JP2002501983A - Iron aluminide composite and method for producing the same - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 酸化物充填材、及び鉄アルミナイドに対する酸化物充填材の冶金学的結合を改良する添加材を含む鉄アルミナイド複合材。この複合材は構造部品、押出成形品及び電気抵抗発熱体用に有用である。鉄アルミナイドは、重量％で、≦１％のＣｒ、４−３２％のＡｌ、≦２％のＴｉ、≦２％のＭｏ、≦１％のＺｒ、≦１％のＣ、≦３％のＷ及び≦０．１％のＢを含むことが出来る。酸化物充填材は、≦４０％の酸化アルミニウム粒子を含むことが出来、添加材はＴｉＣのような１種以上の高融点炭化物を最高４０％含むことが出来る。   (57) [Summary] An iron aluminide composite comprising an oxide filler and an additive that improves the metallurgical bonding of the oxide filler to the iron aluminide. The composite is useful for structural parts, extruded articles and electrical resistance heating elements. Iron aluminide, by weight, ≤ 1% Cr, 4-32% Al, ≤ 2% Ti, ≤ 2% Mo, ≤ 1% Zr, ≤ 1% C, ≤ 3% W. And ≦ 0.1% of B. The oxide filler may include <40% aluminum oxide particles and the additive may include up to 40% of one or more refractory carbides such as TiC.

Description

【発明の詳細な説明】DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION

【０００１】 （技術分野） 本発明は、概ね鉄アルミナイド複合材及びその製造方法に関する。TECHNICAL FIELD [0001] The present invention generally relates to an iron aluminide composite and a method for producing the same.

【０００２】 （背景技術） アルミニウムを含む鉄基合金は、秩序及び無秩序体心結晶構造を有することが
出来る。例えば、金属間合金組成を有する鉄アルミナイド合金粉末は、Ｆｅ_３Ａ
ｌ、ＦｅＡｌ、ＦｅＡｌ_２、ＦｅＡｌ_３及びＦｅ_２Ａｌ_５のような種々の原子割
合で鉄及びアルミニウムを含む。体心立方秩序結晶構造を有するＦｅ_３Ａｌ金属
間鉄アルミナイドは、米国特許第５，３２０，８０２号；第５，１５８，７４４
号；第５，０２４，１０９号；及び第４，９６１，９０３号に開示されている。
このような秩序結晶構造は、概ね、２５ないし４０原子％のＡｌ、並びにＺｒ、
Ｂ、Ｍｏ、Ｃ、Ｃｒ、Ｖ、Ｎｂ、Ｓｉ及びＹのような合金化添加材を含む。2. Background Art Iron-based alloys containing aluminum can have ordered and disordered core crystal structures. For example, iron aluminide alloy powder having an intermetallic alloy composition is Fe ₃ A
l, _FeAl, including iron and aluminum in various atomic proportions such as FeAl 2, FeAl _3, and _Fe 2 Al _5. Fe ₃ Al intermetallic iron aluminides having a body-centered cubic ordered crystal structure are disclosed in US Pat. Nos. 5,320,802; 5,158,744.
Nos. 5,024,109; and 4,961,903.
Such an ordered crystal structure generally comprises 25-40 atomic% Al, as well as Zr,
Includes alloying additives such as B, Mo, C, Cr, V, Nb, Si and Y.

【０００３】 無秩序体心結晶構造を有する鉄アルミナイド合金粉末は、米国特許第５，２３
８，６４５号に開示されていて、この合金は、重量％で、８−９．５のＡｌ、≦
７のＣｒ、≦４のＭｏ、≦０．０５のＣ、≦０．５のＺｒ及び≦０．１のＹ，好
ましくは４．５−５．５のＣｒ、１．８−２．２のＭｏ、０．０２−０．０３２
Ｃ、及び０．１５−０．２５のＺｒを含む。各々、８．４６、１２．０４及び１
５．９０重量％のＡｌを有する３種の二元合金を除いて、’６４５号特許に開示
されている具体的合金の組成の全てが最少５重量％のＣｒを含む。更に、’６４
５号特許は、合金化元素が、強度、室温延性、耐高温酸化性、水性耐食性及び耐
ピッチング性を改良することを記載している。’６４５号特許は、電気抵抗発熱
体に関するものではなく、耐熱疲労性、電気抵抗率又は耐高温垂れ下がり性のよ
うな諸特性には触れていない。[0003] Iron aluminide alloy powders having a disordered core crystal structure are disclosed in US Pat.
No. 8,645, this alloy comprises, by weight percent, 8-9.5 Al, ≦.
7, Cr of ≦ 4, Mo of ≦ 0.05, Zr of ≦ 0.5 and Y of ≦ 0.1, preferably Cr of 4.5-5.5, 1.8-2.2 Mo, 0.02-0.032
C, and 0.15-0.25 Zr. 8.46, 12.04 and 1 respectively
Except for the three binary alloys having 5.90 wt% Al, all of the specific alloy compositions disclosed in the '645 patent contain a minimum of 5 wt% Cr. Furthermore, '64
No. 5 describes that alloying elements improve strength, room temperature ductility, high temperature oxidation resistance, aqueous corrosion resistance and pitting resistance. The '645 patent does not relate to electrical resistance heating elements and does not address properties such as thermal fatigue resistance, electrical resistivity, or high temperature sag resistance.

【０００４】 同一の所有権のある米国特許第５，５９５，７０６号及び第５，６２０，６５
１号は、電気抵抗発熱体に有用な、アルミニウムを含む鉄基合金を開示している
。発熱体形状の例は、同一所有権のある米国特許第５，５３０，２５５号及び第
５，５９１，３６８号に見ることが出来る。電気抵抗発熱体のその他の例は、同
一所有権のある米国特許第５，０６０，６７１号；第５，０９３，８９４号；第
５，１４６，９３４号；第５，１８８，１３０号；第５，２２４，４９８号；第
５，２４９，５８６号；第５，３２２，０７５号；第５，３６９，７２３号；及
び第５，４９８，８５５号に見ることが出来る。[0004] Identical proprietary US Patents 5,595,706 and 5,620,65
No. 1 discloses an aluminum-based iron-based alloy useful for electric resistance heating elements. Examples of heating element shapes can be found in commonly owned U.S. Patent Nos. 5,530,255 and 5,591,368. Other examples of electrical resistance heating elements include commonly owned U.S. Patent Nos. 5,060,671; 5,093,894; 5,146,934; 5,188,130; Nos. 5,224,498; 5,249,586; 5,322,075; 5,369,723; and 5,498,855.

【０００５】 Ｊ．Ｒ．Ｋｎｉｂｌｏｅ等により、“Ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ Ａｎｄ
Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ Ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ ｏｆ Ｐ／Ｍ Ｆｅ_３Ａｌ Ａｌｌ ｏｙｓ”のタイトルでＡｄｖａｎｃｅｓ ｉｎ Ｐｏｗｄｅｒ Ｍｅｔａｌｌｕｒ ｇｙ、１９９０、第２巻、２１９−２３１頁に不活性ガス噴霧機を用いて２及び
５％のＣｒを含むＦｅ_３Ａｌを調製するために粉末冶金法を開示している。この
発表論文は、Ｆｅ_３Ａｌ合金が低温でＤＯ_３構造を有し、約５５０℃超でＢ２構
造に変態することを説明している。シートを作るために、粉末は軟鋼の中でキャ
ンニング（ｃａｎｎｉｎｇ）され、脱気され、１０００℃で９：１の面積減少比
に熱間押出された。金属缶から取り出されたのち、合金押出物は１０００℃で厚
さ０．３４０インチに熱間鍛造、８００℃で約０．１０インチの厚さのシートに
圧延、最終的に６５０℃で０．０３０インチに圧延された。この論文によると、
噴霧化された粉末は概ね球状であり、緻密な押出物が得られ、Ｂ２構造の量を最
大化することによって２０％に近い室温延性が得られた。[0005] J. R. "Microstructure And" by Knibloe et al.
_{Mechanical Properties of P / M Fe 3} Al All oys " title in Advances in Powder Metallur gy, 1990, Volume 2, Fe ₃ containing 2 and 5% Cr by using an inert gas atomizer pp 219-231 A powder metallurgy process is disclosed for preparing Al. This publication describes that Fe ₃ Al alloy has a DO ₃ structure at low temperature and transforms to a B2 structure above about 550 ° C. To make a sheet, the powder was canned in mild steel, degassed and hot extruded at 1000 ° C. to an area reduction ratio of 9: 1. The extrudate is hot forged at 1000 ° C. to a thickness of 0.340 inch, rolled at 800 ° C. to a sheet of about 0.10 inch thick, Is rolled 0.030 inch 0 ° C.. According to this paper,
The atomized powder was generally spherical and a compact extrudate was obtained, with room temperature ductility approaching 20% by maximizing the amount of B2 structure.

【０００６】 Ｖ．Ｋ．Ｓｉｋｋａによる、“Ｐｏｗｄｅｒ Ｐｒｏｃｅｓｓｉｎｇ ｏｆ Ｆ ｅ_３Ａｌ−Ｂａｓｅｄ Ｉｒｏｎ−Ａｌｕｍｉｎｉｄｅ Ａｌｌｏｙｓ”のタイト
ルでＭａｔ．Ｒｅｓ．Ｓｏｃ．Ｓｙｍｐ．Ｐｒｏｃ．１９９１、第２１３巻、９
０１−９０６頁の発表論文はシートに加工された２％及び５％のＣｒを含むＦｅ _３ Ａｌ基鉄アルミナイド粉末を調製する方法を開示している。この論文は、粉末
を窒素ガス噴霧化及びアルゴンガス噴霧化によって調製したと記述している。窒
素ガス噴霧化粉末は、低レベルの酸素（１３０ｐｐｍ）及び窒素（３０ｐｐｍ）
を含んでいた。シートを作るために粉末は軟鋼の中にキャンニングされて１００
０℃で熱間押出されて９：１の面積減少比となった。押出された窒素ガス噴霧化
粉末の粒度は３０μｍあった。鋼缶から取り出され、バーは１０００℃で５０％
鍛造、８５０℃で５０％圧延、６５０℃で５０％最終圧延されて０．７６ｍｍの
シートにされた。[0006] V. K. "Power Processing of Fe," by Sika₃Al-Based Iron-Aluminide Alloys "tight
In Mat. Res. Soc. Symp. Proc. 1991, Vol. 213, 9
The published paper on pages 01-906 describes Fe containing 2% and 5% Cr processed into sheets. ₃ A method for preparing an Al-based iron aluminide powder is disclosed. This dissertation
Was prepared by nitrogen gas atomization and argon gas atomization. Nitrification
Raw gas atomized powder has low levels of oxygen (130 ppm) and nitrogen (30 ppm)
Was included. The powder is canned in mild steel to make a sheet
Hot extrusion at 0 ° C. resulted in a 9: 1 area reduction ratio. Extruded nitrogen gas atomization
The particle size of the powder was 30 μm. Removed from steel can, bar is 50% at 1000 ° C
Forging, 50% rolling at 850 ° C, 50% final rolling at 650 ° C, 0.76mm
Was on the sheet.

【０００７】 ペンシルベニア州、Ｐｉｔｔｓｂｕｒｇｈ市における１９９０ Ｐｏｗｄｅｒ
Ｍｅｔａｌｌｕｒｇｙ Ｃｏｎｆｅｒｅｎｃｅ Ｅｘｈｉｂｉｔｉｏｎで発表さ れたタイトル“Ｐｏｗｄｅｒ Ｐｒｏｄｕｃｔｉｏｎ Ｐｒｏｃｅｓｓｉｎｇ，
ａｎｄ Ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ ｏｆ Ｆｅ_３Ａｌ”１−１１頁のＶ．Ｋ．Ｓｉｋ
ｋａ等の論文は、保護雰囲気のもとで構成成分金属を溶融し、金属を計量ノズル
に通し、溶融物流を窒素噴霧化ガスと衝突させて溶融物を破壊することによるＦ
ｅ_３Ａｌ粉末の調製方法を開示している。粉末は低濃度の酸素（１３０ｐｐｍ）
及び窒素（３０ｐｐｍ）であり、球状であった。粉末で７６ｍｍの軟鋼缶が充填
され、その金属缶は脱気され、１・１／２時間１０００℃で加熱されて金属缶は
２５ｍｍのダイに通されて９：１の絞り率で押出されることによって押出成形バ
ーが作られた。押出成形バーの結晶粒度は２０μｍあった。金属缶が取り外され
、１０００℃で５０％鍛造、８５０℃で５０％圧延、６５０℃で５０％最終圧延
されることによって厚さ０．７６ｍｍのシートは作られた。[0007] 1990 Powder in the City of Pittsburgh, Pennsylvania
The title “Powder Production Processing,” announced at Metallurgy Conference Exhibition.
and Properties of Fe ₃ Al ”, page 1-11, VK Sik.
Ka et al. disclose an F. by melting a constituent metal under a protective atmosphere, passing the metal through a metering nozzle, and impinging the melt stream with a nitrogen atomizing gas to destroy the melt.
A method for preparing e ₃ Al powder is disclosed. Powder has low concentration of oxygen (130ppm)
And nitrogen (30 ppm). A 76 mm mild steel can is filled with powder, the metal can is degassed, heated at 1000 ° C. for 1１ ／ hour and the metal can is passed through a 25 mm die and extruded at a 9: 1 draw ratio. This produced an extruded bar. The grain size of the extruded bar was 20 μm. The metal can was removed and 50% forged at 1000 ° C., 50% rolled at 850 ° C., and final rolled at 650 ° C., yielding a 0.76 mm thick sheet.

【０００８】 酸化物分散強化鉄基合金が米国特許第４，３９１，６３４号及び第５，０３２
，１９０号に開示されている。’６３４号特許は１０−４０％のＣｒ、１−１０
％のＡｌ及び≦１０％の酸化物分散物を含むＴｉフリーの合金を開示している。
’１９０号特許は、７５％のＦｅ、２０％のＣｒ、４．５％のＡｌ、０．５％の
Ｔｉ及び０．５％のＹ_２Ｏ_３を含む合金ＭＡ９５６からシートを成形する方法を
開示している。[0008] Oxide dispersion strengthened iron-based alloys are disclosed in US Pat. Nos. 4,391,634 and 5,032.
, 190. The '634 patent discloses 10-40% Cr, 1-10
A Ti-free alloy is disclosed that contains about 0.1% Al and ≦ 10% oxide dispersion.
The '190 patent discloses a method of forming a sheet from alloy MA956 comprising 75% Fe, 20% Cr, 4.5% Al, 0.5% Ti and 0.5% Y ₂ O _3. Has been disclosed.

【０００９】 １９９１年６月１７−２０日に日本国、仙台市で開催された、ｔｈｅ Ｐｒｏ ｃｅｅｄｉｎｇｓ ｏｆ Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ Ｓｙｍｐｏｓｉｕｍ ｏｎ
Ｉｎｔｅｒｍｅｔａｌｌｉｃ Ｃｏｍｐｏｕｎｄｓ−Ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ ａｎ ｄ Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ Ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ（ＪＩＭＩＳ−６）５７９−５
８３頁に提出されたタイトルの“Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ Ｂｅｈａｖｉｏｒ ｏｆ
ＦｅＡｌ_４０ Ｉｎｔｅｒｍｅｔａｌｌｉｃ Ａｌｌｏｙｓ”Ａ．ＬｅＦｏｒｔ 等の発表論文は、ホウ素、ジルコニウム、クロム及びセリウムを添加したＦｅＡ
ｌ合金（２５重量％Ａｌ）の諸特性を開示している。この合金は真空鋳造及び１
１００℃で押出すことによって調製され、或いは１０００℃及び１１００℃でプ
レス加工によって成形された。この論文は、酸化及び硫化条件におけるＦｅＡｌ
化合物の優れた耐性は高Ａｌ含量及びＢ２秩序構造の安定性に依っていると説明
している。[0009] The Proceedings of International Symposium on was held in Sendai, Japan on June 17-20, 1991.
Intermetallic Compounds-Structure and Mechanical Properties (JIMIS-6) 579-5
The title “Mechanical Behavior of
A publication published by FeAl ₄₀ Intermetallic Alloys "A. LeFort et al. Describes FeA with boron, zirconium, chromium and cerium added.
Discloses various properties of 1 alloy (25% by weight Al). This alloy is vacuum cast and 1
It was prepared by extrusion at 100 ° C. or formed by pressing at 1000 ° C. and 1100 ° C. This paper discusses FeAl in oxidizing and sulfurizing conditions.
It explains that the excellent resistance of the compound depends on the high Al content and the stability of the B2 ordered structure.

【００１０】 １９９４年２月２７日−３月３日にカルフォルニア州、サンフランシスコ市で
開催された“Ｐｒｏｃｅｓｓｉｎｇ，Ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ ａｎｄ Ａｐｐｌｉ
ｃａｔｉｏｎｓ ｏｆ Ｉｒｏｎ Ａｌｕｍｉｎｉｄｅｓ”のｔｈｅ Ｍｉｎｅｒａ
ｌｓ，Ｍｅｔａｌｓ ａｎｄ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｓｏｃｉｅｔｙ Ｃｏｎｆｅｒ
ｅｎｃｅ（１９９４ ＴＭＳ Ｃｏｎｆｅｒｅｎｃｅ）の１９−３０頁に提出され
たタイトルの“Ｐｒｏｄｕｃｔｉｏｎ ａｎｄ Ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ ｏｆ ＣＳ
Ｍ ＦｅＡｌ Ｉｎｔｅｒｍａｔａｌｌｉｃ Ａｌｌｏｙｓ”Ｄ．Ｐｏｃｃｉ等に よる発表論文は、鋳造及び押出、粉末のガス噴霧化及び押出、及び粉末の機械的
合金化及び押出のような種々の方法によって加工されたＦｅ_４０Ａｌ金属間化合
物の諸特性を開示していて、その機械的合金化を利用して微細な酸化物分散物で
材料を強化したことを開示している。この論文はＢ２秩序結晶構造、２３から２
５重量％の範囲（約４０原子％）のＡｌ含量及びＺｒ、Ｃｒ、Ｃｅ、Ｃ、Ｂ、Ｙ _２ Ｏ_３の合金化添加材を有するＦｅＡｌ合金を調製したことを記述している。こ
の論文は、この材料が高温において腐食環境で構造材料として採用対象となり、
熱エンジン、ジェットエンジンのコンプレッサーステージ、石炭ガス化プラント
及び石油化学工業での用途を見出すだろうと記述している。[0010] February 27-March 3, 1994 in San Francisco, California
Held "Processing, Properties and Appli
the Minera of "actions of Iron Aluminums"
ls, Metals and Materials Society Confer
ence (1994 TMS Conference) on pages 19-30.
"Production and Properties of CS"
M FeAl Intermetallic Alloys "D. Pocci et al. Published articles on casting and extrusion, gas atomization and extrusion of powders, and mechanical
Fe processed by various methods such as alloying and extrusion₄₀Al intermetallic compound
Disclose various properties of the product, and use its mechanical alloying to create a fine oxide dispersion.
It discloses that the material was strengthened. This paper describes the B2 ordered crystal structure, 23-2
Al content in the range of 5% by weight (about 40 atomic%) and Zr, Cr, Ce, C, B, Y ₂ O₃Describes the preparation of a FeAl alloy having the following alloying additives. This
In this paper, this material was adopted as a structural material in a corrosive environment at high temperatures,
Heat engine, jet engine compressor stage, coal gasification plant
And would find use in the petrochemical industry.

【００１１】 １９９４年のＴＭＳ Ｃｏｎｆｅｒｎｃｅで発表されたタイトル“Ｓｅｌｅｃ ｔｅｄ Ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ ｏｆ Ａｌｕｍｉｎｉｄｅｓ”３２９−３４１頁 のＪ．Ｈ．Ｓｃｈｎｅｉｂｅｌの発表論文は鉄アルミナイドの諸特性を開示して
いる。この論文は、各種のＦｅＡｌ組成物の溶融温度、電気抵抗率、熱伝導率、
熱膨張率及び機械的特性のような諸特性を報告している。The title “Selected Properties of Aluminumids”, published at TMS Conference in 1994, pp. 329-341, J. Am. H. Schneibel's publication discloses the properties of iron aluminides. This paper describes the melting temperature, electrical resistivity, thermal conductivity,
Properties such as coefficient of thermal expansion and mechanical properties are reported.

【００１２】 １９９４年のＴＭＳ Ｃｏｎｆｅｒｎｃｅで発表されたタイトル“Ｆｌｏｗ ａ
ｎｄ Ｆｒａｃｔｕｒｅ ｏｆ ＦｅＡｌ”１０１−１１５頁のＪ．Ｂａｋｅｒに よる発表論文は、Ｂ２化合物ＦｅＡｌの流動性及び破壊の概要を開示している。
この論文は、事前熱処理がＦｅＡｌの機械的諸特性に大きい影響を及ぼすこと、
及び高温焼なまし後の速い冷却速度によって高い室温降伏強度及び硬度が得られ
るが、空孔が過剰であると低い延性となると記述している。このような空孔に関
する論文は、溶質原子が存在すると保持された空孔効果を軽減する傾向があり、
長時間の焼なましを利用することによって過剰の空孔を取り除くことが出来るこ
とを指摘している。The title “Flow a” announced at TMS Conference in 1994
A paper published by J. Baker on page 101-115, "Fracture of FeAl", provides an overview of the fluidity and fracture of the B2 compound FeAl.
This paper states that pre-heat treatment has a significant effect on the mechanical properties of FeAl,
It states that high room temperature yield strength and hardness can be obtained by a high cooling rate after high-temperature annealing, but excessive porosity results in low ductility. Papers on such vacancies tend to mitigate retained vacancy effects in the presence of solute atoms,
It is pointed out that excess vacancies can be removed by using long-time annealing.

【００１３】 １９９４年のＴＭＳ Ｃｏｎｆｅｒｎｃｅで発表されたタイトル“Ｉｍｐａｃ ｔ Ｂｅｈａｖｉｏｒ ｏｆ ＦｅＡｌ Ａｌｌｏｙ ＦＡ−３５０”１９３−２０ ２頁のＤ．Ｊ．Ａｌｅｘａｎｄｅｒによる発表論文は鉄アルミナイド合金ＦＡ−
３５０の衝撃及び引張り特性を開示している。ＦＡ−３５０合金は原子％で、３
５．８％のＡｌ、０．２％のＭｏ、０．０５％のＺｒ及び０．１３％のＣを含む
。The title “Impact Behavior of FeAl Alloy FA-350”, published at TMS Conference in 1994, pp. 193-202, pp. 193-202. J. The paper presented by Alexander is an iron aluminide alloy FA-
350 impact and tensile properties are disclosed. FA-350 alloy is 3% in atomic%.
It contains 5.8% Al, 0.2% Mo, 0.05% Zr and 0.13% C.

【００１４】 １９９４年のＴＭＳ Ｃｏｎｆｅｒｎｃｅで発表されたタイトル“Ｔｈｅ Ｅｆ
ｆｅｃｔ ｏｆ Ｔｅｒｎａｒｙ Ａｄｄｉｔｉｏｎｓ ｏｎ ｔｈｅ Ｖａｃａｎｃ
ｙ Ｈａｒｄｅｎｉｎｇ ａｎｄ Ｄｅｆｅｃｔ Ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ ｏｆ ＦｅＡ
ｌ”２３１−２３９頁のＣ．Ｈ．Ｋｏｎｇの発表論文は、ＦｅＡｌ合金の三元合
金添加材の効果を開示している。この論文はＢ２構造化化合物ＦｅＡｌが低い室
温延性及び５００℃超での許容出来ない程の低い高温強度を示すことを記述して
いる。この論文は、室温脆性が高温熱処理の後に高濃度の空孔を保持することに
よって生じると記述している。この論文は、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ
及びＴｉのような種々の三元合金化添加材の効果ばかりでなく、高温焼なまし及
びこれに続く低温空孔緩和熱処理の効果も記述している。The title “The Ef,” which was announced at the TMS Conference in 1994,
fact of Ternary Additions on the Vacanc
y Hardening and Defect Structure of FeA
CH Kong, pp. 231-239, discloses the effect of ternary alloying additives on FeAl alloys. This paper shows that the B2 structuring compound FeAl has low room temperature ductility and above 500 ° C. The paper states that it exhibits unacceptably low high-temperature strength. This paper states that room temperature embrittlement results from retaining a high concentration of vacancies after high-temperature heat treatment. Cu, Ni, Co, Mn, Cr, V
And the effects of various ternary alloying additives such as Ti, as well as the effects of high temperature annealing and subsequent low temperature vacancy relaxation heat treatment.

【００１５】 （発明の要約） 本発明は、鉄アルミナイド、酸化物充填材、及び鉄アルミナイドへの酸化物充
填材の冶金学的結合を改良する添加材を含む鉄アルミナイド複合材を提供する。
酸化物充填材は、アルミナ、ジルコニア、イットリア、希土類酸化物及び／又は
ベリリアを含むことが出来る。添加材はＴｉＣ、ＨｆＣ及び／又はＺｒＣのよう
な高融点(refractory）炭化物を含むことが出来る。酸化物：添加材の好ましい 比は１対３である。本複合材は、工具ビット、構造部品、ヒーターのような装置
における電気抵抗発熱体のような種々のデバイスに使用出来る。好ましい実施態
様によると、本複合材は液相焼結複合材を含む。SUMMARY OF THE INVENTION The present invention provides an iron aluminide composite comprising an iron aluminide, an oxide filler, and an additive that improves the metallurgical bonding of the oxide filler to the iron aluminide.
The oxide filler can include alumina, zirconia, yttria, rare earth oxides and / or beryllia. Additives can include refractory carbides such as TiC, HfC and / or ZrC. The preferred ratio of oxide: additive is 1: 3. The composite can be used in a variety of devices, such as tool bits, structural components, and electrical resistance heating elements in equipment such as heaters. According to a preferred embodiment, the composite comprises a liquid phase sintered composite.

【００１６】 鉄アルミナイドは、鉄とアルミニウムの二元合金即ち合金から成るのが好まし
い。例えば、鉄アルミナイド合金は、重量％で、１４−３２％のＡｌ、≦２．０
％のＴｉ、≦２．０％のＳｉ、≦３０％のＮｉ、≦０．５％のＹ、≦１５％のＮ
ｂ、≦１％のＴａ、≦３％のＷ、≦１０％のＣｒ、≦２．０％のＭｏ、≦１％の
Ｚｒ、≦１％のＣ及び≦０．１％のＢを含むことが出来る。酸化物充填材は、≦
４０％のようないずれの所望の量で存在することが出来るアルミナを含むのが好
ましい。添加材は≦４０％のＴｉＣを含むのが好ましい。The iron aluminide preferably comprises a binary alloy of iron and aluminum. For example, iron aluminide alloys, by weight, are 14-32% Al, ≦ 2.0
% Ti, ≤2.0% Si, ≤30% Ni, ≤0.5% Y, ≤15% N
b, ≦ 1% Ta, ≦ 3% W, ≦ 10% Cr, ≦ 2.0% Mo, ≦ 1% Zr, ≦ 1% C, and ≦ 0.1% B Can be done. The oxide filler is ≤
Preferably, it contains alumina which can be present in any desired amount, such as 40%. Preferably, the additive comprises ≦ 40% TiC.

【００１７】 本発明のいろいろな好ましい局面によると、本複合材はＣｒフリー（ｆｒｅｅ
）、Ｍｎフリー、Ｓｉフリー、及び／又はＮｉフリーであることが可能である。
本複合材は、ＳｉＣ、Ｓｉ_３Ｎ_４、ＡｌＮ等のような非酸化物充填材 セラミッ ク粒子を含むことが出来る。好ましい鉄アルミナイド合金は、２０．０−３１．
０％のＡｌ、０．０５−０．１５％のＺｒ、≦３％のＷ、≦０．１％のＢ及び≦
０．０１−０．２％のＣ；１４．０−２０．０％のＡｌ、０．３−１．５％のＭ
ｏ、０．０５−１．０％のＺｒ、≦３％のＷ及び≦０．２％のＣ、及び≦０．１
％のＢ及び≦２．０％のＴｉ；並びに２０．０−３１．０％のＡｌ、０．３−０
．５％のＭｏ、０．０５−０．３％のＺｒ、≦０．２％のＣ、≦２％のＷ、≦０
．１％のＢ及び≦０．５％のＹを含む。According to various preferred aspects of the present invention, the composite is Cr-free.
), Mn-free, Si-free, and / or Ni-free.
This composite, _{SiC, Si} 3 N 4, non-oxide fillers ceramic particles, such as AlN can include. Preferred iron aluminide alloys are 20.0-31.
0% Al, 0.05-0.15% Zr, ≦ 3% W, ≦ 0.1% B and ≦
0.01-0.2% C; 14.0-20.0% Al, 0.3-1.5% M.
o, 0.05-1.0% Zr, ≦ 3% W and ≦ 0.2% C, and ≦ 0.1
% B and ≦ 2.0% Ti; and 20.0-31.0% Al, 0.3-0
. 5% Mo, 0.05-0.3% Zr, ≤ 0.2% C, ≤ 2% W, ≤ 0
. Contains 1% B and ≦ 0.5% Y.

【００１８】 電気抵抗発熱体は、ヒーター、トースター、点火器、発熱体等のような製品に
使用出来、その場合、本複合材は、室温抵抗率８０−４００μΩ・ｃｍ、好まし
くは９０−２００μΩ・ｃｍを有する。本複合材は、最高１０ボルトの電圧で最
高６アンペアが合金の中に通電されると、１秒未満で９００℃に昇温するのが好
ましい。空気中で３時間１０００℃で加熱すると、本複合材は４％未満、好まし
くは２％未満の重量増加を示す。０．５−５秒間で室温から１０００℃までパル
ス加熱されたとき、本複合材は破壊することなく１０，０００サイクル超の耐熱
疲労性を示すのが好ましい。The electric resistance heating element can be used for products such as heaters, toasters, igniters, heating elements, etc. In this case, the composite material has a room temperature resistivity of 80-400 μΩ · cm, preferably 90-200 μΩ · cm. The composite preferably rises to 900 ° C. in less than one second when up to 6 amps are passed through the alloy at a voltage of up to 10 volts. Upon heating at 1000 ° C. for 3 hours in air, the composite exhibits a weight gain of less than 4%, preferably less than 2%. When pulse heated from room temperature to 1000 ° C. for 0.5-5 seconds, the composite material preferably exhibits a thermal fatigue resistance of more than 10,000 cycles without breaking.

【００１９】 機械的特性については，本複合材には液相焼結条件で少なくとも３００ＭＰａ
、そして熱間鍛造条件では少なくとも１０００ＭＰａの室温曲げ強さがある。Regarding mechanical properties, the composite material should be at least 300 MPa under liquid phase sintering conditions.
And, under hot forging conditions, there is a room temperature bending strength of at least 1000 MPa.

【００２０】 本発明は、鉄アルミナイド粉末、酸化物粉末、及び鉄アルミナイドへの酸化物
粉末の接着性を促進する添加材の混合物を形成し、その粉末混合物を物体に成形
してその物体を焼結することによって鉄アルミナイド複合材を製造する粉末冶金
法も提供する。本方法のいろいろな局面によると、本物体は、熱間又は冷間プレ
ス加工によって成形することが出来、焼結は固体状態、部分液相又は液相焼結を
含むことが出来る。例えば、粉末を金属缶に入れて、粉末を含む金属缶をシール
してその缶をホットプレス加工又は熱間押出することにより成形を行なうことが
出来る。これとは別に、鉄アルミナイドマトリックスを酸化物充填材粒子の塊状
物にする液相溶浸によって物体を作ることが出来る。焼結体を高密度化及び／又
は成形するために、焼結体を熱間鍛造するか、又は冷間加工、押出、圧延等のよ
うなその他の加工工程にかけることが出来る。必要に応じて、粉末混合物は焼結
の前に及び／又は焼結の後に冷間プレス加工することが出来る。The present invention provides a mixture of an iron aluminide powder, an oxide powder, and an additive that promotes the adhesion of the oxide powder to the iron aluminide, forms the powder mixture into an object, and fires the object. Also provided is a powder metallurgy process for producing iron aluminide composites by sintering. According to various aspects of the method, the object can be formed by hot or cold pressing and sintering can include solid state, partial liquid phase or liquid phase sintering. For example, the powder can be placed in a metal can, the metal can containing the powder can be sealed, and the can can be formed by hot pressing or hot extrusion. Alternatively, the body can be made by liquid phase infiltration of the iron aluminide matrix into a mass of oxide filler particles. In order to densify and / or form the sintered body, the sintered body can be hot forged or subjected to other working steps such as cold working, extrusion, rolling and the like. If desired, the powder mixture can be cold pressed before and / or after sintering.

【００２１】 （好ましい実施態様の詳細な説明） 本発明は、鉄アルミナイド、酸化物充填材、及びその鉄アルミナイドへの酸化
物充填材の冶金学的結合を改良する添加材を含む鉄アルミナイド複合材に関する
。本発明の１つの局面によると、鉄アルミナイドは、４から３２重量％（呼称）
の範囲の鉄濃度を含むことが出来、酸化物充填材はアルミナ、ジルコニア、イッ
トリア、希土類酸化物及び／又はベリリアのような１種以上の酸化物を含むこと
が出来る。本添加材は、ＴｉＣ、ＨｆＣ、ＺｒＣ、ＴｉＮ、ＨｆＮ、ＺｒＮ、Ｔ
ｉＢ_２、ＨｆＢ_２及び／又はＺｒＢ_２のような少なくとも１種の高融点炭化物、
高融点窒化物、又は高融点ホウ化物を含むのが好ましい。DETAILED DESCRIPTION OF THE PREFERRED EMBODIMENTS The present invention is directed to an iron aluminide composite comprising an iron aluminide, an oxide filler, and an additive that improves the metallurgical bonding of the oxide filler to the iron aluminide. About. According to one aspect of the present invention, the iron aluminide comprises 4 to 32% by weight (nominal).
And the oxide filler can include one or more oxides such as alumina, zirconia, yttria, rare earth oxides and / or beryllia. This additive is made of TiC, HfC, ZrC, TiN, HfN, ZrN, T
at least one refractory carbide such as iB ₂ , HfB ₂ and / or ZrB ₂ ;
It preferably contains a high melting point nitride or a high melting point boride.

【００２２】 鉄アルミナイドを成形する際に使用される合金成分の濃度は、本明細書では呼
称重量パーセントで表す。しかしながら、アルミニウムの呼称重量は、本質的に
鉄アルミナイドではアルミニウムの真の重量の少なくとも約９７％に相当する。
例えば、好ましい組成物では、呼称１８．４６重量％は真の１８．２７重量％の
アルミニウムを得ることが出来ることから呼称濃度は約９９％である。The concentrations of the alloy components used in forming the iron aluminide are expressed herein by nominal weight percent. However, the nominal weight of aluminum essentially corresponds to at least about 97% of the true weight of aluminum for iron aluminides.
For example, in a preferred composition, the nominal concentration is about 99% because 18.46% by weight can yield true 18.27% by weight aluminum.

【００２３】 本鉄アルミナイドは、強度、室温延性、耐酸化性、水性耐食性、耐ピッチング
性、耐熱疲労性、電気抵抗率、耐高温垂れ下り性又は耐クリープ性、耐重量増加
性のような諸特性を改良するために１種以上の選ばれた合金要素と一緒に加工又
は合金化することが出来る。鉄アルミナイド複合材は、同一所有権のある米国特
許第５，５３０，２２５号又は第５，５９１，３６８号に記載されているような
種々のデバイス用の発熱体を製造するのに使用出来る。しかしながら、本複合材
は、耐酸化性及び耐食性を有する皮膜として使用出来る熱間噴霧用のようなその
他の用途に使用出来る。また、本複合材は、化学工業で使用される耐酸化性及び
耐食性電極、炉部品、化学反応器、耐硫化性材料、耐食性材料、石炭スラリー又
はコールタールの運搬用パイプ、触媒転化器、自動車エンジンの排気パイプ、多
孔質フィルターの基材として使用出来る。The iron aluminide has various properties such as strength, room temperature ductility, oxidation resistance, aqueous corrosion resistance, pitting resistance, heat fatigue resistance, electric resistivity, high temperature sag resistance or creep resistance, and weight increase resistance. It can be worked or alloyed with one or more selected alloy elements to improve properties. Iron aluminide composites can be used to make heating elements for various devices, such as those described in commonly owned U.S. Patent Nos. 5,530,225 or 5,591,368. However, the composites can be used for other applications, such as for hot spraying, which can be used as oxidation and corrosion resistant coatings. In addition, this composite material is used in the chemical industry for oxidation-resistant and corrosion-resistant electrodes, furnace parts, chemical reactors, sulfur-resistant materials, corrosion-resistant materials, coal slurry or coal tar transport pipes, catalytic converters, automobiles It can be used as the exhaust pipe of engines and the base material of porous filters.

【００２４】 本発明の１つの局面によると、本複合材が、電気点火物品の発熱体用に使用さ
れる場合、本複合材の形態は次式によってヒーター抵抗を最適にするように変更
出来る：Ｒ＝ρ（Ｌ／Ｗ×Ｔ）、式中、Ｒ＝発熱体の抵抗、ρ＝熱体材料の抵抗
率、Ｌ＝発熱体の長さ、Ｗ＝発熱体の幅、及びＴ＝発熱体の厚さ。発熱体材料の
抵抗率は、鉄アルミナイド合金粉末の組成、及び／又は本複合材中のフィラー材
料の量及び／又は種類を調節することにより変更出来る。本複合材は、必要に応
じて耐クリープ性及び／又は伝熱性を高めるためにセラミック粒子のような充填
材を含むことが出来る。本複合材は、また、本複合材を高温で耐クリープ性にす
ること、及び伝熱性を高めること及び／又は本複合材の熱膨張係数を小さくする
ために電気絶縁材料の粒子を組み入れることも出来る。電気絶縁性／伝導性粒子
／繊維をＦｅ、Ａｌ又は鉄アルミナイドの粉末混合物に加えることが出来るし、
或いはそのような粒子／繊維は、本複合材の製造過程で発熱反応する元素状粉末
の反応的統合（synthesis）によって形成出来る。According to one aspect of the present invention, when the composite is used for a heating element of an electric ignition article, the form of the composite can be modified to optimize the heater resistance by the following equation: R = ρ (L / W × T), where R = resistance of heating element, ρ = resistivity of heating element, L = length of heating element, W = width of heating element, and T = heating element Thickness. The resistivity of the heating element material can be changed by adjusting the composition of the iron aluminide alloy powder and / or the amount and / or type of the filler material in the composite. The composite may optionally include a filler such as ceramic particles to enhance creep resistance and / or heat transfer. The composite may also incorporate particles of an electrically insulating material to render the composite creep resistant at elevated temperatures and to enhance heat transfer and / or reduce the coefficient of thermal expansion of the composite. I can do it. Electrical insulating / conductive particles / fibers can be added to the powder mixture of Fe, Al or iron aluminide,
Alternatively, such particles / fibers can be formed by reactive synthesis of exothermic elemental powders during the production of the composite.

【００２５】 本複合材はいろいろな方法で製造出来る。例えば、本複合材の鉄アルミナイド
はプレアロイ粉末から、或いは合金成分を機械的に合金化することによって製造
出来る。機械的に合金化した粉末は、キャンニング（ｃａｎｎｉｎｇ）及び押出
、スリップ鋳造、遠心鋳造、ホットプレス加工、及び熱間等静圧圧縮成形による
ような慣用の粉末冶金技術によってプレス加工出来る。もう１つの技術は、Ｆｅ
、Ａｌ及び必要に応じて合金化元素の精製元素状粉末を使用すること、並びにそ
のような成分を機械的に合金化することである。前記の他に、前記の電気絶縁性
及び／又は導電性粒子を粉末混合物に組み入れて本複合材の物理的諸特性及び高
温耐クリープ性を調整出来る。The composite can be manufactured in various ways. For example, the iron aluminide of the composite can be manufactured from pre-alloyed powder or by mechanically alloying the alloy components. Mechanically alloyed powders can be pressed by conventional powder metallurgy techniques such as by canning and extrusion, slip casting, centrifugal casting, hot pressing, and hot isostatic pressing. Another technology is Fe
, Al and, if necessary, refined elemental powders of the alloying elements, and mechanically alloying such components. In addition to the foregoing, the electrical insulating and / or conductive particles described above can be incorporated into a powder mixture to adjust the physical properties and high temperature creep resistance of the composite.

【００２６】 本複合材は、粉末冶金技術によって製造することが好ましい。例えば、本複合
材は種々の留分を有する粉末混合物から作ることが出来るが、好ましい粉末混合
物は、−１００メッシュより細かい粒度を有する粒子を含む。本発明の１つの局
面によると、鉄アルミナイド粉末は、この粉末が球状形態を有する場合、ガス噴
霧機によって作ることが出来る。本発明の別の局面によると、鉄アルミナイド粉
末はこの粉末が不規則形態を有する場合には、水噴霧化によって作ることが出来
る。水噴霧化によって作られる鉄アルミナイド粉末は、粉末粒子上に酸化アルミ
ニウム皮膜を含むことがあり、そのような酸化アルミニウムが細かく粉砕されて
、粉末の熱機械的加工過程で本複合材に組み入れられ、シート、バー等のような
形で形成出来る。アルミナ粒子は鉄アルミニウム合金の抵抗率を上げるのに有効
である。アルミナは強度や耐クリープ性を高めるのに有効であり、鉄アルミナイ
ド合金の延性は低下する。The composite is preferably manufactured by powder metallurgy technology. For example, the composite can be made from a powder mixture having various fractions, but preferred powder mixtures include particles having a particle size smaller than -100 mesh. According to one aspect of the present invention, iron aluminide powder can be made by a gas atomizer when the powder has a spherical morphology. According to another aspect of the invention, the iron aluminide powder can be made by water atomization if the powder has an irregular morphology. Iron aluminide powders made by water atomization may contain aluminum oxide coatings on the powder particles, such aluminum oxide is finely ground and incorporated into the composite during the thermomechanical processing of the powder, It can be formed in the form of a sheet, bar, or the like. Alumina particles are effective in increasing the resistivity of the iron-aluminum alloy. Alumina is effective in increasing the strength and creep resistance, and reduces the ductility of the iron aluminide alloy.

【００２７】 鉄アルミナイドの合金化成分の１つとしてモリブデンを使用出来る場合、モリ
ブデンは付随的不純物の量を超えて最高約５．０％の範囲の有効量で加えること
が出来、その有効量は鉄アルミナイドの固溶体の硬化を促進し、高温に曝された
時この合金の耐クリープ性を促進するのに充分な量である。モリブデンの濃度は
、０．２５から４．２５％にわたって変更することが出来、１つの好ましい実施
態様では約０．３から０．５％の範囲である。約２．０％超のモリブデンを加え
るとこのような濃度のモリブデンの存在によって生じる比較的大きい程度の固溶
体硬化によって室温延性が低下する。If molybdenum can be used as one of the alloying components of the iron aluminide, molybdenum can be added in an effective amount in the range of up to about 5.0% beyond the amount of incidental impurities, the effective amount being An amount sufficient to promote the hardening of the solid solution of the iron aluminide and to promote the creep resistance of the alloy when exposed to high temperatures. Molybdenum concentrations can vary from 0.25 to 4.25%, and in one preferred embodiment range from about 0.3 to 0.5%. Addition of more than about 2.0% molybdenum reduces room temperature ductility due to the relatively large degree of solid solution hardening caused by the presence of such concentrations of molybdenum.

【００２８】 鉄アルミナイド合金粉末のクリープ強度を改良するのに有効な量でチタンを鉄
アルミナイドに加えることが出来、３％の量まで入れることが出来る。チタンを
入れる場合、チタンの濃度は≦２．０％の範囲が好ましい。Titanium can be added to the iron aluminide in an amount effective to improve the creep strength of the iron aluminide alloy powder, and can be added up to 3%. When titanium is added, the concentration of titanium is preferably in the range of ≦ 2.0%.

【００２９】 炭素及び炭化物形成材を鉄アルミナイド合金粉末の中で使用出来る場合、炭素
は付随的不純物の量を超えて最高約０．７５％の範囲の有効量で入れられ、一方
、炭化物形成材は付随的不純物の量を超えて最高約１．０％以上の範囲の有効量
で入れられる。炭素濃度は約０．０３％ないし約０．３％の範囲が好ましい。炭
素及び炭化物形成材の有効量は、各々、鉄アルミナイドを昇温に曝す過程で鉄ア
ルミナイド合金中の結晶粒の成長を制御するのに十分な炭化物の形成を共に可能
にするのに充分な量である。炭化物によって鉄アルミナイド合金の中で或る程度
の析出強化も得られる。過剰の炭素が最終合金の中に本質的に残らないように、
炭化物の添加によって炭素対炭化物形成材の比が化学量論又はほぼ化学量論的比
となるように鉄アルミナイド合金粉末の中の炭素及び炭化物形成材の濃度にする
ことが出来る。If carbon and carbide formers can be used in the iron aluminide alloy powder, carbon is added in an effective amount in the range of up to about 0.75% over the amount of incidental impurities, while the carbide formers Is added in an effective amount in the range of up to about 1.0% or more beyond the amount of incidental impurities. Preferably, the carbon concentration ranges from about 0.03% to about 0.3%. The effective amounts of carbon and carbide formers are each sufficient to allow both carbide formation to control grain growth in the iron aluminide alloy during the exposure of the iron aluminide to elevated temperatures. It is. The carbides also provide some precipitation strengthening in iron aluminide alloys. So that essentially no excess carbon remains in the final alloy
The addition of carbides allows the concentration of carbon and carbide formers in the iron aluminide alloy powder to be at a stoichiometric or near stoichiometric ratio of carbon to carbide formers.

【００３０】 ジルコニウムを鉄アルミナイド合金に組み入れて耐高温酸化性を改良すること
が出来る。炭素がある場合、鉄アルミナイド合金中のジルコニウムのような過剰
の炭化物形成材は、空気中の高温熱サイクルの過程で可能な限り耐粉砕性酸化物
の形成を助長するのに有用である。ジルコニウムは表面酸化物をピン止めする鉄
アルミナイド合金の曝露表面に垂直な酸化物ストリンガー（ｓｔｒｉｎｇｅｒ）
を形成し、一方、ハフニウムは表面酸化物に平行な酸化物ストリンガーを形成す
るので、ジルコニウムはハフニウムよりも有用である。Zirconium can be incorporated into iron aluminide alloys to improve high temperature oxidation resistance. When carbon is present, excess carbide formers, such as zirconium in iron aluminide alloys, are useful to promote the formation of as much grind resistant oxide as possible during the high temperature thermal cycle in air. Zirconium is an oxide stringer perpendicular to the exposed surface of an iron aluminide alloy that pins surface oxides
Zirconium is more useful than hafnium because hafnium forms an oxide stringer parallel to the surface oxide.

【００３１】 炭化物形成材はタングステン、チタン、ジルコニウム、ニオブ、タンタル及び
ハフニウム並びにそれらの混合物のような炭化物形成元素を含む。炭化物形成材
は、鉄アルミナイド合金の中に含まれる炭素と炭化物を形成するのに十分な濃度
で含まれるのが好ましい。炭化物形成材として使用される場合、タングステン、
ニオブ、タンタル、チタン、ジルコニウム及びハフニウムの濃度は各々、最高３
重量％の量で存在することが出来る。[0031] Carbide formers include carbide formers such as tungsten, titanium, zirconium, niobium, tantalum and hafnium and mixtures thereof. Preferably, the carbide former is included in a concentration sufficient to form carbides with the carbon contained in the iron aluminide alloy. When used as a carbide former, tungsten,
The concentrations of niobium, tantalum, titanium, zirconium and hafnium are each up to 3
It can be present in an amount by weight.

【００３２】 前記の合金元素の他に、鉄アルミナイド合金の耐酸化性を改良することが判っ
ているので、鉄アルミナイド合金組成物の中に約０．０５−０．２５％のセリウ
ム又はイットリウムのような有効量の希土類元素を使用することが有用である。In addition to the above alloying elements, it has been found to improve the oxidation resistance of iron aluminide alloys, so about 0.05-0.25% of cerium or yttrium in the iron aluminide alloy composition It is useful to use such an effective amount of the rare earth element.

【００３３】 酸化物充填材は粉末のような粒子、繊維等の形状が可能である。例えば、本複
合材は、Ｙ_２Ｏ_３、Ａｌ_２Ｏ_３、希土類酸化物、ベリリア、又はそれらの組み合
わせ物のような酸化物粒子を最高４０％含むことが出来る。酸化物粒子はＦｅ、
Ａｌ及びその他の合金化元素の溶融体又は粉末混合物に加えることが出来る。そ
れとは別に、アルミニウム含有鉄基合金の溶融体を現場で水噴霧化して酸化物を
作り出すことにより鉄−アルミニウム粉末上にアルミナ又はイットリアの皮膜を
得ることが出来る。粉末の加工過程で酸化物を粉砕して最終製品の中にストリン
ガーとして配置する。鉄アルミナイド合金の中に酸化物粒子を組み入れることは
合金の抵抗率を高めるのに有効である。例えば、合金の中に約０．５−０．６重
量％の酸素を組み入れることにより、その抵抗率は約１００μΩ・ｃｍから約１
６０μΩ・ｃｍへ上昇させることが出来る。The oxide filler can be in the form of particles such as powder, fibers, and the like. For example, the composite _{material, Y 2 O 3, Al 2} O 3, rare earth oxides, beryllia, or oxide particles can be made containing up to 40%, such as combinations thereof. The oxide particles are Fe,
It can be added to a melt or a powder mixture of Al and other alloying elements. Alternatively, a film of alumina or yttria can be obtained on iron-aluminum powder by atomizing a melt of an aluminum-containing iron-based alloy in-situ with water to produce an oxide. During the processing of the powder, the oxide is crushed and placed as a stringer in the final product. Incorporating oxide particles into an iron aluminide alloy is effective in increasing the resistivity of the alloy. For example, by incorporating about 0.5-0.6% by weight of oxygen into the alloy, its resistivity can be from about 100 μΩ · cm to about 1 μΩ · cm.
It can be increased to 60 μΩ · cm.

【００３４】 鉄アルミナイドと酸化物充填材との結合を促進するための添加材は、鉄アルミ
ナイドの濡れを改良する、即ち、表面張力及び／又は接触角を小さくするあらゆ
る元素又は化合物を含むことが出来る。例えば、この添加材は、溶融鉄アルミナ
イドの中で安定な炭化物を含むことが出来る。好ましい添加材は、ＴｉＣ、Ｈｆ
Ｃ及び／又はＺｒＣのような高融点炭化物である。鉄アルミナイドが部分的に又
は完全に溶融される液相焼結の過程で高融点炭化物は固体のままであり、酸化物
充填材を溶融鉄アルミナイドマトリックスに結合させるのを促進する。[0034] Additives to promote the binding of the iron aluminide to the oxide filler may include any element or compound that improves the wetting of the iron aluminide, ie, reduces surface tension and / or contact angle. I can do it. For example, the additive may include a stable carbide in the molten iron aluminide. Preferred additives are TiC, Hf
High melting point carbide such as C and / or ZrC. During the liquid phase sintering, in which the iron aluminide is partially or completely melted, the refractory carbide remains solid, helping to bind the oxide filler to the molten iron aluminide matrix.

【００３５】 鉄アルミナイド合金の熱伝導率及び／又は抵抗率を改良するために、導電性及
び／又は電気絶縁性金属化合物の粒子をこの合金に組み入れることが出来る。そ
のような金属化合物には、周期表の第IVｂ、第Ｖｂ及び第VIｂの各族から選ばれ
る元素の酸化物、窒化物、ケイ化物、ホウ化物及び炭化物が挙げられる。炭化物
には、Ｚｒ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｓｉ、Ｂ等の炭化物を挙げることが出来、ホウ化物に
は、Ｚｒ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｍｏ等のホウ化物を挙げることが出来、ケイ化物には、
Ｍｇ、Ｃａ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｗ等のケイ化物
を挙げることが出来、窒化物には、Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｚｒ等の窒化物を挙げる
ことが出来、そして酸化物には、Ｙ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｚｒ等の酸化物を挙げ
ることが出来る。To improve the thermal conductivity and / or resistivity of the iron aluminide alloy, particles of a conductive and / or electrically insulating metal compound can be incorporated into the alloy. Such metal compounds include oxides, nitrides, silicides, borides, and carbides of elements selected from Groups IVb, Vb, and VIb of the Periodic Table. Examples of the carbide include carbides such as Zr, Ta, Ti, Si, and B. Examples of the boride include borides such as Zr, Ta, Ti, and Mo. Examples of the silicide include:
Examples include silicides such as Mg, Ca, Ti, V, Cr, Mn, Zr, Nb, Mo, Ta, and W. Examples of nitrides include nitrides such as Al, Si, Ti, and Zr. And oxides include oxides of Y, Al, Si, Ti, Zr and the like.

【００３６】 鉄アルミナイド合金に加えることが出来る追加の元素には、Ｓｉ、Ｎｉ及びＢ
が挙げられる。例えば、最高２．０％の少量のＳｉは、低温及び高温の強度を改
良出来るが、０．２５重量％超のＳｉを加えるとこの合金の室温及び高温延性に
悪い影響を及ぼすことがある。最高３０重量％のＮｉを加えると、第２相強化に
よって鉄アルミナイド合金の強度は改良されるが、Ｎｉによってこの合金のコス
トが嵩み、しかも室温と高温の延性を下げることがあり、従って、特に、高温で
の加工が難しくなる。少量のＢによってこの合金の延性を改良することが出来、
そしてＢはＴｉ及び／又はＺｒと組み合わせて使用すると結晶粒微細化の際にホ
ウ化チタン及び／又はジルコニウム析出物が得られる。Additional elements that can be added to the iron aluminide alloy include Si, Ni and B
Is mentioned. For example, small amounts of Si up to 2.0% can improve low and high temperature strength, but the addition of more than 0.25% by weight Si can adversely affect room temperature and high temperature ductility of the alloy. The addition of up to 30% by weight of Ni improves the strength of the iron aluminide alloy by the second phase strengthening, but Ni can add to the cost of the alloy and can also reduce room temperature and high temperature ductility, and In particular, processing at high temperatures becomes difficult. A small amount of B can improve the ductility of this alloy,
When B is used in combination with Ti and / or Zr, a titanium boride and / or zirconium precipitate can be obtained during grain refinement.

【００３７】 （発明を実施するための最良の形態） 低コストのＦｅＡｌ基複合材の製造方法の例としての詳細を示す次の実施例を
参照して本発明を今から説明する。BEST MODE FOR CARRYING OUT THE INVENTION The present invention will now be described with reference to the following examples, which show exemplary details of a method of manufacturing a low cost FeAl-based composite.

【００３８】 絶縁性酸化物充填材で強化されたＦｅＡｌ基複合材は、慣用の鋳造及び粉末冶
金法を含む種々の技術によって調製出来る。しかしながら、酸化物は耐酸化性で
あり導電性は低いので、鉄アルミナイド複合材の中に酸化物を入れることは抵抗
発熱体の用途では利点となる、この複合材の電気抵抗率を高めるのに利用出来る
。次の実施例では、粉末冶金技術を使って鉄アルミナイド−酸化物複合材の加工
を実施した。[0038] FeAl-based composites reinforced with insulating oxide fillers can be prepared by a variety of techniques, including conventional casting and powder metallurgy techniques. However, because oxides are resistant to oxidation and have low electrical conductivity, it is advantageous to use oxides in iron aluminide composites in applications of resistive heating elements, to increase the electrical resistivity of the composite. Available. In the following examples, processing of iron aluminide-oxide composites was performed using powder metallurgy techniques.

【００３９】 次の実施例では、酸化物粒子としてＡｌ_２Ｏ_３及び／又はＺｒＯ_２を使って鉄
アルミナイド複合材を調製した。特にＺｒＯ_２は、熱膨張係数が大きく、従って
鉄アルミナイドマトリックスとは熱的不整合が比較的小さい。この複合材はホッ
トプレス加工ばかりでなく、液相焼結のような低コスト技術によっても作った。In the following examples, iron aluminide composites were prepared using Al ₂ O ₃ and / or ZrO ₂ as oxide particles. In particular, ZrO ₂ has a large coefficient of thermal expansion and therefore has relatively small thermal mismatch with the iron aluminide matrix. The composite was made by low cost techniques such as liquid phase sintering as well as hot pressing.

【００４０】 ＦｅＡｌ／酸化物複合材を加工するために次の３つの問題を取り上げた：（ａ
）酸化物と鉄アルミナイド複合材マトリックスとの熱力学整合性、（ｂ）酸化物
粒子が液体鉄アルミナイドによって濡れる度合い、及び（ｃ）その濡れの挙動が
鉄アルミナイドの合金添加材を加えることによって修飾出来る程度。Ａｌ_２Ｏ_３ はＦｅＡｌと熱力学に整合するのに対してＺｒＯ_２は整合しないことを見出した
。更に、液体鉄アルミナイドは、Ａｌ_２Ｏ_３を充分に濡さないけれども、ＴｉＣ
をＦｅＡｌ／Ａｌ_２Ｏ_３粉末混合物に加えることによって濡れと加工性が改良さ
れる。ＦｅＡｌ−１５容積％ＴｉＣ−１５容積％Ａｌ_２Ｏ_３複合材の熱間鍛造に
より室温曲げ強さが３倍強改良された。例えば、１０００ＭＰａ超の室温曲げ強
さは熱間鍛造組成物で得ることが出来る。機械的諸特性がこのように改良される
ことは複合材の中の残留気孔率が減少したことによるのかもしれない。更に、液
相焼結挙動の目覚しい改良は、酸化物充填材の濡れを促進する添加材（例えばＴ
ｉＣ）を組み入れることによって得ることが出来る。The following three issues were addressed to process FeAl / oxide composites:
) Thermodynamic consistency between the oxide and the iron aluminide composite matrix, (b) the degree to which the oxide particles are wetted by the liquid iron aluminide, and (c) the wetting behavior is modified by adding an iron aluminide alloy additive. To the extent possible. Al ₂ O ₃ is ZrO ₂ with respect to alignment with FeAl thermodynamic found that does not match. Furthermore, although liquid iron aluminide does not wet Al ₂ O ₃ well, TiC
Is added to the FeAl / Al ₂ O ₃ powder mixture to improve wettability and processability. Hot forging of FeAl-15 volume% TiC-15 volume% Al ₂ O ₃ composite material improved room temperature bending strength by more than 3 times. For example, room temperature flexural strengths greater than 1000 MPa can be obtained with hot forging compositions. This improvement in mechanical properties may be due to reduced residual porosity in the composite. In addition, a remarkable improvement in the liquid phase sintering behavior is due to additives (eg, T
It can be obtained by incorporating iC).

【００４１】 Ｆｅ−４０原子％Ａｌ、Ａｌ_２Ｏ_３又はＹ_２Ｏ_３−安定型ＺｒＯ_２粉末を混合
し、それらを真空中で１４５０℃又は１５００℃で液相焼結することにより調製
したＦｅＡｌ／Ａｌ_２Ｏ_３及びＦｅＡｌ／ＺｒＯ_２試験片を使って実験を実施し
た。次の考察では、“ＦｅＡｌ”は、Ｆｅ−４０原子％Ａｌを表すことにする。
Ｘ線回折データの結果として、ＦｅＡｌ／Ａｌ_２Ｏ_３複合材は、アルファ−Ａｌ _２ Ｏ_３及びＦｅＡｌを含み、一方、ＦｅＡｌ／ＺｒＯ_２複合材は立方晶安定型Ｚ
ｒＯ_２ばかりでなくＦｅＡｌも含むことを確認した。しかしながら、次のタイプ
の置換反応を示唆する大量のアルファアルミナの証拠もあった： ３ＺｒＯ_２＋２４ＦｅＡｌ→２Ｆｅ_３Ａｌ＋３Ｆｅ_６Ａｌ_６Ｚｒ＋２Ａｌ_２Ｏ _３ 、 式中、Ｆｅ_６Ａｌ_６Ｚｒは三元金属間相である。提案された反応と矛盾なく、走
査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）の電子分散分光法（ＥＤＳ）によってＦｅＡｌ、金属
間ＦｅＡｌＺｒ及Ａｌ_２Ｏ_３びの存在が実証された。Fe-40 atomic% Al, Al₂O₃Or Y₂O₃-Stable ZrO₂Mix powder
Prepared by liquid phase sintering them at 1450 ° C or 1500 ° C in vacuum
FeAl / Al₂O₃And FeAl / ZrO₂I ’m going to do an experiment
Was. In the following discussion, "FeAl" will represent Fe-40 atomic% Al.
As a result of the X-ray diffraction data, FeAl / Al₂O₃The composite material is alpha-Al ₂ O₃And FeAl, while FeAl / ZrO₂Composite material is cubic stable type Z
rO₂Not only that, but also FeAl was confirmed. However, the following types
There was also a large amount of evidence for alpha alumina suggesting a substitution reaction of: 3ZrO₂+ 24FeAl → 2Fe₃Al + 3Fe₆Al₆Zr + 2Al₂O ₃ Where Fe₆Al₆Zr is a ternary intermetallic phase. Running consistent with the proposed response
FeAl, metal by electron dispersive spectroscopy (EDS) of scanning electron microscope (SEM)
FeAlZr and Al₂O₃And the presence of

【００４２】 １０％のＡｌ_２Ｏ_３及び１０％のＺｒＯ_２を含むホットプレス加工したＦｅＡ
ｌ／ＺｒＯ_２試験片を試験して曲げ強さを測定した。試料の光学顕微鏡法による
と、反応は材料の中で起こることが判り、材料から研削された曲げ試験用のバー
の削った縁部によるとこの材料は事実、脆いことが判った。脆くて破壊した曲げ
試験用バーによると、鉄アルミナイドが反応して更に脆い相を形成したことが判
った。この材料は２１５±２９ＭＰａの室温曲げ強さを示した。試験の結果とし
て、ＺｒＯ_２はＦｅＡｌと接触すると熱力学に安定でないと判断された。Hot pressed FeA containing 10% Al ₂ O ₃ and 10% ZrO ₂
The 1 / ZrO ₂ specimen was tested to determine flexural strength. Optical microscopy of the sample showed that the reaction occurred in the material, and that the material was in fact brittle according to the sharpened edges of the bending test bars ground from the material. The brittle and fractured bending test bar indicated that the iron aluminide had reacted and formed a more brittle phase. This material exhibited a room temperature flexural strength of 215 ± 29 MPa. As a result of the test, it was determined that ZrO ₂ was not thermodynamically stable when in contact with FeAl.

【００４３】 次の実験では、プレアロイされた鉄アルミナイド粉末を酸化物粉末と混合した
。次に、この粉末混合物は、アルミナ蓋の付いたアルミナ坩堝の中に入れた。大
抵、この坩堝は、各々、内径３８ｍｍで高さ８ｍｍであった。粉末混合物は焼結
の前に冷間プレス加工はしなかったけれども、焼結の前に冷間プレス加工すると
加工性は大幅に改良されると思われる。充填した坩堝は通常通り一晩かけて１０
−５トル（Ｔｏｒｒ）より低い指示の真空までポンプを作動した。続いて、試験
片は２時間にわたって１４５０又は１５００℃に昇温し、その温度で０．２−０
．３時間保持したのち、炉を冷却した。１４５０又は１５００℃では鉄アルミナ
イドは溶融して液相焼結が起こった。酸化物粉末に液体鉄アルミナイド合金を溶
浸する試みも行なった。多くの場合、元素状Ｔｉ又はＣを二元鉄アルミナイドに
加えると濡れが向上した。酸化物粉末の一部分をＴｉＣ粉末で置換すると最良の
クーポン（ｃｏｕｐｏｎ）が得られた。実施例で使用した金属合金及び酸化物粉
末を表１にまとめている。表２はこれらの試験片から得たデータを一覧している
。表１及び２を使って、実施したいろいろな加工実験を考察する。In the next experiment, prealloyed iron aluminide powder was mixed with oxide powder. The powder mixture was then placed in an alumina crucible with an alumina lid. Usually, the crucibles were each 38 mm inside diameter and 8 mm high. Although the powder mixture was not cold pressed prior to sintering, cold pressing prior to sintering would greatly improve workability. Filled crucibles as usual overnight
The pump was turned on to the indicated vacuum below -5 Torr. Subsequently, the specimen was heated to 1450 or 1500 ° C. for 2 hours, at which temperature it was 0.2-0.
. After holding for 3 hours, the furnace was cooled. At 1450 or 1500 ° C., the iron aluminide melted and liquid phase sintering occurred. Attempts were also made to infiltrate liquid iron aluminide alloy into oxide powder. In many cases, the addition of elemental Ti or C to the binary iron aluminide improved wetting. The best coupon was obtained when a portion of the oxide powder was replaced with TiC powder. Table 1 summarizes the metal alloys and oxide powders used in the examples. Table 2 lists the data obtained from these specimens. Using Tables 1 and 2, the various processing experiments performed are considered.

【００４４】 図１及び２は試験片Ａ００３（ＦｅＡｌ／Ａｌ_２Ｏ_３）及びＡ００４（ＦｅＡ
ｌ／ＺｒＯ_２）の粉末Ｘ線回折図を示している。熱力学安定性と整合して、Ｆｅ
Ａｌ／Ａｌ_２Ｏ_３複合材のＸ線回折図は概ねα−Ａｌ_２Ｏ_３及びＦｅＡｌを表し
ている。２１と３０°の２本の小さいピークは同定出来なかった。ＦｅＡｌ／Ｚ
ｒＯ_２複合材のＸ線回折図は、立方晶安定型ＺｒＯ_２ばかりでなく、ＦｅＡｌも
表している。しかしながら、次のタイプの置換反応を示唆する大量のαアルミナ
の証拠もある： ３ＺｒＯ_２＋２４ＦｅＡｌ＜---＞２Ｆｅ_３Ａｌ＋３Ｆｅ_６Ａｌ_６Ｚｒ＋２Ａｌ _２ Ｏ_３, 式中、Ｆｅ_６Ａｌ_６Ｚｒは三元金属間相である。Ｘ線の結果は図３に具体化され
ていて、この図では、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）での電子分散分光法（ＥＤＳ
）によってＦｅＡｌ、ＦｅＡｌＺｒ金属間相、及びＡｌ_２Ｏ_３の存在が実証され
た。明らかに、ＺｒＯ_２は液体ＦｅＡｌと接触すると熱力学に安定ではない。こ
のことが判ったのでＺｒＯ_２を用いたプレス加工は止めた。FIGS. 1 and 2 show a test piece A003 (FeAl / Al₂O₃) And A004 (FeA
1 / ZrO₂2) shows the powder X-ray diffraction pattern of FIG. Consistent with thermodynamic stability, Fe
Al / Al₂O₃The X-ray diffraction pattern of the composite material is approximately α-Al₂O₃And FeAl
ing. Two small peaks at 21 and 30 ° could not be identified. FeAl / Z
rO₂The X-ray diffraction diagram of the composite material shows a cubic stable ZrO₂Not only that, but also FeAl
Represents. However, large amounts of α-alumina suggest the following types of substitution reactions:
There is also evidence of: 3ZrO₂+ 24FeAl <---> 2Fe₃Al + 3Fe₆Al₆Zr + 2Al ₂ O₃, Where Fe₆Al₆Zr is a ternary intermetallic phase. The X-ray results are embodied in FIG.
In this figure, electron dispersion spectroscopy (EDS) using a scanning electron microscope (SEM) is shown.
) According to FeAl, FeAlZr intermetallic phase, and Al₂O₃The existence of
Was. Obviously, ZrO₂Is not thermodynamically stable when in contact with liquid FeAl. This
ZrO₂Pressing using was stopped.

【００４５】 炭化物及びホウ化物を含む鉄アルミナイド複合材では、液体鉄アルミナイドに
よる濡れは極めて効果的なので、これらのセラミックスから作られる多孔質プリ
フォームは容易に溶浸される。この手法を酸化物に適用することを検討した（試
験片 Ａ００５、Ａ００６、Ａ０１１、Ａ０１２）。鉄アルミナイド粉末をＡｌ _２ Ｏ_３又はＺｒＯ_２床に置いたのち、この鉄アルミナイドを溶融するために真空
中で１４５０℃に加熱した。液体金属による酸化物の濡れに関する文献から予期
されるように、溶浸は起こらなかった。これに対して可能性のある解決策はＴｉ
のような反応性元素を加えることかもしれなかった。しかしながら、Ｔｉを鉄ア
ルミナイド粉末に加えても溶浸は起こらなかった（Ａ００５、Ａ００６）。Ｔｉ
Ｃ微粒子を加えると、ＦｅＡｌ／ＴｉＣ／Ａｌ２Ｏ３混合物の液相焼結の過程で
溶浸挙動が改良されると思われる。For iron aluminide composites containing carbides and borides, liquid iron aluminides
Since wetting is extremely effective, porous preforms made from these ceramics
The foam is easily infiltrated. We examined the application of this method to oxides (trial
Specimens A005, A006, A011, A012). Al iron aluminide powder ₂ O₃Or ZrO₂After placing on the floor, vacuum is applied to melt the iron aluminide.
Heated to 1450 ° C. Literature on oxide wetting by liquid metals
As noted, infiltration did not occur. A possible solution to this is Ti
Could add a reactive element like However, Ti
Infiltration did not occur even when added to the luminide powder (A005, A006). Ti
When C fine particles are added, during the liquid phase sintering of the FeAl / TiC / Al2O3 mixture
It appears that the infiltration behavior is improved.

【００４６】 粒度が３８μｍ未満のアルミナ粉末Ａ００２を使って実験を行なった。アルミ
ナを伴った鉄アルミナイドの液相焼結によって多孔性クーポン、及び濡れが乏し
いために追い出される多量の浸出ＦｅＡｌが生じるのが普通であった。このこと
は図４に示していている。容積分率が約３０重量％（試験片Ａ０２０及びＡ０４
１）の場合、クーポンは極めて脆かった。アルミナ含量が約２０重量％の値まで
下がると（Ａ０１４）、クーポンは、より強くなる傾向があった。鉄アルミナイ
ド粉末Ａ０４０は別の試料（Ａ０３２）用に使用した＜４５μｍ粉末より大きい
粒度なので、この鉄アルミナイド粉末Ａ０４０は明らかにまずい結果となった（
試験片Ａ０４４）。粒度がこのように比較的大きいと焼結性が劣る一因となった
のかもしれない。Ｔｉ又はＣを加えても（Ａ００７、Ａ０１６、Ａ０１８）、目
立った改良は起こらなかった。これらの結果は溶浸実験と整合している。しかし
ながら、下記のように、ＴｉＣを加えると加工性が目覚しく改良された。An experiment was performed using alumina powder A002 having a particle size of less than 38 μm. Liquid phase sintering of iron aluminides with alumina typically resulted in porous coupons and large amounts of leached FeAl that were driven out due to poor wetting. This is illustrated in FIG. The volume fraction is about 30% by weight (specimens A020 and A04
In case of 1), the coupon was extremely brittle. When the alumina content was reduced to a value of about 20% by weight (A014), the coupon tended to be stronger. Since the iron aluminide powder A040 has a particle size larger than the <45 μm powder used for another sample (A032), this iron aluminide powder A040 clearly gave poor results (
Test piece A044). This relatively large particle size may have contributed to poor sinterability. Addition of Ti or C (A007, A016, A018) resulted in no noticeable improvement. These results are consistent with infiltration experiments. However, as described below, the addition of TiC significantly improved the processability.

【００４７】 ＴｉＣでＡｌ_２Ｏ_３を一部分置換すると、加工性が大幅に改良された。クーポ
ンＡ０２１、Ａ０２２及びＡ０２３では、ＴｉＣ／Ａｌ_２Ｏ_３比を系統立てて増
やした。一旦、ＴｉＣ含量を充分に高いレベル（≧１８重量％）まで増やすと、
試験片は緻密な外観を示し表面のクラックはないか又は殆どなかった。図５はＴ
ｉＣ及びＡｌ_２Ｏ_３を含み旨く加工されたクーポンを示している。このクーポン
の盛り上がった部分は浸出した鉄アルミナイドのようである。しかしながら、図
４と比較すると、濡れは大幅に改良されている。ＦｅＡｌ／ＴｉＣ／Ａｌ_２Ｏ_３ クーポンの微細組織を図６に示している。未だ若干の気孔率ではあるが、図６の
中央部にある粒子のように多くのＡｌ_２Ｏ_３粒子はＦｅＡｌによってすっかり囲
まれている。By partially substituting Al ₂ O ₃ with TiC, workability was greatly improved. In the coupon A021, A022 and A023, were increased by systematic a TiC / _Al 2 _{O 3} ratio. Once the TiC content is increased to a sufficiently high level (≧ 18% by weight)
The specimen had a dense appearance and had little or no surface cracks. FIG.
1 shows a successfully processed coupon containing iC and Al ₂ O ₃ . The raised portion of this coupon is like leached iron aluminide. However, compared to FIG. 4, wetting is greatly improved. The microstructure of the FeAl / TiC / Al ₂ O ₃ coupon is shown in FIG. Although still at a slight porosity, many Al ₂ O ₃ particles are completely surrounded by FeAl, such as the particles in the center of FIG.

【００４８】 驚くことには、Ｔｉを加えることは加工性に悪影響を及ぼした（Ａ０２５、Ａ
０２６、Ａ０２７）。しかしながら、少量のＣ（０．３重量％、試験片Ａ０２８
及びＡ０３０）では加工性は低下しなかった。従って、Ｃの添加を最適化すると
加工性が改良される可能性がある。Surprisingly, the addition of Ti adversely affected the processability (A025, A
026, A027). However, a small amount of C (0.3% by weight, test piece A028
And A030), the workability did not decrease. Therefore, workability may be improved by optimizing the addition of C.

【００４９】 要約すると、Ａｌ_２Ｏ_３は鉄アルミナイドサーメットでは好適な強化材である
ことが判った。もう一方では、ＺｒＯ_２は液体ＦｅＡｌと接触すると不安定であ
り、代わって脆いＦｅ−Ａｌ−Ｚｒ金属間相が生成した。予測通り、Ａｌ_２Ｏ_３ では液体鉄アルミナイドによる濡れは少なかった。驚くことには、鉄アルミナイ
ドにＴｉ又はＣのどちらかを加えてもＡｌ_２Ｏ_３の濡れは改良されなかった。し
かしながら、ＴｉとＣを組み合わせて加える、即ちＴｉＣ粒子の形で加えると著
しく濡れ性が改良されて遥かに緻密なクーポンとなった。In summary, Al ₂ O ₃ has been found to be a preferred reinforcement for iron aluminide cermets. On the other hand, ZrO ₂ is unstable when in contact with liquid FeAl, instead brittle FeAl-Zr intermetallic phases formed. As expected, wetting of the liquid iron aluminide was low with Al ₂ O ₃ . Surprisingly, adding either Ti or C to the iron aluminide did not improve the Al ₂ O ₃ wetting. However, when Ti and C were added in combination, ie in the form of TiC particles, the wettability was significantly improved resulting in a much denser coupon.

【００５０】 本発明によるプロセスに種々の変更及び修正をすることが出来る。例えば、粉
末混合物の冷間プレス加工を使って最終製品の気孔率を下げることが出来る。密
度及び気孔率の定量的測定を行なうことによって最適化を達成すると、炭素のよ
うな合金化添加材の濃度を決めることが出来る。更に、ニオブを加えると濡れ及
びＡｌ_２Ｏ_３と鉄アルミナイドとの結合に有利な影響を及ぼすことが期待される
。プレアロイされたＦｅＡｌ粉末の代わりに、元素状Ｆｅ及びＡｌ粉末も同様に
使用出来る。事実、元素状ＦｅとＡｌとの発熱反応は有利かもしれない。また、
元素状粉末は、プレアロイされたＦｅＡｌ粉末（凍結した熱的空孔によって強く
硬化されている）より柔らかく、従って比較的高い圧粉体密度となる。高い圧粉
体密度により、改良された強度及び耐酸化性と関連して比較的高い最終密度が得
られる。Various changes and modifications can be made to the process according to the invention. For example, cold pressing of a powder mixture can be used to reduce the porosity of the final product. If optimization is achieved by making quantitative measurements of density and porosity, the concentration of alloying additives, such as carbon, can be determined. Furthermore, the addition of niobium is expected to have a beneficial effect on wetting and on the bond between Al ₂ O ₃ and iron aluminide. Instead of prealloyed FeAl powder, elemental Fe and Al powders can be used as well. In fact, the exothermic reaction between elemental Fe and Al may be advantageous. Also,
Elemental powders are softer than prealloyed FeAl powders (hardened hard by frozen thermal porosity) and therefore have a relatively high compact density. High green density results in relatively high final densities in connection with improved strength and oxidation resistance.

【表１】 [Table 1]

【表２】 [Table 2]

【表３】 [Table 3]

【００５１】 前記実験の結果として、ＦｅＡｌは充分にＡｌ_２Ｏ_３を濡らすことなく液相焼
結によるＦｅＡｌ／Ａｌ_２Ｏ_３を加工したことが確認された。液相焼結の挙動を
改良するために、Ａｌ_２Ｏ_３粉末の一部分をＴｉＣ粉末で置換した。例えば、試
験片Ａ００９はＦｅ−４０原子％Ａｌ粉末（−３２５メッシュ、即ち＜４５μｍ
）、ＴｉＣ粉末（２．５−４μｍ）、及びＡｌ_２Ｏ_３粉末（≦３８μｍ）から加
工して、この試料の呼称組成はＦｅＡｌ−１６．５容積％ＴｉＣ−１６．５容積
％Ａｌ_２Ｏ_３とした。試験片Ａ００９及び追加試験片の組成及び調製技術は表３
に記載されている。試験片Ａ００９に使用した同じ粒度の粉末はＡ０４６にも使
用した。試験片Ａ０６２Ｃは次の粒度を有する粉末から作った：１−５μｍＦｅ
、１０μｍＡｌ、２．５−４μｍＴｉＣ及び≦３８μｍのＡｌ_２Ｏ_３。液相焼結
を次のように行なった：試験片Ａ００９に対しては真空中で０．３時間、試験片
Ａ０４６に対しては真空中で０．２時間、試験片Ａ０４７に対しては真空中で０
．２時間、試験片Ａ０５０に対しては真空中で０．２時間、試験片Ａ０６２Ｃに
対しては真空中で０．２時間。[0051] As a result of the experiment, it FeAl be sufficiently obtained by processing FeAl / _Al 2 _{O 3} by liquid phase sintering without wetting the _Al 2 _{O 3} was confirmed. To improve the liquid phase sintering behavior, part of the Al ₂ O ₃ powder was replaced with TiC powder. For example, test piece A009 is Fe-40 atomic% Al powder (-325 mesh, i.e., <45 μm
), TiC powder (2.5-4μm), and _Al 2 _{O 3} powder (≦ 38 [mu] m) was fabricated from, nominal composition of the sample FeAl-16.5 volume% TiC-16.5 volume% _Al 2 O _{It was set to 3} . Table 3 shows the compositions and preparation techniques of test piece A009 and additional test pieces.
It is described in. The same particle size powder used for test piece A009 was also used for A046. Specimen A062C was made from a powder having the following particle size: 1-5 μm Fe
10 μm Al, 2.5-4 μm TiC and ≦ 38 μm Al ₂ O ₃ . Liquid phase sintering was performed as follows: 0.3 hours in vacuum for specimen A009, 0.2 hours in vacuum for specimen A046, and vacuum for specimen A047. 0 in
. 2 hours, 0.2 hours in vacuum for test piece A050, 0.2 hours in vacuum for test piece A062C.

【表４】 [Table 4]

【表５】 [Table 5]

【００５２】 呼称組成ＦｅＡｌ−１６．５容積％ＴｉＣ−１６．５容積％Ａｌ_２Ｏ_３を有す
る試験片も、冷間プレス加工をしたのち、真空中で１５００℃で１２分間焼結す
ることによって加工した。プレアロイされたＦｅＡｌ（試験片Ａ０４６）又は元
素状Ｆｅ及びＡｌ（試験片Ａ０４７）を使って同様な結果を得た。しかしながら
、元素状粉末から加工された複合材はやや低い気孔率レベルを有するかも知れな
い。試験片Ａ０５０では元素状ＮｂがＡｌ_２Ｏ_３と旨く結合して破壊靭性を改良
するだろと期待して元素状Ｎｂを複合材に加えた。A test piece having a nominal composition of FeAl-16.5% by volume TiC-16.5% by volume Al ₂ O ₃ was also subjected to cold pressing, followed by sintering at 1500 ° C. in vacuum for 12 minutes. processed. Similar results were obtained using prealloyed FeAl (specimen A046) or elemental Fe and Al (specimen A047). However, composites processed from elemental powders may have slightly lower porosity levels. In test piece A050, elemental Nb was added to the composite in the hope that elemental Nb would be successfully bonded to Al ₂ O ₃ to improve fracture toughness.

【００５３】 実験では、ＴｉＣを複合材材料に加えた時でさえ液相焼結過程では充分にち密
な材料が作られないことが判った。以上のことから、第２プレス加工法を使って
気孔を取り除いた。Ｆｅ、Ａｌ、ＴｉＣ及びＡｌ_２Ｏ_３の６０ｇを混合したのち
、その混合物をＡｌ_２Ｏ_３の坩堝の中で液相焼結してＦｅＡｌ−１５ＴｉＣ−１
５Ａｌ_２Ｏ_３（容積％）複合材を得ることにより試験片Ａ０６２Ｃを作った。焼
結した円柱体は１０００℃で２０ｍｍの高さから約８ｍｍの高さへ熱間鍛造した
。熱間鍛造したクーポンは図７に示していて、この図７ではそのクーポンの周縁
部の周りに縁部のクラックを見ることが出来るがクーポンの内部は無傷である。Experiments have shown that the liquid phase sintering process does not produce a sufficiently dense material even when TiC is added to the composite material. From the above, pores were removed using the second press working method. After mixing 60 g of Fe, Al, TiC and Al ₂ O ₃ , the mixture is subjected to liquid phase sintering in an Al ₂ O ₃ crucible to obtain FeAl-15TiC-1.
Specimen A062C was made by obtaining a 5Al ₂ O ₃ (vol%) composite. The sintered cylinder was hot forged at 1000 ° C. from a height of 20 mm to a height of about 8 mm. The hot forged coupon is shown in FIG. 7, where cracks in the edge can be seen around the periphery of the coupon, but the interior of the coupon is intact.

【００５４】 図８はプレアロイされたＦｅ４０Ａｌ粉末を用いて加工された試験片Ａ０４６
の光学顕微鏡写真である。光沢のあるＴｉＣ粒子、暗いＡｌ_２Ｏ_３粒子がグレイ
の鉄アルミナイドマトリックスによって囲まれた黒い気孔も一緒にはっきりと見
える。プレアロイされたＦｅＡｌ粉末の代わりに、元素状ＦｅとＡｌ粉末と一緒
にプレス加工すると、気孔率レベルが比較的低かったかもしれないことを除いて
、同様な結果となった。図９は気孔が含まれていない熱間鍛造クーポンの微細組
織を示している。FIG. 8 shows a test piece A046 processed using prealloyed Fe40Al powder.
5 is an optical micrograph of the sample. The glossy TiC particles, the dark pores in which the dark Al ₂ O ₃ particles are surrounded by a gray iron aluminide matrix, are also clearly visible. Pressing with elemental Fe and Al powders instead of pre-alloyed FeAl powders gave similar results except that the porosity level might have been relatively low. FIG. 9 shows the microstructure of a hot forged coupon containing no pores.

【００５５】 室温曲げ試験用の試験片は約３×４ｍｍの断面を有する試料を研削して調製し
た。曲げ試験は２０ｍｍのスパンと１０μｍ／秒のクロスヘッド速度で行なった
。破壊応力σ_ｆは次の線形弾性方程式から計算した：σ_ｆ＝１．５Ｌ・Ｐ／（ｗ
ｔ^２）、式中、Ｌはスパン、Ｐは破壊時の荷重、ｗは試験片の幅、そしてｔは試
験片の厚さである。A test piece for a room temperature bending test was prepared by grinding a sample having a cross section of about 3 × 4 mm. The bending test was performed at a span of 20 mm and a crosshead speed of 10 μm / sec. The breaking stress σ _f was calculated from the following linear elastic equation: σ _f = 1.5 L · P / (w
t ² ), where L is the span, P is the load at break, w is the width of the specimen, and t is the thickness of the specimen.

【００５６】 液相焼結したＦｅＡｌ−１６．５ＴｉＣ−１６．５Ａｌ_２Ｏ_３（容積％）の曲
げ強さは３００ＭＰａを超えた（試験片Ａ０４６Ｅ−１）。破壊は突発的に起こ
ったのではなく、控え目のクラック成長により徐々に起こった。徐々に破壊する
理由は、突発的破壊となるほどの充分な弾性エネルギー蓄積をさせない材料の気
孔率にあると考えられる。Ｎｂ−合金化材料Ａ０５０は徐々に破壊するが、高気
孔率のせいであると考えられる１８７ＭＰａと言う極めて低い強度であった。Ｎ
ｂはＡｌ_２Ｏ_３／ＦｅＡｌ界面結合を強化出来るけれども、高気孔率レベルのマ
イナス効果の故にこれは実証出来なかった。The bending strength of liquid phase sintered FeAl-16.5TiC-16.5Al ₂ O ₃ (vol%) exceeded 300 MPa (specimen A046E-1). The destruction did not occur spontaneously, but rather gradually due to modest crack growth. The reason for the gradual failure may be due to the porosity of the material that does not allow sufficient elastic energy storage to cause catastrophic failure. The Nb-alloyed material A050 gradually fractured, but had a very low strength of 187 MPa, which is believed to be due to the high porosity. N
Although b can enhance the Al ₂ O ₃ / FeAl interfacial bond, this could not be demonstrated due to the negative effect of the high porosity level.

【００５７】 熱間鍛造は大幅な強度の上昇をもたらした。図１０はクーポンＡ０６２Ｃ（Ｆ
ｅＡｌ−１５ＴｉＣ−１５Ａｌ_２Ｏ_３、容積％）から機械加工された曲げ試験用
バーの３本の応力変位曲線を示している。これらの曲線は高強度ばかりでなく延
性が小さいことも表している。熱間鍛造の有用な効果は気孔を取り除くことに依
っている。熱間鍛造過程で多分に凍結される熱的空孔を取り除くために数個の試
験片を１日間５００℃で焼なましした。鉄アルミナイド中の過剰の空孔を取り除
くと高降伏強度が低下し、一方、延性が増加した。焼なましによって欠陥に対す
る感度が低下し、破壊強さが増加すると考えられるけれども、焼なましは破壊強
さにそれほど大きな影響を与えないことが判った。[0057] Hot forging resulted in a significant increase in strength. FIG. 10 shows coupon A062C (F
_{eAl-15TiC-15Al 2 O 3} , shows the three stress-displacement curve of the machined bending test bars from volume%). These curves show not only high strength but also low ductility. The useful effect of hot forging depends on removing pores. Several test specimens were annealed at 500 ° C. for one day to remove thermal porosity that was probably frozen during the hot forging process. Removal of excess vacancies in the iron aluminide reduced high yield strength, while increasing ductility. Although it is believed that annealing reduces sensitivity to defects and increases fracture strength, it has been found that annealing does not significantly affect fracture strength.

【００５８】 熱間鍛造されたＦｅＡｌ−１５ＴｉＣ−１５Ａｌ_２Ｏ_３複合材の室温破壊靭性
は、シェブロン形ノッチ付きの試験片の控え目の破壊から決めた。図１１は測定
した荷重−変位曲線を示している。破壊靭性は次の方程式から評価した：ＫＱ＝
［（Ｗ／Ａ）Ｅ’］^１／２、式中、Ｗは吸収エネルギー（荷重−変位曲線の下の
面積に相当する）、Ａはクラックによって発生した面積、及びＥ’は単純な歪の
ヤング率、即ちＥ／（１−ν^２）である。νは０．２５と仮定する。ヤング率Ｅ
は次式から計算した：Ｅ＝［（ｃＥ_ｐＥ_ｍ＋Ｅ_ｍ ^２）（１＋ｃ）^２−Ｅ_ｍ ^２＋Ｅ _ｐ Ｅ_ｍ］／［（ｃＥ_ｐ＋Ｅ_ｍ）（１＋ｃ）^２］、式中、ｃ＝（１／Ｖ_ｐ）^１／３ −１。Ｖ_ｐはセラミック粒子の容積分率であり、Ｅ_ｐ及びＥ_ｍはセラミック相の
モジュラス（４１０ＧＰａと推定）及びマトリックスのモジュラス（１８０ＧＰ
ａ）である。前記の方程式を使うとＦｅＡｌ−１５ＴｉＣ−１５Ａｌ_２Ｏ_３（容
積％）のヤング率は２２８ＧＰａと推定される。Hot Forged FeAl-15TiC-15Al₂O₃Room temperature fracture toughness of composites
Was determined from the conservative breakage of the test pieces with chevron notches. Figure 11 shows the measurement
The figure shows the applied load-displacement curve. Fracture toughness was estimated from the following equation: KQ =
[(W / A) E ']^1/2, Where W is the absorbed energy (under the load-displacement curve)
A is the area caused by the crack, and E 'is the
Young's modulus, that is, E / (1-ν²). ν is assumed to be 0.25. Young's modulus E
Was calculated from the following equation: E = [(cE_pE_m+ E_m ²) (1 + c)²-E_m ²+ E _p E_m] / [(CE_p+ E_m) (1 + c)²Where c = (1 / V_p)^1/3 -1. V_pIs the volume fraction of ceramic particles, E_pAnd E_mIs the ceramic phase
Modulus (estimated 410 GPa) and matrix modulus (180 GPa)
a). Using the above equation, FeAl-15TiC-15Al₂O₃(Content
Product%) is estimated to be 228 GPa.

【００５９】 このように評価した２個の試験片の破壊靭性を表５に示している。一体式の鉄
アルミナイドの比較的低い破壊靭性（３０−５０ＭＰａｍ^１／２）を考慮すると
、この複合材は満足する破壊靭性を示した。Table 5 shows the fracture toughness of the two test pieces evaluated as described above. In view of the relatively low fracture toughness (30-50 MPam ^1/2 ) of the monolithic iron aluminide, the composite exhibited satisfactory fracture toughness.

【表６】 [Table 6]

【００６０】 前述の考察から、Ａｌ_２Ｏ_３は液相焼結による複合材の加工が出来るほど液体
ＦｅＡｌによって充分に濡らされていないと考えることが出来る。Ａｌ_２Ｏ_３と
は対照的に、ＺｒＯ_２は鉄アルミナイドと接触すると熱力学的に安定ではない。
ＺｒＯ_２とＦｅＡｌとの反応の過程で脆い金属間相が生成するので、ＺｒＯ_２は
ＦｅＡｌ／セラミック複合材の充填材として比較的望ましくない。もう一方では
、ＴｉＣはＦｅＡｌによるＡｌ_２Ｏ_３の濡れを促進する。更に、プレアロイされ
たＦｅＡｌの代わりに元素状Ｆｅ及びＡｌ粉末は、ＦｅＡｌ／ＴｉＣ／Ａｌ_２Ｏ _３ 複合材の液相焼結用に使用出来る。複合材の諸特性を改良出来るＮｂのような
高融点金属を加えることにより、許容出来るレベルまで下がることが出来る気孔
率が得られる。約３００ＭＰａの室温曲げ強さは、ＴｉＣとＡｌ_２Ｏ_３を含む液
相焼結鉄アルミナイド複合材で実現出来る。液相焼結ＦｅＡｌ−ＴｉＣ−Ａｌ_２ Ｏ_３複合材の熱間鍛造によって室温曲げ強さが約１０００ＭＰａまで高まるばか
りでなく、約２７ＭＰａｍ^１／２の破壊靭性を得ることが出来る。From the above considerations, Al₂O₃Is liquid enough to process composites by liquid phase sintering
It can be considered that it is not sufficiently wetted by FeAl. Al₂O₃When
Is in contrast to ZrO₂Is not thermodynamically stable when in contact with iron aluminides.
ZrO₂Since a brittle intermetallic phase is formed during the reaction between Al and FeAl, ZrO₂Is
Relatively less desirable as filler for FeAl / ceramic composites. On the other hand
, TiC is Al by FeAl₂O₃Promotes wetting. In addition, pre-alloyed
Elemental Fe and Al powder instead of FeAl, FeAl / TiC / Al₂O ₃ Can be used for liquid phase sintering of composites. Like Nb, which can improve the properties of composite materials
Pores that can be reduced to an acceptable level by adding a refractory metal
Rate is obtained. Room temperature flexural strength of about 300MPa is TiC and Al₂O₃Liquid containing
It can be realized with phase sintered iron aluminide composite. Liquid phase sintering FeAl-TiC-Al₂ O₃Fatigue of room temperature flexural strength increased to about 1000MPa by hot forging of composite material
Not about 27MPam^1/2The fracture toughness can be obtained.

【００６１】 今まで本発明の原理、好ましい実施態様及び操作モードについて本鍛造を説明
して来た。しかしながら、本発明は、説明した特定の実施態様に限定されると解
釈すべきではない。従って、前述の実施態様は、限定的ではなく例示と考えるべ
きであり、特許請求の範囲によって定義される本発明の範囲から逸脱することな
く、当業者によってこれらの実施態様の変更は可能であると考えるべきである。The present forging has been described in terms of the principles, preferred embodiments and modes of operation of the present invention. However, the invention should not be construed as limited to the particular embodiments described. Accordingly, the above embodiments are to be considered illustrative rather than limiting, and modifications of these embodiments are possible by those skilled in the art without departing from the scope of the invention, which is defined by the appended claims. Should be considered.

【図面の簡単な説明】[Brief description of the drawings]

【図１】 本発明によるＦｅＡｌ／Ａｌ_２Ｏ_３複合材のＸ線回折図である。FIG. 1 is an X-ray diffraction diagram of a FeAl / Al ₂ O ₃ composite according to the present invention.

【図２】 本発明によるＦｅＡｌ／ＺｒＯ_２複合材のＸ線回折図である。FIG. 2 is an X-ray diffraction diagram of the FeAl / ZrO ₂ composite according to the present invention.

【図３】 本発明によるＦｅＡｌ／ＺｒＯ_２複合材の走査型電子顕微鏡写真である。FIG. 3 is a scanning electron micrograph of a FeAl / ZrO ₂ composite according to the present invention.

【図４】 本発明によるＴｉＣ添加材を含まないＦｅＡｌ／Ａｌ_２Ｏ_３の液相焼結過程で
のＦｅＡｌの浸出を示す図である。FIG. 4 is a view showing the leaching of FeAl during the liquid phase sintering of FeAl / Al ₂ O ₃ containing no TiC additive according to the present invention.

【図５】 鉄アルミナイドのＡｌ_２Ｏ_３の液体溶浸の改良に及ぼすＴｉＣの効果を示す図
である。FIG. 5 shows the effect of TiC on improving the liquid infiltration of iron aluminide with Al ₂ O ₃ .

【図６】 本発明によるＦｅＡｌ／ＴｉＣ／Ａｌ_２Ｏ_３複合材の研磨断面の走査型電子顕
微鏡写真である。FIG. 6 is a scanning electron micrograph of a polished cross section of the FeAl / TiC / Al ₂ O ₃ composite according to the present invention.

【図７】 本発明によるＦｅＡｌ−１５ＴｉＣ−１５Ａｌ_２Ｏ_３（容積％）の熱間鍛造ク
ーポンであって、クーポンの内部は頑丈であり、クーポンの外部の周りでは若干
の縁部クラックが見られる。FIG. 7 is a FeAl-15TiC-15Al ₂ O ₃ (vol%) hot forged coupon according to the present invention, wherein the interior of the coupon is robust and some edge cracks are visible around the exterior of the coupon. .

【図８】 本発明によるＦｅＡｌ−１６．５ＴｉＣ−１６．５Ａｌ_２Ｏ_３（容積％）の液
相焼結複合材の光学顕微鏡写真である。FIG. 8 is an optical microscope photograph of a liquid phase sintered composite of FeAl-16.5TiC-16.5Al ₂ O ₃ (vol%) according to the present invention.

【図９】 本発明によるＦｅＡｌ−１５ＴｉＣ−１５Ａｌ_２Ｏ_３（容積％）の熱間鍛造複
合材の光学顕微鏡写真である。FIG. 9 is an optical micrograph of a hot forged composite of FeAl-15TiC-15Al ₂ O ₃ (vol%) according to the present invention.

【図１０】 本発明によるＦｅＡｌ−１５ＴｉＣ−１５Ａｌ_２Ｏ_３（容積％）の複合材の曲
げ応力試験の過程で発生した応力対クロスヘッド変位のグラフである。FIG. 10 is a graph of stress generated during a bending stress test of a FeAl-15TiC-15Al ₂ O ₃ (vol%) composite material according to the present invention versus crosshead displacement.

【図１１】 本発明によるＦｅＡｌ−１５ＴｉＣ−１５Ａｌ_２Ｏ_３（容積％）の破壊靭性試
験過程で発生した荷重対クロスヘッド変位のグラフである。FIG. 11 is a graph of a load generated during a fracture toughness test of FeAl-15TiC-15Al ₂ O ₃ (volume%) according to the present invention versus a crosshead displacement.

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (81)指定国 ＥＰ(ＡＴ，ＢＥ，ＣＨ，ＣＹ， ＤＥ，ＤＫ，ＥＳ，ＦＩ，ＦＲ，ＧＢ，ＧＲ，ＩＥ，Ｉ Ｔ，ＬＵ，ＭＣ，ＮＬ，ＰＴ，ＳＥ)，ＯＡ(ＢＦ，ＢＪ ，ＣＦ，ＣＧ，ＣＩ，ＣＭ，ＧＡ，ＧＮ，ＧＷ，ＭＬ， ＭＲ，ＮＥ，ＳＮ，ＴＤ，ＴＧ)，ＡＰ(ＧＨ，ＧＭ，Ｋ Ｅ，ＬＳ，ＭＷ，ＳＤ，ＳＺ，ＵＧ，ＺＷ)，ＥＡ(ＡＭ ，ＡＺ，ＢＹ，ＫＧ，ＫＺ，ＭＤ，ＲＵ，ＴＪ，ＴＭ) ，ＡＬ，ＡＭ，ＡＴ，ＡＵ，ＡＺ，ＢＡ，ＢＢ，ＢＧ， ＢＲ，ＢＹ，ＣＡ，ＣＨ，ＣＮ，ＣＵ，ＣＺ，ＤＥ，Ｄ Ｋ，ＥＥ，ＥＳ，ＦＩ，ＧＢ，ＧＤ，ＧＥ，ＧＨ，ＧＭ ，ＨＲ，ＨＵ，ＩＤ，ＩＬ，ＩＮ，ＩＳ，ＪＰ，ＫＥ， ＫＧ，ＫＰ，ＫＲ，ＫＺ，ＬＣ，ＬＫ，ＬＲ，ＬＳ，Ｌ Ｔ，ＬＵ，ＬＶ，ＭＤ，ＭＧ，ＭＫ，ＭＮ，ＭＷ，ＭＸ ，ＮＯ，ＮＺ，ＰＬ，ＰＴ，ＲＯ，ＲＵ，ＳＤ，ＳＥ， ＳＧ，ＳＩ，ＳＫ，ＳＬ，ＴＪ，ＴＭ，ＴＲ，ＴＴ，Ｕ Ａ，ＵＧ，ＵＺ，ＶＮ，ＹＵ，ＺＷ (72)発明者 シュネイベル， ジョーチム， ヒューゴ 米国， テネシー 37803， メリーヴィ ル， ノース ヘリテージ ドライヴ 1150 Ｆターム(参考） 4K018 AA24 AB01 AB02 AC01 BA08 BA13 DA18 DA31 EA34 KA32 KA62 ──────────────────────────────────────────────────続 き Continuation of front page (81) Designated country EP (AT, BE, CH, CY, DE, DK, ES, FI, FR, GB, GR, IE, IT, LU, MC, NL, PT, SE ), OA (BF, BJ, CF, CG, CI, CM, GA, GN, GW, ML, MR, NE, SN, TD, TG), AP (GH, GM, KE, LS, MW, SD, SZ, UG, ZW), EA (AM, AZ, BY, KG, KZ, MD, RU, TJ, TM), AL, AM, AT, AU, AZ, BA, BB, BG, BR, BY, CA, CH, CN, CU, CZ, DE, DK, EE, ES, FI, GB, GD, GE, GH, GM, HR, HU, ID, IL, IN, IS, JP, KE , KG, KP, KR, KZ, LC, LK, LR, LS, LT, LU, LV, MD, MG, MK, MN, MW, MX, NO, NZ, PL, PT, RO, RU, SD, SE, SG, SI, SK, SL, TJ, TM, TR, TT, UA, UG, UZ, VN, YU, ZW Drive 1150 F term (reference) 4K018 AA24 AB01 AB02 AC01 BA08 BA13 DA18 DA31 EA34 KA32 KA62

Claims (30)

【特許請求の範囲】[Claims] 【請求項１】 鉄アルミナイド、酸化物充填材、及び前記酸化物充填材と前
記鉄アルミナイドとの間の冶金学的結合を改良する量で存在する添加材を含むこ
とを特徴とする鉄アルミナイド複合材。1. An iron aluminide composite comprising an iron aluminide, an oxide filler, and an additive present in an amount that improves a metallurgical bond between the oxide filler and the iron aluminide. Wood. 【請求項２】 前記鉄アルミナイド複合材が、Ｃｒフリー（ｆｒｅｅ）、Ｍ
ｎフリー、Ｓｉフリー及び／又はＮｉフリーである液相焼結複合材を含むことを
特徴とする、請求項１に記載の鉄アルミナイド複合材。2. The iron aluminide composite material according to claim 1, wherein the iron aluminide composite material is Cr-free,
The iron aluminide composite of claim 1, comprising a liquid phase sintered composite that is n-free, Si-free and / or Ni-free. 【請求項３】 前記添加材が２ないし４０％の炭化チタンを含み、前記酸化
物が２ないし４０％のアルミナを含むことを特徴とする、請求項１に記載の鉄ア
ルミナイド複合材。3. The iron aluminide composite of claim 1, wherein the additive comprises 2-40% titanium carbide and the oxide comprises 2-40% alumina. 【請求項４】 前記鉄アルミナイド複合材が、粒子又は繊維の形で≦４０重
量％の酸化物充填材を含み、前記酸化物充填材は前記添加材の量の１ないし３倍
に等しい量で存在することを特徴とする、請求項１に記載の鉄アルミナイド複合
材。4. The iron aluminide composite comprises ≦ 40% by weight of an oxide filler in the form of particles or fibers, said oxide filler being present in an amount equal to one to three times the amount of said additive. The iron aluminide composite of claim 1, wherein the composite is present. 【請求項５】 前記酸化物充填材が１０ないし２５容積％のアルミナを含み
、前記添加材が１０ないし２５容積％のＴｉＣを含むことを特徴とする、請求項
１に記載の鉄アルミナイド複合材。5. The iron aluminide composite of claim 1, wherein the oxide filler comprises 10 to 25% by volume alumina and the additive comprises 10 to 25% by volume TiC. . 【請求項６】 前記鉄アルミナイドが、≦２％のＭｏ、≦２％のＴｉ、≦１
％のＺｒ、≦２％のＳｉ、≦３０％のＮｉ、≦０．５％のＹ、≦０．１％のＢ、
≦１５のＮｂ、≦１％のＴａ、≦３％のＣｕ及び≦３％のＷを含むことを特徴と
する、請求項１に記載の鉄アルミナイド複合材。6. The iron aluminide comprises ≦ 2% Mo, ≦ 2% Ti, ≦ 1
% Zr, ≦ 2% Si, ≦ 30% Ni, ≦ 0.5% Y, ≦ 0.1% B,
The iron aluminide composite according to claim 1, characterized in that it comprises ≤15 Nb, ≤1% Ta, ≤3% Cu and ≤3% W. 【請求項７】 前記鉄アルミナイドが、本質的に２０．０−３１．０％のＡ
ｌ、≦１％のＭｏ、０．０５−０．１５％のＺｒ、≦０．１％のＢ、０．０１−
０．２％のＣ、≦３％のＷ、残部のＦｅから成ることを特徴とする、請求項１に
記載の鉄アルミナイド複合材。7. The iron aluminide comprising essentially 20.0-31.0% of A
1, ≦ 1% Mo, 0.05-0.15% Zr, ≦ 0.1% B, 0.01−
The iron aluminide composite according to claim 1, characterized in that it comprises 0.2% C, ≤ 3% W and the balance Fe. 【請求項８】 前記鉄アルミナイドが、本質的に１４．０−２０．０％のＡ
ｌ、０．３−１．５％のＭｏ、０．０５−１．０％のＺｒ、≦０．１％のＢ、≦
０．２％のＣ、≦２．０％のＴｉ、≦３％のＷ及び残部のＦｅから成ることを特
徴とする、請求項１に記載の鉄アルミナイド複合材。8. The method of claim 1, wherein the iron aluminide has an A content of 14.0-20.0%.
1, 0.3-1.5% Mo, 0.05-1.0% Zr, ≦ 0.1% B, ≦
The iron aluminide composite according to claim 1, characterized in that it comprises 0.2% C, ≤ 2.0% Ti, ≤ 3% W and the balance Fe. 【請求項９】 前記鉄アルミナイドが、本質的に２０．０−３１．０％のＡ
ｌ、０．３−０．５％のＭｏ、０．０５−０．３％のＺｒ、≦０．２％のＣ、≦
０．１％のＢ、≦０．５％のＹ、≦２％のＷ及び残部のＦｅから成ることを特徴
とする、請求項１に記載の鉄アルミナイド複合材。9. The iron aluminide comprises essentially 20.0-31.0% of A
1, 0.3-0.5% Mo, 0.05-0.3% Zr, ≦ 0.2% C, ≦
2. The iron aluminide composite of claim 1, wherein the iron aluminide composite comprises 0.1% B, ≤ 0.5% Y, ≤ 2% W, and the balance Fe. 【請求項１０】 前記鉄アルミナイド複合材が、８０−４００μΩ・ｃｍの
室温抵抗率を有する電気抵抗発熱体の形であることを特徴とする、請求項１に記
載の鉄アルミナイド複合材。10. The iron aluminide composite according to claim 1, wherein the iron aluminide composite is in the form of an electric resistance heating element having a room temperature resistivity of 80-400 μΩ · cm. 【請求項１１】 最高１０ボルト及び最高６アンペアの電圧が前記複合材に
通されるとき、前記電気抵抗発熱体が１秒未満で９００℃に発熱することを特徴
とする、請求項１０に記載の鉄アルミナイド複合材。11. The electrical resistance heating element of claim 10, wherein when a voltage of up to 10 volts and up to 6 amps is passed through the composite, the electrical resistance heating element heats up to 900 ° C. in less than one second. Iron aluminide composite. 【請求項１２】 空気中で３時間１０００℃に発熱するとき、前記電気抵抗
発熱体が４％未満の重量減少を示すことを特徴とする、請求項１０に記載の鉄ア
ルミナイド複合材。12. The iron aluminide composite of claim 10, wherein the electrical resistance heating element exhibits a weight loss of less than 4% when generating heat at 1000 ° C. for 3 hours in air. 【請求項１３】 前記電気抵抗発熱体が、周囲温度と９００℃の間の加熱サ
イクルを通じて０．５ないし７オームの抵抗を有することを特徴とする、請求項
１０に記載の鉄アルミナイド複合材。13. The iron aluminide composite of claim 10, wherein the electrical resistance heating element has a resistance of 0.5 to 7 ohms through a heating cycle between ambient temperature and 900 ° C. 【請求項１４】 前記酸化物が、アルミナ、イットリア、希土類酸化物及び
／又はベリリアを含み、前記添加材が少なくとも１種の高融点炭化物、高融点窒
化物又は高融点ホウ化物を含むことを特徴とする、請求項１に記載の鉄アルミナ
イド複合材。14. The method according to claim 1, wherein the oxide comprises alumina, yttria, rare earth oxide and / or beryllia, and the additive comprises at least one high melting point carbide, high melting point nitride or high melting point boride. The iron aluminide composite according to claim 1, wherein 【請求項１５】 前記鉄アルミナイドが、重量％で、４％超のＡｌ、≦１％
のＣｒを含むことを特徴とする、請求項１に記載の鉄アルミナイド複合材。15. The iron aluminide comprises, by weight, more than 4% Al, ≦ 1%
The iron aluminide composite material according to claim 1, wherein the iron aluminide composite material contains Cr. 【請求項１６】 鉄及びアルミニウムの粉末を、酸化物粉末、及び前記鉄ア
ルミナイドに対する前記酸化物粉末の冶金学的結合を増加する量で存在する添加
材と混合する段階； 前記粉末の塊を物体に成形する段階；及び 前記物体を充分に焼結して前記鉄アルミナイドと酸化物粉末の複合材を形成
する段階、 の各段階を含むことを特徴とする、鉄アルミナイド複合材を製造する粉末冶金プ
ロセス。16. mixing the iron and aluminum powder with an oxide powder and an additive present in an amount that increases the metallurgical bonding of the oxide powder to the iron aluminide; Powder metallurgy for producing an iron aluminide composite, comprising: sintering the body sufficiently to form a composite of the iron aluminide and oxide powder. process. 【請求項１７】 成形が熱間又は冷間プレス加工を含むことを特徴とする、
請求項１６に記載のプロセス。17. The method according to claim 17, wherein the forming includes hot or cold pressing.
The process of claim 16. 【請求項１８】 前記焼結が、固体状態焼結、前記鉄アルミナイドの一部が
溶融される部分液相焼結、又は前記鉄アルミナイドの全部が溶融される液相焼結
を含むことを特徴とする、請求項１６に記載のプロセス。18. The sintering includes solid state sintering, partial liquid phase sintering in which a part of the iron aluminide is melted, or liquid phase sintering in which the entire iron aluminide is melted. 17. The process of claim 16, wherein: 【請求項１９】 前記成形が前記粉末を金属缶の中に入れたのち、前記金属
缶を、ロッド、バー、チューブ、又はその他の形状に熱間押出をすることを特徴
とする、請求項１６に記載のプロセス。19. The method according to claim 16, wherein said forming comprises extruding said powder into a metal can and then hot extruding said metal can into a rod, bar, tube or other shape. The process described in. 【請求項２０】 前記鉄アルミナイドが、二元合金であることを特徴とする
、請求項１６に記載のプロセス。20. The process of claim 16, wherein the iron aluminide is a binary alloy. 【請求項２１】 前記酸化物粉末が、アルミナ、ジルコニア、希土類酸化物
及び／又はベリリア粉末を含み、前記添加材が少なくとも１種の高融点炭化物、
高融点窒化物、又は高融点ホウ化物を含むことを特徴とする、請求項１６に記載
のプロセス。21. The oxide powder comprises alumina, zirconia, rare earth oxide and / or beryllia powder, wherein the additive is at least one high melting point carbide,
17. The process of claim 16, comprising a high melting point nitride or a high melting point boride. 【請求項２２】 鉄及びアルミニウムの前記粉末が、プレアロイされたＦｅ
Ａｌ粉末又は少なくとも１種の鉄及びアルミニウムの元素状粉末を含むことを特
徴とする、請求項１６に記載のプロセス。22. The method according to claim 19, wherein the powder of iron and aluminum comprises prealloyed Fe.
17. The process according to claim 16, comprising Al powder or at least one elemental powder of iron and aluminum. 【請求項２３】 前記酸化物粉末が前記添加材の量の１ないし３倍に等しい
量で存在することを特徴とする、請求項１６に記載のプロセス。23. The process of claim 16, wherein said oxide powder is present in an amount equal to one to three times the amount of said additive. 【請求項２４】 前記酸化物粉末が本質的にＡｌ_２Ｏ_３から成り、前記添加
材が本質的にＴｉＣから成ることを特徴とする、請求項１６に記載のプロセス。24. The process according to claim 16, wherein the oxide powder consists essentially of Al ₂ O ₃ and the additive consists essentially of TiC. 【請求項２５】 前記酸化物粉末が０．０１ないし１０μｍの粒度を有する
ことを特徴とする、請求項１６に記載のプロセス。25. The process according to claim 16, wherein the oxide powder has a particle size of 0.01 to 10 μm. 【請求項２６】 更に、前記物体を電気抵抗発熱体に成形することを含む、
請求項１６に記載のプロセス。26. The method further comprising molding the object into an electrical resistance heating element.
The process of claim 16. 【請求項２７】 Ｆｅ及びＡｌの元素状粉末を金属缶に入れ、前記金属缶を
シールしたのち、前記粉末が反応的に統合されて押出過程で前記鉄アルミナイド
を形成するように前記シールした金属缶を加熱することにより前記物体が成形物
体に形成されることを特徴とする、請求項１６に記載のプロセス。27. After the elemental powders of Fe and Al are placed in a metal can and the metal can is sealed, the metal is sealed so that the powders are reactively integrated to form the iron aluminide in an extrusion process. 17. The process according to claim 16, wherein said object is formed into a molded object by heating a can. 【請求項２８】 前記焼結が、真空又は不活性ガス雰囲気の中で行なわれる
ことを特徴とする、請求項１６に記載のプロセス。28. The process according to claim 16, wherein the sintering is performed in a vacuum or an inert gas atmosphere. 【請求項２９】 前記不活性ガス雰囲気が水素を含むことを特徴とする、請
求項２８に記載のプロセス。29. The process of claim 28, wherein said inert gas atmosphere comprises hydrogen. 【請求項３０】 前記物体が、８０−４００μΩ・ｃｍの室温抵抗率を有す
る電気抵抗発熱体に成形されることを特徴とする、請求項１６に記載のプロセス
。30. The process of claim 16, wherein said object is formed into an electrical resistance heating element having a room temperature resistivity of 80-400 μΩ · cm.