KR100609158B1

KR100609158B1 - 금속간 합금 조성물을 갖는 연속적인 금속 시트 제조 방법

Info

Publication number: KR100609158B1
Application number: KR1020007006102A
Authority: KR
Inventors: 하자리글모하마드알; 스코리클리브; 시카비노드케이; 디비시타라마씨; 플레이솨우어그리어; 릴리에이클리프톤주니어; 줘만랜돌엠
Original assignee: 필립 모리스 유에스에이 인크.
Priority date: 1997-12-04
Filing date: 1998-12-04
Publication date: 2006-08-02
Also published as: EP1042090A1; US20030082066A1; KR20060004709A; US6293987B1; KR100632020B1; JP2002503764A; EP1042090A4; AU1799499A; JP4249899B2; US6030472A; US6660109B2; WO1999028068A1; KR20010032791A; US6332936B1

Abstract

철, 니켈 또는 티타늄 알루미나이드와 같은 금속간 합금 조성물을 갖는 분말로부터 시트를 제조하는 분말 야금방법이다. 시트는 향상된 실온 연성, 전기 비저항, 사이클 피로내성, 고온 산화내성, 저온 및 고온 강도, 및/또는 고온 처짐내성을 갖는 전기 저항 가열부품으로 제조될 수 있다. 철 알루미나이드는 오스테나이트가 없는 완전 페라이트 마이크로 구조를 갖고, 중량%로, Al 4~ 32%, 임의의 첨가제로서 ≤ 1% Cr, ≥ 0.05 % Zr, ≤ 2% Ti, ≤ 2% Mo, ≤ 1% Ni, ≤ 0.75% C, ≤ 0.1% B, ≤ 1% 마이크론 이하의 산화물 입자 및/또는 전기 절연성 또는 전기 전도성 공유 세라믹 입자, ≤ 1% 희토류 금속, 및/또는 ≤ 3% Cu를 포함할 수 있다. 방법은 압연 성형, 테이프 주조 또는 플라즈마 분무 등으로 금속간 합금 조성물을 갖는 분말을 압밀함으로써 비-조밀 금속 시트를 형성하고, 비-조밀 금속 시트를 냉간 압연하여 밀도를 높이고, 두께를 감소시켜 냉간 압연 시트를 형성하고 및 냉간 압연된 시트를 어닐링하는 것을 포함한다. 분말은 물, 중합체 또는 가스 미립화된 분말일 수 있고, 압밀 단계전에 체로 치고 및/또는 결합제와 배합된다. 압밀단계 후, 시트는 부분적으로 소결시킬 수 있다. 냉간 압연 및/또는 어닐링 단계를 반복하여 원하는 시트 두께와 특성을 얻을 수 있다. 어닐링은 진공 또는 불활성 분위기 하에서 진공로 중에서 실시할 수 있다. 최종 어닐링 도중, 냉간 압연 시트는 약 10 ~ 30$g(mm) 평균입도로 재결정화 된다. 최종적인 응력 완화 어닐링은 B2 상 온도 범위에서 실시될 수 있다.

도면

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Description

금속간 합금 조성물을 갖는 연속적인 금속 시트 제조 방법{METHOD OF MANUFACTURING A CONTINUOUS METAL SHEET HAVING AN INTERMETALLIC ALLOY COMPOSITION}

본 발명은 일반적으로 시트 형태의 알루미나이드와 같은 금속간 합금 조성물 및 이와 같은 재료를 제조하기 위한 분말 야금기술에 관한 것이다.

알루미늄 함유 철 기저 합금은 규칙 또는 불규칙 체심 결정 구조를 갖는다.예를 들면, 금속간 합금 조성물을 갖는 철 알루미나이드 합금은 예를 들면, Fe₃Al, FeAl, FeAl₂, FeAl₃ 및 Fe₂Al₅와 같이 다양한 원자 분율로 철과 알루미늄을 함유한다. 체심 입방 규칙 결정구조를 갖는 Fe₃Al 금속간 철 알루미나이드가 미국 특허 제5,320,802호, 동 제5,158,744호, 동 제5,024,109호 및 동 제4,961,903호에 기재되어 있다. 일반적으로 이와 같은 규칙화된 결정 구조는 Al 25 ~ 40 원자%와 Zr, B, Mo, C, Cr, V, Nb, Si 및 Y 와 같은 합금용 첨가물을 함유한다.

불규칙 체심 결정 구조를 갖는 철 알루미나이드 합금이 미국 특허 제 5,238,645호에 기재되어 있는데, 여기서 합금은, 중량%로, Al 8 ~ 9.5, Cr 7 이하, Mo 4 이하, C 0.05 이하, Zr 0.5 이하 및 Y 0.1 이하, 바람직하기는 Cr 4.5 ~ 5.5, Mo 1.8 ~ 2.2, C 0.02 ~ 0.032 및 Zr 0.15 ~ 0.25를 함유한다. Al을 각각 8.46, 12.04 및 15.90 중량%로 갖는 세개의 이성분 합금을 제외하고, 상기 특허 제 5,238,645호에 기재된 특정한 합금 조성물은 모두 최소한 5 중량%의 Cr을 함유한다. 또한, 상기 특허에는 합금 원소들의 강도, 실온 연성, 고온 산화내성, 수성 부식에 대한 내성 및 내피팅성의 향상이 기재되어 있다. 상기 특허 제 5,238,645호는 전기저항 가열부품과는 관련이 없고, 열 피로내성, 전기저항 또는 고온 처짐내성과 같은 특성을 부여하지 않는다.

Al 3 ~ 18 중량%, Zr 0.05 ~ 0.5 중량%, B 0.01 ~ 0.1 중량% 및 임의로 Cr, Ti 및 Mo를 함유하는 철-기저 합금이 미국 특허 제 3,026,197호와 캐나다 특허 제 648,140호에 기재되어 있다. Zr과 B는 입자 세밀화를 제공한다고 알려져 있고 바람직한 Al의 함량은 10 ~ 18 중량%이며, 합금은 산화내성 및 가공성을 갖는다고 기재되어 있다. 그러나, 미국 특허 제 5,238,645호와 마찬가지로 미국 특허 제 3,026,197호와 캐나다 특허 제 648,140호는 전기 저항 가열부품과는 관련이 없고 열 피로내성, 전기저항 또는 고온 처짐내성과 같은 특성을 부여하지 않는다.

미국 특허 제 3,676,109호에는 Al 3~ 10 중량%, Cr 4~8 중량%, Cu 약 0.5 중량%, C 0.05 중량% 미만, Ti 0.5 ~2 중량% 및 임의로 Mn 및 B을 함유하는 철-기저 합금이 기재되어 있다. 상기 특허는 Cu가 녹 얼룩에 대한 내성을 증가시키고, Cr은 부서짐을 방지하고, Ti는 침전 경화를 제공한다고 기재하고 있다. 특허 제 3,676,109호에는 합금이 화학적 제조 장치에 유용하다고 언급되고 있다. 특허 제 3,676,109호에 기재된 특정한 모든 예는, 총 Al 및 Cr이 9중량% 이상, 최소 Cr과 Al이 6중량% 이상 및 Al과 Cr의 함량간의 차이가 6 중량% 미만인 바람직한 합금으로 되며, Cu 0.5 중량%와 Cr 1 중량% 이상을 포함한다. 그러나, 미국 특허 제 5,238,645호와 같이, 제 3,676,109호는 전기 저항 가열부품과는 관련이 없고 열 피로내성, 전기 비저항 또는 고온 처짐내성과 같은 특성은 기재하지 않았다.

전기저항 가열부품으로서 사용되는 철-기저 알루미늄 함유 합금은 미국 특허 제1,550,508호; 동 제1,990,650호, 및 동 제2,768,915호와 캐나다 특허 제648,141호에 기재되어 있다. 미국 특허 제1,550,508호에 기재된 합금은 Al 20중량%, Mn 10 중량%; Al 12 ~ 15 중량%, Mn 6 ~ 8 중량%; 또는 Al 12 ~ 16 중량%, Cr 2 ~10 중량%를 함유한다. 미국 특허 제 1,550,508호에 기재된 구체적인 예의 모두는 Cr 6중량% 이상 및 Al 10중량% 이상을 함유한다. 미국특허 제1,990,650호에 기재된 합금은 Al 16 ~ 20중량%, Cr 5 ~ 10 중량%, C 0.05 중량% 이하, Si 0.25 중량% 이하, Ti 0.1 ~ 0.5 중량%, Mo 1.5 중량% 이하 및 Mn 0.4 ~ 1.5 중량% 를 함유하며, 오직 특정한 예에서 Al 17.5 중량%, Cr 8.5 중량%, Mn 0.44 중량%, Ti 0.36중량% C 0.02 중량% 및 Si 0.13 중량%를 함유한다. 미국 특허 제2,768,915호에 기재된 합금은 Al 10 ~ 18중량%, Mo 1~5 중량%, Ti, Ta, V, Cb, Cr, Ni, B 및 W 를 함유하고, 오직 특정 예에서 Al 16 중량%와 Mo 3 중량%를 함유한다. 캐나다 특허 제 648,141호에 기재된 합금은 Al 6 ~ 11중량%, Cr 3 ~10 중량%, Mn 4 중량% 이하 , Si 1 중량% 이하, Ti 0.4 중량% 이하, C 0.5 중량%이하, Zr 0.2 ~ 0.5 중량% 및 B 0.05 ~ 0.1 중량% 를 함유하며, 오직 특정예에는 Cr 5 중량% 이상을 함유한다.

여러가지 재료의 저항 가열기가 미국 특허 제5,249.586호 및 미국 특허 출원 제07/943,504호, 동 제08/118,665호, 동 제08/105,346호 및 동 제08/224,848호에 기재되어있다.

미국 특허 제4,334,923호에는 C 0.05 % 이하, Si 0.1 ~ 2 %, Al 2 ~ 8 %, Y 0.02 ~ 1 %, P 0.009 % 미만, S 0.006 % 미만, 및 O 0.009 % 미만으로 이루어지며, 촉매 변환기에 유용한 냉간-압연 가능한 내산화성의 철-기저 합금이 기재되어 있다.

미국 특허 제 4,684,505호에는 Al 10 ~ 22 %, Ti 2 ~ 12 %, Mo 2 ~ 12 %, Hf 0.1 ~ 1.2 %, Si 1.5 %이하, C 0.3 % 이하, B 0.2 % 이하, Ta 1.0 % 이하, W 0.5% 이하, V 0.5% 이하, Mn 0.5% 이하, Co 0.3 % 이하, Nb 0.3% 이하 및 La 0.2 % 이하를 함유하는 내열성 철-기저 합금이 기재되어 있다. 미국 특허 제 4,684,505호에는 Al 16%, Hf 0.5%, Mo 4%, Si 3%, Ti 4% 및 C 0.2%를 함유하는 특정 합금이 기재되어 있다.

일본 특허출원 공개번호 제53-119721호는 양호한 가공성을 갖고, Al 1.5 ~ 17%, Cr 0.2 ~ 15 % 및 Si 4% 미만, Mo 8% 미만, W 8% 미만, Ti 8% 미만, Ge 8% 미만, Cu 8% 미만, V 8% 미만, Mn 8% 미만, Nb 8% 미만, Ta 8% 미만, Ni 8% 미만, Co 8% 미만, Sn 3% 미만, Sb 3% 미만, Be 3% 미만, Hf 3% 미만, Zr 3% 미만, Pb 0.5% 미만 및 희토류 금속 3% 미만의 임의의 첨가제를 0.01 ~ 8% 함유하는 내마모성과 높은 자기투과성을 갖는 합금을 기재하고 있다. 일본 특허출원 공개번호 제53-119721호의 특정한 실시예들은 Al 16%, 나머지의 Fe 합금을 제외하고 Cr 1% 이상을 포함하며, 일본 특허출원 공개번호 제53-119721호의 나머지 실시예들은 Al 5%, Cr 3%, 나머지의 Fe 합금 이외에, Al 10% 이상을 함유한다.

J.R. Knibloe et al의 "Microstructure And Mechanical Properties of P/M Fe₃Al Alloys", Advances in Powder Metallurgy, 1990, Vol 2, pp 219 ~ 231에는 불활성 가스 분무기를 사용함으로써 2 ~ 5% Cr을 함유하는 Fe₃Al을 제조하는 분말 야금방법이 기재되어 있다. 이 문헌은 Fe₃Al 합금이 저온에서는 DO₃구조를 가지며 약 550℃ 이상에서는 B2 구조로 전환된다는 것을 설명하고 있다. 시트를 제조하기 위해, 분말을 연강(軟鋼) 중에 캐닝하고(canned), 진공으로 하고, 1000℃에서 면적 감소비가 9:1이 되도록 고온 압출하였다. 강 캔(steel can)으로부터 제거한 후, 합금 압출물을 1000℃에서 0.340 인치 두께로 주조하고, 800℃에서 약 0.01 인치두께의 시트로 압연하고, 650℃에서 0.030 인치로 최종 압연하였다. 이 간행물에 따르면, 미립화된 분말은 일반적으로 구형이며 밀도가 높은 압출물이고, B2 구조의 양을 최대화 함으로써 20 %에 달하는 실온 연성을 얻었다.

V.K. Sikka에 의한 Mat. Res. Soc. Symp. proc., Vol 213, pp. 901-906의 " Powder Processing of Fe₃Al-based Iron-Aluminide Alloys"에는 시트상으로 제작된 Cr을 2 ~ 5% 함유하는 Fe₃Al-기재 철-알루미나이드 분말의 제조방법을 기재하고 있다. 이 간행물은 질소 가스 미립화 및 아르곤 가스 미립화에 의해 분말을 제조하는 것을 기재하고 있다. 질소 가스 미립화 분말은 낮은 수준의 산소(130 ppm)와 질소(30 ppm)를 갖는다. 시트를 제조하기 위해, 분말을 연강 중에 캐닝하고, 면적감소비가 1000℃에서 9:1이 되도록 고온 압출하였다. 압출된 질소 가스 미립화 분말은 입도가 30 ㎛이다. 강관을 제거하고 막대를 1000℃에서 50% 주조하고 850℃에서 50% 압연하고 650℃에서 50% 최종 압연하여 0.76mm의 시트로 했다.

V.K. Sikka et al에 의한 논문 "Powder Production, Processing, and properties of Fe₃Al(pp.1-11, 1990, Powder Metallurgy Conference Exhibition in Pittsburgh, PA)"에는 보호 분위기하에서 성분 금속을 용융하여, 금속을 계량 노즐을 통해 통과시키고, 용융 스트림과 질소 미립화 가스와의 충돌에 의해 용융물을 붕괴시킴에 의한 Fe₃Al 분말의 제조방법이 기재되어 있다. 분말은 소량의 산소(130 ppm)와 질소(30 ppm)을 함유하며 구형이다. 압출된 막대는 분말을 76 mm 연강 캔에 채우고, 캔을 진공으로 하고, 1000℃에서 한시간 반 동안 가열하고, 캔을 25 mm 다이를 통해 9:1 감소를 위해 압출함으로써 제조되었다. 압출 막대의 입도는 20 ㎛ 이다. 캔을 제거하고, 1000℃에서 50% 주조하고, 850℃에서 50% 압연한 후, 650℃에서 50% 최종 압연하여 두께가 0.76mm인 시트를 제조 하였다.

산화물 분산으로 강화된 철-기저 합금 분말이 미국 특허 제4,391,634호 및 동 제5,032,190호에 기재되어 있다. 미국 특허 제4,391,634호는 Cr 10 ~ 40%, Al 1~10%, 산화물 분산질 10% 이하를 갖는 Ti를 함유하지 않는 합금을 기재하고 있다. 미국 특허 제 5,032,190호는 Fe 75%, Cr 20%, Al 4.5%, Ti 0.5% 및 Y₂O₃ 0.5% 를 갖는 합금 MA 956으로부터 시트를 형성하는 방법을 기재하고 있다.

A. LeFort et al에 의한 "Mechanical Behavior of FeAl₄₀Intermetallic Alloys"(International Symposium on Intermetallic Compounds-Structure and Mechanical Properties(JIMIS-6), pp. 579-583, held in Sendai, Japan)에는 붕소, 지르코늄, 크롬 및 세륨의 첨가물을 갖는 FeAl 합금(Al 25 중량%)의 다양한 특성이 기재되어 있다. 합금은 진공 주조 및 1100℃에서 압출에 의해 제조되거나 또는 1000℃ 및 1100℃에서의 압축에 의해 제조되었다. 이 논문은 산화 및 황화 조건하에서 FeAl 화합물의 우수한 내성은 저항성이 높은 Al 함유량 및 B2 규칙 구조의 안정성에 의한 것임을 설명하고 있다.

D. Pocci et al에 의한 "Processing, Properties and Application of Iron Aluminides" (Minerals, Metals and MAterial Society Conference-1994 TMS Conference, pp. 19-30, held in San Francisco, Califonia-1994.3.3.) 에 기재된 "Production and Properties of CSM FeAl Intermetallic Alloys"에는 주조와 압출, 분말의 가스 미립화 및 압출, 및 분말의 기계적 합금화 및 압출과 같은 여러가지 기술에 의해 제조된 Fe₄₀Al 금속간 화합물의 다양한 특성 및 기계적 합금화를 사용하여 미세한 산화물 분산으로 재료를 강화시키는 것을 기재하고 있다. 이 논문은 B2 규칙 결정구조, Al 함량 범위가 23 ~ 25 중량%(약 40 원자%)이며, Zr, Cr, Ce, C, B 및 Y₂O₃의 합금 첨가제를 갖는 FeAl 합금이 제조된 것을 개시하고 있다. 이 논문은 재료가 고온의 부식환경 중에서 구조적 재료의 후보이고, 열 엔진, 제트 엔진의 압축기 단계, 석탄 기화 플랜트 및 석유화학 공업에 있어서 용도가 발견된 것을 언급하고 있다.

J.H. Schneibel의 "철 알루미나이드의 선택된 특성", pp. 329-341(1994, TMS Conference)은 철 알루미나이드의 특성을 기재하고 있다. 이 논문은 여러가지 FeAl 조성물의 용융온도, 전기저항, 열전도성, 열팽창 및 기계적 성질과 같은 특성을 보고 하고 있다.

J.Baker의 "Flow and Fraction of FeAl" pp.101-115 (1994, TMS Conference)에는 B2 화합물 FeAl의 흐름과 파괴에 대한 개요를 기재하고 있다. 이 논문은 예비적 열처리는 FeAl의 기계적 성질에 강하게 영향을 미치며 고온 어닐링 후 냉각속도가 높아질수록 실온 항복강도 및 경도는 높아지지만, 과잉 공간으로 인해 연성은 감소한다고 설명하고 있다. 이러한 공간에 관하여, 상기 논문은 용질 원자의 존재가 보유된 공간의 영향을 완화하는 경향이 있고 장기간의 어닐링으로 과잉의 공간을 제거할 수 있음을 기재하고 있다.

D.J. Alexander의 "Impact Behavior of FeAl Alloy FA-350", pp. 193-202(1994, TMS Conference)에는 철 알루미나이드 합금 FA-350의 충격 및 장력 특성을 기재하고 있다. FA-350 합금은, 원자%로, Al 35.8%, Mo 0.2%, Zr 0.05% 및 C 0.13%를 함유한다.

C.H. Kong의 "The Effet of Ternary Additions on the Vacancy Hardening and Defect Structure of FeAl", pp. 231-239(1994, TMS Conference)에는 FeAl 합금에 대한 삼원 합금화 첨가제의 효과를 기재하고 있다. 이 논문은 B2 구조 화합물 FeAl이 실온 연성이 낮고 500℃ 이상에서는 고온 강도가 허용할 수 없을 정도로 낮다는 것을 설명하였다. 이 논문은 실온 취성이 높은 농도의 공간보유 및 그 후의 고온 열처리에 의해 일어나는 것으로 설명하고 있다. 이 논문은 예를 들면, Cu, Ni, Co, Mn, Cr, V 및 Ti와 같은 여러가지 삼원 합금용 첨가제 및 고온 어닐링 뿐만 아니라 이어지는 저온 공간-완화 열처리의 효과를 설명하고 있다.

D.J. Gaydosh et al의 "Microstructure and Tensile Properties of Fe-40 At.Pct. Al Alloys with C, Zr, Hf and B Additions", pp.1701-1714(September 1989 Met. Trans A, Vol. 20A)에는 가스-미립화 분말의 고온 압출을 기재하고 있는데 여기서 분말은 예비-합금용 첨가제로서 C, Zr 및 Hf를 함유하거나, 또는 B가 미리 제조된 철-알루미늄 분말에 첨가되어 있다.

C.G. McKamey et al.의 "A review of recent developments in Fe₃Al-based Alloys", pp.1779-1805(August 1991, J. of Mater. Res., Vol 6, No. 8)에는 불활성 가스 미립화에 의해 철-알루미나이드 분말을 얻고, 합금 분말을 혼합함으로써 Fe₃Al을 기재로 하는 삼원 합금 분말을 제조하여 원하는 합금화합물을 제조하여, 고온 압출에 의해 굳게하는 기술을 기재하고 있다. 즉, Fe₃Al-기재 분말을 질소- 또는 아르곤-가스 미립화에 의해 제조하고 1000℃에서 9:1 이하의 면적 감소로 압출함으로써 전밀도(full density)로 굳게하는 것을 개시하고 있다.

미국 특허 제4,917,858호; 동 제5,269,830호 ; 및 동 제5,455,001호에는 (1)혼합된 분말을 그린 포일로 압연하고, 소결한 후 포일을 전밀도로 압축하고, (2)철-알루미나이드를 제조하기 위해 Fe와 Al 분말을 반응성 소결하거나, 또는 전해 도금에 의해 Ni-B-Al 및 Ni-B-Ni 복합 분말을 제조하고, 분말을 튜브중에서 캐닝하고, 캐닝된 분말을 열처리하고, 튜브-캐닝된 분말을 냉간압연하고, 냉간압연된 분말을 열처리하여 금속간 화합물을 얻는 것을 기재하고 있다. 미국 특허 제5,484,568호는 연소파가 반응물을 원하는 생성물로 변환시키는 미세발열 합성에 의해 가열부품을 제조하는 분말 야금기술을 기재하고 있다. 이 방법에서, 충전제 재료, 반응계 및 가소제가 슬러리로 형성되고 가소 압출성형, 슬립주조 또는 코팅 후 발화에 의해 성형품을 연소한다. 미국 특허 제5,489,411호는 감을 수 있는 (coilable) 스트립에 플라즈마를 분무하고 스트립을 열처리하여 잔류 응력을 완화시키고, 가압 결합 로울 사이에 이와 같은 2개의 스트립의 거친 면을 배치하여 2개의 스트립을 함께 압착한 후, 용액 어닐링, 냉간압연 및 중간 어닐링에 의해 티타늄 알루미나이드 포일을 제조하는 분말 야금기술을 기재하고 있다.

미국 특허 제4,385,929호는 미립화 기술에 의해 산소 함량이 낮은 불규칙적으로 성형된 스틸 분말을 제조하는 방법을 기재하고 있는데, 여기서 금속의 용융 흐름은 광유, 동물성유 또는 식물성유와 같은 비극성 용매와 접촉시킨다.

미국 특허 제3,114,330호는 원소 분말, 예비-합금화 분말 또는 그들의 혼합물을 스트립으로 고온 압연 및 냉간 압연함에 의해 전기저항성의 철-알루미늄 합금을 만드는 분말 야금기술을 기재하고 있다. 미국 특허 제 2,889,224호에는 분말을 냉간 압연 또는 어닐링함으로써 카보닐 니켈 분말 또는 카보닐 철 분말로부터 시트를 제조하는 기술을 기재하고 있다.

앞에서 설명한 것을 기초로 하여, 철 알루미나이드와 같은 금속간 조성물을 제조하기 위한 경제적인 기술이 필요하다. 또한 이제까지 예를 들면, 캐닝된 FeAl분말/주조 금속의 압출 또는 적층 FeAl 분말/주조 금속의 고온 압연과 같은 고온 가공단계를 필요로하는 알루미늄 농도에서, 원하는 저항을 나타내는, 예를 들면 철-알루미나이드와 같은 금속간 합금 조성물로부터 저항 가열부품을 제조하는 경제적인 기술을 필요로 한다. 예를 들면, 철-알루미나이드를 제조하는 종래의 분말 야금술은 철과 알루미늄을 녹이고, 철-알루미나이드 분말을 제조하기 위해 용융물에 불활성 가스를 미립화하고, 분말을 캐닝하고, 캐닝된 재료의 고온에서의 가공을 포함한다. 분말을 캐닝할 필요가 없고, 철-알루미나이드 시트 제품을 제조하기 위해 철과 알루미늄을 어떤 고온 가공단계에서 다루어야 할 필요가 없는 분말 야금기술에 의해 철-알루미나이드 분말을 제조할 수 있는 것이 바람직하다.

본 발명은 분말 야금술에 의해 금속간 합금 조성물을 갖는 금속 시트를 제조하는 방법을 제공한다. 본 방법은 금속간 합금 조성물을 갖는 예비-합금화 분말을 압밀함으로써 비-조밀 금속 시트를 형성하며; 비-조밀 금속 시트를 냉간압연하여 조밀화하고 또한 그의 두께를 감소시켜 냉간압연 시트를 형성하고; 그리고 냉간압연 시트를 열처리하는 것을 포함한다.

바람직한 태양에 따르면, 금속간 합금은 철 알루미나이드 합금이다. 철 알루미나이드는 Al 4.0 ~ 32.0 중량%를 함유하며, 오스테나이트가 없는 페라이트 마이크로구조를 갖는다. 금속간 합금은 Fe₃Al, Fe₂Al₅, FeAl₃, FeAl, FeAlC, Fe₃AlC 또는 이들의 혼합물로 이루어질 수 있다. 철 알루미나이드는 Mo 2 중량% 이하, Zr 1 중량% 이하, Si 2 중량% 이하, Ni 30 중량% 이하, Cr 10 중량% 이하, C 0.5 중량% 이하, Y 0.5 중량% 이하, B 0.1 중량% 이하, Nb 1 중량% 이하 및 Ta 1 중량% 이하로 이루어진다. 예를 들면, 철 알루미나이드는 필수적으로 Al 20 ~32 중량%, Mo 0.3 ~ 0.5 중량%, Zr 0.05 ~ 0.3 중량%, C 0.01 ~ 0.5 중량%, Al₂O₃ 입자 1 중량% 이하, Y₂O₃입자 1 중량% 이하, 나머지 Fe로 구성될 수 있다.

본 발명의 방법은 다양한 임의의 단계 및/또는 특성을 포함할 수 있다. 예를 들면, 압밀단계는 분말과 결합제의 혼합물을 테이프 주조하고, 기질(substrate) 위로 분말을 플라즈마 분무하거나 분말과 결합제의 혼합물의 압연 성형(roll compacting)하는 것으로 이루어질 수 있다. 테이프 주조 또는 압연 성형의 경우에, 본 발명의 방법은 비-조밀 금속시트로부터 휘발 성분을 제거하는데 충분한 온도로 비-조밀 금속 시트를 가열하는 것을 포함할 수 있다. 예를 들면, 제품은 휘발 성분을 제거하는 단계에서 500℃ 보다 낮은 온도로 가열될 수 있다.

바람직한 태양에서, 본 발명의 방법은 열처리 단계 후에 냉간압연 시트를 전기저항 가열부품으로 형성하고, 전기 저항 가열부품은 가열부품을 통해 전압이 10 볼트 및 6 암페아까지 통과할 때 1초 미만에서 900℃까지 가열할 수 있다.

한 태양에 따르면, 비-조밀 금속 시트를 냉간압연 단계에 앞서 최초로 또는 완전히 소결하고, 냉간압연 단계는 냉간 압연 시트의 중간 어닐링과 함께 반복할 수 있다. 최종 냉간압연 단계 후에는 응력 제거 열처리를 할 수 있다. 분말은 가스 또는 물 또는 중합체 미립화 분말을 함유할 수 있고, 또한 이 방법은 분말을 체로 치고, 압연 성형 또는 테이프 주조의 경우에는 압밀 단계 전에 분말을 결합제로 코팅하는 것을 포함할 수 있다. 열처리 단계는 1000 ~ 1200℃의 온도에서 진공 또는 불활성 분위기 중에서 실행될 수 있다. 최종 냉간압연 단계에서 시트의 두께는 0.010 인치 미만으로 감소할 수 있다. 분말의 입도 분포는 10 ~ 200㎛이며 30 ~ 60㎛ 가 바람직하다. 예를 들면, 테이프 주조에 사용되는 분말은 325 메쉬를 통과하는 것이 바람직하며, 압연 성형에 사용되는 분말은 입도 43 ~ 150㎛ 인 분말과 소량의(예를 들면 5%) 입도 43㎛ 이하인 분말의 혼합물로 이루어지는것이 바람직하다.

금속간 합금의 경도 때문에, 냉간압연은 시트와 직접 접촉하는 탄화물 압연 표면을 갖는 로울러(roller)를 사용해서 실행하는 것이 유리하다. 시트는 금속간 합금의 고온 가공 없이 생산하는 것이 바람직하다.

도 1a ~도 1d는 알루미늄을 함유하는 철-기저 합금의 실온특성에 대한 Al 함량의 변화에 따른 효과를 나타낸 것이다.

도 2a ~ 도 2b는 알루미늄을 함유하는 철-기저 합금의 실온 및 고온특성에 대한 Al 함량의 변화에 따른 효과를 나타낸 것이다.

도 3a ~ 도 3b는 알루미늄을 함유하는 철-기저 합금의 고온 응력 대 신장률에 대한 Al 함량의 변화에 따른 효과를 나타낸 것이다.

도 4a ~ 도 4b는 알루미늄을 함유하는 철-기저 합금의 응력 대 파괴(rupture)(크리프) 특성에 대한 Al 함량의 변화에 따른 효과를 나타낸 것이다.

도 5a ~ 도 5b는 Al과 Si를 함유하는 철-기저 합금의 실온 인장 특성에 대한 Si 함량의 변화에 따른 효과를 나타낸 것이다.

도 6a ~ 도 6b는 Al과 Ti를 함유하는 철-기저 합금의 실온 특성에 대한 Ti 함량의 변화에 따른 효과를 나타낸 것이다.

도 7은 Ti를 함유하는 철-기저 합금의 크리프 파괴 특성에 대한 Ti 함량의 변화에 따른 효과를 나타낸 것이다.

도 8a ~ 도 8c는 합금 번호 23, 35, 46 및 48의 항복강도, 최대 인장강도 및 총 신장을 나타낸 것이다.

도 9a ~ 도 9c는 시판합금 Haynes 214 및 합금 46과 48의 항복강도, 최대 인장강도 및 총 신장을 나타낸 것이다.

도 10a ~ 도 10b는 합금 57, 58, 60 및 61의 3x 10^-4/s 및 3x 10^-2/s 각각의 인장 변형 속도에서 최대 인장강도를 나타내고; 도 10c ~ 도 10d는 합금 57, 58, 60 및 61의 3x 10^-4/s 및 3x 10^-2/s 각각의 변형 속도에서 파괴까지의 소성 신장을 나타낸 것이다.

도 11a ~도 11b는 850℃에서의 합금 번호 46, 48 및 56 각각의 항복강도, 최대 인장강도(ultimate tensile strength)를 어닐링 온도의 함수로서 나타낸 것이다.

도 12a ~ 도12e는 합금 35, 46, 48 및 56에 대한 크리프 데이타를 나타내며, 여기서 도 12a는 합금 35을 진공중에서 1050℃에서 2시간 동안 어닐링한 후 크리프 데이타이고, 도 12b는 합금 46을 700℃에서 1시간 동안 진공에서 어닐링한 후 크리프 데이타이고, 도 12c는 합금 48을 1100℃에서 1시간 동안 진공중에서 어닐링한 후 800℃, 1 ksi에서 시험을 행한 후의 크리프 데이타이며, 도 12d는 800℃, 3ksi에서 시험한 도 12c의 샘플을 나타내고, 도 12e는 합금 56을 1100℃에서 1시간 동안 진공중에서 어닐링 한 후 800℃, 3ksi에서 시험한 후 크리프 데이타를 나타낸 것이다.

도 13a~ 도13c는 합금 48, 49, 51, 52, 53, 54 및 56에 대한 경도(Rockwell C)값을 나타낸 그래프로서, 여기서 도 13a는 합금 48의 750 ~ 1300℃에서 1시간 동안 경도 대 어닐링을 나타내며, 도 13b는 합금 49, 51 및 56을 400℃에서 0 ~ 140 시간동안 경도 대 어닐링을 나타내며, 도 13c는 합금 52, 53 및 54의 400℃에서 0 ~ 80 시간 동안 경도 대 어닐링을 나타낸 것이다. .

도 14a ~ 도 14e는 합금 48, 51 및 56에 대한 크리프 변형 데이타 대 시간의 그래프로서, 여기서 도 14a는 합금 48과 56의 800℃에서 크리프 변형의 비교를 나타내며, 도 14b는 합금 48의 800℃에서의 크리프 변형을 나타내며, 도 14c는 합금 48의 1100℃에서 1시간동안 어닐링한 후, 800℃, 825℃ 및 850℃에서 크리프 변형을 나타내며, 도 14d는 합금 48의 750℃에서 1시간 동안 어닐링 한 후 800℃, 825℃, 및 850℃에서의 크리프 변형을 나타내며, 도 14e는 합금 51의 400℃에서 139시간 동안 어닐링한 후 850℃에서 크리프 변형을 나타낸 것이다.

도 15a ~ 도 15b는 합금 62의 크리프 변형 데이타 대 시간의 그래프이며, 여기서 도 15a는 시트 형태의 합금 62의 850℃와 875℃에서의 크리프 변형의 비교를 나타내며, 도 15b는 막대 형태의 합금 62의 800℃, 850℃ 및 875℃에서의 크리프 변형의 비교를 나타낸 것이다.

도 16a ~ 도16b는 합금 46과 43에 관한 전기 저항 대 온도의 그래프로서, 여기서 도 16a는 합금 46과 43의 전기 저항을 나타내며, 도 16b는 합금 43의 전기 저항에 대한 가열 사이클의 효과를 나타낸 것이다.

도 17은 본 발명에 따른 압연 성형 단계를 포함한 가공단계의 공정도이다.

도 18a ~ 도 18b는 본 발명에 따라 압연 성형, 냉간압연 및 어닐링된 시트의 광학 현미경 사진이다.

도 19a ~ 도 19d는 다양한 기술에 의해 가공된 철 알루미나이드 합금에 관한 인장 특성 대 탄소 함량을 나타낸 것이다.

도 20은 본 발명에 따른 테이프 주조 단계를 포함한 가공단계의 공정도이다.

도 21a ~ 도 20b는 본 발명에 따라 테이프 주조, 냉간압연 및 어닐링된 시트의 광학 현미경 사진이다.

도 22는 본 발명에 따른 여러가지 가공단계의 함수로서 테이프 주조 철 알루미나이드 시트의 밀도 변화를 나타낸 것이다.

도 23은 본 발명에 따른 플라즈마 분무 단계를 포함한 가공단계의 공정도이다.

도 24는 본 발명에 따른 철 알루미나이드의 플라즈마 분무된 시트의 광학 현미경 사진이다.

도 25a ~ 도 25b는 본 발명에 따른 플라즈마 분무, 냉간압연, 어닐링된 시트의 광학 현미경 사진이다.

도 26은 중합체 미립화 분말의 광현미경 사진이다.

도 27은 저항에 있어서 피크가 약 20 중량%의 Al에서 일어나는 Fe-Al 합금에서의 전기저항 대 알루미늄 함량의 그래프이다.

도 28은 도 27의 그래프의 일부 상세도이다.

도 29는 분말 야금술에 의해 제조된 Fe- 23.5 중량% Al 합금에 대한 온도 대 연성의 그래프이다.

도 30은 Fe-23.5 중량% Al 합금에 대한 여러 온도에서 3-점 굴곡(bending) 시험에서 부하 대 휨(deflection)의 그래프이다.

도 31은 변형 속도가 낮은 인장 시험에서 FeAl의 파손 변형(failure strain) 대 탄소 함유량(중량%)의 그래프이다.

도 32는 변형 속도가 낮은 인장 시험에서 FeAl의 파손 변형 대 탄소 함유량(중량%)의 그래프이다.

도 33은 변형 속도가 높은 인장 시험에서 FeAl의 파손 변형 대 탄소 함유량(중량%)의 그래프이다.

도 34는 변형 속도가 높은 인장 시험에서 FeAl의 파손 변형 대 탄소 함유량(중량%)의 그래프이다.

도 35는 실온, 600℃ 및 700℃에서 FeAl 포일 시편의 항복강도 대 탄소를 나타낸 그래프이다.

도 36은 실온, 600℃ 및 700℃에서 FeAl 포일 시편의 인장강도 대 탄소를 나타낸 그래프이다.

도 37은 실온, 600℃ 및 700℃에서 FeAl 포일 시편의 신장률 대 탄소를 나타낸 그래프이다.

도 38은 650℃, 200 MPa 에서 FeAl 포일 시편의 크리프 곡선을 나타낸 그래프이다.

도 39는 750℃, 100 MPa 에서 FeAl 포일 시편의 크리프 곡선을 나타낸 그래프이다.

도 40은 750℃, 70 MPa 에서 FeAl 포일 시편의 크리프 곡선을 나타낸 그래프이다.

도 41은 650℃ 및 750℃ 에서 FeAl 포일의 파괴 수명 대 탄소 함유량의 그래프이다.

도 42는 650℃ 및 750℃ 에서 FeAl 포일의 최소 크리프율 대 탄소 함유량의 그래프이다.

도 43은 600℃에서 FeAl 포일의 이완시험의 그래프이다.

도 44는 700℃에서 FeAl 포일의 이완시험의 그래프이다.

도 45는 750℃에서 FeAl 포일의 이완시험의 그래프이다.

도 46은 650℃ 및 750℃에서 FeAl 포일의 응력 대 파괴 수명의 그래프이다.

도 47a ~ 도 47b는 어닐링한 FeAl 포일과 비교한 압출된 FeAl막대의 항복응력 및 인장강도의 그래프이다.

도 48은 어닐링한 FeAl 포일과 비교한 압출된 FeAl 막대의 파괴 수명의 그래프이다.

도 49는 어닐링한 FeAl 포일과 비교한 압출된 FeAl 막대의 최소 크리프율의 그래프이다.

도 50은 공기 중에서 750℃에서 시험한 타입 1 FeAl 포일 시편의 피로 데이타의 그래프이다.

도 51은 공기 중에서 750℃에서 시험한 타입 2 FeAl 포일 시편의 피로 데이타의 그래프이다.

도 52은 공기 중에서, 400℃, 500℃, 600℃, 700℃ 및 750℃에서 시험한 타입 2의 FeAl 포일 시편의 피로 데이타의 그래프이다.

본 발명은 금속간 합금 조성물을 형성하기 위한 다양한 분말 야금기술을 제공한다. 분말은 금속간 화합물을 형성하기 위해 반응 합성을 통해 반응한 원소상 분말일 수 있고 또는 본 발명의 실시예에 따라 사용될 수 있는 금속간 합금 조성물을 갖는 예비-합금된 분말일 수 있다.

반응 합성

제 1 태양에 의하면, 본 발명은 예를 들면 시트, 막대, 와이어, 또는 다른 원하는 재료의 형태와 같은 원하는 형상으로 철-알루미나이드를 제조하기 위한 간단하고 경제적인 분말 야금방법을 제공한다. 이 방법에서는, 철과 알루미늄 분말의 혼합물을 제조하고, 혼합물을 제품으로 성형하고, 제품을 가열하여 철과 알루미늄 분말을 반응시켜 철-알루미나이드를 형성하고 전밀도(full density)에 도달하도록 소결한다. 성형(shaping)은 분말을 금속 캔과 같은 보호쉘에 넣지 않고 분말을 냉간 압연함으로써 저온에서 실행할 수 있다. 알루미늄 분말은 합금화되지 않은 알루미늄 분말이 바람직하지만 철 분말은 순수한 철 분말 또는 철 합금 분말일 수 있다. 또한, 혼합물이 형성될 때에 추가의 합금용 성분을 철과 알루미늄 분말과 혼합할 수도 있다.

제품의 성형 전에, 예를 들면, 파라핀 및/또는 소결 보조제와 같은 결합제를 분말 혼합물에 첨가하는 것이 바람직하다. 성형 단계 후에, 제품을 적당한 온도로 가열하여 휘발성 성분을 제거함으로써 제품중의 휘발성 성분들을 제거하는 것이 바람직하다. 예를 들면, 산소, 탄소, 수소 및 질소와 같은 휘발성 성분을 제거하기 위해 500 ~ 700℃의 범위, 바람직하게는 550 ~ 650℃ 범위의 온도에서 적당한 시간 동안, 예를 들면 1/2 ~ 2시간 동안 제품을 가열할 수 있다. 제품을 진공 또는 아르곤 분위기와 같은 불활성 기체 분위기에서 가열할 수 있고, 가열은 200℃/min 이하의 속도가 바람직하다. 이와 같은 예비 가열 단계에서, 알루미늄의 일부는 철과 반응하여 Fe₃Al 또는 Fe₂Al₅또는FeAl₃와 같은 화합물을 형성하고, 소량의 알루미늄은 철과 반응하여 FeAl을 형성할 수 있다. 그러나, 소결단계 중에, 철과 알루미늄이 반응하여 FeAl과 같은 원하는 철-알루미나이드를 형성한다.

합성 단계는 철과 알루미늄을 반응시켜 원하는 철 알루미나이드를 형성하도록 알루미늄의 융점보다 높은 온도에서 실시될 수 있다. 소결은 진공 또는 불활성 기체(예를 들면, 아르곤)분위기에서 1250 ~ 1300℃에서 1/2 ~ 2시간동안 실시하는 것이 바람직하다. 소결 단계 중, 유리 알루미늄은 용융되고 철과 반응하여 철-알루미나이드를 형성한다.

소결 단계는 소결 제품 중에 예를 들면, 25 ~40 부피%의 상당한 다공도를 생성할 수 있다. 이러한 다공도를 감소시키기 위해 소결 제품을 고온 또는 냉간압연하여 그 두께를 감소시키고, 그것에 의해 제품의 밀도를 높이고, 또한 제품중의 다공성을 제거할 수 있다. 고온 압연을 실시할때, 고온 압연은 불활성 분위기에서 실시하는 것이 바람직하며 또는 제품을 고온 압연 단계 중에 금속 또는 유리 코팅과 같은 보호코팅에 의해 보호할 수 있다. 제품을 냉간압연하는 경우는, 제품을 보호 환경 중에서 압연할 필요는 없다. 고온 또는 냉간 압연 후에, 제품을 1000 ~ 1200℃에서 진공 또는 불활성 기체 분위기 중에서 1/2 ~ 2시간동안 어닐링 할 수 있다. 그 후, 원한다면 제품을 더욱 가공 및/또는 어닐링 할 수 있다.

본 발명에 따른 방법의 실시예에 따르면, Al 22 ~ 32 중량% (Al 38 ~ 46 원자%)를 함유하는 철-알루미나이드의 시트를 다음과 같이 제조 한다. 처음에, 알루미늄 분말과 철 분말의 혼합물을 임의의 합금 성분과 함께 제조하고, 분말 혼합물에 결합제를 첨가한 후, 압연용 성형물을 제조하거나 또는 혼합물을 압연 장치에 직접 공급한다. 분말 혼합물을 냉간 압연하여 두께가 0.022 ~ 0.030 인치인 시트를 제조한다. 이어서, 압연 시트를 200℃/min 이하의 속도로 600℃까지 가열하고, 이 온도에서 진공 또는 아르곤 분위기 중에서 1/2 ~ 2시간 동안 유지하여 분말 혼합물에 있는 결합제의 휘발성 성분을 제거한다. 계속하여, 제품의 온도를 진공 또는 아르곤 분위기에서 1250 ~ 1300℃까지 올리고 제품을 1/2 ~ 2시간 동안 소결한다. 600℃에서 가열하는 동안 알루미늄의 일부는 철과 반응하여 Fe₃Al, Fe₂Al₅, 및/또는 FeAl₃을 형성하며 오직 소량의 FeAl가 함께 형성된다. 1250 ~ 1300℃에서의 소결 단계 중에 남아 있는 유리 알루미늄이 용융되어 추가의 FeAl이 생성되며, Fe₃Al, Fe₂Al₅, 및 FeAl₃ 화합물은 FeAl로 전환된다. 소결 결과, 다공도는 25 ~ 40% 이다. 다공도를 감소시키기 위해, 소결 제품을 0.008 인치의 두께로 고온 또는 냉간압연 한다. 예를 들면, 소결 시트를 약 0.012 인치의 두께로 냉간 압연하고, 진공 또는 아르곤 분위기에서 1/2 ~ 2시간동안 1000 ~ 1200℃에서 어닐링 한 후, 1/2 ~ 2시간동안 1000 ~ 1200℃ 에서 중간 어닐링하는 하나 이상의 단계에서 약 0.010 인치로 냉간 압연한 후, 약 0.008 인치로 냉간 압연하고 다시 진공 또는 아르곤 분위기에서 1/2 ~ 2시간동안 1100 ~ 1200℃에서 어닐링 한다. 이어서, 최종 시트를 더욱 가공하여 전기저항 가열부품으로 할 수 있다.

분말 조성물은 테이프 주조방법에 의해 테이프 또는 시트로 형성될 수 있다. 예를 들면, 분말 조성물의 층을 저장 용기로부터 재료의 시트 (예를 들면, 셀룰로스 아세테이트 시트) 위에, 시트가 로울러로부터 풀릴 때에 침착시킬 수 있다. 시트 위의 분말층의 두께는 분말층의 상부 표면과 접촉하는 하나 이상의 닥터 블레이드(doctor blades)에 의해, 분말층이 시트 위를 닥터 블레이드를 넘어 통과함에 따라 조절될 수 있다. 분말 조성물은, 단단하지만 유연성 있는 필름을 형성하고, 분말 중에서 잔류물을 남기지 않고 증발하며, 보관 중 주위 환경에 의해 영향을 받지 않고, 상대적으로 저렴하며 및/또는 휘발성 및 불연성이며 저렴한 유기 용매에 용해될 수 있는 결합제를 포함하는 것이 바람직하다. 결합제의 선택은 원하는 테이프 두께, 주조 표면 및/또는 용매에 의존한다.

두께 층이 0.01인치 이상인 테이프를 주조하기 위해, 결합제는 분말 100중량부에 대해 폴리비닐 부티릴(예를 들면, Butvar Type 13-76, Monsanto Co. 제품) 3 중량부를 함유할 수 있고, 용매는 톨루엔 35중량부를 함유할 수 있고, 가소제는 폴리에틸렌 글리콜 5.6중량부를 함유 할 수 있다. 두께가 0.01인치 미만인 박층 테이프 주조의 경우에, 결합제는 분말 100중량부에 대해 염화비닐-아세테이트(예를 들면, VYNS, 90-10 염화비닐-비닐 아세테이드 공중합체, Union Carbide Corp.사 제조) 15중량부를 함유할 수 있고, 용매는 MEK 85중량부를 함유할 수 있고, 가소제는 부틸 벤질 프탈레이트 1중량부를 함유할 수 있다. 원하는 경우, 분말 테이프 주조 혼합물은 또한 해교제(deflocculants) 및/또는 습윤제와 같은 다른 성분을 포함할 수 있다. 본 발명에 따른 테이프 주조에 적합한 결합제, 용매, 가소제, 해교제 및/또는 습윤제 조성물은 당업자에게 자명할 것이다.

본 발명에 따른 방법은 알루미늄을 4중량% 이상 함유하고, Al 함량에 따른 다양한 구조(예를 들면, DO₃구조를 갖는 Fe₃Al 상 또는 B2 구조를 갖는 FeAl 상)를 갖는 각종 철 알루미나이드 합금을 제조하는데 사용할 수 있다. 합금은 오스테나이트가 없는 페라이트 미세구조인 것이 바람직하고, 몰리브덴, 티타늄, 탄소, 이트륨 또는 세륨과 같은 희토류 금속, 붕소, 크롬으로부터 선택되는 1종 이상의 합금원소, Al₂O₃ 또는 Y₂O₃와 같은 산화물, 및 입도 및/또는 침전 강화를 조절할 목적으로 고용체 매트릭스 내에서 탄화물 상을 형성하기 위해 탄소와 함께 사용할 수 있는 탄화물 성형제(예를 들면, 지르코늄, 니오브 및/또는 탄탈)를 함유할 수 있다.

FeAl 상 합금 중의 알루미늄 농도는 14 ~ 32 중량%(공칭)의 범위일 수 있고, 정련 또는 분말 야금 처리시에 Fe-Al 합금은 700℃ 보다 높은 선택된 온도(예를 들면, 700 ~ 1100℃)에서 적당한 분위기 중에서 상기 합금을 어닐링하고, 이어서 항복강도, 최대 인장강도, 산화 및 수성 부식 성질에 대한 내성을 유지하면서 상기 합금을 로 냉각, 공기 냉각 또는 오일 급랭시킴으로써 원하는 수준으로 선택된 실온 연성을 제공하기 위해 조절할 수 있다.

Fe-Al 합금을 제조하는데 사용되는 합금 성분의 농도는 여기서는 공칭 중량%로 표현된다. 그러나, 이들 합금 중에서 알루미늄의 공칭 중량은 본질적으로 합금 중 알루미늄의 실제 중량의 약 97% 이상에 상당한다. 예를 들면, 공칭 18.46 중량%는 실제 알루미늄의 18.27 중량%를 제공하며, 이것은 공칭 농도의 약 99%이다.

Fe-Al 합금은 예를 들면, 강도, 실온 연성, 산화내성, 수성 부식 내성, 피팅 내성, 열 피로내성, 전기 저항, 고온 처짐내성 또는 크리프 내성 및 질량 증가에 대한 내성과 같은 특성을 향상시키기 위해 하나 이상의 선택된 합금용 원소로 가공 또는 합금화할 수 있다. 여러가지 합금용 첨가제 및 가공의 효과를 이하의 설명과 함께 도면 및 표 1~ 6에 나타내었다.

알루미늄을 함유하는 철-기저 합금을 전기 저항 가열부품으로 제조될 수 있다. 그러나, 여기서 기재한 합금 조성물은 합금을 산화 및 부식에 내성을 갖는 코팅제로 사용할 수 있는 열분무 사용과 같은 다른 목적을 위해 사용될 수 있다. 또한, 합금은 산화내성 및 부식내성 전극, 로 성분, 화학 반응기, 황화 내성 재료, 화학 공업에 사용되는 부식 내성 재료, 석탄 슬러리 또는 콜타르를 이송하기 위한 파이프, 촉매 전환기용 기재 재료, 자동차 엔진용 배기 파이프, 다공성 필터 등으로 사용될 수 있다.

본 발명의 일면에 따르면, 합금의 기하학적 형상을 변화시켜서 다음 식에 따라 가열기 저항을 최적으로 할 수 있다: R = ρ(L/W × T)(여기서, R은 가열기의 저항, ρ는 가열기 재료의 저항, L은 가열기의 길이, W는 가열기의 폭, T는 가열기의 두께). 가열기 재료의 저항은 합금 중의 알루미늄 함량, 합금의 가공 또는 합금 첨가제의 합금 중으로의 혼입을 조절함으로써 변한다. 예를 들면, 알루미나 입자를 가열기 재료 중에 혼입함으로써 저항을 상당히 높일 수 있다. 크리프 내성 및/또는 열전도성을 높이기 위해 합금은 다른 세라믹 입자들을 임의로 함유할 수 있다. 예를 들면, 가열기 재료는 1200℃ 까지 우수한 고온 크리프 저항과 우수한 산화내성을 제공하기 위해 전이금속(Zr, Ti, Hf)의 질화물, 전이금속의 탄화물, 전이금속의 붕화물 및 MoSi₂의 입자 또는 섬유와 같은 전기 전도성 재료를 포함할 수 있다. 가열기 재료는 고온에서 가열기 재료를 크리프 내성으로 하고 열 전도성을 향상 시키고 및/또는 가열기 재료의 열 팽창계수를 감소시키기 위해 Al₂O₃, Y₂O₃, Si₃N₄, ZrO₂ 같은 전기 절연 재료의 입자를 첨가할 수 있다. 전기 절연성/전도성 입자/섬유는 Fe, Al 또는 철 알루미나이드의 분말 혼합물에 첨가될 수 있고, 또는 상기 입자/섬유는 가열기 부품의 제작 중에 발열반응하는 원소상 분말의 반응 합성에 의해 재조할 수 있다.

가열기 재료는 여러가지 방법으로 제조할 수 있다. 예를 들면, 가열기 재료는 기계적으로 합금 성분을 합금하거나, 또는 철과 알루미늄의 분말을 그의 분말의 혼합물을 냉간 압연된 분말의 시트등과 같은 제품의 형태를 만든 후 반응시킴에 의해, 예비-합금화 분말로부터 제조할 수 있다. 재료의 크리프 저항은 여러 방법으로 개량할 수 있다. 예를 들면, 예비-합금화 분말을 Y₂O₃와 혼합하고, 기계적으로 합금화하여 예비-합금화 분말 사이에 끼울 수 있다. 기계적으로 합금화된 분말은 캐닝 및 압출, 슬립 주조, 원심 주조, 고온 압착 및 고온 등압 압축 성형과 같은 종래의 분말 야금기술에 의해 가공할 수 있다. 그밖의 기술은 Fe, Al 및 임의의 합금용 원소의 순수한 원소상 분말을 Y₂O₃와 같은 세라믹 입자와 산화세륨을 사용하거나 또는 사용하지 않고, 사용해서 상기 성분을 기계적으로 합금화 할 수 있다. 그 밖에, 상기 전기 전열성 및/또는 전기 전도성 입자를 분말 혼합물에 첨가해서 가열기 재료의 물리적 성질과 고온 크리프 내성을 조절할 수 있다.

가열기 재료는 종래의 주조 또는 분말 야금기술에 의해 제조할 수 있다. 예를 들면, 가열기 재료는 다른 분율을 갖는 분말의 혼합물로부터 제조할 수 있으나 바람직한 분말 혼합물은 100 매쉬보다 작은 입도를 갖는 입자로 구성된다. 본 발명의 일면에 의하면, 분말은 가스 미립화에 의해 제조할 수 있는데, 이 경우 분말은 구상의 형태를 가질 수 있다. 본 발명의 다른 면에 의하면, 분말은 물 또는 중합체 미립화에 의해 제조될 수 있는데, 이 경우 분말은 불규칙한 형태를 가질 수 있다. 중합체 미립화 분말은 물 미립화된 분말보다 탄소 함유량이 높고 표면 산화물이 낮다. 물 미립화에 의해 제조된 분말은 분말 입자 위에 산화 알루미늄 코팅을 포함 할 수 있고, 이러한 산화 알루미늄을 파괴하여 예를 들면, 시트, 막대 등과 같은 형상을 형성하기 위하여 분말의 열기계적 가공 중에 가열기 재료중에 첨가할 수 있다. 알루미나 입자는 그의 크기, 분포 및 양에 의존하는데 철-알루미늄 합금의 내성을 높이는데 유효할 수 있다. 또한, 알루미나 입자는 연성의 감소를 수반하거나 또는 수반함 없이 강도 및 크리프 내성을 높이는데 사용할 수 있다.

합금용 성분 중 하나로 몰리브덴을 사용하는 경우, 그것은 우발적인 불순물보다 많게 최대로 5.0%의 유효범위로 첨가될 수 있고, 유효량은 합금의 고용체 경화 및 합금의 고온 노출시의 크리프 내성을 높이는데 충분한 양이다. 몰리브덴의 농도는 0.25 ~ 4.25%의 범위일 수 있고, 하나의 바람직한 태양에서는 0.3 ~ 0.5% 의 범위이다. 2.0%를 초과하여 몰리브덴을 첨가하면, 이와 같은 농도에서 몰리브덴의 존재에 의해 야기되는 상대적으로 큰 고용체 경화 정도 때문에 실온 연성을 감소시킨다.

티타늄은 합금의 크리프 강도를 증가시키는데 효과적인 양으로 첨가할 수 있고 약 3%까지 존재할 수 있다. 티타늄이 존재하는 경우, 2.0% 이하의 범위로 존재하는 것이 바람직하다.

탄소와 탄화물 형성체가 합금중에 사용될 때에는, 탄소는 우발적인 불순물 보다 많게 최대로 약 0.75%까지의 범위로 존재할 수 있고, 탄화물 형성체는 우발적인 불순물보다 많게 최대로 약 1.0%까지 또는 그 이상까지의 범위의 유효량으로 존재한다. 탄소의 농도는 약 0.03 ~ 0.3%의 범위가 바람직하다. 탄소와 탄화물 형성체의 유효량은 각각 그들의 고온 노출 동안 합금 중의 입자의 성장을 조절하기에 충분한 탄화물 형성체를 함께 제공하는데 충분한 것이다. 탄화물은 또한 합금 중에서 소량의 침전 강화를 제공한다. 합금 중의 탄소와 탄화물 형성체의 농도는 탄화물 첨가물이 탄화물 첨가제가 탄소 대 탄화물 형성체의 화학량적 또는 거의 화학량적인 비율을 제공하여 본질적으로 최종 합금에 과잉의 탄소가 남아 있지 않도록 하는 것이다. 지르코늄을 합금에 혼입하여 고온 산화내성을 향상시킬 수 있다. 합금 중에 탄소가 존재하면, 합금 중의 지르코늄과 같은 탄화물 형성체의 과량은 공기중에서 고온 열 순환 도중 파쇄-내성 산화물의 형성을 돕는 한 유리하다. 지르코늄은 표면 산화물을 고정하는 합금의 노출 표면에 수직인 산화물 스트링거(stringer)를 형성하는 한편, Hf는 표면과 나란한 산화물 스트링거를 형성하기 때문에 지르코늄은 Hf보다 유효하다.

탄화물 형성체는 지르코늄, 니오브, 탄탈 및 하프늄과 이들의 조합물과 같은 탄화물-생성 원소를 포함한다. 탄화물 형성체는 합금 내에 존재하는 탄소와 함께 탄화물을 생성하기에 충분한 농도의 지르코늄이 바람직하며, 이 양은 약 0.02 ~ 0.6%이다. 니오브, 탄탈 및 하프늄의 농도는 탄화물 형성체로서 사용될 때 본질적으로 지르코늄의 농도에 상응한다.

상기 합금 원소 이외에 합금 조성물 중의 약 0.05 ~ 0.25%의 세륨 또는 이트륨과 같은 희토류 원소를 효과적인 양으로 사용하면 이러한 원소들이 합금의 내산화성을 향상시킨다는 것이 발견되었기 때문에 유리하다.

특성에 있어서, 향상은 또한 Y₂O₃, Al₂O₃ 등과 같은 산화물 분산질 입자를 30 중량% 까지 첨가함으로써 얻어질 수 있다. 산화물 분산질 입자는 Fe, Al 및 다른 합금용 원소의 용융물 또는 분말 혼합물에 첨가될 수 있다. 다른 방법으로, 산화물은 알루미늄을 함유하는 철-기저 합금의 용융물을 물미립화함으로써 현장에서 생성될 수 있고, 그것에 의해 철-알루미늄 분말 위에 알루미나 또는 산화이트륨의 코팅이 얻어진다. 분말의 가공 중, 산화물이 분해되어 최종 생성물에 분산된다. 철-알루미늄 합금에 산화물 입자의 혼입은 합금의 저항을 높이는데 유효하다. 예를 들면, 합금에 충분한 양의 산화물 입자를 혼입함으로써, 저항을 약 100 μΩㆍ㎝로부터 약 160μΩㆍ㎝로 높일 수 있다.

합금의 열전도성 및/또는 저항을 향상시키기 위해, 전기 전도성 및/또는 전기 절연성의 금속 화합물의 입자를 합금에 혼입시킬 수 있다. 이런 금속 화합물은 주기율표의 Ⅳb, Ⅴb, Ⅵb의 족으로부터 선택된 원소의 산화물, 질화물, 규화물, 붕화물 및 탄화물이 포함한다. 탄화물은 Zr, Ta, Ti, Si, B 등의 탄화물을 포함할 수 있고, 붕화물은 Zr, Ta, Ti,Mo 등의 붕화물을 포함할 수 있고, 규화물은 Mg, Ca, Ti, V, Cr, Mn, Zr, Nb, Mo, Ta, W 등의 규화물을 포함할 수 있고, 질화물은 Al, Si, Ti, Zr 등의 질화물을 포함할 수 있고, 산화물은 Y, Al, Si, Ti, Zr등의 산화물을 포함할 수 있다.

FeAl 합금이 강화된 산화물 분산액인 경우, 산화물을 분말 혼합물에 첨가하거나 또는 Y와 같은 순수 금속을 용융 금속조에 첨가하여 용융 금속을 분말에 미립화하는 동안 및/또는 분말의 후속 처리에 의해 Y를 용융 금속조에서 중에서 산화시킴으로써 산화물을 현장에서 생성할 수 있다. 예를 들면, 가열기 재료는 1200℃까지 양호한 고온 크리프 내성 및 우수한 산화내성을 제공할 목적으로 전이금속(Zr, Ti, Hf)의 질화물, 전이 금속의 탄화물, 전이 금속의 붕화물 및 MoSi₂와 같은 전기 전도성 재료의 입자를 포함할 수 있다. 가열기 재료는 또한 고온에서 가열기 재료 크리프 내성을 만들고 또한 열전도성을 높이고 및/또는 가열기 재료의 열팽창계수를 감소 시키기 위해 Al₂O₃, Y₂O₃, Si₃N₄, ZrO₂와 같은 전기 절연성 재료의 입자와 혼입될 수 있다.

본 발명에 따른 합금에 첨가될 수 있는 추가 원소는 Si, Ni 및 B이다.

예를 들면, 2.0 %까지의 소량의 Si를 첨가하면 저온 및 고온강도를 향상시킬 수 있으나 합금의 실온 및 고온 연성은 Si를 0.25 중량% 이상의 첨가로 악영항을 받는다. Ni를 30 중량%까지 첨가하면 합금의 강도를 이차상 강화에 의해 향상시킬 수 있으나 Ni는 합금의 비용을 높이고 실온 및 고온 연성을 감소시키기 때문에 특히 고온에서 제작을 어렵게 한다. 소량의 B는 합금의 연성을 개량할 수 있으며 B는 입자 세분화를 위해 붕화티타늄 및/또는 붕화 지르코늄 침전물을 제공하기 위해 Ti 및/또는 Zr과 조합해서 사용할 수 있다. Al, Si, 및 Ti의 효과는 도 1 ~ 7에 나타내었다.

도 1은 알루미늄을 함유하는 철-기저 합금의 실온특성에 대한 Al 함유량에 있어서의 변화 효과를 나타낸다. 특히, 도 1은 Al를 20 중량% 까지 함유하는 철-기저 합금의 인장 강도, 항복강도, 면적감소, 신장 및 Rockwell A 경도치를 나타낸다.

도 2는 알루미늄을 함유하는 철-기저 합금의 고온특성에 대한 Al 함량변화의 효과를 나타낸다. 특히 도 2는 Al을 18 중량%까지 함유하는 철-기저 합금에 대한 실온, 800℉, 1000℉, 1200℉ 및 1350℉에서의 인장강도 및 한계치를 나타낸다.

도 3은 알루미늄을 함유하는 철-기저 합금의 고온응력 대 신장에 대한 Al 함량 변화의 효과를 나타낸다. 특히, 도 3은 Al를 15~16 중량%까지 함유하는 철-기저 합금에 대해 1시간 동안의 응력 대 1/2% 신장 및 응력 대 2%의 신장을 나타낸다.

도 4는 알루미늄을 함유하는 철-기저 합금의 크리프 특성에 대한 Al 함량 변화의 효과를 나타낸다. 특히, 도 4는 Al을 15 ~ 18 중량%까지 함유하는 철-기저 합금에 대한 100 시간 및 1000 시간내의 응력 대 파괴를 나타낸다.

도 5는 Al과 Si를 함유하는 철-기저 합금의 실온 인장특성에 대한 Si 함량 변화의 효과를 나타낸다. 특히 도 5는 5.7 또는 9 중량% 까지의 Al과 2.5 중량% 까지의 Si을 함유하는 철-기저 합금에 대한 인장강도 및 신장치를 나타낸다.

도 6은 Al 및 Ti를 함유하는 철-기저 합금의 실온 특성에 대한 Ti 함량 변화의 효과를 나타낸다. 특히 도 6은 Al을 12 중량%까지 및 Ti를 3 중량%까지 함유하는 철-기저 합금에 대한 인장강도 및 신장치를 나타낸다.

도 7은 Ti를 함유하는 철-기저 합금을 함유하는 크리프 파괴 특성에 대한 Ti 함량 변화의 효과를 나타낸다. 특히 도 7은 Ti를 3 중량%까지 함유하는 철-기저 합금의 700 ~1350℉에서의 응력 대 파괴치를 나타낸다.

도 8 ~ 16은 표 1a 및 표 1b에 있는 합금의 특성 그래프이다. 도 8a-도 8c는 합금번호 23, 35, 46, 및 48의 항복강도, 최대 인장강도 및 전신장을 나타낸다. 도 9a ~ 도 9c는 시판 Haynes 214와 비교한 합금 46 및 48의 항복강도, 최대 인장강도 및 전신장을 나타낸다. 도 10 a-도 10b는 합금번호 57, 58, 60 및 61에 관한, 각각 3×10^-4/s 및 3×10^-2/s 의 인장 변형 속도에 있어서 극한 강도를 나타내고; 도 10c ~도 10d는 합금번호 57, 58, 60 및 61에 관한, 각각 3×10^-4/s 및 3×10^-2/s 의 변형속도에 있어서, 파괴까지의 소성신장을 나타낸다. 도 11a ~도 11b는 합금 46, 48 및 56에 대하여 어닐링 온도의 함수로서 850℃에서의 항복강도 및 최대 인장강도를 나타낸다. 도 12a ~도 12e는 합금 35, 46, 48 및 56의 크리프 데이타를 나타낸다. 도 12a는 합금 35를 진공 상태에서 2시간 동안 1050℃에서 어닐링한 후의 크리프 데이타를 나타낸다. 도 12b는 합금 46을 한시간 동안 700℃에서 어닐링하고 공기냉각 시킨 후의 크리프 데이타를 나타낸다. 도 12c는 합금 48은 진공상태에서 한시간동안 1100℃에서 어닐링한 후의 시험을 800℃, 1ksi에서 실시한 후의 크리프 데이타이다. 도 12d는 3ksi, 800℃에서 시험한 도 12c의 샘플을 나타내며, 도 12e는 합금 56을 진공상태에서 1시간동안 1100℃에서 어닐링한 후 시험을 3 ksi, 800℃에서 행한 크리프 데이타를 나타낸다.

도 13a ~도 13c는 합금 48, 49, 51, 52, 53, 54 및 56의 경도(Rockwell C)의 그래프를 나타내는데, 도 13a는 합금 48에 관한 경도 대 750 ~ 1300℃에서의 1시간 동안 어닐링을 나타내며; 도 13b는 합금 49, 51 및 56에 관한 경도 대 400℃에서 0 ~140시간 동안의 어닐링을 나타내며; 도 13c는 합금 52, 53 및 54에 관한 경도 대 400℃에서 0 ~ 80시간 동안의 어닐링을 나타낸다.

도 14a ~ 도14e는 합금 48, 51 및 56의 크리프 변형 데이타 대 시간의 그래프이며, 도 14a는 합금 48과 56의 800℃에서 크리프 변형의 비교를 나타내며, 도 14b는 합금 48의 800℃에서 크리프 변형을 나타내고, 도 14c는 합금 48의 한시간 동안 1100℃에서 어닐링 한 후 800℃, 825℃ 및 850℃에서의 크리프 변형을 나타낸다. 도 14d는 합금 48을 750℃에서 한시간 동안 어닐링 한 후 800℃, 825℃, 850℃에서의 크리프 변형을 나타내며, 도 14e는 합금 51을 139 시간 동안 400℃에서 어닐링 한 후 850℃ 크리프 변형을 나타낸다. 도 15a ~도 15b는 합금 62의 크리프 변형 데이타 대 시간의 그래프이고, 도 15a는 시트 형태의 합금 62의 850℃와 875℃에서의 크리프 변형을 비교한 것이고, 도 15b는 막대 형태의 합금 62의 800℃, 850℃, 875℃에서 크리프 변형을 나타낸다.

도 16a ~도 16b는 합금 46과 43의 전기 저항 대 온도의 그래프이고 도 16a는 합금 46과 43의 전기 저항이며, 도 16b는 합금 43의 전기 저항에 대한 가열 사이클열 효과를 나타낸다.

Fe-Al 합금은 분말 야금기술 또는 약 1600℃의 온도에서 ZrO₂ 등으로 제작된 적당한 도가니에서, 선택된 합금 성분의 분말 또는 고체 조각의 아크 용융, 공기유도 용융 또는 진공 유도 용융에 의해 제조할 수 있다. 용융 합금은 원하는 제품의 구조체로 그래파이트 등의 형으로 주조되거나 또는 합금의 가공에 의해 합금 제품의 제조에 사용되는 합금의 열을 형성하기 위해 주조된다.

가공하려는 합금의 용융물은 필요에 따라 적당한 크기로 자르고, 900 ~ 1100℃의 범위의 온도에서 주조하고, 약 750 ~ 1100℃의 온도 범위에서 고온 압연하고, 약 600 ~ 700℃의 온도 범위에서 가온 압연하고, 및/또는 실온에서 냉간 압연에 의해 두께를 감소시킨다. 냉간 압연을 통과한 각각은 두께가 20 ~ 30% 감소하였고, 700 ~ 1050℃의 범위의 온도, 바람직하게는 약 800℃의 온도에서 한시간 동안 공기, 불활성 기체 또는 진공 중에서 합금을 열처리 하였다.

이하의 표에 나타낸 정련 합금 시편은 여러가지 합금의 용융물을 형성하기 위해 합금 성분을 아크 용융하여 제조하였다. 이들 용융물을 0.5 인치 두께의 조각으로 잘라서, 이 합금을 1000℃에서 주조해서 합금 시편의 두께를 0.25 인치로 감소(50% 감소)시키고, 800℃에서 고온압연해서 합금 시편의 두께를 0.1 인치로 감소(60 % 감소)시키고, 다음에 650℃에서 가온 압연하여 상기한 그리고 여기서 시험한 합금 시편의 최종 두께가 0.030 인치(70% 감소)가 되도록 하였다. 인장 시험을 위해 시편은 시트의 압연 방향으로 정렬된 시편의 게이지 길이가 1/2 인치인 0.030 인치 시트에 구멍을 뚫었다.

또한, 분말 야금기술에 의해 제조된 시편을 이하의 표에 나타내었다. 일반적으로, 분말은 가스 미립화 또는 물 미립화기술에 의해 얻어진다. 사용하는 기술에 의해, 구형(가스 미립화 분말)에서부터 불규칙형(물 미립화 분말)까지의 분말 형태를 얻을 수 있다. 물 미립화 분말은 시트, 스트립, 막대 등과 같은 유용한 형태로 분말의 열기계적 가공 중에 산화물 입자의 스트링거로 깨어지는 산화 알루미늄 코팅을 포함한다. 산화물 입자들은 전도성 Fe-Al 매트릭스 중의 분리된 절연체로서 작용함으로써 전기 저항을 변화시킨다.

합금들의 조성물을 비교하기 위해, 합금 조성물을 표 1a ~ b에 기재하였다. 표 2는 표 1a ~ b에서 선택된 합금 조성물의 저온 및 고온에서 강도 및 연성 특성을 나타내었다.

여러 합금의 처짐내성(sag resistance) 데이타는 표 3에 나타내었다. 처짐 시험은 하나의 단부 또는 양쪽 단부에서 지지된 여러가지 합금의 스트립을 사용하여 실시하였다. 처짐 양은 표시된 시간 동안 900℃, 공기 분위기 하에서 스트립을 가열한 후 측정하였다.

여러 합금의 크리프 데이타는 표 4에 나타내었다. 크리프 테스트는 10, 100 및 1000 시간 동안 시험 온도에서 샘플이 파괴된 응력을 결정하기 위해 인장시험을 사용하여 실시하였다.

선택된 합금에 대한 실온에서 전기 저항 및 결정 구조를 표 5에 나타내었다. 표에서 보듯이, 전기 비저항은 합금의 조성 및 가공에 의해 영향을 받는다.

표 6은 본 발명에 따른 산화물 분산 강화된 합금의 경도 데이타를 나타낸다. 특히 표 6은 합금 62, 63 및 64의 경도(Rockwell C)를 나타낸다. 이 표에서 볼 수 있듯이, Al₂O₃(합금 64) 20%까지 에서도 재료의 경도는 Rc45 이하로 유지될 수 있다. 그러나 가공성을 제공하기 위해 재료의 경도를 Rc35 이하로 유지하는 것이 바람직하다. 그러므로, 내열 가열기 재료로서 산화물 분산 강화 재료를 사용하고자 할때는, 재료의 경도를 낮추기 위해 적당한 열처리를 함으로써 재료의 가공성을 향상시킬 수 있다.

표 7은 반응 합성에 의해 제조될 수 있는 선택된 금속간 화합물의 형성의 용융물을 나타낸다. 표 7에는 알루미나이드와 실리사이드만을 나타냈지만 반응 합성은 탄화물, 질화물, 산화물 및 붕화물을 형성하기 위해서도 사용할 수 있다. 예를 들면, 철알루미나이드의 매트릭스 및/또는 입자 또는 섬유 형상의 전기절연성 또는 전기 전도성 공유 결합 세라믹은 이런 분말의 가열 중에 발열 반응하는 원소상 분말을 혼합함에 의해 제조될 수 있다. 그러므로, 이런 반응 합성은 본 발명에 따른 가열부품을 제조하기 위해 사용되는 분말을 압출성형 또는 소결하면서 실시될 수 있다.

표 1a
조성(중량%)

삭제

표 1b

표 2

표 2 계속

표 2 계속

샘플의 열처리

A = 800℃/1h/공기 냉각 K = 750℃/1h 진공 중

B = 1050℃/2h/공기 냉각 L = 800℃/1h 진공 중

C = 1050℃/2h/ 진공 중 M = 900℃/1h 진공 중

D = 압연된 상태 N = 1000℃/1h 진공 중

E = 815℃/1h/오일 급랭 O = 1100℃/1h 진공 중

F = 815℃/1h/로 냉각 P = 1200℃/1h 진공 중

G = 700℃/1h/공기 냉각 Q = 1300℃/1h 진공 중

H = 1100℃에서 압출 R = 750℃/1h 천천히 냉각

I = 1000℃에서 압출 S = 400℃/1h

J = 950℃에서 압출 T= 700℃/1h 오일 급랭

합금 1~22, 35, 43, 46, 56, 65~68은 변형속도 0.2 인치/분으로 시험했다.

합금 49, 51, 53은 변형속도 0.16 인치/분으로 시험했다.

표 3

지지된 샘플 단부	샘플두께 (mil)	가열 시간 (h)	처짐 양 (inch)
지지된 샘플 단부	샘플두께 (mil)	가열 시간 (h)	합금 17	합금 20	합금 22	합금 45	합금 47
한쪽^a	30	16	1/8	-	-	1/8	-
한쪽^b	30	21	-	3/8	1/8	1/4	-
양쪽	30	185	-	0	0	1/16	0
양쪽	10	68	-	-	1/8	0

추가 조건

a=샘플을 제조하기 위해 유리 단부상에 매달린 전선 중량(wire weight)은 동일한 중량을 갖는다.

b= 샘플을 제조하기 위해 샘플 위에 놓은 동일한 길이와 폭을 갖는 포일은 동일한 중량을 갖는다.

표 4

샘플	시험 온도		크리프 파괴 강도(ksi)
샘플	℉	℃	10 h	100 h	1000 h
1	1400	760	2.90	2.05	1.40
	1500	816	1.95	1.35	0.95
	1600	871	1.20	0.90	-
	1700	925	0.90	-	-
4	1400	760	3.50	2.50	1.80
	1500	816	2.40	1.80	1.20
	1600	871	1.65	1.15	-
	1700	925	1.15	-	-
5	1400	760	3.60	2.50	1.85
	1500	816	2.40	1.80	1.20
	1600	871	1.65	1.15	-
	1700	925	1.15	-	-
6	1400	760	3.50	2.60	1.95
	1500	816	2.50	1.90	1.40
	1600	871	1.80	1.30	-
	1700	925	1.30	-	-
7	1400	760	3.90	2.90	2.15
	1500	816	2.80	2.00	1.65
	1600	871	2.00	1.50	-
	1700	925	1.50	-	-
17	1400	760	3.95	3.0	2.3
	1500	816	2.95	2.20	1.75
	1600	871	2.05	1.65	1.25
	1700	925	1.65	1.20	-
20	1400	760	4.90	3.25	2.05
	1500	816	3.20	2.20	1.65
	1600	871	2.10	1.55	1.0
	1700	925	1.56	0.95	-
22	1400	760	4.70	3.60	2.65
	1500	816	3.55	2.60	1.35
	1600	871	2.50	1.80	1.25
	1700	925	1.80	1.20	1.0

표 5

합금	조건	전기 저항 실온μΩ㎝	결정구조
35		184	DO₃
46	A	167	DO₃
46	A+D	169	DO₃
46	A+E	181	B₂
39		149	DO₃
40		164	DO₃
40	B	178	DO₃
41	C	190	DO₃
43	C	185	B₂
44	C	178	B₂
45	C	184	B₂
62	F	197
63	F	251
64	F	337
65	F	170
66	F	180
67	F	158
68	F	155

샘플의 조건

A = 물 미립화 분말

B = 가스 미립화 분말

C = 주조 및 가공

D = 700℃에서 1/2시간동안 어닐링 + 오일 급랭

E = 750℃에서 1/2 시간동안 어닐링 + 오일 급랭

F = 공유 세라믹 첨가를 형성하기 위한 반응 합성

표 6

경도 데이타
조건	재료
	합금 62 합금 63 합금 64
압출한 상태 750℃에서 1시간 어닐링한 후 천천히 냉각	39 37 44 35 34 44

합금 62: 탄소강 중에서 1100℃에서 16:1의 감소비로 압출됨(2 내지 1/2 인치 다이).

합금 63 및 합금 64: 탄소강 중에서 1250℃에서 16:1의 감소비로 압출됨(2 내지 1/2 인치 다이)
표 7

삭제

금속간 화합물	H 298 Kcal/mole	금속간 화합물	H 298 Kcal/mole	금속간 화합물	H 298 Kcal/mole
NiAL₃	-36.0	Ni₂Si	-34.1	Ta₂Si	-30.0
NiAl	-28.3	Ni₃Si	-55.5	Ta₅Si₃	-80.0
Ni₂Al₃	-67.5	NiSi	-21.4	TaSi	-28.5
Ni₃Al	-36.6	NiSi₂	-22.5	-	-
-	-	-	-	Ti₅Si₃	-138.5
FeAl₃	-18.9	Mo₃Si	-27.8	TiSi	-31.0
FeAl	-12.0	Mo₅Si₃	-74.1	TiSi₂	-32.1
-	-	MoSi₂	-31.5	-	-
CoAl	-26.4	-	-	WSi₂	-22.2
CoAl₄	-38.5	Cr₃Si	-22.0	W₅Si₃	-32.3
Co₂Al₅	-70.0	Cr₅Si₃	-50.5	-	-
-	-	CrSi	-12.7	Zr₂Si	-81.0
Ti₃Al	-23.5	CrSi₂	-19.1	Zr₅Si₃	-146.7
TiAl	-17.4	-	-	ZrSi	-35.3
TiAl₃	-34.0	Co₂Si	-28.0	-	-
Ti₂Al₃	-27.9	CoSi	-22.7	-	-
-	-	CoSi₂	-23.6	-	-
NbAl₃	-28.4	-	-	-	-
-	-	FeSi	-18.3	-	-
TaAl	-19.2	-	-	-	-
TaAl₃	-26.1	NbSi₂	-33.0	-	-

예비-합금화 분말

본 발명의 제 2 태양에 의해, 금속간 합금 조성물은 예비-합금화 분말을 압밀하고, 저온 가공하고, 냉간 압연된 시트를 열처리함으로써 시트상으로 제조된다. 본 발명은 압출 또는 고온 압연에 의해서 고온 가공 금속간 합금에 관련된 문제를 극복하였다. 예를 들면, 고온 압연한 재료의 표면은 그 중심보다 차가워지는 경향이 있으므로 표면은 중심만큼 신장되지 않고 그 결과 표면이 크래킹된다. 더우기, 금속간 합금이 고온에 노출되었을 때 표면 산화가 생길 수 있다. 본 발명은 예비-합금된 분말을 저온가공할 수 있는(즉, 외부에서 열을 제공하는 작업 없이) 시트에 압밀시킴에 의해 원하는 두께로 함으로써 고온 가공의 필요성을 제거 하였다.

이 태양에 의하면, 금속간 합금 조성물을 갖는 시트를 분말 야금술에 의해 제조 하였고, 비-조밀 금속 시트가 금속간 합금 조성물을 갖는 예비-합금된 분말의 압밀에 의해 제조되고, 냉간 압연 시트가 비-조밀 금속 시트를 조밀화하고 두께가 감소하도록 냉간 압연하여 제조되었고, 냉간압연 시트를 열처리하여 소결, 어닐린, 응력 완화 및/또는 탈기한다. 압밀 단계는 압연 성형, 테이프 주조 또는 플라즈마 분무와 같은 여러가지 방법으로 실시할 수 있다. 압밀단계에서, 스트립 형태의 시트 또는 좁은 시트는 약 0.1 인치 미만의 적당한 두께로 제조될 수 있다. 이런 스트립은 다음에 소결, 어닐링 또는 응력 완화 열처리 등의 적어도 1회의 열처리 단계와 함께 1회 이상 냉간압연하여 원하는 최종 두께로 한다.
상기 방법은 실온에서 낮은 연성과 높은 가공 경도 능력을 갖는 것으로 알려진 철 알루미나이드와 같은 금속간 합금 재료를 제조하기 위한 단순하고 경제적인 제조기술을 제공한다.

삭제

압연 성형(Roll Compaction)

본 발명에 따른 압연 성형에서, 예비-합금화 분말을 도 17에 나타낸 공정도에 따라 가공하였다. 도 17에 보여지듯이, 첫번째 단계에서 순수 원소 및 미량 합금은 바람직하게 물 미립화되거나 중합체 미립화되어 알루미나이드(예를 들면, 철 알루미나이드, 니켈 알루미나이드, 또는 티타늄 알루미나이드)와 같은 금속간 조성물 또는 다른 금속간 조성물의 예비-합금화 불규칙한 형상의 분말을 제조한다. 물 또는 중합체 미립화 분말은 연속적인 압연 성형에 대하여 가스 미립화 분말보다 바람직한데 그것은 물 미립화 분말의 불규칙한 형상의 표면이 가스 미립화로부터 얻어진 구형 분말보다 더 나은 기계적 연동을 제공하기 때문이다. 중합체 미립화 분말은 물 미립화 분말보다 바람직한데 이것은 중합체 미립화 분말이 분말 위에 보다 적은 표면 산화물을 제공하기 때문이다.

예비-합금화 분말은 원하는 입도 범위로 체로 걸러지고, 유기 결합제와 혼합되고, 임의의 용매와 섞은 후, 배합 분말을 형성하기 위해 함께 혼합된다. 철 알루미나이드의 경우, 체로 치는 단계에서 입도 43 ~ 150 ㎛에 해당하는 -100 ~ +325 메쉬 범위내의 입도를 갖는 분말을 제공하는 것이 바람직하다. 분말의 유동성을 향상시키기 위해 분말의 5% 미만, 바람직하게는 3 ~ 5%가 43 ㎛미만의 입도를 갖는다. 유기 결합제는 셀룰로스 기재 분말(예를 들면, -100 메쉬 결합제 분말)이 바람직하고 약 5%까지의 양으로 예비-합금화 분말과 배합된다. 셀룰로스 기저 결합제는 메틸셀룰로스(MS), 카르복시메틸셀룰로스(CMS) 또는 다른 적당한 유기 결합제, 예를 들면, 폴리비닐알콜(PVA)일 수 있다. 예비-합금화 분말의 표면은 분말의 기계적 결합이 일어나도록(즉, 분말 입자는 함께 압착했을때 서로 들러 붙는다) 결합제와 충분히 접촉하는 것이 바람직하다. 용매는 약 5%까지의 적당한 양으로 정제수와 같은 액체일 수 있다. 결합제가 부착된 예비-합금화 분말과 용매의 혼합물은 "건조" 혼합을 제공하며, 그것은 함께 압연 성형될 때 분말의 기계적 연동을 제공하며 자유 유동성이다.

배합된 분말을 호퍼(hopper)로부터 슬랏(slot)을 통해 두 압착 로울 사이의 공간으로 주입하는 압연 성형에 의해 그린 스트립(green strip)이 제조된다. 바람직한 태양에서, 압연 성형에 의해 약 0.026 인치 두께의 철 알루미나이드의 그린 스트립을 제조하고, 그린 스트립을 36인치 ×4인치의 디멘젼을 갖는 스트립으로 절단한다. 그린 스트립은 열처리 단계에 제공되어 결합제 및 유기 용매와 같은 휘발성 성분을 제거한다. 결합제 연소는 로 중에서 대기압 또는 감압하에서 연속적으로 또는 회분식 방법으로 실시할 수 있다. 철 알루미나이드의 배취(batch)는, 예를 들면, 700 ~ 900 ℉(371~482℃)와 같은 적당한 온도에서 6~8시간의 적당한 시간 동안 950 ℉(510℃)와 같은 더 높은 온도에서 용광로에 배취할 수 있다. 이 단계 중, 용광로는 결합제의 대부분, 예를 들면 결합제의 적어도 99%를 제거하도록 유입하는 질소가스로 1 기압으로 할 수 있다. 이런 결합제 제거 단계는 부서지기 쉬운 그린 스트립을 초래하며 이것을 진공로 중에서 1차 소결한다.

1차 소결 단계에서, 다공성의 부서지기 쉬운 탈-결합된 스트립은 분말의 압축을 수반하거나 또는 수반하지 않는 부분적 소결을 행하는데 적합한 조건에서 가열하는 것이 바람직하다. 이 소결 단계는 연속 또는 회분식으로 감압 하에서 로 중에서 실시할 수 있다. 예를 들면, 탈-결합된 철 알루미나이드 스트립 배취를 2300 ℉과 같은 적당한 온도에서 1시간 정도의 적당한 시간 동안 진공로에서 가열할 수 있다. 진공로는 10^-4 ~ 10^-5 Torr과 같은 적당한 진공 압력으로 유지될 수 있다. 소결 중 스트립으로부터 알루미늄의 손실을 막기 위해, 알루미늄의 증발을 피하고 연속 압연이 가능하도록 야금 결합을 충분히 제공할 수 있도록 소결 온도를 충분히 낮게 유지하는 것이 바람직하다. 더우기, 비-조밀 스트립의 산화를 피하기 위해 진공 소결이 바람직하다. 그러나, 진공 대신에 -50 ℉ 이하의 적당한 이슬점을 갖는 수소, 아르곤 및/또는 질소와 같은 보호 분위기가 사용될 수 있다.

다음 단계에서, 예비 소결된 스트립을 최종 또는 중간 두께로 공기 중에서 냉간 압연하는 것이 바람직하다. 이 단계에서, 그린 스트립의 다공도는 실질적으로, 예를 들면, 약 50%에서 10% 미만으로 감소될 수 있다. 금속간 합금의 경도 때문에, 금속간 합금 스트립과 접촉하는 로울러는 탄화물 압연 표면을 갖는 4단 압연기(4-high rolling mill)를 사용하는 것이 바람직하다. 그러나 스테인레스 스틸 로울과 같은 다른 적당한 로울러 구조중 어느 것이라도 사용될 수 있다. 스틸 로울러가 사용되는 경우, 압연 재료가 금속간 합금의 작업 경화로 인해 변형하지 않도록 하기 위해 감소량은 제한되는 것이 바람직하다. 냉간 압연 단계는 스트립의 두께를 30% 이상, 바람직하기는 50%이상 감소시키기 위해 사용된다. 예를 들면, 0.026 인치 두께의 예비 소결된 철알루미나이드 스트립을 단일 냉간 압연 단계로 1회 또는 수회 냉간 압연하여 0.013 인치 두께로 감소시킬 수 있다.

냉간 압연 후, 냉간 압연된 스트립을 열처리 해서 어닐링한다. 이 일차 어닐링 단계는 배취 방법으로 진공로에서 또는 H₂, N₂ 및/또는 Ar과 같은 기체를 갖는 용광로에서 연속 방법으로, 응력을 완화하고 및/또는 분말을 더욱 더 압축시키기에 적당한 온도에서 실시할 수 있다. 철 알루미나이드의 경우에, 일차 어닐링은 1652 ~ 2372℉ (900 ~ 1300℃), 바람직하기는 1742 ~ 2102℉(950 ~ 1150℃)과 같은 적당한 온도에서 진공 중 한 시간 이상 실시될 수 있다. 예를 들면, 냉간 압연된 철 알루미나이드 스트립은 1 시간 동안 2012℉(1100℃)에서 어닐링 할 수 있으나 시트 표면의 품질은 동일 또는 2300 ℉(1260℃)와 같은 더욱 높은 온도에서 1 시간동안 어닐링 함으로써 향상될 수 있다.

일차 어닐링 단계 후, 스트립을 임의로 원하는 크기로 절단할 수 있다. 예를 들면, 스트립은 반으로 절단하고, 더욱 냉간 압연과 열처리 단계에 제공할 수 있다.

다음 단계에서, 일차 압연된 스트립은 냉간 압연되어 그 두께가 감소할 수 있다. 예를 들면, 철 알루미나이드 스트립은 4단 압연기에서 압연되어 그 두께가 0.013 인치에서 0.01 인치로 감소된다. 이 단계로 15% 이상, 바람직하게는 약 25%의 감소를 얻을 수 있다. 그러나, 원한다면 하나 이상의 어닐링 단계가 생략될 수 있어, 예를 들면 0.024 인치 스트립이 0.010 인치로 일차 냉간압연될 수 있다. 그 후, 이차 냉간 압연된 스트립을 이차 소결 및 어닐링시킬 수 있다. 이차 소결 및 어닐링 단계에서, 스트립은 완전한 밀도를 얻기 위해 회분식 방법으로 진공로에서 가열되거나 연속 방법으로 H₂, N₂ 및/또는 Ar과 같은 기체를 갖는 용광로에서 가열될 수 있다. 예를 들면, 철알루미니아 스트립의 배취를 1시간동안 2300℉(1260℃)에서 진공로에서 가열할 수 있다.

이차 소결 및 어닐링 단계 후, 스트립은 임의로 이차절단해서 완부 및 선단을 예를 들면, 에지 크래킹의 경우와 같이 필요에 따라 날을 세울 수 있다(edge). 그 후, 스트립은 삼차 및 최종 냉간 압연 단계를 겪을 수 있고, 여기서 스트립의 두께는 15% 이상까지 더 감소 할 수 있다. 바람직하게, 스트립은 0.010 ~ 0.008 인치의 범위와 같은 최종 원하는 두께로 냉간 압연될 수 있다. 삼차 또는 최종 냉간 압연 후, 스트립은 재결정화 온도보다 높은 온도에서 연속 또는 회분식 방법으로 최종 어닐링 단계를 겪을 수 있다. 예를 들면, 최종 어닐링 단계에서, 철 알루미나이드 스트립의 배취는 진공로에서 2012 ℉ (1100℃)와 같은 적당한 온도에서 가열될 수 있다. 최종 어닐링동안, 냉간 압연된 시트는 약 10 ~ 30 ㎛, 바람직하게는 20 ㎛ 와 같은 원하는 평균입도로 재결정된다. 그 후, 스트립은 임의로 단부 및 선단이 절단되는 최종 손질 단계를 거쳐 시트를 관상 가열부품으로 더욱 가공하기 위하여 원하는 치수를 갖는 좁은 스트립으로 길게 자른다. 최종적으로, 절단된 스트립을 이전의 단계 중에 생긴 열간극을 제거하기 위해 응력 완화 열처리된다. 응력 완화 처리는 스트립 재료의 연성을 높혀준다(예를 들면, 실온 연성이 약 1% 에서 약 3~4%로 증가한다). 응력 완화 열처리 중에, 스트립 배취를 대기압에서 용광로 또는 진공로에서 가열할 수 있다. 예를 들면, 철 알루미나이드 스트립은 약 1292℉(700℃)에서 2 시간동안 가열되고, 용광로에서 약 662℉(350℃)와 같은 적당한 온도에서 서서히 냉각(예를 들면, ≤2 ~ 5 ℉)된 후 급냉된다. 응력 완화 어닐링 동안, 철 알루미나이드 시트 재료를 B2 규칙상인 온도 범위에서 유지하는 것이 바람직하다.

응력 완화 스트립은 적당한 기술에 의해 관상 가열부품으로 제조될 수 있다. 예를 들면, 스트립을 레이저 절단하고, 기계적으로 형주조하거나 또는 화학적으로 포토에칭하여 개별 가열 블레이드(blade)의 원하는 패턴을 제공할 수 있다. 예를 들면, 절단 패턴은 직사각형 베이스 부분으로부터 신장되는 일련의 헤어핀 형상 블레이드를 제공해서 관상으로 압연되고 연결시에 원통형 베이스와 축방향으로 연장된 원주 방향으로 간극을 갖고 떨어져 있는 일련의 가열 블레이드를 갖는 관상 가열부품을 제공할 수 있다. 다른 방법으로, 자르지 않은 스트립을 관형으로 형성할 수 있고 원하는 모양으로 잘라서 원하는 배열의 가열부품을 제공하기 위해 관형으로 패턴 절단될 수 있다.
24 mil 에서 12 mil로 냉간 압연하고, 2012 ℉(1100℃)에서 한시간 동안 어닐링하고, 10 mil로 냉간 압연하고 2012 ℉(1100℃)에서 한시간 동안 어닐링 한 8 mil 두께의 철 알루미나이드 시트의 광학 현미경사진을 도 18a-도 18b에 나타내었다. 도 18a는 200× 배율을 나타내고 도 18b는 400×배율을 보여준다. 바람직한 방법에 따르면, 24 mil 압연 성형 시트를 탈결합되고, 1260℃에서 40분동안 진공에서 소결한 후, 서서히 냉각하고, 선단을 절단하고, 24 mil에서 12 mil로(50%) 압연, 1260℃에서 1시간 동안 소결, 12 mil에서 8 mil로(33 1/3% 감소) 압연하고, 1100℃에서 한시간 동안 어닐링된다.

도 19a ~ 도 19d는 냉간 압연된 시트 재료중의 탄소 함량의 함수로서 항복강도, 최대 인장강도 및 신장을 각각 나타낸다. PM 60A 재료는 24 mil에서 12 mil로 냉간 압연하고, 1100℃에서 1시간 동안 어닐링하고, 12 mil에서 10 mil로 냉간 압연하고, 1100℃에서 1시간 동안 어닐링하고, 10 mil에서 8 mil로 냉간 압연하고, 1100℃에서 1시간 동안 어닐링하여 제조되었다. 654 재료는 24 mil에서 12 mil로 냉간 압연하고, 1100℃에서 한시간 동안 어닐링하고, 12 mil에서 10 mil로 냉간 압연하고, 1260℃에서 한시간 동안 어닐링하고, 10 mil에서 8 mil로 냉간 압연하고, 1100℃에서 한시간 동안 어닐링하여 제조한다. 도 19d에 나타나듯이, 654 재료는 고온 어닐링(1260℃)동안 Al의 손실로 인해 PM 60A보다 5 포인트 낮은 전기저항을 나타낸다.

냉간 압연 시트의 특성의 변화를 막기 위해, 다공도, 산화물 입자의 분포, 입도 및 평탄성을 조절하는 것이 바람직하다. 물 미립화 분말 위의 산화물 코팅으로 인한 산화물 입자는 시트의 냉간 압연 동안 분쇄되고 시트에 분포된다. 산화물 성분의 일정하지 않은 분포는 시편 내에서 특성의 변화를 일으키거나 또는 시편간의 변화를 일으킨다. 평탄성은 압연되는 동안 인장조절로써 조절할 수 있다. 일반적으로, 냉간 압연된 재료는 실온 항복 강도가 55 ~ 70 ksi, 최대 인장강도 65 ~ 75 ksi, 총 신장이 1 ~ 6 %, 면적 감소가 7 ~ 12 % 및 전기 저항 약 150 ~ 160 μΩㆍ㎝ 을 나타내는 반면, 750℃에서 높은 온도에서의 강도 특성은 항복 강도가 36 ~ 43 ksi, 최대 인장강도 42 ~ 49 ksi, 총 신장률 22 ~ 48 %, 면적 감소율 26 ~ 41 %이다.

다음의 표는 실온 및 750℃에서의 Al 23 중량%, B 0.005 중량%, Mo 0.42 중량%, Zr 0.1 중량%, Y 0.2 중량%, C 0.03 중량%, 나머지 Fe 및 불순물을 함유하는 합금 PM-51Y의 8 mil 두께의 시트의 다양한 특성의 평균 및 표준편차를 나타낸다. 샘플은 포일 재료를 펀칭 및 레이저 절단하여 제조 되었고, 레이저 절단은 샘플의 보다 낮은 선단 가공으로 인해 낮아진 항복 강도를 생성하지만, 보다 높은 UTS 및 신장치를 만들었다.

표 8a

압연 성형, 냉간 압연 및 어닐링된 PM-51Y의 실온 인장 데이타
특성	펀칭된 시편		레이저 절단 시편
특성	세로	가로	가로
밀도(g/cm³)	6.122±0.025	6.122±0.025	6.122±0.025
전기 저항(μΩcm)	156.16±3^a	156.16±3^b	150.11±1.5
항복강도(ksi)	58.9±3.5	61.8±1.8	61.37±3.0
최대 인장강도(ksi)	62.2±1.1	63.1±1.0	74.29±2.25
총신장(%)	1.98±0.2	1.74±0.4	2.56±0.40

표 8b

압연 성형, 냉간 압연 및 어닐링된 PM-51Y의 750℃ 시험온도 및 인장 데이타
항복강도(ksi)			44.23±0.70
최대 인장강도(ksi)			46.41±0.50
총신장(%)			28.29±5.0
크리프(%/h), (750℃/3ksi)			1.87 x 10-5 in./in

a 모든 시트는 물 미립화 분말 및 분말 압연법으로 제조 되었다.

b 가로 및 세로의 평균

테이프 주조

본 발명에 따르는 테이프 주조에 있어서, 예비-합금화 분말을 도 20의 예시 공정도에 따라 가공하였다. 테이프 주조는 미국 특허 제2,582,993호, 동 제2,966,719호 및 동 제3,097,929호에 설명된 것과 같이 세라믹 제품의 제조에 있어서와 같은 여러가지의 용도에 사용되고 있는 잘 알려진 기술이다. 테이프 주조 방법의 상세는 Richard E. Mistler의 Engineered Materials Handbook entitled "Ceramics and Glasses", 1991, Vol. 4 및 Richard E. Mistler의 "Tape Casting: The Basic Process for Meeting the Needs of the Electronics Industry" in Ceramic Bulletin, Vol. 69, No. 6, 1990에서 찾을 수 있으며, 여기서 참고 자료로서 설명되었다. 본 발명에 의하면, 상기한 압연 성형의 구체예에서 압연 성형 단계 대신 테이프 주조를 사용할 수 있다. 그러나, 물 또는 중합체 미립화 분말이 압연 성형방법에 바람직한 것과 달리, 테이프 주조에서는 구 형태와 낮은 산화물 함량으로 인해 가스 미립화 분말이 바람직하다. 가스 미립화 분말은 압연 성형방법에서와 같이 체로 걸러지고 걸러진 분말은 유기 결합제 및 용매와 배합되어 슬립을 제조하고, 슬립은 얇은 시트로 테이프 주조되고 테이프 주조 시트는 압연 성형 태양에 기재된 바와 같이 냉간 압연하고 열처리된다.

이하의 비제한적인 실시예는 테이프 주조 방법의 다양한 면을 설명하였다.

결합제-용매 선택은 여러가지 요인을 기초로 할 수 있다. 예를 들면, 결합제는 낮은 농도로 존재할 때 단단하고 유연한 필름을 형성하는 것이 바람직하다. 더욱이, 결합제는 증발하여 잔류물에 가능한한 소량 남아야 한다. 보관을 고려하여, 결합제가 주위 환경에 의해 영향을 받지 않는 것이 바람직하다. 또한, 경제적인 방법을 위해서, 결합제가 상대적으로 저렴하며, 유기 용매의 경우에는 결합제가 저렴하고, 휘발성이며, 불연성인 용매에 녹을 수 있는 것이 바람직하다. 결합제의 선택은 테이프의 원하는 두께, 테이프를 침착시키는 주조 표면 및 원하는 용매에 또한 의존한다. 두께가 0.010 인치 보다 두꺼운 테이프 주조 테이프를 테이프 주조하기 위한 전형적인 결합제-용매-가소제 시스템은 결합제로서 폴리비닐 부틸(예를 들면, Butvar Type B-76, Monsanto Co. 3.0%), 용매로서 톨루엔 35.0% 및 가소제로서 폴리에틸렌글리콜 5.6%를 포함할 수 있다. 두께가 0.010 인치 보다 작은 테이프의 경우, 시스템은 결합제로서 염화비닐-아세테이트 15.0%(예를 들면, VYNS, 90-10 염화비닐-비닐아세테이트, Union Carbide Corporation사의 공중합체), 용매로서 MEK 85.0% 및 가소제로서 부틸프탈레이트 1.0%를 포함할 수 있다. 상기의 조성물에서, 양은 예비-합금화 분말 100부 당 중량부이다.

테이프 주조 첨가제는 이하의 비수용성 및 수용성 첨가제가 포함된다.

비-수용성 첨가제로서, 용매로서 아세톤, 에틸알콜, 벤젠, 브로모클로로메탄, 부탄올, 디아세톤, 이소프로판올, 메틸 이소부틸 케톤, 톨루엔, 트리클로로에틸렌, 크실렌, 테트라클로로에틸렌, 메탄올, 시클로헥사논 및 메틸 에틸 케톤(MEK)을 포함하고; 결합제로서 셀룰로스 아세테이트-부티레이트, 니트로셀룰로스, 석유 수지, 폴리에틸렌, 폴리아크릴레이트 에스테르, 폴리 메틸-메타크릴레이트, 폴리비닐알콜, 폴리비닐 부티랄, 염화폴리비닐, 염화비닐-아세테이트, 에틸셀룰로스, 폴리테트라플루오로에틸렌, 및 폴리-α-메틸 스티렌을 포함하고; 가소제로서 부틸 벤질 프탈레이트, 부틸 스테아레이트, 디부틸 프탈레이트, 디메틸 프탈레이트, 메틸 아비에테이트, 혼합 프탈레이트 에스테르, 폴리에틸렌 글리콜, 폴리알킬렌 글리콜, 트리에틸렌 글리콜 헥소에이트, 트리크레실 포스페이트, 디옥틸 프탈레이트 및 디프로필글리콜 디벤조네이트를 포함하며; 해교제/습윤제는 지방산, 글리세릴 트리올레이트, 어유(魚油), 합성 계면활성제, 벤젠 술폰산, 지용성 술포네이트, 알킬아릴 폴리에테르 알콜, 폴리에틸렌 글리콜의 에틸 에테르, 에틸 페닐 글리콜, 폴리옥시에틸렌 아세테이트, 폴리옥시에틸렌 에스테르, 폴리에틸렌 글리콜의 알킬 에테르, 올레산 에텔렌 산화물 부가물, 솔비탄 트리올레이트, 포스페이트 에스테르, 및 스테르산 아미드 에틸렌 산화물 부가물을 포함한다. 용매가 물인 수용성 첨가제의 경우, 결합제는 아크릴계 중합체, 아크릴계 중합체 에멀젼, 에틸렌 산화물 중합체, 히드록시 에틸 셀룰로스, 메틸 셀룰로스, 폴리비닐 알콜, 트리스 이소시아미네이트, 왁스 에멀젼, 아크릴계 공중합체 라텍스, 폴리우레탄, 폴리비닐 아세테이트 분산액을 포함하고; 해교제/습윤제는 복합유리질 포스페이트, 축합 아릴술폰산, 중성 나트륨염, 암모늄염 타입의 고분자 전해질, 비이온계 옥틸 페녹시에탄올, 폴리카복실산의 나트륨염, 폴리옥시에틸렌 오닐-페놀 에테르를 포함하며; 가소제는 부틸 벤질 프탈레이트, 디-부틸 프탈레이트, 에틸 톨루엔 술폰아미드, 글리세린, 폴리알킬렌 글리콜, 트리에틸렌 글리콜, 트리-N-부틸 포스페이트, 및 폴리프로필렌 글리콜을 포힘하며; 및 탈포제는 왁스 기재 및 실리콘 기재일 수 있다.

다양한 금속 분말/결합제/가소제 시스템으로 테이프 두께의 변화를 주기 위해 일련의 실험을 실시하였다. 예비-합금화 금속 분말은 Al 23 중량%, B 0.005 중량%, Mo 0.42 중량%, Zr 0.1 중량%, Y 0.2 중량%, C 0.03 중량%, 나머지 Fe 및 불순물로 이루어진 PM-51Y를 사용하였다.

배취 AFA-15:

Fe-Al PM-51Y분말, -325 매쉬 2200 g

메틸 에틸 케톤(MEK) 103 g

B72/MEK(50 :50 중량비) 176.4 g

디부틸 프탈레이트 가소제 17.6 g

공정:

1. 지르코니아 분쇄 매질로 1/4이 채워진 1 리터 고밀도 폴리에틸렌(HDPE) 항아리에 모든 성분의 질량을 재서 첨가한다.

2. 볼 밀 로울러 위에서 압연하며 24시간 동안 혼합한다.

3. 비이커에 붓고 진공 건조기에서 25 in. Hg, 8분 동안 공기를 제거 한다.

4. 20 RPM에서 RV-4 spindle로 Brookfield Viscometer를 사용하여 점도를 측정한다.

5. 다음과 같이 테이프 주조한다:

닥터 블레이드 간극 = 0.038 인치

담체 = S1P 75, 실리콘 코팅된 Mylar

담체 속도 = 20 인치/min

에어 온 로우(air on low), 가열 없음, 4.5 인치 폭 블레이드

결과:

점도는 25℃에서 3150 cp 였고, 상당한 분출없이 4.5 인치의 넓은 테이프 주조 스트립이 생성되었다. 밤새도록 건조시킨 후, 테이프는 유연했고 담체로부터 크래킹 사인 없이 쉽게 방출되었다. 평균 스트립 두께는 약 0.025 인치였다.

Batch AFA-16:

Fe-Al PM-51 Y분말, -325 매쉬 2200 g

메틸 에틸 케톤(MEK) 103 g

B72/MEK(50 :50 중량비) 176.4 g

디부틸 프탈레이트 가소제 17.6 g

공정:

1. 지르코니아 연마 매질로 1/4이 채워진 2000 ml 고밀도 폴리에틸렌 (HDPE) 항아리에 모든 성분의 질량을 재서 첨가한다.

2. 볼 밀 로울러 위에서 압연하여 24시간 동안 혼합한다.

3. 비이커에 붓고 진공 건조기에서 25 in. Hg, 8분 동안 공기를 제거한다.

5. 다음과 같이 테이프 주조한다:

닥터 블레이드 간극 = 0.041 인치

담체 = S1P 75, 실리콘 코팅된 Mylar

담체 속도 = 20 인치/min

에어 온 로우, 가열 없음, 4.5 인치 폭 블레이드

결과:

점도는 26.3 ℃에서 3300 cp 였고, 상당한 분출없이 4.5 인치 의 넓은 테이프 주조 스트립이 생성되었다. 밤새도록 건조시킨 후, 테이프는 유연했고 담체로부터 크래킹 사인 없이 쉽게 방출되었다. 평균 스트립 두께는 약 0.0277 인치였다.

배취 AFA-17:

Fe-Al PM-51 Y분말, 탄소 첨가된 -325 매쉬 2505.6 g

메틸 에틸 케톤(MEK) 117.3 g

B72/MEK(50 :50 중량비) 200.9 g

디부틸 프탈레이트 가소제 20.0 g

공정:

2. 볼 밀 로울러 위에서 압연하며 24시간 동안 혼합한다.

5. 다음과 같이 테이프 주조한다:

닥터 블레이드 간극 = 0.041 인치

담체 = S1P 75, 실리콘 코팅된 Mylar

담체 속도 = 20 인치/min

에어 온 로우, 가열 없음, 4.5 인치 폭의 블레이드

결과:

점도는 31 ℃에서 2850 cp 였고, 닥터 블레이드의 하류에서 매우 약한 분출로 4.5 인치의 넓은 테이프 주조 스트립이 생성되었다. 밤새도록 건조시킨 후, 테이프는 유연했고 담체로부터 크래킹 사인 없이 쉽게 방출되었다. 평균 스트립 두께는 약 0.027 인치였다.

배취 AFA-1:

Fe-Al PM-51 Y분말, -325 매쉬 2200 g

메틸 에틸 케톤(MEK) 103 g

B72/MEK(50 :50 중량비) 176.4 g

디부틸 프탈레이트 가소제 17.6 g

공정:

1. 지르코니아 매질로 1/4이 채워진 2000 ml 고밀도 폴리에틸렌 (HDPE) 항아리에 모든 성분의 질량을 재서 첨가한다.

2. 볼 밀 로울러 위에서 압연하며 24시간 동안 혼합한다.

5. 다음과 같이 테이프 주조한다:

닥터 블레이드 간극 = 0.041 인치

담체 = S1P 75, 실리콘 코팅된 Mylar

담체 속도 = 20 인치/min

에어 온 로우, 가열 없음, 4.5 인치 폭의 블레이드

결과:

점도는 27.7 ℃에서 5250 cp 였고, 4.5 인치의 넓은 테이프 주조 스트립이 상당한 분출없이 제조되었다. 밤새도록 건조시킨 후, 테이프는 유연했고 담체로부터 크래킹 사인 없이 쉽게 방출되었다. 평균 스트립 두께는 약 0.0268 인치였다.

도 21a ~ 도21b는 16 mil에서 8 mil로 냉간 압연하고, 한시간 동안 1260℃에서 어닐링하고, 5.3 mil로 냉간 압연하고, 한시간 동안 1100℃에서 어닐링한 5.3 mil 두께의 철 알루미나이드 시트의 광학 현미경 사진이다. 도 21 a는 400배의 배율이고 도 21b는 1000배의 배율이다. 도 22는 받은 그대로의 상태(as-received), 소결없이 냉간압연한 상태, 소결된 상태, 최종 냉간 압연한 상태, 최종 어닐링된 상태에서의 가공의 함수로서 테이프 주조 재료의 밀도의 변화를 나타낸다.

다음의 표는 예 AFA-15로부터 AFA-18의 인장 및 전기 저항 데이타를 포함한다. 시험은 1150℃에서 1시간 동안 어닐링한 상태의 모든 시트에 대해 실온과 750℃에서 실시하였다. 데이타는 AFA-15가 가장 좋은 고온 강도 성질을 갖는다는 것을 보여준다.

표 9a

테이프 주조한 AFA-15 부터 AFA-18 까지의 실온 인장 데이타

재료/열처리	항복강도(ksi)	인장강도(ksi)	총신장(%)	면적감소(%)	전기저항(μΩ㎝)
AFA-15 어닐링 1150℃/1h	59-63	63-64	1-1.8	6.5-7.5	148-151
AFA-16 어닐링1150℃/1h	56-61	60-62	1.5-1.8	6-9	149-150
AFA-17 어닐링1150℃/1h	59-62	61-62	1.60-1.80	7.41	145.5-150
AFA-18 어닐링1150℃/1h	53-58	59-61	1.40-2.0	7.5-12.5	148.5-149.5

표 9b

테이프 주조한 AFA-15 부터 AFA-18 까지의 750℃ 인장 데이타

재료/열처리	항복강도(ksi)	인장강도(ksi)	총신장(%)	면적감소(%)	전기저항(μΩ㎝)
AFA-15 Ann1150℃/1h	47-49	49-50	30-32	24-27	-
AFA-16 Ann1150℃/1h	42-44	44-45	17-40	26-33	-
AFA-17 Ann1150℃/1h	41-43	44-45	42-51	34-39	-
AFA-18 Ann1150℃/1h	43-45	44-46	31-48	33-38	-

변형 속도 : 0.2"/분

받은 그대로의 상태에서 시험

플라즈마 분무

본 발명의 플라즈마 분무 방법에서, 예비-합금화 분말을 도 23에 나타낸 공정도에 따라 가공하였다. 이 태양에 따르면, 비-조밀 금속 시트를 플라즈마 분무기술에 의해 제조하였다. 본 발명에 따르면, 금속간 합금 모양의 분말을 공지의 플라즈마 분무 침전술을 사용하여 시트 형태로 분무하였다. 평평한 시트의 반대면 위를 냉각제로 냉각하면서 분무된 방울들을 시트의 기질 위에 모은 후 고체화하였다. 분무는 진공, 불활성 분위기 또는 공기 중에서 실시하였다. 분무된 시트는 여러 두께로 제공될 수 있고, 두께는 시트의 최종 원하는 두께에 가깝게 할 수 있으므로, 열 분무 기술은 냉간압연 및 어닐링 단계가 거의 없이 최종 시트가 생성될 수 있으므로 압연 성형 및 테이프 주조보다 유리하다.

종래의 열 분무 방법의 상세한 것은 K. Murakami et al의 논문 "Thermal Spraying as a Method of Producing Rapidly Solidified Materials", pp. 351-355, Thermal Spray Research and Applications, Long Beach, califonia, May 20-25, 1990 및 A.G.Leatham et.al의 논문 "The Osprey Process: Principles and Applications", the International Journal of Power Metallurgy, Vol. 29, No 4, pp.321-351, 1993에서 찾을 수 있다. 열 분무는 플라즈마 아크 분무, 전기 아크 분무 및 화염 분무 방법을 포함하는 방법에 의해 금속 또는 비금속 코팅을 침착하기 위한 공지의 방법이다. 코팅제는 로드 또는 와이어 스코크로부터 또는 분말 재료로부터 분무될 수 있다. 기본적인 플라즈마-아크 분무 시스템에서, 아크 기체의 전력 수준, 압력 및 유량, 분말과 담체가스의 유속과 같은 변수는 조절될 수 있다. 분무 총 위치 및 총 대 작동 거리는 미리 설정할 수 있고 작동피스의 움직임은 자동화 또는 반자동화 도구에 의해 조절된다. 전기-아크 분무 방법에서, 두개의 전기적으로 반대로 하전된 와이어가 함께 공급되어 조절된 아크를 제공하고 용융된 금속은 압축된 공기 또는 가스의 흐름에 의해 기질상에 미립화되고 분사된다. 화염 분무방법에서는 연소 가능한 가스는 코팅 재료를 녹이는 가열원료로서 사용되고 분무된 재료는 로드, 와이어 또는 분말 형태로 제공될 수 있다.

Murakami의 논문은 철-기저 합금의 고속 고체화 재료는 수냉 기질 또는 냉각되지 않은 기질 위에 침착층을 저압 플라즈마 분무에 의해 생성되며 부착된 층의 두께는 0.7 ~ 2.5 mm 임을 기재하고 있다. Leatham의 논문은 특수강, 초합금, 알루미늄 합금 및 구리 합금으로부터 관형 및 둥근 빌릿(billets)을 제조하기 위한 분무 형성 기술을 기재하고 있다. Leatham의 논문은 또한 지름이 300 mm 까지며 높이가 1 미터인 원통형 디스크 또는 강철조각은 회전 디스크 집진기를 가로질러 분무를 스케닝 함으로써 제조할 수 있고, 폭이 1mm까지이고 두께가 5 mm보다 큰 시트는 수평 벨트의 폭을 가로질러 분무를 스케닝함에 의해 반-연속식으로 생성될 수 있으며, 관상 제품은 분무를 가로질러 통과하는 회전하고 있는 예열 축 위에 침착됨으로써 제조될 수 있다. 본 발명에서, 열분무 방법은 냉간 압연되고 원하는 최종 두께를 갖는 스트립을 생성하기 위해 열처리되는 금속간 합금 조성물의 스트립을 생성하는데 사용된다.

본 발명에 따른 바람직한 플라즈마 분무기술에 있어서, 4 또는 8 인치의 폭을 갖는 스트립은 주어진 방향으로 기질이 이동함에 따라 플라즈마 토취를 기질을 가로질러 전후로 이동시킴으로써 기질 위의 가스, 물 또는 중합체 미립화 예비합금 분말의 침착에 의해 제조된다. 스트립은 최대 0.1 인치의 원하는 두께로 제공될 수 있다. 플라즈마 분무에서, 분말은 입자가 기질과 충돌할 때 용융하도록 미립화된다. 그 결과, 부드러운 표면을 갖는 고도로 조밀한 (예를 들면 95% 이상 조밀)필름이 형성된다. 용융된 입자의 산화를 최소화 하기 위해, 플라즈마 제트 주변의 아르곤 또는 질소와 같은 보호 분위기를 함유하기 위해 덮개가 사용될 수 있다. 그러나, 플라즈마 분무방법이 공기중에서 실시되면, 용융 방울에 산화물 필름이 생성할 수 있고 침전 필름에 산화물의 결합을 일으킨다. 기질은 침착 중에 스트립을 지지하기에 충분한 기계적 결합을 제공하지만, 추가 가공을 위해 스트립을 제거할 수도 있는 스테인레스강 분사 표면이 바람직하다. 바람직한 태양에 따라, 철 알루미나이드 스트립은 0.020 인치 두께로 분무되고, 0.010 인치로 냉간 압연되고, 열처리되고, 0.008 인치로 냉간압연 및 최종 어닐링과 응력 완화 열처리된다.

일반적으로, 열분무 기술은 테이프 주조 또는 압연 성형에 의해 얻어지는 것보다 조밀한 시트를 제공한다. 열 분무기술의 플라즈마 분무술은 물, 가스 또는 플라즈마 미립화 분말의 사용을 허용하는 반면, 가스 분무에 의해 얻어진 구형 분말은 압연 성형 방법에서 물 미립화 분말처럼 압착되지 않는다. 테이프 주조와 비교하여, 열 분무 방법은 잔류 탄소를 덜 제공하는데, 이것은 열 분무방법에서는 결합제 또는 용매를 사용할 필요가 없기 때문이다. 한편, 열 분무방법은 산화물에 의한 오염에 영향받기 쉽다. 또한, 압연 성형 방법은 물 미립화 분말을 사용했을때 산화물 오염에 영향받기 쉽다. 즉, 물로 급냉된 분말의 표면은 표면 산화물을 가질 수 있는 반면, 가스 미립화 분말은 표면 산화물이 없거나 거의 없이 제조할 수 있다.

이하의 예는 열 분무 방법의 여러면을 설명한다.

일련의 시험이 다양한 입도의 분말을 사용하여 실시되었다. 분말은 Al 26 중량%, Mo 0.42중량%, Zr 0.1 중량%, B 0.005 중량%, C 0.03 중량%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 함유하는 합금 PM-60의 기체 미립화 예비-합금화 분말이다.

분말 비고

시리즈 A -200/+400 메쉬

시리즈 B -140/+400 메쉬

시리즈 C -100/+400 메쉬

시리즈 D -100/+400 메쉬 높은 엔탈피 파라미터

시리즈 E -100/+400 메쉬 피복없음(no-shrooud), D 파라미터

세가지 크기의 PM-60 가스 미립화 분말을 사용하였다. 첫번째 컷 -200/+400 메쉬의 대략적인 수율은 30% 였다. 두번째 컷 -140/+400 메쉬의 대략적인 수율은 50%였다. 세번째 컷 -100/+400 메쉬의 대략적인 수율은 80%였다.

그리트 분사에 의해 거칠거칠한 강철 시트의 표면을 코팅하여 시트를 생성하였고 적당한 두께로 부착된 후 코팅을 제거하였다. 요구되는 조면화도(degree of roughening)는 코팅 매개변수와 원하는 시트 두께에 의존한다는 것을 발견하였다. 표면이 과도하게 조면화된 경우에는, 코팅을 기질로부터 원하는 두께로 제거할 수 없었다. 표면이 충분히 조면화 되지 않은 경우에는, 시트는 원하는 두께가 얻어지기 전에 지질로부터 박리된다. 표면의 제조는 조절하기 어려운 파라미터이다.

코팅은 원하는 두께를 얻을 때까지 X-Y 패턴으로 플라즈마 토치(torch)를 라스터링(rastering)하여 침착된다. 여러 연속물의 추정 목표 효율은 시리즈 A에 대해 30%, 시리즈 B에 대해 22%, 시리즈 C에 대해 15%, 시리즈 D에 대해 25%, 및 시리즈 E에 대해 25% 였다. 이 값들이 낮은 것은 시험에 사용된 가리워진 플라즈마 시스템이 정교한 입자 분말을 가지고 사용하도록 고안되어졌고, X-Y의 라스터링 패턴은 목표 효율에 관해 효과적이지 않기 때문이다. 목표 효율은 부착된 분말의 양을 분무된 총량으로 나눈 것으로 정의된다. 총 효율의 경우, 사용된 분말의 효과적인 수득률 또한 고려되어져야 한다. 시트 제조의 경우, 회전 축이 부착의 목표 효율을 높이기 위해 사용될 수 있고, 덮개 장치는 거친 분말을 더 효과적으로 진행하기 위해 변형될 수 있다. 일반적으로, 코팅은 90 ~ 95% 조밀하며 겉보기 산화물 함량은 낮다.

이하의 표는 플라즈마 분무 스트립 재료의 치수와 밀도를 나타낸다.

표 10

	폭(인치)	길이(인치)	두께(mil)	중량(grams)	선밀도(g/인치)
A-1	3	11.5	14	36.9	29.0
A-2	3	10.5	9	19	31.7
A-3	3	6	15	20.5	55.6
A-4	2	11.5	14	33.7	43.5
A-5	2	11.5	15	23.3	43.5
A-6	2	11.5	14	24.1	43.5
A-7	2	11.5	14	22.4	43.5
A-8	2	11.25	22	37.4	44.4
B-1	3	11.5	14	34.6	29.0
B-2	2	11.5	13	21.8	43.5
B-3	2	6.5	13	12.7	76.9
B-4	2	8	16	18.7	82.5
B-5	2	11.5	15	26.5	43.5
C-1	3	7.5	8	11.9	44.4
C-2	3	11.5	13	30.7	29.0
C-3	2	11.5	16	26.1	43.5
C-4	2	11.5	16	26	43.5
D	2	11.25	14	20.8	44.4
E	3	11.5	15	37	29.0

A 시리즈 시트의 마이크로 구조는 다른 시트들보다 미세한 구조를 보여준다.

이것은 원료 분말의 더욱 미세한 입도, 즉 -200/+400 메쉬에 의한 것일 수 있다. 시트 중에서 가장 두꺼운 A-8 시트는 압연 정도에 기인해서 가장 얇은 층 구조를 갖는다. B와 C 시리즈의 시트는 상당한 양의 비용융 또는 부분적으로 용융된 입자들을 갖고 일반적으로 A 시리즈와 비교하여 겉보기 산화물 함량이 낮다. 이것은 큰 입도 분말에 의한 것일 수 있다. 피복 장치없이 분무된 시트 E는 가장 많은 양으 겉보기 산화물을 갖는다. 시트 E에서, 산화물은 다른 시트에서는 보이지 않는 구형의 덩어리 형태로 존재한다. 시트 7, 8 및 10은 시트 B 및 C와 유사하게 보인다. 시트 14는 거친 표면 마무리를 갖고 다른 시트 만큼 조밀하지 않다. 시트 14는 명백히 압연되어 있지 않거나, 또는 압연중에 표면을 "깨끗이 하기"에 불충분한 두께로 압연되어 있다.

도 24는 철 알루미나이드의 분무된 시트의 200배의 광학 현미경 사진이다. 1100℃에서 한시간 동안 어닐링하고, 18.9 mil 에서 12 mil로 냉간 압연하고, 1260℃에서 한시간 어닐링하고, 12 mil에서 8 mil로 냉간 압연하고, 1100℃에서 한시간 동안 어닐링한 8mil 두께의 철 알루미나이드(PM 60) 플라즈마 가공 시트의 광학 현미경 사진을 도 25a ~ 도 25b에 나타내었다. 도 25a는 400배 확대한 것이고 도 25 b는 1000배 확대한 것이다.

이하의 표는 플라즈마 분무된 스트립의 두께, 마무리 및 스트립 크기와 같은 데이타를 제공한다. 스트립은 분무된 두께에 따라 4 그룹으로 나뉜다. 표에 있는 두께 측정은 마무리된 두께이다.

표 11

그룹 1) 두께 > 21 mils
ID	두께(mil)	마무리	분무된 편(piece)
SA-2	19	마무리 -2	2편. 21" x 3"
SA-4	18	마무리 -1	2편. 20" x 3"
그룹 2) 두께 > 20.5 mils
ID	두께(mil)	마무리	분무된 편
SA-1	18	마무리-1	2편. 20" x 3"
SA-5	17.5	마무리-2	2편. 20" x 3"
SA-6	18	마무리-2	2편. 21" x 3"
SA-12	17.5	마무리-2	2편. 21" x 3"
그룹 3) 두께 > 18 mils
ID	두께(mil)	마무리	분무된 편
SA-3	16	마무리-2	2편. 19.5" x 3"
SA-8	16.5	마무리-1	2편. 17" x 3" 1편. 5.5" x 3"
SA-10	14.5	마무리-2	1편.14" x 3"
SA-11	16	마무리-2	2편. 21" x 3"
그룹 4) 두께 < 18 mils
ID	두께(mil)	마무리	분무된 편
SA-7	--	마무리-1	2편. 19" x3"
SA-9	--	마무리-1	1편. 24" x 3" 1편.18" x 3"
SA-13	--	마무리-2	2편. 16.5" x 3" 1편. 8" x 3"
SA-14	11mil	마무리-1	2편. 16" x 3"

표 12

분무한 데이타로서
샘플	두꺼운BM	두꺼운 FM	중량	길이	폭	선밀도
	mils	mils	g	In	In	g/cm
SA-1	18.5	20.5	175.4	43.375	3	4.45
SA-2	20	22	195.3	43.375	3	4.58
SA-3	17	19	161	43.375	3	4.44
SA-4	19	21	181.8	43.375	3	4.49
SA-5	18.5	20.5	179	43.5	3	4.52
SA-6	18.5	20.5	184.9	43.25	3	4.70
SA-7	13	15	121.8	43.375	3	4.39
SA-8	17	19	163.1	43.5	3	4.49
SA-9	13	15	128.8	43	3	4.69
SA-10	16	18	51.9	14.75	3	4.47
SA-11	17	19	162.5	43.125	3	4.51
SA-12	18.5	20.5	179.6	43.125	3	4.58
SA-13	14	16	139.8	43	3	4.72
SA-14	11.5	13.5	110.3	43.125	3	4.52

BM = Bell Micrometer, 지름 .250

삭제

FM = Flat Micrometer

밀도 = 중량(BM 두께 "길이" 폭 cm)

마무리 1="비차원(non-dimensional)" 기술

마무리 2="차원(dimensional)" 기술

이하의 표는 플라즈마 분무하고 냉간 압연하고 및 어닐링한 PM-60의 0.008 인치 포일의 특성을 나타낸다.

표 13

냉간압연 및 어닐링된 PM 60의 실온 인장 데이타
시편 타입	항복강도(ksi)	인장강도(ksi)	총 신장율(%)	면적감소(%)
A-1	55.85	68.59	1.20	9.15
A-5	35.47	61.92	0.70	4.32
A-8	56.61	56.80	1.10	9.10
B-5	71.43	72.01	1.24	7.83
B-1	67.94	73.27	1.34	6.95
B-1	63.99	70.54	1.44	6.47
C-4	68.04	71.62	1.96	8.61
C-4	70.85	71.43	1.40	6.92
E	65.64	66.67	1.00	7.87
E	65.60	68.40	1.40	7.52

A: -200/+400 메쉬 시편 중 -0.5

B: -140/+400 메쉬 변형 속도 : 0.2"/분

C: -100/+400 메쉬 최종 어닐링: 1100℃/1시간. 진공

E: -100/+400 메쉬 피복 없음

중합체 미립화 분말

예비-합금된 중합체 미립화 분말을 실리카/알루미나 도가니로서 기저부에 바닥부 태핑(tapping)을 위해 구멍이 있고 마개로서 알루미나 심봉(core rod)을 갖는 도가니를 사용한 액체 미립화 기술에 의해 제조할 수 있다. 용융물에 의해 젖은 용융 용기의 표면은 용융물의 오염을 피하기 위해 질화붕소 페인트로 코팅될 수 있다. 도가니의 주위는 절연될 수 있고 미립화 지역에서 용기로 연결된 용융 안내관의 상부의 흑연 스페이서(spacer)에 위치할 수 있다. 흑연 스페이서는 공급원료를 녹이기 위한 열에너지를 제공하기보다는 도가니의 열 손실을 막는다. 흑연 마개는 열 손실을 막고 산소 게터(getter)로서 작용하기 위해 도가니 위에 사용할 수 있다.

수소 피복 가스를 도가니에 사용할 수 있고, 아르곤은 도가니 밑의 용융 안내 튜브에서 차단 가스로 사용할 수 있다. 예를 들면, 약 820 g의 합계 중량의 4개의 예비합금화 봉이 총 도가니 하중으로서 사용되었다. 전력 설정은 초기에 70%(50 kW 전력 공급)로 설정하고 약 20분 동안 1550℃의 온도에 도달하기 위해 80%로 높였다. 가열 속도는 합금의 솔리더스(solidus)와 리퀴더스(liquidus)와 잘 대응하는 1310℃에서 1400℃ 사이로 감소되었다. 1550℃에서 심봉이 상승하여 도가니로부터 재료가 흐르도록 한다. 도가니는 약 30 g의 필수적인 불순물을 제외하고 완전히 비워졌다.

4회의 물미립화 실험을 행하여 1)미립화 노즐의 수, 2)노즐 각도 및 3)물 대 금속질량 유량비의 영향을 시험하였다. 만족할 만한 용융은 1)실리카/알루미나 도가니; 2)흑연 서스셉터(susceptor) 기저부; 3) 수소 피복 가스; 4)예비-합금 벌크 공급원료; 및 5)알루미나 심봉/TC 외장을 갖고 달성되었다. 최적 조건은 -100 메쉬 분말 수율의 최대값에 근거한다. 최대의 수율은 4개의 노즐을 사용하여 65℃에서 물과 금속 질량 유량비가 20:1일때 얻어졌다. 매우 유사한 분말 수득률을 물-기재 중합체 냉각제 및 광유-기재 냉각제를 사용하여 얻었다. 그러나 광유-기재 냉각제는 최저 산소 함량을 갖는 분말을 생성하였고 같은 압력에서 낮은 유속에서 광유-냉각제의 점도가 증가하였다. 시험으로 약 -100 분말 5400 g이 생성되었다. 냉각제를 분말로부터 기울여 따르고 분말은 케로센으로 4번 세정한 후 아세톤으로 4번 세정하였다. 분말을 약한 진공하에서 약 50℃에서 건조 하였다. 건조된 분말을 +/- 100 메쉬 체로 걸렀다. 샘플을 미량 분석용으로 물에 분산시키기 위해 유화제(비누)를 사용하였다. 이것은 여러번 용매로 세척함에도 불구하고 어떤 종류의 오일이 분말에 여전히 남아 있다는 것을 나타낸다.

실험 정보를 이하에 요약하였다.

실험 중의 합금의 중량, grams 8656 g(공기 용융 배취로부터 모두)

노즐 # 4(2X 0.026", 2X 0.031")

충돌 각 65°

냉각제 유속, gpm 3.5 gpm

냉각제 압력, psi 2300

미립화 시간, 초 ~630초(누적)

냉각제 대 금속 질량 비율 ~ 15:1

% -100 메쉬 ~ 84%(제조된 분말)

평균 입도, 미크론 74

D90 139

D50 67

D10 25

Fe-26 중량% Al분말 샘플을 합성 냉각제(PAG, 폴리알킬렌 글리콜)를 사용하여 생성하였다.

용융은 양호하게 진행하여, 소량의 산화물 "스컬(skull)"이 도가니에 남았다. 약 803g의 분말을 회수하였다. 이것을 물로 2회 세정하고, 아세톤으로 2회 세정하고 진공 오븐에서 약한 열(50℃미만)로 건조하고 +6 및 +/-100 메쉬의 체로 걸렸다. -100 메쉬 분율분은 모아진 총 분말의 76%였고 이 샘플은 미량분석에 사용하였다. 분말의 특성은 앞의 실험과 유사하였다. 6 메쉬의 분말은 용융 금속을 고온 냉각제로 전환하기에 앞서 몇 초 동안 집진 탱크로 자유롭게 작업하도록 한 결과이다. 이러한 거친 입자들은 미립화 전에 용해물의 조성을 표시하는데 사용할 수 있다.

실험 정보를 이하에 요약하였다.

실험 중의 합금의 중량, grams 871.2 g(2개의 막대, 여러 상부(top))

노즐 # 4(2X 0.026", 2X 0.031")

충돌 각 65°

냉각제 유속, gpm 3.2 gpm

냉각제 압력, psi 2600

미립화 시간, 초 ~60 초

냉각제 대 금속 질량비 ~ 15:1

% -100 메쉬 ~ 82%(제조된 분말)

평균 입도, 미크론 75

D90 145

D50 66

D10 19

Fe-26 중량% Al분말 샘플을 오일 냉각제를 사용하여 제조하였다. 미립화 온도는 약 1600℃ 였다. 재료는 수소 하에서 용융되었고 미립화 용기는 아르곤으로 깨끗이 하였다. 약간의 찌꺼기(30 g 미만)가 도가니에 남았다.

100 g샘플을 아세톤으로 세정하고, 건조 하고, +/-100 메쉬로 체로 치고 -100 메쉬 부분은 질량분석에 제공하였다.

실험 정보를 이하에 요약하였다.

시험에 사용한 합금의 중량, grams 825.5 g(2개의 막대, 여러 상부)

노즐 # 4(2X 0.026", 2X 0.031")

충돌 각 65°

물 유속, gpm 4.1 gpm

물 압력, psi 2500

미립화 시간, 초 ~70 초

오일 대 금속 질량비 ~ 20:1

% -100 메쉬 ~ 80%

평균 입도, 미크론 78

D90 134

D50 76

D10 23

FeAl 분말의 성질

FeAl 분말의 다양한 성질을 다음과 같이 주조 샘플과 비교하였다. 평가된 샘플에는 냉간 압연되고 1260℃에서 완전히 어닐링된 Fe₃Al의 주조 샘플 및 분말 야금술에 의해 제조되고, 0.022 인치 두께 시트가 결합제 연소, 냉간압연 및 0.008 인치로 어닐링되고 최종 어닐링된 FeAl 샘플이 포함된다. 도 27은 저항 대 중량%로의 알루미늄 성분 함량의 그래프이다. 검은 사각형(solid box)은 Fe₃Al 샘플에 해당하며, 흰 삼각형(open triangles)은 분말 야금술로 제조한 FeAl 샘플에 해당하며, 검은 삼각형(solid triangle)은 FeAl의 주조 샘플에 해당한다. 그래프에서와 같이, 알루미늄 함량이 20중량% 까지 증가함에 따라 비저항이 증가하였고, 그 후에는 비저항이 감소 하였다. 도 27의 검은 사각형에서 볼 수 있듯이, Fe₃Al의 데이타는 알루미늄 함량의 증가가 비저항의 증가에 따른다는 것을 제안한다. 놀랍게도, Al을 약 20중량% 초과하여 함유하는 합금은 비저항이 감소함을 보여준다.

도 28은 도 27의 그래프의 일부를 보여준다. 도 28에서와 같이, Al함량이 22 중량%에서부터 24중량% 이상인 FeAl분말의 27매의 시트로부터의 데이타는 저항이 분산됨을 보인다. 본 발명자들은 저항은 어닐링 처리에 따라 변한다는 것을 발견하였다. 그래프에서 검은 삼각형으로 표시된 주조 샘플은 200㎛ 정도의 큰 입도를 갖는 반면, 흰 삼각형으로 표시된 27 시트는 22 ~ 30㎛ 정도의 입도를 가지며 샘플중 일부는 물 미립화 분말의 경우 0.5 중량% 정도의 산소 함량을 갖는다. 그러므로, 큰 입도의 주조 샘플과 비교하여, 분말로부터 제조된 샘플은 더 높은 저항값을 갖는다.

도 29 ~ 도 34는 PM-60 분말로부터 제조된 샘플의 성질을 나타낸다. 도 29는 연성 대 시험온도의 그래프이다. 연성은 처짐 시험에서 측정하였고, 나타낸 바와 같이 연성은 실온에서 약 14% 였다. 그러나, 인장 시험에서, 샘플은 실온에서 2~3% 정도의 신장을 나타낼 것으로 예측되었다. 연성시험에서, 300℃ 이상에서는 파손은 쉽게 일어나지 않았다. 이것은 부품을 400℃ 이상과 같은 고온에서 제조될 수 있다는 것을 나타내 주는 것이다. 도 30은 여러 온도에서 3-점 굴곡 시험에서 하중 대 휨의 그래프이다. 하중은 샘플에 적용된 응력에 상당하며 휨은 샘플에 의해 나타나는 변형에 상당한다. 나타낸 바와 같이, 실온, 100℃, 200℃ 및 300℃에서의 시험 온도에서는 샘플이 부러졌으나, 반면 400℃, 500℃, 600℃ 및 700℃의 온도에서는 구부림 시험 중 샘플이 부러지지 않았다.

도 31 ~ 도 32는 0.003/sec에서의 저속 변형 시험의 결과를 나타내며, 도 33 ~ 도 34는 0.3/sec에서의 고속 변형 시험의 결과를 나타낸다. 특히, 도 31은 파손 변형 대 탄소함량(중량%)의 그래프를 나타낸다. 도 31에서와 같이, 파손 변형은 탄소 함량이 0.05 중량% 이하에서 25%를 초과하고, 탄소 함량이 약 0.1 중량%인 합금의 경우는 5%를 초과한다. 도 32는 파손 변형(MPa) 대 탄소 함량(중량%)의 그래프이다. 도 32에서 나타나듯이, 파손 변형은 시험된 모든 샘플에서 600 MPa를 초과했다. 도 33에서, 파손 변형은 탄소 함량이 0.05 중량% 미만인 샘플의 경우 30%를 초과했고, 탄소 함량이 0.1 중량% 이상일때 10%를 초과했다. 도 34에서와 같이, 파손 변형은 시험된 모든 샘플에 대해 600MPa 이상이었다. 고속 변형 시험은 분말 야금술에 의해 제조된 FeAl의 시트가 고속 변형에서 스태핑될 수 있고 상당히 양호한 강도를 나타낼 것이라는 것을 보여준다. 과도로 변형되어야 하는 부품에 관해서는, 그래프는 탄소 함량을 0.05% 이하로 유지하는 것이 바람직함을 나타낸다. Al 24 중량%, Mo 0.42 중량%, Zr 0.1 중량%, B 40-60 ppm 및 나머지 Fe를 갖는 FeAl 금속간 합금의 냉각 압착된 포일의 단기 강도 및 연성에 관한 탄소 함량의 영향을 시험하기 위해, 탄소 함량이 1000 ~ 2070 ppm의 범위인 6개의 용융물로 제조된 시편을 시험하였다. 인장 강도와 연성은 대부분의 조성 범위에 걸쳐 중요한 변화를 보이지 않았다. 크리프 강도는 탄소를 1000 ppm 함유하는 포일에서 최고였다. 탄소 함량을 증가시키면 강도에서 최저치가 관찰되었고, C 함량이 2070 ppm인 포일이 양호한 강도를 갖는다는 것을 발견하였다. 크리프 강도의 변화는 시험 샘플에 대해 매우 작은 것으로 판단되었다.

포일 시편은 어닐링된 0.2 mm 포일로부터 레이저 가공되었고, 게이즈 길이 25 mm, 폭 3.17 mm, 두께 0.2 mm를 갖는다. 그립으로 연결하기 위해 핀홀을 옆에 만들었다. 크리프와 이완 시험을 위해, 패드는 핀홀의 변형을 줄이기 위해 옆에 점용접하였다. 인장 시험은 44KN 인스트론(Instron) 시험기계로 실시하였다. 대부분의 인장 시험의 경우, 사텍(Satec) 평균 신장계를 그립의 핀 홀 위의 나사를 고정하여 결합하였다. 처음 5% 변형은 하중 대 신장도표에 기록하였다. 크로스 헤드 속도(cross head rate)는 0.004 mm/min(0.1 in/min)근처이다. 포일 시편에 대한 크리프 시험은 사하중(死荷重) 프레임 내에서 실시되었다. 신장은 인장봉(pull rod)의 핀홀에 연결된 평균 신장계로 검출하였다. 측정 중에 포함된 핀홀 변형은 측정된 변형의 10 % 미만으로 포함되도록 평가하였다. 신장은 선형 가변적 변위 전환기에 의해 감지되었고, 기록은 연속 차트 기록기로부터 얻어졌다. 이완 시험은 0.004 mm/s의 조절된 이완 변형의 경사 속도를 사용하여 인스트론 기계에서 실시되었다. 인스트론 크로스 헤드 운동은 항복 강도에 도달했을 때 멈춰졌고, 인장봉 시스템의 총 신장은 시편의 크리프 변형으로 전환되었다. 부하 대 시간은 이완 시험 동안 및 첫번째 작업 후에 계속 관찰되었고, 시험은 경도와 회복 효과를 조사하기 위해 반복 되었다.

인장 시험은 23 ℃, 600℃ 및 750℃에서 실행되었고 23 ℃에서 중복시험이 함께 실시 되었다. 인장 시험의 결과는 표 14에 요약 되었고, 도 35 ~ 37에 나타내었다. 도 35에서 비교된 항복강도는 750℃에서 항복강도가 상당히 낮아지는 최고 탄소 수준의 경우(2070 ppm)를 제외하고는 탄소의 증가에 따른 명확한 경향은 나타나지 않았다. 도 36에 비교된 극한 인장 강도는 탄소 함량이 2070 ppm인 재료에서 가장 높다. 도 37에서 비교된 신장은 탄소 함량의 증가와 함께하는 중요한 경향이 없음을 보여준다.

표 14

포일 번호	탄소, ppm	시험온도(℃)	항복강도(MPa)	인장강도(MPa)	신장(%)
M11	1000	23 23 600 750	378 404 395 241	465 496 478 268	1.5 2.1 28.5 35.2
M10	1070	23 23 600 750	407 457 418 262	407 464 526 276	0.2 0.7 15.9 30.7
M13	1100	23 23 600 750	370 409 398 256	437 454 497 272	1.0 0.1 27.0 35.0
M7	1200	23 23 600 750	384 404 418 254	426 489 507 274	0.8 1.4 17.6 56.3
M6	1830	23 23 600 750	391 392 385 261	436 418 466 279	1.0 0.9 20.7 34.9
M8	2070	23 23 600 750	470 464 429 265	531 544 547 277	0.9 1.1 28.6 51.0

크리프 시험을 650℃와 750℃에서 실시 하였고, 그 결과를 표 15에 요약하였다. 650℃와 200 MPa 의 곡선을 도 38에서 비교하였다. 모든 시편은 중요한 1차, 2차 및 3차 크리프 단계에서 고전 크리프 성능을 나타냈다. 크리프 강도는 C함량 1000 ppm 에서 최대이고 1200 ppm에서 최소이다. 크리프 연성은 수명의 증가에 따라 감소하는 경향이 있다. 750℃와 100 Mpa 에서의 크리프 곡선을 도 39에 나타내었다. 여기서, 1차 크리프는 보다 적었고 대부분의 곡선은 3차 크리프 성분이 차지 하였다. 탄소 함량이 1070 ppm인 시편은 예외였고 장기간 동안 2차 크리프를 겪었다. 전체로서는, 탄소 함량 증가에 따른 경향은 650℃에서 보여준 것과 유사하였다. 탄소 함량이 1000 ppm인 포일이 가장 강했고, 탄소 함량이 1200 ppm인 포일이 가장 약했다. 750℃와 70 Mpa에 상당하는 장기 크리프 곡선을 도 40에 나타내었다. 여기에서도, 3차 크리프가 곡선을 차지했다. 탄소 함량이 1000 ppm인 포일이 가장 강했고, 탄소 함량이 1200 ppm인 포일이 가장 약했다. 750℃에서 연성은 수명 증가에 따라 감소하는 경향을 보이지 않았다. 파괴 및 최소 크리프율 대 탄소 함량을 도 41-42에 막대 그래프로 나타내었다. 여기서, 탄소 함량 1000 ppm을 갖는 포일은 그것보다 많은 탄소를 갖는 포일보다 시종일관 더욱 양호한 것을 알 수 있다.

표 15

포일 번호	탄소, ppm	시험온도(℃)	응력(MPa)	최소크리프속도(%/h)	수명(h)
M11	1000	650 750 750	200 100 70	2.7E-1 9.0E-1 8.7E-2	28.9 9.7 80.5
M10	1070	650 750 750	200 100 70	1.0E+0 1.3E+0 1.6E-1	17.5 14.7 44.4
M13	1100	650 750 750	200 100 70	1.7E+0 3.2E+0 2.1E-1	10.4 5.1 31.4
M7	1200	650 750 750	200 100 70	2.0E+0 4.4E+0 3.3E-1	8.6 4.4 25.5
M6	1830	650 750 750	200 100 70	1.1E+0 2.0E+0 7.5E-2	14.0 3.9 68.0
M8	2070	650 750 750	200 100 70	6.3E-1 2.2E+0 1.2E-1	19.3 6.2 43.2

이완 시험을 600℃, 700℃, 및 750℃에서 실시하였다. 이완은 빨랐고, 그래서 보유 시간은 짧았다. 600℃에서의 결과를 도 43에 나타내었다. 동일한 출발 응력에 대해, 짧은 시간 이완은 3회의 실험 모두에서 동일했다. 이완 응력에서의 약간의 차이가 0.1에서 1시간 사이의 시간에 관한 실험 사이에서 관찰되었다. 이들 차이는 중요하다고 판단되지 않는다. 1회 실험으로부터 다음 실험까지의 이완의 재현성은 안정한 마이크로 구조를 나타낸다. 700℃와 750℃에서의 이완 데이타를 도 44 ~ 도45에 나타내었다. 여기서도, 두 온도에서 1회의 실험으로부터 다음 실험까지 이완 강도에 있어서 중요한 차이는 없었다.

크리프 파괴 시험을 어닐링된 FeAl 포일의 1개의 용융물에 관하여 실행하였다. 도 46 에서, 이 용융물에 대한 650℃와 750℃에서의 응력 파괴 데이타를 탄소 영향에 대한 시험으로부터의 데이타와 비교하였다. 도면에 나타낸 바와 같이, 탄소 함량 변화에 따른 6개의 용융물에 관한 파괴 수명은 응력-파괴 곡선 부근에서 분산된다. 곡선 부근에서 강도의 변화는 약 +10%인 반면, 수명에서의 변화는 약 1/2 log 사이클이다. 이런 변화는 용융물마다의 차이에 관해서는 작다.

인장, 크리프, 이완 및 피로 시험을 어닐링한 것보다 오히려 압출한 상태의 FeAl 막대의 1개의 용융물에서 실행하였다. 막대 제품에 대한 인장 데이타를 도 47에서 FeAl 포일에 대한 데이타와 비교하였다. 막대는 포일보다 높은 항복강도와 극한강도를 갖는다. 막대 제품의 단시간 크리프 및 응력 파괴 성질을 650℃, 700℃ 및 750℃에서 얻었다. 막대의 최소 크리프율는 포일보다 높았고 파괴 수명은 짧았다. 비교를 도 48 ~도 49에 나타내었다.

압출한 막대로부터 제조된 FeAl 30 mil 평평한 시편(타입 1) 및 압연성형기술에 의해 제조된 8 mil 포일(타입 2)에 대한 피로 데이타를 이하의 표에 나타내었고, 여기서 시편들을 공기 중에서, 그리고 0.1의 응력비에서 시험하였다. 피로 시험의 결과를 도 50 ~ 도 52에 나타내었으며, 여기서 타입 1과 타입 2 시편은 기본 조성물은 같으나, 중량%로, Al 24%, Mo 0.42%, Zr 0.1%, B 40-60 ppm, C 0.1% 및 나머지 Fe를 갖는 분말의 다른 배취로부터 제조되었다. 도 50은 750℃에서 공기 중에서 시험된 타입 1의 시편에 대한 사이클 대 피로를 나타내고, 도 51은 750℃에서 공기 중에서 시험된 타입 2의 시편에 대한 사이클 대 피로를 나타내고, 도 52는 공기 중에서 400℃, 500℃, 600℃, 700℃ 및 750℃에서 시험한 타입 2의 시편에 대한 사이클 대 피로를 나타낸다.

표 16

공기 중에서 750℃ 및 0.1의 응력비로 시험한

철-알루미나이드의 타입 1 시편에 관한 피로 데이타

시편	최대 응력, ksi	파손까지의 사이클 수	사이클 당 평균응력
CM-15-1*	25	12,605	2.367E-06
CM-15-2*	20	16,460	1.955E-06
CM-15-3*	17.5	2,364	4.922E-06
CM-15-4*	17.5	2,793	4.049E-06
CM-15-6*	17.5	41,591	1.755E-06
CM-15-5*	15	57,561	7.813E-07
CM-15-P1**	17.5	1,716	6.073E-06
CM-15-P2**	17.5	11,972	1.154E-06

* 시험 전 750℃에서 2시간 동안 열처리했다.

** 시험 전 750℃에서 2시간 동안 열 처리한 타입 1 시편을 연마했다.

표 17

공기 중에서 400℃, 500℃, 600℃, 700℃, 750℃ 및 0.1의 응력비로
시험한 철-알루미나이드의 타입 2 시편에 관한 피로 데이타

시편	최대응력,ksi	시험온도(℃)	파손까지의 사이클수	사이클 당 평균응력
M3-15*	20	750	5,107	1.808E-05
M3-16*	20	750	4,468	2.175E-05
M3-17*	17.5	750	8,134	9.637E-06

M3-18*	70	500	1,332	**
M3-19*	70	500	2,004	3.998E-05
M3-20*	65	500	3,935	1.113E-05
M3-21*	60	500	128,092	4.350E-07
M3-22*	62.5	500	14,974	2.499E-06

M3-23*	60	600	756	6.040E-05
M3-24*	55	600	3,763	1.244E-05
M3-25*	50	600	11,004	6.436E-06
M3-26*	45	600	21,045	3.620E-06
M3-27*	40	600	33,005	9.849E-07
M3-28*	35	600	69,235	3.234E-07

M3-29*	35	700	917	9.281E-05
M3-30*	30	700	3,564	2.104E-05
M3-31*	25	700	7,662	1.235E-05
M3-32*	20	700	28,509	1.973E-06
M3-33*	15	700	90,872	6.715E-07

* 시험 전 750℃에서 2시간 동안 열처리했다.

** 데이타 획득 시스템이 작동하지 않았다.

지금까지 본 발명의 원리, 바람직한 구현예 및 조작 방식을 기재하였다. 그러나 본 발명이 여기서 논의된 특정 구현예에 한정되는 것은 아니다. 그러므로, 상기 구현예는 한정 보다는 오히려 설명으로 간주되어야 하며, 이하 청구항에서 정의한 본 발명의 범위를 벗어남 없이 당업자에 의해 이들 구현예는 변경될 수 있다.

Claims

분말 야금기술에 의해 금속간 합금 조성물을 갖는 연속적인 금속 시트 제조 방법으로, 상기 방법은

금속간 합금 조성물을 갖는 분말을 압밀시킴으로써 연속적인 비-조밀 금속 시트를 형성하는 단계;

밀도를 증가시키고 두께를 감소시키기 위해 비-조밀 금속 시트를 냉간 압연하여 연속적인 냉간 압연 시트를 형성하는 단계; 및

냉간 압연 시트를 열 처리함으로써 냉간 압연 시트를 어닐링하는 단계를 포함하는 방법.
제 1항에 있어서, 상기 금속간 합금이 철 알루미나이드 합금, 니켈 알루미나이드 합금, 또는 티타늄 알루미나이드 합금인 방법.
제 1항에 있어서, 상기 압밀단계는 30% 이상의 다공도를 갖는 비-조밀 금속 시트를 형성하기 위해 분말 및 결합제의 혼합물을 테이프 주조하는 것을 포함하는 방법.
제 1항에 있어서, 상기 압밀단계는 30% 이상의 다공도를 갖는 비-조밀 금속 시트를 형성하기 위해 분말 및 결합제의 혼합물을 압연 성형(roll compacting)하는 것을 포함하는 방법.
제 1항에 있어서, 상기 압밀단계가 10% 미만의 다공도를 갖는 비-조밀 금속 시트를 형성하기 위해 기질 상에 분말을 플라즈마 분무하는 것을 포함하는 방법.
제 1항에 있어서, 비-조밀 금속 시트로부터 휘발성 성분을 제거하기 위하여 비-조밀 금속 시트를 가열하는 단계를 더 포함하는 방법.
제 1항에 있어서, 냉간 압연 시트 형성 단계 후 냉간 압연 시트의 탄소 함량을 감소시키는 단계를 더 포함하는 방법.
제 1항에 있어서, 상기 금속간 합금 조성물을 갖는 분말을 압밀시킴으로써 연속적인 비-조밀 금속 시트를 형성하는 단계에서 금속간 합금은 Al 4.0 ~ 32.0 중량% 및 Cr 1 중량% 이하를 갖는 철 알루미나이드를 포함하는 것인 방법.
제 8항에 있어서, 상기 철 알루미나이드는 오스테나이트가 없는 페라이트 미세 구조를 갖는 방법.
제 1항에 있어서, 상기 어닐링 단계 후에 냉간 압연 시트를 냉간 압연하고, 어닐링하는 단계를 더 포함하는 방법.
제 1항에 있어서, 어닐링 단계 후에 냉간 압연 시트를 전기 저항 가열부품으로 형성하는 단계를 더 포함하며, 상기 전기 저항 가열부품은 가열부품을 통해 전압 10 볼트 이하 및 6 암페아 이하가 통과할 때 1초 미만에 900℃까지 가열될 수 있는 방법.
제 1항에 있어서, 냉간 압연 단계 전에 비-조밀 금속 시트를 적어도 부분적으로 소결하는 단계를 더 포함하는 방법.
제 1 항에 있어서, 상기 금속간 합금이 Fe₃Al, Fe₂Al₅, FeAl₃, FeAl, FeAlC, Fe₃AlC 또는 이들의 혼합물로 이루어진 방법.
제 1항에 있어서, 상기 냉간 압연 단계가 냉간 압연 시트의 다공도를 50% 이상에서 10 % 미만으로 감소시키는 냉간 압연 단계인 방법.
제 1항에 있어서, 어닐링 단계는 냉간 압연 시트를 진공로 중에서 1200℃ 이상의 온도에서 완전히 조밀한 냉간 압연 시트를 얻기 위하여 가열하는 것을 포함하는 방법.
제 1항에 있어서, 최종 냉간 압연 단계 후 재결정 어닐링 열처리 단계 및 응력 완화 열처리 단계를 더 포함하는 방법.
제 1항에 있어서, 상기 분말은 물, 가스 또는 중합체 미립화(atomized) 분말로 이루어지고, 상기 방법은 압밀 단계 전에 분말을 체로 치고 분말을 결합제와 배합하는 단계를 포함하며, 결합제는 압밀 단계 중에 분말의 개별 입자의 기계적인 연동(interlocking)을 제공하는 방법.
제 1항에 있어서, 상기 어닐링 단계는 진공 또는 불활성 분위기 중에서 1100 ~ 1200℃의 온도에서 실시되는 방법.
제 1항에 있어서, 최종 냉간 압연 단계 후에 재결정화 어닐링 열처리 단계 및 응력 완화 열처리 단계를 더 포함하며, 재결정화 어닐링과 응력 완화 어닐링은 금속간 합금이 B2 규칙상인 온도에서 실시되는 방법.
제 1항에 있어서, 상기 금속간 합금 조성물을 갖는 분말을 압밀시킴으로써 연속적인 비-조밀 금속 시트를 형성하는 단계에서 상기 분말이 10 ~ 200 ㎛의 평균 입도를 갖는 방법.
제 1항에 있어서, 상기 금속간 합금 조성물을 갖는 분말을 압밀시킴으로써 연속적인 비-조밀 금속 시트를 형성하는 단계에서 금속간 합금은 Al 32 중량% 이하, Mo 2 중량% 이하, Zr 1 중량% 이하, Si 2 중량% 이하, Ni 30 중량% 이하, Cr 10 중량% 이하, C 0.3 중량% 이하, Y 0.5 중량% 이하, B 0.1 중량% 이하, Nb 1중량% 이하 및 Ta 1 중량% 이하를 포함하는 철알루미나이드를 포함하는 것인 방법.
제 1 항에 있어서, 상기 금속간 합금 조성물을 갖는 분말을 압밀시킴으로써 연속적인 비-조밀 금속 시트를 형성하는 단계에서 금속간 합금은 본질적으로, Al 20 ~ 32 중량%, Mo 0.3 ~ 0.5 중량%, Zr 0.05 ~ 0.3 중량%, C 0.01 ~ 0.5 중량%, B 0.1 중량% 이하, 산화물 입자 1 % 이하, 나머지 Fe로 이루어진 철 알루미나이드를 포함하는 것인 방법.
제 1항에 있어서, 상기 금속간 합금 조성물을 갖는 분말을 압밀시킴으로써 연속적인 비-조밀 금속 시트를 형성하는 단계에서 금속간 합금은 철 알루미나이드를 함유하고 어닐링 단계는 10 ~ 30 ㎛의 평균입도를 제공하는 방법.
제 1항에 있어서, 냉간 압연은 시트와 직접 접촉하는 카바이드 압연 표면을 갖는 로울러로 실시되는 방법.
제 1항에 있어서, 상기 금속 시트는 금속간 합금을 고온가공하지 않고 생산되는 방법.
제 3항에 있어서, 분말은 본질적으로 가스 미립화 분말로 이루어지는 방법.
제 4항에 있어서, 분말은 본질적으로 물 또는 중합체 미립화 분말로 이루어지는 방법.
제 5항에 있어서, 분말은 본질적으로 가스, 물 또는 중합체 미립화 분말로 이루어지는 방법.
제 1항에 있어서, 냉간 압연 시트는 오직 1회의 냉간 압연 단계를 거치는 방법.
제 11항에 있어서, 상기 전기 저항 가열부품은 140 ~ 170 μΩㆍ㎝ 의 전기 저항을 갖는 방법.
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