EP1124999A1 - Eisen-kobalt-legierung mit geringer koerzitivfeldstärke und verfahren zur herstellung von halbzeug aus einer eisen-kobalt-legierung - Google Patents

Eisen-kobalt-legierung mit geringer koerzitivfeldstärke und verfahren zur herstellung von halbzeug aus einer eisen-kobalt-legierung

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EP1124999A1
EP1124999A1 EP00943850A EP00943850A EP1124999A1 EP 1124999 A1 EP1124999 A1 EP 1124999A1 EP 00943850 A EP00943850 A EP 00943850A EP 00943850 A EP00943850 A EP 00943850A EP 1124999 A1 EP1124999 A1 EP 1124999A1
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EP
European Patent Office
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alloy
weight
less
iron
Prior art date
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Withdrawn
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EP00943850A
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English (en)
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Johannes Tenbrink
Gernot Vaerst
Kurt Emmerich
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Vacuumschmelze GmbH and Co KG
Original Assignee
Vacuumschmelze GmbH and Co KG
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Publication date
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Publication of EP1124999A1 publication Critical patent/EP1124999A1/de
Withdrawn legal-status Critical Current

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    • C21D8/1216—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the working step(s) being of interest
    • C21D8/1233—Cold rolling

Definitions

  • Iron-cobalt alloy with low coercive force and process for the production of semi-finished products from an iron-cobalt alloy are
  • the invention relates to an alloy based on Fe with a Co content of 10 to 20% by weight, with a content of at least one element from the group Cr, Mo and V of 2 to 6.5% by weight and with a low content of C.
  • the invention further relates to a process for the production of halo products from a Kaltalt-iron alloy, in which workpieces made from an alloy based on Fe with a Co content of 10 to 20 wt a content of at least one element from the group Cr, Mo and V of 2 to 6.5 wt .-% prepared and then subjected to a final annealing.
  • Such an alloy is known from JP-A-61-253348. With a cobalt content in the range from 10 to 35% by weight, it results in both a high saturation reduction and a high specific resistance.
  • the known alloy is therefore suitable as a magnetic core for high-frequency switching electromechanical components.
  • the known alloy is particularly suitable for the yokes in the print heads of dot matrix printers. Because of the high specific resistance, eddy currents are effectively suppressed so that high switching frequencies are possible.
  • Cr and V are added to the known alloy.
  • the known alloy also contains Mo, which additionally reduces the material's ability. This makes it easier to process a known material.
  • a disadvantage of the known alloy is that it is not suitable for production in a large-scale process. Because in the production of a large m m melt can generally specified for most applications Obergren ⁇ ze f o r not complied with the Koerzitivfeidstarke.
  • the invention is based on the object to provide an alloy which m a large scale process with the specified magnetic and electrical characteristics sheep en ner combin is.
  • the invention is also ⁇ ie object ben a suits for suitable in d ustrielle manufacturing process for the production of semi-finished product of a soft magnetic cobalt-iron alloy having a particularly low Koerzitivfeidstarke ⁇ .
  • This object is solved erfmdungsgebound characterized in that the G ehalt together on Ni mt Mn below 0.4 wt .-%, and the G to C ehalt below 0.02 wt .-%, and since the ß Schlußgluhung least 0.25 f n ⁇ urchgefunrt is in the range from 800 ms Temperaturbe ⁇ 880 ° C.
  • the Emnalten ⁇ er upper limit for Ni, Mn and C and the G ⁇ urcn Lunen in the temperature range around 850 ° C is co ⁇ ie set to an optimally low value, so that overall an alloy with a high degree of saturation and high electrical resistance and a low coercive force results.
  • Figure 1 em flow chart of the manufacturing process for semi-finished products made of the alloy according to the invention
  • FIG. 2 shows a binary cobalt-iron phase diagram
  • FIG. 3 shows a graphical representation of the measured saturation production of different batches of a test series
  • FIG. 4 shows a further illustration of the measured coercive field strength for the test series from FIG. 3;
  • FIG. 5 shows a diagram which shows the dependence of the coercive field strength on the annealing temperature in the case of, among other things, a cold-rolled workpiece
  • FIG. 6 shows a further diagram which shows the dependence of the coercive field strength on the annealing temperature in the case of an exclusively hot-rolled workpiece
  • FIG. 7 is a representation of the measured new curve of an alloy made from pure starting materials and of measured new curves of an alloy made from scrap after final annealing.
  • the alloy is first melted in a melting process 1.
  • the melting process 1 is followed by a different series of process steps.
  • the casting block resulting from the melting process 1 is formed into a slab by pre-blocking 2 m.
  • Preblocking is understood to mean the forming of the casting block m a slab with a rectangular cross section by a hot rolling process at a temperature of 1250 ° C.
  • the scale formed on the surface of the slab is removed by grinding 3.
  • the grinding 3 is followed by a further hot rolling process 4, by means of which the slab is formed at a temperature of 1250 ° C. in a strip with a thickness of, for example, 3.5 mm.
  • the impurities that form on the surface of the strip during hot rolling are removed by grinding or pickling 5, and the strip is shaped by cold rolling 6 to the final thickness in the range from 0.1 to 2 mm.
  • the strip is subjected to a final annealing 7 at a temperature of 850 ° C. During the final annealing, the lattice defects caused by the forming processes heal and crystalline grains are formed in the structure.
  • the manufacturing process is similar when turning parts are manufactured.
  • billets with a square cross section are produced by pre-blocking 8 of the casting block.
  • the so-called pre-blocking takes place at a temperature of 1250 ° C.
  • the scale created during pre-blocking 8 is removed by grinding 9.
  • This is followed by a further hot rolling process 10, by means of which the billets are formed into rods or wires up to a diameter of 13 mm.
  • warpage of the material is then corrected on the one hand and, on the other hand, the impurities formed during the hot rolling process 10 removed from the surface.
  • the material is also subjected to a final annealing 12 here.
  • phase diagram of the binary iron-cobalt system is shown in FIG. 2.
  • melt 13 there follows a ⁇ Fe phase region 14, in which the alloy m is in the form of a mixed crystal with a ⁇ Fe crystal structure.
  • the ⁇ Fe phase region is adjacent to the em + ⁇ two-phase region 15, which is separated from an Fe phase region 17 by a / ⁇ phase boundary 16.
  • the Curie temperature is shown with a point 18.
  • the two-phase region 15 is only pronounced when the iron content is low.
  • additional alloy components such as Mo, Cr and in particular V are added, the two-phase region 15 also expands to high iron concentrations.
  • Grain boundaries result in significantly deteriorated magnetic values.
  • the C content was varied from 0.003 to 0.023% by weight and the Ni content in the range from 0.01 to 0.36% by weight for 10 special melts.
  • the composition of the main elements was 17.2% by weight of Co, 2.0% by weight of Cr, 0.8% by weight of Mo, 0.2% by weight of V, balance Fe.
  • Table 1 lists the levels of C and Ni and the associated batch numbers of the ten special melts examined.
  • the ingots were hot rolled to a thickness of 3.5 mm and then cold rolled to a final thickness of 0.5 mm.
  • the punched rings made therefrom with an outer diameter of 28.5 mm, an inner diameter of 20 mm and a thickness of 0.5 mm were annealed for 10 hours at temperatures of 830 ° C, 850 ° C and 870 ° C under dry hydrogen.
  • the magnetic properties were then measured, in particular the new curve up to 160 A / cm and the coercive field strength.
  • FIG. 3 shows the results of the induction measurement at a magnetic field strength of 160 A / cm. As the measurements show, approximately B 160 ⁇ 2.0T is met in all ten batches. From Figure 3 it is clear that there are no significant differences between the individual final annealing exist, since near the saturation modulation the induction values depend essentially on the main composition, which is to be regarded as constant except for impurities.
  • the coercivity is as a function of the N - and C-
  • the coercive field strength begins with the low-alloy chrage No. 1 with a value of 1.5 A / cm to values over 2.0 A / cm for the largest Ni and C- Locked.
  • the coercive field is already oei the low-alloyed batches significantly above the level of the coercive force of the annealing temperatures at 830 ° C and 850 ° C.
  • FIG. 5 shows the course of the coercive field strengths of these batches at different annealing temperatures. It can be seen from this that the coercive field strength increases sharply with increasing final annealing temperature above approximately 860 ° C., which is due to the beginning - ⁇ -
  • phase transition is due.
  • the coercive force in batch No. 5 with the higher Ni content of 0.2% by weight is significantly higher than the coercive force in batch No. 1 with a Ni content of 0.01% by weight. As already mentioned, this is shifted by the / ⁇ -phase boundary
  • FIG. 6 shows that the coercive force after the final annealing at 835 ° C. and 865 ° C. is clearly above the specification limit 19. The reason for this is, as with batch numbers 1 to 10, the high Ni content and the high C content.
  • a comparison with the measurements shown in FIG. 5 also shows that the minimum of the coercive field strength m in FIG. 6 is clearly above the minimum of the coercive field strength m in FIG. 5. The reason for this is the lack of cold rolling process 6. Because hot rolling processes 4 and 10 result in fewer defects and dislocations in the workpiece, so that the processes leading to recrystallization only take place in small, localized areas.
  • FIG. 7 shows the new curves of batch 10 together with the new curve of batch 11. The comparison shows that with a final annealing for 10 hours at a temperature of 830 ° C almost the induction values of the new car annealed over 10 hours at optimal 865 ° C are reached.
  • the induction values for Charge 10 of Taoelle 1 are significantly worse, particularly at 3 A / cm.
  • an inhomogeneous ferritic structure is present after cooling to room temperature, which leads to increased coercive force and lower induction values.
  • the problem is exacerbated by higher Ni contents or higher glow temperatures.
  • the content of C and Ni is also important for the electrical and magnetic properties of the alloy.
  • Mo rich carbides such as M 23 C S or M 6 C, for example.
  • M stands for metal.
  • the Mo-rich carbides lead to a deterioration in the soft magnetic properties. It applies that with increasing contents of Mo and C such carbides remain stable up to higher temperatures. If the Mo and C contents are too high, the stability of the carbides extends to the ⁇ / ⁇ phase boundary 16, and no suitable glow parameters are found to achieve low coercive field strengths. The goal of values for the coercive field strength H c below 2 A / cm cannot be achieved with certainty either.
  • the alloy additives Mo, Cr, V serve to increase the specific electrical resistance.
  • the total content of alloy additives must not exceed a certain upper limit. This is already almost the case with a total content of Cr, Mo and V of 6.5% by weight, and a B 16o of only 1.98 T is achieved.
  • Binary cobalt-iron alloys have a level around 0.2 ⁇ llm.
  • contents of further elements, such as Cr, Mo and V, of the sum of at least 2% by weight are necessary.
  • the required upper limits are clear from the following exemplary and comparative examples.
  • the concentration data in percent are data in% by weight.
  • the induction B ⁇ 60 with a magnetic field strength of H 160 A / cm should be greater than 2.0 T; the coercivity H c is to be below 2.0 A / cm and the resistivity are intended ü mountaineering 30 ⁇ cm.
  • This comparative example illustrates the consequence of a too low annealing temperature with a high Mo content.
  • Mo-rich metal carbides were identified as the cause of these fluctuating and sometimes significantly too high H c values. Because if the Mo and C contents are too high, the stability of the carbides extends up to the ⁇ / ⁇ phase boundary 16 and no suitable glow parameters can be found to achieve low coercive field strengths. Also, the goal of coercive field strengths below 2 A / cm cannot be achieved with certainty.
  • Binary CoFe alloys with 14.7 and 19.9% Co as in Example 2 were produced.
  • This comparative example shows the importance of the elements Cr, Mo and V for the specific resistance.
  • Exemplary embodiments 15 and 16 illustrate the meaning of Cr, Mo and V for the specific electrical resistance.
  • a low content of Cr, Mo and V leads to a low specific electrical resistance.
  • the specific resistance was 0.56 ⁇ m.
  • composition of this alloy melted under vacuum was 17.0% Co, 1.95% Cr, 0.80% Mo, 0.02% Mn, ⁇ 0.015%
  • This alloy has been subjected to a wide variety of processing options. Either it was hot rolled to the final dimension, or it was hot rolled and then cold rolled to its final thickness as a strip. The two 01/00895

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Abstract

Eine Legierung auf der Basis von Fe mit 10 bis 20 Gew.-% Co, 2 bis 6,5 Gew.-% Cr, Mo und V weist einen Gehalt von Ni und Mn unterhalb 0,4 Gew.-% und einen Gehalt an C unterhalb 0,02 Gew.-% auf. Mit dieser weichmagnetischen Legierung lassen sich besonders niedrige Koerzitivfeldstärken erzielen. Dazu werden Werkstücke aus dieser Legierung einer Schlussglühung in einem optimalen Temperaturbereich 20 um 850 DEG C unterzogen.

Description

Beschreibung
Eisen-Kobalt-Legierung mit geringer Koerzitivfeidstarke und Verfahren zur Herstellung von Halbzeug aus einer Eisen- Kobalt-Legierung.
Die Erfindung betrifft eine Legierung auf der Basis von Fe mit einem Gehalt an Co von 10 b s 20 Gew.-%, mit einem Gehalt von wenigstens einem Element der Gruppe Cr, Mo und V von 2 b s 6,5 Gew.-% und mit einem geringen Gehalt an C.
Die Erfindung betrifft ferner ein Verfahren zur Herstellung von Halozeug aus einer Kooalt-Eisen-Legierung, bei dem durcn Scnmelzen und Warmverformung zunächst Werkstücke aus einer Legierung auf der Basis von Fe mit einem Gehalt von Co von 10 bis 20 Gew.-% Co und mit einem Gehalt von wenigstens einem Element der Gruppe Cr, Mo und V von 2 bis 6,5 Gew.-% angefertigt und dann einer Schlußgluhung unterzogen werden.
Eine derartige Legierung ist aus der JP-A-61-253348 bekannt. Bei einem Kobaltgehalt im Bereich von 10 bis 35 Gew.-% ergibt sicn sowohl eine hohe Sattigungsmduktion als auch ein hoher spezifischer Widerstand. Die bekannte Legierung eignet sich daher als Magnetkern für mit hoher Frequenz schaltende elek- tromechanische Komponenten. Insbesondere eignet sich die bekannte Legierung für die Joche m den Druckkopfen von Nadeldruckern. Denn durch den hohen spezifischen Widerstand werden Wirbelstrome auf wirksame Weise unterdruckt, so daß hohe Schaltfrequenzen möglich sind. Um den spezifischen Widerstand der Legierung weiter zu erhohen, sind der bekannten Legierung unter anderem Cr und V zugesetzt. Aus dem gleichen Grund enthalt die bekannte Legierung auch Mo, das zusätzlich die Spro- α gkeit des Materials verringert. Dadurch kann aas bekannte Material leichter verarbeitet werden.
Ein Nachteil der bekannten Legierung ist, daß sie sich nicht zur Herstellung in einem großtecnnischen Verfanren eignet. Denn bei der Herstellung m einer Großschmelze kann m der Regel die für die meisten Anwendungen spezifizierte Obergren¬ ze für die Koerzitivfeidstarke nicht eingehalten werden.
Ausgehend von diesem Stand der Technik liegt der Erfindung die Aufgabe zugrunde, eine Legierung zu schaffen, die m einem großtechnischen Verfahren mit den spezifizierten magnetischen und elektrischen Eigenschaf en nerstellbar ist.
Diese Aufgaoe wird erfmαungsgema^ αaαurch gelost, daß der Gehalt an Ni zusammen m t Mn unterhalb von 0,4 Gew.-% liegt und daß der Genalt an C kleiner als 0,02 Gew -% ist
Durch das Emnalten der Obergrenzen von Ni, Mn und C ist ge- wahrleistet, daß die Koerzitivfelcstarke auch dann innerhalb des spezifizierten Bereichs bleibt, wenn die Legierung m ei¬ ner Großschmelze hergestellt wird Denn aufgrund des niedri¬ gen Gehalts von Ni, Mn und C steht ein ausreichend großes Temperaturfenster für die Schlußgluhung zur Verfugung. Demzu- folge braucht die Temperatur nicht uoer das gesamte Volumen eines Bandes, einer Stange oder eines Drahtes im Rahmen des Temperaturfensters genalten zu werden.
Der Erfindung liegt ferner αie Aufgabe zugrunde, ein für die industrielle Fertigung geeignetes Verfahren zur Herstellung von Halbzeug aus einer weichmagnetischen Kobalt-Eisen- Legierung mit besonders niedriger Koerzitivfeidstarke anzuge¬ ben.
Diese Aufgabe wird erfmdungsgemaß dadurch gelost, daß der Gehalt an Ni zusammen m t Mn unterhalb 0,4 Gew.-% sowie der Gehalt an C unter 0,02 Gew.-% liegt und daß die Schlußgluhung f mindestens 0,25 n im Temperaturbe¬ reich von 800 ms 880°C αurchgefunrt wird.
Durcn das Emnalten αer Obergrenze f r Ni, Mn und C sowie αurcn das Glunen im Temperaturbereich um 850 °C wird αie Ko- erzitivfeldstarke auf einen optimalen niedrigen Wert eingestellt, so daß sich insgesamt eine Legierung mit hoher Satti- gungsmduktion und hohem elektrischen Widerstand und niedriger Koerzitivfeldstarke ergibt.
Vorteilhafte Ausgestaltungen der Erfindung sind Gegenstand der abhangigen Ansprüche.
Nachfolgend wird die Erfindung anhand der beigefugten Zeich- nung naher erläutert. Es zeigen:
Figur 1 em Ablaufdiagramm des Herstellverfahrens für Halbzeug aus der Legierung gemäß der Erfindung;
Figur 2 em binares Kobalt-Eisen-Phasendiagramm;
Figur 3 eine graphische Darstellung der gemessenen Satti- gungs duktion von verschiedenen Chargen einer Versuchsreihe;
Figur 4 eine weitere Darstellung der gemessenen Koerzitivfeldstarke für die Versuchsreihe aus Figur 3;
Figur 5 em Diagramm, das die Abhängigkeit der Koerzitivfeld- starke von der Gluhtemperatur bei einem unter anderem auch kaltgewalzten Werkstuck darstellt;
Figur 6 em weiteres Diagramm, das die Abhängigkeit der Koerzitivfeldstarke von der Gluhtemperatur bei einem aus- schließlich warmgewalzten Werkstuck darstellt; und
Figur 7 eine Darstellung der gemessenen Neukurve einer aus reinen Ausgangsmaterialien nergestellten Legierung und von gemessenen Neukurven einer aus Schrott herge- stellten Legierung nach der Scnlußgluhung. In dem in Figur 1 dargestellten Ablaufdiagramm wird zunächst m einem Schmelzvorgang 1 die Legierung erschmolzen. Dem Schmelzvorgang 1 folgen je nach herzustellendem Halbzeug eine unterschiedliche Reihe von Verfahrensschritten.
Falls Bander hergestellt werden sollen, aus denen spater Teile gestanzt werden, wird der aus dem Schmelzvorgang 1 hervorgegangene Gußblock durch Vorblocken 2 m eine Bramme umgeformt. Unter Vorblocken wird das Umformen des Gußblocks m eine Bramme mit rechteckigem Querschnitt durch einen Warmwalzvorgang bei einer Temperatur von 1250 °C verstanden. Nach dem Vorblocken wird durch Schleifen 3 der auf der Oberflache der Bramme ausgebildete Zunder entfernt. Dem Schleifen 3 folgt e weiterer Warmwalzvorgang 4, durch den die Bramme bei einer Temperatur von 1250 °C m em Band mit einer Dicke von beispielsweise 3 , 5 mm umgeformt wird. Anschließend werden die sich beim Warmwalzen auf der Oberflache des Bands ausbildenden Verunreinigungen durch Schleifen oder Beizen 5 entfernt, und das Band wird durch Kaltwalzen 6 auf die endgulti- ge Dicke im Bereich von 0,1 bis 2 mm umgeformt. Schließlich wird das Band einer Schlußgluhung 7 bei einer Temperatur von 850 °C unterzogen. Wahrend der Schlußgluhung heilen die durch die Umformvorgange entstandenen Gitterfehlstellen aus und kristalline Korner werden im Gefuge gebildet.
Ähnlich verlauft der Herstellungsvorgang, wenn Drehteile hergestellt werden. Auch hier werden durch Vorblocken 8 des Gußblocks Knüppel mit einem quadratischen Querschnitt hergestellt. Das sogenannte Vorblocken erfolgt dabei bei einer Temperatur von 1250 °C. Anschließend wird der beim Vorblocken 8 entstandene Zunder durch Schleifen 9 entfernt. Dem folgt ein weiterer Warmwalzvorgang 10, durch den die Knüppel in Stangen oder Drahte bis zu einem Durchmesser von 13 mm umgeformt werden. Durch Richten und Scnalen 11 werden dann zum einen Verwerfungen des Materials korrigiert und zum anderen die sich wahrend des Warmwalzvorgangs 10 bildenden Verunrei- nigungen auf der Oberflache entfernt. Abschließend wird auch hier das Material einer Schlußgluhung 12 unterzogen.
Für e besseres Verständnis der physikalischen Vorgange wah- rend der Schlußgluhung ist m Figur 2 em Phasendiagramm des binaren Eisen-Kobalt-Systems dargestellt. Unterhalb des Phasengebietes Schmelze 13 schließt sich em γFe-Phasengebιet 14 an, in dem die Legierung m der Gestalt eines Mischkristalls mit γFe-Kπstallstruktur vorliegt. An das γFe-Phasengebιet grenzt em +γ-Zweιphasengebιet 15 an, das durch eine /γ- Phasengrenze 16 von einem Fe-Phasengebiet 17 getrennt ist. Der Vollständigkeit halber ist mit einer Stπchpunktlmie 18 die Curietemperatur eingezeichnet.
Bei einem binaren Eisen-Kobalt-System ist das Zweiphasenge- biet 15 nur bei einem niedrigen Eisengehalt ausgeprägt. Beim Zusatz von zusätzlichen Legierungsbestandteilen wie Mo, Cr und insbesondere V dehnt sich das Zweiphasengebiet 15 auch zu hohen Eisenkonzentrationen aus.
Optimale weichmagnetische Eigenschaften werden erreicht, wenn eine Kobalt-Eisen-Legierung bei einer möglichst hohen Temperatur geglüht wird. Dabei muß unbedingt vermieden werden, wahrend der Gluhung das α+γ Zweiphasengebiet 15 zu berühren, da daraus aufgrund der dabei sich bildenden zusätzlichen
Korngrenzen erheblich verschlechterte Magnetwerte resultieren.
Ferner fuhrt em zu hoher Gehalt an C, Ni und/oder Mn zu ei- ner Verschlechterung der weichmagnetischen Eigenschaften, da die α/γ-Phasengrenze 16 durch zu hohe Gehalte zu tieferen Temperaturen verschoben und das Kornwachstum bei der notwendig werdenden tieferen Gluhtemperatur geringer wird, was sich erhöhten Koerzitivfeidstarken äußert.
Dieser Sachverhalt soll anhand der im folgenden im einzelnen geschilderten Untersuchung naher erläutert werden. Es wurde der C-Gehalt von 0,003 bis 0,023 Gew.-% sowie der Ni-Gehalt im Bereich von 0,01 bis 0,36 Gew.-% bei 10 Sonderschmelzen variiert. Die Zusammensetzung m den Hauptelementen war 17,2 Gew.-% Co, 2,0 Gew.-% Cr, 0,8 Gew.-% Mo, 0,2 Gew.-% V, Rest Fe . In Tabelle 1 sind die Gehalte an C und Ni sowie die dazugehörigen Chargennummern der zehn untersuchten Sonderschmelzen aufgelistet.
Tabelle 1
Die Blocke wurden auf eine Dicke von 3,5 mm warmgewalzt und anschließend auf eine Enddicke von 0,5 mm kaltgewalzt. Die daraus gefertigten Stanzringe mit einem Außendurchmesser von 28,5 mm, einem Innendurchmesser von 20 mm und einer Dicke von 0,5 mm wurden be Temperaturen von 830 °C, 850 °C und 870 °C unter trockenem Wasserstoff jeweils 10 h schlußgegluht . Anschließend wurden die magnetischen Eigenschaften gemessen, insbesondere die Neukurve bis 160 A/cm und die Koerzitivfeld- starke.
In Figur 3 sind die Ergebnisse der Induktionsmessung bei einer Magnetfeldstarke von 160 A/cm dargestellt. Wie die Messungen zeigen, wird bei allen zehn Chargen ungefähr B160 ≥ 2,0T erfüllt. Anhand Figur 3 wird deutlich, daß keine signifikanten Unterschiede zwischen den einzelnen Schlußgluhungen bestehen, da nahe der Sattigungsmduktion die Induktionswerte im wesentlichen von der Hauptzusammensetzung abhangen, die bis auf Verunreinigungen als konstant anzusehen ist.
Die Koerzitivfeldstarke ist als Funktion des N - und C-
Gehalts bei unterschiedlicher Gluhbehandlung m Figur 4 dargestellt. Nach einer Schlußgluhung über zehn Stunden bei einer Temperatur von 830 °C wird über den gesamten variierten Ni- und C-Bereich etwa die gleiche Koerzitivfeldstarke von 1,1 A/cm gemessen. Es ist somit keine Erhöhung der Koerzitivfeldstarke m Abhängigkeit vom Ni- und C-Gehalt im untersuchten Bereich nachweisbar.
Bei einer Schlußgluhung über zehn Stunden bei einer Tempera- tur von 850 °C zeigt sich bis zu einem Ni-Gehalt von 0,21
Gew.-%, also bis zur Charge Nr. 7, ebenfalls keine Veränderung m der Koerzitivfeldstarke. Sie liegt bei etwa 1,1 A/cm. Beim nächsthöheren Ni-Gehalt von 0,36 Gew.-% springt die Koerzitivfeldstarke auf etwa 2,0 A/cm. Sie erreicht und uber- schreitet somit die zulassige Höchstgrenze von 2,0 A/cm. Als Ursache für den Sprung der Koerzitivfeldstarke von etwa 1,1 A/cm aμf 2,0 A/cm wirα der deutlich höhere Ni-Gehalt von 0,36 Gew.-% gegenüber 0,21 Gew.-% angesehen, denn bei Kobalt- Eisen-Legierungen verschiebt sich die /γ-Phasengrenze 16 mit zunehmendem Ni-Gehalt zu niedrigeren Temperaturen hm. Das bedeutet, daß man mit zunehmenden Ni-Gehalt unter sonst konstanten Gluhbedmgungen m das +γ-Zweιphasengebιet 15 gerat, wodurch sich die magnetischen Eigenschaften erheblich verschlechtern.
Dementsprechend tritt bei einer weiteren Erhöhung der Gluhtemperatur eine Erhöhung der Koerzitivfeldstarke schon bei geringeren Ni-Gehalten auf. Wie Figur 4 zeigt, nimmt bei einer Schlußgluhung oei 870 °C die Koerzitivfeldstarke begm- nend mit der niedriglegierten Chrage Nr. 1 mit einem Wert von 1,5 A/cm auf Werte über 2,0 A/cm bei den größten Ni- und C- Gehalten zu. Somit liegt die Koerzitivfeldstarke bereits oei den niedπglegierten Chargen deutlich über dem Niveau der Koerzitivfeidstarken der Gluhtemperaturen bei 830 °C und 850 °C. Ursache dafür ist, daß aufgrund der höheren Gluhtemperatur die Schlußgluhung im α+γ-Zweiphasengebiet 15 ablauft. Folglich hat eine Erhöhung der Gluhtemperatur denselben Effekt wie eine Erhöhung des Ni-Gehalts, nämlich eine Gluhung im +γ-Zweιphasengebιet 15 und damit eine Verschlechterung der magnetischen Eigenschaften.
Bei den Chargen 1 bis 10 wurde der C-Gehalt im Bereich von
0,003 Gew.-% bis 0,023 Gew.-% variiert. Bei den Schlußgluhun- gen mit einer Temperatur von 830 °C ergab sich keine Verschlechterung der Koerzitivfeldstarke und der Induktion.
Anhand der Chargen Nr. 5 und Nr. 1 wurde der Einfluß des Kohlenstoffgehalts naher untersucht. Figur 5 zeigt den Verlauf der Koerzitivfeldstarken dieser Chargen bei unterschiedlichen Gluhtemperaturen. Hieraus geht hervor, daß die Koerzitivfeldstarke mit steigender Temperatur der Schlußgluhung oberhalb etwa 860 °C stark ansteigt, was auf den beginnenden -γ-
Phasenubergang zurückzuführen ist. Dabei liegt die Koerzitivfeldstarke bei der Charge Nr. 5 mit dem höheren Ni-Gehalt von 0,2 Gew.-% deutlich über der Koerzitivfeldstarke der Charge Nr. 1 mit einem Ni-Gehalt von 0,01 Gew.-%. Wie bereits er- wahnt wird dies durch die Verschiebung der /γ-Pnasengrenze
16 zu tieferen Temperaturen mit zunehmenden Ni-Gehalt hervorgerufen .
Zu niedrigeren Temperaturen hm, ausgehend von etwa 820 °C, nimmt die Koerzitivfeldstarke ebenfalls zu. Bei der Charge Nr. 1 wird die m Figur 5 durch eine durchgezogene Linie 19 angedeutete Spezifikationgrenze 19 im Bereich von 730 °C überschritten. Somit ist bei einem Kohlenstoffgenalt von 0,008 Gew.-% die magnetische Schädigung ab etwa 730 °C signi- fikant, so daß die Spezifikation dann nicht mehr erfüllt wird. Bei höheren C-Gehalten, wie bei der Charge Nr. 5 mit einem C-Gehalt von 0,013 Gew.-% ist dies bereits bei 760 °C der Fall. Da die Gluhparameter in beiden Fallen konstant waren, wird die Ursache für diesen Effekt m der Bildung von Karbiden gesehen, die bei höheren C-Gehalten bei entsprechend großen Temperaturen bereits zu signifikant hohen Koerzitiv- feldstarke fuhren. Das bedeutet letztlich, daß mit ansteigendem Ni- und C-Gehalt das für die Schlußgluhung notwendige Temperaturfenster zunehmend enger wird. Aus Gründen der Fertigungssicherheit erstreckt sich damit em optimaler Gluhbe- reich zwischen 800 und 860 °C.
Zum Vergleich wurde eine weitere Probe mit gleicher Zusammensetzung m den Hauptelementen sowie einem Ni-Gehalt von 0,21 Gew.-% und einem Kohlenstoffgehalt von 0,03 Gew.-% erschmolzen und durch Warmwalzen und Stanzen zu 1 mm dicken Stanzpro- ben umgeformt. Anschließend wurden die Stanzproben einer Schlußgluhung wahrend 10 Stunden unter H2 unterzogen. Die Gluhtemperatur wurde dabei m Schritten von 10 °C von 835 °C bis 865 °c variiert. Abschließend wurden die magnetischen Eigenschaften dieser Stanzproben gemessen. Die Induktion lag mit Werten zwischen 2,08 T bei 835 °C und 2,14 T bei 850 °C noch über der Spezifikationsgrenze 19.
Das Ergebnis der Messung der Koerzitivfeldstarke ist m Figur 6 dargestellt. Figur 6 zeigt, daß die Koerzitivfeldstarke nach den Schlußgluhungen bei 835 °C und 865 °C deutlich über der Spezifikationsgrenze 19 liegt. Ursache dafür ist wie bei den Chargen Nr. 1 bis 10 der hohe Ni-Gehalt sowie der hohe C- Gehalt. Em Vergleich mit den in Figur 5 dargestellten Messungen ergibt darüber hinaus, daß das Minimum der Koerzitiv- feldstarke m Figur 6 deutlich über dem Minimum der Koerzitivfeldstarke m Figur 5 liegt. Ursache hierfür ist der fehlende Kaltwalzvorgang 6. Denn durch die Warmwalzvorgange 4 und 10 werden weniger Fehlstellen und Versetzungen im Werkstuck ausgebildet, so daß die zur Rekristallisation fuhrenden Vorgange nur in kleinen ortlich begrenzten Bereichen ablaufen. Dies fuhrt zur Ausbildung eines feinkornigen Gefuges, das hohe Koerzitivfeidstarken zur Folge hat. Um die Möglichkeit zu untersuchen, für den Schmelzvorgang 1 Schrott zu verwenden, wurden Neukurven der Charge Nr. 10 mit einer Neuemwage verglichen, die nachfolgend als Charge Nr. 11 bezeichnet wird. Diese neue Charge Nr. 11 weist kein Nikkei und einen C-Gehalt von 0,006 Gew.-% auf. In Figur 7 sind die Neukurven der Charge 10 zusammen mit der Neukurve der Charge 11 dargestellt. Der Vergleich zeigt, daß bei einer Schlußgluhung über 10 Stunden bei einer Temperatur von 830 °C nahezu die Induktionswerte der über 10 Stunden bei optimalen 865 °C geglühten Neuemwage erreicht werden. Bei höheren Gluhtemperaturen, nämlich bei 850 °C und 870 °C sind die Induktionswerte für Charge 10 der Taoelle 1 besonders be 3 A/cm deutlich schlechter. Verursacht durch lokal begrenzte Phasenumwandlung im α+γ-Zweιphasengebιet 15, liegt nach der Abkühlung auf Zimmertemperatur em inhomogenes ferritisches Gefuge vor, was zu erhöhten Koerzitivfeidstarken und niedrigeren Induktionswerten fuhrt. Dabei wird das Problem durch höhere Ni-Gehalte oder höhere Gluhtemperaturen verschärft.
Neben dem Gehalt von C und Ni ist auch der Gehalt Mo, Cr, V und S für die elektrischen und magnetischen Eigenschaften der Legierung von Bedeutung.
E zu hoher Mo-Gehalt in Verbindung mit technisch nicht vermeidbaren Restkohlenstoffgehalten fuhrt zur Bildung von Mo- reichen Karbiden wie beispielsweise M23CS oder M6C . Dabei steht M für Metall. E wesentlicher Anteil davon ist Mo. Die Mo-reichen Karbide fuhren zu einer Verschlechterung der weichmagnetischen Eigenschaften. Dabei gilt, daß mit steigenden Gehalten an Mo und C derartige Karbide bis zu höheren Temperaturen stabil bleiben. Bei zu hohen Gehalten an Mo und C reicht dann die Stabilität der Karbide bis an die α/γ- Phasengrenze 16, und man findet keine geeigneten Gluhpara e- ter zur Erzielung niedriger Koerzitivfeidstarken. Auch kann das Ziel von Werten für die Koerzitivfeldstarke Hc unter 2 A/cm nicht sicher erreicht werden. Bei einem Mo-Gehalt von 2,0 Gew.-% wird selbst bei der optimalen Gluhtemperatur von 850°C nicht e Wert für die Koerzitivfeldstarke unter 2 A/cm erreicht, selbst wenn der C-Gehalt kleiner als 0,01 Gew.-% ist. Bei einer Legierung mit 1,0 Gew.-% Mo wird bei einer re- lativ niedrigen Gluhtemperatur von 820°C eine Koerzitivfeldstarke von lediglich 2,82 A/cm erreicht. Dies ist durch die Präsenz von Mo-reichen Metallkarbiden bedingt. Bei einer höheren Temperatur von 850 °C bilden sich dagegen weniger Karbide und mit einer derartigen Zusammensetzung sind Werte für die Koerzitivfeldstarke Hc unter 2 A/cm erreichbar. Dies fuhrt zu der Forderung nach einem Mo-Gehalt unter 1,5 Gew.- %. Besonders vorteilhaft ist em Mo-Gehalt unter 1 Gew.-%, weil man dann sicher niedrige Werte für die Koerzitivfeldstarke Hc unter 2 A/cm erreicht, bedingt durch eine geringere Ausprägung der Bildung von Metallkarbiden.
Die Legierungszusatze Mo, Cr, V dienen zur Erhöhung des spe- zifiscnen elektrischen Widerstandes. Zur Erzielung besonders hoher Induktionswerte über 2,0 T dürfen die Gesamtgehalte an Legierungszusatzen jedoch eine bestimmte Obergrenze nicht überschreiten. Dies ist bei einem Gesamtgehalt von Cr, Mo und V von 6,5 Gew.-% bereits knapp der Fall, und es wird em B16o von lediglich 1,98 T erreicht.
Andererseits ist für dynamische Anwendungen bei erhöhter Frequenz em Mindestniveau des spezifischen Widerstandes erforderlich. Binare Kobalt-Eisen-Legierungen weisen em Niveau um 0,2 μllm auf. Um den spezifischen Widerstand um mindestens 50% zu steigern und damit entsprechend die umagnetisierungs- bedingten Wirbelstromverluste zu senken, sind Gehalte weiterer Elemente, wie beispielsweise Cr, Mo und V, von m der Summe mindestens 2 Gew.-% notwendig.
Em zu hoher S-Gehalt fuhrt schließlich ebenfalls zu ver- schlechterten weichmagnetischen Eigenschaften. Der Gehalt an S muß deswegen begrenzt werden. Zur Erzielung besonders nied- riger Hc-Werte unter 1,35 A/cm muß deshalb em S-Gehalt unter 0,01 Gew.-% angestrebt werden.
Die geforderten Obergrenzen werden anhand der im folgenden aufgeführten Ausfuhrungs- und Vergleichsbeispiele deutlich. Die Konzentrationsangaben in Prozent sind dabei Angaben in Gew. -% .
Bei den nachfolgend naher beschriebenen Beispielen wurden von folgenden Spezifikationen aufgegangen: die Induktion Bι60 bei einer Magnetfeldstarke von H = 160 A/cm soll großer 2,0 T sein; die Koerzitivfeldstarke Hc soll unter 2,0 A/cm liegen und der spezifische Widerstand soll 30 μΩcm übersteigen.
Ausfuhrungsbeispiel 1:
Eine Legierung mit 17,0% Co, 2,0% Cr, 0,8% Mo, 0,2% V, 0,01% Ni, 0,01% Mn, weniger als 0,01% C und Rest Eisen wurde unter Vakuum erschmolzen. Der entstandene Gußblock wurde auf 50 mm Durchmesser geschalt. Danach wurde das Material auf 18 mm
Durchmesser bei 1100 bis 850°C geschmiedet. Nach einer Gluh- behandlung von 10h bei 865°C unter Wasserstoff wurde eine Koerzitivfeldstarke von Hc = 0,8A/cm, eine Induktion bei einer Aussteuerung von 160 A/cm von B1S0 = 2,10 T sowie eine Rema- nenz BR = 0,98 T gemessen. Der spezifische elektrische Widerstand betrug 0,39 μΩm.
Ausfuhrungsbeispiel 2:
Eine Legierung mit 17,0% Co, 2,0% Cr, 0,8% Mo, 0,2% V, 0,01% Ni, 0,01% Mn, 0,001% N, 0,001% 0, weniger als 0,01% C und Rest Eisen wurde unter Vakuum erschmolzen. Der entstandene Gußblock wurde abweichend von Beispiel 1 auf 20 mm x 20 mm geschmiedet und anschließend auf 3,5 mm bei 1100 bis 850°C warmgewalzt. Nach einer Zwischengluhung von 0,5h bei 900°C wurde auf 1 mm kaltgewalzt. Nach einer Gluhbehandlung von 10h bei 865°C unter Wasserstoff wurde eine Koerzitivfeldstarke von Hc = 0,8 A/cm, eine Induktion bei einer Aussteuerung von 160A/cm von B^o = 2,10 T sowie eine Remanenz BR = 0,98 T gemessen. Der spezifische elektrische Widerstand betrug 0, 39 μΩm.
Ausfuhrungsbeispiel 3:
Es wurde eine Legierung mit 15,0% Co, 2,0% Cr, 2,5% Mo, 0,2% V, 0,01% Ni, 0,01% Mn, weniger als 0,01% C und Rest Eisen, wie m Beispiel 1 hergestellt. Nach einer Gluhbehandlung von 10h bei 820°C unter Wasserstoff wurde eine Koerzitivfeldstarke von Hc = 1,98 A/cm, eine Induktion bei einer Aussteuerung von 160 A/cm von BιS0 = 2,02 T sowie eine Remanenz BR = 0,96T gemessen. Der spezifische elektrische Wider- stand betrug 0,53 μΩm.
Ausfuhrungsbeispiel 4:
Es wurde eine Legierung mit 15,0% Co, 4,0% Cr, 1,0% Mo, 0,01% Ni, 0,01% Mn, weniger als 0,01% C und Rest Eisen, wie m Beispiel 1 hergestellt. Nach einer Gluhbehandlung von 10h bei 820°C unter Wasserstoff wurde eine Koerzitivfeldstarke von Hc = 1,27 A/cm, eine Induktion bei einer Aussteuerung von 160 A/cm von Bι6o = 2,07T sowie eine Remanenz BR = 0, 94T ge- messen. Der spezifische elektrische Widerstand betrug 0,51 μΩm.
Ausfuhrungsbeispiel 5:
Es wurde eine Legierung mit 20,0% Co, 2,0% Cr, 2,0% Mo, 2,0% V, 0,01% Ni, 0,01% Mn, weniger als 0,01% C und Rest Eisen, wie Beispiel 1 hergestellt. Nach einer Gluhbehandlung von 10h bei 865°C unter Wasserstoff wurde eine Koerzitivfeldstarke von Hc = 1,65 A/cm, eine Induktion bei einer Aussteuerung von 160 A/cm von Bι6o = 2,09 T sowie eine Remanenz BR = 0,86 T gemessen. Der spezifische elektrische Widerstand betrug 0, 59 μΩm. Vergleichsbeisp el 6:
Eine Legierung wurde unter Vakuum erschmelzen mit 15,0% Co, 2,0% Cr, 2,5% Mo, 2,0% V und Rest Eisen. Der Gussblock wurde auf 50 mm Durchmesser geschalt. Danach wurde das Material auf 30 mm Durchmesser bei 1100 bis 850°C geschmiedet. Nach einer Gluhbehandlung von 10h bei 840°C unter Wasserstoff wurde eine Koerzitivfeldstarke von Hc = 1,96 A/cm, eine Induktion bei einer Aussteuerung von 160 A/cm von B160 = 1,98 T sowie eine Remanenz BR = 0,97 T gemessen. Der spezifische elektrische Widerstand betrug 0,57 μΩm.
Anhand dieses Vergleichsbeispiels wird die Obergrenze des Ge- samtgehalts von Cr, Mo, V deutlich.
Vergleichsbeispiel 7:
Eine Legierung wurde unter Vakuum erschmolzen mit 15,0% Co, 4,0% Cr, 1,0% Mo, weniger als 0,01% C und Rest Eisen. Der Gussblock wurde auf 15 mm Durchmesser warmgewalzt und dann geschalt. Nach einer Gluhbenandlung von 10h bei 820°C unter Wasserstoff wurde eine Koerzitivfeldstarke von Hc = 2,82 A/cm, eine Induktion bei einer Aussteuerung von 160 A/cm von Bι60 = 2,02 T sowie eine Remanenz BR = 0,93 T gemessen. Der spezifische elektrische Widerstand betrug 0, 53 μΩm.
Dieses Vergleichsbeispiel verdeutlicht die Folge einer zu niedrigen Gluhtemperatur bei hohem Mo-Gehalt.
Ausfuhrungsbeispiel 8:
Wie Beispiel 7. Die Schlußgluhung wird jedoch bei 850 °C vor- genommen. Dabei wird eine Koerzitivfeldstarke von 1,83 A/cm und Bi6o von 2,04 T erreicht. Vergleichsbeispiel 9:
Es wurde eine Legierung mit 20,0% Co, 2,0% Cr, 2,0% Mo, 2,0% V, weniger als 0,01% C und Rest Eisen, wie in Beispiel 7 hergestellt. Nach einer Gluhbehandlung von 10h bei 850°C unter Wasserstoff wurde eine Koerzitivfeldstarke von Hc = 2,51 A/cm, eine Induktion bei einer Aussteuerung von 160 A/cm von B1S0 = 2,02 T sowie eine Remanenz BR = 0,82 T gemessen. Der spezifische elektrische Widerstand betrug 0, 61 μΩm.
Vergleichsbeispiel 10:
Es wurde eine lt-Großschmelze einer Legierung mit 15, 6% Co, 3,36% Cr, 2,33% Mo, 0,43% V, 0,004% C und Rest Eisen, sowie herstellungsbedingte Verunreinigungen hergestellt. Es erfolgte eine Fertigung von Stangen durch Warmwalzen an Durchmesser 50 mm. Ebenso erfolgte eine Fertigung von Bandern durch Warmwalzen an Dicke 5 mm und anschließendes Kaltwalzen an verschiedene Enddicken. Der spezifische Widerstand der Legierung betrug 0,53 μΩm. Nach einer Gluhbehandlung von 10h bei 835°C unter Wasserstoff wurden an verschiedenen Proben Induktionswerte Bι60 (H = 160A/cm) zwischen 2,024 und 2,057 T festgestellt. Die Messung der Koerzitivfeldstarke ergab dage- gen erhebliche und nicht akzeptable Schwankungen von Probe zu Probe mit Werten zwischen 1,19 und 3,44 A/cm. Als Ursache für diese schwankenden und teilweise deutlich zu hohen Hc-Werte wurden Mo-reiche Metallkarbide ausgemacht. Denn bei zu hohen Gehalten an Mo und C reicht die Stabilität der Karbide bis an die α/γ-Phasengrenze 16 heran und man findet keine geeigneten Gluhparameter zur Erzielung niedriger Koerzitivfeidstarken. Auch kann das Ziel von Koerzitivfeidstarken unter 2 A/cm nicht sicher erreicht werden.
Ausfuhrungsbeispiel 11:
Es wurde eine Legierung mit 17,0% Co, 2,0% Cr, 0,8% Mo, 0,2% V, < 0,01% Ni und < 0,01% Mn sowie einem S-Gehalt von 0,015% und Rest Eisen, wie m Beispiel 1 hergestellt. Nach einer Gluhbehandlung von 10h bei 850 °C unter Wasserstoff wurde e ne Koerzitivfeldstarke von Hc = 1,4 A/cm, eine Induktion bei einer Aussteuerung von 160 A/cm von Bι60 = 2,10 T sowie eine Remanenz BR = 0,95 T gemessen. Der spezifische elektrische Widerstand betrug 0,39 μΩm.
Ausfuhrungsbeispiel 12:
Zusammensetzung wie Beispiel 11, aber S-Gehalt 0,005%. Nach einer Gluhbehandlung von 10h bei 850°C unter Wasserstoff wurde eine Koerzitivfeldstarke von H = 1,22 A/cm und eine Induktion bei einer Aussteuerung von 160 A/cm von 31S0 = 2,20 T gemessen.
Ausfuhrungsbeispiel 13:
Zusa mensetzung wie Beispiel 11, aber S-Gehalt 0,004%. Nach einer Gluhbehandlung von 10h bei 850°C unter Wasserstoff wurde eine Koerzitivfeldstarke von Hc = 1,12 A/cm und eine Induktion bei einer Aussteuerung von 160 A/cm von Bι60 = 2,25 T gemessen .
Vergleichsbeispiel 14:
Es wurden binare CoFe-Legierungen mit 14,7 und 19,9% Co wie m Beispiel 2 hergestellt. Die Induktionswerte s nd mit Werten für B160 = 2,16 T bzw. 2,20 T zwar sehr hoch, jedoch er- laubt der niedrige spezifische Widerstand von 0,20 μΩm keine Anwendung mit dynamischer Anregung.
Vergleichsbeispiel 15:
Eine Legierung mit 19,8% Co und 2,12% V, Rest Fe, wurde wie m Beispiel 2 beschrieben gefertigt. Nach Schlußgluhung bei 850°C für 10h unter Wasserstoff betrug Hc 1,83 A/cm. B150 (bei H = 160 A/cm) lag mit 2,10 T über der gewünschten Mindestgrenze, jedoch lag der spezifische Widerstand mit 0,297 μΩm knapp zu niedrig.
Dieses Vergleichsbeispiel macht die Bedeutung der Elemente Cr, Mo sowie V für den spezifischen Widerstand deutlich.
Vergleichsbeispiel 16:
Eine Legierung mit 19,95% Co und 2,10% Mo, weniger als 0,1% Mn, weniger als 0,1% Ni, weniger als 0,01% C und Rest Fe, wurde wie m Beispiel 2 beschrieben gefertigt. Nach Schlußgluhung bei 850°C für 10h unter Wasserstoff betrug B150 (bei H = 160 A/cm) 2,17 T. Der spezifische Widerstand lag mit 0,31 μΩm gerade im gewünschten Bereich oberhalb 0,30 μΩm.
Ursache für die mit 2,56 A/cm unbefriedigende Koerzitivfeldstarke war das Auftreten Mo-reicher Metallkarbide.
Die Ausfuhrungsbeispiele 15 und 16 veranschaulichen die Be- deutung von Cr, Mo und V für den spezifischen elektrischen Widerstand. Em niedriger Gehalt an Cr, Mo sowie V fuhrt zu einem niedrigen spezifischen elektischen Widerstand.
Vergleichsbeispiel 17
Eine Legierung mit 15,0% Co, 3,5% Cr, 2,3 % Mo, 0,4% V, 0,05% C, Rest Fe, wurde wie m Beispiel 2 beschrieben gefertigt. Nach Schlußgluhung wurde em Hc-Wert von lediglich 5,0 A/cm erreicht, bedingt durch die massive Präsenz von Mo- reichen Metallkarbiden.
Vergleichsbeispiel 18:
Es wurde eine Legierung mit 17% Co, 2,0% Cr, 0,8% Mo, 0,2% V sowie einem Ni-Gehalt von 0,32% und Mn-Gehalt von 0,18%,
Rest Eisen wie im Beispiel 7 hergestellt. Nach einer Schlußgluhung über 10 Stunden bei 850 °C unter Wasserstoff wurde eine Koerzitivfeldstarke von Hc = 2,1 A/cm, eine Induktion bei einer Aussteuerung von 160 A/cm von B160 2,03 T sowie eine Remanenz BR = 0,93 T gemessen. Der spezifische elektrische Widerstand betrug 0,39μΩm
Ausfuhrungsbeispiel 19:
Eine Legierung mit 13,15% Co, 3,64% Cr, 2,95% Mo, 0,01% Mn, 0,02% Ni, weniger als 0,01% C und Rest Fe wurde wie Beispiel 2 hergestellt. Sie erreichte nach Schlußgluhung
Hc = 1,52 A/cm und B150 = 2,07 T. Der spezifische Widerstand betrug 0,56 μΩm.
Ausfuhrungsbeispiel 20:
Eine Legierung mit 10,35% Co, 3,1% V, 3,14 % Mo, 0,03% Mn, 0,05% Ni, weniger als 0,01% C und Rest Fe, hergestellt wie Beispiel 2, erreichte nach Schlußgluhung Hc = 0,81 A/cm und B16o = 2,06 T. Der spezifische Widerstand betrug 0, 40 μΩm.
Ausfuhrungsbeispiel 21:
Eine Legierung mit 19,8% Co, 2,02% Cr, 0,05% Mn, 0,07% Ni, weniger als 0,01% C und Rest Fe, hergestellt wie m Beispiel 2, erreichte nach Schlußgluhung Hc = 1,80 A/cm und Biso = 2,18 T. Der spezifische Widerstand betrug 0,38 μΩm.
Ausfuhrungsbeispiel 22:
Die Zusammensetzung dieser unter Vakuum erschmolzenen Legierung war 17,0% Co, 1,95% Cr, 0,80% Mo, 0,02% Mn, < 0,015%
Ni, 0,006% C, 0,002% N und 0,015% 0, Rest Fe, sowie unvermeidbare Verunreinigungen. Diese Legierung wurde den ver- schiedensten Verarbeitungsmoglichkeiten unterzogen. Entweder wurde auf Enddimension warmgewalzt, oder es wurde warmgewalzt und dann als Band kalt weiter an Enddicke gewalzt. Die bei- 01/00895
19 liegende Tabelle 2 zu den Ergebnissen von Beispiel 22 gibt einen Überblick über die jeweils erreichten Magnetwerte. Der spezifische Widerstand dieser Legierung betrug 0,39 μΩm.
Tabelle 2

Claims

Patentansprüche
1. Legierung auf der Basis von Fe mit einem Gehalt an Co von 10 bis 20 Gew.-% , mit einem Gehalt von wenigstens einem Element der Gruppe Cr, Mo und V von 2 bis 6,5 Gew.-% und mit einem geringen C-Gehalt dadurch gekennzeichnet, daß der Gehalt an Ni zusammen mit Mn unterhalb 0,4 Gew.-% sowie der Gehalt an C unter 0,02 Gew.-% liegt.
2. Legierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet , daß der Ni-Gehalt kleiner 0,3 Gew.-% ist.
3. Legierung nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichne t , daß der Ni-Gehalt kleiner 0,15 Gew.-% ist.
4. Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet , daß der C-Gehalt kleiner 0,02 Gew.-% ist.
5. Legierung nach Anspruch 4, dadurch gekennzeichnet , daß der C-Gehalt kleiner 0,01 Gew.-% .ist.
6. Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 5, dadurch gekennz ei chnet , daß der Mn-Gehalt kleiner 0,2 Gew.-% ist.
7. Legierung nach Anspruch 6, dadurch gekennzeichnet , daß der Mn-Gehalt kleiner 0,1 Gew.-% ist.
8. Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 7, dadurch gekennzeichnet , daß der Gehalt der Elemente aus der Gruppe von Cr, Mo und V zwischen 2,0 und 4 Gew.-% liegt.
9. Legierung nach Anspruch 8, dadurch ge e nzeichnet, daß der Gehalt der Elemente aus der Gruppe von Cr,Mo und V, zwischen 2,5 und 3,5 Gew.-% liegt.
10. Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 9, dadurch gekennzeichnet, daß der Mo-Gehalt kleiner als 1,5 Gew.-% ist.
11. Legierung nach Anspruch 10, dadurch gekennzeichnet, daß der Mo-Gehalt kleiner als 1,0 Gew.-% ist.
12. Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 11, dadurch gekennzeichnet, daß der Cr-Gehalt zwischen 1,5 und 2,5 Gew.-% liegt.
13. Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 12, dadurch gekennzeichnet, daß der S-Gehalt kleiner 0,01 Gew.-% ist.
14. Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 13, dadurch gekennzeichnet, daß die Induktion Bι6o bei einer Magnetfeldstarke von H = 160 A/cm großer 2,0 T ist, die Koerzitivfeldstarke Hc kleiner 2,0 A/cm ist und der spezifiscne Widerstand über 30 μΩcm liegt
15. Verfahren zur Herstellung von Halbzeug aus einer Kobalt- Eisen-Legierung, bei dem durcn Schmelzen (1) und Warmverformung (4, 10) zunächst Werkstucke aus einer Legierung auf der Basis von Fe mit einem Gehalt von Co von 10 bis 20 Gew.-% Co und mit einem Gehalt von wenigstens einem Element der Gruppe Cr, Mo und V von 2 bis 6,5 Gew.-% angefertigt und dann einer Schlußgluhung (7, 12) unterzogen werden, dadurch gekennzeichnet, daß der Gehalt an Ni zusammen mit Mn unterhalb 0,4 Gew.-% so- wie der Gehalt an C unter 0,02 Gew.-% liegt und daß die Schlußgluhung (7, 12) für mindestens 0,25 h im Temperaturbereich von 800 bis 880°C durchgeführt wird.
16. Verfahren nach Anspruch 15, dadurch gekennzeichnet, daß die Schlußgluhung (7, 12) für mindestens 0,25 h im Temperaturbereich von 830 bis 865°C durchgeführt wird.
17. Verfahren nach Anspruch 15 oder 16, dadurch gekennzeichnet, daß die Legierung vor der Schlußgluhung (7, 12) kaltverformt wird.
18. Verfahren nach einem der Ansprüche 15 bis 17, dadurch gekennzeichnet, daß die Legierung unter Inertgas, Wasserstoff oder Vakuum schlußgegluht wird.
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