Beschreibung

Hochpermeable Weichmagnetische Legierung und Verfahren zum Herstellen einer hochpermeablen weichmagnetischen Legierung

Die vorliegende Erfindung betrifft eine weichmagnetische Legierung, insbesondere eine hochpermeable weichmagnetische Legierung.

Nicht-kornorientiertes Elektroblech mit ca. 3 Gew-% Silizium (SiFe) ist das am wei- testen verbreitete kristalline weichmagnetische Material, das in Blechpaketen von elektrischen Maschinen Anwendung findet. Im Zuge der voranschreitenden Elektro- mobilität werden effizientere Materialien benötigt, die gegenüber dem SiFe eine bessere Performance aufweisen. Dies bedeutet neben einem ausreichend hohen elektrischen Widerstand, dass vor allem ein höheres Induktionsniveau wünschenswert ist, um hohe Drehmomente und/oder ein kleines Bauvolumen auszubilden.

Für den Einsatz in manchen Technologien, wie der Automobilindustrie und der Elekt- romobilität sind noch effizientere Materialien wünschenswert. Weichmagnetische Kobalt-Eisen-Legierungen (CoFe) werden aufgrund ihrer überragend hohen Sättigungs- Induktion auch in elektrischen Maschinen verwendet. Kommerziell verfügbare CoFe- Legierungen weisen typischerweise eine Zusammensetzung von 49 Gew. % Fe, 49 Gew. % Co und 2 % V auf. Bei einer solchen Zusammensetzung wird eine Sättigungsinduktion von etwa 2,35 T erreicht bei gleichzeitig hohem elektrischen Widerstand von 0,4 μΩιτι. Es ist jedoch wünschenswert, die Material- und Herstellungskos- ten für CoFe-Legierungen zu reduzieren, die beispielsweise auf Grund des hohen Co-Gehaltes, der zusätzlichen Fertigungsschritte sowie des Schrottanteils entstehen.

Die zu lösende Aufgabe besteht somit darin eine FeCo-Legierung bereitzustellen, die niedrigere Materialkosten aufweist und die gleichzeitig gut verarbeitbar ist, um die Herstellkosten der Legierung bis hin zum Blechpaket zu reduzieren, und gleichzeitig eine hohe Leistungsdichte zu ermöglichen.

Gelöst wird dies durch Gegenstand der unabhängigen Ansprüche. Weitere vorteilhafte Weiterbildungen sind Gegenstand der jeweiligen abhängigen Ansprüche. Erfindungsgemäß wird eine weichmagnetische Legierung, insbesondere eine hoch- permeable weichmagnetische FeCo-Legierung bereitgestellt, die im Wesentlichen aus

5 Gew.-% < Co < 25 Gew.-%

0,3 Gew.-% < V < 5,0 Gew.-%

0 Gew.-% < Cr < 3,0 Gew.-%

0 Gew.% < Si < 3,0 Gew.-%

0 Gew.% < Mn < 3,0 Gew.-%

0 Gew.-% < AI < 3,0 Gew.-%

0 Gew.% < Ta < 0,5 Gew.-%

0 Gew.% < Ni < 0,5 Gew.-%

0 Gew.% < Mo < 0,5 Gew.-%

0 Gew.% < Cu < 0,2 Gew.-%

0 Gew.% < Nb < 0,25 Gew.-%

0 Gew.% < Ti < 0,05 Gew.-%

0 Gew.% < Ce < 0,05 Gew.-%

0 Gew.% < Ca < 0,05 Gew.-%

0 Gew.% ^ Mg < 0,05 Gew.-%

0 Gew.% < C < 0,02 Gew.-%

0 Gew.% < Zr < 0,1 Gew.-%

0 Gew.% < 0 < 0,025 Gew.-%

0 Gew.% < S < 0,015 Gew.-%

Rest Eisen, wobei Cr+Si+Al+Mn < 3,0 Gew.-%, und bis zu 0,2 Gew.-% an anderen Verunreinigungen besteht. Die Legierung weist eine maximale Permeabilität _ma x ^ 5.000, vorzugsweise max ^ 10.000, vorzugsweise max ^ 12.000, vorzugsweise max > 17.000 auf. Andere Verunreinigungen sind zum Beispiel B, P, N, W, Hf, Y, Re, Sc, Be, andere Lanthanoide außer Ce.

Auf Grund des niedrigeren Co-Gehalts sind die Rohkosten der erfindungsgemäßen Legierung gegenüber einer Legierung auf 49 Gew. % Fe, 49 Gew. % Co, 2 % V- Basis reduziert. Erfindungsgemäß wird eine FeCo- Legierung mit einem maximalen Kobaltgehalt von 25 Gewichtsprozent geschaffen, die bessere weichmagnetische Eigenschaften, insbesondere eine deutlich höhere Permeabilität bietet als andere FeCo-Legierungen mit einem maximalen Kobaltgehalt von 25 Gewichtsprozent, wie die bestehenden und kommerziell erhältlichen FeCo-Legierungen wie VACOFLUX 17, AFK 18 oder HIPERCO 15. Diese bestehenden und kommerziell erhältlichen Legierungen weisen eine maximale Permeabilität von unterhalb 5000 auf.

Die erfindungsgemäße Legierung weist keine signifikante Ordnungseinstellung auf, so dass diese Legierung im Unterschied zu Legierungen mit über 30 Gew.-% Co ohne einen vorgeschalteten Abschreckvorgang kaltgewalzt werden kann. Eine Absen reckvorgang ist insbesondere bei großen Mengen an Materialien nur schwierig zu kontrollieren, da ausreichend schnelle Abkühlraten nur schwierig zu erreichen sind, so dass eine Ordnung mit einer daraus resultierenden Versprödung der Legierung stattfinden kann. Das Fehlen eines Ordnung-Unordnung-Übergangs bei der erfindungsgemäßen Legierung vereinfacht somit die großtechnische Herstellung.

Ein merklicher Ordnungs-Unordnungs-Übergang, so wie bei CoFe-Legierungen mit einem Co-Gehalt von mehr als 30 Gew.-%, kann für eine Legierung mittels DSC- Messungen (Differential Scanning Calorimetry) ermittelt werden, da er zu einem Peak in der DSC-Messung führt. Solch ein Peak wird für die erfindungsgemäße Legierung bei einer DSC-Messung unter den gleichen Bedingungen nicht ermittelt.

Gleichzeitig bietet diese neue Legierung aber signifikant niedrigere Hystereseverlus- te als die bisher bekannten und kommerziell erhältlichen Legierungen mit Co- Gehalten zwischen 10 und 30 Gew.-% sowie eine höhere Sättigung neben dem deutlich höheren, bisher für derartige Legierungen nie erreichten Permeabilitätsniveau. Die erfindungsgemäße FeCo-Legierung kann auch kostengünstig großtechnisch hergestellt werden.

Die erfindungsgemäße Legierung kann auf Grund der höheren Permeabilität bei Anwendungen, wie einem Rotor oder einen Stator eines Elektromotors verwendet werden, um die Größe des Rotors bzw. Stators und somit des Elektromotors zu verkleinern und/oder die Leistung zu steigern. Beispielsweise kann bei der gleichen Bau- große und/oder bei dem gleichen Gewicht ein höheres Drehmoment erzeugt werden, was bei der Anwendung in elektrisch- oder hybrid-betriebenen Kraftfahrzeugen vorteilhaft wäre. Neben einer maximalen Permeabilität _ma x ^ 5.000, vorzugsweise max ^ 10.000, vorzugsweise ima ^ 12.000, vorzugsweise max ^ 17.000 kann die Legierung einen elektrischen Widerstand p > 0,25 μΩιτι, vorzugsweise p > 0,30 μΩιτι, und/oder Hystereseverluste Phiys -S 0,07 J/kg vorzugsweise Hystereseverluste Phiys -S 0,06 J/kg vorzugsweise Hystereseverluste Phiys -S 0,05 J/kg, jeweils bei einer Amplitude von 1 ,5 T, und/oder eine Koerzitivfeldstärke H _c von < 0,7 A/cm vorzugsweise eine Koerzitivfeld- stärke H _c von < 0,6 A/cm vorzugsweise eine Koerzitivfeldstärke H _c von < 0,5 A/cm vorzugweise H _c von < 0,4 A/cm, vorzugsweise H _c von < 0,3 A/cm und/oder Induktion B > 1 ,90 T bei 100 A/cm, vorzugsweise B > 1 ,95 T bei 100 A/cm, vorzugsweise B > 2,00 T bei 100 A/cm aufweisen.

Die Hystereseverluste PHyst werden aus den Ummagnetisierungsverlusten P bei einer Amplitude der Induktion von 1 ,5T über den y- Achsenabschnitt in einer Auftragung P/f über die Frequenz f durch lineare Regression ermittelt. Die lineare Regression erfolgt dabei über mindestens 8 Messwerte, welche über den Frequenzbereich 50 Hz bis 1 kHz annähernd gleichmäßig (z.B. bei 50, 100, 200, 300, 400, 500, 600, 700, 800, 900, 1 .000Hz) verteilt sind.

In einem Ausführungsbeispiel weist die Legierung eine maximale Permeabilität _ma x ^ Mmax ^ 10.000, einen elektrischen Widerstand p > 0,28 μΩιτι, Hystereseverluste Phiys < 0,055 J/kg bei einer Amplitude von 1 ,5 T, eine Koerzitivfeldstärke H _c von < 0,5 A cm und eine Induktion B > 1 ,95 T bei 100 A/cm auf. Diese Kombination von Eigenschaften ist besonders vorteilhaft für Anwendung als oder in einem Rotor oder einem Stator eines Elektromotors, um die Größe des Rotors bzw. Stators und somit des Elektromotors zu verkleinern und/oder die Leistung zu steigern, oder bei der gleichen Baugröße und/oder bei dem gleichen Gewicht ein höheres Drehmoment zu erzeugen.

Die weichmagnetische Legierung kann somit in einer elektrischen Maschine, wie beispielweise als oder in einem Stator und/oder Rotor eines Elektromotors und/oder eines Generators, und/oder in einem Transformator und/oder in einem elektromagnetischen Aktor verwendet werden. Sie kann in Form eines Blechs bereitgestellt werden, beispielsweise mit einer Dicke von 0,5 mm bis 0,05 mm. Mehrere Bleche aus der Legierung können zu einem Blechpaket gestapelt werden, das als Stator oder Rotor verwendet wird.

Die erfindungsgemäße Legierung weist einen elektrischen Widerstand von mindestens 0,25 μΩιτι auf, vorzugsweise minimal 0,3 μΩιτι. Die Wirbelstromverluste können über die Wahl einer etwas niedrigeren Banddicke auf ein niedrigeres Niveau abge- senkt werden.

In weiteren Ausführungsbeispielen wird die Zusammensetzung der weichmagnetischen Legierung näher definiert, wobei 10 Gew.-% < Co < 20 Gew.-%, vorzugsweise 15 Gew.-% < Co < 20 Gew.-% und 0,3 Gew.-% < V < 5,0 Gew.-%, vorzugsweise 1 ,0 Gew.-% < V < 3,0 Gew.-%, vorzugsweise 1 ,3 Gew.-% < V < 2,7 Gew.-% und/oder 0,1 Gew.-% < Cr+Si < 2,0 Gew.-%, vorzugsweise 0,2 Gew.-% < Cr+Si < 1 ,0 Gew.-%, vorzugsweise 0,25 Gew.-% < Cr+Si < 0,7 Gew.-% gilt.

In einem Ausführungsbeispiel ist die Summenformel näher definiert, wobei 0,2 Gew.- % < Cr+Si+Al+Mn < 1 ,5 Gew.-%, vorzugsweise 0,3 Gew.-% < Cr+Si+Al+Mn < 0,6 Gew.-% gilt.

Die weichmagnetische Legierung kann auch Silizium aufweisen, wobei 0,1 Gew.-% < Si < 2,0 Gew.-%, vorzugsweise 0,15 Gew.-% < Si < 1 ,0 Gew.-%, vorzugsweise 0,2 Gew.-% < Si < 0,5 Gew.-% gilt.

Aluminium und Silizium können gegeneinander ausgetauscht werden, so dass in einem Ausführungsbeispiel die Summe an Si und Aluminium (Si+Al) 0 Gew.-% < (Si + AI) < 3,0 Gew.-% ist.

Die erfindungsgemäßen Legierungen sind nahezu kohlenstofffrei und weisen maximal bis zu 0,02 Gew.-% Kohlenstoff auf, vorzugsweise < 0,01 Gew.-% Kohlenstoff. Dieser maximale Kohlenstoffgehalt ist als unvermeidbare Verunreinigung anzusehen. Bei den erfindungsgemäßen Legierungen können Kalzium, Beryllium und/oder Magnesium lediglich in geringen Maßen bis zu 0,05 Gew.-% zur Desoxidation und Entschwefelung zulegiert werden. Um eine besonders gute Desoxidation zu erreichen, können bis zu 0,05 Gew.-% Cer oder Cermischmetall zulegiert werden.

Die verbesserten magnetischen Eigenschaften können erfindungsgemäß durch eine Wärmebehandlung erreicht werden, die auf die Zusammensetzung wie folgt abgestimmt wird. Insbesondere hat es sich herausgestellt, dass die Ermittlung der Phasenübergangstemperaturen für die ausgewählten Zusammensetzungen und die Be- Stimmung der Wärmebehandlungstemperaturen und Abkühlrate in Bezug auf diese ermittelten Phasenübergangstemperaturen zu verbesserten magnetischen Eigenschaften führt. Außerdem wird berücksichtigt, dass die erfindungsgemäßen Legierungen mit einem Kobaltgehalt von maximal 25 Gewichtsprozent keine Ordnungs- Unordnungs-Übergang aufweist, so dass im Fertigungsweg keine Abschreckung notwendig ist, um eine Ordnung und daraus resultierende Versprödung zu vermeiden.

Herkömmlich werden CoFe-Legierungen in Banddicken im Bereich von 0,50 mm bis hin zu sehr dünnen Abmessungen von 0,050 mm eingesetzt. Zur Bandverarbeitung wird herkömmlich das Material warmgewalzt und anschließend an Enddicke kaltgewalzt. Beim Abkühlen findet nach dem Warmwalzen eine versprödende Ordnungseinstellung bei ca. 730°C statt, sodass für eine ausreichende Kaltwalzbarkeit zusätzlich eine spezielle Zwischenglühung mit anschließendem Abschrecken zur Unterdrückung der Ordnungseinstellung erfolgen muss. Auf dieses Abschrecken wird bei der erfindungsgemäßen Legierung verzichtet, da sie keine Ordnungs-Unordnungs- Übergang aufweist, was das Herstellen vereinfacht.

CoFe-Legierungen werden zur Erzielung der magnetischen Eigenschaften einer abschließenden Wärmebehandlung unterzogen, die auch als magnetische Schlussglü- hung bezeichnet wird. Dazu wird das Material bis zur Glühtemperatur aufgeheizt, bei der Glühtemperatur eine bestimmte Zeit gehalten und anschließend mit definierter Geschwindigkeit abgekühlt. Es ist vorteilhaft diese Schlussglühung bei möglichst hohen Temperaturen und unter trockener reiner Wasserstoffatmosphäre durchzuführen, da bei hohen Temperaturen erstens die Reduzierung von Verunreinigungen durch den Wasserstoff effizienter wird und zweitens die Kornstruktur gröber wird und damit die weichmagnetischen Eigenschaften wie Koerzitivfeldstärke und Permeabilität besser werden. Die Glühtemperatur ist im System CoFe in der Praxis nach oben beschränkt, da im binären System bei ca. 950°C ein Phasenübergang stattfindet, der die magnetische und ferritische BCC- Phase in die nichtmagnetische und austenitische FCC-Phase überführt. Bei Zulegierung entsteht zwischen FCC und BCC-Phase ein Zweiphasengebiet, in dem beide Phasen koexistieren. Der Übergang zwischen der BCC-Phase und dem Zweiphasen- oder BCC/FCC-Mischgebiet liegt bei einer Temperatur TÜI und der Übergang zwischen dem Zweiphasengebiet und der FCC-Phase bei einer Temperatur Tü2, wobei Tü2 > TÜI ist. Die Lage und Größe des Zweiphasengebietes hängt weiter von der Art und dem Umfang der Zulegierung ab. Findet die Glühung im Zweiphasengebiet oder im FCC-Gebiet statt, können nach Abkühlung und nicht voll- ständiger Rückumwandlung, Reste der FCC- Phase die Magnetik schädigen. Selbst bei vollständiger Rückumwandlung bleibt ein schädigender Effekt über die zusätzlich entstandenen Korngrenzen, da die Koerzitivfeldstärke sich umgekehrt proportional zum Korndurchmesser verhält. Konsequenterweise werden die bekannten, kommerziell erhältlichen Legierungen mit Co-Gehalten um 20 Gew.-% bei Temperaturen un- terhalb des Zweiphasengebietes BCC+FCC schlußgeglüht. So lautet z.B. für AFK 1 8 die Empfehlung 3h/850°C, für AFK 1 3h/900°C. Für VACOFLUX 1 7 lautet die Empfehlung 1 0h/850°C. Bei derart niedrigen Schlußglühtemperaturen und aufgrund der relativ hohen magnetokristallinen Anisotropie (Ki ca. 45.000 J/m ³ bei 1 7 Gew.-% Co), ist das Potential für besonders gute weichmagnetische Eigenschaften bei diesen FeCo-Legierungen begrenzt. So kann man z.B. mit VACOFLUX 1 7-Band lediglich Maximalpermeabilitäten um 4.000 erreichen, bei einer Koerzitivfeldstärke von typischerweise 1 A/cm, was den Einsatz begrenzt.

Im Gegensatz zu diesen bekannten Schlussglühungsverfahren ermöglicht die erfin- dungsgemäße Zusammensetzung eine Wärmebehandlung, die bessere magnetische Eigenschaften hervorbringt als die bei FeCo- Legierungen übliche einstufige Glühung mit Ofenkühlung, unabhängig davon in welchem Temperaturbereich die einstufige Glühung erfolgt. Die Zulegierungen werden so gewählt, dass die untere Grenze des Zweiphasengebietes, und der BCC/FCC- Phasenübergang nach oben geschoben werden, um Glühungen bei hohen Temperaturen, beispielsweise oberhalb 925°C im reinen BCC- Gebiet zu ermöglichen. Glühungen bei solch hohen Temperaturen sind mit bisher bekannten FeCo- Legierungen nicht darstellbar. Weiterhin wird aufgrund der erfindungsgemäßen Zusammensetzung die Breite des Zweiphasengebietes, d.h. die Differenz zwischen der unteren Übergangstemperatur Tüi und der oberen Übergangstemperatur Tü2, möglichst schmal gehalten. Somit wird durch eine Schlussglühung oberhalb des Zweiphasengebietes, in Verbindung mit einer Abkühlung durch das Zweiphasengebiet und anschließender Haltezeit oder kontrollierter Abkühlung im reinen BCC-Gebiet die Vorteile einer hohen Schlussglühung, d.h. die Aufhebung möglicher magnetisch ungünstiger Texturen, die Reinigungswirkung unter H2, und das Wachstum von großen Körnern, erhalten, ohne das Risiko von magnetisch schädlichen Resten der FCC- Phase. Es wurde gefunden, dass Zusammensetzungen mit einem Phasenübergang zwischen dem reinen BCC-Gebiet und dem BCC/FCC Mischgebiet bei höheren Temperaturen, beispielsweise oberhalb von 925°C und mit einem schmalen Zweiphasengebiet, beispielsweise von weniger als 45K deutlich verbesserte magnetische Eigenschaften aufweisen. Zusammensetzungen mit dieser bestimmten Kombination von Merkmalen des Phasendiagramms werden erfindungsgemäß ausgewählt und entsprechend wärmebehandelt, um ein hohe Permeabilität von mehr als 5000 oder mehr als 10.000 zu gewährleisten.

Vanadium wurde in einer Fe-Co Legierung als eines der effektivsten Elemente aus- gemacht, welches den elektrischen Widerstand erhöht und gleichzeitig das Zweiphasengebiet zu höheren Temperaturen verschiebt. Mit niedrigerem Co-Gehalt ist die Anhebung der Übergangstemperaturen durch Vanadium effektiver. Bei der Fe-17Co Legierung können durch Zugabe von ca. 2% Vanadium die Übergangstemperaturen sogar über den Wert der binären FeCo-Zusammensetzung angehoben werden.

Im Fe-Co System liegt ab ca. 15% Kobalt die BCC/FCC Phasenumwandlung bei niedrigeren Temperaturen als die Curie-Temperatur. Da die FCC-Phase paramagnetisch ist, wird der magnetische Phasenübergang nicht mehr durch die Curie- Temperatur, sondern durch die BCC/FCC Phasenumwandlung bestimmt. Vanadium in ausreichend hohen Mengen verschiebt die BCC/FCC Phasenumwandlung über die Curie-Temperatur T _c , sodass die paramagnetische BCC- Phase sichtbar wird.

Wenn jedoch der Vanadiumgehalt zu hoch ist, wird die Breite des Mischgebiets er- höht. Diese Zusammensetzungen weisen niedrigere maximale Permeabilitätswerte auf, obwohl der Phasenübergang zwischen dem BCC/FCC Mischgebiet und dem reinen BCC-Gebiet bei höheren Temperaturen stattfindet. Folglich wurde festgestellt, dass die Zusammensetzung sowohl auf die Temperaturen, bei denen die Phasenübergänge stattfinden, als auch auf die Breite des Mischgebiets Einfluss hat, und bei der Auswahl der Zusammensetzung berücksichtigt werden sollte. Die Temperaturen der Wärmebehandlung können in Bezug auf die Temperaturen, bei denen die Phasenübergänge für diese Zusammensetzung stattfinden, ausgewählt werden, um die höchsten Permeabilitätswerte zu erreichen. Es wurde somit gefunden, dass eine genauere Ermittlung der Temperaturen, bei denen die Phasenübergänge stattfinden, für eine bestimmte Zusammensetzung bei der Optimierung des Herstellungsverfahrens vorteilhaft ist. Diese können mittels DSC- Messungen (Differential Scanning Calorimetry) ermittelt werden. Die DSC Messung kann bei einer Probenmasse von 50 mg und einer DSC Aufheizrate von 10 Kelvin pro Minute durchgeführt werden und die so ermittelten Temperaturen der Phasenübergänge beim Aufheizen und beim Abkühlen der Probe können verwendet werden, um die Temperaturen für die Wärmebehandlung zu bestimmen.

Chrom und andere Elemente können beigemischt werden, um z.B. den elektrischen Widerstand oder die mechanischen Eigenschaften zu verbessern. Chrom senkt, wie die meisten anderen Elemente, das Zweiphasengebiet der binären Fe-17Co Legierung ab. Der Anteil der Zulegierung neben Vanadium wird bevorzugt daher so gewählt, dass es in Summe mit Vanadium zu einer Anhebung des Zweiphasengebietes gegenüber der binären FeCo-Legierung kommt. Dazu müssen die Verunreinigungen und Elemente, die besonders stark den Austenit stabilisieren (z.B. Nickel) so niedrig wie möglich gehalten werden.

Als bevorzugt haben sich folgende Gehalte zur Erzielung von sehr guten magnetischen Eigenschaften erwiesen: Kobalt von 5 Gew.-% < Co < 25 Gew.-% und bevorzugt sind Gehalte von 10 Gew.-% < Co < 20 Gew.-%, ganz besonders bevorzugt sind Gehalte von 15 Gew.-% < Co < 20 Gew.-%

Vanadium von 0,3 Gew.-% < V < 5,0 Gew.-% und bevorzugt sind Gehalte von 1 ,0 Gew.-% < V < 3,0 Gew.-% und folgende Summenformel : 0,2 Gew.-% < Cr + Si + AI + Mn < 3,0 Gew.-%. Die erfindungsgemäßen Legierungen sind nahezu kohlenstofffrei und weisen maximal bis zu 0,02 Gew.-% Kohlenstoff auf, vorzugsweise < 0,01 Gew.-% Kohlenstoff. Dieser maximale Kohlenstoffgehalt ist als unvermeidbare Verunreinigung anzusehen.

Bei den erfindungsgemäßen Legierungen können Kalzium, Beryllium und/oder Mag- nesium lediglich in geringen Maßen bis zu 0,05 Gew.-% zur Desoxidation und Entschwefelung zulegiert werden. Um eine besonders gute Desoxidation und Entschwefelung zu erreichen, können bis zu 0,05 Gew.-% Cer oder Cermischmetall zulegiert werden. Die erfindungsgemäße Zusammensetzung ermöglicht eine weitere Verbesserung. Kobalt hat in der paramagnetischen BCC Phase einen höheren Diffusionskoeffizienten als in der ferromagnetischen BCC Phase. Daher ermöglicht Vanadium durch die Trennung von Zweiphasengebiet und Curie-Temperatur T _c einen weiteren Temperaturbereich mit hoher Selbstdiffusion, sodass durch Wärmebehandlung in diesem Be- reich oder aufgrund von Abkühlung durch diesen Bereich, eine größere BCC- Kornstruktur und damit bessere weichmagnetische Eigenschaften ermöglicht werden. Weiterhin führt die Trennung von Zweiphasengebiet und Curie-Temperatur T _c dazu, dass beim Abkühlen sowohl der Durchgang durch das Zweiphasengebiet BCC/FCC als auch der Übergang in das Gebiet der reinen BCC-Phase vollständig im paramag- netischen Zustand erfolgt. Dies wirkt sich ebenfalls positiv auf die weichmagnetischen Eigenschaften aus. Erfindungsgemäß wird ein Verfahren zum Herstellen einer weichmagnetischen FeCo-Legierung bereitgestellt, wobei das Verfahren Folgendes aufweist. Ein Vorprodukt wird bereitgestellt, das eine Zusammensetzung, die im Wesentlichen aus

5 Gew.-% < Co < 25 Gew.-%

0,3 Gew.-% < V < 5,0 Gew.-%

0 Gew.-% < Cr < 3,0 Gew.-%

0 Gew.% < Si < 3,0 Gew.-%

0 Gew.% < Mn < 3,0 Gew.-%

0 Gew.-% < AI < 3,0 Gew.-%

0 Gew.% < Ta < 0,5 Gew.-%

0 Gew.% < Ni < 0,5 Gew.-%

0 Gew.% < Mo < 0,5 Gew.-%

0 Gew.% < Cu < 0,2 Gew.-%

0 Gew.% < Nb < 0,25 Gew.-%

0 Gew.% < Ti < 0,05 Gew.-%

0 Gew.% < Ce < 0,05 Gew.-%

0 Gew.% < Ca < 0,05 Gew.-%

0 Gew.% ^ Mg < 0,05 Gew.-%

0 Gew.% < C < 0,02 Gew.-%

0 Gew.% < Zr < 0,1 Gew.-%

0 Gew.% < 0 < 0,025 Gew.-%

0 Gew.-% < S < 0,015 Gew.-%

Rest Eisen, wobei Cr+Si+Al+Mn < 3,0 Gew.-%, und bis zu 0,2 Gew.-% an anderen schmelzbedingten Verunreinigungen besteht. Die anderen Verunreinigungen können zum Beispiel eines oder mehrerer der Elemente B, P, N, W, Hf, Y, Re, Sc, Be, andere Lanthanoide außer Ce. In manchen Ausführungsbeispielen weist das Vorprodukt eine Kaltwalztextur oder eine Fasertextur auf..

Das Vorprodukt oder die aus dem Vorprodukt gefertigten Teile werden wärmebehandelt. In einem Ausführungsbeispiel wird das Vorprodukt bei einer Temperatur Ti wärmebehandelt und danach von Ti bis Raumtemperatur abgekühlt. In einem alternativen Ausführungsbeispiel wird das Vorprodukt bei einer Temperatur Ti, danach auf eine Temperatur T2 abgekühlt, die oberhalb Raumtemperatur liegt, und bei der Temperatur T2 weiter wärmebehandelt, wobei Ti > T2 ist. Erst nach der Wärmebehandlung bei der Temperatur T2 wird das Vorprodukt auf Raumtemperatur abgekühlt.

Das Vorprodukt weist einen Phasenübergang von einem BCC-Phasengebiet, in ein BCC/FCC Mischgebiet zu einem FCC Phasengebiet auf, wobei bei aufsteigender Temperatur der Phasenübergang zwischen dem BCC Phasengebiet und dem BCC/FCC Mischgebiet bei einer ersten Übergangstemperatur TÜI und bei weiter ansteigender Temperatur der Übergang zwischen dem BCC/FCC Mischgebiet und dem FCC Phasengebiet bei einer zweiten Übergangstemperatur Tü2 stattfindet, wobei Tü2 > Tüi. Die Temperatur Ti liegt oberhalb Tü2 und die Temperatur T2 liegt unterhalb Tüi.

Die Übergangstemperaturen TÜI und Tü2 sind abhängig von der Zusammensetzung des Vorprodukts. Die Übergangstemperaturen TÜI und Tü2 können mittels DSC- Messungen ermittelt werden, wobei die Übergangstemperatur Tüi beim Aufheizen und die Übergangstemperatur Tü2 beim Abkühlen ermittelt werden. In einem Ausfüh- rungsbeispiel liegt die Übergangstemperatur TÜI bei einer Probenmasse von 50 mg und einer DSC Aufheizrate von 10 Kelvin pro Minute über 900°C, vorzugsweise über 920°C, und vorzugsweise über 940°C.

In einem Ausführungsbespiel ist die Solidustemperatur des Vorprodukts bei der Auswahl der Temperaturen Ti und T2 berücksichtigt. In einem Ausführungsbeispiel ist 900°C < Ti < T _m ist, vorzugsweise 930°C < Ti < T _m , vorzugsweise 940°C < Ti < T _m , vorzugsweise 960°C < Ti < T _m> und 700°C < T ₂ < 1050°C und T ₂ < Ti ist, wobei Tm die Solidustemperatur ist. In einem Ausführungsbeispiel ist die Differenz TÜ2 - TÜI geringer als 45K, vorzugsweise geringer als 25K.

In einem Ausführungsbeispiel beträgt die Abkühlrate über zumindest den Temperaturbereich von Ti auf T ₂ 10°C/h bis 50.000°C/h, vorzugsweise 10°C/h bis 900°C/h, vorzugsweise 20°C/h bis 1 .000°C/h, vorzugsweise 20°C/h bis 900°C/h, vorzugsweise 25°C/h bis 500°C/h. Diese Abkühlrate kann bei beiden der oben genannten Wärmebehandlungen verwendet werden. In einem Ausführungsbeispiel ist die Differenz TÜ2 - TÜI geringer als 45K, vorzugsweise geringer als 25K, Ti liegt oberhalb Tü2 und T2 liegt unterhalb TÜI ist, wobei 940°C < Ti < T _m , 700°C < T ₂ < 1050°C und T ₂ < T1 , wobei T _m die Solidustemperatur ist, und die Abkühlrate beträgt über zumindest den Temperaturbereich von Ti auf T2 10°C/h bis 900°C/h. Diese Kombination von Eigenschaften der Legierung, d.h. TÜ2 und TÜI , mit den Temperaturen Ti und T2 der Wärmebehandlung können verwendet werden, um besonders hohe Permeabilitätswerte zu erreichen.

In einem Ausführungsbeispiel wird das Vorprodukt für eine Zeit von über 30 Minuten oberhalb von TÜ2 wärmebehandelt, und danach auf T2 abgekühlt.

In einem Ausführungsbeispiel wird das Vorprodukt bei Ti für eine Zeit ti wärmebehandelt, wobei 15 Minuten < ti < 20 Stunden ist, und danach von Ti auf T2 abgekühlt. In einem Ausführungsbeispiel wird das Vorprodukt von Ti auf T2 abgekühlt, bei T2 für eine Zeit t2 wärmebehandelt, wobei 30 Minuten < t2 -S 20 Stunden ist, und danach von T2 auf Raumtemperatur abgekühlt.

In Ausführungsbeispielen, bei denen das Vorprodukt von Ti auf Raumtemperatur abgekühlt wird, kann das Vorprodukt danach von Raumtemperatur auf T2 aufgeheizt werden und bei T2 nach einem der hierin beschriebenen Ausführungsbeispiele wär- mebehandelt werden.

Da die Legierung keinen Ordnung-Unordnung-Übergang aufweist, wird auf eine Abschreckung über den Temperaturbereich von 800°C bis 600°C verzichtet. Die Abkühlrate von 800°C bis 600°C kann beispielsweise zwischen 100°C/h bis 500°C/h liegen. Sie kann aber prinzipiell auch noch langsamer gewählt werden. Die genannten Abkühlraten können auch problemlos bis zur Abkühlung auf Raumtemperatur durchgeführt werden. Das Vorprodukt kann von Ti auf Raumtemperatur bei einer Rate von 10°C/h bis 50.000°C/h, vorzugsweise von 10°C/h bis 1 .000°C/h, vorzugsweise 10°C/h bis 900°C/h, vorzugsweise 25°C/h bis 900°C/h, vorzugsweise von 25°C/h bis 500°C/h abgekühlt werden.

Die Abkühlrate von T2 auf Raumtemperatur hat weniger Einfluss auf die magnetischen Eigenschaften, so dass das Vorprodukt von T2 auf Raumtemperatur bei einer Rate von 10°C/h bis 50,000°C/h, vorzugsweise 100°C/h bis 1000°C/h abgekühlt werden kann.

In einem weiteren alternativen Ausführungsbeispiel wird das Vorprodukt von T1 bis Raumtemperatur mit einer Abkühlrate von 10°C/h bis 900°h abgekühlt. In Ausführungsbeispielen mit einer langsamen Abkühlung von T1 auf Raumtemperatur, beispielsweise mit einer Abkühlrate von weniger als 500°C/h, vorzugsweise weniger als 200°C/h kann auch auf eine weitere Wärmebehandlung bei der Temperatur T2 verzichtet werden.

Nach der Wärmebehandlung kann die weichmagnetische Legierung eine der folgenden Kombinationen von Eigenschaften aufweisen: eine maximale Permeabilität _ma x ^ 5.000, und/oder einen elektrischen Widerstand p > 0,25 μΩιτι, und/oder Hystereseverluste Phiys -S 0,07 J/kg bei einer Amplitude von 1 ,5 T, eine Koerzitivfeldstärke H _c von < 0,7 A/cm und Induktion B > 1 ,90 T bei 100 A/cm aufweisen, oder eine maximale Permeabilität _ma x ^ 10.000, und/oder einen elektrischen Widerstand p > 0,25 μΩιτι, und/oder Hystereseverluste Phiys -S 0,06 J/kg bei einer Amplitude von 1 ,5 T, und/oder eine Koerzitivfeldstärke H _c von < 0,6 A/cm, vorzugsweise H _c -S 0,5 A/cm und/oder Induktion B > 1 ,95 T bei 100 A cm aufweisen, oder eine maximale Permeabilität _ma x ^ 12.000, vorzugsweise max ^ 17.000 und/oder einen elektrischen Widerstand p > 0,30 μΩιτι, und/oder Hystereseverluste Phiys -S 0,05 J/kg bei einer Amplitude von 1 ,5 T, und/oder eine Koerzitivfeldstärke H _c von < 0,5 A/cm, vorzugsweise H _c -S 0,4 A/cm, vorzugsweise H _c -S 0,3 A/cm und/oder Induktion B > 2,00 T bei 100 A cm.

In bestimmten Ausführungsbeispielen weist die weichmagnetische Legierung eine der folgenden Kombinationen von Eigenschaften auf: eine maximale Permeabilität p _ma x ^ 5.000, einen elektrischen Widerstand p > 0,25 μΩιτι, Hystereseverluste Phiys -S 0,07 J/kg bei einer Amplitude von 1 ,5 T, eine Koerzi- tivfeldstärke H _c von < 0,7 A/cm und Induktion B > 1 ,90 T bei 100 A/cm, oder eine maximale Permeabilität p _ma x ^ 10.000, einen elektrischen Widerstand p > 0,25 μΩιτι, Hystereseverluste Phiys -S 0,06 J/kg bei einer Amplitude von 1 ,5 T, eine Koerzi- tivfeldstärke H _c von < 0,6 A/cm und Induktion B > 1 ,95 T bei 100 A/cm, oder eine maximale Permeabilität p _ma x ^ 12.000, einen elektrischen Widerstand p > 0,28 μΩιτι, Hystereseverluste Phiys -S 0,05 J/kg bei einer Amplitude von 1 ,5 T, eine Koerzi- tivfeldstärke H _c von < 0,5 A/cm und Induktion B > 2,00 T bei 100 A/cm. eine maximale Permeabilität p _ma x ^ 17.000, einen elektrischen Widerstand p > 0,30 μΩιτι, Hystereseverluste Phiys -S 0,05 J/kg bei einer Amplitude von 1 ,5 T, eine Koerzi- tivfeldstärke H _c von < 0,4 A/cm, vorzugsweise H _c von < 0,3 A/cm und Induktion B > 2,00 T bei 100 A/cm.

In einem Ausführungsbeispiel beträgt der maximale Unterschied der Koerzitivfeld- stärke H _c nach Wärmebehandlung gemessen parallel zur Walzrichtung, gemessen diagonal (45°) zur Walzrichtung, oder gemessen senkrecht zur Walzrichtung zwischen zwei dieser Richtungen maximal 6%, bevorzugt maximal 3%. In anderen Worten der maximale Unterschied der Koerzitivfeldstärke H _c gemessen parallel zur Walzrichtung und gemessen diagonal (45°) zur Walzrichtung beträgt maximal 6%, bevor- zugt maximal 3% und/oder der maximale Unterschied der Koerzitivfeldstärke H _c gemessen parallel zur Walzrichtung und gemessen senkrecht zur Walzrichtung beträgt maximal 6%, bevorzugt maximal 3% und/oder der maximale Unterschied der Koerzitivfeldstärke Hc gemessen diagonal (45°) zur Walzrichtung, oder gemessen senkrecht zur Walzrichtung zwischen zwei dieser Richtungen maximal 6%, bevorzugt maximal 3%. Diese für weichmagnetische FeCo-Legierungen äußerst geringe Anisotropie führt in Rotor- oder Statoranwendungen zu gleichmäßigen Eigenschaften entlang des Umfangs und es besteht deswegen kein Bedarf, Rotor- oder Statorbleche je Blechlage zu verdrehen, um so für ausreichende Isotropie der magnetischen Eigen- schatten im Blechpaket zu sorgen.

Das Wärmebehandeln kann unter einer wasserstoffhaltigen Atmosphäre oder unter einem Inertgas durchgeführt werden. In einem Ausführungsbeispiel wird das Wärmebehandeln bei Ti in einem stationären Ofen und bei T2 in einem stationären Ofen oder einem Durchlaufofen durchgeführt. In einem anderen Ausführungsbeispiel wird das Wärmebehandeln bei T1 in einem Durchlaufofen und bei T2 in einem stationären Ofen oder einem Durchlaufofen durchgeführt.

Das Vorprodukt kann vor dem Wärmebehandeln eine Kaltwalztextur oder eine Fasertextur aufweisen.

Das Vorprodukt kann in Gestalt eines Bands bereitgestellt werden. Zumindest ein Blech kann aus dem Band durch Stanzen, Laserschneiden oder Wasserstrahlscheiden gefertigt werden. In einem Ausführungsbeispiel erfolgt das Wärmebehandeln an gestanzten, lasergeschnittenen, erodierten oder wasserstrahlgeschnittenen Blechschnitten, die aus dem Bandmaterial gefertigt werden. In einem Ausführungsbeispiel werden nach dem Wärmebehandeln mehrere Bleche mittels eines isolierenden Klebers zu einem Blechpaket verklebt, oder oberflächlich zur Einstellung einer isolierend wirkenden Schicht oxidiert und anschließend zum Blechpaket verklebt oder lasergeschweißt, oder mit einer anorganisch-organischen Hybridbeschichtung beschichtet und anschließend zum Blechpaket weiterverarbeitet.

In manchen Ausführungsbeispielen weist das Vorprodukt die Gestalt eines Blechpakets auf, und das Blechpaket wird gemäß einem der hierin beschriebenen Ausführungsbeispiele wärmebehandelt. Das Wärmebehandeln kann somit an stanzpaketier- ten oder geschweißten Blechpaketen, die aus Blechschnitten gefertigt werden, erfolgen.

Das Vorprodukt kann wie folgt hergestellt werden. Eine Schmelze kann beispielweise durch Vakuum- Induktionsschmelzen, Elektroschlacke- Umschmelzen oder Vakuum- Lichtbogen-Umschmelzen bereitgestellt werden, wobei die Schmelze im Wesentlichen aus

5 Gew.-% < Co < 25 Gew.-%

0,3 Gew.-% < V < 5,0 Gew.-%

0 Gew.-% < Cr < 3,0 Gew.-%

0 Gew.% < Si < 3,0 Gew.-%

0 Gew.% < Mn < 3,0 Gew.-%

0 Gew.-% < AI < 3,0 Gew.-%

0 Gew.% < Ta < 0,5 Gew.-%

0 Gew.% < Ni < 0,5 Gew.-%

0 Gew.% < Mo < 0,5 Gew.-%

0 Gew.% < Cu < 0,2 Gew.-%

0 Gew.% < Nb < 0,25 Gew.-%

0 Gew.% < Ti < 0,05 Gew.-%

0 Gew.% < Ce < 0,05 Gew.-%

0 Gew.% < Ca < 0,05 Gew.-%

0 Gew.% ^ Mg < 0,05 Gew.-%

0 Gew.% < C < 0,02 Gew.-%

0 Gew.% < Zr < 0,1 Gew.-%

0 Gew.% < 0 < 0,025 Gew.-%

0 Gew.% < S < 0,025 Gew.-% Rest Eisen, wobei Cr+Si+Al+Mn < 3,0 Gew.-%, und bis zu 0,2 Gew.-% an anderen Verunreinigungen besteht. Andere Verunreinigungen können eines oder mehrerer der Elemente B, P, N, W, Hf, Y, Re, Sc, Be, andere Lanthanoide außer Ce sein. Die Schmelze wird zu einem Gussblock erstarrt und der Gussblock zu einem Vorprodukt mit Endmaßen umformt, wobei die Umformung mittels Heizwalzen und/oder Schmie- den und/oder Kaltumformung durchgeführt wird. In einem Ausführungsbeispiel wird der Gussblock mittels Warmwalzen zu einer Bramme mit einer Dicke Di bei Temperaturen zwischen 900°C und 1300°C umgeformt und danach mittels Kaltwalzen zu einem Band mit einer Dicke D2 umformt, wo- bei 1 ,0 mm < Di < 5,0 mm und 0,05 mm < D2 -S 1 ,0 mm ist, wobei D2 < Di ist. Der Kaltverformungsgrad durch Kaltwalzen kann >40%, vorzugsweise >80% sein.

In einem Ausführungsbeispiel wird der Gussblock mittels Warmwalzen zu einem Knüppel bei Temperaturen zwischen 900°C und 1300°C umgeformt und danach mit- tels Kaltziehen zu einem Draht umformt. Der Kaltverformungsgrad durch Kaltziehen kann >40%, vorzugsweise >80% sein.

Eine Zwischenglühung an einer Zwischenabmessung in einem Durchlaufofen oder in einem stationären Ofen kann erfolgen, um die Kaltverfestigung zu reduzieren und so den gewünschten Kaltverformungsgrad einzustellen.

Die Curie-Temperatur der Legierung kann bei der Auswahl der Temperaturen T1 und/oder T2 berücksichtigt werden. Beispielsweise ist TÜI > T _c , wobei T _c die Curie- Temperatur ist, und Tc ^ 900°C ist. In einem Ausführungsbeispiel wird TÜI > T2 > T _C gewählt.

Bei Zusammensetzungen, bei denen es eine Trennung des Zweiphasengebiets und der Curie-Temperatur T _c gibt, besteht einen weiteren Temperaturbereich mit hoher Selbstdiffusion, sodass durch Wärmebehandlung in diesem Bereich oder aufgrund von Abkühlung durch diesen Bereich, eine größere BCC- Kornstruktur und damit bessere weichmagnetische Eigenschaften ermöglicht werden. Weiterhin führt die Trennung von Zweiphasengebiet und Curie-Temperatur T _c dazu, dass beim Abkühlen sowohl der Durchgang durch das Zweiphasengebiet BCC/FCC als auch der Übergang in das Gebiet der reinen BCC-Phase vollständig im paramagnetischen Zustand erfolgt. Mit der Auswahl der Temperatur T2, so dass TÜI > T2 > T _c ist, können die weichmagnetischen Eigenschaften weiter verbessert werden. In einem Ausführungsbeispiel beträgt die mittlere Korngröße nach der abschließenden Glühung mindestens 100μηι beträgt, vorzugsweise mindestens 200μηπ, vorzugsweise mindestens 250μηι. In einem Ausführungsbeispiel ist die gemessene Dichte der geglühten Legierung um mehr als 0,10% niedriger ist, als die per Dreisatz aus dem mittleren Atomgewicht der metallischen Elemente der Legierung, aus dem mittleren Atomgewicht der metallischen Elemente der entsprechenden binären FeCo-Legierung und aus der gemessenen Dichte dieser geglühten binären FeCo-Legierung berechnete Dichte.

Auf Grund der Wärmebehandlung kann der Schwefelgehalt in der fertigen Legierung kleiner als in der Schmelze sein. Zum Beispiel kann die Obergrenze des Schwefelgehalts in der Schmelze 0,025 Gewichtsprozent sein, während in der fertigen weichmagnetischen Legierung liegt die Obergrenze bei 0,015 Gewichtsprozent.

In einem Ausführungsbeispiel wird ferner das Vorprodukt zur elektrischen Isolation mit einer Oxidschicht beschichtet. Dieses Ausführungsbeispiel kann zum Beispiel verwendet werden, wenn das Vorprodukt in einem Blechpaket verwendet wird. Die Blechschnitte, oder das Blechpaket kann mit einer Oxidschicht beschichtet werden. Das Vorprodukt kann mit einer Schicht aus Magnesium-Methylat oder vorzugsweise Zirkon-Propylat beschichtet werden, welche sich während der Wärmebehandlung in eine isolierende Oxidschicht umwandelt. Das Vorprodukt kann zur Ausbildung der elektrisch isolierenden Schicht in einer Sauerstoff- oder wasserdampfhaltigen Atmosphäre wärmebehandelt werden.

In einem Ausführungsbeispiel werden ferner aus dem Vorprodukt gestanzte, lasergeschnittene, oder erodierte Blechschnitte einer abschließenden Glühung unterzogen, und die geglühten Einzelbleche danach mittels eines isolierenden Klebers zu einem Blechpaket verklebt, oder die geglühten Einzelbleche werden oberflächlich zur Einstellung einer isolierend wirkenden Schicht oxidiert und anschließend zum Blechpaket verklebt, geschweißt, oder lasergeschweißt, oder die geglühten Einzelbleche werden mit einer anorganisch-organischen Hybridbeschichtung wie z.B. Remisol-C5 beschichtet und anschließend zum Blechpaket weiterverarbeitet. Die weichmagnetische Legierung nach einem der vorherstehenden Ausführungsbeispiele, die bei einem der hierin beschriebenen Verfahren hergestellt werden kann, kann in einer elektrischen Maschine, wie beispielweise als oder in einem Stator und/oder Rotor eines Elektromotors und/oder eines Generators, und/oder in einem Transformator und/oder in einem elektromagnetischen Aktor verwendet werden.

Ausführungsbeispiele der Erfindung werden nun anhand der Zeichnungen und folgender Beispiele näher erläutert. Figur 1 zeigt eine schematische (nicht maßstabsgetreue) Darstellung von drei

Varianten der erfindungsgemäßen Wärmebehandlung. zeigt einen typischen Verlauf einer DSC Aufheiz- und Abkühlkurve beim Phasenübergang am Beispiel von Charge 930423. zeigt die Darstellung der 1 . Onset Temperaturen des Phasenübergangs der erfindungsgemäßen Fe-17Co-Cr-V Legierungen mit steigendem V- Gehalt im Vergleich zu der binären Fe-17Co Schmelze für das Aufheizen (DSC) und die Abkühlung (DSC). Gegen eine 2. Y-Achse ist der Verlauf der Maximalpermeabilität μιτι ₃ χ aufgetragen. zeigt Koeffizienten der Induktionswerte B nach multilinearer Regression. Figur 5 zeigt Koeffizienten des elektrischen Widerstandes nach multilinearer

Regression.

Figur 6 zeigt Koerzitivfeldstärke Hc der Charge 930329 (Fe-17Co1 ,5V-0,5Cr) als Funktion des reziproken Korndurchmessers d für verschiedenen Glühungen.

Figur 7 zeigt für verschiedene Chargen die Übergangstemperaturen TÜI und Tü2 und die besten erreichten Koerzitivfeldstärke H _c dieser Fe-17Co Sonderschmelzen mit unterschiedlichem V-Gehalt. Die Legierungen enthal- ten zusätzlich bis zu in Summe 0,6 Gew.-% an Cr und/oder Si. Die Daten zu Figur 7 inklusive der Angabe der jeweiligen Glühung zeigt Tabelle 29. zeigt Maximalpermeabilität und Koerzitivfeldstärke nach Stufenglühung der ersten Glühstufe. zeigt Maximalpermeabilität und Koerzitivfeldstärke nach Stufenglühung der zweiten Glühstufe unterhalb des Phasenübergangs nach vorheriger ersten Glühstufe 4h 1000°C oberhalb des Phasenübergangs. zeigt Koerzitivfeldstärke Hc der Chargen 930329 (Fe-17Co-0,5Cr-1 ,5V) und 930330 (Fe-17Co-2,0V) in Abhängigkeit vom Kaltverformungsgrad. zeigt (200)-Polfiguren von Charge 93/0330 (Fe-17Co-2V).

a) Kaltverformt: Links oben.

b) Nach Schlussglühung bei 910°C für 10h: Mitte oben.

c) Nach Schlussglühung bei 1050°C für 4h: Rechts oben.

d) Nach Schlussglühung bei 1050°C für 4h und 910°C für 10h: Unten. zeigt Koerzitivfeldstärke Hc der Charge 930330 (Fe-17Co-2V) gemessen parallel zur Walzrichtung („längs"), in 45° zur Walzrichtung und senkrecht zur Walzrichtung („quer") für die angegebenen Glühungen. zeigt Koerzitivfeldstärke Hc der Charge 930335 (Fe-23Co-2V) gemessen parallel zur Walzrichtung („längs"), in 45° zur Walzrichtung und senkrecht zur Walzrichtung („quer") für die angegebenen Glühungen. zeigt Neukurven der erfindungsgemäßen Chargen 930329 (Fe-17Co- 1 ,5V-0,5Cr), 930505 (Fe-17Co-1 ,4V-0,4Si) und 930330 (Fe-17Co-2V) nach optimaler Glühung im Vergleich zu einem typischen SiFe (TRAFOPERM N4) und typischen FeCo Legierungen. Figur 15 zeigt Permeabilität der erfindungsgemäßen Chargen 930329 (Fe-17Co- 1 ,5V-0,5Cr), 930505 (Fe-17Co-1 ,4V-0,4Si) und 930330 (Fe-17Co-2V) nach optimaler Glühung im Vergleich zu einem typischen SiFe (TRAFOPERM N4) und typischen FeCo Legierungen.

Figur 1 6 zeigt Verluste der erfindungsgemäßen Chargen 930329 (Fe-17Co- 1 ,5V-0,5Cr) und 930330 (Fe-17Co-2V) nach optimaler Glühung bei einer Induktionsamplitude von 1 ,5T im Vergleich zu einem typischen SiFe (TRAFOPERM N4) und FeCo Legierungen. Die Blechdicke betrug jeweils 0,35mm.

Figur 17 zeigt ein Diagramm der Maximalpermeabilität als Funktion des relativen

Dichteunterschiedes Δρ für Legierungen auf der Basis Fe-17Co für die Daten aus der Tabelle 25.

Erfindungsgemäß wird eine weichmagnetische Legierung bereitgestellt, die im Wesentlichen aus:

5 Gew.-% < Co < 25 Gew.-%

0,3 Gew.-% < V < 5,0 Gew.-%

0 Gew.-% < Cr < 3,0 Gew.-%

0 Gew.% < Si < 3,0 Gew.-%

0 Gew.% < Mn < 3,0 Gew.-%

0 Gew.% < AI < 3,0 Gew.-%

0 Gew.% < Ni < 0,5 Gew.-%

0 Gew.% < Mo < 0,5 Gew.-%

0 Gew.% < Ta < 0,5 Gew.-%

0 Gew.% < Cu < 0,2 Gew.-%

0 Gew.% < Nb < 0,1 Gew.-%

0 Gew.% < Ti < 0,05 Gew.-%

0 Gew.% < Ce < 0,05 Gew.-%

0 Gew.% < Ca < 0,05 Gew.-%

0 Gew.% ^ Mg < 0,05 Gew.-% 0 Gew.% < C 0,02 Gew.-%

0 Gew.% < Zr 0,1 Gew.-%

0 Gew.% < O 0,025 Gew.-%

0 Gew.% < S 0,015 Gew.-%

Rest Eisen, und bis zu 0,2 Gew.-% an anderen schmelzbedingten Verunreinigungen besteht. Die Verunreinigungen können beispielsweise eines oder mehrerer der Elemente B, P, N, W, Hf, Y, Re, Sc, Be, andere Lanthanoide außer Ce sein.

Zur Steigerung des elektrischen Widerstandes können neben dem Legierungselement Vanadium auch eines oder mehrere der Gruppe von Cr, Si, AI und Mn in dem Maße zulegiert werden, wobei die folgende Summenformel erfüllt ist: 0,05 Gew.-% < Cr + Si + AI + Mn < 3,0 Gew.-%

Die Legierung nach der vorliegenden Erfindung wird vorzugsweise in Vakuuminduktionsöfen erschmolzen. Es sind jedoch auch die Verarbeitung über Vakuumlichtbo- genumschmelzen und Elektroschlackeumschmelzen möglich. Die Schmelze erstarrt zuerst zu einem Block, der von der Oxidhaut befreit wird und danach bei Temperaturen zwischen 900 °C und 1300 °C geschmiedet oder warmgewalzt wird. Die Entfernung der Oxidhaut kann alternativ auch an zuerst geschmiedeten oder warmgewalzten Stangen erfolgen. Das gewünschte Maß kann durch Warmumformung von Bändern, Knüppeln oder Stangen erzielt werden. Warmgewalztes Material kann durch Strahlen, Schleifen oder Schälen von oberflächlichen Oxiden befreit werden. Das gewünschte Endmaß kann jedoch auch alternativ durch Kaltumformung von Bändern, Stangen oder Drähten erfolgen. Bei kaltgewalzten Bändern kann zur Befreiung von Oxidwurzeln aus dem Warmwalzvorgang ein Schleifvorgang zwischengeschoben werden. Sollte eine zu hohe Verfestigung nach einer Kaltumformung erfolgt sein, können eine oder mehrere Zwischenglühungen zur Erholung und Rekristallisation bei Temperaturen zwischen 400 °C und 1300 °C durchgeführt werden. Die Dicke oder der Durchmesser für die Zwischenglühung sollte dabei so gewählt werden, dass vorzugsweise eine Kaltverformung > 40% bis zur Enddicke erreicht wird, besonders bevorzugt eine Kaltverformung von > 80%. Als letzter Bearbeitungsschritt erfolgt eine Wärmebehandlung bei Temperaturen zwischen 700 °C und der Solidustemperatur T _m (typischerweise jedoch maximal 1200°C), die auch als magnetische Schlussglühung bezeichnet wird. Die Schluss- glühung erfolgt bevorzugt unter reiner trockener Wasserstoffatmosphäre. Glühungen unter Schutzgas oder im Vakuum sind ebenfalls möglich.

Figur 1 zeigt eine schematische Darstellung von drei Varianten der erfindungsgemäßen Wärmebehandlung in Bezug auf die Phasenübergänge und insbesondere auf die FCC, FCC+BCC und BCC-Gebiete.

Bei Variante 1 , die mit der durchgezogenen Linie in Figur 1 dargestellt ist, erfolgt nach einer ersten Glühstufe im FCC- Gebiet direkt anschließend eine zweite Glühstufe im BCC- Gebiet. Die zweite Glühstufe ist optional und kann verwendet werden, um die weichmagnetischen Eigenschaften, insbesondere die Permeabilität und die Hystereseverluste weiter zu verbessern. Bei Variante 2, die mit der gestrichelten Linie in Figur 1 dargestellt ist, wird von der ersten Glühstufe im FCC-Gebiet zuerst auf Raumtemperatur abgekühlt. Die zweite Glühstufe im BCC-Gebiet erfolgt zu einem späteren Zeitpunkt. Bei Variante 3, die mit der gepunkteten Linie in der Figur 1 dar- gestellt ist, wird von der Glühstufe im FCC-Gebiet auf Raumtemperatur kontrolliert abgekühlt. Eine derart kontrollierte Abkühlung kann in Variante 1 auch beim Abkühlen von der 1 . Stufe auf die 2. Stufe erfolgen (in Figur 1 nicht dargestellt).

Erfindungsgemäß kann somit die Glühung entweder zweistufig erfolgen oder durch kontrollierte Abkühlung von einer Temperatur oberhalb der oberen Übergangstemperatur. Kontrollierte Abkühlung bedeutet, dass eine definierte Abkühlrate zur optimalen Einstellung der weichmagnetischen Eigenschaften existiert. In jedem Fall erfolgt eine der Glühstufen im FCC-Gebiet. Die erfindungsgemäßen Glühungen können entweder in einem Durchlaufofen oder in einem stationären Ofen durchgeführt werden.

Bei der erfindungsgemäßen Glühung wird die Legierung mindestens einmal bei einer Temperatur oberhalb TÜ2 zwischen 900°C (wenn TÜ2 > 900°C, dann oberhalb TÜ2) und Tm im austenitischen FCC-Gebiet geglüht, um ein großes Korn zu erzeugen, die Reinigungswirkung des Wasserstoffs auszunutzen und mögliche magnetisch un- günstige Texturen zu entfernen. Diese Stufe der Schlußglühung oberhalb TÜ2 erfolgt entweder in einer stationären Glühung oder in einem Durchlaufofen. Diese Stufe der Wärmebehandlung kann alternativ auch am Band in einem Durchlaufofen erfolgen. Anschließend wird die Legierung mit einer Rate von 10 bis 50.000°C pro Stunde, vorzugsweise mit einer Rate von 20-1 .000 °C pro Stunde auf Raumtemperatur oder auf eine Temperatur zwischen 700°C und 1 .000°C im BCC-Gebiet abgekühlt.

Eine zweite Glühstufe kann entweder durch Aufheizen, oder durch Halten im ferritischen BCC- Gebiet bei einer Temperatur zwischen 700°C und 1000°C (wenn TÜI < 1000°C, dann unterhalb TÜI) erfolgen, um mögliche vorhandene Reste der FCC- Phase zu entfernen. Die Legierung wird dann nach einer erfolgten magnetischen Schlussglühung von der Glühtemperatur mit einer Rate von 10 bis 50.000°C pro Stunde, vorzugsweise mit einer Rate von 20-1 .000 °C pro Stunde abgekühlt. Die erfindungsgemäßen Legierungen weisen einen Phasenübergang von einem BCC-Phasengebiet in ein BCC/FCC Mischgebiet auf und bei noch etwas höherer Temperatur einen weiteren Phasenübergang von dem BCC/FCC Mischgebiet zu einem FCC Phasengebiet auf, wobei bei aufsteigender Temperatur der Phasenübergang zwischen dem BCC Phasengebiet und dem BCC/FCC Mischgebiet bei einer ersten Übergangstemperatur TÜI und bei weiter ansteigender Temperatur der Übergang zwischen dem BCC/FCC Mischgebiet und dem FCC Phasengebiet bei einer zweiten Übergangstemperatur Tü2 stattfindet, wie in der Figur 2 dargestellt ist.

Die Temperatur, bei der die Phasenübergänge von einem BCC-Phasengebiet in ein BCC/FCC Mischgebiet von dem BCC/FCC Mischgebiet zu einem FCC Phasengebiet auftreten, können mittels DSC Messungen ermittelt werden. Figur 2 zeigt ein typischer Verlauf einer DSC Aufheiz- und Abkühlkurve beim Phasenübergang am Beispiel von Charge 930423. Die Curie-Temperatur und die 1 . Onset- Temperaturen des Phasenübergangs sind in der Figur 2 auch dargestellt.

In den folgenden Figuren sind die Ergebnisse von DSC Messungen zu sehen, die mit einem dynamischen Wärmestrom-Differenz-Kalorimeter der Fa. Netzsch durchgeführt wurden. In einem Ofen befinden sich zwei identische Tiegel aus Korund (AI2O3), von denen einer mit der eigentlichen Messprobe bestückt ist und der andere mit ei- ner Kalibrierprobe als Referenz dient. Beide Tiegel erfahren dasselbe Temperaturprogramm, das aus einer Kombination von Aufheizen, Abkühlen oder isothermen Abschnitten bestehen kann. Durch die Messung der Temperaturdifferenz an einer definierten Wärmeleitstrecke zwischen Probe und Referenz wird die Wärmestromdif- ferenz quantitativ erfasst. Die verschiedenen bei einer DSC-Messung bestimmten Maxima und Minima (Peaks) lassen sich anhand ihrer Kurvenform bestimmten Arten von Phasenumwandlungen zuordnen. Es entstehen typische Kurvenverläufe, die materialspezifisch sind aber auch von den Messbedingungen abhängen, insbesondere der Probenmasse und den Heiz- und Abkühlraten. Um eine Vergleichbarkeit der Messungen zu gewährleisten wurden die Heiz- und Abkühlraten des Messgerätes und die Probenmassen der hier untersuchten Proben gleich gewählt. Die in diesen Untersuchungen verwendeten Aufheiz- und Abkühlraten betrugen jeweils 10 K/min, die Probenmasse war jeweils 50 mg. Die Übergangstemperaturen Tüi und Tü2 werden mittels einer DSC- Messung ermittelt, indem die Probe mit einer definierten Masse und Heizrate aufgeheizt wird. In dieser Messung werden die Übergangstemperaturen durch den 1 . Onset repräsentiert. Diese in DIN 51005 („Thermische Analyse") definierte Kenngröße wird auch als extrapolierte Peakanfangstemperatur bezeichnet, die den Beginn der Phasenum- Wandlung darstellt und definiert ist als Schnittpunkt der extrapolierten Anfangsbasislinie mit der Tangente durch den linearen Teil einer ansteigenden bzw. abfallenden Peakflanke. Der Vorteil dieser Kenngröße ist, dass sie unabhängig von Probenmasse und Aufheiz- bzw. Abkühlraten ist. Als Breite des Zweiphasengebietes wird die Differenz der Temperaturen des 1 . Onset definiert:

Tl. Onset (BCC+FCC^FCC) Tl. Onset (BCC+FCC^BCC) = Tü2 -Tüi (aus DSC Aufheizen) (aus DSC Abkühlen)

Der Einfluss der Zusammensetzung auf die Übergangstemperaturen TÜI und Tü2 werden mittels einer DSC- Messung ermittelt.

Figur 3 zeigt eine Darstellung der 1 . Onset Temperaturen des Phasenübergangs der Fe-17Co-Cr-V-Legierungen mit steigendem V- Gehalt (Kreise) im Vergleich zu der binären Fe-17Co Legierung (Quadrate) für das Aufheizen (gefüllte Symbole) und die Abkühlung (offene Symbole). Die Zusammensetzungen der Legierungen sind in der Tabellen 1 bis 4 angegeben. Die Peak- Curie-Temperaturen T _c von Aufheizen (DSC) und Abkühlen (DSC) sind als Rauten dargestellt. Für die Sonderschmelzen mit niedrigeren V- Gehalten entspricht Tc der Temperatur des Phasenübergangs. Die höchste gemessene Maximalpermeabilität μιπ3χ (Dreiecke) ist auf der Sekundärachse aufgetragen. Die höchsten Maximalpermeabilitäten werden hier für V-Gehalte zwischen 1 und 3 Gew.-% erzielt.

Figur 3 zeigt, dass bei zunehmendem V-Gehalt die Phasenübergange Tü2 sowie Tüi zu höheren Temperaturen stattfinden und dass die Breite des Zweiphasengebietes BCC+FCC, d.h. (TÜ2 -TÜI) größer wird. Zur Einstellung der weichmagnetischen Eigenschaften wird eine Schlussglühung durchgeführt. Diese wurde im Rahmen dieser Untersuchung stets unter einer H2- Schutzatmosphäre durchgeführt. Die verwendete H2- Qualität war stets Wasserstoff 3.0 (oder Wasserstoff- technisch) mit einem H2- Anteil > 99,9%, wobei H2O < 40ppm- mol, O2 -S 10 ppm-mol, N2 -S 100 ppm-v ist.

Die magnetischen Eigenschaften der Legierungen wurden anhand von Bandmaterial untersucht, welches aus 5 kg schweren Gussblöcken gefertigt wurde. Die Legierungen wurden unter Vakuum erschmolzen und anschließend in eine Flachkokille bei ca. 1500 °C abgegossen. Nach dem Abfräsen der Oxidhaut von den einzelnen Gussblöcken wurden die Blöcke zu 3,5mm dicken Bändern bei einer Temperatur von ca. 1000 °C bis 1300 °C warmgewalzt. Die resultierenden warmgewalzten Bänder wurden danach gebeizt um die Oxidhaut zu entfernen und anschließend auf eine Dicke von 0,35mm kaltgewalzt. Zur Charakterisierung der magnetischen Eigenschaften wurden aus dem Band Probenringe gestanzt und Widerstandsstreifen geschnit- ten. Der elektrische Widerstand p wurde an den Widerstandsstreifen bestimmt. Die maximale Permeabilität _ma x, die Koerzitivfeldstärke H _c , die Induktionen B bei Feldstärken von 20, 25, 50, 90, 100 sowie 1 60A/cm, die Remanenz B _r und die Hystereseverluste PHyst wurde an den hergestellten Probenringen im geglühten Zustand bei Raumtemperatur gemessen. Die Bestimmung der Hystereseverluste erfolgte da- bei durch die Messung der Verluste bei einer Induktionsamplitude von 1 ,5T für verschiedene Frequenzen. Der durch lineare Regression ermittelte Achsenabschnitt in der Auftragung P/f über f ergibt die Hystereseverluste. Von den Gussblöcken wurde eine Scheibe für die Analyse der Elemente abgesägt. Das Ergebnis der Analyse ist in Tabellen 1 bis 4 zu sehen. Tabelle 1 zeigt die nasschemische Analyse der metallischen Elemente zur Festlegung der Grundzusammensetzung. Rest Eisen, weitere Elemente < 0,01 % sind nicht angegeben, wobei die Angaben in Gew.-% sind. Tabelle 2 zeigt die Analyse der nichtmetallischen Verun- reinigungen der Chargen aus Tabelle 1 per Heißgasextraktion, wobei die Angaben in Gew.-% sind. Tabelle 3 zeigt die nasschemische Analyse der metallischen Elemente zur Feinabstimmung der Grundzusammensetzung und zur Begrenzung der Zusammensetzungsbereiche und der Verunreinigungen. Rest Eisen, weitere Elemente < 0,01 % sind nicht angegeben. Angaben in Gew.-%. Bei den Chargen 930502 und 930503 wurde Eisen Einsatzmaterial mit einem höheren Verunreinigungsgrad eingesetzt. Tabelle 4 zeigt die Analyse der nichtmetallischen Verunreinigungen der Chargen aus Tabelle 3 per Heißgasextraktion, wobei die Angaben in Gew.-% sind.

Tabelle 3 zeigt weiterhin die Analyse der metallischen Elemente zweier Großschmel- zen. Rest Eisen, P-Gehalt der Großschmelze 76/4988 ist 0,003 Gew.-%, P-Gehalt der Großschmelze 76/5180 ist 0,002 Gew.-%,weitere Elemente < 0,01 % sind nicht angegeben. Tabelle 4 zeigt ebenfalls die Analyse der nichtmetallischen Verunreinigungen der beiden Großschmelzen aus Tabelle 3 per Heißgasextraktion, wobei die Angaben in Gew.-% sind.

Die Figuren 4 und 5 zeigen eine statistische Auswertung des Einflusses der Hauptlegierungselemente Kobalt, Vanadium und Chrom auf die Induktionswerte nach optimaler Glühung und den elektrischen Widerstand mit Hilfe der multilinearen Regression.

Figur 4 zeigt Koeffizienten der Induktionswerte B nach multilinearer Regression. Die Zahlen hinter den B-Werten (z.B. B20) geben die Feldstärke in A/cm an. Die Balken zeigen die Änderung der Induktionswerte bei Zulegierung von 1 Gew.-% an. Darge- stellt sind nur diejenigen Elemente, deren Regressionswert größer als der Regressionsfehler ist.

Figur 5 zeigt Koeffizienten des elektrischen Widerstandes nach multilinearer Regres- sion. Die Balken zeigen die Änderung des elektrischen Widerstandes bei Zulegierung von 1 Gew. -% der jeweiligen Elemente.

Aus diesen Figuren erkennt man, dass Vanadium die niedrigen Induktionen weniger stark absenkt als Chrom. Dafür erhöht Chrom den elektrischen Widerstand stärker als Vanadium bei gleichem Sättigungsabfall (B1 60). Co erhöht die Sättigung (B160), hat aber wenig Einfluss auf die niedrigen Induktionswerte und den elektrischen Widerstand.

Tabelle 7 zeigt erfindungsgemäße Glühvarianten der Charge 93/0330 bei Banddicke 0,35mm im Vergleich zu nicht erfindungsgemäßen Glühvarianten, siehe Figur 1 . Die Abkühlrate beträgt 150°C/h wenn nicht anders angegeben. Vor der Messung wurde nicht entmagnetisiert.

Figur 6 zeigt die Koerzitivfeldstärke Hc der Charge 930329 (Fe-17Co1 ,5V-0,5Cr) als Funktion des reziproken Korndurchmessers d für verschiedenen Glühungen. Tabelle 5 zeigt die mittlere Korngrößen d und Koerzitivfeldstärken H _c und Maximalpermeabilitäten μπΐ3χ nach angegebener Glühung, siehe Figur 4. Die Abkühlrate war 150°C/h.

Tabelle 6 zeigt DSC Übergangstemperaturen und Curie- Temperaturen T _c . Angaben in °C. #NV bedeutet, dass in der DSC Messung kein Signal erkennbar ist.

Einer der Gründe für die sehr guten weichmagnetischen Eigenschaften ist die für Fe- Co Legierungen ungewöhnlich große Kornstruktur, die nach Glühung im FCC-Gebiet erreicht wird. So wurden nach kurzzeitiger Glühung von 4h bei 1050°C bei Charge 93/0330 (Fe-17Co-2V) Korngrößen von 354 - 447 μηι festgestellt. Ähnlich große Körner können durch Glühung im BCC- Gebiet erst nach mehreren Tagen Glühdauer erreicht werden. Figur 6 zeigt beispielhaft anhand von Charge 930329 die Koerzitivfeldstärke Hc gegenüber der reziproken Korngröße. Ein linearer Zusammenhang wird gezeigt. Zum Vergleich der oben genannten Glühvarianten wurde beispielhaft die Charge 930330 untersucht. Tabelle 8 zeigt die Ergebnisse nach einer Stufenglühung der ersten Glühstufe (Charge 93/0330), siehe Figur 6. Die Abkühlrate beträgt 150°C/h. So- lange die erste Glühung im unteren FCC- Gebiet erfolgt (hier bei 1050°C) zeigen alle Glühvarianten sehr gute weichmagnetische Eigenschaften, die wesentlich besser sind als eine Glühung im reinen BCC- Gebiet. Eine zweite Glühstufe im oberen BCC- Gebiet nach vorheriger erster Glühstufe im FCC- Gebiet verbessert die Werte weiter. Figur 7 zeigt die Übergangstemperaturen TÜI und TÜ2 als Funktion der besten erreichten Koerzitivfeldstärke H _c der Fe-17Co Sonderschmelzen mit unterschiedlichen V- Gehalt. Die Beschriftungen geben den V Gehalt wider. Figur 7 zeigt, dass der V- Gehalt entscheidend für die Einstellung der weichmagnetischen Eigenschaften ist. Ist der V-Gehalt zu niedrig, kommt es zu keiner Anhebung von TÜI. Ist der V-Gehalt zu hoch, verschlechtern sich die weichmagnetischen Eigenschaften, da das Zweiphasengebiet (TÜ2 - TÜI) durch Vanadium aufgeweitet wird, siehe auch Figur 3 und Tabelle 6. Es ergibt sich somit ein Minimum der Koerzitivfeldstärke H _c bei ca. 1 ,4 bis 2 Gew.-% Vanadium. Um die optimale Glühtemperatur zu finden, werden Proben bei unterschiedlichen Glühtemperaturen geglüht und anschließend gemessen. Wenn die Anzahl der notwendigen Glühungen größer ist als die Anzahl der vorhandenen Proben, wird üblicherweise der gleiche Probensatz bei verschiedenen Temperaturen geglüht. Bei dieser sogenannten„Stufenglühung" geht man von einer niedrigen Start- Temperatur aus und glüht schrittweise bei höheren Temperaturen. Die Stufenglühung kann angewendet werden um z.B. Ausscheidungsbereiche, Rekristallisationstemperaturen oder Phasenumwandlungen aufzuspüren, die direkten Einfluss auf die Magnetik haben. Figur 8 zeigt Maximalpermeabilität und Koerzitivfeldstärke nach Stufenglühung der ersten Glühstufe. Tabelle 9 zeigt die Ergebnisse nach einer Stufenglühung der Charge 93/0330 unterhalb des Phasenübergangs nach vorheriger erster Glühstufe 4h 1000°C oberhalb des Phasenübergangs. Die Abkühlrate beträgt 150°C/h. Ein aus- gedehntes Maximum um 1000°C ist erkennbar. Zum Vergleich mit der Phasenlage ist die zugehörige DSC Messung mit eingezeichnet.

Figur 9 zeigt Maximalpermeabilität und Koerzitivfeldstärke nach Stufenglühung der zweiten Glühstufe unterhalb des Phasenübergangs (Kreise) nach vorheriger ersten Glühstufe 4h 1000°C oberhalb des Phasenübergangs (Rauten). Vor der Messung der statischen Werte wurde nicht entmagnetisiert. Ein Maximum bei 950°C ist erkennbar. Nach der letzten Glühung der Stufenglühung bei 1000°C wurden die Proben nochmals 10h bei 950°C geglüht (Dreiecke). Die ursprünglichen Werte der Stu- fenglühung bei 950°C werden nicht mehr erreicht. Durch das nochmalige Durchfahren des Zweiphasengebietes BCC+FCC kommt es zu einer Schädigung der weichmagnetischen Eigenschaften.

Die magnetischen Eigenschaften waren für Legierungen verschiedener Zusammen- Setzungen nach unterschiedlichen Glühungen gemessen. Die Ergebnisse sind in den Tabellen 10 bis 24 zusammengefasst. Die Werte B20, B25, B50, B90, B100, Bi so (T) H _c (A/cm), μπΐ3χ, Br (T) und Phiyst. 1 ,5T (Ws/kg) sind angegeben.

Tabelle 10 zeigt die Ergebnisse nach einer Glühung einer Auswahl der Chargen bei 850°C für 4h mit einer Abkühlrate von 150°C/h. Diese Ausführungsbeispiele sind nicht erfindungsgemäß.

Tabelle 1 1 zeigt die Ergebnisse nach einer Glühung einer Auswahl der Chargen 10h bei 910°C mit einer Abkühlrate von 150°C/h. Vor der Messung der statischen Werte wurde nicht entmagnetisiert. Diese Ausführungsbeispiele sind nicht erfindungsgemäß.

Tabelle 12 zeigt die Ergebnisse nach einer Glühung einer Auswahl der Chargen bei 10h bei 910°C und Abkühlung auf Raumtemperatur und anschließend 70h bei 930°C. Die Abkühlrate beträgt 150°C/h. Vor der Messung der statischen Werte wurde nicht entmagnetisiert. Diese Ausführungsbeispiele sind nicht erfindungsgemäß. Tabelle 13 zeigt die Ergebnisse nach einer Glühung einer Auswahl der Chargen 4h bei 1000°C. Abkühlrate 150°C/h. Vor der Messung der statischen Werte wurde nicht entmagnetisiert. Tabelle 14 zeigt die Ergebnisse nach einer Glühung einer Auswahl der Chargen bei der ersten Glühstufe 4h bei 1000°C mit Abkühlung auf Raumtemperatur und anschließender zweiten Glühstufe 10h bei 910°C. Die Abkühlrate beträgt 150°C/h. Vor der Messung der statischen Werte wurde nicht entmagnetisiert. Tabelle 15 zeigt die Ergebnisse nach einer Glühung aller Fe-Co-V-Cr Chargen für 4h bei 1050°C. Abkühlrate 150°C/h. Vor der Messung der statischen Werte wurde nicht entmagnetisiert. Die Widerstände der Chargen 930322 bis 930339 wurden nach einer Glühung von 4h bei 850°C gemessen. Bei den V- reichen Chargen 930422 und 930423 liegt Tü2 zu knapp unterhalb 1050°C. Angepasste Glühstufen sind in Tabelle 18 angegeben.

Tabelle 1 6 zeigt die Ergebnisse nach einer Glühung aller Fe-Co-V-Cr Chargen bei der ersten Glühstufe 4h bei 1050°C mit Abkühlung auf Raumtemperatur und anschließender zweiter Glühstufe 10h bei 910°C. Abkühlrate 150°C/h. Vor der Messung wurde entmagnetisiert. Bei den grau markierten Chargen liegt TÜI entweder zu knapp oder zu weit oberhalb 910°C. Angepasste Glühstufen sind in Tab. 17 zu finden.

Tabelle 17 zeigt die Ergebnisse nach einer Anpassung der Glühungen derjenigen Chargen, bei denen die Übergangstemperaturen der DSC Messung (Tabelle 6) nicht oder nur knapp erfindungsgemäß mit der Glühung 4h 1050°C + 10h 910°C (Tabelle 15 und 1 6) übereinstimmen. Die Abkühlrate beträgt 150°C/h. Bei den Glühungen 4h 1050°C wurde vor der Messung nicht entmagnetisiert, bei allen anderen Glühungen wurde vor der Messung entmagnetisiert. Tabelle 18 zeigt die Ergebnisse nach Glühungen der Charge 930423 in unterschiedlichen Phasengebieten zur Klärung des Einflusses des ferromagnetischen und paramagnetischen BCC- Bereiches auf die magnetischen Eigenschaften, siehe auch Figur 2. Die Abkühlrate beträgt 150°C/h. Bei den Glühungen 4h 1050°C wurde vor der Messung nicht entmagnetisiert, bei allen anderen Glühungen wurde vor der Messung entmagnetisiert.

Tabelle 19 zeigt die Ergebnisse nach einer Glühung einer Auswahl der Chargen 4h bei 1050°C mit anschließender langsamer Abkühlung 50°C/h auf Raumtemperatur. Vor der Messung der statischen Werte wurde nicht entmagnetisiert.

Tabelle 20 zeigt die Ergebnisse nach einer Glühung einer Auswahl der Chargen 4h bei 1050°C mit langsamer Abkühlung 50°C/h auf Raumtemperatur und zweiter Glüh- stufe bei 10h bei 910°C mit Ofenkühlung ca. 150°C/h. Vor der Messung der statischen Werte wurde nicht entmagnetisiert.

Tabelle 21 zeigt die Ergebnisse nach einer Glühung einer Auswahl der Chargen 4h bei 1 100°C. Die Abkühlrate beträgt 150°C/h. Vor der Messung der statischen Werte wurde bis auf die Chargen 930422 und 930423 nicht entmagnetisiert.

Tabelle 22 zeigt die Ergebnisse nach einer Glühung einer Auswahl der Chargen bei erster Glühstufe 4h bei 1 100°C und Abkühlung auf Raumtemperatur und zweiter Glühstufe 10h bei 910°C. Die Abkühlrate beträgt 150°C/h. Vor der Messung der sta- tischen Werte wurde nicht entmagnetisiert.

Tabelle 23 zeigt die Ergebnisse nach einer Glühung einer Auswahl der Chargen 4h bei 1 150°C. Die Abkühlrate beträgt 150°C/h. Vor der Messung der statischen Werte wurde bis auf Charge 930442 nicht entmagnetisiert.

Tabelle 24 zeigt die Ergebnisse nach einer Glühung einer Auswahl der Chargen bei erster Glühstufe 4h bei 1 150°C und Abkühlung auf Raumtemperatur und zweiter Glühstufe 10h bei 910°C. Die Abkühlrate beträgt 150°C/h. Vor der Messung der statischen Werte wurde nicht entmagnetisiert.

Tabelle 25 zeigt die Daten für die Maximalpermeabilität und die Dichte für verschiedene Legierungszusammensetzungen Fe-17Co mit verschiedenen Zusätzen. Ausgehend von der binären Legierung Fe-16,98Co, deren gemessener Dichte von 7,942g/cm ³ , und deren mittlerem Atomgewicht von 56,371 g/mol (berechnet aus den analysierten Gehalten der metallischen Legierungselemente) wird für Fe-17Co- Legierungen mit Zusätzen an V, Cr, Mn, Si, AI und anderen metallischen Elementen deren fiktive Dichte anhand deren mittlerem Atomgewicht rechnerisch bestimmt und mit der gemessenen Dichte verglichen. So ist z.B. für eine Legierung Fe-17,19Co- 1 ,97V (Charge 93/0330) das mittlere Atomgewicht 56,281 g/mol. Man kann nun per Dreisatz 7,942g/cm ³ x 56,281 /56,371 = 7,929g/cm ³ eine fiktive Dichte ausrechnen, die diese Legierung Fe-17,19Co-1 ,97V haben müsste, wenn deren Gitterkonstante gegenüber der binären Fe-1 6,98Co-Legierung unverändert wäre. In der Realität misst man aber an dieser Legierung mit 7,909g/cm ³ eine Dichte, welche um -0,26% niedriger als die fiktive Dichte 7,929g/cm ³ liegt. Das bedeutet, dass die Gitterkonstante dieser Legierung um ca. 0,085% größer sein muss, als die der binären Legierung.

Tabelle 26 zeigt die Daten für ausgewählte Chargen und Glühungen, welche besonders hohe Maximalpermeabilitäten und gleichzeitig niedrige Hystereseverluste auf- weisen, und dies bei sehr hohem Niveau der Induktion B bei 100A/cm (B100) .

Tabelle 27 zeigt die Daten für die Verunreinigungen C und S in ppm für ausgewählte Chargen und Glühungen. Durch eine Glühung bei 1050°C unter Wasserstoff werden diese Verunreinigungen effektiv reduziert.

Tabelle 28 zeigt Magnetwerte für die beiden Großschmelzen 76/4988 und 76/5180. Die Notation A bzw. B bedeutet aus Block A bzw. aus Block B - die Schmelzen wurde jeweils in zwei Kokillen abgegossen. Der spezifische Widerstand der Charge 76/4988 beträgt 0,306μΩηι, der der Charge 76/5180 beträgt 0,318μΩηι.

Tabelle 29 zeigt für verschiedene Chargen die Übergangstemperaturen TÜI und TÜ2 und die besten erreichten Koerzitivfeldstärke H _c dieser Fe-17Co Sonderschmelzen mit unterschiedlichem V-Gehalt, inklusive Angabe der jeweiligen Glühbehandlung. Die Legierungen enthalten zusätzlich bis zu in Summe 0,6 Gew.-% an Cr und/oder Si. Die graphische Darstellung dieser Daten zeigt Figur 7.

Die Figuren 8 und 9 zeigen, dass der bei der erfindungsgemäßen Legierung 930330 vorhandene BCC/FCC- Phasenübergang starken Einfluss auf die Maximalpermeabilität und Koerzitivfeldstärke hat. Bei der ersten Glühstufe (Figur 8) stimmt der 1 . Onset des Abkühlens (= TÜI , untere Grenze Zweiphasengebiet) mit dem Anstieg von überein, wird maximal bzw. Hc wird minimal über dem 1 . Onset des Aufheizens (= Tü2, obere Grenze Zwei- phasengebiet). Zu höheren Temperaturen im FCC- Gebiet wird die Magnetik wieder schlechter.

Bei der zweiten Glühstufe (Figur 9) wird μιτι ₃ χ maximal unterhalb TÜI und fällt mit dem Eintritt in das Zweiphasengebiet ab. Überschreitet man das Zweiphasengebiet und glüht erneut unterhalb TÜI (hier 950°C) wird das Maximum von nicht mehr erreicht, vermutlich aufgrund des mit dieser Probe zweimaligen Durchfahrens des BCC+FCC- Mischgebietes und der dadurch zusätzlich entstandenen Korngrenzen.

Zusammenfassend lässt sich feststellen, dass die besten magnetischen Eigenschaf- ten erreicht werden, wenn die erste Glühstufe oberhalb TÜ2 stattfindet und die zweite Glühstufe unterhalb TÜI .

Der Einfluss der Kaltverformungsgrad auf die magnetischen Eigenschaften wird untersucht.

Figur 10 zeigt Koerzitivfeldstärke H _c der Chargen 930329 (Fe-17Co-0,5Cr-1 ,5V) und 930330 (Fe-17Co-2,0V) in Abhängigkeit vom Kaltverformungsgrad. Bei„ohne Zwi- schenglühung" entspricht die Warmwalzdicke einem KV von 0%, bei„mit ZGL" entspricht die Dicke der Zwischenglühung einem KV von 0%.

Der Kaltverformungsgrad KV bei Band der Enddicke D2 ist definiert als die prozentuale Dickenabnahme bezogen auf eine nicht kaltverformte Ausgangsdicke Di, da beim Walzen die Breitung vernachlässigt werden kann. Die nicht kaltverformte Ausgangsdicke Di kann beispielsweise durch Warmwalzen oder durch eine Zwischen- glühung (ZGL) realisiert werden.

KV [%] = [(Di-D ₂ )/Di]x100 In Figur 10 erkennt man beispielhaft an der Koerzitivfeldstärke H _c , dass bei steigendem KV, realisiert durch Zwischenglühung bei unterschiedlichen Di = 1 ,3mm; 1 ,0mm; 0,60mm und gleicher Enddicke D2 = 0,35mm, die Magnetik bis ca. 90% KV besser wird.

Geht man von einem konstanten Di bei 3,5mm (Warmwalzdicke) aus und realisiert die Kaltverformung durch hohe Walzgrade an 0,20mm und 0,10mm, ergibt sich wieder ein Anstieg von H _c , der mit der gestrichelten Linie dargestellt ist. Dies lässt sich dadurch erklären, dass bei höchsten Kaltverformungsgraden zu viele Keimstellen für Körner entstehen und sich die Körner beim Wachstum während der Glühung gegenseitig behindern. So hat die Legierung der Charge 930329 (Fe-17Co-0,5Cr-1 ,5V) (jew. in Gew.-%) ohne Zwischenglühung gefertigt nach der Schlußglühung für 4h bei Ti=1000°C und für 10h bei T2=910°C bei Enddicke 0,35mm eine mittlere Korngröße von 0,25mm, bei Enddicke 0,20mm eine mittlere Korngröße von 0,21 mm, und bei Enddicke 0,10mm eine mittlere Korngröße von 0,15mm. Es gibt daher einen optimalen Kaltverformungsgrad, der bei etwa 90% liegt.

Um zu untersuchen, ob eine Texturbildung maßgeblich für die magnetischen Eigenschaften ist, wurde die Textur mittels Röntgenbeugung an Blechen der Abmessung 50 mm x 45 mm bestimmt.

Figur 1 1 zeigt (200)-Polfiguren von Charge 93/0330 (Fe-17Co-2V). Links ist das Ergebnis für ein ungeglühtes Blech mit einer Walztextur. In der Mitte ist das Ergebnis für ein Blech, das bei 910°C für 10h geglüht wird und eine nur sehr schwach ausge- prägte Textur aufweist. Rechts ist das Ergebnis für ein Blech, das bei 1050°C für 4h geglüht wird und keine Textur aufweist. Unten ist das Ergebnis für ein Blech, das bei 1050°C für 4h und 910°C für 10h geglüht wird und keine Textur aufweist.

Dabei wurde winkelabhängig Cu-K _a = 0,154059295 nm auf die Probe gestrahlt und die gebeugte Intensität mit einer 2 mm Lochblende gemessen. Als Detektor kam ein Halbleiterstreifendetektor Lynxexe mit 2° Winkelbereich und energiedispersivem Betrieb zum Einsatz. Wie z.B. die (200)-Polfiguren zeigen, liegt im ungeglühten, walzharten Zustand eine Walztextur vor, die sich nach der Glühung im FCC-Gebiet bei 4h 1050°C, H ₂ vollständig aufgelöst hat. Das Fehlen einer Textur deckt sich auch mit den Messungen des richtungsabhängigen Hc. Dazu wurden jeweils fünf Hc-Streifen der Abmessung 50mm x 10mm aus verschiedenen Richtungen relativ zur Walzrichtung entnommen (längs = 0°, diago- nal=45°, quer=90°) und im Förster- Koerzimaten gemessen.

Figur 12 zeigt die Koerzitivfeldstärke H _c der Charge 930330 (Fe-17Co-2V) gemessen parallel zur Walzrichtung („längs"), in 45° zur Walzrichtung und senkrecht zur Walzrichtung („quer") für die angegebenen Glühungen. Jeder Punkt ist Mittelwert aus fünf Messungen. Die Fehlerbalken stellen die Standardabweichung dar.

Figur 13 zeigt die Koerzitivfeldstärke Hc der Charge 930335 (Fe-23Co-2V) gemessen parallel zur Walzrichtung („längs"), in 45° zur Walzrichtung und senkrecht zur Walzrichtung („quer") für die angegebenen Glühungen. Jeder Punkt ist Mittelwert aus fünf Messungen. Die Fehlerbalken stellen die Standardabweichung dar.

Nach Glühung 4h 910°C zeigen die Mittelwerte ein anisotropes Verhalten, berücksichtigt man den statistischen Fehler ist diese Anisotropie aber nicht signifikant. Diese leichte Anisotropie deckt sich aber mit den Resten an Textur aus der entspre- chenden Polfigur (mittleres Bild oben der Figur 1 1 ). Nach der Glühung 4h 1050°C, und 4h 1050°C + 10h 910°C ergeben sich nahezu identische Mittelwerte im Hc. Die Glühung im FCC-Gebiet bei 1050°C löscht also die vorhandene Textur vollständig und die anschließende zweite Glühstufe im BCC-Gebiet bei 910°C bringt keine neue Textur hervor.

Im Folgenden werden die magnetischen Eigenschaften der erfindungsgemäßen Legierung beispielhaft anhand der erfindungsgemäßen Chargen 930329 (Fe-17Co- 1 ,5V-0,5Cr) und 930330 (Fe-17Co-2,0V) mit Vergleichslegierungen verglichen. Als Vergleichslegierung sind ein typisches Elektroblech TRAFOPERM N4 (Fe-2,5Si-AI- Mn) und drei FeCo- Legierungen VACOFLUX 17 (Fe-17Co-2Cr-Mo-V-Si), VA- COFLUX 48 (Fe-49Co-1 ,9V) und eine HYPOCORE Sonderschmelze dargestellt. Die HYPOCORE Sonderschmelze wurde nach der von der Firma Carpenter Technologies veröffentlichten Zusammensetzung erschmolzen (Fe-5Co-2,3Si-1 Mn-0,3Cr - Angaben in Gew.-%). Figur 14 zeigt Neukurven der erfindungsgemäßen Chargen 930329 (Fe-17Co-1 ,5V- 0,5Cr), 930505 (Fe-17Co-1 ,4V-0,4Si) und 930330 (Fe-17Co-2V) nach optimaler Glühung im Vergleich zu einem SiFe (TRAFOPERM N4) und FeCo Vergleichslegierun- gen.

Figur 1 5 zeigt Permeabilität der erfindungsgemäßen Chargen 930329 (Fe-17Co- 1 ,5V-0,5Cr), 930505 (Fe-17Co-1 ,4V-0,4Si) und 930330 (Fe-17Co-2V) nach optimaler Glühung im Vergleich zu einem pSiFe (TRAFOPERM N4) und FeCo Vergleichslegie- rungen.

Figur 1 6 zeigt Verluste der erfindungsgemäßen Chargen 930329 (Fe-17Co-1 ,5V- 0,5Cr) und 930330 (Fe-17Co-2V) nach optimaler Glühung bei einer Amplitude von 1 ,5T im Vergleich zu einem SiFe (TRAFOPERM N4) und FeCo Vergleichslegierun- gen. Die Hystereseverluste (y- Achsenabschnitt) von 930329, 930330 und TRAFOPERM N4 sind ähnlich. Die Blechdicke betrug jeweils 0,35mm.

Figur 17 zeigt die Maximalpermeabilität als Funktion des relativen Dichteunterschiedes Ap für Legierungen auf der Basis Fe-17Co (Daten aus Tabelle 25). Man erkennt, dass man hohe Maximalpermeabilitäten für Legierungen mit einem relativen Dichteunterschied von -0,10% bis -0,35% erhält, besonders hohe Maximalpermeabilitäten für Legierungen mit einem relativen Dichteunterschied von -0,20% bis -0,35%. Dieser relative Dichteunterschied zur binären Fe-17Co-Legierung bedeutet letztlich, dass die Gitterkonstante dieser Legierungen etwas größer sein muss, als die der binären Legierung. Eine größere Gitterkonstante bedeutet durch den größeren Atomabstand im Kristallgitter eine niedrigere Aktivierungsenergie für Platzwechselvorgänge und damit eine bessere Diffusion. Dies trägt ebenfalls zum Kornwachstum bei und damit zu einer niedrigeren Koerzitivfeldstärke bzw. einer höheren Permeabilität. Um die Eigenschaften erfindungsgemäßer Legierungen im Fertigungsmaßstab zu untersuchen, wurden zwei Großschmelzen in der normalen Fertigung durchgeführt. Dazu wurden 2,2t der gewünschten Zusammensetzung in einem Vakuuminduktionsofen aufgeschmolzen und nach Einstellung und Analyse der genauen Zusammensetzung in zwei Rundkokillen Durchmesser 340mm abgegossen. Nach Erstarrung und Abkühlung wurden die Rundblöcke der Kokille entnommen und für das Warmwalzen in einem gasbefeuerten Drehherdofen auf eine Temperatur von 1 170°C erwärmt. Anschließend wurden die durchgewärmten Blöcke auf einer Blockwalze zu Brammen mit einem Querschnitt von 231 x 96mm ² warmgewalzt. Diese Brammen wurden dann zur Entfernung der Oxidhaut allseitig auf ein Maß 226 x 93 mm ² geschliffen.

Von Charge 76/4988 wurden beide so erhaltenen Brammen auf einer Warmwalzstraße zu Warmband ausgewalzt. Dazu wurden die Brammen zunächst bei einer Temperatur von 1 130°C warmgelegt, und nach ausreichender Durchwärmung anschließend zu Warmband ausgewalzt. Für ein Band wurde dabei die Enddicke 2,6mm gewählt. Die Endwalztemperatur dieses Bandes betrug 900°C, die Haspeltemperatur betrug 828°C. Für das andere Band wurde die Enddicke 1 ,9mm gewählt. Die Endwalztemperatur dieses Bandes betrug 871 °C, die Haspeltemperatur betrug 718°C. Beide Warmbänder wurden anschließend zur Entfernung der Oxidhaut gestrahlt. Ein Teil des Warmwalzbandes wurde für 1 h bei 750°C unter H2- Schutzgasatmosphäre zwischengeglüht. Ein anderer Teil des Warmwalzbandes wurde für 1 h bei 1050°C unter H2-Schutzgasatmosphäre zwischengeglüht. Ein restlicher Teil des Warmwalzbandes blieb ohne Zwischenglühung. Anschließend erfolgte das Walzen an Enddicke, wobei die Bänder bei einer Zwischendicke beidseitig von Oxiden befreit wurden. Vor dem Warmwalzen des Bandes wurden zusätzlich von den Brammen Abschnitte der Dicke 15 mm abgesägt und daraus durch Warmwalzen (Dicke 3,5mm), Beizen des erhaltenen Warmbandes, und anschließendes Kaltwalzen im Technikum ein Band hergestellt. Die daran erhaltenen Ergebnisse sind zum Vergleich mit aufgeführt.

Von Charge 76/5180 wurde von beiden Brammen jeweils an beiden Enden eine Scheibe von 15mm Dicke abgesägt. Diese Scheiben wurden bei 1200°C angewärmt, und anschließend zu einem Band der Dicke 3,5mm warmgewalzt. Die so erhaltenen Warmbänder wurden zur Entfernung der Oxide gebeizt. Anschließend wurde auf Dicke 0,35mm kaltgewalzt.

Von allen so erhaltenen Bändern wurden Stanzringe angefertigt und einer abschließenden Glühbehandlung unterzogen. Tabelle 28 zeigt die erhaltenen Ergebnisse für die Magnetwerte. Der spezifische Widerstand der Charge 76/4988 beträgt 0,306μΩηπ, der der Charge 76/5180 beträgt 0,318μΩηπ.

Wie aus der Tabelle 28 ersichtlich ist, werden bessere magnetische Eigenschaften für Proben aus der Großschmelze gemessen, als für die kommerziell erhältlichen Legierungen mit einem Co-Gehalt von unterhalb 30 Gewichtsprozent wie VA- COFLUX 17. Für eine Probe aus der Großschmelze 76/5180B wurde eine maximale Permeabilität von oberhalb 20.000 gemessen. Somit ist die erfindungsgemäße Legierung für die großtechnische Herstellung von bandförmigem Material mit verbes- serten magnetischen Eigenschaften geeignet.

Die erfindungsgemäße Legierung zeigt für jede Feldstärke höhere Induktionen als VACOFLUX 17. Bei den Induktionen oberhalb des Knickpunktes liegt die neue Legierung zwischen TRAFOPERM N4 und VACOFLUX 48. Die luftflusskorrigierte Indukti- on B bei einer Feldstärke von 400 A/cm nahe der magnetischen Sättigung beträgt für beide Chargen 2,264 T (dies entspricht einer Polarisation J von 2,214T). Im Betriebsbereich typischer E-Motoren und Generatoren wird das Drehmoment daher für die neue Legierung höher ausfallen als für VACOFLUX 17 und TRAFOPERM N4. Man erkennt an dem Vergleich von 930329 und 930330, dass Vanadium in Verbindung mit der oben beschriebenen Wärmebehandlung die Rechteckigkeit der Hystereseschleife erhöht und zwar so stark, dass je nach Zulegierung die Maximalpermeabilität fast so groß wie diejenige von VACOFLUX 48 ist. Dies ist erstaunlich und auf das äußerste überraschend, da bei ca. 50%Co ein Nulldurchgang der Anisotropie- konstante Ki existiert, der bei 17%Co nicht vorhanden ist. Bei 17%Co ist im System Fe-Co im Gegenteil die Anisotropiekonstante Ki sehr hoch.

Die sehr guten weichmagnetischen Eigenschaften zeigen sich auch bei den Hystereseverlusten, die auf vergleichbaren Niveau liegen wie bei TRAFOPERM N4. Mit zunehmender Frequenz steigen bei gleicher Banddicke die Verluste von TRAFOPERM N4 aufgrund des höheren elektrischen Widerstandes jedoch weniger stark an als bei der neuen Legierung. Dieser Effekt kann jedoch über die Wahl einer etwas geringeren Banddicke mit entsprechend niedrigeren Wirbelstromverlusten kompensiert werden. Zusammengefasst wird eine hochpermeable weichmagnetische Legierung bereitgestellt, die bessere weichmagnetische Eigenschaften, wie z.B. eine deutlich höhere Permeabilität und niedrigere Hystereseverluste aufweist, und gleichzeitig eine höhere Sättigung bietet als bestehende und kommerziell erhältliche FeCo-Legierungen Gleichzeitig bietet diese neue Legierung aber signifikant niedrigere Hystereseverluste als die bisher bekannten und kommerziell erhältlichen Legierungen mit Co- Gehalten zwischen 10 und 30 Gew.-%, und vor allem auch ein deutlich höheres, bisher für derartige Legierungen nie erreichtes Permeabilitätsniveau. Die erfindungsge- mäße Legierung kann auch großtechnisch und kostengünstig hergestellt werden.

Tabelle 1

Charge 93/ C S 0 N

0322 0,0050 0,0012 0,0016 0,0012

0323 0,0045 0,0010 0,0150 0,0011

0324 0,0038 0,0010 0,0130 0,0009

0325 0,0031 0,0011 0,0100 0,0011

0326 0,0032 0,0011 0,0085 0,0012

0327 0,0032 0,0011 0,0097 0,0011

0328 0,0029 0,0011 0,0100 0,0013

0329 0,0028 0,0012 0,0093 0,0013

0330 0,0024 0,0011 0,0092 0,0014

0331 0,0030 0,0011 0,0087 0,0011

0332 0,0022 0,0011 0,0068 0,0012

0333 0,0040 0,0011 0,0014 0,0011

0334 0,0036 0,0010 0,0022 0,0013

0335 0,0034 0,0010 0,0120 0,0016

0336 0,0040 0,0010 0,0088 0,0014

0337 0,0039 0,0010 0,0058 0,0012

0338 0,0036 0,0011 0,0082 0,0012

0339 0,0025 0,0009 0,0026 0,0010

Tabelle 2

Tabelle 3 Charge 93/ C s 0 N

0420 0,0034 0,0012 0,0130 0,0016

0421 0,0021 0,0012 0,0110 0,0014

0422 0,0021 0,0012 0,0110 0,0015

0423 0,0034 0,0012 0,0100 0,0014

0424 0,0028 0,0011 0,0110 0,0010

0425 0,0032 0,0012 0,0089 0,0012

0426 0,0020 0,0012 0,0081 0,0011

0427 0,0022 0,0011 0,0084 0,0010

0428 0,0026 0,0012 0,0086 0,0013

0429 0,0056 0,0012 0,0070 0,0012

0430 0,0170 0,0012 0,0048 0,0012

0431 0,0014 0,0013 0,0094 0,0013

0432 0,0019 0,0013 0,0096 0,0012

0433 0,0019 0,0012 0,0100 0,0012

0434 0,0017 0,0025 0,0110 0,0010

0435 0,0030 0,0032 0,0150 0,0007

0436 0,0022 0,0030 0,0110 0,0007

0437 0,0023 0,0017 0,0110 0,0006

0438 0,0027 0,0010 0,0093 0,0011

0439 0,0050 0,0010 0,0023 0,0006

0440 0,0022 0,0008 0,0050 0,0010

0441 0,0020 0,0009 0,0075 0,0008

0442 0,0027 0,0008 0,0017 0,0005

0443 0,0032 0,0009 0,0130 0,0070

0502 0,0038 0,0028 0,0120 0,0029

0503 0,0058 0,0022 0,0035 0,0028

0504 0,0025 0,0010 0,0092 0,0008

0505 0,0024 0,0010 0,0063 0,0008

Großschmelzen

76/4988 0,0010 0,0042 0,0121 0,0023

76/5180 0,0021 0,0062 0,0073 0,0026

Tabelle 4

Charge Banddicke Glühung mittl. Korngröße d 1/d H _c Umax

93/ mm mm 1/mm A/cm

0329 0,35 4h 850°C 0,075 13,33 1 ,035 3584

0329 0,35 10h 910°C 0,151 6,62 0,622 5090

10h 910°C + 70h

0329 0,35 0,254 3,94 0,418 5737

930°C

0329 0,35 4h 1100°C 0,214 4,67 0,524 7497

4h 1100°C + 10h

0329 0,35 0,360 2,78 0,396 12084

910°C

0329 0,35 4h 1050°C 0,302 3,31 0,501 7943

4h 1050°C + 10h

0329 0,35 0,214 4,67 0,367 14291

910°C

0329 0,35 4h 1150°C 0,254 3,94 0,473 7860

0325 0,35 4h 1050°C 0,197 5,08 1 ,004 3554

0328 0,35 4h 1050°C 0,278 3,60 0,625 5387

0330 0,35 4h 1050°C 0,401 2,49 0,353 11509

4h 1000°C + 10h

0329 0,35 0,250 4,00 0,384 15658

910°C

4h 1000°C + 10h

0329 0,20 0,213 4,69 0,474 10978

910°C

4h 1000°C + 10h

0329 0,10 0,151 6,62 0,523 10965

910°C

Tabelle 5

Tabelle 6

Tabelle 7 B20 B25 B50 B90 B100 B160 Hc in

Glühung |Jmax BrinT inT inT inT inT inT inT A/cm

10h910°C 1,615 1,642 1,740 1,848 1,873 1,989 0,684 4868 1,112

10h910°C +70h 930°C 1,613 1,640 1,740 1,853 1,877 1,999 0,662 4868 1,148

10h910°C +70h 930°C

1,595 1,622 1,723 1,838 1,863 1,991 0,456 5415 1,271 +61h950°C

10h910°C +70h 930°C

1,596 1,623 1,722 1,838 1,863 1,990 0,473 5557 1,222 +61h950°C +4h 960°C

10h910°C +70h 930°C

+61h950°C +4h 960°C 1,713 1,742 1,842 1,948 1,969 2,070 0,544 8117 1,391 +4h 970°C

10h910°C +70h 930°C

+61h950°C +4h 960°C 1,783 1,811 1,909 2,011 2,030 2,119 0,414 10784 1,452 +4h 970°C +4h 980°C

10h910°C +70h 930°C

+61h950°C +4h 960°C

1,792 1,822 1,923 2,025 2,045 2,131 0,358 11337 1,432 +4h 970°C +4h 980°C

+4h 990°C

10h910°C +70h 930°C

+61h950°C +4h 960°C

1,779 1,808 1,911 2,015 2,035 2,117 0,315 11155 1,406 +4h 970°C +4h 980°C

+4h 990°C +4h 1000°C

10h910°C +70h 930°C

+61h950°C +4h 960°C

+4h 970°C + 4h 980°C 1,772 1,803 1,908 2,015 2,036 2,128 0,321 11227 1,397 +4h 990°C +4h 1000°C

+4h 1010°C

10h910°C +70h 930°C

+61h950°C +4h 960°C

+4h 970°C +4h 980°C 1,757 1,787 1,892 2,002 2,023 2,120 0,343 10375 1,387 +4h 990°C +4h 1000°C

+4h1010°C +4h 1030°C

10h910°C +70h 930°C

+61h950°C +4h 960°C

+4h 970°C +4h 980°C

1,703 1,734 1,844 1,962 1,986 2,095 0,371 8527 1,343 +4h 990°C +4h 1000°C

+4h1010°C +4h 1030°C

+4h 1050°C Tabelle 8

Tabelle 10

Tabelle 11

Tabelle 12

Tabelle 13

Tabelle 14

Tabelle 15

Tabelle 1 6

Tabelle 17

Tabelle 18

Tabelle 19

Tabelle 20

Tabelle 21

Tabelle 22

Tabelle 23

Tabelle 24

Charge Umax Dichte Mittleres Dichte Δρ (%)

93/ (g/cm ³ ) Atomgewicht per

Hauptelemente Dreisatz

323 9.047 7,942 56,371 7,942 0,00%

325 4.722 7,923 56,296 7,931 -0,1 1 %

327 4.605 7,918 56,292 7,931 -0,17%

328 13.859 7,917 56,286 7,930 -0,1 6%

329 15.658 7,912 56,283 7,930 -0,22%

330 22.271 7,909 56,281 7,929 -0,26%

420 20.281 7,905 56,262 7,927 -0,27%

422 1 1 .41 1 7,894 56,224 7,921 -0,34%

423 7.626 7,882 56,202 7,918 -0,46%

428 8.640 7,91 1 56,279 7,929 -0,23%

429 10.832 7,91 1 56,279 7,929 -0,23%

430 9.229 7,914 56,280 7,929 -0,19%

431 9.1 19 7,910 56,278 7,929 -0,24%

432 1 1 .109 7,910 56,277 7,929 -0,24%

433 12.767 7,91 1 56,284 7,930 -0,23%

434 1 1 .386 7,913 56,290 7,931 -0,22%

435 15.751 7,912 56,304 7,933 -0,26%

436 13.814 7,921 56,403 7,947 -0,32%

437 13.273 7,908 56,266 7,927 -0,24%

438 15.090 7,917 56,380 7,943 -0,32%

440 15.730 7,910 56,274 7,928 -0,24%

441 1 6.232 7,913 56,283 7,930 -0,21 %

76/4988 12.150 7,899 56,249 7,925 -0,33%

0502 1 1 .770 7,909 56,277 7,929 -0,25%

0503 1 1 .708 7,910 56,276 7,929 -0,24%

0504 21 .461 7,898 56,232 7,922 -0,31 %

0505 25.320 7,894 56,192 7,917 -0,29%

Tabelle 25

Tabelle 26

zwe ungen

Tabelle 27

Tabelle 28 Charge 1. Onset Auf1. Onset Abbestes Hc Glühung

93/ heizen (T _Ü 2) kühlen (TÜI) in A/cm

323 940 932 0,348 4h 1150°C + 10h 910°C

328 934 914 0,369 4h 1050°C Abk.50°C/h

+ 10h, 910°C

329 952 933 0,367 4h 1050°C + 10h 910°C

330 980 958 0,282 10h 1050°C Abk.50°C/h bis 930°C 10h OK

420 988 964 0,347 4h 1000°C + 60h 950°C

422 1017 979 0,382 4h 1100°C + 10h 960°C

423 1037 994 0,593 4h 950°C

428 951 934 0,540 4h 1050°C + 10h 910°C

429 947 934 0,465 4h 1050°C + 10h 910°C

430 944 932 0,520 4h 1050°C + 10h 910°C

431 950 931 0,572 4h 1050°C + 10h 910°C

432 946 925 0,516 4h 1050°C + 10h 910°C

433 949 929 0,412 4h 1050°C + 10h 910°C

434 944 921 0,495 4h 1050°C + 10h 910°C

435 953 932 0,404 4h 1050°C + 10h 910°C

436 952 931 0,402 4h 1050°C + 10h 910°C

437 954 934 0,409 4h 1050°C + 10h 910°C

438 955 934 0,406 4h 1050°C + 10h 910°C

439 958 936 0,578 4h 1050°C

440 954 934 0,331 4h 1050°C + 10h 910°C

441 952 932 0,313 4h 1050°C + 10h 910°C

443 #NV 1012 0,792 4h 1050°C

OK = Ofenkühlung

Abkühlung von T1 mit 150K/h, wenn nicht anders angegeben

Abkühlung von T2 mit 150K/h, wenn nicht anders angegeben

"+" bedeutet 2 separate Glühungen

Tabelle 29