CH615698A5 - - Google Patents

Description

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zum Herstellen von Metallkörpern mit dauerhaft reversiblem Gestaltwechselver-mögen, sowie Legierungen zur Ausführung dieses Verfahrens.

Es ist bekannt, dass bestimmte Gefüge gewisser Legie-rungs-Typen eine durch Temperatureinwirkung ausgelöste Gestaltrückverformung zeigen können. Gemeint ist die Eigenschaft, dass Gegenstände, die aus solchen Legierungen bestehen und nach einer vorausgegangenen Wärmebehandlung anschliessend innerhalb eines bestimmten Temperaturbereiches verformt worden sind, ihre ursprüngliche Gestalt wiedererlangen, wenn die betreffenden Gefüge bis über eine bestimmte Temperaturschwelle erwärmt werden. Es ist auch bekannt, dass diese Erscheinung im Zusammenhang mit einer Phasenumwandlung von einer bei niedrigerer Temperatur beständigen Phase in eine bei höherer Temperatur beständigen Phase auftritt, und dass man diese Eigenschaft bei Legierungen findet, die eine Phase aus einer intermetallischen Verbindung von der Art des ß-Messings bilden (ß-brass type electron compound alloys). Solche Legierungen können beispielsweise bestehen aus Ni-Ti, Au-Cd, Ag-Cd, Cu-Zn und Cu-Al, sowie aus Systemen auf Eisenbasis wie Fe-Ni oderFe-Cr-Ni, z.B. aus der Legierung für rostfreien 18/18-Stahl (18 Gew.-% Cr und 8 Gew.-% Ni). Dieses Verhalten, das bekannte Metallkörper aufweisen können, ist jedoch nicht reversibel und auch nicht heterotrop, d.h. wenn eine ursprüngliche Verformung durch Erwärmen auf eine bestimmte Temperatur einmal rückgängig gemacht worden ist, kann der Gegenstand durch anschliessendes Abkühlen den verformten Zustand nicht wieder einnehmen. Deshalb ist es nach dem bekannten Verfahren unmöglich, den Gestaltwechsel wiederholt stattfinden zu lassen.

Ausserdem ist das Gestaltänderungs vermögen bei den bekannten Metallkörpern auch unvollkommen, d.h. der Ausgangszustand wird nicht wieder vollständig erreicht, so dass die Verwertung solcher Gegenstände nur auf einige wenige technische Anwendungen beschränkt ist.

Der Erfindung liegt dagegen die Aufgabe zugrunde, ein Verfahren zur Herstellung von Metallkörpern mit dauerhaft reversiblem Gestaltwechselvermögen zu schaffen.

Unter «dauerhaft reversiblem Gestaltwechselvermögen» (repeatedly reversible shape memory effect), im folgenden mit der englischen Abkürzung RSM bezeichnet, soll in diesem Zusammenhang die Eigenschaft verstanden werden, dass ein Gegenstand aus irgendeiner Metallegierung durch abwechselndes Abkühlen und Erwärmen immer wieder, sei es vollständig oder auch unvollständig, in reversibler Weise aus einer durch einmalige Verformung oder plastische Dehnung erzeugten Gestalt in seine Ausgangsgestalt zurückgebracht werden kann und umgekehrt.

Das erfindungsgemässe Verfahren zur Herstellung solcher Metallkörper ist dadurch gekennzeichnet, dass ein Metallkörper aus einer Legierung vom Typ des ß-Messings mit martensitischem Gefüge unterhalb derjenigen Höchsttemperatur, bei der das durch Abschrecken erhaltene metastabile Gefüge einer bei höherer Temperatur beständigen Ausgangsphase durch Verformung noch in Martensit übergeht, einer Verformungsbeanspruchung unterworfen wird, die die erste Streckgrenze bis über die erste plastische Fliesszone hinaus überschreitet, aber unterhalb derjenigen Grenze bleibt, bei der starke bleibende Dehnung durch Gleiten einsetzt.

Die ß-Struktur des Messings ist definiert als CuZn, kubisch raumzentriert gemäss CsCl-Typ.

Besonders gute RMS-Eigenschaften zeigen Legierungen aus Ni-Al und Ni-Al-Co.

Das erfindungsgemässe Verfahren und die zu seiner Durchführung besonders geeigneten neuen Legierungen werden im folgenden unter Bezugnahme auf die beigefügten Zeichnungen im einzelnen beschrieben.

Es stellen dar:

Fig. 1 das Spannungs-Dehnungs-Diagramm einer RSM-Legierung in vollständig martensitischem Gefügezustand;

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Fig. 2 ein Al-Co-Ni-Mischungsdiagramm mit erfindungs-gemässen Legierungszusammensetzungen;

Fig. 3 eine schematische Veranschaulichung der RSM-Eigenschaft eines Gegenstandes gemäss Ausführungsbeispiel 1.

In der weiteren Beschreibung werden noch folgende Bezeichnungen für bestimmte Temperaturniveaus bzw. Umwandlungspunkte verwendet:

Md-Punkt = höchste Temperatur, bei der der durch Abschrecken erhaltene metastabile Zustand einer Hochtemperatur-Ausgangsphase durch Verformung noch in Martensit übergeht;

MS-Punkt = Temperatur, bei der sich Martensit-Gefüge von selbst zu bilden beginnt;

Mf-Punkt = Temperatur, bei der das gesamte Gefuge in

Martensit umgewandelt ist;

As-Punkt = Temperatur, bei der sich beim Erwärmen die Hochtemperatur-Phase selbst auszubilden beginnt;

Af-Punkt = Temperatur, bei der das gesamte Gefuge reversibel in die Hochtemperatur-Phase umgewandelt ist.

Die erforderliche Behandlung einer RSM-Legierung zur Herstellung von Metallkörpern mit RSM-Eigenschaften besteht in einer einen bestimmten Mindestbetrag überschreitenden Verformung des Legierungsgefüges bei einer Temperatur unterhalb des Md-Punktes, vorteilhafterweise jedoch bei einer Temperatur unterhalb des Ms-Punktes oder sogar unterhalb des Mf-Punktes. Die Verformungsbeanspruchung wird dementsprechend erfindungsgemäss dann ausgeübt, wenn sich die Legierung im martensitischen Zustand befindet.

Die vorgegebene auf das Legierungsgefüge auszuübende Verformungsbeanspruchung soll die erste Streckgrenze des martensitischen Gefüges bis über die erste plastische Fliesszone hinaus überschreiten, soll aber unterhalb der Grenze bleiben, bei der starke bleibende Dehnung durch Gleiten einsetzt, d.h. die Beanspruchung soll zwischen den Punkten A und B in Fig. 1 liegen.

Durch Erwärmen des verformten Materials über den AS-Punkt oder den Af-Punkt hinaus nimmt das Gefuge ganz oder teilweise wieder seinen vor der Verformung bestandenen Ausgangszustand ein. Wird die Legierung wieder unter den Ms-Punkt oder den Mf-Punkt abgekühlt, wandelt sich das Gefuge wieder in die martensitische Phase um und kehrt dabei ganz oder teilweise in die durch die ursprüngliche Verformung erhaltene Gestalt zurück. So können Metallkörper mit RSM-Eigenschaften durch abwechselndes Abkühlen und Erwärmen wiederholt ihre Gestalt zwischen einem Ausgangszustand und einem verformten Zustand wechseln. Die erforderliche Verformung kann jede Art von bleibender Verformung ein-schliessen, wie etwa Biegen, Verdrehen, Zug- oder Druckanwendung, Auswalzen, Ziehen oder Gesenkschmieden.

Das Wesen des Verfahrens zur Herstellung der erfindungs-gemässen Gegenstände besteht darin, dass das Legierungsge-füge einen ganz bestimmten, begrenzten Verformungsgrad erfährt, und dass die Verformung des Gefüges grundsätzlich im martensitischen Zustand erfolgt.

Wenn die Verformung nur so gross ist, dass gerade die erste Streckgrenze erreicht wird, wird die Ausgangsgestalt nach der Verformung nur einmal wieder erreicht, und ein dauerhaftes Gestaltwechselvermögen (RSM) stellt sich nicht ein. Wenn andererseits der grösste Teil der plastischen Verformung auf einer Gleitverformung beruht (im Bereich jenseits des Punktes B in Fig. 1), wird die Ausgangsgestalt kaum wiedererlangt, so dass auch in diesem Fall keine RSM-Eigenschaft entsteht. Wie aus dem obengesagten hervorgeht, hat nur eine bestimmte Verformung der erfmdungsgemässen angewandten Legierung die RSM-Eigenschaften zur Folge. Die Begründung hierfür wird weiter unten gegeben.

Wenn eine Legierung mit intermetallischer Phase von der Art des ß-Messings (RSM-Legierung) im martensitischen Zu-5 stand verformt wird, erfolgt die erste plastische Verformung nicht wie bei gewöhnlichen Metallegierungen durch Gleiten. Die Verformung geschieht auf zwei Arten:

Erstens (1) durch Zwillingsbildung in der martensitischen Phase und zweitens (2) durch Bildung einer neuen Martensit-10 struktur (stress-induced martensitic transformation). Für die zweite Art der Verformung (2) bestehen wiederum zwei Varianten. Einmal kann durch die spannungsverursachte Marten-situmwandlung eine im Aufbau vom Ausgangsgefiige unterschiedliche Martensitstruktur entstehen, zum anderen kann 15 eine Martensitstruktur entstehen, die sich zwar nicht von der Ausgangsstruktur unterscheidet, aber in anderer Richtung orientiert ist.

Wenn das Ausmass der Verformung klein ist (etwa nur bis zur ersten Streckgrenze, stellt sich keine RSM-Eigenschaft ein. 20 Überschreitet die Verformung aber die erwähnte untere Schwelle (Punkt A in Fig. 1), bleibt die Anlage für den Dehnungszustand selbst nach einer Rückwandlung in die Ausgangsphase höherer Temperatur im Gefüge gespeichert und löst beim nachfolgenden Abkühlen eine Martensitbildung in 25 derjenigen Ausrichtung aus, die durch die Verformung erzeugt wurde, so dass sich der verformte Zustand wieder einstellt. Wenn das Ausmass der Verformung die obere zulässige Grenze (Punkt B in Fig. 1) nicht aufgrund der Verformungsvorgänge (1) und (2) überschreitet, sondern durch einen grossen An-30 teil an Gleitverformung begleitet wird, wird die Wiederherstellung der Ausgangsgestalt immer schwieriger, und bei noch stärkerer Verformung stellt sich möglicherweise überhaupt keine RSM-Eigenschaft mehr ein.

Die meisten bekannten Legierungen mit einer intermetal-35 lischen Phase von der Art des ß-Messings, welche ein marten-sitisches Gefuge aufweisen, sind als Ausgangsmaterial für das Verfahren zur Herstellung von Körpern mit den erfmdungsgemässen RSM-Eigenschaften geeignet. Bevorzugte RSM-Le-gierungen bestehen jedoch aus den Systemen Ni-Al, Ni-Al-Co, « Ni-Al-Ga, Ni-Al-Zn, Ni-Al-Ti, Ti-Ni, Ti-Co, Ti-Fe, Ni-Ti-V, Ti-Ni-Cr und Ni-Ti-Mn, sowie aus Vierstoffsystemen (mit Ni, Pd, Ti und Zr), und anderen Legierungen wie Cu-Zn, Cu-Zn-Ga, Cu-Zn-Al, Cu-Zn-Sb, Cu-Zn-Sn, Cu-AI, Cu-Al-Ni, Cu-Al-Co und ähnliche. Bei allen diesen Systemen erfolgt die 45 Umwandlung von einer Phase höherer Temperatur (ß'-Phase) in eine Phase niedriger Temperatur (Martensit-Phase) reversibel.

Wie bereits erwähnt, betrifft die Erfindung insbesondere auch neue Ni-Al- und Ni-Al-Co-Legierungen, die neben ande-so ren metallurgischen Vorteilen ausgezeichnete RSM-Eigenschaften besitzen. Zusammensetzung, Eigenschaften und Herstellung dieser Legierungen werden im folgenden beschrieben.

A. Ni-AI-Legierung 55 Zusammensetzung: 55-65 At% Ni, Rest AI;

Bereich für den Ms-Punkt: -273 bis + 300°C.

Ein bevorzugtes Verarbeitungsverfahren zur Herstellung dieser Legierungen besteht aus folgenden Verfahrensschritten:

a) Dem Schmelzen der Ausgangsmaterialien in der angege-60 benen Zusammensetzung im Vakuum oder unter einem geeigneten Schutzgas (z.B. Argon) und langsames Erstarrenlassen der Schmelze.

b) Dem Homogenisieren des aus der Schmelze erhaltenen Rohblockes zur Ausbildung eines grobkörnigen Gefüges

65 oder eines Einkristalls in der ß'-Phase (Ausgangsphase höherer Temperatur).

c) Einem Abschreckvorgang, bei dem der Einkristall oder ein Teil der grobkörnigen Ausgangsphase der erhaltenen Le-

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gierung auf eine Temperatur oberhalb 1000°C, aber unterhalb aller Schmelzpunkte der Legierungsbestandteile, angelassen und dann (in Wasser) abgekühlt wird. Vorteilhafterweise lässt man die Schmelze ohne Verwendung einer Form im Schmelztiegel selbst langsam erstarren und homogenisiert den Legierungsblock durch eine Wärmebehandlung bei etwa 1 i00-1400oC während einiger Tage.

Mit der angegebenen Verfahrensweise erhält man grobkörnige Gefüge oder Einkristalle. Die Gefuge besitzen erstklassige metallurgische und RSM-Eigenschaften.

Ein Einkristall aus der erfindungsgemässen Al-Ni-Legie-rung zeigt einen äusserst ausgeprägten RSM-Effekt von hoher Genauigkeit und besitzt nebenbei hervorragende Werkstoffeigenschaften in bezug auf Lebensdauer, Zähigkeit und insbesondere Bearbeitbarkeit.

Es gibt aber auch noch andere Möglichkeiten zum Erzeugen von grobkörnigen Gefugen oder Einkristallen unter Ein-schluss einer Homogenisierbehandlung. Eine solche Verfahrensvariante besteht darin, dass man das Ausgangsmaterial in einer geeigneten Atmosphäre (z.B. Argon) erschmilzt, durch eine in einer bestimmten Richtung verlaufende Abkühlung nach der Methode von Bridgeman et. aL aus der Schmelze ein grobkristallines Gefüge oder Einkristalle züchtet, und einen Teil dieses grobkristallinen Gefüges oder einen Einkristall im Zustand der Ausgangsphase, d.h. der bei höherer Temperatur vorherrschenden ß'-Phase, einer Wärmebehandlung bei über 1000°C, aber unterhalb der Schmelzpunkte der Legierungsbestandteile unterwirft und dann in Wasser abkühlt.

Zur Ausbildung guter RSM-Eigenschaften enthält die Legierung vorzugsweise 62-65 At% Ni und als Rest AI.

Wenn diese Legierungen nach Umwandlung in die Mar-tensitphase als Folge der Wasserkühlung oder einer auf die Wasserkühlung folgenden Abkühlung auf noch tiefere Temperaturen einer Verformung bis über die erste plastische Fliesszone hinaus unterworfen werden, weist das Gefuge hervorragende RSM-Eigenschaften auf.

Bei spröden Gefügen hat sich eine zweistufige Verformung als vorteilhaft erwiesen, die aus einer Vorverformung durch Auswalzen und einer anders gearteten Endverformung wie etwa durch Biegen, Verdrehen oder dgl. besteht, wodurch man im Endeffekt ebenfalls gute RSM-Eigenschaften erzielt. Allgemein soll die Vorverformung oder Vordehnung in einer anderen Richtung als derjenigen der Endverformung verlaufen, wobei die durch die Vorverformung erzeugte Dehnung vorzugsweise unter 5% liegt.

Mit einer Veränderung der anteilmässigen Zusammensetzung der Legierung ändern sich auch der Ms-Punkt und der Af-Punkt. Beispielsweise liegt für eine Legierung aus 61 At% Ni und 39 At% AI der Ms-Punkt bei -200°C und der Af-Punkt bei -180°C, während die entsprechenden Werte bei einer Legierung mit 65 At% Ni 300°C bzw. 320°C betragen. In diesem Zusammensetzungsbereich ändern sich der Ms- und der Af-Punkt geradlinig mit dem Atom-%-Gehalt an Ni. Auf diese Weise hat man es in der Hand, durch geeignete Auswahl der anteilmässigen Legierungszusammensetzung den Temperaturbereich festzulegen, in dem der RSM-Gestaltwechsel vor sich gehen soll. Mit Legierungen aus 61-65 At% Ni und dem Rest AI können die RSM-Eigenschaften in einem Temperaturbereich von -200 bis + 300°C nutzbar gemacht werden.

Das Phänomen der erfindungsgemässen RSM-Eigenschaft findet in der Technik nicht nur eine breite Anwendung, wie etwa für viele temperaturabhängige Schaltvorgänge, sondern hat auch den Vorteil, dass es für lange Zeit beständig ist und ein stabiles Verhalten zeigt, da es gegen Korrosions- und Temperatureinflüsse unempfindlich ist.

B. Ni-Al-Co-Legierung

Legierungen mit RSM-Eigenschaften werden auch dann erhalten, wenn man in dem Zweistoffsystem nach A. das Nikkei teilweise oder auch ganz durch Kobalt ersetzt. Der erfin-dungsgemäss anwendbare Zusammensetzungsbereich der ß'-Phase solcher Legierungen ist im Dreistoff-Mischungsdia-gramm der Fig. 2 wiedergegeben. Danach können die erfindungsgemässen Legierungen 15-30 Gew.-% AI enthalten,

wenn der Rest nur aus Co besteht. Der Bereich des möglichen Al-Gehalts wird mitzunehmendem Ni-Gehalt linear enger und beträgt 17-25 Gew.-% AI, wenn der Rest nur noch aus Ni besteht. Alle in diesem Bereich liegenden Legierungen besitzen ebenfalls hervorragende RSM-Eigenschaften. Durch die Zugabe von Co wird der Ms-Punkt angehoben und die Bearbeitbarkeit der Legierung verbessert. Das Verfahren zum Erzeugen von grobkristallinem Gefüge oder Einkristallen aus solchen Legierungen entspricht dem oben unter A. angegebenen.

Die beschriebenen neuen Ni-Al- und Ni-Al-Co-Legierun-gen besitzen gegenüber bekannten martensitischen Legie-rungsgefügen vom ß-Messing-Typ eine höhere Härte und demzufolge überlegene RSM-Eigenschaften, so dass sie für alle möglichen technischen Anwendungen, insbesondere auch in der Feinmechanik geeignet sind.

Den erfindungsgemässen RSM-Legierungen können zur Beeinflussung der Legierungseigenschaften andere Elemente und/oder Beimengungen zugemischt werden, solange die Martensitumwandlung'nicht beeinträchtigt wird.

Wie aus der bisherigen Beschreibung hervorgeht, sind die erfindungsgemässen Metallgegenstände mit RSM-Eigenschaften und die erfindungsgemässen neuen Legierungen von ausserordentlicher technischer Bedeutung. Wenn z.B. Metallgegenstände aus Legierungen mit den erfindungsgemässen RSM-Eigenschaften als Temperaturfühler eingesetzt werden, kann ein solcher Fühler immer wieder benutzt werden, wobei sich der reversible Wechsel zwischen einer Ausgangsgestalt und einem verformten Zustand äusserst genau wiederholt, was mit bekannten Metallgegenständen nicht möglich ist. Auf diese Weise lassen sich äusserst präzise Messungen ausführen. Da die metallurgischen Eigenschaften, wie Ms-Punkt und As-Punkt der Legierungen fur die erfindungsgemässen Gegenstände durch geeignete Auswahl der prozentualen Legierungszusammensetzung in weiten Bereichen verändert werden können, lassen sich geeignete Metallgegenstände und Legierungen für beliebige Anwendungszwecke erzeugen.

Da weiterhin die Ms (Mf)- und As (Af)-Punkte der erfindungsgemässen Legierungsgefüge von äusseren Krafteinwirkungen, wie z.B. Druck, abhängig sind, können die betreffenden Legierungen auch für druckempfindliche Bauteile eingesetzt werden.

Beim Einbau in eine Schaltvorrichtung kann ein erfin-dungsgemässes Metallteil die Funktion eines temperaturerregten Schaltkontaktes übernehmen. Ferner können mit irgendeiner beliebigen Vorrichtung, die entweder elektrisch, magnetisch oder optisch die Gestalt (Länge, Dicke, Auslenkwinkel oder dgl.) eines Teiles mit RSM-Eigenschaften abtastet, z.B. mit einem Differentialtransformator, einem Kondensator, magnetischen Geber oder auch Lichtzeiger, Temperatur und Druckimpulse übertragen werden, wenn dafür ein erfindungs-gemässes Metallteil verwendet wird. Mit diesen beispielhaften Angaben sind die Anwendungsmöglichkeiten von Metallteilen und -legierungen mit RSM-Eigenschaften aber bei weitem noch nicht erschöpft.

Die RSM-Legierungen, insbesondere aber die erfindungsgemässen Ni-AI-Co-Legierungen, besitzen eine hohe chemische Beständigkeit z.B. gegenüber oxidierenden Atmosphären oder Säuren, so dass chemische Anlagen ein erfolgversprechendes Einsatzgebiet fur ihre Verwendung darstellen.

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An zwei Ausführungsbeispielen wird die Erfindung im folgenden noch näher erläutert.

Ausführungsbeispiel 1

Verwendet wurde eine Ni-Al-Legierung mit 63,2 At% Ni und als Rest AI. Der Ms-Punkt lag bei +50°C, der Af-Punkt bei +70°C.

Eine Legierung der angegebenen Zusammensetzung wurde durch Erschmelzen im Vakuum hergestellt und anschliessend langsam abgekühlt. Nach dem Abkühlen wurde der Metallblock durch eine Wärmebehandlung bei etwa 1300°C während einer Dauer von 3 Tagen homogenisiert, wodurch ein grobkörniges Gefuge entstand, aus dem ein Einkristall von etwa 3-5 cm Durchmesser entnommen wurde.

Ein aus dem Einkristall herausgearbeitetes Plättcherf von 0,3 mm Dicke wurde durch Abschrecken von 1250°C in Wasser in martensitisches Gefüge umgewandelt. Durch Kaltwalzen bei Raumtemperatur mit etwa 3% Vorstreckung und anschliessendes Biegen mit etwa 20 mm Biegeradius wurde ein Metallplättchen mit RSM-Eigenschaften erhalten. Beim Erwärmen über den Af-Punkt nahm das Plättchen wieder vollständig seine Ausgangsgestalt ein (100% Rückverformung). Beim folgenden Abkühlen unter den Af-Punkt kehrte das Plättchen wieder in seine gebogene Gestalt mit einem Krümmungsradius von 24 mm zurück. Bei weiteren Aufheiz- und Abkühl-Zyklen stellte sich der gebogene Zustand immer wieder voll ein. Fig. 3 veranschaulicht diesen Vorgang.

Fig. 3-1 zeigt ein Metallplättchen, das durch Abschrecken des Gefüges von einer Temperatur von 1300°C in Eiswasser in den martensitischen Zustand umgewandelt und dann durch Walzen bei Raumtemperatur um 3% gestreckt wurde. Das Plättchen wurde, wie in Fig. 3-1 dargestellt, gebogen und an einem Ende eingespannt.

In Fig. 3 (2) ist angedeutet, wie das Plättchen nach Erwärmen mit einem Gasfeuerzeug (über den Af-Punkt) wieder seine ebene Ausgangsgestalt angenommen hat.

Fig. 3 (3) veranschaulicht, dass das Plättchen beim Abkühlen in Luft auf Raumtemperatur wieder in seine gebogene Gestalt zurückkehrte.

Die in den Fig. 3 (2) und 3 (3) gezeigten Zustände können durch ein wiederholtes Anheben und Absenken der Temperatur wechselweise immer wieder hergestellt werden.

Beim vorliegenden Ausführungsbeispiel ist es nicht zu empfehlen, dass das Ausmass der Vorstreckung durch Auswalzen 5% überschreitet. Zum Erzielen der RSM-Eigenschaften . bei anschliessender Biegeverformung sollte die Anfangsdehnung durch Walzen sogar unter 3% bleiben.

Bei Anwendung einer Druckverformung wurden die gleichen RSM-Eigenschaften erzielt. Das erforderliche Verfor-mungs-Ausmass muss auch bei Druckverformung den Punkt A in Fig. 1 überschreiten. Der genau erforderliche Betrag ändert sich möglicherweise mit der Kristallorientierung, der Probeabmessung und der Zusammensetzung. Im Falle einer 4x4x7 mm grossen Probe aus einer Legierung mit 64 At% Ni und als Rest AI betrug die notwendige Verformung etwa 5%. Bei Verformungen unterhalb dieser Grenze nimmt der RSM-Effekt 5 ab oder bleibt fast ganz aus.

Die im Beispiel verwendete Legierung wird im allgemeinen als spröde angesehen; es konnte aber nachgewiesen werden, dass diese Sprödigkeit hauptsächlich auf dem Vorhandensein der Korngrenzen aus der Ausgangsphase (Phase hö-io herer Temperatur) beruht und dementsprechend bei Verwendung von Einkristallen aus der Ausgangsphase eine ausgezeichnete Bearbeitbarkeit erreicht wird. Daher sollten zur Herstellung von Gegenständen mit RSM-Eigenschaften aus einer Ni-Al-Legierung stets Einkristalle aus der Ausgangsphase ver-15 wendet werden.

Ausführungsbeispiel 2

Verwendet wurde eine Ni-Al-Co-Legierung mit 63,8 At% 2o Ni, 1,0 At% Co und als Rest AI. Der Ms-Punkt lag bei etwa +200°C und der As (bzw. Af)-Punkt bei etwa + 780°C.

Ein Metallteil mit RSM-Eigenschaften aus einem Einkristall wurde auf ähnliche Weise wie in Beispiel 1 hergestellt.

Das Metallteil wurde durch Biegen einer flachstabartig 25 ausgebildeten Probe aus einem Einkristall bei Raumtemperatur ohne jegliche Vorverformung erzeugt. Nach Erwärmen über den Umwandlungspunkt nahm das Metallteil wieder vollständig seine Ausgangsgestalt an und ging nach anschliessendem Abkühlen im wesentlichen vollständig wieder in den 30 gebogenen Zustand über. Auch bei nachfolgend wiederholten Aufheiz- und Abkühl-Zyklen lief der Wechsel zwischen dem ursprünglichen und dem verformten Zustand vollständig ab.

Es wurde bereits erwähnt, dass durch Zugabe von Kobalt als drittem Legierungselement der Ms-Punkt sinkt und die Be-35 arbeitbarkeit des Martensitgefüges sich verbessert. Deshalb braucht bei solchen Legierungen eine Vorverformung zum Vermeiden von Sprödigkeitsbrüchen, wie sie bei Beispiel 1 durchgeführt wurde, nicht unbedingt angewandt zu werden. Aber auch im Falle Co-haltiger Legierungen beeinträchtigt 40 eine Vorverformung die RSM-Eigenschaften nicht, sondern sie verbessert sie.

Je nach Co-Gehalt kann es vorkommen, dass das Marten-sitgefüge unterhalb des Af-Punktes zerfällt (in ein Troostit-ar-tiges Zwischengefuge). Bei einer Legierung der obigen Zusam-45 mensetzung kann z.B. ein zehnminütiges Altern bei 300°C diesen Zerfall herbeiführen. Deshalb werden Metallteile mit RSM-Eigenschaften aus dieser Legierung vorzugsweise bei Temperaturen unter 300°C eingesetzt. Die Gestaltwechsel-Temperatur liegt in diesem Fall bei etwa 280°C.

50 Auch bei dieser Legierung ist es vorteilhaft, wie in Beispiel 1, grobkörniges Gefüge oder Einkristalle aus der Ausgangsphase zu verwenden.

I Blatt Zeichnungen

Claims (13)

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1. Verfahren zum Herstellen von Metallkörpern mit dauerhaft reversiblem Gestaltwechselvermögen, dadurch gekennzeichnet, dass ein Metallkörper aus einer Legierung vom Typ des ß-Messings mit martensitischem Gefüge unterhalb derjenigen Höchsttemperatur, bei der das durch Abschrecken erhaltene metastabile Gefüge einer bei höherer Temperatur beständigen Ausgangsphase durch Verformung noch in Marten-sit übergeht, einer Verformungsbeanspruchung unterworfen wird, die die erste Streckgrenze bis über die erste plastische Fliesszone hinaus überschreitet, aber unterhalb derjenigen Grenze bleibt, bei der starke bleibende Dehnung durch Gleiten einsetzt.

2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass diese Verformungsbeanspruchung unterhalb derjenigen Temperatur ausgeführt wird, bei der sich martensitisches Gefüge von selbst zu bilden beginnt.

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PATENTANSPRÜCHE

3. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass diese Verformungsbeanspruchung unterhalb derjenigen Temperatur ausgeführt wird, bei der das gesamte Gefüge in Martensit umgewandelt ist.

4. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, dass diese Verformungsbeanspruchung aus einer Vorverformung und einer End verformung besteht, die in unterschiedlichen Richtungen ausgeübt werden.

5. Verfahren nach Anspruch 4, dadurch gekennzeichnet, dass die Vorverformung weniger als 5% beträgt.

6. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet, dass eine Nickel-Aluminium-Legierung vom ß-Messing-Typ verwendet wird, die 55-65 At% Nickel enthält.

7. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet, dass eine Nickel-Aluminium-Kobalt-Legie-rung vom Typ des ß-Messings verwendet wird, die zwischen 15 und 30 Gew.-% AI enthält.

8. Verfahren nach Anspruch 6 oder 7, dadurch gekennzeichnet, dass eine Legierung verwendet wird, die aus grobkörnigem Gefüge oder aus einem Einkristall besteht.

9. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass das Aufbereiten der Legierung die folgenden Arbeitsgänge umfasst:

a) Schmelzen der Ausgangsstoffe unter Vakuum oder einer geeigneten Inertgas-Atmosphäre, und Erstarrenlassen der Schmelze,

b) Homogenisieren des erhaltenen Rohmetallblockes zum Erzeugen einer ß'-Phase aus grobkörnigem Gefüge oder aus einem Einkristall, und c) Anlassen des Einkristalls oder von Teilen des grobkörnigen Gefüges aus ß'-Phase auf eine Temperatur unterhalb der Schmelzpunkte der Legierungsbestandteile mit anschliessendem Abschrecken.

10. Verfahren nach Anspruch 9, dadurch gekennzeichnet, dass die Schmelze im Schmelztiegel abgekühlt und der Rohmetallblock während mehr als einem Tag bei etwa 1100 bis 1400°C homogenisiert wird.

11. Legierung vom Typ des ß-Messings zur Ausführung des Verfahrens nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet,

dass sie 55-65 At% Ni und im übrigen AI enthält.

12. Legierung nach Anspruch 11, dadurch gekennzeichnet, dass sie neben Ni und AI zusätzlich Co enthält, wobei der Anteil des AI zwischen 15 und 30 Gew.-% beträgt.

13. Legierung nach Anspruch 11 oder 12, dadurch gekennzeichnet, dass sie aus grobkörnigem Gefüge oder aus einem Einkristall besteht.