CN1140203A - 用作电阻加热元件的铁铝金属化合物 - Google Patents

用作电阻加热元件的铁铝金属化合物 Download PDF

Info

Publication number
CN1140203A
CN1140203A CN96105132A CN96105132A CN1140203A CN 1140203 A CN1140203 A CN 1140203A CN 96105132 A CN96105132 A CN 96105132A CN 96105132 A CN96105132 A CN 96105132A CN 1140203 A CN1140203 A CN 1140203A
Authority
CN
China
Prior art keywords
alloy
powder
heating element
resistance heating
room temperature
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Granted
Application number
CN96105132A
Other languages
English (en)
Other versions
CN1084393C (zh
Inventor
M·R·哈佳里宫
G·S·弗莱希豪尔
S·C·迪威
V·K·斯卡
A·C·利利
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Philip Morris Rroducts Inc
Original Assignee
Philip Morris Products Inc
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Philip Morris Products Inc filed Critical Philip Morris Products Inc
Publication of CN1140203A publication Critical patent/CN1140203A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN1084393C publication Critical patent/CN1084393C/zh
Anticipated expiration legal-status Critical
Expired - Fee Related legal-status Critical Current

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C33/00—Making ferrous alloys
    • C22C33/02—Making ferrous alloys by powder metallurgy
    • C22C33/0257—Making ferrous alloys by powder metallurgy characterised by the range of the alloying elements
    • C22C33/0278—Making ferrous alloys by powder metallurgy characterised by the range of the alloying elements with at least one alloying element having a minimum content above 5%
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F3/00—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces
    • B22F3/23—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces involving a self-propagating high-temperature synthesis or reaction sintering step
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C1/00—Making non-ferrous alloys
    • C22C1/04—Making non-ferrous alloys by powder metallurgy
    • C22C1/047—Making non-ferrous alloys by powder metallurgy comprising intermetallic compounds
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F2998/00—Supplementary information concerning processes or compositions relating to powder metallurgy
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F2998/00—Supplementary information concerning processes or compositions relating to powder metallurgy
    • B22F2998/10—Processes characterised by the sequence of their steps
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F2999/00—Aspects linked to processes or compositions used in powder metallurgy

Abstract

本发明涉及用作电阻加热元件的含铝铁基合金。该含铝铁基合金具有改进的室温延展性，电阻率，耐循环疲劳性，抗高温氧化性，低温和高温强度，和/或高温抗熔垂性。该合金有无奥氏体的完全铁素体微观结构，包括(以重量计)：4％以上的Al，≤1％Cr和≥0 05％的垂直于加热元件的一个裸露表面的Zr或ZrO2肋形，或≥0 1％的氧化物弥散相颗粒。该合金可以含有14-32％Al，≤2％Ti，≤2％Mo，≤1％Zr，≤1％C，≤0.1％B，≤30％的氧化物弥散相和/或电绝缘的或导电的共价陶瓷颗粒，≤1％的稀土金属，≤1％的氧，≤3％Cu，其余为Fe。

Description

用作电阻加热元件的铁铝金属化合物
在本专利中，美国政府有根据美国能源部和Martin MatiettaEnergy Systems，Inc.之间的合同No.DE-AC05-84OR21400规定的权利。
本专利是1994年12月29日提出的共有的美国专利申请序列号No.08/369,952的部分继续。同时提出的美国专利申请题目为“Heater For Use In An Electrical Smoking System”(PM1768)。
本发明涉及用作电阻加热元件的含铝铁基合金。
含铝铁基合金可以具有有序的和无序的体心晶体结构。例如，具有金属间合金化合物组成的铁铝金属化合物合金含有各种原子比的铁和铝，如Fe3Al，FeAl，FeAl2，FeAl3，和Fe2Al5。在美国专利Nos：5,320,802，5,158,744；5,024,109；和4,961,903中提出Fe3Al金属间铁铝化合物具有体心立方有序晶体结构。这样的有序晶体结构一般含有25到40原子％的Al和如Zr，B，Mo，C，Cr，V，Nb，Si和Y等合金添加剂。
在美国专利5,238,645中提出了一种具有无序体心晶体结构的铁铝化合物合金，其中，该合金包括(以重量％计)，8-9.5Al，≤7Cr，≤4Mo，≤0.05C，≤0.5Zr和≤0.1Y，优选的是4.5-5.5Cr，1.8-2.2Mo，0.02-0.032C和0.15-0.25Zr。除了三种分别含有8.46，12.04和15.90wt％Al的二元合金以外，在美国专利5,238,645中提出的所有的具体合金组成都包括最小量为5wt％的Cr。此外，美国专利5,238,645说明这些合金元素可改善强度，室温延展性，高温抗氧化性，耐水侵蚀性和抗点蚀性。美国专利5,238,645没有涉及电阻加热元件，也没有提到耐热疲劳性，电阻率或高温抗熔垂性等性能。
在美国专利3,026,197和加拿大专利648,140中提出含有3-18wt％Al，0.05-0.5wt％Zr，0.01-0.1wt％B和任选的Cr，Ti和Mo的铁基合金。说明了Zr和B可使晶粒细化，优选的Al含量是10-18wt％，并提出这些合金具有抗氧化性和可加工性。然而，象美国专利5,238,645一样，美国专利3,026,197和加拿大专利648,140没有涉及电阻加热元件，也没有提到耐热疲劳性，电阻率或高温抗弯性等性能。
美国专利3,676,109提出了含有3-10wt％Al，4-8wt％Cr，约0.5wt％Cu，小于0.05wt％的C，0.5-2wt％Ti和任选的Mn和B的一种铁基合金。美国专利3,676,109提出铜改善抗点蚀性，Cr避免脆性，Ti提供沉淀硬化。美国专利3,676,109说明该合金用于化学处理设备。在美国专利3,676,109中提出的所有具体实施例包括0.5wt％Cu和至少1wt％Cr，优选的合金含有总量至少为9wt％的Al和Cr，Cr或Al的最小量至少6wt％，Al和Cr含量差小于6wt％。但是，象美国专利5,238,645一样，美国专利3,676,109没有涉及电阻加热元件，也没有提到的耐热疲劳性，电阻率或高温抗熔垂性等性能。
在美国专利1,550,508；1,990,650；2,768,915中和在加拿大专利648,141中提出了用作电阻加热元件的含铝铁基合金。在美国专利1,550,508中提出的合金包括20wt％Al，10wt％Mn的合金；12-15wt％Al，6-8wt％Mn的合金；或12-16wt％Al，2-10wt％Cr的合金。在美国专利1,550,508中提出的所有具体实施例包括至少6wt％Cr和至少10wt％Al。在美国专利1,990,650中提出的合金包括16-20wt％Al，5-10wt％Cr，≤0.05wt％C，≤0.25wt％Si，0.1-0.5wt％Ti，≤1.5wt％Mo和0.4-1.5wt％Mn，唯一的具体实施例包括17.5wt％Al，8.5wt％Cr，0.44wt％Mn，0.36wt％Ti，0.02wt％C和0.13wt％Si。在美国专利2,768,915中提出的合金包括10-18wt％Al，1-5wt％Mo，Ti，Ta，V，Cb，Cr，Ni，B和W，唯一的具体实施例包括16wt％Al和3wt％Mo。在加拿大专利中提出的合金包括6-11wt％Al，3-10wt％Cr，≤4wt％Mn，≤1wt％Si，≤0.4wt％Ti，≤0.5wt％C，0.2-0.5wt％Zr和0.05-0.1wt％B，唯一的具体实施例包括至少5wt％Cr。
在美国专利5,249,586和美国专利申请07/943,504，08/118,665，08/105,346和08/224,848中提出了各种材料的电阻加热器。
美国专利4,334,923提出了含有≤0.05％C，0.1-2％Si，2-8％Al，0.02-1％Y，＜0.009％P，＜0.006％S和＜0.009％O的用于催化转化器的一种可冷轧的抗氧化铁基合金。
美国专利4,684,505提出了含有10-22％Al，2-12％Ti，2-12％Mo，0.1-1.2％Hf，≤1.5％Si，≤0.3％C，≤0.2％B，≤1.0％Ta，≤0.5％W，≤0.5％V，≤0.5％Mn，≤0.3％Co，≤0.3％Nb，和≤0.2％La的耐热铁基合金。该专利公开的一种具体合金含16％Al，0.5％Hf，4％Mo，3％Si，4％Ti和0.2％C。
日本专利申请公开53-119,721提出了具有良好可加工性的耐磨损，高透磁率的一种合金，含有1.5-17％Al，0.2-15％Cr和总量为0.01-8％的任选的＜4％Si，＜8％Mo，＜8％W，＜8％Ti，，8％Ge，＜8％Cu，＜8％V，＜8％Mn，＜8％Nb，＜8％Ta，＜8％Ni，＜8％Co，＜3％Sn，＜3％Sb，＜3％Be，＜3％Hf，＜3％Zr，＜0.5％Pb，和＜3％的稀土金属。除了一种16％Al，其余为Fe的合金外，在日本专利申请公开53-119,721中提出的所有具体实施例包括至少1％Cr，除了一种5％Al，3％Cr，其余为Fe的合金以外，在日本专利申请公开53-119,721中的其余实施例包括≥10％Al。
由J.R.Knibloe等人1990年在Advances in PowderMetallurgy，Vol.2中219-231页发表的题为“Microstructure AndMechanical Properties of P/M Fe3Al Alloys”的文章提出了用惰性气体雾化制备含有2和5％Cr的Fe3Al的粉末冶金过程。该文中解释了Fe3Al合金在低温下具有DO3结构，在约550℃以上转变为B2结构。为了制造板材，把粉末封装在低碳钢中，抽真空并在1000℃热挤压到面压缩率为9∶1。从钢套中移出后，热挤压的合金在1000℃热煅到0.340(8.636mm)英寸厚，在800℃轧制成约0.10英寸(2.54mm)厚的板材，在650℃精轧到0.030英寸(0.762mm)。根据该文，雾化的粉末一般是球形的，提供了密实的挤压块，通过使B2结构的量达到最大，可取得接近20％的室温延展性。
V.K.Sikka在1991年出版的Mat.Res.Symp.Proc.，Vol.213中第901-906页发表的题为“Powder Processing of Fe3Al-BasedIron-Aluminide Alloys，”的文章提出了含2和5％Cr的可制成板材的Fe3Al基铁铝金属化合物粉末的一个制备方法。该文说明了用氮气气体雾化和氩气气体雾化制备粉末。氮气雾化的粉末具有较低的氧(130ppm)和氮(30ppm)。为了制造板材，把粉末封装在低碳钢内；在1000℃热挤压到面压缩率为9∶1。热挤压的氮气气体雾化的粒末晶粒尺寸为30μm。除去钢套并在1000℃锻造棒材50％，在850℃轧制50％，在650℃精轧50％成为0.76mm的板材。
由V.K.Sikka等人在1990Powder Metallurgy conferenceExhibition in Pittsburgh，PA第1-11页发表的题为“PowderProduction，Processing，and Properties of Fe3Al”的论文提出通过在保护气氛下熔融组分金属，使金属通过计量喷嘴，用氮气雾化气体与熔体流碰撞来雾化熔体，从而制得Fe3Al粉末的一种方法。该粉末具有低的氧含量(130ppm)和氮含量(30ppm)而且是球形的。把粉末充填在76mm的低碳钢套中，抽真空，在1000℃加热1小时，把钢套挤压通过一个25mm的模嘴产生9∶1的面压缩率，得到一个挤压出的棒材。挤压的棒材的晶粒尺寸是20μm。除去钢套，在1000℃煅造50％，850℃轧制50％，在650℃轧制50％，生产出0.76mm厚的板材。
在美国专利4,391,634和5,032,190中提出了氧化物弥散强化的铁基合金。美国专利4,391,634提出了含10-40％Cr，1-10％Al和≤10％氧化物弥散物的不含钛的合金。美国专利5,032,190提出了从含有75％Fe，20％Cr，4.5％Al，0.5％Ti和0.5％Y2O3的合金MA956制造板材的方法。
A.LeFort等人在1991年6月17-20日在Sendai，Japan召开的学术会议“the Proceedings of International Symposium onIntermetallic Compounds-Structure and MechanicalProperties(JIMIS-6)中第579-583页发表的题为“MechamicalBehavior of FeAl40 Intermetallic Alloys”的论文中提出了添加硼，锆，铬和铈的FeAl合金(25wt％Al)的各种性质。通过真空浇注并在1100℃挤压或在1000℃和1100℃压制制得该合金。该文解释了FeAl化合物优异的抗氧化性和抗硫化性是由于高的Al含量和B2有序结构的稳定性。
D.Pocci等人在1993年2月27日-3月3日在SanFrancisco，California召开的学术会议(“Processing，Properties andApplications of Iron alumimides”)Minerals，Metals and MaterialsSociety Conference(1994TMS Conference)中第19-30页发表的题为“Production and Properties of CSM FeAl IntermetallicAlloys”的论文中提出了用不同技术制备的Fe40Al金属间化合物的各种性能，这些技术如铸造和挤压，粉末的气体雾化和挤压及粉末的机械合金化和挤压；机械合金化用细氧化物弥散来强化材料。该文表明制造的合金具有B2有序晶体结构，Al含量范围从23到25wt％(约40at％)，并含有合金添加剂Zr，Cr，Ce，C，B和Y2O3。该文说明了这种材料是高温腐蚀环境下的结构材料的候选材料，可以在热机，喷气发动机的压缩器，煤的气化工厂和石油化工中找到用途。
J.H.Schneibel在1994TMS Conference的329-341页发表的题为“Selected Properties of Iron Aluminides”的论文中提出了铁铝金属化合物的性能。该文报导了各种FeAl组合物的熔化温度，电阻率，热导率，热膨胀和力学性能等性能。
J.Baker在1994TMS Conference的101-115页发表的题为“Flow and Fracture of FeAl，”的论文中提出了B2结构FeAl化合物的流动和断裂的综述。该文说明以前的热处理强烈影响FeAl的力学性能，在升温退火后的较高的冷却速度由于产生多余的空位提供了较高的室温屈服强度和硬度但延展性较低。关于这样的空位，该文表明溶质原子的存在趋于减缓保留下来的空位的作用，长时间退火可用于除去过多的空位。
D.J.Alexander在1994TMS Conference的193-202页发表的题为“Impact Behavior of FeAl allog FA-350”的论文中提出了铁铝金属化合物合金FA-350的冲击和抗拉性能。FA-350合金包括(以原子％计)35.8％Al，0.2％Mo，0.05％Zr和0.13％C。
C.H.Kong在1994TMS Conference的231-239页发表的题为“The Effect of Ternary Additions on the Vacancy Hardeningand Defect Structure of FeAl.”添加剂对FeAl合金的影响。该文表明这种B2结构的FeAl化合物表现出低的室温延展性和在500℃以上的不能接受的低的高温强度。该文表明室温脆性是由高温热处理后留下来的高浓度空位引起的。该文讨论了如Cu，Ni，Co，Mn，Cr，V和Ti等各种三元合金添加剂以及高温退火和随后进行的低温消除空位的热处理的作用。
本发明提供了用作电阻加热元件的一种含铝铁基合金。该合金改善了室温延展性，耐热氧化性，耐循环疲劳性，电阻率，低温强度和高温强度和/或高温抗熔垂性。此外，优选地该合金具有低的热扩散性。
根据本发明的加热元件可以含有(以重量％计)超过4％Al，≥0.1％的氧化物弥散相颗粒或≤1％Cr和＞0.05％Zr或ZrO2的垂直于加热元件的一个裸露表面定向的肋条(Stringer)。该合金可以含有(以重量％计)，14-32％Al，≤2.0％Ti，≤2.0％Si，≤30％Ni，≤0.5％Y，≤1％Nb，≤1％Ta，≤10％Cr，≤2.0％Mo，≤1％Zr，≤1％C，≤0.1％B，≤30％氧化物弥散相，≤1％稀土金属，≤1％氧，≤3％Cu，其余为Fe。
根据本发明的各个优选的方面，该合金可以是无Cr的，无Mn的，无硅的，和/或无Ni的。优选的是该合金具有完全铁素体的无奥氏体的微观结构，其中可以任选地含有电绝缘的和/或导电的陶瓷颗粒如Al2O3，Y2O3，SiC，SiN，AlN，等。优选的合金包括20.0-31.0％Al，0.05-0.15％Zr，≤0.1％B和0.01-0.1％C的合金；14.0-20.0％Al，0.3-1.5％Mo，0.05-1.0％Zr和≤0.1％C，≤0.1％B和≤2.0％Ti的合金；和20.0-31.0％Al，0.3-0.5％Mo，0.05-0.3％Zr，≤0.1％C，≤0.1％B和≤0.5％Y的合金。
电阻加热元件可以用于如加热器，烘炉，点火器，电点烟系统(electrical cigarette smoking system)的加热元件等产品，其中该合金具80-400μΩ·cm的室温电阻率，优选的是90-200μΩ·cm。优选的是当电压达到10伏，电流达到6安时，该合金在1秒内加热到900℃。当在空气中加热到1000℃3个小时时，优选的是该合金表现出小于4％的增重，更优选的是小于2％。该合金可以有小于0.05欧姆的接触电阻，通过在室温至900℃之间的一个热循环。总加热电阻在0.5到7范围内，优选的是0.6到4欧姆。当从室温到1000℃脉冲加热0.5到5秒时，优选的是该合金表现出超过10,000次循环不裂的耐热疲劳性。
关于机械性能，该合金有高的强度重量比(即，高比强度)且表现出至少3％的室温延展性。例如，该合金可以表现出至少14％的室温面压缩率，和至少15％的室温伸长率。优选的是该合金表现出至少50ksi(350MPa)的室温屈服强度和至少80ksi(560MPa)的室温抗拉强度。关于高温性能，优选的是该合金表现出在800℃有至少30％的高温面压缩率，在800℃有至少30％的高温伸长率在800℃有至少7ksi(50MPa)的高温屈服强度，在800℃有至少10ksi(70MPa)的高温抗拉强度。
根据本发明的一个方面，从一种铁铝金属化合物合金制得的一种电阻加热元件包括(以重量％计)超过4％Al而且Zr的量可以有效地在室温和超过500℃的温度之间进行热循环时，形成垂直于加热元件的一个裸露表面的氧化锆肋条和在加热元件表面形成针状表面氧化物。
根据本发明的另一个方面，一种铁基合金的电阻加热元件包括(以重量百分数计)超过4％Al和至少0.1％的氧化物弥散相，以离散的氧化物弥散相颗粒存在的氧化物尺寸为0.01到0.1μm，总量最高达到30％，弥散相颗粒由Al2O3和Y2O3等氧化物组成。
本发明还提供了制备适用于电阻加热元件的合金的一个方法。该方法包括用水雾化含铝铁基合金形成氧化物涂覆的粉末并在粉末上形成氧化物涂层，使一定量的粉末成形为坯体，使坯体产生足够大的变形使氧化物涂层破碎成颗粒，把氧化物颗粒分散在塑性变形坯体内作为肋条。根据该方法的各个方面，把粉末放在金属套内，用所述粉末密封该金属套可以形成坯体，另外，把粉末与粘合剂混合形成粉末混合物可以形成坯体。通过热挤压该金属套形成挤压件或挤压粉末混合物形成挤压件可以进行变形工序。挤压件可以冷轧和/或烧结。铁基合金可以是二元合金并且粉末可以含有超过0.1wt％的氧。例如，氧含量可以是0.2-5％，优选的是0.3-0.8％。为了提供当电压达到10伏，电流达到6安时在不到1秒内可以加热到900℃的电阻加热元件，优选的是塑性变形的坯体有80-400μΩ·cm的室温电阻率。由于粉末的水力雾化，粉末形状是不规则的，氧化物颗粒基本由Al2O3组成。粉末可以有任何合适的颗粒尺寸如5-30μm。
电阻加热材料可以用各种方法制造。例如，原始配料可以在热机械加工材料(如热挤压)之前与烧结助剂混合。材料可以通过混入在烧结工序中反应形成绝缘的和/或导电的金属化合物的元素制得。例如，原始配料可以包括Mo，C和Si等元素，Mo，C和Si在烧结工序中形成MoSi2和SiC。材料可以通过机械合金化和/或混合预合金粉末制得，这种预合金粉末含有纯金属或Fe、Al、合金元素的化合物和/或元素周期表中IVb族，Vb族和VIb族的元素等金属元素的碳化物，氮化物，硼化物，硅化物和/或氧化物。碳化物可以包括Zr，Ta，Ti，Si，B等的碳化物，硼化物可以包括Zr，Ta，Ti，Mo等的硼化物，硅化物可以包括Mg，Ca，Ti，V，Cr，Mn，Zr，Nb，Mo，Ta，W等的硅化物，氮化物可以包括Al，Si，Ti，Zr等的氮化物，氧化物可以包括Y，Al，Si，Ti，Zr等的氧化物。在FeAl合金是用氧化物弥散强化的情况下，氧化物可以加到粉末混合物中或通过向熔融金属熔体中加入纯金属(如Y)，而Y可在熔融浴内，或在熔融金属雾化成为粉末和/或通过后续的粉末处理过程中被氧化而原位形成氧化物。
本发明还提供了制备电阻加热元件的一个粉末冶金方法，该方法是雾化含铝铁基合金，使一定量粉末成形为坯体，使坯体变形成为电阻加热元件。把粉末放在金属套中，用里边粉末密封然后对金属套进行热等静压可以制得坯体。坯体也可以用注浆法形成，其中粉末与粘合剂混合形成粉末混合物。变形工序可以用各种方法进行，例如用冷等静压或挤压该坯体。该方法还可以包括轧制该坯体并在惰性气氛中烧结粉末，优选的是在氢气氛中。如果压制粉末，优选的是把粉末压制到至少80％的密度以提供不大于20％(以体积计)的气孔率，优选的是至少95％的密度且气孔率不大于5％。粉末可以有各种形状，例如不规则的形状或球形。
图1表示Al含量的变化对含铝铁基合金的室温性能的影响。
图2表示Al含量的变化对含铝铁基合金的室温和高温性能的影响。
图3表示Al含量的变化对含铝铁基合金的高温拉伸应力的影响。
图4表示Al含量的变化对含铝铁基合金的断裂(蠕变)应力的影响。
图5表示Si含量的变化对含铝和硅的铁基合金的室温抗拉性能的影响。
图6表示Ti含量的变化对含Al和Ti的铁基合金的室温性能的影响。
图7表示Ti含量的变化对含Ti铁基合金的蠕变断裂性能的影响。
图8a-b表示放大倍数分别为200和1000时的气体雾化的Fe3Al粉末的形貌。
图9a-b表示放大倍数分别为50和100时的水雾化的Fe3Al粉末的形貌。
图10a-b表示放大倍数分别为100和1000时在含16wt％Al、余量为铁的铁铝金属化合物的水雾化粉末的挤压棒材上，未腐蚀的纵向断面上存在的氧化物肋条。
图11a-b表示放大倍数分别为100和1000时经过侵蚀的，靠近边缘的纵向断面上的图10的挤压棒材的微观结构；
图12a-b表示放大倍数分别为100和1000时图10的挤压棒材在经过侵蚀后靠近中心的纵向剖面；
图13a-b表示放大倍数分别为100和1000时未侵蚀的横断面上的图10的挤压棒材。
图14a-b表示放大倍数分别为100和1000时经过侵蚀的横断面的图10的挤压棒材。
图15a-b表示放大倍数分别为100和1000时经过侵蚀的靠近中心横断面的图10的挤压棒材。
图16a-d表示了图10的挤压棒材的显微照片，其中图16a表示氧化物形貌的背散射电子像，图16b表示的是铁的图形，其中暗的区域是铁含量低的区域，图16c是铝的图形，表示的区域铁含量低铝含量高，图16d表明其浓度的氧的图形，其中铝含量高铁含量低。
图17a-c表示合金23，35，46和48的屈服强度，最大抗拉强度和总的伸长率。
图18a-c表示商业合金Haynes214和合金46和48的屈服强度，最大抗拉强度和总伸长率。
图19a-b表示对于合金57，58，60和61在伸长应变速率分别为3×10-4/s和3×10-2/s时的最大抗拉强度，图19c-d表示对于合金57，58，60和61在应变速率分别为3×10-4/s和3×10-2/s时的到断裂的塑性伸长率。
图20a-b分别表示对于合金46，48和56在850℃时的屈服强度和最大抗拉强度与退火温度的函数关系。
图21a-e表示合金35，46，48和56的蠕变数据，其中图21a表示合金35在真空中1050℃退火2小时后的蠕变数据，图21b表示合金46在700℃退火1小时空冷后的蠕变数据，图21C表示合金48在真空中1100℃退火1小时后的蠕变数据，其中试验在800℃，1ksi(7MPa)下进行。图21d表示图21c的试样在800℃，3ksi(21MPa)下试验的情况，图21e表示在真空中1100℃退火1小时后，在800℃3ksi(21MPa)下试验的合金56。
图22a-c表示合金48，49，51，52，53，54和56的硬度(Rockwell C)值的图，其中图22a表示合金48的硬度与在750-1300℃温度下退火1小时的温度的关系；图22b表示合金49，51和56的硬度与400℃下退火0-140小时的时间之间的关系；图22c表示合金52，53和54的硬度与在400℃下退火0-80小时的时间的关系。
图23a-e表示合金48，51和56的蠕变应变数据与时间的关系图，其中图23a表示合金48和合金56在800℃的蠕变应变的比较，图23b表示合金48在800℃下的蠕变应变，图23c表示合金48在1100℃退火1小时后在800℃，825℃和850℃时的蠕变应变，图22d表示合金48在750℃退火1小时后在800℃，825℃和850℃时的蠕变应变，图23e表示合金51在400℃退火139小时后在850℃时的蠕变应变；
图24a-b表示合金62的蠕变应变数据与时间的关系图，其中图24a表示板材形式的合金62在850℃和875℃蠕变应变的比较，图24b表示棒材形式的合金62在800℃，850℃和875℃时的蠕变应变；
图25a-b表示合金46和43的电阻率与温度的关系图，其中图25a表示合金46和43的电阻率，图25b表示热循环对合金43的电阻率的影响。
本发明涉及含有至少4％(以wt％计)的铝的改进的含铝铁基合金，其特征是Fe3Al相具有DO3结构或FeAl相具有B2结构。本发明的合金优选地是没有奥氏体微观结构的铁素体并且可能含有一种或多种合金元素，这些合金元素选自钼，钛，碳，及稀土金属如钇或铈，硼，铬，氧化物如Al2O3或Y2O3和碳化物形成元素(如锆，镍和/或钽)，这些碳化物形成元素是为了控制晶粒尺寸和/或沉淀强化并能与与碳结合在固溶体基质内形成碳化物相。
根据本发明的一个方面，Fe-Al合金中的铝浓度可以在14到32％(以重量计，名义组成)的范围内，当采用煅造或粉末冶金法时，通过在大于约700℃(如700℃-1100℃)的选定的温度下在合适的气氛下退火该合金，然后随炉冷却，空冷或油淬可以制得能提供理想水平上的选定的室温延展性的Fe-Al合金而能保持屈服强度和最大抗拉强度，抗氧化性和抗水侵蚀性。
用于形成本发明的Fe-Al合金的合金组分的浓度在这里用名义重量百分数表示。然而，与这些合金中铝的名义重量相对应，合金中铝的实际重量至少为其97％。例如，在优选组成的铁铝合金中，如下面将要叙述的那样，名义为18.46wt％的铝可能提供实际为18.27wt％的铝，这大约是名义浓度的99％。
为了改善强度，室温延展性，抗氧化性，耐水侵蚀性，抗点蚀性，耐热疲劳性，电阻率，高温抗熔垂性或抗蠕变性及抗增重性能，本发明的Fe-Al合金可以用一种或多种选定的合金元素进行加工或合金化。各种合金添加剂和工艺的影响用附图，表1-6和下面的讨论说明。
根据本发明，可以提供用于电阻加热元件的含铝铁基合金。例如，本发明的合金可以用来制造加热元件，该加热元件在同时提出的美国专利申请中题为“Heater For Use In An Electrical SmokingSystem”(PM1768)有描述。然而这里提出的合金组合物可以用于其它用途，如用于热喷涂应用，其中该合金可用作抗氧化耐腐蚀涂层。同时该合金也可用在化学工业中用作耐腐蚀电极，炉子元件，化学反应器，耐硫化材料，耐腐蚀材料，输送煤浆或煤焦油的管子，催化转化器的基体材料，汽车发动机的排气管，多孔过滤器等。
根据本发明的一个方面，合金的几何形状可以根据公式R＝ρL/W×T)变化以优化加热器的电阻，其中R＝加热器的电阻，ρ＝加热器材料的电阻率，L＝加热器的长度，W＝加热器的宽度，T＝加热器的厚度。通过调整合金的铝含量，合金的工艺或在合金中加入的合金添加剂可以改变加热器材料的电阻率。例如，通过在加热器材料中混入氧化铝颗粒可明显增大电阻率。该合金可以任选地包括其它陶瓷颗粒以增强抗蠕变性和/或热导率。例如，为了提供高达1200℃的优良的抗高温蠕变性和优异的抗氧化性，加热器材料可以含有导电材料如过渡金属(Zr，Ti，Hf)的氮化物，过渡金属的碳化物，过渡金属的硼化物和MoSi2的颗粒或纤维。为了使加热器材料在高温下具有抗蠕变性并增大热导性和/或减小加热器材料的热膨胀系数，加热器材料中也可混入Al2O3，Y2O3，Si3N4，ZrO2等电绝缘材料的颗粒。电绝缘/导电颗粒/纤维可以加入到Fe，Al和粉末混合物中或铁铝金属化合物中，或者通过在加热元件的制造过程中能发生放热反应的元素粉末的反应合成形成这样的颗粒/纤维。
加热器材料可以用各种方法制造。例如，加热器材料可以从预合金化的粉末制备或通过合金组分的机械合金化制备。材料的抗蠕变性可以用各种方法改善。例如，预合金化的粉末可以与Y2O3，混合并进行机械合金化以便在预合金化的粉末中形成夹层。机械合金化的粉末可以用传统的粉末冶金技术加工，如封装和挤压，注浆，离心浇铸，热压和热等静压等。另一种方法是使用Fe，Al和任选的合金元素的纯元素粉末，加入或不加Y2O3和氧化铈等陶瓷颗粒，对这样的组分进行机械合金化。除了上述的以外，上面提到的电绝缘的和/或导电的颗粒可以混入粉末混合物中以满足加热器材料的物理性能和抗高温蠕变性。
加热器材料可以用传统的铸造或粉末冶金技术制备。例如，加热器材料可以从具有不同粒度的粉末混合物制得，但是优选的粉末混合物由小于100目筛下料尺寸的颗粒组成。根据本发明的一个方面，粉末可以通过气体雾化制得，此情况下，粉末可能具有球形的形貌。根据本发明的另一方面可用水雾化生产粉末，此时粉末可能有不规则的形貌。此外，水雾化生产的粉末可能包括在粉末颗粒上的氧化铝涂层，这样的氧化铝在粉末热机械加工形成板材，棒材等形状的过程中被破碎并混入加热器材料中。氧化铝颗粒可有效地增大铁铝合金的电阻率，而氧化铝可有效地提高强度和抗蠕变性，但减小合金的延展性。
当用钼作为合金组分之一时，其加入量的有效范围是从大于偶然带入的杂质量到约5.0％，有效量是足以促进合金的固溶硬化并改善合金暴露在高温时的抗蠕变性。钼的浓度范围为从0.25到4.25％，在一个优选的实施方案中是在约0.3至0.5％的范围内。大于约2.0％的钼的添加降低室温延展性，这里由于以这样浓度存在的钼引起相对高程度的固溶硬化。
钛的添加量应有效地改进合金的蠕变强度，其存在量可高达3％。当存在钛时，其浓度范围优选的是在≤2.0％的范围内。
当在合金中使用碳和碳化物形成元素时，碳存在的有效范围是从大于偶然带入的杂质量到约0.75％，碳化物形成元素的有效范围是从大于偶然带入的杂质量到约1.0％或更多。碳浓度优选的是在约0.03％到约0.3％范围内。碳和碳化物形成元素的有效量是足以一起提供形成足够的碳化物，在暴露于升温环境中能在合金中控制晶粒长大。碳化物在合金中也提供一些沉淀强化。碳和碳化物在合金中的浓度可以是使得碳化物添加剂提供化学计量比或接近化学计量比的碳与碳化物形成元素的比例，使得在最后的合金中基本不会保持多余的碳。
在合金中可以渗入锆来改善高温抗氧化性。如果合金中存在碳，在合金中锆等多余的碳化物形成元素是有利的，它可以帮助形成在空气中进行高温热循环时的抗剥落性的氧化物。锆比Hf更有效，因为Zr形成垂直于合金暴露表面的氧化物肋条，可以钉扎表面氧化物，而Hf形成平行于表面的氧化物肋形。
碳化物形成元素包括锆，铌，钽和铪及其混合物等碳化物形成元素。碳化物形成元素优选的是锆，其浓度足以与合金内存在的碳形成碳化物，该量的范围为约0.02％到0.6％。铌，钽和铪用作碳化物形成元素的浓度基本相当于锆的浓度。
除了前面提到的合金元素外，有效量的稀土元素如约0.05-0.25％的铈或钇在合金中的使用是有利的，因为已经发现这样的元素能改善合金的抗氧化性。
通过添加不超过30wt％的氧化物弥散相颗粒如Y2O3，Al2O3或类似的物质也可以获得性能的改善。氧化物弥散相颗粒可以加到熔体中或Fe，Al和其它合金元素的粉末混合物中。另外，通过水雾化含铝铁基合金可原位合成氧化物，其中在铁一铝粉末上获得氧化铝或氧化钇的涂层。在粉末的加工过程中，氧化物破碎并在最终产物中排列成为条形。在铁-铝合金中掺入氧化物颗粒可有效地增加合金的电阻率。例如，通过在合金中掺入约0.5-0.6wt％％的氧，电阻率可以从100μΩ·cm左右提高到约160μΩ·cm。
为了改善热导率和/或合金的电阻率，可以在合金中掺入导电的和/或电绝缘的金属化合物的颗粒。这样的化合物包括选自元素周期表中的IVb族，Vb族和VIb族中元素的氧化物，氮化物，硅化物，硼化物和碳化物。碳化物可以包括Zr，Ta，Ti，Si，B等的碳化物，硼化物可以包括Zr，Ta，Ti，Mo等的硼化物，硅化物可以包括Mg，Ca，Ti，V，Cr，Mn，Zr，Nb，Mo，Ta，W等的硅化物，氮化物可以包括Al，Si，Ti，Zr等的氮化物，氧化物可以包括Y，Al，Si，Ti，Zr等的氧化物。在FeAl合金用氧化物弥散强化的情况下，氧化物可以加入到粉末混合物中，或者通过向熔融的金属熔体中加入Y等纯金属原位形成，这里Y可在熔体中，在熔融金属雾化形成粉末过程中和/或通过粉末的后续处理而氧化。例如，为了提供达到1200℃时的优良的抗高温蠕变性和优异的抗氧化性，加热器材料可以包括过渡金属(Zr，Ti，Hf)的氮化物，过渡金属的碳化物，过渡金属的硼化物和MoSi2等导电材料的颗粒。为了提高加热器材料在高温下的抗蠕变性并增加导热性和/或降低加热器材料的热膨胀系数，加热器材料也可掺入Al2O3，Y2O3，Si3N4，ZrO2等电绝缘材料的颗粒。
根据本发明，可以添加到合金中的附加元素包括Si，Ni和B。例如，不超过2.0％的少量的硅可以改善低温强度和高温强度，但是Si的添加量大于0.25wt％时，合金的室温和高温延展性受到不利的影响。不超过30wt％Ni的添加可以通过第二相强化改善合金的强度，但是Ni提高了合金的成本并降低室温和高温延展性，从而导致特别是在高温下的制造困难。少量的B可以改善合金的延展性，B可以用于与Ti和/或Zr结合提供硼化钛和/或硼化锆沉淀物使晶粒细化。Al，Si和Ti的影响表示于图1-7。
图1表示铝含量的变化对含铝铁基合金的室温性能的影响。具体地，图1表示含铝量不超过20wt％的铁基合金的抗拉强度，屈服强度，面压缩率，伸长率和Rockwell A硬度值。
图2表示铝含量的变化对含铝铁基合金的高温性能的影响。具体地，图2表示含铝量不超过18wt％的铁基合金在室温，800°F，1000°F，1200°F和1350°F的抗拉强度和比例极限值。
图3表示Al含量的变化对含铝铁基合金的高温伸长应力的影响，具体地，图3表示含铝量不超过15-16wt％的铁基合金在1小时内伸长1/2％时的应力和伸长2％时的应力。
图4表示Al含量的变化对含铝铁基合金的蠕变性能的影响，具体地，图4表示含铝量不超过15-18wt％的铁基合金在100小时内和1000小时内断裂的应力。
图5表示Si含量的变化对含Al和Si的铁基合金对室温伸长性能的影响。具体地，图5表示含铝量5.7或9wt％，含硅量不超过2.5wt％的铁基合金的屈服强度，抗拉强度和伸长率。
图6表示Ti含量的变化对含Al和Ti的铁基合金的室温性能的影响。具体地，图6表示含铝量不超过12wt％，含钛量不超过3wt％的铁基合金的抗拉强度和拉抻率。
图7表示Ti含量的变化对含钛铁基合金的蠕变断裂性能的影响。具体地，图7表示含钛量不超过3wt％的铁基合金在700到1350°F的断裂应力值。
图8a-b表示放大倍数分别为200和1000的气体雾化的Fe3Al粉末的形貌。如这些图中所示，气体雾化的粉末具有球形的形貌。通过在如氩或氮等惰性气体内雾化熔融金属流可以得到气体雾化的粉末。
图9a-b表示放大倍数分别为50和100的时候，水雾化Fe3Al粉末的形貌。如图所示，水雾化的粉末具有高度不均匀的形状。此外，当用水雾化粉末时，粉末颗粒表面产生氧化铝涂层。这样的粉末若不预先进行热机械加工而进行烧结可产生含有尺寸为0.1-20μm氧化物颗粒的产品。然而，通过热机械加工该粉末，有可能破碎氧化物，在最终产品中提供尺寸为0.01-0.1μm的细得多的氧化物弥散相。图10-16表示含16wt％Al，其余为Fe的铁铝金属化合物合金的水雾化粉末的详细情况。由于水雾化该粉末，该粉末含有0.5wt％左右的氧化铝，而基本没有氧化铁。
图10a-b表示放大倍数分别为100和1000时，在含16wt％Al，其余为Fe的铁铝金属化合物的水雾化粉末的挤压棒材上未腐蚀的纵向断面上存在的氧化物肋条。图11a-b表示放大倍数分别为100和1000时图10的挤压棒材在靠近边缘的纵向断面上的显微结构。图12a-b表示放大倍数分别为100和1000时图10的试样在腐蚀过的靠近中心的纵向断面。图13a-b表示放大倍数分别为100和1000时图10的挤压棒材的未腐蚀的横断面。图14a-b表示放大倍数分别为100和1000时图10的挤压棒材的腐蚀的横断面。图15a-b表示放大倍数分别为100和1000时图10的挤压棒材的腐蚀过的靠近中心的横断面。图16a-d表示图10的挤压棒材的显微照片，其中图16a表示氧化物形貌的背散射电子像，图16b是铁的图形，其中暗的区域是铁含量低的区域，图16c是铝的图形，表示了铝含量高铁含量低的区域，图16d是表示其浓度的氧的图形，其中铝含量高铁含量低。
图17-25表示表1a和1b中合金性能的曲线，图17a-c表示合金23，35，46和48的屈服强度，最大抗拉强度和总伸长量。图18a-c表示与商业合金Haynes214相比较的合金46和48的屈服强度，最大抗拉强度和总伸长量。图19a-b表示合金57，58，60和61在拉伸应变速率分别为3×10-4/s和3×10-2/s时的最大抗拉强度；图19c-d表示合金57，58，60和61在应变速率分别为3×10-4/s和3×10-2/s时的到断裂时的塑性伸长量。图20a-b分别表示合金46，48和56在850℃时的屈服强度和最大抗拉强度与退火温度的函数关系。图21a-e表示合金35，46，48和56的蠕变数据。图21a表示合金35在真空中1050℃退火2小时后的蠕变数据。图21b表示合金46在700℃退火1小时空冷后的蠕变数据。图21c表示合金48在真空中1100℃退火1小时后的蠕变数据，其中试验在800℃1ksi(7MPa)下进行。图21d表示图21c的试样在800℃，3ksi(21MPa)下试验的情况，图21e表示在真空中退火1小时后，在800℃，3ksi(21MPa)下试验的合金56。
图22a-c表示合金48，49，51，52，53，54和56的硬度值(Rockwell c)的曲线，其中图22a表示合金48的硬度与在750-1300℃温度下退火1小时的温度的关系；图22b表示合金49，51和56在400℃下退火0-140小时的时间的关系；图22c表示合金52，53和54的硬度与在400℃下退火0-80小时的时间的关系。
图23a-e表示合金48，51和56的蠕变应变数据与时间的关系图，其中图23a表示合金48和56在800℃的蠕变应变的比较，图23b表示合金48在800℃下的蠕变应变，图23c表示合金48在1100℃退火1小时后在800℃，825℃和850℃的蠕变应变，图23d表示合金48在750℃退火1小时后在800℃，825℃和850℃时的蠕变应变，图23e表示合金51在400℃退火139小时后在850℃下的蠕变应变。图24a-b表示合金62的蠕变应变数据与时间的关系图，其中，图24a表示板材形式的合金62在850℃和875℃下的蠕变应变的比较，图24b表示棒材形式的合金62在800℃，850℃和875℃的蠕变应变。图25a-b表示合金46和43的电阻率与温度的关系图，其中。图25a表示合金46和43的电阻率，图25b表示热循环对合金43的电阻率的影响。
本发明的Fe-Al合金优选的是用粉末冶金技术制造，或在ZrO2质的或类似材料的合适的坩埚内在约1600℃温度下用电弧熔融，空气感应熔融或真空感应熔融选定的合金组分的粉末和/或固体块来制造。优选的是把熔融的合金铸入具有所需产品的形状的石墨或类似材料的模具中，或者制备用于通过加工该合金来制造合金制品的一炉合金。
如果需要，把将要加工的合金熔体切成合适的尺寸，然后通过在约900℃到1100℃的温度范围内煅造，在约750℃到1100℃的温度范围内热轧，在约600℃到700℃的温度范围内温轧，和/或在室温下冷轧来减小厚度。每次冷轧可以使合金厚度减小20到30％，接着在空气中，在惰性气体中或在真空中在约700°到1050℃的温度范围内，优选的是约800℃对合金进行1小时的热处理。
在下列表中提出的可煅造合金试样是通过电弧熔融合金组分形成各种合金的方法制备的。把这些合金切成0.5英寸(1.77mm)厚，在1000℃煅使合金试样的厚度减小到0.25英寸(0.89mm)(减小50％)，然后在800℃热轧使合金试样的厚度进一步减小到0.1英寸(0.25mm)(减小60％)，然后在650℃温轧为这里所描述的和试验的合金试样提供0.030英寸(0.762mm)(减小70％)的最终厚度。对于拉伸试验，试样被冲压成与板材轧制方向一致的具有1/2标准试样长度的0.030英寸(0.762mm)平板。
在下列表中还提出了用粉末冶金技术制备的试样。一般地，通过气体雾化或水雾化技术获得粉末。依赖于所应用的技术，能够获得从球形(气体雾化粉末)到不规则形状的(水雾化粉末)的粉末形貌。水雾化的粉末包括氧化铝涂层，在对粉末进行热机械加工形成板，条，棒等有用的形状的过程中，这些氧化铝涂层被破碎成为氧化物颗粒的肋条。通过在导电的Fe-Al基质中作为离散的绝缘体，氧化物可以调整合金的电阻率。
为了对根据本发明制备的合金组合物进行互相比较并与其它Fe-Al合金比较，在表1a-b中列出了根据本发明的合金组合物和用于比较的合金组合物。表2列出了在表1a-b中选定的合金组合物在低温和高温下的强度和延展性能。
各种合金的抗熔垂数据列于表3。抗熔垂试验是用一端支撑或两端支撑的各种合金的条进行的。在空气气氛下在900℃加热试条达到说明的时间后测量弯曲量。
各种合金的蠕变数据列于表4。蠕变试样是用拉伸试验进行的，以确定在试验温度下试样在10h，100h和1000h内断裂时的应力。
选定的合金的室温电阻率和晶体结构列于表5，如其中所示，电阻率受合金的组成和加工方法影响。
表6列出了根据本发明的氧化物弥散强化合金的硬度数据。具体地，表6表示合金62，63和64的硬度(Rockwell C)。如其中所示，甚至高达20％Al2O3(合金64)，材料的硬度仍保持在Rc45以下。然而，为了提供可加工性，优选的是材料的硬度保持在Rc35以下。因此，当需要用氧化物弥散强化材料做电阻加热材料时，可以进行合适的热处理降低材料的硬度来改善材料的可加工性能。
表7表示了可通过反应合成形成的选定的金属间化合物的形成热。仅有铝化物和硅化物表示于表7中，而反应合成可以用来形成碳化物，氮化物，氧化物和硼化物。例如，混合在加热过程中可以发生放热反应的成分粉末可以形成颗粒形式的或纤维形式的铁铝金属化合物和/或电绝缘的或导电的共价陶瓷的基质。因此，根据本发明，这样的反应可以在挤压或烧结所用的粉末形成加热元件时进行。
                                                                    表1a
                                                                    组成(wt％)
  合金编号     Fe     Al  Si     Ti     Mo     Zr     C  Ni  Y  B Nb Ta  Cr Ce Cu  O
    1     91.5     8.5
    2     91.5     6.5  2.0
    3     90.5     8.5     1.0
    4     90.27     8.5     1.0     0.2     0.03
    5     90.17     8.5  0.1     1.0     0.2     0.03
    6     89.27     8.5     1.0     1.0     0.2     0.03
    7     89.17     8.5  0.1     1.0     1.0     0.2     0.03
    8     93     6.5  0.5
    9     94.5     5.0  0.5
    10     92.5     6.5  1.0
    11     75.0     5.0  20.0
    12     71.5     8.5  20.0
    13     72.25     5.0  0.5     1.0     1.0     0.2     0.03  20.0  0.02
    14     76.19     6.0  0.5     1.0     1.0     0.2     0.03  15.0  0.08
    15     81.19     6.0  0.5     1.0     1.0     0.2     0.03  10.0  0.08
    16     86.23     8.5     1.0     4.0     0.2     0.03  0.04
    17     88.77     8.5     1.0     1.0     0.6     0.09  0.04
                                                                                     表1a(续)
                                                                                      组成(wt％)
合金编号  Fe     Al  Si     Ti     Mo     Zr     C     Ni   Y     B     Nb  Ta     Cr  Ce  Cu  O
    18  85.77     8.5     1.O     1.0     0.6     O.09     3.0  0.04
    19  83.77     8.5     1.O     1.O     O.6     0.09     5.0  O.04
    20  88.13     8.5     1.O     1.0     0.2     0.03  0.04  0.5  O.5
    21  61.48     8.5    30.0     0.02
    22  88.90     8.5  0.1     1.O     1.O     0.2     0.3
    23  87.60     8.5  0.1     2.0     1.0     0.2     0.6
    24 余量     8.19     2.13
    25 余量     8.30     4.60
    26 余量     8.28     6.93
    27 余量     8.22     9.57
    28 余量     7.64     7.46
    29 余量     7.47  O.32     7.53
    30  84.75     8.O     6.0     O.8     O.1  O.25  O.1
    31  85.1O     8.0     6.O     0.8     O.1
    32  86.00     8.0     6.0
                                                                                表1b
                                                                                组成(wt％)
   合金编号    Fe   Al     Ti   Mo   Zr      C   Y   B   Cr  Ce  Cu     O     陶瓷
    33  78.19  21.23     -  0.42  0.10      -   -  0.060   -
    34  79.92  19.50     -  0.42  0.10      -   -  0.060   -
    35  81.42  18.00     -  0.42  0.10      -   -  0.060   -
    36  82.31  15.00    1.0  1.0  0.60     0.09   -   -   -
    37  78.25  21.20     -  0.42  0.10     0.03   -  0.005   -
    38  78.24  21.20     -  0.42  0.10     0.03   -  0.010   -
    39  84.18  15.82     -   -   -      -   -   -   -
    40  81.98  15.84     -   -   -      -   -   -  2.18
    41  78.66  15.88     -   -   -      -   -   -  5.46
    42  74.20  15.93     -   -   -      -   -   -  9.87
    43  78.35  21.10     -  0.42  0.10     0.03   -   -   -
    44  78.35  21.10     -  0.42  0.10     0.03   -  0.0025   -
    45  78.58  21.26     -   -  0.10      -   -  0.060   -
    46  82.37  17.12  0.010     0.50
    47  81.19  16.25  0.015  2.22     0.33
    48  76.450  23.0     -  0.42  0.10     0.03   -   -   -  -      -
    49  76.445  23.0     -  0.42  0.10     0.03   -  0.005   -  -      -
    50  76.243  23.0     -  0.42  0.10     0.03  0.2  0.005   -  -      -
                                                                              表1b(续)
                                                                                组成(wt％)
合金编号   Fe   Al     Ti      Mo      Zr      C   Y      B     Cr   Ce  Cu   O     陶瓷
    51 75.445  23.0     1.0     0.42     0.10     0.03   -     0.005     -   -   -
    52 74.8755  25.0      -      -     0.10     0.023   -     0.0015     -   -   -
    53 72.8755  25.0      -      -     0.10     0.023   -     0.0015     -  2.0   -
    54 73.8755  25.0     1.0      -     0.10     0.023   -     0.0015     -   -   -
    55 73.445  26.0      -     0.42     0.10     0.03   -     0.0015     -   -   -
    56 69.315  30.0      -     0.42     0.20     0.06   -     0.005
    57 余量   25     0.10     0.023     0.0015     -   -
    58 余量   24      -     0.010     0.0030     2   -
    59 余量   24      -     0.015     0.0030 ＜0.1   -
    60 余量   24      -     0.015     0.0025     5  0.5
    61 余量   25      -     0.0030     2  0.1
    62 余量   23     0.42     0.10     0.03    0.20Y2O3
    63 余量   23     0.42     0.10     0.03     10Al2O3
    64 余量   23     0.42     0.10     0.03     20Al2O3
    65 余量   24     0.42     0.10     0.03      2Al2O3
    66 余量   24     0.42     0.10     0.03      4Al2O3
    67 余量   24     0.42     0.10     0.03      2TiC
    68 余量   24     0.42     0.10     0.03      2ZrO1
                                                表2
  合金编号 热处理    试验温度(℃)    屈服强度(ksi)    抗拉强度(ksi)   拉伸率(％)  面压缩率(％)
    1111     ABAB     2323800800     60.6055.193.191.94     73.7968.533.991.94     25.5023.56108.76122.20     41.4631.3972.4457.98
    22     AA     23800     94.166.40     94.167.33      0.90107.56      1.5571.87
    33     AA     23800     69.637.19     86.707.25     22.6494.00     28.0274.89
    4444     ABAB     2323800800     70.1565.215.225.35     89.8585.017.495.40     29.8830.94144.70105.96     41.9735.6881.0575.42
    55     AB     23800     73.629.20     92.689.86     27.32198.96     40.8389.19
    66     AA     23800     74.509.97     93.8011.54     30.36153.00     40.8185.56
    7777     ABAB     2323800800     79.2975.1010.367.60     99.1197.0910.369.28     19.6013.20193.30167.00     21.0716.0084.4682.53
    88     AA     23800     51.104.61     66.535.14     35.80155.80     27.9655.47
   合金编号 热处理    试验温度(℃)   屈服强度(ksi)   抗拉强度(ksi)    拉伸率(％)  面压缩率(％)
  °99     AA     23800     37.775.56     59.676.09     34.20113.50     18.8848.82
    1010     AA     23800     64.515.99     74.466.24     14.90107.86      1.4571.00
    13131313     ACAC     2323800800    151.90163.279.4925.61    185.88183.9617.5529.90     10.087.14210.9062.00     15.9821.5489.0157.66
    1616     AA     23800     86.4814.50    107.4414.89      6.4694.64      7.0976.94
    17171717     ABAB     2323800800     76.6669.689.3712.05     96.4491.1011.6814.17     27.4029.04111.10108.64     45.6739.7185.6975.67
    20202020     ABAB     2323800800     88.6377.797.2213.58    107.0299.7011.1014.14     17.9424.06127.32183.40     28.6037.2080.3788.76
    21212121     DCDC     2323800800     207.2985.6145.0348.58    229.76159.9855.5657.81      4.7038.0037.408.40     14.2532.6535.088.34
    2222     CC     23800     67.8010.93     91.1311.38     26.00108.96     42.3079.98
    2424     EF     2323     71.3069.30     84.3084.60    2322    3340
    2525     EF     2323     73.3071.80     85.2086.90    3427    6860
    2626     EF     2323     61.2061.20     83.2584.20    1521    1527
   合金编号 热处理    试验温度(℃)   屈服强度(ksi)   抗拉强度(ksi)    拉伸率(％)   面压缩率(％)
  °2727     EF     2323     59.60-     86.9088.80       1318       1519
    2828     EE     2323     60.4059.60     77.7079.80       3526       7458
    2929     FF     2323     62.2061.70     76.6086.80       1712       1712
    3030     23650     97.6026.90    116.6028.00       438       586
    3131     23650     79.4038.50    104.3047.00       727       780
    3232     23650     76.8029.90     94.8032.70       735       586
    353535     CCC     23600800     63.1749.5418.80     84.9562.4023.01      5.1236.6080.10      7.8146.2569.11
    4646464646464646464646     GGGGGGGGGGG     236008008509002380085023800850     77.2066.617.937.772.6562.4110.493.3763.3911.4914.72    102.2066.6116.5510.545.4494.8213.417.7790.3414.728.30      5.7026.3446.1038.3030.945.4627.1033.904.6017.7026.90      4.2431.8632.8732.9131.966.5430.1426.703.9821.6523.07
合金编号  热处理    试验温度(℃)   屈服强度(ksi)   抗拉强度(ksi)   拉伸率(％)  面压缩率(％)
 434343434343434343434343434343434343434343434343     HHHHIIIIJJJJNKLMNO(棒材)K(板材)O(板材)PQOS     2360070080023600700800236007008002385085085085085085085085085090023     75.271.758.829.492.276.861.832.597.175.458.722.479.0316.0116.4018.0719 7026.1512.0113.7922.2626.3912.4121.19    136.276.060.231.8167.582.266.734.5156.180.462.127.895.5117.3518.0419.4221.3726.4615.4318.0025.4426.5912.72129.17      9.224.416.514.814.827.621.620.012.425.422.021.73.0151.7351.6656.0447.2761.1335.9614.6626.8428.5243.947.73 4.5634.0832.9231.3738.8548.2228.4319.1619.2120.9642.247.87
 49     S     850     23.43     27.20    102.98     94.49
 51     S     850     19.15     19.64    183.32     97.50
 53     S     850     18.05     18.23    118.66     97.69
 56565656     RSKO     85023850850     16.3361.6916.3329.80     21.9199.9921.9136.68     74.965.3174.966.20     95.184.3195.181.91
 62     D     850     17.34     19.70     11.70     11.91
   合金编号  热处理    试验温度(℃)   屈服强度(ksi)   抗拉强度(ksi)   拉伸率(％)   面压缩率(％)
    63     D     850     18.77     21.52     13.84      9.77
    64     D     850     12.73     16.61      2.60     26.88
65     T     23800     96.0927.96    121.2032.54      2.5029.86      2.0226.52
66     T     23800     96.1527.52    124.8535.13      3.7029.20      5.9022.65
67     T     23800     92.5331.80    106.8636.10      2.2614.30      6.8125.54
68     T     23800     69.7420.61     83.1424.98      2.5433.24      5.9349.19
试样的热处理A＝800℃/1hr./空冷                  K＝750℃/1hr.真空中B＝1050℃/2hr./空冷                 L＝800℃/1hr.真空中C＝1050℃/2hr.真空中                M＝900℃/1hr.真空中D＝轧制                             N＝1000℃/1hr.真空中E＝815℃/1hr./油淬                  O＝1100℃/1hr.真空中F＝815℃/1hr./炉冷                  P＝1200℃/1hr.真空中G＝700℃/1hr./空冷                  Q＝1300℃/1hr.真空中H＝在1100℃挤压                     R＝750℃/1hr.慢冷I＝在1000℃挤压                     S＝400℃/139hr.J＝在950℃挤压                      T＝700℃/1hr.油淬合金1-22，35，43，46，56，65-68用0.2英寸/分钟的应变速率试验合金49，51，53用0.16英寸/分的应变速率试验
                                             表3
  试样的支持端  试样厚度(mil)    加热时间(h)                      弯曲量(英寸)
   合金17    合金20    合金22    合金45   合金47
    1a     30     16     1/8      -      -     1/8     -
    1b     30     21      -     3/8     1/8     1/4     -
   两端     30     185      -      0      0     1/16     0
   两端     10     68      -      -     1/8      0     0
附加条件a＝在试样自由端悬持线型重物使试样具有相同的重量b＝在试样上放置相同长度和宽度的金属箔使试样具有相同的重量
                                          表4
  试样     试验温度        蠕变断裂强度(ksi)
    °F      ℃     10h     100h     1000h
    1     1400     760     2.90     2.05     1.40
    1500     816     1.95     1.35     0.95
    1600     871     1.20     0.90      -
    1700     925     0.90      -      -
    4     1400     760     3.50     2.50     1.80
    1500     816     2.40     1.80     1.20
    1600     871     1.65     1.15      -
    1700     925     1.15      -      -
    5     1400     760     3.60     2.50     1.85
    1500     816     2.40     1.80     1.20
    1600     871     1.65     1.15      -
    1700     925     1.15      -      -
   试样     试验温度        蠕变断裂强度(ksi)
  °F  ℃  10h  100h 1000h
    6  1400  760  3.50  2.60  1.95
 1500  816  2.50  1.90  1.40
 1600  871  1.80  1.30   -
 1700  925  1.30   -   -
    7  1400  760  3.90  2.90  2.15
 1500  816  2.80  2.00  1.65
 1600  871  2.00  1.50   -
 1700  925  1.50   -   -
    17  1400  760  3.95  3.0  2.3
 1500  816  2.95  2.20  1.75
 1600  871  2.05  1.65  1.25
 1700  925  1.65  1.20   -
    20  1400  760  4.90  3.25  2.05
 1500  816  3.20  2.20  1.65
 1600  871  2.10  1.55  1.0
 1700  925  1.56  0.95   -
    22  1400  760  4.70  3.60  2.65
 1500  816  3.55  2.60  1.35
 1600  871  2.50  1.80  1.25
 1700  925  1.80  1.20  1.0
                                  表5
合金 条件 室温电阻率μΩ·cm 晶体结构
    35     184     DO3
    46      A     167     DO3
    46     A+D     169     DO3
    46     A+E     181     B2
    39     149     DO3
合金 条件  室温电阻率μΩ·cm 晶体结构
40 164 DO3
° 40 B 178 DO3
    41     C     190     DO3
    43     C     185     B2
    44     C     178     B2
    45     C     184     B2
    62     F     197
    63     F     251
    64     F     337
    65     F     170
    66     F     180
    67     F     158
    68     F     155
试样的条件
A＝水雾化的粉末
B＝气体雾化的粉末
C＝铸造并加工
D＝700℃退火1/2hr＋油淬
E＝750℃退火1/2hr＋油淬
F＝反应合成形成共价陶瓷添加物
                                          表6
                     硬度数据
条件            材料
 合金62  合金63  合金64
挤压750℃退火1小时后缓冷     3935     3734     4444
合金62：1100℃在碳钢中挤压到压缩比为16∶1(2-到1/2-英寸的模嘴)；合金63和合金64：1250℃在不锈钢中挤压到压缩比为16∶1(2到1/2-英寸模嘴)。
                                       表7
   金属间化合物    ΔH°298(K cal/mole)    金属间化合物    ΔH°298(K cal/mole)    金属间化合物    ΔH°298(K cal/mole)
    NiAl3     -36.0     Ni2Si     -34.1     Ta2Si     -30.0
    NiAl     -28.3     Ni3Si     -55.5     Ta5Si3     -80.0
    Ni2Al3     -67.5     NiSi     -21.4     TaSi     -28.5
    Ni3Al     -36.6     NiSi2     -22.5      --       --
     --       --      --       --     Ti5Si3    -138.5
    FeAl3     -18.9     Mo3Si     -27.8     TiSi     -31.0
    FeAl     -12.0     Mo5Si3     -74.1     TiSi2     -32.1
     --       --     MoSi2     -31.5      --       --
    CoAl     -26.4      --       --     WSi2     -22.2
    CoAl4     -38.5     Cr3Si     -22.0     W5Si3     -32.3
    Co2Al5     -70.0     Cr5Si3     -50.5      --       --
     --       --     CrSi     -12.7     Zr2Si     -81.0
    Ti3Al     -23.5     CrSi2     -19.1     Zr5Si3    -146.7
    TiAl     -17.4      --       --     ZrSi     -35.3
    TiAl3     -34.0     Co2Si     -28.0      --       --
    Ti2Al3     -27.9     CoSi     -22.7      --       --
     --       --     CoSi2     -23.6      --       --
  NbAl3     -28.4      --       -- -- --
   --       --     FeSi     -18.3 -- --
。TaAl     -19.2      --       -- -- --
  TaAl3     -26.1     NbSi2     -33.0 -- --
以上已经阐述了本发明的原理，优选的实施方案和操作方法。然而，不应该认为本发明局限于讨论的具体实施方案。因此，上述实施方案应该认为是说明性的而不是限制性的，本领域熟练技术人员在不离开下列权利要求所确定的本发明的范围对那些实施方案做出各种变化是容易的。

Claims (73)

1.一种铁基合金，包括(以重量计)：14-32％Al，≤1％Cr，＞0.05％Zr。
2.根据权利要求1的合金，其中该合金是无Cr，无Mn，无Si和/或无Ni的。
3.根据权利要求1或2的合金，其中，该合金具有无奥氏体的铁素体微观结构。
4.根据权利要求1-3任一项的合金，其中，该合金包括≤30％的电绝缘的和/或导电的共价陶瓷颗粒或纤维。
5.根据前述权利要求任一项的合金，其中，该合金是不含陶瓷颗粒的。
6.根据前述权利要求任一项的合金，其中，该合金包括≤2％Mo，≤2％Ti，≤1％Zr，≤2％Si，≤30％Ni，≤0.5％Y，≤0.1％B，≤1％Nb，≤1％Ta，≤3％Cu和≤30％氧化物弥散相颗粒。
7.根据前述权利要求任一项的合金，其中余量基本上是Fe。
8.根据权利要求1-5任一项的合金，其中，该合金基本组成为20.0-31.0％Al，≤1％Mo，0.05-0.15％Zr，0.01-0.1％C，其余为Fe。
9.根据权利要求1-5任一项的合金，其中，该合金基本组成为：14.0-20.0％Al，0.3-1.5％Mo，0.05-1.0％Zr，≤0.1％B，≤0.1％C，≤2.0％Ti，其余为Fe。
10.根据权利要求1-5任一项的合金，其中该合金的基本组成为：20.0-31.0％Al，0.3-0.5％Mo，0.05-0.3％Zr，≤0.1％C，≤0.1％B，≤2.0％Ti，其余为Fe。
11.根据前述权利要求任一项的合金，其中该合金的室温面压缩率至少14％，室温伸长率至少3％，室温屈服强度至少350MPa(50ksi)，以及室温抗拉强度至少550MPa(80ksi)。
12.根据前述权利要求任一项的合金，其中该合金在800℃下的高温面压缩率至少30％，800℃下的高温伸长率至少30％，800℃下的高温屈服强度至少50MPa(7ksi)，以及800℃下的高温抗拉强度至少70MPa(10ksi)。
13.一种铁基合金，包括(以重量计)，超过4％Al，≥0.1％的氧化物弥散相颗粒。
14.根据权利要求13的合金，其中该合金是无Cr，无Mn，无Si和/或无Ni。
15.根据权利要求12或13的合金，其中含有≤30％的氧化物弥散相颗粒。
16.根据权利要求13、14或15的合金，其中该合金含有0.001-0.1％B和0.3-0.8％氧。
17.根据权利要求13至16中任一项的合金，其中包括≤30％的电绝缘和/或导电的共价陶瓷颗粒或纤维。
18.根据权利要求13至17中任一项的合金，其中，该合金包括≤2％Mo，≤2％Ti，≤1％Zr，≤2％Si，≤30％Ni，≤10％Cr，≤0.1％C，≤0.5％Y，≤0.1％B，≤1％Nb和≤1％Ta。
19.根据权利要求13至18中任一项的合金，其中余量基本上为Fe。
20.根据权利要求13的合金，其中，该合金的基本组成为20.0-31.0％Al，0.3-0.5％Mo，0.05％-0.15％Zr，0.01-0.05％C，≤25％Al2O3颗粒，≤1％Y2O3颗粒，余量为Fe。
21.根据权利要求13的合金，其中，该合金基本组成为14.0-20.0％Al，≤5.0％Cr，0.01-0.10％B，≤1％Al2O3颗粒，余量为Fe。
22.根据权利要求13的合金，其中，该合金基本组成为20.0-31.0％Al，0.3-0.5％Mo，0.05-0.3％Zr，0.01-0.1％C，≤1％Y2O3，余量为Fe。
23.一种根据权利要求1至22中任一项的合金制成的电阻加热元件。
24.根据权利要求23的电阻加热元件，其室温电阻率为80-400μΩ·cm。
25.根据权利要求23或24的电阻加热元件，其中当合金加上达到10伏的电压，并通过达到6安的电流时，该元件能在一秒钟之内加热到900℃。
26.根据权利要求23、24或25的电阻加热元件，其中，当在空气中加热到1000℃3小时时，该元件表现出小于4％的增重。
27.根据权利要求23至26中任一项的电阻加热元件，其中通过在室温和900℃之间的一次热循环，该元件的电阻为0.5至7欧姆。
28.根据权利要求23至27中任一项的电阻加热元件，其中，通过在室温至900℃之间的一次热循环，该电阻加热元件有80-200Ω·cm的接触电阻率。
29.根据权利要求23至28中任一项的电阻加热元件，其中，当从室温加热到1000℃，每次循环为0.5至5秒，该元件表现出10,000次以上循环不裂的耐热疲劳性。
30.一种由铁铝金属化合物合金制成的电阻加热元件，包括(以重量计)，大于4％Al，≤1％Cr，和有效量的Zr，其量足以形成沿垂直于加热元件一个裸露表面取向的氧化锆肋条，并在从室温到超过500℃的热循环中能钉扎加热元件表面的氧化物。
31.根据权利要求30的电阻加热元件，其中该合金是无Cr，无Mn，无Si和/或无Ni。
32.根据权利要求30或31的电阻加热元件，其中，该合金具有无奥氏体的铁素体微观结构。
33.根据权利要求30、31或32的电阻加热元件，其中，该合金包括≤30％的电绝缘和/或导电的共价陶瓷颗粒或纤维。
34.根据权利要求30至33中任一项的电阻加热元件，其中，该合金不含陶瓷颗粒。
35.根据权利要求30的电阻加热元件，其中该合金包括≤2％Mo，≤2％Ti，≤1％Zr，≤2％Si，≤30％Ni，≤0.5％Y，≤0.1％B，≤1％Nb和≤1％Ta。
36.根据权利要求30的电阻加热元件，其中该合金基本组成为20.0-31.0％Al，0.05-0.15％Zr，≤0.1％B，0.01-0.1％C，余量为Fe。
37.根据权利要求30的电阻加热元件，其中该合金基本组成为14.0-20.0％Al，0.3-1.5％Mo，0.05-1.0％Zr，≤0.1％C，≤0.1％B，≤2％Ti，余量为Fe。
38.根据权利要求30的电阻加热元件，其中该合金基本组成为20.0-31.0％Al，0.3-0.5％Mo，0.05-0.3％Zr，≤0.1％B，≤0.1％C，≤0.5％Y，余量为Fe。
39.根据权利要求30至38中任一项的电阻加热元件，其室温电阻率为80-400μΩ·cm。
40.根据权利要求30至39中任一项的电阻加热元件，其中，当合金加上达到10伏的电压，并通以达到6安的电流时，该元件能在1秒钟之内加热到900℃。
41.根据权利要求30至40中任一项的电阻加热元件，当在空气中加热至1000℃3小时时，该元件表现出小于4％的增重。
42.根据权利要求30至41中任一项的电阻加热元件，当通过室温至900℃之间的一个热循环时，该元件的电阻为0.5至7欧姆。
43.根据权利要求30至42中任一项的电阻加热元件，当通过室温至900℃之间的一个热循环时，该元件具有80-200Ω·cm的接触电阻率。
44.根据权利要求30至43中任一项的电阻加热元件，其中该合金的室温面压缩率至少14％，室温伸长率至少3％，室温屈服强度至少350MPa(50ksi)，并且室温抗拉强度至少550MPa(80ksi)。
45.根据权利要求30至44中任一项的电阻加热元件，其中该合金800℃下的高温面压缩率至少为30％，800℃下的伸长率至少为30％，800℃下的高温屈服强度至少50MPa(7ksi)，并且800℃下的高温抗拉强度至少70MPa(10ksi)。
46.根据权利要求30至45中任一项的电阻加热元件，其中，当从室温加热至1000℃，每次循环为0.5至5秒，该元件表现出10,000次以上循环不裂的耐热疲劳性。
47.根据权利要求30至46中任一项的电阻加热元件，其中该合金包括0.2-2.0％Mo和0.001-0.1％B。
48.一种制造适合用于电阻加热元件的合金的方法，包括：
通过水雾化含铝铁基合金形成氧化物覆盖的粉末，并形成具有氧化物涂层的粉末；
使一定量的粉末成形为坯体；
使坯体产生足以使氧化物涂层破碎成氧化物颗粒的变形并把氧化物颗粒在塑性变形的坯体内分散成氧化物肋条。
49.根据权利要求48的方法，其中，通过把粉末放在金属套中并用内部粉末密封该金属套来成形坯体。
50.根据权利要求49的方法，其中通过热挤压金属套形成挤压物来进行变形步骤。
51.根据权利要求50的方法，还包括轧制该挤压物。
52.根据权利要求50或51的方法，还包括烧结该挤压物。
53.根据权利要求48的方法，其中，通过把粉末与粘合剂混合形成粉末混合物的方法形成坯体。
54.根据权利要求53的方法，其中，通过热挤压粉末混合物并形成挤压物来进行变形步骤。
55.根据权利要求48至54中任一项的方法，其中铁基合金是二元合金。
56.根据权利要求48-55中任一项的方法，其中，该粉末含有0.2至5wt％的氧。
57.根据权利要求48-56中任一项的方法，其中，塑性变形的坯体有100-400μΩ·cm的电阻率。
58.根据权利要求48-57中任一项的方法，其中，该粉末的形状是不规则的。
59.根据权利要求48-58中任一项的方法，其中，该氧化物颗粒基本由Al2O3组成。
60.根据权利要求48-59中任一项的方法，其中，该氧化物颗粒有0.01至0.1μm的颗粒尺寸。
61.一种制备电阻加热元件的粉末冶金方法，包括下列步骤：
把一定量的含铝和铁的粉末成形为铁铝金属化合物的坯体；和
把坯体变形为电阻加热元件。
62.根据权利要求61的方法，其中，通过把粉末放在金属套内，用内部粉末密封该金属套，然后对金属套进行热等静压来形成坯体。
63.根据权利要求61的方法，其中通过注浆来形成坯体，其中把粉末与粘合剂混合形成粉末混合物。
64.根据权利要求61的方法，其中，通过离心注浆成形坯体。
65.根据权利要求61的方法，其中，通过挤压或冷等静压坯体进行变形步骤。
66.根据权利要求61的方法，其中，通过把Fe和Al的元素粉末放在金属套内，用内部粉末密封金属套，挤压该金属套使得在挤压过程中粉末进行反应合成形成铁铝金属化合物，从而形成坯体。
67.根据权利要求61的方法，还包括在惰性气氛下烧结该粉末。
68.根据权利要求67的方法，其中惰性气体包括氢气。
69.根据权利要求67或68的方法，还包括把粉末压到至少95％的密度，和≤5％的气孔率，用体积表示。
70.根据权利要求61至69中任一项的方法，其中，该粉末的形状是不规则的和/或球形的。
71.根据权利要求61的方法，其中，通过把反应形成电绝缘的和/或导电的共价陶瓷颗粒或纤维的成分粉末放在容器内，加热该容器使得粉末在加热过程中进行反应合成形成导电的共价陶瓷颗粒或纤维，从而形成坯体。
72.根据权利要求61的方法，其中，通过把Fe和Al的元素粉末放在容器内，加热该容器使得粉末在加热过程中进行反应合成形成铁铝化合物，从而形成坯体。
73.根据权利要求61至72中任一项的方法，其中这样制成的电阻加热元件的电阻率为100-400μΩ·cm。
CN96105132A 1995-04-20 1996-04-19 用作电阻加热元件的铁铝金属化合物 Expired - Fee Related CN1084393C (zh)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
US426,006 1995-04-20
US08/426,006 US5620651A (en) 1994-12-29 1995-04-20 Iron aluminide useful as electrical resistance heating elements

Related Child Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CNB011049960A Division CN1256004C (zh) 1995-04-20 2001-02-26 由铁铝金属化合物合金制成的电阻加热元件

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN1140203A true CN1140203A (zh) 1997-01-15
CN1084393C CN1084393C (zh) 2002-05-08

Family

ID=23688896

Family Applications (2)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN96105132A Expired - Fee Related CN1084393C (zh) 1995-04-20 1996-04-19 用作电阻加热元件的铁铝金属化合物
CNB011049960A Expired - Fee Related CN1256004C (zh) 1995-04-20 2001-02-26 由铁铝金属化合物合金制成的电阻加热元件

Family Applications After (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CNB011049960A Expired - Fee Related CN1256004C (zh) 1995-04-20 2001-02-26 由铁铝金属化合物合金制成的电阻加热元件

Country Status (11)

Country Link
US (3) US5620651A (zh)
EP (1) EP0738782B1 (zh)
JP (1) JP4177465B2 (zh)
KR (3) KR100455645B1 (zh)
CN (2) CN1084393C (zh)
AT (1) ATE243778T1 (zh)
DE (1) DE69628786T2 (zh)
ES (1) ES2202414T3 (zh)
HK (1) HK1013852A1 (zh)
MY (1) MY120880A (zh)
SG (1) SG74558A1 (zh)

Cited By (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN103422018A (zh) * 2013-08-23 2013-12-04 苏州长盛机电有限公司 一种铝铁合金材料
CN104087787A (zh) * 2014-06-25 2014-10-08 盐城市鑫洋电热材料有限公司 一种碳化硅增强镍铬电热复合材料及其制备方法
CN104087860A (zh) * 2014-06-25 2014-10-08 盐城市鑫洋电热材料有限公司 一种高电阻率复合材料及其制备方法
CN104233103A (zh) * 2014-08-26 2014-12-24 盐城市鑫洋电热材料有限公司 一种碳化硅增强铁铬铝电热复合材料及其制备方法
CN104357738A (zh) * 2014-11-06 2015-02-18 安徽瑞研新材料技术研究院有限公司 一种用纳米材料制备Fe-Al合金的方法
CN104379794A (zh) * 2012-06-19 2015-02-25 卡特彼勒公司 再制造的部件和用于再制造的部件的FeAlSiC热喷涂金属丝
CN112176239A (zh) * 2020-09-22 2021-01-05 桑明焱 导电陶瓷及其在线切割设备的应用

Families Citing this family (52)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US5620651A (en) * 1994-12-29 1997-04-15 Philip Morris Incorporated Iron aluminide useful as electrical resistance heating elements
US6280682B1 (en) 1996-01-03 2001-08-28 Chrysalis Technologies Incorporated Iron aluminide useful as electrical resistance heating elements
US6033623A (en) * 1996-07-11 2000-03-07 Philip Morris Incorporated Method of manufacturing iron aluminide by thermomechanical processing of elemental powders
EP0903758A4 (en) * 1997-02-12 1999-09-08 Tdk Corp MAGNETIC RECORDING MEDIUM AND MAGNETIC RECORDING / REPRODUCING METHOD
DE19743720C1 (de) * 1997-10-02 1998-12-24 Krupp Vdm Gmbh Verfahren zur Herstellung einer oxidationsbeständigen Metallfolie und deren Verwendung
US6030472A (en) * 1997-12-04 2000-02-29 Philip Morris Incorporated Method of manufacturing aluminide sheet by thermomechanical processing of aluminide powders
ID27488A (id) * 1998-02-02 2001-04-12 Philip Morris Prod Komposit aluminida besi dan metoda pembuatannya
FR2774612B1 (fr) * 1998-02-10 2000-03-10 Commissariat Energie Atomique Procede de fabrication d'un alliage intermetallique fer-aluminium, et alliage intermetallique fer-aluminium
US6114058A (en) * 1998-05-26 2000-09-05 Siemens Westinghouse Power Corporation Iron aluminide alloy container for solid oxide fuel cells
FR2782096B1 (fr) * 1998-08-07 2001-05-18 Commissariat Energie Atomique Procede de fabrication d'un alliage intermetallique fer-aluminium renforce par des dispersoides de ceramique et alliage ainsi obtenu
US6375705B1 (en) * 1999-03-26 2002-04-23 U. T. Battelle, Llc Oxide-dispersion strengthening of porous powder metalurgy parts
SE0000002L (sv) * 2000-01-01 2000-12-11 Sandvik Ab Förfarande för tillverkning av ett FeCrAl-material och ett sådant marerial
US6506338B1 (en) 2000-04-14 2003-01-14 Chrysalis Technologies Incorporated Processing of iron aluminides by pressureless sintering of elemental iron and aluminum
US6673164B2 (en) 2000-09-19 2004-01-06 Philip Morris Incorporated Method of minimizing environmental effect in aluminides
US6830676B2 (en) * 2001-06-11 2004-12-14 Chrysalis Technologies Incorporated Coking and carburization resistant iron aluminides for hydrocarbon cracking
US6868709B2 (en) * 2002-06-13 2005-03-22 Philip Morris Usa Inc. Apparatus and method for thermomechanically forming an aluminide part of a workpiece
US7455927B2 (en) * 2002-07-29 2008-11-25 Cornell Research Foundation, Inc. Intermetallic compounds for use as catalysts and catalytic systems
US6863862B2 (en) * 2002-09-04 2005-03-08 Philip Morris Usa Inc. Methods for modifying oxygen content of atomized intermetallic aluminide powders and for forming articles from the modified powders
US7004993B2 (en) * 2003-06-13 2006-02-28 Philip Morris Usa Inc. Nanoscale particles of iron aluminide and iron aluminum carbide by the reduction of iron salts
US20060102175A1 (en) * 2004-11-18 2006-05-18 Nelson Stephen G Inhaler
US8771846B2 (en) 2005-05-27 2014-07-08 Philip Morris Usa Inc. Intermetallic magnetically readable medium
US20070015002A1 (en) * 2005-07-14 2007-01-18 Ut-Battele, Llc Oxygen-donor and catalytic coatings of metal oxides and metals
US7186958B1 (en) * 2005-09-01 2007-03-06 Zhao Wei, Llc Inhaler
GB0519843D0 (en) * 2005-09-29 2005-11-09 Univ Cambridge Tech Magnetocaloric refrigerant
JP4854459B2 (ja) * 2006-10-06 2012-01-18 住友電気工業株式会社 グロープラグ
WO2008086284A2 (en) * 2007-01-08 2008-07-17 Halliburton Energy Services, Inc. Intermetallic aluminide polycrystalline diamond compact (pdc) cutting elements
CN101227769B (zh) * 2007-01-19 2011-12-28 天津市华林伟业科技发展有限公司 软体电光转换面发射体的制造方法
CA2588906A1 (fr) * 2007-05-15 2008-11-15 Hydro Quebec Alliages nanocristallins du type fe3al(ru) et usage de ceux-ci sous forme nanocristalline ou non pour la fabrication d'electrodes pour la synthese du chlorate de sodium
US20090098289A1 (en) * 2007-10-12 2009-04-16 Deininger Mark A Pig and Method for Applying Prophylactic Surface Treatments
US8623301B1 (en) 2008-04-09 2014-01-07 C3 International, Llc Solid oxide fuel cells, electrolyzers, and sensors, and methods of making and using the same
EP2534723A4 (en) 2010-02-10 2015-08-05 Fcet Inc LOW TEMPERATURE ELECTROLYTE FOR SOLID FUEL CELLS WITH HIGH ION CONDUCTIVITY
US20120269967A1 (en) * 2011-04-22 2012-10-25 Applied Materials, Inc. Hot Wire Atomic Layer Deposition Apparatus And Methods Of Use
JP5929251B2 (ja) * 2012-01-31 2016-06-01 株式会社豊田中央研究所 鉄合金
US9282772B2 (en) 2012-01-31 2016-03-15 Altria Client Services Llc Electronic vaping device
CA2778865A1 (en) * 2012-05-25 2013-11-25 Hydro-Quebec Alloys of the type fe3aita(ru) and use thereof as electrode material for the synthesis of sodium chlorate
DE102012011992A1 (de) * 2012-06-16 2013-12-19 Volkswagen Aktiengesellschaft Metallisches Gussbauteil und Verfahren zur Herstellung eines metallischen Gussbauteils
CA2790764A1 (en) * 2012-09-19 2014-03-19 Hydro Quebec Metal-ceramic nanocomposites with iron aluminide metal matrix and use thereof as protective coatings for tribological applications
US9905871B2 (en) 2013-07-15 2018-02-27 Fcet, Inc. Low temperature solid oxide cells
GB201318660D0 (en) * 2013-10-22 2013-12-04 Materials Ct Leoben Forschung Gmbh Ferritic alloys and methods for preparing the same
CN103938111B (zh) * 2014-05-12 2017-01-25 盐城市鑫洋电热材料有限公司 一种减少铁铬铝系电热合金非金属夹杂物的方法
US20160223775A1 (en) * 2015-01-30 2016-08-04 Corning Optical Communications LLC Fiber stripping methods and apparatus
CN104846275A (zh) * 2015-05-20 2015-08-19 山东钢铁股份有限公司 一种触媒合金
US10018782B2 (en) 2015-05-28 2018-07-10 Corning Optical Communications LLC Optical fiber stripping methods and apparatus
DE102016203017B3 (de) * 2016-02-25 2017-08-10 Continental Automotive Gmbh Verfahren zur Herstellung eines Katalysators
WO2018051359A1 (en) * 2016-09-16 2018-03-22 Abi-Showatech (India) Ltd. Cast silicon-molybdenum-iron-aluminium (simofeal) based intermetallic alloy
CN106435391B (zh) * 2016-11-14 2018-06-19 国家电网公司 镍钨钛合金高阻尼电阻
RU2658310C1 (ru) * 2017-08-07 2018-06-20 Федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего образования "Поволжский государственный технологический университет" Способ изготовления резистивных плёнок методом магнетронного распыления
WO2019189012A1 (ja) * 2018-03-26 2019-10-03 Ｊｆｅスチール株式会社 粉末冶金用合金鋼粉および粉末冶金用鉄基混合粉末
WO2021110827A1 (en) * 2019-12-04 2021-06-10 Grundfos Holding A/S A method of manufacturing a composite component with varying electric resistivity along a longitudinal direction
CA3172052A1 (en) * 2020-06-01 2021-12-09 Xinyan Yan Al-si-fe casting alloys
WO2022221561A1 (en) * 2021-04-16 2022-10-20 Oerlikon Metco (Us) Inc. Wear-resistant chromium-free iron-based hardfacing
CN113789468A (zh) * 2021-08-05 2021-12-14 莱芜钢铁集团银山型钢有限公司 一种泥沙输送管道用耐磨耐蚀钢板及其制备方法

Family Cites Families (38)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CA648140A (en) * 1962-09-04 Westinghouse Electric Corporation Grain-refined aluminum-iron alloys
CA648141A (en) * 1962-09-04 H. Schramm Jacob Aluminum-chromium-iron resistance alloys
US1641752A (en) * 1919-10-10 1927-09-06 Gen Electric Oxidation-resisting material
GB184840A (en) * 1921-04-19 1922-08-21 Calorizing Corp Of America Metallic alloys
US1550508A (en) * 1922-01-24 1925-08-18 Kemet Lab Co Inc Alloy
US1990650A (en) * 1932-06-25 1935-02-12 Smith Corp A O Heat resistant alloy
US2768915A (en) * 1954-11-12 1956-10-30 Edward A Gaughler Ferritic alloys and methods of making and fabricating same
US2889224A (en) * 1955-07-20 1959-06-02 Int Nickel Co Manufacture of metal strip from metal powder
US2930690A (en) * 1958-12-24 1960-03-29 Universal Cyclops Steel Corp Production of aluminum containing iron base alloys
US3026197A (en) * 1959-02-20 1962-03-20 Westinghouse Electric Corp Grain-refined aluminum-iron alloys
US3144330A (en) * 1960-08-26 1964-08-11 Alloys Res & Mfg Corp Method of making electrical resistance iron-aluminum alloys
DE1251039B (zh) * 1962-03-02
US3298826A (en) * 1964-04-06 1967-01-17 Carl S Wukusick Embrittlement-resistant iron-chromium-aluminum-yttrium alloys
US3676109A (en) * 1970-04-02 1972-07-11 Cooper Metallurg Corp Rust and heat resisting ferrous base alloys containing chromium and aluminum
FR2094917A5 (zh) * 1971-02-04 1972-02-04 Renaud Henri
IT1124104B (it) * 1979-06-13 1986-05-07 Fusani Giovanni Leghe ferro alluminio destinate prevalentemente ma non escusivamente alla fabbricazione di elementi per resistori in genere e in particolare per correnti forti e procedimento per la loro produzione
US4391634A (en) * 1982-03-01 1983-07-05 Huntington Alloys, Inc. Weldable oxide dispersion strengthened alloys
CA1256457A (en) * 1985-05-20 1989-06-27 Michel Chevigne Production of reaction-sintered articles and reaction- sintered articles
US5015533A (en) * 1988-03-10 1991-05-14 Texas Instruments Incorporated Member of a refractory metal material of selected shape and method of making
US4961903A (en) * 1989-03-07 1990-10-09 Martin Marietta Energy Systems, Inc. Iron aluminide alloys with improved properties for high temperature applications
US4917858A (en) * 1989-08-01 1990-04-17 The United States Of America As Represented By The Secretary Of The Air Force Method for producing titanium aluminide foil
US5032190A (en) * 1990-04-24 1991-07-16 Inco Alloys International, Inc. Sheet processing for ODS iron-base alloys
US5084109A (en) * 1990-07-02 1992-01-28 Martin Marietta Energy Systems, Inc. Ordered iron aluminide alloys having an improved room-temperature ductility and method thereof
DE59007276D1 (de) * 1990-07-07 1994-10-27 Asea Brown Boveri Oxydations- und korrosionsbeständige Legierung für Bauteile für einen mittleren Temperaturbereich auf der Basis von dotiertem Eisenaluminid Fe3Al.
US5269830A (en) * 1990-10-26 1993-12-14 The United States Of America As Represented By The United States Department Of Energy Process for synthesizing compounds from elemental powders and product
US5427601A (en) * 1990-11-29 1995-06-27 Ngk Insulators, Ltd. Sintered metal bodies and manufacturing method therefor
US5249586A (en) * 1991-03-11 1993-10-05 Philip Morris Incorporated Electrical smoking
US5489411A (en) * 1991-09-23 1996-02-06 Texas Instruments Incorporated Titanium metal foils and method of making
HUT70901A (en) * 1992-01-16 1995-11-28 Univ Cincinnati Electrical heating element, related composites, and composition and method for producing such products using dieless micropyretic synthesis
US5320802A (en) * 1992-05-15 1994-06-14 Martin Marietta Energy Systems, Inc. Corrosion resistant iron aluminides exhibiting improved mechanical properties and corrosion resistance
US5545373A (en) 1992-05-15 1996-08-13 Martin Marietta Energy Systems, Inc. High-temperature corrosion-resistant iron-aluminide (FeAl) alloys exhibiting improved weldability
US5238645A (en) * 1992-06-26 1993-08-24 Martin Marietta Energy Systems, Inc. Iron-aluminum alloys having high room-temperature and method for making same
US5455001A (en) * 1993-09-22 1995-10-03 National Science Council Method for manufacturing intermetallic compound
US5466311A (en) * 1994-02-10 1995-11-14 National Science Council Method of manufacturing a Ni-Al intermetallic compound matrix composite
US5445790A (en) * 1994-05-05 1995-08-29 National Science Council Process for densifying powder metallurgical product
DE4426205A1 (de) * 1994-07-23 1996-01-25 Geesthacht Gkss Forschung Verfahren zur Herstellung von Körpern aus intermetallischen Phasen aus pulverförmigen, duktilen Komponenten
US5620651A (en) * 1994-12-29 1997-04-15 Philip Morris Incorporated Iron aluminide useful as electrical resistance heating elements
US5595706A (en) * 1994-12-29 1997-01-21 Philip Morris Incorporated Aluminum containing iron-base alloys useful as electrical resistance heating elements

Cited By (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN104379794A (zh) * 2012-06-19 2015-02-25 卡特彼勒公司 再制造的部件和用于再制造的部件的FeAlSiC热喷涂金属丝
CN104379794B (zh) * 2012-06-19 2016-10-05 卡特彼勒公司 再制造的部件和用于再制造的部件的FeAlSiC热喷涂金属丝
CN103422018A (zh) * 2013-08-23 2013-12-04 苏州长盛机电有限公司 一种铝铁合金材料
CN103422018B (zh) * 2013-08-23 2015-09-02 苏州长盛机电有限公司 一种铝铁合金材料
CN104087787A (zh) * 2014-06-25 2014-10-08 盐城市鑫洋电热材料有限公司 一种碳化硅增强镍铬电热复合材料及其制备方法
CN104087860A (zh) * 2014-06-25 2014-10-08 盐城市鑫洋电热材料有限公司 一种高电阻率复合材料及其制备方法
CN104087787B (zh) * 2014-06-25 2016-06-08 盐城市鑫洋电热材料有限公司 一种碳化硅增强镍铬电热复合材料的制备方法
CN104233103A (zh) * 2014-08-26 2014-12-24 盐城市鑫洋电热材料有限公司 一种碳化硅增强铁铬铝电热复合材料及其制备方法
CN104357738A (zh) * 2014-11-06 2015-02-18 安徽瑞研新材料技术研究院有限公司 一种用纳米材料制备Fe-Al合金的方法
CN112176239A (zh) * 2020-09-22 2021-01-05 桑明焱 导电陶瓷及其在线切割设备的应用

Also Published As

Publication number Publication date
SG74558A1 (en) 2000-09-19
JP4177465B2 (ja) 2008-11-05
DE69628786D1 (de) 2003-07-31
EP0738782A3 (en) 1998-08-05
KR100447576B1 (ko) 2004-09-07
US5620651A (en) 1997-04-15
EP0738782A2 (en) 1996-10-23
KR100455645B1 (ko) 2004-12-30
EP0738782B1 (en) 2003-06-25
ES2202414T3 (es) 2004-04-01
US5976458A (en) 1999-11-02
ATE243778T1 (de) 2003-07-15
CN1316869A (zh) 2001-10-10
KR100447577B1 (ko) 2004-09-07
JPH0931605A (ja) 1997-02-04
US6607576B1 (en) 2003-08-19
MY120880A (en) 2005-12-30
DE69628786T2 (de) 2004-05-19
HK1013852A1 (en) 1999-09-10
CN1084393C (zh) 2002-05-08
KR960037852A (ko) 1996-11-19
CN1256004C (zh) 2006-05-10

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN1140203A (zh) 用作电阻加热元件的铁铝金属化合物
RU2245760C2 (ru) Способ изготовления подвергаемых холодной обработке изделий из металлического сплава (варианты)
JP3813311B2 (ja) 元素状粉末の熱化学処理による鉄アルミナイドの製造方法
JP2806935B2 (ja) フエライト合金鋼の半製品、発熱体、建設部材及び触媒担体
KR101811278B1 (ko) 고 엔트로피 분산강화형 내열 합금 및 그 제조방법
US20020085941A1 (en) Processing of aluminides by sintering of intermetallic powders
AU751819B2 (en) Two phase titanium aluminide alloy
WO2002033138A9 (en) Creep resistant titanium aluminide alloys
US6280682B1 (en) Iron aluminide useful as electrical resistance heating elements
Polkin et al. New materials produced by mechanical alloying
EP1060279A4 (en) IRON ALUMINIDE COMPOSITE AND METHOD FOR THE PRODUCTION THEREOF
JP7233658B2 (ja) 熱間鍛造用のチタンアルミナイド合金材及びチタンアルミナイド合金材の鍛造方法
CN117210722A (zh) 一种增材制造多组分耐热Al-Fe-Ni-Mn-Cr-Zr合金及其制备方法
WO1989003897A1 (en) Sintered aluminium nickel alloys
JP2003089840A (ja) Ａｌ２Ｏ３−金属系複合材料およびその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
C06 Publication
PB01 Publication
C10 Entry into substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
C53 Correction of patent of invention or patent application
CB02 Change of applicant information

Applicant after: Crisaris Technologies Inc.

Applicant before: Philip Morris Rroducts Inc.

COR Change of bibliographic data

Free format text: CORRECT: APPLICANT; FROM: PHILIP MIRRIS PRODUCTS INC. TO: KERRY SALIS TECHNOLOGY CORP.

C14 Grant of patent or utility model
GR01 Patent grant
ASS Succession or assignment of patent right

Owner name: PHILIP MORRIS AMERICA CO.,LTD.

Free format text: FORMER OWNER: KERRY SALIS TECHNOLOGY CORP.

Effective date: 20060224

C41 Transfer of patent application or patent right or utility model
TR01 Transfer of patent right

Effective date of registration: 20060224

Address after: Virginia

Patentee after: Philip Morris USA Inc.

Address before: Virginia

Patentee before: Crisaris Technologies Inc.

ASS Succession or assignment of patent right

Owner name: PHILIP MORRIS RRODUCTS INC.

Free format text: FORMER OWNER: PHILIP MORRIS USA INC.

Effective date: 20140212

TR01 Transfer of patent right
TR01 Transfer of patent right

Effective date of registration: 20140212

Address after: Neuchatel, Switzerland

Patentee after: Philip Morris Rroducts Inc.

Address before: Virginia

Patentee before: Philip Morris USA Inc.

CF01 Termination of patent right due to non-payment of annual fee

Granted publication date: 20020508

Termination date: 20150419

EXPY Termination of patent right or utility model