EP1217087A1 - Eisen-Kobalt-Legierung mit geringer Koerzitivfeldstärke und Verfahren zur Herstellung von Halbzeug aus einer Eisen-Kobalt-Legierung - Google Patents

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EP1217087A1
EP1217087A1 EP00127984A EP00127984A EP1217087A1 EP 1217087 A1 EP1217087 A1 EP 1217087A1 EP 00127984 A EP00127984 A EP 00127984A EP 00127984 A EP00127984 A EP 00127984A EP 1217087 A1 EP1217087 A1 EP 1217087A1
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EP
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alloy
iron
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EP00127984A
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Johannes Tenbrink
Gernot Vaerst
Kurt Emmerich
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Vacuumschmelze GmbH and Co KG
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Vacuumschmelze GmbH and Co KG
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    • H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
    • H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
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    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/007—Heat treatment of ferrous alloys containing Co
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    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
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    • C21D8/1272—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
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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 coercivity and Process for the production of semi-finished products from an iron-cobalt alloy.
  • the invention relates to an iron-based alloy with a content of cobalt from 10 to 20% by weight, with a content of at least one element from the group of chromium, molybdenum and vanadium from 2 to 6.5% by weight and with a low carbon content.
  • the invention further relates to a method of manufacture of semi-finished products made of a cobalt-iron alloy, in which Melting and hot forming first workpieces from one Alloy based on Fe with a Co content of 10 to 20 wt .-% Co and containing at least one Element of the group Cr, Mo and V from 2 to 6.5 wt .-% made and then subjected to a final annealing.
  • Such an alloy is known from JP-A-61-253348. With a cobalt content in the range of 10 to 35% by weight both a high saturation induction and a high one specific resistance.
  • the known alloy is suitable therefore as a magnetic core for high-frequency switching electromechanical Components.
  • the known one is particularly suitable Alloy for the yokes in the print heads of dot matrix printers. Because through the high specific resistance Eddy currents effectively suppressed so that high Switching frequencies are possible.
  • the known alloy including Cr and V added. Contains for the same reason the well-known alloy also Mo, which is also brittleness of the material decreased. This allows the familiar Material can be processed more easily.
  • the alloy described there is usually made from Pure iron, for example ARMCO iron, made so that they are not necessarily designed to be manufactured on an industrial scale Process is suitable. Because in the production in one Large melt can usually be used for most applications specified upper limit for the coercive force are not adhered to, since there is not pure iron but technical iron, usually made of pure iron with admixture of scrap arises, processed as raw material becomes. Accordingly, it is known from the prior art Alloy almost free of nickel and manganese.
  • the invention is based on this prior art based on the task of creating an alloy in one industrial processes with the specified magnetic and electrical properties can be produced.
  • Nickel content with manganese between 0.01 wt .-% and 0.4% by weight, preferably between 0.02% by weight and 0.4% by weight, and that the carbon content is less than 0.02% by weight is.
  • the invention is also based on the object for industrial manufacturing process suitable for manufacturing of semi-finished products made of a soft magnetic cobalt-iron alloy to be specified with a particularly low coercive field strength.
  • the Alloy is made of iron and the content of the alloy of Ni together with Mn above 0.01% by weight and below 0.4 wt .-% and the content of C is less than 0.02 wt .-% and that the final annealing for at least 0.25 h in the temperature range from 800 to 880 ° C is carried out.
  • melting process 1 follows different set of process steps.
  • the result of the melting process 1 Cast block by pre-blocking 2 into a slab.
  • the preforming is used to shape the casting block into a slab with a rectangular cross section through a hot rolling process understood at a temperature of 1250 ° C.
  • To the pre-block is made by grinding 3 on the surface the tinder removed from the slab. Grinding 3
  • Another hot rolling process 4 follows, through which the slab at a temperature of 1250 ° C in a tape with a thickness of for example 3.5 mm is formed.
  • the strip is brought to the final by cold rolling 6 Formed thickness in the range of 0.1 to 2 mm.
  • the strip is a final annealing 7 at a temperature of Subjected to 850 ° C. They heal through during the final glow the forming processes resulting from lattice defects from and crystalline grains are formed in the structure.
  • the manufacturing process is similar when turning parts are manufactured become.
  • the so-called pre-blocking takes place at one Temperature of 1250 ° C.
  • the pre-block 8 scale removed by grinding 9 removed. That follows another hot rolling process 10, through which the billets in Rods or wires formed up to a diameter of 13 mm become.
  • straightening and peeling 11 corrected one fault of the material and the other the impurities formed during the hot rolling process 10 removed on the surface.
  • the material is subjected to a final annealing 12.
  • phase diagram of the binary iron-cobalt system is a phase diagram of the binary iron-cobalt system.
  • a ⁇ Fe phase region 14 closes in the melt 13 in which the alloy is in the form of a mixed crystal with ⁇ Fe crystal structure.
  • the ⁇ Fe phase area adjoins an ⁇ + ⁇ two-phase region 15, which is defined by an ⁇ / ⁇ phase boundary 16 is separated from an ⁇ Fe phase region 17.
  • chain line 18 plotted the Curie temperature.
  • the two-phase area 15 In a binary iron-cobalt system, this is the two-phase area 15 only pronounced with a low iron content. At the Addition of additional alloy components such as Mo, Cr and in particular V, the two-phase region 15 also expands high iron concentrations.
  • Optimal soft magnetic properties are achieved when a cobalt-iron alloy at the highest possible temperature is annealed. It is essential to avoid to touch the ⁇ + ⁇ two-phase region 15 during the annealing, because of the resulting additional 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 in 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. Batch number Ni content [% by weight] C content [% by weight] 1 0.01 0,008 2 0.05 0,006 3 0.05 0,008 4 0.05 0,014 5 0.2 0,013 6 0.21 0,007 7 0.21 0.023 8th 0.35 0.011 9 0.36 0,003 10 0.36 0,007
  • the blocks were hot rolled to a thickness of 3.5 mm and then cold rolled to a final thickness of 0.5 mm.
  • the stamping rings made from it with an outer diameter of 28.5 mm, an inner diameter of 20 mm and a thickness of 0.5 mm were at temperatures of 830 ° C, 850 ° C and 870 ° C Annealed for 10 hours under dry hydrogen. Subsequently the magnetic properties were measured, especially 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. It is clear from FIG. 3 that there are no significant differences between the individual final anneals, since near the saturation induction, the induction values essentially depend on the main composition, which is to be regarded as constant except for impurities.
  • the coercive field strength is a function of the Ni and C content shown in Figure 4 with different annealing treatment. After a final annealing for ten hours at one Temperature of 830 ° C is varied over the whole Ni and C region approximately the same coercive field strength of 1.1 A / cm measured. It is therefore not an increase in the coercive force depending on the Ni and C content in the investigated Detectable area.
  • the annealing temperature increases further an increase in the coercive field strength lower Ni contents.
  • the coercive field strength is therefore already included the low-alloy batches significantly above the level of the coercive field strengths the annealing temperatures at 830 ° C and 850 ° C.
  • the reason for this is that due to the higher annealing temperature the final annealing takes place in the ⁇ + ⁇ two-phase region 15. Consequently, an increase in the annealing temperature has the same effect like an increase in the Ni content, namely an annealing in the ⁇ + ⁇ two-phase region 15 and thus a deterioration the magnetic properties.
  • the C content was in the range of 0.003 wt% to 0.023 wt% varies. At the final glow with a temperature of 830 ° C there was no deterioration the coercive force and the induction.
  • FIG. 5 shows the course the coercive field strengths of these batches at different Annealing temperatures. This shows that the coercive field strength with increasing final annealing temperature above increases about 860 ° C, which indicates the beginning of the ⁇ - ⁇ phase transition is due.
  • the coercive force lies here for batch No. 5 with the higher Ni content of 0.2% by weight well above the coercive force of the batch No. 1 with a Ni content of 0.01% by weight. As already mentioned this is due to the shift of the ⁇ / ⁇ phase boundary 16 caused to lower temperatures with increasing Ni content.
  • FIG 6 The result of the measurement of the coercive field strength is in FIG 6 shown.
  • Figure 6 shows that the coercive force after the final annealing at 835 ° C and 865 ° C significantly above the specification limit 19. The reason for this is as with batches 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 force in Figure 6 well above the minimum of the coercive force in Figure 5. The reason for this is the lack Cold rolling process 6. Because of the hot rolling processes 4 and 10 become fewer defects and dislocations in the workpiece trained so that those leading to recrystallization Operations only take place in small, localized areas. This leads to the formation of a fine-grained structure, which results in high coercivity.
  • Mo-rich carbides such as M 23 C 6 or M 6 C.
  • M stands for metal.
  • Mo An essential part of this is Mo.
  • 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 annealing parameters are found to achieve low coercive field strengths. Nor can the target of values for the coercive field strength H c below 2 A / cm be reliably achieved.
  • a Mo content of less than 1% by weight is particularly advantageous because it is then safe to achieve low values for the coercive field strength H c of less than 2 A / cm, due to a lower level of formation of metal carbides.
  • 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 160 of only 1.98 T is achieved.
  • Binary cobalt-iron alloys indicate a level 0.2 ⁇ m.
  • the required upper limits are based on the following Execution and comparison examples listed clearly.
  • the concentration data in percent are data in Wt .-%.
  • the induction B 160 with a magnetic field strength of H 160 A / cm should be greater than 2.0 T; the coercive field strength H c should be below 2.0 A / cm and the specific resistance should exceed 30 ⁇ cm.
  • This comparative example illustrates the consequence of a low annealing temperature with high Mo content.
  • the final annealing is carried out at 850 ° C.
  • a coercive field strength of 1.83 A / cm and B 160 of 2.04 T is achieved.
  • 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 annealing parameters are found to achieve low coercive field strengths. Nor can the target of coercive field strengths below 2 A / cm be reliably achieved.
  • Binary CoFe alloys with 14.7 and 19.9% Co were produced as in Example 2.
  • the 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 electrical resistivity.
  • the composition of this alloy melted under vacuum was 17.0% Co, 1.95% Cr, 0.80% Mo, 0.02% Mn, ⁇ 0.015% Ni, 0.006% C, 0.002% N and 0.015% O, the rest Fe, as well as unavoidable impurities.
  • This alloy was 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 accompanying Table 2 for the results of Example 22 gives an overview of the magnet values achieved in each case. The specific resistance of this alloy was 0.39 ⁇ m.

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Abstract

Eisen-Kobalt-Legierung mit geringer Koerzitivfeldstärke und Verfahren zur Herstellung von Halbzeug aus einer Eisen-Kobalt-Legierung. Eine Legierung auf der Basis von Fe mit 10 bis 20 Gew.-% Co, 2 bis 6,5 Gew.-% von wenigstens einem element der Gruppe Cr, Mo und V, weist einen Gehalt von Ni und Mn zwischen 0,01 Gew.-% und 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°C unterzogen. <IMAGE>

Description

Eisen-Kobalt-Legierung mit geringer Koerzitivfeldstärke und Verfahren zur Herstellung von Halbzeug aus einer Eisen-Kobalt-Legierung.
Die Erfindung betrifft eine Eisenbasislegierung mit einem Gehalt an Cobalt von 10 bis 20 Gew.-%, mit einem Gehalt von wenigstens einem Element der Gruppe Chrom, Molybdaen und Vanadium von 2 bis 6,5 Gew.-% und mit einem geringen Kohlenstoffgehalt.
Die Erfindung betrifft ferner ein Verfahren zur Herstellung von Halbzeug aus einer Kobalt-Eisen-Legierung, bei dem durch Schmelzen 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 Schlußglühung unterzogen werden.
Eine derartige Legierung ist aus der JP-A-61-253348 bekannt. Bei einem Kobaltgehalt im Bereich von 10 bis 35 Gew.-% ergibt sich sowohl eine hohe Sättigungsinduktion als auch ein hoher spezifischer Widerstand. Die bekannte Legierung eignet sich daher als Magnetkern für mit hoher Frequenz schaltende elektromechanische Komponenten. Insbesondere eignet sich die bekannte Legierung für die Joche in den Druckköpfen von Nadeldruckern. Denn durch den hohen spezifischen Widerstand werden Wirbelströme auf wirksame Weise unterdrückt, so daß hohe Schaltfrequenzen möglich sind. Um den spezifischen Widerstand der Legierung weiter zu erhöhen, sind der bekannten Legierung unter anderem Cr und V zugesetzt. Aus dem gleichen Grund enthält die bekannte Legierung auch Mo, das zusätzlich die Sprödigkeit des Materials verringert. Dadurch kann das bekannte Material leichter verarbeitet werden.
Die dort beschriebene Legierung wird aber in der Regel aus Reineisen, beispielsweise ARMCO-Eisen, hergestellt, so daß sie sich nicht unbedingt zur Herstellung in einem großtechnischen Verfahren eignet. Denn bei der Herstellung in einer Großschmelze kann in der Regel die für die meisten Anwendungen spezifizierte Obergrenze für die Koerzitivfeldstärke nicht eingehalten werden, da dort nicht Reineisen sondern technisches Eisen, das in der Regel aus Reineisen unter Beimengung von Schrott entsteht, als Ausgangsmaterial verarbeitet wird. Demnach ist die aus dem Stand der Technik bekannte Legierung nahezu nickel- und manganfrei.
Ausgehend von diesem Stand der Technik liegt der Erfindung die Aufgabe zugrunde, eine Legierung zu schaffen, die in einem großtechnischen Verfahren mit den spezifizierten magnetischen und elektrischen Eigenschaften herstellbar ist.
Diese Aufgabe wird erfindungsgemäß dadurch gelöst, daß der Gehalt an Nickel zusammen mit Mangan zwischen 0,01 Gew.-% und 0,4 Gew.-%, vorzugsweise zwischen 0,02 Gew.-% und 0,4 Gew.-%, liegt, und daß der Kohlenstoffgehalt kleiner als 0,02 Gew.-% ist.
Durch das Einhalten der Obergrenzen von Ni, Mn und C ist gewährleistet, daß die Koerzitivfeldstärke auch dann innerhalb des spezifizierten Bereichs bleibt, wenn die Legierung in einer Großschmelze hergestellt wird. Denn aufgrund des niedrigen Gehalts von Ni, Mn und C steht ein ausreichend großes Temperaturfenster für die Schlußglühung zur Verfügung. Demzufolge braucht die Temperatur nicht über das gesamte Volumen eines Bandes, einer Stange oder eines Drahtes im Rahmen des Temperaturfensters gehalten zu werden.
Der Erfindung liegt ferner die Aufgabe zugrunde, ein für die industrielle Fertigung geeignetes Verfahren zur Herstellung von Halbzeug aus einer weichmagnetischen Kobalt-Eisen-Legierung mit besonders niedriger Koerzitivfeldstärke anzugeben.
Diese Aufgabe wird erfindungsgemäß dadurch gelöst, daß die Legierung aus Eisen hergestellt ist und der Gehalt der Legierung an Ni zusammen mit Mn oberhalb 0,01 Gew.-% und unterhalb 0,4 Gew.-% sowie der Gehalt an C unter 0,02 Gew.-% liegt und daß die Schlußglühung für mindestens 0,25 h im Temperaturbereich von 800 bis 880°C durchgeführt wird.
Durch das Einhalten der Obergrenze für Ni, Mn und C sowie durch das Glühen im Temperaturbereich um 850 °C wird die Koerzitivfeldstärke auf einen optimalen niedrigen Wert eingestellt, so daß sich insgesamt eine Legierung mit hoher Sättigungsinduktion und hohem elektrischen Widerstand und niedriger Koerzitivfeldstärke ergibt.
Vorteilhafte Ausgestaltungen der Erfindung sind Gegenstand der abhängigen Ansprüche.
Nachfolgend wird die Erfindung anhand der beigefügten Zeichnung näher erläutert. Es zeigen:
Figur 1
ein Ablaufdiagramm des Herstellverfahrens für Halbzeug aus der Legierung gemäß der Erfindung;
Figur 2
ein binäres Kobalt-Eisen-Phasendiagramm;
Figur 3
eine graphische Darstellung der gemessenen Sättigungsinduktion von verschiedenen Chargen einer Versuchsreihe;
Figur 4
eine weitere Darstellung der gemessenen Koerzitivfeldstärke für die Versuchsreihe aus Figur 3;
Figur 5
ein Diagramm, das die Abhängigkeit der Koerzitivfeldstärke von der Glühtemperatur bei einem unter anderem auch kaltgewalzten Werkstück darstellt;
Figur 6
ein weiteres Diagramm, das die Abhängigkeit der Koerzitivfeldstärke von der Glühtemperatur bei einem ausschließlich warmgewalzten Werkstück darstellt; und
Figur 7
eine Darstellung der gemessenen Neukurve einer aus reinen Ausgangsmaterialien hergestellten Legierung und von gemessenen Neukurven einer aus Schrott hergestellten Legierung nach der Schlußglühung.
In dem in Figur 1 dargestellten Ablaufdiagramm wird zunächst in einem Schmelzvorgang 1 die Legierung erschmolzen. Dem Schmelzvorgang 1 folgen je nach herzustellendem Halbzeug eine unterschiedliche Reihe von Verfahrensschritten.
Falls Bänder hergestellt werden sollen, aus denen später Teile gestanzt werden, wird der aus dem Schmelzvorgang 1 hervorgegangene Gußblock durch Vorblocken 2 in eine Bramme umgeformt. Unter Vorblocken wird das Umformen des Gußblocks in 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 Oberfläche der Bramme ausgebildete Zunder entfernt. Dem Schleifen 3 folgt ein weiterer Warmwalzvorgang 4, durch den die Bramme bei einer Temperatur von 1250 °C in ein Band mit einer Dicke von beispielsweise 3,5 mm umgeformt wird. Anschließend werden die sich beim Warmwalzen auf der Oberfläche des Bands ausbildenden Verunreinigungen durch Schleifen oder Beizen 5 entfernt, und das Band wird durch Kaltwalzen 6 auf die endgültige Dicke im Bereich von 0,1 bis 2 mm umgeformt. Schließlich wird das Band einer Schlußglühung 7 bei einer Temperatur von 850 °C unterzogen. Während der Schlußglühung heilen die durch die Umformvorgänge entstandenen Gitterfehlstellen aus und kristalline Körner werden im Gefüge gebildet.
Ähnlich verläuft 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 Drähte bis zu einem Durchmesser von 13 mm umgeformt werden. Durch Richten und Schälen 11 werden dann zum einen Verwerfungen des Materials korrigiert und zum anderen die sich während des Warmwalzvorgangs 10 bildenden Verunreinigungen auf der Oberfläche entfernt. Abschließend wird auch hier das Material einer Schlußglühung 12 unterzogen.
Für ein besseres Verständnis der physikalischen Vorgänge während der Schlußglühung ist in Figur 2 ein Phasendiagramm des binären Eisen-Kobalt-Systems dargestellt. Unterhalb des Phasengebietes Schmelze 13 schließt sich ein γFe-Phasengebiet 14 an, in dem die Legierung in der Gestalt eines Mischkristalls mit γFe-Kristallstruktur vorliegt. An das γFe-Phasengebiet grenzt ein α+γ-Zweiphasengebiet 15 an, das durch eine α/γ-Phasengrenze 16 von einem αFe-Phasengebiet 17 getrennt ist. Der Vollständigkeit halber ist mit einer Strichpunktlinie 18 die Curietemperatur eingezeichnet.
Bei einem binären Eisen-Kobalt-System ist das Zweiphasengebiet 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, während der Glühung das α+γ Zweiphasengebiet 15 zu berühren, da daraus aufgrund der dabei sich bildenden zusätzlichen Korngrenzen erheblich verschlechterte Magnetwerte resultieren.
Ferner führt ein zu hoher Gehalt an C, Ni und/oder Mn zu einer 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 Glühtemperatur geringer wird, was sich in erhöhten Koerzitivfeldstärken äußert.
Dieser Sachverhalt soll anhand der im folgenden im einzelnen geschilderten Untersuchung näher 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 in 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.
Chargen Nr. Ni-Gehalt [Gew.-%] C-Gehalt [Gew.-% ]
1 0,01 0,008
2 0,05 0,006
3 0,05 0,008
4 0,05 0,014
5 0,2 0,013
6 0,21 0,007
7 0,21 0,023
8 0,35 0,011
9 0,36 0,003
10 0,36 0,007
Die Blöcke 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 bei Temperaturen von 830 °C, 850 °C und 870 °C unter trockenem Wasserstoff jeweils 10 h schlußgeglüht. Anschließend wurden die magnetischen Eigenschaften gemessen, insbesondere die Neukurve bis 160 A/cm und die Koerzitivfeldstärke.
In Figur 3 sind die Ergebnisse der Induktionsmessung bei einer Magnetfeldstärke von 160 A/cm dargestellt. Wie die Messungen zeigen, wird bei allen zehn Chargen ungefähr B160 Ω 2,0T erfüllt. Anhand Figur 3 wird deutlich, daß keine signifikanten Unterschiede zwischen den einzelnen Schlußglühungen bestehen, da nahe der Sättigungsinduktion die Induktionswerte im wesentlichen von der Hauptzusammensetzung abhängen, die bis auf Verunreinigungen als konstant anzusehen ist.
Die Koerzitivfeldstärke ist als Funktion des Ni- und C-Gehalts bei unterschiedlicher Glühbehandlung in Figur 4 dargestellt. Nach einer Schlußglühung über zehn Stunden bei einer Temperatur von 830 °C wird über den gesamten variierten Ni- und C-Bereich etwa die gleiche Koerzitivfeldstärke von 1,1 A/cm gemessen. Es ist somit keine Erhöhung der Koerzitivfeldstärke in Abhängigkeit vom Ni- und C-Gehalt im untersuchten Bereich nachweisbar.
Bei einer Schlußglühung über zehn Stunden bei einer Temperatur von 850 °C zeigt sich bis zu einem Ni-Gehalt von 0,21 Gew.-%, also bis zur Charge Nr. 7, ebenfalls keine Veränderung in der Koerzitivfeldstärke. Sie liegt bei etwa 1,1 A/cm. Beim nächsthöheren Ni-Gehalt von 0,36 Gew.-% springt die Koerzitivfeldstärke auf etwa 2,0 A/cm. Sie erreicht und überschreitet somit die zulässige Höchstgrenze von 2,0 A/cm. Als Ursache für den Sprung der Koerzitivfeldstärke von etwa 1,1 A/cm auf 2,0 A/cm wird der deutlich höhere Ni-Gehalt von 0,36 Gew.-% gegenüber 0,21 Gew.-% angesehen, denn bei Kobalt-Eisen-Legierungen verschiebt sich die α/γ-Phasengrenze 16 mit zunehmendem Ni-Gehalt zu niedrigeren Temperaturen hin. Das bedeutet, daß man mit zunehmenden Ni-Gehalt unter sonst konstanten Glühbedingungen in das α+γ-Zweiphasengebiet 15 gerät, wodurch sich die magnetischen Eigenschaften erheblich verschlechtern.
Dementsprechend tritt bei einer weiteren Erhöhung der Glühtemperatur eine Erhöhung der Koerzitivfeldstärke schon bei geringeren Ni-Gehalten auf. Wie Figur 4 zeigt, nimmt bei einer Schlußglühung bei 870 °C die Koerzitivfeldstärke beginnend 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 Koerzitivfeldstärke bereits bei den niedriglegierten Chargen deutlich über dem Niveau der Koerzitivfeldstärken der Glühtemperaturen bei 830 °C und 850 °C. Ursache dafür ist, daß aufgrund der höheren Glühtemperatur die Schlußglühung im α+γ-zweiphasengebiet 15 abläuft. Folglich hat eine Erhöhung der Glühtemperatur denselben Effekt wie eine Erhöhung des Ni-Gehalts, nämlich eine Glühung im α+γ-Zweiphasengebiet 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 Schlußglühungen mit einer Temperatur von 830 °C ergab sich keine Verschlechterung der Koerzitivfeldstärke und der Induktion.
Anhand der Chargen Nr. 5 und Nr. 1 wurde der Einfluß des Kohlenstoffgehalts näher untersucht. Figur 5 zeigt den Verlauf der Koerzitivfeldstärken dieser Chargen bei unterschiedlichen Glühtemperaturen. Hieraus geht hervor, daß die Koerzitivfeldstärke mit steigender Temperatur der Schlußglühung oberhalb etwa 860 °C stark ansteigt, was auf den beginnenden α-γ-Phasenübergang zurückzuführen ist. Dabei liegt die Koerzitivfeldstärke bei der Charge Nr. 5 mit dem höheren Ni-Gehalt von 0,2 Gew.-% deutlich über der Koerzitivfeldstärke der Charge Nr. 1 mit einem Ni-Gehalt von 0,01 Gew.-%. Wie bereits erwähnt wird dies durch die Verschiebung der α/γ-Phasengrenze 16 zu tieferen Temperaturen mit zunehmenden Ni-Gehalt hervorgerufen.
Zu niedrigeren Temperaturen hin, ausgehend von etwa 820 °C, nimmt die Koerzitivfeldstärke ebenfalls zu. Bei der Charge Nr. 1 wird die in Figur 5 durch eine durchgezogene Linie 19 angedeutete Spezifikationgrenze 19 im Bereich von 730 °C überschritten. Somit ist bei einem Kohlenstoffgehalt von 0,008 Gew.-% die magnetische Schädigung ab etwa 730 °C signifikant, 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 Glühparameter in beiden Fällen konstant waren, wird die Ursache für diesen Effekt in der Bildung von Karbiden gesehen, die bei höheren C-Gehalten bei entsprechend großen Temperaturen bereits zu signifikant hohen Koerzitivfeldstärke führen. Das bedeutet letztlich, daß mit ansteigendem Ni- und C-Gehalt das für die Schlußglühung notwendige Temperaturfenster zunehmend enger wird. Aus Gründen der Fertigungssicherheit erstreckt sich damit ein optimaler Glühbereich zwischen 800 und 860 °C.
Zum Vergleich wurde eine weitere Probe mit gleicher Zusammensetzung in 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 Stanzproben umgeformt. Anschließend wurden die Stanzproben einer Schlußglühung während 10 Stunden unter H2 unterzogen. Die Glühtemperatur wurde dabei in 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 Koerzitivfeldstärke ist in Figur 6 dargestellt. Figur 6 zeigt, daß die Koerzitivfeldstärke nach den Schlußglühungen 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. Ein Vergleich mit den in Figur 5 dargestellten Messungen ergibt darüber hinaus, daß das Minimum der Koerzitivfeldstärke in Figur 6 deutlich über dem Minimum der Koerzitivfeldstärke in Figur 5 liegt. Ursache hierfür ist der fehlende Kaltwalzvorgang 6. Denn durch die Warmwalzvorgänge 4 und 10 werden weniger Fehlstellen und Versetzungen im Werkstück ausgebildet, so daß die zur Rekristallisation führenden Vorgänge nur in kleinen örtlich begrenzten Bereichen ablaufen. Dies führt zur Ausbildung eines feinkörnigen Gefüges, das hohe Koerzitivfeldstärken zur Folge hat.
Um die Möglichkeit zu untersuchen, für den Schmelzvorgang 1 Schrott zu verwenden, wurden Neukurven der Charge Nr. 10 mit einer Neueinwage verglichen, die nachfolgend als Charge Nr. 11 bezeichnet wird. Diese neue Charge Nr. 11 weist kein Nickel 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 Schlüßglühung über 10 Stunden bei einer Temperatur von 830 °C nahezu die Induktionswerte der über 10 Stunden bei optimalen 865 °C geglühten Neueinwage erreicht werden. Bei höheren Glühtemperaturen, nämlich bei 850 °C und 870 °C sind die Induktionswerte für Charge 10 der Tabelle 1 besonders bei 3 A/cm deutlich schlechter. Verursacht durch lokal begrenzte Phasenumwandlung im α+γ-Zweiphasengebiet 15, liegt nach der Abkühlung auf Zimmertemperatur ein inhomogenes ferritisches Gefüge vor, was zu erhöhten Koerzitivfeldstärken und niedrigeren Induktionswerten führt. Dabei wird das Problem durch höhere Ni-Gehalte oder höhere Glühtemperaturen 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.
Ein zu hoher Mo-Gehalt in Verbindung mit technisch nicht vermeidbaren Restkohlenstoffgehalten führt zur Bildung von Mo-reichen Karbiden wie beispielsweise M23C6 oder M6C. Dabei steht M für Metall. Ein wesentlicher Anteil davon ist Mo. Die Mo-reichen Karbide führen 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 Glühparameter zur Erzielung niedriger Koerzitivfeldstärken. Auch kann das Ziel von Werten für die Koerzitivfeldstärke Hc unter 2 A/cm nicht sicher erreicht werden. Bei einem Mo-Gehalt von 2,0 Gew.-% wird selbst bei der optimalen Glühtemperatur von 850°C nicht ein Wert für die Koerzitivfeldstärke 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 relativ niedrigen Glühtemperatur von 820°C eine Koerzitivfeldstärke 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 Koerzitivfeldstärke Hc unter 2 A/cm erreichbar. Dies führt zu der Forderung nach einem Mo-Gehalt unter 1,5 Gew.-%. Besonders vorteilhaft ist ein Mo-Gehalt unter 1 Gew.-%, weil man dann sicher niedrige Werte für die Koerzitivfeldstärke Hc unter 2 A/cm erreicht, bedingt durch eine geringere Ausprägung der Bildung von Metallkarbiden.
Die Legierungszusätze Mo, Cr, V dienen zur Erhöhung des spezifischen elektrischen Widerstandes. Zur Erzielung besonders hoher Induktionswerte über 2,0 T dürfen die Gesamtgehalte an Legierungszusätzen 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 ein B160 von lediglich 1,98 T erreicht.
Andererseits ist für dynamische Anwendungen bei erhöhter Frequenz ein Mindestniveau des spezifischen Widerstandes erforderlich. Binäre Kobalt-Eisen-Legierungen weisen ein Niveau um 0,2 µΩm auf. Um den spezifischen Widerstand um mindestens 50% zu steigern und damit entsprechend die umagnetisierungsbedingten Wirbelstromverluste zu senken, sind Gehalte weiterer Elemente, wie beispielsweise Cr, Mo und V, von in der Summe mindestens 2 Gew.-% notwendig.
Ein zu hoher S-Gehalt führt schließlich ebenfalls zu verschlechterten weichmagnetischen Eigenschaften. Der Gehalt an S muß deswegen begrenzt werden. Zur Erzielung besonders niedriger Hc-Werte unter 1,35 A/cm muß deshalb ein S-Gehalt unter 0,01 Gew.-% angestrebt werden.
Die geforderten Obergrenzen werden anhand der im folgenden aufgeführten Ausführungs- und Vergleichsbeispiele deutlich. Die Konzentrationsangaben in Prozent sind dabei Angaben in Gew.-%.
Bei den nachfolgend näher beschriebenen Beispielen wurden von folgenden Spezifikationen aufgegangen: die Induktion B160 bei einer Magnetfeldstärke von H = 160 A/cm soll größer 2,0 T sein; die Koerzitivfeldstärke Hc soll unter 2,0 A/cm liegen und der spezifische Widerstand soll 30 µΩcm übersteigen.
Ausführungsbeispiel 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 geschält. Danach wurde das Material auf 18 mm Durchmesser bei 1100 bis 850°C geschmiedet. Nach einer Glühbehandlung von 10h bei 865°C unter Wasserstoff wurde eine Koerzitivfeldstärke von HC = 0,8A/cm, eine Induktion bei einer Aussteuerung von 160 A/cm von B160 = 2,10 T sowie eine Remanenz BR = 0,98 T gemessen. Der spezifische elektrische Widerstand betrug 0,39 µΩm.
Ausführungsbeispiel 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% O, 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 Zwischenglühung von 0,5h bei 900°C wurde auf 1 mm kaltgewalzt. Nach einer Glühbehandlung von 10h bei 865°C unter Wasserstoff wurde eine Koerzitivfeldstärke von HC = 0,8 A/cm, eine Induktion bei einer Aussteuerung von 160A/cm von B160 = 2,10 T sowie eine Remanenz BR = 0,98 T gemessen. Der spezifische elektrische Widerstand betrug 0,39 µΩm.
Ausführungsbeispiel 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 in Beispiel 1 hergestellt. Nach einer Glühbehandlung von 10h bei 820°C unter Wasserstoff wurde eine Koerzitivfeldstärke von HC = 1,98 A/cm, eine Induktion bei einer Aussteuerung von 160 A/cm von B160 = 2,02 T sowie eine Remanenz BR = 0,96T gemessen. Der spezifische elektrische Widerstand betrug 0,53 µΩm.
Ausführungsbeispiel 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 in Beispiel 1 hergestellt. Nach einer Glühbehandlung von 10h bei 820°C unter Wasserstoff wurde eine Koerzitivfeldstärke von HC = 1,27 A/cm, eine Induktion bei einer Aussteuerung von 160 A/cm von B160 = 2,07T sowie eine Remanenz BR = 0,94T gemessen. Der spezifische elektrische Widerstand betrug 0,51 µΩm.
Ausführungsbeispiel 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 in Beispiel 1 hergestellt. Nach einer Glühbehandlung von 10h bei 865°C unter Wasserstoff wurde eine Koerzitivfeldstärke von HC = 1,65 A/cm, eine Induktion bei einer Aussteuerung von 160 A/cm von B160 = 2,09 T sowie eine Remanenz BR = 0,86 T gemessen. Der spezifische elektrische Widerstand betrug 0,59 µΩm.
Vergleichsbeispiel 6:
Eine Legierung wurde unter Vakuum erschmolzen mit 15,0% Co, 2,0% Cr, 2,5% Mo, 2,0% V und Rest Eisen. Der Gussblock wurde auf 50 mm Durchmesser geschält. Danach wurde das Material auf 30 mm Durchmesser bei 1100 bis 850°C geschmiedet. Nach einer Glühbehandlung von 10h bei 840°C unter Wasserstoff wurde eine Koerzitivfeldstärke 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 Gesamtgehalts 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 geschält. Nach einer Glühbehandlung von 10h bei 820°C unter Wasserstoff wurde eine Koerzitivfeldstärke von HC = 2,82 A/cm, eine Induktion bei einer Aussteuerung von 160 A/cm von B160 = 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 Glühtemperatur bei hohem Mo-Gehalt.
Ausführungsbeispiel 8:
Wie Beispiel 7. Die Schlußglühung wird jedoch bei 850 °C vorgenommen. Dabei wird eine Koerzitivfeldstärke von 1,83 A/cm und B160 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 Glühbehandlung von 10h bei 850°C unter Wasserstoff wurde eine Koerzitivfeldstärke von HC = 2,51 A/cm, eine Induktion bei einer Aussteuerung von 160 A/cm von B160 = 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 Bändern durch Warmwalzen an Dicke 5 mm und anschließendes Kaltwalzen an verschiedene Enddicken. Der spezifische Widerstand der Legierung betrug 0,53 µΩm. Nach einer Glühbehandlung von 10h bei 835°C unter Wasserstoff wurden an verschiedenen Proben Induktionswerte B160 (H = 160A/cm) zwischen 2,024 und 2,057 T festgestellt. Die Messung der Koerzitivfeldstärke ergab dagegen 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 Glühparameter zur Erzielung niedriger Koerzitivfeldstärken. Auch kann das Ziel von Koerzitivfeldstärken unter 2 A/cm nicht sicher erreicht werden.
Ausführungsbeispiel 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 in Beispiel 1 hergestellt. Nach einer Glühbehandlung von 10h bei 850°C unter Wasserstoff wurde eine Koerzitivfeldstärke von HC = 1,4 A/cm, eine Induktion bei einer Aussteuerung von 160 A/cm von B160 = 2,10 T sowie eine Remanenz BR = 0,95 T gemessen. Der spezifische elektrische Widerstand betrug 0,39 µΩm.
Ausführungsbeispiel 12:
Zusammensetzung wie Beispiel 11, aber S-Gehalt 0,005%. Nach einer Glühbehandlung von 10h bei 850°C unter Wasserstoff wurde eine Koerzitivfeldstärke von HC = 1,22 A/cm und eine Induktion bei einer Aussteuerung von 160 A/cm von B160 = 2,20 T gemessen.
Ausführungsbeispiel 13:
Zusammensetzung wie Beispiel 11, aber S-Gehalt 0,004%. Nach einer Glühbehandlung von 10h bei 850°C unter Wasserstoff wurde eine Koerzitivfeldstärke von HC = 1,12 A/cm und eine Induktion bei einer Aussteuerung von 160 A/cm von B160 = 2,25 T gemessen.
Vergleichsbeispiel 14:
Es wurden binäre CoFe-Legierungen mit 14,7 und 19,9% Co wie in Beispiel 2 hergestellt. Die Induktionswerte sind mit Werten für B160 = 2,16 T bzw. 2,20 T zwar sehr hoch, jedoch erlaubt 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 in Beispiel 2 beschrieben gefertigt. Nach Schlußglühung bei 850°C für 10h unter Wasserstoff betrug Hc 1,83 A/cm. B160 (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 in Beispiel 2 beschrieben gefertigt. Nach Schlußglühung bei 850°C für 10h unter Wasserstoff betrug B160 (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 Koerzitivfeldstärke war das Auftreten Mo-reicher Metallkarbide.
Die Ausführungsbeispiele 15 und 16 veranschaulichen die Bedeutung von Cr, Mo und V für den spezifischen elektrischen Widerstand. Ein niedriger Gehalt an Cr, Mo sowie V führt 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 in Beispiel 2 beschrieben gefertigt. Nach Schlußglühung wurde ein 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 Schlußglühung über 10 Stunden bei 850 °C unter Wasserstoff wurde eine Koerzitivfeldstärke 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
Ausführungsbeispiel 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 in Beispiel 2 hergestellt. Sie erreichte nach Schlußglühung Hc = 1,52 A/cm und B160 = 2,07 T. Der spezifische Widerstand betrug 0,56 µΩm.
Ausführungsbeispiel 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 in Beispiel 2, erreichte nach Schlußglühung Hc = 0,81 A/cm und B160 = 2,06 T. Der spezifische Widerstand betrug 0,40 µΩm.
Ausführungsbeispiel 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 in Beispiel 2, erreichte nach Schlußglühung Hc = 1,80 A/cm und B160 = 2,18 T. Der spezifische Widerstand betrug 0,38 µΩm.
Ausführungsbeispiel 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% O, Rest Fe, sowie unvermeidbare Verunreinigungen. Diese Legierung wurde den verschiedensten Verarbeitungsmöglichkeiten unterzogen. Entweder wurde auf Enddimension warmgewalzt, oder es wurde warmgewalzt und dann als Band kalt weiter an Enddicke gewalzt. Die beiliegende 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.
Material Induktion [T] bei H = BR Hc
1 A/cm 8 A/cm 16 A/cm 40 A/cm 80 A/cm 160 A/cm
Bandmaterial 0,2 mm 0,22 1,52 1,64 1,79 1,97 2,22 0,98 0,88
Bandmaterial 0,3 mm 0,23 1,50 1,61 1,75 1,91 2,13 0,96 0,91
Bandmaterial 1,0 mm 0,17 1,49 1,60 1,74 1,88 2,07 0,741 0,864
Warmwalzmaterial ⊘ =18 mm 0,38 1,56 1,67 1,80 1,94 2,12 0,951 0,84
Warmwalzmaterial ⊘ =30 mm 0,46 1,57 1,68 1,81 1,94 2,11 1,10 0,83
Warmwalzmaterial ⊘ =33 mm 0,20 1,53 1,65 1,78 1,90 2,05 1,06 1,37
Warmwalzmaterial 60 mm X 15 mm ⊘ 0,21 1,53 1,66 1,81 1,84 2,11 0,90 1,09

Claims (20)

  1. Eisenbasislegierung 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 zwischen 0,01 Gew.-% und 0,4 Gew.-% sowie der Gehalt an C unter 0,02 Gew.-% liegt.
  2. Eisenbasislegierung nach Anspruch 1,
    dadurch gekennzeichnet, daß der Gehalt an Ni zusammen mit Mn zwischen 0,02 Gew.-% und 0,4 Gew.-% sowie der Gehalt an C unter 0,02 Gew.-% liegt.
  3. Eisenbasislegierung nach Anspruch 2,
    dadurch gekennzeichnet, daß der Gehalt an Ni zusammen mit Mn zwischen 0,03 Gew.-% und 0,4 Gew.-% sowie der Gehalt an C unter 0,02 Gew.-% liegt.
  4. Legierung nach Anspruch 1,2 oder 3,
    dadurch gekennzeichnet, daß der Ni-Gehalt kleiner 0,3 Gew.-% ist.
  5. Legierung nach Anspruch 1,2 oder 3,
    dadurch gekennzeichnet, daß der Ni-Gehalt kleiner 0,15 Gew.-% ist.
  6. Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 5,
    dadurch gekennzeichnet, daß der C-Gehalt kleiner 0,02 Gew.-% ist.
  7. Legierung nach Anspruch 6,
    dadurch gekennzeichnet, daß der C-Gehalt kleiner 0,01 Gew.-% .ist.
  8. Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 7,
    dadurch gekennzeichnet, daß der Mn-Gehalt kleiner 0,2 Gew.-% ist.
  9. Legierung nach Anspruch 8,
    dadurch gekennzeichnet, daß der Mn-Gehalt kleiner 0,1 Gew.-% ist.
  10. Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 9,
    dadurch gekennzeichnet, daß der Gehalt der Elemente aus der Gruppe von Cr, Mo und V zwischen 2,0 und 4 Gew.-% liegt.
  11. Legierung nach Anspruch 10,
    dadurch gekennzeichnet, daß der Gehalt der Elemente aus der Gruppe von Cr, Mo und V, zwischen 2,5 und 3,5 Gew.-% liegt.
  12. Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 11,
    dadurch gekennzeichnet, daß der Mo-Gehalt kleiner als 1,5 Gew.-% ist.
  13. Legierung nach Anspruch 12,
    dadurch gekennzeichnet, daß der Mo-Gehalt kleiner als 1,0 Gew.-% ist.
  14. Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 13,
    dadurch gekennzeichnet, daß der Cr-Gehalt zwischen 1,5 und 2,5 Gew.-% liegt.
  15. Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 14,
    dadurch gekennzeichnet, daß der S-Gehalt kleiner 0,01 Gew.-% ist.
  16. Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 15,
    dadurch gekennzeichnet, daß die Induktion B160 bei einer Magnetfeldstärke von H = 160 A/cm größer 2,0 T ist, die Koerzitivfeldstärke Hc kleiner 2,0 A/cm ist und der spezifische Widerstand über 30 µΩcm liegt
  17. Verfahren zur Herstellung von Halbzeug aus einer Kobalt-Eisen-Legierung, bei dem durch Schmelzen (1) und Warmverformung (4, 10) 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 Schlußglühung (7, 12) unterzogen werden,
    dadurch gekennzeichnet, daß der Gehalt an Ni zusammen mit Mn unterhalb 0,4 Gew.-% sowie der Gehalt an C unter 0,02 Gew.-% liegt und
    daß die Schlußglühung (7, 12) für mindestens 0,25 h im Temperaturbereich von 800 bis 880°C durchgeführt wird.
  18. Verfahren nach Anspruch 17,
    dadurch gekennzeichnet, daß die Schlußglühung (7, 12) für mindestens 0,25 h im Temperaturbereich von 830 bis 865°C durchgeführt wird.
  19. Verfahren nach Anspruch 17 oder 18,
    dadurch gekennzeichnet, daß die Legierung vor der Schlußglühung (7, 12) kaltverformt wird.
  20. Verfahren nach einem der Ansprüche 17 bis 19,
    dadurch gekennzeichnet, daß die Legierung unter Inertgas, Wasserstoff oder Vakuum schlußgeglüht wird.
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