ES2369693T3 - Materiales metálicos duros, recubrimientos metálicos duros, métodos de tratamiento de materiales metálicos y métodos de producción de recubrimientos metálicos. - Google Patents
Materiales metálicos duros, recubrimientos metálicos duros, métodos de tratamiento de materiales metálicos y métodos de producción de recubrimientos metálicos. Download PDFInfo
- Publication number
- ES2369693T3 ES2369693T3 ES03760193T ES03760193T ES2369693T3 ES 2369693 T3 ES2369693 T3 ES 2369693T3 ES 03760193 T ES03760193 T ES 03760193T ES 03760193 T ES03760193 T ES 03760193T ES 2369693 T3 ES2369693 T3 ES 2369693T3
- Authority
- ES
- Spain
- Prior art keywords
- layer
- hardness
- powder
- metallic
- deposition
- 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
Classifications
-
- 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
- C21D1/56—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering characterised by the quenching agents
-
- 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
- B22F5/00—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the special shape of the product
- B22F5/12—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the special shape of the product of wires
-
- 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
- B22F7/00—Manufacture of composite layers, workpieces, or articles, comprising metallic powder, by sintering the powder, with or without compacting wherein at least one part is obtained by sintering or compression
- B22F7/06—Manufacture of composite layers, workpieces, or articles, comprising metallic powder, by sintering the powder, with or without compacting wherein at least one part is obtained by sintering or compression of composite workpieces or articles from parts, e.g. to form tipped tools
- B22F7/08—Manufacture of composite layers, workpieces, or articles, comprising metallic powder, by sintering the powder, with or without compacting wherein at least one part is obtained by sintering or compression of composite workpieces or articles from parts, e.g. to form tipped tools with one or more parts not made from powder
-
- 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
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
- B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
- B23K35/00—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting
- B23K35/22—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting characterised by the composition or nature of the material
- B23K35/24—Selection of soldering or welding materials proper
- B23K35/30—Selection of soldering or welding materials proper with the principal constituent melting at less than 1550 degrees C
- B23K35/3053—Fe as the principal constituent
- B23K35/3093—Fe as the principal constituent with other elements as next major constituents
-
- 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
- C21D1/68—Temporary coatings or embedding materials applied before or during heat treatment
-
- 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
- C21D9/52—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C33/00—Making ferrous alloys
- C22C33/02—Making ferrous alloys by powder metallurgy
-
- 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
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
-
- 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
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
-
- 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
- C23C30/00—Coating with metallic material characterised only by the composition of the metallic material, i.e. not characterised by the coating process
-
- 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
- C23C4/12—Coating by spraying the coating material in the molten state, e.g. by flame, plasma or electric discharge characterised by the method of spraying
- C23C4/131—Wire arc spraying
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
- B22F2998/00—Supplementary information concerning processes or compositions relating to powder metallurgy
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
- B22F2999/00—Aspects linked to processes or compositions used in powder metallurgy
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
- B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
- B23K9/00—Arc welding or cutting
- B23K9/04—Welding for other purposes than joining, e.g. built-up welding
-
- 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
-
- Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
- Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
- Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
- Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
- Y10T428/12—All metal or with adjacent metals
- Y10T428/12014—All metal or with adjacent metals having metal particles
- Y10T428/12021—All metal or with adjacent metals having metal particles having composition or density gradient or differential porosity
-
- Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
- Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
- Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
- Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
- Y10T428/12—All metal or with adjacent metals
- Y10T428/12014—All metal or with adjacent metals having metal particles
- Y10T428/12028—Composite; i.e., plural, adjacent, spatially distinct metal components [e.g., layers, etc.]
- Y10T428/12063—Nonparticulate metal component
- Y10T428/12097—Nonparticulate component encloses particles
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Plasma & Fusion (AREA)
- Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Manufacturing & Machinery (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Composite Materials (AREA)
- Manufacture Of Metal Powder And Suspensions Thereof (AREA)
- Powder Metallurgy (AREA)
- Coating By Spraying Or Casting (AREA)
- Paints Or Removers (AREA)
- Laminated Bodies (AREA)
- Glass Compositions (AREA)
- Other Surface Treatments For Metallic Materials (AREA)
- Silicates, Zeolites, And Molecular Sieves (AREA)
- Chemical Vapour Deposition (AREA)
Abstract
Un método de producir un material metálico duro, que comprende: proporcionar una mezcla de elementos, donde la mezcla consiste en una composición seleccionada del grupo que consiste de Fe63B17C3Si3, (Fe0 . 8Cr0 . 2)79B17W2C2, Fe63B17C3Si5, Fe63B17W2C2, Fe63B17C8, Fe63B17C5, (Fe0 . 8Cr0 . 2)78Mo2W2B12C5Si1, Fe63B17C5W5, Fe63B17C5Si5, (Fe0 . 8Cr0 . 2)76Mo2W2B14C5Si1, (Fe0 . 8Cr0 . 2)73Mo2W2B16C4Si1Mn2, Fe63Cr8Mo2B17C5, (Fe0 . 8Cr0 . 2)75Mo2B17C5Si1, (Fe0 . 8Cr0 . 2)75W2B17C5Si1, Fe63B17C5i1, (Fe0 . 8Cr0 . 2)73Mo2W2B17C5Si1, (Fe0 . 8Cr0 . 2)72Mo2W2B17C5Si1Gd1, (Fe0 . 8Cr0 . 2)71Mo2W2B17C5Si1Gd2, y (Fe0 . 8Cr0 . 2)74Mo2W2B17C4Si1 fundir la mezcla para formar la mezcla en una aleación; y enfriar la aleación desde una temperatura a la que se formó a una velocidad inferior a 5000 K por segundo para formar un material metálico que tiene una dureza superior a 9,2 GPa.
Description
Materiales metálicos duros, recubrimientos
metálicos duros, métodos de tratamiento de materiales metálicos y
métodos de producción de recubrimientos metálicos.
Esta invención se realizó con el apoyo del
Gobierno de los Estados Unidos con el número de contrato
DE-AC07-99ID13727 y número de
contrato DE-AC07-05ID14517, otorgado
por el Departamento de Energía de Estados Unidos. El Gobierno de los
Estados Unidos tiene ciertos derechos en la invención.
\vskip1.000000\baselineskip
La invención se refiere a materiales metálicos
duros y métodos de formación de materiales metálicos duros.
\vskip1.000000\baselineskip
El acero es una aleación metálica que puede
tener características de resistencia excepcionales, y que en
consecuencia es comúnmente utilizado en las estructuras donde la
resistencia es necesaria o ventajosa. El acero puede ser utilizado,
por ejemplo, en el los soportes principales de las estructuras de
construcción, herramientas, componentes de motores y blindaje de
protección de los armamentos modernos.
La composición del acero varía en función de la
aplicación de la aleación. A los efectos de la interpretación de
esta divulgación y las reivindicaciones que siguen, "acero" se
define como cualquier aleación a base de hierro en la que ningún
otro elemento único (además de hierro) está presente en más de 30
por ciento en peso, y para la que, los contenidos de hierro suponen
al menos un 55 por ciento en peso y el carbono se limita a un máximo
de 2 por ciento en peso. Además de hierro, las aleaciones de acero
pueden incorporar, por ejemplo, manganeso, níquel, cromo, molibdeno,
y/o vanadio. Adecuadamente, el acero contiene normalmente pequeñas
cantidades de fósforo, carbono, azufre y silicio.
El acero comprende disposiciones regulares de
átomos, con disposiciones de apilamiento periódicas formando
retículas en 3 dimensiones que definen la estructura interna de
acero. La estructura interna (a veces llamada
"microestructura") de aleaciones de acero convencionales
siempre es metálica y policristalina (compuesta de muchos granos
cristalinos). Tanto la composición y métodos de procesamiento son
factores importantes que afectan a la estructura y propiedades de un
material de acero. En procesamiento convencional de acero, un
aumento de dureza puede ser acompañado por una correspondiente
disminución de tenacidad. Material de acero producido por métodos
convencionales que aumentan la dureza de la composición puede
resultar en un material de acero que es muy frágil.
El acero es normalmente formado por enfriamiento
de una aleación fundida. Para las aleaciones de acero
convencionales, la velocidad de enfriamiento determinará si la
aleación se enfría para formar una estructura interna que comprende
principalmente granos cristalinos, o, en raras ocasiones una
estructura que es predominantemente amorfa (un llamado cristal
metálico). En general, se comprueba que si la refrigeración tiene
lugar lentamente (es decir, a un ritmo menor que alrededor de
10^{4} K/s), se producen granos de gran tamaño, mientras que si la
refrigeración tiene lugar rápidamente (es decir, a una velocidad
mayor o igual a alrededor de 10^{4} K/s) se forman estructuras
internas de granos microcristalinos, o, en determinados casos raros
no encontrados en las composiciones convencionales de aleaciones de
acero, se forma un cristal metálico amorfo. La composición
particular de una aleación fundida determina en general si la
aleación se solidifica para formar estructuras de grano
microcristalinas o un cristal amorfo cuando la aleación se enfría
rápidamente.
Ambas estructuras internos de granos
microcristalinos y estructuras internas de granos metálicos puedan
tener propiedades que son deseables en aplicaciones específicas para
el acero. En algunos usos, el carácter amorfo de cristal metálico
puede proporcionar propiedades deseadas. Por ejemplo, algunos
cristales pueden tener resistencia y dureza excepcionalmente altas.
En otras aplicaciones, se prefieren las particulares propiedades de
las estructuras de grano microcristalino. Con frecuencia, si se
prefieren las propiedades de una estructura de grano, tales
propiedades se mejoran al disminuir el tamaño de grano. Por ejemplo,
con frecuencia se pueden mejorar propiedades deseadas de granos
microcristalinos (es decir, granos con un tamaño del orden de
10^{-6} metros) reduciendo el tamaño de grano al de los granos
nanocristalinos (es decir, granos con un tamaño del orden de
10^{-9} metros). Es en general más problemático, y no es posible
en general utilizando los métodos convencionales, formar granos de
tamaño de grano nanocristalino que formar granos de tamaño de grano
microcristalino.
Es deseable desarrollar mejores métodos para la
formación de materiales de acero de tamaño nanocristalino de grano.
Además, es deseable desarrollar métodos de procesamiento de acero
que puedan lograr una mayor dureza sin una correspondiente pérdida
de tenacidad.
\vskip1.000000\baselineskip
\global\parskip0.930000\baselineskip
En un aspecto, la invención incluye un método
para producir un material duro metálico de conformidad con la
reivindicación 1 de las reivindicaciones adjuntas. Una mezcla de
elementos se forma en una aleación y la aleación se enfría a una
velocidad de menos que unos 5.000 K/s para formar un material
metálico que tiene una dureza de más de aproximadamente 92 GPa. El
material de preferencia tiene una composición total de elementos de
menos de once elementos, con exclusión de las impurezas, tiene una
temperatura de fusión entre alrededor de 1100ºC y cerca de 1250ºC y
tiene una dureza de más de aproximadamente 9,2 GPa.
Material metálico que tiene la composición
Fe_{63}Cr_{8}Mo_{2}B_{17}C_{5}Si_{1}Al_{4} ha sido
divulgado por el solicitante en la
US-A-6,258,185. Por lo tanto, todas
las partes de la presente especificación concernientes a este
material conocido no pertenecen a la presente invención.
\vskip1.000000\baselineskip
Realizaciones preferidas de la invención se
describen a continuación con referencia a los siguientes dibujos
acompañantes.
Fig. 1 es una vista de un diagrama de flujo de
bloques de un método comprendido por la presente invención.
Fig. 2 es una vista de un diagrama de flujo de
bloques de un método de procesamiento comprendido por la presente
invención.
Fig. 3 es una micrografía SEM de un polvo
metálico producido por métodos de la presente invención.
Fig. 4 es una vista fragmentaria esquemática en
sección transversal de un material metálico en un paso preliminar de
procesamiento de un método de la presente invención.
Fig. 5 es una vista del material metálico de la
fig. 4 mostrado en un paso de proceso posterior al de la fig. 4.
Fig. 6 es una vista fragmentaria esquemática en
sección transversal de un sustrato de material metálico en una etapa
de tratamiento de un proceso comprendido por la presente
invención.
Fig. 7 muestra ejemplos de recubrimientos que
comprenden Fe_{63}Cr_{8}Mo_{2}B_{17}C_{5}Si_{1}Al_{4}
formados por deposición de oxígeno-gas combustible a
alta velocidad en acero de aleación 4340, acero inoxidable
13-8 y sustratos de aluminio 7075.
Fig. 8 muestra una sección transversal
indicativa de una porosidad de un recubrimiento de
Fe_{63}Cr_{8}Mo_{2}B_{17}C_{5}Si_{1}Al_{4} de la fig.
7.
Fig. 9 muestra secciones transversales que
demuestran porosidades de recubrimientos que comprenden
(Fe_{0 . 8}aCr_{0 . 2})_{73}Mo_{2}W_{2}B_{16}C_{4}Si_{1}Mn_{2} depositados por deposición de plasma (Panel A), alta velocidad de deposición de oxígeno-gas combustible (Panel B), y deposición por arco con electrodo (Panel C).
(Fe_{0 . 8}aCr_{0 . 2})_{73}Mo_{2}W_{2}B_{16}C_{4}Si_{1}Mn_{2} depositados por deposición de plasma (Panel A), alta velocidad de deposición de oxígeno-gas combustible (Panel B), y deposición por arco con electrodo (Panel C).
Fig. 10 ilustra un barrido por difracción de
rayos X de una superficie libre de 330 micras de espesor
recubrimiento depositado con oxígeno-gas combustible
de alta velocidad que comprende
Fe_{63}Cr_{8}Mo_{2}B_{17}C_{5}Si_{1}Al_{4}.
Fig. 11 ilustra unos barridos por difracción de
rayos X de una superficie libre (Panel A) y una superficie
substrato-interfaz (planeta B) de un recubrimiento
rociado por plasma de 1650 micras de espesor que comprende
Fe_{63}Cr_{8}Mo_{2}
B_{17}C_{5}Si_{1}Al_{4}.
B_{17}C_{5}Si_{1}Al_{4}.
Fig. 12 ilustra un barrido por difracción de
rayos X de una superficie libre de espesor 0,6 cm (0,25 pulgadas) de
recubrimiento formado por extendido con
arco-electrodo utilizando un alambre que tiene
composición
(Fe_{0 . 8}aCr_{0 . 2})_{73}Mo_{2}W_{2}B_{16}C_{4}Si_{1}Mn_{2}.
(Fe_{0 . 8}aCr_{0 . 2})_{73}Mo_{2}W_{2}B_{16}C_{4}Si_{1}Mn_{2}.
Fig. 13 ilustra los datos obtenidos del análisis
térmico diferencial de polvo atomizado (gráfico superior), un
recubrimiento oxi-combustible de alta velocidad
(gráfico medio) y un recubrimiento distribuidor de plasma de la
composición
Fe_{63}Cr_{8}Mo_{2}B_{17}C_{5}Si_{1}Al_{4}. Las curvas
muestran las transiciones cristal a cristalina de las formas
probadas de la composición y la temperatura de fusión de las
composiciones.
Fig. 14 ilustra datos de calorimetría de barrido
diferencial adquiridos de un recubrimiento de 0,6 cm (0,25 pulgadas)
de espesor formado por deposición por arco-electrodo
de composición
Fe_{63}Cr_{8}Mo_{2}B_{17}C_{5}Si_{1}Al_{4}. El gráfico
muestra la transición cristal a cristalina del revestimiento.
Fig. 15 muestra micrografías SEEM y los
correspondientes patrones de difracción de área seleccionada de un
material metálico producido a partir de una composición que
comprende (Fe_{0 . 8}Cr_{0 .
2})_{73}B_{17}W_{2}C_{2} por métodos de la presente
invención después de tratamiento térmico durante una hora a 700ºC
(Panel A), 750ºC (Panel B) o 800ºC (Panel C).
\global\parskip1.000000\baselineskip
Fig. 16 muestra micrografías SEM y los
correspondientes patrones de difracción de área seleccionada de un
material metálico producido a partir de una composición que
comprende (Fe_{0 . 8}Cr_{0 .
2})_{73}Mo_{2}W_{2}B_{16}C_{4}Si_{1}Mn_{2} por
métodos de la presente invención después de tratamiento térmico
durante una hora a 800ºC (Panel A), 700ºC (panel B) o 800ºC (Panel
C).
Fig. 17 es una micrografía SEM de un
recubrimiento que comprende
Fe_{63}Cr_{8}Mo_{2}B_{17}C_{5}Si_{1}Al_{4} utilizando
deposición HVOF seguida por tratamiento durante una hora a
600ºC.
Fig. 18 ilustra patrones de difracción de rayos
X medidos (Panel A) y refinados de Rietveld (calculado, Panel B) de
un recubrimiento de oxígeno-gas combustible de alta
velocidad que comprende la composición
(Fe_{0 . 8}Cr_{0 . 2})_{73}Mo_{2}W_{2}B_{16}C_{4}Si_{1}Mn_{2} después de tratamiento térmico del recubrimiento durante 1 hora a 750ºC.
(Fe_{0 . 8}Cr_{0 . 2})_{73}Mo_{2}W_{2}B_{16}C_{4}Si_{1}Mn_{2} después de tratamiento térmico del recubrimiento durante 1 hora a 750ºC.
Fig. 19, panel A muestra un ejemplo de una banda
de acero revestida con
Fe_{63}Cr_{8}Mo_{2}B_{17}C_{5}Si_{1}Al_{4} hasta un
espesor de aproximadamente 200 micras. El recubrimiento se aplica
mediante alta velocidad de deposición del
oxígeno-combustible. Panel B y Panel C muestran los
efectos sobre el recubrimiento durante la flexión de la banda
revestida.
Fig. 20 muestra una placa plana de metal base
con una capa de unos 200 micras de espesor de
Fe_{63}Cr_{8}Mo_{2}B_{17}C_{5}
Si_{1}Al_{4} formada por deposición a alta velocidad de oxígeno-combustible. Placas idénticamente formadas se usaron para mostrar el resultado de una placa tal como formada (Panel A), una placa después de ser repetidamente golpeada en el lado recubierto (Panel B) o en el lado del substrato (Panel C), y una placa después de deformación plástica importante (Panel D).
Si_{1}Al_{4} formada por deposición a alta velocidad de oxígeno-combustible. Placas idénticamente formadas se usaron para mostrar el resultado de una placa tal como formada (Panel A), una placa después de ser repetidamente golpeada en el lado recubierto (Panel B) o en el lado del substrato (Panel C), y una placa después de deformación plástica importante (Panel D).
Fig. 21 ilustra mediciones tensión
real-deformación real obtenidas a partir de cintas
metálicas que comprenden cristal metálico de la composición (Fe_{0
. 8}Cr_{0 . 2})_{81}B_{17}W_{2}. Las curvas gráficas
reflejan datos obtenidos a 20ºC a una velocidad de deformación
10^{-3} s^{-1} (Panel A); a 450ºC (Panel B) a velocidades de
deformación de 10^{-4} s^{-1} (círculos cerrados) y 10^{-2}
s^{-1} (círculos abiertos); a 500ºC (Panel C) a velocidades de
deformación de 10^{-4} s^{-1} (círculos cerrados), 10^{-2}
s^{-1} (círculos abiertos) y 10^{-1} s^{-1} (triángulos); y a
550ºC (Panel D) a velocidades de deformación de 10^{-1} s^{-1}
(círculos abiertos) y 10^{-2} s^{-1} (círculos cerrados).
Fig. 22 ilustra mediciones tensión
real-deformación real obtenidas a partir de cintas
metálicas de la composición (Fe_{0 . 8}Cr_{0 .
2})_{81}B_{17}W_{2} después de la cristalización. La
curva refleja los datos obtenidos a 750ºC a una velocidad de
deformación de 10^{-4} s^{-1}. La cristalización se logró
mediante el calentamiento de la composición por encima de la
temperatura de cristalización pero por debajo de la temperatura de
fusión de la composición.
\vskip1.000000\baselineskip
Esta divulgación de la invención se presenta en
cumplimiento de los fines constitucionales de las Leyes de Patentes
de los EE.UU. para "promover el progreso de la ciencia y técnicas
útiles" (artículo 1, sección 8).
La invención abarca la metodología para la
formación de materiales metálicos de acero cristalino y para la
formación de materiales de acero que tienen microestructuras
compuestas a escala nanocristalina, los métodos de utilización de
estos materiales de acero, y abarca también la composición materna
del acero. Un proceso que abarca la presente invención se describe
en general en relación con el diagrama de bloques de la fig. 1. En
un primer paso (A) una mezcla de elementos se forma. Tal mezcla
comprende una composición de acero como se indica en la
reivindicación 1.
En aspectos particulares de la presente
invención, la mezcla comprenderá por lo menos dos de B, C y Si. La
mezcla puede comprender B, C y Si, y en realizaciones particulares
la mezcla puede comprender B, C y Si en una relación atómica
B_{17}C_{5}Si_{1}. En aspectos particulares de la presente
invención, la mezcla puede contener al menos un metal de transición
que puede ser, por ejemplo, seleccionado del grupo que consiste de
W, Mo, Cr y Mn. Además, la mezcla puede contener Gd.
Las mezclas de la invención presente comprenden
preferiblemente menos de once elementos, y pueden preferiblemente
comprender menos de nueve elementos. Además, las mezclas puede
abarcar tan sólo dos elementos. En realizaciones particulares, la
mezcla puede consistir esencialmente o puede consistir en menos de
once elementos.
En general, las mezclas de la presente invención
se compone de cuatro hasta ocho elementos.
Mezclas ejemplares que se pueden utilizar en la
metodología de la presente invención son:
Fe_{63}B_{17}C_{a}Si_{5},
(Fe_{0 . 8}Cr_{0 . 2})_{79}B_{17}W_{2}C_{2}, Fe_{63}B_{17}C_{a}Si_{5}, Fe_{63}B_{17}W_{2}C_{2}, Fe_{63}B_{17}C_{5}, Fe_{63}B_{17}C_{5}, (Fe_{0 . 8}Cr_{0 . 2})_{76}Mo_{2}B_{12}C_{5}Si_{1}, Fe_{63}B_{17}C_{5}W_{5},
Fe_{63}B_{17}C_{5}Si_{5}, (Fe_{0 . 8}Cr_{0 . 2})_{76}Mo_{2}W_{2}B_{14}C_{5}Si_{1}, (Fe_{0 . 8}Cr_{0 . 2})_{73}Mo_{2}W_{2}B_{16}C_{4}Si_{1}Mn_{2}, Fe_{63}Cr_{8}Mo_{2}B_{17}C_{5}, (Fe_{0 . 8}Cr_{0 . 2})_{75}Mo_{2}B_{17}
C_{5}Si_{1}, (Fe_{0 . 8}Cr_{0 . 2})_{75}W_{2}B_{17}C_{5}Si_{1}, Fe_{63}B_{17}C_{5}Si_{1}, (Fe_{0 . 8}Cr_{0 . 2})_{73}Mo_{2}W_{2}B_{17}C_{5}Si_{1}, (Fe_{0 . 8}Cr_{0 . 2})_{72}Mo_{2}W_{2}B_{17}C_{5}Si_{1}Gd_{1},
(Fe_{0 . 8}Cr_{0 . 2})_{71}Mo_{2}W_{2}B_{17}C_{5}Si_{1}Gd_{2}, y (Fe_{0 . 8}Cr_{0 . 2})_{74}Mo_{2}W_{2}B_{17}C_{4}Si_{1}.
(Fe_{0 . 8}Cr_{0 . 2})_{79}B_{17}W_{2}C_{2}, Fe_{63}B_{17}C_{a}Si_{5}, Fe_{63}B_{17}W_{2}C_{2}, Fe_{63}B_{17}C_{5}, Fe_{63}B_{17}C_{5}, (Fe_{0 . 8}Cr_{0 . 2})_{76}Mo_{2}B_{12}C_{5}Si_{1}, Fe_{63}B_{17}C_{5}W_{5},
Fe_{63}B_{17}C_{5}Si_{5}, (Fe_{0 . 8}Cr_{0 . 2})_{76}Mo_{2}W_{2}B_{14}C_{5}Si_{1}, (Fe_{0 . 8}Cr_{0 . 2})_{73}Mo_{2}W_{2}B_{16}C_{4}Si_{1}Mn_{2}, Fe_{63}Cr_{8}Mo_{2}B_{17}C_{5}, (Fe_{0 . 8}Cr_{0 . 2})_{75}Mo_{2}B_{17}
C_{5}Si_{1}, (Fe_{0 . 8}Cr_{0 . 2})_{75}W_{2}B_{17}C_{5}Si_{1}, Fe_{63}B_{17}C_{5}Si_{1}, (Fe_{0 . 8}Cr_{0 . 2})_{73}Mo_{2}W_{2}B_{17}C_{5}Si_{1}, (Fe_{0 . 8}Cr_{0 . 2})_{72}Mo_{2}W_{2}B_{17}C_{5}Si_{1}Gd_{1},
(Fe_{0 . 8}Cr_{0 . 2})_{71}Mo_{2}W_{2}B_{17}C_{5}Si_{1}Gd_{2}, y (Fe_{0 . 8}Cr_{0 . 2})_{74}Mo_{2}W_{2}B_{17}C_{4}Si_{1}.
En el paso (B) de la fig. 1, la mezcla se puede
formar en una aleación. El paso (b) de formación de la aleación
puede comprender, por ejemplo, fusión de una composición en una
atmósfera de argón.
\newpage
En el paso (C) de la figura 1, la aleación puede
ser enfriada para formar un material duro que comprende una masa
sólida. El enfriamiento de aleaciones convencionales de acero para
formar los materiales sólidos abarca típicamente enfriar a una
velocidad de al menos 5000 K/s, a fin de lograr un acero duro
sólido. A los efectos de la presente descripción, el enfriamiento a
una velocidad de por lo menos unos 5000 K/s puede ser referido como
refrigeración rápida. El enfriamiento rápido se puede lograr por una
serie de procesos diferentes, incluyendo, por ejemplo, hilado por
fusión, atomización de gas, atomización centrífuga, atomización de
agua y temple por impacto. Según el Paso (C) de la invención de la
figura 1 comprende un enfriamiento lento (enfriamiento a una
velocidad inferior a 5000 K/s) para formar un material sólido duro.
El enfriamiento lento de una aleación puede utilizar métodos como
fusión por arco, fundición, moldeo en arena, fundición a cera
perdida, etc. La velocidad de enfriamiento y la dureza resultante
del material metálico duro puede variar en función de la particular
composición de la mezcla utilizada para formar la aleación.
Además, a diferencia de composiciones de aceros
convencionales que se enfrían rápidamente para lograr alta dureza,
composiciones de aleación particular de la presente invención pueden
lograr dureza extrema (más de aproximadamente 9,2 GPa) mediante
enfriamiento lento.
El material duro sólido formado en el paso (C)
de la Fig. 1 puede comprender una temperatura de fusión, por
ejemplo, entre alrededor de 1100ºC y 1550ºC. El material sólido duro
formado en el paso (C) de la figura 1 no se limita a una forma
específica y puede ser, por ejemplo, un material fundido incluyendo
pero no limitado a una forma de lingote. La formación de un material
sólido duro por los pasos de proceso mostrados en la fig. 1 puede
comprender técnicas estándar de metalurgia, incluyendo pero no
limitado a, fusión por arco, fundición a la cera perdida, moldeado
en arena, conformado por colada y laminado con colada.
La dureza medida (PAM) para lingotes en bruto de
composiciones seleccionadas abarcadas por la presente invención se
muestran en la Tabla 1. Los lingotes se cortaron por la mitad con
una sierra de diamante, metalo-gráficamente montados
y probados para dureza, con cada valor de la dureza obtenido
representando un promedio de diez mediciones. Como se muestra en la
Tabla 1, los lingotes de fundición resultantes pueden abarcar una
dureza tan alta como 14.9 GPa.
A pesar de que la aleación enfriada en forma de
masa sólida puede comprender una gran dureza, la dureza puede estar
acompañada de tenacidad muy baja. Debido a la baja tenacidad,
lingotes formados como se describe anteriormente pueden ser muy
frágiles y puede romperse al impacto, como, por ejemplo, cuando se
golpean con un martillo. Sin embargo, contrariamente a una
disminución observada en tenacidad que acompaña a mayor dureza en
los materiales producidos por el procesamiento de acero
convencionales, el procesamiento adicional del material en masa
sólida por los métodos de la invención (véase más adelante) puede
producir materiales teniendo a la vez extrema dureza y tenacidad
aumentada en relación a la forma de lingotes.
\vskip1.000000\baselineskip
\vskip1.000000\baselineskip
\vskip1.000000\baselineskip
(Tabla pasa a página
siguiente)
\vskip1.000000\baselineskip
El procesamiento adicional y alternativo de la
aleación del paso (B) de la figura 1 y el material duro sólido del
paso (C) de la fig. 1 se describen de manera general en relación con
el diagrama de bloques de la figura 2. Una aleación de acuerdo a los
métodos de la presente invención puede comprender una aleación
fundida, como se muestra en el paso (D) de la fig. 2 La aleación
fundida puede solidificarse en el paso (E) por rápida refrigeración
o enfriamiento lento de acuerdo con los métodos descritos
anteriormente. El material solidificado se puede someter a un paso
más en el proceso (F) para formar un polvo. Por otra parte, la
aleación fundida del paso (D) puede ser directamente objeto de etapa
(F) de formación de polvo.
El paso de procesar el material sólido de la
etapa (E) a forma de polvo puede abarcar, por ejemplo, varias etapas
convencionales de molienda o trituración o métodos de atomización,
como, por ejemplo, atomización por gas, agua, o centrífuga para
producir un polvo metálico.
Puede ser ventajoso procesar un material sólido
para formar polvo utilizando técnicas de atomización ya que tal
proceso puede producir grandes cantidades de polvo estable, no
reactivo de un rango de tamaño deseado en un solo paso. Los métodos
de atomización pueden producir polvos esféricos que pueden ser
especialmente ventajosos ya que las partículas esféricas pueden
fluir fácilmente permitiendo un paso mejorado a través de un
dispositivo de deposición térmica (ver más abajo). La naturaleza
esférica de partículas de polvo producidas a partir de un lingote de
acero duro de composición de aleación se muestra en la fig. 3.
La formación de partículas de polvo por
atomización puede formar partículas de polvo que comprenden por lo
menos alguna microestructura amorfa. Debido a las altas capacidades
de formación de cristal de composiciones de la presente invención,
la solidificación rápida durante la atomización permite la
producción directa de partículas de cristal amorfo. En realizaciones
particulares, puede ser deseable producir partículas amorfas y por
lo tanto limitar o eliminar la necesidad de refusión de las
partículas durante el depósito posterior. Composiciones particulares
procesadas por métodos de la presente invención pueden producir
polvos que comprenden hasta 100% de estructura amorfa.
Como se muestra en la fig. 2, polvo metálico de
la etapa (F) se puede formar a partir de una aleación fundida de la
etapa (D) sin la inclusión de la etapa de solidificación (E). Esta
formación directa de polvo se puede lograr mediante la utilización
de métodos rápidos de solidificación tales como el enfriamiento por
radiación, el enfriamiento por convección, o enfriamiento por
conducción, o bien por cualquiera de los métodos de atomización
discutidos anteriormente con respecto al procesamiento de un
material sólido metálico a forma de polvo. Las ventajas discutidas
anteriormente con respecto a la atomización del material sólido se
aplican por igual a la atomización de una aleación fundida según los
métodos de la presente invención.
Antes de una etapa de aplicación superficial (H)
de la fig. 2, el polvo metálico de la etapa F puede ser
adicionalmente procesado por clasificación (clasificando el polvo en
función del tamaño de partícula (no se muestra)). Esta clasificación
puede abarcar, por ejemplo, cribado secuencial y etapas de
clasificación por aire. Los tamaños de partículas de polvo
producidas por métodos de la presente invención pueden comprender
tamaños de entre cerca de 10 \mum a unos 450 \mum. La
clasificación de las partículas del polvo se puede utilizar para
obtener un determinado tamaño de partícula o una gama de tamaños de
utilidad para una técnica de deposición de material elegida. En
realizaciones particulares, la clasificación puede ser utilizada
para producir un polvo que comprende un tamaño de partícula de unas
10 a unas 100 micras.
Aún en la fig. 2, un polvo producido por los
métodos descritos puede opcionalmente utilizarse para la producción
de un alambre en el paso (G), que a su vez puede ser utilizado para
su aplicación a una superficie en el paso (H). La etapa de formación
de alambre (G) de la fig. 2 se analiza con más detalle con
referencia a las figs. 4 y 5.
Con referencia en primer lugar a la fig. 4, la
formación de alambre puede comprender proveer una banda de metal 20
que puede tener una primera composición, y proporcionar un polvo
producido por métodos de la presente invención. La composición de la
banda metálica 20 y la composición del polvo 22 se pueden combinar
para formar una composición de alambre deseada para la deposición
posterior u otras aplicaciones. El polvo 22 comprende un polvo
producido por los métodos de la presente invención discutidos
arriba. La composición de la banda de metal 20 no se limita a
cualquier composición específica y puede ser elegida para completar
la composición de polvo de 22 para formar la composición de alambre
deseada.
La banda de metal 20 puede combinarse con el
polvo 22 y procesarse ulteriormente para formar alambre 24 como se
muestra en la fig. 5. La combinación de la banda de metal y el polvo
puede abarcar, por ejemplo, la formación de un alambre con núcleo
utilizando técnicas convencionales de laminado/extrusión en donde el
material en polvo forma un núcleo 28 y la banda de metal forma una
envoltura alrededor del núcleo 28. El alambre 24 no está limitado a
un diámetro específico y puede incluir, por ejemplo, un diámetro de
cerca de 0.089 cm (0,035 pulgadas) a cerca de 0.478 cm (0,188
pulgadas). En realizaciones particulares, un diámetro de alambre
preferido puede ser 0.159 cm (1/16 pulgadas).
Una composición total del alambre 24 que
comprende las composiciones combinadas de núcleo 28 y envoltura 26,
puede incluir al menos 55% de hierro en peso, y puede comprender
boro. La composición total de 24 hilos puede de preferencia
comprender menos de once elementos. En realizaciones particulares,
la composición total de alambre de 24 puede consistir esencialmente
de menos de 11 elementos. Preferiblemente, la composición total del
alambre 24 puede comprender o puede consistir esencialmente en
2-7 elementos además de hierro. Otros elementos
distintos del hierro presentes en la composición total comprenden B
y pueden incluir al menos un elemento seleccionado del grupo que
consiste de C, P y Si. En realizaciones particulares el alambre 24
puede comprender 2,3 o todos de C, B, P y Si. El alambre 24 puede,
por ejemplo, comprender C, Si y B presentes en la composición total
en una proporción atómica de B_{17}C_{5}Si_{1}. La composición
total puede además contener uno o más de W, Mo, Cr, Mn, Al y Gd.
Composiciones totales ejemplares que pueden ser
comprendidas por el alambre 24 incluyen:
Fe_{63}B_{17}C_{3}Si_{3},
(Fe_{0 . 8}Cr_{0 . 2})_{79}B_{17}W_{2}C_{2}, Fe_{63}B_{17}C_{3}Si_{5}, Fe_{63}B_{17}W_{2}C_{2}, Fe_{63}B_{17}C_{8}, Fe_{63}B_{17}C_{5}, (Fe_{0 . 8}Cr_{0 . 2})_{76}Mo_{2}W_{2}B_{12}C_{5}Si_{1}, Fe_{63}B_{17}C_{5}W_{5}, Fe_{63}B_{17}C_{5}Si_{5}, (Fe_{0 . 8}Cr_{0 . 2})_{76}Mo_{2}W_{2}B_{14}C_{5}Si_{1}, (Fe_{0 . 8}Cr_{0 . 2})_{73}Mo_{2}W_{2}B_{16}C_{4}Si_{1}Mn_{2}, Fe_{63}Cr_{8}Mo_{2}B_{17}C_{5}, (Fe_{0 . 8}Cr_{0 . 2})_{75}Mo_{2}
B_{17}C_{5}Si_{1}, (Fe_{0 . 8}Cr_{0 . 2})_{75}W_{2}B_{17}C_{5}Si_{1}, Fe_{63}B_{17}C_{5}Si_{1}, (Fe_{0 . 8}Cr_{0 . 2})_{73}Mo_{2}W_{2}B_{17}C_{5}Si_{1}, (Fe_{0 . 8}Cr_{0 . 2})_{72}Mo_{2}W_{2}B_{17}C_{5}Si_{1}Gd_{1},
(Fe_{0 . 8}Cr_{0 . 2})_{71}Mo_{2}W_{2}B_{17}C_{5}Si_{1}Gd_{2}, y (Fe_{0 . 8}Cr_{0 . 2})_{74}Mo_{2}W_{2}B_{17}C_{4}Si_{1}.
(Fe_{0 . 8}Cr_{0 . 2})_{79}B_{17}W_{2}C_{2}, Fe_{63}B_{17}C_{3}Si_{5}, Fe_{63}B_{17}W_{2}C_{2}, Fe_{63}B_{17}C_{8}, Fe_{63}B_{17}C_{5}, (Fe_{0 . 8}Cr_{0 . 2})_{76}Mo_{2}W_{2}B_{12}C_{5}Si_{1}, Fe_{63}B_{17}C_{5}W_{5}, Fe_{63}B_{17}C_{5}Si_{5}, (Fe_{0 . 8}Cr_{0 . 2})_{76}Mo_{2}W_{2}B_{14}C_{5}Si_{1}, (Fe_{0 . 8}Cr_{0 . 2})_{73}Mo_{2}W_{2}B_{16}C_{4}Si_{1}Mn_{2}, Fe_{63}Cr_{8}Mo_{2}B_{17}C_{5}, (Fe_{0 . 8}Cr_{0 . 2})_{75}Mo_{2}
B_{17}C_{5}Si_{1}, (Fe_{0 . 8}Cr_{0 . 2})_{75}W_{2}B_{17}C_{5}Si_{1}, Fe_{63}B_{17}C_{5}Si_{1}, (Fe_{0 . 8}Cr_{0 . 2})_{73}Mo_{2}W_{2}B_{17}C_{5}Si_{1}, (Fe_{0 . 8}Cr_{0 . 2})_{72}Mo_{2}W_{2}B_{17}C_{5}Si_{1}Gd_{1},
(Fe_{0 . 8}Cr_{0 . 2})_{71}Mo_{2}W_{2}B_{17}C_{5}Si_{1}Gd_{2}, y (Fe_{0 . 8}Cr_{0 . 2})_{74}Mo_{2}W_{2}B_{17}C_{4}Si_{1}.
El polvo utilizado para la formación de alambre
no se limita a una microestructura específica y puede comprender
desde cerca de 0 a cerca de 100% de estructura amorfa (cristal
metálico). Preferiblemente, el polvo utilizado para la formación de
alambre comprenderá una composición que, cuando aleado con la
envoltura metálica del alambre, producirá una composición de
aleación capaz de formación de cristal metálico. La composición
final del alambre producido por la presente invención puede
preferiblemente comprender una fracción de volumen aportado por el
polvo de cerca de 10% a cerca de 60%.
\newpage
El rango de tamaño de las partículas de polvo
utilizadas en la formación de alambre de acuerdo con los métodos
descritos no se limita a un valor específico. Ya que la formación de
alambre no requiere un tamaño específico de polvo, la formación de
alambre de acuerdo a los métodos descritos puede utilizar cualquier
polvo no clasificado o clasificación de polvo que incluya tamaños
que estén fuera de los rangos preferidos de tamaño de partículas
para diferentes técnicas de deposición de polvo.
Volviendo a la fig. 2, el polvo de la etapa (F)
o el alambre de la etapa (G) puede ser utilizado para tratar una
superficie en el paso (H). El material metálico en forma de polvo o
en forma de alambre se puede aplicar a una superficie en el paso (H)
para formar una capa o recubrimiento sobre la superficie. La
aplicación de una materia prima en polvo o alambre se describe con
más detalle con referencia a la fig. 6.
Como se muestra en la fig. 6, se proporciona un
sustrato 50 para el tratamiento de una superficie 51. La superficie
51 puede abarcar una superficie metálica, como, por ejemplo, una
superficie de acero convencional, una superficie de aluminio, una
superficie de acero inoxidable, una superficie de acero para
herramientas o cualquier otra superficie metálica. Alternativamente,
la superficie 51 puede comprender un material no metálico como, por
ejemplo, un material cerámico. Polvo o alambre, por ejemplo polvo o
alambre producidos por los métodos descritos anteriormente, se puede
utilizar como materia prima para la deposición sobre la superficie
de 51. Técnicas de tratamiento de superficies ejemplares para
deposición de materia prima sobre la superficie 51 incluyen las
técnicas de deposición térmica donde la materia prima se alimenta a
un dispositivo de deposición 52. La materia prima se puede convertir
en un aerosol 54 y rociada sobre la superficie 51 para formar una
capa de material 56. La deposición térmica no se limita a una
técnica específica, y puede incluir, por ejemplo, un sistema de
plasma de alta presión, un sistema de plasma de baja presión, un
sistema de pistola de detonación, un sistema de recubrimiento de
diamante, un sistema de oxígeno-gas combustible de
alta velocidad (HVOF), un sistema de arco-electrodo
de rodillo doble o rodillo simple, o un sistema
arco-electrodo de alta velocidad. Ejemplos de
recubrimientos HVOF de la composición
Fe_{63}Cr_{8}Mo_{2}B_{17}C_{5}Si_{1}Al_{4} rociada se
muestran en la fig. 7.
Antes de cualquier tratamiento posterior, la
capa rociada 56 puede abarcar una microestructura que incluye por lo
menos algún cristal metálico. La cantidad de estructura amorfa en la
capa 56 dependerá del método de la deposición, las condiciones de la
deposición, y la composición de la materia prima. Aplicada, la capa
56 comprende una dureza mayor que aproximadamente 9,2 GPa.
Normalmente, la capa 56 comprenderá una dureza de entre alrededor de
9,2 GPa y cerca de 15.0 GPa.
La dureza de una capa como depositada puede
verse afectada por la porosidad. Puede ser ventajoso producir una
capa o recubrimiento que comprende una porosidad baja, ya que la
porosidad aumentada de un material puede dar lugar a una disminución
correspondiente en la dureza del material. Como se muestra en la
fig. 8, la capa 56 puede tener una porosidad tan baja como 0.06%.
Normalmente, la capa 56 comprenderá una porosidad inferior o igual a
5% (correspondiente a una densidad de capa superior o igual a cerca
de 95%). La fig. 9 muestra porosidades de recubrimientos (Fe_{0 .
8}Cr_{0 .
2})_{73}Mo_{2}W_{2}B_{16}C_{4}Si_{1}Mn_{2}
formados por tres técnicas diferentes de deposición de
recubrimiento. El recubrimiento por plasma mostrado en el panel A
tiene una porosidad de 0,9%, el recubrimiento HVOF en el Panel B
tiene una porosidad del 0,7%, y el revestimiento de
arco-electrodo mostrado en el Panel C tiene una
porosidad de 3,3%. La Tabla 2 muestra la dureza determinada para
cada una de las tres capas mostradas en la fig. 9. Como se
comprenderá por los expertos en el arte, la porosidad de la capa 56
se puede aumentar si se desea mediante la incorporación de oxígeno
durante la deposición del recubrimiento, o por recubrimiento con
parámetros de recubrimiento no
optimizado.
optimizado.
A veces es deseable tener una capa de mayor
porosidad, por ejemplo, para absorber aceite.
\vskip1.000000\baselineskip
\vskip1.000000\baselineskip
Los estudios de difracción de rayos X realizados
en el lado de superficie libre de una capa única cuando depositada
de 330 micrómetros de espesor muestran una falta de microestructura
ordenada de gran alcance. como se muestra en la fig. 10, lo que
indica una estructura amorfa del recubrimiento. La capa depositada
56 puede comprender alguna estructura amorfa medible, puede
comprender estructura principalmente amorfa (más del 50% de la
microestructura), o puede comprender hasta 100% de estructuras
amorfas.
Debido a la falta de microestructura ordenada de
largo alcance en el cristal metálico, la presencia de una capa 56 de
botones de cristal metálico a formarse en la ausencia de cualquier
capa interfacial (como capa de unión), entre la capa de
recubrimiento 66 y la superficie 51 como se muestra en la fig. 6.
Una capa interfacial no es necesaria ya que hay poco o ningún
desajuste de estructura cristalina entre el material de la
superficie 51 y la capa de recubrimiento 56, debido a la presencia
de microestructura amorfa dentro de la capa 56. Aunque la Fig. 6
muestra la ausencia de una capa de interfase, es de entenderse que
la invención abarca realizaciones en donde se proporciona una capa
interfacial (no mostrado).
A pesar de la fig. 6 muestra una sola capa 56,
ha de entenderse que el recubrimiento puede abarcar un espesor
multi-capa de (no se muestra). La capa depositada 56
puede abarcar un espesor multicapa de cerca de 25 micras a cerca de
6500 micras. Si se utiliza materia prima en polvo, la capa 56 de
preferencia puede abarcar un espesor de varias capas de cerca de 250
micras a unas 350 micras. Si se utiliza alambre como materia prima,
la capa 56 de preferencia puede abarcar un espesor multicapa de unos
750 micras a cerca de 1500 micras.
Un recubrimiento que comprende un espesor de
múltiples capas se puede formar, por ejemplo, depositando
secuencialmente capas individuales de acuerdo con los métodos
descritos anteriormente. Exploraciones por difracción de rayos X del
lado de la superficie libre (Fig. 11A) y el lado del sustrato de la
superficie (después de deslaminación, fig. 11 B) de un recubrimiento
multicapa de espesor 1650 micras muestran, que se mantuvo una
estructura amorfa durante un proceso de deposición de plasma
multicapa. La Fig. 12 muestra una exploración por rayos X que indica
la estructura amorfa de un recubrimiento multicapa de 0,635 cm (1/4
pulgada) de espesor formado por la deposición por arco electrodo de
doble rodillo.
Se realizó análisis térmico diferencial (DTA)
para mostrar la transformación cristal a cristalino de una materia
prima en polvo atomizado, un recubrimiento HVOF y un recubrimiento
de deposición por plasma, de la composición
Fe_{63}Cr_{8}Mo_{2}B_{17}C_{5}Si_{1}Al_{4}. Las
exploraciones DTA mostradas en la Fig. 13, en combinación con
mediciones de calorimetría diferencial de barrido (DSC), indican que
la materia prima en polvo comprendía 46% de estructura de cristal,
el recubrimiento HVOF comprendía 41% estructura de cristal y el
recubrimiento por plasma contenía 86% estructura de cristal. La
traza DSC mostrada en la fig. 14 se obtuvo de un revestimiento
arco-electrodo de 0,635 cm (1/4 de pulgada) de
espesor de la composición
Fe_{63}Cr_{8}Mo_{2}B_{17}C_{5}Si_{1}Al_{4}, además de
comprender una dureza considerable de por lo menos unos 9.2 GPa, la
capa depositada 56 puede comprender una tenacidad sustancial que se
incrementa en relación con una tenacidad de la masa sólida aleada
refrigerada de la composición correspondiente (descrito
anteriormente). Por ejemplo, cuando se alcanza una densidad máxima
la capa como depositada 56 puede comprender un alargamiento de
rotura de hasta un 60%.
Volviendo a la fig. 2, una vez que un material
metálico se ha aplicado a una superficie en el paso (H), el material
metálico puede tratarse adicionalmente en la etapa (I) para
desvitrificar parte o la totalidad del cristal metálico presente en
el material metálico para formar cristalino que tiene tamaño de
grano nanocristalino. La etapa de desvitrificación (I) puede dar
lugar a una mayor dureza de la capa desvitrificada en relación con
la capa como depositada.
El paso de desvitrificación (I) puede comprender
tratamiento térmico de la capa como depositada que abarca calentar a
una temperatura desde por encima de la temperatura de cristalización
de la aleación particular a menos que la temperatura de fusión de la
composición de aleación de la capa, y puede comprender calentar
desde entre 1 minuto a cerca de 1000 horas. El paso de
desvitrificación (I) comprenderá normalmente calentar desde cerca de
550ºC a alrededor de 850º 0 entre unos 10 minutos y alrededor de 1
hora.
El tratamiento térmico de material de cristal
metálico permite un cambio de fase de estado sólido en donde el
cristal amorfo metálico se puede convertir en una o más fases
sólidas cristalinas. La desvitrificación de estado sólido de la
estructura de cristal amorfo permite que se produzca la nucleación
uniforme en todo el material amorfo para formar granos
nanocristalinos en el cristal. La microestructura de matriz metálica
formada por la desvitrificación puede abarcar una matriz de acero
(hierro con intersticiales disueltos) o una matriz
multi-fase compleja que comprende varias fases, una
de las cuales es ferrita. La estructura de grano compuesto de la
matriz metálica a escala nanocristalina puede lograr una combinación
de propiedades mecánicas que se han mejorado en comparación con las
propiedades que existirían con tamaños de grano más grande o con el
cristal metálico. Estas propiedades mecánicas mejoradas pueden
incluir, por ejemplo, alta resistencia y alta dureza y para
composiciones particulares pueden incluir una tenacidad mantenida o
incluso aumentada respecto a materiales que comprenden mayores
tamaños de grano o que comprenden cristal metálico.
La estructura resultante de material
desvitrificado puede comprender granos a nanoescala que comprenden
de 50 a 150 nanómetros de tamaño de grano. Además, el material
desvitrificado puede comprender precipitados de segunda fase en los
límites de grano que tienen un tamaño de precipitado del orden de 20
nanómetros. Fig. 15, fig. 16 y la fig. 8 muestran micrografías TEM
de la microestructura compuesta por materiales sometidos a
tratamiento térmico formados por los métodos descritos.
Refiriéndonos a la fig. 15, la microestructura nanocristalina de un
material desvitrificado (Fe_{0 . 8}Cr_{0 .
2})_{79}B_{17}W_{2}C_{2} se muestra después de
tratamiento a varias temperaturas durante una hora. Fig. 15. también
muestra un patrón de difracción de área seleccionado para cada una
de las tres condiciones de tratamiento. La Fig. 16 muestra la
microestructura nanocristalina y patrones de difracción de área
seleccionados de un material desvitrificado que comprende (Fe_{0 .
8}Cr_{0 .
2})_{73}Mo_{2}W_{2}B_{16}C_{4}Si_{1}Mn_{2}
después de tratamiento a diferentes temperaturas durante una
hora.
La fig. 17 muestra una micrografía TEM de la
microestructura nanocristalina de una capa desvitrificada que
comprende Fe_{63}Cr_{8}Mo_{2}B_{17}C_{5}Si_{1}Al_{4}
que se formó mediante la deposición HVOF seguida de tratamiento
térmico durante 1 hora a 750ºC. La TEM indica una estructura a
nanoescala con granos desde cerca de 75 nanómetros a cerca de 125 nm
con precipitados de segunda fase de 20 nm en los límites de grano.
La muestra que se ilustra en la fig. 17 se utilizó para obtener el
barrido de datos de difracción de rayos X mostrado en la fig. 18,
Panel A que fue a su vez refinado como se muestra en la fig. 18,
Panel B para identificar la estructura de nanocompuestos resumida en
la Tabla 3.
Como se muestra en la Tabla 4, un material
nanocompuesto desvitrificado puede tener una dureza que se
incrementa tanto como 5.2 GPa en relación con el material de cristal
correspondiente (antes de la desvitrificación). Como la tabla 4
indica, métodos de la presente invención pueden ser utilizados para
la producción de materiales de cristal duro o materiales
nanocompuestos duros que tienen dureza aumentada sobre la forma de
lingote correspondiente incluso para composiciones que tienen una
dureza de menos de 9,2 GPa cuando producidos en forma de
lingote.
Varios métodos se utilizaron para medir las
propiedades de los materiales desvitrificada producidos por métodos
de la presente invención. La capacidad de adherirse a un material
subyacente fue probado por métodos convencionales de ensayo,
incluyendo ensayo de impacto de caída, ensayo de flexión y ensayo de
erosión por impacto de partículas. Los recubrimientos fueron capaces
de pasar estas tres pruebas. La Figura 19 ilustra la ductilidad
elástica y plástica (resiliencia) de un recubrimiento que comprende
Fe_{63}Cr_{8}Mo_{2}B_{17}C_{5}Si_{1}Al_{4}. Una banda
de acero que ha sido recubierta con un espesor de aproximadamente
200 micras de material de recubrimiento por deposición HVOF se
muestra en la Panel A. El Panel B y Panel C muestran la falta de
astillado agrietamiento o desprendimiento de la capa del metal base
tras la deformación de la banda de revestimiento.
Fig. 20, el Panel A muestra una capa de unos 200
micras de espesor de
Fe_{63}Cr_{8}Mo_{2}B_{17}C_{5}Si_{1}Al_{4} sobre una
placa plana. Como se muestra, el recubrimiento muestra gran
ductilidad y tenacidad, ya que es capaz de deformarse con el metal
base, durante repetido martilleo en la parte de revestimiento (Panel
B) o repetido martilleo en el lado del substrato (Panel C). Además,
no se detectaron grietas observables, desconchados o recubrimiento
quitado tras la deformación severa de la placa (Panel D).
Las propiedades de tracción de la capa producida
por métodos de la presente invención se midieron mediante la
formación de cintas de metal de la composición a ensayar. Ambas
cintas de cristal metálico (fig. 21) y cintas desvitrificadas (Fig.
22) se sometieron a varias velocidades de deformación en una serie
de temperaturas. Las curvas tensión/deformación para de cristal
metálico mostraron que un alargamiento hasta el 60% es posible (Fig.
21, panel A). La cinta desvitrificada puede exhibir
superplasticidad, teniendo un elongación máxima hasta de cerca de
180% (Fig. 22).
La metodología descrita en este documento puede
tener aplicación para una serie de usos, incluyendo pero no limitado
a, usos tales como revestimientos de protección y de endurecimiento
de cara. En estas aplicaciones, recubrimientos metálicos producidos
por los métodos de la presente invención se pueden utilizar en
superficies de piezas, dispositivos y máquinas para proteger tales
superficies de uno o más de corrosión, erosión y desgaste. Estas
aplicaciones pueden utilizar ya sea recubrimientos como depositados
comprendiendo cristales metálicos o material desvitrificado
comprendiendo estructura de nanocompuesto. Además, dichas
aplicaciones pueden utilizar revestimientos que tienen alguna
estructura de cristal metálico y estructura de nanocompuestos. Estas
capas parcialmente cristal/parcialmente nanocompuesto se pueden
formar, por ejemplo, formando de forma secuencial capas individuales
y tratando térmicamente sólo capas específicas, o formando de forma
secuencial una o más capas y individuales y tratando térmicamente
sólo una parte de la una o varias capas.
Debido a la dureza de los materiales de cristal
metálico como depositado formado por métodos de la presente
invención, los recubrimientos pueden utilizar el material como
depositado sin desvitrificación adicional. En otras aplicaciones
donde se desea una mayor deseado, la desvitrificación completa puede
llevarse a cabo y puede alcanzar hasta el 100% de la microestructura
de nanocompuestos comprendiendo dureza extrema. El aumento en la
dureza producido por métodos de la presente invención se puede
lograr sin una pérdida acompañante de dureza, e incluso puede ir
acompañada de una mayor tenacidad.
\vskip1.000000\baselineskip
Este listado de referencias citadas por el
solicitante tiene como único fin la conveniencia del lector. No
forma parte del documento de la Patente Europea. Aunque se ha puesto
gran cuidado en la compilación de las referencias, no pueden
excluirse errores u omisiones y la OEP rechaza cualquier
responsabilidad en este sentido.
\bullet US 6258185 A [0010]
Claims (20)
1. Un método de producir un material metálico
duro, que comprende:
proporcionar una mezcla de elementos, donde la
mezcla consiste en una composición seleccionada del grupo que
consiste de Fe_{63}B_{17}C_{3}Si_{3}, (Fe_{0 . 8}Cr_{0 .
2})_{79}B_{17}W_{2}C_{2},
Fe_{63}B_{17}C_{3}Si_{5}, Fe_{63}B_{17}W_{2}C_{2},
Fe_{63}B_{17}C_{8}, Fe_{63}B_{17}C_{5}, (Fe_{0 .
8}Cr_{0 .
2})_{78}
Mo_{2}W_{2}B_{12}C_{5}Si_{1}, Fe_{63}B_{17}C_{5}W_{5}, Fe_{63}B_{17}C_{5}Si_{5}, (Fe_{0 . 8}Cr_{0 . 2})_{76}Mo_{2}W_{2}B_{14}C_{5}Si_{1}, (Fe_{0 . 8}Cr_{0 . 2})_{73}Mo_{2}W_{2}B_{16}C_{4}Si_{1}Mn_{2}, Fe_{63}
Cr_{8}Mo_{2}B_{17}C_{5}, (Fe_{0 . 8}Cr_{0 . 2})_{75}Mo_{2}B_{17}C_{5}Si_{1}, (Fe_{0 . 8}Cr_{0 . 2})_{75}W_{2}B_{17}C_{5}Si_{1}, Fe_{63}B_{17}C_{5}i_{1}, (Fe_{0 . 8}Cr_{0 . 2})_{73}Mo_{2}W_{2}B_{17}C_{5}Si_{1},
(Fe_{0 . 8}Cr_{0 . 2})_{72}Mo_{2}W_{2}B_{17}C_{5}Si_{1}Gd_{1}, (Fe_{0 . 8}Cr_{0 . 2})_{71}Mo_{2}W_{2}B_{17}C_{5}Si_{1}Gd_{2}, y (Fe_{0 . 8}Cr_{0 . 2})_{74}Mo_{2}W_{2}B_{17}C_{4}Si_{1}
Mo_{2}W_{2}B_{12}C_{5}Si_{1}, Fe_{63}B_{17}C_{5}W_{5}, Fe_{63}B_{17}C_{5}Si_{5}, (Fe_{0 . 8}Cr_{0 . 2})_{76}Mo_{2}W_{2}B_{14}C_{5}Si_{1}, (Fe_{0 . 8}Cr_{0 . 2})_{73}Mo_{2}W_{2}B_{16}C_{4}Si_{1}Mn_{2}, Fe_{63}
Cr_{8}Mo_{2}B_{17}C_{5}, (Fe_{0 . 8}Cr_{0 . 2})_{75}Mo_{2}B_{17}C_{5}Si_{1}, (Fe_{0 . 8}Cr_{0 . 2})_{75}W_{2}B_{17}C_{5}Si_{1}, Fe_{63}B_{17}C_{5}i_{1}, (Fe_{0 . 8}Cr_{0 . 2})_{73}Mo_{2}W_{2}B_{17}C_{5}Si_{1},
(Fe_{0 . 8}Cr_{0 . 2})_{72}Mo_{2}W_{2}B_{17}C_{5}Si_{1}Gd_{1}, (Fe_{0 . 8}Cr_{0 . 2})_{71}Mo_{2}W_{2}B_{17}C_{5}Si_{1}Gd_{2}, y (Fe_{0 . 8}Cr_{0 . 2})_{74}Mo_{2}W_{2}B_{17}C_{4}Si_{1}
fundir la mezcla para formar la mezcla en una
aleación; y
enfriar la aleación desde una temperatura a la
que se formó a una velocidad inferior a 5000 K por segundo para
formar un material metálico que tiene una dureza superior a 9,2
GPa.
\vskip1.000000\baselineskip
2. El método de la reivindicación 1 en donde el
material metálico está en forma de lingote.
3. El método de la reivindicación 1 en donde la
aleación exhibe una temperatura de fusión de desde 1100ºC a
1550ºC.
4. Un material metálico producido de acuerdo con
el método de la reivindicación 1 que muestra una temperatura de
fusión de desde 1100ºC a 1250ºC.
5. El material metálico de la reivindicación 4
en donde el material es un material fundido.
6. Un método de formar una superficie endurecida
en un substrato, comprendiendo:
proporcionar una masa sólida que exhibe una
primera dureza, la masa sólida estando formada por el método de la
reivindicación 1;
procesar la masa sólida para formar un
polvo;
aplicar el polvo a una superficie de un
substrato para formar inicialmente una capa teniendo una segunda
dureza, por lo menos algo de la capa comprendiendo cristal metálico;
y
convertir por lo menos algo del cristal metálico
a un material cristalino que tiene un tamaño de grano
nanocristalino, el convertir endureciendo la capa para formar una
capa endurecida que tiene una tercera dureza que es mayor que la
primera dureza y mayor que la segunda dureza.
\vskip1.000000\baselineskip
7. El método de la reivindicación 6 en donde el
polvo comprende una estructura amorfa.
8. El método de la reivindicación 6 en donde la
conversión comprende el calentamiento de la capa a una temperatura
entre 600ºC y una temperatura de fusión del cristal metálico.
9. El método de la reivindicación 6 en donde la
capa endurecida comprende una microestructura de nanocompuesto
teniendo un tamaño de grano de 75 nm a 125 nm y teniendo
precipitados de segunda fase de alrededor de 20 nm en los límites de
grano.
10. El método de la reivindicación 6 en donde la
capa se forma en la superficie de un sustrato en la ausencia de una
capa interfacial.
11. El método de la reivindicación 6 en donde la
aplicación del polvo a la superficie comprende al menos uno de una
deposición térmica por rociado de plasma, deposición térmica por
chorro de diamante y deposición térmica de
oxígeno-gas combustible a alta velocidad.
12. El método de la reivindicación 6
comprendiendo además:
antes de la aplicación del polvo a la
superficie, combinar el polvo con una banda de metal para formar un
alambre, el alambre teniendo una composición final comprendiendo al
menos 55% de hierro en peso y por lo menos un elemento seleccionado
del grupo que consiste de Si, C, P y B, y
en donde la aplicación del polvo de la
superficie comprende por lo menos uno de deposición por
arco-electrodo de doble rodillo, deposición por
arco-electrodo de simple rodillo y deposición por
arco-electrodo de alta velocidad.
\newpage
13. Un método de protección de una superficie,
que comprende:
proporcionar una superficie, y
aplicar una capa inicialmente formada de un
material formado por el método de la reivindicación 1; en la
superficie, la capa inicialmente formada exhibiendo una dureza
inicial de al menos 9,2 GPa y un alargamiento a tracción de 0,5% a
60%.
\vskip1.000000\baselineskip
14. El método de la reivindicación 13 en donde
la superficie es una superficie metálica.
15. El método de la reivindicación 13 en donde
la capa formada inicialmente comprende una estructura amorfa.
16. El método de la reivindicación 13
comprendiendo además:
convertir la capa inicialmente formada en una
capa endurecida que comprende una dureza aumentada, la dureza
aumentada siendo mayor que la dureza inicial.
\vskip1.000000\baselineskip
17. El método de la reivindicación 16 en donde
la capa endurecida comprende una microestructura de nanocompuestos
teniendo un tamaño de grano de 75 nm a 125 nm, y teniendo
precipitados de segunda fase de 20 nm en los límites de grano.
18. Un material de recubrimiento duro que
comprende un material metálico producido por el método de la
reivindicación 1 y que tiene por lo menos alguna estructura
desvitrificada que comprende un tamaño de grano nanocristalino, el
material de recubrimiento duro teniendo un alargamiento de tracción
de 5% a 180%.
19. El material de recubrimiento duro de la
reivindicación 18 que comprende una porosidad inferior o igual a
5%.
20. El material de recubrimiento duro de la
reivindicación 18 que comprende una porosidad inferior o igual a
1%.
Applications Claiming Priority (2)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
US172095 | 2002-06-13 | ||
US10/172,095 US6689234B2 (en) | 2000-11-09 | 2002-06-13 | Method of producing metallic materials |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
ES2369693T3 true ES2369693T3 (es) | 2011-12-05 |
Family
ID=29732939
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
ES03760193T Expired - Lifetime ES2369693T3 (es) | 2002-06-13 | 2003-01-15 | Materiales metálicos duros, recubrimientos metálicos duros, métodos de tratamiento de materiales metálicos y métodos de producción de recubrimientos metálicos. |
Country Status (13)
Country | Link |
---|---|
US (7) | US6689234B2 (es) |
EP (3) | EP2208800B1 (es) |
JP (2) | JP4841838B2 (es) |
KR (1) | KR20050010903A (es) |
CN (1) | CN100503843C (es) |
AT (1) | ATE486142T1 (es) |
AU (1) | AU2003276337B2 (es) |
BR (1) | BR0311770B1 (es) |
CA (1) | CA2486352C (es) |
DE (1) | DE60334719D1 (es) |
ES (1) | ES2369693T3 (es) |
HK (1) | HK1079246A1 (es) |
WO (1) | WO2003106718A1 (es) |
Families Citing this family (85)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US6689234B2 (en) * | 2000-11-09 | 2004-02-10 | Bechtel Bwxt Idaho, Llc | Method of producing metallic materials |
KR20040081784A (ko) * | 2002-02-11 | 2004-09-22 | 유니버시티 오브 버지니아 페이턴트 파운데이션 | 벌크 응고형 고망간 비강자성 비정질 강철 합금, 이의이용 방법 및 제조 방법 |
TW583043B (en) * | 2002-12-27 | 2004-04-11 | Ind Tech Res Inst | Nanostructured metal powder and the method of fabricating the same |
CA2516195C (en) * | 2003-02-14 | 2013-04-09 | The Nanosteel Company | Improved properties of amorphous/partially crystalline coatings |
US7482065B2 (en) * | 2003-05-23 | 2009-01-27 | The Nanosteel Company, Inc. | Layered metallic material formed from iron based glass alloys |
WO2005024075A2 (en) * | 2003-06-02 | 2005-03-17 | University Of Virginia Patent Foundation | Non-ferromagnetic amorphous steel alloys containing large-atom metals |
USRE47863E1 (en) | 2003-06-02 | 2020-02-18 | University Of Virginia Patent Foundation | Non-ferromagnetic amorphous steel alloys containing large-atom metals |
US7763125B2 (en) * | 2003-06-02 | 2010-07-27 | University Of Virginia Patent Foundation | Non-ferromagnetic amorphous steel alloys containing large-atom metals |
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 |
DE502005009857D1 (de) * | 2004-01-28 | 2010-08-19 | Ford Global Tech Llc | Durch thermisches spritzen aufgebrachte eisenhaltige schicht einer gleitfläche, insbesondere für zylinderlaufflächen von motorblöcken |
JP4619405B2 (ja) * | 2004-05-06 | 2011-01-26 | バテル エナジー アライアンス,エルエルシー | 基板上に硬化面を形成する方法 |
WO2006034054A1 (en) * | 2004-09-16 | 2006-03-30 | Belashchenko Vladimir E | Deposition system, method and materials for composite coatings |
KR20090092346A (ko) * | 2004-09-27 | 2009-08-31 | 더 리젠츠 오브 더 유니버시티 오브 캘리포니아 | 복합재료 및 그 제조방법 |
US7487840B2 (en) * | 2004-11-12 | 2009-02-10 | Wear Sox, L.P. | Wear resistant layer for downhole well equipment |
US7935198B2 (en) * | 2005-02-11 | 2011-05-03 | The Nanosteel Company, Inc. | Glass stability, glass forming ability, and microstructural refinement |
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 |
US9051630B2 (en) * | 2005-02-24 | 2015-06-09 | University Of Virginia Patent Foundation | Amorphous steel composites with enhanced strengths, elastic properties and ductilities |
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 |
US8075712B2 (en) * | 2005-11-14 | 2011-12-13 | Lawrence Livermore National Security, Llc | Amorphous metal formulations and structured coatings for corrosion and wear resistance |
US8187720B2 (en) * | 2005-11-14 | 2012-05-29 | Lawrence Livermore National Security, Llc | Corrosion resistant neutron absorbing coatings |
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 |
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 |
WO2007059267A1 (en) * | 2005-11-15 | 2007-05-24 | Baker Hughes Incorporated | Hardfacing materials with highly conforming properties |
US20100183816A1 (en) * | 2006-02-17 | 2010-07-22 | Steward Advanced Materials, Inc. | Low velocity oxygen-fueled flame spray method and apparatus for making ferrite material products and products produced thereby |
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 |
US7939142B2 (en) | 2007-02-06 | 2011-05-10 | Ut-Battelle, Llc | In-situ composite formation of damage tolerant coatings utilizing laser |
US7758925B2 (en) * | 2007-09-21 | 2010-07-20 | Siemens Energy, Inc. | Crack-free erosion resistant coatings on steels |
CA2705305C (en) * | 2007-11-09 | 2016-07-05 | The Nanosteel Company, Inc. | Tensile elongation of near metallic glass alloys |
US8986469B2 (en) | 2007-11-09 | 2015-03-24 | The Regents Of The University Of California | Amorphous alloy materials |
US20100163140A1 (en) * | 2008-06-16 | 2010-07-01 | Cola Jr Gary M | Microtreatment of Iron-Based Alloy, Apparatus and Method Therefor, and Microstructure Resulting Therefrom |
US7998572B2 (en) * | 2008-08-12 | 2011-08-16 | Caterpillar Inc. | Self-lubricating coatings |
SE533076C2 (sv) * | 2008-09-05 | 2010-06-22 | Sätt att framställa föremål innehållande nanometall eller kompositmetall | |
JP5381045B2 (ja) * | 2008-11-26 | 2014-01-08 | 新東工業株式会社 | ショットピーニング用投射材の製造方法 |
WO2010118186A2 (en) | 2009-04-07 | 2010-10-14 | Frank's International, Inc. | Friction reducing wear band and method of coupling a wear band to a tubular |
JP6178073B2 (ja) * | 2009-05-19 | 2017-08-09 | カリフォルニア インスティチュート オブ テクノロジー | 強じんな鉄系バルク金属ガラス合金 |
CA2774546C (en) * | 2009-09-17 | 2018-02-27 | Scoperta, Inc. | Compositions and methods for determining alloys for thermal spray, weld overlay, thermal spray post processing applications, and castings |
CN102041468B (zh) * | 2010-12-07 | 2013-01-23 | 华中科技大学 | 一种铁基非晶涂层的制备方法 |
CN102758175A (zh) * | 2011-04-27 | 2012-10-31 | 鸿富锦精密工业(深圳)有限公司 | 镀膜件及其制备方法 |
US8257512B1 (en) | 2011-05-20 | 2012-09-04 | The Nanosteel Company, Inc. | Classes of modal structured steel with static refinement and dynamic strengthening and method of making thereof |
JP5400194B2 (ja) * | 2011-10-31 | 2014-01-29 | トピー工業株式会社 | 溶融亜鉛耐食性金属ガラス |
AU2012362827B2 (en) | 2011-12-30 | 2016-12-22 | Scoperta, Inc. | Coating compositions |
US8419869B1 (en) * | 2012-01-05 | 2013-04-16 | The Nanosteel Company, Inc. | Method of producing classes of non-stainless steels with high strength and high ductility |
JP2015517025A (ja) | 2012-03-23 | 2015-06-18 | アップル インコーポレイテッド | アモルファス合金インゴットの金型不要の連続的製造 |
JP2015517026A (ja) * | 2012-03-23 | 2015-06-18 | アップル インコーポレイテッド | アモルファス合金粉末原料の加工プロセス |
JP2015035006A (ja) * | 2012-04-26 | 2015-02-19 | インターナショナル・ビジネス・マシーンズ・コーポレーションInternational Business Machines Corporation | 複数の要素の結合結果を識別する情報処理装置、プログラムおよび方法 |
US9080229B2 (en) | 2012-05-07 | 2015-07-14 | Ut-Battelle, Llc | Nano-composite stainless steel |
US20140021188A1 (en) * | 2012-07-19 | 2014-01-23 | Lincoln Global, Inc. | Hot-wire consumable to provide weld with increased wear resistance |
CN102779575A (zh) * | 2012-07-26 | 2012-11-14 | 重庆师范大学 | 一种提高强度和抗腐蚀性能的金属导线及其制备方法 |
US20140033780A1 (en) * | 2012-08-03 | 2014-02-06 | Liquidmetal Coatings Llc | Metal-containing coating and method of using and making same |
US9738959B2 (en) | 2012-10-11 | 2017-08-22 | Scoperta, Inc. | Non-magnetic metal alloy compositions and applications |
US20160047028A1 (en) * | 2013-03-15 | 2016-02-18 | Liquidmetal Coatings, Llc | Composite coating material with amorphous-containing matrix |
US9475154B2 (en) * | 2013-05-30 | 2016-10-25 | Lincoln Global, Inc. | High boron hardfacing electrode |
US9708699B2 (en) | 2013-07-18 | 2017-07-18 | Glassimetal Technology, Inc. | Bulk glass steel with high glass forming ability |
US9920412B2 (en) | 2013-08-28 | 2018-03-20 | Antelope Oil Tool & Mfg. Co. | Chromium-free thermal spray composition, method, and apparatus |
CN105813796A (zh) | 2013-10-31 | 2016-07-27 | 维米尔制造公司 | 结合碳化物粒子的硬表堆焊 |
CA2931842A1 (en) | 2013-11-26 | 2015-06-04 | Scoperta, Inc. | Corrosion resistant hardfacing alloy |
JP6623177B2 (ja) * | 2014-05-16 | 2019-12-18 | ザ・ナノスティール・カンパニー・インコーポレーテッド | 含金属材料の層状構成 |
WO2015191458A1 (en) | 2014-06-09 | 2015-12-17 | Scoperta, Inc. | Crack resistant hardfacing alloys |
WO2016014665A1 (en) | 2014-07-24 | 2016-01-28 | Scoperta, Inc. | Impact resistant hardfacing and alloys and methods for making the same |
MY190226A (en) | 2014-07-24 | 2022-04-06 | Oerlikon Metco Us Inc | Hardfacing alloys resistant to hot tearing and cracking |
US20160024628A1 (en) * | 2014-07-24 | 2016-01-28 | Scoperta, Inc. | Chromium free hardfacing materials |
US20160121285A1 (en) * | 2014-11-03 | 2016-05-05 | Schlumberger Technology Corporation | Apparatus for Mixing Solid Particles and Fluids |
EP3234209B1 (en) | 2014-12-16 | 2024-07-24 | Scoperta, Inc. | Tough and wear resistant ferrous alloys containing multiple hardphases |
CN108350528B (zh) | 2015-09-04 | 2020-07-10 | 思高博塔公司 | 无铬和低铬耐磨合金 |
CA2996175C (en) | 2015-09-08 | 2022-04-05 | Scoperta, Inc. | Non-magnetic, strong carbide forming alloys for powder manufacture |
JP2018537291A (ja) | 2015-11-10 | 2018-12-20 | スコペルタ・インコーポレイテッドScoperta, Inc. | 酸化抑制ツインワイヤーアークスプレー材料 |
WO2017165546A1 (en) | 2016-03-22 | 2017-09-28 | Scoperta, Inc. | Fully readable thermal spray coating |
CN106835001B (zh) * | 2017-01-20 | 2019-05-21 | 中国人民解放军装甲兵工程学院 | 一种用于高速电弧喷涂技术制备Al-Ni-Zr-Cr非晶涂层的粉芯丝材 |
CN108220824B (zh) * | 2017-12-15 | 2021-05-14 | 华南理工大学 | 一种铁基非晶合金条带及其在印染污水降解处理中的应用 |
CN108611580B (zh) * | 2018-05-16 | 2020-12-01 | 南京绿谷信息科技有限公司 | 一种高效能铁基非晶合金电加热材料及其制备方法 |
CN113195759B (zh) | 2018-10-26 | 2023-09-19 | 欧瑞康美科(美国)公司 | 耐腐蚀和耐磨镍基合金 |
CN109518117A (zh) * | 2018-11-29 | 2019-03-26 | 西安交通大学 | 一种应用于等离子喷涂的金属粉末 |
US11371108B2 (en) | 2019-02-14 | 2022-06-28 | Glassimetal Technology, Inc. | Tough iron-based glasses with high glass forming ability and high thermal stability |
CN113631750A (zh) * | 2019-03-28 | 2021-11-09 | 欧瑞康美科(美国)公司 | 用于涂布发动机气缸孔的热喷涂铁基合金 |
US11298690B2 (en) * | 2019-06-21 | 2022-04-12 | City University Of Hong Kong | Catalyst and a wastewater treatment method |
CN110549035B (zh) * | 2019-10-14 | 2021-02-26 | 湘潭大学 | 一种埋弧堆焊高硼合金的复合粉粒及其应用方法 |
CN111730177B (zh) * | 2020-05-20 | 2021-07-13 | 山东大学 | 一种低稀释率的双填丝tig堆焊工艺及其应用 |
CN114107764B (zh) * | 2020-08-26 | 2022-10-21 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种喷射铸轧7xxx铝合金薄带及其制备方法 |
US11828342B2 (en) | 2020-09-24 | 2023-11-28 | Lincoln Global, Inc. | Devitrified metallic alloy coating for rotors |
TWI764843B (zh) * | 2021-10-15 | 2022-05-11 | 中佑精密材料股份有限公司 | 鐵基金屬玻璃合金粉末及其用於塗層之用途 |
Family Cites Families (119)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US275808A (en) * | 1883-04-17 | Field eoad | ||
US2759808A (en) * | 1952-12-10 | 1956-08-21 | Wood Steel Co Alan | Process of production of iron powder |
CH466006A (de) | 1964-09-07 | 1968-11-30 | Elek Ska Svetsningsaktiebolage | Verfahren zur Herstellung eines einen Kern einschliessenden, rohrförmigen Schweissdrahtes oder Schweissstabes |
CH449397A (de) | 1964-09-07 | 1967-12-31 | Elektriska Svetsnings Ab | Verfahren zur Herstellung von umhüllten Lichtbogenschweisselektroden |
US3856513A (en) * | 1972-12-26 | 1974-12-24 | Allied Chem | Novel amorphous metals and amorphous metal articles |
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 |
JPS5447906A (en) | 1977-09-26 | 1979-04-16 | Hitachi Ltd | Turbine blade |
DE2861328D1 (en) * | 1978-01-03 | 1982-01-14 | Allied Corp | Iron group transition metal-refractory metal-boron glassy alloys |
US4210443A (en) * | 1978-02-27 | 1980-07-01 | Allied Chemical Corporation | Iron group transition metal-refractory metal-boron glassy alloys |
US4133679A (en) * | 1978-01-03 | 1979-01-09 | Allied Chemical Corporation | Iron-refractory metal-boron glassy alloys |
US4236946A (en) | 1978-03-13 | 1980-12-02 | International Business Machines Corporation | Amorphous magnetic thin films with highly stable easy axis |
US4290808A (en) | 1979-03-23 | 1981-09-22 | Allied Chemical Corporation | Metallic glass powders from glassy alloys |
US4576653A (en) | 1979-03-23 | 1986-03-18 | Allied Corporation | Method of making complex boride particle containing alloys |
US4439236A (en) * | 1979-03-23 | 1984-03-27 | Allied Corporation | Complex boride particle containing alloys |
US4365994A (en) * | 1979-03-23 | 1982-12-28 | Allied Corporation | Complex boride particle containing alloys |
US4386896A (en) | 1979-03-23 | 1983-06-07 | Allied Corporation | Apparatus for making metallic glass powder |
DE2924920A1 (de) | 1979-06-20 | 1981-01-22 | Siemens Ag | Verfahren zur herstellung grobkristalliner oder einkristalliner metalloder legierungsschichten |
JPS56163064A (en) | 1980-05-21 | 1981-12-15 | Toshiba Corp | Production of multilayer amorphous alloy |
JPS57177583A (en) * | 1981-04-14 | 1982-11-01 | Int Standard Electric Corp | Holl effect device |
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 |
JPS57185927A (en) | 1981-05-08 | 1982-11-16 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Formation of amorphous inside circumferential surface of steel pipe |
JPS583979A (ja) | 1981-07-01 | 1983-01-10 | Mitsubishi Heavy Ind Ltd | 耐食・耐エロ−ジヨン性部材の製造方法 |
US4533408A (en) * | 1981-10-23 | 1985-08-06 | Koon Norman C | Preparation of hard magnetic alloys of a transition metal and lanthanide |
USRE34322E (en) * | 1981-10-23 | 1993-07-27 | The United States Of America As Represented By The Secretary Of The Navy | Preparation of hard magnetic alloys of a transition metal and lanthanide |
US4523621A (en) * | 1982-02-18 | 1985-06-18 | Allied Corporation | Method for making metallic glass powder |
GB2116207A (en) * | 1982-03-02 | 1983-09-21 | Marko Materials Inc | Improved tool steels which contain boron and have been processed using a rapid solidification process and method |
JPS58213857A (ja) * | 1982-06-04 | 1983-12-12 | Takeshi Masumoto | 疲労特性に優れた非晶質鉄基合金 |
ATE18726T1 (de) | 1982-07-15 | 1986-04-15 | Akzo Nv | Verfahren zur herstellung eines fortlaufenden bandes aus amorphem metall. |
JPS5952443A (ja) | 1982-09-14 | 1984-03-27 | Kokusai Denshin Denwa Co Ltd <Kdd> | 光磁気記録媒体 |
DE3243964A1 (de) | 1982-11-27 | 1984-05-30 | Fa. J.S. Staedtler, 8500 Nürnberg | Schreibspitze fuer schreibgeraete und verfahren zu deren herstellung |
US4606977A (en) * | 1983-02-07 | 1986-08-19 | Allied Corporation | Amorphous metal hardfacing coatings |
DE3418209A1 (de) * | 1984-05-16 | 1985-11-21 | Siemens AG, 1000 Berlin und 8000 München | Verfahren zur herstellung eines metallischen koerpers unter verwendung einer amorphen legierung |
US4725512A (en) | 1984-06-08 | 1988-02-16 | Dresser Industries, Inc. | Materials transformable from the nonamorphous to the amorphous state under frictional loadings |
US4591104A (en) * | 1984-08-30 | 1986-05-27 | Bounds William E | Condiment mill |
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 |
US4621031A (en) | 1984-11-16 | 1986-11-04 | Dresser Industries, Inc. | Composite material bonded by an amorphous metal, and preparation thereof |
JPS61175919A (ja) * | 1985-01-29 | 1986-08-07 | Sharp Corp | 薄膜磁気ヘツドの製造方法 |
US4639543A (en) | 1985-02-04 | 1987-01-27 | Richard J. Birch | Semiconductor devices having a metallic glass substrate |
US4594104A (en) | 1985-04-26 | 1986-06-10 | Allied Corporation | Consolidated articles produced from heat treated amorphous bulk parts |
US5538565A (en) * | 1985-08-13 | 1996-07-23 | Seiko Epson Corporation | Rare earth cast alloy permanent magnets and methods of preparation |
GB8527852D0 (en) * | 1985-11-12 | 1985-12-18 | Osprey Metals Ltd | Atomization of metals |
US4822415A (en) * | 1985-11-22 | 1989-04-18 | Perkin-Elmer Corporation | Thermal spray iron alloy powder containing molybdenum, copper and boron |
US4741974A (en) * | 1986-05-20 | 1988-05-03 | The Perkin-Elmer Corporation | Composite wire for wear resistant coatings |
JPS63153290A (ja) * | 1986-09-22 | 1988-06-25 | Daiki Rubber Kogyo Kk | 表面活性化表面合金電極およびその作製法 |
US4723994A (en) * | 1986-10-17 | 1988-02-09 | Ovonic Synthetic Materials Company, Inc. | Method of preparing a magnetic material |
EP0271095A3 (en) | 1986-12-12 | 1989-07-12 | Nippon Steel Corporation | Method for the manufacture of formed products from powders, foils, or fine wires |
US4881989A (en) * | 1986-12-15 | 1989-11-21 | Hitachi Metals, Ltd. | Fe-base soft magnetic alloy and method of producing same |
JPS63219553A (ja) | 1987-03-09 | 1988-09-13 | Unitika Ltd | 非晶質金属細線の曲げ加工方法 |
US6083570A (en) | 1987-03-31 | 2000-07-04 | Lemelson; Jerome H. | Synthetic diamond coatings with intermediate amorphous metal bonding layers and methods of applying such coatings |
JPH0830202B2 (ja) * | 1987-07-29 | 1996-03-27 | 日本電装株式会社 | 非晶質合金ブロックの製造方法 |
EP0307109A1 (en) | 1987-08-24 | 1989-03-15 | Canon Kabushiki Kaisha | Method for forming semiconductor crystal and semiconductor crystal article obtained by said method |
US4857391A (en) * | 1987-12-22 | 1989-08-15 | Scapa Inc. | Non-woven paper machine dryer fabric without slack edges |
US5236791A (en) * | 1988-08-31 | 1993-08-17 | Hitachi, Ltd. | Magnetic recording medium and magnetic storage |
US5032469A (en) * | 1988-09-06 | 1991-07-16 | Battelle Memorial Institute | Metal alloy coatings and methods for applying |
JPH02229613A (ja) * | 1989-03-03 | 1990-09-12 | Nippon Steel Corp | 非晶質金属細線の束ね伸線方法 |
KR920003999B1 (ko) * | 1989-03-08 | 1992-05-21 | 알프스 덴기 가부시기가이샤 | 연자성 합금막 |
US5112388A (en) * | 1989-08-22 | 1992-05-12 | Hydro-Quebec | Process for making nanocrystalline metallic alloy powders by high energy mechanical alloying |
JPH02170950A (ja) | 1989-09-11 | 1990-07-02 | Tdk Corp | 非晶質磁性合金材料 |
US5643531A (en) | 1989-12-12 | 1997-07-01 | Samsung Heavy Industry Co., Ltd. | Ferrous alloy composition and manufacture and coating methods of mechanical products using the same |
JP3159936B2 (ja) | 1990-04-24 | 2001-04-23 | アルプス電気株式会社 | 高硬度Fe系軟磁性合金 |
JP2742631B2 (ja) | 1990-07-24 | 1998-04-22 | トヨタ自動車株式会社 | 非晶質磁性膜の製造方法 |
US5294462A (en) * | 1990-11-08 | 1994-03-15 | Air Products And Chemicals, Inc. | Electric arc spray coating with cored wire |
JP3322407B2 (ja) | 1990-11-30 | 2002-09-09 | 三井化学株式会社 | Fe基軟磁性合金 |
CA2074805C (en) | 1990-11-30 | 2001-04-10 | Hiroshi Watanabe | Fe-base soft magnetic alloy |
JPH05271885A (ja) | 1992-03-25 | 1993-10-19 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 軟磁性合金薄膜およびその製造方法 |
FR2691478B1 (fr) * | 1992-05-22 | 1995-02-17 | Neyrpic | Revêtements métalliques à base d'alliages amorphes résistant à l'usure et à la corrosion, rubans obtenus à partir de ces alliages, procédé d'obtention et applications aux revêtements antiusure pour matériel hydraulique. |
JPH0641675A (ja) | 1992-07-24 | 1994-02-15 | Takeshi Masumoto | アモルファスバルク磁性材料の製造方法 |
DE4243290C1 (de) * | 1992-12-21 | 1994-09-15 | Ver Mitteldeutsche Braunkohlen | Verfahren zur Herstellung und Regenerierung von stählernen Verschleißelementen |
US5332628A (en) | 1993-01-07 | 1994-07-26 | Wear Management Services, Inc. | Iron based ductile wire for forming a surfacing alloy system |
US5527401A (en) * | 1993-06-30 | 1996-06-18 | Samsung Heavy Industry Co., Ltd. | High toughness and high strength untempered steel and processing method thereof |
JP3233313B2 (ja) * | 1993-07-21 | 2001-11-26 | 日立金属株式会社 | パルス減衰特性に優れたナノ結晶合金の製造方法 |
US5486240A (en) | 1994-04-25 | 1996-01-23 | Iowa State University Research Foundation, Inc. | Carbide/nitride grain refined rare earth-iron-boron permanent magnet and method of making |
US5589011A (en) | 1995-02-15 | 1996-12-31 | The University Of Connecticut | Nanostructured steel alloy |
US5984996A (en) * | 1995-02-15 | 1999-11-16 | The University Of Connecticut | Nanostructured metals, metal carbides, and metal alloys |
JP3639350B2 (ja) | 1995-05-30 | 2005-04-20 | 内橋エステック株式会社 | アモルファス合金細線を導体に接続する方法 |
JPH093608A (ja) | 1995-06-14 | 1997-01-07 | Akihisa Inoue | Fe基軟磁性合金およびFe基軟磁性合金薄帯 |
RO111513B1 (ro) | 1995-12-27 | 1999-12-30 | Institutul Naţional De Cercetare - Dezvoltare Pentru Fizică Tehnică-Ift Iaşi | Fire magnetice, amorfe şi nanocristaline, acoperite cu sticlă, şi procedeu de obţinere a acestora |
US5690889A (en) | 1996-02-15 | 1997-11-25 | Iowa State University Research Foundation, Inc. | Production method for making rare earth compounds |
JPH09256117A (ja) | 1996-03-15 | 1997-09-30 | Alps Electric Co Ltd | Fe基軟磁性合金およびそれを用いた薄型磁気素子 |
US6022424A (en) | 1996-04-09 | 2000-02-08 | Lockheed Martin Idaho Technologies Company | Atomization methods for forming magnet powders |
CN1042603C (zh) | 1996-07-15 | 1999-03-24 | 潘国嶍 | 高硬度耐磨药芯焊丝 |
JPH1081914A (ja) | 1996-07-15 | 1998-03-31 | Alps Electric Co Ltd | Fe基軟磁性合金の製造方法 |
JP3317646B2 (ja) | 1996-12-04 | 2002-08-26 | ティーディーケイ株式会社 | 磁石の製造方法 |
JP3155487B2 (ja) * | 1997-02-12 | 2001-04-09 | 株式会社日立国際電気 | ウェット酸化装置およびウェット酸化方法 |
JP3883642B2 (ja) * | 1997-04-28 | 2007-02-21 | アルプス電気株式会社 | 軟磁性合金の製造方法 |
JPH10306353A (ja) | 1997-04-30 | 1998-11-17 | Nippon Piston Ring Co Ltd | シンクロナイザリング |
WO1999000523A1 (en) | 1997-06-30 | 1999-01-07 | Wisconsin Alumni Research Foundation | Nanocrystal dispersed amorphous alloys and method of preparation thereof |
DE69823756T2 (de) * | 1997-08-28 | 2005-04-14 | Alps Electric Co., Ltd. | Verfahren zum Sintern einer glasartige Eisenlegierungen |
JPH1186641A (ja) | 1997-09-10 | 1999-03-30 | Hitachi Metals Ltd | ケーブル |
US6125912A (en) | 1998-02-02 | 2000-10-03 | Bechtel Bwxt Idaho, Llc | Advanced neutron absorber materials |
US5998048A (en) | 1998-03-02 | 1999-12-07 | Lucent Technologies Inc. | Article comprising anisotropic Co-Fe-Cr-N soft magnetic thin films |
JP3409055B2 (ja) | 1998-10-16 | 2003-05-19 | 浦項綜合製鐵株式会社 | 伸線加工性が優れた高強度鋼線用線材及び高強度鋼線の製造方法 |
DE19859477B4 (de) * | 1998-12-22 | 2005-06-23 | Mtu Aero Engines Gmbh | Verschleißschutzschicht |
US6673817B1 (en) * | 1999-05-24 | 2004-01-06 | Millennium Pharmaceuticals, Inc. | Inhibitors of factor Xa |
US6258185B1 (en) | 1999-05-25 | 2001-07-10 | Bechtel Bwxt Idaho, Llc | Methods of forming steel |
US6156391A (en) * | 1999-06-14 | 2000-12-05 | Rankin Industries, Inc. | Process for hard facing a metallic substrate to improve wear resistance |
WO2001007694A1 (en) | 1999-07-21 | 2001-02-01 | Hyperion Catalysis International, Inc. | Methods of oxidizing multiwalled carbon nanotubes |
US6387530B1 (en) | 1999-08-27 | 2002-05-14 | Seagate Technology Llc | Patterned magnetic media via thermally induced phase transition |
JP4093688B2 (ja) | 1999-10-07 | 2008-06-04 | Jfeスチール株式会社 | 連続鋳造用鋳型 |
JP3805601B2 (ja) | 2000-04-20 | 2006-08-02 | 独立行政法人科学技術振興機構 | 高耐蝕性・高強度Fe−Cr基バルクアモルファス合金 |
US6737784B2 (en) * | 2000-10-16 | 2004-05-18 | Scott M. Lindquist | Laminated amorphous metal component for an electric machine |
US7323071B1 (en) | 2000-11-09 | 2008-01-29 | Battelle Energy Alliance, Llc | Method for forming a hardened surface on a substrate |
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 |
JP2002164514A (ja) | 2000-11-24 | 2002-06-07 | Nec Corp | 半導体装置の製造方法 |
US6673953B2 (en) | 2001-12-10 | 2004-01-06 | The United States Of America As Represented By The Secretary Of The Navy | Polymeric and carbon compositions with metal nanoparticles |
JP2004265889A (ja) | 2003-01-16 | 2004-09-24 | Tdk Corp | 光電変換素子、光電変換装置、及び鉄シリサイド膜 |
US20040157066A1 (en) | 2003-02-07 | 2004-08-12 | Arzoumanidis G. Alexis | Method of applying a hardcoating typically provided on downhole tools, and a system and apparatus having such a hardcoating |
WO2004072312A2 (en) * | 2003-02-11 | 2004-08-26 | The Nanosteel Company | Highly active liquid melts used to form coatings |
EP1594644B1 (en) * | 2003-02-11 | 2013-05-15 | The Nanosteel Company, Inc. | Formation of metallic thermal barrier alloys |
CA2516195C (en) | 2003-02-14 | 2013-04-09 | The Nanosteel Company | Improved properties of amorphous/partially crystalline coatings |
CA2516218C (en) | 2003-02-14 | 2014-01-28 | The Nanosteel Company | Method of modifying iron based glasses to increase crystallization temperature without changing melting temperature |
US7309807B2 (en) * | 2003-02-28 | 2007-12-18 | The Nanosteel Company, Inc. | Method of containing radioactive contamination |
CN100509253C (zh) * | 2003-04-01 | 2009-07-08 | 纳米钢公司 | 焊接物的受控热膨胀以提高韧性 |
US7482065B2 (en) | 2003-05-23 | 2009-01-27 | The Nanosteel Company, Inc. | Layered metallic material formed from iron based glass alloys |
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 |
-
2002
- 2002-06-13 US US10/172,095 patent/US6689234B2/en not_active Expired - Fee Related
-
2003
- 2003-01-15 EP EP10004106.0A patent/EP2208800B1/en not_active Expired - Lifetime
- 2003-01-15 AT AT03760193T patent/ATE486142T1/de not_active IP Right Cessation
- 2003-01-15 JP JP2004513530A patent/JP4841838B2/ja not_active Expired - Fee Related
- 2003-01-15 AU AU2003276337A patent/AU2003276337B2/en not_active Ceased
- 2003-01-15 WO PCT/US2003/001341 patent/WO2003106718A1/en active Application Filing
- 2003-01-15 ES ES03760193T patent/ES2369693T3/es not_active Expired - Lifetime
- 2003-01-15 BR BRPI0311770-7A patent/BR0311770B1/pt not_active IP Right Cessation
- 2003-01-15 CA CA002486352A patent/CA2486352C/en not_active Expired - Fee Related
- 2003-01-15 EP EP10004107.8A patent/EP2226398B1/en not_active Expired - Lifetime
- 2003-01-15 EP EP03760193A patent/EP1552027B1/en not_active Expired - Lifetime
- 2003-01-15 DE DE60334719T patent/DE60334719D1/de not_active Expired - Lifetime
- 2003-01-15 KR KR10-2004-7020235A patent/KR20050010903A/ko active Search and Examination
- 2003-01-15 CN CNB038135973A patent/CN100503843C/zh not_active Expired - Fee Related
-
2004
- 2004-01-05 US US10/752,985 patent/US20040140017A1/en not_active Abandoned
- 2004-01-05 US US10/753,162 patent/US8097095B2/en not_active Expired - Fee Related
- 2004-01-05 US US10/752,984 patent/US20040142197A1/en not_active Abandoned
- 2004-01-05 US US10/753,168 patent/US7067022B2/en not_active Expired - Lifetime
- 2004-01-05 US US10/753,167 patent/US7785428B2/en not_active Expired - Fee Related
- 2004-01-05 US US10/753,163 patent/US20040141868A1/en not_active Abandoned
-
2005
- 2005-12-09 HK HK05111321.2A patent/HK1079246A1/xx not_active IP Right Cessation
-
2009
- 2009-12-08 JP JP2009278380A patent/JP5346791B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
ES2369693T3 (es) | Materiales metálicos duros, recubrimientos metálicos duros, métodos de tratamiento de materiales metálicos y métodos de producción de recubrimientos metálicos. | |
ES2531738T3 (es) | Mejora de la estabilidad del vidrio, de la capacidad de formación de cristales y de afinado microestructural | |
ES2246857T3 (es) | Procedimiento de formacion de acero. | |
Telford | The case for bulk metallic glass | |
Otooni | Elements of rapid solidification: fundamentals and applications | |
JP4317930B2 (ja) | アモルファス合金粒子 | |
Guo et al. | Crystallization behavior of spray-formed and melt-spun Al89La6Ni5 hybrid composites with amorphous and nanostructured phases | |
CA2605296C (en) | Hard metallic materials, hard metallic coatings, methods of processing metallic materials and methods of producing metallic coatings | |
Branagan | Method for protecting a surface | |
US20240102132A1 (en) | Wear resistant mining fe alloy matrix and spinel ceramic compound composite | |
Dondapati | 6 MATLAB® Programming of Properties of Metallic Glasses and Their | |
Wang et al. | Metallic Glasses and Their Oxidation | |
JP2023024165A (ja) | 急速溶融急速凝固用のCu基合金粉末 | |
Khaenko et al. | Composition and structure of products from high-speed steel impact-centrifugal spinning |