JP4177465B2 - 電気抵抗加熱素子として有用な鉄アルミナイド - Google Patents
電気抵抗加熱素子として有用な鉄アルミナイド Download PDFInfo
- Publication number
- JP4177465B2 JP4177465B2 JP12263596A JP12263596A JP4177465B2 JP 4177465 B2 JP4177465 B2 JP 4177465B2 JP 12263596 A JP12263596 A JP 12263596A JP 12263596 A JP12263596 A JP 12263596A JP 4177465 B2 JP4177465 B2 JP 4177465B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- alloy
- powder
- heating element
- mass
- iron
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Fee Related
Links
Images
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C33/00—Making ferrous alloys
- C22C33/02—Making ferrous alloys by powder metallurgy
- C22C33/0257—Making ferrous alloys by powder metallurgy characterised by the range of the alloying elements
- C22C33/0278—Making ferrous alloys by powder metallurgy characterised by the range of the alloying elements with at least one alloying element having a minimum content above 5%
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
- B22F3/00—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces
- B22F3/23—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces involving a self-propagating high-temperature synthesis or reaction sintering step
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C1/00—Making non-ferrous alloys
- C22C1/04—Making non-ferrous alloys by powder metallurgy
- C22C1/047—Making non-ferrous alloys by powder metallurgy comprising intermetallic compounds
-
- 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
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
- B22F2998/00—Supplementary information concerning processes or compositions relating to powder metallurgy
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
- B22F2998/00—Supplementary information concerning processes or compositions relating to powder metallurgy
- B22F2998/10—Processes characterised by the sequence of their steps
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
- B22F2999/00—Aspects linked to processes or compositions used in powder metallurgy
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
- Manufacturing & Machinery (AREA)
- Powder Metallurgy (AREA)
- Resistance Heating (AREA)
Description
発明の分野
本発明は一般的に電気抵抗加熱素子として有用なアルミニウム含有鉄基合金に関する。
【0002】
発明の背景
アルミニウムを含有する鉄基合金は、規則及び不規則体心結晶構造を有しうる。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 の如く種々の原子割合で鉄及びアルミニウムを含有する。体心立方規則結晶構造を有するFe3 Al金属間鉄アルミナイドは、US−P5320802;5158744;5024109及び4961903に記載されている。かかる規則結晶構造は一般に25〜40原子%のAl及び合金添加物例えばZr,B,Mo,C,Cr,V,Nb,Si及びYを含有する。
【0003】
不規則体心結晶構造を有する鉄アルミナイド合金は、US−P5238645に記載されており、この場合合金は、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を含有する。それぞれ8.46,12.04及び15.90重量%のAlを有する3種の二元合金を除いて、US−P5238645に記載された特定の合金組成の全てが最小5重量%のCrを含有する。更にUS−P5238645には、合金元素が、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が述べられている。US−P5238645は、電気抵抗加熱素子に関するものではなく、熱疲労抵抗、電気抵抗率又は高温たれ抵抗の如き性質を提供するものではない。
【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がUS−P3026197及びカナダ特許648140に記載されている。Zr及びBは細粒化を提供し、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記載されている。しかしながらUS−P5238645と同様、US−P3026197及びカナダ特許は、電気抵抗加熱素子に関するものではなく、熱疲労抵抗、電気抵抗率又は高温たれ抵抗の如き性質を提供するものではない。
【0005】
US−P3676109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が記載されている。US−P3676109には、銅が銹斑点に対する抵抗を改良し、Crが脆化を避け、Tiが析出硬化を提供することが記載されている。US−P3676109には、合金が加工装置のために有用であることを述べている。US−P3676109に記載された特別の全実施例が、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AlとCrの合計が少なくとも9重量%で、Cr又はAlの最少量が少なくとも6重量%で、Al含有率とCr含有率の差が6重量%未満を有する。しかしながらUS−P5238645と同様に、US−P3026197は、電気抵抗加熱素子に関するものでなく、熱疲労抵抗、電気抵抗率又は高温たれ抵抗の如き性質を提供しない。
【0006】
電気抵抗加熱素子として使用するための鉄基アルミニウム含有合金は、US−P1550508,US−P1990650及びUS−P2768915及びカナダ特許648141に記載されている。US−P1550508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−P1550508に記載された特別の全実施例が、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−P1990650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、唯一つの実施例が、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−P2768915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、唯一つの実施例が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、唯一つの実施例が少なくとも5重量%のCrを含有する。
【0007】
各種材料の抵抗加熱器がUS−P5249586,及びUS−P出願07/943504,US−P出願08/118665,US−P出願08/105346及びUS−P出願08/224848に記載されている。
【0008】
US−P4334923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性酸化抵抗鉄基合金が記載されている。
【0009】
US−P4684505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を含有する耐熱性鉄基合金が記載されている。US−P4684505には、16%のAl、0.5%のHf、4%のMo、3%のSi、4%のTi及び0.2%のCを有する特殊な合金が記載されている。
【0010】
日本特許出願公開昭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物の合計0.01〜8%を含有し、良好な加工性を有する耐摩耗性、高透磁率合金が記載されている。16%のAl、残余Fe合金を除いて、前記特開昭53−119721の全実施例が、少なくとも1%のCrを含有し、そして5%のAl、3%のCr、残余Fe合金を除いて、残りの実施例は≧10%のAlを含有している。
【0011】
Advances in Powder Metallurgy1990年発行、Vol.2の219〜231頁に、J. R. Knibloe 等は、Microstructure And Mechanical Properties of P/M Fe3Al 合金の標題で、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を発表している。この刊行物には、Fe3 Al合金は、低温でDO3 構造を有し、約550℃より上でB2構造に変換すると説明している。シートを作るため、粉末を軟鋼中でカン詰めにし、脱気し、1000℃で押出して9:1の面積減少にしていた。鋼カンから取出した後、合金押出物を1000℃で厚さ0.340インチに加熱鍛造し、800℃で厚さ約0.10インチのシートに圧延し、650℃で0.030インチに完成圧延された。この刊行物によればアトマイジングされた粉末は一般に球状であり、密な押出物を提供し、B2構造の量を最大にすることによって20%に近い室温延性が達成された。
【0012】
Mat. Res. Soc. Symp. Proc.1991年発行、Vol.213の901〜906頁に、V. K. Sikka はPowder Processing of Fe3Al 基鉄アルミナイド合金の標題で、シートに成形される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を記載している。この刊行物には粉末を窒素ガスアトマイゼーション及びアルゴンガスアトマイゼーションによって作ったと述べている。窒素ガスアトマイゼーションで作った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、粉末を軟鋼にカン詰めし、1000℃で9:1の面積減少比に加熱押出しした。押出された窒素ガスアトマイゼーション粉末は30μmの粒度を有していた。鋼は除去でき、バーは1000℃で50%鍛造し、850℃で50%圧延し、650℃で0.76mmのシートに50%の最終圧延をすることができる。
【0013】
米国ペンシルヴアニア州ピッツバーグでの1990年Powder Metallurgy Conference Exhibitionで提供されたV. K. Sikka 等の標題 Powder Production , Processing , and Properties of Fe3Al の論文には、保護雰囲気下で構成成分金属を溶融し、金属を計量ノズル中を通過させ、溶融物流を窒素アトマイジングガスで衝突させることによって溶融物を破壊して、Fe3 Al粉末を製造す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。押出されたバーは、76mmの軟鋼カンを粉末で充填し、カンを脱気し、1.5時間1000℃で加熱し、カンを25mmのダイを通して9:1の減少率で押出して作られた。押出されたバーの粒度は20μmであった。シートは、カンを除去し、1000℃で50%鍛造し、850℃で50%圧延し、650℃で50%の最終圧延をして作られた。
【0014】
US−P4391634及びUS−P5032190には酸化物分散強化した鉄基合金粉末が記載されている。US−P4391634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−P5032190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日に仙台市で開催された Proceedings of International Symposium on Intermetallic Compounds−Structure and Mechanical Properties(JIMIS−6)での標題がMechanical Behavior of FeAl40 Intermetallic Alloys の579〜583頁に提出されたA. LeFort 等の発表論文には、硼素、ジルコニウム、クロム及びセリウムの添加物を有するFeAl合金(Al 25重量%)が発表されている。合金は真空鋳造し、1100℃で押出すことによって作られるか、または1000℃〜1100℃で圧縮することによって形成された。この論文には、酸化及び硫化条件でのFeAl化合物のすぐれた抵抗が、高いAl含有率及びB2規則構造の安定性によると述べている。
【0016】
1994年2月27日〜3月3日、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 Minerals , Metals and Materials Society Conference(1994 TMS Conference )の19〜30頁の標題がProduction and Properties of CSM FeAl Intermetallic Alloys である D. Pocci 等による発表論文には、種々の方法、例えば鋳造及び押出し、粉末のガスアトマイゼーション、及び粉末の押出し及び機械的合金化及び押出によって処理した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材料を微細な酸化物分散質で強化するために用いられている。論文では、B2規則結晶構造、23〜25重量%(原子%で約40%)の範囲のAl含有率、及びZr,Cr,Ce,C,B及びY2 O3 の合金添加物を有するFeAl合金を作ったと述べている。論文は、各材料が高温で腐蝕性雰囲気中で構造材料として作用し、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を見出すと述べている。
【0017】
1994年のTMS Conference で提出された標題が Selected Properties of Iron Aluminides の329〜341頁のJ. H. Schneibel の発表論文には、鉄アルミナイドの性質が発表されている。この論文は各種の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が報告されている。
【0018】
1994年のTMS Conference で提出された標題がFlow and Fracture of FeAl の101〜115頁の J. Baker の発表論文には、B2化合物FeAlの流れ及び割れの全般的観察を発表している。この論文では、従来の熱処理はFeAlの機械的熱処理に強力な影響を与えること、及び高温焼なまし後の高冷却速度が高い室温降伏強さ及び硬度を与えるが、過剰の空孔による低延性を提供すると述べている。かかる空孔について、論文は、溶質原子の存在が保留された空孔効果を押える傾向があり、長時間焼なましが過剰の空孔の除去に使用できることを述べている。
【0019】
1994年のTMS Conference で提出された標題が Impact Behavior of FeAl Alloy FA−350 の193〜202頁のD. J. Alexander の発表論文には、鉄アルミナイド合金FA−350の衝撃及び引張特性が発表されている。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を含有する。
【0020】
1994年のTMS Conference で提出された標題The Effect of Ternary Additions on the Vacancy Hardening and Defect Structure of FeAlの231〜239頁の C. H. Kong の発表論文には、FeAl合金の三元合金添加剤の効果が発表されている。この論文では、低室温延性及び500℃以上での許容し得ない低高温強度を、B2構造化合物FeAlが示すことを述べている。この論文は、室温脆性が、高温熱処理による空孔の高濃度の保有によって生ずると述べている。又論文は、Cu,Ni,Co,Mn,Cr,V及びTiの如き各種の三元合金添加物の効果及び高焼なまし、続く低温空孔保有熱処理の効果を論じている。
【0021】
発明の概要
本発明は電気抵抗加熱素子として有用なアルミニウム含有鉄基合金を提供する。合金は改良された室温延性、熱酸化に対する抵抗、循環疲労抵抗、電気抵抗率、低温及び高温強度、及び/又は高温たれ抵抗を有する。更にこの合金は好ましくは低熱拡散率を有する。
本明細書、図面、特許請求の範囲で用いられる単位のうち、1インチは25.4mmに相当する。また、psiはポンド毎平方インチの略であり、1psiは6.895×103Paに相当する。ksiはキログラム毎平方インチの略であり、1ksiは約7MPaに相当する。華氏温度(F)と摂氏温度(C)は次の式に従って換算される:C=5/9(F−32)。
【0022】
本発明による加熱素子は、重量%で、4%を越えるAl、≧0.1%の酸化物分散質粒子又は≦1%のCr及び加熱素子の露出面に直角に配向した>0.05%のZr又はZrO2 ストリンガー(stringer)を含有できる。合金は、重量%で、14〜32%のAl、≦2.0%のTi、≦2.0%のSi、≦30%のNi、≦0.5%のY、≦1%のNb、≦1%のTa、≦10%のCr、≦2.0%のMo、≦1%のZr、≦1%のC、≦0.1%のB、≦30%の酸化物分散質、≦1%の稀土類金属、≦1%の酸素、≦3%のCu、残余Feを含有できる。
【0023】
本発明の種々の好ましい観点によれば、合金はCr不含、Mn不含、Si不含、及び/又はNi不含であることができる。合金は、好ましくは、所望によって電気絶縁性及び/又は導電性セラミック粒子、例えばAl2O3,Y2O3,SiC,SiN,AlN等を含有できる全体的にオーステナイト不含であるフェライト微細構造を含有できる。好ましい合金は、20.0〜31.0%のAl、0.05〜0.15%のZr、≦0.1%のB及び0.01〜0.1%のC;14.0%〜20.0%のAl、0.3〜1.5%のMo、0.05〜1.0%のZr及び≦0.1%のC、≦0.1%のB及び≦2.0%のTi;及び20.0〜31.0%のAl、0.3〜0.5%のMo、0.05〜0.3%のZr、≦0.1%のC、≦0.1%のB及び≦0.5%のYを含有する。
【0024】
電気抵抗加熱素子は、ヒーター、トースター、点火器、電気シガレット喫煙装置における加熱素子等の如き製品に使用できる、この場合合金は80〜400μΩ・cm、好ましくは90〜200μΩ・cmの室温抵抗率を有する。合金は、合金中に10V以下、6A以下の電圧、電流を通したとき、1秒未満で900℃に加熱するのが好ましい。空気中で3時間1000℃に加熱したとき、好ましくは合金は4%未満の、更に好ましくは2%未満の重量増加を示す。合金は、室温と900℃の間の加熱サイクル全体にわたって0.5〜7Ω、好ましくは0.6〜4Ωの範囲での全加熱抵抗及び0.05Ω未満の接触抵抗を有することができる。合金は、室温から1000℃の温度まで0.5〜5秒間パルス加熱したとき、破壊することなく10000サイクル以上の熱疲労抵抗を示すのが好ましい。
【0025】
機械的性質に関しては、合金は重量比に対する高強度(即ち高比強度)を有し、少なくとも3%の室温延性を示すべきである。例えば、合金は面積で少なくとも14%の室温減少、及び少なくとも15%の室温延び率を示すことができる。合金は好ましくは、少なくとも50ksiの室温降伏強度及び少なくとも80ksiの室温引張強度を示す。高温特性について見ると、合金は好ましくは、800℃で少なくとも30%の面積での高温減少、800℃での少なくとも30%の高温延び率、800℃で少なくとも7ksiの高温降伏強度及び800℃で少なくとも10ksiの高温引張強度を示す。
【0026】
本発明の一つの観点によれば、鉄アルミナイド合金から形成した電気抵抗加熱素子は、重量%で4%より多いAl及び加熱素子の露出面に対し直角の酸化ジルコニウムストリンガーを形成するのに有効で、及び室温と500℃を越える温度の間の温度循環中に加熱素子上にピン表面酸化物を形成するのに有効な量のZrを含有する。
【0027】
本発明の別の観点によれば、鉄基合金の電気抵抗加熱素子は、重量%で、4%を越えるAl及び少なくとも0.1%の酸化物分散質を含有し、酸化物は30%以下の合計量で0.01〜0.1μmの如き粒度を有するばらばらの酸化物分散質粒子として存在し、分散質粒子はAl2 O3 及びY2 O3 の如き酸化物を含有する。
【0028】
本発明はまた電気抵抗加熱素子に好適な合金を製造する方法も提供する。この方法はアルミニウム含有鉄基合金を水アトマイジングし、その上に酸化物被覆を有する粉末を形成し、粉末素材を塊に形成し、そして塊を、酸化物被覆を酸化物粒子に充分に破壊するため変形して酸化物被覆粉末を形成することを含み、塑性変形した塊中のストリンガーとして酸化物粒子を分散させる。この方法の種々の観点によれば、塊は粉末を金属カン中に置き、中に粉末を有する金属カンを封止することによって形成できる。或いは塊は、粉末を結合剤と混合し、粉末混合物を形成することによって形成できる。変形工程は、金属カンを熱押出し、そして押出物を形成するか、又は粉末混合物を押出し、押出物を形成することによって行うことができる。押出物は圧延及び/又は焼結できる。鉄基合金は二元合金であることができ、粉末は0.1重量%より多い酸素を含有できる。例えば、酸素含有率は0.2〜5%、好ましくは0.3〜0.8%であることができる。10V以下の電圧6A以下の電流を合金に通したとき、1秒未満で900℃に加熱する電気抵抗加熱素子を提供するため、塑性変形した塊は、80〜400μΩ・cmの室温抵抗率を有するのが好ましい。粉末を水アトマイジングすることにより、粉末は形が不規則であり、酸化物粒子は本質的にAl2 O3 からなる。粉末は5〜30μmの如き任意好適な粒度を有することができる。
【0029】
電気抵抗加熱材料は種々の方法で作ることができる。例えば、原料成分を、押出による如き材料を熱機械的に加工する前に、焼結添加物と混合できる。材料は、焼結工程中に反応して絶縁及び/又は導電性金属化合物を形成する元素と混合して作ることができる。例えば、原料成分はMo,C及びSiの如き元素を含有でき、Mo,C及びSiは焼結工程中にMoSi2 及びSiCを形成する。材料は、Fe,Alの純粋金属又は化合物、周期表第IVb族、第Vb族及び第VIb族からの元素の如き金属元素の合金化元素及び/又は炭化物、窒化物、硼化物、ケイ化物及び/又は酸化物を含む予備合金化粉末を機械的合金化及び/又は混合することによって作ることができる。炭化物はZr,Ta,Ti,Si,B等の炭化物を含むことができ、硼化物はZr,Ta,Ti,Mo等の硼化物を含むことができ、ケイ化物は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、窒化物はAl,Si,Ti,Zr等の窒化物を含むことができ、酸化物は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る場合には、酸化物は粉末混合物に加えることができる、又はYの如き純粋金属を溶融金属浴に加え、及び/又は続いて粉末を処理することによって形成できる。これによってYを溶融金属の粉末へのアトマイジング中に溶融浴中で酸化することができる。
【0030】
本発明はまた、アルミニウム含有鉄基合金をアトマイジングし、粉末材料を塊に形成し、塊を電気抵抗加熱素子に変形することによって電気抵抗加熱素子を作る粉末冶金法も提供する。塊は、粉末を金属カン中に置き、その中に粉末を有する金属カンを封止し、続いてカンに熱等圧圧縮を受けさせることによって形成できる。塊はスリップ鋳造によっても形成できる、この場合粉末は結合剤と混合し、粉末混合物に形成する。変形工程は、冷間等圧圧縮により、又は塊を押出す如き種々の方法で行うことができる。この方法は更に塊を圧延し、粉末を不活性雰囲気、好ましくは水素雰囲気中で焼結することを含むことができる。粉末を圧縮するときには、粉末は、20容量%以下の有孔度を与えるよう少なくとも80%の密度に圧縮するのが好ましく、5%以下の有孔度、少なくとも95%の密度が好ましい。粉末は不規則形又は球形の如き種々の形を有することができる。
【0031】
好ましい例の詳細な説明
本発明は、少なくとも4重量%のアルミニウムを含有し、B2構造を有するFeAl相又はDO3 構造を有するFe3 Al相を特徴としている改良されたアルミニウム含有鉄基合金を目的としている。本発明の合金は、好ましくはオーステナイト不含微細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もしくはセリウム、硼素、クロム、酸化物、例えば、Al2 O3 もしくはY2 O3 、及び粒度及び/又は析出強化を制御するため固溶体マトリックス内に炭化物相を形成するための炭素との関連において使用しうる炭化物形成剤(例えばジルコニウム、ニオブ及び/又はタンタル)から選択した1種以上の合金元素を含有できる。
【0032】
本発明の一つの観点によれば、FeAl合金中のアルミニウム濃度は14〜32重量%(呼称)の範囲であることができ、鍛錬したときのFeAl合金又は冶金加工した粉末は、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、降伏強度及び極限引張強度、酸化に対する抵抗及び水性腐蝕性質を保持しながら合金を炉冷却、空気冷却又は油急冷することによって所望レベルで選択した室温延性を得るために製造できる。
【0033】
本発明のFeAl合金を形成するため使用する合金構成成分の濃度は呼称(nominal )重量%でここに示す。しかしながら、これらの合金中のアルミニウムの呼称重量は、合金中のアルミニウムの実際の重量の少なくとも約97%に本質的に相当する。例えば以下に説明するごとく、好ましい組成のFeAl合金において、呼称18.46重量%は、呼称濃度の99%である実際の18.27%のアルミニウムを提供できる。
【0034】
本発明の合金は、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、電気抵抗率、高温たれ又はクリープ抵抗、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元素で合金化又は加工できる。種々の合金化条件及び加工の効果を以下に説明する図面、表1〜6に示す。
【0035】
本発明によれば、電気抵抗加熱素子として有用であるアルミニウム含有鉄基合金が提供される。例えば、本発明の合金は、発明の名称が“電気喫煙システムに使用するためのヒーター”でここに同時にアメリカ特許出願したもの(PM1768)に記載された加熱素子を作るために使用できる。しかしながら、この中に記載された合金組成物は、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も使用できる。又合金は、酸化及び腐蝕抵抗電極、炉成分、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運ぶためのパイプ、触媒コンバーターのための基体材料、自動車エンジンのための排気パイプ、多孔質フィルターとしても使用できた。
【0036】
本発明の一つの観点によれば、合金の形状は、式R=ρ(L/W×T)によるヒーター抵抗を最良にするために変えることができる。式中Rはヒーターの抵抗であり、ρはヒーター材料の抵抗率であり、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。ヒーター材料の抵抗率は、合金のアルミニウム含有率を調整し、合金を加工処理し又は合金中に合金添加剤を混入することによって変えることができる。例えば、抵抗率はヒーター材料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、クリーム抵抗及び/又は熱伝導率を増強するため、所望によっては他のセラミック粒子を含有できる。例えばヒーター材料は、1200℃以下の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、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又は繊維を含有できる。ヒーター材料は、ヒーター材料を高温でクリープ抵抗にするため及びヒーター材料の熱膨張係数を低下させるためにもAl2 O3 ,Y2 O3 ,Si3 N4 ,ZrO2 の如き電気絶縁材料の粒子を導入することもできる。電気絶縁/導電性粒子/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、又は粒子/繊維は、ヒーター材料の製造中に発熱的に反応する元素状粉末の反応合成によって形成できる。
【0037】
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、予備合金化粉末から、又は合金構成成分を機械的に合金化することによって作ることができる。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挟まれるよう機械的に合金化することができる。機械的合金化粉末は、通常の粉末冶金法、例えばカン詰め及び押出し、スリップ鋳造、遠心鋳造、加熱圧縮及び熱等圧圧縮によって処理できる。別の方法は、Fe,Alの純粋元素粉末、及び所望によりY2 O3 及び酸化セリウムの如きセラミック粒子を用いもしくは用いずに合金化元素の粉末を使用し、かかる成分を合金にすることである。上述したことの外に、前記電気絶縁性及び/又は導電性粒子は、粉末混合物中に導入し、ヒーター材料の物理的性質及び高温クリープ抵抗を最適にすることができる。
【0038】
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、ヒーター材料は種々の割合を有する粉末の混合物から作ることができるが、好ましい粉末混合物は、−100メッシュより小さい粒度を有する粒子を含有する。本発明の一つの観点によれば、粉末はガスアトマイジング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、粉末は水アトマイジングによって作ることができ、この場合粉末は不規則形を有しうる。更に、水アトマイジングによって作った粉末は、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砕することができ、シート、バー等の如き形を形成するための粉末の熱機械的加工中ヒーター材料中に導入できる。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。
【0039】
モリブデンを合金化元素の一つとして使用するとき、それは付随的不純物の量以上から約5.0%までの量の有効範囲で加えることができ、有効量は、高温に暴露したとき合金のクリープに対する抵抗及び合金の固溶体硬化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、好ましい一例においては、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ぜしめられる固溶体硬化の比較的大きな程度によって室温延性を低下させる。
【0040】
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。存在するとき、チタンの濃度は≦2.0%の範囲であるのが好ましい。
【0041】
合金中で炭素及び炭化物形成剤を使用するとき、炭素は、付随的不純物より大なる量から約0.75%までの範囲の有効量で存在させ、炭化物形成剤は、付随的不純物より大なる量から約1.0%以上まで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。炭素及び炭素形成剤の有効量は、それぞれ、増大する温度にそれらを暴露する間に合金中での粒子成長を制御するのに充分な炭化物を形成するために合計して充分な量である。合金中の炭素及び炭化物形成剤の濃度は、炭化物添加が、完成した合金中に過剰の炭素を本質的に残さないような炭素対炭化物の理論量比又はその近くを与えるような濃度であることができる。
【0042】
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き、合金中のジルコニウムの如き過剰の炭化物形成剤は、空気中で高温熱サイクリング中スポレーション(spallation)抵抗酸化物の形成をできる限り多く助けるので有利である。Hfは表面に対して平行である酸化物ストリンガーを形成する。一方、ジルコニウムは、Zrが表面酸化物をピンニングする合金の露出面に対し直角の酸化物ストリンガーを形成するのでHfより有効である。
【0043】
炭化物形成剤には、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炭化物形成元素を含有する。炭化物形成剤は、合金内に存在する炭素と炭化物を形成するため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。炭化物形成剤として使用するとき、ニオブ、タンタル及びハフニウムのための濃度は、本質的にジルコニウムの濃度に相当する。
【0044】
上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、かかる元素が合金の酸化抵抗を改良することが見出されたことから有利である。
【0045】
性質の改良は、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粉末混合物又は溶融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アトマイジング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。粉末の加工中、酸化物は破砕され、最終製品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での酸化物粒子の導入は、合金の抵抗率を増大させるのに有効である。例えば合金中に約0.5〜0.6重量%の酸素の導入によって、抵抗率は約100μΩ・cmから約160μΩ・cmまで上昇させることができる。
【0046】
合金の熱伝導率及び/又は抵抗率を改良するため、導電性及び/又は電気絶縁性金属化合物の粒子を合金中に導入できる。かかる金属化合物中には、周期表第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。炭化物はZr,Ta,Ti,Si,B等の炭化物を含むことができ、硼化物はZr,Ta,Ti,Mo等の硼化物を含むことができ、ケイ化物は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、窒化物はAl,Si,Ti,Zr等の窒化物を含むことができ、そして酸化物は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、酸化物は粉末混合物に加えることができる、又はYの如き純粋金属を溶融金属浴に加え、その場で形成させ、これによってYは溶融金属の粉末中へのアトマイゼイション中に溶融浴中で酸化し及び/又は続いて粉末の処理によって形成できる。例えばヒーター材料は、すぐれた酸化抵抗及び1200℃まで良好な高温クリープ抵抗を与えるため、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MoSi2 の粒子を含有できる。ヒーター材料は又電気絶縁材料例えばAl2 O3 ,Y2 O3 ,Si3 N4 ,ZrO2 の粒子を、高温でのヒーター材料をクリープ抵抗性にし、熱伝導率を増強し、及び/又はヒーター材料の熱膨張係数を低下させるために導入することもできる。
【0047】
本発明により合金に加えることのできる追加の元素には、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%以上のSiの添加で悪影響を受ける。30重量%以下のNiの添加は、第二相強化により合金の強度を改良できるが、Niは合金の費用に加わり、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成形困難をもたらす。少量のBは合金の延性を改良でき、Bは粒子微細化のためのチタン及び/又はジルコニウム窒化物沈澱を与えるためTi及び/又はZrと組合せて使用できる。Al,Si及びTiに対する効果は図1〜図7に示す。
【0048】
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、Al 20重量%まで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、延び率及びロックウエル硬度(RA硬度)値を示す。
【0049】
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、Al 18重量%まで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。
【0050】
図3はアルミニウム含有鉄基合金の延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%のAlを含有する鉄基合金に対する1時間での2%延び率に対する応力及び1/2%の延び率に対する応力を示す。
【0051】
図4はアルミニウム含有鉄基合金のクリープ特性に対する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%以下のAlを含有する鉄基合金に対する100時間及び1000時間での破断に対する応力を示す。
【0052】
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。特に図5は、5.7又は9重量%のAl及び2.5重量%以下のSiを含有する鉄基合金に対する降伏強度、引張強度及び延び率値を示す。
【0053】
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%以下のAl及び3重量%以下のTiを含有する鉄基合金に対する引張強度及び延び率値を示す。
【0054】
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含有率の変化の効果を示す。特に図7は700〜1350°Fの温度で、3重量%以下のTiを含有する鉄基合金に対する破断値に対する応力を示す。
【0055】
図8a及び図8bはそれぞれ200倍及び1000倍の倍率でのガスアトマイジングしたFe3 Al粉末の形態を示す。これらの図に示す如く、ガスアトマイジングした粉末は球状形態を有する。ガスアトマイジングした粉末は、アルゴン又は窒素の如き不活性ガス雰囲気中で溶融金属の流れをアトマイジングすることによって得ることができる。
【0056】
図9a及び図9bはそれぞれ50倍及び100倍の倍率での水アトマイジングしたFe3 Alの形態を示す。これらの図に示す如く、水アトマイジングした粉末は高度に不規則な形を有する。更に粉末を水アトマイジングしたとき、粉末粒子上に酸化アルミニウム被覆が設けられる。かかる粉末の前もっての熱機械処理をしないかかる粉末の焼結は、サイズにおいて0.1〜20μmの酸化物粒子を有する生成物を提供できる。しかしながら、かかる粉末の熱機械処理によって、酸化物を破壊することができ、最終生成物中に0.01〜0.1μmのサイズを有する酸化物の更に非常に微細な分散物を与える。図10〜図16は、16重量%のAl、残余Feを含有する鉄アルミナイドの水アトマイジングした粉末の詳細を示す。粉末は、粉末を水アトマイジングした結果として形成された酸化鉄を本質的に形成しないアルミニウム酸化物0.5重量%台を含有する。
【0057】
図10a及び図10bは、それぞれ100倍及び1000倍の倍率での、エッチングしてない長手方向断面での、16重量%のAlと残余Feを含有する鉄アルミナイドの水アトマイジングした粉末の押出したままのバーにおける酸化物ストリンガーの存在を示す。
【0058】
図11a及び図11bは、それぞれ100倍及び1000倍の倍率でのエッチングした縁長手方向断面での図10の押出したままのバーの微細構造を示す。
【0059】
図12a及び図12bは、それぞれ100倍及び1000倍の倍率でのエッチングした中心近くの長手方向断面での図10の押出したままのバーを示す。
【0060】
図13a及び図13bは、それぞれ100倍及び1000倍の倍率でのエッチングしていない横方向断面での図10の押出したままのバーを示す。
【0061】
図14a及び図14bは、それぞれ100倍及び1000倍の倍率でのエッチングした横方向断面での図10の押出したままのバーを示す。
【0062】
図15a及び図15bは、それぞれ100倍及び1000倍の倍率でのエッチングした中心近くの横方向断面での図10の押出したままのバーを示す。
【0063】
図16a〜図16dは、図10の押出したままのバーの顕微鏡写真を示し、図16aは酸化物特長の後方散乱電子像を示し、図16bは鉄のマップであり、暗い区域は鉄が少ない。図16cは、鉄が少なくアルミニウムが多い区域を示すアルミニウムマップである。図16dはアルミニウムが豊富に含まれ、鉄が少ない濃度を示す酸素マップである。
【0064】
図17〜図25は表1a及び表1bにおける合金の性質のグラフを示す。
【0065】
図17a〜図17c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延び率を示す。
【0066】
図18a〜図18cは、市販の合金Haynes 214(登録商標)に対して比較した合金No.46及び48に対する降伏強度、極限引張強度、及び全延び率を示す。
【0067】
図19a及び図19bは、それぞれ3×10-4/s及び3×10-2/sの引張歪速度での極限引張強度を示す。図19c及び図19dは、合金57,58,60及び61に対するそれぞれ3×10-4/s及び3×10-2/sの歪速度で破断までの塑性延び率を示す。
【0068】
図20a及び図20b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。
【0069】
図21a〜図21eは、合金35,46,48及び56に対するクリープデータを示す。図21aは、真空で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21b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21c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21dは3ksi及び800℃で試験した図21cの試料を示す。図21eは、真空中で1時間1100℃で焼鈍後、800℃で3ksiで試験した合金56を示す。
【0070】
図22a〜図22c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22a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22b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22c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。
【0071】
図23a〜図23e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23a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23bは1.25インチの合金48の試料に対する800℃でのクリープ歪を示し、図23cは、1時間1100℃で焼鈍後の0.5インチのシート試料の合金48に対する800℃,825℃及び850℃でのクリープ歪を示し、図23dは1時間750℃で焼鈍後の0.5インチのシート試料の合金48に対する800℃,825℃及び850℃でのクリープ歪を示し、図23eは139時間400℃で焼鈍後の1.25インチの合金51の試料に対する850℃でのクリープ歪を示す。
【0072】
図24a及び図24b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24aはシートの形での圧延したままの合金62の0.5インチシートに対する850℃及び875℃でのクリープ歪の比較を示し、図24bはバーの形での合金62に対する800℃,850℃及び875℃でのクリープ歪を示す。
【0073】
図25a及び図25bは、合金46及び43に対する温度に対する電気抵抗率のグラフを示し、図25aは合金46及び43の電気抵抗率を示し、図25bは合金43の電気抵抗率についての加熱サイクルの効果を示す。
【0074】
本発明のFeAl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種及び/又は固体種の真空誘導溶融、空気誘導溶融又はアーク溶融によって又は粉末冶金法によって形成するのが好ましい。溶融合金は、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又は所望製品の形状でのグラファイト等の型中で鋳造するのが好ましい。
【0075】
加工すべき合金の溶融物は、必要ならば適切なサイズに切断し、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。各冷間ロール中の通過は厚さで20〜30%の減少を与えることができ、続いて1時間、約700〜1050℃、好ましくは約800℃の温度で、空気、不活性ガス又は真空中で合金を加熱処理する。
【0076】
各下表に示した鍛造合金試料は、各種の合金の加熱物を形成するため、合金構成成分をアーク溶融することによって作った。これらの加熱物を0.5インチの厚さの試料に切り、これを1000℃で鍛造して合金試料の厚さを0.25インチに減少させ(約50%減少)、次いで800℃で熱圧延して更に合金試料の厚さを0.1インチに減少させ(60%減少)、次いでここに示しかつ試験した合金試料のため、650℃で温間圧延し、0.030インチの最終の厚さ(70%減少)にした。引張試験のため、試料を、シートの圧延方向に配置した試料のゲージ長さ0.5インチを有する0.030インチのシートから試料を打ち抜いた。
【0077】
粉末冶金法で作った試料も下記の表に示す。一般に粉末はガスアトマイジング又は水アトマイジング法で得た。使用した方法によって、球形(ガスアトマイジング粉末)から不規則形(水アトマイジング粉末)までの粉末形態を得ることができる。水アトマイジングした粉末は、酸化アルミニウム被覆を含み、これは、シート、ストリップ、バー等の如き有用な形への粉末の熱機械加工中に酸化物粒子のストリンガーに破砕された。酸化物粒子は、導電性FeAlマトリックス中の分散した絶縁体として作用することによって合金の電気抵抗率を変性する。
【0078】
本発明により形成した合金相互の又は他のFeAl合金との組成を比較するため、本発明による合金組成及び比較のための合金組成を表1a及び表1bに示す。表2には、表1a及び表1b中の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。なお、表1a及び表1b中、合金No.44,45,49,50,51,55及び56は本願請求項1による合金である。
【0079】
各種合金に対する垂れ抵抗データを表3に示す。垂れ試験は一端又は両端で支持した各種合金のストリップを用いて行った。垂れの量は、表示した時間、900℃で空気雰囲気中でストリップを加熱後測定した。
【0080】
各種合金のクリープデータを表4に示す。クリープ試験は、10時間、100時間及び1000時間、試験温度で試料が破壊した応力を測定するため、引張試験を用いて行った。
【0081】
選択した合金のための結晶構造及び室温での電気抵抗率を表5に示す。表5に示す如く、電気抵抗率は合金の組成及び処理によって影響を受ける。
【0082】
表6は、本発明により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に示す如く、20%以下のAl2 O3 を用いても(合金64)、材料の硬度はRc45未満に保つことができる。しかしながら加工容易性を与えるため、材料の硬度は約Rc35未満で保つのが好ましい。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が望まれるときには、材料の加工容易性は、好適な熱処理を行うことによって、材料の硬度を下げるため改良することができる。
【0083】
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。アルミナイド及びケイ化物のみを表7に示したが、反応合成は、炭化物、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又は導電性共有セラミックス及び/又は鉄アルミナイドのマトリックスは、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素子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。
【0084】
【表1】
【0085】
【表2】
【表3】
【0086】
【表4】
【表5】
【表6】
【表7】
【表8】
【0087】
試料の熱処理
A=800℃/1時間/空冷 K=750℃/1時間真空中
B=1050℃/2時間/空冷 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/空冷 Q=1300℃/1時間真空中
H=1100℃で押出し R=750℃/1時間徐冷却
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
合金1−22,35,43,46,56,65−68(0.2インチ/分の歪速度で試験)
合金49,51,53(0.16インチ/分の歪速度で試験)
【0088】
【表9】
【0089】
追加条件
a=試料を作るため自由端で吊したワイヤー重量は同じ重量を有する。
b=試料を作るため置いた同じ長さ及び幅の箔は同じ重量を有する。
【0090】
【表10】
【表11】
【0091】
【表12】
【0092】
試料の条件
A=水アトマイジング粉末
B=ガスアトマイジング粉末
C=鋳造及び加工
D=700℃で0.5時間焼鈍+油急冷
E=750℃で0.5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
【0093】
【表13】
【0094】
合金62; 16:1の減少比(2インチから0.5インチへのダイ)に1100℃で炭素鋼中で押出し。
合金63及び合金64; 16:1の減少比(2インチから0.5インチのダイ)に1250℃で不銹鋼中で押出し。
【0095】
【表14】
【0096】
以上本発明の原理、好ましい例及び操作形式を説明した。しかしながら本発明はここに示した特定の例に限定されるものとして考えるべきでない。従って上述した例は限定するためのものでなく例として見做すべきであり、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例において改変ができ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延び率に対する高温応力についてのAl含有率の変化の効果を示す。
【図4】アルミニウム含有鉄基合金の破断特性に対する応力(クリープ)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り特性についての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断特性についてのTi含有率における変化の効果を示す。
【図8】図8a及び図8bは、それぞれ200倍及び1000倍の倍率でのガスアトマイジングしたFe3Al粉末の形態を示す顕微鏡写真である。
【図9】図9a及び図9bは、それぞれ50倍及び100倍の倍率での水アトマイジングしたFe3Alの形態を示す顕微鏡写真である。
【図10】図10a及び図10bは、それぞれ100倍及び1000倍の倍率でのエッチングしてない長手方向断面での、16重量%のAl、残余Feを含有する鉄アルミナイドの水アトマイジングした粉末の押出したままのバーにおける酸化物ストリンガーの存在を示す顕微鏡写真である。
【図11】図11a及び図11bは、それぞれ100倍及び1000倍の倍率でのエッチングした縁近くの長手方向断面での図10の押出したままのバーの微細構造を示す顕微鏡写真である。
【図12】図12a及び図12bは、それぞれ100倍及び1000倍の倍率でのエッチングした中心近くでの長手方向断面での図10の押出したままのバーを示す顕微鏡写真である顕微鏡写真である。
【図13】 図13a及び図13bは、それぞれ100倍及び1000倍の倍率でのエッチングしていない横方向断面での図10の押出したままのバーを示す顕微鏡写真である。
【図14】図14a及び図14bは、それぞれ100倍及び1000倍の倍率でのエッチングした横方向断面での図10の押出したままのバーを示す顕微鏡写真である。
【図15】図15a及び図15bは、それぞれ100倍及び1000倍の倍率でのエッチングした中心近くの横方向断面での図10の押出したままのバーを示す顕微鏡写真である。
【図16】 図16a〜図16dは、図10の押出したままのバーの顕微鏡写真である。但し図16aは酸化物特長の後方散乱電子像を示す。図16bは鉄のマップであり、暗い区域は鉄が少ない。図16cは、鉄が少なくアルミニウムが多い区域を示すアルミニウムマップである。図16dはアルミニウムが豊富に含まれ、鉄が少ない濃度を示す酸素マップである。
【図17】図17a〜図17cは、それぞれ合金 No.23,35,46及び48に対する降伏強度、極限引張強度及び全延び率を示す。
【図18】図18a〜図18cは、それぞれ市販の合金 Haynes 214及び合金 No.46及び48に対する降伏強度、極限引張強度、及び全延び率を示す。
【図19】図19a及び図19bは、それぞれ3×10-4/s及び3×10-2/sの引張歪速度での極限引張強度を示す。図19c及び図19dは、合金57,58,60及び61に対するそれぞれ3×10-4/s及び3×10-2/sの歪速度で破断までの塑性延び率を示す。
【図20】図20a及び図20b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21】 図21a〜図21eは、合金35,46,48及び56に対するクリープデータを示す。但し図21aは、真空で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21b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21c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21dは3ksi及び800℃で試験した図21cの試料を示す。図21eは、真空中で1時間1100℃で焼鈍後、800℃で3ksiで試験した合金56を示す。
【図22】 図22a〜図22c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)値のグラフを示す。但し図22a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22b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22c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。
【図23】 図23a〜図23e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す。但し図23a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23bは1.25インチの合金48の試料に対する800℃でのクリープ歪を示し、図23cは、1時間1100℃で焼鈍後の0.5インチのシート試料の合金48に対する800℃,825℃及び850℃でのクリープ歪を示し、図23dは1時間750℃で焼鈍後の0.5インチのシート試料の合金48に対する800℃,825℃及び850℃でのクリープ歪を示し、図23eは139時間400℃で焼鈍後の1.25インチの合金51の試料に対する850℃でのクリープ歪を示す。
【図24】 図24a及び図24b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す。但し図24aはシートの形での圧延したままの合金62の0.5インチシートに対する850℃及び875℃でのクリープ歪の比較を示し、図24bはバーの形での合金62に対する800℃,850℃及び875℃でのクリープ歪を示す。
【図25】 図25a及び図25bは、合金46及び43に対する温度に対する電気抵抗率のグラフを示す。但し図25aは合金46及び43の電気抵抗率を示し、図25bは合金43の電気抵抗率についての加熱サイクルの効果を示す。
Claims (39)
- 重量%で、14〜32%のAl、≦1%のCr、0.02〜1%のZr、0.001〜0.1%のB、0.25〜4.25%のMo、≦1%のC、≦2%のTi、≦2%のSi、≦30%のNi、炭化物形成剤としての≦1%のNb及び/又は≦1%のTa及び/又は≦1%のHf、≦3%のCu、0.1〜30%の酸化物分散質粒子、≦1%の希土類金属を含有し、残余が鉄であることを特徴とする、酸化、腐蝕及び/又は硫化に対して抵抗性の鉄アルミナイド合金。
- 合金が、Cr不含、Si不含及び/又はNi不含であることを特徴とする請求項1の合金。
- 合金が、オーステナイト不含であるフェライト微細構造を有することを特徴とする請求項2の合金。
- 合金が、20.0〜31.0%のAl、0.001〜0.1%のB、0.25〜1%のMo、0.05〜0.15%のZr、0.01〜0.1%のC、0.1〜30%の酸化物分散質粒子、残余Feからなることを特徴とする請求項1〜3のいずれか一項の合金。
- 合金が、14.0〜20.0%のAl、0.001〜0.1%のB、0.3〜1.5%のMo、0.05〜1.0%のZr、≦0.1%のC、≦2.0%のTi、0.1〜30%の酸化物分散質粒子、残余Feからなることを特徴とする請求項1の合金。
- 合金が、20.0〜31.0%のAl、0.001〜0.1%のB、0.3〜0.5%のMo、0.05〜0.3%のZr、≦0.1%のC、≦2.0%のTi、0.1〜30%の酸化物分散質粒子、残余Feからなることを特徴とする請求項1の合金。
- 合金が、少なくとも15%の室温延び率、少なくとも350MPa(50ksi)の室温降伏強度、及び少なくとも550MPa(80ksi)の室温引張り強度を示すことを特徴とする請求項1〜3のいずれか一項の合金。
- 合金が、少なくとも30%の800℃での高温延び率、少なくとも50MPa(7ksi)の800℃での高温降伏強度、及び少なくとも70MPa(10ksi)の800℃での高温引張り強度を示すことを特徴とする請求項1〜3のいずれか一項の合金。
- 請求項1〜3のいずれか一項の合金の電気抵抗加熱素子。
- 80〜400μΩ・cmの室温抵抗率を有することを特徴とする請求項9の電気抵抗加熱素子。
- 10V以下の電圧及び6A以下の電流を合金中に通したとき1秒未満で900℃に加熱することを特徴とする請求項9の電気抵抗加熱素子。
- 3時間1000℃に空気中で加熱されたとき4%未満の重量増加を示すことを特徴とする請求項9の電気抵抗加熱素子。
- 周囲温度及び900℃の間の加熱サイクル中0.5〜7Ωの抵抗を有することを特徴とする請求項9の電気抵抗加熱素子。
- 周囲温度及び900℃の間の加熱サイクル中80〜200Ω・cmの接触抵抗率を有することを特徴とする請求項9の電気抵抗加熱素子。
- 各サイクル中で、0.5〜5秒間で室温から1000℃まで加熱したとき、破壊することなく10000サイクル以上の熱疲労抵抗を示すことを特徴とする請求項9の電気抵抗加熱素子。
- アルミニウム含有鉄基合金を水アトマイジングして酸化物被覆粉末を形成し、酸化物被覆を有する粉末を形成する工程;
粉末の素材を塊に形成する工程;及び
酸化物被覆を酸化物粒子に破壊し、酸化物粒子を塑性変形した塊中にストリンガーとして分散させるのに充分に塊を変形する工程;
を含むことを特徴とする電気抵抗加熱素子に好適な請求項1〜3のいずれか一項の合金の製造法。 - 塊を金属カン中に粉末を置き、中に粉末を有する金属カンを封止することによって形成することを特徴とする請求項16の方法。
- 変形工程を、金属カンを熱押出し、押出物を形成することによって行うことを特徴とする請求項16の方法。
- 更に押出物を圧延することを含むことを特徴とする請求項18の方法。
- 更に押出物を焼結することを特徴とする請求項18又は19の方法。
- 塊を、粉末を結合剤と混合し、粉末混合物を形成することによって形成することを特徴とする請求項16の方法。
- 変形工程を、粉末混合物を熱押出し、押出物を形成することによって行うことを特徴とする請求項21の方法。
- 粉末が、0.2〜5重量%の酸素を含有することを特徴とする請求項16,17,18又は19の方法。
- 塑性変形塊が100〜400μΩ・cmの電気抵抗を有することを特徴とする請求項16,17,18又は19の方法。
- 粉末が、形において不規則であることを特徴とする請求項16,17,18又は19の方法。
- 酸化物粒子が、Al2O3からなることを特徴とする請求項16,17,18又は19の方法。
- 酸化物粒子が、0.01〜0.1μmの粒度を有することを特徴とする請求項16,17,18又は19の方法。
- アルミニウム及び鉄を含有する粉末を鉄アルミナイドの塊に形成する工程;及び
塊を電気抵抗加熱素子に変形する工程;
を含むことを特徴とする請求項9の電気抵抗加熱素子を製造する粉末冶金法。 - 塊を、粉末を金属カン中に置くことによって形成し、中に粉末を有する金属カンを封止し、続いてカンに熱等圧圧縮を受けさせることによって形成することを特徴とする請求項28の方法。
- 塊を、粉末を結合剤と混合し、粉末混合物に形成してスリップ鋳造によって形成することを特徴とする請求項29の方法。
- 塊を遠心鋳造によって形成することを特徴とする請求項30の方法。
- 変形工程を、塊を押出することにより又は冷間等圧圧縮によって行うことを特徴とする請求項28〜31のいずれか一項の方法。
- 塊を、Fe及びAlの元素状粉末を金属カンに置き、中に粉末を有する金属カンを封止し、封止した金属カンを押出し、粉末に反応合成を受けさせ、押出し中に鉄アルミナイドを形成することによって形成することを特徴とする請求項28の方法。
- 更に粉末を不活性ガス雰囲気中で焼結することを含むことを特徴とする請求項28の方法。
- 不活性ガス雰囲気が水素を含有することを特徴とする請求項34の方法。
- 更に粉末を少なくとも95%の密度及び≦5容量%の有孔度に圧縮することを含むことを特徴とする請求項34又は35の方法。
- 粉末が、形において不規則及び/又は球形であることを特徴とする請求項28,29又は30の方法。
- Fe及びAlの元素状粉末を容器カン中に置き、容器カンを加熱して粉末が加熱中に反応合成を受け、鉄アルミナイドを形成することによって塊を形成することを特徴とする請求項28の方法。
- 形成した電気抵抗加熱素子が、100〜400μΩ・cmの電気抵抗を有することを特徴とする請求項28,29又は30の方法。
Applications Claiming Priority (2)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
US08/426,006 US5620651A (en) | 1994-12-29 | 1995-04-20 | Iron aluminide useful as electrical resistance heating elements |
US08/426006 | 1995-04-20 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH0931605A JPH0931605A (ja) | 1997-02-04 |
JP4177465B2 true JP4177465B2 (ja) | 2008-11-05 |
Family
ID=23688896
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP12263596A Expired - Fee Related JP4177465B2 (ja) | 1995-04-20 | 1996-04-19 | 電気抵抗加熱素子として有用な鉄アルミナイド |
Country Status (11)
Country | Link |
---|---|
US (3) | US5620651A (ja) |
EP (1) | EP0738782B1 (ja) |
JP (1) | JP4177465B2 (ja) |
KR (3) | KR100455645B1 (ja) |
CN (2) | CN1084393C (ja) |
AT (1) | ATE243778T1 (ja) |
DE (1) | DE69628786T2 (ja) |
ES (1) | ES2202414T3 (ja) |
HK (1) | HK1013852A1 (ja) |
MY (1) | MY120880A (ja) |
SG (1) | SG74558A1 (ja) |
Families Citing this family (59)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US5620651A (en) * | 1994-12-29 | 1997-04-15 | Philip Morris Incorporated | Iron aluminide useful as electrical resistance heating elements |
US6280682B1 (en) | 1996-01-03 | 2001-08-28 | Chrysalis Technologies Incorporated | Iron aluminide useful as electrical resistance heating elements |
US6033623A (en) * | 1996-07-11 | 2000-03-07 | Philip Morris Incorporated | Method of manufacturing iron aluminide by thermomechanical processing of elemental powders |
CN1216144A (zh) * | 1997-02-12 | 1999-05-05 | Tdk株式会社 | 磁记录介质和磁记录/重放方法 |
DE19743720C1 (de) * | 1997-10-02 | 1998-12-24 | Krupp Vdm Gmbh | Verfahren zur Herstellung einer oxidationsbeständigen Metallfolie und deren Verwendung |
US6030472A (en) * | 1997-12-04 | 2000-02-29 | Philip Morris Incorporated | Method of manufacturing aluminide sheet by thermomechanical processing of aluminide powders |
JP2002501983A (ja) * | 1998-02-02 | 2002-01-22 | クリサリス・テクノロジーズ・インコーポレイテッド | 鉄アルミナイド複合材及びその製造方法 |
FR2774612B1 (fr) * | 1998-02-10 | 2000-03-10 | Commissariat Energie Atomique | Procede de fabrication d'un alliage intermetallique fer-aluminium, et alliage intermetallique fer-aluminium |
US6114058A (en) * | 1998-05-26 | 2000-09-05 | Siemens Westinghouse Power Corporation | Iron aluminide alloy container for solid oxide fuel cells |
FR2782096B1 (fr) * | 1998-08-07 | 2001-05-18 | Commissariat Energie Atomique | Procede de fabrication d'un alliage intermetallique fer-aluminium renforce par des dispersoides de ceramique et alliage ainsi obtenu |
US6375705B1 (en) * | 1999-03-26 | 2002-04-23 | U. T. Battelle, Llc | Oxide-dispersion strengthening of porous powder metalurgy parts |
SE0000002L (sv) * | 2000-01-01 | 2000-12-11 | Sandvik Ab | Förfarande för tillverkning av ett FeCrAl-material och ett sådant marerial |
US6506338B1 (en) | 2000-04-14 | 2003-01-14 | Chrysalis Technologies Incorporated | Processing of iron aluminides by pressureless sintering of elemental iron and aluminum |
US6673164B2 (en) | 2000-09-19 | 2004-01-06 | Philip Morris Incorporated | Method of minimizing environmental effect in aluminides |
US6830676B2 (en) * | 2001-06-11 | 2004-12-14 | Chrysalis Technologies Incorporated | Coking and carburization resistant iron aluminides for hydrocarbon cracking |
US6868709B2 (en) * | 2002-06-13 | 2005-03-22 | Philip Morris Usa Inc. | Apparatus and method for thermomechanically forming an aluminide part of a workpiece |
KR20050026044A (ko) * | 2002-07-29 | 2005-03-14 | 코넬 리서치 파운데이션 인코포레이티드 | 촉매 및 촉매계로서 사용하기 위한 금속간 화합물 |
US6863862B2 (en) * | 2002-09-04 | 2005-03-08 | Philip Morris Usa Inc. | Methods for modifying oxygen content of atomized intermetallic aluminide powders and for forming articles from the modified powders |
US7004993B2 (en) * | 2003-06-13 | 2006-02-28 | Philip Morris Usa Inc. | Nanoscale particles of iron aluminide and iron aluminum carbide by the reduction of iron salts |
US20060102175A1 (en) * | 2004-11-18 | 2006-05-18 | Nelson Stephen G | Inhaler |
US7405555B2 (en) * | 2005-05-27 | 2008-07-29 | Philip Morris Usa Inc. | Systems and methods for measuring local magnetic susceptibility including one or more balancing elements with a magnetic core and a coil |
US20070015002A1 (en) * | 2005-07-14 | 2007-01-18 | Ut-Battele, Llc | Oxygen-donor and catalytic coatings of metal oxides and metals |
US7186958B1 (en) * | 2005-09-01 | 2007-03-06 | Zhao Wei, Llc | Inhaler |
GB0519843D0 (en) * | 2005-09-29 | 2005-11-09 | Univ Cambridge Tech | Magnetocaloric refrigerant |
JP4854459B2 (ja) * | 2006-10-06 | 2012-01-18 | 住友電気工業株式会社 | グロープラグ |
CN101611210B (zh) * | 2007-01-08 | 2013-05-15 | 霍利贝顿能源服务公司 | 金属间铝化物多晶金刚石复合片(pdc)切削部件 |
CN101227769B (zh) * | 2007-01-19 | 2011-12-28 | 天津市华林伟业科技发展有限公司 | 软体电光转换面发射体的制造方法 |
CA2588906A1 (fr) * | 2007-05-15 | 2008-11-15 | Hydro Quebec | Alliages nanocristallins du type fe3al(ru) et usage de ceux-ci sous forme nanocristalline ou non pour la fabrication d'electrodes pour la synthese du chlorate de sodium |
US20090098289A1 (en) * | 2007-10-12 | 2009-04-16 | Deininger Mark A | Pig and Method for Applying Prophylactic Surface Treatments |
US8623301B1 (en) | 2008-04-09 | 2014-01-07 | C3 International, Llc | Solid oxide fuel cells, electrolyzers, and sensors, and methods of making and using the same |
CA2899575C (en) | 2010-02-10 | 2020-03-10 | Ut-Battelle, Llc | Low temperature electrolytes for solid oxide cells having high ionic conductivity |
US20120269967A1 (en) * | 2011-04-22 | 2012-10-25 | Applied Materials, Inc. | Hot Wire Atomic Layer Deposition Apparatus And Methods Of Use |
US9282772B2 (en) | 2012-01-31 | 2016-03-15 | Altria Client Services Llc | Electronic vaping device |
JP5929251B2 (ja) * | 2012-01-31 | 2016-06-01 | 株式会社豊田中央研究所 | 鉄合金 |
CA2778865A1 (en) * | 2012-05-25 | 2013-11-25 | Hydro-Quebec | Alloys of the type fe3aita(ru) and use thereof as electrode material for the synthesis of sodium chlorate |
DE102012011992A1 (de) * | 2012-06-16 | 2013-12-19 | Volkswagen Aktiengesellschaft | Metallisches Gussbauteil und Verfahren zur Herstellung eines metallischen Gussbauteils |
US20130337215A1 (en) * | 2012-06-19 | 2013-12-19 | Caterpillar, Inc. | Remanufactured Component And FeA1SiC Thermal Spray Wire For Same |
CA2790764A1 (en) * | 2012-09-19 | 2014-03-19 | Hydro Quebec | Metal-ceramic nanocomposites with iron aluminide metal matrix and use thereof as protective coatings for tribological applications |
US9905871B2 (en) | 2013-07-15 | 2018-02-27 | Fcet, Inc. | Low temperature solid oxide cells |
CN103422018B (zh) * | 2013-08-23 | 2015-09-02 | 苏州长盛机电有限公司 | 一种铝铁合金材料 |
GB201318660D0 (en) * | 2013-10-22 | 2013-12-04 | Materials Ct Leoben Forschung Gmbh | Ferritic alloys and methods for preparing the same |
CN103938111B (zh) * | 2014-05-12 | 2017-01-25 | 盐城市鑫洋电热材料有限公司 | 一种减少铁铬铝系电热合金非金属夹杂物的方法 |
CN104087787B (zh) * | 2014-06-25 | 2016-06-08 | 盐城市鑫洋电热材料有限公司 | 一种碳化硅增强镍铬电热复合材料的制备方法 |
CN104087860B (zh) * | 2014-06-25 | 2016-06-15 | 盐城市鑫洋电热材料有限公司 | 一种高电阻率复合材料的制备方法 |
CN104233103A (zh) * | 2014-08-26 | 2014-12-24 | 盐城市鑫洋电热材料有限公司 | 一种碳化硅增强铁铬铝电热复合材料及其制备方法 |
CN104357738A (zh) * | 2014-11-06 | 2015-02-18 | 安徽瑞研新材料技术研究院有限公司 | 一种用纳米材料制备Fe-Al合金的方法 |
US20160223775A1 (en) * | 2015-01-30 | 2016-08-04 | Corning Optical Communications LLC | Fiber stripping methods and apparatus |
CN104846275A (zh) * | 2015-05-20 | 2015-08-19 | 山东钢铁股份有限公司 | 一种触媒合金 |
US10018782B2 (en) | 2015-05-28 | 2018-07-10 | Corning Optical Communications LLC | Optical fiber stripping methods and apparatus |
DE102016203017B3 (de) * | 2016-02-25 | 2017-08-10 | Continental Automotive Gmbh | Verfahren zur Herstellung eines Katalysators |
WO2018051359A1 (en) * | 2016-09-16 | 2018-03-22 | Abi-Showatech (India) Ltd. | Cast silicon-molybdenum-iron-aluminium (simofeal) based intermetallic alloy |
CN106435391B (zh) * | 2016-11-14 | 2018-06-19 | 国家电网公司 | 镍钨钛合金高阻尼电阻 |
RU2658310C1 (ru) * | 2017-08-07 | 2018-06-20 | Федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего образования "Поволжский государственный технологический университет" | Способ изготовления резистивных плёнок методом магнетронного распыления |
US20210047713A1 (en) * | 2018-03-26 | 2021-02-18 | Jfe Steel Corporation | Alloyed steel powder for powder metallurgy and iron-based mixed powder for powder metallurgy |
EP4069454A1 (en) * | 2019-12-04 | 2022-10-12 | Grundfos Holding A/S | A method of manufacturing a composite component with varying electric resistivity along a longitudinal direction |
MX2022014999A (es) * | 2020-06-01 | 2023-02-09 | Alcoa Usa Corp | Aleaciones de fundicion de al-si-fe. |
CN112176239A (zh) * | 2020-09-22 | 2021-01-05 | 桑明焱 | 导电陶瓷及其在线切割设备的应用 |
CA3216022A1 (en) * | 2021-04-16 | 2022-10-20 | Oerlikon Metco (Us) Inc. | Wear-resistant chromium-free iron-based hardfacing |
CN113789468A (zh) * | 2021-08-05 | 2021-12-14 | 莱芜钢铁集团银山型钢有限公司 | 一种泥沙输送管道用耐磨耐蚀钢板及其制备方法 |
Family Cites Families (38)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
CA648141A (en) * | 1962-09-04 | H. Schramm Jacob | Aluminum-chromium-iron resistance alloys | |
CA648140A (en) * | 1962-09-04 | Westinghouse Electric Corporation | Grain-refined aluminum-iron alloys | |
US1641752A (en) * | 1919-10-10 | 1927-09-06 | Gen Electric | Oxidation-resisting material |
GB184840A (en) * | 1921-04-19 | 1922-08-21 | Calorizing Corp Of America | Metallic alloys |
US1550508A (en) * | 1922-01-24 | 1925-08-18 | Kemet Lab Co Inc | Alloy |
US1990650A (en) * | 1932-06-25 | 1935-02-12 | Smith Corp A O | Heat resistant alloy |
US2768915A (en) * | 1954-11-12 | 1956-10-30 | Edward A Gaughler | Ferritic alloys and methods of making and fabricating same |
US2889224A (en) * | 1955-07-20 | 1959-06-02 | Int Nickel Co | Manufacture of metal strip from metal powder |
US2930690A (en) * | 1958-12-24 | 1960-03-29 | Universal Cyclops Steel Corp | Production of aluminum containing iron base alloys |
US3026197A (en) * | 1959-02-20 | 1962-03-20 | Westinghouse Electric Corp | Grain-refined aluminum-iron alloys |
US3144330A (en) * | 1960-08-26 | 1964-08-11 | Alloys Res & Mfg Corp | Method of making electrical resistance iron-aluminum alloys |
BE629096A (ja) * | 1962-03-02 | |||
US3298826A (en) * | 1964-04-06 | 1967-01-17 | Carl S Wukusick | Embrittlement-resistant iron-chromium-aluminum-yttrium alloys |
US3676109A (en) * | 1970-04-02 | 1972-07-11 | Cooper Metallurg Corp | Rust and heat resisting ferrous base alloys containing chromium and aluminum |
FR2094917A5 (ja) * | 1971-02-04 | 1972-02-04 | Renaud Henri | |
IT1124104B (it) * | 1979-06-13 | 1986-05-07 | Fusani Giovanni | Leghe ferro alluminio destinate prevalentemente ma non escusivamente alla fabbricazione di elementi per resistori in genere e in particolare per correnti forti e procedimento per la loro produzione |
US4391634A (en) * | 1982-03-01 | 1983-07-05 | Huntington Alloys, Inc. | Weldable oxide dispersion strengthened alloys |
CA1256457A (en) * | 1985-05-20 | 1989-06-27 | Michel Chevigne | Production of reaction-sintered articles and reaction- sintered articles |
US5015533A (en) * | 1988-03-10 | 1991-05-14 | Texas Instruments Incorporated | Member of a refractory metal material of selected shape and method of making |
US4961903A (en) * | 1989-03-07 | 1990-10-09 | Martin Marietta Energy Systems, Inc. | Iron aluminide alloys with improved properties for high temperature applications |
US4917858A (en) * | 1989-08-01 | 1990-04-17 | The United States Of America As Represented By The Secretary Of The Air Force | Method for producing titanium aluminide foil |
US5032190A (en) * | 1990-04-24 | 1991-07-16 | Inco Alloys International, Inc. | Sheet processing for ODS iron-base alloys |
US5084109A (en) * | 1990-07-02 | 1992-01-28 | Martin Marietta Energy Systems, Inc. | Ordered iron aluminide alloys having an improved room-temperature ductility and method thereof |
EP0465686B1 (de) * | 1990-07-07 | 1994-09-21 | Asea Brown Boveri Ag | Oxydations- und korrosionsbeständige Legierung für Bauteile für einen mittleren Temperaturbereich auf der Basis von dotiertem Eisenaluminid Fe3Al |
US5269830A (en) * | 1990-10-26 | 1993-12-14 | The United States Of America As Represented By The United States Department Of Energy | Process for synthesizing compounds from elemental powders and product |
US5427601A (en) * | 1990-11-29 | 1995-06-27 | Ngk Insulators, Ltd. | Sintered metal bodies and manufacturing method therefor |
US5249586A (en) * | 1991-03-11 | 1993-10-05 | Philip Morris Incorporated | Electrical smoking |
US5489411A (en) * | 1991-09-23 | 1996-02-06 | Texas Instruments Incorporated | Titanium metal foils and method of making |
CA2128213A1 (en) * | 1992-01-16 | 1993-07-22 | Jainagesh A. Sekhar | Electrical heating element, related composites, and composition and method for producing such products using dieless micropyretic synthesis |
US5545373A (en) | 1992-05-15 | 1996-08-13 | Martin Marietta Energy Systems, Inc. | High-temperature corrosion-resistant iron-aluminide (FeAl) alloys exhibiting improved weldability |
US5320802A (en) * | 1992-05-15 | 1994-06-14 | Martin Marietta Energy Systems, Inc. | Corrosion resistant iron aluminides exhibiting improved mechanical properties and corrosion resistance |
US5238645A (en) * | 1992-06-26 | 1993-08-24 | Martin Marietta Energy Systems, Inc. | Iron-aluminum alloys having high room-temperature and method for making same |
US5455001A (en) * | 1993-09-22 | 1995-10-03 | National Science Council | Method for manufacturing intermetallic compound |
US5466311A (en) * | 1994-02-10 | 1995-11-14 | National Science Council | Method of manufacturing a Ni-Al intermetallic compound matrix composite |
US5445790A (en) * | 1994-05-05 | 1995-08-29 | National Science Council | Process for densifying powder metallurgical product |
DE4426205A1 (de) * | 1994-07-23 | 1996-01-25 | Geesthacht Gkss Forschung | Verfahren zur Herstellung von Körpern aus intermetallischen Phasen aus pulverförmigen, duktilen Komponenten |
US5620651A (en) * | 1994-12-29 | 1997-04-15 | Philip Morris Incorporated | Iron aluminide useful as electrical resistance heating elements |
US5595706A (en) * | 1994-12-29 | 1997-01-21 | Philip Morris Incorporated | Aluminum containing iron-base alloys useful as electrical resistance heating elements |
-
1995
- 1995-04-20 US US08/426,006 patent/US5620651A/en not_active Expired - Lifetime
-
1996
- 1996-01-03 US US08/582,438 patent/US5976458A/en not_active Expired - Lifetime
- 1996-04-18 SG SG1996009284A patent/SG74558A1/en unknown
- 1996-04-19 CN CN96105132A patent/CN1084393C/zh not_active Expired - Fee Related
- 1996-04-19 AT AT96302791T patent/ATE243778T1/de active
- 1996-04-19 MY MYPI96001509A patent/MY120880A/en unknown
- 1996-04-19 JP JP12263596A patent/JP4177465B2/ja not_active Expired - Fee Related
- 1996-04-19 ES ES96302791T patent/ES2202414T3/es not_active Expired - Lifetime
- 1996-04-19 DE DE69628786T patent/DE69628786T2/de not_active Expired - Lifetime
- 1996-04-19 EP EP96302791A patent/EP0738782B1/en not_active Expired - Lifetime
- 1996-04-20 KR KR1019960012080A patent/KR100455645B1/ko not_active IP Right Cessation
-
1998
- 1998-10-14 US US09/172,375 patent/US6607576B1/en not_active Expired - Lifetime
- 1998-12-24 HK HK98115334A patent/HK1013852A1/xx not_active IP Right Cessation
-
2001
- 2001-02-26 CN CNB011049960A patent/CN1256004C/zh not_active Expired - Fee Related
- 2001-04-20 KR KR1020010021501A patent/KR100447576B1/ko not_active IP Right Cessation
- 2001-04-20 KR KR1020010021502A patent/KR100447577B1/ko not_active IP Right Cessation
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
KR100455645B1 (ko) | 2004-12-30 |
US6607576B1 (en) | 2003-08-19 |
EP0738782A3 (en) | 1998-08-05 |
US5620651A (en) | 1997-04-15 |
KR100447577B1 (ko) | 2004-09-07 |
CN1084393C (zh) | 2002-05-08 |
DE69628786T2 (de) | 2004-05-19 |
SG74558A1 (en) | 2000-09-19 |
EP0738782B1 (en) | 2003-06-25 |
ATE243778T1 (de) | 2003-07-15 |
DE69628786D1 (de) | 2003-07-31 |
JPH0931605A (ja) | 1997-02-04 |
ES2202414T3 (es) | 2004-04-01 |
CN1256004C (zh) | 2006-05-10 |
KR960037852A (ko) | 1996-11-19 |
MY120880A (en) | 2005-12-30 |
HK1013852A1 (en) | 1999-09-10 |
KR100447576B1 (ko) | 2004-09-07 |
EP0738782A2 (en) | 1996-10-23 |
US5976458A (en) | 1999-11-02 |
CN1316869A (zh) | 2001-10-10 |
CN1140203A (zh) | 1997-01-15 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
JP4177465B2 (ja) | 電気抵抗加熱素子として有用な鉄アルミナイド | |
JP3813311B2 (ja) | 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 | |
RU2245760C2 (ru) | Способ изготовления подвергаемых холодной обработке изделий из металлического сплава (варианты) | |
EP0079755B1 (en) | Copper base spinodal alloy strip and process for its preparation | |
Hajaligol et al. | A thermomechanical process to make iron aluminide (FeAl) sheet | |
AU751819B2 (en) | Two phase titanium aluminide alloy | |
WO2002033138A1 (en) | Creep resistant titanium aluminide alloys | |
EP0132371B1 (en) | Process for making alloys having a coarse elongated grain structure | |
JPH0633180A (ja) | クロムベース合金 | |
US6280682B1 (en) | Iron aluminide useful as electrical resistance heating elements | |
JP2002501983A (ja) | 鉄アルミナイド複合材及びその製造方法 |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20040622 |
|
A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20040727 |
|
A601 | Written request for extension of time |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A601 Effective date: 20041022 |
|
A602 | Written permission of extension of time |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A602 Effective date: 20041027 |
|
A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20050127 |
|
A02 | Decision of refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 Effective date: 20050510 |
|
A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20050808 |
|
A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20050907 |
|
A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20050926 |
|
A911 | Transfer to examiner for re-examination before appeal (zenchi) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A911 Effective date: 20050929 |
|
A912 | Re-examination (zenchi) completed and case transferred to appeal board |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A912 Effective date: 20051028 |
|
A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A821 Effective date: 20051109 |
|
A711 | Notification of change in applicant |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A712 Effective date: 20051109 |
|
A601 | Written request for extension of time |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A601 Effective date: 20080227 |
|
A602 | Written permission of extension of time |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A602 Effective date: 20080303 |
|
A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20080527 |
|
A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20080702 |
|
A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 |
|
A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20080822 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110829 Year of fee payment: 3 |
|
R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110829 Year of fee payment: 3 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120829 Year of fee payment: 4 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120829 Year of fee payment: 4 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130829 Year of fee payment: 5 |
|
R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
S111 | Request for change of ownership or part of ownership |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313113 |
|
R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |