DE2055755A1

DE2055755A1 - Verfahren zur Herstellung von Gegen standen aus Kupferlegierungen, die in der Lage sind, ihre Gestalt zu andern

Info

Publication number: DE2055755A1
Application number: DE19702055755
Authority: DE
Inventors: Greville Bertram Beaconsfield Buckinghamshire lies Roger Francis Ickenham Middlesex Brook, (Großbritannien)
Original assignee: Fulmer Research Institute Ltd
Current assignee: Fulmer Research Institute Ltd
Priority date: 1969-11-12
Filing date: 1970-11-12
Publication date: 1971-05-19
Also published as: DE2055755C2; FR2067253B1; US3783037A; CA970670A; NL172766B; IL35632A; BE758862A; NL7016616A; SE389690B; IL35632A0; BR7023837D0; NL172766C; FR2067253A1; CH580167A5; JPS5511740B1; USRE31474E

Description

betreffend

Verfahren zur Herstellung von Gegenständen aus Kupferlegierungen, die in der Lage sind, ihre Gestalt zu ändern.

Es ist bekannt, daß gewisse Legierungen bei Veränderung der Temperatur ihre Gestalt zu verändern vermögen, d.h. wird aus der Legierung ein Gegenstand geformt und dieser entsprechend wärraebehandelt, wobei eine Umformung also Änderung der Gestalt bei einer bestimmten Temperatur vorgenommen wird und die Temperatur anschließend ausreichend erhöht wird, so wird der Gegenstand zumindest teilweise seine ursprüngliche Gestalt wieder einnehmen. Diese Gestaltsänderung beim Wiederaufwärmen entspricht der Umwandlung der Legierung aus dem Tieftemperaturgefüge in ein Hochtempera tür ge füge ·

Es wurde festgestellt, daß diese Fähigkeit, die Gastalt bei Temperaturänderung zu verändern! auch bestimmte Legierungen aufweisen, die intermetallische Verbindungen enthalten, die in der Lage sind, durch schnelles Abkühlen oder auf eine andere

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Wärmebehandlung eine- martensitische Umwandlung zu erleiden und in denen der Martensit eine hohe scheinbare Elastizitätshysteresis zeigte Es zeigte sich auch als vorteilhaft, jedoch nicht notwendig! daß vor der Transformation eine Ordnung (ordering) stattfindet. Diese Legierungen sind einer reversiblen Gestaltsänderung bei Temperaturwechsel zugängigo Wenn die Legierungen bei einer bestimmten Temperatur nach entsprechender Kühlung verformt werden und dann über eine bestimmte Temperatur wieder aufgewärmt werden, gehen sie in eine stabile Hochtemperaturphase über und kehren in ihre ursprüngliche Form zurück. Vorausgesetzt, daß die Legierungen nicht aufgewärmt werden auf eine zu hohe Temperatur, kehren sie ganz oder weitgehend in die Form zurück, in die sie nach dem Kühlen gebracht worden sind.

Die Erfindung betrifft nun ein Verfahren zur Herstellung von Gegenständen, die bei Änderung der Temperatur ihre Gestalt zu verändern vermögen, welches darin besteht, daß eine Legierung in einer ersten Form oder Gestalt (Fl) von einer ersten Temperatur (ti) auf eine niederere Temperatur (t 2) abgekühlt wird und die Legierung eine intermetallische Verbindung enthält, die beim Abkühlen von der 1. Temperatur t 1 eine Schertransformation erleidet und einen Martensit mit Zeilenstruktur (banded martensite) ergibt oder die ihr Gtefüge oder ein ähnliches Gefüge der ersten Temperatur beim Abkühlen von der ersten Temperatur t 1 beibehält, jedoch sich zu einem Zeilenmartensit umwandelt bei Schereinwirkung im Rahmen der Umformung im abgekühlten Zustand in der Weise, daß die Transformation nicht vollständig reversibel ist in unbelastetem Zustand und die in gekühltem Zustand einen anormal geringen Elastizitätsmodul Unterlast besitzen. Diese Legierungen werden dann plastisch verformt in eine 2. Form oder Gestalt (F 2) bei der tieferen Temperatur t 2 , wobei die Temperatur und die Geschwindigkeit des Abkühlens derart eingestellt werden, daß beim Wiederaufwärmen des Gegenstandes dieser zumindest teilweise seine 1. Gestalt^ «

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F 1 annimmt·

Die bevorzugten Legierungen enthalten zumindest 50 Gew.-# Kupfer in Form einer intermetallischen Verbindung! wobei dieser Martensit eine pseudokubische Symmetrie besitzt·

Nach einer Ausführungsform des erfindungsgemäßen Verfahrens werden die Abkühlgeschwindigkeit und die tiefere Temperatur t 2 derart gewählt, daß die Legierung, welches vorzugsweise vollständig aber in manchen Fällen auch nur teilweise einer Schertransformation zu einem Zeilenmartensit unterworfen warι plastisch deformiert wird in eine 2· Form oder Gestalt F Mit anderen Worten, wird die Legierung plastisch verformt in die 2. Gestalt F 2 bei oder unter der Temperatur,bei der die Martensittransformation einsetzt (M_e) in Abwesenheit einer äusseren Spannung und vorzugsweise unter der Temperatur, bei der die Martensittransformation vollständig ist in Abwesenheit einer äusseren Spannung (Μ_Λ)· Beim Aufwärmen auf eine bestimmte Temperatur A_g beginnt die Legierung sich rückzuwandeln in die Hochtemperaturphase und diese Transformation ist begleitet durch eine Gestaltsänderung wieder zurück in die 1. Gestalt F 1. Bei einer bestimmten Temperatur A_ ist die Transformation in die Hochtemperaturphase beendet.

Bei einer weiteren Ausführungsform des erfindungsgemäßen Verfahrens wird die Abkühlungsgeschwindigkeit und die Temperatur t 2 derart gewählt, daß die Legierung das Gefüge der ersten Temperatur t 1 oder einen ähnlich orientierten Zustand bei der Temperatur t 2 beibehält und die plastische Deformation in die 2. Form F 2 die Schertransformation in den Zeilenraartensit hervorruft. Die Legierung in ihrem stabilen (ß) oder metastabilen Hochtemperaturgefüge wird plastisch deformiert zu einer 2· Form F 2 oberhalb dem M₃-Punkt. Die Anlegung der Verformungsspannung führt zu einem Martensit ähnlich dem, wie er beim Abkühlen unter den M -Punkt erhalten wird. Beim Wiederaufwärmen findet eine

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Rückumwandlung des spannungsinduzierten Martensits in die ursprüngliche Hochtemperaturphase statt. Gleichzeitig ändert sich die Gestalt der Legierung wieder in die 1. Form Fl. Wenn gewünscht, kann nach dieser plastischen Umformung über dem M -Punkt und vor dem Aufwärmen die Legierung weiter unter den M_-Punkt,vorzugsweise unter den M -Punkt abgekühlt werden,

S β

gegebenenfalls unter Anlegung einer äusseren Spannung. Die Umwandlung in Martensit (wenn noch nicht vollständig durch die Anlegung der Umformungsspannung) setzt sich fort mit einer weiteren Änderung der Gestalt in Richtung auf die durch die Umformungsspannung . angezeigte. Beim Wiederaufwärmen auf eine Temperatur über dem A -Punkt findet wieder Gestaltsänderung in F 1 statt..

Welche auch immer der oben erwähnten Variationen zur Anwendung gelangt, das Ausmaß der durch Temperaturänderung wieder rückgängig zu machenden Last ist größer, wenn die plastische Umformung bei einer Temperatur näher am M-

und M -Punkt erfolgte.

Kupferhaltige, intermetallische Verbindungen, die die besten Ergebnisse liefern, sind die, deren Hochtemperaturgefüge kubisch raumzentrjert (A2)sich beim schnellen Abkühlen schließlich in einen Martensit umwandelt, der obwohl komplexer Kristallstruktur wie ein orthohombisches Gefüge eine pseudokubische Struktur besitzt. Derartige Martensite sind gekennzeichnet durch ein metallographisches Gefüge enthaltend hohe Dichten an Gitterfehlern. Legierungen dieser Struktur können leicht verformt werden bei oder nahe dem M - und M -

s e

Punkt, wobei - wie noch näher beschrieben wird - eine aussergewöhnliche Duktilität vorliegt. Derartige Legierungen gibt es z.B. bei den Messingen entsprechend der ß-Phase des Zustandsdiagramms Kupfer-Zink entsprechender Zusammensetzung A 2 kubisch raumzentriert (.BCC) erster Ordnung bis KristallklasB· B 2 paesiurachloridtyp) kubisch rauesentriertee Gefüge,

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welches sich anschließend bei weiterem Kühlen umwandelt in einen gestörten (faulted) Martensit mit pseudokubischer SySTe tr ie.

Weitere Beispiele derartiger Legierungen finden sich in dem System Kupfer-Aluminium, also den Aluminium-Bronzen, wobei das Gefüge des Martensits von der Zusammensetzung abhängt. Eine Bronze mit 10 bis 11 # Aluminium ordnet sich erst zu einem kubisch raumzentrierten Gefüge Fe^Al entsprechen! der theoretischen Zusammensetzung Cu^Al vor einer anschließenden Transformation zu einem gestörten Martensit mit pseudokubischer Symmetrie. Diese Gefüge der Kupfer-Aluminium-Legierungen besitzen geringere Duktilität als die, die eine Gefügefolge im Sinne der Kupfer-Zink-Legierungen aufweisen. Die oben erwähnten Bronzen mit 10 bis 13 36 Aluminium sind von den Legierungen zu unterscheiden,

die höhere Aluminiumgehalte aufweisen, in denen die geordnete kubisch raumzentrierte Phase transformiert wird in einen verzwillingten (twinned) Martensit mit einem Gefüge, welches pseudohexagonale Symmetrie zeigt. Diese Legierungen haben eine so geringe Duktilität, daß sie wenig praktischen Wert haben.

Die erfindungsgemäß bevorzugten Legierungen sind also solche, die bei Transformation einen gestörten Martensit mit _Ci pseudokubischer Symmetrie zu liefern vermögen. Diese finden säen z.B. in den Systemen Kupfer-Zink, Kupfer-Aluminium und in den ternären Systemen Kupfer-Alurainium-Zink, Kupfer-Zink-Zinn, Kupfer-Zink-Silicium, Kupfer-Zink-Mangan, Kupfer-Aluminium-Eisen und Kupfer-Aluminium-Nickel· Die Legierung kann natürlich verschiedene Verunreinigungen und/oder Begleitelemente ent-

die halten einschließlich Legierungselementen, die Eigenschaften der Legierung zu modifizieren vermögen, vorausgesetzt, daß eine intermetallische Verbindung von Kupfer existiert, die die erforderliche Martensitumwandlung erleiden kann. Bei den Legierungen handelt es sich nicht notwenigerweise um binäre, oder ternäre Systeme. - 6 - '

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Bei den Legierungen kann es sich um solche mit 2 oder mehreren Phasen handeln, bei denen zumindest eine Phase eine intermetallische Verbindung von Kupfer - wie oben definiert ist. Die anderen Phasen oder zumindest eine der anderen Phasen kann aus einer primären festen Lösung bestehen.

Unter einer primären festen Lösung versteht man hier, wenn Atome von einem oder mehreren Elemen-tfen) in ein reines Metall eingeführt werden können, ohne daß das Kristallgefüge geändert wird durch Platzwechsel der Atome an ihren Gitterpositionen im Gitter des reinen Metalls·

Eine intermetallische Verbindung im Sinne dieser Anmeldung liegt dann vor, wenn eine einzelne Phase-ira Gegensatz zu der primären festen Lösung-auftritt, wenn zwei oder mehrere Elemente mit bestimmten Mengenverhältnissen zulegiert werden. Ein« intermetallische Verbindung hat üblicherweise ein anderes Gefüge als das des reinen Elements oder der reinen Elemente und umfaßt im allgemeinen Verbindungen einfacher Atomverhältnisse, wie A__ B₁ worin A und B Elemente und χ und y

■a y

Ziffernwerte unter 10 sind. Es werden auch solche Phasen eingeschlossenjdie einen gewissen Löslichkeitsbereich für Elemente um ein einfaches At om verhältnis ohne Änderung des Kristallgefüges besitzen.

Der anormal geringe Elastizitätsmodul unter Last und die hohe Elastizitätshysterese der Legierungen geht aus den Figuren 7 und 8 deutlich hervor. Fig. 7 zeigt das Verhalten

en
einiger Legierung nach Deformation unter dem M -Punkt und Fig. 8. ,. Deformation zwischen den M_g- und M -Punkten. Bei steigender Temperatur der Umformung und zwar über M_ gegen M, zeigen die Legierungen die in der Fig. 9 dargestellten Eigenschaften, wonach merkliche Anteile von beibehaltener Spannung nur vorliegen,wenn die Legierungen jenseits der

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Grenze für Pseudoelastizität im Sinne der Fig. 9 verformt wurden·

Es wurde festgestellt, daß die erfindungsgemäßen legierungen eine hohe innere Reibung oder ein Därapfungsvermögen besitzen, wenn sie erfindungsgemäß wärmebehandelt werden, d.h. abgekühlt werden von einer entsprechenden Temperatur in der Weise, daß eine martensitische Umformung stattfindet. Die innere Reibung oder Dämpfungskapazität erreicht bei Temperaturen nahe dem M- und M -Punkt die höchsten Werte.

In Legierungen, deren M -Punkt über Raumtemperatur liegt, wird bei Abschrecken auf -196 C im martensitischen Zustand und erfindungsgemäßer Verformung bei dieser Temperatur die ursprüngliche Gestalt wieder erreicht bei Aufwärmen über die A_g-Temperatur in zwei Stufen. Wird die Legierung tthter Spannung bei -196⁰C deformiert, so findet eine langsame Kontraktion beim Aufwärmen von - 196 auf 20⁰C statt, wodurch die normalerweise erwartete Wärmedehnung ausgeglichen wird. Piese legierungen verhalten sich so,als ob sie innerhalb dieses Temperaturbereichs eine Wärmedehnung von 0 oder nahezu 0 besitzen»

Eb wurde festgestellt, daß der Grad oder das Ausmaß der Formänderung beim Erwärmen eines aus diesen Legierungen hergestellten und erfindungsgeroäß wärmebehandelten Gegenstandes herabgesetzt oder sogar verhindert werden kann, indem genügend Spannung angelegt wird, die dieser Gestaltsänderung entgegenwirkt· Bei Aufhebung dieser Spannung beim Erwärmen bei einer höheren Temperatur, d.h. über dem A_ß-Punkt,trfolgt die Gestalts- indtrung spontan an·teHe über einen Temperaturbereich, wie dies der Fall ist bei Abwesenheit einer entgegengerichttten

Spannung (gtra··)· Dit Spannung, dit sur Verhinderung Or ΰ·-

• -'β -

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staltsänderung erforderlich ist, während auf eine bestimmte Temperatur erwärmt wird, ist ein Maß für die Kraft, die diese Legierung zu entwickeln vermag, wenn sie äussere Arbeit leisten soll.

Dieses Verhalten kann auf verschiedene Weise nutzbar gemacht werden. Eine Möglichkeit besteht darin, ganz oder teilweise die Gestaltsänderung durch Anlegen einer Spannung zu verhindern und dann die bei Aufhebung der Spannung freiwerdende Kraft oder Energie heranzuziehen, eine Vorrichtung plötzlich zu betätigen, z.B. über einen Hebel oder Aufschlagen auf einen Stift, Deformieren oder Brechen eines entsprechenden Elements oder dergleichen. Eine andere Möglichkeit zur Nutzbarmachung der entwickelten Kraft liegt darin, ein solches Bauteil-langsam über den Temperaturbereich A_g-A zu erwärmen, wenn es eine gleichbleibende oder zunehmend steigende Kraft an ein Betätigungselement der Vorrichtung ausübt. Durch Regelung der Temperatur kann die Geschwindigkeit und das Ausmaß der Kraftsteigerung oder der Bewegung geregelt werden.

Nach einem älteren Vorschlag (P 20 21 348.3) lassen sich Gegenstände aus binären Legierungen auf der Basis von Uran, Mangan-Kupfer oder Nickel-Titan zu Bauteilen verarbeiten, die bei Änderung der Temperatur ihre Gestalt verändern können.

Bei der Durchführung des erfindungsgemäßen Verfahrens kann man an den Gegenstand aus der Legierung in der Hochtemperaturphase eine Last (strain) zur Einwirkung bringen, welche eine Spannung (stress) hervorruft, die ihrerseits die gewünschte Gestalt für die Tieftemperaturphase induziert·

Die Last oder Belastung kann aufgebracht werden durch Verformen der Legierung in der Hochtemperaturphase, teilweise

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in Richtung auf die für die Tieftemperaturphase gewünschte Form. Die Temperatur wird anschließend soweit abgesenkt, daß die Legierung in ihre Tieftemperaturphase übergeht. Die Änderung in die Tieftemperaturphase ist begleitet durch eine kontinuierliche Gestaltsänderung in die gewünschte Form ohne Anwendung einer äusseren Kraft· Diese durch die Erfindung erschlossenen Möglichkeiten haben große praktische Bedeutung, da sie die Möglichkeit bieten, eine Legierung bei vergleichsweise hoher Temperatur in einen Zustand zu bringen, in dem sie sich spontan bei tieferen Temperaturen . verformt in eine neue Form, welche durch die anfängliche Deformation bei hoher Temperatur diktiert ist. Es ist folglich unnötig, die Legierung bei tiefen Temperaturen zu bearbeiten. In der Praxis wird die metastabile Hochtemperaturphase der Legierung abgekühlt zwischen die Transformationspunk-fe M_n und M ,. wobei M_d die Temperatur der beginnenden Martensittransformation unter Spannung und M_ die Temperatur der beginnenden Martensittransformation ohne Spannung ist· Bei manchen Legierungen sollte die Temperatur möglichst nahe an den M -Punkt kommen, d.h. innerhalb einesBereichs von 1O°C, um die gewünschte restliche innere Spannung durch diese teilweise Verformung zu erreichen. In anderen Legierungen sind größere Bereiche über M_ möglich. Die geeignete Temperatur für eine gegebene Legierung läßt sich leicht experimentell feststellen. Die Legierung wird dann ein wenig verformt, d.h. weniger als die Endlast, die für Tieftemperaturphase wünschenswert ist. Dann wird weiter unter M abgekühlt, während die Legierung ihre Gestalt weiter in Richtung auf die vorher vorgenommene Umformung ändert. Beim Aufwärmen ist diese Gestaltsänderung ganz oder teilweise reversibel, beim neuerlichen Abkühlen erfolgt die Umwandlung in die Tieftemperaturform spontan. Weiteres Aufwärmen und Abkühlen ist begleitet durch weitere Formänderungen.

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Eine andere Möglichkeit nach der Erfindung besteht darin, die Legierung in der Tieftemperaturphase in die gewünschte Form zu bringen, und die Last kommt zur Einwirkung durch Temperatursteigerung, so daß die Legierung in die Hochtemperaturphase übergeht während ein Zwang herrscht, so daß eine Gestaltsänderung verhindert wird. Folglich bringt die Erfindung ein Verfahren zur Herstellung von Gegenständen, die durch Wärmebehandlung ihre Gestalt zu verändern vermögen, welches folgende Verfahrensschritte umfaßt« a) Formen der Legierung bei erhöhter Temperatur in eine erste Form oder Gestalt F 1, b) Abkühlen von dieser Temperatur t 1 auf eine tiefere Temperatur t 2, c) Verformen des Gegenstandes bei der tieferen Temperatur t 2 in die 2. Form oder Gestalt F 2, wobei die Temperaturen ti, t 2 derart gewählt sind, daß bei Wiederaufwärmen ohne Zwang auf eine entsprechende Temperatur der Gegenstand zumindest teilweise die It Form F 1 wieder annehmen würde, und d) Aufwärmen des Gegenstands auf eine solche Temperatur unter Zwang, daß eine Formänderung verhindert wird. Abhängig von der angewandten Temperatur und dem beabsichtigten Anwendungszweck des Gegenstands, kann dieser auf eine tiefere Temperatur nach dem Wiederaufwärmen abgekühlt werden unter Beibehaltung seiner 2. Form. Wird der Gegenstand dann wieder aufgewärmt ohne Zwang, so erfolgt ganz oder teilweise die Änderung der Gestalt in F 1, jedoch beim Abkühlen wird neuerlich ganz oder teilweise die Gestalt F erreicht. Bei fortgesetztem Aufwärmen und Abkühlen folgt eine fortgesetzte Gestaltsänderung.

Das Vorsehen eines Zwanges beim Wiederaufwärmen induziert eine restliche innere Spannung, wie erwähnt, in der Legierung bei hoher Temperatur, so daß - wie angenommen werden kann beim Abkühlen die Kerne, die bei der Transformation aktiviert wurden, diejenigen sind, welche die ursprüngliche Gestaltsänderung bei der Deformation bei tiefer Temperatur hervorriefen. Diese Aktivierung dürfte erhalten werden durch teil-

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weise anfängliche Deformation vor dem Abkühlen in die Tieftemperaturphase, wenn berücksichtigt wird, daß ausreichend Kerne der martensitischen Tieftemperaturphase durch die anfänglich Deformation .bei solcher Orientierung aktiviert wurden, , daß beim Abkühlen die Legierung ihre Veränderung fortsetzt·

Das Wiederaufwärmen unter Zwang ist besonders zweckmäßig, da die Möglichkeit besteht, die obere Temperatur auf die die Legierung erwärmt wird, so weit über der Transforraationstemperatur anzusetzen, daß fortdauernde Reversibilität der Gestalt bei Abwesenheit des Zwanges verlorengehen würde. Nichts desto trotz braucht die obereTemperatur nicht ausreichen für die Relaxation der Spannung infolge plastischer Deformation, wie Kriechen? oder verlust dertfleversibilität.

In allen Fällen soll die Temperatur, auf die die Legierung erhitzt wird, für eine Alterung oder ein Tempern zu gering sein. Wenn eine Ausscheidung stattfindet, so nimmt die Legierung ihre Hochtemperaturform endgültig an.

Es wurde festgestellt, daß der Zwang nicht immer in Form äusserer mechanischer Mittel - wie durch eine Einspannvorrichtung - aufgebracht werden muß. In manchen Fällen führt eine Oxidhaut, ein Metallüberzug oder dergleichen bereits zu dem erforderlichen Zwang.

Die Erfindung wird an folgenden Beispielen näher erläutert. Die Mengenangaben der Legierungszusammensetzungen sind

Beispiel 1

Kupfer-Zink-Legierungen enthaltend 38,6 bis 41,5 $» Zink.

- -

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Die untere Grenze des Zink entspricht der minimalen Löslichkeit von Zink, bei der die ß-Phase stabil ist. Die obere Zinkgrenze entspricht einem M-Punkt von etwa - 25O⁰C. Bevorzugt werden Legierungen enthaltend zwischen 39t3 und 41,5 ^ Zink. .

Diese Legierungen liegen normalerweise in einer Phase vor, wenn sie langsam auf Raumtemperatur abgekühlt werden. Um die Eigenschaft,bei Wärmebehandlung die Gestalt zu ändern, zu erreichen, müssen die Legierungen von zumindest 870⁰C abgeschreckt werden, um die ß-Phase einzufrieren, die dann bei Abkühlung unter Raumtemperatur eine martensitische Umwandlung erleidet.

Legierungen enthaltend 39i3 bis 40,7 f» Zink li^en alle unter ihren M -Punkten, wenn sie bei -196⁰C verformt wurden, und die daraus resultierende Belastung oder Last ist ganz oder teilweise gewinnbar, wenn sie über ihre A -Temperaturen erwärmt werden.

Die Ergebnisse mit einer Legierung enthaltend kO,7 f₀

verformt bei 15°C un~
in Tabelle 1 zusammengefaßt,

Tabelle 1

beibehaltene Last bei 15⁰C gewinnbare Last unter M

1,6 % 1,6 fo

4,0 % 3,9 %

5.4 fo 5,2 $

7,2 f. 6,7 %

8,9 ^a/o 8,3 %

- 13 -

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Zink, verformt bei 15⁰C unterhalb ihres M -Punkts sind

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Diese Versuche wurden durchgeführt an Prüfstäben mit einer Korngröße von angenäherte bis 4 mm· Eine ·ähnliche Versuchsreihe wurde mit Probestücken durchgeführt unter den gleichen Bedingungen, jedoch mit einer Legierung enthaltend 39,5 # Zink und einer Korngröße von angenähert 1 mm.

Die Ergebnisse sind in der Tabelle 2 zusammengefaßt!

Tabelle 2

beibehaltene Last bei 15 C unter M

4,7 6.2

8,3 11,3

gewinnbare Last

3,7 * 4,7 * 5,5 $ 5,5 *

Aus diesen beiden Versuchsreihen ergibt sich, daß binäre Kupfer-Zink-Legierungen, in denen die Korngröße ein wesentlicher Faktor ist,und unter einer spezifischen Belastung bei einer speziellen Temperatur unter dem M -Punkt der in der Wärme gewinnbare Anteil der Belastung zunimmt

wurden mit steigender Korngröße· Versuche/durchgeführt mit beiden Legierungen, wobei die Prüfkörper in dem gleichen Ausmaß bei fortschreitend tieferen Temperaturen unter dem M -Punkt verformt wurden. Die Ergebnisse für die 39,5 1° Zinklegierung sind in Tabelle 3 zusammengefaßt. Daraus ergibt sich, daß der gewinnbare Anteil sinkt mit zunehmend Abstand zwischen M -Punkt und Deformationstemperatur.

-IA-

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Temp.unter M bei Belastung

5°C ■ * 35⁰C
Ul⁰C

	5 £	2055755
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- 1 4 -
Tabelle 3
beibehaltene	gewinnbare
Last	Last
4,2 Si

3,2 Si

Eine Legierung mit 4l,5 ?ί Zink hatte einen M -Punkt von -25O⁰C und wurde bei -196°C, das ist 54°C über dem M -Punkt, verformt. Wenn nach Verformung bei dieser Temperatur die Last aufgehoben wurde, so beobachtet man ein extrem starkes elastisches Zurückfedern mit nur geringer Restverformung. Sobald jedoch der Prüfkörper erwärmt wird, wird ein beträchtliches Ausmaß dieser permanenten Deformation wiedergewonnen. Die Ergebnisse dieser vollständigen Versuchsserie sind in Tabelle 4 zusammengefaßt.

Tabelle 4

ges.Last
bei -196⁰C

6 %

8 %
10 %
12 #

scheinbare elastische Kontraktion

4,6 %

5,0 Ji

5,5 % 6,0 %

beibehaltene
Last bei
- 196⁸C

3.0

4,5
6.0

gewinnbare dauernde

Last bei Er- plast.Last wärmen auf
+20⁰C

1,05 Si 0,35 Ji

2,60 si 0,40 io

4,15 ϊ 0.35 Si

5,4 si 0,6 %

Dieses extrem starke elastische Zurückfedern beruhte auf der Verformung der Legierung über ihrem M -Punkt· Bei solchen Temperaturen bildet sich eine spannungsinduzierte, martensitische Phase aus· Bei Aufhebung der Spannung wandelt

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sich diese Phase teilweise zurück in die ursprünglich stabile Phase und bewirkt damit diese hohe scheinbare elastische Erholung.

Beispiel. 2.

Kupfer-Aluminium-Legierungen enthaltend 10 bis 13 % Aluminium.

Die untere Aluminiumgrenze entspricht der minimalen Löslichkeit in der ß-Phase bei 95O°C. Diese Legierung besitzt

einen M -Punkt bei etwa 500⁰C, wenn sie von 95O⁰C abgeschreckt s

wird. Die Zugabe von Aluminium macht die Legierung aunehmend spröde bis über 13 # es schwierig wird, die Legierung ohne Bruch zu verformen. Obzwar die Eigenschaft der Gestaltsänderung bei Temperaturänderung auch bei Legierungen mit mehr als 13 $ Aluminium auftreten können, stellt ein Aluminiumgehalt von 13 % in der Praxis die obere Grenze dar, oberhalb der das erfindungsgemäße Verfahren nicht.mehr voll zufriedenstellend arbeitet.

Die Legierungen wurden nur in einem einfachen Biegeversuch untersucht, da einige von ihnen für einen Zugversuch zu spröde sind. Das Ausmaß der Verformung, welches mit solchen Legierungen möglich ist, vor Bruch war etwa Z %>\ dies entspricht einer Krümmung im rechten Winkel eines etwa 0,8 ram starken Prüfstreifens (1/32 inch). Es wurde eine Reihe von Legierungen enthaltend 10 bis 13 i> Aluminium untersucht. Der M^Punkt

ES

der Legierung mit 10 $, Al war bei 500⁰C, mit 13 % Al bei 240°C. Die Legierungen wurden von 1000⁰C mit Wasser abgeschreckt und hatten folglich bei Raumtemperatur ein martensitisches Gefüge. Die Korngröße war beträchtlich und trug bei zu der fehlenden Duktilität.

Jeder Prüfstreifen wurde um 60° von der ursprünglichen Lage

gebogen bei einer Temperatur unmittelbar unter dem M -Punkt und

dann über den A -Punkt erwärmt. Alle Prüfstreifen kehrten weit-

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gehendst in ihre gestreckte Position (innerhalb O bis 5°) zurück. Die Temperatur des Beginns der Rückumwandlung entsprach sehr weitgehend dem Ä^Punkt. In diesen Legierungen war der Anteil an in der Wärme gewinnbaren Belastung weniger abhängig von der Deformationstemperatur unterhalb des

M -Punktes als dies bei den binären Kupfer-Zink-Legierungen s

der Fall ist. Bei einer Legierung mit einem M -Punkt von

320 C konnte man eine Rückverformung nacn einer Deformation bei 2O⁰C feststellen.

Beispiel 3

Legierungen aus dem System Kupfer-Aluminium-Zink. ■Ternäre Legierungen in dem bevorzugten Bereich dieses ternären Systems zeigen eine Abstufung der Eigenschaft, durch Wärmeeinwirkung ihre Gestalt zu verändern ,zwischen der einen und anderen binären Legierung. Ein Vorteil dieses ternären Systems liegt darin, daß die Legierungen M -Punkte zwischen den hohen des Kupfer-Alurainium-Systems und den niederen des Kupfer-Zink-Systems aufweisen können. Die bevorzugten Legierungszusammensetzungen liegen zwischen den Punkten A bis E des Dreiecksdiagramms in Fig. 1 und

A 87 ^ Cu, 13 % Al

B 90 % Cu, 10 % Al '

C 61,4 % Cu,38,6 fo Zn

D 58,5 % Cu,41,5 fo Zn

E 76 f> Cu, 13,5 # Zn, 10,5 % Al

Nach Abschrecken bei 95O°C und Umformen bei Temperaturen über oder unter dem M^-Punkt zeigen alle Legierungen die gewünschten Ei,
wärmt werden.

gewünschten Eigenschaften, wenn sie über ihren A -Punkt er-

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Es wurde die Legierung Nr. 4-93 enthaltend 6$ ,7 5 & Cu, 2,5 fo Al, 31,75 fo Zn und einen M_s*Punkt von -1O5°C untersucht? f>rüfkörper^rsowohl über - als auch unter dem M_s-Punkt verformt. Die Ergebnisse sind in der Tabelle 5 zusammengefaßt.

Tabelle 5

Def.Temp.	$ Def.	^scheinb..	$ beibehaltene	# gewinnbare
		elastische	Last	Last
j		Kontraktion
20⁰C	5*	mm	.-	-
H	3	1,2	1,8	0,1
-8Aj-⁰C	13 *	-		-
M	3	2,8	0,2	0,1
- It	6	5,4	0,6	0,5
N	10	6,8	3,2	2,0
-10^f⁰C	l6 M	-	-	-
H	10	3,8	6,2	5,4
	14	4,4	9,4	7.3
-125°C	16*	-	-	-
H	8	2,4	5,6	56*
H	14.5	3	11,5	9,35
H	15,5	3	12,5	10,25
-196⁰C	9 *	-	-	-
H	3	1,3		• 1.7
H	6	1,3	4,7	4,4
N	8	1,8	6,2	5,7
N	8,5	1,9	6,6	6,1

* Maximal mögliche Deformation vor Bruch. Die Prüfkörper wurden bis zum Bruch getestet.

Aus diesen Ergebnissen kann man entnehmen, daß maximale Erholung in die ursprüngliche Form beobachtet werden kann bei Prüfkörpern, die bei einer Temperatur entsprechend M_, d.i.

- 18 -

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in diesem Fall -125⁰C, verformt wurden, da bei dieser Temperatur der Martensit stabil ist und geringe elastische Erholung infolge reversibler Transformation bei Aufheben der Belastung stattfindet. Die Ergebnisse zeigen auch die Abhängigkeit des Ausmaßes der Erholung*von dem Ausmaß ,um das die Deformationstemperatür unter dem M -Punkt liegt, d.h. je größer die Temperaturdifferenz zwischen M und der Deformationstemperatur war, umso geringer ist der Anteil an Erholung für eine gegebene Umformung. Die Ergebnisse zeigen jedoch auch, daß eine Erholung bei Prüfkörpern beobachtet werden kann, die über dem M -Punkt verformt wurden· Das Aus-

maß der Erholung sinkt, wenn die Deformationstemperatur über den M -Punkt steigt. Für eine Legierung, die ihre Gestalt nach einer Wärmebehandlung zu verändern vermag und bei einer Temperatur über dem M -Punkt deformiert wurde, beträgt die maximale Temperaturdifferenz zwischen Deformationstemperatur und dem M_g-Punkt angenähert 10O⁰C. Bei solchen Temperaturen ist der Anteil an Erholung extrem gering» In der Praxis wird man daher eine Temperatur möglichst nahe dem

M -Punkt anwenden. Beim Umformen von Legierungen, deren Με s

Punkt über 150 C über dem M~-Pänkt liegt ist darauf zu achten, daß eine Zerstörung der ß-Phase in einem solchen Ausmaß stattfinden kann, daß der Restanteil an ß-Phase einen wesentlich tiefer liegenden M -Punkt aufweist.

Eine ähnliche Versuchsreihe wurde mit einer Anzahl anderer Legirungen durchgeführt. Die Ergebnisse sind in der Tabelle zusammengefaßt.

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- 19 Tabelle 6

Legierung Def.Temp. Def. scheinbare beibehaltene gewinnbare

elastische Last Last

^Nr· Kontraktion

4.4 *

3.5 * 2,55 *

4,8 * 2,65 *

0,2 *

3,75 * 4,0 * 0,2 *

2,8 * 1,3 *

sK Maximal mögliche Deformation vor Bruch. Die Prüfkörper wurden bis Bruch geprüft.

Die Zusammensetzung der in derfeabelle 6 gegebenen Legierungen war folgende!
Leg.Nr. 507 72 * Cu, 22 * Zn, 6 * Al
Leg.Nr. 508 75,5 * Cu, 17 * En, 7,5 * Al Leg.Nr. 510 82,25 * Cu, 6 * Zn, 11,75 * Al. Der M_s-Punkt der Legierung 507 lag bei -50⁰C, der Legierung 508

bie -10⁰C und der Legierung 510 bei +50⁰C.

- 20 -

109821/U63

507	-196⁰C	6,6% X	-	-
M_ft(-50°C)	H ·	6.0*	1,4*	4,6 *
	M	4,9*	1,3 *	3.6 *
	M	3,9*	1,0 *	2,9 *
	-54⁰C	8,4* *	-	-
	N	8,1*	2,3 *	5,8*
	N	4,5*	1,6*	2,9 *
	. +25⁰C	4,0*	-	-
		2,0*	1.5 *	■ 0,5 *
508	-196⁰C	6,8* *		-
M_e(-10°C)	N	6,6%	1.2 *	5,4*
	-16⁰C	7.1* *	-
	N	6.1*	2,1 *	4,0 *
	+25⁰C	6,8*	-	-
	H	6,3*	5,7*	0,7 *
510	+ 20°C	6.0**	-	-
M₈(+50⁰C)	Il	5.0*	1,5 *	3,6 *
	M	3.0*	1,0 *	2,0 *

lA-38

Aus den Versuchsergebnissen mit den Legierungen 4-93· 507, 508, 510 ergibt sich, daß nach Umformen bei einerTemperatur unmittelbar unterhal.dem M -Punkt das Ausmaß der in der Wärme gewinnbaren Belastung oder Erholung beim Wiederaufwärmen über

dem A -Punkt sehr nahe herankommt an das Ausmaß der beibe-ε

haltenen Deformation, die die Prüfkörper erlitten unter der Belastung. Es wird darauf hingewiesen, daß mit steigendem Aluminiumgehalt und fallendem Zinkgehalt in der Reihenfolge 493, 507, 508, 510 die maximale Duktilität derartiger ternärer Legierungen bei Umformen bei oder knapp an dem M -Punkt absinkt Die maximale Duktilität (gemessen als gesamte Belastung) kann realisiert werden bei den binären Kupfer-Zink- und Kupfer-Aluminium-Legierungen, wenn diese zwischen dem M - und M Punkt um 25 f> bzw. 2 fo umgeformt werden.

Bei allen diesen Legierungen des genannten Systems nach Umformung bei der M -Temperatur kann offensichtlich die gesamte beibehaltene Last durch Erwärmen wiedergewonnen werden mit Ausnahme bei sehr hoher Deformation, d.h. über 10 f>* Trotzdem sinkt die maximale in der Wärme wiedergewinnbare Last bei Ersatz des Zinks durch Aluminium.

Der M_s-Punkt der Legierungen 4-93» 507, 508, 510 liegt unter 10O⁰C. Eine Anzahl von Versuchen wurden durchgeführt mit Legierungen, deren M -Punkt über 100⁰C liegt. Es handelt sich dabei um die Legierungen Nr. 483 enthaltend 85,75 $> Cu, 11»75 % Al, 2,5 fo Zn, Legierung Nr. 484 enthaltend 84 fo Cu, 11,25 fo Al, 4,75 fo Zn und Legierung Nr. 485 enthaltend 82,25 fo Cu, 10,5 fo Al, 7,25 fo Zn.

Die Mg-Punkte dieser Legierungen liegen bei 250 bzw. bzw. 14O°C.

Die Untersuchungen wurden an Prüfkörpern durchgeführt, die zwischen -196 und + 300⁰C deformiert wurden. Da bei Umformung bei jeder Temperatur eine Erholung beobachtet werden

1 0 9 8 /M / U 6 :«

lA-38 - 21 -

konnte, verhalten sich diese Legierungen in ähnlicher Weise wie die oben erwähnten, indem deren Erholung nach Deformation bei Temperaturen über oder unter dem M_s-Punkt erfolgt. Die Versuchsergebnisse sind in Tabelle 7 zusammengefaßt.

Tabelle 7

Legierung Def.Temp.°C beibehaltene Last gewinnbare Last Nr. * *

2,0 0,35

3,8 1,65

3,0 1,25

2,6 0,95

4,0 1,9 * C

3,0 1,3 Bruch

3,6 1,4

3,2 1,6

3.2 2,0 + C

3.3 2 3.5 1,7 3,0 1,65 5,0 3,9 + C

+ C Wärmedehnungskoeffizient *= 0

Eine wichtige Beobachtung bei dieser Versuchsreihe bestand darin, daß anscheinend eine doppelte Erholung in den Prüfkörpern, die bei -196⁰C verformt waren auftrat. Nach einer Zugumformung bei -196⁰C erfolgte eine sehr geringe Kontraktion (d.h. Erholung) von ungefähr 0,35 # über einen Temperaturbereich um -120⁰C. Bei weiterem Aufwärmen des Materials wurde eine Wärmedehnung bis zum A -Punkt beobachtet, wo dann eine starke Kontraktion erfolgte. Die Erholung zwischen - 196 und 2O⁰C ergibt sich aus einem einfachen Biegeversuch. Dieses .

109821/H63

483	300
M_s 250⁰C	250
	150
	20
	-196
484	• 220
M₈I70⁰C	170
	70
•	20
	-196
485	180
M₈I40⁰C	130
	20
	-I96

lA-38 857 - 22 -

Phänomen konnte auch bei der Legierung 510 beobachtet werden. Obzwar die erste Stufe der Erholung oder Formänderung sehr gering ist. da sie auf die entgegengesetzte Richtung zu der normalen Wärmedehnung wirkt, scheinen die Legierungen einen Wärmedehnungskoeffizient von O über einen weiteren Temperaturbereich von angenähert -196 bis -80 C aufzuweisen. Dieses Phänomen ist ausserordentlich ähnlich dem, wie man es bei den handelsüblichen Invar-Legierungen beobachtet (Invar-Legierungen sind Invar-Stähle mit etwa 35 # Nickel, die über einen weiten Temperaturbereich einen Ausdehnungsbeiwert P von insgesamt 0 zeigen. Dieser Bereich ist abhängig sowohl von der Zusammensetzung als auch von der Wärmebehandlung).

Um zu zeigen, daß das Ausmaß der Gestaltsänderung beim Erwärmen von erfindungsgemäßen Legierungen verringert werden kann durch Anlegen entgegengerichteter Spannungen, wurde ein Prüfkörper aus der Legierung 493 unter Spannung bei -196⁰C für eine Last von 4,5 i> (strain) verformt* Die Prüfkörper wurden dann auf Zug beansprucht und auf Raumtemperatur erwärmt, die beträchtlich über der A -Temperatur liegt. Die Ergebnisse sind in der Tabelle 8 zusammengefaßt.

	p»ß«i) kg/cm	Tabelle 8	Rückformung	■	$> max·
		Perro.Def.	%	Rückformung
beibehaltene Last	351.5	%	fc.5	100
(.1O³	703	b,5	4,45	99
0	105^,5	b5*	^,25	94
5	1406	*b,5*	3.65	82
10	1757,5	b>5	3,60	80
15	2109	b>5	3,20	72
20	2460,5	^.5	2,25	50
25	4,5	0	0
30	4i5
35

- 23 -

1 09821 / U63

lA-38 857

- 23 -

Bei Aufhebung der Zugbeanspruchung oder Last beobachtete man eine spontane Kontraktion, j

Beispiel 5

Legierungen aus dem System Kupfer-Zink-Zinn

Bevorzugte Legierungen dieses Systems entsprechen den Zusammensetzungen nach dem Dreiecksdiagramm der Fig. 2 innerhalb des Bereichs der Punkte A bis F·
Der Punkt A entspricht einer Legierung enthalten 59· 5 f° Cu,

40.5 1» Zn, der Punkt B einer Legierung enthaltend 6l,k % Cu,

38.6 fo Zn, deriPunkt C einer Legierung enthaltend 66,7 f° Cu, 7,8 $ Sn, 25,5 % Zn, der Punkt D einer Legierung enthaltend

63.7 fo Cu, 11,0 # Sn, 25i3 I» Zn, der Punkt E einer Legierung enthaltend 59,3 $ Cu, *K),7 # Zn, der Punkt F einer Legierung enthaltend 66 % Cu, 25,5 % Zn, 8,5 # Sn.

Alle Legierungen innerhalb dieses Bereichs des Dreiecksdiagramms zeigen eine Erholung oder Rückbildung der Gestalt bei Erwärmung über ihren A^Punkt nach Deformation bei einer Temperatur entweder unter oder über dem M -Punkt.

Damit die Legierungen innerhalb des Bereiches AEFD des Dreiecksdiagramms die gewünschten Eigenschaften zeigen, müssen sie in Wasser von nicht unter 75O°C abgeschreckt werden. Legierungen ausserhalb dieses Bereichs,z.B. im Bereich EBCF, müssen von höheren Temperaturen abgeschreckt werden. Bei den zinkreichen Legierungen (d.h. im Bereiche BE) muß die Abschreckung von zumindest 850⁰C erfolgen. Mit steigendem Zinngehalt fällt allmählich die Abschrecktemperatur, d.i. die Temperatur von der die Abschreckung erfolgen muß, bis zu Legierungen auf der Linie CF, wo die Abschrecktemperatur zumindest 8l0⁰C beträgt·

109821/H63

lA-38 857

- 24 -

Die Legierungen dieses Systems zeigen ähnliche Eigenschaften wie die des Systems Kupfer-Aluminium-Zink, d.h. die Streckgrenze hat ein Miniraum und die Duktilität (d.i. die Bruchlast) ein Maximum, wenn die Umformung bei den M_ß-Punkten erfolgte. Mit zunehmendem Ersatz des Zinks durch Zinn fällt die Duktilität ab.

j Eine dieser Legierungen, nämlich Nr. 488 enthaltend 63»85 # Cu, 31125 % Zn, 4,9 % Sn mit einem M_g»Punkt von -7O⁰C, wurde geprüft. Man stelle ein neues Phänomen während der Prüfung fest, nämlich eine Erscheinung, die als reversible, durch Wärmebehandlung gewinnbare Last (strain) bezeichnet werden kann. Das war das erste Mal, daß ein derartiger Effekt festgestellt werden konnte.

Die physikalischen Erscheinungen dieses Phänomens können wie folgt beschrieben werden.

Wenn ein gerader Prüfkörper aus der Legierung von 80O⁰C in Wasser abgeschreckt wird, wird das ß-Gefüge als metastabiles ß¹ orientiertes Gefüge beibehalten. In diesem Fall findet die Martensitransformation nach Abkühlen unter 0° statt. Wird bei dieser Temperatur der Prüfkörper rechtwinklig abgebogen, so streckt er sich wieder,wenn er auf seinen A -Punkt

_ s

aufgewärmt wird. Bei weiterem Erwärmen auf etwa 250 C findet eine spontane Gestaltsänderung in die ursprüngliche Richtung statt, d.h. der Prüfkörper biegt sich wieder zu einem rechten Winkel. Das Ausmaß dieser so genannten reversiblen, in der Wärme gewinnbaren Last (strain) ist vergleichsweise gering, jedoch kann man diesen Anteil erhöhen durch entsprechende Auswahl der Deformationstemperatur und des Mikrogefüges.

Die Ergebnisse dieser Versuchsreihen sind in der Tabelle 9 zusammengefaßt.

- 25 -

10 9 8 2 1/14 6 3

lA-38 857

- 25 -

Tabelle 9

Def. Def· scheinbare beibehaltene gewinnbare reversible Temp. <g elastische Last i» Last i» gewinnbare

Last J>

	4.	5 *	Erholung Jf
-ii5°c	4,	2	-
Il	*·		1,2
-77°C	4
It	7		1,1
-67⁰C	4		-
N	6		1,2
N	6		1,8
-54°C	4		«Μ
Il '	5		1,^5
-26°C	4		-
H	4,	5	1,6
+25⁰C	4,	2	-
Il	^,	5 *	2,2
+50⁰C	4		-
Il		2,4

3
2,9

2.8 *.2

2,55 2,4 2,0 1,6

2,7 2,75

2,4 3.6

2,3

l»O5 0,1

0,55 0,35

0,4 1,0

0,45 0,55 0,6

4M

0,75

# Maximal mögliche Deformation. Der Prüfkörper wurde bis zum Bruch getestet«

Die Legierung 488 wurde auch dazu herangezogen, um das Phänomen der unterdrückten Erholung bei der Erwärmung unter Zwang zu zeigen. Die Prüfkörper wurden um 2,8 fo durch Zug bei -8O⁰C verforrat und dann eine Belastung von 2100 kg/cm (30 psi) angelegt. Beim Aufwärmen auf Raumtemperatur sinkt das Ausmaß der in der Wärme gewinnbaren Last mit steigender Spannung, wie dies aus der Tabelle 10 hervorgeht.

- 26 -

1098^1/1463

lA-38 857

- 26 -

	Last	Tabelle	10	Rückformung	% max.Rück
beibehaltene	kg/cm	Perm.Def.		formung
(40³ p.s.i.)		%	2,6	100
O	703	2,8	2,55	99
10	1406	2,8	2,1	75
20	17575*	2,8	1,95	70
25	409	2,8	1,75	60
30	2460,5	2,8	Bruch
35

Bei Aufhebung der Spannung bei hoher Temperatur konnte eine vollständige Erholung auf 2,6 % beobachtet werden. Wenn die Spannung, die angelegt wurde, die Streckgrenze der Hochtemperaturphase übersteigt, erfolgt eine schnelle Dehnung, sobald der Prüfkörper über den A «-Punkt erhitzt wird. Werden diese Prüfkörper überlastet,* so tritt Dehnung bis zum Bruch auf» Wird der Prüfkörper unter Zwang bei konstanter Belastung erwärmt, so erfolgt die Spannungsrelaxation beim A -Punkt, sobald die Spannung infolge der Transformation die Streckgrenze erreicht. Es kommt folglich zu keinem Bruch. Dies verringert den Anteil der gesaraten gewinnbaren Last, wenn der 2fyang aufgehoben wird.

Beispiel 5

Legierungen des Systems Kupfer-Zink-Silicium.

Die bevorzugten Legierungen liegen innerhalb des Dreiecksdiagramms Cu-Zn-Si der Fig. 3 zwischen den Punkten A und G, wobei der Punkt A einer Legierung enthaltend 58,5 % Cu, 4l,5 $ Zn, der Punkt B einer Legierung enthaltend 6l,4 % Cu, 38,6 % Zn, der Punkt C eine Legierung enthaltend 77,2 % Cu, 19,3 % Zn, 3,5 % Si * (dead loaded) ' * -

109821 / 1 463

lA-38 857 - 27 -

der Punkt D einer Legierung enthaltend 75 % Cu, 19i8 % Zn, 5,2 % Si, der Punkt E einer Legierung enthaltend 68 % Cu, 28 % Zn, k % Si, der.Punkt F einer Legierung enthaltend 60,2 # Cu, 39.8 % Zn, der Punk-tfG einer Legierung enthaltend 77 i» Cu, 19»3 # Zn, 3,7 $ Si entspricht.

Alle diese Legierungen innerhalb dieses Bereichs des Dreiecksdiagramms zeigen die gewünschten Eigenschaften, wenn sie über ihren A -Punkt nach der Deformation erwärmt werden, wobei die Deformation entweder über oder unter dem M -Punkt

stattfand. . "

Die Legierungen innerhalb des Flächenbereichs AFGDE zeigen die gewünschten Eigenschaften der Erholung in der Wärme, jedoch müssen sie dazu von nicht unter 825⁰C abgeschreckt werden. Für Legierungen innerhalb des Bereichs BCGF darf die Abschreckung nicht unter 85O⁰C einsetzen.

Diese Legierungen haben ähnliche Eigenschaften als die anhand der Fig. 1 und 2 erläuterten Systeme, Sie zeigten also minimale Streckgrenze und maximale Duktilität, wenn die Umformung zwischen den Punkten M_ und M₀ erfolgte,

s e

Es wurde die Legierung Nr. 521 enthaltend 63,75 fo Cu,

3^,5 fo Zn, 1,75 % Si mit einem M -Punkt von -l40°C untersucht

Die Ergebnisse sind in der Tabelle 11 zusammengestellt.

- 28 -

109821/1463

- 28 - lA-38 857

	Last fo	Tabelle 11 -
Def.Temp. ⁰C	8,5 *	scheinbare elastische ' Erholung %
+ 20	4	-
H	8,3 *	3,0
- 80	5,0	-
M	8,0	5,0
Il	8,2	6,2
Il	8 *	7,Z
-196	5,0	-
H	6,5	1,0
M	8,0	1,2
It	1,6

beibehaltene gewinnbare Last fo Last fo

1,0 0,1

1,8 ρ,*?' l.o o,5

4,0 4,0

5.3 5,3

6.4 6;3

Maximale Last; Prüfkörper wurde bis zum ßruch getestet.

Die Legierung 515 enthielt 66,5 fo Cn, 31,25 fo Zn, 2,25 $ Si hatte einen M -Punkt von
Tabelle 12 zusammengestellt.

und hatte einen M -Punkt von -50 C» Die Ergebnisse sind in

Tabelle 12

scheinbare beibehaltene gewinnbare elastische Last fo Last fo Erholung fo

5,2 2 0,75

6,0 2,8 1,5

0,8 3,3 3,0

1,2 5,05 4,9

1,8 6,5 6,0

0,8 1,4 1,4

1,2 3,35 3,2

1Λ 4,65 3,95 * Maximale Belastung der Prüfkörper wurde bis zum Bruch retost..

1098*.' I / U63 ' -29-

Def.Temp. ⁰C	Last
+ 20	10,4 *
H	7,2
N	8,8
-80	9 *
η	4,1
Il	6,25
η	6,3
-196⁰C	7,0 *
η	2,2
Il	4,55
If	6,05

lA-38 857

Die Legierung 522 enthielt 69,25 f> Cu, 27,5 S* Zn, 3,25 # Si und hatte einen M -Punkt von +75°'
in der Tabelle 13 zusammengefaßt.

und hatte einen M -Punkt von +75⁰C. Die Prüfergebnisse sind

+ 20	7,	8-	*	1	-
It	6,	6			,7
+ 65	6,	2	*	1	-
Il	• 5
+100	6,	5		3	- '
Il	6		,5

Tabelle 13

Def.Temp, Last % scheinbare beibehaltene gewinnbare

elastische Last % Last $ ⁰C Erholung %

4,9 1,85 4 2,95 2,5 1,7

)έ Maximale Last} Prüfkörper wurde bis zum Bruch getestet.

Die Legierung 521 wurde auch auf den Einfluß des Erwärmens unter Zwang untersucht. Die Prüfkörper wurden durch Zug bei -196⁰C um 4,8 fo verformt, dann auf Raumtemperatur

bei unterschiedlichen Lasten bis zu 2460 kg/cm (35 000 psi) erwärmt und dann die gewinnbare Spannung ermittelt. Eine Probe wurde mit 2812 kg/cm² (40 000 psi) belastet. Dieser Wert liegt über der Streckgrenze der Hochtemperaturphase. Diese Probe streckte sich schnell unmittelbar über dem A -

Punkt. Da dieser Prüfkörper überlastet war (dead-loaded), führte dies zu einer schnellen Ausdehnung und schließlich zum Bruch. Die Ergebnisse sind in der Tabelle l4 zusammengefaßt.

- 30 -

1098^ I / 1463

lA-38

	Last	- 30 -	Rückformung ^σ/	S ^Max.
	) kg/cm	Tabelle 14		Rückformung
beibehaltene		Perm.Def. %	4,8	100
(.10 p.s.i.	703		4,65	97
0	I4o6	4,8	4,5	94
10	2109	4,8	3,25	68
20	2460,5	4.8	2.3	48
30	2817	4,8	Bruch*	-
35	4.8
40	4.8

* Die schnelle Kriechdehnung führte zu Bruch, sobald der Prüfkörper über den A -Punkt erwärmt war.

Bei Aufhebung der Last zeigten alle Prüfkörper eine gewisse Erholung der gesamten Belastung.

Ein Merkmal der Kupfer-Zink-Silicium-Legierungen ist die hohe scheinbare elastische oder pseudoelastische Kontraktion bei Entlastung der Prüfkörper, die über dem M -Punkt verformt

wurden.
Beispiel 6

Legierungen des Systems Kupfer-Aluminium-Mangan.

Die bevorzugten Legierungen dieses Systems fallen in dem Dreiecksdiagramm der Fig. 4 in den Bereich zwischen den Punkten A bis E, wobei der Punkt A einer Legierung enthaltend 87 % Cu, 13 i» Al, der Punkt B einer Legierung enthaltend 90 °/o Cu, 10 # Al, der Punkt C einer Legierung enthaltend 76,2 % Cu, 5.3 % Al, 18,5 % Mn, der PunktD einer Legierung enthaltend 74 # Cu, 6,5 ⁰^ Al, 19,5 % Mn, der Punkt E einer Legierung enthaltend 87,1 # Cu, 9,8 # Al, 12 % Mn entspricht.

-31 -

1 0 9 8 I 1 / U B 3

lA-38 857

Um legierungen mit einem Gefüge herzustellen, die einer martensitischen Transformation zugänglich sind, sollen vzw. die Legierungen obiger Zusammensetzung von nicht unter 900 C mit Wasser abgeschreckt werden·

Die Legierungen dieses Systems zeigen ähnliche Eigenschaften wie die der oben abgehandelten Systeme, wobei die Streckgrenze ein Minimum und die Duktilität ein Maximum sind, wenn die Verformung zwischen dem M -und Me-Punkt stattfand·

Aus diesem System wurden folgende Legierungen untersucht«

Leg.Nr. 992 enthaltend 86 # Cu, 12 # Al, 2 $ Mn Leg.Nr. 993 enthaltend 84,5 $ Cu, 11,25 % Al, 4,2*5 % Mn und die Leg. Nr. 994 enthaltend 83,25 f* Cu, 10,75 fo Al und 6 % Mn. Die M_g-Punkte für die Legierungen lagen bei +240, +160 bzw. +100⁰C.

Die gewünschten Eigenschaften zeigten alle diese Legierungen nach einer Umformung entweder über oder unter dem M -Punkt. Die Versuchsergebnisse sind in der Tabelle 1'' zusammengefaßt.

Tabelle 15

Ltene Last $ gewinnbare Last

0,85 0,85 0,95 0,80 0,75+C 0,25 0,4 0,45 0,3 0,35 0,35 +G ' 0,3 0,3 0,3

-.32 -

1 0 a b.. ; / . a 6 'i

Leg.Nr.	Def.Temp.⁰C	#beibeha
992	290	3,2
	240	3,5
	l40	3
	20	2,7
	- 196	2,7
993	260	3,6
	210	3,2
	I60	3
	60	3
	20	3
	- I96	3
994	150	3,1
	100	3,4
	- I96	2,8

lA-38 857 - 32 -

Alle Legierungen dieses Systems zeigten nach einer Deformation bei -196⁰C (+C) einen Dehnungsbeiwert von O.

Beispiel 7

Legierungen aus dem System Kupfer-Aluminium-Eisen. , Die bevorzugten Legierungen liegen innerhalb des

Bereichs A bis D des Dreiecksdiagramms im Sinne der Fig· 5» wobei der Punkt A einer Legierung enthaltend 87 % Cu, 13 % Al, der Punkt B einer(Legierung 90 fo Cu, 10 '% Al, der Punkt C einer Legierung enthaltend 84,7 % Cu, 10,3 % Al, 5 f° Fe, der Punkt D einer Legierung enthaltend 8l,7 $ Cu, 13 fi Al und 5»3 f° Fe entspricht·

Um Legierungen mit einem Gefüge zu erhalten, die der martensitischen Transformation zugänglich sind, müssen sie mit Wasser von nicht unter 900⁰C abgeschreckt werden·

Die Legierungen dieses Systems haben ähnliche Eigenschaften wie die oben abgehandelten und zwar Streckgrenze zeigt ein Minimum und die Duktilität ein Maximum, wenn die Deformation zwischen dem M- und M -Punkt stattfand·

Aus diesem System wurden folgende Legierungen untersucht:

Leg.Nr· 989 86,5Gew_e-# Cu, 12,5 % Al, 1 % Fe, Leg.Nr. 990 enthaltend 84,5 % Cu, 12,5 ^ Al, 8 jS Fe, Leg.Nr. 991 enthaltend 82,25 % Cu, 12,5 f» Al, 5,25 % Fe, wobei die M -Punkte dieser Legierungen bei 300 bzw. 250⁰C für die letzten beiden lagen.

Die Versuchsergebnisse sind in der Tabelle 16 zusammengefaßt.

- 33 -

10 9 8z I/H63

lA-38 857

- 33 -

	I	Def.Temp'.°C	Tabelle l6	i» gewinnbare Last
Leg.Nr.	991	300	% beibehaltene Last
989		250	Bruch	1,05
		20	2,8	1,70
		- -196	3,2	1,75 +C
		300	3.6	.1.1
990		250	4,3	0,85
	150	3,6	0,85
i I	20	3,1	-
	-196	Bruch	-
300	Bruch	.0,55
250	3,2	0,50
150	3,15	0,65
20	3,1	0,70
-196	3,2	0,35 +C
2,0

Die Anwesenheit von Eisen erhöht die Duktilität der Kupfer-Aluminium-Legierungen in ausreichendem Maße, um etwa 3 % beibehaltene Last unter Zug zu erreichen. Diese Erscheinung ist begleitet von einem Kornverfeinern.

Alle diese Legierungen zeigen die gewünschten Eigenschaften nach Umformung über oder unter dem M -Punkt. Den

Invar-Effekt zeigen sie bei Deformation bei -196 C. Beispiel 8

Legierungen aus dem System Kupfer-Aluminium-Nickel.

Die bevorzugten Legierungen liegen innerhalb des Bereichs A bis D des Dreiecksdiagramms nach Fig. 6, wobei der Punkt A einer Legierung enthalten 87 £ Gu, 13 fi Al, der Punkt B einer Legierung enthaltend 90 $ Cu₁ 10 % Al, der Punkt C ,.,

10 9 8 2 1/14 6

lA-38

- 34 -

einer Legierung enthaltend 84 fi Cu, 11 <fo Al, 5 $ Ni, der Punkt D einer Legierung enthaltend 81,25 % Cu, 13,75 Ji Al und 5 $ Ni entspricht·

Um Legierungen mit dem entsprechenden Gefüge für die martensitische Transformation herzustellen, seilen diese vzw. von zumindest 95O⁰C in Wasser abgeschreckt werden·

Diese Legierungen zeigen relativ geringe Duktilität, ausser wenn sie bei sehr tiefen Temperaturen z.B· bei -196⁰C " umgeformt werden. Jedoch zeigen sich die gewünschten Erholungseigenschaften nach Verformung über oder unter dem M-

Punkt.

Aus diesem System wurde eine Legierung enthaltend 84 % Cu, 2,75 % Ni, 13,25 % Al untersucht· Sie hatte einen

M -Punkt von +82⁰C· Aufgrund der Biegeprobe konnte fests

gestellt werden, daß die in der Wärme stattfindende Erholung nach Umformung bei Temperaturen zwischen - 196 und + 120⁰C beobachtet werden kann. Obwohl diese Versuche in einer Prüfmaschine unter Zugbelastung durchgeführt wurden, erfolgt nur bei den Prüfkörpern, die bei +82⁰C, also dem \ M -Punkt und bei -196 C verformt wurden, eine- nennenswerte plastische Deformation.

Bei dem bei + 82⁰C verformten Prüfkörper wurde eine maximale Last von 4 $ beobachtet, von denen 1 fo als plastische Erholung und 3 f° als permanente Last verblieben. Beim Erwärmen über den A -Punkt konnten 2,9 i» der permanenten Last wiedergewonnen werden. Bei dem bei - 196 C umgeformten Prüfkörper war eine maximale Belastung von 5 ^ zu beobachten, von denen 1,6 % elastisch wiedergewonnen und 3»4 5& permanent waren. 2,5 % der permanenten Last wurden bei Erwärmen über dem A -

Punkt wiedergewonnen.

10 9821/U63

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Auch konnte der Invar-Effekt, d.h. Erholung zwischen-196 und +20⁰G,beobachtet werden, bei Legierungen nach Deformation bei -196⁰C. Auch diese Legierung zeigt innerhalb dieses Temperaturbereichs einen Dehnungsbeiwert von 0.

Werden die erfindungsgemäßen Legierungen unmittelbar über ihrem M -Punkt permanent verformt und unter den M_g-Punkt abgeschreckt, so hat.das Material die Tendenz ,sich in Richtung der angewandten Deformation zu bewegen.

Dies läßt sich einfach wie folgt erklären. Jlfeiön ein

gerader Materialstreifen in der Richtung eines rechten Winkels

und
verformt, unter den M -Punkt abgeschreckt wird, so· verformt sich der Streifen spontan in Richtung des rechten Winkels, d.h. in Richtung der angewandten Deformation. Bei Erwärmen über den A -Punkt wird diese gesamte Deformation wieder gewonnen, d.h. das Material nimmt seine ursprüngliche Gestalt wieder ein.

Als Beispiele wurden die beiden Legierungen 515 enthaltend 65 Atom-fo Kupfer, 30 Atom-# Zink, 5 Atom-# Silicium mit einem M -Punkt von -50⁰C und die Legierung 508 enthaltend 69 Atom-$ Kupfer, 1Λ Atom-jS Zink, 16 Atom-$ Aluminium mit einem M -Punkt

ο © ■

von -8 C. Beide Legierungen wurden bei 2 Temperaturen über dem Mg-Punkt verformt, diese Temperaturen lagen in dem Bereich, wo die Deformation zu einer merklichen Pseudoelastizität führt, d.h. zu einem spannungsinduzierten Martensit. Die Versuchsergebnisse sind in Tabelle 1? zusammengefaßt.

® untersucht.

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Leg.Nr. Def.Temp.

+ 75

•ι

N
N

2.

η
n

58⁰C

Tabelle 17

% Def. fo elastisches Rückfedern

3 2,85

7 5,6 7,5 * -

5 4,7

7 6,4

8 #

4 3,4

6 5 6,5 * 2 1,9 4 3,6 4,5 *

Permanente % Spontane Def. Def.

0,15

0,7

1,4

0,3
0,6

0,6
1,0

0,1
0,4

1,7 2,05 2,55

1,35 2,15

0,45 1,45

0,45 0,95

Maximal möglich Deformation vor Bruch.

Es wurde oben gezeigt, daß nach Umformen über den M -Punkt ein Teil der restlichen Deformation durch Erwärmen über die Deformationstemperatur wiedergewonnen werden kann. Es wird angenommen, daß es sich dabei um den Teil der Restdeformation handelt, der beim anschließenden Abkühlen unter den M -Punkt für die

Richtung verantwortlich ist. Um dieses Phänomen beobachten zu können, muß daher das Material innerhalbfeines Temperaturbereichs umgeformt werden, wo diese Form der wiedergewinnbaren Deformation auftritt. Dieser Temperaturbereich liegt in etwa zwischen M bis M_e + 70⁰C.

Bei allen diesen bisherigen Versuchsserien handelt es sich um Legierungen, die ausschließlich einphasig waren und die entweder ihre ß-Phase oder ihr martensitisches Gefüge beibehielten· Es wurden aber auch Versuche an Legierungen durchgeführt, die von einer Temperatur abgeschreckt wurden, so daß ein 2-phasiges - 37 ·

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Mikrogefüge entstand·

In dem System Kupfer-Aluminium-Zink kann es sich um Oi/Q-Phasen oder um ff / ß-Phasen handeln. Legierungen mit T/Q-Gefüge sind ausserordentlich spröde. Diese Sprödigkeit beruht auf der Ausfällung der ?^Phase. Folglich können Legierungen, dieses Mikrogefüges in der Wärme nicht ihre Gestalt ändern einfach deshalb, weil sie selbst ausserordentlich schwierig zu verformen sind. Da es sich bei der o(,-Phase um eine kupferreiche-Phase handelt, führt deren Ausscheidung zu einer Verarmung

als Grundphase wirkenden ß-Phase an Kupfer. Die Folge davon ist, daß der M -Punkt dieser Legierung absinkt.

Als Beispiel dafür wurde eine Legierung enthaltend 66 fo Cu, 32,25 i° Zn und 1,75 f° Al untersucht. Wurde diese Legierung von 90O⁰C abgeschreckt, so war sie einphasig und hatte einen M -Punkt von +1O⁰C. Wurde sie jedoch von 75O⁰C abgeschreckt, so war sie 2-phasig und zwar lagen die Phasen cf/B vor. Der

M -Punkt war auf -70⁰C gesunken. Die ^Phase lag dispers und s

kugelig vor und machte etwa 50 % des Gefüges aus. Diese beiden Phasen wurden bei -78⁰C, daß ist unmittelbar unter dem M -Punkt,

um 3,4- fo verformt. Nach dem Aufwärmen über den A -Punkt konnten 2,8 % dieser Umformung wiedergewonnen werden.

Ähnliche Untersuchungen wurden an Legierungen des Systems · Cu-Zn-Si und Cu-Zn-Sn durchgeführt. Die Legierung 515 wurde abgeschreckt von 825⁰C und war einphasig mit einem M -Punkt von -50⁰C. Wurde diese Legierung jedoch von 55O⁰C abgeschreckt, so lag ein cl/ß-Gefüge vor, die oC~Phase war stabellenförmig und machte etwa 50 ^c/o aus. Der M -Punkt war auf -120⁰C gesunken. Wurde diese Legierung bei -196 C um 3,1 # verformt, so konnten bei Aufwärmen über den A_s-Punkt 3 % dieser Verformung wiedergewonnen werden.

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Aus dem System Cu-Zn-Sn wurde die Legierung Nr. 488 untersucht und festgestellt, daß bei einphasigem Gefüge der M_s-Punkt bei -7O°C liegt. Wurde jedoch von 70O⁰C abgeschreckt, so bestand das Mikrogefüge aus einer Grundmasse der ß-Phase enthaltend regelmäßig verteilt die od-Phase in kugeliger Form. Die %-Phase macht in etwa 40 $ aus und führt zu einer Absenkung des M -Punkts auf -130⁰C. Diese Legierung wurde innerhalb eines Temperaturbereichs verformt. Dieses und die Versuchsergebnisse sind in der Tabelle 18 zusammengefaßt.

Tabelle 18

Def.Temp.°C -196	Oef.fo	Elastische Erholung 1,2	Perra.Def. 2.8	Erholung % 2,8	Spontane Last bei 250⁰C
-115	k	1.9	2,1	1,9	0,38
• - 6?		2,6	IA	1,1	0,7
+ 25		2,7	1,3	0,1	1,25
+ 50	6	2	k	0,35	21,7

Ein interessantes Ergebnis dieser Versuchsreihe lag darin, daß die Ausfällung dercC-Phase offensichtlich nicht nennenswert die Eigenschaft,bei Temperaturänderung die Gestalt zu ändern,beeinflußt, jedoch scheint ein zunehmender Anteil der spontanen Belastung möglich zu sein, insbesondere,wenn die anfängliche Umformung merklich über dem M -Punkt erfolgte.

Diese Versuchsreihe zur Bestimmung des Einflußes der Ausscheidung einer 2, Phase auf die Möglichkeit der Gestaltsänderung mit Temperaturänderung ergibt, daß bis. hinauf zu mindest 50 i» der 2. Phase diese auf diese Eigenschaften relativ geringen Einfluß aufweist. Folglich kann die Ausscheidung einer 2. Phase günstigefcigenschaften hervorrufen, wie die Möglichkeit,Dei allen Legierungen einer bestimmten Zusammensetzung die M -Punkte - 39 -

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einfach dadurch zu verändern, indem der Anteil ah 2. P-liase

man
verändert wird» oder aber kann durch die Ausfällung der 2. Phase die mechanischen Eigenschaften dieser Legierungen verbessern.

Im Sinne der Erfindung können auch noch folgende Legierungen enthaltend intermetallische Verbindungen genannt werdenι

Silber-Aluminium .mit 6 bis 10 fo Aluminium, Silber-Cadmium mit 40 bis 55 % Cadmium, Silbermagnesium mit 11 bis 30 fo Magnesium, Silber-Platin mit 20 bis 50 f> Platin,
Silber-Zink mit 26 bis 46 fo Zink,
Gold-Aluminium mit k fo Aluminium,
Gold-Indium mit 10 bis 12 fo Indium,
Gold-Magnesium mit 6 bis 15 f» Magnesium, Gold-Mangan mit 12 bis 38 % Mangan,
Gold-Zink mit 16 bis 30 fo Zink, '
Gold-Kuper mit 70 bis 80 fo Gold,
Kobalt-Platin mit 12 bis 30 f> Kobalt
oder Eisen-Platin mit l6 bis 30 f> Eisen.

In obigen Beispielen wurden binäre und ternäre Legierungen abgehandelt. Es ist selbstverständlich, daß diese Legierungen auch Begleitelemente, Verunreinigungen und dergleichen enthalten können· So kann beispielsweise bei Kupfer-Zink-Legierungen ein gewisser Anteil von Mangan und Eisen , bei Kupfer-Aluminium-Legierungen von Zinn und Silicium und dergleichen vorliegen.

Die erfindungsgemäß hergestellten bei Temperaturänderung ihre Gestalt ändernden Gegenstände gestatten deren Anwendung auf einem großen Gebiet. So können aus diesen Produkten z.B. Rohre für Kupplungen hergestellt werden, wobei die Rohre ihreOestalt ändern und damit zwei Maschinenelemente miteinander zur Einwirkung bringen,oder als temperaturempfindliche Bauteile in Schaltanlagen oder als Federn. -l\Q -

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Es ist bekannt, daß bestimmte Niekel-Titan-Legierungen, Gold-Cadmium-Legierungen, Gold-Silber-Oadmium-Legierungen und Kupfer-Aluminium-Nickel-Legierungen die Eigenschaft besitzen, ihre Gestalt mit Änderung der Temperatur zu verändern. Bei diesen bekannten Kupfer-Alurainium-Nickel-Legierungen handelt es sich jedoch um solche, bei denen eine ß-Phase in eine J-Phase umgewandelt wird. Es erfolgt keine Transformation in einen Martensit mit pseudokubischer Symmetrie. Die Erfindung ist nicht auf diese Art von Werkstoffen gerichtet.

Patentansprü ehe

1 Ü 9 b „■ ί .·' < A ο 3

Claims

Pat enta η sprüche

1. Verfahren.zur Herstellung von Gegenständen aus Legierungen des Kupfers, die in der Lage sind, bei Änderung der Temperatur ihre Gestalt zu ändern, durch Abkühlung der Legierung in einer 1. Gestalt F₁ von einer 1. Temperatur t. auf eine tiefere Temperatur tot plastisches Verformen der Legierung in eine 2, Gestalt P₂ bei der Temperatur t₂ und Aufwärmen des Gegenstands, bis er zumindest teilweise in die 1, Gestalt F^ sich erholt hat, dadurch gekennzeichnet, daß man eine Legierung verwendet, die eine intermetallische Verbindung enthält, welche bei Abkühlung von der Temperatur t* auf die Temperatur t₂ eine Sehertransformation in ein zellenförmiges Martensitgefüge erleiden kann, oder welche das Gefüge bei t., oder ein ähnlich geordnetes Gefüge beibehält, jedoch bei Bearbeitung unter Scherwirkung bei der kälteren Temperatur sich in den zellenförmigen Martensit umformt in einer solchen Weise, daß die Transformation nicht vollständig reversibel ist bei Aufhebung der Belastung und im Bereiche der tieferen Temperatur einen anormal geringen Elastizitätsmodul unter Belastung aufweist.

2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß man eine Kupferlegierung mit zumindest 50 %> Kupfer in Form einer intermetallischen Verbindung anwendet, die ein martensitisches Gefüge mit pseudokubischer Symmetrie zu liefern vermag«

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3· Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß man eine Legierung des Kupfers mit Zink oder Aluminium verwendet·

4. Verfahren nach Anspruch 3» dadurch g e k e η η ζ eich η et, daß man eine Kupfer-Aluminium-Legierung mit zusätzlich Zink oder Silicium oder Mangan oder Eisen oder Nickel verwendet.

5· Verfahren nach Anspruch 3, dadurch gekennzeichnet, daß man eine Kupfer-Zink-Legierung mit zusätzlich Zinn oder Silicium verwendet.

6. Abwandlung des Verfahrens nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet , daß man den Gegenstand in der Gestalt F. von der Temperatur t. auf die Temperatur t₂ abkühlt, in die 2. Gestalt F₂ umformt und den Gegenstand dann unter eine Temperatur abkühlt, bei der die Transformation in den Martensit durch alleiniges Abkühlen stattgefunden hätte.

?. Verfahren nach Anspruch 1 bis 51 dadurch gekennzeichnet, daß man die Abkühlgeschwindigkeit und die Temperatur t₂ so wählt, daß die Legierung eine Schertransformation zu dem Zeilenmartensit erleidet hat, bevor sie zur.Form F₂ plastisch verforrat wird.

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