Beschreibung Legierung und Verfahren zum Herstellen eines nanokristallinen Metallbandes Die vorliegende Erfindung betrifft eine Legierung, insbesondere eine amorphe Co- basierte Legierung, und eine nanokristalline Co-basierte Legierung sowie ein Verfah- ren zum Herstellen eines nanokristallinen Metallbandes, insbesondere eines nano- kristallinen Metallbandes aus einer Co-basierten Legierung. Weichmagnetische, metallische Materialien werden aufgrund ihrer hohen magneti- schen Flussdichte, hohen Permeabilität, geringen Kernverluste und somit damit ver- bundenem geringen Energieaufwand in elektronischen Bauelementen in unterschied- lichen Bereichen angewendet. Typische Anwendungen liegen dabei zum Beispiel im Bereich von Stromwandlern, Transformatoren und Drosseln. Amorphe Co-Basis-Legierungen können für diese Anwendungen eingesetzt werden, die durch eine Rascherstarrungstechnolgie in Form eines Bandes hergestellt werden. Sie zeichneten sich durch hervorragend gute weichmagnetische Eigenschaften wie extrem geringe KoerzitivfeldstärHke _c und verschwindende Magnetostriktion λ _s aus. Hohe Permeabilitäten im Bereich von bis zu mehreren 100000 werden auch erreicht. Um das amorphe Band in ein nanokristallines Band umzuwandeln, wird das Metall- band kontinuierlich nachbehandelt, beispielsweise wärmebehandelt im Durchlauf un- ter Zugspannung. Ein geeignetes Verfahren und Fördersystem ist in der DE 102015 102765 A1 sowie in der WO2103/156010 A1 offenbart. Es besteht der Bedarf nach optimierten elektronischen Geräten mit höherer Effizienz bzw. niedrigerem Energieverbrauch, bei höheren Arbeitsfrequenzen und geringerem Bauvolumen. Um diese Ziele zu erreichen, sind verbesserte weichmagnetische Le- gierungen wünschenswert, die zuverlässig hergestellt werden können. Aufgabe besteht somit darin, eine weichmagnetische Legierung bereitzustellen, die höhere Arbeitsfrequenzen in elektronischen Geräten ermöglicht und die zuverlässig hergestellt werden kann. Erfindungsgemäß wird eine Legierung bereitgestellt, die durch die Formel Co _{100-a-b-c-d-x-y-z} Fe _a Cu _b M _c T _d Si _x B _y Z _z beschrieben ist, worin M eines oder mehrere der Gruppe der Elemente Nb, Mo und Ta und T eines oder mehrere der Gruppe der Elemente Mn, V, Cr und Ni ist und Z ei- nes oder mehrere der Gruppe der Elemente C, P und Ge ist, wobei a, b, c, d, x, y, z in Atom-% angegeben sind, und a, b, c, d, w, y, z die folgenden Bedingungen erfül- len: 1,5 < a < 15 0,1 < b < 1,5 1 ≤ c < 5 0 ≤ d < 5 12 < x < 18 5 < y < 8 0 ≤ z < 2 Bis zu 1 at.-%, bevorzugt bis zu 0,5 at.-% an Verunreinigungen können in der Legie- rung vorhanden sein, wobei diese nicht durch die Formel abgedeckt sind. Diese Legierung ist eine Co-Basis-Legierung, die mittels Rascherstarrungstechnolo- gie und somit in der Form eines Bandes mit einer geringen Dicke hergestellt werden kann. Die Legierung in Form eines Bandes kann im Durchlauf unter Zugspannung wärmebehandelt werden, um ein nanokristallines Band mit einer niedrigen Permeabi- lität zu erzeugen. Da die erfindungsgemäße Legierung als Band mit einer geringen Dicke und niedrigen Permeabilität hergestellt werden kann, ist die Legierung geeig- net, eine höhere Effizienz und niedrigeren Energieverbrauch bei höheren Arbeitsfre- quenzen und geringerem Bauvolumen in deren Anwendungen wie Ringbandkernen zu gewährleisten und die Arbeitsfrequenz bei elektronischen Geräten zu erhöhen. Ferner kann die Zugspannung, bei der die niedrige Permeabilität erreicht wird, nied- rig gehalten werden. Somit ist die Gefahr von Rissen reduziert, sodass das Band großtechnisch zuverlässig herstellt werden kann. Die erfindungsgemäße Legierung hat einen Wert dH _k /dσ (Zugspannungssensitivität) von größer als 1.0 A/cm/MPa, vorzugsweise von größer als 1.5 A/cm/MPa. Die Zug- spannungssensitivität dH _k /dσ beschriebt das Ansprechverhalten einer Legierung, auf eine angelegte Zugspannung eine induzierte Anisotropie auszuprägen. Der Begriff beschreibt die Änderung des induzierten Anisotropiefeldes H _k mit der bei der Wärme- behandlung angelegten Zugspannung σ. Umso größer der Wert der Zugspannungs- sensitivität dH _k /dσ einer Legierung ist, desto weniger Zugkraft bzw. Zugspannung muss zum Erreichen des gewünschten Permeabilitätsniveaus bei der Durchlaufwär- mebehandlung angelegt werden. Es wird nur eine Zugspannungsdifferenz Δσ kleiner als 200 MPa, vorzugsweise klei- ner als 100 MPa, auf Grund des hohen Wertes der Zugspannungssensitivität bei der erfindungsgemäßen Legierung benötigt, um eine Permeabilität von µ = 60 auszubil- den. Folglich kann die Wärmebehandlung der erfindungsgemäßen Legierung als Durchlaufwärmebehandlung unter Zugspannung durchgeführt werden, wobei die not- wendige Zugspannung legierungstechnisch über die hohe Zugspannungssensitivität dH _k /dσ minimiert wird. Somit werden Brüche und Abrisse minimiert und die Wirt- schaftlichkeit des gesamten Prozesses sichergestellt. Die wirtschaftliche Herstellung von niederpermeablem Bandmaterial, beispielsweise mit einer Permeabilität von unter 200, mit weichmagnetischen Eigenschaften, die für die Produktion von Ringbandkernen geeignet sind, wird geschaffen, welche bei- spielsweise in Interphase Transformatoren, Isolationstransformatoren, Fly-Back Transformatoren, Speicher-Drosseln und PFC Drosseln Anwendung finden. Die starke Frequenzabhängigkeit der Permeabilität der erfindungsgemäßen Legierung wird hierin angewendet, um die Arbeitsfrequenz dieser Anwendungen zu erhöhen. Die Erfindung basiert auf den folgenden Erkenntnissen. Der Wirbelstromtheorie fol- gend bleibt die intrinsische Permeabilität (µ _i ) bis zum Erreichen der Wirbelstrom- grenzfrequenz f _g konstant. Innerhalb dieses Bereiches zeigt sich eine konstante Per- meabilität für die Dimensionierung eines Bauelementes. Danach fällt die Permeabili- tät drastisch ab. Mit konstanten Permeabilitätseigenschaften kann also hier nicht mehr gerechnet werden. Für die hohen Permeabilitäten im Bereich von bis zu mehre- ren 100000 limitiert sich die erreichbare Frequenz daher auf Wirbelstromgrenzfre- quenzwerte unter 100kHz. Um Bauelemente durch Erhöhung der Arbeitsfrequenz zu optimieren, muss die Wir- belstromgrenzfrequenz für die verwendeten Materialien erhöht werden. Aus der Be- rechnungsformel (1) für die Wirbelstromgrenzfrequenz f _g erkennt man, dass es dafür mehrere Möglichkeiten gibt. (1) wobei ρel. den spezifischen elektrischen Widerstand, µ ₀ , µ _DC und d die Dicke des Ma- terials bezeichnen. Grundsätzlich könnte der spezifische elektrische Widerstand ρ _el. durch entsprechen- des Legierungsdesign erhöht werden. Jedoch limitiert sich der Einsatz von nichtme- tallischen Zusätzen, d.h. die Metallode wie B, Si, P und C, auf ca.25 at% für den Fall, dass das Material als amorphes Band über einen Rascherstarrungsprozess herge- stellt wird. Andererseits kann die Wirbelstromgrenzfrequenz f _g durch die Reduktion der Dicke d des für einen Ringbandkern verwendeten Bandes sehr effizient (d ² ) zu höheren Werten hin verschoben werden. Die Banddicke für amorphe Bänder aus ei- nem Rascherstarrungsprozess kann im Hinblick auf magnetische Anwendungen in einem Bereich von 10µm bis 25µm - also um gut einen Faktor 2 - variiert werden. Der effizienteste Weg, die Wirbelstromgrenzfrequenz f _g drastisch auf höhere Werte zu bringen, ist jedoch, die intrinsische Permeabilität (µ _i ) des eingesetzten weichmag- netischen Bandmaterials zu verändern. Da die Permeabilität grundsätzlich um meh- rere Größenordnungen variiert werden kann, sind Wirbelstromgrenzfrequenzwerte bis in den zweistelligen MHz-Bereich möglich. Dazu muss allerdings die Permeabili- tät des weichmagnetischen Materials auf Werte unter 100 abgesenkt werden. Für die nanokristallinen Fe-Basis- und amorphen Co-Basis-Legierungen muss somit die Per- meabilität vom aktuellen Permeabilitätsniveau um 100000 um mehrere Größenord- nungen bis auf Werte unter 100 abgesenkt werden. Figur 1a zeigt die erreichbare Permeabilität µ für unterschiedliche Methoden einer Querfeld-Anisotropie, d.h. die Anisotropie quer zur Bandlängsachse des Bandes, aus dem der Ringbandkern gewickelt wurde, einzubringen als Funktion der Sättigungsin- duktion B _s für unterschiedliche Legierungssysteme und Materialzustände. In einem ersten Ansatz wird die Anisotropie durch eine stationäre Wärmebehandlung in einem magnetischen Feld quer zur Längsachse des Bandstreifens, aus dem der Ringband- kern gewickelt wurde (gekennzeichnet mit – „Core: Transverse Field Annealing“), eingebracht. Für die Gruppe der amorphen Co-Basis-Legierungen kann die erreichbare Permeabi- lität in diesem Fall durch Variation der Zusammensetzung und durch Variation der Wärmebehandlungsbedingungen in einem Bereich von 200000 bis knapp unter 1000 eingestellt werden. Extrem geringe Permeabilität unter 100 kann in diesem System nicht erreicht werden. Ähnliches gilt für die Gruppe der nanokristallinen Fe- Basis-Legierungen. Die Standard VITROPERM® Legierung mit der Zusammenset- zung Fe-Cu ₁ Nb ₃ Si _15.5 B _6.5 (at%) zeigt eine Permeabilitätsvariation durch unter- schiedliche Wärmebehandlungsbedingungen im Bereich von 200000 bis 25000. An- dere VITROPERM®-ähnliche Legierungen, die allesamt bei ca.1.2T bis 1.3T Sätti- gungsinduktion liegen und bei denen die Ausbildung einer höheren Anisotropie durch Fremdelemente wie Ni und Co begünstigt wurde, zeigen Permeabilitäten im Bereich von 12000 bis 2500. Somit kann weder mit den Co-Basis-Legierungen noch mit den nanokristallinen Fe-Basis-Legierungen der extrem geringe Permeabilitätsbereich un- ter 100 erreicht werden. Ein weiterer Ansatz, eine hohe Quer-Anisotropie in ein weichmagnetisches Material einzubringen, bezieht sich auf die Wärmehandlung unter einer entlang der Ban- dachse angelegten Zugspannung (gekennzeichnet mit – „Strip: Stress Annealing). Bei diesem Verfahren, bei dem eine sogenannte zug- oder dehnungsinduzierte Anisotropie in das Band eingebracht wird, kann man die Permeabilität in den meisten Fällen um Größenordnungen senken. Für nanokristalline Fe-Basis-Legierungen kann sich die induzierte Anisotropie mit diesem Verfahren gezielt bis in den Bereich der magnetokristallinen Anisotropie von ca.8 kJ/m ³ erhöhen lassen. Damit erreicht man mit diesen nanokristallinen Fe-Basis-Legierungen im Sättigungsmagnetisierungsbe- reich B _s ca.1.2T bis 1.3T Permeabilitäten von 2000 bis 200 unter Fertigungsbedin- gungen, sowie Permeabilitäten bis 100 unter Laborbedingungen. Wegen der geringe- ren Zugspannungssensitivität dieser Legierungen benötigt man dafür vergleichs- weise hohe Zugspannungen, was zu häufigen Abrissen führt, so dass man damit selbst unter größtem Aufwand und besten Bedingungen (Laborbedingungen) für rele- vante Produktionslängen nicht unter ein Permeabilitätsniveau von 100 kommen kann. In der Figur 1a ist auch eine weitere Materialklasse, die nanokristallinen Co-Basis- Legierungen mit einer Sättigungsmagnetisierung im Bereich von 0.8T bis 1.0T, auf- geführt. Über das Verfahren der Wärmbehandlung unter einer Zugspannung entlang der Bandachse gelangt man bei diesen nanokristallinen Co-Basis-Legierungen zu ei- ner enorm hohen zugspannungsinduzierten Anisotropie und zu sehr niedriger Per- meabilität weit unter 100. Diese Legierungen können großtechnisch nicht zuverlässig hergestellt werden. Figur 1b zeigt beispielsweise die 60Hz Permeabilität µ an Ringbandkernen für nano- kristalline Fe-Basis- und für nanokristalline Co-Basis-Legierungen, die über das Ver- fahren der Wärmbehandlung unter einer Zugspannung entlang der Bandachse her- gestellt wurden, als Funktion der Zugspannung die notwendig ist, um das ge- wünschte Permeabilitätsniveau zu erreichen. Im Normalfall besteht zwischen der zugspannungsinduzierten Anisotropie und der angelegten Zugspannung bei diesem Verfahren ein mehr oder weniger linearer, positiver Zusammenhang. Daher erreicht man mit höheren Zugspannungen niedrigere Permeabilität Die Figur 1b zeigt auch eine Zuordnung zu verschiedenen elektronischen Bauelementanwendungen. Im Be- reich einer 60Hz Permeabilität von 3000 bis 1000 findet sich die Anwendung DC- toleranter Stromwandler, im Permeabilitätsbereich von 400 bis 100 beispielsweise Fly-Back-Übertrager und im niedrigsten Permeabilitätsbereich unter 100 Speicher- drosseln sowie PFC Drosseln. Sehr niedrige Permeabilität bei moderater angelegter Zugspannung ist nach Figur 1b daher nur mit nanokristallinen Co-Basis Legierungen zu erreichen. Die Curie-Temperatur von amorphen Co-Basis Materialien liegt typischerweise unter 400°C und die weichmagnetischen Eigenschaften verschlechtern sich bei Annähe- rung an und über dieser Temperatur. Ausgehend von Fe-Basis nanokristallinen Le- gierungen, welche bereits eine Curie-Temperatur um 600°C aufweisen, wird durch Kobaltzugabe die Curie-Temperatur der amorphen Phase erhöht und somit der Be- reich der Betriebs- oder Anwendungstemperatur erweitert. Optimierte nanokristalline Bandkerne erschließen - bei hoher Sättigungsmagnetisie- rung und gleichzeitig sehr genau einstellbarer Permeabilität - einen vergleichsweise großen Permeabilitätsbereich. Dies macht sie für verschiedenste Anwendungen ein- setzbar. Für Speicherdrosseln werden damit insbesondere auch Permeabilitätswerte oberhalb und unterhalb von ca.100 zugänglich, was neue Möglichkeiten erschließt, Drosseln mit vergleichsweise niedrigeren Windungszahlen zu realisieren, um Kupfer- verluste zu reduzieren. Für hochlineare, DC-tolerante Stromwandler ist der Permea- bilitätsbereich von mehreren hundert bis zu wenigen 1000 interessant, da die unter Zugspannung wärmebehandelten Bänder aussteuerungsunabhängig eine nahezu konstante Permeabilität bis hin zur Sättigung aufweisen (µ(H)=konstant) und diese Eigenschaft nun auch für den kompletten Kern erhalten werden kann. Wie bereits erklärt, kann man eine sehr niedrige Permeabilität an weichmagneti- schen Ringbandkernen nur mit nanokristallinen Fe-Basis- oder Co-Basis-Legierun- gen erreichen, wobei das für den Ringbandkern notwendige Bandmaterial in ge- streckter Form und unter angelegter Zugspannung entlang der Bandachse wärme- handelt wird, um die amorphe Legierung in den nanokristallinen Zustand zu überfüh- ren. Ein Ringbandkern weist ein aufgewickeltes metallisches und weichmagnetisches Band mit minimal möglicher Banddicke auf. In beiden Fällen erfährt das Band wäh- rend des Prozesses eine Transformation vom anfänglich amorphen Zustand in den nanokristallinen Zustand. Der nanokristalline Zustand unterscheidet sich unter ande- rem durch eine wesentlich höhere Sprödigkeit vom amorphen Zustand. Um Zugspannungen in den metallischen Bändern einzustellen, verwendet man bei- spielsweise S-Rollensysteme, bzw. abgewandelte Fördersysteme, wie in der DE 10 2015102 765 A1 beschrieben. Das Einbringen einer Zugspannung führt aber zu ei- ner deutlichen Abrisshäufung bei diesem Wärmebehandlungsprozess. Nach dem Übergang in den nanokristallinen Zustand tritt im Bandmaterial eine thermische Re- laxation auf, welche zu einer Versprödung des Materials insgesamt oder zu spröden Stellen entlang des metallischen Bandes führt. Der nanokristalline Zustand ist daher im Vergleich zum amorphen Zustand ein glasartig spröder Zustand. Das Material kann nicht mehr geknickt oder geschnitten werden. Bei zu starker Biegung oder nicht achsenparalleler Zugkrafteinbringung zerbricht das Band in kleine Bruchstücke. Le- diglich bei gradgenauer Kraftführung entlang der Bandlängsachse kann das nano- kristalline Bandmaterial sehr hohen Zugspannungen ausgesetzt werden. Langjährige Versuche zeigten, dass nur eine Biegebelastung zu Brüchen und Abris- sen im Bandmaterial führt, eine reine Zugbelastung entlang der Bandachse ist jedoch relativ unkritisch. Für einen kontinuierlichen Wärmebehandlungsprozess unter ange- legter Zugspannung sind jedoch Umlenkungen und Biegungen des Materials notwen- dig. Ferner sind auch fertigungsbedingte Abweichungen von achsenparallelen Krafteinleitungen sowie nicht perfekter Geradeauslauf des Bandmaterials unvermeid- bar. Daher wird es im Fertigungsbetrieb immer wieder zu Brüchen und Abrissen im Bandmaterial kommen. Eine kontinuierliche Wärmebehandlung unter Zugspannung an metallischen Bändern führt nur dann zu einem wirtschaftlichen Prozess, wenn die Anzahl der Abrisse des unter Zugspannung stehen Bandes, im gestreckten Zustand zwischen den Förderrollen und im Bereich der Förderrollen, minimiert werden kann. Das Elastizitätsmodul liegt bei diesen Legierungen im nanokristallinen Zustand um 200GPa. Somit würden die, während einer Wärmebehandlung angelegten, maxima- len Zugspannungen von kleiner 600MPa nur zu minimalen Dehnungen im elasti- schen Bereich des Materials führen und können somit als Ursache für das Abreißen oder den Bruch des Materials ausgeschlossen werden. Als Ursache für Bruch und Abrisse im nanokristallinen Zustand wird erfindungsgemäß die Oberflächen- und Randstruktur des über einen Rascherstarrungsprozess hergestellten Bandmaterials angesehen. Bei der zur Herstellung von amorphen Folien nötigen Rascherstarrungstechnologie wird eine glasbildende Metall-Legierung in einem Tiegel, der typischerweise im We- sentlichen aus oxydischer Keramik und/oder Grafit besteht, erschmolzen. Der Schmelzvorgang kann, je nach Reaktivität der Schmelze, unter Luft, Vakuum oder einem Schutzgas wie beispielsweise Argon erfolgen. Nach dem Aufschmelzen der Legierung auf Temperaturen deutlich oberhalb des Liquidus-Punktes wird die Schmelze zu einem Gießtundisch transportiert und durch eine Gießdüse, welche in der Regel eine schlitzförmige Auslassöffnung hat, auf ein rotierendes Rad aus einer Kupferlegierung gespritzt. Die Gießdüse wird hierzu sehr nahe an die Oberfläche des rotierenden Rades, typischerweise eines Kupferrades, gebracht und hat zu diesem einen Abstand von etwa 50 – 500 µm. Die Schmelze, welche den Düsenauslass pas- siert und auf die bewegte Kupferoberfläche trifft, erstarrt dort mit Abkühlgeschwindig- keiten von etwa 10 ⁶ K/s. Durch die Drehbewegung des Kupferrades wird die erstarrte Schmelze als kontinuierlicher Folienstreifen abtransportiert, von der Kühlwalze gelöst und auf einer Wickelvorrichtung als kontinuierlicher Folienstreifen bzw. Band aufge- wickelt. Verschleiß der Gießradoberfläche während des Gießprozesses führt zu einer erhöh- ten Rauigkeit der Radoberfläche. Dies führt im Anschluss wieder dazu, dass Kavitä- ten oder ähnliche Strukturen entstehen, die zum einen Prozessgas unter den Schmelztropfen transportieren oder zu größeren Gasblasen im Kontaktbereich des Schmelztropfens zum Gießrad führen. Bei der Erstarrung der Schmelze werden diese Gasblasen im amorphen Band eingefroren und können einerseits zu locharti- gen Defekten des Bandes führen. Zum anderen führt der erhöhte Verschleiß des Gießrades über einen Prägeeffekt zu Unebenheiten und erhöhter Rauigkeit auf den beiden Oberflächen des erstarrten Bandes. Somit muss man bei metallischen amor- phen Folien, welche über einen Rascherstarrungsprozess hergestellt wurden, im All- gemeinen immer mit den oben beschriebenen Oberflächen- und Randstrukturen rechnen. Im Speziellen gilt das dann auch für alle verwendeten Bänder der oben ge- nannten Wärmebehandlungsprozesse unter angelegter Zugspannung entlang der Bandachse. Die Bänder werden immer Fehlstellen aufweisen, welche dann als Ursa- che für Bruch und Abriss angesehen werden können. Wie die Figuren 1 und 2 zeigen, werden für moderne, optimierte Anwendungen ext- rem niederpermeable, weichmagnetische bandförmige Materialien zur Herstellung von Ringbandkernen benötigt, welche sich mit nanokristallinen Fe-Basis- bzw. nano- kristallinen Co-Basis-Legierungen über einen Wärmebehandlungsprozess unter an- gelegter Zugspannung herstellen lassen. Das Problem dabei liegt darin, dass man für niedrige Permeabilität hohe Zugspannungen benötigt, währenddessen das Mate- rial im nanokristallinen Zustand aber sehr spröde ist und vermehrt bei hoher Zug- spannung bei Biegung und Umlenkung bricht und reißt. Dies führt unter Fertigungs- bedingungen zu einem nicht mehr wirtschaftlichen Prozess mit zu hohem Material- und Personalaufwand und letztlich zu übermäßig hohen Produktionskosten. Erfindungsgemäß wird dieses Problem dadurch gelöst, indem eine Minimierung der notwendigen Zugspannung angestrebt wird. Umso geringer die notwendige Zug- spannung zum Erreichen des gewünschten Permeabilitätsniveaus während des kon- tinuierlichen Wärmebehandlungsprozesses gehalten werden kann, desto weniger wird das nanokristalline Band mechanisch belastet und desto weniger Brüche oder Abrisse werden erfolgen. Damit kann ein kontinuierlich ablaufender Prozess erreicht werden. Infolgedessen sollte die Wirtschaftlichkeit des Prozesses steigen bzw. der Personalaufwand und die Produktkosten minimiert werden. Ein Legierungssystem wird somit erfindungsgemäß bereitgestellt, bei dem man mit minimaler Zugspannung maximale Anisotropie induzieren kann und dabei aber auch einen breiten Anisotropiebereich bzw. Permeabilitätsbereich abdeckt, um den Anfor- derungen unterschiedlicher Bauelementanwendungen gerecht zu werden. Wobei als Randbedingung natürlich die gute Gießbarkeit des amorphen Ausgangsmaterials und das weichmagnetische Verhalten der Legierung wie geringstes Koerzitivfeld H _c , minimale Magnetostriktion λ _s , minimales Remanenzverhältnis B _r /B _max und geringste Nichtlinearität der Hystereseschleife nlin nach der Wärmebehandlung eingehalten werden muss. Die NichtLinearität der Hystereseschleife nlin beschreibt die Linearität des zentralen Teils der Hystereseschleife, der zwischen den Anisotropiefeldstärkepunkten liegt, die den Übergang in die Sättigung kennzeichnen. Ein linearer Teil dieses zentralen Teils der Hystereseschleife wird hierin durch einen Nichtlinearitätsfaktor nlin oder auch NL definiert, wobei der Nichtlinearitätsfaktor NL durch die Formel berechnet und beschrieben werden kann. Dabei bezeichnen δBauf bzw. δBab die Standardabweichung der magnetischen Polari- sation von einer Ausgleichsgeraden durch den auf- bzw. absteigenden Ast der Hys- tereseschleife zwischen Polarisationswerten von ±75% der Sättigungspolarisation B _s . Die Schleife ist also umso linearer, je kleiner NL ist. Die erfindungsgemäßen Legie- rungen weisen einen NL-Wert von weniger als 0,8% auf. Weichmagnetische Co-Basis-Legierungen werden erfindungsgemäß bereitgestellt, die als amorphes Band über einen Rascherstarrungsprozess hergestellt werden kön- nen und danach über eine Wärmebehandlung unter minimaler, axial angelegter Zug- spannung in einen amorph-nanokristallinen Mischzustand überführt werden können und danach einen gewünschten niederpermeablen und angemessen weichmagneti- schen Zustand aufweisen. Das aus diesem Vorgang erhaltene bandförmige Material wird im Anschluss zu Ringbandkernen verarbeitet und bei Transformatoren oder Drahtspulen Einsatz finden. In manchen Ausführungsbeispielen wird die Zusammensetzung weiter definiert, wo- bei der Eisengehalt a 4,0 ≤ a ≤ 15,0, vorzugsweise 4,6 ≤ a ≤ 14,6,0 und/oder der Kupfergehalt 0,1 < b < 0,9, vorzugsweise 0,7 < b < 0,9 ist. In manchen Ausführungsbeispielen ist das Element M ausschließlich Nb und 2 ≤ c ≤ 4, vorzugsweise 2 ≤ c ≤ 3. In manchen Ausführungsbeispielen ist das Element T ausschließlich Mn und 0 ≤ d < ≤ 2,5. In manchen Ausführungsbeispielen wird der Gehalt an Metalloiden oder glasbilden- den Elementen weiter definiert. In manchen Ausführungsbeispielen gilt 14 ≤ x ≤ 16 für den Siliziumgehalt und/oder 5 ≤ y ≤ 7 für den Borgehalt. In manchen Ausführungsbeispielen ist die Summe an Metalloiden näher definiert, wobei 20 ≤ (x + y + z) ≤ 25. Die Legierung kann in Form eines Bandes bereitgestellt werden und weist eine Dicke von 10 µm bis 25 µm, vorzugsweise 12 µm bis 20 µm und/oder eine Breite von 2 mm bis zu 300 mm, vorzugsweise 40 mm bis 300 mm, und/oder als gegossenes Band eine zusammenhängende Länge von mindestens 2 km, oder mindestens 8 km auf. In manchen Ausführungsbeispielen weist die Legierung nach einer Wärmebehand- lung ein nanokristallines Gefüge auf, bei der zumindest 90 Vol.-% der Körner eine mittlere Größe kleiner als 25 nm aufweisen. Im nanokristallinen Zustand kann die Legierung eine Permeabilität von 20 bis 130, vorzugsweise maximal 100, vorzugsweise maximal 60 und/oder eine Sättigungsmagnetisierung B _s ^nano von = 0.75 bis 1.05T und/oder eine Sättigungsmagnetostriktion Iλ _s ^nano I von < 8ppm, bevorzugt < 2ppm und/oder ein Remanenzverhältnis Br/B _max < 0.1, bevorzugt < 0.05 und/oder eine Koerzitivfeldstärke (f = 60Hz) H _c von < 2A/cm, bevorzugt < 1.5A/cm und/oder ein Verhältnis von H _c zu dem induzierten Anisotropiefeld H _k , H _c /H _k , < 0.05, bevorzugHt _c /H _k < 0.01 und/oder eine Nicht-Linearität der Hystereseschleife von < 1%, bevorzugt < 0.5% aufweisen. Im nanokristallinen Zustand kann die Legierung eine Zugspannungssensitivität dH _k /dσ von größer als 1.0 A/cm/MPa, vorzugsweise von größer als 1.5 A/cm/MPa aufweisen, wobei H _k induziertes Anisotropiefeld und σ Zugspannung bezeichnet. Diese Zugspannungssensitivität hat den Vorteil, dass eine niedrigere Permeabilität, vorzugsweise von 20 bis 130, vorzugsweise maximal 100, vorzugsweise maximal 60 unter Verwendung einer kleinen Zugspannung in einer Wärmebehandlung im Durch- lauf erzeugt werden kann, um Risse im Band während des Wärmebehandlungspro- ^{zesses zu vermeiden.} In manchen Ausführungsbeispielen ist die Legierung zumindest 80 Vol.-% amorph. Diese Legierung kann im gegossenen Zustand sein und kann als Anfangslegierung für die Herstellung einer nanokristallinen Legierung dienen. Ein Verfahren zum Herstellen eines nanokristallinen Metallbandes wird auch bereit- gestellt. Ein amorphes Metallband aus einer Legierung nach einem der vorhergehen- den Ausführungsbeispielen wird bereitgestellt und im Durchlauf unter Zugspannung σ von 1 MPa bis 300 MPa bei einer Temperatur T _a , wobei 450°C ≤ T _a ≤ 750°C be- trägt, wärmebehandelt, um ein nanokristallines Metallband zu erzeugen, bei dem zu- mindest 90 Vol.-% der Körner eine mittlere Größe kleiner als 25 nm aufweisen. In manchen Durchführungsformen wird die Zugspannung während des Wärmebe- handelns im Durchlauf variiert. Somit kann die Gleichmäßigkeit der magnetischen Ei- genschaften über die Länge des Metallbandes verbessert werden. In manchen Ausführungsformen weist das nanokristalline Metallband eine Zugspan- nungssensitivität dH _k /dσ von größer als 1.0 A/cm/MPa, vorzugsweise von größer als 1.5 A/cm/MPa auf. Dies kann durch eine entsprechende Auswahl der Zusammenset- zung erreicht und dazu verwendet werden, eine niedrigere Permeabilität bei einer niedrigeren Zugspannung zu erreichen. In manchen Ausführungsbeispielen weist das nanokristalline Metallband nach der Wärmebehandlung eine Permeabilität von 20 bis 130, vorzugsweise maximal 100, vorzugsweise maximal 60 und/oder eine Sättigungsmagnetisierung B _s ^nano von = 0.75 bis 1.05T und/oder eine Sättigungsmagnetostriktion Iλ _s ^nano I von < 8ppm, bevorzugt < 2ppm und/oder ein Remanenzverhältnis Br/B _max < 0.1, bevorzugt < 0.05 und/oder eine Koerzitivfeldstärke (f = 60Hz) H _c von < 2A/cm, bevorzugt < 1.5A/cm und/oder ein Verhältnis vonH _c zu dem induzierten Anisotropiefeld H _k , H _c /H _k , Hc/H _k < 0.05, bevorzugt H _c /H _k < 0.01 und/oder eine nicht-Linearität der Hystereseschleife von < 1%, bevorzugt < 0.5% auf. In manchen Durchführungsformen wird das Metallband mit einer Geschwindigkeit s im Durchlauf durch einen Durchlaufofen mit einer Heizzone mit einer Länge von 30 cm bis 3 m gezogen, sodass eine Verweildauer der Folie in einer Temperaturzone des Durchlaufofens mit der Temperatur T _a zwischen 2 Sekunden und 10 Minuten liegt. In manchen Durchführungsformen wird nach dem Wärmebehandeln im Durchlauf das Metallband zu einem Ringbandkern gewickelt. Das Metallband kann nach dem Wärmebehandeln im Durchlauf direkt an einer Aufnahmespule zu einem Ringband- kern gewickelt werden. Das amorphe Metallband kann vor der Wärmebehandlung mit einer elektrischen Iso- lationsschicht beschichtet werden. Dies ist von Vorteil, wenn das Metallband nach dem Wärmebehandeln im Durchlauf direkt an einer Aufnahmespule, die stromab- wärts des Ofens, in dem die Durchlaufwärmebehandlung durchgeführt wird, angeord- net ist, zu einem Ringbandkern gewickelt wird. In manchen Durchführungsformen wird während des Verfahrens und im Durchlauf ein gewünschter Wert der Permeabilität µ und/oder des Anisotropiefeldes H _k und/oder ein magnetischer Bandquerschnitt A _Fe sowie ein erlaubter Abweichungsbe- reich inline gemessen, indem magnetische Eigenschaften des Metallbandes beim Verlassen des Durchlaufofens laufend gemessen werden, während das Metallband nicht mehr unter Zugspannung steht. Wenn Abweichungen von den erlaubten Abwei- chungsbereichen der magnetischen Eigenschaften festgestellt werden, wird die Zug- spannung σ an dem Metallband entsprechend nachgeregelt, um die gemessenen Werte der magnetischen Eigenschaften in den Bereich innerhalb der erlaubten Ab- weichungsbereiche zurückzubringen. In manchen Durchführungsformen wird ein vorbestimmter aktiver Materialquerschnitt Kern-A _Fe für den hergestellten Ringbandkern bereitgestellt. In manchen Durchführungsformen werden, um einen vorbestimmten aktiven Materi- alquerschnitt eines Ringbandkerns Kern-A _Fe bereitzustellen, beim Verlassen des Durchlaufofens der magnetische Bandquerschnitt A _Fe am Metallband lokal und lau- fend ermittelt, die Anzahl der Bandlagen des Ringbandkerns aufgrund der ermittelten Werten des magnetischen Bandquerschnitts A _Fe berechnet und der Ringbandkern mit der berechneten Anzahl von Bandlagen gewickelt. Das amorphe Metallband kann mit einer Rascherstarrungstechnologie hergestellt werden, wobei eine Schmelze auf eine sich bewegende Außenoberfläche eines sich bewegenden Kühlkörpers gegossen wird, wobei die Schmelze auf der Außenoberflä- che erstarrt und das amorphe Metallband geformt wird. In manchen Durchführungsformen wird die Außenoberfläche des Kühlkörpers konti- nuierlich bearbeitet, um die Außenoberfläche des Kühlkörpers zu glätten, während die Schmelze auf die sich bewegende Außenoberfläche des Kühlkörpers gegossen wird. Die Oberflächenbearbeitungsmittel können verwendet werden, um die Außenoberflä- che abtragend oder umformend zu bearbeiten. Als umformendes Oberflächenbearbeitungsmittel kann eine Walzvorrichtung vorge- sehen werden, die auf die Außenoberfläche des Gießrades angepresst wird, wäh- rend sich das Gießrad dreht. In diesem Zusammenhang wird ”umgeformt” und „um- formende“ so verstanden, dass es die Umverteilung von Material bezeichnet. Das Entfernen von Material von der Außenoberfläche, wie dies mit einer Bürste durchge- führt werden kann, ist nicht Ziel der Verwendung der Walzvorrichtung. Es entstehen somit keine Späne, nahezu kein Abrieb und Staub, welche den Herstellprozess des Metallbandes negativ beeinflussen könnten. Als abtragende Oberflächenbearbeitungsmittel kann eine Poliervorrichtung, die auf die Außenoberfläche des Gießrades angepresst wird, während sich das Gießrad dreht, und/oder eine Schleifvorrichtung, die auf die Außenoberfläche des Gießrades angepresst wird, während sich das Gießrad dreht, und/oder eine oder mehrere Bürs- ten auf die Außenoberfläche des Gießrades angepresst werden, während sich das Gießrad dreht, vorgesehen werden. Die Bürsten können auch einen reinigenden Effekt haben und die Außenoberfläche selbst weder abtragen, noch umformen. In einem Ausführungsbeispiel wird das Oberflächenbearbeitungsmittel so an die Au- ßenoberfläche des Gießrades angepresst, dass es kontinuierlich die Außenoberflä- che des Gießrades glättet, während die Schmelze auf die Außenoberfläche des Gießrades gegossen wird. Dieses Ausführungsbeispiel kann für die Walzvorrichtung verwendet werden. Die Legierung nach einem der vorhergehenden Ausführungsbeispiele kann bei ei- nem DC-toleranten Stromwandler oder einem Interphasen Transformator oder einem Isolationstransformator oder einem Fly-Back Transformator oder einem Fly-Back Wandler oder einer Speicher-Drossel oder einer PFC Drosseln für Industrie- und Au- tomobilanwendungen oder einem elektronischen Steuergerät wie einem DC/DC- Wandler oder einer Speicherdrossel oder einem Speicherüberträger oder einer Filter- drossel mit niederpermeablen Kernmaterialien oder einem induktiven Energiespei- cher verwendet werden. Bei diesen Anwendungen ist eine hohe Arbeitsfrequenz von Vorteil und kann durch die hierin beschriebene Legierung mit einer niedrigeren Permeabilität erreicht wer- den. Ein Ringbandkern, der ein gewickeltes Band aus einer Legierung nach einem der vorhergehenden Ausführungsbeispiele aufweist, wird auch bereitgestellt. Der Ring- bandkern kann ferner eine elektrische Isolationsbeschichtung umfassen. Ausführungsbeispiele werden nun anhand der Zeichnungen erläutert. Figur 1a zeigt die erreichbare Permeabilität µ für unterschiedliche Methoden ei- ner Querfeld-Anisotropie, einzubringen als Funktion der Sättigungsin- duktion B _s für unterschiedliche Legierungssysteme und Materialzu- stände. Figur 1b zeigt die 60Hz Permeabilität µ an Ringbandkernen für nanokristalline Fe-Basis- und für nanokristalline Co-Basis-Legierungen. Figur 2 zeigt eine schematische Darstellung einer Vorrichtung zum Nachbehan- deln eines Bandes aus einer Co-Basis-Legierung. Figur 3 zeigt den Wert der Zugspannungssensitivität dH _k /dσ für unterschiedli- che nanokristalline Fe-Basis- und nanokristalline Co-Basis-Legierun- gen. Figur 4 zeigt die notwendige Zugspannung zum Erreichen des Permeabilitätsni- veaus µ = 60 für unterschiedliche nanokristalline Fe-Basis- und nano- kristalline Co-Basis-Legierungen. Figur 5 zeigt ein Beispiel einer flachen Hystereseschleife mit hohen Linearitäts- eigenschaften und Definitionen. Figur 6 zeigt den Verlauf das Anisotropiefeld H _k nach einer Durchlaufwärmebe- handlung unter einer konstanten Zugspannung von 60MPa als Funktion der Wärmebehandlungstemperatur T _a für Legierungen aus der Tabelle 1. Figur 7 zeigt das XRD Spektrum (Cu-K _a ) an einer Probe nach einer Wärmebe- handlung bei T _a = 590°C für die Legierung Nr.21 (Co ₆₅ Fe _9.6 Cu _0.8 Nb _2.6 Si _15.5 B _6.6 ). Figur 8 zeigt den Verlauf des Koerzitivfeldes H _c nach der Wärmebehandlung bei Temperaturen im Bereich 400°C bis 800°C für die in Tabelle 1 auf- geführten Legierungen. Figur 9 zeigt den funktionellen Zusammenhang zwischen H _c und der Wärmebe- handlungstemperatur T _a . Figur 10 zeigt den Verlauf des Remanenzverhältnises B _r /B _max nach der Wärme- behandlung. Figur 11 zeigt Einzelmagnetostriktionsmesswerte an Proben verschiedener na- nokristalliner Fe-Basis- und erfindungsgemäßer nanokristalliner Co-Ba- sis-Legierungen. Figur 12 zeigt die Veränderungen von Magnetisierung und Magnetostriktion im amorphen Zustand sowie im nanokristallinen Zustand bei der Erhöhung des Co-Gehaltes von 0 auf 70at%. Figur 13 zeigt das Anisotropiefeld H _k der flachen Hystereseschleife nach einer Wärmebehandlung bei optimaler Wärmebehandlungstemperatur T _a als Funktion der angelegten Zugspannung für Fe-Basis- und Co-Basis-Le- gierungen aus Tabelle 1. Figur 14 zeigt Messungen der Hystereseschleife an wärmebehandelten Proben, bei denen unterschiedliche zugspannungsinduzierte Anisotropien ein- gebracht wurden. Figur 15 zeigt Messungen der Hystereseschleife an wärmebehandelten Proben, bei denen eine unterschiedliche zugspannungsinduzierte Anisotropie eingebracht wurde. Ein amorphes Band aus einer Co-Basis-Legierung wird mittels Rascherstarrungs- technologie hergestellt. Die Co-Basis-Legierung wird in einem Tiegel, der typischer- weise im Wesentlichen aus oxydischer Keramik und/oder Grafit besteht, erschmol- zen. Der Schmelzvorgang kann, je nach Reaktivität der Schmelze, unter Luft, Va- kuum oder einem Schutzgas wie beispielsweise Argon erfolgen. Nach dem Auf- schmelzen der Legierung auf Temperaturen deutlich oberhalb des Liquidus-Punktes wird die Schmelze zu einem Gießtundisch transportiert und durch eine Gießdüse, welche in der Regel eine schlitzförmige Auslassöffnung hat, auf ein rotierendes Rad aus einer Kupferlegierung gespritzt. Die Gießdüse wird hierzu sehr nahe an die Oberfläche des rotierenden Rades, typischerweise eines Kupferrades, gebracht und hat zu dieser einen Abstand von etwa 50 – 500 µm. Die Schmelze, welche den Dü- senauslass passiert und auf die bewegte Kupferoberfläche trifft, erstarrt dort mit Ab- kühlgeschwindigkeiten von etwa 10 ⁶ K/s. Durch die Drehbewegung des Kupferrades wird die erstarrte Schmelze als kontinuierlicher Folienstreifen abtransportiert, von der Kühlwalze gelöst und auf einer Wickelvorrichtung als kontinuierliches Band aufgewi- ckelt. Die Oberfläche des Gießrads wird während des Gießverfahrens geglättet, um den Verschleiß der Gießradoberfläche während des Gießprozesses, welcher zu einer er- höhten Rauigkeit der Radoberfläche führen würde, zu reduzieren. Erfindungsgemäß hat die Co-Basis-Legierung eine Zusammensetzung, die durch die Formel Co _{100-a-b-c-d-x-y-z} Fe _a Cu _b M _c T _d Si _x B _y Z _z beschrieben ist, worin M eines oder mehrere der Gruppe der Elemente Nb, Mo und Ta und T eines oder mehrere der Gruppe der Elemente Mn, V, Cr und Ni ist und Z ei- nes oder mehrere der Gruppe der Elemente C, P und Ge ist, wobei a, b, c, d, x, y, z in Atom-% angegeben sind, und a, b, c, d, w, y, z die folgenden Bedingungen erfül- len: 1,5 < a < 15 0,1 < b < 1,5 1 ≤ c < 5 0 ≤ d < 5 12 < x < 18 5 < y < 8 0 ≤ z < 2 Bis zu 1 at.-%, bevorzugt bis zu 0,5 at.-% an Verunreinigungen können vorhanden sein, wobei diese nicht durch die Formel abgedeckt sind. Das Band wird in einem amorphen Zustand auf Grund der hohen Abkühlrate herge- stellt und kann zumindest 90 Vol.-% amorph sein. Das amorphe Band wird dann wär- mebehandelt, um einen nanokristallinen Zustand zu erzeugen, bei dem zumindest 90 Vol.-% der Körner eine mittlere Größe kleiner als 25 nm aufweisen. Figur 2 zeigt eine schematische Darstellung einer Vorrichtung 20 zum Wärmebehan- deln eines Bandes 21 aus einer Co-Basis-Legierung unter Zugspannung. Die Vor- richtung 20 weist einen Durchlaufofen 22 mit einer Temperaturzone 23 auf, wobei diese Temperaturzone 23 so eingestellt ist, dass die Temperatur im Ofen in dieser Zone innerhalb +/- 5°C von der Anlasstemperatur Ta ist. Die Vorrichtung 20 weist fer- ner eine Spule 24 am Anfang des Ofens 22, auf der das Band 21 aus der Legierung im amorphen Zustand aufgewickelt ist, und eine Aufnahmespule 26 am Ende des Ofens 22 auf, auf der das wärmebehandelte nanokristalline Band 27 aufgenommen wird. Das Band 21 wird mit einer Geschwindigkeit s von der Spule 24 durch den Durchlaufofen 22 bis zur Aufnahmespule 26 gezogen. In manchen Ausführungsbei- spielen wird das Band 21 auf der Aufnahmespule 26 zu einem Magnetkern gewickelt. Die Zugspannung kann mithilfe einer Spannanordnung 27 mit einem Rollenpaar 28 am Anfang des Ofens 22 und einer Spannrollenanordnung 29 mit einem Rollenpaar 30 am Ende des Ofens 22 auf das Band 21 ausgeübt werden, so dass das Band 21 unter vorgegebener Zugspannung kontinuierlich durch den Ofen 22 gefördert wird. Die Spannrollenanordnung 29 weist eine einzelne Antriebsrolle 31 und eine frei dre- hende Andruckrolle 21 auf und kann eine Bremsfunktion aufweisen. Die Spannano- rdnung 27 weist eine einzelne Antriebsrolle 33 und eine frei drehende Andruckrolle 34 auf. Die Antriebsrolle 31 bzw.33 jedes S-Rollenpaares 28 bzw.30 wird über ei- nen Motor mit Getriebe angetrieben. Während das Rollenpaar 28 der Spannanordnung 27 am Anfang des Ofens 22 eine Bremsfunktion mit einer Bremskraft F _B auf das nachzubehandelnde Band 21 ausübt, erzeugt das Rollenpaar 30 der Spannrollenanordnung 29 am Ende des Ofens 22 eine Antriebskraft FD, die in einer Anfahr- bzw. Beschleunigungsphase zu Beginn der Förderung größer ist als während der Nachbehandlungsphase, bei der mit konstanter Geschwindigkeit in Durchlaufrichtung das Band 21 die Rollenpaare 28 und 30 unter einer Zugkraft F _Z = F _D = F _B passiert. In einem Bereich zwischen den beiden Rollenpaaren 28 und 30 wird somit das Me- tallband 21 einer einstellbaren Zugspannung σ entlang der Bandachse ausgesetzt. In den Bereichen außerhalb der S-Rollenpaare 28 und 28 herrscht in dem Band 21 na- hezu keine oder eine signifikant geringe Zugspannung vor. Somit wird mit einem S- Rollensystem ein Fördersystem 5 bereitgestellt, bei dem eine kontinuierliche Nach- behandlung von Bändern 21 unter Zugspannungen möglich ist. Durch eine Wärmebehandlung unter Zugspannung entlang der Bandachse lassen sich Legierungen auf Co-Basis mit einer deutlich höheren Anisotropie induzieren. Die Stärke der induzierten Anisotropie K _u und somit die erreichbare Permeabilität am Band 21 bzw. an einem daraus gefertigten Ringbandkern hängt direkt von der Zug- spannung σ im Band 21 ab. Das amorphe Band 21 wird entlang der Bandachse un- ter Zugspannung gesetzt und geht beim Durchgang durch den Ofen 22 in den nano- kristallinen Zustand über. Die Wärmebehandlung unter Zugspannung führt zu einer hohen zugspannungsinduzierten Anisotropie mit einer magnetisch leichten Ebene quer zur Bandlängsrichtung und somit zu magnetisch niederpermeablem Verhalten. Das nun nanokristalline Band 21 wird unmittelbar danach in einem Wickelprozess zu einem Ringbandkern weiterverarbeitet. Der Wickelprozess zu einem Ringbandkern kann aber auch in einem separaten Prozess erfolgen. Die Herstellung von nanokristallinen Ringbandkernen besteht daher aus zwei Pro- zessteilen. Der erste Prozess stellt eine Wärmebehandlung am gesteckten Band- streifen dar und legt die magnetischen Eigenschaften im Material fest. Eingangsseitig wird ein auf Endbreite geschnittenes, amorphes und zu einem Coil aufgewickeltes Band 21 aus einer Co-Basis-Legierung, welche das Potential hat, in den nanokristal- linen Zustand überführt werden zu können, verwendet. Das Band 21 wird von diesem Coil 24 abgewickelt und in gestreckter Form durch einen röhrenförmigen Wärmebe- handlungsofen 22 gezogen. Mit Hilfe einer variabel belastbaren Schwinge wird der Bandstreifen unter eine Zugspannung entlang der Bandachse gesetzt. Bei Glühtem- peraturen T _a , über der Kristallisationstemperatur geht das anfänglich amorphe Mate- rial in der Wärmebehandlungszone Ta des Ofens 22 in einen nanokristallinen Zu- stand über. Typische Vorrichtung ist ein Durchlaufofen 22 mit einem Ofentemperatur- profil mit 5 Heizzonen, bei dem Temperaturen bis 800°C möglich sind. Die Länge des WB-Ofens kann 30 cm bis 40 cm bei Laboröfen und bis zu 3 m bei Fertigungsöfen sein. Über die anliegende Zugspannung wird eine Anisotropie im Band 21 induziert, so dass das auslaufende weichmagnetische Band 21 eine ausgeprägte, flache Hystere- seschleife mit definierter Permeabilität µ aufweist, wobei die Permeabilität entlang der Bandachse gemessen ist. Dabei sind das erreichbare Permeabilitätsniveau µ bzw. die induzierte Anisotropie K _u der angelegten Zugspannung im Band proportio- nal. Im Anschluss wird der nun nicht mehr unter Zugspannung stehende Bandstreifen durch ein Messsystem 35 geführt, welches in Echtzeit alle für die magnetische Cha- rakterisierung relevanten Messgrößen ermittelt, wie magnetischen Sättigungsfluss, magnetische Bandquerschnittsfläche, Anisotropiefeld, Permeabilität, Koerzitivfeld, Remanenzverhältnis, Verluste usw. Der kontinuierlich ablaufende Prozess und die permanente Messung der Magneteigenschaften nach dem Glühvorgang erlauben nun eine Regelung des Gesamtvorganges, d.h. eine Einstellung auf die gewünschte Zielgröße, die in Figur 2 mit den Pfeilen 36, 37, 38 schematisch dargestellt ist. Wie oben ausgeführt, wird in dem durchlaufenden Material für eine vorgegebene, kon- stante Zugspannung im Band eine entsprechende Anisotropie K _u induziert. Mit Hilfe einer Zugregelung, also einer im Prozess variabel einstellbaren Kraft ent- lang der Bandachse, lässt sich die induzierte Anisotropie K _u und somit die Permeabi- lität µ= B _s ² /(2 µ ₀ K _u ) über die gesamte Bandlänge konstant halten. Dies stellt den ers- ten großen Vorteil der Methode dar. Zur Realisierung muss die Kraft im Band 21 in kleinen Schritten um einen Sollzugspannungswert variiert werden, um lokale Ein- flüsse wie Banddickenfluktuationen, Kontakttemperaturunterschiede und geringfü- gige Abweichungen der Durchlaufgeschwindigkeit auszugleichen. Ein weiterer Vorteil liegt darin, dass die induzierte Anisotropie K _u in einem sehr weiten Bereich gezielt eingestellt werden kann. In Anhängigkeit von der gewählten Legierung und unter der Annahme, dass die Zugkraft im Band 21 entsprechend weiträumig veränderbar ist, werden Permeabilitäten µ im Bereich von 2000 bis unter 100 erreicht. Die Kombina- tion der beiden Vorteile, also sowohl eine gewünschte Anisotropie anzufahren als auch diese dann konstant zu halten, ist vorteilhaft. So reicht es beispielsweise nicht aus, nur eine hohe Zugkraft in das Band 21 einzubringen, um eine niedrige Permea- bilität zu erreichen – die Zielpermeabilität wäre danach nur für einen kurzen Längen- abschnitt des Ausgangsmaterials exakt eingestellt. Der Grund dafür ist die relativ starke Banddickenvariation amorpher Bänder, die über einen Rascherstarrungspro- zess hergestellt werden. Diese Banddickenvariation kann bis zu 10% über die Länge des Gießradumfanges sein. Daher müssen zusätzliche, extrem feine und nicht ruck- artige Zugkraftanpassungen ausgeführt werden können. Die Informationen über die notwendigen Zugkraftvariationen werden vom Messsystem 35 zur Verfügung gestellt. Im zweiten Prozessschritt wird das Bandmaterial mit bereits voreingestellten Mag- neteigenschaften zu Ringbandkernen mit definierter Induktivität weiterverarbeitet. Die oben beschriebene Technologie stellt im kontinuierlichen Verfahren weichmagneti- sches Bandmaterial eines bestimmten Permeabilitätsniveaus mit extrem geringen µ- Abweichungen über die gesamte Bandlänge zur Verfügung. Zur Herstellung von Ringbandkernen mit definierter Induktivität ist es vorteilhaft, ne- ben der Permeabilität auch den aktiven Materialquerschnitt (Kern-A _Fe ) am Kern kon- stant zu halten. Die dafür notwendige Information (magnetischer Bandquerschnitt, lo- kales A _Fe des Bandes) wird ebenfalls vom Messsystem35 ermittelt. Mit der Kenntnis des lokalen A _Fe am durchlaufenden Band 21 kann somit die Anzahl der Bandlagen berechnet werden, welche notwendig sind, um den vorgegebenen aktiven Material- querschnitt am Kern zu erreichen (Kern-A _Fe ). Eine Variation der Banddicke, verur- sacht beispielsweise durch den Rascherstarrungsprozess an sich, kann somit ausge- glichen werden und die Abweichungen des aktiven Materialquerschnitts von Kern zu Kern werden somit minimiert. Kombiniert man nun die beiden Teilprozesse, so ergibt sich ein Gesamtprozess, der zu Ringbandkernen mit sehr genau eingestelltem Per- meabilitätswert µ und sehr genau eingestelltem aktivem Materialquerschnitt (Kern- A _Fe ) führt. Der Mittelungsprozess beim Aufwickeln des Bandes 21 zu einem Ring- bandkern wirkt sich ebenfalls sehr positiv auf das Einhalten enger Toleranzen aus. Dabei kompensieren sich beim Aufwickeln über mehrere Meter hinweg die jeweils positiven und negativen Abweichungen von den Zielwerten. Aufgrund des aktiven, kontinuierlichen Regelprozesses erwartet man daher auch für hohe Kernstückzahlen sehr geringe Exemplar-Streuungen bezüglich µ und Kern-A _Fe . Das Ansprechverhalten einer Legierung, auf eine angelegte Zugspannung eine indu- zierte Anisotropie auszuprägen, wird mit dem Wert Zugspannungssensitivität dH _k /dσ beschrieben. Der Begriff Zugspannungssensitivität dH _k /dσ beschreibt die Änderung des induzierten Anisotropiefeldes H _k mit der bei der Wärmebehandlung angelegten Zugspannung σ. Je größer der Wert der Zugspannungssensitivität dH _k /dσ einer Le- gierung ist, umso weniger Zugkraft bzw. Zugspannung muss zum Erreichen des ge- wünschten Permeabilitätsniveaus bei der Durchlaufwärmebehandlung angelegt wer- den. Daher wurde die Zugspannungssensitivität dH _k /dσ für unterschiedlichen Legie- rungen und Legierungssysteme gemessen. Typische Wärmebehandlungsbedingungen sind eine Zugspannung σ von 1 MPa bis 300 MPa bei einer Temperatur T _a , wobei 450°C ≤ T _a ≤ 750°C beträgt, um ein nano- kristallines Metallband zu erzeugen. Der Durchlaufofen 22 kann eine Heizzone mit einer Länge von 30 cm bis 3 m aufweisen und das Metallband 21 eine Geschwindig- keit s im Durchlauf durch den Durchlaufofen 22, sodass eine Verweildauer des Ban- des in der Temperaturzone des Durchlaufofens mit der Temperatur T _a zwischen 2 Sekunden und 10 Minuten liegt. Figur 3 zeigt das Ergebnis der Untersuchungen. Es wird der Wert der Zugspan- nungssensitivität dH _k /dσ für unterschiedliche nanokristalline Fe-Basis- und nanokris- talline Co-Basis-Legierungen, im Speziellen aber für das Legierungssystem Co _x Fe _74.6-x Cu _0.8 Nb _2.6 Si _15.5 B _6.5 (at%), wobei x im Bereich 0 bis 80% variiert wurde, ge- zeigt. Die Interpretation des Wertes dH _k /dσ ist die Folgende: Beispielsweise beträgt der Wert dH _k /dσ für eine reine nanokristalline Fe-Basis-Legierung, also mit x = 0%, ca.0.2 A/cm/MPa. Das heißt, man benötig eine Zugspannungsdifferenz von ∆σ = 5MPa, um eine Anisotropiefeldstärke von (einem) 1A/cm zu induzieren. Wünschens- wert ist es jedoch, so wenig wie möglich Zugspannungsdifferenz aufbringen zu müs- sen, um eine Anisotropiefeldstärke von (einem) 1A/cm zu induzieren. Betrachtet man allerdings nanokristalline Co-Basis-Legierungen aus dem erfindungsgemäßen Be- reich, wie beispielsweise die Legierung mit x = 67.5%, so ergibt sich eine Zugspan- nungssensitivität dH _k /dσ von ca.2.3 bis 2.4 A/cm/MPa, und damit benötigt man nur ca.0.4MPa, um eine Anisotropiefeldstärke von (einem) 1A/cm zu induzieren. Dies entspricht einer Verbesserung um den Faktor 12. In Figur 4 wird für unterschiedliche nanokristalline Fe-Basis- und nanokristalline Co- Basis-Legierungen, aber im Speziellen für das Legierungssystem Co _x Fe _74.6-x Cu _0.8 Nb _2.6 Si _15.5 B _6.5 (at%), wobei x im Bereich 0 bis 80% variiert wurde, die notwendige Zugspannung zum Erreichen des Permeabilitätsniveaus µ = 60 dargestellt. Während für nanokristalline Fe-Basis-Legierungen Zugspannungen von 1000MPa oder mehr notwendig sind, um eine Permeabilität von µ = 60 zu erreichen, reichen für erfin- dungsgemäße Legierungen auf Co-Basis Zugspannungen unter 50MPa völlig aus. Somit grenzen sich die erfindungsgemäßen Legierungen nicht nur durch die chemi- sche Zusammensetzung und das Einhalten bestimmter weichmagnetischer Eigen- schaften, sondern auch durch Eigenschaft, eine Zugspannungssensitivität dH _k /dσ über einem bestimmten Mindestmaß zu haben, ab. Nur diese Legierungen bleiben dann unter bestimmten Grenzzugspannung, um beispielsweise µ = 60 zu erreichen. Figur 5 zeigt ein Beispiel einer flachen Hystereseschleife mit hohen Linearitätseigen- schaften und es werden die Begriffe Remanenzverhältnis B _r /B _max , Koerzitivfeldstärke H _c , Anisotropiefeld H _k , sowie die Permeabilität µ erklärt. Ein Maß für die Linearität der Hystereseschleife ist durch das Nichtlinearitätsverhältnis nlin beschrieben, welches aus der angegebenen Formel errechnet wird. Dabei bezeichnen δB _auf bzw. δB _ab die Standardabweichung der Magnetisierung von einer Ausgleichsgeraden durch den auf- bzw. absteigenden Ast der Hystereseschleife zwischen Magnetisierungswerten von ±75% der Sättigungsmagnetisierung B _s . Die Schleife ist also umso linearer, je kleiner der Wert nlin ist. Im Folgenden wird eine Zusammensetzung für eine Legierung festgestellt, mit der eine niedrigere Permeabilität bei einer Zugspannung, die nicht zu hoch ist, damit Risse vermieden werden können, erreicht werden kann und mit der die Wirtschaft- lichkeit des Verfahrens erhöht werden kann. Die Tabelle 1 zeigt eine Zusammenfassung der Ergebnisse aller untersuchten Legie- rungsvarianten. Angegeben sind dabei die Nominalzusammensetzung der Legierun- gen in at%, die Dichte und die Sättigungsmagnetisierung B _s im amorphen sowie im nanokristallinen Zustand. Alle angegebenen Legierungen wurden über ein Ra- scherstarrungsverfahren als amorphe Bänder der Dicke von ca.20µm hergestellt. Die Tabelle 1 zeigt auch die Kristallisationstemperaturen (o–onset, p–peak) der ers- ten T _x1 und der zweiten Kristallisationsphase T _x2 , bestimmt aus einer DSC-Messung bei einer Aufheizgeschwindigkeit von 10K/min. In der Tabelle 1 sind auch die erfin- dungsgemäßen Legierungen bezeichnet. Die Tabelle 2 zeigt die chemische Analyse (GDOES Methode) der hergestellten amorphen Bänder, zuerst in Gewichtsprozent (wt%) und darunter umgerechnet in Atomprozent (at%). Der Vergleich der analysierten at%-Werte mit der Nominalzu- sammensetzung in at% legt nahe, dass die angestrebten Legierungszusammenset- zungen mit einer Genauigkeit von besser als 1% getroffen wurden. Um die Zugspannungssensitivität (dH _k /dσ) der Legierungen zu ermitteln, wird mit den in Tabelle 1 gezeigten Co-Basis-Legierungen eine kontinuierliche Durchlaufglühung unter konstanter Zugspannung (60MPa) mit konstant ansteigender Wärmebehand- lungstemperatur im Bereich von 400°C bis 800°C durchgeführt. Der Anstieg der Wär- mebehandlungstemperatur (ca.1°C bis 2°C pro Minute) war allerdings so gering, dass das Band während der Ofenpassage (Länge ca.40cm) mit einer Geschwindig- keit von 1,6m/min praktisch bei jeder Temperatur im Bereich von 400°C bis 800°C im thermischen Gleichgewicht war. Die magnetischen Eigenschaften, Sättigungsfluss F _s , Anisotropiefeld H _k , Koerzitivfeld H _c , Remanenzverhältnis B _r /B _max und die Nichtlinearität nlin werden im Rahmen der kontinuierlichen Durchlaufglühung nach dem Verlassen des Rohrofens am Band in einem Messsystem gemessen. Figur 6 zeigt den Verlauf der Anisotropiefeldes H _k nach einer Durchlaufwärmebehandlung unter einer konstanten Zugspannung von 60MPa als Funktion der Wärmebehandlungstemperatur T _a für Legierungen aus der Tabelle 1. Es werden sowohl erfindungsgemäße Legierungen als auch andere Ver- gleichsbeispiele gezeigt. Eine Reihenfolge ist im Ansprechverhalten auf eine ange- legte Zugspannung in Bezug auf die Ausbildung einer Anisotropie ersichtlich. Wäh- rend die nanokristallinen Fe-Basis-Legierungen wie VP800® und VP712® bei sehr geringen Anisotropiefeldstärken liegen und bei Zulegieren von 3at% bis 9at% Co noch weiter bezüglich des Anisotropiefeldes abfallen, ergeben sich ab 60at% Co-An- teil immer höhere Anisotropiefeldstärken bei gleichbleibender Zugspannung. Aus der Kenntnis des Verlaufes der Anisotropiefeldstärke als Funktion der Wärmebe- handlungstemperatur wurde die optimale Wärmebehandlungstemperatur für jede Le- gierung festgelegt, bei der dann eine Variation der angelegten Zugspannung durch- geführt wurde, um daraus schlussendlich die Zugspannungssensitivität dH _k /dσ für jede Legierung zu bestimmen. Beispielsweise wurde für die Legierung Nr.21 (Co ₆₅ Fe _9.6 Cu _0.8 Nb _2.6 Si _15.5 B _6.6 ) eine optimale Wärmebehandlungstemperatur T _a von 590°C festgelegt. An Bandproben wurde der nanokristalline Zustand der Co-Basis-Legierung bei unter- schiedlichen Wärmebehandlungstemperaturen T _a untersucht. Figur 7 zeigt das XRD Spektrum (Cu-K _a ) an einer Probe nach einer Wärmebehandlung bei T _a = 590°C für die Legierung Nr.21 (Co ₆₅ Fe _9.6 Cu _0.8 Nb _2.6 Si _15.5 B _6.6 ). Das Spektrum zeigt eindeu- tige kristalline (bcc) Strukturen auf, woraus eindeutig auf einen nanokristallinen Zu- stand geschlossen werden kann. Die Auswertung der „Peak“-Breiten ergab eine na- nokristalline Korngröße von ca.14nm bis 18nm. In den Figuren 8, 9 und 10 wird das Schaubild magnetischer Parameter für die Wär- mebehandlungen bei Temperaturen im Bereich 400°C bis 800°C für die in Tabelle 1 aufgeführten Legierungen vervollständigt. Die Figur 8 zeigt den Verlauf des Koerzitiv- feldes H _c nach der Wärmebehandlung. Nach dem Übergang in den nanokristallinen Zustand bleibt das Koerzitivfeld generell noch niedrig, erst nach Überschreiten einer Temperatur in der Nähe des zweiten Kristallisations-Peaks und Ausbildung von weni- ger weichmagnetischen Phasen steigt H _c steil an. In der Figur 8 ist der weichmagne- tische Bereich von Interesse mit einem Rechteck markiert. Dieser Ausschnitt des funktionellen Zusammenhanges zwischen H _c und der Wärmebehandlungstemperatur T _a ist in Figur 9 als Detailbild dargestellt. Die erfindungsgemäßen Legierungen wei- sen bei diesen Wärmebehandlungstemperaturen ein Koerzitivfeld H _c im Bereich von 1A/cm auf. Figur 10 zeigt den Verlauf des Remanenzverhältnises B _r /B _max nach der Wärmebe- handlung. Nach dem Übergang in den nanokristallinen Zustand sinkt das Remanenz- verhältnis B _r /B _max für die gewählten Legierungen vom Maximalwert 1 aus kommend Richtung Null ab. Dies zeigt, dass die Hystereseschleife von anfänglich „runder“ Form in eine „flache“ Hystereseschleife mit hoher induzierter Anisotropie überwech- selt. Aus der Figur 10 kann wieder der optimale Wärmebehandlungsbereich ermittelt werden. Im optimalen Wärmebehandlungsbereich liegen immer „flache“ Hysterese- schleifen mit sehr geringem Remanenzverhältnis B _r /B _max vor. Ein weiterer und wichti- ger, die Hysterese beschreibender, Parameter, die Nichtlinearität nlin, kann ebenfalls im Rahmen der kontinuierlichen Durchlaufglühung nach dem Verlassen des Rohro- fens am Band gemessen und in ähnlich Weise wie H _c und B _r /B _max als Funktion der Wärmebehandlungstemperatur T _a dargestellt werden. Der letzte, für einen optimalen weichmagnetischen Zustand relevante, Parameter ist die Sättigungsmagnetostriktion λ _s im nanokristallinen Zustand der jeweiligen Legie- rungen. Die Magnetostriktion λ _s kann nicht „online“ während des Durchlaufglühver- fahrens bestimmt werden, daher gibt es für diese Größe keine kontinuierlichen Mess- daten über den gesamten Wärmebehandlungsbereich. Figur 11 zeigt jedoch Einzel- magnetostriktionsmesswerte sowohl an Proben verschiedener nanokristalliner Fe- Basis als auch erfindungsgemäßer nanokristalliner Co-Basis-Legierungen, die dem kontinuierlichen Durchlaufglühprozess bei konstanter Zugspannung von 60MPa bei den jeweiligen Wärmebehandlungstemperaturen T _a entnommen wurden. Im linken Teil der Figur 11 sind die Magnetostriktionswerte am amorphen Ausgangszustand der Legierungen ersichtlich – für Fe-Basis-Legierungen liegt die Magnetostriktion λ _s bei +20ppm, für Co-Basis-Legierungen im Bereich unter +7ppm. Um einen brauchba- ren weichmagnetischen Zustand für optimierte Anwendungen zu erreichen, muss die Magnetostriktion nach der Wärmebehandlung so gering wie möglich sein. Figur 11 zeigt, dass dieses Ziel für Fe-Basis-Legierungen und eben auch für die erfindungsge- mäßen nanokristallinen Co-Basis-Legierungen erreicht wird. Um aus allen möglichen Legierungsbereichen solche nanokristallinen Co-Basis-Le- gierung herauszuarbeiten, welche die höchste Zugspannungssensitivität dH _k /dσ bzw. welche die kleinste Zugspannungsdifferenz ∆σ benötigt, um eine Permeabilität von µ = 60 auszubilden und gleichzeitig alle Bedingungen für optimales weichmagneti- sches Verhalten einhalten, wird nun näher auf das Verhalten der Sättigungsmagneti- sierung B _s und der Sättigungsmagnetostriktion λ _s als Funktion des Co-Gehalts (Co _x ) im System Co _x Fe _74.6-x Cu _0.8 Nb _2.6 Si _15.5 B _6.6 eingegangen. Die Figur 12 zeigt dazu die Veränderungen von Magnetisierung (Symbol: Rechteck) und Magnetostriktion (Symbol: Kreis) im amorphen Zustand (geschlossene Symbole: ■, ●) sowie im nano- kristallinen Zustand (offene Symbole: □, O) für Proben aus dem Legierungssystem bei Erhöhung des Co-Gehaltes von 0 auf 70 Atom-%. Das Detailbild in der Figur 12 zeigt die Werte für Magnetisierung und Magnetostriktion für den erfindungsgemäßen Legierungsbereich von x = 60 Atom-% bis x = 70 Atom-%. Für Legierungen aus die- sem Bereich konnte gezeigt werden, dass höchste Zugspannungssensitivität dH _k /dσ bzw. kleinste Zugspannungsdifferenz Δσ erreicht werden können, wobei die Sätti- gungsmagnetisierung B _s im nanokristallinen Zustand im Bereich von 0.75T bis 1.05T, und eine Sättigungsmagnetostriktion λ _s im nanokristallinen Zustand im Bereich Iλ _s ^{na- no} I < 8ppm, bevorzugt < 2ppm liegt, wie aus dem Detailbild von Figur 12 ersichtlich ist. Die Magnetostriktion λ _s zeigt legierungsabhängig einen Nulldurchgang und hat sowohl positive als auch negative Werte. Im Folgenden wird erklärt, wie der Parameter Zugspannungssensitivität dH _k /dσ be- stimmt wurde. Die bisher gezeigten Figuren 6, 8, 9, 10 und 11 geben einen Über- blick, wie sich die magnetischen Materialeigenschaften mit der Wärmebehandlungs- temperatur T _a entwickeln. Man kann daher eine optimale Wärmebehandlungstempe- ratur T _a für jede Legierung festlegen, bei der dann eine weitere gezielte Durchlauf- wärmebehandlung bei konstanter Temperatur T _a durchgeführt wird. Bei dieser Durchlaufwärmebehandlung wird aber die angelegte Zugspannung σ diskret erhöht, wobei der Prozess nach jeder Erhöhung der Zugspannung dann wieder lange genug bei konstanter Zugspannung läuft, bis sich ein Gleichgewichtszustand einstellt. In diesem Zustand bzw. an diesen Proben werden danach alle magnetischen Kenngrö- ßen wie Sättigungsfluss Φ _s , Sättigungsmagnetisierung B _s , Sättigungsmagnetostrik- tion λ _s , Anisotropiefeld H _k , Koerzitivfeld H _c , Remanenzverhältnis B _r /B _max und die Nichtlinearität nlin bestimmt. Figur 13 zeigt das Anisotropiefeld H _k der flachen Hystereseschleife nach einer Wär- mebehandlung bei optimaler Wärmebehandlungstemperatur T _a als Funktion der an- gelegten Zugspannung σ für Fe-Basis- und Co-Basis-Legierungen aus Tabelle 1. Aus der Linearisierung der aufgenommenen Messwerte für das Anisotropiefeld H _k und für die Zugspannung σ der einzelnen Legierungen wurde die Zugspannungssen- sitivität dH _k /dσ bestimmt. Für Fe-Basis-Legierungen mit geringen Co-Zusätzen bis 9at% ergeben sich sehr geringe Steigungen dH _k /dσ, im erfindungsgemäßen Legie- rungsbereich mit 60 Atom-% bis 70 Atom-% Co beobachtet man dagegen sehr hohe Steigungen dH _k /dσ. Tabelle 3 zeigt eine Zusammenfassung aller relevanten magnetischen Eigenschaften für die erfindungsgemäßen Legierungen sowie zu Vergleichszwecken die magneti- schen Eigenschaften, im amorphen sowie für den nanokristallinen Zustand für aus- gesuchte Fe-Basis-Legierungen. Aus der Tabelle 3 ist ersichtlich, dass mit den erfin- dungsgemäßen Legierungen im besten Fall eine Zugspannungssensitivität dH _k /dσ über 3 A/cm/MPa erreicht werden kann bzw. dass nur mehr ca.30 MPa Zugspan- nungsdifferenz zur Einstellung eines Permeabilitätsniveaus von µ = 60 benötigt wird. Damit die Legierung geeignet ist, die Arbeitsfrequenz zu erhöhen, werden nicht nur die Zugspannungssensitivität dH _k /dσ maximiert, sondern auch weichmagnetische Ei- genschaften innerhalb der gewünschten Grenzen gehalten. Die gewünschten Einge- nschaften sind ein Remanenzverhältnis B _r /B _max < 0.1, bevorzugt < 0.05, eine Koerzi- tivfeldstärke (f = 60Hz) H _c < 2A/cm, bevorzugt < 1.5A/cm und ein Verhältnis H _c /H _k < 0.05, bevorzugt H _c /H _k < 0.01. Dazu zeigen die Tabellen 4 bis 12 in Ergänzung zur Tabelle 3 die detaillierten Mess- werte von Anisotropiefeld H _k , Koerzitivfeld H _c , Remanenzverhältnis B _r /B _max , Nichtline- arität nlin und die erreichbare Permeabilität µ in Abhängigkeit der bei der Wärmebe- handlung angelegten Zugspannung σ. Die Tabellen 4 bis 7 zeigen zu Vergleichszwe- cken Ergebnisse zu nanokristallinen Fe-Basis-Legierungen mit Co-Zusätzen bis 9 at%, während die Tabellen 8 bis 12 die Ergebnisse der erfindungsgemäßen Legie- rungen enthalten. Einige der Beispiele von nanokristallinen Co-Basis-Legierungen weisen die definier- ten weichmagnetischen Eigenschaften im nanokristallinen Zustand nach der Wärme- behandlung unter Zugspannung nicht auf, obwohl die Zugspannungssensitivität dH _k /dσ relativ hoch liegt, siehe die Legierungen 1, 3, 4, 5, 6, 7, 8, 9, 10, 11, 24, 25 und 26 der Tabelle 1. Das heißt, dass nur bestimmte Legierungssysteme die Kombi- nation von maximierter Zugspannungssensitivität dH _k /dσ und speziell definierten weichmagnetischen Eigenschaften erfüllen können. Ein Legierungsbeispiel, bei dem die definierten weichmagnetischen Eigenschaften nicht eingehalten werden, ist die Legierung aus der Tabelle 1 mit der Nr.1 mit der chemischen Zusammensetzung Co _75.9 Fe _2.3 Mn _2.3 Nb ₄ Si ₂ B _13.5 . Die Figur 14 zeigt Messungen der Hystereseschleife an wärmebehandelten Proben dieser Legierung, bei denen unterschiedliche zugspannungsinduzierte Anisotropien mithilfe des oben beschriebenen Durchlaufglühprozesses eingebracht wurden. Wie bei den erfindungs- gemäßen Legierungen werden auch bei dieser Legierung sehr niedrige Permeabilitä- ten im Bereich von µ = 130 bis µ = 22 mit Erhöhung der Zugspannung σ während der Wärmebehandlung erreicht, was auf eine hohe Zugspannungssensitivität schließen lässt. Jedoch ergibt die Berechnung der Zugspannungssensitivität dH _k /dσ einen Wert von 0.97 bis 1.08A/cm/MPa und ist somit unter bzw. an der Grenze des geforderten Limits von 1.0A/cm/MPa. Des Weiteren muss man die weichmagnetischen Eigen- schaften wie H _c und B _r /B _max dieser Proben bewerten. Das Detailbild in der Figur 14 zeigt einen Ausschnitt um den Ursprung der Hysterese. Man erkennt deutlich das er- höhte Koerzitivfeld H _c und die Vergrößerung des Remanenzverhältnisses B _r /B _max , im Speziellen bei niedriger zugspannungsinduzierter Anisotropie. Die genauen Messun- gen ergaben ein Remanenzverhältnis B _r /B _max = 0.05, ein Koerzitivfeld H _c = 4.9A/cm und ein Verhältnis von H _c /H _k = 0.07. Diese Werte entsprechen aber nicht den oben definierten weichmagnetischen Eigenschaften. Dagegen kann als erfindungsgemäßes Beispiel die Legierung Nr.2 aus der Tabelle 1 mit der chemischen Zusammensetzung Co ₆₆ Fe _8.3 Cu _0.6 Nb _2.6 Si ₁₆ B _6.5 herangezogen werden. Die Figur 15 zeigt Messungen der Hystereseschleife an wärmebehandelten Proben dieser Legierung, bei denen eine unterschiedliche zugspannungsinduzierte Anisotropie mit Hilfe des oben beschriebenen Durchlaufglühprozesses eingebracht wurde. Durch die Variation der beim Wärmebehandlungsvorgang angelegten Zug- spannung im Bereich von 20MPa bis 300MPa erreicht man Permeabilitäten µ im Be- reich von 110 bis 10 bei geleichzeitig optimierten weichmagnetischen Eigenschaften wie hohe Linearität der Hystereseschleife (nlin), geringes Koerzitivfeld H _c sowie ge- ringes Remanenzverhältnis B _r /B _max in allen Permeabilitätsbereichen. Die Berechnung der Zugspannungssensitivität dH _k /dσ ergibt einen Wert von 2.83A/cm/MPa und ist somit weit über dem geforderten Limit von 1.0A/cm/MPa. Man erkennt deutlich das geringe Koerzitivfeld H _c sowie das geringe Remanenzverhältnis B _r /B _max im gesamten Bereich der zugspannungsinduzierten Anisotropie. Die genauen Messungen ergaben ein Remanenzverhältnis B _r /B _max < 0.01, ein Koerzitivfeld H _c < 1.5A/cm und ein Ver- hältnis von H _c /H _k < 0.01, wie es bei den oben definierten weichmagnetischen Eigen- schaften gefordert ist. Folglich hat die erfindungsgemäße Legierung auf Co-Basis eine Zusammensetzung, die durch die Formel Co _{100-a-b-c-d-x-y-z} Fe _a Cu _b M _c T _d Si _x B _y Z _z beschrieben ist, worin M eines oder mehrere der Gruppe der Elemente Nb, Mo und Ta und T eines oder mehrere der Gruppe der Elemente Mn, V, Cr und Ni ist und Z eines oder meh- rere der Gruppe der Elemente C, P und Ge ist, wobei a, b, c, d, x, y, z in Atom-% an- gegeben sind, und a, b, c, d, w, y, z die folgenden Bedingungen erfüllen: 1,5 < a < 15 0,1 < b < 1,5 1 ≤ c < 5 0 ≤ d < 5 12 < x < 18 5 < y < 8 0 ≤ z < 2 Bis zu 1 at.-%, bevorzugt bis zu 0,5 at.-% an Verunreinigungen können vorhanden sein, wobei diese nicht durch die Formel abgedeckt sind.