DE2246427B2 - Weichmagnetische legierung, ihre verwendung und verfahren zur einstellung eines ordnungsgrades von 0,1 bis 0,6 in solchen legierungen - Google Patents
Weichmagnetische legierung, ihre verwendung und verfahren zur einstellung eines ordnungsgrades von 0,1 bis 0,6 in solchen legierungenInfo
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Description
Derzeit werden handelsübliche weichmagnetische Werkstoffe auf Nickel-Eisen-Basis in weitem Ausmaß
zur Herstellung von magnetischen Aufnahme-Reproduktionsköpfen von Audio-Bandrekordern verwendet,
da sie eine hohe Permeabilität und eine gute Bearbeitbarkeit besitzen.
Aus der DT-PS 6 79 794 sind schon Legierungen bekannt, welche aus 35 bis 85% Nickel, 0,1 bis 10%
Niob + Tantal, Rest Eisen bestehen und die zur Herstellung von magnetisch beanspruchten Legierungen,
bei denen auch eine hohe Permeabilität erforderlich ist, benützt werden. Die Benutzung dieser bekannten
Legierungenais Werkstoff für Audio-Magnetaufnahme- und Reproduktionsköpfe liegt also nahe. Es ist auch
schon bekannt, diese Legierungen bei 1100°C in neutraler Atmosphäre zu glühen und anschließend eine
übliche Abkühlung im abgeschalteten Ofen vorzunehmen. Aus R. M. Bozorth »Ferromagnetism«,
4. Ausgabe (1956), S. 112/113, ist darüber hinaus die übliche Permalloy-Glühbehandlung für weichmagnetische
Nickel-Eisen-Legierungen bekannt, bei der zuerst bei 900 bis 950°C geglüht, dann mit maximal
100cC/h auf Raumtemperatur abgekühlt und danach bei 6000C angelassen wird, worauf eine erneute Abkühlung
erfolgt. Aus »Handbuch Weichmagnetischer Werkstoffe« der Vakuumschmelze AG, Ausgabe 1957,
5. 270, ist es ferner bekannt, daß sich die magnetischen
Eigenschaften von Nickel-Eisen-Legierungen des Permalloy-Typs sehr kritisch bezüglich der Wärmebehandlung
verhalten. Aus K.E. Volk »Nickel und Nickellegierungen«, Springer Verlag, 1970, S. 73 bis 89,
ist es schließlich noch bekannt, daß in Legierungen der weichmagnetischen Nickel-F.isen-Klasse die Größe
der Anfangspermeabilität und der Maximalpermeabilität
von der Größe der Konstanten der Kristallanisotropie A', und der Magnetostriktion abhängig ist.
Diese Konstanten werden im wesentlichen durch die ;hemische Zusammensetzung der Legierung und
Jurch eine spezielle Wärmebehandlung bei verhältnismäßig
niedriger Temperatur festgelegt. Diese Konstanten werden ferner durch die Einstellung der Ordnungsphase
beeinflußt, deren Einstellungszeit und Temperatur in dem kritischen Bereich unterhalb 600"C
unter anderem davon abhängt, welche weiteren Zusätze die Nickel-Eisen-Grundzusammensetzung dieser
weichmagpftischen Legierungen noch enthält.
Diese bekannten Legierungen sind jedoch immer noch hinsichtlich der Härte und der Abriebbeständigkeit
für magnetische Aufnahme- und Reproduktionsköpfe unbefriedigend, weil die Vickershärte //,, nur
relativ niedrig ist und in der Gegend von etwa 130 liegt und somit die Abriebbeständigkeit ziemlich
schlecht ist.
Der Erfindung liegt daher die Aufgabe zugrunde, eine Legierung mit verbesserter Härte und Abriebbeständigkeit,
einem hohen elektrischen Widerstand und hoher Schmiedbarkeit und Bearbeitbarkeit zur
Verfügung zu stellen.
Diese Aufgabe wird durch die Erfindung gelöst.
Gegenstand der Erfindung ist daher eine weichmagnetische Legierung, bestehend aus 60,2 bis 85%
Nickel, 6,0 bis 30,0% Eisen und 6 bis 17% Tantal als Hauptbestandteile sowie weiterhin aus insgesamt 0,01
bis 10,0% eines oder mehrerer der Elemente 0 bis 7,0% Molybdän, 0 bis 5,0% Chrom, 0 bis 10,0% Wolfram,
0 bis 7,0% Vanadium, 0 bis 10,0% Mangan, 0 bis 7,0% Germanium, 0 bis 5,0% Titan, 0 bis 5,0% Zirkonium,
0 bis 5,0% Aluminium, 0 bis 5,0% Silicium, 0 bis 5,0% Zinn, 0 bis 5,0% Antimon, 0 bis 10,0% Kobalt
und 0 bis 10,0% Kupfer als Nebenbestandteile sowie den üblichen herstellungsbedingten Verunreinigungen.
In bevorzugier Ausgestaltung dieser Erfindung wird die Verwendung einer weichmagnetischen Legierung
mit der obigen Zusammensetzung, in der ein Ordnungsgrad von 0,1 bis 0,6 eingestellt worden ist, als Werkstoff
für magnetische Aufnahme- und Reproduktionsköpfe, der eine Vickershärte von mehr als 150, eine
Anfangspermeabilität von mehr als 3000 und eine Maximalpermeabilität von mehr als 5000 besitzen muß,
vorgeschlagen.
Der angegebene Ordnungsgrad von C,l bis 0,6 wird in Legierungen der obigen Zusammensetzung vorzugsweise
dadurch eingestellt, daß man die Legierung bei mehr als 800 C, vorzugsweise mehr als 1100 C, aber
unterhalb der Schmelztemperatur, langer als 1 min, aber nicht langer als 100 h, in einer nichtoxydierenden
Atmosphäre oder im Vakuum glüht und danach von einer Temperatur oberhalb des Ordnungs-Unordnungs-UmWandlungspunktes
von etwa 600 C auf Raumtemperatur in einer je nach der jeweiligen Zusammensetzung
empirisch zu bestimmenden Abkühlungsgeschwindigkeit abkühlt.
Nach einer weiterhin bevorzugten Ausführungsform geht man so vor, daß die Abkühlungsgeschwindigkeit
zwischen 100 C/s und TC/h gewählt wird und daß nach der Abkühlung auf Raumtemperatur erneui
langer als 1 min. aber nicht langer als 100 h bei einer
Temperatur unterhalb des Ordnungs-Unordnungs-lJViwandlungspunktes
von etwa 600 (. angelassen wird.
Die oben angegebenen Prozentmengen gelten in Gewichtsprozent.
Somit kann erfindungsgemäß ein Werkstoff mit einer
hohen Permeabilität und einer hohen Hüne durch ein Verfahren erhalten werden, bei welchem man die
Legierung im Vakuum oder in einer nichtoxydierenden Atmosphäre bei Temperaturen von mehr als 800 C
oder höher, vorzugsweise mehr als 1100"C, und niedriger
als der Schmelzpunkt über mehr als 1 min, aber nicht langer als 100 h je nach Zusammensetzung der
Legierung, erhitzt, um durch eine Lösungsbehandlung und Homogenisierung Bearbeitungsspannungen zu
entfernen, die Legierung auf eine Temperatur oberhalb ihres Ordnungs-Unordnungs-Übergangspunkles,
ίο d. h. etwa 600X, abkühlt, so daß die Legierung über
einen kurzen Zeitraum bei der letztgenannten Temperatur gehalten wird, während sich durch die Legierung
hindurch eine gleichförmige Temperatur ausbildet und man die Legierung von der Temperatur oberhalb
des Ordnungs-Unordnungs-Übergangspunktes auf Raumtemperatur mit einer Geschwindigkeit von mehr
als 1 CVh, aber weniger als lOOX/s je nach Zusammensetzung
der Legierung abkühlt oder die Legierung auf eine Temperatur unterhalb des Ordnungs-Unord-
nungs-Übergangspunktes über einen Zeitraum von mindestens 1 min, aber nicht größer als 100 h je nach
Zusammensetzung der Legierung weiter erhitzt und auf Raumtemperatur abkühlt.
Der Grund, warum die Erhitzungstemperatur zum
2s Zweck der Entfernung von Bearbeitungsspannnungen
u. dgl. durch eine Lösungsbehandlung oberhalb 800X, vorzugsweise oberhalb HOO0C, festgesetzt ist,
ist, daß zwar schon eine Temperatur oberhalb der Rekristallisationstemperatur (etwa 600' C) die magnetischen
Eigenschaften der Legierung verbessern kann, daß aber eine Temperatur von oberhalb 800 C, vorzugsweise
oberhalb 1100 C, zu einer überragenden Verbesserung der magnetischen Eigenschaften der
Legierung führen kann.
Die Art und Weise, in welcher die Legierung von der Temperatur der Lösungsbehandlung auf eine
Temperatur oberhalb des Ordnungs-Unordnungs-Übergangspunktes (etwa 600' C) abgekühlt wird, beeinflußt
ihre magnetischen Eigenschaften nicht sehr stark, und zwar ungeachtet, ob man langsam abkühlt oder
abschreckt Demgegenüber hat aber die Abkühlungsgeschwindigkeit, wenn die Temperatur der Legierung
unter den Ordnungs-Unordnungs-Übergangspunkt gelangt, ausgeprägte Effekte auf die magnetischen Eigenschäften
der Legierung, so daß es notwendig ist, die Legierung von ihrem Ordnungs-Unordnungs-Übergangspunkt
mit einer Geschwindigkeit von mehr als Γ CVh, aber von weniger als 100 CVs, je nach Zusammensetzung
der Legierung, auf Raumtemperatur abzukühlen. Ein solcher Bereich der Abkühlungsgeschwindigkeit
wird ausgewäh)', um zu bewirken, daß der Ordnungsgrad der Legierung im Bereich von etwa 0,1
bis 0,6 liegt und daß eine Legierung mit ausgezeichneten magnetischen Eigenschaften erhalten werden
5ς kann. Wenn der Ordnungsgrad in einem Bereich von
0,2 bis 0,5 liegt, dann werden die magnetischen Eigenschaften
weiter verbessert Wenn die Legierung mit etwa 100 CVs vergleichsmäßig abgeschreckt wird,
dann wird ihr Ordnungsgrad vergleichsmäßig gering,
hu d. h. etwa 0,1, so daß die magnetischen Eigenschaften
der Legierung verschlechtert werden. Wenn die Legierung mit einem solchen geringen Ordnungsgrad auf
eine Temperatur unierh,iib ds1- Ordnungs-Unordnungs-Übergangspunkies.
■_. h. 2(X) bis 6(X) C, wieder erhitzt
6i wird, dann steigt dc-r Ordnungsgrad auf 0,1 bis 0,6 an
und die 'nagnetischen Eigenschaften werden verbessert.
Au! der anderen Seite erhöht ein zu langsames
Au! der anderen Seite erhöht ein zu langsames
Abkühlen mit weniger als l'C/h den Ordnungsgrad zu stark über 0,6, so daß die magnetischen Eigenschaften
wiederum verringert werden.
Es wurde gefunden, dab die magnetischen Eigenschaften der erfindungsgemäßen Legierung maximalisiert
werden können, wenn der Ordnungsgrad der Legierung in einen Bereich von 0,1 bis 0,6, vorzugsweise
0,2 bis 0,5, fällt. Das obengenannte Abkühlen von einer Temperatur oberhalb des Ordnungs-Unordnungs-Übergangspunktes
bzw. des Ordnungs-Unordnungs-Umwandlungspunktes der Legierung mit einer Geschwindigkeit
von mehr als l°C/h, aber weniger als 100°C/s, ergibt den gewünschten Ordnungsgrad im Bereich
von 0,1 bis 0,6. Die magnetischen Eigenschaften der so behandelten Legierung, insbesondere wenn sie abgeschreckt
wird, können weiter verbessert werden, wenn man auf eine Temperatur unterhalb des Ordnungs-Unordnungs-Umwandlungspunktes,
d. h. im Bereich zwischen 200 und 600°C, wiedererhitzt.
Allgemein gesprochen, neigt eine höhere Behandlungstemperatur dazu, eine kürzere Behandlungszeit
zu gestatten, während eine niedrigere Behandlungstemperatur dazu neigt, eine längere Behandlungszeit
erforderlich zu machen.
In ähnlicher Weise erfordert eine größere Masse eine längere Behandlungszeit, während man bei geringeren
Massen mit einer kürzeren Behandlungszeit auskommt.
Bei der Abkühlung der Legierung mit der obengenannten Zusammensetzung gemäß der Erfindung
von einer Temperatur oberhalb ihres Ordnungs-Unordnungs-Umwandlungspunktes
von etwa 6000C auf Raumtemperatur variiert die geeignete Abkühlungsgeschwindigkeit für die Maximalisierung ihrer hohen
Permeabilität etwas je nach der jeweiligen Zusammensetzung, doch ist die Abkühlungsgeschwindigkeit,
welche bei der Erfindung angewendet wird, gewöhnlich so gering, daß ein Abkühlen in einem Ofen
bevorzugt wird.
So werden beispielsweise nach dem Formen der magnetischen Aufnahme-Reproduktionsköpfe diese
Köpfe im allgemeinen wärmebehandelt, um innere Spannungen zu eliminieren, die bei der Verformung
der Köpfe entstanden sind. Zur Beibehaltung der geeigneten Gestalt und zur Vermeidung der Oxydation ihrer
Oberfläche ist ein langsames Abkühlen im Vakuum oder in einer nichtoxydierenden Atmosphäre vorzuziehen.
Die erfindungsgemäße Legierung ist besonders gut für eine solche Nachformungs-Wärmebehandlung
geeignet.
Nachfolgend soll ein Verfahren zur Herstellung der erfindungsgemäßen Legierung im stufenweise erfolgenden
Ablauf erläutert werden.
Zur Herstellung der erfindungsgemäßen Legierung wird eine geeignete Menge eines Ausgangsmaterials,
bestehend aus 60,2 bis 85% Nickel, 6 bis 30% Eisen und 6 bis 17% Tantal, in einem Schmelzofen in Luft,
vorzugsweise im Vakuum, oder in einer nichtoxydierenden Atmosphäre aufgeschmolzen. Der Schmelze
wird eine geringe Menge (weniger als 1%) eines Desoxydationsmittels und Entschwefelungsmittels, z. B.
Mangan, Silicium, Aluminium, Titan, Bor, Calciumlegierung, Magnesiumlegierung od. dgl., zugesetzt,
um die Verunreinigungen soweit wie möglich zu entfernen. Schließlich wird eine Gesamtmenge von
weniger als 10% der folgenden Stoffe zu der Schmelze
zugesetzt: 0 bis 7% Molybdän, 0 bis 5% Chrom, 0 bis 10% Wolfram. 0 bis 7% Vanadium, 0 bis 10% Mangan,
0 bis 7% Germanium, 0 bis 5% Titan, 0 bis 5% Zirkonium, 0 bis 5% Aluminium, 0 bis 5% Silicium,
0 bis 5% Zinn, 0 bis 5% Antimon, 0 bis 10% Kobalt und 0 bis 10% Kupfer. Das auf diese Weise hergestellte
geschmolzene Metall wird zur Homogenisierung der Zusammensetzung gründlich durchbewegt.
Zu Testzwecken wurden auf die folgende Weise eine Anzahl von verschiedenen Legierungsproben
hergestellt. Die einzelnen Legierungsschmelzen wurden in eine Form mit mehreren Gestalten und Größen
zur Herstellung eines gesunden Barrens gegossen. Der Barren wurde dann zu Blechen jeweils mit einer Dicke
von 0,3 mm verformt, indem bei Raumtemperatur oder bei hoher Temperatur ein Schmieden oder Walzen
vorgenommen wurde.
Aus den so hergestellten Blechen wurden Ringe mit einem Außendurchmesser von 44 mm und einem
Innendurchmesser von 36 mm herausgestanzt. Die Ringe wurden sodann auf 800°C oder höher, vorzugsweise
auf oberhalb HOO0C, aber unterhalb des Schmelzpunktes über einen Zeitraum von mindestens
1 min, vorzugsweise von etwa 100 h, im Vakuum oder in Wasserstoff oder in eineranderen nichtoxydierenden
Atmosphäre erhitzt und sodann mit einer geeigneten Abkühlungsgeschwindigkeit in Abhängigkeit von der
Legierungszusammensetzung, wie 100°C/s bis l°C/h, vorzugsweise 10°C/s bis 10°C/h, allmählich abgekühlt.
Bei bestimmten Zusammensetzungen der Legierungen wurden die Proben weiterhin auf eine Temperatur
unterhalb ihres Ordnungs-Unordnungs-Umwandlungspunktes, insbesondere 200 bis 6000C, über einen Zeitraum
von mindestens 1 min, aber nicht länger als etwa 100 h, erhitzt und sodann abgekühlt
Die Permeabilität der auf diese Weise erhaltenen Ringproben wurde nach der herkömmlichen ballistischen Galvanometermethode gemessen. Die höchsten Werte der Anfangspermeabilität (jj0) und der Maximalpermeabilität (ßm) der Proben ergaben sich als 87300 und 379000. Es wurde weiterhin gefunden, daß die Proben eine erheblich hohe Härte und einen großen spezifischen Widerstand hatten.
Die Permeabilität der auf diese Weise erhaltenen Ringproben wurde nach der herkömmlichen ballistischen Galvanometermethode gemessen. Die höchsten Werte der Anfangspermeabilität (jj0) und der Maximalpermeabilität (ßm) der Proben ergaben sich als 87300 und 379000. Es wurde weiterhin gefunden, daß die Proben eine erheblich hohe Härte und einen großen spezifischen Widerstand hatten.
Die Erfindung wird anhand der Zeichnung näher erläutert. Es zeigt
Fig. IA und 1B Diagramme, welche die Beziehung zwischen der Zusammensetzung der Nickel-Eisen-Tantal-Moiybdän-Legierung mit etwa 2,1% Molybdän und ihren Anfangspermeabilitäten und Maximalpermeabilitäten veranschaulichen,
Fig. 2A und 2B Diagramme, die die Beziehung zwischen der Zusammensetzung von Nickel-Eisen-Tantal-Chrom-Legierungen mit etwa 2,2% Chrom und ihren Anfangspermeabilitäten und Maximalpermeabilitäten veranschaulichen,
Fig. 3A und 3B die Beziehung zwischen der Zusammensetzung von Nickel-Eisen-Tantal-Wolfrarn-Legierungen mit etwa 3,2% Wolfram und ihren Anfangs- und Maximalpermeabilitäten,
Fig. IA und 1B Diagramme, welche die Beziehung zwischen der Zusammensetzung der Nickel-Eisen-Tantal-Moiybdän-Legierung mit etwa 2,1% Molybdän und ihren Anfangspermeabilitäten und Maximalpermeabilitäten veranschaulichen,
Fig. 2A und 2B Diagramme, die die Beziehung zwischen der Zusammensetzung von Nickel-Eisen-Tantal-Chrom-Legierungen mit etwa 2,2% Chrom und ihren Anfangspermeabilitäten und Maximalpermeabilitäten veranschaulichen,
Fig. 3A und 3B die Beziehung zwischen der Zusammensetzung von Nickel-Eisen-Tantal-Wolfrarn-Legierungen mit etwa 3,2% Wolfram und ihren Anfangs- und Maximalpermeabilitäten,
Fig. 4A und 4B Diagramme, welche die Beziehung
zwischen der Zusammensetzung von Nickel-Eisen-Tantal-Vanadium-Legierungen mit etwa 3,0%
Vanadium und ihren Anfangs- und Maximalpermcabilitäten veranschaulichen und
Fig. 5A und 5B Diagramme, welche die Beziehung
zwischen der Zusammensetzung von Nickcl-
(.5 Eiscn-Tantal-Germanium-Legierungcn mit etwa 3,1%
Germanium und ihren Anfangs- und Maximalpermcabilitäten veranschaulichen.
Die Erfindung wird in den Beispielen erläutert.
Die Erfindung wird in den Beispielen erläutert.
B e i s ρ i e 1
Herstellung der Legierung Nr. (aus 74% Ni, 9,9% Fe, 14% Ta und 2,1% Mo)
Als Ausgangsmaterial wurde ein zu 99,8% reines Elektrolytnickel, 99,9% reines Elektrolyteisen, 99,9%
reines Tantal und zu 99,9% reines Molybdän verwendet. Es wurde eine Probe gebildet, indem 80Og der reinen
Ausgangsmetalle im Vakuum unter Verwendung eines Aluminiumoxid-Tiegels, der in einem Hochfrequenz-Elektroofen
angeordnet war, aufgeschmolzen wurden. Die Metallschmelze wurde durchbewegt, um eine
homogene Schmelze der Legierung zu ergeben. Die Schmelze wurde hierauf in eine Metallform mit einem
zylindrischen Loch von 25 mm Durchmesser und
170 mm Höhe gegossen. Die auf diese Weise erhaltenen Barren wurden bei etwa 1000 C zu Blechen
mit einer Dicke von 7 mm geformt. Die Bleche wurden bei etwa 600 bis 900 C zu einer Dicke von 1 mm
> warmgewalzt und sodann bei Raumtemperatur kaltgewalzt,
wodurch dünne Bleche mit einer Dicke von 0,3 mm erhalten wurden. Aus den dünnen Blechen
wurden Ringe mit einem Innendurchmesser von 36 mm und einem Außendurchmesser von 44 mm herausgestanzt.
Die auf diese Weise gebildeten Ringe wurden verschiedenen Wärmebehandlungen unterworfen, wie sie
in Tabelle 1 gezeigt sind. In der Tabelle 1 sind auch die physikalischen Eigenschaften der Ringe nach den
Behandlungen zusammengestellt.
Wärmebehandlung | Anfangs- | Maximal- | Remanenz Koerzitiv- | kraft | 0,5 T | Hysterese | Sättigungs | Spezif. Vickers- |
permea | permea- | (T) | (A/m) | 1,3051 | verlust | induktion | elektr. härte H\ | |
bilität μο | bilität μ,,. | (Joule/cm3/ | (T) | Widerstand | ||||
Maximale magnetische | Zyklus) | Magnet feld = |
(iiii-cm) | |||||
dichte = | FIuB- | 71922 A/m | ||||||
0,3330 | ||||||||
In Wasserstoff 3 h | 17 000 | 115 000 | 27,31 ■ 10 7 | 0,550 | 72,5 204 | |||
auf 115O0C erwärmt, | - | |||||||
im Ofen auf 600° C | ||||||||
abgekühlt und mit | ||||||||
9° CVs auf Raumtem | ||||||||
peratur abgekühlt | - | |||||||
Nach dieser Behand | 33 000 | 215 000 | - | - | _ | |||
lung 30 min im | ||||||||
Vakuum auf 400'C | ||||||||
wiedererwärmt |
In Wasserstoff 3 h auf 1150" C erwärmt,
im Ofen auf 60O0C abgekühlt und mit 8100" C /h auf Raumtemperatur
abgekühlt
Nach dieser Behandlung 1 h im Vakuum auf 400"C wiedererwärmt
In Wasserstoff 3 h auf 1150'C erwärmt,
im Ofen auf 600' C abgekühlt und mit 240 XVh auf Raumtemperatur abgekühlt
Nach dieser Behandlung 30 min auf 400' 1C wiedererwärmt
In Wasserstoff 3 h auf 1150"C erwärmt,
im Ofen auf 600c abgekühlt und mit KK) (Vh auf Raumtemperatur
abgekühlt
Nach dieser Behandlung 1 Ii im Vakuum auf 400 (' wiedererwärnit
38
174000 0,331 0,6844 14,28 · 10 7 0,557
73,0
202
41000 206000
62 000 293 000 0,328 0,4218
8,67· H)7 0,558
73,5
203
46400 235
87 300 379 000 0,335 0,3263
6,45 · K) ' 0,560
73,-1
202
52 600 264 7iin hai
Fortsclzuim
Wärmebehandlung
Anfangspornicabililiit /<o
Maximal- Rcmancn/ Koer/iiivpermea-(T)
kraft
.bilität//,,, (A/m;
Maximale magnetische dichte 0.5 Γ
Im Vakuum 3 h auf 1150X erwärmt, im Ofen auf 6000C abgekühlt
und mit 10°C/h auf Raumtemperatur abgekühlt
Nach dieser Behänd- 14 lung 3 h im Vakuum auf 400 C wiedererwärmt
10
llvsterest:- | Sättigungs- | Spezif. | Vickers- |
verhisl | iniluktion | elektr. | härte HY |
(Joule/cnvV | (T) | Widerstand | |
Zyklus) | Magnet | (lü-cm) | |
feld ™ | |||
I7IuIl- | 71922 Λ/m |
33000 154000 0,334 0,7401 16,46 ■ 10 7 0,557
73,2
202
103 000 0,332 1,3529 28,60 ■ 10
Herstellung der Probe Nr. 207 (aus 73,3% Ni, 8,2% Fe, 15,2% Ta und 3,1% Ge)
Als Ausgangsmaterialien wurden Nickel, Eisen und Tantal mit der Reinheit wie im Beispiel 1 sowie zu
99,9% reines Germanium verwendet. Die Herstellungsweise der Proben war wie im Beispiel 1. Die Proben
wurden verschiedenen Wärmebehandlungen unterworfen. Die physikalischen Eigenschaften, die erhalten
wurden, sind in Tabelle 2 zusammengestellt.
Wärmebehandlung
In Wasserstoff 3 h auf 1150C erwärmt,
im Ofen auf 600 (
abgekühlt und mit 9 (7s auf Raumtemperatur abgekühlt
Nach dieser Behandlung im Vakuum 30 min au 1'4(KV c
wicdci'crwiirmt
In Wasserstoff 3 h auf 1150 (' erwärmt,
im Ölen auf 6(X) (' abgekühlt und nut HIOO(Vh iiuf Raumtemperatur
abgekühlt
Nach dieser Behandlung im Vakuum 1 h auf 400T wiedererwümU
In Wasserstoff 3 h auf 1150C erwlirml,
im Ofen auf 6(XVf abgekühlt und mit 800 (7h iiul" KiUIiU-tenincratur
abgekühlt
Anfangs- Maximal- Remanenz Koerzitivpermeapcrmca-(T)
kraft
bilität/Jo bililät//,,, (Λ/m)
llyslercsevcrlust
(Joulc/cnv/
Zyklus)
(Joulc/cnv/
Zyklus)
Maximale magnetische Flußdichte - 0,5 T
17 800 103 000 0,307 1,2892 25,30 · 10 7 0,571
Sättigungs | Spezif. | Vickers- |
induktion | clcktr. | härte H\ |
(T) | Widerstand | |
Magnet | (nu-cm) | |
feld = | ||
71 922 A/m |
72,5
265
28 000 154
36
175 000 (U(W 9,9948 19,69· 10 ' 0,570
72,7
47 200 203 000 0,315 0,7799 17,62 ■ 10'
53 600 22400(1 0,310 O.6K44 15,48 ■ 10 ' 0,571
72,4
265
Fortsetzung
Wärmebehandlung
In Wasserstoff 3 h auf 1150 C erwärmt,
im Ofen auf 600 C abgekühlt und mit 240X7h auf Raumtemperatur abgekühlt
Nach dieser Behandlung im Vakuum 1 h bei 400 C wiedererwärmt
In Wasserstoff 3 h auf 1150X erwärmt, im Ofen auf 600 c
abgekühlt und mit lOO'C/h auf Raumtemperatur
abgekühlt
Nach dieser Behandlung im Vakuum 1 h bei 400X wiedererwärmt
11
12
Anfangspermea- bilität /Vo
Maximalpermeabilitüt //,„
Remanenz (T) Koerzitivkraft
(A/mi
(A/mi
llyslereseverlust
(Joule/cm/
/.vklus)
(Joule/cm/
/.vklus)
Maximale magnetische l-lulJ-(Jichte
0,5 T
Sältigungsinduktion
(T)
(T)
Magnetfeld 71922 A/m
Spczif.
elcktr.
Widerstand ('jtj-crn)
elcktr.
Widerstand ('jtj-crn)
Vickershärte HV
Nach dieser Behänd- 58 lung im Vakuum 30 min auf 400X
wiedererwärmt
232
72
287000 0,313 0,5889 12,83 · 10 7 0,573
72,2
265
53
46600
241000 -
216000 0,312 0,7481 16,70-10'' 0,571
72,6
267
23 700 157
Herstellung der Legierung Nr. 228 (aus 74% Ni, 8,9% Fc, 15,1% Ta und 2% Ti)
Als Ausgangsmateiialien wurden Nickel, Eisen und Tantal mit den gleichen Reinheiten wie im Beispiel 1
sowie zu 99,8% reines Titan verwendet. Die Herstellungswcisc der Proben war wie im Beispiel 1. Die
Proben wurden verschiedenen Wärmebehandlungen unterworfen. Die erhaltenen physikalischen Eigenschaften
sind in Tabelle 3 zusammengestellt.
Wärmebehandlung
In Wasserstoff 3 h auf 1150 C crwürml,
im Ofen auf 6(K)C abgekühlt und mit 26'CAs auf Knumtcmpcrntur
abgekühlt
Nach dieser BehändwiodororwUrml
In Wasserstoff 3 h uuf 1150X erwiirmt,
im Ofen nuf 6(K)X abgekühlt und mit
8100"(VhUUf Raumtemperatur
abgekühlt
Anfangspermea bilität //ο
Mnsimulpermcnbilität
//„,
Remanenz (T) Koerzitivkraft
(A/m)
(A/m)
dichte o magnetische
0,5 T
0,5 T
llystcresevcrhist
(.loulc/cmV
Zyklus)
(.loulc/cmV
Zyklus)
•hill-
Sältigungsinduktion
CD
Magnetfeld 7l«)22A/m
Spczif.
clcklr.
Widerstand (n»-cm)
clcklr.
Widerstand (n»-cm)
Vickershärte ll\
10 6(K) 147 000 0,3H) ,5598 33,47- H) ' 0,612
72,0
303
25 (KK)
22(KK)
217 254 (KK) 0,615
72,2
304
13
Fortsetzung
Wärmebehandlung
Anfangs- Maximal- Remanenz Kuerziliv- llystercsepermcapermea-(T)
krall verlust
bilitiit μι, bilität μ,,,
(Λ/πι) (Joule/cnrV
Zyklus)
Zyklus)
Maximale magnetische Flußdichte = 0,5 T
Siittigungs- | Spezil. | Vic-kci |
induktion | eleklr. | harte 1 |
(T) | Widerstand | |
Magnet- | ('/U-Cm) | |
leid - | ||
71922Λ/ΙΠ |
Nach dieser Behandlung im Vakuum 1 g auf 400 C wiedererwärmt
28300 262000 0,313 1,1141 25,24 · 10 7 -
In Wasserstoff 3 h auf 1150C erwärmt,
im Ofen auf 600 C abgekühlt und mit 240 C/h auf Raumtemperatur abgekühlt
39400 271 500 0,314
0,7560 17,53· 10 7 0,616
72,0
305
Nach dieser Behänd- 31 lung 30 min im Vakuum auf 400"C
wiedererwärmt
246 000 -
In Wasserstoff 3 h auf 1150 C erwärmt,
im Ofen auf 600"C abgekühlt und mit 100 C/h auf Raumtemperatur abgekühlt
25
198000 0,312 0,9550 22,60 · 10"7 0,614
71,8
303
Nach dieser Behandlung 1 h im Vakuum auf 400 C wiedererwärmt
20
136 000 -
In Wasserstoff 3 h auf 1150 C erwärmt, im Ofen auf 6000C
abgekühlt und mit 10 C/h auf Raumtemperatur abgekühlt
18 600 133 500 0,310 1,3051 25,37 · 10
0,612
71,5
300
Nach dieser Behandlung im Vakuum 1 h auf 400'C wiedererwärmt
13 500 104 000 0,308 1,6155 28,64-10
Bei den obigen Beispielen wurde das Metall V mit einer Reinheit von 99,8% verwendet. Es kann aber
auch herkömmliches Ferrovanadium, wie es auf dem Markt verfügbar ist, verwendet werden. In einem solchen
Fall wird die Legierung geringfügig brüchig, so daß geeigneterweise ein Desoxydationsmittel und ein
Entschwefelungsmittel, z. B. Mangan, Silicium, Aluminium, Titan, Bor, eine Calciumlegierung, eine
Magnesiumlegierung u. dgl., verwendet werden, um die Desoxydicrung und Entschwefelung genügend
durchzuführen und der Legierung die Dehnbarkeit bzw. Schmiedharkeil zu verleihen.
In obigen Beispielen wurde jede Legierung Ie 3 Stunden auf 1150 C erwärmt, in einem Ofen
600 C abgekühlt und sodann durch vcrschiei Wärmebehandlungen weiter behandelt. Diese Wiii
behandlungstcmperatur kann mehr als 800 C, vor7 weise mehr als !100 C, sein, soll aber unterhalb
Schmelzpunktes liegen. Die Dauer der Wärmebeh lung ist nicht begrenzt.
In der Tabelle 4 sind die charakteristischen Hi
schäften von typischen Legiermgcn gezeigt.
15
Legierung Nr. Zusammensetzung (%) Ni Fc
Io
16
294
302
302
315
323
323
340
348
348
363
370
370
380
385
393
385
393
76,0 74,0
76,0 74,3
74,0 72,5
76,5 75,4 73,0
75,0 73,5
76,0 73,3
76,5 74,0
76,0 73,3
77,0
78,5 75,1
76,0
73,5
76,5 74,0
75,0 71,5
77,0 75,5 73,2
11,6 9,9
10,8 8,3
9,7 9,3
11,2
11,4
9,8
8,9
7,2
8,5 8,2
10,0 8,9
H,7 10,5
10,6
9,7 7,7
11,7 10,2
11,4 9,5
9,9 10,1
8,2 9,3 8,6
8,2
14,0
14,0
10,0
15,2
15,2
10,3
15,0
15,0
7,0
10,2
16,0
10,2
16,0
10,0
15,3
15,3
10,0
15,2
15,2
10,2
15,1
15,1
10,3
15,2
15,2
10,3
7,3
15,2
15,2
10,3
15,2
15,2
10,0
15,2
15,2
10,0
15,2
15,2
5,3
10,2
15,0
10,2
15,0
Mo
4,2
2,1
Cr
3,2
2,2
6,0
3,2
5,3
3,0
1,2
Mn
6,1
4,0
Ge
5,5
3,1
Ti
3,3
2,0
Zr
2,0
1,0
Al
2,1
Si
4,5
2,0
Sn
2,0
1,1
Sb
2,1
1,3
Co
5,1
3,2
Cu
9,5
5,0
3,2
Abkühlgeschwindig keit von 6ÜÜ C nach (J. Erhitzen ii. 1150 C
( (Vh)
AnIaIJI-tempciiitur
(
Anlangspermeabilitäl /J11
Maximalpe rmcabilität μ,,,
400,
75 200 87 300 |
325 000 379 000 |
38 100 53 100 |
251000 337 000 |
46 300 72 500 |
188 000 274 000 |
26QOO 40 900 13 800 |
174000 291 300 104 500 |
20 900 45 700 |
136000 264 000 |
48 300 72 500 |
216 600 287 000 |
20 100 39 400 |
136 000 271500 |
11500 27 800 |
120 000 264 000 |
35 300 | 283 000 |
16 900 46 000 |
123 000 307 000 |
35 100 21600 |
258 000 146 000 |
37 000 18400 |
261 000 135 000 |
21500 44 000 |
137 000 280 600 |
9 700 21500 38 600 |
85 000 138 0OCl 273 000 |
Tabelle 4 (Fortsetzung)
Legierung Nr. | Remanenz | (T) Koerzitivkraft (A/m) |
Hystereseverlust (Joule/cnvVZyklus) |
Sättigungs induktion (T) |
Spezif. elektr. Widerstand (iiU-cm) |
Vickers- härte HV |
Maximale | magnetische Flußdichtc | - 0,5 T | Magnetfeld - 71922 A/m |
|||
12 21 |
0,312 0,335 |
0,5173 0,3263 |
9,75 · 10 ' 6,45 · 10 7 |
0,558 0,560 |
68.6 73,4 |
164 202 |
45 52 |
0,302 0.296 |
0,5889 0,4695 |
12,61 · 10 7 9.30· 10 ■ |
0,633 0,625 |
70,8 77.1 |
172 220 |
Tabelle4 (Fortsetzung)
Legierung Nr. | Remanenz | (T) Koerzitivkraft (A/m) |
Hystcreseverlust (Joule/cm /Zyklus) |
Sättigungs- induktion (T) |
Spezil. elektr. Widerstund |
Vickers- härte rlV |
Maximale | magnetische FluUdichlc | -- 0,5 T | Magnetfeld = 71 922 Λ/m |
|||
78 86 |
0,347 0,315 |
0,8993 0,5252 |
17,47· 10 7 10,13· 10 "7 |
0,704 0,679 |
62,5 65,1 |
178 225 |
108 113 120 |
0,301 0,318 0,296 |
1,1300 0,6685 1,3927 |
24,63· 10 7 13,05- 10'7 28,12- 10 7 |
0,588 0,592 0,576 |
88,0 85,6 86,3 |
235 229 222 |
167 175 |
0,346 0,332 |
0,8117 0,6287 |
13,10- 10"7 10,57 · 10"7 |
0,701 0,675 |
59,6 63,2 |
174 253 |
197 207 |
0,307 0,313 |
0,7321 0,5889 |
16,31 · 10 7 12,83- 10~7 |
0,596 0,573 |
68,4 72,2 |
220 265 |
NJ NJ
NJ NJ OO — |
0,325 0,314 |
1,0425 0,7560 |
27,32- 10""7 17,53 ■ 10 7 |
0,651 0,616 |
67,3 72,0 |
284 305 |
252 260 |
0,336 0,323 |
1,4643 1,0823 |
23,77- K)"7 18,40 · 10'Ί |
0,723 0,715 |
67,0 69,3 |
230 268 |
275 | 0,317 | 0,7560 | 14,25- ΙΟ"7 | 0,633 | 59,7 | 380 |
294 302 |
0,346 0,324 |
1,5279 0,5650 |
26,0). · ΙΟ'7 12,63 · ΙΟ'7 |
0,612 | 75,4 | 210 286 |
315 323 |
0,337 0,320 |
0,9948 1,6155 |
21,34· 10 ' 32,50- 10"' |
0,728 0,614 |
64,5 72,3 |
239 252 |
340 348 |
0,330 0,315 |
1,0664 1,3529 |
23,64· ΙΟ'7 30,38 · ΙΟ"7 |
0,713 0,611 |
65,6 71,5 |
245 261 |
363 370 |
0,356 0,324 |
0,9231 0,5809 |
23,40· 10~7 12,52 · 10 7 |
0,830 0,773 |
60,3 67,3 |
177 233 |
380 385 393 |
0,341 0,327 0,305 |
2,5068 1,3847 0,8276 |
38,64- ΙΟ"7 29,07- ΙΟ"7 22,52 · ΙΟ"7 |
0,780 0,674 |
57,2 65,7 |
166 183 244 |
Wie aus den Beispielen, den Figuren und der Tabelle 4 ersichtlich wird, sind bei den Ni-Fe-Ta-Legierungen,
die mit einer Gesamtmenge von mehr als 0,01% und weniger als 10%, ausgewählt aus der Gruppe
Mo, Cr, W, V, Mn, Ge, Ti, Zr1 Al, Si, Sn, Sb, Co
und Cu gemäß der Erfindung versetzt worden sind, die höchsten Werte der Anfangspermeabilität und der
Maximalpermeabilität sehr groß. So betragen beispielsweise bei einer Legierung (Nr. 21 der Tabelle 4) aus
74% Nickel, 9,9% Eisen, 14% Tantal und 2,1% Molybdän, welche 3 Stunden auf 1150C erwärmt worden ist, in
einem Ofen auf 6001C abgekühlt worden ist, bei der gleichen Temperatur 10 Minuten gehalten worden ist
und mit lOO'C/h auf Raumtemperatur weiter abgekühlt
worden ist, die Anfangsperimeabilität und die Maximalpermeabilität 87300 und 379000. Die Härte
HV betragt 202. Diese charakteristischen Eigenschaften der Ni-Fe-Ta-Legierungen sind im Vergleich zu einer
Legierung, bestehend aus 73% Ni, 12% Fe und 15% Ta.
und einer Legierung aus 75,5% Ni, 13,5% Fe und I l%Ta,
welche 3 Stunden auf 1250 C erwärmt worden sind, η einem Ofen auf 600 C abgekühlt worden sind, bei
:1er gleichen Temperatur 10 Minuten gehalten worden iind und weiterhin mit 400 CVh und 240 (7h auf
Raumtemperatur abgekühlt worden sind, nennenswert Die Anfangspermeabilität (der erstgenannten Legie
rung) beträgt 34800 und die Maximalpermeabilitä (der letztgenannten Legierung) beträgt 256000. Die
Härte HV beträgt 210 bzw. 192.
,so Die hohe Härte der erfindungsgemäßen Legierungen
macht die Legierung besonders zur Herstellung von magnetischen Aufnahme- und Reproduktionsköpfen
geeignet, wie vorstehend ausgeführt wurde. Ferner sind die überragend hohe Permeabilität und dei
hohe spezifische Widerstand der erfindungsgemäßen Legierungen auch für herkömmliche elektrische und
magnetische Einrichtungen von verschiedenen anderen Typen attraktiv.
Die geeigneten Gehalte der Bestandteile der Legie-
Die geeigneten Gehalte der Bestandteile der Legie-
;,o rung gemäü der vorliegenden Erfindung sollen nunmehr
nachfolgend näher erläutert werden.
Nickel = 60,2 bis 85,0%
Bei einem Nickelgehalt von 60,2 bis 85% können ausgezeichnete magnetische Eigenschaften erhalten
werden, d. h. eine Anfangspermeabilität μ0 von 87 300
und eine Maximalpermeabilität μ,,, von 379000. Wenn
der Nickelgehalt weniger als 60,2% beträgt, dann werden
die Anfangspermeabilität μ0 und die Maximalpermeubilität
μ,,, auf Werte unterhalb 3000 und 5000 verringert. Wenn andererseits der Nickelgehalt über
85% ansteigt, dann wird die Anfangspermeabililät μ(,
weniger als 3000, trotzdem eine relativ hohe Maximalpermeabilität μη, erhalten werden kann. Somit ist der
Nickelgehalt auf 60,2 bis 85% begrenzt.
Eisen = 6,0 bis 30,0%
(2)
Bei einem Eisengehalt von 6,0 bis 30,0% können ausgezeichnete magnetische Eigenschaften erhalten
werden. Andererseits liegen bei einem Eisengehalt von weniger als 6,0% die Anfangspermeabilität μ0 und
die Maximalpermeabilität μη immer unterhalb 3000
und 5000. Ferner werden bei einem Eisengehalt von mehr als 30,0% die Anfangspermeabilität p0 und die
Maximalpermeabilität μ,,, gleichfalls auf Werte unterhalb 3000 und 5000 reduziert. Somi· ist der Eisengehalt
auf 6,0 bis 30,0% begrenzt.
Tantal = 6 bis 17%
(3)
Bei einem Gehalt an Tantal in diesem Beieich können ausgezeichnete magnetische Eigenschaften
und eine hohe Härte erhalten werden. Bei zu niedrigen Tantalgehalten ist keine ausreichende Härte zu gewährleisten,
zu hohe Tantalwerte bewirken einen Abfall der Permeabilitätswerte. Überschüssig hohe Tantalgehalte
bedingen auch eine Verschlechterung der Bearbeitbarkeit der Legierung, insbesondere der
Schmiedbarkeit und der Walzbarkeit. Somit ist der Tantalgehalt auf 6 bis 17% begrenzt.
Molybdän = 0 bis 7,0%
(4)
35
Bei einem Molybdängehalt von 0 bis 7% können ausgezeichnete magnetische Eigenschaften erhalten werden,
d. h. eine Anfangspermeabilität μ0 von 87 300 und eine Maximalpermeabilität μΜ von 379000. Andererseits
werden bei Molybdängehaken im Überschuß über 7% die Schmiedbarkeit und die Walzbarkeit der Legierung
verschlechtert. Somit ist der Molybdängehalt auf 0 bis 7% begrenzt.
Chrom = 0 bis 5,0%
(5)
Wolfram = 0 bis 10,0%
(6)
45
Bei einem Chromgehalt von 0 bis 5% kann eine Anfangspermeabilität μ0 von 53 100 erhalten werden, während
bei einem Chromgehalt von mehr als 5% die Anfangspermeabilität μ0 und die Maximalpc.Tneabilität μ,,,
weniger als 3000 und 5000 wird. Somit ist der Chromgehalt auf 0 bis 5% begrenzt.
Bei einem Vanadiumgehalt von 0 bis 7% können ausgezeichnete magnetische Eigenschaften und eine hohe
Härte erhalten werden, wobei die höchste Anfangspermeabilität μ0 von 40900 gezeigt wird. Auf der
anderen Seite werden bei einem Vanadiumgehalt von mehr als 7% die Schmiedb'irkeit und die Walzoarkeit
der Legierung verschlechtert. Somit ist der Vanadiumgehalt auf 0 bis 7% begrenzt.
Mangan = 0 bis 10,0%
Bei einem Mangangehalt von 0 bis 10% beträgt die Anfangspermeabilität μ{) 45700 und es können ausgezeichnete
magnetische Eigenschaften erhalten is werden. Wenn andererseits der Mangangehalt mehr als
10% beträgt, dann werden die Anfangspermeabilität.μυ
und die Maximalpermeabilität μη weniger als 3000
und weniger als 5000. Somit ist der Mangangehalt aufO bis 10% begrenzt.
Germanium = 0 bis 7,0%
Bei einem Germaniumgehalt von 0 bis 7% können ausgezeichnete magnetische Eigenschaften erhalten
werden, wobei eine höchste Anfangspermeabilität μ(1
von 72 500 gezeigt wird. Andererseits wird bei einem Germaniumgehall von mehr als 7% die Anfangspermeabilität
μ0 und die Maximalpermeabilität μ,,, weniger als 3000 und weniger als 5000. Somit ist der
Germaniumgehalt auf 0 bis 7% begrenzt.
Titan = 0 bis 5,0%
(10)
Wenn der Titangehalt 0 bis 5% beträgt, dann können ausgezeichnete magnetische Eigenschaften und eine
hohe Härte erhalten werden. Wenn andererseits der Titangehalt über 5% hinausgeht, dann werden die
Anfangspermeabilität μ0 und die Maximalpermeabilität
μη weniger als 3000 und 5000. Der zu hohe
Titangehalt führt auch zu einer Verschlechterung der Schmiedbarkeit und der Walzbarkeit der Legierung.
Somit ist der Titangehalt auf 0 bis 5% begrenzt.
Zirkonium = 0 bis 5,0%
(11)
ss
Bei einem Wolframgehalt von 0 bis 10% zeigt die Anfangspermeabilität
μ0 den höchsten Wert von 72 500, während aber bei Wolframgehalten im Überschuß über
<l0 10% die Anfangspermeabilität μ(, und die Maximalpermeabilität
μ,,, auf weniger als 3000 und 5000 vermindert werden. Ein überschüssig hoher Wolframgehalt
führt auch zu einer Verschlechterung der Schmiedbarkeit und der Walzbarkeii der Legierung. Somit ist tier r,s
Wolframgehalt auf 0 bis 10% begrenzt.
Vanadium = 0 bis 7,0". C7)
Bei einem Zirkoniumgehalt von 0 bis 5% können ausgezeichnete magnetische Eigenschaften und eine
hohe Härte erhalten werden. Wenn andererseits der Zirkoniumgehalt über 5% hinausgeht, dann werden die
Anfangspermeabilität μ0 und die Maximalpermeabilität^
weniger als 3000 und 5000. Ferner werden hierdurch die Schmiedbarkeit und die Walzbarkeit der
Legierung verschlechtert. Somit ist der Zirkoniumgehalt auf 0 bis 5% begrenzt.
Aluminium = 0 bis 5,0% (12)
Bei einem Aluminiumgehalt von 0 bis 5% können ausgezeichnete magnetische Eigenschaften und eine
hohe Hüne erhalten werden. Wenn andererseits der Aluminiumgehalt übe; .V)1, hinausgeht, werden die
Anfangspermeabilität μ.Λ und die Maximalpermeabilität
u,n weniger als 3000 und 5000. Überschüssig hohe
Aluminiumgehalle führten auch /.u einer Verschlechterung
der Sehmiedbarkeit und der Walzbarkeil der Legierung. Somit ist der Aluminiumgehalt aul 0 bis
5% begrenzt.
Silicium = O bis 5,0%
(13)
Bei einem Siliciumgehalt von 0 bis 5% können ausgezeichnete magnetische Eigenschaften und eine
hohe Härte erhalten werden. Wenn andererseits der Siliciumgehalt über 5% hinausgeht, dann werden die
Anfangspermeabilität μ0 und die Maximalpermeabilität
μη weniger als 3000 und 5000. Weiterhin werden
hierdurch die Schmiedbarkeit und die Walzbarkeit der Legierung verschlechtert. Somit ist der Siliciumgehalt
auf 0 bis 5% begrenzt
Zinn = 0 bis 5,0%
(14)
Bei einem Zinngehalt von 0 bis 5% können ausgezeichnete magnetische Eigenschaften und eine hohe
Härte erhalten werden. Wenn andererseits der Zinngehalt über 5% hinausgeht, dann werden die Schmiedbarkeit
und die Walzbarkeit der Legierung verschlechtert. Somit ist der Zinngehalt auf 0 bis 5% begrenzt.
Antimon = 0 bis 5,0%
(15)
Bei einem Antimongehalt von 0 bis 5% können ausgezeichnete magnetische Eigenschaften und eine
hohe Härte erhalten werden. Wenn andererseits der Antimongehalt über 5% hinausgeht, dann werden die
Schmiedbarkeit und die Walzbarkeit verschlechtert.
Somit ist der Antimongehalt auf 0 bis 5% begrenzt.
Kobalt = 0 bis 10,0%
(16)
Bei einem Kobaltgehalt von 0 bis 10% können ausgezeichnete magnetische Eigenschaften erhalten
werden. Wenn andererseits der Kobaltgehalt im Überschuß über 10% ansteigt, dann werden die Anfangspermeabilität μ0 und die Maximalpermeabilität μιη
weniger als 3000 und 5000. Somit ist der Kobaltgehalt auf 0 bis 10% begrenzt.
Kupfer = 0 bis 10,0%
(17)
Bei einem Kupfergehalt von 0 bis 10% können ausgezeichnete magnetische Eigenschaften erhalten
werden. Andererseits werden bei einem Kupfergehalt von mehr als 10% die Anfangspermeabilität μ0 und
die Maximalpermeabilität μηι weniger als 3000 und
5000. Somit ist der Kupfergehalt auf 0 bis 10,0% begrenzt.
Ferner beträgt die Gesamtmenge der Nebenbestandteile (4) bis (17) 0,01 bis 10,0%, da eine Legierungszusammensetzung außerhalb dieser Bereiche zu einer
Verschlechterung der magnetischen Eigenschaften, der Schmiedbarkeit und der Walzbarkeit der Legierung
führt. Ein Gehalt an Nebenbestandteilen von wenigei als 0,01% zeigt keinen Zugabeeffekt.
Hierzu 10 Blatt Zeichnungen
Claims (20)
1. Weichmagnetische Legierung, bestehend aus 60,2 bis 85% Nickel, 6,0 bis 30,0% Eisen und 6 bis
17% Tantal als Hauptbestandteile sowie weiterhin aus insgesamt 0,01 bis 10,0% eines oder mehrerer
der Elemente 0 bis 7,0% Molybdän, 0 bis 5,0% Chrom, 0 bis 10,0% Wolfram, 0 bis 7,0% Vanadium,
0 bis 10,0% Mangan, 0 bis 7,0% Germanium, 0 bis 5,0% Titan, 0 bis 5,0% Zirkonium, 0 bis 5,0% Aluminium,
0 bis 5,0% Silicium, 0 bis 5,0% Zinn, 0 bis 5,0% Antimon, ΰ bis 10,0% Kobalt und 0 bis
10,0% Kupfer als Nebenbestandteile sowie den üblichen herstellungsbedingten Verunreinigungen.
2. Weichmagnetische Legierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet., daß sie 70,0 bis
80,0% Nickel enthält.
3. Weichinagnetische Legierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß sie 8,0 bis
20,0% Eisen enthält.
4. Weichmagnetische Legierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß sie weniger
als 4% Molybdän enthält.
5. Weichmagnetische Legierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß sie weniger
als 3% Chrom enthält.
6. Weichmagnetische Legierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß sie weniger
als 5% Wolfram enthält.
7. Weichmagnetische Legierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß sie weniger
als 4% Vanadium enthält.
8. Weichmagnetische Legierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß sie weniger
als 5% Mangan enthält.
9. Weichmagnetische Legierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß sie weniger
als 5% Germanium enthält.
10. Weichmagnetische Legierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß sie weniger
als 3% Titan enthält.
11. Weichmagnetische Legierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß sie weniger
als 3% Zirkonium enthält.
12. Weichmagnetische Legierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß sie weniger
als 3% Aluminium enthält.
13. Weichmagnetische Legierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß sie weniger
als 3% Silicium enthält.
14. Weichmagnetische Legierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß sie weniger
als 3% Zinn enthält.
15. Weichmagnetische Legierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß sie weniger
als 3% Antimon enthält.
16. Weichmagnetische Legierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß sie weniger
als 5% Kobalt enthält.
17. Weichmagnetische Legierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß sie weniger
als 5% Kupfer enthält.
18. Verwendung einer weichmagnetischen Legierung nach Anspruch 1, in der ein Ordnungsgrad
von 0,1 bis 0,6 eingestellt worden ist, als Werkstoff für magnetische Aufnahme- und ReproduktionskÖDfe,
der eine Vickershärte von mehr als 150, eine Anfangspermeabilität von mehr als 3000
und eine Maximalpermeabilität von mehr als 5000 besitzen muß.
19. Verfahren zur Einstellung eines Ordnungsgrades von 0,1 bis 0,6 in Legierungen nach Anspruch
1, dadurch gekennzeichnet, daß man die Legierung bei mehr als 800C, vorzugsweise mehr
als 1100 C, aber unterhalb der Schmelztemperatur, langer als 1 Minute, aber nicht langer als 100 Stunden,
in einer nichtoxydierenden Atmosphäre oder im Vakuum glüht und danach von einer Temperatur
oberhalb des Ordnungs-Unordnungs-Umwandlungspunktes von etwa 600DC auf Raumtemperatur
in einer je nach der jeweiligen Zusammensetzung empirisch zu bestimmenden Abkühlungsgeschwindigkeit
abkühlt.
20. Verfahren nach Anspruch 19, dadurch gekennzeichnet, daß die Abkühlungsgeschwindigkeit zwischen
100°C pro Sekunde und I1C pro Stunde
gewählt wird, und daß nach der Abkühlung auf Raumtemperatur erneut langer als 1 Minute, aber
nicht länger als 100 Stunden bei einer Temperatur unterhalb des Ordnungs-Unordnungs-Umwandlungspunktes
von etwa 600 C angelassen wird.
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