EP1475450A1 - Hochfeste weichmagnetische Eisen-Kobalt-Vanadium-Legierung - Google Patents

Hochfeste weichmagnetische Eisen-Kobalt-Vanadium-Legierung Download PDF

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EP1475450A1
EP1475450A1 EP04010444A EP04010444A EP1475450A1 EP 1475450 A1 EP1475450 A1 EP 1475450A1 EP 04010444 A EP04010444 A EP 04010444A EP 04010444 A EP04010444 A EP 04010444A EP 1475450 A1 EP1475450 A1 EP 1475450A1
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EP
European Patent Office
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cobalt
soft magnetic
magnetic iron
content
vanadium alloy
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Joachim Gerster
Johannes Tenbrink
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Vacuumschmelze GmbH and Co KG
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Vacuumschmelze GmbH and Co KG
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
    • C22C19/07—Alloys based on nickel or cobalt based on cobalt

Definitions

  • the invention relates to a high-strength soft magnetic iron-cobalt-vanadium alloy, in particular for electrical Generators, motors and magnetic bearings used in aircraft can be. Electric generators, motors and magnetic Bearings in aircraft must be next to one as possible Small size also have the lowest possible weight. Therefore soft magnetic iron-cobalt-vanadium alloys are used for these applications used, which has a high saturation induction exhibit.
  • the binary iron-cobalt alloys with a cobalt content between 33 and 55 wt.% are extremely brittle, resulting in the formation of an ordered superstructure at temperatures below 730 ° C is due.
  • the addition of about 2 % By weight of vanadium impairs the transition into this superstructure, so that a relatively good cold workability after Quenching to room temperature from the temperatures above 730 ° C can be achieved.
  • a ternary base alloy is therefore an iron-cobalt-vanadium alloy known, the 49 wt.% Iron, 49 wt.% Cobalt and 2% by weight of vanadium.
  • This alloy has been around long known and is described, for example, in R. M. Bozorth, Ferromagnetism, van Nostrand, New York (1951) "in detail described.
  • This vanadium-containing iron-cobalt alloy is characterized by its very high saturation induction of about 2.4 T from.
  • US 3,634,072 therefore proposes as ductility-enhancing additives an addition of 0.02 to 0.5 wt.% of niobium and / or 0.07 to 0.3 wt.% zircon.
  • Niobium which by the way is replaced by the homologous tantalum Not only has in the iron-cobalt alloy system the property of strongly suppressing the degree of order, what for example, R.V. Major and C.M. Orrock in "High saturation ternary cobalt-iron based alloys ", IEEE Trans. Magn. 24 (1988), 1856-1858, but it also inhibits grain growth.
  • Object of the present invention is therefore to provide a new high strength soft magnetic iron cobalt vanadium alloy selection to provide, which is characterized by very good mechanical properties, especially by very high Distinguishing yield points.
  • the alloys are also intended for longer annealing times of at least two hours with a high level of production reliability Yield strengths of more than 600 MPa, preferably from above 700 MPa.
  • the alloys should simultaneously have high saturation induction values and the lowest possible coercive field strengths have, i. an excellent soft magnetic Show behavior.
  • the term "consists essentially of” is here and hereinafter understood that the alloy selection according to the invention besides the stated main constituents of Co, V, Zr, Nb, Ta and Fe are merely melting and / or have random contaminants in such an amount can, which has neither the mechanical nor the magnetic properties significantly impaired.
  • the inventive soft magnetic iron-cobalt-vanadium alloy one Zirconium content of 0.5 ⁇ Zr ⁇ 1.0 wt%, ideally one Zirconium content of 0.6 ⁇ Zr ⁇ 0.8 wt.% To.
  • the cobalt content is 48.0 ⁇ Co ⁇ 50.0 Wt.%. But also with alloys whose cobalt content is between 45.0 ⁇ Co ⁇ 48.0% by weight, very good results can be achieved.
  • the content of nickel should be Ni ⁇ 1.0 wt%, ideally Ni ⁇ 0.5 wt.%.
  • a typical embodiment of the present invention has the soft magnetic iron-cobalt-vanadium alloy according to the invention a vanadium ion content of 1.0 ⁇ V ⁇ 2.0 % By weight, ideally a vanadium content of 1.5 ⁇ V ⁇ 2.0 % By weight.
  • niobium and / or tantalum contents 0.04 ⁇ (Ta + 2 x Nb) ⁇ 0.8 wt%, ideally, 0.04 ⁇ (Ta + 2 x Nb) ⁇ 0.3% by weight.
  • the zirconium content is better to adjust.
  • the alloy melt is then poured into molds. After solidification of the melt block is turned off and then rolled at a temperature between 900 ° C and 1300 ° C to a slab. Alternatively, it is also possible to dispense with twisting off the oxide skin on the surface of the melt blocks. Instead, then the slab must be processed accordingly on their surface.
  • the resulting slab is then at similar temperatures, that means at temperatures above 900 ° C, to one Hot rolled strip.
  • the then obtained hot-rolled alloy strip is too brittle for another cold rolling process.
  • the hot-rolled alloy strip becomes of a temperature ordered above the phase transition / disordered, which known to be at a temperature of about 730 ° C in Water, preferably quenched in ice-salt water.
  • the alloy ribbon is now sufficient ductile.
  • the alloy ribbon becomes a thickness cold-rolled of about 0.35 mm.
  • the manufactured desired shapes are formed usually by punching. Further methods are laser cutting, Wire eroding, water jet cutting or the like.
  • FIGS . 1 to 8 which each show the coercive force H c as a function of the yield strength R p0,2 .
  • tensile specimens and Punched rings were the respective magnetic final annealing performed.
  • the zirconium additive was exactly 0.28% by weight.
  • Batches 93/5969 and 93/5968 were alloys such as the aforementioned US 5,501,747 (Masteller) correspond. These were high-strength, magnetically soft iron-cobalt-vanadium alloys, which were zircon free.
  • the duration of the final annealing and the Annealing temperatures varies.
  • the annealing temperatures were from 720 ° C up to 800 ° C varies.
  • the duration of the final anniversaries was varied from one hour to four hours.
  • FIGS. 1, 2 and 3 A graphic summary of the results found in these three prior art alloys are provided by FIGS. 1, 2 and 3. As can be seen from these figures, these alloys have a high yield strength, ie a yield strength R p0.2 above 700 MPa only achievable if appreciable losses in soft magnetic behavior are accepted. All three alloys already exhibit a semi-hard magnetic behavior in the range of 700 MPa and higher, ie a coercive force H c of more than 6.0 A / cm.
  • the zirconium content was varied on the one hand, On the other hand, the zirconium content together with the other alloying components responsible for ductility Niobium and tantalum vary.
  • both the annealing temperatures at the magnetic annealing as well as the Final annealing times varies.
  • the closing times were between one hour and four hours varied.
  • the final annealing temperatures were varied between 720 ° C and 800 ° C.
  • Table 26 shows the examination of the appropriate ironing temperature for the special melts try the batches 93/7179 to 93/7183. Only the batch 93/7184 was without quenching cold-rolled. After quenching at each specified Temperatures, see Table 26, let the bands cold roll to final thickness.
  • Figures 9 to 11 show the relationship between induction and Field strength for lots 93/7179 to 93/7184 after one Final annealing under different annealing parameters. induction values are air flow corrected according to ASTM A 341 / A 341M and IEC 404-4. These results as well as the results of the tensile tests are listed in Tables 27, 29 and 31.
  • the ratio between Co content or V content and yield strength R p0.2 is shown graphically in FIGS . 12 and 13.
  • Tables 28, 30 and 32 show the resistivity as well as the core loss losses for lots 93/7179 to 93/7184.
  • the relationship between specific electrical resistance ⁇ e1 and Co and V content for different annealing parameters is shown graphically in FIGS. 14 and 15.
  • the alloys according to the present invention are particularly suitable for magnetic bearings, in particular for the rotors of magnetic bearings, as described in US 5,501,747, and as a material for generators and for engines.

Abstract

Es wird eine hochfeste, weichmagnetische Eisen-Kobalt-Vanadium-Legierungsauswahl vorgestellt, die aus 35,0 <= Co <= 55,0 Gew.%, 0,75 <= V <= 2,5 Gew.%, 0 <= Ta + 2·x Nb <= 0,8 Gew.%, 0,3 < Zr <= 1,5 Gew.%, Rest Fe sowie erschmelzungsbedingten und/oder zufälligen Verunreinigungen besteht. Diese zirkonhaltige Legierungsauswahl weist exzellente mechanische Eigenschaften, insbesondere eine sehr hohe Streckgrenze, hohe Induktionswerte und besonders niedrige Koerzitivfeldstärken auf. Sie eignet sich hervorragend als Werkstoff für Magnetlager im Flugzeugbau.

Description

Die Erfindung betrifft eine hochfeste weichmagnetische Eisen-Kobalt-Vanadium-Legierung, die insbesondere für elektrische Generatoren, Motoren und magnetische Lager in Flugzeugen eingesetzt werden kann. Elektrische Generatoren, Motoren und magnetische Lager in Flugzeugen müssen neben eine möglichst kleinen Baugröße auch ein möglichst kleines Gewicht haben. Deshalb kommen für diese Anwendungen weichmagnetische Eisen-Kobalt-Vanadium-Legierungen eingesetzt, die eine hohe Sättigungsinduktion aufweisen.
Die binären Eisen-Kobalt-Legierungen mit einem Kobaltgehalt zwischen 33 und 55 Gew.% sind außerordentlich spröde, was auf die Bildung einer geordneten Überstruktur bei Temperaturen unterhalb 730°C zurückzuführen ist. Der Zusatz von ungefähr 2 Gew.% Vanadium beeinträchtigt den Übergang in diese Überstruktur, so dass eine relativ gute Kaltverformbarkeit nach Abschrecken auf Raumtemperatur von der Temperaturen oberhalb 730°C erreicht werden kann.
Als ternäre Grundlegierung ist demnach eine Eisen-Kobalt-Vanadium-Legierung bekannt, die 49 Gew.% Eisen, 49 Gew.% Kobalt und 2 Gew.% Vanadium enthält. Diese Legierung ist seit langer Zeit bekannt und wird beispielsweise in "R. M. Bozorth, Ferromagnetism, van Nostrand, New York (1951)" ausführlich beschrieben. Diese vanadiumhaltige Eisen-Kobalt-Legierung zeichnet sich durch ihre sehr hohe Sättigungsinduktion von ca. 2,4 T aus.
Eine Weiterentwicklung dieser ternären vanadiumhaltigen Kobalt-Eisen-Grundlegierung ist aus der US 3,634,072 bekannt. Dort wird bei der Herstellung von Legierungsbändern ein Abschrecken des warmgewalzten Legierungsbandes von einer Temperatur oberhalb der Phasenübergangstemperatur von 730°C beschrieben. Dieser Prozess ist notwendig, damit die Legierung hinreichend duktil für das anschließende Kaltwalzen ist. Mit dem Abschrecken wird die Ordnungseinstellung unterdrückt. Fertigungstechnisch ist das Abschrecken jedoch sehr kritisch, da es bei den sogenannten Kaltwalzstichen sehr leicht zu Bandbrüchen kommen kann. Deshalb wurden erhebliche Anstrengungen unternommen, um die Duktilität der Legierungsbänder zu steigern und damit die Fertigungssicherheit zu erhöhen.
Die US 3,634,072 schlägt daher als duktilitätssteigernde Zusätze eine Zugabe von 0,02 bis 0,5 Gew.% Niob und/oder 0,07 bis 0,3 Gew.% Zirkon vor.
Niob, das im Übrigen auch durch das homologe Tantal ersetzt werden kann, hat im Eisen-Kobalt-Legierungssystem nicht nur die Eigenschaft, den Ordnungsgrad stark zu unterdrücken, was beispielsweise von R. V. Major und C. M. Orrock in "High saturation ternary cobalt-iron based alloys", IEEE Trans. Magn. 24 (1988), 1856-1858, beschrieben worden ist, sondern es hemmt auch das Kornwachstum.
Die Zugabe von Zirkon in den in der US 3,634,072 vorgeschlagenen Mengen von maximal 0,3 Gew.% hemmt ebenfalls das Kornwachstum. Beide Mechanismen verbessern wesentlich die Duktilität der Legierung nach dem Abschrecken.
Neben dieser aus der US 3,634,072 bekannten hochfesten niobund zirkonhaltigen Eisen-Kobalt-Vanadium-Legierung sind des Weiteren noch zirkonfreie Legierungen aus der US 5,501,747 bekannt.
Dort werden Eisen-Kobalt-Vanadium-Legierungen vorgeschlagen, die ihre Anwendung in schnelldrehenden Flugzeuggeneratoren' und Magnetlagern finden. Die US 5,501,747 baut auf der Lehre der US 3,364,072 auf und schränkt den dort gelehrten Niobgehalt auf 0,15 - 0,5 Gew.% ein. Des Weiteren wird dort eine besondere magnetische Schlussglühung empfohlen, bei der die Legierung nicht länger als ungefähr vier Stunden, vorzugsweise nicht länger als zwei Stunden, bei einer Temperatur von nicht über 740°C getempert werden kann, um einen Gegenstand herzustellen, der eine Streckgrenze von mindestens ungefähr 620 MPa aufweist. Dies ist sehr einschränkend und auch sehr ungewöhnlich, da normalerweise die weichmagnetische Eisen-Kobalt-Vanadium-Legierungen bei Temperaturen oberhalb 740°C und unterhalb 900°C geglüht werden.
Mit der Glühtemperatur lassen sich die magnetischen und mechanischen Eigenschaften einstellen. Beide Eigenschaften sind für den Einsatz der Legierungen entscheidend. Die gleichzeitige Optimierung dieser beiden Eigenschaften ist jedoch sehr schwierig, da die Eigenschaften gegenläufig sind:
  • 1. Wird die Legierung bei einer höheren Temperatur geglüht, so erhält man ein gröberes Korn und damit gute weichmagnetische Eigenschaften. Die dabei erzielten mechanischen Eigenschaften sind in der Regel jedoch relativ schlecht.
  • 2. Glüht man die Legierung hingegen bei niedrigeren Temperaturen, so erzielt man bessere mechanische Eigenschaften aufgrund eines feineren Korns. Das feinere Korn jedoch bewirkt schlechtere magnetische Eigenschaften.
    • Ein großer Nachteil bei der in der US 5,501,747 gelehrten Legierungsauswahl liegt in der Notwendigkeit der oben genannten Kurzzeitglühung, die lediglich ungefähr ein bis zwei Stunden bei einer Temperatur in der Nähe der Phasengrenze ungeordnet/geordnet durchgeführt werden darf, um brauchbare magnetische und mechanische Eigenschaften zu erzielen.
    Für eine große Menge an Glühgut ist aufgrund unterschiedlicher Aufheizzeiten und aufgrund von Temperaturschwankungen innerhalb des Glühgutes eine Fertigungssicherheit damit nur sehr schwer zu realisieren. Es kommt im großtechnischen Maßstab in der Regel zu nicht tolerierbaren Streuungen in Bezug auf die die mechanischen Eigenschaften charakterisierenden Streckgrenzen.
    Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist es daher, eine neue hochfeste weichmagnetische Eisen-Kobalt-Vanadium-Legierungsauswahl bereitzustellen, die sich durch sehr gute mechanische Eigenschaften, insbesondere durch sehr hohe Streckgrenzen auszeichnen.
    Die Legierungen sollen ferner auch bei längeren Glühzeiten von mindestens zwei Stunden mit einer hohen Fertigungssicherheit Streckgrenzen von über 600 MPa, vorzugsweise von über 700 MPa, aufweisen.
    Die Legierungen sollen darüberhinaus gleichzeitig hohe Sättigungsinduktionswerte und möglichst niedrige Koerzitivfeldstärken aufweisen, d.h. ein hervorragendes weichmagnetisches Verhalten zeigen.
    Erfindungsgemäß wird diese Aufgabe durch eine weichmagnetische Eisen-Kobalt-Vanadium-Legierungsauswahl gelöst, welche im Wesentlichen aus
  • 35,0 ≤ Co ≤ 55,0 Gew.%,
  • 0,75 ≤ V ≤ 2,5 Gew.%,
  • 0 ≤ (Ta + 2 x Nb) ≤ 0,8 Gew.%,
  • 0,3 < Zr ≤ 1,5 Gew.%,
  • Ni ≤ 5,0 Gew.%, Rest Fe sowie erschmelzungsbedingten und/oder zufälligen Verunreinigungen besteht.
    • Unter dem Begriff "besteht im Wesentlichen aus" wird hier und im Folgenden verstanden, dass die erfindungsgemäße Legierungsauswahl neben den angegebenen Hauptbestandteilen an Co, V, Zr, Nb, Ta und Fe lediglich erschmelzungsbedingte und/oder zufällige Verunreinigungen in einer solchen Menge aufweisen kann, die weder die mechanischen noch die magnetischen Eigenschaften signifikant beeinträchtigt.
    Es hat sich völlig überraschend gezeigt, dass Eisen-Kobalt-Vanadium-Legierungen mit Zirkongehalten oberhalb 0,3 Gew.% wesentlich bessere mechanische Eigenschaften unter gleichzeitiger Erzielung hervorragender magnetischer Eigenschaften aufweisen als die eingangs genannten Legierungen aus dem Stand der Technik.
    Dies lässt sich darauf zurückführen, dass es durch die Zugabe von Zirkon in Mengen oberhalb 0,3 Gew.% innerhalb des Gefüges zur Ausbildung einer bisher nicht bekannten hexagonalen Laves-Phase zwischen den einzelnen Körnern kommt, die einen sehr positiven Einfluss auf die mechanischen und magnetischen Eigenschaften nimmt. Diese hexagonale Laves-Phase ist vom Standpunkt der Metallurgie und der Kristallographie nicht mit der in der US 5,501,747 beschriebenen kubischen Laves-Phase zu verwechseln. Es besteht lediglich eine Namensteilidentität. Dieser signifikante Zirkonzusatz bewirkt insbesondere im Zusammenspiel mit Niob und/oder Tantal eine signifikante Verbesserung in der Duktilität.
    In einer bevorzugten Ausführungsform weist die erfindungsgemäße weichmagnetische Eisen-Kobalt-Vanadium-Legierung einen Zirkoniumgehalt von 0,5 ≤ Zr ≤ 1,0 Gew.%, idealerweise einen Zirkoniumgehalt von 0,6 ≤ Zr ≤ 0,8 Gew.% auf.
    Typischerweise beträgt der Kobaltgehalt 48,0 ≤ Co ≤ 50,0 Gew.%. Aber auch mit Legierungen, deren Kobaltgehalt zwischen 45,0 ≤ Co ≤ 48,0 Gew.% liegt, sind sehr gute Ergebnisse erzielbar. Der Gehalt an Nickel sollte Ni ≤ 1,0 Gew.%, idealerweise Ni ≤ 0,5 Gew.% betragen.
    In einer typischen Ausgestaltung der vorliegenden Erfindung weist die erfindungsgemäße weichmagnetische Eisen-Kobalt-Vanadium-Legierung einen Vanadiumiumgehalt von 1,0 ≤ V ≤ 2,0 Gew.%, idealerweise einen Vanadiumgehalt von 1,5 ≤ V ≤ 2,0 Gew.% auf.
    Zur Erzielung besonders guter Duktilitäten sind nach der vorliegnden Erfindung Niob- und/oder Tantal-Gehalte von 0,04 ≤ (Ta + 2 x Nb) ≤ 0,8 Gew.%, idealerweise von 0,04 ≤ (Ta + 2 x Nb) ≤ 0,3 Gew.%, vorgesehen.
    Die erfindungsgemäßen weichmagnetischen hochfesten Eisen-Kobalt-Vanadium-Legierungen weisen außerdem dabei einen Gehalt an erschmelzungsbedingten und/oder zufälligen metallischen Verunreinigungen von:
  • Cu ≤ 0,2, Cr ≤ 0,3, Mo ≤ 0,3, Si ≤ 0,5, Mn ≤ 0,3 und Al ≤0,3; vorzugsweise von:
  • Cu ≤ 0,1, Cr ≤ 0,2, Mo ≤ 0,2, Si ≤ 0,2, Mn ≤ 0,2 und Al ≤ 0,2; idealerweise von :
  • Cu ≤ 0,06, Cr ≤ 0,1, Mo ≤ 0,1, Si ≤ 0,1, Mn ≤ 0,1; auf.
    • Des Weiteren liegen nichtmetallische Verunreinigungen typischerweise im Bereich von:
  • P ≤ 0,01, S ≤ 0,02, N ≤ 0,005, O ≤ 0,05 und C ≤ 0,05; vorzugsweise im Bereich von:
  • P ≤ 0,005, S ≤ 0,01, N ≤ 0,002, O ≤ 0,02 und C ≤ 0,02; idealerweise im Bereich von:
  • S ≤ 0,005, N ≤ 0,001, O ≤ 0,01 und C ≤ 0,01.
    • Die erfindungsgemäßen Legierungen können mittels verschiedener Verfahren erschmolzen werden. Grundsätzlich sind alle gängigen Techniken, wie zum Beispiel das Erschmelzen an der Luft oder Herstellen über Vakuuminduktionsschmelzen (VIM = Vacuum Induction Melting) möglich.
    Zur Herstellung der erfindungsgemäßen weichmagnetischen Eisen-Kobalt-Vanadium-Legierungen wird jedoch das VIM-Verfahren bevorzugt, da die relativ hohen Zirkonium-Gehalte besser einzustellen sind. Beim Schmelzen an der Luft weisen zirkoniumhaltige Legierungen einen hohen Abbrand auf, so dass sich unerwünschte Zirkoniumoxide und andere Verunreinigungen bilden.
    Insgesamt ist bei der Verwendung des VIM-Verfahrens der Zirkoniumgehalt besser einzustellen.
    Die Legierungsschmelze wird dann in Kokillen abgegossen. Nach dem Erstarren wird der Schmelzblock abgedreht und anschließend bei einer Temperatur zwischen 900°C und 1300°C zu einer Bramme gewalzt.
    Alternativ kann auch auf das Abdrehen der Oxidhaut auf der Oberfläche der Schmelzblöcke verzichtet werden. Stattdessen muss dann die Bramme entsprechend an ihrer Oberfläche bearbeitet werden.
    Die resultierende Bramme wird danach bei ähnlichen Temperaturen, das heißt also bei Temperaturen oberhalb 900°C, zu einem Band warmgewalzt. Das dann erhaltene warmgewalzte Legierungsband ist für einen weiteren Kaltwalzprozess zu spröde. Demzufolge wird das warmgewalzte Legierungsband von einer Temperatur oberhalb des Phasenübergangs geordnet/ungeordnet, welches bekanntlich bei einer Temperatur von ungefähr 730°C liegt in Wasser, vorzugsweise in Eissalzwasser, abgeschreckt.
    Durch diese Behandlung ist das Legierungsband nun hinreichend duktil. Nach Entfernung der Oxidhaut auf dem Legierungsband, welches beispielsweise durch Beizen oder Strahlen erfolgen kann, wird das Legierungsband beispielsweise auf eine Dicke von ungefähr 0,35 mm kaltgewalzt.
    Anschließend werden aus dem kaltgewalzten Legierungsband die gewünschten Formen gefertigt. Diese Formbearbeitung erfolgt in der Regel durch Stanzen. Weitere Verfahren sind Laserschneiden, Drahterodieren, Wasserstrahlschneiden oder der-gleichen.
    Nach dieser Formbearbeitung erfolgt die wichtige magnetische Schlussglühung, wobei durch die Variation der Glühdauer und der Glühtemperatur die magnetischen Eigenschaften und die mechanischen Eigenschaften des Endprodukts präzise eingestellt werden können.
    Die Erfindung wird im Folgenden anhand von Ausführungsbeispielen und Vergleichsbeispielen erläutert. Die Unterschiede der einzelnen Legierungen bezüglich ihrer mechanischen und magnetischen Eigenschaften werden anhand der Figuren 1 bis 8 veranschaulicht, die jeweils die Koerzitivfeldstärke Hc als Funktion der Streckgrenze Rp0,2 zeigen.
    Alle Ausführungsbeispiele und alle Vergleichsbeispiele wurden hergestellt, indem Schmelzen unter Vakuum in Flachkokillen abgegossen wurden. Die auf den Schmelzblöcken vorhandene Oxidhaut wurde anschließend abgefräst.
    Anschließend wurden die Schmelzblöcke bei einer Temperatur von 1150°C zusammen mit einer Dicke von d=3,5 mm warmgewalzt.
    Die resultierenden Brammen wurden danach von einer Temperatur T=930°C in Eiswasser abgeschreckt. Die abgeschreckten, warmgewalzten Brammen wurden schließlich auf eine Dicke d'=0,35 mm kaltgewalzt. Anschließend wurden Zugproben und Ringe gestanzt. An den entstandenen Zugproben und Ringen wurden die jeweiligen magnetischen Schlussglühungen durchgeführt.
    Sämtliche Legierungsparameter, magnetische Messergebnisse und mechanische Messergebnisse sind in den Tabellen 1 bis 26 wiedergegeben.
    Zur Untersuchung der mechanischen Eigenschaften wurden Zugversuche durchgeführt, bei denen das Elastizitätsmodul E, die Streckgrenze Rp0,2, die Zugfestigkeit Rm, die Bruchdehnung AL sowie die Härte HV gemessen wurden. Als wesentlicher mechanischer Parameter wurde dabei die Streckgrenze Rp0,2 erachtet.
    Die magnetischen Eigenschaften wurden an den gestanzten Ringen untersucht. An den gestanzten Ringen wurde dabei die statische B-H-Neukurve sowie die statische Koerzitivfeldstärke Hc bestimmt.
    Im Folgenden werden anhand von den Tabellen 1 bis 33 sowie der Figuren 1 bis 15 Vergleichsbeispiele und Ausführungsbeispiele der vorliegenden Erfindung eingehend erörtert. Dabei zeigen:
    Tabelle 1:
    Eigenschaften von Sonderschmelzen der Chargen 93/5964 bis 93/6018 nach einstündiger Schlussglühung bei 720°C unter H2
    Tabelle 2:
    Eigenschaften von Sonderschmelzen der Chargen 93/6278 bis 93/6289 nach einstündiger Schlussglühung bei 720°C unter H2
    Tabelle 3:
    Eigenschaften von Sonderschmelzen der Chargen 93/6655 bis 93/6666 nach einstündiger Schlussglühung bei 720°C unter H2
    Tabelle 4:
    Eigenschaften von Sonderschmelzen der Chargen 93/5964 bis 93/6018 nach zweistündiger Schlussglühung bei 720°C unter H2
    Tabelle 5:
    Eigenschaften von Sonderschmelzen der Chargen 93/6278 bis 93/6289 nach zweistündiger Schlussglühung bei 720°C unter H2
    Tabelle 6:
    Eigenschaften von Sonderschmelzen der Chargen 93/6655 bis 93/6666 nach zweistündiger Schlussglühung bei 720°C unter H2
    Tabelle 7:
    Eigenschaften von Sonderschmelzen der Chargen 93/6278 bis 93/6289 nach vierstündiger Schlussglühung bei 720°C unter H2
    Tabelle 8:
    Eigenschaften von Sonderschmelzen der Chargen 93/6655 bis 93/6666 nach vierstündiger Schlussglühung bei 720°C unter H2
    Tabelle 9:
    Eigenschaften von Sonderschmelzen der Chargen 93/6278 bis 93/6289 nach einstündiger Schlussglühung bei 730°C unter H2
    Tabelle 10:
    Eigenschaften von Sonderschmelzen der Chargen 93/6278 bis 93/6289 nach zweistündiger Schlussglühung bei 730°C unter H2
    Tabelle 11:
    Eigenschaften von Sonderschmelzen der Chargen 93/6278 bis 93/6289 nach einstündiger Schlussglühung bei 740°C unter H2
    Tabelle 12:
    Eigenschaften von Sonderschmelzen der Chargen 93/6655 bis 93/6666 nach einstündiger Schlussglühung bei 740°C unter H2
    Tabelle 13:
    Eigenschaften von Sonderschmelzen der Chargen 93/6278 bis 93/6289 nach zweistündiger Schlussglühung bei 740°C unter H2
    Tabelle 14:
    Eigenschaften von Sonderschmelzen der Chargen 93/6655 bis 93/6666 nach zweistündiger Schlussglühung bei 740°C unter H2
    Tabelle 15:
    Eigenschaften von Sonderschmelzen der Chargen 93/5964 bis 93/6018 nach vierstündiger Schlussglühung bei 740°C unter H2
    Tabelle 16:
    Eigenschaften von Sonderschmelzen der Chargen 93/6278 bis 93/6306 nach vierstündiger Schlussglühung bei 740°C unter H2
    Tabelle 17:
    Eigenschaften von Sonderschmelzen der Chargen 93/6655 bis 93/6666 nach vierstündiger Schlussglühung bei 740°C unter H2
    Tabelle 18:
    Eigenschaften von Sonderschmelzen der Chargen 93/6278 bis 93/6289 nach einstündiger Schlussglühung bei 750°C unter H2
    Tabelle 19:
    Eigenschaften von Sonderschmelzen der Chargen 93/6278 bis 93/6289 nach einstündiger Schlussglühung bei 770°C unter H2
    Tabelle 20:
    Eigenschaften von Sonderschmelzen der Chargen 93/6278 bis 93/6289 nach zweistündiger Schlussglühung bei 770°C unter H2
    Tabelle 21:
    Eigenschaften von Sonderschmelzen der Chargen 93/5964 bis 93/6018 nach vierstündiger Schlussglühung bei 770°C unter H2
    Tabelle 22:
    Eigenschaften von Sonderschmelzen der Chargen 93/6278 bis 93/6284 nach vierstündiger Schlussglühung bei 770°C unter H2
    Tabelle 23:
    Eigenschaften von Sonderschmelzen der Chargen 93/6655 bis 93/6666 nach vierstündiger Schlussglühung bei 770°C unter H2
    Tabelle 24:
    Eigenschaften von Sonderschmelzen der Chargen 93/5964 bis 93/6018 nach vierstündiger Schlussglühung bei 800°C unter H2
    Tabelle 25:
    Eigenschaften von Sonderschmelzen der Chargen 93/6278 bis 93/6306 nach vierstündiger Schlussglühung bei 800°C unter H2
    Tabelle 26:
    Eigenschaften von Sonderschmelzen der Chargen 93/6655 bis 93/6666 nach vierstündiger Schlussglühung bei 800°C unter H2
    Tabelle 27:
    Gefügezustand der Sonderschmelzen 93/7179 bis 93/7183 nach Abschrecken von verschiedenen Temperaturen
    Tabelle 28:
    Eigenschaften der Chargen 93/7180 bis 93/7184 sowie 74/5517 und 99/5278 nach einstündiger Schlussglühung bei 720°C unter H2; Dicke: 0,35 mm
    Tabelle 29:
    Ummagnetisierungsverluste von Sonderschmelzen der Chargen 93/7180 bis 93/7184 sowie 74/5517 und 99/5278 für verschiedene Aussteuerungen und Frequenzen nach einstündiger Schlussglühung bei 720°C unter H2; Dicke: 0,35 mm
    Tabelle 30:
    Eigenschaften der Chargen 93/7180 bis 93/7184 sowie 74/5517 und 99/5278 nach zweistündiger Schlussglühung bei 750°C unter H2; Dicke: 0,35 mm
    Tabelle 31:
    Ummagnetisierungsverluste von Sonderschmelzen der Chargen 93/7180 bis 93/7184 sowie 74/5517 und 99/5278 für verschiedene Aussteuerungen und Frequenzen nach zweistündiger Schlussglühung bei 750°C unter H2; Dicke: 0,35 mm
    Tabelle 32:
    Eigenschaften der Chargen 93/7180 bis 93/7184 sowie 74/5517 und 99/5278 nach vierstündiger Schlussglühung bei 840°C unter H2; Dicke: 0,35 mm
    Tabelle 33:
    Ummagnetisierungsverluste von Sonderschmelzen der Chargen 93/7180 bis 93/7184 sowie 74/5517 und 99/5278 für verschiedene Aussteuerungen und Frequenzen nach vierstündiger Schlussglühung bei 840°C unter H2; Dicke: 0,35 mm
    Vergleichsbeipiele:
    Es wurden unter den Bezeichnungen Chargen 93/5973 sowie unter den Bezeichnungen Charge 93/5969 und 93/5968 Legierung gemäß dem Stand der Technik hergestellt. Die Charge 93/5973 entspricht einer Legierung, wie sie der eingangs erwähnten US 3,634,072 (Ackermann) entnehmbar ist, d. h. also einer hochfesten, weichmagnetischen Eisen-Kobalt-Vanadium-Legierung mit einem geringen Zirkon-Zusatz unterhalb 0,3 Gew.%.
    Der Zirkonzusatz betrug exakt 0,28 Gew.%.
    Die Chargen 93/5969 sowie 93/5968 waren Legierungen, wie sie der eingangs erwähnten US 5,501,747 (Masteller) entsprechen. Es handelte sich dabei um hochfeste, weichmagnetische Eisen-Kobalt-Vanadium-Legierungen, die zirkonfrei waren.
    Die Eigenschaften dieser Legierungen sind den Tabellen 1, 4, 15, 21 sowie 24 zu entnehmen.
    Diese Tabellen geben die Eigenschaften der erschmolzenen.Legierungen unter verschiedenen Schlussglühungen wieder.
    Dabei wurden die Zeitdauer der Schlussglühungen sowie die Glühtemperaturen variiert. Die Glühtemperaturen wurden von 720°C bis zu 800°C variiert. Die Dauer der Schlussglühungen wurde von einer Stunde bis vier Stunden variiert.
    Eine graphische Zusammenfassung der gefundenen Ergebnisse bei diesen drei Legierungen aus dem Stand der Technik liefern die Figuren 1, 2 und 3. Wie diesen Figuren zu entnehmen ist, ist mit diesen Legierungen eine hohe Streckgrenze, d. h. eine Streckgrenze Rp0,2 oberhalb 700 MPa nur dann erzielbar, wenn merkliche Einbußen im weichmagnetischen Verhalten hingenommen werden. Alle drei Legierungen zeigen im Bereich von 700 MPa und höher bereits ein halbhart-magnetisches Verhalten, d. h. eine Koerzitivfeldstärke Hc von mehr als 6,0 A/cm.
    Ausführungsbeispiele:
    Als Ausführungsbeispiele gemäß der vorliegenden Erfindung wurden fünf verschiedene Legierungschargen hergestellt, die unter den Chargenbezeichnungen 93/6279, 93/6284, 93/6285, 93/6655 sowie 93/6661 in den Tabellen 2, 3, 5, 6, 7, 8, 9, 10, 11, 12, 13, 14, 16, 17, 22, 23, 25 sowie 26 aufgelistet sind.
    Bei den Legierungen wurde zum Einen der Zirkongehalt variiert, zum Anderen wurden der Zirkongehalt zusammen mit den anderen für die Duktilität verantwortlichen Legierungsbestandteilen Niob und Tantal variiert.
    Auch mit diesen Legierungschargen wurden sowohl die Glühtemperaturen bei den magnetischen Schlussglühungen als auch die Schlussglühzeiten variiert. Die Schlussglühzeiten wurden zwischen einer Stunde und vier Stunden variiert. Die Schlussglühtemperaturen wurden zwischen 720°C und 800°C variiert.
    Eine graphische Zusammenfassung der einzelnen Ergebnisse ist den Figuren 4 bis 8 zu entnehmen. In diesen Figuren ist ebenfalls die Koerzitivfeldstärke Hc als Funktion der Streckgrenze Rp0,2 gezeigt. Im Gegensatz zu den Legierungen aus dem Stand der Technik, die oben unter den Vergleichsbeispielen diskutiert wurden, zeigen die Legierungen gemäß der vorliegenden Erfindung sehr hohe Streckgrenzen unter gleichzeitigem sehr guten weichmagnetischen Verhalten.
    Dies ist insbesondere den Figuren 7 und 8 zu entnehmen. Die dort gezeigten Legierungen weisen im Bereich der Streckgrenze Werte von über 700 MPa auf bei Koerzitivfeldstärken von ungefähr 5,0 A/cm.
    Insbesondere aus der Figur 3 ist zu entnehmen, dass beim Einsatz von Zirkongehalten unter 0,30 Gew.%, wie sie die US 3,634,072 lehrt, in der Tat keine wirklich hochfesten Legierungen herstellbar sind.
    Im Vergleich zu der Zusammensetzung 49,2 Co; 1,9 V; 0,16 Ta; 0,77 Zr; Rest Fe wurde der V-Gehalt von 0-3 % und der Co-Gehalt von 10-49 % in Chargen 93/7179 bis 93/7184 variiert. Diese Ausführungsbeispiele sind in Figuren 9 bis 15 und Tabellen 26 bis 32 zusammengefasst. Die Charge 74/5517 99/5278 ist eine Vergleichslegierung des Stands der Technik.
    Tabelle 26 zeigt die Untersuchung der passenden Abstrecktemperatur für die Sonderschmelzen versuche der Chargen 93/7179 bis 93/7183. Nur die Charge 93/7184 wurde ohne Abschrecken kaltgewalzt. Nach dem Abschrecken bei den jeweils festgelegten Temperaturen, siehe Tabelle 26, ließen sich die Bänder auf Enddicke kaltwalzen.
    Figuren 9 bis 11 zeigen das Verhältnis zwischen Induktion und Feldstärke für die Chargen 93/7179 bis 93/7184 nach einer Schlussglühung unter verschiedenen Glühparametern. Induktionswerte sind luftflusskorrigiert gemäß ASTM A 341/A 341M und IEC 404-4. Diese Ergebnisse sowie die Ergebnisse der Zugversuche sind in Tabellen 27, 29 und 31 aufgelistet.
    Das Verhältnis zwischen Co-Gehalt bzw. V-Gehalt und Streckgrenze Rp0,2 ist in Figuren 12 und 13 graphisch dargestellt.
    Die Tabellen 28, 30 und 32 zeigen den spezifischen Widerstand sowie die Ummagnetisierungsverluste für die Chargen 93/7179 bis 93/7184. Das Verhältnis zwischen spezifischem elektrischem Widerstand ρe1 und Co- bzw. V-Gehalt für verschiedene Glühparameter ist in Figuren 14 und 15 graphisch dargestellt.
    Die Legierungen nach der vorliegenden Erfindung eignen sich insbesondere hervorragend für Magnetlager, insbesondere für die Rotoren von Magnetlagern, wie sie in der US 5,501,747 beschrieben sind, sowie als Werkstoff für Generatoren und für Motoren.
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    Claims (20)

    1. Hochfeste, weichmagnetische Eisen-Kobalt-Vanadium-Legierung bestehend aus
      35,0 ≤ Co ≤ 55,0 Gew.%,
      0,75 ≤ V ≤ 2,5 Gew.%,
      0 ≤ (Ta + 2 x Nb) ≤ 1,0 Gew.%,
      0,3 < Zr ≤ 1,5 Gew.%,
      Ni ≤ 5,0 Gew.%,
      Rest Fe sowie erschmelzungsbedingten und/oder zufälligen Verunreinigungen.
    2. Hochfeste, weichmagnetische Eisen-Kobalt-Vanadium-Legierung nach Anspruch 1, wobei der Zirkoniumgehalt 0,5 ≤ Zr ≤ 1,0 Gew.% beträgt.
    3. Hochfeste, weichmagnetische Eisen-Kobalt-Vanadium-Legierung nach Anspruch 2, wobei der Zirkoniumgehalt 0,6 ≤ Zr ≤ 0,8 Gew.% beträgt.
    4. Hochfeste, weichmagnetische Eisen-Kobalt-Vanadium-Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 3, wobei der Kobaltgehalt zwischen 45,0 ≤ Co ≤ 50,0 Gew.% beträgt.
    5. Hochfeste, weichmagnetische Eisen-Kobalt-Vanadium-Legierung nach Anspruch 4, wobei der Kobaltgehalt zwischen 48,0 ≤ Co ≤ 50,0 Gew.% beträgt.
    6. Hochfeste, weichmagnetische Eisen-Kobalt-Vanadium-Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 5, wobei der Vanadiumgehalt zwischen 1,0 ≤ V ≤ 2,0 Gew.% beträgt.
    7. Hochfeste, weichmagnetische Eisen-Kobalt-Vanadium-Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 6, wobei der Vanadiumgehalt zwischen 1,5 ≤ V ≤ 2,0 Gew.% beträgt.
    8. Hochfeste, weichmagnetische Eisen-Kobalt-Vanadium-Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 7, wobei der Gehalt an Niob und/oder Tantal zwischen 0,04 ≤ (Ta + 2 x Nb) ≤ 0,8 Gew.% beträgt.
    9. Hochfeste, weichmagnetische Eisen-Kobalt-Vanadium-Legierung nach Anspruch 8, wobei der Gehalt an Niob und/oder Tantal zwischen 0,04 ≤ (Ta + 2 x Nb) ≤ 0,5 Gew.% beträgt.
    10. Hochfeste, weichmagnetische Eisen-Kobalt-Vanadium-Legierung nach Anspruch 9, wobei der Gehalt an Niob und/oder Tantal zwischen 0,04 ≤ (Ta + 2 x Nb) ≤ 0,3 Gew.% beträgt.
    11. Hochfeste, weichmagnetische Eisen-Kobalt-Vanadium-Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 10, wobei der Nickelgehalt Ni ≤ 1,0 Gew.% beträgt.
    12. Hochfeste, weichmagnetische Eisen-Kobalt-Vanadium-Legierung nach Anspruch 11, wobei der Nickelgehalt Ni ≤ 0,5 Gew.% beträgt.
    13. Hochfeste, weichmagnetische Eisen-Kobalt-Vanadium-Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 12, wobei der Gehalt an erschmelzungsbedingten und/oder zufälligen metallischen Verunreinigungen
      Cu ≤ 0,2, Cr ≤ 0,3, Mo ≤ 0,3, Si ≤ 0,5, Mn ≤ 0,3 und Al ≤ 0,3 beträgt.
    14. Hochfeste, weichmagnetische Eisen-Kobalt-Vanadium-Legierung nach Anspruch 13, wobei der Gehalt an erschmelzungsbedingten und/oder zufälligen metallischen Verunreinigungen
      Cu ≤ 0,1, Cr ≤ 0,2, Mo ≤ 0,2, Si ≤ 0,2, Mn ≤ 0,2 und Al ≤ 0,3 beträgt.
    15. Hochfeste, weichmagnetische Eisen-Kobalt-Vanadium-Legierung nach Anspruch 14, wobei der Gehalt an erschmelzungsbedingten und/oder zufälligen metallischen Verunreinigungen
      Cu ≤ 0,06, Cr ≤ 0,1, Mo ≤ 0,1, Si ≤ 0,1 und Mn ≤ 0,1 beträgt.
    16. Hochfeste, weichmagnetische Eisen-Kobalt-Vanadium-Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 15, wobei der Gehalt an erschmelzungsbedingten und/oder zufälligen nichtmetallischen Verunreinigungen P ≤ 0,01, S ≤ 0,02, N ≤ 0,005, O ≤ 0,05 und C ≤ 0,05 beträgt.
    17. Hochfeste, weichmagnetische Eisen-Kobalt-Vanadium-Legierung nach Anspruch 16, wobei der Gehalt an erschmelzungsbedingten und/oder zufälligen nichtmetallischen Verunreinigungen P ≤ 0,005, S ≤ 0,01, N ≤ 0,002, O ≤ 0,02 und C ≤ 0,02 beträgt.
    18. Hochfeste, weichmagnetische Eisen-Kobalt-Vanadium-Legierung nach Anspruch 17, wobei der Gehalt an erschmelzungsbedingten und/oder zufälligen nichtmetallischen Verunreinigungen S ≤ 0,005, N ≤ 0,001, O ≤ 0,01 und C ≤ 0,01 beträgt.
    19. Verwendung einer hochfesten, weichmagnetische Eisen-Kobalt-Vanadium-Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 18, als Werkstoff für Magnetlager.
    20. Verwendung einer hochfesten, weichmagnetische Eisen-Kobalt-Vanadium-Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 18, als Werkstoff für Rotoren.
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    Cited By (5)

    * Cited by examiner, † Cited by third party
    Publication number Priority date Publication date Assignee Title
    WO2007009442A3 (de) * 2005-07-20 2007-04-26 Vacuumschmelze Gmbh & Co Kg Verfahren zur herstellung eines weichmagnetischen kerns für generatoren sowie generator mit einem derartigen kern
    US7909945B2 (en) 2006-10-30 2011-03-22 Vacuumschmelze Gmbh & Co. Kg Soft magnetic iron-cobalt-based alloy and method for its production
    US7964043B2 (en) 2001-07-13 2011-06-21 Vacuumschmelze Gmbh & Co. Kg Method for producing nanocrystalline magnet cores, and device for carrying out said method
    US8012270B2 (en) 2007-07-27 2011-09-06 Vacuumschmelze Gmbh & Co. Kg Soft magnetic iron/cobalt/chromium-based alloy and process for manufacturing it
    US9057115B2 (en) 2007-07-27 2015-06-16 Vacuumschmelze Gmbh & Co. Kg Soft magnetic iron-cobalt-based alloy and process for manufacturing it

    Families Citing this family (8)

    * Cited by examiner, † Cited by third party
    Publication number Priority date Publication date Assignee Title
    GB2492406B (en) * 2011-07-01 2013-12-18 Vacuumschmelze Gmbh & Co Kg Soft magnetic alloy and method for producing a soft magnetic alloy
    US10294549B2 (en) 2011-07-01 2019-05-21 Vacuumschmelze Gmbh & Co. Kg Soft magnetic alloy and method for producing soft magnetic alloy
    US9243304B2 (en) * 2011-07-01 2016-01-26 Vacuumschmelze Gmbh & Company Kg Soft magnetic alloy and method for producing a soft magnetic alloy
    US20140283953A1 (en) 2011-12-16 2014-09-25 Aperam Method for producing a soft magnetic alloy strip and resultant strip
    CN104480351B (zh) * 2015-01-06 2017-07-07 上海康晟航材科技股份有限公司 铁钴钒超合金及其制备方法
    DE102016222805A1 (de) * 2016-11-18 2018-05-24 Vacuumschmelze Gmbh & Co. Kg Halbzeug und Verfahren zum Herstellen einer CoFe-Legierung
    EP4027357A1 (de) 2020-12-18 2022-07-13 Vacuumschmelze GmbH & Co. KG Fecov-legierung und verfahren zum herstellen eines bands aus einer fecov-legierung
    DE102022124694B4 (de) 2022-09-26 2024-05-08 eleQtron GmbH Quantencomputeranordnung und Quantencomputer

    Citations (8)

    * Cited by examiner, † Cited by third party
    Publication number Priority date Publication date Assignee Title
    US3634072A (en) * 1970-05-21 1972-01-11 Carpenter Technology Corp Magnetic alloy
    US4116727A (en) * 1975-03-04 1978-09-26 Telcon Metals Limited Magnetical soft alloys with good mechanical properties
    US4933026A (en) * 1987-07-03 1990-06-12 Rawlings Rees D Soft magnetic alloys
    US5501747A (en) * 1995-05-12 1996-03-26 Crs Holdings, Inc. High strength iron-cobalt-vanadium alloy article
    JPH09228007A (ja) * 1996-02-22 1997-09-02 Toshiba Corp 高強度磁歪合金、センサーコアおよびそれを用いた荷重センサー
    US5976274A (en) * 1997-01-23 1999-11-02 Akihisa Inoue Soft magnetic amorphous alloy and high hardness amorphous alloy and high hardness tool using the same
    US6146474A (en) * 1998-02-05 2000-11-14 Imphy Ugine Precision Iron-cobalt alloy
    US20020127132A1 (en) * 2001-01-11 2002-09-12 Deevi Seetharama C. Iron-cobalt-vanadium alloy

    Family Cites Families (2)

    * Cited by examiner, † Cited by third party
    Publication number Priority date Publication date Assignee Title
    GB1523881A (en) * 1975-03-04 1978-09-06 Telcon Metals Ltd Magnetic alloys
    JPS59162251A (ja) * 1983-03-08 1984-09-13 Hitachi Metals Ltd 高透磁率磁性合金

    Patent Citations (9)

    * Cited by examiner, † Cited by third party
    Publication number Priority date Publication date Assignee Title
    US3634072A (en) * 1970-05-21 1972-01-11 Carpenter Technology Corp Magnetic alloy
    US4116727A (en) * 1975-03-04 1978-09-26 Telcon Metals Limited Magnetical soft alloys with good mechanical properties
    US4933026A (en) * 1987-07-03 1990-06-12 Rawlings Rees D Soft magnetic alloys
    US5501747A (en) * 1995-05-12 1996-03-26 Crs Holdings, Inc. High strength iron-cobalt-vanadium alloy article
    EP0824755A1 (de) * 1995-05-12 1998-02-25 Crs Holdings, Inc. Hochfester gegenstand aus eisen-kobalt-vanadium legierung
    JPH09228007A (ja) * 1996-02-22 1997-09-02 Toshiba Corp 高強度磁歪合金、センサーコアおよびそれを用いた荷重センサー
    US5976274A (en) * 1997-01-23 1999-11-02 Akihisa Inoue Soft magnetic amorphous alloy and high hardness amorphous alloy and high hardness tool using the same
    US6146474A (en) * 1998-02-05 2000-11-14 Imphy Ugine Precision Iron-cobalt alloy
    US20020127132A1 (en) * 2001-01-11 2002-09-12 Deevi Seetharama C. Iron-cobalt-vanadium alloy

    Cited By (6)

    * Cited by examiner, † Cited by third party
    Publication number Priority date Publication date Assignee Title
    US7964043B2 (en) 2001-07-13 2011-06-21 Vacuumschmelze Gmbh & Co. Kg Method for producing nanocrystalline magnet cores, and device for carrying out said method
    WO2007009442A3 (de) * 2005-07-20 2007-04-26 Vacuumschmelze Gmbh & Co Kg Verfahren zur herstellung eines weichmagnetischen kerns für generatoren sowie generator mit einem derartigen kern
    US8887376B2 (en) 2005-07-20 2014-11-18 Vacuumschmelze Gmbh & Co. Kg Method for production of a soft-magnetic core having CoFe or CoFeV laminations and generator or motor comprising such a core
    US7909945B2 (en) 2006-10-30 2011-03-22 Vacuumschmelze Gmbh & Co. Kg Soft magnetic iron-cobalt-based alloy and method for its production
    US8012270B2 (en) 2007-07-27 2011-09-06 Vacuumschmelze Gmbh & Co. Kg Soft magnetic iron/cobalt/chromium-based alloy and process for manufacturing it
    US9057115B2 (en) 2007-07-27 2015-06-16 Vacuumschmelze Gmbh & Co. Kg Soft magnetic iron-cobalt-based alloy and process for manufacturing it

    Also Published As

    Publication number Publication date
    ATE308626T1 (de) 2005-11-15
    DE502004000125D1 (de) 2005-12-08
    EP1475450B1 (de) 2005-11-02
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    DE10320350B3 (de) 2004-09-30
    US7582171B2 (en) 2009-09-01

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