NO168899B - QUICKLY STRUCTURED ALUMINUM-BASED ALLOY AND USE OF THIS - Google Patents
QUICKLY STRUCTURED ALUMINUM-BASED ALLOY AND USE OF THIS Download PDFInfo
- Publication number
- NO168899B NO168899B NO863525A NO863525A NO168899B NO 168899 B NO168899 B NO 168899B NO 863525 A NO863525 A NO 863525A NO 863525 A NO863525 A NO 863525A NO 168899 B NO168899 B NO 168899B
- Authority
- NO
- Norway
- Prior art keywords
- alloy
- alloys
- consolidated
- intermetallic
- precipitates
- Prior art date
Links
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 claims description 71
- 239000000956 alloy Substances 0.000 claims description 71
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 claims description 15
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 15
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 claims description 8
- 229910001092 metal group alloy Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 238000010791 quenching Methods 0.000 claims description 5
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims description 4
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 229910052715 tantalum Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 229910052721 tungsten Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 238000007711 solidification Methods 0.000 claims description 3
- 230000008023 solidification Effects 0.000 claims description 3
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 32
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 15
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N Iron Chemical compound [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 14
- 238000000034 method Methods 0.000 description 14
- 239000000843 powder Substances 0.000 description 13
- 238000001125 extrusion Methods 0.000 description 11
- 239000002245 particle Substances 0.000 description 11
- 238000005242 forging Methods 0.000 description 8
- 238000001816 cooling Methods 0.000 description 7
- 229910000838 Al alloy Inorganic materials 0.000 description 6
- 238000003917 TEM image Methods 0.000 description 6
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 6
- 239000007789 gas Substances 0.000 description 5
- 238000007712 rapid solidification Methods 0.000 description 5
- 238000005266 casting Methods 0.000 description 4
- 238000007731 hot pressing Methods 0.000 description 4
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 description 4
- 239000004411 aluminium Substances 0.000 description 3
- 238000005056 compaction Methods 0.000 description 3
- 239000000463 material Substances 0.000 description 3
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 description 3
- 238000004663 powder metallurgy Methods 0.000 description 3
- 239000007787 solid Substances 0.000 description 3
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 3
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 description 3
- 235000015842 Hesperis Nutrition 0.000 description 2
- 235000012633 Iberis amara Nutrition 0.000 description 2
- 238000007596 consolidation process Methods 0.000 description 2
- 238000000354 decomposition reaction Methods 0.000 description 2
- 238000000113 differential scanning calorimetry Methods 0.000 description 2
- 239000006185 dispersion Substances 0.000 description 2
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 2
- 238000000227 grinding Methods 0.000 description 2
- 239000007970 homogeneous dispersion Substances 0.000 description 2
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000011068 loading method Methods 0.000 description 2
- 238000002074 melt spinning Methods 0.000 description 2
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 2
- 229910018084 Al-Fe Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910018192 Al—Fe Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000002970 Calcium lactobionate Substances 0.000 description 1
- 229910052684 Cerium Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910000676 Si alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910000756 V alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000002441 X-ray diffraction Methods 0.000 description 1
- 230000005540 biological transmission Effects 0.000 description 1
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 1
- GWXLDORMOJMVQZ-UHFFFAOYSA-N cerium Chemical compound [Ce] GWXLDORMOJMVQZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000007796 conventional method Methods 0.000 description 1
- 238000007656 fracture toughness test Methods 0.000 description 1
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 1
- 239000011261 inert gas Substances 0.000 description 1
- 150000002603 lanthanum Chemical class 0.000 description 1
- 229910001338 liquidmetal Inorganic materials 0.000 description 1
- 150000002739 metals Chemical class 0.000 description 1
- 238000001000 micrograph Methods 0.000 description 1
- 230000003647 oxidation Effects 0.000 description 1
- 238000007254 oxidation reaction Methods 0.000 description 1
- 238000009704 powder extrusion Methods 0.000 description 1
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 1
- 238000003825 pressing Methods 0.000 description 1
- 239000000047 product Substances 0.000 description 1
- 230000001681 protective effect Effects 0.000 description 1
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 description 1
- 229910052761 rare earth metal Inorganic materials 0.000 description 1
- 150000002910 rare earth metals Chemical class 0.000 description 1
- 238000004064 recycling Methods 0.000 description 1
- 239000000758 substrate Substances 0.000 description 1
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 1
- 230000000930 thermomechanical effect Effects 0.000 description 1
- 230000007704 transition Effects 0.000 description 1
- 229910052723 transition metal Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000004627 transmission electron microscopy Methods 0.000 description 1
- 238000009827 uniform distribution Methods 0.000 description 1
Classifications
-
- 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
- B22F9/00—Making metallic powder or suspensions thereof
- B22F9/002—Making metallic powder or suspensions thereof amorphous or microcrystalline
- B22F9/008—Rapid solidification processing
-
- 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
- C22C1/0408—Light metal alloys
- C22C1/0416—Aluminium-based alloys
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C45/00—Amorphous alloys
- C22C45/08—Amorphous alloys with aluminium as the major constituent
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Laminated Bodies (AREA)
- Cookers (AREA)
- Powder Metallurgy (AREA)
Description
Foreliggende oppfinnelse vedrører raskt størknede aluminiumbaserte legeringer. Disse legeringene har styrke, duktilitet og seighet ved værelsetemperatur og høye temperaturer. Oppfinnelsen vedrører videre anvendelse av legeringene for fremstilling av konsoliderte gjenstander av metallegering. The present invention relates to rapidly solidified aluminium-based alloys. These alloys have strength, ductility and toughness at room temperature and high temperatures. The invention further relates to the use of the alloys for the production of consolidated articles of metal alloy.
Fremgangsmåter for å oppnå forbedret strekkstyrke ved 350°C i aluminiumbaserte legeringer er beskrevet i U.S. patent nr. 2,963,780; 2,967,351; og 3,462,248. Legeringene beskrevet i disse patentene ble fremstilt ved å atomisere flytende metaller til finfordelte dråper ved hjelp av gasstrømmer med høy hastighet. Dråpene ble avkjølt ved konveksjonsavkjøling med en hastighet på ca. 10^°C/sek. Som et resultat av denne raske avkjølingen kunne det fremstilles legeringer inneholdende vesentlig større mengder overgangselementer enn tidligere mulig. Methods for achieving improved tensile strength at 350°C in aluminum-based alloys are described in U.S. Pat. Patent No. 2,963,780; 2,967,351; and 3,462,248. The alloys described in these patents were produced by atomizing liquid metals into finely divided droplets using high velocity gas streams. The drops were cooled by convection cooling at a rate of approx. 10^°C/sec. As a result of this rapid cooling, alloys containing substantially greater amounts of transition elements than previously possible could be produced.
Høyere avkjølingshastigheter ved anvendelse av konduktiv avkjøling, såsom "splat" bråkjøling og smeltespinning har vært anvendt for å tilveiebringe avkjølingshastigheter på 10^ til 10^°C/sek. Slike avkjølingshastigheter minimaliserer dannelsen av intermetalliske utfellinger under størkningen av den smeltede aluminiumlegeringen. Slike intermetalliske utfellinger er ansvarlige for tidlige inntredende strekk-instabilitet. U.S. patent nr. 4,379,719 beskriver raskt bråkjølte aluminiumlegeringspulvere inneholdende 4 til 12 vekt-5& jern og 1 til 7 vekt-# cerium eller andre skjeldne jordartsmetaller fra lantan-serien. Higher cooling rates using conductive cooling such as "splat" quenching and melt spinning have been used to provide cooling rates of 10^ to 10^°C/sec. Such cooling rates minimize the formation of intermetallic precipitates during the solidification of the molten aluminum alloy. Such intermetallic precipitates are responsible for early onset tensile instability. U.S. Patent No. 4,379,719 discloses rapidly quenched aluminum alloy powders containing 4 to 12 wt% of iron and 1 to 7 wt% of cerium or other rare earth metals of the lanthanum series.
U.S.patent nr. 4,347,076 beskriver aluminiumlegeringer av høy styrke for anvendelse ved temperaturer på ca. 350°C som er fremstilt ved teknikker innbefattende rask størkning. Disse legeringene har imidlertid lav bearbeidelsesduktilitet og bruddseighet ved romtemperatur som forhindrer anvendelse for strukturelle formål hvor en minimal strekkforlengelse på ca. 3$ er påkrevet. Et eksempel på en slik anvendelse er i små gassturbinmotorer omtalt av P.T. Millan, Jr.; Journal of Metals, bind 35 (3), side 76, 1983. U.S. Patent No. 4,347,076 describes high strength aluminum alloys for use at temperatures of about 350°C which is produced by techniques including rapid solidification. However, these alloys have low processing ductility and fracture toughness at room temperature which prevents their use for structural purposes where a minimal tensile elongation of approx. 3$ is required. An example of such an application is in small gas turbine engines discussed by P.T. Millan, Jr.; Journal of Metals, Volume 35 (3), Page 76, 1983.
I det ovenfor nevnte U.S. patent nr. 4,347,076 diskuteres aluminiumlegeringer bestående av en metastabil, flate-sentrert, kubisk, fast oppløsning av overgangsmetallelementer i aluminium. De støpte båndene var sprø ved bøying og kunne lett finknuses til pulver. Pulveret ble kompaktert til konsoliderte gjenstander som hadde strekkstyrker opp til 524 MPa. Strekk-duktiliteten eller bruddseigheten av disse legeringene er ikke diskutert i detalj i det nevnte patent-skriftet. Imidlertid er det kjent (NASA REPORT NASi-17578 mai 1984) at mange av legeringene beskrevet i det ovenfor nevnte patentet, når de fremstilles som forsøksstaver, ikke har tilstrekkelig romtemperatur-duktilitet eller bruddseighet for anvendelse i strukturelle komponenter. In the aforementioned U.S. Patent No. 4,347,076 discusses aluminum alloys consisting of a metastable, face-centered, cubic, solid solution of transition metal elements in aluminum. The molded bands were brittle when bent and could easily be crushed into powder. The powder was compacted into consolidated articles having tensile strengths up to 524 MPa. The tensile ductility or fracture toughness of these alloys is not discussed in detail in the aforementioned patent document. However, it is known (NASA REPORT NASi-17578 May 1984) that many of the alloys described in the above-mentioned patent, when prepared as test rods, do not have sufficient room temperature ductility or fracture toughness for use in structural components.
Følgelig har konvensjonelle aluminiumlegeringer, såsom legeringene beskrevet i U.S. patent nr. 4,347,076 manglet tilstrekkelig konstruksjonsseighet. Som et resultat har disse konvensjonelle legeringene ikke vært egnet for anvendelse i strukturelle komponenter. Accordingly, conventional aluminum alloys, such as the alloys described in U.S. Pat. patent No. 4,347,076 lacked sufficient structural strength. As a result, these conventional alloys have not been suitable for use in structural components.
Foreliggende oppfinnelse tilveiebringer en raskt størknet aluminiumbasert legering, kjennetegnet ved at den i det vesentlige tilsvarer formelen AlfcaiFeaSitøXc, hvori X er minst ett element valgt fra gruppen bestående av Mn, Cr, Mo, W, Nb og Ta, a varierer fra 2,0 til 7,5 atom-56, b varierer fra 0,5 til 3,0 atom-#, c varierer fra 0,05 til 3,5 atom-# og resten er aluminium pluss tilfeldig forurensninger, under den forutsetning at forholdet (Fe + X):Si varierer fra 2,0:1 til 5,0:1, hvor den raskeste størkningen er bevirket i en normal atmosfære ved en bråkjølingshastighet på minst 10<5> til 10<7o>C/sek. The present invention provides a rapidly solidified aluminum-based alloy, characterized in that it essentially corresponds to the formula AlfcaiFeaSitøXc, in which X is at least one element selected from the group consisting of Mn, Cr, Mo, W, Nb and Ta, a varies from 2.0 to 7.5 atom-56, b ranges from 0.5 to 3.0 atom-#, c ranges from 0.05 to 3.5 atom-# and the rest is aluminum plus random impurities, under the assumption that the ratio (Fe + X):Si varies from 2.0:1 to 5.0:1, the fastest solidification being effected in a normal atmosphere at a quench rate of at least 10<5> to 10<7o>C/sec.
For å tilveiebringe de ønskede nivåene av duktilitet, seighet og styrke som er påkrevet for kommersielt nyttige anvendelser underkastes legeringene ifølge oppfinnelsen raskt størknende bearbeidelse, som modifiserer mikrostrukturen i legeringen. Fremgangsmåten med rask størknende bearbeiding er en fremgangsmåte hvori legeringen bringes til smeltet tilstand og deretter avkjøles ved en bråkjølingshastighet på minst IO<5> til 10<7>°C/sek., slik at det dannes et faststoff. Fortrinnsvis bør ved denne fremgangsmåten det smeltede metallet avkjøles ved en hastighet større enn 10^°C/sek., dvs. ved hjelp av smeltespinning, "spat"-avkjøling eller planstrøm-støping under dannelse av et fast bånd eller lagformig materiale. Disse legeringene har en mikrostruktur i støpt tilstand som varierer fra en mikroeutektisk til en mikrokornstruktur, avhengig av den spesifikke kjemien for legeringen. I legeringene ifølge oppfinnelsen er den relative andelen av disse strukturene ikke en kritisk størrelse. To provide the desired levels of ductility, toughness and strength required for commercially useful applications, the alloys of the invention are subjected to rapid solidification processing, which modifies the microstructure of the alloy. The rapid solidification process is a process in which the alloy is brought to a molten state and then cooled at a quench rate of at least 10<5> to 10<7>°C/sec to form a solid. Preferably, in this method the molten metal should be cooled at a rate greater than 10°C/sec, i.e. by means of melt spinning, "spar" cooling or planar flow casting forming a solid band or layered material. These alloys have an as-cast microstructure that varies from a microeutectic to a micrograin structure, depending on the specific chemistry of the alloy. In the alloys according to the invention, the relative proportion of these structures is not a critical quantity.
Konsoliderte gjenstander fremstilles ved å kompaktere partikler bestående av en aluminiumbasert legering i det vesentlige tilsvarende formelen AlbaiFeaSitøXc, hvori X er minst ett element valgt fra gruppen bestående av Mn, V, Cr, Mo, W, Nb, Ta, "a" varierer fra 2,0 til 7,5 atom-#, "b" varierer fra 0,5 til 3,0 atom-#, "c" varierer fra 0,05 til 3,5 atom-# og resten er aluminium pluss tilfeldige forurensninger, under den forutsetning at forholdet (Fe + X):Si varierer fra 2,0:1 til 5,0:1. Partiklene oppvarmes i vakuum under kompakteringstrinnet til en presstemperatur varierende fra 300 til 500°C, dette minimaliserer økende grovhet av de dispergerte, intermetalliske fasene. Alternativt anbringes partiklene i en beholder som deretter evakueres, oppvarmes til mellom 300°C og 500°C og deretter forsegles. Den forseglede beholderen oppvarmes til mellom 300 og 500°C i naturlig atmosfære og kompakteres. Den kompakterte gjenstanden konsolideres videre ved hjelp av konvensjonelle fremgangsmåter såsom ekstrudering, valsing eller smiing. Consolidated articles are prepared by compacting particles consisting of an aluminum-based alloy substantially corresponding to the formula AlbaiFeaSitøXc, wherein X is at least one element selected from the group consisting of Mn, V, Cr, Mo, W, Nb, Ta, "a" varies from 2 .0 to 7.5 atom-#, "b" ranges from 0.5 to 3.0 atom-#, "c" ranges from 0.05 to 3.5 atom-# and the rest is aluminum plus incidental impurities, under the condition that the ratio (Fe + X):Si varies from 2.0:1 to 5.0:1. The particles are heated in vacuum during the compaction step to a press temperature varying from 300 to 500°C, this minimizes increasing coarseness of the dispersed, intermetallic phases. Alternatively, the particles are placed in a container which is then evacuated, heated to between 300°C and 500°C and then sealed. The sealed container is heated to between 300 and 500°C in a natural atmosphere and compacted. The compacted article is further consolidated using conventional methods such as extrusion, rolling or forging.
Oppfinnelsen omfatter videre anvendelse av en legering som omtalt ovenfor for fremstilling av en konsolidert gjenstand av metallegering, hvorved legeringen oppvarmes i vakuum til en temperatur som varierer fra 300 til 500°C, fortrinnsvis 325 til 450°C, og kompakteres. The invention further comprises the use of an alloy as mentioned above for the production of a consolidated article of metal alloy, whereby the alloy is heated in vacuum to a temperature varying from 300 to 500°C, preferably 325 to 450°C, and compacted.
Endelig omfatter oppfinnelsen anvendelse av en legering som omtalt ovenfor for fremstilling av en konsolidert gjenstand av metallegering, hvorved legeringen plasseres i en beholder, oppvarmes til en temperatur varierende fra 300 til 500°C, evakueres og forsegles under vakuum, og beholderen og innholdet oppvarmes til en temperatur varierende fra 300 til 500°C, fortrinnsvis 325 til 450°C, og kompakteres. Finally, the invention includes the use of an alloy as discussed above for the production of a consolidated article of metal alloy, whereby the alloy is placed in a container, heated to a temperature varying from 300 to 500°C, evacuated and sealed under vacuum, and the container and its contents are heated to a temperature varying from 300 to 500°C, preferably 325 to 450°C, and compacted.
Den konsoliderte gjenstanden består av en fast oppløsnings-fase av aluminium inneholdende en i det vesentlige uniform fordeling av dispergerte partikler av utfelt intermetallisk fase av tilnærmet sammensetning A1^2 (Fe, X^Si. Disse utfellingene er fine intermetalliske utfellinger med en lineær dimensjon mindre enn 100 nm. Legeringer ifølge oppfinnelsen, som inneholder disse fine, dispergerte, intermetalliske utfellingene, er istand til å tåle varmen og trykket forbundet med konvensjonelle konsoliderings- og forgivningsteknikker såsom smiing, valsing og ekstrudering, uten betydelig vekst eller forgrovning av disse intermetalliske utfellingene som ellers ville redusere styrken og duktiliteten av den konsoliderte gjenstanden til uakseptabelt lave nivåer. På grunn av den termiske stabiliteten av de dispergerte partiklene i legeringene ifølge oppfinnelsen kan legeringene anvendes til å fremstille tilnærmet nettformede gjenstander, såsom hjul, ved smiing, halv-fabrikata-gjenstander, såsom T-deler, ved ekstrudering, og plate- eller lagformige produkter ved valsing som har en kombinasjon av styrke og god duktilitet både ved romtemperatur og ved forhøyede temperaturer på ca. 350°C. The consolidated article consists of a solid solution phase of aluminum containing a substantially uniform distribution of dispersed particles of precipitated intermetallic phase of approximate composition A1^2 (Fe, X^Si. These precipitates are fine intermetallic precipitates with a linear dimension less than 100 nm. Alloys of the invention, which contain these fine, dispersed, intermetallic precipitates, are able to withstand the heat and pressure associated with conventional consolidation and forming techniques such as forging, rolling, and extrusion, without significant growth or coarsening of these intermetallic precipitates which otherwise would reduce the strength and ductility of the consolidated article to unacceptably low levels.Because of the thermal stability of the dispersed particles in the alloys of the invention, the alloys can be used to produce approximately net-shaped articles, such as wheels, by forging, semi-finished articles , such as T- parts, by extrusion, and sheet or layered products by rolling that have a combination of strength and good ductility both at room temperature and at elevated temperatures of approx. 350°C.
Følgelig er gjenstandene ifølge oppfinnelsen mer egnet for høytemperatur-strukturelle anvendelser såsom gassturbinmotorer, raketter, flyskrog, landehjul osv. Accordingly, the articles according to the invention are more suitable for high temperature structural applications such as gas turbine engines, rockets, airframes, land wheels, etc.
Oppfinnelsen vil bedre kunne forstås, og ytterligere fordeler vil fremgå, ved henvisning til den følgende detaljerte beskrivelsen av den foretrukne utførelsen av oppfinnelsen og de vedlagte tegningene, hvori: Fig. 1 viser et transmisjonselektron-mikrobilde av en støpt A<1>93.67F<e>3.98<v>0.82s<l>1.53 legering ifølge oppfinnelsen. Fig. 2 viser et transmisjonselektron-mikrobilde av en konsolidert gjenstand ifølge oppfinnelsen (legering A193.67<Fe>3.98v0.82Sil.53)• Fig. 3(a) viser et transmisjonselektron-mikrobilde av den konsoliderte gjenstanden ifølge oppfinnelsen, legering 452S A190.99<Fe>5.61vl.59Sil.81)• Fig 3(b) viser et transmisjonselektron-mikrobilde av en konsolidert gjenstand som ikke hører inn under oppfinnelsen, legering 452 (Alg2.8Fe5# 61\ 1#5g). Fig. 4 viser en del av en røntgendiffraktometerutskrift som viser nærværet av den utfelte, foretrukne intermetallingske fasen beskrevet i oppfinnelsen som inneholdes i aluminium-matriksen. Fig. 5 viser en utskrift fra differensiell sveipkalorimetri for to legeringer, én (legering 452) som ligger utenfor rammen av foreliggende oppfinnelse, den andre (legering 452S) er beskrevet i oppfinnelsen, som viser forskjellen i intermetallisk utfellingsrekkefølge mellom disse to legeringene. Fig. 6 viser en grafisk fremstilling av Rockwell B hårdhet som funksjon av temperatur, som demonstrerer den forøkede termiske stabiliteten for den konsoliderte gjenstanen, sammenlignet med en konsolidert gjenstand som ligger utenfor rammen av oppfinnelsen. Fig. 8 viser et bilde av en T-del fremstilt ved ekstrudering av legeringen ifølge foreliggende oppfinnelse. The invention will be better understood, and further advantages will be apparent, by reference to the following detailed description of the preferred embodiment of the invention and the accompanying drawings, in which: Fig. 1 shows a transmission electron micrograph of a cast A<1>93.67F< e>3.98<v>0.82s<l>1.53 alloy according to the invention. Fig. 2 shows a transmission electron micrograph of a consolidated object according to the invention (alloy A193.67<Fe>3.98v0.82Sil.53)• Fig. 3(a) shows a transmission electron micrograph of the consolidated object according to the invention, alloy 452S A190.99<Fe>5.61vl.59Sil.81)• Fig 3(b) shows a transmission electron micrograph of a consolidated object not within the scope of the invention, alloy 452 (Alg2.8Fe5# 61\ 1#5g). Fig. 4 shows part of an X-ray diffractometer printout showing the presence of the precipitated, preferred intermetallic phase described in the invention contained in the aluminum matrix. Fig. 5 shows a printout from differential scanning calorimetry for two alloys, one (alloy 452) which is outside the scope of the present invention, the other (alloy 452S) is described in the invention, which shows the difference in intermetallic precipitation order between these two alloys. Fig. 6 is a graph of Rockwell B hardness as a function of temperature, demonstrating the increased thermal stability of the consolidated article compared to a consolidated article outside the scope of the invention. Fig. 8 shows a picture of a T-part produced by extruding the alloy according to the present invention.
For å tilveiebringe de ønskede nivåene av styrke, duktilitet og seighet som er påkrevet for kommersielt nyttige anvendelser er rask størkning for smeiten spesielt nyttig for fremstilling av disse aluminiumbaserte legeringene. Legeringene ifølge oppfinnelsen tilsvarer hovedsakelig formelen A1balFeaSibxc» hvori X er minst ett element valgt fra gruppen bestående av Mn, V, Cr, Mo, W, Nb, Ta, "a" varierer fra 2,0 til 7,5 atom-#, "b" varierer fra 0,5 til 3,0 atom-#, "c" varierer fra 0,05 til 3,5 atom-#, og resten er aluminium pluss tilfeldige forurensninger, under den forutsetning at forholdet (Fe + X):Si varierer fra 2,0:1 til 5,0:1. Ved den raske størkningsbearbeidelsen anvendes typisk en støpefrem-gangsmåte hvori legeringen bringes til en smeltet tilstand og deretter avkjøles ved en bråkjølingshastighet på minst 10<5 >til 10<7>°C/sek. på et støpesubstrat som beveger seg raskt, slik at det dannes et fast bånd- eller lagmateriale. Denne fremgangsmåten skulle gi forutsetninger for å beskytte smeltemassen fra brenning, omfattende oksydasjon og fysiske forstyrrelser ved hjelp av luftgrenselaget som føres sammen med en støpeoverflate i bevegelse. F.eks. kan denne be-skyttelsen tilveiebringes ved hjelp av en dekselinnretning som inneholder en beskyttende gass; såsom en blanding av luft eller CO2 og SFf,, en reduserende gass, såsom CO eller en inertgass; rundt dysen. I tillegg utelukker dekselinn-retningen store vindstrømmer som kan forstyrre smeltemassen. In order to provide the desired levels of strength, ductility and toughness required for commercially useful applications, rapid solidification of the forge is particularly useful for the production of these aluminium-based alloys. The alloys according to the invention correspond mainly to the formula A1balFeaSibxc» in which X is at least one element selected from the group consisting of Mn, V, Cr, Mo, W, Nb, Ta, "a" varies from 2.0 to 7.5 atomic #, " b" ranges from 0.5 to 3.0 atom-#, "c" ranges from 0.05 to 3.5 atom-#, and the remainder is aluminum plus incidental impurities, provided that the ratio (Fe + X): Si varies from 2.0:1 to 5.0:1. The rapid solidification process typically uses a casting process in which the alloy is brought to a molten state and then cooled at a quench rate of at least 10<5> to 10<7>°C/sec. on a rapidly moving casting substrate so that a solid band or layer material is formed. This method should provide conditions for protecting the molten mass from burning, extensive oxidation and physical disturbances by means of the air boundary layer which is carried along with a moving casting surface. For example this protection can be provided by means of a cover device containing a protective gas; such as a mixture of air or CO2 and SFf, a reducing gas such as CO or an inert gas; around the nozzle. In addition, the cover arrangement excludes large wind currents that could disturb the molten mass.
Som vist i fig. 1 kan den støpte legeringen i følge foreliggende oppfinnelse ha en mikroeutektisk mikrostruktur eller en mikrokornstruktur. As shown in fig. 1, the cast alloy according to the present invention may have a microeutectic microstructure or a micrograin structure.
Raskt størknede legeringer som har sammensetningen MbalFeaSibxc (med det angitte (Fe + X):Si forholdet) beskrevet ovenfor har vært bearbeidet til bånd og deretter overført til partikler ved hjelp av konvensjonelle fin-delingsinnretninger, såsom pulverisatorer, knivmøller, roterende hammermøller o.l. Fortrinnsvis har de findelte pulverpartiklene en størrelse som varierer fra -40 til 200 mesh, U.S. standard siktstørrelse. Rapidly solidified alloys having the composition MbalFeaSibxc (with the specified (Fe + X):Si ratio) described above have been processed into ribbons and then transferred to particles by means of conventional fining devices, such as pulverizers, knife mills, rotary hammer mills and the like. Preferably, the finely divided powder particles have a size ranging from -40 to 200 mesh, U.S. standard sieve size.
Partiklene anbringes i et vakuum på mindre enn 10"^ torr (1,33 x 10~<2> Pa), fortrinnsvis mindre enn 10~<5> torr (1,33 x 10~<3> Pa), og kompakteres deretter ved hjelp av konvensjonelle teknikker innen pulvermetallurgi. I tillegg oppvarmes partiklene til en temperatur varierende fra 300 til 550°C, fortrinnsvis varierende fra 325 til 450°C, dette minimaliserer veksten eller økende grovhet av de intermetalliske fasene som finnes deri. Oppvarmingen av pulverpartiklene finner fortrinnsvis sted under kompakteringstrinnet. Egnede pulvermetallurgiteknikker innbefatter direkte pulverekstrudering ved å plassere pulveret i en beholder som er evakuert og forseglet under vakuum, vakuum-varmpressing, blindformkompaktering i en ekstruderings- eller smipresse, direkte og indirekte ekstrudering, konvensjonell smiing og flytpressing, støtekstrudering og kombinasjoner av disse. The particles are placed in a vacuum of less than 10"^ torr (1.33 x 10~<2> Pa), preferably less than 10~<5> torr (1.33 x 10~<3> Pa), and then compacted using conventional powder metallurgy techniques. Additionally, the particles are heated to a temperature ranging from 300 to 550°C, preferably ranging from 325 to 450°C, this minimizes the growth or coarsening of the intermetallic phases present therein. The heating of the powder particles finds preferably located below the compaction step. Suitable powder metallurgy techniques include direct powder extrusion by placing the powder in a container that is evacuated and sealed under vacuum, vacuum hot pressing, blank compaction in an extrusion or forging press, direct and indirect extrusion, conventional forging and flow pressing, impact extrusion and combinations of these.
Som eksempelvis vist i fig. 2 består den kompakterte, konsoliderte gjenstanden ifølge oppfinnelsen av en i det vesentlige homogen dispersjon av svært små utfellinger av intermetallisk fase i den faste oppløsningsmatriksen av aluminium. Ved hjelp av egnet termomekanisk bearbeidelse kan disse intermetalliske utfellingene tilveiebringes med optimal kombinasjon av størrelse, f.eks. diameter, og avstand mellom partiklene. Disse egenskapene gir den ønskede kombinasjonen av høy styrke og duktilitet. Utfellingene er fine, vanligvis av sfærisk form, og måler mindre enn 100 nm i alle lineære dimensjoner. Volumfraksjonen av disse fine intermetalliske utfellingene varierer fra 10 til 50$, <p>g fortrinnsvis fra 20 til 35$ for å tilveiebringe forbedrede egenskaper. Volumfraksjoner av grove intermetalliske utfellinger (dvs. utfellinger som måler mer enn 100 nm i den største dimensjonen derav) er ikke mer enn ca. 1$. Fig. 3(a) viser et transmisjonselektron-mikrobilde av en konsolidert gjenstand ifølge oppfinnelsen (med sammensetning ^ 90.99<Fe>5.61^1.59S<i>l.81) som inneholder en i det vesentlige homogen dispersjon av svært små utfellinger av intermetallisk fase, disse dispergerte utfellingene av intermetallisk fase er generelt av sfærisk form og måler mindre enn 100 nm i alle dimensjoner. Fig. 3(b) viser derimot et transmisjonselektron-mikrobilde av en konsolidert gjenstand av den samme sammensetningen som vist i fig. 3(a), bortsett fra at Si-innholdet er 0 (sammensetning A<I>92<8F<e>5.61<v>l.59)» °S derfor utenfor rammen av foreliggende oppfinnelse. Mikrobildet viser en dispersjon av utfellinger av intermetallisk fase som har en annen sammensetning enn den som er vist i fig. 3(a). Disse dispergerte intermetalliske utfellingene er generelt polygonale eller nålformede og av en slik størrelse at de har en negativ innvirkning på de mekaniske egenskapene (styrke, duktilitet). As, for example, shown in fig. 2, the compacted, consolidated article according to the invention consists of an essentially homogeneous dispersion of very small precipitates of intermetallic phase in the solid solution matrix of aluminium. By means of suitable thermomechanical processing, these intermetallic precipitates can be provided with an optimal combination of size, e.g. diameter, and distance between the particles. These properties provide the desired combination of high strength and ductility. The precipitates are fine, usually spherical in shape, and measure less than 100 nm in all linear dimensions. The volume fraction of these fine intermetallic precipitates varies from 10 to 50$, <p>g preferably from 20 to 35$ to provide improved properties. Volume fractions of coarse intermetallic precipitates (ie precipitates measuring more than 100 nm in their largest dimension) are no more than approx. 1$. Fig. 3(a) shows a transmission electron micrograph of a consolidated object according to the invention (with composition ^ 90.99<Fe>5.61^1.59S<i>l.81) containing an essentially homogeneous dispersion of very small precipitates of intermetallic phase, these dispersed precipitates of intermetallic phase are generally spherical in shape and measure less than 100 nm in all dimensions. Fig. 3(b), on the other hand, shows a transmission electron micrograph of a consolidated object of the same composition as shown in Fig. 3(a), except that the Si content is 0 (composition A<I>92<8F<e>5.61<v>l.59)» °S therefore outside the scope of the present invention. The micrograph shows a dispersion of precipitates of an intermetallic phase which has a different composition than that shown in fig. 3(a). These dispersed intermetallic precipitates are generally polygonal or needle-shaped and of such a size that they have a negative effect on the mechanical properties (strength, ductility).
Sammensetningen av de fine intermetalliske utfellingene som finnes i den konsoliderte gjenstanden ifølge oppfinnelsen er ca. A1^2(Fe» X^Si. For legeringer ifølge oppfinnelsen representerer denne intermetalliske sammensetningen ca. 80$ av de fine, dispergerte intermetalliske utfellingene som finnes i den konsoliderte gjenstanden. Tilsetning av ett eller flere av elementene oppført som X ved beskrivelse av legeringssammensetningen som formelen Al^aiFeaSi^Xc (med (Fe + X):Si forhold på 2:1 til 5:1) stabiliserer denne metastabile ternære, intermetalliske utfellingen, hvilket resulterer i en generell sammensetning på ca. A1^2(Fe» X)3Si. For å skille denne intermetalliske utfellingen fra utfellinger med sammensetning nær opp til denne vises det til fig. 4. Delen av røntgen-diffraksjonsutskriften avslører strukturen og gitterparameteren for den utfelte intermetalliske fasen og for aluminiummat riksen av en konsolidert gjenstand ifølge oppfinnelsen. Den foretrukne , stabiliserte intermetalliske utfellingen har en struktur som er kubisk (en romsentrert eller enkel kubisk) og en gitterparameter som er 1,25 til 1,28 nm. Videre viser fig. 5 den vesentlige forskjellen mellom legeringer ifølge oppfinnelsen (Si-holdige legeringer) og de som ligger utenfor rammen av oppfinnelsen. Differensialsveipkalorimetri-utskriften viser dekomponeringen av strukturen i støpt tilstand av legeringen A<1>90.99Fe5.61<v>1.59S<i>1.81 ifølge oppfinnelsen; (toppmerket "A") i den foretrukne intermetalliske utfellingen av sammensetning Al^fFe, V)3Si. Den andre DSC-utskriften viser dekomponeringen av en AI92.8<F>e5.61<v>l.59 legering i støpt tilstand som ligger utenfor rammen av oppfinnelsen; (topper merket "B" og "C") til polygonale og nåleformede utfellinger som har negativ innvirkning på de mekaniske egenskapene. The composition of the fine intermetallic precipitates found in the consolidated article according to the invention is approx. A1^2(Fe» X^Si. For alloys according to the invention, this intermetallic composition represents about 80$ of the fine, dispersed intermetallic precipitates found in the consolidated article. Addition of one or more of the elements listed as X when describing the alloy composition as the formula Al^aiFeaSi^Xc (with (Fe + X):Si ratios of 2:1 to 5:1) stabilizes this metastable ternary, intermetallic precipitate, resulting in an overall composition of about A1^2(Fe» X )3Si. To distinguish this intermetallic precipitate from precipitates with a composition close to this, reference is made to Fig. 4. The portion of the X-ray diffraction pattern reveals the structure and lattice parameter of the precipitated intermetallic phase and of the aluminum matrix of a consolidated article according to the invention. the preferred stabilized intermetallic precipitate has a structure that is cubic (a space-centered or simple cubic) and a lattice parameter of 1.25 to 1.28 nm . Furthermore, fig. 5 the essential difference between alloys according to the invention (Si-containing alloys) and those that lie outside the scope of the invention. The differential scanning calorimetry printout shows the decomposition of the as-cast structure of the alloy A<1>90.99Fe5.61<v>1.59S<i>1.81 according to the invention; (top labeled "A") in the preferred intermetallic precipitate of composition Al^fFe,V)3Si. The second DSC print shows the decomposition of an AI92.8<F>e5.61<v>l.59 alloy in the cast state which is outside the scope of the invention; (peaks marked "B" and "C") to polygonal and needle-shaped precipitates which have a negative effect on the mechanical properties.
Legeringer ifølge oppfinnelsen, inneholdende disse fine, dispergerte intermetalliske utfellingene, kan tåle varmen og trykket ved konvensjonelle pulvermetallurgiteknikker uten overdreven vekst eller økende grovhet av de intermetalliske utfellingene som ellers ville redusere styrken og duktiliteten av den konsoliderte gjenstanden til uakseptabelt lave nivåer. I tillegg kan legeringene ifølge oppfinnelsen tåle ukonvensjonelt høye bearbeidelsestemperaturer og tåle lange eksponeringstider ved høye temperaturer under bearbeidelse. Slike temperaturer og bearbeidelsestider opptrer ved fremstillingen av tilnærmet nettformede gjenstander ved smiing eller lag- eller plate-valsing. I fig. 6 illustreres forskjellen i termisk stabilitet mellom en konsolidert gjenstand ifølge oppfinnelsen (Al-Fe-V-Si-legering) og en konsolidert gjenstand som ligger utenfor rammen av oppfinnelsen (Al-Fe.V-legering). Som et resultat er legeringene ifølge oppfinnelsen spesielt nyttige for fremstilling av konsoliderte aluminiumlegeringsgjenstander med høy styrke. Legeringene er spesielt fordelaktige fordi de kan kompakteres over et vidt område av konsolideringstemperaturer og fremdeles gi den ønskede kombinasjonen av styrke og duktilitet i den kompakterte gjenstanden. Alloys of the invention containing these fine, dispersed intermetallic precipitates can withstand the heat and pressure of conventional powder metallurgy techniques without excessive growth or coarsening of the intermetallic precipitates which would otherwise reduce the strength and ductility of the consolidated article to unacceptably low levels. In addition, the alloys according to the invention can withstand unconventionally high processing temperatures and withstand long exposure times at high temperatures during processing. Such temperatures and processing times occur in the production of approximately net-shaped objects by forging or layer or plate rolling. In fig. 6 illustrates the difference in thermal stability between a consolidated object according to the invention (Al-Fe-V-Si alloy) and a consolidated object that lies outside the scope of the invention (Al-Fe.V alloy). As a result, the alloys of the invention are particularly useful for the production of high strength consolidated aluminum alloy articles. The alloys are particularly advantageous because they can be compacted over a wide range of consolidation temperatures and still provide the desired combination of strength and ductility in the compacted article.
De følgende eksemplene er angitt for å gi en mer fullstendig forståelse av oppfinnelsen. De spesifikke teknikkene, betingelsene, materialene, andelene og angitte resultatene er angitt for å illustrere prinsippene ved oppfinnelsen. The following examples are set forth to provide a more complete understanding of the invention. The specific techniques, conditions, materials, proportions and stated results are set forth to illustrate the principles of the invention.
Eksempeler 1 til 34 Examples 1 to 34
Legeringer ifølge oppfinnelsen ble støpt ved å anvende sammensetningen og fremgangsmåten beskrevet ovenfor og er oppført i tabell 1. Alloys according to the invention were cast using the composition and method described above and are listed in Table 1.
Eksempel 35 Example 35
Figur 7, sammen med tabell 2 nedenfor, viser de viktigste forskjellene mellom en konsolidert gjenstand ifølge oppfinnelsen og en som ligger utenfor rammen av oppfinnelsen. Legeringen inneholdende AI93,87Fe4.0V1.09Sil.04 nar » n^r den er støpt og konsolidert ved anvendelse av fremgangsmåtene beskrevet ovenfor, en mikrostruktur som ved hjelp av transmisjonselektron-mikroskopi viser seg å bestå av en svært fin dispersjon av, generelt sfæriske, utfellinger av intermetallisk fase som gir styrke og duktilitet til den konsoliderte gjenstanden ifølge oppfinnelsen. Disse meget fine intermetalliske utfellingene er de som er beskrevet i hoveddelen av oppfinnelsen og har en sammensetning på ca. Ali2(Fe, V)3Si. Legeringen inneholdende AI94%9iFe4#qV^#0<g >viser, når den er støpt og konsolidert ved betingelsene som er angitt, en transmisjonselektron-mikrostruktur som viser polygonale og nåleformede intermetalliske utfellinger som gir lavere styrke og svært lav duktilitet. Figure 7, together with Table 2 below, shows the most important differences between a consolidated object according to the invention and one that lies outside the scope of the invention. The alloy containing AI93.87Fe4.0V1.09Sil.04 when cast and consolidated using the methods described above, a microstructure which, by transmission electron microscopy, is found to consist of a very fine dispersion of generally spherical , precipitates of intermetallic phase which give strength and ductility to the consolidated article according to the invention. These very fine intermetallic precipitates are those described in the main part of the invention and have a composition of approx. Al 2 (Fe, V) 3 Si. The alloy containing AI94%9iFe4#qV^#0<g >shows, when cast and consolidated at the conditions indicated, a transmission electron microstructure showing polygonal and needle-shaped intermetallic precipitates which give lower strength and very low ductility.
De mekaniske egenskapene vist i tabell 2 for begge legeringene ble målt ved uniaksial spenning ved en belastnings-hastighet på ca. 5 x 10_<4>/sek. ved forskjellige høye temperaturer. For begge legeringene ble båndene i støpt tilstand først underkastet knivmaling og deretter hammerned-maling, slik at man fikk pulvere av størrelse -40 mesh. Pulverne ble vakuumvarmpresset ved 350°C i 1 time, slik at man fikk preformklumper som deretter ble ekstrudert under dannelse av rektangulære staver ved ekstruderingsforhold på ca. 18:1 ved 385°C etter en holdetid på 1 time. The mechanical properties shown in Table 2 for both alloys were measured by uniaxial tension at a loading rate of approx. 5 x 10_<4>/sec. at different high temperatures. For both alloys, the bands in the cast state were first subjected to knife grinding and then hammer down grinding, so that powders of size -40 mesh were obtained. The powders were vacuum hot pressed at 350°C for 1 hour, so that preform lumps were obtained which were then extruded to form rectangular rods at an extrusion ratio of approx. 18:1 at 385°C after a holding time of 1 hour.
Eksempler 36 til 43 Examples 36 to 43
Tabell 3 nedenfor viser de mekaniske egenskapene av spesifikke legeringer målt ved uniaksial spenning ved en belast-ningshastighet på ca. 5 x 10~^/sek. og ved forskjellige høye temperaturer. Hvert valgt legeringspulver ble vakuumvarmpresset ved en temperatur på 350°C i 1 time for fremstilling av preformemner med 95 til 100$ tetthet. Disse emnene ble ekstrudert til rektangulære staver med et ekstruderingsforhold på 18:1 ved 385 til 400°C etter å være holdt ved denne temperaturen i 1 time. Table 3 below shows the mechanical properties of specific alloys measured by uniaxial tension at a loading rate of approx. 5 x 10~^/sec. and at various high temperatures. Each selected alloy powder was vacuum hot pressed at a temperature of 350°C for 1 hour to produce preforms of 95 to 100% density. These blanks were extruded into rectangular bars with an extrusion ratio of 18:1 at 385 to 400°C after being held at this temperature for 1 hour.
Eksempel 44 Example 44
Utvalgte legeringer ifølge oppfinnelsen er istand til å gi konsoliderte gjenstander som har høy styrke ved svært høye temperaturer, f.eks. 482°C. Tabell 4 viser den forøkede styrken av en Algo.66Fe6.34<v>0.68S12.32 legeringsgjenstand konsolidert ved vakuumvarmpressing ved 350°C, og deretter ekstrudert ved 400°C ved et ekstruderingsforhold på 18:1. Dette er en ytterligere demonstrasjon av den forbedrede termiske stabiliteten av den foretrukne intermetalliske utfellingen som dannes i de konsoliderte gjenstandene ifølge oppfinnelsen. Selected alloys according to the invention are capable of providing consolidated articles that have high strength at very high temperatures, e.g. 482°C. Table 4 shows the increased strength of an Algo.66Fe6.34<v>0.68S12.32 alloy article consolidated by vacuum hot pressing at 350°C, and then extruded at 400°C at an extrusion ratio of 18:1. This is a further demonstration of the improved thermal stability of the preferred intermetallic precipitate formed in the consolidated articles of the invention.
Eksempler 45 til 54 Examples 45 to 54
Legeringene ifølge oppfinnelsen er istand til å gi konsoliderte gjenstander som har høy bruddstyrke målt ved romtemperatur. Tabell 5 nedenfor viser bruddseigheten for utvalgte konsoliderte gjenstander ifølge oppfinnelsen. Hver av pulvergjenstandene ble konsolidert ved vakuumvarmpressing ved 350° C og deretter ekstrudert ved 385°C ved et esktruderings-forhold på 18:1. Målinger av bruddseighet ble utført på "compact tension" (CT) prøver av de konsoliderte gjenstandene ifølge oppfinnelsen ifølge ASTM E399 standard. The alloys according to the invention are able to give consolidated objects which have a high breaking strength measured at room temperature. Table 5 below shows the fracture toughness for selected consolidated objects according to the invention. Each of the powder articles was consolidated by vacuum hot pressing at 350°C and then extruded at 385°C at an extrusion ratio of 18:1. Fracture toughness measurements were performed on "compact tension" (CT) samples of the consolidated articles according to the invention according to the ASTM E399 standard.
Eksempler 55 til 57 Examples 55 to 57
Legeringene ifølge oppfinnelsen er istand til å gi konsoliderte gjenstander i form av et lag som har en bredde på minst 1,27 cm og en tykkelse på minst 0,025 cm. Fig. 6 viser styrken og duktiliteten ved romtemperatur av utvalgte, konsoliderte lagformige gjenstander ifølge oppfinnelsen. Et slikt lag ble fremstilt ved vakuumvarmpressing av pulver, etterfulgt av smiing til en plate av tykkelse ca. 1,27 cm, denne smidde platen ble oppvarmet til 400°C og deretter valset til et 0,25 cm tykt lag. Under denne omfattende termiske resirkuleringen kan de dispergerte intermetalliske utfellingene gro i noen grad. Under disse betingelsene vil størrelsen av de dispergerte, intermetalliske utfellingene være mindre enn 500 nm i en hvilken som helst lineær dimensjon derav. The alloys according to the invention are capable of providing consolidated articles in the form of a layer having a width of at least 1.27 cm and a thickness of at least 0.025 cm. Fig. 6 shows the strength and ductility at room temperature of selected, consolidated layered objects according to the invention. Such a layer was produced by vacuum hot pressing of powder, followed by forging into a plate of thickness approx. 1.27 cm, this forged plate was heated to 400°C and then rolled into a 0.25 cm thick layer. During this extensive thermal recycling, the dispersed intermetallic precipitates may grow to some extent. Under these conditions, the size of the dispersed intermetallic precipitates will be less than 500 nm in any linear dimension thereof.
Eksempler 58 til 59 Examples 58 to 59
Tabell 7 nedenfor viser de mekaniske egenskapene ved romtemperatur for spesifikke legeringer ifølge oppfinnelsen som er konsolidert ved smiing. Hvert utvalgt legeringspulver ble vakuumvarmpresset ved en temperatur på 350°C i 1 time for fremstilling av et preformemne med 95 til 100% tetthet. Disse emnene ble deretter smidd ved en temperatur fra 450°C til 500"C etter å være holdt ved denne temperaturen i 1 time. Table 7 below shows the mechanical properties at room temperature for specific alloys according to the invention which are consolidated by forging. Each selected alloy powder was vacuum hot pressed at a temperature of 350°C for 1 hour to produce a preform with 95 to 100% density. These blanks were then forged at a temperature from 450°C to 500°C after being held at this temperature for 1 hour.
Eksempel 60 Example 60
Et A<1>93.67Fe3.98<v>0.82s<l>1.53 legeringspulver ifølge foreliggende oppfinnelse ble vakuumvarmpresset ved en temperatur på 350°C i 1 time for å fremstille et preform finemne med tetthet 95 til 100$. Finemnet ble deretter ekstrudert ved en temperatur på 450°C gjennom en form for fremstilling av en T-delgjenstand. Fig. 8 viser et bilde av et stykke av en 4,6 m lang T-delekstrudering, som viser at legeringene ifølge foreliggende oppfinnelse kan ekstruderes i strukturelle former på samme måte som de legeringene som vanligvis anvendes i flyskrog og raketter. An A<1>93.67Fe3.98<v>0.82s<l>1.53 alloy powder according to the present invention was vacuum hot pressed at a temperature of 350°C for 1 hour to produce a preform fine object with a density of 95 to 100$. The blank was then extruded at a temperature of 450°C through a mold to produce a T-part. Fig. 8 shows a picture of a piece of a 4.6 m long T-de-extrusion, which shows that the alloys according to the present invention can be extruded into structural forms in the same way as the alloys that are usually used in airframes and rockets.
Claims (3)
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| US78277485A | 1985-10-02 | 1985-10-02 |
Publications (4)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| NO863525D0 NO863525D0 (en) | 1986-09-03 |
| NO863525L NO863525L (en) | 1987-04-03 |
| NO168899B true NO168899B (en) | 1992-01-06 |
| NO168899C NO168899C (en) | 1992-04-15 |
Family
ID=25127145
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| NO863525A NO168899C (en) | 1985-10-02 | 1986-09-03 | QUICKLY STRUCTURED ALUMINUM-BASED ALLOY AND USE OF THIS |
Country Status (4)
| Country | Link |
|---|---|
| EP (1) | EP0218035A1 (en) |
| JP (1) | JPS6311639A (en) |
| AU (1) | AU587487B2 (en) |
| NO (1) | NO168899C (en) |
Families Citing this family (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4828632A (en) * | 1985-10-02 | 1989-05-09 | Allied-Signal Inc. | Rapidly solidified aluminum based, silicon containing alloys for elevated temperature applications |
| US4729790A (en) * | 1987-03-30 | 1988-03-08 | Allied Corporation | Rapidly solidified aluminum based alloys containing silicon for elevated temperature applications |
| JPS6447831A (en) * | 1987-08-12 | 1989-02-22 | Takeshi Masumoto | High strength and heat resistant aluminum-based alloy and its production |
| US4946500A (en) * | 1988-01-11 | 1990-08-07 | Allied-Signal Inc. | Aluminum based metal matrix composites |
| US4869751A (en) * | 1988-04-15 | 1989-09-26 | Allied-Signal Inc. | Thermomechanical processing of rapidly solidified high temperature al-base alloys |
| US4898612A (en) * | 1988-08-31 | 1990-02-06 | Allied-Signal Inc. | Friction-actuated extrusion of rapidly solidified high temperature Al-base alloys and product |
| US5073215A (en) * | 1990-07-06 | 1991-12-17 | Allied-Signal Inc. | Aluminum iron silicon based, elevated temperature, aluminum alloys |
| US5158621A (en) * | 1991-04-29 | 1992-10-27 | Allied-Signal Inc. | Rapidly solidified aluminum-germanium base brazing alloys and method for brazing |
| WO1992022398A1 (en) * | 1991-06-10 | 1992-12-23 | Allied-Signal Inc. | Rapidly solidified aluminum-magnesium base brazing alloys |
| JP2749761B2 (en) * | 1993-08-09 | 1998-05-13 | 本田技研工業株式会社 | Powder forging method for high yield strength and high toughness aluminum alloy powder |
Family Cites Families (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4347076A (en) * | 1980-10-03 | 1982-08-31 | Marko Materials, Inc. | Aluminum-transition metal alloys made using rapidly solidified powers and method |
| FR2529909B1 (en) * | 1982-07-06 | 1986-12-12 | Centre Nat Rech Scient | AMORPHOUS OR MICROCRYSTALLINE ALLOYS BASED ON ALUMINUM |
| US4743317A (en) * | 1983-10-03 | 1988-05-10 | Allied Corporation | Aluminum-transition metal alloys having high strength at elevated temperatures |
| FR2555610B1 (en) * | 1983-11-29 | 1987-10-16 | Cegedur | ALUMINUM ALLOYS HAVING HIGH HOT STABILITY |
-
1986
- 1986-08-05 EP EP86110835A patent/EP0218035A1/en not_active Ceased
- 1986-08-14 AU AU61164/86A patent/AU587487B2/en not_active Ceased
- 1986-09-03 NO NO863525A patent/NO168899C/en unknown
- 1986-10-02 JP JP61233395A patent/JPS6311639A/en active Pending
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6311639A (en) | 1988-01-19 |
| AU6116486A (en) | 1987-04-09 |
| NO863525L (en) | 1987-04-03 |
| EP0218035A1 (en) | 1987-04-15 |
| NO863525D0 (en) | 1986-09-03 |
| NO168899C (en) | 1992-04-15 |
| AU587487B2 (en) | 1989-08-17 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US4729790A (en) | Rapidly solidified aluminum based alloys containing silicon for elevated temperature applications | |
| US4661172A (en) | Low density aluminum alloys and method | |
| US4365994A (en) | Complex boride particle containing alloys | |
| US4439236A (en) | Complex boride particle containing alloys | |
| US4576653A (en) | Method of making complex boride particle containing alloys | |
| EP0136508B1 (en) | Aluminum-transition metal alloys having high strength at elevated temperatures | |
| Yavari et al. | Nanostructured bulk Al90Fe5Nd5 prepared by cold consolidation of gas atomised powder using severe plastic deformation | |
| US4582536A (en) | Production of increased ductility in articles consolidated from rapidly solidified alloy | |
| US4878967A (en) | Rapidly solidified aluminum based, silicon containing alloys for elevated temperature applications | |
| US4828632A (en) | Rapidly solidified aluminum based, silicon containing alloys for elevated temperature applications | |
| Inoue et al. | High elevated-temperature strength of Al-based nanoquasicrystalline alloys | |
| Lee et al. | Synthesis of Ni-based bulk amorphous alloys by warm extrusion of amorphous powders | |
| NO168899B (en) | QUICKLY STRUCTURED ALUMINUM-BASED ALLOY AND USE OF THIS | |
| US5284532A (en) | Elevated temperature strength of aluminum based alloys by the addition of rare earth elements | |
| Kawamura et al. | High strength nanocrystalline Mg-Al-Ca alloys produced by rapidly solidified powder metallurgy processing | |
| US4879095A (en) | Rapidly solidified aluminum based silicon containing, alloys for elevated temperature applications | |
| JPH08502554A (en) | "Method for producing silicon alloy, silicon alloy and method for producing consolidated product from silicon alloy" | |
| US4908182A (en) | Rapidly solidified high strength, ductile dispersion-hardened tungsten-rich alloys | |
| US4533389A (en) | Boron containing rapid solidification alloy and method of making the same | |
| US5073215A (en) | Aluminum iron silicon based, elevated temperature, aluminum alloys | |
| US4661156A (en) | Nickel aluminide base compositions consolidated from powder | |
| US11085109B2 (en) | Method of manufacturing a crystalline aluminum-iron-silicon alloy | |
| Dey | Micropyretic synthesis of NiTi in propagation mode | |
| US5152829A (en) | Consolidated aluminum base metal article and method thereof | |
| Dám et al. | Thermally stable Al–Fe–Mn-based alloy prepared by centrifugal spraying and hot die forging |