DE3103000A1

DE3103000A1 - "magnetisches element fuer magnetisch betaetigte geraete und verfahren zu seiner herstellung"

Info

Publication number: DE3103000A1
Application number: DE19813103000
Authority: DE
Inventors: Sungho 07933 Gillette N.J. Jin
Original assignee: Western Electric Co Inc
Current assignee: AT&T Corp
Priority date: 1980-01-30
Filing date: 1981-01-29
Publication date: 1982-01-14
Also published as: JPS56120107A; GB2070061B; CA1171306A; FR2474747B1; FR2474747A1; GB2070061A; NL8100435A

Description

Beschreibung

Die vorliegende Erfindung bezieht sich auf ein magnetisches Element gemäß Oberbegriff des Anspruchs 1 und ein Verfahren zum Herstellen eines magnetischen Elements gemäß Oberbegriff des Anspruchs 9.

Magnetisch betätigte Geräte und Vorrichtungen können für verschiedene Zwecke ausgelegt sein, so z. B. für die Verwendung in elektrischen Schalteinrichtungen, Stellungssensoren, bei der Synchronisation, bei der Durchflußmessung und beim Rühren. Von besonderer Bedeutung unter derartigen Geräten sind die sogenannten Reed-Schalter, die beispielsweise beschrieben sind in dem Buch von L. R. Moskowitz, Permanent Magnet Design and Application Handbook, Cahners Books, 1976, Seiten 211 - 220, in der US-PS 3 624 568 (Olsen u. a.) und in dem Artikel von M. R. Pinnel "Magnetic Materials for Dry Reed Contacts", IEEE Trans. Mag., Vol. MAG-12, Nr. 6, November 1976, Seiten 789 Reedschalter enthalten flexible metallische Zungen (Reed), die aus einem Material bestehen, welches halbharte magnetische Eigenschaften aufweist, gekennzeichnet durch eine im wesentlichen rechteckige B-H-Hystereseschleife und eine hohe Remanenzinduktion B . Im Betrieb biegen sich die Zungen in Abhängig-

keit von Änderungen eines magnetischen Feldes elastisch, um einen elektrischen Kontakt zu schließen oder zu öffnen.

Unter den bekannten Legierungen mit halbhartmagnetisehen Eigenschaften finden sich Co-Fe-V-Legierungen, bekannt als Vicalloy und Remendur, Co-Fe-Nb-Legierungen, bekannt als Nibcolloy_f und Co-Fe-Ni-Al-Ti-Legierungen, bekannt als Vacozet. Diese Legierungen besitzen adäquate magnetische Eigenschaften. Sie enthalten jedoch wesentliche Mengen an Kobalt, dessen steigende Kosten am Weltmarkt zu Bedenken Anlaß geben. Darüberhinaus neigen stark kobalthaltige Legierungen zum Brüchigwerden, d. h. ihnen ermangelt es an ausreichender Kaltverformbarkeit, beispielsweise durch Kaltziehen, Walzen, Biegen oder Hämmern.

Im Hinblick auf die vorliegende Erfindung sind folgende Literaturstellen von Bedeutung: M. Hansen: "Constitution of Binary Alloys", 2. Ausgabe, McGraw-Hill, 1958, Seiten 664 - 667; das Buch von R. M. Bozorth "Ferromagnetism", Van Norstrand, 1951, Seiten 234 - 236 und Seiten 418 - 419; der Artikel von M. J. Roberts "Effect of Transformation Substructure on the Strength and Toughness of Fe-Mn Alloys", Met. Trans., Vol. 1, Dezember 1970, Seiten 3287 bis 3294; der Artikel von F. M. Walters, Jr, "Transformation and Heterogeneity in the Binary Alloys of Iron and Manganese", Trans American Soc. for Steel Treating, Vol. 21, Nr. 10, 1933, Seiten 1002 - 1015; und der Artikel von G. M.

Fedash, "study of Coercivity of Cold-Worked and Annealed Iron Alloys", The Physics of Metals and Metallography, Vol. 4, Nr. 2, 1957, Seiten 50 - 55. In den genannten Druckschriften werden Phasentransformationen, mechanische Eigenschaften und die Koerzitivkraft von eisenreichen Fe-Mn-Legierungen besprochen. Halbhart magnetische Eigenschaften von ternären und quaternären Fe-Mn-Legierungen sind erläutert in "Kaltverformter Manganstahl als neuer Magnetwerkstoff" von W. Jellinghaus, Archiv für das Eisenhüttenwesen, Vol. 15, Nr. 2, August 1941, Seiten 99 - 102, in dem Artikel von H. Kaneko u. a. "Cold Worked Fe-Mn Semihard Magnet Alloy", Journal of the Japanese Institute of Metals, Vol. 34, Nr. 4, 1970, Seiten 441 - 445 und in dem Artikel von K. Ogawa "Semihard Magnetic Material of the Fe-Cu-Mn System", J. App. Phys., Vol. 44, Nr. 4, April 1973, Seiten 1810 - 1812.

Gemäß der vorliegenden Erfindung werden halbhartmagnetische Eigenschaften realisiert in Fe-Mn-Legierungen, die vorzugsweise Fe und Mn in einer vereinigten Menge von wenigstens 98 Gew.-% und Mn in einer Menge im Bereich von 3 bis 25 Gew.-% dieser vereinigten Menge enthalten. Die remanente magnetische Induktion B von Legierungen nach der Erfindung ist typischerweise größer oder gleich einem Wert von B (Gauß) = 20.000 - 500 χ (Gew.-% Mn) {β (Tesla) = Γ20.000 - 500 χ (Gew.-% Mn)3 χ 10~⁴}, und das Rechteckigkeitsverhältnis B /B der Legierungen ist

XT 5

größer als 0,7, typischerweise größer oder gleich 0,95.

Legierungen nach der Erfindung zeigen bezeichnenderweise eine anisotrope zweiphasige oder mehrphasige MikroStruktur, wobei Teilchen und Körner langgestreckt sind, um ein bevorzugtes Geometrieverhältnis von wenigstens 8, und vorzugsweise von wenigstens 30 zu besitzen. Der bevorzugte Teilchendurchmesser oder die Stärke beträgt weniger als 8000 R (800 Nanometer) vorzugsweise weniger als 2000 S (200 Nanometer).

Aus solchen Legierungen hergestellte Magnete können beispielsweise durch Kaltziehen, Walzen, Biegen oder Hämmern verformt werden, und sie können in Geräten wie beispielsweise elektrischen Kontaktschaltern, Hysteresemotoren und anderen magnetisch betätigten Geräten eingesetzt werden.

Die Vorbereitung erfindungsgemäßer Legierungen kann eine Anfangsverformung, ein Altern , eine Verformung und ein Endaltern umfassen. Das Altern erfolgt vorzugsweise bei Temperaturen, bei denen eine Legierung sich im zwei- oder mehrphasigen Zustand befindet. Die zweite Verformung ist vorzugsweise eine einachsige Verformung.

Im folgenden wird die Erfindung anhand von Ausführungsbeispielen näher erläutert. Es zeigen:

130062/0476

Pig. 1 Phasen von Fe-Mn-Legierungen als Funktion der Temperatur und des Mangananteils,

Fig. 2 magnetische Eigenschaften einer Fe-8Mn-Legierung als Funktion einer ersten Alterungs-Temperatur.

Fig. 3 magnetische Eigenschaften einer Fe-8Mn-Legierung als Funktion der Querschnittsflächenverminderung durch Drahtziehen,

Fig. 4 magnetische Eigenschaften einer Fe-12Mn-Legierung als Funktion der Querschnittsflächenverminderung durch Drahtziehen, und

Fig. 5 eine Reedschalteranordnung mit Fe-Mn-Zungen.

Gemäß der vorliegenden Erfindung wurde erkannt, daß Fe-Mn-Legierungen, die vorzugsweise Fe und Mn in einer Gesamtmenge von wenigstens 98 Gew.-% und Mn in einer Menge im Bereich von 3 bis 25 Gew.-% dieser Gesamtmenge enthalten, hergestellt werden können, um gewünschte halbhartmagnetische Eigenschaften zu besitzen. Solche halbhartmagnetische Eigenschaften werden in üblicher Weise dadurch definiert, daß die remanente magnetische Induktion B größer als 7000 Gauß (0,7 T) und das Rechteckigkeitsverhältnis B /B größer als 0,7 ist. Legierungen mit solchen Eigenschaften eignen sich für die Verwendung

130062/0476

in magnetisch betätigten Geräten, die in herkömmlicher Weise dadurch gekennzeichnet sind, daß sie ein Bauteil aufweisen, dessen Stellung abhängt von der Stärke, Richtung oder dem Vorhandensein eines magnetischen Feldes und weiterhin dadurch, daß sie eine Einrichtung wie beispielsweise einen elektrischen Kontakt aufweisen, um die Stellung eines solchen Bauteils zu fühlen. Erfindungsgemäße Legierungen können geringe Mengen von Additiven enthalten, so z. B. von Cr zum Zwecke einer verbesserten Korrosionsbeständigkeit, oder z. B. Co zum Zwecke verbesserter magnetischer Eigenschaften. Zu große Mengen von Cr jedoch sind den magnetischen Eigenschaften abträglich. Andere Elemente, wie beispielsweise Ni, Si, Al, Cu, Mo, V, Ti, Nb, Zr, Ta, JIf und w können aIß VornnrHnigunqen In tndlviduH len Mengen, die vorzugsweise weniger als 0,2 Gew.-% und in ihrer Gesamtmenge vorzugsweise weniger als 1 Gew.-% ausmachen, vorhanden sein. In ähnlicher Weise können Elemente C, N, S, P, B, H und 0 vorhanden sein, deren Menge vorzugsweise unterhalb von 0,1 Gew.-% im einzelnen und unterhalb von 0,5 Gew.-?, insgesamt gehalten werden. Eine Minimierung der Verunreinigungen liegt im Interesse der Beibehaltung der Legierungsverformbarkeit zum Erhalten von anisotropen Strukturen sowie zum Formen des Materials, um eine bestimmte Gestalt zu erhalten, übermäßige Mengen der erwähnten Elemente können außerdem zu verschlechterten magnetischen Eigenschaften führen.

l300S2/iK76

Magnetische Legierungen gemäß der vorliegenden Erfindung besitzen anisotropes Multiphasen-Korn und eine MikroStruktur, in der Partikel und Körner ein bevorzugtes Geometrieverhältnis von wenigstens 8, vorzugsweise von wenigstens 30 besitzen. Das Geometrieverhältnis kann in herkömmlicher Weise definiert werden als das Längen-Durchmesser-Verhältnis, falls die Verformung in einer Richtung erfolgt, wie es beispielsweise beim Drahtziehen der Fall ist, und als Längen-Dicken-Verhältnis, wenn die Deformation planar erfolgt, wie beispielsweise beim Walzen. Die bevorzugte Partikelgröße ist geringer als 8000 S (800 Nanometer) und ist vorzugsweise kleiner als 2000 A (200 Nanometer). Die Sub-Mikrometerstruktur kann in herkömmlicher Weise bestimmt werden, beispielsweise durch Elektronenmikroskopie.

Die remanente magnetische Induktion B der erfindungsgemäßen Legierungen ist annäherungsweise linear abhängig von dem Mn-Anteil der Legierungen. Insbesondere gleicht oder übersteigt die remanente magnetische Induktion B der erfindungsgemäßen Legierungen einen Wert, der ausgedrückt werden kann durch die Annäherungsformel B (Gauß) = 20.000 - 500 χ (Gew.-% Mn) {b (Tesla) = Γ20.000 - 500 χ (Gew.-% Mn) ~\ χ 10~⁴j . Das Rechteckigkeitsverhältnis B /B von erfindungsgemäßen Legierungen ist typischerweise größer oder gleich 0,95, und die magnetische Koerzitivfeldstärke liegt im Bereich zwischen 1 und

130062/0*76

500 Oersted (zwischen 79,6 und 39.789 Ampere pro Meter).

Erfindungsgemäße Legierungen können beispielsweise dadurch hergestellt werden, daß eine Schmelze der Bestandteilselemente Fe und Mn in einen Tiegel oder Ofen gegossen wird, beispielsweise in einen Induktionsofen. Alternativ kann ein metallischer Körper, der eine Zusammensetzung innerhalb des spezifizierten Bereichs aufweist, durch Pulvermetallurgie hergestellt werden. Die Herstellung einer Legierung und insbesondere die Herstellung durch Gießen aus einer Schmelze erfordert Schutzmaßnahmen gegenüber dem Einschluß zu großer Anteile von Verunreinigungen, wie sie aus den Rohstoffen, aus dem Ofen, oder aus der Atmosphäre oberhalb der Schmelze entstehen können. Um die Oxidation oder den übermäßigen Einschluß von Stickstoff minimal zu halten, ist es wünschenswert, eine Schmelze mit Schlackenschutz in einem Vakuum herzustellen, oder in einer inerten Atmosphäre.

Gußblöcke einer erfindungsgemäßen Legierung können typischerweise verarbeitet werden durch Warmbearbeitung, Kaltbearbeitung und Lösungs-Warmbehandlung, beispielsweise zum Zwecke der Homogenisierung, Kornverfeinerung, Formgebung oder zum Erhalten wünschenswerter mechanischer Eigenschaften.

Die Verarbeitung zum Erzielen einer gewünschten anisotropen

13ÖÖ62/0U6

Struktur, wie beispielsweise langgestreckter Körner und kriställographischer Textur, kann durch verschiedene Kombinationen aufeinanderfolgender Verarbeitungsschritte erfolgen. Ein besonders wirksamer beispielhafter Bearbeitungsablauf kann unter Bezugnahme auf Fig. 1 spezifiziert werden. Die Arbeitsfolge umfaßt das Verarbeiten bei Temperaturen entsprechend einem Zwei-Phasen-Bereich im Phasendiagramm durch (1) anfängliches plastisches Verformen, (2) anfängliches Altern, was im wesentlichen zu einer Zwei-Phasen-Ausscheiciung führt, (3) plastische Verformung und (4) End-Altern.

Die anfängliche plastische Verformung erfolgt vorzugsweise um einen Betrag, der wenigstens 50 % Flächenverminderung entspricht, und dieser Arbeitsvorgang kann bei Temperaturen im Bereich zwischen -196 C (die Temperatur von flüssigem Stickstoff) und 600 ⁰C erfolgen. Eine solche Verformung kann verschiedenen Zwecken dienlich sein, insbesondere kann sie hilfsreich sein beim Transformieren unerwünschter nichtmagnetischer Gamma- oder Epsilonphasen in eine magnetische Alpha-Anfangsphase, speziell für stark Mn-haMge Legierungen. Außerdem kann die anfänglich erfolgende plastische Verformung die Kinetik der anfänglichen zweiphasigen Alpha-Plus-Gamma-Ausscheidung verbessern und hilfreich sein bei der Erzeugung einer gleichförmigen feinteiligen isotropen Zweiphasenstruktur. An dieser Stelle kann die Partikelgröße typischerweise im Bereich

130062/0476

3000 bis 10.000 R (300 bis 1000 Nanometer) liegen. Die anfängliche Verformung kann in einer Achsenrichtung erfolgen, beispielsweise durch Stabwalzen, Extrudieren, Drahtziehen oder Fließpressen. Alternativ kann die Verformung beispielsweise durch Querwalzen oder Kaltwalzen erfolgen. Wenn die Verformung ■!.'.oberhalb der Zimmertemperatur erfolgt, kann die Legierung anschließend durch Luft gekühlt oder durch Wasser abgeschreckt werden.

Die Wärmebehandlung nach der anfänglichen Verformung erfolgt vorzugsweise bei Temperaturen, die einem Alpha-Plus-Gamma-Zweiphasenzustand der Legierung entsprechen. Besonders geeignet sind entsprechend Fig. 2 Temperaturen in dem allgemeinen Bereich von 400 bis 600 ⁰C. Die Dauer einer solchen Wärmebehandlung beträgt vorzugsweise wenigstens 30 Minuten. Anschliessendes Abkühlen auf eine Temperatur in der Nähe der Zimmertemperatur kann zu einer teilweisen oder totalen Transformation der Gammaphase in die Alpha-Anfangsphase oder die Epsilonphase führen.

Die nach der Zweiphasen-Zersetzung erhaltenen isotropen Körner und die feinteilige Struktur werden anschließend deformiert, vorzugsweise in einer Achsenrichtung, beispielsweise durch Drahtziehen, Strangziehen, Fließpressen oder Extrudieren. Im Vergleich zum Fließpressen ergab sich beim Drahtziehen, daß diese Verformung zu besseren magnetischen Eigenschaften führt.

t3Q862/(K76

Planare Verformung wie beispielsweise durch Walzen ist nicht ausgeschlossen. Die Verformung kann bei Zimmertemperatur oder irgendeiner Temperatur im Bereich zwischen -196 und 600 ⁰C erfolgen. Bevorzugte Verformungsbeträge entsprechen einer Flächenverminderung von wenigstens 80 %, vorzugsweise von wenigstens 95 %; die für eine solche Verformung adäquate Duktilität ist dadurch sichergestellt, daß das Vorhandensein von Verunreinigungen und insbesondere von Elementen der Gruppen 4b und 5b des Periodensystems beschränkt wird, wie beispielsweise das Vorhandensein der Elemente Ti, Zr, Hf, V, Nb und Ta. Nach der Verformung ist die Sättigungsmagnetisierung B der Legierung typischerweise größer oder gleich B (Gauß) = 20.000 -

500 x (Gew.-% Mn) {B_g(Tesla) = £20.000 - 500 χ (Gew.-% Mn)J χ 10"⁴J .

Die endgültigen magnetischen Eigenschaften verbessern sich, wenn das Ausmaß der Verformung erhöht wird. Dies ist in Fig. 3 für eine Fe-Mn-Legierung mit 8 Gew.-% Mn und in Fig. 4 für eine Fe-Mn-Legierung mit 12 Gew.-% Mn dargestellt. Das berechnete Geometrieverhaltnis, das in Fig. 3 und 4 dargestellt ist, ist definiert als Kornlänge geteilt durch Korndurchmesser. Erfindungsgemäße Legierungen bleiben in hohem Maße streckbar, selbst nach starker Verformung wie beispielsweise durch KaIt-Drahtziehen, was zu einer 95 %igen Flächenverminderung führt. Derart verformte Legierungen können weiter geformt werden, z. B.

130062/0476

durch Biegen oder Hämmern, ohne daß die Gefahr der Spaltung oder des Brechens besteht. Durch Biegen kann eine Richtungsänderung von bis zu 30 mit einem Biegeradius erfolgen, der gleich oder größer als die Stärke ist. Zum Biegen über größere Winkel kann der sichere Biegeradius linear bis zu einem Wert entsprechend dem Vierfachen der Stärke erhöht werden, um eine Richtungsänderung von 90 zu erhalten. Durch Abflachen, d. h. durch Hämmern kann eine Änderung des Breiten-Dicken-Verhältnisses von wenigstens einem Faktor 2 erzielt werden.

Der hohe Grad der Formbarkeit im drahtgezogenen Zustand ist von besonderem Vorteil bei der Herstellung von Geräten wie beispielsweise Reed-Schaltern, die beispielhaft in Fig. 5 dargestellt sind. Die Zeichnung zeigt Zungen (Reeds) 1 und 2, die aus einer Fe-Mn-Legierung hergestellt sind und sich durch eine Glaskapsel 3 erstrecken, die sich innerhalb von Magnet-■ spulen 4 und 5 befindet. Die Formbarkeit wird erhöht durch die Minimierung des Vorhandenseins von Verunreinigungen, insbesondere von Elementen der Gruppen 4b und 5b des Periodensystems, wie beispielsweise Ti, Zr, Hf, V, Nb und Ta.

Nach der plastischen Verformung einer Mehrphasenstruktur erfolgt bei geringer Temperatur ein abschließendes Altern in einem Alpha-Plus-Gamma-Zweiphasenbereich. Typische Alterungs-

t30G62/Q476

temperaturen liegen im Bereich von 350 bis 500 C, abhängig vom Mn-Anteil. Die Alterungszeit liegt vorzugsweise im Bereich zwischen 10 Minuten und 4 Stunden. Das abschließende verbessert die Rechteckigkeit B /B der B-H-Schleife, so wie es einem oder mehreren metallurgischen Effekten zugeschrieben werden kann, wie beispielsweise dem Einprägen innerer Spannung durch Verformung. Die Reckteckigkeit kann außerdem verbessert werden durch teilweise oder gänzliches umgekehrtes martensitisches Transformieren einer Mn-reichen Phase, die während der anfänglichen isothermen Ausscheidung in einem Alpha-Plus-Gamma-Bereich gebildet wurde und die anschließend teilweise oder vollständig transformiert wurde in magnetische Alpha-Anfangsphase im Zuge der abschließenden Verformung. Weiterhin kann eine verbesserte Rechteckigkeit zurückzuführen sein auf das Vorhandensein nichtmagnetischer oder schwach magnetischer Gamma- oder Epsilonphasen, die als wünschenswerte Barriere für einen Demagnetisierungsvorgang dienen können, oder aber auf die Bildung einer dünnen Schicht nichtmagnetischer oder schwach magnetischer Gammaphase mit höherem Mn-Gehalt entlang der Korngrenzen der gestreckten Zweiphasen-Struktur. Die Geschwindigkeit der Abkühlung auf Raumtemperatur nach dem Glühen oder nach Alterungs-Warmbehandlung ist nicht kritisch. Es kann entweder in Luft gekühlt oder in Wasser abgeschreckt werden.

Unter den Vorteilen der erfindungsgemäßen halbharten Fe-Mn-Le-

130062/0A76

gLerungen nach der Erfindung sind folgende anzuführen: (1) Eine hohe magnetische Rechteckigkeit, wie es in Schalteinrichtungen und anderen magnetisch betätigten Geräten wünschenswert ist, (2) reichhaltiges Vorkommen und geringe Kosten der Bestandteile Fe und Mn, (3) einfaches Herstellen und Formen aufgrund guter Formbarkeit, (4) geringe Magnetostriktion, wie es spezifiziert werden kann durch einen Sättigungs-Magnetostriktionskoeffizienten, der 5 χ 10 und vorzugsweise 2 χ 10 nicht übersteigt, was z. B. zum Verhindern des Hängenbleibens der Zungenkontakte wünschenswert sein kann, (5) Einfachheit der binären Zusammensetzung, was dazu führt, daß die Magnettoleranzen leicht eingehalten werden, so beispielsweise die Nenn-Koerzitivfeidstärke, und (6) leichtes überziehen mit Kontaktmetall wie beispielsweise Gold.

Die magnetischen Eigenschaften, die mit den nachstehend erläuterten Legierungen erzielt werden, sind in Tabelle I niedergelegt.

Beispiel 1

Eine Fe-8Mn-Legierung wurde warmgewalzt, kaltgewalzt, kalt zu einer Stange mit 0,53 cm geformt, bei 90 ⁰C für eine Stunde geglüht und luftgekühlt. Die Probe wurde kaltbearbeitet (90 % Flächenverminderung), um einen Draht mit einem Durchmesser von 0,17 cm zu erhalten, und es erfolgte eine Anfangs-Alterung

^8/9 130082/0476

bei 500 C für eine Dauer von 3,5 Stunden, was zu einer zweiphasigen Alpha-Plus-Gamma-^usscheiäung und Rekristallisation führte. Die isotrope Aussciieidungskorngröße war gleichmäßig fein, die durchschnittliche Korngröße war geringer als 1 Mikrometer im Durchmesser. Dann wurde die Probe gezogen (95 % Flächenverminderung) zu einem Draht von 0,038 cm Durchmesser, einer End-Älterungsglühung bei 450⁰C für drei Stunden ausgesetzt und luftgekühlt. Die Magnetostriktion bei dieser Probe bestimmte sich zu etwa 1,3 χ 10

Beispiel 2

Eine Drahtprobe mit einem Durchmesser von 0,17 cm aus einer Fe-8Mn-Legierung wurde vorbereitet und wie im Beispiel 1 kaltbearbeitet, einer anfänglichen Alterung bei 550 C für 3,5 Stunden unterworfen, was zu einer Alpha-Plus-Gamma-Zweiphasenzersetzung führte. Die Probe wurde einem DrahtziehVorgang unterworfen (95 % Flächenverminderung), einer abschließenden Alterungsglühung bei 400 C für 40 Minuten unterworfen und luftgekühlt.

Beispiel 3

Eine Fe-7,5Mn-Legierungsprobe wurde vorbereitet und wie im Beispiel 1 verarbeitet.

130062/0476

Beispiel 4

Eine Fe-12Mn-Legierungsprobe wurde warmgewalzt, kaltgewalzt, kalt zu einer Stange von 0,53 cm Durchmesser geformt, bei 930 ⁰C eine Stunde lang geglüht und wassergekühlt. Die Probe wurde weiterhin kaltgezogen,(90 % Flächenverminderung) zu eiiem Draht von 0,17 cm Durchmesser und einer Anfangs-Alterungsbehandlung bei 550 ⁰C für 3,5 Stunden ausgesetzt, was zu einer zweiphasigen Alpha-Plus-Gamma-Zersetzung und Rekristallisation führte. Die isotrop gekörnte, im Submikrometerbereich feine zweiphasige Struktur wurde dann gezogen (95 % Flächenverminderung) , um einen Draht von 0,038 cm Durchmesser zu erhalten; anschließend wurde die Probe 40 Minuten lang einer End-Mterungsbehandlung bei 450 ⁰C ausgesetzt und luftgekühlt.

Beispiel 5

Eine Fe-12Mn-Legierungsprobe wurde wie im Beispiel 4 vorbereitet, mit der Ausnahme, daß das End-Altern bei 400 °C erfolgte und 40 Minuten dauerte.

Beispiel 6

Es wurde eine Fe-12Mn-Legierungsprobe wie im Beispiel 4 vorbereitet, mit der Ausnahme, daß das anfängliche Altern 3,5 Stunden

130Ö62/CH76

lang bei 500 °C erfolgte und das End-Altern 10 Minuten lang bei 4 50 °C erfolgte. Das magnetische Energieprodukt dieser Probe wurde zu etwa 0,96 MGOe [/7641 ,6T(A/m)3 bestimmt.

Beispiel 7

Es wurde eine Fe-12Mn-Legierungsprobe vorbereitet wie im Beispiel 4, mit der Ausnahme, daß das anfängliche Altern 16 Stunden lang bei 450 ⁰C erfolgte und das End-Altern 40 Minuten lang bei 450 C erfolgte. Das magnetische Energieprodukt dieser Probe wurde zu etwa 1 ,05 MGOe C8358T (A/m)[] bestimmt.

Beispiel 8

Es wurde eine Fe-12Mn-Legierungsprobe wie im Beispiel 7 hergestellt, mit der Ausnahme, daß das abschließende Drahtziehen zu einer 90 %igen Flächenverminderung führte.

130082/0478

Tabelle I. Magnetische Eigenschaften halbhartmagnetischer Fe-Mn-Legierungen mit Rechteck-Hysterese und der Remanenz

Beispiel	B r	(Gauß)	(Tesla)	B /B r s	(Oersted)	(A/m)
	17200	1,72		28	2228,8
1	17300	1,73	0,94	26	2069,6
2	18100	1 ,81	0,90	25	1990,0
3	15200	1 ,52	0,96	67	5333,2
4	16700	1,67	0,997	63	5014,8
5	15400	1,54	0,968	87	6925,2
6	15300	1,53	0,992	85	6766,0
7	15800	1 ,58	0,989	60	4776,0
8		0,954

Ümrechnungs-Faktoren

1 Zoll = 2,54 cm

1 Gauß = 1 x 10 Tesla

1 Oersted = 79,6 Ampere pro Meter

1 MGOe = [(1 x 10⁶) (1 χ 1O~⁴T) (79,6 A/m)}

1 Angström - 0,1 Nanometer

1 mil " 1 χ 1θ"³ Zoll = 2,54 χ 10~³ cm

130062/0476

, *K Leerseite

Claims

BLUMBACH · WESER · BERGEN · KRÄMER

PATENTANWÄLTE IN MÜNCHEN UND WIESBADEN

Palentconsult Radeckestraße 43 8000 München 60 Telefon (089) 883603/883604 Telex 05-212313 Telegramme Patentconsull Patentconsult Sonnenberger Straße 43 6200 Wiesbaden Telefon (06121) 562943/561998 Telex 04-186237 Telegramme Patentconsull

Western Electric Company, Incorporated

New York, N.Y., USA Jin 7

Magnetisches Element für magnetisch betätigte Geräte und Verfahren zu seiner Herstellung

Patentansprüche

(i_y Magnetisches Element, insbesondere für die Verwendung in magnetisch betätigten Geräten, mit einem Körper aus einer Metalllegierung, die ein magnetisches Rechteckigkeitsverhältnis von mehr als 0,7 und eine remanente magnetische Induktion von mehr als 7000 Gauß (0,7 T) aufweist, dadurch gekennzeichnet , daß eine Menge von mindestens 98 Gew.-% der Legierung aus Fe und Mn besteht, und daß Mn im Bereich von 3-25 Gew.-% dieser Menge liegt.
2. Element nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet ,

München: R. Kramer Dipl.-Ing.. W. Weser Dipl.-Phys. Dr. rer. nat. . E. Hoffmann Dipl.-Ing. Wiesbaden: P.G. Blumbach Dipl.-Ing. · P. Bergen Prof. Dr. jur.DipL-ing., Pat.-Ass., Pat.-Anw.bis 1979 ■ G. Zwirner Dipl.-Ing. Oipl.-W.-Ing.

daß eine Menge von wenigstens 99 Gew.-% der Legierung aus Fe und Mn besteht.
3. Element nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet , daß das Vorhandensein jedes Yo*) ersten Elementen Ni, Si, Al, Cu, Mo, V, Ti, Nb, Zr, Ta, Hf und W in der Legierung auf weniger als 0,2 Gew.-% im einzelnen und auf weniger als insgesamt 1,0 Gew.-% bei irgendeiner Kombination von 5 oder mehr dieser Elemente beschränkt ist, und daß das Vorhandensein jedes vott zweiten ElementenC, N, S, P, B, H und O in der Legierung auf weniger als 0,1 Gew.-% im einzelnen und auf weniger als insgesamt 0,5 Gew.-% bei irgendeiner Kombination von fünf oder mehr der zweiten Elemente beschränkt ist.
4. Element nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet , daß die Legierung eine anisotrope zweiphasige oder mehrphasige MikroStruktur und eine anisotrope Kornstruktur aufweist, und daß das Teilchen-Geometrieverhältnis in der MikroStruktur größer oder gleich 8, vorzugsweise größer oder gleich 30 ist.
5. Element nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet , daß die Legierung eine Mikrostruktur aufweist, in der der Teilchendurchmesser kleiner oder gleich 8000 8 (800 Nanometer), vorzugsweise kleiner oder gleich 2000 S (200 Nanometer) ist.
δ. Element nach einem der Ansprüche 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet , daß die Legierung einen Magnetostriktionskoeffizienten aufweist, der kleiner oder gleich 5 χ 10 , vorzugsweise kleiner oder gleich 2 χ 10 ist.
7. Element nach einem der Ansprüche 1 bis 6, dadurch gekennzeichnet , daß die Legierung eine remanente magnetische Induktion B aufweist, die größer oder gleich einem Wert ist, welcher abhängt von in Gew.-% Mn in der Menge, und der definiert wird durch die Annäherungsformel B (Gauß) = 20.000 - 500 χ (Gew.-% Mn) {b (Tesla) = [20.000 - 500 χ

—4 1

(Gew.-% Mn)J χ 10 }, und daß die Legierung ein Rechteckigkeitsverhältnis aufweist, das größer oder gleich 0,95 ist.
8. Element nach einem der Ansprüche 1 bis 7, dadurch gekennzeichnet, daß wenigstens ein Teil der Oberfläche des Körpers mit einer Goldschicht überzogen ist.
9. Verfahren zum Herstellen eines magnetischen Elements mit einem Körper aus einer Metallegierung, die ein magnetisches Rechteckigkeitsverhältnis von mehr als 0,7 und eine remanente magnetische Induktion von mehr als 7000 Gauß (0,7 Tesla) aufweist, gekennzeichnet durch folgende Schritte:

(1) Vorbereiten eines Körpers, der im wesentlichen aus einer Legierung besteht, die eine Menge von wenigstens 98 Gew.-% Fe

und Mn aufweist, wobei Mn im Bereich von 3-25 Gew.-% dieser Menge liegt,

(2) plastisch«Verformen des Körpers entsprechend einer Flächenverminderung, die größer oder gleich 50 % beträgt,

(3) Altern des Körpers bei einer Temperatur, die im wesentlichen dem Zwei-Phasen-Zustand der Legierung entspricht,

(4) plastisches Verformen des Körpers entsprechend einer Flächenverringerung, die größer oder gleich 80 % beträgt, und

(5) Altern des Körpers bei einer Temperatur, die im wesentlichen dem Zwei-Phasen-Zustand der Legierung entspricht.
10. Verfahren nach Anspruch 9, dadurch gekennzeichnet, daß der Schritt (2) dadurch ausgeführt wird, daß die plastische Verformung bei einer Temperatur im Bereich von - 196 bis 600 ⁰C erfolgt.
11. Verfahren nach Anspruch 9 oder 10, dadurch gekennzeichnet , daß im Schritt (2) die plastische Verformung bei einer Temperatur erfolgt, die über der Zimmertemperatur liegt, und daß der Körper anschließend gekühlt wird.
12. Verfahren nach einem der Ansprüche 9 bis 11, dadurch gekennzeichnet , daß beim Schritt (3) das Altern bei einer Temperatur im Bereich von 400 bis 600 ⁰C während wenigstens 30 Minuten erfolgt.
13. Verfahren nach einem der Ansprüche 9 bis 12, dadurch gekennzeichnet , daß im Schritt (4) die plastische Verformung bei einer Temperatur im Bereich von -196 bis 600 ⁰C erfolgt.
14. Verfahren nach einem der Ansprüche 9 bis 13, dadurch gekennzeichnet , daß im Schritt (4) die plastische Verformung in einem Ausmaß erfolgt, das einer Flächenreduktion von wenigstens 95 % entspricht.
15. Verfahren nach einem der Ansprüche 9 bis 14, dadurch gekennzeichnet , daß im Schritt (5) das Altern bei einer Temperatur im Bereich von 350 bis 500 °C für wenigstens 10 Minuten erfolgt.
16. Verfahren nach einem der Ansprüche 9 bis 15, dadurch gekennzeichnet , daß das Vorhandensein jedes der ersten Elemente Ni, Si, Al, Cu, Mo, V, Ti, Nb, Zr, Ta, Hf und W auf weniger als 0,2 Gew.-% im einzelnen und auf weniger als insgesamt 1,0 Gew.-% für irgendeine Kombination aus fünf oder mehreren dieser Elemente beschränkt wird, und daß das Vorhandensein jedes der zweiten Elemente C, N, S, P, B, H und 0 auf weniger als 0,1 Gew.-% im einzelnen und auf weniger als insgesamt 0,5 Gew.-% bei irgendeiner Kombination von fünf oder mehreren der zweiten Elemente beschränkt wird.