Legierung, Magnetkern und Verfahren zum Herstellen eines Bandes aus einer Legierung

Die vorliegende Erfindung betrifft eine Legierung, insbesondere eine weich magnetische Legierung, die zur Anwendung als Magnetkern geeignet ist, einen Magnetkern und ein Verfahren zum Herstellen eines Bandes aus einer Legierung.

Nanokristalline Legierungen auf Basis einer Zusammensetzung Feioo-a- _b -c-d-x-y- _z Cu _a Nb _b M _c T _d Si _x B _y Z _z können als Magnetkern bei verschiedenen Anwendungen eingesetzt werden. Die US 7,583,173 offenbart einen gewickelten Magnetkern, der unter anderem bei einem Stromtransformator verwendet wird, der aus ( Fei_ _a Ni _a ) ioo-x- _y _ _z _ _a _ _b _c CUxSiyBz baM' M' ' _γ besteht, wobei a < 0,3, 0,6 < x < 1,5, 10 < y < 17, 5 < z < 14, 2 < α < 6, ß < 7, γ < 8, Μ' mindestens eines der Elemente V, Cr, AI und Zn und M' ' mindestens eines der Elemente C, Ge, P, Ga, Sb, In und Be ist.

Die EP 0 271 657 A2 offenbart ebenfalls Legierungen mit einer Zusammenfassung auf dieser Basis.

Diese Legierungen, auch in Form von Bändern, können als Mag- netkern bei verschiedenen Bauteilen, wie zum Beispiel Leistungstransformatoren, Stromtransformatoren und Speicherdrosseln, verwendet werden.

Bei Anwendungen für Magnetkerne sind generell möglichst gerin- ge Herstellkosten wünschenswert. Die Kostenreduktion soll dabei jedoch möglichst keine oder nur geringe Auswirkungen auf die Funktionsweise des Magnetkernes haben. Bei manchen Anwendungen von Magnetkernen ist eine weitere Verkleinerung der Größe und des Gewichts des Magnetkerns wünschenswert, so dass die Größe und das Gewicht des Bauteils selbst weiter reduziert werden kann. Gleichzeitig ist jedoch keine Erhöhung der Herstellungskosten des Magnetkerns gewünscht .

Aufgabe ist es daher, eine Legierung bereitzustellen, die für die Anwendung als Magnetkern geeignet ist, welcher kostengünstiger hergestellt werden kann. Eine weitere Aufgabe ist es dabei die Legierungen so auszuwählen, dass die Größe und/oder das Gewicht des Magnetkernes gegenüber einem herkömmlichen Magnetkern reduziert werden kann.

Gelöst ist dies durch die Gegenstände der unabhängigen Ansprüche. Weitere Weiterbildungen sind Gegenstand der jeweiligen abhängigen Ansprüche . Erfindungsgemäß wird eine Legierung angegeben, die

aus Fei _oo -a- _b -c-d-x-y- _z Cu _a Nb _b M _c T _d Si _x B _y Z _z und bis zu 1 Atom% Verunreinigungen besteht. M ist eines oder mehrere der Elemente Mo, Ta oder Zr, T eines oder mehrere der Elemente V, Mn, Cr, Co oder Ni , Z eines oder mehrere der Elemente C, P oder Ge und 0 Atom% < a < 1,5 Atom%, 0 Atom% < b < 2 Atom%, 0 Atom% < (b+c) < 2

Atom%, 0 Atom% < d < 5 Atom%, 10 Atom% < x < 18 Atom%, 5 Atom% < y < 11 Atom% und 0 Atom% z < 2 Atom% . Die Legierung ist ferner in Gestalt eines Bandes ausgebildet und weist ein na- nokristallines Gefüge auf, bei dem zumindest 50 Vol% der Kör- ner eine mittlere Größe von kleiner als 100 nm aufweisen. Die Legierung weist auch eine Hystereseschleife mit einem zentralen linearen Teil, ein Remanenzverhältnis, J _T /J _S , < 0,1, und ein Verhältnis von Koerzitivfeidstärke , H _c , zu Anisotropiefeldstärke, H _a , < 10% auf.

Die Legierung weist somit eine Zusammensetzung mit einem Niob- gehalt von weniger als 2 Atomprozent auf. Dies hat den Vorteil, dass die Rohstoffkosten gegenüber einer Zusammensetzung mit einem höheren Niobgehalt niedriger sind, da Niob ein relativ teures Element ist. Ferner ist die Untergrenze des Siliziumgehalts und die Obergrenze des Borgehalts der Legierung so festgelegt, dass die Legierung in Gestalt eines Bandes unter einer Zugspannung in einem Durchlaufofen hergestellt werden kann, wobei die oben genannten magnetischen Eigenschaften erreicht werden. Folglich kann mit diesem Herstellungsverfahren die Legierung trotz des niedrigeren Niobgehalts auch die ge- wünschten weichmagnetischen Eigenschaften für Magnetkernanwendungen aufweisen.

Die Gestalt als Band ermöglicht nicht nur das Herstellen der Legierung unter Zugspannung in einem Durchlaufofen, sondern auch das Herstellen eines Magnetkerns mit einer beliebigen Anzahl von Wicklungen. Folglich kann die Größe und die magnetischen Eigenschaften des Magnetkerns durch eine entsprechende Auswahl der Wicklungen an die Anwendung einfach angepasst werden. Durch das nanokristalline Gefüge mit einer Korngröße von weniger als 100 nm in mindestens 50 Volumenprozent der Legierung wird eine niedrige Sättigungsmagnetostriktion bei hoher Sättigungspolarisation erreicht. Durch die Wärmebehandlung unter Zugspannung resultiert bei geeigneter Legierungsauswahl eine magnetische Hystereseschleife mit einem zentralen linea- ren Teil, einem Remanenzverhältnis von weniger als 0,1 und eine Koerzitivfeidstärke von weniger als 10% des Anisotropiefeldes. Damit verknüpft sind niedrige Ummagnetisierungsverluste und eine im linearen, zentralen Teil der Hystereseschleife in weiten Grenzen vom angelegten Magnetfeld bzw. der Vormagnetisierung unabhängige Permeabilität, die bei Magnetkernen für Anwendungen wie Stromwandler, Leistungsüberträgern und Spei- cherdrosseln gewünscht sind.

Hierin ist der zentrale Teil der Hystereseschleife definiert, als der Teil der Hystereseschleife, der sich zwischen den Anisotropiefeldstärkepunkten liegt, die den Übergang in die Sät- tigung kennzeichnen. Ein linearer Teil dieses zentralen Teils der Hystereseschleife wird hierin durch einen Nichtlineari - tätsfaktor NL von weniger als 3% definiert, wobei der Nichtli- nearitätsfaktor wie folgt errechnet wird: NL (in %) = 100 ( δJ _auf + ÖJ _ab )/(2J _s ) (1)

Dabei bezeichnen 5J _auf bzw. 5J _ab die Standardabweichung der Magnetisierung von einer Ausgleichsgeraden durch den auf- bzw. ansteigenden Ast der Hystereseschleife zwischen Magnetisie- rungswerten von +75% der Sättigungspolarisation J _s .

Diese Legierung ist somit besonders für einen Magnetkern geeignet, der eine reduzierte Größe und ein kleineres Gewicht bei niedrigeren Rohstoffkosten und gleichzeitig die gewünsch- ten weichmagnetischen Eigenschaften für die Anwendung als Magnetkern aufweist.

In einem Ausführungsbeispiel beträgt das Remanenzverhältnis der Legierung weniger als 0,05. Die Hystereseschleife der Le- gierung ist somit noch linearer bzw. flacher. In einem weiteren Ausführungsbeispiel beträgt das Verhältnis von Koerzitiv- feidstärke zu Anisotropiefeldstärke weniger als 5%. Auch ist in diesem Ausführungsbeispiel die Hystereseschleife noch linearer, so dass die Ummagnetisierungsverluste noch niedriger sind . In einem Ausführungsbeispiel weist die Legierung ferner eine Permeabilität μ von 40 bis 3000 oder 80 bis 1500auf . In einem anderen Ausführungsbeispiel weist die Legierung eine Permeabilität zwischen etwa 200 und 9000 auf. In diesen und weiteren Beispielen wird die Permeabilität primär durch Wahl der Zug- Spannung bei der Wärmebehandlung bestimmt. Die Zugspannung kann dabei bis zu etwa 800 MPa betragen, ohne dass das Band reißt. Man kann somit mit einer vorgegebenen Zusammensetzung, ein Band mit einer Permeabilität innerhalb des gesamten Permeabilitätsbereichs von μ = 40 bis etwa μ = 10000 abdecken. Be- sonders lineare Schleifen ergeben sich dabei im Bereich niedriger Permeabilitäten, d.h. in etwa μ = 40 bis 3000.

Solch relativ niedrige Permeabilitäten sind vorteilhaft für Stromtransformatoren, Leistungsüberträger, Speicherdrosseln und weitere Anwendungen, bei dem der Magnetkern nicht ferro- magnetisch gesättigt werden sollte, damit die Induktivität keine Einbußen erleidet, wenn hohe elektrische Ströme durch Wicklungen um den Magnetkern fließen. Jeweils geeignete Permeabilitätsbereiche ergeben sich aus den spezifischen Anforderungen der jeweiligen Anwendung. Geeignete Bereich sind 1500 bis 3000, 200 bis 1500 und 50 bis 200. So ist beispielsweise für gleichstromtolerante Stromwandler eine Permeabilität μ von etwa 1500 bis etwa 3000 vorteilhaft, wäh- rend für Leistungsüberträger ein Permeabilitätsbereich von etwa 200 bis 1500 und für Speicherdrosseln eher ein Permeabilitätsbereich von etwa 50 bis 200 besonders geeignet ist. Je niedriger die Permeabilität, desto höher können die elektrischen Ströme durch die Wicklungen des Magnetkerns sein, ohne das Material zu sättigen. Ebenso können bei gleicher Permeabi- lität diese Ströme umso höher sein, je höher die Sättigungspolarisation, J _s , des Materials ist. Andererseits nimmt die Induktivität des Magnetkernes mit der Permeabilität und der Baugröße zu. Um Magnetkerne mit gleichzeitig hoher Induktivität und hoher Stromtoleranz zu bauen ist es daher vorteilhaft Le- gierungen mit höherer Sättigungspolarisation einzusetzen. In einem Ausführungsbeispiel wird durch Reduktion des Niob- Gehaltes beispielsweise die Sättigungspolarisation von J _s = 1.21 T auf J _s = 1.34 T, d.h. um mehr als 10% erhöht. Dies kann letztlich dazu ausgenutzt werden ohne Einbußen die Baugröße und das Gewicht des Kernes zu reduzieren.

Die Legierung kann eine Sättigungsmagnetostriktion von betragsmäßig kleiner als 5 ppm aufweisen. Legierungen mit einer Sättigungsmagnetostriktion unterhalb dieser Grenzwerte weisen besonders gute weichmagnetische Eigenschaften auch bei interner Spannung auf, besonders dann wenn die Permeabilität nicht wesentlich größer als 500 ist. Für höhere Permeabilitäten ist es vorteilhaft Legierungen mit kleineren Werten der Sättigungsmagnetostriktion auszuwählen .

Die Legierung kann ferner eine Sättigungsmagnetostriktion von betragsmäßig kleiner als 2 ppm, vorzugsweise kleiner als 1 ppm aufweisen. Legierungen mit einer Sättigungsmagnetostriktion unterhalb dieser Grenzwerte weisen besonders gute weichmagne- tische Eigenschaften auch bei interner Spannung auf, insbesondere wenn die Permeabilität μ größer 500 bzw. größer 1000 ist. In einem Ausführungsbeispiel ist die Legierung Niobfrei, d.h. b = 0. Dieses Ausführungsbeispiel hat den Vorteil, dass die Rohstoffkosten noch weiter reduziert sind, da das Element Niob vollständig weggelassen ist.

In einem weiteren Ausführungsbeispiel ist die Legierung Kupferfrei, d.h. a = 0. In einem weiteren Ausführungsbeispiel ist die Legierung Niob und Kupfer frei, d.h. a = 0 und b = 0. In weiteren Ausführungsbeispielen weist die Legierung Niob und/oder Kupfer auf, wobei 0 < a < 0,5 und 0 < b < 0,5 ist.

In weiteren Ausführungsbeispielen ist der Siliziumgehalt und/oder der Borgehalt weiter definiert, so dass die Legierung 14 Atom% < x < 17 Atom% und/oder 5,5 Atom% < y < 8 Atom% aufweist .

Wie oben bereits erwähnt, weist die Legierung die Gestalt eines Bandes auf. Dieses Band kann eine Dicke von 10 μπι bis 50 μπι aufweisen. Diese Dicke ermöglicht das Wickeln eines Magnetkerns mit einer hohen Anzahl an Wicklungen, der gleichzeitig einen kleinen Außendurchmesser aufweist.

In einem weiteren Ausführungsbeispiel weisen mindestens 70 Vo- lumenprozente der Körner eine mittlere Größe kleiner 50 nm auf. Dies ermöglicht eine weitere Steigerung der magnetischen Eigenschaften .

Die Legierung wird in Gestalt eines Bandes unter Zugspannung wärmebehandelt, um die gewünschten magnetischen Eigenschaften zu erzeugen. Die Legierung, d.h. das fertige wärmebehandelte Band, ist somit auch durch ein Gefüge gekennzeichnet, das durch dieses Herstellungsverfahren entstanden ist. In einem Ausführungsbeispiel weisen die Kristallite eine mittlere Größe von etwa 20-25 nm und eine remanente Dehnung in Bandlängsrichtung zwischen etwa 0.02% und 0.5% auf, welche proportional zu der bei der Wärmebehandlung angelegten Zugspannung ist. Zum Beispiel führt eine Wärmebehandlung unter einer Zugspannung von 100 MPa zu eine Dehnung von etwa 0.1%.

Die kristallinen Körner können eine Dehnung von mindestens 0.02% in eine Vorzugsrichtung aufweisen.

Ein Magnetkern aus einer Legierung nach einem der vorherstehenden Ausführungsbeispiele wird auch angegeben. Der Magnetkern kann die Gestalt eines gewickelten Bandes aufweisen, wo- bei zum Bilden des Magnetkerns, abhängig von der Anwendung, das Band in einer Ebene oder als Solenoid um eine Achse gewickelt werden kann.

Das Band des Magnetkerns kann mit einer Isolierschicht be- schichtet sein, um die Wicklungen des Magnetkerns voneinander elektrisch zu isolieren. Die Schicht kann zum Beispiel eine Polymerschicht oder eine keramische Schicht sein. Das Band kann vor und/oder nach dem Wickeln zu einem Magnetkern mit der Isolierschicht beschichtet werden.

Wie bereits erwähnt, kann der Magnetkern nach einem der vorherstehenden Ausführungsbeispiele bei verschiedenen Bauteilen verwendet werden. Es wird auch ein Leistungstransformator, ein Stromtransformator und eine Speicherdrossel mit einem Magnet- kern nach einem dieser Ausführungsbeispiele angegeben. Ein Verfahren zum Herstellen eines Bandes wird auch angegeben, das Folgendes aufweist: Ein Band aus einer amorphen Legierung mit einer Zusammensetzung wird bereitgestellt, die aus

Fei _oo -a- _b -c-d-x-y- _z Cu _a Nb _b M _c T _d Si _x B _y Z _z und bis zu 1 Atom% Verunreinigun- gen besteht, wobei M eines oder mehrere der Elemente Mo, Ta oder Zr, T eines oder mehrere der Elemente V, Mn, Cr, Co oder Ni und Z eines oder mehrere der Elemente C, P oder Ge und 0 Atom% < a < 1,5 Atom%, 0 Atom% < b < 2 Atom%, 0 Atom% < (b+c) < 2 Atom%, 0 Atom% < d < 5 Atom%, 10 Atom% < x < 18 Atom%, 5 Atom% < y < 11 Atom% und 0 Atom% < z < 2 Atom% ist. Dieses

Band wird unter Zugspannung in einem Durchlaufofen bei einer Temperatur T _a wärmebehandelt, wobei 450°C < Ta < 750°C beträgt . Diese Zusammensetzung lässt sich mit einer Wärmbehandlung zwischen 450°C und 750°C unter Zugspannung mit geeigneten magnetischen Eigenschaften für die Anwendung als Magnetkern herstellen. Die Wärmebehandlung führt zum Bilden eines na- nokristallinen Gefüges, bei dem zumindest 50 Volumenprozent der Körner eine mittlere Größe kleiner als 100 nm aufweisen. Insbesondere kann diese Zusammensetzung mit weniger als 2 A- tomprozent Niob mit diesem Verfahren so hergestellt werden, dass sie eine Hystereseschleife mit einem zentralen linearen Teil, ein Remanenzverhältnis, J _r /J _s , < 0,1, und ein Verhältnis von Koerzitivfeidstärke, H _c , zu Anisotropiefeldstärke, H _a , < 10% aufweist.

Das Band wird im Durchlauf wärmebehandelt. Folglich wird das Band mit einer Geschwindigkeit s durch den Durchlaufofen gezo- gen. Diese Geschwindigkeit s kann so eingestellt werden, dass eine Verweildauer des Bandes in einer Temperaturzone des

Durchlaufofens mit der Temperatur, die innerhalb 5% der Tempe- ratur T _a liegt, zwischen 2 Sekunden und 2 Minuten liegt. Dabei liegt die Zeitdauer um das Band auf die Temperatur T _a aufzuwärmen in vergleichbarer Größenordnung wie die Dauer der Wärmebehandlung selbst. Entsprechendes gilt für die Zeitdauer der anschließenden Abkühlung. Diese Verweildauer führt bei diesem Anlasstemperaturbereich zu dem gewünschten Gefüge und den gewünschten magnetischen Eigenschaften.

In einem Ausführungsbeispiel wird das Band unter einer Zug- Spannung zwischen 5 und 160 MPa durch den Durchlaufofen gezogen. In einem weiteren Ausführungsbeispiel wird das Band unter einer Zugspannung von 20 MPa bis 500 MPa durch den Durchlauf- ofen gezogen. Es ist ferner möglich das Band auch mit einer höheren Zugspannung bis zu etwa 800 MPa durch den Ofen zu zie- hen, ohne daß es reißt. Dieser Bereich der Zugspannung ist geeignet, die gewünschten magnetischen Eigenschaften bei den o- ben genannten Zusammensetzungen zu erzielen.

Der Wert der erzielten Permeabilität μ ist umgekehrt proporti- onal zu der bei der Wärmebehandlung angelegten Zugspannung a _a Um einen vorbestimmten Wert der relativen Permeabilität μ zu erzielen ist somit während der Wärmebehandlung eine Zugspannung ö _a erforderlich, welche der Beziehung σ ₃ ~ α/μ genügt. In einem Ausführungsbeispiel hat dabei α einen Wert von ~ 48000 MPa. In einem anderen Ausführungsbeispiel hat α einen Wert von beispielsweise α ~ 36000 MPa. So können Werte im Bereich ~ 30000 MPa bis α ~ 70000 MPa für die erfindungsgemäßen Legierungen und den entsprechenden Wärmebehandlungsprozess verwendet werden. Der genaue Wert von hängt im Einzelfall von der Zusammensetzung, der Anlasstemperatur und in gewissem Umfang von der Anlasszeit ab. Die Zugspannung, die zu den gewünschten magnetischen Eigenschaften führt, kann also abhängig von der Zusammensetzung der Legierung und von der Anlasstemperatur als auch der Anlasszeit sein. In einem Ausführungsbeispiel wird die für eine vorgege- bene Permeabilität μ erforderliche Zugspannung a _a aus der Permeabilität UTest einer Testglühung unter einer Zugspannung a _Te st gemäß der Beziehung

σ ₃ ~ σ _ΤθΞ ίμτθ _Ξ ί/μ ausgewählt.

Die gewünschten magnetischen Eigenschaften können auch abhängig von der Anlasstemperatur T _a sein und folglich durch die Auswahl der Anlasstemperatur eingestellt werden. In einem Aus- führungsbeispiel wird die Temperatur T _a abhängig von dem Niob- gehalt b gemäß der Beziehung (T _xi + 50°C) < T _a < (T _x2 + 30°C) ausgewählt. Dabei entsprechen T _xi und T _x2 den durch das Maximum der Umwandlungswärme definierten Kristallisationstemperaturen, welche mittels thermischer Standardmethoden wie z.B. DSC (dif- ferential scanning calometry) bei einer Aufheizrate von 10 K/min bestimmt werden.

In einem weiteren Ausführungsbeispiel wird ein gewünschter Wert der Permeabilität oder Anisotropiefeldstärke, sowie ein erlaubter Abweichungsbereich vorbestimmt. Um diesen Wert über die Länge des Bandes erreichen zu können, werden magnetische Eigenschaften des Bandes beim Verlassen des Durchlaufofens laufend gemessen. Wenn Abweichungen von den erlaubten Abweichungsbereichen der magnetischen Eigenschaften festgestellt werden, wird die Zugspannung an dem Band entsprechend eingestellt, um die gemessenen Werte der magnetischen Eigenschaften wieder innerhalb der erlaubten Abweichungsbereiche zu bringen. Dieses Ausführungsbeispiel verringert die Abweichungen der magnetischen Eigenschaften über die Länge des Bandes, so dass die magnetischen Eigenschaften innerhalb eines Magnetkerns ho- mogener sind und/oder die magnetischen Eigenschaften mehrerer Magnetkerne, die aus einem einzigen Band hergestellt sind, weniger abweichen. Somit kann die Gleichmäßigkeit der weichmagnetischen Eigenschaften der Magnetkerne, insbesondere bei kommerzieller Herstellung, verbessert werden.

Ausführungsbeispiele werden nun anhand der folgenden Beispiele, Tabellen und Zeichnungen näher erläutert.

Figur 1 zeigt ein Diagramm von Hystereseschleifen von Ver- gleichsbeispielen nanokristallinem Fe ₇₇ - xCui b _x Sii _5.5 B _s .5 mit unterschiedlichem Niobgehalt nach Wärmebehandlung in einem Magnetfeld quer zur Bandrichtung, Figur 2 zeigt ein Diagramm von Hystereseschleifen von nanokristallinem Fe ₇ 7_ _x Cui b _x Sii _5.5 B _s .5 nach Wärmebehandlung unter einer Zugspannung längs der Bandrichtung für unterschiedliche Niobgehalte, Figur 3 zeigt ein Diagramm des Remanenzverhältnisses von nanokristallinem Fe ₇ 7_ _x Cui b _x Sii _5.5 B _s .5 nach Wärmebehandlung im Magnetfeld und nach Wärmebehandlung unter Zugspannung als Funktion des Nb-Gehaltes, Figur 4 zeigt ein Diagramm der Sättigungspolarisation von

Fe ₇ 7-xCui b _x Sii5.5B _s . ₅ als Funktion des Nb-Gehaltes, Figur 5 zeigt ein Diagramm von Sättigungsmagnetostriktion

A _s , Anisotropiefeld H _ai Koerzitivfeidstärke H _c , Remanenzverhältnis J _r /J _s und Nichtlinearitätsfaktor NL von Fe ₇₅ . ₅ Cu _{1 1} . ₅ S i ₁₅ .5B5. ₅ nach Wärmebehandlung unter einer Zugspannung bei unterschiedlichen Anlasstemperaturen, zeigt ein Diagramm von Remanenzverhältnis J _t /J _s und Koerzitivfeidstärke H _c der Legierung FewCuiSiis.sBe.s nach Wärmebehandlung unter einer Zugspannung, zeigt das mittels Differential Scanning Calometry mit einer Aufheizrate von 10 K/min gemessene Kristallisationsverhalten der Legierung FewCuiSiis.sBe.s und die Definition der Kristallisationstemperaturen

Figur 8 zeigt die Rontgenbeugungsdiagramme für die Legierung

Fe ₇₇ CuiS i i ₅ . ₅ B _s .5 im amorphen Ausgangszustand und nach Wärmebehandlung unter Zug bei verschiedenen Anlass- temperaturen entsprechend unterschiedlichen Kristallisationsstufen .

Figur 9 zeigt ein Diagramm von Permeabilität μ, Anisotropie- feld Ha _/ Koerzitivfeidstärke H _c , Remanenzverhältnis

Jr/Js und Nichtlinearitätsfaktor NL von nanokristal- linem Fevs.sCuiNbi.sSiis.sBs.s nach Wärmebehandlung unter der angegebenen Zugspannung o _a , Figur 10 zeigt die untere und obere optimale Anlasstemperatur

Tai und T _a2 für verschiedene Legierungszusammenset- zungen als Funktion Kristallisationstemperaturen T _xl und T _x2 .

Figur 11 zeigt ein Diagramm von Koerzitivfeidstärke H _c und

Remanenzverhältnis J _T /J _s der Legierung Fe ₈ oSinB ₉ und eine Vergleichszusammensetzung Fe ₇₈ .5SiioBii. ₅ nach einer Wärmebehandlung unter einer Zugspannung,

Figur 12 zeigt ein Diagramm von Hystereseschleifen einer Le- gierung Fe _8o SinB ₉ und eine Vergleichszusammensetzung

Fe ₇₈ .5SiioBii. ₅ nach Wärmebehandlung unter unterschiedlichen Zugspannungen, und

Figur 13 zeigt eine schematische Ansicht eines Durchlauf- ofens.

Tabelle 1 zeigt den Nichtlinearitätsfaktor NL für verschiedene

Nb-Gehalte der Legierung Fe ₇ 7_ _x Cui b _x Sii _5.5 B _s .5 nach Wärmebehandlung im Magnetfeld (Vergleichsbei - spiel) und nach Wärmebehandlung unter einer mechanischen Zugspannung (erfindungsgemäßes Verfahren) ,

Tabelle 2 zeigt gemessene Kristallisationstemperaturen und geeignete Anlasstemperaturen T _a für Anlasszeiten von etwa 2s bis 10s für verschiedene Nb-Gehalte der Legierung Fe ₇₇ _ _x CuiNb _x Sii5.5B _s .5,

Tabelle 3 zeigt magnetische Eigenschaften einer Legierung

Fe _7S CuiNbi.5Sii3 _.5 B ₈ nach Wärmebehandlung im Durchlauf bei 610°C unter einer Zugspannung von ca. 120 MPa als Funktion der Anlasszeit t _a , Tabelle 4 zeigt magnetische Eigenschaften einer Legierung

Fe ₇₅ Cuo. ₅ b ₁ . ₅ Si ₁₅ .5B5. ₅ nach Wärmebehandlung mit der angegebenen Zugspannung o _a , Tabelle 5 zeigt im Herstellzustand gemessene Sättigungspolarisation J _s , nach Wärmebehandlung bei unterschiedlichen Anlasstemperaturen T _a gemessene Werte von

Nichtlinearität NL, Remanenzverhältnis J _T /J _S , Koerzi- tivfeidstärke H _c , Anisotropiefeldstärke H _a und rela- tive Permeabilität μ verschiedener Legierungszusammensetzungen,

Tabelle 6 zeigt im Herstellzustand gemessene Sättigungspolarisation J _s , nach Wärmebehandlung gemessene Werte von Nichtlinearität NL, Remanenzverhältnis J _T /J _S , Koerzi - tivfeidstärke H _c , Anisotropiefeldstärke H _a und relative Permeabilität μ verschiedener Legierungszusammensetzungen, und Tabelle 7 zeigt die Sättigungsmagnetostriktion A _s verschiedener Legierungszusammensetzungen gemessen im Herstellzustand und nach Wärmebehandlung unter Zug bei der angegebenen Anlasstemperatur T _a . Figur 1 zeigt ein Diagramm von Hystereseschleifen von na- nokristallinen Legierungen in Gestalt eines Bandes.

Die Untersuchungen wurden beispielhaft an 6 mm und 10 mm breiten und typischerweise 17 μπι bis 25 μπι dicken Metallbändern durchgeführt. Der erfinderische Gedanke ist jedoch nicht auf diese Abmessungen beschränkt. Die Bänder weisen eine Zusammensetzung von Fe ₇ 7_ _x Cui _x Sii ₅ . ₅ B _s .5 auf. Die Hystereseschleifen sind nach Wärmebehandlung im Magnetfeld gemessen, wobei eine Wärmebehandlung von 0.5h bei 540°C in einem Magnetfeld von H = 200 kA/m quer zur Bandrich- tung durchgeführt wird. Figur 1 zeigt, dass mit abnehmendem Nb-Gehalt die Hystereseschleifen nichtlinearer werden. Diese nichtlineare Hystereseschleife ist bei manchen Magnetkernanwendungen nicht gewünscht, da die Ummagnetisierungsverluste erhöht sind.

Tabelle 1 zeigt die Nichtlinearitätsfaktoren NL der in den Figuren 1 und 2 dargestellten Hystereseschleifen für verschiedene Wärmebehandlungen und verschiedene Nb-Gehalte. Insbesondere zeigt Tabelle 1 den Nichtlinearitätsfaktor von nanokristalli- nem Fe ₇₇ - _x Cui b _x Sii ₅ . ₅ B _s .5 nach Wärmebehandlung im Magnetfeld für 0.5h bei einer Temperatur von 540°C und nach einer Wärmebehandlung unter Zugspannung von 100 MPa für 4s bei 600°C für verschiedene Nb-Gehalte. Figur 3 zeigt ein Diagramm vom Remanenzverhältnis J _r / ^' J _s wärmebehandelter Proben als Funktion des Nb-Gehaltes. Insbesondere zeigt Figur 3 das Remanenzverhältnis von nanokristallinem Fe ₇₇ _ _x CuiNb _x Sii ₅ . ₅ B _s . ₅ nach Wärmebehandlung im Magnetfeld von 0.5h bei Temperaturen von 480°C bis 540°C und nach einer Wärmebehand- lung unter Zugspannung von 4s bei Temperaturen zwischen 520°C und 700°C als Funktion des Nb-Gehaltes.

Für eine Wärmebehandlung im Magnetfeld, die mit offenen Kreissymbolen in der Figur 3 dargestellt ist, werden besonders li- neare Schleifen mit einem Remanenzverhältnis kleiner als 0.1 und einem Nichtlinearitätsfaktor kleiner als 3% zuverlässig nur für Nb-Gehalte größer als 2 at% erreicht. Im Gegensatz da- zu können für eine Wärmebehandlung unter einer Zugspannung lineare Schleifen mit einem Remanenzverhältnis kleiner als 0.1 und einem Nichtlinearitätsfaktor kleiner als 3% zuverlässig für Nb-Gehalte kleiner als 2 at% und sogar für Zusammensetzun- gen ohne Niob erreicht werden.

Aus den Ergebnissen der Figuren 1 und 3 kann entnommen werden, dass ein Mindest-Nb-Gehalt von vorzugsweise größer als 2 at% gefordert wird, um ein Band mit geeigneten magnetischen Eigen- Schäften für Magnetkernanwendung herzustellen, wenn die Wärmebehandlung in einem Magnetfeld durchgeführt wird.

Die Tabellen 1 bis 6 und die Figuren 2 bis 12 zeigen, dass lineare Schleifen mit kleinem Remanenzverhältnis bei

Zusammensetzungen mit einem Niobgehalt von weniger als 2 Atom% erreicht werden können, wenn die Wärmebehandlung unter einer mechanischen Zugspannung in Bandlängsrichtung erfolgt. Diese Zusammensetzungen haben den Vorteil, dass die Rohstoffkosten reduziert sind, da Niob ein relativ teures Element ist.

Figur 2 zeigt ein Diagramm von Hystereseschleifen von Bändern nach Wärmebehandlung im Durchlauf mit einer effektiven

Anlasszeit von 4s bei einer Temperatur von 600°C und unter einer Zugspannung von etwa 100 MPa .

Als Anlasszeit im Durchlauf wird hierein diejenige Zeit definiert, bei welcher das Band die Temperaturzone durchläuft, bei welcher die Temperatur innerhalb 5% der hier angegebenen Anlasstemperatur entspricht. Dabei liegt die Zeitdauer um das Band auf die Anlasstemperatur aufzuwärmen in vergleichbarer Größenordnung wie die Dauer der Wärmebehandlung selbst . Entsprechendes gilt für die Zeitdauer der anschließenden

Abkühlung .

Figur 2 zeigt, dass für Nb-Gehalte kleiner 2 at% Hystere- seschleifen mit einem zentralen linearem Teil und kleinem Remanenzverhältnis erhalten werden können. Die Zusammensetzung mit Nb 3at% ist ein Vergleichsbeispiel und die Zusammensetzungen mit Nb < 2at% sind erfindungsgemäße Beispiele. Der Pfeil zeigt exemplarisch die Definition der Anisotropiefeldstärke H _a .

Figur 3 zeigt ein Diagramm eines Vergleichs des Remanenzverhältnisses für solch zugspannungsgetemperte Proben, die in der Figur 3 mit gefüllten Rauten dargestellt sind, und für magnet- feldgetemperte Proben, die mit offenen Kreissymbolen gezeigt sind, als Funktion des Nb-Gehaltes. Legierungen mit Nb- Gehalten unter 2 at% weisen ein kleines Remanenzverhältnis von weniger als 0,05 auf, nur wenn sie unter Zugspannung wärmebehandelt werden. Wenn diese Zusammensetzungen unter einem Mag- netfeld getempert werden, ist jedoch das Remanenzverhältnis deutlich höher, so dass diese Legierungen für manche Magnetkernanwendungen nicht geeignet sind. Selbst für die Legierung Fe ₇₇ CuiSii _5.5 B _s .5 d.h. ohne Nb-Zusatz, ergibt sich noch eine weitgehend lineare Schleife mit einem Remanenzverhältnis von weniger als 0,05, wenn sie unter einer Zugspannung wärmebehandelt wird.

Figur 4 zeigt ein Diagramm von der Sättigungspolarisation von Legierungen mit einer Zusammensetzung von Fe ₇ 7_ _x Cui b _x Sii _5.5 B _s .5 als Funktion des Nb-Gehaltes. Die Legierungen mit reduziertem Nb-Gehalt weisen eine deutlich erhöhte Sättigungspolarisation auf. Dies kann vorteilhaft in eine entsprechende Gewichts- und Herstellungskostenreduktion des Magnetkerns umgesetzt werden. Somit ergibt sich zusätzlich zu verminderten Rohstoffkosten ein weiterer Vorteil, da die Magnetkern aufweisende Vorrichtung kleiner gebaut werden kann.

Figur 5 zeigt ein Diagramm von Sattigungsmagnetostriktion λ _Ξ , Anisotropiefeld H _a , Koerzitivfeidstärke H _c , Remanenzverhältnis J _r /J _s und Nichtlinearitätsfaktor NL von einer Zusammensetzung Fe75. ₅ Cu ₁ b ₁ . ₅ Si ₁₅ .5B5.5 nach Wärmebehandlung von ca. 4 Sekunden Dauer unter einer Zugspannung von ca. 50 MPa als Funktion der Anlasstemperatur. Das Anisotropiefeld H _a entspricht dabei demjenigen Feld bei dem der lineare Teil der Hystereseschleife in die Sättigung übergeht, der in der Figur 2 dargestellt ist. Die Anlasstemperaturen, zwischen denen die gewünschten Eigenschaften erreicht werden können, liegen im Bereich von ca. 535°C bis 670°C, welcher in der Abbildung schraffiert hervorgehoben ist. Der schraffierte Bereich zeigt den Bereich in welchem sich lineare Schleifen mit kleiner Sättigungsmagnetostriktion, hohem Anisotropiefeld und kleinem Remanenzverhältnis ergeben. Dies ist auch der Bereich, in dem die Legierungen besonders lineare Schleifen aufweisen. Im Ausführungsbeispiel der Figur 5 liegt somit die geeignetste Anlasstemperatur zwischen 535°C und 670°C.

Diese Temperaturgrenzen sind weitgehend unabhängig von der Größe der Zugspannung. Sie hängen jedoch von der Dauer der Wärmebehandlung und dem Nb-Gehalt ab. So nehmen sie beispielsweise mit sinkendem Nb-Gehalt bzw. mit länger andauernder Wär- mebehandlung ab, wie in der Figur 6 und der Tabelle 2 dargestellt .

Figur 6 zeigt hierzu das Anlassverhalten einer Niob-freien Le- gierungsvariante , bei welcher die optimalen Anlasstemperaturen im Bereich von ungefähr 500°C bis 570°C, also deutlich niedriger als die Zusammensetzung der Figur 5 liegen. Insbesondere zeigt Figur 6 ein Diagramm vom Remanenzverhältnis J _t /J _s und der Koerzitivfeidstärke H _c der Legierung FewCuiSii _s .sBs.s nach Wärmebehandlung für 4 Sekunden bei T _a = 613 °C unter einer Zugspannung von ca. 50 MPa. Die optimalen erfindungsgemäßen Anlasstemperaturen liegen hier im Bereich von ca. 500°C bis 570°C. Hier ergibt sich, wie durch das Inset schematisch angedeutet, eine flache lineare Hystereseschleife mit einem Rema- nenzverhältnis kleiner 0.1.

Figur 7 zeigt das mittels Differential Scanning Calometry (DSC) mit einer Aufheizrate von 10 K/min gemessene Kristallisationsverhalten am Beispiel der Legierung Fe ₇₇ CuiSii _5.5 B _s .5. Man erkennt zwei Kristallisationsstufen welche durch die Kristallisationstemperaturen T _xl und T _x2 charakterisiert werden. Der in der DSC Messung durch T _xl und T _x2 eingrenzte Temperaturbereich entspricht dabei dem Bereich optimaler Anlasstemperaturen welcher entsprechend Figur 6 für die Legierung zwischen 500°C und 570°C liegt.

Figur 8 zeigt die Rontgenbeugungsdiagramme für die Legierung Fe ₇₇ CuiSii _5.5 B _s .5 im amorphen Ausgangszustand und nach Wärmebehandlung unter Zug bei verschiedenen Anlasstemperaturen ent- sprechend den durch T _xi und T _x2 definierten unterschiedlichen Kristallisationsstufen. Insbesondere zeigt Figur 8 das Rönt- genbeugungsdiagramm nach einer Wärmebehandlung unter Zug für 4s bei 515°C, also im Anlassbereich, wo erfindungsgemäße Magneteigenschaften erreicht werden, und bei 680°C, also im ungünstigen Anlassbereich wo keine linearen Hystereseschleifen mit kleinem Remanenzverhältnis mehr erzielt werden können.

Aus der Analyse der Beugungsmaxima folgt, dass bei Anlasstemperaturen, wo sich lineare Hystereseschleifen mit kleinem Remanenzverhältnis ergeben, sich als kristalline Phase im wesentlichen nur kubische Fe-Si Kristallite bilden, welche in eine amorphe Minoritätsmatrix eingebettet sind. Im Fall der

Legierung Fe ₇ 7CuiSii ₅ .5B ₆ .5 liegt die mittlere Größe dieser Kristallite etwa im Bereich 38-44 nm. Führt man eine analoge Analyse mit der Legierungszusammensetzung Fe75.5Cu1 1.5Si15.5B6.5 durch so erhält man bei den entsprechenden optimalen Anlass- temperaturen eine mittlere Kristallitgröße im Bereich 20-25 nm .

In der zweiten Stufe der Kristallisation kristallisieren aus der amorphen Restmatrix Boridphasen, welche die Magneteigen- Schäften ungünstig beeinflussen und zu einer nichtlinearen Schleife, mit hohem Remanenzverhältnis und hoher Koerzitiv- feidstärke führen.

In Tabelle 2 sind weitere Beispiele, sowie ergänzende Daten in Form der mittels Differential Scanning Calorimetry (DSC) bei 10K/min gemessenen Kristallisationstemperaturen T _x i, die der Kristallisation von bcc-FeSi entspricht, und T _x2 , die der Kristallisation von Boriden entspricht, dargestellt. Die geeignete Anlasstemperatur liegt ungefähr zwischen T _xi und T _x2 und führt zu einem Gefüge von nanokristallinen Körnern mit einer mittleren Korngröße kleiner 50 nm, die in einer amorphen Matrix eingebettet sind, und den gewünschten magnetischen Eigenschaften .

Allerdings hängen T _xi und T _x2 bzw. die Anlasstemperaturen T _a von der Aufheizrate und der Dauer der Wärmebehandlung ab. Deshalb liegen bei einer Wärmebehandlungsdauer von kleiner als 10 Sekunden die optimalen Anlasstemperaturen bei höheren Temperaturen als die mittels Differential Scanning Calorimetry (DSC) bei 10K/min gemessenen Kristallisationstemperaturen T _xi und T _x2 der Tabelle 2. Entsprechend liegen für längere Anlasszeiten von zum Beispiel 10 min bis 60 min Dauer die optimalen Anlasstemperaturen T _a typischerweise 50°C bis 100°C niedriger als die in Tabelle 2 aufgelisteten Werte von T _a für eine Wärmebehandlungsdauer von wenigen Sekunden.

Entsprechend können die Anlasstemperaturen T _a je nach Zusammensetzung und Dauer der Wärmebehandlung nach der Lehre von Figur 5 und anhand der im DSC gemessenen Kristallisationstemperaturen nach der Tabelle 2 gegebenenfalls angepasst werden.

Tabelle 3 zeigt den Einfluss der Anlasszeit am Beispiel der Legierungszusammensetzung Fe _7S Cui bi.5Sii3 _.5 B ₈ . Für Anlasszeiten im Bereich weniger Sekunden bis weniger Minuten wird kaum ein signifikanter Einfluss auf die resultierenden Magneteigen- Schäften aufgezeigt. Dies gilt solange die Anlasstemperatur T _a zwischen den anhand von Tabelle 2 diskutierten Grenztemperaturen liegt. Letztere betragen im vorliegenden Ausführungsbeispiel T _xl = 489°C und T _x2 = 630°C aus der DSC-Messung bei

10 K/min bzw. T _al = 540°C und T _a2 = 640°C für eine Wärmebehand- lung von 4 s Dauer. Die Anlasstemperatur beträgt im vorliegenden Ausführungsbeispiel T _a = 610°C und liegt somit zwischen den unteren und oberen Werten beider Definitionen von Grenztemperaturen. Die bei einer Aufheizrate von 10 K/min gemessenen Kristallisationstem- peraturen entsprechen in etwa dem optimalen Anlassbereich für eine isotherme Wärmebehandlung von einigen Minuten Dauer.

Figur 9 zeigt die Abhängigkeit der Permeabilität, des Anisotropiefeldes, der Koerzitivfeidstärke , des Remanenzverhält- nisses und des Nichtlinearitätsfaktors von der bei der Wärmebehandlung angelegten Zugspannung. Insbesondere zeigt die Figur 9 ein Diagramm der Permeabilität, des Anisotropiefeldes, der Koerzitivfeidstärke , des Remanenzverhältnisses und des Nichtlinearitätsfaktors von nanokristallinem

Fe ₇₅ . ₅ Cu ₁ b ₁ . ₅ Si ₁₅ . ₅ B ₅ .5 nach Wärmebehandlung für 4 Sekunden bei 613 °C unter der angegebenen Zugspannung o _a . In allen Fällen ergab sich hierbei ein Remanenzverhältnis von typischerweise weniger als J _r / ^' J _s < 0.04 und ein Nichtlinearitätsfaktor kleiner als 2%.

Tabelle 4 zeigt ein weiteres Beispiel für die Abhängigkeit der Permeabilität, des Anisotropiefeldes, der Koerzitivfeidstärke, des Remanenzverhältnisses und des Nichtlinearitätsfaktors von der bei der Wärmebehandlung angelegten Zugspannung. Insbeson- dere zeigt die Tabelle die Permeabilität, das Anisotropiefeldes, die Koerzitivfeidstärke , das Remanenzverhältnis und den Nichtlinearitätsfaktors von nanokristallinem

Fe ₇ sCuo. ₅ Nb ₁ . ₅ Si ₁₅ . ₅ B ₅ .5 nach Wärmebehandlung für 4 Sekunden bei 605°C unter der angegebenen Zugspannung o _a . In allen Fällen ergab sich hierbei ein Remanenzverhältnis von typischerweise weniger als J _T /J _s < 0.1 und ein Nichtlinearitätsfaktor kleiner als 3%. Figur 9 und Tabelle 4 zeigen, dass die Anisotropiefeldstärke H _a und die Permeabilität μ durch Anpassen der Zugspannung o _a gezielt eingestellt werden können. Um einen vorbestimmten Wert der Anisotropiefeldstärke H _a bzw. Permeabilität μ zu erzielen ist bei der Wärmebehandlung eine Zugspannung o _a ~ a μ ₀ Η ₃ / ιΤ _Ξ bzw. o _a ~ α/μ erforderlich, wobei μ ₀ = (4π 10 ^"7 Vs/ (Am) ) die magnetische Feldkonstante bezeichnet. Dabei bezeichnet a einen Materialparameter der primär von der Legierungszusammenset - zung, aber auch von der Anlasstemperatur und der Anlasszeit abhängen kann. Typische Werte liegen im Bereich ~ 30000 MPa bis α ~ 70000 MPa. Insbesondere ergibt sich für das Beispiel in Figur 9 ein Wert von ~ 48000 MPa und für das Beispiel in Tabelle 3 ein Wert von α -36000 MPa.

Die Ausführungsbeispiele in Figur 9 und Tabelle 3 machen ferner deutlich, dass sich um so linearere Schleifen erreichen lassen, je kleiner die eingestellte Permeabilität ist. So ergeben sich für Permeabilitäten kleiner als etwa μ = 3000 be- sonders lineare Schleifen mit einer Nichtlinearität kleiner als 2% und einem Remanenzverhältnis J _r /J _s <0.05.

Die Bänder der vorherstehenden Ausführungsbeispiele weisen einer Legierung mit der Zusammensetzung

Feioo-a- _b -c- _d -x- _y - _z Cu _a Nb _b M _c T _d Si _x B _y Z _z auf, wobei

Cu 0< a < 1.5,

Nb 0 < b < 2,

M eines oder mehrere der Elemente Mo, Ta, oder Zr mit 0 ^ b+c < 2 ist,

T eines oder mehrere der Elemente V, Mn, Cr, Co oder Ni mit 0 < d < 5 ist, Si 10 < x < 18

B 5 < y < 11

Z eines oder mehrere der Elemente C, P oder Ge mit 0 ^ z < 2, wobei die Legierung bis zu 1 Atom% Verunreinigungen aufweisen kann. Typische Verunreinigungen sind C, P, S, Ti, Mn, Cr, Mo, Ni, und Ta.

Die Zusammensetzung kann einen Einfluss auf die magnetischen Eigenschaften bei bestimmten Wärmebehandlungen ausüben. Um die gewünschten magnetischen Eigenschaften bei einer Zusammensetzung zu erreichen, kann die Wärmebehandlung und insbesondere die Zugspannung eingestellt werden. Tabelle 5 zeigt Legierungsbeispiele, welche etwa 4 Sekunden lang unter einer Zugspannung um 50 MPa bei einer für die jeweilige Zusammensetzung optimalen Anlasstemperatur T _a wärmebehandelt wurden, und ein Vergleichsbeispiel mit einer Zusammensetzung mit einem Niobgehalt von oberhalb 2 Atom% . Die übri- gen, mit 1 bis 10 durchnummerierten Beispiele stellen erfindungsgemäße Zusammensetzungen mit einem Nb-Gehalt kleiner 2 at% dar. Figur 10 zeigt ergänzend die optimalen Anlasstemperaturen und die Kristallisationstemperaturen der Legierungsbeispiele 1 bis 10. Insbesondere zeigt Figur 10 die untere und obere optimale Anlasstemperatur T _al und T _a2 für eine Anlasszeit von 4s als Funktion der im DSC bei 10 K/min gemessenen Kristallisationstemperaturen T _xl und T _x2 .

Diese Beispiele belegen, dass für erfindungsgemäße Legierungen die Zusammensetzung innerhalb bestimmter Grenzen variiert werden kann. Dabei können innerhalb der vorhin aufgezeigten Grenzen (1) anstelle von Nb weitere Elemente wie Mo, Ta und/oder Zr (2) anstelle von Eisen andere Übergangsmetalle wie V, Mn, Cr, Co und oder Ni bzw. (3) Elemente wie C, P und/oder Ge hinzulegiert werden, ohne dass sich die Eigenschaften nennenswert ändern. Um dies zu untermauern wurde als weiteres Ausführungs- beispiel die Legierungszusammensetzung

FS ₇₁ . 5C02 . 5N10. sCro .5V0 . 5 n0 . 2Cu0.7Nb0. 5 O0 . 5 a0. ₄ Si ₁₅ . ₅ B _s . ₅ Co.2 in 20 μπι Banddicke und 10 mm Bandbreite hergestellt. Die Le- gierung weist eine Sättigungspolarisation von J _s = 1.25 T auf und reagiert auf Wärmebehandlung unter Zugspannung ähnlich wie z.B. die Legierungsbeispielen 2 - 5 aus Tabelle 3. So ergibt sich bei einer etwa 4 s dauernden Wärmebehandlung bei 600°C unter einer Zugspannung von 50 MPa ein Nichtlinearitätsfaktor von 0.4%, ein Remanenzverhältnis J _T /J _s = 0.01, eine Koerzitiv- feldstärke von H _c = 6 A/m, ein Anisotropiefeld von H _a = 855 A/m und ein Permeabilitätswert von μ = 1160.

Aus Tabelle 5 geht hervor, dass sich auch ohne Cu-Zusatz wün- sehenswerte Magneteigenschaften ergeben.

Tabelle 6 zeigt deshalb weitere Legierungsbeispiele bei welchen systematisch der Cu-Gehalt variiert wurde und eine Wärmebehandlung von etwa 7 Sekunden Dauer bei 600°C unter einer Zugspannung von etwa 15 MPa durchgeführt wurde. Insbesondere wurde in Tabelle 6 das Element Fe schrittweise durch Cu ersetzt, wobei die übrigen Legierungsbestandteile unverändert blieben . Aus Tabelle 6 ist für Cu-Gehalte unterhalb 1.5at% kein signifikanter Einfluss des Cu-Gehaltes auf die magnetischen Eigenschaften zu erkennen. Allerdings fördert der Zusatz von Cu die Versprödungsneigung der Bänder bei der Herstellung. Insbesondere zeigen Legierungen mit Cu-Gehalten größer als 1.5at% (wie z.B. die Legierung Nr. 15 aus Tabelle 6) bereits im Herstellzustand eine starke Versprödung, so dass ein 20μπι dickes Band der Legierung Fe74.5Cu2 1.5Si15.5B6.5 bei einem Biegedurchmesser von etwa 1 mm brechen kann.

Ein derart sprödes Band kann aufgrund der hohen Bandgeschwindigkeiten bei der Herstellung (25-30 m/s) nach Verlassen der Kühlwalze nicht oder nur mit hohen Schwierigkeiten während des Gießprozesses gefangen und direkt aufgewickelt werden. Dies macht die Bandherstellung unwirtschaftlich. Auch reißen solche, bereits von Anfang an spröden Bänder bei der Wärmebehandlung in erhöhtem Maße, insbesondere auch bevor sie in die Zone mit erhöhter Temperatur eintreten. Bei solch einem Abriss wird der Wärmebehandlungsprozess unterbrochen und das Band muss erneut durch den Ofen gefädelt werden.

Hingegen lassen sich Legierungen mit einem Cu-Gehalt kleiner 1.5at% auf einen Biegedurchmesser von zweimal der Banddicke, also typischerweise kleiner 0.06 mm knicken, ohne dass sie brechen. Dies gestattet, das Band beim Gießen direkt aufzuhaspeln. Ferner ist die Wärmebehandlung solcher anfangs duktiler Bänder wesentlich einfacher. Legierungen mit einem Cu-Gehalt kleiner als 1.5 at% verspröden erst durch die Wärmebehandlung, aber erst nach dem sie den Ofen verlassen haben und wieder abgekühlt sind. Die Wahrscheinlichkeit für einen Bandriss während der Wärmebehandlung ist somit deutlich geringer. Auch kann in den meisten Fällen der Bandtransport durch den Ofen trotz Abriss weiterlaufen. Insgesamt lassen sich somit anfangs duktile Bänder problemloser und somit wirtschaftlicher herstellen, als auch wärmebehandeln. Bei den in Tabelle 5 und 6, gezeigten Zusammensetzungen handelt es sich um nominale Zusammensetzungen in at%, welche im Rahmen einer Genauigkeit von typischerweise +0.5 at% mit den in der chemischen Analyse gefundenen Konzentrationen der einzelnen Elementen übereinstimmt.

Der Siliziumgehalt und der Borgehalt üben auch einen Einfluss auf die magnetischen Eigenschaften dieser Art von nanokristal- liner Legierung mit einem Niobgehalt von weniger als 2 Atom%, wenn sie unter Zugspannung hergestellt ist, aus.

Die Beispiele aus den Tabellen 3 bis 6 weisen die folgende gewünschte Kombination von Eigenschaften auf, also eine im zent- ralen Teil lineare Magnetisierungsschleife mit einem Remanenzverhältnis J _r /J _s < 0.1 und einer kleinen Koerzitivfeidstärke H _c welche typischerweise nur wenige Prozente der Anisotropiefeldstärke H _a beträgt. Die Figuren 11 und 12 vergleichen die magnetischen Eigenschaften der Zusammensetzungen Fe ₈₀ S i iiB ₉ und Fevs . sS i ioBn . s . Figur 11 zeigt ein Diagramm vom Verlauf von Koerzitivfeidstärke H _c und Remanenzverhältnis J _r / ^' J _s beider Legierungen nach Wärmebehandlung unter einer Zugspannung von etwa 50 MPa als Funktion der Anlasstemperatur T _a . Die Koerzitivfeidstärke H _c und das Remanenzverhältnis J _r /J _s der erfindungsgemäßen Legierung Fe ₈₀ S i iiB ₉ wird durch gefüllte Kreissymbole dargestellt und der Vergleichszusammensetzung Fe ₇₈ . ₅ SiioBii.5 durch offene Dreiecksymbole dargestellt, nach einer Wärmebehandlung von 4 Sekunden Dau- er bei der Anlasstemperatur T _a unter einer Zugspannung von etwa 50 MPa. Figur 12 zeigt ein Diagramm von Hystereseschleifen der beiden Legierungen nach Wärmebehandlung für 4s bei etwa 565°C unter Zugspannungen von 50 MPa (gestrichelte Linie) bzw. 220 MPa (durchgezogene Linie) . Die Hystereseschleife der erfindungsge- mäßen Legierung Fe ₈ oSinB ₉ ist links und die der Vergleichszusammensetzung Fe ₇ 8.5SiioBii. ₅ ist rechts dargestellt.

Obwohl sich die in den Figuren 11 und 12 gezeigten Legierungen in ihrer chemischen Zusammensetzung nur relativ geringfügig unterscheiden, ergeben sich so große Unterschiede in den magnetischen Eigenschaften beider Legierungen.

So weist die erfindungsgemäße Zusammensetzung Fe _8o SinB ₉ nach Wärmebehandlung zwischen etwa 530°C und 570°C eine lineare Magnetisierungsschleife mit einem kleinen Remanenzverhältnis J _r /J _s < 0.1 und einer geringen Koerzitivfeidstärke auf, welche deutlich unter 100 A/m liegt und letztlich nur wenige Prozente der Anisotropiefeldstärke H _a beträgt. Hingegen weist die Zusammensetzung Fevs.sSiioBn.s im gesamten Wärmebehandlungsbereich ein hohes Remanenzverhältnis auf.

Selbst die niedrigsten Werte des Remanenzverhältnisses, welche bei Anlasstemperaturen zwischen 540°C und 570°C erreicht werden, betragen noch um J _r /J _s ~ 0.5 (vgl. Fig. 11) . Ferner er- gibt sich bei diesen niedrigsten Werten von J _r /J _s eine ungünstig hohe Koerzitivfeidstärke von etwa H _c ~ 800 - 1000 A/m. Dadurch verliert der zentrale Teil der Magnetisierungsschleife an Linearität und die starke Aufspaltung der Hystereseschleife führt zu nachteilhaften hohen Ummagnetisierungsverlusten (vgl. Fig. 12) . Diese Ausführungsbeispiele zeigen, dass sich bei Legierungszusammensetzungen mit einem Si -Gehalt von mehr als 10 at% und einem B-Gehalt von weniger als 11 at% nach Wärmebehandlung unter Zugspannung, eine flache, weitgehend lineare Hystere- seschleife mit einem Remanenzverhältnis J _T /J _s < 0.1 und einer geringen Koerzitivfeidstärke ergibt, welche deutlich unter 100 A/m liegt und nicht mehr als 10% des Anisotropiefeldes beträgt. Bei einem niedrigerem Siliziumgehalt und einem höheren Borgehalt als bei diesen Grenzwerten, sind die gewünschten magnetischen Eigenschafen bei dieser Wärmebehandlung unter Zugspannung nicht erreicht .

Die Obergrenze für den Si -Gehalt und die Untergrenze für den Bor-Gehalt werden auch untersucht. Während die Legierungszu- sammensetzung Fe75Cuo.5Nb1.5Si17.5B5.5 (siehe Legierung Nr. 5 aus Tabelle 5) problemlos als amorphes, duktiles Band herstellbar war und nach Wärmebehandlung wünschenswerte Eigenschaften aufwies, wies die Legierungszusammensetzung Fe ₇ 5Cuo.5 bi.5Sii ₈ B ₅ nach Wärmebehandlung nur noch grenzwertige Magneteigenschaften auf und die Legierungszusammensetzung Fe ₇₅ Cu _o.5 bi _.5 Sii _8.5 B _4.5 ließ sich nicht mehr als duktiles amorphes Band herstellen.

Diese Ausführungsbeispiele zeigen, dass sich bei Legierungszusammensetzungen mit einem Si -Gehalt von weniger als 18 at% und einem B-Gehalt von mehr als 5 at% nach Wärmebehandlung unter

Zugspannung, eine flache, weitgehend lineare Hystereseschleife mit einem Remanenzverhältnis J _r / ^' J _s < 0.1 und einer geringen Koerzitivfeidstärke ergibt, welche deutlich unter 100 A/m liegt und nicht mehr als 10% des Anisotropiefeldes beträgt. Bei einem höheren Siliziumgehalt als 18 at% und einem kleineren Borgehalt als 5at%, sind die gewünschten magnetischen Eigenschafen bei dieser Wärmebehandlung unter Zugspannung nicht erreicht bzw. lässt sich kein amorphes und duktiles Band mehr herstellen .

Tabelle 7 zeigt die Sättigungsmagnetostriktionskonstante λ _Ξ verschiedener Legierungszusammensetzungen gemessen im Herstellzustand und nach 4s Wärmebehandlung unter einem Zug von 50 MPa bei der angegebenen Anlasstemperatur T _a . Insbesondere wurde eine Anlasstemperatur gewählt, welche nicht mehr als 50 °C von der maximal möglichen Anlasstemperatur T _a2 entfernt ist, da man so für eine gegebene Zusammensetzung besonders kleine Werte der Magnetostriktion erhält (vergleiche Figur 5) , welche letztlich durch die Legierungszusammensetzung bestimmt werden. Der Effekt der Si-Gehalt der Legierung wird gezeigt. Tabelle 7 belegt ergänzend zu Figur 5, dass sich nach Wärmbehandlung unter Zugspannung eine deutliche Absenkung der Sätti- gungsmagnetostriktion ergibt, was zu reproduzierbareren Magneteigenschaften führen kann. Insbesondere ergibt sich bei kleiner Magnetostriktion kein oder nur ein geringer Einfluss mechanischer Spannungen auf die Hystereseschleife. Solche mechanische Spannungen können auftreten, wenn das wärmebehandelte Band zu einem Magnetkern gewickelt wird oder wenn der Magnetkern in der weiteren Verarbeitung zu seinem Schutz in einen Trog oder in eine Kunststoffmasse eingebettet oder anschlie- ßend mit Windungen aus Draht versehen wird. Hieraus können besonders vorteilhafte Zusammensetzungen, nämlich solche mit kleiner Magnetostriktion abgeleitet werden.

Wie durch die Beispiele aus Tabelle 7 belegt wird, lassen sich besonders vorteilhafte Magnetostriktionswerte von betragsmäßig kleiner als 5 ppm erreichen, wenn der Si Gehalt größer als 13 at% ist und die Wärmebehandlungstemperatur nicht mehr als 50 °C unterhalb der oberen Grenze T _a2 des optimalen Anlassbereichs liegt. Noch kleinere Werte der Sattigungsmagnetostriktion, welche betragsmäßig kleiner als 2 ppm lassen sich erreichen, wenn der Si Gehalt größer als 14 at% und kleiner als 18 at% ist und die Wärmebehandlungstemperatur nicht mehr als 50 °C unterhalb der oberen Grenze T _a2 des optimalen Anlassbereichs liegt. Noch kleinere Werte der Sättigungsmagnetostriktion, welche betragsmäßig kleiner als 1 ppm lassen sich erreichen, wenn der Si Gehalt größer als 15 at% und ist und die Wärmebe- handlungstemperatur nicht mehr als 50 °C unterhalb der oberen Grenze T _a2 des optimalen Anlassbereichs liegt.

Ein betragsmäßig kleiner Wert der Magnetostriktion ist um so wichtiger, je höher die Permeabilität ist. So weisen Legierun- gen mit einer Permeabilität größer 500, bzw. größer als 1000 eine vergleichbar geringe Abhängigkeit von mechanischen Spannungen auf, wenn die Sättigungsmagnetostriktion betragsmäßig kleiner 2 ppm bzw. kleiner als 1 ppm ist. Die Legierung kann auch eine Sättigungsmagnetostriktion von betragsmäßig kleiner als 5 ppm aufweisen. Legierungen mit einer Sättigungsmagnetostriktion unterhalb dieser Grenzwerte weisen noch gute weichmagnetische Eigenschaften auch bei interner Spannung auf, wenn die Permeabilität kleiner 500 ist.

Der Wert der Sättigungsmagnetostriktion kann noch geringfügig von der während der Wärmebehandlung angelegten Zugspannung o _a abhängen. So ergeben beispielsweise sich für Legierung

Fe75. ₅ Cu ₁ Nb ₁ . ₅ Si ₁₅ .5B5. ₅ bei einer Wärmebehandlung von 4s bei 610°C in Abhängigkeit der Anlasszugspannung folgende Werte: λ _Ξ ~ 1 ppm bei o _a ~ 50 MPa, λ _Ξ ~ 0.7 ppm bei o _a ~ 260 MPa und λ _Ξ ~ 0.3 ppm bei o _a ~ 500 MPa Dies entspricht einer geringen Abnahme der Magnetostriktion von Δλ _Ξ ~ -0.15 ppm/100 MPa . Die anderen Legierungszusammensetzungen zeigen ein vergleichbares Verhalten . Figur 13 zeigt eine schematische Ansicht einer Vorrichtung 1, die geeignet ist, die Legierung mit einer Zusammensetzung nach einem der vorherstehenden Ausführungsbeispiele in Gestalt eines Bandes herzustellen. Die Vorrichtung 1 weist einen Durchlaufofen 2 mit einer Temperaturzone 3 auf, wobei diese Tempe- raturzone so eingestellt ist, dass die Temperatur im Ofen in dieser Zone innerhalb 5°C von der Anlasstemperatur T _a ist. Die Vorrichtung 1 weist ferner eine Spule 4, auf der die amorphe Legierung 5 aufgewickelt ist, und eine Aufnahmespule 6, auf der das wärmebehandelte Band 7 aufgenommen wird. Das Band wird mit einer Geschwindigkeit s von der Spule 4, durch den Durchlaufofen 2 bis zur Aufnahmespule 6 gezogen. Dabei steht das Band 7 in Laufrichtung von der Vorrichtung 9 bis zur Vorrichtung 10 unter einer Zugspannung σ ₃ . Die Vorrichtung 1 weist ferner eine Vorrichtung 8 zum laufenden Messen der magnetischen Eigenschaften des Bandes 6, nachdem es wärmebehandelt ist und aus dem Durchlaufofen 2 gezogen ist, auf. Im Bereich dieser Vorrichtung 8 steht das Band 7 nicht mehr unter Zugspannung. Die gemessenen magnetischen Ei- genschaften können verwendet werden, um die Zugspannung oa, unter der das Band 7 durch den Durchlaufofen 2 gezogen wird, einzustellen. Dies ist mit den Pfeilen 9 und 10 in der Figur 13 schematisch dargestellt. Durch dieses Messen der magnetischen Eigenschaften und das laufende Einstellen der Zugspan- nung kann die Gleichmäßigkeit der magnetischen Eigenschaften über die Länge des Bandes verbessert werden.