DE69729219T2

DE69729219T2 - Materialien mit hoher mechanischer spannung für magnetfeld-kontrolierten aktor

Info

Publication number: DE69729219T2
Application number: DE69729219T
Authority: DE
Inventors: M. Kari ULLAKKO; C. Robert O'HANDLEY
Original assignee: Massachusetts Institute of Technology
Current assignee: Massachusetts Institute of Technology
Priority date: 1996-08-19
Filing date: 1997-08-18
Publication date: 2005-05-25
Anticipated expiration: 2017-08-19
Also published as: ATE267462T1; DE69729219D1; US5958154A; WO1998008261A1; EP0958618B1; EP0958618A1

Description

ALLGEMEINES ZUR ERFINDUNG
Die vorliegende Erfindung bezieht sich auf Aktorenmaterialien und insbesondere bezieht sie sich auf Materialien, die eine Betätigungsreaktion auf eine von außen angelegte Stimulierung wie zum Beispiel einen angelegten Feldreiz zeigen können.
Die Fähigkeit, Aktorenmaterialien für die Erzeugung von Bewegung und Kraft als Reaktion auf einen angelegten Reiz wirksam einzusetzen, wird in hochentwickelten Einsatzgebieten im Förderbereich und im Bereich der Luft- und Raumfahrttechnik, bei hochmodernen Automatisierungs- und Herstellungsprozessen und in einer großen Palette weiterer Bereiche zunehmend bedeutsam. Von besonderem Interesse ist die Entwicklung von Aktorenmaterialien mit hohen Spannungen, erheblicher Krafterzeugung und kurzer Reaktionszeit beim Ansprechen auf eine Stimulierung von außen. Zu den allgemein beliebten Gruppen von Aktorenmaterialien gehören piezoelektrische, magnetostriktive Aktorenmaterialien und Werkstoffe mit Formgedächtnis; es wurde festgestellt, dass jede dieser drei Gruppen sowohl Vorteile in der Leistung als auch Einschränkungen bei ihren Fähigkeiten in der Betätigung besitzt.
Im typischen Fall handelt es sich bei piezoelektrischen Werkstoffen um Keramikmaterialien, z. B. Blei-Zirkonat-Titanat, und sie zeichnen sich durch ihre Fähigkeit aus, sich im Ansprechen auf ein angelegtes elektrisches Feld bei der Demonstration des umgekehrten piezoelektrischen Effekts mechanisch zu verformen, d. h. sich auszudehnen und zusammenzuziehen. Piezoelektrische Betäti gungselemente aus Keramikmaterial, die herkömmlicherweise in Reihe in gestapelter Form verwendet werden, zeigen eine akzeptable Ausgangs-Energiedichte und außerdem eine sehr große Bandbreite, d. h. einen vergleichsweise schnellen Betätigungshub. Eine piezoelektrische Stapelstruktur ist jedoch im Allgemeinen nur auf einen vergleichsweise kleinen Hub beschränkt und kann im typischen Fall nur eine begrenzte Ausgangskraft erzeugen, was weitgehend auf die charakteristische Sprödigkeit der piezoelektrischen Werkstoffe zurückzuführen ist. Infolgedessen werden von einem Aktor, der ein piezoelektrisches Aktorenmaterial enthält, Hubmechanismen und Mechanismen zur Kraftverstärkung gefordert, doch kann auf vielen Einsatzgebieten die begrenzte piezoelektrische Betätigungskraft für die jeweilige Anwendung in der Praxis nicht ausreichend groß gemacht werden.
Magnetostriktive Aktorenmaterialien zeichnen sich im typischen Fall dadurch aus, dass sie in der Lage sind, eine Betätigungskraft und einen Betätigungshub zu erzeugen, die größer als bei den piezoelektrischen Materialien. Die Anlegung eines Magnetfelds an ein magnetostriktives Material veranlasst den Werkstoff zur Ausbildung von Spannungen, je stärker sich die Vektoren des Materials zur Bereichsmagnetisierung drehen, um sich auf die Richtung des angelegten Magnetfelds auszurichten. Die Zelleinheiten des Materials erfahren durch die Drehung bei der Magnetisierung eine elastische Verformung, doch verändert sich ihre Ausrichtung nicht.
Es hat sich gezeigt, dass Legierungen aus seltenen Erden die stärksten magnetostriktiven elastischen Verformungen aufweisen, z. B. zeigt sich bei der Laves-Phase bei TbFe₂ eine Magnetostriktion λ von etwa 1753 × 10^–6 bei Zimmertemperatur in einem angelegten Feld von etwa 1,98 × 10¹⁰ Alm (25 kOe), und bei dem pseudo-binären Material nahe Null – Tb_0,27Dy_0,73Fe₂ – das auf dem Markt als Terfenol-D^® bekannt ist, zeigt sich eine einfache Achsen-Magnetostriktion λ₁₁₁ von etwa 1600 × 10^–6 in Felder von der Größenordnung von etwa 7,95 × 10⁸ A/m (1 kOe). Der Begriff „leichte Achse" wird in diesem Zusammenhang in dem Sinn verwendet, dass er sich auf die Kristallachse bezieht, entlang welcher ein Magnetisierungsvektor eines Bereichs lieber bei Fehlen eines angelegten Feldes liegt; die leichte Achse ist somit die Richtung einer einfachen Magnetisierung für einen Bereich.
Die Belastungen bzw. Spannungen und die entsprechenden Kräfte, die von intermetallischen Stoffen auf Fe-Dy-Tb-Basis wie zum Beispiel Terfenol-D^® entwickelt werden, können beträchtlich größer als die Spannungen und Kräfte bei piezoelektrischen Werkstoffen sein, und die Werte der Energiedichte bei solchen intermetallischen Werkstoffen können in einer Größenordnung liegen, die größer als bei herkömmlichen Betätigungs- bzw. Aktorensystemen ist, zum Beispiel bei hydraulischen Anlagen. Die elastische Verformung zeigt bei unbelastetem Terfenol-D^® eine Feldempfindlichkeit von etwa 0,6 × 10^–6 pro 79,5775 A/m (Oe) unter dem Einfluss eines Magnetfelds von etwa 7,95 × 10⁸ A/m (1.000 Oe) und bei vorgespannten Materialauslegungen kann eine sogar noch höhere Spannungsempfindlichkeit gegenüber einem angelegten Feld ermöglicht werden.
Während magnetostriktive Aktorenelemente tatsächlich ein Ansprechverhalten mit Betätigung mit hoher Frequenz zeigen, werden sie grundlegend durch ihre elektrische Leitfähigkeit eingeschränkt, was auf Grund von Wirbelstrombildungen in dem Werkstoff als Reaktion auf ein sich veränderndes angelegtes Magnetfeld den Betrieb bei sehr hohen Betätigungsfrequenzen ausschließt, sofern nicht mindestens eine der Werkstoffabmessungen der Elemente senkrecht zu dem Feld klein ist. Eine zusätzliche einschränkende Beschränkung besteht bei magnetostriktiven Werkstoffen darin, dass sie sich im typischen Fall durch einen Betätigungshubauszeichnen, der wie bei den piezoelektrischen Betätigungselementen hinsichtlich seines Umfangs eingeschränkt ist, im vorliegenden Fall aufgrund der Bereichsdehnung, die dem Betätigungsmechanismus innewohnt.
Die Gruppe von Aktorenmaterialien, die als Legierungen mit Formgedächtnis bekannt ist, zeichnet sich dadurch aus, dass eine Legierung mit Formgedächtnis bei plastischer Verformung bei einer bestimmten Temperatur oder einer bestimmten Belastungsbedingung in einer Phase, die als martensitische Phase bekannt ist, ihre ursprüngliche Form wieder einnehmen kann, wenn sie einer für die Legierung spezifischen Temperatur oder Spannungsbedingung für den Phasen übergang vom martensitischen in den austenitischen Zustand ausgesetzt wird, welche das Material in eine entsprechende austenitische Phase zurückführt. Diesem Effekt liegt die Zurückführung von Zwillingsvarianten der martensitischen Phase des Materials in ihre Form im austenitischen Zustand zugrunde. Solche Materialien sind in der Lage, eine große, durch Spannung herbeigeführte martensitische Verformung rückgängig zu machen, wenn sie zurück in die austenitische Phase transformiert werden, und damit können sie einen Wirkungsmechanismus mit großem Betätigungshub ermöglichen. Des Weiteren gilt die wieder aufbaubare Belastung, die eine Legierung mit Formgedächtnis aufnehmen kann, im Allgemeinen als die stärkste elastische Verformung, die bei jedem Aktorenmaterial erzielt werden kann, und diese kann sogar etwa 20% betragen, beispielsweise bei einer Legierung aus Kupfer, Aluminium und Nickel.
Der große Hub, der im Allgemeinen charakteristisch für Legierungen mit Formgedächtnis ist, wird durch die typischerweise sehr lange Zeit in der Reaktion der Werkstoffe in der Betätigung wieder aufgehoben, wenn der Übergang aus dem martensitischen in den austenitischen Zustand thermisch gesteuert wird. Infolgedessen kann die Betätigung unter der Wirkung des Formgedächtnisses keine Einsatzbereiche abdecken, die auch nur mäßig hohe Betätigungsfrequenzen voraussetzen. Außerdem zeichnet sich die Transformation beim Formgedächtnis im Allgemeinen durch einen schlechten Wirkungsmechanismus bei der Energieumwandlung aus; ein großer Teil der Wärme, die dem Material zugeführt wird, um den Übergang aus dem martensitischen in den austenitischen Zustand anzusteuern, geht unkontrollierbar in die Umgebung verloren. Die thermische Steuerung des Formgedächtnis-Effekts schränkt auch den zulässigen Temperaturbereich bei den Betriebstemperaturen bei einer Anwendung ein, für die eine Legierung mit Formgedächtnis eingesetzt werden soll.
In den Fachaufsätzen „Magnetisch gesteuerte Legierungen mit Formgedächtnis: eine neue Klasse von Aktorenmaterialien" im „Journal of Materials Engineering and Performance", Jahrgang 5, Nr. 3, 1. Juni 1996, Seiten 405–409, XP000593943, und „Aktorenmaterialien für großen Hub und mit hoher Festigkeit für adaptive Strukturen", der als Beitrag bei der Dritten Internationalen Konferenz über Intelligente Werkstoffe, 3.–5. Juni 1996, Lyon, vorgetragen wurde; Conference Proceedings, Seiten 505–510, 1996; SPIE, USA, XP002047296, hat K. Ullakko nachgewiesen, dass sich ein magnetisch gesteuerter Effekt des Formgedächtnisses in ausgewählten ferromagnetischen Werkstoffen nachweisen lässt, wie zum Beispiel in Ni₂MnGa, in denen die martensitischen Grenzflächen gleitfähig sind und die anisotrope Energie des Materials ausreichend hoch ist.
Bei vielen Einsatzbereichen von Aktoren wird im Idealfall eine Kombination aus dem großen Betätigungshub, den die Legierungen mit Formgedächtnis bieten, mit der kurzen Reaktionszeit in der Betätigungsaktion bei magnetostriktiven und piezoelektrischen Materialien bevorzugt. Gleichzeitig werden auch vorzugsweise die thermischen Einschränkungen bei piezoelektrischen und magnetostriktiven Werkstoffen und Werkstoffen mit Formgedächtnis beseitigt. Ein einziges Aktorenmaterial, das alle diese Qualitäten in sich vereinigt, war bisher unter praktischen Betriebsbedingungen nicht realisierbar.
KURZBESCHREIBUNG DER ERFINDUNG
Die vorliegende Erfindung überwindet die Einschränkungen bei herkömmlichen Aktorenmaterialien und schafft so ein magnetisch gesteuertes Aktorenmaterial, das einen großen Hub in der Aktorenbetätigung erbringt, der eine kurze Reaktionszeit in der Aktion und einen Betrieb mit entsprechend hoher Arbeitsfrequenz mit sich bringt und eine effiziente Umwandlung der Betätigungsenergie unter günstigen Betriebstemperaturen ermöglicht.
Ein Betätigungselement gemäß der vorliegenden Erfindung wird in Anspruch 1 beansprucht.
Gemäß einem Aspekt der Erfindung sieht diese ein Aktorenelement vor, das ein Aktorenmaterial aufweist, welches über einer charakteristischen Phasenübergangs-Temperatur, die höher ist als etwa –10°C, eine austenitische Kristallstruktur besitzt und unter der Phasenübergangs-Temperatur eine martensitische Zwillings-Kristallstruktur aufweist. Bei einem Ausführungsbeispiel handelt es sich bei dem Aktorenmaterial um eine Legierungszusammensetzung, die als Ni_65–x–yMn_20+xGa_15+y definiert ist, wobei x zwischen 3 Atom-% und 15 Atom-% liegt und y zwischen 3 Atom-% und 12 Atom-Prozent liegt. Gemäß einem Aspekt der Erfindung zeichnet sich dabei das Aktorenmaterial durch eine magnetisch-kristalline anisotrope Energie aus, die ausreicht, um eine Bewegung von Zwillingsgrenzen der martensitischen Zwillings-Kristallstruktur im Ansprechen auf das Anlegen eines Magnetfeldes an die martensitische Zwillings-Kristallstruktur zu ermöglichen. Dies macht es dem Material möglich, im Ansprechen auf das Magnetfeld einen Betätigungshub zu erzeugen.
Auf der Grundlage dieses Wirkungsmechanismus überwinden die erfindungsgemäß vorgesehenen Aktorenmaterialien die Einschränkungen beim Wärmeverhalten, im Hubverhalten und im Frequenzverhalten, die typischerweise mit Aktorenmaterialien verknüpft sind, und ermöglichen eine Klasse von Aktoren mit großem Hub und hoher Geschwindigkeit, welche bei günstigen Einsatztemperaturen verwendet werden können.
Bei Ausführungsbeispielen, die erfindungsgemäß vorgesehen sind, handelt es sich bei dem Aktorenmaterial um eine Legierungszusammensetzung, die als Ni_65–x–yMn_20+xGa_15+y definiert ist, wobei x zwischen 6 Atom-% und 10 Atom-% liegt und y zwischen 5 Atom-% und 9 Atom-Prozent liegt, oder bei dem x zwischen 12 Atom-% und 15 Atom-% und y zwischen 3 Atom-% und 6 Atom-% liegt, oder bei dem x zwischen 10 Atom-% und 14 Atom-% und y zwischen 3 Atom-% und 6 Atom-% liegt, oder bei dem x zwischen 7 Atom-% und 11 Atom-% und y zwischen 3 Atom-% und 7 Atom-% liegt.
Bei anderen Ausführungsbeispielen, die gemäß der Erfindung vorgesehen sind, handelt es sich bei dem Aktorenmaterial um eine polykristalline Legierungszusammensetzung, die als (Ni_aFe_bCo_c)65_–x–y(Mn_dFe_eCo_f)_20+x(Ga_gSi_hAl)_15+y definiert ist, wobei x zwischen 3 Atom-% und 15 Atom-% liegt und y zwischen 3 Atom-% und 12 Atom-% liegt, und wobei a + b + c = 1 ist, wobei die Beziehungen d + e + f = 1 und g + h + i = 1 gelten. Bei bevorzugten Ausführungsbeispielen liegt b zwischen Null und 0,6, liegt c zwischen Null und 0,6, und sind e, f, h und i jeweils Null, oder sind b und c jeweils Null, liegt e zwischen etwa Null und etwa 0,6, liegt f zwischen Null und 0,6 und betragen h und i jeweils Null, oder sind b, c, e und f jeweils Null, liegt h zwischen Null und 0,5 und liegt i zwischen Null und 0,5.
Bei anderen Ausführungsbeispielen handelt es sich bei dem Aktorenmaterial um eine Legierungszusammensetzung, die als Co_aMn_b(Cr_mPt_nPd_oAu_pNb_qNi_r)_c definiert ist, bei welcher a + b + c = 100 ist und m + n + o + p + q + r = 1 ist. Bei einem anderen Ausführungsbeispiel handelt es sich bei dem Aktorenmaterial um eine Legierungszusammensetzung, bei welcher a + b = 100 ist und a dabei zwischen 60 und 90 liegt und b einen Wert zwischen 10 und 40 aufweist.
Entsprechend einem weiteren Aspekt der Erfindung zeichnet sich das Aktorenmaterial durch eine Form mit einer langen Dimension aus, wobei das Aktorenmaterial so konfiguriert ist, dass es die Anlegung eines statischen magnetischen Vorspannfelds über eine Materialdimension, die nicht die lange Abmessung ist, und die Anlegung eines veränderlichen magnetischen Betätigungsfelds über die fange Dimension des Materials aufnehmen kann. Dadurch wird die Erzeugung eines Betätigungshubs entlang der langen Abmessung des Materials möglich. Bei bevorzugten Ausführungsbeispielen zeichnet sich das Aktorenmaterial durch einen Zustand der Vorbetätigung aus, bei welchem ein wesentlicher Teil der martensitischen Zwillingsgrenzen zu dem statischen magnetischen Vorspannfeld ausgerichtet ist. Vorzugsweise ist das Aktorenmaterial dabei so aufgebaut, dass es die Anlegung eines magnetischen Betätigungsfeldes in einer Ausrichtung aufnehmen kann, die mit einer ausgewählten martensitischen Ausrichtung der Zwillingsgrenzen des Materials zusammenfällt. Das Aktorenmaterial besitzt dabei vorzugsweise eine martensitische Zwillings-Kristallstruktur, die sich durch eine Anzahl t von ausgeprägten Zwillingsvarianten auszeichnet, die unter 5 und vorzugsweise unter 3 liegt.
Die erfindungsgemäßen magnetisch gesteuerten Aktorenmaterialien eignen sich sehr gut für eine breite Palette von Einsatzbereichen für Aktoren, darunter die Robotik, die Fertigung und die Automatisierung, die Fördertechnik, die Luft- und Raumfahrt, die Biotechnologie, die mikro-elektromechanischen Systeme, intelligente Detektoren- und Messwandler-Systeme und sind ganz allgemein bei Einsatzgebieten überlegen, bei denen sich die Überlegungen auf Rauschen, Schwingungen, Hub, Geschwindigkeit, Temperatur und Leistungsfähigkeit beziehen. Weitere Merkmale und Vorteile der erfindungsgemäßen Werkstoffe ergeben sich aus der nachstehenden ausführlichen Beschreibung und den beiliegenden Zeichnungen sowie aus den Ansprüchen.
KURZBESCHREIBUNG DER ZEICHNUNGEN
1A–1B stellen schematisch die Betätigung einer Bewegung einer martensitischen Zwilingsgrenze durch ein Magnetfeld gemäß der Erfindung für zwei Zwillings-Ausrichtungen dar;
2A–2B sind schematische Darstellungen der Betätigung einer Bewegung einer in 1A–1B gezeigten martensitischen Zwillingsgrenze durch ein Magnetfeld dar, die hier in eher makroskopischem Maßstab gezeigt sind;
3A ist eine schematische Darstellung der Vektordrehung und der Bewegung einer Zwilingsgrenze im Ansprechen auf ein angelegtes Magnetfeld für eine schwache magnetisch-kristalline anisotrope Energiegrenze;
3B stellt schematisch die Vektordrehung zur Magnetisierung und die Bewegung der Zwillingsgrenze im Ansprechen auf ein angelegtes Magnetfeld für eine starke magnetisch-kristalline anisotrope Energiegrenze dar;
4 ist eine graphische Darstellung einer optimalen Ausrichtung des magnetischen Betätigungsfeldes θ₀ in Abhängigkeit von φ, dem Winkel zwischen Zwillingsvarianten, die in günstiger Weise zum magnetischen Betätigungsfeld ausgerichtet sind, und Zwillingsvarianten, die in ungünstiger Weise zum magnetischen Betätigungsfeld ausgerichtet sind;
5 ist eine graphische Darstellung der Magnetisierung M in Abhängigkeit von dem angelegten Magnetfeld H für eine Probe aus Ni₂MnGa bei einer Temperatur von etwa 256 K und bei einer Temperatur von etwa 299 K;
6 zeigt eine graphische Darstellung der elastischen Verformung in Abhängigkeit von der Temperatur für eine Probe aus Ni₂MnGa ohne Anlegung eines magnetischen Betätigungsfeldes und mit Anlegung Ni₂MnGa eines magnetischen Betätigungsfeldes von etwa 795 × 10⁶ A/m (10 kOe);
7A und 7B stellen in schematisierter Form einen Versuchsaufbau zum Messen der elastischen Verformung einer Probe aus Ni₂MnGa unter einem angelegten magnetischen Betätigungsfeld für einen Fall dar, in dem die elastische Verformung in einer Richtung senkrecht zum angelegten Feld bzw. parallel zum angelegten Feld gemessen wird;
7C ist eine graphische Darstellung der elastischen Verformung bei einer Probe aus Ni₂MnGa, die für die beiden in 8A und 8B dargestellten Ausbildungen bei einer Temperatur von etwa 283 K gemessen wird;
7D zeigt eine graphische Darstellung der elastischen Verformung bei einer Probe aus Ni₂MnGa, die in Abhängigkeit von dem angelegten Magnetfeld gemessen wird, wie bei den beiden Ausbildungen aus 8A und 8B bei einer Temperatur von etwa 265 K gemessen;
8 ist eine graphische Darstellung der resultierenden elastischen Verformung Ni₂MnGa in Abhängigkeit einer erzeugten Kraft bei einer Probe aus Ni₂MnGa und bei einem piezoelektrischen Aktor aus PZT sowie einem magnetostriktiven Aktor aus Terfenol-D^®;
9 zeigt eine graphische Darstellung der Zusammensetzung in Dreiecksform für Legierungszusammensetzungen des NiMnGa-Systems für Versuchszwecke, mit der gemessenen Curie-Temperatur T_c, welche für die Zusammensetzungen aufgetragen ist, und mit konstanten T_c Kurven, die zur Identifizierung von Bereichen in der graphischen Darstellung mit verschiedenen Curie-Temperaturen dargestellt sind;
10 zeigt eine graphische Darstellung der Zusammensetzung in Dreiecksform für Legierungszusammensetzungen des NiMnGa-Systems für Versuchszwecke, mit der gemessenen Temperatur T_mart des martensitischen Pha senübergangs, welche für die Zusammensetzungen aufgetragen ist, und mit konstanten T_mart-Kurven, die zur Identifizierung von Bereichen in der graphischen Darstellung mit verschiedenen Phasenübergangs-Temperaturen dargestellt sind;
11 zeigt eine graphische Darstellung der Zusammensetzung in Dreiecksform für Legierungszusammensetzungen des NiMnGa-Systems für Versuchszwecke, mit der gemessenen Sättigungsmagnetisierung M_s, welche für die Zusammensetzungen aufgetragen ist, und mit konstanten M_s-Kurven, die zur Identifizierung von Bereichen in der graphischen Darstellung mit unterschiedlicher Phasensättigungs-Magnetisierung dargestellt sind;
12 stellt eine graphische Darstellung der elastischen Verformung e₀ und der Magnetisierung M dar, gemessen als Funktion der Temperatur T bei einer Probe aus der Legierung Ni₅₀Mn₂₈Ga₂₂; und
13 zeigt eine graphische Darstellung der Magnetisierung in Abhängigkeit von der Temperatur bei einer Probe aus der Legierung Ni_50,2Mn_29,8Ga₂₀ bei Anlegung eines magnetischen Betätigungsfelds in fünf unterschiedlichen Stärken.
BESCHREIBUNG DER ERFINDUNG
1A–1B und 2A–2B stellen in schematisierter Form das Prinzip der Betätigung der erfindungsgemäß vorgesehenen magnetisch gesteuerten Aktorenmaterialien im Betrieb dar. Diese Werkstoffe werden ganz allgemein als intermetallische ferromagnetische Legierungen charakterisiert, die in der martensitischen Phase bzw. der Niedertemperatur-Phase Zwillingsvarianten des Materials zeigen. Bei Varianten bzw. Zwillingsvarianten handelt es sich um Bereiche in einem Kristall, die unterschiedliche kristallographische Ausrichtungen aufweisen, während sie gleichzeitig die Kohärenz im Kristallgitter an den Grenzflächen zwischen verschiedenen Varianten beibehalten, die als Zwillingsgrenzen bezeichnet werden. Auf der Grundlage von energie-bezogenen Überlegungen können die Varianten nur bestimmte kristallographische Ausrichtungen annehmen. Die Anwesenheit von Zwillingsvarianten in einem Material ermöglicht eine grobe Verfor mung des Werkstoffs ohne die Ausbildung von Verschiebungen, die zur plastischen Verformung führen können.
Gemäß der Darstellung in 1A, welche eine zweidimensionale Einzelzeit der martensitischen Zwillingsstruktur zeigt, zeigen die Werkstoffe in der martensitischen Phase Zelleinheiten mit Zwillingsvarianten, z. B. 10, 12, 14, wobei die erste Zelle 10 so angegeben ist, dass sie eine andere Zwillingsvariante als die zweite und dritte Zelle 12 bzw. 14 aufweist, da die Winkelausrichtung der kristallographischen Gegebenheiten und der Zellen-Zwillingsgrenzen unterschiedlich ist. In einer magnetischen martensitischen Phase besitzt jede Zelleneinheit eine charakteristische Magnetisierung, die durch den Magnetisierungsvektor M - repräsentiert wird, der in der Zelle entlang der Richtung orientiert ist, die als Richtung der leichten Magnetisierung bekannt ist. Die Richtung der leichten Magnetisierung ist hier so dargestellt, dass sie aus Gründen der Klarheit parallel zur Seite Zelleneinheiten verläuft, doch ist dies nicht unbedingt der Fall. Bei der Zwillingsgrenze 16 in der zuvor definierten Bedeutung handelt es sich um die Grenze an der Kante von zwei Zwillingsvarianten, die hier die Grenze zwischen den beiden Zelleneinheiten 10, 12 darstellt; somit gilt die Grenze zwischen zwei Zelleneinheiten 12, 14, welche die gleiche Zwillingsvariante aufweisen, gilt somit nicht als Zwillingsgrenze.
Gemäß der Darstellung in 1B drehen sich nach Anlegung eines äußeren Magnetfelds H die Zwillingsvarianten, deren Magnetisierungsvektor in weniger günstiger Weise bezüglich des angelegten Feldes orientiert ist, z. B. die Zelleneinheiten 12, 14, physikalisch bezüglich des angelegten Feldes, da deren Magnetisierungsvektoren zur Ausrichtung zum Feld veranlasst werden. 1B stellt einen Zustand dar, in dem die Stärke des angelegten Feldes die zweite Zelleneinheit 12 dreht, nicht aber die dritte Zelleneinheit 14. Dabei ist dies in der Weise zu verstehen, dass die Ausrichtung des angelegten Feldes bezüglich der Zelleneinheiten hier aus Gründen der Klarheit nur in schematisierter Form dargestellt ist; bevorzugte Feldausrichtungen werden nachstehend noch erläutert. Die erste Zelleneinheit 10, die eine Magnetisierungs-Ausrichtung.
Aufweist, die ursprünglich bezüglich des angelegten Magnetfeldes günstig war, dreht sich dabei nicht. Infolgedessen zeigt sich, dass sich, sobald sich die zweite Zelleneinheit 12 bezüglich des angelegten Feldes dreht, die Zwillingsgrenze zu einer Stelle 18 bewegt die nun zwischen der zweiten und dritten Zelleneinheit 12 und 14 liegt.
Es wird nun auf 2A–2B Bezug genommen, welche die Technik der Steuerung der magnetischen Betätigung in einem eher makroskopischen Maßstab darstellt, wobei dann, wenn kein Magnetfeld angelegt ist, martensitische Zwillingsvarianten 0, 22 vorhanden sind und zwei entsprechende Zwillingsgrenzen 24, 26 in dem Werkstoff definieren. Die Magnetisierung der Zelleneinheiten ist explizit zwar nur in der letzten Spalte der Zellen ausgewiesen, doch ist dies in dem Sinne zu verstehen, dass alle Zellen eine charakteristische Magnetisierung besitzen. Die Anlegung eines Magnetfelds in der in 2B dargestellten Ausrichtung führt dazu, dass sich einige der Zelleneinheiten des ersten Zwillings 20 in der Weise drehen, dass sich die Vektoren der Magnetisierung der Zelleneinheiten dieses Zwillings zur Feldrichtung genauso ausrichten, wie dies der Vektor der Magnetisierung der zweiten Zwillings-Zelleneinheiten bereits getan hat; infolgedessen weisen nach Anlegung des Feldes mehr Zelleneinheiten den zweiten Zwillingstyp 22 auf. Das Magnetfeld steuert dadurch die Neu-Orientierung der martensitischen Zwillingsvarianten in der Weise, dass die Zwillingsvariante bzw. Zwillingsvarianten in einer günstigen Ausrichtung relativ zur Feldausrichtung zu Lasten anderer Zwillingsbildungen zunehmen.
Im makroskopischen Maßstab führt die Zunahme der Zwillingsvariante zu einer Formveränderung des Materials, was zu einem Betätigungshub führt. Ein Rückstell-Betätigungshub, der einer Wiederherstellung der ursprünglichen Form des Materials und auch einer ursprünglichen Ausrichtung der Zwillingsvariante entspricht, erhält man dann durch Entfernen des angelegten Magnetfeldes unter erneuter Ausrichtung des angelegten Magnetfeldes in eine andere Richtung oder durch andere geeignete Maßnahmen. Diese Betätigung in zwei Richtungen stützt sich nicht auf eine Temperaturveränderung als Stimulans für die Betätigung und wird somit nicht durch die im typischen Fall langsame thermische Reaktion von Aktorenmaterialien wie beispielsweise Legierungen mit Formgedächtnis.
Die magnetisch gesteuerte Bewegung an der Zwillingsgrenze wird in Werkstoffen gemäß der Erfindung möglich gemacht, bei denen festgestellt wurde, dass sie eine magnetisch-kristalline Anisotropie-Energie besitzen, die vergleichbar der Energie – oder größer als diese – ist, die für eine Bewegung der Zwillingsgrenze in diesem Werkstoff benötigt wird. Die magnetisch-kristalline Anisotropie-Energie eines Materials ist die Energie, die benötigt wird, um die Magnetisierung der Zwillingsvarianten von der Achse weg zu drehen, welche der leichten kristallographischen Magnetisierung entspricht.
Bei der vorstehenden Beschreibung wurde davon ausgegangen, dass alle Magnetisierungsvektoren entlang ihrer leichten Achsen ausgerichtet sind, wenn kein angelegtes Magnetfeld vorhanden ist. Wenn ein externes Magnetfeld angelegt wird, neigen die Magnetisierungsvektoren der Zelleneinheiten dazu, sich von ihrer Orientierung zur leichten Magnetisierung weg zur Ausrichtung des Magnetfelds hin zu drehen. Wenn aber das Material von einer Anisotropie-Energie charakterisiert wird, die der Energie vergleichbar oder größer als diese ist, die für die Bewegung der Zwillingsgrenze benötigt wird, d. h. wenn die Anisotropie-Energie des Materials ausreicht, um die Bewegung der Zwillingsgrenze aufzunehmen und zu unterstützen, dann veranlasst die Drehung der Magnetisierungsvektoren auch die entsprechenden Zelleinheiten zu einer Drehung aus ihrer ursprünglichen Ausrichtung als Zwillingsvariante in die Ausrichtung einer anderen Zwillingsvariante. Diese Drehung einer Zelleinheit wird in der Weise angesteuert, dass die neu orientierten Magnetisierungsvektoren wieder in die Richtung der leichten Magnetisierung in den gedrehten Zelleneinheiten verlaufen, was einem günstigen Energiezustand entspricht. Die hohe Anisotropie-Energie legt dadurch fest, dass die Zwillingsgrenzen sich bewegen, um die leichte Achse der Ausrichtung der Magnetisierungsvektoren aufrechtzuerhalten. Mit anderen Worten sind diejenigen Zwillingsvarianten, für welche sich die Magnetisierung in einer Hochenergie-Ausrichtung relativ zum angelegten Magnetfeld befindet, energetisch so disponiert sind, dass sie sich umorientieren und damit diese Zwillinge zum Schrumpfen bringen, zu gunsten der Zwillingsvarianten, für welche sich die Magnetisierung relativ zum angelegten Magnetfeld in einer Ausrichtung mit niedriger Energie befindet.
Die erforderliche Bedingung für die Drehung der Zelleneinheiten einer Zwillingsvariante in eine andere lässt sich wie folgt ausdrücken: Uk > Et + W + E0 (1)wobei U_k für die magnetisch-kristalline Anisotropie-Energie steht, E₁ die Energie angibt, die für die Bewegung der Zwillingsgrenze benötigt wird, W die externe Arbeit ist, die von dem Aktorenmaterial zu leisten ist, und E₀ einen Term repräsentiert, in dem die Arbeit, die durch elastische Verformung eines nicht-transformierten Austenit-Materials geleistet wird, das vorhanden ist, die von nicht-gedrehten martensitischen Zwillingsvarianten geleistet wird, und andere Energiefaktoren berücksichtigt werden. Aus diesem Ausdruck wird deutlich, dass dann, wenn das Aktorenmaterial irgendwelche externe Arbeit verrichten soll, die Anisotropie-Energie diese Arbeit und auch die Bewegung der Zwillingsgrenzen unterstützen muss.
Es wird deutlich, dass die magnetisch gesteuerte Betätigung der erfindungsgemäß vorgesehenen Werkstoffe völlig anders ist als die vorstehend dargestellte Betätigungssteuerung durch Magnetostriktion. Um dies nochmals aufzugreifen, drehen sich bei einem magnetostriktiven Aktorenmaterial die Magnetisierungsvektoren der Zelleneinheiten im Ansprechen auf die Ausrichtung eines angelegten Magnetfelds, doch drehen sich die Zelleneinheiten selbst dadurch nicht. Dies führt zu einer elastischen Verformung bzw. Formänderung der Zelleneinheiten, nicht aber zu einer Bewegung der Zwillingsgrenzen. Somit lässt sich der Betätigungsmechanismus mit makroskopisch großem Hub, der durch die Bewegung der Zwillingsgrenzen in erfindungsgemäß vorgesehenen Werkstoffen möglich wird, nicht mit magnetostriktiven Aktorenmaterialien erzielen.
Ohne sich durch theoretische Überlegungen festlegen lassen zu wollen, haben die Erfinder zwei einschränkende Fälle erkannt, die zum Verständnis des Einflusses eines Magnetfeldes auf die Bewegung einer Zwillingsgrenze nützlich sind: eine erste Grenze mit schwacher Anisotropie, an welcher die Anisotropie-Energie U_k kleiner ist als die Zeeman-Energie, wie vorstehend definiert wurde, und eine zweite Grenze mit starker Anisotropie, an welcher die Anisotropie-Grenze größer als die Zeeman-Energie ist.
Es wird nun auf 3-A Bezug genommen, wonach bei einem Magnetfeld H, das unter einem Winkel φ gegenüber der leichten Achse bei ungünstig ausgerichteten Zwillingsvarianten angelegt ist, an der schwachen Anisotropie-Grenze das Feld den Magnetisierungsvektor dieser ungünstig ausgerichteten Varianten leicht drehen kann. Die Größe des Unterschieds in der Zeeman-Energie, die als Δ M -·H - definiert ist, über jede Zwillingsgrenze legt den Umfang der Antriebskraft bei der Bewegung der Zwillingsgrenze fest. In diesem Fall liegt über die Zwillingsgrenze kein Unterschied in der Zeeman-Energie mehr vor, wenn sich der Magnetisierungsvektor dreht, sondern nun besteht ein Unterschied in der Ausrichtung des Magnetisierungsvektors über die Zwillingsgrenze, da der Magnetisierungsvektor parallel zu einer leichten Achse in den günstig ausgerichteten Zwillingen verläuft und nicht mehr entlang einer leichten Achse in den ungünstig ausgerichteten Zwillingen.
Der sich dabei ergebende Unterschied in der Anisotropie-Energie ΔE über die Zwillingsgrenze wird durch die folgende Formel wiedergegeben: ΔE = Uksin2Φ (2)bei welcher Φ der Winkel zwischen dem angelegten Feld und der leichten Achse der Zelleinheiten mit der ungünstig ausgerichteten Zwillingsvariante ist. Die Anisotropie-Energie bei der Magnetisierung in den Zelleinheiten mit der ausgerichteten Zwillingsvariante wird mit Null angegeben. Dieser Ansteuerdruck an der Zwillingsgrenze ist jedoch angesichts der ursprünglichen Annahme einer schwachen Anisotropie in diesem Fall wahrscheinlich nicht ausreichend. Wenn mit anderen Worten die Anisotropie-Energie im Vergleich zur Zeeman-Energie schwach ist, ist an der Zwillingsgrenze ein zu schwacher Druck angelegt, um eine Bewegung der Grenze zu ermöglichen. Dieses Ergebnis ist in 3A dargestellt, aus welcher ersichtlich ist, dass sich der Magnetisierungsvektor des Zwillings über der Zwillingsgrenze 34 gedreht hat, dass sich aber der Zwilling selbst nicht gedreht hat. Es steht zu erwarten, dass diese Bedingung vielleicht bei Materialien ganz allgemein gilt, bei welchen eine Bewegung der Zwillingsgrenze ungewöhnlich einfach ist, wobei E_t im vorstehend angegebenen Ausdruck (1) einen sehr kleinen Wert hat.
In dem in 3B dargestellten Fall einer starken Anisotropie wird die Anisotropie-Energie so definiert, dass sie viel größer als die Zeeman-Energie ist, die durch das angelegte Feld erzeugt wird, und somit wird der Energieunterschied über die Zwillingsgrenze hier als die Differenz in der Zeeman-Energie zwischen den beiden Zwillingsvarianten angegeben. Infolgedessen ist in diesem Fall die Wahrscheinlichkeit höher, dass ein ausreichend hoher Antriebsdruck zur Drehung eines erheblichen Anteils der günstig ausgerichteten Zwillinge vorhanden ist. 3B stellt dieses Szenario dar, bei dem wahrscheinlich eine beträchtliche Bewegung der Zwillingsgrenze auftritt; der Magnetisierungsvektor und der Zwilling über der Zwillingsgrenze 36 sind hier in einem Zustand dargestellt, in dem sie nicht gedreht sind, um so ganz allgemein zu betonen, und eine vollständige Bewegung der Zwillingsgrenze ist gegebenenfalls nicht ohne die Anlegung sehr starker Magnetfelder nicht erzielbar.
Die Feldausrichtung, welche die Differenz in der Zeeman-Energie der Zwillingsvariante optimiert, und dabei dementsprechend die Auslösung der Bewegung der Zwillingsgrenze maximiert, wird mit der Annahme gefunden, dass die Magnetisierung in jeder Variante nach Anlegung des Feldes zur lokalen leichten Achse dieser Variante ausgerichtet bleibt, was also den Fall einer starken Anisotropie bedeutet, und unter der Annahme, dass die leichten magnetischen Achse der beiden Zwillingsvarianten unter einem Winkel Φ relativ zu einander ausgerichtet sind, was beides in 3B dargestellt ist.
Wenn ein Magnetfeld unter einem willkürlich gewählten Winkel Φ relativ zu einer leichten Achse angelegt wird, die als leichte Bezugsachse 38 ausgewählt wird, dann lässt sich der Energieunterschied über die Zwillingsgrenze 36 durch folgende Beziehung wiedergeben: ΔE = MH[cosθ – cos(θ + Φ)] (3)
Diese Funktion wird dann maximiert, um eine optimale Feldausrichtung θ₀ zu definieren, die sich wie folgt angeben lässt:
Diese optimale Feldausrichtung θ₀ wird in 4 als Funktion von Φ mit θ₀ relativ zur ausgewählten leichten Bezugsachse aufgetragen; die Funktion hat sich als linear in Beziehung zu Φ stehend erwiesen, was auch den Winkel der Zwillingsgrenze definiert. Die optimale Feldausrichtung nimmt ab 90° bei Φ = 0 (ein bedeutungsloses Ergebnis) bis zu 45° bei Φ = 90° ab.
Auf der Grundlage dieser Beziehung haben die Erfinder hier entdeckt, dass entgegen der Intuition die magnetische Antriebskraft auf der Zwillingsgrenze niemals am größten ist bei einem Feld, das parallel zur Ausrichtung des Magnetisierungsvektors einer der Zelleinheiten der Zwillingsvariante ausgerichtet ist. Die Erfinder haben stattdessen erkannt, dass in starkem Gegensatz hierzu das angelegte Feld optimal so ausgerichtet ist, dass es den Winkel zwischen den leichten Achsen der hier interessierenden Zwillingsvarianten halbiert. Mit anderen Worten wird für den Fall einer starken Anisotropie das angelegte Magnetfeld in optimaler Weise parallel zur Zwillingsgrenze ausgerichtet, um so die Bewegung der Zwillingsgrenze und den entsprechenden Betätigungshub zu maximieren.
Im Zusammenhang mit 1B und 2B wurde vorstehend bereits ausgeführt, dass die in diesen Figuren dargestellte Feldausrichtung nur in schematisierter Form dargestellt ist; es wird hier nochmals betont, dass diese Figuren keine bevorzugte Feldausrichtung darstellen; bei einem bestimmten Material und im Falle einer starken Anisotropie ist die Ausrichtung der Zwillingsgrenze vorzugsweise festgelegt und verläuft ein anzulegendes Feld dann in paralleler Ausrichtung zu dieser Grenze. Es wurde erkannt, dass die meisten Werkstoffe mehrere und gelegentlich sehr viele unterschiedliche Ausrichtungen der martensitischen Zwillingsgrenze besitzen; entsprechend der Erfindung ist dabei das angelegte magnetische Betätigungsfeld zu einer ausgewählten Ausrichtung unter den Orientierungen der Zwillingsgrenze ausgerichtet.
Beispiel 1
Die Erfinder bei dieser Anmeldung haben erkannt, dass verschiedene einzelne kristalline und polykristalline Zusammensetzungen der Legierung Ni₂MnGa die Kriterien hinsichtlich der magnetisch-kristallinen Anisotropie-Energie für die magnetische Steuerung der Umorientierung der martensitischen Zwillingsgrenze erfüllen, und sie haben den Effekt für diesen Werkstoff nachgewiesen. Bei Ni₂MnGa handelt es sich um eine so genannte Heusler-Legierung mit kubischem Kristallgitter L2₁ in der austenitischen Hochtemperatur-Phase, bei welchem die Gitterkonstante a etwa 5,822 × 10^–10 m (5,822 Å) beträgt. Die Temperatur, bei welcher der Übergang in den martensitischen Zustand bei diesem Werkstoff stattfindet, beträgt etwa 276 K, doch sie schwankt stark entsprechend den Veränderungen in der Zusammensetzung um den stöchiometrischen Wert von Ni₂MnGa, wie nachstehend noch im einzelnen erläutert wird. Die martensitische Phase des Materials im Niedertemperaturbereich ergibt sich aus der austenitischen Phase durch einen diffusionslosen Übergang mit Verschiebung, der eine Viereck- bzw. Vierseit-Struktur erbringt, wobei die martensitischen Gitterkonstanten hier mit a = b = 5,90 × 10^–10 m (5,90 Å, c = 5,44 × 10^–10 m (5,44 Å) und mit einer volumenbezogenen Zusammenziehung um 2,2% relativ zur Phase L2₁ angegeben sind.
Eine martensitische Phase von Ni₂MnGa kann die Spannung, die in Zusammenhang mit dem martensitischen Übergang steht, bei der es sich um eine Veränderung um etwa –6,56% entlang der Tetragon-Achse c handelt, durch eine von zwei möglichen Reaktionen auffangen, und zwar durch Verrutschen oder durch Zwillingsbildung. Es hat sich herausgestellt, dass die martensitische Phase von Ni₂MnGa die Bildung von Zwillingsvarianten begünstigt, die sich in verträglichen Ausrichtungen zusammenlagern, um so die Belastungsenergie auf ein Minimum zu reduzieren. Dies ist eine besonders gut geeignete Bedingung für die Realisierung des Aufbaus großer Belastungen im Werkstoff durch magnetisch gesteuerte Bewegung der Zwillingsgrenze. Es wurde tatsächlich erkannt, dass die Ausrich tung der Ni₂MnGa-Zwillingsvariante durch die Bewegung von Zwillingsgrenzen zu hohen makroskopischen Belastungen bzw. Spannungen führen kann; es wurde für Ni₂MnGa bei etwa 77 K berichtet, dass eine in die Richtung [100] orientierte elastische Verformung von nur etwa 2 MPa zu einer wieder einstellbaren Formänderung von etwa 5% Anlass gibt.
Einzelkristall-Proben aus Ni₂MnGa, an denen eine Breite und Höhe von nur einigen Millimetern und eine Länge von etwa 6 mm gemessen wurde, wurden auf ihre Fähigkeit untersucht, die martensitischen Zwillingsgrenzen des Werkstoffs magnetisch umzuorientieren. Die Kristallausrichtung wurde durch Zurück-Reflexion der Brechung nach Laue bestimmt. Daten zur Ermittlung der Magnetisierung als Funktion des angelegten Magnetfeldes, die nachstehend als M-H-Kurven bezeichnet werden, wurden unter Verwendung eines Proben-Schwing-Magnetometers gewonnen, unter Anlegung eines Magnetfeldes, das entweder entlang der Richtung [001] oder entlang der Richtung [110] der kubischen austenitischen Phase in der Heusler-Struktur ausgerichtet war. Die elastische Verformung wurde entlang der Richtung [001] unter Verwendung eines Dehnungsmessgeräts mit Metallfolie gemessen, das auf den Proben positioniert wurde, und die Messung erfolgte als Funktion der Temperatur von etwa 250 K bis etwa 300 K und bei Magnetfeldern von bis zu etwa 7,95 × 10⁶ (10 kOe), die entlang der Richtungen [001] und [110] angelegt wurden.
5 stellt eine graphische Darstellung der experimentellen M-H-Kurven dar, die bei der Probe aus kristallinem Ni₂MnGa bei einer Temperatur von etwa 299 K gemessen wurden, bei welcher sich das Material in der ursprünglichen austenitischen Phase befindet, und bei einer Temperatur von 265 K, bei der sich das Material in der martensitischen Phase befindet, während entlang der Richtung [001] ein Magnetfeld angelegt wurde. Es zeigte sich, dass der Martensit-Übergang in der Probe bei einer Temperatur von etwa 276 K zentriert war. Es wurde erkannt, dass der Martensit-Übergang im Allgemeinen über einen Temperaturbereich stattfindet, und nicht bei einem einzelnen Temperaturwert, weshalb in diesem Zusammenhang der Begriff der martensitischen Phasenübergangs-Tempe ratur so zu verstehen ist, dass er sich in etwa auf die Temperatur bezieht, die in der Mitte dieses Bereichs liegt.
In der Hochtemperatur-Phase zeigte sich, dass die Sättigungsmagnetisierung M_s bei der Probe aus Ni₂MnGa etwa 47 emu/g bzw. etwa 3,82 × 10^–2 T (382 Gauß) beträgt und bei etwa 7,95 × 10⁸ A/m (1 kOe) die technische Sättigung erreicht wurde. In der martensitischen Zwillingsphase im Niedertemperaturbereich zeigte sich, dass die Sättigungsmagnetisierung M_s etwa 58 emu/g bzw. etwa 4,75 × 10^–2 T (475 Gauß) betrug und dass sich die Sättigung als schwieriger erwies; die Energie, die zur Sättigung der martensitischen Phase in der Richtung [001] erforderlich ist, wurde bei etwa 1,17 × 10⁶ erg/cm³ ermittelt. Die geringfügige Scherung, die sich bei der Reaktion bei geringer Magnetisierung links auf den Kurven zeigte, ist auf die Form der Probe zurückzuführen. Die Unstetigkeiten im schrägen Verlauf der martensitischen M-H-Kurve sind ähnlich den Unstetigkeiten, die bei Tergenol-D^® festgestellt wurden, und können in Beziehung zu der unterschiedlichen Reaktion der verschiedenen Zwillingsvarianten auf das angelegte Feld gesetzt werden.
6 zeigt eine graphische Darstellung der Veränderung der elastischen Verformung entlang der Richtung [001] bei der Probe aus Ni₂MnGa als Funktion der Temperatur ohne Anlegung eines Magnetfelds und mit Anlegung eines Magnetfelds von etwa 7,95 × 10⁴ A/m 10 kOe), das entlang der Richtung [001] der Probe ausgerichtet war. Die beiden Kurvengruppen sind aus Gründen der klareren Darstellung relativ zu einander entlang der Spannungsachse eingezeichnet. Jede Gruppe von Kurven umfasst eine Kurve für die Belastung, die unter Erhöhung der Temperatur gemessen wurde, was durch einen nach rechts gerichteten Pfeil angedeutet ist, sowie eine Kurve für die Belastung, die unter Verringerung der Temperatur gemessen wurde, was durch einen nach links weisenden Pfeil angegeben ist. Es wurde festgestellt, dass der Schrägverlauf im Hintergrund im Hochtemperaturbereich der Kurven des angelegten Feldes von Null, der etwa 10,5 × 10^–6/K betrug, auf die Wärmeausdehnung der Probe zurückzuführen ist.
Bei einem angelegten Null-Feld wurde festgestellt, dass bei Verringerung der Temperatur der Probe der Übergang erster Ordnung in dem Material in die martensitische Phase bei etwa 276 K eintritt, und dass bei Erhöhung der Temperatur die Rückkehr aus der martensitischen Phase in die austenitische Phase bei etwa 281,5 K eintritt. Es zeigte sich, dass die elastische Verformung bei der Temperatur des Phasenübergangs in die martensitische Phase in einem Null-Feld – ΔI/I]_H=0 – in der Größenordnung von etwa 2 × 10^–4 liegt. Dies entspricht nur einem kleinen Bruchteil der Veränderung der Gitterkonstante c, wobei Δc/c etwa 6,56% beträgt, was auf die Aufnahme der elastischen Verformung durch die unterschiedlichen Ausrichtungen der Zwillingsvariante ohne Anlegung eines Magnetfelds zurückzuführen ist.
Es wurde festgestellt, dass die Anlegung eines Magnetfelds mit einer Stärke von etwa 7,95 × 10⁹ A/m (10 kOe) die Phasenübergangs-Temperaturen beim Übergang vom martensitischen in den austenitischen Zustand unter die Temperaturen des Materials ohne Anlegung eines Feldes drückt; wenn die Temperatur gesenkt wurde, wurde eine Phasenübergangs-Temperatur für den martensitischen Übergang bei etwa 273 K festgestellt. Die elastische Verformung bei der Phasenübergangs-Temperatur im angelegten Feld ΔI/I]_H=10 lag nach den Messungen in der Größenordnung von etwa 1,45 × 10^–3. Der Unterschied zwischen der gemessenen elastischen Phasenübergangs-Verformung ohne Anlegung eines Feldes und bei Anlegung eines Feldes von 7,95 × 10⁹ A/m (10 kOe) betrug etwa 1,25 × 10^–3. Die verstärkte elastische Phasenübergangs-Verformung, die sich bei angelegtem Feld zeigte, entspricht quantitativ der Verformung bei der Umorientierung der Zwillingsstruktur bei der Reaktion auf das angelegte Feld, und bestätigt die Fähigkeit zur magnetischen Steuerung der Zwillings-Umorientierung mit dem Feld.
Beispiel 2
Die kristalline Probe aus Ni₂MnGa aus Beispiel 1 wurde einem Magnetfeld mit zwei unterschiedlichen Ausrichtungen und bei zwei verschiedenen Temperaturen ausgesetzt. 7A zeigt die Versuchsanordnung für die erste Ausrichtung des Magnetfelds. Hier wurde die Probe 40 zu den Richtungen [001] und [110] in der dargestellten Weise ausgerichtet, wobei auf die Probe ein Dehnungsmessgerät 42 aufgesetzt wurde, wie dies dargestellt ist, um die elastische Verformung in der Richtung [001] zu messen. In diesem Fall wurde die Feldorientierung zur Richtung [110] der Probe ausgerichtet und somit maß das Dehnungsmessgerät 42 die Belastung, die als e_I angegeben ist, senkrecht zum angelegten Feld. Bei dem Versuchsaufbau für die zweite Orientierung des Magnetfelds, wie er in 7B dargestellt ist, wurde die Probe 40 wieder zu den Richtungen [001] und [110] in der dargestellten Weise ausgerichtet, wobei das Dehnungsmessgerät 42 in der dargestellten Weise aufgesetzt war. Hier wurde die Feldorientierung zur Richtung [001] der Probe ausgerichtet und damit maß das Dehnungsmessgerät die als e_II bezeichnete elastische Verformung parallel zum angelegten Feld.
7C ist eine graphische Darstellung der elastischen Verformung als Funktion des angelegten Magnetfelds für die beiden Feldausrichtungen bei einer Probentemperatur von etwa 283 K, die über der Phasenübergangs-Temperatur der Probe beim Übergang in den martensitischen Zustand liegt. Es sind zwei Gruppen von Kurven dargestellt, und zwar je eine Gruppe für jede Feldorientierung, wobei jede Gruppe eine Kurve für das zunehmende Feld und eine Kurve für das abnehmende Feld umfasst. Man kann davon ausgehen, dass die elastische Verformung bei einer Temperatur von 283 K aus der Magnetostriktion der ursprünglichen Heusler-Legierung zusammen mit der elastischen Verformung resultiert, die auf jegliche Zwillingsgrenze zurückzuführen ist, die in der martensitischen Phase verbleibt, die bei dieser Temperatur keinen Übergang in die austenitische Phase vollzogen hat. Auf der Grundlage des quantitativen Unterschieds in der elastischen Verformung bei Sättigung für die beiden Feldausrichtungen, die etwa –0,20 × 10^–3 beträgt, wurde festgestellt, dass die Magnetostriktion λ_s etwa –133 × 10^–6 beträgt. Ein ähnliches magnetostriktives Verhalten wurde bei Zimmertemperatur beobachtet.
7D zeigt eine graphische Darstellung der elastischen Verformung als Funktion des angelegten Magnetfeldes für die beiden Feldorientierungen bei einer Probentemperatur von etwa 265 K. In diesem Fall wurde die Probe zunächst von Zimmertemperatur auf etwa 265 K heruntergekühlt, ohne dass ein Magnetfeld vorhanden war, was zur Bildung von martensitischen Zwillingen ohne bevorzugte Orientierung führte. Im Falle einer Feldausrichtung in der Richtung [001] führte die nächste Anlegung eines Magnetfeldes von etwa 7,95 × 10⁹ A/m (10 kOe) zu einer Zusammenziehung des Materials um etwa ganze 1,3 × 10^–3. Diese elastische Verformung liegt in etwa bei einer Größenordnung, die größer ist als jene, die im Falle einer Magnetostriktion bei 283 K beobachtet wurde. Dieser Teil der Belastung, der nach Zurücknahme des Feldes auf Null verbleibt, ist in der graphischen Darstellung als L_b ausgewiesen. Der wieder herstellbare Teil dieser elastischen Verformung beträgt etwa 1 × 10^–3.
Bei der Feldausrichtung [110] wurde die Probe zuerst auf Zimmertemperatur erwärmt und dann zurück auf 265 K heruntergekühlt, um die Zwillingsstruktur mit bevorzugter Orientierung zu entfernen, die in der graphischen Darstellung als L_b angegeben ist und die durch die vorhergehende Anlegung einer Feldausrichtung [001] erzeugt wurde. Dies führte zu einer Ausdehnung der Probe in der Richtung [001]. Aus der Graphik wird deutlich, dass die Veränderungen der elastischen Verformung bei 265 K in Verbindung mit der Drehung eines Feldes von 7,95 × 10₉ (10 kOe) aus der Richtung [001] in die Richtung [110] etwa 0,19% betragen, bei einer Belastungsempfindlichkeit gegenüber der angelegten Feldstärke, die etwa 7,95 × 10³ A/m (2 × 10^–7/Oe) beträgt.
Diese Messung weist quantitativ nach, dass eine elastische Verformung von etwa 0,2% in der Probe realisiert werden kann, sofern ein Magnetfeld mit einer Stärke von etwa 6,37 × 10⁹ A/m (8 kOe) bis 7,95 × 10⁹ (10 kOe) aus der Richtung [001] des Aktorenmaterials in die Richtung [110] des Aktorenmaterials oder umgekehrt gedreht wird. Eine noch stärkere elastische Verformung ließe sich beobachten, wenn das Aktorenmaterial aus einer kleinen Zahl Zwillingsvarianten bestehen sollte; und gemäß der Erfindung wird bevorzugt, dass das Aktorenmaterial weniger als 5 Varianten aufweist, während höchstens ein bis zwei Varianten noch stärker bevorzugt werden.
Die gemessenen Belastungen, die bei diesem Versuch durch die Magnetfelder in dem Martensitmaterial herbeigeführt werden, werden auf die Umorientierung der martensitischen Zwillingsstruktur zurückgewiesen. Dies deckt sich mit der Beobachtung, dass die Zusammenziehung des Materials insgesamt um etwa 1,3 × 10^–3, die durch das Anlegen eines Feldes bei etwa 256 K in der Richtung [001] in enger Übereinstimmung mit der quantitativen Belastungsmessung von 1,25 × 10^–3 steht, die vorstehend mit der Umorientierung der Zwillingsstruktur während des Übergangs in den martensitischen Zustand in Verbindung gebracht wurde. Es wurde beobachtet, dass die zurückbleibende Belastung, die in der Graphik als L_a angegeben ist, größer ist, wenn der Messung die Anlegung des Magnetfelds in der Richtung [110] vorausging.
Die Daten weisen überzeugend nach, dass die durch ein Magnetfeld gesteuerte elastische Verformung in der Richtung [110], die bei der Probe aus Ni₂MnGa in der martensitischen Phase experimentell gemessen wurde, auf eine Zwillings-Umorientierung zurückzuführen ist und nicht auf eine Verschiebung in der martensitischen Anfangstemperatur, wie behauptet werden könnte. Die Graphik in 6 ist ein Hinweis darauf, dass die Übergangstemperatur beim Übergang in die martensitische Phase nach Anlegung eines Feldes von etwa 7,95 × 10⁹ A/m (10 kOe) um etwa 2 K gesenkt wird. Es stünde zu erwarten, dass eine Messung der elastischen Verformung innerhalb des Bereichs von zwei Grad unter der erwarteten Übergangstemperatur beim Übergang in den martensitischen Zustand bei 276 K zu einer positiven elastischen Verformung in der Richtung [001] führen müsste, wenn in der martensitischen Phase ein Null-Feld angelegt wird, wie dies in der Graphik dargestellt ist. Doch ist in starkem Unterschied hierzu gemäß der Darstellung in der Graphik in 7D die gemessene elastische Verformung negativ und nicht positiv. Außerdem wurden die in 7D graphisch eingetragenen Messungen bei einer Temperatur von etwa 265 K vorgenommen, was deutlich außerhalb des Bereichs der Verschiebung der Übergangstemperatur beim Übergang in den martensitischen Zustand ist. Dies ist ein deutlicher Hinweis darauf, dass genau die magnetische Steuerung der Zwillinge mehr Magnetisierungsvektoren und mehr Zwillingsvarianten in Ausrichtung zum angelegten Feld bringt, das für die elastische Verformung verantwortlich ist.
In der nachfolgenden Tabelle I werden die Eigenschaften der im Versuch eingesetzten Proben aus Ni₂MnGa zusammengefasst, wobei sich die Eigenschaft ΔI/I]_H auf die Veränderung der elastischen Verformung in der Richtung [001] nach Absenkung der Temperatur über die Übergangstemperatur beim Übergang in den martensitischen Zustand bezieht. Die Eigenschaft ΔI/I]_[110]-[001] bezieht sich auf den Unterschied in der elastischen Verformung in der Richtung [001] bei Feldern, die entlang der Achsen [001] und [110] ausgerichtet sind.
Tabelle I
Die Energie, die nötig ist, um die Zwillingsgrenzen zu bewegen, wurde für die Probe aus Ni₂MnGa hochgerechnet. Anhand der Magnetisierungsschleifen in der martensitischen Phase lässt sich feststellen, dass bei den Varianten des Materials mit ungünstiger Ausrichtung eine Dichte in der magnetischen Anisotropie-Energie MH/2 von etwa 1,17 × 10⁶ erg/cm³ bzw. etwa 17% von σe/2 zur Verfügung steht, um die Bewegung der Zwillingsgrenze anzusteuern. Aus den gerade beschriebenen quantitativen Ergebnissen wird deshalb deutlich, dass sogar eine stärkere elastische Verformung als der gemessenen elastischen Verformung in der martensitischen Phase zum Ansteuern eines Aktorenhubs zur Verfügung steht. Wie nachstehend noch erläutert wird, wurde erkannt, dass eine Vorbelastung der Probe, zum Beispiel durch mechanische Vorspannung der Probe, eine erhöhte Reaktion auf eine elastische Verformung ermöglichen kann.
8 stellt eine Graphik der resultierenden elastischen Verformung bei einer Probe aus Ni₂MnGa als Funktion der Belastung bzw. der Kraft dar, welche in der Probe bei einer Probengröße von etwa 1 cm × 1 cm × 1,8 cm aufgebaut wurde. Ebenso sind die Spannungs-Dehnungs-Kurven für das piezoelektrische Aktorenmaterial PZT und das magnetostriktive Aktorenmaterial Tertenol-D^® dargestellt, die beide aus Standardtexten entnommen wurde. Die elastische Verformung bei Null-Kraft wird hier als freie oder unbeschränkte Verformung bezeichnet; die elastische Verformung bei Null-Spannung wird als Verformung unter Belastung bezeichnet. Von einem Werkstoff kann im Allgemeinen erwartet werden, dass er entlang der Linie zwischen diesen Grenzen eingesetzt werden kann. Diese Graphik veranschaulicht, dass das Leistungsverhalten der Probe aus Ni₂MnGa die Leistung des piezoelektrischen Materials übersteigt und der Leistung des magnetostriktiven Materials vergleichbar ist, allerdings ohne die verschiedenen Nachteile, die im typischen Fall mit den magnetostriktiven Werkstoffen verknüpft sind.
Unter Berücksichtigung auch der Charakteristiken im Frequenzverhalten wurden Betätigungsversuche mit Proben aus Ni₂MnGa bei Anlegung eines magnetischen Betätigungsfelds mit verschiedenen vorgesehenen Frequenzen durchgeführt. Das Frequenzverhalten erwies sich als sehr gut, sogar über 1 kHz. Die entsprechende Dichte im Leistungsausgang wurde dann bei dem Material bei über 1 kW/kg festgestellt.
Die Erfinder haben erkannt, dass Aktorenmaterialien aus Einzelkristallen wie die Probe aus Ni₂MnGa in Einzelkristallform für die interessierenden Aktoren-Einsatzbereiche nicht immer praktisch sind. Einzelkristall-Werkstoffe in der austenitischen Phase können schwierig und in der Herstellung kostspielig sein, und in termetallische Einzelkristall-Zusammensetzungen, die sich erfindungsgemäß magnetisch steuern lassen, sind leicht mechanisch spröde. Außerdem lassen sich Einzelkristall-Werkstoffe nur über einen relativ engen Bereich der Zusammensetzung herstellen, wodurch die Fähigkeit eingeschränkt wird, die physikalischen Eigenschaften des Materials für eine bestimmte Anwendung maßzuschneidern.
Die Erfindung sieht Zusammensetzungen für polykristallines Aktorenmaterial vor, zum Beispiel polykristalline NiMnGa-Zusammensetzungen, für welche sich die magnetische Steuerung der Bewegung der Zwillingsgrenze erzielen lässt und mit welchen die Einschränkungen überwunden werden, die für ein Einzelkristall-Aktorenmaterial gelten. Für den quantitativen Nachweis solcher Werkstoffe wurde das polykristalline NiMnGa-System experimentell untersucht. Die polykristallinen NiMnGa-Zusammensetzungen wurden unter Heranziehung mehrerer Techniken hergestellt. Bei einem ersten Verfahrensbeispiel wurden die gewünschten Bestandteile in Elementform zusammen in Quarzröhrchen unter einer Edelgas-Atmosphäre im Induktionsverfahren zusammen schmelzflüssig gemacht, um kleine Legierungsplättchen bzw. -kügelchen mit dem Durchmesser des Röhrchens zu erzeugen. In einem zweiten Prozess wurden die als Bestandteil vorgesehenen Elemente in einem Schmelzgefäß in einem Vakuum-Ofen geschmolzen. Alternativ wurde eine Säule aus geschmolzenem Metall unter Heranziehung bekannter Saug-Gieß-Techniken durch ein hohles Quarzröhrchen gezogen. Mit diesem Verfahren wird der Schrumpfhohlraum beseitigt, der eine typische Begleiterscheinung bei der Abkühlung eines festgelegten Volumens an Metallschmelze ist; hier lässt sich weiteres geschmolzenes Material aus der Schmelze in das hohle Röhrchen hochziehen, um jeglichen Schrumpfhohlraum zu füllen, der sich gegebenenfalls beim Abkühlen der Säule bildet, und dann von oben nach unten verfestigen.
Beispiel 3
Ein großer Bereich in der Zusammensetzung der polykristallinen Proben aus NiMnGa wurde mit den gerade beschriebenen Verfahrensweisen hergestellt. Es wurde festgestellt, dass die Proben mechanisch stark sind, insbesondere in ihrer Verbindung mit Einzelkristall-Proben aus NiMnGa. Jede Zusammensetzung wurde hinsichtlich ihrer Curie-Temperatur T_c, ihrer Phasenübergangs-Temperatur beim Übergang in die martensitische Phase, die hier als T_mart bezeichnet wird, und ihrer Sättigungsmagnetisierung M_s charakterisiert. Diese drei Charakteristika sind jeweils auf graphischen Darstellungen der Zusammensetzung in Dreiecksform in den 9, 10 bzw. 11 aufgetragen, und zwar für den untersuchten Bereich der Zusammensetzungen der Proben. Dabei ist zu beachten, dass der auf jeder großen Graphik dargestellte Bereich der Zusammensetzung ein Teildiagramm eines kompletten Diagramms der Zusammensetzung darstellt, wie dies durch das eingefügte Diagramm angezeigt wird. In jeder Teilgraphik in großem Maßstab ist ein Bereich der Zusammensetzung mit Nickel von 40% bis 60% dargestellt, ebenso ein Bereich der Zusammensetzung mit Ga zwischen 15% und 35% und ein Bereich der Zusammensetzung mit Mn, der zwischen 25% und 45% liegt.
Um eine optimale NiMnGa-Zusammensetzung zu ermitteln, wird zunächst die Curie-Temperatur der Zusammensetzungen berücksichtigt, wobei auf die graphische Darstellung in 9 Bezug genommen wurde. Diese Figur gibt die Koordinaten der Zusammensetzung für jede der untersuchten Zusammensetzungen an und kennzeichnet jeden Punkt mit der Curie-Temperatur T_c in °C für die jeweilige Zusammensetzung. Die Umrisslinien der Konstante T_c werden auf der Graphik eingetragen, um Bereiche in der Graphik kenntlich zu machen, in denen die Curie-Temperatur verschiedene Werte aufweist. Ganz allgemein muss die Temperatur, bei welcher das Material magnetisch betätigt werden soll, niedriger sein als die charakteristische Curie-Temperatur des Materials, um so sicherzustellen, dass die Bewegung der Zwillingsgrenze in der martensitischen Phase umso einfacher wird, je stärker die Magnetisierung ist; deshalb wurde festgestellt, dass die Bewegung der Zwillingsgrenze zunehmend einfacher wird, je weiter bei Magnetsystemen, die eine hohe magnetisch-kristalline Anisotropie-Energie aufweisen, die Betriebstemperatur unter die Curie-Temperatur abgesenkt wird. Des Weiteren erfährt die Dichte der Anisotropie-Energie bekanntlich einen deutlichen Anstieg, wenn die Temperatur unter die Curie-Temperatur abgesenkt wird. Es zeigte sich, dass alle Proben – mit Ausnahme von zweien – durch eine Curie-Temperatur cha rakterisiert werden, die viel höher als 0°C ist und die außerdem bei oder über der Zimmertemperatur liegt. Aus der Graphik ist weiterhin ersichtlich, dass ein Nickelgehalt von weniger als etwa 52% bevorzugt werden kann und ein Ga-Gehalt von mehr als etwa 17% und weniger als etwa 26% vorgezogen werden kann, um eine Curie-Temperatur über der Raumtemperatur sicherzustellen.
Die Phasenübergangs-Temperatur T_mart für den Übergang in die martensitische Phase, die bei den Proben gemessen wurde, ist in Grad Celsius in 10 graphisch als Funktion der Zusammensetzung in der gleichen Weise wie die Graphik der Curie-Temperatur in 9 aufgetragen. Ebenso sind die Umrisslinien der Konstanten T_mart dargestellt, um die Bereiche in der Graphik zu identifizieren, die verschiedene Übergangstemperaturen beim Phasenübergang in den martensitischen Zustand aufweisen. Wie vorstehend bereits erläutert, ist die Phasenübergangs-Temperatur beim Übergang in den martensitischen Zustand hier so zu verstehen, dass sie sich in etwa auf die Temperatur bezieht, die in der Mitte des Bereichs der charakteristischen Temperaturen liegt, bei welchen sich die martensitische Phase des Materials zu zeigen beginnt, wenn das Material von höheren Temperaturen aus heruntergekühlt wird. Diese Phasenübergangs-Temperatur lässt sich durch Wärmemessungen erfassen, zum Beispiel durch differentielle Wärmemengenmessung durch Abtastung oder mittels thermischer Differential-Analyse, ebenso durch Messungen der elastischen Verformung oder der Magnetisierung, die in Abhängigkeit von der Temperatur vorgenommen wurden, um die Veränderungen in der Gitterkonstante oder der Magnetisierung zu erfassen, die im typischen Fall bekanntlich auftritt, wenn das Material durch die Phasenübergangs-Temperatur beim Übergang in den martensitischen Zustand heruntergekühlt wird. Da beim Übergang in den martensitischen Zustand beim NiMnGa-System nur eine geringfügige Wärme-Hysterese vorliegt, wurde festgestellt, dass die Phasenübergangs-Temperatur beim Übergang in den martensitischen Zustand nahe bei der Temperatur T₀ liegt, bei welcher die Energien in der austenitischen und martensitischen Phase gleich sind. Die thermoelastische oder thermomagnetische Hysterese, die mit dem Phasenübergang verknüpft ist, hat im Allgemeinen ihre Mitte um T₀.
Wie vorstehend erläutert, kann eine magnetische Steuerung der martensitischen Zwillingsvarianten nur bei Zusammensetzungen erreicht werden, bei denen die martensitische Phase vorhanden ist. Vorzugsweise zeichnet sich das Aktorenmaterial aus NiMnGa durch die Anwesenheit der martensitischen Phase bei Temperaturen über dem Gefrierpunkt von Wasser bei 0°C aus und liegt in noch stärker bevorzugter Weise nahe bei Zimmertemperatur, also bei 19°C oder darüber. Es wird nun auf die Graphik in 10 Bezug genommen, anhand derer festgestellt wird, dass Zusammensetzungen mit einem Ga-Gehalt von mehr als rund 18% und weniger als etwa 26%, Zusammensetzungen mit einem Ni-Gehalt von mehr als etwa 45% und weniger als rund 52% und Zusammensetzungen mit einem Mn-Gehalt von mehr als etwa 24% und weniger als ca. 35% alle ein polykristallines Aktorenmaterial ergeben, das über dem Gefrierpunkt von Wasser arbeiten kann, wobei viele Zusammensetzungen bei Zimmertemperatur oder darüber einsatzfähig sind.
Es wird festgestellt, dass die Phasenübergangs-Temperatur beim Übergang in die martensitische Phase gegenüber dem Spannungszustand des Materials sehr empfindlich ist und somit steht zu erwarten, das sich die hier angegebenen Werte in Entsprechung zur Bearbeitung einer bestimmten Probe und zur verbleibenden elastischen Verformung verändern. Somit wird erkennbar, dass Legierungen außerhalb des vorzuziehenden Bereichs, der hier definiert wurde, ebenfalls eine Phasenübergangs-Temperatur für den Übergang in den martensitischen Zustand zeigen, welche die Legierung für Einsatzbereiche bei oder über der Zimmertemperatur geeignet macht.
Die Erfinder dieser Anmeldung haben anhand der Analyse der Curie-Temperatur und der Phasenübergangs-Temperatur beim Übergang in die martensitische Phase drei polykristalline NiMnGa-Zusammensetzungen erkannt, die sich besonders gut als Aktorenmaterial gemäß der vorliegenden Erfindung eignen. Die erste – Ni_45,6Mn_34,1Ga_19,3 – zeichnet sich durch eine Curie-Temperatur bei etwa 70°C und eine Phasenübergangs-Temperatur für den Übergang in die martensitische Phase von etwa 43°C aus, die beide deutlich über der Zimmertemperatur liegen. Die zweite gut geeignete Zusammensetzung – Ni_18,6Mn_32,4Ga₁₉ – zeichnet sich durch eine Curie-Temperatur von etwa 51°C und eine Phasenübergangs-Temperatur für den Übergang in den martensitischen Zustand bei etwa 29°C aus. Für die dritte gut geeignete Zusammensetzung – Ni_50,2Mn_29,8Ga₂₀ – sind eine Curie-Temperatur von etwa 53°C und eine Phasenübergangs-Temperatur beim Übergang in den martensitischen Zustand bei rund 29°C charakteristisch. Es wird deutlich, dass eine gewisse Berücksichtigung für die Toleranz bei den Messtechniken in angemessener Weise zulässig sein sollte und somit können die für jede der drei hier aufgeführten Zusammensetzungen angegebenen atomaren Fraktionen der Zusammensetzung als Mittelpunkte der Bereiche betrachtet werden, die zu beiden Seiten des Mittelpunkts mehrere Prozentpunkte überspannen.
11 zeigt eine Graphik für die gemessene Sättigungsmagnetisierung M_s in emu/g für die als Probe verwendeten Zusammensetzungen, die für jeden Koordinatenverbindungspunkt bei jeder Zusammensetzung in der gleichen Weise wie in den Graphiken nach 9 und 10 eingezeichnet ist. Die Umrisslinien der Konstante M_s sind ebenfalls in der gleichen Weise dargestellt. Neben den Faktoren der Curie-Temperatur und der Phasenübergangs-Temperatur beim Übergang in die martensitische Phase ist bei der Grenze der hohen Anisotropie eine vergleichsweise stärkere Magnetisierung gegenüber einer relativ geringeren Magnetisierung bei magnetisch gesteuertem Aktorenmaterial vorzuziehen; eine starke Magnetisierung führt zu einem größeren Druck auf günstig orientierte Zwillingsgrenzen bei Anlegung eines Magnetfeldes und führt dadurch zu einer stärkeren Reaktion in der Aktorenfunktion. Diejenigen Proben, die eine vergleichsweise stärkere Magnetisierung besitzen, finden sich in einem Bereich der graphischen Darstellung der Zusammensetzung, der eng auf den Bereich der graphischen Darstellung der Curie-Temperatur ausgerichtet ist, der eine vergleichsweise hohe Curie-Temperatur zeigt. Die vergleichsweise geringe Magnetisierung von Proben, deren Zusammensetzung in der Graphik oben links eingetragen ist, kann ein Hinweis darauf sein, dass die Curie-Temperatur unter der gemessenen Magnetisierungstemperatur lag.
Berücksichtigt man die drei besonders gut geeigneten Zusammensetzungen, die vorstehend grob umrissen sind, stellt man fest, dass die Zusammensetzung mit der stärksten Magnetisierung, für die auch eine Curie-Temperatur und eine Phasenübergangs-Temperatur beim Übergang in den martensitischen Zustand charakteristisch sind, die beide über Zimmertemperatur liegen, die Zusammensetzung Ni_50,2Mn_29,8Ga₂₀ ist. Diese Zusammensetzung zeichnet sich durch eine Magnetisierung von etwa 48 emu/g aus. Bei vielen Einsatzgebieten bei Raumtemperatur hat sich diese Zusammensetzung als besonders gut geeignet erwiesen.
Ganz allgemein kann man gemäß der vorliegenden Erfindung eine geeignete NiMnGa-Zusammensetzung unter Heranziehung der graphischen Darstellungen in 9, 10 und 11 auswählen, um in Frage kommende Zusammensetzungen zu ermitteln, welche den betrieblichen Anforderungen des jeweiligen Aktorenmaterials entsprechen. Wenn zum Beispiel einem Betriebseinsatz bei oder über Zimmertemperatur nicht besonders Augenmerk gilt, dann eignet sich die Zusammensetzung Ni₅₀Mn₂₈Ga₂₂ wegen seiner hohen Magnetisierung von etwa 50 emu/g besonders gut. Ist ein Betriebseinsatz bei hoher Temperatur erforderlich, dann eignen sich die vorstehend beschriebenen Zusammensetzungen Ni_48,6Mn_32,4Ga₁₉ besonders gut. Es ist gut einsehbar, dass ähnliche Analysen vorgenommen werden können, um die optimale Zusammensetzung für andere Betriebsanforderungen zu finden, die durch eine bestimmte Anwendung gegeben sind.
Für einige Anwendungsbereiche ist eine polykristalline Legierung der stöchiometrischen Zusammensetzung Ni₅₀Mn₂₅Ga₂₅ vorzuziehen, während jede der verschiedenen polykristallinen Legierungszusammensetzungen, die bei diesem Beispiel beschrieben wurden, als für verschiedene Einsatzbereiche vorzuziehen ermittelt wird. Ganz allgemein haben die Erfinder dieser Anmeldung entdeckt, dass die polykristallinen Legierungen, die durch die Zusammensetzung Ni_65–x–yMn_20+xGa_15+y definiert werden, wobei x zwischen ca. 3 Atom-% liegt und etwa 14 Atom-% liegt und y einen Wert von rund 3 Atom-% bis rund 12 Atom-% hat, einen Bereich der betrieblichen Eignung bieten, die sich gut für eine breite Palette von Einsatzmöglichkeiten des Aktorenmaterials eignen.
Beispiel 4
Zu einer weiteren experimentellen Analyse der Proben aus polykristallinem NiMnGa wurde die freie elastische Verformung an der Legierungszusammensetzung Ni₅₀Mn₂₈Ga₂₂ als Funktion der Temperatur gemessen, d. h. e₀(T), sowohl ohne Anlegen eines Magnetfelds als auch bei Anlegen eines Magnetfelds von rund 7,95 × 10⁹ A/m (10 kOe). Die gemessene Veränderung der elastischen Verformung als Funktion des angelegten Feldes ist in der graphischen Darstellung in 12 dargestellt. Das Feld wurde mit einer Ausrichtung parallel zur Orientierung des Dehnungsmessgeräts angelegt, das auf die Probe aufgesetzt wurde. Ebenso ist auf den eingefügten graphischen Darstellungen in der Figur die Feldabhängigkeit der elastischen Verformung unter und über der Phasenübergangs-Temperatur beim Übergang in die martensitische Phase eingezeichnet. Die Magnetisierung der Probe in Abhängigkeit von der Temperatur – M(T) – ist für ein Feld von etwa 3,98 × 10⁸ A/m (500 Oe) ebenfalls in der Figur eingetragen.
Dabei ist zu beachten, dass im Vergleich zur austenitischen Phase in der martensitischen Phase insgesamt ein Anstieg in der elastischen Verformung festgestellt wird. Außerdem zeigte sich in der durch das Feld induzierten elastischen Verformung eine Spitze bei Annäherung von niedrigeren Temperaturen aus an die Phasenübergangs-Temperatur beim Übergang in den martensitischen Zustand.
Beispiel 5
Zur weiteren Charakterisierung der magnetischen Eigenschaften der Proben aus polykristallinen Legierungen wurde die Schwankung der Magnetisierung in Abhängigkeit von der Temperatur an einer Probe einer polykristallinen Legierung mit der Zusammensetzung Ni_50,2Mn_29,8Ga₂₀ gemessen. Die gemessene Veränderung bei dieser Probe ist gegenüber der Temperatur in 13 für verschiedene Stärken des angelegten Feldes aufgetragen. Es hat sich gezeigt, dass bei dieser Probe unterhalb der Curie-Temperatur und insbesondere unter etwa 310 K die Magnetisierung eine starke anomale Feldabhängigkeit zeigt. Diese Abhängigkeit liefert den indirekten experimentellen Beweis dafür, dass stark feldabhängige Spannungen in der Legierung aufgebaut werden können und dass dementsprechend mit der Legierung eine starke magnetische Steuerung der Aktorenfunktion erzielt werden kann.
Unter Berücksichtigung des Bereichs der Zusammensetzungen und der Betriebs-Kennwerte der beim vorstehenden Beispiel beschriebenen polykristallinen Legierungen haben die Erfinder des Weiteren entdeckt, dass sich verschiedene zusätzliche Substitutionen in der Zusammensetzung vornehmen lassen, um eine polykristalline Legierung zu bilden, die einen gewünschten Satz an Betriebs-Kennwerten besitzt. Bei einem ersten solchen Beispiel wird bei der allgemeinen Zusammensetzung Ni_65–x–yMn_20+xGa_15+y, wobei x zwischen ca. 3 Atom-% und etwa 14 Atom-% beträgt und y einen Wert von ca. 3 Atom-% bis etwa 12 Atom-% hat, die Nickel-Komponente durch eine Komponente (Ni_aFe_bCo_c)_65–x–y ersetzt, bei welcher a + b + c = 1 ist, b zwischen etwa Null und ca. 0,6 liegt und c einen Wert zwischen ca. Null und rund 0,6 hat, um die Legierung (Ni_aFe_bCo_c)_65–x–yMn_20+xGa_15+y zu bilden. Es hat sich gezeigt, dass der Zusatz von Eisen und Kobalt zu der Legierung sowohl die Curie-Temperatur der Legierung als auch die Magnetisierung der Legierung erhöht.
In gleicher Weise kann bei der allgemeinen Zusammensetzung Ni_65–x–yMn_20+xGa_15+y, wobei x zwischen ca. 3 Atom-% und etwa 14 Atom-% beträgt und y einen Wert von ca. 3 Atom-% bis etwa 12 Atom-% hat, die Mn-Komponente durch eine Komponente (Mn_aFe_bCo_c)_20+x ersetzt werden, bei welcher a + b + c = 1 ist, b zwischen etwa Null und ca. 0,5 liegt und c einen Wert zwischen ca. Null und rund 0,2 hat, um die Legierung Ni_65–x–y(Mn_aFe_bCo_c)_20+xGa_15+y zu bilden. Es hat sich gezeigt, dass der Zusatz von Eisen und Kobalt zu der Legierung sowohl die Curie-Temperatur als auch die Magnetisierung der Legierung erhöht.
Ebenso kann bei der allgemeinen Zusammensetzung Ni_65–x–yMn_20+xGa_15+y, wobei x zwischen ca. 3 Atom-% und etwa 14 Atom-% beträgt und y einen Wert von ca. 3 Atom-% bis etwa 12 Atom-% hat, die Ga-Komponente durch eine Komponente (Ga_aSi_bAl_c)_15+y ersetzt werden, bei welcher a + b + c = 1 ist und b und c einen Wert zwischen ca. Null und etwa 0,5 haben, um die Legierung Ni_65–x–yMn_20+x(Ga_aSi_bAl_c)_15+y zu bilden. Die Zusätze an Silizium und Aluminium lassen sich zur Optimierung der Curie-Temperatur und der Phasenübergangstemperatur beim Übergang in den martensitischen Zustand wie auch der Magnetisierung, der Steifigkeit, des Korrosionsverhaltens und anderer Eigenschaften verändern, die für einen bestimmten Einsatzbereich von Interesse sind.
Anhand dieser Diskussion wird deutlich, dass Legierungen der allgemeinen Form (Ni_aFe_bCo_c)_65–x–y(Mn_dFe_eCo_f)_20+x(Ga_gSi_hAl_i)_15+y, bei denen x zwischen etwa 3 Atom-% und ca. 14 Atom-% liegt und y einen Wert von etwa 3 Atom-% bis ca. 12 Atom-% besitzt und wobei a + b + c = 1 ist, wobei d + e + f = 1 ist und g + h + i = 1 ist, gemäß der Erfindung als magnetisch ansteuerbares Aktorenmaterial verwendet werden kann und in angemessener Weise praktisch in polykristalliner Form in einer Zusammensetzung hergestellt werden kann, die sich bei vernünftigen Temperaturen betreiben lassen.
Die Erfinder haben durch Versuche auch andere in Frage kommende magnetisch ansteuerbare Werkstoffe analysiert, darunter das hcp-fcc-System ε CoMn mit hoher Anisotropie innerhalb des Bereichs an Zusammensetzungen, in dem der Übergang in die martensitische Phase nahe der Zimmertemperatur oder über dieser liegt; diesen Bereich findet man bei einem Mn-Gehalt, der zwischen etwa 12% und rund 30% liegt. Es wurde festgestellt, dass die in diesem System aufgebauten Spannungen geringer sind als bei dem NiMnGa-System. Es wurde entdeckt, dass kleine Legierungszusätze, zum Beispiel ein Nickelzusatz, zu der Legierung die elastische Verformung an der Zwillingsgrenze verbessern kann, indem sie die fcc-Phasenbildung fördert und dementsprechend den Übergang in die martensitische Phase bei vergleichsweise geringeren Mn-Konzentrationen unterstützt. Solche Zusammensetzungen zeichnen sich durch eine stärkere Magnetisierung aus, wodurch ein angelegtes Magnetfeld einen größeren Energieunterschied über die martensitischen Zwillingsgrenzen erzeugen kann, wie vorstehend schon erläutert wurde. Dieser größere Energieunterschied neigt seinerseits dazu, die Bewegung der Zwillingsgrenze, die durch ein angelegtes Magnetfeld herbeigeführt wird, zu vereinfachen. Die Eigenschaften des CoMn-Systems bei der magnetischen Aktorenfunktion lassen sich gemäß der vorliegenden Erfindung für einen bestimmten Einsatzbereich durch den Zusatz von Cr, Pt, Pd, Au, Nb oder ein anderes geeignetes Element maßschneidern, das vorzugsweise in einem Anteil von bis zu etwa 10 Atom-% vorliegt. Außerdem haben die Erfinder ganz allgemein erkannt, dass der Bereich der Legierungszusammensetzung von Co_aMn_b – wobei a zwischen etwa 60 und 90 liegt und b einen Wert zwischen etwa 10 und rund 40 hat – einen Bereich für die Aktorenmaterialien bildet, welche Betriebskennwerte aufweisen, die sich für einen bestimmen Einsatzbereich maßschneidern lassen.
Wie sich aus den bisherigen Erläuterungen erkennen lässt, ist es möglich, eine breite Palette von Legierungen zu konzipieren, um ein Aktorenmaterial herzustellen, das die Eigenschaft der magnetischen Steuerung der Zwillingsgrenze gemäß der Erfindung besitzt. Die vorstehend dargestellten Werkstoffe sind nur Beispiele und sollen keine Einschränkung darstellen.
Bei einem ausgewählten erfindungsgemäßen Aktorenmaterial haben die Erfinder dieser Anmeldung erkannt, dass die Größe und Form des Aktorenmaterials einen Einfluss auf die verschiedenen Eigenschaften des Materials im Betriebsverhalten nehmen kann. Wenn zum Beispiel ein großer Aktorenhub erwünscht ist, sollte vorzugsweise ein vergleichsweise langes und dünnes Element aus dem Aktorenmaterial verwendet werden. Wenn eine starke Kraft beim Betätigungshub erwünscht ist, wird vorzugsweise für das Aktorenelement eine Fläche mit großem Querschnitt konzipiert. Wenn umgekehrt eine Betätigung mit hoher Geschwindigkeit gewünscht wird, wird ein dünneres Element bevorzugt, um die Ausbildung von Wirbelströmen zu verringern, die im Ansprechen auf ein angelegtes magnetisches Wechselfeld in dem Material gebildet werden.
Es wird deutlich, dass bei der Konzipierung der Form und der Größe des Aktorenelements an den gewünschten Leistungsmerkmalen Abstriche gemacht werden müssen. Wenn zum Beispiel ein Aktorenelement für große Kraft und hohe Geschwindigkeit gewünscht wird, dann werden gemäß der Erfindung vorzugsweise Laminatfolien aus dem Aktorenmaterial hergestellt, die übereinander gestapelt und durch Isolierlagen in herkömmlicher Weise voneinander getrennt werden, so dass einerseits die Wirbelströme reduziert werden, aber andererseits eine wirksame große Querschnittsfläche vorgesehen wird. Die Kosten und die Komplexität des Herstellungsverfahrens bei einer solchen Laminatstruktur der Aktoren müssen natürlich im Zusammenhang mit dem Zugewinn an Leistungsverhalten betrachtet werden, der dadurch erzielt wird. Wie daraus deutlich wird, ist es möglich, eine breite Palette an rechteckförmigen, stabförmigen Formen, Formen als dünner Film, als Partikel, Draht etc. des Aktorenmaterials zu verwenden, und gemäß der Erfindung wird es bevorzugt, dass die Art der mechanischen Verbindungen beim jeweiligen Einsatzgebiet des Aktorenelements im Zusammenhang mit den Kriterien des Leistungsverhaltens im Aktoreneinsatz berücksichtigt werden, wenn eine optimale Form und eine optimale Größe des Aktorenmaterials ermittelt werden.
Es hat sich gezeigt, dass bei einem bestimmten Aktorenelement die Reaktion auf magnetische Auslösung durch mehrere verschiedene Verfahrensabläufe optimiert werden kann. Im Betrieb wird über die kurze Abmessung vorzugsweise ein statisches magnetisches Vorspannfeld angelegt und wird über eine andere Abmessung des Materials, d. h. senkrecht zum Vorspannfeld, ein magnetisches Wechselfeld zur Betätigung angelegt. Vorzugsweise wird vor Anlegung des Betätigungsfelds das Aktorenelement mehrmals unter Anlegung des Vorspannfelds erwärmt und abgekühlt. Damit wird das Material unter Drehung der Varianten zur Ausrichtung auf das Vorspannfeld vorbereitet; danach richtet sich eine zunehmende Konzentration an c-Achsen in dem Material parallel zu dem Vorspannfeld aus, wenn zusätzliche Zyklen zur Erwärmung und Abkühlung vollständig ausgeführt werden.
Wenn die Vorspann-Ausrichtung vor der Betätigung abgeschlossen ist, führt die Anlegung eines magnetischen Betätigungsfelds in einer Richtung senkrecht zum Vorspannfeld zu einer Drehung der martensitischen Magnetisierungsvektoren und Zelleinheiten um 90° und resultiert in einer Maximierung der elastischen Verformung der Zwillingsgrenze, welche durch den Aktorenhub aufgebaut werden kann. Ganz allgemein lässt sich feststellen, dass mit dem Ziel, dass das Aktorenelement die stärkstmögliche Ausbildung einer elastischen Verformung erhält, ein statisches Vorspannfeld in einer ersten Richtung angelegt wird und das Betä tigungsfeld in einer zweiten Richtung angelegt wird, die so gewählt wird, dass der Dreheffekt bei der Magnetisierung und die entsprechende Bewegung der Zwillingsgrenze maximiert werden, die mit der Drehung der Magnetisierung einhergeht. Bei einer bevorzugten Arbeitstechnik wird das magnetische Betätigungsfeld über die längste Abmessung des Elements aus Aktorenmaterial angelegt, um einen Hub entlang dieser Abmessung herbeizuführen. Es wurde erkannt, dass das Aktorenmaterial abwechselnd vorgespannt werden kann, z. B. durch eine mechanische Vorspann-Ausbildung, um vor der Anlegung des magnetischen Betätigungsfeldes Varianten so auszurichten, dass sie eine größtmögliche Reaktion auf elastische Verformungen in einem magnetischen Betätigungsfeld ausrichten.
Wie sich daraus erkennen lässt, kann das magnetische Vorspann- und Betätigungsfeld von verschiedenen Feldquellen erzeugt werden, die innerhalb einer breiten Palette liegen. Zum Beispiel kann das Vorspannfeld unter Verwendung eines Dauermagneten oder eines Elektromagneten aufgebaut werden, wobei das so erzeugte Betätigungsfeld mit Wicklungen arbeitet, die um die entsprechende Abmessung des Aktorenelements gewickelt sind, wobei diesem die gerade vorstehend gegebene Erläuterung der Ausrichtung zugrunde liegt. Wenn bei den untersuchten NiMnGa-Systemen das Betätigungsfeld über die kurze Abmessung des Aktorenelements angelegt wird, so zeigt sich im Ansprechen auf das Feld eine Längendehnung des Elements, während das Element sich im Ansprechen auf ein Feld, das quer zur langen Abmessung des Betätigungselements angelegt wird, zusammenzieht. Daraus lässt sich ablesen, dass somit eine gewünschte Richtung des Betätigungshubs durch eine entsprechende Auswahl der Ausrichtung des angelegten Feldes maßgeschneidert werden kann.
Die Eigenschaften der erfindungsgemäßen Aktorenmaterialien bezüglich starker elastischer Verformung, großer Kraft, hoher Geschwindigkeit und Verschiebung mit großem Hub richten sich in überlegener Weise auf eine große Palette von Einsatzbereichen für die Aktorenfunktion. Die Aktorenmaterialien eignen sich gut für viele Einsatzzwecke, die üblicherweise unter Verwendung von Legierungen mit Formgedächtnis angesprochen werden, worunter die Steuerung von Ventilen und Pumpen, die Steuerung der Einspritzung von Fluiden und der Ab gabe von Fluiden und eine große Palette von Einsatzbereichen fallen, bei denen eine hochpräzise Messwertwandlung gefordert wird. Zum Beispiel können die Aktorenmaterialien bei mikro-elektromechanischen Systemen eingesetzt werden, zu denen Systeme zur Mikropositionierung, Robotersysteme und Geräte und Vorrichtungen in der Biomedizin und der Chirurgie gehören, wie beispielsweise jene, bei denen eine präzise Steuerung erforderlich ist.
Die erfindungsgemäßen Aktorenmaterialien eignen sich auch gut für Systeme zur Schwingungskontrolle, z. B. bei einem System, bei welchem der Aktor es ermöglicht, dass eine Regelschleife mit negativer Rückmeldung Schwingungen bei Maschinen oder an einem Maschinenteil ausgleicht. In ähnlicher Weise können die Aktorenmaterialien bei Systemen zur Oberflächenkontrolle eingesetzt werden, wie beispielsweise Systemen, die zum Regeln und Kontrollieren der Position einer Oberfläche einer Tragfläche verwendet werden, um so eine präzise passende Auslegung für Szenarien mit Nachlauf und Auftrieb zu erzielen. Systeme aus intelligenten Materialien, die eine intelligente Reaktion auf ihre Umgebung herbeiführen können, werden mit den Aktorenmaterialien ebenfalls gut abgedeckt; hierbei macht das Material eine Messwertwandler-Reaktion mit hoher Geschwindigkeit und hoher Präzision auf einen erfassten Eingangsparameter möglich. Wie sich daraus ersehen lässt, können mittels der magnetischen Ansteuerung der Aktorenmaterialien Veränderungen bei einer komplizierten Form in der Weise herbeigeführt werden, dass ein praktischer Einsatz solcher Aktoren, für welche sich herkömmliche Aktorensysteme nicht problemlos eignen, hier erzielt werden kann.
In diesen Ausführungen werden nur einzelne unter den vielen verschiedenen Anwendungsgebieten hervorgehoben, auf die sich die erfindungsgemäßen Aktorenmaterialien beziehen. Jede Anwendung, für welche ein Betätigungsmechanismus mit vergleichsweise großem Hub, mit hoher Geschwindigkeit und starker elastischer Verformung bevorzugt wird, ist für den Einsatz der Aktorenmaterialien gut geeignet. Selbstverständlich ist es offensichtlich, dass der Fachmann gegebenenfalls verschiedene Modifizierungen und Ergänzungen an den vorstehend beschriebenen Ausführungsbeispielen des Aktorenmaterials vornehmen kann, ohne dabei vom Umfang dieses Beitrags zu diesem Fachgebiet abzuweichen, wie er durch den Gegenstand der Ansprüche definiert wird.
Text für die Zeichnungen (in der Reihenfolge der Zeichnungsblätter)
8

FORCE = KRAFT
SAMPLE SIZE = GRÖSSE DER PROBE
STRAIN = ELASTISCHE VERFORMUNG
STRESS = BELASTUNG

6

STRAIN = ELASTISCHE VERFORMUNG
TEMPERATURE = TEMPERATUR

7C

STRAIN = ELASTISCHE VERFORMUNG
MAGNETIC FIELD = MAGNETFELD

7D

STRAIN = ELASTISCHE VERFORMUNG

9

CURIE TEMPERATURE = CURIE-TEMPERATUR

10

MARTENSITIC START TEMPERATURE = MARTENSITISCHE AUSGANGSTEMPERATUR

11

SATURATION MAGNETIZATION = SÄTTIGUNGS-MAGNETISIERUNG

12

Martensite = Martensit
Austenite = Austenit

13

MAGNETIZATION = MAGNETISIERUNG
TEMPERATURE (KELVIN) = TEMPERATUR (KELVIN)

Claims

Aktorenelement, welche folgendes aufweist: – ein Aktorenmaterial, das über einer charakteristischen Phasenübergangs-Temperatur eine austenitische Kristallstruktur besitzt und unter der Phasenübergangs-Temperatur eine martensitische Zwillings-Kristallstruktur aufweist, wobei das Aktorenmaterial eine magnetisch-kristalline anisotrope Energie besitzt, die ausreicht, um eine Bewegung von Zwillingsgrenzen der martensitischen Zwillings-Kristallstruktur im Ansprechen auf das Anlegen eines Magnetfeldes an die martensitische Zwillings-Kristallstruktur zu ermöglichen, dadurch gekennzeichnet, dass – eine Quelle für ein magnetisches Betätigungsfeld bezüglich des Aktorenmaterials in einer Ausrichtung angeordnet ist, welche an das Aktorenmaterial ein magnetisches Betätigungsfeld in einer Richtung anlegt, die im Wesentlichen parallel zu einer ausgewählten Richtung der Zwillingsgrenze der martensitischen Zwillings-Kristallstruktur des Aktorenmaterials ist.
Aktorenelement nach Anspruch 1, bei welchem das Aktorenmaterial eine Legierungszusammensetzung aufweist, die als Ni_65–x–yMn_20+xGa_15+y definiert ist, wobei x zwischen 3 Atom-% und 15 Atom-% liegt und y zwischen 3 Atom-% und 12 Atom-Prozent liegt.
Aktorenelement nach Anspruch 2, bei welchem das Aktorenmaterial eine Legierungszusammensetzung aufweist, die als Ni_65–x–yMn_20+xGa_15+y definiert wird, wobei x zwischen 6 Atom-% und 10 Atom-% liegt und y zwischen 5 Atom-% und 9 Atom-Prozent liegt.
Aktorenelement nach Anspruch 2, bei welchem das Aktorenmaterial eine Legierungszusammensetzung aufweist, die als Ni_65–x–yMn_20+xGa_15+y definiert wird, wobei x zwischen 12 Atom-% und 15 Atom-% liegt und y zwischen 3 Atom-% und 6 Atom-Prozent liegt.
Aktorenelement nach Anspruch 2, bei welchem das Aktorenmaterial eine Legierungszusammensetzung aufweist, die als Ni_65–x–yMn_20+xGa_15+y definiert wird, wobei x zwischen 10 Atom-% und 14 Atom-% liegt und y zwischen 3 Atom-% und 6 Atom-Prozent liegt.
Aktorenelement nach Anspruch 2, bei welchem das Aktorenmaterial eine Legierungszusammensetzung aufweist, die als Ni_65–x–yMn_20+xGa_15+y definiert wird, wobei x zwischen 7 Atom-% und 11 Atom-% liegt und y zwischen 3 Atom-% und 7 Atom-Prozent liegt.
Aktorenelement nach Anspruch 1, bei welchem das Aktorenmaterial als eine Legierung charakterisiert ist, die als (Ni_aFe_bCo_c)65_–x–y(Mn_dFe_eCo_f)_20+x (Ga_gSi_hAl)_15+y definiert ist, wobei x zwischen 3 Atom-% und 15 Atom-% liegt und y zwischen 3 Atom-% und 12 Atom-% liegt, und wobei a + b + c = 1 ist, wobei die Beziehungen d + e + f = 1 und g + h + i = 1 gelten.
Aktorenelement nach Anspruch 7, bei welchem b zwischen Null und 0,6 liegt, c zwischen Null und 0,6 liegt, und e, f, h und i jeweils Null sind.
Aktorenelement nach Anspruch 7, bei welchem b und c jeweils Null sind, e zwischen Null und 0,6 liegt, f zwischen Null und 0,6 liegt sowie h und i jeweils Null sind.
Aktorenelement nach Anspruch 7, bei welchem b, c, e und f jeweils Null sind, h zwischen Null und 0,5 liegt und i zwischen Null und 0,5 liegt.
Aktorenelement nach Anspruch 7, bei welchem das Aktorenmaterial durch eine Form mit einer längsten Abmessung gekennzeichnet ist und des Weiteren eine Quelle für ein Vormagnetisierungsfeld aufweist, das bezüglich des Aktorenmaterials in einer Ausrichtung angeordnet ist, welche an das Aktorenmaterial ein Vormagnetisierungsfeld entlang einer Materialabmessung anliegt, die nicht die längste Abmessung ist, wobei die Quelle für ein magnetische Betätigungsfeld des Weiteren bezüglich des Aktorenmaterials in einer Ausrichtung angeordnet ist, welche entlang der längsten Abmessung des Materials das magnetische Betätigungsfeld anlegt, um entlang der längsten Abmessung des Materials einen Betätigungshub herbeizuführen.
Aktorenelement nach Anspruch 11, bei welchem das Aktorenmaterial durch einen Zustand der Vorbetätigung gekennzeichnet ist, in welchem ein erheblicher Teil der martensitischen Zwillingsgrenzen zu dem statischen Vormagnetisierungsfeld ausgerichtet sind.
Aktorenelement nach Anspruch 7, bei welchem das Aktorenmaterial eine martensitische Zwillings-Kristallstruktur aufweist, die durch eine Anzahl t klar abgegrenzter Zwillingsvarianten gekennzeichnet ist, die kleiner als 5 ist.
Aktorenelement nach Anspruch 13, bei welchem die Anzahl der klar abgegrenzten Zwillingsvarianten in der martensitischen Zwillings-Kristallstruktur des Aktorenmaterials kleiner als 3 ist.
Aktorenelement nach Anspruch 2, bei welchem das Aktorenmaterial eine Legierungszusammensetzung aufweist, die als Ni₅₀Mn₂₅Ga₂₅ definiert wird.
Aktorenelement nach Anspruch 7, welches des Weiteren eine Quelle für ein Vormagnetisierungsfeld aufweist, das bezüglich des Aktorenmaterials in einer Ausrichtung angeordnet ist, welche an das Aktorenmaterial ein Vormagnetisierungsfeld in einer Richtung anlegt, die im Wesentlichen senkrecht zur Richtung des angelegten magnetischen Betätigungsfelds verläuft.
Aktorenelement nach Anspruch 2, welches des Weiteren eine Quelle für ein Vormagnetisierungsfeld aufweist, das bezüglich des Aktorenmaterials in einer Ausrichtung angeordnet ist, welche an das Aktorenmaterial ein Vormagnetisierungsfeld anlegt, und bei welchem die Quelle für das magnetische Betätigungsfeld bezüglich des Aktorenmaterials in einer Ausrichtung angeordnet ist, die an das Aktorenmaterial ein magnetisches Betätigungsfeld in einer Richtung anlegt, die im Wesentlichen senkrecht zur Ausrichtung des angelegten Vormagnetisierungsfeldes ist.