DE69628786T2

DE69628786T2 - Eisenaluminid für elektrische Widerstandsheizelemente

Info

Publication number: DE69628786T2
Application number: DE69628786T
Authority: DE
Inventors: Vinod K. Oak Ridge Sikka; Seetharama C. Oak Ridge Deevi; Grier S. Midlothian Fleischhauer; Mohammad R. Richmond Hajaligol; Jr. A. Cliforn Chesterfield Lilly
Original assignee: Chrysalis Technologies Inc
Current assignee: Philip Morris USA Inc
Priority date: 1995-04-20
Filing date: 1996-04-19
Publication date: 2004-05-19
Anticipated expiration: 2016-04-20
Also published as: EP0738782A3; JP4177465B2; CN1316869A; HK1013852A1; CN1140203A; ES2202414T3; EP0738782B1; MY120880A; CN1084393C; EP0738782A2; KR100447577B1; US6607576B1; DE69628786D1; ATE243778T1; SG74558A1; KR100455645B1; CN1256004C; JPH0931605A; KR100447576B1; US5620651A

Description

Die Erfindung betriffst allgemein aluminiumhaltige Legierungen auf Eisenbasis, die als elektrische Widerstandsheizelemente nützlich sind.
Aluminiumhaltige Legierungen auf Eisenbasis können geordnete oder ungeordnete körperzentrierte Kristallstrukturen haben. So enthalten z. B. Eisen-Aluminid-Legierungen mit intermetallischen Legierungszusammensetzungen Eisen und Aluminium in verschiedenen Atomanteilen wie z. B. Fe₂Al, FeAl, FeAl₂, FeAl₃ und Fe₂Al₅. Intermetallische Fe₃Al Eisenaluminide mit einer körperzentrierten, kubischen, geordneten Kristallstruktur sind in den US-Patenten 5 320 802, 5158 744, 5 024 109 und 4 961 903 offenbart. Solche geordneten Kristallstrukturen enthalten im Allgemeinen 25 bis 40 Atom-% Al und Legierungszusätze wie Zr, B, Mo, C, Cr, V, Nb, Si und Y.
Eine Eisen-Aluminid-Legierung mit einer ungeordneten körperzentrierten Kristallstruktur ist in der US-A-5 238 645 offenbart. Hier beinhaltet die Legierung (in Gew.-%) 8–9,5 Al, ≤ 7 Cr, ≤ 4 Mo, s 0,5 Zr und s 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. Mit Ausnahme von drei binären Legierungen jeweils mit 8,46, 12,04 und 15,90 Gew.-% Al, enthalten alle in diesem Patent offenbarten spezifischen Legierungszusammensetzungen mindestens 5 Gew.-% Cr. Ferner verbessern die Legierungselemente gemäß Aussage dieses Patents die Eigenschaften Festigkeit, Duktilität bei Raumtemperatur, Oxidationsbeständigkeit bei hohen Temperaturen, Wasserkorrosionsbeständigkeit und Lochfraßbeständigkeit. Das Patent bezieht sich nicht auf elektrische Widerstandsheizelemente und befasst sich nicht mit Eigenschaften wie thermische Ermüdungsbeständigkeit, spezifischer elektrischer Widerstand oder Durchhängbeständigkeit bei hohen Temperaturen.
Auf Eisen basierende: Legierungen, die 3–18 Gew.-% Al, 0,05–0,5 Gew.-% Zr, 0,01–0,1 Gew.-% B und bei Bedarf Cr, Ti und Mo enthalten, sind in der US-A-3 026 197 und der CA-A-648 140 offenbart. Zr und B ergeben angeblich eine Kornverfeinerung, der bevorzugte Al-Gehalt beträgt 10–18 Gew.-%, und gemäß der Offenbarung sind die Legierungen oxidationsbeständig und formbar. Aber wie schon die US-A-5 238 645, so beziehen sich auch diese Patente nicht auf elektrische Widerstandsheizelemente und befassen sich nicht mit Eigenschaften wie thermische Ermüdungsbeständigkeit, spezifischer elektrischer Widerstand oder Durchhängbeständigkeit bei hohen Temperaturen.
Die US-A-3 676 109 offenbart eine auf Eisen basierende Legierung, die 3–10 Gew.-% Al, 4–8 Gew.-% Cr, etwa 0,5 Gew.-% Cu, weniger als 0,05 Gew.-% C, 0,5–2 Gew.-% Ti und bei Bedarf Mn und B enthält. Dieses Patent offenbart, dass das Cu die Rostbeständigkeit verbessert, das Cr Brüchigkeit verhütet und das Ti Ausfällungshärtung verleiht. Gemäß diesem Patent sind die Legierungen für chemische Ausrüstung nützlich. Alle in diesem Patent offenbartem spezifischen Beispiele enthalten 0,5 Gew.-% Cu und wenigstens 1 Gew.-% Cr, wobei die bevorzugten Legierungen wenigstens insgesamt 9 Gew.-% Al und Cr und einen Mindestgehalt an Cr oder Al von 6 Gew.-% und eine Differenz zwischen dem Al- und Cr-Gehalt von weniger als 6 Gew.-% haben. Wie die US-A-5 238 645, so bezieht sich aber auch dieses Patent nicht. auf elektrische Widerstandsheizelemente und befasst sich nicht mit Eigenschaften wie thermische Ermüdungsbeständigkeit, spezifischer elektrischer Widerstand oder Durchhängbeständigkeit bei hohen Temperaturen.
Auf Eisen basierende, aluminiumhaltige Legierungen zur Verwendung als elektrische Widerstandsheizelemente sind in der US-A-1 550 508, der US-A-1 990 650, der US-A-2 768 915 und in der CA-A-648 141 offenbart. Die in der US-A-1 550 508 offenbarten Legierungen enthalten 20 Gew.-% Al, 10 Gew.-% Mn, 12–15 Gew.-% Al, 6–8 Gew.-% Mn oder 12–16 Gew.-% Al, 2–10 Gew.-% Cr. Alle in diesem Patent offenbarten spezifischen
Beispiele enthalten wenigstens 6 Gew.-% Cr und wenigstens 10 Gew.-% Al. Die in der US-A-1 990 650 offenbarten Legierungen enthalten 16–20 Gew.-% Al, 5–10 Gew.-% Cr, ≤ 0,05 Gew.-% C, s 0,25 Gew.-% Si, 0,1–0,5 Gew.-% Ti, s 1,5 Gew.-% Mo und 0,4-1,5 Gew.-% Mn, und das einzige spezifische Beispiel enthält 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 der US-A-2 768 915 offenbarten Legierungen enthalten 10–18 Gew.-% Al, 1–5 Gew.-% Mo, Ti, Ta, V, Cb, Cr, Ni, B und W, und das einzige spezifische Beispiel enthält 16 Gew.-% Al und 3 Gew.-% Mo. Die in der CA-A-648 141 offenbarten Legierungen enthalten 6-11 Gew.-% Al, 3–10 Gew.-% Cr, s 4 Gew.-% Mn, ≤ 1 Gew.-% Si, s 0,4 Gew.-% Ti, s 0,5 Gew.-% C, 0,2–0,5 Gew.-% Zr und 0,05–0,1 Gew.-% B, und die einzigen spezifischen Beispiele enthalten wenigstens 5 Gew.-% Cr.
Widerstandsheizungen aus verschiedenen Materialien sind in der US-A-5 249 586 offenbart.
Die US-A-4 334 923 offenbart eine kaltwalzbare, oxidationsbeständige Legierung auf Eisenbasis, die für Katalysatoren nützlich ist und ≤ 0,05% C, 0,1–2% Si, 2–8% Al, 0,02–1% Y, < 0,009% P, < 0,006% S und < 0,009% 0 enthält.
Die US-A-4 684 505 offenbart eine hitzebeständige Legierung auf Eisenbasis, die 10–22% Al, 2–12% Ti, 2–12% Mo, 0,1–1,2% Hf, ≤ 1,5% Si, ≤ 0,3% C, ≤ 0,2% B, s 1,0% Ta, s 0,5% W, ≤ 0,5% V, s 0,5% Mn, ≤ 0,3% Co, ≤ 0,3% Nb und s 0,2% La enthält. Dieses Patent offenbart eine spezifische Legierung mit 16% Al, 0,5% Hf, 4% Mo, 3% Si, 4% Ti und 0,2% C.
Die JP-A-53-119721 offenbart eine verschleißbeständige Legierung mit hoher Magnetpermeabilität und guter Formbarkeit, die Folgendes enthält: 1,5–17% Al, 0,2–15% Cr und insgesamt 0,01–8% fakultative 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% Seltenerdmetall. Mit Ausnahme von 16% Al, der Rest Fe-Legierung, enthalten alle spezifischen Beispiele in diesem Dokument wenigstens 1% Cr, und mit Ausnahme von 5% Al, 3% Cr, der Rest Fe-Legierung, enthalten die übrigen Beispiele ≥ 10% Al.
Eine Publikation von 1990 in Advances in Powder Metallurgy, Bd. 2, von J. R. Knibloe et al., mit dem Titel "Microstructure and Mechanical Properties of P/M Fe₃Al Alloys", offenbart auf den Seiten 219–231 ein Pulvermetallurgieverfahren zur Herstellung von 2 und 5% Cr enthaltendem Fe₃Al durch Verwendung eines Inertgassprühers. Diese Publikation erläutert, dass Fe₃Al-Legierungen eine DO_3- Struktur bei niedrigen Temperaturen haben und oberhalb etwa 550°C in eine B2-Struktur umgewandelt werden. Für die Blechherstellung wurden die Pulver in eine Flussstahldose gegeben, evakuiert und bei 1000°C auf ein Flächenreduktionsverhältnis von 9 : 1 heißextrudiert. Nach der Entnahme aus der Stahldose wurde die stranggepresste Legierung bei 1000°C auf eine Dicke von 8,64 mm (0,340 Zoll) heißgeschmiedet, bei 800°C zu einem Blech von etwa 2,5 mm (0,10 Zoll) Dicke gewalzt und bei 650°C zu 0,030 Zoll fertiggewalzt. Gemäß dieser Publikation waren die gesprühten Pulver allgemein sphärisch und ergaben dichte Strangpressteile, und eine Duktilität bei Raumtemperatur nahe 20% wurde durch Maximieren der B2-Strukturmenge erzielt.
Eine Publikation von 1991 in Mat. Res. Soc. Symp. Proc., Bd. 213, von V. K Sikka mit dem Titel "Powder Processing of Fe₃Al Based Iron-Aluminide Alloys", offenbart auf den Seiten 901–906 ein Verfahren zur Herstellung von 2 und 5% Cr enthaltenden Eisen-Aluminid-Pulvern auf Fe₃Al-Basis, die zu einem Blech geformt werden. Gemäß dieser Veröffentlichung wurden die Pulver durch Stickstoff- und Argongassprühen hergestellt. Die mit Stickstoffgas gesprühten Pulver hatten niedrige Sauerstoff- (130 ppm) und Stickstoffniveaus (30 ppm). Zur Herstellung eines Blechs wurden die Pulver in Flussstahldosen gegeben und bei 1000°C mit einem Flächenreduktionsverhältnis von 9 : 1 heißextrudiert. Das stranggepresste, mit Stickstoffgas gesprühte Pulver hatte eine Körnchengröße von 30 μm. Die Stahldose wurde dann entfernt und die Stangen wurden 50% bei 1000°C geschmiedet, 50% bei 850°C gewalzt und 50% bei 650°C zu einem 0,76 mm Blech gewalzt.
Ein Artikel von V. K. Sikka et al. mit dem Titel "Powder Production, Processing und Properties of Fe₃Al", auf der 1990 Powder Metallurgy Conference Exhibition in Pittsburgh, PA vorgestellt, offenbart auf den Seiten 1–11 ein Verfahren zur Herstellung von Fe₃A1-Pulver durch Schmelzen von Metallbestandteilen unter eine Schutzatmosphäre, Leiten des Metalls durch eine Kalibrierdüse und Auflösen der Schmelze durch Sprühen des Schmelzastroms mit Stickstoffsprühgas. Das Pulver hatte einen geringen Sauerstoff- (130 ppm) und Stickstoffgehalt (30 ppm) und war sphärisch. Ein stranggepresster Stab wurde durch Füllen einer 76 mm Flussstahldose mit dem Pulver, Evakuieren der Dose, Erhitzen bei 1000°C für 1½ Stunden und Strangpressen der Dose durch eine 25 mm Düse zur Erzielung einer Reduktion von 9 : 1 hergestellt. Die Korngröße des stranggepressten Stabes betrug 20 μm. Ein Blech von 0,76 mm Dicke wurde durch Entfernen der Dose, 50% Schmieden bei 1000°C, 50% Walzen bei 850°C und 50% Fertigwalzen bei 650°C hergestellt.
Mit Oxiddispersion verstärkte Legierungspulver auf Eisenbasis sind in der US-A-4 391 634 und der US-A-5 032 190 offenbart. Die US-A-4 391 634 offenbart Ti-freie Legierungen mit einem Gehalt von 10–40% Cr, 1–10% Al und s 10% Oxiddispersoid. Die US-A-5 032 190 offenbart ein Verfahren zum Herstellen eines Bleches aus Legierung MA 956 mit 75% Fe, 20% Cr, 4,5% Al, 0,5% Ti und 0,5% Y₂O₃.
Eine Publikation von A. LeFort et al. mit dem Titel "Mechanical Behavior of FeAl₄₀ Intermetallic Alloys", vorgelegt bei den Proceedings of International Symposium on Intermetallic Corpounds – Structure and Mechanical Properties (JIMIS-6), S. 579–583, 17.–20. Juni 1991 in Sendai, Japan, offenbart verschiedene Eigenschaften von FeAl-Legierungen (25 Gew.-% Al) mit Bor-, Zirkonium-, Chrom- und Ceriumzusätzen. Die Legierungen wurden durch Vakuumgießen und Strangpressen bei 1100°C hergestellt oder durch Kompression bei 1000°C und 1100°C geformt. Gemäß diesem Artikel ist die ausgezeichnete Beständigkeit von FeAl-Verbindungen gegenüber Oxidier- und Sulfidisierbedingungen auf den hohen Al-Gehalt und die Stabilität der geordneten B2-Struktur zurückzuführen.
Eine Publikation von D. Pocci et al. mit dem Titel "Production and Properties of CSM FeAl Intermetallic Alloys", vorgelegt auf der Minerals, Metals and Materials Society Conference (1994 TMS Conference) über "Processing, Properties and Application of Iron Aluminides", 27. Februar – 3. März 1994 in San Francisco, Kalifornien, offenbart auf den Seiten 19–30 verschiedene Eigensschaften von intermetallischen Fe₄₀Al-Verbindungen, die mit verschiedenen Techniken wie Gießen und Strangpressen, Gassprühen von Pulver und Strangpressen sowie mechanisches Legieren von Pulver und Strangpressen verarbeitet wurde, und dass das Material mit einer feinen Oxiddispersion durch mechanisches Legieren verstärkt wurde. Der Artikel besagt, dass FeAl-Legierungen mit einer geordneten B2-Kristallstruktur, einem Al-Gehalt im Bereich von 23 bis 25 Gew.-% (etwa 40 Gew.-%) und Legieren von Zr, Cr, Ce, C, B und Y₂O₃ Zusätzen hergestellt wurden. Der Artikel besagt, dass die Materialien als Strukturmaterialien in korrosiven Umgebungen bei hohen Temperaturen eingesetzt werden können und in Wärmemaschinen, Verdichterstufen von Düsentriebwerken, Kohlevergasungsanlagen und in der petrochemischen Industrie Anwendung finden können.
Eine Publikation von J. H. Schneibel mit dem Titel "Selected Properties of Iron Aluminides", vorgelegt auf der 1994 TMS Conference, offenbart auf den Seiten 329–341 Eigenschaften von Eisenaluminiden. Dieser Artikel berichtet über Eigenschaften wie Schmelztemperaturen, spezifischer elektrischer Widerstand, Wärmeleitfähigkeit, Wärmeausdehnung und mechanische Eigenschaften verschiedener FeAl-Zusammensetzungen.
Eine Publikation von J. Baker mit dem Titel "Flow and Fracture of FeAl", vorgelegt auf der 1994 TMS Conference, gibt auf den Seiten 101–115 einen Überblick über Fluss und Fraktur der B2-Verbindung FeAl. Dieser Artikel besagt, dass frühere wärmebehandlungen die mechanischen Eigenschaften von FeAl stark beeinflussten und dass höhere Kühlraten nach Hochtemperaturglühen eine höhere Streckgrenze bei Raumtemperatur und Härte ergeben, aber aufgrund von zu vielen Gitterlücken eine schlechtere Duktilität. In Bezug auf solche Gitterlücken gibt der Artikel an, dass die Anwesenheit von gelösten Atomen dazu neigt, den behaltenen Gitterlückeneffekt zu mildern, und dass überschüssige Gitterlücken durch Langzeitglühen beseitigt werden können.
Eine Publikation von D. J. Alexander mit dem Titel "Impact Behavior of FeAl Alloy FA-350", vorgelegt auf der 1994 TMS Conference, offenbart auf den Seiten 193–202 Stoß- und Zugeigenschaften der Eisen-Aluminid-Legierung FA-350. Die Legierung FA-350 beinhaltet (in Atom-s) 35,8% Al, 0,2% Mo, 0,05% Zr und 0,13% C.
Eine Publikation von C. H. Kong mit dem Titel "The Effect of Ternary Additions on the Vacancy Hardening and Defect Structure of FeAl", vorgelegt auf der 1994 TMS Conference, offenbart auf den Seiten 231–239 den Effekt von ternären Legierungszusätzen auf FeAl-Legierungen. Gemäß diesem Artikel weist die B2-strukturierte FeAl-Verbindung eine geringe Duktilität bei Raumtemperatur und eine unannehmbar niedrige Festigkeit bei hohen Temperaturen über 500°C auf. Der Artikel besagt, dass die Brüchigkeit bei Raumtemperatur durch das Zurückbleiben einer hohen Konzentration von Gitterlücken, gefolgt von Wärmebehandlungen bei hoher Temperatur verursacht wird. Der Artikel erörtert die Auswirkungen verschiedener ternärer Legierungszusätze wie Cu, Ni, Co, Mn, Cr, V und Ti sowie Hochtemperaturglühen und eine nachfolgende gitterlückenarme Niedertemperatur-Wärmebehandlung.
Zusammenfassung der Erfindung
Die Erfindung ergibt eine als elektrisches Widerstandsheizelement nützliche aluminiumhaltige Legierung auf Eisenbasis. Die folgenden Eigenschaften der Legierungen der vorliegenden Erfindurg wurden verbessert: Duktilität bei Raumtemperatur, Beständigkeit gegenüber thermischer Oxidation, Beständigkeit gegenüber zyklischer Ermüdung, spezifischer elektrischer Widerstand, Festigkeit bei niedrigen und hohen Temperaturen und/oder Durchhängbeständigkeit bei hohen Temperaturen. Darüber hinaus hat die Legierung vorzugsweise eine niedrige Temperaturleitfähigkeit.
Die Erfindung ist in den beiliegenden Ansprüchen definiert.
Das elektrische Widerstandsheizelement kann für Artikel wie Heizungen, Toaster, Zündvorrichtungen, Heizelemente in elektrischen Zigarettenanzündern usw. verwendet werden, wobei die Legierung einen spezifischen Widerstand bei Raumtemperatur von 80–400 μΩcm, vorzugsweise von 90–200 μΩcm hat. Die Legierung wird vorzugsweise in weniger als 1 Sekunde auf 900°C erhitzt, wenn eine Spannung von bis zu 10 Volt an die Legierung angelegt und ein Strom von bis zu 6 Amp durch sie geleitet wird. Bei Erhitzung auf 1000°C in Luft für drei Stunden zeigt die Legierung vorzugsweise eine Gewichtszunahme von bis zu 4%, bevorzugter von weniger als 2%. Die Legierung kann einen Kontaktwiderstand von weniger als 0,05 Ohm und eine Gesamtwärmebeständigkeit im Bereich von 0,5 bis 7, vorzugsweise von 0,6 bis 4 Ohm während eines Heizzyklus zwischen Raumtemperatur und 900°C haben. Die Legierung zeigt vorzugsweise eine thermische Ermüdungsbeständigkeit von mehr als 10.000 Zyklen ohne zu brechen, wenn sie etwa 0,5–5 Sekunden lang von Raumtemperatur auf 1000°C impulserhitzt wird.
Mit Bezug auf die mechanischen Eigenschaften hat die Legierung ein hohes Festigkeits-Gewichts-Verhältnis (d. h. eine hohe spezifische Fertigkeit) und sollte eine Duktilität bei Raumtemperatur von wennigstens 3% aufweisen. So kann die Legierung beispielsweise eine Flächenreduktion bei Raumtemperatur von wenigstens 14% und eine Raumtemperaturdehnung von wenigstens 15% haben. Die Legierung hat vorzugsweise eine Streckgrenze bei Raumtemperatur von wenigstens 350 MPa (50 ksi) und eine Zugfestigkeit bei Raumtemperatur von wenigstens 550 MPa (80 ksi). Mit Bezug auf die Hochtemperatureigenschaften weist die Legierung vorzugsweise eine Hochtemperatur-Flächenreduzierung bei 800°C von wenigstens 30%, eine Hochtemperaturdehnung bei 800°C von wenigstens 30%, eine Hochtemperatur-Streckgrenze bei 800°C von wenigstens 50 MPa (7 ksi) und eine Hochtemperatur- Zugfestigkeit bei 800°C von wenigstens 70 MPa (10 ksi) auf.
Die Erfindung stellt auch ein Verfahren zur Herstellung einer Legierung bereit, die für ein elektrisches Widerstandsheizelement geeignet ist. Das Verfahren beinhaltet die folgenden Schritte: Bilden eines oxidbeschichteten Pulvers durch Wassersprühen einer aluminiumhaltigen Legierung auf Eisenbasis und Bilden eines Pulvers mit einem Oxidüberzug darauf, Gestalten einer Masse des Pulvers zu einem Körper und ausreichendes Verformen des Körpers, um den Oxidüberzug zu Oxidpartikeln aufzubrechen, und Verteilen der Oxidpartikel als Schilfes in einem plastisch verformten Körper. Gemäß verschiedenen Aspekten des Verfahrens kann der Körper dadurch geformt werden, dass das Pulver in eine Metalldose gegeben und die Metalldose mit dem Pulver darin verschlossen wird. Alternativ kann der Körper dadurch geformt werden, dass das Pulver mit einem Bindemittel gemischt und ein Pulvergemisch hergestellt wird. Der Verformungsschritt kann durch Heißstrangpressen der Metalldose und Bilden eines Strangpressteils oder durch Strangpressen des Pulvergemisches und Bilden eines Strangpressteils gebildet werden. Das Strangpressteil kann gewalzt und/oder gesintert werden. Die Legierung auf Eisenbasis kann eine Binärlegierung sein, und das Pulver kann mehr als 0,1 Gew.-% Sauerstoff enthalten. So kann der Sauerstoffgehalt: beispielsweise 0,2–5%, vorzugsweise 0,3–0,8% betragen. Um ein elektrisches Widerstandsheizelement zu erhalten, das sich in weniger als einer Sekunde auf 900°C erhitzt, wenn eine Spannung von bis zu 10 Volt an die Legierung angelegt und ein Strom von bis zu 6 Amp durch sie geleitet wird, hat der plastisch verformte Körper vorzugsweise einen spezifischen Widerstand bei Raumtemperatur von 80–400 μΩcm. Aufgrund des Wassersprühens des Pulvers hat dieses eine unregelmäßige Form, und die Oxidpartikel bestehen im Wesentlichen aus Al₂O₃. Das Pulver kann eine geeignete Partikelgröße wie z. B. 5–30 μm haben.
Das elektrische Widerstandsheizelement kann auf verschiedene Weisen hergestellt werden. So können die Rohingredienten z. B. mit einem Sinteradditiv gemischt werden, bevor das Material z. B. durch Strangpressen thermomechanisch bearbeitet wird. Das Material kann durch Mischen von Elementen hergestellt werden, die während des Sinterschrittes reagieren, um isolierende und/oder elektrisch leitende Metallverbindungen herzustellen. So können die Rohingredienten z. B. Elemente wie Mo, C und Si enthalten, wobei Mo, C und Si während des Sinterschritts MoSi₂ und SiC bilden. Das Material kann durch mechanisches Legieren und/oder Mischen von vorlegiertem Pulver hergestellt werden, das Reinmetalle oder Verbindungen von Fe, Al, Legierungselemente und/oder Carbide, Nitride, Boride, Silicide und/oder Oxide von metallischen Elementen wie z. B. von Elementen aus der Gruppe IVb, Vb und VIb der periodischen Tabelle umfasst. Die Carbide können Carbide von Zr, Ta, Ti, Si, B usw. beinhalten, die Boride können Boride von Zr, Ta, Ti, Mo usw, enthalten, die Silicide können Silicide von Mg, Ca, Ti, V, Cr, Mn, Zr, Nb, Mo, Ta, W usw. enthalten, die Nitride können Nitride von Al, Si, Ti, Zr usw. enthalten, und die Oxide können Oxide von Y, Al, Si, Ti, Zr usw. enthalten. Die Oxide können dem Pulvergemisch zugegeben oder in situ durch Zugabe von reinem Metall wie Y zu einem Schmelzmetallbad gebildet werden, so dass das Y in dem Schmelzbad oxidiert werden kann, während der Zerstäubung des geschmolzenen Metalls in das Pulver und/oder durch nachfolgende Behandlung des Pulvers.
Die Erfindung stellt auch einen pulvermetallurgischen Prozess zur Herstellung eines elektrischen Widerstandsheizelementes bereit, der die folgenden Schritte umfasst: Zerstäuben einer aluminiumhaltigen Legierung auf Eisenbasis, Gestalten einer Masse des Pulvers zu einem Körper und Verformen des Körpers zu einem elektrischen Widerstandsheizelement. Der Körper kann dadurch gebildet werden, dass das Pulver in eine Metalldose gegeben, die Metalldose mit dem darin enthaltenen Pulver verschlossen und die Dose dann einem isostatischen Heißpressvorgang unterzogen wird. Der Körper kann auch durch Schlickergießen hergestellt werden, wobei das Pulver mit einem Bindemittel gemischt und zu einem Pulvergemisch geformt wird. Der Verformungsschritt kann auf verschiedene Weisen wie beispielsweise durch isostatisches Kaltpressen oder Strangpressen des Körpers durchgeführt werden. Das Verfahren kann ferner das Walzen des Körpers und das Sintern des Pulvers in einer Inertgasatmosphäre, vorzugsweise einer Wasserstoffatmosphäre beinhalten. Wenn das Pulver gepresst wird, wird es vorzugsweise zu einer Dichte von wenigstens 80% gepresst, so dass sich eine Porösität: von maximal 20 Vol.-%, vorzugsweise eine Dichte von wenigstens 95% und eine Porösität von weniger als 5% ergibt. Das Pulver kann verschiedene Formen wie z. B. eine unregelmäßige Form oder eine sphärische Form haben.
Kurze Beschreibung der Zeichnungen
1 zeigt die Auswirkungen von Änderungen des AlGehalts auf die Eigenschaften einer aluminiumhaltigen Legierung auf Eisenbasis bei Raumtemperatur;
2 zeigt die Auswirkungen von Änderungen des Al Gehalts auf die Eigenschaften einer aluminiumhaltigen Legierung auf Eisenbasis bei Raumtemperatur und bei hohen i Temperaturen;
3 zeigt die Auswirkungen von Änderungen des AlGehalts auf die Dehngrenze einer aluminiumhaltigen Legierung auf Eisenbasis bei hohen Temperaturen;
4 zeigt die Auswirkungen von Änderungen des Al Gehalts auf die Reißgrenze (Kriechen) einer aluminiumhaltigen Legierung auf Eisenbasis;
5 zeigt die Auswirkungen von Änderungen des Si-Gehalts auf die Zugeigenschaften einer Al- und Si-haltigen Legierung auf Eisenbasis bei Raumtemperatur; 6 zeigt die Auswirkungen von Änderungen des Ti-Gehalts auf die Raumtemperatureigenschaften einer Al- und Tihaltigen Legierung auf Eisenbasis; und
7 zeigt die Auswirkungen von Änderungen des Ti-Gehalts auf die Kriechbrucheigenschaften einer Ti-haltigen Legierung auf Eisenbasis;
8a–b zeigen die Morphologie von gasgesprühtem Fe₃Al-Pulver jeweils mit einer Vergrößerung von 200X und 1000X;
9a–b zeigen die Morphologie von wassergesprühtem Fe₃Al-Pulver jeweils bei einer Vergrößerung von 50X und 100X;
10a–b zeigen die Anwesenheit von Oxidschilfern in einem stranggepressten Stab aus wassergesprühtem Pulver aus Eisen-Aluminid mit einem Gehalt von 16 Gew.-% Al, dem Rest Fe in einem ungeätzten Längsschnitt jeweils bei einer Vergrößerung von 100X und 1000X;
11a–b zeigen die Mikrostruktur des stranggepressten Stabes von 10 in einem geätzten Längsschnitt in der Nähe des Randes jeweils bei einer Vergrößerung von 100X und 1000X;
12a–b zeigen den stranggepressten Stab von 10 in einem geätzten Längsschnitt in der Nähe der Mitte jeweils bei einer Vergrößerung von 100X und 1000X;
13a–b zeigen den stranggepressten Stab von 10 in einem ungeätzten Querschnitt jeweils bei einer Vergrößerung von 100X und 1000X;
14a–b zeigen den strenggepressten Stab von 10 in einem geätzten Querschnitt jeweils bei einer Vergrößerung von 100X und 1000X;
15a–b zeigen den stranggepressten Stab von 10 in einem geätzten Querschnitt in der Nähe der Mitte jeweils bei einer Vergrößerung von 100X und 1000X;
16a–d zeigen Mikrofotos des stranggepressten Stabes von 10, wobei 16a ein rückgestreutes Elektronenbild der Oxidmerkmale, 16b eine Eisenabbildung, wobei Dunkelflächen eisenarm sind, 16c eine Aluminiumabbildung von Bereichen, die eisenarm und aluminiumangereichert waren, und 16d eine Sauerstoffabbildung ist, die die Konzentration zeigt, bei der der Aluminiumgehalt hoch und der Eisengehalt niedrig ist;
17a–c zeigen Streckgrenze, endgültige Zugfestigkeit und Gesamtdehnung für Legierungszahlen 23, 35, 46 und 48; 18a–c zeigen Streckgrenze, endgültige Zugfestigkeit und Gesamtdehnung für die handelsübliche Legierung Haynes 214 sowie Legierungen 46 und 48;
19a–b zeigen die endgültige Zugfestigkeit jeweils bei Zugfestigkeitsraten von 3 × 10^–4/s und 3 × 10^–2/s; und 19c–d zeigen die plastische Dehngrenze bei Belastungsraten von jeweils 3 × 10^–4/s und 3 × 10^–2/s für Legierungen 57, 58, 60 und 61;
20a–b zeigen jeweils die Streckgrenze und die endgültige Zugfestigkeit bei 850°C für Legierungen 46, 48 und 56 in Abhängigkeit von Glühtemperaturen;
21a–e zeigen Kriechdaten für Legierungen 35, 46, 48 und 56; dabei zeigt 21a Kriechdaten für Legierung 35 nach zweistündigem Glühen bei 1050°C in Vakuum, 21b zeigt Kriechdaten für Legierung 46 nach einstündigem Glühen bei 700°C und Luftkühlung, 21c zeigt Kriechdaten für Legierung 48 nach einstündigem Glühen bei 1100°C in Vakuum, wobei der Test bei 7 MPa (1 ksi) bei 800°C durchgeführt wurde, 21d zeigt die Probe von 21c, die bei 20 MPa (3 ksi) und 800°C getestet wurde, und 21e zeigt Legierung 56 nach einstündigem Glühen bei 1100°C in Vakuum und bei 20 MPa (3 ksi) und 800°C getestet;
22a–c zeigen Kurven der Härtewerte (Rockwell C) für Legierungen 48, 49, 51, 52, 53, 54 und 56; dabei zeigt 22a eine Härte gegenüber einstündigem Glühen bei Temperaturen von 750–1300°C für Legierung 48; 22b zeigt Härte gegenüber Glühen bei 400°C für 0–140 Stunden für Legierungen 49, 51 und 56; und 22c zeigt Härte gegenüber Glühen bei 400°C für 0–80 Stunden für Legierungen 52, 53 und 54;
23a–e zeigen Kurven der Kriechdehnwerte gegenüber der Zeit für Legierungen 48, 51 und 56; dabei zeigt 23a einen Vergleich der Kriechdehnfestigkeit bei 800°C für Legierungen 48 und 56, 23b die Kriechdehnfestigkeit bei 800°C für Legierung 48, 23c die Kriechdehnfestigkeit bei 800°C, 825°C und 850°C für Legierung 48 nach einstündigem Glühen bei 1100°C, 23d die Kriechdehnfestigkeit bei 800°C, 825°C, und 850°C für Legierung 48 nach einstündigem Glühen bei 750°C, und 23e zeigt die Kriechdehnfestigkeit bei 850°C für Legierung 51 nach Glühen bei 400°C für 139 Stunden;
24a–b zeigen Kurven der Kriechdehnfestigkeitsdaten gegenüber der Zeit für Legierung 62; dabei zeigt 24a einen Vergleich der Kriechdehnfestigkeit bei 850°C und 875°C für Legierung 62 in Blechform und 24b die Kriechdehnfestigkeit bei. 800°C, 850°C und 875°C für Legierung 62 in Stabform; und
25a–b zeigen Kurven des spezifischen elektrischen Widerstands gegenüber der Temperatur für Legierungen 46 und 43; dabei zeigt 25a den spezifischen elektrischen Widerstand von Legierungen 46 und 43, und 24b zeigt die Auswirkungen eines Erhitzungszyklus auf den spezifischen elektrischen Widerstand von Legierung 43.
Ausführliche Beschreibung der bevorzugten Ausgestaltungen
Die Aluminiumkonzentration in den Fe-Al-Legierungen liegt im Bereich von 14 bis 32 Gew.-% (Nennwert), und die Fe-Al-Legierungen können, wenn sie geschmiedet oder pulvermetallurgisch verarbeitet werden, auf die gewählten Duktilitätswerte bei Raumtemperatur auf einem wünschenswerten Niveau maßgeschneidert werden, indem die Legierungen in einer geeigneten Atmosphäre bei einer gewählten Temperatur von mehr als etwa 700°C (z. B. 700°–1100°C) geglüht und dann ofengekühlt, luftgekühlt oder ölabgeschreckt werden, während Streck- und Zugfestigkeit, Oxidationsbeständigkeit und Wasserkorrosionseigenschaften beibehalten bleiben.
Die Konzentration der bei der Bildung der Fe-Al-Legierungen der vorliegenden Erfindung verwendeten Legierungsbestandteile ist hier in Gewichtsprozentnennwerten ausgedrückt. Der Gewichtsnennwert des Aluminiums in diesen Legierungen entspricht im Wesentlichen etwa 97% des tatsächlichen Gewichts des Aluminiums in den Legierungen. So kann beispielsweise bei der Fe-Al-Legierung der bevorzugten Zusammensetzung, wie nachfolgend beschrieben wird, ein Nennwert von 18,46 Gew.-% tatsächlich 18,27 Gew.-% Aluminium ergeben, was etwa 99% der Nennkonzentration bedeutet.
Auswirkungen verschiedener Legierungszusätze und Verarbeitungen sind aus den Zeichnungen, aus Tabellen 1–6 und der nachfolgenden Erörterung ersichtlich.
Gemäß der Erfindung können aluminiumhaltige Legierungen auf Eisenbasis bereitgestellt werden, die als elektrische Widerstandsheizelemente nützlich sind. So kann die Legierung der Erfindung beispielsweise zur Herstellung des Heizelementes verwendet werden, das in der in Gemeinschaftsbesitz befindlichen US-Patentanmeldung beschrieben ist, die gleichzeitig hiermit unter dem Titel "Heater for Use in an Electrical Smoking System" (PM 1768) eingereicht wurde. Die hierin offenbarten Legierungszusammensetzungen können jedoch für andere Zwecke wie z. B. in thermischen Sprühanwendungen verwendet werden, wobei die Legierungen als Beschichtungen mit Oxidations- und Korrosionsbeständigkeit verwendet werden könnten. Auch könnten die Legierungen als oxidations- und korrosionsbeständige Elektroden, Ofenkomponenten, chemische Reaktoren, sulfidisierbeständige Materialien, korrosionsbeständige Materialien für den Einsatz in der chemischen Industrie, Rohre für den Transport von Kohleschlamm oder Kohleteer, Substratmaterialien für Katalysatoren, Auspuffrohre für Kraftfahrzeugmotoren, poröse Filter usw. eingesetzt werden.-
Gemäß einem Aspekt der Erfindung kann die Geometrie der Legierung zum Optimieren der Heizungsbeständigkeit gemäß der folgenden Formel variiert werden: R = ρ (L/W × T), wobei R = Widerstand der Heizung, ρ = spezifischer Widerstand des Heizungsmaterials, L = Länge der Heizung, W = Breite der Heizung und T = Dicke der Heizung ist. Der spezifische Widerstand des Heizungsmaterials kann durch Einstellen des Aluminiumgehalts der Legierung, Verarbeiten der Legierung oder Einbauen von Legierungszusätzen in die Legierung eingestellt werden. So kann der spezifische Widerstand beispielsweise durch Integrieren von Aluminiumoxidpartikeln in das Heizungsmaterial erheblich erhöht werden. Die Legierung kann bei Bedarf andere Keramikpartikel beinhalten, um die Kriechfestigkeit und/oder die Wärmeleitfähigkeit zu verbessern. So kann das Heizungsmaterial beispielsweise Partikel oder Fasern aus elektrisch leitendem Material enthalten, wie z. B. Nitride aus Übergangsmetallen (Zr, Ti, Hf), Carbide aus Übergangsmetallen, Boride aus Übergangsmetallen und MoSi₂ zwecks Erzielung einer guten Kriechfestigkeit bei hohen Temperaturen von bis zu 1200°C sowie einer ausgezeichneten Oxidationsbeständigkeit. Das Heizungsmaterial kann auch Partikel aus elektrisch isolierendem Material wie Al₂O₃, Y₂O₃, Fe₃N₄, ZrO₂ beinhalten, um das Heizungsmaterial kriechfest bei hohen Temperaturen zu machen und auch um die Wärmeleitfähigkeit zu erhöhen und/oder den Wärmeausdehnungskoeffizienten des Heizungsmaterials zu reduzieren. Die elektrisch isolierenden/leitenden Partikel/Fasern können einem Pulvergemisch aus Fe, Al oder Eisen-Aluminid zugegeben. werden, oder solche Partikel/Fasern können durch Reaktionssynthese von Elementarpulvern gebildet werden, die exotherm bei der Herstellung des Heizungselementes reagieren.
Das Heizungsmaterial kann auf verschiedene Weisen hergestellt werden. So kann das Heizungsmaterial beispielsweise aus einem vorlegierten Pulver oder durch mechanisches Legieren der Legierungsbestandteile gebildet werden. Die Kriechfestigkeit des Materials kann auf verschiedene Weisen verbessert werden. So kann beispielsweise ein vorlegiertes Pulver mit Y₂O₃ gemischt und mechanisch legiert werden, so dass es in dem vorlegierten Pulver eingeschlossen ist. Das mechanisch legierte Pulver kann durch konventionelle Pulvermetallurgietechniken wie z. B. Eindosen und Strangpressen, Schlickerguss, Schleuderguss, Heißpressen und isostatisches Heißpressen verarbeitet werden. Eine weitere Technik besteht in der Verwendung von reinen Elementarpulvern aus Fe, Al und bei Bedarf von Legierungselementen mit oder ohne Keramikpartikel(n) wie z. B. Y₂O₃ und Ceriumoxid und mechanischem Legieren solcher Ingredienten. Über das oben Gesagte hinaus können die oben erwähnten elektrisch isolierenden und/oder elektrisch leitenden Partikel auch in das Pulvergemisch integriert werden, um physikalische Eigenschaften und Kriechfestigkeit des Heizmaterials bei hohen Temperaturen maßzuschneidern.
Das Heizungsmaterial kann durch konventionelle Gussoder Pulvermetallurgietechniken hergestellt werden. So kann das Heizungsmaterial beispielsweise aus einem Gemisch von Pulver mit verschiedenen Fraktionen erzeugt werden, aber ein bevorzugtes Pulvergemisch umfasst Partikel mit einer Größe von weniger als minus 100 Mesh. Gemäß einem Aspekt der Erfindung kann das Pulver durch Gasversprühen erzeugt werden, und in diesem Fall kann das Pulver eine sphärische Morphologie haben. Gemäß einem anderen Aspekt der Erfindung kann das Pulver durch Wasserversprühen hergestellt werden, und in diesem Fall hat das Pulver eine unregelmäßige Morphologie. Darüber hinaus kann das durch Wasserversprühen erzeugte Pulver eine Aluminiumoxidbeschichtung auf den Pulverpartikeln beinhalten, und solches Aluminiumoxid kann aufgebrochen und während der thermomechanischen Verarbeitung des Pulvers zu Formen wie Blechen, Stäben usw. in das Heizungsmaterial eingebaut werden. Die Aluminiumoxidpartikel sind dahingehend wirksam, dass sie den spezifischen widerstand der Eisenaluminiumlegierung erhöhen, wohingegen das Aluminiumoxid die Wirkung hat, Festigkeit und Kriechbeständigkeit zu erhöhen, aber die Duktilität der Legierung wird reduziert.
Molybdän wird in einem effektiven Bereich von 0,2 bis 5,0% zugegeben, wobei die wirksame Menge ausreicht, um eine feste Lösungshärtung der Legierung und die Kriechbeständigkeit der Legierung zu fördern, wenn diese hohen Temperaturen ausgesetzt wird. Die Konzentration des Molybdäns kann zwischen. 0,25 und 4,25 in einer bevorzugten Ausgestaltung und zwischen 0,3 und 0,5% liegen. Molybdänzugaben von mehr als 2,0% verringern die Duktilität bei Raumtemperatur aufgrund des relativ großen Ausmaßes der festen Lösungshärtung, die durch die Anwesenheit von Molybdän in solchen Konzentrationen verursacht wird.
Titan kann in einer Menge zugegeben werden, die wirksam die Kriechfestigkeit der Legierung verbessern kann, und kann in Konzentrationen von bis zu 3% vorliegen. Wenn es vorliegt, liegt die Titankonzentration vorzugsweise bei etwa s 2,0%.
Die Kohlenstoffkonzentration liegt vorzugsweise im Bereich von etwa 0,03% bis etwa 0,3%. Die wirksame Menge Kohlenstoff und Carbidformer reicht jeweils aus, um gemeinsam die Bildung von ausreichend Carbid zum Kontrollieren des Körnerwachstums in der Legierung zu ermöglichen, während diese erhöhten Temperaturen ausgesetzt wird. Die Carbide können auch ein gewisses Maß an Ausfällungsverstärkung in den Legierungen ergeben. Die Konzentration des Kohlenstoffs und des Carbidformers in der Legierung kann derart sein, dass der Carbidzusatz ein stöchiometrisches oder nahe stöchiometrisches Verhältnis von Kohlenstoff zu Carbidformer ergibt, so dass im Wesentlichen kein überschüssiger Kohlenstoff in der fertigen Legierung zurückbleibt.
Zirconium wird in die Legierung eingebaut, um die Oxidationsfestigkeit bei hohen Temperaturen zu verbessern. Wenn Kohlenstoff in der Legierung vorliegt, dann ist ein Überschuss an Carbidformer wie Zirconium in der Legierung dahingehend von Vorteil, dass er bei der Bildung von spallationsbeständigem Oxid bei Hochtemperatur-Wärmezyklierung in Luft assistiert. Zirconium ist wirksamer als Hf, da Zr Oxidschilfer lotrecht zur exponierten Oberfläche der Legierung bildet, die das Oberflächenoxid fixiert, während Hf Oxidschilfer bildet, die parallel zur Oberfläche verlaufen.
Die Carbidformer beinhalten carbidbildende Elemente wie Zirconium, Niobium, Tantal und Hafnium sowie Kombinationen davon. Der Carbidformer ist vorzugsweise Zirconium in einer Konzentration, die zur Bildung von Carbiden mit dem in der Legierung vorliegenden Kohlenstoff ausreicht. Die Konzentrationen für Niobium, Tantal und Hafnium entsprechen, wenn sie als Carbidformer eingesetzt werden, im wesentlichen denen des Zirconiums.
Über die oben genannten Legierungselemente hinaus ist die Verwendung einer wirksamen Menge eines Seltenerdelementes wie z. B. 0,05–0,25% Cerium oder Yttrium in der Legierungszusammensetzung deshalb von Vorteil, weil gefunden wurde, dass solche Elemente die Oxidationsbeständigkeit der Legierung verbessern.
Eine Verbesserung der Eigenschaften wird auch durch Zugabe von bis zu 30 Gew.-% Oxid-Dispersoidpartikeln wie Y₂O₃, Al₂O₃ oder dergleichen erzielt. Die Oxiddispersoidpartikel können einer Schmelze oder einem Pulvergemisch aus Fe, Al und anderen Legierungselementen zugegeben werden. Alternativ kann das Oxid in situ durch Wassersprühen einer Schmelze einer aluminiumhaltigen Legierung auf Eisenbasis erzeugt werden, so dass ein Überzug aus Aluminiumoxid oder Yttriumoxid auf dem Eisen-Aluminiumpulver erhalten wird. Während der Verarbeitung des Pulvers brechen die Oxide auf und werden als Schilfer in dem Endprodukt angeordnet. Der Einbau der Oxidpartikel in die Eisen-Aluminium-Legierung hat die Wirkung, dass der spezifische Widerstand der Legierung erhöht wird. So kann der spezifische Widerstand durch Einbauen von etwa 0,5–0,6 Gew.-% Sauerstoff in die Legierung beispielsweise von etwa 100 μΩcm auf etwa 160 μΩcm erhöht werden.
Um die Wärmeleitfähigkeit und/oder den spezifischen Widerstand der Legierung zu verbessern, können Keramikpartikel aus elektrisch leitenden und/oder elektrisch isolierenden Metallverbindungen zu bis zu 30 Gew.-% in die Legierung eingebaut werden. Solche Metallverbindungen sind unter anderem Oxide, Nitride, Silicide, Boride und Carbide von Elementen, die aus den. Gruppen IVb, Vb und VIb der periodischen Tabelle ausgewählt wurden. Die Carbide können Carbide von Zr, Ta, Ti, Si, B usw. beinhalten, die Boride können Boride von Zr, Ta, Ti, Mo usw. beinhalten, die Silicide können Silicide von Mg, Ca, Ti, V, Cr, Mn, Zr, Nb, Mo, Ta, W usw. beinhalten, die Nitride können Nitride von Al, Si, Ti, Zr usw. beinhalten, und die Oxide können Oxide von Y, Al, Si, Ti, Zr usw. beinhalten. Die Oxide können dem Pulvergemisch zugegeben oder in situ durch Zugabe von reinem Metall wie Y zu einem Schmelzmetallbad gebildet werden, so dass das Y in dem geschmolzenen Bad während des Besprühens des geschmolzenen Metalls zu Pulver und/oder durch nachfolgende Behandlung des Pulvers oxidiert werden. So kann das Heizungsmaterial beispielsweise Partikel von elektrisch leitendem Material wie Nitriden von Übergangsmetallen (Zr, Ti, Hf), Carbiden von Übergangsmetallen, Boriden von Übergangsmetallen und MoSi₂ beinhalten, um eine gute Kriechbeständigkeit bei hohen Temperaturen von bis zu 1200°C sowie eine ausgezeichnete: Oxidationsbeständigkeit zu verleihen. Das Heizungsmaterial kann auch Partikel aus elektrisch isolierendem Material wie Al₂O₃, Y₂O₃, Si₃N₄, ZrO₂ beinhalten, um das Heizungsmaterial kriechbeständig bei hohen Temperaturen zu machen und auch um die Wärmeleitfähigkeit zu verbessern und/oder den Wärmeausdehnungskoeffizienten des Heizungsmaterials zu reduzieren.
Zusätzliche Elemente, die den erfindungsgemäßen Legierungen zugegeben werden können, sind unter anderem Si, Ni und B. So können beispielsweise geringe Mengen Si von bis zu 2,0% die Festigkeit bei niedrigen und hohen Temperaturen verbessern, aber die Duktilität der Legierung bei Raumtemperatur und hohen Temperaturen wird bei Si-Zugaben von mehr als 0,25 Gew.-% nachteilig beeinflusst. Die Zugabe von bis zu 30 Gew.-% Ni kann die Festigkeit der Legierung über eine Zweitphasenverstärkung erhöhen, aber Ni erhöht die Kosten der Legierung und kann die Duktilität bei Raumtemperatur und höheren Temperaturen reduzieren, was zu Herstellungsschwierigkeiten besonders bei hohen Temperaturen führt. Geringe Mengen B können die Duktilität der Legierung verbessern, und B kann in Kombination mit Ti und/oder Zr eingesetzt werden, so dass sich Titan- und/oder Zirconium-Borid-Präzipitate für eine Kornverfeinerung ergeben. Die Effekte von Al, Si und Ti sind in 1–7 dargestellt.
1 zeigt die Auswirkung von Änderungen des Al-Gehalts auf die Eigenschaften einer aluminiumhaltigen Legierung auf Eisenbasis bei Raumtemperatur. 1 zeigt insbesondere Zugfestigkeit, Streckgrenze, Flächenreduktion, Werte von Dehnung und Rockwell A Härte für Legierungen auf Eisenbasis, die bis zu 20 Gew.-% Al enthalten.
2 zeigt die Auswirkung von Änderungen des Al-Gehalts auf Eigenschaften einer aluminiumhaltigen Legierung auf Eisenbasis bei hohen Temperaturen. 2 zeigt insbesondere Zugfestigkeit und Proportionalgrenze bei Raumtemperatur, 800°F, 1000°F, 1200°F und 1350°F für Legierungen auf Eisenbasis, die bis zu 18 Gew.-% Al enthalten.
3 zeigt die Auswirkung von Änderungen des Al-Gehalts auf die Dehngrenze einer aluminiumhaltigen Legierung auf Eisenbasis bei hohen Temperaturen. 3 zeigt insbesondere die Dehngrenze bis ½% und die Dehngrenze bis 2% nach 1 Stunde für Legierungen auf Eisenbasis, die bis zu 15-16 Gew.-% Al enthalten.
4 zeigt die Auswirkung von Änderungen des Al-Gehalts auf die Kriecheigenschaften einer aluminiumhaltigen Legierung auf Eisenbasis. 4 zeigt insbesondere die Langzeitreißfestigkeit nach 100 Std. und 1000 Std. für Legierungen auf Eisenbasis, die bis zu 15–18 Gew.-% Al enthalten.
5 zeigt die Auswirkung von Änderungen des Si-Gehalts auf die Zugfestigkeitseigenschaften einer Al- und Sihaltigen Legierung auf Eisenbasis bei Raumtemperatur. 5 zeigt insbesondere die Werte von Streckgrenze, Zugfestigkeit und Dehnung für Legierungen auf Eisenbasis, die 5,7 oder 9 Gew.-% Al und bis zu 2,5 Gew.-% Si enthalten. Diese Legierungen fallen nicht in den Umfang der Erfindung.
6 zeigt die Auswirkung von Änderungen des Ti-Gehalts auf Eigenschaften einer Al- und Ti-haltigen Legierung auf Eisenbasis bei Raumtemperatur. 6 zeigt insbesondere die Zugfestigkeits- und Dehnungswerte für Legierungen auf Eisenbasis, die bis zu 12 Gew.-% Al und bis zu 3 Gew.-% Ti enthalten (außerhalb des Umfangs der Erfindung).
7 zeigt die Auswirkung von Änderungen des Ti-Gehalts auf die Langzeitreißfestigkeit einer Ti-haltigen Legierung auf Eisenbasis. 7 zeigt insbesondere Reißfestigkeitswerte für Legierungen auf Eisenbasis, die bis zu 3 Gew.-% Ti bei Temperaturen von 700 bis 1350°F enthalten.
8a–b zeigen die Morphologie von gasbesprühtem Fe₃Al-Pulver jeweils bei einer Vergrößerung von 200X und 1000X. Wie in diesen Figuren gezeigt, hat das gasversprühte Pulver eine sphärische Morphologie. Das gasversprühte Pulver kann durch Versprühen eines Stroms von geschmolzenem Metall in einer Inertgasatmosphäre wie Argon oder Stickstoff erhalten werden.
9a–b zeigen die Morphologie von wasserversprühtem Fe₃Al-Pulver jeweils bei einer Vergrößerung von 50X und 100X. Wie in diesen Figuren illustriert, hat das wasserversprühte Pulver eine stark unregelmäßige Form. Ferner entsteht, wenn das Pulver wasserversprüht wird, ein Aluminiumoxidüberzug auf den Pulverpartikeln. Durch Sintern eines solchen Pulvers ohne vorherige thermomechanische Verarbeitung eines solches Pulvers kann sich ein Produkt mit Oxidpartikeln mit einer Größe von 0,1–20 μm ergeben. Durch eine thermomechanische Verarbeitung eines solchen Pulvers können jedoch die Oxide aufgebrochen werden, und es kann sich eine weitaus feinere Dispersion von Oxiden mit einer Größe von 0,01–0,1 μm im Endprodukt ergeben. Die 10-16 zeigen Einzelheiten eines wasserversprühten Pulvers aus Eisen-Aluminid, das 16 Gew.-% Al, der Rest Fe enthält. Das Pulver beinhaltet etwa 0,5 Gew.-% Aluminiumoxid, wobei sich infolge des Wasserversprühens des Pulvers im Wesentlichen kein Eisenoxid bildet.
10a–b zeigen die Anwesenheit von Oxidschilfern in einem stranggepressten Stab aus wasserversprühtem Pulver aus Eisen-Aluminid mit einem Gehalt von 16 Gew.-% Al, Rest Fe, in einem ungeätzten Längsschnitt mit einer Vergrößerung von jeweils 100X und 1000X. 11a–b zeigen die Mikrostruktur des stranggepressten Stabes von 10 in einem geätzten Längsschnitt in der Nähe des Randes jeweils bei einer Vergrößerung von 100X und 1000X. 12a–b zeigen den stranggepressten Stab von 10 in einem geätzten Längsschnitt nahe der Mitte jeweils bei einer Vergrößerung von 100X und 1000X. 13a–b zeigen den stranggepressten Stab von 10 in einem ungeätzten Querschnitt jeweils bei einer Vergrößerung von 100X und 1000X. 14a–b zeigen den stranggepressten Stab von. 10 in einem geätzten Querschnitt jeweils bei einer Vergrößerung von 100X und 1000X. 15a–b zeigen den stranggepressten Stab von 10 in einem geätzten Querschnitt nahe der Mitte jeweils bei einer Vergrößerung von 100X und 1000X. 16a–d zeigen Mikrofotos des stranggepressten Stabes von 10; dabei ist 16 ein rückgestreutes Elektronenbild der Oxidmerkmale, 16b eine Eisenabbildung, in der die dunklen Bereiche eisenarm sind, 16c eine Aluminiumabbildung, die die Bereiche zeigt, die eisenarm und aluminiumreich waren, und 16d ist eine Sauerstoffabbildung, die ihre Konzentration zeigt, wo Aluminiumreichtum und Eisenarmut vorliegt.
17–25 zeigen Kurven der Eigenschaften von Legierungen in den Tabellen 1a und 1b. 17a–c zeigen Streckgrenze, endgültige Zugfestigkeit und Gesamtdehnung für Legierungsnummern 23, 35, 46 und 48. 18a–c zeigen Streckgrenze, endgültige Zugfestigkeit und Gesamtdehnung für Legierungen 46 und 48 im Vergleich zur handelsüblichen Legierung Haynes 214. 19a–b zeigen Zugfestigkeit bei Zugbelastungsraten von jeweils 3 × 10^–4/s und 3 × 10^–2/s; und 19c–d zeigen die plastische Dehngrenze bei Belastungsraten von jeweils 3 × 10^–4/s und 3 × 10^–2/s für Legierungen 57, 58, 60 und 61. 20a–b zeigen Streckgrenze und Zugfestigkeit jeweils bei 850°C für Legierungen 46, 48 und 56 in Abhängigkeit von den Glühtemperaturen. 21a–e zeigen Kriechdaten für die Legierungen 35, 46, 48 und 56. 21 zeigt Kriechdaten für Legierung 35 nach zweistündigem Glühen bei 1050°C in Vakuum. 21b zeigt Kriechdaten für Legierung 46 nach einstündigem Glühen bei 700°C und Luftkühlung. 21c zeigt Kriechdaten für Legierung 48 nach einstündigem Glühen bei 1100°C in Vakuum, wobei der Test bei 7 MPa (1 ksi) bei 800°C durchgeführt wird. 21d zeigt die Probe von 21c, getestet bei 20 MPa (3 ksi) und 800°C, 21e zeigt Legierung 56 nach einstündigem Glühen bei 1100°C in Vakuum, getestet bei 20 MPa (3 ksi) und 800°C.
22a–c zeigen Kurven der Härtewerte (Rockwell C) für Legierungen 48, 49, 51, 52, 53, 54 und 56, wobei 22a auch Härte gegenüber einstündigem Glühen bei Temperaturen von 750–1300°C für Legierung 48, 22b Härte gegenüber Glühen bei 400°C für Zeiten von 0–140 Stunden für Legierungen 49, 51 und 56 und 22c Härte gegenüber Glühen bei 400°C für Zeiten von 0–80 Stunden für Legierungen 52, 53 und 54 zeigen. 23a–e zeigen Kurven der Kriechdehnungsdaten gegenüber Zeit für Legierungen 48, 51 und 56, wobei 23a einen Vergleich der Kriechdehnung bei 800°C für Legierungen 48 und 56, 23b Kriechdehnung bei 800°C für Legierung 48, 23c Kriechdehnung bei 800°C, 825°C und 850°C für Legierung 48 nach einstündigem Glühen bei 1100°C, 23d Kriechdehnung bei 800°C, 825°C und 850°C für Legierung 48 nach einstündigem Glühen bei 750°C und 23e Kriechdehnung bei 850°C für Legierung 57. nach dem Glühen bei 400°C für 139 Stunden zeigt. 24a–b zeigen Kurven der Kriechdehnungsdaten gegenüber Zeit für Legierung 62, wobei 24a einen Vergleich der Kriechdehnung bei 850°C und 875°C für Legierung 62 in Blechform und 24b Kriechdehnung bei 800°C, 850°C und 875°C für Legierung 62 in Stabform zeigt. 25a–b zeigen Kurven des spezifischen elektrischen Widerstands gegenüber der Temperatur für Legierungen 46 und 43, wobei 25a den spezifischen elektrischen Widerstand von Legierungen 46 und 43 und 24b die Auswirkungen eines Heizzyklus auf den spezifischen elektrischen Widerstand von Legierung 43 zeigt.
Die Fe-Al-Legierungen der vorliegenden Erfindung werden vorzugsweise durch Pulvermetallurgietechniken oder durch Lichtbogenschmelzen, Luftinduktionsschmelzen oder Vakuuminduktionsschmelzen von pulverförmigen und/oder festen Stücken der gewählten Legierungsbestandteile bei einer Temperatur von etwa 1600°C in einem geeigneten Schmelztiegel aus ZrO₂ oder dergleichen gebildet. Die geschmolzene Legierung wird vorzugsweise in eine Form aus Graphit oder dergleichen in der Konfiguration eines gewünschten Produktes oder durch Erzeugen eines Blocks der Legierung gegossen, der zur Bildung eines Legierungsartikels durch Bearbeiten der Legierung verwendet wird.
Die Schmelze der zu bearbeitenden Legierung wird bei Bedarf in geeignete Größen geschnitten und dann in der Dicke durch Schmieden bei einer Temperatur im Bereich von etwa 900 bis 1100°C, Heißwalzen bei einer Temperatur im Bereich von etwa 750 bis 1100°C, Warmwalzen bei einer Temperatur im Bereich von etwa 600 bis 700°C und/oder Kaltwalzen bei Raumtemperatur reduziert. Jeder Durchgang durch die Kaltwalzen kann eine 20 bis 30%ige Dickenreduzierung ergeben, darauf folgt eine Wärmebehandlung der Legierung in Luft, Inertgas oder Vakuum bei einer Temperatur im Bereich von etwa 700 bis 1050°C, vorzugsweise bei etwa 800°C für eine Stunde.
Schmiedelegierungsproben gemäß den folgenden Tabellen wurden durch Lichtbogenschmelzen der Legierungsbestandteile zur Bildung von Blöcken der verschiedenen Legierungen hergestellt. Diese Blöcke wurden in 13 mm (0,5 Zoll) dicke Stücke geschnitten, die bei 1000°C zum Reduzieren der Dicke der Legierungsproben zu 6 mm (0,25 Zoll) (50%iger Reduzierung) geschmiedet, dann bei 800°C heißgewalzt wurden, um die Dicke der Legierungsproben weiter auf 2,5 mm (0,1 Zoll) (60%ige Reduzierung) zu reduzieren, und dann bei 650°C warmgewalzt, um eine Enddicke von 0,76 mm (0,030 Zoll) (70%ige Reduzierung) für die hierin beschriebenen und getesteten Legierungsproben zu erhalten. Für Zugversuche wurden die Proben aus einem 0,76 mm (0,030 Zoll) Blech gestanzt, wobei eine 13 mm (1/2 Zoll) Messlänge der Probe in Walzrichtung des Bleches ausgerichtet war.
Auch durch Pulvermetallurgietechniken hergestellte Proben sind in den nachfolgenden Tabellen aufgeführt. Im Allgemeinen wurden Pulver durch Gas- oder Wassersprühtechniken erhalten. Je nach dem, welche Technik verwendet wurde, kann eine Pulvermorphologie zwischen sphärischen (gasversprühtes Pulver) bis zu unregelmäßigen (wasserversprühtes Pulver) Formen erhalten werden. Das wasserversprühte Pulver hat einen Aluminiumoxidüberzug, der zu Schilfern aus Oxidpartikeln während der thermomechanischen Verarbeitung des Pulvers zu nützlichen Formen wie Blech, Streifen, Stab usw. aufgebrochen wird. Die Oxidpartikel modifizieren den spezifischen elektrischen Widerstand der Legierung, indem sie als diskrete Isolatoren in einer leitenden Fe-Al-Matrix wirken.
Um Zusammensetzungen von gemäß der vorliegenden Erfindung hergestellten Legierungen miteinander und mit anderen Fe-Al-Legierungen zu vergleichen, sind Legierungszusammensetzungen gemäß der Erfindung und für Vergleichszwecke in den Tabellen 1a–b aufgeführt. Tabelle 2 zeigt die Festigkeits- und Duktilitätseigenschaften bei hohen und niedrigen Temperaturen. für gewählte Legierungszusammensetzungen in den Tabellen 1a–b.
Durchhängbeständigkeitsdaten für verschiedene Legierungen sind in Tabelle 3 aufgeführt. Die Durchhängtests wurden mit Streifen der verschiedenen Legierungen durchgeführt, die an einem Ende oder an beiden Enden abgestützt wurden. Die Menge an Durchhang wurde nach dem Erhitzen der Streifen in einer Luftatmosphäre bei 900°C zu den angegebenen Zeiten gemessen.
Kriechdaten für verschiedene Legierungen sind in Tabelle 4 aufgeführt. Die Kriechtests wurden mit Zugversuchen durchgeführt, um die Belastung zu ermitteln, unter der Proben bei Testtemperaturen nach 1.0 Std., 100 Std. und 1000 Std. rissen.
Der spezifische elektrische Widerstand bei Raumtemperatur und die Kristallstruktur für gewählte Legierungen sind in Tabelle 5 aufgeführt. Wie darin gezeigt, wird der spezifische elektrische Widerstand durch Zusammensetzung und Verarbeitung der Legierung beeinflusst.
Tabelle 6 zeigt die Härtedaten von durch Oxiddispersion gefestigten Legierungen gemäß der Erfindung. Tabelle 6 zeigt insbesondere die Härte (Rockwell C) der Legierungen 62, 63 und 64. wie darin gezeigt, kann selbst bei bis zu 20% Al₂O₃ (Legierung 64) die Härte des Materials unter Rc45 gehalten werden. Um Formbarkeit zu ermöglichen, wird jedoch bevorzugt, dass die Härte des Materials unter etwa Rc35 gehalten wird. Wenn also durch Oxiddispersion gefestigtes Material als widerstandsheizungsmaterial verwendet werden soll, dann kann die Formbarkeit des Materials durch Durchführen einer geeigneten Wärmebehandlung verbessert werden, um die Härte des Materials zu verringern.
Tabelle 7 zeigt Blöcke zum Formen gewählter intermetallischer Verbindungen, die durch Reaktionssynthese gebildet werden können. Während nur Aluminide und Silicide in Tabelle 7 aufgeführt sind, können mit Reaktionssynthese auch Carbide, Nitride, Oxide und Boride verwendet werden. So kann beispielsweise eine Matrix aus Eisen-Aluminid und/oder eine elektrisch isolierende oder elektrisch leitende kovalente Keramik in der Form von Partikeln oder Fasern durch Mischen von Elementarpulvern gebildet werden, die beim Erhitzen solcher Pulver exotherm reagieren. Eine solche Reaktionssynthese kann also durchgeführt werden, während das zur Bildung des Heizungselementes gemäß der Erfindung benutzte Pulver stranggepresst oder gesintert wird.
TABELLE 1a
TABELLE 1b
TABELLE 2

Wärmebehandlungen von Proben

A = 800°C/1 Std./Luftkühlung	K = 750°C/1 Std. in Vakuum
B = 1050°C/2 Std./Luftkühlung	L = 800°C/1 Std. in Vakuum
C = 1050°C/2 Std. in Vakuum	M = 900°C/1 Std. in Vakuum
D = wie gewalzt	N = 1000°C/1 Std. in Vakuum
E = 815°C/1 Std./Ölabschr.	0 = 1100°C/1 Std. in Vakuum
F = 815°C/1 Std./Ofenkühlung	P = 1200°C/1 Std. in Vakuum
G = 700°C/1 Std./Luftkühlung	Q = 1300°C/1 Std. in Vakuum
H = stranggepr. bei 1100°C	R = 750°C/1 Std. langs. Kühlung
I = stranggepr. bei 1000°C	S = 400°C/139 Std.
J = stranggepr. bei 950°C	T = 700°C/1 Std. Ölabschreckung

Legierungen 1–22, 35, 43, 46, 56, 65–68 mit 5 mm/min (0,2 Zoll/min) Dehnungsrate getestet
Legierungen 49, 51, 53 mit 4 mm/min (0,16 Zoll/min) Dehnungsrate getestet
TABELLE 3
TABELLE 4
TABELLE 5
TABELLE 6
TABELLE 7
Es wurden oben die Grundsätze, bevorzugten Ausgestaltungen und Betriebsarten der vorliegenden Erfindung beschrieben. Die Erfindung darf jedoch nicht als durch die erörterten Ausgestaltungen begrenzt angesehen werden. Somit sind die oben beschriebenen Ausgestaltungen als illustrativ und nicht als restriktiv anzusehen, und es ist zu verstehen, dass Fachpersonen Variationen an diesen Ausgestaltungen vornehmen können, ohne vom Umfang der vorliegenden Erfindung gemäß Definition in den nachfolgenden Ansprüchen abzuweichen.

Claims

Oxidations-, korrosions- und/oder sulfidierbeständige Eisen-Aluminid-Legierung, die nach Gewicht Folgendes umfasst: 14 bis 32% Al, ≤ 1% Cr, 0,02 bis 1% Zr, ≤ 0,1% B, 0,2 bis 5% Mo, ≤ 1% C, ≤ 3% Ti, ≤ 2% Si, ≤ 30% Ni, ≤ 1% Nb und/oder ≤ 1% Ta und/oder ≤ 1% Hf als Carbidformer, ≤ 3% Cu, 0,1 bis 30% Oxiddispersoidpartikel, ≤ 30% Keramikpartikel und/oder Fasern, ≤ 1% Seltenerdmetall, fakultativ Mn, der Rest Fe und Unreinheiten.
Legierung nach Anspruch 1, die Cr-frei, Mn-frei, Si-frei und/oder Ni-frei ist.
Legierung nach Anspruch 1 oder 2 mit ≥ 0,0015% B.
Legierung nach Anspruch 1, 2 oder 3 mit einer ferritischen Mikrostruktur, die austenit-frei ist.
Legierung nach einem der vorherigen Ansprüche, die frei von Keramikpartikeln ist.
Legierung nach einem der vorherigen Ansprüche, bestehend aus 20,0 bis 31,0% Al, ≤ 1% Mo, 0,05 bis 0,15% Zr, 0,01 bis 0,15 C, 0,1 bis 30% Oxiddispersoidpartikel, der Rest Fe und Unreinheiten.
Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 5, bestehend aus 14,0 bis 20,0 Al, 0,3 bis 1,5% Mo, 0,05 bis 1,0% Zr, ≤ 1% C, ≤ 2,0% Ti, 0,1 bis 30% Oxiddispersoidpartikel, der Rest Fe und Unreinheiten.
Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 5, bestehend aus 20, 0 bis 31,0% Al, 0, 3 bis 0, 5% Mo, 0, 05 bis 0, 3% Zr, ≤ 0,1% C, ≤ 2,0% Ti, 0,1 bis 30% Oxiddispersoidpartikel, der Rest Fe und Unreinheiten.
Legierung nach einem der vorherigen Ansprüche, die eine Flächenreduzierung bei Raumtemperatur von wenigstens 14%, eine Dehnung bei Raumtemperatur von wenigstens 15%, eine Streckgrenze bei Raumtemperatur von wenigstens 350 MPa (50 ksi) und eine Zugfestigkeit bei Raumtemperatur von wenigstens 550 MPa (80 ksi) aufweist.
Legierung nach einem der vorherigen Ansprüche, die eine Hochtemperatur-Flächenreduzierung bei 800°C von wenigstens 30%, eine Hochtemperatur-Dehnung bei 800°C von wenigstens 30%, eine Hochtemperatur-Streckgrenze bei 800°C von wenigstens 50 MPa (7 ksi) und eine Hochtemperatur-Zugfestigkeit bei 800°C von wenigstens 70 MPa (10 ksi) aufweist.
Elektrisches Widerstandsheizelement aus einer Legierung nach einem der vorherigen Ansprüche.
Elektrisches Widerstandsheizelement nach Anspruch 11 mit einem spezifischen Widerstand bei Raumtemperatur von 80–400 μΩcm.
Elektrisches Widerstandsheizelement nach Anspruch 11 oder 12, das sich innerhalb von weniger als 1 Sekunde auf 900°C aufheizt, wenn eine Spannung von bis zu 10 Volt bei bis zu 6 A durch die Legierung geleitet wird.
Elektrisches Widerstandsheizelement nach Anspruch 10, 11 oder 12 mit einer Gewichtszunahme von weniger als 4%, wenn es drei Stunden lang in Luft auf 1000°C erhitzt wird.
Elektrisches Widerstandsheizelement nach einem der Ansprüche 11 bis 14 mit einem Widerstand von 0,5 Ω bis 7 Ω über einen Erhitzungszyklus zwischen Umgebungstemperatur und 900°C.
Elektrisches Widerstandsheizelement nach einem der Ansprüche 11 bis 15 mit einem spezifischen Kontaktwiderstand von 80 bis 200 Ωcm über einen Erhitzungszyklus zwischen Umgebungstemperatur und 900°C.
Elektrisches Widerstandsheizelement nach einem der Ansprüche 11 bis 16, das eine thermische Ermüdungsbeständigkeit von mehr als 1000 Zyklen ohne Bruch bei Erhitzung von Raumtemperatur auf 1000°C für 0,5 bis 5 Sekunden in jedem der Zyklen aufweist.
Verfahren zur Herstellung einer Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 10, das für ein elektrisches Widerstandsheizelement geeignet ist und die folgenden Schritte umfasst: Bilden eines oxidbeschichteten Pulvers durch Wasserversprühen einer aluminiumhaltigen Legierung auf Eisenbasis und Bilden eines Pulvers mit einem Oxidüberzug darauf; Gestalten einer Masse des Pulvers zu einem Körper; und ausreichendes Verformen des Körpers, um den Oxidüberzug zu Oxidpartikeln aufzubrechen, und Verteilen der Oxidpartikel als Schilfer in einem plastisch verformten Körper.
Verfahren nach Anspruch 18, bei dem der Körper dadurch gebildet wird, dass das Pulver in eine Metalldose gegeben und die Metalldose mit dem Pulver darin verschlossen wird.
Verfahren nach Anspruch 18, bei dem der Verformungsschritt durch Heißstrangpressen der Metalldose und Bilden eines Strangpressteils durchgeführt wird.
Verfahren nach Anspruch 20, ferner umfassend das Walzen des Strangpressteils.
Verfahren nach Anspruch 20 oder 21, ferner umfassend das Sintern des Strangpressteils.
Verfahren nach Anspruch 18, bei dem der Körper durch Mischen des Pulvers mit einem Bindemittel und Herstellen eines Pulvergemischs hergestellt wird.
Verfahren nach Anspruch 23, bei dem der Verformungsschritt durch Heißstrangpressen des Pulvergemischs und Bilden eines Strangpressteils durchgeführt wird.
Verfahren nach einem der Ansprüche 18 bis 24, bei dem das Pulver 0,2 bis 5 Gew.-% Sauerstoff enthält.
Verfahren nach einem der Ansprüche 18 bis 25, bei dem der plastisch verformte Körper einen elektrischen Widerstand von 100–400 μΩcm hat.
Verfahren nach einem der Ansprüche 18 bis 26, bei dem das Pulver eine unregelmäßige Gestalt hat.
Verfahren nach einem der Ansprüche 18 bis 27, bei dem die Oxidpartikel im Wesentlichen aus Al₂O₃ bestehen.
Verfahren nach einem der Ansprüche 18 bis 28, bei dem die Oxidpartikel eine Größe von 0,01 bis 0,1 μm haben.
Pulvermetallurgischer Prozess zur Herstellung eines elektrischen Widerstandsheizelements nach einem der Ansprüche 11 bis 17, umfassend die folgenden Schritte: Gestalten einer Aluminium und Eisen enthaltenden Pulvermasse zu einem Körper aus Eisenaluminid; und Verformen des Körpers zu einem elektrischen Widerstandsheizelement.
Prozess nach Anspruch 30, bei dem der Körper dadurch gebildet wird, dass das Pulver in eine Metalldose gegeben und die Metalldose mit dem Pulver darin verschlossen wird und die Dose dann einem isostatischen Heißpressvorgang unterzogen wird.
Prozess nach Anspruch 31, bei dem der Körper durch Schlickergießen hergestellt wird, wobei das Pulver mit einem Bindemittel gemischt und zu einem Pulvergemisch geformt wird.
Prozess nach Anspruch 32, bei dem der Körper durch Schleuderguss hergestellt wird.
Prozess nach einem der Ansprüche 30 bis 33, bei dem der Verformungsschritt durch Strangpressen oder isostatisches Kaltpressen des Körpers durchgeführt wird.
Prozess nach Anspruch 30, bei dem der Körper dadurch gebildet wird, dass das Pulver der Eisen-Aluminid-Legierung einschließlich Elementarpulvern aus Fe und Al in eine Metalldose gegeben, die Metalldose mit dem Pulver darin verschlossen und die verschlossene Metalldose dann so stranggepresst wird, dass die Pulver eine Reaktionssynthese erfahren und während des Strangpressens das Eisenaluminid bilden.
Prozess nach Anspruch 30, ferner umfassend das Sintern des Pulvers in einer Inertgasatmosphäre.
Prozess nach Anspruch 36, wobei die Inertgasatmosphäre Wasserstoff umfasst.
Prozess nach Anspruch 36 oder 37, ferner umfassend das Pressen des Pulvers auf eine Dichte von wenigstens 95% und eine Porösität von ≤ 5 Vol.-%.
Prozess nach einem der Ansprüche 30 bis 38, bei dem das Pulver eine unregelmäßige und/oder sphärische Gestalt hat.
Prozess nach Anspruch 30, bei dem der Körper dadurch gebildet wird, dass Elementarpulver, die reagieren und elektrisch isolierende und/oder elektrisch leitende kovalente Keramikpartikel oder Fasern bilden, in einen Container gegeben und der Container erhitzt wird, so dass die Pulver eine Reaktionssynthese erfahren und während des Erhitzens die elektrisch leitenden kovalenten Keramikpartikel oder Fasern bilden.
Prozess nach Anspruch 30, bei dem der Körper dadurch gebildet wird, dass Elementarpulver aus Fe und Al in einen Container gegeben und der Container erhitzt wird, so dass die Pulver eine Reaktionssynthese erfahren und während des Erhitzens das Eisenaluminid bilden.
Prozess nach einem der Ansprüche 30 bis 41, bei dem die so hergestellten elektrischen Widerstandsheizelemente einen elektrischen Widerstand von 100–400 μΩcm haben.