DE2856082C2 - Verfahren zum Herstellen von wärmerückstellbaren Gegenständen aus Kupfer-Zink-Aluminium-Legierungen - Google Patents

Verfahren zum Herstellen von wärmerückstellbaren Gegenständen aus Kupfer-Zink-Aluminium-Legierungen

Info

Publication number
DE2856082C2
DE2856082C2 DE2856082A DE2856082A DE2856082C2 DE 2856082 C2 DE2856082 C2 DE 2856082C2 DE 2856082 A DE2856082 A DE 2856082A DE 2856082 A DE2856082 A DE 2856082A DE 2856082 C2 DE2856082 C2 DE 2856082C2
Authority
DE
Germany
Prior art keywords
zinc
powder
copper
jacket
extrusion
Prior art date
Legal status (The legal status 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 status listed.)
Expired
Application number
DE2856082A
Other languages
English (en)
Other versions
DE2856082A1 (de
Inventor
Etienne Arsène Daniel Gertem Aernoudt
Lucas Jean-Marie Achille E. Bertem Delaey
André Emile August Löwen Deruyttere
Josef René Kessel Roos
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
KU Leuven Research and Development
Original Assignee
KU Leuven Research and Development
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 KU Leuven Research and Development filed Critical KU Leuven Research and Development
Publication of DE2856082A1 publication Critical patent/DE2856082A1/de
Application granted granted Critical
Publication of DE2856082C2 publication Critical patent/DE2856082C2/de
Expired legal-status Critical Current

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

Description

die eine /-Kristallstruktur aufweist und warmverformt worden ist, dadurch gekennzeichnet, daß eine Schmelze gewünschter Zusammensetzung mittels eines Flüssigkeitsstrahles pulverisiert wird, so daß das so erhaltene Pulver einen Sauerstoffanteil von 0,02—0,2% erhält und daß das Pulver nach Kaltverdichten durch anschließendes Warmstrangpressen zu einem Halbzeug oder Fertigprodukt kompaktiert wird.
2. Verfahren nach Anspruch 1 mit der Maßgabe, daß das aus der Ausgangslegierung hergestellte Pulver 24—32 Gew.% Zn, 1 —6 Gew.% AI, Rest Cu mit herst<;llungsbedingten Verunreinigungen enthält.
3. Verfahren nach Anspruch 1 mit der Maßgabe, dt 3 das aus der Ausgangslegierung hergestellte Pulver 18—24 Gew.% Zn,4 —8 Gew.% AI, Rest Cu mit herstellungsbedingten Verunreinigungen enthält
4. Verfahren nach Anspruch 1 mit der Maßgabe, daß das aus der Ausgangslegierung hergestellte Pulver 10—18 Gew.% Zn, 7—12 Gew.% Al, Rest Cu mit herstellungsbedingten Verunreinigungen enthält.
5. Verfahren nach einem der Ansprüche ί —4 mit der Maßgabe, daß zwischen den Verfahrensschritten Kaltverai<hten und Warmstrangpressen ein Verfahrensschritt Warmverdichten durchgeführt wird.
6. Verfahren nach Ansprach 5 mit der Maßgabe, daß das Warrnverdicnten bei 500—6000C erfolgt.
7. Verfahren nach Anspruch 5 mit der Maßgabe, daß das Warmstrangpressen bei 700—800° C erfolgt.
Die Erfindung betrifft ein Verfahren zum Herstellen wärmerückstellbarer Gegenstände aus einer Legierung aus (in Gew.%) 10-40% Zn, 1 -12% AI, sowie gegebenenfalls 0-2% eines oder mehrerer der Elemente Si1 Cr1 Mn, Co1 Fe, Rest Kupfer mit herstellungsbedingten Verunreinigungen, die eine/-Kristallstruktur aufweist und warmverformt ist
Verfahren (>;eser Art sind beispielsweise in der DE-OS 26 03 863 beschrieben. Die vorbekannten Legierungen wurden durch Schmelzen der Komponenten sowie anschließendes Gießen und Warmwalzen erzeugt (siehe Beispiel 1). Inre Wärmerückstellbarkeit, dort als Reversibilität bezeichnet, beruht auf der Umwandlung des martensischen in das austenhiscbe Gefüge durch Wärmebehandlung.
Ähnliche Legierungen sind auc.i in der DE-OS 26 03 878 beschrieben. Auch diese Legierungen wurden durch Schmelzen der Komponenten und Gießen sowie anschließendes Warmwalzen der Gußkör"er erzeugt. Durch eine besondere Wärmebehandlung wird erreicht, daß die As-Temperatur um Werte bis zu 100° C erhöht wird.
Eine weitere Beschreibung und allgemeine Übersicht über die hier betrachteten wie auch über ähnliche Legierungen findet sich in »Journal of Materials Science«, 9 (1974), S. 1521 —1555, fernsr in Cum Buch »Shape
Memory Effect in Alloys«, J. Perkins (Herausgeber), Plenum Press, New York, 1975. Mögliche Anwendungen
dieser Legierungen und Vorgänge, wie z. B. bei der Konstruktion eines Motors oder einer Pumpe sind gleichfalls
in dem genannten Buch erwähnt.
Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, ein verbessertes Verfahren zum Herstellen wärmerückstellbarer Kupfer-Zink-Aluminium-Legierungen mit /-Struktur vorzuschlagen, welches insbesondere zu feinkörnigerem Gefüge führt. Die Lösung dieser Aufgabe besteht darin, daß eine Schmelze an sich bekannter Zusammensetzung mit 10-40 Gew.% Zink, 1 -12 Gew.% Aluminium sowie gegebenenfalls 0-2 Gew.% eines oder mehrerer der Elemente Silizium, Chrom, Mangan, Kobalt, Eisen, Rest Kupfer mit herstellungsbedingten Verunreinigungen mittels eines Flüssigkeitsstrahles pulverisiert wird, und zwar derart, daß das erhaltene Pulver einen Sauerstoffan-•50 teil von 0.02-0,2 Gew.% enthält. Das so erhaltene Pulver wird nach Kaltverdichten durch anschließendes Warmstrangpressen zu einem Halbzeug oder Fertigprodukt kompaktiert. Die Anwendung der pulvermetailurgischen Verfahren gestattet das Einbringen des erwähnten Sauerstoffanteiles, wobei der Sauerstoff vorwiegend durch das vorhandene Aluminium zu Aluminiumoxid abgebunden wird. Die bekannten Vorteile der pulvermetallurgischen Herstellungsweise sowie der hohe Umformungsgrad, der insbesondere beim Warmstrangpressen eintritt, überlagern sich mit der Wirkung des eingebrachten Sauerstoffs bzw. Aluminiumoxides in vorteilhafter Weise. In der Praxis läßt sich eine Kornstruktur mit durchschnittlich 20—30 μηι Durchmesser erreichen. Diese feine Kornstruktur wird durch die Anwesenheit einer geringen Menge Al2O3 im Ausgangspulver erklärt und außerdem durch schnelles Abkühlen nach dem Strangpressen begünstigt.
Als Folge der hohen Homogenität seiner Struktur hat der erzeugte Körper im wesentlichen über seine ganze Länge sowie über den vollen Querschnitt gleiche Eigenschaften. Außerdem zeigt der Körper infolge seiner feinen Kornstruktur während der mechanischen Bearbeitung keine Risse. Ferner hat der erhaltene Körper eine ^höhere Zugfestigkeit und eine bessere Dauerstandsfestigkeit als ein durch Gießen gewonnener Körper. 4;
7^ Gegebenenfalls kann dem Verfahrensschritt Kaltverdichteri ein weiterer Verfahrensschritt Warmverdichten ?i folgen, um eine höhere Dichte des Stoffes vor dem Strangpressen zu erzielen. Indessen ist dieser zusätzliche Schritt nicht unbedingt erforderlich. Hingegen sind die Verfahrensschritte Kaltverdichten und Warmstrangpressen unerläßlich, um aus dem Ursprungspulver einen festen Körper mit guten Eigenschaften zu erhalten. Sofern man ein einfacheres Verfahren versucht, z. B. Verdichten und anschließendes Sintern, wird kein kohärenter fester Körper erhalten.
Der durch das Strangpressen erhaltene Körper ist zumeist ein Halbzeug in Form von Draht, Rohr, Blech o.dgL Dieses Halbzeug läßt sich später leicht in Fertigprodukte, weiche die geviOnschte Fonngestalt und A.bmessungen haben, durch plastisches Formgeben, z. B. Warm- oder Kaltwalzen, umformen. In den meisten Fällen wird hierdurch das Gefügekorn kaum vergrößert
In der Praxis dient als Ausgangsmaterial für das erfindungsgemäße Verfahren eine bereits pulverisierte Schmelze der gewünschten Zusammensetzung und mit dem erforderlichen Sauerstoffanteil. Ein bevorzugtes feinpulverisiertes Ausgangsmaterial enthält abgesehen von unvermeidbaren Verunreinigungen entweder
a) 24—32 Gew.% Zn, 1 — 6 Gew.% Al, Rest Cu oder
b) 18—24 Gew.% Zn, 4—8 Gew.% Al, Rest Cu oder
c) 10-18 Gew.% Zn, 7 -12 Gew.% Al, Rest Cu.
Als >.·Verunreinigungen« sind hier Elemente bezeichnet, die üblicherweise in Kupfer-Zink-Aiuminium-Legierungen in bedeutungslosen Mengen vorkommen oder beim Herstellen des feinpulverigen Ausgangsmaterial gelegentlich hineinkommen. Diese Elemente können beispielsweise Si, Cr, Mn, Co, Fe u.dgl. sein. Ihr Anteil wird im allgemeinen lediglich 0—2 Gew.% und verzugsweise 0-0,2 Gew.% betragen.
Zu den erwähnten Elementen kommt in geringem Umfang noch der genannte Sauerstoffanteil, und zwar gebunden in Form von Oxiden in dem feinpulverigen Material. Dieser Sauerstoff hat Einfluß auf die Kornstruktur des zu fertigenden festen Körpers sowie auf die Umwandlungstemperatur. Es wird angenommen, daß der Sauerstoff vorzugsweise in Form von AI2O3 vorliegt und einen Verzögerungseffekt auf das Wachsen der Korngröße ausübt. Hierdurch trägt der Sauersstoff zu der feinen Kornstruktur des Erzeugp:-,es bei Der Sauerstüffantei! sol! 0.02—0.2 Gew.0/" Getragen.
Das feinpulverige Ausgangsmaterial kanr im allgemeinen auf jede geeignete Weise hergestellt werden, vorausgesetzt seine Zusammensetzung genügt den vorgenannten Bedingungen. Als geeignet hat sich ein Verfahren erwiesen, wonach die Anteile Kupfer, Zink und Aluminium in gewünschtem Verhältnis zusammengeschmolzen und die erhaltene Schmelze mit Hilfe eines Wasserstrahles oder eines anderen Flüssigkeitsstrahles in feinste Teilchen aufgespalten wird.
Der Verfahrensschritt Verdichten des Pulvers läßt sich so durchführen, daß das Pulver in einen mit einem Boden versehenen Mantel eingegeben und danach mittels eines Stempels verdichtet wird. Der Verdichtungsdruck kann jeden Wert erreichen, der noch von dem Baustoff des Mantels und dem Pulver aufgenommen wird: Drücke von 430 MN/m2 und 1000 MN/m2 haben sich in der Praxis als befriedigend erwiesen. Kaltverdichten dürfte in den meisten Fällen ausreichen, kann aber gegebenenfalls durch Warmverdichten bei einer Temperatur von beispielsweise 500—6000C ergänzt werden. Nach dem Verdichten wird in jedem Fall der Mantel beseitigt. z. B. durch Auftrennen bzw. durch Drehen, aber auch durch chemische Verfahren, wie Beizen. Sofern möglich, kann das verdichtete Material auch aus dem Mantel herausgepreßt werden.
Nach dem Verdichten wird das erhaltene Material erst auf eine geeignete Strangpreßtemperatur erwärmt und danach stranggepreßt. Das Erwärmen kann in einer neutralen oder in einer reduzierenden Atmosphäre erfolgen. Die geeignete Temperatur hängt von der Zusammensetzung der Legierung, der Auslegung der Strangpreßeinrichtung sowie der Formgestalt des strangzupressenden Körpers ab. Beispielsweise kann die Temperatur im Bereich von 700—800°C liegen. In den meisten Fällen weist die Strangpreßeinrichtung einen Hohistempel auf, der das Erze; gnis als ein Halbzeug wie Draht. Rohr, Scheibe o.dgl. liefert; gegebenenfalls kann der Hohlstempel auch zum Erzeugen eines Endproduktes gestaltet sein. Die A sstoßgeschwindigkeit der Strangpresse sollte jedenfalls derart sein, daß man einen kohärenten festen Körper erhält. Nach dem Ausstoßen aus der Presse wird der stranggepreßte Körper auf Raumtemperatur abgekühlt: dies kann beispielsweise durch Abschrecken mit einer kalten Flüssigkeit, wie Wasser erfolgen.
Wenn der stranggepreßte Körper zunächst ein Vorprodukt ist, läßt sich dieses später in ein Endprodukt gewünschte/ Formgebung bzw. Abmessungen mittels Walzen oder anderen Verfahren der mechanischen Formgebung umgestalten. Das Endprodukt weist ebenso wie ein Halbzeug einen Formnachwirkungseffekt, einen umkehrbaren Formnachwirkungseffekt sowie pseudoelastische Eigenschaften auf.
Im Folgenden wird der Erfindungsgegenstand anhand von Beispielen erläutert.
Beispiel I und II
Als Ausgangsmaterial wurde eine feinpulverige Cu-Zn-Al-Legierung verwendet, deren chemische Zusammensetzung, Kornstruktur, Dichte sowie Kristallstruktur in Tafel A aufgeführt sind. Der Verfahrensschritt Verdichten wurde in einem Mantel nach Fig. durchgeführt. Der Boden (1) sovie die Wand (2) bestanden aus ungehärtetem Stahl und bildeten einen einheitlichen Körper. Der Mantel hatte einen lichten Durchmesser von 82 mm, einen Außendurchmesser von 85 mm und eine Länge von 110 mm. Ein Stempel (3), ebenfalls aus ungehärtetem Stahl, der genau in den Mantel paßte und eine Entlüftungsbohrung (4) aufwies, die mit einem Stöpsel (5) verschlossen werden konnte, gehörte zu dem Mantel. An seiner ein.η Seite war dieser Stempel (3) konisch mit einem öffnungswinkel von 140° ausgebildet, um in einem etwas späteren Stadium das Extrudieren des Mantelinhaltes zu ermöglichen. Während des Einfüllen des Pulvers wurde der Mantel von einem Rütteltisch getragen, um eine gute und dichte Füllung zu erzielen. Nach Einbringen des Stempels (3) wurde der 'Mantel in eine Presse eingesetzt und sodann der Stempel (3) niedergedrückt, um den Verfahrensschritt Kaltverdichten durchzuführen.
Nach dem Kaltverdichten wurde der Mantel (2) auf einen Außendurchmesser von 84 mm abgedreht, und es wurde der Stempel (3; mit der Wand des Mantels verschweißt, um eine Oxidation des Pulvers zu verhindern. Der Mantel mit seinem Inhalt p.furde sodann eine Stunde lang in einem Ofen auf 500°C erwärmt. Danach wurde der
Mantel wieder in die Presse eingeführt und sein Inhalt warmverdichtet.
Nach dem Abkühlen wurde der Mantel vollständig abgedreht. Das verdichtete, barrenförmige Material wurde
wieder in einen Ofen gebracht und eine Stunde lang auf 800°C erwärmt. Hierauf wurde der Barren in eine Strangpresse eingegeben und mittels eines konischen Hohlstempels, der einen öffnungswinkel von 140° aufwies, zu einer Stange von 10 mm Durchmesser stranggepreßt. Weitere Einzelheiten zu den Verfahrensschritten Kaltverdichten, Warmverdichten sowie Strangpressen sind in Tafel B zusammengefaßt.
Nach dem Strangpressen wurde die erhaltene Stange unverzüglich mit Wasser abgeschreckt.
Bei gewöhnlicher mikroskopischer und Röntgenstrahl-Untersuchung zeigte sich das Material nach den Beispielen I und Il überwiegend in der/?-Phase, lediglich ein unwesentlicher Teil in der Λ-Phase, und es befanden ίο sich am äußeren Ende der Stange einige martensitische Bereiche. Bei elektronenmikroskopischer Prüfung ergab es sich, daß das AI2O3 in eine Matrix aus Cu-Zn-Al dispergiert war; es wird angenommen, daß dies für eine Behinderung des Kornwachstums verantwortlich war.
Das Material der Stangen zeigte lediglich eine kleine Korngröße (siehe Tafel B), und es waren die einzelnen Partikel leicht in Richtung des Strangpressens gestreckt. Während des Glühens wuchs die Korngröße höchstens um 10—15% je nach Temperatur und Dauer des Glühvorganges.
Mittels Warmwalzen (Ofentemperatur 8500C) konnte aus den Stangen leicht ein Endprodukt in Form eines Bleches von 0,5 mm Dicke gewonnen werden. Während dieses Verfahrensschrittes wuchs die Korngröße leicht auf 130 um senkrecht zur Walzrichtung und auf 175 μιη in der Walzrichtung. Dies ist erheblich geringer als bei Ausgang von einer gegossenen Stange (200 μιη mindestens).
Nach Durchführen einer Homogenisierungsbehandlung (mit Abschrecken) wurden an der Stange auch mechanische Untersuchungen ausgeführt. Die erhaltenen Werte, nämlich Biegefestigkeit, Streckgrenze und Dehnung sind in Tafel B angegeben. Nach dem Warmwalzen waren die Werte etwas geringer.
Die Stangen zeigten einen Formnachsvirkungseffekt mit 1,5% reversibler Längung bei Temperaturen oberhalb —6O0C. Bei zwischen 0° und 500C durchgeführten Biege- und Streckversuchen zeigten die Stangen pseudoelastische Eigenschaften. Nach Belasten und Entlastung, um eine pseudoelastische Längung von 1,5% zu erreichen, war die permanente plastische Deformation niedriger als 0,05%. In einem Zugversuch überdeckte die pseudoelastische Hysteresiskurve einen erheblich größeren Bereich als bei einer gegossenen Stange.
Bei Biegeversuchen mit wiederholt aufgebrachter Last war die Dauerfestigkeit um ein Vielfaches höher als bei gegossenen Stangen. Die Dauerfestigkeit zeigte Werte zwischen 100 000 und mehr als 200 000 Lastwechseln für eine pseudoelastische Längung von 0,8—1%, bei einer Maximallast von 250 MN/m2, gegenüber von Werten zwischen 100—20 000 Lastwechseln bei gegossenen Legierungen.
Beispiel III
Aus Ausgangsmaterial diente eine feinpulverige Cu-Zn-Al-Legierung, die durch Zusammenschmelzen der Bestandteile und Pulverisieren des geschmolzenen Materials mittels Wasser gewonnen wurde. Die chemische Zusammensetzung des Materials, die Korngröße, Dichte und Kristallstruktur sind in Tafel A angegeben.
Dieses Pulver wurde in einem mantel nach F i g. 2 verdichtet. Der Manie! bestand aus einem Röhr (S) aus nicht gehärtetem Stahl, einem separaten Boden (7) aus gehärtetem Stahl sowie einem Stempel (8), ebenfalls aus gehärtetem Stahl. Das Rohr hatte einen Innendurchmesser von 69 mm, einen Außendurchmesser von 70,4 mm sowie eine Länge von 210 mm. Das Rohr war an seiner Innenseite mit einer als Gleitmittel dienenden Schicht Zinkstearat versehen. Danach wurde der Boden (7) angebracht und der auf einem Rütteltisch befindliche Mantel mit dem Pulver gefüllt. Nach Einsetzen des Stempels (8) wurde der Mantel in eine Strangpresse eingesetzt und der Inhalt durch Niederpressen des Stempels kaltverdichtet.
Nach dem Verdichten wurde der Mantel der Presse entnommen, sein Boden (7) weggenommen und das Rohr (6) aufgeschnitten, um das verdichtete, barrenförmige Material zu entnehmen. Der Barren hatte eine Gründichte von etwa 5,09 g/cm3, entsprechend 68% der theoretischen Dichte.
Der Barren wurde in einen Ofen eingesetzt und unter einer Argonatmosphäre in 3 Stunden auf 8000C erwärmt. Danach wurde der Barren wieder in die Strangpresse eingesetzt und in die Form einer Stange von ' 50 123 mm Durchmesser extrudiert. Hierzu diente ein Hohlstempel mit einem Öffnungswinkel von 180°. Unmittelbar nach Verlassen der Presse wurde die Stange mit Wasser abgeschreckt.
Weitere Einzelheiten über die Schritte Verdichten sowie Extrudieren sind in Tafel B angegeben.
Die erhaltene Stange hatte eine Dichte von 100%. Unter dem (Normal)-Licht-Mikroskop sowie bei Röntgenuntersuchung erschien das Material vorwiegend in der /?-Phase, lediglich an der äußeren Kante der Stange zeigten sich einige Bereiche in der Λ-Phase bzw. in martensitischer Struktur. Unter dem Elektronenmikroskop konnten dispergierte Partikel Ai2O3 nachgewiesen werden. Das Material zeigte eine Korngröße von 20—30 .um, und es waren die Kristalle in der Strangpreßrichtung etwas in die Länge gezogen worden. Während eines Glühens nahm die Kornstruktur in Abhängigkeit von Temperatur und Dauer dieses Schrittes lediglich um 10-15% zu.
Mittels Warmwalzen (Ofentemperatur 8500C) konnte die Stange unmittelbar in ein Blech von 0,5 mm Dicke (Endprodukt) umgewandelt werden. Hierbei vergrößerte sich die Korngröße senkrecht zur Walzrichtung auf 130 .um und in Walzrichtung auf 175μπτ. Diese Werte sind beträchtlich niedriger als bei gegossenen Stangen (mindestens 200 um).
Ohne daß Homogenisierungsbehandlungen erforderlich waren (das Material war hinreichend homogen), wurden mechanische Untersuchungen durchgeführt Biegefestigkeit, Streckgrenze und Dehnung sind in Tafel B dargestellt. Nach dem Warmwalzen iagen die Werte etwas niedriger.
Bei zwischen 0° und 500C durchgeführten Biegungs- sowie Streckversuchen zeigte der Stab pseudoelastische Eigenschaften sowie Formnachwirkungseffekt. Nach pseudoelastischer Be- und Entlastung — um eine Längung
von 1% zu erzielen — zeigte sich eine geringere verbleibende plastische Längung als 0,05%. Bei einem Zugversuch ergab sich eine flächenmäßig größere pseudoelastische Hysteresis-Kurve als bei einem gegossenen Stab.
Bei Biegeversuchen mit Wechsellasten ergab sich eine höhere Dauerfestigkeit als bei gegossenen Stäben. Die
Dauerfestigkeit Ing zwischen 100 000 und mehr als 200 000 Lastwechseln bei einer pseudoelastischen Dehnung
von 0,8—1% unter einer Höchstlast von 250 MN/m2, gegenüber 100—20 000 Lastwechseln bei gegossenen
Stäben.
Tafel λ Beispiel Il Chemische Zusammensetzung: 72,22 ·*) Hallflußmesser nach ASTM. Beispiel
I		 mitCu-Pulver Il 111 III
Verwendete Pulver I Cu 6,30 Tafel B Fig.l Fig.l Fig. i Baudier
Al 20.09 Verfahrensschritte Umgebungstemperatur 73,05 Umgebungstemperatur
Zn 1,39 1000 MN/m2 6,11 1000 MN/m2
Verunreinigungen 0,146 Kaltverdichtung: Fig.l 19,49 Fig.l 76,04
Ausgangsstoff; Nachbehandlung La Floridienne gemahlen La Floridienne gemischt O2-Gehalt (Gewichts-%) Mantel-Temperatur 500° C 1,35 500° C 8,22
Korngröße: 0,500 um Druck 1000 MN/m2 0,050 1000 MN/m2 15,68
in Mahlanlage Bereich 150 um Warmverdichtung: 0,015
dn 3,05 g/cm3 Mantel-Temperatur 800° C 0,500 um 800° C 0,0662
Schüttgewicht**) 4,26 g/cm3 Druck 140° 178 μίτι 140°
Flußdichte*) β + Martensit Strangpressen: 71,5 3,07 g/cm3 71,5 0,140 μίτι
Struktur Temperatur Rundstab 3,57 g/cm3 Rundstab 48 μηι
*) Nach ASTM B 527-70. Maßgebender Winkel 10 mm β + Martensit 10 mm 2,07 g/cm3
Extrusions-Verhältnis 7,68 g/cm3 (100%) 7,68 g/cm3 (100%) 3,11 g/cm3
Erzeugnis 20-30 μηι 20—30 um ß
Durchmesser 7,610s N/m2 8,010s N/m2
Dichte 4,710s N/m2 3,710s N/m2
Korngröße 40/0 7,5%
Zugfestigkeit ß /?-Martensit
Streckgrenze Hierzu 1 Blatt Zeichnungen
Bruchdehnung
Struktur Umgebungstemperatur
430 MN/m2
—
—
800° C
180°
32,2
Rundstab
12,5 mm
7,52 g/cm3 (100%)
20—30 μπι
810s N/m2
1,910s N/m2
6—8%
ß

Claims (1)

Patentansprüche:
1. Verfahren zum Herstellen wärmerückstellbarer Gegenstände aus einer Legierung aus (in Gew.%)
10-40% Zink
1 —12% Aluminium
sowie gegebenenfalls 0—2% eines oder mehrerer der Elemente Si, Cr, Mn, Co1 Fe Rest Kupfer mit herstellungsbedingten Verunreinigungen,
DE2856082A 1977-12-28 1978-12-23 Verfahren zum Herstellen von wärmerückstellbaren Gegenständen aus Kupfer-Zink-Aluminium-Legierungen Expired DE2856082C2 (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 (2)

Publication Number Publication Date
DE2856082A1 DE2856082A1 (de) 1979-07-12
DE2856082C2 true DE2856082C2 (de) 1986-11-13

Family

ID=19829842

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
DE2856082A Expired DE2856082C2 (de) 1977-12-28 1978-12-23 Verfahren zum Herstellen von wärmerückstellbaren Gegenständen aus Kupfer-Zink-Aluminium-Legierungen

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
EP0035601B1 (de) * 1980-03-03 1983-12-21 BBC Aktiengesellschaft Brown, Boveri & Cie. Verfahren zur Herstellung einer Gedächtnislegierung
DE3070639D1 (en) * 1980-03-03 1985-06-20 Bbc Brown Boveri & Cie Memory alloy based on a highly cupriferous or nickelous mixed crystal
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
DE3162167D1 (en) * 1980-08-07 1984-03-15 Bbc Brown Boveri & Cie Method of manufacturing a copper-based memory alloy
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
DE68920575T2 (de) * 1988-10-26 1995-06-14 Mitsubishi Materials Corp 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
CN100513604C (zh) * 2001-10-22 2009-07-15 科学与工业研究会 具有低马氏体温度的Cu-Zn-Al(6%)形状记忆合金及其方法
CN102016089B (zh) * 2008-05-07 2012-08-22 独立行政法人科学技术振兴机构 黄铜合金粉末、黄铜合金挤出材料及其制造方法
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
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
DE2603863A1 (de) * 1975-02-18 1976-08-26 Raychem Corp Verfahren zum hemmen des verlustes der reversibilitaet zwischen den martensitischen und austenitischen zustaenden in einer metallzusammensetzung
US4036669A (en) * 1975-02-18 1977-07-19 Raychem Corporation Mechanical preconditioning method
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

Also Published As

Publication number Publication date
JPS54100908A (en) 1979-08-09
CH638833A5 (de) 1983-10-14
AT371039B (de) 1983-05-25
FR2413159A1 (fr) 1979-07-27
GB2011479B (en) 1982-05-19
AU4275878A (en) 1979-07-05
ATA920878A (de) 1982-10-15
LU80726A1 (fr) 1980-01-22
AU518824B2 (en) 1981-10-22
DE2856082A1 (de) 1979-07-12
IT1102446B (it) 1985-10-07
NL7714494A (nl) 1979-07-02
US4285739A (en) 1981-08-25
CA1112912A (en) 1981-11-24
BE872784A (nl) 1979-06-15
ZA787214B (en) 1980-02-27
JPS6312926B2 (de) 1988-03-23
IT7831331A0 (it) 1978-12-27
GB2011479A (en) 1979-07-11
ES476373A1 (es) 1979-04-16
FR2413159B1 (de) 1982-11-19

Similar Documents

Publication Publication Date Title
DE2856082C2 (de) Verfahren zum Herstellen von wärmerückstellbaren Gegenständen aus Kupfer-Zink-Aluminium-Legierungen
DE2303802C3 (de) Verfahren zum Erhöhen der Festigkeit und Zähigkeit von dispersionsverfestigten Knetlegierungen
DE69935891T2 (de) Verfahren zur Herstellung eines Motorhubventils
DE3621671A1 (de) Hochfestes ti-legierungsmaterial mit verbesserter bearbeitbarkeit und verfahren zu dessen herstellung
DE69908063T2 (de) Verfahren zur Herstellung einer duch Partikel verstärkten Titanlegierung
DE2606632A1 (de) Kohlenstoffstahl von sehr hohem kohlenstoffgehalt und verfahren zur herstellung desselben
DE3103882A1 (de) &#34;gedaechtnislegierung auf der basis von kupfer, zink und aluminium und verfahren zu deren herstellung&#34;
DE1558632A1 (de) Korrosionsbestaendige Kobalt-Nickel-Molybdaen-Chromlegierungen
DE2134393A1 (de) Aluminium Legierung
DE102010032768A1 (de) Hochtemperaturbelastbarer mit Scandium legierter Aluminium-Werkstoff mit verbesserter Extrudierbarkeit
CH623359A5 (de)
DE2354991B2 (de) Verfahren zum Heißpressen von Metalloder Legierungspulver und Anwendung dieses Verfahrens
DE1558805C3 (de) Verfahren zur Herstellung von verformten Werkstücken aus dispersionsverstärkten Metallen oder Legierungen
DE837467C (de) Verfahren zur Herstellung von Leichtmetallkoerpern
DE2531120A1 (de) Verfahren zur herstellung anisotroper permanentmagneten aus mn-al-c- legierungen
DE1955334A1 (de) Kobalt-Eisen-Legierungen
DE4001799A1 (de) Verfahren zur herstellung einer intermetallischen verbindung
DE2049546B2 (de) Verfahren zur pulvermetallurgischen Herstellung eines dispersionsverfestigten Legierungskörpers
DE756272C (de) Verfahren zur Herstellung von Gegenstaenden aus Aluminium-Silizium-Legierungen
DE3604861A1 (de) Verfahren zur pulvermetallurgischen herstellung von feindispersen legierungen
DE1290727B (de) Verfahren zur Herstellung von Nioblegierungen hoher Festigkeit
DE102018115850B3 (de) Verfahren zur Herstellung eines Aluminiumbands mit hoher Festigkeit und hoher elektrischer Leitfähigkeit
DE3234416A1 (de) Verfahren zur erzeugung eines hochfesten pulvermetallmaterials und das erhaltene material
DE102019105598A1 (de) Verfahren zur Herstellung eines Aluminiumbands mit hoher Festigkeit und hoher elektrischer Leitfähigkeit
DE102019104492A1 (de) Verfahren zur herstellung einer kristallinen aluminium-eisen-silizium-legierung

Legal Events

Date Code Title Description
8110 Request for examination paragraph 44
8181 Inventor (new situation)

Free format text: DERUYTTERE, ANDRE EMILE AUGUST, LOEWEN, BE DELAEY, LUCAS JEAN-MARIE ACHILLE E., BERTEM, BE AERNOUDT, ETIENNE ARSENE DANIEL, GERTEM, BE ROOS, JOSEF RENE, KESSEL, BE

D2 Grant after examination
8364 No opposition during term of opposition
8339 Ceased/non-payment of the annual fee