EP0465686A1 - Oxidation- and corrosion resistant alloy for parts subjected to medium high temperatures and based on doped iron trialuminide Fe3Al - Google Patents

Oxidation- and corrosion resistant alloy for parts subjected to medium high temperatures and based on doped iron trialuminide Fe3Al Download PDF

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EP0465686A1
EP0465686A1 EP90113008A EP90113008A EP0465686A1 EP 0465686 A1 EP0465686 A1 EP 0465686A1 EP 90113008 A EP90113008 A EP 90113008A EP 90113008 A EP90113008 A EP 90113008A EP 0465686 A1 EP0465686 A1 EP 0465686A1
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alloys
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium

Definitions

  • Alloys for the medium temperature range for thermal machines based on intermetallic compounds which are suitable for directional solidification, replace stainless steels and partly supplement the conventional nickel-based superalloys or replace other intermetallic compounds.
  • the invention relates to the further development and improvement of the alloys based on an intermetallic compound of the iron aluminide Fe 3 A1 type with further additives which improve the mechanical properties (strength, toughness, ductility).
  • the invention relates to an oxidation and corrosion-resistant alloy for components for a medium temperature range based on doped iron aluminide Fe 3 Al.
  • Nickel aluminides and titanium aluminides which partially supplement or replace classic nickel-based superalloys, are generally known.
  • the invention has for its object to provide a comparatively inexpensive alloy with high oxidation and corrosion resistance in the medium temperature range (300 to 700 C) and at the same time sufficient heat resistance and sufficient toughness at room temperature and in the lower temperature range, which is easy to cast and also for directed Solidification is suitable.
  • the alloy is said to consist essentially of a comparatively high-melting intermetallic compound with further additives.
  • the Vickers hardness decreased to a small extent in order to reach or exceed the original value of the Nb-free alloys again at approx. 1 at.% Nb.
  • the individual elements with a purity of 99.99% served as the starting materials.
  • the melt became a cast blank of approx. Cast 60 mm in diameter and approx. 80 mm in height.
  • the blank was melted again under protective gas and also forced under solidification to solidify in the form of rods with a diameter of approximately 8 mm and a length of approximately 80 mm.
  • the bars were processed directly into pressure samples for short-term tests without subsequent heat treatment.
  • the mechanical properties achieved were measured as a function of the test temperature.
  • a further improvement of the mechanical properties through a suitable heat treatment is within the realms of possibility. There is also the possibility of improvement by directional solidification, for which the alloy is particularly suitable.
  • the melt was poured off analogously to embodiment 1, melted again under argon and forced to solidify in the form of a rod.
  • the dimensions of the rods corresponded to embodiment 1.
  • the rods were processed directly into pressure samples without subsequent heat treatment.
  • the values of the mechanical properties as a function of the test temperature thus approximately corresponded to those of Example 1. These values can be further improved by heat treatment.
  • Example 2 The melt was poured off as in Example 1, melted again under argon and cast into prisms of square cross section (8 mm ⁇ 8 mm ⁇ 100 mm). Test specimens for pressure, hardness and impact tests were produced from these prisms. The mechanical properties corresponded approximately to those of the previous examples. Heat treatment revealed
  • Embodiment 9 is a diagrammatic representation of Embodiment 9:
  • the oxidation resistance is further increased.
  • the influence on the mechanical properties seems to be different, depending on which other alloy components are still present and the type of crystal structure in detail.
  • the Cr seems to have a favorable effect with certain contents of further additional doping elements. Additions of more than 10 at.% Cr generally deteriorate the mechanical properties again.
  • the element Nb increases hardness and strength in certain areas.
  • the ductility (elongation at break) passes through a maximum for certain alloys at 1 atom% Nb.
  • Alloy B generally attempts to increase ductility. However, its effects appear to be beneficial overall only in the presence of certain other elements. At low B contents, the hardness drops slightly in order to increase again at contents of more than 2 at%. At very high B levels, this appears to be due to the formation of hard borides. The elongation at break of certain alloys runs at 2 at% B through a characteristic maximum. B contents of more than 2 at.% Are therefore not very useful. You can usually deal with max. Satisfy 1 at%.
  • Si improves the castability and has a favorable effect on the resistance to oxidation. It has a hardness-increasing effect in practically all alloys and consistently compensates for the drop in strength caused by B additives.
  • the invention is not restricted to the exemplary embodiments.

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  • Chemical & Material Sciences (AREA)
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Abstract

Oxydations- und korrosionsbeständige Legierung für Bauteile für mittleren Temperaturbereich auf der Basis von dotiertem Eisenaluminid Fe3Al mit folgender Zusammensetzung: Al =: 24 - 28 At.-%; Nb =: 0,1 - 2 At.-%; Cr =: 0,1 - 10 At.-%; B =: 0,1 - 1 At.-%; Si =: 0,1 - 2 At.-%; Fe =: Rest Bei 550 °C werden Warmfliessgrenzen von 500 bis über 650 MPa erreicht. <IMAGE>Oxidation and corrosion-resistant alloy for components for the medium temperature range based on doped iron aluminide Fe3Al with the following composition: Al =: 24 - 28 at .-%; Nb =: 0.1-2 at%; Cr =: 0.1-10 at%; B =: 0.1-1 at%; Si =: 0.1-2 at%; Fe =: Rest At 550 ° C, hot flow limits of 500 to over 650 MPa are reached. <IMAGE>

Description

TECHNISCHES GEBIETTECHNICAL AREA

Legierungen für den mittleren Temperaturbereich für thermische Maschinen auf der Basis von intermetallischen Verbindungen, welche sich für gerichtete Erstarrung eignen, nichtrostende Stähle ersetzen und zum Teil die konventionellen Nickelbasis-Superlegierungen ergänzen oder andere intermetallische Verbindungen ersetzen.Alloys for the medium temperature range for thermal machines based on intermetallic compounds, which are suitable for directional solidification, replace stainless steels and partly supplement the conventional nickel-based superalloys or replace other intermetallic compounds.

Die Erfindung bezieht sich auf die Weiterentwicklung und Verbesserung der auf einer intermetallischen Verbindung des Typs Eisenaluminid Fe3A1 basierenden Legierungen mit weiteren, die mechanischen Eigenschaften (Festigkeit, Zähigkeit, Dehnbarkeit) verbessernden Zusätzen.The invention relates to the further development and improvement of the alloys based on an intermetallic compound of the iron aluminide Fe 3 A1 type with further additives which improve the mechanical properties (strength, toughness, ductility).

Im engeren Sinne betrifft die Erfindung eine oxydations- und korrosionsbeständige Legierung für Bauteile für einen mittleren Temperaturbereich auf der Basis von dotiertem Eisenaluminid Fe3Al.In a narrower sense, the invention relates to an oxidation and corrosion-resistant alloy for components for a medium temperature range based on doped iron aluminide Fe 3 Al.

STAND DER TECHNIKSTATE OF THE ART

Intermetallische Verbindungen und von ihnen abgeleitete Legierungen gewinnen in letzter Zeit mehr und mehr an Bedeutung als einsatzfähige Werkstoffe im Gebiet mittlerer und höherer Temperaturen. Allgemein bekannt sind Nickelaluminide und Titanaluminide, welche zum Teil klassische Nickelbasis-Superlegierungen ergänzen bzw. ersetzen.Intermetallic compounds and alloys derived from them have recently become increasingly important as usable materials in the area of medium and high temperatures. Nickel aluminides and titanium aluminides, which partially supplement or replace classic nickel-based superalloys, are generally known.

Seit längerer Zeit sind die verschiedenen Aluminide des Eisens, vor allem als oxydations- und zunderbeständige Schutzschichten auf Bauteilen aus Eisen und Stahl bekannt. Man hat diese durch Aufspritzen von Aluminium auf Körper aus Stahl und nachfolgendes Glühen hergestellten intermetallischen Verbindungen wegen ihrer verhältnismässigen Sprödheit jedoch kaum als Konstruktionsstoffe in Betracht gezogen. In letzter Zeit wurden jedoch vor allem die eisenreichen, in der Nähe der Phase Fe3A1 befindlichen Legierungen auf ihre Geeignetheit als Werkstoffe für den Temperaturbereich Raumtemperatur bis ca. 600 °C näher untersucht. Es wurde auch schon vorgeschlagen, ihre Eigenschaften durch Zulegieren weiterer Elemente zu verbessern. Derartige Werkstoffe könnten erfolgreich in Wettbewerb mit den klassischen korrosionsbeständigen Stählen im Temperaturbereich um ca. 500 °C herum treten. Im folgenden werden zum Stand der Technik die veröffentlichten Dokumente zitiert:

  • - H. Thonye, "Effects of D03 transitions on the yield behaviour of Fe-Al Alloys", Metals and ceramics division, Oak Ridge National Laboratory, Oak Ridge, Tennessee 37831, Mat. Res. Soc. Symp. proc. Vol 39, 1985 Materials Research Society.
  • - S.K. Ehlers and M.G. Mandiratta, "Tensile behaviour of polycrystalline Fe-31 at.-% AI Alloy", Systems Research Laboratories Inc., Dayton, OH 45440, TMS Annual Meeting February 1982, The Journal of Minerals, Metals and Materials Society.
The various aluminides of iron have been known for a long time, especially as oxidation and scale-resistant protective layers on components made of iron and steel. However, because of their relative brittleness, these intermetallic compounds produced by spraying aluminum onto steel bodies and subsequent annealing have hardly been considered as construction materials. Recently, however, the iron-rich alloys in the vicinity of the phase Fe 3 A1 have been examined in detail for their suitability as materials for the temperature range from room temperature to approx. 600 ° C. It has also been proposed to improve their properties by alloying additional elements. Such materials could successfully compete with classic corrosion-resistant steels in the temperature range around 500 ° C. The following documents cite the state of the art:
  • - H. Thonye, "Effects of D0 3 transitions on the yield behavior of Fe-Al Alloys", Metals and ceramics division, Oak Ridge National Laboratory, Oak Ridge, Tennessee 37831, Mat. Res. Soc. Symp. Proc. Vol 39, 1985 Materials Research Society.
  • - SK Ehlers and MG Mandiratta, "Tensile behavior of polycrystalline Fe-31 at .-% AI Alloy", Systems Research Laboratories Inc., Dayton, OH 45440, TMS Annual Meeting February 1982, The Journal of Minerals, Metals and Materials Society.

Die bekannten, auf Fe3A1 basierenden Legierungen genügen den technischen Anforderungen noch nicht vollumfänglich. Es besteht daher ein Bedürfnis zu ihrer Weiterentwicklung.The known alloys based on Fe 3 A1 do not yet fully meet the technical requirements. There is therefore a need for their further development.

DARSTELLUNG DER ERFINDUNGPRESENTATION OF THE INVENTION

Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, eine vergleichsweise preiswerte Legierung mit hoher Oxydations- und Korrosionsbeständigkeit im mittleren Temperaturbereich (300 bis 700 C) und gleichzeitig hinreichender Warmfestigkeit und genügender Zähigkeit bei Raumtemperatur und im unteren Temperaturbereich anzugeben, die leicht vergiessbar ist und sich zudem für gerichtete Erstarrung eignet. Die Legierung soll im wesentlichen aus einer vergleichsweise hochschmelzenden intermetallischen Verbindung mit weiteren Zusätzen bestehen.The invention has for its object to provide a comparatively inexpensive alloy with high oxidation and corrosion resistance in the medium temperature range (300 to 700 C) and at the same time sufficient heat resistance and sufficient toughness at room temperature and in the lower temperature range, which is easy to cast and also for directed Solidification is suitable. The alloy is said to consist essentially of a comparatively high-melting intermetallic compound with further additives.

Diese Aufgabe wird dadurch gelöst, dass die Legierung die nachfolgende Zusammensetzung aufweist:

  • AI = 24 - 28 At.-%
  • Nb = 0,1 - 2 At.-%
  • Cr = 0,1 - 10 At.-%
  • B = 0,1 - 1 At.-%
  • Si = 0,1 - 2 At.-%
  • Fe = Rest
This object is achieved in that the alloy has the following composition:
  • AI = 24 - 28 at .-%
  • Nb = 0.1 - 2 at.%
  • Cr = 0.1-10 at%
  • B = 0.1 - 1 at .-%
  • Si = 0.1 - 2 at.%
  • Fe = rest

WEG ZUR AUSFÜHRUNG DER ERFINDUNGWAY OF CARRYING OUT THE INVENTION

Die Erfindung wird anhand der nachfolgenden, durch Figuren näher erläuterten Ausführungsbeispiele beschrieben.The invention is described on the basis of the following exemplary embodiments which are explained in more detail by means of figures.

Dabei zeigt:

  • Fig. 1 eine graphische Darstellung des Einflusses von B-Zusatz auf die Vickershärte HV (kg/mm2) einiger Legierungen auf der Basis der intermetallischen Verbindung Eisenaluminid Fe3A1 bei Raumtemperatur,
  • Fig. 2 eine graphische Darstellung des Einflusses von B-Zusatz auf die Bruchdehnung 5 (%) einiger Legierungen auf der Basis der intermetallischen Verbindung Eisenaluminid Fe3Al bei Raumtemperatur,
  • Fig. 3 eine graphische Darstellung des Einflusses von Si-Zusatz auf die Vickershärte HV (kg/mm2) einiger Legierungen auf der Basis der intermetallischen Verbindung Eisenaluminid Fe3Al bei Raumtemperatur,
  • Fig. 4 eine graphische Darstellung des Einflusses von Nb-Zusatz auf die Vickershärte HV (kg/mm2) einiger Legierungen auf der Basis der intermetallischen Verbindung Eisenaluminid Fe3Al bei Raumtemperatur,
  • Fig. 5 eine graphische Darstellung des Einflusses von Nb-Zusatz auf die Bruchdehnung 5 (%) einiger Legierungen auf der Basis der intermetallischen Verbindung Eisenaluminid Fe3Al bei Raumtemperatur,
  • Fig. 6 eine graphische Darstellung der Fliessgrenze 6 0,2 (MPA) in Funktion der Temperatur für eine Gruppe von Legierungen auf der Basis der intermetallischen Verbindung Eisenaluminid Fe3Al.
It shows:
  • 1 is a graphical representation of the influence of B addition on the Vickers hardness HV (kg / mm 2 ) of some alloys based on the intermetallic compound iron aluminide Fe 3 A1 at room temperature,
  • 2 shows a graphic representation of the influence of B addition on the elongation at break 5 (%) of some alloys based on the intermetallic compound iron aluminide Fe 3 Al at room temperature,
  • 3 shows a graphical representation of the influence of the addition of Si on the Vickers hardness HV (kg / mm 2 ) of some alloys based on the intermetallic compound iron aluminide Fe 3 Al at room temperature,
  • 4 shows a graphic representation of the influence of Nb addition on the Vickers hardness HV (kg / mm 2 ) of some alloys based on the intermetallic compound iron aluminide Fe 3 Al at room temperature,
  • 5 shows a graphical representation of the influence of the addition of Nb on the elongation at break 5 (%) of some alloys based on the intermetallic compound iron aluminide Fe 3 Al at room temperature,
  • Fig. 6 is a graphical representation of the yield point 6 0.2 (MPA) as a function of temperature for a group of alloys based on the intermetallic compound iron aluminide Fe 3 Al.

Fig. 1 ist eine graphische Darstellung des Einflusses von V-Zusatz auf die Vickershärte (kg/mm2) einiger Legierungen auf der Basis der intermetallischen Verbindung Eisenaluminid Fe3Al bei Raumtemperatur.1 is a graphical representation of the influence of V addition on the Vickers hardness (kg / mm 2 ) of some alloys based on the intermetallic compound iron aluminide Fe 3 Al at room temperature.

Es wurden folgende Grundlegierungen untersucht:

  • Kurve 1:
    • AI = 28 At.-%
    • Nb = 1 At.-%
    • Cr = 5 At.-%
    • Fe = Rest.

    Der B-Zusatz bewegte sich zwischen 0,1 At.-% und maximal 3 At.-% auf Kosten des Fe-Gehalts.
  • Kurve 2:
    • AI = 28 At.-%
    • Nb = 1 At.-%
    • Cr = 5 At.-%
    • Si = 2 At.-%
    • Fe = Rest.

    Der B-Zusatz bewegte sich zwischen 0,1 At.-% und maximal 4 At.-% auf Kosten des Fe-Gehalts.
The following basic alloys were examined:
  • Curve 1:
    • AI = 28 at%
    • Nb = 1 atom%
    • Cr = 5 at .-%
    • Fe = rest.

    The B addition ranged between 0.1 at.% And a maximum of 3 at.% At the expense of the Fe content.
  • Curve 2:
    • AI = 28 at%
    • Nb = 1 atom%
    • Cr = 5 at .-%
    • Si = 2 at%
    • Fe = rest.

    The B addition ranged between 0.1 at.% And a maximum of 4 at.% At the expense of the Fe content.

Bei kleinen B-Zusätzen konnte zunächst ein geringer Abfall der Vickershärte festgestellt werden, woraus sich bereits auf eine gewisse Duktilisierung schliessen liess. Bei B-Gehalten von über ca. 1,5 At.-% nahm die Vickershärte wieder zu, was warscheinlich auf die Ausscheidung harter Boride zurückzuführen ist.With small B additions, a slight drop in Vickers hardness could initially be determined, from which a certain ductility could already be inferred. The Vickers hardness increased again with a B content of more than approx. 1.5 at%, which is probably due to the excretion of hard borides.

Fig. 2 zeigt eine graphische Darstellung des Einflusses von B-Zusatz auf die Bruchdehnung s - (%) einiger Legierungen auf der Basis der intermetallischen Verbindung Eisenaluminid Fe3Al bei Raumtemperatur.2 shows a graphical representation of the influence of B addition on the elongation at break s - (%) of some alloys based on the intermetallic compound iron aluminide Fe 3 Al at room temperature.

Es wurden folgende Grundlegierungen untersucht:

  • Kurve 3:
    • AI = 28 At.-%
    • Nb = 1 At.-%
    • Cr = 5 At.-%
    • Fe = Rest.

    Der B-Zusatz bewegte sisch zwischen 0,1 At.-% und maximal 3 At.-% auf Kosten des Fe-Gehaltes.
  • Kurve 4:
    • AI = 28 At.-%
    • Nb = 1 At.-%
    • Cr = 5 At.-%
    • Si = 2 At.-%
    • Fe = Rest.

    Der B-Zusatz bewegte sich zwischen 0,1 At.-% und maximal 4 At.-% auf Kosten des Fe-Gehalts. Durch den B-Zusatz konnte zunächst eine Steigerung der Bruchdehnung beobachtet werden, wobei bei ca. 2 At.-% je ein Maximum auftrat. Bei weiterer Erhöhung des B-Zusatzes nahm die Bruchdehnung zufolge Versprödung (Borid-Ausscheidungen) wieder ab.
The following basic alloys were examined:
  • Curve 3:
    • AI = 28 at%
    • Nb = 1 atom%
    • Cr = 5 at .-%
    • Fe = rest.

    The B addition ranged between 0.1 at.% And a maximum of 3 at.% At the expense of the Fe content.
  • Curve 4:
    • AI = 28 at%
    • Nb = 1 atom%
    • Cr = 5 at .-%
    • Si = 2 at%
    • Fe = rest.

    The B addition ranged between 0.1 at.% And a maximum of 4 at.% At the expense of the Fe content. An increase in the elongation at break could initially be observed through the addition of B, with a maximum occurring in each case at about 2 at.%. If the B addition was further increased, the elongation at break decreased again due to embrittlement (boride excretions).

In Fig. 3 ist eine graphische Darstellung des Einflusses von Si-Zusatz auf die Vickershärte HV (kg/mm2) einiger Legierungen auf der Basis der intermetallischen Verbindung Eisenaluminid Fe3Al bei Raumtemperatur wiedergegeben.3 shows a graphical representation of the influence of the addition of Si on the Vickers hardness HV (kg / mm 2 ) of some alloys based on the intermetallic compound iron aluminide Fe 3 Al at room temperature.

Es wurden folgende Grundlegierungen untersucht:

  • Kurve 5:
    • AI = 28 At.-%
    • Nb = 1 At.-%
    • Cr = 5 At.-%
    • Fe = Rest.

    Der Si-Zusatz bewegte sich zwischen 0,5 und maximal 2 At.-% auf Kosten des Fe-Gehalts.
  • Kurve 6:
    • AI = 28 At.-%
    • Nb = 1 At.-%
    • Cr = 5 At.-%
    • B = 0,1 At.-%
    • Fe = Rest.

    Der Si-Zusatz bewegte sich zwischen 0,5 und maximal 2 At.-% auf Kosten des Fe-Gehalts.
  • Kurve 1:
    • AI = 28 At.-%
    • Nb = 1 At.-%
    • Cr = 5 At.-%
    • B = 1 At.-%
    • Fe = Rest.

    Der Si-Zusatz bewegte sich zwischen 0,5 und maximal 2 At.-% auf Kosten des Fe-Gehalts.
The following basic alloys were examined:
  • Curve 5:
    • AI = 28 at%
    • Nb = 1 atom%
    • Cr = 5 at .-%
    • Fe = rest.

    The Si addition ranged between 0.5 and a maximum of 2 at% at the expense of the Fe content.
  • Curve 6:
    • AI = 28 at%
    • Nb = 1 atom%
    • Cr = 5 at .-%
    • B = 0.1 at%
    • Fe = rest.

    The Si addition ranged between 0.5 and a maximum of 2 at% at the expense of the Fe content.
  • Curve 1:
    • AI = 28 at%
    • Nb = 1 atom%
    • Cr = 5 at .-%
    • B = 1 atom%
    • Fe = rest.

    The Si addition ranged between 0.5 and a maximum of 2 at% at the expense of the Fe content.

Der Si-Zusatz bewirkte eine Steigerung der Vickershärte in allen Legierungen.The addition of Si caused an increase in Vickers hardness in all alloys.

Dabei konnte beobachtet werden, dass der durch ca. 1 At.-% B-Zugabe bewirkte Härteverlust durch Si-Zusatz mehr als wettgemacht werden konnte.It was observed that the loss of hardness caused by the addition of approximately 1 atom% of B could more than be compensated for by the addition of Si.

Fig. 4 ist eine graphische Darstellung des Einflusses von Nb-Zusatz auf die Vickershärte HV (kg/mm2) einiger Legierungen auf der Basis der intermetallischen Verbindung Eisenaluminid Fe3Al bei Raumtemperatur.4 is a graphical representation of the influence of the addition of Nb on the Vickers hardness HV (kg / mm 2 ) of some alloys based on the intermetallic compound iron aluminide Fe 3 Al at room temperature.

Es wurden folgende Grundlegierungen untersucht:

  • Kurve 8:
    • AI = 28 At.-%
    • Cr = 5 At.-%
    • Fe = Rest.

    Der Nb-Zusatz bewegte sich zwischen 0,5 At.-% und maximal 2 At.-% auf Kosten des Fe-Gehalts.
  • Kurve 9:
    • AI = 28 At.-%
    • Cr = 5 At.-%
    • Si = 2 At.-%
    • Fe = Rest.

    Der Nb-Zusatz bewegte sich zwischen 0,6 At.-% und maximal 2 At.-% auf Kosten des Fe-Gehalts.
The following basic alloys were examined:
  • Curve 8:
    • AI = 28 at%
    • Cr = 5 at .-%
    • Fe = rest.

    The addition of Nb ranged from 0.5 at.% To a maximum of 2 at.% At the expense of the Fe content.
  • Curve 9:
    • AI = 28 at%
    • Cr = 5 at .-%
    • Si = 2 at%
    • Fe = rest.

    The addition of Nb ranged from 0.6 at.% To a maximum of 2 at.% At the expense of the Fe content.

Bis zu einem Gehalt von ca. 1 At.-% Nb nahm die Vickershärte in geringem Mass ab, um bei ca. 1 At.-% Nb den ursprünglichen Wert der Nb-freien Legierungen wieder zu erreichen bzw. zu überschreiten.Up to a content of approx. 1 at.% Nb, the Vickers hardness decreased to a small extent in order to reach or exceed the original value of the Nb-free alloys again at approx. 1 at.% Nb.

Fig. 5 zeigt eine graphische Darstellung des Einflusses von Nb-Zusatz auf die Bruchdehnung s - (%) einiger Legierungen auf der Basis der intermetallischen Verbindung Eisenaluminid Fe3A1 bei Raumtemperatur.5 shows a graphic representation of the influence of the addition of Nb on the elongation at break s - (%) of some alloys based on the intermetallic compound iron aluminide Fe 3 A1 at room temperature.

Es wurden folgende Grundlegierungen untersucht:

  • Kurve 10:
    • AI = 28 At.-%
    • Cr = 5 At.-%
    • Fe = Rest.

    Der Nb-Zusatz bewegte sich zwischen 0,5 At.-% und maximal 2 At.-% auf Kosten des Fe-Gehalts.
  • Kurve 11:
    • AI = 28 At.-%
    • Cr = 5 At.-%
    • Si = 2 At.-%
    • Fe = Rest.

    Der Nb-Zusatz bewegte sich zwischen 0,5 At.-% und maximal 2 At.-% auf Kosten des Fe-Gehalts.
The following basic alloys were examined:
  • Curve 10:
    • AI = 28 at%
    • Cr = 5 at .-%
    • Fe = rest.

    The addition of Nb ranged from 0.5 at.% To a maximum of 2 at.% At the expense of the Fe content.
  • Curve 11:
    • AI = 28 at%
    • Cr = 5 at .-%
    • Si = 2 at%
    • Fe = rest.

    The addition of Nb ranged from 0.5 at.% To a maximum of 2 at.% At the expense of the Fe content.

Die Bruchdehnung der Legierung nach Kurve 10 durchlief bei ca. 1 At.-% Nb ein ausgeprägtes Maximum, um bei höheren Nb-Gehalten wieder abzufallen. Dieses Verhalten konnte bei der Sihaltigen Legierung nach Kurve 11 nicht beobachtet werden. Ausserdem blieben die Bruchdehnungswerte beträchtlich unter denjenigen der Legierung gemäss Kurve 10.The elongation at break of the alloy according to curve 10 went through a pronounced maximum at about 1 atom% of Nb in order to drop again at higher Nb contents. This behavior could not be observed with the Si-containing alloy according to curve 11. In addition, the elongation at break values remained considerably below those of the alloy according to curve 10.

Fig. 6 ist eine graphische Darstellung der Fliessgrenze ao,2 (MPa) in Funktion der Temperatur T (°C) für eine Gruppe von Legierungen auf der Basis der intermetallischen Verbindung Eisenaluminid Fe3Al. Als Vergleich ist die Fliessgrenze für das reine Eisenaluminid Fe3Al mit 25 At.-% AI dargestellt. Damit kann der Einfluss der weiteren Legierungselemente überblickt werden.6 is a graphical representation of the yield point a o, 2 (MPa) as a function of temperature T (° C.) for a group of alloys based on the intermetallic compound iron aluminide Fe 3 Al. As a comparison, the flow limit for the pure iron aluminide Fe 3 Al with 25 at.% AI is shown. The influence of the other alloying elements can thus be seen.

  • Kurve 12: 25 At.-% Al, Rest FeCurve 12: 25 at.% Al, rest Fe
  • Kurve 13: 28 At.-% Al, 1 At.-% Nb, 5 At.-% Cr, 1 At.-% B, Rest FeCurve 13: 28 at.% Al, 1 at.% Nb, 5 at.% Cr, 1 at.% B, balance Fe
  • Kurve 14: 28 At.-% Al, 1 At.-% Nb, 5 At.-% Cr, 1 At.-% B, 2 At.-% Si, Rest Fe.Curve 14: 28 at.% Al, 1 at.% Nb, 5 at.% Cr, 1 at.% B, 2 at.% Si, balance Fe.
  • Kurve 15: 28 At.-% Al, 1 At.-% Nb, 2 At.-% Cr, Rest Fe.Curve 15: 28 at.% Al, 1 at.% Nb, 2 at.% Cr, balance Fe.
  • Kurve 16: 28 At.-% Al, 2 At.-% Nb, 4 At.-% Cr, Rest Fe.Curve 16: 28 at.% Al, 2 at.% Nb, 4 at.% Cr, balance Fe.
  • Kurve 17: 28 At.-% Al, 2 At.-% Nb, 4 At.-% Cr, 0,2 At.-% B, 2 At.-% Si, Rest Fe.Curve 17: 28 at.% Al, 2 at.% Nb, 4 at.% Cr, 0.2 at.% B, 2 at.% Si, balance Fe.

Alle Kurven zeigen ein ähnliches Verhalten des Werkstoffs. Bis zu einer Temperatur von ca. 400 ° C nimmt die Fliessgrenze zunächst stärker, dann weniger stark auf ca. 50 % des Wertes bei Raumtemperatur ab. Hier durchläuft die Fliessgrenze ein Minimum und steigt bis zu einer Temperatur von ca. 550 °C wieder vergleichsweise steil auf ca. 65 % des Wertes bei Raumtemperatur an. Dieses Maximum ist typisch für das Verhalten der intermetallischen Verbindungen des Typs Fe3Al. Nach diesem Maximum fällt die Fliessgrenze zu niedrigen Werten steil ab. Die höchsten Festigkeitswerte wurden bei mit Nb und Cr dotierten Legierungen beobachtet.All curves show a similar behavior of the material. Up to a temperature of approx. 400 ° C the yield point initially decreases more, then less strongly to approx. 50% of the value at room temperature. Here the flow limit passes through a minimum and rises again comparatively steeply up to a temperature of approx. 550 ° C to approx. 65% of the value at room temperature. This maximum is typical of the behavior of the Fe 3 Al intermetallic compounds. After this maximum, the yield point drops sharply to low values. The highest strength values were observed for alloys doped with Nb and Cr.

Ausführungsbeispiel 1:Example 1:

In einem Lichtbogenofen wurde unter Argon als Schutzgas eine Legierung der nachfolgenden Zusammensetzung erschmolzen:

  • AI = 28 At.-%
  • Nb = 1 At.-%
  • Cr = 5 At.-%
  • Fe = Rest.
An alloy of the following composition was melted in an arc furnace under argon as a protective gas:
  • AI = 28 at%
  • Nb = 1 atom%
  • Cr = 5 at .-%
  • Fe = rest.

Als Ausgangsmaterialien dienten die einzelnen Elemente mit einem Reinheitsgrad von 99,99 %. Die Schmelze wurde zu einem Gussrohling von ca. 60 mm Durchmesser und ca. 80 mm Höhe abgegossen. Der Rohling wurde unter Schutzgas wieder aufgeschmolzen und ebenfalls unter Schutzgas zur Erstarrung in Form von Stäben mit ca. 8 mm Durchmesser und ca. 80 mm Länge gezwungen.The individual elements with a purity of 99.99% served as the starting materials. The melt became a cast blank of approx. Cast 60 mm in diameter and approx. 80 mm in height. The blank was melted again under protective gas and also forced under solidification to solidify in the form of rods with a diameter of approximately 8 mm and a length of approximately 80 mm.

Die Stäbe wurden ohne anschliessende Wärmebehandlung direkt zu Druckproben für Kurzzeitversuche verarbeitet. Die damit erreichten mechanischen Eigenschaften wurden in Funktion der Prüftemperatur gemessen.The bars were processed directly into pressure samples for short-term tests without subsequent heat treatment. The mechanical properties achieved were measured as a function of the test temperature.

Eine weitere Verbesserung der mechanischen Eigenschaften durch eine geeignete Wärmebehandlung liegt im Bereich des Möglichen. Ausserdem besteht die Möglichkeit zur Verbesserung durch gerichtete Erstarrung, wofür sich die Legierung besonders eignet.A further improvement of the mechanical properties through a suitable heat treatment is within the realms of possibility. There is also the possibility of improvement by directional solidification, for which the alloy is particularly suitable.

Ausführungsbeispiel 2:Example 2:

Analog Beispiel 1 wurde die nachfolgende Legierung unter Argon erschmolzen:

  • AI = 28 At.-%
  • Nb = 1 At.-%
  • Cr = 5 At.-%
  • B = 0,1 At.-%
  • Si = 2 At.-%
  • Fe = Rest.
Analogously to Example 1, the following alloy was melted under argon:
  • AI = 28 at%
  • Nb = 1 atom%
  • Cr = 5 at .-%
  • B = 0.1 at%
  • Si = 2 at%
  • Fe = rest.

Die Schmelze wurde analog zum Ausführungsbeispiel 1 abgegossen, unter Argon wieder aufgeschmolzen und in Stabform zur Erstarrung gezwungen. Die Dimensionen der Stäbe entsprachen dem Ausführungsbeispiel 1. Die Stäbe wurden ohne anschliessende Wärmebehandlung direkt zu Druckproben verarbeitet. Die damit erreichten Werte der mechanischen Eigenschaften in Funktion der Prüftemperatur entsprachen annähernd denjenigen von Beispiel 1. Diese Werte können durch eine Wärmebehandlung weiter verbessert werden.The melt was poured off analogously to embodiment 1, melted again under argon and forced to solidify in the form of a rod. The dimensions of the rods corresponded to embodiment 1. The rods were processed directly into pressure samples without subsequent heat treatment. The values of the mechanical properties as a function of the test temperature thus approximately corresponded to those of Example 1. These values can be further improved by heat treatment.

Ausführungsbeispiel 3:Example 3:

Genau gleich wie in Beispiel 1 wurde die folgende Legierung unter Argonatmosphäre erschmolzen:

  • AI = 28 At.-%
  • Nb = 1 At.-%
  • Cr = 5 At.-%
  • B = 1 At.-%
  • Si = 2 At.-%
  • Fe = Rest.
Exactly the same as in Example 1, the following alloy was melted under an argon atmosphere:
  • AI = 28 at%
  • Nb = 1 atom%
  • Cr = 5 at .-%
  • B = 1 atom%
  • Si = 2 at%
  • Fe = rest.

Die Schmelze wurde analog Beispiel 1 abgegossen, unter Argon wieder aufgeschmolzen und zu Prismen von quadratischem Querschnitt (8 mm x 8 mm x 100 mm) vergossen. Aus diesen Prismen wurden Probekörper für Druck-, Härte- und Schlagproben hergestellt. Die mechanischen Eigenschaften entsprachen ungefähr denjenigen der vorangegangenen Beispiele. Eine Wärmebehandlung ergabThe melt was poured off as in Example 1, melted again under argon and cast into prisms of square cross section (8 mm × 8 mm × 100 mm). Test specimens for pressure, hardness and impact tests were produced from these prisms. The mechanical properties corresponded approximately to those of the previous examples. Heat treatment revealed

eine weitere Verbesserung dieser Werte.a further improvement in these values.

Ausführungsbeispiel 4:Example 4:

Unter Argon wurde die nachfolgende Legierung erschmolzen:

  • AI = 28 At.-%
  • Nb = 1 At.-%
  • Cr = 5 At.-%
  • Fe = Rest.
The following alloy was melted under argon:
  • AI = 28 at%
  • Nb = 1 atom%
  • Cr = 5 at .-%
  • Fe = rest.

Es wurde genau gleich wie unter Beispiel 1 verfahren.The procedure was exactly the same as in Example 1.

Ausführungsbeispiel 5:Example 5:

Es wurde unter Argon folgende Legierung erschmolzen:

  • AI = 28 At.-%
  • Nb = 0,5 At.-%
  • Cr = 6 At.-%
  • B = 0,5 At.-%
  • Si = 1,5 At.-%
  • Fe = Rest.
  • Das Vorgehen war analog zu Beispiel 1.
The following alloy was melted under argon:
  • AI = 28 at%
  • Nb = 0.5 at.%
  • Cr = 6 at .-%
  • B = 0.5 at%
  • Si = 1.5 at%
  • Fe = rest.
  • The procedure was analogous to example 1.

Ausführungsbeispiel 6:Example 6:

Unter Argon wurde folgende Legierung erschmolzen:

  • AI = 28 At.-%
  • Nb = 1,5 At.-%
  • Cr = 3 At.-%
  • B = 0,7 At.-%
  • Si = 1 At.-%
  • Fe = Rest.
The following alloy was melted under argon:
  • AI = 28 at%
  • Nb = 1.5 at%
  • Cr = 3 at .-%
  • B = 0.7 at%
  • Si = 1 atom%
  • Fe = rest.

Das Verfahren entsprach demjenigen von Beispiel 1.The procedure corresponded to that of Example 1.

Ausführungsbeispiel 7:Embodiment 7:

Es wurde folgende Legierung erschmolzen:

  • AI = 26 At.-%
  • Nb = 2 At.-%
  • Cr = 1 At.-%
  • B = 1 At.-%
  • Si = 0,5 At.%
  • Fe = Rest.
The following alloy was melted:
  • AI = 26 at .-%
  • Nb = 2 at%
  • Cr = 1 atom%
  • B = 1 atom%
  • Si = 0.5 at.%
  • Fe = rest.

Es wurde gemäss Beispiel 1 vorgegangen.The procedure was as in Example 1.

Ausführungsbeispiel 8:Example 8:

Unter Argonatmosphäre wurde im Induktionsofen folgende Legierung erschmolzen:

  • AI = 24 At.-%
  • Nb = 1 At.-%
  • Cr = 10 At.-%
  • B = 0,5 At.-%
  • Si = 2 At.-% Fe = Rest.
The following alloy was melted in an induction furnace in an argon atmosphere:
  • AI = 24 at .-%
  • Nb = 1 atom%
  • Cr = 10 at%
  • B = 0.5 at%
  • Si = 2 at% Fe = rest.

Die Verfahrensweise entsprach derjenigen von Beispiel 1.The procedure corresponded to that of Example 1.

Ausführungsbeispiel 9:Embodiment 9:

Es wurde unter Argon folgende Legierung erschmolzen:

  • AI = 28 At.-%
  • Nb = 0,8 At.-%
  • Cr = 5 At.-%
  • B = 0,8 At.-%
  • Si = 1 At.-%
  • Fe = Rest.
The following alloy was melted under argon:
  • AI = 28 at%
  • Nb = 0.8 at%
  • Cr = 5 at .-%
  • B = 0.8 at .-%
  • Si = 1 atom%
  • Fe = rest.

Es wurde wie unter Beispiel 1 angegeben verfahren.The procedure was as given in Example 1.

Wirkung der Elemente:Effect of the elements:

Durch Zulegieren des Elements Cr Wird der Oxydationswiderstand weiter erhöht. Der Einfluss auf die mechanischen Eigenschaften (Festigkeit, Duktilität, Zähigkeit, Warmhärte) scheint unterschiedlich zu sein, je nachdem welche weiteren Legierungskomponenten noch vorhanden sind und welcher Art die Kristallstruktur im Detail angehört. Im Verein mit Nb scheint bei gewissen Gehalten an weiteren zusätzlichen Dotierelementen das Cr eine günstige Wirkung zu haben. Zugaben von mehr als 10 At.-% Cr verschlechtern im allgemeinen die mechanischen Eigenschaften wieder.By adding the element Cr, the oxidation resistance is further increased. The influence on the mechanical properties (strength, ductility, toughness, hot hardness) seems to be different, depending on which other alloy components are still present and the type of crystal structure in detail. In combination with Nb, the Cr seems to have a favorable effect with certain contents of further additional doping elements. Additions of more than 10 at.% Cr generally deteriorate the mechanical properties again.

Das Element Nb erhöht in gewissen Bereichen die Härte und die Festigkeit. Die Dehnbarkeit (Bruchdehnung) durchläuft für gewisse Legierungen bei 1 At.-% Nb ein Maximum.The element Nb increases hardness and strength in certain areas. The ductility (elongation at break) passes through a maximum for certain alloys at 1 atom% Nb.

Durch Zulegieren von B wird allgemein versucht, die Duktilität zu erhöhen. Doch scheint seine Wirkung nur bei Anwesenheit bestimmter anderer Elemente insgesamt vorteilhaft zu sein. Bei niedrigen B-Gehalten geht die Härte leicht zurück, um bei Gehalten von über 2 At.-% wieder anzusteigen. Bei sehr hohen B-Gehalten scheint dies auf die Bildung harter Boride zurückzuführen zu sein. Die Bruchdehnung gewisser Legierungen läuft bei 2 At.-% B durch ein charakteristisches Maximum. B-Gehalte von mehr als 2 At.-% sind daher wenig sinnvoll. Meistens kann man sich mit max. 1 At.-% begnügen.Alloy B generally attempts to increase ductility. However, its effects appear to be beneficial overall only in the presence of certain other elements. At low B contents, the hardness drops slightly in order to increase again at contents of more than 2 at%. At very high B levels, this appears to be due to the formation of hard borides. The elongation at break of certain alloys runs at 2 at% B through a characteristic maximum. B contents of more than 2 at.% Are therefore not very useful. You can usually deal with max. Satisfy 1 at%.

Si verbessert die Giessbarkeit und wirkt sich günstig auf die Oxydationsbeständigkeit aus. Es wirkt in praktisch allen Legierungen härtesteigernd und kompensiert durchweg den durch B-Zusätze hervorgerufene Festigkeitsabfall wieder.Si improves the castability and has a favorable effect on the resistance to oxidation. It has a hardness-increasing effect in practically all alloys and consistently compensates for the drop in strength caused by B additives.

Die Erfindung ist nicht auf die Ausführungsbeispiele beschränkt.The invention is not restricted to the exemplary embodiments.

Ganz allgemein weist die oxydations- und korrosionsbeständige Legierung für Bauteile für einen mittleren Temperaturbereich auf der Basis von Eisenaluminid Fe3A1 die nachfolgende Zusammensetzung auf:

  • AI = 24 - 28 At.-%
  • Nb = 0,1 - 2 At.-%
  • Cr = 0,1 - 10 At.-%
  • B = 0,1 - 1 At.-%
  • Si = 0,1 - 2 At.-%
  • Fe = Rest.
In general, the oxidation and corrosion-resistant alloy for components for a medium temperature range based on iron aluminide Fe 3 A1 has the following composition:
  • AI = 24 - 28 at .-%
  • Nb = 0.1 - 2 at.%
  • Cr = 0.1-10 at%
  • B = 0.1 - 1 at .-%
  • Si = 0.1 - 2 at.%
  • Fe = rest.

Claims (10)

1. Oxydations- und korrosionsbeständige Legierung für Bauteile für einen mittleren Temperaturbereich auf der Basis von dotiertem Eisenaluminid Fe3A1, dadurch gekennzeichnet, dass sie die folgende Zusammensetzung aufweist: AI = 24 - 28 At.-% Nb = 0,1 - 5 At.-% Cr = 0,1 - 5 At.-% B = 0,1 - 1 At.-% Si = 0,1 - 2 At.-% Fe = Rest 1. Oxidation- and corrosion-resistant alloy for components for a medium temperature range based on doped iron aluminide Fe 3 A1, characterized in that it has the following composition: AI = 24 - 28 at .-% Nb = 0.1 - 5 at .-% Cr = 0.1 - 5 at .-% B = 0.1 - 1 at .-% Si = 0.1 - 2 at.% Fe = rest 2. Legierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass sie die folgende Zusammensetzung aufweist: AI = 28 At.-% Nb = 1 At.-% Cr = 5 At.-% B = 0,1 At.-% Si = 2 At.-% Fe = Rest 2. Alloy according to claim 1, characterized in that it has the following composition: AI = 28 at% Nb = 1 atom% Cr = 5 at .-% B = 0.1 at% Si = 2 at% Fe = rest 3. Legierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass sie die folgende Zusammensetzung aufweist: AI = 28 At.-% Nb = 1 At.-% Cr = 5 At.-% B = 0,1 At.-% Si = 2 At.-% Fe = Rest 3. Alloy according to claim 1, characterized in that it has the following composition: AI = 28 at% Nb = 1 atom% Cr = 5 at .-% B = 0.1 at% Si = 2 at% Fe = rest 4. Legierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass sie die folgende Zusammensetzung aufweist: AI = 28 At.-% Nb = 1 At.-% Cr = 5 At.-% B = 1 At.-% Si = 2 At.-% Fe = Rest 4. Alloy according to claim 1, characterized in that it has the following composition: AI = 28 at% Nb = 1 atom% Cr = 5 at .-% B = 1 atom% Si = 2 at% Fe = rest 5. Legierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass sie die folgende Zusammensetzung aufweist: AI = 28 At.-% Nb = 2 At.-% Cr = 4 At.-% B = 0,2 At.-% Si = 2 At.-% Fe = Rest 5. Alloy according to claim 1, characterized in that it has the following composition: AI = 28 at% Nb = 2 at% Cr = 4 at .-% B = 0.2 at% Si = 2 at% Fe = rest 6. Legierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass sie die folgende Zusammensetzung aufweist: AI = 26 At.-% Nb = 0,5 At.-% Cr = 6 At.-% B = 0,5 At.-% Si = 1,5 At.-% Fe = Rest 6. Alloy according to claim 1, characterized in that it has the following composition: AI = 26 at .-% Nb = 0.5 at.% Cr = 6 at .-% B = 0.5 at% Si = 1.5 at% Fe = rest 7. Legierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass sie die folgende Zusammensetzung aufweist: AI = 26 At.-% Nb = 1,5 At.-% Cr = 3 At.-% B = 0,7 At.-% Si = 1 At.-% Fe = Rest 7. Alloy according to claim 1, characterized in that it has the following composition: AI = 26 at .-% Nb = 1.5 at% Cr = 3 at .-% B = 0.7 at% Si = 1 atom% Fe = rest 8. Legierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass sie die folgende Zusammensetzung aufweist: AI = 26 At.-% Nb = 2 At.-% Cr = 1 At.-% B = 1 At.-% Si = 0,5 At.-% Fe = Rest 8. Alloy according to claim 1, characterized in that it has the following composition: AI = 26 at .-% Nb = 2 at% Cr = 1 atom% B = 1 atom% Si = 0.5 at .-% Fe = rest 9. Legierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass sie die folgende Zusammensetzung aufweist: AI = 24 At.-% Nb = 1 At.-% Cr = 10 At.-% B = 0,5 At.-% Si = 2 At.-% Fe = Rest 9. Alloy according to claim 1, characterized in that it has the following composition: AI = 24 at .-% Nb = 1 atom% Cr = 10 at% B = 0.5 at% Si = 2 at% Fe = rest 10. Legierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass sie die folgende Zusammensetzung aufweist: AI = 24 At.-% Nb = 0,8 At.-% Cr = 5 At.-% B = 0,8 At.-% Si = 1 At.-% Fe = Rest 10. Alloy according to claim 1, characterized in that it has the following composition: AI = 24 at .-% Nb = 0.8 at% Cr = 5 at .-% B = 0.8 at .-% Si = 1 atom% Fe = rest
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