PL166845B1 - Stop odporny na utlenianie i korozje o snowie glinku zelaza PL PL - Google Patents
Stop odporny na utlenianie i korozje o snowie glinku zelaza PL PLInfo
- Publication number
- PL166845B1 PL166845B1 PL91290941A PL29094191A PL166845B1 PL 166845 B1 PL166845 B1 PL 166845B1 PL 91290941 A PL91290941 A PL 91290941A PL 29094191 A PL29094191 A PL 29094191A PL 166845 B1 PL166845 B1 PL 166845B1
- Authority
- PL
- Poland
- Prior art keywords
- atomic
- alloy
- rest
- common impurities
- composition
- Prior art date
Links
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N Iron Chemical compound [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 title claims abstract description 75
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 73
- 239000000956 alloy Substances 0.000 title claims abstract description 73
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 title claims abstract description 9
- 230000003647 oxidation Effects 0.000 title claims abstract description 9
- 238000007254 oxidation reaction Methods 0.000 title claims abstract description 9
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 title claims abstract description 7
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 title claims abstract description 6
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 5
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims abstract description 38
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims abstract description 22
- 229910017372 Fe3Al Inorganic materials 0.000 claims abstract description 20
- KCZFLPPCFOHPNI-UHFFFAOYSA-N alumane;iron Chemical compound [AlH3].[Fe] KCZFLPPCFOHPNI-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 13
- 229910052796 boron Inorganic materials 0.000 claims abstract description 13
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 12
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 claims description 11
- 238000000034 method Methods 0.000 claims description 5
- 238000007792 addition Methods 0.000 description 25
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 17
- 229910000765 intermetallic Inorganic materials 0.000 description 14
- XKRFYHLGVUSROY-UHFFFAOYSA-N Argon Chemical compound [Ar] XKRFYHLGVUSROY-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 12
- 230000001681 protective effect Effects 0.000 description 10
- PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N Nickel Chemical compound [Ni] PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 6
- 229910052786 argon Inorganic materials 0.000 description 6
- 239000000463 material Substances 0.000 description 5
- 239000000654 additive Substances 0.000 description 4
- 239000012300 argon atmosphere Substances 0.000 description 4
- 239000012298 atmosphere Substances 0.000 description 4
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 4
- 229910000838 Al alloy Inorganic materials 0.000 description 3
- 239000001995 intermetallic alloy Substances 0.000 description 3
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 description 3
- 239000010959 steel Substances 0.000 description 3
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 description 2
- 230000000996 additive effect Effects 0.000 description 2
- 238000005275 alloying Methods 0.000 description 2
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 description 2
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 230000009286 beneficial effect Effects 0.000 description 2
- 230000000295 complement effect Effects 0.000 description 2
- 238000002425 crystallisation Methods 0.000 description 2
- 230000008025 crystallization Effects 0.000 description 2
- 230000003247 decreasing effect Effects 0.000 description 2
- 239000007789 gas Substances 0.000 description 2
- 239000000155 melt Substances 0.000 description 2
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 2
- 150000002739 metals Chemical class 0.000 description 2
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 2
- 229910001220 stainless steel Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910000601 superalloy Inorganic materials 0.000 description 2
- ZOXJGFHDIHLPTG-UHFFFAOYSA-N Boron Chemical compound [B] ZOXJGFHDIHLPTG-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910001018 Cast iron Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910001208 Crucible steel Inorganic materials 0.000 description 1
- CWYNVVGOOAEACU-UHFFFAOYSA-N Fe2+ Chemical compound [Fe+2] CWYNVVGOOAEACU-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N Titanium Chemical compound [Ti] RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- UJXVAJQDLVNWPS-UHFFFAOYSA-N [Al].[Al].[Al].[Fe] Chemical compound [Al].[Al].[Al].[Fe] UJXVAJQDLVNWPS-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 1
- 239000000919 ceramic Substances 0.000 description 1
- 239000004035 construction material Substances 0.000 description 1
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 1
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 1
- 230000002349 favourable effect Effects 0.000 description 1
- 230000006698 induction Effects 0.000 description 1
- 229910052500 inorganic mineral Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910021326 iron aluminide Inorganic materials 0.000 description 1
- -1 iron aluminum compound Chemical class 0.000 description 1
- 239000011707 mineral Substances 0.000 description 1
- 239000011253 protective coating Substances 0.000 description 1
- 238000007711 solidification Methods 0.000 description 1
- 230000008023 solidification Effects 0.000 description 1
- 238000005507 spraying Methods 0.000 description 1
- 239000010935 stainless steel Substances 0.000 description 1
- 239000007858 starting material Substances 0.000 description 1
- 238000007669 thermal treatment Methods 0.000 description 1
- 239000010936 titanium Substances 0.000 description 1
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000007704 transition Effects 0.000 description 1
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Turbine Rotor Nozzle Sealing (AREA)
- Manufacture And Refinement Of Metals (AREA)
- Treatment Of Steel In Its Molten State (AREA)
- Powder Metallurgy (AREA)
Abstract
1. Stop odporny na utlenianie i koro- zje o osnowie glinku zelaza Fe3Al, prze- znaczony zwlaszcza na czesci maszyn pracujacych w zakresie srednich tempera- tur, znam ienny tym, ze ma nastepujacy sklad: Al=24-28% atomowych, N b=0,1 % atom owych,Cr=0,1 % atomowych,B=0,1 -1% atomowych Si=0,1-2% atomowych, reszta zelazo i zwykle zanieczyszczenia. F IG.6 PL PL
Description
Przedmiotem wynalazku jest stop odporny na utlenianie i korozję o osnowie glinku żelaza Fe3Al, przeznaczony zwłaszcza naczęści maszyn pracujących w warunkach średnich temperatur.
Stopy na elementy maszyn pracujących w warunkach średnich temperatur, o osnowie tworzącej związki międzymetaliczne, które nadają się do krystalizacji ukierunkowanej, zastępują stale nierdzewne oraz uzupełniają częściowo konwencjonalne nadstopy o osnowie niklowej lub zastępują inne związki międzymetaliczne.
Związki międzymetaliczne i pochodzące od nich stopy zyskują ostatnio coraz większe znaczeniejako użyteczne materiały w zakresie średnich i wyższych temperatur. Znane są ogólnie glinki niklowe i tytanowe, które po części uzupełniają lub zastępują klasyczne nadstopy o osnowie niklowej.
Od dłuższego czasu znane są różne glinki żelaza, przede wszystkim jako odporne na utlenianie i żaroodporne powłoki ochronne na elementach konstrukcyjnych z żeliwa i stali. Jednak te związki międzymetaliczne, tworzone przez natryskiwanie aluminium na elementy ze
166 845 stali i następnie wyżarzane, nie były w zasadzie brane pod uwagę jako materiały konstrukcyjne ze względu na ich pewną kruchość. Jednak ostatnio zbadano bliżej przede wszystkim bogate w żelazo stopy zbliżone do związku Fe3Al, które sprawdzono pod kątem ich przydatności w zakresie temperatury pokojowej aż do około 600°C. Zaproponowano też polepszenie ich właściwości przez domieszkowanie innych pierwiastków. Materiały tego typu mogłyby z powodzeniem konkurować z klasycznymi stalami antykorozyjnymi w zakresie temperatury około 500°C. Poniżej podaje się publikacje dokumentujące stan techniki:
- H.Thonye, Effects of DO 3 transitions on the yield behaviour of Fe-Al Alloys, Metals and ceramics division, Oak Ridge National Laboratory, Oak Ridge, Tennessee 37831, Mat.Res. Soc.Symp.proc. Vol 39, 1985 Materials Fesearch Society.
- S.K.Ehlers and M.G.Mandiratta, Tensile behaviour of polycrystalline Fe-31 at.-% Al Alloy, Systems Research Laboratories Inc., Dayton, OH 45440, TMS Annual Meeting February 1982, The Journal of Minerals, Metals and Materials Society.
Znane stopy bazujące na Fe3Al nie spełniają jeszcze całkowicie wymagań technicznych. Istnieje więc potrzeba dalszego ich rozwoju.
Celem wynalazku jest wskazanie stosunkowo taniego stopu o wysokiej odporności na utlenianie i korozję w zakresie średnich temperatur/300 do 700°C/, o dostatecznej wytrzymałości termicznej i wystarczającej odporności na obciążenia dynamiczne w temperaturze pokojowej i w dolnym zakresie temperatur, który będzie można łatwo odlewać i który będzie nadawał się do ukierunkowanej krystalizacji. Stop powinien składać się w zasadzie ze stosunkowo trudno topliwego związku międzymetalicznego z innymi dodatkami.
Zadaniem wynalazku jest ulepszenie stopów bazujących na międzymetalicznym związku glinku żelaza Fe3Al za pomocą innych dodatków poprawiających własności mechaniczne /wytrzymałość, ciągliwość, odporność na obciążenia dynamiczne/.
Zadanie to rozwiązuje się w ten sposób, że wytwarza się stop o następującym składzie:
Al = 24 - 22% atomowych,
Nb = OJ - 2% atomowych,
Cr = OJ- 10% atoπmwych,
B = 0,1 - 1 % atomowych,
Si = 0,1- 2% atomowych, reszta Fe i zwykłe zanieczyszczenia.
Przedmiot wynalazku jest bliżej objaśniony w przykładach wykonania na rysunku, na którym fig. 1 przedstawia wykres wpływu dodatku B na twardość Vickersa HV /kg/mm%/ niektórych stopów o osnowie międzymetalicznego związku glinku żelaza Fe3Al w temperaturze pokojowej, fig. 2 - wpływ dodatku B na wydłużenie przy zerwaniu δ/%/ niektórych stopów o osnowie międzymetalicznego związku glinku żelaza Fe3Al w temperaturze pokojowej, fig. 3 wpływ dodatku Si na twardość Vickersa HV /kg/mm2/ niektórych stopów o osnowie międzymetalicznego związku glinku żelaza Fe3Al w temperaturze pokojowej, fig. 4 - wpływ dodatku Nb na twardość Vickersa HV /kg/mm2/ niektórych stopów na bazie międzymetalicznego związku glinku żelaza Fe3Al w temperaturze pokojowej, fig. 5 - wpływ dodatku NB na wydłużenie przy zerwaniu δ/%/ niektórych stopów na bazie międzymetalicznego związku glinku żelaza Fe3Al w temperaturze pokojowej, fig. 6 - granicę plastyczności 00,2 MPa/ w funkcji temperatury dla grupy stopów na bazie międzymetalicznego związku glinku żelaza Fe3Al.
Fig. 1 przedstawia wpływ dodatku B na twardość Vickersa /kg/mm2/ niektórych stopów na bazie międzymetalicznego związku glinku żelaza Fe3Al w temperaturze pokojowej.
Zbadano następujące stopy podstawowe:
Krzywa 1: Al = 28% atomowych,
Nb = 1% atomowych,
Cr = 5% atomowych, reszta Fe i zwykłe zanieczyszczenia, dodatek B zmieniał się między 0,1% at. i maksimum 3% at. kosztem zawartości Fe. Krzywa 2: Al = 28% atomowych,
Nb = 1% atomowych,
Cr = 5% atomowych,
Si = 2% atomowych,
166 845 reszta Fe i zwykłe zanieczyszczenia, dodatek B zmieniał się między 0,1% at. i maksimum 4% at. kosztem zawartości Fe.
Przy małych dodatkach B można było początkowo stwierdzić nieznaczny spadek twardości Vickersa, z czego można wnioskować o pewnej ciągliwości. W przypadku zawartości B powyżej około 1,5% atomowych twardość Vickersa znów rośnie, co można tłumaczyć prawdopodobnie wytrącaniem się twardych borków.
Fig. 2 pokazuje wpływ dodatku B na wydłużenie przy zerwaniu δ/%/ niektórych stopów na bazie międzymetalicznego związku glinku żelaza Fe3Al w temperaturze pokojowej.
Zbadano następujące stopy podstawowe:
Krzywa 3: Al = 28% atomowych,
Nb = 1% atomowych,
Cr = 5% atomowych, reszta Fe i zwykłe zanieczyszczenia, dodatek B zmieniał się między 0,1% at. i maksimum 3% at. kosztem zawartości Fe. Krzywa 4: Al = 28% atomowych,
Nb = 1% atomowych,
Cr = 5% atomowych,
Si = 2% atomowych, reszta Fe i zwykłe zanieczyszczenia, dodatek B zmieniał się między 0,1% at. i maksymalnie 4% at. kosztem zawartości Fe. Dzięki dodatkowi B można było najpierw zaobserwować wzrost wydłużenia przy zerwaniu, przy czym maksimum wystąpiło przy około 2% at. W miarę zwiększania dodatku B nastąpił znów spadek wydłużenia przy zerwaniu wskutek pojawienia się kruchości /wytrącania borku/.
Na figurze 3 przedstawiono wpływ dodatku Si na twardość Vickersa HV /kg/mm2/ niektórych stopów na bazie międzymetalicznego związku glinku żelaza Fe3Al w temperaturze pokojowej.
Zbadano następujące stopy podstawowe:
Krzywa 5: Al = 28% atomowych,
Nb = 1% atomowych,
Cr = 5% atomowych, reszta Fe i zwykłe zanieczyszczenia dodatek Si zmieniał się między 0,5 i maksimum 2% at. kosztem zawartości Fe.
Krzywa 6: Al = 28% atomowych,
Nb = 1% atomowych,
Cr = 5% atomowych,
B = 0,1 % atomowych, reszta Fe i zwykłe zanieczyszczenia, dodatek Si zmieniał się między 0,5 i maksimum 2% at. kosztem zawartości Fe.
Krzywa 7: Al = 28% atomowych,
Nb = 1% atomowych,
Cr = 5% atomowych,
B = 1% atomowych, reszta Fe i zwykłe zanieczyszczenia, dodatek Si zmieniał się między 0,5 i maksimum 2% at. kosztem zawartości Fe.
Dodatek Si spowodował wzrost twardości Vickersa we wszystkich stopach. Zauważono przy tym, że spowodowana dodatkiem B /około 1 % at./ utrata twardości mogła być skompensowana z nawiązką dodatkiem Si.
Fig. 4 przedstawia wpływ dodatku Nb na twardość Vickersa HV /kg/mm2/ niektórych stopów na bazie międzymetalicznego związku glinku żelaza Fe3Al w temperaturze pokojowej.
Zbadano następujące stopy podstawowe;
Krzywa 8: Al = 28% atomowych,
Cr = 5% atomowych, reszta Fe i zwykłe zanieczyszczenia, dodatek Nb wahał się między 0,5% at. i maksimum 2% at. kosztem zawartości Fe.
166 845
Krzywa 9: Al = 28% atomowych,
Cr = 5% atomowych,
Si = 2% atomowych, reszta Fe i zwykłe zanieczyszczenia, dodatek Nb wahał się między 0,6% at. i maksimum 2% at. kosztem zawartości Fe.
Do zawartości około 1% at. Nb nieznacznie malała twardość Vickersa, żeby przy około
1% at. Nb znów osiągnąć lub przekroczyć pierwotną wartość stopów pozbawionych Nb.
Fig. 5 przedstawia wpływ dodatku Nb na wydłużenie przy zerwaniu δ/%/ niektórych stopów na bazie międzymetalicznego związku glinku żelaza Fe3Al w temperaturze pokojowej.
Przebadano następujące stopy podstawowe:
Krzywa 10: Al = 28% atomowych,
Cr = 5% atomowych, reszta Fe i zwykłe zanieczyszczenia, dodatek Nb wahał się między 0,5% at. i maksimum 2% at. kosztem zawartości Fe. Krzywa 11: Al = 28% atomowych,
Cr = 5% atomowych,
Si = 2% atomowych, reszta Fe i zwykłe zanieczyszczenia, dodatek Nb wahał się między 0,5% at. i maksimum 2% at. kosztem zawartości Fe. Wydłużenie przy zerwaniu stopu według krzywej 10 przebiegało przez wyraźne maksimum przy około 1 % at. Nb, żeby spaść znów przy wyższej zawartości Nb. Takiej charakterystyki nie można byłoby zaobserwować przy zawierającym Si stopie według krzywej 11. Poza tym wartości wydłużenia przy zerwaniu są znacznie niższe niż przy stopie według krzywej 10.
Fig. 6 przedstawia wykres granicy plastyczności ao,2 /MPa/ w funkcji temperatury T /°C/ dla grupy stopów na bazie międzymetalicznego związku glinku żelaza Fe3 Al. Dla porównania pokazano granicę plastyczności dla czystego glinku żelaza Fe3Al z 25% at. Al, dzięki czemu można uzyskać pogląd o wpływie innych pierwiastków stopowych.
Krzywa 12: 25% at.Al, reszta Fe i zwykłe zanieczyszczenia,
Krzywa 13: 28% at.Al, 1 % at.Nb, 5%at.Cr, 1 % at.B, reszta Fe i zwykłe zanieczyszczenia.
Krzywa 14: 28% at.Al, 1% at.Nb, 5% at.Cr, 1% at.B, 2% at. Si, reszta Fe i zwykłe zanieczyszczenia.
Krzywa 15: 28% at.Al, 1% at.Nb, 2% at.Cr, reszta Fe i zwykłe zanieczyszczenia.
Krzywa 16: 28% at.Al, 2% at. Nb, 4% at.Cr, reszta Fe i zwykłe zanieczyszczenia.
Krzywa 17: 28% at.Al, 2% at.Nb, 4% at.Cr, 0,2% at.B, 2% at. Si, reszta Fe i zwykłe zanieczyszczenia.
Wszystkie krzywe pokazują podobną charakterystykę materiału. Do temperatury około 400°C granica plastyczności spada początkowo silniej, potem słabiej, do około 50% wartości przy temperaturze pokojowej. Tu granica plastyczności przechodzi przez minimum i znów rośnie stosunkowo stromo do temperatury około 550°C do około 65% wartości dla temperatury pokojowej. Maksimum to jest typowe dla charakterystyki międzymetalicznych związków typu Fe3Al. Po tym maksimum granica plastyczności spada szybko do niższych wartości. Najwyższe wartości zaobserwowano przy stopach z domieszką Nb i Cr.
Przykład I.
W piecu łukowym w atmosferze ochronnej argonu wytopiono stop o następującym składzie:
Al =28% atomowych,
Nb = 1% atomowych,
Cr = 5% atomowych, reszta Fe i zwykłe zanieczyszczenia.
Jako materiały wyjściowe posłużyły poszczególne pierwiastki o stopniu czystości 99,99%. Z wytopu odlano półfabrykat o średnicy około 60 mm i wysokości około 80 mm. Półfabrykat stopiono znów pod gazem ochronnym i doprowadzono do zakrzepnięcia, także pod gazem ochronnym, w formie prętów o średnicy około 8 mm i długości około 80 mm. Pręty bez dodatkowej obróbki termicznej przetworzono bezpośrednio na próbki do skróconych badań
166 845 ciśnieniowych. Uzyskane w ten sposób własności mechaniczne zmierzono w funkcji temperatury badania. Dalsza poprawa własności mechanicznych jest możliwa przez odpowiednią obróbkę cieplną. Poza tym istnieje możliwość poprawy poprzez krzepnięcie ukierunkowane, do czego stop nadaje się szczegółowo.
Przykład II.
Analogicznie jak w przykładzie I wytopiono w atmosferze ochronnej argonu następujący stop:
Al = 28% atomowych,
Nb = 1 % atomowych,
Cr = 5% atomowych,
B = 0,1 % atomowych,
Si = 2% atomowych, reszta Fe i zwykłe zanieczyszczenia.
Wytop odlano analogicznie jak w przykładzie I, znów stopiono pod argonem i poddano krzepnięciu w formie prętowej. Wymiary prętów były takie same jak w przykładzie I. Pręty bez kolejnej obróbki cieplnej przetworzono wprost na próbki do badań naciskowych. Uzyskane wartości własności mechanicznych w funkcji temperatury badania odpowiadały w przybliżeniu wartościom z przykładu I. Można jeszcze poprawić te wartości przez obróbkę termiczną.
Przykład III.
Dokładnie jak w przykładzie I wytopiono następujący stop w atmosferze ochronnej argonu:
Al = 28% atomowych,
Nb = 1 % atomowych,
Cr = 5% atomowych,
B = 1% atomowych,
Si = 2% atomowych.
reszta Fe i zwykłe zanieczyszczenia.
Stop wytopiono analogicznie jak w przykładzie I, stopiono znów pod argonem i odlano w pryzmaty o przekroju kwadratowym /8 mm x 8 mm x 100 mm/. Z pryzmatów tych wykonano próbki do badań ciśnieniowych, udarowych i twardości. Własności mechaniczne odpowiadały w przybliżeniu wielkościom z poprzednich przykładów. Obróbka termiczna przyniosła dalszą poprawę tych wartości.
Przykład IV.
Pod atmosferą ochronną argonu wytopiono następujący stop:
Al = 28% atomowych,
Nb = 1% atomowych,
Cr = 5% atomowych, reszta Fe i zwykłe zanieczyszczenia.
Postąpiono identycznie jak w przykładzie I.
Przykład V.
Wytopiono pod atmosferą ochronną argonu następujący stop:
Al = 28% atomowych,
Nb =0,5% atomowych,
Cr = 6% atomowych,
B = 0,5% atomowych,
Si = 1,5% atomowych, reszta Fe i zwykłe zanieczyszczenia.
Postępowanie analogiczne jak w przykładzie I.
Przykład VI.
Pod atmosferą ochronną argonu wytopiono następujący stop:
Al = 28% atomowych,
Nb = 1,5% atomowych,
Cr = 3% atomowych,
B = 0,7% atomowych,
Si = 1%atomowych, reszta Fe i zwykłe zanieczyszczenia.
166 845
Postępowanie odpowiednio jak w przykładzie I.
Przykład VII.
Wytopiono następujący stop:
Al = 26% atomowych,
Nb = 2% atomowych,
Cr= 1% atomowych,
B = 1% atomowych,
Si = 0,5% atomowych, reszta Fe i zwykłe zanieczyszczenia
Postąpiono według przykładu I.
Przykład VIII.
W atmosferze ochronnej argonu wytopiono w piecu indukcyjnym następujący stop:
Al = 24% atomowych,
Nb = 1% atomowych,
Cr = 10% atomowych,
B = 0,5% atomowych,
Si = 2% atomowych, reszta Fe i zwykłe zanieczyszczenia.
Sposób postępowania był taki sam jak w przykładzie I.
Przykład IX.
Wytopiono pod atmosferą ochronną argonu następujący stop:
Al = 28% atomowych,
Nb = 0,8% atomowych,
Cr = 5% atomowych,
B = 0,8% atomowych,
Si = 1% atomowych, reszta Fe i zwykłe zanieczyszczenia.
Postępowano w sposób podany w przykładzie I.
Działanie pierwiastków.Dodając pierwiastek Cr zwiększa się nadal odporność na utlenianie. Wpływ na własności mechaniczne (wytrzymałość, plastyczność, odporność na obciążenia dynamiczne, twardość w podwyższonej temperaturze) wydaje się być różny, zależnie od tego, jakie są jeszcze inne składniki stopu i jakiego typu jest struktura krystaliczna. Cr w połączeniu z Nb, przy pewnej zawartości innych pierwiastków stopowych, daje korzystny efekt. Dodanie więcej niż 10% at. Cr powoduje znów pogorszenie własności mechanicznych. Pierwiastek Nb podwyższa w pewnych zakresach twardość i wytrzymałość. Rozciągliwość /wydłużenie przy zerwaniu/ osiąga maksimum dla pewnych stopów przy 1% at. Nb.
Wprowadzając B próbuje się na ogół podwyższyć ciągliwość. Jednak korzystny skutek osiąga się na ogół tylko w obecności innych określonych pierwiastków. Przy małej zawartości B twardość lekko spada, żeby wzrosnąć znów przy zawartości powyżej 2% at. Przy bardzo wysokiej zawartości B można to chyba tłumaczyć tworzeniem się twardych borków. Wydłużenie przy próbie zrywania pewnych stopów przebiega przez charakterystyczne maksimum przy 2% at.B, a więc zawartość B ponad 2% at. jest mało celowa. Najczęściej można zadowolić się zawartością maksimum 1% atomowych.
Si poprawia lejność i działa korzystnie na odporność na utlenianie. Praktycznie we wszystkich stopach wzrasta twardość, co kompensuje spadek wytrzymałości powodowany obecnością B. Wynalazek nie ogranicza się do podanych przykładów realizacji. Ogólnie biorąc odporny na utlenianie i korozję, nadający się na elementy konstrukcyjne pracujące w zakresie średnich temperatur stop na bazie glinku żelaza Fe3Al ma następujący skład:
Al = 25 - 28% atomowych,
Nb = 0,1 - 2% atomowych,
Cr =0,1 - 10% atomowych,
B =0,1-1% atomowych,
Si = 0,1 - 2% atomowych, reszta Fe i zwykłe zanieczyszczenia.
166 845
Wykaz oznaczników cyfrowych na rysunku.
- Wpływ zawartości B na twardość Vickersa HV /kg/mm / w temperaturze pokojowej stopu zawierającego 28% at.Al, 1% at.Nb, 5% at.Cr, reszta Fe.
- Wpływ zawartości B na twardość Vickersa HV /kg/mm2/ w temperaturze pokojowej stopu zawierającego 28% at.Al, 1% at.Nb, 5% at.Cr, 2% at.Si, reszta Fe.
- Wpływ zawartości B na wydłużenie przy zerwaniu δ/%/ w temperaturze pokojowej stopu zawierającego 28% at.Al, 1% at.Nb, 5% at.Cr, reszta Fe.
- Wpływ zawartości B na wydłużenie przy zerwaniu δ/%/ w temperaturze pokojowej stopu z 28% at.Al, 1% at.Nb, 5% at.Cr, 2% at.Si, reszta Fe.
- Wpływ zawartości Si na twardość Vickersa HV /kg/mm2/ w temperaturze pokojowej stopu z 28% at.Al, 1% at.Nb, 5% at.Cr, reszta Fe.
- Wpływ zawartości Si na twardość Vickersa HV /kg/mm2/ w temperaturze pokojowej stopu z 28% at.Al, 1% at.Nb, 5% at.Cr, 0,1% at.B, reszta Fe.
- Wpływ zawartości Si na twardość Vickersa HV /kg/mm2/ w temperaturze pokojowej stopu z 28% at.Al, 1% at.Nb, 5% at.Cr, 1% at.B, reszta Fe.
- Wpływ zawartości Nb na twardość Vickersa HV /kg/mm2/ w temperaturze pokojowej stopu z 28% at.Al, 5% at.Cr, reszta Fe.
- Wpływ zawartości Nb na twardość Vickersa HV /kg/mm2/ w temperaturze pokojowej stopu z 28% at.Al, 5% at.Cr, 2% at.Si, reszta Fe.
- Wpływ zawartości Nb na wydłużenie przy zerwaniu δ/%/ w temperaturze pokojowej stopu z 28% at.Al, 5% at.Cr, reszta Fe.
- Wpływ zawartości Nb na wydłużenie przy zerwaniu δ/%/ w temperaturze pokojowej stopu z 28% at.Al, 5% at.Cr, 2% at. Si, reszta Fe.
- Przebieg granicy plastyczności Goj /MPa/ w funkcji temperatury T /°C/ dla stopu z 25% at.Al, reszta Fe.
- Przebieg granicy plastyczności 00,2/MPa/ w funkcji temperatury T /°C/ dla stopu z 28% at.Al, 1% at.Nb, 5% at.Cr, 1% at.B, reszta Fe.
- Przebieg granicy plastyczności Go,2/MPa/ w funkcji temperatury T /°C/ dla stopu z 28% at.Al, 1% at.Nb, 5% at.Cr, 1% at.B, 2% at.Si, reszta Fe.
- Przebieg granicy plastyczności Go,2 /MPa/w funkcji temperatury T /°C/ dla stopu z 28% at.Al, 1% at.Nb, 2% at.Cr, reszta Fe.
- Przebieg granicy plastyczności 00,2 /MPa/ w funkcji temperatury T /°C/ dla stopu z
28% at.Al, 2% at.Nb, 4% at.Cr, reszta Fe.
- Przebieg granicy plastyczności σο,2 /MPa/ w funkcji temperatury T /°C/ dla stopu z
28% at.Al, 2% at.Nb, 4% at.Cr, 0,2% at.B, 2% at.Si, reszta Fe.
166 845
166 845
FIG.5
166 845
166 845
Departament Wydawnictw UP RP. Nakład 90 egz.
Cena 1,00 zł.
Claims (10)
- Zastrzeżenia patentowe1. Stop odporny na utlenianie i korozję o osnowie glinku żelaza Fe3Al, przeznaczony zwłaszcza na części maszyn pracujących w zakresie średnich temperatur, znamienny tym, że ma następujący skład: Al = 24 - 28% atomowych, Nb = 0,1 % atomowych, Cr=0,1% atomowych, B = 0,1 - 1% atomowych Si = 0,1 - 2% atomowych, reszta żelazo i zwykłe zanieczyszczenia.
- 2. Stop według zastrz. 1, znamienny tym, że ma następujący skład: Al = 28% atomowych, Nb = 1% atomowych, Cr = 5% atomowych, B = 0,1% atomowych. Si = 2% atomowych, reszta Fe i zwykłe zanieczyszczenia.
- 3. Stop według zastrz. 1, znamienny tym, że m'a następujący skład: Al = 28% atomowych, Nb = 1% atomowych, Cr = 5% atomowych, B = 0,1% atomowych, Si = 2% atomowych, reszta Fe i zwykłe zanieczyszczenia.
- 4. Stop według zastrz. 1, znamienny tym, że ma następujący skład: Al = 28% atomowych, Nb = 1% atomowych, Cr = 5% atomowych, B = 1% atomowych, Si = 2% atomowych, reszta Fe i zwykłe zanieczyszczenia.
- 5. Stop według zastrz. 1, znamienny tym, że ma następujący skład: Al = 28% atomowych, Nb = 2% atomowych, Cr = 4% atomowych, B = 0,2% atomowych, Si = 2% atomowych, reszta Fe i zwykłe zanieczyszczenia.
- 6. Stop według zastrz. 1, znamienny tym, że ma następujący skład: Al = 26% atomowych, Nb = 0,5% atomowych, Cr = 6% atomowych, B = 0,5% atomowych, Si = 1,5% atomowych, reszta Fe i zwykłe zanieczyszczenia.
- 7. Stop według zastrz. 1, znamienny tym, że ma następujący skład: Al = 26% atomowych, Nb = 1,5% atomowych, Cr = 3% atomowych, B = 0,7% atomowych, Si = 1% atomowych, reszta Fe i zwykłe zanieczyszczenia.
- 8. Stop według zastrz. 1, znamienny tym, że ma następujący skład: Al = 26% atomowych, Nb = 2% atomowych, Cr = 1% atomowych, B = 1% atomowych, Si = 0,5% atomowych, reszta Fe i zwykłe zanieczyszczenia.
- 9. Stop według zastrz. 1, znamienny tym, że ma następujący skład: Al = 24% atomowych, Nb = 1 % atomowych, Cr = 10% atomowych, B = 0,5% atomowych, Si = 2% atomowych, reszta Fe i zwykłe zanieczyszczenia.
- 10. Stop według zastrz. 1, znamienny tym, że manastępujący skład: Al = 24% atomowych, Nb = 0,8% atomowych, Cr = 5% atomowych, B = 0,8% atomowych, Si = 1% atomowych, reszta Fe i zwykle zanieczyszczenia.
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| EP90113008A EP0465686B1 (de) | 1990-07-07 | 1990-07-07 | Oxydations- und korrosionsbeständige Legierung für Bauteile für einen mittleren Temperaturbereich auf der Basis von dotiertem Eisenaluminid Fe3Al |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| PL290941A1 PL290941A1 (en) | 1992-02-10 |
| PL166845B1 true PL166845B1 (pl) | 1995-06-30 |
Family
ID=8204184
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| PL91290941A PL166845B1 (pl) | 1990-07-07 | 1991-07-04 | Stop odporny na utlenianie i korozje o snowie glinku zelaza PL PL |
Country Status (8)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US5158744A (pl) |
| EP (1) | EP0465686B1 (pl) |
| JP (1) | JP3229339B2 (pl) |
| KR (1) | KR100205263B1 (pl) |
| CZ (1) | CZ282696B6 (pl) |
| DE (1) | DE59007276D1 (pl) |
| PL (1) | PL166845B1 (pl) |
| RU (1) | RU1839684C (pl) |
Families Citing this family (18)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| ATE166112T1 (de) * | 1992-09-16 | 1998-05-15 | Sulzer Innotec Ag | Herstellung von eisenaluminid-werkstoffen |
| US5328527A (en) * | 1992-12-15 | 1994-07-12 | Trw Inc. | Iron aluminum based engine intake valves and method of making thereof |
| DE4303316A1 (de) * | 1993-02-05 | 1994-08-11 | Abb Management Ag | Oxidations- und korrosionsbeständige Legierung auf der Basis von dotiertem Eisenaluminid und Verwendung dieser Legierung |
| DE59309611D1 (de) * | 1993-11-08 | 1999-07-01 | Asea Brown Boveri | Eisen- Aluminium-Legierung und Verwendung dieser Legierung |
| CN1036077C (zh) * | 1993-12-30 | 1997-10-08 | 北京科技大学 | 改善轧态铁三铝基金属间化合物合金中温持久性能的方法 |
| US6436163B1 (en) * | 1994-05-23 | 2002-08-20 | Pall Corporation | Metal filter for high temperature applications |
| US5620651A (en) | 1994-12-29 | 1997-04-15 | Philip Morris Incorporated | Iron aluminide useful as electrical resistance heating elements |
| US5595706A (en) * | 1994-12-29 | 1997-01-21 | Philip Morris Incorporated | Aluminum containing iron-base alloys useful as electrical resistance heating elements |
| US5653032A (en) * | 1995-12-04 | 1997-08-05 | Lockheed Martin Energy Systems, Inc. | Iron aluminide knife and method thereof |
| US6280682B1 (en) | 1996-01-03 | 2001-08-28 | Chrysalis Technologies Incorporated | Iron aluminide useful as electrical resistance heating elements |
| CN1059713C (zh) * | 1996-01-22 | 2000-12-20 | 东南大学 | 铁铝基高电阻电热合金 |
| US6033623A (en) * | 1996-07-11 | 2000-03-07 | Philip Morris Incorporated | Method of manufacturing iron aluminide by thermomechanical processing of elemental powders |
| US6030472A (en) * | 1997-12-04 | 2000-02-29 | Philip Morris Incorporated | Method of manufacturing aluminide sheet by thermomechanical processing of aluminide powders |
| US6143241A (en) * | 1999-02-09 | 2000-11-07 | Chrysalis Technologies, Incorporated | Method of manufacturing metallic products such as sheet by cold working and flash annealing |
| US6506338B1 (en) * | 2000-04-14 | 2003-01-14 | Chrysalis Technologies Incorporated | Processing of iron aluminides by pressureless sintering of elemental iron and aluminum |
| KR101853332B1 (ko) | 2015-08-03 | 2018-05-02 | (주)홍익기술단 | 하폐수 처리용 미생물 담체 제조방법 |
| CN113528926A (zh) * | 2021-06-11 | 2021-10-22 | 南京理工大学 | 一种定向FeAl基合金及其制备方法 |
| CN120236916A (zh) * | 2025-04-07 | 2025-07-01 | 温州德银新材料有限公司 | 一种节银型特种合金触头 |
Family Cites Families (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US1990650A (en) * | 1932-06-25 | 1935-02-12 | Smith Corp A O | Heat resistant alloy |
| US3026197A (en) * | 1959-02-20 | 1962-03-20 | Westinghouse Electric Corp | Grain-refined aluminum-iron alloys |
| FR1323724A (fr) * | 1962-03-02 | 1963-04-12 | Commissariat Energie Atomique | Procédé de préparation d'un alliage fer-aluminium |
| US4961903A (en) * | 1989-03-07 | 1990-10-09 | Martin Marietta Energy Systems, Inc. | Iron aluminide alloys with improved properties for high temperature applications |
-
1990
- 1990-07-07 EP EP90113008A patent/EP0465686B1/de not_active Expired - Lifetime
- 1990-07-07 DE DE59007276T patent/DE59007276D1/de not_active Expired - Fee Related
-
1991
- 1991-06-26 US US07/721,273 patent/US5158744A/en not_active Expired - Fee Related
- 1991-07-03 JP JP16309891A patent/JP3229339B2/ja not_active Expired - Fee Related
- 1991-07-04 CZ CS912067A patent/CZ282696B6/cs not_active IP Right Cessation
- 1991-07-04 PL PL91290941A patent/PL166845B1/pl unknown
- 1991-07-05 RU SU915001206A patent/RU1839684C/ru active
- 1991-07-06 KR KR1019910011463A patent/KR100205263B1/ko not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| CS206791A3 (en) | 1992-03-18 |
| RU1839684C (ru) | 1993-12-30 |
| KR920002814A (ko) | 1992-02-28 |
| CZ282696B6 (cs) | 1997-09-17 |
| KR100205263B1 (ko) | 1999-07-01 |
| EP0465686B1 (de) | 1994-09-21 |
| PL290941A1 (en) | 1992-02-10 |
| EP0465686A1 (de) | 1992-01-15 |
| JPH04308061A (ja) | 1992-10-30 |
| US5158744A (en) | 1992-10-27 |
| DE59007276D1 (de) | 1994-10-27 |
| JP3229339B2 (ja) | 2001-11-19 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| KR101668383B1 (ko) | 우수한 가공성, 내크리프성 및 내부식성을 갖는 니켈-크롬-알루미늄 합금 | |
| PL166845B1 (pl) | Stop odporny na utlenianie i korozje o snowie glinku zelaza PL PL | |
| KR101698075B1 (ko) | 우수한 가공성, 내크리프성 및 내부식성을 갖는 니켈-크롬 합금 | |
| US5595706A (en) | Aluminum containing iron-base alloys useful as electrical resistance heating elements | |
| US4737205A (en) | Platinum group metal-containing alloy | |
| US20230002861A1 (en) | Nickel-chromium-iron-aluminum alloy having good processability, creep resistance and corrosion resistance, and use thereof | |
| US4946644A (en) | Austenitic stainless steel with improved castability | |
| JP5596697B2 (ja) | 酸化アルミニウム形成性ニッケルベース合金 | |
| EP0544836B1 (en) | Controlled thermal expansion alloy and article made therefrom | |
| JPS6350448A (ja) | 分散強化合金 | |
| CA2131363C (en) | Nickel-molybdenum alloys | |
| US2602028A (en) | Austenitic steels | |
| EP0398264A1 (en) | Precipitation hardening type nickel base single crystal cast alloy | |
| CA1073708A (en) | Oxidation resistant iron base alloys | |
| JPH1096038A (ja) | 高Ｃｒオーステナイト系耐熱合金 | |
| CA1101699A (en) | High-strength, high-expansion manganese alloy | |
| JPH0428849A (ja) | 亜鉛ダイカスト用ノズル | |
| EP1205568B1 (en) | Cr-BASE ALLOY EXCELLENT IN BALANCE BETWEEN STRENGTH AND DUCTILITY AT HIGH TEMPERATURE | |
| EP0639652A1 (en) | Ni-based alloys | |
| US3719475A (en) | Low carbon ferrous alloy containing chromium | |
| INOUE et al. | Microstructures and mechanical properties of austenite in melt-quenched Fe-Ni-C alloys | |
| Inoue et al. | Microstructure and mechanical properties of metastable lath martensite wires in the Fe-Ni-Cr-Al-C system produced by melt spinning in rotating water | |
| KR930009978B1 (ko) | 고온가공성 니켈-철 알루미나이드 | |
| CN120006185A (zh) | 一种具有大玻璃化形成能力的耐磨耐蚀铁基块体非晶合金及其制备方法 | |
| Liu et al. | Fe-based long range ordered alloys |