GEBIET DER ERFINDUNG
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Diese Erfindung betrifft eine leichte, hochfeste Beryllium-Aluminium-Legierung, die
geeignet ist zur Herstellung von Präzisionsgüssen und geschmiedetem Material, das aus
Barrengüssen hergestellt ist.
HINTERGRUND DER ERFINDUNG
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Beryllium ist ein hochfestes, leichtes Metall hoher Steifigkeit, das eine äußerst geringe
Duktilität hat, was verhindert, daß es gegossen wird, und auch einen sehr geringen Widerstand
gegen Stoß und Ermüdung erzeugt, was das gegossene Metall oder das Metall, das aus Güssen
erzeugt ist, verhältnismäßig nutzlos für die meisten Anwendungen macht.
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Um die Duktilität des Berylliums zu erhöhen, wurde viel mit Beryllium-Aluminium-
Legierungen gearbeitet, um ein duktiles Zwei-Phasen-Komposit aus Aluminium und Beryllium
herzustellen. Aluminium reagiert nicht mit dem reaktionsfähigen Beryllium, ist duktil und ist
verhältnismäßig leicht, was es zu einem geeigneten Kanditaten zum Verbessern der Duktilität von
Beryllium macht, während die Dichte gering gehalten wird. Jedoch sind Beryllium-Aluminium-
Legierungen von Natur schwierig zu gießen aufgrund der gegenseitigen Unlöslichkeit von
Beryllium und Aluminium in der festen Phase und dem weiten Verfestigungstemperaturbereich,
der in diesem Legierungssystem typisch ist. Eine Legierung von 60 Gew.-% Beryllium und
40 Gew.-% Aluminium hat eine Liquidus-Temperatur (Temperatur, bei der die Verfestigung
beginnt) von beinahe 1250 0C und eine Solidus-Temperatur (Temperatur der völligen
Verfestigung) von 645ºC. Während der anfänglichen Stufen der Verfestigung bilden sich primäre
Beryllium-Dendriten in der Flüssigkeit, um eine Zwei-Phasen-Fest-Flüssig-Mischung herzustellen.
Die Beryllium-Dendriten erzeugen einen verschlungenen Kanal für die Flüssigeit zum Fließen und
Füllen während der letzten Stufen der Verfestigung. Als Ergebnis entwickeln sich
Schrumpfhohlräume und diese Legierungen zeigen typischerweise einen hohen Teil von
Mikroporosität in dem gegossenen Zustand. Dieses Merkmal beeinträchtigt die Eigenschaften und
die Unversehrtheit des Gusses in hohem Maße. Die Porosität führt zur geringer Festigkeit und
vorzeitigem Versagen bei verhältnismäßig geringen Duktilitäten. Zusätzlich haben die Güsse eine
verhältnismäßig grobe Mikrostruktur von Beryllium verteilt in einer Aluminium-Matrix, und solche
groben Mikrostrukturen führen im allgemeinen zu geringer Festigkeit und niedriger Duktilität. Um
diese Probleme, die mit gegossenen Strukturen zusammenhängen, zu überwinden, wurde ein
pulvermetallischer Ansatz verwendet, um nützliche Materialien aus Beryllium-Aluminium-
Legierungen zu erzeugen.
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Es wurden auch ternäre Beryllium-Aluminium-Legierungen, die durch
pulvermetallurgische Ansätze hergestellt wurden, vorgeschlagen. Z.B. zeigt das U.S.-Patent
Nr. 3 322 512, Krock et al., 30. Mai 1967, ein Beryllium-Aluminium-Silber Komposit, das
50-85 Gew.-% Beryllium, 10,5-35 Gew.-% Aluminium und 4,5-15 Gew.-% Silber enthält. Das
Komposit wird zubereitet durch Verdichten einer Pulvermischung, die die gewünschte
Zusammensetzung hat, einschließlich eines Flußmittels aus Alkali- und Alkalischen Erde-
Halogenid-Mitteln wie Lithiumfluorid - Lithiumchlorid, und dann Sintern des verdichteten Materials
bei einer Temperatur unterhalb des 1277ºC-Schmelzpunktes von Beryllium, aber oberhalb des
620ºC-Schmelzpunktes der Aluminium-Silberlegierung, so daß die Aluminium-Silber-Legierung
sich verflüssigt und teilweise die kleinen Berylliumpartikel auflöst um das spröde Beryllium in einer
duktileren Aluminium-Silber-Beryllium-Legierung einzuhüllen. Das U. S. -Patent Nr. 3 438 751, das
für Krock et al. am 15. April 1969 ausgegeben wurde, zeigt ein Beryllium-Aluminium-Silizium-
Komposit, das 50-85 Gew.-% Beryllium, 13-50 Gew.-% Aluminium und eine Spur bis
6,6 Gew.-% Silizium enthält, ebenfalls hergestellt durch die oben beschriebene
pulvermetallurgische Flüssig-Sinter-Technik. Jedoch vermindert ein hoher Siliziumgehalt die
Duktilität auf unannehmbar niedrige Grade, und ein hoher Silbergehalt erhöht die Dichte der
Legierung.
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Andere ternäre, quaternäre und komplexere Beryllium-Aluminium-Legierungen, die durch
pulvermetallurgische Ansätze hergestellt sind, sind auch vorgeschlagen worden. S. z. B. McCarthy
et al. U. S-Patent Nr. 3 664 889. Jenes Patent zeigt das Vorbereiten der Legierungen durch
Zerstäuben einer binären Beryllium-Aluminium-Legierung, um ein Pulver zu erzeugen, dem dann
feine elementare metallische Pulver der gewünschten legierenden Elemente zugemischt werden.
Die Pulver werden dann zusammen gründlich gemischt, um eine gute Verteilung zu erzielen, und
die Pulvermischung wird durch einen geeigneten heißen oder kalten Vorgang stabilisiert, was
ohne jegliches Schmelzen durchgeführt wird.
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Es ist jedoch bekannt, daß Beryllium-Aluminium-Legierungen dazu neigen, sich zu trennen
oder zu sondern, wenn sie gegossen werden und allgemein einen porösen Gußaufbau haben.
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Dementsprechend führten vorherige Versuche, Beryllium-Aluminium-Legierungen durch Gießen
herzustellen, zu geringer Festigkeit, niedriger Duktilität und groben Mikrostrukturen mit schlechter
innerer Qualität.
ZUSAMMENFASSUNG DER ERFINDUNG:
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Es ist daher ein Gegenstand dieser Erfindung eine verbesserte leichte, hochfeste
Beryllium-Aluminium-Legierung zu schaffen, die zum Gießen geeignet ist.
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Es ist ein weiterer Gegenstand dieser Erfindung, eine solche Legierung zu schaffen, die
ohne Entmischung gegossen werden kann.
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Es ist ein weiterer Gegenstand dieser Erfindung, eine solche Legierung zu schaffen, die
ohne Mikroporosität gegossen werden kann.
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Es ist ein weiterer Gegenstand dieser Erfindung, eine solche Legierung zu schaffen, die
eine verhältnismäßig feine Mikrostruktur nach dem Guß hat.
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Es ist ein weiterer Gegenstand dieser Erfindung, eine solche Legierung zu schaffen, die
eine höhere Festigkeit hat als vorher bei anderen gegossenen Beryllium-Aluminium-Legierungen
erzielt wurde.
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Es ist ein weiterer Gegenstand dieser Erfindung, eine solche Legierung zu schaffen, die
eine höhere Duktilität hat als vorher bei anderen gegossenen Beryllium-Aluminium-Legierungen
erzielt wurde.
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Es ist ein weiterer Gegenstand dieser Erfindung, eine solche Legierung zu schaffen, die
eine Dichte von weniger als 2200 kg/m³ (2,2 g/cm³) (0,079 Pfund/Kubikinch) hat.
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Es ist ein weiterer Gegenstand dieser Erfindung, eine solche Legierung zu schaffen, die
einen Elastizitätsmodul (Steifigkeit) von mehr als 193 GPa (28 Millionen psi) hat.
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Diese Erfindung ergibt sich aus der Erkenntnis, daß eine leichte, hochfeste und duktile
Beryllium-Aluminium-Legierung, die mit praktisch keiner Entmischung und Mikroporosität gegossen
werden kann mit den Zusammensetzungen gemäß den Ansprüchen 1 und 2 erzielt werden kann.
Es wurde gefunden, daß der Einschluß von sowohl Silizium als auch Silber eine Legierung nach
dem Guß schafft, die sehr wünschenswerte Eigenschaften hat, was weiter durch Hitze oder
mechanische Behandlung danach verbessert werden kann und dadurch ermöglicht, daß die
Legierung verwendet werden kann, um komplizierte Formen zu gießen, die feste, leichte, steife
Metallteile oder gegossene Barren, die gewalzt, stranggepreßt oder auf sonstige Weise mechanisch
bearbeitet werden können, erzielt.
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Das Beryllium kann verfestigt werden, indem Kupfer, Nickel oder Kobalt in der Menge von
0,1 bis 0,75 Gew.-% der Legierung hinzugefügt werden. Für Legierungen, die im gegossenen
Zustand verwendet werden sollen, kann die Duktilität durch die Hinzufügung von
0,0050 bis 0,10000 Gew.-% Sr, Na oder Sb verbessert werden. Die Legierung kann nach dem
Gießen geschmiedet werden, um Duktilität und Festigkeit zu erhöhen, oder wärmebehandelt
werden, um die Festigkeit zu erhöhen.
OFFENBARUNG DER BEVORZUGTEN AUSFÜHRUNGSFORMEN
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Andere Gegenstände, Merkmale und Vorteile werden dem Fachmann aus der folgenden
Beschreibung bevorzugter Ausführungsformen und den beigefügten Zeichnungen ersichtlich
werden, in denen:
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Fig. 1A eine Mikrophotograpie gegossener Mikrostrukturen typischer herkömmlicher
Legierungen ist;
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Fig. 1B
bis 1D Mikrophotographien gegossener Mikrostrukturen von Beispielen der Legierung
dieser Erfindung sind; und
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Fig. 2A
bis 2 D Mikrophotographien einer Mikrostruktur einer stranggepreßten Legierung nach
dem Stande der Technik sind.
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Diese Erfindung kann im wesentlichen aus einer gegossenen Beryllium-Aluminium-
Legierung bestehen, die ungefähr 60-70 Gew.-% Beryllium, Silizium und Silber aufweist, wobei
das Silizium in 0,5 bis 4 Gew.-%, und Silber von 0,2 bis 4,25 Gew.-% vorhanden ist, Strontium,
Antimon oder Natrium als ein duktilitätsverbesserndes Element hinzugefügt werden in einer Menge,
die von 0,0050 bis 0,1000 Gew.-% reicht, und Aluminium als Restgewicht. Eine weitere Erhöhung
der Festigkeit kann durch das Hinzufügen eines Elementes, ausgewählt aus der Gruppe, die aus
Kupfer, Nickel und Kobalt besteht, erreicht werden, vorhanden als 0,1 -0,75 Gew.-% der
Legierung. Wenn die Legierung im gegossenen Zustand verwendet werden soll, verbessert ein
Element wie Sr, Na oder Sb in Mengen von 0,0050 bis 0,10000 Gew.-% die Duktilität. Die Legierung
ist leicht und hat eine hohe Steifigkeit. Die Dichte ist nicht größer als 2.200 kg/m³ (2,2 g/cm³) und
der Elastizitätsmodul ist größer als 193 Gpa (28 Millionen Pfund/Inch² (mpsi)).
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Wie oben beschrieben, wurden Beryllium-Aluminium-Legierungen nicht erfolgreich ohne
Entmischung und Mikroporosität gegossen. Folglich war es bis heute unmöglich, Präzisionsgußteile
durch Verfahnen wie Investmentguß, Formguß oder Dauerformguß aus Beryllium-Aluminium-
Legierungen herzustellen. Es besteht jedoch ein großer Bedarf für diese Technik, insbesondere für
komplizierte Teile für Flugzeuge und Raumschiffe, in denen Leichtigkeit, Festigkeit und Steifheit
gleichermaßen gefordert werden.
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Die Beryllium-Aluminium-Legierungen dieser Erfindung weisen Silizium und Silber auf. Das
Silber erhöht die Festigkeit und Duktilität der Legierung in Zusammensetzungen von von
0,20-4,25 Gew.-% der Legierung. Silizium bei von ungefähr 0,5-4,0 Gew.-% fördert Festigkeit
und hilft bei der Gießfähigkeit der Legierung, indem es die Porosität in hohem Maße vermindert.
Ohne Silizium hat die Legierung mehr Mikroporosität im gegossenen Zustand, was die Festigkeit
herabsetzt. Ohne Silber wird die Festigkeit der Legierung um 25% bis 50% vermindert gegenüber
der Legierung, die Silber enthält. Silber macht die Legierung auch wärmebehandelbar, so daß
zusätzliche Verfestigung ohne Verlust von Duktilität durch Wärmebehandlung, die aus
Lösungswärmebehandlung und Altem bei geeigneter Temperatur besteht, erzielt werden kann. Die
Hinzufügung kleiner Mengen von Sr, Na oder Sb ändert die Si-Struktur in der Legierung, was zu
erhöhter Duktilität im gegossenen Zustand führt.
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Es wurde auch gefunden, daß die Beryllium-Phase durch Einschließen von Kobalt, Nickel
oder Kupfer bei von 0,10 bis 0,75 Gew.-% der Legierung verfestigt werden kann. Das verfestigende
Element geht in die Beryllium-Phase hinein, um die Streckgrenze der Legierung um bis zu 25% zu
erhöhen ohne eine wirkliche Auswirkung auf die Duktilität der Legierung. Größere Beimengungen
des verfestigenden Elementes lassen die Legierung spröder werden.
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Das folgende sind Beispiele von neun Legierungen, die gemäß dieser Erfindung hergestellt
sind.
BEISPIEL I
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Eine 0,726 kg (725,75 Gramm)-Beladung mit Elementen im Verhältnis von (in Gew.-%)
65 Be, 31 Al, 2 Si, 2 Ag und 0,04 Sr wurde in einen Schmelztiegel eingebracht und in einem
Vakuuminduktionsofen geschmelzt. Das geschmolzene Metall wurde in eine zylindrische Form mit
41,3 mm (1,625 Inch) Durchmesser gegossen, auf Raumtemperatur abgekühlt, und aus der Form
entfernt. Die Zugeigenschaften wurden an diesem Material in dem gegossenen Zustand gemessen.
Die Eigenschaften im gegossenen Zustand waren 154,4 MPa (22,4 ksi) Streckgrenze, 211,0 MPa
(30,6 ksi) Zerreißgrenze, und 2,5% Längendehnung. Die Dichte dieses Gußbarrens war
2.130 kg/m³ (2,13 g/cm³) und der Elastizitätsmodul war 227 GPa (33,0 mpsi). Diese Eigenschaften
können mit den Eigenschaften einer binären Legierung (60 Gew.-% Be, 40 Gew.-% Al, mit einem
Gesamtbeladungsgewicht von 0,853 kg (853,3 g)), die in einem Vakuuminduktionsofen geschmelzt
wurde und in eine Form mit einem rechteckigen Querschnitt 76,2 mm auf 9,5 mm (3 Inch auf
3/8 Inch) gegossen wurde, verglichen werden. Die Eigenschaften der binären Legierung waren
75,1 MPa (10,9 ksi) Streckgrenze, 83,4 MPa (12,1 ksi) Zerreißgrenze, 1% Längendehnung,
211,6 GPa (30,7 mpsi) Elastizitätsmodul und 2.150 kg/m³ (2,15 g/cm³) Dichte. Das Strontium ändert
die Silizium-Phase die im Aluminium enthalten ist. Das hilft, die Duktilität der Legierung zu
verbessern.
BEISPIEL IV
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Eine 0726 kg (725,75 Gramm)-Beladung mit Elementen im Verhältnis von (in Gew.-%)
65 Be, 31 Al, 2 Si, 2 Ag und 0,04 Sr wurde in einen Schmelztiegel eingebracht und in einem
Vakuuminduktionsofen geschmelzt. Das geschmolzene Metall wurde in eine zylindrische Form mit
41,3 mm (1,625 Inch) Durchmesser gegossen, auf Raumtemperatur abgekühlt, und aus der Form
entfernt. Die Zugeigenschaften wurden an diesem Material in dem gegossenen Zustand gemessen.
Die Eigenschaften im gegossenen Zustand waren 138,6 MPa (20,1 ksi) Streckgrenze, 190,3 MPa
(27,6 ksi) Zerreißgrenze, und 2, 3% Längendehnung. Die Dichte dieses Gußbarrens war
2.100 kg/m³ (2,10 g/cm³)und der Elastizitätsmodul war 227,5 GPa (33,0 mpsi).
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Ein Abschnitt des gegossenen Barrens wurde für zwei Stunden bei einer Temperatur von
550ºC lösungswärmebehandelt und im Wasser abgeschreckt, dann 16 Stunden bei 190º gealtert
und luftgekühlt. Die Zugeigenschaften dieses wärmebehandelten Materials waren
158,6 MPa (23,0 ksi) Streckgrenze, 217,8 MPa (31,6 ksi) Zerreißgrenze und 2,5%
Längendehnung. Der Elastizitätsmodul war 225,4 GPa (32,7 mpsi).
BEISPIEL V
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Eine 0,726 kg (725,75 Gramm)-Beladung mit Elementen im Verhältnis von (in Gew.-%)
65 Be, 31 Al, 2 Si, 2 Ag und 0,04 Sr wurde in einen Schmelztiegel eingebracht und in einem
Vakuuminduktionsofen geschmelzt. Das geschmolzene Metall wurde in eine zylindrische Form mit
41,3 mm (1,625 Inch) Durchmesser gegossen, auf Raumtemperatur abgekühlt, und aus der Form
entfernt. Die Zugeigenschaften wurden an diesem Material in dem gegossenen Zustand gemessen.
Die Eigenschaften im gegossenen Zustand waren 150,3 MPa (21,8 ksi) Streckgrenze, 208,2 MPa
(30,2 ksi) Zerreißgrenze und 2,4% Längendehnung. Die Dichte dieses Gußbarrens war
2.130 kg/m³ (2,13 g/cm³) und der Elastizitätsmodul war 227,5 GPa (33,0 mpsi).
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Ein Abschnitt des gegossenen Barrens wurde für zwei Stunden bei einer Temperatur von
550ºC lösungswärmebehandelt und im Wasser abgeschreckt, dann 16 Stunden bei 190º gealtert
und luftgekühlt. Die Zugeigenschaften dieses wärmebehandelten Materials waren
177,9 MPa (25,8 ksi) Streckgrenze, 240,6 MPa (34,9 ksi) Zerreißgrenze und 2,5%
Längendehnung. Der Elastizitätsmodul war 223,4 GPa (32,4 mpsi).
BEISPIEL VI
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Eine 0,726 kg (725,75 Gramm)-Beladung mit Elementen im Verhältnis von (in Gew.-%)
65 Be, 31 Al, 2 Si, 2 Ag, 0,25 Ni und 0,04 Sr wurde in einen Schmelztiegel eingebracht und in einem
Vakuuminduktionsofen geschmelzt. Das geschmolzene Metall wurde in eine zylindrische Form mit
41,3 mm (1,625 Inch) Durchmesser gegossen, auf Raumtemperatur abgekühlt, und aus der Form
entfernt. Die Zugeigenschaften wurden an diesem Material in dem gegossenen Zustand gemessen.
Die Eigenschaften im gegossenen Zustand waren 148,9 MPa (21,6 ksi) Streckgrenze, 191,7 MPa
(27,8 ksi) Zerreißgrenze und 1,3% Längendehnung. Die Dichte dieses Gußbarrens war
2.130 kg/m³ (2,13 g/cm³) und der Elastizitätsmodul war 226,8 GPa (32,9 mpsi).
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Ein Abschnitt des gegossenen Barrens wurde für zwei Stunden bei einer Temperatur von
550ºC lösungswärmebehandelt und im Wasser abgeschreckt, dann 16 Stunden bei 190º gealtert
und luftgekühlt. Die Zugeigenschaften dieses wärmebehandelten Materials waren
179,9 MPa (26,1 ksi) Streckgrenze, 219,9 MPa (31,9 ksi) Zerreißgrenze, 1,8% Längendehnung.
Der Elastizitätsmodul war 222,7 GPa (32,3 mpsi).
BEISPIEL VII
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Eine 0,726 kg (725,75 Gramm)-Beladung mit Elementen im Verhältnis von (in Gew.-%)
65 Be, 31 Al, 2 Si, 2 Ag, 0,25 Co und 0,04 Sr wurde in einen Schmelztiegel eingebracht und in
einem Vakuurninduktionsofen geschmelzt. Das geschmolzene Metall wurde in eine zylindrische
Form mit 41,3 mm (1,625 Inch) Durchmesser gegossen, auf Raumtemperatur abgekühlt, und aus
der Form entfernt. Die Zugeigenschaften wurden an diesem Material in dem gegossenen Zustand
gemessen. Die Eigenschaften im gegossenen Zustand waren 156,5 MPa (22,7 ksi) Streckgrenze,
215,1 MPa (31,2 ksi) Zerreißgrenze und 2,5% Längendehnung. Die Dichte dieses Gußbarrens war
2.140 kg/m³ (2,14 g/cm³)und der Elastizitätsmodul war 225,4 GPa (32,7 mpsi).
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Ein Abschnitt des gegossenen Barrens wurde für zwei Stunden bei einer Temperatur von
550ºC lösungswärmebehandelt und im Wasser abgeschreckt, dann 16 Stunden bei 190º gealtert
und luftgekühlt. Die Zugeigenschaften dieses wärmebehandelten Materials waren
169,6 MPa (24,6 ksi) Streckgrenze, 221,3 MPa (32,1 ksi) Zerreißgrenze, 1,9% Längendehnung.
Der Elastizitätsmodul war 219,9 GPa (31,9 mpsi).
BEISPIEL IX (nicht zur Erfindung gehörig)
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Eine 0,726 kg (725,75 Gramm)-Beladung mit Elementen im Verhältnis von (in Gew.-%)
65 Be, 32 Al, 1 Si und 2 Ag wurde in einen Schmelztiegel eingebracht und in einem
Vakuuminduktionsofen geschmelzt. Das geschmolzene Metall wurde in eine zylindrische Form mit
41,3 mm (1,625 Inch) Durchmesser gegossen, auf Raumtemperatur abgekühlt, und aus der Form
entfernt. Der sich ergebende Barren wurde in Kupfer eingeschlossen, auf 426ºC erhitzt und zu
einem Stab mit 14 mm (0,55 Inch) Durchmesser stranggepreßt. Die Zugeigenschaften wurden an
diesem Material in dem stranggepreßten Zustand gemessen. Die Eigenschaften im
stranggepreßten Zustand waren 365,4 MPa (53,0 ksi) Streckgrenze, 468,1 MPa (67,9 ksi)
Zerreißgrenze und 12,5% Längendehnung. Die Dichte dieses stranggepreßten Barrens war
2.130 kg/m³ (2,13 g/cm³) und der Elastizitätsmodul war 239,9 GPa (34,8 mpsi).
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Ein Abschnitt des stranggepreßten Barrens wurde dann 24 Stunden bei einer Temperatur
von 550ºC vergütet. Eigenschaften des Barrens waren 351,6 MPa (51,0 ksi) Streckgrenze,
485,3 MPa (70,4 ksi) Zerreißgrenze, 12,5% Längendehnung. Der Elastizitätsmodul war 243,4 GPa
(35,3 mpsi).
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Die Eigenschaften der in den vorhergehenden Beispielen vorgestellten Legierungen sind in
Tabelle 1 zusammengefaßt.
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* nicht zur Erfindung gehörig
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Fig. 1 zeigt einen Vergleich von gegossenen Mikrostrukturen für einige der verschiedenen
Legierungen. In diesen Mikrophotographien ist die dunkle Phase Beryllium und die helle Phase
(Matrix-Phase) ist Aluminium. Man bemerke die groben Strukturen der binären Legierung verglichen
mit der 65Be-31Al-2Si-2Ag-0,04Sr-Legierung. Hinzufügungen von Ni oder Co verursachen eine
leichte Vergröberung verglichen mit 658e-3lAl-2Si-2Ag-0,045r, aber die Struktur is immer noch
feiner als die binäre Legierung.
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Fig. 2 zeigt Mikrostrukturen von stranggepreßter 65Be-32Al-1Si-2Ag-Legierung außerhalb
der Zusammensetzungen der Erfindung. Eine stranggepreßte Struktur zeigt gleichförmige
Verteilung und Verformung der Phasen. Vergütete Struktur zeigt Vergröberung der Aluminium-
Phase als Ergebnis der Wärmebehandlung. Diese vergütete Struktur hat verbesserte Duktilität.