WO2001000895A1

WO2001000895A1 - Eisen-kobalt-legierung mit geringer koerzitivfeldstärke und verfahren zur herstellung von halbzeug aus einer eisen-kobalt-legierung

Info

Publication number: WO2001000895A1
Application number: PCT/EP2000/005730
Authority: WO
Inventors: Johannes Tenbrink; Gernot Vaerst; Kurt Emmerich
Original assignee: Vacuumschmelze Gmbh
Priority date: 1999-06-23
Filing date: 2000-06-21
Publication date: 2001-01-04
Also published as: DE19928764B4; DE19928764A1; EP1124999A1

Abstract

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

Description

Beschreibung

Eisen-Kobalt-Legierung mit geringer Koerzitivfeidstarke und Verfahren zur Herstellung von Halbzeug aus einer Eisen- Kobalt-Legierung.

Die Erfindung betrifft eine Legierung auf der Basis von Fe mit einem Gehalt an Co von 10 b s 20 Gew.-%, mit einem Gehalt von wenigstens einem Element der Gruppe Cr, Mo und V von 2 b s 6,5 Gew.-% und mit einem geringen Gehalt an C.

Die Erfindung betrifft ferner ein Verfahren zur Herstellung von Halozeug aus einer Kooalt-Eisen-Legierung, bei dem durcn Scnmelzen und Warmverformung zunächst Werkstücke aus einer Legierung auf der Basis von Fe mit einem Gehalt von Co von 10 bis 20 Gew.-% Co und mit einem Gehalt von wenigstens einem Element der Gruppe Cr, Mo und V von 2 bis 6,5 Gew.-% angefertigt und dann einer Schlußgluhung unterzogen werden.

Eine derartige Legierung ist aus der JP-A-61-253348 bekannt. Bei einem Kobaltgehalt im Bereich von 10 bis 35 Gew.-% ergibt sicn sowohl eine hohe Sattigungsmduktion als auch ein hoher spezifischer Widerstand. Die bekannte Legierung eignet sich daher als Magnetkern für mit hoher Frequenz schaltende elek- tromechanische Komponenten. Insbesondere eignet sich die bekannte Legierung für die Joche m den Druckkopfen von Nadeldruckern. Denn durch den hohen spezifischen Widerstand werden Wirbelstrome auf wirksame Weise unterdruckt, so daß hohe Schaltfrequenzen möglich sind. Um den spezifischen Widerstand der Legierung weiter zu erhohen, sind der bekannten Legierung unter anderem Cr und V zugesetzt. Aus dem gleichen Grund enthalt die bekannte Legierung auch Mo, das zusätzlich die Spro- α gkeit des Materials verringert. Dadurch kann aas bekannte Material leichter verarbeitet werden.

Ein Nachteil der bekannten Legierung ist, daß sie sich nicht zur Herstellung in einem großtecnnischen Verfanren eignet. Denn bei der Herstellung m einer Großschmelze kann m der Regel die für die meisten Anwendungen spezifizierte Obergren^¬ ze f_ür die Koerzitivfeidstarke nicht eingehalten werden.

Ausgehend von diesem Stand der Technik liegt der Erfindung die _Aufgabe zugrunde, eine Legierung zu schaffen, die m einem großtechnischen Verfahren mit den spezifizierten magnetischen und elektrischen Eigenschaf en nerstellbar ist.

Diese _Aufgaoe wird erfmαungsgema^ αaαurch gelost, daß der _Gehalt an Ni zusammen m t Mn unterhalb von 0,4 Gew.-% liegt und da_ß der Genalt an C kleiner als 0,02 Gew -% ist

Durch das Emnalten der Obergrenzen von Ni, Mn und C ist ge- wahrleistet, daß die Koerzitivfelcstarke auch dann innerhalb des spezifizierten Bereichs bleibt, wenn die Legierung m ei^¬ ner _Gro_ßschmelze hergestellt wird Denn aufgrund des niedri^¬ gen _Gehalts von Ni, Mn und C steht ein ausreichend großes Temperaturfenster für die Schlußgluhung zur Verfugung. Demzu- folge _braucht die Temperatur nicht uoer das gesamte Volumen eines Bandes, einer Stange oder eines Drahtes im Rahmen des Temperaturfensters genalten zu werden.

Der Erfindung liegt ferner αie Aufgabe zugrunde, ein für die in_dustrielle Fertigung geeignetes Verfahren zur Herstellung von Halbzeug aus einer weichmagnetischen Kobalt-Eisen- Legierung mit besonders niedriger Koerzitivfeidstarke anzuge^¬ ben.

Diese Aufgabe wird erfmdungsgemaß dadurch gelost, daß der _Gehalt an Ni zusammen m t Mn unterhalb 0,4 Gew.-% sowie der _Gehalt an C unter 0,02 Gew.-% liegt und da_ß die Schlußgluhung f mindestens 0,25 n im Temperaturbe^¬ reich von 800 ms 880°C αurchgefunrt wird.

Durcn das Emnalten αer Obergrenze f r Ni, Mn und C sowie αurcn das _Glunen im Temperaturbereich um 850 °C wird αie Ko- erzitivfeldstarke auf einen optimalen niedrigen Wert eingestellt, so daß sich insgesamt eine Legierung mit hoher Satti- gungsmduktion und hohem elektrischen Widerstand und niedriger Koerzitivfeldstarke ergibt.

Vorteilhafte Ausgestaltungen der Erfindung sind Gegenstand der abhangigen Ansprüche.

Nachfolgend wird die Erfindung anhand der beigefugten Zeich- nung naher erläutert. Es zeigen:

Figur 1 em Ablaufdiagramm des Herstellverfahrens für Halbzeug aus der Legierung gemäß der Erfindung;

Figur 2 em binares Kobalt-Eisen-Phasendiagramm;

Figur 3 eine graphische Darstellung der gemessenen Satti- gungs duktion von verschiedenen Chargen einer Versuchsreihe;

Figur 4 eine weitere Darstellung der gemessenen Koerzitivfeldstarke für die Versuchsreihe aus Figur 3;

Figur 5 em Diagramm, das die Abhängigkeit der Koerzitivfeld- starke von der Gluhtemperatur bei einem unter anderem auch kaltgewalzten Werkstuck darstellt;

Figur 6 em weiteres Diagramm, das die Abhängigkeit der Koerzitivfeldstarke von der Gluhtemperatur bei einem aus- schließlich warmgewalzten Werkstuck darstellt; und

Figur 7 eine Darstellung der gemessenen Neukurve einer aus reinen Ausgangsmaterialien nergestellten Legierung und von gemessenen Neukurven einer aus Schrott herge- stellten Legierung nach der Scnlußgluhung. In dem in Figur 1 dargestellten Ablaufdiagramm wird zunächst m einem Schmelzvorgang 1 die Legierung erschmolzen. Dem Schmelzvorgang 1 folgen je nach herzustellendem Halbzeug eine unterschiedliche Reihe von Verfahrensschritten.

Falls Bander hergestellt werden sollen, aus denen spater Teile gestanzt werden, wird der aus dem Schmelzvorgang 1 hervorgegangene Gußblock durch Vorblocken 2 m eine Bramme umgeformt. Unter Vorblocken wird das Umformen des Gußblocks m eine Bramme mit rechteckigem Querschnitt durch einen Warmwalzvorgang bei einer Temperatur von 1250 °C verstanden. Nach dem Vorblocken wird durch Schleifen 3 der auf der Oberflache der Bramme ausgebildete Zunder entfernt. Dem Schleifen 3 folgt e weiterer Warmwalzvorgang 4, durch den die Bramme bei einer Temperatur von 1250 °C m em Band mit einer Dicke von beispielsweise 3 , 5 mm umgeformt wird. Anschließend werden die sich beim Warmwalzen auf der Oberflache des Bands ausbildenden Verunreinigungen durch Schleifen oder Beizen 5 entfernt, und das Band wird durch Kaltwalzen 6 auf die endgulti- ge Dicke im Bereich von 0,1 bis 2 mm umgeformt. Schließlich wird das Band einer Schlußgluhung 7 bei einer Temperatur von 850 °C unterzogen. Wahrend der Schlußgluhung heilen die durch die Umformvorgange entstandenen Gitterfehlstellen aus und kristalline Korner werden im Gefuge gebildet.

Ähnlich verlauft der Herstellungsvorgang, wenn Drehteile hergestellt werden. Auch hier werden durch Vorblocken 8 des Gußblocks Knüppel mit einem quadratischen Querschnitt hergestellt. Das sogenannte Vorblocken erfolgt dabei bei einer Temperatur von 1250 °C. Anschließend wird der beim Vorblocken 8 entstandene Zunder durch Schleifen 9 entfernt. Dem folgt ein weiterer Warmwalzvorgang 10, durch den die Knüppel in Stangen oder Drahte bis zu einem Durchmesser von 13 mm umgeformt werden. Durch Richten und Scnalen 11 werden dann zum einen Verwerfungen des Materials korrigiert und zum anderen die sich wahrend des Warmwalzvorgangs 10 bildenden Verunrei- nigungen auf der Oberflache entfernt. Abschließend wird auch hier das Material einer Schlußgluhung 12 unterzogen.

Für e besseres Verständnis der physikalischen Vorgange wah- rend der Schlußgluhung ist m Figur 2 em Phasendiagramm des binaren Eisen-Kobalt-Systems dargestellt. Unterhalb des Phasengebietes Schmelze 13 schließt sich em γFe-Phasengebιet 14 an, in dem die Legierung m der Gestalt eines Mischkristalls mit γFe-Kπstallstruktur vorliegt. An das γFe-Phasengebιet grenzt em +γ-Zweιphasengebιet 15 an, das durch eine /γ- Phasengrenze 16 von einem Fe-Phasengebiet 17 getrennt ist. Der Vollständigkeit halber ist mit einer Stπchpunktlmie 18 die Curietemperatur eingezeichnet.

Bei einem binaren Eisen-Kobalt-System ist das Zweiphasenge- biet 15 nur bei einem niedrigen Eisengehalt ausgeprägt. Beim Zusatz von zusätzlichen Legierungsbestandteilen wie Mo, Cr und insbesondere V dehnt sich das Zweiphasengebiet 15 auch zu hohen Eisenkonzentrationen aus.

Optimale weichmagnetische Eigenschaften werden erreicht, wenn eine Kobalt-Eisen-Legierung bei einer möglichst hohen Temperatur geglüht wird. Dabei muß unbedingt vermieden werden, wahrend der Gluhung das α+γ Zweiphasengebiet 15 zu berühren, da daraus aufgrund der dabei sich bildenden zusätzlichen

Korngrenzen erheblich verschlechterte Magnetwerte resultieren.

Ferner fuhrt em zu hoher Gehalt an C, Ni und/oder Mn zu ei- ner Verschlechterung der weichmagnetischen Eigenschaften, da die α/γ-Phasengrenze 16 durch zu hohe Gehalte zu tieferen Temperaturen verschoben und das Kornwachstum bei der notwendig werdenden tieferen Gluhtemperatur geringer wird, was sich erhöhten Koerzitivfeidstarken äußert.

Dieser Sachverhalt soll anhand der im folgenden im einzelnen geschilderten Untersuchung naher erläutert werden. Es wurde der C-Gehalt von 0,003 bis 0,023 Gew.-% sowie der Ni-Gehalt im Bereich von 0,01 bis 0,36 Gew.-% bei 10 Sonderschmelzen variiert. Die Zusammensetzung m den Hauptelementen war 17,2 Gew.-% Co, 2,0 Gew.-% Cr, 0,8 Gew.-% Mo, 0,2 Gew.-% V, Rest Fe . In Tabelle 1 sind die Gehalte an C und Ni sowie die dazugehörigen Chargennummern der zehn untersuchten Sonderschmelzen aufgelistet.

Tabelle 1

Die Blocke wurden auf eine Dicke von 3,5 mm warmgewalzt und anschließend auf eine Enddicke von 0,5 mm kaltgewalzt. Die daraus gefertigten Stanzringe mit einem Außendurchmesser von 28,5 mm, einem Innendurchmesser von 20 mm und einer Dicke von 0,5 mm wurden be Temperaturen von 830 °C, 850 °C und 870 °C unter trockenem Wasserstoff jeweils 10 h schlußgegluht . Anschließend wurden die magnetischen Eigenschaften gemessen, insbesondere die Neukurve bis 160 A/cm und die Koerzitivfeld- starke.

In Figur 3 sind die Ergebnisse der Induktionsmessung bei einer Magnetfeldstarke von 160 A/cm dargestellt. Wie die Messungen zeigen, wird bei allen zehn Chargen ungefähr B₁₆₀ ≥ 2,0T erfüllt. Anhand Figur 3 wird deutlich, daß keine signifikanten Unterschiede zwischen den einzelnen Schlußgluhungen bestehen, da nahe der Sattigungsmduktion die Induktionswerte im wesentlichen von der Hauptzusammensetzung abhangen, die bis auf Verunreinigungen als konstant anzusehen ist.

Die Koerzitivfeldstarke ist als Funktion des N - und C-

Gehalts bei unterschiedlicher Gluhbehandlung m Figur 4 dargestellt. Nach einer Schlußgluhung über zehn Stunden bei einer Temperatur von 830 °C wird über den gesamten variierten Ni- und C-Bereich etwa die gleiche Koerzitivfeldstarke von 1,1 A/cm gemessen. Es ist somit keine Erhöhung der Koerzitivfeldstarke m Abhängigkeit vom Ni- und C-Gehalt im untersuchten Bereich nachweisbar.

Bei einer Schlußgluhung über zehn Stunden bei einer Tempera- tur von 850 °C zeigt sich bis zu einem Ni-Gehalt von 0,21

Gew.-%, also bis zur Charge Nr. 7, ebenfalls keine Veränderung m der Koerzitivfeldstarke. Sie liegt bei etwa 1,1 A/cm. Beim nächsthöheren Ni-Gehalt von 0,36 Gew.-% springt die Koerzitivfeldstarke auf etwa 2,0 A/cm. Sie erreicht und uber- schreitet somit die zulassige Höchstgrenze von 2,0 A/cm. Als Ursache für den Sprung der Koerzitivfeldstarke von etwa 1,1 A/cm aμf 2,0 A/cm wirα der deutlich höhere Ni-Gehalt von 0,36 Gew.-% gegenüber 0,21 Gew.-% angesehen, denn bei Kobalt- Eisen-Legierungen verschiebt sich die /γ-Phasengrenze 16 mit zunehmendem Ni-Gehalt zu niedrigeren Temperaturen hm. Das bedeutet, daß man mit zunehmenden Ni-Gehalt unter sonst konstanten Gluhbedmgungen m das +γ-Zweιphasengebιet 15 gerat, wodurch sich die magnetischen Eigenschaften erheblich verschlechtern.

Dementsprechend tritt bei einer weiteren Erhöhung der Gluhtemperatur eine Erhöhung der Koerzitivfeldstarke schon bei geringeren Ni-Gehalten auf. Wie Figur 4 zeigt, nimmt bei einer Schlußgluhung oei 870 °C die Koerzitivfeldstarke begm- nend mit der niedriglegierten Chrage Nr. 1 mit einem Wert von 1,5 A/cm auf Werte über 2,0 A/cm bei den größten Ni- und C- Gehalten zu. Somit liegt die Koerzitivfeldstarke bereits oei den niedπglegierten Chargen deutlich über dem Niveau der Koerzitivfeidstarken der Gluhtemperaturen bei 830 °C und 850 °C. Ursache dafür ist, daß aufgrund der höheren Gluhtemperatur die Schlußgluhung im α+γ-Zweiphasengebiet 15 ablauft. Folglich hat eine Erhöhung der Gluhtemperatur denselben Effekt wie eine Erhöhung des Ni-Gehalts, nämlich eine Gluhung im +γ-Zweιphasengebιet 15 und damit eine Verschlechterung der magnetischen Eigenschaften.

Bei den Chargen 1 bis 10 wurde der C-Gehalt im Bereich von

0,003 Gew.-% bis 0,023 Gew.-% variiert. Bei den Schlußgluhun- gen mit einer Temperatur von 830 °C ergab sich keine Verschlechterung der Koerzitivfeldstarke und der Induktion.

Anhand der Chargen Nr. 5 und Nr. 1 wurde der Einfluß des Kohlenstoffgehalts naher untersucht. Figur 5 zeigt den Verlauf der Koerzitivfeldstarken dieser Chargen bei unterschiedlichen Gluhtemperaturen. Hieraus geht hervor, daß die Koerzitivfeldstarke mit steigender Temperatur der Schlußgluhung oberhalb etwa 860 °C stark ansteigt, was auf den beginnenden -γ-

Phasenubergang zurückzuführen ist. Dabei liegt die Koerzitivfeldstarke bei der Charge Nr. 5 mit dem höheren Ni-Gehalt von 0,2 Gew.-% deutlich über der Koerzitivfeldstarke der Charge Nr. 1 mit einem Ni-Gehalt von 0,01 Gew.-%. Wie bereits er- wahnt wird dies durch die Verschiebung der /γ-Pnasengrenze

16 zu tieferen Temperaturen mit zunehmenden Ni-Gehalt hervorgerufen .

Zu niedrigeren Temperaturen hm, ausgehend von etwa 820 °C, nimmt die Koerzitivfeldstarke ebenfalls zu. Bei der Charge Nr. 1 wird die m Figur 5 durch eine durchgezogene Linie 19 angedeutete Spezifikationgrenze 19 im Bereich von 730 °C überschritten. Somit ist bei einem Kohlenstoffgenalt von 0,008 Gew.-% die magnetische Schädigung ab etwa 730 °C signi- fikant, so daß die Spezifikation dann nicht mehr erfüllt wird. Bei höheren C-Gehalten, wie bei der Charge Nr. 5 mit einem C-Gehalt von 0,013 Gew.-% ist dies bereits bei 760 °C der Fall. Da die Gluhparameter in beiden Fallen konstant waren, wird die Ursache für diesen Effekt m der Bildung von Karbiden gesehen, die bei höheren C-Gehalten bei entsprechend großen Temperaturen bereits zu signifikant hohen Koerzitiv- feldstarke fuhren. Das bedeutet letztlich, daß mit ansteigendem Ni- und C-Gehalt das für die Schlußgluhung notwendige Temperaturfenster zunehmend enger wird. Aus Gründen der Fertigungssicherheit erstreckt sich damit em optimaler Gluhbe- reich zwischen 800 und 860 °C.

Zum Vergleich wurde eine weitere Probe mit gleicher Zusammensetzung m den Hauptelementen sowie einem Ni-Gehalt von 0,21 Gew.-% und einem Kohlenstoffgehalt von 0,03 Gew.-% erschmolzen und durch Warmwalzen und Stanzen zu 1 mm dicken Stanzpro- ben umgeformt. Anschließend wurden die Stanzproben einer Schlußgluhung wahrend 10 Stunden unter H₂ unterzogen. Die Gluhtemperatur wurde dabei m Schritten von 10 °C von 835 °C bis 865 °c variiert. Abschließend wurden die magnetischen Eigenschaften dieser Stanzproben gemessen. Die Induktion lag mit Werten zwischen 2,08 T bei 835 °C und 2,14 T bei 850 °C noch über der Spezifikationsgrenze 19.

Das Ergebnis der Messung der Koerzitivfeldstarke ist m Figur 6 dargestellt. Figur 6 zeigt, daß die Koerzitivfeldstarke nach den Schlußgluhungen bei 835 °C und 865 °C deutlich über der Spezifikationsgrenze 19 liegt. Ursache dafür ist wie bei den Chargen Nr. 1 bis 10 der hohe Ni-Gehalt sowie der hohe C- Gehalt. Em Vergleich mit den in Figur 5 dargestellten Messungen ergibt darüber hinaus, daß das Minimum der Koerzitiv- feldstarke m Figur 6 deutlich über dem Minimum der Koerzitivfeldstarke m Figur 5 liegt. Ursache hierfür ist der fehlende Kaltwalzvorgang 6. Denn durch die Warmwalzvorgange 4 und 10 werden weniger Fehlstellen und Versetzungen im Werkstuck ausgebildet, so daß die zur Rekristallisation fuhrenden Vorgange nur in kleinen ortlich begrenzten Bereichen ablaufen. Dies fuhrt zur Ausbildung eines feinkornigen Gefuges, das hohe Koerzitivfeidstarken zur Folge hat. Um die Möglichkeit zu untersuchen, für den Schmelzvorgang 1 Schrott zu verwenden, wurden Neukurven der Charge Nr. 10 mit einer Neuemwage verglichen, die nachfolgend als Charge Nr. 11 bezeichnet wird. Diese neue Charge Nr. 11 weist kein Nikkei und einen C-Gehalt von 0,006 Gew.-% auf. In Figur 7 sind die Neukurven der Charge 10 zusammen mit der Neukurve der Charge 11 dargestellt. Der Vergleich zeigt, daß bei einer Schlußgluhung über 10 Stunden bei einer Temperatur von 830 °C nahezu die Induktionswerte der über 10 Stunden bei optimalen 865 °C geglühten Neuemwage erreicht werden. Bei höheren Gluhtemperaturen, nämlich bei 850 °C und 870 °C sind die Induktionswerte für Charge 10 der Taoelle 1 besonders be 3 A/cm deutlich schlechter. Verursacht durch lokal begrenzte Phasenumwandlung im α+γ-Zweιphasengebιet 15, liegt nach der Abkühlung auf Zimmertemperatur em inhomogenes ferritisches Gefuge vor, was zu erhöhten Koerzitivfeidstarken und niedrigeren Induktionswerten fuhrt. Dabei wird das Problem durch höhere Ni-Gehalte oder höhere Gluhtemperaturen verschärft.

Neben dem Gehalt von C und Ni ist auch der Gehalt Mo, Cr, V und S für die elektrischen und magnetischen Eigenschaften der Legierung von Bedeutung.

E zu hoher Mo-Gehalt in Verbindung mit technisch nicht vermeidbaren Restkohlenstoffgehalten fuhrt zur Bildung von Mo- reichen Karbiden wie beispielsweise M₂₃C_S oder M₆C . Dabei steht M für Metall. E wesentlicher Anteil davon ist Mo. Die Mo-reichen Karbide fuhren zu einer Verschlechterung der weichmagnetischen Eigenschaften. Dabei gilt, daß mit steigenden Gehalten an Mo und C derartige Karbide bis zu höheren Temperaturen stabil bleiben. Bei zu hohen Gehalten an Mo und C reicht dann die Stabilität der Karbide bis an die α/γ- Phasengrenze 16, und man findet keine geeigneten Gluhpara e- ter zur Erzielung niedriger Koerzitivfeidstarken. Auch kann das Ziel von Werten für die Koerzitivfeldstarke H_c unter 2 A/cm nicht sicher erreicht werden. Bei einem Mo-Gehalt von 2,0 Gew.-% wird selbst bei der optimalen Gluhtemperatur von 850°C nicht e Wert für die Koerzitivfeldstarke unter 2 A/cm erreicht, selbst wenn der C-Gehalt kleiner als 0,01 Gew.-% ist. Bei einer Legierung mit 1,0 Gew.-% Mo wird bei einer re- lativ niedrigen Gluhtemperatur von 820°C eine Koerzitivfeldstarke von lediglich 2,82 A/cm erreicht. Dies ist durch die Präsenz von Mo-reichen Metallkarbiden bedingt. Bei einer höheren Temperatur von 850 °C bilden sich dagegen weniger Karbide und mit einer derartigen Zusammensetzung sind Werte für die Koerzitivfeldstarke H_c unter 2 A/cm erreichbar. Dies fuhrt zu der Forderung nach einem Mo-Gehalt unter 1,5 Gew.- %. Besonders vorteilhaft ist em Mo-Gehalt unter 1 Gew.-%, weil man dann sicher niedrige Werte für die Koerzitivfeldstarke H_c unter 2 A/cm erreicht, bedingt durch eine geringere Ausprägung der Bildung von Metallkarbiden.

Die Legierungszusatze Mo, Cr, V dienen zur Erhöhung des spe- zifiscnen elektrischen Widerstandes. Zur Erzielung besonders hoher Induktionswerte über 2,0 T dürfen die Gesamtgehalte an Legierungszusatzen jedoch eine bestimmte Obergrenze nicht überschreiten. Dies ist bei einem Gesamtgehalt von Cr, Mo und V von 6,5 Gew.-% bereits knapp der Fall, und es wird em B_16o von lediglich 1,98 T erreicht.

Andererseits ist für dynamische Anwendungen bei erhöhter Frequenz em Mindestniveau des spezifischen Widerstandes erforderlich. Binare Kobalt-Eisen-Legierungen weisen em Niveau um 0,2 μllm auf. Um den spezifischen Widerstand um mindestens 50% zu steigern und damit entsprechend die umagnetisierungs- bedingten Wirbelstromverluste zu senken, sind Gehalte weiterer Elemente, wie beispielsweise Cr, Mo und V, von m der Summe mindestens 2 Gew.-% notwendig.

Em zu hoher S-Gehalt fuhrt schließlich ebenfalls zu ver- schlechterten weichmagnetischen Eigenschaften. Der Gehalt an S muß deswegen begrenzt werden. Zur Erzielung besonders nied- riger Hc-Werte unter 1,35 A/cm muß deshalb em S-Gehalt unter 0,01 Gew.-% angestrebt werden.

Die geforderten Obergrenzen werden anhand der im folgenden aufgeführten Ausfuhrungs- und Vergleichsbeispiele deutlich. Die Konzentrationsangaben in Prozent sind dabei Angaben in Gew. -% .

Bei den nachfolgend naher beschriebenen Beispielen wurden von folgenden Spezifikationen aufgegangen: die Induktion Bι₆₀ bei einer Magnetfeldstarke von H = 160 A/cm soll großer 2,0 T sein; die Koerzitivfeldstarke H_c soll unter 2,0 A/cm liegen und der spezifische Widerstand soll 30 μΩcm _übersteigen.

Ausfuhrungsbeispiel 1:

Eine Legierung mit 17,0% Co, 2,0% Cr, 0,8% Mo, 0,2% V, 0,01% Ni, 0,01% Mn, weniger als 0,01% C und Rest Eisen wurde unter Vakuum erschmolzen. Der entstandene Gußblock wurde auf 50 mm Durchmesser geschalt. Danach wurde das Material auf 18 mm

Durchmesser bei 1100 bis 850°C geschmiedet. Nach einer Gluh- behandlung von 10h bei 865°C unter Wasserstoff wurde eine Koerzitivfeldstarke von H_c = 0,8A/cm, eine Induktion bei einer Aussteuerung von 160 A/cm von B_1S0 = 2,10 T sowie eine Rema- nenz B_R = 0,98 T gemessen. Der spezifische elektrische Widerstand betrug 0,39 μΩm.

Ausfuhrungsbeispiel 2:

Eine Legierung mit 17,0% Co, 2,0% Cr, 0,8% Mo, 0,2% V, 0,01% Ni, 0,01% Mn, 0,001% N, 0,001% 0, weniger als 0,01% C und Rest Eisen wurde unter Vakuum erschmolzen. Der entstandene Gußblock wurde abweichend von Beispiel 1 auf 20 mm x 20 mm geschmiedet und anschließend auf 3,5 mm bei 1100 bis 850°C warmgewalzt. Nach einer Zwischengluhung von 0,5h bei 900°C wurde auf 1 mm kaltgewalzt. Nach einer Gluhbehandlung von 10h bei 865°C unter Wasserstoff wurde eine Koerzitivfeldstarke von H_c = 0,8 A/cm, eine Induktion bei einer Aussteuerung von 160A/cm von B^o = 2,10 T sowie eine Remanenz B_R = 0,98 T gemessen. Der spezifische elektrische Widerstand betrug 0, 39 μΩm.

Ausfuhrungsbeispiel 3:

Es wurde eine Legierung mit 15,0% Co, 2,0% Cr, 2,5% Mo, 0,2% V, 0,01% Ni, 0,01% Mn, weniger als 0,01% C und Rest Eisen, wie m Beispiel 1 hergestellt. Nach einer Gluhbehandlung von 10h bei 820°C unter Wasserstoff wurde eine Koerzitivfeldstarke von H_c = 1,98 A/cm, eine Induktion bei einer Aussteuerung von 160 A/cm von Bι_S0 = 2,02 T sowie eine Remanenz B_R = 0,96T gemessen. Der spezifische elektrische Wider- stand betrug 0,53 μΩm.

Ausfuhrungsbeispiel 4:

Es wurde eine Legierung mit 15,0% Co, 4,0% Cr, 1,0% Mo, 0,01% Ni, 0,01% Mn, weniger als 0,01% C und Rest Eisen, wie m Beispiel 1 hergestellt. Nach einer Gluhbehandlung von 10h bei 820°C unter Wasserstoff wurde eine Koerzitivfeldstarke von H_c = 1,27 A/cm, eine Induktion bei einer Aussteuerung von 160 A/cm von Bι₆o = 2,07T sowie eine Remanenz B_R = 0, 94T ge- messen. Der spezifische elektrische Widerstand betrug 0,51 μΩm.

Ausfuhrungsbeispiel 5:

Es wurde eine Legierung mit 20,0% Co, 2,0% Cr, 2,0% Mo, 2,0% V, 0,01% Ni, 0,01% Mn, weniger als 0,01% C und Rest Eisen, wie Beispiel 1 hergestellt. Nach einer Gluhbehandlung von 10h bei 865°C unter Wasserstoff wurde eine Koerzitivfeldstarke von H_c = 1,65 A/cm, eine Induktion bei einer Aussteuerung von 160 A/cm von Bι₆o = 2,09 T sowie eine Remanenz B_R = 0,86 T gemessen. Der spezifische elektrische Widerstand betrug 0, 59 μΩm. Vergleichsbeisp el 6:

Eine Legierung wurde unter Vakuum erschmelzen mit 15,₀% _Co, 2,0% Cr, 2,5% Mo, 2,0% V und Rest Eisen. Der _Gussblock wurde auf 50 mm Durchmesser geschalt. Danach wurde _das Material auf 30 mm Durchmesser bei 1100 bis 850°C geschmiedet. Nach einer Gluhbehandlung von 10h bei 840°C unter Wasserstof_f wurde eine Koerzitivfeldstarke von H_c = 1,96 A/cm, eine Induktion bei einer Aussteuerung von 160 A/cm von B₁₆₀ = 1,₉₈ T sowie eine Remanenz B_R = 0,97 T gemessen. Der spezifische elektrische Widerstand betrug 0,57 μΩm.

Anhand dieses Vergleichsbeispiels wird die Obergrenze des _Ge- samtgehalts von Cr, Mo, V deutlich.

Vergleichsbeispiel 7:

Eine Legierung wurde unter Vakuum erschmolzen mit 15,0% _Co, 4,0% Cr, 1,0% Mo, weniger als 0,01% C und Rest Eisen. Der Gussblock wurde auf 15 mm Durchmesser warmgewalzt und _dann geschalt. Nach einer Gluhbenandlung von 10h bei 820°_C unter Wasserstoff wurde eine Koerzitivfeldstarke von H_c = 2,82 A/cm, eine Induktion bei einer Aussteuerung von 160 A/cm von Bι₆₀ = 2,02 T sowie eine Remanenz B_R = 0,9₃ T gemessen. Der spezifische elektrische Widerstand betrug 0, 53 μΩm.

Dieses Vergleichsbeispiel verdeutlicht die Folge einer zu niedrigen Gluhtemperatur bei hohem Mo-Gehalt.

Ausfuhrungsbeispiel 8:

Wie Beispiel 7. Die Schlußgluhung wird jedoch bei 850 °_C vor- genommen. Dabei wird eine Koerzitivfeldstarke von 1,83 A/cm und Bi6o von 2,04 T erreicht. Vergleichsbeispiel 9:

Es wurde eine Legierung mit 20,0% Co, 2,0% Cr, 2,0% Mo, 2,0% V, weniger als 0,01% C und Rest Eisen, wie in Beispiel 7 hergestellt. Nach einer Gluhbehandlung von 10h bei 850°_C unter Wasserstoff wurde eine Koerzitivfeldstarke von H_c = 2,51 A/cm, eine Induktion bei einer Aussteuerung von 160 A/cm von B_1S0 = 2,02 T sowie eine Remanenz B_R = 0,82 T gemessen. Der spezifische elektrische Widerstand betrug 0, 61 μΩm.

Vergleichsbeispiel 10:

Es wurde eine lt-Großschmelze einer Legierung mit 15, 6% Co, 3,36% Cr, 2,33% Mo, 0,43% V, 0,004% C und Rest Eisen, sowie herstellungsbedingte Verunreinigungen hergestellt. Es erfolgte eine Fertigung von Stangen durch Warmwalzen an Durchmesser 50 mm. Ebenso erfolgte eine Fertigung von Bandern durch Warmwalzen an Dicke 5 mm und anschließendes Kaltwalzen an verschiedene Enddicken. Der spezifische Widerstand der Legierung betrug 0,53 μΩm. Nach einer Gluhbehandlung von 10h bei 835°C unter Wasserstoff wurden an verschiedenen Proben Induktionswerte Bι₆₀ (H = 160A/cm) zwischen 2,024 und 2,057 T festgestellt. Die Messung der Koerzitivfeldstarke ergab dage- gen erhebliche und nicht akzeptable Schwankungen von Probe zu Probe mit Werten zwischen 1,19 und 3,44 A/cm. Als Ursache für diese schwankenden und teilweise deutlich zu hohen H_c-Werte wurden Mo-reiche Metallkarbide ausgemacht. Denn bei zu hohen Gehalten an Mo und C reicht die Stabilität der Karbide bis an die α/γ-Phasengrenze 16 heran und man findet keine geeigneten Gluhparameter zur Erzielung niedriger Koerzitivfeidstarken. Auch kann das Ziel von Koerzitivfeidstarken unter 2 A/cm nicht sicher erreicht werden.

Ausfuhrungsbeispiel 11:

Es wurde eine Legierung mit 17,0% Co, 2,0% Cr, 0,8% Mo, 0,2% V, < 0,01% Ni und < 0,01% Mn sowie einem S-_Gehalt von 0,015% und Rest Eisen, wie m Beispiel 1 hergestellt. Nach einer Gluhbehandlung von 10h bei 850 °C unter Wasserstoff wurde e ne Koerzitivfeldstarke von H_c = 1,4 A/cm, eine Induktion bei einer Aussteuerung von 160 A/cm von Bι₆₀ = 2,10 T sowie eine Remanenz B_R = 0,95 T gemessen. Der spezifische elektrische Widerstand betrug 0,39 μΩm.

Ausfuhrungsbeispiel 12:

Zusammensetzung wie Beispiel 11, aber S-Gehalt 0,005%. Nach einer Gluhbehandlung von 10h bei 850°C unter Wasserstoff wurde eine Koerzitivfeldstarke von H = 1,22 A/cm und eine Induktion bei einer Aussteuerung von 160 A/cm von 3_1S0 = 2,20 T gemessen.

Ausfuhrungsbeispiel 13:

Zusa mensetzung wie Beispiel 11, aber S-Gehalt 0,004%. Nach einer Gluhbehandlung von 10h bei 850°C unter Wasserstoff wurde eine Koerzitivfeldstarke von H_c = 1,12 A/cm und eine Induktion bei einer Aussteuerung von 160 A/cm von B_ι60 = 2,25 T gemessen .

Vergleichsbeispiel 14:

Es wurden binare CoFe-Legierungen mit 14,7 und 19,9% Co wie m Beispiel 2 hergestellt. Die Induktionswerte s nd mit Werten für B₁₆₀ = 2,16 T bzw. 2,20 T zwar sehr hoch, jedoch er- laubt der niedrige spezifische Widerstand von 0,20 μΩm keine Anwendung mit dynamischer Anregung.

Vergleichsbeispiel 15:

Eine Legierung mit 19,8% Co und 2,12% V, Rest Fe, wur_de wie m Beispiel 2 beschrieben gefertigt. Nach Schlußgluhung bei 850°C für 10h unter Wasserstoff betrug H_c 1,83 A/cm. B₁₅₀ (bei H = 160 A/cm) lag mit 2,10 T über der gewünschten Mindestgrenze, jedoch lag der spezifische Widerstand mit 0,297 μΩm knapp zu niedrig.

Dieses Vergleichsbeispiel macht die Bedeutung der Elemente Cr, Mo sowie V für den spezifischen Widerstand deutlich.

Vergleichsbeispiel 16:

Eine Legierung mit 19,95% Co und 2,10% Mo, weniger als 0,1_% Mn, weniger als 0,1% Ni, weniger als 0,01% C und Rest Fe, wurde wie m Beispiel 2 beschrieben gefertigt. Nach Schlußgluhung bei 850°C für 10h unter Wasserstoff betrug B₁₅₀ (bei H = 160 A/cm) 2,17 T. Der spezifische Widerstand lag mit 0,31 μΩm gerade im gewünschten Bereich oberhalb 0,30 μΩm.

Ursache für die mit 2,56 A/cm unbefriedigende Koerzitivfeldstarke war das Auftreten Mo-reicher Metallkarbide.

Die Ausfuhrungsbeispiele 15 und 16 veranschaulichen die Be- deutung von Cr, Mo und V für den spezifischen elektrischen Widerstand. Em niedriger Gehalt an Cr, Mo sowie V fuhrt zu einem niedrigen spezifischen elektischen Widerstand.

Vergleichsbeispiel 17

Eine Legierung mit 15,0% Co, 3,5% Cr, 2,3 % Mo, 0,4% V, 0,05% C, Rest Fe, wurde wie m Beispiel 2 beschrieben gefertigt. Nach Schlußgluhung wurde em H_c-Wert von lediglich 5,0 A/cm erreicht, bedingt durch die massive Präsenz von Mo- reichen Metallkarbiden.

Vergleichsbeispiel 18:

Es wurde eine Legierung mit 17% Co, 2,0% Cr, 0,8% Mo, 0,2% V sowie einem Ni-Gehalt von 0,32% und Mn-Gehalt von 0,18%,

Rest Eisen wie im Beispiel 7 hergestellt. Nach einer Schlußgluhung über 10 Stunden bei 850 °C unter Wasserstoff wurde eine Koerzitivfeldstarke von H_c = 2,1 A/cm, eine Induktion bei einer Aussteuerung von 160 A/cm von B₁₆₀ 2,03 T sowie eine Remanenz B_R = 0,93 T gemessen. Der spezifische elektrische Widerstand betrug 0,39μΩm

Ausfuhrungsbeispiel 19:

Eine Legierung mit 13,15% Co, 3,64% Cr, 2,95% Mo, 0,01% Mn, 0,02% Ni, weniger als 0,01% C und Rest Fe wurde wie Beispiel 2 hergestellt. Sie erreichte nach Schlußgluhung

H_c = 1,52 A/cm und B₁₅₀ = 2,07 T. Der spezifische Widerstand betrug 0,56 μΩm.

Ausfuhrungsbeispiel 20:

Eine Legierung mit 10,35% Co, 3,1% V, 3,14 % Mo, 0,03% Mn, 0,05% Ni, weniger als 0,01% C und Rest Fe, hergestellt wie Beispiel 2, erreichte nach Schlußgluhung H_c = 0,81 A/cm und B₁₆o = 2,06 T. Der spezifische Widerstand betrug 0, 40 μΩm.

Ausfuhrungsbeispiel 21:

Eine Legierung mit 19,8% Co, 2,02% Cr, 0,05% Mn, 0,07% Ni, weniger als 0,01% C und Rest Fe, hergestellt wie m Beispiel 2, erreichte nach Schlußgluhung H_c = 1,80 A/cm und Biso = 2,18 T. Der spezifische Widerstand betrug 0,38 μΩm.

Ausfuhrungsbeispiel 22:

Die Zusammensetzung dieser unter Vakuum erschmolzenen Legierung war 17,0% Co, 1,95% Cr, 0,80% Mo, 0,02% Mn, < 0,015%

Ni, 0,006% C, 0,002% N und 0,015% 0, Rest Fe, sowie unvermeidbare Verunreinigungen. Diese Legierung wurde den ver- schiedensten Verarbeitungsmoglichkeiten unterzogen. Entweder wurde auf Enddimension warmgewalzt, oder es wurde warmgewalzt und dann als Band kalt weiter an Enddicke gewalzt. Die bei- 01/00895

19 liegende Tabelle 2 zu den Ergebnissen von Beispiel 22 gibt einen Überblick über die jeweils erreichten Magnetwerte. Der spezifische Widerstand dieser Legierung betrug 0,39 μΩm.

Tabelle 2

Claims

Patentansprüche

1. Legierung auf der Basis von Fe mit einem Gehalt an _Co von 10 bis 20 Gew.-% , mit einem Gehalt von wenigstens einem Element der Gruppe Cr, Mo und V von 2 bis 6,5 Gew.-% und mit einem geringen C-Gehalt dadurch gekennzeichnet, daß der Gehalt an Ni zusammen mit Mn unterhalb 0,4 Gew.-% sowie der Gehalt an C unter 0,02 Gew.-% liegt.

2. Legierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet , daß der Ni-Gehalt kleiner 0,3 Gew.-% ist.

3. Legierung nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichne t , daß der Ni-Gehalt kleiner 0,15 Gew.-% ist.

4. Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet , daß der C-Gehalt kleiner 0,02 Gew.-% ist.

5. Legierung nach Anspruch 4, dadurch gekennzeichnet , daß der C-Gehalt kleiner 0,01 Gew.-% .ist.

6. Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 5, dadurch gekennz ei chnet , daß der Mn-Gehalt kleiner 0,2 Gew.-% ist.

7. Legierung nach Anspruch 6, dadurch gekennzeichnet , daß der Mn-Gehalt kleiner 0,1 Gew.-% ist.

8. Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 7, dadurch gekennzeichnet , daß der Gehalt der Elemente aus der Gruppe von Cr, Mo und V zwischen 2,0 und 4 Gew.-% liegt.

9. Legierung nach Anspruch 8, dadurch ge e nzeichnet, daß der Gehalt der Elemente aus der Gruppe von Cr,Mo und V, zwischen 2,5 und 3,5 Gew.-% liegt.

10. Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 9, dadurch gekennzeichnet, daß der Mo-Gehalt kleiner als 1,5 Gew.-% ist.

11. Legierung nach Anspruch 10, dadurch gekennzeichnet, daß der Mo-Gehalt kleiner als 1,0 Gew.-% ist.

12. Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 11, dadurch gekennzeichnet, daß der Cr-Gehalt zwischen 1,5 und 2,5 Gew.-% liegt.

13. Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 12, dadurch gekennzeichnet, daß der S-Gehalt kleiner 0,01 Gew.-% ist.

14. Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 13, dadurch gekennzeichnet, daß die Induktion Bι₆o bei einer Magnetfeldstarke von H = 160 A/cm großer 2,0 T ist, die Koerzitivfeldstarke H_c kleiner 2,0 A/cm ist und der spezifiscne Widerstand über 30 μΩcm liegt

15. Verfahren zur Herstellung von Halbzeug aus einer Kobalt- Eisen-Legierung, bei dem durcn Schmelzen (1) und Warmverformung (4, 10) zunächst Werkstucke aus einer Legierung auf der Basis von Fe mit einem Gehalt von Co von 10 bis 20 Gew.-% Co und mit einem Gehalt von wenigstens einem Element der Gruppe Cr, Mo und V von 2 bis 6,5 Gew.-% angefertigt und dann einer Schlußgluhung (7, 12) unterzogen werden, dadurch gekennzeichnet, daß der Gehalt an Ni zusammen mit Mn unterhalb 0,4 Gew.-% so- wie der Gehalt an C unter 0,02 Gew.-% liegt und daß die Schlußgluhung (7, 12) für mindestens 0,25 h im Temperaturbereich von 800 bis 880°C durchgeführt wird.

16. Verfahren nach Anspruch 15, dadurch gekennzeichnet, daß die Schlußgluhung (7, 12) für mindestens 0,25 h im Temperaturbereich von 830 bis 865°C durchgeführt wird.

17. Verfahren nach Anspruch 15 oder 16, dadurch gekennzeichnet, daß die Legierung vor der Schlußgluhung (7, 12) kaltverformt wird.

18. Verfahren nach einem der Ansprüche 15 bis 17, dadurch gekennzeichnet, daß die Legierung unter Inertgas, Wasserstoff oder Vakuum schlußgegluht wird.