Gehärtete Nickel-Kupfer-Aluminium-Legierung und Verfahren zu deren Herstellung. Die Erfindung bezieht sich auf eine Le gierung, die vorherrschend Nickel und Kup fer enthält.
Die Zugabe von Aluminium zu Nickel- Kupferlegierungen verbessert gewisse physi kalische Eigenschaften der letzteren, sie er folgt gewöhnlich in einem Betrage von 4%. Überdies lassen sich diese Eigenschaften, und besonders die Zugfestigkeit und Härte, weiter verbessern, indem man die aluminiumhalti gen Legierungen einer .geeigneten Hitze behan.dlung nach Art der Ausscheidungs härtung unterwirft.
Es ist bekannt (siehe britische Patent schrift Nr. 394378), dass der Zusatz von Titan zu Nickellegierungen (einschliesslich Nickel-Kupferlegierungen) die Legierungen durch Wärmebehandlung härtbar macht, und dass Aluminium als ein zweites Härtemittel zugesetzt werden kann. Der Betrag an bei zugebendem Titan belief sieh auf 1 bis<B>10%.</B>
Die vorliegende Erfindung beruht auf der Entdeckung, dass einer Nickel-Kupfer-Alu- miniumlegierung, die verhältnismässig kleine Mengen Aluminium enthält, unerwartete bessere Eigenschaften, insbesondere gute Härte, erteilt werden können, wenn in der Legierung kleine Mengen Titan und Kohle vorhanden sind.
Erfindungsgemäss enthält .die Legierung folgende Bestandteile:
EMI0001.0020
Nickel <SEP> 50 <SEP> bis <SEP> 85
<tb> Kupfer <SEP> 45 <SEP> bis <SEP> 10
<tb> Aluminium <SEP> 2 <SEP> bis <SEP> 4 <SEP> %
<tb> Titan <SEP> mindestens <SEP> 0,25 <SEP> %, <SEP> aber <SEP> weniger <SEP> als <SEP> 1
<tb> Kohlenstoff <SEP> 0,05 <SEP> bis <SEP> <B>0,3%.</B> Die Legierung, gemeinsam mit im wesent lichen allen handelsüblichen Legierungen, enthält gewöhnlich auch Verunreinigungen, wie Kobalt, Silicium, Mangan, Eisen, Schwe fel und Phosphor.
Sie kann Silicium, Man gan und Eisen auch in Mengen enthalten, in denen diese Elemente mehr als nur Verunrei nigungen darstellen, das heisst, die Legierung kann aus einer Grundzusammensetzung be stehen, wie oben angegeben und dazu noch eines oder mehrere der Elemente Silicium, Mangan und Eisen in folgenden Verhält nissen in der fertigen Legierung enthalten: Silicium von 0,05 bis<B>l ,ö</B> (vorzugsweise 0,2 bis 0,4%), Mangan von 0,05 bis 2,,o (vor zugsweise 0,25 bis 0,5%) und Eisen von 0,05 bis 10% (vorzugsweise 0,2 bis 1%). Magne sium sollte fehlen, da es die Wärmeleit fähigkeit der Legierung herabsetzt.
Die besseren Eigenschaften können in den Legierungen durch eine ZVärmebehandlung nach Art der Ausscheidungshärtung ent wickelt werden. Die Behandlungsarten, wie sie jetzt zum Härten von Nickel-Kupfer- Aluminiumlegierungen zur zur Anwendung ge langen, wie z. B. die in der deutschen Patent schrift Nr. 492461 beschriebenen Behand lungsarten, können auf die Legierungen nach vorliegender Erfindung angewendet werden, vorzuziehen ist aber die Anwendung von Behandlungsarten, .die eine geregelte all- mälige Kühlung in sich schliessen, wie sie unten beschrieben ist.
In den Legierungen vorhandenes Alumi nium und Titan werden im Ausscheidungs- hä.rtungsverfahren als, wichtige Elemente betrachtet, während Kohlenstoff und, bis zu einem gewissen Grade, auch Silicium in diesem Verfahren als weniger wichtige Elemente angesehen werden. Um wirtschaft- liehen Wert zu besitzen, sollten die Legierun gen einer Härtung bis zu einer minimalen Härte von 265 Biinell fähig sein, ohne Kalt behandlung. Titan in Beträgen von weniger als 0,25% erzeugt Härtegrade, die nicht merklich besser sind als die, die mit 3laterial erhalten werden, das nur Aluminium ent hält. Eine.
Legierung, die annähernd<B>2,75%</B> Aluminium lind 0,50/'o Titan enthält, ergibt leicht holde Härtegrade von wirtschaftlichem Wert. Mit abnehmendem Aluminiumgehalt sollte der Titangehalt erhöht werden. Er .darf jedoch nicht mehr als 1 % betragen, weil bei einem so hohen Gehalt die Legierung eine Neigung zu dem entwickelt, das als "Zen- trumspaltung" beim Walzen in kleine Stäbe usw. bekannt und eine Äusserung schwacher Wärmeleitfähigkeit ist. Ein sehr geringer Vorteil wird erzielt, wenn man den Titan gehalt höher als<B>0,75%</B> wählt.
Der bevor zugte Titangehalt beträgt 0,4 bis 0,75% bei einem Aluminiumgehalt zwischen 2,3 und 3,4, ö. Innerhalb dieses Bereiches werden vor zugsweise ,gewisse Grenzen innegehalten, um die besten Ergebnisse zu erhalten, und die bevorzugten Legierungen haben die nach stehende Zusammensetzung: Nickel von 63 bis 70<B>%,</B> Kupfer von 33 bis 26 %, Alumi nium von 2,7 bis 3,1 %, Titan von 0,4 bis <B>0,6%</B> und Kohlenstoff von 0,13 bis 0,20%.
Typische Legierungen sind folgende:
EMI0002.0030
1 <SEP> 1 <SEP> 2 <SEP> 3 <SEP> 4
<tb> Nickel
<tb> 66,14% <SEP> 66,10% <SEP> 66,45 ö <SEP> 64,66
<tb> Kupfer <SEP> <B>29,83% <SEP> 29,69% <SEP> 29,26%</B> <SEP> 30,07
<tb> Aluminium <SEP> <B>2,88% <SEP> 1-),92%</B> <SEP> 2,74% <SEP> 2,68
<tb> Titan <SEP> <B>0,55%</B> <SEP> 0,5<B>1</B> <SEP> % <SEP> <B>0,51.%</B> <SEP> 0,49
<tb> Kohlenstoff <SEP> 0,14% <SEP> <B>0,1.8% <SEP> 0,13%</B> <SEP> 0,14
<tb> Silicium <SEP> 0,26 <SEP> 16<I>0'</I> <SEP> 0,20% <SEP> 0,31, ö <SEP> 0,26 Der Kohlenstoff spielt eine gewisse Rolle für die Erteilung verbesserter physikalischer Eigenschaften, selbst wenn er nicht so wichtig ist wie Titan und Aluminium.
Daher wird vorgezogen, .den Kohlenstoffgehalt auf ,der höchsten Stufe zu erhalten, die möglich ist, ohne die Wärmehämmerbarkeit zu opfern, weil die höheren Kohlenstoffgehalte eine erhöhte Stärke und Härte verleihen. Während Kohlenstoff in Legierungen von Nickel und Kupfer mit hohem Tit.a.ngehalt höchst. nachteilig wirkt, äussert er sich gün- stig in Material, das in Übereinstimmung mit der vorliegenden Erfindung hergestellt ist.
Die Legierungen nach vorliegender Er findung brauchen nicht abgeschreckt zu wer den, und werden es vorteilhafterweise auch nicht, um sie für eine Ausscheidungshärtung empfänglich zu machen. Die Legierungen werden gewöhnlich nur abgeschreckt, wenn gewünscht wird, dass sie vorübergehend weich sein sollen. Die Legierungen härten auf im wesentlichen dieselbe Endhärte, ohne Rücksicht darauf, ob sie jemals wäh rend irgendeiner Verfahrenstufe irgendeinem Lösch- oder raschen Kühlvorgang unterwor fen wurden.
Aus Zweckmässigkeitsgründen, um das Material vorübergehend weich und leicht richtbar, meisselbar und stemmbar zu machen, sowie auch, um einem Rissigwerden während des Wiedererwärmens vorzubeugen, werden Stangen, Blöcke und Barren gewöhn ac lerWarmbearbeitung wieder gelöscht.
n 'h jec Im allgemeinen werden erst die aus den Le- ffi <B>o,</B> erungen hergestellten Gegenstände wärme behandelt, um nach ihrer Fertigstellung eine Härte zu entwickeln, obschon manche Gegen stände vor der Endbehandlung wärmebehan delt werden können. Beispielsweise können feine Federn nach der härtenden Wärme behandlung kalt gezogen werden, indem dieses Vorgehen die höchsten in dem Ma terial erreichbaren physikalischen Eigen schaften entwickelt.
Dieses Verfahren er zeugt auch fertiges Material mit einem höheren Glanz, als er in Material entwickelt werden kann, das nach dem Kaltziehen wärmebehandelt wird. Die maschinelle Fer tigbehandlung lässt sich auch nach der Wärmebehandlung durchführen, um irgend welches während der letzteren auftretendes Verziehen auszugleicheno Wärmebehandeltes Material kann nachfolgender maschineller Behandlung, Stanzen, oder andern Verarbei tungsvorgängen unterworfen werden, sofern solche je nötig werden.
Die bevorzugte Wärmebehandlung be steht darin, dass die Legierung während 1/-, bis 16 Stunden in einem Temperaturbereich zwischen 538 und<B>HOC</B> C gehalten und dann fortlaufend auf mindestens 482 C abgekühlt wird. Dabei übersteigt der Betrag der Küh lung nicht 42' C je Stunde bei irgendwelcher Temperatur über<B>593'</B> C und nicht<B>28'</B> C je Stunde bei irgendeiner Temperatur unter <B>593'</B> C.
Vorzugsweise überschreitet der Be trag der Kühlung bei irgendwelcher Tem peratur unter<B>593'</B> C nicht 14' C je Stunde. Die besten Eigenschaften scheinen sich zu entwickeln bei einem Abkühlen um etwa 8 C je Stunde bis auf 482' C hinunter und dann um etwa 2 C<B>ja</B> Stunde bis auf 426' C hinunter. Die Zunahme der mechanischen Eigenschaften mit Abnahme der Temperatur ist fortlaufend, wenn auch in vermindertem Grade.
So wird Material der vorliegend be trachteten Zusammensetzungen, -das gemäss der bevorzugten Wärmebehandlung langsam auf 482' C abgekühlt wurde, höhere Eigen schaften besitzen, als entwickelt worden wären, wenn die langsame Abkühlung bei spielsweise bei 540 C aufgehört hätte. Un terhalb 42,6' C geht die Zunahme an Eigen schaften so langsam vor sich, dass aus prak tischen Gründen die geregelte Abkühlung selten unter diese Temperatur fortgeführt, sondern häufig schon bei ungef ähr 482' C abgebrochen wird.
Von der Endtemperatur, das heisst von ungefähr 426'C an bis auf atmosphärische Temperatur hinunter kann die Legierung gelöscht, luftgekühlt oder in irgendwelchem Grade gekühlt werden. Ein Löschvorgang nach der Härtebehandlung verkürzt die .durch die totale Wärmebehand lung beanspruchte Zeit.
Die Anfangstemperatur bei ,der härtenden Wärmebehandlung und der erforderliche Zeitaufwand werden stark beeinflusst durch die Umstände bei der Kaltbearbeitung des zu behandelnden Materials. Im allgemeinen wird vorgezogen, um so niedrigere Anfangs temperaturen zu gebrauchen, je grösser der Betrag der Kaltarbeit war. So entwickelt eine Legierung, die sich in weichem Zustand befindet, z.
B. warm gewalzt, angelassen, oder leicht kalt bearbeitet wurde, Eigen schaften, die in der Nähe des Maximums liegen, wenn sie während 1/2 bis 2 Stunden auf einer Temperatur von etwa<B>650'</B> C ge halten, dann um je<B>528'</B> C stündlich zunächst auf 593 C abgekühlt und weiter um je 1.4 C oder weniger stündlich auf ungefähr 450 C abgekühlt wird. Eine Legierung, die ein be scheidenes Mass an Kaltbearbeitung erfahren hat, wie z.
B. ein halbharter Temperstreifen, eine kalt gezogene Stange usw. entwickelt Eigenschaften nahe dem 'Maximum, wenn sie während 8 bis 16 Stunden auf ungefähr 580 C gehalten und dann um je 14 C oder weniger stündlich bis auf ungefähr 430 C abgekühlt wird.
Obschon dieses Verfahren besonders für mässig kalt bearbeitetes DZate- 5 rial geeignet ist, werden ausgezeichnete Er gebnisse auch erhalten mit heissgewalzten und angelassenen Materialien, das heisst Ma terialien, die während des Warmwalzens unter einer genügend hohen Temperatur fertig bearbeitet werden oder sieh in weichem Zustand befinden, wie er z. B. durch plötz liches Abschrecken aus 760 C oder höher erhalten wird. Eine Legierung, die verhält nismässig viel Kaltbearbeitung erfahren hat, wie z.
B. Feder-Temperdraht und -Streifen, entwickelt Eigenschaften nahe dem Maxi mum, wenn sie auf einer Temperatur von etwa<B>550'</B> C gehalten und dann in der näm lichen Weise abgekühlt wird, wie die mässig bearbeitete Legierung.
Die Eigenschaften von Nickel-Kupfer- Aluminiumlegierungen, die dadurch verbes sert wurden, da-ss man sie nach den oben be schriebenen. Zusammensetzungen herstellte, schliessen auch die Geschmeidigkeit im Warmbearbeitungsbereich von<B>760'</B> bis <B>1260'</B> C und die Aufrechterhaltung der Stärke und Geschmeidigkeit, nachdem sie während längerer Zeit erhöhter Temperatur ausgesetzt waren, in sich. Die Härte und Zugfestigkeit lässt sich im Vergleich mit den früheren Nickel-Kupfer-Aluminiumlegierun- gen um 10 bs 15 % erhöhen.
Die höheren Zugfestigkeiten werden ohne wesentliche Verminderung der Geschmeidigkeit erhalten. Warmgess"alzte Legierungen nach der Erfin dung können bis auf mindestens <B>265</B> Brinell gehärtet werden, und ungefähr 300 Brinell- stellen einen Mittelwert dar.
Kalt gezogenes oder kalt bearbeitetes Material in kleineren Abschnitten, beispielsweise bis zu ungefähr 25 mm Querschnittsdicke, erreicht im allge meinen Brinell-Härtewerte von 325 oder mehr, wenn es, wie beschrieben, wärmebehan delt wird, aber grössere kalt bearbeitete Ab schnitte geben nicht viel höhere Härtewerte als dieselben Abschnitte, wenn warm ge- ,valzt. Als Beispiel der Verbesserung in be- zug auf Warmgeschmeidigkeit sei erwähnt, dass eine Legierung gemäss der Erfindung einen Temperaturbereich, innerhalb dessen sie warmgeschmiedet werden kann,
ohne dass Rissbildung oder andere Schädigung auf tritt, von ungefähr 450 C besass, während eine Legierung von praktisch derselben Zu sammensetzung, aber ohne jedes Titan, einen nur etwa halb so grossen solchen Bereich aufwies. Dieser Unterschied in der Warm- liäminerbarkeit stellt den Unterschied dar zwischen Material, das nicht wirtschaftlich hämmerbar ist und solchem, das wirtseha.ft- lich hämmerbar ist.
Die Legierungen gemäss der Erfindung eignen sieh für die Herstellung mancherlei Gegenstände. Zu solchen gehören Walzen und Lagerkugeln, Lager und Laufkränze dafür, Rollenketten, nichtmagnetische, durch den Fallhammer geschmiedete Stücke und Spannstäbe für Flugzeuge, Ventilsitze und an dere Ventilteile, Pumpenstangen und dergl., Pumpenstangeubüclisen, Pumpenkolben für hohe Drücke und Temperaturen, Plungerkol- ben, Turbinenschaufeln, Scheidewände für Turbinensehaufelungen, Verschlussseheiben, Schrauben und Muttern, Werkzeuge, Schneid- ;
klingen und dergleichen, Zapfen und Nadeln, Federn und andere federnde Elemente, Teile von Flugzeuginstrumenten, Brennerdüsen, Stanzen, Blätter, Streifen, Draht, gewalzte Stäbe, Schablonen usw.
Hardened nickel-copper-aluminum alloy and process for their manufacture. The invention relates to an alloy that contains predominantly nickel and copper.
The addition of aluminum to nickel-copper alloys improves certain physical properties of the latter, it usually follows in an amount of 4%. In addition, these properties, and especially the tensile strength and hardness, can be further improved by subjecting the aluminum-containing alloys to a suitable heat treatment in the manner of precipitation hardening.
It is known (see British Patent No. 394378) that the addition of titanium to nickel alloys (including nickel-copper alloys) renders the alloys hardenable by heat treatment and that aluminum can be added as a second hardening agent. The amount of titanium added was 1 to <B> 10%. </B>
The present invention is based on the discovery that a nickel-copper-aluminum alloy containing relatively small amounts of aluminum can be given unexpectedly better properties, in particular good hardness, if small amounts of titanium and carbon are present in the alloy.
According to the invention, the alloy contains the following components:
EMI0001.0020
Nickel <SEP> 50 <SEP> to <SEP> 85
<tb> copper <SEP> 45 <SEP> to <SEP> 10
<tb> aluminum <SEP> 2 <SEP> to <SEP> 4 <SEP>%
<tb> Titan <SEP> at least <SEP> 0.25 <SEP>%, <SEP> but <SEP> less <SEP> than <SEP> 1
<tb> Carbon <SEP> 0.05 <SEP> to <SEP> <B> 0.3%. </B> The alloy, together with essentially all commercially available alloys, usually also contains impurities such as cobalt and silicon , Manganese, iron, sulfur and phosphorus.
It can contain silicon, manganese and iron in amounts in which these elements represent more than just impurities, that is, the alloy can consist of a basic composition, as stated above, plus one or more of the elements silicon, manganese and iron contained in the finished alloy in the following proportions: silicon from 0.05 to 1.0 (preferably 0.2 to 0.4%), manganese from 0.05 to 2, o (preferably 0.25 to 0.5%) and iron from 0.05 to 10% (preferably 0.2 to 1%). Magnesium should be absent, as it reduces the thermal conductivity of the alloy.
The better properties can be developed in the alloys by means of a heat treatment in the manner of precipitation hardening. The types of treatment, as they are now used for hardening nickel-copper-aluminum alloys for ge long, such. B. the types of treatment described in German Patent No. 492461 can be applied to the alloys according to the present invention, but the use of types of treatment. Which include regulated, gradual cooling, as described below is preferable .
Aluminum and titanium present in the alloys are considered to be important elements in the precipitation hardening process, while carbon and, to a certain extent, silicon are considered to be less important elements in this process. In order to have economic value, the alloys should be capable of hardening up to a minimum hardness of 265 Biinell without cold treatment. Titanium in amounts less than 0.25% produces degrees of hardness that are not appreciably better than those obtained with material containing only aluminum. A.
Alloy that contains approximately <B> 2.75% </B> aluminum and 0.50 / 'o titanium results in slightly gentle degrees of hardness of economic value. As the aluminum content decreases, the titanium content should be increased. However, it must not be more than 1%, because with such a high content the alloy develops a tendency towards what is known as "center splitting" when rolling into small bars etc. and is an expression of poor thermal conductivity. A very small advantage is achieved if the titanium content is chosen to be higher than <B> 0.75% </B>.
The preferred titanium content is 0.4 to 0.75% with an aluminum content between 2.3 and 3.4, Ö. Within this range, certain limits are preferably maintained in order to obtain the best results, and the preferred alloys have the following composition: nickel from 63 to 70%, copper from 33 to 26%, aluminum from 2.7 to 3.1%, titanium from 0.4 to 0.6 % And carbon from 0.13 to 0.20%.
Typical alloys are as follows:
EMI0002.0030
1 <SEP> 1 <SEP> 2 <SEP> 3 <SEP> 4
<tb> nickel
<tb> 66.14% <SEP> 66.10% <SEP> 66.45 ö <SEP> 64.66
<tb> Copper <SEP> <B> 29.83% <SEP> 29.69% <SEP> 29.26% </B> <SEP> 30.07
<tb> Aluminum <SEP> <B> 2.88% <SEP> 1 -), 92% </B> <SEP> 2.74% <SEP> 2.68
<tb> Titan <SEP> <B> 0.55% </B> <SEP> 0.5 <B> 1 </B> <SEP>% <SEP> <B> 0.51.% </ B > <SEP> 0.49
<tb> Carbon <SEP> 0.14% <SEP> <B> 0.1.8% <SEP> 0.13% </B> <SEP> 0.14
<tb> Silicon <SEP> 0.26 <SEP> 16 <I> 0 '</I> <SEP> 0.20% <SEP> 0.31, ö <SEP> 0.26 Carbon plays a certain role for imparting improved physical properties, even if not as important as titanium and aluminum.
Therefore, it is preferred to maintain the carbon content at the highest level possible without sacrificing thermal retardancy because the higher carbon contents impart increased strength and hardness. While carbon is highest in alloys of nickel and copper with a high titanium content. detrimental, it will manifest itself favorably in material made in accordance with the present invention.
The alloys of the present invention need not, and advantageously are not, quenched to render them susceptible to precipitation hardening. The alloys are usually only quenched when it is desired that they be temporarily soft. The alloys harden to essentially the same final hardness regardless of whether they were ever subjected to any quenching or rapid cooling process during any process step.
For reasons of expediency, in order to make the material temporarily soft and easy to straighten, chisel and chisel, as well as to prevent cracking during reheating, bars, blocks and bars are usually erased by hot machining.
n'h jec In general, the objects made from the Leffi <B> o, </B> erations are first treated with heat in order to develop a hardness after their completion, although some objects can be heat-treated before the final treatment. For example, fine springs can be cold drawn after the hardening heat treatment, in that this procedure develops the highest physical properties that can be achieved in the material.
This process also produces finished material with a higher gloss than can be developed in material that is heat treated after cold drawing. The final machine treatment can also be carried out after the heat treatment in order to compensate for any warping that occurs during the latter. Heat-treated material can be subjected to subsequent machine treatment, stamping or other processing operations, if these are ever necessary.
The preferred heat treatment is that the alloy is held in a temperature range between 538 and HOC for 1 / - to 16 hours and then continuously cooled to at least 482 C. The amount of cooling does not exceed 42 ° C per hour at any temperature above <B> 593 '</B> C and not <B> 28' </B> C per hour at any temperature below <B> 593 ' </B> C.
Preferably the amount of cooling does not exceed 14 ° C per hour at any temperature below 593 ° C. The best properties seem to develop when cooling down about 8 C per hour to 482 ° C and then about 2 C <B> yes </B> hour down to 426 ° C. The increase in mechanical properties with decrease in temperature is continuous, though to a lesser extent.
For example, material of the compositions under consideration here, which has been slowly cooled to 482 ° C. according to the preferred heat treatment, will have higher properties than would have been developed if the slow cooling had stopped at 540 ° C., for example. Below 42.6 ° C, the increase in properties is so slow that, for practical reasons, the regulated cooling seldom continues below this temperature, but is often stopped at around 482 ° C.
The alloy can be quenched, air-cooled or cooled to any degree from the final temperature, that is to say from about 426 ° C. down to atmospheric temperature. An extinguishing process after the hardening treatment shortens the time required by the total heat treatment.
The initial temperature during the hardening heat treatment and the time required are strongly influenced by the circumstances during the cold working of the material to be treated. In general, it is preferred to use the lower the initial temperatures, the greater the amount of cold work. Thus, an alloy that is in a soft state, e.g.
B. hot rolled, tempered, or slightly cold worked, properties that are near the maximum if they keep ge for 1/2 to 2 hours at a temperature of about <B> 650 '</B> C , then cooled by <B> 528 '</B> C every hour to 593 C and further cooled by 1.4 C or less every hour to approximately 450 C. An alloy that has undergone a modest degree of cold working, such as
B. a semi-hard annealing strip, a cold drawn bar, etc. develops properties near the 'maximum when it is held at about 580 ° C for 8 to 16 hours and then cooled to about 430 ° C at 14 ° C or less every hour.
Although this process is particularly suitable for moderately cold-worked material, excellent results are also obtained with hot-rolled and tempered materials, i.e. materials that are finished during hot-rolling at a sufficiently high temperature or are in a soft state how he z. B. obtained by sudden quenching from 760 C or higher. An alloy that has experienced a relatively large amount of cold working, such as
B. spring annealing wire and strip, develops properties close to the maximum if it is kept at a temperature of about 550 ° C and then cooled in the same way as the moderately processed alloy.
The properties of nickel-copper-aluminum alloys, which have been improved by following those described above. Compositions produced also include pliability in the hot working range of <B> 760 '</B> to <B> 1260' </B> C and the maintenance of strength and pliability after prolonged exposure to elevated temperatures . The hardness and tensile strength can be increased by 10 to 15% compared to the earlier nickel-copper-aluminum alloys.
The higher tensile strengths are obtained without any significant reduction in pliability. Hot-worked alloys according to the invention can be hardened to at least <B> 265 </B> Brinell, and approximately 300 Brinell values represent an average.
Cold-drawn or cold-machined material in smaller sections, for example up to about 25 mm cross-section thickness, generally achieves Brinell hardness values of 325 or more if it is heat-treated as described, but larger cold-machined sections are not much higher Hardness values as the same sections when hot rolled. As an example of the improvement with regard to hot pliability, it should be mentioned that an alloy according to the invention has a temperature range within which it can be hot forged,
without cracking or other damage occurring, possessed of about 450 C, while an alloy of practically the same composition, but without any titanium, had such a range only about half as large. This difference in heat-insulating properties represents the difference between material that cannot be hammered economically and material that can be hammered economically.
The alloys according to the invention are suitable for the manufacture of all kinds of objects. These include rollers and bearing balls, bearings and running rims for them, roller chains, non-magnetic, drop hammer forged pieces and tension rods for aircraft, valve seats and other valve parts, pump rods and the like, pump rod units, pump pistons for high pressures and temperatures, plungers, Turbine blades, partitions for turbine blades, locking washers, screws and nuts, tools, cutting tools;
blades and the like, pins and needles, springs and other resilient elements, parts of aircraft instruments, burner nozzles, punches, sheets, strips, wire, rolled rods, templates, etc.