JP3813311B2 - 元素状粉末の熱化学処理による鉄アルミナイドの製造方法 - Google Patents
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Description
発明の分野
本発明は一般に鉄アルミナイド及びかかる材料の製造のための粉末冶金法に関する。
【0002】
発明の背景
アルミニウムを含有する鉄基合金は、秩序及び無秩序体心結晶構造を有することができる。例えば金属間合金組成を有する鉄アルミナイド合金は、Fe3 Al,FeAl,FeAl2 ,FeAl3 及びFe2 Al5 の如き種々の原子割合で鉄及びアルミニウムを含有する。体心立方秩序結晶構造を有するFe3 Al金属間鉄アルミナイドは、US−P 5320802,US−P 5158744,US−P 5024109及びUS−P 4961903に記載されている。かかる秩序結晶構造は、一般に25〜40原子%のAl、及び合金化添加剤例えばZr,B,Mo,C,Cr,V,Nb,Si及びYを含有する。
【0003】
無秩序体心結晶構造を有する鉄アルミナイド合金は、US−P 5238645に記載されている、この特許の中で、合金は、重量%で8〜9.5のAl、≦7のCr、≦4のMo、≦0.05のC、≦0.5のZr、及び≦0.1のY、好ましくは4.5〜5.5のCr、1.8〜2.2のMo、0.02〜0.032のC、及び0.15〜0.25のZrを含む。8.46,12.04及び15.90重量%のAlをそれぞれ有する3種の二元合金を除いて、US−P 5238645に記載された特別の合金の組成の全てが最小5重量%のCrを含有する。更にUS−P 5238645には、合金化元素が、強度、室温延性、高温酸化抵抗、水性腐蝕抵抗、及び点蝕に対する抵抗を改良することを述べている。US−P 5238645は、電気抵抗加熱要素に関するものではなく、熱疲労抵抗、電気抵抗率又は高温サグ(sag )抵抗の如き性質を目的としていない。
【0004】
3〜18重量%のAl、0.05〜0.5重量%のZr、0.01〜0.1重量%のB、及び任意成分Cr,Ti及びMoを含有する鉄基合金は、US−P 3026197及びカナダ特許648140に記載されている。Zr及びBは粒子精練を提供すると述べ、好ましいAl含有率は10〜18重量%であり、合金は酸化抵抗及び加工性を有するとして記載されている。しかしながら、US−P5238645と同様、US−P 3026197及びカナダ特許は電気抵抗加熱要素に関するものでなく、熱疲労抵抗、電気抵抗率又は高温サグ抵抗の如き性質を目的としていない。
【0005】
US−P 3676109には、3〜10重量%のAl、4〜8重量%のCr、約0.5重量%のCu、0.05重量%未満のC、0.5〜2重量%のTi及び任意成分Mn及びBを含有する鉄基合金を記載している。US−P 3676109には、Cuが錆斑点形成に対する抵抗を改良し、Crが脆性を避け、Tiが析出硬化を与えることを記載している。US−P 3676109には、合金が化学処理装置に有用であることを述べている。US−P 3676109に記載された特効を示した実施例の全てが、0.5重量%のCu及び少なくとも1重量%のCrを含有し、好ましい合金は少なくとも9重量%のAlとCrの合計、少なくとも6重量%の最少量のCrとAl、及び6重量%未満のAl含有率とCr含有率の間の差を有している。しかしながら、US−P 5238645と同様、US−P 3676109は電気抵抗加熱要素に関するものでなく、熱疲労抵抗、電気抵抗率又は高温サグ抵抗の如き性質を目的としていない。
【0006】
電気抵抗加熱要素として使用するための鉄基アルミニウム含有合金は、US−P 1550508,US−P 1990650及びUS−P 2768915及びカナダ特許648141に記載されている。US−P 1550508に記載された合金は、20重量%のAl、10重量%のMn;12〜15重量%のAl、6〜8重量%のMn;又は12〜16重量%のAl、2〜10重量%のCrを含有する。US−P 1550508に記載された実施例の全てが、少なくとも6重量%のCr及び少なくとも10重量%のAlを含有する。US−P 1990650に記載された合金は、16〜20重量%のAl、5〜10重量%のCr、≦0.05重量%のC、≦0.25重量%のSi、0.1〜0.5重量%のTi、≦1.5重量%のMo及び0.4〜1.5重量%のMnを含有し、唯一の実施例が17.5重量%のAl、8.5重量%のCr、0.44重量%のMn、0.36重量%のTi、0.02重量%のC及び0.13重量%のSiを含有する。US−P 2768915に記載された合金は、10〜18重量%のAl、1〜5重量%のMo,Ti,Ta,V,Cb,Cr,Ni,B及びWを含有し、特別の例のみが16重量%のAl及び3重量%のMoを含有する。カナダ特許648141に記載された合金は、6〜11重量%のAl、3〜10重量%のCr、≦4重量%のMn、≦1重量%のSi、≦0.4重量%のTi、≦0.5重量%のC、0.2〜0.5重量%のZr及び0.05〜0.1重量%のBを含有し、特別の実施例のみが少なくとも5重量%のCrを含有する。
【0007】
種々の材料の抵抗ヒーターは、US−P 5249586及び米国特許出願No. 07/943504,No. 08/118665,No. 08/105346及びNo. 08/224848に記載されている。
【0008】
US−P 4334923には、≦0.05%のC、0.1〜2%のSi、2〜8%のAl、0.02〜1%のY、<0.009%のP、<0.006%のS及び<0.009%のOを含有する触媒コンバーターに有用な冷間圧延可能な酸化抵抗鉄基合金が記載されている。
【0009】
US−P 4684505には、10〜22%のAl、2〜12%のTi、2〜12%のMo、0.1〜1.2%のHf、≦1.5%のSi、≦0.3%のC、≦0.2%のB、≦1.0%のTa、≦0.5%のW、≦0.5%のV、≦0.5%のMn、≦0.3%のCo、≦0.3%のNb及び≦0.2%のLaを含有する熱抵抗鉄基合金が記載されている。US−P 4684505には、16%のAl、0.5%のHf、4%のMo、3%のSi、4%のTi及び0.2%のCを有する特別な合金を記載している。
【0010】
特開昭53−119721には、1.5〜17%のAl、0.2〜15%のCr、及び<4%のSi、<8%のMo、<8%のW、<8%のTi、<8%のGe、<8%のCu、<8%のV、<8%のMn、<8%のNb、<8%のTa、<8%のNi、<8%のCo、<3%のSn、<3%のSb、<3%のBe、<3%のHf、<3%のZr、<0.5%のPb及び<3%の稀土類金属の任意添加剤の合計0.01〜8%を含有し、良好な加工性を有する耐摩耗性、高透磁率合金を記載している。16%のAl、残余Fe合金の外は、特開昭53−119721の特別な実施例の全てが少なくとも1%のCrを含有し、5%のAl、3%のCr、残余Fe合金であること以外は残りの実施例は≧10%のAlを含有している。
【0011】
“ Microstructure And Mechanical Properties of P/M Fe3Al合金”の表題で、J. R. Knibloe 等によって Advances in Powder Metallurgy (1990年発行)、Vol.2の219〜231頁に、不活性ガスアトマイザーを用いて2及び5%のCrを含有するFe3 Alを製造する粉末冶金法が発表されている。この刊行物では、Fe3 Al合金が低温でDO3 構造を有し、約550℃より上でB2構造に変換することを説明している。シートを作るため、粉末はミルスチール中で缶詰めし、脱気し、9:1の面積減少比に1000℃で熱押出している。スチール缶から取出した後、合金押出物を1000℃で厚さ0.340インチに鍛造し、800℃で約0.10インチの厚さのシートに圧延し、最後に650℃で0.030インチに圧延した。この刊行物によれば、微粉化した粉末は一般に球形であり、密な押出物を提供し、約20%の室温延性が、B2構造の量を最大にすることによって達成された。
【0012】
“Powder Processing of Fe3Al-Based Iron-Aluminide Alloys ”の表題で、V. K. Sikka によって、Mat. Res. Soc. Symp. Proc.(1991年発行)、Vol.213の901〜906頁に、シートに形成した2%及び5%のCr含有Fe3 Al基鉄アルミナイド粉末を作る方法が発表されている。この刊行物には、粉末を窒素ガス微粉化及びアルゴンガス微粉化によって作ったと述べている。窒素ガス微粉化粉末は、低レベルの酸素(130ppm)及び窒素(30ppm)を有していた。シートを作るため粉末は軟鋼中に缶詰めにされ、9:1の面積減少比に1000℃で熱押出された。押出された窒素ガス微粉化粉末は30μmの粒度を有していた。鋼を除き、棒を1000℃で50%鍛造し、850℃で50%圧延し、650℃で0.76mmのシートに50%最終圧延した。
【0013】
米国、ペンシルバニア州、ピッツバーグでの1990年 Powder Metallurgy Conference Exhibition で提供された1〜11頁の表題“ Powder Production, Processing, and Properties of Fe3Al ”のV. K. Sikka 等の論文では、保護雰囲気の下で構成成分金属を溶融し、金属を計量ノズルを介して通し、溶融物流を窒素微粉化ガスと衝突させて溶融物を破壊することによってFe3 Al粉末を作る方法を発表している。粉末は低酸素(130ppm)及び窒素(30ppm)を有し、球形であった。押出された棒は、76mmの軟鋼缶を粉末で満し、缶を脱気し、1.5時間1000℃で加熱し、缶を9:1の減少のため25mmのダイを通して押出することによって作られた。押出された棒の粒度は20μmであった。厚さ0.76mmのシートは、缶を除き、1000℃で50%鍛造し、850℃で50%圧延し、650℃で50%最終圧延して作られた。
【0014】
酸化物分散強化された鉄基合金粉末がUS−P 4391634及びUS−P5032190に記載されている。US−P 4391634には、10〜40%のCr、1〜10%のAl及び≦10%の酸化物分散質を含有するTi不含合金が記載されている。US−P 5032190には、75%のFe、20%のCr、4.5%のAl、0.5%のTi及び0.5%のY2 O3 を有する合金MA956からシートを形成する方法が記載されている。
【0015】
1991年6月17日〜20日に日本の仙台で開催された the Proceedings of International Symposium on Intermetallic Compounds - Structure and Mechanical Properties(JIMIS−6)の579〜583頁で提出された表題“Mechanical Behavior of FeAl40 Intermetallic Alloys ”のA. LeFort 等の発表では、硼素、ジルコニウム、クロム及びセリウムの添加を伴ったFeAl合金(25重量%のAl)の種々な性質を発表している。合金は、真空鋳造及び1100℃での押出により作られ、又は1000℃及び1100℃で圧縮によって形成された。この論文は、酸化及び硫化条件でのFeAl化合物のすぐれた抵抗が、高Al含有率及びB2秩序構造の安定性に原因があると説明している。
【0016】
1994年2月27日〜3月3日に米国カリフォルニア州、サンフランシスコで開催された“Processing, Properties and Applications of Iron Aluminides ”での the Minerals, Metals and Materials Society Conference (1994 TMS Conference )の19〜30頁で提出された表題“Production and Properties of CSM FeAl Intermetallic Alloys ”で D. Pocci 等による発表では、鋳造及び押出し、粉末のガス微粉化及び押出し、及び粉末の機械的合金化及び押出しの如き異なる方法によって処理されたFe40Al金属間化合物の種々の性質が発表されており、その機械的合金化は微細酸化物分散で材料を強化するために使用している。論文では、B2秩序結晶構造、23〜25重量%の範囲(約40原子%)のAl含有率及びZr,Cr,Ce,C,B及びY2 O3 の合金化添加物を有するFeAl合金を作ったことを述べている。論文は、材料が高温での腐蝕環境での建造物の材料として用いられ、熱エンジン、ジェットエンジンのコンプレッサー段階、石炭ガス化プラント及び石油化学工業での用途が見出されることを述べている。
【0017】
1994年のTMS Conference で提出された、表題“ Selected Properties of Iron Aluminides ”の329〜341頁のJ. H. Schneibel の発表には、鉄アルミナイドの性質が発表されている。この論文には、各種のFeAl組成の溶融温度、電気抵抗率、熱伝導率、熱膨張率及び機械的性質の如き性質を報告している。
【0018】
1994年のTMS Conference で提出された表題“Flow and Fracture of FeAl ”の101〜115頁の J. Baker による発表には、B2化合物FeAlの流れと破砕の大要を発表している。この論文は、前の熱処理がFeAlの機械的性質に強力に影響を与えること、及び高温焼鈍後の高冷却速度が高い室温降伏強度及び硬度を提供するが、過度の空孔による低延性を与える。かかる空孔に関して、論文は、溶質原子の存在が、保持された空孔効果を押える傾向があり、過度の空孔を除くため長時間焼鈍を使用できることを示している。
【0019】
1994年のTMS Conference で提出された表題“ Impact Behavior of FeAl Alloy FA−350 ”の193〜202頁のD. J. Alexander による発表には、鉄アルミナイド合金FA−350の衝撃及び引張特性を発表している。FA−350合金は、原子%で35.8%のAl、0.2%のMo、0.05%のZr及び0.13%のCを含む。
【0020】
1994年のTMS Conference で提出された表題“ The Effect of Ternary Additions on the Vacancy Hardening and Defect Structure of FeAl ”の231〜239頁の C. H. Kong の発表には、FeAl合金の三元合金化添加物の効果を発表している。この論文は、B2構造化した化合物FeAlが、低室温延性率及び500℃以上での許容できない程低い高温強度を示すことを述べている。この論文は、室温脆性は、高温熱処理に続く空孔の高濃度の保持によって生ずると述べている。この論文は、Cu,Ni,Co,Mn,Cr,V及びTiの如き各種の三元合金化添加物の効果のみならず高温焼鈍及び続く低温空孔緩和熱処理の効果を論じている。
【0021】
1989年9月のMet. Trans A ,Vol.20Aの1701〜1714頁に、表題“ Microstructure and Tensile Properties of Fe-40 At. Pct. Al Alloys with C, Zr, Hf and B Additions ”のD. J. Gaydosh 等の発表には、粉末が、C,Zr及びHfを前合金化添加物として含むか、又はBを予め作った鉄アルミニウム粉末に加えたガス微粒子化粉末の熱押出しを論じている。
【0022】
1991年8月の Mater. Res. Vol. 6,No. 8,1779頁〜1805頁の表題“ A review of recent developments in Fe3Al-based Alloys ”のC. G. McKamey 等の発表には、不活性ガス微粉化による鉄アルミナイド粉末を得、所望の合金組成を生ぜしめるため合金粉末を混合してFe3 Alに基づいた三元合金を作り、そして熱押出しによって団結させる方法、即ち窒素又はアルゴンガス微粉化及び団結により、≦9:1の面積減少まで1000℃で押出すことによって密度を満たすFe3 Al基粉末の製造を発表している。
【0023】
従来の鉄アルミナイドを製造する粉末冶金法は、鉄及びアルミニウムを溶融し、溶融物を不活性ガス微粉化して鉄アルミナイド粉末を形成し、粉末を缶に入れ、缶に入れた材料を高温で加工することを含んでいる。粉末を缶に入れる必要をなくし、鉄アルミナイド粉末を形成するため鉄及びアルミニウムの前合金化する必要をなくする粉末冶金法によって鉄アルミナイドが製造できるならば望ましいことである。
【0024】
発明の概要
本発明は、粉末冶金法によって鉄アルミナイド合金を製造する方法であって、アルミニウム粉末及び鉄粉末の粉末混合物を作る工程;粉末混合物を物品に造形する工程;及びアルミニウム粉末及び鉄粉末を反応させ、鉄アルミナイドを形成するのに充分な温度で物品を焼結させる工程;を含み、焼結工程を、第一段階及び第二段階で行い、第一段階が、アルミニウム粉末の半分以下が鉄粉末と反応してFe3Al,Fe2Al5,FeAl3又はそれらの混合物を形成する温度に物品を加熱することを含み、第二段階が、未反応アルミニウム粉末が溶融し、鉄粉末と反応して鉄アルミナイドを形成する温度に物品を加熱することを含むことを特徴とする方法を提供する。アルミニウム粉末は非合金化アルミニウム粉末からなることができ、鉄粉末は鉄合金、純鉄又はそれらの混合物からなることができる。結合剤は造形工程前に混合物に加えることができる。この方法は、物品を真空又は不活性雰囲気中で加熱すること、及び焼結工程前に物品から揮発性成分を除去することを含むことができる。例えば物品は、揮発性成分を除去する工程中700℃未満の温度に加熱することができる。アルミニウム粉末及び鉄粉末は、10〜60μm、好ましくは40〜60μmの平均粒度を有することができる。造形は、圧延装置のローラーと直接接触させて粉末混合物を冷間圧延することにより、又は粉末混合物をテープ鋳造することにより行うことができる。
【0025】
鉄アルミナイドは好ましくはオーステナイトを含まぬフェライト構造を有する。本発明の一実施態様によれば、鉄アルミナイドは本質的にFeAlからなることができる。或いは、他の構成成分と合金化することができ、重量%で、22.0〜32.0%のAl、≦2%のMo、≦1%のZr、≦2%のSi、≦30%のNi、≦10%のCr、≦0.1%のC、≦0.5%のY、≦0.1%のB、≦1%のNb及び≦1%のTaを含有できる。例として、鉄アルミナイドは、重量%で、22〜32%のAl、0.3〜0.5%のMo、0.05〜0.15%のZr、0.01〜0.05%のC、≦25%のAl2 O3 粒子、≦1%のY2 O3 粒子、残余Fe、又は22〜32%のAl、0.3〜0.5%のMo、0.05〜0.3%のZr、0.01〜0.1%のC、≦1%のY2 O3 、残余Feから本質的になることができる。
【0026】
造形工程は好ましくは、粉末混合物をシートに冷間圧延することを含む。この方法は燒結工程に続いて物品(例えばシート)を電気抵抗加熱要素に形成することを更に含むことができ、電気抵抗加熱要素は、10V以下の電圧及び6A以下の電流を加熱要素に通したとき、1秒未満で900℃に加熱することができる。焼結工程は第一及び第二段階で行うことができ、第一段階は、アルミニウム粉末の2分の1以下が鉄粉末と反応してFe3 Al,Fe2 Al5 又はFeAl3 を形成する温度に物品を加熱することを含み、第二段階は、未反応アルミニウム粉末が溶融し、鉄粉末と反応してFeAlを形成する温度に物品を加熱することを含む。物品は第一段階中200℃/分以下の速度で加熱することができ、物品は第二段階中1200℃以上に加熱することができる。この方法は、焼結工程に続いて、物品を熱間圧延及び/又は冷間圧延することによる如き物品を加工することを含むことができる。焼結工程は物品中に25〜40%の多孔度を作ることができ、この方法は焼結工程に続いて、物品の多孔度を加工工程中に5%未満に減少させるよう物品を加工する工程を更に含むことができる。シートは圧延工程中に0.010インチ未満の厚さに減少させることができる。
【0027】
図面の簡単な説明
図1はアルミニウム含有鉄基合金の室温特性についてのAl含有率における変化の効果を示す。
【0028】
図2はアルミニウム含有鉄基合金の室温及び高温特性についてのAl含有率における変化の効果を示す。
【0029】
図3はアルミニウム含有鉄基合金の伸び率に対する高温応力についてのAl含有率における変化の効果を示す。
【0030】
図4はアルミニウム含有鉄基合金の破壊(クリープ)特性についてのAl含有率における変化の効果を示す。
【0031】
図5はAl及びSi含有鉄基合金の室温引張特性についてのSi含有率における変化の効果を示す。
【0032】
図6はAl及びTi含有鉄基合金の室温特性についてのTi含有率における変化の効果を示す。
【0033】
図7はTi含有鉄基合金のクリープ破壊についてのTi含有率の変化の効果を示す。
【0034】
図8a〜図8cは合金 No.23,35,46及び48の降伏強度、極限引張強度及び全伸び率を示す。
【0035】
図9a〜図9cは、市販合金 Haynes 214及び合金46及び48についての降伏強度、極限引張強度及び全伸び率を示す。
【0036】
図10a〜図10bはそれぞれ3×10-4/秒及び3×10-2/秒の引張歪速度での極限引張強度を示し、図10c〜図10dは合金57,58,60及び61についてのそれぞれ3×10-4/秒及び3×10-2/秒の歪速度での破断までの塑性伸び率を示す。
【0037】
図11a〜図11bは焼鈍時間の関数として、合金46,48及び56についての850℃でのそれぞれ降伏強度及び極限引張強度を示す。
【0038】
図12a〜図12eは、合金35,46,48及び56についてのクリープデータを示し、図12aは真空で2時間1050℃で焼鈍後の合金35についてのクリープデータを示し、図12bは1時間700℃で焼鈍し、空気冷却した後の合金46についてのクリープデータを示し、図12cは真空中で1時間1100℃で焼鈍後の合金48についてのクリープデータを示し、この場合試験は800℃で1ksiで行った。図12dは3ksi及び800℃で試験した図12cの試料を示す。図12eは真空中で1時間1100℃で焼鈍後、800℃及び3ksiで試験した合金56を示す。
【0039】
図13a〜図13cは合金48,49,51,52,53,54及び56についての硬度(ロックウエルC)値のグラフを示し、図13aは合金48についての750〜1300℃の温度で1時間焼鈍に対する硬度を示し、図13bは合金49,51及び56についての0〜140時間、400℃での焼鈍に対する硬度を示し、図13cは合金52,53及び54についての0〜80時間、400℃での焼鈍に対する硬度を示す。
【0040】
図14a〜図14eは合金48,51及び56についての時間に対するクリープ歪データのグラフを示し、図14aは合金48及び56についての800℃でのクリープ歪の比較を示し、図14bは合金48についての800℃でのクリープ歪を示し、図14cは1時間1100℃で焼鈍後、合金48についての800℃,825℃及び850℃でのクリープ歪を示し、図14dは1時間750℃で焼鈍後、合金48についての800℃,825℃及び850℃でのクリープ歪を示し、図14eは139時間400℃で焼鈍後、合金51についての850℃でのクリープ歪を示す。
【0041】
図15a〜図15bは合金62についての時間に対するクリープ歪データのグラフを示し、図15aはシートの形での合金62についての850℃及び875℃でのクリープ歪の比較を示し、図15bは棒の形での合金62についての800℃,850℃及び875℃でのクリープ歪を示す。
【0042】
図16a〜図16bは合金46及び43についての温度に対する電気固有抵抗のグラフを示し、図16aは合金46及び43の電気固有抵抗を示し、図16bは合金43の電気固有抵抗についての加熱サイクルの効果を示す。
【0043】
好ましい実施態様の詳述
本発明のシート、棒、ワイヤー又は材料の他の望ましい形の如き所望の形で鉄アルミナイドを製造するための簡単かつ経済的な粉末冶金法を提供する。この方法においては、鉄及びアルミニウム粉末の混合物を作り、混合物を物品に造形し、物品を、鉄とアルミニウム粉末を反応させ、鉄アルミナイドを形成させるため焼結する。造形は、金属缶の如き保護シェル中に粉末を入れることなく、粉末を冷間圧延することによって低温で行うことができる。アルミニウム粉末は非合金化アルミニウム粉末であるのが好ましいが、鉄粉末は、純鉄粉末又は鉄合金粉末であることができる。更に混合物を形成するとき、追加の合金化成分を鉄及びアルミニウム粉末と混合できる。
【0044】
物品を造形する前に、パラフィン及び/又は焼結助剤の如き結合剤を粉末混合物に加えるのが好ましい。造形工程後、揮発性成分を除去するため、好適な温度に物品を加熱することによって物品中の揮発性成分を除去することが望ましい。例えば、酸素及び炭素の如き揮発性成分を除去するため1/2〜1時間の如き好適な時間、500〜700℃、好ましくは550〜650℃の範囲の温度に物品を加熱することができる。物品は真空又は不活性ガス雰囲気例えばアルゴン雰囲気中で加熱でき、加熱は200℃/分以下の速度であるのが好ましい。この予備加熱段階中、アルミニウムの幾らかが鉄と反応してFe3 Al又はFe2 Al5 又はFeAl3 の如き化合物を形成し、少量のアルミニウムは鉄と反応してFeAlを形成する。しかしながら、焼結工程中に、鉄及びアルミニウムは反応してFeAlの如き所望される鉄アルミナイドを形成する。
【0045】
焼結工程は、鉄及びアルミニウムを反応させ、所望の鉄アルミナイドを形成させるため1200℃より上の温度で行うことができる。焼結は真空又は不活性ガス(例えばAr)雰囲気中で1/2〜2時間1250〜1300℃の温度で行うのが好ましい。焼結工程中遊離アルミニウムは溶融し、鉄と反応して鉄アルミナイドを形成する。
【0046】
焼結工程中に、焼結された物品中に実質的な多孔度、例えば25〜40容量%の多孔度を生ぜしめうる。かかる多孔度を減少させるため、焼結物品は熱間又は冷間圧延してその厚さを減少させ、これによって密度を増大させ、物品中の多孔度を除く。熱間圧延を行うときには、熱間圧延は不活性雰囲気中で行うのが好ましく、又は物品を、熱間圧延工程中セラミック又はガラス被覆の如き保護被覆によって保護することができる。物品に冷間圧延を受けさせるときには、保護雰囲気中で物品を圧延する必要はない。熱間又は冷間圧延に続いて、物品は、1/2〜2時間真空又は不活性ガス雰囲気中で1100〜1200℃の温度で焼鈍できる。次いで物品は更に所望によって、更に加工及び/又は焼鈍できる。
【0047】
本発明による実施例によれば22〜32重量%のAl(38〜46原子%のAl)を含有する鉄アルミナイドのシートは次の如くして作る。最初、任意合金化構成成分と共にアルミニウム粉末及び鉄粉末の混合物を作る、結合剤は粉末混合物に加える、そして圧縮体を圧延により作る、又は混合物を直接圧延装置に供給する。粉末混合物に冷間圧延を受けさせて厚さ0.022〜0.030インチを有するシートを作る。圧延したシートを次に≦200℃/分の速度で600℃まで加熱し、粉末混合物中の結合剤の揮発性成分を追い出すため1/2〜1時間真空又はAr雰囲気中でこの温度で保つ。続いて物品の温度を真空又はアルゴン雰囲気中で1250〜1300℃に上昇させ、物品を1/2〜2時間焼結する。600℃で加熱中にアルミニウムの一部は鉄と反応してFe3 Al,Fe2 Al5 及び/又はFeAl3 を形成し、少量のみのFeAlを形成する。1250〜1300℃での焼結工程中に残りの遊離アルミニウムは溶融し、追加のFeAlを形成し、Fe3 Al,Fe2 Al5 及びFeAl3 化合物はFeAlに変換される。焼結は25〜40%の多孔率を生ぜしめる。多孔率を除くため、焼結物品は冷間又は熱間圧延して0.008インチの厚さにする。例えば焼結シートは、約0.012インチに冷間圧延し、真空又はアルゴン雰囲気中で1/2〜2時間1100〜1200℃で焼鈍し、約0.008インチに冷間圧延し、そして再び真空又はアルゴン雰囲気中で1/2〜2時間1100〜1200℃で焼鈍できる。完成したシートは次いで更に電気抵抗加熱要素に加工できる。
【0048】
粉末組成物は、テープ鋳造法によりテープ又はシートに形成できる。例えば粉末組成物の層は、シートがロールから巻き出されるに従って材料のシート(例えばセルロースアセテートシートの如き)上に受器から付着させることができる。シート上の粉末層の厚さは、粉末層がドクターブレードを通過するシート上を送行するに従って粉末層の上面と接する一つ以上のドクターブレードによって制御できる。粉末組成物は、好ましくは、強靱であるが可撓性フィルムを形成し、粉末中に残渣を残すことなく揮発し、貯蔵中周囲条件によって影響を受けず、比較的安価で及び/又は安価でなお揮発性かつ不燃性の有機溶剤に可溶性である結合剤を含有する。結合剤の選択は、テープの厚さ、鋳造面及び/又は所望される溶剤によって決めることができる。
【0049】
厚さ少なくとも0.01インチの厚い層をテープ鋳造するため、結合剤は、粉末100重量部について、3部のポリビニルブチラール(例えばMonsanto, Co. によって販売されている Butvar Type 13-76)を含有でき、溶剤は35部のトルエンを含有でき、可塑剤は5.6部のポリエチレングリコールを含有できる。厚さ0.01インチ未満の薄い層を鋳造するため、結合剤は15部のビニルクロライド−アセテート(例えばUnion Carbide Corp. より販売されているVYNS, 90-10 ビニルクロライド−ビニルアセテート共重合体)を含有でき、溶剤は85部MEKを含有でき、可塑剤は1部のブチルベンジルフタレートを含有できる。所望ならば、粉末テープ鋳造混合物は他の成分例えば解膠剤及び/又は湿潤剤も含有できる。本発明によるテープ鋳造のために好適な結合剤、溶剤、可塑剤、解膠剤及び/又は湿潤剤組成物は当業者に明らかであろう。
【0050】
本発明による方法は、少なくとも4重量%のアルミニウムを含有し、DO3 構造を有するFe3 Al相又はB2構造を有するFeAl相を有する種々の鉄アルミナイド合金を作るため使用できる。合金は好ましくはオーステナイト不含ミクロ構造を有するフェライトであり、モリブデン、チタン、炭素、稀土類金属(例えばイットリウム又はセリウム)、硼素、クロム、酸化物(例えばAl2 O3 又はY2 O3 )、及びカーバイド形成剤(例えばジルコニウム、ニオビウム及び/又はタンタル)(これは粒度及び/又は沈澱強化を制御するため固溶体マトリックス内でカーバイド相を形成するため炭素との関連で使用できる)から選択した1種以上の合金元素を含有できる。
【0051】
Fe−Al合金中のアルミニウム濃度は、14〜32重量%(公称)の範囲であることができ、鍛造又は粉末冶金処理されたときのFe−Al合金は、約700℃より大なる選択した温度(例えば700〜1100℃)で好適な雰囲気中で合金を焼鈍し、次いで、降伏及び極限引張強度、酸化及び水性腐蝕性に対する抵抗を保持している間に合金を炉冷却、空気冷却又は油急冷して所望レベルでの選択された室温延性をうるため製造できる。
【0052】
Fe−Al合金を形成するに当って使用する合金化元素の濃度は、公称重量%でここでは表示する。しかしながらこれらの合金中のアルミニウムの公称重量は、合金中のアルミニウムの実際の重量の少なくとも約97%に実質的に相当する。例えば公称18.46重量%はアルミニウムの実際の18.27重量%を提供でき、これは公称濃度の約99%である。
【0053】
Fe−Al合金は、強度、室温延性、酸化抵抗、水性腐蝕抵抗、点蝕抵抗、熱疲労抵抗、電気固有抵抗、高温サグ又はクリープ抵抗及び重量増加に対する抵抗の如き性質を改良するため1種以上の選択した合金化元素で処理又は合金化できる。各種合金化添加物及び処理の効果は、図面、表1〜6及び以下の説明に示す。
【0054】
アルミニウム含有鉄基合金は、電気抵抗加熱要素に製造できる。しかしながら、ここに明らかにした合金組成物は、他の目的、例えば、合金を酸化及び腐蝕抵抗を有する被覆として使用できる熱スプレー用における如き他の目的のために使用できる。又合金は、酸化及び腐蝕抵抗電極、炉構成成分、化学反応器、硫化抵抗材料、化学工業において使用するための腐蝕抵抗材料、石炭スラリー又はコールタールを搬送するためのパイプ、触媒コンバーター用基体材料、自動車エンジンの排気パイプ、多孔質フィルター等として使用できる。
【0055】
本発明の一つの観点によれば、合金の形状寸法(geometry)は、式R=ρ(L/W×T)(式中Rはヒーターの抵抗であり、ρはヒーター材料の固有抵抗であり、Lはヒーターの長さであり、Wはヒーターの幅であり、Tはヒーターの厚さである)によりヒーター抵抗を最良まで変化させることができる。ヒーター材料の固有抵抗は、合金のアルミニウム含有率を調整し、合金の処理又は合金中への合金化添加物の混入によって変えることができる。例えば固有抵抗は、ヒーター材料中にアルミナの粒子を混入することによって著しく増大させることができる。合金は、クリープ抵抗及び/又は熱伝導率を増強するため他のセラミック粒子を所望によって含むことができる。例えば、ヒーター材料は、導電性材料例えば遷移金属(Zr,Ti,Hf)の窒化物、遷移金属の炭化物、遷移金属の硼化物、及び1200℃まで良好な高温クリープ抵抗及びすぐれた酸化抵抗も与えるためのMoSi2 の粒子又は繊維を含むことができる。ヒーター材料は又、ヒーター材料を高温でのクリープ抵抗性にするため及び熱伝導率を増強するため、及び/又はヒーター材料の熱膨張係数を低下させるため、Al2 O3 ,Y2 O3 ,Si3 N4 ,ZrO2 の如き電気絶縁性材料の粒子を混入することもできる。電気絶縁/伝導粒子/繊維は、Fe,Al又は鉄アルミナイドの粉末混合物に加えることができる、又はかかる粒子/繊維は、ヒーター要素の製造中発熱的に反応する元素粉末の反応合成によって形成できる。
【0056】
ヒーター材料は種々の方法で作ることができる。例えばヒーター材料は、冷間圧延した粉末のシートの如き物品に粉末混合物を造形した後鉄及びアルミニウムの粉末を反応させることにより又は合金構成成分を機械的に合金化することによって、予備合金化した粉末から作ることができる。材料のクリープ抵抗は種々の方法で改良できる。例えば予備合金化粉末をY2 O3 と混合し、予備合金化粉末中にサンドウィッチされるように機械的に合金化することができる。機械的合金化粉末は、缶詰めしそして押出しすることにより、スリップ鋳造により、遠心鋳造により、熱鋳造により及び熱プレス及び熱等圧プレスによる如き従来からの粉末冶金法によって処理できる。別の方法は、Y2 O3 及び酸化セリウムの如きセラミック粒子を用い又は用いずに、Fe,Al及び任意合金化元素の純粋元素粉末を使用し、かかる成分を機械的に合金化することである。上述したことに加えて、ヒーター材料の物理的性質及び高温クリープ抵抗に合格させるため粉末混合物中に前述した電気絶縁性及び/又は電気伝導性粒子を混入できる。
【0057】
ヒーター材料は、通常の鋳造又は粉末冶金法で作ることができる。例えば、ヒーター材料は異なる画分を有する粉末の混合物から作ることができる、しかし好ましい粉末混合物は、−100メッシュより小さいサイズを有する粒子を含む。本発明の一観点によれば、粉末はガスアトマイゼーション(微粉化)によって作ることができ、この場合粉末は球形を有することができる。本発明の別の観点によれば、粉末は水アトマイゼーションによって作ることができる、この場合粉末は不規則な形態を有することができる。更に、水アトマイゼーションによって作られる粉末は、粉末粒子上に酸化アルミニウム被覆を含むことができ、かかる酸化アルミニウムは破壊され、そして、シート、棒等の如き形を作るため粉末の熱機械的処理中にヒーター材料中に混入されることができる。アルミナ粒子は鉄アルミニウム合金の抵抗を増大させるのに有効であり、アルミナは強度及びクリープ抵抗を増大させるのに有効であるが、合金の延性を低下させる。
【0058】
モリブデンを合金化構成成分の一つとして用いるとき、それは付随的不純物より多い量から約5.0%までの有効範囲で加えることができる、有効量は、合金の固溶体硬化を促進し、高温に曝されたとき合金のクリープに対する抵抗を促進するのに充分な量である。モリブデンの濃度は0.25〜4.25%の範囲であることができ、一つの好ましい実施態様においては、約0.3〜0.5%の範囲である。約2.0%より大なるモリブデン添加は、かかる濃度でのモリブデンの存在によって生ずる固溶体硬化の比較的大きな程度に原因する室温延性を低下させる。
【0059】
チタンは合金のクリープ強度を改良するのに有効な量で加えることができ、3%以下の量で存在させることができる。存在させるときには、チタンの濃度は≦2.0%の範囲であるのが好ましい。
【0060】
炭素及びカーバイド形成材を合金中で使用するとき、炭素は付随的不純物より多い量から約0.75%までの範囲の有効量で存在させる、そしてカーバイド形成材は、付随的不純物より多い量から約1.0%まで又はそれ以上の範囲の有効量で存在させる。炭素濃度は約0.03%〜約0.3%の範囲であるのが好ましい。炭素及びカーバイド形成材の有効量は、それぞれが一緒になって、上昇温度にそれらを暴露中合金中での粒子生長を制御するのに充分なカーバイドの形成を与えるのに充分な量である。カーバイドは合金中でいくらかの析出強化も提供できる。合金中の炭素及びカーバイド形成材の濃度は、カーバイド添加が、炭素対カーバイド形成材の理論比又は理論比付近を与え、かくして本質的に過剰の炭素が完成合金中に残らないようにすることができる。
【0061】
ジルコニウムは高温酸化抵抗を改良するため合金中に混入できる。炭素が合金中に存在すると、合金中で過剰のジルコニウムの如きカーバイド形成材は、それが空気中での高温熱サイクル中に破砕抵抗酸化物を形成するのを助けるので多い程有利である。ジルコニウムはHfより有効である、何故なら、Zrは表面酸化物に刺される合金の露出面に対し直角に酸化物ストリンガーを形成するからである、一方、Hfは表面に平行である酸化物ストリンガーを形成する。
【0062】
カーバイド形成材は、ジルコニウム、ニオブ、タンタル及びハフニウム及びそれらの組合せの如きカーバイド形成元素を含む。カーバイド形成材は、合金内に存在する炭素とカーバイドを形成するのに充分な濃度でのジルコニウムであるのが好ましい、この量は約0.02%〜0.6%の範囲である。カーバイド形成材として使用するときニオブ、タンタル及びハフニウムの濃度は、本質的にジルコニウムの量に相当する。
【0063】
前述した合金元素に加えて、合金組成物中で約0.05〜0.25%のセリウム又はイットリウムの如き稀土類元素の有効量の使用は有利である、何故ならかかる元素は合金の酸化抵抗を改良することが見出されたからである。
【0064】
性質における改良は、Y2 O3 ,Al2 O3 等の如き酸化物分散質粒子の30重量%以下を加えることによっても得ることができる。酸化物分散質粒子は、Fe,Al及び他の合金化元素の溶融物又は粉末混合物に加えることができる。或いは、酸化物は、アルミニウム含有鉄基合金の溶融物を水噴霧することによってその場で作ることができる、これによって鉄−アルミニウム粉末上にアルミナ又はイットリアの被覆が得られる。粉末の処理中に、酸化物は破砕され、最終生成物中でストリンガーとして配置される。鉄−アルミニウム合金中の酸化物粒子の導入は、合金の固有抵抗を増大するのに有効である。例えば、合金中に酸素約0.5〜0.6重量%を導入することによって、固有抵抗は約100μΩ・cmから約160μΩ・cmに上昇できる。
【0065】
合金の熱伝導率及び/又は固有抵抗を改良するため、導電性及び/又は電気絶縁性金属化合物の粒子を合金に混入できる。かかる金属化合物には、周期表の第IVb族、第Vb族及び第VIb族から選択した元素の酸化物、窒化物、ケイ化物、硼化物、及び炭化物を含む。炭化物にはZr,Ta,Ti,Si,B等の炭化物を含むことができ、硼化物にはZr,Ta,Ti,Mo等の硼化物を含むことができ、ケイ化物にはMg,Ca,Ti,V,Cr,Mn,Zr,Nb,Mo,Ta,W等のケイ化物を含むことができ、窒化物にはAl,Si,Ti,Zr等の窒化物を含むことができ、酸化物にはY,Al,Si,Ti,Zr等の酸化物を含むことができる。FeAl合金が酸化物分散強化されている場合には、酸化物は粉末混合物に加えることができる、或いは溶融金属浴にYの如き純粋金属を加えることによってその場で形成できる、これによってYは溶融金属の粉末へのアトマイズ中に溶融浴中で酸化されることができる、及び/又は続いての粉末の処理によって形成できる。例えばヒーター材料は、1200℃までの良好な高温クリープ抵抗及びすぐれた酸化抵抗も得る目的のため、遷移金属(Zr,Ti,Hf)の窒化物、遷移金属の炭化物、遷移金属の硼化物及びMoSi2 の如き導電性材料の粒子を含むことができる。ヒーター材料は又、ヒーター材料を高温での耐クリープ性にするため、及びヒーター材料の熱伝導率を増強させ及び/又は熱膨張係数を減少させるためにもAl2 O3 ,Y2 O3 ,Si3 N4 ,ZrO2 の如き電気絶縁材料の粒子を混入することもできる。
【0066】
本発明により合金に加えることのできる別の元素には、Si,Ni及びBを含む。例えば2.0%以下の少量のSiは、低温及び高温強度を改良できるが、合金の室温及び高温延性は、0.25重量%より多いSiの添加で悪い影響を受ける。30重量%以下のNiの添加は、第二相強化によって合金の強度を改良できる、しかしNiは合金の原価に加わり、室温及び高温延性を低下させることができ、従って特に高温での加工困難性をもたらす。少量のBは合金の延性を改良することができる、そしてBはTi及び/又はZrと組合せて、粒子精練のためチタン及び/又はジルコニウム硼化物沈澱物を提供するため使用できる。Al,Si及びTiへの効果は図1〜図7に示す。
【0067】
図1は、アルミニウム含有鉄基合金の室温特性についてのAl含有率における変化の効果を示す。特に図1は、20重量%以下のAlを含有する鉄基合金に対する引張強度、降伏強度、面積減少率、伸び率及びロックウエルA硬度値を示す。
【0068】
図2は、アルミニウム含有鉄基合金の高温特性についてのAl含有率における変化の効果を示す。特に図2は、18重量%以下のAlを含有する鉄基合金に対する室温、800°F,1000°F,1200°F及び1350°Fでの引張強度及び比例限度値を示す。
【0069】
図3は、アルミニウム含有鉄基合金の伸び率に対する高温応力についてのAl含有率における変化の効果を示す。特に図3は、15〜16重量%までのAlを含有する鉄基合金に対する1時間での1/2%伸び率に対する応力及び2%伸び率に対する応力を示す。
【0070】
図4は、アルミニウム含有鉄基合金のクリープ特性についてのAl含有率における変化の効果を示す。特に図4は、15〜18重量%までのAlを含有する鉄基合金に対する100時間及び1000時間で破断までの応力を示す。
【0071】
図5は、Al及びSi含有鉄基合金の室温引張特性についてのSi含有率の変化の効果を示す。特に図5は、5、7又は9重量%のAl及び2.5重量%までのSiを含有する鉄基合金に対する降伏強度、引張強度及び伸び率値を示す。
【0072】
図6は、Al及びTi含有鉄基合金の室温特性についてのTi含有率の変化の効果を示す。特に図6は、12重量%までのAl及び3重量%までのTiを含有する鉄基合金に対する引張強度及び伸び率値を示す。
【0073】
図7は、Ti含有鉄基合金のクリープ破断特性についてのTi含有率における変化の効果を示す。特に図7は、700〜1350°Fの温度で、3重量%までのTiを含有する鉄基合金に対する破断までの応力を示す。
【0074】
図8〜図16は表1a及び表1bにおける合金の性質のグラフを示す。図8a〜図8cは、合金 No.23,35,46及び48に対する降伏強度、極限引張強度及び全伸び率を示す。図9a〜図9cは、市販の合金 Haynes 214に対して比較した合金46及び48に対する降伏強度、極限引張強度及び全伸び率を示す。図10a〜図10bは、それぞれ3×10-4/秒及び3×10-2/秒の引張応力速度での極限引張強度を示し、図10c〜図10dは、合金57,58,60及び61に対するそれぞれ3×10-4/秒及び3×10-2/秒の応力速度で破断に対する塑性伸び率を示す。図11a〜図11bは、焼鈍時間の関数としての合金46,48及び56に対する850℃でのそれぞれ降伏強度及び極限引張強度を示す。図12a〜図12eは、合金35,46,48及び56に対するクリープデータを示す。図12aは真空中で2時間1050℃で焼鈍後の合金35に対するクリープデータを示す。図12bは1時間700℃で焼鈍し、空気冷却した後の合金46に対するクリープデータを示す。図12cは真空中で1時間1100℃で焼鈍後の合金48に対するクリープデータを示し、この場合試験は800℃で1ksiで行った。図12dは3ksi及び800℃で試験した図12cの試料を示し、図12eは真空中で1時間1100℃で焼鈍後、3ksi及び800℃で試験した合金56を示す。
【0075】
図13a〜図13cは、合金48,49,51,52,53,54及び56に対する硬度(ロックウエルC)値のグラフを示し、図13aは合金48に対する750〜1300℃の温度で1時間焼鈍に対する硬度を示し、図13bは合金49,51及び56に対する0〜140時間、400℃での焼鈍に対する硬度を示し、図13cは合金52,53及び54に対する0〜80時間、400℃での焼鈍に対する硬度を示す。
【0076】
図14a〜図14eは、合金48,51及び56に対する時間に対するクリープ歪データのグラフを示し、図14aは合金48及び56に対する800℃でのクリープ歪の比較を示し、図14bは合金48に対する800℃でのクリープ歪を示し、図14cは1時間1100℃で焼鈍後の合金48に対する800℃,825℃及び850℃でのクリープ歪を示し、図14dは1時間750℃で焼鈍後の合金48に対する800℃,825℃及び850℃でのクリープ歪を示し、図14eは139時間400℃で焼鈍後の合金51に対する850℃でのクリープ歪を示す。図15a〜図15bは、合金62に対する時間に対するクリープ歪データのグラフを示し、図15aはシートの形での合金62に対する850℃及び875℃でのクリープ歪の比較を示し、図15bは棒の形での合金62に対する800℃,850℃及び875℃でのクリープ歪を示す。
【0077】
図16a〜図16bは、合金46及び43に対する温度に対する電気固有抵抗のグラフを示し、図16aは合金46及び43の電気固有抵抗を示し、図16bは合金43の電気固有抵抗についての加熱サイクルの効果を示す。
【0078】
Fe−Al合金は、ZrO2 等から形成した好適な坩堝中で、約1600℃の温度で選択した合金構成成分の粉末及び/又は中実片の粉末冶金法又はアーク溶融、空気誘導溶融、又は真空誘導溶融によって形成できる。溶融した合金は、所望された製品の形状で又は合金を加工することによって合金物品の形成のため使用する合金の熱を形成するため、グラファイト等の鋳型中で鋳造するのが好ましい。
【0079】
加工すべき合金の溶融物は、所望によって適切な大きさに切り、次いで約900〜1100℃の範囲の温度で鍛造し、約750〜1100℃の範囲の温度で熱間圧延し、約600〜700℃の範囲の温度で温間圧延し、及び/又は室温で冷間圧延することによって厚さを減少させる。それぞれの冷たいロールの通過は、厚さにおける20〜30%の減少を与えることができ、続いて約700〜1050℃の範囲の温度、好ましくは約800℃で1時間空気、不活性ガス又は真空中で合金を熱処理する。
【0080】
下記表に示した鍛造合金試料は、各種合金の加熱物(heats )を形成するため、合金構成成分をアーク溶融して作った。これらの加熱物は厚さ0.5インチの片に切断し、これを1000℃の温度で鍛造して合金試料の厚さを0.25インチ(約50%減少)に減少させ、次いで800℃で圧延して合金試料の厚さを0.1インチ(60%減少)に減少させ、次いで所望のそしてここで試験する合金試料のため、650℃で温間圧延して最終の厚さ0.030インチ(70%減少)にした。引張試験のため、試料を、シートの圧延方向で並べた試料の1/2インチゲージ長で、0.030インチシートからパンチした。
【0081】
粉末冶金法で作った試料も下表に示す。一般に粉末はガス微粉化又は水微粉化によって得た。使用する方法によって、球(ガス微粉化粉末)から不規則(水微粉化粉末)までの範囲の粉末形態を得ることができる。水微粉化粉末は、粉末をシート、ストリップ、棒等の如き有用な形に熱機械的に加工する間に酸化物粒子のストリンガーに破壊される酸化アルミニウム被覆を含む。酸化物粒子は、導電性Fe−Alマトリックス中のばらばらの絶縁体として作用することによって合金の電気固有抵抗を変性する。
【0082】
合金の組成を比較するため、組成を表1a〜1bに示す。表2は、表1a〜1bにおける選択した合金組成に対する低温及び高温での強度及び延性特性を示す。
【0083】
各種合金に対するサグ抵抗データを表3に示す。サグ試験は、一端で支持された又は両端で支持された各種合金のストリップを用いて行った。サグの量は示した時間、900℃で空気雰囲気中でストリップを加熱後測定した。
【0084】
表4に各種合金に対するクリープデータを示す。クリープ試験は、10時間、100時間及び1000時間で、試験温度で試料が破壊された応力を測定するため、引張試験を用いて行った。
【0085】
選択した合金に対する室温での電気固有抵抗及び結晶構造を表5に示す。表5に示されるように、電気固有抵抗は、合金の組成及び処理によって影響を受ける。
【0086】
表6は、本発明による酸化物分散強化した合金の硬度データを示す。特に表6は合金62,63及び64の硬度(ロックウエルC)を示す。表6に示されている如く、Al2 O3 を20%まで有していても(合金64)、材料の硬度はRc45未満を維持できる。しかしながら、加工可能性を提供するため、材料の硬度は約Rc35未満に保つことが好ましい。従って、抵抗ヒーター材料として酸化物分散強化材料を利用することを望むときには、材料の加工可能性は、材料の硬度を低下させるため好適な熱処理を行うことによって改良できる。
【0087】
表7は、反応合成によって形成できる選択した金属間化合物の形成の加熱物を示す。アルミナイド及びシリサイドのみを表7に示したが、反応合成はカーバイド、窒化物、酸化物及び硼化物を形成するためにも使用できる。例えば、粒子又は繊維の形での電気絶縁性又は電気伝導性共有セラミック及び/又は鉄アルミナイドのマトリックスを、元素状粉末の加熱中に発熱的に反応する元素状粉末を混合することによって形成できる。例えばかかる反応合成は、本発明によるヒーター要素を形成するため、使用する粉末を押出し又は焼結しながら行うことができる。
【0088】
【表1】
【0089】
【表2】
【0090】
【表3】
【0091】
【表4】
【0092】
【表5】
【0093】
【表6】
【0094】
【表7】
【0095】
試料の熱処理
A=800℃/1時間/空気冷却 K=750℃/1時間真空中
B=1050℃/2時間/空気冷却 L=800℃/1時間真空中
C=1050℃/2時間真空中 M=900℃/1時間真空中
D=圧延したまま N=1000℃/1時間真空中
E=815℃/1時間/油急冷 O=1100℃/1時間真空中
F=815℃/1時間/炉冷却 P=1200℃/1時間真空中
G=700℃/1時間/空気冷却 Q=1300℃/1時間真空中
H=1100℃で押出し R=750℃/1時間徐冷
I=1000℃で押出し S=400℃139時間
J=950℃で押出し T=700℃/1時間油急冷
【0096】
合金1−22,35,43,46,56,65−68(0.2インチ/分の歪速度で試験した)
合金49,51,53(0.16インチ/分の歪速度で試験した)
【0097】
【表8】
【0098】
追加条件
a=試料を作るため自由端で吊したワイヤー重しは同じ重量を有する
b=試料を作るため試料上に置いた同じ長さ及び幅の箔は同じ重量を有する
【0099】
【表9】
【0100】
【表10】
【0101】
試料の条件
A=水微粉化粉末
B=ガス微粉化粉末
C=鋳造及び加工
D=700℃で1/2時間焼鈍+油急冷
E=750℃で1/2時間焼鈍+油急冷
F=共有セラミック添加を形成するため反応合成
【0102】
【表11】
【0103】
合金62: 16:1の減少比に1100℃で炭素鋼中で押出し(2インチから1/2インチへのダイ)。
合金63及び合金64: 16:1の減少比に1250℃で不銹鋼中で押出し(2インチから1/2インチへのダイ)。
【0104】
【表12】
【0105】
前述したことは、本発明の操作の原理、好ましい実施態様及び方法を説明した。しかしながら本発明は前述した特定の実施態様に限定するものとして解してはならない。従って前述した実施態様は限定のためでなく例示として見做すべきであり、特許請求の範囲によって規定した通りの本発明の範囲から逸脱することなく、当業者によってこれらの実施態様において改変をなしうることは認めるべきである。
【図面の簡単な説明】
【図1】アルミニウム含有鉄基合金の室温特性についてのAl含有率における変化の効果を示す。
【図2】アルミニウム含有鉄基合金の室温及び高温特性についてのAl含有率における変化の効果を示す。
【図3】アルミニウム含有鉄基合金の伸び率に対する高温応力についてのAl含有率における変化の効果を示す。
【図4】アルミニウム含有鉄基合金の破壊(クリープ)特性についてのAl含有率における変化の効果を示す。
【図5】Al及びSi含有鉄基合金の室温引張特性についてのSi含有率における変化の効果を示す。
【図6】Al及びTi含有鉄基合金の室温特性についてのTi含有率における変化の効果を示す。
【図7】Ti含有鉄基合金のクリープ破壊についてのTi含有率の効果を示す。
【図8】図8a〜図8cは、それぞれ合金 No.23,35,46及び48についての降伏強度、極限引張強度及び全伸び率を示す。
【図9】図9a〜図9cは、それぞれ市販合金 Haynes 214及び合金46及び48についての降伏強度、極限引張強度、及び全伸び率を示す。
【図10】図10a及び図10bは、それぞれ3×10-4/秒及び3×10-2/秒の引張歪速度での極限引張強度を示す。図10c及び図10dは、合金57,58,60及び61についてのそれぞれ3×10-4/秒及び3×10-2/秒の歪速度での破断までの塑性伸び率を示す。
【図11】図11a及び図11bは、焼鈍時間の関数として、合金46,48及び56についての850℃でのそれぞれ降伏強度及び極限引張強度を示す。
【図12】図12a〜図12eは、合金35,46,48及び56についてのクリープデータを示す、但し図12aは、真空中で2時間1050℃で焼鈍後の合金35についてのクリープデータを示し、図12bは、1時間700℃で焼鈍し、空気冷却した後の合金46についてのクリープデータを示し、図12cは、真空中で1時間1100℃で焼鈍後の合金48についての800℃で1ksiで行ったクリープデータを示し、図12dは3ksi及び800℃で試験した図12cの試料のクリープデータを示し、図12eは、真空中で1時間1100℃で焼鈍後、800℃及び3ksiで試験した合金56のクリープデータを示す。
【図13】図13a〜図13cは合金48,49,51,52,53,54及び56についての硬度(ロックウエルC)値のグラフを示す、但し図13aは合金48についての750〜1300℃の温度で1時間焼鈍に対する硬度を示し、図13bは合金49,51及び56についての0〜140時間、400℃での焼鈍に対する硬度を示し、図13cは合金52,53及び54についての0〜80時間、400℃での焼鈍に対する硬度を示す。
【図14】図14a〜図14eは合金48,51及び56についての時間に対するクリープ歪データのグラフを示す、但し図14aは合金48及び56についての800℃でのクリープ歪の比較を示し、図14bは合金48についての800℃でのクリープ歪を示し、図14cは、1時間1100℃で焼鈍後、合金48についての800℃,825℃及び850℃でのクリープ歪を示し、図14dは1時間750℃で焼鈍後、合金48についての800℃,825℃及び850℃でのクリープ歪を示し、図14eは139時間400℃で焼鈍後、合金51についての850℃でのクリープ歪を示す。
【図15】図15a及び図15bは、合金62についての時間に対するクリープ歪データのグラフを示す、但し図15aはシートの形での合金62についての850℃及び875℃でのクリープ歪の比較を示し、図15bは棒の形での合金62についての800℃,850℃及び875℃でのクリープ歪を示す。
【図16】図16a及び図16bは、合金46及び43についての温度に対する電気抵抗率のグラフを示す、但し図16aは合金46及び43の電気固有抵抗を示し、図16bは合金43の電気固有抵抗についての加熱サイクルの効果を示す。
Claims (24)
- 粉末冶金法によって鉄アルミナイド合金を製造する方法であって、
アルミニウム粉末及び鉄粉末の粉末混合物を作る工程;
粉末混合物を物品に造形する工程;及び
アルミニウム粉末及び鉄粉末を反応させ、鉄アルミナイドを形成するのに充分な温度で物品を焼結させる工程;
を含み、焼結工程を、第一段階及び第二段階で行い、第一段階が、アルミニウム粉末の半分以下が鉄粉末と反応してFe3Al,Fe2Al5,FeAl3又はそれらの混合物を形成する温度に物品を加熱することを含み、第二段階が、未反応アルミニウム粉末が溶融し、鉄粉末と反応して鉄アルミナイドを形成する温度に物品を加熱することを含むことを特徴とする方法。 - アルミニウム粉末が、非合金化アルミニウム粉末を含み、鉄粉末が鉄合金、純鉄又はそれらの混合物を含むことを特徴とする請求項1の方法。
- 造形工程前に、粉末混合物に、結合剤及び1種以上の任意合金化構成成分を加えることを特徴とする請求項1又は2の方法。
- 造形を、粉末混合物をシートに冷間圧延することによって行うことを特徴とする請求項1,2又は3の方法。
- 焼結工程前に、物品を真空又は不活性雰囲気中で加熱し、物品から揮発性成分を除去することを更に含むことを特徴とする請求項1〜4の何れか1項の方法。
- 揮発性成分を除去する工程中、物品を700℃未満の温度に加熱することを特徴とする請求項5の方法。
- 鉄アルミナイドが、FeAlからなることを特徴とする請求項1〜6の何れか1項の方法。
- 鉄アルミナイドが、重量%で、22.0〜32.0%のAl及び≦1%のCrを含むことを特徴とする請求項1〜7の何れか1項の方法。
- 鉄アルミナイドが、オーステナイト不含であるフェライトミクロ組織を有することを特徴とする請求項1〜8の何れか1項の方法。
- 造形工程を、粉末混合物を冷間圧延することによって行うことを特徴とする請求項1〜9の何れか1項の方法。
- 焼結工程に続いて、物品を電気抵抗加熱要素に形成することを更に含み、電気抵抗加熱要素が、加熱要素中に10V以下の電圧及び6A以下の電流を通したとき1秒未満で900℃に加熱できることを特徴とする請求項1〜10の何れか1項の方法。
- 物品を、第一段階中200℃/分以下の速度で加熱することを特徴とする請求項1〜11の何れか1項の方法。
- 物品を、第二段階中1200℃以上に加熱することを特徴とする請求項1〜12の何れか1項の方法。
- 焼結工程に続いて物品を加工することを更に含むことを特徴とする請求項1〜13の何れか1項の方法。
- 加工が、物品を熱間圧延及び/又は冷間圧延することを含むことを特徴とする請求項14の方法。
- 焼結工程が、物品中に25〜40%の多孔度を生じ、この方法が更に焼結工程に続く物品の加工工程を含み、物品の多孔度を加工工程中に5%未満に減少させることを特徴とする請求項1〜15の何れか1項の方法。
- 物品がシートを含み、シートに、焼結工程に続いて圧延工程、続いて熱処理工程を受けさせ、熱処理工程を、真空又は不活性雰囲気中で1100〜1200℃の温度で行うことを特徴とする請求項1〜16の何れか1項の方法。
- シートを圧延工程中0.3mm(0.010インチ)未満の厚さに減ずることを特徴とする請求項17の方法。
- アルミニウム粉末及び鉄粉末がそれぞれ10〜60μmの平均粒度を有する請求項1〜18の何れか1項の方法。
- 鉄アルミナイドが、重量%で、≦2%のMo、≦1%のZr、≦2%のSi、≦30%のNi、≦10%のCr、≦0.1%のC、≦0.5%のY、≦0.1%のB、≦1%のNb及び≦1%のTaを含むことを特徴とする請求項1〜19の何れか1項の方法。
- 鉄アルミナイドが、重量%で、20〜32%のAl、0.3〜0.5%のMo、0.05〜0.15%のZr、0.01〜0.05%のC、≦25%のAl2O3粒子、≦1%のY2O3粒子、残余Feからなることを特徴とする請求項1〜20の何れか1項の方法。
- 鉄アルミナイドが、重量%で、22〜32%のAl、0.3〜0.5%のMo、0.05〜0.3%のZr、0.01〜0.1%のC、≦1%のY2O3、残余Feからなることを特徴とする請求項1〜20の何れか1項の方法。
- 圧延装置のローラーと直接接触した状態で、混合物の粉末を用い、混合物を冷間圧延することによって物品を形成することを特徴とする請求項1〜22の何れか1項の方法。
- 造形工程を、粉末混合物をテープ又はシートにテープ鋳造することによって行うことを特徴とする請求項1〜22の何れか1項の方法。
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