DE2307903A1 - Verfahren zur verbesserung der magnetischen eigenschaften von eisenkobaltlegierungen - Google Patents

Description

Die vorliegende Erfindung bezieht sich auf Eisenkobaltlegierungen, insbesondere auf solche Eisenkobaltlegierungen, die zwischen 5 und 35 % Kobalt enthalten und bei einer Wärmebehandlung nicht dem Phänomen einer Ordnungs-/ünordnungsumwandlung (order-disorder transformation) unterliegen. Die Legierung ist durch eine "Würfelan-der-Fläche^M-Textur (cube-on-face texture) charakterisiert, die sich durch die Miller Indizes (100) £00l3 ausdrücken läßt und dabei primär rekristallisierte MikroStruktur und normales Kornwachstum aufweist. Die Erzielung einer solchen Würfeltextur bedingt entweder eine einzelne oder eine mehrfache Kaltbearbeitung, und die daraus gewonnenen Legierungen finden insbesondere als magnetisches Kernmaterial für Luftfahrzeug-Generatoren Einsatz, wo derartige umlaufende Maschinen durch die magnetischen Schichtungen mit doppelter Orientierung des Kornaufbaus eine Verbesserung erfahren.

In den letzten Jahren wurden große Anstrengungen gemacht, insbesondere In der Luftfahrtindustrie, um zu kleineren und leichteren elektrischen Ausrüstungsgegenständen zu gelangen. Das hat zu er-.höhten ArbeiteInduktionen in den magnetischen Kernmaterialien von elektrischen Generatoren für Luftfahrzeuge geführt, wo für einige Ausfuhrungsformen kubisch oder doppelt ausgerichteter Siliciumstahl

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Telefon (G_ , „■-

- 2 nicht ausgerichteten Siliciumstahl ersetzt hat.

Für derzeitige und in der Zukunft zu entwickelnde Konstruktionen oder Modelle wird die Verwendung einer 50 %-Kobalteisenleglerung in Betracht gezogen, die derzeit von der Westinghouse Electric Corporation unter dem Warenzeichen "HIPERCO 50" vertrieben wird. Diese Legierung gestattet infolge ihres höheren Sättigungswertes, nämlich etwa 24.000 Gauss, sowie der niedrigen magnetokristallinen Anisotropie höhere ArbeiteInduktionen als das 3,25 %-Siliciumeisen. Eine der Hauptursachen, die einem weiter verbreiteten Einsatz der 50 %-Kobalteisenlegierung entgegensteht, ist jedoch in den hohen Kosten begründet, die sich aus dem 50 %-Kobaltgehalt ergeben, sowie in der Schwierigkeit, diese Legierung kaltzuwalzen, da Eisenkobaltlegierungen, die mehr als etwa 35 % Kobalt enthalten, bei der Wärmebehandlung einem Umwandlungs-Phänomen unterliegen, das als Ordnungs-/ünordnungs-Phänomen (order-disorder phenomenon) bekannt ist. Diese Umwandlung führt zur Entstehung eines übermäßig spröden Materials, das bei der Kaltbearbeitung extreme Schwierigkeiten mit sich bringt. Um dieses Umwandlungs-Phänomen und die sich daraus ergebende Sprödigkeit zu unterdrücken, müssen mit erheblichem Aufwand verbundene Maßnahmen getroffen werden, um eine mehr als 35 % Kobalt enthaltende Eisenkobaltlegierung in Eissole abzuschrecken, bevor das Material eine Möglichkeit hat, sich umzuwandeln.

Legierungen im Bereich von 20 - 30 % Kobalt, die dem 50 %-Kobalteisen ähnliche Sättigungswerte haben, können viel einfacher und bequemer verarbeitet werden. Diese Legierungen besitzen jedoch normalerweise, so wie sie kommerziell hergestellt werden, keinen ausgerichteten Aufbau, so daß sich infolge ihrer hohen Werte positiver Anisotropie für diese Legierungen bisher keine hohen Induktionen bei niedrigen Feldstärken beobachten ließen.

Aufgabe vorliegender Erfindung ist es, die Nachteile der nach dem Stand der Technik zusammengesetzten Legierungen zu verringern und eine Legierung sowie ein Verfahren zur Herstellung einer solchen Legierung zu schaffen, die einen brauchbaren Grad der Würfeltextur

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oder der Doppelausrichtung in Kobalteisenlegierungen mit 5 - 35 % Kobalt ergeben, so daß Legierungen zur Verfügung stehen, die sich besonders leicht kaltbearbeiten lassen. Dabei soll eine Legierung nach der Erfindung zu höheren ArbeiteInduktionen führen, als sie sich z. Z. für die Würfel-ausgerichteten 3,25 %-Siliciumeisenlegierungen oder für die nicht ausgerichteten Legierungen mit gleichen Kobaltanteilen erzielen lassen.

Zur Lösung dieser Aufgabe ist ein Verfahren zur Verbesserung der magnetischen Eigenschaften von Eisenkobaltlegierungen erfindungsgemäß dadurch gekennzeichnet, daß zunächst eine Legierung mit einer Zusammensetzung von 5 - 35 % Kobalt,bis zu 3 % Silicium, weniger als 0,3 % Chrom, weniger als 0,03 % Kohlenstoff, Rest Eisen mit unbestimmten Verunreinigungsmengen hergestellt, hierauf die Legierung durch Warmbearbeitung auf ein Zwischenmaß gebracht, die auf ein Zwischenmaß gebrachte Legierung einer Glühbehandlung unterworfen, die auf ein Zwischenmaß gebrachte Legierung in einem oder mehreren Schritten durch Kaltbearbeitung auf das gewünschte Endmaß gebracht, wobei mindestens mittels des einen oder letzten der Kaltbearbeitungsschritte eine Reduktion der Querschnittsfläche der Legierung von mindestens 75 % bewirkt wird, und daß hierauf die auf Fertigmaß gebrachte Legierung bei einer Temperatur im Bereich zwischen 800° C und der A_c^-Temperatür einer Wärmebehandlung unterworfen wird, so daß durch primäre Rekristallisation und normales Kornwachstum ein hohes Kornvolumen mit (100) C. 0013-Textur erzeugt wird.

Die Erfindung umfaßt auch eine nach dem vorstehenden Verfahren hergestellte Legierung, die zwischen 5 und 35 % Kobalt, bis zu 3 % Silicium, weniger als 0,3 % Chrom, weniger als 0,03 % Kohlenstoff, Rest Elsen mit unbestimmten Verunreinigungsmengen enthält und sich dadurch auszeichnet, daß sie eine primär rekristallisierte, normales Kornwachstum aufweisende Mikrostuktur hat, die eine (100) C0013 -Textur erzeugt, bei der mindestens 50 Vol% der Körner Ine (100)-Textur innerhalb 10 der Oberfläche der Legierung haben u.-d bei der mindestens 50 % der ausgerichteten Körner innerhalb 10° der Cool} - oder Walzrichtung angeordnet sind.

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Bei Herstellung der Legierung in Übereinstimmung mit einem oder den beiden bevorzugten Verfahren, wie sie weiter unten zu erläu-

dJLe Legierung
tern sind, weist/mindestens 50 Vol% der Körner mit einer Textur auf/ bei der die (100)-Ebene innerhalb etwa 10 der Legierungsoberfläche (bzw. der Oberfläche des Legierungsmaterials) ausgerichtet ist/ und mindestens 50 % der ausgerichteten Körner haben eine tpoi} -Richtung/ die innerhalb 10° der Walzrichtung ausgerichtet ist. Dies wird dadurch erzielt/ daß entweder ein einstufiger Kaltbearbeitungsvorgang mit einer großen Kaltreduktion oder ein zweistufiger Kaltreduktionsvorgang eingesetzt wird, wobei für den zweistufigen Kaltreduktionsvorgang dann mindestens in Verbindung mit dem abschließenden Schritt eine verhältnismäßig große Kaltreduktion durchgeführt wird. Zusätzlich kann eine "Wurfel-ander-Kante"-Ausrichtung (cube-on-edge orientation) auch dadurch herbeigeführt werden, daß von den gleichen Bearbeitungsvorgängen Gebrauch gemacht wird/ die Eisenkobaltlegierung jedoch zwischen 0/3 % - etwa 1/5 % Chrom enthält. Die Bearbeitungs- oder Behandlungsvorgänge werden weiter unten ins einzelne gehend erläutert.

Fig. 1 der zugehörigen Zeichnung gibt eine Mikrofotografie der Oberfläche einer Legierung nach der vorliegenden Erfindung mit einer primär rekristallisierten Mikrostuktur in hundertfacher Vergrößerung wieder; und

Fig. 2 ist eine Mikrofotografie eines Querschnitts der gleichen Legierung bei hundertfacher Vergrößerung, die die MikroStruktur der Fig. 1 weiter veranschaulicht.

Die Legierung nach der vorliegenden Erfindung läßt sich im wesentlichen als eine binäre Eisenkobaltlegierung beschreiben, für die der Kobaltgehalt im Bereich zwischen etwa 5 % und etwa 35 % gehalten wird, wobei der Rest im wesentlichen Eisen mit unbestimmten Verunreinigungsmengen ist. In diesem Zusammenhang ist zu beachten, daß die Legierung vorzugsweise weniger als etwa 0,3 % Mangan, weniger als etwa 0,03 % Kohlenstoff und weniger als 0,01% Schwefel enthält. Wo jedoch die Volumenresistivität (der Volumenwiderstandswert) der Legierung nach der vorliegenden Erfindung erhöht werden

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soll, kann mindestens ein weiteres die Volumenresistivität verbesserndes Element zu der im wesentlichen binären Eisenkobaltlegierung hinzugesetzt werden. Vorteilhafterweise handelt es sich dabei um bis zu etwa 1 % Silicium, bis zu etwa 1 % Vanadium, bis zu etwa 0,5 % Molybdän und nicht über 0,30 % Chrom.

Vanadium und Molybdän sorgen zwar in bekannter Weise für eine Verbesserung der Volumenresistivität, jedoch ist es wesentlich, daß das Chrom, das ebenfalls zu einer Erhöhung der Volumenresistivität führt, 0,3 Gew% nicht überschreitet. Es wurde gefunden, daß dort, wo der Chromgehalt etwa 0,3 % überschreitet, zwar die Volumenresistivität eine Verbesserung erfährt, das Chrom sich/auf die Ausbildung der doppelt orientierten oder "Würfel -an-der-Fläche"-Textur bzw. einer (100) LOOlI] -Kornorientierung in hohem Maße schädlich auswirkt.

Der Kobaltgehalt kann zwar bis zu 5 % herabreichen, um die verbesserten Sättigungswerte zu erhalten, jedoch ist einem Minimum von mindestens 8 % der Vorzug zu geben, und insbesondere sollte das Kobalt im Bereich zwischen etwa 18 Gew% und etwa 27 Gew% anwesend sein, um einen Sättigungswert zu erzielen, der dem der 50 %-Kobalteisenlegierung angenähert ist. Kobaltanteile zwischen etwa 27 % und 35 % führen zwar zu einer geringen Erhöhung des Sättigungswertes, jedoch ist die Verwendung der höheren Kobaltmengen kostspielig, und falls noch weitere Faktoren hinzukommen, kann sich eine Legierung mit dem schon weiter oben erwähnten Phänomen der "Ordnungs-Zünordnungs"-Umwandlung ergeben, wobei dieses Phänomen sich für eine hochgradige Kaltbearbeitung, die andererseits zur Erzielung der gewünschten kubischen Textur in der Legierung nach der vorliegenden Erfindung wesentlich ist, in hohem Maße als schädlich erweisen kann.

Wie schon angedeutet, weist die Legierung nach der vorliegenden Erfindung bei Behandlung entsprechend einem der nachstehend erläuterten Prozesse in ihrer Endform mindestens 50 Vol% Körner mit einer Textur auf, bei der die (100)-Ebene innerhalb 10° der Legierungeoberfläche ausgerichtet ist, und mindestens 50 % der

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auegerichteten Körner haben eine Cool]]- Richtung, die innerhalb 10° der Walzrichtung ausgerichtet ist. Es wurde gefunden, daß bis zu 70 Vol% und manchmal 80 Vol% der MikroStruktur der Legierung die (100)-Ebene in der Legierungsoberfläche in einer Ausrichtung innerhalb 15° der [jOOl\-Richtung aufweisen.

Die entsprechend der Erfindung hergestellte Legierung wird vorzugsweise unter Anwendung von Vakuumtechnologie geschmolzen, um den gewünschten Reinheitsgrad zu erzielen, der zu der Bildung der richtigen Textur führt. In diesem Zusammenhang können die Komponenten im Vakuuminduktionsverfahren geschmolzen und anschließend in Barren gegossen werden, die auf ein geeignetes Zwischenmaß warmgewalzt werden, das üblicherweise einer Stärke zwischen etwa 1,8 mm und etwa 5 mm entspricht.

Nach der Warmbearbeitung, die unter Verwendung herkömmlicher Mittel und herkömmlicher Verfahren erfolgt, wird die Legierung bis zu 8 Stunden, vorzugsweise etwa 5 Stunden lang, bei einer Temperatur im Bereich zwischen etwa 850° C und der A .-Temperatur der speziellen Legierung, die geschmolzen und warmgewalzt wurde, geglüht. Keinesfalls soll eine solche Wärmebehandlung bei einer Temperatur oberhalb der A_cl-Temperatur erfolgen. Tiefere Temperaturen können zwar verwendet werden, jedoch ergibt sich dann, daß für den Glühvorgang längere Behandlungszeiten notwendig sind. Optimale Ergebnisse lassen sich daher offenbar dort erzielen, wo die Legierung nach dem Warmwalzen etwa 5 Stunden lang und bei einer Temperatur von etwa 900° C geglüht wird.

Während einer solchen Glüh-Wärmebehandlung wird um die Legierung herum vorzugsweise eine Schutzatmosphäre aufrechterhalten, wofür Wasserstoff mit einem Taupunkt von weniger als etwa -40 C Verwendung findet. Danach wird die Legierung unter Aufrechterhaltung einer solchen Schutzatmosphäre auf Raumtemperatur gekühlt, worauf sie entsprechend einem von zwei bevorzugten, mit A bzw. B bezeichneten Verfahren kaltbearbeitet werden kann.

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Verfahren A:

Bel diesem Verfahren der Behandlung von Eisenkobaltlegierungen, so daß in der zuvor beschriebenen Weise eine Würfeltextur erhalten wird, erfolgt die Kaltbearbeitung des warmgewalzten Materials vorzugsweise in einem Schritt, ohne daß eine Wärmebehandlung zwischengeschaltet würde. Wenngleich eine Behandlung in einem einzigen Schritt angestrebt wird, so versteht es sich doch, daß eine derartige Kaltbearbeitung auch durch drei oder vier Teilschritte verwirklicht werden kann, um das erforderliche Maß an Kaltbearbeitung zu erreichen, wobei diese drei oder vier Teilschritte aber ebenfalls als unter den Begriff "Einstufige Kaltbearbeitung" fallend angesehen werden. Es kann somit notwendig sein, die Legierung in einer K altwalz an lage drei- oder viermal durch die Walzen lauf ei/zu lassen, um das gewünschte Maß der Querschnittsflächen-Verringerung zu erzielen, aber dennoch fällt auch dieser Vorgang - wie erwähnt -unter den Begriff der "Einstufigen Kaltbearbeitung".

Bei diesem Verfahren Ά muß mit Hilfe des Kaltbearbeitungsschrittes bei der Überführung des infolge der Warmbearbeitung entstandenen Maßes auf das Endmaß des Materials eine Verringerung der Querschnittsfläche von mindestens 75 % bewirkt werden. Entsprechend einem geeigneten Verfahrensablauf innerhalb des Verfahrens Ά kann der Barren oder Block auf ein Zwischenmaß von etwa 2 mm warmgewalzt werden, und das so warmgewalzte Material wird anschließend bzw. _o

gebeizt/entzundert, 5 Stunden lang bei einer Temperatur von 850 C in trockenem Wasserstoff geglüht und anschließend auf ein Fertigmaß im Bereich zwischen 0,28 und 0,30 mm kaltgewalzt ge. Es versteht sich, daß das Endmaß geringer oder auch größer als die vorstehend angegebene Stärke ausfallen kann, wobei die geringeren Stärken bis zu 3 μ herabreichen und die größeren Stärken beispielsweise etwa 0,35 mm ausmachen können, jedoch entspricht das Endmaß vorzugsweise einer Stärke im Bereich zwischen etwa 0,15 mm und 0,30 mm.

Nach der Kaltbearbeitung auf Endmaß wird die Legierung erneut einer abschließenden Wärmebehandlung bei einer Temperatur im

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Bereich zwischen etwa 850 C und der A ,-Temperatur der Legierung für eine Zeitdauer zwischen etwa 24 und etwa 48 Stunden unterworfen, wobei die Legierung während dieser abschließenden Wärmebehandlung wieder mit einer Schutzatmosphäre aus trockenem Wasserstoff oder einem anderen geeigneten Schutzgas umgeben wird. Bei dieser abschließenden Wärmebehandlung kann auch ein magnetisches Feld mit einer Stärke zwischen etwa 5 und etwa 50 Oersted eingesetzt werden, um verbesserte magnetische Eigenschaften der fertigen Legierung zu erzielen. Jedoch trägt die Verwendung eines solchen magnetischen Feldes für sich allein nicht zur Bildung der Würfeltextur bei, wie sie die Legierungen nach der vorliegenden Erfindung aufweisen.

Verfahren B;

Bei diesem Verfahren zur Herstellung bzw. Behandlung der Eisenkobaltlegierungen nach der vorliegenden Erfindung sind zwei Kaltbearbeitungsschritte vorgesehen. Infolgedessen kann das Ausgangsmaterial eine wesentlich größere Dicke als bei dem Verfahren A haben. Dabei ist es wesentlich, daß - wenngleich zwei KaItreduktionsschritte vorgesehen sind, die jeweils eine beträchtliche Reduktion bewirken - der zweite oder letzte der Kaltbearbeitungsschritte, durch den das Material im Anschluß an eine Glühung nach einer vorausgegangenen Kaltbearbeitung auf das Endmaß kaltbearbeitet wird, eine Reduktion der Querschnittsfläche von mehr als 75 % des Materials mit der vorhergehenden Stärke bewirkt. Wenn somit beispielsweise der vorhergehende Kaltbearbeitungsschritt ein Material mit einer Stärke von 1,5 mm ergibt, das dann geglüht wird, so müßte eine geeignete abschließende Kaltreduktion ein Material mit einer Stärke von etwa 0,3 mm ergeben, was einer abschließenden Kaltreduktion von 80 % der Querschnittsfläche des Materials mit der vorhergehenden Stärke entspricht. Bei dem Verfahren B wird das warmbearbeitete Material, das beispielsweise eine Stärke von 3 mm hat, beispielsweise bei 900 C 5 Stunden lang in einer Atmosphäre trockenen Wasserstoffs geglüht, d. h. Wasserstoff mit einem Taupunkt von weniger als etwa -40° C. Für die Zwischenglühung können zwar so-wohl höhere als auch niedrigere Temperaturen eingesetzt werden, jedoch gilt

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wiederum die Beschränkung, daß das Material nicht über die A .-

CX

Temperatur hinaus erhitzt werden kann, um ein Material mit Würfeltextur zu erhalten, das durch eine primär rekristallisierte MikroStruktur charakterisiert ist, die im Gegensatz zu einigen Werkstoffen nach dem Stand der Technik ein normales Kornwachstum aufweist.

Das warmbearbeitete Material wird im Anschluß an die Glühung gebeizt oder entzundert und dann einer Kaltbearbeitung unterworfen, wobei eine solche anfängliche Kaltbearbeitung vorzugsweise zu einer Verringerung der Querschnittsfläche von mehr als etwa 75 % führt. Das kann in einem oder mehreren Schritten vorgenommen werden, wobei etwa eine Warm-/Kaltbearbeitung Verwendung finden kann, besonders dann, wenn höhere Kobaltmengen eingesetzt werden, wobei eine solche Warm-/Kaltbearbeitung bei einer Temperatur stattfindet, die 300° C nicht übersteigt. Unter dem Begriff Warm-/Kaltbearbeitung, wie er hier verwendet wird, ist eine Kaltbearbeitung

unterhalb

bei Temperaturen oberhalb Raumtemperatur und/der Rekristallisationstemperatur der Legierung zu verstehen, typischerweise bei Temperaturen im Bereich zwischen etwa 200 und 300 C. Der Kaltbearbeitung, die vorzugsweise mindestens eine 75 %ige Verringerung der Querschnittsfläche bewirkt, folgt wiederum eine Glüh-Warmbehandlung bei einer Temperatur im Bereich zwischen etwa 850 C und der A --Temperatur, wobei gefunden wurde, daß sich ausgezeichnete Ergebnisse erzielen lassen, wenn das das Zwischenmaß aufweisende Material etwa 5 Stunden lang bei 900° C geglüht wird. Diese Glühbehandlung erfolgt ebenfalls in einer Atmosphäre trockenen Wasser stoffs. Danach kann das Material wieder in einem oder mehreren Arbeitsgängen auf Endmaß kaltbearbeitet werden.

Es sei jedoch bemerkt, daß dann, wenn zur Reduktion des Materials auf Endmaß mehr als ein Arbeitsgang vorgenommen wird, dieser Arbeitsgang so erfolgen muß, daß dieEndreduktion des Material« auf Endmaß eine Verringerung der Querschnittsfläche von mindesten« 75 % bewirkt. Für jeden der in Verbindung mit dem Verfahren B zuvor beschriebenen Kaltbearbeitungsvorgänge ist vorgesehen, daß der Anfangsschritt der Kaltbearbeitung bei einer erhöhten Tempe-

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ratur stattfinden kann, die etwa 300° C nicht überschreitet. Es wurde so gefunden, daß, wenn das Material 5 Stunden lang bei 900 C in trockenem Wasserstoff geglüht wird und ein Wariranaß von 1,5 mm hat, ein Kaltwalzen des Materials bei einer Temperatur von etwa 260° C auf eine Stärke von etwa 1,0 mm möglich ist. Anschließend wird die Kaltbearbeitung ohne Zwischen-Wärmebehandlung fortgesetzt, um ein gewünschtes Endmaß von etwa 0,3 mm Stärke zu erhalten. Das Material wird dann bei einer Temperatur im Bereich zwischen etwa 850 C und der A₁-Temperatür einer abschließenden Wärmebehandlung unterworfen, um die gewünschte kristallographische Ausrichtung zu erhalten. Als Folge dieser Behandlung ist die Mlkrostruktur durch eine primäre Rekristallisation charakterisiert, die - wie weiter unten genauer erläutert - ein normales Kornwachstum aufweist.

Beide vorbeschriebenen Prozesse A und B lassen sich mit Erfolg einsetzen, um eine abweichende Ausrichtung in im wesentlichen als Eisenkobaltlegierungen geprägten Legierungen hervorzurufen, wobei diese Ausrichtung nützliche magnetische Eigenschaften hat. Diese Ausrichtung wird hauptsächlich in Miller-Indizes als (110) C 00$ "Würfel-an-der-Kante"-Textur bezeichnet. Um die (110) C 00 i]-Textur zu erhalten, muß die chemische Zusammensetzung der entweder dem Verfahren A oder dem Verfahren B unterworfenen Legierung gegenüber derjenigen der grundlegenden Eisenkobaltlegierung mit 5 - 35 %

Chrom geändert werden. Insofern müssen etwa 0,3 % - etwa 1,5 V der im wesentlichen binären Eisenkobaltlegierung mit 5 - 35 % Kobalt zugesetzt werden. Wenn die Legierung mit dieser Zusammensetzung geschmolzen und unter Verwendung entweder des Verfahrens A oder des Verfahrens B verarbeitet wird, ist die erhaltene Textur die als (110) COOQbeschriebene Textur. In Verbindung damit verbessert der Zusatz von 0,3 % - 1,5 % Chrom auch die Volumenresistivität.

Die Erfindung wird nunmehr unter Bezugnahme auf das folgende Beispiel erläutert: Die Tabelle I gibt die nominellen Zusammensetzungen einer Reihe Legierungen wieder

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	%Co	% Cr	Tabelle	I
Legierung	18,0	2,0	% Si %	Mn % S %
M841	18,0	1,0	0,5	•
M844	18,0	-	1,0	_ _
M856	18,0	-	1,0	_
M859	18,0	-	1,0	0,05 0,01 -
M883	10,0	-	1,0	0,05
M887	27,4	—	2,0	0,05
M900		—	0,15 - 0,

Die Legierungen mit der in der vorstehenden Tabelle I angegebenen Zusammensetzung wurden unter Einsatz dreier verschiedener Verfahrensabläufe behandelt. Jede der Legierungen wurde induktionsgeschmolzen, um die Legierungskomponenten und die Reinheit der Zusammensetzung gut unter Kontrolle halten zu können. Aus Tabelle I ist ersichtlich, daß die darin angegebenen Werte nominelle Zusammensetzungen sind und nicht die tatsächliche chemische Zusammensetzung des Materials wiedergeben. Es wurden die nachstehend aufgeführten Verfahren verwendet, um die in Tabelle I angegebenen Legierungen herzustellen.

Verfahren 1:

Warmwalzen des Barrens auf 2 mm, Abbeizen bzw. Entzundern, Glühen für 5 Stunden bei 850° C in trockenem Wasserstoff, Kaltwalzen auf 0,28 - 0,30 mm.

Verfahren 2;

Warmwalzen des Barrens, Abbeizen bzw. Entzundern, Glühen für 5 Stunden bei 85O°C in trockenem Wasserstoff, Kaltwalzen auf 0,63 mm, Glühen für 5 Stunden bei 850 C in trockenem Wasserstoff, Kaltwalzen auf 0,28 - 0,30 nun.

Verfahren 3;

Warmwalzen des Barrens auf 3,8 mm, Glühen für 5 Stunden bei 900 C in trockenem Wasserstoff, Abbeizen bzw. Entzundern, Kaltwalzen bei

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260° C auf 1,5 mm, Glühen für 5 Stunden bei 900° C in trockenem Wasserstoff, Kaltwalzen (260 auf 1,0 mm) auf 0,30 mm.

Den so behandelten Legierungen entnommene Epsteinproben und 2,5 cm-Momentscheiben wurden 24 - 48 Stunden lang bei 900 - 950° C in trockenem Wasserstoff geglüht. Alle Proben außer der Legierung M900 wurden bei 300 C vor der endgültigen Glühung streifengeglüht. Die M900-Proben wurden bei Temperatur in den Ofen gebracht.

Es sei nunmehr auf die nachstehende Tabelle II Bezug genommen, die die Moment- und magnetischen Untersuchungswerte für die verschiedenen in Tabelle I zusammengestellten Werte wiedergibt, wobei diese entsprechend den zuvor erläuterten verschiedenen Verfahren behandelt wurden.

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	Legierung	Verfahren	Tabelle II	1200°C	Scheitelmoment (erg/cm )	Scheitel- Hc	0,06	B10	B100
	Cubex			1200IC	173.00	verhältnis (Oe)	0,11	(G)	1G±_
	Hipersil	-		900 C	167.00	1,00	1,70	17.300	19.200
	Hiperco 27	—	Eigenschaften ausgerichteter Co-Fe-Proben	900°C	χ	0,34	0,47	18.300	19.800
	M841a	1		900°C	85.600	X	0,54	16.100	21.100
	M844a	1		900°C	61.100	0,84	0,50	18.500	21.500
	M844a'	2	Glühen	95O°C	83.600	0,79	-	17.400	20.600
	M856	1	24 h	95O°C	Jfr	0,42	-	18.000	21.100
	M856	2	24 h	95O°C	33.500	X	-	-	-
co	M859	1	48 h	900°C	99.600	0,42	-	-	-
O	M859	2	24 h	94O°C	33.000	0,81	0,46	-	-
%D 00	M883	1	24 h	94O°C	99.300	0,55	0,46	-	-
CJ	M883	2	24 h	94O°C	106.800	0,81	0,27	18.300	21.600
OT	M887	1	24 h	94O°C	78.400	0,43	0,28	18.500	21.600
^.	M887, .	2	24 h	900 C	122.300	0,73	1,74	17.100	20.200
O	M900D; .	1	24 h	900°C	83.100	0,41	-	18.000	20.9QO
GO	M900a'C)	2	24 h	900 C	103.200	0,80	1,36	18.400	22.400
00	M900	3	40 h	118.500	0,49		-	-
			40 h	0,80		19.300	22.900
			40 h
		40 h
	48 h
	48 h
	48 h

Keine meßbaren Scheitelmomente

Kein Glühen nach dem Warmwalzen
Geglüht bei 900° C nach Warmwal:
^c* Warmgewalzt auf 2,5 mm, Zwischenglühen 1 Stunde bei 900° C, gewalzt bei 260° C auf l,p mm.

Geglüht bei 900° C nach Warmwalzen, gewalzt bei 260° C auf 1,0 mm

■<] CD CD

Werte für die kommerziellen Legierungen, d. h. die unter der Bezeichnung "CUBEX" hergestellte und vertriebene Legierung, ein 3 % Siliciumeisen mit (100) Q)Ol] -Korntextur, eine unter der Bezeichnung "HIPERSIL" vertriebene Legierung, bei der es sich um eine 3 %-Siliciumeisen-Zusammensetzung handelt, die jedoch eine abweichende, in Miller-Indizes als (110) [10O]Q angebbare Textur hat, und die unter der Bezeichnung "HIPERCO 27" vertriebene Legierung, bei der es sich um eine Eisenkobaltlegierung mit etwa 27 % Kobalt handelt, sind in die Werteliste der Tabelle II zu Vergleichs zwecken aufgenommen worden. Da die Siliciumeisenlegierungen normalerweise bei 1200 C geglüht werden, um eine sekundäre Rekristallisation und eine Reinigung zu erzielen/und da alle Glühvorgänge der Kobalteisenlegierungen normalerweise unterhalb der Temperatur von etwa 950° C, d. h. der A .-Temperatur erfolgen, bei der die Oi-*■ f Umwandlung eintritt, wurde in keiner der in der Tabelle aufgeführten Kobalteisenlegierungen eine sekundäre Rekristallisation beobachtet.

Die Momentkurven-Werte für das "CUBEX"-Material gelten für den (100) Cooil -Einkristall und die Scheitelmomentwerte sind nahezu die gleichen sowohl für die (100) [ÖOl3 - als auch die (110) £00Ü\- Textur in Siliciumeisen. Der Hauptunterschied in der Momentkurve liegt in den Scheitelverhältnissen. Für die (110) C⁰⁰¹I -Textur treten bei l80°-Drehung zwei große und zwei kleine Scheitel auf, so daß das Scheitelverhältnis der Absolutwert der kleinen l teilt durch den Absolutwert der großen Scheitel ist, bzw. für den Fall der ausgerichteten (110) QOOI^ -Zusammensetzung ist das Scheitelverhältnis für vollständige Ausrichtung etwa 0,34. Anderer seits hat die (100) £ooi3 -Momentkurve vier gleiche Scheitel, so daß sich für eine perfekte Ausrichtung des CUBEX-Materials ein Scheitelverhältnis von 1,0 ergibt. Die kommerzielle "HIPERCO 27"-Legierung hat keine meßbaren Scheitelmomente und einen niedrigen B_1Q-Wert, d. h. sie weist keine Kornorientierung oder Textur in nennenswertem Umfang auf .-Eine Prüfung der in Tabelle II enthaltenen Daten^eigt, daß die hergestellten und entsprechend Verfahren 1 untersuchten Legierungen allgemein ein verhältnismäßig hohes Scheitelverhältnis von etwa 0,8 aufweisen und, soweit hohe Momentwerte erzielt werden, zu einer (100) [[ooij -Textur tendieren.

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Eine Behandlung entsprechend dem Verfahren 2 führte andererseits allgemein zu niedrigeren Momentverhältnissen zwischen etwa 0,4 und 0,5, was auf ein hohes Maß an (110) HqoQ-Textur für hohe Scheitelmomentwerte hindeutet. Die Tendenz zu einer Würfeltexturbildung bei starker Kaltreduktion bestätigte sich weiter durch zusätzlich zur Ermittlung der vorstehenden magnetischen Daten durchgeführte Beobachtungen der Verteilung der Weiß'sehen Bezirke.

Die Legierung M856, die weder Mangan- noch Chromzusätze aufwies, hatte für Verfahren 1 keine meßbaren Momentscheitel und für Verfahren 2 niedrige Scheitel, was darauf hindeutet, daß ohne die Anwesenheit von mindestens einem dieser Elemente sich keine gute Würfeltexturbildung erzielen ließ. Wo andererseits der Chromanteil etwa 0,3 % überschreitet, hat die Legierung eine Tendenz, mit der "Würfel-auf-der-Kante"-Ausrichtung statt mit guter Würfeltextur gebildet zu werden, wie das weiter unten deutlicher gezeigt wird.

Die Legierung M859, die einen Zusatz an Schwefel enthielt, ergab einen hohen Momentscheitelwert und ein hohes Scheitelverhältnis für das Verfahren 1, aber einen niedrigen Momentscheitelwert für das Verfahren 2, was darauf hindeutet, daß der Doppe1ausrichtungsvorgang hinsichtlich des Schwefelgehaltes nicht so kritisch wie die α10) L⁰⁰¹I -Texturbildung ist.

Die Legierung M883 ist von besonderem Interesse, weil die Verfahren 1 UBd 2 zu sehr ähnlichen Scheitelmomentwerten und in Walzrichtuag zu fast identischen magnetischen Eigenschaften führen, bei ganz- verschiedenen Momentverhältnissen. Allein die Legierung M9OO wurde entsprechend Verfahren 3 behandelt, was zu dem gleichen Seheitelverhältnis wie Verfahren 1 führte, in Verbindung mit einem höheren Scheitelmoinentwert, was auf ein höheres Maß an Doppel- oder "TJürfel-an-<äer-Fläche"-Ausrichtung hindeutet. Da der in der Walzrichtung gemessene Bv_o-Wert für die dem Verfahren 3 ausgesetzte Legierung M9OO höher als für kommerzieHe« "Würfel-an-der-Kante"-Siliciumeisen und viel höher als für die 27 %-Kobaltlegierung ist, scheint das Maß der endgültigen Kaltreduktion eine größere Rolle bei der Bestimmung zu spielen, ob eine doppelt orientierte, d. h.

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"Würfel-an-der-Fläche"-Ausrichtung, oder die einzeln ausgerichtete "Würfel-an-der-Kante"-Textur gebildet wird. Infolgedessen führen zwei oder mehr starke Kaltreduktionen zu einem optimalen Vorgang für die Bildung der Doppelausrichtung in Kobalteisenlegierungen .

Eine weitere Prüfung der zuvor für die Legierungen angegebenen Untersuchungsergebnisse zeigt, daß ein ziemlich hohes Maß an Doppelausrichtung durch primäre Rekristallisation und normales Kornwachstum erhalten wurde. Da dies in Kobalteisenlegierungen erhalten wird, die sich leicht kaltbearbeiten lassen, erzielt man Induktionswerte, die gegenüber kommerziell verfügbaren "HIPERCO 27*¹-Legierungen oder 3 %-Siliciumeisenlegierungen verbessert sind. Wenn darüber hinaus berücksichtigt wird, daß die brauchbaren oder nützlichen Texturen über einen weiten Bereich von Legierungszusammensetzungen erhalten wurden, läßt sich ein Vorteil erzielen, indem die niedrigeren Kobaltanteile verwendet werden, um Sättigungsinduktionswerte zu erhalten, die denjenigen der viel höher legierten 50 %-Kobalteisen-Zusammensetzungen nahekommen.

Um den Gesichtspunkt der Texturbildung zu substantiieren, wurden Proben der mit M9OO bezeichneten Legierung, die entsprechend dem Verfahren 1 bzw. 3 auf Endmaß gebracht worden waren, durch Messung der Weiß'sehen Bezirke hinsichtlich ihrer Textur analysiert. Dabei wurden folgende Ergebnisse erhalten:

Tabelle III Probe % (100) % (110) t 10°- pool % 15°- [lOOl

M900 - 1 51 11 63 72

M900 - 3 62 11 72 82

Diese Ergebnisse stehen im Einklang mit den Momentwerten.

Aus den in Tabelle III angegebenen Untersuchungsergebnissen ist ersichtlich, daß über 50 Vol% der Körner mit der (100)-Ebene innerhalb 10° der Oberfläche der Legierung ausgerichtet waren und 63 % der ausgerichteten Körner innerhalb 10° der £θθΓ] -oder Walzrich-

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tung lagen. Die tatsächlichen Werte für die gleichen Charakteristika bei Anwendung des Verfahrens 3 bestätigen die Funktionsfähigkeit des Verfahrens 3. Diese Ergebnisse stimmen mit den Momentwerten überein, wie sie zuvor in Tabelle II zusammengestellt wurden.

Die Legierung M9O1 wurde mit der gleichen nominellen Zusammensetzung geschmolzen, nämlich etwa 27,4 % Kobalt, etwa 0,15 % Mangan, etwa 0,03 % Kohlenstoff, Rest Eisen. Diese Legierung wurde auf ca. 4,5 mm Stärke warmgewalzt und 5 Stunden lang bei 900° C in trockenem Wasserstoff geglüht, kaltgewalzt, zunächst bei einer Temperatur von 300° C auf 2,0 mm, 7 Stunden lang bei 900° C geglüht und erneut kaltgewalzt, zunächst auf 1,0 mm bei einer Temperatur von 300 C und anschließend bei Raumtemperatur auf ein Endmaß von 0,3 mm. Momentscheiben, Epstein-Proben und gestanzte Ringe (mit einem Außendurchmesser von 76 mm und einem Innendurchmesser von 57 mm) wurden 48 Stunden lang bei 900° C geglüht. Das Material zeigte einen Scheitelmomentwert von 130700 erg/cm und ein Scheitelverhältnis von 0,89, was auf ein hohes Maß an doppelt orientierter oder "Würfel-an-der-Fläche"-Textur hindeutet. Eine Untersuchung der Weiß¹sehen Bezirke zeigte, daß 79 Vol% der Körner innerhalb 12° der (lOO)-ibene und 11 Vol% der Körner innerhalb 12° der (110) - Ebene.... lagen, während 78 % der Körner eine £l00^j-Richtung innerhalb 10° der Walzrichtung und 88 % diese (100) -Richtung innerhalb 15° der Walzrichtung hatten.

Es wird nun Bezug auf die nachstehende Tabelle IV und die magnetischen Eigenschaften genommen, die an 48 Stunden lang bei 900° C geglühten Epstein- und Ring-Proben sowie Ringproben gemessen wurden, die zwei Stunden lang bei 850° C in einem Feld von 10 Oersted nachgeglüht wurden, worauf eine Abkühlung im Ofen erfolgte:

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- 18 Tabelle IV

H B B
Probe (O§) Jg£ (α?

Epstein (48 h, 900° C) 0,46 5.900 20.5OO Ring (48 h, 900° C) 0,58 3.5OO 16.4OO Ring ,feldgeglüht 0,22 14.800 18.200

Aus den vorstehenden Untersuchungsergebnissen ist ersichtlich, daß die Epstein-Probe einen sehr hohen B._Q-WErt in der Walzrichtung hatte, wie das für das hohe Maß an Textur zu erwarten ist. Die ebenso geglühte Ringprobe hatte einen viel niedrigeren B,_o~ Wert als für die Würfeltextur erwartet, und beide wiesen niedrige Remanenzwerte auf. Die erläuterte Glühung der Ringprobe unter zusätzlicher Einwirkung eines Feldes führte zu einer starken Abnahme der Koerzitivkraft und einer Zunahme des Remanenzwertes, während der B._Q-Wert auf einen dem Ausrichtungsgrad entsprechenden Wert anstieg. Diese Werte zeigen die günstige Wirkung, die sich einstellt, wenn Kobalteisenlegierungen im allgemeinen und das Würfeltextur aufweisende Material im speziellen bei Oberlagerung eines Feldes geglüht werden.

Es wurden weitere Legierungsreihen geschmolzen, um die Auswirkung der Kobalt- und Chromgehalte auf die Würfeltexturbildung zu untersuchen. Die Tabelle V enthält die nominelle chemische Zusammensetzung der so hergestellten und untersuchten Legierungen in Verbindung mit der Volumenresistivität bzw. dem Volumen-Widerstandswert der einzelnen Legierungen:

	% Co	% Cr	Tabelle V	% C	(/*n~cm
Nr.	18,0	—	% Mn	0,03	2O,O
M9O5	19,5	—	0,15	0,03	19,3
M9O7	21,0	—	0,15	0,03	18,6
M9O9	22,5	—	0,15	0,03	17,6
M911	24,0	—	0,15	0,03	16,3
M913	25,5	—	0,15	0,03	14,9
M915	27,0	—	0,15	0,03	13,8
M917	18,0	0,6	0,15	0,03	24,6
M9O6	19,5	0,6	0,15	O,O3	24,4
M9O8	21,0	0 ό	0,15	0,03	24,1
M9I0	22,5	0,6	0,15	0,03	23,6
M912		0,15

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	% Co	%	Cr	%	—	Mn	19 -	C	22, 22, . 22,	2307903
Nr.	247Ö 25,5 27,0	0 0 0	,6 ,6 ,6	O O 0	,15 ,15 ,15	%	,03 ,03 ,03	cm)
M914 M916 M918				0 0 0		9 6 2

Die mit der Tabelle V angegebenen Resistivitäts- bzw. Widerstandswerte zeigen einen ziemlich scharfen Abfall des Widerstandes mit zunehmendem Kobaltgehalt in diesem Bereich im wesentlichen binärer Legierungen. Der Zusatz von 0,6 % Chrom erhöhte den Widerstandswert, wobei sich die Tendenz abzeichnete, daß der Widerstandswert mit zunehmendem Kobaltgehalt konstanter wurde. Aus diesem Grund wird kommerzieller "HIPERCO 27"-Legierung Chrom zugesetzt, um die Hochfrequenzverluste zu verringern. Die in Tabelle V aufgeführten Legierungen wurden auf eine Stärke von 4,5 mm warmgewalzt, 5 Stunden lang bei 900° C in trockenem Wasserstoff geglüht, auf 2 mm Stärke kaltgewalzt, 5 Stunden lang bei 900° C in trockenem Wasserstoff geglüht und auf ein Fertigmaß von 0,3 mm Stärke kaltgewalzt. Moment- und Epstein-Proben in der Walzrichtung wurden etwa 5 min lang bei 850° C streifengeglüht und dann 48 Stunden lang bei 9OO°C in trockenem Wasserstoff erneut geglüht. Es wird auf die nachstehende Tabelle VI Bezug genommen, die die für die einzelnen Legierungen gemessenen Untersuchungsergebnisse angibt:

Tabelle VI

Nr.	Scheitelmoment (erg/cm )	Momentver hältnis	H - (Og)	3»
M9O5	129.200	0,75	0,53	19.1OO
M9O7	126.800	O,7O	0,50	18.900
M9O9	13O;8OO	0,71	0,46	18.800
M911	122.800	0,72	0,55	18.900
M913	124.5OO	0,57	0,61	18.700
M915	1O7.7OO	0,71	0,62	18.200
M917	102.2OO	0,72	0,62	18.500
M9O6	193.2OO	0,40	0,58	20.8OO
M9O8	194.0OO	0,37	0,46	20.700
M910	193.800	O,35	0,54	20.200
M912	162.3OO	0,43	0,54	19.600
M914	164.4OO	0,37	0,61	19.500
M916	145.7OO	0,39	0,64	19.3OO
M918	139.0OO	0,35	0,69	19.8OO

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Aus den Untersuchungsergebnissen der Tabelle VI ist ersichtlich, daß die keinen Chromzusatz aufweisenden Proben Momentkurven hatten, die in der erwarteten Weise ein ziemlich hohes Maß an Würfeltextur erkennen lassen. Die Chrom enthaltenden Legierungen hatten jedoch Momentkurven, die ein hohes Maß an "Würfel-an-der-Kante"- oder (110) £oo£] -Ausrichtung erkennen lassen. Die B.Werte der Legierungen stimmten gut mit den Momentwerten überein. Diese Werte zeigen unzweideutig, daß der Chromzusatz die Tendenz hat, die (HO) CoOjJ -Textur in Kobalteisenlegierungen zu fördern, und infolgedessen auf ein Maximum von nicht mehr als 0,3 Gew%, vorzugsweise weniger als etwa 0,15 Gew% reduziert werden muß, wenn das Endprodukt "Würfel-an-der-Flache"-Ausrichtung haben soll. Wird jedoch "Würfel-an-der-Kante"-Ausrichtung gewünscht, so muß Chrom im Bereich zwischen 0,3 und 1,5 Gew% zugesetzt werden.

Zur Verwirklichung der zuvor dargelegten Untersuchungsergebnisse"·") M9O4 mit einer nominellen Zusammensetzung von 25,4 % Kobalt, 0,6 % Chrom, O,15 Mangan, 0,03 % Kohlenstoff, Rest im wesentlichen Eisen, geschmolzen und untersucht. Diese Legierung wurde auf 4,5 mm Stärke warmgewalzt, 5 Stunden lang bei 900° C in trockenem Wasserstoff geglüht, kaltgewalzt - wobei der anfängliche Schritt bei einer Temperatur von 300° C durchgeführt wurde und zu einer Stärke von 1 mm führte - , eine Stunde lang bei 900° C in trockenem Wasserstoff geglüht und auf ein Endmaß von 0,1 mm kaltgewalzt.

Das fertiggestellte Material wurde 48 Stunden lang bei 900° C geglüht und wies einen maximalen Momentwert von 128.000 erg/cnT sowie ein Scheitelverhältnis von 0,48 auf/ was auf ein hohes Maß an (HO) LOO]J -Textur hindeutet. Ein Band aus diesem Material wurde 5 Minuten lang bei 815° C geglüht, mit Al^O, beschichtet, zu einem Kern gewickelt und 24 Stunden lang bei 900° C geglüht, wobei die folgenden Eigenschaften erzielt wurden:

wurde die Legierung

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	Hc (Oe)	Br (G)	- 21 - Tabelle VII	B100 (B)	P C17/400 (W/lb)	2307903
Glühen	0,83 0,36	9.500 17.0OO	B10 (G)	23.500 23.500	15,34 11,78	P C2O/4OO (W/lb)
ohne Feld mit Feld		19.600 19.800		20,52 17,13

Aus den mit Tabelle VII angegebenen Werten ist ersichtlich, daß die Feld-Glühung zu einer starken Abnahme der Koerzitivkraft und zu einer Zunahme der Remanenz führte. Darüber hinaus zeigen die bei 400 Hz gemessenen Hochfrequenzverluste (Watt) eine erhebliche Abnahme mit Feld-Glühung, während sich hinsichtlich der B- oder B -Werte fast keine Änderung zeigte.

In dem Versuch, die Volumenresistivität bzw. den Volumenwiderstandswert der Legierungen nach der vorliegenden Erfindung zu erhöhen, wurden die nachstehend aufgeführten Legierungen mit den angegebenen Zusätzen geschmolzen und behandelt, um die gewünschte .Doppelausrichtung oder Würfeltextur zu erhalten.

	% Co	%	Cr	% Si	Tabelle	VIII	(jja Li. -cm)
Nr.	25,0 25,0 25,0 25,0	0 0 0	,25 ,25 ,25	0,5 0,5 0,5 0,5	% V	% Mn	22,7 24,4 25,0 22,6
M961 M963 M964 M965				0,5 0,25 0,25	0,05 0,05 0,15 0,05

Aus den in Tabelle VIII angegebenen Werten ist ersichtlich, daß alle Legierungen erheblich höhere Widerstandswerte als die binäre 25 %-Kobalteieenlegierung aufweisen. Die Legierungen mit der in der Tabelle VIII angegebenen Zusammensetzung wurden auf 4,5 mm warmgewalzt, 5 Stunden lang bei 900° C geglüht, bei 300° C auf 2 mm kaltgewalzt, 5 Stunden lang bei 900° C geglüht und bei 300° C auf 1,0 mm kaltgewalzt, hierauf - ohne Zwischen- oder zusätzliche Glühung sowohl auf 0,15 mm als auch 0,30 mm Endstärke kaltgewalzt. Momentproben und Epstein-Proben in Walzrichtung wurden 5 Minuten lang bei 850° C in trockenem Wasserstoff streifengeglüht und dann

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24 Stunden lang bei 900° C in trockenem Wasserstoff geglüht, wobei die nachstehend zusammengestellten Ergebnisse erhalten wurder

	Stärke (mm)	Tabelle	IX	H (Oe)	B10	Pc2O/4OO (W/lb)
Legie rung	0,30	Scheitel moment _ (erg/cnr)	Moment- verh.	0,57	19.5OO	41,31
M961	0,30	112.600	0,80	0,54	19.4OO	43,45
M963	0,30	12O.1OO	0,84	0,59	18.8OO	44,18
M964	0,30	115.800	0,78	0,52	19.7OO	39,89
M965	0,15	123.700	0,88	0,48	18.3OO	29,17
M961	0,15	74.800	0,77	0,41	19.0OO	29,13
M963	0,15	77.000	0,74	0,46	19.1OO	26,21
M964	0,15	80.300	0,75	0,43	19.4OO	28,01
M965	112.300	0,84

Aus den mit der Tabelle IX angegebenen Untersuchungsergebnissen ist ersichtlich, daß die Momentwerte auf ein hohes Maß an Würfeltextur für alle 0,3 mm Proben und ein etwas niedrigeres Maß an Textur in den dünneren Proben hindeuten. Röntgen-Polfiguren-Analysen des eine Stärke von 0,3 mm aufweisenden Materials, nämlich M961 und M965, zeigten, daß 65 % bzw. 79 % der Körner innerhalb 15 % der (100)-Ebene lagen. Die Polfiguren zeigten außerdem eine sehr gute Richtungstextur.

Betrachtet man jetzt die Mikrofotografien nach Fig. l und 2, so stellt man fest, daß die durch die erfindungsgemäße Behandlung gewonnene Struktur gleichachsige Körner mit normalem Kornwachstum aufweist. Im Gegensatz zu sekundär rekristallisierten Mikrostrukturen, bei denen ein oder mehrere im wesentlichen in einer Vorzugsrichtung ausgerichtete Körner auf Kosten der übrigen Körner wachsen, so daß sich eine Doppelkornstruktur ergibt, läßt Fig. 1 deutlich eine primäijrekristallisierte MikroStruktur erkennen. Fig. 2, die ein Querschnitt durch die Legierung bzw. das Legierungsmaterial der Fig. 1 ist, zeigt, daß es zu einem normalen Kornzachst um gekommen ist. Dies folgt aus der Tatsache, daß die

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Körner sich nicht vollständig über die Stärke der Legierung erstrecken, wie das bei sekundär rekristallisierten Mikrostrukturen zu beobachten ist.

Die vorstehend angegebenen Werte zeigen deutlich, daß eine Eisenkobaltlegierung gewonnen wird, die ein hohes Maß an "Würfe1-ander-Fläche"-Ausrichtung in der MikroStruktur hat. Diese Ausrichtung wird durch Anwendung eines Vorgangs primärer Rekristallisation und normalen Kornwachstums erzielt. Durch kritische Oberwachung des Verfahrens zur Behandlung bzw. Verarbeitung der Legierungen sowie durch überwachung der chemischen Zusammensetzung, insbesondere hinsichtlich des Chromgehalts, werden hervorragende Ergebnisse erzielt, die es möglich machen, diese Materialien für Luftfahrzeuggeneratoren einzusetzen, wo hohe Sättigungswerte für die den Magnetkern solcher Generatoren bildenden Legierungen benötigt werden.

Patentansprüche: 309836/0888

Claims (3)

Pate nt ansprüche ;

1. Verfahren zur Verbesserung der magnetischen Eigenschaften von Eisenkobaltlegierungen, dadurch gekennzeichnet, daß zunächst eine Legierung mit einer Zusammensetzung von 5 - 35 % Kobalt, bis zu 3 % Silicium, weniger als 0,3 % Chrom, weniger als 0,03 % Kohlenstoff, Rest Eisen mit unbestimmten Verunreinigungsmengen hergestellt, hierauf die Legierung durch Warmbearbeitung auf ein Zwischenmaß gebracht, die auf ein Zwischenmaß gebrachte Legierung einer Glühbehandlung unterworfen, die auf ein Zwischenmaß gebrachte Legierung in einem odermehreren Schritten durch Kaltbearbeitung auf das gewünschte Endmaß gebracht wird, wobei mindestens mittels des einen oder letzten der Kaltbearbeitungsschritte eine Reduktion der Querschnittsfläche der Legierung von mindestens 75 % bewirkt wird, und daß hierauf die auf Fertigmaß gebrachte Legierung bei einer Temperatur im Bereich zwischen 800° C und der A .-Temperatur einer Wärmebehandlung unterworfen wird, so daß durch primäre Rekristallisation und normales Kornwachstum ein hohes Kornvolumen mit (lOO) [ooij -Textur erzeugt wird.

2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Legierung bei jedem Schritt mindestens 75 % in ihrer Querschnittsfläche verringert wird.

3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß alle Glühungen in Wasserstoff mit einem Taupunkt von weniger als -40° C stattfinden.

4. Verfahren nach Anspruch 1, 2 oder 3, dadurch gekennzeichnet, daß die Legierun
bearbeitet wird.

daß die Legierung bei einer Temperatur von bis zu 300° C kalt-

5. Verfahren nach Anspruch 4, dadurch gekennzeichnet, daß ein Teil des Kaltbearbeitungsvorgangs eine Warm-/Kaltbearbeitung bei einer Temperatur zwischen 200° und 300° C ist.

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_ ₂₅ _ 7307903

6. Verfahren nach einem oder mehreren der Ansprüche 1-5, dadurch gekennzeichnet, daß die Endmaß aufweisende geglühte Legierung bei einer Temperatur im Bereich zwischen 800° und 900° C erneut geglüht und dabei einem Magnetfeld mit einer Stärke zwischen 5 und 50 Oersted unterworfen wird.

7. Verfahren nach einem oder mehreren der Ansprüche 1-6, dadurch gekennzeichnet, daß die Legierung bis zu 0,3 % Mangan enthält.

8. Verfahren nach Anspruch 7, dadurch gekennzeichnet, daß das Mangan in einer Menge von weniger als 0,15 % anwesend ist.

9. Verfahren nach einem oder mehreren der Ansprüche 1- 8, dadurch gekennzeichnet, daß die Legierung bis zu 1 % Vanadium enthält.

10. Verfahren nach einem oder mehreren der Ansprüche 1-9, dadurch gekennzeichnet, daß das Zwischenmaß aufweisende Material in mehr als einem Kaltbearbeitungsschritt auf Pertigmaß kaltbearbeitet wird, wobei zwischen jeden Kaltbearbeitungsschritt eine Glühung geschaltet wird, so daß die erhaltene Eisenkobaltlegierung mindestens 50 Vol% der Körner mit einer Textur hat, bei der die (100)-Ebene innerhalb 10° der Oberfläche der Legierung ausgerichtet ist, und mindestens 50 % der ausgerichteten Körner mit einer Γ⁰⁰*! -Richtung innerhalb 10° der Walzrichtung ausgerichtet sind.

11. Verfahren nach Anspruch 10, dadurch gekennzeichnet, daß die zwischen die einzelnen Kaltbearbeitungsschritte geschaltete Glühung bei einer Temperatur zwischen 800° C und 950° C durchgeführt wird.

12. Verfahren nach Anspruch 11, dadurch gekennzeichnet, daß die zwischengeschaltete Glühung bei einer Temperatur zwischen 700° C und 900° C durchgeführt wird.

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_₂₆. 7307903

13. Verfahren nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 - 12, dadurch gekennzeichnet', daß die dem Endmaß entsprechende Stärke im Bereich zwischen 0,28 und 0,35 mm liegt.

14. Verfahren nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 - 13, dadurch gekennzeichnet, daß der eine oder letzte Schritt der Kaltbearbeitung des Materials auf Endmaß eine Verringerung der Querschnittsfläche von zwischen 8O und 95 % bewirkt.

15. Verfahren nach einem oder mehreren der Ansprüche 1-14, dadurch gekennzeichnet, daß die Legierung bei einer Temperatur im Bereich zwischen 1OOO° C und HOO ° C warmbearbeitet wird.

16. Verfahren nach einem oder mehreren der Ansprüche 1-15, dadurch gekennzeichnet, daß die Zwischenmaß aufweisende Legierung bei einer Temperatur im Bereich zwischen 8OO° C und 950° C geglüht wird.

17. Verfahren nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 - 16, dadurch gekennzeichnet , daß die Fertigmaß aufweisende Legierung bei einer Temperatur zwischen 85O° c und der Α _χ- Temperatur wärmebehandelt wird.

18. Nach einem der Verfahren nach einem oder mehreren der Ansprüche 1-17 hergestellte Legierung, die zwischen 5 und 35 % Kobalt, bis zu 3 % Silicium, weniger als 0,3 % Chrom, weniger als 0,03 % Kohlenstoff, Rest Eisen mit unbestimmten Verunreinigungsmengen enthält, dadurch gekennzeichnet, daß sie eine primär rekristallisierte, normales Kornwachstum aufweisende MikroStruktur hat, die eine (lOO) fool] -Textur erzeugt, bei der mindestens 50 Vol% der Körner eine (lOO)-Textur innerhalb 10° der Oberfläche der Legierung haben und bei der mindestens 50 % der ausgerichteten Körner innerhalb 10° der

LoOlJ-oder Walzrichtung angeordnet sind.

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?3Q7903

19. Legierung nach Anspruch 18, dadurch gekennzeichnet, daß das Kobalt in einer Menge zwischen 18% und 27 % anwesend ist
und das Chrom nicht mehr als O,25 % ausmacht.

20. Legierung nach Anspruch 18 oder 19, dadurch gekennzeichnet, daß die Legierung bis zu 9 % mindestens eines die Volumenresistivität bzw. den Volumen-Widerstandswert verbessernden Elements enthält.

21. Legierung nach Anspruch 20, dadurch gekennzeichnet, daß das mindestens eine die Volumenresistivität verbessernde Element in einer Menge von bis zu 4 % anwesend ist.

22. Legierung nach einem der Ansprüche 18 - 21, dadurch gekennzeichnet, daß bis zu 0,3 % Mangan anwesend sind.

23. Legierung nach Anspruch 22, dadurch gekennzeichnet, daß das Mangan in einer Menge von weniger als O,15 % anwesend ist.

24. Legierung nach einem der Ansprüche 18 - 23, dadurch gekennzeichnet, daß bis 1 % Vanadium anwesend ist.

KN/me 3

3 0 9 8 3 R / 0 8 Π 8

-18 -Le e rs e i t e