DE2307862A1

DE2307862A1 - Legierung fuer transformatorkernmaterial und verfahren zur verarbeitung solcher legierungen

Info

Publication number: DE2307862A1
Application number: DE19732307862
Authority: DE
Inventors: Karl Foster
Original assignee: Westinghouse Electric Corp
Current assignee: CBS Corp
Priority date: 1972-02-22
Filing date: 1973-02-17
Publication date: 1973-09-06
Also published as: IT984807B; JPS4897721A; FR2173191A1; GB1425992A; CA1027393A; FR2173191B1; BE795765A

Description

Die vorliegende Erfindung bezieht sich auf Legierungen, wie sie sich in vorteilhafter Weise insbesondere für Transformatoren als Transformatorkernmaterial einsetzen lassen, wobei diese Legierungen dann so behandelt werden können, daß entweder eine Würfelkantenausrichtung (cube-on-edge type orientation) oder eine Würfelflächenausrichtung (cube-on-face type orientation) für das Endmaterial erzeugt werden kann, so daß der Konstrukteur in vorteilhafter Weise die bevorzugte Richtung leichter Magnetisierung ausnutzen kann, wenn das Material in einem Transformatorkern zusammengefaßt ist. Das Material mit Würfelflächenausrichtung kann ebenso für Kerne von Motoren und Generatoren sowie weiteren elektrischen Geräten eingesetzt werden. Ferner kann sowohl eine primär aekrisallisierte als auch eine sekundär rekristallisierte MikroStruktur erhalten werden, so daß der Hersteller hinsichtlich der Fertigung und Lieferung solcher Materialien über ein hohes Haß an Flexibilität verfügt.

Die Arbeitsinduktion vieler Transformatoren, wie sie zur Zeit Einsatz finden, wird durch den Sättigungswert des Transformatorkernmaterials begrenzt. Eines der z. Z. gängigsten Kernmaterialien enthält normalerweise etwa 3 % Silizium in einer Legierung auf Basis Eisen und zeichnet sich dabei durch ein hohes Maß an (110)

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LOOlJ -Kornausrichtung aus. Ein solcher Stahl hat jedoch einen begrenzten Sättigungswert von etwa 20300 Gauß. Wenn Stähle mit höherer Sättigung zur Verfügung stehen, können für einen bestinur ten Nennwert kleinere und leichtere Transformatoren mit erheblich herabgesetzten Kosten gebaut werden.

Es ist bekannt, daß Kobalt das einzige Element ist, das den Sättigungswert von Eisen nennenswert erhöht. Infolge der hohen Kosten von Kobaltzusätzen zu Eisen ist jedoch eine wirtschaftliche Verwendung der Werkstoffe, die zwischen etwa 25 % und 50 % Kobalt enthalten, in Transformatoren ausgeschlossen. Diese Materialien mit hohem Kobaltanteil weisen die höchsten bekannten Sättigungswerte, nämlich etwa 24OOO Gauß, auf. Das 3 % Siliziumeisen wie es heutzutage weitgehend für Transformatorkerne eingesetzt wird, erfordert eine Behandlung so, daß es zu einer gewünschten Ausrichtung kommt, was sowohl günstige als auch nachteilige Wirkungen hat.

Zunächst sei bemerkt, daß der Zusatz von 3 % Silizium zu Eisen den Sättigungswert reinen Eisens von etwa 21.5OO Gauß auf 20.300 Gauß herabsetzt, so daß der Induktionswert, bei dem der Transformator betrieben werden kann, eine Begrenzung erfährt. Diese Verringerung des Sättigungswertes ist jedoch insofern gerechtfertigt, als der Zusatz von bis zu 3 % Silizium und die entsprechende Verarbeitung, so daß es zu dem erforderlichen Maß an Texturbildung kommt, zu erheblich niedrigeren Kernverlustwerten führt, da der Siliziumzusatz den Widerstandswert und die wirtschaftlich erzielbare Reinheit verbessert, außerdem die Bildung der (110) QOOiI-Textur weitgehend unterstützt. Infolgedessen würde eine Erhöhung des Sättigungswertes von Transformatorstahl auf etwa 21.5OO Gauß Arbeiteinduktionen oberhalb 19.0OO Gauß erlauben und im Hinblick auf eine Verringerung der Größe und des Gewichtes eines für einen bestimmten Nennwert zu bauenden Transformators von erheblichem Wert sein.

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Eine Legierung für Transformatorkernmaterial ist erfindungsgemäß dadurch gekennzeichnet, daß sie im wesentlichen aus von 4 - 6 % Kobalt, von 1 - 1,5 % Silizium, bis zu 0,03 % Schwefel, weniger als 0,03 % Kohlenstoff, Rest Eisen mit unbestimmten Verunreinigungsmengen besteht.

Ein Verfahren zur Herstellung einer (110) [looCi -Textur in der vorstehend erläuterten Legierung ist in Weiterbildung der Erfindung dadurch gekennzeichnet, daß ein Barren mit einer Zusammensetzung von weniger als 0,03 % Kohlenstoff, weniger als 0,01 % Schwefel, von 4 - 6 % Kobalt, von 1 - 1,5 % Silizium, bis zu O,3 % Aluminium, bis zu 0,8 % Chrom, Rest Eisen mit unbestimmten Verunreinigungsmengen bei einer Temperatur im Bereich zwischen 1000° C und 1100 C warmbearbeitet, das warmbearbeitete Material in zwei oder mehr Schritten auf Fertigmaß kaltbearbeitet wird, wobei der letzte Kaltbearbeitungsschritt eine Verringerung der Ouerschnittsfläche zwischen 50 % und 75 % bewirkt und zwischen aufeinanderfolgenden Kaltbearbeitungsschritten jeweils eine Zwischenglühung im Bereich zwischen 800° C und der A .-Temperatur der Zusammensetzung eingeschaltet wird, und daß das auf Endmaß gebrachte Material bei einer Temperatur im Bereich zwischen 800° C und der A .-Temperatur der Zusammensetzung eine Endglühung erfährt, so daß das Material überwiegend Körner mit (110) Q OOl]] -Ausrichtung, einer primär rekristallisierten MikroStruktur und normalem Kornwachstum aufweist.

Ferner ist ein Verfahren zur Herstellung einer (100) LOOlJ -Textur in der vorstehend erwähnten Legierung in Weiterbild-ung der Erfindung dadurch gekennzeichnet, daß eine Schmelze mit einer Zusammensetzung von weniger als 0,03 % Kohlenstoff, weniger als 0,01 % Schwefel, von 4 - 6 % Kobalt, von 1 - 1,5 % Silizium, bis zu 0,3 % Aluminium, bis zu 0,8 % Chrom, Rest Eisen mit unbestimmten Verunreinigungsmengen zu einem Barren gegossen, der Barren bei einer Temperatur im Bereich zwischen 1000° C und lloo° c warmbearbeitet, das wannbearbeitete Material in zwei oder mehr Schritten auf Fertigmaß kaltbearbeitet wird, wobei mindestens der letzte Kaltbearboitvngfischritt eine Verringerung der Querschnittsfläche

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von mehr als 75 % bewirkt und zwischen jeden Kaltbearbeitungsschritt jeweils eine Zwischenglühung bei einer Temperatur im Bereich zwischen 800° C und der A .-Temperatur der Zusammensetzung eingeschaltet wird, und daß das auf Endmaß gebrachte Material bei einer Temperatur im Bereich zwischen 800° C und der A -Temperatur der Zusammensetzung einer Endglühung ausgesetzt wird, so daß das Material überwiegend Körner mit (100) LOO]J -Ausrichtung, einer primär rekristallisierten MikroStruktur und normalem Kornwachtum aufweist.

Außerdem ist ein Verfahren zur Herstellung einer (110)[TooiJ -Textur in einer Eisenbasislegierung nach der Erfindung, mit geschlossener Gammaschleife, in weiterer Ausgestaltung der Erfindung dadurch gekennzeichnet, daß eine Schmelze mit einer Zusammensetzung von weniger als 0,03 % Kohlenstoff, von 0,05 % bis 0,3%Mangan, von 0,01 - 0,03 % Schwefel, von 4,0 - C/0% Kobalt, von 1,2 - 1,5 % Silizium, bis zu 0,2 % - 0,3 % Aluminium, bis zu 0,8 % Chrom, Rest Eisen mit unbestimmten Verunreinigungsmengen zu einem Barren gegossen, die so gegossene Schmelze bei einer Temperatur im Bereich zwischen 1.250° C und der höchsten Temperatur, die möglich ist, ohne eine Verbrennung hervorzurufen, warmbearbeitet, das warmbearbeitete Material in zwei oder mehr Schritten auf Fertigmaß kaltbearbeitet wird, wobei der letzte Kaltbearbeitungsschritt eine Verringerung der Querschnittsfläche zwischen 50 % und 75 % bewirkt und zwischen aufeinanderfolgenden Kaltbearbeitungsschritten jeweils eine Zwischenglühung im Bereich zwischen 800°£und der A Temperatur der Zusammensetzung eingeschaltet wird, daß hierauf durch Glühen bei einer Temperatur im Bereich zwischen 760° C und 870° C in Wasserstoffatmosphäre, deren Wasserstoff einen Taupunkt über +4° C hat, eine Entkohlung vorgenommen und sodann das entkohlte, auf Endmaß gebrachte Material bei einer Temperatur im Bereich zwischen 1100° und 1300° C kastengeglüht wird, so daß das Material überwiegend Körner mit (110) L001J -Ausrichtung und eine sekundär rekristallisierte MikroStruktur aufweist.

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£rfindungsgemäß wurden zwei Lösungswege beschritten, um zu dem gewünschten Ergebnis zu gelangen. Der eine Lösungsweg führt zu einem Material mit einem Sättigungswert, der dem reinen Eisens entspricht, nämlich etwa 21.500 Gauß, bei einem Volumenwiderstand P von mindestens 30 Mikroohm-cm und einer geschlossenen Gammaschleife, wobei das Material sich durch die Bildung einer (110) Cooil -Kornausrichtung auszeichnet, die durch einen Sekundärrekristallisationsprozeß erhalten wird. Entsprechend dem anderen Lösungsweg ergibt sich eine Legierung, die allen oben genannten Forderungen entspricht, mit Ausnahme der geschlossenen Gammaschleife, und die ein hohes Maß an entweder (110) JLooO -oder (100) LoolJ -Ausrichtung hat, wobei jedoch von einem Vorgang primärer Rekristallisation und verhältnismäßig niedrigen Glühtemperatüren Gebrauch gemacht wird.

Reines Eisen erfährt bei einer Temperatur von 91O° C eine Phasenumwandlung von der Raumtemperatur-Alphaphase in die Gammaphase. Diese Phasenumwandlung zerstört Rekriställisationstexturen und macht die Bildung einer bevorzugten Textur sehr schwierig. Ein Zusatz von etwa 2 % Silizium zu Eisen bewirkt eine Schließung der Gammaschleife und verhindert somit, daß es zu einer Phasenumwandlung kommt, wenn das Material auf eine Temperatur über 900° C erwärmt wird. Somit können Legierungen auf Basis Eisen, die 2 % oder mehr Silizium enthalten, bei Temperaturen bis zu 1200° C geglüht werden, um die bevorzugte Ausrichtung und die Reinigung der Legierung hervorzurufen. Der Zusatz von Kobalt zu Eisen ist nicht in der Lage, die Phasenumwandlung zu verhindern, sondern hebt die Umwandlungstemperatur nur geringfügig an. Es ist auch bekannt, daß jedes Element, das dahingehend wirkt, die Gammaschleife zu schließen, zugleich eine Verringerung des Sättigungswertes reinen Eisens bewirkt. Dementsprechend umfaßt eine Klasse von Materialien, auf die die vorliegende Erfindung gerichtet ist, diejenigen Legierungen, die durch eine geschlossene Gammaschleife gekennzeichnet sind, wobei diese Legierungen infolge des Zusatzes von Kobalt dazu verbesserte Sättigungswerte aufweisen. Die Legierungen mit geschlossener Gammaschleife können so behandelt werden, daß das erforderliche Maß an (110) QooiH -Texturbildung durch einen als

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Sekundärkristallisationsvorgang bezeichnete! Vorgang erzielt wir

Legierungen mit einer offenen Gammaschleife erfahren eine Phase umwandlung bei der A .-Temperatur der Legierung. Daher ist es bei der Verarbeitung einer solchen Legierung zwingend, daß jede Glüh-Wärmebehandlung oder jede Texturbildung bei einer Temperatu unterhalb der A .-Temperatur der Legierung vorgenommen wird. Wem somit die Legierung nach der Erfindung eine chemische Zusammensetzung aufweist, bei der sich eine offene Gammaschleife ergibt, so wird sie so behandelt, daß man die erforderliche Textur erhält die durch eine primär rekristallisierte MikroStruktur mit normalem Kornwachstum gebildet wird.

Für Legierungen mit geschlossener Gammaschleife wird der Anteil an Silizium und Aluminium vorzugsweise innerhalb des Bereiches zwischen 1,5 und 1,8 % gehalten, wenn eine solche Legierung eine Behandlung erfahren soll, bei der durch sekundäre Rekristallisation des Materials vorwiegend eine (110) [Iooi][ -Textur erzeugt wird. In den Werkstoffen mit geschlossener Gammaschleife enthält die Zusammensetzung vorzugsweise zwischen O,05 und 0,3 % Mangan und von 0,01 - 0,03 % Schwefel. Die geschmolzenen Legierungsbestandteile werden dann gegossen, und das gegossene Material wird anschließend auf eine Warmwalztemperatur erwärmt, d. h. eine Temperatur im Bereich zwischen etwa 1250° C und der höchsten Temperatur, die die Legierung noch etragen kann, ohne daß es zu der in der Praxis als "Verbrennen" bekannten Erscheinung kommt. Mach dem Warmwalzen des Materials zu einem Band bzw. einer Bahn wird das Material in zwei oder mehr Vorgängen kaltbearbeitet, wobei der letzte Kaltbearbeitungsvorgang eine Reduktion der Querschnittsfläche zwischen etwa 50 % und etwa 75 % bewirkt. Vorzugsweise wird zwischen die Kaltbearbeitungsvorgänge eine Streifenglühung eingeschaltet, die vorzugsweise bei einer Temperatur zwischen 800° C und 900 C durchgeführt wird. Das auf Endmaß gebrachte Material wird anschließend einer Entkohlungs-Glühung in nasser Wasserstoffatmosphäre unterworfen, der eine Kastenglühung folgt, üblicherweise bei eine? Temperatur im Bereich zwischen 1100° C und 1300° C in einer nie' ^oxidierenden und vorzugsweise einer redu-

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zierenden Atmosphäre. Das so behandelte Material weist dann vorwiegend ein Kornvolumen mit (110) L 001^] -Ausrichtung und eine sekundär rekristallisierte MikroStruktur auf.

Eine weitere Zusammensetzung, die grundsätzlich 4 - 6 % Kobalt, 1 - 1,5 % Silizium, Rest im wesentlichen Eisen mit unbestimmten Verunreinigungsmengen enthält, hat eine offene Gammaschleife. Dieser Legierung können diskrete Mengen an Aluminium und/oder Chrom zugesetzt werden, die ausreichen, um den Widerstandswert zu verbessern, jedoch nicht in der Lage sind, die Gammaschleife zu schließen, insbesondere Chrom bis zu 0,8 % und/oder Aluminium bis zu 0,3 %. In diesen Legierungen sind die Anteile an Silizium, Aluminium und/oder Chrom so eingestellt, daß die Gammaschleife nicht schließt. Das eine solche offene Gammaschleife aufweisende Material wird ebenfalls zu Barren gegossen, jedoch bei einer Temperatur im Bereich zwischen etwa 1000° und etwa 1100° C zu Platten oder Streifen warmbearbeitet, worauf das Material in zwei oder mehr Vorgängen auf sein Endmaß kaltbearbeitet wird. Je nach dem Maß an Kaltbearbeitung, die während der letzten Stufe des Kaltwalzens auf das Material ausgeübt wurde, bestimmt sich die Art der Ausrichtung, die die Legierung nach einem folgenden Glühen annimmt. D. h., der letzte Kaltbearbeitungsvorgang zur Verringerung des Maßes des Materials auf Endmaß sollte eine Verringerung der Querschnittsfläche zwischen etwa 50 % und etwa 75 % bewirken, um bei der nachfolgenden Glüh-Wärmebehandlung eine Ausrichtung zu erhalten, bei der die Körner überwiegend eine (llO)Cooil -Ausrichtung haben. Dieses auf Endmaß kaltgewalzte Material wird dann einer End-Wärmebehandlung bei einer Temperatur im Bereich zwischen 8OO°C und der A j-Temperatur der Zusammensetzung unterworfen, so daß es eine primär rekristallisierte Mikrostruktur und normales Kornwachstum hat.

Wenn andererseits das gleiche Material in zwei oder mehr Kaltbearbeitungsvorgängen behandelt wird und der letzte dieser Kaltbearbeitungsvorgänge eine Verringerung der Querschnittsfläche von mehr als etwa 75 % bewirkt und das gleiche Material anschließend einer ¹^nIgi'ihung in den gleichen Temperaturbereich, nämlich zwischen

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etwa 800 C und der A .-Temperatur der Zusammensetzung unterworfen wird, so weist das auf Endmaß gebrachte Material vorwiegend Körner mit (100) [poiQ ~^Ausri^cntung auf, die ebenfalls durch primäre Rekristallisation und normales Kornwachstum erhalten wird.

Somit lassen sich die verschiedenen magnetischen Eigenschaften der Legierung durch Wahl der Zusammensetzung, durch die Art der Behandlung der Legierung, um diese auf Endmaß zu bringen, sowie durch die abschließende Wärmebehandlung bestimmen. Unter diese vorgenannten magnetischen Eigenschaften fallen die Kornausrichtung, der spezifische Widerstand (Widerstandswert), der Sättigungswert und die zugeordneten Kernverluste.

Die Wirkung von Silizium in reinem Eisen ist allgemein bekannt. Silizium bewirkt eine Erhöhung des spezifischen Widerstandes P, und für jedes zugesetzte Prozent Silizium läßt sich eine entsprechende Abnahme des Sättigungswertes B_ einerseits und - infolge des verbesserten Widerstandswertes - des Kernverlustes andererseits beobachten. Der Siliziumanteil wird vorzugsweise im Bereich von 1,0 - 1,5 % gehalten, um einen verbesserten Widerstandswert zu erzielen, wenngleich der Sättigungswert der Legierung dadurch etwas herabgesetzt wird.

Darüber hinaus wirkt Silizium sich auch verhältnismäßig stark auf die Schließung der Gammaschlelfe aus. Da jedoch die Legierungen sowohl mit offener als auch mit geschlossener Gammaschleife von der vorliegenden Erfindung umfaßt werden sollen, wird der Siliziumanteil auf ein Maximum von etwa 1,5 % beschränkt. Dieser Siliziumanteil kann eingesetzt werden, ohne die Gammaschleife zu schließen, und wirkt sich dann erhöhend auf den Widerstandswert und erniedrigend auf den Kernverlust aus. Vorzugsweise macht der Siliziumanteil mindestens etwa 1 % aus, um einen ausreichend hohen Widerstandswert und ausreichend niedrige Kernverlustwerte zu erhalten. Für Legierungen mit offener Gammaschleife wird der Siliziumanteil daher vorzugsweise in Nähe des unteren Endes des angegebenen Bereiches gehalten, während er für Legierungen mit geschlossener Gammaschleife - bei Fehlen weiterer Elemente - zum

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oberen Ende des Bereiches hin erhöht wird.

Der Kobaltanteil wird, in der Hauptsache, um den Sättigungsinduktionswert der Legierung zu verbessern, vorzugsweise im Bereich zwischen 4 % und 6 % gehalten. Kobalt bewirkt zwar ebenfalls eine Erhöhung des Widerstandswertes und in geringem Umfang eine Herabsetzung der Kernverlustwerte, bleibt jedoch ohne Auswirkung auf ein Schließen der Gammaschleife. Es wird lediglich diellnwandlungstemperatur des Eisens auf einen Wert oberhalb etwa 910° C angehoben. Werden höhere Sättigungsinduktionswerte gewünscht, so enthält die Legierung zwischen 5% und 6 % Kobalt, wobei diese Werte nicht ausreichen, um die Gammaschleife zu schließen.

In den Bereich der Erfindung fällt auch, daß die Legierungen einen Aluminiumgehalt von bis zu 0,3 % enthalten. Aluminium stellt ein wirksames Element dar, um die Gammaschleife zu schließen. Außerdem bewirkt Aluminium eine Erhöhung des Widerstandswertes der Legierung, gleichzeitig jedoch eine Herabsetzung des Sättigungswerts. Somit wird der Aluminiumgehalt vorzugsweise auf ein Maximum von etwa 0,3 % begrenzt. Insofern sollte die Gesamtmenge an Silizium plus Aluminium auf den Bereich zwischen 1,5 % und 1,8 % - bei einem entsprechenden Anteil von Kobalt, nämlich 4 - 6 % beschränkt werden, wenn die Legierung eine geschlossene Gammaschleife haben soll, so daß das Material so behandelt werden kann, daß es unter Verwendung einer sekundär rekristallisierten Mikrost ruk tür eine (110) CoolU -Ausrichtung hat. Dabei solltedann, wenn die Summe aus Silizium und Aluminium sich der oberen Grenze von 1,8 % nähert, der Kobaltgehalt im Bereich zwischen 5 und 6 % gehalten werden, so daß die Tatsache, daß der Sättigungsinduktionswert vermindert wird, durch den Zusatz der größeren Kobaltanteile wirksam kompensiert werden kann und somit der Sättigungswert wieder ansteigt und mindestens so hoch wie für reines Eisen, nämlich bei 21.500 Gauß liegt. Wie noch deutlicher aus den nachstehenden Ausführungen ersichtlich, bewirkt ein Siliziumgehalt zwischen 1,2 % und 1,5 % in Verbindung mit 0,2 und 0,3 % Aluminium, daß der Sättigungswert auf einen Mindestwert von etwa 21.500 Gauß gebracht and die Gammaschleife geschlossen wird. Da sowohl Silizium und

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Aluminium, ebenso Kobalt den Widerstandswert erhöhen, weist die Legierung einen spezifischen Widerstand (Widerstandswert) P von mehr als etwa 30 Mikroohm-cm auf. Diese Legierungen zeigen bei Aufheizung auf 12OO° C keine Anzeichen einer Phasenumwandlung.

Chrom kann in den Legierungen nach der vorliegenden Erfindung bi;-zu 0,8 % anwesend sein. Chrom ist hinsichtlich einer Erhöhung des Widerstandswertes der Legierung recht wirksam, wobei nur eine geringe Abnahme des Sättigungswertes hingenommen werden muß. Chrom scheint jedoch die Gammaphase des Eisens zu stabilisieren und somit die Gammaschleife etwas zu öffnen, so daß die Wirkung von Silizium hinsichtlich einer Schließung der Gammaschleife tei weise aufgehoben wird.

Kohlenstoff kann in der Legierung nach der vorliegenden Erfindung zwar enthalten sein, jedoch wird der Anteil an Kohlenstoff vorzugsweise so niedrig wie möglich gehalten, wobei auch nur ein Maximum bis zu 0,3 % hingenommen werden kann. Selbst für diesen niedrigen Kohlenstoffgehalt wird die Legierung während der nachfolgenden Behandlung entkohlt, so daß der in der Legierung wirksame Kohlenanteil so niedrig wie möglich ist und eine mögliche Tendenz, während des Gebrauchs magnetisch zu altern, verringert wird.

Soll die Legierung nach der Erfindung als Transformatorkernmaterial mit (110) CooiH -Ausrichtung und sekundär rekristallisierter MikroStruktur, ferner geschlossener Gammaschleife eingesetzt werden, so wird der Schwefelgehalt vorzugsweise im Bereich zwischen 0,01 % und 0,03 % gehalten, in Verbindung mit bis zu 0,3 % Mangan. Diese beiden Bestandteile bilden Mangansulfid, das das Körnwachstum hemmt, bis die gewünschte Textur gebildet worden ist. Danach kann das Mangansulfid unter entsprechendem Kornwachstum entfernt werden, wobei das Material durch eine sekundär rekristallisierte MikroStruktur charakterisiert ist.

Soll andererseits die legierung so behandelt werden, daß entweder eine (110) C 00*1."K rnausrichtung oder eine (100) CooO- Kornaus-

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richtung, jedoch mit primär rekristallisierter Mikrostruktur erhalten wird, so wird der Schwefelgehalt vorzugsweise so niedrig wie möglich und in jedem Fall unter etwa 0,01 % gehalten.

Enthält die Legierung zwischen 4 und 5 % Kobalt, im wesentlichen Keine beabsichtigen Zusätze an Silizium, jedoch bewußt Zusätze an Chrom, so bestimmt der Chromanteil die Endtextur der Legierung, unabhängig von der Behandlung, der die Legierung ausgesetzt wurde, wie das nachstehend ausgeführt wird. Überschreitet der Chromgehalt etwa 0,30 %, wobei der Kobaltanteil zwischen 4 % und weniger als 5 % liegt, so wird eine (110) [T00Ü-Ausrichtung erhalten, unabhängig davon, ob von der zur (110) Cood-Korntextur oder der gewöhnlich zur (lOO)LooO -Korntextur führenden Behandlung Gebrauch gemacht wird.

Wird andererseits der Chromgehalt unter 0,3 % gehalten,bei weniger als 5 % Kobalt und im wesentlichen keinen Siliziumzusätzen, so führt der Einsatz der nachstehend erläuterten Behandlung zur Erzeugung der (lOO)CooiJ -Textur zur Erzielung dieser Textur, wenn von den folgenden Lehren nach der Erfindung Gebrauch gemacht wird. Legierungen ohne bewußte Siliziumzusätze haben eine offene Gamraaschleife, so daß die gesamte Behandlung so erfolgen muß, daß die Endglühung bei einer Temperatur unterhalb der A .-Temperatur stattfindet, wobei die Mikrostruktur im wesentlichen eine primär rekristallisierte Mikrostruktur ist.

Bei den Legierungen mit offener Gammaschleife werden vorzugsweise der Siliziumgehalt zwischen 1,0 % und 1,5 % un-d der Chromgehalt bei bis zu O,8 % gehalten. Wird andererseits eine geschlossene Gammaschleife gewünscht, so wird vorzugsweise Aluminium verwendet und der Siliziumgehalt auf den Bereich zwischen 1,0 und 1,5 % beschränkt, wobei Silizium plus Aluminium insgesamt in dem Bereich zwischen 1,5 % und 1,8 % liegen. Sofern die Summe aus Silizium- und Aluminiumanteil mehr zur hohen Seite hin liegt, wird dementsprechend der Kobaltgehalt vorzugsweise im Bereich zwischen 5 % und 6 % gehalten.

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Die Legierungen nach der vorliegenden Erfindung können nach jedem der bekannten Stahlherstellungsverfahren gewonnen werden. Die Bestandteile werden geschmolzen und anschließend gegossen, wobei vorzugsweise von herkömmlichen Gießmethoden Gebrauch gemacht wird, um einen Barren zu bilden, der anschließend in herkömmlicher Weise zu einem dicken Band warmbearbeitet werden kann. Im Anschluß an die Warmbearbeitung wird die Legierung in einem oder mehreren Vorgängen auf Endmaß kaltbearbeitet, und je nach der Ausrichtung und der Zusammensetzung werden die abschließende Wärmebehandlung sowie die Walzprogramme ausgewählt, wie das weiter unten genauer ausgeführt wird.

Geschlossene Gammaschleife - Sekundär rekristallisierte MikroStruktur - (110) L OQlIl -Ausrichtung

Nach dem Schmelzen der Bestandteile einschließlich Eisen, wobei das Silizium und das Aluminium in der Summe auf den Bereich zwischen 1,5 und 1,8 % begrenzt sind, Kobalt im Bereich zwischen 4 % und 6 %, Mangan bis zu 0,3 % und Schwefel im Bereich zwischen 0,01 % und 0,03 % anwesend sind, wird die Schmelze vorzugsweise in Barren gegossen, die danach zu einem Zwischenmaß aufweisenden Streifen oder Band warmgewalzt werden. Bei der Warmbearbeitung des Barrens auf die Abmessungen des warmgewalzten Bandes wird das Material vorzugsweise auf eine Temperatur im Bereich zwischen 1250 C und der Temperatur erwärmt, die das Material ertragen kann, ohne daß es zu der als "Verbrennung" bekannten Erscheinung kommt, was später die Verflüssigung niedrigschmelzender Phasen einschließt, die üblicherweise an den oder in Nähe der Korngrenzen des so gegossenen Materials beginnt. Die Erwärmung auf eine hohe Temperatur in diesem Bereich kann verschoben werden, wenn zweistufig gearbeitet wird, so daß der Barren zunächst bei einer niedrigeren Temperatur zu einem Quader oder einem sonstigen Zwischenkörper warmgewalzt wird, der dann auf die erwähnte hohe Temperatur erwärmt und zu einem Band warmgewalzt wird. Gute Ergebnisse lassen sich erzielen, wo das Material auf eine Temperatur von etwa 1370° C erwärmt und auf ein Maß von etwa 2 mm Stärke herunter warmbearbeitet wird. Es kann zwar auch mit

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geringeren oder höheren Dickenwerten gearbeitet werden, nämlich Dickenwerten zwischen 1,5 nun und etwa 6,3 mm, jedoch wird vorzugsweise eine Stärke von etwa 2 mm angestrebt.

Nach der Warmbearbeitung wird das Material vorzugsweise entzundert. Zu diesem Zeitpunkt kann es geglüht werden, worauf sich der erste Schritt des Kaltwalzens anschließt. Der erste Kaltbearbeitungsschritt bewirkt üblicherweise eine Verringerung der Querschnittsfläche des Materials zwischen 50 % und 75 % der bei der Warmbearbeitung erhaltenen QuerSchnittsfläche. Danach wird das Material vorzugsweise einer Zwischen-Streifenglühung bei einer Temperatur im Bereich zwischen 800° C und 900° C ausgesetzt, worauf das Material erneut entzundert und auf Endmaß, beispielsweise 0,2 bis 0,38 mm, vorzugsweise 0,28 mm kaltbearbeitet wird. Bei der abschließenden Kaltbearbeitung auf Endmaß wird die Querschnittsfläche zwischen 5O % und 75 % verringert, worauf der Stahl einer entkohlenden Glüh-Wärmebehandlung ausgesetzt wird.

Vorzugsweise erfolgt diese entkohlende Glüh-Wärmebehandlang im Rahmen einer Streifenglühung, die üblicherweise bei einer Temperatur zwischen 760° C und 870° C vorzugsweise in Wasserstoffatmosphäre mit einem Taupunkt über +4⁰C durchgeführt wird. Nach der entkohlenden Glühung des Materials, das dabei üblicherweise die Form eines Wickels oder einer Spule hat, wird das Material einer Kastenglühungs-Wärmebehandlung unterworfen, die bei einer Temperatur zwischen 1100° C und 1300° C stattfindet. Diese Kastenglühung s-Wärmebehandlung erfolgt üblicherweise in einer nichtoxydierenden oder reduzierenden Atmosphäre wie trockenem Wasserstoff mit einem Taupunkt von -40° C innerhalb des angegebenen Temperaturbereichs für eine Dauer von mehr als etwa 24 Stunden. Nach einer langsamen Abkühlung auf Raumtemperatur weist das Material vorwiegend Körner mit (110) [ooi] -Ausrichtung und eine sekundär rekristallisierte MikroStruktur auf.

Aus dem vorstehend erläuterten Verfahrensablauf ergibt sich, daß die zuletzt stattfindende Kastenglühung nur in dem angegebenen Temperaturbereich vorgenommen werden kann, in dem das Material eine

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geschlossene Gammaschleife hat. Durch Auswahl der Zusammensetzung, wie das zuvor beschrieben wurde, und durch Behandlung entsprechend dem zuvor erläuterten Ablauf durchläuft das die geschlossene Gammaschleife aufweisende Material keine Phasenumwandlung, so daß eine sekundär rekristallisierte Mikrostruktur erhalten wird, die dadurch charakterisiert ist, daß das Kornvolumen vorwiegend eine (110) [ooij -Ausrichtung hat.

Offene Gammaschleife - primär rekristallisierte Mikrostruktur - (110) Cooil -Textur - H-BEhandlung

Um die (110) [jOOl] -Textur in Legierungen mit offener Gammaschleife zu erzeugen, wird die Zusammensetzung so gewählt, daß zwischen 4 % und 6 % Kobalt, 1 - 1,5 % Silizium, bis zu 0,8 % Chrom, weniger als 0,03 % Kohlenstoff und weniger als 0,01 % Schwefel, im übrigen Eisen und unbestimmte Verunreinigungsmengen anwesend sind. In einer Zusammensetzung mit offener Gammaschleife können geringe Mengen an Aluminium enthalten sein, wobei dann vorzugsweise der Siliziumgehalt am unteren Ende des Bereiches gehalten wird und ein Zusatz an Chrom sich von gewissem Nutzen erweist. Fehlt ein nennenswerter Aluminiumanteil, so können bis zu 0,8 % Chrom bei einem Siliziumgehalt im Bereich zwischen 1 % und 1,5 % Verwendung finden.

Dieses Material wird in der gleichen Weise wie im vorhergehenden Beispiel geschmolzen und vorzugsweise zu Barren, fortlaufenden Tafeln oder anderen geeigneten Formen gegossen. Das gegossene Material wird dann bei einer Temperatur vorzugsweise im Bereich zwischen etwa 1000° C und etwa 1100° C warmbearbeitet, um das Material zu einem Band mit einer Dicke im Bereich zwischen etwa 2 mm und 3,8 mm zu reduzieren. Nach der Warmbearbeitung wird das Material entzundert und vorzugsweise bei einer Temperatur im Bereich zwischen etwa 800 C und der A ^-Temperatur der Legierung etwa 1 Stunde lang geglüht. Danach wird das warmbearbeitete Material in einem oder mehreren Schritten kaltbearbeitet, wobei mindestens der letzte Kaltbearbeitungsschritt eine Verringerung der Querschnittsfläche zwischen 50 % und 75 % bewirkt und zwischen die

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einzelnen Kaltbearbeitungsschritte jeweils eine Zwischenglühung geschaltet wird.

Der anfängliche Kaltbearbeitungsvorgang oder Kaltbearbeitungsschritt fällt unter den Begriff der "Warm-/Kaltbearbeitung", d. h. es findet eine Kaltbearbeitung bei einer erhöhten Temperatur üblicherweise im Bereich zwischen Raumtemperatur und 300° C statt. Eine solche Warm-/Kaltbearbeitung fällt ebenfalls unter den Begriff einer "Kaltbearbeitung in einem oder mehreren Schritten" , wie er zuvor benutzt wurde. Es sei jedoch darauf hingewiesen, daß bevorzugte Ergebnisse erzielt werden, wenn der abschließende Kaltbearbeitungsschritt im wesentlichen bei Raumtemperatur erfolgt, wobei dieser abschließende Kaltbearbeitungsschritt eine Reduktion der Querschnittsfläche zwischen 50 % und 75 % bewirkt.

Beispielsweise kann ein typischer Verfahrensablauf bei der Dickenverringerung so aussehen, daß das Material zu einem Band mit etwa 2,5 mm Stärke warmbearbeitet, anschließend entzundert, geglüht und bei einer Temperatur von bis zu etwa 260° C auf eine Stärke von etwa 0,75 mm warm-/kaltbearbeitet wird, worauf eine Zwischenglühung bei einer Temperatur von 900° C etwa 1 Stunde lang vorgenommen wird und sich eine Kaltbearbeitung auf ein Endmaß VOH etwa 0,28 mm anschließt.

Nach der Reduktion auf Endmaß wird die Materialoberfläche gereinigt und anschließend einem abschließenden Glühvorgang in einer nicht oxydierenden oder einer reduzierenden Atmosphäre bei einer Temperatur im Bereich zwischen 800° C und der A -Temperatur der so behandelten Zusammensetzung unterworfen. Vorzugsweise wird das Material auf dieser Temperatur zwischen etwa 24 und etwa 48 Stunden lang gehalten, anschließend langsam auf Raumtemperatur abgekühlt. Diese Behandlung ergibt in der endgültig erhaltenen Legierung ein Übergewicht an Körnern mit (110) [ooI^-Ausrichtung, einer primär rekristallisierten Kornstruktur und normalem Kornwachstum, gegenüber der sekundär rekristallisierten MikroStruktur des nach dem zuvor beschriebenen Verfahren behandelten Materials.

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Das zuvor beschriebene Verfahren wurde als Η-Verfahren oder H-Behandlung bezeichnet, während das als nächstes zu beschreibende Verfahren als C-Verfahren bzw. C-Behandlung bezeichnet wird.

Offene Gammaschleife - Primär rekristallisierte MikroStruktur - (100) [boij-Ausrichtung - C-Behandlung

Für die C-Behandlung kann im wesentlichen das gleiche Material wie für die Η-Behandlung eingesetzt werden, mit einer wichtigen Ausnahme. Diese Ausnahme besteht darin, daß dann, wenn der Siliziumgehalt entfällt und Chrom verwendet wird, der Chromgehalt auf einen Maximalwert von 0,3 % beschränkt werden muß, um die (100) [pol]-Ausrichtung zu erhalten. Überschreitet der Chromanteil 0,3 %, insbesondere Mengen zwischen 0,5 % und 0,8 %, so führt die nachstehend beschriebene Behandlung zu auf Endmaß gebrachtem Bandmaterial mit (110) [ooi]]-Textur statt zu der gewünschten (100) [poij-Textur. Abgesehen von den vorstehend erwähnten Beschränkungen hinsichtlich der Zusammensetzung wird im wesentlichen die gleiche Zusammensetzung wie bei der Η-Behandlung verwendet, um die (100) Γ00Ij-Ausrichtung mit einer offenen Gammaschleife in einer primär rekristallisierten MikroStruktur zu erhalten.

Entsprechend dieser Behandlung wird eine Schmelze hergestellt, die weniger als 0,03 %. Kohlenstoff, weniger als 0,01 % Schwefel, von 4 % bis 6 % Kobalt, von 1 % bis 1,5 % Silizium, bis zu 0,3 % Aluminium, bis zu 0,8 % Chrom, Rest Eisen mit unbestimmten Verunreinigungsmengen enthält. Diese Schmelze wird vorzugsweise in Barrenform, die Form einer fortlaufend gegossenen Tafel oder eines sonstigen geeigneten Körpers gegossen und dann bei einer Temperatur im Bereich zwischen 1000° C und 1100° C zu einem Band warmbearbeitet. Am Ende der Warmbearbeitung weist das Band typischerweise ein Maß im Bereich zwischen 2,5 mm und 6,3 mm Stärke auf. Das Endmaß hängt naturgemäß von den speziellen Bedingungen und den erforder-¹-lichen Kaltreduktionen ab, die nach der Warmbearbeituny erfolgen müssen.

3 6/08Rh

Nach der Warmbearbeitung wird das Material vor einer Kaltbearbeitung, üblicherweise durch Beizen, entzundert. Nach dem Entzundern wird das Material vorzugsweise bei einer Temperatur im Bereich zwischen 800° C und der A .-Temperatur der Zusammensetzung geglüht, üblicherweise in einer inerten oder reduzierenden Atmosphäre. Danach wird das Material in einem oder mehreren Vorgängen auf Endmaß kaltbearbeitet, wobei mindestens der letzte der Kaltbearbeitungsschritte eine Reduktion der Querschnittsfläche von mehr als 75 % bewirkt. Zwischen die Kaltbearbeitungsschritte wird erneut eine Zwischenglühung geschaltet, die üblicherweise bei einer Temperatur im Bereich zwischen 800° C und der A -Temperatur des

Cl

Materials stattfindet. Es versteht sich, daß auch die weiter oben in Verbindung mit der Η-Behandlung erwähnte Warm-/Kaltbearbeitung gemeint ist, wenn hier von einer Kaltbearbeitung des Materials gesprochen wird. Wird das Material mehr als einem Kaltbearbeitungsvorgang unterworfen, so soll mindestens der letzte Kaltbearbeitungsschritt die Verringerung der Querschnittsfläche von mehr als 75 % bewirken, und optimale Ergebnisse werden erzielt, wo jeder Kaltbearbeitungsschritt eine Verringerung der Querschnittsfläche von mehr als 75 % bewirkt.

Ein typisches Programm für die Kaltbearbeitung des Materials auf ein Fertigmaß von etwa 0,28 mm würde wie folgt ablaufen: Das Band wird auf etwa 4,5 mm warmgewalzt, bei einer Temperatur von etwa 260° C auf ein Maß von etwa 2 mm warm-/kaltbearbeitet, geglüht, anschließend auf eine Stärke von 1 mm warm-/kaltbearbeitet und ohne jegliche Zwischenglühung bei Umgebungstemperatur auf das Endmaß von etwa 0,28 mm kaltbearbeitet. Nach der Kaltbearbeitung auf Endmaß wird die Materialoberfläche in der erforderlichen Weise gereinigt und anschließend bei einer Temperatur im Bereich zwischen 800° C und der A_cl-Temperatur des Materials während etwa 24 bis Stunden einer Primärrekristallisations-Glühung unterworfen. Vorzugsweise wird während einer solchen abschließenden Glühung eine Atmosphäre trockenen Wasserstoffs mit einem Taupunkt von weniger als etwa -40° C verwendet.

Die Erfindung wird nachstehend unter Bezugnahme auf die folgenden

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Beispiele welter erläutert: Beispiel I

Es wird Bezug auf die nachstehende Tabelle I genommen, die die Zusammensetzung einer Reihe hergestellter Legierungen enthält, die hinsichtlich ihrer Sättigungsinduktion, ihres Widerstandswertes sowie daraufhin untersucht wurden, inwieweit ihre Umwandlung innerhalb oder außerhalb des erfindungsgemäß in Betracht gezogenen Bereichs liegt.

	% Co -	% Si	% Al	Tabelle I	P (μΛ-cm)	1200° C Umwandlung
Legierung	4	1/5	—	B S (G)	31,4	ja
12	4	1.5	0,25	21,400	35,6	nein
18	4	1,2	0,3	21.200	31,5	nein
30	4	1,3	0,2	21.600	32,6	nein
31	4	1,3	0,3	21.600	33,1	nein
32	5	1,3	0,3	21 .600	33,6	nein
33	5	1,4	0,3	21,700	35,4	nein
34	6	1,4	0,3	21.500	35,5	nein
35	6-	1,5	0,2	21.700	35,5	nein
36	6	1,5	0,3	21.700	37,1	nein
37			21.600

Alle außer der zuerst aufgeführten Zusammensetzung der Tabelle I waren in erster Linie für eine Legierung mit geschlossener Gammaschleife vorgesehen, wobei die Legierung einen Sättigungsinduktionswert nahe demjenigen reinen Eisens von mindestens 21.500 Gauß und einen Widerstandswert (spezifischen Widerstand) von mehr als etwa 30 Mikroohm-cm hat. Die in der Tabelle I zusammengestellten Ergebnisse zeigen, daß der Zusatz von nur etwa 1,5 % Silizium zu einer 4 %-Kobalteisen-Legierung zu Sättigungsinduktionswerten, die

liegen etwas niedriger als die angestrebten Werte von 21.500 G/ sowie zu geeigneten Widerstandswerten führte. Jedoch erfuhr die Legierung bei Erwärmung auf 1200° C eine Phasenumwandlung. Dar Zusatz von

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0,25 % Aluminium zu der 4 %-Kobalt-l,5 %-Silizium-Legierung verhinderte die Phasenumwandlung bei Erwärmung auf 1200° C, erhöhte den Widerstandswert, aber senkte den Sättigungswert etwas ab.

Da der Sättigungswert von 21.200 G der Legierung Nr. 18 unter dem entsprechenden Wert reinen Eisens liegt, wurde eine Kompensation vorgenommen, um die in der nächsten Legierungsreihe durch den Zusatz von Silizium und Aluminium hervorgerufenen verringerten Sättigungswert wieder anzuheben. Die 4 % Kobalt und insgesamt 1,5 % bis 1,6 % Silizium plus Aluminium enthaltenden Legierungen 30 bis 32 wiesen somit zufriedenstellende Sättigungs- und Widerstandswerte auf, ohne im übrigen bei Erwärmung auf 1200° C eine Phasenumwandlung zu durchlaufen, was einer geschlossenen Gammaschleife entspricht.

Der Einfluß eines erhöhten Kobaltanteils zeigt sich deutlich in Verbindung mit den Legierungen 33 bis 37, die 5 bis 6 % Kobalt und insgesamt 1,6 bis 1,8 % Silizium plus Aluminium enthielten. Alle diese Legierungen hatten ausgezeichnete Sättigungs- und Widerstandswerte, ebenso eine geschlossene Gammaschleife, da es bei Erwärmung auf 1200° C zu keiner Umwandlung kam. Wenn der Silizium-/ Aluminiumgesaratgehalt auf dem Niveau von 1,5 % bis 1,6 % gehalten worden wäre, wären für die Legierungen mit höherem Kobaltanteil sogar noch höhere Sättigungswerte erzielt worden. In Verbindung mit einer solchen geschlossenen Gammaschleife, wie sie sich aus der Tatsache ergibt, daß nach Erwärmung auf 1200° C keine Umwandlung stattfand, wird es klar, daß die sog. (110) J^OOl]J-Texturen in diesen Legierungen unter Anwendung der vorstehend zuerst erläuterten Behandlung durch den Vorgang sekundärer Rekristallisation gebildet werden.

3 0 9 8 :: 0 / (j « ?J l·.

Beispiel II

	% Co	% Si	Tabelle II	_%	-	Cr	% C	_%	C
Legierung Nr.	3,94	1,46	analysiert % Mn	0,	-	01	0,0075	0	,03
1459	3,93	1,46	0,14	o,	-	49	0,020	0	/03
1460	3,94	0,97	0,13	0,	-	49	0,018	0	/01
1461	3,81	0,97	0,15	0,	-	48	0,002	0	/01
1463	3,93	0,005	0,14	0,	-	51	0,010		-
1464	% Co	% Si	0,14	_%	0,	Cr	% S	0	,03
	4	1/5	nominell % Mn			0,005	0	,03
SB44	4	1/5	0,15		0,010
SB45	4	1/5	0,15		-
SB46	4	1/5	0,15		0,005
SB47	4	1/5	0,15		-
SB48	4	1/5	0,15		-
SB49	4	1/5	0,05	15	—
SB50		0,05

Die Legierungen mit den Zusammensetzungen der Tabelle II wurden der weiter oben erläuterten Η-Behandlung ausgesetzt. Im speziellen wurden diese Legierungen zu Barren gegossen, die anschließend bei einer Temperatur von 1050° C zu Bahnen oder Bändern mit einer Dicke von 2,5 mm warmgewalzt wurden. Nach dem Warmwalzen wurden die so erhaltenen Bahnen oder Bänder gebeeizt, eine Stunde lang bei 900° C in Argon geglüht, bei 260° C auf eine Stärke von 0,75mm warm-/kaltgewalzt, eine Stunde lang bei 900° C in Argon geglüht und auf ein Fertigmaß von 0,28 mm Dicke kaltgewalzt. Das auf Endmaß gebrachte Material wurde gereinigt und danach in trockenem Wasserstoff 48 Stunden lang bei einer Temperatur von entweder 850° C oder 900° C unter Verwendung eines programmierten Erwärmungs- und Abkühlzyklus von 50° C/h geglüht.

Nach Abkühlung auf Raumtemperatur wurden die magnetischen Eigen-

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schäften gemessen, und die dabei erhaltenen Ergebnisse sind in der nachstehenden Tabelle III zusammengestellt.

Tabelle III

	Temp.	Scheitel	Moment-	H C	^Bio	^B100
Legierung	(° C)	moment	verhältn.	(Oe)	(kG)	(kG)
1459	900	189.400	0,41	0,138	18,9	21,1
1460	850	153.200	0,39	0,221	17,7 ,	20,2
1461	900	131.400	0,40	0,168	18,1	20,5
1463	900	180.400	0,43	0,175	17,9	20,6
1464	850	143.200	0,44		—	-

Das Scheitelmoment und die Momentverhältnisse wurden mittels Momentmagnetometer-Untersuchungen von Scheiben des Bandmaterials ermittelt. Die in Tabelle III wiedergegebenen Untersuchungsergebnisse zeigen, daß niedrige Scheitelverhältnisse ein hohes Maß an (110) COOlJ -Textur bedeuten. Während die Legierungen 1459 und 1463 ein hohes Scheitelmoment haben, zeigen die Momentver* ältnisse ein überwiegend der Körner mit (110) QOOl]-Texturbildung an. Wie zu erwarten, fällt für die letzten vier Legierungen weder der B-noch der B.__-Wert so hoch wie für die Legierung 1459 aus, der

WJkJ

kein Chrom bewußt zugesetzt wurde.

Es ist vermutlich als wesentlich anzusehen, daß die Legierung 1464, die keinen bewußten Zusatz an Silizium und 0,6 % Chrom, das einer 4 %-Kobalteisen-Legierung zugesetzt war, aufwies, keine (10O) LOOlJ-Korntextur bilden konnte, selbst bei Herstellung in Verbindung mit der zuvor erläuterten C-Behandlung. Statt dessen deutete ein niedriges Momentverhältnis auf ein überwiegen der (110) [00 Ij -Texturbildung in dieser Legierung hin.

Es wird auf die nachstehende Tabelle IV Bezug genommen, die die Verhältnisse -veranschaulicht, die sich ergeben, wenn die H-Behandlung in der gleichen Weise wie für die Beispiele der Tabelle III eingesetzt wird, mit der Ausnahme, daß die letzte Gruppe Doppellegierungen keiner Warm-/Kaltbearbeitung unterworfen wurde. Die dabei erhaltenen magnetischen Eigenschaften sind folgende:

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	Legierung	Behand lung	Scheitel- moment	* Nur Kaltbearbeitung	Tabelle IV	H (Oe)	^B10 (kG)	^B100	^Pcl5/6O (W/lb)	^Pcl7/6O iW/lb)	OJ ι—*
	SB44	H	164.000		Moment- verhältn.	0,245	18,0	20,5	0,71	1,03	)7862
	SB45	H	124.000		0,48	0,355	17,9	20,4	0,90	1,30
	SB46	H	186.000		0,46	0,153	18,6	20,1	0,67	0,89
	SB47	H	193.000	0,41	0,212	19,5	21,4	0,63	0,83
u>	SB48	.H	173.700	0,42	0,181	18,7	20,2	0,67	0,90
O *<£>*	SB49	H	14 8.800	0,46	O,i66	18,0	20,7	0,67	0,94
OO	SB50	H	153.800	0,53	0,163	18,2	20,8	0,66	0,92
CO	SB44	H *	167.200	0,50	0,228	18,1	20,5	0,82	ro 1,10 (ο
O OO OO	SB45	H *	96.400	0,40	0,336	17,5	20,0	0,97	1,37 '
CJT	SB46	H »	193.200	0,40	0,150	19,3	21,6	0,67	0,89
	SB47	H ^K	178.800	0,39	0,218	19,1	21,1	0,74	0,97
	SB48	H *	175.000	0,40	0,168	18,8	21,1	0,71	0,95
	SB49	H *	194.500	0,43	0,136	18,7	20,9	0,67	0,90
	SB50	H *	200.300	0,42	0,141	19,1	21,3	0,55	0,75
			0,42

Die in Tabelle IV zusammengestellten Werte lassen erkennen, daß für alle Legierungen außer der 0,010 % Schwefel enthaltenden Legierung SB45 gute Momentwerte erzielt werden. Schwefelzusätze führen allgemein zu einer Erhöhung der Koerzitivkraft, aber gute Texturen wurden mit Zusätzen von bis zu 0,005 % Schwefel erhalten. Ferner wird durch Vergleich der Scheitelmomente sowie der Momentverhältnisse ersichtlich, daß diese Legierungen überwiegend Körner mit (110) [0013-Ausrichtung enthalten, die sich ergab, wenn das Warm-/Kaltwalzen durch vollständiges Kaltwalzen ersetzt wurde. Sofern die Kernverlustergebnisse etwas widersprüchlich erscheinen, so läßt sich dies aus der Tatsache erklären, daß die Endabmessung aller warm-/kaltbearbeiteten Proben und der Probe SB50, die ausschließlich bei Raumtemperatur bearbeitet wurde, in der Nähe von 0,23 mm lag, während alle anderen Beispiele ein Endmaß nahe der nominellen Stärke von 0,28 hatten.

Beispiel III

Die Legierung 1459 wurde ebenfalls der C-Behandlung ausgesetzt. Die Legierung 1459 hatte dabei die zuvor in Tabelle II angegebene Zusammensetzung. Bei Anwendung der C-Behandlung auf die Legierung 1459 wurde der Barren bei 1050° C auf eine Stärke von 4,5 mm warmgewalzt, gebeizt und danach 5 Stunden lang bei einer Temperatur von 9OO° C geglüht. Nach dem Glühen wurde das warmbearbeitete Material bei 2OO° C auf eine Stärke von 2 mm kaltgewalzt und anschließend wieder 5 Stunden lang bei 900° C geglüht. Nach dem Zwischenglühen wurde das Material bei 260° C auf eine Dicke von 1 mm warmgewalzt und danach sogleich bei Raumtemperatur auf eine Dicke von 0,28 mm kaltgewalzt.

Es wurden Epstein-Proben in Walzrichtung geschnitten und Momentscheiben 48 Stunden lang bei einer Temperatur von 900° C in trokkenem Wasserstoff mit einem Taupunkt von weniger als -40° C geglüht, wobei die Erwärmung und Abkühlung so programmiert wurde, daß sich eine maximale Temperaturänderung von 50° C/h ergab. Dabei wurden die folgenden magnetischen Messungen erhalten:

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	Behandlung	Scheitel- moment ₃ (erg/cm·³)	Scheitel verhält nis	H f	C Oe)	Tabelle '	^Bio (kG)	^B100 CkG)	^Pcl5 (W/lb)	60 Hz	^Pcl9 (W/lb)
	H C	189.400 134.600	0,41 0,78	0, ο,	138 177	V	18,9 17,9	21,1 20,5	0,64 0,78	^Pcl7 (W/lb)	1,19 1,41
						Gleichspannung				0,86 1 ,05
						^Bl (kG)
309836/					17,2 16,0
ο co co cn

Der hohe Scheitelmomentwert und das niedrige Scheitelverhältnis lassen erkennen, daß die Behandlung H ein höheres Maß an (110) LOOlH-Ausrichtung ergab. Der B -Wert ist ziemlich hoch, und der 17 kG-Kernverlust ist ähnlich dem für 3,25 %-Siliziumstahl, wie er im Handel als Typ M5 bekannt ist.

Andererseits zeigt die Behandlung C, die das angegebene Scheitelmoment und ein hohes Scheitelverhältnis ergab, daß dabei überwiegend Körner mit einer (100) C00l3-Ausrichtung erhalten wurden, wie sich das in ähnlicher Weise für einen höheren Kobaltanteil aufweisende Legierungen beobachten ließ. Wie zu erwarten, waren die Induktions- und Verlustwerte nicht so gut wie die für die H-Behandlung gemessenen, wo sich überwiegend Körner mit (110) C001} -Ausrichtung ergeben hatten.

Aus den vorstehenden Untersuchungsergebnissen ist ersichtlich, daß sich aus den Zusammensetzungen nach der Erfindung sowohl eine offene Gammaschleife als auch eine geschlossene Gammaschleife aufweisende Werkstoffe gewinnen lassen. Darüber hinaus führen drei verschiedene Behandlungsarten zu unterschiedlichen Ergebnissen, nämlich einmal einer sekundär rekristallisierten MikroStruktur, bei der die Körner (110) CooiJ-Ausrichtung annehmen und zum anderen Werkstoffen mit offener Gammaschleife, die - je nach der angewandten Behandlung - entweder eine (110) tOOl] -Kornausrichtung oder aber eine (100) COOlJ -Kornausrichtung haben. Die beiden letztgenannten Materialtypen weisen dabei einen primär rekristallisierten Kornaufbau und normales Kornwachstum auf.

Die sobehandelten Werkstoffe lassen sich in geeigneter Weise sowohl für Verteilungs- als auch für Leistungstransformatoren einsetzen, die infolge der höheren Induktionswerte und der höheren Widerstandswerte der Legierungen nach der Erfindung ein gegenüber gleichartigen Transformatoren verringertes Gewicht und verringerte Abmessungen haben.

Patentansprüche; 309836/0885

Claims

Patentansprüche ;

1. Legierung für Transformatorkernmaterial, dadurch gekennzeichnet, daß die Legierung im wesentlichen aus von 4 % - 6 % Kobalt, von 1 % - 1,5 % Silizium, bis zu 0,03 % Schwefel, weniger als 0,03 % Kohlenstoff, Rest Eisen mit unbestimmten Verunreinigungsmengen besteht.

2. Legierung nach Anspruch 1, gekennzeichnet durch einen Aluminiumgehalt von bis zu 0,3 %.

3. Legierung nach Anspruch 2, gekennzeichnet durch einen gemeinsamen Anteil von Silizium und Aluminium im Bereich zwischen 1,5 % und 1,8 %.

4. Legierung nach Anspruch 2 oder 3, dadurch gekennzeichnet, daß der gemeinsame Anteil an Silizium und Aluminium im Bereich zwischen 1,5 % und 1,6 % liegt.

5. Legierung nach einem oder mehreren der Ansprüche 1-4, dadurch gekennzeichnet, daß der Kobaltgehalt im Bereich zwischen 5 und 6 % liegt.

6. Legierung nach einem oder mehreren der Ansprüche 2-5, gekennzeichnet durch einen Siliziumanteil zwischen 1,2 % und 1,5 %, einen Aluminiumgehalt zwischen 0,2 % und 0,3 % sowie einen Schwefelgehalt von weniger als 0,01 %.

7. Legierung nach Anspruch 5, gekennzeichnet durch einen Schwefelanteil von weniger als 0,005 %.

8. Legierung nach einem der Ansprüche 2-5, gekennzeichnet durch einen Mangangehalt von bis zu 0,3 L

9. Legierung nach einem der Ansprüche 1-4, gekennzeichnet durch einen Chromgehalt von bis zu 0,8 %.

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10. Legierung nach Anspruch 9, gekennzeichnet durch einen Chromanteil zwischen O,l % und 0,8 %.

11. Legierung nach Anspruch 7, 8 oder 10, dadurch gekennzeichnet, daß der Gehalt an Silizium und Chrom 2 % nicht übersteigt.

12. Legierung nach Anspruch 8, 10 oder 11, dadurch gekennzeichnet, daß der Kobaltanteil im Bereich zwischen 4 % und 5 % liegt.

13. Legierung nach einem der Ansprüche 9-12, dadurch gekennzeichnet, daß Schwefel in einer Menge von weniger als 0,01 % vorliegt und die Legierung eine offene Gammaschleife hat und ein Hauptteil der Körner in dem Bandmaterial eine (110) £00Ij Ausrichtung sowie eine primär rekristallisierte MikroStruktur aufweist.

14. Legierung nach Anspruch 2, 3, 4, 5 oder 8, dadurch gekennzeichnet, daß das Aluminium in einer Menge von 0,2 - 0,3 % und der Schwefel in einer Menge von 0,01 - 0,03 % anwesend sind, die Legierung eine geschlossene Gammaschleife hat und ein Hauptteil der Körner in dem Bandmaterial eine (110) £ooil-Ausrichtung sowie eine sekundär rekristallisierte Mikrostruktur hat.

15. Legierung nach einem der Ansprüche 1-7, dadurch gekennzeichnet, daß sie eine offene Gammaschleife hat und ein Hauptteil der Körner in dem Bandmaterial eine (110)C 00 Ij -Ausrichtung und eine primär rekristallisierte Mikrostruktur aufweist.

16. Legierung nach einem der Ansprüche 2-7, dadurch gekennzeichnet, daß sie eine geschlossene Gammaschleife, eine Sättigungsinduktion von mindestens 21.500 Gauß und einen Widerstandswert von mehr als 30 Mikroohm-cm hat.

17. Verfahren zur Herstellung einer (110)L00IJ -Textur in einer Legierung nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 - 16, dadurch gekennzeichnet, daß ein Barren mit einer Zusammensetzung

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von weniger als 0,03 % Kohlenstoff, weniger als 0,01 % Schwefel, von 4 - 6 % Kobalt, von 1 - 1,5 % Silizium, bis zu 0,3 % Aluminium, bis zu 0,8 % Chrom, Rest Eisen mit unbestimmten Verunreinigungsmengen bei einer Temperatur im Bereich zwischen 100° und 1100° C warmbearbeitet, das warmbearbeitete Material in zwei oder mehr Schritten auf Fertigmaß kaltbearbeitet wird, wobei der letzte Kaltbearbeitungsschritt eine Verringerung der Querschnittsfläche zwischen 50 % und 75 % bewirkt und zwischen aufeinanderfolgenden Kaltbearbeitungsschritten jeweils eine Zwischenglühung im Bereich zwischen 800° C und der A .-Temperatur der Zusammensetzung eingeschaltet wird, und daß das auf Endmaß gebrachte Material bei einer Temperatur im Bereich zwischen 800° C und der A .-Temperatur der Zusammensetzung eine EndglÜhung erfährt, so daß das Material überwiegend Körner mit (110) £ooiJ -Ausrichtung, einer primär rekristallisierten MikroStruktur und normalem Kornwachstum aufweist.

18. Verfahren nach Anspruch 17, dadurch gekennzeichnet, daß die Kaltbearbeitung zum Teil bei einer Temperatur zwischen Raumtemperatur und 500° C erfolgt.

19. Verfahren nach Anspruch 17 oder 18, dadurch gekennzeichnet, daß als EndglÜhung eine Kastenglühung für eine Zeitdauer zwischen 24 und 48 Stunden in einer reduzierenden Atmosphäre mit einem Taupunkt von weniger als -40° C vorgenommen wird.

20. Verfahren nach Anspruch 17, 18 oder 19, dadurch gekennzeichnet, daß bei der abschließenden Kaltbearbeitung auf Endmaß eine Verringerung der Querschnittsfläche im Bereich zwischen 60 % bis 70 % bewirkt wird.

21. Verfahren zur Herstellung einer (100) CoOlH -Textur in einer Legierung nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 - 16, dadurch gekennzeichnet, daß eine Schmelze mit einer Zusammensetzung von weniger als 0,03 % Kohlenstoff, weniger als 0,01 % Schwefel, von 4 - 6 % Kobalt, von 1 - 1,5 % Silizium, bis zu

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0,3 Aluminium, bis zu 0,8 % Chrom, Rest Eisen mit unbestimmten Verunreinigungsmengen zu einem Barren gegossen, der Barren bei einer Temperatur im Bereich zwischen 1OOO° und 1100° C warmbearbeitet, das warmbearbeitete Material in zwei oder mehr Schritten auf Fertigmaß kaltbearbeitet wird, wobei mindestens der letzte Kaltbearbeitungsschritt eine Verringerung der Querschnittsfläche von mehr als 75 % bewirkt und zwischen jeden Kaltbearbeitungsschritt jeweils eine Zwischenglühung bei einer Temperatur im Bereich zwischen 800° C und der A .-Temperatur der Zusammensetzung eingeschaltet wird, und daß das auf Endmaß gebrachte Material bei einer Temperatur im Bereich zwischen 800 C und der A j-Temperatur der Zusammensetzung einer Endglühung ausgesetzt wird, so daß das Material überwiegend Körner mit (100) LOOlJ -Ausrichtung, einer primär rekristallisierten MikroStruktur und normalem Kornwachstum aufweist.

22. Verfahren nach Anspruch 21, dadurch gekennzeichnet, daß als Endglühung eine Kastenglühung während einer Zeitdauer von 24 - 48 Stunden in einer reduzierenden Atmosphäre mit einem Taupunkt von weniger als -40° C vorgenommen wird.

23. Verfahren zur Herstellung einer (110) Loo£]-Textur in einer Eisenbasislegierung nach einem oder mehreren der Ansprüche 1-16, wobei diese Legierung eine geschlossene Gammaschleife aufweist, dadurch gekennzeichnet, daß eine Schmelze mit einer Zusammensetzung von weniger als 0,03 % Kohlenstoff, von 0,05 % bis 0,3 % Mangan, von 0,01 - 0,03 % Schwefel, von 4,0 - 6,0 % Kobalt, von 1,2 - 1,5 % Silizium, bis zu 0,2 % - 0,3 % Aluminium, bis zu 0,8 % Chrom, Rest Eisen mit unbestimmten Verunreinigungsmengen zu einem Barren gegossen, die so gegossene Schmelze bei einer Temperatur im Bereich zwischen 1250° C und der höchsten Temperatur die möglich ist, ohne eine Verbrennung hervorzurufen, warmbearbeitet, das warmbearbeitete Material in zwei oder mehr Schritten auf Fertigmaß kaltbearbeitet wird, wobei der letzte Kaltbearbeitungsschritt eine Verringerung der Querschnittsfläche zwischen 50 % und 75 % bewirkt und zwischen

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aufeinanderfolgenden Kaltbearbeitungsschritten jeweils eine Zwischenglühung im Bereich zwischen 800 C und der Ά -Temperatur der Zusammensetzung eingeschaltet wird, daß h^ierauf durch Glühen bei einer Temperatur im Bereich zwischen 760° C und 870° C in Wasserstoffatmosphäre, deren Wasserstoff einen Taupunkt über +4 C hat, eine Entkohlung vorgenommen und sodann das entkohlte, auf Endmaß gebrachte Material bei einer Temperatur im Bereich zwischen 1100° und 1300° C kastengeglüht wird, so daß das Material überwiegend Körner mit (110) Coo£J -Ausrichtung und eine sekundär rekristallisierte Mikrostruktür aufweist.

KN/hs/me 3

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