DE2449867C2 - Verfahren zum Herstellen eines isotropen Dauermagnetwerkstoffes - Google Patents

Verfahren zum Herstellen eines isotropen Dauermagnetwerkstoffes

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    • C22C28/00—Alloys based on a metal not provided for in groups C22C5/00 - C22C27/00

Description

20
Die Erfindung betrifft ein Verfahren zum Herstellen eines isotropen Dauermagnetwerkstoffes aus einer schmelzmetallurgisch hergestellten Mangan-Alumini-■ um-Kohlenstoff-Legierung aus 71 bis 73 Gew.-'% Mangan, (1/10 Mangan minus 6,6) bis (t/3 Mangan minus 22^) Gew.-°/o Kohlenstoff, Rest Aluminium, die nach dem Homogenisieren, von oberhalb 9000C mit mehr als 100C pro Minute in dem Temperaturbereich von 900 bis 8300C abgeschreckt, bei 480 bis 7500C geglüht und danach warmverformt wird.
In der US-PS 36 61567 sind kiangan-Aluminium-Kohlenstoff-Dauermagnetwevkstoffe beschrieben, die magnetisch isotrop sind und ausgezeichnete magnetische Eigenschaften aufweisen. Diese Legierungen müsser, jedoch Kohlenstoff enthalten, und die Anteile der Elemente sollen innerhalb folgender Bereiche liegen:
Mangan 69,5 bis 73,0 Gew.-%,
Aluminium 26,4 bis 29,5 Gew.-°/o,
Kohlenstoff 0,6 bis (1/3 Mn minus 22,2) Gew.-%.
40
Diese Legierungen führen jedoch nur dann zu isotropen Permanentmagneten mit ausgezeichneten magnetischen Kennwerten sowie guter Stabilität, Verwitterungsfestigkeit und mechanischer Festigkeit, v/enn die unten beschriebenen Herstellungsbedingungen genau eingehalten werden.
Mangan, Aluminium und Kohlenstoff werden derart vermischt, daß die Komponenten in den oben genannten Bereichen liegen.
Dann erwärmt man das Gemisch auf mehr als 1380° C, aber weniger als 15000C, um eine homogene Schmelze mit in dieser zwangsgelöstem Kohlenstoff zu erhalten, und gießt diese Schmelze in eine geeignete Form. Den so erhaltenen Barren erhitzt man auf über 900° C, um die Hochtemperaturphase auszubilden, schreckt ihn dann mit einer Abkühlgeschwindigkeit von mehr als 3000C pro Minute von mehr als 9000C auf unter 600° C ab und glüht die abgeschreckte Legierung für eine geeignete Zeitspanne auf 480 bis 6500C. Ein so erhaltener Massemagnet hat im isotropen Zustand einen (BH)max-V/ert von besser als 8,0 kj/m3, d. h. das Doppelte des entsprechenden Wertes eines isotropen Mn-Al-Magnetwerkstoffes.
Es hat sich herausgestellt, daß die Verbesserung auf dem besonderen Zustand des Kohlenstoffs in dem Werkstoff beruht; die Herstellungsbedingungen und die magnetischen Eigenschaften stehen also in einem sehr engen Zusammenhang. Folglich ergeben Herstellungsbedingungen, bei denen Kohlenstoff nicht in einem entsprechenden Zustand vorliegt, Magneten mit niedrigen magnetischen Kennwerten in der gleichen Größenordnung wie isotrope Magnetwerkstoffe, selbst wenn die Legierungsanteile in oben erwähnte Bereiche fallen und auch ein ausreichender Anteil der r-Phase vorliegt.
MnsAlC ist eine Verbindung mit flächenzentriertem kubischem Krista!lg_efüge des Perovskit-Typs (Gitterkonstante a = 3,87 A). Ihr Curiepunkt ist 15°C; Mn3AlC selbst ist bei Raumtemperatur auch innerhalb von Mn-Al-C-Legierungen nichtmagnetisch und trägt zur Magnetfeldstärke von Mn-Al-C-Magnetwerkstoffen nichts bei.
Der verwendete Ausdruck »dem Mn3AlC ähnliche flächenzentrierte kubische Phase« soll ausdrücken, daß in den Mn-Al-C-Legierungen perovskitartige Carbide, die Kohlenstoff oberhalb der Löslichkeitsgrenze enthalten, oder eine Ausscheidungssubstanz mit den gleichen chemischen Eigenschaften wie diese Carbide auftreten, wobei es sich jedoch nicht um ein vollkommen ausgeformtes Carbid handelt.
AUC3 ist ein in Mn-Al-C-Legierungen, die einen Mn-Anteil von 68,0 bis 73,0 Gew.-% und mehr als (1/3 Mn minus 22^)GeW1-1Vb Kohlenstoff enthalten, auftretendes Carbid. Es bildet sich bei Temperaturen über den Schmelzpunkten der Mn-Al-C-Legierungen, wird aber bei einer Wärmebehandlung im Temperaturbereich unterhalb der Schmelzpunkte weder gebildet noch zerstört ALtC3 wird von der Luftfeuchtigkeit usw. hydrolysiert; es bewirkt, daß die Legierungen reißen und mit fortschreitender Hydrolyse zerfallen.
Es wurde durch Messung der Gitterkonstanten durch Röntgendiffraktionsanaiyse und des Curiepunktes auf einer magnetischen Waage bestätigt, daß in Mn-Al-C-Legierungen die Löslichkeitsgrenze für Kohlenstoff in der magnetischen Phase bei 73 Gew.-% Mn 0,7 Gew.-% und bei 71 Gew.-% Mn 0,5 Gew.-% beträgt, und daß man die Löslichkeitsgrenze für Kohlenstoff innerhalb des Anteilsbereiches von 71,0 bis 73,0Gew.-% Mn durch den Ausdruck (1/10 Mn minus 6,6)Gew.-°/o bezeichnen kann.
Andererseits ist die Löslichkeitsgrenze für Kohlenstoff in der Hochtemperaturphase fast gleich der Löslichkeitsgrenze des Kohlenstoffs in der magnetischen Phase bei einer Temperatur von 8300C. Im Temperaturbereich von 900 bis 1200° C ist die Löslichkeitsgrenze des Kohlenstoffs in dieser Phase jedoch (0,8 bis 2,0) Gew.-% C. Durch Abschrecken von einer Temperatur von mehr als 900° C läßt sich jedoch eine Hochtemperaturphase erreichen, die mehr als (1/10 Mn minus 6,6) Gew.-% zwangsgelöst enthält.
Findet während des Abschreckens von einer Temperatur über 9000C her eine allmähliche Abkühlung mit weniger als 1O0C pro Minute Abkühlgeschwindigkeit im Bereich 830 bis 9000C statt und schreckt man dann von dieser Temperatur aus ab, oder wenn man die Legierungen länger als 7 min — vorzugsweise langer als 10 min — im Bereich von 830 bis 9000C hält und dann von dieser Temperatur aus abschreckt, scheidet sich Mn3AlC lamellar in einer i-Phase ab. Die Ablagerungen des lamellaren Mn3AlC liegen dabei parallel zur speziellen Kristalleber.e in der ε-Phase, d. h. der (0001)-Fläche, wobei die Orientierungsbeziehung
£(0001)//Mn3AlC(IIl)
gilt, wie durch lichtmikroskopische Beobachtung sowie Röntgendiffraktionsanalyse eines Einkristalls als Probe festgestellt wurde.
Wenn man andererseits die HGchtemperaturphase mit zwangsgelöstem Kohlenstoff dem vorerwähnten Glühen bei 480 bis 650cC untei wirft, läßt sich eine Phase erreichen, in der Mn3AlC und/oder eine dieser ähnliche flächenzentrierte kubische Phase abgelagert ist, und zwar fein dispergiert in der Matrix der magnetischen Phase, in welcher freier Kohlenstoff von mehr als der Löslichkeitsgrenze gelöst worden ist
Es wurde festgestellt, daß der überschüssige Kohlenstoff insbesondere bei mehr als 70Gew.-% Mn als Mn3AlC und/oder diesem ähnliche flächenzentrierte kubische Phase fein dispergiert körnig oder netzförmig vorliegt Die magnetischen Eigenschaften der so erhaltenen Mn-Al-C-Legierung sind im Massezustand isotrop, wobei der (BH^-Wen höher ist als 8,0 kj/m3.
In der DE-AS 24 37 444 ist ein Verfahren zur Herstellung eines Magneten aus 68 bis 73 Gew.-% Mangan, (1/10 Mn minus 6,6) bis (i/3 Mn minus 22,2)Gew.-% Kohlenstoff und Aluminium als Rest beschriebui, wobei die Legierung mit mehr als 100C pro Minute im Bereich von 900 bis 8300C abgeschreckt, bei 480 bis 7500C geglüht und bei 530 bis 8300C plastisch verformt wird. Mit diesem Verfahren lassen sich anisotrope Magneten mit ausgezeichneten Eigenschaften herstellen.
Aufgabe der Erfindung ist es, ein Verfahren zur Herstellung eines isotropen Dauermagnetwerkstoffes mit ausgezeichneten magnetischen und mechanischen Eigenschaften anzugeben, bei dem der (BH)max-Vfen höher als 16,0 kj/m3 ist und im Massezustand 20kJ/m3 erreich* und bei welchem das spezifische Gewicht bis hinunter zu 5,1 beträgt und dessen magnetische Energie pro Gewichtseinheit doppelt so hoch ist wie bei isotropen Ba-Sr-Ferrit- und AlNiCo-Magnetwerkstoffen.
Diese Aufgabe wird mit einem Verfahren der eingangs umrissenen Art gelöst, bei welchem der Werkstoff so lange geglüht wird, bis sich Mn3AIC in körniger oder netzförmiger Form ausscheidet, und danach im Temperaturbereich von 550 bis 7800C warmverformt wird.
Es wurde erfindungsgemäß gefunden, daß sich innerhalb des Bereiches A, B, C und D im Ternärsystem für Mn-Al-C-Legierungen in der Zeichnung isotrope Mn-AI-C-Dauermagnetwerkstoffe mit hervorragenden Eigenschaften erreichen lassen, wenn im erfindungsgemäßen Sinn vorgegangen wird.
Erfindungsgemäß wurde gefunden, daß, um isotrope Permanentmagnetwerkstoffe aus Mn-Al-C-Legierungen mit ausgezeichneten magnetischen Kennwerten zu erhalten, die Legierungen folgende Phasen enthalten müssen:
(1) Eine magnetische Phase mit über die Löslichkeitsgrenze darin zwangsgelöstem Kohlenstoff und
(2) Eine Phase aus Mn3AlC und/oder eine flächenzentrierte kubische, der zuvorgenannten ähnliche Phase, in der der überschüssige Kohlenstoff durch Glühen in Form anderer Karbide als Aluminiumkarbid (AUC3 usw.) in feinkörniger oder netzförmiger Gestalt getrennt vorliegt, wobei die Phase (2) feinkörnig oder netzförmig in der Phase (1) als Matrix dispergiert ist. Es wurde bewiesen, daß, wenn Legierungen nach den oben ausgeführten Bedingun- (5 gen hergestellt werden, sich Dauermagnetwerkstoffe mit erheblich verbesserten magnetischen Kennwerten erreichen lassen, die eine stabilisierte magnetische Phase aufweisen. Die oben beschriebene Zustandsform des Kohlenstoffs wurde durch Röntgendiffraktionsanalyse und durch die Licht- und Elektronenmikroskopie bestätigt
Die Zeichnung ist ein Zusammensetzungsdiagramm eines ternären Mn-Al-C-Systems.
Die metastabile Phase (flächenzentriert, tetragonal; Gitterkonstante a = 334 Ä, c = 3,58 Ä, c/a = 0,908; Curiepunkt 350 bis 4000C; im folgenden als r-Phase bezeichnet) wird durch Wärmebehandlung wie gesteuerte Abkühlung oder das Abschreck-Glühverfahren (»quench tempering method«) erhalten. Die r-Phase tritt als metastabile Phase zwischen der Hochtemperaturphase (nichtmagnetisch hexagonal, Gitterkonstante a = 2,69, c = 438, c/a 1,63; im folgenden als f-Phase bezeichnet) und der Raumtemperaturphase auf, bei der die Legierung in die — im folgenden als ^-Phase bezeichnete AIMn^/Phase und die — im folgenden als /?-Phase bezeichnete — /?-Mn-Phase aufgespalten ist Die Zwischenphase wurde 1955 von Nagasaki, Kono und Hirone entdeckt (Digest of the Tenth Annual Conference of the Physical Society of Japan; Bd. 3,162, Oktober 1955).
Im folgenden wird die Erfindung unter Bezug auf Ausführungsformen erläutert
Beispiel 1
Mangan, Aluminium und Kohlenstoff wuirden gemischt, auf etwa 14500C erhitzt die Schmelze 30 min vorgehalten, um den Kohlenstoff vollständig in die feste Lösung zu bringen, und dann zu einem Stab vergossen. Die Tabelle I zeigt die Zusammensetzung der so erhaltenen Gießlinge (chemische Analyse).
In der Beschreibung ist mit Br die Restinduktion, mit bHc die Koerzitivkraft und mit (BH)m3x das maximale Energieprodukt bezeichnet.
Tabelle I
Probe Nr. Mn Gew.-% Al Gew.-% C Gew.-o/o
1 69,52 29,89 0.59
2 70,47 28,72 0,81
3 70,83 2832 0,85
4 71,03 28,05 0,92
5 71,05 27,59 136
6 71,24 27,81 0,95
7 71,47 27,80 0,73
8 71,51 27,46 1.03
9 71,99 27,46 0,55
10 72.C3 26,94 1,03
11 72,05 26.03 1,92
12 72.50 26,79 C,71
13 72,77 25,94 1,29
14 72,98 25,69 1,33
15 72,96 25,16 1,88
16 73,17 25,50 1,33
17 73,45 25,10 1,45
Von jedem Gießling wurde eine zylindrische Probe von 20 mm 0 χ 35 mm geschnitten und gleichmäßig durch zweistündiges Homogenisieren bei 1ISO0C und Abschrecken von 100CC mii mehr als 10°C pro Minute in die «--Phase überführt. Diese Proben wurden im Bereich 480 bis 8300C geglüht. Die magnetischen Kennwerte nahmen bei allen Proben Nr. 1 bis 17 über 78O0C
erheblich ab.
Der Temperaturbereich, in welchem die r-Phase stabil vorliegt, schwankt erheblich in Abhängigkeit von der Zusammensetzung; bei 30 min Glühzeit lag er unter 7500C.
Nach 30-minütigem Glühen wurden die Proben röntgeiidiffraktionsanalytisch und lichtmikroskopisch auf Phasenstruktur untersucht. Folgende Ergebnisse wurden festgestellt:
Probe Nr.
Br (mT)
bHc
(kA/m)
(M/mJ)
(1) In den Proben Nr. 9, 16 und 17 lag ein erheblicher Anteil der/if-Phase vor.
(2) In allen anderen Proben wurde hauptsächlich die r-Phase festgestellt; in der Probe Nr. 11 lag jedoch AUCj vor; diese Probe begann nach einigen Wochen zu zerfallen.
Weiterhin wurde in den Proben Nr. 4 bis S, !0. 12 bis
Tabelle 2
Probe Nr.
Br
(mT)
bHc (kA/m)
(kj/m3)
9 10 11 12 13 14 15 16 17
Tabelle 3
245,0 260,0 285,0 330,0 330,0 335,0 340,0 340,0 270,0 345,0 295,0 335,0 330,0 320,0 310,0 245,0 190,0
108,0 112,0 120,0 168,0 172,0 176,0 188,0 192,0
96,0 200,0 180,0 184,0 192,0 192,0 196,0 104,0
60,0
7.2
8,8
10,4
16,0
16,0
16,8
17,6
17,6
7,2
18,4
13,6
16,8
16,8
16,8
16,0
6,4
4,0
10
15 eine Ausscheidung von MnjAlC in feinkörniger oder Netzform festgestellt; in den Proben Nr. 2 und 3 lag nur wenig ausgeschiedenes MnjAIC vor.
Nach einem 30-minütigen Glühen bei 7000C wurden die Proben bei 7000C mit einer ölhydraulischen Presse unter einem Druck von 12,5 t mit einem Verformungsgrad (Längenreduktion) von 50% gestaucht. Aus den so erhaltenen Proben wurden Würfel von 10 mm Kantenlänge geschnitten und an diesen die magnetischen Eigenschaften bestimmt.
Die Tabelle 2 zeigt die magnetischen Kennwerte in der Druck- und der Axialrichtung der Proben, die Tabel-Ie 3 die magnetischen Kennwerte in der zum Druck senkrechten und in der Radialrichtung der Proben.
Es wurde weiterhin röntgendiffraktionsanalytisch und lichtmikroskopisch nach der Verformung festgestellt, daß die Proben 9, 16 und 17 aus der >?-Phase und die anderen Proben im wesentlichen nur aus der r-Phase bestanden.
Probe Nr.
Br
(mT)
bHc (kA/m)
(BH)n,,,
530,0
365,0
196,0
184,0
40,8 19.2
3 335,0 156,0 15,2
4 330,0 168.0 16,0
5 330,0 172,0 16,0
6 335,0 176,0 16,8
7 340,0 188,0 17.6
8 340,0 192,0 17,6
9 270,0 96,0 7,2
10 345,0 200,0 18,4
11 295,0 180,0 13,6
12 335.0 184.0 16.8
13 330.0 192,0 16.8
14 320,0 192,0 16,0
15 310,0 196,0 16,0
16 245,0 104,0 6,4
17 190,0 60,0 4,0
In der Probe Nr. 11 wurde AUC5 erkannt; diese Probe begann nach einigen Wochen zu zerfallen.
Die Zusammensetzung der isotropen Proben mit einem (BHJmjx-Wert von mehr als 16 kj/m3 liegt im Bereich 71,0 bis 73,0 Gew.-% Mn, (1/10 Mn minus 6,6) bis (1/3 Mn minus 22,2) Gew.-% C, Rest Aluminium, d. h. im Bereich, 'ier im Ternärdiagramm der Figur durch die Punkte A, B, Cund D umrissen ist.
Weiterhin zeigten die Proben Nr. 4 bis 8,10,12 bis 15 infolge der plastischen Warmverformung eine merklich bessere mechanische Festigkeit auf: Zugfestigkeit mehr als 400 N/mm2, Dehnung mehr als 5%, Querfestigkeit mehr als 500 N/mm2. Zusätzlich hatten diese Proben eine ausgezeichnete Bearbeitbarkeit, die zuläßt, sie im magnetisierten Zustand auf herkömmliche Weise — beispielsweise auf der Drehbank — zu bearbeiten.
Beispiel 2
Die Probe 10 nach Beispiel 1 wurde entsprechend dem Beispiel 1 homogenisiert und abgeschreckt, nach dem Abschrecken 30 min bei 600° C geglüht und dann entsprechend dem Beispiel bei unterschiedlicher Arbeitstemperatur gestaucht Die magnetischen Eigenschaften in der Druckrichtung und im rechten Winkel hierzu (Radial- und Tangentialrichtung) nach der Verformung erwiesen sich als gleich; vgl. die Tabelle 4.
Tabelle 4
Kode
Verfor- Br
mungs- (mT)
temperatur 0C
(kA/m)
(bh;~3X
(kj/m3)
55 3 500 — — —
b 530 315,0 108,0 12,0
C 540 330,0 140,0 14,4
d 550 340,0 160,0 16,0
e 600 345,0 192,0 17,6
60 f 650 345,0 200,0 18,4
g 700 345,0 200,0 18,4
h 750 340,0 200,0 18,4
i 780 310,0 192,0 16,0
j 790 285,0 120,0 10,4
65 k 800 190,0 64,0 4,8
Proben mit einem (BH)nBxWeTt von mehr als 16 kj/m3 wurden in einem Verformungstemperaturbe-
reich von 550 bis 7800C erreicht.
Bei einer Verformungstemperatur unter 5400C entstanden auf einigen Proben Risse, da die Verformbarkeit dort zu niedrig war. Bei weniger als 5000C zerfielen alle Proben zu Pulver, so daß die Entnahme von Proben für die Messung der magnetischen Eigenschaften nicht möglich'«ar.
Bei mehr als 7800C wurde röntgendiffraktionsanalytisch in allen Proben ein großer Anteil der/?-Phase festgestellt.
Insbesondere zeigte sich an den Proben 4 bis 8, 12 bis 15 des Beispiels 1 die gleiche Neigung wie oben. Wenn Mn-Al-C-Legierungen aus 71,0 bis 73,0 Gew.-% Mn und (1/10 Mn minus 6,6) bis (1/3 Mn minus 22,2)Gew.-% C, Rest Aluminium, nach dem Homogenisieren mit mehr als 100C pro Minute abgeschreckt und nach dem Glühen bei 480 bis 7500C plastisch verformt wurden, ergaben sich isotrope Magneten mit sinem
von mehr als 16 kj/m3.
Beispiel 3
Die Probe Nr. 10 des Beispiels 1 wurde homogenisiert, abgeschreckt, danach 30 min bei 700°C geglüht und in einem 4O-mm0-Gesenk mit 12,5 t gestaucht. Die erhaltene Probe ließ sich einwandfrei verformen. Die magnetischen Eigenschaften waren isotrop, die magnetischen Kennwerte
Br = 345,0 mT
BHc = 204,0 kA/m
(BH)mx = 19.2 kj/m3.
Br bHc
20
25
= 80,0 mT
= 44,0 kA/m
= 0,8kJ/m3.
Nach der Behandlung erwies sich durch Röntgendiffraktionsanalyse das Vorliegen eines großen Anteils der ß- und der γ-Phase; nur ein geringer Anteil der r-Phase wurde festgestellt.
Wie durch die vielen Beispiele bewiesen wurde, lassen sich aus Mn-Al-C-Legierungen aus 71,0 bis 73,0 Gew.-% Mn, (1/10 Mn minus 6,6) bis (1/3 Mn minus 22,2) Gew.-% C, Rest Al, durch Abschrecken mit mehr als 100C pro Minute im Bereich von 830 bis 9000C nach dem Homogenisieren, nachfolgendes Glühen bei 480 bis 7500C und plastische Warmverformung bei 550 bis 7800C isotrope Permanentmagneten mit ausgezeichneten magnetischen Eigenschaften herstellen.
Es läßt sich aus den Beispielen feststellen, daß Kohlenstoff in feinkörniger oder Netzform als Mn3AIC oder einer ähnlichen flächenzentrierten kubischen Phase mit Kohlenstoffüberschuß einen wesentlichen Einfluß auf die Eigenschaften des Magnetwerkstoffs hat.
Es werden isotrope Dauermagnetwerkstoffe mit vorzüglicher Leistung — (BH)max bis 16 ... 20 kj/m3 erhalten, deren mechanische Festigkeitswerte das 1Ofache herkömmlicher isotroper Mn-Al-C-Magneten beträgt. Ihre Zähigkeit reicht aus, um spanabhebende Bearbeitungen wie Drehen zuzulassen. Diese Werkstoffe lassen sich stauchen, strangpressen, walzen und können auch anderen plastischen Verformungsarten, wie beispielsweise Ziehen, Schmieden usw. unterworfen werden.
Der oben beschriebenen Behandlung unterworfene und in anderen, d. h. rechteckigen oder sonstwie gestalteten Gesenken gestauchte Proben zeigten die gleichen magnetischen Eigenschaften und Kennwerte.
Hierzu 1 Blatt Zeichnungen
Beispiel 4
40
Die Probe Nr. 8 des Beispiels 1 wurde homogenisiert, abgeschreckt, danach 30 min bei 7500C geglüht und unter 12,5 t Druck mit einem Gesenk mit einer Flächenreduktion von 50 Gew.-% ausgepreßt. Die magnetischen Eigenschaften waren dann isotrop, die magnetischen Kennwerte betrugen:
Br = 340,OmT
bHc = 196,0 kA/m
(BH)mlx = 17,6kJ/m3
Beispiel 5
55
Aus einer Mn-Al-Legierung aus 72,05 Gew.-% Mn und 2735 Gew.-% Al (chemische Analyse) wurden Probenstäbe gegossen und von diesen zylindrischen Proben von 20 mm0 χ 35 mm geschnitten, die 1 Stunde bei 10000C homogenisiert und dann in Wasser abgeschreckt wurden.
Die so erhaltene Legierung wurde röntgendiffraktionsanalytisch auf Phasenstruktur untersucht; es ließ sich nur die s-Phase feststellen.
Diese Legierung wurde zur r-Phase geglüht und dann bei 7000C mit einem Verformungsgrad von 50 Gew.-°/o gestaucht Die Proben erwiesen sich danach als isotrop; die magnetischen Kennwerte waren wie folgt:

Claims (1)

  1. Patentanspruch:
    Verfahren zum Herstellen eines isotropen Dauermagnetwerkstoffes aus einer schmelzmetallurgisch hergestellten Mangan-Aluminium-Kohlenstoff-Legierung aus 71 bis 73 Gew.-°/o Mangan, (1/10 Mangan minus 6,6) bis (1/3 Mangan minus 22^) Gew.-% Kohlenstoff, Rest Aluminium, die nach dem Homogenisieren von oberhalb 9000C mit mehr als 100C pro Minute in dem Temperaturbereich von 900 bis 830° C abgeschreckt, bei 480 bis 750° C geglüht und danach warm verformt wird, dadurch gekennzeichnet, daß der Werkstoff so lange geglüht wird, bis sich Mn3AlC in körniger oder netzförmiger Form ausscheidet, und danach im Temperaturbereich von 550 bis 780° C warmverformt wird.
DE2449867A 1973-10-19 1974-10-17 Verfahren zum Herstellen eines isotropen Dauermagnetwerkstoffes Expired DE2449867C2 (de)

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