WO2002023560A1 - Transduktordrossel mit magnetkern, verwendung von transduktordrosseln sowie verfahren zur herstellung von magnetkernen für transduktordrosseln - Google Patents

Transduktordrossel mit magnetkern, verwendung von transduktordrosseln sowie verfahren zur herstellung von magnetkernen für transduktordrosseln Download PDF

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temperature
magnetic
alloy
transductor
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PCT/EP2001/010362
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Günther Wulf
Roman Klinger
Werner Loges
Jörg PETZOLD
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Vacuumschmelze Gmbh & Co. Kg
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    • Y10T29/4902—Electromagnet, transformer or inductor

Definitions

  • Transductor choke with magnetic core use of transductor chokes and method for manufacturing magnetic cores for transductor chokes
  • the invention relates to a transducer choke with magnetic core, use of transducer chokes and methods for producing magnetic cores for transducer chokes.
  • Switched power supplies with transducer regulators with clock frequencies between 20 kHz and 300 kHz are used in ever more diverse applications, for example in applications that require very precisely regulated voltages or currents despite rapid load changes. These are e.g. B. switched power supplies for PCs or printers.
  • transducer controller with a corresponding transducer choke and the connected switched-mode power supplies are described in detail, for example, in DE 198 44 132 AI or VAC company publication TB-410-1, 1988.
  • the resistance of the windings should be as small as possible in order to reduce winding losses. This can be achieved by reducing the number of turns while increasing the conductor cross-section. This simultaneously causes an increase in the changeover modulation of the transducer core material and thus the remagnetization losses.
  • the transducer core volumes and thus the component volumes are only significantly reduced if the specific losses of the transducer core material are significantly reduced or because of very high losses high application limit temperatures are permissible.
  • the so-called induction stroke ⁇ BRS Bg-Bj ⁇ from the remanence BR to the saturation B s should be as small as possible, since the induction stroke ⁇ BRS means a voltage-time area that cannot be regulated.
  • the voltage-time area offered to the transducer for regulation becomes smaller and smaller, which means that a large voltage-time area due to ⁇ BRS has an increasing effect.
  • This can be compensated for by an increase in the core geometry or the core volume, but this can also result in an increase in the magnetic reversal losses.
  • transducer cores with a rectangular hysteresis loop have particularly high remanence values, these are particularly well suited for transducer regulators with higher operating frequencies. Such rectangular properties can arise if the transducer core material has a uniaxial anisotropy K u parallel to the direction of the magnetic field H generated by the winding.
  • alloy examples given in the exemplary embodiments in connection with the heat treatments described there for the transformer cores indicate that these are not optimized for use at high frequencies due to excessive losses. Even the maximum possible magnetic losses are tolerated. This obviously limits the maximum possible operating frequencies to 150 kHz. Furthermore, in most of the examples described, loss increases and noise development due to magnetoelastic resonances can be expected.
  • the magnetic cores used for this purpose should have a very high aging stability up to temperatures of at least 150 ° C. or beyond and should be distinguished by a very small magnetic core volume.
  • transducer choke according to claim 1 or a method for producing a magnetic core for a transducer choke according to one of claims 7 or 8 or the use of such a transducer choke according to claim 14.
  • Refinements and developments of the inventive concept are the subject of dependent claims.
  • a transducer choke with a magnetic core made of a nanocrystalline alloy which has the composition Fe a CO] - Cu c M 'c
  • this alloy After heat treatment, which has to be matched exactly to the respective composition, this alloy has a fine crystalline structure with a metallographic grain of average size D ⁇ 100 nm and a volume fulfillment of more than 30% , a hysteresis loop that is as rectangular as possible while at the same time having low magnetic reversal losses and a magnetostriction of
  • the selection of alloys according to the invention is based on the knowledge that, for a specific alloy composition, there is a hyperbole-like relationship between magnetization losses Pf e and dynamic residual stroke ⁇ BRQ.
  • the amount of the longitudinal anisotropy K u is according to the present one To limit the invention to a reasonable minimum.
  • a compromise between these two opposing quantities can only be achieved by means of a heat treatment (tempering) according to the invention, which is adapted to the properties of the alloy, in a magnetic field that is longitudinal to the direction of the wound strip runs, i.e. set a so-called longitudinal field.
  • a heat treatment according to the invention, which is adapted to the properties of the alloy, in a magnetic field that is longitudinal to the direction of the wound strip runs, i.e. set a so-called longitudinal field.
  • This enables a strongly rectangular hysteresis loop, a so-called Z loop, to be induced.
  • this alloy sub-selection which is an alloy sub-selection of the nanocrystalline alloy selection mentioned at the outset, is distinguished by the fact that, due to the greatest possible elimination of the crystal anisotropy and the saturation magnification ⁇ g, it already has the lowest amounts of uniaxial longitudinal anisotropy, typically in the range K u ⁇ 10
  • Roughness R a (eff) is defined as the sum of the crossways
  • Rectangularity of the hysteresis loop of the magnetic cores is typically given special care to ensure that there is no mechanical tension.
  • the alloy strips are then wound into magnetic cores, which are typically in the form of closed, air-gap-free ring cores, oval cores or rectangular cores.
  • the alloy strip can first be wound round to form the ring core and, depending on requirements, can be brought into the appropriate shape by means of suitable shaping tools during the heat treatment.
  • suitable shaping tools By using suitable winding bodies, the corresponding shape can also be achieved during winding.
  • the soft magnetic amorphous tape produced using rapid solidification technology typically has a thickness d ⁇ 30 ⁇ m, preferably ⁇ 20 ⁇ m, better ⁇ 17 ⁇ m.
  • an immersion, continuous, spray or electrolysis process is used on the belt.
  • the same can also be achieved by dip insulation of the wound or stacked magnetic core.
  • Magnetic properties can lead.
  • oxides, acrylates, Phosphates, silicates and chromates of the elements Ca, Mg, Al, Ti, Zr, Hf, Si have been shown to be effective and compatible insulators.
  • Mg which is applied to the strip surface as a liquid magnesium-containing precursor, is particularly effective and converts into a dense layer of MgO during a special heat treatment that does not influence the alloy, the thickness of which can be between 50 nm and 1 ⁇ m.
  • Magnetic cores made of alloys that are suitable for nanocrystallization are generally subjected to a precisely coordinated crystallization heat treatment to adjust the nanocrystalline structure, which is between 450 ° C and 690 ° C depending on the alloy composition. Typical holding times are between 4 minutes and 8 hours.
  • this crystallization heat treatment must be carried out in a vacuum or in a passive or reducing protective gas.
  • material-specific cleanliness conditions must be taken into account, which can be brought about by appropriate aids such as element-specific absorber or getter materials.
  • annealing is either field-free or in the magnetic field along the direction of the wound strip (“longitudinal field”) or transversely thereto (“transverse field”). In certain cases, a combination of two or even three of these magnetic field constellations can be used in succession or in parallel.
  • the initial heating rate of 7 K / min shown there can be varied as desired in a range from approximately 1 to over 20 K / min. For economic reasons, however, the highest possible heating rate that is still feasible in terms of production technology is selected in practice.
  • the strong delay in the heating rate shown from 450 ° C, which is otherwise dependent on the core volume and is typically between approximately 0.1 and approximately 1 K / min, is used for temperature compensation in the nanocrystallization used there. In addition, a heating break of several minutes can be taken.
  • ⁇ g 0 with a silicon content of
  • the ripening temperature must be moved to a temperature of about 580 ° C or an even higher temperature, but then the formation of harmful iron boride phases begins, which the coercive field strength and at the same time the dynamic residual stroke ⁇ B ⁇ g increase.
  • the holding time can be varied to a greater or lesser extent.
  • Typical intervals at 570 ° C are between 15 minutes and 2 hours. They can be extended at lower temperatures. At higher temperatures or very small magnetic cores to be treated, a high degree of maturity of the nanocrystalline two-phase structure is achieved even at shorter times, for example at a time of 5 minutes.
  • cooling rates are rather small, with constant cooling rates which are as high as possible are preferred.
  • a prerequisite is a defined and always the same sequence of the cooling phase. For example, cooling rates between about 1 K / min and about 20 K / min have been found to be suitable. Any influences can be compensated for by a slight correction of the longitudinal field temperature. This is especially true when the crystallization heat treatment is not carried out in a field-free state but in an applied magnetic transverse field. If an applied magnetic transverse field is used in the crystallization pretreatment, the longitudinal anisotropy Krj can be set very precisely in the subsequent longitudinal field phase, so that the dynamic
  • Residual stroke ⁇ B ⁇ g and the magnetic reversal losses Pf e can be set very precisely. This also significantly reduces the possibility of scatter during the annealing of the stacked magnetic cores.
  • the uniaxial longitudinal anisotropy Kr j is set in the longitudinal field plateau.
  • the size of the uniaxial longitudinal anisotropy induced can be determined by the height of the field temperature but also by the duration of the field heat treatment and the
  • ⁇ o rö CQ d P CQ N 4-1 rö rö d CQ CQ -H CD rH N tn P tn «P -H rH d TJ rö
  • the anisotropy range can also be expanded and fine-tuned with the help of a well-defined sequence of field-free treatment and / or treatment in the field, which can be precisely adapted to the respective alloy composition and which can at times be longitudinal and transverse to the direction of the regulated belt.
  • the magnetic core is heated to the target temperature there until the ⁇ the nanocrystalline structure formation held and then cooled to room temperature.
  • the longitudinal field is either applied during the entire heat treatment or only switched on after the target temperature has been reached or even later.
  • Heating to the target temperature takes place as quickly as possible, for example at a rate between 1 ° C / min to 15 ° C / min.
  • a particularly fine and dense grain structure can be in and / or below the temperature range of the onset of crystallization, ie below the crystallization temperature, for. B. from 460 ° C a delayed heating rate of less than 1 ° C / min or even a multi-minute "temperature plateau" can be inserted.
  • the magnetic core is then held, for example, between 4 minutes and 8 hours at the target temperature around 550 ° C. in order to achieve the smallest possible grain with a homogeneous grain size distribution and small intergranular distances.
  • the temperature is chosen the higher the lower the silicon content in the alloy.
  • the onset of the formation of non-magnetic iron-boron phases or the growth of surface crystallites on the strip surface represents an upper limit for the target temperature.
  • the magnetic core is then held between 0.1 and 8 hours below the Curie temperature T Q , that is to say between 260 ° C. and 590 ° C., for example, with the longituginal magnetic field switched on.
  • T Q Curie temperature
  • the uniaxial anisotropy K u induced along the tape direction is greater the higher the temperature in the longitudinal field is selected.
  • the residual stroke ⁇ B ⁇ g increases due to the increase in
  • the magnetic core is then cooled to 0.1 ° C / min to 20 ° C / min in the adjacent longitudinal field to room temperature near values of, for example, 25 ° C or 50 ° C.
  • this is advantageous for economic reasons, and on the other hand, for reasons of stability of the hysteresis loop, cooling below the Curie temperature must not be field-free.
  • the field strength of the magnetic field, the longitudinal field, applied in the direction of the wound alloy strip is selected such that it is significantly greater than the field strength necessary to achieve the saturation induction Bg in this direction of the magnetic core.
  • good results have already been achieved with magnetic fields H> 0.9 kA / m, it being known here that the induced anisotropy increases steadily with the longitudinal field.
  • the magnetic core is solidified.
  • suitable plastic materials such as hard epoxy layers or soft xylilene layers, for example, would be provided by impregnation, coating or encasing and then encapsulated.
  • Completed transducer cores can then be provided with at least one winding each. The use of soft, volume-saving fixings is made possible in spite of large wire thicknesses due to the fact that the alloy areas specified as preferred are largely free of magnetostriction.
  • Figures 4a and 4b show the temperature / time profile of the heat treatments used.
  • the magnetic cores were heated to a temperature of approx. 450 ° C at a heating rate of 7 K / min. A magnetic field was not created.
  • the heating rate was then delayed to approximately 0.15 K / min in order to avoid an undefined overheating of the magnetic core as a result of exothermic heat development during the nanocrystallization that then started. With this relatively low heating rate of 0.15 K / min, heating was continued up to a temperature of approximately 500 ° C. Thereafter, at a heating rate of 1 K / min to a final temperature temperature plateau heated further from 565 ° C.
  • the magnetic core was held at this temperature of 565 ° C for about 1 hour.
  • the alloy structure matured at this temperature plateau until the crystalline grains had reached a volume fraction in the amorphous alloy matrix at which the
  • FIG. 4b shows the "modular" heat treatment just discussed, that is to say the fieldless crystallization treatment and the heat treatment in the longitudinal magnetic field were separated in time, the magnetic core having been cooled to room temperature after the crystallization heat treatment.
  • the magnetic values of the magnetic core did not deteriorate even after being coated with a volume-saving and heat-dissipating epoxy sintered layer.
  • This magnetic core was wound with a copper wire of 4 x 0.8 mm with 6 turns.
  • One with 120 kHz clocked switched-mode power supply with an output power of 275 watts showed a completely stable output voltage at the transducer-controlled 3.3 volt output with the maximum power consumption of 150 watts from the directly regulated 5 volt output.
  • a stress-free wound magnetic core with the same alloy composition and the same dimensions as in the first exemplary embodiment was used, but to reduce the magnetic losses, Pf e was used for a shorter one
  • FIG. 5a A reduced longitudinal field temperature of approx. 315 ° C was selected over a period of 2 hours. This heat treatment is shown in FIG. 5a.
  • FIG. 5b again shows the same heat treatment in modular form as the basic features of which were discussed in the first exemplary embodiment.
  • a stress-free wound magnetic core with 30 x 20 x 10 mm 3 made of the alloy Fe 7 3 , 31 Cu 0 / 99 Nb 2 9 8 si 15.82 6.90 B used, the ef fective ⁇ roughness depth R a (eff) was 7.8%.
  • the mean band thickness was 16.9 ⁇ m.
  • the magnetic reversal losses Pf e at 50 kHz / 0.4 T were comparatively low and were 55 watts / kg, which made the magnetic core usable even at a high clock frequency of 200 kHz or more .
  • the small uniaxial anisotropy Ky resulted in a certain sensitivity to tension, which required a protective trough in the housing, which was associated with geometric and thermal disadvantages, despite the fact that there was virtually no magnetostriction.
  • the saturation magnetostriction ⁇ g present after the crystallization heat treatment at 556 ° C. was approximately 3.7 ppm and was therefore incompletely balanced.
  • the magnetic core was used to set a maximum uniaxial anisotropy Ky value even at this temperature in the longitudinal field annealed. The result was a very low residual stroke of ⁇ B ⁇ g of 23 mT and magnetization losses Pf e at 50 kHz / 0.4 T of 220 watts / kg.
  • Magnetic cores were produced from the alloy Fe 74 5 Cu ⁇ Nb 3 Si ] _ 4 5 B7 in a manner analogous to that in the first exemplary embodiment and in the fifth exemplary embodiment.
  • the saturation magnitude ⁇ g here was approximately 1.8 ppm.
  • the magnetic cores were covered with hard hardening plastic, so that a mechanical tension was induced. At frequencies of ⁇
  • a particularly innovative use of transducer controllers according to the present invention is that in power supplies for vehicle electrical systems, in which the on-board power supply is switched to 42 volts. These electrical systems generally have different voltage levels. In one application, 12 volts / 500 watts from the 42 volt / 3 kilowatt supply were implemented via a transducer-controlled circuit. The output was permanently short-circuit proof at an operating frequency of 50 kHz and one Ambient temperature of 85 ° C in the engine of an internal combustion engine. A magnetic core with the dimensions 40 x 25 x 20 mm 3 was used , which was provided with 18 turns in a plastic trough. The design was open with 3 x 1.3 mm enamelled copper wire.
  • New drive concepts use electric drives to generate electricity.
  • fuel cells have been under discussion for a long time.
  • you usually have water-cooled heat sinks because the fuel cells have to be kept at approx. 60 ° C to achieve optimum efficiency.
  • These cooling systems can be used for the 12 volt / 42 volt supplies to reduce the weight or the construction volume.
  • a magnetic core with the dimensions 38 x 28 x 15 mm 3 with a good heat-dissipating epoxy resin coating was used for a power supply unit with the data already mentioned.
  • the magnetic core was provided with 46 turns of 2 x 1.3 mm enamelled copper wire and placed in a cast aluminum housing.
  • the magnetic core was again provided with a good heat-dissipating epoxy potting in the cast aluminum housing.
  • the attached three tabular dimensioning examples show typical dimensions of transducer regulators according to the invention made of the alloy from exemplary embodiments 1 and 2 for the application circuits discussed.
  • a volume-optimized transducer choke is thus created which has low losses and a high saturation induction.
  • cross-field and / or longitudinal field treatments are specifically carried out as part of the heat treatment in order to set the functional relationship between magnetic reversal losses and dynamic residual stroke in a dosage and com- pact that is optimally adapted to the application. combination used.
  • the focus is on controlling the amount of the unaxial longitudinal isotropy with the aid of the variation of the longitudinal field temperature and / or a clever combination of cross-field and longitudinal field treatment.
  • an alloy on which the magnetic core is based has a fine crystalline structure with a metallographic grain of, for example, the average size D ⁇ 100 nm and a volume fulfillment of, for example, more than 30%, a hysteresis loop that is as rectangular as possible while at the same time low magnetic reversal losses and a greatly reduced magnetostriction of
  • a further advantage of the present invention is the extremely weak and almost linear temperature characteristics of the residual stroke and magnetic reversal losses in this alloy system, which are exemplarily shown in FIG. 9.
  • the negative temperature response of the magnetic reversal losses is particularly favorable.
  • transducer controllers can be implemented that are used in motor vehicles or industrial drives and are attached directly to the engine, for example, as part of an engine control system. Due to the close proximity to the engine and the complete encapsulation of the engine control system, the operating temperatures are generally much higher than the working limit temperatures of the previously known cores. It is preferably provided that the winding of the transducer core is designed with an electrical conductor with a corresponding temperature index in accordance with DIN 172.

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Abstract

Es wird ein Transduktorregler mit Magnetkern vorgestellt aus einer nanokristallinen Legierung, die nahezu magnetostriktionsfrei ist, wobei der Kern möglichst niedrige Ummagnetisierungsverluste und dabei eine möglichst rechteckige Hystereseschleife aufweist. Die Legierung weist die Zusammensetzung FeaCobCucM'dSixByM''z auf, wobei M' ein Element aus der Gruppe V, Nb, Ta, Ti, Mo, W, Zr, Hf oder eine Kombination aus diesen bezeichnet und M'' ein Element aus der Gruppe C, P, Ge, As, Sb, In, O, N oder eine Kombination aus diesen bezeichnet, und die folgenden Bedingungen gelten: a + b + c + d + x + y + z = 100 % ist, mit a = 100 % - b -c - d - x - y - z, 0 ≤ b ≤ 15, 0,5 ≤ c ≤ 2, 0,1 ≤ d ≤ 6, 2 ≤ x ≤ 20, 2 ≤ y ≤ 18, 0 ≤ z ∫ 10 und x + y > 18. Die Transduktorregler können besonders gut in Kraftfahrzeugspannungsversorgungen, Bahnstromversorgungen oder in Flugzeugstromversorgungen eingesetzt werden.

Description

Beschreibung
Transduktordrossel mit Magnetkern, Verwendung von Transduk- tordrosseln sowie Verfahren zur Herstellung von Magnetkernen für Transduktordrosseln
Die Erfindung betrifft einen Transduktordrossel mit Magnetkern, Verwendung von Transduktordrosseln sowie Verfahren zur Herstellung von Magnetkernen für Transduktordrosseln.
Geschaltete Netzteile mit Transduktorreglern mit Taktfrequen- zen zwischen 20 kHz und 300 kHz werden in immer vielfältigeren Anwendungen eingesetzt, beispielsweise in Anwendungen, die trotz schneller Lastwechsel sehr genau ausgeregelte Spannungen oder Ströme benötigen. Dies sind z. B. geschaltete Netzteile für PC's oder Drucker.
Die Grundlagen eines solchen Transduktorreglers mit entspre- chender Transduktordrossel und der damit verbundenen geschalteten Netzteile sind beispielsweise in der DE 198 44 132 AI oder VAC Firmenschrift TB-410-1, 1988 eingehend beschrieben.
Grundsätzlich existieren zwei Forderungen an einen Transduk- torregier:
Erstens soll der Widerstand der Wicklungen möglichst klein sein, um die Wicklungsverluste zu reduzieren. Dies lässt sich durch Verringerung der Windungszahl bei gleichzeitiger Erhö- hung des Leiterquerschnitts erreichen. Dadurch wird gleichzeitig eine Erhöhung der Wechselaussteuerung des Transduktor- kernmaterials und damit der Ummagnetisierungsverluste bewirkt. Eine deutliche Reduzierung der Transduktorkernvolumina und damit der Bauelementvolumina werden aber nur dann er- zielt, wenn die spezifischen Verluste des Transduktorkernma- terials deutlich reduziert werden oder aufgrund sehr hoher oberer Anwendungsgrenztemperaturen hohe Um agnetisierungsVerluste zulässig sind.
Zweitens soll der sogenannte Induktionshub ΔBRS = Bg-Bj^ von der Remanenz BR in die Sättigung Bs möglichst klein sein, da der Induktionshub ΔBRS eine Spannungs-Zeit-Fläche bedeutet, die nicht regelbar ist . Bei steigenden Arbeitsfrequenzen wird die dem Transduktor zur Ausregelung angebotene Spannungs- Zeit-Fläche immer kleiner, wodurch sich eine große Spannungs- Zeit-Fläche bedingt durch ΔBRS immer stärker auswirkt. Dies kann durch eine Vergrößerung der Kerngeometrie bzw. des Kernvolumens kompensiert werden, was aber gleichzeitig einen Anstieg der Ummagnetisierungsverluste mit sich bringen kann. Da Transduktorkerne mit einer rechteckigen Hystereseschleife be- sonders hohe Remanenzwerte besitzen, eignen sich diese für Transduktorregler mit höheren Arbeitsfrequenzen besonders gut. Derartige Rechteckeigenschaften können dann entstehen, wenn das Transduktorkernmaterial parallel zur Richtung des durch die Wicklung erzeugten Magnetfeldes H eine uniaxiale Anisotropie Ku besitzt.
Der Nachfrage nach immer kleineren geschalteten Netzteilen wird durch den Einsatz von immer höheren Arbeitsfrequenzen begegnet. Besonders bei geschalteten Netzteilen für PC's ge- hen die Schaltfrequenzen mittlerweile bis zu einigen 100 kHz.
Diese sehr hohen Schaltfrequenzen erfordern Transduktorkern- materialien mit niedrigen Ummagnetisierungsverlusten. Durch die Erhöhung der Packungsdichte der elektronischen Bauelemen- te sowie dem Wunsch einer Wegrationalisierung von Ventilatoren werden die Anforderungen an die zulässigen Arbeitstemperaturen und die Langzeitstabilität bei den Transduktorreglern stark erhöht. Besonders kritisch werden diese Anforderungen, wenn Transduktorregler bei Umgebungstemperaturen von über 100°C eingesetzt werden soll, was beispielsweise bei Anwendungen im Automobil oder in der Industrie vorkommen kann. Bisher lag die Obergrenze bei ca. 130°C. Aus der eingangs erwähnten DE 198 44 132 AI sind Transduktorregler bekannt, die Magnetkerne aus nanokristallinen Legierungen aufweisen. Diese dort beschriebenen Transduktorregler sind zwar aufgrund ihres kleinen Induktionshubes durch ein gutes Schaltregelverhalten gekennzeichnet. Die in den Ausführungsbeispielen angegebenen Legierungsbeispiele in Verbindung mit den dort beschriebenen Wärmebehandlungen für die Trans- duktorkerne weisen jedoch darauf hin, dass diese aufgrund zu hoher Verluste für den Einsatz bei hohen Frequenzen nicht optimiert sind. Es werden sogar die maximal möglichen Ummagnetisierungsverluste hingenommen. Damit werden die maximal möglichen Betriebsfrequenzen offensichtlich auf 150kHz begrenzt. Ferner ist bei den meisten beschriebenen Beispielen mit Ver- lustüberhöhungen und Geräuschentwicklung durch magnetoelastische Resonanzen zu rechnen.
Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist es daher, eine Transduktordrossel bereitzustellen, die bei Betriebsfrequenzen von 10 kHz bis 200 kHz oder höher ein gutes Schaltverhalten bei gleichzeitig niedrigen Ummagnetisierungsverlusten aufweist. Ferner sollen die dafür verwendeten Magnetkerne eine sehr hohe Alterungsstabilität bis zu Temperaturen von mindestens 150°C oder darüber hinaus aufweisen und sich durch ein sehr kleines Magnetkernvolu en auszeichnen.
Die Aufgabe wird durch eine Transduktordrossel gemäß Anspruch 1 bzw. ein Verfahren zum Herstellen eines Magnetkernes für eine Transduktordrossel nach einem der Ansprüche 7 oder 8 bzw. eine Verwendung einer derartigen Transduktordrossel gemäß Anspruch 14 gelöst. Ausgestaltungen und Weiterbildungen des Erfindungsgedankens sind Gegenstand von Unteransprüchen.
Erfindungsgemäß wird eine Transduktordrossel mit einem Mag- netkern aus einer nanokristallinen Legierung vorgesehen, die die Zusammensetzung FeaCθ]--CucM' c|SixByMλ * 2 aufweist, wobei Mλ ein Element aus der Gruppe V, Nb, Ta, Ti, Mo, W, Zr, Hf oder eine Kombination aus diesen bezeichnet und wobei Mλ ein Element aus der Gruppe C, P, Ge, As, Sb, In, 0, N oder eine Kombination aus diesen bezeichnet und a + b + c + d + x + y + z = 100 % ist, mit a = 100 % - b - c - d - x - y - z; 0 < b < 15; 0,5 < c ≤ 2; 0,1 ≤ d ≤ 6; 2 < x ≤ 20; 2 ≤ y ≤ 18; O ≤ z ≤ 10 und x + y > 18. Nach einer Wärmebehandlung, die genau auf die jeweilige Zusammensetzung abzustimmen ist, besitzt diese Legierung eine feinkristalline Struktur mit einem metallographischen Korn der mittleren Größe D < 100 nm und eine Volumenerfüllung von mehr als 30%, eine möglichst rechteckige Hystereseschleife bei gleichzeitig niedrigen Ummagnetisie- rungsverlusten sowie eine gegenüber dem ungetemperten Zustand stark reduzierte Magnetostriktion von | λs | < 3 ppm. Darüber hinaus liegt die Sättigungsinduktion auf einem mit anderen magnetostriktionsarmen Legierungen nicht erreichbaren Wert von Bs = 1,1 ...1,5 Tesla. Ein weiterer, im Rahmen der hier durchgeführten Untersuchungen erstmals aufgedeckter Vorteil dieses Legierungssystems mit Rechteckschleife sind in Fig. 9 exemplarisch dargestellten äußerst schwachen und fast linea- ren Temperaturgänge von Resthub und Ummagnetisierungsverluste besonders günstig.
Der erfindungsgemäßen Legierungsauswahl liegt die Erkenntnis zugrunde, dass für eine bestimmte Legierungszusammensetzung ein hyperbelähnlicher Zusammenhang zwischen Ummagnetisie- rungsverlusten Pfe und dynamischem Resthub ΔBRQ besteht .
Dieser hyperbelähnliche Zusammenhang ist in der Figur 1 anhand der Legierung Fe73 5Cuι b3Si]_5 ηBζ Q dargestellt.
Das Zusammenspiel der Ummagnetisierungsverluste P e auf der einen Seite und des dynamischen Resthubes ΔB^g auf der anderen Seite wird über eine Wärmebehandlung in einem magnetischen Längsfeld eingestellt. Über eine solche Längsfeldwärme- behandlung wird dabei die sogenannte Längsanisotropie K ein- gestellt, wobei mit steigendem Ku ΔBRS sinkt und die Verluste wachsen. Der in der Figur 1 dargestellte Zusammenhang wird durch den Einfluß von Störanisotropien gestört. Der Einfluß der Störanisotropien ist um so größer, je niedriger die Längsanisotropie ist. Dies geht aus der Figur 2 deutlich hervor, die den Einfluß mechanischer Verspannungen auf Magnetkerne mit nicht abgeglichener Magnetostriktion darstellt.
Da die Höhe der Gesamtverluste, die sich aus den klassischen Wirbelstromverlusten und den anomalen WirbelStromverlusten zusammensetzen, und damit die Selbsterwärmung sowie die obere Anwendungsgrenztemperatur des Magnetkerns maßgeblich über dessen Aussteuerbarkeit und Größe bei einer bestimmten Einsatzfrequenz entscheiden, ist der Betrag der Längsanisotropie Ku gemäß der vorliegenden Erfindung auf ein sinnvolles Minimum zu beschränken.
Bei zu niedrigen Werten der Längsanisotropie Ku nimmt die Alterungsstabilität der Hystereseeigenschaften ab und/ oder der Einfluss sogenannter magnetoelastischer aber auch struktureller oder von der Topologie des Bandes (Oberflächen- rauhheit) herrührenden Störanisotropien stark zu. Beide Stör- einflüsse bewirken eine Abnahme der Remanenz BR und damit eine Erhöhung des für die Totzeit der Regelcharakteristik verantwortlichen Resthubes ΔB^g, wobei fallweise auch die statische und dynamische Koerzitivfeidstärke ansteigt.
Gleichzeitig kann auf die Tatsache zurückgegriffen werden, dass der dynamische Resthub ΔBRg mit zunehmenden Frequenzen kleiner wird. Trotzdem ist bei der Festlegung des Betrages von Ku ein ausgewogener und fertigungsstabiler Kompromiss zwischen möglichst niedrigen Verlusten Pfe einerseits und möglichst hohen Remanenzen BR andererseits zu suchen, was innerhalb der nanokristallinen Legierungen nur bei der oben angeführten erfindungsgemäßen Legierungsauswahl möglich ist.
Ein Kompromiss aus diesen beiden gegenläufigen Größen lässt sich nur mittels einer erfindungsgemäßen an die Eigenschaften der Legierung angepassten Wärmebehandlung (Temperung) in einem Magnetfeld, das längs zur Richtung des gewickelten Bandes läuft, also einem sogenannten Längsfeld, gezielt einstellen. Dadurch kann eine stark rechteckige Hystereseschleife, eine sogenannte Z-Schleife, induziert werden.
Da bei einer solchen Z-Schleife die Stabilität und die Höhe der Remanenz BR von der Balance zwischen Störanisotropien einerseits und induzierter uniaxialer Anisotropie Ku andererseits abhängt, lässt sich bei kleiner induzierter uniaxialer Anisotropie Ku ein hinreichend niedriger Resthub ΔBRS dann stabil erzielen, wenn der magnetoelastische Anteil der Anisotropie in der Anisotropiebilanz möglichst gering und die Frequenz möglichst hoch ist.
Dies wird durch die weitgehende Elimination der Sättigungs- magnetostriktion λs, der mechanischen Spannungen σ sowie der Kristallanisotropie K]_ bewirkt. Die gleichzeitige Eliminierung dieser drei voneinander unabhängigen physikalischen Größen, kann in der oben angegebenen Legierungsauswahl ebenfalls durch eine optimierte Wärmebehandlung bewirkt werden.
Besonders gute Eigenschaften hinsichtlich der Rechteckigkeit der Hystereseschleife bei gleichzeitiger Erzielung sehr kleiner Ummagnetisierungsverluste in den Magnetkernen und damit sehr großen Aussteuerbarkeiten der mit diesen Magnetkernen hergestellten Transduktorreglern kann erzielt werden, wenn der Magnetkern einen Magnetostriktionswert I λg | < 0,2 ppm besitzt und die Legierung die Zusammensetzung FeaCθ]3_ CucM' (jSi-x-ByM' Λ z, wobei Mλ ein Element aus der Gruppe V, Nb,
Ta, Ti, Mo, W, Zr, Hf oder eine Kombination aus diesen be- zeichnet und wobei M ein Element aus der Gruppe C, P, Ge, As, Sb, In, U, N oder eine Kombination aus diesen bezeichnet und a + b + c + d + x + y + z = 100 % ist mit folgenden Bedingungen :
0 ≤ b ≤ 0,5; 0,8 ≤ C ≤ 1,2; 2 ≤ d < 4 ; 14 ≤ X ≤ 17; 5 < y ≤ 12 mit 22 ≤ x + y ≤ 24. Es hat sich überraschend gezeigt, dass diese Legierungsunterauswahl, die eine Legierungsunterauswahl der eingangs erwähnten nanokristallinen Legierungsauswahl ist, sich dadurch auszeichnet, dass bei ihr aufgrund der weitestgehenden Eliminierung von der Kristallanisotropie und der Sättigungsmagne- tostriktion λg bereits mit niedrigsten Beträgen einer uniaxialen Längsanisotropie, die typischerweise im Bereich Ku ≤ 10
J/m3 liegt, mit einer optimierten Wärmebehandlung eine ausgesprochen rechteckige Hystereseschleife realisierbar ist.
Besonders gute Resthubwerte ΔB^ , die im Bereich kleiner 0,025 x Bg liegen, können erzielt werden, sofern die verwendeten Legierungsbänder effektive Rauhtiefen aufweisen, die in den nachfolgend angegebenen Bereichen liegen. Die Rauhtiefen der Oberflächen und auch die Banddicken sind wesentliche Einflussgrößen auf die magnetischen Eigenschaften. Die effektive Rauhtiefe Ra(eff) ist eine maßgebliche Einflussgröße. Die
Rauhtiefe Ra(eff) ist definiert als die Summe der quer zur
Bandrichtung gemessenen Rauhtiefen auf der Bandoberseite und der Bandunterseite dividiert durch die Banddicke. Sie wird demnach in Prozent angegeben. Besonders gute Resthübe lassen sich mit Legierungsbändern erzielen, die aus den oben angegebenen Legierungen bestehen und Rauhtiefen aufweisen, die im Bereich zwischen 3 % und 9 %, vorzugsweise zwischen 4 % und 7 %, liegen, was aus der Figur 10 hervorgeht.
Die Verarbeitung der Legierungsbänder zu Magnetkernen erfolgt weitgehend spannungsfrei durch Wickeln auf speziellen aus dem Stand der Technik bekannten Maschinen. Aufgrund der hohen An- forderungen bezüglich niedriger Verluste und ausgeprägter
Rechteckigkeit der Hystereseschleife der Magnetkerne wird dabei typischerweise besondere Sorgfalt auf die mechanische Spannungsfreiheit gelegt .
Die Legierungsbänder werden dann zu Magnetkernen gewickelt, die typischerweise als geschlossene, luftspaltlose Ringkerne, Ovalkerne oder Rechteckkerne vorliegen. Zur Erzeugung dieser Magnetkerngestalten kann das Legierungsband zunächst zum Ringkern rundgewickelt werden und je nach Erfordernis mittels geeigneter Formgebungswerkzeuge während der Wärmebehandlung in die entsprechende Form gebracht werden. Durch Verwendung geeigneter Wickelkörper kann die entsprechende Form auch bereits beim Wickeln erreicht werden.
Zur Vermeidung von Spannungen wird beim Wickeln des Legierungsbandes zum Magnetkern vorzugsweise darauf geachtet, dass die Zugkraft des Legierungsbandes mit zunehmender Bandlagenzahl kontinuierlich zurückgeht. Damit wird erreicht, dass das tangential am Magnetkern angreifende Drehmoment über den gesamten Radius des Magnetkerns konstant bleibt und nicht mit wachsendem Radius größer wird.
Besonders kleine statische und/oder dynamische Koerzitivfeld- stärken und damit besonders günstige Verlustwerte werden bei gleichzeitig kleinem Resthub erzielt, wenn das Legierungsband zumindest an einer Oberfläche mit einer elektrisch isolieren- den Schicht versehen ist. Dies bewirkt einerseits eine bessere Entspannung des Magnetkerns, andererseits lassen sich auch besonders niedrige WirbelStromverluste erreichen.
Das mittels Rascherstarrungstechnologie hergestellte weich- magnetische amorphe Band weist typischerweise eine Dicke d < 30 μm, vorzugsweise < 20 μm, besser < 17 μm auf.
Zur elektrischen Isolation wird, je nach Anforderungen an die Güte der Isolationsschicht ein Tauch-, Durchlauf-, Sprüh- o- der Elektrolyseverfahren am Band eingesetzt. Dasselbe kann aber auch durch Tauchisolation des gewickelten oder gestapelten Magnetkerns erreicht werden. Bei der Auswahl des isolierenden Mediums ist darauf zu achten, dass dieses einerseits auf der Bandoberfläche gut haftet, andererseits keine Ober- flächenreaktionen verursacht, die zu einer Schädigung der
Magneteigenschaften führen können. Bei den hier erfindungsgemäß eingesetzten Legierungen haben sich Oxide, Acrylate, Phosphate, Silikate und Chromate der Elemente Ca, Mg, AI, Ti, Zr, Hf , Si als wirkungsvolle und verträgliche Isolatoren herausgestellt. Besonders effektiv ist dabei Mg, welches als flüssiges magnesiumhaltiges Vorprodukt auf die Bandoberfläche aufgebracht wird, und sich während einer speziellen, die Legierung nicht beeinflussenden Wärmebehandlung in eine dichte Schicht aus MgO umwandelt, deren Dicke zwischen 50 nm und 1 μm liegen kann.
Magnetkerne aus Legierungen, die sich zur Nanokristallisation eignen, werden allgemein zur Einstellung des nanokristallinen Gefüges einer exakt abgestimmten Kristallisationswärmebehandlung unterzogen, die je nach Legierungszusammensetzung zwischen 450°C und 690°C liegt. Typische Haltezeiten liegen zwi- sehen 4 Minuten und 8 Stunden.
Je nach Legierung ist diese Kristallisationswärmebehandlung im Vakuum oder im passiven oder reduzierenden Schutzgas durchzuführen. In allen Fällen sind materialspezifische Rein- heitsbedingungen zu berücksichtigen, die fallweise durch entsprechende Hilfsmittel wie elementspezifische Absorber- oder Gettermaterialien herbeizuführen sind.
Dabei wird durch eine exakt abgeglichene Temperatur- und Zeitkombination ausgenutzt, dass sich bei den hier verwendeten LegierungsZusammensetzungen gerade die Magnetostriktions- beiträge von feinkristallinem Korn und amorpher Restphase ausgleichen und die erforderliche Magnetostriktionsfreiheit von ca. |λg| < 3 ppm, vorzugsweise | λg | < 0,2 ppm, entsteht.
Je nach Legierung und Ausführungsform des Magnetkerns wird entweder feldfrei oder im Magnetfeld längs zur Richtung des gewickelten Bandes ("Längsfeld") oder quer dazu ("Querfeld") getempert. In bestimmten Fällen kann auch eine Kombination aus zwei oder sogar drei dieser Magnetfeldkonstellationen zeitlich hintereinander oder parallel angewendet werden. Das Temperatur-/Zeitprofil einer für die Legierung Fe73, 5Cu l N^) 3 S:'-15, 7 B6, 8 eingesetzten Wärmebehandlung, mit der auch die Einstellung einer nahezu vollständigen Magnetostrik- tionsfreiheit erzielt wurde, ist in der Figur 3a dargestellt. Die dort gezeigte anfängliche Aufheizrate von 7 K/min ist annähernd beliebig variierbar in einem Bereich von ungefähr 1 bis über 20 K/min. Aus ökonomischen Gründen wird jedoch in der Praxis eine möglichst hohe, fertigungstechnisch jedoch noch realisierbare Aufheizrate gewählt.
Die ab 450°C gezeigte starke Verzögerung der Aufheizrate, die im übrigen abhängig vom Kernvolumen ist und typischerweise zwischen ungefähr 0,1 und ungefähr 1 K/min beträgt, dient zum Temperaturausgleich bei der dort einsetzenden Nanokristalli- sation. Darüber hinaus kann sogar eine mehrminütige Heizpause eingelegt werden.
Im Plateau bei ca. 570°C reift das nanokristalline Gefüge bis die Kristallkörner einen Volumenanteil in der amorphen Rest- phase erreichen, bei dem die Magnetostriktion einen "Null- durchgang" besitzt. Durch eine Variation dieser Reifungstemperatur können Schwankungen im Siliziumgehalt der Legierung ausgeglichen werden.
Dabei wird beispielsweise λg = 0 bei einem Siliziumgehalt von
15,7 Atom% bei ca. 570°C erreicht. Bei einem Siliziumgehalt von 16,0 Atom% tritt dies bei ca. 562°C ein und bei einem Siliziumgehalt von 16,5 Atom% bei ca. 556°C.
Höhere Siliziumgehalte begünstigen eine Versprödung des Bandes. Bei niedrigeren Siliziumgehalten z. B. einem Gehalt von 15,4 Atom% muß die Reifungstemperatur auf eine Temperatur von ca. 580 °C oder eine noch höhere Temperatur verlegt werden, wobei dann allerdings die Bildung schädlicher Eisenborid- Phasen einsetzt, die die Koerzitivfeidstärke und gleichzeitig den dynamischen Resthub ΔB^g erhöhen. Je nach Temperaturlage ist die Haltezeit mehr oder weniger weiträumig variierbar. Typische Intervalle liegen bei 570°C zwischen 15 Minuten und 2 Stunden. Bei niedrigeren Temperaturen können sie verlängert werden. Bei höheren Temperaturen oder sehr kleinen zu behandelnden Magnetkernen wird auch schon bei kürzeren Zeiten, beispielsweise bei einer Zeit von 5 Minuten, ein hoher Reifegrad der nanokristallinen Zweiphasenstruktur erzielt.
Der Einfluß der Abkühlraten ist eher gering, wobei konstante, möglichst hohe Abkühlraten bevorzugt sind. Voraussetzung ist allerdings ein definierter und immer gleicher Ablauf der Abkühlphase. Beispielsweise haben sich Abkühlraten zwischen ungefähr 1 K/min und ungefähr 20 K/min als geeignet erwiesen. Eventuelle Einflüsse sind durch eine geringfügige Korrektur der Längsfeldtemperatur ausgleichbar. Dies gilt vor allem dann, wenn die Kristallisationswärmebehandlung nicht in einem feldfreien Zustand sondern in einem angelegten magnetischen Querfeld vorgenommen wird. Bei Verwendung eines angelegten magnetischen Querfeldes bei der Kristallisationsvorbehandlung kann in der anschließenden Längsfeldphase die Längsanisotropie Krj sehr genau eingestellt werden, so dass der dynamische
Resthub ΔB^g und die Ummagnetisierungsverluste Pfe sehr genau eingestellt werden können. Ferner wird dadurch die Mög- lichkeit von Streuungen während der Glühung der gestapelten Magnetkerne deutlich reduziert.
Die uniaxiale Längsanisotropie Krj wird im Längsfeldplateau eingestellt. Wie bei der hier zugrunde liegenden Erfindung festgestellt wurde, lässt sich die Größe der induzierten uni- axialen Längsanisotropie durch die Höhe der Feldtemperatur aber auch durch die Dauer der Feldwärmebehandlung und die
Stärke des angelegten Magnetfeldes weiträumig einstellen. Eine hohe Längsfeldtemperatur TLF führt zu großen KTJ, das heißt zu kleinen dynamischen Resthüben ΔB^g führt. Eine niedrige
Längsfeldtemperatur bewirkt das Gegenteil . Der genaue Zusammenhang geht aus der eingangs schon erwähnten Figur 1 hervor. 1 ti 1 1 1 1 1 1 1 d ω d Φ Φ ti 1 P d rH -H 1 1 t 1 d
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Legierungsstruktur ausgebildet und anschließend die Anisotropieachse längs zur Richtung des Legierungsbandes induziert, (vgl . Figur 3a) .
Daneben lässt sich der Anisotropiebereich aber auch mit Hilfe einer wohl definierten, an die jeweilige LegierungsZusammensetzung genau angepassten Abfolge von feldfreier Behandlung und/oder Behandlung im Feld, das zeitweise längs und quer zur Richtung des geregelten Bandes stehen kann, erweitern und fein abstimmen.
Werden besonders alterungsstabile Rechteckschleifen mit annähernd idealer Remanenz, d. h. ΔB^g « o, benötigt, kann die
Erzeugung der nanokristallinen Phase und die Ausbildung der Anisotropieachse auch gleichzeitig erfolgen. Hierzu wird der Magnetkern auf die Zieltemperatur erhitzt, dort bis zur Aus- ■ bildung der nanokristallinen Struktur gehalten und danach wieder auf Raumtemperatur abgekühlt. Je nach angestrebter Höhe der Längsanisotropie wird das Längsfeld entweder während der gesamten Wärmebehandlung angelegt oder erst nach Erreichen der Zieltemperatur oder sogar noch später eingeschaltet.
Insgesamt werden bei dieser Art der Feldwärmebehandlung hohe Ku-Werte erreicht, die zu vergleichsweise großen Anteilen a- normaler Wirbelstromverluste führen, weshalb sich derartige ausgeführte Transduktoren bevorzugt für niedrigere Frequenzen eignen.
Das Erhitzen auf die Zieltemperatur erfolgt möglichst schnell, d. h. zum Beispiel mit einer Rate zwischen l°C/Min bis 15°C/Min. Zur Erzielung eines inneren Temperaturausgleichs im Magnetkern aber auch einer besonders feinen und dichten Kornstruktur kann dabei im und/oder unter dem Temperaturbereich der einsetzenden Kristallisation, d. h. also unterhalb der Kristallisationstemperatur, z. B. ab 460°C eine verzögerte Aufheizrate von weniger als l°C/Min oder sogar ein mehrmenütiges "Temperaturplateau" eingelegt werden. Der Magnetkern wird dann beispielsweise zwischen 4 Minuten und 8 Stunden auf der Zieltemperatur um 550°C gehalten, um ein möglichst kleines Korn mit homogener Korngrößenverteilung und kleinen Intergranularabständen zu erreichen. Die Temperatur wird dabei um so höher gewählt, je niedriger der Siliziumgehalt in der Legierung ist. Dabei stellt beispielsweise das Einsetzen der Bildung von unmagnetischen Eisen-Bor-Phasen oder das Wachsen von Oberflächenkristalliten auf der Bandoberfläche eine Obergrenze für die Zieltemperatur dar.
Zur Einstellung der Anisotropieachse und damit der möglichst rechteckigen Hystereseschleife wird der Magnetkern dann zwischen 0,1 und 8 Stunden unterhalb der Curietemperatur TQ, d. h. also zwischen 260°C und 590°C beispielsweise, bei einge- schaltetem longituginalem Magnetfeld gehalten. Die hierbei induzierte uniaxiale Anisotropie Ku längs zur Bandrichtung ist um so größer, je höher die Temperatur im Längsfeld gewählt wird. Der Resthub ΔB^g nimmt dabei durch Anwachsen der
Remanenz kontinuierlich ab, so dass bei den niedrigsten Tem- peraturen die größten Werte entstehen. Invers dazu steigen die Ummagnetisierungsverluste an. Anschließend wird der Magnetkern mit 0,1°C/Min bis 20°C/Min im anliegenden Längsfeld auf Raumtemperatur nahe Werte von beispielsweise 25°C oder 50°C abgekühlt. Dies ist einerseits aus wirtschaftlichen Gründen vorteilhaft, andererseits darf aus Gründen der Stabilität der Hystereseschleife unterhalb der Curietemperatur nicht feldfrei abgekühlt werden.
Die Feldstärke des in Richtung des gewickelten Legierungsban- des angelegten Magnetfeldes, des Längsfeldes, ist derart gewählt, dass es deutlich größer ist als die zum Erreichen der SättigungsInduktion Bg in dieser Richtung des Magnetkerns notwendige Feldstärke. Beispielsweise wurden bereits mit Magnetfeldern H > 0,9 kA/m gute Ergebnisse erzielt, wobei hier bekannt wurde, dass die induzierte Anisotropie stetig mit dem Längsfeld zunimmt . Nach der Wärmebehandlung wird der Magnetkern verfestigt. Je nach verfügbarem Volumen, thermischen Verhältnissen oder mechanischer Spannungsempfindlichkeit würde beispielsweise durch Tränken, Beschichten oder Umhüllen mit geeigneten Kunststoffmaterialien wie beispielsweise harten Epoxidschich- ten oder weichen Xylilene-Schichten versehen und danach verkapselt . Derartig fertiggestellte Transduktorkerne können dann mit jeweils mindestens einer Wicklung versehen werden. Die Verwendung weicher, volumensparender Fixierungen wird da- bei trotz großer Drahtstärken durch die weitgehende Magneto- striktionsfreiheit der als bevorzugt angegebenen Legierungsbereiche ermöglicht.
Die Erfindung wird im folgenden anhand mehrerer Ausführungs- beispiele eingehend diskutiert. Die in den Ausführungsbei- spielen diskutierten unterschiedlichen Wärmebehandlungen werden mittels den beigefügten Figuren veranschaulicht.
Erstes Ausführungsbeispiel : Besonders gute physikalische Ergebnisse wurden mit einem spannungsfrei gewickelten Magnetkern mit Abmessungen 30 x 20 x 10 mm3 aus der Legierung Fe73 / 42Cu0/ 99Nb2 / 98 si 15, 76 B 6, 85 erzielt, wobei dessen effektive Rauhtiefe Ra(eff) der Bandoberfläche 4,5% betrug. Die mittlere Banddicke lag bei 20,7 μm.
Die Figuren 4a und 4b zeigen dabei das Temperatur-/Zeitprofil der angewandten Wärmebehandlungen. Zunächst wurden die Magnetkerne mit einer Aufheizrate von 7 K/min auf eine Tempera- tur von ca. 450°C aufgeheizt. Ein Magnetfeld war dabei nicht angelegt. Danach wurde die Aufheizrate auf ungefähr 0,15 K/min verzögert, um eine Undefinierte Überhitzung des Magnetkernes in Folge einer exothermen Wärmeentwicklung bei der dann einsetzenden Nanokristallisation zu vermeiden. Mit die- ser relativ niedrigen Aufheizrate von 0,15 K/min wurde bis auf eine Temperatur von ungefähr 500°C weiter aufgeheizt. Danach wurden mit einer Aufheizrate von 1 K/min auf ein Endtem- peraturplateau von 565°C weiter aufgeheizt. Der Magnetkern wurde bei dieser Temperatur von 565 °C ungefähr 1 Stunde gehalten. Bei diesem Temperaturplateau reifte das Legierungs- gefüge, bis die kristallinen Körner einen Volumenanteil in der amorphen Legierungsmatrix erreicht hatten, bei der die
Magnetostriktion nahezu verschwunden war. Danach wurde mit einer Abkühlrate von ungefähr 5 K/min auf eine Temperatur von ungefähr 390°C abgekühlt. Bei Erreichen der Temperatur von 390°C wurde ein magnetisches Längsfeld Hj^p von ungefähr 15 A/cm eingeschaltet. Der Magnetkern wurde 5 Stunden bei dieser
Temperatur in diesem sogenannten Längsfeldplateau belassen. Dadurch wurde die uniaxiale Längsanisotropie Ky eingestellt.
Anschließend wurde der Magnetkern mit einer Abkühlrate von 5 K/min auf Raumtemperatur abgekühlt . Die Figur 4b zeigt die eben diskutierte Wärmebehandlung "modular" , das heißt die feldlose Kristallisationsbehandlung und die Wärmebehandlung im magnetischen Längsfeld waren zeitlich getrennt, wobei nach der Kristallisationswärmebehandlung der Magnetkern auf Raumtemperatur abgekühlt worden war.
Nach der einstündigen Wärmebehandlung bei einer Temperatur von ca. 565°C wies der Magnetkern eine Magnetostriktion λs =
0,12 ppm auf, was praktisch Magnetostriktionsfreiheit bedeutete. Die nach der anschließenden fünfstündigen Behandlung bei Tj^p = 390°C in einem Längsfeld der Stärke 1,5 kA/m sich einstellende Längsanisotropie bewirkte einen induktiven Resthub ΔBj^g = 63 mT mit Ummagnetisierungsverlusten von Pfe = 85
W/kg (gemessen bei einer Frequenz von 50 kHz und einem Magnetfeld von 0,4 T) .
Aufgrund seiner fast perfekt abgeglichenen Magnetostriktion und einer einseitig auf der Bandunterseite aufgebrachten Isolation mit Magnesiumoxid verschlechterten sich die Magnetwerte des Magnetkerns auch nach einer Beschichtung mit einer vo- lumensparenden und gut wärmeableitenden Epoxiewirbelsinter- schicht nicht . Dieser Magnetkern wurde mit einem Kupferdraht der Stärke 4 x 0 , 8 mm mit 6 Windungen bewickelt. Ein mit 120 kHz getaktetes Schaltnetzteil der Ausgangsleistung 275 Watt zeigte mit diesem Transduktorelement bei der maximalen Leistungsentnahme von 150 Watt des direkt geregelten 5 Volt-Ausgangs eine völlig stabile AusgangsSpannung am transduktorge- regelten 3,3 Volt-Ausgang.
Ein etwas kleinerer, aber sonst identischer Magnetkern der Abmessung 20 x 12,5 x 8 wurde in besagtes Schaltnetzteil unter einer Last von 20 Watt am 3 , 3-Volt-Ausgang eingebaut. Es stellte sich jedoch eine starke Überhitzung des Magnetkerns im Transduktor ein, da dieser aufgrund seines um einen Faktor 1,7 kleineren Eisenquerschnitts durch die zu hohe Spannungs- /Zeit-Fläche zu stark ausgesteuert wurde. Demzufolge war das Schaltnetzteil nicht voll funktionsfähig.
2. Ausführungsbeispiel:
Es wurde ein spannungsfrei gewickelter Magnetkern mit derselben LegierungsZusammensetzung und denselben Abmessungen wie im ersten Ausführungsbeispiel genommen, allerdings wurde zur Absenkung der Ummagnetisierungsverluste Pfe für eine kürzere
Zeit von 2 Stunden eine erniedrigte Längsfeldtemperatur von ca. 315°C gewählt. Diese Wärmebehandlung ist in der Figur 5a dargestellt. Die Figur 5b zeigt wiederum dieselbe Wärmebehandlung in modularer Form, wie sie im ersten Ausführungsbei- spiel in ihren Grundzügen diskutiert wurde.
Die sich durch die auf 2 h verkürzte Haltezeit und erniedrigte Längsfeldtemperatur von ca. 315°C ergebenden Ummagnetisierungsverluste Pfe lagen nun bei nur noch 62 Watt/kg. Aller- dings erhöhte sich der dynamische Resthub ΔB^ auf 137 mT.
In der Folge wurde die damit verbundene Totzeit des Transduk- torreglers zu groß, weshalb die AusgangsSpannung des 3,3- Volt-Netzteilausgangs unter einer Last von 10 Watt bei gleichzeitig fast leerlaufendem, direkt geregelten 5-Volt- Ausgang zusammenbrach.
3. Ausführungsbeispiel : Der Einsatz von Leistungsdioden mit erhöhtem Recovery-Strom beim Übergang in die Sperrichtung macht eine wohldefinierte Erhöhung der Koerzitivfeidstärke von Transduktorreglern nötig. Aus diesem Grund wurde ein Magnetkern, der die identi- sehe LegierungsZusammensetzung aus dem ersten Ausführungsbei- spiel aufwies und dieselben Abmessungen aufwies mit einer einstufigen Wärmebehandlung bei einer Temperatur von ungefähr 575°C in einem magnetischen Längsfeld der Stärke HLF = 30
A/cm auf maximale Längsanisotropie Ky getempert . Damit wurde ein sehr kleiner dynamischer Resthub ΔB^g = 25 T erreicht, wogegen die Ummagnetisierungsverluste Pfe bei 50 kHz/0 ,4 T bis auf 160 Watt/kg anwuchsen. Wegen der überhöhten Ummagnetisierungsverluste mußte der Transduktorkern zur Reduzierung der Aussteuerung bei gleichbleibender Spannung/Zeit-Fläche auf die Abmessung 30 x 20 x 17 mm3 vergrößert werden. Die angewendete Wärmebehandlung ist in der Figur 6 dargestellt. Unabhängig jedoch vom Recovery-Effekt sind solche Transduktoren mit hoher Längsanisotropie und kleinem Resthub gut geeignet zum Einsatz bei Frequenzen knapp oberhalb des Hörbarkeitsbe- reiches, wie sie z. B. in - häufig als Hilfsbetriebeumrichter bezeichneten - dezentralen Bordstromversorgungen auftreten. In vielfacher Anzahl benötigte, mit Transduktoren geregelte Stromversorgungen die sich aus der Hauptversorgung ableiten sind z. B. für die moderne Bahntechnik, aber vor allem auch in Flugzeugen denkbar. In diesen Fällen ist die vergleichsweise hohe Sättigungsinduktion nanokristalliner Legierungen von mehr als 1,1 T von großem Vorteil, da die hohe Aussteuer- barkeit eine Reduktion an Eisenquerschnitt und damit an Kerngewicht zuläßt. Dieser Vorteil wird dadurch noch vergrößert, dass der Kern mit einer gut wärmeableitenden Epoxibeschich- tung versehen werden kann. Dies ist letztlich nur aufgrund des sehr kleinen Betrages der Sättigungs agnetostriktion möglich ohne dass sich der Resthub nennenswert erhöht. Darüber hinaus ist vor allem in Bordnetzteilen von Flugzeugen, die schnellen und starken Temperaturwechseln ausgesetzt sind, der in Fig. 9 dargestellte günstige Temperaturgang des Legierungssystems von Vorteil . 4. Ausführungsbeispiel :
Zur Erzielung eines volumenoptimierten Transduktorreglers mit minimalen Ummagnetisierungsverlusten für den Einsatz bei sehr hohen Taktfrequenzen, wie sie beispielsweise in PC- Schaltnetzteilen üblich sind, wurde ein spannungsfrei gewickelter Magnetkern mit 30 x 20 x 10 mm3 aus der Legierung Fe73,31 Cu 0/99 Nb 2,98si15,82B6,90 verwendet, wobei dessen ef¬ fektive Rauhtiefe Ra(eff) bei 7,8% lag. Die mittlere Banddi- cke lag bei 16,9 μm.
Aufgrund der relativ hohen effektiven Rauhtiefe und der geringen Dicke des Bandes waren die Ummagnetisierungsverluste Pfe bei 50 kHz/0, 4 T vergleichsweise niedrig und lagen bei 55 Watt/kg, was den Magnetkern auch bei einer hohen Taktfrequenz von 200 kHz oder mehr einsetzbar machte. Allerdings führte die kleine uniaxiale Anisotropie Ky trotz bestehender nahezu vollständiger Magnetostriktionsfreiheit zu einer gewissen Verspannungsempfindlichkeit , die einen Schutztrog im Gehäuse erforderte, was mit geometrischen und thermischen Nachteilen verbunden war.
5. Ausführungsbeispiel :
Wegen der hervorragenden Herstellbarkeit der Legierung Fe74 4Cθ]_/ ιCuιNb3Sii2 , 5 B 8 und der damit verbundenen sehr niedrigen effektiven Rauhtiefen wurden auch spannungsfrei gewickelte Magnetkerne aus dieser Legierung mit Abmessungen 30 x 20 x 10 mm3 hergestellt. Die dabei erzielte effektive Rauhtiefe Ra(eff) der Bandoberfläche betrug 2,2%. Die mittlere Banddicke lag bei 23,4 μm.
Die nach der Kristallisationswärmebehandlung bei 556°C vorliegende Sättigungsmagnetostriktion λg betrug ungefähr 3,7 ppm und war demnach unvollständig abgeglichen. Um trotzdem noch hinreichend kleine Resthubwerte ΔB^g zu erhalten, wurde der Magnetkern zur Einstellung eines maximalen uniaxialen A- nisotropie Ky-Wertes auch bei dieser Temperatur im Längsfeld getempert . Das Ergebnis war ein sehr niedriger Resthub von ΔB^g von 23 mT und von Ummagnetisierungsverlusten Pfe bei 50 kHz/0, 4 T von 220 Watt/kg.
Darüber hinaus traten bei Frequenzen um 30 kHz und um 120 kHz überhöhte Ummagnetisierungsverluste auf, die auf magnetoelastische Resonanzeffekte zurückzuführen waren. Die so hergestellten Magnetkerne können in wirtschaftlicher Weise nur für vergleichsweise niedrige Frequenzen eingesetzt werden, die außerhalb dieser magnetoelastischen Resonanzen liegen. Würde man unter diesen Bedingungen andere Betriebsbedingungen nehmen, würde dies zu einer Überhitzung der Transduktorregler und damit zu einer Zerstörung der Transduktorregler führen.
. Ausführungsbeispiel :
In analoger Weise wie im ersten Ausführungsbeispiel und im fünften Ausführungsbeispiel wurden Magnetkerne aus der Legierung Fe74 5CuχNb3Si]_4 5B7 hergestellt. Die Sättigungsmagne- tostriktion λg betrug hier ungefähr 1,8 ppm. Die Magnetkerne wurden mit fest härtendem Kunststoff umhüllt, so dass eine mechanische Verspannung induziert wurde. Bei Frequenzen von <
100 kHz führte dies zu einer Erhöhung des dynamischen Resthubes ΔBRg . Bei einer Frequenz von ungefähr 10 kHz ergab sich ein Resthub von ungefähr 128 mT. Bei Frequenzen oberhalb 100 kHz war der dynamische Resthub nur unwesentlich gegenüber dem Magnetkern aus dem ersten Ausführungsbeispiel erhöht. Insbesondere ergab sich nach Einbau in das geschaltete Netzteil aus dem Ausführungsbeispiel 1 die gleiche Charakteristik.
Eine besonders innovative Verwendung von Transduktorreglern gemäß der vorliegenden Erfindung ist die in Netzteilen für Kfz-Bordnetze, bei denen das Bordnetz auf 42 Volt umgestellt ist. Diese Bordnetze weisen in der Regel verschiedene Spannungsebenen auf. In einer Applikation wurden 12 Volt/500 Watt aus der 42 Volt/3 Kilowatt-Versorgung über einen transduktor- geregelten Kreis realisiert. Der Ausgang war dabei dauer- kurzschlußfest bei einer Arbeitsfrequenz von 50 kHz und einer Umgebungstemperatur von 85°C im Motor einer Verbrennungs- kraftmaschine . Zum Einsatz kam ein Magnetkern mit den Abmessungen von 40 x 25 x 20 mm3, der in einem Kunststofftrog mit 18 Windungen versehen war. Die Bauform war offen mit einer Bewicklung von 3 x 1,3 mm Kupferlackdraht.
Neue Antriebskonzepte bedienen sich elektrischer Antriebe zur Stromgewinnung. So sind beispielsweise seit längerer Zeit Brennstoffzellen im Gespräch. Hier hat man in der Regel was- sergekühlte Kühlkörper, da die Brennstoffzellen zum Erzielen eines optimalen Wirkungsgrades auf ca. 60°C gehalten werden müssen. Diese Kühlsysteme kann man für die 12 Volt/42 Volt- Versorgungen zur Reduzierung des Gewichtes bzw. des Bauvolumens mitbenutzen. Hierzu wurde bei einem Netzteil mit den be- reits genannten Daten ein Magnetkern mit den Abmessungen 38 x 28 x 15 mm3 mit gut wärmeableitender Epoxidharzummantelung verwendet. Der Magnetkern wurde mit 46 Windungen aus 2 x 1,3 mm Kupferlackdraht versehen und in ein Aluminiumgußgehäuse eingebracht. Der Magnetkern wurde im Aluminiumgußgehäuse wie- der mit einem gut wärmeableitenden Epoxidverguß versehen.
Durch diese Gehäuse-/Vergußkombination wurde eine sehr gute Kühlkörperanbindung erzielt, was allerdings nur durch den erfindungsgemäßen, verwendeten fast magnetostriktionsfreien Magnetkern ermöglicht worden ist.
Die beigefügten drei tabellarischen Dimensionierungsbeispiele geben typische Dimensionierungen von erfindungsgemäßen Transduktorreglern aus der Legierung aus den Ausführungsbeispielen 1 und 2 für die diskutierten AnwendungsSchaltungen wieder. Mit besonderem Augenmerk wurden Computerschaltnetzteile, das heißt PC-Schaltnetzteile sowie Server-Schaltnetzteile, betrachtet, welche in der Praxis üblicherweise als Eintakt- durchflußschaltungen bei Schaltfrequenzen zwischen 70 und 200 kHz ausgeführt sind.
Beispiel 1: transduktorgeregelte, kurzschlußfeste Nebenspannung Ul eines PC-Schaltnetzteils, f = 150 kHz, Umgebungstem- peratur 45°C, d.h. max. Übertemperatur des Transduktorreglers = 75 K. Max. Tastverhältnis τ = 0,5, Mindestübertrageraus- gangsSpannung 24 V.
Figure imgf000023_0001
Beispiel 2 : transduktorgeregelte kurzschlußfeste Ausgangs- Spannung eines Server-Schaltnetzteils, f = 100 kHz, Umgebungstemperatur 60 °C, max. Tastverhältnis τ = 0,3, Mindestü- bertragerausgangsspannung 23 V. Realisiert wurden 2 Lösungen:
Figure imgf000023_0002
Beispiel 3 : transduktorgeregelte kurzschlußfeste Ausgangsspannung eines Leistungsnetzteils, f = 50 kHz, Umgebungstemperatur 45 °C, max. Tastverhältnis τ = 0,5, Mindestübertrage- rausgangsSpannung 40 V.
Figure imgf000023_0003
Erfindungsgemäß wird also eine volumenoptimierte Transduktordrossel geschaffen, die niedrige Verluste und eine hohe Sattigungsinduktion aufweist. Bei der Herstellung des Magnetkerns für einen Transduktor werden erfindungsgemäß gezielt Querfeld- und/oder Längsfeldbehandlungen im Rahmen der Wärmebehandlung zur Einstellung des funktionalen Zusammenhanges zwischen Ummagnetisierungsverlusten und dynamischem Resthub in einer der Anwendung optimal angepaßten Dosierung und Kom- bination eingesetzt. Im Mittelpunkt steht dabei eine betragsmäßige Steuerung der unaxialen Längsisotropie mit Hilfe der Variation der Längsfeldtemperatur und/oder einer geschickten Kombination aus Querfeld- und Längsfeldbehandlung.
Nach einer Wärmebehandlung, die genau auf die jeweilige Zusammensetzung abzustimmen ist, besitzt eine dem Magnetkern zugrundeliegende Legierung eine feinkristalline Struktur mit einem metallografischen Korn von beispielsweise der mittleren Größe D < lOOnm und einer Volumenerfüllung von beispielsweise mehr als 30%, eine möglichst rechteckige Hystereseschleife bei gleichzeitig niedrigen Ummagnetisierungsverlusten sowie eine gegenüber dem ungetemperten Zustand stark reduzierte Magnetostriktion von | λs | < 3ppm. Darüber hinaus liegt die Sättigungsinduktion auf einem mit anderen magnetostriktionsarmen Legierungen nicht erreichbaren Wert von z.B. Bs = 1,1...1,5 Tesla (T) .
Ein weiterer Vorteil der vorliegenden Erfindung sind die in Figur 9 exemplarisch dargestellten äußerst schwachen und fast linearen Temperaturgäήge von Resthub und Ummagnetisierungsverlusten bei diesem Legierungssystem. Dabei ist der negative Temperaturgang der Ummagnetisierungsverluste besonders günstig.
Die guten Temperatur- und Alterungseigenschaften auf diese Weise hergestellter Kerne erlauben einen Einsatz bis zu 160°C, da anfänglich nur niedrige Verluste auftreten, so dass eine stärkere Alterung in Kauf genommen werden kann. Dies steht im Widerspruch zur bisher vorherrschenden Meinung, nach der bei nanokristallinen Legierungen allgemein von einer oberen Anwendungsgrenztemperatur von maximal 130°C ausgegangen wurde. So kann beispielsweise ein in Figur 1 gezeigter kon- ventioneller Transduktorkern bei einer Frequenz von 100kHz und einer Aussteuerung von Bmax = 0,2T Verluste von Pβ > 140W/kg aufweisen. Eine weitere Verlusterhöhung infolge Alterung kann daher in diesem Fall nicht mehr hingenommen werden.
Aufgrund der a priori kleineren Verluste bei der vorliegenden Erfindung und damit der höheren Anwendungsgrenztemperatur wird die Anwendung solcher Kerne auch bei Transduktoren im allgemeinen und insbesondere bei Transduktoren für die Anwen- düng bei hohen Betriebstemperaturen ermöglicht. So können beispielsweise Transduktorregler realisiert werden, die in Kraftfahrzeugen oder industriellen Antrieben zum Einsatz kommen und dabei beispielsweise in Rahmen einer Motorsteuerung direkt am Motor angebracht werden. Die Betriebstemperaturen sind dort aufgrund der unmittelbaren Nähe zum Motor und der vollständigen Verkapselung der Motorsteuerung in der Regel weitaus höher, als dies die Arbeitsgrenztemperaturen der bisher bekannten Kerne zuließ. Bevorzugt wird dabei vorgesehen, dass die Bewicklung des Transduktorkerns mit einem elektri- sehen Leiter mit entsprechendem Temperaturindex nach DIN 172 ausgelegt ist.

Claims

Patentansprüche
1. Transduktordrossel mit einem Magnetkern aus einer nanokristallinen Legierung,
bei der die Legierung die Zusammensetzung FeaCθkCuc xciSixByMλ z, h t und Mv ein Element aus der Gruppe
V, Nb, Ta, Ti, Mo, W, Zr, Hf oder eine Kombination aus diesen bezeichnet und wobei Mx ein Element aus der Gruppe C, P, Ge, As, Sb, In, O, N oder eine Kombination aus diesen bezeichnet, und die folgenden Bedingungen gelten: a + b + c + d + x + y + z = 100 % ist, mit a = 100 % - b - c - d - x - y - z, 0 ≤ b ≤ 15, 0,5 ≤ c < 2, 0,1 ≤ d < 6, 2 ≤ x < 20, 2 < y ≤ 18, O ≤ z ≤ 10 und x + y > 18;
und bei der der Magnetkern eine möglichst rechteckige Hystereseschleife aufweist und eine Sättigungsmagnetostriktion | λg I < 3 ppm aufweist.
2. Transduktordrossel nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass die folgenden Bedingungen gelten:
0 < b ≤ 0,5, 0,8 < c ≤ 1,2, 2 ≤ d ≤ 4, 14 ≤ x ≤ 17, 5 ≤ y ≤
12 mit 22 ≤ x + y ≤ 24.
3. Transduktordrossel nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass die Sättigungsmagnetostriktion | λg | < 0,2 ppm beträgt.
4. Transduktordrossel nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet , dass die effektive Rauhtiefe Ra(eff) zwischen 3 und 9 % beträgt .
5. Transduktordrossel nach Anspruch 4, dadurch gekennzeichnet , dass die effektive Rauhtiefe Ra(eff) zwischen 4 und 7 % beträgt .
6. Transduktordrossel nach einem der Ansprüche 1 bis 5, gekennzeichnet durch Verluste (Pfe) von kleiner 140W/kg bei einer Frequenz von ungefähr 100kHz und einer Induktionsamplitude von ungefähr 0,2 T.
7. Verfahren zum Herstellen eines Magnetkernes für eine Transduktordrossel nach einem der Ansprüche 1 bis 6 mit folgenden Schritten:
• Gießen eines dünnen Bandes aus einer amorphen Legierung;
• Spannungsfreies Wickeln des dünnen Bandes zu einem Magnetkern;
• Aufheizen des Magnetkernes auf eine erste Zieltemperatur, die oberhalb der Kristallisationstemperatur der amorphen Legierung liegt, mit einer Aufheizrate zwischen 1 K/min und 20 K/min;
• Halten des Magnetkernes bei der ersten Zieltemperatur für eine Dauer von 8 Stunden oder kürzer;
Abkühlen des Magnetkernes auf eine zweite Zieltemperatur, die unterhalb der Curietemperatur der Legierung und unterhalb der Kristallisationstemperatur der amorphen Legierung liegt, mit einer Abkühlrate zwischen 1 K/min und 20 K/min;
Halten des Magnetkernes bei der zweiten Zieltemperatur für eine Dauer von 8 Stunden oder kürzer unter einem magnetischen Längsfeld H > 0,5 kA/m;
• Abkühlen des Magnetkernes auf Raumtemperatur;
8. Verfahren zum Herstellen eines Magnetkernes für eine Transduktordrossel nach einem der Ansprüche 1 bis 6 mit folgenden Schritten:
• Gießen eines dünnen Bandes aus einer amorphen Legierung;
• Spannungsfreies Wickeln des dünnen Bandes zu einem Magnetkern;
• Aufheizen des Magnetkernes auf eine erste Zieltemperatur, die oberhalb der Kristallisationstemperatur der amorphen Legierung liegt, mit einer Aufheizrate zwischen 1 K/min und 20 K/min;
• Halten des Magnetkernes bei der ersten Zieltemperatur für eine Dauer von 8 Stunden oder kürzer;
• Abkühlen des Magnetkernes auf Raumtemperatur;
• Aufheizen des Magnetkernes auf eine zweite Zieltemperatur, die unterhalb der Curietemperatur der Legierung und unterhalb der Kristallisationstemperatur der amorphen Legierung liegt, mit einer Abkühlrate zwischen 1 K/min und 20 K/min;
• Halten des Magnetkernes bei der zweiten Zieltemperatur für eine Dauer von 8 Stunden oder kürzer unter einem magnetischen Längsfeld H > 0,5 kA/m;
• Abkühlen des Magnetkernes auf Raumtemperatur;
9. Verfahren zum Herstellen eines Magnetkernes nach Anspruch 7 oder 8, dadurch gekennzeichnet, dass die zweite Zieltemperatur zwischen 290°C und 520°C liegt.
10. Verfahren nach Anspruch 7, dadurch gekennzeichnet, dass die gesamte Wärmebehandlung feldfrei durchgeführt wird.
11. Verfahren nach Anspruch 7, 8 oder 9, dadurch gekennzeichnet , dass das Aufheizen auf die erste Zieltemperatur in einem magnetischen Querfeld vorgenommen wird.
12. Verfahren nach Anspruch 11, dadurch gekennzeichnet , dass das Halteplateau und/oder die nachfolgende Abkühlphase in einem magnetischen Querfeld vorgenommen wird.
13. Verfahren nach einem der Ansprüche 7 bis 11, dadurch gekennzeichnet, dass das Aufheizen auf die erste Zieltemperatur bis zu einer Temperatur von ca. 450 C mit einer Aufheizrate zwischen 1 K/min und 20 K/min erfolgt und danach mit einer Aufheizrate von ca. 0,15 K/min erfolgt.
14. Verwendung einer Transduktordrossel mit einem Magnetkern nach einem der Ansprüche 1 bis 11 in einem geschalteten Netzteil in einer Kraftfahrzeugspannungsversorgung.
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