DE4336882A1 - Magnetische Ni-Fe-Legierung und Verfahren zur Herstellung derselben - Google Patents

Description

Die vorliegende Erfindung betrifft eine magnetische Ni- Fe-Legierung, die ausgezeichnete magnetische Charakteristika und ausgezeichnete Leistungsfähigkeit aufweist, sowie ein Verfahren zur Herstellung derselben.

Ni-Fe-Legierungen, die sich als PC (hier vereinfacht als "PC-Permalloys" bezeichnet) eignen und die in JIS (Japanese Industrial Standards) C2531 definiert sind, sind in großem Umfang als Verkleidungen und Kerne von Magnetköpfen, als Magnetkerne verschiedener Typen von Transformatoren, als magnetische Isolierungen usw. verwendet worden.

Allerdings sind Ingots aus PC-Permalloy hinsichtlich der Hitze-Bearbeitbarkeit geringerwertiger und wenn sie zu Brammen flachgewalzt werden, leiden die hergestellten Brammen aus später beschriebenen Gründen unweigerlich an Oberflächenfehlern. Die Hitze-Bearbeitbarkeit von PC- Permalloy verändert sich mit dem Ni-Gehalt; und je höher der Gehalt an Ni wird, um so mehr sinkt die Hitze- Bearbeitbarkeit. Deshalb ist die Hitze-Bearbeitbarkeit eines Ingots aus PC-Permalloy, die annähernd 80 Gew.-% Ni enthält, bedeutend schlechter als jene eines Ingots aus Ni-Fe-Legierung, der 35 bis 45 Gew.-% Ni enthält. Folglich konnte im Stand der Technik mit einer PC-Permalloy keine Bramme durch Flachwalzen durchgeführt werden, um eine Bramme zu erhalten, die weniger Fehler wie z. B. Einläufe (von einer Kante her einlaufender Sprung) hat oder ausgezeichnete Oberflächeneigenschaften besitzt, wie wenn das Schmiedeverfahren kraftvoll angewendet wird. Der Grund, warum das Schmiedeverfahren eine Bramme mit weniger Oberflächenfehlern liefert, ist der, daß das Verfahren im Vergleich zum Flachwalzen, bei dem mehrachsige Beanspruchung und Scherbeanspruchung auf einen Ingot einwirken, hauptsächlich Druckspannung anwendet. Im Unterschied vom Flachwalz-Verfahren ergibt das Schmiedeverfahren eine schlechte Leistungsfähigkeit bei der Hitzebearbeitung und es kann die Entwicklung von Brammen-Oberflächenfehlern noch nicht drastisch reduzieren. Demnach benötigt das Schmiedeverfahren auch einen Schritt zur Entfernung der Oberflächendefekte an der Bramme, was ein Problem durch zusätzlichen Arbeits- und Zeitaufwand schafft.

Wenn ein Ingot einschließlich eine PC-Permalloy, mit schlechter Hitze-Bearbeitbarkeit, zur Bildung einer Bramme einem Flachwalzen unterworfen wird, hat die erhaltene Bramme voraussichtlich eine Menge Oberflächenfehler. Der Grund dafür ist, daß ein Ingot, der Flachwalzen durchmacht, sich mit einer Verformungsgeschwindigkeit von 1 × 1 s^-1 oder mehr verformt und daß die Temperatur am Rand und an der Oberflächenschicht zu dieser Zeit niedriger ist als die Temperatur im zentralen Bereich des Ingots und 900°C niedrig wird. Die Verformungsgeschwindigkeit wird durch eine Verformung, die in einer Sekunde als Zeiteinheit erfolgt, dargestellt. Folglich verursacht ein Ingot, welcher einen solchen Temperaturgradienten im Körper aufweist, beim Deformieren durch Flachwalzen Oberflächenfehler wie z. B. Einläufe.

Insbesondere, wenn ein Ingot aus PC-Permalloy, der eine schlechte Hitze-Bearbeitbarkeit hat, dem Flachwalzen unterworfen wird, beginnen die Verunreinigungselemente sich während der Periode der Temperaturreduzierung des Ingots an den Korngrenzen der austenitischen Phase abzuscheiden und bringen die Korngrenzen in einen Versprödungszustand, welcher die Dehnbarkeit des Ingots in einem Temperaturbereich von 950 bis 1000°C merklich reduziert, was dann eine Menge Fehler an der Brammenoberfläche verursacht.

Diese Art von Problemen der Hitze-Bearbeitbarkeit tritt auch während der Herstellung von gepreßten Formen durch Heißpressen einer gewalzten Legierungsfolie auf.

Zur Bewältigung dieser Probleme, die bei einer Ni-Fe- Legierung auftreten, wurde im Stand der Technik folgendes vorgeschlagen:

• (1) Die japanische geprüfte Patentschrift Nr. 60-7017 offenbart eine ferromagnetische Ni-Fe-Legierung, die im wesentlichen aus 75,0 bis 84,9 Gew.-% Ni, 0,5 bis 5,0 Gew.-% Ti, 0,0010 bis 0,0020 Gew.-% Mg sowie einem Rest, der Fe und unvermeidbare Verunreinigungen darstellt, besteht, wobei die Gehalte an C und S als unvermeidbare Verunreinigungen folgende sind: C: 0,03 Gew.-% oder weniger und S: 0,003 Gew.-% oder weniger (im folgenden als "Stand der Technik 1") bezeichnet).
• (2) Die ungeprüfte japanische Offenlegungsschrift Nr. 62-227054 offenbart eine ferromagnetische Ni-Fe- Legierung, die im wesentlichen aus 70 bis 85 Gew.-% Ni; 1,2 Gew.-% oder weniger Mn; 1,0 bis 6,0 Gew.-% Mo; 1,0 bis 6,0 Gew.-% Cu; 1,0 bis 5,0 Gew.-% Cr; 0,0020 bis 0,0150 Gew.-% B und einem Rest aus Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht, wobei der Gehalt an S, P und C als unvermeidbare Verunreinigungen 0,005 Gew.-% oder weniger S, 0,01 Gew.-% oder weniger P und 0,01 Gew.-% oder weniger C ist, und das Gewichtsverhältnis des Gehaltes B zu dem Gehalt der Summe aus S, P und C 0,08 bis 7,0 ist (im folgenden als "Stand der Technik 2" bezeichnet).

Wie oben beschrieben hat PC-Permalloy den Vorzug hoher magnetischer Permeabilität und schwacher Koerzitivfeldstärke. PC-Permalloys, die in den praktischen Gebrauch gebracht wurden, enthalten 80% Ni - 5% Mo - Fe (Supermalloy) und 77% Ni - 5% Cu - 4% Mo - Fe (Mo Cu Permalloy), und sie liefern eine magnetische Anfangspermeabilität von 150 000 und eine maximale magnetische Permeabilität von 300 000 als normalen Level.

Neuere Entwicklungen in der elektronischen Technologie erfordern zur Anwendung von miniaturisierten Hochleistungsgeräten einen höheren Level als den oben beschriebenen. Um diese Forderung zu erfüllen, wurde der "Stand der Technik 2" als eine Technologie eingeführt, welche die magnetischen Charakteristika durch Verminderung von Verunreinigungen und Zusatz von Cr verbessert, eingeführt.

Der Stand der Technik weist allerdings die nachfolgend beschriebenen Probleme auf.

Die Charakteristika des "Standes der Technik 1" bestehen darin, die Hitze-Bearbeitbarkeit durch Bindung von S, einem Verunreinigungselement, durch Magnesium, welches eine starke Tendenz zur Sulfidbildung aufweist, zu verbessern. Wie in der Ausführungsform offenbart, zeigt die Legierung des "Standes der Technik 1" allerdings ein geringes Reduktionsverhältnis bei einem Level von 50 bis 60% bei einem Temperaturbereich von 950 bis 1150°C, der ein besonders wichtiger Bereich in der industriellen Bearbeitung ist. Folglich verursacht eine Hitzebearbeitung an der Oberfläche einer solchen Legierung viele Fehler an der Brammenoberfläche.

Das Reduktionsverhältnis des oben beschriebenen Bereichs ist definiert als das Verhältnis der Differenz zwischen der ursprünglichen Querschnittsfläche A einer Probe und der minimalen Querschnittsfläche A′ bei Bruch unter einer Zugspannung bei einer Verformungsgeschwindigkeit von 1 s^-1 oder mehr, das durch die Formel [(A - A′)/A × 100] als Prozentsatz der ursprünglichen Querschnittsfläche dargestellt wird. Der Wert wird unter Verwendung eines Zugfestigkeitsprüfgeräts zum Brechen einer Probe gemessen.

Das Merkmal des "Standes der Technik 2" besteht in der Verbesserung der Hitze-Bearbeitbarkeit einer Legierung durch die Verminderung des Gehalts an S, P und C als Verunreinigungen und durch den Zusatz von B, um die Abscheidung von Verunreinigungselementen an den Korngrenzen zu unterdrücken. Gemäß den Experimenten, die von den Erfindern durchgeführt wurden, stellte sich allerdings heraus, daß die Legierung des "Standes der Technik 2" in Bezug auf die Hitze-Bearbeitbarkeit äußerst minderwertig ist. D. h., die Erfinder stellten einen Ingot her, indem sie die Legierung Nr. 5, die im Beispiel des "Standes der Technik 2" beschrieben ist, in einem Vakuum-Schmelzofen schmolzen, anschließend schnitten sie aus dem hergestellten Ingot eine Probe mit einem Durchmesser von 5 mm und einer Länge 100 mm. Nach dem Erhitzen der Probe auf 1200°C wurde sie auf 950°C abgekühlt und das Reduktionsverhältnis der Probe bestimmt. Der Wert betrug 35%.

Folglich ergibt auch die Legierung des "Standes der Technik 2" ein niedriges Reduktionsverhältnis bei einem Level von 950°C, der in der Hitzebearbeitung einen wichtigen Bereich darstellt. Als Folge weist die erhaltene Bramme, wenn die Legierung der Hitzebearbeitung unterworfen wird, viele Oberflächenfehler auf.

Hinsichtlich der direkten magnetischen Strömungscharakteristika führt die Reduktion von Verunreinigungen und der Zusatz von Cr, welche Merkmale des "Standes der Technik 2" sind, zu einem Level von 100 000 für die magnetische Anfangspermeabilität am Maximum unmittelbar nach dem abschließenden Glühen in Wasserstoffatmosphäre (1100°C, 3 Stunden) . Demnach kann der Stand der Technik nicht für Anwendungen geeignet sein, welche höhere magnetische Charakteristika erfordern.

Auch im "Stand der Technik 1" ergab die direkte magnetische Strömungspermeabilität unmittelbar nach dem abschließenden Glühen (1100°C, 3 Stunden) in Wasserstoffatmosphäre nur einen Level von 26 000 für die magnetische Anfangspermeabilität. So kann auch dieser Stand der Technik den Anwendungen, welche höhere magnetische Charakteristika erfordern, nicht genügen.

Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist die Bereitstellung einer magnetischen Ni-Fe-Legierung, die ausgezeichnete Hitze-Bearbeitbarkeit und ausgezeichnete magnetische Charakteristika aufweist, sowie die Bereitstellung des Verfahrens zur Herstellung der Legierung.

Zur Lösung dieser Aufgabe stellt die vorliegende Erfindung eine magnetische Ni-Fe-Legierung bereit, im wesentlichen bestehend aus:
77 bis 80 Gew.-% Ni; 3,5 bis 5 Gew.-% Mo; 1,5 bis 3 Gew.-% Cu; 0,1 bis 1,1 Gew.-% Mn; 0,1 Gew.-% oder weniger Cr; 0,003 Gew.-% oder weniger S; 0,01 Gew.-% oder weniger P; 0,005 Gew.-% oder weniger O; 0,003 Gew.-% oder weniger N; 0,02 Gew.-% oder weniger C; 0,001 bis 0,5 Gew.-% Al; 1 Gew.-% oder weniger Si; wobei das Gewichtsverhältnis von Ca zu S (Ca/S) 2,6 bis 6 ist, und der Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen sind;
wobei die Legierung eine Gleichung
3,2(2,02×[Ni]-11,13×[Mo]-1,25×[Cu]-5,03×[Mn]/(2,13×[Fe]) 3,8 erfüllt, in der [Ni] Ni-Gehalt, [Mo] Mo-Gehalt, [Cu] Cu-Gehalt, [Mn] Mn-Gehalt und [Fe] Fe-Gehalt ist; und
die Legierung ein Mo-Segregations-Verhältnis, das durch die Segregationsgleichung definiert ist, von 5% oder weniger hat; die Segregationsgleichung |(Mo-Gehalt in einem Segregationsbereich - durchschnittlicher Mo- Gehalt)/(durchschnittlicher Mo-Gehalt)|×100% ist.

Darüber hinaus stellt die Erfindung ein Verfahren zur Herstellung einer magnetischen Ni-Fe-Legierung bereit, das folgende Schritte umfaßt:

• - Herstellen eines Legierungsingots, der im wesentlichen aus 77 bis 80 Gew.-% Ni; 3,5 bis 5 Gew.-% Mo; 1,5 bis 3 Gew.-% Cu; 0,1 bis 1,1 Gew.-% Mn; 0,1 Gew.-% oder weniger Cr; 0,003 Gew.-% oder weniger S, 0,01 Gew.-% oder weniger P; 0,005 Gew.-% oder weniger O; 0,003 Gew.-% oder weniger N; 0,02 Gew.-% oder weniger C; 0,001 bis 0,05 Gew.-% Al; 1 Gew.-% oder weniger Si besteht, wobei das Gewichtsverhältnis von Ca zu S (Ca/S) 2,6 bis 6 ist, und Fe und unvermeidbare Verunreinigungen den Rest ausmachen;
• - wobei die Legierung eine Gleichung 3,2(2,02×[Ni] -11,13×[Mo]-1,25×[Cu]-5,03×[Mn]/(2,13×[Fe])3,8 erfüllt, worin [Ni] der Ni-Gehalt, [Mo] der Mo-Gehalt, [Cu] der Cu-Gehalt, [Mn] der Mn-Gehalt und [Fe] der Fe-Gehalt ist;
• - einen ersten Erhitzungsschritt, bei dem der Legierungsingot für 10 bis 30 Stunden auf 1200 bis 1300°C erhitzt wird;
• - Flachwalzen des erhitzten Ingots bei einer Endtemperatur von 950°C oder mehr zur Herstellung einer Bramme;
• - einen zweiten Erhitzungsschritt, bei dem die Bramme für 1 bis 5 Stunden auf 1150 bis 1270°C erhitzt wird; und
• - Warmwalzen der erhitzten Bramme bei einer Endtemperatur von 950°C oder mehr, um ein warmgewalztes Produkt herzustellen;

wodurch eine magnetische Ni-Fe-Legierung hergestellt wird, die ein Mo-Segregations-Verhältnis, das durch die Segregationsgleichung definiert ist, von 0,5% oder weniger hat, wobei die Segregationsgleichung |(Mo-Gehalt in einem Segregationsbereich - durchschnittlicher Mo- Gehalt)/(durchschnittlicher Mo-Gehalt)|×100% ist.

KURZE BESCHREIBUNG DER ZEICHNUNGEN

Fig. 1 ist ein Diagramm, das die Relation zwischen dem Parameter X, der in der vorliegenden Erfindung definiert ist, und der magnetischen Anfangspermeabilität zeigt;

Fig. 2 ist ein Diagramm, das die Relation zwischen dem Mo-Segregations-Verhältnis und der magnetischen Anfangspermeabilität gemäß der vorliegenden Erfindung darstellt;

Fig. 3 ist ein Diagramm, das die Relation zwischen der Temperatur bei der Zugfestigkeitsprüfung und dem Reduktionsverhältnis, das bei Ni-Fe-Legierungen, die verschiedene Gewichtsverhältnisse von Ca zu S, (Ca/S), gemäß der vorliegenden Erfindung aufweisen, bestimmt wird, zeigt;

Fig. 4 ist ein Diagramm, das die Relation zwischen dem Gewichtsverhältnis von Ca und S, (Ca/S), und dem minimalen Reduktionsverhältnis in einem Temperaturbereich von 950 bis 1150°C gemäß der vorliegenden Erfindung zeigt;

Fig. 5 ist ein Diagramm, das die Relation zwischen der Erhitzungstemperatur und dem Reduktionsverhältnis einer Probe zeigt, die aus einem Ingot aus Ni-Fe- Legierung gemäß der vorliegenden Erfindung entnommen wurde; und

Fig. 6 ist ein Diagramm, das die Relation zwischen der Erhitzungstemperatur und dem Reduktionsverhältnis einer Probe zeigt, die aus einer Bramme aus Ni- Fe-Legierung gemäß der vorliegenden Erfindung entnommen wurde.

BESCHREIBUNG DER BEVORZUGTEN AUSFÜHRUNGSFORM

Die magnetische Ni-Fe-Legierung der vorliegenden Erfindung hat eine verbesserte Hitze-Bearbeitbarkeit wie auch eine hohe magnetische Permeabilität, welche durch herkömmliches Mo, Cu-Permalloy und Supermalloy, die die ähnliche Zusammensetzungsgruppe haben, nicht realisiert werden können, indem der Gehalt an Verunreinigungselementen kontrolliert wird, eine adäquate Menge an Al und Ca zugesetzt wird, der Gehalt der zugesetzten Menge Ni, Mo, Cu, Mn und Fe optimiert wird, während das Gleichgewicht der Gehalte an diesen Elementen in einem spezifizierten Bereich liegt, und in dem das Mo- Segregationsverhältnis auf einem spezifizierten Level liegt.

Das folgende ist die detaillierte Beschreibung der vorliegenden Erfindung mit dem Ziel, den Gehalt jedes Elements zu begrenzen.

Die Verbesserung der magnetischen Charakteristika, welche Ziel der Erfindung ist, wird durch Steuerung des Gehalts an P, S, O, N, C, Cr und Si, die Verunreinigungselemente der Legierung sind, verwirklicht. Der Grund, warum der Gehalt an diesen Elementen limitiert wird, wird im folgenden beschrieben.

Phosphor ist ein für die Hitze-Bearbeitbarkeit von Legierungen mit hohem Ni-Fe-Gehalt der vorliegenden Erfindung schädliches Element und schwächt die Fähigkeit zur Bildung einer kubischen Textur während des abschließenden Glühens in Wasserstoffatmosphäre ab. Wenn der P-Gehalt 0,010 Gew.-% übersteigt, sinkt die magnetische Anfangspermeabilität und die Hitze- Bearbeitbarkeit nimmt ebenfalls ab. Dementsprechend ist die obere Grenze des P-Gehalts mit 0,010 Gew.-% angegeben. Die untere Grenze für den P-Gehalt ist im Hinblick auf die Wirtschaftlichkeit der Stahlherstellung vorzugsweise 0,0005 Gew.-%.

Schwefel ist für die Hitze-Bearbeitbarkeit ein schädliches Element und es ist ebenfalls äußerst schädlich für die magnetischen Charakteristika, da es die magnetische Permeabilität durch die Unterdrückung des Kornwachstums in der Stufe des abschließenden Glühens in Wasserstoffatmosphäre vermindert. Wenn der S-Gehalt 0,0030 Gew.-% übersteigt, wird keine Verbesserung der magnetischen Charakteristika erreicht, selbst wenn der Gehalt an Ni, Mo, Cu, Mn und Fe optimiert ist (was unten beschrieben wird), außerdem ist die Hitze-Bearbeitbarkeit ebenfalls vermindert. Demnach wird die obere Grenze für den S-Gehalt mit 0,0030 Gew.-% angegeben. Für eine weitere Verbesserung der magnetischen Anfangspermeabilität bei direkter laufender Anwendung ist es vorteilhaft, den S- Gehalt auf 0,0010 Gew.-% oder weniger einzustellen. Die untere Grenze für den S-Gehalt ist im Hinblick auf die Wirtschaftlichkeit der Stahlherstellung vorzugsweise 0,0001 Gew.-%.

Sauerstoff kommt als Oxideinschluß in einer Legierung dieser Erfindung vor; eine übermäßige Menge des Oxideinschlusses unterdrückt das Kornwachstum in der Stufe des abschließenden Glühens in Wasserstoffatmosphäre und begrenzt die Korngröße nach dem Glühen auf eine kleine Größe und beeinträchtigt die Verbesserung der magnetischen Permeabilität. Folglich ist Sauerstoff ein für die magnetischen Charakteristika äußerst schädliches Element. Wenn der O-Gehalt 0,0050 Gew.-% übersteigt, kann die Verbesserung der magnetischen Charakteristika, welche Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist, selbst nach der Optimierung des Gehalts an Ni, Mo, Cu, Mn und Fe nicht erreicht werden. Daher ist die obere Grenze für den O- Gehalt mit 0,0050 Gew.-% angegeben. Für eine weitere Verbesserung der magnetischen Anfangspermeabilität liegt der O-Gehalt vorzugsweise bei 0,0020 Gew.-% oder weniger. Die untere Grenze für den O-Gehalt liegt unter dem Gesichtspunkt der Wirtschaftlichkeit der Stahlherstellung vorzugsweise bei 0,0001 Gew.-%. Der Bereich von 0,001 bis 0,002 Gew.-% wird am meisten bevorzugt.

Stickstoff bildet in einer erfindungsgemäßen Legierung Nitride, und die Nitride erniedrigen die magnetischen Charakteristika merklich. Wenn der N-Gehalt 0,0030 Gew.-% übersteigt, sind die magnetischen Charakteristika aus dem oben angegebenen Grund beträchtlich vermindert. Daher wird die obere Grenze für den N-Gehalt mit 0,0030 Gew.-% angegeben. Zu einer weiteren Verbesserung der magnetischen Anfangspermeabilität wird der N-Gehalt vorzugsweise bei 0,0010 Gew.-% oder weniger gewählt. Die untere Grenze für N ist unter dem Gesichtspunkt der Wirtschaftlichkeit der Stahlherstellung vorzugsweise 0,0001 Gew.-%. Der Bereich von 0,0006 bis 0,001 Gew.-% wird am meisten bevorzugt.

Kohlenstoff kommt in der Legierung dieser Erfindung als Zwischengitterelement vor und ist ein für die magnetischen Charakteristika schädliches Element, da ein übermäßiger C-Gehalt die magnetische Permeabilität vermindert. Wenn der C-Gehalt 0,020 Gew.-% übersteigt, wird die Verminderung der magnetischen Charakteristika aufgrund des oben beschriebenen Grundes groß. Daher ist die obere Grenze für den C-Gehalt mit 0,020 Gew.-% angegeben.

Chrom kommt in den Legierungen dieser Erfindung als Verunreinigung vor und vermindert die magnetische Permeabilität. Wenn der Cr-Gehalt 0,10 Gew.-% übersteigt, kann die Verbesserung der magnetischen Anfangspermeabilität, welche Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist, nicht erreicht werden. Daher wird die obere Grenze für den Cr-Gehalt mit 0,10 Gew.-% angegeben. Die untere Grenze für Cr ist vom Standpunkt der Wirtschaftlichkeit der Stahlherstellung vorzugsweise 0,001 Gew.-%.

Aluminium ist eine als Reduktionsmittel wirksame Komponente. Ein Al-Gehalt von weniger als 0,001 Gew.-% führt zu einem übermäßigen O-Gehalt in dieser Erfindung. Andererseits vermindert ein Al-Gehalt von mehr als 0,050 Gew.-% die magnetische Permeabilität. Entsprechend wird der Al-Gehalt auf einen Bereich von 0,001 bis 0,050 Gew.-% festgelegt.

Silicium ist ähnlich wie Al eine als Reduktionsmittel wirksame Komponente. Allerdings vermindert ein Si-Gehalt von über 1,0 Gew.-% die magnetische Anfangspermeabilität. Das Vorliegen von 1,0 Gew.-% oder weniger Si reduziert den O-Gehalt auf einen günstigen Level, während die magnetische Anfangspermeabilität nicht gesenkt wird. Daher wird die obere Grenze für den Si-Gehalt mit 1,0 Gew.-% angegeben. Die untere Grenze für Si wird unter dem Gesichtspunkt der Wirtschaftlichkeit der Stahlherstellung vorteilhafterweise mit 0,0001 Gew.-% angegeben.

Um eine hohe magnetische Anfangspermeabilität zu erhalten, was die Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist, ist es notwendig, den Zusatz jedes der Elemente Ni, Mo, Cu, Mn und Fe durch Kontrolle des Verunreinigungsgehalts zu optimieren, wie es oben beschrieben wurde, und das Gleichgewicht der Gehalte an diesen Elementen in einem angegebenen Bereich zu halten, sowie das Mo- Segregationsverhältnis so zu halten, daß es den angegebenen Wert nicht übersteigt. Das folgende ist die Beschreibung der Gründe, warum jede wesentliche Komponente limitiert wird.

Nickel liefert eine hohe magnetische Permeabilität, welche in dieser Erfindung durch einen Ni-Gehalt im Bereich von 77,0 bis 80,0 Gew.-% erzielt wird. Weniger als 77,0 Gew.-% oder mehr als 80,0 Gew.-% Ni vermindern die magnetische Permeabilität. Dementsprechend wird der Ni- Gehalt auf einen Bereich von 77,0 bis 80,0 Gew.-% festgelegt.

Molybdän liefert eine hohe magnetische Permeabilität, welche in dieser Erfindung durch einen Molybdängehalt im Bereich von 3,5 bis 5,0 Gew.-% festgelegt ist. Weniger als 3,5 Gew.-% oder mehr als 5,0 Gew.-% Mo können die magnetische Permeabilität nicht verbessern. Dementsprechend ist der Mo-Gehalt auf einen Bereich von 3,5 bis 5,0 Gew.-% festgelegt.

Kupfer hat in einer Legierung, die die in dieser Erfindung angegebene Zusammensetzung aufweist, den Effekt einer drastischen Verbesserung der magnetischen Strömungscharakteristika. Diese Art des Cu-Effekts tritt bei einer Zusammensetzung von 77,0 bis 80,0 Gew.-% Ni und 3,5 bis 5,0 Gew.-% Mo auf, und der optimale Cu-Gehalt liegt im Bereich von 1,5 bis 3,0 Gew.-%. Wenn der Cu- Gehalt weniger als 1,5 Gew.-% ist, tritt der Effekt der Cu-Zugabe nicht auf, und wenn der Cu-Gehalt mehr als 3,0 Gew.-% beträgt, sind die magnetischen Charakteristika vermindert. Dementsprechend wird der Cu-Gehalt auf einen Bereich von 1,5 bis 3,0 Gew.-% festgelegt.

Mangan beeinflußt die magnetischen Charakteristika einer erfindungsgemäßen Legierung in ähnlicher Weise wie Mo und Cu. Das Vorliegen von Mn in einer Menge von über 1,10 Gew.-% kann die magnetische Permeabilität nicht verbessern, und ein Gehalt von weniger als 0,10 Gew.-% vermindert die Hitze-Bearbeitbarkeit. Demnach wird der Mn-Gehalt auf einen Bereich von 0,10 bis 1,10 Gew.-% festgelegt.

Im Hinblick auf das Gleichgewicht unter den Komponenten Ni, Mo, Cu, Mn und Fe haben die Erfinder einen Parameter X gefunden, der eine besonders klare Wechselbeziehung zwischen der magnetischen Anfangspermeabilität und dem Gleichgewicht dieser Komponenten aufweist.

X = (2,02×[Ni]-11,13×[Mo]-1,25×[Cu]-5,03×[Mn])/(2,13×[Fe].

Fig. 1 zeigt die Relation zwischen dem Parameter X und der magnetischen Anfangspermeabilität bei einer Legierung, die das Mo-Segregationsverhältnis, den Gehalt an Ni, Mo, Cu, Mn, Cr, P, S, O, N, C, Si sowie Ca in einem durch die vorliegende Erfindung angegebenen Bereich aufweist. Jede Testprobe wurde durch Ausstanzen eines Ringes mit einem äußeren Durchmesser von 45 mm und einem inneren Durchmesser von 33 mm aus einer dünnen Folie einer Dicke von 1,0 mm hergestellt, wobei die Folie durch wiederholtes Kaltwalzen und Glühen nach Heizwalzen, anschließende Hitzebehandlung bei 1100°C für 3 Stunden in Wasserstoffstrom-Atmosphäre, anschließendes Kühlen mit einer Geschwindigkeit von 100°C/Std. erhalten worden war.

Wie in Fig. 1 dargestellt ist, ist die magnetische Anfangspermeabilität in dem Bereich, wo der Parameter X weniger als 3,2 oder mehr als 3,8 ist, weniger als 200 000. Allerdings wird in dem Bereich, wo der Parameter X zwischen 3,2 und 3,8 liegt, eine hohe magnetische Anfangspermeabilität von 200 000 oder mehr erhalten. Entsprechend legt die vorliegende Erfindung den Wert für den Parameter X in einem Bereich von 3,2 bis 3,8 fest, wobei dieser Bereich das Komponentengleichgewicht angibt, das eine hohe magnetische Anfangspermeabilität liefert.

In Bezug auf das Mo-Segregationsverhältnis zeigt Fig. 2 die Relation zwischen dem Mo-Segregationsverhältnis und der magnetischen Anfangspermeabilität bei einer Legierung, in der der Parameter X in einem Bereich dieser Erfindung liegt und bei der der Gehalt an Ni, Mo, Cu, Mn, Cr, P, S, O, N, C, Si, Ca und Al im Bereich dieser Erfindung liegen. Das Mo-Segregationsverhältnis wird durch die Gleichung

|([Mo-Gehalt in einem Segregationsbereich] - [durchschnittlicher Mo-Gehalt])/[durchschnittlicher Mo- Gehalt]| × 100%

definiert.

Die Segregation ist ein Zustand, bei dem gelöste Stoffe, die in einer Legierung enthalten sind, heterogon in der Legierung dispergiert sind. Es gibt zwei Typen der Segregation, d. h. aus mikroskopischer Sicht gibt es eine Segregation, die unter Dendriten auftritt, wenn ein Stahlingot sich verfestigt, und aus semi-makroskopischer Sicht ist die andere Segregation die, die in Abhängigkeit von der Lage der in dem Ingot vorliegenden gelösten Stoffe produziert wird. Der Segregationsbereich bezeichnet den Bereich mit dem ungünstigsten Gehalt (der maximale oder der minimale) an gelösten Stoffen zu dem durchschnittlichen Gehalt.

Gemäß Fig. 2 wird bei dem Mo-Segregationsverhältnis von 5% oder weniger eine hohe magnetische Permeabilität von 200 000 oder mehr erhalten. Demnach legt die vorliegende Erfindung das Mo-Segregationsverhältnis auf 5% oder weniger fest.

Der Kobaltgehalt ist in dieser Erfindung nicht notwendigerweise vorgegeben. Dennoch liegt Co normalerweise in einer Ni-Fe-Legierung zu einem gewissen Grad als unvermeidbare Verunreinigung vor. Ein Co-Gehalt von 1,0% oder weniger beeinträchtigt normalerweise die magnetische Permeabilität nur sehr wenig, so daß eine erfindungsgemäße Legierung Co in einer Menge von 1,0% oder weniger enthalten kann.

Die Erfinder untersuchten die Beschaffenheit einer Zusammensetzung zur Bereitstellung einer magnetischen Ni- Fe-Legierung, die die oben beschriebene hohe magnetische Permeabilität zusammen mit ausgezeichneter Hitze- Bearbeitbarkeit aufweist, und fanden heraus, daß der Zusatz einer optimalen Menge von Ca, der bei der oben beschriebenen Beschaffenheit der Zusammensetzung vorliegenden Menge S entspricht, oder die Zugabe von Ca in einer Menge, daß das Verhältnis Ca zu S im Bereich von 2,6 bis 6,0 liegt, die Hitze-Bearbeitbarkeit drastisch verbessert, während die hervorragenden magnetischen Charakteristika aufrechterhalten werden. Die Erfinder fanden auch heraus, daß eine bedeutende Verbesserung der Hitze-Bearbeitbarkeit, die durch den Zusatz einer optimalen Menge von Ca verursacht wird, aus der Ca- Aktivität zur Bindung von S, welches sich an den Korngrenzen bei der Verfestigung der Legierung abscheidet, resultiert.

Calcium ist zu einem Gewichtsverhältnis Ca/S von 2,6 bis 6,0 zuzusetzen. Wenn Ca/S weniger als 2,6 ist, wird S nicht ausreichend durch Ca gebunden, und die Wirkung des Ca-Zusatzes wird nicht vollständig erreicht. Wenn andererseits Ca/S 6,0 übersteigt, bildet die überschüssige Menge an Ca eine intermetallische Verbindung, die einen niedrigen Schmelzpunkt aufweist, was Brüchigkeit an den Korngrenzen bewirkt und die Hitze- Bearbeitbarkeit der Legierung herabsetzt. Der Bereich für den Ca-Gehalt ist vorzugsweise 0,003 bis 0,018 Gew.-%.

Um die Wirkung des Ca-Zusatzes zu beweisen führten die Erfinder folgendes Experiment durch. Die Legierungen Nr. 3 (Ca/S: 3,5, eine erfindungsgemäße Legierung), Nr. 13 (Ca nicht zugesetzt, eine Vergleichslegierung) und Nr. 19 (Ca/S: 7,0, eine Vergleichslegierung), welche in Tabelle 1 aufgeführt sind, wurden getrennt in einem Elektroofen geschmolzen, anschließend zur Herstellung von Ingots aufgearbeitet. Von jedem dieser Ingots wurde eine Probe mit einem Durchmesser von 5 mm und einer Länge von 10 mm abgeschnitten, dann für 20 Stunden auf 1280°C erhitzt. Die Proben wurden für eine Zugfestigkeits- Untersuchung auf verschiedene Temperaturlevel gekühlt. Es wurde jeweils das Reduktionsverhältnis der Proben bei jeder Zugfestigkeits-Untersuchung bestimmt. In Fig. 3 wird die Legierung Nr. 3 durch "-∆-" dargestellt, Legierung Nr. 13 durch "-⚫-" und Legierung Nr. 19 durch " . . . ∎ . . . " Getrennt von dieser Untersuchung wurde der Ingot aus Legierung Nr. 3 dem Flachwalzen unterzogen, und aus der Legierung wurde eine Probe abgeschnitten und für 3 Stunden bei 1200°C behandelt, dann wurde sie einer ähnlichen Zugfestigkeits-Untersuchung unterworfen, wie sie oben beschrieben ist. In Fig. 3 wird Legierung Nr. 3 nach dem eben erwähnten Test durch " . . . ▲ . . " dargestellt.

Fig. 3 zeigt die Untersuchungsergebnisse. Das Reduktionsverhältnis der Legierung Nr. 3, die ein Ca/S- Verhältnis von 3,5 aufweist, war größer als jenes der Legierung Nr. 13, die ein Ca/S-Verhältnis von 0 aufwies, sowie der Legierung Nr. 19, die ein Ca/S-Verhältnis von 7,0 aufwies. Die zuerst Genannte ergab insbesondere einen bemerkenswert hohen Wert in einem Temperaturbereich von 950 bis 1150°C, welcher einen wichtigen Bereich der Hitzebearbeitung darstellt. Dieses Phänomen zeigt an, daß die Legierung Nr. 3 eine ausgezeichnete Hitze- Bearbeitbarkeit aufweist, und läßt darauf schließen, daß der Zusatz von Ca in einem bestimmten Bereich des Ca/S- Verhältnisses für die Verbesserung der Hitze- Bearbeitbarkeit der Legierung notwendig ist.

Die Erfinder führten das folgende Experiment durch, um das optimale Gewichtsverhältnis von Ca zu S festzustellen. Die Legierungen Nr. 1 bis Nr. 10 (erfindungsgemäße Legierungen), Nr. 13 (eine Vergleichslegierung) und Nr. 19 (eine Vergleichslegierung), welche in Tabelle 1 aufgeführt sind, wurden in einem elektrischen Ofen geschmolzen, anschließend zur Herstellung von Ingots aufgearbeitet. Von jedem dieser Ingots wurde eine Probe mit einem Durchmesser von 5 mm und einer Länge von 100 mm abgeschnitten, dann für 20 Stunden auf 1280°C erhitzt. Die Proben wurden zur Bestimmung eines minimalen Reduktionsverhältnisses auf 950 bis 1150°C abgekühlt. Die Ergebnisse sind in Fig. 4 dargestellt. Gemäß Fig. 4 ergibt ein Ca/S-Verhältnis im Bereich von 2,6 bis 6,0 ein Reduktionsverhältnis von über 60%, was das Ziellevel dieser Erfindung darstellt. Wenn das Ca/S-Verhältnis 6,0 übersteigt, ist die magnetische Anfangspermeabilität vermindert. Folglich ist der Zusatz von Calcium in dieser Erfindung als ein Ca/S-Verhältnis von 2,6 bis 6,0 festgelegt.

Das Folgende ist die Beschreibung eines Verfahrens zur Herstellung einer erfindungsgemäßen Legierung.

Nach dem Herstellungsverfahren für eine erfindungsgemäße Legierung unter Einsatz von Flachwalzen und Warmwalzen wird ein Grundmaterial für die Legierung, das die oben beschriebene Zusammensetzung hat (einschließlich Parameter X) für 10 bis 30 Stunden auf 1200 bis 1300°C erhitzt, dann dem Flachwalzen bei einer Endtemperatur von 950°C oder mehr unterworfen und für 1 bis 5 Stunden auf 1150 bis 1270°C erhitzt, und wird dann bei einer Endtemperatur von 950°C oder mehr warmgewalzt. Die Behandlung liefert eine Ni-Fe-Legierung mit sehr wenig Oberflächenfehlern und mit ausgezeichneten magnetischen Charakteristika.

Im Hinblick auf das Flachwalzen des Legierungsgrundmaterials ist es notwendig, um eine Bramme mit ausgezeichneten Oberflächeneigenschaften herzustellen, daß die Hitzebearbeitung unter spezifischen Erhitzungsbedingungen und einer oben beschriebenen Endtemperatur erfolgt.

Um die optimale Erhitzungstemperatur für das Flachwalzen zu bestimmen, haben die Erfinder die folgende Untersuchung durchgeführt. Die Legierung Nr. 3 (eine erfindungsgemäße Legierung), die in Tabelle 1 aufgeführt ist, wurde in einem elektrischen Ofen geschmolzen, anschließend zur Herstellung von Ingots aufgearbeitet. Aus dem Ingot wurden Proben mit einem Durchmesser von 5 mm und einer Länge von 100 mm abgeschnitten, welche dann für 20 Stunden auf verschiedene Temperaturlevel erhitzt wurden. Die Proben wurden zur Bestimmung des Reduktionsverhältnisses für jeden Erhitzungs- Temperaturlevel untersucht. Die Ergebnisse sind in Fig. 5 dargestellt. Gemäß dieser Figur beträgt das Reduktionsverhältnis in einem Erhitzungsbereich von 1200 bis 1300°C mehr als 60%, was das Ziellevel der vorliegenden Erfindung darstellt. Der Grund, warum der Temperaturbereich der Erhitzung von 1200 bis 1300°C ein hohes Reduktionsverhältnis liefert, ist der, daß das Reduktionsverhältnis bis zu 1250°C wegen des S, der sich an den Korngrenzen abscheidet, und wegen des P, der wieder eine feste Lösung bildet, ansteigt, und daß das Reduktionsverhältnis oberhalb von 1250°C wegen des Auftretens der Re-Segregation und der wieder gebildeten festen Lösung von S und P abfällt. Eine Erhitzungstemperatur von unter 1200°C führt zu einem Mo- Segregationsverhältnis von über 5%. Demnach ist die Temperatur des Flachwalzens auf einen Bereich von 1200 bis 1300°C begrenzt.

Für die Erhitzungszeit gilt, daß die Steuerung des Mo- Segregationsverhältnisses und eine Verbesserung der Hitze-Bearbeitbarkeit, was durch diese Erfindung beabsichtigt ist, durch Begrenzung der Erhitzungszeit auf einen Bereich von 10 bis 30 Stunden bei optimalen Bedingungen des Warmwalzens, die später beschrieben werden, erreicht wird. Eine Erhitzungszeit von weniger als 10 Stunden führt zu einem Mo-Segregationsverhältnis von über 5%, und eine Erhitzungszeit von über 30 Stunden bewirkt eine starke Verminderung der Hitze- Bearbeitbarkeit. Dementsprechend ist die Erhitzungszeit für das Flachwalzen auf einen Bereich von 10 bis 30 Stunden festgelegt.

Beim Warmwalzen, das die auf Flachwalzen folgende Stufe darstellt, zum Erhalt eines warmgewalzten Coils mit hervorragenden Oberflächeneigenschaften ist es notwendig, den Coil auf 1150 bis 1270°C 1 bis 5 Stunden lang zu erhitzen und anschließend zu einer Endtemperatur von 950°C oder höher warmzuwalzen.

Um die optimale Erhitzungstemperatur beim Warmwalzen festzustellen, haben die Erfinder die folgende Untersuchung durchgeführt. Die Legierung Nr. 3 (eine erfindungsgemäße Legierung), die in Tabelle 1 aufgeführt ist, wurde in einem elektrischen Ofen geschmolzen, anschließend zur Herstellung von Ingots veredelt. Der Ingot wurde unter den oben beschriebenen erfindungsgemäßen Bedingungen einer Bearbeitung mit einem Besen unterzogen. Aus dem Ingot wurden Proben mit einem Durchmesser von 5 mm und einer Länge von 100 mm geschnitten, sie wurden dann für 3 Stunden auf verschiedene Temperaturlevel erhitzt. Die Proben wurden zur Bestimmung des Reduktionsverhältnisses für jedes Erhitzungstemperaturlevel untersucht. Die Ergebnisse sind in Fig. 6 dargestellt. Nach dieser Figur wurde in einem Erhitzungstemperaturbereich von 1150 bis 1270°C ein Reduktionsverhältnis von mehr als 60%, was das Ziellevel der Erfindung darstellt, erhalten. Der Grund, warum im Bereich der Erhitzungstemperatur von 1150 bis 1270°C ein hohes Reduktionsverhältnis herrscht, ist der, daß das Reduktionsverhältnis wegen des an den Korngrenzen abgeschiedenen S und wegen des P, der wieder eine feste Lösung bildet, bis 1200°C ansteigt und daß das Reduktionsverhältnis oberhalb von 1200°C wegen des Auftretens der Re-Segregation der erneut gebildeten festen Lösung von S und P absinkt. Eine Erhitzungstemperatur von weniger als 1150°C führt zu einem Mo-Segregationsverhältnis von über 5%. Dementsprechend ist die Temperatur beim Flachwalzen auf einen Bereich von 1150 bis 1270°C limitiert.

Für die Erhitzungszeit gilt, daß die Steuerung des Mo- Segregationsverhältnisses und eine Verbesserung der Bedingungen für die Hitzebearbeitung, worauf die vorliegende Erfindung abzielt, durch Begrenzung der Erhitzungszeit auf einen Temperaturbereich von 1 bis 5 Stunden bei optimierten Bedingungen des Flachwalzens, die oben beschrieben wurden, erreicht werden. Eine Erhitzungszeit von weniger als 1 Stunde führt zu einem Mo-Segregationsverhältnis von mehr als 5%, und eine Erhitzungszeit von mehr als 5 Stunden bewirkt eine starke Verminderung der Hitze-Bearbeitbarkeit. Dementsprechend ist die Erhitzungszeit des Warmwalzens auf einen Bereich von 1 bis 5 Stunden festgelegt.

Der Grund für die Begrenzung der Endtemperatur beim Flachwalzen und Warmwalzen wird unten beschrieben. Gemäß Fig. 3 bewirkt eine Temperatur von weniger als 950°C bei der Untersuchung der Zugfestigkeit einen plötzlichen Abfall des Reduktionsverhältnisses für die Legierung Nr. 3 (eine erfindungsgemäße Legierung), sowohl als Gießmaterial wie auch als Flachwalzmaterial. Dieses Phänomen tritt wahrscheinlich auf, weil bei Temperaturen unter 950°C in den Körnern eine höhere Festigkeit als an den Korngrenzen besteht. Dementsprechend ist es notwendig, das Flachwalzen und Warmwalzen bei oder oberhalb von 950°C als Endtemperatur durchzuführen, um eine Bramme und ein warmgewalztes Coil mit ausgezeichneten Oberflächeneigenschaften zu produzieren.

Im allgemeinen werden die erfindungsgemäßen Legierungen durch das Verfahren des Warmwalzens, welches oben beschrieben wurde, gefolgt von einem Kaltwalzen und Glühen zu den Endprodukten. Nichts desto trotz kann das warmgewalzte Material das Endprodukt sein.

Das Verfahren zur Herstellung von Legierungen gemäß der vorliegenden Erfindung ist nicht auf das eine oben beschriebene beschränkt. Es ist beispielsweise akzeptabel, daß eine Legierung mit der oben beschriebenen Zusammensetzung zu einer dünnen Gußplatte gegossen wird, welche dann einem Warmwalzen unterzogen wird, oder welche im kaltgewalzten Zustand ohne Warmwalzen verwendet wird. In dem Fall, wo eine dünne Gußplatte als Grundmaterial verwendet wird, kann eine Warmbearbeitung anstelle einer Hitzebearbeitung durchgeführt werden, um die Wirksamkeit des Kaltwalzens zu verbessern. Bei Verwendung der Legierungen, die im Zusammensetzungsbereich dieser Erfindung liegen, ist die Entstehung von Oberflächenfehlern beim Gießen zu der Gußplatte unterdrückt. Die Dicke der Gußplatte ist 0,5 bis 60 mm und auf die Gußplatte kann einer der drei folgenden Produktionsverfahren angewendet werden.

In dem ersten Verfahren wird die Gußplatte bei 800 bis 1300°C warmgewalzt und dann kaltgewalzt. Alternativ kann die Gußplatte vor dem Warmwalzen auf 800°C oder mehr erhitzt werden. Und vor dem Kaltwalzen kann die warmgewalzte Gußplatte entzundert werden.

In dem zweiten Verfahren wird die Gußplatte bei 50 bis 800°C warmgewalzt und dann kaltgewalzt. Alternativ kann die Gußplatte vor dem Warmwalzen auf 800°C oder mehr erhitzt werden. Die warmgewalzte Platte kann auch vor dem Kaltwalzen entzundert werden.

In dem dritten Verfahren wird die Gußplatte ohne Warmwalzen vor dem Kaltwalzen kaltgewalzt. Vor dem Kaltwalzen kann die Gußplatte entzundert werden.

BEISPIEL 1

Die Legierungen mit hohem Ni-Fe-Gehalt, die die in Tabelle 1 und Tabelle 2 angegebene Zusammensetzung haben, wurden in einem elektrischen Ofen geschmolzen und in einem zweiten Verfahren zur Stahlherstellung veredelt, dann wurden sie zu Ingots gegossen. Die Legierungen Nr. 1 bis Nr. 10 sind erfindungsgemäße Legierungen, die Legierungen Nr. 11 bis Nr. 22 sind Vergleichslegierungen. Nach Beseitigung von Oberflächenfehlern wurden diese Ingots zu Brammen gewalzt (Bedingungen: 10-stündiges Erhitzen bei 1280°C und eine Endtemperatur beim Walzen von 970°C für die Ingots, außer für die Legierung Nr. 13; sowie 10-stündiges Erhitzen auf 1200°C und eine Endtemperatur für das Walzen von 950°C für den Ingot aus Legierung Nr. 13). Bei den hergestellten Brammen, die Oberflächenfehler aufweisen, wurden diese Fehler entfernt. Auf alle Brammen wurde ein Oxidationsinhibitor aufgetragen, und sie wurden dem Warmwalzen (1200°C für 3 Stunden und 950°C als Endtemperatur des Walzens) unter Bildung von warmgewalzten Coils unterworfen. Jene warmgewalzten Coils wurden durch Planschleifen behandelt und einem Kaltwalzen unter Bildung von kaltgewalzten Folien mit einer Dicke von 1,0 mm unterworfen. Durch Glühen dieser Folien bei 930°C wurden die Produkt-Coils erhalten. Tabelle 3 und Tabelle 4 listen die Materialcharakteristika der Legierungen der vorliegenden Erfindung und der Vergleichslegierungen auf.

Das minimale Reduktionsverhältnis in einem Temperaturbereich von 950 bis 1150°C wurde in der Ausführungsform nach dem folgenden Verfahren bestimmt. Es wurden runde Stabproben (jeweils mit einem Durchmesser von 5 mm und einer Länge von 100 mm) aus den Ingots hergestellt und für 20 Stunden auf 1280°C erhitzt, anschließend auf verschiedene Temperaturen zur Zugfestigkeitsprüfung abgekühlt. Dann wurde das Reduktionsverhältnis bei jeder Temperatur der Zugfestigkeitsprüfung gemessen.

Zur Beurteilung der Oberflächenfehler von Brammen nach dem Flachwalzen wurden die Oberflächenfehler an den Kanten der Bramme untersucht, da die Oberflächenfehler gerne an Kanten der Bramme auftreten, und zwar aufgrund der in der Stufe des Flachwalzens erzeugten Spannungsverteilung. Die mengenmäßige Erfassung von Oberflächenfehlern an Brammenkanten wurde in der Weise durchgeführt, daß die Länge der Risse, die 2 mm oder tiefer waren, zusammengefaßt wurden, wobei sich diese Risse in einem Einheitsbereich an den Kanten entlang der Breite der Bramme entwickelt hatten. Wenn ein Ingot aus Ni-Fe-Legierung auf eine Temperatur von 1100°C oder höher erhitzt wird, erfolgt eine Oxidation an den Korngrenzen; dieses Phänomen wird mit dem Anstieg der Erhitzungstemperatur verstärkt. Allerdings erfolgt die Oxidation an den Korngrenzen in sehr geringem Ausmaß, wenn ein Oxidationsinhibitor angewendet wird und wenn die Erhitzungstemperatur auf 1350°C oder weniger gesenkt wird. In der Ausführungsform (einschließlich Beispiel 2 und Beispiel 3, die später beschrieben werden) wurde ein Oxidationsinhibitor verwendet und die Erhitzungstemperatur des Ingots wurde auf 1350°C oder weniger gesenkt. Als Ergebnis wurden die Oberflächenfehler, die durch Oxidation an den Korngrenzen auftraten, auf einem vernachlässigbaren Niveau gehalten.

Zur Beurteilung der Einläufe (Risse von den Kanten ausgehend) wurde bei jedem warmgewalzten Coil eine Prüfung der Oberfläche über die gesamte Coillänge durchgeführt, die Ergebnisse wurden mit 4 Stufen beurteilt, die in Tabelle 3 und Tabelle 4 angegeben sind: nämlich
Keine: Es wurde kein Riß gebildet;
Sehr wenig: Es wurden Risse an einem Teil der Spitze und des Bodens des Coils gebildet;
Einige: Risse (2 mm oder weniger) wurden auf der gesamten Coillänge gebildet;
Bedeutend: Risse (größer als 2 mm, nicht größer als 10 mm) wurden an der gesamten Coillänge gebildet.

Das Mo-Segregationsverhältnis wurde unter Verwendung eines EPMA (Electronic Probe Micro Analyzer) über dem Folienquerschnitt senkrecht zur Walzrichtung des Coilprodukts oder seitlich zur Walzrichtung gemessen; die folgende Gleichung wurde zur Bestimmung des Verhältnisses angewendet:

|([Mo-Gehalt in einem Segregationsbereich] - [durchschnittlicher Mo-Gehalt])/[durchschnittlicher Mo- Gehalt]| × 100%;

worin [Mo-Gehalt in einem Segregationsbereich] dem Mo- Gehalt in einem Segregationsbereich in einem Querschnitt der Legierung (Gew.-%) bedeutet;
[durchschnittlicher Mo-Gehalt]: Den durchschnittlichen Mo-Gehalt in einem Querschnitt der Legierung (Gew.-%) bedeutet.

Magnetische Anfangspermeabilität wurde an einer Probe bestimmt, die durch Ausstanzen eines JIS-Rings mit einem äußeren Durchmesser von 45 mm und einem inneren Durchmesser von 33 mm aus dem Produkt-Coil, durch 3- stündige Hitzebehandlung bei 1100°C in Wasserstoffatmosphäre und anschließendes Abkühlen mit einer Geschwindigkeit von 100°C pro Stunde hergestellt worden war.

Die Materialien Nr. 1 bis Nr. 10 in Tabelle 3 und Tabelle 4 sind die Legierungen, die hinsichtlich der Zusammensetzung und der Mo-Segregation der vorliegenden Erfindung entsprechen. Sie zeigen das minimale Reduktionsverhältnis in einem Temperaturbereich von 950 bis 1150°C (im folgenden vereinfacht als "Reduktionsverhältnis" bezeichnet) von über 60% und sie zeigen keine Oberflächenfehler nach dem Flachwalzen auf der Bramme und zeigen keinen Einlauf an dem warmgewalzten Coil, was anzeigt, daß sie eine ausgezeichnete Leistungsfähigkeit haben. Außerdem weisen diese Materialien eine magnetische Anfangspermeabilität von 200 000 oder mehr auf, was ein hervorragender Level ist. Die Materialien Nr. 1 bis Nr. 4 sind die erfindungsgemäßen Legierungen, welche einen Parameter X von 3,35 bis 3,55 haben und die vorteilhafterweise einen niedrigen Gehalt an S, O und N aufweisen. Diese Materialien liefern eine magnetische Anfangspermeabilität von 470 000 oder mehr, was den besten Level unter den beispielhaften Legierungen darstellt.

Im Gegensatz dazu sind die Materialien Nr. 11, Nr. 12, Nr. 20 und Nr. 22 Vergleichsbeispiele, von denen das erste die Obergrenze der Erfindung hinsichtlich Ni-Gehalt und Parameter X überschreitet, das zweite die untere Grenze der Erfindung hinsichtlich Ni-Gehalt und Parameter X nicht erreicht, das dritte die obere Grenze der Erfindung hinsichtlich Al-Gehalt überschreitet und das vierte die obere Grenze der Erfindung hinsichtlich Mn- Gehalt überschreitet. Alle diese Vergleichsbeispiele ergeben eine niedrigere magnetische Anfangspermeabilität als die erfindungsgemäßen Beispiele.

Das Material Nr. 13 ist ein Vergleichsbeispiel, das kein Ca enthält. Das Material ergibt ein sehr niedriges Reduktionsverhältnis, 14%, und bildet viele Fehler auf der Brammenoberfläche nach dem Flachwalzen und entwickelt bedeutende Einläufe an dem warmgewalzten Coil. Das Mo- Segregationsverhältnis der Legierung übersteigt 5%, die magnetische Anfangspermeabilität ist geringer als die der erfindungsgemäßen Beispiele.

Die Materialien Nr. 14 und Nr. 15 sind die Vergleichsbeispiele, welche die obere Grenze der Erfindung in Bezug auf P-Gehalt und S-Gehalt überschreiten und welche eine niedrigere magnetische Anfangspermeabilität ergeben als jene der erfindungsgemäßen Beispiele, wie auch ein sehr geringes Reduktionsverhältnis von 23% bzw. 11%. Sie bilden nach dem Flachwalzen viele Fehler an der Brammenoberfläche und zeigen bedeutende Einläufe auf dem warmgewalzten Coil.

Die Materialien Nr. 16, Nr. 17 und Nr. 18 sind die Vergleichsbeispiele, welche die obere Grenze der Erfindung in Bezug auf O-Gehalt, N-Gehalt bzw. C-Gehalt überschreiten. Sie geben eine niedrigere magnetische Anfangspermeabilität als die Materialien der erfindungsgemäßen Beispiele.

Das Material Nr. 19 ist ein Vergleichsbeispiel, welches die obere Grenze der Erfindung in Bezug auf Cr-Gehalt und Ca/S-Verhältnis überschreitet. Es gibt eine niedrigere magnetische Anfangspermeabilität als die erfindungsgemäßen Beispiele. Es gibt ein sehr niedriges Reduktionsverhältnis, 18%, es bildet nach dem Flachwalzen viele Fehler an der Brammenoberfläche und es entwickelt bedeutende Einläufe auf dem warmgewalzten Coil.

Das Material Nr. 21 ist ein Vergleichsbeispiel, welches die untere Grenze der Erfindung in Bezug auf den Mn- Gehalt nicht erreicht. Es liefert ein sehr niedriges Reduktionsverhältnis, 20%, bildet nach dem Flachwalzen viele Fehler an der Brammenoberfläche und ergibt bedeutende Einläufe auf dem warmgewalzten Coil.

Die Materialien Nr. 13, Nr. 14, Nr. 15, Nr. 19 und Nr. 21 sind die Vergleichsbeispiele, die im Vergleich mit den erfindungsgemäßen Beispielen sehr niedrige Materialausbeute liefern.

BEISPIEL 2

Die Ingots aus Legierung Nr. 3, Nr. 6, Nr. 13 und Nr. 19, die in Beispiel 1 verwendet wurden, wurden unter den in Tabelle 5 aufgeführten Bedingungen dem Flachwalzen unterzogen, um Brammen zu bilden. Brammen, die Oberflächenfehler aufwiesen, wurden zur Entfernung von Oberflächenfehlern behandelt. Nach Auftragen eines Oxidationsinhibitors auf die Brammen wurden diese durch Warmwalzen (1200°C für 3 Stunden und 970°C Endtemperatur des Walzens) behandelt, wobei die warmgewalzten Coils erhalten wurden. Sie machten das gleiche Verfahren wie in Beispiel 1 durch, um das Produkt-Coil mit einer Dicke von 1,0 mm zu bilden. Nach dem gleichen Verfahren wie in Beispiel 1 wurden die Fehler an der Brammenoberfläche nach dem Flachwalzen, Einläufe an den warmgewalzten Coils, Mo-Segregationsverhältnis und magnetische Anfangspermeabilität geprüft. Die Ergebnisse sind in Tabelle 5 dargestellt. Die Ergebnisse der Einläufe wurden in vier Stufen bewertet, wie dies in Beispiel 1 gezeigt ist.

In Tabelle 5 wurden die Materialien Nr. 23 bis Nr. 26 aus den Legierungen hergestellt, die die Zusammensetzung der Erfindung aufweisen, wobei Flachwalzen und Warmwalzen bei den durch die Erfindung angegebenen Bedingungen angewendet wurde. Alle diese Materialien geben ausgezeichnete Werte der Mo-Segregation, 5% oder weniger, und der magnetischen Anfangspermeabilität, 200 000 oder mehr. Sie bilden keine Fehler an der Brammenoberfläche und keine Einläufe an dem warmgewalzten Coil, und sie zeigen eine ausgezeichnete Leistungsfähigkeit. Andererseits sind auch die Materialien Nr. 27 bis Nr. 29 Legierungen, die die erfindungsgemäße Zusammensetzung aufweisen, aber sie sind Vergleichsbeispiele hinsichtlich der Bedingungen beim Flachwalzen, wo die Erhitzungstemperatur die obere Grenze der Erfindung überschreitet, die Erhitzungstemperatur und die Erhitzungszeit das untere Limit dieser Erfindung nicht erreichen, bzw. die Temperatur am Ende des Walzens die untere Grenze der Erfindung nicht erreicht. Jedes dieser Materialien erzeugt nach dem Flachwalzen viele Fehler auf der Brammenoberfläche. Insbesondere wenn die Erhitzungstemperatur und die Erhitzungszeit beim Flachwalzen des Materials Nr. 28 die untere Grenze der Erfindung nicht erreichen, überschreitet die Mo- Segregation des Materials 5% und die magnetische Anfangspermeabilität ist geringer als bei den Beispielen der Erfindung.

Die Materialien Nr. 30 und Nr. 31 sind die Beispiele, die Vergleichslegierungen verwenden. Die Bedingungen für Flachwalzen und Warmwalzen bleiben im Bereich der Erfindung. Nichts desto weniger bilden sich nach dem Flachwalzen viele Fehler auf der Brammenoberfläche. Insbesondere Material Nr. 31 (unter Verwendung der Legierung Nr. 19) zeigt eine niedrigere magnetische Anfangspermeabilität als das der erfindungsgemäßen Beispiele.

Die Materialien Nr. 27 bis Nr. 31 ergeben im Vergleich zu den erfindungsgemäßen Beispielen merklich niedrigere Materialausbeuten.

BEISPIEL 3

Die Ingots aus Legierung Nr. 3 und Nr. 6, die in Beispiel 1 verwendet wurden, wurden zur Bildung von Brammen dem Flachwalzen (20 Stunden bei 1280°C und 970°C als Endtemperatur des Walzens) unterworfen. Brammen, welche Oberflächenfehler aufwiesen, wurden von diesen Oberflächenfehlern befreit. Nach Auftragen eines Oxidationsinhibitors auf die Brammen, wurden sie durch Warmwalzen unter den in Tabelle 6 angegebenen Bedingungen behandelt, wobei die warmgewalzten Coils erhalten wurden. An diesen wurde dann das gleiche Verfahren wie in Beispiel 1 angewendet, wobei die Produkt-Coils mit einer Dicke von 1,0 mm gebildet wurden. Die Einläufe auf den warmgewalzten Coils, das Mo-Segregationsverhältnis und die magnetische Anfangspermeabilität wurde nach dem gleichen Verfahren, wie es in Beispiel 1 angewendet wurde, geprüft. Die Ergebnisse sind in Tabelle 6 dargestellt. Die Ergebnisse für die Einläufe (Risse von den Kanten ausgehend) wurden wie in Beispiel 1 in vier Stufen beurteilt.

Die Materialien Nr. 32 bis Nr. 35 in Tabelle 6 waren aus Legierungen, die die erfindungsgemäße Zusammensetzung aufwiesen und unter Anwendung von Bedingungen beim Flachwalzen und Warmwalzen, die durch die Erfindung spezifiziert sind, hergestellt. Alle diese Materialien geben ausgezeichnete Werte der Mo-Segregation, nämlich 5% oder weniger, sowie der magnetischen Anfangspermeabilität, nämlich 200 000 oder mehr. Sie erzeugen nach dem Flachwalzen keine Fehler an der Brammenoberfläche und keine Einläufe auf dem warmgewalzten Coil, und sie stellen eine ausgezeichnete Leistungsfähigkeit bereit.

Andererseits sind auch die Materialien Nr. 36 bis Nr. 38 Legierungen, die die erfindungsgemäße Zusammensetzung aufweisen; sie sind Vergleichsbeispiele hinsichtlich der Warmwalzbedingungen, wo die Erhitzungszeit die obere Grenze der Erfindung überschreitet, die Erhitzungstemperatur die obere Grenze der Erfindung überschreitet und die Erhitzungszeit die untere Grenze der Erfindung nicht erreicht, bzw. die Temperatur am Ende des Walzens die untere Grenze der Erfindung nicht erreicht. Alle diese Materialien verursachen merkliche Einläufe an dem warmgewalzten Coil. Die Erhitzungszeit während des Warmwalzens von Material Nr. 37 erreicht insbesondere die untere Grenze der Erfindung nicht, so daß die Mo-Segregation des Materials 5% überschreitet und die magnetische Anfangspermeabilität niedriger ist als bei den erfindungsgemäßen Beispielen.

Die Materialien Nr. 32 bis Nr. 38 ergeben im Vergleich zu den Beispielen der Erfindung eine bemerkenswert niedrige Materialausbeute.

Claims (20)

1. Magnetische Ni-Fe-Legierung im wesentlichen bestehend aus:
77 bis 80 Gew.-% Ni; 3,5 bis 5 Gew.-% Mo; 1,5 bis 3 Gew.-% Cu; 0,1 bis 1,1 Gew.-% Mn; 0,1 Gew.-% oder weniger Cr; 0,003 Gew.-% oder weniger S; 0,01 Gew.-% oder weniger P; 0,005 Gew.-% oder weniger O; 0,003 Gew.-% oder weniger N; 0,02 Gew.-% oder weniger C; 0,001 bis 0,5 Gew.-% Al; 1 Gew.-% oder weniger Si; wobei das Gewichtsverhältnis von Ca zu S (Ca/S) 2,6 bis 6 ist, und der Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen sind;
wobei die Legierung eine Gleichung
3,2(2,02×[Ni]-11,13×[Mo]-1,25×[Cu]- 5,03×[Mn]/(2,13×[Fe])3,8 erfüllt, in der [Ni] Ni- Gehalt, [Mo] Mo-Gehalt, [Cu] Cu-Gehalt, [Mn] Mn- Gehalt und [Fe] Fe-Gehalt ist; und
die Legierung ein Mo-Segregations-Verhältnis, das durch die Segregationsgleichung definiert ist, von 5% oder weniger hat; die Segregationsgleichung |(Mo-Gehalt in einem Segregationsbereich - durchschnittlicher Mo-Gehalt)/(durchschnittlicher Mo-Gehalt)|×100% ist.

2. Legierung nach Anspruch 1, bei der der P-Gehalt 0,0005 bis 0,01 Gew.-% ist.

3. Legierung nach Anspruch 1, bei der der S-Gehalt 0,0001 bis 0,003 Gew.-% ist.

4. Legierung nach Anspruch 3, bei der der S-Gehalt 0,0001 bis 0,001 Gew.-% ist.

5. Legierung nach Anspruch 1, bei der der O-Gehalt 0,0001 bis 0,005 Gew.-% ist.

6. Legierung nach Anspruch 5, bei der der O-Gehalt 0,001 bis 0,002 Gew.-% ist.

7. Legierung nach Anspruch 1, bei der der N-Gehalt 0,0001 bis 0,003 Gew.-% ist.

8. Legierung nach Anspruch 7, bei der der N-Gehalt 0,0006 bis 0,001 Gew.-% ist.

9. Legierung nach Anspruch 1, bei der der Cr-Gehalt 0,001 bis 0,1 Gew.-% ist.

10. Legierung nach Anspruch 1, bei der der Si-Gehalt 0,0001 bis 1 Gew.-% ist.

11. Legierung nach Anspruch 1, bei der die Legierung eine Gleichung 3,35(2,02× [Ni]-11,13×[Mo]-1,25×[Cu]- 5,03×[Mn]/(2,13×[Fe] )3,55erfüllt.

12. Legierung nach Anspruch 1, bei der die Legierung ein Mo-Segregationsverhältnis, das durch die Segregationsgleichung definiert ist, von 3% oder weniger hat.

13. Legierung nach Anspruch 1, bei der das Gewichtsverhältnis von Ca zu S, (Ca/S) 3 bis 5,5 ist.

14. Legierung nach Anspruch 1, bei der der Ca-Gehalt 0,0003 bis 0,018 Gew.-% ist.

15. Legierung nach Anspruch 1, die außerdem noch 1 Gew.-% oder weniger Co enthält.

16. Verfahren zur Herstellung einer magnetischen Ni-Fe- Legierung, umfassend die Schritte:

• - Herstellen eines Legierungsingots, der im wesentlichen aus 77 bis 80 Gew.-% Ni; 3,5 bis 5 Gew.-% Mo; 1,5 bis 3 Gew.-% Cu; 0,1 bis 1,1 Gew.-% Mn; 0,1 Gew.-% oder weniger Cr; 0,003 Gew.-% oder weniger S; 0,01 Gew.-% oder weniger P; 0,005 Gew.-% oder weniger O; 0,003 Gew.-% oder weniger N; 0,02 Gew.-% oder weniger C; 0,001 bis 0,05 Gew.-% Al; 1 Gew.-% oder weniger Si besteht, wobei das Gewichtsverhältnis von Ca zu S (Ca/S) 2,6 bis 6 ist, und Fe und unvermeidbare Verunreinigungen den Rest ausmachen;
• - die Legierung eine Gleichung 3,2(2,02×[Ni]- 11,13×[Mo]-1,25×[Cu]-5,03×[Mn]/(2,13×[Fe])3,8 erfüllt, worin [Ni] der Ni-Gehalt, [Mo] der Mo- Gehalt, [Cu] der Cu-Gehalt, [Mn] der Mn-Gehalt und [Fe] der Fe-Gehalt ist;
• - einen ersten Erhitzungsschritt, bei dem der Legierungsingot für 10 bis 30 Stunden auf 1200 bis 1300°C erhitzt wird;
• - Flachwalzen des erhitzten Ingots bei einer Endtemperatur von 950°C oder mehr zur Herstellung einer Bramme;
• - einen zweiten Erhitzungsschritt, bei dem die Bramme für 1 bis 5 Stunden auf 1150 bis 1270°C erhitzt wird; und
• - Warmwalzen der erhitzten Bramme bei einer Endtemperatur von 950°C oder mehr, um ein warmgewalztes Produkt herzustellen;

wodurch eine magnetische Ni-Fe-Legierung hergestellt wird, die ein Mo-Segregations-Verhältnis, das durch die Segregationsgleichung definiert ist, von 0,5% oder weniger hat, wobei die Segregationsgleichung |(Mo-Gehalt in einem Segregationsbereich - durchschnittlicher Mo-Gehalt)/(durchschnittlicher Mo-Gehalt)|×100%ist.

17. Verfahren nach Anspruch 16, das außerdem die Stufe des Kaltwalzens des heißgewalzten Produktes zur Bildung eines kaltgewalzten Produktes sowie Glühen des kaltgewalzten Produktes umfaßt.

18. Verfahren nach Anspruch 16, bei dem der erste Erhitzungsschritt Auftragen eines Oxidationsinhibitors auf den Legierungsingot zur Verhinderung einer Korngrenzenoxidation des Legierungsingots sowie Erhitzen des Legierungsingots für 10 bis 30 Stunden auf 1200 bis 1300°C umfaßt.

19. Verfahren nach Anspruch 16, bei dem der zweite Erhitzungsschritt Auftragen eines Oxidationsinhibitors auf die Bramme zur Verhinderung einer Korngrenzenoxidation der Bramme und Erhitzen der Bramme für 1 bis 5 Stunden auf 1150 bis 1270°C umfaßt.