DE2026957A1

DE2026957A1 - Ternäre, quarternäre und höher zusammengesetzte Be-Al-Legierungen

Info

Publication number: DE2026957A1
Application number: DE19702026957
Authority: DE
Inventors: William Henry; Fenn jun. Raymond Wolcott; Los Altos; Crooks Donald David San Jose; Calif. McCarthy (V.St.A.)
Original assignee: Lockheed Aircraft Corp., Brbank, Calif. (V.St.A.)
Priority date: 1969-05-26
Filing date: 1970-05-26
Publication date: 1970-12-03
Also published as: GB1311152A; FR2043668A6; JPS5330654B1; US3664889A

Description

PATENTANWÄLTE Dr.-fiv. :!*7!^f: RUSCHKi Dipl.-iiii,.2<..l;:z AGUUUt

Hc..UN 33 Aufutia-Vlktorla-StraB· i«

Lockheed Aircraft Corporation, Burbank, California, V.St.A.

Ternäre, quarternäre und höher zusammengesetzte Be-Al-Legierungen - Zusatz zu Patent .....(Patentanmeldung P 14 58 43I.7) -

Die vorliegende Anmeldung stellt einen Zusatz zu dem Patent

(Patentanmeldung P 1458 431.7) dar. Die Erfindung betrifft eine verbesserte Legierung mit drei oder mehr Bestandteilen, wobei die ; Grundbestandteile der Legierung Beryllium und Aluminium sind, und ein Verfahren zur Herstellung der verbesserten Legierung.

Die Erfindung kann, allgemein gesagt, als eine Verbesserung der I in der vorstehend genannten HauptPatentanmeldung beschriebenen und beanspruchten Legierung angesehen werden. Die in der genannten Hauptpatentanmeldung definierten Ausdrücke werden in dem gleichen Sinne in der vorliegenden Anmeldung benutzt. Nach der Hauptpatentanmeldung können binäre Beryllium-Aluminium-Legierun- · gen mit überlegenen mechanischen Eigenschaften durch Atornisieren einer geschmolzenen Lösung von Aluminium in Beryllium', wobei die Lösung zunächst eine Temperatur von annähernd I370⁰ C hat, her-

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gestellt werden. Die schnelle Abkühlung, die dem Atomlsierungsverfahren eigen ist, führt zu einem innigen Gemisch von berylliumreiohen und aluminiumreichen Phasen in jedem atomisierten zusammengesetzten Pulverteilchen. Wenn das Verfahren genau ausgeführt wird, hat das Produkt einen Komplexitätsindex von etwa 1 bis 5 reziproken Mikron, wobei die Grossen der aluminiumreichen oder berylliumreichen Teilchen etwa 1 bis 8 Mikron oder weniger betragen. Wenn dieses binäre Legierungsprodukt in geeigneter Weise verdichtet und bearbeitet wird, besitzt es bemerkenswert gute Dehnungseigenschaften, wie zum Beispiel eine Streckgrenze von ^1OO kg/cm ( 45 Ksi ), eine Zugfestigkeit von etwa 4000 kg/ cm ( 57 ksi ) und eine 7 $ige Dehnung, oder als ein anderes Beispiel mit etwas mehr Gew.-^ Aluminium eine Streckgrenze von

2

2330 kg/cm , ( 32 ksi ), eine Zugfestigkeit von etwa 3OOO kg/cm ( 42 ksi ) und eine Dehnung von 7 %» Das Produkt ist im Vergleich entweder mit gesinterten Gemischen von jeweiligen elementaren Pulvern von Aluminium und Beryllium mit den gleichen Prozentgehalten oder mit Zusammensetzungen, die durch fergiessen, durch Flüssigkeitsinfiltration oder durch Sintern von Aluminium oder einer Aluminiumlegierung in eine Berylliumpulvermasse hergestellt worden sind, ausserordeEtlioh gut^ offenbar weil diese anderen Produkte nicht die Feinheit oder Komplexität in der Struktur aufweisen, die beide zur Erzielung guter mechanischer Eigenschaften wesentlich sind. " - ■ ■ "ä

Nach der vorliegenden Erfindung werden weitere Elemente zu der binären Beryllium-Alumlnium-Legierung nach der Hauptpatentanmel- ! dung ohne Beeinträchtigung der Struktur der dortigen Legierung hinzugefügt, und es werden tatsächlich noch bessere Eigenschaften erzielt, · /i

Es könnte angenommen werden, dass komplexe Beryllium-Aluminium« j Legierungen leicht erhalten werden können, und zwar durch einfa- " ches Zufügen irgendwelcher gewünschten weiteren Elemente zu der ■'■ Beryllium-Aluminium-Schmelze vor dem Afcomisieren. Dabei würde jedoch eine wesentliche Tafe^aöMe übersehen werden; Viele der wirksamsten Legierungselemente haben einen sehr hohen Dampfdruck bei

der erforderlichen Schmelztemperatur für die Beryllium-Aluminium -Qrundlegierungen, $·η· bei etwa 1370° C. Daher würden solche Zusatzelemente verdampfen, bevor die Schmelze zur Bildung des Pulvers atomisiert werden kann. In der folgenden Tabelle I werden einige Dampfdruckwerte für typische ternäre Zusatzelemente und für die Grundbestandteile angegeben·

Tabelle I

Kormaler Siedepunkt und geschätzter Dampfdruck bei 1570⁰ 0 für Be, Al und verschiedene ternäre Zusätze in Be-Al-Legierungen

Element	Normaler Siedepunkt C	Ungefährer Dampfdruck bei 1370° Cm. mm Hi?
Al	2339	5,0
Ag	2210	7,0
Be	2771	0,01
Bi	1560	500,0
Cd	763	50000,0
Cr	2665	0,5
Cu	2595	. . 0,005
Pe	2735	0,005
Li	1350	700,0
Mg	1107	50000,0
Mn	2149	7»o
Pb	1725	70,^ü
Si	2660	3,0
Zn	906	20000,0

Erhebliche Probleme hinsichtlich der Einstellung der Schmelzzusammensetzungen können für alle diejenigen Elemente mit einem Dampfdruck über dem des Aluminiums bei 1370⁰ C erwartet «erden, und dazu gehören Silber, Wismut, Cadmium, Lithium, Magnesium, Mangan, Blei und Zink.

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^%Gemäss dem erfindungsgemässen Verfahren ist gefunden worden, dass es für die überwiegende Zahl bestimmter Zusatzelemente vorteilhaft ist, wenn sie zu der aluminiumreiehen Phase und nicht zu der be- . · '■' rylliumreichen Phase der festen Legierung zugegeben werden. Das Schmelzen von ternären Zusammensetzungen und Zusammensetzungen höherer Ordnung führt im allgemeinen dazu, dass sich die Zusatzelemfente mehr oder weniger gleichmässig zwischen diesen beiden Phasen verteilen. Mittelmässige Eigenschaften werden allerdings mit solchen Zusatzelementen erhalten, die einen niedrigen Dampfdruck haben, wie zum Beispiel Chrom, Kupfer, Eisen und Silicium, und zwar wegen des unvorteilhaften Verteilungsgrads zwischen den beiden Phasen.

Nach der Erfindung werden zunächst binäre Beryllium-Aluminium -Legierungen in Pulverform mit befriedigender MikroStruktur, wie zum Beispiel nach dem in der HauptPatentanmeldung beschriebenen Schmelz- und Atomisierungsverfahren, hergestellt. Das Produkt wird nachfolgend nicht erneut geschmolzen; nach der Erfindung wird ein erneutes Schmelzen oder Umschmelzen ausdrücklich vermieden, damit die feine komplexe Mikrostruktur erhalten bleibt, und so ergeben sich die ausgezeichneten mechanischen Eigenschaften, die durch nalifolgendes Legieren nach dem erfindungsgemässen Verfahren wesentlich verbessert werden können· Anstelle, eines Schmelzens der Beryllium-Aluminium-Legierung, wird das Pulver aus der binären Legierung mit gepulverten Zusatzelementen gemischt und zur Erzie- j lung einer guten Verteilung vollständig durchmischt. Elemente mit * hohem Dampfdruck, Wie die oben in Verbindung mit der Tabelle I ' erwähnten Elemente, und Insbesondere Magnesium, sind, wie gefunden worden ist, vorteilhafte Zusatzelemente. Die Pulverraischuhg wird durch eine gaignete Warm- oder Kaltbearbeitung, die ohne irgendein Schmelzen stattfindet, verdichtet Zum Beispiel kann ein Warmpressen oder ein explosives Verdichten vorgenommen werden· Daß erhaltene Gemisch kann dann bearbeitet werden, wie zum Beispiel durch Strangpressen oder durch Walzen asu Blech, um so ein halbfertiges _r * ' j Erzeugnis zu ergeben, und einer Diffusiönsanlasebehandlung unter- *r worfen werden, die für vorhandenen Zusatzelemente geeignet ist, ' [. ¹I¹V

0 U ft 8 4 S / 14 S1 · ORIGINAL INSPECTED ' - ' ''

. - 5 - *""' 'L.J68

um diese Elemente gleichmässig in fester Lösung vollständig in der aluminiumreichen Phase in der Struktur zu verteilen· Eine gewisse oder eine vollständige Diffusionsanlassbehandlung kann der Bearbeitung vorausgehen, und keine oder eine vollständige derartige Behandlung kann der Bearbeitung folgen,je nach der Zusammensetzung, die hergestellt werden soll. Die Temperaturen können so gewählt werden, dass die Geschwindigkeiten der Diffusion von den Zusatzelementen in die aluminiumreiche Phase relativ zu denen in die berylliumreiche Phase gesteuert werden, wodurch eine gewünschte Verteilung zwischen den Phasen erzielt wird. Zum Beispiel ist festgestellt worden, dass sich das Magnesium im wesentlichen nur zu der aluminiumreichen Phase hin verteilt und dass diese Verteilung vorteilhaft ist, weil das Magnesium verstärkend wirkt und die Härtungskoeffizienten dieser weicheren Phase erhöht und im Vergleich mit einer binären Beryllium -Aluminium-Legierung zu einer Verstärkung der Zusammensetzung führt.

Die stoffmässige Durchdringung der aluminiumreichen Phase, die. Zusatzelemente enthält, kann durch Wspm- oder Kaltbearbeitung ' homogenisiert werden. Die Struktur dar Kaltreckung kann aussondern das Durchdringen beschleunigen. Die Komplexität der Mikrostruljjtrur des zusammengesetzten binären .Beryllium-Aluminium-Pulvers oder das verdichtete Produkt ist hinsicht$ioh einer Förderung der Biffu- j| sion des Legierungselements oder der Legierungselemente wegen des sehr grossen Bereichs der Zwischenphase und der Komgrenzflächen ! je Volumeneinheit sehr vorteilhaft, wodurch die Diffusion, insbesondere bei niedrigeren Temperaturen, beschleunigt wird·- Es ist von Bedeutung, dass die DiffiÄonswärmebehandlungen bei Temperaturen \ unter der niedrigsten eufeektisohen Temperatur des ih Betraoht konmenden Leg!erungssystems durchgefi $irfe wird; wenn man .dieses beachtet, verhindert man ein eutektirches Schmelzen· Bin eutekti-βοhes-Schmelzen neigt dazu, die Phaetnteilchengrßsse und Korngrösse zu erhöhen, Leerstellen oder Poren einzuführen, den ternären Zuiafcz abzusondern und die Komplexitfc der Struktur zu verkleinern, sowie als Ergebnis davon die mechanischen Eigenschaften zu vermin-

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dern. Zum Beispiel können, wenn ein eutektlsches Schmelzen auftritt, Eigenschaften erzielt werden, die so geringwertig oder nicht besser sind, als diejenigen, die bei einer Bearbeitung in flüssiger Phase erhalten werden.

Die Erfindung soll mit dem verglichen werden, was bisher auf diesem Gebiet getan worden ist. Zum Beispiel führt das Einsickern« lassen von Flüssigkeit zu einer groben Kornstruktur mit unzureichender Komplexität und mit ungenügenden mechanischen Eigenschaften, insbesondere bei Dicken, die über 2,54 cm liegen* Die in der Figur 3 der Hauptpatentanmeldung dargestellte Legierung zum Beispiel hat eine mittlere freie Weglänge Dg_e in dti» bearylliumreichen Phase von 27 Ai und Αλί ^^{n der} aluroiniumreichen Phase von 11M, wobei ein Komplex!tätsMex von O_Ä28yU vorhanden ist» Diese Werte können mit einer D„ von 4yu, einem 71«τ von 2 ax und einem Koraplexitätsindex von 2 Ai bei den ©rfindungsgemässen Legierungen verglichen werden· Eine solche Legierung leidet ausser» dem strukturmässig unter der Tatsache^ dass* die aluminiumreiche Phase etwas von einem Berylliwm^AlumiMiim-Eutekttloiiii enthält, das mehr oder weniger in d@s* alWiniumFeioten; Phase'verteilt 1st, das ausserdem etwas Magnesium oder ein anderes Zusatzelement enthält. Andererseits kann die gerstfefoungsküMfeeehnik oder die Atomisierungstechnik nac
eine geeignete 1

h der Hauptpatentanioeläang benutzt werden, um Inäre !legierung (Be«Al) als Ausgangsmaterial bei

der vorliegenden Erfindung zur Verfügung zu stellen. Die vorlie·* j gende Erfindung ist von Legierungen zu unterscheiden, bei denen ' eine alumlniumhältige intermetallische Verbinduxlgsbildung erwünscht ist und[die Ausbildung einer festen Lösung vorsätzlich vermieden wird. Zu der vorliegenden Erfindung gehört die Diffusion des Zusatzmetalls oder der Zusatzmetalle in einem festen Zustand In die Orundlegierung. Der grosse Anteil an ^»ißöhenphaaengrenzen in der binären Legierung« die nach der HauptpÄtentanmeldung her·^. gestellt worden ist« erhöhen dabei in grqssemMasse den Stoffe transport,.lnsbgaonder· bei niedriger«ß Temperaturen.

Ein Beispiel für eine Aueft&mngtforro der Erfindung wird in der Tabelle II gegeben, in der ein Vergleich zwischen bestimmten Ei-

ORIGINAL INSPECTED

genschaften, die nach vorliegender Erfindung erzielt werden, und zwar mittels der Aluminium-Beryllium-Legierung nach der Hauptpatentanmeldung sowie mittels des Verfahrens mit flüssiger Phase, gezogen wird. .

Tabelle II

Typische mechanische Eigenschaften von Legierungen auf Beryllium

-Aluminium-Basis

Herstellungsverfahren Zusammensetzung, Streck- Zugfestig- #

Gew«-$b Al grenze keit Deh- ; ; ksi ksi nung

1. Verdichtung von 35 45 57 7 komplexen Teilchen

nach der USA-Patentschrift 3 337 334 *

2. TernSre (Be-Al-Mg) 34 72 93 7 Legierung nach der

Erfindung, hergestellt auf Basis von 1.

3. Verdichtung von 57 33 42 7 komplexen Teilchen

nach der USA-Patentschrift 3 337 334 (nur Be-Al)

4. Ternäre (Be-Al-Mg) 54 56 74 6,5 Legierung naoh der

Erfindung auf Basis von 3.

5. Verdichtete Gemische 41 39 44 0,6 von getrennten elementaren pulvern

(nur Be-Al) *

6. Sintern in flüssiger 30 25 40 <1 Phase von Al-Lwglerung

in Be-Pulver

7. Peinkörnige gegossene 30 28 35 H Be-Al-Mg-Legierung ·

Weitere Ziele und Vorteile der Erfindung sind der nachfolgenden Beschreibung einiger bevorzugter AusfUhrungsformen zu entnehmen.

.β.

,Die Zeichnungen stellen folgendes dar:

^26957

Figur I^- ist eine Mikrophotographie (lOOfache Vergrösserung) eines typischen Strangpressprofils aus einer 61 Be- 36 Al 3 Mg-Legierung gemäss den Richtlinien der vorliegenden Erfindung.

Figur 2 ist eine Mikrophotographie (lOOOfache Vergrösserung) der in der Figur 1 dargestellten 61 Be- 36 Al- 3 Mg-Legierung.

Figur 3 ist eine Mikrophotographie (lOOfache Vergrösserung) eines Strangpressprofils von einer binären 63 Be- 37 Al-Legierung, die aus dem gleichen Be-Al-Pulver hergestellt worden ist, das zur Herstellung der ternären Legierung von der Figur 1 verwendet worden ist.

Figur 4 ist eine Mikrophotographie (lOOOfache Vergrösserung) des Strangpressprofils aus der 63 Be- 37 Al-Legierung, das in der Figur 3 dargestellt ist.

Figur 5 ist ein graphisches Diagramm, das den Quotienten der Zugfestigkeit, dividiert durch die Dichte, für einige der erfindungsgemässen Legierungen und einige Stoffe mit anderer Struktur wiedergibt.

Figur 6 ist ein graphisches Diagramm, das den Quotienten der Quadratwurzel des Young-ModuIs, dividiert durch die Dichte, von einigen erfindungsgemässen Legierungen im Vergleich mit Stoffen mit anderer Struktur wiedergabt. Dieser Quotient ist ein Gütewert für Materialien, die bei Kompression elastisch beansprucht werden, und sein reziproker Wert ist als elastischer Gewichtsindex bekannt.

Figur 7 ist eine graphische Darstellung der Dehnungseigenschaften von den Legierungen auf Be - 35 Al - Mg-Grundlage nach der Erfindung, aufgetragen gegen Gew.^ Magnesium .in der " aluminiumreichen Phase. ■ ; .;

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Figur 8 ist eine entsprechende graphische Darstellung für die erfindungsgemässen Legierungen auf Be - 57 Al - Mg-Grundlage.-

Figur 9 ist? ein Phasendiagramm für Legierungen nahe der Be-Al-Grenze des Be-Al-Mg-Systems.

Beispiel 1 Ausgangsstoffe

Verschiedene Mengen von binären Beryllium-Aluminium-Legierungspulver werden als Grundmaterial in dem Beispiel 1 verwendet. Es handelt sich dabei um Be-Al- und Al-Be-Legierungspulver mit einer Teilchengrösse, die einer Siebgrssse von weniger als 40 mesh entsprach, die von der Beryllium Corporation geliefert werden und nach dem Verfahren der Hauptpatentanmeldung hergestellt worden sind. Zu diesem Pulverherstellungsverfahren gehört das Atomisieren eines Stroms aus geschmolzener Beryllium-Aluminium-Legierung, die ursprünglich auf etwa 1370° C erwärmt worden ist, in einem inerten Gas. Das zu diesem Verfahren gehörende sehr schnelle Abkühlen führt zu bemerkenswert feinen Teilchen, die sowohl berylliumreiche als auch aluminiumreiche Phasen enthalten, die in jedem Pulverteilchen innig miteinander vermischt sind, wie eine abgeschiedene eutektische MikroStruktur. Die mittlere freie Wegbahn beträgt in der aluininiumreichen Phase etwa 2 Mikron und in der Berylliumphase etwa 4 Mikron. Ein Pulvertyp enthielt einen Nominalgehalt von 35 bis 37 % Aluminium, was einem Standardzusammensetzungsbesich für eine handelsmässige Legierung nach der Hauptanmeldung entspricht, und der zweite Typ hatte einen Nominalgehalt an Aluminium von 57$. 'Die Pulver enthielten etwa 0,2 % jeweils von BeO und Al₂O^,"500 ppm .Kohlenstoff, βΟΟ ppm Eisen, 150 ppm Nickel und 500 ppm Silicium. Andere metallische Verunreinigungen machten weniger als 100 ppm aus«.

Die Stoffe die den binären Be-Al-Legierungspulvern zugegeben wurden, bestanden im allgemeinen aus metallischen Pulvern. Die Pulver wurden mit dem Ziel zugefügt, eine feste Lösung und/oder eine Ausscheidungshärtung in der aluminiumreichen Phase der Zusammensetzung zu erreichen. Das Magnesium bestand aus einem Pulver mit einer Teilchengrösse, das einem Maschensieb vonweniger als 40 mesh entsprach, von einem handelsüblichen Reinheitsgrad war und von Baker and Adamson Nr. 1900 herstammte. Zink bestand aus einem 99i999#igen Pulver, das durch ein Sieb mit einer lichten Maschenweite von 0,074 mm hindurchging und das von Cominco Products, Inc. hergestellt wird. Das Kupferpulver hatte einen handelsmässigen Reinheitsgrad, stammte von Baker and Adamson (Nr. I6I8) her und hatte eine Teilchengrösse, so dass das Pulver durch ein Sieb mit einer lichten Machenweite von 0,044 mm hindurchging. Lithium wurde als Hydrid mit einem etwa 99%±gen Reinheitsgrad und einer Teilchengrösse, so dass es ein Sieb mit einer lichten Maschenweite von 0,044 passierte, zugefügt. Das Lithiumhydrid wurde von Poote Mineral Company erhalten.

Legierungshers'tellung

Die Zusammensetzungen in dem Beispiel 1 wurden aus Pulvern von binären Beryllium-Aluminium-Legierungen, die entweder 35 bis 37 % oder 57 % Aluminium enthielten, hergestellt. Ternäre Legierungselemente und Legierungselemente höherer Ordnung wurden zu dem Grundlegierungspijilver hinzugefügt. Die Gemische wurden im Vakuum j warmgepresst, und einige Diffusionsanlassbehandlungen wurden bei dem Vakuumwarmpressen ausgeführt· Die erhaltenen Verbundstoffe wurden zu runden Stäben stranggepresst. Weitere Diffusions- und Verstärkungswärmebehandlungen wurden vorgenommen· Zugstäbe wurden. / = aus dem stranggepressten Material gebildet. Die Wirkung der verschiedenen Legierungsbestandteil© wurde auf Basis der Zugfestigkeit bei Raumtempei.tur, der Verformb^kait oder Duktilität und des EIastizitätsmoduls im Vergleich mit den entsprechenden Eigenschaften von binären"Zusammensetzungen, die für Kontrollzwecke hergestellt * worden waren, ermittelt. Die Einzelheiten der Herstellung*von eini-,

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.11-

gen der verschiedenen Legierungen werden in der später folgenden Tabelle IV angegeben.

Vermischen der Pulver

Die ternären und quarternären Zusätze werden mit dem Beryllium-Aluminium-Pulver in einem Mischer, wie zum Beispiel einem Haushaltsmischgerät, vermischt. Eine typische Ansatzmasse enthielt 60 -120 ε Be-Al-Pulver, zusammen mit dem geeigneten Gewicht an Zusatzmaterial. Die Masse wurde mit der Hand in einem Halbliter- ·· mischgefäss geschtlfcelt, um das Zusatzmaterial zu verteilen, und dann wurde sie etwa 30 Sekunden lang mechanisch gemischt. Häufig wurde ein weiterer Zusatz von etwa 0,3 ml Isopropylalkohol je Gramm Festbestandteil zugegeben, und das Material wurde erneut etwa eine weitere Minte lang vermischt. Der Zweck des IsoproHialkohols war, oxidierende Gase von den Oberflächen der Pulverteilchen zu desorbieren und dadurch das Sintern in nachfolgenden Operationen zu fördern und zu ermöglichen, dass der Gehalt an Oxidverunreinigungen auf einem Kleinstmass gehalten wird. Das Produkt war, wenn die Alkoholzugabe vorgenommen wurde, ein vollständig vermischtes feuchtes Pulver mit etwa einer Konsistenz von Giessereiformsand. Die Pulvermischung wurde von Hand in einen Kupferzylinder· eingefüllt, der an einem Ende verschlossen war. Ein Kupferstopfen wurde dann in den Kanister nach dem Beschicken mit dem Pulver eingesetzt. Der Kupferkanister war ein bequemer Behälter für einen Transport zu der Warmpresse, er diant aber grundsätzlich als eine Hinlage und als ein Gleitmaterial beim nachfolgenden Strangpressen. - ■. ' ■

Warmpressen '

Ein Kupferrohr mit einem äusseren Solldurchmesser von 2,54 cm oder 3,81 cm, das die Kupferbeschickung enthielt, wurde in einen eng anliegenenden Stahlzylinder mit einem äusseren Durchmesser von 5Λ -cm eingebracht, um So eine-Radialhalterung während des Warmpressens zur Verfügung"zustellen. Die zusammengebaute Vorrichtung

COPY

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•wurde in einem Vakuumofen eingebracht, der mit einem nichtkegelförmigen ( inoonel ) Rohr mit einem Innendurchmesser von 5-17,6/ 16 om ( 2-7/16" ) versehen war» Die Warmpresskraft wurde auf einen Stempel ausgeübt, der in das Kupferrohr am oberen Ende des Kupfer- · Stopfens eingelassen war. Die Temperaturregelung wurde durch Verwendung von thermoelejctrisohen Elementen und Temperaturregeiern erreicht· Ein Vakuumsystem, das eine mechanische Vorvakuumpumpe, eine 5#08-Diffusionspumpe und eine Kühlvorlage mit flüssigem Stickstoff enthielt, wurde, verwendet· Das System wurde nur mit der Vbrvakuumpumpe evakuiert, bis der Isopropylalkohol verdampft war, und dann wurde die Diffusionspumpe an das System angeschlossen· Wenn der Druck unter etwa 8 χ 10 mm Hg betrug, wurde der ι Ofen auf 427° C erwärmt. Bei Legierungen» die Magnesium, Zink oder Lithium enthielten, wurde die Diffusionspumpe gekühlt, und man Hess den Druck um etwa 30-50 Mikron ansteigen, bevor die Temperatur den Punkt erreichte, bei dem ein wesentlicher Verlust von flüchtigeren Zusatzelementen erwartet Werden konnte (z.B. annähernd 260° 0 für Magnesium ). Bei Verwendung von Lithium wurde dieses als Lithiumhydrid zugefügt, und ein Erwärmungsstillstand, begleitet von einem starken Druckanstieg wurde bei etwa 343° C nach dem Erwärmen beobachtet. Dieses war der Punkt, an dem das Hydrid zersetzt und Wasserstoff erzeugt wurde.

Nach dem Erreichen von 427° C wurde eine Belastung von etwa 6810 kg bis 12 050 kg- angewendet und etwa 30 Minuten aufrechterhalten. Dadurch wurde eine Nennbelastung von etwa 703 bis 1757*5 kg/cm in der Pulvermasse erzeugt, und es wurden Verdichtungen von über 90 % erhielt. Der Biegungsaueechlag der Gleitbaoken wurde während) des Pressens gemessen, und es wurde festgestellt, dass die gesamte Voluinenverringerung innerhalb von 15 Minuten nach Erreichung, von 9080 kg stattfand· Der gepr&Bßte Barren verlieh bei der Temperatur und unter Vakuum mehrere Stunden, um ·ο die Homogenlsie- ■ rung der Masse einzuleiten« Das Presstück wurde wiederuffl einer j Belastung 15 Minuten lang ausgesetzt, wonach «ich das Presstück im Vakuum auf eine Temperatur unter 149° G abkühlen konnte· Wals* rend des Warmpressens formt sich der Kupferstopfen um den fcpess- _B stempel herum. Dieses stellt zusammen mit einer kleinen Menge . ,· ,

0098*9/1451 .

ORIGINAL INSPECT^*.

Pulver, die zwischen den Pfropfen und den Kupferkanister gepre*ss|t wird, einen sehr wirksamen Verschluss für den Kopf des Kanisters dar. Wenn daher der Kupferkanister aus dem tragenden Stahlzylinder ausgepresst wurde, wurde ein vom Vakuum eingeschlossener Strangpressbarren erhalten. Es war nur erforderlich, das übersohüssige Kupfer abzusohneiden und das Ende des Presstüoks zu richten. Ein erneutes Einsohliessen des heissen Presstüoks, vor dem Strangpressen, wurde vollständig vermieden.

Strangpressen '

Kupferplattierte Strangpressbarren mit einem Durohmesser von 3,18 i(

oder 3*81 cm wurden bei Temperaturen von 315° bis 510° C duroh eine Pressform mit einem Durchmesser von 0,978 om oder 1,247 cm ; stranggepresst, wobei die Temperatur je nach der Zusammensetzung gewählt wurden. Der Verpressungsgrad hatte einen Nennwert von 10 : 1. Die erforderliche Durohbruchskraft sohwankte zwischen 55 und 130 Tonnen. Die Betriebsbelastung betrug etwa 90 % der ' Durchbruchskraft, um Extrusionskonstanten von 2460,5 bis 4569*5 kg/cm ( 35OOO bis 65OOO psi ) zu ergeben. ( Die Bxtrusionskoii-

Pll

stante ist k = T * ^worin ** 4*^e Betriebsextrusionskraft

4

ist. Ao ist der Innenbereioh des Behälters und R ist der Verpressungsgrad.) Die Barren wurden etwa 3Q Minuten lang in einem Luftofen oder einem Salzbad erwärmt, zu dar Strangpressvorrichtung innerhalb von 10 Sekunden gebracht ( die auf etwa 204° bis 315⁰ C vorerhitzt worden war ) und in 2 Minuten nach Entfernung aus dem Ofen stranggepresst. Es wurde festgestellt, dass die Extrusions«* geschwindigkeit ein wesentlicher Faktor ist, der zu beachten war und dass Kolben- oder Stempelgeschwindigkeiten grosser als etwa 38,1 cm je Minute zu einem ungenügenden Material führten« Die nachfolgende Tabelle III gibt einige Dehnungseigenschaften* aufgetragen gegen die Extrusionsgeschwindigkeit, für runde"Stäbe widder. Die ExtrusionsiriQhtung war entgegengesetzt zu der Warm·· presariehfeung. Jeder Barren ergab einen stepanggepre.sston Stab von etwa 45,7 ---76,2 cm. Einige runäkantlgen Flachsfcäbe-von 0,71 χ 2,7^ tfurden ebenfalls hergestellt,:, Die llnze3Aeitai5 acs~ vor"-(Si< tta*.,,, tinä dee StrtngpresmiK ' *( ritan In fiel· spätoru!,> Scisel.lc ίτ

ORIGINAL INSPECTED

m 14 - »*"^V^'L

angegeben.

Tabelle XIX

Dehnungseigenschaften von B© ·# 36 Al · 3 Mg*Ii©gierung als Funktion der 3trangpresskolbengesohwlndigketfc ( 10 ? i Verpressungsgrad durch «ine Pressform mit einem Durchmesser von 1,247cm )

dtempelgeSQhwindig-	Streck·«	Zerreistfestig-	Dehnung
keiten in Einheiten	grensse	keit
γοη 2 φ o^ünute	kai	ksi	f bei 2,54 cm
■5 ·	78	100	9,5
8	7*	93	8
10	78	98	7,5
16	73	82	3
25	71	72	2
31	50	50	0,5

Probenhers^llung und Wärmebehandlung

Das Kupfer wurde von den stranggepressten Stäben mittels einer Drehbank und/oder durch Ätzen mit Salpetersäure entfernt. Ab« schnitte mit einer Lunge von 7,62 cm wurden von den Strangpressetücken für Deh tiungsprüfproben abgeschnitten. Die Abschnitte« mit Durohutessern von 0,76 bi« 1,14 era, wurden in liUft diffuÄelonsangelassen, und! zwar innerhalb von solchen-'Zeitspannen und Tempe«· ratüren» dl<a für die jejffillft.venfeiidotQn. Kämmensetsuneen W* ' eignet waren. JDie Äbschnifete wurden*Sn Wa$s©i» direkt"?on dem Üfif«· fusionsanlassofen abgösohfeekfe® Einige Pj?ob©E tm^den ansqiiliessefli den Alterungsbehandlungeni uii-feeKfo^feat z^B,-besfeand eine fejpisotie-Behandlung tür Be^Al^MgrBegieimngG© stss einem'100"3t*il|tdä@ein '

fenttwlt bet %27° C» ■ . .

' . Die Qrundrgge- Oj ⁱ tile Γγλκ'i^ar Cop f<^öei;"i u\fi jri C¹^l

f öi'nige Enden Ji '(^ 'o^f 'i t i¹ r ' ρ " ι ■" a τ "¹CL ι >^

. ■ - ORlGiMAL INSPECTED

.₁₅_ 202699T₁

behandlung bearbeitet. Verkleinerte oder verpresste Abschnitte hatten im allgemeinen einen DurchtnesBer von 0,36 om bis 0,64 om < und eine Lange von 3,81 om, getegentUoh aber n*ohte es die beschränkte Verfügbarkeit von Material erforderlloh, scheelere verkleinerte oder verpresste Absohnitte zu verwenden* Einige Proben für die Zugprüfung mit Enden, die mit Oewinden versehen waren, wurden ebenfalls verwendet· Durch Ätzen mit warmer MaOH wurden annähernd 0,005 om je Oberfläche von einigen der Proben nach dem Bearbeiten entfernt. Ein solcher Oberfläoheneustand ist erforderlich« um eine gute Verformungfähigkelt durch Zug bei handelsüblichem Beryllium zu erzielen, es ist aber festgestellt worden, dass dieses bei Be-Al-Legierungen und bei Legierungen auf Be-Al-Basis nioht erforderlich 1st· Die Bestimmungen des Yojgng-Moduls wurden unter Verwendung einer Gewichtebelastung und einet Paars von optischen Extensoaetern nach Tuckermann durchgeführt· Die Empfindlichkeit dieses Dehnungemesiungesystems betrugt etwa 2 Mikrograd ( microstraln ). Die Proben konnten auf elattitohe Weise bis wenigtens 351,5 icg/oca belastet werden, so dass dieSmpfihdlichkeit der Dehnungs*»stung better als 1 % der maximalen elastischen Verformung war. Zur Messung der Festigkeit und der Verformbarkeit wurden die Proben in einer Dehnungsprüfvorrichtung eil; einer Qleitba^jenwajide rungs geschwindigkeit von 0,025 om je Minute belastet· Dieses führte zu Verforsnumtegeschviindigkelten von etwa 6-8 χ 10 je Minute Innerhalb des elastischen Teilt der Dehnungelinie und j zu etwa 3 - 5 ß ΙΟ"·³ je Minute während de*¹ plastischen Deformation· Die Dehnung wurde gemessen mit ein#n durchschnittlichen Paar von Ext ens ons* tern ( Baldwin Modell Ϊ2Μ Mloroformer ). Die Zugfestigkeit, dl« 0,2-Örenze (. Streckgrenze ) und die Zugdehnung wurden auf Übliche Art und Weise gemessen·

Metallographische Analfsen wurden mit den Legierungen durchgeführt, und die Figuren'% m 4 geben einige der Befunde wieder. Bei der Figur 2 wurde festgestellt, dass die 63 Be - 36 Al - 3 Mg -Legierung eine mittlere frei« Wegbahn D₃₆ von 3»9/U in der berylliumreichen oder grauen Phase, «inen Wert für X_A1 von 1,6μ in der aluminiumreichen oder welssen Phatü und einen Komplexitätsindex von 2,0 /a hatte. Das binäre 63 Be - 37 Al-Leglerungspress- '

^: 009849/U51 .

BAD ORIGINAL

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•formstück der Figur k hatte eine mittlere freie Wegbahn _n von 3,9 Ai in der berylliumreichen Phase ( grauen Phase ), einen Wert für /Λ-ΛΊ von 1,6/ι in der aluminiumreichen Phase ( weissen Phase) und einen Komplexitätsindex von 1,9/^u ·

Einzelheiten des Beispiels 1

Die Verfahrenseinzelheiten für die Beispiele von 16 verschiedenen Legierungen, 2 davon Be-Al-, 10 davon Be-Al-Mg-Legierungen und jeweils eine Be-Al-Cu-, BeMl-Li-, Be-Al-Zn- und Be-Al-Mg-Zn-Legie· rung, entsprachen dem oben beschriebenen Verfahren und den Angaben in der nachfolgenden Tabelle IV. An 12 verschiedenen Be-Al- und Be-Al-Mg-Legierungen erhaltene Zugprüfungsergebnisse werden in der Tabelle V wiedergegeben, die yusserdem bekannte Werte von verschiedenen anderen Legierungen und Metallen enthält, die zum Vergleich angegeben werden, einschliesslich von einigen handelsüblichen Be-Al-Legierungen, Be als solches, Mg und Mg-Legierungen* AIy Ti-Al-V-Legierungen, Stählen und korrosionsfestem Stahl. Die Ergebnisse werden nachfolgend tabellarisch aufgeführt, und die Erörterung wird anschliessend vorgenommen.

GfMAL INSP

009649/US1

Tabelle IV

Legie rungsheKtellung

S trangpressprofilidenti·
fizierung

a
b
c
d
e
f

S
h
i

m
η

ο
P

Warmpressen

Zusammensetzung

(Rest Be)

Gew. -%

35 Al

35 Al-I,8 Mg'

36 Al-2,7 Mg
34 Al-3,4 Mg
34· Al-3,7 Mg

33 Al-5,4 Mg

57vAl

57 Al-I,2 Mg

56 Al-3,0 Mg

55 Al-4,1 Mg
54 Al-6,0 Mg
53 Al-8,6 Mg

56 Al-2,7 Cu
56 Al-I,O Li

34 Al-I,7 Zn

Max.Gasdruck Mikron,Hg

0,4 20,0 40,0 12,0 50,0 15,0

0,4 35,0 20,0 25,0

8,0 20,0

0,1

2000,0

35,0

33 Al-I,7 Zn-I,7Mg 60,0

Max. Gesaratzeit

Temp. Temp.bei

°8 Stdn.

604 7,3 454 19,4 432 20,3 438 70,1 432 15,5 432 16,1

449 1,1 460 19,1 432 15,4 438 20,0 432 0,3 4o4 20,9

510 118,5 427 18,5 379 21,6

379 21,1

Strangpre

Max.Belastung

psi

349OO 238OO 10400 236OO 236OO 24200

236OO 24000 234OO I79OO 234OO , 232OO

239OO 243OO 238OO 24200

Temp.

Extrusions ■ konstante

psi

515OO 515OO 64500 41300 515OO 46800

365OO 43400 585OO 475OO 447OO 447OO

478OO 347OO 475OO

48100

ro ο ro

σ> co oa

Tabelle V

	35	(a) Charakteristische 'Dehnung	0,0	Streck grenze ksi	Zugfestig keit (TS) ksi	(b) Eigenschaften	S trukturwirkungs- grad (c)	0,0749	Für Steif heit ^c ²lb-l/2 in^c	Für Festig keit ft inches
	35	% Mg in % jag in Legie- Al-Phase rung Ca) m	5,3	44	61	Dehnung % bei 2,54 cm	Young- Dichte Modul(E)(d) in6„cH theore- ¹⁰ P^si tisch/l 454 g/ . 4,65 cm'	0,0749	74	0,81,1
	36	0,0	7,1	74	93	12,0	30,4	0,0748	74	1,24 ^er5
Dehnungseigenschaften und Strukturwirkungsgradparamete'r für Be-Al-Mg-Legierungen im Vergleich mit anderen Materialien für den Plugverkehr	35	1,8	10,1	77	97	10,0	30,4	0,0747	74	1,30*
Zusammensetzung	35	2,7	H₉I	73	93	8,5	30,3	0,0747	74	1,24
Extru- % Al in sion binärem Be-Al- Hilver	35	3,4	16,3	7°	72	7,0	30,2	0,0747	74	0,96
es. a	57	3Λ	0	76 ■	82		28,6	0,0814	74	1,09
ο	5?	5,4	2_e0	34	42	2,0	28,6	0,08l4	58	0,51
"*»» e	57	0	5,3	48	56	8,5	23,0	O,O8l2	58	0,69*,s
*·» d	57	1#2	6_S9	47	68 '	10,0	22,1	0,0810	58	0,840
—is ©	57	3,0	11,1	56	79	15,0	22,5	0,0807	58	0,98 σ>
f	_57	4,1	16,4	56	74	14,0	22,3	0,0798	59	0,91 S
g	6,0	•^Strang- L	_^6_	73	6,5	22,4	0,0756	59	0,91 ^
h	8,6	62-Be»38Alf^L_OCkalloy^ts Blech angelassen.	44	56	7	20,6	0,0756	70	0,75 Ο*
i	62-Be-38Alj"Löskalloy presstück, a&gelassen	37	50	5	28,0	70	co 0,67
d	5	28,0
k
1

Tabelle V (Portsetzung )

Be; warmgepresster Block Be; Pulverplatte Mg; HK 3IA - H24 -Platte Mg; ZK6OA - T5 Strangpresstück

Mg-Li; LAl4l-T5-Platte AU 7075-T6-Clad-Platte

41	49	1	42,5	D,O67	97	0,73
54	75	5	42,5 .	0,067	97	1,12
29	36	4	6,5	0,0647	39	0,56
40	52	5	6,5	0,0659	39	0,78
20	24	18	6,2	0,0485	51	0,50
63	72	7	10,3	0,101	32	0,72
137	147·	10	16,2	0,160	25	0,92
161	178	5	16,2	0,160	25	1*11
240	300	8	30,0	0,283	19	1,06
209	214	12	26,2	0,289	18	0,74

Ti; 6Al, 4v angelassen

Ti; 6A1,'4V Lösungebehandlung und gealtert

Stahl; 300Mk-Schmiedstücke Stahl; 18 Nl Maraging (200)-Stab rostfreier Stahl, PH15-7 Mo Oond, HH95O~Platte

240

28,0

0,277

19

0,87

- 20 Bemerkungen zu der Tabelle V

(a) % Mg in Al-reicher Phase für die bearbeitete Zusammensetzung unter der Annahme, dass alles Mg in der Al-reichen Phase verteilt und nichts in der Be-reichen Phase zurückgeblieben ist.

(b) Die angegebenen Dehnungseigenschaften entsprechen dem Durchschnitt von 2-4 Versuchen, mit der Ausnahme, dass gelegentlich Einzelwerte angegeben werden, wenn das 2. Testergebnis ungewöhnlich erschien, was auf einen zufälligen Effekt zurückzuführen war. Werte fürandere Stoffe als Legierungen auf Be-Al-Basis entsprechen der Handelsware, mit Ausnahme, dass einige Verformbarkeitswerte nach der Spezifizierung Kleinstwerte darstellen.

(c) Der Struktursteifheitswirkungsgrad ist der reziproke Wert des Elastizitätsgewichtsindexes und ist ein geeignetes Gütemass für viele Druckeinsatzgebiete. Der Pestigkeitsstrukturwirkungsgrad ist ein geeignetes Gütemass für Dehnungseinsatzgebiete. E = 30,4 χ 10 psi für Be- 35 Al - Mg-Legierungen und E == 22,4 χ 10 psi für Be - 57 Al - Mg-Legierungen.

(d) Die Werte für die Dichte basieren auf der Voraussetzung, das der gesamte Mg-Gehalt in der -Al-reichen Phase vorliegt, ^: ·

Erörterung

Die Legierungen von Tabelle IV, die Magnesium enthalten, hatten Mikrostrukturen ( nach dem Diffusionsanlassen innerhalb von 100 Stunden bei 427° C, gefolgt von einem Abschrecken in Wasser ) die im wesentlichen iderfcisch mit denen der binären Be-Al-Zusammensetzungen waren. Die Lagen der Mg-Teilchen in dem ursprünglichen Pulvergemisch hatten sieh zu einer aluminiumreichen festen Lösung verändert. Einige dieser berylliumfreien Regionen sind in der Figur 1 mit v- bezeichnet. In unserem Beispiel waren diese Regionen weniger als 100/U dick· Magnesium war von diesen Regionen fort diffundiert, und Aluminium war in dieselben, eindiffundiert,-

^009849/1451

wobei eine zusammenhängende Struktur ausgebildet wurde. Keine intermetallischen Verbindungen wurden mittels Röntgenstrahlendiffraktion festgestellt und Gitterparametermessungen bei der aluminiumreichen Phase zeigten eine feste Lösung von Mg-Al an, die die Ausgangsnennkonzentrationen von Magnesium enthielt. Die Figuren 1 und 2 zeigen die Mikrostrukturen einer typischen Be 36 Al - 3 Mg-Legierung. Diese kann mit den Figuren 3 und 4 verglichen werden, die die entsprechende MikroStruktur eines binären Be - 37 Al-Strangpresstücks darstellen, das für Kontrollzwecke hergestellt worden war.

Die Ergebnisse des Zugversuchs bei Raumtemperatur mit einigen Be-Al-Mg-Legierungen und anderen Materialien werden in der Tabelle V wiedergegeben. Diese Werte zeigen, dass sehr wesentliche Festigkeitsanstiege durch Magnesiumzugaben, ohne einen ernsteren Verlust hinsichtlich der Verformbarkeit, erzielt werden können. Die Pressversuchswerte für einige Be-Al-Mg-Legierungen werden in der Tabelle VI angegeben. Diese Ergebnisse zeigen, dass ausgezeichnete Fressergebnisse ltie auch Zugfestigkeitsergebnisse durch den Mg-Zusatz erzielt werden, wähtoend die Quetschgrenzen 92 -9$ % der entsprechenden Streckgrenzen betragen»

Tabelle VI j

Presseigenschaften von Be-Al-Mg-Legierungen bei Raumtemperatur \ ( Wärmebehandlung ί 427° C, 100 Stunden, Abschrecken in Wasser )

Zusammensetzung Quetschgrenze Mittlere Streck- Quetsch-

(0,2-Orenze) grenze(Tabelle V) grenze kai ksl . als % der

Streckgrenze

■ 35 Al + 1,81 Mg	71	74	96
■·■ 35 Al + 3,7* Mg	65	70	93
35. Al + 5,40 Mg	70	76	92
57 Al + 8,64 Mg	54	56	96*

Die Tabelle V und die Figuren 5 und 6 zeigen die einmaligen Kombinationen von Eigenschaften, die mit; Hilfe des neuen Verfahrens.

0Ö9Ö49/US1

erzielt werden können und zum Seispiel auf die Be-Al-Mg-Legierungen angewendet werden können. Die 35 #igen Al-Grundlegierungen, die Mg enthalten, haben Festigkeits:Diehte-Verhältnisse bis hinauf zu 3,30 χ 10 cm, was alle andere Baumaterialien für den Plugverkehr mit wenigstens 16 % Übersteigt. Diese Be-A1-Mg-Legierungen sind, tatsächlich um 81 % besser ( auf einer Festigkeits/-Dlchte-Basis ) als die im grossen Umfange verwendeten Legierungen auf Aluminiumbasis. Gleichzeitig wird der ausgezeichnete strukturelle Steifheitsgrad einer handelsüblichen Legierung(der sogenannten "Lockalloy") in einem Ausmass beibehalten, das um 40 % grosser ist als von anderen Materialien* ausgenommen reines Beryllium. Die Be- 35 Al - 3 Mg-Zusammensetzung 1st um I80 bis 250 % leistungsfähiger, bezogen auf die Steifheit, als starker Stahl und TltanltfiBgierungen, die sich dem FestigkeicsiDichte-Verhältnis der Be-Al-Mg-Legierung nähern.

Die Legierung auf 57 % Al-Basis, obwohl sie im wesentlichen dem reinen Be und den Legierungen aus Be und 35■% Al-Basis unterlegen sind, sind In struktureller Hinsicht wirksamer als »lie anderen Materialien und weisen ausserdem eine wesentlich bessere Duktllltät und Verformbarkeit auf als die anderen,berylliumhaltigen Legierungen· D.h., Be - 54 Al - 6 Mg hat einen strukturellen Steifheitsgrad, der besser 1st ajle der von einer Magnesium-Lithium-Legierung (die ihrerseits wesentlich besser ist als Irgendeine andere Legierung, die nicht Be enthält ). Die Be -*λ Al - * Mg-Legierung hat ein ^; Featigkei-*?*ts *Dichte-Verhältnis, das vergleichbar dem von;stärk- ; stem Beryllium, Stahl und Titanlegierungen ist· Ihr Pestigkeits:- Diohte-Verhältnis ist um 26 % besser als die besten Legierungen auf Magnesiumbasis und um 36 % besser ale die 7076-76-AlUnInIUm-. Legierung·

Mechanische Eigenschaften werden gegen den Hagnesiumgehalt in den Figuren .7 und 8 graphisch aufgetragen. Diese Figuren zeigen, dass die Festigkeit abnimmt oder abflacht, nachdem der Magnesiumgehalt in der aluminiumreichen Phase etwa 8 % Überstiegen hat. Bei diesen Versuchen verbessern weitere Magnesiumzugabe^ nicht

00064971451

BAD ORIGINAL

Lear die Festigkeit, aber sie setzen die Verformbarkeit herab. Diese Situation kann keine dem Be-Al-Mg-System innewohnende Eigenschaft sein, sondern sie wird eher auf eine unzureichende Homogenisierung des Mg-Gehalts zurückzuführen sein. Daher können nahe. den ursprünglichen Stellen von Mg-Pulverteilchen Bereiche vorhanden sein, die einen mangelhaften Berylliumgehalt aufweisen (s. ■ Figur l). Vorläufige Ergebnisse einer sohätzungsweisen Ermittlung der Magnesiumkonzentration durch Gitterparametermessungen unter Benutzung der Röntgenstralvlendif fraktion lässt vermuten, dass dieses so sein kann. Daher kann es möglich sein, dass man die Festigkeit wesentlich verbessern und auch die Verformoarkeit erhöhen kann, wenn man bei höheren Temperaturen homogen!- siert, oder innerhalb längerer Zeitspannen homogenisiert oder "Finger"-Magnesiumzusätze verwendet, um die Diffusionsweglänge zu verkürzen, so dass das Mg eben einheitlicher in der Al-reichen Phase verteilt ist. Die Anfangesteigerung der Kurven für die Festigkeit, gegen den Magnesiutngehalt aufgetragen, in den Figuren 7 und 8 kann sich unter diesen Umständen auf etwa 10 % oder mehr Mg ausdehnen und zu überlegenen Ergebnissen führen.

Beispiel 2

Eine Legierungszusammensetzung, die Nennwerte von jj6 % Al, 3 % Mg und als Rest Be mit Spuren von BeO, AIgO^ und MgO enthielt, wurde durch Vakuumdampfniederschlagen von Magnesiumschichten auf Platten aus einer binären Beryllium-Aluminium-Legierung, die aus einem feinen, komplexen Gemisch von berylliumreichen und aluminiumreichen Phasen bestand, die zunächst 38 % Al und 62 ;' Be enthielten, hergestellt· Platten einer nach der Hauptpatentanmeldung hergestellten geeigneten binären Beryllium-Aluminium-Legierung sind unter dem Handelsnamen "Lockalloy¹¹ erhältlich. Die beschichteten Platten wurden innerhalb einer geeigneten Zeitspanne im Vakuum uei 427° C angelassen, uir. eine einheitliche Legierung der aluminiumreichen Phase mit Magnesium zu erzielen und um eine feste Aluminium-Magnesium-Lösung herzustellen, ohne dass die Feinheit oder die Komplexität der berylliumreichen und der aluminxumreichen

^009849/1451 BADOR,_Q1NAL

^ 20269S.7_L368

Phasen in den Ausgangsplatten aus Be-Al-Legierung beeinträchtigt werden. Die so erhaltene Be-Al-Mg-Legierungszusammensetzung besass die folgenden mechanischen Eigenschaften: 2882,3 kg/cm ( 41 000 psi ) Streckgrenze, 4O77>4 kg/cm² ( 58 000 psi ) Zugfestigkeit, 6 io Dehnung. Die binären Be-Al-Ausgangsplatten hatten die folgenden mechanischen Eigenschaften, die.für Materialien typisch sind, die nach der USA-Patentschrift 3 337 334 hergestellt worden sind: 2530,8 kg/cm ( 36 000 psi ) Streckgrenze, 3374,4 kg/cm ( 48 000 psi ) Zugfestigkeit und 0 % Dehnung.

Beispiel 3

Ausser Magnesium sind nach der Erfindung auch andere Zusatzelemente möglich. In jedem Fall bilden sie einen Teil der aluminiumreichen Phase. Theoretisch können solche Zuafczelemente in Mengen bis zu den in der Tabelle VII angegebenen Höchstmengen wie folgt vorhanden sein:

Tabelle VII

Höchstgrenze der Feststofflöslichkeit für verschiedene binäre Zusätze zu alpha-Aluminiumlegierungen

Zusatz	Zink	Maximale Feststoff	Temperatur °C
	Silber	löslichkeit Gew.. ^g
Magnesium	82,2	382
Lithium	55,5	566
Kupfer	17,4	450
Silicium	7	601
Mangan	5,7	548
Chrom	1,7	577
Cadmium	1,4	658
Titan	0,7	661
Zirconium	0,4	649
Wismut	0,3	665
3lei	o,3	660
	0,2	657 ·■
	0,2	658
009849/U51
	' BAD ORfGfMAL

Tabelle VII (Portsetzung)

Zusatz Maximale Peststoff-. Temperatur °c

löslichkeit Qew.-#

Eisen _# 0,05 655

Nickel * 0,05 640

Titan, Chrom, Wismut, Cadmium, Blei, Zirkonium, Eisen und Nickel sind Elemente mit einer massig kleinen Löslichkeit in Aluminium. Demnach haben sie einen geringen Wert als ternäre Zusätze zu den Legierungen auf Be-Al-Basis, die nach der Erfindung verwendet g werden. Sie haben jedoch einige Bedeutung als quarternäre Zusätze oder als Zusätze in komplexeren Legierungen, die auf Legierungen aus Be-Al-Basis aufgebaut sind, insbesondere, wenn diese Zink, Magnesium, Kupfer, Lithium, Silber, Silicium oder Mangan oder Kombinationen von den eben genannten Elementen enthalten·

Eine Legierungszusammensetzung, die 37 # Al, etwa 4 % Zink und als Rest Be mit Spuren von BeO, Al₂O,, ZnO enthielt, wurde durch Vakuumdampfniedersehlagen von Zinkschichten auf Platten aus einer binären Beryllium-Aluminium-Legierung, die aus einem feinen komplexen Gemisch von beryjliumreichen und aluminiumreichen Phasen ₍ bestand, die zunächst J58 % Al und 62 % Be enthielten, hergestellt. Platten aus einer geeigneten binären Beryllium-Aluminium-Legie- % rung, die nach der USA-Patentschrift 3 337 334 hergestellt worden waren, sind im Handel unter der Handelsbezeichnung "Loekalloy" erhältlich. Die beschichteten Platten wurden innerhalb einer ausreichenden Zeitspanne im Vakuum bei 354° bis 577° C angelassen, um so die aluminiumreiche Phase in eine feste Aluminium-Zink-Lösung ohne Beeinträchtigung der Feinheit oder Komplexität der berylliumreichen und aluminiumreichen Phasen der Ausgangsplatten aus Be*-Al-Legierung umzuwandeln. Um ein eutektisches Schmelzen und eine entsprechende Beeinträchtigung dieser Struktur zu vermelden, ist es' erforderlich, die Anlasstemperatur auf ein Maximum von annähernd 382° C zu begrenzen, bis die Homogenisierung zu dem PUnkt fortgeschritten ist, daes die maximale örtliche Konzentra-

009849/1451 _{βΛη Λ}

BAD ORiQfNAL

L₃ 68

tion von Zink in den aluminlumreiehen und/oder zinkreichen Phasen des Halbfertigprodukts weniger als etwa 82 # Zink beträgt, wonach die Temperatur allmählich erhöht werden kann, aber nicht über 645° C. Nach geeigneter Behandlung bestand die Legierungszusammensetzung aus einem feinen, komplexen Gemisch von berylliumreicher Phase und einer Phase aus einer festen Aluminium-Zink-Lösung, bei die letztere bis zu 14 % Zink enthielt.

Beispiel 4

Legierungen auf Beryllium-Aluminium-Basis, die 3-80 ρ Al, 0,1-1,0 % Mn und als Best Beryllium enthielten, wurden durch Mischen von binäre» Be-Al-Pulver mit einer geeigneten Menge Mn-Pulver hergestellt, wobei die Mn-Menge so ausgewählt wurde, dass sie etwa 0,3 bie 1,85 $ des Aluminium- plus Mangangehalts ausmachte. Eine typische Legierung konnte 40 % Al, 0,5 % Mn und als Rest Be + Verunreinigungen enthalten. ( Bin solches Be-Al-Pulver kann nach den Lehren der Hauptpatentanmeldung hergestellt werden« und die in diesen Beispiel beschriebene Bearbeitung ändert nicht wesentlich die Feinheit oder die Komplexität eines solchen Be-Al-PuI-vtrs, wandelt aber den aluminiumreichen Bestandteil in eine feste Al-Mn-Lösung um ). Nach dem Verdichten des gemischten Pulvers j aus Be/Al + Mn und nach für den festen Zustand geeigneten Diffu- ί sipnswärmebehandlungen zusammen mit einet* mechanischen Bearbeitung wird diese Dreiphasenmischung in eine Zweiphasenleglerung umgewandelt. Diese Legierung hat eine MikroStruktur, die aus einer '■ feinen, innigen Mischung von Be-reichen Teilchen, angrenzend an Teilchen aus einer festen Lösung von Al-Mn, besteht. Die Festigkeit der ternären Zusammensetzung, nach einer Wärmebehandlung der Lösung, ist etwa um 5-20 # grosser als die von der entsprechenden Be-Al-Legierung bei Raumtemperatur. Bei 260° C beträgt die Festigkeitsverbesserung etwa 10-50 #, je nach dem Berylliumgehalt.

Beispiel 5 i

Die in dem Beispiel 4 beschriebenen Legierungen können auf eine andere Art und Welse durch Atomlsieren einer Schmelze aus Be +

009849/1451

BAD ORIGINAL

Al + Mn bei annähernd 1570° C nach den Lehren der Hauptpatentanmeldung hergestellt werden. Die Ergebnisse sind ganz ähnlich.

Beispiel 6

Legierungen auf Beryllium-Aluminium-Basls, die 5 - 80 £ Al und 0,2 - 10,0 % Si enthalten, werden auf eine entsprechende Art und Weise hergestellt, die für die Be-Al-Mn-Legierung in dem Beispiel 4 beschrieben worden ist. Die Menge an Sl wird so gewählt, dass sie etwa 0,3 bis 1,65 ¹P des gesamten Al + Si-Gehalts ausmacht. Eine typische Legierung konnte 40 £ Al, 2 % Si und als Rest Be + Verunreinigungen enthalten. Eine andere typische Legierung konnte \ 40 f.' Al, 0,4 ^c,3 Si und als Rest Be + Verunreinigungen enthalten. Die Be-Al-Si-Leglerung ist etwa um 5 - 20 # stärker aLs die ihr entsprechende binäre Be-Al-Legierung, je nach dem Be-Gehalt.

Beispiel 7

Die in dem Beispiel 6 beschriebenen Be-Al-Si-Legierungen können auf eine andere Art und Weise durch Atomiaieren einer Schmelze von 3e + Al + Si bei annähernd 1370° C nach den Lehren der Haupt-Patentanmeldung hergestellt werden. Die Ergebnisse entsprechen denen des Beispiels 6.

Beispiel 8

auf Berylliiun-Alurainium-Basis, die 5 - 80 % Al, 0,02 - 0,80 % Si und 0,03 - 1*2 % Mg enthalten, werden nach der in dem Beispiel 4 für die Be-Al-Mn-Legierung beschriebenen Verf|ftirensweise hergestellt. Die Mengen an Si und Mg werden so gewählt, dass (Si +Mg) annähernd 0,3 bis 1,85 # von der Gesamtheit an (Al + Si + Mg) beträgt. Es kann vorteilhaft sein, dass der Si-Ge- ' halt in einem leichten überschuss über dem erforderlichen Gehalt, um die stöchiometrische Verbindung MgpSi zu bilden, vorliegt. Eine typische Legierung kann 40 % Al, 0,3 % Mg, 0,2 £ Si unc als Rest Be +Verunreinigungen enthalten» Die quarternäre Legierung, in

'009849/USI

BAD ORfGfHAL

dem Zustand der wärmebehandelten Lösung, hat bei Raumtemperatur eine Festigkeit, die um etwa 5 - 20 % grosser ist als die von der entsprechenden binären Be-A!-Legierung. Die Be-Al-Mg-Si-Legierung kann weiter durch Ausscheidungshärtung bis auf eine 10 -30 fJige Verbesserung gegenüber Be-Al verfestigt werden. In dem Zustand der behandelten Lösung oder der Ausscheidungshärtung ist die quarternäre Be-Al-Si-Mg-Legierung stärker als die entsprechende Be-Al-Legierung bei 149° C, und zwar um 15 - 40 Ja, je nach dem Berylliumgehalt·

Beispiel 9

Die in aem Beispiel 8 beschriebenen Be-Al-Si-Mg-Legierungen können hergestellt werden, indem zunächst eine Al + Be + Si-S-chmelze bei 1370° C nach den Lehren der Hauptpatentanmeldung atomisiert wird. Zu diesem ternären Be-Al-Si-Pulver wird dann Mg-Pulver zugefügt, und das Gemisch wird verdichtet und nach den in den Beispielen 4 und 8 beschriebenen Verfahren zubereitet. (Silicium und Mangan können zu der Schmelze bei Atmosphärendruck zugesetzt werden, Magnesium kann jedoch nicht zugefügt werden.) Die Ergebnisse entsprechen den nach dem Beispiel 8 erhaltenen.

Beispiel 10

Legierungen auf Beryllium-Aluminium-Basis, die 5 - 80 % Al, 0,5 10,0 Jt Mg, 0,02 bis 1,0 Jo Mn und 0,005 - 0,3 % Cr enthalten, werden nach einer Art und V/eise hergestellt, die der entspricht, die in dem Beispiel 4 zur Herstellung der Be-Al-Mn-Legiaiing beschrieben worden ist. Die Mg-Menge wird so gewählt, dass sie etwa 0,5 -13 fJ der Gesamtheit von (Al + Mg + 1-In + Cr) entspricht. Mn beträgt annähernd 0,005 bis 1 # und Cr beträgt etwa 0,01 bis 0,3 % von der Gesamtheit (Al + Mg +MM + Cr). Eine typische Legierung kann 40 ?> Al, 2 % Mg, 0,0$ ^ jeweils von Mn und Cr und als Rest Be + Verunreinigungen enthalten. Die quintäre Be-Al-Mg-Mn-Cr-Legierung ist etwa um 10 - 30 % stärker als die entsprechende Be-Al-Legieruiig bei Raumtemperatur, und bei 260°C um 20 - 100 % stärker, je . <

009849/1451 BAD ORIGINAL

"aj

nach dem Be-Gehalt.

Beispiel 11

Die in dem Beispiel 10 beschriebenen Be-Al-Mg-Mn-Cr-Legierungen können auf eine andere Art und Weise, und zwar zunächst durch Atibmisieren einer Schmelze von Be + Al + Mn + Cr bei annähernd 1370° C nach den Lehren der Hauptpatentanmeldung.hergestellt werden. Das Mg wird dann als Pulver zugefügt, und das Verfahren wird wie in dem Beispiel IO und mit gleichen Resultaten ausgeführt.

Beispiel 12

Legierungen auf Beryllium-Aluminium-Basis die 5 - 80 % Al, 0,5 6,0 fo Cu, 0,1 - 4,0 ^c/o Mg, 0,0 - 1,0 % Mn enthalten, werden nach der in dem Beispiel 4 für die Be-Al-Mn-Legierung beschriebenen Verfahrensweise hergestellt. Die Mengen an Cu, Mg und Mn werden so gewählt, dass sie etwa 1,0 - 6,0 %> 0,0 - 1 fo und 0,5 - 4,0 % von dem Gesamtgehalt an (Al + Cu + Mg + Mn) ausmachen. Eine typische Legierung kann 4o % Al, 2 % Cu, 0,6 % 'Mg, 0,2 % Mn und als Rest Be und Verunreinigungen enthalten. Diese Be-Al-Cu-Mg-Mnt Legierung, in dem Zustand der wärmeöehandelten Lösung, ist etwa um 20 - 20Q >o stärker als die entsprechende Be-Al-Legierung und um 30 - 200 % stärker in dem Zustand der Ausscheidungshärtung· Bei 149° - 26o° C ist die Be-Al-Cu-Mg-Mn-Legierung etwa um 30 - 300 # stärker als die entsprechende Be-Al-Legierung, je nach dem Be-Gehalt.

Beispiel 13

Die In den Beispiel 12 beschriebene Be-Al-Cu-Mg-Mn-Legierung kann auf eine andere Art und Welse hergestellt werden, indem zunächst eine Schmelze, die einige oder alle Bestandteile von dem ' Be + Al + Cu + Mn enthält, bei annähernd 1370° C nach der Lehre

BADORONAL

der Hauptpatentanmeldung atomisiert wird. Das Mg und die übrigen Komponenten werden dann als Pulver zugefügt, und das Verfahren wird wie in dem Beispiel 12 und mit gleichen Resultaten ausgeführt.

Beispiel 14

Legierungen auf Beryllium-Aluminium-Basia, die 5 - 80 % Al, 0,03 - 7,0 # Mg, 0,02 - 1,5 # 31, 0,01 - 3,0 % Cu₁ 0,000 - 0,3 ^cp Cr enthalten, werden nach einer Verfahrensweise, die der in dem Beispiel 4 für die Be-Al-Mn-Legierung beschriebenen Verfahrensweise entspricht, hergestellt. Die Mengen an Mg, 31, Cu und Cr werden so gewählt, dass sie etwa 0,5 - 10 %» 0,1 - 1,5 ^, 0,5 - 3,0 ;i und 0,00 - 0,3 % des Gesamtgehaltee an (Al + Mg + Si + Cu + Cr) ausmachen. Eine typische Legierung kann 40 % Al, 0,4 % Mg, 0,25 % Si, 0,1 ;ί Cu, 0,1 % Cr und als Rest Be + Verunreinigungen enthalten. Diese komplexe Be-Al-Mg-8i-Cu-Cr-Legi6rung kann dann als Lösung wärmebehandelt und einer Ausscheidungshärtung unterworfen werden. Die Legierung ist etwa um 20 - 150 % stärker als die entsprechende binäre Be-Al-Legierung, je nach dem Be-Gehalt. Die Verbesserung der Festigkeit bleibt bis wenigstens 260° C erhalten.

Beispiel 15

Die in dem Beispiel 14 beschriebene Be-Al-Mg-Si-Cu^Cr-Legierung kann auf eine andere Art und Weiee h*rge*tellt werden« indem man zunächst eine Schmelze aus Be + Al + Si + Cu + Cr bei annähernd I370⁰ d nach der Lehr· der Hauptpatentaniaeldung atomisiert. Da» Mg wird dann al· Pulvtr zugefügt, und da» Verfahren wird wi· in dem Β*1*ρ1·1 14 und mitden gleichen Resultaten ausgeführt.

Beispiel l6

Legierungen auf Beryllium-Aluminium-Basis, die 5 - 80 % Al, 0,5 -7t5 ^ Zn, 0,2 - 4,0 % Mg, 0,1 · 3*5 % Cu, 0,0 - 0,3 % Cr enthalten, werden nach der in dem Beispiel 4 für eine De-Al-Mn-Legierung be-

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_tJ .L 368

Gchriebene Verfahrensweise hergestellt. Die Mengen an Zn, Mg, Cu uiKi Cr werden so gewählt, dass sie etwa 0,8 - 7,5 >j, 0,4 - 4,0 ^, 0,ii - 3,5 £, 0,0 - 0,3 # der gesamten Bestandteile an ( Al.+ Zn + Mg + Cu + Cr ) ausmachen. Eine typische Legierung kann 4o % · Al, t,.2" ;.' Zn, 1,0 $ Mg, 0,65 £ Cu, 0,1 # Cr und als Rest Be + Verunreinigungen enthalten. Die komplexe Be-Al-Zn-Mg-Cu-Cr-Legierung kann in einem Lösungszustand wärmebehandelt und einer Ausscheidungshärtung unterworfen werden. Die Festigkeit der Legierung ist um etwa 30 - 300 % grosser als die von der entsprechenden binären Be-Al-Legierung. Diese Be-Al-Zn-Mg-Cu-Legierung ist ausserdem um etwa 5 - 35 $ stärker als die Be-Al-Cu-Mg-Mn-Legierung, _M die in den Beispielen 12 und 13 beschrieben wird, dieser Vorteil ™ geht aber bei einer Temperatur über etwa 93° - 121° C verloren.

Beispiel 17

Die in dem Beispiel 16 beschriebenen Be-Al-Zn-Mg-Cu-Cr-Legierungen können auf eine andere Art und Weise hergestellt werden, indem zunächst eine Schmelze aus Be + Al + Cu + Cr bei annähernd 1370° C nach der Lehre der Hauptpatentanmeldung atomisiert wird. Mg und Zn werden dann als Pulver zugefügt, und das Verfahren wird wie in dem Beispiel 16 und mit gleichen Resultaten ausgeführt.

Beispiel 18

Legierungen auf Beryllium-Aluminium-Basis, die 5 - 80 \> Al, 0,2 6,0 % Cu, Q,2 - 5,0 % Li, 0,1 - 1,0 ;J Mn, 0,05 - l,0 £■ Cd enthalten, werden nach der in dem Beispiel 4 für eine 3e-Al-Mn-Legierung beschriebenen Verfahrensweise hergestellt. Die Mengen an Cu, Li, Mn und Cd werden so gewählt, dass sie etwa 0,3 bis 6 '*, 0,3 - 5 £, 0,2 - 1,0 fo und 0,1 * 1*0 % der Qesamtbestandteile an (Λ1 + Cu + Li + Mn + Cd) ausmachen. (Es kann bequem sein, Li als Lithiumhydrid BUssusetzen. ) Eine typische Legierung kann 40 fi Al, 1,8 £ Cu, 0,6 % Li, 0,2 fj Mn, 0,1 $ Cd und als liest Be + Verunreinigungen enthalten. Diese Be-Al-Cu-Lt-Ün-Cd'-Legierung kaum in dem Lösungs zustand

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wärmebehandelt und einer Ausscheidungshärtung unterworfen werden. Die Festigkeit der Legierung ist etwa um JO - 3OQ % grosser als die von der entsprechenden binären Be-Al-Legierung. Ausserdem bleibt die Festigkeitsverbesserung bis wenigstens 316° Cferhalten, und die Legierung ist der in den Beispielen 12 und IJ-beschriebeen Legieru
überlegen.

Beispiel 19

nen Legierung in dem gesamten Temperaturbereich von -55° bis

Die in dem Beispiel 18 beschriebene Be-Al-Cu-Li-Cd-Mn-Legierung kann auf eine andere Art und Weise hergestellt werden, indem man zunächst eine Schmelze aus Be + Al + Cu + Mn nach der Lehre der Hauptpatentanmeldung atomisiert. Das Li und Cd werden dann als Pulver zugefügt, und das Verfahren wird wie in dem Beispiel Ij5 und mit den gleichen Resultaten ausgeführt. ( Es kann wiederum bequem sein, das Lithium als lithiumhydrid zuzufügen.)

Beispiel 20

Legierungen auf Beryllium-AluminiumBasis, die 5 - 8O % Al und 0,5 bis 20 % Ag enthalten, werden nach der in dem Beispiel 4 für die Be-Al-Mn-Legierung beschriebenen Verfahrensweise hergestellt. Die Menge an Silber wird vorzugsweise so ausgewählt, dass sie etwa 0,5 bis 25 ρ des Gesamtbestandteils an Aluminium- und Silberphase ausmacht. Eine typische derartige Legierung kann 35 % Al und 2 % Ag enthalten, wobei der Rest aus Be und Verunreinigungen besteht. Eine solche Legierung, wenn sie nach der Erfindung ( s. Beispiel 4) hergestellt worden ist, ist in dem befhandelten Lösungszustand um etwa 20 % - 50 Jo stärker als die entsprechende, binäre Be-Al-Legierung.

Beispiel 21

Die in dem Beispiel 20 beschriebene Legierung kann auf eine, andere Art und Weise hergestellt werden, indem man zunächst eine Schmelze

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aus Be + Al + Ag bei annähernd lj57Q° C nach der Lehre der Hauptpatentanmeldung atomisiert. Die Ergebnisse sind ganz denen des

Beispiels 20 ähnlich.

Wenn höher komplexe Legierungen, die flüchtige Zusatzelemente ( z«B. Zn oder Mg ) enthalten, gewünscht werden, können die Be + Al + Ag-Legierungspulver mit flüchtigen Zusatzpulvern gemteht werden, und das Gemisch kann den Verfahren der Beispiele 4 und unterworfen werden.

Die vorstehenden Beispiele erschöpfen nicht die Möglichkeiten der Erfindung, aber sie geben einen Hinweis, was getan werden kann und dass sehr bemerkenswerte Resultate erzielt werden können.

- Patentansprüche -

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Claims

Patentansprüche :

1. Legierungen auf Beryllium-Aluminium-Basis, dadurch gekennzeichnet, dass sie im wesentlichen aus 20 - 95 Gew.-^ Beryllium und als Rest hauptsächlich aus Aluminium bestehen und in Lösung in dem Aluminium wenigstens eines der Elemente Magnesium, Zink, Kupfer, Lithium, Silber, Silicium oder Mangan enthalten und die Legierungen einen Komplex!tatsindex

in dem Bereich von etwa 1 bis etwa 5 haben.

2. Legierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass sie ein unterscheidungsfähiges mikrostrukturelles Aussehen hat, indem die berylliumreiche Phase in der Form von im allgemeinen teilchenförmigen, unregelmässig gestalteten Netzwerken vorliegt, die mit der aluminiurareichen Phase durchsetzt sind, die mittlere freie durchschnittliche Wegstrecke, TV. > quer über die aluminiurareiohe Phase in dem Bereich von etwa 1 Mikron bis etwa 6 Mikron liegt, und der mittlere

durchschnittliche Durchmesser, D , quer über der berylliumreichen Phase in dem Bereich von etwa 1 Mikron bis etwa 16 Mikron liegt. , j

1ΟΡΫ

BAD ORiQiNAL

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Legierung nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass jedes genannte Element in einer Konzentration vorhanden ist, die, ausgedrückt als Prozent von dem aluminiumreichen bestandteil, nicht grosser ist als

Zink bis bis zu 30 $ Magnesium bis bis zu 18 % Kupfer bis zu 6 % Lithium bis zu 5,5 % Silber bis zu 10 % Silicium zu 2 £ Mangan zu ] R '<

4. Legierung nach Anspruch 1, 2 oder 3, dadurch gekennzeichnet, dass sie ausserdem in Lösung in dem Aluminium wenigstens eines der Elemente Titan, Chrom, Wismut, Cadmium, Blei, Zirkon, Eisen oder Nickel aufweist.

[j. Legierung nach Anspruch 4, dadurch gekennzeichnet, dass das genannte Zusatzelement bzw. die genannten Zusatzelenente in der folgenden Menge bzw. den folgenden Mengen, ausgedrückt als Prozente des aluminiumreichen Bestandteils,

1,5 ,1 1 ίί

ι £ ■

0,5 ίί 0,5 Jb 0,1 ^ 0,1 % vorhanden ist bzw. sind.

Legierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass die mittlere freie Wegbahn in Jeder der berylliumreichen und aluminiumreichen Phasen weniger als etwa 16 Mikron ausmacht und die aluminiumreiche Phase im wesentlichen aus einer festen Aluminium-Magnesium-Lösung mit bis zu etwa 17,5 % Magnesium als Haxirnun besteht.

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COPY

Titan bis zu Chrom bis zu Wismut bis zu Cadmium bis zu Blei bis zu Zirkon bis zu Eisen bis zu Nickel bis zu

7. Legierung naeh einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die aluminiumreiche Phase aussehe!·* dungsgehärtet worden ist,.

8. Verfahren zur Herstellung von Legierungen auf Beryllium-Aluminium-Basis, die wenigstens 20 Gew.-^' Beryllium und als Rest hauptsächlich.Aluminium, aber wenigstens noch ein anderes Metall enthält, dadurch gekennzeichnet, dass man ein Beryllium-Aluminium«Legierungspulver heisbellt, das wenigstens 20 Gew.-$ Beryllium enthält und eine berylliumreiche Phase sowie eine aluminiumreiche Phase aufweist und einen Komplexitätsindex zwischen etwa 1 und etwa 5 hat, man dem Beryllium-Aluminium-Legierungspulver wenigstens einen Zusatzstoff zufügt, der aus Mg, Zn, Cu, Li, Mn, Si oder Ag bestehen kann, und zwar in einer solchen Menge, dass er sich allein in dem Aluminium auflösen kann, und man das erhaltene Gemisch bearbeitet, so dass sich jeder derart zugefügte Zusatzstoff hauptsächlich in der aluminiumreiehen Phase löst, wobei das Verfahren unter der eutektischen Temperatur für die Kombination der verwendeten Metalle durchgeführt wird und der genannte Komplex!tatsindex im wesentlichen der gleiche bleibt, wie er vorhanden war, bevor der Zusatzstoff zu der ursprünglichen Beryllium-Aluminium-Legierung zugefügt wurde.

9. Verfahren nach Anspruch 8, dadurch gekennzeichnet, dass das Beryllium-Aluminium-Legierungspulver feines mit Aluminium überzogenes Berylliumpulver oder kleine Teilchen von Beryllium-Aluminium-Legierung enthält, und das genannte Bearbeiten die Massnahmen enthält, dass man dieses Legierungspulver,ohne Schmelzen mit wenigstens einem genannten gepulverten Zusatzstoff mischt, man die genannte Mischung unter Druck verd ichtet, und man den genannten Zusatzstoff nur in der Aluminiumphase der Beryllium-Aluminium-Legierung löst, und zwar bei einer Temperatur unter den eutektischen Temperaturen der Mischung und der entstandenen Legierung.

10. Verfahren nach Anspruch 9, dadurch gekennzeichnet, dass man das Lösen dadurch bewirkt, dass man die entstandene ' Mischung bei einer Temperatur unter der eutektischen Temperatur der zu bearbeitenden Legierung bearbeitet, um so die Diffusion zu erhöhen und zu beschleunigen und eine grössere Einheitlichkeit in der aluminiumre^chen Phase herzustellen, sowie die mechanischen Eigenschaften der Legierung zu verbessern.

11. Verfahren nach Anspruch 9 oder 10, dadurch gekennzeichnet, dass die Lösungsstufe durch Diffusion im festen Zustand ausgeführt wird.

12. Verfahren nach Anspruch 8, 9, 10 oder 11, dadurch gekenn-

zeichnet, dass in der Bearbeitungsstufe wenigstens ein Element der aus Titan, Chrom, Wismut, Cadmium, Blei, Zirkon, Eisen und Nickel bestehenden Gruppe ebenfalls auf die gleiche Weise vermischt wird.

'13. Verfahren zur Herstellung von Legierungen auf Beryllium-. Aluminium-Basis mit wesentlich verbesserter Festigkeit und Verformbarkeit und wobei verbesserte Ausgangsmaterialien für komplexere Legierungen eingesetzt werden, die wenigstens 20 Gew.-fo Beryllium und als Rest hauptsächlich Aluminium · mit wenigstens einem anderen Bestandteil, der in der Aluminiumphase verteilt ist, enthalten, dadurch gekennzeichnet, % dass man eine Menge von praktisch reinem Beryllium, praktisch reinem Aluminium und wenigstens einem Material, das aus der aus Mangan, Silicium, Kupfer, Silber, Titan, Chrom, Blei, Zirkon, Eisen und Nickel bestehenden Gruppe in dem gewünschten Prozentbereich ausgewählt' worden ist, schmilzt, man die genannte Schmelze unter Ausbildung kleiner Teilchen. aus der gewünschten Legierung "atomisiert", man die genannten Teilchen schnell abschreckt, die Teilchen unter Ausbildung eines im wesentlichen festen Barrens verdichtet, man den verdichteten Barren entgast, man den Barren bei einer

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erhöhten Temperatur unter der eutektischen Temperatur der Legierung wärmebehandelt und man den erwärmten Barren zu der gewünschten Gestalt strangpresst.

14. Verfahren nach Anspruch IJ, dadurch gekennzeichnet, dass man nach dem Abschrecken und vor dem Verdichten, Material zusetzt, das aus der aus Magnesium, Zink, Lithium, Wismut und Cadmium bestehenden Gruppe gewählt worden ist, wobei man dieses Zusetzen unter der eutektischen Temperatur der Legierung ausführt.

Dr.Ve./Br. Q09849/U51