JP3229339B2 - 添加された鉄アルミニドＦｅ３Ａｌをベースにした中間温度領域で使用する部材に対する耐酸化性で耐腐食性の合金 - Google Patents
添加された鉄アルミニドＦｅ３Ａｌをベースにした中間温度領域で使用する部材に対する耐酸化性で耐腐食性の合金Info
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Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、機械特性（強度、粘
性、延性）を改善する添加物を含む鉄アルミニド（Ａｌ
ｕｍｉｎｉｄ）Ｆｅ３Ａｌ型の金属間化合物をベースに
した合金の開発と改良に関する。狭い意味では、この発
明は添加された鉄アルミニドＦｅ３Ａｌをベースにした
中間温度領域で使用する部材に対する耐酸化性で耐腐食
性の合金に関する。
性、延性）を改善する添加物を含む鉄アルミニド（Ａｌ
ｕｍｉｎｉｄ）Ｆｅ３Ａｌ型の金属間化合物をベースに
した合金の開発と改良に関する。狭い意味では、この発
明は添加された鉄アルミニドＦｅ３Ａｌをベースにした
中間温度領域で使用する部材に対する耐酸化性で耐腐食
性の合金に関する。
【０００２】
【従来の技術】金属間化合物をベースにした熱機械の中
間温度領域用の合金は方向性凝固に適しているが、不錆
鋼に置き替わり、一部は通常のニッケル基の超合金を補
うか、あるいは他の金属間化合物に置き換わっている。
金属間化合物とこの化合物から導かれる合金は、中間温
度や高温領域で使用できる材料として近年益々重要にな
っている。一般的に、一部を伝統的なニッケル基の超合
金を補い代用されるニッケル・アルミニドあるいはチタ
ン・アルミニドが知られている。
間温度領域用の合金は方向性凝固に適しているが、不錆
鋼に置き替わり、一部は通常のニッケル基の超合金を補
うか、あるいは他の金属間化合物に置き換わっている。
金属間化合物とこの化合物から導かれる合金は、中間温
度や高温領域で使用できる材料として近年益々重要にな
っている。一般的に、一部を伝統的なニッケル基の超合
金を補い代用されるニッケル・アルミニドあるいはチタ
ン・アルミニドが知られている。
【０００３】従来より、特に鉄や鋼製の部材に対する耐
酸化性で耐腐食性の保護膜として種々の鉄アルミニドが
知られている。しかし、鋼の本体にアルミニウムを塗布
し、次いで加熱して作製される金属間化合物には、かな
り脆性があるので、構造材として注目されていない。し
かし、近年特に鉄の含有量の多いＦｅ３Ａｌ相の近くに
ある合金が、室温から約６００℃までの温度範囲の材料
に適していることに関して詳細に研究されている。その
特性を他の元素を添加して改善することも既に提案され
ている。この種の材料は約５００℃までの温度範囲で、
伝統的な耐食性鋼と充分競合している。以下には、従来
技術として公開されている文献を引用する。 ・Ｈ．Ｔｈｏｎｙｅ，“Ｅｆｆｅｃｔｓ ｏｆ ＤＯ３
ｔｒａｎｓｉｔｉｏｎｓ ｏｎ ｔｈｅ ｙｉｅｌｄ
ｂｅｈａｖｉｏｕｒ ｏｆ Ｆｅ−Ａｌ ａｌｌｏｙ
ｓ”，Ｍｅｔａｌｓ ａｎｄ ｃｅｒａｍｉｃｓ ｄｉ
ｖｉｓｉｏｎ，ＯａＫ Ｒｉｄｇｅ Ｎａｔｉｏｎａｌ
Ｌａｂｏ−ｒａｔｏｒｙ，Ｏａｋ Ｒｉｄｇｅ，Ｔｅ
ｎｎｅｓｓｅｅ ３７８３１，Ｍａｔ．Ｒｅｓ．Ｓｏ
ｃ．ｐｒｏｃ．Ｖｏｌ．３９，１９８５ Ｍａｔｅｒｉ
ａｌｓ Ｒｅｓｅａｒｃｈ Ｓｏｃｉｅｔｙ． ・Ｓ．Ｋ．Ｅｈｌｅｒｓ ａｎｄ Ｍ．Ｇ．Ｍａｎｄｉ
ｒａｔｔａ，“Ｔｅｎｓｉｌｅ ｂｅｈａｖｉｏｕ ｏ
ｆ ｐｏｌｙｃｒｙｓｔａｌ−ｌｉｎｅ Ｆｅ−３１
ａｔ−％ Ａｌ Ａｌｌｏｙ”，Ｓｙｓｔｅｍｓ Ｒｅ
ｓｅａｃｈ Ｌａｂｏｒａｔｏｒｉｅｓ Ｉｎｃ．，Ｄ
ａｙｔｏｎ，ＯＨ ４５５５０，ＴＭＳＡｎｎｕａｌ
Ｍｅｅｔｉｎｇ，Ｆｅｂｒｕａｒｙ １９８２，Ｔｈｅ
Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ｍｉｎｅｒａｌｓ，Ｍｅｔａ
ｌｓ ａｎｄ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｓｏｃｉｅｔｙ． Ｆｅ３Ａｌをベースにした周知の合金は、未だ充分に技
術的要求を満たしていない。それ故、それを更に開発す
る要求が生じている。
酸化性で耐腐食性の保護膜として種々の鉄アルミニドが
知られている。しかし、鋼の本体にアルミニウムを塗布
し、次いで加熱して作製される金属間化合物には、かな
り脆性があるので、構造材として注目されていない。し
かし、近年特に鉄の含有量の多いＦｅ３Ａｌ相の近くに
ある合金が、室温から約６００℃までの温度範囲の材料
に適していることに関して詳細に研究されている。その
特性を他の元素を添加して改善することも既に提案され
ている。この種の材料は約５００℃までの温度範囲で、
伝統的な耐食性鋼と充分競合している。以下には、従来
技術として公開されている文献を引用する。 ・Ｈ．Ｔｈｏｎｙｅ，“Ｅｆｆｅｃｔｓ ｏｆ ＤＯ３
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Ｍｅｅｔｉｎｇ，Ｆｅｂｒｕａｒｙ １９８２，Ｔｈｅ
Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ｍｉｎｅｒａｌｓ，Ｍｅｔａ
ｌｓ ａｎｄ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｓｏｃｉｅｔｙ． Ｆｅ３Ａｌをベースにした周知の合金は、未だ充分に技
術的要求を満たしていない。それ故、それを更に開発す
る要求が生じている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】この発明の課題は、中
間温度領域（３００〜７００℃）で耐酸化性と耐腐食性
が高く、同時に熱安定性が充分高く、室温や低温で充分
強い、しかも鋳造性が良好で、加えて方向性凝固に適し
た比較的低価格の合金を提供することにある。この合金
は、他の添加物を含む比較的高融点の金属間化合物で実
質上形成される。
間温度領域（３００〜７００℃）で耐酸化性と耐腐食性
が高く、同時に熱安定性が充分高く、室温や低温で充分
強い、しかも鋳造性が良好で、加えて方向性凝固に適し
た比較的低価格の合金を提供することにある。この合金
は、他の添加物を含む比較的高融点の金属間化合物で実
質上形成される。
【０００５】
【課題を解決するための手段】上記の課題は、この発明
により、300 〜 700℃の中間温度領域で使用する部材用
の鉄アルミニドＦe3Ａl を含む耐酸化性で耐腐食性の合
金の組成が、 Ａl ＝ 24 - 28 at％ Ｎb ＝ 0.1 - 2 at％ Ｃr ＝ 0.1 - 10 at％ Ｂ ＝ 0.1 - 1 at％ Ｓi ＝ 0.1 - 2 at％ Ｆe ＝ 残量 であることによって解決されている。
により、300 〜 700℃の中間温度領域で使用する部材用
の鉄アルミニドＦe3Ａl を含む耐酸化性で耐腐食性の合
金の組成が、 Ａl ＝ 24 - 28 at％ Ｎb ＝ 0.1 - 2 at％ Ｃr ＝ 0.1 - 10 at％ Ｂ ＝ 0.1 - 1 at％ Ｓi ＝ 0.1 - 2 at％ Ｆe ＝ 残量 であることによって解決されている。
【０００６】この発明による他の有利な構成は、特許請
求の範囲の従属請求項に記載されている。
求の範囲の従属請求項に記載されている。
【０００７】
【実施例】以下、図面に示す実施例に基づきこの発明を
より詳しく説明する。
より詳しく説明する。
【０００８】図１は室温で金属間化合物の鉄アルミニド
Ｆｅ３Ａｌをベースにした若干の合金のビッカース硬度
（ｋｇ／ｍｍ２）に対するＶの添加の影響のグラフ表示
である。
Ｆｅ３Ａｌをベースにした若干の合金のビッカース硬度
（ｋｇ／ｍｍ２）に対するＶの添加の影響のグラフ表示
である。
【０００９】以下の基本合金を調べた。 曲線１： Ａｌ＝２８ａｔ％ Ｎｂ＝１ａｔ％ Ｃｒ＝５ａｔ％ Ｆｅ＝残量 Ｂの添加はＦｅを代償にして０．１ａｔ％と最大３ａｔ
％の間を移動する。
％の間を移動する。
【００１０】 曲線２： Ａｌ＝２８ａｔ％ Ｎｂ＝１ａｔ％ Ｃｒ＝５ａｔ％ Ｓｉ＝２ａｔ％ Ｆｅ＝残量 Ｂの添加はＦｅを代償にして０．１ａｔ％と最大４ａｔ
％の間を移動する。
％の間を移動する。
【００１１】Ｂの添加が少ないと、最初ビッカース硬度
が僅かに低下することを確認した。これから或る種の脆
性を推定できた。約１．５ａｔ％以上のＢの含有量で
は、ビッカース硬度が再び上昇した。これは、明らかに
より硬い硼化物の析出に起因している。
が僅かに低下することを確認した。これから或る種の脆
性を推定できた。約１．５ａｔ％以上のＢの含有量で
は、ビッカース硬度が再び上昇した。これは、明らかに
より硬い硼化物の析出に起因している。
【００１２】図２は、室温で金属間化合物の鉄アルミニ
ドをベースにした若干の合金の破断延びδ（％）に対す
るＢの添加の影響のグラフ表示である。
ドをベースにした若干の合金の破断延びδ（％）に対す
るＢの添加の影響のグラフ表示である。
【００１３】以下の基本合金を調べた。 曲線３： Ａｌ＝２８ａｔ％ Ｎｂ＝１ａｔ％ Ｃｒ＝５ａｔ％ Ｆｅ＝残量 Ｂの添加はＦｅを代償にして０．１ａｔ％と最大３ａｔ
％の間を移動する。
％の間を移動する。
【００１４】 曲線４： Ａｌ＝２８ａｔ％ Ｎｂ＝１ａｔ％ Ｃｒ＝５ａｔ％ Ｓｉ＝２ａｔ％ Ｆｅ＝残量 Ｂの添加はＦｅを代償にして０．１ａｔ％と最大４ａｔ
％の間を移動する。
％の間を移動する。
【００１５】Ｂの添加で、最初破断延びの上昇を観測し
た。ここでは、約２ａｔ％で最大値が生じた。Ｂの添加
を更に増すと、脆性（硼化物の析出）のため破断延びが
再び低下した。
た。ここでは、約２ａｔ％で最大値が生じた。Ｂの添加
を更に増すと、脆性（硼化物の析出）のため破断延びが
再び低下した。
【００１６】図３には、室温で金属間化合物の鉄アルミ
ニドＦｅ３Ａｌをベースにした若干の合金のビッカース
硬度（ｋｇ／ｍｍ２）に対するＳｉの添加の影響をグラ
フ表示が示してある。
ニドＦｅ３Ａｌをベースにした若干の合金のビッカース
硬度（ｋｇ／ｍｍ２）に対するＳｉの添加の影響をグラ
フ表示が示してある。
【００１７】以下の基本合金を調べた。 曲線５： Ａｌ＝２８ａｔ％ Ｎｂ＝１ａｔ％ Ｃｒ＝５ａｔ％ Ｆｅ＝残量 Ｓｉの添加はＦｅを代償にして０．５ａｔ％と最大２ａ
ｔ％の間を移動する。
ｔ％の間を移動する。
【００１８】 曲線６： Ａｌ＝２８ａｔ％ Ｎｂ＝１ａｔ％ Ｃｒ＝５ａｔ％ Ｂ＝０．１ａｔ％ Ｆｅ＝残量 Ｓｉの添加はＦｅを代償にして０．５ａｔ％と最大２ａ
ｔ％の間を移動する。
ｔ％の間を移動する。
【００１９】 曲線７： Ａｌ＝２８ａｔ％ Ｎｂ＝１ａｔ％ Ｃｒ＝５ａｔ％ Ｂ＝１ａｔ％ Ｆｅ＝残量 Ｓｉの添加はＦｅを代償にして０．５ａｔ％と最大２ａ
ｔ％の間を移動する。
ｔ％の間を移動する。
【００２０】Ｓｉの添加はどの合金でもビッカース硬度
を上昇させる。この場合、約１ａｔ％のＢを添加して生
じる硬度の損失はＳｉの添加でそれ以上に埋め合わされ
ることが観察できた。
を上昇させる。この場合、約１ａｔ％のＢを添加して生
じる硬度の損失はＳｉの添加でそれ以上に埋め合わされ
ることが観察できた。
【００２１】図４は室温で金属間化合物の鉄アルミニド
Ｆｅ３Ａｌをベースにした若干の合金のビッカース硬度
（ｋｇ／ｍｍ２）に対するＮｂの添加の影響のグラフ表
示を示す。
Ｆｅ３Ａｌをベースにした若干の合金のビッカース硬度
（ｋｇ／ｍｍ２）に対するＮｂの添加の影響のグラフ表
示を示す。
【００２２】以下の基本合金を調べた。 曲線８： Ａｌ＝２８ａｔ％ Ｃｒ＝５ａｔ％ Ｆｅ＝残量 Ｎｂの添加はＦｅを代償にして０．５ａｔ％と最大２ａ
ｔ％の間を移動する。
ｔ％の間を移動する。
【００２３】 曲線９： Ａｌ＝２８ａｔ％ Ｃｒ＝５ａｔ％ Ｓｉ＝２ａｔ％ Ｆｅ＝残量 Ｎｂの添加はＦｅを代償にして０．６ａｔ％と最大２ａ
ｔ％の間を移動する。
ｔ％の間を移動する。
【００２４】約１ａｔ％のＮｂ含有量までビッカース硬
度は僅かに低下した。約１ａｔ％のＮｂで、Ｎｂを含ま
ない合金の元の値に再び達するか、あるいはそれ以上に
なった。
度は僅かに低下した。約１ａｔ％のＮｂで、Ｎｂを含ま
ない合金の元の値に再び達するか、あるいはそれ以上に
なった。
【００２５】図５は室温で金属間化合物の鉄アルミニド
Ｆｅ３Ａｌをベースにした若干の合金の破断延びδ
（％）に対するＮｂの添加の影響のグラフ表示を示す。
Ｆｅ３Ａｌをベースにした若干の合金の破断延びδ
（％）に対するＮｂの添加の影響のグラフ表示を示す。
【００２６】以下の基本合金を調べた。 曲線１０： Ａｌ＝２８ａｔ％ Ｃｒ＝５ａｔ％ Ｆｅ＝残量 Ｎｂの添加はＦｅを代償にして０．５ａｔ％と最大２ａ
ｔ％の間を移動する。
ｔ％の間を移動する。
【００２７】 曲線１１： Ａｌ＝２８ａｔ％ Ｃｒ＝５ａｔ％ Ｓｉ＝２ａｔ％ Ｆｅ＝残量 Ｎｂの添加はＦｅを代償にして０．５ａｔ％と最大２ａ
ｔ％の間を移動する。
ｔ％の間を移動する。
【００２８】曲線１０によるこの合金の破断延びは約１
ａｔ％Ｎｂの時に顕著な最大値を通過し、より高いＮｂ
含有量で再び低下した。この挙動は曲線１１によるＳｉ
を含む合金の場合には観測されなかった。更に、この破
断延びは曲線１０の合金のそれより相当小さかった。
ａｔ％Ｎｂの時に顕著な最大値を通過し、より高いＮｂ
含有量で再び低下した。この挙動は曲線１１によるＳｉ
を含む合金の場合には観測されなかった。更に、この破
断延びは曲線１０の合金のそれより相当小さかった。
【００２９】図６は金属間化合物の鉄アルミニドＦｅ３
Ａｌをベースにした一群の合金に対して温度Ｔ（℃）の
関数にした降伏点σ０．２（ＭＰａ）のグラフ表示を示
す。比較として、２５ａｔ％Ａｌを有する純粋な鉄アル
ミニドＦｅ３Ａｌに対する降伏点を示す。こうして、他
の合金元素の影響を概観することができる。
Ａｌをベースにした一群の合金に対して温度Ｔ（℃）の
関数にした降伏点σ０．２（ＭＰａ）のグラフ表示を示
す。比較として、２５ａｔ％Ａｌを有する純粋な鉄アル
ミニドＦｅ３Ａｌに対する降伏点を示す。こうして、他
の合金元素の影響を概観することができる。
【００３０】 曲線１２： ２５ａｔ％Ａｌ，残りＦｅ 曲線１３： ２８ａｔ％Ａｌ，１ａｔ％Ｎｂ，５ａｔ％
Ｃｒ，１ａｔ％Ｂ，残りＦｅ 曲線１４： ２８ａｔ％Ａｌ，１ａｔ％Ｎｂ，５ａｔ％
Ｃｒ，１ａｔ％Ｂ，２ａｔ％Ｓｉ，残りＦｅ 曲線１５： ２８ａｔ％Ａｌ，１ａｔ％Ｎｂ，２ａｔ％
Ｃｒ，残りＦｅ 曲線１６： ２８ａｔ％Ａｌ，２ａｔ％Ｎｂ，４ａｔ％
Ｃｒ，残りＦｅ 曲線１７： ２８ａｔ％Ａｌ，２ａｔ％Ｎｂ，４ａｔ％
Ｃｒ，０．２ａｔ％Ｂ，２ａｔ％Ｓｉ，残りＦｅ． 全てのグラフは似たような材料特性を示す。約４００℃
の温度までは、先ず降伏点が急激に低下し、それから室
温の値の約５０％に幾分弱く低下する。ここで、降伏点
は最小値を通過し、約５５０℃の温度までかなり急激に
室温の値の約６５％へ再び上昇する。この最大値はＦｅ
３Ａｌ型の金属間化合物の挙動にとって典型的なもので
ある。この最大値の後、降伏点は低い値に急激に低下す
る。最も高い強度の値はＮｂとＣｒを添加した合金の場
合に観測される。
Ｃｒ，１ａｔ％Ｂ，残りＦｅ 曲線１４： ２８ａｔ％Ａｌ，１ａｔ％Ｎｂ，５ａｔ％
Ｃｒ，１ａｔ％Ｂ，２ａｔ％Ｓｉ，残りＦｅ 曲線１５： ２８ａｔ％Ａｌ，１ａｔ％Ｎｂ，２ａｔ％
Ｃｒ，残りＦｅ 曲線１６： ２８ａｔ％Ａｌ，２ａｔ％Ｎｂ，４ａｔ％
Ｃｒ，残りＦｅ 曲線１７： ２８ａｔ％Ａｌ，２ａｔ％Ｎｂ，４ａｔ％
Ｃｒ，０．２ａｔ％Ｂ，２ａｔ％Ｓｉ，残りＦｅ． 全てのグラフは似たような材料特性を示す。約４００℃
の温度までは、先ず降伏点が急激に低下し、それから室
温の値の約５０％に幾分弱く低下する。ここで、降伏点
は最小値を通過し、約５５０℃の温度までかなり急激に
室温の値の約６５％へ再び上昇する。この最大値はＦｅ
３Ａｌ型の金属間化合物の挙動にとって典型的なもので
ある。この最大値の後、降伏点は低い値に急激に低下す
る。最も高い強度の値はＮｂとＣｒを添加した合金の場
合に観測される。
【００３１】例１： アーク炉で、保護ガスであるアルゴンの下で以下の組成
の合金を溶融させた。 Ａｌ＝２８ａｔ％ Ｎｂ＝１ａｔ％ Ｃｒ＝５ａｔ％ Ｆｅ＝残量 初期材料としては、純度９９．９９％の個別材料を使用
した。溶融体を直径が約６０ｍｍで高さが約８０ｍｍの
粗鋳物に鋳造した。この粗鋳物は保護ガスの下で再び溶
融し、同じように保護ガスの下で直径が約８ｍｍで長さ
が約８０ｍｍの棒に凝固させた。
の合金を溶融させた。 Ａｌ＝２８ａｔ％ Ｎｂ＝１ａｔ％ Ｃｒ＝５ａｔ％ Ｆｅ＝残量 初期材料としては、純度９９．９９％の個別材料を使用
した。溶融体を直径が約６０ｍｍで高さが約８０ｍｍの
粗鋳物に鋳造した。この粗鋳物は保護ガスの下で再び溶
融し、同じように保護ガスの下で直径が約８ｍｍで長さ
が約８０ｍｍの棒に凝固させた。
【００３２】これ等の棒は、引き続き熱処理なしに、直
接短時間検査用の加圧試料に加工した。こうして得られ
た機械的特性は検査温度を関数にして測定した。適当な
熱処理により機械的特性を更に改良することは可能性の
範囲内にある。更に、方向性凝固による改良の可能性も
ある。これにはこの合金が特に適している。
接短時間検査用の加圧試料に加工した。こうして得られ
た機械的特性は検査温度を関数にして測定した。適当な
熱処理により機械的特性を更に改良することは可能性の
範囲内にある。更に、方向性凝固による改良の可能性も
ある。これにはこの合金が特に適している。
【００３３】例２： 例１と同じように、以下の合金をアルゴンの下で溶融さ
せた。 Ａｌ＝２８ａｔ％ Ｎｂ＝１ａｔ％ Ｃｒ＝５ａｔ％ Ｂ＝０．１ａｔ％ Ｓｉ＝２ａｔ％ Ｆｅ＝残量 溶融体は例１と同じように鋳造し、アルゴンの下で再び
溶融させ、棒状に凝固させた。これ等の棒の寸法は例１
と同じである。これ等の棒は引き続く熱処理なしに直接
加圧試料に加工された。このようにして得られた機械特
性の値は検査温度の関数にして例１の値のように対応さ
せた。これ等の値は熱処理により更に改善された。
せた。 Ａｌ＝２８ａｔ％ Ｎｂ＝１ａｔ％ Ｃｒ＝５ａｔ％ Ｂ＝０．１ａｔ％ Ｓｉ＝２ａｔ％ Ｆｅ＝残量 溶融体は例１と同じように鋳造し、アルゴンの下で再び
溶融させ、棒状に凝固させた。これ等の棒の寸法は例１
と同じである。これ等の棒は引き続く熱処理なしに直接
加圧試料に加工された。このようにして得られた機械特
性の値は検査温度の関数にして例１の値のように対応さ
せた。これ等の値は熱処理により更に改善された。
【００３４】例３： 例１と全く同じように、以下の合金をアルゴン雰囲気の
下で溶融した。 Ａｌ＝２８ａｔ％ Ｎｂ＝１ａｔ％ Ｃｒ＝５ａｔ％ Ｂ＝１ａｔ％ Ｓｉ＝２ａｔ％ Ｆｅ＝残量 溶融体は例１のように鋳造し、アルゴンの下で再び溶融
させ、正方形断面の角柱（８ｍｍｘ８ｍｍｘ１００ｍ
ｍ）に鋳造した。この角柱から加圧、硬度および衝撃試
料用の試験体を作製した。機械適特性は前記例のそれ等
に大体一致する。熱処理はこれ等の値を更に改良する。
下で溶融した。 Ａｌ＝２８ａｔ％ Ｎｂ＝１ａｔ％ Ｃｒ＝５ａｔ％ Ｂ＝１ａｔ％ Ｓｉ＝２ａｔ％ Ｆｅ＝残量 溶融体は例１のように鋳造し、アルゴンの下で再び溶融
させ、正方形断面の角柱（８ｍｍｘ８ｍｍｘ１００ｍ
ｍ）に鋳造した。この角柱から加圧、硬度および衝撃試
料用の試験体を作製した。機械適特性は前記例のそれ等
に大体一致する。熱処理はこれ等の値を更に改良する。
【００３５】例４： アルゴンの下で以下の合金を溶融した。 Ａｌ＝２８ａｔ％ Ｎｂ＝１ａｔ％ Ｃｒ＝５ａｔ％ Ｆｅ＝残量 これは例１と正確に同じである。
【００３６】例５： アルゴンの下で以下の合金を溶融した。 Ａｌ＝２８ａｔ％ Ｎｂ＝０．５ａｔ％ Ｃｒ＝６ａｔ％ Ｂ＝０．５ａｔ％ Ｓｉ＝１．５ａｔ％ Ｆｅ＝残量 処置は例１と同じである。
【００３７】例６： アルゴンの下で以下の合金を溶融した。 Ａｌ＝２８ａｔ％ Ｎｂ＝１．５ａｔ％ Ｃｒ＝３ａｔ％ Ｂ＝０．７ａｔ％ Ｓｉ＝１ａｔ％ Ｆｅ＝残量 方法は例１の方法と同じである。
【００３８】例７： 以下の合金を溶融した。 Ａｌ＝２６ａｔ％ Ｎｂ＝２ａｔ％ Ｃｒ＝１ａｔ％ Ｂ＝１ａｔ％ Ｓｉ＝０．５ａｔ％ Ｆｅ＝残量 例１に従って処理した。
【００３９】例８： アルゴン雰囲気の下で誘導炉により以下の合金を溶融し
た。 Ａｌ＝２４ａｔ％ Ｎｂ＝１ａｔ％ Ｃｒ＝１０ａｔ％ Ｂ＝０．５ａｔ％ Ｓｉ＝２ａｔ％ Ｆｅ＝残量 方法は例１の方法に相当する。
た。 Ａｌ＝２４ａｔ％ Ｎｂ＝１ａｔ％ Ｃｒ＝１０ａｔ％ Ｂ＝０．５ａｔ％ Ｓｉ＝２ａｔ％ Ｆｅ＝残量 方法は例１の方法に相当する。
【００４０】例９： アルゴンの下で以下の合金を溶融した。 Ａｌ＝２８ａｔ％ Ｎｂ＝０．８ａｔ％ Ｃｒ＝５ａｔ％ Ｂ＝０．８ａｔ％ Ｓｉ＝１ａｔ％ Ｆｅ＝残量 例１と同じように処理された。
【００４１】元素の作用 元素Ｃｒを添加すると、耐酸化性抵抗は更に上昇した。
機械特性（強度、脆性、粘性、高温硬度）に対する影響
は、他の合金成分が未だ存在するのか、およびどんな結
晶構造のタイプに属するかに応じて異なる。Ｎｂと共
に、他の付加的な添加元素に対して一定含有量の場合、
Ｃｒは望ましい作用を与える。１０ａｔ％以上のＣｒを
添加すると、一般的に機械特性は再び悪化する。
機械特性（強度、脆性、粘性、高温硬度）に対する影響
は、他の合金成分が未だ存在するのか、およびどんな結
晶構造のタイプに属するかに応じて異なる。Ｎｂと共
に、他の付加的な添加元素に対して一定含有量の場合、
Ｃｒは望ましい作用を与える。１０ａｔ％以上のＣｒを
添加すると、一般的に機械特性は再び悪化する。
【００４２】元素Ｎｂはある範囲で硬度と強度を高め
る。延性（破断延び）は或る合金に対して１ａｔ％のＮ
ｂの時に最大値を通過する。
る。延性（破断延び）は或る合金に対して１ａｔ％のＮ
ｂの時に最大値を通過する。
【００４３】Ｂを添加して、一般に延性を高めることを
調べた。しかし、その作用は一定の他の元素が存在する
場合にのみ全体として有利であるようである。Ｂの含有
量が低いと、硬度はやや低下し、２ａｔ％以上の含有量
で再び上昇する。Ｂの含有量が非常に大きいと、この状
況は硼化物によると見なせる。或る種の合金の破断延び
は、２ａｔ％の場合、特異な最大値を通過する。それ
故、２ａｔ％以上のＢ含有量は効果が少ない。せいぜ
い、最大１ａｔ％で満足である。
調べた。しかし、その作用は一定の他の元素が存在する
場合にのみ全体として有利であるようである。Ｂの含有
量が低いと、硬度はやや低下し、２ａｔ％以上の含有量
で再び上昇する。Ｂの含有量が非常に大きいと、この状
況は硼化物によると見なせる。或る種の合金の破断延び
は、２ａｔ％の場合、特異な最大値を通過する。それ
故、２ａｔ％以上のＢ含有量は効果が少ない。せいぜ
い、最大１ａｔ％で満足である。
【００４４】Ｓｉは鋳造性を改善し、耐酸化特性に好ま
しい影響を与える。実際には、全ての合金の硬度が上昇
し、Ｂの添加で生じる硬度の低下を必ず再補償する。
しい影響を与える。実際には、全ての合金の硬度が上昇
し、Ｂの添加で生じる硬度の低下を必ず再補償する。
【００４５】この発明は、上記例に制限されるものでは
ない。全く一般的なことは、鉄アルミニドＦｅ３Ａｌを
ベースにした中間温度領域で使用する構造部品に対する
耐酸化性で耐腐食性の合金は、以下の組成を有する。即
ち、 Ａｌ＝２４−２８ａｔ％ Ｎｂ＝０．１−２ａｔ％ Ｃｒ＝０．１−１０ａｔ％ Ｂ＝０．１−１ａｔ％ Ｓｉ＝０．１−２ａｔ％ 鉄＝残量
ない。全く一般的なことは、鉄アルミニドＦｅ３Ａｌを
ベースにした中間温度領域で使用する構造部品に対する
耐酸化性で耐腐食性の合金は、以下の組成を有する。即
ち、 Ａｌ＝２４−２８ａｔ％ Ｎｂ＝０．１−２ａｔ％ Ｃｒ＝０．１−１０ａｔ％ Ｂ＝０．１−１ａｔ％ Ｓｉ＝０．１−２ａｔ％ 鉄＝残量
【００４６】
【発明の効果】この発明による他の添加物を含む金属間
化合物、鉄アルミニドＦｅ３Ａｌをベースにした合金に
よれば、中間温度領域（３００〜７００℃）で、耐酸化
性および耐腐食性が高く、同時に熱安定度が充分高く、
室温や低温で充分強度が高く、しかも鋳造性に優れ、加
えて方向性凝固に適している。
化合物、鉄アルミニドＦｅ３Ａｌをベースにした合金に
よれば、中間温度領域（３００〜７００℃）で、耐酸化
性および耐腐食性が高く、同時に熱安定度が充分高く、
室温や低温で充分強度が高く、しかも鋳造性に優れ、加
えて方向性凝固に適している。
【図１】 室温で金属間化合物の鉄アルミニドＦｅ３Ａ
ｌをベースにした若干の合金のビッカース硬度ＨＶ（ｋ
ｇ／ｍｍ２）に対するＢの添加の影響を示すグラフ、
ｌをベースにした若干の合金のビッカース硬度ＨＶ（ｋ
ｇ／ｍｍ２）に対するＢの添加の影響を示すグラフ、
【図２】 室温で金属間化合物の鉄アルミニドＦｅ３Ａ
ｌをベースにした若干の合金の破断延びδ（％）に対す
るＢ添加物の影響を示すグラフ、
ｌをベースにした若干の合金の破断延びδ（％）に対す
るＢ添加物の影響を示すグラフ、
【図３】 室温で金属間化合物の鉄アルミニドＦｅ３Ａ
ｌをベースにした若干の合金のビッカース硬度ＨＶ（ｋ
ｇ／ｍｍ２）に対するＳｉの添加の影響を示すグラフ、
ｌをベースにした若干の合金のビッカース硬度ＨＶ（ｋ
ｇ／ｍｍ２）に対するＳｉの添加の影響を示すグラフ、
【図４】 室温で金属間化合物の鉄アルミニドＦｅ３Ａ
ｌをベースにした若干の合金のビッカース硬度ＨＶ（ｋ
ｇ／ｍｍ２）に対するＮｂの添加の影響を示すグラフ、
ｌをベースにした若干の合金のビッカース硬度ＨＶ（ｋ
ｇ／ｍｍ２）に対するＮｂの添加の影響を示すグラフ、
【図５】 室温で金属間化合物の鉄アルミニドＦｅ３Ａ
ｌをベースにした若干の合金の破断延びδ（％）に対す
るＮｂの添加の影響を示すグラフ、
ｌをベースにした若干の合金の破断延びδ（％）に対す
るＮｂの添加の影響を示すグラフ、
【図６】 金属間化合物の鉄アルミニドＦｅ３Ａｌをベ
ースにした合金の一群に対する温度の関数にした降伏点
σ０．２（ＭＰａ）のグラフを示す。
ースにした合金の一群に対する温度の関数にした降伏点
σ０．２（ＭＰａ）のグラフを示す。
Claims (9)
- 【請求項１】 300 〜 700℃の中間温度領域で使用する
部材用の鉄アルミニドＦe3Ａl を含む耐酸化性で耐腐食
性の合金において、下記組成、 Ａl ＝ 24 − 28 at％ Ｎb ＝ 0.1− 2 at％ Ｃr ＝ 0.1− 10 at％ Ｂ ＝ 0.1− 1 at％ Ｓi ＝ 0.1− 2 at％ Ｆe ＝ 残量 を有することを特徴とする合金。 - 【請求項２】 以下の組成、 Ａｌ＝２８ａｔ％ Ｎｂ＝１ａｔ％ Ｃｒ＝５ａｔ％ Ｂ＝０．１ａｔ％ Ｓｉ＝２ａｔ％ Ｆｅ＝残量 を有することを特徴とする請求項１に記載の合金。
- 【請求項３】 以下の組成、 Ａｌ＝２８ａｔ％ Ｎｂ＝１ａｔ％ Ｃｒ＝５ａｔ％ Ｂ＝１ａｔ％ Ｓｉ＝２ａｔ％ Ｆｅ＝残量 を有することを特徴とする請求項１に記載の合金。
- 【請求項４】 以下の組成、 Ａｌ＝２８ａｔ％ Ｎｂ＝２ａｔ％ Ｃｒ＝４ａｔ％ Ｂ＝０．２ａｔ％ Ｓｉ＝２ａｔ％ Ｆｅ＝残量 を有することを特徴とする請求項１に記載の合金。
- 【請求項５】 以下の組成、 Ａｌ＝２６ａｔ％ Ｎｂ＝０．５ａｔ％ Ｃｒ＝６ａｔ％ Ｂ＝０．５ａｔ％ Ｓｉ＝１．５ａｔ％ Ｆｅ＝残量 を有することを特徴とする請求項１に記載の合金。
- 【請求項６】 以下の組成、 Ａｌ＝２６ａｔ％ Ｎｂ＝１．５ａｔ％ Ｃｒ＝３ａｔ％ Ｂ＝０．７ａｔ％ Ｓｉ＝１ａｔ％ Ｆｅ＝残量 を有することを特徴とする請求項１に記載の合金。
- 【請求項７】 以下の組成、 Ａｌ＝２６ａｔ％ Ｎｂ＝２ａｔ％ Ｃｒ＝１ａｔ％ Ｂ＝１ａｔ％ Ｓｉ＝０．５ａｔ％ Ｆｅ＝残量 を有することを特徴とする請求項１に記載の合金。
- 【請求項８】 以下の組成、 Ａｌ＝２４ａｔ％ Ｎｂ＝１ａｔ％ Ｃｒ＝１０ａｔ％ Ｂ＝０．５ａｔ％ Ｓｉ＝２ａｔ％ Ｆｅ＝残量 を有することを特徴とする請求項１に記載の合金。
- 【請求項９】 以下の組成、 Ａｌ＝２４ａｔ％ Ｎｂ＝０．８ａｔ％ Ｃｒ＝５ａｔ％ Ｂ＝０．８ａｔ％ Ｓｉ＝１ａｔ％ Ｆｅ＝残量 を有することを特徴とする請求項１に記載の合金。
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| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| EP90113008A EP0465686B1 (de) | 1990-07-07 | 1990-07-07 | Oxydations- und korrosionsbeständige Legierung für Bauteile für einen mittleren Temperaturbereich auf der Basis von dotiertem Eisenaluminid Fe3Al |
| DE901130088 | 1990-07-07 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH04308061A JPH04308061A (ja) | 1992-10-30 |
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| US5328527A (en) * | 1992-12-15 | 1994-07-12 | Trw Inc. | Iron aluminum based engine intake valves and method of making thereof |
| DE4303316A1 (de) * | 1993-02-05 | 1994-08-11 | Abb Management Ag | Oxidations- und korrosionsbeständige Legierung auf der Basis von dotiertem Eisenaluminid und Verwendung dieser Legierung |
| CN1036077C (zh) * | 1993-12-30 | 1997-10-08 | 北京科技大学 | 改善轧态铁三铝基金属间化合物合金中温持久性能的方法 |
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| CN1059713C (zh) * | 1996-01-22 | 2000-12-20 | 东南大学 | 铁铝基高电阻电热合金 |
| US6033623A (en) * | 1996-07-11 | 2000-03-07 | Philip Morris Incorporated | Method of manufacturing iron aluminide by thermomechanical processing of elemental powders |
| US6030472A (en) | 1997-12-04 | 2000-02-29 | Philip Morris Incorporated | Method of manufacturing aluminide sheet by thermomechanical processing of aluminide powders |
| US6143241A (en) * | 1999-02-09 | 2000-11-07 | Chrysalis Technologies, Incorporated | Method of manufacturing metallic products such as sheet by cold working and flash annealing |
| US6506338B1 (en) | 2000-04-14 | 2003-01-14 | Chrysalis Technologies Incorporated | Processing of iron aluminides by pressureless sintering of elemental iron and aluminum |
| KR101853332B1 (ko) | 2015-08-03 | 2018-05-02 | (주)홍익기술단 | 하폐수 처리용 미생물 담체 제조방법 |
| CN113528926A (zh) * | 2021-06-11 | 2021-10-22 | 南京理工大学 | 一种定向FeAl基合金及其制备方法 |
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|---|---|---|---|---|
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