NO168899B - Raskt stoerknet aluminiumbasert legering og anvendelse av denne - Google Patents
Raskt stoerknet aluminiumbasert legering og anvendelse av denne 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)
- Powder Metallurgy (AREA)
- Laminated Bodies (AREA)
- Cookers (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.
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.
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.
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.
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.
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.
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.
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.
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.
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.
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.
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.
Følgelig er gjenstandene ifølge oppfinnelsen mer egnet for høytemperatur-strukturelle anvendelser såsom gassturbinmotorer, raketter, flyskrog, landehjul osv.
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.
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.
Som vist i fig. 1 kan den støpte legeringen i følge foreliggende oppfinnelse ha en mikroeutektisk mikrostruktur eller en mikrokornstruktur.
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.
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.
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$. Fig. 3(a) viser et transmisjonselektron-mikrobilde av en konsolidert gjenstand ifølge oppfinnelsen (med sammensetning ^ 90.99<Fe>5.61^1.59S<i>l.81) som inneholder en i det vesentlige homogen dispersjon av svært små utfellinger av intermetallisk fase, disse dispergerte utfellingene av intermetallisk fase er generelt av sfærisk form og måler mindre enn 100 nm i alle dimensjoner. Fig. 3(b) viser derimot et transmisjonselektron-mikrobilde av en konsolidert gjenstand av den samme sammensetningen som vist i fig. 3(a), bortsett fra at Si-innholdet er 0 (sammensetning A<I>92<8F<e>5.61<v>l.59)» °S derfor utenfor rammen av foreliggende oppfinnelse. Mikrobildet viser en dispersjon av utfellinger av intermetallisk fase som har en annen sammensetning enn den som er vist i fig. 3(a). Disse dispergerte intermetalliske utfellingene er generelt polygonale eller nålformede og av en slik størrelse at de har en negativ innvirkning på de mekaniske egenskapene (styrke, duktilitet).
Sammensetningen av de fine intermetalliske utfellingene som finnes i den konsoliderte gjenstanden ifølge oppfinnelsen er ca. A1^2(Fe» X^Si. For legeringer ifølge oppfinnelsen representerer denne intermetalliske sammensetningen ca. 80$ 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.
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.
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.
Eksempeler 1 til 34
Legeringer ifølge oppfinnelsen ble støpt ved å anvende sammensetningen og fremgangsmåten beskrevet ovenfor og er oppført i tabell 1.
Eksempel 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.
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.
Eksempler 36 til 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.
Eksempel 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.
Eksempler 45 til 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.
Eksempler 55 til 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.
Eksempler 58 til 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.
Eksempel 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.
Claims (3)
1.
Raskt størknet aluminiumbasert legering, karakterisert ved at den i det vesentlige tilsvarer formelen Al balFeaSi-bxc» 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-#, 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 IO<5> til 10<7t>C/sek.
2.
Anvendelse av en legering ifølge krav 1 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.
3.
Anvendelse av en legering ifølge krav 1 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.
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 (no) | 1986-09-03 |
| NO863525L NO863525L (no) | 1987-04-03 |
| NO168899B true NO168899B (no) | 1992-01-06 |
| NO168899C NO168899C (no) | 1992-04-15 |
Family
ID=25127145
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| NO863525A NO168899C (no) | 1985-10-02 | 1986-09-03 | Raskt stoerknet aluminiumbasert legering og anvendelse av denne |
Country Status (4)
| Country | Link |
|---|---|
| EP (1) | EP0218035A1 (no) |
| JP (1) | JPS6311639A (no) |
| AU (1) | AU587487B2 (no) |
| NO (1) | NO168899C (no) |
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 (ja) * | 1993-08-09 | 1998-05-13 | 本田技研工業株式会社 | 高耐力・高靭性アルミニウム合金粉末の粉末鍛造方法 |
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 (fr) * | 1982-07-06 | 1986-12-12 | Centre Nat Rech Scient | Alliages amorphes ou microcristallins a base d'aluminium |
| US4743317A (en) * | 1983-10-03 | 1988-05-10 | Allied Corporation | Aluminum-transition metal alloys having high strength at elevated temperatures |
| FR2555610B1 (fr) * | 1983-11-29 | 1987-10-16 | Cegedur | Alliages a base d'aluminium presentant une grande stabilite a chaud |
-
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/no unknown
- 1986-10-02 JP JP61233395A patent/JPS6311639A/ja active Pending
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| NO863525D0 (no) | 1986-09-03 |
| NO168899C (no) | 1992-04-15 |
| JPS6311639A (ja) | 1988-01-19 |
| EP0218035A1 (en) | 1987-04-15 |
| AU6116486A (en) | 1987-04-09 |
| NO863525L (no) | 1987-04-03 |
| 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 | |
| Robertson et al. | Consolidation of amorphous copper based powder by equal channel angular extrusion | |
| 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 (no) | Raskt stoerknet aluminiumbasert legering og anvendelse av denne | |
| 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 (ja) | “珪素合金、珪素合金の製造方法及び珪素合金からの圧密化製品の製造方法” | |
| 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 |