einen stabilen unmagnetischen Teil zu erhalten und das Material zu hart wird und die Verformbarkeit beeinträchtigt ist, wenn der Gehalt 0,10% überschreitet.
Übrigens kann ein als Material für das erfindungsgemäße magnetische Verbundelement verwendeter Legierungsstahl mindestens eines der Elemente Si und Mn als Deoxidationsmittel mit einer Menge von nicht mehr als 2,0% enthalten. Si ist ein Element mit einer ähnlichen Funktion wie der von Al, und es wirkt zum Verbessern des Weichmagnetismus des ferromagnetischen Teils zusätzlich zur Funktion als Deoxidationsmittel. Demgemäß kann Si mit einem Gehalt vorhanden sein, der die Bearbeitbarkeit des Legierungsstahls nicht beeinträchtigt. Mn ist ebenfalls zum Ausbilden von Austenit wirksam, wie C, Ni, N usw. Ferner kann der Legierungsstahl P, S und O als zufällige Verunreinigungen mit einer Menge von nicht mehr als 0,1% jeweils enthalten, was die magnetischen Eigenschaften nicht speziell beeinträchtigt.
Als Nächstes wird der Grund für den begrenzten Herstellprozess gemäß der Erfindung beschrieben.
Bei der Erfindung ist die Warmbearbeitungstemperatur für den Legierungsstahl auf Fe-Cr-C-Basis, der eine geeignete Menge an Al enthält und der als Material für das magnetische Verbundelement verwendet wird, auf nicht mehr als 1100°C be grenzt.
Wenn eine Warmbearbeitung bei einer Temperatur über 1100°C ausgeführt wird, wird die Menge des in der Matrix des Legierungsstahls im Zustand einer Feststofflösung vorhandenen C zu groß, und die ausgefällten Carbidkörner werden sehr fein. Infolgedessen ist es unmöglich, die Größe der einzelnen Carbide, die ausfällen, ausreichend zu erhöhen, und zwar selbst beim Glühen bei einer Temperatur nicht über dem A3-Umwandlungspunkt nach der Warmbearbeitung. Ferner ist es schwierig, da der C, der während der Warmbearbeitung in der Matrix im Zustand einer Feststofflösung existiert, während des Glühens erneut als feinkörnige Carbide ausfällt, die Morphologie der Carbide im in den Ansprüchen angegebenen Bereich einzustellen.
Es ist erforderlich, dass die Carbidkeime während der Warmbearbeitung erhalten bleiben, um zu gewährleisten, dass die Anzahl der Carbide mit einer Korngröße von nicht weniger als 0,1 μm auf einer Fläche von 100 μm² nicht mehr als 50 beträgt und der Anteil der Anzahl der Carbide mit einer Korngröße nicht unter 1,0 μm zur Anzahl der obigen Carbide nicht weniger als 15% beträgt. Aus diesem Grund ist die maximale Temperatur, bei der die Carbidkeime verbleiben, auf 1100°C beschränkt.
Die Warmbearbeitung wird vorzugsweise bei einer Temperatur im Bereich von 900 bis 1100°C ausgeführt.
Die Temperatur beim nach der Warmbearbeitung ausgeführten Glühen ist auf eine Temperatur nicht über der A3-Umwandlungstemperatur begrenzt.
Die A3-Umwandlungstemperatur ist eine Temperatur, über die eine aus Ferrit und Carbiden bestehende Struktur aufzutreten beginnt und unter der die Austenitstruktur aufzutreten beginnt. Bei der Erfindung beträgt der A3-Umwandlungspunkt im Fall z. B. einer Legierung aus Fe-17,5%Cr-0,5%C-1,0%Al-2,0%-Ni-0,02%N 830°C. Da die magnetischen Eigenschaften des ferromagnetischen Teils auf der Weichmagnetismus aufweisenden Ferritstruktur beruhen, ist es unerwünscht, dass die Glühtemperatur den A3-Umwandlungspunkt überschreitet.
Der Grund, weswegen in diesem Temperaturbereich mindestens ein Mal ein Glühvorgang ausgeführt wird, besteht darin, dass Bearbeitungsspannungen in der Ferritphase abgebaut werden und gleichzeitig die Größe der Carbide, die während der Bearbeitung Keime bildeten, zunimmt, wodurch die Morphologie der Carbide in den in den Ansprüchen genannten Bereich eingestellt wird. Übrigens kann beim erfindungsgemäßen Element ein Glühen bei einer Temperatur nicht über dem A3-Umwandlungspunkt mindestens zwei Mal, je nach Bedarf, ausgeführt werden. Durch mehrmaliges Ausführen des Glühvorgangs werden der Effekt des weiteren Vergrößerns der durch einmaliges Ausführen des Glühvorgangs erhaltenen Carbide und der Effekt einer Verringerung der Anzahl der Carbide weiter verstärkt.
Beim erfindungsgemäßen Element kann nach der Warmbearbeitung und mindestens einem Glühvorgang bei einer Temperatur nicht über dem A3-Umwandlungspunkt eine Kaltbearbeitung nach Bedarf ausgeführt werden, und nach der Kaltbearbeitung kann ein Glühvorgang bei einer Temperatur nicht über dem A3-Umwandlungspunkt ausgeführt werden.
Dies, da nach einem Kaltwalzen oder einem Kaltziehvorgang geglühte Stahlbleche im Fall allgemeiner weichmagnetischer Materialien häufig verwendet werden und davon ausgegangen werden kann, dass dasselbe für ein erfindungsgemäßes magnetisches Verbundelement gilt. Der Glühvorgang nach der Kaltbearbeitung kann wie derjenige nach der Warmbearbeitung mehrmals ausgeführt werden. Ferner können die Prozesse des Kaltbearbeitens und des Glühens mehrmals wiederholt werden. Für den Weichmagnetismus des ferromagnetischen Teils besteht kein wesentlicher Unterschied zwischen dem Fall, in dem ein Glühvorgang nach dem Warmbearbeiten ausgeführt wird, und dem Fall, bei dem ein Glühvorgang nach dem Kaltbearbeiten ausgeführt wird.
Bei der Erfindung ist es hinsichtlich eines Verfahrens zum Erzeugen eines unmagnetischen Teils in einem Teil eines Legierungsstahls, der durch den obigen Prozess ferromagnetisch gemacht ist, bevorzugt, ein solches Verfahren zu verwenden, das die folgenden Schritte umfasst: Erwärmen eines Teils des Elements durch Hochfrequenzerwärmung auf eine Temperatur nicht über der Austenitbildungstemperatur, damit in diesem Teil eine Lösungsbehandlung angewandt werden kann, mit anschließendem schnellem Abkühlen, oder ein anderes Verfahren mit den Schritten des Erwärmens eines Teils des Elements auf die Schmelztemperatur durch einen CO₂-Laser usw., mit anschließendem schnellem Abkühlen desselben. Die Erwärmungstemperatur für diese Behandlungen zum Erzeugen eines unmagnetischen Teils liegt im Bereich ab 1050°C, bei welcher Temperatur die Austenitstruktur nach dem Abkühlen erhalten wird, bis zur Schmelztemperatur, vorzugsweise im Temperaturbereich von 1100°C bis zur Schmelztemperatur.
Der Grund, weswegen die Untergrenze der Erwärmungstemperatur 1050°C beträgt, besteht darin, dass diese Temperatur die minimale Temperatur ist, die dazu erforderlich ist, die Austenitstruktur nach dem Erwärmen und Abkühlen zu erhalten, um dadurch einen unmagnetischen Teil mit einer magnetischen Permeabilität von nicht mehr als 2 zu erzielen. Der Grund, weswegen die bevorzugtere Minimaltemperatur 1150°C beträgt, ist derjenige, dass ein weiter stabilisierter unmagnetischer Teil erzielt werden kann, wenn die Erwärmungstemperatur nicht weniger als 1150 °C beträgt.
Der Grund, weswegen die Maximaltemperatur auf die Schmelztemperatur begrenzt ist, besteht darin, dass ein unmagnetischer Teil mit einer magnetischen Permeabilität nicht über 2, der hauptsächlich aus der Austenitstruktur besteht, nicht nur durch eine Lösungsbehandlung mit Erwärmung und Abkühlung erhalten werden kann, sondern auch durch ein Verfahren mit den Schritten des Schmelzens und Erstarrenlassens bei einer noch höheren Temperatur. Wenn als Erwärmungsquelle ein Laserstrahl verwendet wird, bildet diese Technik des Erzeugens des unmagnetischen Teils durch Schmelzen und Erstarrenlassen eine besonders wirkungsvolle Maßnahme.
Ein unmagnetischer Teil, der im Wesentlichen aus der Austenitstruktur besteht, kann dadurch erhalten werden, dass die obige Technik verwendet wird, zu der Erwärmen, Lösungsbehandlung und schnelles Abkühlen gehören, oder die Technik, zu der Erwärmen, Schmelzen und schnelles Abkühlen gehören. In diesem Fall bedeutet eine im Wesentlichen aus Austenit bestehende Struktur, dass in der Struktur eine kleine Menge an Martensit enthalten sein kann, der beim schnellen Abkühlen gebildet wird, wenn Lösungsbehandlung bei einer relativ niedrigen Temperatur ausgeführt wird. Genauer gesagt, fallen, wenn die Menge an Martensit in der Struktur nicht mehr als 10% beträgt, die Eigenschaften des unmagnetischen Teils nicht aus dem Bereich einer magnetischen Permeabilität von über 2 heraus, wobei es sich um eine Eigenschaft handelt, die für den unmagnetischen Teil des magnetischen Verbundelements erforderlich ist. So besteht in dieser Hinsicht kein Problem.
Das erfindungsgemäße magnetische Verbundelement kann dadurch erhalten werden, dass der obige Herstellprozess ausgeführt wird.
Beispiel 1
Bei der Erfindung sind die ersten wichtigen Faktoren die Menge des zu einer Legierung auf Fe-Cr-C-Basis, die das Material für ein magnetisches Verbundelement ist, zugesetzten Al sowie die Mikrostruktur des ferromagnetischen Teils, wie die Morphologie von Carbiden, die Korngröße und die Kristallausrichtung, und der zweite wichtige Faktor besteht in den magnetischen Eigenschaften des ferromagnetischen Teils, wie der maximalen magnetischen Permeabilität, der Koerzitivfeldstärke und der magnetischen Restflussdichte.
Als Nächstes sind die magnetische Permeabilität des unmagnetischen Teils eines magnetischen Verbundelements und das Nickeläquivalent zum Einstellen der magnetischen Permeabilität ebenfalls von Bedeutung.
Um die Wirkung einer Al-Zugabe hinsichtlich der Mikrostruktur und des Weichmagnetismus des ferromagnetischen Teils sowie die Beziehung zwischen dem Nickeläquivalent und der magnetischen Permeabilität des unmagnetischen Teils klarzustellen, wurden Legierungsstahlbarren mit verschiedenen Gehalten der Elemente Al, C und Ni durch Vakuumschmelzen als Ausgangslegierungsmaterialien hergestellt.
Die Tabelle 1 zeigt die chemischen Zusammensetzungen und die Nickeläquivalente (= %Ni + 30 × %C + 0,5 × %Mn + 30 × %N) der Legierungsstähle, die als Ausgangsmaterialien für magnetische Verbundelemente verwendet wurden.
Die Materialien für die Elemente Nr. 1 bis 7, Nr. 13 und Nr. 14 sind Legierungsstähle, bei denen die Zusatzmengen von C, Si, Mn, Ni, Cr usw. beinahe dieselben sind und die Menge an zugesetztem Al variiert ist. Das Material für das Element Nr. 8 ist ein Legierungsstahl, in dem der Si-Gehalt hoch ist. Die Materialien für das Element Nr. 3 und die Elemente Nr. 9 bis 12 sind Legierungsstähle, in denen die Mengen an zugesetztem Si, Mn, Ni, Cr, Al usw. beinahe gleich sind, während der Cr-Gehalt variiert ist.
Beim Element Nr. 15 sind die Gehalte von sowohl C als auch Ni gesenkt, wodurch das Nickeläquivalent gesenkt ist.
Beim Element Nr. 16 sind die Gehalte von sowohl C als auch Ni erhöht, wodurch das Nickeläquivalent erhöht ist.
Die erhaltenen Legierungsstahlbarren wurden auf 1000°C erwärmt und geschmiedet, um 20 mm dicke Platten herzustellen. Danach wurden die Platten erneut auf 1100°C erwärmt, und durch Heißwalzen wurden 5,0 mm dicke gewalzte Platten erhalten. Die heißgewalzten Platten wurden bei 780°C, nicht über der A3-Umwandlungstemperatur, geglüht, und durch Ausführen eines Kaltwalzvorgangs wurden 1,0 mm dicke kaltgewalzte Platte erhalten. Die kaltgewalzten Platten wurden erneut bei 780°C, nicht über der A3-Umwandlungstemperatur geglüht, und es wurden weichmagnetische Materialien erzeugt.
Ein Teil jeder der Stahlplatten, die weichmagnetische Materialien geworden waren, wurde durch Hochfrequenzerwärmung erwärmt und für 10 Minuten auf ungefähr 1200°C gehalten. Danach wurden diese Stahlplatten durch Wasserabkühlung teilweise unmagnetisch gemacht. Eine Legierungsstahlplatte, die durch Ausführen der Behandlung zum Erzielen eines unmagnetischen Teils erhalten wurde, wurde als magnetisches Verbundelement verwendet.
Um die Anzahl der Carbide im ferromagnetischen Teil zu untersuchen, wurden Proben zur mikroskopischen Beobachtung dadurch erhalten, dass aus dem Teil des ferromagnetischen Teils, der durch die Wärme bei der Hochfrequenzerwärmung nicht beeinflusst war, ein Stück ausgeschnitten wurde. Diese Proben wurden nach dem Einbetten in Harz spiegelglatt so poliert, dass der durch den Walzvorgang gebildete Längsschnitt die zu beobachtende Oberfläche bildete, und dann wurde unter Verwendung von Königswasser ein chemischer Ätzvorgang ausgeführt. Diese chemisch geätzten Proben wurden mit einem Rasterelektronenmikroskop in 10 Feldern bei einer Vergrößerung von 6000 betrachtet und photographiert.
Die Photographien von 10 Feldern wurden einer Bildanalyse unterzogen. Die Anzahl der Carbide mit einer Korngröße nicht unter 0,1 μm sowie diejenige der Carbide mit einer Korngröße nicht unter 1,0 μm wurden gezählt, und es wurde der Anteil der Anzahl der Carbide mit einer Korngröße von nicht unter 1,0 μm zur Gesamtanzahl der ersteren Carbide auf 100 μm² berechnet. Als Beobachtungsergebnisse für die Mikrostruktur zeigen die 1 bis 3 die Morphologie von Carbiden im ferromagnetischen Teil der Elemente Nr. 3, Nr. 5 bzw. Nr. 13 für jeweils ein Feld.
Auch zeigt die 4 ein kartiertes Bild, das durch Oberflächenanalyse eines Felds des ferromagnetischen Teils des Elements Nr. 5 unter Verwendung von Röntgenanalyse erhalten wurde. Aus dem Ergebnis ist erkennbar, dass in der Struktur des ferromagnetischen Teils, der hauptsächlich aus Ferrit und Carbiden besteht, Cr und Mn in den Carbiden angereichert sind und Al im die Matrix bildenden Ferrit vorhanden ist.
Die Korngrößenzahl der Ferritkörner im ferromagnetischen Teil wurde dadurch bestimmt, dass der Mittelwert aus fünf Feldern, die mit einem optischen Mikroskop betrachtet wurden, durch das Ferritkorngröße-Testverfahren herausgefunden wurde, das in JIS G 0552 beschrieben ist. Für die Kristallausrichtung des ferromagnetischen Teils wurden aus dem ferromagnetischen Teil Blöcke von ungefähr 10 mm im Quadrat ausgeschnitten, und die Walzebene wurde elektrolytisch poliert und dann durch Röntgenbeugung analysiert, bis ein Beugungswinkel von 2 Θ = 30° bis 120° erhalten war, und das integrierte Intensitätsverhältnis (200)/(110) wurde dadurch aufgefunden, dass der (110)-, der (200)- und der (211)-Ferrit gemessen wurden.
Hinsichtlich der magnetischen Eigenschaften des ferromagnetischen Teils wurden JIS-Ringe mit jeweils einem Außendurchmesser von 45 mm und einem Innendurchmesser von 33 mm aus dem ferromagnetischen Teil ausgeschnitten. Nach dem Anbrin gen einer Primärwicklung von 150 Windungen und einer Sekundärwicklung von 30 Windungen erfolgte eine Messung durch Anlegen eines Gleichmagnetfelds von 4000 A/m. Als Messbeispiele hinsichtlich der magnetischen Eigenschaften im Gleichfeld zeigen die 5 bis 7 die B-H-Kurve des ferromagnetischen Teils der Elemente Nr. 3, Nr. 5 bzw. Nr. 13. Ferner wurden aus dem ferromagnetischen Teil Proben von 10 mm × 80 mm ausgeschnitten, und es wurde der spezifische elektrische Widerstand des ferromagnetischen Teils gemessen.
Andererseits wurden aus dem durch Hochfrequenzerwärmung gebildeten unmagnetischen Teil Blöcke von ungefähr 15 mm im Quadrat ausgeschnitten, und nach dem elektrolytischen Polieren der Oberfläche derselben wurde Röntgenbeugung vorgenommen, wodurch klargestellt wurde, dass dieser unmagnetische Teil im Wesentlichen aus einer Austenitphase bestand. In diesem Fall ist der Zustand, in dem der unmagnetische Teil im Wesentlichen aus der Austenitphase besteht, durch die folgende Gleichung angegeben: γ/(α' + γ) ≥ 0,9 (1)wobei α' der Gesamtwert der integrierten Intensität der Spitzenwerte der Martensitphase ist, wie sie dann erfasst wurden, wenn der Abrastervorgang bei der Röntgenbeugungsmessung ausgeführt wurde, bis der Beugungswinkel 28 dem Bereich von 30° bis 120° überdeckte, und wobei γ der Gesamtwert der integrierten Intensität für die Austenitphase ist. Im Ergebnis wurde klargestellt, dass alle unmagnetischen Teile der Elemente Nr. 1 bis 13 sowie Nr. 16 der obigen Gleichung (1) genügten und dass sie im Wesentlichen aus der Austenitphase bestanden.
Jedoch war die obige Gleichung (1) weder beim Element Nr. 14, dessen Al-Gehalt im Material den hohen Wert von 5,20% aufweist, noch im Element Nr. 15 erfüllt, bei dem das Nickeläquivalent im Material den niedrigen Wert von 5,19% aufweist.
Außerdem wurden aus dem durch Hochfrequenzerwärmung erzeugten unmagnetischen Teil Blöcke von 10 mm im Quadrat ausgeschnitten, und die magnetische Permeabilität des unmagnetischen Teils wurde durch ein μ-Messgerät gemessen.
Die Tabelle 2 zeigt den Al-Gehalt und das Nickeläquivalent derjenigen Legierungsstähle, die Materialien für magnetische Verbundelemente bilden, die Strukturmorphologie, den Weichmagnetismus und den spezifischen elektrischen Widerstand des ferromagnetischen Teils des magnetischen Verbundelements sowie die magnetische Permeabilität des unmagnetischen Teils desselben.
In der Tabelle 2 sind die Elemente Nr. 2 bis 11 solche gemäß der Erfindung, und die Elemente Nr. 1, 12 bis 16 bilden Vergleichsbeispiele.
Als Erstes werden diese Elemente ausgehend vom Standpunkt der Menge des zu den Legierungsmaterialien zugesetzten Al, der Strukturmorphologie und des Weichmagnetismus des ferromagnetischen Teils erörtert. Bei allen erfindungsgemäßen Elementen Nr. 2 bis 7, bei denen Al in einem Mengenbereich von 0,1 bis 5,0% zugesetzt ist, beträgt die Anzahl von Carbiden mit einer Korngröße nicht unter 0,1 μm im ferromagnetischen Teil auf einer Fläche von 100 μm² nicht mehr als 50, und gleichzeitig beträgt der Anteil der Anzahl der Carbide mit einer Korngröße nicht unter 1,0 μm zur Gesamtanzahl der ersteren Carbide mit einer Korngröße von nicht unter 0,1 μm nicht weniger als 15 Bei allen diesen Elementen beträgt die maximale magnetische Permeabilität des ferromagnetischen Teils nicht weniger als 400.
Ferner sind bei allen erfindungsgemäßen Elementen Nr. 2 bis 7 die Ferritkörner im ferromagnetischen Teil grobe Körner mit einer JIS-Korngrößenzahl nicht über 14, und es ist die Eigenschaft einer Koerzitivfeldstärke von nicht über 1000 A/m erfüllt.
Als Nächstes werden die Elemente Nr. 13 und 14, die Vergleichsbeispiele sind, erörtert. Bei der Nr. 13 (Al = 0,02%) ist, da der Al-Gehalt zu niedrig ist, die Anzahl der Carbide im ferromagnetischen Teil erhöht, und die Körner im ferromagnetischen Teil sind fein, und die maximale magnetische Permeabilität des ferromagnetischen Teils hat den niedrigen Wert von 320.
Beim Element Nr. 14 (Al = 5,20%) beträgt, da der Al-Gehalt hoch ist, die magnetische Permeabilität des unmagnetischen Teils 2,140, und ein Magnetfluss fließt leicht, obwohl die Eigenschaften des ferromagnetischen Teils gut sind.
Ferner sind beim Element Nr. 8, das hohen Si-Gehalt aufweist, sowohl die Mikrostruktur des ferromagnetischen Teils als auch der Weichmagnetismus desselben verbessert, zusätzlich zu einer Erhöhung des spezifischen elektrischen Widerstands.
Nachfolgend werden die in der Tabelle angegebenen Elemente ausgehend vom Standpunkt der Beziehung zwischen dem C-Gehalt des Legierungsmaterials und der Mikrostruktur und dem Weichmagnetismus des ferromagnetischen Teils erörtert. Bei den Elementen Nr. 3 sowie Nr. 9 bis 12, bei denen der C-Gehalt im Material variiert ist, sind metallographische Änderungen im ferromagnetischen Teil aus Änderungen der Menge von C, das Carbide bildet, erkennbar. Auch beim Weichmagnetismus zeigen sich kleine Änderungen, die jedoch nicht so beachtlich sind, wie sie beobachtet werden, wenn der Al-Gehalt variiert wird.
Als Nächstes werden die in der Tabelle angegebenen Elemente ausgehend vom Gesichtspunkt der Beziehung zwischen dem Nickeläquivalent und der maximalen magnetischen Permeabilität des ferromagnetischen Teils und der magnetischen Permeabilität des unmagnetischen Teils erörtert. Bei allen erfindungsgemäßen Elementen Nr. 2 bis 11 sind die Bedingungen einer maximalen magnetischen Permeabilität des ferromagnetischen Teils von nicht unter 400 und einer magnetischen Permeabilität des unmagnetischen Teils von nicht über 2 erfüllt. Beim Element Nr. 9 mit einem Nickeläquivalent von 9,55% beträgt die magnetische Permeabilität des unmagnetischen Teils 1,93, welcher Wert nahe an der Obergrenze liegt.
Beim Element Nr. 15, bei dem das Nickeläquivalent niedriger ist und 5,19% beträgt, hat die magnetische Permeabilität des unmagnetischen Teils den großen Wert von 2,53, und es fließt leicht ein magnetischer Fluss. Beim Element Nr. 16 des Vergleichsbeispiels, bei dem in umgekehrter Weise das Nickeläquivalent den hohen von 28,90% aufweist, hat die maximale magnetische Permeabilität des ferromagnetischen Teils den niedrigen Wert von 360, woraus erkennbar ist, dass der Weichmagnetismus desselben beeinträchtigt ist.
Aus den obigen Ergebnissen ist es ersichtlich, dass der bevorzugte Bereich für das Nickeläquivalent von 10,0 bis 25,0% reicht.
Beispiel 2

Bei der Erfindung ist auch die Warmbearbeitungstemperatur für einen Al enthaltenden Legierungsstahl auf Fe-Cr-C-Basis wichtig, der als Material beim Herstellprozess der magnetischen Verbundelemente verwendet wird. Daher wurden bei magnetischen Verbundelementen, wie sie erhalten wurden, wenn die Warmbearbeitungstemperatur eines Legierungsstahls, der als Material für das in der Tabelle 1 angegebene Element Nr. 3 verwendet wurde, im Bereich von 950 bis 1150°C variiert wurde, die Anzahl der Carbide mit einer Korngröße von nicht unter 0,1 μm im ferromagnetischen Teil und die Anzahl von Carbiden mit einer Korngröße von nicht weniger als 1,0 mm gemessen. Es wurde dasselbe Messverfahren für die Anzahl der Carbide verwendet, wie es beim Beispiel 1 angegeben ist. Die Messergebnisse sind in der Tabelle 3 angegeben. Tabelle 3

Nr.	Warmbearbeitungstemperatur (°C)	Anzahl der Carbide im ferromagn. Teil (Stücke/100 μm²)	Verhältnis(%) der Anzahlder Carbide mit einer Korngröße nicht unter 1,0 μm zur Gesamt-anzahl aller Carbide	Hinweise
101	950	19	42,1	Erfindung
102	1000	30	26,6	Erfindung
103	1050	39	20,5	Erfindung
104	1100	47	17,0	Erfindung
105	1150	58	13,8	Vergl.beispiel

Aus der Tabelle 3 ist es erkennbar, dass es unter Verwendung einer Warmbearbeitungstemperatur von nicht über 1100°C für einen als Material verwendeten Legierungsstahl möglich ist, ein erfindungsgemäßes magnetisches Verbundelement zu erhalten, in dem die Anzahl der Carbide mit einer Korngröße nicht unter 0,1 μm im ferromagnetischen Teil auf einer Fläche von 100 μm² nicht mehr als 50 beträgt und der Anteil der Anzahl der Carbide mit einer Korngröße nicht unter 1,0 μm zur Gesamtanzahl der ersteren Carbide nicht unter 15% beträgt.
Gemäß der Erfindung ist es bei einem magnetischen Verbundelement mit einem ferromagnetischen Teil und einem unmagnetischen Teil unter Verwendung eines Legierungsstahls auf Fe-Cr-C-Basis, zu dem Al mit einer Menge im Bereich von 0,1 bis 5,0% zugesetzt ist, als einzelnes Material für dieses Ele ment sowie durch Ausführen einer Warmbearbeitung und eines Glühvorgangs in geeigneten Temperaturbereichen möglich, einen ferromagnetischen Körper zu erhalten, in dem die Anzahl der Carbide mit einer Korngröße nicht unter 0,1 μm im ferromagnetischen Teil auf einer Fläche von 100 μm² nicht mehr als 50 beträgt und der Anteil der Anzahl der Carbide mit einer Korngröße nicht unter 1,0 μm zur Anzahl der ersteren Carbide nicht weniger als 15% beträgt, wobei es ferner möglich ist, einen stabilen unmagnetischen Teil mit denselben magnetischen Eigenschaften wie bei herkömmlichen Elementen zu erzielen. Durch die Erfindung ist eine Technik geschaffen, die zur Anwendung eines magnetischen Verbundelements bei einem Magnetkreis, der hervorragenden Weichmagnetismus benötigt, unabdingbar ist.

Claims

Magnetisches Verbundelement aus einem Legierungsstahl auf Fe-Cr-C-Basis, welcher gewichtsbezogen 0,30 bis 0,65% C, 16,0 bis 25,0% Cr, 0,3 bis 5,0% Al, 0,1 bis 4,0% Ni, 0,01 bis 0,10% N, nicht mehr als insgesamt 2,0% von Si und/oder Mn und als Rest Fe und zufällige Verunreinigungen enthält, mit einem ferromagnetischen Teil mit einer maximalen magnetischen Permeabilität nicht unter 400 sowie einem unmagnetischen Teil mit einer magnetischen Permeabilität nicht über 2, wobei der ferromagnetische Teil mit Carbiden in solcher Weise versehen ist, dass die Anzahl der Carbide mit einer Korngrösse nicht unter 0,1 μm auf einer Fläche von 100 μm² auf nicht mehr als 50 eingestellt ist und der Anteil der Anzahl von Carbiden mit einer Korngrösse nicht unter 1,0 μm zur Anzahl der Carbide mit einer Korngrösse nicht unter 0,1 μm so eingestellt ist, dass er nicht kleiner als 15% ist.
Magnetisches Verbundelement aus einem Legierungsstahl auf Fe-Cr-C-Basis, welcher gewichtsbezogen 0,30 bis 0,65% C, 16,0 bis 25,0% Cr, 0,3 bis 5,0% Al, 0,1 bis 4,0% Ni, 0,01 bis 0,10% N, nicht mehr als insgesamt 2,0% von Si und/oder Mn und als Rest Fe und zufällige Verunreinigungen enthält, mit einem ferromagnetischen Teil mit einer Koerzitivfeldstärke von nicht über 1000 A/m und einem unmagnetischen Teil mit einer magnetischen Permeabilität nicht über 2, wobei der ferromagnetische Teil so eingestellt ist, dass er grobe Körner mit einer JIS-Korngrösse nicht über 14 aufweist.
Magnetisches Verbundelement nach einem der Ansprüche 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass der ferromagnetische Teil ein integriertes Röntgenintensitätsverhältnis von (200)-zu (110)-Ferrit von nicht unter 6 aufweist, wenn die Kristallausrichtung von einer Oberfläche desselben aus durch Röntgenstrahlung gemessen wird.
Magnetisches Verbundelement nach einem der vorstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass der ferromagnetische Teil einen spezifischen elektrischen Widerstand nicht unter 0,7 μΩm aufweist.
Magnetisches Verbundelement nach einem der vorstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass es aus einem Legierungsstahl mit einem Nickeläquivalent von 10,0 bis 25,0% besteht, wobei das Nickeläquivalent durch die Formel %Ni + 30 × %C + 0,5 %Mn + 30%N definiert ist.
Magnetisches Verbundelement nach einem der vorstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass es gewichtsbezogen nicht mehr als 3,5% Al enthält.
Magnetisches Verbundelement nach Anspruch 1, wobei der ferromagnetische Teil mit Carbiden in solcher Weise versehen ist, dass die Anzahl der Carbide mit einer Korngrösse nicht unter 0,1 μm auf einer Fläche von 100 μm² auf nicht mehr als 47 eingestellt ist und der Anteil der Anzahl von Carbiden mit einer Korngrösse nicht unter 1,0 μm zur Anzahl der Carbide mit einer Korngrösse nicht unter 0,1 μm so eingestellt ist, dass er nicht kleiner als 18,2% ist.
Magnetisches Verbundelement nach Anspruch 2, wobei der ferromagnetische Teil so eingestellt ist, dass er grobe Körner mit einer JIS-Korngrösse nicht über 13,5 aufweist.
Verfahren zum Herstellen eines ferromagnetischen Teils eines magnetischen Verbundelements mit den folgenden Schritten: – Warmbearbeiten eines Legierungsstahls auf Fe-Cr-C-Basis, welcher gewichtsbezogen 0,30 bis 0,65% C, 16,0 bis 25,0% Cr, 0,3 bis 5,0% Al, 0,1 bis 4,0% Ni, 0,01 bis 0,10% N, nicht mehr als insgesamt 2,0% von Si und/oder Mn und als Rest Fe und zufällige Verunreinigungen enthält, bei einer Temperatur nicht über 1100°C; und – Glühen des Legierungsstahls mindestens ein Mal bei einer Temperatur nicht über dem A3-Umwandlungspunkt, so dass der ferromagnetische Teil so erhalten wird, dass die Anzahl der Carbide mit einer Korngrösse nicht über 0,1 μm auf einer Fläche von 100 μm² auf nicht mehr als 50 eingestellt ist, und der Anteil der Anzahl der Carbide mit einer Korngrösse von nicht weniger als 1,0 μm zur Anzahl der genannten Carbide von nicht unter 0,1 μm Korngrösse auf nicht weniger als 15% eingestellt ist.
Verfahren zum Herstellen eines unmagnetischen Teils eines magnetischen Verbundelements mit den folgenden Schritten: – Warmbearbeiten eines Legierungsstahls auf Fe-Cr-C-Basis, welcher gewichtsbezogen 0,30 bis 0,65% C, 16,0 bis 25,0% Cr, 0,3 bis 5,0% Al, 0,1 bis 4,0% Ni, 0,01 bis 0,10% N, nicht mehr als insgesamt 2,0% von Si und/oder Mn und als Rest Fe und zufällige Verunreinigungen enthält, bei einer Temperatur nicht über 1100°C; – Glühen des Legierungsstahls mindestens ein Mal bei einer Temperatur nicht über dem A3-Umwandlungspunkt, so dass der ferromagnetische Teil so erhalten wird, dass die Anzahl der Carbide mit einer Korngrösse nicht über 0,1 μm auf einer Fläche von 100 μm² auf nicht mehr als 50 eingestellt ist, und der Anteil der Anzahl der Carbide mit einer Korngrösse von nicht weniger als 1,0 μm zur Anzahl der genannten Carbide von nicht unter 0,1 μm Korngrösse auf nicht weniger als 15 eingestellt ist; – Erwärmen eines Teils des ferromagnetischen Teils in einem Temperaturbereich von 1050 °C bis zum Schmelzpunkt; und – Abkühlen des erwärmten Teils, so dass der unmagnetische Teil erhalten wird.
Verfahren nach einem der Ansprüche 9 und 10, wobei der ferromagnetische Teil so erhalten wird, dass die Anzahl der Carbide mit einer Korngrösse nicht unter 0,1 μm auf einer Fläche von 100 μm² auf nicht mehr als 47 eingestellt ist und der Anteil der Anzahl von Carbiden mit einer Korngrösse nicht unter 1,0 μm zur Anzahl der Carbide mit einer Korngrösse nicht unter 0,1 μm so eingestellt ist, dass er nicht kleiner als 18,2% ist.