CH638833A5 - Verfahren zur herstellung eines festen koerpers aus einer kupfer-zink-aluminium-legierung und mittels dieses verfahrens hergestellte koerper. - Google Patents

Verfahren zur herstellung eines festen koerpers aus einer kupfer-zink-aluminium-legierung und mittels dieses verfahrens hergestellte koerper. Download PDF

Info

Publication number
CH638833A5
CH638833A5 CH1326778A CH1326778A CH638833A5 CH 638833 A5 CH638833 A5 CH 638833A5 CH 1326778 A CH1326778 A CH 1326778A CH 1326778 A CH1326778 A CH 1326778A CH 638833 A5 CH638833 A5 CH 638833A5
Authority
CH
Switzerland
Prior art keywords
weight
solid body
powdery material
zinc
copper
Prior art date
Application number
CH1326778A
Other languages
English (en)
Inventor
Andre Emile August Deruyttere
Lucas Jean-Marie Achill Delaey
Etienne Arsene Daniel Aernoudt
Josef Rene Roos
Original Assignee
Leuven Res & Dev Vzw
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Leuven Res & Dev Vzw filed Critical Leuven Res & Dev Vzw
Publication of CH638833A5 publication Critical patent/CH638833A5/de

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C1/00—Making non-ferrous alloys
    • C22C1/04—Making non-ferrous alloys by powder metallurgy
    • C22C1/0425—Copper-based alloys
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
    • Y10S—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10S75/00—Specialized metallurgical processes, compositions for use therein, consolidated metal powder compositions, and loose metal particulate mixtures
    • Y10S75/95—Consolidated metal powder compositions of >95% theoretical density, e.g. wrought

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Powder Metallurgy (AREA)
  • Heat Treatment Of Nonferrous Metals Or Alloys (AREA)

Description

Die vorliegende Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines festen Körpers aus einer Kupfer-Zink-Alumini-um-Legierung und der mittels dieses Verfahrens hergestellte Körper in Form von Halbfabrikaten und Fertigprodukten.
55
Es ist bekannte, dass viele zwei- und dreizählige Kupferlegierungen in der Beta-Kristall-Modifikation spezielle Eigenschaften, wie eine Pseudo-Elastizität, einen Formerinnerungs-60 effekt und einen reversiblen Formerinnerungseffekt aufweisen.
Unter Pseudo-Elastizität versteht man den Effekt, dass wenn ein fester Körper einer solchen Legierung bei Temperaturen, die oberhalb der sogenannten Af-Temperatur liegen, 65 einer mechanischen Belastung unterworfen wird, er eine elastische Verlängerung zeigt, die wesentlich über derjenigen anderer Metalle liegt und die in jedem Fall über derjenigen unterhalb der Af-Temperatur liegt. Diese pseudo-elastische Verlängerung verschwindet, wenn die mechanische Belastung entfernt wird.
Unter Formerinnerungseffekt versteht man den Effekt, dass ein fester Körper einer solchen Legierung nach einer mechanischen Deformation bei Temperaturen, die tiefer liegen als die sogenannte Ms-Temperatur, bei Erhitzung über die hiervor erwähnte Af-Temperatur spontan seine ursprüngliche Form wieder einnimmt.
Unter dem reversiblen Formerinnerungseffekt versteht man den Effekt, dass wenn bei einem festen Körper dieser Legierung der Formerinnerungseffekt viele Male, zum Beispiel zwanzig mal hinter einander ausgenützt wurde, der Körper bei seiner Abkühlung bis unterhalb die genannte Ms-Tempe-ratur sich ohne Einwirkung einer externen Belastung spontan verformt. Diese Verformung kann dann durch Erhitzung des Körpers bis über die Af-Temperatur wieder rückgängig gemachtwerden.
Die hiervor beschriebenen Phänomene werden martensitischen Konversionen zugeschrieben, bei denen ein reversibles Wachstum und Verschwinden von martensitischen Platten innerhalb der Kristallstruktur der Legierung beobachtet werden kann.
Diejenige Temperatur, bei der sich beim Abkühlen des festen Körpers in der Beta-Phase die ersten martensitischen Platten bilden, wird Ms-Temperatur genannt. Diejenige Temperatur, bei der die letzten martensitischen Platten während der Erhitzung des festen Körpers verschwinden, wird Af-Temperatur genannt.
Eine generelle Abhandlung über solche und ähnliche Legierungen findet man im «Journal of Materials Science», 9 (1974) Seiten 1521 bis 1555 und im Buch «Shape Memory Effect in Alloys» von J. Perkins (Ed), Plenum Press, New York, 1975. Mögliche Anwendungen dieser Phänomene, wie z.B. die Konstruktion eines Motors oder einer Pumpe, sind in diesem Buch ebenfalls beschrieben.
Die vorliegende Erfindung betrifft speziell dreizählige Kupfer-Zink-Aluminium-Legierungen mit einer Beta-Kri-stallmodifikation, die den Anforderungen in Punkto Homogenität und Kornstruktur genügen. Dazu muss daraufhingewiesen werden, dass die Legierungen die Beta-Phase nicht bei Raumtemperatur erreichen müssen, sondern diese Phase auch erst bei höheren Temperaturen erreichen können.
Bie heute werden Kupfer-Zink-Aluminium-Legierungen der Beta-Kristall-Modifikation in Form von polykristallinen, festen Körpern verwendet, die mittels Giessen hergestellt werden. Durch eine entweder zu schnelle oder zu langsame Verfestigung des Materials ist ein Gusskörper ungenügend homogen in seiner Komposition und in der Praxis wird er eine eher grobe Kornstruktur aufweisen. In der hier beschriebenen Beta-Legierungen weisen die Körner der Gusskörper Durchmesser von mehreren Millimetern auf, was eine nur kleine mechanische Festigkeit und damit das Risiko von Rissen zwischen den Körnern bei mechanischer Bearbeitung zur Folge hat.
Der vorliegenden Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, ein Verfahren für die Herstellung von festen Körpern aus einer Kupfer-Zink-Aluminium-Legierung mit einer Beta-Kri-stall-Modifikation vorzuschlagen, welches zu Körpern führt, die die erwähnten Nachteile nicht aufweisen.
Erfindungsgemäss wird diese Aufgabe durch ein Verfahren erreicht, das dadurch gekennzeichnet ist, dass von einem pulverförmigen Material ausgegangen wird, welches mit Ausnahme der unvermeidbaren Verunreinigungen 10-40 Gewichtsprozente Zn, 1-12 Gewichtsprozente AI und den Rest Cu enthält, welches pulverförmige Material zuerst kalt verpresst und dann heiss zu einem festen Körper extrudiert wird.
3
638 833
In dieser Weise kann die erfindungsgemässe Aufgabe bestens gelöst werden. Dank der ausgewählten Pulverzusammensetzung wird der feste Körper nach Abkühlung bis zur Gebrauchstemperatur eine Beta- oder Beta- und Martensit-Struktur aufweisen.
Die Verpressungs- und Extrusions-Schritte führen zu einem festen Körper mit homogener Komposition und feiner Kornstruktur. In der Praxis weisen die Körner durchschnittliche Durchmesser von 20 - 30 |im auf. Diese feine Kornstruktur wird dem Vorhandensein eines kleinen Teiles von A1203 im pulverförmigen Material und dem schnellen Abkühlen des extrudierten Körpers zugeschrieben. Es muss hierzu allerdings festgehalten werden, dass die Erfindung nicht auf diese theoretische Erklärung beschränkt werden darf.
Als Resultat dieser hohen Homogenität der Komposition weist der feste Körper über seine gesamte Länge und seinen gesamten Querschnitt die gleichen Eigenschaften auf. Dank der Feinkörnigkeit wird er bei mechanischen Bearbeitungen auch keine Risse erhalten. Zudem weist der mittels des erfin-dungsgemässen Verfahrens hergestellte feste Körper eine höhere Dehnfestigkeit und eine erhöhte Ermüdungsfestigkeit auf als Körper, die durch herkömmliche Giessverfahren hergestellt werden.
Bei Bedarf kann nach dem Kaltverpressen des pulverförmigen Materials vor dessen Extrusion ein Heissverpressen des Pulvers eingeschoben werden, was zu einer höheren Dichte des Materials vor dem Extrudieren führt. Dieser Verfahrensschritt ist aber nicht unbedingt notwendig. Demgegenüber sind aber das Kaltverpressen und Heissextrudieren unbedingt notwendig, um aus dem pulverförmigen Material einen festen Körper mit guten Eigenschaften zu erhalten. Durch Anwendung eines einfacheren Verfahrens, zum Beispiel dem Pressen des Pulvers und nachfolgendem Sintern desselben, kann ein zusammenhängender fester Körper nicht erreicht werden.
Der mittels Extrusion erhaltene feste Körper wird in der Regel ein Halbfabrikat in Form von Draht, Rohr, Blech oder Ähnlichem sein. Dieses kann später mittels plastischer Verformung, z.B. durch Warm- oder Kaltwalzen, zu Fertigprodukten beliebiger Form und Ausmessungen verwandelt werden. In den meisten Fällen wird dabei aber die Korngrösse wesentlich vergrössert.
In der Anwendung des erfindungsgemässen Verfahrens wird als Ausgangsmaterial ein pulverförmiges Material verwendet, das neben den unvermeidlichen Verunreinigungen nur 10-40 Gewichtsprozente Zn, 1-12 Gewichtsprozente AI und den Rest Cu enthält. Diese Komposition deutet auf eine Kupfer-Zink-Aluminium-Legierung mit einer Beta-Kristall-Struktur hin. Mehrere engere Gabeln von Gewichtsanteilen können innerhalb der beanspruchten Komposition definiert werden, weshalb hiernach eine vorteilhafte Komposition des pulverförmigen Ausgangsmaterials beschrieben ist, welche neben den unvermeidlichen Verunreinigungen entweder:
a) 24 - 32 Gewichtsprozente Zn, 1 - 6 Gewichtsprozente AI und den Rest Cu oder b) 18 - 24 Gewichtsprozente Zn, 4-8 Gewichtsprozente AI und den Rest Cu, oder c) 10 - 18 Gewichtsprozente Zn, 7-12 Gewichtsprozente AI und den Rest Cu enthält.
Unter Verunreinigungen werden hier diejenigen Elemente verstanden, die von Natur aus in Kupfer-Zink-Aluminium-Legierungen noch in unbedeutenden Mengen vorhanden sind. Es handelt sich dabei z.B. um Spuren von Si, Cr, Mn, Co, Fe und dergleichen. Ihr Anteil wird in der Regel zwischen null und zwei Gewichtsprozenten und vorteilhafterweise um 0 - 0,2 Gewichtsprozenten liegen.
Ferner kann das pulverförmige Material eine kleine Menge von Sauerstoff enthalten. Dieser Sauerstoff kann sich auf die Kornstruktur des festen Körpers und die Übergangstemperaturen auswirken. Es wird davon ausgegangen, dass s der Sauerstoff vorwiegend in Form von A1203 vorhanden ist, welches sich hemmend auf das Kornwachstum auswirkt und somit zu der Feinkörnigkeit des Produktes beiträgt. Die Erfindung sollte allerdings durch diese theoretische Erklärung nicht eingeschränkt werden, insbesondere da der Sauerstoff-io anteil im Pulver in der Regel nur zwischen 0,02 und 0,2 Gewichtsprozenten liegt.
Das pulverförmige Ausgangsmaterial kann in der Regel durch jedes angepasste Verfahren hergestellt werden, sofern seine Komposition den hiervor definierten Bedingungen ent-15 spricht. Ein Herstellungsverfahren, bei welchem die Elemente Kupfer, Zink und Aluminium im gewünschten Verhältnis zusammen geschmolzen und die daraus resultierende geschmolzene Legierung mittels eines Wasser- oder anderen Flüssigkeitsstrahls atomisiert wird, hat sich als sehr geeignet erwie-20 sen. Allerdings ist das einfache Mischen von Kupfer, Zink-und Aluminiumpulver im gewünschten Verhältnis oder das Zumischen von einem oder mehreren dieser Elemente in Pulverform zu einer Pulvermischung mit noch nicht korrekter Komposition, ebenfalls möglich.
25 Die Verpressung des pulverförmigen Materials kann in einem mit einem Boden versehenen Gefäss mittels eines Stempels geschehen. Ein Pressdruck von zwischen 430 MN/m2 und 1 000 MN/m2 hat sich in der Praxis als genügend erwiesen. Das Kaltverpressen des pulverförmigen Materials mag in den 30 meisten Fällen genügend sein, kann aber nach Bedarf durch ein Warmpressen beim Temperaturen zwischen 500 und 600 °C ergänzt werden. Nach dem Verpressen kann das Gefäss beispielsweise mittels eines mechanischen Verfahrens wie Schneiden oder Drehen oder mittels eines chemischen Verfah-35 rens wie Abbeizen entfernt werden. Wenn dies möglich ist, kann das verpasste Material auch aus dem Gefäss herausge-presst werden.
Nach dem Verpressen wird das Material zuerst auf eine angemessene Extrusionstemperatur erhitzt und dann extru-40 diert. Das Erhitzen kann in einem Ofen mit neutraler oder reduzierter Atmosphäre geschehen. Die angemessene Extrusionstemperatur hängt von der Legierungskomposition, der Extrusionskapazität und der Form des zu extrudierenden Körpers ab und kann z.B. zwischen 700 und 800 °C liegen. In 45 den meisten Fällen wird die Extrusionspresse eine hohle Matrize aufweisen, mittels welcher der feste Körper als Halbfabrikat in Form von Draht, Rohr oder Blech erzeugt wird. Nach Bedarf kann die hohle Matrize auch so ausgestaltet sein, dass der feste Körper als Fertigprodukt erhalten wird. 50 Die Extrusionsgeschwindigkeit sollte hoch genug sein, um zu zusammenhängenden festen Körpern zu führen. Nach dem Verlassen der Presse wird der extrudierte Körper beispielsweise durch Abschrecken mit einer kalten Flüssigkeit wie Wasser auf Raumtemperatur abgekühlt.
55
Sofern der extrudierte Körper ein Halbfabrikat ist, kann er nachträglich durch Walzen oder ein anderes mechanisches Verformverfahren in ein Fertigprodukt umgeformt werden.
Sowohl das Fertigprodukt als auch das Halbfabrikat wei-60 sen einen Formerinnerungseffekt, einen reversiblen Formerinnerungseffekt und pseudo-elastische Eigenschaften auf.
Hiernach wird die Erfindung anhand von nicht-limitati-ven Beispielen erläutert, wobei auf die Zeichnung Bezug genommen wird, in welcher 65 Fig. 1 eine Variante eines Gefässes für die Verpressung des pulverförmigen Materials mit einer Matrize und
Fig. 2 eine zweite Variante eines solchen Gefässes zeigen.
638 833
4
Beispiele I und II
Eine pulverförmige Cu-Zn-AI-Legierung, deren chemische Komposition, Kornstruktur, Dichte und Kristall-Struk-tur in der Tabelle A definiert sind, wurde als Ausgangsmaterial verwendet. Die Verpressung geschah in einem Gefäss gemäss Fig. 1. Dessen Grund 1 und Seitenwandungen 2 waren aus weichem Stahl aus einem Teil gefertigt. Das Gefäss hatte einen inneren Durchmesser von 82 mm, einen äusseren Durchmesser von 85 mm und eine Länge von 110 mm. Eine Matrize 3 aus weichem Stahl, die in das Gefäss hineinpasste, hatte ein Entlüftungsloch 5, welches durch einen Stöpsel 4 verschlossen werden konnte. Diese Matrize 3 wies auf einer Seite einen Konus mit einem Öffnungswinkel von 140° auf, was in einem späteren Zeitpunkt die Extrusion des Gefässin-haltes erleichtern sollte. Das Gefäss war während des Einfül-lens des Pulvers auf einem nicht dargestellten Vibrationstisch vibriert worden, um eine höchst mögliche Fülldichte zu ermöglichen. Nach dem Aufsetzen der Matrize 3 wurde das Gefäss in eine Presse gestellt, mittels welcher die Matrize 3 nach unten gepresst wurde, um den Kaltverpressschritt durchzuführen.
Nach dem Kaltverpressen des pulverförmigen Materials wurde das Gefäss 2 aussen auf einen äusseren Durchmesser von 84 mm heruntergedreht und die Matrize 3 wurde mit der Gefässwandung verschweisst, um eine Oxydation des Pulvers zu vermeiden. Das Gefäss mit seinem Inhalt wurde in einem Ofen während einer Stunde auf 500 °C erhitzt. Daraufhin wurde das Gefäss wiederum in die Presse gestellt und ihr Inhalt warm verpresst.
Nach dem Abkühlen wurde das Gefäss vollständig weggedreht. Das verpresste Material, das die Form einer Kugel aufwies, wurde wiederum in einen Ofen gelegt und während einer Stunde auf ca. 800 °C erhitzt. Anschliessend wurde die Kugel in eine Extrusionspresse gelegt und ein Stab von 10 mm Durchmesser wurde mit Hilfe einer konischen Matrize mit einem Öffnungswinkel von 140 °C extrudiert. Weitere Angaben über die Verfahrensschritte des Kaltverpressens, Warmpressens und der Extrusion sind in der Tabelle B zusammengestellt.
Nach der Extrusion wurde der so hergestellte Stab unverzüglich mit Wasser abgeschreckt.
Anhand einer lichtmikroskopischen und Röntgenstrahl-untersuchung des Materials der Stäbe I und II konnte festgestellt werden, dass dieses vorwiegend in der Beta-Phase mit einem unbedeutenden Teil in der Alfa-Phase und wenigen martensitischen Kolonien an den äusseren Enden des Stabes vorhanden war. Anhand einer elektronen-mikroskopischen Untersuchung erkannte man, dass A1203 innerhalb einer Matrix von Cu-Zn-Al verteilt vorhanden war. Es wird vermutet, dass deshalb das Wachstum der Körner verhindert wurde.
Das Material der Stäbe wies nur kleine Korngrössen auf, wie dies aus der Tabelle B hervorgeht und die Körner waren in Extrusionsrichtung leicht verlängert. Während der Kalzination nahm die Korngrösse nicht mehr als 10 -15% zu, wobei dies von der Temperatur und der Dauer der Kalzination abhing.
Die Stäbe konnten durch ein Warmwalzen mit einer Ofentemperatur von 850 °C in ein Bleich von 0,5 mm Dicke verformt werden. Während dieses Verfahrens wuchsen die Korngrössen wesentlich an und erreichten rechtwinklig zu der Walzrichtung 130 (im und in der Walzrichtung 175 (im. Dies ist wesentlich weniger als bei einem gegossenen Stab, dessen Körner mindestens 200 [im Durchmesser aufweisen.
Nach einer Homogenisationsbehandlung mittels Abschrecken wurden die Stäbe mechanischen Experimenten unterworfen. Die gemessenen Ergebnisse sind in Tabelle B zu-
sammengefasst. Die nach dem Warmwalzen erzielten Resultate waren dabei etwas schlechter.
Die Stäbe wiesen einen Formerinnerungseffekt von 1,5% reversibler Verlängerung bei Temperaturen über minus 60 °C auf. Bei Biege- und Zugexperimenten zwischen 0° und 50 °C wiesen sie zudem pseudo-elastische Eigenschaften auf. Nach Belastungen und Entlastungen, die zu einer pseudo-elasti-schen Verlängerung von 1,8% führten, wiesen sie eine verbleibende plastische Deformation von weniger als 0,05% auf. In einem Dehnungsexperiment wies die pseudo-elastische Hyste-resis-Kurve eine wesentlich grössere Fläche auf, als bei einem gegossenen Stab.
Während Biegungsexperimenten mit wiederkehrender Belastung war der Ermüdungswiderstand mehrere Male höher als bei gegossenen Stäben. Dieser Widerstand hatte Werte von zwischen 100 000 und mehr als 200 000 Zyklen für eine pseudo-elastische Verlängerung von zwischen 0,8 und 1 % unter einer maximalen Belastung von 250 MN/m2, verglichen mit einem Wert von zwischen 100 und 20 000 Zyklen für gegossene Legierungen.
Beispiel III
Als Ausgangsmaterial wurde eine pulverförmige Legierung von Cu-Zn-Al verwendet, die mittels Atomisierung mit Hilfe von Wasser des geschmolzenen Materials aus den drei geschmolzenen Elementen erzeugt wurde. Seine chemische Komposition, Korngrösse, Dichte und kristalline Struktur sind in Tabelle A zusammengefasst.
Dieses Pulver wurde in einem Gefass gemäss Fig. 2 gepresst. Das Gefass bestand aus einem Rohr 6 aus weichem Stahl, mit einem separaten Boden 7 aus gehärtetem Stahl und einer ebenfalls aus gehärtetem Stahl bestehenden Matrize 8. Das Rohr hatte einen inneren Durchmesser von 69 mm, einen äusseren Durchmesser von 70,4 mm und eine Länge von 210 mm. Das Rohr war mit einer Schicht von Zink-Stearat als Schmiermittel auf seiner Innenseite versehen. Nach dem Einsetzen des Bodens 7 wurde das Gefass auf einem Vibrator-tisch mit Pulver gefüllt. Nach dem Einsetzen der Matrize 8 wurde das Gefäss in eine Extrusionspresse gelegt und ihr Inhalt mittels Herabdrücken der Matrize 8 kalt verpresst.
Nach dem Verpressen wurde das Gefäss aus der Presse genommen und ihr Boden 7 vom Rohr 6 entfernt und letzteres derart aufgeschnitten, dass das darin verpresste Material in Scheiben herausgenommen werden konnte. Diese Scheiben hatten eine Dichte von 5,09 gr/cm2, was 68% der theoretischen Dichte entspricht. Die Scheiben wurden dann in einen Ofen gelegt und in einer Argon-Atmosphäre während drei Stunden auf 800 °C erhitzt. Hiernach wurden sie wiederum in die Extrusionspresse gelegt und mittels einer hohlen Matrize mit einem Öffnungswinkel von 180 °C zu einem Stab von 12,5 mm Durchmesser extrudiert. Nach dem Verlassen der hohlen Matrize wurde der Stab unverzüglich mit Wasser abgeschreckt.
Weitere Details des Verpressvorgangs und des Extrusions-schrittes sind in Tabelle B zusammengefasst.
Der resultierende Stab hatte eine Dichte von 100%. Aufgrund einer lichtmikroskopischen und Röntgenstrahlen-Un-tersuchung wurde festgestellt, dass das Material vorwiegend in der Beta-Phase mit einer kleinen Alfa-Phase und wenigen martensitischen Kolonien an den Stabenden vorhanden war. Unter dem Elektronenmikroskop konnten Al203-Partikel festgestellt werden. Das Material wies eine Korngrösse von 20 - 30 (im auf und die Körner waren leicht in Richtung der Extrusionsrichtung verlängert. Während der Kalzination wuchsen die Körner lediglich um 10 - 15% an, wobei dies von der Temperatur und Dauer der Kalzination abhängig war.
Durch ein Warmwalzen bei einer Ofentemperatur von 850 °C konnte der Stab unverzüglich in ein Blech von 0,5 mm
5
10
15
20
25
30
35
40
45
50
55
60
65
Dicke umgeformt werden. Die Korngrösse in rechtwinkliger Richtung zur Walzrichtung wuchs dabei auf 130 jam und in der Walzrichtung auf 175 (tm an. Diese Werte sind wesentlich kleiner als bei gegossenen Stäben, wo sie im Minimum 200 um betragen.
Die Stäbe wurden ohne vorherige Homogenisationsbe-handlung mechanischen Experimenten unterworfen, da das Material genügend homogen war. Die Werte der Dehnfestigkeit, der Pressfestigkeit und der Verlängerung sind in der Tabelle B zusammengefasst. Nach einem Warmwalzen waren diese Werte etwas tiefer.
Während Biege- und Dehnexperimenten zwischen 0° und 50 °C wies der Stab pseudo-elastische Eigenschaften und einen
5 638 833
Formerinnerungseffekt auf. Nach pseudo-elastischer Belastung und Entlastung zum Erreichen einer Verlängerung von 1 % wurde eine verbleibende plastische Verlängerung von weniger als 0,05% gemessen. Die Fläche der pseudo-elastischen 5 Hysterisis-Kurve während den Versuchen war wesentlich grösser als bei gegossenen Stäben.
Während Biegeversuchen mit wiederkehrender Belastung war der Ermüdungswiderstand wesentlich höher als bei gegossenen Stäben. Dieser Widerstand betrug zwischen 100 000 10 und mehr als 200 000 Zyklen bei einer pseudo-elastischen Verlängerung von zwischen 0,8 und 1 % unter einem maximalen Stress von 250 MN/m2, verglichen mit 100 bis 20 000 Zyklen für gegossene Legierungen.
Tabelle A Verwendete Pulver
Beispiel
I
II
III
Quelle
La Floridienne
La Floridienne
Baudier zu Pulver gemischt mit
Nachbehandlung zermahlen
Cu-Pulver
Chemische
Komposition:
Cu
72,22 Gew.-%
73,05 Gew.-%
76,04 Gew.-%
Al
6,30 Gew.-%
6,11 Gew.-%
8,22 Gew.-%
Zn
20,09 Gew.-%
19,49 Gew.-%
15,68 Gew.-%
Verunreinigungen
1,39 Gew.-%
1,35 Gew.-%
0,015 Gew.-%
Oi-Gehalt in Gew.-%
0,146
0,050
0,0662
Korngrösse:
Bereich
0-500 um
0-500 um
0-140 um
^50
150 |im
178 p.m
48 um
Scheinbare Dichte**
3,05 g/cm3
3,07 g/cm3
2,07 g/cm3
Fliessdichte*
4,26 g/cm3
3,57 g/cm3
3,11 g/cm3
Struktur
ß+Mart
ß + Mart
ß
* gemäss ASTMB 527-70
**Hall Fluss Meter gemäss ASTM
Tabelle B
Verfahrensschritte
Beispiel
I
II
III
Kaltverpressung:
Fig. 1
Fig. 1
Fig. 2.
Gefässtemperatur
Umgebung
Umgebung
Umgebung
Druck
1000 MN/m2
1000 MN/m2
430 MN/m2
Warmverpressung
Fig. 1
Fig. 1
-
Gefässtemperatur
500 °C
500 °C
Druck
1000 MN/m2
1000 MN/m2
-
Extrusion:
Temperatur
800 °C
800 °C
800 °C
Öffnungswinkel
140 °C
140 °C
180 °C
Extrusionsverhältnis
71,5
51,5
32,2
Körper
Stab
Stab
Stab
Durchmesser
10 mm
10 mm
12.5 mm
Dichte
7,68 g/cm3(100%) 7,68 g/cm3(100%) 7,52 g/cm3(100%)
Korngrösse
20-30 (im
20-30 Jim
20-30 (im
Dehnungsfestigkeit
7,6 x 108 N/m2
8,0 x 108 N/m2
8 x 108 N/m2
Druckfestigkeit
4,7 x 108 N/m2
3,7 x io8 N/m2
1,9 x 108N/m2
Verlängerung bei Bruch
4%
7,5%
6-8%
Struktur
ß
ß+ Mart
ß
C
1 Blatt Zeichnungen

Claims (12)

  1. 638 833
    PATENTANSPRÜCHE
    1. Verfahren für die Herstellung eines festen Körpers aus einer Kupfer-Zink-Aluminium-Legierung mit einer Beta-Kri-stallmodifikation, dadurch gekennzeichnet, dass von einem pulverförmigen Material ausgegangen wird, welches mit Aus- 5 nähme der unvermeidbaren Verunreinigungen 10-40 Gewichtsprozente Zn, 1-12 Gewichtsprozente AI und den Rest Cu enthält, welches pulverförmige Material zuerst kalt ver-presst und dann heiss zu einem festen Körper extrudiert wird.
  2. 2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, io dass von einem pulverförmigen Material ausgegangen wird, welches mit Ausnahme der unvermeidbaren Verunreinigungen 24 - 32 Gew.-% Zn, 1-6 Gew.-% AI und den Rest Cu enthält.
  3. 3. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, is dass von einem pulverförmigen Material ausgegangen wird, welches mit Ausnahme der unvermeidbaren Verunreinigungen 18 - 24 Gew.-% Zn, 4-8 Gew.-% AI und den Rest Cu enthält.
  4. 4. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, 20 dass von einem pulverförmigen Material ausgegangen wird, das neben den unvermeidbaren Verunreinigungen 10-18 Gew.-% Zn, 7-12 Gew.-% AI und den Rest Cu enthält.
  5. 5. Verfahren nach den Ansprüchen 1-4, dadurch gekennzeichnet, dass das pulverförmige Material mittels Schmelzen 25 der Elemente Zn, AI und Cu im gewünschten Verhältnis und dem anschliessenden Atomisieren der derart erzeugten geschmolzenen Legierung mit Hilfe eines Flüssigstrahles erzeugt wird.
  6. 6. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, 30 dass nach dem Kaltverpressen das pulverförmige Material vor dessen Extrusion noch warm verpresst wird.
  7. 7. Verfahren nach Anspruch 6, dadurch gekennzeichnet, dass das Warmverpressen bei einer Temperatur von 500 - 600° durchgeführt wird. 35
  8. 8. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass die Extrusion bei 700 - 800° geschieht.
  9. 9 .Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass der extrudierte feste Körper durch Abschrecken mit einer kalten Flüssigkeit auf Raumtemperatur abgekühlt wird. 40
  10. 10. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass der extrudierte feste Körper mittels Walzen oder einer anderen mechanischen Deformation umgeformt wird.
  11. 11. Fester Körper aus einer Kupfer-Zink-Aluminium-Le-gierung mit einer beta-kristallinen Struktur, der durch die 45 Anwendung des Verfahrens nach den Ansprüchen 1-10 hergestellt wird.
  12. 12. Fester Körper nach Anspruch 11, dadurch gekennzeichnet, dass er eine Kornstruktur mit Korngrössen zwischen 20 und 30 [im aufweist. 50
CH1326778A 1977-12-28 1978-12-28 Verfahren zur herstellung eines festen koerpers aus einer kupfer-zink-aluminium-legierung und mittels dieses verfahrens hergestellte koerper. CH638833A5 (de)

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
NL7714494A NL7714494A (nl) 1977-12-28 1977-12-28 Werkwijze voor het maken van vaste lichamen uit koper-zinkaluminiumlegeringen.

Publications (1)

Publication Number Publication Date
CH638833A5 true CH638833A5 (de) 1983-10-14

Family

ID=19829842

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CH1326778A CH638833A5 (de) 1977-12-28 1978-12-28 Verfahren zur herstellung eines festen koerpers aus einer kupfer-zink-aluminium-legierung und mittels dieses verfahrens hergestellte koerper.

Country Status (15)

Country Link
US (1) US4285739A (de)
JP (1) JPS54100908A (de)
AT (1) AT371039B (de)
AU (1) AU518824B2 (de)
BE (1) BE872784A (de)
CA (1) CA1112912A (de)
CH (1) CH638833A5 (de)
DE (1) DE2856082C2 (de)
ES (1) ES476373A1 (de)
FR (1) FR2413159A1 (de)
GB (1) GB2011479B (de)
IT (1) IT1102446B (de)
LU (1) LU80726A1 (de)
NL (1) NL7714494A (de)
ZA (1) ZA787214B (de)

Families Citing this family (22)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP0035070B1 (de) * 1980-03-03 1985-05-15 BBC Aktiengesellschaft Brown, Boveri & Cie. Gedächtnislegierung auf der Basis eines kupferreichen oder nickelreichen Mischkristalls
EP0035601B1 (de) * 1980-03-03 1983-12-21 BBC Aktiengesellschaft Brown, Boveri & Cie. Verfahren zur Herstellung einer Gedächtnislegierung
DE3068396D1 (en) * 1980-03-03 1984-08-09 Bbc Brown Boveri & Cie Process for the production of a copper, zinc and aluminium base memory alloy by powder metallurgy technique
EP0043388A1 (de) * 1980-07-04 1982-01-13 BBC Aktiengesellschaft Brown, Boveri & Cie. Gedächtnislegierung auf der Basis von Cu/Zn/Al und Verfahren zu ihrer Herstellung
EP0045985B1 (de) * 1980-08-07 1984-02-08 BBC Aktiengesellschaft Brown, Boveri & Cie. Verfahren zur Herstellung einer Kupferbasis-Gedächtnislegierung
NL8103612A (nl) * 1981-07-30 1983-02-16 Leuven Res & Dev Vzw Beta-legeringen met verbeterde eigenschappen.
US4435213A (en) 1982-09-13 1984-03-06 Aluminum Company Of America Method for producing aluminum powder alloy products having improved strength properties
JPS59185743A (ja) * 1983-04-06 1984-10-22 Sumitomo Electric Ind Ltd 機能合金線の製造方法
DE3319395A1 (de) * 1983-05-28 1984-11-29 G. Rau GmbH & Co, 7530 Pforzheim Formstueck aus einem verbundwerkstoff und herstellungsverfahren hierzu
JPS60174804A (ja) * 1984-02-17 1985-09-09 Daido Steel Co Ltd パイプの製造方法
JPS6152329A (ja) * 1984-08-22 1986-03-15 Hitachi Cable Ltd 銅合金の製造方法
CH664515A5 (en) * 1984-12-20 1988-03-15 Bbc Brown Boveri & Cie Powder metallurgical prodn. of shape memory article - of beta brass type copper alloy contg. metal oxide dispersoid
DE3822686A1 (de) * 1988-07-05 1990-01-11 Geesthacht Gkss Forschung Verfahren zur herstellung von intermetallischen phasen aus pulverfoermigen duktilen komponenten
EP0407596B1 (de) * 1988-10-26 1995-01-11 Mitsubishi Materials Corporation Gesinterte legierungen auf kupferbasis
JPH083133B2 (ja) * 1990-07-12 1996-01-17 日立粉末冶金株式会社 船外機用バルブシート材およびその製造方法
JPH0588028U (ja) * 1992-04-24 1993-11-26 シチズン時計株式会社 圧電振動子およびその圧電振動子を収納する容器
KR950018576A (ko) * 1993-12-30 1995-07-22 전성원 자동차 변속기 기어용 합금조성물
US6548013B2 (en) * 2001-01-24 2003-04-15 Scimed Life Systems, Inc. Processing of particulate Ni-Ti alloy to achieve desired shape and properties
EP1436437B1 (de) * 2001-10-22 2006-09-20 Council of Scientific and Industrial Research Verfahren zur herstellung einer cu-zn-al6%-formgedächtnislegierung mit niedriger martensitischer umwandlungstemperatur
JP5376604B2 (ja) * 2008-05-07 2013-12-25 独立行政法人科学技術振興機構 鉛フリー黄銅合金粉末、鉛フリー黄銅合金押出材およびその製造方法
CN104561866B (zh) * 2015-02-04 2016-08-17 九江学院 多孔铜基形状记忆合金的等径角挤扭法制备工艺
CN115821109A (zh) * 2022-12-29 2023-03-21 南通尔东金属科技有限公司 一种高强度高导电性金属制备工艺

Family Cites Families (20)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
GB971310A (en) * 1961-07-10 1964-09-30 Berk F W & Co Ltd Improvements in or relating to the manufacture of metal powders
US3146095A (en) * 1963-05-06 1964-08-25 Olin Mathieson Copper base alloys containing iron, aluminum, and zinc
US3331962A (en) * 1964-09-17 1967-07-18 Otto A Kuhl Integrally bonded encapsulated gamma source
US3402043A (en) * 1966-03-01 1968-09-17 Olin Mathieson Copper base alloys
US3459546A (en) * 1966-03-15 1969-08-05 Fansteel Inc Processes for producing dispersion-modified alloys
US3390985A (en) * 1966-08-10 1968-07-02 Us Interior Consolidation and forming by high-energy-rate extrusion of powder material
US3407475A (en) * 1967-02-08 1968-10-29 Otto G. Koppius Technique for fabricating edm electrodes
US3738817A (en) * 1968-03-01 1973-06-12 Int Nickel Co Wrought dispersion strengthened metals by powder metallurgy
BE758862A (fr) * 1969-11-12 1971-04-16 Fulmer Res Inst Ltd Perfectionnements relatifs au traitement d'alliages
US3645728A (en) * 1970-06-03 1972-02-29 Gen Motors Corp Method for making spark plug shells
US4035007A (en) * 1970-07-02 1977-07-12 Raychem Corporation Heat recoverable metallic coupling
US3816187A (en) * 1971-02-16 1974-06-11 R Smith Processing copper base alloys
US3779714A (en) * 1972-01-13 1973-12-18 Scm Corp Dispersion strengthening of metals by internal oxidation
GB1478162A (en) * 1973-11-21 1977-06-29 New Jersey Zinc Co Powder-metallurgy of cobalt containing brass alloys
JPS5818427B2 (ja) * 1974-07-05 1983-04-13 大阪大学長 繰り返し形状記憶性を有する金属物品の製法
US4036669A (en) * 1975-02-18 1977-07-19 Raychem Corporation Mechanical preconditioning method
MX2967E (es) * 1975-02-18 1980-01-10 Raychem Corp Un metodo para inhibir la perdida de reversibilidad entre los estados martensitico y austenitico en una composicion metalica
DE2603878A1 (de) * 1975-02-18 1976-08-26 Raychem Corp Waermerueckstellbarer gegenstand aus einer metallischen zusammensetzung mit einer erweiterten martensitisch-austenitischen hystereseschleife und verfahren zu seiner herstellung
MX4156E (es) * 1975-02-18 1982-01-13 Raychem Corp Un metodo para expandir o extender el lazo de histeresis de aleaciones por ejemplo aleaciones de cobre o zinc
IT1054827B (it) * 1975-02-18 1981-11-30 Raychem Corp Metodo per il trattamento di composizioni metalliche e composizioni cosi ottenute

Also Published As

Publication number Publication date
LU80726A1 (fr) 1980-01-22
GB2011479B (en) 1982-05-19
DE2856082C2 (de) 1986-11-13
IT7831331A0 (it) 1978-12-27
JPS54100908A (en) 1979-08-09
ES476373A1 (es) 1979-04-16
CA1112912A (en) 1981-11-24
FR2413159B1 (de) 1982-11-19
JPS6312926B2 (de) 1988-03-23
US4285739A (en) 1981-08-25
AT371039B (de) 1983-05-25
FR2413159A1 (fr) 1979-07-27
NL7714494A (nl) 1979-07-02
AU4275878A (en) 1979-07-05
DE2856082A1 (de) 1979-07-12
ATA920878A (de) 1982-10-15
BE872784A (nl) 1979-06-15
AU518824B2 (en) 1981-10-22
IT1102446B (it) 1985-10-07
ZA787214B (en) 1980-02-27
GB2011479A (en) 1979-07-11

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CH638833A5 (de) Verfahren zur herstellung eines festen koerpers aus einer kupfer-zink-aluminium-legierung und mittels dieses verfahrens hergestellte koerper.
DE69935891T2 (de) Verfahren zur Herstellung eines Motorhubventils
DE112007000673B4 (de) Magnesiumlegierung mit hoher Festigkeit und hoher Zähigkeit und Verfahren zu deren Herstellung
DE2104328C2 (de) Verfahren zum Herstellen von metallischen Fasern
DE69921925T2 (de) Hochfeste Aluminiumlegierungsschmiedestücke
DE112008001968B4 (de) Bilden von Magnesiumlegierungen mit verbesserter Duktilität
AT411027B (de) Vorrichtung und verfahren zur herstellung feinkristalliner werkstoffe
CH641206A5 (de) Erzeugnis aus einer superplastischen aluminiumlegierung.
DE3103882A1 (de) "gedaechtnislegierung auf der basis von kupfer, zink und aluminium und verfahren zu deren herstellung"
DE1558632A1 (de) Korrosionsbestaendige Kobalt-Nickel-Molybdaen-Chromlegierungen
DE112014004400T5 (de) Verfahren zur Herstellung eines flüssigphasengesinterten Aluminiumlegierungselements und flüssigphasengesintertes Aluminiumlegierungselement
AT501546B1 (de) Verfahren zur herstellung metallischer verbundwerkstoffe
WO2014008969A1 (de) Formteile aus korrosionsbeständigen kupferlegierungen
DE112017005481T5 (de) Aluminiumlegierungsdraht, Aluminiumlegierungs-Litzendraht, ummantelter elektrischer Draht und mit einer Anschlussklemme ausgestatteter elektrischer Draht
CH501056A (de) Verfahren zur Herstellung eines Beryllium-Aluminium-Magnesium-Verbundmetalls
DE837467C (de) Verfahren zur Herstellung von Leichtmetallkoerpern
DE756272C (de) Verfahren zur Herstellung von Gegenstaenden aus Aluminium-Silizium-Legierungen
DE3604861A1 (de) Verfahren zur pulvermetallurgischen herstellung von feindispersen legierungen
DE2149546C3 (de) Verfahren zur Herstellung von superplastischen Bleilegierungen mit einer Dehnung von zumindest 100 % bei Raumtemperatur
EP3075870B1 (de) Kupfer-zink-legierung, bandförmiger werkstoff aus dieser legierung, verfahren zur herstellung eines halbzeugs aus dieser legierung und gleitelement aus dieser legierung
EP0045984B1 (de) Verfahren zur Herstellung eines Werkstückes aus einer warmfesten Legierung
DE3234416A1 (de) Verfahren zur erzeugung eines hochfesten pulvermetallmaterials und das erhaltene material
DE2411324A1 (de) Verfahren zum herstellen von dispersionsverfestigtem knetnickel
DE2363328C3 (de) Verfahren zur Herstellung von elektrisch gut leitfähigen und mechanisch relativ festen Verbundwerkstoffen aus Aluminium
DE2314058C3 (de) Verfahren zur Herstellung eines hxxochfesten Aluminiumlegierungsschmiedestücks

Legal Events

Date Code Title Description
PL Patent ceased