JPH04308061A - 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

Publication number
JPH04308061A
JPH04308061A JP91163098A JP16309891A JPH04308061A JP H04308061 A JPH04308061 A JP H04308061A JP 91163098 A JP91163098 A JP 91163098A JP 16309891 A JP16309891 A JP 16309891A JP H04308061 A JPH04308061 A JP H04308061A
Authority
JP
Japan
Prior art keywords
remaining amount
alloy
alloys
iron aluminide
following composition
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.)
Granted
Application number
JP91163098A
Other languages
English (en)
Other versions
JP3229339B2 (ja
Inventor
Mohamed Nazmy
モハメド・ナズミ
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
ABB Asea Brown Boveri Ltd
ABB AB
Original Assignee
ABB Asea Brown Boveri Ltd
Asea Brown Boveri AB
Priority date (The priority date 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 date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by ABB Asea Brown Boveri Ltd, Asea Brown Boveri AB filed Critical ABB Asea Brown Boveri Ltd
Publication of JPH04308061A publication Critical patent/JPH04308061A/ja
Application granted granted Critical
Publication of JP3229339B2 publication Critical patent/JP3229339B2/ja
Anticipated expiration legal-status Critical
Expired - Fee Related legal-status Critical Current

Links

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

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Turbine Rotor Nozzle Sealing (AREA)
  • Manufacture And Refinement Of Metals (AREA)
  • Treatment Of Steel In Its Molten State (AREA)
  • Powder Metallurgy (AREA)

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】
【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ナイド　Ｆ
ｅ３Ａｌ型の金属間化合物を主成分にした合金の開発と
改良に関する。
【０００２】狭い意味では、この発明は添加された鉄ア
ルミナイド　Ｆｅ３Ａｌを主成分とした中間温度領域で
使用する部材用の耐酸化および耐腐食性合金に関する。
【０００３】
【従来の技術】方向性凝固に適した熱機械の中間温度領
域用の合金は、不錆鋼に替わり、一部は通常のニッケル
基超合金で補完するか他の金属間化合物に置き換わって
いる。
【０００４】中間金属の化合物とこの化合物から誘導さ
れる合金は、中間温度や高温領域で使用できる材料とし
て近年ますます重要になっている。一般的に、一部を伝
統的なニッケル基超合金で補完または置換されたニッケ
ルアルミナイドあるいはチタンアルミナイドが知られて
いる。
【０００５】従来より、特に鉄や鋼製部材に対する耐酸
化および耐腐食性保護膜としての鉄の種々のアルミナイ
ドが知られている。しかしながら、鋼の本体にアルミニ
ュームを塗布して、次に加熱することによって作製され
る金属間化合物は、比較的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　６０
０℃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　ｙｉ
ｅｌｄ　ｂｅｈａｖｉｏｕｒ　ｏｆ　Ｆｅ−Ａｌ　Ａｌ
ｌｏｙｓ”，　Ｍｅｔａｌｓ　ａｎｄ　ｃｅｒａｍｉｃ
ｓ　ｄｉｖｉｓｉｏｎ，　Ｏａｋ　Ｒｉｄｇｅ　Ｎａｔ
ｉｏｎａｌ　Ｌａｂｏ−ｒａｔｏｒｙ，　Ｏａｋ　Ｒｉ
ｄｇｅ，　Ｔｅｎｎｅｓｓｅｅ　３７８３１，　Ｍａｔ
．　Ｒｅｓ．　Ｓｏｃ．　ｐｒｏｃ．　Ｖｏｌ．　３９
，１９８５　Ｍａｔｅｒｉａｌｓ　Ｒｅｓｅａｒｃｈ　
Ｓｏｃｉｅｔｙ．−　Ｓ．　Ｋ．　Ｅｈｌｅｒｓ　ａｎ
ｄ　Ｍ．　Ｇ．　Ｍａｎｄｉｒａｔｔａ，　”Ｔｅｎｓ
ｉｌｅ　ｂｅｈａｖｉｏｕ　ｏｆ　ｐｏｌｙｃｒｙｓｔ
ａｌ−ｌｉｎｅ　Ｆｅ−３１　ａｔ−％　Ａｌ　Ａｌｌ
ｏｙ”，　Ｓｙｓｔｅｍｓ　Ｒｅｓｅａｃｈ　Ｌａｂｏ
ｒａｔｏｒｉｅｓ　Ｉｎｃ．，　Ｄａｙｔｏｎ，ＯＨ　
４５５５０，　ＴＭＳ　Ａｎｎｕａｌ　Ｍｅｅｔｉｎｇ
，　Ｆｅｂｒｕａｒｙ　１９８２，　Ｔｈｅ　Ｊｏｕｒ
ｎａｌ　ｏｆ　Ｍｉｎｅｒａｌｓ，Ｍｅｔａｌｓ　ａｎ
ｄ　Ｍａｔｅｒｉａｌｓ　Ｓｏｃｉｅｔｙ．Ｆｅ３Ａｌ
を基礎にした公知の合金は、ま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。
【０００６】
【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℃）　で耐酸化および
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、しかも鋳造性が良く、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。
【０００７】
【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、合金が以下の組成、 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 を有することによって解決されている。
【０００８】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。
【０００９】
【実施例】この発明を、以下に図面に示す実施例に基づ
きより詳しく説明する。
【００１０】図１には、室温でのＶ添加物の金属間化合
物鉄アルミナイド　Ｆｅ３Ａｌを主成分とする合金のビ
ッカース硬度（ｋｇ／ｍｍ２）に対する影響をグラフ表
示が示してある。
【００１１】以下の基本合金を調べた。
【００１２】曲線１：　　　　Ａｌ＝　２８　ａｔ％Ｎ
ｂ＝　　１　ａｔ％ Ｃｒ＝　　５　ａｔ％ Ｆｅ＝　　残量 Ｂ添加物は　Ｆｅ　を代償にして　０．１　ａｔ　％と
最大３　ａｔ％の間を移動する。
【００１３】曲線２：　　　　Ａｌ＝　２８　ａｔ％Ｎ
ｂ＝　　１　ａｔ％ Ｃｒ＝　　５　ａｔ％ Ｓｉ＝　　２　ａｔ％ Ｆｅ＝　　残量 Ｂ添加物は　Ｆｅ　を代償にして　０．１　ａｔ　％と
最大４　ａｔ％の間を移動する。
【００１４】Ｂ添加物が少ない場合には、先ずビッカー
ス硬度に僅かな低下が見られる。従って、既に一定の脆
性に留まっている。約　１．５　ａｔ　％以上のＢの含
有量では、ビッカース硬度が再び上昇する。このことは
、明らかにより硬いボライドの析出に帰する。
【００１５】図２には、室温でのＢ添加物の金属間化合
物鉄アルミナイドを主成分とする合金の破断延びδ（％
）に対する影響がグラフ表示されている。
【００１６】以下の基本合金を調べた。
【００１７】曲線３：　　　　Ａｌ＝　２８　ａｔ％Ｎ
ｂ＝　　１　ａｔ％ Ｃｒ＝　　５　ａｔ％ Ｆｅ＝　　残量 Ｂ添加物は　Ｆｅ　を代償にして　０．１　ａｔ　％と
最大３　ａｔ％の間を移動する。
【００１８】曲線４：　　　　Ａｌ＝　２８　ａｔ％Ｎ
ｂ＝　　１　ａｔ％ Ｃｒ＝　　５　ａｔ％ Ｓｉ＝　　２　ａｔ％ Ｆｅ＝　　残量 Ｂ添加物は　Ｆｅ　を代償にして　０．１　ａｔ　％と
最大４　ａｔ％の間を移動する。
【００１９】Ｂを添加することによって、先ず破断延び
の上昇が観測される。ここでは、約２ａｔ％で一つの最
大値が生じた。Ｂの添加物が更に増えると、脆性（ボロ
イドの析出）によって破断延びが再び低下する。
【００２０】図３には、室温での　Ｓｉ　添加物の金属
間化合物鉄アルミナイド　Ｆｅ３Ａｌを主成分とする合
金のビッカース硬度（ｋｇ／ｍｍ２）　に対する影響を
グラフ表示が示してある。
【００２１】以下の基本合金を調べた。
【００２２】曲線５：　　　　Ａｌ＝　２８　ａｔ％Ｎ
ｂ＝　　１　ａｔ％ Ｃｒ＝　　５　ａｔ％ Ｆｅ＝　　残量 Ｓｉ　添加物は　Ｆｅ　を代償にして　０．５　ａｔ　
％と最大２　ａｔ　％の間を移動する。
【００２３】曲線６：　　　　Ａｌ＝　２８　ａｔ％Ｎ
ｂ＝　　１　ａｔ％ Ｃｒ＝　　５　ａｔ％ Ｂ＝　０．１ａｔ％ Ｆｅ＝　　残量 Ｓｉ　添加物は　Ｆｅ　を代償にして　０．５　ａｔ　
％と最大２　ａｔ　％の間を移動する。
【００２４】曲線７：　　　　Ａｌ＝　２８　ａｔ％Ｎ
ｂ＝　　１　ａｔ％ Ｃｒ＝　　５　ａｔ％ Ｂ＝　　１　ａｔ％ Ｆｅ＝　　残量 Ｓｉ　添加物は　Ｆｅ　を代償にして　０．５　ａｔ　
％と最大２　ａｔ　％の間を移動する。
【００２５】Ｓｉ　添加物はどの合金でもビッカース硬
度を上昇させる。
【００２６】この場合、約１ａｔ％のＢ添加物によって
もたらされる硬度の損失は　Ｓｉ　添加物によってそれ
以上に埋め合わされることが観察できる。
【００２７】図４には、室温での　Ｎｂ　添加物の金属
間化合物鉄アルミナイド　Ｆｅ３Ａｌを主成分とする合
金のビッカース硬度（ｋｇ／ｍｍ２）　に対する影響を
グラフ表示が示してある。
【００２８】以下の基本合金を調べた。
【００２９】曲線８：　　　　Ａｌ＝　２８　ａｔ％Ｃ
ｒ＝　　５　ａｔ％ Ｆｅ＝　　残量 Ｎｂ　添加物は　Ｆｅ　を代償にして　０．５　ａｔ　
％と最大２　ａｔ　％の間を移動する。
【００３０】曲線９：　　　　Ａｌ＝　２８　ａｔ％Ｃ
ｒ＝　　５　ａｔ％ Ｓｉ＝　　２　ａｔ％ Ｆｅ＝　　残量 Ｎｂ　添加物は　Ｆｅ　を代償にして　０．６　ａｔ　
％と最大２　ａｔ　％の間を移動する。
【００３１】約１ａｔ％の　Ｎｂ　含有量まで、ビッカ
ース硬度は幾分低下する。約１ａｔ％の　Ｎｂで、　Ｎ
ｂ　のない合金の元の値に再び達するか、あるいはそれ
以上になる。
【００３２】図５には、室温での　Ｎｂ　添加物の金属
間化合物鉄アルミナイド　Ｆｅ３Ａｌを主成分とする合
金の破断延びδ（％）に対する影響がグラフ表示されて
いる。
【００３３】以下の基本合金を調べた。
【００３４】曲線　１０：　　　　Ａｌ＝　２８　ａｔ
％Ｃｒ＝　　５　ａｔ％ Ｆｅ＝　　残量 Ｎｂ　添加物は　Ｆｅ　を代償にして　０．５　ａｔ　
％と最大２　ａｔ　％の間を移動する。
【００３５】曲線　１１：　　　　Ａｌ＝　２８　ａｔ
％Ｃｒ＝　　５　ａｔ％ Ｓｉ＝　　２　ａｔ％ Ｆｅ＝　　残量 Ｎｂ　添加物は　Ｆｅ　を代償にして　０．５　ａｔ　
％と最大２　ａｔ　％の間を移動する。
【００３６】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　含有量で再び低下する。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い。更に
、この破断延びは曲線１０の合金のそれより相当すくな
い。
【００３７】図６には、金属間化合物、鉄アルミナイド
　Ｆｅ３Ａｌを主成分にする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
フが示してある。比較として、　２５　ａｔ％　Ａｌ　
を有する純粋な鉄アルミナイド　Ｆｅ３Ａｌに対する降
伏点が示してある。こうして、他の合金元素の影響を概
観することができる。
【００３８】曲線　１２：　　２５　ａｔ　％　Ａｌ，
　　残り　Ｆｅ．曲線　１３：　　２８　ａｔ　％　Ａ
ｌ，　１　ａｔ　％　Ｎｂ，５　ａｔ　％　Ｃｒ，　１
　ａｔ　％　Ｂ，　残り　Ｆｅ． 曲線　１４：　　２８　ａｔ　％　Ａｌ，　１　ａｔ　
％　Ｎｂ，　５　ａｔ　％　Ｃｒ，　１　ａｔ　％　Ｂ
，　２　ａｔ％　Ｓｉ，残り　Ｆｅ．曲線　１５：　　
２８　ａｔ　％　Ａｌ，　１　ａｔ　％　Ｎｂ，　２　
ａｔ　％　Ｃｒ，　　残り　Ｆｅ． 曲線　１６：　　２８　ａｔ　％　Ａｌ，　２　ａｔ　
％　Ｎｂ，　４　ａｔ　％　Ｃｒ，　　残り　Ｆｅ． 曲線　１７：　　２８　ａｔ　％　Ａｌ，　２　ａｔ　
％　Ｎｂ，　４　ａｔ　％　Ｃｒ，　０．２　ａｔ　％
　Ｂ，　２　ａｔ％　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℃の温度まで比較的急激に室温
の値の約　６５　％に上昇する。この最大値は　Ｆｅ３
Ａｌ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。
【００３９】具体例　　１：アーク炉で、保護ガスとし
てアルゴンを用い以下の組成の合金を溶融させた。
【００４０】Ａｌ　　＝　　２８　ａｔ　％Ｎｂ　　＝
　　　１　ａｔ　％ Ｃｒ　　＝　　　５　ａｔ　％ Ｆｅ　　＝　　残量 初めの材料としては、純度　９９．９９％の個別材料を
使用した。溶融体を直径が約６０　ｍｍで高さが約　８
０　ｍｍ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８
ｍｍで長さが約　８０　ｍｍの棒に凝固させた。
【００４１】これ等の棒は、引き続く熱処理なしに、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された。
【００４２】適当な熱処理によって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。
【００４３】具体例　　２：具体例１と同じように、以
下の合金をアルゴン下で溶融させた。
【００４４】Ａｌ　　＝　　２８　ａｔ　％Ｎｂ　　＝
　　　１　ａｔ　％ Ｃｒ　　＝　　　５　ａｔ　％ Ｂ　　　＝　　０．１ａｔ　％ Ｓｉ　　＝　　　２　ａｔ　％ Ｆｅ　　＝　　残量 溶融体は具体例１と同じように鋳造し、アルゴン下で再
び溶融させ、棒状に凝固させた。これ等の棒の寸法は具
体例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具体例１の値のよ
うに対応させた。これ等の値は熱処理によって更に改善
された。
【００４５】具体例　　３：具体例１と全く同じように
、以下の合金をアルゴン雰囲気で溶融した。
【００４６】Ａｌ　　＝　　２８　ａｔ　％Ｎｂ　　＝
　　　１　ａｔ　％ Ｃｒ　　＝　　　５　ａｔ　％ Ｂ　　　＝　　　１　ａｔ　％ Ｓｉ　　＝　　　２　ａｔ　％ Ｆｅ　　＝　　残量 溶融体は具体例１のように鋳造し、アルゴン下で再び溶
融させ、正方形断面の角柱（８ｍｍｘ８ｍｍｘ　１００
ｍｍ）　に鋳造した。この角柱から加圧、硬度および衝
撃試料ようの試験体を作製した。機械適特性は前記具体
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。
【００４７】具体例　　４：アルゴン下で、以下の合金
を溶融した。
【００４８】Ａｌ　　＝　　２８　ａｔ　％Ｎｂ　　＝
　　　１　ａｔ　％ Ｃｒ　　＝　　　５　ａｔ　％ Ｆｅ　　＝　　残量 これは具体例１と正確に同じである。
【００４９】具体例　　５：アルゴン下で、以下の合金
を溶融した。
【００５０】Ａｌ　　＝　　２８　ａｔ　％Ｎｂ　　＝
　　０．５ａｔ　％ Ｃｒ　　＝　　　６　ａｔ　％ Ｂ　　　＝　　０．５ａｔ　％ Ｓｉ　　＝　　１．５ａｔ　％ Ｆｅ　　＝　　残量 処置は具体例１と同じである。
【００５１】具体例　　６：アルゴン下で、以下の合金
を溶融した。
【００５２】Ａｌ　　＝　　２８　ａｔ　％Ｎｂ　　＝
　　１．５ａｔ　％ Ｃｒ　　＝　　　３　ａｔ　％ Ｂ　　　＝　　０．７ａｔ　％ Ｓｉ　　＝　　　１　ａｔ　％ Ｆｅ　　＝　　残量 方法は具体例１の方法と同じである。
【００５３】具体例　　７：以下の合金を溶融した。
【００５４】Ａｌ　　＝　　２６　ａｔ　％Ｎｂ　　＝
　　　２　ａｔ　％ Ｃｒ　　＝　　　１　ａｔ　％ Ｂ　　　＝　　　１　ａｔ　％ Ｓｉ　　＝　　０．５ａｔ　％ Ｆｅ　　＝　　残量 具体例１に従って処理した。
【００５５】具体例　　８：アルゴン雰囲気下で、誘導
炉により以下の合金を溶融した。
【００５６】Ａｌ　　＝　　２４　ａｔ　％Ｎｂ　　＝
　　　１　ａｔ　％ Ｃｒ　　＝　　１０　ａｔ　％ Ｂ　　　＝　　０．５ａｔ　％ Ｓｉ　　＝　　　２　ａｔ　％ Ｆｅ　　＝　　残量 方法は具体例１の方法に相当する。
【００５７】具体例　　９：アルゴン下で、以下の合金
を溶融した。
【００５８】Ａｌ　　＝　　２８　ａｔ　％Ｎｂ　　＝
　　０．８ａｔ　％ Ｃｒ　　＝　　　５　ａｔ　％ Ｂ　　　＝　　０．８ａｔ　％ Ｓｉ　　＝　　　１　ａｔ　％ Ｆｅ　　＝　　残量 具体例１と同じように処理された。
【００５９】元素の作用 元素　Ｃｒ　を添加することによって、耐酸化抵抗は更
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か、およ
び結晶構造の形式に応じて異なる。　Ｎｂ　と共に、他
の付加的な添加元素の一定含有量の場合、　Ｃｒ　は所
望の作用を与える。　１０ａｔ％の　Ｃｒ　を添加する
と、一般的に機械特性は再び悪化する。
【００６０】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
　Ｎｂ　の場合に最大値を通過する。
【００６１】Ｂを添加することによって、一般的に延性
を高めることを試みた。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の含有量が非常に高
いと、この状況はボロイドを形成すると見なせる。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含有量は意義が少
ない。 せいぜい、最大１ａｔ％に満足できる。
【００６２】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添加物によって誘起される硬度の低下を必ず再
び補償する。
【００６３】この発明は、上記具体例に制限されるもの
ではない。
【００６４】全く一般的なことは、鉄アルミナイド　Ｆ
ｅ３Ａｌを主成分とした中間温度範囲の構造部品に対す
る耐酸化および耐腐食性合金は以下の組成を有する。即
ち、Ａｌ　＝　２４　−　２８　ａｔ％ Ｎｂ　＝　０．１−　　２　ａｔ％ Ｃｒ　＝　０．１−　１０　ａｔ％ Ｂ　　＝　０．１−　　１　ａｔ％ Ｓｉ　＝　０．１−　　２　ａｔ％ 鉄　＝　　残量
【００６５】
【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、鉄アルミナイド　Ｆｅ３Ａｌを主成分とした合
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。
【図面の簡単な説明】
【図１】室温で金属間化合物、鉄アルミナイド　Ｆｅ３
Ａｌを主成分にした若干の合金のビッカース硬度ＨＶ（
ｋｇ／ｍｍ２）　に対するＢ添加物の影響を示すグラフ
を示す。
【図２】室温で金属間化合物、鉄アルミナイド　Ｆｅ３
Ａｌを主成分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を示す。
【図３】室温で金属間化合物、鉄アルミナイド　Ｆｅ３
Ａｌを主成分にした若干の合金のビッカース硬度ＨＶ（
ｋｇ／ｍｍ２）　に対するＳｉ　添加物の影響を示すグ
ラフを示す。
【図４】室温で金属間化合物、鉄アルミナイド　Ｆｅ３
Ａｌを主成分にした若干の合金のビッカース硬度ＨＶ（
ｋｇ／ｍｍ２）　に対するＮｂ　添加物の影響を示すグ
ラフを示す。
【図５】室温で金属間化合物、鉄アルミナイド　Ｆｅ３
Ａｌを主成分にした若干の合金の破断延びδ（％）に対
する　Ｎｂ　添加物の影響を示すグラフを示す。
【図６】金属間化合物、鉄アルミナイド　Ｆｅ３Ａｌを
主成分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）　のグラフ表示を示す。

Claims (10)

    【特許請求の範囲】
  1. 【請求項１】　　添加された鉄アルミナイド　Ｆｅ３Ａ
    ｌを主成分とした中間温度領域で使用する部材用の耐酸
    化および耐腐食性合金において、下記組成、 Ａｌ　＝　２４　−　２８　ａｔ％ Ｎｂ　＝　０．１−　　５　ａｔ％ Ｃｒ　＝　０．１−　　５　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。
  2. 【請求項２】　　以下の組成、 Ａｌ　＝　２８　ａｔ％ Ｎｂ　＝　　１　ａｔ％ Ｃｒ　＝　　５　ａｔ％ Ｂ　　＝　０．１ａｔ％ Ｓｉ　＝　　２　ａｔ％ 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。
  3. 【請求項３】　　以下の組成、 Ａｌ　＝　２８　ａｔ％ Ｎｂ　＝　　１　ａｔ％ Ｃｒ　＝　　５　ａｔ％ Ｂ　　＝　０．１ａｔ％ Ｓｉ　＝　　２　ａｔ％ 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。
  4. 【請求項４】　　以下の組成、 Ａｌ　＝　２８　ａｔ％ Ｎｂ　＝　　１　ａｔ％ Ｃｒ　＝　　５　ａｔ％ Ｂ　　＝　　１　ａｔ％ Ｓｉ　＝　　２　ａｔ％ 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。
  5. 【請求項５】　　以下の組成、 Ａｌ　＝　２８　ａｔ％ Ｎｂ　＝　　２　ａｔ％ Ｃｒ　＝　　４　ａｔ％ Ｂ　　＝　０．２ａｔ％ Ｓｉ　＝　　２　ａｔ％ 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。
  6. 【請求項６】　　以下の組成、 Ａｌ　＝　２６　ａｔ％ Ｎｂ　＝　０．５ａｔ％ Ｃｒ　＝　　６　ａｔ％ 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。
  7. 【請求項７】　　以下の組成、 Ａｌ　＝　２６　ａｔ％ Ｎｂ　＝　１．５ａｔ％ Ｃｒ　＝　　３　ａｔ％ Ｂ　　＝　０．７ａｔ％ Ｓｉ　＝　　１　ａｔ％ 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。
  8. 【請求項８】　　以下の組成、 Ａｌ　＝　２６　ａｔ％ Ｎｂ　＝　　２　ａｔ％ Ｃｒ　＝　　１　ａｔ％ Ｂ　　＝　　１　ａｔ％ 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。
  9. 【請求項９】　　以下の組成、 Ａｌ　＝　２４　ａｔ％ Ｎｂ　＝　　１　ａｔ％ Ｃｒ　＝　１０　ａｔ％ Ｂ　　＝　０．５ａｔ％ Ｓｉ　＝　　２　ａｔ％ 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。
  10. 【請求項１０】　　以下の組成、 Ａｌ　＝　２４　ａｔ％ Ｎｂ　＝　０．８ａｔ％ Ｃｒ　＝　　５　ａｔ％ Ｂ　　＝　０．８ａｔ％ Ｓｉ　＝　　１　ａｔ％ 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。
JP16309891A 1990-07-07 1991-07-03 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 Expired - Fee Related JP3229339B2 (ja)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
DE901130088 1990-07-07
EP90113008A EP0465686B1 (de) 1990-07-07 1990-07-07 Oxydations- und korrosionsbeständige Legierung für Bauteile für einen mittleren Temperaturbereich auf der Basis von dotiertem Eisenaluminid Fe3Al

Publications (2)

Publication Number Publication Date
JPH04308061A true JPH04308061A (ja) 1992-10-30
JP3229339B2 JP3229339B2 (ja) 2001-11-19

Family

ID=8204184

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP16309891A Expired - Fee Related JP3229339B2 (ja) 1990-07-07 1991-07-03 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

Country Status (8)

Country Link
US (1) US5158744A (ja)
EP (1) EP0465686B1 (ja)
JP (1) JP3229339B2 (ja)
KR (1) KR100205263B1 (ja)
CZ (1) CZ282696B6 (ja)
DE (1) DE59007276D1 (ja)
PL (1) PL166845B1 (ja)
RU (1) RU1839684C (ja)

Families Citing this family (16)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE59209325D1 (de) * 1992-09-16 1998-06-18 Sulzer Innotec Ag Herstellung von Eisenaluminid-Werkstoffen
US5328527A (en) * 1992-12-15 1994-07-12 Trw Inc. Iron aluminum based engine intake valves and method of making thereof
DE4303316A1 (de) * 1993-02-05 1994-08-11 Abb Management Ag Oxidations- und korrosionsbeständige Legierung auf der Basis von dotiertem Eisenaluminid und Verwendung dieser Legierung
CN1036077C (zh) * 1993-12-30 1997-10-08 北京科技大学 改善轧态铁三铝基金属间化合物合金中温持久性能的方法
US6436163B1 (en) * 1994-05-23 2002-08-20 Pall Corporation Metal filter for high temperature applications
US5595706A (en) * 1994-12-29 1997-01-21 Philip Morris Incorporated Aluminum containing iron-base alloys useful as electrical resistance heating elements
US5620651A (en) * 1994-12-29 1997-04-15 Philip Morris Incorporated Iron aluminide useful as electrical resistance heating elements
US5653032A (en) * 1995-12-04 1997-08-05 Lockheed Martin Energy Systems, Inc. Iron aluminide knife and method thereof
US6280682B1 (en) 1996-01-03 2001-08-28 Chrysalis Technologies Incorporated Iron aluminide useful as electrical resistance heating elements
CN1059713C (zh) * 1996-01-22 2000-12-20 东南大学 铁铝基高电阻电热合金
US6033623A (en) * 1996-07-11 2000-03-07 Philip Morris Incorporated Method of manufacturing iron aluminide by thermomechanical processing of elemental powders
US6030472A (en) 1997-12-04 2000-02-29 Philip Morris Incorporated Method of manufacturing aluminide sheet by thermomechanical processing of aluminide powders
US6143241A (en) * 1999-02-09 2000-11-07 Chrysalis Technologies, Incorporated Method of manufacturing metallic products such as sheet by cold working and flash annealing
US6506338B1 (en) * 2000-04-14 2003-01-14 Chrysalis Technologies Incorporated Processing of iron aluminides by pressureless sintering of elemental iron and aluminum
KR101853332B1 (ko) 2015-08-03 2018-05-02 (주)홍익기술단 하폐수 처리용 미생물 담체 제조방법
CN113528926A (zh) * 2021-06-11 2021-10-22 南京理工大学 一种定向FeAl基合金及其制备方法

Family Cites Families (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US1990650A (en) * 1932-06-25 1935-02-12 Smith Corp A O Heat resistant alloy
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
US4961903A (en) * 1989-03-07 1990-10-09 Martin Marietta Energy Systems, Inc. Iron aluminide alloys with improved properties for high temperature applications

Also Published As

Publication number Publication date
CZ282696B6 (cs) 1997-09-17
EP0465686B1 (de) 1994-09-21
CS206791A3 (en) 1992-03-18
US5158744A (en) 1992-10-27
KR100205263B1 (ko) 1999-07-01
JP3229339B2 (ja) 2001-11-19
EP0465686A1 (de) 1992-01-15
DE59007276D1 (de) 1994-10-27
PL166845B1 (pl) 1995-06-30
PL290941A1 (en) 1992-02-10
KR920002814A (ko) 1992-02-28
RU1839684C (ru) 1993-12-30

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JPH04308061A (ja) 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
EP1897962B1 (en) Creep resistant magnesium alloy with improved ductility and fracture toughness for gravity casting applications
JPS62112748A (ja) アルミニウム鍛造合金
RU2150528C1 (ru) Сплав на основе титана
JP2004010963A (ja) 高強度Ｔｉ合金およびその製造方法
JPH0730419B2 (ja) クロムとケイ素で改変されたγ‐チタン‐アルミニウム合金およびその製造方法
CN104818408A (zh) 一种高强度Ti-Al-Fe-Si合金及其制备方法
US3352666A (en) Precipitation hardening stainless steel alloy
GB2212815A (en) High molybdenum nickel-base alloy
US5411702A (en) Iron-aluminum alloy for use as thermal-shock resistance material
KR960705070A (ko) 용접 변형이 적고 선상(線狀)가열에 의한 구부림 가공성이 좋은 강판 및 그 제조방법과 용접재료 및 그 용접방법(steel plate having low welding strain and good bending workability by linear heating and method for producing the same, and welding material and method for producing the same)
Barker et al. Effect of Alloying Additions on the Microstructure, Corrosion Resistance and Mechanical Properties of Nickel–Silicon Alloys
US5422070A (en) Oxidation-resistant and corrosion-resistant alloy based on doped iron aluminide, and use of said alloy
JPH02122040A (ja) 耐クリープＺｎ―Ａｌ基鋳造合金
NO131493B (ja)
CN1360074A (zh) 钛铝合金
EP0634496B1 (en) High strength and high ductility TiAl-based intermetallic compound
JPS60224731A (ja) Ｃｏ基耐熱合金
US4279650A (en) Titanium bearing addition alloys
JPH0735554B2 (ja) Ｔｉ−Ａｌ系粉末冶金用合金
KR102346994B1 (ko) 고내마모성 알루미늄-아연-구리 합금 및 이를 이용한 물품
JPS62274037A (ja) 改良せる耐応力腐食割れ性を有する析出硬化型ニッケル基合金
JPH044391B2 (ja)
JPH03197638A (ja) 高強度高耐食性チタン基合金
Perkins et al. Improving hot-ductility of 310 stainless

Legal Events

Date Code Title Description
A01 Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01

Effective date: 20010731

LAPS Cancellation because of no payment of annual fees