DE3439721A1

DE3439721A1 - Thermomechanisches verfahren fuer beryllium-kupfer-legierungen

Info

Publication number: DE3439721A1
Application number: DE19843439721
Authority: DE
Inventors: Amitava Cleveland Heights Ohio Guha
Original assignee: Materion Brush Inc
Current assignee: Materion Brush Inc
Priority date: 1983-11-10
Filing date: 1984-10-30
Publication date: 1985-05-23
Anticipated expiration: 2004-10-31
Also published as: DE3439721C2; IT1198957B; FR2554830A1; CA1237361A; IT8409532A0; GB8427628D0; GB2149819B; JPH0826442B2; CH662822A5; GB2149819A; FR2554830B1; JPS60169535A

Description

Die Erfindung richtet sich auf ein thermomechanisches Verfahren zur Verbesserung der mechanischen Eigenschaften von Beryllium-Kupfer-Legierungen und auf hieraus resultierende Erzeugnisse.

Beryllium-Kupfer-Legierungen mit einer Vielzahl Zusammensetzungen, die einen weiten Bereich von sowohl mechanischen als auch elektrischen Eigenschaften aufweisen, sind bekannt. Solche Legierungen können Beryllium im Bereich von ca. 0,1 % bis ca. 3 % enthalten, so daß sie durch eine Ausscheidungshärtungs-Behandlung ausscheidungshärtbar sind, und sie können für spezielle Zwecke geringe Mengen weiterer Legierungsbestandteile wie Cobalt, Nickel, Silber usw. enthalten. Die bandförmigen Legierungen eignen sich für die Herstellung von Steckverbindern, Schalterteilen, Relais und vielen anderen Teilen, die im Folgeschnitt herstellbar sind. In Stangen-, Stab-, Rohr- und Blechform werden die Legierungen bei maschinell bearbeiteten Steckverbindern, Schweißelektroden, Spritzgießwerkzeugen und dgl. eingesetzt. Mit zunehmenden Anwendungsmöglichkeiten für diese Legierungen besteht ein Bedarf für mechanisch festere Legierungen, die jedoch weiterhin eine erhebliche Duktilität, elektrische Leitfähigkeit, Formbarkeit und andere erwünschte

Eigenschaften aufweisen sollen. Z. B. kann die mechanische Festigkeit der Legierungen durch Kaltverformen bis zu eventuell 37 %, z. B. 21 %, nach der Ausscheidungshärtung gesteigert werden, aber bei diesem Vorgehen werden die Duktilität und Formbarkeit des Werkstoffs verringert, und außerdem wird die elektrische Leitfähigkeit verschlechtert. Andererseits können durch starke Überalterung Steigerungen der Leitfähigkeit erzielt werden, jedoch nur auf Kosten der mechanischen Festigkeit.

Bei der Wärmebehandlung der Legierungen erfolgt normalerweise eine Lösungsglühbehandlung, um die feste Lösung der Legierungselemente, die zur Erhöhung der Festigkeit beigefügt werden, sicherzustellen, sowie eine Ausscheidungshärtungs-Behandlung. Das Lösungsglühen der Legierungen erfolgt großtechnisch bei einer Temperatur im Bereich von ca. 718 ⁰C bis ca. 898 ⁰C während kurzer Perioden von z. B. ca. 5 min. Nach dem Lösungsglühen erfolgt Abschrecken, z. B. mit Wasser, um die Legierungselemente in Lösung zu halten. Die Auslagerung erfolgt normalerweise im Temperaturbereich von ca. 232 ⁰C bis ca. 496 ⁰C während einer Dauer von bis zu 4 h.

Aufgabe der Erfindung ist die Bereitstellung eines thermomechanischen Verfahrens, mit dem in bestimmten Beryllium-Kupfer-Legierungen die mechanische Festigkeit, Duktilität und Formbarkeit gegenüber den mit bekannten Verfahren erzielbaren Eigenschaften verbessert werden, ohne daß dadurch die elektrische Leitfähigkeit verschlechtert wird.

Gemäß der Erfindung werden Beryllium-Kupfer-Legierungen, die ca. 0,1 % bis ca. 1,2 % Beryllium, bis zu ca. 3,5 % Nickel und Cobalt, wobei Nickel in größeren als Spurenmengen z. B. zu mehr als 0,1 % Ni, im Aggregat vorliegt, Rest im wesentlichen Kupfer, enthalten, durch Lösungsglühen bei einer Temperatur von wenigstens 90 % der Anfangsschmelztemperatur der Legierung behandelt, was ausreicht zur Bildung einer bisher nicht bekannten feinen Dispersion einer nickelreichen Ausscheidungsphase,

durch Kaltverformen der lösungsgelühten Legierung zur Erzielung einer Reduktion von mehr als ca. 60 % und durch anschließendes Auslagern der kaltverformten Legierung, wodurch eine verbesserte Kombination mechanischer Eigenschaften einschließlich mechanische Festigkeit und Duktilität, Formbarkeit und elektrische Leitfähigkeit erhalten wird.

Anhand der Figuren wird die Erfindung beispielsweise näher erläutert. Es zeigen:

Fig. 1 das optische Feingefüge, aufgenommen mit 1000fach vergrößertem Durchmesser in Längsorientierung, eines gemäß der Erfindung hergestellten Banderzeugnisses;

Fig. 2a und

Fig. 2b mit dem Durchstrahlungs-Elektronenmikroskop hergestellte Mikroaufnahmen in 18.000- bzw. 141.000-facher Vergrößerung, die die nickelreichen Ausscheidungen A sowie die Haupthärtungsphasen B, die aus Guinier-Preston-Zonen und £-"-Ausscheidungen bestehen, zeigen.

Gemäß der Erfindung hergestellte Legierungserzeugnisse enthalten außer Kupfer als wesentliche Bestandteile Beryllium und Nickel, wobei Beryllium im Bereich von ca. 0,1-1,2 Gew.-%, bevorzugt von ca. 0,4-0.7 Gew.-%, und Nickel im Bereich von ca. 0,1-3,5 Gew.-%, bevorzugt von ca. 1,0-2,2 Gew.-%, vorhanden ist. Alternativ können Cobalt und Nickel in Kombination im Bereich von ca. 0,5-3,5 Gew.-%, bevorzugt von ca. 1,0-2,5 Gew.-% vorhanden sein, wobei Nickel in mehr als Spurenmengen vorliegt, z. B. zu mehr als ca. 0,1 Gew.-% Ni vorhanden ist. Weitere sonstige Elemente und Verunreinigen können in einer Gesamtmenge von höchstens ca. 0,5 Gew.-% vorhanden sein. Solche Elemente und Verunreinigungen können Silicium, Eisen, Aluminium, Zinn, Zink, Chrom, Blei, Phosphor, Schwefel usw. umfassen. Ihr jeweiliger Anteil sollte im allgemeinen 0,1 Gew.-% nicht übersteigen, bevorzugt liegen sie in Mengen

von jeweils weniger als 0,01 Gew.-% oder weniger vor, da diese Elemente der elektrischen Leitfähigkeit oder mechanischen Eigenschaften abträglich sind.

Zweckmäßigerweise erfolgt das Lösungsglühen, wenn das Material ein endbearbeitungsfertiges Maß aufweist. Die Lösungsglühzeit ist nur die Zeit, die erforderlich ist, um den behandelten Abschnitt gründlich durchzuwärmen. Anschließend erfolgt schnelles Abschrecken von der Glühtemperatur, z. B. Abschrecken mit Luft oder Wasser.

Gemäß der Erfindung behandelte Legierungen haben üblicherweise einen Anfangsschmelzpunkt (gemessen in ⁰C) von wenigstens ca. 998 ⁰C. Bei der Durchführung der Erfindung erfolgt das Lösungsglühen bei einer Temperatur von wenigstens ca. 90 % des Anfangsschmelzpunkts für die Legierung (gemessen in ⁰C), um die Ausscheidung einer feinen Dispersion einer nickelreichen Phase zu bewirken. Vorteilhafterweise erfolgt das Lösungsglühen bei 92 % oder sogar 95 % des Anfangsschmelzpunkts der Legierung. Dabei sollte jedoch ein Anschmelzen vermieden werden. Die lösungsgeglühte Legierung wird dann kaltverformt zur Erzielung einer hohen Reduktion von mehr als ca. 60 %, z. B. ca. 75 % oder 80 % oder 90 % oder mehr ohne Zwischenglühen. Das stark kaltverformte Material, das normalerweise in Bandform vorliegt, wird dann üblicherweise im Temperaturbereich von ca. 315-482 C für bis zu 4 h, z. B. ca. 2-8 h, ausgelagert. Die optimalen Auslagerungszeiten und -temperaturen innerhalb der genannten Bereiche sind durch die Zusammensetzung und die im Produkt gewünschten Eigenschaften bestimmt.

Das lösungsgeglühte Material ist gekennzeichnet durch eine feine Dispersion nickelreicher Ausscheidungen, die die Härte im Glühzustand steigern und zur Kornwachstumshemmung beitragen. Das kaltverformte lösungsgeglühte Material kennzeichnet sich durch eine verwachsene oder bevorzugte Kornorientierung, die in der Erzielung einer Streckgrenze resultiert, die in Querrichtung höher als in Längsrichtung ist. Die verwachsene Kornorien-

tierung in dem stark kaltverformten Legierungsprodukt nach der Erfindung ist aus der Zeichnung (Fig. 1) ebenso ersichtlich wie die Ausscheidung einer nickelreichen Phase, die in zufälliger Verteilung als dunkle Punkte in Fig. 1 und als einzelne Teilchen (mit A bezeichnet) im Größenbereich von 0,13-0,25 /im (in den Fig. 2a und 2b) erscheint. Die hauptsächlichen Härtungsphasen sind mit dem optischen Mikroskop weit schwieriger aufzulösen, können jedoch unter Anwendung etwa der Durchstrahlungs-Elektronenmikroskopie nachgewiesen werden, wie die Fig. 2a und 2b zeigen. Diese Phasen (in den Fig. 2a und 2b mit B bezeichnet) bestehen aus Guinier-Preston-Zonen und Jf-" in Form feinverteilter Teilchen mit einem Durchmesser von 0,005-0,01 pm (50-100 A). Das auf Kupfer basierende Material, von dem die Aufnahmen stammen, war ein Legierungsband mit einer Dicke von 0,2 mm, das 0,42 % Be und 1,70 % Ni aufwies und bei der Dicke von 0,2 mm bei 982 °C lösungsgeglüht, um 90 % kaltverformt und während 4 h bei 398 ⁰C ausgelagert wurde.

Die folgenden Beispiele dienen der Erläuterung der Erfindung.

Beispiel 1

Ein wesentliches Merkmal der Erfindung liegt darin, daß die Härte im geglühten Zustand in unerwarteter Weise über der Lösungsglühtemperatur, bei der sich die nickelreichen Ausscheidungen ausbilden, ansteigt. Um die anomale Härtung der Legierungen, die mehr als nur Spuren von Nickel aufweisen und z. B. mehr als 0,1 % Ni enthalten, zu veranschaulichen, wurden bandförmige Proben unterschiedlicher Zusammensetzung abgeschreckt, nachdem sie während 1 h auf den Lösungsglühtemperaturen von 898°C und 982 °C gehalten worden waren. Die Härte und das Mikrogefüge wurden im abgeschreckten Zustand untersucht. Die Ergebnisse sind in den Tabellen I und II aufgelistet.

TABELLE I

Ab sehr eck härte von ^fBeryllium-Kupf er-Legierungen, die bei

8 98 C und 982 C (1 h bei Temperatur^ lösungsgeglüht warden

	O C °C	■■.'· ■ ··	Absehreckhärte	(Vicker shärte)	Schmelze C (0,6366,2,50Co-AOlNi, Rest Cu) ■■·	• ■ ,
	Schmelze-Ά (0,4386,1,71^,0,03Co,.. .. ·' Rest Cu) ·	Schmelze B (0,36Be,l,52Ni,0 Rest Cu)	,15Co,	·, ■ 79 ■-■ "'' 80	Schmelze D (0,58Be,2,62Co,0,01Ni, ■ ... Rest -Cu)-
8 98 982	.' 70 - 84	65 74		91"· ,":. ;· '80

CO

CO <O

K)

TABELLE II

Resultate der metallografischen Beobachtung der Bildung einer feinen nickelreichen
Phase in Beryllium-Kupfer-Legierungen während des Lösungsglühens bei 898 °C und 98 2 °C

Leg.-Zus. (Gew. -%) Lö sung s- glüh- tanp.	Schmelze A (0,43Be, 1,71Ni, 0,03Co,Rest Cu)	Schmelze B (0,36Be, 1,52Ni, "0,15Co,Rest Cu)	Schmelze C (0,63Be, 2,50Co, 0,01Ni ,Rest Cu)	Schmelze D (0,58Be,'2,62Co, 0,01Ni£est Cu)	Schmelze E (0,5Be, 1,00Co, ■ 1,QONi ,Rest Cu)
898 °C 982 °C	B '■-■·■ ^A	B A	·. B B	CQ CQ	.B a; ·.. ·

nickelreiche Ausscheidung beobachtet
nickelreiche Ausscheidung nicht beobachtet

Beispiel 2

Es wurden mehrere Schmelzen hergestellt, die die in der Tabelle III angegebenen Zusammensetzungen aufwiesen (in Gew.-%):

TABELLE III

Schm.C Schm.D Schm.E Schm.F Schm.G Schm.H Gew.-% Gew.-% Gew.-% Gew.-% Gew.-% Gew.-%

Be 0,63 0,58 0,50 0,42 0,40 0,42

Ni 0,01 0,01 1,00 1,70 1,91 1,64

Co 2,50 2,62 1,00 <0,01 0,005 0,05

Fe 0,04 0,05 0,03 <0,01 <0,01 0,06

Si 0,04 0,04 0,02 0,02 <0,01 0,07

Al 0,02 0,02 <0,01 <0,01 <0,01 0,03

Sn 0,006 0,012 <0,003 <0,005 <0,005 0,01

Zn <0,01 <0,01 <0,01 <0,01 <0,01 <0,01

Cr <0,005 <0,005 <0,005 <0,005 <0,005 <0,005

Pb <0,003 <0,003 <0,003 <0,003 <0,003 <0,003

P <0,005 <0,005 <0,005 0,001 <0_f005 <0,005

Cu Rest Rest Rest Rest Rest Rest

- ^ -Al

Der Handelsgewicht aufweisende Block von Schmelze F wurde zu 20,3 mm starkem Blech warmgewalzt. Vier Stücke des 20,3 mm starken Blechs aus Schmelze F wurden bei 954 ⁰C bzw. 982 ⁰C bzw. 996 C bzw. 1010 C für 45 min lösungsgeglüht und mit Wasser abgeschreckt. Jedes Blech wurde zu 90 % auf eine Dicke von 2,08 mm kaltgewalzt und in drei Stücke geschnitten, die dann für 4 h bei Temperaturen von 398 ⁰C bzw. 426 °C bzw. 4 54 ⁰C in Argon ausgelagert wurden.

Aus dem ausgelagerten Band wurden Normprüfkörper vorbereitet. Sämtliche Werkstoffe wurden in Längsrichtung geprüft, und bestimmte Werkstoffe wurden auch in Querrichtung geprüft. Die elektrische Leitfähigkeit wurde bei Raumtemperatur bestimmt.

Die Ergebnisse der Schmelze F sind in der Tavelle IV aufgelistet:

ΤΑΕΕΙΙΕ IV

mechanische und elektrische Eigenschaften von 2/08 ram dickem Band (Schmelze F), lesungsgeglüht, 90 % kaltgewalzt und für 4 h ausgelagert

Glüh- Ausl.- Probentanp.°C temp. C orient.

454

426

längs
längs
quer
quer

längs
längs

Zugfestigkeit 2
kp/cm

7852
7979
8049
7951

8731
8921
9202
9258

8858
8766
9174
9244

8900
8984
9357
9364

9322
9322

0,2%-Dehn-

grenze

kp/cm

7037 7177 7430 7353

7662 7909 8267 8569

7775 7733 8330 8408

7979 8091 8492 8478

8555 8619

% Dehnung in 2,54 cm

12,9 14,6 13,9 15,0

11,4 10,7 11,6 10,4

12,7

11,5

9,6

11,9

•S,9

5,1

6,6

11,2 11,6

Rockwell-C Härte

21,7 22,1

25,2 28,0

27,1 28,3

27,0 28,3

28,0

- el. Leit-

60,5 61,2

57,9 58,0

58,0 59,0

57,2 58,0

55,2 55,5

TABELLE IV (Fortsetzung)

CO -P-

Zugfestig- 0,2%-Dehn- % Dehnung Rockwell-C- el. Leit- CO

Glüh- Ausl.- Proben- keit - grenze in Härte fShigkeit CD

temp.°C tenp.°C orient, kp/αη kp/cm 2,54 an % IACS "^

NJ

längs längs	10053 10095	9350 9420	8,4 7,9	32,2	51,8 52,5
längs längs	10186 10109	9687 9350	7,6 9,6	33,2	50,5 51,2
längs längs	10193 10165	9561 9476	7,7 7,9	33,4	51,0 51,0
längs längs quer quer	10475 10531 10875 10882	9821 9891 10482 10482	7,8 8,8 10,0 8,8	33,5 34,1	50,0 49,5

Beispiel 3

Werkstoff aus Schmelze G wurde in Coilform mit Handelsgewicht durch Warmwalzen, Glühen, Oberflächenbehandeln und Kaltwalzen auf eine Zwischendicke von 1,52 mm bearbeitet. Das kaltgewalzte Band mit einer Dicke von 1,52 mm und einer Breite von 19,05 cm wurde bei 982 ⁰C bandlosungsgegluht. Das geglühte Band wurde dann auf ca. 0,21 mm endgewalzt, was einer Reduktion von ca. 90 % entspricht. Hochfeste Proben wurden von dem Band sowohl in Längs- als auch in Querrichtung abgeschnitten und in Argon bei 371 °C bzw. 398 °C bzw. 426 °C bzw. 454 °C ausgelagert. Ein Satz wurde für 4 h und ein Satz für 8 h ausgelagert. Es wurden die Festigkeitseigenschaften, die Formbarkeit und die Leitfähigkeit geprüft. Die Formbarkeit wurde mit den dünnen bandförmigen Proben bestimmt durch Biegen um 90° um Löcher mit nacheinander kleiner werdenden Radien, bis die hochfeste Oberfläche der Biegestelle riß. Der kleinste Biegeradius in Form des kleinsten Radius, der ohne Reißen noch verwendet werden kann, wurde als Vielfaches der Banddicke ausgedrückt. Die Resultate aus Schmelze G sind in der folgenden Tabelle V aufgeführt, wobei die angegebenen mechanischen Eigenschaften auf dem Mittelwert von Doppeltests basieren:

TABELLE V
Untersuchungen des Auslagerungsverhaltens von 0,21 mm dickem Band aus

Wärmebeh.	h	371°	C	Orient.	Zugfestigk. kp/cm2	uniline -U^c: Ai O, 2%-Dehngr . kp/cm2	% Dehnung in 2,54 cm	Vickers- härte	el.Leitf. % IACS	Formbark.bei 90°-Biegung R/t	3439721
4	h	371°	C	längs quer	9996 10193	9455 9673	6,8 11,2	294 294	46,5 46,3	2,5 11, 2
8	h	398,	8°C	längs quer	9982 10123	9568 9849	6,6 11,0	299 296	47,8 47,7	2,5 11, 2	I S :
4	h	398,	8°C	läng s quer	10236 10327	9617 10032	7,1 10, 9	305 302	52,4 51,6	2,5 23,4	I
8	h	426	°C	längs quer	9828 1O03 2	8998 94 90	7,6 11,5	296 293	58,2 56,0	1,2 9,4
4	h	426	°C	längs quer	10158 10376	9554 9976	6,8 10,8	301 301	52,4 50, 6	2,5 23,4
8	h	454	°C	längs quer	9765 10123	9357 9842	7,7 11,3	294 293	55,5 55,1	1,2 9,4
4	h	454	°C	längs quer	8604 8837	7986 8338	9,1 9,6	251 251	62,6 62,6	O,6 3,7
8		längs quer	8260 8436	7220 7944	8,1 8,7	244 24O	66,1 65,6	1,2 2,5

Beispiel 4

Werkstoffe aus den Schmelzen C, D, E und H mit einer Vielzahl unterschiedlicher Zusammensetzungen wurden ähnlich wie die Schmelze G in Beispiel 3 bearbeitet. Bandmaterial mit Endbearbeitungsmaß zwischen 0,5 und 1,52 mm wurde bei 982 °C lösungsgeglüht. Das geglühte Band wurde endgewalzt, so daß eine Reduktion von ca. 90 % stattfand. Proben wurden in Längsorientierung abgeschnitten und für 4 h in Argon bei 398 C ausgelagert. Die Festigkeitseigenschaften und die elektrische Leitfähigkeit wurden bei Raumtemperatur festgestellt. Die Resultate sind in der Tabelle VI aufgeführt.

TABELLE VI

mechanische und elektrische Eigenschaften (Längsorientierung) von
Berylliumkupferband, bei 98 2 C lösungsgeglüht, 90 % kaltgewalzt
und bei 3 9.8 C für 4 h ausgelagert

Legierung/ Zusammen s. (Gew.-%)	Zugfestigkeit kp/cm	O,2-%-Dehngrenze kp/cm	Dehnung (% in 2,54 cm)	el.Leitfäh. ■' 5ÜACS
Schmelze C (0,63Be, 2,50Co, 0,01Ni, Re StCu) ..	8457 8.197,. ..	8309 7 944	·· -1,7 3,3	46,7 ' 46,7
Schmelze D (0,58Be, 2,62Co, 0,01Ni₉ReStCu)	■9132 8000	8759 7536	" 6,3 ' M ..	■ 46,0 - 46, Ö
Schmelze E . (0,5Be, 1,00Co, 1,00Ni ,RestCu)	10.924 10.819 10.833 10.749	10.552 10.439 10.264 10.341	.. " 5_T0 3,5 4,5 · .. 5_;5	• " 46,$ .. 46,5.. ' 46,0 47,0
Schmelze H (0,42Be, 1.64Ni, 0,05Co, RestCu)	10.784 10.172	10.200 9687	5,6 5_;8	^VV 41,2 41,2 · ·. ..

CO CD ■<] K)

Die Ergebnisse der Tabelle I zeigen, daß Beryllium-Kupfer-Legierungen, die mehr als eine Spurenmenge Nickel enthalten, eine Steigerung der Härte im geglühten Zustand mit steigender Glühtemperatur erfahren, wogegen Beryllium-Kupfer-Legierungen, die Kobalt und nur Spuren von Nickel enthalten, mit zunehmender Glühtemperatur fortgesetzt weicher werden. Der Grund für diese anomale Steigerung der Härte ergibt sich aus der Tabelle II. Bei Glühtemperaturen nahe 982 °C bilden die nickelhaltigen Berylliumkupferwerkstoffe nach Tabelle II (d. h. die Schmelzen A, B und E) eine nickelreiche Ausscheidung, die sich sowohl von der primären Beryllidphase als auch der Haupthärtungsphase unterscheidet, wie aus den Fig. 1 und 2 ersichtlich ist. Die kobalthaltigen Berylliumkupferwerkstoffe nach der Tabelle II (d. h. die Schmelzen C und D) bilden keine solchen Ausscheidungen bei der höheren Glühtemperatur. Es wird angenommen, daß diese nickelreichen Ausscheidungen zu den verbesserten mechanischen und physikalischen Eigenschaften der gemäß der Erfindung hergestellten Legierungen beitragen, und zwar durch (a) eine Festigung der Matrix durch Dispersionshärtung, (b) eine Verbesserung der Duktilität durch die Hemmung von Kornwachstum bei der hohen Glühtemperatur und (c) eine Verbesserung der Leitfähigkeit durch Verarmung von Legierungselementen in fester Lösung.

Ein weiterer Grund für die verbesserten Eigenschaften, die gemäß der Erfindung erhalten werden, steht in Verbindung mit dem hohen Volumenanteil kohärenter hauptsächlicher Härtungsausscheidungen, die sich bei der Auslagerung von Material ergeben, das vorher der hohen Lösungsglühtemperatur und einer erheblichen Kaltverformung unterworfen wurde. Die Hochtemperatur-Lösungsglühbehandlung löst mehr Beryllium und Nickel plus Cobalt in der Kupfermatrix, wodurch mehr Material zur Verfügung steht, das bei Auslagerung ausgeschieden werden, kann. Die erhebliche Kaltverformung führt zu einer Verformungsstruktur, die zu der hohen Festigkeit beiträgt.

■■·■ ^: ί zo

Das Studium der Ergebnisse der Tabellen IV, V und VI zeigt, daß die besten Kombinationen hinsichtlich mechanischer Festigkeit und Duktilität aus der Kombination von (a) der Anwesenheit von Nickel in mehr als einer Spurenmenge, (b) Glühtemperaturen von wenigstens 982 ⁰C und (c) Auslagerung bei 398 ⁰C erhalten werden. Dabei wurden Eigenschaftskombinationen einschließlich

2
einer Streckgrenze von 9842 kp/cm , einer Dehnung von 10 % sowie einer Leitfähigkeit nahe 50 % IACS erhalten. Die Leitfähigkeit und die Formbarkeit wurden durch die 8-h-Auslagerungszeit verbessert. Es ist zu beachten, daß die gemäß den Tabellen IV und V geprüften Werkstoffe jeweils weniger als 0,01 % Eisen, Cobalt und Aluminium enthielten und daß dieser niedrige Verunreinigungsgrad wesentlich zur Verbesserung der elektrischen Leitfähigkeit beiträgt. Nichtsdestoweniger wird man bei Bandmaterial vergleichbarer Zusammensetzung, das in konventioneller Weise durch Kaltwalzen bis zu 37 % vollständig durchgehärtet ist, nachdem es auf eine Streckgrenze von 9 84 2 kp/cm ausgelagert wurde, eine Dehnung von höchstens 2 % sowie schlechtere Formbarkeit und niedrigere elektrische Leitfähigkeit finden. Umgekehrt würde ein gleichartig zusammengesetzter Werkstoff, der einer Überalterung zur Erzielung einer

Mindestleitfähigkeit von 60 % IACS ausgesetzt wurde, eine

2 Streckgrenze unter 5272,5 kp/cm aufweisen.

Die Resultate in Tabelle VI zeigen deutlich, daß cobalthaltige Berylliumkupferwerkstoffe mit nur Spurenmengen an Nickel nicht so vorteilhaft auf die Behandlung gemäß der Erfindung wie ihre nickelhaltigen Gegenstücke ansprechen.

Ferner ist zu beachten, daß die in den Tabellen IV, V und VI angegebenen Eigenschaften von den Beryllium- und Nickelgehalten der Schmelzen gemäß den Beispielen abhängen. Eine unterschiedliche Chemie innerhalb der angegebenen Bereiche führt zwar zu anderen Eigenschaftswerten, es wird jedoch angenommen, daß diese Zusammensetzungen nach Bearbeitung gemäß den Lehren der Erfindung Eigenschaften aufweisen, die denen derselben Legie-

rungen, die jedoch in konventioneller Weise bebandelt sind,
überlegen sind. Wenn die vorstehend beschriebenen nickelreichen Ausscheidungen einmal gebildet sind, bleiben sie offensichtlich stabil und beständig gegen erneutes Lösen bei anschließendem
Nachglühen, was darauf hindeutet, daß sich aus einem Glühen bei hohen Temperaturen an den verschiedensten Prozeßpunkten weitere Vorteile ergeben können.

Claims

Patentansprüche

1. Thermomechanisches Verfahren zur Erzeugung verbesserter Eigenschaftskombinationen in Beryllium-Kupfer-Legierungen, die jeweils in Gewichtsprozent wenigstens ca. 0,1 % bis ca. 3,5 % Nickel, bis zu ca. 3 % Cobalt, wobei der Gesamtgehalt an Nickel und Cobalt ca. 0,5 % bis ca. 3,5 % beträgt, ca. 0,1 % bis ca. 1,2 % Beryllium, Rest im wesentlichen Kupfer, enthalten, gekennzeichnet durch Lösungsglühen der Legierung bei einer Temperatur innerhalb von ca. 90 % ihrer Anfangsschmelztemperatur in C, wobei in ihrer Feinstruktur eine optisch auflösbare nickelreiche Phase erzeugt wird, die sich von der primären Beryllid- und der Haupthärtungsphase unterscheidet, Kaltverformen der lösungsgeglühten Legierung unter Reduktion ihrer Profildicke um wenigstens ca. 60 % und

anschließendes Auslagern der kaltverformten Legierung bei einer Temperatur von ca. 315 °C bis ca. 482 ⁰C, wobei in der Legierung eine Kombination von Eigenschaften einschließlich mechanische Festigkeit, Duktilität und Formbarkeit erzeugt wird, die den in einer vergleichbaren Legierung mit konventionellen Behandlungsmethoden erzielten Eigenschaften überlegen ist.

2. Verfahren nach Anspruch 1,
dadurch gekennzeichnet,

daß die Beryllium-Kupfer-Legierung ca. 0,4 % bis ca. 0,7 % Beryllium enthält.

3. Verfahren nach Anspruch 1,
dadurch gekennzeichnet,

daß die Beryllium-Kupfer-Legierung wenigstens ca. 0,5 % Nickel enthält.

4. Verfahren nach Anspruch 1,
dadurch gekennzeichnet,

daß die Beryllium-Kupfer-Legierung ca. 1,8 % bis ca. 2,2 % Nickel enthält.

5. Verfahren nach Anspruch 2,
dadurch gekennzeichnet,

daß die Beryllium-Kupfer-Legierung ca. 1,8 % bis ca. 2,2 % Nickel enthält.

6. Verfahren nach Anspruch 1,
dadurch gekennzeichnet,

daß das Lösungsglühen bei einer Temperatur durchgeführt wird, die innerhalb ca. 92 % der Anfangsschmelztemperatur für die Legierung liegt.

7. Verfahren nach Anspruch 1,
dadurch gekennzeichnet,

daß das Lösungsglühen bei einer Temperatur durchgeführt wird, die innerhalb ca. 95 % der Anfangsschmelztemperatur für die Legierung liegt.

8. Verfahren nach Anspruch 1,
dadurch gekennzeichnet,

daß die Legierung kaltverformt wird unter Reduktion ihrer Profildicke um wenigstens ca. 75 %.

9. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch ge k e nnzeichnet,

daß die Legierung kaltverformt wird unter Reduktion ihrer Profildicke um wenigstens ca. 80 %.

10. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet,

daß das Lösungsglühen durchgeführt wird, wenn die Legierung ein Endbearbeitungsmaß hat.

11. Stangen, Stäbe, Rohre, Bleche, Bänder und Drähte aus einer ausscheidungshärtbaren Legierung, bestehend im wesentlichen aus Kupfer mit ca. 0,1 % bis ca. 1,2 % Beryllium, ca. 0,1 % bis ca. 3,5 % Nickel, bis zu ca. 3 % Cobalt, wobei der Gesamtgehalt an Nickel und Cobalt ca. 0,5 % bis ca. 3,5 % beträgt, die Legierung eine verwachsene Kornorientierung hat sowie eine Streckgrenze aufweist, die in Querrichtung größer als in Längsrichtung ist,

gekennzeichnet durch

ein Mikrogefüge mit einer optisch auflösbaren nickelreichen Phase, die sich von der primären Beryllidphase und der Haupthärtungsphase unterscheidet, und

durch eine Kombination von Eigenschaften, umfassend eine hohe Streckgrenze, hohe Duktilität und hohe elektrische Leitfähigkeit.