JP3517462B2 - 鉄−アルミニウム合金およびこの合金の用途 - Google Patents
鉄−アルミニウム合金およびこの合金の用途Info
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- C22C—ALLOYS
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- Manufacture Of Alloys Or Alloy Compounds (AREA)
- Powder Metallurgy (AREA)
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は鉄−アルミニウム合金お
よびその用途に関する。
よびその用途に関する。
【０００２】
【従来技術】鉄−アルミニウム合金は、熱関連装置の、
多量の熱が負荷されそして酸化−および／または腐食作
用に曝される部分で使用できる。これらはこの分野では
特殊鋼やニッケル−ベース超合金のためのますます重要
な代替物と見なされている。
多量の熱が負荷されそして酸化−および／または腐食作
用に曝される部分で使用できる。これらはこの分野では
特殊鋼やニッケル−ベース超合金のためのますます重要
な代替物と見なされている。
【０００３】文献“Ａｃｃｅｐｔａｂｌｅ Ａｌｕｍｉ
ｎｉｕｍ Ａｄｄｉｔｉｏｎｓ ｆｏｒ Ｍｉｎｉｍａ
ｌ Ｅｎｖｉｒｏｎｍｅｎｔａｌ Ｅｆｆｅｃｔ ｉｎ
Ｉｒｏｎ−Ａｌｕｍｉｎｉｕｍ Ａｌｌｏｙｓ" （鉄
−アルミニウム合金における環境への影響を最小限にす
る為の許容し得るアルミニウム添加量）、Ｍａｔ．Ｒｅ
ｓ．Ｓｏｃ．Ｓｙｍｐ．Ｐｒｏｃ．、第２８８巻、第９
７１〜９７６頁で、Ｖ．Ｋ．Ｓｉｋｋａ 等は、約１６
原子% のアルミニウムおよび約５原子% のクロムを含有
し、場合によっては約０．１原子% の炭素および／また
はジルコニウムおよび／または１原子% のモルブデンを
含有する鉄−アルミニウム合金を開示している。この公
知の合金は、アルミニウム含有量が２２〜２８原子% で
ある鉄−アルミニウム合金に比較して、室温において非
常に高い延性を示す。７００℃の温度ではこの合金の引
張強さは約１００ＭＰａであり、比較的に小さい。それ
故にこの合金から製造される部材は７００℃以上の温度
では使用できない。
ｎｉｕｍ Ａｄｄｉｔｉｏｎｓ ｆｏｒ Ｍｉｎｉｍａ
ｌ Ｅｎｖｉｒｏｎｍｅｎｔａｌ Ｅｆｆｅｃｔ ｉｎ
Ｉｒｏｎ−Ａｌｕｍｉｎｉｕｍ Ａｌｌｏｙｓ" （鉄
−アルミニウム合金における環境への影響を最小限にす
る為の許容し得るアルミニウム添加量）、Ｍａｔ．Ｒｅ
ｓ．Ｓｏｃ．Ｓｙｍｐ．Ｐｒｏｃ．、第２８８巻、第９
７１〜９７６頁で、Ｖ．Ｋ．Ｓｉｋｋａ 等は、約１６
原子% のアルミニウムおよび約５原子% のクロムを含有
し、場合によっては約０．１原子% の炭素および／また
はジルコニウムおよび／または１原子% のモルブデンを
含有する鉄−アルミニウム合金を開示している。この公
知の合金は、アルミニウム含有量が２２〜２８原子% で
ある鉄−アルミニウム合金に比較して、室温において非
常に高い延性を示す。７００℃の温度ではこの合金の引
張強さは約１００ＭＰａであり、比較的に小さい。それ
故にこの合金から製造される部材は７００℃以上の温度
では使用できない。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、請求項１に
記載の通り、７００℃より高い温度において良好な機械
的性質を示す鉄−アルミニウム合金を開発することを課
題とするものである。本発明のこの課題はこの合金を適
切に使用することでもある。
記載の通り、７００℃より高い温度において良好な機械
的性質を示す鉄−アルミニウム合金を開発することを課
題とするものである。本発明のこの課題はこの合金を適
切に使用することでもある。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明の合金は、７００
〜８００℃の温度ですら、僅かな機械的応力の掛かる部
材として使用することを可能とする機械的性質を未だ有
する。同時に本発明の合金は優れた耐熱衝撃性を示しそ
してそれ故に、熱関連装置の熱が反復負荷される部材、
例えば特にガスタービンまたはターボチャージャーのハ
ウジングまたはハウジング部材としてまたはノズルリン
グ、特にターボチャージャーのノズルリングとして使用
するのに特に有利である。更に、この合金は鋳造または
鋳造と圧延加工によって価格的に非常に有利に製造され
る。本発明の合金の別の長所は、その構成成分が比較的
に安価でそして戦略的、政治的な影響と無関係に使用す
ることができる金属しか含有していない点である。
〜８００℃の温度ですら、僅かな機械的応力の掛かる部
材として使用することを可能とする機械的性質を未だ有
する。同時に本発明の合金は優れた耐熱衝撃性を示しそ
してそれ故に、熱関連装置の熱が反復負荷される部材、
例えば特にガスタービンまたはターボチャージャーのハ
ウジングまたはハウジング部材としてまたはノズルリン
グ、特にターボチャージャーのノズルリングとして使用
するのに特に有利である。更に、この合金は鋳造または
鋳造と圧延加工によって価格的に非常に有利に製造され
る。本発明の合金の別の長所は、その構成成分が比較的
に安価でそして戦略的、政治的な影響と無関係に使用す
ることができる金属しか含有していない点である。
【０００６】本発明を、図面に詳細に説明した実施例に
よって以下に詳細に説明する。この場合、図面には、本
発明の合金Ｉと従来技術の合金IIの引張強さＵＴＳ（Ｍ
Ｐａ）を温度Ｔ（℃）との関係で説明するグラフが示さ
れている。
よって以下に詳細に説明する。この場合、図面には、本
発明の合金Ｉと従来技術の合金IIの引張強さＵＴＳ（Ｍ
Ｐａ）を温度Ｔ（℃）との関係で説明するグラフが示さ
れている。
【０００７】図中に記載の合金ＩおよびIIは次の組成を
有している：合金Ｉ （本発明の特に有利な実施例の合金）： 合金II（従来技術の合金）： 合金Ｉはアーク炉中で保護ガスとしてのアルゴンの雰囲
気で溶融する。出発材料としては９９% より高い純度の
個々の元素を使用する。この溶融物をキャスチング成形
によって約１００ｍｍの直径および約１００ｍｍの高さ
の鋳造物を得る。この鋳造物を減圧下に再び溶融しそし
て同様に減圧下に約１２ｍｍの直径および約７０ｍｍの
長さの丸棒状物、最小径約１０ｍｍの直径、最大径約１
６ｍｍおよび長さ約６５ｍｍのニンジン形状物または８
０ｍｍの直径、１４ｍｍまでの厚さおよび約１ｍｍの半
径の縁部を持つ円盤状物を鋳造する。別の段階で、それ
らの円盤状物にその円盤軸に沿ってそれぞれ直径１９．
５ｍｍの穿孔をあける。丸い棒状物およびニンジン形状
物から、引張試験のための試験体を製造する。円盤状物
を、耐熱衝撃性の測定に使用する。機械的強度および耐
熱衝撃性を測定するための適当な大きさの測定用試験体
を、ガスタービンのハウジングのための材料として広く
使用されている市販の合金II、および約２５% 少ない珪
素含有量および約４０% 少ないモリブデン含有量の類似
の合金から各々製造する。
有している：合金Ｉ （本発明の特に有利な実施例の合金）： 合金II（従来技術の合金）： 合金Ｉはアーク炉中で保護ガスとしてのアルゴンの雰囲
気で溶融する。出発材料としては９９% より高い純度の
個々の元素を使用する。この溶融物をキャスチング成形
によって約１００ｍｍの直径および約１００ｍｍの高さ
の鋳造物を得る。この鋳造物を減圧下に再び溶融しそし
て同様に減圧下に約１２ｍｍの直径および約７０ｍｍの
長さの丸棒状物、最小径約１０ｍｍの直径、最大径約１
６ｍｍおよび長さ約６５ｍｍのニンジン形状物または８
０ｍｍの直径、１４ｍｍまでの厚さおよび約１ｍｍの半
径の縁部を持つ円盤状物を鋳造する。別の段階で、それ
らの円盤状物にその円盤軸に沿ってそれぞれ直径１９．
５ｍｍの穿孔をあける。丸い棒状物およびニンジン形状
物から、引張試験のための試験体を製造する。円盤状物
を、耐熱衝撃性の測定に使用する。機械的強度および耐
熱衝撃性を測定するための適当な大きさの測定用試験体
を、ガスタービンのハウジングのための材料として広く
使用されている市販の合金II、および約２５% 少ない珪
素含有量および約４０% 少ないモリブデン含有量の類似
の合金から各々製造する。
【０００８】引張試験を温度に依存して実施する。その
結果、本発明の合金Ｉでは、８００℃の温度で、従来技
術の合金ＩＩの引張強さよりも著しく高い約１００ＭＰ
ａの引張強さが得られる。珪素−およびモルブデン含有
量を減らした従来技術の、図面に記載していない合金に
ついても同様なことが言える。
結果、本発明の合金Ｉでは、８００℃の温度で、従来技
術の合金ＩＩの引張強さよりも著しく高い約１００ＭＰ
ａの引張強さが得られる。珪素−およびモルブデン含有
量を減らした従来技術の、図面に記載していない合金に
ついても同様なことが言える。
【０００９】円盤状物によってＧｌｅｎｎｙによる耐熱
衝撃性を測定する。１種類の合金当たりに各２枚の円盤
状物を、流動床で６５０℃に加熱しそしてその後で圧縮
空気によって２００℃に冷却するというサイクルにより
測定する。かゝる加熱−および冷却サイクルの一定の回
数の後に、その際に円盤の縁部にあるいは生じる２ｍｍ
より長い長さのひびを持つ円盤状物の数を数える。サイ
クル回数に依存する、両側の盤に生じるひびの総数を本
発明の合金Ｉ並びに従来技術の両方の合金について示
す。
衝撃性を測定する。１種類の合金当たりに各２枚の円盤
状物を、流動床で６５０℃に加熱しそしてその後で圧縮
空気によって２００℃に冷却するというサイクルにより
測定する。かゝる加熱−および冷却サイクルの一定の回
数の後に、その際に円盤の縁部にあるいは生じる２ｍｍ
より長い長さのひびを持つ円盤状物の数を数える。サイ
クル回数に依存する、両側の盤に生じるひびの総数を本
発明の合金Ｉ並びに従来技術の両方の合金について示
す。
【００１０】
表から、ガスタービンのハウジングのための材料として
一般に使用される従来技術の合金の場合には既に２４０
サイクル数の後には不所望のひびが生じるのに、本発明
の合金は７４０サイクル数の後ですら未だひびがないま
まである。
一般に使用される従来技術の合金の場合には既に２４０
サイクル数の後には不所望のひびが生じるのに、本発明
の合金は７４０サイクル数の後ですら未だひびがないま
まである。
【００１１】本発明の合金は従来技術の使用可能な匹敵
する合金よりも、７００℃より上の温度での機械的強度
に関しても、耐熱衝撃性に関しても勝っている。それ故
に本発明の合金は、７００℃と８００℃との間の温度で
もなお比較的に高い機械的強度を示し且つガスタービン
のハウジングと同様に著しい熱負荷サイクルに付される
熱関連装置の構成部材の材料として特に有利に使用でき
る。
する合金よりも、７００℃より上の温度での機械的強度
に関しても、耐熱衝撃性に関しても勝っている。それ故
に本発明の合金は、７００℃と８００℃との間の温度で
もなお比較的に高い機械的強度を示し且つガスタービン
のハウジングと同様に著しい熱負荷サイクルに付される
熱関連装置の構成部材の材料として特に有利に使用でき
る。
【００１２】アルミニウム含有量が少なくとも１２原子
% でそして最高１８原子% である場合に、７００℃と８
００℃との間の温度での良好な耐久性および高い耐熱衝
撃性を本発明の合金は有する。アルミニウム含有量が１
２原子% より少ない場合には、本発明の合金の酸化安定
性、耐蝕性および耐熱衝撃性が悪化する。アルミニウム
含有量が１８原子% より多い場合には、合金はますます
脆弱に成る。
% でそして最高１８原子% である場合に、７００℃と８
００℃との間の温度での良好な耐久性および高い耐熱衝
撃性を本発明の合金は有する。アルミニウム含有量が１
２原子% より少ない場合には、本発明の合金の酸化安定
性、耐蝕性および耐熱衝撃性が悪化する。アルミニウム
含有量が１８原子% より多い場合には、合金はますます
脆弱に成る。
【００１３】０．１〜１０原子% のクロムを混入し合金
化することによって、耐熱衝撃性、酸化安定性および耐
蝕性が更に向上される。更にクロムによって延性が改善
される。しかし１０原子% より多くＣｒを加えると、一
般に機械的強度が再び悪化する。
化することによって、耐熱衝撃性、酸化安定性および耐
蝕性が更に向上される。更にクロムによって延性が改善
される。しかし１０原子% より多くＣｒを加えると、一
般に機械的強度が再び悪化する。
【００１４】０．１〜２原子% のニオブの混入、合金化
によって、本発明の合金の硬度および強度が向上する。
ニオブの他にまたは替わりにタングステンおよび／また
はタンタルを０．１〜２原子% の割合で混入し合金化と
することもできる。
によって、本発明の合金の硬度および強度が向上する。
ニオブの他にまたは替わりにタングステンおよび／また
はタンタルを０．１〜２原子% の割合で混入し合金化と
することもできる。
【００１５】０．１〜２原子% の珪素の割合が本発明の
合金の鋳造性を改善しそして耐酸化安定性および耐蝕性
に有利に作用する。更に珪素は硬度を向上させる。０．
１〜５原子% の硼素および０．０１〜２原子% のチタン
を添加し合金化することによって、本発明の合金の耐熱
衝撃性、酸化安定性および耐蝕性が著しく改善される。
このことは、中でも、合金中に細かく分布する二硼化チ
タンＴｉＢ2 が生じることに起因している。高温および
酸化−および／または腐食条件のもとで、本発明の合金
の表面には主として酸化アルミニウムを含有する保護層
が形成される。二硼化チタン相はこの保護層を本質的に
安定化するのに寄与する。二硼化チタン相が殆ど針状結
晶の形で合金から保護層中に食い込みそしてそれによっ
てそれの下の合金への保護層の特に良好な接合を実現す
る。硼素の割合は５原子% より多くなくそしてチタンの
それは２原子% り多くあるべきでない。何故ならばそう
でないと、多量の二硼化チタンが生じ、合金を脆弱にす
るからである。硼素の割合が０．１原子% より少なくそ
してチタンのそれが０．０１% より少ない場合には、本
発明の合金の耐熱衝撃性、酸化安定性および耐蝕性が著
しく悪化する。
合金の鋳造性を改善しそして耐酸化安定性および耐蝕性
に有利に作用する。更に珪素は硬度を向上させる。０．
１〜５原子% の硼素および０．０１〜２原子% のチタン
を添加し合金化することによって、本発明の合金の耐熱
衝撃性、酸化安定性および耐蝕性が著しく改善される。
このことは、中でも、合金中に細かく分布する二硼化チ
タンＴｉＢ2 が生じることに起因している。高温および
酸化−および／または腐食条件のもとで、本発明の合金
の表面には主として酸化アルミニウムを含有する保護層
が形成される。二硼化チタン相はこの保護層を本質的に
安定化するのに寄与する。二硼化チタン相が殆ど針状結
晶の形で合金から保護層中に食い込みそしてそれによっ
てそれの下の合金への保護層の特に良好な接合を実現す
る。硼素の割合は５原子% より多くなくそしてチタンの
それは２原子% り多くあるべきでない。何故ならばそう
でないと、多量の二硼化チタンが生じ、合金を脆弱にす
るからである。硼素の割合が０．１原子% より少なくそ
してチタンのそれが０．０１% より少ない場合には、本
発明の合金の耐熱衝撃性、酸化安定性および耐蝕性が著
しく悪化する。
【００１６】１００〜５００ｐｐｍの炭素および５０〜
２００ｐｐｍのジルコニウムを混入し合金化することに
よって機械的強度が僅かに向上しそして溶接性が著しく
改善される。
２００ｐｐｍのジルコニウムを混入し合金化することに
よって機械的強度が僅かに向上しそして溶接性が著しく
改善される。
【００１７】以下の組成の合金が特に良好な機械強度お
よび耐熱衝撃性を示す： １４ 〜１６ アルミニウム ０．５〜１．５ ニオブ ４ 〜 ６ クロム ０．５〜１．５ 珪素 ３ 〜 ４ 硼素 １ 〜 ２ チタン 約３００ｐｐｍ 炭素 約１００ｐｐｍ ジルコニウム 残量 鉄。
よび耐熱衝撃性を示す： １４ 〜１６ アルミニウム ０．５〜１．５ ニオブ ４ 〜 ６ クロム ０．５〜１．５ 珪素 ３ 〜 ４ 硼素 １ 〜 ２ チタン 約３００ｐｐｍ 炭素 約１００ｐｐｍ ジルコニウム 残量 鉄。
【図１】この図は本発明の合金Ｉと従来技術の合金IIの
引張強さＵＴＳ（ＭＰａ）を温度Ｔ（℃）の関数として
説明するグラフ図である。
引張強さＵＴＳ（ＭＰａ）を温度Ｔ（℃）の関数として
説明するグラフ図である。
ＵＴＳ・・・引張強さ
Ｔ ・・・温度
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(56)参考文献 特開 昭50−144624（ＪＰ，Ａ)
特開 平１−184258（ＪＰ，Ａ)
特開 昭64−11946（ＪＰ，Ａ)
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C22C 38/00 302
C22C 38/32
C22C 38/34
F01D 25/24
F02B 39/00
Claims (4)
- 【請求項１】 １２〜１８原子％のアルミニウム、０．
１〜１０原子％のクロム、０．１〜２原子％のニオブ、
０．１〜２原子％の珪素、０．１〜５原子％の硼素、
０．０１〜２原子％のチタン、１００〜５００ｐｐｍの
炭素、５０〜２００ｐｐｍのジルコニウムおよび残量の
鉄よりなる鉄合金。 - 【請求項２】 １４〜１６原子％のアルミニウム、０．
５〜１．５原子％のニオブ、４〜６原子％のクロム、
０．５〜１．５原子％の珪素、３〜４原子％の硼素、１
〜２原子％のチタン、３００ｐｐｍの炭素、１００ｐｐ
ｍのジルコニウムおよび残量の鉄よりなる請求項１に記
載の鉄合金。 - 【請求項３】 請求項１に記載の合金より成る耐熱衝撃
性材料。 - 【請求項４】 熱関連装置の、熱が反復負荷される部材
のための、請求項３に記載の耐熱衝撃性材料。
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| EP93118045A EP0652297B1 (de) | 1993-11-08 | 1993-11-08 | Eisen- Aluminium-Legierung und Verwendung dieser Legierung |
| DE93118045:9 | 1993-11-08 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07238353A JPH07238353A (ja) | 1995-09-12 |
| JP3517462B2 true JP3517462B2 (ja) | 2004-04-12 |
Family
ID=8213403
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP27240494A Expired - Fee Related JP3517462B2 (ja) | 1993-11-08 | 1994-11-07 | 鉄−アルミニウム合金およびこの合金の用途 |
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| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US5411702A (ja) |
| EP (1) | EP0652297B1 (ja) |
| JP (1) | JP3517462B2 (ja) |
| KR (1) | KR950014344A (ja) |
| CN (1) | CN1038051C (ja) |
| AT (1) | ATE180517T1 (ja) |
| DE (1) | DE59309611D1 (ja) |
| PL (1) | PL305673A1 (ja) |
| RU (1) | RU2122044C1 (ja) |
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|---|---|---|---|---|
| US6436163B1 (en) * | 1994-05-23 | 2002-08-20 | Pall Corporation | Metal filter for high temperature applications |
| DE19603515C1 (de) * | 1996-02-01 | 1996-12-12 | Castolin Sa | Spritzwerkstoff auf Eisenbasis zum Herstellen einer korrosionsbeständigen Beschichtung, Herstellungsverfahren für die Beschichtung sowie Verwendung der Schicht |
| DE19753876A1 (de) * | 1997-12-05 | 1999-06-10 | Asea Brown Boveri | Eisenaluminidbeschichtung und Verfahren zum Aufbringen einer Eisenaluminidbeschichtung |
| US6114058A (en) * | 1998-05-26 | 2000-09-05 | Siemens Westinghouse Power Corporation | Iron aluminide alloy container for solid oxide fuel cells |
| US7754342B2 (en) * | 2005-12-19 | 2010-07-13 | General Electric Company | Strain tolerant corrosion protecting coating and spray method of application |
| DE102009020922A1 (de) | 2009-05-12 | 2010-11-18 | Christoph Henrik Sterzel | Die Anwendung von niedrigviskosem Schwefel als Wärmeträger- und Wärmespeicherflüssigkeit |
| EP2239349A1 (de) * | 2009-04-10 | 2010-10-13 | Schüttenhelm, Martin | Abgaskrümmer oder Turboladergehäuse aus einer FeAl-Stahllegierung |
| MA33950B1 (fr) | 2010-01-05 | 2013-01-02 | Basf Se | Liquides caloporteurs et accumulateurs thermiques a base de polysulfures pour des temperatures extremement elevees |
| KR20140038472A (ko) * | 2011-06-07 | 2014-03-28 | 보르그워너 인코퍼레이티드 | 터보차저 및 그 구성요소 |
| CN105624535A (zh) * | 2015-12-09 | 2016-06-01 | 上海大学 | Fe-Al-Mn-Si合金的制备方法 |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CA648140A (en) * | 1962-09-04 | Westinghouse Electric Corporation | Grain-refined aluminum-iron alloys | |
| CA648141A (en) * | 1962-09-04 | H. Schramm Jacob | Aluminum-chromium-iron resistance alloys | |
| US2387980A (en) * | 1945-02-17 | 1945-10-30 | Hugh S Cooper | Electrical resistance alloys |
| US3026197A (en) * | 1959-02-20 | 1962-03-20 | Westinghouse Electric Corp | Grain-refined aluminum-iron alloys |
| JPS4841918A (ja) * | 1971-10-04 | 1973-06-19 | ||
| CA1298492C (en) * | 1986-04-30 | 1992-04-07 | Haruo Shimada | Seawater-corrosion-resistant non-magnetic steel materials |
| US4844865A (en) * | 1986-12-02 | 1989-07-04 | Nippon Steel Corporation | Seawater-corrosion-resistant non-magnetic steel materials |
-
1993
- 1993-11-08 EP EP93118045A patent/EP0652297B1/de not_active Expired - Lifetime
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- 1993-12-28 US US08/174,352 patent/US5411702A/en not_active Expired - Lifetime
-
1994
- 1994-11-02 PL PL94305673A patent/PL305673A1/xx unknown
- 1994-11-04 RU RU94040155A patent/RU2122044C1/ru active
- 1994-11-07 JP JP27240494A patent/JP3517462B2/ja not_active Expired - Fee Related
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- 1994-11-08 CN CN94118112A patent/CN1038051C/zh not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| RU2122044C1 (ru) | 1998-11-20 |
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