JP2004538359A

JP2004538359A - 鉄ベースの高温合金

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Publication number: JP2004538359A
Application number: JP2001558501A
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Inventors: リン，フイ
Original assignee: リン，フイ
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Filing date: 2001-01-19
Publication date: 2004-12-24
Anticipated expiration: 2021-01-19
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Abstract

本発明は、鉄、アルミニウム、クロム、炭素の合金、およびこれの製造方法に関する。ここにおいてこの合金は、良好な室温延性、優れた高温耐酸化性、および延性を有する。この合金は、約１０〜７０ａｔ％の鉄、約１０〜４５ａｔ％のアルミニウム、約１〜７０ａｔ％のクロム、および約０．９〜１５ａｔ％の炭素を含む。本発明はまた、この合金の体心立方固溶体を含む材料、およびこの固溶体中での体心立方粒子の析出によるこの材料の補強方法にも関する。ここにおいてこれらの粒子は、下にある固溶体と実質的に同じ格子パラメーターを有する。特に高温においてこの合金が示す加工処理の容易さおよび優れた機械的性質によって、この材料は、高温構造の用途、例えばターボチャージャーの構成要素に用いられるようになる。

Description

【０００１】
本出願は、２０００年２月１１日に出願された米国仮出願番号第６０／１８１，９３６号の優先権を主張している、２０００年３月３１日に出願された米国特許出願第０９／５４０，４０３号の優先権を主張している。
【０００２】
本出願は、低密度、良好な引張り延性、および耐酸化性、耐蝕性、鋳造適性、および強度に関連した優れた特性を有する鉄ベースの耐熱性および耐蝕性合金に関する。この新規種類の合金は、大部分の従来のニッケル含有鋼、例えばステンレス鋼、耐熱鋼、および耐熱合金よりも約２０〜２５％軽く、２０〜８０％安い。
【０００３】
現在のところ、耐熱構造の用途では、耐熱鋼、耐熱合金、および超合金を用いることが最も多い。しかしながら、はるかに低い密度を有する同様な特性を有する材料へのニーズが存在するが、それは、耐熱鋼、耐熱合金、および超合金が、比較的高い密度を有するからである。代替材料、例えばセラミックおよび金属間規則合金が、それらの低い密度のために研究されているが、これらのどれも、低密度、適切な引張り延性、高強度、および高温エンジニアリング用途に必要とされる良好な耐酸化性の組合わせを達成していない。
【０００４】
セラミックの場合、これらの引張り延性の完全な欠如は、その低密度の長所を厳しく制限する。さらにはセラミック成分は通常、比較的コストの高い方法である粉末焼結方法によって生産されている。これらの延性の欠如および高コストのために、セラミック部品は、非常に限定された用途においてのみ用いることができる。
【０００５】
軽い金属間規則材料は、適切な固有引張り延性を達成しておらず、特に室温において低い破壊靭性を示す。これらの特性の結果として、これらの材料を生産し、これらを構成部品に二次加工するためには、比較的複雑な加工処理技術を用いなければならない。このことは、生産コストを有意に増加させ、室温における比較的低い靭性は、取扱いの問題および高い構成部品不良率を引起すことがある。
【０００６】
このような金属間規則材料の例は、Ｆｅ_３Ａｌである。体心立方（ＢＣＣ）固溶体であり、かつ非常に延性である純鉄とは異なり、Ｆｅ_３Ａｌは、Ｆｅ原子とＡｌ原子とが規則的に配列されている規則ＢＣＣ構造（一般に室温ではＤＯ_３、高温ではＢ_２と規定される）を形成する。Ｆｅ_３Ａｌは、その高いアルミニウム含量のために、低密度および約８００℃までの適度に良好な耐酸化性を有する。材料中のアルミニウムは、酸化性環境において酸化物スケールを形成しやすい。ただしこの酸化物スケールは強くなく、８００℃以上の温度で容易に剥落する。さらにはＦｅ_３Ａｌ用の原料はまた比較的安価でもある。しかしながらＦｅ_３Ａｌは非常に脆く、低い室温引張り延性を有し、これは、粒間および結晶粒内のどちらによっても容易に破壊される。
【０００７】
Ｆｅ_３Ａｌを含むクロムは、引張り延性において限定された改良しか示さず、約６．５ｇ／ｃｍ^３の密度によって証明されているように比較的軽量であるが、通常の規則Ｆｅ−Ａｌ−Ｃｒ組成物は、比較的低い高温強度、耐蝕性、および耐酸化性を有するという欠点がある。
【０００８】
したがって低密度、良好な引張り延性、優れた耐酸化性、および優れた加工性を有する、より手ごろな耐熱構造材料を同時に達成することは、この努力分野の永続的目標である。具体的には、低密度、高強度、＞５％引張り伸びとして規定される適切な引張り延性、およびすぐれた耐酸化性、および耐蝕性を有する新規鉄ベース合金へのニーズが存在している。前記目標は、体心立方鉄アルミニウムクロム炭素合金が形成されるように、クロム含有鉄アルミニウム化合物に炭素を添加することによって実質的に達成することができる。
【０００９】
本発明の直接の用途には、ボート、トラック、および乗用車に用いられる高速ディーゼルエンジン用ターボチャージャーが含まれる。ディーゼルエンジンは、ガソリンエンジンよりも良好な燃料経済のために広く用いられている。このような燃料経済を達成するため、並びにエンジン効率を増すため、および汚染を減少させるために、ターボチャージャーは、高速ディーゼルエンジンに日常的に用いられている。大部分の工業用トラック、並びに世界の乗用車の約１０％（ヨーロッパでは２０％まで、日本では１０％）が、ターボチャージャーを備えた高速ディーゼルエンジンによって動力供給されている。
【００１０】
ディーゼルエンジン用のターボチャージャーは、コンプレッサーとタービンとから構成されている。機械的性能の観点から、タービンは最も決定的な部品である。それは、タービンが、例えば６５０℃までの高温において、高速回転による高い遠心応力下で運転されるからである。タービンが運転される環境はまた、酸化性および腐食性の双方の環境である。
【００１１】
現在のところ、ターボチャージャータービンは、高価であると同時に重い、鉄−ニッケルベース合金またはニッケルベース合金から鋳造されている。その重さのために、タービンが最も効果的に運転される作業速度に達しうる前に、現在のターボチャージャーは慣性を克服するのに時間がかかる。急な加速時の排気黒煙の放出によって証明されるように、排気ガスは、タービンがその運転速度に達するのにかかる時間の間、適切に燃焼されない。Ｆｅ−ＮｉベースまたはＮｉベース合金ターボチャージャーに関連する前記問題を解決するために、本発明の体心立方鉄アルミニウムクロム炭素合金からのターボチャージャータービンおよびコンプレッサーが製造された。
【００１２】
発明の概要
したがって、本発明の主題は、鉄アルミニウム、特にＦｅ−Ａｌ−Ｃｒ−Ｃの体心立方単一相固溶体を含む材料である。好ましくはこの材料は、約１０〜８０ａｔ％の鉄、約１０〜４５ａｔ％のアルミニウム、約１〜７０ａｔ％のクロム、および約０．９〜１５ａｔ％の炭素を含んでいる。この材料は、多結晶質形態において優れた特性を有する。さらにはこの材料は、固溶体補強、粒子サイズ改良を含むよく知られた方法によって、あるいは補強相の粒子の導入によって補強することができる。好ましくはこの材料は、基礎となる固溶体と実質的に同じ格子パラメーターを有するＢＣＣ固溶体粒子を固溶体中に析出させることによって補強することができる。本発明の材料は、１１５０℃までの温度において耐酸化性であり、約６５０℃までの温度において優れた機械的性質を有する。
【００１３】
本発明の開示の一部を構成する以下の図面は、本発明の追加の態様を示している。
【００１４】
発明の詳細な説明
本発明は、低密度（例えば５．５ｇ／ｃｍ^３〜７．５ｇ／ｃｍ^３、好ましくは６．１ｇ／ｃｍ^３）、適切な室温引張り延性、優れた高温強度、耐酸化性、および耐蝕性を有する新規Ｆｅ−Ａｌ−Ｃｒ−Ｃの体心立方固溶体により具現化される。
【００１５】
本発明の合金は好ましくは、約１０〜８０ａｔ％の鉄、約１０〜４５ａｔ％のアルミニウム、約１〜７０ａｔ％のクロム、および約０．９〜１５ａｔ％の炭素を含んでおり、アルミニウムとクロムとの組合わせは、好ましくは、少なくとも３０ａｔ％の量で存在する。
【００１６】
所望の最終特性に応じて、クロム含量は変化してもよく、様々の好ましい範囲内にある。例えば鋳造材料には好ましくは、約５〜２０ａｔ％のクロムを用いるが、一方、鍛造材料には、より低い量のクロム、例えば約１〜１０ａｔ％を用いる。
【００１７】
本発明において、回折ピークの相対強度からＢＣＣ相の存在を決定するために、粉末Ｘ線回折が用いられる。本発明において、ＢＣＣ相は単一ＢＣＣ相であるか、あるいは実質的に同じ格子パラメーターを有するいくつかのＢＣＣ相の組合わせである。ＢＣＣ相は、＜３％非ＢＣＣ相を含む相として規定される。すなわち、たとえ１つの相についての回折パターンが弱い非ＢＣＣ相を示しても、この相は、非ＢＣＣピークの相対強度が、最強のＢＣＣピークの強度の＜３％であるならば、依然としてＢＣＣ相であると考えられる。このような決定は、図１に示されている３元系状態図の境界を画定するためにのみ必要である。それは、これらの境界内の回折パターンが、ＢＣＣピークのみを示すからである。
【００１８】
本発明の材料は、約６５０℃の温度を含む温度まで、３２０ＭＰａよりも大きい降伏強さを有する。さらには本発明の材料の降伏強さは、室温〜約６００℃の温度増加にともなって増加するか、または依然として同じである。１つの実施態様において、この材料の降伏強さは、室温〜約６００℃の温度増加にともなって急激に増加する。これは従来のＢＣＣ材料とは反対である。ＢＣＣ材料についての降伏強さは一般に、温度増加と共に減少する。
【００１９】
この材料はさらに、（ａ）前記固溶体への追加の固溶体相の組込み、（ｂ）粒子サイズの改良、（ｃ）補強相の粒子の導入、または（ｄ）固溶体中の補強要素の添加によって補強することができる。
【００２０】
追加の固溶体相の組込みは、この固溶体中での体心立方粒子の析出によって実施されてもよく、これらの粒子はこの固溶体と実質的に同じ格子パラメーターを有する。
【００２１】
補強はまた、この固溶体への耐火性酸化物粒子、例えばＹ_２Ｏ_３の添加によって実施されてもよい。
【００２２】
有意量の炭素およびクロムの添加により、軽量鉄−アルミニウム形態を、規則ＢＣＣ合金からＢＣＣ固溶体に変換することが、予想外にも発見された。さらには本発明における炭素の溶解度が、クロム量の増加およびアルミニウム量の減少と共に増加することが見出された。
【００２３】
軽量合金は、室温において適切な引張り延性を有する。下記特性によって実証されているように、低密度、適切な引張り延性、および高温強度の組合わせは、軽量耐熱構造材料についての有意な技術上の飛躍的成功である。
【００２４】
さらには、標準的処理技術（例えば鋳造）を、本発明の合金を所望の製品に造形するのに用いることができることも発見された。したがって本発明の１つの目的は、標準的処理技術を用いて、Ｆｅ−Ａｌ−Ｃｒ−Ｃの固溶体相を含む製品または複合材料であって、これらの固溶体相がそれぞれ体心立方および単一相であり、これらの格子パラメーターが実質的に互いにマッチしているものを生産することである。
【００２５】
本発明のもう１つの目的は、本発明の合金を含むターボチャージャー部品、特にタービンローターまたはコンプレッサーを生産することである。
【００２６】
特性
Ａ．耐酸化性
本発明は、高温酸化環境に暴露された時のこの材料の重量変化として規定される、優れた耐酸化性を有する。実際、本発明の材料は、ステンレス鋼、耐熱鋼、耐熱合金、および超合金よりも優れた耐酸化性を示す。１つの実施態様においてこの材料は、空気中で１０００℃での１００時間以上の後、０．２ｇ／ｍ^２日の重量損失率を示す。優れた耐酸化性は、材料中の多量のアルミニウムおよびクロムに起因すると考えられる。必要であれば、耐酸化性は、希土類元素のこの材料への添加によってさらに改良することができる。
【００２７】
Ｂ．強度
本発明によって製造された製品は、例えば６５０℃までの高温強度を示す。これは、ステンレス鋼、および大部分の耐熱鋼および合金よりも優れている。この材料と関連した低密度を考慮すると、６５０℃までの温度におけるこの材料の比強度は、さらに一層優れている。例えば、鋳造されたままの形態における本発明は、６５０℃まで、３２０ＭＰａよりも大きい降伏強さを有する。この合金の強度は、通常の補強方法、例えば粒子の改良（例えば製品のミクロ構造を変えるための熱間圧延とそれに続く再結晶化）、固溶体補強（例えば、固溶体中への補強要素の組込み）、および第２相粒子補強を用いてさらに改良することができる。
【００２８】
第２相粒子補強は、耐火性酸化物、例えばＹ_２Ｏ_３の外部添加の結果生じうる。好ましくは、第２相粒子補強は、現場技術によって内部的に実施される。Ｆｅ−Ａｌ−Ｃｒ−Ｃ組成を調節することによって、Ｆｅ−Ａｌ−Ｃｒ−Ｃの内部粒子は、固溶体中に析出する。例えば固溶体中の体心立方粒子の量および分布は、この組成中の鉄、アルミニウム、クロム、および炭素の量を調節することによって、テーラーメードすることができる。これらの粒子もまたＢＣＣであり、これらの格子パラメーターは、実質的に周囲固溶体にマッチする。これは、相間の勾配に関連した応力を除去し、高温安定性を与える。
【００２９】
本発明の材料と関連した耐酸化性と高温強度との組合わせによって、これは、６５０℃までの温度において酸化性環境に暴露された耐力構成要素として用いやすくなる。本発明は、また、１２００℃までもの高温において、非耐力部品としても用いることができる。
【００３０】
Ｃ．耐蝕性
本発明の材料を含む製品は、また、硝酸溶液中でテストされた時、良好な耐蝕性を示す。この材料は、室温において２０％〜６５％のＨＮＯ_３溶液中０．０１ｍｍ／年未満の重量損失の耐蝕性率を有する。この材料はまた、前記条件に暴露された時、粒界腐蝕の徴候を示さない。
【００３１】
Ｄ．延性
本発明は、室温における適切な引張り延性および７００℃以上での良好な引張り延性を有し、これは良好な熱間加工性を与える。例えば鋳造されたままの形態にある本発明は、室温において５％以上、約９００℃において９５％以上の引張り延性を示す。したがって本発明の材料は、９００℃以上の温度において容易に熱間圧延された。
【００３２】
Ｅ．鋳造適性
本発明に関連した優れた鋳造適性という特性、例えば溶融された時の低粘度によって、最終製品の生産において、標準的金属溶融および鋳造技術を用いることができる。製品は、制御されたまたは保護的雰囲気中で、例えば不活性ガスまたは真空下に実施される通常の誘導溶融技術を用いて製造することができる。この材料がほぼ最終の造形製品を形成しうる独特な能力は、溶融合金の流動性と増強相の特徴との組合わせである。好ましくはこの材料は共晶構造を有する。優れた流れ特性と組合わされたこのミクロ構造によって、溶融合金は、鋳型の形状に合うようにされ、その結果、使用前に追加仕上げ工程を必要としないほぼ最終の造形製品が生じる。
【００３３】
本発明により製造された製品のミクロ構造は、鋳造温度を調節することによってさらにテーラーメードすることができる。例えば、より高い鋳造温度の結果、第２補強相のためのより細かい粒子サイズを生じうることが発見された。例証を目的とすれば、細かいミクロ構造は、第２相析出物の平均サイズが、約５０μｍよりも小さく、好ましくは約１０〜２０μｍであるようなものである。
【００３４】
製品
１つの実施態様において、約０．５ｍｍの厚さを有する最も薄いブレードを備えた鋳造ターボチャージャータービンローターを生産するために、インベストメント真空鋳造法が用いられた。下記実施例１に示されているように、鋳造されたままのターボチャージャータービンローターは、６５０℃まで優れた高温強度を示した。この高温強度は、現在のところターボチャージャーに用いられている鋳鉄−ニッケルベースの耐熱合金と同様である。しかしながら、本発明の材料の低密度によって、比強度は、現在の鋳鉄−ニッケルベースターボチャージャーよりも約２５％高い。例えば、本発明の合金を含むターボチャージャータービンは、鋳鉄−ニッケルベース合金と比べて、約６．１ｇ／ｃｍ^３の密度を有していた。これは約８．１ｇ／ｃｍ^３の密度を有する。したがって本発明によって製造されたターボチャージャータービンは、標準鉄−ニッケルベースターボチャージャータービンローターよりも約２５％軽い。
【００３５】
このターボチャージャーの軽量タービンローターは、慣性を克服し、現在用いられている比較的重い鉄−ニッケルベースのターボチャージャーよりも早く運転速度に達するので、汚染の有意な減少を生じる。この効果によって、加速時間は少なくとも２５％減少し、比較的重い鉄−ニッケルターボチャージャーと比べた場合、加速中に排気ガスのより効率的な燃焼を生じる。実際、本発明の軽量合金は、ターボチャージャータービンローターおよびコンプレッサーを製造する時に用いられた場合、ディーゼルエンジンが定常状態放出標準に加えて、過渡的（加速）放出標準に合致するのを助けるであろう。
【００３６】
前記性能の利点に加えて、本発明の合金の材料コストは、通常のニッケル−鉄ターボチャージャーよりも実質的に安く、例えば、少なくとも５０％安い。この価格差は主として、本発明の合金中に存在しないが、標準的ターボチャージャーに存在する高い量のニッケルと関連している。
【００３７】
最後に、本発明の合金は、鉄−ニッケル合金またはニッケルベース合金のターボチャージャータービンローターよりもはるかに良好な耐酸化性を有する。
【００３８】
本発明を一般的に開示したが、下記実施例は本発明をさらに詳しく説明する。
【００３９】
実施例
実施例１
図１に規定されている範囲内の組成を有するＦｅ−Ａｌ−Ｃｒ−Ｃ製品を、標準的溶融技術によって調製した。この組成物を真空下に溶融して、溶融Ｆｅ−Ａｌ−Ｃｒ−Ｃ合金を形成した。ついでこれを、この製品の形状にあるキャビティーを有する鋳型に注ぎ込んだ。その注ぎ込まれたままの鋳型は、空気中に室温までサンド冷却されて、鋳造されたままの製品を形成するまで、真空下にとどまった。この鋳造されたままの製品を、その後この鋳型から取除いたが、これは、約６．１ｇ／ｃｍ^３の密度を有するＦｅ−Ａｌ−Ｃｒ−Ｃ体心立方固溶体であることが分かった。
【００４０】
この鋳造されたままの製品の機械的性質を表１に示す。表から分かるように、本発明の範囲内の材料は、６５０℃までの優れた降伏強さおよび引張り強さ、および特に９００℃において良好な延性を示す。
【００４１】
【表１】

【００４２】
表２はさらに、本発明の材料が、１１５０℃までほぼ完全に耐酸化性であることを示している。
【００４３】
【表２】

【００４４】
表３は、本発明の材料の硝酸６５％溶液中でさえ優れている耐蝕特性を例証している。
【００４５】
【表３】

【００４６】
本発明は、一般的に、およびこれらの実施態様を参照して開示されている。本発明の範囲は、開示されている実施態様に限定されるのではなく、添付の特許請求の範囲およびこれらと同等のものによって規定される。
【図面の簡単な説明】
【図１】
ＢＣＣ相界を示す３元系状態図である。

Claims

Ｆｅ−Ａｌ−Ｃｒ−Ｃの体心立方固溶体を含む材料。
約１０〜８０ａｔ％の鉄、約１０〜４５ａｔ％のアルミニウム、約１〜７０ａｔ％のクロム、および約０．９〜１５ａｔ％の炭素を含む請求項１に記載の材料。
アルミウムとクロムとが、少なくとも３０ａｔ％の組合わせ量で存在する請求項２に記載の材料。
前記材料は約６５０℃まで、３２０ＭＰａよりも大きい降伏強さを有する請求項１に記載の材料。
前記材料は多結晶質である請求項１に記載の材料。
（ａ）前記固溶体への追加の固溶体相の組込み、
（ｂ）粒子サイズの改良、
（ｃ）補強相の粒子の導入、または
（ｄ）固溶体中の補強要素の添加、
によって補強される請求項１に記載の材料。
前記固溶体中での体心立方粒子の析出によって補強され、前記粒子は前記固溶体と実質的に同じ格子パラメーターを有する請求項６に記載の材料。
前記固溶体への耐火性酸化物粒子の添加によって補強される請求項６に記載の材料。
前記耐火性酸化物粒子はＹ_２Ｏ_３を含む請求項８に記載の材料。
前記材料は約５．５ｇ／ｃｍ^３〜約７．５ｇ／ｃｍ^３の密度を有する請求項１に記載の材料。
前記密度は約６．１ｇ／ｃｍ^３である請求項１０に記載の材料。
前記材料は室温〜約６００℃の温度増加にともなって依然として同じであるか、または増加する降伏強さを有する請求項１に記載の材料。
前記材料は約１１５０℃までの温度において酸化に起因する重量変化が実質的にない請求項１に記載の材料。
前記材料は約９００℃の温度において約９５％よりも大きい引張り延性を有する請求項１に記載の材料。
Ｆｅ−Ａｌ−Ｃｒ−Ｃの固溶体相を含む複合材料であって、前記固溶体は各々、体心立方体および単一相であり、約１０〜８０ａｔ％の鉄、約１０〜４５ａｔ％のアルミニウム、約１〜７０ａｔ％のクロム、および約０．９〜１５ａｔ％の炭素の組成物を有し、
前記固溶体相は実質的に同じ格子パラメーターを有する複合材料。
約１０〜８０ａｔ％の鉄、約１０〜４５ａｔ％のアルミニウム、約１〜７０ａｔ％のクロム、および約０．９〜１５ａｔ％の炭素の組成物を含むＦｅ−Ａｌ−Ｃｒ−Ｃの多結晶質固溶体。
アルミニウムとクロムとが、少なくとも３０ａｔ％の組合わせ量で存在する請求項１６に記載の多結晶質固溶体。
前記多結晶質固溶体への追加の固溶体相の組込みによって補強される請求項１６に記載の多結晶質固溶体。
前記多結晶質固溶体中での体心立方粒子の析出によって補強され、前記粒子は前記多結晶質固溶体と実質的に同じ格子パラメーターを有する請求項１８に記載の多結晶質固溶体。
前記多結晶質固溶体への耐火性酸化物粒子の添加によって補強される請求項１６に記載の多結晶質固溶体。
前記耐火性酸化物粒子はＹ_２Ｏ_３を含む請求項２０に記載の多結晶質固溶体。
Ｆｅ−Ａｌ−Ｃｒ−Ｃの体心立方固溶体を含む製品。
約１０〜８０ａｔ％の鉄、約１０〜４５ａｔ％のアルミニウム、約１〜７０ａｔ％のクロム、および約０．９〜１５ａｔ％の炭素の組成物を含む請求項２２に記載の製品。
アルミウムとクロムとが、少なくとも３０ａｔ％の組合わせ量で存在する請求項２３に記載の製品。
前記製品は約５．５ｇ／ｃｍ^３〜約７．５ｇ／ｃｍ^３の密度を有する請求項２２に記載の製品。
前記密度は約６．１ｇ／ｃｍ^３である請求項２５に記載の製品。
約６５０℃までの温度において負荷が適用されるように配置されている請求項２２に記載の製品。
前記製品は約６５０℃まで、３２０ＭＰａよりも大きい降伏強さを有する請求項２７に記載の製品。
前記製品は室温〜約６００℃の温度増加にともなって依然として同じであるか、または増加する降伏強さを有する請求項２２に記載の製品。
前記製品は約１１５０℃まで、酸化に起因する重量変化が実質的にない請求項２２に記載の製品。
前記製品は約９００℃の温度において約９５％よりも大きい引張り延性を有する請求項２２に記載の製品。
請求項２２に記載の製品の製造方法であって、
制御された雰囲気下に溶融Ｆｅ−Ａｌ−Ｃｒ−Ｃ合金を形成するように、約１０〜８０ａｔ％の鉄、約１０〜４５ａｔ％のアルミニウム、約１〜７０ａｔ％のクロム、および約０．９〜１５ａｔ％の炭素を含む組成物を溶融する工程と、
制御された雰囲気下に、前記製品の形状にあるキャビティーを有する鋳型に、前記溶融合金を注ぎ込む工程と、
鋳造されたままの固体製品を形成するように、前記溶融合金を室温まで冷却する工程と、
前記鋳造されたままの固体製品を前記鋳型から取り除く工程と、
を含む製造方法。
前記制御された雰囲気は不活性ガスまたは真空から成る請求項３２に記載の方法。
前記方法は前記固溶体中での体心立方粒子を析出させることを含み、前記粒子が前記固溶体と実質的に同じ格子パラメーターを有する請求項１に記載の材料の補強方法。
前記方法は、鉄、アルミニウム、クロム及び炭素の量を調節することによって、前記固溶体中の体心立方粒子の量及び分布を調節することを含む請求項３４に記載の補強方法。
Ｆｅ−Ａｌ−Ｃｒ−Ｃの体心立方固溶体を含むターボチャージャー部品。
約１０〜８０ａｔ％の鉄、約１０〜４５ａｔ％のアルミニウム、約１〜７０ａｔ％のクロム、および約０．９〜１５ａｔ％の炭素の組成物を含む請求項３６に記載のターボチャージャー部品。
アルミウムとクロムとが、少なくとも３０ａｔ％の組合わせ量で存在する請求項３７に記載のターボチャージャー部品。
約６５０℃までの温度において負荷が適用されるように配置されている請求項３６に記載のターボチャージャー部品。
前記ターボチャージャー部品は、約６５０℃まで、３２０ＭＰａよりも大きい降伏強さを有する請求項３９に記載のターボチャージャー部品。
前記ターボチャージャー部品は、室温〜約６００℃の温度増加にともなって依然として同じであるか、または増加する降伏強さを有する請求項３６に記載のターボチャージャー部品。
前記ターボチャージャー部品は、約５．５ｇ／ｃｍ^３〜約７．５ｇ／ｃｍ^３の密度を有する請求項３６に記載のターボチャージャー部品。
前記密度は約６．１ｇ／ｃｍ^３である請求項４２に記載のターボチャージャー部品。
前記固溶体中での体心立方粒子の析出によって補強され、前記粒子が前記固溶体と実質的に同じ格子パラメーターを有する請求項３６に記載のターボチャージャー部品。
タービンローターである請求項３６に記載のターボチャージャー部品。
前記タービンローターは、略０．５ｍｍ厚のブレードを有する請求項４５に記載のターボチャージャー部品。
コンプレッサーである請求項３６に記載のターボチャージャー部品。
ターボチャージャー部品の製造方法であって、
保護的雰囲気下に溶融Ｆｅ−Ａｌ−Ｃｒ−Ｃ合金を形成するように、約１０〜８０ａｔ％の鉄、約１０〜４５ａｔ％のアルミニウム、約１〜７０ａｔ％のクロム、および約０．９〜１５ａｔ％の炭素を含む組成物を溶融する工程と、
保護的雰囲気下に、前記ターボチャージャー部品の形状にあるキャビティーを有する鋳型に前記溶融合金を注ぎ込む工程と、
鋳造されたままの固体ターボチャージャー部品を形成するように、前記溶融合金を室温まで冷却する工程と、
前記鋳造されたままの固体ターボチャージャー部品を前記鋳型から取り除く工程と、
を含む製造方法。
前記鋳造されたままのターボチャージャー部品は、使用前に追加仕上げ工程を必要としない請求項４８に記載の方法。
前記部品はタービンローターである請求項４８に記載の方法。
前記部品がコンプレッサーである請求項４８に記載の方法。