JPH1081924A - 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
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Info
- Publication number
- JPH1081924A JPH1081924A JP9195132A JP19513297A JPH1081924A JP H1081924 A JPH1081924 A JP H1081924A JP 9195132 A JP9195132 A JP 9195132A JP 19513297 A JP19513297 A JP 19513297A JP H1081924 A JPH1081924 A JP H1081924A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- powder
- iron
- article
- alloy
- mixture
- 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
Links
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%
-
- 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
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Powder Metallurgy (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】 改良された室温延性、固有抵抗、サイクル疲
労抵抗、高温酸化抵抗、低及び高温強度及び／又は高温
サグ形成抵抗を有する電気抵抗加熱要素として有用な鉄
アルミナイドの製造法にある。 【解決手段】 本発明方法は、アルミニウム粉末及び鉄
粉末の混合物を形成し、混合物を、例えばシートに冷間
圧延して物品に造形し、物品を鉄とアルミニウム粉末が
反応して鉄アルミナイドを形成するのに充分な温度で焼
結することを含む。
労抵抗、高温酸化抵抗、低及び高温強度及び／又は高温
サグ形成抵抗を有する電気抵抗加熱要素として有用な鉄
アルミナイドの製造法にある。 【解決手段】 本発明方法は、アルミニウム粉末及び鉄
粉末の混合物を形成し、混合物を、例えばシートに冷間
圧延して物品に造形し、物品を鉄とアルミニウム粉末が
反応して鉄アルミナイドを形成するのに充分な温度で焼
結することを含む。
Description
【０００１】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。
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，ＦｅＡ
ｌ，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 ５１５８
７４４，ＵＳ−Ｐ ５０２４１０９及びＵＳ−Ｐ ４９
６１９０３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。
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，ＦｅＡ
ｌ，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 ５１５８
７４４，ＵＳ−Ｐ ５０２４１０９及びＵＳ−Ｐ ４９
６１９０３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Ａ
ｌ、≦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、０．０２〜０．０３
２のＣ、及び０．１５〜０．２５のＺｒを含む。８．４
６，１２．０４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 ５２３８６
４５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。
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Ａ
ｌ、≦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、０．０２〜０．０３
２のＣ、及び０．１５〜０．２５のＺｒを含む。８．４
６，１２．０４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 ５２３８６
４５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−
Ｐ３０２６１９７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。
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−
Ｐ３０２６１９７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Ｔ
ｉ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 ３６
７６１０９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 ３６
７６１０９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。
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Ｔ
ｉ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 ３６
７６１０９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 ３６
７６１０９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 １５５０５０
８，ＵＳ−Ｐ １９９０６５０及びＵＳ−Ｐ ２７６８
９１５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Ａ
ｌ、６〜８重量％のＭｎ；又は１２〜１６重量％のＡ
ｌ、２〜１０重量％のＣｒを含有する。ＵＳ−Ｐ １５
５０５０８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、１
６〜２０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 ２７６
８９１５に記載された合金は、１０〜１８重量％のＡ
ｌ、１〜５重量％のＭｏ，Ｔｉ，Ｔａ，Ｖ，Ｃｂ，Ｃ
ｒ，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６
４８１４１に記載された合金は、６〜１１重量％のＡ
ｌ、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。
基アルミニウム含有合金は、ＵＳ−Ｐ １５５０５０
８，ＵＳ−Ｐ １９９０６５０及びＵＳ−Ｐ ２７６８
９１５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Ａ
ｌ、６〜８重量％のＭｎ；又は１２〜１６重量％のＡ
ｌ、２〜１０重量％のＣｒを含有する。ＵＳ−Ｐ １５
５０５０８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、１
６〜２０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 ２７６
８９１５に記載された合金は、１０〜１８重量％のＡ
ｌ、１〜５重量％のＭｏ，Ｔｉ，Ｔａ，Ｖ，Ｃｂ，Ｃ
ｒ，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６
４８１４１に記載された合金は、６〜１１重量％のＡ
ｌ、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. ０７／９４３５０
４，No. ０８／１１８６６５，No. ０８／１０５３４６
及びNo. ０８／２２４８４８に記載されている。
５２４９５８６及び米国特許出願No. ０７／９４３５０
４，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、≦０．０
５％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。
５％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、１０〜２
２％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 ４
６８４５０５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。
２％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 ４
６８４５０５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Ｓ
ｉ、＜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Ｃ
ｏ、＜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Ａ
ｌを含有している。
１７％のＡｌ、０．２〜１５％のＣｒ、及び＜４％のＳ
ｉ、＜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Ｃ
ｏ、＜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Ａ
ｌを含有している。
【００１１】“ Microstructure And Mechanical Pr
operties of P/M Fe3Al合金”の表題で、J. R. Knib
loe 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１００
０℃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。
operties of P/M Fe3Al合金”の表題で、J. R. Knib
loe 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１００
０℃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、８
５０℃で５０％圧延し、６５０℃で０．７６ｍｍのシー
トに５０％最終圧延した。
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、８
５０℃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 MetallurgyConference Exhibit
ion で提供された１〜１１頁の表題“ Powder Product
ion, 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。
の１９９０年 Powder MetallurgyConference Exhibit
ion で提供された１〜１１頁の表題“ Powder Product
ion, 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Ｃ
ｒ、４．５％のＡｌ、０．５％のＴｉ及び０．５％のＹ
2 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。
−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Ｃ
ｒ、４．５％のＡｌ、０．５％のＴｉ及び０．５％のＹ
2 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 Proceedingsof International
Symposium on Intermetallic Compounds - Structur
eand Mechanical Properties（ＪＩＭＩＳ−６）の５
７９〜５８３頁で提出された表題“Mechanical Behavi
or 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１
１００℃での押出により作られ、又は１０００℃及び１
１００℃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。
台で開催された the Proceedingsof International
Symposium on Intermetallic Compounds - Structur
eand Mechanical Properties（ＪＩＭＩＳ−６）の５
７９〜５８３頁で提出された表題“Mechanical Behavi
or 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１
１００℃での押出により作られ、又は１０００℃及び１
１００℃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“Proc
essing, Properties and Applications of Iron A
luminides ”での the Minerals, Metals and Mater
ials 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Ｆｅ40
Ａｌ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、２３〜２
５重量％の範囲（約４０原子％）のＡｌ含有率及びＺ
ｒ，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。
リフォルニア州、サンフランシスコで開催された“Proc
essing, Properties and Applications of Iron A
luminides ”での the Minerals, Metals and Mater
ials 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Ｆｅ40
Ａｌ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、２３〜２
５重量％の範囲（約４０原子％）のＡｌ含有率及びＺ
ｒ，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 Propertiesof Iron Aluminide
s ”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。
た、表題“ Selected Propertiesof Iron Aluminide
s ”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 ofFeAl ”の１０１〜１
１５頁の J. Baker による発表には、Ｂ２化合物ＦｅＡ
ｌ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。
た表題“Flow and Fracture ofFeAl ”の１０１〜１
１５頁の J. Baker による発表には、Ｂ２化合物ＦｅＡ
ｌ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−35
0 ”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３
５．８％のＡｌ、０．２％のＭｏ、０．０５％のＺｒ及
び０．１３％のＣを含む。
た表題“ Impact Behavior of FeAl Alloy FA−35
0 ”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３
５．８％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 o
f 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，Ｍ
ｎ，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。
た表題“ The Effect of Ternary Additions on
the Vacancy Hardening and Defect Structure o
f 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，Ｍ
ｎ，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.２
０Ａの１７０１〜１７１４頁に、表題“ Microstructur
e and Tensile Properties of Fe-40 At. Pct. A
l 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Ｈ
ｆ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。
０Ａの１７０１〜１７１４頁に、表題“ Microstructur
e and Tensile Properties of Fe-40 At. Pct. A
l 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Ｈ
ｆ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。
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。
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、アルミニウム粉末及び鉄粉末の混合物を作る
工程；混合物を物品に造形する工程；物品を、アルミニ
ウム粉末と鉄粉末を反応させ、鉄アルミナイドを形成さ
せるのに充分な温度に焼結する工程を含む粉末冶金法に
より鉄アルミナイド合金を製造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。
工程；混合物を物品に造形する工程；物品を、アルミニ
ウム粉末と鉄粉末を反応させ、鉄アルミナイドを形成さ
せるのに充分な温度に焼結する工程を含む粉末冶金法に
より鉄アルミナイド合金を製造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、０．０
５〜０．１５％のＺｒ、０．０１〜０．０５％のＣ、≦
２５％のＡｌ2 Ｏ3 粒子、≦１％のＹ2Ｏ3 粒子、残余
Ｆｅ、又は２２〜３２％のＡｌ、０．３〜０．５％のＭ
ｏ、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。
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、０．０
５〜０．１５％のＺｒ、０．０１〜０．０５％のＣ、≦
２５％のＡｌ2 Ｏ3 粒子、≦１％のＹ2Ｏ3 粒子、残余
Ｆｅ、又は２２〜３２％のＡｌ、０．３〜０．５％のＭ
ｏ、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、１
０Ｖ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。
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、１
０Ｖ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。
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。
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。
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。
（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。
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。
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。
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.２３，３５，４
６及び４８の降伏強度、極限引張強度及び全伸び率を示
す。
６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 ２１
４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。
４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。
／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。
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１２
ａ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、８
００℃及び３ｋｓｉで試験した合金５６を示す。
４８及び５６についてのクリープデータを示し、図１２
ａ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、８
００℃及び３ｋｓｉで試験した合金５６を示す。
【００３９】図１３ａ〜図１３ｃは合金４８，４９，５
１，５２，５３，５４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。
１，５２，５３，５４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１
４ｄは１時間７５０℃で焼鈍後、合金４８についての８
００℃，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。
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１
４ｄは１時間７５０℃で焼鈍後、合金４８についての８
００℃，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１５
ａはシートの形での合金６２についての８５０℃及び８
７５℃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。
時間に対するクリープ歪データのグラフを示し、図１５
ａはシートの形での合金６２についての８５０℃及び８
７５℃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１
６ｂ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。
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１
６ｂ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。
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。
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１２５
０〜１３００℃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。
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１２５
０〜１３００℃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。
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１
２５０〜１３００℃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ＦｅＡ
ｌ3 を形成し、少量のみのＦｅＡｌを形成する。１２５
０〜１３００℃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，Ｆ
ｅ2 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０．００
８インチの厚さにする。例えば焼結シートは、約０．０
１２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。
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１
２５０〜１３００℃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ＦｅＡ
ｌ3 を形成し、少量のみのＦｅＡｌを形成する。１２５
０〜１３００℃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，Ｆ
ｅ2 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０．００
８インチの厚さにする。例えば焼結シートは、約０．０
１２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。
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Unio
n 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。
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Unio
n 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 Ａ
ｌ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。
のアルミニウムを含有し、ＤＯ3 構造を有するＦｅ3 Ａ
ｌ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７００〜１１
００℃）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。
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７００〜１１
００℃）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。
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。
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。
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。
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，Ａ
ｌ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。
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，Ａ
ｌ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。
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。
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。
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０．７
５％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。
するとき、炭素は付随的不純物より多い量から約０．７
５％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。
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。
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。
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 Ｏ
3 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１００
μΩ・ｃｍから約１６０μΩ・ｃｍに上昇できる。
3 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１００
μΩ・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，Ｃ
ａ，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，Ｓ
ｉ，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。
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，Ｃ
ａ，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，Ｓ
ｉ，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Ｎ
ｉ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。
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Ｎ
ｉ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。
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。
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Ａ
ｌ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。
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Ａ
ｌ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。
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。
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。
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。
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 N
o.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３５，４
６，４８及び５６に対するクリープデータを示す。図１
２ａ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、３
ｋｓｉ及び８００℃で試験した合金５６を示す。
合金の性質のグラフを示す。図８ａ〜図８ｃは、合金 N
o.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３５，４
６，４８及び５６に対するクリープデータを示す。図１
２ａ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、３
ｋｓｉ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０〜８
０時間、４００℃での焼鈍に対する硬度を示す。
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０〜８
０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℃，８２
５℃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℃，８
２５℃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８５
０℃及び８７５℃でのクリープ歪の比較を示し、図１５
ｂ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。
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℃，８２
５℃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℃，８
２５℃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８５
０℃及び８７５℃でのクリープ歪の比較を示し、図１５
ｂ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１
６ｂ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。
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１
６ｂ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。
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。
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。
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。
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。
〜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。
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１０
００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。
示す。クリープ試験は、１０時間、１００時間及び１０
００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。
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。
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。
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）
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
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）。
℃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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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Ｔ
ｉ含有率の効果を示す。
ｉ含有率の効果を示す。
【図８】図８ａ〜図８ｃは、それぞれ合金 No.２３，３
５，４６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。
５，４６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。
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。
-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。
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３５，４６，４
８及び５６についてのクリープデータを示す、但し図１
２ａ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１
ｋｓｉで行ったクリープデータを示し、図１２ｄは３ｋ
ｓｉ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。
８及び５６についてのクリープデータを示す、但し図１
２ａ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１
ｋｓｉで行ったクリープデータを示し、図１２ｄは３ｋ
ｓｉ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４８，４９，５
１，５２，５３，５４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。
１，５２，５３，５４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５
６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８０
０℃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８
００℃，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。
６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８０
０℃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８
００℃，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。
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。
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。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２２Ｃ 33/02 Ｃ２２Ｃ 38/00 ３０４ 38/00 ３０４ 38/54 38/54 Ｂ２２Ｆ 3/10 Ｄ (72)発明者 エー・クリフトン・リリィ・ジュニア アメリカ合衆国ヴァージニア州23832、チ ェスターフィールド、ウォーターフォウ ル、フライウェイ 9641 (72)発明者 ヴィノド・ケー・シッカ アメリカ合衆国テネシー州37830、オーク、 リッジ、ダンスワース、レイン 115 (72)発明者 モハマド・アール・ハジャリゴル アメリカ合衆国ヴァージニア州23236、リ ッチモンド、アパートメント、エイチ、オ ールド、コートハウス、ロード 3322
Claims (25)
- 【請求項１】 アルミニウム粉末及び鉄粉末の粉末混合
物を作り；粉末混合物を物品に造形し；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ことを特徴とする粉末
冶金法によって鉄アルミナイドを製造する方法。 - 【請求項２】 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。 - 【請求項３】 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。 - 【請求項４】 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。 - 【請求項５】 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。 - 【請求項６】 揮発性成分を除去する工程中、物品を７
００℃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。 - 【請求項７】 鉄アルミナイドが、ＦｅＡｌから本質的
になることを特徴とする請求項１〜６の何れか１項の方
法。 - 【請求項８】 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。 - 【請求項９】 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。 - 【請求項１０】 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。 - 【請求項１１】 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。 - 【請求項１２】 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Ｆｅ3 Ａｌ，Ｆｅ2 Ａｌ5 ，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請求項１〜
１１の何れか１項の方法。 - 【請求項１３】 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１２の方法。 - 【請求項１４】 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１２又は１３の方法。 - 【請求項１５】 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１〜１４の何れか１
項の方法。 - 【請求項１６】 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１５の方
法。 - 【請求項１７】 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１〜１６の何れか１
項の方法。 - 【請求項１８】 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１１００〜１
２００℃の温度で行うことを特徴とする請求項１〜１７
の何れか１項の方法。 - 【請求項１９】 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１８の方法。 - 【請求項２０】 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１〜１９の
何れか１項の方法。 - 【請求項２１】 鉄アルミナイドが、重量％で、≦２％
のＭｏ、≦１％のＺｒ、≦２％のＳｉ、≦３０％のＮ
ｉ、≦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１〜２０の何れか１項の方
法。 - 【請求項２２】 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Ａｌ2 Ｏ3 粒子、≦１％のＹ2 Ｏ3 粒子、残余Ｆｅ
から本質的になることを特徴とする請求項１〜２１の何
れか１項の方法。 - 【請求項２３】 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Ｙ
2 Ｏ3 、残余Ｆｅから本質的になることを特徴とする請
求項１〜２１の何れか１項の方法。 - 【請求項２４】 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１〜２
３の何れか１項の方法。 - 【請求項２５】 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１〜２３の何れか１項の方法。
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| US08/679341 | 1996-07-11 | ||
| US08/679,341 US6033623A (en) | 1996-07-11 | 1996-07-11 | Method of manufacturing iron aluminide by thermomechanical processing of elemental powders |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH1081924A true JPH1081924A (ja) | 1998-03-31 |
| JP3813311B2 JP3813311B2 (ja) | 2006-08-23 |
Family
ID=24726535
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP19513297A Expired - Fee Related JP3813311B2 (ja) | 1996-07-11 | 1997-07-04 | 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 |
Country Status (2)
| Country | Link |
|---|---|
| US (2) | US6033623A (ja) |
| JP (1) | JP3813311B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2013135096A (ja) * | 2011-12-27 | 2013-07-08 | Tdk Corp | 電極焼結体、積層電子部品、内部電極ペースト、電極焼結体の製造方法、積層電子部品の製造方法 |
| JP2013135094A (ja) * | 2011-12-27 | 2013-07-08 | Tdk Corp | 電極焼結体、積層電子部品、内部電極ペースト、電極焼結体の製造方法、積層電子部品の製造方法 |
Families Citing this family (55)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6280682B1 (en) * | 1996-01-03 | 2001-08-28 | Chrysalis Technologies Incorporated | Iron aluminide useful as electrical resistance heating elements |
| US6030472A (en) * | 1997-12-04 | 2000-02-29 | Philip Morris Incorporated | Method of manufacturing aluminide sheet by thermomechanical processing of aluminide powders |
| US6375705B1 (en) * | 1999-03-26 | 2002-04-23 | U. T. Battelle, Llc | Oxide-dispersion strengthening of porous powder metalurgy parts |
| US6506338B1 (en) * | 2000-04-14 | 2003-01-14 | Chrysalis Technologies Incorporated | Processing of iron aluminides by pressureless sintering of elemental iron and aluminum |
| FR2813318B1 (fr) * | 2000-08-28 | 2003-04-25 | Snecma Moteurs | Formation d'un revetement aluminiure incorporant un element reactif, sur un substrat metallique |
| US6830676B2 (en) * | 2001-06-11 | 2004-12-14 | Chrysalis Technologies Incorporated | Coking and carburization resistant iron aluminides for hydrocarbon cracking |
| US6489043B1 (en) * | 2001-11-09 | 2002-12-03 | Chrysalis Technologies Incorporated | Iron aluminide fuel injector component |
| US6868709B2 (en) * | 2002-06-13 | 2005-03-22 | Philip Morris Usa Inc. | Apparatus and method for thermomechanically forming an aluminide part of a workpiece |
| US6905118B2 (en) * | 2002-07-31 | 2005-06-14 | Ricoh Company, Ltd. | Sheet finisher and image forming system using the same |
| US7022647B2 (en) | 2002-08-05 | 2006-04-04 | Battelle Energy Alliance, Llc | Methods of fabricating cermet materials and methods of utilizing same |
| US6918941B2 (en) * | 2002-08-05 | 2005-07-19 | Battelle Energy Alliance, Llc | Cermet materials, self-cleaning cermet filters, apparatus and systems employing same |
| US7468089B2 (en) | 2002-11-04 | 2008-12-23 | Battelle Energy Alliance, Llc | Cermet materials |
| 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 |
| US8771846B2 (en) | 2005-05-27 | 2014-07-08 | Philip Morris Usa Inc. | Intermetallic magnetically readable medium |
| US7186958B1 (en) * | 2005-09-01 | 2007-03-06 | Zhao Wei, Llc | Inhaler |
| US7726320B2 (en) | 2006-10-18 | 2010-06-01 | R. J. Reynolds Tobacco Company | Tobacco-containing smoking article |
| DE102007056144A1 (de) * | 2007-11-16 | 2009-05-20 | Volkswagen Ag | Abgaskrümmer oder Turboladergehäuse aus einer FeAl-Stahllegierung |
| US8757147B2 (en) | 2010-05-15 | 2014-06-24 | Minusa Holdings Llc | Personal vaporizing inhaler with internal light source |
| US11344683B2 (en) | 2010-05-15 | 2022-05-31 | Rai Strategic Holdings, Inc. | Vaporizer related systems, methods, and apparatus |
| US9078473B2 (en) | 2011-08-09 | 2015-07-14 | R.J. Reynolds Tobacco Company | Smoking articles and use thereof for yielding inhalation materials |
| US20130255702A1 (en) | 2012-03-28 | 2013-10-03 | R.J. Reynolds Tobacco Company | Smoking article incorporating a conductive substrate |
| US10004259B2 (en) | 2012-06-28 | 2018-06-26 | Rai Strategic Holdings, Inc. | Reservoir and heater system for controllable delivery of multiple aerosolizable materials in an electronic smoking article |
| US8881737B2 (en) | 2012-09-04 | 2014-11-11 | R.J. Reynolds Tobacco Company | Electronic smoking article comprising one or more microheaters |
| US8910639B2 (en) | 2012-09-05 | 2014-12-16 | R. J. Reynolds Tobacco Company | Single-use connector and cartridge for a smoking article and related method |
| US9854841B2 (en) | 2012-10-08 | 2018-01-02 | Rai Strategic Holdings, Inc. | Electronic smoking article and associated method |
| US10117460B2 (en) | 2012-10-08 | 2018-11-06 | Rai Strategic Holdings, Inc. | Electronic smoking article and associated method |
| CN103737196B (zh) * | 2012-10-17 | 2015-10-14 | 沈阳工业大学 | 一种含Si、Cr复合陶瓷相的耐磨堆焊合金及其制备工艺 |
| US8910640B2 (en) | 2013-01-30 | 2014-12-16 | R.J. Reynolds Tobacco Company | Wick suitable for use in an electronic smoking article |
| US10031183B2 (en) | 2013-03-07 | 2018-07-24 | Rai Strategic Holdings, Inc. | Spent cartridge detection method and system for an electronic smoking article |
| US9277770B2 (en) | 2013-03-14 | 2016-03-08 | R. J. Reynolds Tobacco Company | Atomizer for an aerosol delivery device formed from a continuously extending wire and related input, cartridge, and method |
| US9918495B2 (en) | 2014-02-28 | 2018-03-20 | Rai Strategic Holdings, Inc. | Atomizer for an aerosol delivery device and related input, aerosol production assembly, cartridge, and method |
| US9609893B2 (en) | 2013-03-15 | 2017-04-04 | Rai Strategic Holdings, Inc. | Cartridge and control body of an aerosol delivery device including anti-rotation mechanism and related method |
| US9491974B2 (en) | 2013-03-15 | 2016-11-15 | Rai Strategic Holdings, Inc. | Heating elements formed from a sheet of a material and inputs and methods for the production of atomizers |
| US9423152B2 (en) | 2013-03-15 | 2016-08-23 | R. J. Reynolds Tobacco Company | Heating control arrangement for an electronic smoking article and associated system and method |
| US9220302B2 (en) | 2013-03-15 | 2015-12-29 | R.J. Reynolds Tobacco Company | Cartridge for an aerosol delivery device and method for assembling a cartridge for a smoking article |
| US11229239B2 (en) | 2013-07-19 | 2022-01-25 | Rai Strategic Holdings, Inc. | Electronic smoking article with haptic feedback |
| CN103397256B (zh) * | 2013-07-31 | 2015-12-23 | 成都易态科技有限公司 | 抗高温氧化的烧结Fe-Al基合金多孔材料及过滤元件 |
| US10172387B2 (en) | 2013-08-28 | 2019-01-08 | Rai Strategic Holdings, Inc. | Carbon conductive substrate for electronic smoking article |
| US9839237B2 (en) | 2013-11-22 | 2017-12-12 | Rai Strategic Holdings, Inc. | Reservoir housing for an electronic smoking article |
| US9974334B2 (en) | 2014-01-17 | 2018-05-22 | Rai Strategic Holdings, Inc. | Electronic smoking article with improved storage of aerosol precursor compositions |
| US10575558B2 (en) | 2014-02-03 | 2020-03-03 | Rai Strategic Holdings, Inc. | Aerosol delivery device comprising multiple outer bodies and related assembly method |
| US9451791B2 (en) | 2014-02-05 | 2016-09-27 | Rai Strategic Holdings, Inc. | Aerosol delivery device with an illuminated outer surface and related method |
| US20150224268A1 (en) | 2014-02-07 | 2015-08-13 | R.J. Reynolds Tobacco Company | Charging Accessory Device for an Aerosol Delivery Device and Related System, Method, Apparatus, and Computer Program Product for Providing Interactive Services for Aerosol Delivery Devices |
| US9833019B2 (en) | 2014-02-13 | 2017-12-05 | Rai Strategic Holdings, Inc. | Method for assembling a cartridge for a smoking article |
| US9839238B2 (en) | 2014-02-28 | 2017-12-12 | Rai Strategic Holdings, Inc. | Control body for an electronic smoking article |
| US9597466B2 (en) | 2014-03-12 | 2017-03-21 | R. J. Reynolds Tobacco Company | Aerosol delivery system and related method, apparatus, and computer program product for providing control information to an aerosol delivery device via a cartridge |
| US11696604B2 (en) | 2014-03-13 | 2023-07-11 | Rai Strategic Holdings, Inc. | Aerosol delivery device and related method and computer program product for controlling an aerosol delivery device based on input characteristics |
| US9877510B2 (en) | 2014-04-04 | 2018-01-30 | Rai Strategic Holdings, Inc. | Sensor for an aerosol delivery device |
| US9924741B2 (en) | 2014-05-05 | 2018-03-27 | Rai Strategic Holdings, Inc. | Method of preparing an aerosol delivery device |
| US10888119B2 (en) | 2014-07-10 | 2021-01-12 | Rai Strategic Holdings, Inc. | System and related methods, apparatuses, and computer program products for controlling operation of a device based on a read request |
| US10238145B2 (en) | 2015-05-19 | 2019-03-26 | Rai Strategic Holdings, Inc. | Assembly substation for assembling a cartridge for a smoking article |
| US10034494B2 (en) | 2015-09-15 | 2018-07-31 | Rai Strategic Holdings, Inc. | Reservoir for aerosol delivery devices |
| US10405579B2 (en) | 2016-04-29 | 2019-09-10 | Rai Strategic Holdings, Inc. | Methods for assembling a cartridge for an aerosol delivery device, and associated systems and apparatuses |
| CN115181502B (zh) | 2016-12-21 | 2023-09-22 | 康宁股份有限公司 | 烧结系统和烧结制品 |
Family Cites Families (21)
| 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 | |
| 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 |
| US3026197A (en) * | 1959-02-20 | 1962-03-20 | Westinghouse Electric Corp | Grain-refined aluminum-iron alloys |
| US3676109A (en) * | 1970-04-02 | 1972-07-11 | Cooper Metallurg Corp | Rust and heat resisting ferrous base alloys containing chromium and aluminum |
| JPS53119721A (en) * | 1977-03-30 | 1978-10-19 | Hitachi Metals Ltd | Abrassionnresistant high permeability alloy |
| US4334923A (en) * | 1980-02-20 | 1982-06-15 | Ford Motor Company | Oxidation resistant steel alloy |
| US4391634A (en) * | 1982-03-01 | 1983-07-05 | Huntington Alloys, Inc. | Weldable oxide dispersion strengthened alloys |
| US4684505A (en) * | 1985-06-11 | 1987-08-04 | Howmet Turbine Components Corporation | Heat resistant alloys with low strategic alloy content |
| US4961903A (en) * | 1989-03-07 | 1990-10-09 | Martin Marietta Energy Systems, Inc. | Iron aluminide alloys with improved properties for high temperature applications |
| US5024109A (en) * | 1990-02-08 | 1991-06-18 | Medical Laboratory Automation, Inc. | Method and apparatus for performing hydrostatic correction in a pipette |
| 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 |
| DE59007276D1 (de) * | 1990-07-07 | 1994-10-27 | Asea Brown Boveri | Oxydations- und korrosionsbeständige Legierung für Bauteile für einen mittleren Temperaturbereich auf der Basis von dotiertem Eisenaluminid Fe3Al. |
| US5249586A (en) * | 1991-03-11 | 1993-10-05 | Philip Morris Incorporated | Electrical smoking |
| 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 |
| 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 |
-
1996
- 1996-07-11 US US08/679,341 patent/US6033623A/en not_active Expired - Lifetime
-
1997
- 1997-07-04 JP JP19513297A patent/JP3813311B2/ja not_active Expired - Fee Related
-
1999
- 1999-09-20 US US09/399,160 patent/US6284191B1/en not_active Expired - Lifetime
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2013135096A (ja) * | 2011-12-27 | 2013-07-08 | Tdk Corp | 電極焼結体、積層電子部品、内部電極ペースト、電極焼結体の製造方法、積層電子部品の製造方法 |
| JP2013135094A (ja) * | 2011-12-27 | 2013-07-08 | Tdk Corp | 電極焼結体、積層電子部品、内部電極ペースト、電極焼結体の製造方法、積層電子部品の製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| US6033623A (en) | 2000-03-07 |
| US6284191B1 (en) | 2001-09-04 |
| JP3813311B2 (ja) | 2006-08-23 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| 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 | |
| JP4177465B2 (ja) | 電気抵抗加熱素子として有用な鉄アルミナイド | |
| JP4249899B2 (ja) | アルミニド粉末の熱機械的加工によるアルミニドシートの製造方法 | |
| US6294130B1 (en) | Method of manufacturing metallic products such as sheet by cold working and flash anealing | |
| EP0079755B1 (en) | Copper base spinodal alloy strip and process for its preparation | |
| EP0132371B1 (en) | Process for making alloys having a coarse elongated grain structure | |
| US6280682B1 (en) | Iron aluminide useful as electrical resistance heating elements | |
| US3446679A (en) | Dispersion-strengthened nickel-chromium foil | |
| JPH0651895B2 (ja) | 耐熱アルミニウム粉末冶金合金 | |
| EP0170651B1 (en) | Metal modified dispersion strengthened copper | |
| Sikka et al. | Micro-toughened titanium-based intermetallics for high-temperature service. CRADA final report |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20040629 |
|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20040629 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20051020 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 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: 20060119 |
|
| A602 | Written permission of extension of time |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A602 Effective date: 20060216 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20060412 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20060502 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20060531 |
|
| 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: 20090609 Year of fee payment: 3 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100609 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110609 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110609 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120609 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120609 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130609 Year of fee payment: 7 |
|
| 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 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |