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
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。
【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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US6506338B1 (en) | 2000-04-14 | 2003-01-14 | Chrysalis Technologies Incorporated | Processing of iron aluminides by pressureless sintering of elemental iron and aluminum |
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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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US3026197A (en) * | 1959-02-20 | 1962-03-20 | Westinghouse Electric Corp | Grain-refined aluminum-iron alloys |
FR1323724A (fr) * | 1962-03-02 | 1963-04-12 | Commissariat Energie Atomique | Procédé de préparation d'un alliage fer-aluminium |
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- 1990-07-07 EP EP90113008A patent/EP0465686B1/de not_active Expired - Lifetime
-
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- 1991-06-26 US US07/721,273 patent/US5158744A/en not_active Expired - Fee Related
- 1991-07-03 JP JP16309891A patent/JP3229339B2/ja not_active Expired - Fee Related
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- 1991-07-06 KR KR1019910011463A patent/KR100205263B1/ko not_active IP Right Cessation
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