DE60033018T2

DE60033018T2 - Verfahren zur herstellung von metallprodukten, wie bleche durch kaltverformung und flashalterung

Info

Publication number: DE60033018T2
Application number: DE60033018T
Authority: DE
Inventors: R. Mohammad Midlothian HAJALIGOL; K. Vinod Oak Ridge SIKKA
Original assignee: Chrysalis Technologies Inc
Current assignee: Chrysalis Technologies Inc
Priority date: 1999-02-09
Filing date: 2000-02-09
Publication date: 2007-08-30
Anticipated expiration: 2020-02-10
Also published as: AU767201B2; WO2000047354B1; HK1045663A1; CN100369702C; EP1165276A4; US6294130B1; EP1165276B1; HK1045663B; WO2000047354A9; CN1346301A; KR100594636B1; RU2245760C2; DE60033018D1; CA2362302C; WO2000047354A1; JP2002536548A; EP1165276A2; MY129410A; EP1795285A1; TW546391B

Description

Bekundung der Regierungsrechte
Die Regierung der Vereinigten Staaten besitzt Rechte an dieser Erfindung gemäß Vertrag Nr. DE-AC05-840R21400 zwischen dem Energieministerium der Vereinigten Staaten und Lockheed Martin Energy Research Corporation, Inc.
Gebiet der Erfindung
Die Erfindung bezieht sich im Allgemeinen auf die Fertigung metallischer Erzeugnisse wie zum Beispiel Schichten, Streifen, Stäbe, Drähte oder Bänder, insbesondere auf schwer zu verarbeitende intermetallische Legierungen wie Aluminide von Eisen, Nickel und Titan.
Hintergrund der Erfindung
Fe₃Al intermetallische Eisen-Aluminide, die kubisch raumzentrierte geordnete Kristallstruktur aufweisen, werden in den U. S. Patenten Nr. 5,320,802; 5,158,744; 5,024,109 und 4,961,903 offenbart. Eine Eisen-Aluminid-Legierung, die eine ungeordnete raumzentrierte Kristallstruktur aufweist, wird in dem U. S. Patent Nr. 5,238,645 offenbart, wobei die Legierung in Gew.-% umfasst, 8-9,5 Al, ≤ 7 Cr, ≤ 4 Mo, ≤ 0,05 C, ≤ 0,5 Zr und ≤ 0,1 Y, vorzugsweise 4,5-5,5 Cr, 1,8-2,2 Mo, 0,02-0,032 C und 0,15-0,25 Zr.
Auf Eisen basierende Legierungen umfassend 3-18 Gew.-% Al, 0,05-0,5 Gew.-% Zr, 0,01-0,1 Gew.-% B und optional Cr, Ti und Mo werden in dem U. S. Patent Nr. 3,026,197 und dem kanadischen Patent Nr. 648,140 offenbart. Das U. S. Patent Nr. 3,676,109 offenbart eine eisenbasierte Legierung, umfassend 3-10 Gew.-% Al, 4-8 Gew.-% Cr, ca. 0,5 Gew.-% Cu, weniger als 0,05 Gew.-% C, 0,5-2 Gew.-% Ti und optional Mn und B.
Auf Eisen basierende aluminiumhaltige Legierungen für den Einsatz als elektrische Widerstandsheizelemente werden in den U. S. Patenten Nr. 1,550,508; 1,990,650; und 2,768,915 und in dem kanadischen Patent Nr. 648,141 offenbart. Die Legierungen, die in dem '508 Patent offenbart werden, umfassen 20 Gew.-% Al, 10 Gew.-% Mn; 12-15 Gew.-% Al, 6-8 Gew.-% Mn; oder 12-16 Gew.-% Al, 2-10 Gew.-% Cr. Alle der spezifischen Beispiele, die in dem Patent '508 offenbart werden, umfassen mindestens 6 Gew.-% Cr und mindestens 10 Gew.-% Al. Die in dem Patent '650 offenbarten Legierungen umfassen 16-20 Gew.-% Al, 5-10 Gew.-% Cr, ≤ 0,05 Gew.-% C, ≤ 0,25 Gew.-% Si, 0,1-0,5 Gew.-% Ti, ≤ 1,5 Gew.-% Mo und 0,4-1,5 Gew.-% Mn und das einzige spezifische Beispiel umfasst 17,5 Gew.-% Al, 8,5 Gew.-% Cr, 0,44 Gew.-% Mn 0,36 Gew.-% Ti, 0,02 Gew.-% C und 0,13 Gew.-% Si. Die in dem Patent '915 offenbarten Legierungen umfassen 10-18 Gew.-% Al, 1-5 Gew.-% Mo, Ti, Ta, V, Cb, Cr, Ni, B und W und das einzige spezifische Beispiel umfasst 16 Gew.-% Al und 3 Gew.-% Mo. Die in dem kanadischen Patent offenbarten Legierungen umfassen 6-11 Gew.-% Al, 3-10 Gew.-% Cr, ≤ 4 Gew.-% Mn, ≤ 1 Gew.-% Si, ≤ 0,4 Gew.-% Ti, ≤ 0,5 Gew.-% C, 0,2-0,5 Gew.-% Zr und 0,05-0,1 Gew.-% B und die einzigen spezifischen Beispiele umfassen mindestens 5 Gew.-% Cr.
Widerstandsheizer aus verschiedenen Materialien werden in dem U. S. Patent Nr. 5,249,586 und in den U. S. Patenten Anmelde-Nrn. 07/943,504, 08/118,665, 08/105,346 und 08/224,848 offenbart.
U. S. Patent Nr. 4,334,923 offenbart eine kaltwalzbare, oxidationsbeständige für Katalysatoren nützliche Legierung auf Eisenbasis, umfassend ≤ 0,05 % C, 0,1-2 % Si, 2-8 % Al, 0,02-1 % Y, < 0,009 % P, < 0,006 % S und < 0,009 % O.
U. S. Patent Nr. 4,684,505 offenbart eine wärmebeständige Legierung auf Eisenbasis umfassend 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, und ≤ 0,2 % La.
Die japanische Offenlegungsschrift Nr. 53-119721 offenbart eine verschleißfeste Legierung mit einer hohen magnetischen Permeabilität, die eine gute Verarbeitbarkeit aufweist und enthält 1,5-17 % Al, 0,2-15 % Cr und insgesamt 0,01-8% optionaler Zusätze von < 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, und < 3 % Seltene-Erden-Metalle.
Eine Veröffentlichung aus dem Jahr 1990 in Advances in Powder Metallurgy, Vol. 2, von J. R. Knibloe et. al., betitelt „Microstructure And Mechanical Properties of P/M Fe₃Al Alloys", Seiten 219-231, offenbart ein pulver-metallurgisches Verfahren zum Bereitstellen von Fe₃Al umfassend 2 und 5 % Cr durch Verwenden eines Inertgas-Zerstäubers. Um Schichten herzustellen wurden die Pulver in unlegiertem Stahl gekapselt, evakuiert und bei 1000°C extrudiert zu einem Strangpressverhältnis von 9:1. Nach Abnehmen von der Stahlhülle wurde die stranggepresste Legierung bei 1000°C auf 8,636 mm (0,340 inch) Dicke heiß geschmiedet, bei 800°C zu einer ca. 2,54 mm (0,10 inch) dicken Schicht gewalzt und bei 650 °C zu 0,762 mm (0,030 inch) endgewalzt.
Eine Veröffentlichung aus dem Jahr 1991, in Mat. Res. Soc. Symp. Proc., Vol. 213, von V. K. Sikka, betitelt „Powder Processing of Fe₃Al-Based Iron-Aluminide Alloys", Seiten 901-906, offenbart ein Verfahren zum Bereitstellen von 2 und 5 % Cr enthaltendem Eisen-Aluminid-Pulver auf Fe₃Al Basis, das als Schicht hergestellt wurde. Um Schichten herzustellen, wurden die Pulver in unlegiertem Stahl gekapselt und bei 1000°C zu einem Strangpressverhältnis von 9:1 heißextrudiert. Die Stahlkapsel wurde entfernt und die Stangen wurden bei 1000°C geschmiedet, 50 % gewalzt bei 850°C und 50 % endgewalzt bei 650°C zu einer 0,76 mm Schicht.
Eine Arbeit von V. K. Sikka et al., betitelt „Powder Production, Processing, and Properties of Fe₃Al", pp. 1-11, präsentiert bei der Powder Metallurgy Conference Exhibition 1990 in Pittsburgh, PA, offenbart ein Verfahren zum Bereitstellen von Fe₃Al Pulver durch Schmelzen einzelner Metalle unter einer Schutzatmosphäre, Durchführen des Metalls durch eine Dosierdüse und Zersetzten der Schmelze durch Zusammentreffen des Schmelzstroms mit zerstäubendem Stickstoff. Ein extrudierter Stab wurde hergestellt durch Füllen einer 76 mm Hülle aus unlegiertem Stahl mit dem Pulver, Evakuieren der Hülle, Erhitzen für 1 ½ Stunden bei 1000°C und Extrudieren der Hülle durch ein 25 mm Mundstück auf eine 9:1 Reduktion. Eine 0,76 mm starke Schicht wurde hergestellt durch Entfernen der Hülle, 50 % Schmieden bei 1000°C, 50 % Walzen bei 850 °C und 50 % Endwalzen bei 650 °C.
Oxid-dispersionsgehärtete eisenbasierte Legierungspulver werden in den U. S. Patenten Nr. 4,391,634 und 5,032,190 offenbart. Das '634 Patent offenbart Ti-freie Legierungen umfassend 10-40 % Cr, 1-10 % Al und ≤ 10 % disperses Oxid. Das '190 Patent offenbart ein Verfahren zum Herstellen von Schichten aus MA 956 Legierung aufweisend 75 % Fe, 20 % Cr, 4,5 % Al, 0,5 % Ti und 0,5 % Y₂O₃.
Eine Veröffentlichung von A. LeFort et al., betitelt „Mechanical Bahavior of FeAl₄₀ Intermetallic Alloys" präsentiert bei den Proceedings of International Symposium on Intermetallic Compounds – Structure and Mechanical Properties (JIMIS-6), Seiten 579-583, abgehalten in Sendai, Japan vom 17. bis 20. Juni 1991, offenbart unterschiedliche Eigenschaften von FeAl Legierungen (25 Gew.-% Al) mit Zusätzen von Bor, Zirkonium, Chrom und Cer. Die Legierungen wurden bereitgestellt durch Vakuumgießverfahren und Extrudieren bei 1100°C oder durch Pressen bei 1000°C und 1100°C hergestellt.
Eine Veröffentlichung von D. Pocci et al., betitelt „Producion and Properties of CSM FeAl Intermetallic Alloys" präsentiert bei der Minerals, Metals and Materials Society Conference (1994 TMS Conference) über „Processing, Properties and Applications of Iron Aluminides", Seiten. 19-30 abgehalten in San Francisco, Californien vom 27. Februar bis 3. März 1994, offenbart unterschiedliche Eigenschaften von intermetallischen Fe₄₀Al-Zusammensetzungen, die durch verschiedene Techniken hergestellt wurden, wie z. B. Gießen und Extrusion, Gas-Zerstäubung von Pulver und Extrusion und mechanisches Legieren von Pulver, und dass mechanisches Legieren angewendet worden ist, um das Material mit einer feinen Oxid-Dispersion zu verstärken. Der Artikel erklärt, dass FeAl-Legierungen bereitgestellt wurden, die eine geordnete B2-Kristall-Struktur, einen Al-Gehalt von 23 bis 25 Gew.-% (ca. 40 in %) und legierende Zusätze von Zr, Cr, Ce, C, B und Y₂O₃ aufweisen.
Eine Veröffentlichung von J. H. Schneibel betitelt „Selected Properties of Iron Aluminides", Seiten 329-341, präsentiert bei der TMS Conference 1994 offenbart Eigenschaften von Eisen-Aluminiden. Dieser Artikel berichtet über Eigenschaften, wie z. B. Schmelztemperaturen, elektrischen Widerstand, Wärmeleitfähigkeit, Wärmeausdehnung und mechanische Eigenschaften unterschiedlicher FeAl-Zusammensetzungen.
Eine Veröffentlichung von J. Baker betitelt „Flow and Fracture of FeAl", Seiten 101-115, präsentiert bei der TMS Conference 1994 offenbart eine Übersicht über Fließ- und Bruchverhalten der B2-FeAl-Zusammensetzung. Dieser Artikel erklärt, dass vorausgehende Wärmebehandlungen die mechanischen Eigenschaften von FeAl stark beeinflussen und dass höhere Kühlgeschwindigkeiten nach Glühen bei erhöhter Temperatur eine höhere Streckfestigkeit und Härte bei Raumtemperatur bereitstellen, jedoch geringere Duktilität auf Grund der größeren Anzahl von Lücken.
Eine Veröffentlichung von D. J. Alexander betitelt „Impact Behavior of FeAl Alloy FA-350", Seiten 193-202, präsentiert bei der TMS Conference 1994 offenbart Druck- und Zug-Eigenschaften der Eisen-Aluminid-Legierung FA 350. Die FA-350-Legierung umfasst, in atomaren %, 35,8 % Al, 0,2 % Mo, 0,05 % Zr und 0,13 % C.
Eine Veröffentlichung von C. H. Kong betitelt „The Effect of Ternary Additions on the Vacancy Hardening and Defect Structure of FeAl", Seiten 231-239, präsentiert bei der TMS Conference 1994 offenbart die Auswirkung von ternären legierenden Zusätzen bei FeAl-Legierungen. Dieser Artikel behandelt die Auswirkungen unterschiedlicher ternärer legierender Zusätze, wie z. B. Cu, Ni, Co, Mn, Cr, V und Ti sowie Glühen bei hoher Temperatur und nachfolgende Lücken abbauende Wärmebehandlung bei niedriger Temperatur.
Eine Veröffentlichung von D. J. Gaydosh et al. im September 1989, betitelt „Microstructure and Tensile Properties of Fe-40 At.Pct. Al Alloys with C, Zr, Hf and B Additions" Met. Trans A, Vol. 20A, Seiten 1701-1714 offenbart heiße Extrusion von gaszerstäubtem Pulver wobei das Pulver entweder C, Zr und Hf als vorlegierte Zusätze umfasst, oder B zu einem vorher bereitgestellten Eisen-Aluminium-Pulver zugesetzt wird.
Eine Veröffentlichung von C. G. McKamey et al. im August 1991, betitelt „A review of recent developments in Fe₃Al-based Alloys" J. of Mater. Res., Vol. 6, No. 8, Seiten 1779-1805, offenbart Techniken, Eisen-Aluminid-Pulver zu gewinnen durch Inertgas-Zerstäubung und Bereitstellen ternärer Legierungspulver auf Basis von Fe₃Al durch Mischen der Legierungspulver, um die gewünschte Legierungszusammensetzung herzustellen und durch heiße Extrusion zu Verdichten, d. h. Bereitstellung von Fe₃Al basierten Pulvern durch Stickstoff- oder Argongas-Zerstäubung und Verdichtung zu völliger Dichte durch Extrudieren bei 1000°C zu einem Strangpressverhältnis von ≤ 9:1.
Die U. S. Patente Nr. 4,917,858; 5,269,830; und 5,455,001 offenbaren pulvermetallurgische Techniken zur Bereitstellung von intermetallischen Verbindungen durch (1) Walzen von gemischtem Pulver in eine ungesinterte Folie, Sintern und Schmelzen der Folie zu voller Dichte, (2) reaktives Sintern von Fe- und Al-Pulvern um Eisen-Aluminid herzustellen oder durch Bereitstellen von Ni-B-Al und Ni-B-Ni-Mischpulvern durch stromlose Galvanotechnik, Kapseln des Pulvers in einem Rohr, Wärmebehandeln des gekapselten Pulvers, Kaltwalzen des rohrgekapselten Pulvers und Wärmebehandeln des kaltgewalzten Pulvers, um eine intermetallische Verbindung zu erhalten. U. S. Patent Nr. 5,484,568 offenbart eine pulvermetallurgische Technik für Bereitstellen von Heizelementen durch mikropyretische Synthese, wobei eine Verbrennungswelle Reaktanten in ein gewünschtes Produkt umwandelt. U. S. Patent Nr. 5,489,411 offenbart eine pulvermetallurgische Technik für Bereitstellen von Titan-Aluminid-Folie durch Plasmaspritzen eines aufwickelbaren Streifens, Wärmebehandeln des Streifens, um die Eigenspannungen abzubauen, Aneinanderlegen der rauen Seiten zweier solcher Streifen und Zusammendrücken der Streifen zwischen Druckverbindungs-Walzen, gefolgt von Lösungsglühen, Kaltwalzen und dazwischen liegenden Glühvorgängen.
U. S. Patent Nr. 3,144,330 offenbart eine pulvermetallurgische Technik für die Herstellung elektrischer Eisen-Aluminium-Widerstandslegierungen durch Heißwalzen und Kaltwalzen von elementarem Pulver, vorlegiertem Pulver oder Zusammensetzungen davon in Streifen. U. S. Patent Nr. 2,889,224 offenbart eine Technik für Bereitstellen von Schicht aus Carbonyl-Nickel-Pulver oder Carbonyl-Eisen-Pulver durch Kaltwalzen und Ausglühen des Pulvers.
Titanlegierungen sind Gegenstand vieler Patente und Veröffentlichungen umfassend die U. S. Patente Nr. 4,842,819; 4,917,858; 5,232,661; 5,348,702; 5,350,466; 5,370,839; 5,429,796; 5,503,794; 5,634,992; und 5,746,846, japanische Patent-Veröffentlichungsnummern 63-171862; 1-259139; und 1-42539; europäische Patent-Veröffentlichungsnummer 365174 und Artikel von V. R. Ryabov et al betitelt „Properties of the Intermetallic Compounds of the System Iron-Aluminum" veröffentlicht in Metal Metalloved, 27, Nr. 4, 668-673, 1969; S. M. Barinov et al betitelt „Deformation and Failure in Titanium Aluminide" veröffentlicht in Izvestiya Akademii Nauk SSSR Metally, Nr. 3, 164-168, 1984; W. Wunderlich et al betitelt „Enhanced Plasticity by Deformation Twinning of Ti-Al-Base Alloys with Cr and Si" veröffentlicht in Z. Metallkunde, 802-808, 11/1990; T. Tsujimoto betitelt „Research, Development, and Prospects of TiAl Intermetallic Compound Alloys" veröffentlicht in Titanium and Zirconium, Vol. 33 Nr. 3, 19 Seiten, 7/1985; N. Maeda betitelt „High Temperature Plasticity of Intermetallic Compound TiAl" präsentiert bei Material of 53^rd Meeting of Superplasticity, 13 Seiten, 1/30/1990; N. Maeda et al betitelt „Improvement in Ductility of Intermetallic Compound through Grain Superrefinement" präsentiert bei Autumn Symposium of the Japan Institute of Metals, 14 Seiten, 1989; S. Noda et al betitelt „ Mechanical Properties of TiAl Intermetallic Compound" präsentiert bei Autumn Symposium of the Japan Institute of Metals, 3 Seiten 1988; H. A. Lipsitt betitelt „Titanium Aluminides – An Overview" veröffentlicht in Mat. Res. Soc. Symp. Proc. Vol. 39, 351-364, 1985; P. L. Martin et al betitelt „The Effects of Alloying on the Microstructure and Properties of Ti₃Al and TiAl" veröffentlicht von ASM in Titanium 80, Vol. 2, 1245-1254, 1980; S. H. Whang et al betitelt "Effect of Rapid Solidification in L1₀ TiAl Compound Alloys" ASM Symposium Proceedings on Enhanced Properties in Structural Metals Via Rapid Solidification, Materials Week, 7 Seiten, 1986; und D. Vujic et al betitelt "Effect of Rapid Solidification and Alloying Addition on lattice Distortion and Atomic Ordering in L1₀ TiAl Alloys and Their Ternary Alloys" veröffentlicht in Metallurgical Transactions A, Vol. 19A, 2445-2455, 10/1988.
Verfahren, durch welche TiAl-Aluminide bearbeitet werden können, um wünschenswerte Eigenschaften zu erzielen, werden in vielen Patenten und Veröffentlichungen, wie z. B. den oben genannten offenbart. Des Weiteren offenbart U. S. Patent Nr. 5,489,411 eine pulvermetallurgische Technik zum Bereitstellen von Titan-Aluminid-Folie durch Plasmaspritzen eines aufwickelbaren Streifens, Wärmebehandeln des Streifens, um die Eigenspannungen abzubauen, Aneinanderlegen der rauen Seiten zweier solcher Streifen und Zusammendrücken der Streifen zwischen Druckverbindungs-Walzen, gefolgt von Lösungsglühen, Kaltwalzen und dazwischen liegenden Glühvorgängen. U. S. Patent 4,917,858 offenbart eine pulvermetallurgische Technik für die Herstellung von Titan-Aluminid-Folie unter Verwendung von elementarem Titan, Aluminium und weiteren legierenden Elementen. U. S. Patent Nr. 5,634,992 offenbart ein Verfahren für die Verarbeitung eines Gamma-Titan-Aluminids durch Verdichten eines Gußstücks und Wärmebehandeln des verdichteten Gußstücks oberhalb der Eutektoide, um Gamma-Korn und lamellare Kolonien von Alpha- und Gamma-Phase zu erzeugen, Wärmebehandeln unterhalb der Eutektoide, um Gamma-Grains innerhalb der Koloniestruktur zu wachsen und Wärmebehandeln unter dem Alpha-Transus um jede zurückbleibende Koloniestruktur umzuwandeln in eine Struktur aufweisend α₂-Leisten (engl.: α₂-laths) innerhalb der Gamma-Körner.
Basierend auf dem Vorhergehenden besteht im Stand der Technik der Bedarf nach einer wirtschaftlichen Technik für das Bereitstellen von Metallprodukten, die Kaltverfestigen ausgesetzt werden, wie z. B. Eisen-, Nickel- und Titan-Aluminide. Es wäre wünschenswert, wenn durch eine wirtschaftliche Technik Aluminid-Zusammensetzungen bereitgestellt werden könnten, um ein Aluminid-Produkt herzustellen.
US 5,445,790 beschreibt ein Verfahren zum Verdichten eines pulvermetallurgischen Produkts umfassend die Schritte Bereitstellen eines pulverförmigen Ausgangsmaterials, Vorsintern des pulverförmigen Ausgangsmaterials bei einer Temperatur unterhalb des Schmelzpunkts des pulverförmigen Produkts, um ein Zwischenprodukt zu erhalten, Ausführen eines Poren beseitigenden Verfahrens um die Poren zu beseitigen, die von dem vorhergehenden Schritt auf dem Zwischenprodukt resultieren, und Sintern des Zwischenprodukts bei einer Temperatur über dem Schmelzpunkt des Zwischenprodukts. Eine Mischung von Ni- und Al-Pulvern mit Ni₃B-Pulver wird als ein pulverförmiges Ausgangsmaterial benutzt.
Zusammenfassung der Erfindung
Die Erfindung stellt ein Verfahren zur Herstellung eines kaltgeformten Erzeugnisses aus einer Metalllegierungszusammensetzung bereit umfassend die Schritte (a) Bereitstellen eines kaltverfestigten Erzeugnisses durch Kaltformen einer Metalllegierungszusammensetzung in ausreichendem Maße, um eine oberflächengehärtete Zone darauf bereitzustellen; (b) Bereitstellen eines wärmebehandelten Erzeugnisses durch Durchführen des kaltverfestigten Erzeugnisses durch einen Ofen, so dass das kaltverfestigte Erzeugnis für weniger als eine Minute schnellgeglüht; und optional (c) Wiederholen der Schritte (a) und (b) bis ein kaltgeformtes Erzeugnis der gewünschten Größe erhalten wird. Die metallische Legierung ist aus der Gruppe bestehend aus einer Eisen-Aluminid-Legierung, einer Nickel-Aluminid-Legierung oder einer Titan-Aluminid-Legierung ausgewählt. Das Schnellglühen wird vorzugsweise durch Infraroterhitzen durchgeführt und das Kaltformen umfasst vorzugsweise Kaltwalzen der Legierung in Schicht, Streifen, Stab, Draht oder Band. Alternativ kann das Kaltformen Kaltstanzen oder Kaltpressen der metallischen Legierung in ein geformtes Erzeugnis umfassen.
Das Verfahren kann Gießen der Legierung und Warmbearbeiten des Gußstücks vor Schritt (a) umfassen. Alternativ kann die Legierung durch eine pulvermetallurgische Technik, wie z. B. durch Foliengießen oder Walzenkompaktierung bereitgestellt werden. Z. B. kann die Legierung bereitgestellt werden durch Foliengießen einer Pulvermischung der Legierung und eines Bindemittels, um eine nichtverdichtete Metallschicht mit einer Porosität von mindestens 30 % herzustellen, Erhitzen des Foliengusses, um flüchtige Bestandteile zu entfernen, und Formen der nichtverdichteten Metallschicht in das kaltverfestigte Erzeugnis. Im Falle der Walzenkompaktierung werden eine Pulvermischung der Legierung und ein Bindemittel in eine nichtverdichtete Metallschicht mit einer Porosität von mindestens 30 % gewalzt, die gewalzte Schicht wird wärmebehandelt, um flüchtige Bestandteile zu entfernen, und die nichtverdichtete Metallschicht wird in das kaltverfestigte Erzeugnis kaltgeformt. Außerdem kann das Verfahren Plasmaspritzen eines Pulvers der Legierung auf ein Substrat umfassen, um eine nichtverdichtete Metallschicht mit einer Porosität von weniger als 10 % herzustellen, und Kaltformen der nichtverdichteten Metallschicht in das kaltverfestigte Erzeugnis.
Gemäß einer bevorzugten Ausführungsform wird das kaltgeformte Erzeugnis in ein elektrisches Widerstandsheizgerät ausgebildet, das imstande ist, in weniger als 1 Sekunde auf 900°C zu heizen, wenn eine Spannung bis zu 10 Volt und bis zu 6 Ampere durch das Heizelement durchgeführt werden. Das Widerstandsheizgerät kann für unterschiedliche Heizzwecke benutzt werden, wie z. B. als Bestandteil einer Heizvorrichtung eines Zigarettenanzünders. Das elektrische Widerstandsheizgerät besitzt vorzugsweise einen spezifischen elektrischen Widerstand von 80 bis 400, vorzugsweise 140 bis 200 μΩcm.
Die intermetallische Legierung kann umfassen Fe₃Al, Fe₂Al₅, FeAl₃, FeAl, FeAlC, Fe₃AlC oder deren Zusammensetzungen. Die intermetallische Legierung kann ein Eisen-Aluminid umfassen, aufweisend, in Gew.-%, ≤ 32 % Al, ≤ 2 % Mo, ≤ 1 % Zr, ≤ 2 % Si, ≤ 30 % Ni, ≤ 10 % Cr, ≤ 0,3 % C, ≤ 0,5 % Y, ≤ 0,1 % B, ≤ 1 % Nb, ≤ 3 % Wund ≤ 1 % Ta. Z.B. kann die Legierung umfassen, in Gew.-%, 20-32 % Al, 0,3-0,5 % Mo, 0,05-0,3 % Zr, 0,01-0,5 % C, ≤ 0,1 % B, ≤ 1 % Oxidteilchen, Rest-Fe. Eine bevorzugte Eisen-Aluminid-Legierung umfasst, in Gew.-%, 20-32 % Al, 0,3-0,5 % Mo, 0,05-0,3 % Zr, 0,01-0,5% C, ≤ Al₂O₃-Teilchen, ≤ 1 % Y₂O₃-Teilchen, Rest-Fe.
Kurze Beschreibung der Zeichnungen
1 zeigt die Härteprofile eines walzengerichteten FeAl-Streifens;
2a zeigt die Auswirkung von Erhitzen auf die Härte einer 8-mil FeAl-Schicht;
2b zeigt die Auswirkung der Heizzeit auf die Härte einer auf 400°C erhitzten FeAl 8-mil Schicht;
2c zeigt die Auswirkung der Heizzeit auf die Härte einer auf 500°C erhitzten FeAl 8-mil Schicht;
3 zeigt die Auswirkung der Heizzeit auf die Temperaturen an verschiedenen Stellen auf der FeAl 8-mil Schicht, die durch einen infraroterhitzenden Ofen durchgeführt wird; und
4 zeigt einen Vergleich von Walzverfahren für foliengegossene FeAl-Schichten.
Detaillierte Beschreibung der bevorzugten Ausführungsformen
Die Erfindung stellt ein neues und wirtschaftliches Verfahren zum Herstellen von kaltgeformten Erzeugnissen aus metallischen Materialien bereit, die während ihres Kaltformens kaltverfestigt werden. Das Verfahren der Erfindung ist besonders nützlich bei der Herstellung von gewalzten, gestanzten oder pressgeformten intermetallischen Legierungszusammensetzungen, wie z. B. Aluminid-Materialien. Die metallischen Materialien können durch jede beliebige Technik bereitgestellt werden, die direkt oder indirekt die Materialien in einer Form liefert bereit zum Umformen zu einer gewünschten Form. Z. B. können die Materialien durch Gießen, pulvermetallurgische oder plasmaspritzende Techniken bereitgestellt werden. Im Falle von Gießen kann eine geeignete Legierung geschmolzen werden, in eine Form gegossen werden und in eine End- oder Zwischenform umgeformt werden. Im Falle von Pulvermetallurgie, können elementare Pulver einer Reaktionssynthese unterliegen, um eine gewünschte Legierungszusammensetzung herzustellen, oder eine geeignete Legierungszusammensetzung kann zerstäubt werden, um ein vorlegiertes Pulver herzustellen, worauf das Pulver in beiden Fällen gesintert und in eine End- oder Zwischenform umgeformt werden kann. Im Falle des Plasmaspritzens kann eine geeignete Legierungszusammensetzung geschmolzen und auf ein Substrat gespritzt werden, um eine Zwischenform herzustellen. Gemäß der Erfindung kann die Zwischenform auf Endmaß geformt werden, auf eine Weise, die es zulässt, die Anzahl der Formschritte, wie z. B. Walzschritte, zu reduzieren.
Generell weisen schwer umzuformende Metallzusammensetzungen, wie z. B. Aluminide, besonders in der Form von dünnen Streifen während des Formprozesses eine Tendenz zur Kaltverfestigung auf. Man fand während der Entwicklung des Verfahrens der Erfindung heraus, dass Kaltverfestigung zuerst in einer dünnen Oberflächenschicht verursacht wird und sich allmählich auf die Stärke des Materials ausweitet, das dem Kaltverformen, wie z. B. Reduzierung der Stärke ausgesetzt ist. Gemäß der Erfindung wird die anfängliche dünne kaltverfestigte Schicht einer Wärmebehandlung unterzogen, die die Härte der Oberflächenschicht verringert. Eine besonders vorteilhafte Wärmebehandlung gemäß der Erfindung ist eine Schnellglühbehandlung, wobei die Oberfläche des Streifens schnell auf eine Temperatur aufgeheizt wird, die ausreicht, um entstandene Spannungen in der Oberflächenschicht abzubauen. Die Schnellglühbehandlung kann durch jede beliebige geeignete Technik durchgeführt werden, wie z. B. durch Benutzen von Infrarot-, Laser-, Induktions-, etc., Heizeinrichtungen. Eine besonders bevorzugte Heiztechnik im Falle der Herstellung von Schichtmaterial ist ein Ofen, der mit Infrarot-Heizlampen ausgestattet ist, die angeordnet sind, um die Oberfläche eines Streifens zu erhitzen, der den Ofen durchläuft. Die Effektivität des Schnellglühens für die Reduzierung der Oberflächenhärte wird im Folgenden erklärt mit Bezug auf ein beispielhaftes Verfahren für die Herstellung eines Eisen-Aluminid-Streifens.
1 zeigt die Härteprofile eines walzengerichteten FeAl-Streifens vor und nach Entspannungsglühen des Streifens. Wie durch die Zeichen ♦ gezeigt, die vor dem Entspannungsglühen darstellen, weist der Streifen eine oberflächengehärtete Zone auf, in der die Vickers-Härte auf seinen Oberflächen wesentlich höher ist als in seinem Zentrum. Jedoch, wie durch die Zeichen ∎ gezeigt, wird die Härte im Wesentlichen über die gesamte Stärke des Streifens nach dem Entspannungsglühen durch Schnellglühen gemäß der Erfindung vergleichmäßigt.
2a zeigt die Auswirkung der Heizzeiten und Temperaturen auf die Mikrohärte von 8-mil gestanzter FeAl-Schicht. Wie durch die Zeichen • gezeigt, die Heizen für 2 Sekunden darstellen, wird die Härte bei ca. 400°C auf das niedrigste Niveau reduziert. Gleichermaßen wird, wie durch die Zeichen o, die Heizen für 5 Sekunden darstellen, gezeigt die Härte bei ca. 400 bis 500°C auf das niedrigste Niveau reduziert. Die Zeichen ∎, die Heizen für 10 Sekunden darstellen, weisen darauf hin, dass die Härte bei ca. 500°C auf das niedrigste Niveau reduziert wird. Wie durch die Zeichen ☐, die Heizen für 20 Sekunden darstellen, gezeigt, wird die Härte bei ca. 500°C auf das niedrigste Niveau reduziert. Die Zeichen
die Heizen für 30 Sekunden darstellen, zeigen, dass die Härte bei ca. 500°C auf das niedrigste Niveau reduziert wird. Folglich ist Schnellglühen bei ca. 400 bis 500°C für 2 bis 30 Sekunden ausreichend, um die Härte der Oberflächenschicht eines kaltgewalzten FeAl-Streifens zu reduzieren.
2b zeigt die Auswirkung der Heizzeit auf die Mikrohärte einer auf 400°C erhitzten von FeAl 8-mil Schicht. Wie durch den Graphen dargestellt, wird die Härte nach ca. 10 Sekunden des Erhitzens auf ein Niveau reduziert, das für längere Heizzeiten im Wesentlichen konstant bleibt.
2c zeigt die Auswirkung der Heizzeit auf die Mikrohärte einer auf 500°C erhitzten FeAl 8-mil Schicht. Wie durch den Graphen dargestellt, wird die Härte nach ca. 10 Sekunden des Erhitzens am stärksten reduziert, und längere Heizzeiten reduzieren die Härte des Streifens nicht weiter.
3 zeigt die Auswirkung der Heizzeit auf Temperaturen an verschiedenen Stellen auf der FeAl 8-mil Schicht, die durch einen infraroterhitzenden Ofen durchgeführt wird. In diesem Graph stellen die Zeichen • die Mitte der Oberseite des Streifens dar, die o Zeichen stellen den Rand der Oberseite des Streifens dar und die ∎ Zeichen stellen die Mitte der Unterseite des Streifens dar. Der Infrarot-Ofen umfasste bei 37 % Leistung betriebene Infrarot-Lampen und der Streifen wurde durch den Ofen mit 2 Fuß pro Min. durchgeführt. Die Temperatur des Streifens erreichte ca. 400°C nach ca. 35 Sekunden. Während der Streifen den Ofen durchlief, wurden die drei Stellen auf dem Streifen für die ersten 35 Sekunden zunächst auf die wesentlich gleiche Temperatur erhitzt. Dann, als die Temperatur des Streifens sank, blieben die Mitte der Ober- und Unterseite des Streifens auf beinahe gleicher Temperatur und der Rand der Oberseite war ca. 50°C kälter als die Mitten des Streifens.
4 zeigt einen Vergleich von Walzverfahren für 26-mil foliengegossene FeAl Schichten, wobei die Zeichen • ein Vergleichsverfahren umfassend 40 Kaltwalz-Schritte repräsentieren und die Zeichen ∎ das Verfahren gemäß der Erfindung repräsentieren. Das Vergleichsverfahren erforderte zwei Vakuum-Zwischenglühen (eine Stunde bei 1150°C und eine Stunde bei 1260°C) und ein Endglühen (eine Stunde bei 1100°C) während das Verfahren gemäß der Erfindung lediglich ein Vakuum-Zwischenglühen (eine Stunde bei 1260°C) und ein Vakuum-Endglühen (eine Stunde bei 1100°C) erforderte. Während jedoch das Vergleichsverfahren 40 Kaltwalz-Schritte erforderte, um den 8-mil Streifen zu erhalten, erforderte das Verfahren gemäß der Erfindung, wobei Schnellglühen im Anschluss an jeden Walz-Schritt durchgeführt wird, lediglich 17-18 Walzschritte, um einen 8-mil Streifen zu erhalten. Somit kann, da das Verfahren gemäß der Erfindung die Anzahl der Kaltwalz-Schritte reduzieren kann, die für das Herstellen eines Streifens von gewünschter Stärke erforderlich sind, das Verfahren die Produktivität wesentlich steigern.
Bei Kaltwalzen von Eisen-Aluminid zu dünnem Streifen ist es vorteilhaft, die Zwischenglühschritte in einem Vakuum durchzuführen, um die Oxidation des Steifens zu minimieren. Die Verwendung solcher Schutzatmosphären bringt zwangsläufig den Einsatz teurer Ofeneinrichtungen mit sich und verlangsamt das Produktionsverfahren. Gemäß der Erfindung ist es möglich, die Produktionsgeschwindigkeit für Schichtmaterial durch Reduzieren der Anzahl der Produktionsschritte zu steigern und Kosten durch Vermeiden der Notwendigkeit von Schutzatmosphären während des Schnellglühschritts zu senken.
Das Verfahren gemäß der Erfindung kann angewendet werden, um unterschiedliche Eisen-Aluminid-Legierungen bereitzustellen, die mindestens 4 % Gewichtsprozent (Gew.-%) Aluminium enthalten und unterschiedliche Strukturen abhängig von dem Al-Anteil aufweisen, z. B. eine Fe₃Al-Phase mit einer DO₃-Struktur oder eine FeAl-Phase mit einer B2-Struktur. Die Legierungen sind vorzugsweise ferritisch mit einer austenitfreien Mikrostruktur und können ein oder mehrere Legierungs-Element(e) umfassen ausgewählt aus Molybdän, Titan, Kohlenstoff, seltene Erdenmetalle wie z. B. Yttrium oder Cer, Bor, Chrom, Oxid wie z. B. Al₂O₃ oder Y₂O₃ und einem Karbid-Bildner (wie z. B. Zirkonium, Niob und/oder Tantal), der verwendbar ist in Verbindung mit dem Kohlenstoff für das Bilden von Karbid-Phasen innerhalb der Mischkristallmatrix zum Zweck des Regulierens der Korngröße und/oder des Verstärkens der Aushärtung.
Die Aluminium-Konzentration in den Legierungen der FeAl-Phase kann von 14 bis 32 % Gewichtsprozent (nominal) reichen und die Fe-Al-Legierungen, wenn sie bearbeitet oder pulvermetallurgisch behandelt wurden, können konfektioniert werden, um ausgewählte Raumtemperatur-Duktilitäten bei einem wünschenswerten Niveau bereitzustellen durch Glühen der Legierungen in einer geeigneten Atmosphäre bei einer ausgewählten Temperatur höher als ca. 700°C (z. B. 700-1100°C), und dann Ofenabkühlung, Luftabkühlung oder Abschrecken der Legierungen in Öl, während Ausbeute und endgültige Zugfestigkeit, Oxidationsbeständigkeit und wasserbezogene Korrosionseigenschaften beibehalten werden.
Die Konzentration der legierenden Bestandteile, die beim Bilden der FeAl-Legierungen benutzt wird, wird hierin in Nominal-Gewichtsprozent wiedergegeben. Jedoch entspricht das Nominal-Gewicht des Aluminiums in diesen Legierungen im Wesentlichen mindestens ca. 97 % des tatsächlichen Gewichts des Aluminiums in den Legierungen. Z. B. 18,46 nominale Gew.-% können 18,27 tatsächliche Gew.-% Aluminium liefern, was ca. 99 % der Nominal-Konzentration ist.
Die Fe-Al Legierungen können mit einem oder mehr ausgewählten legierenden Bestandteilen) bearbeitet oder legiert werden, um Eigenschaften zu verbessern wie z. B. Festigkeit, Duktilität bei Raumtemperatur, Oxidationsbeständigkeit, wasserbezogene Korrosionsbeständigkeit, Beständigkeit gegen Lochfraß, Beständigkeit gegen thermische Ermüdung, elektrischen Widerstand, Beständigkeit gegen Durchbiegung oder Dauerfestigkeit bei hoher Temperatur und Beständigkeit gegen Gewichtszunahme.
Die Aluminium enthaltenden Eisenbasis-Legierungen können in Bauelemente für elektrische Widerstandsheizungen verarbeitet werden. Jedoch können die hierin offenbarten Legierungs-Zusammensetzungen für weitere Zwecke benutzt werden, wie z. B. in thermischen Sprühverfahren, wobei die Legierungen als Überzüge benutzt werden könnten, die eine Oxidations- und Korrosionsbeständigkeit aufweisen. Die Legierungen könnten auch benutzt werden als oxidations- und korrosionsbeständige Elektroden, Ofenkomponenten, chemische Reaktoren, sulfidierungsbeständige Materialien, korrosionsbeständige Materialien für den Einsatz in der chemischen Industrie, Rohrleitung für Transportieren von Kohleschlamm oder Kohlenteer, Substrat-Materialien für Katalysatoren, Auspuffrohre für Fahrzeugmotoren, poröse Filter, usw.
Gemäß einem Aspekt der Erfindung, kann die Geometrie der Legierung variiert werden, um den Heizwiderstand zu optimieren gemäß der Formel: R = ρ (L/W × T) wobei R = Widerstand des Heizers, ρ = spezifischer elektrischer Widerstand des Heizer-Materials, L = Länge des Heizers, W = Breite des Heizers und T = Stärke des Heizers. Der spezifische elektrische Widerstand des Heizer-Materials kann variiert werden durch Abstimmen des Aluminiumgehalts der Legierung, Bearbeiten der Legierung oder Einarbeiten legierender Zusätze in die Legierung.
Das Heizer-Material kann auf unterschiedliche Weisen hergestellt werden. Z. B. kann das Heizer-Material auf gusstechnischem oder pulvermetallurgischem Wege hergestellt werden. Auf dem pulvermetallurgischen Weg kann die Legierung aus einem vorlegierten Pulver durch mechanisches Legieren der Legierungs-Komponenten hergestellt werden oder durch Reagieren von Pulvern aus Eisen und Aluminium nachdem eine Pulvermischung daraus in ein Stück geformt wurde wie z. B. eine Schicht aus kaltgewalztem Pulver. Das mechanisch legierte Pulver kann durch konventionelle pulvermetallurgische Techniken bearbeitet werden wie z. B. durch Kapseln und Stangenpressen, Schlickergießen, Schleudergießen, Heißpressen und heißisostatisches Pressen. Eine weitere Technik ist das Benutzen reiner elementarer Pulver von Fe, Al und wahlweise legierender Elemente. Falls gewünscht können elektrisch isolierende und/oder elektrisch leitfähige Partikel in die Pulvermischung eingearbeitet werden, um physikalische Eigenschaften und Hochtemperaturdauerfestigkeit des Heizer-Materials zu konfektionieren.
Das Heizer-Material kann aus einer Mischung von Pulver hergestellt werden, das verschiedene Fraktionen aufweist, jedoch umfasst eine bevorzugte Pulvermischung Partikel, die eine Größe von weniger als 100 Mesh aufweisen. Das Pulver kann durch Gas-Zerstäubung hergestellt werden, wobei das Pulver eine sphärische Morphologie aufweisen kann. Alternativ kann das Pulver hergestellt werden durch Wasser- oder Polymer-Zerstäubung, wobei das Pulver eine ungleichmäßige Morphologie aufweisen kann. Polymerzerstäubtes Pulver weist einen höheren Kohlenstoffanteil und weniger Oberflächen-Oxid auf als wasserzerstäubtes Pulver. Das durch Wasserzerstäubung hergestellte Pulver kann ein Aluminiumoxid enthalten, das die Pulverpartikel überzieht, und solches Aluminiumoxid kann aufgebrochen und in das Heizer-Material während thermomechanischem Bearbeiten des Pulvers inkorporiert werden, um Formteile wie z. B. Schicht, Stange usw. herzustellen. Die Aluminiumoxid-Partikel, abhängig von ihrer Größe, Verteilung und Anzahl, können beim Erhöhen des spezifischen elektrischen Widerstands der Eisen-Aluminium-Legierung wirksam sein. Außerdem können die Aluminiumoxid-Partikel benutzt werden, um die Festigkeit und Dauerfestigkeit mit oder ohne Reduzierung der Duktilität zu erhöhen.
Um die Eigenschaften der Legierung zu verbessern, wie z. B. Wärmeleitfähigkeit und/oder spezifischen elektrischen Widerstand können metallische Bestandteile und/oder Partikel aus elektrisch leitfähigen und/oder elektrisch isolierenden Metall-Komponenten in die Legierung inkorporiert werden. Solche Bestandteile und/oder Metall-Komponenten umfassen Oxide, Nitride, Silizide, Boride und Karbide von Elementen, die aus den Gruppen IVb, Vb und VIb des Periodensystems ausgewählt sind. Die Karbide können umfassen Karbide von Zr, Ta, Ti, Si, B, usw., die Boride können umfassen Boride von Zr, Ta, Ti, Mo, usw., die Silizide können umfassen Silizide von Mg, Ca, Ti, V, Cr, Mn, Zr, Nb, Mo, Ta, W, usw., die Nitride können umfassen Nitride von Al, Si, Ti, Zr, usw., und die Oxide können umfassen Oxide von Y, Al, Si, Ti, Zr, usw. In dem Fall, in dem die FeAl-Legierung durch Oxid-Dispersion verstärkt ist, können die Oxide zu der Pulvermischung zugegeben werden oder in situ durch Zugeben von reinem Metal gebildet werden, wie z. B. Y zu einem Metallbad, wobei das Y in dem Metallbad, während Zerstäubung des Metallbads in Pulver und/oder durch anschließende Behandlung des Pulvers oxidiert werden kann. Z. B. kann ein Heizer-Material Partikel aus elektrisch leitfähigem Material umfassen, wie z. B. Nitride von Übergangsmetallen (Zr, Ti, Hf), Karbide von Übergangsmetallen, Boride von Übergangsmetallen und MoSi₂ zum Zwecke des Bereitstellens guter Hochtemperaturdauerfestigkeit bis zu 1200°C und ebenfalls exzellenter Oxidationsbeständigkeit. Ein Heizer-Material kann auch Partikel von elektrisch isolierendem Material enthalten, wie z. B. Al₂O₃, Y₂O₃, Si₃N₄, ZrO₂, zum Zwecke das Heizer-Material bei hoher Temperatur dauerfest zu machen und ebenfalls zum Erhöhen der Wärmeleitfähigkeit und/oder dem Reduzieren des Temperaturausdehnungskoeffizienten des Heizer-Materials.
Bei Bearbeiten einer Eisen-Aluminid-Legierung durch Gießen, kann, wenn nötig, das Gußstück in eine geeignete Größe geschnitten werden und dann in der Stärke durch Schmieden oder Heißformen bei einer Temperatur im Bereich von ca. 900 bis 1100°C, Heißwalzen bei einer Temperatur im Bereich von ca. 750 bis 1100°C, Warmwalzen bei einer Temperatur im Bereich von ca. 600 bis 700°C und/oder Kaltwalzen bei Raumtemperatur reduziert werden. Jeder Durchgang durch die Kaltwalzen kann eine Reduzierung der Stärke von 20 bis 30 % liefern und wird von Schnellglühen bei 400 bis 500°C gefolgt. Das kaltgewalzte Produkt kann ebenso in Luft, Inertgas oder Vakuum bei einer Temperatur im Bereich von ca. 700 bis ca. 1050°C, z. B. ca. 800°C für eine Stunde wärmebehandelt werden. Z. B. kann die Legierung in 12,7 mm (0,5 inch) starke Stücke geschnitten werden, bei 1000°C geschmiedet werden, um die Stärke der Legierungsexemplare auf 6,35 mm (0,25 inch) (50 % Reduzierung) zu reduzieren, darauf bei 800°C heißgewalzt werden, um die Stärke der Legierungsexemplare auf 2,54 mm (0,1 inch) (60 % Reduzierung) weiter zu reduzieren, und dann bei 650°C warmgewalzt werden, um eine Schicht mit einer Endstärke von 0,762 mm (0,030 inch) (70 % Reduzierung) bereitzustellen. Die 0,762 mm (0,030 inch) Schicht kann dann gemäß der Erfindung kaltgewalzt und schnellgeglüht werden.
Gemäß der Erfindung kann eine intermetallische Legierungs-Zusammensetzung durch Verdichten des vorlegierten Pulvers, Kaltumformung und Wärmebehandlung der kaltgewalzten Schicht zu einer Schicht geformt werden. Z. B. kann ein vorlegiertes Pulver zu einer Schicht verdichtet werden, die zu einer erwünschten Endstärke kaltgeformt werden kann (d. h. geformt ohne Anwenden äußerer Hitze während des Bearbeitens).
Gemäß dieser Ausführungsform wird eine Schicht aufweisend eine intermetallische Legierungs-Zusammensetzung durch eine pulvermetallurgische Technik bereitgestellt, wobei eine nicht verdichtete Metallschicht durch Verdichten eines vorlegierten Pulvers mit einer intermetallischen Legierungszusammensetzung ausgebildet wird, durch Kaltwalzen eine kaltgewalzte Schicht ausgebildet wird, um die nicht verdichtete Metallschicht zu verdichten und ihre Stärke zu reduzieren, und die kaltgewalzte Schicht wärmebehandelt wird, um die kaltgewalzte Schicht zu sintern, zu glühen, Spannung abzubauen und/oder zu entgasen. Der verdichtende Schritt kann auf verschiedene Weisen durchgeführt werden wie z. B. Walzenkompaktieren, Foliengießen oder Plasmaspritzen. In dem verdichtenden Schritt kann eine Schicht oder schmale Schicht in der Form eines Streifens ausgebildet werden aufweisend jede beliebige geeignete Stärke wie z. B. weniger als 2,54 mm (0,1 inch). Dieser Streifen wird dann in einem oder mehreren Schritten) zu einer gewünschten Endstärke kaltgewalzt mit mindestens einem wärmebehandelnden Schritt wie z. B. Sintern, Glühen oder einer spannungsabbauenden Wärmebehandlung. Gemäß der Erfindung umfasst mindestens einer der Glühschritte eine Schnellglüh-Wärmebehandlung. Dieses Verfahren liefert eine einfache und ökonomische Herstellungstechnik zum Bereitstellen intermetallischer Legierungs-Materialien wie z. B. Eisen-Aluminiden, die bekannt dafür sind, geringe Duktilität und hohes Verfestigungspotential durch Kaltverformen bei Raumtemperatur aufzuweisen.
In dem Walzenkompaktierverfahren wird ein vorlegiertes Pulver wie folgt bearbeitet. Reine Bestandteile und Spuren-Legierungen werden vorzugsweise wasserzerstäubt oder polymerzerstäubt, um ein vorlegiertes, ungleichmäßig geformtes Pulver einer intermetallischen Zusammensetzung auszubilden, wie z. B. ein Aluminid (z.B. Eisen-Aluminid, Nickel-Aluminid, oder Titan-Aluminid). Wasser- oder polymerzerstäubtes Pulver wird gaszerstäubtem Pulver für das nachfolgende Walzenkompaktieren vorgezogen, da die unregelmäßig geformten Oberflächen des wasserzerstäubten Pulvers bessere mechanische Verzahnung bieten als das sphärische durch Gas-Zerstäubung gewonnene Pulver. Polymerzerstäubtes Pulver wird wasserzerstäubtem Pulver vorgezogen, da das polymerzerstäubte Pulver weniger Oberflächen-Oxid auf dem Pulver bereitstellt.
Das vorlegierte Pulver wird zu einem erwünschten Partikelgrößenbereich gesiebt, mit einem organischen Bindemittel vermengt, mit einem optionalen Lösemittel gemischt und zusammen vermengt, um ein vermengtes Pulver auszubilden. Im Falle von Eisen-Aluminid-Pulver umfasst der Siebschritt vorzugsweise ein Pulver aufweisend eine Partikelgröße innerhalb des Bereichs von –100 bis +325 Mesh, was einer Partikelgröße von 43 bis 150 μm entspricht. Um das Fließverhalten des Pulvers zu verbessern, weisen weniger als 5 %, vorzugsweise 3-5 % des Pulvers eine Partikelgröße von weniger als 43 μm auf.
Ungesinterte Streifen werden durch Walzenkompaktieren bereitgestellt, wobei das vermengte Pulver von einem Einfühlltrichter durch einen Schlitz in einen Raum zwischen zwei Verdichtungswalzen zugeführt wird. In einer bevorzugten Ausführungsform produziert das Walzenkompaktieren einen ungesinterten Streifen aus Eisen-Aluminid aufweisend eine Stärke von ca. 0,6604 mm (0,026 inch) und der ungesinterte Streifen kann in Streifen mit Abmessungen von z. B. 914,4 mm (36 inches) bis zu 101,6 mm (4 inches) geschnitten werden. Die ungesinterten Streifen werden einem Wärmebehandlungs-Schritt unterzogen, um flüchtige Bestandteile zu entfernen, wie z. B. das Bindemittel und jegliche organischen Lösemittel. Das Ausbrennen des Bindemittels kann in einem Ofen bei atmosphärischem oder reduziertem Druck kontinuierlich oder chargenweise durchgeführt werden. Z. B. kann eine Charge von Eisen-Aluminid-Streifen bei einer geeigneten Temperatur wie z. B. 700-900°F (371-482°), für eine geeignete Dauer wie z. B. 6-8 Stunden bei einer höheren Temperatur wie z. B. 950°F (510°C) in den Ofen eingesetzt werden. Während dieses Schrittes kann der Ofen einen Druck von 1 Atmosphäre haben, wobei Stickstoffgas durch ihn fließt, um den größten Teil des Bindemittels zu entfernen, z. B. Entfernung von mindestens 99 % des Bindemittels. Dieser Bindemittel-Entfernungs-Schritt führt zu sehr fragilen ungesinterten Streifen, die daraufhin erstmaligem Sintern in einem Vakuum-Ofen unterzogen werden.
In dem ersten Sinter-Schritt werden die porösen, spröden binderlosen Streifen, vorzugsweise unter Bedingungen erhitzt, die für das Ausführen von Teilsintern mit oder ohne Verdichtung des Pulvers geeignet sind. Dieser Sinter-Schritt kann in einem Ofen bei reduziertem Druck kontinuierlich oder chargenweise durchgeführt werden. Z. B. kann eine Charge der binderlosen Eisen-Aluminid-Streifen in einem Vakuum-Ofen bei einer geeigneten Temperatur wie z. B. 2300°F (1260°C) für eine geeignete Dauer, wie z. B. eine Stunde, erhitzt werden. Der Vakuum-Ofen kann bei jedem beliebigen geeigneten Vakuum-Druck, wie z. B. 10^–4 bis 10^–5 Torr betrieben werden. Um Verlust von Aluminium von den Streifen während des Sinterns zu vermeiden, ist es vorzuziehen, die Sinter-Temperatur niedrig genug zu halten, um verdampfendes Aluminium zu vermeiden und doch ausreichend metallurgische Bindung bereitzustellen, um nachfolgendes Walzen zu ermöglichen. Ferner wird Vakuum-Sintern vorgezogen, um Oxidation der nicht verdichteten Streifen zu vermeiden. Jedoch könnten Schutz-Atmosphären wie z. B. Wasserstoff, Argon und/oder Stickstoff mit geeigneten Taupunkten, wie z. B. –50°F oder weniger davon an Stelle des Vakuums benutzt werden.
Im nächsten Schritt werden die vorgesinterten Streifen vorzugsweise einem Kaltwalzen in Luft zu einer End- oder Zwischenstärke unterzogen. In diesem Schritt kann die Porosität des ungesinterten Streifens wesentlich reduziert werden, z. B. von ca. 50 % auf weniger als 10 % Porosität. Aufgrund der Härte der intermetallischen Legierung ist es vorteilhaft, ein Quarto-Walzgerüst zu benutzen, wobei die Walzen, die mit dem intermetallischen Legierungs-Streifen in Berührung stehen, vorzugsweise Karbid-Walzenoberflächen aufweisen. Jedoch kann jede beliebige geeignete Walzenausführung benutzt werden wie z. B. Edelstahl-Walzen. Ferner ist es durch Anwenden des Schnellglühens gemäß der Erfindung nicht notwendig, Karbidwalzen für das Kaltwalzen zu benutzen. Wenn Stahlwalzen benutzt werden, ist der Grad der Reduzierung vorzugsweise beschränkt, so dass das gewalzte Material nicht die Walzen als ein Ergebnis des Kalthärtens der intermetallischen Legierung deformiert. Der Kaltwalzschritt wird vorzugsweise durchgeführt, um die Streifen-Stärke um mindestens 30 % zu reduzieren, vorzugsweise mindestens ca. 50 %. Z. B. können die 0,026 inch starken vorgesinterten Eisen-Aluminid-Streifen zu einer Stärke von 0,3302 mm (0,013 inch) in einem einzigen Kaltwalz-Schritt mit einem oder mehreren Durchgängen kaltgewalzt werden.
Nach jedem Kaltwalzschritt werden die kaltgewalzten Streifen einem Wärmebehandeln unterzogen, um die Streifen zu glühen. Das Glühen kann ein Primär-Glühen umfassen, chargenweise in einem Vakuumofen, oder kontinuierlich in einem Ofen mit Gasen wie H₂, N₂ und/oder Ar und bei einer geeigneten Temperatur, um Spannung abzubauen und/oder weitere Verdichtung des Pulvers zu bewirken. Im Falle von Eisen-Aluminid kann das Primär-Glühen bei jeder beliebigen geeigneten Temperatur wie z. B. 1652-2372°F (900 bis 1300 °C), vorzugsweise 1742-2102°F (950 bis 1150°C), für eine oder mehrere Stunde(n) in einem Vakuum-Ofen durchgeführt werden. Z. B. kann der kaltgewalzte Eisen-Aluminid-Streifen für eine Stunde bei 2012°F (1100°C) geglüht werden, aber die Oberflächen-Qualität der Schicht kann in demselben oder einem anderen Heiz-Schritt durch Glühen bei höheren Temperaturen, wie z. B. 2300°F (1260°C) für eine Stunde verbessert werden. Das Primär-Glühen kann durch einen Schnellglühschritt wie früher beschrieben begleitet oder ersetzt werden.
Nach dem Glühschritt können die Streifen optional zu erwünschten Größen zurechtgeschnitten werden. Z. B. kann der Streifen halbiert werden und weiteren Kaltwalz- und Wärmebehandlungsschritten unterzogen werden.
Im nächsten Schritt werden die primärgewalzten Streifen kaltgewalzt, um deren Stärke zu reduzieren. Z. B. können die Eisen-Aluminid-Streifen in einem Quarto-Walzgerüst gewalzt werden, um deren Stärke von 0,3302 mm (0,013 inch) auf (0,010 inch) 0,254 mm zu reduzieren. Dieser Schritt erzielt eine Reduzierung von mindestens 15 %, vorzugsweise ca. 25 %. Jedem Walzschritt folgt vorzugsweise ein Schnellglühschritt wie zuvor beschrieben. Jedoch können, wenn erwünscht, ein oder mehrere Glühschritte) eliminiert werden, z. B. kann ein 0,6096 mm (0,024 inch) Streifen direkt vor-kaltgewalzt werden zu 0,254 mm (0,010 inch). Folglich werden die sekundär-kaltgewalzten Streifen optional Sekundär-Sintern und -Glühen unterzogen. Im sekundären Sinter- und Glühschritt können die Streifen in einem Vakuum-Ofen chargenweise oder in einem Ofen mit Gasen wie H₂, N₂ und/oder Ar kontinuierlich erhitzt werden, um vollständige Dichte zu erzielen. Z. B. kann eine Charge der Eisen-Aluminid-Streifen in einem Vakuum-Ofen auf eine Temperatur von 2300°F ((1260°C) für eine Stunde erhitzt werden.
Nach dem sekundären Sinter- und Glühschritt können die Streifen optional einem sekundären Zurechtschneiden ausgesetzt werden, um Enden und Kanten wie benötigt abzuschneiden wie im Falle von Brechen der Kanten. Danach können die Streifen einem dritten und letzten Kaltwalzschritt mit dazwischen liegendem Schnellglühen unterzogen werden. Das Kaltwalzen kann die Stärke der Streifen um 15 % oder mehr reduzieren. Vorzugsweise werden die Streifen auf eine endgültige gewünschte Stärke wie z. B. von 0,254 mm (0,010 inch) auf 0,2032 mm (0,008 inch) kaltgewalzt. Nach dem dritten oder letzten Kaltwalzschritt können die Streifen einem letzten kontinuierlichen oder chargenweisen Glühschritt bei einer Temperatur über der Rekristallisationstemperatur unterzogen werden. Z. B. kann im letzten Glühschritt eine Charge Eisen-Aluminid-Streifen in einem Vakuum-Ofen auf eine geeignete Temperatur wie z. B. 2012°F (1100°C) für ca. eine Stunde erhitzt werden. Während des letzten Glühens wird die kaltgewalzte Schicht vorzugsweise zu einer erwünschten Durchschnitts-Korngröße wie z. B. ca. 10 bis 30 μm, vorzugsweise ca. 20 μm, rekristallisiert,. Sodann können die Streifen optional einem letzten Abrichtschritt unterzogen werden, wobei die Enden und Kanten zurechtgeschnitten werden und der Streifen in schmale Streifen geschnitten wird, welche die erwünschten Dimensionen für weiteres Bearbeiten in rohrförmige Heizelemente aufweisen.
Die abgerichteten Streifen können einer spannungsabbauenden Wärmebehandlung unterzogen werden, um thermische Gitterlücken zu entfernen, die während der vorhergehenden Bearbeitungsschritte entstanden sind. Die spannungsabbauende Behandlung steigert die Duktilität des Streifen-Materials (z. B. kann die Duktilität bei Raumtemperatur von ca. 1 % auf ca. 3-4 % erhöht werden). Bei der spannungsabbauenden Wärmebehandlung kann eine Charge der Streifen in einem Ofen bei atmosphärischem Druck erhitzt werden oder in einem Vakuum-Ofen erhitzt werden. Z. B. können die Eisen-Aluminid-Streifen erhitzt werden auf ca. 1292°F (700°C) für zwei Stunden und durch Langsamkühlen in dem Ofen (z. B. bei ≤ 2-5°F/Min) auf eine geeignete Temperatur, wie z. B. ca. 662°F (350°C), abgekühlt werden, gefolgt von Abschrecken. Während des spannungsabbauenden Glühens ist es vorzuziehen, das Eisen-Aluminid-Streifen-Material in einem Temperaturbereich zu halten, wobei sich das Eisen-Aluminid in einer geordneten B2-Phase befindet.
Die spannungsarmen Streifen können zu rohrförmigen Heizelementen durch jede beliebige geeignete Technik verarbeitet werden. Z. B. können die Streifen mit Laser geschnitten, mechanisch gestanzt oder durch chemisches Photoätzen bearbeitet werden, um ein erwünschtes Muster individueller Heizlamellen bereitzustellen. Z. B. kann das geschnittene Muster eine Reihe von harrnadelförmigen Lamellen bereitstellen, die sich von einem rechteckigen Basisteil erstrecken, das, wenn es in eine Röhrengestalt gewalzt und verbunden wird, ein rohrförmiges Heizelement bereitstellt mit einer zylindrischen Basis und einer Reihe von sich axial erstreckenden und umlaufend in regelmäßigen Abständen einzelnen Heizlamellen. Alternativ könnte ein ungeschnittener Streifen in eine Röhrengestalt geformt werden und das erwünschte Muster in die Röhrengestalt geschnitten werden, um ein Heizelement bereitzustellen, das die erwünschte Konfiguration aufweist.
Um Schwankungen in den Eigenschaften der kaltgewalzten Schicht zu vermeiden ist es wünschenswert, Porosität, Verteilung der Oxid-Partikel, Korngröße und Planheit zu kontrollieren. Die Oxid-Partikel resultieren aus Oxid-Überzügen auf dem wasserzerstäubten Pulver, die sich auflösen und während des Kaltwalzens der Schicht in der Schicht verteilt werden. Ungleichmäßige Verteilung des Oxidgehalts könnte Eigenschaftsschwankungen innerhalb eines Stücks verursachen oder zu Schwankungen von Stück zu Stück führen. Planheit kann durch Zugregelung während des Walzens einstellt werden. Im Allgemeinen kann kaltgewalztes Material bei Raumtemperatur eine Streckfestigkeit von 55-70 ksi, eine äußerste Zugfestigkeit von 65-75 ksi, eine Gesamtdehnung von 1-6 %, eine Brucheinschnürung von 7-12 % und einen spezifischen elektrischen Widerstand von ca. 150-160 μΩcm aufweisen, wobei die Festigkeitseigenschaften bei erhöhter Temperatur, bei 750°C, eine Streckfestigkeit von 36-43 ksi, eine äußerste Zugfestigkeit von 42-49 ksi, eine Gesamtdehnung von 22-48 % und eine Brucheinschnürung von 26-41 % umfassen.
Gemäß der Technik des Foliengießens wird ein vorlegiertes Pulver durch Foliengießen in einer Schicht ausgebildet. Während jedoch wasser- oder polymerzerstäubtes Pulver für das Walzenkompaktierungsverfahren bevorzugt wird, wird gaszerstäubtes Pulver für das Foliengießen aufgrund seiner sphärischen Gestalt und niedrigen Oxidanteile bevorzugt. Das gaszerstäubte Pulver wird wie im Walzenkompaktierungsverfahren gesiebt, und das gesiebte Pulver wird mit organischem Bindemittel und Lösemittel vermengt, um einen Schlicker herzustellen, der Schlicker wird in eine dünne Schicht foliengegossen und die Foliengieß-Schicht wird kaltgewalzt und wärmebehandelt, wie in der Ausführungsform des Walzenkompaktierungsverfahren dargelegt.
Gemäß der Technik des Plasmaspritzens wird ein vorlegiertes Pulver durch Plasmaspritzen von Pulvern aus einer intermetallischen Legierung auf ein Substrat in eine nicht verdichtete Metallschicht geformt. Die gespritzten Tröpfchen werden auf dem Substrat in der Form einer flachen Schicht aufgefangen und verdichtet, die durch einen ihr gegenüber liegenden Kälteträger abgekühlt wird. Das Spritzen kann in Vakuum, einer Inert-Atmosphäre oder in Luft durchgeführt werden. Die gespritzten Schichten können in unterschiedlichen Stärken bereitgestellt werden, und weil die Stärken näher an der endgültig erwünschten Stärke der Schicht liegen können, bietet die Technik des thermischen Spritzens Vorteile gegenüber den Techniken des Walzenkompaktierens und des Foliengießens dahingehend, dass die endgültige Schicht mit weniger Kaltwalz- und Glühschritten hergestellt werden kann.
In einer bevorzugten Plasmaspritz-Technik gemäß der Erfindung wird ein Streifen aufweisend eine Breite von z. B. 101,6 oder 203,2 mm (4 oder 8 inches) durch Ablagern von gas-, wasser- oder polymerzerstäubtem vorlegiertem Pulver auf einem Substrat durch Zurück- und Vorwärtsbewegen eines Plasmabrenners über ein Substrat, während sich das Substrat in eine vorgegebene Richtung bewegt, bereitgestellt. Der Streifen kann in jeder beliebigen gewünschten Stärke wie z. B. bis zu 2,54 mm (0,1 inch) bereitgestellt werden. Beim Plasmaspritzen wird das Pulver so zerstäubt, dass die Partikel geschmolzen sind, wenn sie das Substrat berühren. Das Ergebnis ist ein hochdichter Film (z. B. über 95 % dicht), der eine glatte Oberfläche aufweist. Um die Oxidation der geschmolzenen Partikel zu minimieren, kann eine Ummantelung benutzt werden, die eine Schutzatmosphäre beinhaltet, wie z. B. Argon oder Stickstoff, welches den Plasmastrahl umgibt. Jedoch können, wenn das Plasmaspritz-Verfahren in Luft durchgeführt wird, Oxid-Filme auf den geschmolzenen Tröpfchen entstehen und somit zu einer Beimischung von Oxiden in dem abgelagerten Film führen. Das Substrat ist vorzugsweise eine gestrahlte Edelstahloberfläche, die ausreichend mechanische Bindung bereitstellt, um den Streifen zu halten während er abgelagert wird, es jedoch zulässt, den Streifen für weiteres Bearbeiten abzulösen. Gemäß einer bevorzugten Ausführungsform wird ein Eisen-Aluminid-Streifen zu einer Stärke von 0,508 mm (0,020 inch) gespritzt, einer Stärke, die kaltgewalzt werden kann in einer Reihe von Schritten zu 0,254 mm (0,010 inch) mit dazwischen liegendem Schnellglühen, kaltgewalzt zu 0,2032 mm (0,008 inch) und Endglühen und spannungsabbauendem Wärmebehandeln unterzogen werden kann.
Im Allgemeinen stellt die thermische Spritztechnik eine dichtere Schicht bereit als durch Foliengießen oder Walzenkompaktieren erreicht wird. Von den thermischen Spritztechniken ermöglicht die Technik des Plasmaspritzens den Einsatz von wasser-, gas- oder polymerzerstäubtem Pulver, wobei das sphärische Pulver, bereitgestellt durch Gas-Zerstäubung, sich nicht so gut verdichtet wie das wasserzerstäubte Pulver im Walzenkompaktierungsverfahren. Im Vergleich zum Foliengießen stellt das thermische Spritz-Verfahren weniger zurückbleibenden Kohlenstoff bereit, da es nicht nötig ist, ein Bindemittel oder Lösemittel beim thermischen Spritzverfahren einzusetzen. Andererseits ist das thermische Spritzverfahren anfällig für die Kontaminierung durch Oxide. Ebenso ist das Walzenkompaktierungsverfahren anfällig für die Kontaminierung durch Oxide, wenn wasserzerstäubtes Pulver verwendet wird, d. h. die Oberfläche des wasserabgeschreckten Pulvers kann Oberflächen-Oxide aufweisen, während das gaszerstäubte Pulver mit wenigen oder keinen Oberflächen-Oxiden hergestellt werden kann.
Das Vorangehende hat die Prinzipien, bevorzugten Ausführungsformen und Funktionsweisen der vorliegenden Erfindung beschrieben. Jedoch sollte die Erfindung nicht als auf die einzelnen erörterten Ausführungsformen beschränkt ausgelegt werden. Somit sollten die oben beschriebenen Ausführungsformen eher als veranschaulichend denn als einschränkend betrachtet werden und es sollte verstanden werden, dass Veränderungen durch Fachleute bei diesen Ausführungsformen vorgenommen werden können, ohne von dem Geltungsbereich der vorliegenden Erfindung, die durch die folgenden Ansprüche definiert ist, abzuweichen.

Claims

Verfahren zum Herstellen eines kaltgeformten Erzeugnisses aus einer Metalllegierung, die aus der Gruppe bestehend aus einer Eisen-Aluminid-Legierung, einer Nickel-Aluminid-Legierung und einer Titan-Aluminid-Legierung ausgewählt ist, umfassend die Schritte: (a) Bereitstellen eines kaltgehärteten Erzeugnisses mittels Kaltformen der Metalllegierungszusammensetzung bis zu einem Grad, der hinreicht, darauf eine oberflächengehärtete Zone bereitzustellen; (b) Bereitstellen eines wärmebehandelten Erzeugnisses mittels Durchführen des kaltgehärteten Erzeugnisses durch einen Ofen, so daß das kaltgeformte Erzeugnis für weniger als eine Minute schnellgeglüht wird; und optional (c) Wiederholen der Schritte (a) und (b) bis ein kaltgeformtes Erzeugnis gewünschter Größe erhalten wird.
Verfahren nach Anspruch 1, wobei die Metalllegierung eine Eisen-Aluminid-Legierung ist.
Verfahren nach Anspruch 1, weiterhin umfassend vor Schritt (a) das Foliengießen einer Pulvermischung der Legierung und eines Bindemittels, um eine nicht verdichtete Metallschicht mit einer Porosität von mindestens 30 % zu formen, wobei die nicht verdichtete Metallschicht in das kaltgehärtete Erzeugnis kaltgeformt wird.
Verfahren nach Anspruch 1, weiterhin umfassend vor Schritt (a) das Pulverwalzen einer Pulvermischung der Legierung und eines Bindemittels, um eine nicht verdichtete Metallschicht mit einer Porosität von mindestens 30 % zu formen, wobei die nicht verdichtete Metallschicht in das kaltgehärtete Erzeugnis kaltgeformt wird.
Verfahren nach Anspruch 1, weiterhin umfassend vor Schritt (a) das Plasmaspritzen eines Pulvers der Legierung auf ein Substrat, um eine nicht verdichtete Metallschicht mit einer Porosität von weniger als 10 % zu formen, wobei die nicht verdichtete Metallschicht in das kaltgehärtete Erzeugnis kaltgeformt wird.
Verfahren nach Anspruch 3, weiterhin umfassend einen Schritt des Erwärmens der nicht verdichteten Metallschicht auf eine Temperatur, die hinreicht, um flüchtige Bestandteile aus der nicht verdichteten Metallschicht zu entfernen.
Verfahren nach Anspruch 4, weiterhin umfassend einen Schritt des Erwärmens der nicht verdichteten Metallschicht auf eine Temperatur, die hinreicht, um flüchtige Bestandteile aus der nicht verdichteten Metallschicht zu entfernen.
Verfahren nach Anspruch 1, wobei die Metalllegierung ein Eisen-Aluminid umfaßt mit 4,0 bis 32,0 Gew.-% Al und ≤ 1 Gew.-% Cr.
Verfahren nach Anspruch 1, wobei die Metalllegierung eine Titan-Aluminid-Legierung umfaßt.
Verfahren nach Anspruch 1, wobei das Schnellglühen mittels Infraroterhitzen des kaltgehärteten Erzeugnisses erfolgt.
Verfahren nach Anspruch 1, weiterhin umfassend einen Schritt des Umformens des kaltgeformten Erzeugnisses in ein elektrisches Widerstandsheizgerät, das geeignet ist, in weniger als 1 Sekunde auf 900°C aufzuheizen, wenn eine Spannung bis zu 10 Volt und bis zu 6 Ampere durch das Heizelement hindurchgehen.
Verfahren nach Anspruch 1, wobei das Kaltformen das Kaltwalzen, das Preßformen oder das Stanzen des kaltgeformten Erzeugnisses in eine endgültige Form oder eine Zwischenform umfaßt und das kaltgeformte Erzeugnis eine Schicht, ein Streifen, ein Stab, ein Draht oder ein Band ist.
Verfahren nach Anspruch 1, wobei die Metalllegierung Fe₃Al, Fe₂Al₅, FeAl₃, FeAl, FeAlC, Fe₃AlC oder Gemische derselben umfaßt.
Verfahren nach Anspruch 1, wobei das Kaltformen das Kaltwalzen umfaßt und das kaltgehärtete Erzeugnis ein kaltgewalztes Blech umfaßt, wobei das Kaltwalzen die Porosität in dem kaltgewalzten Blech von über 50 % auf unter 10 % vermindert.
Verfahren nach Anspruch 1, wobei der Schnellglühschritt das Erwärmen des kaltgehärteten Erzeugnisses auf eine Temperatur von mindestens 400°C für weniger als 45 Sekunden umfaßt.
Verfahren nach Anspruch 1, wobei das Schnellglühen in einer Luftatmosphäre ausgeführt wird.
Verfahren nach Anspruch 1, weiterhin umfassend das Bereitstellen eines Gußstücks der Metalllegierung und dem Bereitstellen eines warmbearbeiteten Erzeugnisses mittels Warmbearbeitung des Gußstücks, wobei das warmbearbeitete Gußstück in das kaltgehärtete Erzeugnis kaltgeformt wird.
Verfahren nach Anspruch 1, weiterhin umfassend das Glühen des kaltgeformten Erzeugnisses bei einer Temperatur von 1100 bis 1300°C in einem Vakuum oder einer inerten Atmosphäre.
Verfahren nach Anspruch 1, weiterhin umfassend einen abschließenden Kaltformschritt, der von einer Rekristallisationsglühwärmebehandlung gefolgt wird.
Verfahren nach Anspruch 1, wobei die Metalllegierung ein Eisen-Aluminid umfaßt, das, in Gewichtsprozenten, aufweist ≤ 32% Al, ≤ 2% Mo, ≤ 1% Zr, ≤ 2% Si, ≤ 30% Ni, ≤ 10% Cr, ≤ 0,3% C, ≤ 0,5% Y, ≤ 0,1 % B, ≤ 1 % Nb, ≤ 3% W und ≤ 1 % Ta.
Verfahren nach Anspruch 1, wobei Metalllegierung ein Eisen-Aluminid umfaßt, das, in Gewichtsprozenten, im wesentlichen besteht aus 20-32 % Al, 0,3-0,5 % Mo, 0,05-0,3 % Zr, 0,01-0,5 % C, ≤ 0,1 % B, ≤ 1 % Oxidteilchen, als Rest Fe.
Verfahren nach Anspruch 1, wobei die Metalllegierung ein Eisen-Aluminid umfaßt und der Schnellglühschritt die Härte der oberflächengehärteten Zone um mindestens 10 % vermindert.
Verfahren nach Anspruch 1, wobei das Kaltformen mit Walzen ausgeführt wird, die Karbid- oder Nicht-Karbid-Walzenoberflächen in direktem Kontakt mit dem kaltgeformten Erzeugnis haben.
Verfahren nach Anspruch 1, wobei das kaltgeformte Erzeugnis ein Blech ist, das ohne Warmbearbeiten der Metalllegierung erzeugt wird.
Verfahren nach Anspruch 1, weiterhin umfassend das Formen des kaltgeformten Erzeugnisses in ein elektrisches Widerstandsheizelement mit einem spezifischen Widerstand von 80 bis 400 μΩ·cm.