DE2246427C3

DE2246427C3 - Weichmagnetische Legierung, ihre Verwendung und Verfahren zur Einstellung eines Ordnungsgrades von 0,1 bis 0,6 in solchen Legierungen

Info

Publication number: DE2246427C3
Application number: DE2246427A
Authority: DE
Inventors: Masakatsu Natori Hinai; Hakaru Sendai Masumoto; Yuetsu Miyagi Murakami
Original assignee: Foundation Research Institute Of Electric And Magnetic Alloys Sendai Japan
Current assignee: Foundation Research Institute Of Electric And Magnetic Alloys Sendai Japan
Priority date: 1971-10-13
Filing date: 1972-09-21
Publication date: 1978-04-20
Also published as: DE2246427A1; JPS5134369B2; US3794530A; JPS4845894A; GB1389602A; NL7213037A; DE2246427B2

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 DE-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 Legierungen als Werkstoff für Audio-Magnetaufnahme- und Reproduktionsköpfe liegt also nahe. Es ist auch schon bekannt, diese Legierungen bei HOO⁰C 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 Tür weichmagnetische Nickel-Eisen-Legierungen bekannt, bei der zuerst bei 900 bis 950 C geglüht, dann mit maximal lOOX/h auf Raumtemperatur abgekühlt und danach bei 600 C 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-Eisen-Klasse die Größe der Anfangspermeabilität und der Maximalpermeabilität von der Größe der Konstanten der Kristallanisolropie K₁ und d:r Magnetostriktion abhängig ist.

Diese Konstanten werden im wesentlichen durch die chemische Zusammensetzung der Legierung und durch eine spezielle Wärmebehandlung bei verhältnismäßig niedriger Temperatur festgelegt. Diese Konstanten werden ferner durch die Einstellung der Ordnungsphase beeinflußt, deren Einstellungszeit und Temperatur in dlem kritischen Bereich unterhalb 600 C unter anderem davon abhängt, welche weiteren Zusätze die Nickel-Eisen-Grundzusammensetzung dieser weichmagnetischen 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 i_S Hegt und somit die Abriebbeständigkeit ziemlich schlecht ist

Der Erfindung liegt daher die Aufgabe zugrunde, eine Legierung mit verbesserter Härte und Abriebbeständigkeit, eimern 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 bevorzugter 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 Anfangspermeabillität von mehr als 3000 und eine Maximalpermeabilität von mehr als 5000 besitzen muß, vorgeschlagen.

Der angegebene Ordnungsgrad von 0,1 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 600C 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 10O⁰CVu und 1 CVh gewählt wird und daß nach der Abkühlung auf Raumtemperatur erneut r,o langer als I min, aber nicht langer als 100 h hei einer Temperatur unterhalb des Ordnungs-Unordnungs-Umwandlungspunkteii von etwa 600 C angelassen wird.

Die oben angegebenen Prozenlmengen gelten in Gewichtsprozent. (,=,

Somit kann erfiridungsgemäß ein Werkstoff mit einer hohen Permeabilität und einer hohen Härte durch ein Verfahren erhalten werden, bei welchem man die Legierung im Vakuum oder in einer nichtoxydierenden AtmosphärR 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-Übergangspunktes, d. h. etwa 600 C₁ abkühlt, so daß die Legierung über einen kurzen Zeitraum bei der letztgenannten Temperatur gehalten wird, während sich durch die Legierung hindurch eine gleichförmige Temperaturausbildel und man die Legierung von der Temperatur oberhalb des Ordnungs-Unordnup.gs-Übergangspunktes auf Raumtemperatur mit einer Geschwindigkeit von mehr als I CVh, aber weniger als 100 CVs je nach Zusammensetzung der Legierung abkühlt oder die Legierung auf eine Temperatur unterhalb des Ordnungs-Unordnungs-Überyangspunktes über einen Zeitraum von mindestens 1 min, aber nicht größer .ils 100 h je nach Zusammensetzung der Legierung weiter erhitzt und auf Raumtemperatur abkühlt

Der Grund, warum die Erhitzungstemperatur zum Zweck der Entfernung von Bearbeitungsspannnungen u. dgl. '-lurch eine Lösungsbehandlung oberhalb 800 C, vorzugsweise oberhalb 1100 C, 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 Abkühlungsgesciiwindigkeit, wenn die Temperatur der Legierung unter den Ordnungs-Unordnungs-Übergangspunkt gelangt, ausgeprägte Effekte auf die magnetischen Eigenschaften der Legierung, so daß es notwendig ist, die Legierung von ihrem Ordnungs-Unordnungs-Übergangspunkt mit einer Geschwindigkeit von mehr als IC/h, aber von weniger als 100 CVs, je nach Zusammensetzung der Legierung, auf Raumtemperatur abzukühlen. Ein solcher Bereich der Abkühlungsgeschwindigkeit wird ausgewählt, um zu bewirken, daß der Ordnungsgrad der Legierung im Bereich von etwa 0,1 bis 0,6 liegt und daß eine Legierung mit ausgezeichnefen magnetischen Eigenschaften erhalten werden 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 vcrgleichsmäßig abgeschreckt wird, dann wird ihr Ordnungsgrad vergleichsmäßig gering, d. h. etwa 0,1, so daß die magnetischen Eigenschaften der Legierung verschlechtert werden. Wenn die Legierung mit einem solchen geringen Ordnung-.gidd auf eine Temperatur unterhalb des Ordnungs-Unordnungs-Übergiingspunkles, d. h. 200 bis 600 C, wieder erhitzt wird, dann steigt der Ordnungsgrad auf 0,1 bis 0,6 an und die magnetischen Eigenschaften werden verbessert.

Auf der anderen Seite erhöht ein zu langsames

Abkühlen mil weniger als I ( /h den Ordnungsgnid /u stark über ().(>, so daß die magnetischen I igenschaften wiederum verringert »erden.

lis wurde gefunden, daß die magnetischen Eigenschaften der erHndungsgcniäßen Legierung maxinialisiert werden können, wenn der Ordnungsgrad der Legierung in einen Bereich von 0.1 bis ().(>, vorzugsweise 0.2 bis 0,5. füllt. Das obengenannte Abkühlen von einer TcnipcraUirobcrhalb des Ordnungs-Unordnungs-Übergangspunktes b/w. des Ordnungs-l.'nordnungs-Umw.,ndlungspunkles der Legierung mit einer Geschwindigkeit von mehr als I (Vh, aber weniger als KK) ( /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-Umwandlungspunkles, d. h. im Bereich zwischen 2(K) und 600 ( , wiedererhitzt.

Allgemein gesprochen, neigt eine höhere Behandlungstemperatur dazu, eine kürzere Behandlungszcil zu gestalten, während eine niedrigere Behandlungslemperatur dazu neigt, eine längere Behandlungszeit erforderlich zu machen.

In ähnlicher Weise erfordert eine größere Masse eine längere Behandlungsz.eit, 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-Umwandlungspunkles von etwa 6(K) ( auf Raumtemperatur variiert die geeignete Abkühlungsgeschwindigkeit für die Maximalisierung ihrer hohen Permeabilität etwas je nach der jeweiligen Zusammensetzung, doch ist die Abkühlungsgcschwindigkcit. 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% Manean,

0 bis 7"„ Germanium. 0 bis 5",'·· Titan. 0 bis S".i. Zirkonium. 0 bis 5'V Aluminium, 0 bis 57m Silicium.

0 bis 5".,. Zinn, (I bis 5% Antimon, 0 bis I(Γ/.. Kobalt und 0 bis 10% Kupfer. Das auf diese Weise hergestellte geschmolzene Metall wird zur Homogenisierung der Zusammensetzung gründlich durchbewegt.

Zu Tcslzwecken wurden auf die folgende Weise eine Anzahl von verschiedenen Legierungsproben hergestellt. Die einzelnen Lcgierungsschmclzen 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 vcrlbrml, 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 herausgeslanzl. Die Ringe wurden sodann auf 8(K) ( oder höher, vor/ugsweise auf oberhalb 1100 C, aber unterhalb des Schmelzpunktes über einen Zeitraum von mindestens

1 min, vorzugsweise von etwa 100 h, im Vakuum oder in Wasserstoff oder in cineranderen nichtoxydierenden Atmosphäre erhitzt und sodann mit einer geeigneten Abkühlungsgeschwindigkeit in Abhängigkeil von der Legierungszusammensetzung, wie 100 (7s bis I (7h. vorzugsweise 10 (7s bis 10 (7h, allmählich abgekühlt. Bei bestimniten Zusammensetzungen der Legierungen wurden die Proben weiterhin auf eine Temperatur unterhalb ihres Ordnungs-Unordnungs-Umwandlungspunktcs, insbesondere 200 bis 600 ( , über einen Zeitraum von mindestens 1 min, aber nicht langer 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 (μ₀) und der Maximalpermeabilität (//J der Proben ergaben sich als 87 300 und 3790(K). 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 1 B Diagramme, welche die Beziehung zwischen der Zusammensetzung der Nickel-Eisen-Tantal-Molybdän-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 i-nd ihren Anfangspermeabilitäten und Maximalpermeabilitäten veranschaulichen,

Fig. 3A und 3B die Beziehung zwischen der Zusammensetzung von Nickel-Eisen-Tantal-Wolfram-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 Maximalpermeabiütäten veranschaulichen und

Fig. 5A und 5B Diagramme, welche die Beziehung zwischen der Zusammensetzung von Nickel-Eisen-Tantal-Germanium-Legierungen mit etwa 3,1% Germanium und ihren Anfangs- und Maximalpermeabilitäten veranschaulichen.

Die Erfindung wird in den Beispielen erläutert.

Beispiel

Herstellung der Legierung Nr. (aus 74% Ni, 9,9% Fe. 14% Ta und 2,1% Mo)

Als Ausgangsmatcrial wurde ein zu 99,8% reines Elektrolytnickcl, 99,9% reines Elektrolyteisen, 99,9% reines Tantal und zu 99,9% reines Molybdän verwendet. Es wu'j'i eine Probe gebildet, indem 80Og der reinen Ausgangsmetalle im Vakuum unter Verwendung eines Aluminiumoxid-Tiegels, der in einem Hochrrequcnz-Elektrooren angeordnet war, aurgeschmob.i'-.n wurden. Die Metallschmelze wurde durchbewegt, um eine homogene Schmelze der Legierung zu ergeben. Die Schmelze wurde hierauT 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 I 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 3d mm und einem Außendurchmesser von 44 mm herausgestanzt.

Die auf diese Weise gebildeten Ringe wurden verschiedenen Wärmebehandlungen unterworfen, wie sie in Tabelle I gezeigt sind. In der Tabelle 1 sind auch die physikalischen Eigenschaften der Ringe nach den Behandlungen zusammengestellt.

Tabelle I TT (Iltll(.tft,llfIIIUIUIIg

permea- permea- (T) bilität μ,, bilität /v_m

kraft verlust induktion elektr. hiirle HV

(A/m) (Joule/cm 7 (T) Widerstand

Zyklus) Magnet- (uu-crn)

TeId =

Maximale magnetische FIuB- 71 922 A/m

dichte = 0,5 T

In Wasserstoff 3 h 17

aur 1150 C erwärmt, im Orenauf600 C abgekühlt und mit 9 CVs auf Raumtemperatu, abgekühlt

Nach dieser Behänd- 33 lung 30 min im Vakuum auf 400 C wiedererwärmt

In Wasserstoff 3 h 38 auf 1150 C erwärmt, im Ofen auf 600 C abgekühlt und mit 8100 CVh auf Raumtemperatur abgekühlt

Nach dieser Behänd- 41000 lung 1 h im Vakuum aur 400 C wiedererwärmt

In Wasserstoff 3 h aur 1150 C erwärmt, im Ofen aur 600 C abgekühlt und mit 240 CVh aur Raumtemperatur abgekühlt

Nach dieser Behänd- 46400 lung 30 min aur 400 C wiedererwärmt

In Wasserstoff 3 h aur 1150 C erwärmt, im Ofen aur 600 C abgekühlt und mit 100 CVh aur Raumtemperatur abgekühlt

Nach dieser Behänd- 52 lung i h im Vakuum auf 400 C wiedererwärmt

115000 0,3330 1,3051 27,31 · 10 ⁷ 0,550

72,5

204

215

174000 0,331 0,6844 14,28 ■ 10 ⁷ 0,557

73,0

202

206000 -

62 000 293 000 0,328 0,4218

8,67 - 10 ⁷ 0,558

73,5

203

235 000 -

87 300 379000 0,335 0,3263

6,45 ■ 10"

0,560

73,4

202

264000 -

Fortsetzung

Wärmebehandlung

Im Vakuum 3 h auf 1150 C erwärmt, im Ofen auf 600 C abgekühlt und mit IO CVh auf Raumtemperatur abgekühlt

Nach dieser Behandlung 3 h im Vakuum auf 400 C wiederer wärmt

10

Anlatigspcrmeabililiit /;_n

Maximalpernieabililiit μ,,,

Remanenz (T) Koerzitivkraft
( N/m)

Ilysteresc-

verlust
(Joule/cm /
Zyklus)

Maximale magnetische FIuLidichtc - 0,5 T

Siiltigungs-

induktion

(T)

Magnel-

Ie I ti

922 Λ/ιιι

Spc/if. Vickers-

eleklr. ' hiirte HV Widersland
(■iij-cm)

33 000 154 000 0,334 0,7401 16,46· 10 ⁷ 0,557

73,2

202

14 600 103 000 0,332 1,3529 28,60 10

Beispiel 2

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 Ilcrstellungsweise der Proben war wie im Beispiel 1. Die Proben wurden verschiedenen Wärmebehandlungen unterworfen. Die physikalischen Eigenschaften, die erhalten wurden, sind in Tabelle 2 zusammengestellt.

Tabelle 2

Wärmebehandlung

Anfangspermea- bilitüt μα

Maximalpermea bilität μ_η Remanenz Koerzitiv-(T) kraft

(A/m)

Hystereseverlust
(Joule/cm·¹/
Zyklus)

Maximale magnetische Flußdichte = 0,5 T

Sättigungsinduktion
(T)

Magnet-TeId =
922 A/m

Spezif.
elektr.
Widerstand
(μϋ-cm)

Vickershärte HV

In Wasserstoff 3 h auf 1150 C erwärmt, im Ofen auf 600 C abgekühlt und mit 9 CVs auf Raumtemperatur abgekühlt

Nach dieser Behandlung im Vakuum 30 min auf 400 C wiedererwärmt

In Wasserstoff 3 h auf 1150 C erwärmt, im Ofen auf 600X abgekühlt und mit 8100 CVh auf Raumtemperatur abgekühlt

Nach dieser Behandlung im Vakuum 1 h auf 400⁰C wiedererwärmt

In Wasserstoff 3 h auf 1150 C erwärmt, im Ofen auf 600 C abgekühlt und mit 800 CVh auf Raumtemperatur abgekühlt

17 800 103 000 0,307 1,2892 25,30· 10 ⁷ 0,571

28 000 154 72,5

265

36

175 000 0,309 9,9948 19,69 ■ 10"⁷ 0,570

72,7

263

47200 203000 0,315 0,7799 17,62-10"⁷

53600 224000 0,310 0,6844 15,48 · 10 ⁷ 0,571

72,4

265

11

12

Fortsct/iiiij!

Wärmebehandlung	Λ η fangs- permea- bilitäl μ,ι	Maximal- permea- bilitäl μ,,,	Remanenz Koer/itiv- (T) knifl (A/m)	0,5889	llyslcrese- vcrlusl (Joule/cnrV Zyklus)	Sätligungs- induktion (T) Magnet-	Spezif. Vickers- elektr. härte 1IV Widerstund (yli-cm)
			Maximale magnetische dichte - 0,5 T		F-IuIi-	71 922 A/m
Nach dieser Behand lung im Vakuum 30 min auf 400 C wiedererwärmt	58 800	232 000
In Wasserstoff 3 h auf 1150 C erwärmt, im Ofen auf 600 C abgekühlt und mit 240 CVh auf Raum temperatur abgekühlt	72 500	287 000	0,313	12,83· 10 ⁷	0,573	72,2 265
Nach dieser Behand lung im Vakuum 1 h bei 400 C wieder erwärmt	53 Oöö	24 i ÖOÖ

In Wasserstoff 3 h auf 1150 C erwärmt, im Ofen auf 600 C abgekühlt und mit 100 CVh auf Raumtemperatur abgekühlt

Nach dieser Behandlung im Vakuum 1 h bei 400 ⁽ wiedererwärmt

46600 216000 0,312 0,7481 16,70-10 ⁷ 0,571

72,6

267

23 700 157 500 -

Beispiel 3

Herstellung der Legierung Nr. 228 (aus 74% Ni, 8,9% Fe, 15,1% Ta und 2% Ti)

Als Ausgangsmaterialien wurden Nickel, Eisen und Tantal mit den gleichen Reinheiten wie im Beispiel 1 sowie zu 99,8% reines Titan verwendet. Die Herstellungsweise der Proben war wie im Beispiel 1. Die

Proben wurden verschiedenen Wärmebehandlungen unterworfen. Die erhaltenen physikalischen Eigenschaften sind in Tabelle 3 zusammengestellt.

Tabelle 3

Wärmebehandlung

Anfangspermea bilität μ_η

Maximalpermea bilität u_m

Remanenz Koerzitiv-(T) kraft

Hystereseverlusi
(Joule/cm³/
Zyklus)

Maximale magnetische Flußdichte = 0,5 T

Sättigungsinduktion
(T)

Magnetfeld =
71922 A/m

Spezif.
elektr.
Widerstand (μΐί-cm)

Vickershärte HV

In Wasserstoff 3 h auf 1150 C erwärmt, im Ofen auf 600 C abgekühlt und mit 26 C/s auf Raumtemperatur abgekühlt

10600 147000 0,316 1,5598 33,47-10"' 0,612

72,0

303

Nach dieser Behandwiedererwärmt

25

217000 -

In Wasserstoff 3 h auf 1150 C erwärmt, im Ofen auf 600 C" abgekühlt und mit 8100 CVh auf Raumtemperatur abgekühlt

22 000 254 000 -

0,615

72,2

304

13

Fortsetzung

Wärmebehandlung

Anfangs-	Maximal	Remanenz	Koerzitiv	Hysterese	Sättigungs-	Spezir.
permea	permea	(T)	kraft	verlust	induktion	elektr.
bilität μ₀	bilität μ_η		(A/m)	(Joule/cm /	(T)	Widerstand
				Zyklus)	Magnet-	(_:iu-cm)

Vickershärte HV

Maximale magnetische FIuQ-dichle = 0,5 T

TeId

71 922 A/m

Nach dieser Behandlung im Vakuum 1 g auf 400°C wiedererwärmt

28 300 262000 0,313 1,1141 25,24 10

-7 _

In Wasserstoff 3 h auf 1150°C erwärmt, im Ofen auf 600³C abgekühlt und mit 240°C/h auf Raumtemperatur abgekühlt

39400 271500 0,314 0,7560 17,53 · 10"⁷ 0,616

72,0

305

Nach dieser Behandlung 30 min im Vakuum auf 400 C wiedererwärmt

31600 246000 -

In Wasserstoff 3 h auf 1150'C erwärmt, im Ofen auf 600'C abgekühlt und mit 100°C/h auf Raumtemperatur abgekühlt

25000 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

20400

136000 -

In Wasserstoff 3 h auf 1150 C erwärmt, im Ofen auf 600'C abgekühlt und mit 10'C/h auf Raumtemperatur abgekühlt

18600

133500 0,310 1,3051 25,37· 10"⁷ 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 Reinheil 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 Desoxydierung und Hntschwefelung genügend durchzuführen und der Legierung die Dehnbarkeit bzw. Schmiedbarkeit zu verleihen.
In obigen Beispielen wurde jede Legierung ferner

ho 3 Stunden auf 1150C erwärmt, in einem Ofen aul 600 C abgekühlt und sodann durch verschiedene Wärmebehandlungen weiter behandelt. Diese Wärmebehandlungstemperatur kann mehr als 800 C, vorzugsweise mehr als 1100 ( , sein, soll aber unterhalb de*

(,(, Schmelzpunktes liegen. Die Dauer der Wärmebehandlung ist nicht begrenzt.

In der Tubelle 4 sind die charakteristischen Eigenschaften von typischen Legierungen gezeigt.

Tabelle

Zusammensetzung (%)	Fe	Ta	Mo	Abkiinl-	Anlaß- Anfangs	Maximal
			^a	geschwindig-	temperatur permea-	permea
Ni			2,1	keit von 600 c nach	(C) bilitätjVo	bilität μ_η
			Cr	d. Erhitzen
			3,2	a. 1150 C
	11,6	8,2	ia	( t/h)
	9,9	14,0	W
76,0			6,0	240	75200	325000
74,0	10,8	10,0		100	87300	379000
	8,3	15,2	V
76,0			5,3	10	38100	251000
74,3	9,7	10,3	3,0	50	53100	337000
	9,3	15,0	1,2
74,0			Mn	5	46300	188000
72,5	na	7,0	6,1	100	72500	274(MX)
	11,4	10,2	4,0
76,5	9,8	16,0	Ge	100	26000	174000
75,4			5,5	400	40900	291300
73,0	8,9	10,0	3,1	240	13 800	104 500
	7,2	15,3	Ti
75,0			3,3	400	20900	136000
73,5	8,5	10,0	2,0 7-	240	45700	264000
	8,2	15,2	Ζ.Γ 2,0
76,0			1,0	240	48 300	216600
73,3	10,0	10,2	Al	240	72500	287000
	8,9	15,1	2,1
76,5	11,7	10,3	Si	240	20100	136000
74,0	10,5	15,2	4,5	240	39400	271500
76,0			2,0	100	11500	120000
73,3	10,6	10,3	Sn	240	27 800	264000
			2,0
77,0	9,7	7,3	1,1	800	35 300	283000
	7,7	15,2	Sb
78,5			2,1	100	16900	123000
75,1	11,7	10,3	1,3	240	46000	307000
	10,2	15,2	Co
76,0			5,1	240	35 100	258000
73,5	11,4	10,0	3,2	100	21600	146000
	9,5	15,2	Cu
76,5			9,5	100	37000	261000
74,0	9,9	10,0	5,0	240	18400	135000
	10,1	15,2	3,2
75,0			100	21500	137000
71,5	8,2	5,3	240	44000	280600
	9,3	10,2
77,0	8,6	15,0	100	400,10 9 700	85 000
75,5			240	21500	138000
73,2			240	38 600	273000

12 21

45 52

78 86

108 113 120

167 175

197 207

221 22&

252 260

275

294 302

315 323

340 348

363 370

380 385 393

Tabelle 4 (Fortselzung)

Legierung Nr.	Remanenz	(T) Koerzitivkraft (A/m)	Hystereseveriust (Joule/cmVZyklus)	Sättigungs induktion (T)	Spezif. elektr. Widerstand	Vickers- härte HV
	Maximale	magnetische Flußdiehte	-0,5 T	Magnetfeld = 71922 A/m
12 21	0,312 0,33:5	0,5173 0,3263	9,75 · 10 ⁷ 6,45 · 10 '	0,558 0.560	68,6 73,4	164 202
45 52	0,302 (),29iS	0.5889 0.4695	12,61 ■ 10 ⁷ 9,30· 10 ^;	0,633 0.625	70,8 77.1	172 22Π

Tabelle 4	(Fortsetzung)	17	22 46 427	Sättigungs- induktion (T)	18	Vickers- härte HV
Legierung	Nr, Remanenz	(T) Koerzitivkraft (A/m)	Hystereseverlust (Joule/qmVZyklus)	Magnetfeld = 71922 A/m	Spezif, elektr. Widerstand
	Maximale	magnetische Flußdichte	= 0,5 T	0,704 0,679		178 225
78 86	0,347 0,315	0,8993 0,5252	17,47 · 10"⁷ 10,13 · IO"⁷	0,588 0^92 0,576	62,5 65,1	235 229 222
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	0,701 0,675	88,0 85,6 86,3	174 253
167 \ ¹⁷⁵	0,346 0,332	0,8117 0,6287	13,10 10"⁷ 10,57 · 10"⁷	0,596 0,573	59,6 63,2	220 265
! 197 \ 207	0,307 0,313	0,7321 0,5889	16,31 - 10'⁷ 12,83 · 10"⁷	0,651 0,616	68,4 72,2	284 305
■ 221 ] 228	o!314	1,0425 0,7560	27,32 · 10~⁷ 17,53 · 10"⁷	0,723 0,715	67,3 72,0	230 268
\ 252 i 260	0,336 0,323	1,4643 1,0823	23,77 · 10~⁷ 18,40 · 10"⁷	0,633	67,0 69,3	380
\ 275	0,317	0,7560	14,25 ■ 10"⁷	0,612	59,7	210 286
294 ] ³⁰²	0,346 0,324	1,5279 0,5650	26,01 · 10"⁷ 12,63 ■ 10"⁷	0,728 0,614	75,4	239 252
Ul Ul to — Ul Ol	0,337 0,320	0,9948 1,6155	21,34 · 10"⁷ 32,50 · 10~⁷	0,713 0,611	64,5 72,3	245 261
340 348	0,330 0,315	1,0664 1,3529	23,64 · 10~⁷ 30,38 · 10"⁷	0,830 0,773	65,6 71,5	177 233
363 ; 370	0,356 0,324	0,9231 0,5809	23,40 · 10"⁷ 12,52 · 10"⁷	0,780 0,674	60,3 67,3	166 183 244
380 385 393	0,341 0,327 0,305	2,5068 1,3847 0,8276	38,64 · 10"⁷ 29,07 · 10"⁷ 22,52 · IG"⁷	57,2 65,7

Wie aus der! 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, Zr, AI, 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 Tabelle4) aus 74% Nickel, 9,9% Eisen, 14% Tantal und 2,1% Molybdän, weiche 3 Stunden auf 1150C erwärmt worden ist, in einem Ofen auf 600°C abgekühlt worden ist, bei der gleichen Temperatur 10 Minuten gehalten worden ist und mit lOOX/h auf Raumtemperatur weiter abgekühlt worden ist, die Anfangspermeabilitat und die Maximalpermeabilität 87300 und 379000. Die Härte HV beträgt 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 11% Ta, welche 3 Stunden auf 1250 C" erwärmt worden sind, in einem Ofen auf 600 ( abgekühlt worden sind, bei der gleichen Temperatur IO Minuten gehalten worden sind und weiterhin mit 400 (7h und 240 (Vh auf Raumtemperatur abgekühlt worden sind, nennenswert. Die Anfangspermeabilität (der erstgenannten Legierung) beträgt 34800 und die Maximalpermeabilität (der letztgenannten Legierung) beträgt 256000. Die Härte HV beträgt 210 bzw. 192.

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 der hohe spezifische Widerstand der erfindungsgemäßen Legierungen auch für herkömmliche elektrische und magnetische Einrichtungen von verschiedenen anderen Typen attraktiv.

Die geeigneten Gehalte der Bestandteile der Legierung gemäß 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 Maximalpermcabilitüt μ_η von 379000. Wenn

der Nickelgehalt weniger als 60,2% beträgt, dann werden die Anfangspermeabilität μ₀ und die Maximalpermeabilität f4_m auf Werte unterhalb 3000 und 5000 verringert. Wenn andererseits der Nickelgehalt über 85% ansteigt, dann wird die Anfangspermeabilität μ₀ weniger als 3000, trotzdem eine relativ hohe Maximalpermeabilität jj_m erhalten werden kann. Somit ist der Nickelgehalt auf 60,2 bis 85% 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 Schmiedbarkeit und die Walzbarkeit der Legierung verschlechtert Somit ist der Vanadiumgehalt auf 0 bis 7% 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 p_m immer unterhalt) 3000 und 5000. Ferner werden bei einem Eisengehalt von mehr als 30,0% die Anfangspermeabilität μ₀ und die Maximalpermeabilität p_m gleichfalls auf Werte unterhalb 3000 und 5000 reduziert Somit ist der Eisen- _J0 gehalt auf 6,0 bis 30,0% begrenzt

Tantal = 6 bis 17%

(3)

Bei einem Gehalt an Tantal in diesem Bereich 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//₀ von 87300 und eine Maximalpermeabilität //_m von 379000. Andererseits werden bei Molybdängehalten 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)

Bei einem Chromgehalt von 0 bis 5% kann eine Anfangspermeabilität Uo von 5 j 100 erhalten werden, während bei einem Chromgehalt von mehr als 5% die Anfangspermeabilität μ₀ und die Maximalpermeabilität μ_η weniger als 3000 und 5000 wird. Somit ist der Chromgehalt auf 0 bis 5% begrenzt

Wolfram = 0 bis 10,0%

(6)

Bei einem Wolframgehalt von 0 bis 10% zeigt die Anfangspermeabilität μ₀ den höchsten Wert von 72500, während aber bei Wolframgehalten im Überschuß über 10% die Anfangspermeabilität μ₀ und die Maximalpermeabilität//_m auf weniger als 3000 und 5000 vermindert werden. Ein überschüssig hoher Wolframgehalt führt auch zu einer Verschlechterung der Schmiedbarkeit und der Walzbarkeit der Legierung. Somit ist der Wolframgehalt auf 0 bis 10% begrenzt.

Vanadium - 0 bis 7,0%

Mangan = 0 bis 10,0%

Bei einem Mangangehalt von 0 bis 10% beträgt die Anfangspermeabilität μ₀ 45700 und es können ausgezeichnete magnetische Eigenschaften erhalten werden. Wenn andererseits der Mangangehalt mehr als 10% beträgt, dann werden die Anfangspermeabilität μ₀ und die Maximalpermeabilität μ_η weniger als 3000 und weniger als 5000. Somit ist der Mangangehalt auf 0 bis 10% begrenzt

Germanium = 0 bis 7,0%

Bei einem Germaniumgehalt von 0 bis 7% können ausgezeichnete magnetische Eigenschaften erhalten werden, wobei eine höchste Anfangspermeabiiität μ₀ von 72500 gezeigt wird. Andererseits wird bei einem Germaniumgehalt von mehr als 7% die Anfangspermeabilität po und die Maximalpermeabilität p_m 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 u_m 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%

(H)

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 //_m weniger als 3000 und 5000. Ferner werden hierdurch die Schmiedbarkeit und die Walzbarkeit der Legierung verschlechtert Somit ist der Zirkoniumgehait auf 0 bis 5% begrenzt.

Aluminium = 0 bis 5,0%

(7)

Bei einem Alumirrumgehalt von 0 bis 5% können ausgezeichnete magnetische Eigenschaften und eine hohe Härte erhalten werden. Wenn andererseits der Aluminiumgehalt über 5% hinausgeht, w.;rden die Anfangspermeabilität μ₀ und die Maximalpermeabilität μ_η weniger als 3000 und 5000. Überschüssig hohe fts Aluminiumgehalte fühlten auch zu einer Verschlechterung der Schmiedbarkeit und der Walzbarkeit der Legierung. Somit ist der Aluminiumgehalt auf 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 μ_η 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 aus- i_s gezeichnete 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 10¹Zo ansteigt, dann werden die Anfangspermeabilität μ,, und die Maximalpermeabilität μ,,. weniger als 3000 und 5000. Somit ist der Kobaltgehalt aufO 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 Kupfergehall von mehr als 10% die Anfangspermeabilität μ_(ι und die Maximalpermeabilität μ_η, weniger als 3000 und 5000. Somit ist der Kupfergehalt auf 0 bis 10,0°λ begrenzt.

Ferner beträgt die Gesamtmenge der Nebenbestandteile (4) bis (17) 0,01 bis 10,0%, da eine Legierungs zusammensetzung außerhalb dieser Bereiche zu einei Verschlechterung der magnetischen Eigenschaften, dei Schmiedbarkeit und der Walzbarkeit der Legieruni führt. Ein Gehalt an Nebenbestandteilen von wenigei als 0,01% zeigt keinen Zugabeeffekt.

Hierzu 10 Blatt Zeichnungen

Claims

Patentansprüche;

1. Weichmagnetische Legierung, bestehend aus 60,2 bis 85% Nickel, 6,0 bis 30,0% Eisen und 6 bis s 17% Tantal als Hauptbestandteile sowie weiterhin aus insgesamt 0,01 bis 10,0% eines oder mehrerer der Elemente 0 bis 7jD% 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.

2. Weichmagnetische Legierung nach Anspruch 1, dadurch gekemnzeichnet, daß sie 70,0 bis 80,0% Nickel enthält.

3. Weichmagnetische Legierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß sie 8,0 bis 20,0% Eisen enthält

4. Weichmagnetisch!; Legierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß sie weniger als 4% Molybdän enthält

5. Weichmagnetisch^ Legierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß sie weniger als 3% Chrom enthält.

6. Weichmagnetisch*: Legierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß sie weniger als 5% Wolfram enthält

7. Weichmagnetischi; Legierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß sie weniger als 4% Vanadium enthält.

8. Weichmagnetischi: Legierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß sie weniger als 5% Mangan enthält

9. Weichmagnetischi: 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. Weichmagnetisch^ Legierung nach Anspruch I₁ dadurch gekemnzeichnet, daß sie weniger als 3% Aluminium enthalt

13. Weichmagnetisclne Legierung nach Anspruch 1, dadurch gekemnzeichnet, daß sie weniger als 3% Silicium enthält

14. Weichmagnetisciliie 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 I, dadurch gekennzeichnet, daß sie weniger als 5% Kupfer enthält.

18. Verwendung einer weichmagnetischen Legierung nach Anspruch I, in der ein Ordnungsgrad fts von 0,1 bis 0,6 eingestellt worden ist, als Werkstoff für magnetische Aufnahme- und Reproduktionsköpfe, der eine V;ickershärte von mehr als 150, eine Anrangspermeabilität von mehr als 3000 und eine MaximalpermeabiltUit von mehr als 5000 besitzen muß.

19, Verfahren zur Einstellung eines Ordnungsgrades von 0,1 bis 0,6 in Legierungen nach Anspruch I, dadurch gekennzeichnet, daß man die Legierung bei mehr als 800 C, vorzugsweise mehr als 1100 C, aber unterhalb der Schmelztemperatur, langer als 1 Minute, aber nicht länger als 100 Stunden, in einer nichtoxydierenden Atmosphäre oder im Vakuum glüht und danach von einer Temperatur oberhalb des Ordnungs-Unordnungs-Umwandlungspunktes von etwa 600^cC 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 1 C pro Stunde gewählt wird, und daß nach der Abkühlung auf Raumtemperatur erneut langer als 1 Minute, aber nicht langer als 100 Stunden bei einer Temperatur unterhalb des Ordnungs-Unordnungs-Umwandlungspunktes von etwa 600 C angelassen wird.