DE2437444A1 - Anisotroper permanentmagnet aus einer mn-al-c-legierung - Google Patents

Description

Matsushita Electric Industrial Co., Ltd., Kadoma, Osaka, Japan

Anisotroper Permanentmagnet aus einer Mn-Al-C-Legierung

Zusammenfassung der .0_ff^nbarung

Anisotroper Permanentmagnet aus einer Mh-AL-C- Kerrie run ff von 68,0 ... 73,0 Gew.-^ Mangan und (^ Mh - 6,6) ...(^ Mn - 22,2) Gew.-⁰^ Kohlenstoff, Rest Aluminium, die durch plastische Verformung bei 530 ... 830⁰C anisotrop gemacht wird.

Der Magnet weist ausgezeichnete mechanische und magnetische Eigenschaften auf: Im Massezustand liegt der (BH) _r .-Wert Über

4,8 χ 10⁶ G.Oe bis etwa 9,2 χ 10⁶ G.Oe.

■ i .

Die vorliegende Erfindung betrifft Permanentmagneten und insbesondere anisotrope Permanentmagneten aus Mangan-\luminium-Kohlenstoff-(FJn-Al-C )-Leecierungen.

Bekannte Mn-Al-Legierungsmagneten aus 60 ... 75 Gew.-^£/ Mn (im folgenden werden die Gewichtsprozente einfach als " ^r-6 " angegeben), Rest Aluminium, sind dergestalt, daß die ferromagnetische metastabile Phase (flächenzentriert tetragonal, Gitterkonstante a = 3,94 A, c= 3,58 A, c/a = 0,903, Curiepunkt 350 ... 400°C; im folgenden als T^-Phase bezeichnet)

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mittels einer Wärmebehandlung - bspw. gesteuerte Abkühlung oder Abschreck-Anlaßverfahren - erreicht wird. Die ferromagnetische T-Pnase ist dienenige metastabile Phase, die zwischen der rfochtemperaturphase (dichtgepackt hexagonal, Gitterkonstante a = ?,69A, c = 4,38A; im folgenden als £-Phase bezeichnet) und der Raumtemperaturphase (eine Phase, in der die Legierung in die AlMn( Ύ)-Phase und die J3-Mn-Phase aufgeteilt ist) auftritt. Diese Zwischennhase wurde von Nagasaki, Kono und Hirone im Jahr 1955 entdeckt (Digest of the Tenth Annual Conference of the Physical Society of Japan, Bd. 3, 162, October 1955).

Diese Mn-Al-Legierungen weisen jedoch nur niedrige magnetische Kennwerte auf - bsOW. in der Größenordnung (BH)_m„„ =

TUcLX.

0,5 x 10⁶ G.Oe, Br = 2200 G und _ßHc = 600 Oe. Seither ist ein Verfahren zum Sintern der gepulverten Legierung in der T"-Phase entwickelt worden, demzufolge man die Koerzitivkraft durch Pulverisieren erhöht. Jedoch waren die magnetischen Kennwerte dieser Legierungen in der isotropen Form bestenfalls niedrig, d.h. Ln der Größenordnung von (BH)

0,6 χ 10⁶ G.Ce, Br = 1700 G und _ßHc = 1250 Oe. Da die

Magneten weiterhin aus Pulver hergestellt wurden, besaßen sie eine geringe mechanische Festigkeit, was sie für die industrielle Anwendung; unannehmbar machte.

Andererseits ist vorgeschlagen worden, die magnetischen Kennwerte¹ dieser Mn-Al-Legierun^en zu verbessern, indem man sie in der (ferromagnetisehen) T-Phase kaltverformt, um sie anisotroü zu machen. Fs ist bekannt, Stabmagneten aus Mn-Al-Legierung in der f-Phase dicht in nichtmagnetische Rohre aus rostfreiem Stahl einzuschließen und sie in diesem Zustand um 85 ... 95 ^c* zu verformen - bsvnw. durch Hämmern. Nach diesem Verfahren läßt sich ein anisotroper Permanentmagnet erreichen, dessen magnetische Kennwerte in der Vorzugsrichtung der Magnetisierung, d.h. der Axialrichtung des Stabes, in der

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Größenordnung von Br = 4280 G, „He = 2700 Oe und (BH)_

3,5 x 10 G.Oe liegen. Da Mn-Al-Legierungsmagneten intermetallische Verbindungen und sehr hart, und spröde sind, verursacht bereits eine Kaltverformung von weniger als 1 % Risse und Brüche der Legierung.

Da andererseits der Anisotro-pisierungsgrad vom Kaltverformungsgrad abhängt, ist es erforderlich, die Legierung erheblich - normalerweise zu mehr als RO ti - kaltzuverformen, um zufriedenstellende magnetische Eigenschaften zu erreichen. Um eine solche Kaltverformung durchführen zu können, muß die Legierung in ein Rohr aus nichtmagnetischem rostfreiem Stahl eingeschlossen werden.

Dieses Verfahren zur Herstellung eines anisotropen Permanentmagneten ist schwierig durchzuführen, da die Mn-Al-Legierung im Rohr in Form eines sehr feinen Pulvers vorliegen muß; weiterhin ist es schwierig, Stäbe gleichmäßigen Querschnitts zu erreichen. Das Verfahren ist daher kostspielig und hat kaum einen praktischen Wert.

Um diese Probleme zu überwinden, hat man ein Verfahren zur Herstellung eines anisotropen Stabmagneten aus Mn-Al-Legierung vorgeschlagen, derzufolge man die T" -Phase des Mh-Al-Legierungsmagneten bei einer Temperatur unter 200 C hydrostatisch auspreßt. Die magnetischen Kennwerte solcher Legierungen sind .jedoch· niedrig - Größenordnung für (BH) = 2,5 ... 3,6 χ G.Oe in der Vorzugsrichtung der Magnetisierung. Dieses Verfahren erfordert ebenfalls ein koiiroliziertes hydrostatisches Auspressen und ist deshalb unpraktisch.

Als Ersatz für die erwähnten Mn-Al-Legierungsmagneten hat man Mn-Al-C-Legierungsmagneten im Massezustand vorgeschlagen, die ausgezeichnete magnetisch isotrope Eigenschaften aufweisen; vergl. US-PS 3.661.567. Nach der US-PS 3.661.567 lassen sich folglich Mn-Al-C-Legierungsmagneten als isotrope Permanent-

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ine kneten ir Marseform mit ausre^eiebneten mqmetischen K ncbof-i en sowie ausgezeichneter Stabilität, ^etterfor-t ipkei¹ und mechanischer Festigkeit erreichen. Diese Legierungen können Verunreinigungen sowie andere Zusätze als Mn-Al und aufweisen, nüssen aber· Mn-Al und ¹^ als unabdingbare Bestand teile enthalten, wobei deren Anteil in folgenden Bereichen Iiept:

Mn 69,5 ... 73,0 K
Al 26,4 ... ?_<!,*%
C 0,6 ...(-] Mn - 22,2) 94,

und man die legierungen unter den folgenden einschränkenden herstellt:

Mn, Al und ^f^ werfer ro ■"■er-mipoht, daß ihre Anteile in die oben angegebenen Bereiche fallen. Dann erhitzt man die Mischung auf mehr al ρ 1"80⁰O , aber weniger als 1^ROO C, um eine homog-pne Schmelze nit zwangsgelösteiri Kohlenstoff z.u erhalten, und gießt die geschmolzene "legierung in eine geeignete Forn. Der ro erneuerte Barren vri^r>d auf über 900 C erhitzt, um seine Hochteroneratnrphsse auszubilden, und dann mit einer Kii^lfer-icbvri.ridigkeit vor· mehr als 300°C/min von über 900⁰C auf unter fod ⁿ. abgeschreckt. Tie abireschreckte X-egierung wird, dann auf einer Temperatur von 480°n ... 65O⁰C für eine geeignet*³ Ze.H-.^nanne angelassen. Der Mr-Al-C- Legierungsniagnet in Masseform, den man so erhält, hat magnetische Kennwerte zu

mehr als (BH) „ = 1,0 χ 10 G.Oe im Isotropen Zustand, d.b.

das Doppelte des entsprechenden '-'ertep für isotroOe

Die so erhaltenen Mn-AJ.-(%Tjegierur><~emegnRten waren im. l-i; p?e-■3V! st and ι'ρο^Γου und ihr (BH) _n böiip-r als "1,0 χ 10 G₀Of:.

Die mechanischen Kennwerte waren wie folgt:

Härte H_rn - 45; Zugfestigkeit 1 ... 2 kg/mm', Dehnung¹ - 0,

Druckfestigkeit = 100 kg/mm und Ouerfestigkeit = 7

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Diese Mn-Al-n-Tjeecierungsraagneten hatten jedoch den Nachteil, daß im Verlauf der Versuche, ihre magnetischen E ie ens cha ft en durch Kaltverformung oder Pulverforrmmg weiter zu verbessern, ihre magnetischen Eigenschaften sich nicht verbesserten oder gar schlechter wurden. Eine Leistungsverbesserung durch Anisotropmachen ließ sich nicht vorhersehen.

Die vorliegende Erfindung betrifft Mn-Al-C-Legierungsinagneten, die denen der US-PS 3.661.567 überlegen sind.

Folglich ist es ein Ziel der vorliegenden Erfindung, neuartige anisotrope Hochleistungspermanentmagneten mit überraschend verbesserten magnetischen Eigenschaften anzugeben.

Es ist ein weiteres Ziel der vorliegenden Erfindung, anisotrope Mn-Al-C-Legierungsmagneten anzugeben, deren (BH) -Wert

im Mas se !zustand höher ist als 4,8 χ 10' G. Oe und 9,2 χ 10 G.Oe erreicht.

Ein anderes Ziel der vorliegenden Erfindung ist, ausgezeichnete anisotrope Permanentmagneten anzugeben, die ein so geringes spezifisches Gewicht wie 5>1 und eine magnetische Energie nro Gewichtseinheit aufweisen, in der sie den besten bekannten Magneten nicht nachstehen, d.h. magnetische Energien pro Gewichtseinheit, die zwei- bis dreimal höher als die von anisotropen (Br,Sr)-Ferritmagneten und 1,5- bis zweimal höher als die von AlNiCo-Magneten sind.

Es ist ein weiteres Ziel der vorliegenden Erfindung, anisotrope Permanentmagneten mit ausgezeichneten mechanischen Eigenschaften anzugeben.

Es hat sich herausgestellt, daß bei Mn-Al-C-üegierungsmagneten, die normalerweise nicht plastisch sind, eine neue besondere Phase auftritt, in der sie im Temperaturbereich von 530 ... 830⁰C und bei einer Zusammensetzung von 68,0 ... 73,0 '*·' 1-iri

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und (~j Kn- 6,6) ... (~ l-fn - 22,2) % C, Rest Al, eine anomal hohe Plastizität aufweisen. Aufgrund dieser Entdeckung sind die Erfinder durch plastische Verformung der Legierung innerhalb des anomal elastischen Bereiches und Ausnutzung des speziellen Vorliegend der Kohlenstoffkomponente in diesem Zustand erfolgreich zu Mn-Al-C-Legierungsmagneten gelangt, die im Massezustand anisotrop sind und außergewöhnliche und unerwartete magnetische Eigenschaften aufweisen.

Die überraschende Verbesserung der magnetischen Eigenschaften infolge der oben beschriebenen plastischen Verformung ist ein neues Phänomen und basiert auf dem besonderen Mechanismus, den die Wn-Al-C-T-e^ierungsmagneten besitzen. Bspw. für den Fall von Mn-Al-Legierungsmagneten wurde bestätigt, daß über 580°C eine leichte Plastizität auftritt, aber daß eine Bearbeitung über 530 C keine Verbesserung der magnetischen Eigenschaften bewirkt; vielmehr verschlechterten sich diese erheblich.

Die Fig. 1 ist ein Diagramm über den Zusammenhang des Teilchendurchmessers der Kristalle und des O-Anteils in Mn-Al-O-LegierunfSgieBlinp-en aus 72,0 °/ Mn, und 0,1 ... 2,5 % C, Rest Al;

B'¹ ig. 2 ist eine Photograph ie der optischen Mikrostruktur der £ (M)-Phase;

Fig. 3 zeigt ein -Diaerram über den Zusammenhang der Druckbeaufschlagungszeit mit dem Verformunersgrad in der Beaufschlaeungsrichtung für die nlastische Verformung eines Einkrishalls in der £_o(i'l)-Phase;

Fig. U- ist ein Diagramm über die Veränderung der Kristall

struktur bei der Umwandlung <f - > £ ' —>■ 1^ ;

E'ig. ^ ist eine Photoerraphie der optischen Mikrostruktur der T"(M)-Phase;

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Fie¹. 6 ist ein Diagramm über den Zusammenhang der Sättigunersverformung mit der Richtlang der Druckbeaufschlagung;

Fig. 7 zeigt den Ztisaminenhang zwischen dem Mn-Anteil und dem Anisotropierungsgrad; und

Fig. 8 zeigt das Zusammensetzungsdiagramm des Mn-Al-C-TeTOa"¹"-systems. .

Die Erfinder haben die Gründe untersucht, aus denen die magnetischen Eigenschaften von Mn-Al-C-Legierungsmagneten sich insbesondere verbesserten, wenn die Herstellungsbedingungen nach der Beschreibung der US-PS 3.661.567 eingeschränkt waren. Hierbei ergab sich, daß die Verbesserung die Folge des "Vorliegens des Kohlenstoffs in einem besonderen Zustand in der Mn-Al-C-Legierung war, d.h. daß die Herstellungsbedingungen und die magnetischen Eigenschaften eng zusammenhängen. Lassen folglich die Herstellungsbedingungen diesen Kohlenstoffzustand nicht zu, ergeben sich Magnete mit niedrigen magnetischen Kennwerten, die in der gleichen Größenordnung wie die von isotropen Mn-Al-Magneten lippen, auch wenn die Änteilsverhältnisse von Mn, Al und C in die oben angegebenen Bereiche fallen und eine ausreichende T'-Phase vorliegt.

Es hat sich herausgestellt, daß, damit man .Isotr-o-oe Permanentmagneten aus Mn-Al-C-Legierunfen mit ausgezeichneten magnetischen Eigenschaften erhält, im wesentlichen die folgenden Phasen in den Legierungen vorliegen sollten:

(1) Eine magnetische Phase mit über die Löslichkeitsgrenze in ihr zwangsgeschmolzenem' Kohlenstoff und

(2) eine Phase aus Mn^AlC und/oder eine dem Mn₁-AlC ähnliche,

flächenzentrierte kubische Phase, in der der übri/re Kohlenstoffüberschuß durch Glühen in Form von Karbiden (unter Ausschluß von Aluminiumkarbid wie ΑΙλΟ^ usw.) in feiner körniger oder netzförmiger Gestalt ausgeschieden wirri, wobei die Phase (2) in der körnigen oder netzförmigen Form in der

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Phase (1) als Grundmaterial fein dispergiert ist. Es hat sich erwiesen, rl aß ^ ich aus !■epif^une^n, ^i*³ nach den oben beschriebenen Phasenbedingungen hergestellt sind und. eine stnhilisierte magnetische Phase aufweisen, Magneten mit erheblich verbesserten magnetischen Eigenschaften erreichen lassen. Dieser· Kohlenstoff zustand wurde mit den Mitteln der Röntgendiffraktion, der Licht- und der Elektronenmikroskopie nachgewiesen.

Mn-AlC ist eine Verbindung mit flächensentrierter kubischer Kristallstruktur des Perowskit-Tyns (Git+er-konstante ο - ^ Da -iedoch der Curiepunkt 1¹^ C beträgt und die Verbindung bei Raumtemperatur nicht magnetisch ist, trägt Mn,AlC auch dann, wenn es in Mn-Al-C-Legierungen vorliegt, zur Magnetisierungsstärke von Mn-Al-C-Legierungsmapneten nicht bei.

"Flächenzentrierte kubische, dem Mn-AlC ähnliche Phase" bedeutet, daß Karbide des Perowskit-Tyos bzw. eine Ausscheidungssubstanz mit den bleichen chemischen Eigenschaften wie die der Karbide, aber ohne perfekte Karbidbildung, in den Mn-Al-C-Legierungen mit einem Kohlenstoffanteil auftreten, der höher als die Tjösliohkeitsp-rense is+.

Al, C₇, ist ein Karbid, das in Mn-Al-C-Legierungen mit 68,0 ... 73,θ'# IvIn und mehr als (1 /3 Mn - 22,2) % C auftritt. ?s bildet sich bei Temneraturen oberhalb des Schmelzpunktes der Fin-Al-C-Legierungen, w.1rd aber durch eine ^V9rmebehandlung unterhalb der Schmelzpunkte weder gebildet noch zerstört. Al,C- wird durch die ^T-^ftfeuchtigkeit, usw. hydrolysiert und verursacht Risse in der Legierung, die mit fortschreitender Hydrolyse die Lee ierungen zer-stören.

'fie? durch Messungen der Gitterkonstante mit der Röntgendiffraktion und Messungen des Curiepunktes unter Verwendung einer· magnetischen Waage geklärt wurde, ist in Mn-Al-C-Legierungen die Löslichkeitsgrenze des Kohlenstoffs in der magnetischen Phase gleich 0,6 % für eine Zusammensetzung von 72 % Mn,

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0,4 ^ß/ für eine Zusammensetzung von 70 % Mn und 0,2 % für eine Zusammensetzung von 68,0 °-o Mn. Die Löslichkeitsgrenze des Kohlenstoffs innerhalb des Bereiches von 68,0 ... 73,0 <?'■ Mn läßt sich durch den Ausdruck (1/1O Mn - 6,6) % darstellen.

Andererseits ist die Löslichkeitsgrenze von Kohlenstoff in der Hochtemperaturphase bei 830⁰C fast gleich der Löslichkeitsgrenze in der magnetischen Phase, ,jedoch im Temperaturbereich von 900 ... 1200°0 höher als (1/10 Mn - 6,6) % C. Durch Überkühlen mittels Abschrecken bei einer Temperatur von mehr als 900⁰C läßt sich jedoch eine £-Phase erhalten, in der mehr als (1/1O Mn - 6,6) % Kohlenstoff zwangsgelöst sind.

Diejenige Phase, in der in Mn-Al-C-Legierungen Kohlenstoff in Mengen über die Löslichkeitsgrenze (1/1O Mn - 6,6) % hinaus zwangsgelöst ist, wird als " ti -Phase" bezeichnet, um sie von der £-Phase der Hochtemperaturphase zu unterscheiden, in der der Kohlenstoff innerhalb der Löslichkeitsgrenze vorliegt. Weiterhin wird die ferromagnetische Phase, in der Kohlenstoff zwangsweise in Mengen über die Löslichkeitsgrenze hinaus gelöst ist, als T'-Phase bezeichnet, um diese von der f-Phase der magnetischen Phase zu unterscheiden, die Kohlenstoff innerhalb der Löslichkeitsgrenze enthält. Indem man die Legierungen dieser ? -Phase, wie oben beschrieben, glüht, erhält man eine Struktur, in der die Mn„AlC-Phase und/oder die dieser ähnliche flächenzentrierte kubische Phase in körniger oder netzförmiger Gestalt fein in den Legierungen dispergiert ist, wobei die T'-Phase das Grundmaterial darstellt. Findet beim Abschrecken im Bereich von 830 ... 900 C jedoch eine allmähliche Abkühlung mit weniger als 10 C/min statt und schreckt man von dieser Temperatur aus ab oder werden die Legierungen langer als 7 min. und vorzugsweise langer als 10 min. im Bereich von 830 ... 900 C gehalten und von dieser Temperatur aus abge-

^sI c h _
schreckt, lagert\in der £ -Phase MruAlC lamellar parallel

C \)

zur speziellen Kristallebene £_(OOO1) in Abständen von

1 bis 10/u ab. Es wurde durch lichtmikroskopische Beobachtung und Röntgendiffraktion festgestellt, daß dieses blättchen-

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förmige Fin-,AlC die Kristallorientierung

£_C(OOO1) // Mn₁₅AlC (111)

aufweist. Eine genaue Beobachtung der & -Phase zwischen den Mn-AlC-Blättchen mit dem Elektronenmikroskop bestätigte weiterhin, wn*s unter dem Lichtmikroskop nicht genau festzustellen war, nämlich daiS die MruAlC-Phase und/oder die flächenzentrierte kubische, dem Μη-,ΑΙΠ ähnliche Phase in der Ebene des £ (0001) in einem gegenseitigen Abstand von 0,1 ... 1 /u angeordnet ist.

Die Wärmebehandlung, infolge der die MruAlC-Phase und/oder die diesem ähnliche flächenzentrierte kubische Phase sich in Blättchenform ablagert, wie oben beschrieben, d.h. die Wärmebehandlung, bei der die Legierungen mit weniger als 10 C/min im Bereich von 8"5O ... 900⁰C abgekühlt oder mehr als 7 min im Bereich von 830 ... 900°C vorgehalten werden, wird speziell als "M-Behandlung" bezeichnet. Die £ -Phase, die die Lamellarphase des MruAlC und/oder die dieser ähnliche flächenzentrierte kubische Phase enthält, wie sie durch die M-Behandlung auftritt, wird als £ (M)-Phase bezeichnet.

Indem man die Legierungen der 2 (M)-Phase glüht, geht das

£- -Grundmaterial in die ~ -Phase über, während die lamellare c c

Phase des Mn^AlC und/oder die diesem ähnliche flächenzentrierte kubische Phase so bleiben, wie sie sind«, Die körnchen- oder netzförmige^, fein dispergierte Mn-AlC- und/oder die diesem ähnliche flächenzentrierte kubische Phase sind dann kaum wahrnehmbar.

Die die lamellare Phase von Mn,AlC und/oder die diesem ähnliche flächenzentrierte kubische Phase enthaltende f-Phase wird abgekürzt mit " Γ (M)" bezeichnet. Ein isotroper

Mn-A.l-C-Legierungsmagnet mit der V (M)-Phase als isotropes Grundmaterial hat niedrige magnetische Kennwerte der gleichen Größenordnung wie die der isotropen Mn-Al-Legierungen. Die magnetischen Eigenschaften von Mn-Al-C-Legieriragsmagneten ste-

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hen im Ziisaniraenhang mit der Form, in der der Kohlenstoff vorliegt. Entsprechend hängen die magnetischen Eigenschaften und die Bearbeitbarkeit von anisotropen Mn-Al-C-T'egierungsma.p:neten, die nach der vorliegenden Erfindung· durch plastische Verformung anisotrop gemacht vnarden, mit der Form, in der· der Kohlenstoff vorliegt, in Zusammenhang.

Andere und weitere Ziele, Merlanale und Vorteile der vorliegenden Erfindung ergeben sich aus der nun folgenden detaillierten Beschreibung und den Beispielen:

Beispiel 1

Fs wurde ein Einkristall aus der ff -Phase einer Mn-Al-C-Le-

gierung aus 72,28 % Mn, 26,64 % Al und 1,08 % C (chemische Analyse) hergestellt.

Als Ergebnis der Untersuchung verschiedener Faktoren bei der Herstellung des € -Einkristalls dieser Mn-Al-C-Legierung wurde geklärt, daß der für die Finkristallbildung erforderliche Kristallwuchs von der Kohlenstoffmenge abhängt.

So ist es eine notwendige Bedingung zum Erreichen eines £ Einkristalls, daß die Kohlenstoffmenge in den Bereich von (1/10 Mn - 6,6) % bis (1/3 Mn - 22,2) % fällt (Voraussetzung 68,0 ... 73,0 % Mn) und daß die Erwärmung über 1380⁰C und bis 1500°C (erforderliche Schmelztemperatur, um den Kohlenstoff zwangsweise in seine feste Lösung einzuschmelzen) mindestens einen Zyklus durchlaufen muß. Es wurde bsrtw. festgestellt, daß in der £-Phase, in der der Kohlenstoffanteil in fester Lösung geringer war als (I/IO Mn - 6,6)^, der Kristallwuchs in der Legierung mit Schwierigkeiten vor sich ging. In Mn-Al-C-Legierungen jedoch, in denen Kohlenstoff von mehr als der Löslichkeitsgrenze von (I/IO Mn - 6,6) % bei einer Schmelztemperatur von über 1380⁰C zwangsweise weit in die feste Lösung eingeschmolzen war, wurden die Kristallkörner merklich gröber. Folglich läßt sich der £ -Einkristall leicht erreichen, indem man die Legierungsschmelze von einem Ende her nach

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dem Br id «πηρη-Verfahr en oder dem Kokillenverfahren ("chill mold method") abkühlt.

Was den Kristallwuchs in der S .,-Phase bspw. im Fall von unter gewöhnlichen Gießbedinfrungen gebildeten Polykristallen - vergl. Fig.1 - anbetrifft, wobei der Kohlenstoff in Mengen oberhalb der Löslichkeitsgrenze vorliegt, wird die Vergröberung der Kristallkörner merkbar und die Korngröße der Kristalle nimmt mit der Menge des zwangsgelösten Kohlenstoffs zu. Übersteigt die Kohlenftoffmenge .iedoch (1/3 Mh - 22,2) ⁰A, bildet der KohlenstoffÜberschuß Aluminiumkarbid (Al^C,), was unerwünscht ist. Aus diesen Gründen ist der Kohlenstoffanteil, der erforderlich ist, um £ -Einkristalle zu erhalten, auf den Bereich von (1/10 Mn - 6,6) % bis (i/3 Mn - 22,2) % beschränkt, wie oben ausgeführt.

Um den Kohlenstoff gut in die feste Lösung einzuschmelzen, muß er auf mehr als 1380⁰C erwärmt werden. Bei einer Schmelztemperatur von weniger als 1380 C ist. es nicht möglich, Kohlenstoff in Mengen, die über die Löslichkeitsgrenze hinausgehen, zwangsweise in die feste Losung einzuschmelzen.

Erzielen von £ -Einkristallen wurden die entsprechenden Elemente vermischt, durch Erwärmen auf mehr als 1380 C legiert und dann der Einkristall ausgebildet. Andererseits wurde eine Mh-Al-C-Legierung, in der Kohlenstoff bei einer Temperatur über 1380⁰C in seine feste Lösung vorgelöst worden war, erneut p-eschriol?;en und ein Einkristall ausgebildet. Im letzteren Fall mußte die Erwärmungstemperatur für die £ -Einkristallbildung nicht unbedingt über 1380 C liefen; eine Temperatur über dem χ Schmelzpunkt von 1210 ... 125O°C war ausreichend.

Die Temperatursteuerung zur Herstellung des £ -Einkristalls durch Abkühlen der Mn-Al-C-Legierungsschmelze von einem Ende her war wie folgt:

Die Schmelze wurde mit einer Fallgeschwindigkeit von 0,5 ...

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10 cni/Std. unter einem Temperaturgradienten von 5 ... 200 C/cm in einem Temperaturbereich von 1150 ... 1250 C oder von einem Ende her mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von 10 ... 100 C/ Std. im angegebenen Temperaturbereich verfestigt, der Einkristall dann auf 90O⁰C gekühlt und von 90O⁰C auf unter 500⁰C mit einer Geschwindigkeit von 300 ... 3000 C/min. abgeschreckt. Auf diese Weise ließ sich ein Einkristall in Form eines Zylinders mit einem Außendurchmesser von 35 ram leicht erreichen.

Aus dem so erhaltenen £ -Einkristall wurde ein Testwürfel von 8 χ 8 χ 8 mm mit Oberflächen in der (0001)-, der (1TOO)- und der (112!0)-Ebene geschnitten und eine Stunde lane¹ bei 600 C geglüht. Dieser Testwürfel stellte sich beün Messen der magnetischen Eigenschaften als magnetisch isotrop heraus; die Eigenschaften waren wie folgt:

Br = 2750 G, _ΏΗο = 1350 Oe und (BH) _v = 1,1 χ 1Ο⁶ G.Oe.

Diese Kennwerte waren denen von herkömmlichen ■polykristallinen isotropen Mn-Al-C-Legierungsmagneten gleichwertig. Durch Mikroskopieren des Gefüges des Teststücks nach dem Glühen wurden fein dispergierte körnige oder netzförmige Ablagerungen der Mn^AlC-Phase entsprechend dem Gefüge eines gewöhnlichen isotropen Magneten festgestellt. Aus der Röntgend i ffr>ok+ionsanalyse ergab sich ,jedoch, daiB, da die Stärke der Diffraktionslinien der Mn,AlC-Phase abhängig von den Diffraktionsflächen des Teststücks differierte, eine kleine Menge der Mn^AlC-Phase vorlag, deren Orientierung relativ zur £ -Phase sich durch den Ausdruck &_C(0001) // Mn^AlC (111) anheben läßt.

Andere Teststücke, die mit anderen Schnittflächen und Gi.ühbedingungen ähnlichen Untersuchungen unterworfen wurden, erwiesen sich allesamt als isotrope Magneten, bei denen sich keine Verbesserung der magnetischen Eigenschaften feststellen ließ.

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Beispiel 2

Ein entsprechend dem Beispiel 1 hergestellter < -Einkristall wurde der M-Behandlung unterworfen, wobei er 20 min. auf einer Temperatur von 830⁰C gehalten und dann mit 500 ... 3000°n/min abgeschreckt wurde. Der so erhaltene Einkristall wies eine Phase (ausgedrückt als £ (M)-Einkristall) auf, in der die MvAlO-Phase rep-elmnßip· lamellar auf der (0001 )-Ebene des £ Einkristalls abgelagert war, v/ie bereits beschrieben. Die Orient ierungsbeziehuni?· ergab sich zu:

£ (0001 ) // Mn*AlC (111)

C y

und wurde durch Röntf-endiffraktionsanalvse, Röntgenmikroanalyse, nichtmikroskopie und chemische Analyse bestätigt.

Die Fig.2 ist eine Photographie der optischen MikroStruktur (Vergrößerung 1000 χ) und stellt einen Zustand dar, in dem die

MruAlC-Phape in Form von Blättchen im 6 -Grundmaterial abge- ί c ^e

lagert ist.

Nach Feststellung der Kristallorientierung durch Ausnutzen der Lamellarstruktur und der Röntgendiffraktionsanalyse wurde aus dem nach oben beschriebenen Verfahren hergestellten £,(M)--F,in- kristall ein Tes+wiirfel von 8 χ 8 χ 8 mm mit den Flächen in der (0001)-, (1100)- und der (112~0)-Ebene geschnitten und eine ^Q+"unde lanc bei ^7Q⁰H o-eo-liih·· , um die "Tl(M)-PbaRe 7,u erhalten. Rs wurde durch hichtmikroskopie und Röntgendiffraktionsan»lyse festcrestell+, ^nH die £ -Phase des Grundmaterials durch das Glühen in r^qie T -Phase umgewandelt wurde, daß aber das Lamel-

larffefii^e nicht zer.stnr-h wurde.

Die Mahnet ir·eben Eennvrerte des Te^twü^fels in ^ er ¹T* (M)-PhaRe

erwiesen «i.cb al ρ iso+το-ρ; <=ie betrugen

Br - 2*W G, _Tßr = p.on Qe und (BH)_{1 v} = 0,67 χ 1C^ G. Oe,

erwiesen sich also als niedriger als die Kennwerte der gewöhnlichen polykristallin en isotropen Mn-^l-C-iiegierungsmagneten. Es wurden andere Teststücke mit innerhalb weiter Bereiche geänderter FIMchenschnitte und Behandlun^sbe^ingnn^en ^er^e«+eilt;

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sie alle erwiesen sich als isotrop und Verbesserungen der magnetischen Eigenschaften ließen sich an ihnen nicht feststellen.

Beispiel 3

Ein Einkristall in der £ (M)-Phase einer Mn-Al-C-Legierung aus 72,10 % Mn, 26,78 °/ Al und 1,12 % C (chemische Analyse) wurde entsprechend dem Beispiel 2 hergestellt. Aus dem Einkristall in der £ (M)-Phase warden mehrere Testwür-fel von 10 χ 10 χ 10 mm geschnitten, deren 3 Flächen der (3304)-, der (11*20)- und der (3508)-Ebene parallel lagen. Als einer der Würfel bei einer Temperatur von 550° mit einer ölhydraulischen Presse senkrecht zur (33O4)-Eb'ene mit einem Druck von 30 kg/mm beaufschlagt wurde, um ihn plastisch in die «ί (M)-Phase umzusetzen, stellte sich heraus-, daß innerhalb einiger Minuten (Punkt B) nach dem Einsatz der Druckbeaufschlagung (Punkt A) ein schnelles Schrumpfen in der Druckrichtung auftrat (vergl. die Verformungskurve der Fig. 3). Dieses schnelle Schrumpfen erreichte bei einem Schrumpfungsgrad von 15 % (Verhältnis der Länge des Teststücks vor dem Aufbringen des Drucks zur Länge des Teststücks nach dem Aufbringen des Drucks) die Sättigung (Punkt C) und änderte sich danach kaum mehr (Punkt D). Die magnetischen Kennwerte dieses Testetücks nach der Warmverformung erwiesen sich bei der Messung als niedrig. Durch Glühen bei einer Temperatur von 57O⁰C ließ sich mit diesem Teststück jedoch ein anisotroper Magnet mit vorzüglichen magnetischen Kennwerten erreichen, wobei die Vorzugsrichtung der Magnetisierung rechtwinklig zur Druckrichtung lag.

Für eine detaillierte Untersuchung des Phänomens, daß eine Warmverformung der ξ (M)-Phase zu einer schnellen und merkbaren plastischen Verformung führt und sich durch Glühen nach dieser Verformung in einer Richtung orientierte, anisotrope Magneten erreichen lassen, wurden den obigen ähnliche Versuche mit jeweils verschiedenem Verformungsgrad durchgeführt, um die Phase des Teststücks im Verfdrmungsprozeß zu prüfen.

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Das bis rum Punkt B, d.h. bis unmittelbar vor Beginn der schnellen plastischen Verformung «iruckbeaufschlagte Teststück ist nit S^ , das bis zum zwischen den Punkten B und C gelegenen Punkt E beaufschlagte Teststück mit S„, das bis unmittelbar vor den Punkt C, wo die schnelle plastische Verformung aufhört, beaufschlagte Teststück wit S, und das durch Beaufschlagung, bis zum Punkt D verformte mit S; bezeichnet. Die Verformungsgrade dieser Teststücke waren wie folgt: S₁ - 1,9 %i S₂ - 7,3 %, S₃ - 14,6 % und S₄ - 15,0 %. Wps die Form der Teststücke nach der Warmverformung anbetrifft, waren die Längungsirrade in der Meßrichtung bei den Teststücken unterschiedlich. Insbesondere waren bei den Teststücken S und S, Längungen rechtwinklig zur (3308)-Ebene vor der Druckbeaufschlagung bemerkenswert; es wurden vor der Druckbeaufschlagung rechtwinklig zur (i120)-Ebene ,jedoch nur geringe Längungen festgestellt.

Bei der Untersuchung der Phasen der 4 Teststücke nach der Verformung durch die Röntgendiffraktionsanalyse ergab sich für öle Teststücke ^₁, S_? und S-, ein neuartiges und bisher für Mn-Al- oder Mn-Al-C-Tiegierungen nicht bekanntes Beugunp-sinuster, und zwar - als Ergebnis der Analyse - infolge des Vorliegens einer neuen Phase mit orthorhombischer Struktur mit Gitterkonstanten a = 4,^7 A, b = 2,758 A und c = 4,58 Λ, wobei die Kristallstruktur - in Kategorien des Struktur-Berichts - zum Typ B13 (MgCd-TyO) gehört, was das Vorliegen einer psnz neuen ^pbase, die sich von den üblichen £-, £_c"->

£_c

T^-, T" -Phasen oder Karbiden wie Mn,AlC unterscheidet, erwe.lst. Weiterhin wi.jrde festgestellt, daß diese orthorhombische Kristallphase eine Ordnungsphase ist, die innerhalb des Übergangs

£0 "^r> T"c ^auftritt· ^{Der n}berganc- f—-> Zc ^{1B± eine}

Ordnungs-Unordnungstrans format ion, wobei £_ ^f die Ordnun/?sphase dieses orthorhombischen Kristalls bezeichnet.

Die Tabelle 1 zeigt die Ergebnisse der Röntgendiffraktiorippnalvpe der £ '-Phase nach dem Pulververfahren. Beim Teststück S₁ wurden mit Ausnahme der Beugungslinien der lamellaren Mn^AlC-Phase nur die Bewgunfrslinien der erwähnten neuen £ '-Pha-

509810/0694

se befunden. Weiterhin er^ab sich, daß es sich bei der £ '-Phase um einen in einer Richtung orientierten Kristall handelt und zwischen der £ -Phase des Grundmaterial? vor **■* ßp_aivf_ schlagung und der £ '-Phase des Grundmaterials nach der B^- aufschlagung die Orienti

8 (οποί) // £f (loo) Li C	und So U	Relative	ifillp-pschp	1001"] // Z*o	1CO .	Flächen	Relative
herrschen-r		Tn t. Pin sj'ta t	Indices			abstand (Aj	Intensität
	Tabelle 1	5				4,582	~~7,4
Geraessen		8	001	Berechnet	-,165	17,5
Flächen-	5	1o1	2,753	7,0
	14	010	2,565	' i>4,'~?
4,^87	16	011	2,291	12,4
5,16?	44	002	P, 186	41,0
2,764	100	200.	2,079	1CO, 0
2,565	58	111	2,029	49,9
2,292		102	1,973	1,5
2,186		201	1,762	0,8
2,077	5	012	1,713	11,4
2,033		210	1,643	5,8
	13	112	1 ,604	14,1
	6	211	1,581	7,1
1 ,712		202	1,527	1,0
		003	1 ,588	1,1
1, 606	6	301	1,379	r,7
1,586		020	1,572	0,7
	11	212	1,356	17,5
		015	1,520	0,5
1 ,581		021	1,264	1,6
		121	1,252	1,2
1,558	16	205	1 ,240	??,q
	6	511	1 ,229	11 ,4
		502	1 ,181	3,7
	16	022	1 ,166	15,1
1 ,240		220	1,146	1 q
1,228	241	004	1,141	?*,?
		122	1 j 140	50,2
1,167	213	BAD ORIGINAL
	509810/0694
1,1411

~~ I ο—*

Beim Teststück S_? traten zusätzlich zu den Beugungslinien der lamellaren Mn^Alr¹--'hasρ die der £ '-Phase und der f -Phase

s CC

auf· "⁷UScMt ¹Zi j oh da^i¹ war pn djp £ ·- und die T" -Phase beide in

*- c c

eine Richtung o^i «pi- i o-p+-. B⁰Im Test stück % lapen zusätzlich zn den B^iicnnn-pi ini pn de¹⁰ lamellar-p.n Fln^A.lC-Phase die eines i^rlein»n Anteil«=! ^n ^ \~'v-^^_f, _11γ,η ρ ines p-roßen Anteils an f-Phase ■"■or·, vro^v.pi vie i-t-erhin dip £'- und dip T'-Phase v/ie

C CC

in PpII von ° in pirior> P'icbtTing· c-pT»i ent pt warpn, Zvripchen der i.n ^in«r Hichtun-' ο>·ί en⁺ i prtpn £'-°hPse und der T"-Phase

c c

bestand die snezifirchp Orientierunp-sbe25iehung

e.i euro // r; du).

ßr>irr. Testp+üok P, vmr^en ^usät^lich zu denen der laraelleren Mn,Äl^r<-Ph=ise nur flip Bei"?un<r^clinien der T"-Phase befunden.

' C

'fpi+p-rhln wirrip. fpptr^F.+ ellt, daß die f -Phase fast panz in einer Richtun?; orientiert war.

Bei den Teststücken ^c~_n, S- und .°. wich der Kinkel der Beu-σ·ι in ß?l in i pn ipr f^ - ^:Db a ρ ρ p^vrp.q tron den ^T'/inkeln der Beugungslinien der fewöhnlichen TT-Phase isotroper Mn-Al-C-Legie-

ab, mr¹ es xpi^'dan folcrlich Unterschiede der

Als diese Teststücke nach der Verformung auf 580 C ohne

^«i?l{iht wurden, verbesserten sich die magnetischen Eigenschaften drr· Teststi'cke nach dem Glühen mit zunehmender Glü^TPit. Nach einer Glühzeit ^on 18 Std. bei

i?4 .Std. bei -_? , '50 ^td. bei S und 15 Std. bei S₄ ergaben sich ausgezeichnete anisotrone Magneten, deren magnetische Kennwerte die Tabelle 2

¹^s wird darauf verwiesen, dnß die ^O -RiCh⁺UnP" (1) in Tabelle ? di.e. Mej^richtuni- im rechten Viinkel zur Richtung der Druckbeaufschlp.fiung bezeichnet, die rechtwinklig "⁷^v (1120)-

vor der Druckbeaufschlagung liefet, während die 90 -Rich tung (2) dip Meßrichtun/? im rechten Winkel zur Richtung der Oruckberuifschlacunf bezeichnet, die Jedoch rechtwinklig zur (33*08)-Ebene vor der Druckbeaufschlafrung liegt.

509810/069A BAD ORiGiNAL

Tabelle 2

tn

co oo

XX) CO

Test stück	Fies srichtung	Nach der Verformung	BHc	/v O	BHmax	Nacr	Br	L dem Glühen	BHmax
		Br	(Oe)	~ O	;x106G.0e)	(G)	BHc	(x106G.0e
	Druckrichtung	(G)		100		1 . 100	(Oe)	0,3
	90°-Richtung (1)		nichtmagnetisch	-v O			4RO	w ο
	90°-Richtung (2)		" O		6.650	^ O
	Druckrichtung	.v O	200	^ O	7^0	1.950	0,1
S2	•90°-Richtung (1)	Λ/ O	500	^ O	-v O		A- O
	90°-Richtung (2)	200	100	< 0,1	6.850	~ ο	7,2 U
	Druckrichtung	•v O	1.650	~ O	~ O	2.150
S3	90°-Richtung (1)	-v 0	Λ, Q	~ O	-v O	~ O
	90°-Richtung (2)	550	0,1	6.900	^v O	9,1
	Druckrichtung	950	0,2	1.400	2.300	0,3
S4	90°-Richtune: (1)	200	< 0,1	500	£00	< 0,1
	90°-Richtung (2)	4.300	1,3	6.700	200	6,8
	2.250

CO

Yon diesen Teststucken erwies sich bei der Röntgendiffraktionsanalyse das Teststück S, nach dem Glühen als Tl(M)-Kinkristall, dessen ^r- - Achse, die Achse der leichten Magnetisierung der fl--^phase des Grundmaterials, unter einem Winkel von etwa 82 zur Druckrichtung lag. Die magnetischen Eigenschaften in der Richtung leichter Magnetisierung (C-Achse) erwiesen sich als ausgezeichnet:

Br = 7000 G _ßHc = 2300 Oe BHmax = 9,2 χ 10⁶ G.Oe = 7100 G jHc = 2350 Oe Br/4TTl₁₀₀₀₀ = 0,98

Als aus diesem Einkristall eine scheibenförmige Probe mit der Richtung der leichten Magnetisierung parallel zur Scheibenfläche geschnitten und auf magnetisches Moment gemessen wurde, ergab sich dessen Wert (entsprechend der Anisotropiekonstante) zu 1,07 x 10 dyn.cm/cm . Desgleichen wurde das magnetische Moment der Teststücke S₁ , S_? und S< nach dem Glühen gemessen; die ^T'^rerte ergaben sich zu 0,93 χ 10' dyn.cm/cm , 0,97 x 10 dyn..cm/cm bzw. 0,95 χ 10 dyn.cm/cnr . Diese Werte im Verhältnis zum Wert des magnetischen Moment des Einkristalls, d.h. 1,07 x 10 dyn.cm/cm , stellen rien Anisotropierungsgrad dar, der bei sämtlichen Teststücken sehr hoch, d.h. höher als 0,9, lag.

Die Kristallrichtung der T" -Phase nach dem Glühen war die gleiche wie die Kristallrichtung der T*-Phase vor dem Glühen; eine Änderung der Richtung der T* -Phase infolge des Glühens kaum wahrnehmbar.

Als Resultat detaillierter Untersuchungen des Phänomens der schnellen -elastischen Verformung bei einer Warmverformung der ξ (M)-Phase, wie sie oben beschrieben wurde, und des Verfahrens der Herstellung einfach gerichteter anisotroper Magneten, wurde offensichtlich, daß diese Vorgänge auf der Transformation

^basleren, die in den speziellen Kristall-

C C

Orientierungsbeziehungen auftritt.

Wenn also ein Einkristall in der <£ (M)-Phase in der oben ange-

509810/0694

gebenen Richtung unter Druck gesetzt wird, verwandelt sich das Grundmaterial infolge einer Ordnunss-Unordnungstransformation £ — -^ ξ ' in einen Einkristall in der £. '-Phase

CC C

rait folgenden Kristallorientierungsbeziehungen: 8_c(0001) // ξ^ (mn) S ΓοοοΓΙ // Zi Γ ion I

C C

Diese Transformation ξ. ■ -> £' entspricht dem T^bere-an*?

c c

vom Punkt A zum Punkt B in Fig. 3» und die Schrumnfune· in der Druckrichtung ist nicht übermäßig groß.

Weiterhin geht der £ '-Einkristall durch die martensitise

Transformation £' —-> L ' , in der die spezifische

in einer bestimmten Entfernung in die Γ0Ο1 1-Riobtimff ^leitet,

in einen T -Einkristall mit der Beziehung- ζ '(100) //T" (111)

C CC

Die Verschiebung der ^bene in die bestimmte Richtung findet lav/inenartig und sehr schnell statt und führt zu einer schnellen Schrumpfung in der Druckrichtnne· vom ^DimVt B zum ^punkt Π. Wenn dann die Verschiebung der gesamten Ebene im Einkristall ffeendet hat, d.h. wenn im Punkt C sämtliche Teile der £'-Phase

zur T*-Phase transformiert, sind, hört die ^chrunrnfuns: in der Druckrichtung auf. Nach Übergang aller Teile der· £ '-Ph=⁵Se in

"* C

die t -Phase trat eine nur geringe Verformung auf, auch wenn

weiterhin Druck aufgebracht wurde.

Die Fig. 4 zeigt. Diagramme, die die Vorsänge in dem K

bei der Transformation ζ - - -^ C ' —-) *· c ' , die oben

C C

beschrieben ist, darstellen. Die Fig.4-(1) ist ein Diagramm des Kristallgefüerep der· ^ -Phase, die Fig. 4-(?) ein DiaFramn der c. '-Phase und die Fig. 4-(3) zeigt das Gefüffe der T" -Phase.

C ~~ " C

Das Diagramm (1) stellt die £ -Phase aus einer Richtung dar,

die senkrecht zur (0001)- und zur (1120)-Ebene liegt, das

509810/0694 Bad original

Diagramm (?) die C'-Phase senkrecht 211 seiner (111)- und (1icO-Ebene und das Diagramm (3) die T"-Phase rechtwinklig mi ihrer (111) — und (1 lO^^bene. Die durchgezogenen Π in i en bezeichnen en^-nr-eo^ende Kriptalle-itter, die gepunkteten Linien die orti.ir.he B^riehunp der Atome und die Pfeile die Bewpfur.ffsrich-t-ivnp· der Atomebenen. Die Doppelkreise (oj zeigen

rH.p TaTe rter Mn- o^er Al-itome im Unordnungsgefüge, der einpowLf=¹ Hpr· ausgefüllte ffr Kreis die Lae;e der

Al- hcw. der Mn-*⁺ome im Orv-irmngs^efuge. Die Lage der Kohlenptoffatome im Zus+a.nd der festen Lösung wurde fortgelassen.

Die ^c-Phase ha+ nach der Verformung sehr niedrige magnetische Kennwerte, reht aber beim Glühen in einen anisotroOen Maσηe+en mit ausgezeichneten ma^n^+1.sehen Eigenschaften über.

Es wurde offensLchtllch, daß, basierend auf diesem Mechanismus, das Phänomen einer schnellen plastischen Verformung auf- +•r-i+t und sich pin o-i-nfach orientierter anisotroper Magnet ausbildet. Fntsprechend ervdes sich die optische Mikrostruktur ö.ee Teststücks n»ch der Warmverformung als sehr gleichmäßig· vn^ platt, obp'lpi.oh eine lamellare Mn-AlC-Phase beobachtet vmrde, wie es die Gefuo-e-n^otocranhie der Fig. 5 mit einer Vergrößerung von 1000 Y ?ei.:t. Strukturbrüche des Kristalls infolge der Schlun-flinien oder die Zwillings struktur, die bei gewöhnlichen legierungen nach der Verformung erkennbar waren, blieben hler aus.

FIs wurde ersichtlich, daß es sich bei der schnellen plastischen Verformung bei der ¥5»rmverformunfr der £ (M)-Phase

nicht um eine V^rforrmvno· Ln⁺OlFe von °rhlupf oder bildung handelt, wie sie bei einer gewöhnlichen plastischen Verformung bzw. anderen Metallen oder Legierungen sich beobachten läßt; vielmehr basiert die Verformung auf der martensitischen Transformation £' - > T^ . ^lntsprechend liegt der

cc

Sättigung dieser Verformung ein Mechanismus zugrunde, der

BAD ORIGINAL 509810/0694

sich vollständig von der Sättigung bei gewöhnlicher Verformung infolge der Kaltverfestigung von Metallen oder Legierungen unterscheide+. Weiterhin wurde geklärt, daß die Anisotropie der Iiängung im Teststück nach der oben erwähn+en Bearbeitimg eine Folge der Verschiebung einer bestimmten Ebene in einer bestimmten Richtung in der Transformation £ ' -—> T ist.

C C

Bei den Teststücken S₁ und. S_? wurde eine Schrumpfung in der Richtung der früheren Druckbeaufschlafimp· nach dem Glühen erkannt, wobei S₁ um 5,5% und S_? um 6,0 ?-?' nach dem Glühen geschrumpft war. Eine wahrscheinliche Erklärung hierfür ist, daß aus dem £'-Kristall, der sich bei der Transformation unter Druck bildet, richtungsmäßig orientierte T*-Kristalle auch ohne Druck durch die Transformation €' —> fl entstehen.

C C

Um einfach gerichtete Magneten mit ausgezeichneten magnetischen Eigenschaften zu erhalten, ist es ,iedoch wesentlich, daß man mit der Warmverformung bis unmittelbar vor die Sattigungsverformung, d.h. den Punkt C in der Fig.3, fortfährt.

Beispiel 4

Es wurde ein Versuch mit Warmverformung entsprechend dem Beispiel 3 mit geänderter Druckrichtung, Drucktemperatur und Druckkraft durchgeführt.

Ein Einkristall in der £ (M)-Phase aus einer Mn-Al-C-legierung mit der Zusammensetzung 71,93 % Mn, 27,02 % Al und 1,05 % C (chemische Analyse) wurde nach dem Verfahren des Beispiels hergestellt. Aus diesem Einkristall in der t (M)-Phase wurden kubische oder rechteckige Einkristall-Proben mit Seiten von 5 ... 12 mm ausgeschnitten. Die unter Druck zu setzenden Proben wurden mit den drei zueinander rechtwinkligen Seiten (a), (b) und (c) so geschnitten, daß

(a) eine Seite rechtwinklig zur Druckrichtung,

(b) eine Seite parallel zu der Kristallfläche, die die Druckrichtung und die £„[0001]-Richtung enthielt, und

(c) eine Seite zu (a) und (b) rechtwinklig lag.

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509810/069A

Die geschnittenen Proben wurden mit einer ölhydraulischen Presse im Temperaturbereich von 500 ... 850 C unter 10 ... 40 kg/mm verformt und dann im Bereich von 550 ...6¹IO C geglüht. Die Vorzugsrichtung der Magnetisierung nach dem Glühen wurde d\arch Röntcendiffraktionsanalyse oder Messen des magnetischen Momentes oder Aufnehmen der Magnetisierungskurven in verschiedenen Richtungen bestimmt, und die magnetischen Kennwerte in der Vorzugsrichtimg wurden gemessen.

Die Tabelle "? zeigt die Wamrverformungsbedingungen (Druckrichtung, Temperatur, Verformungsgrad in der Druckrichtung) jeder Probe sowie die magnetischen Kennwerte in der Vorznesrichtung der Magnetisierung nach dem Glühen. Die Druckrichtung wurde weiterhin durch die Winkel 0. und θ_? angegeben, wobei der Winkel θ. der Winkel zwischen der Druckrichtung und der C ^r0001!-Richtung und θ_ο der Winkel zwischen der auf die ^: (0001)-Fläche "oroiizierten .Achse der Druckrichtung und Her £ M Tool-Richtung ist. Bspw. liegt die Druckrichtung von G₁ = go⁰ und θ_? = 0° rechtwinklig zur £_C(1TOO)-Rbene, und die zur ('5304)-Ebene des Beispiels 3 rechtwinklige Druckrichtung läßt sich etwa mit Θ. = 55° und θ_ρ = 0° axisdrücken.

Unter Berücksichtigung der Symmetrie des hexagonalen Kristalls wurden für Θ. und θ_? Winkelbereiche von 0° < Q^ < 9Ό° und ⁿ° 5_ ^Θ2 ^ ^°° ^anS^enommen· Sämtliche Druckrichtungen, die nicht in diese Winkelbereiche fallen, lassen sich auf der Grundlage der Svmmetrie des hexagonalen Kristalls durch in diese Bereiche fallende Richtungen ersetzen.

Die Resultate der Versuche mit verschiedenen Druckrichtun^en waren, daß die meisten Pichtungen zur Herstellung anisotroper Magneten geeignet waren, sich aber erhebliche Unterschiede der magnetischen Kennwerte abhängig von der Druckrichtung einstellten. Insbesondere bei Druckrichtungen innerhalb der Winkelbereiche 35° <·' O₁ < 90° und 0° < Q_n <· 15° wurden

anisotrope Magneten mit ausgezeichneten magnetischen Eigen-

509810/089A

BAD ORIGINAL

schäften erreicht, wobei der (BH) .„.--Wert in der magnetischen Vorzugsrichtung höher als 6 χ 10 G.Oe war. Bei den Druckrichtun g-en O₁-O, O₂ = 0 sowie O₁ - 90° , O₂ = 30° waren die erhaltenen Magnete ipdooh fast, isotrop, wobei lediglich die m.afn et Ischen Kennwerte rechtwinklig zur Druckrichtung etwas höher lapen. Dip Vor-riiif^rioh+nirr der Magnetisierung, in der rl ie Maxima rier Triaonet Ischen Kennwerte auf+reten, ändert sich

in Abhängigkeit von der Druckdicht¹ mg. Bsrw. bei O₁ = 55 > Op - η⁰ "Tieiirt die Probe ⁰Q die Vorzugsrichtung unter einem Winkel von etwa 82° zur Druckrichtung, und bei O₁ = 70 , O₀ - 0° la»· die Vorzugsrlchtung bei der Probe VS₁/ unter etwa 70° f.ur Druckrioh+unp·. Bei allen war die T"(M)-Phase mit in Hfj-p rnao-netischen Vor^ufrsriohtung liegender X Γ001 ]-Achse orientiert. Bei der Probe 1 ^r> lag mit O₁ = 90° und O₂ = 0 die Vorpuffsrichtnng dpr MagnetIsiemng in der Druckrichtung, aber die T* Γ001"!-Achse nicht in der Druckrichtung. Die Τ_[ΌΟ11-

C - O

Achse wurde in zwei Richtungen unter einem Winkel von etwa 37° "nr Druckrichtunf? dl=! ^munetrieachse gefunden.

Die magnetischen Eigenschaften von X (M)-Kristallen, die durch Warmverformung und Glühen aus -S (M)-Einkristallen hergestellt werden, hängen vom Orientierurgsgrad der T*(M)-Kristalle ab. Die Orientierung der T (M)-Kristelle hängt eng mit der Druck-

richtung zusammen \xn* weiterhin auch mit der Orientierung der S'(M)-Phase vor der Transformation. Wenn die Druckrichtung in die Winkelbereiche 3^° < O₁ < 90° und O⁰ < O₂ < 1R⁰ fäll+, ist ^iP έ' -Phase des G^imrimaterials, die sich durch die Transformation £ —>f' bildet, fast einfach gerichtet? die einfach oder zweifach orientierte T -Phase bildet sich dann in der darauffolgenden Transformation t^ —> T₀ ' ^Anrtererseits er^ab sich durch Röntgendiffraktionsanalyse, daß, wenn die Druckrichtungen O₁ = 0°, O₂ = 0° sowie Q₁ = 90°, O₂ = 30° sind, sich

509810/0694 _BAD

eine mehrfach gerichtete £ '(M)-Phase sowie eine mehrfach ge-

richtete T* (M)-Phase bilden.

Es bestätigte sich folglich, daß es wesentlich ist, eine fast einfach gerichtete £.•-Phase ·ζυ bilden, um anisotrope Maecnoten

mit einem (BH) -Wert von mehr als 6,0 χ 10 G.Oe zu erhalten,

Bei verschiedener Druckbeaufschlagungstemperatur im "Bereich von 530 ... 830⁰C sowie Druckrichtungen innerhalb der Winkelbereiche 35° < Q_A «ς. 90° , 0° < 9_n <· 15° ergeben sich anisotrope Magnete mit ausgezeichneten magnetischen Eigenschaften: (BH)_n mehr als 6 χ 10⁶ G.Oe. Unterhalb 500⁰C trat jedoch keine Anisotropierung bei fast vernachlässigbar geringer Plastizität auf. Oberhalb 850⁰C waren die magnetischen Eigenschaften bei verringerter Plastizität fast jsotrop. Daneben nimmt mit zunehmender Temperatur bis hinauf zu 75O°C die Verformungsgeschwindigkeit zu.

Bei Untersuchung des Zusammenhanges zwischen dem Verformungsgrad und den magnetischen Eigenschaften blieben die magnetischen Kennwerte der Proben niedrig , als die Proben, die innerhalb der Winkelbereiche 35° < O₁ < 90° , 0° < Q₀ <. 15° mit Druck beaufschlagt wurden, über den Sättigungsverformungsgrad (vergl. weiter unten) hinaus schrumpften, wie zuvor im Beispiel 3 beschrieben, oder wenn der Verformungsgrad nicht ein Zehntel des Sättigungsverformungsgrades erreichte.

Den Sattigungsverformungsgrad erhält man, indem man theoretisch aufgrund des Transformationsmechanismus im Beispiel 3 den Verformungsgrad beim Erreichen der Sättigung in der Druckrichtung berechnet, wenn der έ (M)-Einkristall infolge der Verschiebung der Atomebene in der bestimmten, im Beispiel 3 erwähnten Richtung mit der Transformation £ —> £' —^ Tc in den

O O

T*_c(M)-Einkristall übergeht. Der Sättigungsverformungsgrad ändert sich folgreich mit der Druckrichtung. Die Fig. 6 zeigt den bei veränderlichem O₁ und Q₀ = 0° erhaltenen Sättigungs-

609810/0694

verformungsgrad. Über die Sättigungsverformung hinaus verformte Proben zeigten eine isotrope Längung, waren in ihren magnetischen Eigenschaften nicht richtungsorientiert und bestanden allesamt aus einer mehrfach orientierten Tl(M)-Phase, wie durch Röntgendiffraktionsanalyse festgestellt wurde.

Beispiel 5

Aus dem gleichen 6„(M)-Einkristall wie im Beispiel 3 wurde eine kubische Probe von 8 χ 8 χ 8 mm mit den Flächen in der (0001)-, der (iT00)- und der (112O)-Ebene geschnitten und 5 min. auf einer Temperatur von 500⁰C gehalten. Die Phasenstruktur· dieser Probe wurde mittels der Röntgendiffraktionsanalyse geprüft; es erwies sich, daß die ξ'(M)-Phase einen größeren Teil der Phase des Teststücks besetzt.

Diese Probe wurde bei 55O°C unter 35 kg/mm rechtwinklig zur (iTOO)-Ebene druckbeaufschlagt und verformt; sodann wurden seine magnetischen Eigenschaften gemessen. In der Druckrichtung ergaben sich folgende Werte:

Br = 5300 G _ßHc = 2200 Oe (^BH)_max = ⁴>^{1 x 1}°^{6 G}«^Oe

Diese Probe wurde sodann weiter eine Stunde auf einer Temperatur von 600⁰C gehalten. Es erga
mit den magnetischen Kennwerten

tur von 600⁰C gehalten. Es ergab sich ein anisotroper Magnet

Br = 5700 G „Hc = 2100 Oe (BH) _ = 5,2 χ 10⁶ G.Oe

Es folgt hieraus, daß sich ein anisotroper Mn-Al-C-Legierungs-Tnagnet durch Verformen der £ '(M)-Phase erreichen läßt.

Beispiel 6

Eine Mn-Al-C-Legierung mit einfach gerichteter T* (M)-Phase, die nach den Verfahren der Beispiele 3 und 4 hergestellt worden war, wurde bei veränderlicher Druckrichtung plastisch warmverforrat.

Die Probe Sg mit der einfach gerichteten T₀(M)-Phase, die durch plastische Warmverformung sowie Glühen im Beispiel 4 her-

509810/069/»

gestellt worden war, wurde erneut bei 600°Π mit 40 kg/mm in der gleichen Druckrichtung wie zuvor beaufschlagt. Hierbei fand fast keine Verformung statt. Bei fortgesetzter Beaufschlagung mit auf 80 kg/mm erhöhtem Druck schrumpfte die Probe in der Druckrichtung um 8 % und verlängerte sich isotror* rechtwinklig zur Druckrichtung. Die Messung der magnetischen Eigenschaften nach der Beaufschlagung ergab, daß die einfache Ausrichtung der Tl(M)-Phase gestört worden und der (BH) Wert in der magnetischen Vorzugsrichtung vor der Beaufschlagung auf 3,8 χ 10 G.Oe gesunken war.

Als die Probe S, aus dem Einkristall in der T* (M)-Phase nach

y O

dem Glühen in Beispiel 3 erneut mit 40 kg/mm^ bei 600 C parallel zur Richtung der leichten Magnetisierung, die fast rechtwinklig zur anfänglichen Druckrichtung lag, beaufschlagt wurde, stellte man eine schnelle plastische Verformung fest, die eine ähnliche Sättigung wie die der Fig. 3 erreichte. Der Schruirrofungsgrad in der Druckriohtung erreichte -27 ^, während die Längung im rechten Winkel zur Druckrichtung parallel zur anfänglichen Druckrichtung 28 % und in der anderen 90 -Richtung nur 1 % erreichte. Die Längung war also richtungsmäßig verschieden. Beim Messen der magnetischen Ed.penschaften dieses Teststücks ergab sich eine erhebliche Verschiebnnp- Her· magnetischen Vorzugsrichtung in diejenige Richtung, in der eine erhebliche Längung stattgefunden hatte, also fas«f" narallel zur anfänglichen Druckrichtung. Entsprechend waren die magnetischen Kennwerte vor der Beaufschlagung in der magnetischen Vorzugsrichtung, d.h. der Druckrichtung, wesentlich niedriger.

Das Phänomen der plastischen Verformung bei Druckbeaufschlagung des einkristallinen Teststücks in der T" (M)-Phase ir, der magnetischen Vorzufrsrichtung sowie der erheblichen Verschiebung der letzteren, wie sie sich aus der Röntp;endiffraktionsanalyse und elektronenmikroskop isch en Beobachtungen ergaben, ließen sich auf die Reversibilität der Transformation f , .. T_ zurückführen, die eine Verschiebung der Atom-

C "7 °

509810/0694

eben«=¹ in einer» Rlch+ung mit sich brinert, die der Richtung, in der die Atomebenenverschiebung bei der Transformation £' —-> Ti erfolgt, genau entgegengesetzt ist.

C C

.nan den Einkriptall in der "T" (M)-Phase, der sich bei der Transformation £' - >Tt nach Beispiel 3 bildet, in der magnetischen Vorzugsrichtung, d.h. der T* [001!-Richtung, mit

Druck beaufschlag, verschiebt sich die .Atomfläche, die der T" (111)-Rbene entsnrechend der Beziehung £'(100)//Tl(111)

C 'CC

naraülel lie^t, un einp bestimmte ^trecke und nimmt die Spannung in der Richtung T* ΓΤΪ21 auf. Dieser Atomebenen-

übergang stellt eine Verschiebung in einer Richtung dar, die der, in der der Übergang in der £ 'Γ001!-Richtung parallel zur t '(100)-Ebene in der Transformation S' —> T erfolgt,

C CC

entgegengesetzt ist, was der Transformation fl —>· c ' ent-

CC

spricht. ^Tieiterhin bildet sich durch die Verschiebung um eine bestimmte Entfernung in der έ'ΓηοΤ !-Richtung in der zur

t'(lOO)-Ebene parallelen Atomebene aus der bei der Transfor-

ma+ion L -—>£' entstandenen ti '-Phase eine neue, einfach

CC C

gerichtete T -Phase, die sich im Kristalle3imuth ("crystalline azimuth") von der vor der Druckbeaufschlagung vorliegenden 't'.-Phase unterscheidet. Eine derartige Verschiebung der Atomebene parallel zur T"(111)-Ebene wurde mir in der zur

T(111)-Ebene parallelen Atomebene mit der Beziehung £'(100) //Tl(IIi) beobachtet, während die zu einer Gruppe

CC

anderer Tt(111)-Ebenen parallele Atomfläche, die sich in der Oberflächenrichtung unterschied, keine Verschiebung erfuhr. Die Struktur nach der Druckbeaufschlagung erwies sich bei der Untersuchunp mit dem f.ichtmikroskop als gleichmäßig und glatt mit Ausnahme der lamellaren MruAlC-Phase, wie im Beispiel 3 beschrieben; Schlupflinien und dergl. wurden nicht beobachtet. Die magnetischen Kennwerte der neu gebildeten T (M)-Phase

in der magnetischen Vorzugsrichtung waren wie folgt:

Br = 6850 G _ΏΗο = 1900 G (BH)_n, _T = 7.0 χ 10⁶ G.Oe

50931 0/0694

BAD ORIGSMAL

-31- 2437A44

Als man die Probe S₁,- des Beispiels 4 mit zwei verschiedenen

⁰C mit 35 kg/mm [001]-Achsen beaufschlagte, wurden eine schnelle plastische

T" [001]-Achsen bei 600⁰C mit 35 kg/mm parallel zu einer der

Verformung wie die der Fig. 3 und ein richtungsmäßiger Unterschied der Längung beobachtet. Bei der Untersuchung der Probe mit der Röntgendiffraktionsanalyse bestätigte sich, daß diese in einer einfach gerichteten T (M)-Phase vorlag, daß die ^[001]-Achse parallel zu einer der vor der Druckbeaufschlagung beobachteten und von der Druckrichtung abweichenden Tl[OOIl-

Achsen lag, und daß die eine T [001]-Achse durch die Druckbeaufschlagung zur anderen T [001]-Achse verschoben worden war. Dieser Verschiebung der T [001]-Achse lag die Reversibilität der Transformation € ' <— T" zugrunde, wie sie oben beschrieben ist.

Die magnetische Vorzugsrichtung des verformten Teststücks erwies sich als identisch mit der Richtung der T„[001]-Achse, und die magnetischen Kennwerte waren wie folgt:

Br = 6800 G Hc = 1850 Oe (^BH)_max = ⁶»9 ^{x 1}°^{6 G}-^Oe

Es hatte sich also der Br-Wert im Vergleich zu der magnetischen Vorzugsrichtung vor der Verformung verbessert. Zusätzlich wurde ermittelt, daß es schwierig ist, eine Transformation T*—> £· bei einer anderen als einer 50 C über derjenigen

C C

Temperatur zu erreichen, bei der die Transformation £ ' —^- stattfand, und daß die Verformungsgeschwindigkeit des Teststücks in der Transformation £' TT mit steigender Tem-

C f C

peratur bis 750 C zunimmt.

Beispiel 7

Aus einem Einkristall in der £ -Phase mit der durch chemische Analyse festgestellten Zusammensetzung 71,95 % Mn, 26,95 % Al und 1,10 % C, der entsprechend dem Beispiel 1 hergestellt worden war, wurden kubieche oder rechteckige Proben mit verschiedenen Kristallflächen und Seitenlängen von 5 ..'. 12 mm ausgeschnitten und die Proben jeweils den Tests der Beispiele 3 und

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4 unterworfen. Durch Röntgendiffraktionsanalyse ergaben sich qualitative die gleichen, in den Beispielen 3 und 4 beobachteten Tendenzen hinsichtlich der Beziehung zwischen Druckrichtunsr und Deformationsgrad, Druckrichtuner und Anisotropierungsgrad ufw. sowie das Vorliegen der c '-Phase.

Die mit einer Probe in der ξ. -^phase ohne laraellare Mn,AlC-Phase erhaltenen Vereuchsergebnisse zeigten im Vergleich mit den Ergebnissen der Beispiele 3 und 4, bei denen Mn,AlC lamellar aufgeteilt war, daß die Verformbarkeit niedrig war, daß, während in den Beispielen 3 und 4 ein Druck von nur 15 ... 40 kg/mm zur Verformung ausreichte, hier 35 ...60 kg/mm , also ein um mehrere zehn Prozent höherer Druck, erforderlich war, und daß selbst der anisotroDe Magnet infolge der schwachen Orientierung der T*-Phase magnetische Eigenschaften aufwies, die denen der Beispiele 3 und 4 unterlegen waren.

Als bsnw. eine einkristalline €_C-Probe in der oben angegebenen Zusammensetzung unter den ^T<ri.nkeln O₁ = 90 , θ_ο = 0° und bei 560 C mit ^O kg/mm beaufschlagt wurde, ergab sich ein Verformungsgrad in der Druckrichtung von -1,9⁰^j die Messung der magnetischen Eigenschaften ergab, daß die Probe völlig nnmnpneti.sch war. Eine Untersuchung der druckbeaufschlagen Probe durch Röntgendiffraktionsanalyse in verschiedenen Richtungen erp-ab lediglich das Diffraktionsmuster] £ '-Phase, Die £'^r00il-Achpe lag im wesentlichen in der Druckrichtung; die Probe wurde ledoch nicht als Einkristall identifiziert. Bei der Beobachtung unter dem Lichtmikroskop ergab sich eine Zickzack-Struktur der Oberfläche, und es wurde ein Kristall in der Sl-Phase mit anderem Kristallazimuth beobachtet. Als die druckbeaufschlagte Probe vier Stunden lang auf 57O°C vorgehalten wurde, ergab sich ein anisotroper Magnet mit in der Druckrichtung liegender magnetischer Vorzugsrichtung.

Die magnetischen Kennwerte in der Druckrichtung waren:

Br = 5450 G „Hc = 2?00 Oe (BH)_mQV = 3,3 χ 10⁶ G.Oe

509810/0694 bap ογ.'ώι

Im rechten Winkel zur Druckrichtung, d.h. entsprechend der Γ11*20!-Richtung vor der Dr uckbe auf schlamm?, ersahen sich folgende magnetische Kennwer+p:

Br = 1000 G _nHc = 6on Oe (BH L_Q_ - 0,2 χ 1Ο⁶ G.Oe

In der anderen, zu den vorgenannten rechtwinkligen Richtung ergaben sich die magnetischen Kennwerte zu:

Br = 2400 G _ΏΗο = 1400 Oe (BH)_mnv - 0,9 χ ^ Q₀Oe

Xj ΓΠ3.Χ

Vergleicht man diese magnetischen Kennwerte mit denen, die im bleichen Versuch im Beispiel 4 erhielt wurden, ist B⁷" ^ί'ρ He>r ' magnetischen Vorzugsrichtung etwa 20 ⁰A niedriger, (BH) etwa

in ώ. χ

um die Hälfte niedriger, und der l'inkligkeitsgrad der Mapnetisierungskurve im zwei+pn Quadranten geringer, was auf einen gegenüber dem Beispiel 4 niedrigeren Anisitropierungsgrad hinweist.

Als weiterhin die oben angegebenen Bedingungen rier

gungrstemperatur, Druckhöhe vmd des Verformungsgrades sowie die

Glühbedindungen nach der Druckbeaufschlagung geändert ergaben sich keine Verbesserungen der magnetischen

Bpi erheblicher Änderung der Druokrichtunp· ergaben alle Proben im Vergleich zu denen des Beispiels 4 magnetische Kennwerte, bei denen Br etwa 10 ... ^O ⁰A und BH_max um etwa die Hälfte niedriger waren, was einen wesentlichen Unterschied e-e^enü^er dem Beispiel 4 infolge des Vorliecens der Mn,AIC-Phase zeigt.

Die Ursachen der Unterschiede der magnetischen Fip\ensohaf+«n zwischen dem Beispiel 4 und dem Beispiel 7 wurden mit dem Lichtmikroskop sowie der Röntgendiffraktionsanalyse untersucht, Hierbei ergab sich, daß bei der Warraver formung ίτη BeisOiel 4 die lamellare Mn^-AlC-Phase die Orientierung der £'-Phase ver-

j , c

bfissert, indem sie die Entwicklung mehrfach gerichteter fc'-Phasen - wie bspw. des Zwillings der fc'-Phase des Grundmaterial? - unterdrückt. Folglich war die Orientierung der T" -Phase dps

509810/0694

BAD ORIGINAL

nach ^em Glühen im Beispiel 4 der im Beispiel 7 überlegen, was auch für die magnetischen Kennwerte gegenüber Ergebnis ρ en des Beispiels V gilt.

Wie oben beschrieben, hat die durch die M-Behandlung in lamellen p-etrennte MruAlC-Phase nicht nur die Wirkung, die Verschie bung der Atomebenen in den Mn-Al-n-Iepierungen zu erleichtern und so eine Farmverformung mit geringem Druck zu ermöglichen. Weiterhin verbessert sie auch die Ausrichtung, indem sie bei der Kristallbildung den Azimuth bestimmt. Es ergab sich folglich, iaß das "Vorliep-en der lamellaren Mn,AlC-Phase für ein Frreichen anisotroper Magneten mit hohem Anisotropierungsgrad und ausgezeichneten map-netischen Eigenschaften sehr wichtig ist.

Fs wurde versucht, den ζ -Einkristall aus einer Mn-Al-Legiemng ra.it der Zusammensetzung (chemische Analyse) 71,81 % Mn und 28,19 ⁰^ Al nach dem Schmelz- und KUhlverfahren des Beis-niels 1 herzustellen. Die erhaltene» Legierung war ein PoIykristall mit nur geringem Restanteil an der £-Phase. Größtenteils bestand sie aus der ß-Mn- und der AlMn(Y" )-Phase, während ein gewisser Anteil der T^-Phase vorlag. Eine fast gleiche Tendenz ergab sich bei Änderung der Mn- und Al-Anteile sowie der Schmelz- und Kühlbedingungen innerhalb breiter Bereiche, und starke Risse bildeten sich, als die Legierung von 90O⁰C aus in Wasser abgeschreckt wurde, um die £-Phase zu erhalten. Als andererseits eine Mn-Al-Iinärlegierung der gleichen Zusammensetzung wie oben eine Woche lang auf 1100 .. 120O⁰C vorgehalten, um die Rekristallisierung zur £,-Phase zu beschleunigen, und dann von dieser Temperatur aus in Wasser abereschreckt wurde, biLdeten sich zwar schwere Brüche, aber es ließ sich die £-Phase mit Teilchendurchmessern von 3 ... 5 mm erreichen. Aus diesem Kristall in der £. -Phase ν air den kubische Proben von 3 x 3 x 3 mm mit Oberflächen parallel zur (3304)-, (11"2O)- und -Ebene aus Teilen mit verhältnismäßig grobem Kristallkorn

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geschnitten und mit 40 kg/mm " bei 53O⁰C rechtwinklig zur (35o4)-Ebene (θ. = 55°, ©_? = 0°) bis zu einem Verformungsgrad von -14,7 °i beaufschlagt.

Die Proben erwiesen sich als isotrope Magneten, die Längung als isotropisch und die magnetischen Kennwerte zu Br = 1350 G „Hc = 650 Oe ffi _ = 0,2 χ 10⁶ G.Oe

Bei der Untersuchung der Proben nach der Verformung mittels der Röntgendiffraktionsanalyse waren die Beugungslinien der T-, der B-VSn- und der AlMn( jf)-Phasen offensichtlich, die Orientierung der T-Phase» jedoch kaum erkennbar.

Auch bei erheblicher Änderung der Beaufschlagungstemperatur, der Druckhöhe und des Verformungsgrades blieb die Tendenz im wesentlichen wie oben beschrieben, und Proben mit nur der T^-Phase ließen sich nicht erreichen, was ein Fehlen der Anisotropierung ausweist. Diese Ergebnisse liegen vermutlich an der schwachen Stabilität der ^-Phase und der !"-Phase. Im Gegensatz zu Mn-Al-C-Legierungen ist es bei Mn-Al-Legierungen außerdem schwer, die T-Phase bei mehr als 53O°C zu erreichen, und ihre Zersetzung zur AlMn(Tf)- und zur ß-Mn-Phase wird durch die. Warmverformung beschleunigt.Insbesondere fehlt die oben beschriebene richtungssteuernde Wirkung der lamellaren

MruAlC-Phase. 3

Beispiel 9

Es wurde ein Einkristall oder ein Polykristall mit großen Kristallkörnern in der £ - oder £ (M)-Phase aus Mn-Al-C-Legierungen in verschiedener Zusammensetzung innerhalb der Bereiche von 67,0 ... 74,0 % Mn und 0,1 ... 2,5 ⁰^ C hergestellt und aus diesen Kristallen einkristalline Proben in der £- oder £.-(M)-Phase geschnitten, die sodann bei 57O°C mit Θ.. = ^5° und Q₂ = 0° mit 40 kg/mm beaufschlagt wurden.

Die
SSteTabelle 4 gibt die Zusammensetzungen nach chemischer Analyse

sowie die magnetischen Kennwerte in der magnetischen Vorzugs-

509810/0694 bad o_R(QINAL

richtung nach dem auf die DruckbeaufRohlaffung: folgenden Glühen an.

Die Proben ?„, und S^r mit C-Anteilen unter der Löslichkeitsgrenz.e (1 /10 M - 6,6) % waren kaum anisotroO geworden; mit getrennter AiHn(Y")- und ß-Mn-Phase waren die magnetischen Kennwerte isotron und niedrig. Die Probe S_?t- enthielt einen großen ^n+eil der 3-Mn-Phase, die Probe S-,,- einen großen Anteil der AlMn(jf)-Phase; beide waren wenig anisotroniert und hatten niedrige magnetische Kennwerte. Die proben -⁴⁵^₁, ·^α _7)? und ^c-^ mit C-Anteilen von über (1/3 Mn - 22,2) % wiesen schon vor der Verformung eine Al^O^-Phase auf, waren auch nach (^er Verformung kaum anisotroniert und hatten fast isotrone magnetische T? igen scha ft en. Bei den Proben S-.,, S~_o und S~~ wurde das Abnahme-Phänomen ("decavinß" Dhenomenon") beobachtet. In der Probe S^ war ein geringer Anteil der AlMh( Y")-Phase erkennbar.

Auch als die Druckrichtung und -tenmeratur sowie der Deformationsgrad und die GliJhbedingungen bei Proben mit weniger als BHmax = 2,0 y. 10 G.Oe variiert wurde, blieben die magnetischen ■Eigenschaften unter BHmar ~ 2,0 τ 10 G.Oe.

Mn

72,02
69,77
72,44
72,89
71,58
70,72

67, ^
71,40
70,78
69,90

27,43 30,04

25,53 25,86 27,22 28,29 ^1,41 ^2,17 26,42 27,77 PS,71

0, ^5 0,19 1,0? 1,25 1,20 0,99 0,45 0,20 2,18 1,45 1,33

Br

14oo 1100 2500

6900 6750 6¹^O 1800 2500 2750 2600

_BHc

_ίθίύ_

900

550
1250
2350
2250
2200
1900

850
1400
1300
1250

Jy10_G_.0e 0,4 0,2 0,9 6,4 9,0 8,0 6,8 n,R

1,1

1,1 1,0

509810/0694

BAD ORIGINAL

Aus den oben beschriebenen Versuchsergebnissen ließ sieb ersehen, daß, um ausgezeichnete magnetische Eigenschaften mit BHmax > 6,0 χ 10 G.np ?.u erhalten, die Zusammensetzung auf folgende Bereiche beschränkt werden sollte:

Mn 68,0 ... 73,0 %

C (1/10 Mi - 6,6) ... (1/3 Mn - PP₁?.) ^ 41 Rest

Rs wurden 72 % Mn, P"⁷ °4 Al und 1 # C vermischt, die Mischung wurde bei etwa 14OO°C für 20 min. geschmolzen und dann in eine Kokille gegossen. Die chemische Analyse ergab 71,83 °*> I⁷In, 27,19 % Al und 0,98 ⁰^ C, und unt^r dem M ch+^i>-rop>or> Γ7_θ sich in den anfänglich verfestigten Teilen Säulenkristalle. Als dieser Gießling bei 850⁰C und einer Dauer von ?0 ^ln. M-Behandlung unterworfen und dann von dieser Temperatur aus abgeschreckt worden war, zeigte sich in den ^äulenkris+allkörnern eine Abtrennung lamellaren Mn-.AlH's, wobei das Tamellarmuster eine Vielzahl kristalliner Körner unter etwa einem rechten Winkel zur ^achs+um^richtung der Säulenkristalle zeigte. Bei der Untersuchung mittels Röntgend if fra H-.ionsanalvse waren Beugungslinien der ξ: -Phase und der lamellaren

erkennbar.

Aus dem Gießling wurde eine kubische Probe von 6 χ 6 χ 6 mm mit einer zur Wachstumsrichtung der Säulenkristalle senkrechten Fläche geschnitten und dann bei 65O°C mit 45 kp/mm beaufschlagt. Der Yerformungsgrad der Probe in c^er D^1-1U ckr ichtun er ergab sich zu -25,5 °/. Nach der Druckbeaufschlagune· war die Probe nichtmagnetisch, verwandelte sich aber durch 4-stündii?es Glühen bei 57O°Cin einen anisotropen Magnet, dessen magnetische Vorzugsrichtimcr rechtwinklig zur Druckrichtung la?. Die magnetischen Kennwerte in der Druckrichtung waren Br = 2800 G _RHc = 1^00 Oe (BH)_mov = 1,1 χ 1C⁶ G.Oe

Jj ΙΠ3.Χ

In der zur Druckr.ichtun er senkrechten und zu der Wachstumsrich-

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BAD ORIGINAL

t.ung des ^qäulenkristalls vor der Druckbeaufschlagung parallelen Richtung ergaben sich die Kennwerte Br = 4300 G Hc = 2350 Oe (BH) _ = 3,6 χ 10⁶ G.Oe

ΠΙ ca. .X

In der zweiten zur Druckrichtung senkrechten Richtung lagen folgende Kennwerte vor:

Br = 4750 G Hc = 2400 Oe (BH )_m„ = 4,9 x 10⁶ G.Oe

ITl dΛ

Beispiel 11

Aus 9 Mn-Al-C-Legierun^en P₁ ... Pq mit den Zusammensetzungen der Tabelle 5 wurden durch Schmelzen und Gießen stabförmige Gießlinge hergestellt. Das Schmelzen geschah durch Vorhalten auf einer Temperatur von 143O°C für 30 min., um den Kohlenstoff gut in die feste Lösung einzuschmelzen. Aus den Gieß-IJngen wurden zylindrische Proben von 20 mm 0 χ 25 mm geschnitten, diese 2 St.d. lang auf 1150⁰C gehalten, dann mit einer Kühlfieschwindigkeit von 10 ... 15 C/min von der ■Vorhalttemperatur allmählich auf 830 C gekühlt, dort 20 min- vorgehalten, dann von 830 C aus mit einer Kühlgeschwindigkeit von 300 ... 3000°n/min abgeschreckt und eine Stunde auf 600⁰C geglüht. Jede wärmebehandelte Probe wurde mittels der Röntgendiffraktionsanalyse sowie durch Licht- und Elektronenmikroskopie auf ihre Phasenstruktur untersucht. Bei den Proben der Zusammensetzung P^ ... P^ , die Kohlenstoff mit mehr als der LÖslichkeitsgrenze (1/10 Mn - 6,6)9o enthielten, und insbesondere in den Proben mit der Zusammensetzung P-, P, , P,- und P_ß war die lamellare Mn^AlC-Phase und/oder die dieser ähnliche flächenzentrierte kubische Ph^se klar erkennbar. Bei den Proben der Zusammensetzungen P. und P_ , bei denen der Kohlen-Rtoffanteil unter der LÖslichkeitsgrenze lag, ließ sich keine lamellare Hn^AIC-Phase und/oder dieser ähnliche flächenzentrierte kubische Phase feststellen. Bei den Proben der Zusammensetzungen P^ und Pq, bei denen der Kohlenstoffanteil höher war als (1/3 Mn - 22,2) «*, wurde zusätzlich zu der T"-Phase

und der lamellaren Hn^AlO-Phase und/fier der dieser ähnlichen flächenzentrierten kubischen Phase eine getrennte ΑΙ,Ο^,-Phase

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bemerkt. In der Probe der Zusammensetzung P, lag die ß-Mn-Phase und in der Probe der Zusammensetzung P die AlMn. (~f)~ Phase jeweils in großen Mengen -vor. In der Probe der Zusammensetzung Pg ließ sich ein geringer Anteil der AlMn (Y)-Phase ausmachen.

Diese Proben wurden ,jeweils der folgenden Warmverformung unterworfen.

Eine Probe mit der Zusammensetzung P₁ wurde bei 680 C mit

p '

50 kg/mm in der Axialrichtung des Zylinders zu einem Verformungsgrad von -25% in der Druckrichtung zusammengedrückt. In der so behandelten Probe entstanden zahlreiche Risse; ihre magnetischen Eigenschaften, mit denen sich vor der Verformung

ein BH = 0,6 χ 10 G.Oe ergeben hatte, verschlechterten nisx

sich erheblich zu

Br = 1700 G „Hc = 700 Oe (BH)_v = 0,3 x 10⁶ G.Oe

und waren isotrop. Bei der Röntgendiffraktionsanalyse waren große Mengen der ß-Mn- und der AlMn( >)-Phase zusätzlich ζυ einem geringen Anteil der verbleibenden T*-Phase erkennbar, und die zusätzliche Wärmebehandlung durch Glühen bewirkte eine weitere Verschlechterung der magnetischen Eigenschaften.

	Mn	Tabelle 5	C
	72,08	Al	0,47
P1	70,21	27,45	0,24
P2	73,44	29,55	1,05
P3	72,36	25,51	1,24
P4	71,63	26,40	1,14
P5	68,86	27,23	0,40
P6	67,86	30,78	0,33
P7	71,66	31,81	1,99
P8	69,90	26,35	1,43
P9	28,67

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Eine Probe mit der Zusammensetzung P wurde bei 710⁰C mit ^S kg/mm in der Axialriohtung des Zylinders auf einen Verformungsgrad von -50 ^c'' verformt. Bei dieser Verformung wurde die Probe zu Pulver reduziert, und bei Annäherung eines Magneten zeigten die klunroigen Körner kaum irgendwelchen Magnetismus. Bei der Untersuchung mittels der Röntgendiffraktionsanalvse war keine f-Phase festzustellen; nur die ΜΜη(y)- und die ß-Mn-Phase waren zu bemerken. Der Grund hierfür ist vermutlich, daß die Zersetzung von der T- zur AlMn(Y )- und ß-Mn-Phase durch die Warmverformung wie bei der Zusammensetzung P^ beschleunigt wurde.

Eine ^ürobe de⁷"¹ Zusammense+punf?¹ P, wurde bei. f^O C mit 5ⁿ kg/mm in rier Axialdichtung des Zylinders auf einen Verformungsgrad von -hoⁿ6 komOrimiert. Bei der Probe, die dieser Behandlung un+e'HiOT'fpn νοτΉρη war, lag die magne+ipcbe Vorzugs richtung in Richtung des Durchmessers, aber di^ magnetischen Kennwerte in dieser Rich+unp- waren nur

Br - 2600 G „Hc - 1?00 Oe (BH)_mov = 1,0 χ 10⁶ G.Oe

Die magnetischen Eigenschaften wurden also auch durch das anschließende Glühen nicht verbessert. Bei der Untersuchung der Pi-obe mi+tels ^er Röntgen-.i/ffraktionsanal^pe vrur^e ein rrhphlirihoY» An+eil ^rle'i" ß—Mh-Phase fes+gesteli + . Dieser Umstand, hat vermutlich eine Verbesserung der "inr'netischen Eigensr.b.p i Iurl eri"..

ohp rl.-^r· Ζίκ?)¹¹¹"!^⁰+^"'!^ Ρ/ τιπιτυΙρ bei 720 ⁿ mit

hn irt?/mvß^c in '5^r /xialrichtung d^⁰ Zylinders su 6^ "·' dinrt. D^b^i ist der Extruslonsgr-v¹- n.ls Oro^entuple^ Λ-n+eil Γ^]α-ι· f'ii icvt···'. ,-.-ι j -I ! C^ f'lnc¹"¹^ n^ach fi (S^' ^r-'f I¹IiHiPj¹O)I rl fjfirii pt+_# Γ)ΐρ?

pii;,'ov:.i)i--i'-h)te Prob·³ Grwxcs sich air FniFc-eneiobne+en"· prvi ^c>. ^: >■·,-..--iil Mf-..'·τ<<ν}- T>n" ι- ir. H^t Axialrichtung r\r*r> ^"n+rusion, nämlir.ii ¹^' /; >-i.i-i! t> ϊ ι 11. ι ir·= fie-.·? Zylinders liegender mpgne+i.sche^ rir.iit»nr, ;r?i H ija.oer Vorzugsrichtuuf pr wei+e eich ^n

Br = 61ί·0 G _pHc = 2200 Oe (BH)_mo = S^K χ 10^f G.fV

509810/0694 BAD ORIGINAL

Bei Untersuchung der ausgepreßten Probe auf Phasenstruktur mittels der Röntgend if fraktionsanalyse und der l nischen Beobachtung wurde die X- xand die lamellare MruAlC-Phase festgestellt, wobei ein Streifenmuster der la^ellaren MruAlC-Phase fast parallel zur Auspreßrichtung auftrat. Eire Probe der Zusammensetzung P- wurde bei 65O°C mit 45 k^/mm in der Axialrichtung des Zylinders um -53?^ komprimiert. Die magnetische Vorzugsrichtung der verformten Probe wurde in der Durchmesserrichtunp· gefunden, wobei die magnetischen Kennwerte folgende Größen hatten:

Br = 4900 G „Ho - 2600 Oe (BH) = 4,3 χ 10⁶ G.Oe

Eine Probe der Zusammensetzung P₁- wurde bei 680⁰C mit /2

45 kg/mm in der Axialrichtung des Zylinders a\jf -65 ^c-'j komprimiert. Die magnetische Vorzugsrichtung lag dann in der Durchmesserrichtung, die magnetischen Kennwerte waren Br = 5050 G _nHc = 2600 G (BH) = 4,6 χ 10⁶ G.Oe

Eine Probe der Zusammensetzung P₁- wurde bei 63O°C mit 40 kg/mm in der Axialrichtung des Zylinders zu 65 °«"· ausgepreßt. Die magnetische Vorzugsrichtung der ausgeirreßten Probe lag in der Auspreßrichtung und die magnetischen Kennwerte waren

Br - 58¹^O G _ßHc - 2?*n Oe (^ΒΗ)τη₈χ ^{= 5}'^{7 x 1}^ ^G*^Oe

Die Proben der Zusammensetzung Pr- wiirden bei innerhalb Bereiches 500 ... 850 C variierender Temperatur in der Axialrichtung des Zylinders zu 50 % extrudiert. Die Tabelle 6 zeie-t den Zusammenhang zwischen r\ev Anspreßtemperatur und den magnetischen Eigenschaften in der magnetischen V0r7.ugsricht.unp·. Unterhalb der Auspreßtemperatur yon 500⁰C hatte die Probe wie im Beispiel 4 eine nur geringe Plastizität; sie wa^ nur schwer auszupressen, es zeigten sich Risse und sie wurde nicht anisotrpisch. Über 83O⁰C nahm die Plastizität ebenfalls ab uivi traten Risse auf; auch hier wurde die Probe nicht anisotrop. Tm Temperaturbereich 580 ... 830⁰C ergaben sich iedoch ausgezeich-

^509810/0694 BADOR₁G₁NAL

nete anisotrope Magneten mit (BH) _x~¥erten von mehr als 4,8 χ 10⁶ G.Oe.

	Br	Tabelle 6	BHmax
Temperatur	(G)	BHc	(x106 G.Oe)
(0C)	2.700	(Oe)	1,1
500	5.8^0	1.400	5,0
530	6.050	2.050	5,6
630	6.000	2. 150	5,5
730	5.500	2.100	4,8
830	2.550	2.000	0,7
850	950

Fine Probe der Zusammensetzung P^- wurde bei 700°C mit

p t>

40 kg/mm in der Axialrichtung des Zylinders um 31 % ausgepreßt. Die dieser Bearbeitung unterworfene Probe zeigte in der Auspreßrichtung folgende Kennwerte:

Br = 4350 G ^Hc = 1600 Oe (^BH)_max = ²'^{4 x 1}°^{6 G}-^Oe

Als diese Probe nach dem Auspressen mit einer Kraft von

25 kg/mm in der τΙpichen Richtung bei. 700⁰C erneut um 25 %

ausgepreßt wurde, ergaben sich folgende magnetische Eigenschaften:

ßr = 5700 G „Hc = 1950 Oe (BH )_v = 5,0 χ 10⁶ G.Oe Eine Probe der Zusammensetzung P₇ wurde bei 780⁰C mit

45 V-cr/mm" Ln der Axialrichtimp· des Zylinders um 50 % ausgepreßt. Auf der ausgepreßten Probe traten Risse auf, die fast senkrecht zur Aupnreßr'chtung ■"•erliefen. Die magnetischen Kennwerte in der Ausp^eßrLchtung, der magnetischen Vorzugsrichtung, waren wie folgt:

Br = 2750 G „Ho = 1700 0* (BH) _v = 1,8 χ 10⁶ G₀Op.

Fine Probe Her Zusammensetzung P_R wurde bei 75O°C mit

50 kg/mm in der Axlalrichtune· des Zylinders zu -76°/< kompri-

5 09810/0694

miert. Auf der derart behandelten Probe entwickelten sich Risse in Durchmesserrichtung um den Umfang herum. Die magnetische Vorzugsrichtung war die Durchmesserrichtung der Probe mit den Kennwerten:

Br = 3800 G „Hc = 1800 Oe (BH)_raoir = 2,1· χ 10⁶ G.Oe

JD H1CT.X

Diese Probe wies Al/C,-Einschlüsse auf und begann nach mehreren Tagen sich aufzulösen. Eine Probe der Zusammensetzung Pq wurde bei 700⁰C mit 55 kg/mm in der Axialrichtung des Zylinders um -35% komprimiert. Die magnetische Vorzugsrichtung der verformten Probe war die Durchmesserrichtunp mit den magnetischen Kennwerten:

Br = 3400 G ^Hc = 1700 Oe (BH)„ = 1,9 χ 10⁶ G.Oe

Auch diese Probe wies Al^C~-Eigenschaften auf und begann nach mehreren Tagen sich aufziilösen.

Wie die oben beschriebenen Beispiele zeigen, hatten die in der TT (M)-Phase befindlichen Proben eine ausgezeichnete Plastizität im Temperaturbereich 530 ... 830 C, wurden infolge der Warmverformung stark anisotrop und ließen sich,folglich als anisotrope Magneten mit ausgezeichneten magnetischen Eigenschaften bezeichnen. Wenn andererseits die lamellare BfruAlC-Phase in den Proben fehlte oder andere als die L -Phase - wie bspw. die Al-CL·-, Q-Mn- oder AlMn( ]Γ )-Phase - vorlagen, ergaben sich eine schlechte Plastizität ebenso wie eine nur geringe Anisotropierung und niedrige τη a erne ti.sehe Kennwerte.

Als Bedingung für die Herstellung ausgezeichneter anisotroper Magneten muß die Zusammensetzung folglich in die Bereiche 68,0 ... 73,0 °/ Mn, (1/10 Mn - 6,6) ... (1/3 Mn - 22,2) % C, Rest Al, und vorzugsweise in die Bereiche 70,5 ... 72,5 % Mn, (1/10 Mn - 6,6) ... (1/^ VSn - 22,2) ⁰A Π, Rest Al, fallen. Weiterhin ist erforderlich, die T (M)-Phase in diesen Zusam-

mensetzungsbereichen einer plastischen Warmverformung im Tenroeraturbereich von 530 ... 830⁰C, vorzugsweise einer Extrusion

509810/0694

mit 40 ... 65 /ο Extrusionsgrad, zu unterwerfen. Die resultierenden anisotropen Magneten hoben «npp-ezeiohnete roagnp+ iscbe ^.i ^en^cha^tpn vn¹ e hpnw. pinen (BH") -^1>rert -won Tnehr pl«;

' , ^V Ulf? X

/j ,R χ 1Π Q₀Op. ■"■pi.tpr'bin ergaben Floh npch der ^¥srmverfnrminp· eine iiPtppvVeiiu^werte Vp^hpsppri'nn· dpr mpchanlschen Fep+ip·- Vei+-, un^ ripr Bearhei+hsrkp.i t.

Auf pi.nern dem ^e? BpIp^IpIp 11 pntpnr-pr.h^n^en Gießlin"¹

«^t 551 in ρ· P v^urde eine y.v] indri.pr.he Probe von PO ram j?i 3r ?R mm p-enohnittpri ¹^ °-+H_o nu^f 1000°C gehalten, mit 10 C/miDo Piif O¹^^ C abp-ei"'ih11, Λ^Γοη dip^pr Tempera+ur mi +

Z qhp-erohrer.vt und d?nn 10 min. auf

gehalten. Durch RontgenrliffraVtionsanalyse und lichtraükrosko-

ergab .eich, daß dip

zu etwa 70 <-'■ pup der {;_C(M)-Phape und 25U den übrigen etwa 30 ^c' avp '^er T* (M)-Phacp bps+^nr¹,

Probp vmr-ip b^i 730 r* mit A-O Vg/mni' in der Axialrichtung

zu einem Extrusionsgrad von 40 °' nupr-epreßt. Da die nn/?netisohen Kenn wer+ρ ^Her Probe in dpr Ausn-ppßrichtunp nach Ausnrpsppn ?ich al.q Tiipdri»" heraußsteült.pn und mittelP .Rön+p'pndif f'raktion^ariRlvpe das Voa^l i^("-en der £'-Phase et eilt wjrde, vnjrde die Prohp bpi 6(')0 C zwei Stunden lanp· pe-

Auf di.pFe ^v'o.ic.e er/rnb eich ein anisotroper Magnet mit axialer mannit}.ςr-hpr Ynr^nft^io.htnnp· und ^up^p^piohnp+^n

Rigpnschaften_o Die Kennwerte in der magnetischen vnrvn v^'.e folgt:

Op (^BH)_max ~ ^{6>0 x 1}°^{6 Go0e}

Die Probp wies nach dem Extrudieren eine sehr hohe mechanische Festigkeit und Bparbpitbarkei+ auf: ^r1ie betreffenden lagen hoher als ^ie im Beis-niel ii_e

509810/0694 bad original

Beispiel 13

Aus dem Gußstück des Beispiels 11 der Zusammensetzung ^pc; wurde eine zylindrische Probe von 20 mm 0 χ 3^ mm fr e schnitt en, ■2 Std. auf 1150⁰C gehalten , auf 1O00°C gekühlt und dann mit einer Kühlgeschwindigkeit innerhalb des Bereiches -"On 300 ... 3000°n/min, von dieser Temperatur aus abgeschreckt.

Diese Probe, die nach dem Abschrecken in ^er ξ -Phsse -vorla«?·, wurde bei V30 C mit 60 kg/mm " unter einem Fxtrusionsprad von 40 ⁰A in der Axialrichtnng des Zvlinders extrudiert. Die Verformungsgeschwindigkeit war niedriger als die bei Extrudieren der T (M)-Probe des Beispiels 11 mit der gleichen Zusammen-

Setzung, was eine geringe Verformbarkeit zeigt... Die Probe lag nach dem Extrudieren in der £ - und der £'-Phase vor, wie sich aus der Röntgendiffraktionsanalyse erg-ab.

Die magnetischen Kennwerte der ausgepreßten Probe in der Auspreßrichtung waren nach 2-stündigem Glühen bei 6OO°r wie folsrt:

Br = 5200 G _ΏΗο - 1950 Oe (BH)_m_ = 4,8 χ 10⁶ G.Oe

Die Probe wurde als anisotroper Magnet mit in der Auspreürichtung liegender magnetischer Vorzugsrichtung identifiziert. Die Probe wies eine sehr hohe mechanische Festigkeit und Bearbeitbarkeit bei höheren Werten auf, als in den Beispielen und 12 erreicht worden, waren.

Aus den Gußstücken des Beispiels 11 mit den in Tabelle ^r-> angegebenen Zusammensetzungen P₁ ... P_q wurden Proben von ,jeweils 20 mm 0 χ 35 mm geschnitten, 2 Std. auf 11SO⁰C p-ehalten, mit" einer Kühlgeschwindigkeit von 10°Γ·/ΐηχη. allmählich auf 830°Γ. gekühlt und dann der M-Behandlunp" unterworfen, bei der nie 20 min. auf 830⁰C gehalten und von dieser Temperatur mit. einer Geschwindigkeit von 1000 C/rain. abgeschreckt wurden.

Nach dem Abschrecken wurde die Phasenstruktur dieser Proben

509810/0694 _BAD original

nach der Röntpendiffraktionsanalyse sowie licht- und elektronenmikroskopisch untersucht. Tn den Proben der Zusammensetzungen P^ ... P,. , in denen fier Kohlenstoff oberhalb der Löslichkeitsgrenze von (1/1O Mn - 6,6) % vorlag, ließen sich die lamellareH Mn^AlC-Phase und/oder die dieser ähnliche flächenzentrierte kubische Phase erkennen. Bei den Proben der Zusammensetzung P₁ und P₂ mit einem C-Anteil unter der Löslichkeitsgrenze war keine lamellare Mn^AlC-Phase und/oder dieser ähnliche flächenzentrierte kubische Phase ersichtlich. Bei den Proben der Zusammensetzung P~ und P_q , deren C-Anteil über (1/3 Mn - 22, 2)°' lag, wurde zusätzlich zu der £ -Phase und der lamellaren Mn AlC-Phase und/oder der dieser ähnlichen flächenzentrierten kubischen Phase -^Ä1/,C, bemerkt. In der Probe der Zusammensetzung P~ließ sich ein erheblicher Anteil der ß-Mn-Phase, in der Probe der Zxisammensetzung P₇ die AlMn(^" )-Phase feststellen. Die Probe der Zusammensetzung P. enthielt einen kleinen Anteil der S-Phase sowie große Anteile der 41Mh (Y" )- und der ß-ITn-Phase, während in der Probe der Zusammensetzung P_? fast ß-leiche Mengen der T-Phase, der ß-Mn-Phase und der AlMn(fl )-Phase vermischt vorlagen, aber sich die 8-Phase nicht feststellen ließ.

Diese Proben wurden nach der Wärmebehandlung der unten beschriebenen Warmverformung und dann einem für die einzelne Probe geeigneten Glühen unterworfen.

Die Probe der Zusammensetzung P₁ wurde bei 63O°C unter

^O kg/mm' in der Axialrichtung des Zylinders zu einem Auspreß-

von AO ^u ausgepreßt. Nach dem Ausnressen lag die Probe im eines Pulvers aus verklumpten Körnern von 0,5 ... 2 mm

Te j Ich en O^-ToBf? vor* <Ή<=> ¹IrSOrUnP¹Ii ehe Gestalt war zerstört. Ans «"roßen Körnern wurde eine Probe ^on 1x1x1 mm Größe geschnitten und 30 »ηin. lanp¹ bei ¹^OO⁰H geglüht. Die Messung der magnetischen Eigenschaften erwies die Isotropie der Probe pT>f folfj-en'ien magnetischen Kennwerten:

Br -= 12Of- G -JIc - UOO Op (BH) = 0,1 χ 10⁶ G.Of-

1-3 ""!rn X

Die¹ "Rrr-ebnii-'sP¹ ^^^r Uri^erfüiohunp· dieser Probe durch Röntgen-

E09810/069/, _{8AD 0Ria},_NAL

diffraktionsanalyse zeigten, daß sie im wesentlichen in der ß-Mn- und der AlMn(^ )-Phase mit einem kleinen Rest T-^Phape vorlag. Diese Tatsache wird dem Umstand zugeschrieben, daß die Warmverformung die Umwandlung von der £~ und der T-Phase in die AlMn(J/ )- und die ß-Mn-Phase beschleunigte.

Eine Probe der Zi isamm en Setzung P₉ wurde bei 780 C mit 45 kg/mm in der Axialrichtung des Zylinders pm einem Verformungsgrad von -2O⁰O komprimiert. Danach lag die Probe als Pulver vor; die ursprüngliche Gestalt war zerstört. Die Untersuchung der Probe zeigte keinerlei T^-Phase, sondern nur die AlMn ( |f )- und die ß-Mn-Phase, was dem Umstand zugeschrieben wird, daß die Warmverformung eine Umwandlung der T- in die AlMn(Y )- und die ß-Mn-Phase beschleunigte.

Eine Probe der Zusammensetzung P, wurde bei 580 C mit 40 kf/mm in der Axialrichtung des Zylinders zu einem Terformungsgrad von -50% konrnrimiert.

Danach zeigten sich auf der Probe einige Risse in der Durchmesserrichtung um den Umfang'herum; der Magnetismus war schwach. Nach einem dreistündigen Glühen bei 570 Cergaben sich in der magnetischen Vorzugsrichtung, der Durr/hmesserrichtung, so niedrige magnetische Kennwerte wie

Br = 2580 G Hc = 1400 Oe. Bllraax = 1,3 χ 10⁶ G.Oe

Die Untersuchung dieser Proben nach dem Körner inneren und dem Glühen erwiesen einen großen Anteil der ß-Mn-Phase, die der Grund zu sein scheint, daß keine Verbesserung der magnetischen Eigenschaften erreicht wurde.

Eine Probe der Zusammensetzung P- wurde b^i 72O⁰C mit 40 kg/mm

in der Axialrichtung des Zylinders zu einem Extrusionsgrad von 50^0/ ausgepreßt. Die Röntgendiffraktionsanalyse ergab die £' Phase zusätzlich zur Mn~AIC-Phase. Nach 10-stündigero Glühen bei 550 C ergaben sich die magnetischen Eigenschaften in der Auspreßrichtung zu

Br = 6400 G „Hc = 2550 Oe . (BH)max =-- 6,2 χ 10⁶ G.Oe

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IBAD ORIGINAL

Dip Pr-ohe p+ellte sich als ausgezeichneter anisotroper Magnet, heraus, dessen ™aorieti sehe Vnrzugsrichtung in ^ev Fxtrndier— r· ich ti in f Inc. Bei der Untersuchung der Phasenstruktur mittels ner Rönt.p-endiffraktionsanalvse und der ^Tiichtmikroskopie fanden sich die T" - und die Mn.,AIC-Phase, wobei das Streifenmuster der lamellaren Mn.-,.A IC-Phase fast parallel zur Extrudierrlch-

tung ^erlief.

ο '

Eine Probe d«r Zusammense+^-^ne· ¹^, wuT*de bei f^n C] τη·)+ U^ irp"/ in der Axialrichtung des Zylinders zu einem Verformungsgrad von -45 ⁰A komprimiert, danach 3 Std. bei 600 C geplüht und die TTiagneti.schen Eigenschaften gemessen. Die Probe erwies sich als anisotroper Magnet, dessen magnetische Vorzugsrichtung in Richtung des Durchmessers verlief und dessen magnetische Kennwerte in der Vorzugsrichtung wie folgt bestimmt wurden:

Br ^ ^30O G B^Hc = ^?60° °^ft (BH)max « 4,7 χ 1O^ß G₀Oe

ο /2

Eine Probe der Zusammensetzung ν wurde bei 630 C mit 4^ kg/mm

irL der ^

des Zylinders zu einem Extrusionsgrad von ^O %

auspenreßt. Nach 2^o-sti5nch\irem Glühen hei RRQ⁰H erwies sie sich als anisotroper Magnet mit in der Extrudierrichtung liegender magnetischer Vo^zufrc;richtung, in der folgende Kennwerte ^ernessen wurden:

Br = 6250 G _ßHc = 2*0O n_e (BH)max rr 6,3 x 1ⁿ^ G.Oe

^G I^Hc = ²⁸⁰° ^{Oe Br}^^{f 1}IOOOO

Proben de^· Her· Zusammensetzung P₁- wurden in der· des Zylinders ?u einem Extrusionsgrad von 40 ?/> ausgepreßt, wobei die Tem-nera.tur im Bereich von 500 ... 850⁰C Ier. Die Tabelle 7 ^ibt H.ie magnetischen Kennwerte in der Eytrudi.errichtun/? nach Hem Glühen in Abhängigkeit von der Arbeitstemneratur rxi. Bei. unter 500⁰C lierender Arbeitstemperatur hatten die Pr-oben vn.e beim Beispiel 4 und 11 eine nur geringe Plastizität und waren daher nur mit Schwierigkeiten auszupresser·, entwickelten Risse und wurden durch das Glühen nicht anisotron. Auch über 830 C nahm die Plastizität ab, bildeten sich Risse

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BAD OBiGINAL

243744A

und. fand keine Anisotronierung statt. Im Temperaturhereich von 530 ... 83O⁰H ergab sich ein ausgezeichneter anisotroper Magnet mit einem (BH)max-^wert· von mehr als !5,2 χ 10 G. Oe hei niedrigerem Extrusionsgrad als im Beisüiel 11.

Verformungstemperatur ( C)

500 S30 630 730 830 8"5O

Tabelle	7	BHc	(BH)max
Br	(Oe)	(x106 G.Oe)
(G)	1200	1,0
2700	1950	5,R
6000	2450	6,3
6300	2200	6,1
6150	2000	5,1
5700	1350	1,2
2800

Eine Probe der Zusammensetzung P,- wurde bei 65O°C mit 40 ker/mm in der Axialrichtimg des Zylinders zu einem Extrusionsgrad von 31 % ausgepreßt und danach 2 Std. bei 620 C geglüht. Sie erwies sich als anisotroper Magnet mit in der Auspreßrichtung liegender magnetischer Vorzugsrichtung. Die magnetischen Eigenschaften waren wie folgt: Br = 6300 G „Hc = 2150 Oe (BH) = 5,3 x 10* G.Oe

Jj max

Eine Probe der Zusammensetzung P₇ wurde bei 80O⁰H mi+ 45 Vf/m in der Axialrichtunp· des Zylinders zu einem Verforrnm^sgrad von -35^ komprimiert und danach 12 Std. bei 550°Π g;ec liht. ?ie er^vies sich als anisotroper Magnet mit in Durchmef;Verrichtung 1 Lebender magnetischer Vorzugsrichtung. Die magnetischen Kennwerte betrugen iedoch nur Br - 1950 G „Hc = IO5O Oe (BHL₁ - 0,7 χ 10^fi G.Oe

^ine Probe der Zusammensetzung P_Q wirde bei 73O°O mit ^O kg/mm in der Ax.ialrichtung des Zylinders zu einem Verformungsgrad von -18^r'' komprimiert and danach 6 ^Qtd. bei R70°o feglüht. Sie erwies sich als anisotroper Magnet mit der magne-

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BAD ORIGINAL

tischen Vor^ursrichtimg in Richtung des Durchmessers.
Die map-netisehen Kennwerte ergaben nur

Br = 3^50 „Hc = 1900 Oe (BH)__Q_ = 1,7 x 10⁶ G.Oe

Diese Probe begann nach mehreren Tagen, sich aufzulösen,

Eine Probe der Zusammensetzung P_q wurde bei 780⁰C mit 55 kg/mm in der A.xialrichtung des Zylindrs zu einen Extrusionsgrad von 31 ^ύ< ausgepreßt. Nach dem Auspressen hatte die Probe lamellare Rispe senkrecht 'in¹ Anppreßrlchtung. Nach einem 4-stund igen Glüh pn bei fOO°n erv-ri.es sie sich als anisotroper Magnet mit der magnetischen Vor?uß-srichtunr>; in der Auspreßrichtung, aber die magnetischen Kennwe^e hptru°-en nur Br - ^700 G Hc - ??00 Oe (BH) ^ = 2,1 χ 10⁶ G.Oe

max

Auch diese Probe hpo-ann nach mehreren Tagen, sich aufzulösen.

Weiterhin wirden ^QoheibprmT-obpn mit der magnetischen Vorzugsr ichtun ff parallel ?nr ^qchpibpnfläche aus den Zylinderproben mit den ane-efpbenen ^rnaemetischen Kennwerten geschnitten und auf ihr magnetisches Moment durchgemessen. Jede Probe ergab eine einfach berichtete Momentkurve, wobei die Momente der Proben in den Bereich 0,^ ... 0,86 χ 10 dyn.cm/cm, fielen, den ^n i ^co+ro"oi ernngsffrad als Verhältnis des ermit

telten Momentwertes ^um magnetischen Moment des T" -Ein-

7 9

kristalle« des ßpisnielp ^, d.h. 1,07 χ 1(V dyn.cm/cm aus, ergeben sämf-liehe Proben hohe Anisotronierungsgrade in der Größenordnung von ^twa '^;,K Insbesondere die Probe mit dem BHmax-Vert von β,^ χ 10 ' G.Oe, die durch Auspressen einet⁰ ..po-i prun? der Zusamraenset-Kung ^rV erhalten worden vrar, besaß pin hohes na^netipchep i-in^enh vnn 0,86 χ 10 dvn cra/cm , f-rv7i.es sich aIf ausr^^eichnet ausgerichtet und vnarde folglich ajp. pniRotroTi^r Map-net r-ii.t qp.hr hohem Anisotropierungsgrad erkannt..

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BAD ORIGSNAL

Wie aus den obigen Beispielen ersichtlich, haben die Mn-Al-C-Legierungen mit der £ (M)-Phase im Bereich 530 ... 830⁰C eine vorzügliche Plastizität, und es wurden aus diesen Legierungen durch plastische Warmverformung und nachfolgendes Glühen anisotrope Magneten mit ausgezeichneten magnetischen Eigenschaften erhalten. In diesen Beispielen wurden bei Verformungsgraden, die 20 ... 30 % niedriger waren als im Fall des Beispiels 11, anisotrope Magneten mit magnetischen Kennwerten erhalten, die im Vergleich mit den magnetischen Eigenschaften der Probe in der Tl(M)-Phase des Beispiels 11 denen des Beispiels 10 gleich oder 10 ... 20 % höher lagen.

Um also ausreichend anisotrope Magneten zu erhalten, muß die Zusammensetzung innerhalb der Bereiche 68,0 ... 73,0 % Mn, (1/10 Mn - 6,6) ...) ... (1/3 Mn - 22,?)°* C, Rest Al, und vorzugsweise innerhalb des Bereiches 70,5 ... 72,5 ^ Mn, (1/10 Mn - 6,6) ... (1/3 Mn - 22,2)96 C, Rest Al, liegen, und anisotrope Magneten mit. ausgezeichneten magnetischen Kennwerten höher als 5,2 χ 10 G.Oe ergeben sich insbesondere nach einem Auspressen unter einem Extrusionsgrad von 30 ... 50 %. Ihre mechanische Festigkeit sowie Bearbeitbarkeit nach der Warmverformung und dem zusätzlichen Glühen zeigte eine bemerkenswerte Verbesserung, wobei, die Resultate denen der Beispiele 11, 12 und 13 gleich oder besser als diese waren.

Bei der Messung der magnetischen Momente der Proben mit einem (BH)max-Wert von mehr als 4,8 χ 10 G.Oe aus den Beispielen 11, 12, 13 und 14 ergaben sich chirch'weff: höhere ^werte als

7 ¹^

0,43 x 10 dyn.cm/cm und Anisotropierungsgrade von mehr als etwa 0,4 im Verhältnis zu der Konstante der magnetischen Anisotropierung des T*-Einkristalls im Beispiel 3 von 1,07 x 10 dyn.cm/cm .

Beispiel 15

Das Rohmaterial aus Mn, Al und C wurde gründlich vermischt, bei 145O°C dreißig Minuten lang vorgehalten, um den Kohlenstoff voll in die feste Lösung einzuschmelzen, und dann zu

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stangenförmigen Gießlingen vergossen. Die Tabelle 8 zeigt die Zus aminens et zung der Giei31inge nach der chemischen Analyse.

	Tabelle	Mn %	8	C %
		67,51		0,22
Probe Nr.	67,55	Al %	0,50
1	68,03	32,27	0,09
2	68,04	31,95	0,30
3	67,91	31,88	0,43
4	68,04	31,66	0,55
5	88,48	31,66	0,12
6	68,53	31,41	0,20
7	68,49	31,40	0,29
8	68,53	31,27	0,52
9	68,55	31,22	0,65
10	68, A 5	30,95	0,75
11	(A-, 50	30,80	0,91
12	6-, 02	30,80	ο,η
1?	(>';) , 00	30,59	0,2 A
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BAD ORIGINAL

-53-Tabelle 8 (Forts.)

Probe Nr.	Mn %	Al %	C %
25	69,49	29,60	0,91
26	69,51	29,40	1,09
27	69,97	29,91	0,12
28	69,96	29,82	0,22
29	69,95	29,72	0,33
30	70,04	29,41	0,55
31	69,98	29,30	0,72
32	69,95	29,12	0,93
33	70,06	28,84	1,10
34	70,52	29,39	0,09 '
35	70,56	29,26	0,18
36	70,47	28,98	0,55
37	70,45	28,66	0,89
38	71,02	28,07	0,91
39	72,05	26,90	1,05

Aus jedem dieser Gui3stücke wurde eine kubische Probe von 10 χ 10 χ 10 min geschnitten, durch 2-stündiges Homogenisieren bei 1150 C in eine gleichmäiäige £- oder t -Phase überführt und dann von 900 C oder mehr mit einer Geschwindigkeit von mehr als 10°C/min. in den Bereich von 830 ... 900⁰C abgekühlt. Nach dieser Behandlung wurde jede Probe mittels der Röntgendiffraktionsanalyse sowie licht- und elektronenniikrosküpisch auf ihre Phasen struktur hin untersucht. Die Ergebnisse waren·wie folgt:

1. Bei den Proben Nr. 2, 6, 12, 13, 19 und 26 wurde AL^C, festgestellt.

2. Bei den in (1) genannten Proben hatten die Proben 6, 12, 13, 19 und 26 ein einphasiges Grundmaterial in der c -Pha-

se.

509810/0Ba4

3. Bei den Proben 1, 2, 3 und 5 wurden Einschlüsse der AlMi( Tp-Phase festgestellt.

4. Außer den in (1), (2) und (3) genannten Proben erwiesen sich alle Proben als £- oder £ -einphasig.

Diese Proben wurden nun im Bereich von 480 ... 830°C geglüht. War die Glühdauer 30 min., nahmen die magnetischen Kennwerte über 780⁰C in den Proben 1 ... 39 merklich ab. Der Temperaturbereich, in dem eine stabile T- oder T* Phase vorlag, schwankte erheblich mit der Zusammensetzung; bei 30 min. Glühzeit lag er unter 75O°C.

Nach 30-minütigem Glühen bei 700⁰C ergaben sich für die einzelnen Proben die in der Tabelle 9 angegebenen magnetischen Kennwerte:

Tabelle 9
Probe Nr.Br (G)JIc (üe)(BH) (x 10⁶ G.Oe)

1	4	5	100	50
2	6	500	150
3	7	1300	200
8	2600	550
9	1950	500
10	2500	550
1t	1450	250
12	2200	450
13	3200	550
14 α.*ίϊ	3200	600
15	3150	600
iNbü	550
2'(50	550
ι l;>uo	250
/4ου	500

0,0 0,0

0,1 0,5 0,3 0,4 0,1 0,3 0,6 0,7 0,7 0,6 0,5 0,1 0,4

B 0 9 8 1 0 / ü B ü U

-55
Tabelle 9 (Forts.)

Probe Nr

Br (G)

_ßHc (Oe) ^G'^Oe)

16	3250	500
17	3200	650
18	3150	600
19	2900	600
20	1300	200
21	2350	400
22	2450	450
23	3200	600
24	3200	650
25	3000	650
26	2800	600
27	1250	250
28	2300	450
29	2600	450
30	3050	700
31	3100	850
32	2950	900
33	2800	1200
34	1000	200
35	1550	450
36	2700	1150
37	2600	1300
38	3200	1300
39	3150	1400

0,6 0,8 0,7 0,6 0,1 0,3 0,4 0,7 0,8 0,7 0,6 0,1 0,3 0,4 0,7 0,9 0,8 1,0 0,1 0,2 0,9 1,0 1, Γ 1»"·

509810/Ü69

BAD ORIGINAL

Als Ergebnis der Untersuchung der Phasenstruktur jeder Probe der Tabelle 9 nach dem Glühen ergab sich, daß bei den Proben 1» 2, 3, 5, 7, 14, 20, 27, 34 und 35, d.h. Proben mit weniger als 68,0 % Mn und weniger als 0,2 % C, die AlMh(^f)- oder die ß-Mn-Phase oder beide vorlagen und daß ihr Br-Wert unter 2000 G lag. Bei anderen als den oben angegebenen Proben, d.h. solchen, bei denen der Mn-Anteil höher als 68,0 % und der C-Anteil höher als 0,2 % waren, war die Stabilität der f- oder t"-Phase zufriedenstellend, und der Br-Wert betrug bis 75O°C und 30 min. GlUhzeit 2000 G. Bei mehr als 75O°C begann jedoch die Umwandlung zur AlMh(^)- und ß-Mh-Phase, wie durch Rontgendiffraktionsanalyse sowie licht- und elektronenmikroskopische Beobachtung erwiesen.

Bei der Probe Nr.17 wurden nach 30 min. Glühen im Temperaturbereich von 480 ... 830⁰C die magnetischen Eigenschaften und die Hauptphase ermittelt. Die Tabelle 10 zeigt die Ergebnisse.

Tabelle 10

Code

Glühtemperatur

(⁰C)

Br (G)

_BHc (Oe)

(BH)

max

(χ 10^b G.Oe)

Phasenstruktur

a	480	2600	400	0,4	T0	h(ß - Mn)
b	500	2800	45O	0,5	Tc	h(ß - Mn)
C	550	3000	560	0,6	rc	- Mn) +gc
d	600	• 3200	650	0,8	rc
e	650	3200	650	0,8	T C
f	700	3200	650	0,8
g	750	3150	600	0,7	-Γ-,ΑΙΜηφπ
h	780	1800	500	0,3	Τ-0+Α1Μηφπ
i	800	1000	250	0,1	AlMn(y)+(ß
3	830	100	50	0,0

509810/0694

Beispiel 16

Aus jedem.der Gießlinge 1 ...39 des Beispiels 15 wurde eine

zylindrische Probe von 20 mm 0 χ 35 mm geschnitten, entsprechend dem Beispiel 15 homogenisiert und abgeschreckt, 30 minbei 600⁰C geglüht und danach mit einer ölhydraulischen Presse mit 12,6 t Druck im Temperaturbereich von 500 ... 800⁰C ausgepreßt, wobei die eingesetzte Düse eine prozentuale Flächenverringerung von 75 % ergab.

Bei einer Auspreßtemperatur von weniger als 53O⁰C zerpulverten sämtliche Proben, so daß sich keine Proben für die Messung der magnetischen Eigenschaften nehmen ließen. Bei Temperaturen über 53O⁰C, aber unter 600⁰C brachen einige Proben. Auch ohne Bruch waren die Verformbarkeit ebenso wie der Anisotropierungsgrad, d.h. das Verhältnis der (BH) -Werte zwischen der Auspreßrichtung und einer hierzu rechtwinklig liegenden Richtung, gering.

Im Bereich über 780⁰C fand bei allen Proben - außer den Proben Nr.38 und 39 - der Übergang zur AlMn( Jf )- und ß-Mn-Phase statt; die magnetischen Kennwerte sanken ebenso schnell ab wie der Anisotropierungsgrad.

Was den Zusammenhang zwischen der Zusammensetzung und den magnetischen Eigenschaften angeht, war der Anisotropierungsgrad bei einem C-Anteil im Bereich 0,2 ... (1/3 Mn - 22,2) % und einem Mn-Bereich von 68,0 ... 70,5 % hoch; es ergab sich ein anisotroper Magnet mit in der Auspreßrichtung liegender magnetischer Vorzugsrichtung.

Bei mehr als 70,5 %, aber weniger als 73,0 % Mn fand kaum eine oder überhaupt keine Anisotropierung statt.

Die Probe Nr.17 des Beispiels 15 wurde entsprechend dem Beispiel 15 homogenisiert und abgeschreckt, nach dem Abschrecken

509810/0694

30 min. bei 600°C geglüht und dann wie im vorgehenden Beispiel mit einer Extrudierpresse bei 12,6 t und einer Flächenreduktion von 75 % ausgepreßt. Die Tabelle 11 gibt die magnetischen Eigenschaften an, die sich in der Auspreßrichtung nach der Behandlung einstellten.

<^BH)ma_X (XiO⁶G.Oe)

Code	Temperatur verlauf Λ (0C)
a	\ w 500
b	530
C	580
d	590
e	600
f	650
g	700
h	750
i	780
3	790
k	800

	Tabelle 11
Br	BHc (Oe)
(G)
3150	1350
3200	1500
5050	1650
6200	1960
6450	2500
6450	2550
6350	2400
6350	2300
4950	1900
2300	1300

1,5 1,8 3,3 6,5 6,7 6,8 6,5 6,3 3,7 0,8

Die Probe nach Code (a) zerpulverte bei der Behandlung, so

daß ihre magnetischen Eigenschaften nicht gemessen werden konnten. Die Proben der Codes (b), (c) und (k) waren fast isotrop; die Proben (d) und (j) hatten einen geringeren Anisotropierungsgrad als die Proben (e) ... (j).

Anisotrope Magneten mit hohen Anisotropierungsgrad ließen sich folglich nur mit einer Warmverformung bei 600 ... 780⁰C, vorzugsweise 650 ... 7eO°C erhalten.

Nach einer Homogenisierung und Abschreckung entsprechend dem

509810/0694

Beispiel 15 wurden die Proben Nr. 1 ... 39 30 min. bei 600 C geglüht und dann bei 700⁰C mit einem Druck von 12,5 t bei einer Flächenreduktion von 75 ^ausgepreßt. Die Tabelle zeigt die magnetischen Eigenschaften, die bei den Proben nach der Behandlung in der Auspreßrichtung vorlagen.

Tabelle

Probe Nr.	Br (G;
1	0
2	200
3	1050
4	6200
5	1500
6	4350
7	1150
8	4900
9	6300
10	6400
11	6250
12	4300
13	3350
14	1200
15	4950
16	6400
17	6450
18	6300
19 SS®	5050
20	1200
21	4500

Hc (Oe)

0 50

400 2200

700 1700

500 1600 2300 2400 2400 1800 2200

550 1850 2400 2550 2500 2350

450 1600

0,0 0,1 6,0 0,4 3,8 0,2 4,1 6,2 6,5 6,3 4,0 2,2 0,3 4,3 6,5 6,8 6,4 4,7 •0,2 3,7

10/0694

	Br (G)	-60-	24374U	(Forts.)
	4800	Tabelle 12	(BH)max( χ 106 G.üe)
Probe Nr.	6500	BHc (Oe)	4,5
22	6450	1900	7,1
23	6300	2600	7,0
24	6350	2600	6,3
25	1150	2550	4,8
26	4550	2250	0,3
27	4800	600	4,0
28	6000	1700	4,2
29	6250	1950	5,9
30	6100	2400	6,4
31	5800	2450	6,0
32	800	2400	5,5
33	1500	2350	0,1
34	5950	450	0,4
35	5700	700	5,5
36	3300 ,	2250	5,2
37	3350	2100	2,4
38	2450	2,5
39	2500

Die Ergebnisse der Untersuchung der Phasenstruktur nach der Röntgendiffraktionsanalyse sowie durch licht- und elektronenmikroskopische Beobachtung waren wie folgt:

5,. ,34^

1. Bei den Proben 1, 2, 3,,'7, 14, 20, 27.-und 35 wurde die AlMn(Y)- oder die ß-Mn- oder beide in großen Mengen festgestellt; es handelte sich um die Proben mit weniger als 68,0 % Mn oder weniger als 0,2 % C. Aus der Röntgendiffraktionsanalyse dieser Proben ergab sich, daß der Anteil der T-Phase gegenüber dem der Tabelle 9 erheblich abgenommen hatte.

5Ü9810/0694

2. Bei den Proben 2, 6, 12, 13, 19 und 26, .d.h. Proben, die C-Anteile von mehr als (1/3 Mn - 22,2) % enthielten, ergab die Lichtmikroskopie Anteile an Al-G,. Diese Proben begannen nach mehreren Tagen und Wochen, sich aufzulösen. Bei den Proben mit Al^C-z-Anteil nahm die Plastizität ebenso wie der Anisotropierungsgrad ab.

3. Bei den anderen, nicht unter (1.) und (2.) aufgeführten Proben, d.h. Nr. 4, 8. 9. 10, 11, 15, 16, 17, 18, 21, 22, 23, 24, 25, 26, 28, 29, 30, 31, 32, 33, 36, 37 und 39 wurde im wesentlichen nur die T- oder die T*-Phase festgestellt.

4. Von den in (3.) aufgeführten Proben enthielten die Nr. 4, 9, 10, 11, 16, 17, 18, 23, 24, 25, 30, 31, 32, 33, 36, 37, 38 und 39 Mn.,AlC und/oder eine diesem ähnliche flächenzentrierte kubische Phase; diese Proben hatten einen C-Anteil von mehr als (1/10 Mn - 6,6) %, und es wurde die Tendenz festgestellt, daß die Menge des Mn^AlC und/oder der ähnlichen flächenzentrierten kubischen Phase etwas größer war, als sie in den Proben vor der Warmverformung vorlag.

Mit der Zusammensetzung von 68,0 ... 70,5 % Mn, (1/10 Mn - 6,6) ... (1/3 1"In - 22,2) % C, Rest Al, wiesen die durch plastische Verformung der Legierungen in diesem Beispiel erhaltenen, abgeschreckten und geglühten anisotropen Magneten im Vergleich zu den anisotropen Magneten, die durch plastische Verformung der nach der M-Behandlung nach Beispiel 11 geglühten Legierungen entstanden, ausgezeichnete magnetische Eigenschaften auf.

Der Grund hierfür ist nicht bekannt; im Fall des Beispiels 11 kann jedoch angenommen werden, daß die Anwesenheit einer geringen Menge der AlMn(K)-Phase den Anisotropierungsgrad reduziert, da in dem angegebenen Zusammensetzungsbereich die AlMn(V)-PhBSe in den Proben des Beispiels 11 vor der plastischen Verformung, nicht aber in der Phase des vorliegenden Beispiels festgestellt werden konnte.

509810/0694

2437U4

Im Bereich von 70,5 ... 73,0 % Mn, (1/1O I¹Sn- 6,6 ... (1/3 IJh - 22,2) fi C, Rest Al, wurden die Proben des vorliegenden Beispiels nur geringfügig oder überhaupt nicht anisotrop. Die Ursache hierfür ist vermutlich die große Menge einer sphä-'roidierten MruAlC-Phase, aber ein nur geringer Anteil einer . lamellaren MruAlC- und/oder ähnlichen flächenzentrierten kubischen Phase in den Legierungen vor der plastischen Verformung.

Beispiel 17

Die Probe 23 im Beispiel 16 wurde nach dem Auspressen gemäß Beispiel 16 weitere 30 ... 240 min. bei 55O⁰C geglüht. Die Tabelle 13 zeigt die magnetischen Eigenschaften in der Auspreßrichtung.

Außerdem ließen sich die magnetischen Eigenschaften bei veränderter Glühtemperatur im Bereich von 480 ... 75O⁰C gegenüber dem Auspreßzustand durch Vorhalten über einen geeigneten Zeitraum verbessern.

Tabelle 13

Code

Glühtemperatur (min)

Br (G)

Hc (Oe) (BH)_max (x10^D G.Oe)

a	30	6600	2r,5O	7,8
b	60	6600	2750	7,8
C	120	6500	2600	7,1
d	240	6150	2200	5,9
Beispiel 18

Aus dem Gießling Nr. 24 des Beispiels 15 wurden Proben von jeweils 20 mm 0 χ 35 mm geschnitten und nach dem Abschrecken entsprechend Beispiel 15 bei 600⁰C 30 min. lang geglüht. Danach wurde ein Teil bei 73O⁰C mit 12,5 t unter Einsatz einer Düse mit einer Flächenreduktion von 65 % ausgepreßt. Die magnetischen Kennwerte in der Auspreßrichtung ergaben sich zu

509810/Ü694

Br = 6450 G „He = 2250 Oe (BHV _a„ = 6,8 χ 10⁶ G.Oe

Der andere Teil wurde entsprechend bei 73O°C auf eine Flächenreduktion von 25 % extrudiert und dann ein weiteres Mal bei
der gleichen Temperatur ausgepreßt, bis die gesamte Flächenreduktion 65 % war.

Die magnetischen Kennwerte in der Auspreßrichtung nach dem
zweiten Auspressen waren wie folgt:

Br = 6450 G _ΏΗο = 2600 Oe (ΒΗ)_ήβτ = 7,1 χ 10⁶ G.Oe

Die magnetischen Kennwerte in der Auspreßrichtung nach einem Glühen der zweifach ausgepreßten Probe bei 55O°C für 30 min. waren

Br = 6500 G _nHc = 2700 Oe (BH)_ = 7,5 χ 10⁶ G.Oe

Xj ' IucLX

Eine höhere Verbesserung des (BH) -Wertes ergab sich dadurch, daß das Auspressen in zwei Schritten - im Gegensatz zu einem Schritt - durchgeführt wurde.

Beispiel 19

Die Probe Nr.39 des Beispiels 15 wurde unter den gleichen
Bedingungen wie im Beispiel 18 ausgepreßt.

Nach dem Auspressen auf einen Flächenreduktionsgrad von 65 % waren die magnetischen Kennwerte sowohl in der Auspreßrichtung als auch senkrecht dazu

Br = 3300 G „Hc = 2450 Oe (BH)^ = 2,3 χ 10⁶ G.Oe

Jd max

Die magnetischen Kennwerte nach dem zweiten Auspressen auf
eine gesamte Flächenreduktion von 65 % (nach der gleichen
Verfahrensweise wie im Beispiel 18) waren sowohl in der Auspreßrichtung als auch senkrecht hierzu

Br = 3350 G „Hc = 2400 Oe (BH) ^ = 2,3 χ 10⁶ G.Oe

Jj IucLjL

B09810/069A

-⁶⁴- 2437ΑΛΛ

Die magnetischen Eigenschaften in der Auspreßrichtung der Probe, die dem zweiten Auspressen unterworfen wurde, ergaben sich nach weiterem Glühen bei 55O⁰C für 30 min. zu Br = 3200 G „Hc = 2200 Oe (BHL_t = 2,0 χ 10⁶ G.Oe

Beispiel 20

Eine stangenförmige Probe aus 67,5 ... 73,0 Mn, 0/5 Ma - 13,3) + 0,03 % C entsprechend dem Mn-Anteil,

Rest Al, wurde wie im Beispiel 15 gegossen, aus ihr eine zylindrische Probe von 20 mm 0 χ 35 mm geschnitten, diese wie im Beispiel 15 homogenisiert und abgeschreckt und dann 30 min.

bei 600⁰C geglüht. Die geglühte Probe wurde bei 73O⁰C mit 12,5 t Druck auf eine Flächenreduktion von 75 % ausgepreßt.

Für die Probe, die der oben beschriebenen Behandlung unterzogen worden war, ergab sich die in Fig. 7 gezeigte Beziehung zwischen dem Mn-Anteil und dem Anisotropierungsgrad. Bei einem Mn-Anteil im Bereich von 68,0 ... 70,5 % war der Anisotropierungsgrad also sehr hoch.

Wie zuvor, war der Anisotropierungsgrad als das Verhältnis der (BH) -Werte in der Auspreßrichtung, d.h. der Axialrichtung der Probe, und in einer hierzu rechtwinkligen Richtung, d.h. der Durchmesserrichtung der Probe, definiert.

Beispiel 21

Aus dem Gießling Nr.24 des Beispiels 15 wurde eine Probe von 20 mm 0 χ 35 mm geschnitten, wie im Beispiel 15 homogenisiert und abgeschreckt, bei 700⁰C mit 15t Druck durch eine Düse mit einer Flächenreduktion von 75 % ausgepreßt und danach 30 min. bei 600⁰C geglüht. Die magnetischen Eigenschaften in der Auspreßrichtung waren danach wie folgt:

Br = 6600 G „Hc = 2300 Oe (BH) _QV = 6,8 χ 10⁶ G₀Oe

509810/069^

Beispiel 22

Aus dem Gießling Nr.10 des Beispiels 15 wurde eine Probe von 20 mm 0 χ 35 mm geschnitten, wie im Beispiel 15 homogenisiert und abgeschreckt, 30 min. bei 55O⁰C geglüht und dann mit einem Gesenk von 40 mm 0 bei 75O°C gestaucht. Die Probe mit 40 mm 0 χ 3,8 mm wies keinerlei Brüche auf. Aus dem äußeren Umfangsteil dieser Probe wurde ein Würfel von 8,8 χ 8,8 χ 8,8 mm geschnitten und auf seine magnetischen Eigenschaften durchgemessen. Die Probe stellte sich dabei als anisotroper Magnet mit in Durchmesserrichtung liegender magnetischer Vorzugsrichtung heraus. Die Magnetischen Kennwerte in der Vorzugsr.ichtung betrugen

Br = 5500 G „Hc = 2400 Oe (BH)_mQV = 5,3 χ 10⁶ G.Oe

Durch die plastische Verformung fanden die magnetischen Anisotropierung und die Formung zu einer vorbestimmten Gestalt gleichzeitig statt.

Beispiel 23

Es wurde eine Stange mit quadratischer Grundfläche in den Abmessungen 30 χ 30 χ 150 mm mit der Zusammensetzung 69,28% Mn, 30,28 % Al, 0,49 % C (chemische Analyse) gegossen, 2 Std.. bei 1150°C homogenisiert, von 1000⁰C mit einer Geschwindigkeit von etwa 400°C/Min auf 600⁰C abgeschreckt, 30 min. bei 600⁰C geglüht und dann in 5 Durchgängen mit genuteten Walzen von 30 mm Nutenbreite ohne Bruch auf eine Dicke von 10 mm ausgewalzt .

Die geformte Probe erwies sich als anisotroper Magnet mit in der- Walzrichtung liegender magnetischer Vorzugsrichtung, und die magnetischen Kennwerte in der Vorzugsrichtung betrugen Br = 6450 G _nHc = 2500 Oe (BH^^ = 6,6 χ 1(J⁶ G. Oe

509810/0694

2A37AA4

Beispiel 24

Aus dem Gießling Nr.16 des Beispiels 15 wurde eine zylindrische Probe von 20 mm 0 χ 35 mm geschnitten, wie in Beispiel homogenisiert und abgeschreckt, bei 700⁰C mit einem Druck von 12,5 t ausgepreßt, während mittels eines Elektromagneten ein Magnetfeld von 3000 Oe in der Auspreßrichtung angelegt wurde, und dann 30 min. bei 600⁰C geglüht. Die so erhaltene Probe erwies sich als anisotroper Magnet mit in der Auspreßrichtung liegender magnetischer Vorzugsrichtung. Die magnetischen Kennwerte in der Vorzugsrichtung waren

Br = 6550 G _ßHc = 2250 Oe (^BH)_max ^{= 6}»^{8 x 1}°^{6 GoOe}

Beispiel 25

Aus dem Gießling Nr. 10 des Beispiels 15 wurde eine Probe von 10 mm 0 χ 20 mm geschnitten, wie im Beispiel 15 homogenisiert und abgeschreckt, 30 min. bei 600 C geglüht und dann bei 700 C mit einer Düse einer Flächenreduktion von 75 % ausgepreßt, während auf Düse oder Stempel während des Auspressens Ultraschallschwingungen aufgebracht wurden.

Mit einer Schwingungsfrequenz von 27 kHz ergaben sich in der Auspreßrichtung folgende magnetischen Kennwerte:

Br = 6350 G _RHc = 2600 Oe (BH)_meT = 6,8 χ 10⁶ G.Oe

Beispiel 26

Aus dem Gießling Nr. 16 des Beispiels 15 wurde eine Probe von 10 mm 0 χ 20 mm geschnitten, nach der Homogenisierung und dem Abschrecken entsprechend dem Beispiel 15 eine Stunde bei 600⁰C geglüht und dann bei 75O°C mit einer Düse einer Flächenreduktion von 75 % mit hoher Geschwindigkeit ausgepreßt. Bei 10 m/sec. Auspreßgeschwindigkeit ergaben sich in der Auspreßrichtung folgende magnetische Kennwerte:

Br = 6200 G B^Ho = ^{260Ü Oe} (BH) = 6,4 χ 10⁴ G.Oe Die Probe Iiei3 sich ohne Bruch formen.

50.9810/0694

-67- 24374U

Beispiel 27

Die mechanischen Eigenschaften herkömmlicher Mn-Al-C-Magneten waren zwar denen von Mn-Al Magneten überlegen, sie ließen sich jedoch nur mit Schwierigkeiten spanabhebend bearbeiten und ihre mechanischen Eigenschaften - Zugfestigkeit 2 kg/mm , Längung 0 und täluerfestigkeit 7 kg/mm - waren unzureichend.

Demgegenüber hatten die Proben nach der Behandlung, wie sie in den einzelnen Ausführungsformen oben beschrieben ist, erheblich bessere mechanische Eigenschaften wie z.B. Zugfestigkeiten von 20 ... 30 kg/mm , Längungswerte von 3 ... 5 % und Querfestigkeiten von 30 ... 40 kg/mm . Infolge ihrer ebenfalls wesentlich verbesserten Bearbeitbarkeit ließen sie sich herkömmlichen Dreh- und Bohrbearbeitungen auch im magnetisierten Zustand leicht unterwerfen.

Beispiel 28

Eine Stange aus Mn-Al-Legierung mit 71,62 % Mn und 28,38 % Al (chemische Analyse) wurde gegossen, aus ihr eine zylindrische Probe von 20 mm 0 χ 36 mm geschnitten, diese eine Stunde bei 1000⁰C gehalten und in Wasser abgeschreckt. Nach dem Abschrecken wies die Probe zahlreiche Risse auf. Die Röntgendiffraktionsanalyse ergab nach dem Abschrecken lediglich die 6-Phase.

Diese zylindrische Probe in der £-Phase bei 65O°C mit 45 kg/mm auf einen Verformungsgrad von -50 % in der Axialrichtung des Zylinders komprimiert erwies sich dann als isotrop mit niedrigen magnetischen Kennwerten:

Br = 1300 G „Hc = 800 Oe (BH) _ = 0,3 χ 10⁶ G.Oe

■D max

Nach dem Zusammenpressen wurde die Probe mittels der Röntgendiffraktionsanalyse untersucht; es wurden dabei hohe Anteile an der B-VSn- und der AlMn( V )-Phase festgestellt.

Sodann wurde aus einer gegossenen Stange aus Mh-Al-Legierung

509810/0 694

~⁶⁸- 24374U

der Zusammensetzlang 69,05%Mh und 40,96 % Al (chemische Analyse) eine zylindrische Probe von 30 mm 0 χ 35 mm geschnitten, eine Stunde bei 1000⁰C gehalten und dann in Wasser abgeschreckt. Die Röntgendiffraktionsanalyse ergab nur die €-Phase. Diese Phase wurde zur T*-Phase geglüht und dann bei 65O⁰C mit 16t Druck zu einer Reduktion von 64 % ausgepreßt. Die Probe war danach isotrop, ihre magnetischen Kennwerte betrugen

Br = 900 G Hc = 450 Oe (^BH)_max ⁼ °'^{1 x 1}°^{6 G}'^Oe

Wie durch die Röntgendiffraktionsanalyse der Probe nach der Behandlung festgestellt, lagen große Anteile der ß-Mn- und der AlMn(V )-Phase , aber ein nur sehr kleiner Anteil der ¹^-Phase vor.

Diese Ergebnisse änderten sich kaum, als die Mn- und Al-Anteile, die Wärmebehandlungsbedingungen und die Nachbehandlung geändert wurden. Es war nicht möglich, einen (BH) „-Wert von

~ IUcLjC

mehr als 1,0 χ 10 G₀Oe zu erreichen, und die Proben waren sehr spröde.

Wie oben beschrieben, war bei den Mn-Al-Legierungen nicht nur die Stabilität der £- und der T"-Phase niedriger als bei den Mn-Al-C-Legierungen mit C-Anteilen über der Löslichkeitsgrenze. Auch wurde die spannungsinduzierte Transformation bei einer Behandlung im Temperaturbereich über 53O°C gefördert, so daß es fast unmöglich war, die *C~-Phase beizubehalten. Weiterhin wurden die Proben nicht anisotrop, da der orientierungssteuernde Effekt fehlte, demzufolge der Orientierungsgrad bei Anwesenheit der lamellaren MruAlC-Phase zunimmt.

Beispiel 29

Die Versuche der Beispiele 11, 14 und 16 wurden mit Mh-Al-C-X-Legierungen durchgeführt, für die der Mh-Al-C-Legierung ein Zusatzelement X zugefügt worden war.

Eine Mn-Al-C-Nb-Legierung in Form eines Zylinders von

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2437U4

20 mm 0 χ 35 mm mit der Zusammensetzung 71>47 % Mn, 25,06 % Al, 1,03 % C und 2,44 % Nb (chemische Analyse), wobei als ZusatzelementnSfiobium gewählt war, wurde durch Schmelzen, Vergießen und Wärmebehandlung entsprechend dem Beispiel 11 hergestellt. Diese Legierung bestand, wie sich aus der Röntgendiffraktionsanalyse und lichtmikroskopische Beobachtung ergab, im wesentlichen aus der f (M)-Phase.

Diese Probe wurde bei 680⁰C mit 45 kg/mm in der Axialrichtung des Zylinders zu einem Verformungsgrad von -65 % kompri miert und erwies sich danach als anisotroper Magnet mit der magnetischen Vorzugsrichtung in der Durchmesserrichtung. Die magnetischen Kennwerte betrugen

Br = 5200 G _OHc = 2800 Oe (BH^ ^ = 4,9 x 10⁶ G.Oe

Gegenüber einem entsprechenden Versuch mit einer Mn-Al-C-Legierung im Beispiel 11 ergab sich also eine Verbesserung des

Sodann wurde eine zylindrische Mn-Al-C-Nb-Legierung von 20 mm 0 χ 35 mm aus 69,69 % Mn, 21,14 % Al, 0,72 % C und 0,56 % Nb (chemische Analyse), für die als X Nb gewählt worden war, erschmolzen, vergossen und dann entsprechend dem Beispiel 15 homogenisiert und abgeschreckt und 30 min. bei 600⁰C geglüht. Die Röntgendiffraktionsanalyse ergab im Gefüge weder die AlMn(^ )- noch die ß-Mn-Phase, sondern nur die T-Phase.

Nach einem Auspressen bei 700⁰C mit 15 t Druck zu einer Reduktion von 75 % erwies die Probe sich als anisotroper Magnet mit der magnetischen Vorzugsrichtung in der Auspreßrichtung. Die magnetischen Kennwerte in der Vorzugsrichtung betrugen

Br = 6200 G „lic = 2600 Oe (BH)_m_ = 6,7 x 10⁶ G.Oe,

stellten also eine Verbesserung des (BH) „ -Wertes gegenüber der Probe 31 des Beispiels 16 dar.

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"⁷⁰~ 24374U

Als nächstes wurden verschiedene Mn-Al-C-X-Legierungen mit Zusatzelementen X wie B, N, Ti, Pd, Bi, V, Ag, Fe, Mo, Ni, Ge, Nb, Co, Pb, Zn, S, Ce und Sm einzeln oder in Kombination in Gewichtsverhältnissen innerhalb 6 bei den Mn-Al-C-Legierungen als 100, deren Zusammensetzungen in die Bereiche

Mn 68,0 ... 73,0 %

C (1/10 l%i - 6,6 ) ...(1/3 Mh - 22,2) %

Al Rest

fiel, hergestellt und an diesen die Versuche der Beispiele 11, 14 und 16 durchgeführt. Die Ergebnisse waren insbesondere dahingehend bemerkenswert, daß die Mn-Al-C-(Nb+Mo)-Legierung mit 2,0 % Nb und 0,5 % Mo (Gewichtsverhältnis) eine Verbesserung von etwa 10 % des (BH)_ -Wertes gegenüber den Ergebnissen der Beispiele 11 und 14 zeigten und daß sich weiterhin Verbesserungen der magnetischen Eigenschaften bei Mn-Al-C-X-Legierungen mit den Zusatzelementen B, Ti, Fe, Mo, Ge, Co, Ni und Nb einzeln oder in Kombination einstellten. Bei Mn-Al-C-Pb-Legierungen mit Pb im Gewichtsverhältnis von 3,0 erwiesen sich die magnetischen Eigenschaften als fast gleich oder etwas schlechter als die in den Beispielen 11 und 14; die Plastizität war jedoch merklich besser. Diese Tendenz wurde auch bei Mn-Al-C-Zn-iiepierungen mit Zn als Zusatzelement festgestellt.

Weiterhin wurden verbesserte magnetische Eigenschaften bei Mn-Al-C-B-Ti-Legierungen im Gewichtsverhältnis von 0,2 % Ti und 0,3 % B erhalten; hier war der (BH) -Wert etwa 10 %

XQ Q .X

höher als im Beispiel 16. Die Mn-Al-C-X-Legierungen mit den Zusatzelementen B, Ti, Ni, Fe, Mo, Ge, Nb und Co, die der Mn-Al-C-Legierung als 100 in einem Gewichtsverhältnis innerhalb 3 einzeln oder in Kombination zugegeben wurden, zeigten ebenfalls verbesserte magnetische Eigenschaften.

Bei Mn-Al-C-Pb-Legierungen mit Pb-Zusatz im Gewichtsverhältnis von 2,0 % waren die magnetischen Eigenschaften fast gleich

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oder etwas schlechter als die des Beispiels 16, aber die Plastizität hatte sich erheblich verbessert.Die gleiche Tendenz wurde für einen Zusatz von Zn, d.h. bei Mn-Al-C-Zn-Legierungen beobachtet.

Wie durch die verschiedenen oben ausgeführten Beispiele dargelegt, basiert die anomal hohe Plastizität bei 530 ...830⁰C der Mn-Al-C-Legierungen aus 68,0 ... 73,0 % Mh, (1/10 Mn - 6,6) ... (1/3 Mn - 22,2) % C, Rest Al, auf der Phasentransformation 6„ —> E · ί~ ^c » ^die durch die

plastische Verformung verursacht wird, und insbesondere auf der anomal hohen anisotropen Plastizität der P -Phase. Das Phänomen dieser anomalen Plastizität wird als Transformationsplastizität bezeichnet. Die starke Anisotropierung infolge der Warmverformung, bei der man dieser Transformationsplastizität Gebrauch macht, wird von der Verschiebung der Atomebene zur Richtung [001] auf jeder der folgenden Eristallebenen verursacht:

£_c(oooi) // ££ (loo) // r_c (in) ,

und insbesondere auf der E'(100)-Ebene, die die oben beschriebene Phasentransformation begleitet; die Einzelheiten der Verformungsmechanismen, der Transformation und des Magnetismus sind in den Beispielen 3,-4 und 5 ausgeführt.Indem man also die lamellare Phase Mn,AlC auf der £ (0001)-Ebene an-

J C

ordnet, kann man die erwünschte Verschiebung der Atomebene in den erwähnten Eristallebenen unterstützen, so daß man den Anisotropierungsgrad erheblich erhöht, indem man den orientierungssteuernden Effekt der lamellaren Mn,AlC-Phase ausnutzt.

Die vorliegende Erfindung betrifft anisotrope Mn-Al-C-Legierungen, die man erhält, indem man Legierungen mit Zusammensetzungen innerhalb der Bereiche, die im Mn-Al-C-Ternärdiagramm der Fig.8 von den die Punkte A, B, C und D verbindenden Linien dargestellt sind, d.h. 68,0 ... 73,0 % Mn,

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(1/10 Mn - 6,6) ... (1/3 Mh - 22,2) % C, Rest Al, der Transformationsplastizität basierend auf der Phasentransformation im Temperaturbereich 530 ... 830⁰C aussetzt.

Insbesondere läßt sich mit dem Zusammensetzungsbereich, der im Diagramm der Fig. 8 durch die Punkte E, F, C und D umschlossen ist, d.h. 70,5 ... 73,0 % Mn,(i/iO Mn - 6,6) ... (1/3 Mn - 22,2) % C, Rest Al, durch Abtrennen der lamellaren Mn,AlC-Phase vor der plastischen Warmverformung der Anisotropjerungsgrad erheblich verbessern.

Mit dem in der Fig. 8 von den Punkten A, B, F und E umschlossenen Zusammensetzungsbereich, d.h. 68,0 ... 70,5 % Mh, (1/10 Mn - 6,6) ... (i/3 Mn - 22,2) %, Rest Al, lassen sich durch plastische Warmverformung der Legierung mit Phase, insbesondere der Phase, die infolge der Wärmebehandlung einen ausreichenden C-Anteil enthält, Magnete mit sehr hohem Anisotropierungsgrad und ausgezeichneten magnetischen Eigenschaften erreichen.

Obgleich die Mechanismen hinsichtlich der Polykristalle quantitativ kaum geklärt werden können, lassen sich verschiedene der Phänomene in den Beispielen qualitativ anhand der Verformungs-, Transformations- und Magnetismusmechanismen erklären, in denen sie den Einkristallen ähnlich sind. Da Polykristalle im allgemeinen die für die Drehung und die Bewegung der Korngrenzen - zusätzlich zur anisotropen Verformung jedes Kristallkorns - erforderliche Energie benötigen, müssen sie stärker bearbeitet werden als Einkristalle. Ihre magnetischen Eigenschaften werden bei einem Verformungsgrad von 30 ... 65 % verbessert, und da sie polykristallin sind, sind die Anisotropierungsgrade bei ihnen 30 ... 40 % geringer als die von Einkristallen. Es hat sich jedoch bestätigt, daß der Zusammensetzungsbereich, das Phasengefüge und der Verformungstemperaturbereich für die Realisierung der oben beschriebenen Vorgänge die gemeinsamen wesentlichen Bedingungen darstellen. Weiterhin wird dafür gehalten, daß der Anisotro-

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pierungsmechanismus nicht nur auf der von der Bearbeitung bewirkten Textur basiert.

Die verschiedenen, oben ausgeführten Beispiele haben mit Sicherheit bestätigt, daß das Vorliegen von Kohlenstoff über die Löslichkeitsgrenze hinaus und dessen Zustand zu den wichtigen und unabdingbaren Faktoren gehören, ohne die sich die unerwartet starke Anisotropierung auf Grundlage der Verformungs-, Transformations- und Magnetismusmechanismen, wie oben beschrieben, nicht erreichen ließe.

Nach der vorliegenden Erfindung war bei anisotropen Magneten mit sehr hohen Anisotropierungsgraden und (BH) -Werten von

4,8... 9,2 χ 10 G. Oe die mechanische Festigkeit 4 <,.. 10 mal höher als die herkömmlicher Mn-Al-C-Magneten. Die Zähigkeit reichte aus, um die Magneten auf herkömmlichen Drehbänken zu drehen. Außerdem waren der Verwitterungswiderstand, die Korrosionsfestigkeit, die Stabilität und die Temperatureigenschaften hervorragend, so daß sie sich als von hohem industriellem Wert erwiesen.

Weiterhin hat die vorliegende Erfindung nicht nur die Möglichkeit der Extrusion und des Zusammendrückens geöffnet, sondern auch aller anderen plastischen Verformungen wie bspw. Drahtziehen, Ziehen, Walzen, Gesenkwalzen und -stauchen, usw., und während sie die Möglichkeit einer spanabhebenden Bearbeitung von magnetisierten Werkstücken bietet, führt sie zu anisotropen Magneten, deren magnetische Vorzugsrichtung willkürlich angeordnet werden und deren Gestalt nach Wunsch gewählt werden kann.

Patentansprüche; 509810/069A

Claims (25)

Patentansprüche

1. Anisotroper Permanentmagnet aus einer Legierung aus 68,0 ... 73,0 Gew.-% Mangan und Kohlenstoff von der Löslichkeitsgrenze bis (i/3 Mn - 22,2) %, Rest Aluminium.

2. Anisotroper Permanentmagnet aus einer Legierung aus 68,0 ... 73,0 % Mangan und (1/10 Mi - 6,6) ...(1/3 Mn 22,2) Gew.-% Kohlenstoff, Rest Aluminium.

3. Anisotroper Permanentmagnet aus einer Legierung aus 68,0 ., 70,5 Gew.-% Mangan, (1/10 Mn - 6,6) ... (1/3 Mn - 22,2) Gew.-% Kohlenstoff, Rest Aluminium.

4. Anisotroper Permanentmagnet aus einer Legierung aus 68,0... 73,0 Ge\j.-% Mangan, (1/1O Mn - 6,6) ...(1/3 Mn - 22,2) Ge\f.-% Kohlenstoff, Rest Aluminium, wobei die Legierung die Verbindung Mn^AlC und/oder eine der Verbindung Mn^AlC ähnliche flächenzentrierte .Kubische Phase enthält.

5. Anisotroper Permanentmagnet aus einer Legierung aus 70,5... 72,5 Gew.-% Mangan, (1/1O Mn - 6,6) ... (1/3 Mn - 22,2) Gew.-% Kohlenstoff, Rest Aluminium, wobei die Legierung die Verbindung MrwAlC und/oder eine der Verbindung Mn₇₅AlC ähnliche flächenzentrierte kubische Phase enthält.

6. Permanentmagnet nach Anspruch 2, bei dem die Legierung weiterhin eines oder mehrere Zusatzelemente aus der Gruppe Nb, Mo, B, Ti, Fe, Ge, Ni und Co in einer Menge von 6 Gewichtsteilen oder weniger pro 100 Gewichtsteile der in Anspruch 2 definierten Mn-Al-C-Legierung enthält.

7. Permanentmagnet nach Anspruch 2, bei der die Legierung weiterhin Pb oder Zn oder beide in einer Menge von 6 Gewichtsteilen oder weniger pro 100 Gewichtsteile der im Anspruch 2 definierten Mn-Al-C-Legierung enthält.

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ORiGSNAL IHSPECTEO

8. Verfahren zur Herstellung eines anisotropen Permanentmagneten, indem man eine Legierung aus 68,0 ... 73,0 Gew.-?<> Mangan, (1/1O Mn - 6,6) ... (i/3 Mn - 22,2) Gev.-% Kohlenstoff, Rest Aluminium, bei 530 ... 830°C einer plastischen Verformung unterwirft, um die legierung magnetisch anisotrop zu machen.

9. Verfahren nach Anspruch 8, bei dem man die verformte Legierung weiterhin bei einer Temperatur von 480 ... 75O°C glüht.

10. Verfahren nach Anspruch 8, bei dem die Legierung vor der Verformung eine hexagonale Phase aufweist.

11. Verfahren nach Anspruch 8, bei der die Legierung vor der Verformung eine orthorhombische Phase aufweist.

12. Verfahren nach Anspruch 10, bei der die Legierung in der hexagonalen Phase ein Einkristall ist.

13. Verfahren nach Anspruch 12, bei dem der Einkristall Lamellen der Verbindung Mn^AlC und/der eine flächenzentrierte kubische Phase enthält, die der Verbindung MruAlC ähnlich ist.

14. Verfahren nach Anspruch 12, bei dem die Kristallrichtung des Einkristalls durch Ausnutzung der Orientierung zwischen Kristallgrundmaterial und den Lamellen bestimmt wird.

15. Verfahren zur Herstellung eines anisotropen Permanentmagneten, indem man eine Legierung der Zusammensetzung 68,0 ... 73,0 Gew.-?6 Mangan und (t/10 Mn - 6,6) ... (1/3 Mn - 22,2) Gew.-96 Kohlenstoff, Rest Aluminium, folgenden Schritten unterwirft:

(a) Man fällt Lamellen der Verbindung Mn₅AlC und/oder einer der Verbindung MruAlC ähnlichen, flächenzentrierten kubischen Phase in der Legierung aus und

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(b) verformt die Legierung bei einer Temperatur im Bereich 530 ... 850⁰C pla,
sotrop zu machen.

530 ... 830⁰C plastisch, um die Legierung magnetisch ani-

16. Verfahren nach Anspruch 15, bei dem man die verformte Legierung weiterhin bei einer Temperatur im Bereich 480 ... 75O⁰C glüht.

17. Verfahren nach Anspruch 15» bei dem man den Ausfällschritt (a) durchführt, indem man die Legierung von

900 ... 830⁰C her mit einer Geschwindigkeit von 10°C/min. oder weniger abkühlt.

18. Verfahren nach Anspruch 15, bei dem man den Ausfällschritt (a) durchführt, indem man die Legierung sieben Minuten oder langer auf einer Temperatur von 830⁰C bis weniger als 900⁰C hält.

19. Verfahren zur Herstellung eines anisotropen Permanentmagneten, indem man eine Legierung aus 68,0 ... 70,5 Gew.-?£ Mangan, (1/10 Mn - 6,6) ... (1/3 Mn - 22,2) Gew.-# Kohlenstoff, Rest Aluminium, bei einer Temperatur im Bereich von 600 ... 780⁰C"einer plastischen Verformung unterwirft, um die Legierung magnetisch anisotrop zu machen.

20. Verfahren nach Anspruch 19, bei dem man die verformte Legierung weiterhin bei einer Temperatur von 480 ... 75O⁰C glüht.

21. Verfahren zur Herstellung eines anisotropen Permanentmagneten, indem man eine Legierung aus 68,0 ... 70,5 Gew,-% Mangan und (1/10 Mn - 6,6) ... (1/3 Mn - 22,2) Gew.-% Kohlenstoff, Rest Aluminium,

(a) von einer Temperatur von 900 C oder mehr abschreckt, und

(b) die abgeschreckte Legierung bei einer Temperatur von 600 ... 78O⁰C plastisch verformt, um die Legierung magne-

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tisch anisotrop zu machen.

22. Verfahren nach Anspruch 21, bei dem man die verformte Legierung weiterhin bei einer Temperatur von 480 ... 75O°C glüht.

23. Verfahren zur Herstellung eines anisotropen Permanentmagneten mit vorbestimmter Gestalt, bei dem man eine Legierung aus 68,0 ... 73,0 Gew.-% Mangan, (1/10 Mti - 6,6) ... (1/3 Mn - 22,2) Gew.-% Kohlenstoff, Rest Aluminium, in eine vorbestimmte Gestalt bringt, indem man die Legierung bei einer Temperatur von 530 ... 830⁰C plastisch verformt, um die Legierung in einer oder mehreren Vorzugsrichtungen magnetisch anisotrop zu machen.

24_e Verfahren nach Anspruch 23, bei dem man die geformte Legierung bei einer Temperatur von 480 ... 75O°C glüht.

25. Verfahren nach Anspruch 21, bei dem man die abgeschreckte Legierung vor dem Verformen bei einer Temperatur von 480 ... 75O⁰C glüht.

M 3474 Cl/W

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