WO2018060085A1 - Formgedächtnislegierungen aus einem eisen-cobalt-aluminium system - Google Patents

Formgedächtnislegierungen aus einem eisen-cobalt-aluminium system Download PDF

Info

Publication number
WO2018060085A1
WO2018060085A1 PCT/EP2017/074047 EP2017074047W WO2018060085A1 WO 2018060085 A1 WO2018060085 A1 WO 2018060085A1 EP 2017074047 W EP2017074047 W EP 2017074047W WO 2018060085 A1 WO2018060085 A1 WO 2018060085A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
shape memory
memory alloy
iron
temperature
cobalt
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.)
Ceased
Application number
PCT/EP2017/074047
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Lothar Patberg
Alexander Lange
Sabine Will
Alfred Ludwig
Alexander Siegel
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.)
ThyssenKrupp Steel Europe AG
ThyssenKrupp AG
Original Assignee
ThyssenKrupp Steel Europe AG
ThyssenKrupp AG
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 ThyssenKrupp Steel Europe AG, ThyssenKrupp AG filed Critical ThyssenKrupp Steel Europe AG
Publication of WO2018060085A1 publication Critical patent/WO2018060085A1/de
Anticipated expiration legal-status Critical
Ceased 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
    • C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
    • C22C19/07—Alloys based on nickel or cobalt based on cobalt
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C30/00—Alloys containing less than 50% by weight of each constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/10—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing cobalt
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F16—ENGINEERING ELEMENTS AND UNITS; GENERAL MEASURES FOR PRODUCING AND MAINTAINING EFFECTIVE FUNCTIONING OF MACHINES OR INSTALLATIONS; THERMAL INSULATION IN GENERAL
    • F16B—DEVICES FOR FASTENING OR SECURING CONSTRUCTIONAL ELEMENTS OR MACHINE PARTS TOGETHER, e.g. NAILS, BOLTS, CIRCLIPS, CLAMPS, CLIPS OR WEDGES; JOINTS OR JOINTING
    • F16B2200/00—Constructional details of connections not covered for in other groups of this subclass
    • F16B2200/77—Use of a shape-memory material

Definitions

  • Shape memory alloys from an iron-cobalt-aluminum system
  • the present application relates to a shape memory alloy based on a ternary system consisting of the elements iron, cobalt and aluminum and the use of the shape memory alloy according to the invention.
  • Shape memory alloys are alloys that can exist in two different crystal structures. After a previous plastic deformation, these alloys can be brought into their old form by exceeding the A s temperature, which is referred to as a disposable effect. There are also alloys that remember their shape at two different temperatures. Such then have a so-called. Two-way effect on. Furthermore, shape memory alloys can show a pseudoelastic behavior characterized by a reversible stress-induced martensitic transformation.
  • Nickel and titanium based shape memory alloys show excellent reversibility, number of cycles, and transformation temperatures. Due to the high price of Ni-Ti alloys and the limited formability, the fields of application are limited and can only be used where, for example, smaller quantities of the material are required.
  • Iron-based shape memory alloys such as Fe-Mn-Si alloys, have a significantly lower price than Ni-Ti alloys, but have a low number of cycles than Ni-Ti alloys. Also known are iron-based shape memory alloys of the systems Fe-Ni-Co-Al-Ti / Ta / Nb-B, Fe-Ni-Si, Fe-Ni-Nb, Fe-Ni-C, but either due to the complex production, lacking Properties, brittleness or transformation temperatures are not suitable.
  • the invention is therefore based on the object to provide an improved shape memory alloy.
  • the shape memory alloy contains a composition consisting of 30 to 53 wt .-% cobalt, 18 to 35 wt .-% aluminum, preferably 21 to 35 wt .-% aluminum, and 22 to 40 wt .-% iron and possibly unavoidable impurities.
  • a shape memory alloy comprising the composition according to the invention, on the one hand, has higher transformation temperatures and, on the other hand, higher cycle numbers than comparable systems in the prior art.
  • the shape memory alloy has a phase transition temperature A s and M s in the range of 0 ° C to 200 ° C.
  • the shape memory alloy has a phase transition temperature A s and M s in the range of 60 ° C to 160 ° C.
  • the difference between A s and M s is 25 to 40 ° C.
  • the phase transition temperature is dependent on the composition of the shape memory alloy. By a targeted increase in the proportion of a component, the phase transition temperature of the shape memory alloy, for example, be reduced.
  • the shape memory alloy consists of 40% by weight of iron, 30% by weight of cobalt and 30% by weight of aluminum.
  • the shape memory alloy consists of 32% by weight of iron, 47% by weight of cobalt and 21% by weight of aluminum.
  • the shape memory alloy consists of 30% by weight of iron, 39% by weight of cobalt and 31% by weight of aluminum.
  • the shape memory alloy consists of 29% by weight of iron, 53% by weight of cobalt and 18% by weight of aluminum.
  • the shape memory alloy consists of 22% by weight of iron, 43% by weight of cobalt and 35% by weight of aluminum.
  • the present invention relates to the use of the shape memory alloy according to the invention as a connecting element. According to a further aspect, the present invention relates to the use of the shape memory alloy according to the invention as Aktorikelement.
  • the present invention relates to the use of the shape memory alloy according to the invention as a damping element.
  • compositions of the shape memory alloy of the present invention were produced by the magnetron sputtering method.
  • the sputtering chamber Kl (CMS 600 / 400LI N) of the combinatorial coating plant 2173 from DCA, Finland was used.
  • the coating plant consists of two sputtering chambers (multilayer process (Kl) and co-deposition process (K2)), the central distribution chamber and a lock chamber.
  • the compositions were prepared both in the multilayer process and in the co-deposition process.
  • the purity of the metals used was 99.95% each.
  • the base pressure in the sputtering chamber was 2 * 10 5 Pa.
  • the target materials with the source swath closed, became an Ar partial pressure (Ar purity: 6N) of 1.99 Pa, with an Ar flow of 100 sccm and with a sputtering power of 150 W for 3 min cleaned.
  • the Ar partial pressure was set at 0.67 Pa with a flow rate of 60 sccm.
  • all elements were deposited by means of direct current (DC). In order to achieve a comparable sputtering rate (0.25 nm / s) for Si as a semiconductor, it was sputtered using pulsed DC voltage (pDC: frequency: 50 kHz, pulse length: 496 ns).
  • Si substrates (diameter: 100 mm) with a 1.5 mm thick Si0 2 layer were used as a diffusion barrier.
  • sputtering chamber K2 For the preparation of the compositions by means of the co-deposition method (sputtering chamber K2), five cathodes (four cathodes for "RF sputtering" and one for "DC sputtering") were arranged circularly at a spacing angle of 72 ° above the substrate in the chamber .
  • nonconductive materials were spiked with 13.56 MHz RF RF sputtering, and the substrate and target surface was 187 mm apart with the cathodic tilt angle of 45 °
  • the desired target materials were simultaneously deposited on the substrate, and an atomic mixing of the sputtered target materials in the gas phase was achieved, thus achieving thorough mixing of the materials.
  • the compositions were annealed immediately after deposition. This was done in the sputter chambers Kl and K2 by a heater integrated in the manipulator. All compositions were annealed at 500 ° C for 60 minutes under vacuum. For higher temperatures, the anneals were done externally. For further annealing at 600 ° C and 700 ° C, a tube furnace (HTRH 150-600 / 16, Gero) with attached glovebox (Sylatech) was used. There, the anneals were carried out under a constant Ar flow (150 l / h).
  • the resulting alloy compositions (1) - (5) were subsequently characterized by measuring the electrical resistance and X-ray diffractometry (XRD).
  • the characterization of the electrical resistance was carried out at room temperature.
  • the distance between the individual measuring ranges was set to 1.5 mm, resulting in a grid of altogether 3084 measuring points over the entire surface of a composition. All characterizations were carried out with an applied measuring current of 50 mA. In order to obtain a statistical average, each individual measurement was carried out three times and an arithmetic mean was formed from these measured values and used for the subsequent characterization.
  • the measuring stand was developed accordingly, so that within a defined temperature range, the respective composition can be fully characterized in a raster process. It was always a temperature range of -30 ° C to 200 ° C at a heating / cooling rate of 0.5 ° C / min specified and while the respective composition with a measuring head rastered, are arranged on the 5 times 4 spring contact pins.
  • XRD XRD in the Bragg-Brentano geometry.
  • An X'Pert Pro MPD (PANAalytical) X-ray diffractometer Cu-Ka radiation ( ⁇ : 0, 154 nm) and Ni filter for elimination of Cu-K ⁇ radiation, 0.04 ° collimator behind the X-ray source and before the X-ray source) was used Detector, pixel line detector).
  • Detector pixel line detector
  • a 5 mm wide brass stop was used and the irradiation length on the layer surface was adjusted to 3 mm by means of programmable divergence diaphragms, so that each measuring area had an area of approx. 3 x 5 mm 2 has.
  • the step size was set to 0.013 °.
  • the angle range 2 ⁇ to be examined was set at 30-90 °.
  • Fig. 1 shows traces of a temperature-dependent resistance measurement of the preferred composition Fe 4 oCo 3 oAI 3 o (wt .-%). This shows a change in the electrical resistance between 65 - 75 ° C during heating, which proves a martensite -> austenite transformation. During cooling, an electrical resistance change occurs between 95 - 105 ° C, which detects austenite -> martensite transformation.
  • Fig. 2 shows a temperature-dependent phase analysis by XRD (T) measurement of the preferred composition Fe 4 oCo 3 oAl 3 o (wt .-%), which detects a reversible phase transformation. This shows a shift in the peaks as well as a change in the peak shape during heating. After cooling, the peaks return to their original shape.
  • Fig. 3 shows traces of a temperature-dependent resistance measurement of the preferred composition Fe 3 2Co4 7 AI 2 i (wt .-%). This shows a change in the electrical resistance between 80 - 90 ° C during heating, which proves a martensite -> austenite transformation. During cooling, an electrical resistance change takes place between 120-130 ° C, which detects austenite -> martensite transformation.
  • Fig. 5 shows traces of a temperature-dependent resistance measurement of the preferred composition Fe 30 Co 3 gAl 3 i (wt .-%). This shows a change in the electrical resistance between 60 - 70 ° C during heating, which proves a martensite -> austenite transformation. During cooling, an electrical resistance change takes place between 90-100 ° C, which detects austenite -> martensite transformation.
  • Fig. 6 shows a temperature-dependent phase analysis by XRD (T) measurement of the preferred composition Fe 3 oCo 39 Al 31 (wt .-%), which detects a reversible phase transformation. This shows a shift in the peaks as well as a change in the peak shape during heating. After cooling, the peaks return to their original shape.
  • Fig. 7 shows traces of a temperature-dependent resistance measurement of the preferred composition Fe 2 gCo5 3 Ali 8 (wt .-%). This shows a change in the electrical resistance between 125 - 135 ° C during heating, which proves a martensite -> austenite transformation. During cooling, an electrical resistance change occurs between 150 - 160 ° C, which detects austenite -> martensite transformation.
  • Fig. 8 shows a temperature-dependent phase analysis by means of XRD (T) measurement of the preferred composition Fe 2 2Co 4 3 Al 35 (wt .-%), which detects a reversible phase transformation. This shows a shift in the peaks as well as a change in the peak shape during heating. After cooling, the peaks return to their original shape.
  • composition 9 shows an overview of a temperature-dependent phase analysis by means of XRD measurements of the five preferred compositions at room temperature.
  • the formation of a Heusler phase (FeCo 2 AI) is shown in the compositions 1-4.
  • the X-ray diffractogram of composition 5 suggests the formation of a B2 phase (FeAl and CoAl).

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Inorganic Compounds Of Heavy Metals (AREA)
  • Physical Vapour Deposition (AREA)

Abstract

Die vorliegende Erfindung betrifft eine Formgedächtnislegierung enthaltend die Zusammensetzung bestehend aus: - 30 bis 53 Gew.-% Cobalt; - 18 bis 35 Gew.-% Aluminium, sowie - 22 bis 40 Gew.-% Eisen und ggf. unvermeidbare Verunreinigungen.

Description

B E S C H R E I B U N G
Formgedächtnislegierungen aus einem Eisen-Cobalt-Aluminium System
Technisches Gebiet
Die vorliegende Anmeldung betrifft eine Formgedächtnislegierung auf Basis eines ternären Systems bestehend aus dem Elementen Eisen, Cobalt und Aluminium sowie die Verwendung der erfindungsgemäßen Formgedächtnislegierung .
Technischer Hintergrund
Formgedächtnislegierungen sind Legierungen, die in zwei unterschiedlichen Kristallstrukturen existieren können . Nach einer vorangegangenen plastischen Verformung können diese Legierungen durch Überschreiten der As-Temperatur in ihre alte Form gebracht werden, was als Einweg-Effekt bezeichnet wird . Ferner existieren Legierungen, die bei zwei unterschiedlichen Temperaturen ihre Form erinnern . Solche weisen dann einen sog . Zweiweg-Effekt auf. Des Weiteren können Formgedächtnislegierungen ein pseudoelastisches Verhalten zeigen, das durch eine reversible spannungsinduzierte martensitische Umwandlung charakterisiert ist.
Auf Nickel und Titan basierende Formgedächtnislegierungen zeigen hervorragende Eigenschaften hinsichtlich Reversibilität, Zyklenzahl und Umwandlungstemperaturen. Durch den hohen Preis der Ni- Ti-Legierungen und die begrenzte Umformbarkeit sind die Anwendungsgebiete begrenzt und kommen nur dort infrage, wo beispielsweise kleinere Mengen des Materials erforderlich sind .
Eisenbasierte Formgedächtnislegierungen, wie Fe-Mn-Si-Legierungen haben einen deutlich niedrigeren Preis als Ni-Ti-Legierungen, besitzen jedoch eine geringe Zyklenzahl als Ni-Ti-Legierungen. Bekannt sind ebenfalls eisenbasierte Formgedächtnislegierungen der Systeme Fe-Ni-Co-Al-Ti/Ta/Nb- B, Fe-Ni-Si, Fe-Ni-Nb, Fe-Ni-C, die aber entweder aufgrund der komplexen Herstellung, mangelnder Eigenschaften, Sprödigkeit oder Umwandlungstemperaturen nicht infrage kommen .
Zusammenfassung der Erfindung
Der Erfindung liegt somit die Aufgabe zu Grunde eine verbesserte Formgedächtnislegierung bereitzustellen .
Gelöst wird diese Aufgabe durch eine Formgedächtnislegierung mit den Merkmalen des Patentanspruchs 1. Erfindungsgemäß ist vorgesehen, dass die Formgedächtnislegierung eine Zusammensetzung enthält bestehend aus 30 bis 53 Gew.-% Cobalt, 18 bis 35 Gew.-% Aluminium, bevorzugt 21 bis 35 Gew.-% Aluminium, und 22 bis 40 Gew.-% Eisen sowie ggf. unvermeidbare Verunreinigungen .
Überraschenderweise hat sich gezeigt, dass eine Formgedächtnislegierung enthaltend die erfindungsgemäße Zusammensetzung zum einen höhere Umwandlungstemperaturen und zum anderen höhere Zyklenzahlen aufweist als vergleichbare Systeme im Stand der Technik.
Bevorzugt weist die Formgedächtnislegierung eine Phasenumwandlungstemperatur As und Ms im Bereich von 0 °C bis 200 °C auf.
Mehr bevorzugt weist die Formgedächtnislegierung eine Phasenumwandlungstemperatur As und Ms im Bereich von 60 °C bis 160 °C auf.
In einer anderen bevorzugten Ausführungsform beträgt die Differenz zwischen As und Ms 25 bis 40 °C.
Die Phasenumwandlungstemperatur ist dabei abhängig von der Zusammensetzung der Formgedächtnislegierung . Durch eine gezielte Erhöhung des Anteils einer Komponente kann die Phasenumwandlungstemperatur der Formgedächtnislegierung beispielsweise herabgesetzt werden.
Gemäß einer bevorzugten Ausführungsform besteht die Formgedächtnislegierung aus 40 Gew.-% Eisen, 30 Gew.-% Cobalt und 30 Gew.-% Aluminium.
Gemäß einer anderen bevorzugten Ausführungsform besteht die Formgedächtnislegierung aus 32 Gew.-% Eisen, 47 Gew.-% Cobalt und 21 Gew.-% Aluminium.
In einer weiteren bevorzugten Ausführungsform besteht die Formgedächtnislegierung aus 30 Gew.-% Eisen, 39 Gew.-% Cobalt und 31 Gew.-% Aluminium.
In einer weiteren bevorzugten Ausführungsform besteht die Formgedächtnislegierung aus 29 Gew.-% Eisen, 53 Gew.-% Cobalt und 18 Gew.-% Aluminium.
In einer weiteren bevorzugten Ausführungsform besteht die Formgedächtnislegierung aus 22 Gew.-% Eisen, 43 Gew.-% Cobalt und 35 Gew.-% Aluminium.
Gemäß einem weiteren Aspekt betrifft die vorliegende Erfindung die Verwendung der erfindungsgemäßen Formgedächtnislegierung als Verbindungselement. Gemäß einem weiteren Aspekt betrifft die vorliegende Erfindung die Verwendung der erfindungsgemäßen Formgedächtnislegierung als Aktorikelement.
Gemäß einem weiteren Aspekt betrifft die vorliegende Erfindung die Verwendung der erfindungsgemäßen Formgedächtnislegierung als Dämpfungselement.
Beispiele
Die folgenden fünf Zusammensetzungen der erfindungsgemäßen Formgedächtnislegierung wurden mittels des Magnetronsputterverfahrens hergestellt.
(1) Fe4oCo3oAI3o (Gew.-%)
(2) Fe32C047Al2i (Gew.-%)
(3) Fe3oCo39AI31 (Gew.-%)
(4) Fe29Co53Al18 (Gew.-%)
(5) Fe22Co43AI35 (Gew.-%)
Für die Herstellung der Zusammensetzungen (1) bis (5) wurde die Sputterkammer Kl (CMS 600/400LI N) der kombinatorischen Beschichtungsanlage 2173 der Firma DCA, Finnland verwendet. Die Beschichtungsanlage besteht aus zwei Sputterkammern (Multilagenverfahren (Kl) und Co- Depositionsverfahren (K2)), der zentralen Verteilungskammer und einer Schleusenkammer. Die Zusammensetzungen wurden sowohl im Multilagenverfahren, als auch im Co-Depositionsverfahren hergestellt.
Die Reinheit der eingesetzten Metalle (Targetmaterialien) betrug jeweils 99,95%. Der Basisdruck in der Sputterkammer lag bei 2*10 5 Pa . Zu Beginn jedes Herstellungsprozesses, vor der Abscheidung, wurden die Targetmaterialien bei geschlossener Quellblende, einem Ar-Partialdruck (Ar-Reinheit: 6N) von 1 ,99 Pa, mit einem Ar-Durchfluss von 100 sccm und bei einer Sputterleistung von 150 W für 3 min gereinigt. Für die Abscheidung wurde der Ar-Partialdruck auf 0,67 Pa mit einem Durchfluss von 60 sccm eingestellt. Bis auf Si wurden sämtliche Elemente mittels Gleichspannung (DC) abgeschieden . Um für Si als Halbleiter eine vergleichbare Sputtterrate (0,25 nm/s) zu erreichen, wurde es mittels gepulster Gleichspannung (pDC: Frequenz: 50kHz, Pulslänge: 496 ns) gesputtert.
Es wurden Si-Substrate (Durchmesser: 100 mm) mit einer 1,5 mm dicken Si02 Schicht als Diffusionsbarriere verwendet. Für die Herstellung der Zusammensetzungen mittels des Co-Depositions-Verfahrens (Sputterkammer K2) wurden in der Kammer fünf Kathoden (vier Kathoden für „RF-Sputtern" und eine für „DC- Sputtern") kreisförmig im Abstandswinkel von 72° oberhalb des Substrates angeordnet. Für einen stabilen Sputterprozess wurde bei nichtleitenden Materialien eine hochfrequente Wechselspannung („RF-Sputtern") mit 13,56 MHz angelegt. Der Abstand zwischen Substrat- und Targetoberfläche betrug 187 mm, bei einem Neigungswinkel der Kathoden von 45°. Bei der Co-Depostition wurden die gewünschten Targetmaterialien simultan auf dem Substrat abgeschieden . Es wurde eine atomare Durchmischung der gesputterten Targetmaterialien bereits in der Gasphase erzielt und damit eine Durchmischung der Materialien erreicht.
Zur Durchmischung und Legierungsbildung der Multilagenschichten wurden die Zusammensetzungen unmittelbar nach der Abscheidung geglüht. Dies wurde in den Sputterkammern Kl und K2 durch einen in den Manipulator integrierten Heizer durchgeführt. Sämtliche Zusammensetzungen wurden bei 500 °C für 60 min unter Vakuum geglüht. Für höhere Temperaturen erfolgten die Glühungen extern. Für weitere Glühungen bei 600°C und 700°C wurde ein Röhrenofen (HTRH 150-600/16, Gero), mit angeschlossener Glovebox (Sylatech) verwendet. Dort wurden die Glühungen unter einem konstanten Ar-Fluss (150 l/h) durchgeführt.
Die erhaltenen Legierungszusammensetzungen (1) - (5) wurden im Anschluss durch Messung des elektrischen Widerstands und mittels der Röntgendiffraktometrie (XRD) charakterisiert.
Die Charakterisierung des elektrischen Widerstands erfolgte bei Raumtemperatur. Der Abstand zwischen den einzelnen Messbereichen wurde auf 1,5 mm eingestellt, so dass sich ein Raster von insgesamt 3084 Messpunkten über die gesamte Oberfläche einer Zusammensetzung ergibt. Sämtliche Charakterisierungen wurden mit einem angelegten Messstrom von 50 mA durchgeführt. Um einen statistischen Mittelwert zu erhalten, wurde jede einzelne Messung dreimal durchgeführt und aus diesen Messwerten ein arithmetischer Mittelwert gebildet und für die anschließende Charakterisierung verwendet.
Ferner wurde ein temperaturabhängiger Widerstand gemessen . Hierfür wurde der Messstand entsprechend weiterentwickelt, so dass innerhalb eines definierten Temperaturbereichs die jeweilige Zusammensetzung in einem Rasterverfahren vollständig charakterisiert werden kann . Es wurde immer ein Temperaturbereich von -30 °C bis 200 °C bei einer Heiz-/Kühlrate von 0,5 °C/min vorgegeben und während dessen die jeweilige Zusammensetzung mit einem Messkopf abgerastert, auf dem 5 mal 4 Federkontaktstifte angeordnet sind.
Die kristallographischen Phasen der Zusammensetzungen wurden mittels der Röntgendiffraktometrie
(XRD) in der Bragg-Brentano-Geometrie charakterisiert. Verwendet wurde ein X'Pert Pro MPD (PANAalytical) Röntgendiffraktometer (Cu-Ka-Strahlung (λ: 0, 154 nm) und Ni-Filter zur Elimination der Cu-Kß-Strahlung, 0,04° Kollimator hinter der Röntgenquelle und vor dem Detektor, Pixel-Liniendetektor). An der Röntgenquelle wurde eine 5 mm breite Messingblende eingesetzt und die Bestrahlungslänge auf der Schichtoberfläche wurde mittels programmierbarer Divergenz-Blenden auf 3 mm eingestellt, so dass jeder Messbereich eine Fläche von ca . 3 x 5 mm2 aufweist. Die Schrittweite wurde auf 0,013° eingestellt. Der zu untersuchende Winkelbereich 2Θ wurde auf 30 - 90° festgelegt.
Kurze Beschreibung der Zeichnungen
Im Folgenden werden einige bevorzugte Formgedächtnislegierungen anhand von Zeichnungen näher erläutert. Im Einzelnen zeigen :
Fig. 1 eine temperaturabhängige Widerstandsmessung der Zusammensetzung Fe4oCo3oAI3o (Gew.- %),
Fig. 2 eine temperaturabhängige Phasenanalyse mittels XRD(T)-Messung der Zusammensetzung Fe4oCo3oAI3o (Gew.-%),
Fig. 3 eine temperaturabhängige Widerstandsmessung der Zusammensetzung Fe32Co47AI2i (Gew.- %),
Fig. 4 eine temperaturabhängige Phasenanalyse mittels XRD(T)-Messung der Zusammensetzung Fe32Co47AI2i (Gew.-%),
Fig. 5 eine temperaturabhängige Widerstandsmessung der Zusammensetzung Fe30Co3gAI31 (Gew.- %),
Fig. 6 eine temperaturabhängige Phasenanalyse mittels XRD(T)-Messung der Zusammensetzung FesoCosgAlj! (Gew.-%),
Fig. 7 eine temperaturabhängige Widerstandsmessung der Zusammensetzung Fe2gCo53Al18 (Gew.- %).
Fig. 8 eine temperaturabhängige Phasenanalyse mittels XRD(T)-Messung der Zusammensetzung Fe22Co43Al35 (Gew.-%), Fig. 9 eine Übersichtsdarstellung einer Phasenanalyse von fünf bevorzugten Zusammensetzungen. Beschreibung der bevorzugten Ausführungsformen
Fig. 1 zeigt Messkurven einer temperaturabhängigen Widerstandsmessung der bevorzugten Zusammensetzung Fe4oCo3oAI3o (Gew.-%). Hierbei zeigt sich während des Aufheizens eine Änderung des elektrischen Widerstands zwischen 65 - 75 °C, die eine Martensit -> Austenit Umwandlung nachweist. Während des Abkühlens findet eine elektrische Widerstandsänderung zwischen 95 - 105 °C statt, die eine Austenit -> Martensit Umwandlung nachweist.
Fig. 2 zeigt eine temperaturabhängige Phasenanalyse mittels XRD(T)-Messung der bevorzugten Zusammensetzung Fe4oCo3oAI3o (Gew.-%), die eine reversible Phasenumwandlung nachweist. Hierbei zeigt sich beim Aufheizen eine Verschiebung der Peaks sowie eine Änderung der Peakform. Nach dem Abkühlen nehmen die Peaks wieder ihre ursprüngliche Form an .
Fig. 3 zeigt Messkurven einer temperaturabhängigen Widerstandsmessung der bevorzugten Zusammensetzung Fe32Co47AI2i (Gew.-%). Hierbei zeigt sich während des Aufheizens eine Änderung des elektrischen Widerstands zwischen 80 - 90 °C, die eine Martensit -> Austenit Umwandlung nachweist. Während des Abkühlens findet eine elektrische Widerstandsänderung zwischen 120 - 130 °C statt, die eine Austenit -> Martensit Umwandlung nachweist.
Fig. 4 zeigt eine temperaturabhängige Phasenanalyse mittels XRD(T)-Messung der bevorzugten Zusammensetzung Fe32Co47AI2i (Gew.-%), die eine reversible Phasenumwandlung nachweist. Hierbei zeigt sich beim Aufheizen eine Verschiebung der Peaks sowie eine Änderung der Peakform. Nach dem Abkühlen nehmen die Peaks wieder ihre ursprüngliche Form an .
Fig. 5 zeigt Messkurven einer temperaturabhängigen Widerstandsmessung der bevorzugten Zusammensetzung Fe30Co3gAl3i (Gew.-%). Hierbei zeigt sich während des Aufheizens eine Änderung des elektrischen Widerstands zwischen 60 - 70 °C, die eine Martensit -> Austenit Umwandlung nachweist. Während des Abkühlens findet eine elektrische Widerstandsänderung zwischen 90 - 100 °C statt, die eine Austenit -> Martensit Umwandlung nachweist.
Fig. 6 zeigt eine temperaturabhängige Phasenanalyse mittels XRD(T)-Messung der bevorzugten Zusammensetzung Fe3oCo39AI31 (Gew.-%), die eine reversible Phasenumwandlung nachweist. Hierbei zeigt sich beim Aufheizen eine Verschiebung der Peaks sowie eine Änderung der Peakform. Nach dem Abkühlen nehmen die Peaks wieder ihre ursprüngliche Form an . Fig. 7 zeigt Messkurven einer temperaturabhängigen Widerstandsmessung der bevorzugten Zusammensetzung Fe2gCo53Ali8 (Gew.-%). Hierbei zeigt sich während des Aufheizens eine Änderung des elektrischen Widerstands zwischen 125 - 135 °C, die eine Martensit -> Austenit Umwandlung nachweist. Während des Abkühlens findet eine elektrische Widerstandsänderung zwischen 150 - 160 °C statt, die eine Austenit -> Martensit Umwandlung nachweist.
Fig. 8 zeigt eine temperaturabhängige Phasenanalyse mittels XRD(T)-Messung der bevorzugten Zusammensetzung Fe22Co43AI35 (Gew.-%), die eine reversible Phasenumwandlung nachweist. Hierbei zeigt sich beim Aufheizen eine Verschiebung der Peaks sowie eine Änderung der Peakform. Nach dem Abkühlen nehmen die Peaks wieder ihre ursprüngliche Form an .
Fig. 9 zeigt eine Übersichtsdarstellung einer temperaturabhängigen Phasenanalyse mittels XRD- Messungen der fünf bevorzugten Zusammensetzungen bei Raumtemperatur auf. Hierbei zeigt sich bei den Zusammensetzungen 1 - 4 die Bildung einer Heusler-Phase (FeCo2AI). Das Röntgendiffraktogramm der Zusammensetzung 5 lässt auf die Bildung einer B2-Phase (FeAl und CoAl) schließen .

Claims

PATENTANSPRÜCHE
1. Formgedächtnislegierung enthaltend die Zusammensetzung bestehend aus:
- 30 bis 53 Gew.-% Cobalt,
18 bis 35 Gew. -% Aluminium, sowie
22 bis 40 Gew.-% Eisen und ggf. unvermeidbare Verunreinigungen .
2. Formgedächtnislegierung nach Anspruch 1 , aufweisend eine Phasenumwandlungstemperatu As und Ms im Bereich von 0 °C bis 200 °C.
3. Formgedächtnislegierung nach Anspruch 1 , aufweisend eine Phasenumwandlungstemperatu As und Ms im Bereich von 60 °C bis 160 °C.
4. Verwendung einer Formgedächtnislegierung nach einem der vorhergehenden Ansprüche al Verbindungselement.
5. Verwendung einer Formgedächtnislegierung nach einem der vorhergehenden Ansprüche al Aktorikelement.
6. Verwendung einer Formgedächtnislegierung nach einem der vorhergehenden Ansprüche al Dämpfungselement.
PCT/EP2017/074047 2016-09-30 2017-09-22 Formgedächtnislegierungen aus einem eisen-cobalt-aluminium system Ceased WO2018060085A1 (de)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
DE102016219090.3A DE102016219090A1 (de) 2016-09-30 2016-09-30 Formgedächtnislegierungen aus einem Eisen-Cobalt-Aluminium System
DE102016219090.3 2016-09-30

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2018060085A1 true WO2018060085A1 (de) 2018-04-05

Family

ID=60083256

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/EP2017/074047 Ceased WO2018060085A1 (de) 2016-09-30 2017-09-22 Formgedächtnislegierungen aus einem eisen-cobalt-aluminium system

Country Status (2)

Country Link
DE (1) DE102016219090A1 (de)
WO (1) WO2018060085A1 (de)

Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE102022117133A1 (de) * 2022-07-08 2024-01-11 Fraunhofer-Gesellschaft zur Förderung der angewandten Forschung eingetragener Verein Fügeelement aus Formgedächtnisstahl und Verfahren zur Herstellung einer lösbaren Fügeverbindung

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US6153020A (en) * 1999-03-03 2000-11-28 Lucent Technologies Process for fabricating improved iron-cobalt magnetostrictive alloy and article comprising alloy
US7501032B1 (en) * 2006-02-28 2009-03-10 The United States Of America As Represented By The Administration Of Nasa High work output NI-TI-PT high temperature shape memory alloys and associated processing methods
US20120174573A1 (en) * 2009-03-04 2012-07-12 GM Global Technology Operations LLC Multi-segmented active material actuator
US20140007572A1 (en) * 2012-07-09 2014-01-09 GM Global Technology Operations LLC Methodology and Mechanisms for Enhancing High Ambient Temperature Performance in Shape Memory Alloy Applications

Family Cites Families (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
GB519183A (en) 1937-09-17 1940-03-19 British Thomson Houston Co Ltd Improvements in and relating to alloys
JPS51116107A (en) 1975-04-04 1976-10-13 Res Inst Electric Magnetic Alloys Damping alloy
IT1113141B (it) 1977-11-28 1986-01-20 Kobe Steel Ltd Anodo consumabile e apparato impiegante lo stesso per il trattamento di acqua di mare calda
WO2007055155A1 (ja) 2005-11-09 2007-05-18 Japan Science And Technology Agency 形状記憶性及び超弾性を有する鉄系合金及びその製造方法
EP2143460B1 (de) 2007-05-09 2015-07-22 Japan Science and Technology Agency Führungsdraht und stent

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US6153020A (en) * 1999-03-03 2000-11-28 Lucent Technologies Process for fabricating improved iron-cobalt magnetostrictive alloy and article comprising alloy
US7501032B1 (en) * 2006-02-28 2009-03-10 The United States Of America As Represented By The Administration Of Nasa High work output NI-TI-PT high temperature shape memory alloys and associated processing methods
US20120174573A1 (en) * 2009-03-04 2012-07-12 GM Global Technology Operations LLC Multi-segmented active material actuator
US20140007572A1 (en) * 2012-07-09 2014-01-09 GM Global Technology Operations LLC Methodology and Mechanisms for Enhancing High Ambient Temperature Performance in Shape Memory Alloy Applications

Also Published As

Publication number Publication date
DE102016219090A1 (de) 2018-04-05

Similar Documents

Publication Publication Date Title
DE4408250C2 (de) Oberflächenschichtsystem für Substrate
EP0632850B1 (de) Verbundkörper und dessen verwendung
DE69313460T3 (de) Nanokristalline metalle
EP2893053B1 (de) Verfahren zur herstellung einer metallborocarbidschicht auf einem substrat
EP1990438B1 (de) Werkzeug mit Beschichtung
DE69209057T2 (de) Verwendung einer quasi-cristalline Aluminiumlegierung als thermisches Schutzelement
DE112016003954B4 (de) Beschichtetes Werkzeug
DE112004000720B4 (de) Aluminiumoxidschutzschicht und Herstellungsverfahren dafür
DE102016108734B4 (de) Beschichteter Körper und Verfahren zur Herstellung des Körpers
WO2003085152A2 (de) Beschichteter körper und ein verfahren zur beschichtung eines körpers
WO2002092866A2 (de) Mit einer diamantschicht überzogener verbundwirkstoff und verfahren zu dessen herstellung
DE68903073T2 (de) Duenner, korrosions- und hitzefester film aus einer aluminiumlegierung sowie verfahren zu dessen herstellung.
DE102014104672A1 (de) Beschichtetes Schneidwerkzeug und Verfahren zu seiner Herstellung
EP0337007B1 (de) Hartstoff-Schutzschicht mit homogener Elementverteilung
DE102008024504A1 (de) Verfahren und Vorrichtung zum Kaltgasspritzen
DE69213640T2 (de) Hochkorrosionsbeständige amorphe Legierungen
EP3259383B1 (de) Zinn-nickel-schicht mit hoher härte
EP2646599A1 (de) Reaktive metallische systeme und verfahren zum herstellen von reaktiven metallischen systemen
WO2018060085A1 (de) Formgedächtnislegierungen aus einem eisen-cobalt-aluminium system
EP1029104B1 (de) GASSTRAHL-PVD-VERFAHREN ZUR HERSTELLUNG EINER SCHICHT MIT MoSi2
WO2024165268A1 (de) Siliziumhaltige übergangsmetallboridverdampfungsquelle
DE202017104061U1 (de) Beschichtungseinrichtung mit beschichteter Sendespule
DE10314929B9 (de) Körper mit einer Beschichtung in R-3c Struktur, Verfahren und Vorrichtung zur PVD-Beschichtung
DE10316379A1 (de) Verfahren zur Herstellung von Metall-Polymer-Nanokompositen
EP1900842A1 (de) Pack auf Zwischenschicht

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 17783738

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

122 Ep: pct application non-entry in european phase

Ref document number: 17783738

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1