DE1458431C3

DE1458431C3 - Verfahren zur pulvermetallurgischen Herstellung von Formkörpern auf Beryllium-Aluminium-Basis

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Publication number: DE1458431C3
Application number: DE19641458431
Authority: DE
Original assignee: Lockheed Aircraft Corp
Current assignee: Lockheed Martin Corp
Priority date: 1963-12-06
Filing date: 1964-12-04
Publication date: 1976-04-15

Description

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Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur pulvermetallurgischen Herstellung von Formkörpern auf Beryllium-Aluminium-Basis, die mindestens 50% Beryllium und als Rest hauptsächlich, mindestens jedoch 2%, Aluminium enthalten, in einer inerten Umgebung.

Mit der Entwicklung auf dem Gebiet der Raketen- und Raumfahrttechnologie hat in den letzten Jahren eine Lösung des Problems, das Gewicht von Bauteilen in Raumfahrzeugen zu verringern, die beträchtlichen Spannungen und Beanspruchungen standhalten müssen, erhebliche Bedeutung erlangt. Die Verwendung von metallischem Beryllium bietet sich für derartige Zwecke an. Die geringe Dichte von 1,848 g/cm³ und der hohe Elastizitätsmodul von 3,09 · 10⁴ kp/mm² des Berylliums läßt dieses Material für Bauteile in Raumfahrzeugen geeignet erscheinen, bei denen leicht Knicke oder Schwächungen durch Druck auftreten können. Dieses Material mit einem Elastizitätsmodul, der etwa den l,5fachen Wert desjenigen von Stahl hat, ist ein sehr geeignetes Material für versteifte Rahmenteile, die der Stabilität des Raumfahrzeugs dienen, aber eine gute Verarbeitbarkeit und ein geringes Gewicht haben müssen.

Leider besitzt reines Beryllium eine Sprödigkeit in Spannungszuständen, die durch normale Verarbeitungsvorgänge, wie Biegen u. dgl., hervorgerufen werden. In der Praxis können Nietverbindungen in Berylliumbauteilen Festigkeiten aufweisen, die nur bei etwa 20% der erwarteten Festigkeit liegen. Berylliumoberflächen können durch mechanische Bearbeitungen leicht beschädigt, ferner rissig und spröde werden.

Es wurden bereits viele Versuche unternommen, die Sprödigkeit des Berylliums auszuschalten, um die großen Möglichkeiten dieses Metalls ausnützen zu können. So wurde z. B. festgestellt, daß aluminiumreiche Zweistoffknetlegierungen eine bestimmte Verformbarkeit hatten, jedoch gegenüber den Legierungen auf überwiegender Aluminiumbasis schlechter waren, die dann in Flugzeugen verwendet wurden. Legierungen, die etwa 70 und 67,5% Beryllium enthielten, wurden ebenfalls durch Sandguß oder durch Kokillenguß hergestellt. Die Streckgrenze, die Zugfestigkeit und insbesondere die Dehnung lagen beträchtlich unter denjenigen Werten, die für Bauteile der genannten Art annehmbar sind.

Um die bei der Bearbeitung dieser Legierungen auftretende Schwierigkeit zu überwinden, wurden auch pulvermetallurgische Versuche unternommen. Es wurde gehofft, daß sich durch Umgeben von Berylliumpulverteilchen mit einer kontinuierlichen verformbaren Aluminiumphase eine Zweistofflegierung * mit ausreichender Verformbarkeit ergeben würde, die H ein Strangpressen oder Walzen ermöglichen würde. Ein Strangpressen solcher Legierungen, die 60 und 75% Beryllium enthielten, ließen sich jedoch nur fehlerhaft oder gar nicht durchführen, und obwohl von mehreren Seiten versucht wurde, technisch brauchbare Beryllium-Aluminium-Legierungen zu entwikkeln, hat keine dieser Legierungen eine technische Bedeutung erlangt.

Aus der USA.-Patentschrift 19 05 313 ist bekannt, daß Beryllium-Aluminium-Legierungen mit je 0,5% Zirkonium, Molybdän und Mangan gegenüber Beryllium-Aluminium-Legierungen ohne diese Zusätze besser verarbeitet werden können.

Ferner sind binäre Beryllium-Aluminium-Legierungen mit mehr als 50% Beryllium aus M. Hansen, »Constitution of Binary Alloys«, 1958, S. 73 und 74, bekannt.

In der USA.-Patentschrift 22 44 608 werden Legierungen beschrieben, die jedoch ein Mikrogefüge mit großer Korngröße aufweisen.

Die USA.-Patentschrift 19 76 375 geht von Guß- | legierungen aus, die weiteren metallurgischen Behandlungen unterworfen werden, zu denen Wärmebehandlungen über der eutektischen Temperatur gehören. Vor der Wärmebehandlung über der eutektischen Temperatur ist die Legierung nach den Angaben in dieser Patentschrift zäh und spröde. Die Legierung weist ferner eine relativ große Korngröße auf. Die Wärmebehandlung vergrößert, wie festgestellt worden ist, die Korngröße der berylliumreichen und aluminiumreichen Phasen. Ein geeignetes Mikrogefüge wird durch die Wärmebehandlung über der eutektischen Temperatur nicht erzielt. Die nach dieser Patentschrift erhaltenen Legierungen weisen insbesondere eine verminderte Festigkeit auf.

Die USA.-Patentschrift 3147 110 beschreibt Beryllium-Aluminium-Legierungen auf Aluminiumbasis und nicht auf Berylliumbasis. In den dort beschriebenen Legierungen können ferner intermetallische Phasen verwendet werden.

Der britischen Patentschrift 9 40 425 ist ein Verfahren zur Verbesserung der Sintereigenschaften von Beryllium zu entnehmen. Der Grad der Verunreinigungen an Aluminium und Silicium wird nach dieser

Patentschrift absichtlich insgesamt über 500 bis 2000 ppm erhöht, um ein dichteres, vornehmlich aus Beryllium bestehendes Sinterprodukt zu erzielen. Diese Patentschrift bezieht sich daher nicht auf eine Beryllium-Aluminium-Legierung.

Der britischen Patentschrift 5 09 753 ist ein Verfahren zur Erzeugung von Blechen und Folien aus spröden Beryllium-Aluminium-Barren zu entnehmen. Das dort beschriebene Verfahren ist kein pulvermetallurgisches und führt nicht zu verformbaren Legierungskörpern.

Die britische Patentschrift 4 15 542 betrifft ein Verfahren zur Behandlung von Beryllium und dessen Legierungen, um die Bildung unerwünschter unlöslicher Bestandteile im Gußgefüge zu vermeiden. Es werden demnach Erdalkalimetallverbindungen aus dem Schmelzfluß entfernt, wodurch eine zusätzliche Versprödung von Beryllium und dessen Legierungen vermieden, doch die Verformbarkeit der Legierung nicht verbessert wird.

Die britische Patentschrift 3 93 987 bezieht sich auf ein Verfahren zur Wärmebehandlung von Beryllium-Aluminium-Legierungen zur Erzielung gleichachsiger Kristalle ohne das Ausschwitzen eutektischer Phase. Das Verfahren wird dadurch ausgeführt, daß während des Erwärmens der Legierung Druck angewendet wird. Fertige Legierungskörper sollen keine Sprödigkeit aufweisen und verformbar sein. Die Beryllium-Aluminium-Legierung wird dabei auf eine Temperatur von 677 bis 735°C erwärmt.

In der britischen Patentschrift 3 01719 wird die Verwendung einer Beryllium-Aluminium-Legierung für das Fenster einer Kathodenstrahlröhre beschrieben, über eine Verbesserung der Verformbarkeit der Legierung wird dort nichts berichtet.

In dem Artikel »Beryllium« in »Butterworths Scientific Publication«, 1960, wird ein Hinweis auf Legierungen gegeben, die durch übliches Gießen und Strangpressen erzeugt werden. Diese Legierungen zeigen Dehnungen ohne Wärmebehandlung über der eutektischen Temperatur von nur 0,18 bis 0,57%. Das Aluminium ist in diesen bekannten Legierungen an den Korngrenzen ausgeseigert.

Die in »Tokusyu Kinzoku Zairyo«, S. 120 bis 123, vom 30. August 1961, erschienene Arbeit bezieht sich lediglich auf die Bearbeitung von Beryllium; Beryllium-Aluminium-Legierungen oder Verfahren zur Bearbeitung derartiger Legierungen werden dort nicht beschrieben. Aluminium wird nur als Verunreinigung oder Spurenelement in der Legierung erwähnt.

In den bisherigen Veröffentlichungen werden keine Beryllium-Aluminium-Legierüngen mit besonderer Verformbarkeit beschrieben. ;._;

Der Erfindung liegt nun die Aufgabe zugrunde, ein Verfahren zur pulvermetallurgischen Herstellung von Formkörpern auf Beryllium-Aluminium-Basis, die mindestens 50% Beryllium und als Rest hauptsächlich, mindestens jedoch 2%, Aluminium enthalten, in einer inerten Umgebung zur Verfügung zu stellen. Diese Formkörper sollen einen merklich verbesserten bzw. durch Wärmebehandlung regelbaren Elastizitätsmodul sowie eine wesentliche verbesserte Verformbarkeit aufweisen. ;.:

Diese Aufgabe wird gemäß der Erfindung dadurch gelöst, daß feines, mit Aluminium überzogenes Berylliumpülver oder feines Beryllium-Aluminium-Legierungspulver vorgepreßt und der Vorpreßkörper entgast und zur gewünschten Form gepreßt wird, wobei alle Arbeitsgänge bei einer Temperatur unter 645°C stattfinden.

In den nach dem Verfahren der Erfindung erhaltenen Formkörpern ist eine berylliumreiche und eine aluminiumreiche Phase Vorhänden, wobei die berylliumreiche Phase in Form von im allgemeinen kleinteiligen unregelmäßig geformten Netzwerken vorliegt, die mit der aluminiumreichen Phase durchsetzt sind.

Die nach dem Verfahren der Erfindung erhaltenen Formkörper zeichnen sich durch einen Komplexitätsindex zwischen annähernd 1 und 5 aus und haben z. B. einen Elastizitätsmodul, der im Bereich von etwa 16 873 bis etwa 26 716kp/mm² durch Glühen unter 645° C verändert werden kann.

Der Komplexitätsindex (C. Ϊ.) ist das Verhältnis der mittleren Umkreislänge je aluminiumreicher Insel zu ihrer mittleren Fläche und wird wie folgt ausgedrückt:

CI. = -^,
α

worin L_p die mittlere Umkreislänge je Aluminiumphasenfläche ist und als lineare Größe in μΐη ausgedrückt wird und α eine Flächengröße ist, die in μΐη² ausgedrückt wird. Danach kann der Komplexitätsindex in Ι/μΐη-Einheiten ausgedrückt werden. Dieser Index drückt die Komplexität der Grenzfläche durch L_p aus und berücksichtigt die Größe der aluminiumreichen Phasenflächen durch a. Der Komplexitätsindex wird als ein quantitatives Maß für den Grad der Unregelmäßigkeit der Trennlinie zwischen der berylliumreichen und der aluminiumreichen Phase verwendet. Offenbar haben die nach dem Verfahren der Erfindung erhaltenen Formkörper mit hoher Festigkeit und hohem Elastizitätsmodul eine komplexere Trennlinie zwischen den Phasen und sind durch einen höheren Komplexitätsindex etwa am oberen Ende des angegebenen Bereichs ausgezeichnet, während Formkörper mit niedrigerer Festigkeit und mit größerer Verformbarkeit etwa am unteren Ende dieses Bereichs liegen.

Die nach dem Verfahren der Erfindung erhaltenen Formkörper besitzen merklich bessere Elastizitätsmoduln bei beträchtlich verbesserter Verformbarkeit, während das Verhältnis von Dichte zu Elastizitätsmodul möglichst nahe bei dem Wert des Berylliums gehalten wird. ■ '■

Nach einer Ausgestaltung des Verfahrens der Erfindung ist es vorteilhaft, daß der entgaste Vorpreßkörper in einem Zeit- und Temperaturbereich von annähernd 32 Stunden bei 593°C bis zu wenigen Minuten bei knapp unter 645° C geglüht und dann bei einer Temperatür unter 645° C gewalzt wird:

Bei den gewalzten Formkörpein beträgt der KonU plexitätsindex 1 bis 2, was anzeigt, daß Verbesserungen hinsichtlich der Festigkeit bei gewalzten Legierungen mit größerer Grenzflächenkomplexität erzielt werden können.

Nach einer weiteren Ausgestaltung des Verfahrens der Erfindung wird das gewälzte Blech bei etwa 621 bis 645° C geglüht.

Die Erfindung sieht außerdem ein Verfahren zur Herstellung des bei dem Verfahren zur pulvermetallurgischen Hefstellung von Formkörpern auf Beryllium-Aluminium-Basis verwendeten Legierungspulvers vor, das dadurch gekennzeichnet ist, daß eine Schmelze aus im wesentlichen reinem Beryllium und im wesentlichen reinem Aluminium im gewünschten Mengenverhältnis zerstäubt wird und die so gebildeten Beryl-

lium - Aluminium - Legierungsteilchen abgeschreckt werden.

Die Erfindung wird in Verbindung mit den Zeichnungen im folgenden ausführlicher erläutert.

Fig: 1 ist eine graphische Darstellung des Elastizitätsmoduls des nach der Erfindung hergestellten Formkörpers auf Beryllium-Aluminium-Basis bei 24° C als Funktion des Berylliumgehalts;

F i g. 2 ist eine Mikrophotographie in tausendfacher Vergrößerung eines typischen Be-Al-Legierungspulvers, das als Ausgangsmaterial bei der Herstellung des Formkörpers auf Be-Al-Basis (24,3% Al) nach dem erfindungsgemäßen Verfahren verwendet wird;

F i g. 3 ist eine graphische Darstellung, welche die Wirkung der Zusammensetzung und des Glühens auf die Zugfestigkeitseigenschaften von stranggepreßten Formkörpern auf Be-Al-Basis zeigt;

F i g. 4 ist eine graphische Darstellung, welche die Wirkung des Anlassens auf den Elastizitätsmodul und die Dehnung von stranggepreßten Formkörpern auf Be-Al-Basis zeigt;

Fig- 5 ist eine graphische Darstellung, welche dje Biegewerte von Formkörpern auf Be-Al-Basis wiedergibt;

F i g. 6 ist eine graphische Darstellung, welche die Mittelwerte des Elastizitätsmoduls für den jeweiligen Preßzustand und das Blech darstellt;

F i g. 7 ist eine graphische Darstellung, die den Elastizitäts-Gewichtsindex (= Dichte dividiert durch die Quadratwurzel des Elastizitätsmoduls), aufgetragen gegen Prozente Aluminium, angibt;

F i g. 8 ist eine graphische Darstellung, die den Biegewinkel, aufgetragen gegen die Dehnung (in 2,54 cm Meßlängen), für stranggepreßte Formkörper auf Be-Al-Basis zeigt;

F i g. 9 ist eine graphische Darstellung, die die Wirkung der Anlaßtemperatur auf die Härte von Formkörpern auf Be-Al-Basis und Beryllium (30 Minuten in Helium) zeigt;

Fig. 10 ist eine graphische Darstellung, die die Wirkung der Anlaßtemperatur auf die Rockwell B-Härte (etwa 16 Stunden in Luft) zeigt;

Fig. 11 ist eine graphische Darstellung, die die Wirkung der Anlaßzeit bei 621⁰C auf die Härte von stranggepreßten Formkörpern auf Be-Al-Basis in Heliumatmosphäre zeigt;

Fig. 12 ist eine graphische Darstellung, die die Wirkung des Glühens bei 571 bis 605⁰C auf die Härte von stranggepreßten Formkörpern auf Be-Al-Basis zeigt.

Die vorteilhaften Eigenschaften der nach dem Verfahren der Erfindung erhaltenen Formkörper auf Beryllium-Aluminium-Basis werden in den folgenden Tabellen erläutert:

·.·■·..■■ .

Tabelle I zeigt die Festigkeitswerte und die Dichte einiger nach der Erfindung hergestellte Formkörper;

Tabellen zeigt die Zugfestigkeits- und Biegewerte

anderer nach der Erfindung hergestellter Formkörper;

Tabelle III zeigt eine Zusammenfassung der Preßbedingungen zur Herstellung der Formkörper nach dem Verfahren der Erfindung;

Tabelle IV zeigt eine Zusammenfassung von Festigkeitseigenschaften von Beryllium-Aluminium-Blech, das bei 621 ° C gewalzt worden _;. ist, und

Tabelle V zeigt die Walzdaten für Beryllium-Aluminium-Blech.

Das wesentliche Merkmal der nach dem Verfahren der Erfindung hergestellten Formkörper auf Beryllium-Aluminium-Basis ist ein ungewöhnlich feines Gemisch ineinander verteilter Beryllium- und Aluminiumphasen, in dem das Beryllium als im allgemeinen feines Skelettgefüge mit unregelmäßigen oder , gekerbten Grenzflächen vorliegt. Es scheint, daß die Zusammensetzungen als solche in dem allgemeinen beschriebenen Bereich nicht entscheidend sind, sondern der wichtigste Faktor scheint zu sein, die ideale MikroStruktur zu erhalten. Im allgemeinen wird der höchste mögliche Berylliumgehalt bevorzugt, um eine gute Verformbarkeit und andere Eigenschaften zu erzielen. Die Anwesenheit kleiner Mengen von als Verunreinigungen auftretender Elemente scheint keine entscheidende Rolle bei dem erfindungsgemäßen Verfahren zu spielen.

Zur Herstellung der Formkörper nach dem Verfahren der Erfindung wird ein Ausgangsmaterial verwendet, das, wie oben angegeben ist, hauptsächlich Λ aus einem Beryllium-Aluminium-Legierungspulver besteht, das ein Mikrogefüge mit äußerst feinem dendritischen Beryllium aufweist, das von einer Aluminiumphase umgeben ist. Die Berylliumphase ist merklich kleiner und feiner als bei bekannten Legierungen. Darüber hinaus sind die Abstände zwischen den Berylliumphasen viel geringer als bei den bekannten Legierungen.

Aus der F i g. 2 ist ersichtlich, daß die berylliumreiche Phase als dunkler gefärbte Phasenflächen erscheint, welche im wesentlichen von aluminiumreichen Phasenflächen umgeben sind.

Durch die kleinen Berylliumphasen, welche von Aluminium oder einer aluminiumreichen Phase umgeben werden, wird der Effekt des Pressens im Vergleich zu demjenigen bei reinem Beryllium gesteigert, da die Berylliumphasen nicht von anliegenden Berylliumkörnern eingezwängt werden. Die aluminiumreichen Phasen wirken im wesentlich als Schmiermittel, welches eine starke Verformung des Werkstoffs erlaubt. Dadurch wird eine größere Dehnung erzielt, λ die Verformbarkeit verbessert und die Empfindlich- ' keit gegen Oberflächenbeschädigungen und Risse herabgesetzt. Darüber hinaus ergibt das innige Gemisch der äußerst feinen Beryllium- und Aluminiumphasen ein Material mit höheren Elastizitätsmoduln als sie bis jetzt bei bekannten Legierungen erreichbar waren.

Sobald das gewünschte Mikrogefüge erzeugt worden ist, ist wesentlich, daß dieses nicht durch einen Bearbeitungsvorgang bei übereutektischer Temperatur verändert wird, d.h. bei Temperaturen oberhalb 645°C. Ein Glühen über 645°C hinaus würde z.B. dazu führen, die in der Matrix verteilten berylliumreichen Phasen zu agglomerieren, wodurch die erfindungsgemäß erreichbaren günstigen Wirkungen verlorengingen.

Fig. 1 zeigt einen Vergleich der nach der Erfindung hergestellten Formkörper mit den Moduln bekannter Legierungen, wobei die Moduln als Funktion des Berylliumgehalts aufgetragen sind. Es ist zu ersehen, daß die Moduln der nach der Erfindung hergestellten Formkörper um mindestens 0,35 · lO^kp/mm² höher liegen. (In dem Fall eines langsam abgekühlten Sandgusses liegen die Moduln der nach der Erfindung

hergestellten Formkörper um etwa 1,06· 10⁴ kp/mm² höher.)

Das gemäß der Erfindung verwendete Ausgangsmaterial wird nach einem oder mehreren der folgenden Verfahren erzeugt:

A. Feines Berylliumpulver mit einer Teilchengröße unter 74 μηι, das höchstens einen Sauerstoffgehalt (als BeO) von 2% hat, wird mit einem Film aus Aluminium durch eine Reibmahlung in trockner Argonatmosphäre während 24 bis 48 Stunden überzogen. Das Gefäß der Mühle besteht aus unlegiertem Aluminium und wird mit Kugeln oder vorzugsweise Zylindern oder Preßbarren aus Reinaluminium beschickt. Wenn der Aluminiumgehalt 5% übersteigen soll, wird Aluminiumpulver einer Teilchengröße unter 44 μηι, oder Schuppenaluminiumpulver mit einem größten Oberflächenoxidgehalt von 16 Volumprozent zur Beschickung der Mühle in Mengen bis zu 50% der Berylliumpulverbeschickung zugegeben. Der Mahlvorgang wird abgebrochen, wenn die gewünschte Dicke des Aluminiumüberzuges auf dem Beryllium erreicht ist. Es ist wichtig, daß das gesamte Berylliumpulver vollständig überzogen wird. Der Aluminiumgehalt des überzogenen Pulvers soll vorzugsweise zwischen 24 und 36% liegen.

B. Berylliummetall kann in einem geeigneten feuerfesten Schmelztiegel, z. B. aus Berylliumoxid, unter Argon oder Helium geschmolzen werden. Das Aluminium wird der Schmelze zugegeben und diese sehr stark mechanisch oder durch Induktionswirkung umgerührt. Die homogenisierte Schmelze wird dann durch eine feuerfeste Düse so zerstäubt, daß sich feste kugelförmige Teilchen ergeben, die im wesentlichen das gleiche Mikrogefüge aufweisen. Geeignete Legierungspulver können auch nach anderen Verfahren hergestellt werden; z. B. durch Uberkreuz-Verdüsen einer Schmelze mit einem unter hohem Druck stehenden inerten Gas, oder mit einem schwach reaktionsfähigen Gas, um zu spezifisch geformten Teilchen zu gelangen, durch Gießen einer Schmelze auf ein Rad, welches durch ein Kühlgas mit regelbarer hoher Geschwindigkeit gedreht wird, und durch Uberkreuz-Verdüsen einer Schmelze mit unter Druck stehendem Gas, so daß ein Aufprall auf einer gekühlten rotierenden Fläche stattfindet und die Teilchen verspritzen. Die berylliumreiche Phase sollte dendritisch sein, vorzugsweise aber nicht über 10 μΐη groß sein und bevorzugt eine Größe zwischen 1 und 4 μΐη haben. Da die Kühlgeschwindigkeit die Größe und Verteilung der Dendriten in der Berylliumphase bestimmt, ist es zweckmäßig, daß die Tröpfchen schnell abgekühlt werden. Wenn die Kühlbedingungen der zerstäubten Schmelze derart sind, daß die Verteilung der Berylliumdendriten in der Matrix innerhalb der Tröpfchen nicht gleichförmig ist, wird bevorzugt, die zerstäubten Teilchen einer Wärmebehandlung zu unterwerfen. Ein Wiedererhitzen der Teilchen über die eutektische Temperatur, aber unterhalb der Schmelztemperatur der speziellen Zusammensetzung, bewirkt eine Verflüssigung der Matrix und fördert eine gleichmäßigere Verteilung der Berylliumdendriten innerhalb jedes Legierungsteilchens auf Grund der Grenzflächenspannung.

Auch wenn das Legierungspulver in Größe und Formungleichförmig, z. B. plättchenförmig oder porös, ist, wird bevorzugt, das zerstäubte Pulver einer Wärmebehandlung zu unterwerfen. In diesem Fall werden die Pulverteilchen kurze Zeit über die Schmelztemperatur: der jeweiligen Zusammensetzung erhitzt.

C. Reines Aluminium (99,99%) und ein praktisch reines Stück Beryllium werden geschmolzen, worauf die Schmelze bei ungefähr 1400⁰C in eine vorerhitzte Gießschale aus Graphit gegossen wird. Das geschmolzene Metall fließt aus einem Loch im Boden der Gießschale heraus und wird durch einen horizontalen Strom von unter Druck stehendem Argo'n in Luft zerteilt und schnell abgekühlt, wodurch im allgemeinen ein flockenförmiges Legierungspulver entsteht.

D. Das Ausgangsmaterial kann auch aus einem Pulvergemisch von extrem kleinen Teilchen von Berryllium und Aluminium bestehen.

Nach dem Verfahren der Erfindung werden Formkörper auf Beryllium-Aluminium-Basis geschaffen, die erfolgreich zu Blech verarbeitet werden können und eine merklich verbesserte Verformbarkeit und Biegefähigkeit aufweisen. Darüber hinaus tritt dann eine Abnahme von nur ungefähr 34% des Elastizitäts-Gewichtsindex (= Dichte dividiert durch die Quadratwurzel des Moduls) im Vergleich zu Beryllium ein.

Die aus flockenförmigem Pulver gepreßten Formkörper besitzen im allgemeinen den folgenden Bereich von Festigkeitseigenschaften (bei einem Aluminiumgehalt zwischen 24,3 und 43,3%):

Elastizitätsmodul 1,64 ■ 10* bis 2,67 ■ 10⁴ kp/mm²

Zugfestigkeit .. 24,6 bis 61,6 kp/mm²

Streckgrenze ... 13,6 bis 59,5 kp/mm²

Dehnung bis zu 11 %

Stranggepreßte Legierungen aus Pulvergemischen, die ungefähr 40% Aluminium enthalten, haben einen um 0,12 ■ 10⁴ bis 0,19 · 10⁴ kp/mm² niedrigeren Modul als stranggepreßte Legierungen, die aus flockenförmigem Pulver mit entsprechender Zusammensetzung hergestellt worden sind.

Der Young-Modul und Zugfestigkeit erhöhen sich für die nach der Erfindung hergestellten Legierungen ungefähr linear mit zunehmendem Berylliumgehalt, während die Dehnung sich wenig mit der Zusammensetzung ändert. Ein Glühen bei hohen Temperaturen . nahe der eutektischen Temperatur erhöht die Dehnung um 5 bis 9% und erhöht den Biegewinkel um das 6fache, während die Zugfestigkeit um 14,06 bis 24,61 kp/mm² absinkt. Der Modul sinkt um etwa 0,35 · 10⁴ kp/mm², wodurch bewiesen wird, daß es möglich ist, erwünschte Kombinationen des Young-Moduls und der Verformbarkeit vorher auswählen und steuern zu können.

Im allgemeinen verringert ein 16stündiges Glühen von stranggepreßten Formkörpern bei 607⁰C bis auf knapp unter 645° C den Elastizitätsmodul und die Festigkeit und erhöht die Verformbarkeit. Längeres Behandeln bei niedrigeren Temperaturen dürfte wahrscheinlich den gleichen Effekt hervorrufen. Das Glühen bei 621 bis 635⁰C vor dem Walzen reduziert nicht nur die Festigkeit und den Modul, sondern auch die Dehnung des gewalzten Blechs. Diese Reduktion der Dehnung des Bleches im Vergleich mit den Strangpreßkörpern ist der Alterung durch Deformierung während des Walzens oder dem Erwärmen auf Walztemperatur zuzuschreiben.

An Hand der Tabelle II und der F i g. 3 ist zu ersehen, daß eine Erhöhung des Aluminiumgehaltes in den im Preßzustand befindlichen Legierungen, die nach der Erfindung hergestellt worden sind, den Modul und die Festigkeit herabsetzt und den Biegewinkel leicht erhöht. Ein 16stündiges Glühen knapp unter 645° C

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bewirkt ebenfalls ein Absinken der Festigkeit, ein Erhöhen der Verformbarkeit und ein unerwartetes Absinken des Young-Moduls. Man würde normalerweise erwarten, daß der Young-Modul konstant bleibt. Die Ergebnisse legen nahe, daß die beste Kombination von mechanischen Eigenschaften bei den Strangpreßkörpern durch Verwenden eines Ausgangsmaterials mit 33% Aluminium oder weniger erhalten werden kann.

Die Strangpreßkörper wurden Glühversuchen unterworfen, um die Bedingungen zu bestimmen, die angewandt werden können, um die Preßkörper vor dem Walzen zu erweichen. Die Härteergebnisse, die bei diesen Untersuchungen erhalten wurden, werden in den Fig. 9 und 10, mit zusätzlichen Angaben in den F i g. 11 und 12 aufgezeigt. Es ist beim Vergleich der F i g. 9 und 10 offensichtlich, daß ein beträchtliches Erweichen mit der 16stündigen Glühbehandlung erreicht werden kann, ohne daß die Gefahr des Schmelzens besteht, die vorliegen könnte, wenn man versuchen wollte, dasselbe Erweichen unter Anwendung einer 30 Minuten langen Glühbehandlung zu erzielen. Beide Figuren zeigen, daß ein steiler Abfall in der Härte bei der eutektischen Temperatur (645°C) erfolgt. Die Wirkung der Glühdauer bei 621 und 57 Γ C z₅ auf die Härte geht aus den Fig. 11 bzw. 12 hervor. Bei 621⁰C nimmt die Härte mit hoher Geschwindigkeit während der ersten Stunde und danach mit geringerer Geschwindigkeit ab. Bei 571⁰C dauert es ungefähr 6 Stunden, um die gleiche Abnahme in der Härte zu erhalten, die nach einer Stunde bei 621⁰C eintritt.

Beispiel 2 Beispiel 1

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Mit Aluminium überzogenes Berylliumpulver wird in einem Behälter aus unlegiertem Stahl vorgepreßt. Wenn der Aluminiumgehalt über 30% liegt, kann das Vorpressen bei Raumtemperatur bei einem Druck im Bereich von 42,2 bis 84,4kp/mm² erfolgen. Wenn jedoch der Aluminiumgehalt geringer als 30% ist, wird bevorzugt das Vorpressen bei einer Temperatur von etwa 538°C vorgenommen. (Diese Temperatur ist nicht entscheidend, solange ein Schmelzen verhindert wird.) Der Druck erfolgt durch einen Stempel lange genug, um mindestens eine Verdichtung auf 97% der theoretischen Dichte zu erreichen. Eine Dauer von 10 bis 20 Minuten hat sich als angemessen erwiesen, wobei aber die genaue Dauer von Zusammensetzung und Temperatur abhängt. Das Vorpressen kann auch direkt in einer geschmierten Stahlform erfolgen, wonach der Vorpreßkörper in den Behälter eingeführt wird. Der Behälter wird dann mit einem dicht schließenden Deckel verschlossen, der einen Vakuumanschluß aufweist. Der Behälter wird dann an allen Fugen verschweißt, evakuiert und am Vakuumanschluß abgedichtet. Er wird in einem üblichen Ofen auf die gewünschte Strangpreß- oder Walztemperatur erhitzt. Die Temperatur darf in keinem Fall die eutektische Temperatur der Beryllium-Aluminium-Legierung überschreiten und liegt vorzugsweise in dem Bereich von 427 bis 566° C. Das Strangpressen wurde mit einem Verpressungsgrad von ungefähr 15:1 durchgeführt. Der Strangpreßkörper kann weiter bearbeitet und bei einer Temperatur unter 645⁰C gewalzt werden. Die Eigenschaften des nach diesem Beispiel hergestellten Formkörpers sind in der F i g. 6 zusammengestellt.

Nach dem Verfahren C wurden Legierungspulver (L-I bis L-9) mit spezieller Zusammensetzung (24,3 bzw. 31,2% Al) hergestellt und nach den Bedingungen in der Tabelle III zu Formkörpern verarbeitet. Mechanische Eigenschaften und Dichte von einigen dieser Formkörper sind in der Tabelle I zusammengestellt. Zu bemerken ist, daß alle Pulver in Tabelle III nach Verfahren C hergestellt wurden (mit Ausnahme der Legierung 20, die nach der Verfahrensweise B hergestellt wurde). Zur Erläuterung und mit Bezug auf Tabelle III ist zu bemerken, daß die Legierung »L-2«, die 24,3% Al enthält, mit einem Druck von 67,5 kg/mm² in einem Stahlbehälter kalt vorgepreßt wurde. Der Behälter wurde dann evakuiert, verschlossen, auf 566⁰C erhitzt und dann mit einer Kolbengeschwindigkeit von 39,6 cm/min bei einem Verpressungsgrad von 14,5: 1 zu einem Stab von 1,34 cm Durchmesser stranggepreßt. Der Behälter wurde dann von dem Strangpreßkörper abgestreift; die beiden Proben dieses Materials ergaben, wie in Tabelle I angegeben ist, einen Young-Modul bei Raumtemperatur von 2,60· 10* bzw. 2,67· 10⁴ kp/mm². Die Streckgrenze betrug 50,8 bzw. 53,9 kp/mm², und die Zugfestigkeit lag bei 57 bzw. 66 kp/mm². Die Dehnung betrug 2,0 bzw. 2,6%, bezogen auf diese Proben, die eine Meßlänge von 5,08 cm hatten.

Beispiel 3

Dieses Beispiel gibt eine Anzahl von Legierungspulvern (4, 5, 7, 8, 9 und 10) an, die nach Verfahren C hergestellt worden waren und gemäß Tabelle III verarbeitet wurden. Die mechanischen Eigenschaften j sind in Tabelle II zusammengestellt. Gezeigt werden ! ferner einige typische Eigenschaften, die bei praktisch I reinen Berylliumpreßkörpern erhalten werden. So wurde ein Be-Al-Legierungspulver 5 bis 33,0% Aluminium kalt in einem Stahlbehälter mit einem Druck von 39,9 kg/cm² vorgepreßt. Der Vorpreßkörper wurde im Behälter unter Vakuum auf 482° C erhitzt und entgast und der Behälter geschlossen. Anschließend wurde dann während Yj₂ Stunden auf 598° C erhitzt und unter λ einem Druck von 119 kg/mm² heißgepreßt. Der Stahl- I behälter wurde entfernt und der Block in einen dicht schließenden Kupferbehälter eingebracht und ungefähr 2 Stunden lang bei 552°C geglüht. Der geglühte Block wurde in einen auf 427° C erhitzten Preß behälter eingesetzt und mit einer Kolbengeschwindigkeit von 50,8 cm/min und einem Verpressungsgrad von 19V₂ ■ ! ^zu einem flachen Streifen von 3,8 cm Breite und 0,64 cm Dicke stranggepreßt. Die Eigenschaften mehrerer Proben dieses Strangpreßkörpers sind in der Tabelle II zusammengestellt. Im Falle eines Formkörpers mit 33,0% Al ergab sich ein Young-Modul von 1,99 bis 2,37 · 10⁴ kp/mm² und eine Dehnung von 4 bis 11%. Wie ersichtlich, hatte das Glühen bei 621⁰C sehr günstige Ergebnisse und ergab eine Verbesserung des Biegewinkels bei dem Formkörper im Preßzustand auf das 2- bis 6fache.

Beispiel 4

Dieses Beispiel erläutert eine Reihe von Formkörpern auf Beryllium-Aluminium-Basis, welche unter etwas verschiedenen Bedingungen, wie in Phase III in der Tabelle III angegeben ist, hergestellt wurden.

So wurde ζ. B. das Legierungspulver Nr. 36 844, das nach Verfahren C hergestellt worden war und 31,4% Aluminium enthält, wobei der Rest praktisch vollständig aus Beryllium besteht, unter einem Druck von 80 kg/mm² kalt vorgepreßt. Der Vorpreßkörper wurde dann in einen Stahlbehälter eingebracht und 8 Stunden lang auf ungefähr 482° C im Vakuum erhitzt und entgast. Der Behälter wurde dann noch unter Vakuum verschlossen und etwa 2 Stunden lang auf 538° C erhitzt und das Material unter einem Druck von 159 kg/mm² heiß vorgepreßt. Der Stahlbehälter wurde dann entfernt, der Vorpreßkörper so zugerichtet, daß er gut in einen Kupferbehälter mit 6,35 mm Innendurchmesser und mit einer 25,4 mm dicken

Kupfernase paßte, die unter einem Winkel von 60° konisch an der Vorderseite ausgearbeitet war. Der Block wurde dann 3 Stunden lang im Vakuum auf 204° C erhitzt und der Behälter verschlossen. Der Vorpreßkörper wurde dann ungefähr 2^l/₂ Stunden lang bei 466°C geglüht und in eine Strangpresse eingesetzt. Der Preßbehälter war zuvor auf etwa 401 °C erhitzt worden. Der Vorpreßkörper wurde mit einer Kolbengeschwindigkeit von 33 cm je Minute und einem Verpressungsgrad von 21 :1 bei einem Druck von 362 800 bis 390 096 kp stranggepreßt, um einen »!«-Träger mit den angegebenen Abmessungen zu erzeugen. Diese Legierung hatte einen Elastizitätsmodul von 2,47 ■ 10⁴ kp/mm².

Tabelle I

Mechanische Eigenschaften und Dichte von Be-Al-Formkörpern

Legierung Nr. Wärmebehandlung Priiftemperatur	24,3%	(°C)	E-Modul	0,2-Streckgrenze	Zugfestigkeit	Dehnung
	i. P.	Al; Dichte = 2,00 g/cm³	(· 10⁴ kp/mm²)	(■ 10 kp/mm²)	(· 10 kp/mm²)	(%)
	i. P.	24
L-2	i. P.	24	2,67	5,39	5,70	2,0
L-2	i. P.	391	2,60	5,08	6,16	2,6
L-2	31,2%	393	—	2,75	2,86	1,9
L-2	i. P.	Al; Dichte = 2,05 g/cm³	2,54	2,47	2,59	1,7
	i. P.	24
L-I	638° C,	24	2,27	4,17	4,81	5,8
L-I		35 Min. 24	2,35	4,25	4,35	0,3
L-I	i.P.	24	2,16	3,30	4,06	3,2
L-3	i. P.	24	—	5,52	5,65	1,0
L-3	638° C,	24	2,38	5,52	5,88	2,3
L-3	i. P.	35 Min. 24	2,42	5,45	5,75	2,3
L-3	i.P.	24	2,33	3,87	4,76	4,2
L-6	594° C,	24	2,33	5,83	6,92	0,3
L-6	i. P.	3 Std. 24	2,46	6,00	6,06	0,3
L-6	i. P.	427	2,39	3,90	4,07	1,1
L-I	i. P.	410	—	**\	1,57	0,1
L-3	Im Preßzustand.	377	—	2,33	2,42	2,8
L-6		1,92	2,26	2,45	1,7
i.P. =	Hat 0,2-Streckgrenze nicht erreicht.

Tabelle II

Zug- und Biegeeigenschaften stranggepreßter Formkörper auf Be-AI-Basis, 24° C, Längsrichtung

Legierung Al	Dichte	Zustand	E	Streck	Zug	Dehnung	Biegewinkel in Grad	Breite
und				grenze	festigkeit	(Hn. M. L.)	(t =0,145 cm)	1 0,63 cm
Proben							Breite Breite
Nr.							3,18 cm 1,27 cm
	(g/cm³)		(•10*kp/	(kp/mm²)	(kp/mm²)	(%)		33
			mm²)					—
Nr. 5 33,0	2,05	i.P.	2,37	53,5	57,8	4,0°)	8 14	76
		16 Std. 607° C	2,32	42,9	48,8	5,5")	— —
		16 Std. 621°C	2,05	30,4	42,5	9,0^fc)	51 73
		16 Std. 607° C
		+ HV₂ Std. 635—663^C	'C 2,05
		HV₂ Std. 635—663°C	1,99	16,5	32,6	11,0

	Dichte	1 ' 13	* OO ft.	°C	1,92	°C	1,64	D 1	Zug	14	Biegewinkel in	Breite	Grad	5	\	8
Fortsetzung				2,01			festigkeit		(t = 0,145 cm)			—
Legierung Al		Zustand	E	1,98	Streck		Dehnung	Breite		Breite	76
und				0,174	grenze		(lin.M.L.)	3,18 cm	1,27 cm 0,63 cm
Proben	(g/cm³)			1,65		(kp/mm²)
Nr.									27
	2,07		(•IO*kp/	(kp/mm²)	53,3	(%)	15	12	—
			mm²)		41,7		—	—	81
Nr. 8 35,8		i. P.	2,26	52,9	38,0	1,2	50	59
		16 Std. 607° C	2,11	40,6	27,5	0,4")
		16 Std. 621°C	2,95	30,0		9,0
		16 Std. 607⁰C	1,96	16,0	48,2	6,0")	17	17
	2,14	+ 1IV₂ Std. 635—^63		35,9		—	—
		HV₂ Std. 635—663°C	44,5	30,3	1,5	56	65
Nr. 10 43,3		i. P.	33,2		6,5
		16 Std. 607⁰C	25,2		9,0^c)
		16 Std. 621°C
		16 Std. 607° C		24,6
	stranggepreßtes Be	+ HV₂ Std. 635—663				7	9
	HV₂ Std. 635—£63° C	13,6	10,5^b)
	i. P. und poliert

i.P. = Im Preßzustand.

") Fehler im Bruch beobachtet.

^b) Meßlänge außen nicht erreicht.

^c) 1,27 cm Meßlänge; alle anderen: 2,45 cm Meßlänge.

Tabelle III

Zusammenfassung der Herstellungsbedingungen für die Formkörper auf Be-Al-Basis

Legierungs	Schmelzenertrag	Kaltpreßdruck	(Warm-) Preßbedingungen	Behältermaterial
zusammensetzung
(% Al)	(%)**)	(kp/mm²)
Phase I
31,2	87,8	67,4	Evakuiert und abgedichtet	1,65 mm starkes Stahlblech
24,3	85,9	67,4		desgl.
31,2	87,8	67,4	(Kein Warmpressen)	desgl.
31,2	87,8	67,4	desgl.	desgl.
24,3	85,9	67,4	desgl.	desgl.
31,2	87,8	67,4	desgl.	Kupferblech
31,2	87,8	67,4	desgl.	Stahlblech
31,2	87.8	67,4	desgl.	Kupferblech
24,3	85,9	67,4	desgl.	Kupferblech
Phase II
31,4	76,8	40	482° C VAC + 1,5 Std. 538° C	1,65 mm starkes
			+ 119 kg/mm²	Kupferblech
33,0	70,7	40	desgl.	desgl.
36,1	82,5	40	desgl.	desgl.
35,8	72,1	40	desgl.	desgl.
43,0	84,0	40	desgl.	desgl.
43,3	80,0	40	desgl.	desgl.
32,2	—	—	desgl.	desgl.
**) 0,9 bis 2,0 kg	Schmelzen.

15

Fortsetzung

Legierungs	Schmelzenertrag	Kaltpreßdruck	(Warm-) Preßbedingungen	Auskleidung Formgröße	Behältermaterial
zusammensetzung				Innen
(% Al)	(%)**)	(kp/mm²)		durchmesser
Phase III				(cm) (cm)
33,0	80,5	80,1	8 Std. 482° C VAC + 2 Std. 538° C	Cu 3,18 mm
			+ 159 kg/mm² + 204° C 3 Std.
33,0	80,5	80,1	desgl.	Cu 3,18 mm
31,4	72,2	80,1	desgl. (Vakuum)	Cu 6,36 mm
41,7	72,1	80,1	desgl.	Cu 6,36 mm
41,7	78,5	80,1	desgl.	Cu 6,36 mm
35,0	80,5	80,1	desgl.	Cu 1,59 mm
31,0	72,9		desgl.
31,0	72,9	80,1	desgl.	Cu 1,59 mm
33,0	80,5
41,7	78,5	80,1	desgl.	Cu 1,59 mm
41,7	72,1	80,1	desgl.	Cu 1,59 mm
31,0	72,9	80,1	desgl.	Cu 1,59 mm
26,9	73,8	80,1	desgl.	Cu 1,59 mm
31,4	72,2	80,1	desgl.	Cu 4,75 mm
26,9	73,8	80,1	desgl.	Cu 6,36 mm
**) 0,9 bis 2,0 kg	Schmelzen.
(Fortsetzung)
Temperatur (⁰C)		Stempel- Lfd.	Verpressungs-
		geschwindigkeit Druck	verhältnis
Vorpreßkörper	äußere Auskl.
	(°Q	(cm/Min) (t)

593
566
510
510
566
482
510
482
482

552 2 Std.
552 2 Std.
552 2 Std.
552 2 Std.
552 2 Std.
552 2 Std.
549 2 Std.

596 2^x/₂ Std.

488 2V₂ Std.

466 2V₂ Std.

438 2V₂ Std.

538 2V₂ Std.

449 2V₂ Std.

441 2V₂ Std.

427 427 427 427 427 427

385 385 385 385 385 385 385 385 385

88,9 38,1 38,1 38,1 38,1 38,1 38,1 38,1 38,1

50,8 50,8 50,8 50,8 50,8 50,8

50,8

32,02

166
196
209
250
236
193
265
230
240

480
440
405
380
360
338

480—525

400-^30

340—350

380-^10

320—330

400

320t-340

360—380

5,18 5,18 5,18 5,18 5,18 5,18 5,18 5,18 5,18

7,75 7,75 7,75 7,75 7,75 7,75 3,5

7,11 7,11 7,11 7,11 7,11 7,11 7,11 7,11 7,11

1,335 0 1,335 0 1,335 0 0,5 · 2,8 1,9 · 0,63 1,335 0 1,9 0,63 1,9 0,63 1,9 0,63

0,63 · 3,8 0,63 · 3,8 3,8 3,8

14,5:1 14,5:1 14,5:1 14,5:1 18:1 14,5:1 18:1 18:1 18:1

19,5:1

0,63
0,63
0,63 · 3,8 0,63
0,32

3,8 1,3

3,46 X 3,761 3,761 3,761 3,761 0,63 · 3,8 0,63 · 3,8 0,63 · 3,8 0,63 · 3,8

25:1

21

21:1

16,4:1

17 18

Fortsetzung	äußere Auskl.	Stempel	Lfd.	Auskleidung	Formgröße	Verpressungs-
Temperatur (°C)	Γ C)	geschwindigkeit	Druck	Innen		verhältnis
	385			durchmesser
Vorpreßkörper	385	(cm/Min)	(0	(cm)	(cm)
	385	32,02	410—415	P-'	0,63 · 3,8	16,4:1
435 2V₂ Std.	385	32,02	500	P-'	0,63 · 3,8	16,4:1
435 2'/₂ Std.		32,02	490	7,11	0,32 · 3,8	32,8 : 1
466 2V₂ Std.	32,02	475	j-j	0,32 · 3,8	32,8: 1
468 2¹A Std.

Tabelle IV

Zusammenfassung der Festigkeitswerte für Be-Al-Blech, bei 621⁰C gewalzt, Längseigenschaften

Material	Tatsächl.	Maß	Glühbehandlung vor	Walzrichtung	Glühbehandlung	E Streck	Zug	Deh
beschrei	O/ A 1 /O /Al		dem Walzen	Proz. Verpressung	nach dem Walzen	grenze	festig	nung
bung							keit
	Zu			längs quer
	sammen
	setzung	(cm)
			(⁰C) (Std.)	(%) (%)	(⁰C) (Std.)	(•10*kp/(kp/	(kp/	(%)
					mm²) mm²)	mm )

31% Al
i. P.
Angelassen
36% Al
i. P.

Angelassen

43% Al
i. P.

Angelassen

31,4 31,4

36,0 35,8 35,8 35,8 36,1 35,8 35,8 35,8 43,0 43,0 43,3 43,3 43,0 43,0 43,3 43,3

0,051 0,051

0,051 0,102 0,102 0,102

0,051 0,102 0,102 0,102 0,051 0,127 0,127 0,127 0,051 0,127 0,127 0,127

keine keine

keine

621

635

649

keine

621

635

649

keine

621

649

keine

621

649

24 16 16

24 16

24-16

75 75

75 27 27 27 75 27 27 27 75 25 25 25 75 25 25 25

54 54 54

50 50 50

keine 635

16

2,14 47,3 55,6 4,6 2,09 28,8 43,0 6,5

16
16
16
16

1,92
1,88
2,00
1,79
1,96
1,96
2,01
1,97
1,81
1,70

41,8
34,3
31,9
30,2
26,1
27,6
28,0
26,0
38,7
25,8

49,0 42,7 32,5 37,1
38,9 36,4 36,2 33,4 45,2 31,2

i.P. = Im Preßzustand.

Tabelle V

Walzdaten für Be-Al-Blech 8,0 6,2 0,2 5,0 8,0 5,5 4,0 4,5 12,0 4,0

1,73 22,9 35,4 13,0

Zusammen
setzung
Al

Glühbehandlung vor dem Walzen

Vor der Härte auf der Längsoberfläche R₃

Glühbehand lung Glühbehandlung
nach dem Walzen

Glühbehandlung vor dem Walzen

nach dem Walzen

Γ C)

(Std.)

nach der Glühbehandlung nach dem Walzen

(Std.)

Ofentempe
ratur,
Walzen

Dickenabnahme pro Walzstich Beginn — Ende

31,4 keine — — 77 (78) 65 (69)

36,1 keine 93 — 72(73) (62)

43,0 keine 78 — 62 (59) 43 (42) (+) Härte 50 Tage nach Aufnahme des ersten angegebenen Wertes.

16
16
16

621
621
621

1,0—6,0 1,0—6,0 1,0—6,0

19

20

Fortsetzung

Zu sammen setzung Al.	Glühbehandlung vor dem Walzen (⁰C) (Std.)	63	Vor der Glüh behand lung	Härte auf der Längsoberfläche R₃ Glühbe- nach dem nach der handlung Walzen Glüh- vor dem behandlung Walzen nach dem Walzen	49 (48)	Walzzustand	keine	Glühbehandlung nach dem Walzen (⁰C) (Std.)	16	Ofen tempe ratur, Walzen (⁰C)	Dickenab nahme pro Walzstich Beginn — Ende
43,0	635	16	78	38	47 (47)	keine	keine	16	621	0,5—3,0
43,3	635	24	78	46	69 (68)	keine	keine	16	621	0,5—2,5
33,0	621		90	67	68 (65)	keine	keine	16	621	3,0—6,0
33,0	635		90	68	60 (62)	keine	keine	16	621	3,0—6,0
33,0	649		90	29	(69 + )	keine	keine	16	621	3,0—6,0
35,8	keine	24	86	—	50 (67)	55	keine	16	621	3,0—10,0
35,8	621	16	86	61	56 (68)	66	629	16	621	3,0—10,0
35,8	635	16	86	60	54 (56)	57	629	19	621	3,0—10,0
35,8	649		86	20	56 (57)	47	629	0,2	621	3,0—10,0
43,0	keine	24	78		42 (51)	41	635		621	3,0—4,0
43,3	621	16	78	47	26 (36)	20	635	16	621	3,0—4,0
43,3	649	11,5	78	-2	48	59	635		621	3,0—4,0
33,0	649	11,5	90	35	60	58	635		427	2,5—5,0
33,0	649	11,5	90	35	60	38	635		427	2,5—5,0
35,8	649	11,5	86	27	54	51	593		427	1,0—2,5
35,8	649	11,5	86	27	34 (33)	keine	454		427	1,0^,0
43,3	649	11,5	78	0,3	17 (29)	32	keine		427	2,0—3,0
43,3	649	11,5	78	0,3	27 (33)	keine	635	Durchgangs folge (Min.)	427	1,0—4,0
43,3	649	16	78	0,3	43	keine	keine	427	1,0—4,0
33,0	677	16	90	35	39	keine	keine	427	1,0—15,0
35,8	677	16	86	27	45	keine	keine	427	1,0—15,0
43,3	677	78	-3	( + ) Härte 50 Tage nach Aufnahme des ersten angegebenen Wertes.		keine	427	1,0—15,0
(Fortsetzung)

Abwalzgrad, Walzrichtung gesamt	Walzen geschwin digkeit (cm/sec)	Walzeneinstellung (cm)

74 längs nackt 22 5

38 24% längs, 14% quer nackt 21 5—10

22 15% längs, 7% quer nackt 21 5—10

70 37% längs, 33% quer 1020 stahlplattiert 21 5,0

70 37% längs, 33% quer 1020 stahlplattiert 21

81 41% längs, 40% quer 1010 stahlplattiert 21 20,0

80 28% längs, 52% quer 1010 stahlplattiert 21 20,0 79 28% längs, 52% quer 1010 stahlplattiert 21 20,0

81 28% längs, 52% quer 1010 stahlplattiert 21 20,0 77 33% längs, 44% quer 1010 stahlplattiert 21 15,0 77 33% längs, 44% quer 1010 stahlplattiert 21 15,0 77 33% längs, 44% quer 1010 stahlplattiert 21 15,0 68 längs 1020 stahlplattiert 21 5,0 59 quer 1020 stahlplattiert 21 5,0

0,0025—0,0076

0,0051

0,0152—0,0127

0,0305—0,0254

0,0305—0,0127

0,0381

	längs	21	quer	1458	431	Walzen	22	Walzeneinstellung
	längs		quer			geschwin
	längs		quer			digkeit	Durchgangs
	quer		quer	Walzzustand	(cm/sec)	folge	(cm)
Fortsetzung	26% längs,				21		0,0076—0,0051
Abwalzgrad, Walzrichtung	55% längs,			21	(Min.)	0,0076—0,0051
gesamt	56% längs,			21	5,0	0,0076—0,0051
	57% längs,		nackt	21	5,0	0,0076—0,0051
(%)			nackt	21	5,0	0,0076—0,0051
30			nackt	21	5,0	0,0254—0,0127
66	26%	nackt	21	5,0-	0,0254—0,0127
73	27%	nackt	21	5,0	0,0254—0,0127
53	28%	kupferplattiert	Zeichnungen	5,0
52	28%	kupferplattiert		5,0
82		kupferplattiert
84		Hierzu 12 Blatt
85

Claims

Patentansprüche:

1. Verfahren zur pulvermetallurgischen Herstellung von Formkörpern auf Beryllium-Aluminium-Basis, die mindestens 50% Beryllium und als Rest hauptsächlich, mindestens jedoch 2%, Aluminium enthalten, in einer inerten Umgebung, dadurchgekennzeichnet, daß feines, mit Aluminium überzogenes Berylliumpulver oder feines Beryllium-Aluminium-Legierungspulver vorgepreßt und der Vorpreßkörper entgast und zur gewünschten Form gepreßt wird, wobei alle Arbeitsgänge bei einer Temperatur unter 645 C stattfinden.

2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß der entgaste Vorpreßkörper in einem Zeit- und Temperaturbereich von annähernd 32 Stunden bei 593°C bis zu wenigen Minuten bei knapp unter 645 C geglüht und dann bei einer Temperatur unter 645 C gewalzt wird.

3. Verfahren nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, daß das gewalzte Blech bei etwa 621 bis 645° C geglüht wird.

4. Verfahren zur Herstellung des gemäß Anspruch 1 verwendeten Legierungspulvers, dadurch gekennzeichnet, daß eine Schmelze aus im wesentlichen reinem Beryllium und im wesentlichen reinem Aluminium im gewünschten Mengenverhältnis zerstäubt wird und die so gebildeten Beryllium-Aluminium-Legierungsteilchen abgeschreckt werden.