EP1124999A1 - Iron-cobalt alloy with a low coercitive field intensity and method for the production of semi-finished products made of an iron-cobalt alloy - Google Patents

Iron-cobalt alloy with a low coercitive field intensity and method for the production of semi-finished products made of an iron-cobalt alloy

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Publication number
EP1124999A1
EP1124999A1 EP00943850A EP00943850A EP1124999A1 EP 1124999 A1 EP1124999 A1 EP 1124999A1 EP 00943850 A EP00943850 A EP 00943850A EP 00943850 A EP00943850 A EP 00943850A EP 1124999 A1 EP1124999 A1 EP 1124999A1
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EP
European Patent Office
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alloy
weight
less
iron
Prior art date
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Withdrawn
Application number
EP00943850A
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German (de)
French (fr)
Inventor
Johannes Tenbrink
Gernot Vaerst
Kurt Emmerich
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Vacuumschmelze GmbH and Co KG
Original Assignee
Vacuumschmelze GmbH and Co KG
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Filing date
Publication date
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Withdrawn legal-status Critical Current

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    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
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    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
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    • C21D8/1222—Hot rolling
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    • C21D8/1216—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the working step(s) being of interest
    • C21D8/1233—Cold rolling

Definitions

  • Iron-cobalt alloy with low coercive force and process for the production of semi-finished products from an iron-cobalt alloy are
  • the invention relates to an alloy based on Fe with a Co content of 10 to 20% by weight, with a content of at least one element from the group Cr, Mo and V of 2 to 6.5% by weight and with a low content of C.
  • the invention further relates to a process for the production of halo products from a Kaltalt-iron alloy, in which workpieces made from an alloy based on Fe with a Co content of 10 to 20 wt a content of at least one element from the group Cr, Mo and V of 2 to 6.5 wt .-% prepared and then subjected to a final annealing.
  • Such an alloy is known from JP-A-61-253348. With a cobalt content in the range from 10 to 35% by weight, it results in both a high saturation reduction and a high specific resistance.
  • the known alloy is therefore suitable as a magnetic core for high-frequency switching electromechanical components.
  • the known alloy is particularly suitable for the yokes in the print heads of dot matrix printers. Because of the high specific resistance, eddy currents are effectively suppressed so that high switching frequencies are possible.
  • Cr and V are added to the known alloy.
  • the known alloy also contains Mo, which additionally reduces the material's ability. This makes it easier to process a known material.
  • a disadvantage of the known alloy is that it is not suitable for production in a large-scale process. Because in the production of a large m m melt can generally specified for most applications Obergren ⁇ ze f o r not complied with the Koerzitivfeidstarke.
  • the invention is based on the object to provide an alloy which m a large scale process with the specified magnetic and electrical characteristics sheep en ner combin is.
  • the invention is also ⁇ ie object ben a suits for suitable in d ustrielle manufacturing process for the production of semi-finished product of a soft magnetic cobalt-iron alloy having a particularly low Koerzitivfeidstarke ⁇ .
  • This object is solved erfmdungsgebound characterized in that the G ehalt together on Ni mt Mn below 0.4 wt .-%, and the G to C ehalt below 0.02 wt .-%, and since the ß Schlußgluhung least 0.25 f n ⁇ urchgefunrt is in the range from 800 ms Temperaturbe ⁇ 880 ° C.
  • the Emnalten ⁇ er upper limit for Ni, Mn and C and the G ⁇ urcn Lunen in the temperature range around 850 ° C is co ⁇ ie set to an optimally low value, so that overall an alloy with a high degree of saturation and high electrical resistance and a low coercive force results.
  • Figure 1 em flow chart of the manufacturing process for semi-finished products made of the alloy according to the invention
  • FIG. 2 shows a binary cobalt-iron phase diagram
  • FIG. 3 shows a graphical representation of the measured saturation production of different batches of a test series
  • FIG. 4 shows a further illustration of the measured coercive field strength for the test series from FIG. 3;
  • FIG. 5 shows a diagram which shows the dependence of the coercive field strength on the annealing temperature in the case of, among other things, a cold-rolled workpiece
  • FIG. 6 shows a further diagram which shows the dependence of the coercive field strength on the annealing temperature in the case of an exclusively hot-rolled workpiece
  • FIG. 7 is a representation of the measured new curve of an alloy made from pure starting materials and of measured new curves of an alloy made from scrap after final annealing.
  • the alloy is first melted in a melting process 1.
  • the melting process 1 is followed by a different series of process steps.
  • the casting block resulting from the melting process 1 is formed into a slab by pre-blocking 2 m.
  • Preblocking is understood to mean the forming of the casting block m a slab with a rectangular cross section by a hot rolling process at a temperature of 1250 ° C.
  • the scale formed on the surface of the slab is removed by grinding 3.
  • the grinding 3 is followed by a further hot rolling process 4, by means of which the slab is formed at a temperature of 1250 ° C. in a strip with a thickness of, for example, 3.5 mm.
  • the impurities that form on the surface of the strip during hot rolling are removed by grinding or pickling 5, and the strip is shaped by cold rolling 6 to the final thickness in the range from 0.1 to 2 mm.
  • the strip is subjected to a final annealing 7 at a temperature of 850 ° C. During the final annealing, the lattice defects caused by the forming processes heal and crystalline grains are formed in the structure.
  • the manufacturing process is similar when turning parts are manufactured.
  • billets with a square cross section are produced by pre-blocking 8 of the casting block.
  • the so-called pre-blocking takes place at a temperature of 1250 ° C.
  • the scale created during pre-blocking 8 is removed by grinding 9.
  • This is followed by a further hot rolling process 10, by means of which the billets are formed into rods or wires up to a diameter of 13 mm.
  • warpage of the material is then corrected on the one hand and, on the other hand, the impurities formed during the hot rolling process 10 removed from the surface.
  • the material is also subjected to a final annealing 12 here.
  • phase diagram of the binary iron-cobalt system is shown in FIG. 2.
  • melt 13 there follows a ⁇ Fe phase region 14, in which the alloy m is in the form of a mixed crystal with a ⁇ Fe crystal structure.
  • the ⁇ Fe phase region is adjacent to the em + ⁇ two-phase region 15, which is separated from an Fe phase region 17 by a / ⁇ phase boundary 16.
  • the Curie temperature is shown with a point 18.
  • the two-phase region 15 is only pronounced when the iron content is low.
  • additional alloy components such as Mo, Cr and in particular V are added, the two-phase region 15 also expands to high iron concentrations.
  • Grain boundaries result in significantly deteriorated magnetic values.
  • the C content was varied from 0.003 to 0.023% by weight and the Ni content in the range from 0.01 to 0.36% by weight for 10 special melts.
  • the composition of the main elements was 17.2% by weight of Co, 2.0% by weight of Cr, 0.8% by weight of Mo, 0.2% by weight of V, balance Fe.
  • Table 1 lists the levels of C and Ni and the associated batch numbers of the ten special melts examined.
  • the ingots were hot rolled to a thickness of 3.5 mm and then cold rolled to a final thickness of 0.5 mm.
  • the punched rings made therefrom with an outer diameter of 28.5 mm, an inner diameter of 20 mm and a thickness of 0.5 mm were annealed for 10 hours at temperatures of 830 ° C, 850 ° C and 870 ° C under dry hydrogen.
  • the magnetic properties were then measured, in particular the new curve up to 160 A / cm and the coercive field strength.
  • FIG. 3 shows the results of the induction measurement at a magnetic field strength of 160 A / cm. As the measurements show, approximately B 160 ⁇ 2.0T is met in all ten batches. From Figure 3 it is clear that there are no significant differences between the individual final annealing exist, since near the saturation modulation the induction values depend essentially on the main composition, which is to be regarded as constant except for impurities.
  • the coercivity is as a function of the N - and C-
  • the coercive field strength begins with the low-alloy chrage No. 1 with a value of 1.5 A / cm to values over 2.0 A / cm for the largest Ni and C- Locked.
  • the coercive field is already oei the low-alloyed batches significantly above the level of the coercive force of the annealing temperatures at 830 ° C and 850 ° C.
  • FIG. 5 shows the course of the coercive field strengths of these batches at different annealing temperatures. It can be seen from this that the coercive field strength increases sharply with increasing final annealing temperature above approximately 860 ° C., which is due to the beginning - ⁇ -
  • phase transition is due.
  • the coercive force in batch No. 5 with the higher Ni content of 0.2% by weight is significantly higher than the coercive force in batch No. 1 with a Ni content of 0.01% by weight. As already mentioned, this is shifted by the / ⁇ -phase boundary
  • FIG. 6 shows that the coercive force after the final annealing at 835 ° C. and 865 ° C. is clearly above the specification limit 19. The reason for this is, as with batch numbers 1 to 10, the high Ni content and the high C content.
  • a comparison with the measurements shown in FIG. 5 also shows that the minimum of the coercive field strength m in FIG. 6 is clearly above the minimum of the coercive field strength m in FIG. 5. The reason for this is the lack of cold rolling process 6. Because hot rolling processes 4 and 10 result in fewer defects and dislocations in the workpiece, so that the processes leading to recrystallization only take place in small, localized areas.
  • FIG. 7 shows the new curves of batch 10 together with the new curve of batch 11. The comparison shows that with a final annealing for 10 hours at a temperature of 830 ° C almost the induction values of the new car annealed over 10 hours at optimal 865 ° C are reached.
  • the induction values for Charge 10 of Taoelle 1 are significantly worse, particularly at 3 A / cm.
  • an inhomogeneous ferritic structure is present after cooling to room temperature, which leads to increased coercive force and lower induction values.
  • the problem is exacerbated by higher Ni contents or higher glow temperatures.
  • the content of C and Ni is also important for the electrical and magnetic properties of the alloy.
  • Mo rich carbides such as M 23 C S or M 6 C, for example.
  • M stands for metal.
  • the Mo-rich carbides lead to a deterioration in the soft magnetic properties. It applies that with increasing contents of Mo and C such carbides remain stable up to higher temperatures. If the Mo and C contents are too high, the stability of the carbides extends to the ⁇ / ⁇ phase boundary 16, and no suitable glow parameters are found to achieve low coercive field strengths. The goal of values for the coercive field strength H c below 2 A / cm cannot be achieved with certainty either.
  • the alloy additives Mo, Cr, V serve to increase the specific electrical resistance.
  • the total content of alloy additives must not exceed a certain upper limit. This is already almost the case with a total content of Cr, Mo and V of 6.5% by weight, and a B 16o of only 1.98 T is achieved.
  • Binary cobalt-iron alloys have a level around 0.2 ⁇ llm.
  • contents of further elements, such as Cr, Mo and V, of the sum of at least 2% by weight are necessary.
  • the required upper limits are clear from the following exemplary and comparative examples.
  • the concentration data in percent are data in% by weight.
  • the induction B ⁇ 60 with a magnetic field strength of H 160 A / cm should be greater than 2.0 T; the coercivity H c is to be below 2.0 A / cm and the resistivity are intended ü mountaineering 30 ⁇ cm.
  • This comparative example illustrates the consequence of a too low annealing temperature with a high Mo content.
  • Mo-rich metal carbides were identified as the cause of these fluctuating and sometimes significantly too high H c values. Because if the Mo and C contents are too high, the stability of the carbides extends up to the ⁇ / ⁇ phase boundary 16 and no suitable glow parameters can be found to achieve low coercive field strengths. Also, the goal of coercive field strengths below 2 A / cm cannot be achieved with certainty.
  • Binary CoFe alloys with 14.7 and 19.9% Co as in Example 2 were produced.
  • This comparative example shows the importance of the elements Cr, Mo and V for the specific resistance.
  • Exemplary embodiments 15 and 16 illustrate the meaning of Cr, Mo and V for the specific electrical resistance.
  • a low content of Cr, Mo and V leads to a low specific electrical resistance.
  • the specific resistance was 0.56 ⁇ m.
  • composition of this alloy melted under vacuum was 17.0% Co, 1.95% Cr, 0.80% Mo, 0.02% Mn, ⁇ 0.015%
  • This alloy has been subjected to a wide variety of processing options. Either it was hot rolled to the final dimension, or it was hot rolled and then cold rolled to its final thickness as a strip. The two 01/00895

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Abstract

An Fe-based alloy with 10 -20 wt. % Co, 2-6.5 wt. % Cr, Mo and V, containing less than 0.4 wt. % Ni and Mn and less than 0.02 wt. % C. Said soft magnetic alloy enables particularly low coercitive fields to be obtained. Workpieces made of said alloy are finally annealed in an optimum temperature range 20 at approximately 850 DEG C.

Description

Beschreibungdescription
Eisen-Kobalt-Legierung mit geringer Koerzitivfeidstarke und Verfahren zur Herstellung von Halbzeug aus einer Eisen- Kobalt-Legierung.Iron-cobalt alloy with low coercive force and process for the production of semi-finished products from an iron-cobalt alloy.
Die Erfindung betrifft eine Legierung auf der Basis von Fe mit einem Gehalt an Co von 10 b s 20 Gew.-%, mit einem Gehalt von wenigstens einem Element der Gruppe Cr, Mo und V von 2 b s 6,5 Gew.-% und mit einem geringen Gehalt an C.The invention relates to an alloy based on Fe with a Co content of 10 to 20% by weight, with a content of at least one element from the group Cr, Mo and V of 2 to 6.5% by weight and with a low content of C.
Die Erfindung betrifft ferner ein Verfahren zur Herstellung von Halozeug aus einer Kooalt-Eisen-Legierung, bei dem durcn Scnmelzen und Warmverformung zunächst Werkstücke aus einer Legierung auf der Basis von Fe mit einem Gehalt von Co von 10 bis 20 Gew.-% Co und mit einem Gehalt von wenigstens einem Element der Gruppe Cr, Mo und V von 2 bis 6,5 Gew.-% angefertigt und dann einer Schlußgluhung unterzogen werden.The invention further relates to a process for the production of halo products from a Kaltalt-iron alloy, in which workpieces made from an alloy based on Fe with a Co content of 10 to 20 wt a content of at least one element from the group Cr, Mo and V of 2 to 6.5 wt .-% prepared and then subjected to a final annealing.
Eine derartige Legierung ist aus der JP-A-61-253348 bekannt. Bei einem Kobaltgehalt im Bereich von 10 bis 35 Gew.-% ergibt sicn sowohl eine hohe Sattigungsmduktion als auch ein hoher spezifischer Widerstand. Die bekannte Legierung eignet sich daher als Magnetkern für mit hoher Frequenz schaltende elek- tromechanische Komponenten. Insbesondere eignet sich die bekannte Legierung für die Joche m den Druckkopfen von Nadeldruckern. Denn durch den hohen spezifischen Widerstand werden Wirbelstrome auf wirksame Weise unterdruckt, so daß hohe Schaltfrequenzen möglich sind. Um den spezifischen Widerstand der Legierung weiter zu erhohen, sind der bekannten Legierung unter anderem Cr und V zugesetzt. Aus dem gleichen Grund enthalt die bekannte Legierung auch Mo, das zusätzlich die Spro- α gkeit des Materials verringert. Dadurch kann aas bekannte Material leichter verarbeitet werden.Such an alloy is known from JP-A-61-253348. With a cobalt content in the range from 10 to 35% by weight, it results in both a high saturation reduction and a high specific resistance. The known alloy is therefore suitable as a magnetic core for high-frequency switching electromechanical components. The known alloy is particularly suitable for the yokes in the print heads of dot matrix printers. Because of the high specific resistance, eddy currents are effectively suppressed so that high switching frequencies are possible. To further increase the specific resistance of the alloy, Cr and V are added to the known alloy. For the same reason, the known alloy also contains Mo, which additionally reduces the material's ability. This makes it easier to process a known material.
Ein Nachteil der bekannten Legierung ist, daß sie sich nicht zur Herstellung in einem großtecnnischen Verfanren eignet. Denn bei der Herstellung m einer Großschmelze kann m der Regel die für die meisten Anwendungen spezifizierte Obergren¬ ze für die Koerzitivfeidstarke nicht eingehalten werden.A disadvantage of the known alloy is that it is not suitable for production in a large-scale process. Because in the production of a large m m melt can generally specified for most applications Obergren ¬ ze f o r not complied with the Koerzitivfeidstarke.
Ausgehend von diesem Stand der Technik liegt der Erfindung die Aufgabe zugrunde, eine Legierung zu schaffen, die m einem großtechnischen Verfahren mit den spezifizierten magnetischen und elektrischen Eigenschaf en nerstellbar ist.Starting from this prior art, the invention is based on the object to provide an alloy which m a large scale process with the specified magnetic and electrical characteristics sheep en nerstellbar is.
Diese Aufgaoe wird erfmαungsgema^ αaαurch gelost, daß der Gehalt an Ni zusammen m t Mn unterhalb von 0,4 Gew.-% liegt und daß der Genalt an C kleiner als 0,02 Gew -% istThis A is ufgaoe erfmαungsgema ^ αaαurch solved that the G ehalt of Ni together mt Mn below 0.4 wt .-%, and since the Genalt to C SS is less than 0.02 wt -% is
Durch das Emnalten der Obergrenzen von Ni, Mn und C ist ge- wahrleistet, daß die Koerzitivfelcstarke auch dann innerhalb des spezifizierten Bereichs bleibt, wenn die Legierung m ei¬ ner Großschmelze hergestellt wird Denn aufgrund des niedri¬ gen Gehalts von Ni, Mn und C steht ein ausreichend großes Temperaturfenster für die Schlußgluhung zur Verfugung. Demzu- folge braucht die Temperatur nicht uoer das gesamte Volumen eines Bandes, einer Stange oder eines Drahtes im Rahmen des Temperaturfensters genalten zu werden.By Emnalten the limits of Ni, Mn and C is overall true ensure that the Koerzitivfelcstarke also remains within the specified range when the alloy m ei ¬ ner G ro ß melt is prepared is because due to the niedri ¬ gen G ehalts of Ni , Mn and C, a sufficiently large temperature window is available for the final annealing. Demzu- follow b does not smoke, the temperature uoer the entire volume of a strip, rod or wire within the temperature window to be genalten.
Der Erfindung liegt ferner αie Aufgabe zugrunde, ein für die industrielle Fertigung geeignetes Verfahren zur Herstellung von Halbzeug aus einer weichmagnetischen Kobalt-Eisen- Legierung mit besonders niedriger Koerzitivfeidstarke anzuge¬ ben.The invention is also αie object ben a suits for suitable in d ustrielle manufacturing process for the production of semi-finished product of a soft magnetic cobalt-iron alloy having a particularly low Koerzitivfeidstarke ¬.
Diese Aufgabe wird erfmdungsgemaß dadurch gelost, daß der Gehalt an Ni zusammen m t Mn unterhalb 0,4 Gew.-% sowie der Gehalt an C unter 0,02 Gew.-% liegt und daß die Schlußgluhung f mindestens 0,25 n im Temperaturbe¬ reich von 800 ms 880°C αurchgefunrt wird.This object is solved erfmdungsgemaß characterized in that the G ehalt together on Ni mt Mn below 0.4 wt .-%, and the G to C ehalt below 0.02 wt .-%, and since the ß Schlußgluhung least 0.25 f n αurchgefunrt is in the range from 800 ms Temperaturbe ¬ 880 ° C.
Durcn das Emnalten αer Obergrenze f r Ni, Mn und C sowie αurcn das Glunen im Temperaturbereich um 850 °C wird αie Ko- erzitivfeldstarke auf einen optimalen niedrigen Wert eingestellt, so daß sich insgesamt eine Legierung mit hoher Satti- gungsmduktion und hohem elektrischen Widerstand und niedriger Koerzitivfeldstarke ergibt.Durcn the Emnalten αer upper limit for Ni, Mn and C and the G αurcn Lunen in the temperature range around 850 ° C is co αie set to an optimally low value, so that overall an alloy with a high degree of saturation and high electrical resistance and a low coercive force results.
Vorteilhafte Ausgestaltungen der Erfindung sind Gegenstand der abhangigen Ansprüche.Advantageous embodiments of the invention are the subject of the dependent claims.
Nachfolgend wird die Erfindung anhand der beigefugten Zeich- nung naher erläutert. Es zeigen:The invention is explained in more detail below with the aid of the attached drawing. Show it:
Figur 1 em Ablaufdiagramm des Herstellverfahrens für Halbzeug aus der Legierung gemäß der Erfindung;Figure 1 em flow chart of the manufacturing process for semi-finished products made of the alloy according to the invention;
Figur 2 em binares Kobalt-Eisen-Phasendiagramm;FIG. 2 shows a binary cobalt-iron phase diagram;
Figur 3 eine graphische Darstellung der gemessenen Satti- gungs duktion von verschiedenen Chargen einer Versuchsreihe;FIG. 3 shows a graphical representation of the measured saturation production of different batches of a test series;
Figur 4 eine weitere Darstellung der gemessenen Koerzitivfeldstarke für die Versuchsreihe aus Figur 3;FIG. 4 shows a further illustration of the measured coercive field strength for the test series from FIG. 3;
Figur 5 em Diagramm, das die Abhängigkeit der Koerzitivfeld- starke von der Gluhtemperatur bei einem unter anderem auch kaltgewalzten Werkstuck darstellt;FIG. 5 shows a diagram which shows the dependence of the coercive field strength on the annealing temperature in the case of, among other things, a cold-rolled workpiece;
Figur 6 em weiteres Diagramm, das die Abhängigkeit der Koerzitivfeldstarke von der Gluhtemperatur bei einem aus- schließlich warmgewalzten Werkstuck darstellt; undFIG. 6 shows a further diagram which shows the dependence of the coercive field strength on the annealing temperature in the case of an exclusively hot-rolled workpiece; and
Figur 7 eine Darstellung der gemessenen Neukurve einer aus reinen Ausgangsmaterialien nergestellten Legierung und von gemessenen Neukurven einer aus Schrott herge- stellten Legierung nach der Scnlußgluhung. In dem in Figur 1 dargestellten Ablaufdiagramm wird zunächst m einem Schmelzvorgang 1 die Legierung erschmolzen. Dem Schmelzvorgang 1 folgen je nach herzustellendem Halbzeug eine unterschiedliche Reihe von Verfahrensschritten.FIG. 7 is a representation of the measured new curve of an alloy made from pure starting materials and of measured new curves of an alloy made from scrap after final annealing. In the flow chart shown in FIG. 1, the alloy is first melted in a melting process 1. Depending on the semi-finished product to be produced, the melting process 1 is followed by a different series of process steps.
Falls Bander hergestellt werden sollen, aus denen spater Teile gestanzt werden, wird der aus dem Schmelzvorgang 1 hervorgegangene Gußblock durch Vorblocken 2 m eine Bramme umgeformt. Unter Vorblocken wird das Umformen des Gußblocks m eine Bramme mit rechteckigem Querschnitt durch einen Warmwalzvorgang bei einer Temperatur von 1250 °C verstanden. Nach dem Vorblocken wird durch Schleifen 3 der auf der Oberflache der Bramme ausgebildete Zunder entfernt. Dem Schleifen 3 folgt e weiterer Warmwalzvorgang 4, durch den die Bramme bei einer Temperatur von 1250 °C m em Band mit einer Dicke von beispielsweise 3 , 5 mm umgeformt wird. Anschließend werden die sich beim Warmwalzen auf der Oberflache des Bands ausbildenden Verunreinigungen durch Schleifen oder Beizen 5 entfernt, und das Band wird durch Kaltwalzen 6 auf die endgulti- ge Dicke im Bereich von 0,1 bis 2 mm umgeformt. Schließlich wird das Band einer Schlußgluhung 7 bei einer Temperatur von 850 °C unterzogen. Wahrend der Schlußgluhung heilen die durch die Umformvorgange entstandenen Gitterfehlstellen aus und kristalline Korner werden im Gefuge gebildet.If strips are to be produced, from which later parts are to be stamped, the casting block resulting from the melting process 1 is formed into a slab by pre-blocking 2 m. Preblocking is understood to mean the forming of the casting block m a slab with a rectangular cross section by a hot rolling process at a temperature of 1250 ° C. After pre-blocking, the scale formed on the surface of the slab is removed by grinding 3. The grinding 3 is followed by a further hot rolling process 4, by means of which the slab is formed at a temperature of 1250 ° C. in a strip with a thickness of, for example, 3.5 mm. Subsequently, the impurities that form on the surface of the strip during hot rolling are removed by grinding or pickling 5, and the strip is shaped by cold rolling 6 to the final thickness in the range from 0.1 to 2 mm. Finally, the strip is subjected to a final annealing 7 at a temperature of 850 ° C. During the final annealing, the lattice defects caused by the forming processes heal and crystalline grains are formed in the structure.
Ähnlich verlauft der Herstellungsvorgang, wenn Drehteile hergestellt werden. Auch hier werden durch Vorblocken 8 des Gußblocks Knüppel mit einem quadratischen Querschnitt hergestellt. Das sogenannte Vorblocken erfolgt dabei bei einer Temperatur von 1250 °C. Anschließend wird der beim Vorblocken 8 entstandene Zunder durch Schleifen 9 entfernt. Dem folgt ein weiterer Warmwalzvorgang 10, durch den die Knüppel in Stangen oder Drahte bis zu einem Durchmesser von 13 mm umgeformt werden. Durch Richten und Scnalen 11 werden dann zum einen Verwerfungen des Materials korrigiert und zum anderen die sich wahrend des Warmwalzvorgangs 10 bildenden Verunrei- nigungen auf der Oberflache entfernt. Abschließend wird auch hier das Material einer Schlußgluhung 12 unterzogen.The manufacturing process is similar when turning parts are manufactured. Here too, billets with a square cross section are produced by pre-blocking 8 of the casting block. The so-called pre-blocking takes place at a temperature of 1250 ° C. Subsequently, the scale created during pre-blocking 8 is removed by grinding 9. This is followed by a further hot rolling process 10, by means of which the billets are formed into rods or wires up to a diameter of 13 mm. By straightening and scanning 11, warpage of the material is then corrected on the one hand and, on the other hand, the impurities formed during the hot rolling process 10 removed from the surface. Finally, the material is also subjected to a final annealing 12 here.
Für e besseres Verständnis der physikalischen Vorgange wah- rend der Schlußgluhung ist m Figur 2 em Phasendiagramm des binaren Eisen-Kobalt-Systems dargestellt. Unterhalb des Phasengebietes Schmelze 13 schließt sich em γFe-Phasengebιet 14 an, in dem die Legierung m der Gestalt eines Mischkristalls mit γFe-Kπstallstruktur vorliegt. An das γFe-Phasengebιet grenzt em +γ-Zweιphasengebιet 15 an, das durch eine /γ- Phasengrenze 16 von einem Fe-Phasengebiet 17 getrennt ist. Der Vollständigkeit halber ist mit einer Stπchpunktlmie 18 die Curietemperatur eingezeichnet.For a better understanding of the physical processes during the final annealing, a phase diagram of the binary iron-cobalt system is shown in FIG. 2. Below the phase region melt 13 there follows a γFe phase region 14, in which the alloy m is in the form of a mixed crystal with a γFe crystal structure. The γFe phase region is adjacent to the em + γ two-phase region 15, which is separated from an Fe phase region 17 by a / γ phase boundary 16. For the sake of completeness, the Curie temperature is shown with a point 18.
Bei einem binaren Eisen-Kobalt-System ist das Zweiphasenge- biet 15 nur bei einem niedrigen Eisengehalt ausgeprägt. Beim Zusatz von zusätzlichen Legierungsbestandteilen wie Mo, Cr und insbesondere V dehnt sich das Zweiphasengebiet 15 auch zu hohen Eisenkonzentrationen aus.In a binary iron-cobalt system, the two-phase region 15 is only pronounced when the iron content is low. When additional alloy components such as Mo, Cr and in particular V are added, the two-phase region 15 also expands to high iron concentrations.
Optimale weichmagnetische Eigenschaften werden erreicht, wenn eine Kobalt-Eisen-Legierung bei einer möglichst hohen Temperatur geglüht wird. Dabei muß unbedingt vermieden werden, wahrend der Gluhung das α+γ Zweiphasengebiet 15 zu berühren, da daraus aufgrund der dabei sich bildenden zusätzlichenOptimal soft magnetic properties are achieved when a cobalt-iron alloy is annealed at the highest possible temperature. It is imperative to avoid touching the α + γ two-phase region 15 during the annealing process, since this results in the additional resulting
Korngrenzen erheblich verschlechterte Magnetwerte resultieren.Grain boundaries result in significantly deteriorated magnetic values.
Ferner fuhrt em zu hoher Gehalt an C, Ni und/oder Mn zu ei- ner Verschlechterung der weichmagnetischen Eigenschaften, da die α/γ-Phasengrenze 16 durch zu hohe Gehalte zu tieferen Temperaturen verschoben und das Kornwachstum bei der notwendig werdenden tieferen Gluhtemperatur geringer wird, was sich erhöhten Koerzitivfeidstarken äußert.Furthermore, an excessively high content of C, Ni and / or Mn leads to a deterioration in the soft magnetic properties, since the α / γ phase boundary 16 is shifted to lower temperatures due to excessively high contents and the grain growth becomes lower as the lower annealing temperature becomes necessary , which manifests itself in increased coercive field strengths.
Dieser Sachverhalt soll anhand der im folgenden im einzelnen geschilderten Untersuchung naher erläutert werden. Es wurde der C-Gehalt von 0,003 bis 0,023 Gew.-% sowie der Ni-Gehalt im Bereich von 0,01 bis 0,36 Gew.-% bei 10 Sonderschmelzen variiert. Die Zusammensetzung m den Hauptelementen war 17,2 Gew.-% Co, 2,0 Gew.-% Cr, 0,8 Gew.-% Mo, 0,2 Gew.-% V, Rest Fe . In Tabelle 1 sind die Gehalte an C und Ni sowie die dazugehörigen Chargennummern der zehn untersuchten Sonderschmelzen aufgelistet.This fact will be explained in more detail on the basis of the investigation described in detail below. The C content was varied from 0.003 to 0.023% by weight and the Ni content in the range from 0.01 to 0.36% by weight for 10 special melts. The composition of the main elements was 17.2% by weight of Co, 2.0% by weight of Cr, 0.8% by weight of Mo, 0.2% by weight of V, balance Fe. Table 1 lists the levels of C and Ni and the associated batch numbers of the ten special melts examined.
Tabelle 1 Table 1
Die Blocke wurden auf eine Dicke von 3,5 mm warmgewalzt und anschließend auf eine Enddicke von 0,5 mm kaltgewalzt. Die daraus gefertigten Stanzringe mit einem Außendurchmesser von 28,5 mm, einem Innendurchmesser von 20 mm und einer Dicke von 0,5 mm wurden be Temperaturen von 830 °C, 850 °C und 870 °C unter trockenem Wasserstoff jeweils 10 h schlußgegluht . Anschließend wurden die magnetischen Eigenschaften gemessen, insbesondere die Neukurve bis 160 A/cm und die Koerzitivfeld- starke.The ingots were hot rolled to a thickness of 3.5 mm and then cold rolled to a final thickness of 0.5 mm. The punched rings made therefrom with an outer diameter of 28.5 mm, an inner diameter of 20 mm and a thickness of 0.5 mm were annealed for 10 hours at temperatures of 830 ° C, 850 ° C and 870 ° C under dry hydrogen. The magnetic properties were then measured, in particular the new curve up to 160 A / cm and the coercive field strength.
In Figur 3 sind die Ergebnisse der Induktionsmessung bei einer Magnetfeldstarke von 160 A/cm dargestellt. Wie die Messungen zeigen, wird bei allen zehn Chargen ungefähr B160 ≥ 2,0T erfüllt. Anhand Figur 3 wird deutlich, daß keine signifikanten Unterschiede zwischen den einzelnen Schlußgluhungen bestehen, da nahe der Sattigungsmduktion die Induktionswerte im wesentlichen von der Hauptzusammensetzung abhangen, die bis auf Verunreinigungen als konstant anzusehen ist.FIG. 3 shows the results of the induction measurement at a magnetic field strength of 160 A / cm. As the measurements show, approximately B 160 ≥ 2.0T is met in all ten batches. From Figure 3 it is clear that there are no significant differences between the individual final annealing exist, since near the saturation modulation the induction values depend essentially on the main composition, which is to be regarded as constant except for impurities.
Die Koerzitivfeldstarke ist als Funktion des N - und C-The coercivity is as a function of the N - and C-
Gehalts bei unterschiedlicher Gluhbehandlung m Figur 4 dargestellt. Nach einer Schlußgluhung über zehn Stunden bei einer Temperatur von 830 °C wird über den gesamten variierten Ni- und C-Bereich etwa die gleiche Koerzitivfeldstarke von 1,1 A/cm gemessen. Es ist somit keine Erhöhung der Koerzitivfeldstarke m Abhängigkeit vom Ni- und C-Gehalt im untersuchten Bereich nachweisbar.Content shown with different glow treatment m Figure 4. After a final annealing for ten hours at a temperature of 830 ° C, approximately the same coercive force of 1.1 A / cm is measured over the entire varied Ni and C range. There is therefore no detectable increase in the coercive force as a function of the Ni and C content in the area examined.
Bei einer Schlußgluhung über zehn Stunden bei einer Tempera- tur von 850 °C zeigt sich bis zu einem Ni-Gehalt von 0,21A final annealing for ten hours at a temperature of 850 ° C shows up to a Ni content of 0.21
Gew.-%, also bis zur Charge Nr. 7, ebenfalls keine Veränderung m der Koerzitivfeldstarke. Sie liegt bei etwa 1,1 A/cm. Beim nächsthöheren Ni-Gehalt von 0,36 Gew.-% springt die Koerzitivfeldstarke auf etwa 2,0 A/cm. Sie erreicht und uber- schreitet somit die zulassige Höchstgrenze von 2,0 A/cm. Als Ursache für den Sprung der Koerzitivfeldstarke von etwa 1,1 A/cm aμf 2,0 A/cm wirα der deutlich höhere Ni-Gehalt von 0,36 Gew.-% gegenüber 0,21 Gew.-% angesehen, denn bei Kobalt- Eisen-Legierungen verschiebt sich die /γ-Phasengrenze 16 mit zunehmendem Ni-Gehalt zu niedrigeren Temperaturen hm. Das bedeutet, daß man mit zunehmenden Ni-Gehalt unter sonst konstanten Gluhbedmgungen m das +γ-Zweιphasengebιet 15 gerat, wodurch sich die magnetischen Eigenschaften erheblich verschlechtern.% By weight, that is, up to batch No. 7, likewise no change in the coercive force. It is around 1.1 A / cm. At the next higher Ni content of 0.36% by weight, the coercive force jumps to about 2.0 A / cm. It therefore reaches and exceeds the permissible maximum limit of 2.0 A / cm. The reason for the jump in the coercive field strength of about 1.1 A / cm aμf 2.0 A / cm is considered to be the significantly higher Ni content of 0.36% by weight compared to 0.21% by weight, because with cobalt - Iron alloys shifts the / γ phase boundary 16 with increasing Ni content to lower temperatures hm. This means that with increasing Ni content under otherwise constant glow conditions, the + γ-two-phase region 15 comes into contact, as a result of which the magnetic properties deteriorate considerably.
Dementsprechend tritt bei einer weiteren Erhöhung der Gluhtemperatur eine Erhöhung der Koerzitivfeldstarke schon bei geringeren Ni-Gehalten auf. Wie Figur 4 zeigt, nimmt bei einer Schlußgluhung oei 870 °C die Koerzitivfeldstarke begm- nend mit der niedriglegierten Chrage Nr. 1 mit einem Wert von 1,5 A/cm auf Werte über 2,0 A/cm bei den größten Ni- und C- Gehalten zu. Somit liegt die Koerzitivfeldstarke bereits oei den niedπglegierten Chargen deutlich über dem Niveau der Koerzitivfeidstarken der Gluhtemperaturen bei 830 °C und 850 °C. Ursache dafür ist, daß aufgrund der höheren Gluhtemperatur die Schlußgluhung im α+γ-Zweiphasengebiet 15 ablauft. Folglich hat eine Erhöhung der Gluhtemperatur denselben Effekt wie eine Erhöhung des Ni-Gehalts, nämlich eine Gluhung im +γ-Zweιphasengebιet 15 und damit eine Verschlechterung der magnetischen Eigenschaften.Accordingly, with a further increase in the annealing temperature, an increase in the coercive field strength already occurs with lower Ni contents. As FIG. 4 shows, at a final annealing at 870 ° C., the coercive field strength begins with the low-alloy chrage No. 1 with a value of 1.5 A / cm to values over 2.0 A / cm for the largest Ni and C- Locked. Thus the coercive field is already oei the low-alloyed batches significantly above the level of the coercive force of the annealing temperatures at 830 ° C and 850 ° C. The reason for this is that, due to the higher annealing temperature, the final annealing in the α + γ two-phase region 15 takes place. Consequently, an increase in the annealing temperature has the same effect as an increase in the Ni content, namely an annealing in the + γ two-phase region 15 and thus a deterioration in the magnetic properties.
Bei den Chargen 1 bis 10 wurde der C-Gehalt im Bereich vonFor batches 1 to 10, the C content was in the range of
0,003 Gew.-% bis 0,023 Gew.-% variiert. Bei den Schlußgluhun- gen mit einer Temperatur von 830 °C ergab sich keine Verschlechterung der Koerzitivfeldstarke und der Induktion.0.003 wt% to 0.023 wt% varies. At the final annealing with a temperature of 830 ° C there was no deterioration of the coercive force and the induction.
Anhand der Chargen Nr. 5 und Nr. 1 wurde der Einfluß des Kohlenstoffgehalts naher untersucht. Figur 5 zeigt den Verlauf der Koerzitivfeldstarken dieser Chargen bei unterschiedlichen Gluhtemperaturen. Hieraus geht hervor, daß die Koerzitivfeldstarke mit steigender Temperatur der Schlußgluhung oberhalb etwa 860 °C stark ansteigt, was auf den beginnenden -γ-The influence of the carbon content was examined in more detail using batches No. 5 and No. 1. FIG. 5 shows the course of the coercive field strengths of these batches at different annealing temperatures. It can be seen from this that the coercive field strength increases sharply with increasing final annealing temperature above approximately 860 ° C., which is due to the beginning -γ-
Phasenubergang zurückzuführen ist. Dabei liegt die Koerzitivfeldstarke bei der Charge Nr. 5 mit dem höheren Ni-Gehalt von 0,2 Gew.-% deutlich über der Koerzitivfeldstarke der Charge Nr. 1 mit einem Ni-Gehalt von 0,01 Gew.-%. Wie bereits er- wahnt wird dies durch die Verschiebung der /γ-PnasengrenzePhase transition is due. The coercive force in batch No. 5 with the higher Ni content of 0.2% by weight is significantly higher than the coercive force in batch No. 1 with a Ni content of 0.01% by weight. As already mentioned, this is shifted by the / γ-phase boundary
16 zu tieferen Temperaturen mit zunehmenden Ni-Gehalt hervorgerufen .16 caused to lower temperatures with increasing Ni content.
Zu niedrigeren Temperaturen hm, ausgehend von etwa 820 °C, nimmt die Koerzitivfeldstarke ebenfalls zu. Bei der Charge Nr. 1 wird die m Figur 5 durch eine durchgezogene Linie 19 angedeutete Spezifikationgrenze 19 im Bereich von 730 °C überschritten. Somit ist bei einem Kohlenstoffgenalt von 0,008 Gew.-% die magnetische Schädigung ab etwa 730 °C signi- fikant, so daß die Spezifikation dann nicht mehr erfüllt wird. Bei höheren C-Gehalten, wie bei der Charge Nr. 5 mit einem C-Gehalt von 0,013 Gew.-% ist dies bereits bei 760 °C der Fall. Da die Gluhparameter in beiden Fallen konstant waren, wird die Ursache für diesen Effekt m der Bildung von Karbiden gesehen, die bei höheren C-Gehalten bei entsprechend großen Temperaturen bereits zu signifikant hohen Koerzitiv- feldstarke fuhren. Das bedeutet letztlich, daß mit ansteigendem Ni- und C-Gehalt das für die Schlußgluhung notwendige Temperaturfenster zunehmend enger wird. Aus Gründen der Fertigungssicherheit erstreckt sich damit em optimaler Gluhbe- reich zwischen 800 und 860 °C.At lower temperatures hm, starting from around 820 ° C, the coercive force also increases. In batch no. 1, the specification limit 19 indicated by a solid line 19 in the range of 730 ° C. is exceeded. With a carbon content of 0.008% by weight, the magnetic damage is significant from about 730 ° C., so that the specification is then no longer met. With higher C contents, such as batch No. 5 with a C content of 0.013% by weight, this is already at 760 ° C the case. Since the glow parameters were constant in both cases, the cause of this effect is seen in the formation of carbides which, at higher C contents and correspondingly high temperatures, already lead to significantly high coercive field strengths. Ultimately, this means that with increasing Ni and C content, the temperature window required for the final annealing becomes increasingly narrow. For reasons of manufacturing safety, an optimal glow range extends between 800 and 860 ° C.
Zum Vergleich wurde eine weitere Probe mit gleicher Zusammensetzung m den Hauptelementen sowie einem Ni-Gehalt von 0,21 Gew.-% und einem Kohlenstoffgehalt von 0,03 Gew.-% erschmolzen und durch Warmwalzen und Stanzen zu 1 mm dicken Stanzpro- ben umgeformt. Anschließend wurden die Stanzproben einer Schlußgluhung wahrend 10 Stunden unter H2 unterzogen. Die Gluhtemperatur wurde dabei m Schritten von 10 °C von 835 °C bis 865 °c variiert. Abschließend wurden die magnetischen Eigenschaften dieser Stanzproben gemessen. Die Induktion lag mit Werten zwischen 2,08 T bei 835 °C und 2,14 T bei 850 °C noch über der Spezifikationsgrenze 19.For comparison, a further sample with the same composition in the main elements and a Ni content of 0.21% by weight and a carbon content of 0.03% by weight was melted and shaped into 1 mm thick stamping samples by hot rolling and punching , The stamped samples were then subjected to a final annealing under H 2 for 10 hours. The annealing temperature was varied in m steps of 10 ° C from 835 ° C to 865 ° C. Finally, the magnetic properties of these punch samples were measured. With values between 2.08 T at 835 ° C and 2.14 T at 850 ° C, the induction was still above the specification limit 19.
Das Ergebnis der Messung der Koerzitivfeldstarke ist m Figur 6 dargestellt. Figur 6 zeigt, daß die Koerzitivfeldstarke nach den Schlußgluhungen bei 835 °C und 865 °C deutlich über der Spezifikationsgrenze 19 liegt. Ursache dafür ist wie bei den Chargen Nr. 1 bis 10 der hohe Ni-Gehalt sowie der hohe C- Gehalt. Em Vergleich mit den in Figur 5 dargestellten Messungen ergibt darüber hinaus, daß das Minimum der Koerzitiv- feldstarke m Figur 6 deutlich über dem Minimum der Koerzitivfeldstarke m Figur 5 liegt. Ursache hierfür ist der fehlende Kaltwalzvorgang 6. Denn durch die Warmwalzvorgange 4 und 10 werden weniger Fehlstellen und Versetzungen im Werkstuck ausgebildet, so daß die zur Rekristallisation fuhrenden Vorgange nur in kleinen ortlich begrenzten Bereichen ablaufen. Dies fuhrt zur Ausbildung eines feinkornigen Gefuges, das hohe Koerzitivfeidstarken zur Folge hat. Um die Möglichkeit zu untersuchen, für den Schmelzvorgang 1 Schrott zu verwenden, wurden Neukurven der Charge Nr. 10 mit einer Neuemwage verglichen, die nachfolgend als Charge Nr. 11 bezeichnet wird. Diese neue Charge Nr. 11 weist kein Nikkei und einen C-Gehalt von 0,006 Gew.-% auf. In Figur 7 sind die Neukurven der Charge 10 zusammen mit der Neukurve der Charge 11 dargestellt. Der Vergleich zeigt, daß bei einer Schlußgluhung über 10 Stunden bei einer Temperatur von 830 °C nahezu die Induktionswerte der über 10 Stunden bei optimalen 865 °C geglühten Neuemwage erreicht werden. Bei höheren Gluhtemperaturen, nämlich bei 850 °C und 870 °C sind die Induktionswerte für Charge 10 der Taoelle 1 besonders be 3 A/cm deutlich schlechter. Verursacht durch lokal begrenzte Phasenumwandlung im α+γ-Zweιphasengebιet 15, liegt nach der Abkühlung auf Zimmertemperatur em inhomogenes ferritisches Gefuge vor, was zu erhöhten Koerzitivfeidstarken und niedrigeren Induktionswerten fuhrt. Dabei wird das Problem durch höhere Ni-Gehalte oder höhere Gluhtemperaturen verschärft.The result of the measurement of the coercive field strength is shown in FIG. 6. FIG. 6 shows that the coercive force after the final annealing at 835 ° C. and 865 ° C. is clearly above the specification limit 19. The reason for this is, as with batch numbers 1 to 10, the high Ni content and the high C content. A comparison with the measurements shown in FIG. 5 also shows that the minimum of the coercive field strength m in FIG. 6 is clearly above the minimum of the coercive field strength m in FIG. 5. The reason for this is the lack of cold rolling process 6. Because hot rolling processes 4 and 10 result in fewer defects and dislocations in the workpiece, so that the processes leading to recrystallization only take place in small, localized areas. This leads to the formation of a fine-grain structure, which results in high coercive forces. In order to investigate the possibility of using 1 scrap for the melting process, new curves of batch No. 10 were compared with a new car, which is referred to below as batch No. 11. This new batch No. 11 has no Nikkei and a C content of 0.006% by weight. FIG. 7 shows the new curves of batch 10 together with the new curve of batch 11. The comparison shows that with a final annealing for 10 hours at a temperature of 830 ° C almost the induction values of the new car annealed over 10 hours at optimal 865 ° C are reached. At higher annealing temperatures, namely at 850 ° C and 870 ° C, the induction values for Charge 10 of Taoelle 1 are significantly worse, particularly at 3 A / cm. Caused by locally limited phase transformation in the α + γ two-phase region 15, an inhomogeneous ferritic structure is present after cooling to room temperature, which leads to increased coercive force and lower induction values. The problem is exacerbated by higher Ni contents or higher glow temperatures.
Neben dem Gehalt von C und Ni ist auch der Gehalt Mo, Cr, V und S für die elektrischen und magnetischen Eigenschaften der Legierung von Bedeutung.In addition to the content of C and Ni, the content of Mo, Cr, V and S is also important for the electrical and magnetic properties of the alloy.
E zu hoher Mo-Gehalt in Verbindung mit technisch nicht vermeidbaren Restkohlenstoffgehalten fuhrt zur Bildung von Mo- reichen Karbiden wie beispielsweise M23CS oder M6C . Dabei steht M für Metall. E wesentlicher Anteil davon ist Mo. Die Mo-reichen Karbide fuhren zu einer Verschlechterung der weichmagnetischen Eigenschaften. Dabei gilt, daß mit steigenden Gehalten an Mo und C derartige Karbide bis zu höheren Temperaturen stabil bleiben. Bei zu hohen Gehalten an Mo und C reicht dann die Stabilität der Karbide bis an die α/γ- Phasengrenze 16, und man findet keine geeigneten Gluhpara e- ter zur Erzielung niedriger Koerzitivfeidstarken. Auch kann das Ziel von Werten für die Koerzitivfeldstarke Hc unter 2 A/cm nicht sicher erreicht werden. Bei einem Mo-Gehalt von 2,0 Gew.-% wird selbst bei der optimalen Gluhtemperatur von 850°C nicht e Wert für die Koerzitivfeldstarke unter 2 A/cm erreicht, selbst wenn der C-Gehalt kleiner als 0,01 Gew.-% ist. Bei einer Legierung mit 1,0 Gew.-% Mo wird bei einer re- lativ niedrigen Gluhtemperatur von 820°C eine Koerzitivfeldstarke von lediglich 2,82 A/cm erreicht. Dies ist durch die Präsenz von Mo-reichen Metallkarbiden bedingt. Bei einer höheren Temperatur von 850 °C bilden sich dagegen weniger Karbide und mit einer derartigen Zusammensetzung sind Werte für die Koerzitivfeldstarke Hc unter 2 A/cm erreichbar. Dies fuhrt zu der Forderung nach einem Mo-Gehalt unter 1,5 Gew.- %. Besonders vorteilhaft ist em Mo-Gehalt unter 1 Gew.-%, weil man dann sicher niedrige Werte für die Koerzitivfeldstarke Hc unter 2 A/cm erreicht, bedingt durch eine geringere Ausprägung der Bildung von Metallkarbiden.E Mo content that is too high in combination with technically unavoidable residual carbon contents leads to the formation of Mo rich carbides such as M 23 C S or M 6 C, for example. M stands for metal. An essential part of this is Mo. The Mo-rich carbides lead to a deterioration in the soft magnetic properties. It applies that with increasing contents of Mo and C such carbides remain stable up to higher temperatures. If the Mo and C contents are too high, the stability of the carbides extends to the α / γ phase boundary 16, and no suitable glow parameters are found to achieve low coercive field strengths. The goal of values for the coercive field strength H c below 2 A / cm cannot be achieved with certainty either. With a Mo content of Even at the optimum annealing temperature of 850 ° C, 2.0% by weight is not reached for the coercive force below 2 A / cm, even if the C content is less than 0.01% by weight. With an alloy with 1.0% by weight Mo, a coercive field strength of only 2.82 A / cm is achieved at a relatively low annealing temperature of 820 ° C. This is due to the presence of Mo-rich metal carbides. At a higher temperature of 850 ° C, however, fewer carbides are formed and values of the coercive field strength H c below 2 A / cm can be achieved with such a composition. This leads to the requirement for a Mo content below 1.5% by weight. A Mo content below 1% by weight is particularly advantageous because it is then safe to achieve low values for the coercive field strength H c below 2 A / cm, due to a lower level of formation of metal carbides.
Die Legierungszusatze Mo, Cr, V dienen zur Erhöhung des spe- zifiscnen elektrischen Widerstandes. Zur Erzielung besonders hoher Induktionswerte über 2,0 T dürfen die Gesamtgehalte an Legierungszusatzen jedoch eine bestimmte Obergrenze nicht überschreiten. Dies ist bei einem Gesamtgehalt von Cr, Mo und V von 6,5 Gew.-% bereits knapp der Fall, und es wird em B16o von lediglich 1,98 T erreicht.The alloy additives Mo, Cr, V serve to increase the specific electrical resistance. However, in order to achieve particularly high induction values above 2.0 T, the total content of alloy additives must not exceed a certain upper limit. This is already almost the case with a total content of Cr, Mo and V of 6.5% by weight, and a B 16o of only 1.98 T is achieved.
Andererseits ist für dynamische Anwendungen bei erhöhter Frequenz em Mindestniveau des spezifischen Widerstandes erforderlich. Binare Kobalt-Eisen-Legierungen weisen em Niveau um 0,2 μllm auf. Um den spezifischen Widerstand um mindestens 50% zu steigern und damit entsprechend die umagnetisierungs- bedingten Wirbelstromverluste zu senken, sind Gehalte weiterer Elemente, wie beispielsweise Cr, Mo und V, von m der Summe mindestens 2 Gew.-% notwendig.On the other hand, a minimum level of resistivity is required for dynamic applications with increased frequency. Binary cobalt-iron alloys have a level around 0.2 μllm. In order to increase the specific resistance by at least 50% and thus correspondingly reduce the eddy current losses caused by magnetization, contents of further elements, such as Cr, Mo and V, of the sum of at least 2% by weight are necessary.
Em zu hoher S-Gehalt fuhrt schließlich ebenfalls zu ver- schlechterten weichmagnetischen Eigenschaften. Der Gehalt an S muß deswegen begrenzt werden. Zur Erzielung besonders nied- riger Hc-Werte unter 1,35 A/cm muß deshalb em S-Gehalt unter 0,01 Gew.-% angestrebt werden.If the S content is too high, the soft magnetic properties will also deteriorate. The S content must therefore be limited. To achieve particularly low Hc values below 1.35 A / cm therefore an S content below 0.01% by weight must be aimed for.
Die geforderten Obergrenzen werden anhand der im folgenden aufgeführten Ausfuhrungs- und Vergleichsbeispiele deutlich. Die Konzentrationsangaben in Prozent sind dabei Angaben in Gew. -% .The required upper limits are clear from the following exemplary and comparative examples. The concentration data in percent are data in% by weight.
Bei den nachfolgend naher beschriebenen Beispielen wurden von folgenden Spezifikationen aufgegangen: die Induktion Bι60 bei einer Magnetfeldstarke von H = 160 A/cm soll großer 2,0 T sein; die Koerzitivfeldstarke Hc soll unter 2,0 A/cm liegen und der spezifische Widerstand soll 30 μΩcm übersteigen.In the examples described in more detail below, the following specifications were adopted: the induction Bι 60 with a magnetic field strength of H = 160 A / cm should be greater than 2.0 T; the coercivity H c is to be below 2.0 A / cm and the resistivity are intended ü mountaineering 30 μΩcm.
Ausfuhrungsbeispiel 1:Example 1:
Eine Legierung mit 17,0% Co, 2,0% Cr, 0,8% Mo, 0,2% V, 0,01% Ni, 0,01% Mn, weniger als 0,01% C und Rest Eisen wurde unter Vakuum erschmolzen. Der entstandene Gußblock wurde auf 50 mm Durchmesser geschalt. Danach wurde das Material auf 18 mmAn alloy with 17.0% Co, 2.0% Cr, 0.8% Mo, 0.2% V, 0.01% Ni, 0.01% Mn, less than 0.01% C and the balance iron was made melted under vacuum. The resulting ingot was cut to a diameter of 50 mm. After that, the material was reduced to 18 mm
Durchmesser bei 1100 bis 850°C geschmiedet. Nach einer Gluh- behandlung von 10h bei 865°C unter Wasserstoff wurde eine Koerzitivfeldstarke von Hc = 0,8A/cm, eine Induktion bei einer Aussteuerung von 160 A/cm von B1S0 = 2,10 T sowie eine Rema- nenz BR = 0,98 T gemessen. Der spezifische elektrische Widerstand betrug 0,39 μΩm.Forged at 1100 to 850 ° C. After a glow treatment of 10 h at 865 ° C under hydrogen, a coercive field strength of H c = 0.8 A / cm, an induction with a modulation of 160 A / cm of B 1 S0 = 2.10 T and a remanence B R = 0.98 T measured. The specific electrical resistance was 0.39 μΩm.
Ausfuhrungsbeispiel 2:Example 2:
Eine Legierung mit 17,0% Co, 2,0% Cr, 0,8% Mo, 0,2% V, 0,01% Ni, 0,01% Mn, 0,001% N, 0,001% 0, weniger als 0,01% C und Rest Eisen wurde unter Vakuum erschmolzen. Der entstandene Gußblock wurde abweichend von Beispiel 1 auf 20 mm x 20 mm geschmiedet und anschließend auf 3,5 mm bei 1100 bis 850°C warmgewalzt. Nach einer Zwischengluhung von 0,5h bei 900°C wurde auf 1 mm kaltgewalzt. Nach einer Gluhbehandlung von 10h bei 865°C unter Wasserstoff wurde eine Koerzitivfeldstarke von Hc = 0,8 A/cm, eine Induktion bei einer Aussteuerung von 160A/cm von B^o = 2,10 T sowie eine Remanenz BR = 0,98 T gemessen. Der spezifische elektrische Widerstand betrug 0, 39 μΩm.An alloy with 17.0% Co, 2.0% Cr, 0.8% Mo, 0.2% V, 0.01% Ni, 0.01% Mn, 0.001% N, 0.001% 0, less than 0 , 01% C and the rest of iron was melted under vacuum. The resulting ingot was forged, in deviation from Example 1, to 20 mm x 20 mm and then hot rolled to 3.5 mm at 1100 to 850 ° C. After an intermediate annealing of 0.5 h at 900 ° C., the mill was cold-rolled to 1 mm. After a 10-hour glow treatment at 865 ° C under hydrogen, a coercive force became strong of H c = 0.8 A / cm, an induction with a modulation of 160A / cm of B ^ o = 2.10 T and a remanence B R = 0.98 T were measured. The specific electrical resistance was 0.39 μΩm.
Ausfuhrungsbeispiel 3:Example 3:
Es wurde eine Legierung mit 15,0% Co, 2,0% Cr, 2,5% Mo, 0,2% V, 0,01% Ni, 0,01% Mn, weniger als 0,01% C und Rest Eisen, wie m Beispiel 1 hergestellt. Nach einer Gluhbehandlung von 10h bei 820°C unter Wasserstoff wurde eine Koerzitivfeldstarke von Hc = 1,98 A/cm, eine Induktion bei einer Aussteuerung von 160 A/cm von BιS0 = 2,02 T sowie eine Remanenz BR = 0,96T gemessen. Der spezifische elektrische Wider- stand betrug 0,53 μΩm.It became an alloy with 15.0% Co, 2.0% Cr, 2.5% Mo, 0.2% V, 0.01% Ni, 0.01% Mn, less than 0.01% C and the rest Iron as prepared in Example 1. After an annealing treatment of 10 hours at 820 ° C. under hydrogen, a coercive field strength of H c = 1.98 A / cm, an induction with a modulation of 160 A / cm of Bι S0 = 2.02 T and a remanence B R = 0 , 96T measured. The specific electrical resistance was 0.53 μΩm.
Ausfuhrungsbeispiel 4:Example 4:
Es wurde eine Legierung mit 15,0% Co, 4,0% Cr, 1,0% Mo, 0,01% Ni, 0,01% Mn, weniger als 0,01% C und Rest Eisen, wie m Beispiel 1 hergestellt. Nach einer Gluhbehandlung von 10h bei 820°C unter Wasserstoff wurde eine Koerzitivfeldstarke von Hc = 1,27 A/cm, eine Induktion bei einer Aussteuerung von 160 A/cm von Bι6o = 2,07T sowie eine Remanenz BR = 0, 94T ge- messen. Der spezifische elektrische Widerstand betrug 0,51 μΩm.An alloy with 15.0% Co, 4.0% Cr, 1.0% Mo, 0.01% Ni, 0.01% Mn, less than 0.01% C and the rest iron, as in Example 1, was formed manufactured. After an annealing treatment of 10 hours at 820 ° C under hydrogen, a coercive force of H c = 1.27 A / cm, an induction with a modulation of 160 A / cm of Bι 6 o = 2.07T and a remanence B R = 0 , 94T measured. The specific electrical resistance was 0.51 μΩm.
Ausfuhrungsbeispiel 5:Example 5:
Es wurde eine Legierung mit 20,0% Co, 2,0% Cr, 2,0% Mo, 2,0% V, 0,01% Ni, 0,01% Mn, weniger als 0,01% C und Rest Eisen, wie Beispiel 1 hergestellt. Nach einer Gluhbehandlung von 10h bei 865°C unter Wasserstoff wurde eine Koerzitivfeldstarke von Hc = 1,65 A/cm, eine Induktion bei einer Aussteuerung von 160 A/cm von Bι6o = 2,09 T sowie eine Remanenz BR = 0,86 T gemessen. Der spezifische elektrische Widerstand betrug 0, 59 μΩm. Vergleichsbeisp el 6:An alloy was formed with 20.0% Co, 2.0% Cr, 2.0% Mo, 2.0% V, 0.01% Ni, 0.01% Mn, less than 0.01% C and the rest Iron as prepared in Example 1. After an annealing treatment of 10 hours at 865 ° C. under hydrogen, a coercive force of H c = 1.65 A / cm, an induction with a modulation of 160 A / cm of Bι 6 o = 2.09 T and a remanence B R = 0.86 T measured. The specific electrical resistance was 0.59 μΩm. Comparative example 6:
Eine Legierung wurde unter Vakuum erschmelzen mit 15,0% Co, 2,0% Cr, 2,5% Mo, 2,0% V und Rest Eisen. Der Gussblock wurde auf 50 mm Durchmesser geschalt. Danach wurde das Material auf 30 mm Durchmesser bei 1100 bis 850°C geschmiedet. Nach einer Gluhbehandlung von 10h bei 840°C unter Wasserstoff wurde eine Koerzitivfeldstarke von Hc = 1,96 A/cm, eine Induktion bei einer Aussteuerung von 160 A/cm von B160 = 1,98 T sowie eine Remanenz BR = 0,97 T gemessen. Der spezifische elektrische Widerstand betrug 0,57 μΩm.An alloy was smelted under vacuum at 15, 0% C o, 2.0% Cr, 2.5% Mo, 2.0% V and the balance iron. The G ussblock was shuttered to 50 mm diameter. Then d as material to 30 mm in diameter at 1100 was forged to 850 ° C. After a Gluhbehandlung of 10h at 840 ° C under Wasserstof f has a coercivity H c = 1.96 A / cm, an induction at a modulation of 160 A / cm of 160 B = 1, T 98, as well as a remanence B R = 0.97 T measured. The specific electrical resistance was 0.57 μΩm.
Anhand dieses Vergleichsbeispiels wird die Obergrenze des Ge- samtgehalts von Cr, Mo, V deutlich.The upper limit of G e- samtgehalts of Cr, Mo, V is clear from this Comparative Example.
Vergleichsbeispiel 7:Comparative Example 7:
Eine Legierung wurde unter Vakuum erschmolzen mit 15,0% Co, 4,0% Cr, 1,0% Mo, weniger als 0,01% C und Rest Eisen. Der Gussblock wurde auf 15 mm Durchmesser warmgewalzt und dann geschalt. Nach einer Gluhbenandlung von 10h bei 820°C unter Wasserstoff wurde eine Koerzitivfeldstarke von Hc = 2,82 A/cm, eine Induktion bei einer Aussteuerung von 160 A/cm von Bι60 = 2,02 T sowie eine Remanenz BR = 0,93 T gemessen. Der spezifische elektrische Widerstand betrug 0, 53 μΩm.An alloy was melted under vacuum with 15.0% o C, 4.0% Cr, 1.0% Mo, less than 0.01% C and the balance iron. The ingot was hot rolled to 15 mm diameter, and d ann shuttered. After a 10-hour heat treatment at 820 ° C. under hydrogen, a coercive force of H c = 2.82 A / cm, an induction with a modulation of 160 A / cm of Bι 60 = 2.02 T and a remanence B R = 0 , 9 3 T measured. The specific electrical resistance was 0.53 μΩm.
Dieses Vergleichsbeispiel verdeutlicht die Folge einer zu niedrigen Gluhtemperatur bei hohem Mo-Gehalt.This comparative example illustrates the consequence of a too low annealing temperature with a high Mo content.
Ausfuhrungsbeispiel 8:Example 8:
Wie Beispiel 7. Die Schlußgluhung wird jedoch bei 850 °C vor- genommen. Dabei wird eine Koerzitivfeldstarke von 1,83 A/cm und Bi6o von 2,04 T erreicht. Vergleichsbeispiel 9:As in example 7. The final annealing is carried out at 850 ° C. A coercive field strength of 1.83 A / cm and Bi6o of 2.04 T is achieved. Comparative Example 9:
Es wurde eine Legierung mit 20,0% Co, 2,0% Cr, 2,0% Mo, 2,0% V, weniger als 0,01% C und Rest Eisen, wie in Beispiel 7 hergestellt. Nach einer Gluhbehandlung von 10h bei 850°C unter Wasserstoff wurde eine Koerzitivfeldstarke von Hc = 2,51 A/cm, eine Induktion bei einer Aussteuerung von 160 A/cm von B1S0 = 2,02 T sowie eine Remanenz BR = 0,82 T gemessen. Der spezifische elektrische Widerstand betrug 0, 61 μΩm.An alloy of 20.0% Co, 2.0% Cr, 2.0% Mo, 2.0% V, less than 0.01% C and the balance iron was made as in Example 7. After an annealing treatment of 10 h at 850 ° C under hydrogen, a coercive force of H c = 2.51 A / cm, an induction with a modulation of 160 A / cm of B 1 S0 = 2.02 T and a remanence B R = 0 , 82 T measured. The specific electrical resistance was 0.61 μΩm.
Vergleichsbeispiel 10:Comparative Example 10:
Es wurde eine lt-Großschmelze einer Legierung mit 15, 6% Co, 3,36% Cr, 2,33% Mo, 0,43% V, 0,004% C und Rest Eisen, sowie herstellungsbedingte Verunreinigungen hergestellt. Es erfolgte eine Fertigung von Stangen durch Warmwalzen an Durchmesser 50 mm. Ebenso erfolgte eine Fertigung von Bandern durch Warmwalzen an Dicke 5 mm und anschließendes Kaltwalzen an verschiedene Enddicken. Der spezifische Widerstand der Legierung betrug 0,53 μΩm. Nach einer Gluhbehandlung von 10h bei 835°C unter Wasserstoff wurden an verschiedenen Proben Induktionswerte Bι60 (H = 160A/cm) zwischen 2,024 und 2,057 T festgestellt. Die Messung der Koerzitivfeldstarke ergab dage- gen erhebliche und nicht akzeptable Schwankungen von Probe zu Probe mit Werten zwischen 1,19 und 3,44 A/cm. Als Ursache für diese schwankenden und teilweise deutlich zu hohen Hc-Werte wurden Mo-reiche Metallkarbide ausgemacht. Denn bei zu hohen Gehalten an Mo und C reicht die Stabilität der Karbide bis an die α/γ-Phasengrenze 16 heran und man findet keine geeigneten Gluhparameter zur Erzielung niedriger Koerzitivfeidstarken. Auch kann das Ziel von Koerzitivfeidstarken unter 2 A/cm nicht sicher erreicht werden.A lt-large melt of an alloy with 15.6% Co, 3.36% Cr, 2.33% Mo, 0.43% V, 0.004% C and the rest iron, as well as production-related impurities were produced. Bars were produced by hot rolling with a diameter of 50 mm. Banders were also manufactured by hot rolling to a thickness of 5 mm and then cold rolling to various final thicknesses. The specific resistance of the alloy was 0.53 μΩm. After an annealing treatment of 10 hours at 835 ° C under hydrogen, induction values Bι 60 (H = 160A / cm) between 2.024 and 2.057 T were found on various samples. In contrast, the measurement of the coercive field strength showed considerable and unacceptable fluctuations from sample to sample with values between 1.19 and 3.44 A / cm. Mo-rich metal carbides were identified as the cause of these fluctuating and sometimes significantly too high H c values. Because if the Mo and C contents are too high, the stability of the carbides extends up to the α / γ phase boundary 16 and no suitable glow parameters can be found to achieve low coercive field strengths. Also, the goal of coercive field strengths below 2 A / cm cannot be achieved with certainty.
Ausfuhrungsbeispiel 11:Example 11:
Es wurde eine Legierung mit 17,0% Co, 2,0% Cr, 0,8% Mo, 0,2% V, < 0,01% Ni und < 0,01% Mn sowie einem S-Gehalt von 0,015% und Rest Eisen, wie m Beispiel 1 hergestellt. Nach einer Gluhbehandlung von 10h bei 850 °C unter Wasserstoff wurde e ne Koerzitivfeldstarke von Hc = 1,4 A/cm, eine Induktion bei einer Aussteuerung von 160 A/cm von Bι60 = 2,10 T sowie eine Remanenz BR = 0,95 T gemessen. Der spezifische elektrische Widerstand betrug 0,39 μΩm.An alloy with 17.0% Co, 2.0% Cr, 0.8% Mo, 0.2% V, <0.01% Ni and <0.01% Mn, as well as an S-G ehalt iron of 0.015% and the remainder, prepared as described m Example. 1 After a glow treatment of 10 hours at 850 ° C. under hydrogen, a coercive force of H c = 1.4 A / cm, an induction with a modulation of 160 A / cm of Bι 60 = 2.10 T and a remanence B R = 0.95 T measured. The specific electrical resistance was 0.39 μΩm.
Ausfuhrungsbeispiel 12:Practical example 12:
Zusammensetzung wie Beispiel 11, aber S-Gehalt 0,005%. Nach einer Gluhbehandlung von 10h bei 850°C unter Wasserstoff wurde eine Koerzitivfeldstarke von H = 1,22 A/cm und eine Induktion bei einer Aussteuerung von 160 A/cm von 31S0 = 2,20 T gemessen.Composition as in Example 11, but S content 0.005%. After an annealing treatment of 10 hours at 850 ° C. under hydrogen, a coercive field strength of H = 1.22 A / cm and an induction with a modulation of 160 A / cm of 3 1S0 = 2.20 T were measured.
Ausfuhrungsbeispiel 13:Example 13:
Zusa mensetzung wie Beispiel 11, aber S-Gehalt 0,004%. Nach einer Gluhbehandlung von 10h bei 850°C unter Wasserstoff wurde eine Koerzitivfeldstarke von Hc = 1,12 A/cm und eine Induktion bei einer Aussteuerung von 160 A/cm von Bι60 = 2,25 T gemessen .Composition as in Example 11, but S content 0.004%. After an annealing treatment of 10 hours at 850 ° C. under hydrogen, a coercive force of H c = 1.12 A / cm and an induction with a modulation of 160 A / cm of B ι60 = 2.25 T were measured.
Vergleichsbeispiel 14:Comparative Example 14:
Es wurden binare CoFe-Legierungen mit 14,7 und 19,9% Co wie m Beispiel 2 hergestellt. Die Induktionswerte s nd mit Werten für B160 = 2,16 T bzw. 2,20 T zwar sehr hoch, jedoch er- laubt der niedrige spezifische Widerstand von 0,20 μΩm keine Anwendung mit dynamischer Anregung.Binary CoFe alloys with 14.7 and 19.9% Co as in Example 2 were produced. The induction values are very high with values for B 160 = 2.16 T or 2.20 T, but the low specific resistance of 0.20 μΩm does not permit use with dynamic excitation.
Vergleichsbeispiel 15:Comparative Example 15:
Eine Legierung mit 19,8% Co und 2,12% V, Rest Fe, wurde wie m Beispiel 2 beschrieben gefertigt. Nach Schlußgluhung bei 850°C für 10h unter Wasserstoff betrug Hc 1,83 A/cm. B150 (bei H = 160 A/cm) lag mit 2,10 T über der gewünschten Mindestgrenze, jedoch lag der spezifische Widerstand mit 0,297 μΩm knapp zu niedrig.Manufactured an alloy with 19.8% Co and 2.12% V, balance Fe described WUR d e as m Example 2. Fig. After final annealing at 850 ° C for 10 h under hydrogen, H c was 1.83 A / cm. B 150 (at H = 160 A / cm) was 2.10 T above the desired minimum limit, but the specific resistance was just too low at 0.297 μΩm.
Dieses Vergleichsbeispiel macht die Bedeutung der Elemente Cr, Mo sowie V für den spezifischen Widerstand deutlich.This comparative example shows the importance of the elements Cr, Mo and V for the specific resistance.
Vergleichsbeispiel 16:Comparative Example 16:
Eine Legierung mit 19,95% Co und 2,10% Mo, weniger als 0,1% Mn, weniger als 0,1% Ni, weniger als 0,01% C und Rest Fe, wurde wie m Beispiel 2 beschrieben gefertigt. Nach Schlußgluhung bei 850°C für 10h unter Wasserstoff betrug B150 (bei H = 160 A/cm) 2,17 T. Der spezifische Widerstand lag mit 0,31 μΩm gerade im gewünschten Bereich oberhalb 0,30 μΩm.An alloy with 19.95% Co and 2.10% Mo, less than 0.1 % Mn, less than 0.1% Ni, less than 0.01% C and the rest Fe was produced as described in Example 2. After final annealing at 850 ° C for 10 h under hydrogen, B 150 was 2.17 T (at H = 160 A / cm). The specific resistance of 0.31 μΩm was just in the desired range above 0.30 μΩm.
Ursache für die mit 2,56 A/cm unbefriedigende Koerzitivfeldstarke war das Auftreten Mo-reicher Metallkarbide.The reason for the unsatisfactory coercive field strength of 2.56 A / cm was the occurrence of Mo-rich metal carbides.
Die Ausfuhrungsbeispiele 15 und 16 veranschaulichen die Be- deutung von Cr, Mo und V für den spezifischen elektrischen Widerstand. Em niedriger Gehalt an Cr, Mo sowie V fuhrt zu einem niedrigen spezifischen elektischen Widerstand.Exemplary embodiments 15 and 16 illustrate the meaning of Cr, Mo and V for the specific electrical resistance. A low content of Cr, Mo and V leads to a low specific electrical resistance.
Vergleichsbeispiel 17Comparative Example 17
Eine Legierung mit 15,0% Co, 3,5% Cr, 2,3 % Mo, 0,4% V, 0,05% C, Rest Fe, wurde wie m Beispiel 2 beschrieben gefertigt. Nach Schlußgluhung wurde em Hc-Wert von lediglich 5,0 A/cm erreicht, bedingt durch die massive Präsenz von Mo- reichen Metallkarbiden.An alloy with 15.0% Co, 3.5% Cr, 2.3% Mo, 0.4% V, 0.05% C, balance Fe, was produced as described in Example 2. After the final annealing, an H c value of only 5.0 A / cm was reached, due to the massive presence of metals metal carbides.
Vergleichsbeispiel 18:Comparative Example 18:
Es wurde eine Legierung mit 17% Co, 2,0% Cr, 0,8% Mo, 0,2% V sowie einem Ni-Gehalt von 0,32% und Mn-Gehalt von 0,18%,An alloy with 17% Co, 2.0% Cr, 0.8% Mo, 0.2% V, a Ni content of 0.32% and a Mn content of 0.18%,
Rest Eisen wie im Beispiel 7 hergestellt. Nach einer Schlußgluhung über 10 Stunden bei 850 °C unter Wasserstoff wurde eine Koerzitivfeldstarke von Hc = 2,1 A/cm, eine Induktion bei einer Aussteuerung von 160 A/cm von B160 2,03 T sowie eine Remanenz BR = 0,93 T gemessen. Der spezifische elektrische Widerstand betrug 0,39μΩmRemainder iron produced as in Example 7. After a final glow at 850 ° C. for 10 hours under hydrogen a coercive field strength of H c = 2.1 A / cm, an induction with a modulation of 160 A / cm of B 160 2.03 T and a remanence B R = 0.93 T were measured. The specific electrical resistance was 0.39μΩm
Ausfuhrungsbeispiel 19:Example 19:
Eine Legierung mit 13,15% Co, 3,64% Cr, 2,95% Mo, 0,01% Mn, 0,02% Ni, weniger als 0,01% C und Rest Fe wurde wie Beispiel 2 hergestellt. Sie erreichte nach SchlußgluhungAn alloy with 13.15% Co, 3.64% Cr, 2.95% Mo, 0.01% Mn, 0.02% Ni, less than 0.01% C and the rest Fe was produced as in example 2. It reached after the final glow
Hc = 1,52 A/cm und B150 = 2,07 T. Der spezifische Widerstand betrug 0,56 μΩm.H c = 1.52 A / cm and B 150 = 2.07 T. The specific resistance was 0.56 μΩm.
Ausfuhrungsbeispiel 20:Example 20:
Eine Legierung mit 10,35% Co, 3,1% V, 3,14 % Mo, 0,03% Mn, 0,05% Ni, weniger als 0,01% C und Rest Fe, hergestellt wie Beispiel 2, erreichte nach Schlußgluhung Hc = 0,81 A/cm und B16o = 2,06 T. Der spezifische Widerstand betrug 0, 40 μΩm.An alloy with 10.35% Co, 3.1% V, 3.14% Mo, 0.03% Mn, 0.05% Ni, less than 0.01% C and the remainder Fe made as Example 2 achieved after final annealing H c = 0.81 A / cm and B 16 o = 2.06 T. The specific resistance was 0. 40 μΩm.
Ausfuhrungsbeispiel 21:Example 21:
Eine Legierung mit 19,8% Co, 2,02% Cr, 0,05% Mn, 0,07% Ni, weniger als 0,01% C und Rest Fe, hergestellt wie m Beispiel 2, erreichte nach Schlußgluhung Hc = 1,80 A/cm und Biso = 2,18 T. Der spezifische Widerstand betrug 0,38 μΩm.An alloy with 19.8% Co, 2.02% Cr, 0.05% Mn, 0.07% Ni, less than 0.01% C and the rest Fe, produced as in Example 2, reached H c = after final annealing 1.80 A / cm and biso = 2.18 T. The specific resistance was 0.38 μΩm.
Ausfuhrungsbeispiel 22:Example 22:
Die Zusammensetzung dieser unter Vakuum erschmolzenen Legierung war 17,0% Co, 1,95% Cr, 0,80% Mo, 0,02% Mn, < 0,015%The composition of this alloy melted under vacuum was 17.0% Co, 1.95% Cr, 0.80% Mo, 0.02% Mn, <0.015%
Ni, 0,006% C, 0,002% N und 0,015% 0, Rest Fe, sowie unvermeidbare Verunreinigungen. Diese Legierung wurde den ver- schiedensten Verarbeitungsmoglichkeiten unterzogen. Entweder wurde auf Enddimension warmgewalzt, oder es wurde warmgewalzt und dann als Band kalt weiter an Enddicke gewalzt. Die bei- 01/00895Ni, 0.006% C, 0.002% N and 0.015% 0, balance Fe, as well as unavoidable impurities. This alloy has been subjected to a wide variety of processing options. Either it was hot rolled to the final dimension, or it was hot rolled and then cold rolled to its final thickness as a strip. The two 01/00895
19 liegende Tabelle 2 zu den Ergebnissen von Beispiel 22 gibt einen Überblick über die jeweils erreichten Magnetwerte. Der spezifische Widerstand dieser Legierung betrug 0,39 μΩm.19 Table 2 on the results of Example 22 gives an overview of the magnet values achieved in each case. The specific resistance of this alloy was 0.39 μΩm.
Tabelle 2 Table 2

Claims

Patentansprüche claims
1. Legierung auf der Basis von Fe mit einem Gehalt an Co von 10 bis 20 Gew.-% , mit einem Gehalt von wenigstens einem Element der Gruppe Cr, Mo und V von 2 bis 6,5 Gew.-% und mit einem geringen C-Gehalt dadurch gekennzeichnet, daß der Gehalt an Ni zusammen mit Mn unterhalb 0,4 Gew.-% sowie der Gehalt an C unter 0,02 Gew.-% liegt.1. Alloy based on Fe with a C o content of 10 to 20 wt .-%, with a content of at least one element from the group Cr, Mo and V of 2 to 6.5 wt .-% and with a low C content, characterized in that the Ni content together with Mn is below 0.4% by weight and the C content is below 0.02% by weight.
2. Legierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet , daß der Ni-Gehalt kleiner 0,3 Gew.-% ist.2. Alloy according to claim 1, characterized in that the Ni content is less than 0.3 wt .-%.
3. Legierung nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichne t , daß der Ni-Gehalt kleiner 0,15 Gew.-% ist.3. Alloy according to claim 2, characterized in that the Ni content is less than 0.15% by weight.
4. Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet , daß der C-Gehalt kleiner 0,02 Gew.-% ist.4. Alloy according to one of claims 1 to 3, characterized in that the C content is less than 0.02% by weight.
5. Legierung nach Anspruch 4, dadurch gekennzeichnet , daß der C-Gehalt kleiner 0,01 Gew.-% .ist.5. Alloy according to claim 4, characterized in that the C content is less than 0.01% by weight.
6. Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 5, dadurch gekennz ei chnet , daß der Mn-Gehalt kleiner 0,2 Gew.-% ist.6. Alloy according to one of claims 1 to 5, characterized in that the Mn content is less than 0.2% by weight.
7. Legierung nach Anspruch 6, dadurch gekennzeichnet , daß der Mn-Gehalt kleiner 0,1 Gew.-% ist.7. Alloy according to claim 6, characterized in that the Mn content is less than 0.1 wt .-%.
8. Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 7, dadurch gekennzeichnet , daß der Gehalt der Elemente aus der Gruppe von Cr, Mo und V zwischen 2,0 und 4 Gew.-% liegt.8. Alloy according to one of claims 1 to 7, characterized in that that the content of the elements from the group of Cr, Mo and V is between 2.0 and 4% by weight.
9. Legierung nach Anspruch 8, dadurch ge e nzeichnet, daß der Gehalt der Elemente aus der Gruppe von Cr,Mo und V, zwischen 2,5 und 3,5 Gew.-% liegt.9. Alloy according to claim 8, characterized in that the content of the elements from the group of Cr, Mo and V is between 2.5 and 3.5% by weight.
10. Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 9, dadurch gekennzeichnet, daß der Mo-Gehalt kleiner als 1,5 Gew.-% ist.10. Alloy according to one of claims 1 to 9, characterized in that the Mo content is less than 1.5 wt .-%.
11. Legierung nach Anspruch 10, dadurch gekennzeichnet, daß der Mo-Gehalt kleiner als 1,0 Gew.-% ist.11. Alloy according to claim 10, characterized in that the Mo content is less than 1.0 wt .-%.
12. Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 11, dadurch gekennzeichnet, daß der Cr-Gehalt zwischen 1,5 und 2,5 Gew.-% liegt.12. Alloy according to one of claims 1 to 11, characterized in that the Cr content is between 1.5 and 2.5 wt .-%.
13. Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 12, dadurch gekennzeichnet, daß der S-Gehalt kleiner 0,01 Gew.-% ist.13. Alloy according to one of claims 1 to 12, characterized in that the S content is less than 0.01% by weight.
14. Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 13, dadurch gekennzeichnet, daß die Induktion Bι6o bei einer Magnetfeldstarke von H = 160 A/cm großer 2,0 T ist, die Koerzitivfeldstarke Hc kleiner 2,0 A/cm ist und der spezifiscne Widerstand über 30 μΩcm liegt 14. Alloy according to one of claims 1 to 13, characterized in that the induction Bι 6 o at a magnetic field strength of H = 160 A / cm is greater than 2.0 T, the coercive force H c is less than 2.0 A / cm and the specific resistance is over 30 μΩcm
15. Verfahren zur Herstellung von Halbzeug aus einer Kobalt- Eisen-Legierung, bei dem durcn Schmelzen (1) und Warmverformung (4, 10) zunächst Werkstucke aus einer Legierung auf der Basis von Fe mit einem Gehalt von Co von 10 bis 20 Gew.-% Co und mit einem Gehalt von wenigstens einem Element der Gruppe Cr, Mo und V von 2 bis 6,5 Gew.-% angefertigt und dann einer Schlußgluhung (7, 12) unterzogen werden, dadurch gekennzeichnet, daß der Gehalt an Ni zusammen mit Mn unterhalb 0,4 Gew.-% so- wie der Gehalt an C unter 0,02 Gew.-% liegt und daß die Schlußgluhung (7, 12) für mindestens 0,25 h im Temperaturbereich von 800 bis 880°C durchgeführt wird.15. Process for the production of semi-finished products from a cobalt-iron alloy, in which melting (1) and hot forming (4, 10) initially workpieces made of an alloy based on Fe with a Co content of 10 to 20% by weight. -% Co and with a content of at least one element from the group Cr, Mo and V from 2 to 6.5 wt .-% and then subjected to a final annealing (7, 12), characterized in that the content of Ni together with Mn below 0.4% by weight and the content of C below 0.02% by weight and that the final annealing (7, 12) is carried out for at least 0.25 h in the temperature range from 800 to 880 ° C becomes.
16. Verfahren nach Anspruch 15, dadurch gekennzeichnet, daß die Schlußgluhung (7, 12) für mindestens 0,25 h im Temperaturbereich von 830 bis 865°C durchgeführt wird.16. The method according to claim 15, characterized in that the final annealing (7, 12) is carried out for at least 0.25 h in the temperature range from 830 to 865 ° C.
17. Verfahren nach Anspruch 15 oder 16, dadurch gekennzeichnet, daß die Legierung vor der Schlußgluhung (7, 12) kaltverformt wird.17. The method according to claim 15 or 16, characterized in that the alloy is cold worked before the final annealing (7, 12).
18. Verfahren nach einem der Ansprüche 15 bis 17, dadurch gekennzeichnet, daß die Legierung unter Inertgas, Wasserstoff oder Vakuum schlußgegluht wird. 18. The method according to any one of claims 15 to 17, characterized in that the alloy is finally annealed under inert gas, hydrogen or vacuum.
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