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EP1910582B1 - Verfahren zur herstellung einer kupferlegierung mit hoher dämpfungskapazität und deren verwendung - Google Patents

Verfahren zur herstellung einer kupferlegierung mit hoher dämpfungskapazität und deren verwendung Download PDF

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Publication number
EP1910582B1
EP1910582B1 EP06775757A EP06775757A EP1910582B1 EP 1910582 B1 EP1910582 B1 EP 1910582B1 EP 06775757 A EP06775757 A EP 06775757A EP 06775757 A EP06775757 A EP 06775757A EP 1910582 B1 EP1910582 B1 EP 1910582B1
Authority
EP
European Patent Office
Prior art keywords
alloy
process according
temperature
temperatures
transformation
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.)
Not-in-force
Application number
EP06775757A
Other languages
English (en)
French (fr)
Other versions
EP1910582A2 (de
Inventor
Hennadiy Zak
Sönke VOGELGESANG
Agnieszka Mielczarek
Babette Tonn
Werner Riehemann
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.)
Technische Universitaet Clausthal
Original Assignee
Technische Universitaet Clausthal
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 Technische Universitaet Clausthal filed Critical Technische Universitaet Clausthal
Publication of EP1910582A2 publication Critical patent/EP1910582A2/de
Application granted granted Critical
Publication of EP1910582B1 publication Critical patent/EP1910582B1/de
Not-in-force legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

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Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C9/00—Alloys based on copper
    • C22C9/01—Alloys based on copper with aluminium as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C9/00—Alloys based on copper
    • C22C9/05—Alloys based on copper with manganese as the next major constituent

Definitions

  • the invention relates to a method for producing a copper alloy with adjusted to the application of the components alloy properties and specifically with targeted improved, or optimally adjusted mechanical damping, which is particularly suitable for mechanically, for example, by vibration, impact or shock, loaded components. Furthermore, the invention relates to the use of the alloy obtained by the method for reducing vibrations and noise attenuation of mechanically loaded components.
  • HIDAMETs Hlgh DAmping METals
  • high mechanical damping capacity is desirable for reducing vibration and noise reduction.
  • Such alloys are therefore particularly suitable for the manufacture of ship propellers and pump housings, as well as for use in vibrating machines and for preventing vibration disturbances in various precision apparatuses and electronic instruments.
  • the alloys are also suitable for use in various tools that are exposed to vibrations and / or shocks during operation, such as punches or dies in sheet metal forming or in lathes and milling machines.
  • HIDAMETs There are a variety of HIDAMETs known that can be used for noise damping and vibration absorption.
  • the fields of application of a large part of these materials, in particular of magnesium and magnesium alloys, are severely limited by their insufficient mechanical and corrosion properties.
  • HIDAMETs with martensitic phase transformations are of particular importance in the art for achieving high attenuation properties. Alloys with martensitic phase transformations have a different atomic arrangement in the solid state at high temperatures than at low temperatures.
  • the high temperature phase is referred to as "austenite” and the low temperature phase as “martensite”.
  • austenite The transformation of austenite into martensite takes place on cooling of the material from the austenitic state and begins at the martensite start temperature MS.
  • the martensitic transformation is completed when the martensite finish temperature MF is reached.
  • Ni-Ti alloy (“Nitinol”), Cu-Zn-Al alloys (“Proteus”) and Mn-Cu alloys (“Sonoston”).
  • Ni-Ti alloys must be produced consuming under vacuum and are also very expensive due to the alloying elements involved.
  • Cu-Zn-Al alloys are much cheaper.
  • the limited corrosion resistance and the tendency to brittle fracture behavior are significant disadvantages of these alloys.
  • they are extremely severe in both the austenitic and the martensitic state to aging.
  • Mn-Cu alloys have been specially developed for the manufacture of ship propellers. Due to the relatively wide solidification interval of about 130 ° C, these alloys are prone to hot cracking. In addition, aging effects also occur here, so that a significant decrease in the damping effect occurs already at room temperature after storage for about 1000 hours.
  • the patent US Pat. No. 3,868,279 discloses high-damping Cu-Mn-Al alloys and a way to improve their damping properties by heat treatment.
  • These ternary alloys contain 32-42% by weight of Mn, 2-4% by weight of Al and the remainder of Cu, the Mn content preferably being 40% and the Al content preferably being 2-3%.
  • These alloys are cold rolled and heat treated at temperatures between 649 ° C and 760 ° C, quenched in water, then aged at 204 ° C to 482 ° C for 1.5 to 24 hours and cooled in air. It is described a significant improvement in damping properties with less brittleness compared to the prior art Heusler alloys.
  • a technically interesting material alternative to the HIDAMETs described above are Cu-Al-Mn shape memory alloys. These materials also exhibit a thermoelastic martensite transformation.
  • the patent US 4,146,392 describes Cu-Al-Mn shape memory alloys containing in addition to the main constituent copper as alloying constituents 4.6 to 13 wt .-% manganese and 8.6 to 12.8 wt .-% aluminum and have a good resistance to aging. These are alloys whose austenite-martensite transformation takes place at temperatures below 0 ° C. and whose shape memory effect is exploited, for example to produce pipe connection elements.
  • the alloys proposed for this purpose contain, in addition to copper and aluminum, for example, an element from the group of zinc, silicon, manganese and iron.
  • the invention therefore an object of the invention to provide heavy-duty and corrosion-resistant HIDAMETs with a precisely adjustable even in the decisive for the intended application temperature range high damping capacity and a method for their production.
  • the object of the invention is achieved by the method according to claim 1 and the use according to claim 13.
  • Steps c) and d) may be repeated as many times as necessary until the desired adaptation of the transformation temperatures or intervals is achieved.
  • the alloys obtained by the process according to the invention are otherwise produced by conventional melting and casting processes. Apart from cast alloy, the alloy can also be used as wrought alloy. The alloy can be cold or hot formed.
  • the alloys described herein are particularly advantageous for all applications where a high mechanical damping capacity is required, i. especially for mechanically loaded components, devices or housings that are subject to vibrations, impacts or shocks.
  • the alloys differ from Sonoston in significantly higher aluminum and significantly lower manganese contents.
  • the high aluminum content improves the strength of the material according to the invention and at the same time increases its resistance to abrasion, erosion and cavitation.
  • the reduced manganese concentration has a positive effect on the cast-technological properties of the alloy due to the reduction in the solidification interval.
  • dense, oxide and warm crack-free casts can be produced with unit weights of several tons without quality problems.
  • the proportions of the alloy components are usually varied, for. B. as described in more detail below. It has been found that the mechanical damping capacity, which frequently fluctuates greatly with variation of the composition , can be optimized and set to higher values with the aid of a targeted fine tuning of the contents of the individual alloy components than if only the martensitic region were preferred for better reproducible damping properties. as is usual in the prior art.
  • the martensit austenitic transformation temperatures or the associated intervals M s to M F and / or A s to A F adapted to a predetermined operating or operating temperature which will occur in the intended use of the alloy in a "component".
  • component is intended to cover all conceivable practical applications and include both individual parts, such as more complex composite components, housings, machines and the like.
  • Both the operating temperature and the working temperature can be medium temperatures, ie average values from a working or application area.
  • both transition temperature intervals, the martensitic and the austenitic may be used to set to one or more different operating temperature ranges. The adjustment is made by varying the weight proportions of the above alloying ingredients during the melting of the alloy.
  • nickel, iron, cobalt, zinc, silicon, vanadium, niobium, molybdenum, chromium, tungsten, beryllium, lithium, yttrium, cerium, scandium, calcium, titanium, phosphorus, zirconium, boron, nitrogen, carbon it is possible to specially adapt the properties of the alloy obtained by the process to the particular application.
  • addition of nickel or silicon increases corrosion resistance and strength properties.
  • the elements iron, vanadium, niobium, molybdenum, chromium, tungsten, yttrium, cerium, scandium, calcium, titanium, zirconium, boron are important for achieving grain refining.
  • Nitrogen and carbon together with transition elements improve the mechanical properties of the alloy obtained according to the invention.
  • the aging resistance of the alloy in both austenitic and martensitic states is increased by the addition of cobalt.
  • Beryllium and phosphorus protect the melt from oxidation.
  • the alloy therefore preferably contains between 1 and 4% by weight of nickel.
  • a preferred embodiment of the alloy contains between 11.6 and 12% by weight, preferably about 11.8% by weight of aluminum.
  • manganese contents between 8 and 10 wt .-% are preferred in the alloy.
  • the alloy may further preferably contain between 0.01 and 1% by weight of cobalt.
  • the structure of the cast alloy is characterized by relatively large cast grains and is preferably grain-fined to achieve optimum mechanical properties. become. Boron additions between 0.001 and 0.05% by weight and / or chromium additions between 0.01 and 0.8% by weight and / or iron additions of 2 to 4% by weight are particularly effective for this purpose.
  • the grain refining can be carried out by adding rare earths up to 0.3% by weight.
  • the alloy may further contain between 2 and 6% zinc.
  • the alloys may preferably have MS temperatures> 0 ° C, without the invention being limited thereto.
  • the invention provides a significant improvement in the damping properties, since only by the invention, the optimal adjustment of these properties while taking into account other desired properties is possible.
  • the method according to the invention makes it possible to adapt the transformation temperatures in the material to the respective conditions of use such that the specific damping capacity of the alloys according to the invention reaches up to 80% and more at the intended application temperature.
  • a particularly composed copper alloy contains as alloying components more than 4% by weight of manganese, more than 10% by weight of aluminum, 0.01 to 0.8 wt .-% chromium and individually or in total 0 to 18% by weight of one or more of the elements nickel, iron, cobalt, Zinc, silicon, vanadium, niobium, molybdenum, chromium, tungsten, beryllium, lithium, yttrium, cerium, scandium, calcium, titanium, phosphorus, zirconium, boron, nitrogen, Carbon, but each element does not exceed 6% and contains 100 wt .-% copper.
  • a selected copper alloy which is suitable in particular for mechanically loaded components with specifically improved mechanical damping, contains as alloy constituents > 4 to 12% by weight of manganese, > 10 to 14% by weight of aluminum, 0.01 to 0.8 wt .-% chromium and individually or in total 0 to 18% by weight of one or more of the elements nickel, iron, cobalt, Zinc, silicon, vanadium, niobium, molybdenum, chromium, tungsten, beryllium, lithium, yttrium, cerium, scandium, calcium, titanium, phosphorus, zirconium, boron, nitrogen, carbon, but each element not more than 6% and ad 100% by weight of copper.
  • the copper alloy may preferably contain between 1 and 4 wt% nickel.
  • the copper alloy may preferably contain between 11.6 and 12% by weight, more preferably about 11.8% by weight of aluminum.
  • the copper alloy may preferably contain between 8 and 10% by weight of manganese.
  • the copper alloy may preferably contain between 2 and 4% by weight of iron and / or between 0.001 and 0.05% by weight of boron.
  • the copper alloy may preferably contain between 0.01 and 1 wt% cobalt.
  • the copper alloy may preferably contain between 0.01 and 0.3 wt% of rare earths.
  • the copper alloy may furthermore preferably contain between 2 and 6% by weight of zinc.
  • This abovementioned copper alloy can be obtained according to the invention by adapting the martensit-austenitic transformation temperatures or the associated intervals MS to MF and / or AS to AF to a predetermined operating or operating temperature of the component, as described above.
  • Affinity to oxygen is preferable to adding aluminum to lower the transition temperatures to an addition of manganese.
  • the maximum values for the specific damping capacity occur in the alloy according to the invention during cooling from the austenite state in the range between M s and M F and when heating from the Martensitschreib between A s and A F.
  • the temperature in the middle of the martensitic or austenitic phase transition interval should be as close as possible to the operating temperature of components made from the alloy of the invention. It is therefore possible with the invention to produce alloys for specific predetermined service or operating temperatures or temperature ranges, which are then particularly suitable for certain applications and components.
  • the exact adjustment of the transformation temperatures is made with a sample taken during the melting process which allows an express control of the transformation temperatures for the liquid alloy.
  • a sample for the express control it is preferable to use a cast wire drawn from the melt by means of a quartz tube in which a negative pressure is generated.
  • the determination of the transformation temperatures can be carried out on this sample, depending on the expected application either in the casting state or after the heat treatment by known experimental methods for the detection of Phasentiber réellen.
  • the transformation temperature on the sample may be by calorimetry, dilatometry, electrical conductivity measurement, light microscopy, or acoustic emission measurement.
  • the martensitic transformation can also be initiated in a defined temperature range via externally applied voltages.
  • the transformation temperatures in the material increase linearly with the load. This increase in the transformation temperatures must already be considered in the production of components made from the alloy according to the invention, if mechanical stresses are to be expected there.
  • the damping maximum is also considerably influenced by the microstructure of the alloy, with larger grains leading to better damping properties.
  • the grain size of the alloy can be adjusted so that for each specific application, an optimal compromise between the damping capacity and the mechanical properties is achieved.
  • an improvement of the damping properties can be achieved by a heat treatment.
  • a heat treatment As particularly effective has an annealing at temperatures of 650 ° C to 950 ° C with subsequent cooling or quenching (quenching) in liquid or gaseous media such.
  • quenching quenching
  • the temperature of the quenching medium should preferably be above the M s temperature in order to avoid uncontrollable shifts in the transformation temperatures in the material.
  • the aging sensitivity of the transition temperatures can be reduced according to the invention by an additional aging of the quenched alloy at a temperature of 150 ° C to 250 ° C. Expediently, such outsourcing takes 5 to 120 minutes.
  • a martensitic structure can be produced in the surface layer according to a further feature of the invention by laser remelting.
  • the surface layer takes over the damping role, without the entire component must be subjected to a costly heat treatment.
  • the transformation temperatures of the alloy during melting by the express control are adjusted so that, taking into account the cooling conditions in the laser remelting, the transition temperatures in the surface layer correspond to the application temperature of the component.
  • the alloys obtained by the process according to the invention can be used particularly advantageously for reducing vibrations for noise damping on mechanically loaded components, in particular in ship propellers, machine housings, in particular pump housings, generator housings, vibrating machines, precision apparatus, electronic instruments, tools which, during operation, oscillate and / or or are exposed to blows or generate them, in particular stamps, dies, machine hammers, turning and milling tools.
  • the sample is a cast wire having a length of 10 to 150 mm (preferably 15 to 100 mm) and a cross-sectional area of 0.2 to 7 mm 2 , preferably 0.7 to 3.2 mm 2 . This is pulled out of the melt with the help of a quartz tube, in which a negative pressure is generated. This sample can be used directly and very quickly with known detection methods. In a preferred method also used here, the acoustic emission is tracked over a temperature profile.
  • Fig. 1 Formation of specific damping capacity of the alloy of the example taken for a heating and cooling cycle
  • FIG. 1 shows a measurement diagram that have been taken to the example described above.
  • the specific damping capacity is plotted in% above the temperature in ° C.
  • the temperatures were passed through in a heating and cooling cycle from below zero to 200 ° C and back.
  • the example alloy in the austenitic interval much higher attenuation can be achieved than in the martensitic, so that the frequently occurring in the art restriction to martensitic structures must lead to significant disadvantages for the alloy properties.
  • the example alloy achieves its maximum damping properties at a temperature of 120 ° C and thus successfully fulfills the stated task.
  • the achievable damping is over 70%.

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Description

  • Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung einer Kupferlegierung mit auf den Anwendungszweck der Bauteile eingestellten Legierungseigenschaften und speziell mit gezielt verbesserter, bzw. optimal eingestellter mechanischer Dämpfung, die besonders für mechanisch, beispielsweise durch Vibration, Stoß oder Schlag, belastete Bauteile geeignet ist. Weiterhin betrifft die Erfindung die Verwendung der mit dem Verfahren erhaltenen Legierung zur Verringerung von Vibrationen und zur Geräuschsdämpfung an mechanisch belasteten Bauteilen.
  • Metallische Werkstoffe, bzw. Legierungen mit hoher Dämpfungskapazität sind grundsätzlich bekannt und werden auch als HIDAMETs (Hlgh DAmping METals) bezeichnet.
  • Eine hohe mechanische Dämpfungskapazität ist zum Beispiel erwünscht zur Verringerung von Vibrationen und zur Geräuschdämpfung. Derartige Legierungen eignen sich deshalb besonders zur Herstellung von Schiffspropellern und Pumpengehäusen, sowie zum Einsatz in vibrierenden Maschinen und zur Verhinderung von Störungen durch Vibration bei verschiedenen Präzisionsapparaturen und elektronischen Instrumenten. Bei gleichzeitig hoher Verschleißbeständigkeit eigenen sich die Legierungen darüber hinaus zum Einsatz in diversen Werkzeugen, die beim Betrieb Schwingungen und/oder Schlägen ausgesetzt sind, beispielsweise Stempel bzw. Matrizen bei der Blechumformung oder bei Dreh- und Fräsmaschinen.
  • Es ist eine Vielzahl von HIDAMETs bekannt, die zur Geräuschdämpfung und zur Absorption von Vibrationen einsetzbar sind. Die Anwendungsgebiete eines Großteils dieser Werkstoffe, insbesondere von Magnesium und Magnesium-Legierungen, sind jedoch durch ihre ungenügenden mechanischen und Korrosionseigenschaften stark eingeschränkt.
  • HIDAMETs mit martensitischen Phasenumwandlungen sind im Stand der Technik zum Erzielen von hohen Dämpfungseigenschaften von besonderer Bedeutung. Legierungen mit martensitischen Phasenumwandlungen weisen im festen Zustand bei hohen Temperaturen eine andere Atomanordnung auf als bei niedrigen Temperaturen. Die Hochtemperaturphase wird als "Austenit" und die Niedertemperaturphase als "Martensit" bezeichnet. Die Umwandlung des Austenits in Martensit erfolgt bei Abkühlung des Werkstoffes aus dem austenitischen Zustand und beginnt bei der Martensit-Starttemperatur MS. Die martensitische Umwandlung ist bei Erreichen der Martensit-Finishtemperatur MF abgeschlossen. Die Umwandlung von Martensit in Austenit findet bei Erwärmung des Werkstoffes aus dem martensitischen Zustand statt, beginnt bei der Austenit-Starttemperatur AS und ist mit Erreichen der Austenit-Finishtemperatur AF abgeschlossen. Im Allgemeinen ist die Dämpfung im Martensitbereich (T<MF) wegen der sehr viel höheren Defektdichte höher als im Austenitbereich (T>AF).
  • Die bekanntesten Legierungen der genannten Art sind Ni-Ti-Legierung ("Nitinol"), Cu-Zn-Al-Legierungen ("Proteus") und Mn-Cu-Legierungen ("Sonoston"). Diese drei Legierungstypen weisen jedoch Nachteile auf, die ihre Anwendungsmöglichkeiten wesentlich einschränken. Ni-Ti-Legierungen müssen aufwändig unter Vakuum hergestellt werden und sind zudem bedingt durch die beteiligten Legierungselemente sehr teuer. Im Vergleich mit Nitinol sind Cu-Zn-Al Legierungen wesentlich kostengünstiger. Die eingeschränkte Korrosionsbeständigkeit und die Neigung zum Sprödbruchverhalten stellen wesentliche Nachteile dieser Legierungen dar. Zusätzlich neigen sie sowohl im austenitischen als auch im martensitischen Zustand außerordentlich stark zur Alterung. Die weit verbreiteten Mn-Cu-Legierungen wurden speziell zur Herstellung von Schiffspropellern entwickelt. Durch das mit ca. 130 °C relativ breite Erstarrungsintervall neigen diese Legierungen stark zur Warmrissbildung. Zusätzlich treten auch hier Alterungseffekte auf, so dass bei Raumtemperatur bereits nach einer Lagerung von ca. 1000 h ein deutlicher Rückgang der Dämpfungswirkung auftritt.
  • Die Patentschrift US 3 868 279 offenbart hochdämpfende Cu-Mn-Al-Legierungen sowie eine Möglichkeit zur Verbesserung ihrer Dämpfungseigenschaften durch Wärmebehandlung. Diese ternären Legierungen enthalten 32 - 42 Gew.-% Mn, 2 - 4 Gew.-% Al und den Rest Cu, wobei der Mn-Gehalt vorzugsweise 40 % und der Al-Gehalt vorzugsweise 2 - 3 % beträgt. Diese Legierungen werden im kalten Zustand gewalzt und einer Wärmebehandlung bei Temperaturen zwischen 649 °C und 760 °C unterzogen, in Wasser abgeschreckt, anschließend bei 204 °C bis 482 °C für 1,5 bis 24 Stunden gealtert und an Luft abgekühlt. Es wird eine deutliche Verbesserung der Dämpfungseigenschaften bei geringerer Sprödigkeit im Vergleich zu den vorbekannten Heusler-Legierungen beschrieben.
  • <ZHENG CHENG-QI, CHENG XIAO-NONG: "High-damping capacity of shape memory alloys" THE CHINESE JOURNAL OF NONFERROUS METALS, Bd. 14, Nr. 2, Februar 2004 (2004-02), Seiten 194-198, XP001248141> zeigt die Dämpfungseigenschaften von Cu-Al-Mn-Formgdächtnislegierungen in Abhängigkeit von deren Zusammensetzung. Dabei, wurden für Martensit und Mutterphase (parent phase) in beiden Fällen hohe Dämpfungskapazitäten festgestellt.
  • Eine technisch interessante Werkstoffalternative zu den oben beschriebenen HIDAMETs stellen Cu-Al-Mn-Formgedächtnislegierungen dar. Auch diese Werkstoffe weisen eine thermoelastische Martensitumwandlung auf. Das Patent US 4 146 392 beschreibt Cu-Al-Mn-Formgedächtnislegierungen die neben dem Hauptbestandteil Kupfer als Legierungsbestandteile 4,6 bis 13 Gew.-% Mangan und 8,6 bis 12,8 Gew.-% Aluminium enthalten und eine gute Beständigkeit gegen Alterung aufweisen. Es handelt sich hierbei um Legierungen, deren Austenit-MartensitUmwandlung bei Temperaturen unterhalb von 0 °C stattfindet und deren Formgedächtniseffekt ausgenutzt wird, um beispielsweise Rohrverbindungselemente herzustellen.
  • Aus der DE 2055755 ist ein Verfahren zur Herstellung von Gegenständen aus Kupfer-Basis-Legierungen bekannt, die in der Lage sind, bei Änderung der Temperatur ihre Gestalt zu ändern. Die hierfür vorgeschlagenen Legierungen enthalten neben Kupfer und Aluminium beispielsweise zusätzlich ein Element aus der Gruppe Zink, Silizium, Mangan und Eisen.
  • Trotz der sehr günstigen Kombination von mechanischen Eigenschaften und erzielbaren martensitischen Umwandlungstemperaturen ist die Anwendung von Cu-Al-Mn-Formgedächtnislegierungen für geräusch- und schwingungsdämpfende Werkstoffe bislang nicht in Betracht gezogen worden, da die mechanischen Dämpfungseigenschaften bislang nicht gezielt eingestellt werden konnten und unter Umständen sogar von Charge zu Charge stark schwankten.
  • Der Erfindung lag daher die Aufgabe zugrunde, hochbelastbare und korrosionsbeständige HIDAMETs mit einer gerade auch in dem für den geplanten Anwendungszweck entscheidenden Temperaturbereich zuverlässig einstellbaren hohen Dämpfungskapazität und ein Verfahren zu deren Herstellung bereitzustellen.
  • Die Aufgabe der Erfindung wird gelöst durch das Verfahren nach Anspruch 1 und die Verwendung nach Anspruch 13.
  • Die Schritte c) und d) können so oft wie erforderlich wiederholt werden bis die gewünschte Anpassung der Umwandlungstemperaturen bzw. -intervalle erreicht ist.
  • Die Zusammensetzung für die Legierung wird ausgewählt aus den Bestandteilen:
    • 2 bis 12 Gew.-% Mangan,
    • 5 bis 14 Gew.-% Aluminium und
    • einzeln oder in Summe
    • 0 bis 18 Gew.-% eines oder mehrerer der Elemente Nickel, Eisen, Cobalt, Zink,
    • Silizium, Vanadin, Niob, Molybdän, Chrom, Wolfram, Beryllium, Lithium, Yttrium,
    • Cer, Scandium, Calzium, Titan, Phosphor, Zirkonium, Bor, Stickstoff, Kohlenstoff,
      jedoch je Element nicht mehr als 6 % und
      ad 100 Gew.-% Kupfer.
  • Die mit dem erfindungsgemäßen Verfahren erhaltenen Legierungen werden ansonsten durch konventionelle Schmelz- und Gießverfahren erzeugt. Außer als Gusslegierung kann die Legierung auch als Knetlegierung zum Einsatz kommen. Die Legierung lässt sich kalt oder warm umformen. Die hier beschriebenen Legierungen sind für alle Anwendungsfälle besonders vorteilhaft, bei denen es auf eine hohe mechanische Dämpfungskapazität ankommt, d.h. besonders für mechanisch belastete Bauteile, Geräte oder Gehäuse, die Vibrationen, Schlägen oder Stößen ausgesetzt sind.
  • Die Legierungen unterscheiden sich von Sonoston durch erheblich höhere Aluminium- und deutlich niedrigere Mangangehalte. Der hohe Aluminiumgehalt verbessert die Festigkeit des erfindungsgemäßen Werkstoffs und erhöht gleichzeitig seine Beständigkeit gegenüber Abrasion, Erosion und Kavitation. Die verringerte Mangan-Konzentration wirkt sich durch die Verkleinerung des Erstarrungsintervalls positiv auf die gießtechnologischen Eigenschaften der Legierung aus. Somit können dichte, oxid- und warmrissfreie Abgüsse auch mit Stückgewichten von mehreren Tonnen ohne Qualitätsprobleme gefertigt werden.
  • Um die für einen gewünschten Einsatzzweck optimalen Eigenschaften zu erhalten, werden die Mengenanteile der Legierungskomponenten üblicherweise variiert, z. B. wie nachfolgend noch genauer beschrieben. Es wurde gefunden, dass sich die bei Variation der Zusammensetzung häufig stark schwankende mechanische Dämpfungskapazität mit Hilfe eines gezielten Fein-Tunings der Gehalte der einzelnen Legierungskomponenten optimieren und auf höhere Werte einstellen lässt, als wenn man für besser reproduzierbare Dämpfungseigenschaften ausschließlich den martensitischen Bereich bevorzugen würde, wie es sonst im Stand der Technik üblich ist.
  • Für die gezielte Verbesserung der mechanischen Dämpfung werden die martensit-austenitischen Umwandlungstemperaturen oder die zugehörigen Intervalle Ms bis MF und/oder As bis AF an eine vorbestimmte Einsatz- oder Arbeitstemperatur angepasst, die bei der bestimmungsgemäßen Verwendung der Legierung in einem "Bauteil" auftreten wird. Hierdurch wird zugleich eine hohe innere Reibung eingestellt. Der Begriff "Bauteil" soll sich auf alle denkbaren praktischen Einsatzmöglichkeiten beziehen und sowohl Einzelteile, wie komplexere zusammengesetzte Bauteile, Gehäuse, Maschinen und dergleichen umfassen. Sowohl bei der Einsatz- wie auch der Arbeitstemperatur kann es sich um mittlere Temperaturen, d.h. Mittelwerte aus einem Arbeits- oder Einsatzbereich handeln. Gegebenenfalls können beide Umwandlungstemperaturintervalle, das martensitische und das austenitische, für die Einstellung auf einen größeren oder zwei verschiedenen Arbeitstemperaturbereiche verwendet werden. Die Anpassung geschieht mittels Variation der Gewichtsanteile der oben angegebenen Legierungsbestandteile während des Erschmelzens der Legierung.
  • Mit Hilfe der Elemente Nickel, Eisen, Cobalt, Zink, Silizium, Vanadin, Niob, Molybdän, Chrom, Wolfram, Beryllium, Lithium, Yttrium, Cer, Scandium, Calcium, Titan, Phosphor, Zirkonium, Bor, Stickstoff, Kohlenstoff ist es möglich, die Eigenschaften der durch das Verfahren erhaltenen Legierung auf den jeweiligen Verwendungszweck speziell anzupassen. So erhöht beispielsweise eine Zugabe von Nickel oder Silizium die Korrosionsbeständigkeit und Festigkeitseigenschaften. Die Elemente Eisen, Vanadin, Niob, Molybdän, Chrom, Wolfram, Yttrium, Cer, Scandium, Calcium, Titan, Zirkonium, Bor sind zum Erzielen einer Kornfeinung von Bedeutung. Stickstoff und Kohlenstoff verbessern gemeinsam mit Übergangselementen die mechanischen Eigenschaften der erfindungsgemäß erhaltenen Legierung. Die Alterungsbeständigkeit der Legierung sowohl im austenitischen als auch im martensitischen Zustand wird durch Zugabe von Cobalt erhöht. Beryllium und Phosphor schützen die Schmelze vor Oxidation. Durch diverse Kombinationen der Legierungselemente kann darüber hinaus ein unterschiedlich starker Einfluss auf die Umwandlungstemperaturen der erfindungsgemäßen Legierung genommen werden, um das Anforderungsprofil für einen konkreten Anwendungsfall optimal zu erfüllen.
  • Vorzugsweise enthält die Legierung daher zwischen 1 und 4 Gew.-% Nickel. Eine bevorzugte Ausführungsform der Legierung enthält zwischen 11.6 und12 Gew.-%, vorzugsweise etwa 11,8 Gew.-% Aluminium. Weiterhin sind Mangangehalte zwischen 8 und 10 Gew.-% in der Legierung bevorzugt. Die Legierung kann weiter vorzugsweise zwischen 0,01 und 1 Gew.-% Cobalt enthalten.
  • Das Gefüge der gegossenen Legierung zeichnet sich durch relativ große Gusskörner aus und wird vorzugsweise zum Erzielen der optimalen mechanischen Eigenschaften korngefeint. werden. Dafür sind Borzusätze zwischen 0,001 und 0,05 Gew.-% und/oder Chromzusätze zwischen 0,01 und 0,8 Gew.-% und/oder Eisenzusätze von 2 bis 4 Gew.-% besonders effektiv. Darüber hinaus kann die Kornfeinung durch Zugabe von Seltenen Erden bis zu 0,3 Gew.-% erfolgen.
  • Die Legierung kann weiter zwischen 2 und 6% Zink enthalten.
  • Die Legierungen können vorzugsweise MS-Temperaturen > 0 °C besitzen, ohne dass die Erfindung hierauf beschränkt ist.
  • Die Erfindung schafft eine deutliche Verbesserung der Dämpfungseigenschaften, da erst durch die Erfindung die optimale Einstellung dieser Eigenschaften bei gleichzeitiger Berücksichtigung anderer gewünschter Eigenschaften möglich wird. Das erfindungsgemäße Verfahren ermöglicht es, die Umwandlungstemperaturen im Material so an die jeweiligen Einsatzbedingungen anzupassen, dass die spezifische Dämpfungskapazität der erfindungsgemäßen Legierungen bei der vorgesehenen Anwendungstemperatur bis zu 80 % und mehr erreicht.
  • Eine besonders zusammengesetzte Kupferlegierung enthält als Legierungsbestandteile
    mehr als 4 Gew.-% Mangan,
    mehr als 10 Gew.-% Aluminium,
    0,01 bis 0,8 Gew.-% Chrom und
    einzeln oder in Summe
    0 bis 18 Gew.-% eines oder mehrerer der Elemente Nickel, Eisen, Cobalt,
    Zink, Silizium, Vanadin, Niob, Molybdän, Chrom, Wolfram, Beryllium, Lithium, Yttrium, Cer, Scandium, Calzium, Titan, Phosphor, Zirkonium, Bor, Stickstoff,
    Kohlenstoff, jedoch je Element nicht mehr als 6% und
    ad 100 Gew.-% Kupfer enthält.
  • Eine ausgewählte Kupferlegierung, die insbesondere für mechanisch belastete Bauteile mit gezielt verbesserter mechanische Dämpfung geeignet ist, enhält als Legierungsbestandteile
    > 4 bis 12 Gew.-% Mangan,
    > 10 bis 14 Gew.-% Aluminium,
    0,01 bis 0,8 Gew.-% Chrom und
    einzeln oder in Summe
    0 bis 18 Gew.-% eines oder mehrerer der Elemente Nickel, Eisen, Cobalt,
    Zink, Silizium, Vanadin, Niob, Molybdän, Chrom, Wolfram, Beryllium, Litihium, Yttrium, Cer, Scandium, Calzium, Titan, Phosphor, Zirkonium, Bor, Stickstoff, Kohlenstoff, jedoch je Element nicht mehr als 6% und
    ad 100 Gew.-% Kupfer.
  • Die Kupferlegierung kann vorzugsweise zwischen 1 und 4 Gew.-% Nickel enthalten.
  • Die Kupferlegierung kann vorzugsweise zwischen 11,6 und 12 Gew.-%, weiter vorzugsweise etwa 11,8 Gew.-% Aluminium enthalten.
  • Die Kupferlegierung kann vorzugsweise zwischen 8 und 10 Gew.-% Mangan enthalten.
  • Die Kupferlegierung kann vorzugsweise zwischen 2 und 4 Gew.-% Eisen und/oder zwischen 0,001 und 0,05 Gew.-% Bor enthalten.
  • Die Kupferlegierung kann vorzugsweise zwischen 0,01 und 1 Gew.-% Cobalt enthalten.
  • Die Kupferlegierung kann vorzugsweise zwischen 0,01 und 0,3 Gew.-% seltene Erden enthalten.
  • Die Kupferlegierung kann weiterhin vorzugsweise zwischen 2 und 6 Gew.-% Zink enthalten.
  • Diese vorgenannte Kupferlegierung ist erfindungsgemäß erhältlich durch Anpassung der martensit-austenitischen Umwandlungstemperaturen oder der zugehörigen Intervalle MS bis MF und/oder AS bis AF an eine vorbestimmte Einsatz- oder Arbeitstemperatur des Bauteils, wie oben beschrieben.
  • Für existierenden HIDAMETs mit martensitischen Phasenumwandlungen wurde im Stand der Technik beschrieben, dass die maximale Dämpfung beim Abkühlen aus dem Austenitzustand nahe der MS-Temperatur und beim Erwärmen aus dem Martensitzustand im Bereich der AS-Temperatur auftritt. Diese Dämpfungsmaxima werden in der Technik nicht genutzt, da die Umwandlungstemperaturen des Materials mit den bestehenden Verfahren nur schlecht reproduzierbar sind. Scheinbar kleine Veränderungen der chemischen Zusammensetzung durch Oxidation bzw. Abbrand der Legierungselemente bewirken Verschiebungen der Umwandlungstemperaturen, die mehr als 100 °C betragen können. Daher ist es auch durch sehr genaues Gattieren und sorgfältige Schmelzeführung bisher nicht möglich, die MS- bzw. AS-Temperatur im Bereich ±10 °C reproduzierbar einzustellen. Bei der Herstellung konventioneller HIDAMETs wird daher bewusst auf das Erreichen des Dämpfungsmaximums zugunsten der kleineren aber besser reproduzierbaren Dämpfungswerte im rein martensitischen Zustand verzichtet.
    Dieser Nachteil wird durch die Erfindung überwunden.
  • Versuche der Erfinder zeigen, dass eine Zugabe von Kupfer die Umwandlungstemperaturen anhebt. Zusätze von anderen Legierungselementen verringern die Umwandlungstemperaturen. Ein besonders starker Einfluss auf die martensitischen Umwandlungstemperaturen ist durch Zugabe von Aluminium und Mangan zu erzielen. In einer bevorzugten Ausführungsform wird daher die Korrektur der Umwandlungstemperaturen während des Schmelzens durch Zusätze von Kupfer oder Aluminium erzielt. Durch den hohen Schmelzpunkt des Mangans und die hohe
  • Affinität zu Sauerstoff ist eine Zugabe von Aluminium zur Absenkung der Umwandlungstemperaturen einer Zugabe von Mangan vorzuziehen.
  • Die maximalen Werte für die spezifische Dämpfungskapazität treten bei der erfindungsgemäßen Legierung beim Abkühlen aus dem Austenitzustand im Bereich zwischen Ms und MF und beim Erwärmen aus dem Martensitzustand zwischen As und AF auf.
  • Daher sollte die Temperatur in der Mitte des martensitischen bzw. austenitischen Intervalls der Phasenumwandlung möglichst nah an der Einsatztemperatur von Bauteilen aus der erfindungsgemäßen Legierung liegen. Es ist daher mit der Erfindung möglich, Legierungen für spezielle vorbestimmte Einsatz- oder Arbeitstemperaturen oder -temperaturbereiche zu erzeugen, die dann für bestimmte Anwendungen und Bauteile besonders geeignet sind.
  • Die genaue Einstellung der Umwandlungstemperaturen wird mit einer während des Schmelzprozesses entnommenen Probe vorgenommen, die eine Express-Kontrolle der Umwandlungstemperaturen für die flüssige Legierung ermöglicht. Als Probe für die Express-Kontrolle kann vorzugsweise ein gegossener Draht verwendet werden, der mit Hilfe eines Quarzrohres, in dem ein Unterdruck erzeugt wird, aus der Schmelze gezogen wird. Die Ermittlung der Umwandlungstemperaturen kann an dieser Probe je nach dem voraussichtlichen Anwendungsfall entweder im Gusszustand oder nach der Wärmebehandlung durch bekannte experimentelle Methoden zur Detektion von Phasentibergängen erfolgen.
  • Vorzugsweise kann die Umwandlungstemperatur an der Probe durch Kalorimetrie, Dilatometrie, Messung der elektrischen Leitfähigkeit, Lichtmikroskopie oder Messung der akustischen Emission erfolgen.
  • Basierend auf den Ergebnissen der Untersuchung der Express-Probe erfolgt eine unmittelbare Korrektur der chemischen Zusammensetzung der Schmelze, wie oben beschrieben vorzugsweise mit Kupfer oder Aluminium. Mit dem erfindungsgemäßen Verfahren ist es somit möglich, die Umwandlungstemperaturen im Material so einzustellen, dass die Legierung bei der angestrebten Anwendungstemperatur die maximal mögliche Dämpfungskapazität erreicht. Damit wird grundsätzlich eine effiziente Anpassung des Werkstoffs an die jeweiligen Einsatzbedingungen gewährleistet.
  • Die martensitische Umwandlung kann in einem definierten Temperaturbereich auch über von außen angelegte Spannungen eingeleitet werden. In diesem Fall steigen die Umwandlungstemperaturen im Material linear mit der Belastung an. Diese Steigerung der Umwandlungstemperaturen muss bereits bei der Herstellung von Bauteilen aus der erfindungsgemäßen Legierung berücksichtigt werden, wenn dort mechanische Spannungen zu erwarten sind.
  • Zusätzlich zu den bereits erwähnten Einflussfaktoren wird das Dämpfungsmaximum auch durch die Mikrostruktur der Legierung erheblich beeinflusst, wobei größere Körner zu besseren Dämpfungseigenschaften führen. Durch geeignete legierungstechnische Maßnahmen kann die Korngröße der Legierung so eingestellt werden, dass für jeden konkreten Anwendungsfall ein optimaler Kompromiss zwischen der Dämpfungskapazität und den mechanischen Eigenschaften erzielt wird.
  • Es wurde darüber hinaus festgestellt, dass eine Verbesserung der Dämpfungseigenschaften durch eine Wärmebehandlung erreicht werden kann. Als besonders effektiv hat sich eine Glühung bei Temperaturen von 650 °C bis 950 °C mit anschließendem Abkühlen bzw. Abschrecken (quenchen) in flüssigen oder gasförmigen Medien, wie z. B. Luft, flüssigem Stickstoff, Wasser, Salzbad oder Öl erwiesen. Die Temperatur des Abschreckmediums sollte dabei vorzugsweise oberhalb der Ms-Temperatur liegen, um unkontrollierbare Verschiebungen der Umwandlungstemperaturen im Material zu vermeiden. Die Alterungsempfindlichkeit der Umwandlungstemperaturen kann erfindungsgemäß durch eine zusätzliche Auslagerung der abgeschreckten Legierung bei einer Temperatur von 150 °C bis 250 °C reduziert werden. Zweckmäßig dauert eine solche Auslagerung 5 bis 120 Minuten.
  • An großen und massiven Gussstücken aus der erfindungsgemäßen Legierung, die keiner Wärmebehandlung und Abschreckung unterzogen werden können, kann nach einem weiteren Erfindungsmerkmal durch Laserumschmelzen ein martensitisches Gefüge in der Randschicht hergestellt werden. In diesem Fall übernimmt die Randschicht die dämpfende Rolle, ohne dass das ganze Bauteil einer kostenintensiven Wärmebehandlung unterzogen werden muss. Bei der Herstellung solcher Gussstücke werden die Umwandlungstemperaturen der Legierung beim Schmelzen durch die Express-Kontrolle so eingestellt, dass unter Berücksichtigung der Abkühlungsbedingungen beim Laserumschmelzen die Umwandlungstemperaturen in der Randschicht der Anwendungstemperatur des Bauteils entsprechen.
  • Die nach dem erfindungsgemäßen Verfahren erhaltenen Legierungen können besonders vorteilhaft zur Verringerung von Vibrationen zur Geräuschdämpfung an mechanisch belasteten Bauteilen verwendet werden, insbesondere bei Schiffspropellern, Maschinengehäusen, insbesondere Pumpengehäusen, Generatorgehäusen, vibrierenden Maschinen, Präzisionsapparaturen, elektronischen Instrumenten, Werkzeugen, die beim Betrieb Schwingungen und/oder Schlägen ausgesetzt sind oder diese erzeugen, insbesondere bei Stempeln, Matrizen, Maschinenhämmern, Dreh- und Fräswerkzeugen.
  • Die Erfindung wird im Folgenden anhand eines Ausführungsbeispiels näher erläutert.
    • Beispiel
  • Zur Herstellung von geräuschdämpfenden Kompressorgehäusen bzw. diversen Hydraulikkomponenten kann eine Legierung eingesetzt werden, die ihre maximalen Dämpfungseigenschaften bei einer Temperatur von ca. 120 °C entfaltet.
  • Zu diesem Zweck wurde folgende Legierung in einem Induktionsofen an der Luft hergestellt:
    • Grundzusammensetzung:
      • 84 Gew.% Kupfer
      • 12 Gew.-% Aluminium
      • 4 Gew.% Mangan
    Express-Probenentnahme:
  • Für die Express-Kontrolle der Umwandlungstemperaturen wurde folgendes Verfahren entwickelt: Als Probe dient ein gegossener Draht mit der Länge von 10 bis 150 mm (vorzugsweise 15 bis 100 mm) und einer Querschnittsfläche von 0,2 bis 7 mm2, vorzugsweise 0,7 bis 3,2 mm2 . Dieser wird mit Hilfe eines Quarzrohres, in dem ein Unterdruck erzeugt wird, aus der Schmelze gezogen. An dieser Probe kann direkt und sehr schnell mit bekannten Detektionsverfahren gearbeitet werden. In einem auch hier verwendeten bevorzugten Verfahren wird die akustische Emission über ein Temperaturprofil verfolgt.
  • Die erste Probe für die Express-Kontrolle der Umwandlungstemperaturen an der Schmelze mit der Grundzusammensetzung lieferte AF = 100 °C; As = 52 °C; Ms = 68 °c und MF = 15 °C.
  • Durch Zugabe von Kupfer wurden die Umwandlungstemperaturen dieser Schmelze zu höheren Werten korrigiert. An der nachfolgend durchgeführten Express-Probe wurden AF = 145 °C, As = 74 °C; Ms = 102 °C und MF = 43 °C bestimmt. Diese Umwandlungstemperaturen sind für das Erzielen maximaler Dämpfungswerte bei 120 °C gut geeignet. Die Schmelze wurde in eine auf 300 °C vorgewärmte Kokille abgegossen. Aus den erhaltenen Gussstücken wurden Proben für die Dämpfungsmessung herausgearbeitet. Zur Charakterisierung des Dämpfungsverhaltens diente die spezifische Dämpfungskapazität. Die innere Reibung wurde bei einer Biegeschwingungsfrequenz von 0,1 Hz unter konstanter Aufheiz- und Abkühlrate (1 K/s) gemessen. Für diese Zwecke wurde das 2980 DTMA V1.7B von Firma TA Instruments verwendet. Die innere Reibung wird in Form des Phasenwinkels zwischen mechanischer Spannung und Dehnung parametisiert. Zur Charakterisierung des Dämpfungsverhaltens diente eine spezifische Dämpfungskapazität, die durch die Formel Spez . D ⁢ a ¨ ⁢ mpfungskapazität = 2 ⁢ π tanφ
    Figure imgb0001
    wiedergegeben wird.
  • Das Dämpfungsverhalten der auf diese Weise hergestellten Legierung ist in Figur 1 wiedergeben.
  • Fig. 1 : Ausbildung der spezifischen Dämpfungskapazität der Legierung aus dem Beispiel, aufgenommen für einen Erwärmungs- und Abkühlungszyklus
  • Figur 1 zeigt ein Messdiagramm das zu dem oben beschriebenen Beispiel aufgenommen wurden. Aufgetragen ist die spezifische Dämpfungskapazität in % über der Temperatur in °C. Die Temperaturen wurden in einem Aufheiz- und-Abkühl-Zyklus von unter Null bis 200 °C und zurück durchlaufen. Wie zu erkennen sind bei der Beispiellegierung im austenitischen Intervall wesentlich höhere Dämpfungen zu erzielen als im martensitischen, so dass die im Stande der Technik häufig erfolgende Beschränkung auf martensitische Strukturen zu deutlichen Nachteilen für die Legierungseigenschaften führen muss.
  • Die Beispiellegierung erreicht ihre maximalen Dämpfungseigenschaften bei einer Temperatur von 120 °C und erfüllt somit erfolgreich die gestellte Aufgabe. Die erreichbare Dämpfung liegt über 70 %.

Claims (13)

  1. Verfahren zur gezielten Verbesserung der mechanischen Dämpfung eines mechanischen belasteten Bauteils durch Anpassung der martensit-austenitischen Umwandlungstemperaturen einer bei dem Bauteil verwendeten Legierung an eine vorbestimmte Einsatz- oder Arbeitstemperatur für das Bauteil in der Weise, dass die geplante Einsatztemperatur für das Bauteil zwischen den Umwandlungsgrenzen Ms und MF und/oder As und AF liegt, wobei die Anpassung der Umwandlungstemperaturen mittels Variation der Legierungszusammensetzung während des Erschmelzens der Legierung bei ihrer Herstellung erfolgt, wobei die Legierung als Legierungsbestandteile
    2 bis 12 Gew.-% Mangan,
    5 bis 14 Gew.-% Aluminium und einzeln oder in Summe
    0 bis 18 Gew.-% eines oder mehrerer der Elemente Nickel, Eisen, Cobalt, Zink, Silizium, Vanadin, Niob, Molybdän, Chrom, Wolfram, Beryllium, Lithium, Yttrium, Cer, Scandium, Calzium, Titan, Phosphor, Zirkonium, Bor, Stickstoff, Kohlenstoff, jedoch je Element nicht mehr als 6 % und ad 100 Gew.-% Kupfer enthält und wobei in dem Verfahren
    a) eine Zusammensetzung mit martensit-austenitischer Umwandlung für die Legierung ausgewählt wird und die Bestandteile bei geeigneter Temperatur in üblicher Weise erschmolzen werden,
    b) während dieses Erschmelzens wenigstens eine der martensitischen und austenitischen Umwandlungstemperaturen MS, MF, AS und AF an einer der Schmelze entnommenen Probe bestimmt werden,
    c) diese Umwandlungstemperaturen im Hinblick auf eine vorbekannte Einsatz- oder Arbeitstemperatur des Bauteils durch gezielte Zugabe wenigstens eines Legierungsbestandteile erhöht oder erniedrigt und damit angepasst werden,
    d) die neu eingestellten Umwandlungstemperaturen und ggf. -intervalle mittels einer weiteren Probe überprüft werden und
    e) die Legierung in die gewünschte Form abgegossen wird.
  2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass die Schritte c) und d) sooft erforderlich wiederholt werden.
  3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass eine Korrektur der Umwandlungstemperaturen während des Schmelzens durch Zusätze von Kupfer oder Aluminium erfolgt.
  4. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, dass die Umwandlungstemperaturen so eingestellt werden, dass die Temperaturen in der Mitte des martensitischen oder austenitischen Intervalls der Phasenumwandlung möglichst nahe an der vorbestimmten Einsatz- oder Arbeitstemperatur liegen.
  5. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, dass die Legierung in Form eines primär durch Gießen oder Kneten und gegebenenfalls Umformen gewonnen Formteils einer Glühung bei Temperaturen von 650 °C bis 950 °C und anschließendem Abkühlen oder Abschrecken in flüssigen oder gasförmigen Medien, insbesondere Luft, flüssigem Stickstoff, Wasser, Salzbad oder Öl unterzogen wird.
  6. Verfahren nach Anspruch 5, dadurch gekennzeichnet, dass die Temperatur des Abschreckmediums oberhalb der Ms-Temperatur der Legierung gewählt wird.
  7. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 6, dadurch gekennzeichnet, dass die Legierung in Form eines primär durch Gießen oder Kneten und gegebenenfalls Umformen gewonnenen Formteils bei einer Temperatur von 100 bis 300 °C etwa 5 bis 120 Minuten ausgelagert/gealtert wird.
  8. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 7, dadurch gekennzeichnet, dass die Legierung einem oder mehreren thermischen Zyklen zwischen austenitischem und martensitischem Zustand und umgekehrt ausgesetzt wird.
  9. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 8, dadurch gekennzeichnet, dass eine Wärmebehandlung in der Randschicht eines durch Gießen oder Kneten und gegebenenfalls Umformen aus der Legierung gewonnenen Formteils mittels Laserumschmelzen der Randzone erfolgt.
  10. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 9, dadurch gekennzeichnet, dass die Probe zur schnellen Kontrolle der Umwandlungstemperaturen mit Hilfe eines Quarzrohres, in dem ein Unterdruck erzeugt wird, entnommen wird.
  11. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 10, dadurch gekennzeichnet, dass die Ermittlung der Umwandlungstemperaturen an der Probe durch Kalorimetrie, Dilatometrie, Messung der elektrischen Leitfähigkeit, Lichtmikroskopie oder Messung der akustischen Emission erfolgt.
  12. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 11, dadurch gekennzeichnet, dass das Dämfpungsverhalten zusätzlich durch gezielte Veränderung der Korngröße beeinflusst wird.
  13. Verwendung der mit einem Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 12 erhaltenen Kupferlegierung zur Verringerung von Vibrationen und zur Geräuschdämpfung an mechanisch belasteten Bauteilen, bei Schiffspropellern, Maschinengehäusen, insbesondere Pumpengehäusen, Generatorgehäusen, vibrierenden Maschinen, Präzisionsapparaturen, elektronischen Instrumenten, Werkzeugen, die beim Betrieb Schwingungen und/oder Schlägen ausgesetzt sind oder diese erzeugen, insbesondere bei Stempeln, Matrizen, Maschinenhämmern, Dreh- und Fräswerkzeugen.
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Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN104250714A (zh) * 2014-08-26 2014-12-31 无棣向上机械设计服务有限公司 一种低密度抗冲击金属材料及其制作方法

Families Citing this family (18)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE102007009996B4 (de) 2007-03-01 2014-03-27 Minebea Co., Ltd. Elektromotor
RU2359052C1 (ru) * 2008-02-01 2009-06-20 Юлия Алексеевна Щепочкина Алюминиевая бронза
RU2392340C1 (ru) * 2009-07-16 2010-06-20 Юлия Алексеевна Щепочкина Алюминиевая бронза
JP5005834B2 (ja) * 2009-10-14 2012-08-22 独立行政法人科学技術振興機構 Ｆｅ基形状記憶合金及びその製造方法
KR101231919B1 (ko) 2010-12-14 2013-02-08 한욱희 자동차 와이퍼 벤딩 다이용 동합금 소재
CN102212714B (zh) * 2011-05-11 2012-11-28 上海振嘉合金材料厂 一种高精度锰铜电阻合金窄扁带及其制造方法
CN102296206B (zh) * 2011-09-08 2012-11-07 中南大学 一种高强耐磨变形铝青铜合金
CN102808105B (zh) * 2012-08-24 2014-11-26 朱育盼 一种形状记忆铜合金的制备方法
CN103421981A (zh) * 2013-08-08 2013-12-04 常熟市东方特种金属材料厂 高阻尼形状记忆合金
EP3241919B1 (de) 2016-05-04 2020-01-08 Wieland-Werke AG Kupfer-aluminium-mangan-legierung und deren verwendung
DE102017200645A1 (de) 2017-01-17 2017-12-28 Carl Zeiss Smt Gmbh Optische Anordnung, insbesondere Lithographiesystem
CN108277535B (zh) * 2018-01-10 2019-07-23 厦门大学 一种铜铝锰基单晶合金材料
CN109266887B (zh) * 2018-12-03 2019-12-10 河北工业大学 一种高阻尼铜基形状记忆合金的制备方法
DE102019105453A1 (de) * 2019-03-04 2020-09-10 Kme Mansfeld Gmbh Verfahren zum kontinuierlichen Herstellen eines Kupferlegierungsprodukts
CN111057886B (zh) * 2019-10-29 2021-06-22 宁夏中色新材料有限公司 一种铍铜铸轧辊套的制备方法和铍铜铸轧辊套
CN110952045A (zh) * 2019-12-23 2020-04-03 安徽旭晶粉体新材料科技有限公司 一种高性能的合金铜粉及其制备方法
DE102020002885A1 (de) 2020-05-14 2021-11-18 Wieland-Werke Aktiengesellschaft Kupfer-Mangan-Aluminium-Eisen-Knetlegierung
CN119876685A (zh) * 2025-01-23 2025-04-25 江西省科学院应用物理研究所 一种高强高耐蚀螺旋桨用铜合金及其制备方法

Family Cites Families (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
BE758862A (fr) * 1969-11-12 1971-04-16 Fulmer Res Inst Ltd Perfectionnements relatifs au traitement d'alliages
US3868279A (en) * 1971-10-08 1975-02-25 Int Copper Research Ass Inc High damping copper-manganese-aluminum alloy
GB1593498A (en) * 1976-03-18 1981-07-15 Raychem Corp Copper aluminium manganese alloy
JPS61124543A (ja) * 1984-11-21 1986-06-12 Sumitomo Electric Ind Ltd 消音吸振性β′マルテンサイト型アルミニウム青銅系合金
AU588105B2 (en) * 1986-02-07 1989-09-07 Aluminum Company Of America System for on-line molten metal analysis
DD301198A7 (de) * 1990-03-19 1992-10-22 Rostock Dieselmotoren Mangan-Aluminium-Mehrstoffbronze mit schwachmagnetischer Struktur und
JP3300684B2 (ja) * 1999-07-08 2002-07-08 清仁 石田 形状記憶特性及び超弾性を有する銅系合金、それからなる部材ならびにそれらの製造方法
US6977017B2 (en) * 2001-10-25 2005-12-20 Council Of Scientific & Industrial Research Cu-ZN-A1(6%) shape memory alloy with low martensitic temperature and a process for its manufacture
JP2004010997A (ja) * 2002-06-10 2004-01-15 Chuo Spring Co Ltd 制振材料と制振性に優れたばね及びそれらの製造方法

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN104250714A (zh) * 2014-08-26 2014-12-31 无棣向上机械设计服务有限公司 一种低密度抗冲击金属材料及其制作方法
CN104250714B (zh) * 2014-08-26 2016-04-20 无棣向上机械设计服务有限公司 一种低密度抗冲击金属材料及其制作方法

Also Published As

Publication number Publication date
DE102005035709A1 (de) 2007-02-15
WO2007012320A2 (de) 2007-02-01
JP2009503250A (ja) 2009-01-29
WO2007012320A3 (de) 2007-05-31
EP1910582A2 (de) 2008-04-16
US20080298999A1 (en) 2008-12-04
DE112006002577A5 (de) 2008-06-26

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