DE2437444A1 - Anisotroper permanentmagnet aus einer mn-al-c-legierung - Google Patents
Anisotroper permanentmagnet aus einer mn-al-c-legierungInfo
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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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BAD ORIGINAL
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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-Zi-
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,
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 1ROO 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 vrir>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 Hrn - 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
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:
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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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 rqie 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;
509810/0694
24374U
sie alle erwiesen sich als isotrop und Verbesserungen der
magnetischen Eigenschaften ließen sich an ihnen nicht feststellen.
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.
5 0 98107069A
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 nberganc- 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 **■* ßpaivf_
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
irlein»n Anteil«=! ^n ^ \~'v-^^f, 11γ,η ρ ines p-roßen Anteils an
f-Phase ■"■or·, vrov.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,Älr<-Ph=ise nur flip Bei"?un<rclinien 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
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: 8c(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.
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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BAD ORIGINAL
O | Oa | CD | to | OJ | VC | C | ^— | -4 | τ— | O | to | VO | O | O | VC | OJ | to | CM | c— | |
CI | γ— | to | C- | τ- | CT | CO | τ- | V | OJ | ί | C- | C- | C- | VC | VC | OJ | OJ | τ- | ||
CO O | ||||||||||||||||||||
PP ν- | C | O | O | Ο | C | O | Ο | O | O | O | O | O | C | O | O | O | Ο | |||
O | IX | LO | O | LO | O | O | O | O | ο | C | LO | O | Lf | LO | O | LO | O | |||
τ— | -4 | ir | O | LO | OJ | OJ | VC | <!" | co | O | to | T- | O | C- | LO | to | to | |||
O CD ffi O |
P U- | ^ | OJ | τ— | OJ | OJ | τ~ | ■"" | r— | OJ | OJ | OJ | OJ | OJ | T- | <~ | τ- | τ- | ||
PQ — | CD | O | O | O | o | O | O | O | O | C | O | O | O | O | O | O | O | Ο | Ο | |
,Q | O | LO | O | O | O | O | O | LO | O | O | LO | O | O | LO | LO | O | O | |||
O t-, |
to | C— | LO | CTi | Ch | co | VC | cn | τ— | ve | OJ | τ— | -4 | to | -4 | ^— | C- | to | ||
to | -4 | VC | OJ | VC | VC | OJ | OJ | κ- | VO | VO | VO | VC | VC | VC | -4 | to | to | |||
I W |
CO | VC | O | OJ | OO | LO | O | -4 | O | O | O | OJ | σ« | C-- | O | OJ | ■4 | LO | ||
3 so | O | OJ | OJ | O | -4 "Ϊ— |
r— | O | LT OJ |
OJ | OJ | to | OJ | O | VO | -4 | O | ||||
to | O | I | I | I | I | I | I | I | I | I | I | I | I | 7 | I | I | I | I | ||
CD | U CO | |||||||||||||||||||
H | CD U | |||||||||||||||||||
H | !> ti" | |||||||||||||||||||
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CO | U | |||||||||||||||||||
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cd | O | O | O | O | O | O | O | O | O | O | O | O | O | O | O | O | O | ο | ||
Im '—· | O | LO | LO | C | to | OJ | LO | LO | O | ω | to | VC | to | LO | O | LO | OO | VO | ||
Q) O | VO | LO | ir« | LO | LO | ί- | ω | VC | V£i | LO | LO | ir | CO | LO | VO | LO | LO | |||
O | O | O | O | O | Ο | O | O | O | O | O | O | O | O | O | O | O | o | |||
I | O | O | O | O | O | O | O | O | O | O | O | O | O | LO | LO | O | O | O | ||
Ü | ^— | τ- | τ- | OJ | to | to | ||||||||||||||
•H | ||||||||||||||||||||
O | O | O | O | O | O | O | O | O | O | O | O | O < | Ο | Ο | O | O | O | |||
|3 | O | O | LO | LO, | LO | LO. | LO | LO | LO | O | O | O | LO | LO | O | LO | O | ο | ||
f-i | OJ | to | LT, | LO | LO | LO | LO | LO | C-- | σ- | er- | to | to | C- | LO | LO | cn | |||
IO | VC | CO |
O
t |
τ— | OJ | to | LO | VO | C- | ω | cn | O | f\ I | CM | ||||||
co | CO | co | CO | OT | OT | co" | OT | OT | OT | OT | OT | OT | co | OT | W | OT | OJ OT |
|||
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 θο 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 θρ = 0° axisdrücken.
Unter Berücksichtigung der Symmetrie des hexagonalen Kristalls
wurden für Θ. und θ? Winkelbereiche von 0°
< Q^ < 9Ό° und
n° 5_ Θ2 ^ ^°° anSenommen· 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° < Qn <· 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° < QA «ς. 90° , 0°
< 9n <· 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.
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
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.
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.
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
509810/0694
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 , θο = 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 LQ_ - 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 BHmax 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
509810/0694
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
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
SSteTabelle 4 gibt die Zusammensetzungen nach chemischer Analyse
sowie die magnetischen Kennwerte in der magnetischen Vorzugs-
509810/0694 bad oR(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
69,77
72,44
72,89
71,58
70,72
67, ^
71,40
70,78
69,90
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
1250
2350
2250
2200
1900
850
1400
1300
1250
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>
Γ7θ 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 D1-1U 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-
509810/0694
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 Pß
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
509810/0694
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 | ||
509810/0694
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?/mvßc 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^ nach 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 = SK χ 10f 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 PR 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^ °-+Ho nuf 1000°C gehalten, mit
10 C/miDo Piif O1^^ C abp-ei"'ih11, ΛΓοη 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
Rigpnschafteno 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 iie
509810/0694 bad original
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 ... Pq 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 Pq , 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
500/ 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
509810/0694
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 BHc = ?60° °ft (BH)max « 4,7 χ 1Oß 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 2o-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 ne (BH)max rr 6,3 x 1n^ G.Oe
G IHc = 280° Oe Br^f 1IOOOO
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
509810/0694
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 10fi G.Oe
^ine Probe der Zusammensetzung PQ wirde bei 73O°O mit
^O kg/mm in der Ax.ialrichtung des Zylinders zu einem Verformungsgrad
von -18r'' komprimiert and danach 6 Qtd. bei R70°o
feglüht. Sie erwies sich als anisotroper Magnet mit der magne-
509810/0694
tischen Vor^ursrichtimg in Richtung des Durchmessers.
Die map-netisehen Kennwerte ergaben nur
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 Pq 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 .
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 | |
IA | -0,8', | O1??1 | ||
15 | (·-, Γ"· | 0,52 | ||
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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)
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.)
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.
Code
Glühtemperatur
(0C)
Br (G)
BHc (Oe)
(BH)
max
(χ 10b 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 | ||
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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
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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)maX (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
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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.
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.
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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.
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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.
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.
Code
Glühtemperatur (min)
Br (G)
Hc (Oe) (BH)max (x10D 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
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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.
der gleichen Temperatur ausgepreßt, bis die gesamte Flächenreduktion 65 % war.
Die magnetischen Kennwerte in der Auspreßrichtung nach dem
zweiten Auspressen waren wie folgt:
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.
Die Probe Nr.39 des Beispiels 15 wurde unter den gleichen
Bedingungen wie im Beispiel 18 ausgepreßt.
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
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 (BHLt = 2,0 χ 106 G.Oe
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.
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^
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.
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
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
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
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 BHo = 260Ü Oe (BH) = 6,4 χ 104 G.Oe
Die Probe Iiei3 sich ohne Bruch formen.
50.9810/0694
-67- 24374U
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.
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.
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
509810/0694
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
509810/0694
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) // rc (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)
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.
509810/0694 __._
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.
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.
24e 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
509810/0694
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