ES2264068T3 - Procedimientos de formacion de acero. - Google Patents
Procedimientos de formacion de acero.Info
- Publication number
- ES2264068T3 ES2264068T3 ES04012846T ES04012846T ES2264068T3 ES 2264068 T3 ES2264068 T3 ES 2264068T3 ES 04012846 T ES04012846 T ES 04012846T ES 04012846 T ES04012846 T ES 04012846T ES 2264068 T3 ES2264068 T3 ES 2264068T3
- Authority
- ES
- Spain
- Prior art keywords
- steel
- alloy
- metallic
- crystal
- substrate
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Lifetime
Links
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 45
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims abstract description 45
- 238000000034 method Methods 0.000 title claims abstract description 31
- 239000000956 alloy Substances 0.000 claims abstract description 60
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 claims abstract description 59
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 claims abstract description 25
- 239000002184 metal Substances 0.000 claims abstract description 25
- 239000000758 substrate Substances 0.000 claims abstract description 24
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 claims abstract description 12
- 239000011521 glass Substances 0.000 claims abstract description 7
- 239000013078 crystal Substances 0.000 claims description 41
- 239000000463 material Substances 0.000 claims description 32
- 239000005300 metallic glass Substances 0.000 claims description 14
- 101100483399 Saccharomyces cerevisiae (strain ATCC 204508 / S288c) CDC34 gene Proteins 0.000 claims description 12
- 238000005507 spraying Methods 0.000 claims description 10
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 claims description 9
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 claims description 9
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims description 9
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims description 7
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910052717 sulfur Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910052688 Gadolinium Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 claims description 3
- 229910052715 tantalum Inorganic materials 0.000 claims description 3
- 229910052721 tungsten Inorganic materials 0.000 claims description 3
- 229910052684 Cerium Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 229910052692 Dysprosium Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 229910052691 Erbium Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 229910052693 Europium Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 229910052689 Holmium Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 229910052765 Lutetium Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 229910052779 Neodymium Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 229910052777 Praseodymium Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 229910052772 Samarium Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 229910052771 Terbium Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 229910052775 Thulium Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 229910052769 Ytterbium Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 229910052735 hafnium Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 229910052746 lanthanum Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 229910052760 oxygen Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 239000002245 particle Substances 0.000 description 25
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N Iron Chemical compound [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 24
- 239000007789 gas Substances 0.000 description 21
- 239000000843 powder Substances 0.000 description 21
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 20
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 18
- 239000012071 phase Substances 0.000 description 18
- 239000000428 dust Substances 0.000 description 17
- 238000001816 cooling Methods 0.000 description 13
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 description 10
- 239000007921 spray Substances 0.000 description 10
- PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N Nickel Chemical compound [Ni] PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 9
- 238000004455 differential thermal analysis Methods 0.000 description 9
- XKRFYHLGVUSROY-UHFFFAOYSA-N Argon Chemical compound [Ar] XKRFYHLGVUSROY-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 8
- 239000011651 chromium Substances 0.000 description 8
- 238000007373 indentation Methods 0.000 description 8
- 230000008569 process Effects 0.000 description 8
- 229910000851 Alloy steel Inorganic materials 0.000 description 7
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 7
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 7
- 238000001000 micrograph Methods 0.000 description 7
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 description 7
- 239000010703 silicon Substances 0.000 description 7
- VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N Chromium Chemical compound [Cr] VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 6
- XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N Silicon Chemical compound [Si] XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 6
- 238000000576 coating method Methods 0.000 description 6
- 239000010432 diamond Substances 0.000 description 6
- 229910003460 diamond Inorganic materials 0.000 description 6
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 6
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 6
- 102100031831 Adipogenesis regulatory factor Human genes 0.000 description 5
- 101000775473 Homo sapiens Adipogenesis regulatory factor Proteins 0.000 description 5
- ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N Molybdenum Chemical compound [Mo] ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 5
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 5
- 239000001307 helium Substances 0.000 description 5
- 229910052734 helium Inorganic materials 0.000 description 5
- SWQJXJOGLNCZEY-UHFFFAOYSA-N helium atom Chemical compound [He] SWQJXJOGLNCZEY-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 5
- 239000007788 liquid Substances 0.000 description 5
- 239000007769 metal material Substances 0.000 description 5
- 239000011733 molybdenum Substances 0.000 description 5
- 239000010936 titanium Substances 0.000 description 5
- 238000011282 treatment Methods 0.000 description 5
- ZOXJGFHDIHLPTG-UHFFFAOYSA-N Boron Chemical compound [B] ZOXJGFHDIHLPTG-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N Copper Chemical compound [Cu] RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 238000002441 X-ray diffraction Methods 0.000 description 4
- 229910052786 argon Inorganic materials 0.000 description 4
- 230000005540 biological transmission Effects 0.000 description 4
- 229910052796 boron Inorganic materials 0.000 description 4
- 239000011248 coating agent Substances 0.000 description 4
- 150000001875 compounds Chemical class 0.000 description 4
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 description 4
- 239000010949 copper Substances 0.000 description 4
- 238000001493 electron microscopy Methods 0.000 description 4
- 230000004927 fusion Effects 0.000 description 4
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 description 4
- 239000000155 melt Substances 0.000 description 4
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 description 4
- OAICVXFJPJFONN-UHFFFAOYSA-N Phosphorus Chemical compound [P] OAICVXFJPJFONN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N Sulfur Chemical compound [S] NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 238000004458 analytical method Methods 0.000 description 3
- 239000012298 atmosphere Substances 0.000 description 3
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 3
- 238000004031 devitrification Methods 0.000 description 3
- 238000000113 differential scanning calorimetry Methods 0.000 description 3
- 239000012634 fragment Substances 0.000 description 3
- 230000006698 induction Effects 0.000 description 3
- 235000000396 iron Nutrition 0.000 description 3
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 description 3
- 230000035515 penetration Effects 0.000 description 3
- 239000011574 phosphorus Substances 0.000 description 3
- 238000004626 scanning electron microscopy Methods 0.000 description 3
- 239000007787 solid Substances 0.000 description 3
- 239000011593 sulfur Substances 0.000 description 3
- 230000007704 transition Effects 0.000 description 3
- 238000004627 transmission electron microscopy Methods 0.000 description 3
- RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N Titanium Chemical compound [Ti] RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- QCWXUUIWCKQGHC-UHFFFAOYSA-N Zirconium Chemical compound [Zr] QCWXUUIWCKQGHC-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 238000000137 annealing Methods 0.000 description 2
- 239000010953 base metal Substances 0.000 description 2
- 239000000919 ceramic Substances 0.000 description 2
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 2
- 230000008878 coupling Effects 0.000 description 2
- 238000010168 coupling process Methods 0.000 description 2
- 238000005859 coupling reaction Methods 0.000 description 2
- 238000005336 cracking Methods 0.000 description 2
- 238000002425 crystallisation Methods 0.000 description 2
- 230000008025 crystallization Effects 0.000 description 2
- 230000002950 deficient Effects 0.000 description 2
- 238000010891 electric arc Methods 0.000 description 2
- UIWYJDYFSGRHKR-UHFFFAOYSA-N gadolinium atom Chemical compound [Gd] UIWYJDYFSGRHKR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 239000008187 granular material Substances 0.000 description 2
- 238000001192 hot extrusion Methods 0.000 description 2
- 238000005259 measurement Methods 0.000 description 2
- 229910001092 metal group alloy Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000010955 niobium Substances 0.000 description 2
- 239000002243 precursor Substances 0.000 description 2
- 230000009467 reduction Effects 0.000 description 2
- 239000010935 stainless steel Substances 0.000 description 2
- 229910001220 stainless steel Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000004381 surface treatment Methods 0.000 description 2
- GPPXJZIENCGNKB-UHFFFAOYSA-N vanadium Chemical compound [V]#[V] GPPXJZIENCGNKB-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 238000005303 weighing Methods 0.000 description 2
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910001149 41xx steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910001094 6061 aluminium alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910001018 Cast iron Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000004593 Epoxy Substances 0.000 description 1
- 229910001209 Low-carbon steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910008651 TiZr Inorganic materials 0.000 description 1
- ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N Tin Chemical compound [Sn] ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910001315 Tool steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910000808 amorphous metal alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000012300 argon atmosphere Substances 0.000 description 1
- 238000005422 blasting Methods 0.000 description 1
- 238000007707 calorimetry Methods 0.000 description 1
- 230000008859 change Effects 0.000 description 1
- 238000005056 compaction Methods 0.000 description 1
- 230000008602 contraction Effects 0.000 description 1
- 230000003247 decreasing effect Effects 0.000 description 1
- 238000004512 die casting Methods 0.000 description 1
- 239000006185 dispersion Substances 0.000 description 1
- 238000009826 distribution Methods 0.000 description 1
- 238000005553 drilling Methods 0.000 description 1
- 238000007542 hardness measurement Methods 0.000 description 1
- 238000003306 harvesting Methods 0.000 description 1
- 238000007541 indentation hardness test Methods 0.000 description 1
- 239000011261 inert gas Substances 0.000 description 1
- 239000011872 intimate mixture Substances 0.000 description 1
- 238000003475 lamination Methods 0.000 description 1
- 238000011068 loading method Methods 0.000 description 1
- WPBNNNQJVZRUHP-UHFFFAOYSA-L manganese(2+);methyl n-[[2-(methoxycarbonylcarbamothioylamino)phenyl]carbamothioyl]carbamate;n-[2-(sulfidocarbothioylamino)ethyl]carbamodithioate Chemical compound [Mn+2].[S-]C(=S)NCCNC([S-])=S.COC(=O)NC(=S)NC1=CC=CC=C1NC(=S)NC(=O)OC WPBNNNQJVZRUHP-UHFFFAOYSA-L 0.000 description 1
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 description 1
- 239000011156 metal matrix composite Substances 0.000 description 1
- GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N niobium atom Chemical compound [Nb] GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000003758 nuclear fuel Substances 0.000 description 1
- 230000006911 nucleation Effects 0.000 description 1
- 238000010899 nucleation Methods 0.000 description 1
- 238000007750 plasma spraying Methods 0.000 description 1
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 1
- 239000010453 quartz Substances 0.000 description 1
- 238000007712 rapid solidification Methods 0.000 description 1
- 230000008439 repair process Effects 0.000 description 1
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 description 1
- 150000004760 silicates Chemical class 0.000 description 1
- VYPSYNLAJGMNEJ-UHFFFAOYSA-N silicon dioxide Inorganic materials O=[Si]=O VYPSYNLAJGMNEJ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000007790 solid phase Substances 0.000 description 1
- 238000007711 solidification Methods 0.000 description 1
- 230000008023 solidification Effects 0.000 description 1
- 239000012798 spherical particle Substances 0.000 description 1
- GUVRBAGPIYLISA-UHFFFAOYSA-N tantalum atom Chemical compound [Ta] GUVRBAGPIYLISA-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000005496 tempering Methods 0.000 description 1
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 1
- WFKWXMTUELFFGS-UHFFFAOYSA-N tungsten Chemical compound [W] WFKWXMTUELFFGS-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000010937 tungsten Substances 0.000 description 1
- 238000004017 vitrification Methods 0.000 description 1
- -1 α-Fe Chemical class 0.000 description 1
Classifications
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
- B22F9/00—Making metallic powder or suspensions thereof
- B22F9/002—Making metallic powder or suspensions thereof amorphous or microcrystalline
- B22F9/007—Transformation of amorphous into microcrystalline state
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B32—LAYERED PRODUCTS
- B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
- B32B15/00—Layered products comprising a layer of metal
- B32B15/01—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic
- B32B15/013—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic one layer being formed of an iron alloy or steel, another layer being formed of a metal other than iron or aluminium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
- C21D1/06—Surface hardening
- C21D1/09—Surface hardening by direct application of electrical or wave energy; by particle radiation
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C30/00—Alloys containing less than 50% by weight of each constituent
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C33/00—Making ferrous alloys
- C22C33/003—Making ferrous alloys making amorphous alloys
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C33/00—Making ferrous alloys
- C22C33/04—Making ferrous alloys by melting
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C45/00—Amorphous alloys
- C22C45/02—Amorphous alloys with iron as the major constituent
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C4/00—Coating by spraying the coating material in the molten state, e.g. by flame, plasma or electric discharge
- C23C4/04—Coating by spraying the coating material in the molten state, e.g. by flame, plasma or electric discharge characterised by the coating material
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C4/00—Coating by spraying the coating material in the molten state, e.g. by flame, plasma or electric discharge
- C23C4/04—Coating by spraying the coating material in the molten state, e.g. by flame, plasma or electric discharge characterised by the coating material
- C23C4/06—Metallic material
- C23C4/08—Metallic material containing only metal elements
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
- B22F2998/00—Supplementary information concerning processes or compositions relating to powder metallurgy
- B22F2998/10—Processes characterised by the sequence of their steps
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2201/00—Treatment for obtaining particular effects
- C21D2201/03—Amorphous or microcrystalline structure
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/004—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr and Ni
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/30—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for crankshafts; for camshafts
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Plasma & Fusion (AREA)
- Manufacture Of Metal Powder And Suspensions Thereof (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Other Surface Treatments For Metallic Materials (AREA)
- Coating With Molten Metal (AREA)
- Powder Metallurgy (AREA)
- Rehabilitation Tools (AREA)
- Glass Compositions (AREA)
- Forging (AREA)
- Coating By Spraying Or Casting (AREA)
- Treatment Of Steel In Its Molten State (AREA)
- Crystals, And After-Treatments Of Crystals (AREA)
Abstract
Procedimiento para la formación de acero comprendiendo: - proporcionar un primer substrato de acero de cristal metálico - formar una aleación fundida sobre el primer substrato de acero de cristal metálico para calentar y desvitrificar por lo menos algo del cristal metálico subyacente del substrato de acero.
Description
Procedimientos de formación de acero.
Esta invención se realizó con el soporte del
Gobierno de los Estados Unidos bajo el contrato Nº
DE-AC07-94ID13223, actualmente el
contrato Nº DE-AC07-94ID13727
concedido por el Departamento de Energía de los Estados Unidos. El
gobierno de los Estados Unidos tiene ciertos derechos sobre la
invención.
Esta solicitud reivindica la prioridad a partir
de la solicitud de los Estados Unidos S/N 09/318.424 registrada el
25 de mayo de 1999 y se incorpora aquí como referencia.
El acero es una aleación metálica que tiene unas
características de resistencia excepcionales y la cual, de acuerdo
con ello, se utiliza comúnmente en estructuras en las que se
requiere o es ventajosa la resistencia. El acero se puede utilizar,
por ejemplo, en los soportes esqueléticos de las estructuras de
edificios, herramientas, componentes de motores y escudo de
protección del armamento moderno.
La composición del acero varía dependiendo de la
aplicación de la aleación. Con el objeto de interpretar esta
descripción y las reivindicaciones que siguen, el "acero" se
define como una aleación a partir de hierro en la cual no hay
presentes otros elementos individuales (a parte del hierro) en una
cantidad superior al 30% del peso y para la cual el contenido de
hierro suma, por lo menos, el 55% del peso y el carbono está
limitado a un máximo del 2% del peso. Además del hierro, las
aleaciones de acero pueden incorporar, por ejemplo, manganeso,
níquel, cromo, molibdeno y vanadio. Las aleaciones de acero también
pueden incorporar carbono, silicio, fósforo y azufre. Sin embargo,
el fósforo, carbono, azufre y el silicio pueden ser perjudiciales
para la calidad global del acero si se presentan en cantidades
superiores a un pequeño porcentaje. De acuerdo con ello, el acero
típicamente contiene pequeñas cantidades de fósforo, carbono, azufre
y silicio.
El acero comprende disposiciones regulares de
los átomos, con las disposiciones de apilamiento regular formando
retículas de tres dimensiones las cuales definen la estructura
interna del acero. La estructura interna (a veces denominada
"estructura micrométrica") de las aleaciones de acero
convencionales es siempre metálica y policristalina (conteniendo
muchos granos cristalinos).
El acero está típicamente formado por
enfriamiento de una aleación fundida. La velocidad de enfriamiento
determinará si la aleación se enfría para formar una estructura
interna que predominantemente comprenda granos cristalinos, o, en
algunos casos, una estructura que sea predominantemente amorfa (el
denominado cristal metálico). Generalmente, se encuentra que si el
enfriamiento procede lentamente (es decir, a una velocidad inferior
a aproximadamente 10^{4} K/s), se forman tamaños grandes de
granos, mientras que si el enfriamiento procede rápidamente (es
decir, a una velocidad superior o igual a aproximadamente 10^{4}
K/s) se forman estructuras de grano interno cristalino
micrométrico, o, en raros casos específicos se forman cristales
metálicos amorfos. La composición particular de la aleación fundida
generalmente determina si la aleación solidifica para formar
estructuras de grano cristalino micrométrico o un cristal amorfo
cuando la aleación se enfría rápidamente. También, se indica que se
han descubierto recientemente composiciones de aleaciones
particulares las cuales pueden conducir a la formación de granos
microscópicos, o a la formación de cristal metálico, a unas
velocidades de enfriamiento relativamente bajas (velocidades de
enfriamiento del orden de 10 K/s), pero las composiciones de
aleaciones de este tipo son, hasta el momento, cristales metálicos
voluminosos que no son aceros.
Ambas, las estructuras internas de grano
cristalino micrométrico y las estructuras internas de cristal
metálico pueden tener propiedades que sean deseables en
aplicaciones particulares del acero. En algunas aplicaciones, el
carácter amorfo del cristal metálico puede proporcionar las
propiedades deseadas. Por ejemplo, algunos cristales tienen una
resistencia y una dureza excepcionalmente elevadas. En otras
aplicaciones, se prefieren las propiedades particulares de las
estructuras de granos cristalinos micrométricos. Frecuentemente, si
se prefieren las propiedades de una estructura de grano, tales
propiedades se mejorarán disminuyendo el tamaño de grano. Por
ejemplo, las propiedades deseadas de los granos cristalinos
micrométricos (es decir, granos que tengan un tamaño del orden de
10^{-6} metros) frecuentemente se pueden mejorar reduciendo el
tamaño del grano a aquél de los granos cristalinos nanométricos (es
decir, granos que tengan un tamaño del orden de 10^{-9} metros).
Generalmente es más problemático formar granos de tamaño de grano
cristalino nanométrico que formar granos de tamaño de grano
cristalino micrométrico. De acuerdo con ello, es deseable
desarrollar procedimientos mejorados para formar materiales de
acero de tamaño de grano cristalino nanométrico. Además, como se
desea frecuentemente tener estructuras de cristal metálico, es
deseable desarrollar procedimientos de formación de cristales
metálicos.
El documento
JP-A-56163064 describe una
fabricación de una aleación amorfa de múltiples capas, en la cual
se forma una primera capa amorfa mediante pulverización de metal
fundido sobre una banda que se desplaza.
Nuevas aleaciones a partir de hierro que
contienen aluminio y boro se describen en el documento US 4,405,368.
Las aleaciones adicionalmente comprenden uno o más elementos,
cobre, níquel y cromo así como uno de los elementos molibdeno,
tungsteno, niobio, tántalo y vanadio y adicionalmente comprenden
silicio.
En un aspecto, la invención abarca un
procedimiento de formación de acero. Se proporciona un substrato de
acero de cristal metálico y se forma una aleación fundida sobre el
substrato de acero de cristal metálico para calentar y
desvitrificar por lo menos algo del cristal metálico subyacente del
substrato.
Realizaciones preferidas de la invención se
describen más adelante con referencia a los siguientes dibujos que
se acompañan.
La figura 1 es una vista de un diagrama de
bloques de un procedimiento abarcado por la presente invención.
La figura 2 es una vista esquemática en
perspectiva de un barril tratado de acuerdo con un procedimiento de
la presente invención.
La figura 3 es una vista en sección transversal
esquemática fragmentada de un substrato de material metálico en un
paso preliminar del proceso del tratamiento abarcado por la presente
invención.
La figura 4 es una vista de un fragmento de la
figura 3 mostrando un paso subsiguiente a aquél de la figura 3.
La figura 5 es una vista de un fragmento de la
figura 3 mostrando un paso subsiguiente a aquél de la figura 4.
La figura 6 es una vista de un fragmento de la
figura 3 mostrando un paso subsiguiente a aquél de la figura 5.
La figura 7 es un gráfico delta T con relación a
la temperatura que ilustra los datos obtenidos por un barrido de
análisis térmico diferencial (10°C/minuto) de una aleación
identificada más adelante como DNA3. La aleación se procesó
mediante embutición en fundido a una velocidad tangencial de la
rueda de 15 m/s. Las transiciones del cristal exotérmico a
cristalino metaestable y de cristalino metaestable a cristalino se
pueden ver a 525°C y 600°C, respectivamente. Los casos de fundido
endotérmico se pueden ver a 1150°C y 1175°C.
La figura 8 es un gráfico del porcentaje en peso
con relación al tamaño de la partícula, que ilustra los datos
obtenidos mediante determinación granulométrica de una aleación
identificada más adelante como DNS2C después de la pulverización de
gas inerte. Se encontró una distribución de gauss de los tamaños del
polvo desde submicrométrico hasta por encima de 150 \mum. El
tamaño promedio de las partículas del polvo era de 40 \mum.
La figura 9 es un gráfico de la intensidad con
relación a dos-theta que ilustra los datos obtenidos
por un barrido de difracción de rayos X de partículas de polvo de
gas pulverizado tamizado en calidad de solidificado de
10-20 \mum de la aleación identificada como DNS2C.
La falta de picos de difracción de Bragg y la ancha protuberancia
amorfa indican el desarrollo de una estructura de cristal
metálico.
La figura 10 es una micrografía de dispersión
inversa de electrones de una partícula de polvo de gas pulverizado
de 10-20 \mum solidificada de la aleación
identificada como DNS2C. La estructura micrométrica homogénea y la
falta de grano o límites de fase son coherentes con el desarrollo de
una estructura de cristal metálico.
La figura 11 es una micrografía de dispersión
inversa de electrones de una partícula de polvo de gas pulverizado
de 10-20 \mum tratada térmicamente (700ºC durante
1 hora) de la aleación identificada como DNS2C. El tamaño del
grano, el cual es apenas perceptible, está por debajo de 1 \mum de
tamaño.
La figura 12 es una micrografía de dispersión
inversa de electrones de una partícula de polvo de gas pulverizado
de 75-100 \mum tratada térmicamente (700ºC durante
1 hora) de la aleación identificada como DNS2C. La estructura
compuesta de múltiples fases se puede ver rápidamente y la escala de
los granos y las fases es muy fina (por debajo de 1 \mum).
La figura 13 es un diagrama de difracción de
rayos X del polvo de gas pulverizado de 75-100
\mum el cual ha sido tratado térmicamente a 750ºC durante 1 hora.
Han sido identificadas diversas de las fases compuestas incluyendo
Fe_{23}B_{6}, Cr_{23}C_{6}, \alpha-Fe y
AlFe_{3}C_{0.5}. Nótese que los picos de difracción de las
fases sólo aparecen en los diagramas de rayos X si la fase está
presente en más del 5 por ciento en volumen, indicando que también
están presentes fases adicionales no identificadas.
La figura 14 es una micrografía de microscopio
de electrones de transmisión de campo oscuro de una escama de gas
pulverizado de una aleación identificada más adelante como DNA6. La
escama ha sido tratada térmicamente a 650ºC durante una hora. La
estructura micrométrica del compuesto nanométrico de escala
nanométrica es extremadamente fina con los tamaños de ambos, el
grano y la fase, inferiores a 100 nm.
La figura 15 es un gráfico del módulo elástico
con relación a la profundidad de indentación para cuatro muestras
de polvo de DNS2C (pulverizado de 10-20 \mum, de
10-20 \mum tratado térmicamente a 700ºC durante 1
hora, pulverizado de 75-100 \mum, de
75-100 \mum tratado térmicamente a 700ºC durante 1
hora). Las partículas de polvo mostraron un módulo de elasticidad
muy alto típicamente desde 150 hasta 300 GPa.
La figura 16 es un gráfico de la dureza con
relación a la profundidad de indentación para cuatro muestras de
polvo de DNS2C (pulverizado de 10-20 \mum, de
10-20 \mum tratado térmicamente a 700ºC durante 1
hora, pulverizado de 75-100 \mum, de
75-100 \mum tratado térmicamente a 700ºC durante 1
hora). Las partículas de polvo mostraron una dureza muy alta
típicamente desde 10 hasta 18 GPa.
La figura 17 muestra los resultados de pruebas
de la dureza determinada con pirámide de diamante en partículas de
gas pulverizado de 75-100 de aleaciones DNS2C, DNA3
y DNA6 en el estado solidificado y como una función de la
temperatura del tratamiento térmico a un tiempo constante de
recocido de 1 hora. Las partículas de polvo, coherente con la
prueba de indentación nanométrica, se encontró que presentaban una
dureza extrema. En el recuadro de la figura 15, se pueden ver las
indentaciones reales del diamante en las partículas individuales de
polvo. No se observó, incluso, agrietamiento desde las esquinas de
los cubos indicando que las partículas tienen una ductilidad y una
resistencia a la fractura significantes.
La figura 18 ilustra un resultado ejemplar de la
profundidad normal de pruebas de penetración utilizando hierros
redondos APM2 perforantes de calibre 0,30 grano 165 en una probeta
de prueba de aleación DNA3. La bala APM2, la cual apenas penetraba
en el bloque de prueba de aluminio se puede ver cerca del centro de
la foto micrografía. También, se indica que se puede ver la línea
exterior circular en la que se montó la muestra de acero de 2'' de
diámetro y 1/8'' de grueso.
La figura 19 ilustra un resultado ejemplar de la
profundidad normal de pruebas de penetración utilizando hierros
redondos APM2 perforantes de calibre 0,30 grano 165 en una probeta
de prueba de aleación DNCS2. La bala APM2, la cual apenas penetraba
en el bloque de prueba de aluminio se puede ver cerca del centro de
la foto micrografía. Obsérvese que la bala en el momento del
impacto se desvió casi 90º.
La invención abarca una metodología para la
formación de materiales de acero provistos de estructuras
micrométricas compuestas de escala cristalina nanométrica y
procedimientos de utilización de materiales de acero de ese tipo.
Un proceso abarcado por la presente invención se describe
globalmente con referencia al diagrama de bloques de la figura 1.
En un paso inicial (A) se forma una aleación fundida. Una aleación
de este tipo comprende una composición de acero. Una aleación
ejemplar comprende por lo menos el 50% de Fe, por lo menos un
elemento seleccionado del grupo que contiene Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta,
Cr, Mo, W, Al, La, Ce, Pr, Nd, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb y
Lu y por lo menos un elemento seleccionado del grupo que contiene B,
C, N, O, P y S. Composiciones particulares de la aleación se
relacionan en la tabla 1. La aleación del paso (A) se puede formar
mediante, por ejemplo, fusión de una composición bajo una atmósfera
de argón.
Designación de la aleación | Composición |
DNS2C | Fe_{63}Cr_{8}Mo_{2}B_{17}C_{5}Si_{1}Al_{4} |
DNA3 | Fe_{64}Ti_{3}Cr_{5}Mo_{2}B_{16}C_{5}Si_{1}Al_{2}Gd_{2} |
DNA6 | Fe_{56}Ni_{8}Ti_{3}Cr_{5}Mo_{2}B_{16}C_{5}Si_{1}Al_{2}Gd_{2} |
En el paso (B) de la figura 1 la aleación se
enfría para formar un cristal metálico. Un enfriamiento de este
tipo típicamente comprende una velocidad de por lo menos
aproximadamente 10^{4} K/s, con la velocidad variando dependiendo
de la composición particular de la aleación fundida. El enfriamiento
se puede conseguir mediante una serie de procesos diferentes,
incluyendo, por ejemplo, embutición en fundido, pulverización de
gas, pulverización centrífuga y templado instantáneo por laminado.
El polvo se puede consolidar mediante, por ejemplo, sacudida,
presión en caliente, extrusión en caliente, laminación de gránulos
metálicos, forjado de gránulos metálicos y compactación dinámica.
En un procedimiento ejemplar, el enfriamiento del paso (B) se
consigue mediante pulverización centrífuga. Preferiblemente, la
corriente fundida deja una vasija centrífuga y es golpeada mediante
gas helio a alta presión para facilitar un enfriamiento rápido
(superior a 10^{5} K/s). El gas helio se puede recoger, purificar
y volver a utilizar. La velocidad de la vasija centrífuga giratoria
es preferiblemente aproximadamente 40.000 revoluciones por minuto y
una velocidad de este tipo se puede ajustar para producir un polvo
fino con un tamaño medio aproximadamente de 25 micrómetros.
Con referencia al paso (C) de la figura 1, el
cristal metálico del paso (B) se desvitrifica para formar un
material de acero cristalino provisto de un tamaño de grano
cristalino nanométrico. Una desvitrificación de este tipo se puede
conseguir calentando el cristal metálico hasta una temperatura desde
aproximadamente 600°C hasta menos de la temperatura de fusión del
cristal. Un calentamiento de este tipo permite un cambio de fase
del estado sólido en el cual la fase amorfa del cristal metálico se
convierte en una o más fases sólidas cristalinas. La
desvitrificación del estado sólido del precursor amorfo desde el
paso (B) permite que ocurra la nucleación uniforme a través del
cristal metálico para formar granos cristalinos nanométricos dentro
del cristal. La estructura micrométrica de matriz de metal formada
a través de la desvitrificación puede comprender una matriz de
acero (hierro con átomos intersticiales disueltos), con una mezcla
íntima de precipitados de cerámica (carburos de metal de
transición, boruros, silicatos, etc.). La estructura de grano
compuesto de matriz de metal de escala cristalina nanométrica puede
proporcionar una combinación de propiedades mecánicas las cuales son
mejores comparadas con las propiedades que existirían con tamaños
de grano mayores o con el cristal metálico. Tales propiedades
mecánicas mejoradas pueden incluir, por ejemplo, elevada resistencia
y elevada dureza junto con una ductilidad significante.
La temperatura particular empleada para
desvitrificar el cristal de metal se puede variar dependiendo de la
aleación particular utilizada en el cristal y el tiempo particular
de aplicación.
Con referencia al paso (D) de la figura 1, el
material metálico desvitrificado del paso (C) se puede tratar a
continuación para convertir el material de acero cristalino otra vez
en un cristal metálico. El tratamiento posterior del material
metálico desvitrificado del paso (C) puede ser un tratamiento
superficial utilizado para convertir sólo la superficie del
material en un cristal metálico. Técnicas de tratamiento superficial
ejemplares son el rociado de plasma a elevada y baja presión,
formación de pulverización y vitrificado con láser.
La flecha procedente del paso (C) de la figura 1
al paso (D) se representa con una línea de puntos para indicar que
el paso (D) es opcional. Sin embargo, el paso (D) puede ofrecer
mejoras en, por ejemplo, resistencia a la corrosión y reducción del
coeficiente de fricción de un material de acero. De acuerdo con ello
puede ser ventajoso tratar por lo menos la superficie de un
material de acero cristalino para convertir tal superficie en un
cristal metálico. Se indica que un recubrimiento de cristal metálico
también puede ofrecer ventajas sobre los recubrimientos existentes
tales como, por ejemplo, los recubrimientos electrolíticos de cromo,
níquel y estaño porque el recubrimiento de cristal metálico puede
ser más barato y puede proporcionar una unión metalúrgica mejor
entre la superficie y el metal de la base (ya que la superficie y el
metal de la base tienen la misma composición).
Estudios detallados de microscopia electrónica
de transmisión (TEM - Transmission Electron Microscopy) han
revelado que el promedio del tamaño de grano de las estructuras de
acero desvitrificado formado mediante los procedimientos descritos
con referencia a la figura 1 es aproximadamente 80 nanómetros.
Además, los estudios de microscopia electrónica de rastreo (SEM -
Scanning Electron Microscopy) y de microscopia electrónica de
transmisión (TEM - Transmission Electron Microscopy) indican que los
materiales metálicos formados mediante los procedimientos de la
presente invención tienen mezclas íntimas de diversas fases. A
partir de los barridos de difracción de rayos X, la fase de la
matriz ha sido identificada como \alpha-Fe con
átomos intersticiales disueltos. También han sido identificadas
fases secundarias con carácter de cerámicas incluyendo,
(TiZr)_{1}C_{1}, (CrMo)_{23}C_{6},
Fe_{23}B_{6} y AlFe_{3}C_{0.5}. Las fases secundarias son
termodinámicamente estables y todas parecen estar basadas en
sistemas cúbicos, los cuales pueden ayudar al desarrollo de la
ductilidad de los materiales de acero. Los materiales de acero
desvitrificado de la presente invención se ha encontrado que tienen
una extrema dureza determinada con pirámide de diamante (DPH -
Diamond Pyramid Hardness) con valores por encima de 1600 habiendo
sido determinados mediante pruebas de dureza micrométrica. Tales
valores están más allá de la escala de medición R_{C} y muy
alejados de aquellos de cualquier acero existente. Se observará que
un valor de DPH de 940 corresponde a un R_{C} de 68 que sería la
dureza de un acero de herramienta. La prueba de tracción indica que
el límite elástico del polvo es aproximadamente 725 ksi (obtenido a
partir de una prueba de indentación nanométrica utilizando una
máquina de prueba de dureza por indentación Berkovich). Se
observará que este valor es mucho más elevado que el de los aceros
de resistencia ultra elevada, los cuales se definen porque tienen
un límite elástico mayor o igual a 200 ksi.
Con referencia a la figura 2, se ilustra otra
aplicación de la realización de la presente invención.
Específicamente, la figura 2 ilustra un barril metálico 50 que está
siendo rociado con un material de metal fundido 52. El material de
metal fundido 52 es rociado desde un dispositivo rociador 54, y
puede comprender, por ejemplo,
Fe_{69}Zr_{3}Mo_{7}P_{16}C_{3}Si_{2}, DNS2C, DNA3 o
DNA6. El metal fundido puede estar formado mediante la fusión de
una composición de aleación bajo una atmósfera de argón y
pulverizando centrífugamente la composición de aleación a
continuación. A medida que la corriente de fundido deja la vasija
centrífuga, puede ser golpeada por gas helio a alta presión para
formar un polvo fino de material de aleación metálica solidificado
con tal polvo fino provisto aproximadamente de un tamaño medio de 25
micrómetros. El polvo fino puede ser alimentado en un sistema de
plasma (alta o baja presión) en el que es convertido en un rociador
líquido el cual es rociado en el interior y el exterior del tambor
metálico 50. En aplicaciones particulares, el tambor 50 comprende
un tambor de acero, tal como, por ejemplo, un tambor de acero de 55
galones. Se observará que el polvo puede no estar fundido al
exponerlo al plasma, sino que en cambio puede estar simplemente
calentado y depositado dentro y sobre el barril 50 como un polvo
fino. En cualquier caso, el material metálico 52 rociado sobre y en
el interior del tambor 50 se enfría rápidamente para formar un
cristal metálico. El tambor 50 puede ser tratado térmicamente a
continuación a una temperatura igual o superior a 600°C para
desvitrificar el cristal metálico.
La estructura metálica formada sobre y en el
interior del tambor 50 a partir del material 52 puede tener una
resistencia a la corrosión mayor que el acero inoxidable. El tambor
50 puede ser utilizado, por ejemplo, para almacenar materiales
corrosivos o peligrosos de cualquier otra forma, tal como, por
ejemplo, combustible nuclear utilizado. Si una superficie del
material 52 se reconvierte en un cristal metálico, se pueden obtener
las propiedades anticorrosivas y de bajo coeficiente de fricción
asociadas con el cristal metálico.
Las figuras 3-6 ilustran otra
aplicación de la realización de la presente invención. Con
referencia a la figura 3, está provisto un substrato metálico 100.
Un substrato de este tipo puede comprender, por ejemplo, uno o más
materiales seleccionados del grupo que contiene
Fe_{69}Zr_{3}Mo_{7}P_{16}C_{3}Si_{2},
Fe_{71}Ti_{3}Cr_{7}B_{14}C_{3}Si_{2},
Fe_{68}Cr_{4}Mo_{7}P_{12}B_{6}C_{3}, DNS2C, DNA3 y
DNA6.
Con referencia a la figura 4 una fusión metálica
102 se rocía sobre el substrato 100 utilizando un rociador 104. La
fusión 102 puede comprender, por ejemplo, una aleación fundida de
Fe_{68}Cr_{4}Mo_{7}P_{12}B_{6}C_{3}. Alternativamente,
el material 102 puede comprender un material en polvo calentado
hasta una temperatura suficiente como para unirlo con el metal de
la capa 100.
El material 102 se deposita en el substrato 100
para formar una capa 106. El material 102 también calienta una
superficie expuesta del material 100 para formar una parte tratada
térmicamente 108 del material 100. Si el material 100 comprende un
cristal metálico, la parte tratada térmicamente 108 puede comprender
un material desvitrificado. Específicamente, si la capa 106 está
formada a una temperatura que calienta una superficie de la capa
100 a más de 600ºC, un calentamiento de este tipo puede
desvitrificar una parte del material 100 expuesto a temperaturas de
ese tipo. En aplicaciones particulares, temperaturas superiores a
600ºC pueden impregnar completamente a través del substrato 100
para tratar térmicamente el grosor entero del material 100. La
boquilla rociadota 104 preferiblemente es resistente a la
temperatura y a la composición del material 102.
Con referencia a la figura 5 se ilustra el
substrato 100 después de que se haya formado la capa 106 a través
de una superficie entera del substrato 100. La parte tratada
térmicamente 108 también se extiende a través de la superficie
entera del substrato 100. En realizaciones particulares, la capa 106
puede estar formada como un cristal metálico.
Con referencia a la figura 6, se pueden utilizar
tratamientos subsiguientes del tipo ilustrado en la figura 4 para
formar múltiples capas tratadas térmicamente 120 y una capa
superficial exterior expuesta 124. Obsérvese que una de las capas
inferiores térmicamente tratadas 120 es la capa anterior 106. La
formación subsiguiente de otra capa de cristal metálico sobre la
capa 106 ha tratado térmicamente la capa 106 entera. En
realizaciones particulares en las que la capa 106 comprende un
cristal metálico, un tratamiento térmico de este tipo puede
desvitrificar la capa 106. De acuerdo con ello, las capas
térmicamente tratadas 120 pueden comprender capas de metal
desvitrificadas.
La capa más exterior 124 no está térmicamente
tratada y puede comprender un cristal metálico. De acuerdo con
ello, el procedimiento de la presente invención permite que sea
formado un recubrimiento exterior sobre la capa 100, con dicho
recubrimiento exterior comprendiendo capas de metal desvitrificado
120 y una superficie más exterior de cristal metálico 124.
El procedimiento descrito con referencia a las
figuras 3-6 puede tener aplicación en una serie de
usos, incluyendo usos militares. Específicamente, se puede formar
una armadura fuera del material 100. Si se perfora o agrieta la
armadura, el procedimiento de las figuras 3-6 se
puede utilizar para reparar la armadura y construir eficazmente una
cáscara metálica sobre las áreas debilitadas de la armadura. El
dispositivo de rociado 104 se puede adaptar para poderlo utilizar
en situaciones de campo de batalla.
Además de las utilizaciones descritas antes para
los materiales de la presente invención, los materiales también se
pueden utilizar como polvos para acabados superficiales (es decir,
chorro mecánico) y tratamientos superficiales tales como, por
ejemplo, granallado.
Más adelante se establecen ejemplos para
ilustrar aspectos de la presente invención. Debe entenderse, sin
embargo, que la invención no está limitada a tales ejemplos excepto
hasta el punto en el que las aplicaciones ejemplares están
específicamente mencionadas en las reivindicaciones que siguen.
Ejemplo
1
Se formó una aleación de acero modificada
cargando en un horno de arco eléctrico cantidades adecuadas de
hierro, titanio, cromo, molibdeno, boro, carbono, silicio, aluminio
y gadolinio. La composición de 15 g de aleación (DNA3 - véase la
tabla 1) era (porcentaje en peso): 74,47 Fe, 2,99 Ti, 5,42 Cr, 4,00
Mo, 3,60 B, 1,25 C, 0,59 Si, 1,12 Al y 6,55 Gd. Las cargas sólidas
se realizaron dentro de una aleación mediante un fundido por arco
eléctrico en argón en horno de fusión para menas de cobre enfriado
con agua. La mezcla se homogeneizó sometiéndola a diversos ciclos
de inversión y refundido.
La aleación fundida por arco eléctrico estaba
contenida en un crisol de cuarzo con un diámetro del agujero de
salida de 0,81 mm. El fundido se calentó mediante inducción de
radiofrecuencia Rf hasta que se fundió a 1375°C y entonces se
expulsó con una presión de gas de 150 torr sobre una rueda móvil de
enfriamiento de cobre (5 milímetros de caída fundida). La velocidad
tangencial de la rueda de embutición en fundido se redujo a 15 m/s
para reducir la velocidad de enfriamiento promedio por debajo de
10^{5} K/s. El fundido después de una solidificación rápida,
debido a las diferencias de contracción térmica, se arrojó fuera de
la rueda de cobre en forma de una cinta tubular en forma de escama
(longitud de 1 a 100 cm, anchura 1 cm y grosor de 20 a 80
\mum).
En la figura 7 se muestra un barrido del
análisis térmico diferencial (DTA - Differential Termal Análisis)
de la cinta de DNA3 solidificada de ese modo. Puesto que un cristal
metálico está en un estado metaestable, la entalpía de
cristalización se liberará al calentarlo. Las transiciones de
cristal exotérmico a cristalino metaestable y de cristalino
metaestable a cristalino se pueden ver a 525°C y 600°C
respectivamente. La presencia de los picos de cristalización
muestra que la aleación de acero ha sido diseñada con éxito y que su
elevado nivel de capacidad de formación de cristal permitirá la
producción de cristal metálico a velocidades de enfriamiento que se
pueden conseguir en procesos de pulverización.
Ejemplo
2
Se formó una aleación de acero modificada
pesando cantidades adecuadas de hierro, cromo, molibdeno, boro,
carbono, silicio y aluminio. La composición de 8 libras de aleación
(aleación DNS2C - véase la tabla 1) en porcentaje en peso era:
78,08 Fe, 9,23 Cr, 4,26 Mo, 4,08 B, 1,33 C, 0,62 Si y 2,40 Al. Los
elementos se colocaron dentro de un crisol de circonio recubierto
con BN y el crisol se colocó en un sistema de pulverización de gas
anular de acoplamiento compacto. El crisol tenía un tubo de vertido
con un diámetro interior del agujero de salida de 0,100''
(pulgadas). El fundido se calentó mediante inducción de
radiofrecuencia Rf hasta que se obtuvo una temperatura de fusión
líquida de 1550°C a una presión de argón de 1 atmósfera. La fusión
líquida se pulverizó con gas helio a 350 psi para formar partículas
esféricas con un diámetro promedio de aproximadamente 40 \mum. La
determinación granulométrica del proceso de pulverización se
representa en la figura 8.
En la figura 9 se representa un barrido de
difracción de rayos X de partículas pasadas por la criba de
10-20 \mum. La falta de picos agudos de
difracción de Bragg y la presencia de la ancha protuberancia amorfa
indican que la aleación se produjo en una condición amorfa. El
análisis térmico diferencial (DTA) y el análisis de calorimetría de
barrido diferencial (DSC - Differential Scanning Calorimetry)
verificaron que se produjo una estructura de cristal completa o
parcialmente amorfo en el polvo pulverizado hasta 150 \mum de
tamaño de partículas de polvo (véase la tabla 2). Una micrografía
de dispersión inversa de electrones tomada en el microscopio
electrónico de barrido muestra que la estructura micrométrica
solidificada no tiene rasgos característicos lo cual es coherente
con la estructura amorfa (figura 10). Después del tratamiento
térmico del polvo en vacío durante una hora al vacío a 700ºC el
polvo cristaliza a una estructura micrométrica de múltiples fases.
El polvo de 10-20 \mum tratado térmicamente tiene
una estructura micrométrica extremadamente fina apenas resoluble
con las capacidades de la microscopia electrónica de rastreo (SEM -
Scanning Electron Microscopy) (figura 11). El polvo tratado
térmicamente de 75-100 \mum tiene una estructura
micrométrica fina de múltiples fases con tamaños de grano y de las
fases por debajo de 1 \mum (figura 12). En los diagramas de la
difracción de rayos X, se identificaron diversas de las fases que
producen el compuesto incluyendo \alpha-Fe,
Fe_{23}B_{6}, Cr_{23}C_{6}, y AlFe_{3}C_{0.5} (véase la
figura 13).
Aleación | DNS2C | DNA3 | DNA6 | |||
Tamaño de | Temperatura | Entalpía | Temperatura | Entalpía | Temperatura | Entalpía |
partícula (\mum) | máxima (ºC) | (-J/g) | máxima (ºC) | (-J/g) | máxima (ºC) | (-J/g) |
<10 | 580 | 146 | 588 | 89 | 547 | 93 |
10-20 | 581 | 146 | 588 | 95 | 547 | 95 |
20-30 | 580 | 143 | 588 | 90 | 547 | 91 |
30-50 | 581 | 95 | 588 | 91 | 542 | 57 |
50-75 | 580 | 0,3 | 586 | 72 | 536 | 5 |
75-100 | 580 | 0,2 | 579 | 37 | 542 | 2 |
100-150 | 581 | 0,1 | 579 | 6 | 542 | 3 |
Escama | 50 | 88,2 |
Ejemplo
3
Se formó una aleación de acero modificada
pesando cantidades adecuadas de hierro, níquel, titanio, cromo,
molibdeno, boro, carbono, silicio, aluminio y gadolinio. La
composición de 8 libras de aleación (aleación DNA6 - véase la tabla
1) en porcentaje en peso era: 64,86 Fe, 9,74 Ni, 2,98 Ti 5,39 Cr,
3,98 Mo, 3,59 B, 1,25 C, 0,58 Si, 1,12 Al y 6,52 Gd. Los elementos
se colocaron dentro de un crisol de circonio recubierto con BN y el
crisol se colocó en un sistema de pulverización de gas anular de
acoplamiento compacto. El crisol tenía un tubo de vertido con un
diámetro interior del agujero de salida de 0,090'' (pulgadas). El
fundido se calentó mediante inducción de radiofrecuencia Rf hasta
que se obtuvo una temperatura de fusión líquida de 1650°C a una
presión de argón de 1 atmósfera. La fusión líquida se pulverizó con
gas helio a 300 psi para formar partículas esféricas desde
submicrométricas hasta 150 \mum de diámetro. Adicionalmente, se
formó aproximadamente 1 libra de escamas de gas pulverizado durante
el proceso de pulverización. La escama formada a partir de las
partículas fundidas que golpeaban contra la pared del pulverizador,
solidificaban en la pared del pulverizador de acero inoxidable
refrigerado con agua y caían fuera, dentro de la cámara de
recolección.
Los análisis térmico diferencial/análisis de
calorimetría de barrido diferencial DTA/DSC (DTA - Differential
Termal Análisis/DSC - Differential Scanning Calorimetry) de las
partículas de polvo de gas pulverizado mostraron que desarrollaban
una estructura amorfa al solidificarse (véase la tabla 2). Puesto
que es difícil fabricar probetas de microscopia electrónica de
transmisión (TEM - Transmission Electron Microscopy) de las
partículas de polvo de gas pulverizado, las probetas TEM se
fabricaron de escamas de gas pulverizado tratado térmicamente.
Después del tratamiento térmico de la escama a 650ºC durante 1 hora,
el precursor amorfo cristalizó en una estructura micrométrica de
compuesto nanométrico de escala nanométrica de múltiples fases
íntimamente mezcladas (figura 14). Los tamaños de ambos, del grano
y de la fase eran inferiores a 100 nm de tamaño.
Ejemplo
4
Cuatro muestras de polvo de DNS2C (de
pulverizado de 10-20 \mum, de
10-20 \mum tratado térmicamente a 700ºC durante 1
hora, pulverizado de 75-100 \mum, de
75-100 \mum tratado térmicamente a 700ºC durante
1 hora) se montaron en epoxi y se pulieron para desvelar las
secciones transversales del polvo (utilizando prácticas
metalográficas normales). Las partículas montadas se probaron
entonces mediante un instrumento nanométrico utilizando una máquina
de prueba de dureza por indentación nanométrica Berkovich. Se midió
el módulo elástico con relación a la distancia en las cuatro
muestras y mostraron un módulo de elasticidad muy alto típicamente
desde 150 hasta 300 GPa (figura 15). En estas mismas muestras, se
comprobó la dureza con relación a la profundidad y mostraron una
dureza extrema desde 10 hasta 18 GPa (figura 16). Puesto que la
plasticidad se desarrollo completamente, el límite elástico se
puede estimar que es igual a 1/3 de la dureza o 725 ksi.
Se realizaron pruebas de la dureza determinada
con pirámide de diamante (DPH) en las secciones transversales de
las partículas de gas pulverizado a 75-100 para las
aleaciones de DNS2C, DNA3 y DNA6 montadas en el mismo procedimiento
que antes. Se estudió la dureza del polvo en estado solidificado y
como una función de la temperatura del tratamiento térmico a un
tiempo de recocido constante de 1 hora (figura 17). Obsérvese que
los datos de la dureza se informaron como un porcentaje de diez
mediciones independientes utilizando 10 partículas de polvo
diferentes. Se encontró que las partículas de polvo, coherente con
las pruebas del instrumento de indentación nanométrica, mostraban
una dureza extrema desde 1000 hasta 1600 DPH. En el recuadro de la
figura 17, se pueden ver las indentaciones reales del diamante en
las partículas individuales de polvo. No se observó incluso
agrietamiento desde las esquinas de los cubos indicando que las
partículas tienen una ductilidad y una resistencia a la fractura
significantes.
Ejemplo
5
Una muestra de 4 libras de aleación DNS2C
(tamizada por debajo de 50 \mum) y una muestra de 4 libras de
DNA3 (tamizada por debajo de 75 \mum) se cerraron herméticamente
en una vasija de acero dulce en la que se hizo el vacío. Las
vasijas herméticamente cerradas se calentaron hasta 950ºC y se
aplicó una fuerza de 275 toneladas para forzar una reducción de 16
a 1 de la vasija a través de una matriz de 0,5 pulgadas de diámetro.
Las extrusiones calientes no tuvieron éxito debido al elevado
límite elástico del polvo. Las probetas defectuosas, menos que
completamente densas, se cortaron a continuación en secciones
transversales circulares de 1/8'' de grueso. Se llevaron a cabo
pruebas de profundidad de penetración normal utilizando hierros
redondos APM2 de calibre 0,30 de grano 165 después de adherir las
muestras de prueba a bloques testigos de aluminio 6061 de tres
pulgadas de grueso. Los resultados de las pruebas balísticas se
pueden ver en la figura 18 (aleación DNA3) y en la figura 19
(aleación DNS2C). La bala de perforación se puede ver cerca del
centro de cada una de estas fotos. Por lo tanto, aunque la probeta
de acero defectuosa se agrietaba, sin embargo se evitaba eficazmente
que la bala de perforación penetrase a través del bloque de
aluminio de prueba.
Claims (7)
1. Procedimiento para la formación de acero
comprendiendo:
- proporcionar un primer substrato de acero de
cristal metálico
- formar una aleación fundida sobre el primer
substrato de acero de cristal metálico para calentar y desvitrificar
por lo menos algo del cristal metálico subyacente del substrato de
acero.
2. El procedimiento de la reivindicación 1 en
el que la aleación fundida solidifica como un segundo substrato de
cristal metálico y adicionalmente comprendiendo la formación de una
segunda aleación fundida sobre el segundo substrato de acero de
cristal metálico para calentar y desvitrificar el segundo substrato
de acero de cristal metálico.
3. El procedimiento de la reivindicación 1 en
el que la aleación fundida comprende:
- por lo menos un 50% de Fe;
- por lo menos un elemento seleccionado del
grupo que contiene Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Cr, Mo, W, Al, La, Ce,
Pr, Nd, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb y Lu; y
- por lo menos un elemento seleccionado del
grupo que contiene B, C, N, O, P y S.
4. El procedimiento de la reivindicación 1 en
el que la formación de la aleación fundida sobre el primer
substrato de acero de cristal metálico comprende el rociado de la
aleación fundida.
5. El procedimiento de la reivindicación 1 en
el que la aleación fundida comprende un material seleccionado del
grupo que contiene Fe_{69}Zr_{3}Mo_{7}P_{16}C_{3}Si_{2},
Fe_{71}Ti_{3}Cr_{7}B_{14}C_{3}Si_{2},
Fe_{68}Cr_{4}Mo_{7}P_{12}B_{6}C_{3}, DNA3, DNS2C y
DNA6.
6. El procedimiento de la reivindicación 1 en
el que el primer substrato de cristal metálico comprende un
material seleccionado del grupo que contiene
Fe_{69}Zr_{3}Mo_{7}P_{16}C_{3}Si_{2},
Fe_{71}Ti_{3}Cr_{7}B_{14}C_{3}Si_{2},
Fe_{68}Cr_{4}Mo_{7}P_{12}B_{6}C_{3}, DNA3, DNS2C y
DNA6.
7. El procedimiento de la reivindicación 1 en
el que el primer substrato de cristal metálico comprende una
aleación seleccionada del grupo que contiene
Fe_{69}Zr_{3}Mo_{7}P_{16}C_{3}Si_{2},
Fe_{71}Ti_{3}Cr_{7}B_{14}C_{3}Si_{2},
Fe_{68}Cr_{4}Mo_{7}P_{12}B_{6}C_{3}, DNA3, DNS2C y DNA6
y en el que la aleación fundida comprende una aleación seleccionada
del grupo que contiene
Fe_{69}Zr_{3}Mo_{7}P_{16}C_{3}Si_{2},
Fe_{71}Ti_{3}Cr_{7}B_{14}C_{3}Si_{2},
Fe_{68}Cr_{4}Mo_{7}P_{12}B_{6}C_{3}, DNA3, DNS2C y
DNA6.
Applications Claiming Priority (2)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
US09/318,242 US6258185B1 (en) | 1999-05-25 | 1999-05-25 | Methods of forming steel |
US318424 | 1999-05-25 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
ES2264068T3 true ES2264068T3 (es) | 2006-12-16 |
Family
ID=23237323
Family Applications (2)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
ES00936186T Expired - Lifetime ES2246857T3 (es) | 1999-05-25 | 2000-05-22 | Procedimiento de formacion de acero. |
ES04012846T Expired - Lifetime ES2264068T3 (es) | 1999-05-25 | 2000-05-22 | Procedimientos de formacion de acero. |
Family Applications Before (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
ES00936186T Expired - Lifetime ES2246857T3 (es) | 1999-05-25 | 2000-05-22 | Procedimiento de formacion de acero. |
Country Status (14)
Country | Link |
---|---|
US (1) | US6258185B1 (es) |
EP (2) | EP1198605B8 (es) |
JP (1) | JP3911388B2 (es) |
AT (2) | ATE325903T1 (es) |
AU (1) | AU768010B2 (es) |
CA (1) | CA2370291C (es) |
CY (1) | CY1105662T1 (es) |
DE (2) | DE60027933T2 (es) |
DK (2) | DK1198605T3 (es) |
ES (2) | ES2246857T3 (es) |
HK (1) | HK1047963B (es) |
MX (1) | MXPA01012193A (es) |
PT (2) | PT1452617E (es) |
WO (1) | WO2000071759A2 (es) |
Families Citing this family (49)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
AU2001263242A1 (en) * | 2000-05-19 | 2001-12-03 | Ppg Industries Ohio, Inc. | Coating compositions having a geometrically ordered array of polymeric particlesand substrates coated therewith |
US6692590B2 (en) | 2000-09-25 | 2004-02-17 | Johns Hopkins University | Alloy with metallic glass and quasi-crystalline properties |
EP1347852B1 (en) * | 2000-10-28 | 2007-08-15 | Purdue Research Foundation | Method of forming nano-crystalline structures |
US6689234B2 (en) * | 2000-11-09 | 2004-02-10 | Bechtel Bwxt Idaho, Llc | Method of producing metallic materials |
US6767419B1 (en) * | 2000-11-09 | 2004-07-27 | Bechtel Bwxt Idaho, Llc | Methods of forming hardened surfaces |
US7323071B1 (en) | 2000-11-09 | 2008-01-29 | Battelle Energy Alliance, Llc | Method for forming a hardened surface on a substrate |
US6918973B2 (en) * | 2001-11-05 | 2005-07-19 | Johns Hopkins University | Alloy and method of producing the same |
US6919576B2 (en) * | 2002-02-04 | 2005-07-19 | Bechtel Bwxt Idaho Llc | Composite neutron absorbing coatings for nuclear criticality control |
US6810939B2 (en) * | 2003-02-04 | 2004-11-02 | Ford Motor Company | Spray formed articles made of boron steel and method for making the same |
CN1758972A (zh) * | 2003-02-11 | 2006-04-12 | 纳米钢公司 | 金属热障合金的制备 |
DE112004000275T5 (de) * | 2003-02-11 | 2006-03-16 | The Nanosteel Co., Maitland | Hochaktive flüssige Schmelzen zur Bildung von Beschichtungen |
US7267844B2 (en) * | 2003-02-14 | 2007-09-11 | The Nanosteel Company, Inc. | Properties of amorphous/partially crystalline coatings |
CA2526990C (en) * | 2003-05-23 | 2014-01-14 | The Nanosteel Company | Layered metallic material formed from iron based glass alloys |
US20050006205A1 (en) * | 2003-07-07 | 2005-01-13 | Kuo Ming Hong | Transporting device for a vertical-type thin circuit board etching machine |
US7341765B2 (en) * | 2004-01-27 | 2008-03-11 | Battelle Energy Alliance, Llc | Metallic coatings on silicon substrates, and methods of forming metallic coatings on silicon substrates |
EP1559806A1 (de) * | 2004-01-28 | 2005-08-03 | Ford Global Technologies, LLC, A subsidary of Ford Motor Company | Durch thermisches Spritzen aufgebrachte eisenhaltige Schicht einer Gleitfläche, insbesondere für Zylinderlaufflächen von Motorblöcken |
WO2005072954A1 (en) * | 2004-01-29 | 2005-08-11 | The Nanosteel Company | Wear resistant materials |
CN101027148A (zh) | 2004-04-28 | 2007-08-29 | 纳米钢公司 | 纳米晶体薄钢板 |
KR100908937B1 (ko) * | 2004-05-06 | 2009-07-22 | 배텔레 에너지 얼라이언스, 엘엘씨 | 기판 상에 경화된 표면을 형성하는 방법 |
EP1797212A4 (en) * | 2004-09-16 | 2012-04-04 | Vladimir Belashchenko | DEPOSIT SYSTEM, METHODS AND MATERIALS FOR COMPOSITE COATINGS |
US20060065333A1 (en) * | 2004-09-28 | 2006-03-30 | The Regents Of The University Of California | Generation of high strength metal through formation of nanocrystalline structure by laser peening |
US7553382B2 (en) * | 2005-02-11 | 2009-06-30 | The Nanosteel Company, Inc. | Glass stability, glass forming ability, and microstructural refinement |
US8704134B2 (en) * | 2005-02-11 | 2014-04-22 | The Nanosteel Company, Inc. | High hardness/high wear resistant iron based weld overlay materials |
US7935198B2 (en) * | 2005-02-11 | 2011-05-03 | The Nanosteel Company, Inc. | Glass stability, glass forming ability, and microstructural refinement |
KR100734433B1 (ko) | 2005-07-25 | 2007-07-03 | 연세대학교 산학협력단 | 고강도, 고연성을 가지는 철기 벌크 나노공정 합금 |
US7598788B2 (en) * | 2005-09-06 | 2009-10-06 | Broadcom Corporation | Current-controlled CMOS (C3MOS) fully differential integrated delay cell with variable delay and high bandwidth |
JP2007084901A (ja) * | 2005-09-26 | 2007-04-05 | Akihisa Inoue | 金属ガラス薄膜積層体 |
JP4895561B2 (ja) * | 2005-09-26 | 2012-03-14 | 国立大学法人東北大学 | 金属ガラス溶射被膜及びその形成方法 |
US20070107809A1 (en) * | 2005-11-14 | 2007-05-17 | The Regents Of The Univerisity Of California | Process for making corrosion-resistant amorphous-metal coatings from gas-atomized amorphous-metal powders having relatively high critical cooling rates through particle-size optimization (PSO) and variations thereof |
US7618500B2 (en) | 2005-11-14 | 2009-11-17 | Lawrence Livermore National Security, Llc | Corrosion resistant amorphous metals and methods of forming corrosion resistant amorphous metals |
US8480864B2 (en) | 2005-11-14 | 2013-07-09 | Joseph C. Farmer | Compositions of corrosion-resistant Fe-based amorphous metals suitable for producing thermal spray coatings |
SE529789C8 (sv) * | 2006-03-10 | 2007-12-27 | Abb Ab | Mätanordning omfattande ett skikt av en magnetoelastisk legering och förfarande för tillverkning av mätanordningen |
US8245661B2 (en) * | 2006-06-05 | 2012-08-21 | Lawrence Livermore National Security, Llc | Magnetic separation of devitrified particles from corrosion-resistant iron-based amorphous metal powders |
WO2010110873A1 (en) * | 2009-03-24 | 2010-09-30 | Seitz Michael W | Chrome-free coating for substrate |
RU2533982C2 (ru) * | 2009-04-30 | 2014-11-27 | Шеврон Ю.Эс.Эй.Инк. | Обработка поверхности аморфных покрытий |
EP2558607B1 (en) * | 2010-03-19 | 2017-08-09 | Crucible Intellectual Property, LLC | Iron-chromium- molybdenum-based thermal spray powder and method of making of the same |
WO2012061282A2 (en) * | 2010-11-02 | 2012-05-10 | The Nanosteel Company, Inc. | Glassy nano-materials |
KR101286993B1 (ko) | 2011-10-14 | 2013-07-23 | 한국기계연구원 | 강관 및 그 제조방법 |
CN102424896A (zh) * | 2011-11-18 | 2012-04-25 | 北京工业大学 | 激光辐照制备管状卷带铁基非晶纳米晶软磁合金的方法 |
ES2686928T3 (es) * | 2012-05-16 | 2018-10-22 | Max-Planck-Institut Für Eisenforschung GmbH | Proceso para la producción de un carburo mesoporoso |
CN105229458A (zh) | 2013-03-14 | 2016-01-06 | 加州理工学院 | 检测电子和电化学能源单元异常 |
CN103882421B (zh) * | 2014-03-26 | 2016-02-10 | 中国科学院上海硅酸盐研究所 | 采用等离子体喷涂技术制备的非晶合金涂层及其制备方法 |
WO2017059351A1 (en) | 2015-10-01 | 2017-04-06 | California Institute Of Technology | Systems and methods for monitoring characteristics of energy units |
CN108817393B (zh) * | 2018-06-13 | 2021-02-05 | 江苏理工学院 | 一种耐碱性铝合金复合材料及其制备方法 |
DE102018115815A1 (de) * | 2018-06-29 | 2020-01-02 | Universität des Saarlandes | Vorrichtung und Verfahren zur Herstellung eines aus einem amorphen oder teilamorphen Metall gebildeten Gussteils sowie Gussteil |
CN110699538A (zh) * | 2018-07-10 | 2020-01-17 | 青岛云路先进材料技术股份有限公司 | 一种非晶合金带材的激光热处理方法 |
CN111999328B (zh) * | 2019-05-10 | 2021-12-10 | 中国科学院金属研究所 | 一种激光高通量筛选多组元非晶成分的方法 |
WO2021092401A1 (en) | 2019-11-08 | 2021-05-14 | Abilene Christian University | Identifying and quantifying components in a high-melting-point liquid |
US11828342B2 (en) | 2020-09-24 | 2023-11-28 | Lincoln Global, Inc. | Devitrified metallic alloy coating for rotors |
Family Cites Families (18)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
USRE32925E (en) | 1972-12-26 | 1989-05-18 | Allied-Signal Inc. | Novel amorphous metals and amorphous metal articles |
GB1505841A (en) | 1974-01-12 | 1978-03-30 | Watanabe H | Iron-chromium amorphous alloys |
US4144058A (en) | 1974-09-12 | 1979-03-13 | Allied Chemical Corporation | Amorphous metal alloys composed of iron, nickel, phosphorus, boron and, optionally carbon |
US3989517A (en) | 1974-10-30 | 1976-11-02 | Allied Chemical Corporation | Titanium-beryllium base amorphous alloys |
US4386896A (en) | 1979-03-23 | 1983-06-07 | Allied Corporation | Apparatus for making metallic glass powder |
US4576653A (en) * | 1979-03-23 | 1986-03-18 | Allied Corporation | Method of making complex boride particle containing alloys |
US4290808A (en) | 1979-03-23 | 1981-09-22 | Allied Chemical Corporation | Metallic glass powders from glassy alloys |
JPS56163064A (en) * | 1980-05-21 | 1981-12-15 | Toshiba Corp | Production of multilayer amorphous alloy |
US4405368A (en) * | 1981-05-07 | 1983-09-20 | Marko Materials, Inc. | Iron-aluminum alloys containing boron which have been processed by rapid solidification process and method |
US4523621A (en) | 1982-02-18 | 1985-06-18 | Allied Corporation | Method for making metallic glass powder |
US4581081A (en) | 1984-09-14 | 1986-04-08 | The United States Of America As Represented By The United States Department Of Energy | Metallic glass composition |
GB8527852D0 (en) * | 1985-11-12 | 1985-12-18 | Osprey Metals Ltd | Atomization of metals |
US4881989A (en) * | 1986-12-15 | 1989-11-21 | Hitachi Metals, Ltd. | Fe-base soft magnetic alloy and method of producing same |
JP2713714B2 (ja) * | 1987-12-11 | 1998-02-16 | 日立金属株式会社 | Fe基磁性合金 |
JPH01275717A (ja) * | 1988-04-28 | 1989-11-06 | Hitachi Metals Ltd | 微細結晶合金の製造方法 |
KR950014314B1 (ko) * | 1990-11-30 | 1995-11-24 | 미쓰이세끼유 가가꾸고오교오 가부시끼가이샤 | Fe기 연자성합성 |
JPH06285595A (ja) * | 1993-04-08 | 1994-10-11 | Nippon Steel Corp | 多層非晶質合金薄帯の製造方法 |
US5589011A (en) | 1995-02-15 | 1996-12-31 | The University Of Connecticut | Nanostructured steel alloy |
-
1999
- 1999-05-25 US US09/318,242 patent/US6258185B1/en not_active Expired - Lifetime
-
2000
- 2000-05-22 WO PCT/US2000/014080 patent/WO2000071759A2/en active IP Right Grant
- 2000-05-22 AT AT04012846T patent/ATE325903T1/de active
- 2000-05-22 PT PT04012846T patent/PT1452617E/pt unknown
- 2000-05-22 AT AT00936186T patent/ATE302292T1/de not_active IP Right Cessation
- 2000-05-22 JP JP2000620136A patent/JP3911388B2/ja not_active Expired - Lifetime
- 2000-05-22 MX MXPA01012193A patent/MXPA01012193A/es active IP Right Grant
- 2000-05-22 ES ES00936186T patent/ES2246857T3/es not_active Expired - Lifetime
- 2000-05-22 DE DE60027933T patent/DE60027933T2/de not_active Expired - Lifetime
- 2000-05-22 PT PT00936186T patent/PT1198605E/pt unknown
- 2000-05-22 DK DK00936186T patent/DK1198605T3/da active
- 2000-05-22 EP EP00936186A patent/EP1198605B8/en not_active Revoked
- 2000-05-22 EP EP04012846A patent/EP1452617B8/en not_active Revoked
- 2000-05-22 DE DE60022053T patent/DE60022053T2/de not_active Revoked
- 2000-05-22 AU AU51539/00A patent/AU768010B2/en not_active Expired
- 2000-05-22 ES ES04012846T patent/ES2264068T3/es not_active Expired - Lifetime
- 2000-05-22 DK DK04012846T patent/DK1452617T3/da active
- 2000-05-22 CA CA002370291A patent/CA2370291C/en not_active Expired - Lifetime
-
2002
- 2002-10-24 HK HK02107708.6A patent/HK1047963B/zh not_active IP Right Cessation
-
2005
- 2005-10-21 CY CY20051101282T patent/CY1105662T1/el unknown
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
EP1452617A1 (en) | 2004-09-01 |
CA2370291C (en) | 2006-01-31 |
PT1198605E (pt) | 2005-10-31 |
DK1198605T3 (da) | 2005-12-19 |
EP1198605A4 (en) | 2002-11-06 |
DK1452617T3 (da) | 2006-08-21 |
DE60027933D1 (de) | 2006-06-14 |
ES2246857T3 (es) | 2006-03-01 |
WO2000071759A2 (en) | 2000-11-30 |
HK1047963B (zh) | 2006-07-21 |
DE60027933T2 (de) | 2007-01-04 |
EP1452617A3 (en) | 2006-02-01 |
CA2370291A1 (en) | 2000-11-30 |
JP2003500532A (ja) | 2003-01-07 |
EP1452617B1 (en) | 2006-05-10 |
AU5153900A (en) | 2000-12-12 |
ATE325903T1 (de) | 2006-06-15 |
EP1198605B8 (en) | 2005-11-02 |
WO2000071759A3 (en) | 2001-05-31 |
EP1198605A2 (en) | 2002-04-24 |
EP1198605B1 (en) | 2005-08-17 |
DE60022053D1 (de) | 2005-09-22 |
MXPA01012193A (es) | 2003-06-30 |
JP3911388B2 (ja) | 2007-05-09 |
HK1047963A1 (en) | 2003-03-14 |
EP1452617B8 (en) | 2009-04-15 |
CY1105662T1 (el) | 2010-12-22 |
DE60022053T2 (de) | 2006-06-08 |
ATE302292T1 (de) | 2005-09-15 |
PT1452617E (pt) | 2006-08-31 |
AU768010B2 (en) | 2003-11-27 |
US6258185B1 (en) | 2001-07-10 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
ES2264068T3 (es) | Procedimientos de formacion de acero. | |
ES2531738T3 (es) | Mejora de la estabilidad del vidrio, de la capacidad de formación de cristales y de afinado microestructural | |
ES2369693T3 (es) | Materiales metálicos duros, recubrimientos metálicos duros, métodos de tratamiento de materiales metálicos y métodos de producción de recubrimientos metálicos. | |
EP0407964B1 (en) | High strength magnesium-based alloys | |
US4964927A (en) | Aluminum-based metallic glass alloys | |
US10337088B2 (en) | Iron-based amorphous alloys and methods of synthesizing iron-based amorphous alloys | |
Braszczyńska-Malik et al. | AZ91 magnesium matrix foam composites with fly ash cenospheres fabricated by negative pressure infiltration technique | |
US20130098510A1 (en) | Metal composites and methods for forming same | |
Otooni | Elements of rapid solidification: fundamentals and applications | |
BRPI0808862B1 (pt) | peça de brasagem autofluxante, componente, métodos de fabricar uma peça ou um componente e uma junta brasada, e, junta brasada | |
BR112018067318B1 (pt) | Processo para produção de componentes feitos de um aço duplex | |
Schroers et al. | Undercooling and solidification behaviour of a metastable decagonal quasicrystalline phase and crystalline phases in Al-Co | |
Bardziński et al. | Mechanical properties and structure of rapidly solidified bulk Fe89− xHf4Ta1Cu1Gd1SixB4 (x= 0–15) and Fe74Hf4Ta1Cu1Gd1LaySi15− yB4 (y= 7) alloys | |
Battezzati et al. | Phase Transformations in Al87Ni7Ce6 and Al87Ni7Nd6 amorphous alloys | |
CN1188540C (zh) | 低密度块状金属玻璃 | |
JP3776069B2 (ja) | マグネシウム急速凝固合金製品の製造方法 | |
Hong et al. | Microstructural Evolution during Mechanical Milling of Rapidly Solidified Al–14Ni–14Mm 1 Alloy Powders | |
Tomolya et al. | Amorphization of CuZr based alloy powders by mechanical milling | |
WO2024121762A1 (en) | Metal powder for additive manufacturing | |
Asayama et al. | Heat of crystallization and microstructure of amorphous Pd82Si18 and Fe80B20 alloys | |
Kapaklis et al. | Bulk Amorphous and Nanocrystalline Reinforced Pd‐Based Alloys: Formation, Structural, Thermal and Elastic Properties | |
Ziewiec et al. | The microstructure and thermal stability of the two‐phase amorphous melt‐spun alloys ejected from a double‐chamber crucible | |
WO2024121595A1 (en) | Metal powder for additive manufacturing | |
Panda et al. | Effects of modified waste fly ash reinforcement on mechanical behavior of novel ALFA composite | |
Guo et al. | Microstructure characteristics of spray-formed and melt-spun Al85Nd5Ni10 and Al89La6Ni5 bulk hybrid composites |