Die vorliegende Erfindung betrifft Verdampfungs-Kondensations-Legierungen, das heisst Legierungen, welche durch Verdampfungs- Kondensations-Prozesse hergestellt werden.
Gemäss der vorliegenden Erfindung enthält eine Verdampfungs-Kondensations-Aluminiumlegierung 2 bis 12 Gewichtsprozent Chrom, 0,2 bis 3,0 Gewichtsprozent Eisen, der Rest ist Aluminium, das frei von kleineren Mengen von Unreinheiten und Nebenelementen ist, wobei der grösste Teil des Chroms als metastabile Lösung im Aluminiumgitter vorliegt, welches eine ausgeschiedene Phase aus Eisen-reichen Zonen enthält, deren Hauptteil Durchmesser von 200 Ä oder weniger haben, und vorzugsweise 50 Ä oder weniger, und die Anwesenheit von grossen intermetallischen Teilchen, besonders an den Korngrenzen, minimal ist.
Unreinheiten und Nebenelemente, welche in den Legierungen der vorliegenden Erfindung vorhanden sein können, schliessen ein Total von bis 0,5 Gewichtsprozent eines oder mehrerer der folgenden Elemente ein: Nickel, Kobalt, Silizium, Kupfer, Zink, Gold, Silber, Sauerstoff, Magnesium, Kadmium, Zinn, Mangan, Titan, Molybdän, Kohlenstoff und Beryllium.
Vorteilhaft enthalten Aluminiumlegierungen der vorliegenden Erfindung 4 bis 10 Gewichtsprozent Chrom, 0,3 bis 2,0 Gewichtsprozent Eisen, den Rest bildet Aluminium, das von kleinen Mengen von Unreinheiten und Nebenelementen getrennt wurde, und vorzugsweise 5 bis 9 Gewichtsprozent Chrom und 0,6 bis 1,5 Gewichtsprozenten Eisen. Bei einer besonders bevorzugten Ausführungsart der vorliegenden Erfindung enthält eine Aluminiumlegierung 5 bis 8 Gewichtsprozent Chrom, 0,8 bis 1,3 Gewichtsprozent Eisen, der Rest ist Aluminium, das von kleinen Mengen von Unreinheiten und Nebenelementen getrennt wurde: ein Hauptteil des Chromgehalts liegt als eine metastabile, feste Lösung im Aluminiumgitter vor, das eine ausgeschiedene Phase aus Eisen-reichen Zonen enthält, deren grösster Teil Durchmesser von 50 Ä oder weniger haben.
Vorzugsweise haben im wesentlichen alle der Eisen-reichen Zonen Durchmesser von 50 .
Die Mikrostrukturen, welche charakteristisch sind für die Legierungen der vorliegenden Erfindung, und, um die zu erhalten, geeignete Bearbeitungsvorgänge erforderlich sein können, sind mittels herkömmlichem Schmelzen, Giessen, Schmieden oder Lösungsglühen und Ausfäll-Techniken nicht erreichbar.
Die Technik der Herstellung von Legierungen mittels Ablagerung aus der Gasphase ist beschrieben in der UK-Patentschrift 1 206 586. Ein Prozess zur Herstellung einer Verdampfungs-Kondensations-Legierung der vorliegenden Erfindung schliesst das Verdampfen der Bestandteile der Legierung aus einer erhitzten Quelle in einem Vakuum- oder Niederdrucksystem, das Ablagern der Bestandteile der Legierung auf einem temperaturregulierten Kollektor bis die erforderliche Dicke abgelagert ist, das öffnen des Vakuumoder Niederdrucksystems und das Wegnehmen der Ablagerung vom Kollektor in einer Beschaffenheit, die es erlaubt, sie einer metallurgischen Bearbeitung zu unterziehen.
Legierungen gemäss der vorliegenden Erfindung können sehr nützliche mechanische Eigenschaften haben, nachdem sie in geeigneter Weise bearbeitet wurden, um sich zu verfestigen. Im Besonderen können sie bei Zimmertemperatur fest und duktil sein und viel bessere Kerbschlagfestigkeit, einen besseren Young-Modul, bessere Ermüdungseigenschaften, eine bessere Zugfestigkeit bei höheren Temperaturen, bessere Dauerstandfestigkeit und besseres Korrosionsverhalten als bisher normalerweise verwendete Aluminiumlegierungen haben.
Man hat herausgefunden, dass die Mikrostruktur von Legierungen, die durch Verdampfen-Kondensieren hergestellt werden, beträchtlich variiert mit der Temperatur, auf welche der Kollektor eingestellt ist. Die Mikrostruktur, die charakteristisch ist für Legierungen der vorliegenden Erfindung, wird erhalten. wenn die Kollektortemperatur auf etwa 260O eingestellt wird. Wenn die Kollektortemperatur auf etwa 3700C gehalten wird, entsteht eine leicht zu bearbeitende, hochfeste Legierung, worin das Eisen und das Chrom im wesentlichen ganz in der Form einer ausgeschiedenen Phase oder Phasen aus feinen Teilchen vorhanden sind, deren grösster Teil einen Durchmesser von etwa 2000 A oder weniger haben. Eine solche Legierung kann eine kleine Porosität aufweisen, kann aber die Tendenz zu schlechten Korrosionseigenschaften haben.
Bei Kollektortemperaturen zwischen etwa 260"C und 370"C werden Legierungen gebildet mit Mikrostrukturen, die zwischen diesen zwei Typen liegen. Bei Kollektortemperaturen unter etwa 260"C, z.B.
1700C, erhält man eine porösere Ablagerung ohne die ausgeschiedene Phase aus Eisen-reichen Zonen, aber die Bearbeitung, das heisst Pressen oder Walzen, kann die Porosität entfernen und Wärmebehandlung verursacht die Ausscheidung der Eisen-reichen Zonen.
Man entdeckte, dass die metastabile Lösung von Chrom im Aluminiumgitter in der Form von schmalen, länglichen Körnern mit einem Durchmesser von 5 em oder weniger vorliegt nach der ursprünglichen Ablagerung. Nach der Bearbeitung, z.B. Warmpressen oder Warmwalzen können diese Körner zu flachen, ausgedehnten, plattenähnlichen Kör nern mit einer Dicke von 5 S m oder weniger umgewandelt werden. Vorzugsweise betragen diese Durchmesser der Körner 1 um oder weniger. Nach geeigneter Bearbeitung können Legierungen der vorliegenden Erfindung mit einer Zugfestigkeit von mindestens 70,88 kp/mm2 erhalten werden.
Eine Vorrichtung, die geeignet ist zur Herstellung von Legierungen gemäss der vorliegenden Erfindung ist in den beiliegenden Zeichnungen dargestellt, worin zeigen:
Fig. 1 eine schematische Querschnittsdarstellung;
Fig. 2 eine perspektivische Ansicht einer steuerbar geheizten Quelle;
Fig. 3 einen geformten Barren aus Zufuhrmetall, und
Fig. 4 eine perspektivische Ansicht eines Temperaturregelbaren Kollektors.
In Fig. 1, welche eine schematische Darstellung zeigt, wird ein Vakuum- oder Niederdruckgefäss 10 mittels einer herkömmlichen Vakuumpumpe 11 evakuiert und ein Druckmessgerät 12 ist vorgesehen, um den Druck anzuzeigen. Eine geheizte Quelle 13 wird über eine Metallversorgung 14 mit Metall versehen und ein Temperatur-regelbarer Kollektor 15, auf welchem das verdampfte Metall aus der geheizten Quelle 13 abgelagert werden kann, ist vorgesehen. Ein wegnehmbarer Verschlussschieber 16, der über einen Griff 17 ausserhalb des Vakuumgefässes 10 bedient wird, ist vorhanden. Das Metallversorgungsmittel 14 ist vorzugsweise mit einer Vakuumschleuse versehen, so dass es geladen werden kann, ohne dass das Vakuum im Vakuumkessel 10 zusammenbricht und dazu so, dass geladen werden kann, während der restliche Teil in Betrieb ist, wodurch eine kontinuierliche Arbeitsweise erreicht wird.
Es kann irgendeine geheizte Quelle verwendet werden, doch vorzugsweise wird die regelbar geheizte Quelle, welche in der abhängigen Patentanmeldung 33073/72 offenbart ist, verwendet. Fig. 2 ist eine perspektivische Ansicht einer Ausführungsart einer regelbar geheizten Quelle und ist in leerem Zustand dargestellt, so dass die innere Struktur sichtbar wird. Ein Schmelzabteil 20, das mittels eines Elektronenstrahl-Erzeugers 21 geheizt wird, ist durch einen Kanal 23 mit einem Mischabteil 22 verbunden, der eine Wandung
24 mit einem Schlitz 25 darin enthält. Die Mischabteilung 22 ist durch einen Kanal 26 mit einem Verdampfungsabteil 27 verbunden, welches mittels eines Elektronenstrahl-Erzeugers 28 geheizt wird.
Die Abteilungen sind in eine Kühlumhüllung 29 aus Kupfer eingeschlossen, welche mit Kupferrohren 30 für die Zirkulation von kaltem Wasser versehen ist, deren Ein- und Ausgänge nicht dargestellt sind. Das Material, aus dem die Abteilungen bestehen, ist hitze- und korrosionsbeständige Keramik.
Das Metall kann der geheizten Quelle 13 in der Form von Scheiben zugeführt werden, welche man durch Giessen eines zylindrischen Barrens, durch Drehen auf einer Drehbank und Zerschneiden in gleichgrosse Scheiben erhält. Ein geeigneter Nachschubmechanismus wird in der abhängigen Patentanmeldung 33075/72 beschrieben. Vorzugsweise wird jedoch Metall in der Form eines Barrens, wie er in Fig. 3 dargestellt ist, zugeführt. Solch ein Barren wird so gegossen, dass die Hälse 80 zuerst und früh in der Verfestigungsphase fest werden, so dass jedes der Stücke 81 im wesentlichen die Nennzusammensetzung des ursprünglichen Materials hat. Dieser Barren kann so in ein Schmelzgefäss gesenkt werden, dass ein Stück auf einmal schmilzt und entgast wird.
Geeignete, Temperatur-geregelte Kollektoren 15 werden in der UK-Patentschrift 1 279 975 und in der abhängigen Patentanmeldung 33072/72 beschrieben. Eine bevorzugte Kollektorform jedoch wird in der abhängigen Patentanmeldung 33074/72 offenbart und eine Ausführungsform ist in perspektivischer Ansicht in Fig. 4 dargestellt. Der Kollektor 15 umfasst eine dicke Metallplatte 110 mit einer Fläche 111 für die Ablagerung der Legierung und auf der entgegengesetzten Seite zwei langgestreckte Leisten 113. Es wird ein Metall gewählt, das einen ähnlichen thermischen Ausdehnungskoeffizienten hat, wie die Legierung, die abgelagert werden soll. Kupferbalken 114 werden paarweise mittels einer Schraube 115 pro Paar an die Leisten geschraubt.
Ein Kupferblock 116 wird mittels Endplatten 117, die aussen an den Kupferbalken 114 liegen und welche Schrauben aufweisen, die durch den Kupferblock 116 verlaufen, zwischen jedem Balkenpaar 114 festgehalten. Einzelne Kupferblöcke 116 haben Aussparungen für Ein- und Auslassrohre 119 und 120.
Der Schaft der Schraube 115 hat einen niedrigeren thermischen Ausdehnungskoeffizienten als das Material der Leiste 113, so dass die Balken 114, wenn die Anordnung sich erwärmt, strafer an die Leisten 113 gezogen werden und so den thermischen Kontakt sicherstellen. In ähnlicher Weise haben die Schrauben 118 einen niedrigeren thermischen Ausdehnungskoeffizienten als Kupfer, so dass ein Wirk- samer thermischer Kontakt zwischen den Stangen 119 und den Kupferblöcken 116 entsteht. Die Kollektorplatte 110 ist mit einem Thermoelement 121 versehen, mittels welchem die Temperatur der Fläche 111 angezeigt werden kann. Auch Heizvorrichtungen 122 zum Vorheizen der Platte 110 sind vorgesehen. Die Zuleitungen zum Thermoelement 121 und zu den Heizvorrichtungen sind nicht dargestellt.
An der Oberseite jedes Balkens 114 ist eine Sicherheitsvorrichtung vorgesehen, um zu verhindern, dass der Kollektor in die Quelle 13 fällt, sollten sich aus irgendeinem Grund die Schrauben 118 lösen. Die Sicherheitsvorrichtung besteht aus einer Unterlagsscheibe 124, die sich über die Kanten des Balkens 114 hinaus erstreckt und durch eine Schraube 123 festgehalten wirds
Beim Gebrauch wird die Dicke der Balken 114 zum Voraus gemäss der erforderlichen Betriebstemperatur des Kollektors gewählt. Die Zunahrne der Balkendicke 114 zum Beispiel vergrössert den Wärmefluss durch sie und verringert bei einem gegebenen Wärmezustrom die Temperatur der Kollektorplatte 110. In ähnlicher Weise können die Kupferblöcke 116 nahe der Platte 110 angeordnet werden, um die Wärme schneller wegzuführen, was eine relativ niedrige Plattentemperatur zur Folge hat.
Während dem Betrieb der Vorrichtung können kleinere Korrekturen gemacht werden, indem die Durchflussrate und/oder die Temperatur der Kühlflüssigkeit, vorzugsweise Wasser, verändert wird.
Bei einer typischen Ablagerung besteht der Kollektor aus Aluminiumlegierung, z.B. Duralumin, und wird poliert und gereinigt, bevor die Ablagerung beginnt. Das Reinigen kann aus Waschen mit Reinigungsmittel, Abspülen, Trocknen und Erhitzen auf etwa 250"C bestehen, oder irgendeinem andern geeigneten Prozess. Ein geeigneter Prozess ist die Glimmentladungsreinigung, wie in der abhängigen Patentanmeldung 28 065/72 offenbart ist. Die Metallbeschickung wird auch mit Reinigungsmittel gewaschen, abgespült und getrocknet. Die gewünschten Mengen der Metallbeschickung werden dann in den Behälter oder die Behälter der geheizten Quelle und in das Nachschubbehältnis getan.
Die relativen Konzentrationen von Aluminium, Chrom, Eisen des Ausgangsmaterials im Abteil sind natürlich nicht gleich den in der abgelagerten Legierung erforderlichen Nennkonzentrationen wegen der sehr unterschiedlichen Flüchtigkeit der Metalle. Dennoch können die Anfangskonzentrationen, die erforderlich sind um eine Legierung der vorliegenden Erfindung herzustellen, von Fachleuten leicht ermittelt werden.
Die Vorrichtung wird dann zusammengesetzt und das System evakuiert, in der Regel auf etwa 1 bis 2X10-5 Torr.
Der Kollektor 15 wird auf die erforderliche Betriebstemperatur vorgeheizt, z.B. durch die Heizvorrichtungen 122, und dann so nahe als möglich bei dieser Temperatur gehalten während dem ganzen Ablagerungsexperiment. Die Temperatur der geheizten Quelle 13 wird erhöht, bis die Beschickung rasch verdampft, z.B. mittels Elektronenstrahlerzeugern 21 und 28, der Verschlusssieber 16 jedoch bleibt geschlossen bis das Spritzen der Beschickung im wesentlichen aufgehört hat.
Der Verschlussschieber 16 wird dann entfernt, so dass die Ablagerung auf den Kollektor 15 stattfinden kann, wobei aus dem Metallversorgungsmittel 14 neue Beschickung in geeigneten, regelmässigen Intervallen hinzugefügt wird. Die Ablagerung wird beendet, wenn eine Schicht der erwünschten Dicke auf dem Kollektor abgelagert wurde, indem die Elektronenstrahlerzeuger abgestellt werden, dem Kollektor gestattet wird, sich abzukühlen und die Vakuumkammer geöffnet wird. Die Ablagerung kann dann mit geeigneten Mitteln vom Kollektor weggenommen werden. Bei dicken Ablagerungen kann eine Bandsäge verwendet werden, während für dünne Ablagerungen das Anbringen eines Ablösemittels an der Oberfläche des Kollektors vor dem Ablagern ein leichtes Ablösen der Ablagerung ermöglicht.
Legierungen der vorliegenden Erfindung erfordern mechanische Bearbeitung mittels einer geeigneten Bearbeitungstechnik, um sie vor der Verwendung zu verfestigen. Die Bearbeitungstemperatur sollte vorteilhaft die Temperatur, auf welcher der Kollektor während der Ablagerung gehalten wurde, nicht übersteigen. Geeignete Bearbeitungstechniken zum Verfestigen und damit zum Entfernen der Porosität können Pressen und Walzen oder Strangpressen umfassen und von Formgebern gefolgt werden. Andere Techniken können Ausglühen und/oder Strecken einschliessen, um innere Spannungen zu beseitigen.
Die nachfolgenden Beispiele beschreiben spezielle Legierungen der vorliegenden Erfindung und Verfahren, mit denen sie hergestellt werden können, sollen aber nur Beispiele darstellen, ausgenommen Beispiel 2, das die Herstellung einer Legierung beschreibt, welche nicht die gewünschte Struktur hat.
Beispiel 1
Es wurde ein Schmelztiegel verwendet, wie er in Fig. 2 dargestellt ist. Die folgenden Stoffe wurden ins Schmelzabteil 20, ins Mischabteil 22 und ins Verdampfungsabteil 27 gebracht:
20 945 gr. Al 10% Cr Barren
945 gr. 99,8% Al Platte
22 706gr. Al10%CrBarren
63 gr. .schwedisches Eisen
27 1650gr. 99,8% Al Platte
480 gr. in Lichtbogen geschmolzene
Cr-Pastillen
533 gr. schwedisches Eisen
Ein Nachschubbehältnis, (die Metallversorgungsmittel 14) wurde mit 148 Scheiben mit 64 mm Durchmesser beladen, die abwechslungsweise aus Scheiben mit 9,1-9,5% Chrom im Aluminium, welche jede 74 gr. wog, und aus Scheiben aus 99,8% Aluminium, welche jede 53 gr. wog, bestanden. Die ganze Beschickung wurde zunächst mit Reinigungsmittel gewaschen, gespült und getrocknet.
Ein Duraluminblock-Kollektor des Typs, der in Fig. 4 dargestellt ist, wurde mit der unteren Fläche 360 mm über der Verdampfungskammer 27 des Schmelztiegels angebracht, wobei sich der wegnehmbare Verschlussschieber 16 dazwischen befand. Der Kollektor war vorgängig gewaschen und getrocknet worden.
Die Vakuumkammer, welche Schmelztiegel, Kollektor und Nachschubbehältnis enthielt, wurde auf etwa 2X 10-5 Torr. ausgepumpt. Darauf wurde der Kollektor auf 320"C erwärmt und, als der Verschlussschieber geöffnet worden war, wurde der Strom in den Kollektor-Heizvorrichtungen reduziert und die Temperatur für den Rest des Experiments so nahe als möglich bei 320"C gehalten, d.h. zwischen 3080C und 323"C.
Der Elektronenstrahlerzeuger 21 wurde angestellt und der Strahl auf das Metall im Schmelzabteil 20 fokussiert; e Beschleunigungsspannung betrug 18 kV und der Emissionsstrom etwa 300 mA. Der zweite Elektronenstrahlerzeuger 28 wurde angestellt und der Strahl auf das Metall im Verdampfungsabteil 27 des Schmelztiegels fokussiert; Beschleunigungsspannung 15,5 kV, Emissionsstrom etwa 250 mA. Die Spannungen bei beiden Vorrichtungen wurden konstant gehalten, die Emissionsströme wurden schrittweise erhöht, um die Tiegelbeschickung ohne zu grosses Spritzen zu schmelzen. Nach etwa 70 Minuten hatte der Emissionsstrom des Elektronenstrahlerzeugers 211 Amp. erreicht und das Spritzen hatte im wesentlichen aufgehört.
Drei Minuten später wurde der Verschlussschieber entfernt, um die Ablagerung des verdampften Metalls auf der unteren Fläche des Xollektors zu gestatten. Zwei Minuten danach wurde mit dem mechanischen Nachschub von Scheiben aus dem Nachschubbehältnis begonnen, wobei etwa jede 100 Sekunden eine Scheibe hinzugefügt wurde, bis nach einer Zeit von 3 Stunden 50 Minuten total 139 Scheiben hinzugefügt worden waren. Die Ablagerung wurde darauf beendet indem die Elektronenstrahlerzeuger abgestellt wurden, der Kollektor konnte sich abkühlen, und die Vakuumkammer wurde geöffnet.
Während dem Scheibennachschub betrug der Emissionsstrom des Elektronenstrahlerzeugers 21 etwa 1,06 Amp und derjenige des Elektronenstrahlerzeugers 28 etwa 520-620 mA.
Die Ablagerung wurde vom Kollektor mit einer Bandsäge entfernt. Der Chrom- und Eisengehalt in der Nähe der Mitte der Ablagerung war: Cr 4,8 bis 6,9%, Fe 1,0% bis wo,8%.
Aus der Ablagerung herausgeschnittene Stücke wurden mittels Pressen, gefolgt von Walzen, zu Tafeln verarbeitet, wobei Presstemperaturen zwischen 20"C und 260"C und Walztemperaturen im Nennbereich von 200C bis 230"C verwendet wurden. Ein Stück z.B. wurde bei 200C von einer anfänglichen Dicke von 1,19 cm auf eine Dicke von 0,41 cm gepresst und bei 20"C auf eine Dicke von 0,13 cm gewalzt.
Es hatte in diesem Zustand bei Raumtemperatur eine Zugfestigkeit von 69,3 kp/mm2 bei einer Elongation von 5%.
Ein anderes Stück wurde bei 250"C von einer anfänglichen Dicke von 1,9 cm auf eine Dicke von 0,76 cm gepresst und dann auf eine Enddicke von 0,145 cm gewalzt. Es hatte bei Raumtemperatur eine Zugfestigkeit von 67,7 kp/mm2 und eine Elongation von 5%. Der Young-Modul betrug in beiden Fällen etwa 0,8X 10s kg/cm2.
Ein drittes Stück wurde bei 200"C von einer Dicke von 1,4 cm auf 0,81 cm gepresst und hernach bei 200"C und darunter auf 0,163 cm gewalzt. Es hatte eine Zugfestigkeit von 67,7 kp/mm2 bei Zimmertemperatur, mit einer Elongation von 6% und eine Zugfestigkeit von 44,1 kp/mm2 bei 58,3 kp/ mm2, Elongation 6%.
Ein viertes Stück wurde bei 250"C von 1,8 cm auf 0,64 cm gepresst und bei 230"C auf 0,147 cm gewalzt. Es hatte bei Raumtemperatur eine Zugfestigkeit von 70,8 kp/ mm2, Elongation 4%, und bei 200"C eine Zugfestigkeit von 58,3 kp/mm2, Elongation 6%.
Muster, welche bei 200"C bis 250po von 1,4 cm auf 0,64 cm gepresst und bei 230"C auf 0,15 cm gewalzt wurden, hatten folgende mechanische Eigenschaften: a) Ermüdung (geprüft bei einem Ermüdungszyklus von p + 0,9 p, wobei p = Spannung).
1. gelochtes Teststück (Konzentrationsfaktor der eIastischen
Spannung Kt = 2,6).
Bei Höchstspannung (1,9p) von 1760 kp/cm2:
Muster nach 2,9X 107 Zyklen noch nicht gebrochen.
Bei Höchstspannung von 1790 kp/mm2:
Muster nach 1 X 108 Zyklen noch nicht gebrochen.
2. Flaches Teststück.
Bei Höchstspannung von 2810 kplmm2:
Muster 5,3 X 101 Zyklen noch nicht gebrochen.
Die erhaltenen Resultate zeigen eine etwa 35% grössere
Ermüdungsfestigkeit als herkömmliche Aluminiumlegie rungen für Flugzeuge (z.B. 2024-T3: eine Al-Cu-Mg-Le gierung).
b) Kriechverhalten
Spannung für 0,10/0 totale plastische Deformation in 100
Stunden bei 251"C = 15,7 kp/mm2.
Spannung für 0,1 % totale plastische Deformation in 100
Stunden bei 223"C = 23,6 kplmm2.
Spannung für 0,1 % totale plastische Deformation in 100
Stunden bei 1830C = 31,4 kp/mm2.
Spannung für 0,1 % totale plastische Deformation in 1000
Stunden bei 195"C = 22 kp/mm2.
Die erhaltenen Resultate zeigen, dass diese Legierung bezüglich Spannung um einen Faktor 2, und bei einer Spannung von 31,4 kp/mm2 um 700C in der Temperatur besser ist, als eine herkömmliche Aluminiumlegierung für Flugzeuge (z.B. CM001-1C).
c) Schlagfestigkeit
Schlagfestigkeitseigenschaften wurden mit kleinen Char py-Teststücken, 2,8 mm X 2,8 mm X 40 mm ungekerbt (UN) oder gekerbt (N) mit einer 450 Kerbe, 0,6 mm tief und 0,15 mm Grundradius.
Die erhaltenen Resultate waren:
UN 0,76 bis 0,86 kp.m nicht gebrochen
N 0,125 bis 0,35 kp.m nicht gebrochen
Diese Schlagfestigkeiten sind vergleichbar mit denjenigen bei den Titanlegierungen IMI 318 (Ti-6A1-4V) und IMI 685 (Ti-6AI-5Zr).
d) Korrosion
Gewichtsverlust in 5% wässriger NaC1-Lösung bei 36"C.
Bei einer Kondensationsrate von 1,5 + 0,5 ml/h über eine Probefläche von 80 cm2 betrug der Gewichtsverlust bei sechs Wochen Exposition weniger als 0,45 mg/cm2, was etwa dem Wert bei reinem Aluminium entspricht.
Anmerkung: Die chemische Zusammensetzung jedes einzelnen Teststücks ist nicht bekannt, doch sie ist im Bereich der oben angegebenen Zusammensetzung oder nahe davon.
Beispiel 2
Ein im wesentlichen gleiches Experiment, wie in Beispiel 1 wurde ausgeführt, ausgenommen, dass der Schmelztiegel nur zwei miteinander verbundene Kammern, eine Verdampfungskammer und eine Nachschubkammer, hatte.
Ein Elektronenstrahl traf in der Verdampfungskammer auf das Metall, und die Wärmeleitung von dieser Kammer zur Nachschubkammer genügte, um den Nachschub zu schmelzen.
Die Kollektortemperatur wurde während der Ablagerung zwischen 356"C und 374"C gehalten. Die Zusammensetzung der Ablagerung in der Nähe der Mitte bestand aus: Cr 6,3% bis 8,0%; Fe 0,9% bis 1,4%.
Mehrere Stücke der Ablagerung wurden wie in Beispiel 1 bearbeitet. So wurde ein Stück bis 2300C von 1,17 cm auf 0,36 cm Dicke gepresst und danach bei 210 C auf 0,137 cm gewalzt. Seine Zugfestigkeit bei Zimmertemperatur war 67,7 kp/mm2, Elongation 8%, Young-Modul 0,77 X 106 kp/cm2.
Ein anderes Stück wurde warm gewalzt, ohne vorhergehendes Pressen, von einer Dicke von 0,83 cm auf 0,112 cm. Es hatte bei Zimmertemperatur eine Zugfestigkeit von 63 kp/mm2 Elongation 8%, Young-Modul 0,84X 106 kp/cm2.
Beispiel 3
Es wurde mit der Methode, welche in Beispiel 1 beschrieben ist, eine Ablagerung hergestellt, ausgenommen, dass der Kollektor anfänglich auf 2600C erwärmt, und während der Ablagerung im Temperaturbereich von 2520C bis 2580C gehalten wurde. Die verdampfte Metallmenge betrug 9,2 kg in etwa 3 h 40 Min. Die Zusammensetzung der Ablagerung in der Nähe der Mitte war: Cr 7,6 bis 7,8%; Fe 0 99% bis 1,14%. Ein Stück der Ablagerung wurde bei 260"C bis 230"C von einer Dicke von 1,19 cm auf 0,51 cm gepresst und hernach bei 2350C bis 250"C auf eine Dicke von 0,16 cm gewalzt. In diesem Zustand betrug die Zugfestigkeit bei Zimmertemperatur 74 kp/mm2, Elongation 8%, und die Zugfestigkeit bei 200"C 63 kp/mm2 mit einer Elongation von 6%.
Beispiel 4
Diese Ablagerung wurde unter denselben Bedingungen, wie in Beispiel 3 gebildet, ausgenommen, dass der Nachschub als Barren, wie in Fig. 3 dargestellt, und aus einem vertikalen Lager, das in einem evakuierten Turm enthalten ist, wie in der abhängigen Patentanmeldung 33 075/72 beschrieben, zugeführt wurde. Der Nachschub-Stapel enthielt 7,9 kg in Barren der Zusammensetzung Al, 7% Cr, 1,45% Fe.
Dies waren 4 Barrenlängen, wobei ein Barren mittels Eisendraht unter den anderen gehängt wurde. In der Mitte der
Ablagerung war die Zusammensetzung wie folgt: Cr 7,570, Fe 1,6%.
Die Ablagerung wurde weggeschnitten und es wurden kleine Stücke hergestellt und geprüft wie in Beispiel 1, wobei sie ähnliche mechanische Eigenschaften zeigten.
Beispiel 5
Diese Ablagerung wurde unter denselben Bedingungen vorgenommen, wie diejenige in Beispiel 4, jedoch wurden eine Tiegelbeschickung und Nachschubbarren verwendet, welche mehr Eisen enthielten, um eine Ablagerung mit höherem Eisengehalt zu erzielen.
Schmelzabteil 20 81 gr schwedisches Eisen
162 gr im Lichtbogen geschmol zene Cr-Pastillen
3008 gr 99,8% Al-Platte
Mischabteil 22 391 gr schwedisches Eisen
137 gr Cr-Pastillen
622 gr Al-Platte
Verdampfungsabteil 27 1260 gr schwedisches Eisen
445 gr Cr-Pastillen
2000 gr Al-Platte
Der Nachschubstapel enthielt 8,2 kg in Barren der Zusammensetzung Al, 5% Cr, 2,5% Fe.
Der Kollektor wurde während der Ablagerung auf 262"C bis 237"C gehalten. Der mittlere Teil der Ablagerung hatte die Zusammensetzung 6,8% bis 8,5% Cr, 3,7% bis 4,3% O/o Fe, den Rest bildete Al.
Die Ablagerung wurde bearbeitet und geprüft wie in den vorangehenden Beispielen, nachdem sie vom Kollektor weggeschnitten worden war.
Beispiel 6
Diese Ablagerung war ähnlich zu derjenigen in Beispiel 5, jedoch mit niedrigerem Cr und Fe-Gehalt. Die Tiegel- und Nachschub-Beschickungen waren folgendermassen:
20 47 gar Fe 95gr Cr 3020gr Al
22 237gr Fe 79gr Cr 710gr Al
27 765gr Fe 256gr Cr 2300gr Al
Der Nachschubstapel enthielt 8,5 kg in Barren der Zu sammensetzung 3 OJo Cr 1,5% Fe, Rest Al.
Die Zusammensetzung des mittleren Teils der Ablagerung war 3,1% bis 3,9% Cr, 1,2% bis 1.580je Fe, Rest Al. Die Ablagerung wurde bearbeitet und geprüft wie in den vorangehenden Beispielen, nachdem sie vom Kollektor weggeschnitten worden war.
Es muss bemerkt werden, dass die Materialien, welche gemäss den oben beschriebenen Beispielen hergestellt wurden, eine gewisse Porosität aufwiesen, welche Risse an den Rändern des Musters erzeugte, wenn sie bearbeitet wurden.
Solche Teile mit Rissen wurden vor der Weiterverarbeitung und Verwendung als Testmuster weggeschnitten und ausgeschieden.
The present invention relates to evaporation-condensation alloys, that is to say alloys which are produced by evaporative-condensation processes.
According to the present invention, an evaporative-condensation aluminum alloy contains 2 to 12 percent by weight of chromium, 0.2 to 3.0 percent by weight of iron, the remainder being aluminum, which is free from minor amounts of impurities and secondary elements, most of the chromium being used as metastable solution is present in the aluminum lattice, which contains a precipitated phase of iron-rich zones, the majority of which have diameters of 200 Å or less, and preferably 50 Å or less, and the presence of large intermetallic particles, especially at the grain boundaries, is minimal.
Impurities and minor elements that may be present in the alloys of the present invention include a total of up to 0.5 percent by weight of one or more of the following elements: nickel, cobalt, silicon, copper, zinc, gold, silver, oxygen, magnesium, Cadmium, tin, manganese, titanium, molybdenum, carbon and beryllium.
Advantageously, aluminum alloys of the present invention contain 4 to 10 percent by weight chromium, 0.3 to 2.0 percent by weight iron, the remainder being aluminum that has been separated from small amounts of impurities and minor elements, and preferably 5 to 9 percent by weight chromium and 0.6 to 1.5 weight percent iron. In a particularly preferred embodiment of the present invention, an aluminum alloy contains 5 to 8 weight percent chromium, 0.8 to 1.3 weight percent iron, the remainder being aluminum separated from small amounts of impurities and minor elements: a major part of the chromium content is as one metastable, solid solution in the aluminum grid, which contains a precipitated phase from iron-rich zones, the majority of which have a diameter of 50 Å or less.
Preferably, substantially all of the iron-rich zones are 50 in diameter.
The microstructures which are characteristic of the alloys of the present invention, and which may require appropriate machining operations to be obtained, are not achievable by conventional melting, casting, forging or solution annealing and precipitation techniques.
The technique of making alloys by vapor deposition is described in UK Patent 1 206 586. A process for making an evaporative-condensation alloy of the present invention includes evaporating the constituents of the alloy from a heated source in a vacuum. or low pressure system, depositing the constituents of the alloy on a temperature-controlled collector until the required thickness is deposited, opening the vacuum or low pressure system and removing the deposit from the collector in a condition that allows it to be subjected to metallurgical processing.
Alloys according to the present invention can have very useful mechanical properties after they have been properly processed to solidify. In particular, they can be strong and ductile at room temperature and have much better notched impact strength, a better Young's modulus, better fatigue properties, better tensile strength at higher temperatures, better creep strength and better corrosion behavior than previously used aluminum alloys.
It has been found that the microstructure of alloys made by evaporation-condensation varies considerably with the temperature at which the collector is set. The microstructure characteristic of alloys of the present invention is obtained. if the collector temperature is set to around 260O. If the collector temperature is kept at about 3700C, an easy-to-work, high-strength alloy results in which the iron and chromium are essentially entirely in the form of a precipitated phase or phases of fine particles, the majority of which are about 2000 Å in diameter or have less. Such an alloy can have a small porosity, but can have a tendency to have poor corrosion properties.
At collector temperatures between approximately 260 "C and 370" C, alloys are formed with microstructures that lie between these two types. At collector temperatures below about 260 "C, e.g.
1700C, a more porous deposit is obtained without the precipitated phase from iron-rich zones, but machining, i.e. pressing or rolling, can remove the porosity and heat treatment causes the precipitation of the iron-rich zones.
The metastable solution of chromium in the aluminum lattice was discovered to be in the form of narrow, elongated grains of 5 µm or less in diameter after the initial deposition. After processing, e.g. Hot pressing or hot rolling, these grains can be converted into flat, expanded, plate-like grains with a thickness of 5 μm or less. Preferably, these grain diameters are 1 µm or less. After appropriate machining, alloys of the present invention having a tensile strength of at least 70.88 kgf / mm 2 can be obtained.
Apparatus suitable for making alloys in accordance with the present invention is shown in the accompanying drawings, in which:
Fig. 1 is a schematic cross-sectional view;
Figure 2 is a perspective view of a controllably heated source;
Figure 3 shows a formed billet of feed metal;
4 shows a perspective view of a temperature-controllable collector.
In Fig. 1, which shows a schematic representation, a vacuum or low-pressure vessel 10 is evacuated by means of a conventional vacuum pump 11 and a pressure measuring device 12 is provided to display the pressure. A heated source 13 is provided with metal via a metal supply 14 and a temperature-controllable collector 15 on which the vaporized metal from the heated source 13 can be deposited is provided. A removable locking slide 16, which is operated via a handle 17 outside the vacuum vessel 10, is present. The metal supply means 14 is preferably provided with a vacuum lock so that it can be charged without the vacuum in the vacuum vessel 10 collapsing and in addition so that charging can be carried out while the remaining part is in operation, whereby a continuous operation is achieved.
Any heated source can be used, but preferably the controllably heated source disclosed in dependent patent application 33073/72 is used. Figure 2 is a perspective view of one embodiment of a controllably heated source and is shown empty so that the internal structure can be seen. A melting compartment 20, which is heated by means of an electron beam generator 21, is connected by a channel 23 to a mixing compartment 22 which has one wall
24 with a slot 25 therein. The mixing compartment 22 is connected by a duct 26 to an evaporation compartment 27 which is heated by means of an electron beam generator 28.
The compartments are enclosed in a cooling jacket 29 made of copper, which is provided with copper pipes 30 for the circulation of cold water, the inlets and outlets of which are not shown. The material from which the departments are made is heat and corrosion resistant ceramic.
The metal can be supplied to the heated source 13 in the form of disks obtained by casting a cylindrical ingot, turning it on a lathe and cutting it into disks of the same size. A suitable replenishment mechanism is described in dependent patent application 33075/72. Preferably, however, metal is supplied in the form of an ingot as shown in FIG. Such an ingot is cast so that the necks 80 set first and early in the solidification phase so that each of the pieces 81 has substantially the nominal composition of the original material. This bar can be lowered into a melting vessel so that one piece melts and is degassed at once.
Suitable temperature controlled collectors 15 are described in UK Patent 1,279,975 and in dependent patent application 33072/72. A preferred collector shape, however, is disclosed in dependent patent application 33074/72 and an embodiment is shown in perspective view in FIG. The collector 15 comprises a thick metal plate 110 with a surface 111 for the deposition of the alloy and on the opposite side two elongated ridges 113. A metal is chosen which has a thermal expansion coefficient similar to that of the alloy to be deposited. Copper bars 114 are screwed to the strips in pairs by means of one screw 115 per pair.
A copper block 116 is held between each pair of bars 114 by means of end plates 117 which lie on the outside of the copper bars 114 and which have screws that run through the copper block 116. Individual copper blocks 116 have recesses for inlet and outlet pipes 119 and 120.
The shaft of the screw 115 has a lower coefficient of thermal expansion than the material of the strip 113, so that the beams 114, when the arrangement heats up, are pulled tighter against the strips 113 and thus ensure thermal contact. Similarly, the screws 118 have a lower coefficient of thermal expansion than copper, so that an effective thermal contact between the rods 119 and the copper blocks 116 is created. The collector plate 110 is provided with a thermocouple 121, by means of which the temperature of the surface 111 can be displayed. Heating devices 122 for preheating the plate 110 are also provided. The leads to the thermocouple 121 and to the heating devices are not shown.
A safety device is provided at the top of each beam 114 to prevent the collector from falling into the source 13 should the screws 118 become loose for any reason. The safety device consists of a washer 124 which extends over the edges of the beam 114 and is held in place by a screw 123
In use, the thickness of the beams 114 is selected in advance according to the required operating temperature of the collector. For example, increasing the beam thickness 114 increases the heat flow through it and, for a given heat influx, decreases the temperature of the collector plate 110. Similarly, the copper blocks 116 can be placed near the plate 110 to dissipate heat more quickly, resulting in a relatively low plate temperature Consequence.
During the operation of the device, minor corrections can be made by changing the flow rate and / or the temperature of the cooling liquid, preferably water.
In a typical deposit the collector is made of aluminum alloy, e.g. Duralumin, and is polished and cleaned before it begins to deposit. The cleaning may consist of washing with detergent, rinsing, drying and heating to about 250 "C, or any other suitable process. A suitable process is glow discharge cleaning, as disclosed in dependent patent application 28 065/72. The metal loading is also used with Detergent washed, rinsed and dried, and the desired amounts of metal load are then placed in the container or containers of the heated source and in the supply bin.
The relative concentrations of aluminum, chromium, iron of the starting material in the compartment are of course not equal to the nominal concentrations required in the deposited alloy because of the very different volatility of the metals. However, the initial concentrations required to make an alloy of the present invention can be readily determined by those skilled in the art.
The device is then assembled and the system evacuated, typically to about 1 to 2X10-5 Torr.
The collector 15 is preheated to the required operating temperature, e.g. by the heaters 122, and then kept as close as possible to this temperature throughout the deposition experiment. The temperature of the heated source 13 is increased until the feed quickly evaporates, e.g. by means of electron guns 21 and 28, the gate valve 16, however, remains closed until the spraying of the charge has essentially stopped.
The shutter 16 is then removed so that the deposition can take place on the collector 15, with new feed being added from the metal supply means 14 at suitable, regular intervals. Deposition is terminated when a layer of the desired thickness has been deposited on the collector by turning off the electron guns, allowing the collector to cool and opening the vacuum chamber. The deposit can then be removed from the collector by suitable means. A band saw can be used for thick deposits, while for thin deposits, applying a release agent to the surface of the collector prior to depositing allows the deposit to be easily removed.
Alloys of the present invention require mechanical working using an appropriate working technique in order to strengthen them prior to use. The processing temperature should advantageously not exceed the temperature at which the collector was kept during the deposition. Suitable processing techniques for consolidating and thus removing the porosity may include pressing and rolling or extrusion and followed by shapers. Other techniques may include annealing and / or stretching to remove internal stress.
The following examples describe specific alloys of the present invention and methods by which they can be made, but are intended to be examples only, with the exception of Example 2, which describes making an alloy which does not have the desired structure.
example 1
A crucible as shown in FIG. 2 was used. The following materials were brought into the melting compartment 20, the mixing compartment 22 and the evaporation compartment 27:
20 945 gr. Al 10% Cr bars
945 gr. 99.8% Al plate
22 706gr. Al10% Cr bars
63 gr. Swedish iron
27 1650gr. 99.8% Al plate
480 gr. Melted in an electric arc
Cr lozenges
533 gr. Swedish iron
A supply container (the metal supply means 14) was loaded with 148 disks with a diameter of 64 mm, which alternately consisted of disks with 9.1-9.5% chromium in the aluminum, each weighing 74 g, and of disks made of 99.8% Aluminum, each weighing 53 grams, passed. The entire load was first washed with detergent, rinsed and dried.
A duralumin block collector of the type shown in Fig. 4 was installed with the lower surface 360 mm above the crucible vaporization chamber 27 with the removable slide gate 16 therebetween. The collector had been washed and dried beforehand.
The vacuum chamber, which contained the crucible, collector, and supply bin, was reduced to approximately 2X 10-5 Torr. pumped out. The collector was then heated to 320 "C and, when the shutter was opened, the current in the collector heaters was reduced and the temperature was kept as close as possible to 320" C for the remainder of the experiment. between 3080C and 323 "C.
The electron gun 21 was turned on and the beam focused on the metal in the melting compartment 20; e acceleration voltage was 18 kV and the emission current was about 300 mA. The second electron gun 28 was turned on and the beam focused on the metal in the evaporation compartment 27 of the crucible; Accelerating voltage 15.5 kV, emission current about 250 mA. The voltages on both devices were held constant, the emission currents increased gradually to melt the crucible charge without too much splash. After about 70 minutes, the emission current from the electron gun had reached 211 amps and the spraying had essentially stopped.
Three minutes later, the shutter was removed to allow the vaporized metal to deposit on the lower surface of the collector. Two minutes thereafter, the mechanical replenishment of disks from the supply container was started, with a disk being added approximately every 100 seconds until a total of 139 disks had been added after a period of 3 hours 50 minutes. Deposition was then stopped by turning off the electron guns, allowing the collector to cool, and opening the vacuum chamber.
During the disk replenishment, the emission current of the electron gun 21 was about 1.06 amps and that of the electron gun 28 was about 520-620 mA.
The debris was removed from the collector with a band saw. The chromium and iron content near the center of the deposit was: Cr 4.8 to 6.9%, Fe 1.0% to wo, 8%.
Pieces cut from the deposit were processed into sheets by pressing followed by rolling, using pressing temperatures between 20 "C and 260" C and rolling temperatures in the nominal range of 200C to 230 "C. For example, a piece became at 200C from an initial thickness pressed from 1.19 cm to a thickness of 0.41 cm and rolled at 20 "C to a thickness of 0.13 cm.
In this state, it had a tensile strength of 69.3 kgf / mm2 at room temperature with an elongation of 5%.
Another piece was pressed at 250 "C from an initial thickness of 1.9 cm to a thickness of 0.76 cm and then rolled to a final thickness of 0.145 cm. It had a tensile strength of 67.7 kg / mm 2 at room temperature an elongation of 5% The Young's modulus in both cases was about 0.8 × 10 s kg / cm2.
A third piece was pressed at 200 "C from a thickness of 1.4 cm by 0.81 cm and then rolled at 200" C and below to 0.163 cm. It had a tensile strength of 67.7 kp / mm2 at room temperature, with an elongation of 6% and a tensile strength of 44.1 kp / mm2 at 58.3 kp / mm2, elongation 6%.
A fourth piece was pressed from 1.8 cm to 0.64 cm at 250 "C and rolled to 0.147 cm at 230" C. At room temperature it had a tensile strength of 70.8 kp / mm2, elongation 4%, and at 200 "C a tensile strength of 58.3 kp / mm2, elongation 6%.
Samples which were pressed from 1.4 cm to 0.64 cm at 200 "C to 250po and rolled to 0.15 cm at 230" C had the following mechanical properties: a) Fatigue (tested with a fatigue cycle of p + 0 , 9 p, where p = voltage).
1. Perforated test piece (concentration factor of elastic
Tension Kt = 2.6).
At maximum voltage (1.9p) of 1760 kp / cm2:
Pattern not yet broken after 2.9X 107 cycles.
At maximum stress of 1790 kp / mm2:
Pattern not yet broken after 1 X 108 cycles.
2. Flat test piece.
At maximum voltage of 2810 cplmm2:
Pattern 5.3 X 101 cycles not yet broken.
The results obtained show an approximately 35% greater
Fatigue strength than conventional aluminum alloys for aircraft (e.g. 2024-T3: an Al-Cu-Mg alloy).
b) creep behavior
Stress for 0.10 / 0 total plastic deformation in 100
Hours at 251 "C = 15.7 kgf / mm2.
Stress for 0.1% total plastic deformation in 100
Hours at 223 "C = 23.6 cplmm2.
Stress for 0.1% total plastic deformation in 100
Hours at 1830C = 31.4 kp / mm2.
Stress for 0.1% total plastic deformation in 1000
Hours at 195 "C = 22 kgf / mm2.
The results obtained show that this alloy is better in terms of stress by a factor of 2, and at a stress of 31.4 kp / mm2 by 700C in temperature than a conventional aluminum alloy for aircraft (e.g. CM001-1C).
c) impact resistance
Impact properties were measured with small Charpy test pieces, 2.8 mm X 2.8 mm X 40 mm unnotched (UN) or notched (N) with a 450 notch, 0.6 mm deep and 0.15 mm base radius.
The results obtained were:
UN 0.76 to 0.86 kp.m not broken
N 0.125 to 0.35 kp.m not broken
These impact strengths are comparable to those of the titanium alloys IMI 318 (Ti-6A1-4V) and IMI 685 (Ti-6AI-5Zr).
d) corrosion
Weight loss in 5% aqueous NaCl solution at 36 "C.
With a condensation rate of 1.5 + 0.5 ml / h over a sample area of 80 cm2, the weight loss after exposure for six weeks was less than 0.45 mg / cm2, which roughly corresponds to the value for pure aluminum.
Note: The chemical composition of each test piece is not known, but it is in the range or close to the composition given above.
Example 2
Essentially the same experiment as in Example 1 was carried out except that the crucible had only two interconnected chambers, an evaporation chamber and a supply chamber.
An electron beam hit the metal in the evaporation chamber, and the conduction of heat from that chamber to the supply chamber was sufficient to melt the supply.
The collector temperature was kept between 356 "C and 374" C during the deposition. The composition of the deposit near the center consisted of: Cr 6.3% to 8.0%; Fe 0.9% to 1.4%.
Several pieces of the deposit were processed as in Example 1. A piece was pressed from 1.17 cm to 0.36 cm thick up to 2300C and then rolled at 210C to 0.137 cm. Its tensile strength at room temperature was 67.7 kg / mm 2, elongation 8%, Young's modulus 0.77 X 106 kg / cm2.
Another piece was hot rolled, without prior pressing, from a thickness of 0.83 cm to 0.112 cm. At room temperature it had a tensile strength of 63 kp / mm2, elongation 8%, Young's modulus 0.84 × 106 kp / cm2.
Example 3
A deposit was made using the method described in Example 1, except that the collector was initially heated to 2600C and maintained in the temperature range of 2520C to 2580C during the deposit. The amount of metal evaporated was 9.2 kg in about 3 hours 40 minutes. The composition of the deposit near the center was: Cr 7.6 to 7.8%; Fe 0 99% to 1.14%. A piece of the deposit was pressed at 260 "C to 230" C from a thickness of 1.19 cm by 0.51 cm and then rolled to a thickness of 0.16 cm at 2350 ° C to 250 "C. In this condition, the Tensile strength at room temperature 74 kp / mm2, elongation 8%, and the tensile strength at 200 "C 63 kp / mm2 with an elongation of 6%.
Example 4
This deposit was formed under the same conditions as in Example 3, except that the supply was in the form of ingots, as shown in Fig. 3, and from a vertical store contained in an evacuated tower, as in dependent patent application 33 075 / 72 described, was supplied. The replenishment stack contained 7.9 kg in bars with the composition Al, 7% Cr, 1.45% Fe.
This was 4 bar lengths, one bar was hung under the others by means of iron wire. In the middle of
Deposition, the composition was as follows: Cr 7.570, Fe 1.6%.
The deposit was cut away and small pieces made and tested as in Example 1, showing similar mechanical properties.
Example 5
This deposit was carried out under the same conditions as that in Example 4, except that a crucible load and supply bars containing more iron were used to achieve a higher iron content deposit.
Melting compartment 20 81 grams of Swedish iron
162 grams of Cr pastilles melted in an arc
3008 gr 99.8% Al plate
Mixing compartment 22 391 grams of Swedish iron
137 gr Cr lozenges
622 gr aluminum plate
Evaporation compartment 27 1260 gr Swedish iron
445 gr Cr lozenges
2000 gr aluminum plate
The replenishment stack contained 8.2 kg in bars with the composition Al, 5% Cr, 2.5% Fe.
The collector was held at 262 "C to 237" C during the deposition. The middle part of the deposit had a composition of 6.8% to 8.5% Cr, 3.7% to 4.3% O / o Fe, the remainder being Al.
The deposit was processed and tested as in the previous examples after it was cut away from the collector.
Example 6
This deposit was similar to that in Example 5, but with lower Cr and Fe content. The crucible and replenishment loads were as follows:
20 47 even Fe 95gr Cr 3020gr Al
22 237gr Fe 79gr Cr 710gr Al
27 765gr Fe 256gr Cr 2300gr Al
The replenishment pile contained 8.5 kg in bars of the composition 3 OJo Cr 1.5% Fe, the remainder Al.
The composition of the central part of the deposit was 3.1% to 3.9% Cr, 1.2% to 1,580% Fe, the remainder Al. The deposit was processed and tested as in the previous examples after it was cut away from the collector.
It must be noted that the materials which were produced according to the examples described above had a certain porosity which produced cracks at the edges of the pattern when they were processed.
Such parts with cracks were cut away and discarded before further processing and use as test samples.