(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
粉末冶金法によって鉄アルミナイド合金を製造する方法であって、
アルミニウム粉末及び鉄粉末の粉末混合物を作る工程；
粉末混合物を物品に造形する工程；及び
アルミニウム粉末及び鉄粉末を反応させ、鉄アルミナイドを形成するのに充分な温度で物品を焼結させる工程；
を含み、焼結工程を、第一段階及び第二段階で行い、第一段階が、アルミニウム粉末の半分以下が鉄粉末と反応してＦｅ３Ａｌ，Ｆｅ２Ａｌ５，ＦｅＡｌ３又はそれらの混合物を形成する温度に物品を加熱することを含み、第二段階が、未反応アルミニウム粉末が溶融し、鉄粉末と反応して鉄アルミナイドを形成する温度に物品を加熱することを含むことを特徴とする方法。
【請求項２】
アルミニウム粉末が、非合金化アルミニウム粉末を含み、鉄粉末が鉄合金、純鉄又はそれらの混合物を含むことを特徴とする請求項１の方法。
【請求項３】
造形工程前に、粉末混合物に、結合剤及び１種以上の任意合金化構成成分を加えることを特徴とする請求項１又は２の方法。
【請求項４】
造形を、粉末混合物をシートに冷間圧延することによって行うことを特徴とする請求項１，２又は３の方法。
【請求項５】
焼結工程前に、物品を真空又は不活性雰囲気中で加熱し、物品から揮発性成分を除去することを更に含むことを特徴とする請求項１〜４の何れか１項の方法。
【請求項６】
揮発性成分を除去する工程中、物品を７００℃未満の温度に加熱することを特徴とする請求項５の方法。
【請求項７】
鉄アルミナイドが、ＦｅＡｌからなることを特徴とする請求項１〜６の何れか１項の方法。
【請求項８】
鉄アルミナイドが、重量％で、２２．０〜３２．０％のＡｌ及び≦１％のＣｒを含むことを特徴とする請求項１〜７の何れか１項の方法。
【請求項９】
鉄アルミナイドが、オーステナイト不含であるフェライトミクロ組織を有することを特徴とする請求項１〜８の何れか１項の方法。
【請求項１０】
造形工程を、粉末混合物を冷間圧延することによって行うことを特徴とする請求項１〜９の何れか１項の方法。
【請求項１１】
焼結工程に続いて、物品を電気抵抗加熱要素に形成することを更に含み、電気抵抗加熱要素が、加熱要素中に１０Ｖ以下の電圧及び６Ａ以下の電流を通したとき１秒未満で９００℃に加熱できることを特徴とする請求項１〜１０の何れか１項の方法。
【請求項１２】
物品を、第一段階中２００℃／分以下の速度で加熱することを特徴とする請求項１〜１１の何れか１項の方法。
【請求項１３】
物品を、第二段階中１２００℃以上に加熱することを特徴とする請求項１〜１２の何れか１項の方法。
【請求項１４】
焼結工程に続いて物品を加工することを更に含むことを特徴とする請求項１〜１３の何れか１項の方法。
【請求項１５】
加工が、物品を熱間圧延及び／又は冷間圧延することを含むことを特徴とする請求項１４の方法。
【請求項１６】
焼結工程が、物品中に２５〜４０％の多孔度を生じ、この方法が更に焼結工程に続く物品の加工工程を含み、物品の多孔度を加工工程中に５％未満に減少させることを特徴とする請求項１〜１５の何れか１項の方法。
【請求項１７】
物品がシートを含み、シートに、焼結工程に続いて圧延工程、続いて熱処理工程を受けさせ、熱処理工程を、真空又は不活性雰囲気中で１１００〜１２００℃の温度で行うことを特徴とする請求項１〜１６の何れか１項の方法。
【請求項１８】
シートを圧延工程中０．３ｍｍ（０．０１０インチ）未満の厚さに減ずることを特徴とする請求項１７の方法。
【請求項１９】
アルミニウム粉末及び鉄粉末がそれぞれ１０〜６０μｍの平均粒度を有する請求項１〜１８の何れか１項の方法。
【請求項２０】
鉄アルミナイドが、重量％で、≦２％のＭｏ、≦１％のＺｒ、≦２％のＳｉ、≦３０％のＮｉ、≦１０％のＣｒ、≦０．１％のＣ、≦０．５％のＹ、≦０．１％のＢ、≦１％のＮｂ及び≦１％のＴａを含むことを特徴とする請求項１〜１９の何れか１項の方法。
【請求項２１】
鉄アルミナイドが、重量％で、２０〜３２％のＡｌ、０．３〜０．５％のＭｏ、０．０５〜０．１５％のＺｒ、０．０１〜０．０５％のＣ、≦２５％のＡｌ２Ｏ３粒子、≦１％のＹ２Ｏ３粒子、残余Ｆｅからなることを特徴とする請求項１〜２０の何れか１項の方法。
【請求項２２】
鉄アルミナイドが、重量％で、２２〜３２％のＡｌ、０．３〜０．５％のＭｏ、０．０５〜０．３％のＺｒ、０．０１〜０．１％のＣ、≦１％のＹ２Ｏ３、残余Ｆｅからなることを特徴とする請求項１〜２０の何れか１項の方法。
【請求項２３】
圧延装置のローラーと直接接触した状態で、混合物の粉末を用い、混合物を冷間圧延することによって物品を形成することを特徴とする請求項１〜２２の何れか１項の方法。
【請求項２４】
造形工程を、粉末混合物をテープ又はシートにテープ鋳造することによって行うことを特徴とする請求項１〜２２の何れか１項の方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
発明の分野
本発明は一般に鉄アルミナイド及びかかる材料の製造のための粉末冶金法に関する。
【０００２】
発明の背景
アルミニウムを含有する鉄基合金は、秩序及び無秩序体心結晶構造を有することができる。例えば金属間合金組成を有する鉄アルミナイド合金は、Ｆｅ3 Ａｌ，ＦｅＡｌ，ＦｅＡｌ2 ，ＦｅＡｌ3 及びＦｅ2 Ａｌ5 の如き種々の原子割合で鉄及びアルミニウムを含有する。体心立方秩序結晶構造を有するＦｅ3 Ａｌ金属間鉄アルミナイドは、ＵＳ−Ｐ  ５３２０８０２，ＵＳ−Ｐ  ５１５８７４４，ＵＳ−Ｐ  ５０２４１０９及びＵＳ−Ｐ  ４９６１９０３に記載されている。かかる秩序結晶構造は、一般に２５〜４０原子％のＡｌ、及び合金化添加剤例えばＺｒ，Ｂ，Ｍｏ，Ｃ，Ｃｒ，Ｖ，Ｎｂ，Ｓｉ及びＹを含有する。
【０００３】
無秩序体心結晶構造を有する鉄アルミナイド合金は、ＵＳ−Ｐ  ５２３８６４５に記載されている、この特許の中で、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のＣ、及び０．１５〜０．２５のＺｒを含む。８．４６，１２．０４及び１５．９０重量％のＡｌをそれぞれ有する３種の二元合金を除いて、ＵＳ−Ｐ  ５２３８６４５に記載された特別の合金の組成の全てが最小５重量％のＣｒを含有する。更にＵＳ−Ｐ  ５２３８６４５には、合金化元素が、強度、室温延性、高温酸化抵抗、水性腐蝕抵抗、及び点蝕に対する抵抗を改良することを述べている。ＵＳ−Ｐ  ５２３８６４５は、電気抵抗加熱要素に関するものではなく、熱疲労抵抗、電気抵抗率又は高温サグ（sag ）抵抗の如き性質を目的としていない。
【０００４】
３〜１８重量％のＡｌ、０．０５〜０．５重量％のＺｒ、０．０１〜０．１重量％のＢ、及び任意成分Ｃｒ，Ｔｉ及びＭｏを含有する鉄基合金は、ＵＳ−Ｐ  ３０２６１９７及びカナダ特許６４８１４０に記載されている。Ｚｒ及びＢは粒子精練を提供すると述べ、好ましいＡｌ含有率は１０〜１８重量％であり、合金は酸化抵抗及び加工性を有するとして記載されている。しかしながら、ＵＳ−Ｐ５２３８６４５と同様、ＵＳ−Ｐ  ３０２６１９７及びカナダ特許は電気抵抗加熱要素に関するものでなく、熱疲労抵抗、電気抵抗率又は高温サグ抵抗の如き性質を目的としていない。
【０００５】
ＵＳ−Ｐ  ３６７６１０９には、３〜１０重量％のＡｌ、４〜８重量％のＣｒ、約０．５重量％のＣｕ、０．０５重量％未満のＣ、０．５〜２重量％のＴｉ及び任意成分Ｍｎ及びＢを含有する鉄基合金を記載している。ＵＳ−Ｐ  ３６７６１０９には、Ｃｕが錆斑点形成に対する抵抗を改良し、Ｃｒが脆性を避け、Ｔｉが析出硬化を与えることを記載している。ＵＳ−Ｐ  ３６７６１０９には、合金が化学処理装置に有用であることを述べている。ＵＳ−Ｐ  ３６７６１０９に記載された特効を示した実施例の全てが、０．５重量％のＣｕ及び少なくとも１重量％のＣｒを含有し、好ましい合金は少なくとも９重量％のＡｌとＣｒの合計、少なくとも６重量％の最少量のＣｒとＡｌ、及び６重量％未満のＡｌ含有率とＣｒ含有率の間の差を有している。しかしながら、ＵＳ−Ｐ  ５２３８６４５と同様、ＵＳ−Ｐ  ３６７６１０９は電気抵抗加熱要素に関するものでなく、熱疲労抵抗、電気抵抗率又は高温サグ抵抗の如き性質を目的としていない。
【０００６】
電気抵抗加熱要素として使用するための鉄基アルミニウム含有合金は、ＵＳ−Ｐ  １５５０５０８，ＵＳ−Ｐ  １９９０６５０及びＵＳ−Ｐ  ２７６８９１５及びカナダ特許６４８１４１に記載されている。ＵＳ−Ｐ  １５５０５０８に記載された合金は、２０重量％のＡｌ、１０重量％のＭｎ；１２〜１５重量％のＡｌ、６〜８重量％のＭｎ；又は１２〜１６重量％のＡｌ、２〜１０重量％のＣｒを含有する。ＵＳ−Ｐ  １５５０５０８に記載された実施例の全てが、少なくとも６重量％のＣｒ及び少なくとも１０重量％のＡｌを含有する。ＵＳ−Ｐ  １９９０６５０に記載された合金は、１６〜２０重量％のＡｌ、５〜１０重量％のＣｒ、≦０．０５重量％のＣ、≦０．２５重量％のＳｉ、０．１〜０．５重量％のＴｉ、≦１．５重量％のＭｏ及び０．４〜１．５重量％のＭｎを含有し、唯一の実施例が１７．５重量％のＡｌ、８．５重量％のＣｒ、０．４４重量％のＭｎ、０．３６重量％のＴｉ、０．０２重量％のＣ及び０．１３重量％のＳｉを含有する。ＵＳ−Ｐ  ２７６８９１５に記載された合金は、１０〜１８重量％のＡｌ、１〜５重量％のＭｏ，Ｔｉ，Ｔａ，Ｖ，Ｃｂ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ｂ及びＷを含有し、特別の例のみが１６重量％のＡｌ及び３重量％のＭｏを含有する。カナダ特許６４８１４１に記載された合金は、６〜１１重量％のＡｌ、３〜１０重量％のＣｒ、≦４重量％のＭｎ、≦１重量％のＳｉ、≦０．４重量％のＴｉ、≦０．５重量％のＣ、０．２〜０．５重量％のＺｒ及び０．０５〜０．１重量％のＢを含有し、特別の実施例のみが少なくとも５重量％のＣｒを含有する。
【０００７】
種々の材料の抵抗ヒーターは、ＵＳ−Ｐ  ５２４９５８６及び米国特許出願No. ０７／９４３５０４，No. ０８／１１８６６５，No. ０８／１０５３４６及びNo. ０８／２２４８４８に記載されている。
【０００８】
ＵＳ−Ｐ  ４３３４９２３には、≦０．０５％のＣ、０．１〜２％のＳｉ、２〜８％のＡｌ、０．０２〜１％のＹ、＜０．００９％のＰ、＜０．００６％のＳ及び＜０．００９％のＯを含有する触媒コンバーターに有用な冷間圧延可能な酸化抵抗鉄基合金が記載されている。
【０００９】
ＵＳ−Ｐ  ４６８４５０５には、１０〜２２％のＡｌ、２〜１２％のＴｉ、２〜１２％のＭｏ、０．１〜１．２％のＨｆ、≦１．５％のＳｉ、≦０．３％のＣ、≦０．２％のＢ、≦１．０％のＴａ、≦０．５％のＷ、≦０．５％のＶ、≦０．５％のＭｎ、≦０．３％のＣｏ、≦０．３％のＮｂ及び≦０．２％のＬａを含有する熱抵抗鉄基合金が記載されている。ＵＳ−Ｐ  ４６８４５０５には、１６％のＡｌ、０．５％のＨｆ、４％のＭｏ、３％のＳｉ、４％のＴｉ及び０．２％のＣを有する特別な合金を記載している。
【００１０】
特開昭５３−１１９７２１には、１．５〜１７％のＡｌ、０．２〜１５％のＣｒ、及び＜４％のＳｉ、＜８％のＭｏ、＜８％のＷ、＜８％のＴｉ、＜８％のＧｅ、＜８％のＣｕ、＜８％のＶ、＜８％のＭｎ、＜８％のＮｂ、＜８％のＴａ、＜８％のＮｉ、＜８％のＣｏ、＜３％のＳｎ、＜３％のＳｂ、＜３％のＢｅ、＜３％のＨｆ、＜３％のＺｒ、＜０．５％のＰｂ及び＜３％の稀土類金属の任意添加剤の合計０．０１〜８％を含有し、良好な加工性を有する耐摩耗性、高透磁率合金を記載している。１６％のＡｌ、残余Ｆｅ合金の外は、特開昭５３−１１９７２１の特別な実施例の全てが少なくとも１％のＣｒを含有し、５％のＡｌ、３％のＣｒ、残余Ｆｅ合金であること以外は残りの実施例は≧１０％のＡｌを含有している。
【００１１】
“ Microstructure  And  Mechanical  Properties  of  P/M  Fe3Al合金”の表題で、J. R. Knibloe 等によって Advances  in  Powder  Metallurgy （１９９０年発行）、Vol.２の２１９〜２３１頁に、不活性ガスアトマイザーを用いて２及び５％のＣｒを含有するＦｅ3 Ａｌを製造する粉末冶金法が発表されている。この刊行物では、Ｆｅ3 Ａｌ合金が低温でＤＯ3 構造を有し、約５５０℃より上でＢ２構造に変換することを説明している。シートを作るため、粉末はミルスチール中で缶詰めし、脱気し、９：１の面積減少比に１０００℃で熱押出している。スチール缶から取出した後、合金押出物を１０００℃で厚さ０．３４０インチに鍛造し、８００℃で約０．１０インチの厚さのシートに圧延し、最後に６５０℃で０．０３０インチに圧延した。この刊行物によれば、微粉化した粉末は一般に球形であり、密な押出物を提供し、約２０％の室温延性が、Ｂ２構造の量を最大にすることによって達成された。
【００１２】
“Powder  Processing  of  Fe3Al-Based  Iron-Aluminide  Alloys ”の表題で、V. K. Sikka によって、Mat. Res. Soc. Symp. Proc.（１９９１年発行）、Vol.２１３の９０１〜９０６頁に、シートに形成した２％及び５％のＣｒ含有Ｆｅ3 Ａｌ基鉄アルミナイド粉末を作る方法が発表されている。この刊行物には、粉末を窒素ガス微粉化及びアルゴンガス微粉化によって作ったと述べている。窒素ガス微粉化粉末は、低レベルの酸素（１３０ｐｐｍ）及び窒素（３０ｐｐｍ）を有していた。シートを作るため粉末は軟鋼中に缶詰めにされ、９：１の面積減少比に１０００℃で熱押出された。押出された窒素ガス微粉化粉末は３０μｍの粒度を有していた。鋼を除き、棒を１０００℃で５０％鍛造し、８５０℃で５０％圧延し、６５０℃で０．７６ｍｍのシートに５０％最終圧延した。
【００１３】
米国、ペンシルバニア州、ピッツバーグでの１９９０年 Powder  Metallurgy  Conference  Exhibition で提供された１〜１１頁の表題“ Powder  Production, Processing, and  Properties  of  Fe3Al ”のV. K. Sikka 等の論文では、保護雰囲気の下で構成成分金属を溶融し、金属を計量ノズルを介して通し、溶融物流を窒素微粉化ガスと衝突させて溶融物を破壊することによってＦｅ3 Ａｌ粉末を作る方法を発表している。粉末は低酸素（１３０ｐｐｍ）及び窒素（３０ｐｐｍ）を有し、球形であった。押出された棒は、７６ｍｍの軟鋼缶を粉末で満し、缶を脱気し、１．５時間１０００℃で加熱し、缶を９：１の減少のため２５ｍｍのダイを通して押出することによって作られた。押出された棒の粒度は２０μｍであった。厚さ０．７６ｍｍのシートは、缶を除き、１０００℃で５０％鍛造し、８５０℃で５０％圧延し、６５０℃で５０％最終圧延して作られた。
【００１４】
酸化物分散強化された鉄基合金粉末がＵＳ−Ｐ  ４３９１６３４及びＵＳ−Ｐ５０３２１９０に記載されている。ＵＳ−Ｐ  ４３９１６３４には、１０〜４０％のＣｒ、１〜１０％のＡｌ及び≦１０％の酸化物分散質を含有するＴｉ不含合金が記載されている。ＵＳ−Ｐ  ５０３２１９０には、７５％のＦｅ、２０％のＣｒ、４．５％のＡｌ、０．５％のＴｉ及び０．５％のＹ2 Ｏ3 を有する合金ＭＡ９５６からシートを形成する方法が記載されている。
【００１５】
１９９１年６月１７日〜２０日に日本の仙台で開催された the  Proceedings  of  International  Symposium  on  Intermetallic  Compounds - Structure  and  Mechanical  Properties（ＪＩＭＩＳ−６）の５７９〜５８３頁で提出された表題“Mechanical  Behavior  of  FeAl40  Intermetallic  Alloys ”のA. LeFort 等の発表では、硼素、ジルコニウム、クロム及びセリウムの添加を伴ったＦｅＡｌ合金（２５重量％のＡｌ）の種々な性質を発表している。合金は、真空鋳造及び１１００℃での押出により作られ、又は１０００℃及び１１００℃で圧縮によって形成された。この論文は、酸化及び硫化条件でのＦｅＡｌ化合物のすぐれた抵抗が、高Ａｌ含有率及びＢ２秩序構造の安定性に原因があると説明している。
【００１６】
１９９４年２月２７日〜３月３日に米国カリフォルニア州、サンフランシスコで開催された“Processing, Properties  and  Applications  of  Iron  Aluminides ”での the  Minerals, Metals  and  Materials  Society  Conference （1994  TMS  Conference ）の１９〜３０頁で提出された表題“Production  and  Properties  of  CSM  FeAl  Intermetallic  Alloys ”で D. Pocci 等による発表では、鋳造及び押出し、粉末のガス微粉化及び押出し、及び粉末の機械的合金化及び押出しの如き異なる方法によって処理されたＦｅ40Ａｌ金属間化合物の種々の性質が発表されており、その機械的合金化は微細酸化物分散で材料を強化するために使用している。論文では、Ｂ２秩序結晶構造、２３〜２５重量％の範囲（約４０原子％）のＡｌ含有率及びＺｒ，Ｃｒ，Ｃｅ，Ｃ，Ｂ及びＹ2 Ｏ3 の合金化添加物を有するＦｅＡｌ合金を作ったことを述べている。論文は、材料が高温での腐蝕環境での建造物の材料として用いられ、熱エンジン、ジェットエンジンのコンプレッサー段階、石炭ガス化プラント及び石油化学工業での用途が見出されることを述べている。
【００１７】
１９９４年のTMS  Conference で提出された、表題“ Selected  Properties  of  Iron  Aluminides ”の３２９〜３４１頁のJ. H. Schneibel の発表には、鉄アルミナイドの性質が発表されている。この論文には、各種のＦｅＡｌ組成の溶融温度、電気抵抗率、熱伝導率、熱膨張率及び機械的性質の如き性質を報告している。
【００１８】
１９９４年のTMS  Conference で提出された表題“Flow  and  Fracture  of  FeAl ”の１０１〜１１５頁の J. Baker による発表には、Ｂ２化合物ＦｅＡｌの流れと破砕の大要を発表している。この論文は、前の熱処理がＦｅＡｌの機械的性質に強力に影響を与えること、及び高温焼鈍後の高冷却速度が高い室温降伏強度及び硬度を提供するが、過度の空孔による低延性を与える。かかる空孔に関して、論文は、溶質原子の存在が、保持された空孔効果を押える傾向があり、過度の空孔を除くため長時間焼鈍を使用できることを示している。
【００１９】
１９９４年のTMS  Conference で提出された表題“ Impact  Behavior  of  FeAl  Alloy  FA−350 ”の１９３〜２０２頁のD. J. Alexander による発表には、鉄アルミナイド合金ＦＡ−３５０の衝撃及び引張特性を発表している。ＦＡ−３５０合金は、原子％で３５．８％のＡｌ、０．２％のＭｏ、０．０５％のＺｒ及び０．１３％のＣを含む。
【００２０】
１９９４年のTMS  Conference で提出された表題“ The  Effect  of  Ternary  Additions  on  the  Vacancy  Hardening  and  Defect  Structure  of  FeAl ”の２３１〜２３９頁の C. H. Kong の発表には、ＦｅＡｌ合金の三元合金化添加物の効果を発表している。この論文は、Ｂ２構造化した化合物ＦｅＡｌが、低室温延性率及び５００℃以上での許容できない程低い高温強度を示すことを述べている。この論文は、室温脆性は、高温熱処理に続く空孔の高濃度の保持によって生ずると述べている。この論文は、Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｏ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｖ及びＴｉの如き各種の三元合金化添加物の効果のみならず高温焼鈍及び続く低温空孔緩和熱処理の効果を論じている。
【００２１】
１９８９年９月のMet. Trans  A ，Vol.２０Ａの１７０１〜１７１４頁に、表題“ Microstructure  and  Tensile  Properties  of  Fe-40  At. Pct. Al  Alloys  with  C, Zr, Hf  and  B  Additions ”のD. J. Gaydosh 等の発表には、粉末が、Ｃ，Ｚｒ及びＨｆを前合金化添加物として含むか、又はＢを予め作った鉄アルミニウム粉末に加えたガス微粒子化粉末の熱押出しを論じている。
【００２２】
１９９１年８月の Mater. Res. Vol. ６，No. ８，１７７９頁〜１８０５頁の表題“ A  review  of  recent  developments  in  Fe3Al-based  Alloys ”のC. G. McKamey 等の発表には、不活性ガス微粉化による鉄アルミナイド粉末を得、所望の合金組成を生ぜしめるため合金粉末を混合してＦｅ3 Ａｌに基づいた三元合金を作り、そして熱押出しによって団結させる方法、即ち窒素又はアルゴンガス微粉化及び団結により、≦９：１の面積減少まで１０００℃で押出すことによって密度を満たすＦｅ3 Ａｌ基粉末の製造を発表している。
【００２３】
従来の鉄アルミナイドを製造する粉末冶金法は、鉄及びアルミニウムを溶融し、溶融物を不活性ガス微粉化して鉄アルミナイド粉末を形成し、粉末を缶に入れ、缶に入れた材料を高温で加工することを含んでいる。粉末を缶に入れる必要をなくし、鉄アルミナイド粉末を形成するため鉄及びアルミニウムの前合金化する必要をなくする粉末冶金法によって鉄アルミナイドが製造できるならば望ましいことである。
【００２４】
発明の概要
本発明は、粉末冶金法によって鉄アルミナイド合金を製造する方法であって、アルミニウム粉末及び鉄粉末の粉末混合物を作る工程；粉末混合物を物品に造形する工程；及びアルミニウム粉末及び鉄粉末を反応させ、鉄アルミナイドを形成するのに充分な温度で物品を焼結させる工程；を含み、焼結工程を、第一段階及び第二段階で行い、第一段階が、アルミニウム粉末の半分以下が鉄粉末と反応してＦｅ３Ａｌ，Ｆｅ２Ａｌ５，ＦｅＡｌ３又はそれらの混合物を形成する温度に物品を加熱することを含み、第二段階が、未反応アルミニウム粉末が溶融し、鉄粉末と反応して鉄アルミナイドを形成する温度に物品を加熱することを含むことを特徴とする方法を提供する。アルミニウム粉末は非合金化アルミニウム粉末からなることができ、鉄粉末は鉄合金、純鉄又はそれらの混合物からなることができる。結合剤は造形工程前に混合物に加えることができる。この方法は、物品を真空又は不活性雰囲気中で加熱すること、及び焼結工程前に物品から揮発性成分を除去することを含むことができる。例えば物品は、揮発性成分を除去する工程中７００℃未満の温度に加熱することができる。アルミニウム粉末及び鉄粉末は、１０〜６０μｍ、好ましくは４０〜６０μｍの平均粒度を有することができる。造形は、圧延装置のローラーと直接接触させて粉末混合物を冷間圧延することにより、又は粉末混合物をテープ鋳造することにより行うことができる。
【００２５】
鉄アルミナイドは好ましくはオーステナイトを含まぬフェライト構造を有する。本発明の一実施態様によれば、鉄アルミナイドは本質的にＦｅＡｌからなることができる。或いは、他の構成成分と合金化することができ、重量％で、２２．０〜３２．０％のＡｌ、≦２％のＭｏ、≦１％のＺｒ、≦２％のＳｉ、≦３０％のＮｉ、≦１０％のＣｒ、≦０．１％のＣ、≦０．５％のＹ、≦０．１％のＢ、≦１％のＮｂ及び≦１％のＴａを含有できる。例として、鉄アルミナイドは、重量％で、２２〜３２％のＡｌ、０．３〜０．５％のＭｏ、０．０５〜０．１５％のＺｒ、０．０１〜０．０５％のＣ、≦２５％のＡｌ2 Ｏ3 粒子、≦１％のＹ2 Ｏ3 粒子、残余Ｆｅ、又は２２〜３２％のＡｌ、０．３〜０．５％のＭｏ、０．０５〜０．３％のＺｒ、０．０１〜０．１％のＣ、≦１％のＹ2 Ｏ3 、残余Ｆｅから本質的になることができる。
【００２６】
造形工程は好ましくは、粉末混合物をシートに冷間圧延することを含む。この方法は燒結工程に続いて物品（例えばシート）を電気抵抗加熱要素に形成することを更に含むことができ、電気抵抗加熱要素は、１０Ｖ以下の電圧及び６Ａ以下の電流を加熱要素に通したとき、１秒未満で９００℃に加熱することができる。焼結工程は第一及び第二段階で行うことができ、第一段階は、アルミニウム粉末の２分の１以下が鉄粉末と反応してＦｅ3 Ａｌ，Ｆｅ2 Ａｌ5 又はＦｅＡｌ3 を形成する温度に物品を加熱することを含み、第二段階は、未反応アルミニウム粉末が溶融し、鉄粉末と反応してＦｅＡｌを形成する温度に物品を加熱することを含む。物品は第一段階中２００℃／分以下の速度で加熱することができ、物品は第二段階中１２００℃以上に加熱することができる。この方法は、焼結工程に続いて、物品を熱間圧延及び／又は冷間圧延することによる如き物品を加工することを含むことができる。焼結工程は物品中に２５〜４０％の多孔度を作ることができ、この方法は焼結工程に続いて、物品の多孔度を加工工程中に５％未満に減少させるよう物品を加工する工程を更に含むことができる。シートは圧延工程中に０．０１０インチ未満の厚さに減少させることができる。
【００２７】
図面の簡単な説明
図１はアルミニウム含有鉄基合金の室温特性についてのＡｌ含有率における変化の効果を示す。
【００２８】
図２はアルミニウム含有鉄基合金の室温及び高温特性についてのＡｌ含有率における変化の効果を示す。
【００２９】
図３はアルミニウム含有鉄基合金の伸び率に対する高温応力についてのＡｌ含有率における変化の効果を示す。
【００３０】
図４はアルミニウム含有鉄基合金の破壊（クリープ）特性についてのＡｌ含有率における変化の効果を示す。
【００３１】
図５はＡｌ及びＳｉ含有鉄基合金の室温引張特性についてのＳｉ含有率における変化の効果を示す。
【００３２】
図６はＡｌ及びＴｉ含有鉄基合金の室温特性についてのＴｉ含有率における変化の効果を示す。
【００３３】
図７はＴｉ含有鉄基合金のクリープ破壊についてのＴｉ含有率の変化の効果を示す。
【００３４】
図８ａ〜図８ｃは合金 No.２３，３５，４６及び４８の降伏強度、極限引張強度及び全伸び率を示す。
【００３５】
図９ａ〜図９ｃは、市販合金 Haynes ２１４及び合金４６及び４８についての降伏強度、極限引張強度及び全伸び率を示す。
【００３６】
図１０ａ〜図１０ｂはそれぞれ３×１０-4／秒及び３×１０-2／秒の引張歪速度での極限引張強度を示し、図１０ｃ〜図１０ｄは合金５７，５８，６０及び６１についてのそれぞれ３×１０-4／秒及び３×１０-2／秒の歪速度での破断までの塑性伸び率を示す。
【００３７】
図１１ａ〜図１１ｂは焼鈍時間の関数として、合金４６，４８及び５６についての８５０℃でのそれぞれ降伏強度及び極限引張強度を示す。
【００３８】
図１２ａ〜図１２ｅは、合金３５，４６，４８及び５６についてのクリープデータを示し、図１２ａは真空で２時間１０５０℃で焼鈍後の合金３５についてのクリープデータを示し、図１２ｂは１時間７００℃で焼鈍し、空気冷却した後の合金４６についてのクリープデータを示し、図１２ｃは真空中で１時間１１００℃で焼鈍後の合金４８についてのクリープデータを示し、この場合試験は８００℃で１ｋｓｉで行った。図１２ｄは３ｋｓｉ及び８００℃で試験した図１２ｃの試料を示す。図１２ｅは真空中で１時間１１００℃で焼鈍後、８００℃及び３ｋｓｉで試験した合金５６を示す。
【００３９】
図１３ａ〜図１３ｃは合金４８，４９，５１，５２，５３，５４及び５６についての硬度（ロックウエルＣ）値のグラフを示し、図１３ａは合金４８についての７５０〜１３００℃の温度で１時間焼鈍に対する硬度を示し、図１３ｂは合金４９，５１及び５６についての０〜１４０時間、４００℃での焼鈍に対する硬度を示し、図１３ｃは合金５２，５３及び５４についての０〜８０時間、４００℃での焼鈍に対する硬度を示す。
【００４０】
図１４ａ〜図１４ｅは合金４８，５１及び５６についての時間に対するクリープ歪データのグラフを示し、図１４ａは合金４８及び５６についての８００℃でのクリープ歪の比較を示し、図１４ｂは合金４８についての８００℃でのクリープ歪を示し、図１４ｃは１時間１１００℃で焼鈍後、合金４８についての８００℃，８２５℃及び８５０℃でのクリープ歪を示し、図１４ｄは１時間７５０℃で焼鈍後、合金４８についての８００℃，８２５℃及び８５０℃でのクリープ歪を示し、図１４ｅは１３９時間４００℃で焼鈍後、合金５１についての８５０℃でのクリープ歪を示す。
【００４１】
図１５ａ〜図１５ｂは合金６２についての時間に対するクリープ歪データのグラフを示し、図１５ａはシートの形での合金６２についての８５０℃及び８７５℃でのクリープ歪の比較を示し、図１５ｂは棒の形での合金６２についての８００℃，８５０℃及び８７５℃でのクリープ歪を示す。
【００４２】
図１６ａ〜図１６ｂは合金４６及び４３についての温度に対する電気固有抵抗のグラフを示し、図１６ａは合金４６及び４３の電気固有抵抗を示し、図１６ｂは合金４３の電気固有抵抗についての加熱サイクルの効果を示す。
【００４３】
好ましい実施態様の詳述
本発明のシート、棒、ワイヤー又は材料の他の望ましい形の如き所望の形で鉄アルミナイドを製造するための簡単かつ経済的な粉末冶金法を提供する。この方法においては、鉄及びアルミニウム粉末の混合物を作り、混合物を物品に造形し、物品を、鉄とアルミニウム粉末を反応させ、鉄アルミナイドを形成させるため焼結する。造形は、金属缶の如き保護シェル中に粉末を入れることなく、粉末を冷間圧延することによって低温で行うことができる。アルミニウム粉末は非合金化アルミニウム粉末であるのが好ましいが、鉄粉末は、純鉄粉末又は鉄合金粉末であることができる。更に混合物を形成するとき、追加の合金化成分を鉄及びアルミニウム粉末と混合できる。
【００４４】
物品を造形する前に、パラフィン及び／又は焼結助剤の如き結合剤を粉末混合物に加えるのが好ましい。造形工程後、揮発性成分を除去するため、好適な温度に物品を加熱することによって物品中の揮発性成分を除去することが望ましい。例えば、酸素及び炭素の如き揮発性成分を除去するため１／２〜１時間の如き好適な時間、５００〜７００℃、好ましくは５５０〜６５０℃の範囲の温度に物品を加熱することができる。物品は真空又は不活性ガス雰囲気例えばアルゴン雰囲気中で加熱でき、加熱は２００℃／分以下の速度であるのが好ましい。この予備加熱段階中、アルミニウムの幾らかが鉄と反応してＦｅ3 Ａｌ又はＦｅ2 Ａｌ5 又はＦｅＡｌ3 の如き化合物を形成し、少量のアルミニウムは鉄と反応してＦｅＡｌを形成する。しかしながら、焼結工程中に、鉄及びアルミニウムは反応してＦｅＡｌの如き所望される鉄アルミナイドを形成する。
【００４５】
焼結工程は、鉄及びアルミニウムを反応させ、所望の鉄アルミナイドを形成させるため１２００℃より上の温度で行うことができる。焼結は真空又は不活性ガス（例えばＡｒ）雰囲気中で１／２〜２時間１２５０〜１３００℃の温度で行うのが好ましい。焼結工程中遊離アルミニウムは溶融し、鉄と反応して鉄アルミナイドを形成する。
【００４６】
焼結工程中に、焼結された物品中に実質的な多孔度、例えば２５〜４０容量％の多孔度を生ぜしめうる。かかる多孔度を減少させるため、焼結物品は熱間又は冷間圧延してその厚さを減少させ、これによって密度を増大させ、物品中の多孔度を除く。熱間圧延を行うときには、熱間圧延は不活性雰囲気中で行うのが好ましく、又は物品を、熱間圧延工程中セラミック又はガラス被覆の如き保護被覆によって保護することができる。物品に冷間圧延を受けさせるときには、保護雰囲気中で物品を圧延する必要はない。熱間又は冷間圧延に続いて、物品は、１／２〜２時間真空又は不活性ガス雰囲気中で１１００〜１２００℃の温度で焼鈍できる。次いで物品は更に所望によって、更に加工及び／又は焼鈍できる。
【００４７】
本発明による実施例によれば２２〜３２重量％のＡｌ（３８〜４６原子％のＡｌ）を含有する鉄アルミナイドのシートは次の如くして作る。最初、任意合金化構成成分と共にアルミニウム粉末及び鉄粉末の混合物を作る、結合剤は粉末混合物に加える、そして圧縮体を圧延により作る、又は混合物を直接圧延装置に供給する。粉末混合物に冷間圧延を受けさせて厚さ０．０２２〜０．０３０インチを有するシートを作る。圧延したシートを次に≦２００℃／分の速度で６００℃まで加熱し、粉末混合物中の結合剤の揮発性成分を追い出すため１／２〜１時間真空又はＡｒ雰囲気中でこの温度で保つ。続いて物品の温度を真空又はアルゴン雰囲気中で１２５０〜１３００℃に上昇させ、物品を１／２〜２時間焼結する。６００℃で加熱中にアルミニウムの一部は鉄と反応してＦｅ3 Ａｌ，Ｆｅ2 Ａｌ5 及び／又はＦｅＡｌ3 を形成し、少量のみのＦｅＡｌを形成する。１２５０〜１３００℃での焼結工程中に残りの遊離アルミニウムは溶融し、追加のＦｅＡｌを形成し、Ｆｅ3 Ａｌ，Ｆｅ2 Ａｌ5 及びＦｅＡｌ3 化合物はＦｅＡｌに変換される。焼結は２５〜４０％の多孔率を生ぜしめる。多孔率を除くため、焼結物品は冷間又は熱間圧延して０．００８インチの厚さにする。例えば焼結シートは、約０．０１２インチに冷間圧延し、真空又はアルゴン雰囲気中で１／２〜２時間１１００〜１２００℃で焼鈍し、約０．００８インチに冷間圧延し、そして再び真空又はアルゴン雰囲気中で１／２〜２時間１１００〜１２００℃で焼鈍できる。完成したシートは次いで更に電気抵抗加熱要素に加工できる。
【００４８】
粉末組成物は、テープ鋳造法によりテープ又はシートに形成できる。例えば粉末組成物の層は、シートがロールから巻き出されるに従って材料のシート（例えばセルロースアセテートシートの如き）上に受器から付着させることができる。シート上の粉末層の厚さは、粉末層がドクターブレードを通過するシート上を送行するに従って粉末層の上面と接する一つ以上のドクターブレードによって制御できる。粉末組成物は、好ましくは、強靱であるが可撓性フィルムを形成し、粉末中に残渣を残すことなく揮発し、貯蔵中周囲条件によって影響を受けず、比較的安価で及び／又は安価でなお揮発性かつ不燃性の有機溶剤に可溶性である結合剤を含有する。結合剤の選択は、テープの厚さ、鋳造面及び／又は所望される溶剤によって決めることができる。
【００４９】
厚さ少なくとも０．０１インチの厚い層をテープ鋳造するため、結合剤は、粉末１００重量部について、３部のポリビニルブチラール（例えばMonsanto, Co. によって販売されている Butvar  Type  13-76）を含有でき、溶剤は３５部のトルエンを含有でき、可塑剤は５．６部のポリエチレングリコールを含有できる。厚さ０．０１インチ未満の薄い層を鋳造するため、結合剤は１５部のビニルクロライド−アセテート（例えばUnion  Carbide  Corp. より販売されているVYNS, 90-10 ビニルクロライド−ビニルアセテート共重合体）を含有でき、溶剤は８５部ＭＥＫを含有でき、可塑剤は１部のブチルベンジルフタレートを含有できる。所望ならば、粉末テープ鋳造混合物は他の成分例えば解膠剤及び／又は湿潤剤も含有できる。本発明によるテープ鋳造のために好適な結合剤、溶剤、可塑剤、解膠剤及び／又は湿潤剤組成物は当業者に明らかであろう。
【００５０】
本発明による方法は、少なくとも４重量％のアルミニウムを含有し、ＤＯ3 構造を有するＦｅ3 Ａｌ相又はＢ２構造を有するＦｅＡｌ相を有する種々の鉄アルミナイド合金を作るため使用できる。合金は好ましくはオーステナイト不含ミクロ構造を有するフェライトであり、モリブデン、チタン、炭素、稀土類金属（例えばイットリウム又はセリウム）、硼素、クロム、酸化物（例えばＡｌ2 Ｏ3 又はＹ2 Ｏ3 ）、及びカーバイド形成剤（例えばジルコニウム、ニオビウム及び／又はタンタル）（これは粒度及び／又は沈澱強化を制御するため固溶体マトリックス内でカーバイド相を形成するため炭素との関連で使用できる）から選択した１種以上の合金元素を含有できる。
【００５１】
Ｆｅ−Ａｌ合金中のアルミニウム濃度は、１４〜３２重量％（公称）の範囲であることができ、鍛造又は粉末冶金処理されたときのＦｅ−Ａｌ合金は、約７００℃より大なる選択した温度（例えば７００〜１１００℃）で好適な雰囲気中で合金を焼鈍し、次いで、降伏及び極限引張強度、酸化及び水性腐蝕性に対する抵抗を保持している間に合金を炉冷却、空気冷却又は油急冷して所望レベルでの選択された室温延性をうるため製造できる。
【００５２】
Ｆｅ−Ａｌ合金を形成するに当って使用する合金化元素の濃度は、公称重量％でここでは表示する。しかしながらこれらの合金中のアルミニウムの公称重量は、合金中のアルミニウムの実際の重量の少なくとも約９７％に実質的に相当する。例えば公称１８．４６重量％はアルミニウムの実際の１８．２７重量％を提供でき、これは公称濃度の約９９％である。
【００５３】
Ｆｅ−Ａｌ合金は、強度、室温延性、酸化抵抗、水性腐蝕抵抗、点蝕抵抗、熱疲労抵抗、電気固有抵抗、高温サグ又はクリープ抵抗及び重量増加に対する抵抗の如き性質を改良するため１種以上の選択した合金化元素で処理又は合金化できる。各種合金化添加物及び処理の効果は、図面、表１〜６及び以下の説明に示す。
【００５４】
アルミニウム含有鉄基合金は、電気抵抗加熱要素に製造できる。しかしながら、ここに明らかにした合金組成物は、他の目的、例えば、合金を酸化及び腐蝕抵抗を有する被覆として使用できる熱スプレー用における如き他の目的のために使用できる。又合金は、酸化及び腐蝕抵抗電極、炉構成成分、化学反応器、硫化抵抗材料、化学工業において使用するための腐蝕抵抗材料、石炭スラリー又はコールタールを搬送するためのパイプ、触媒コンバーター用基体材料、自動車エンジンの排気パイプ、多孔質フィルター等として使用できる。
【００５５】
本発明の一つの観点によれば、合金の形状寸法（geometry）は、式Ｒ＝ρ（Ｌ／Ｗ×Ｔ）（式中Ｒはヒーターの抵抗であり、ρはヒーター材料の固有抵抗であり、Ｌはヒーターの長さであり、Ｗはヒーターの幅であり、Ｔはヒーターの厚さである）によりヒーター抵抗を最良まで変化させることができる。ヒーター材料の固有抵抗は、合金のアルミニウム含有率を調整し、合金の処理又は合金中への合金化添加物の混入によって変えることができる。例えば固有抵抗は、ヒーター材料中にアルミナの粒子を混入することによって著しく増大させることができる。合金は、クリープ抵抗及び／又は熱伝導率を増強するため他のセラミック粒子を所望によって含むことができる。例えば、ヒーター材料は、導電性材料例えば遷移金属（Ｚｒ，Ｔｉ，Ｈｆ）の窒化物、遷移金属の炭化物、遷移金属の硼化物、及び１２００℃まで良好な高温クリープ抵抗及びすぐれた酸化抵抗も与えるためのＭｏＳｉ2 の粒子又は繊維を含むことができる。ヒーター材料は又、ヒーター材料を高温でのクリープ抵抗性にするため及び熱伝導率を増強するため、及び／又はヒーター材料の熱膨張係数を低下させるため、Ａｌ2 Ｏ3 ，Ｙ2 Ｏ3 ，Ｓｉ3 Ｎ4 ，ＺｒＯ2 の如き電気絶縁性材料の粒子を混入することもできる。電気絶縁／伝導粒子／繊維は、Ｆｅ，Ａｌ又は鉄アルミナイドの粉末混合物に加えることができる、又はかかる粒子／繊維は、ヒーター要素の製造中発熱的に反応する元素粉末の反応合成によって形成できる。
【００５６】
ヒーター材料は種々の方法で作ることができる。例えばヒーター材料は、冷間圧延した粉末のシートの如き物品に粉末混合物を造形した後鉄及びアルミニウムの粉末を反応させることにより又は合金構成成分を機械的に合金化することによって、予備合金化した粉末から作ることができる。材料のクリープ抵抗は種々の方法で改良できる。例えば予備合金化粉末をＹ2 Ｏ3 と混合し、予備合金化粉末中にサンドウィッチされるように機械的に合金化することができる。機械的合金化粉末は、缶詰めしそして押出しすることにより、スリップ鋳造により、遠心鋳造により、熱鋳造により及び熱プレス及び熱等圧プレスによる如き従来からの粉末冶金法によって処理できる。別の方法は、Ｙ2 Ｏ3 及び酸化セリウムの如きセラミック粒子を用い又は用いずに、Ｆｅ，Ａｌ及び任意合金化元素の純粋元素粉末を使用し、かかる成分を機械的に合金化することである。上述したことに加えて、ヒーター材料の物理的性質及び高温クリープ抵抗に合格させるため粉末混合物中に前述した電気絶縁性及び／又は電気伝導性粒子を混入できる。
【００５７】
ヒーター材料は、通常の鋳造又は粉末冶金法で作ることができる。例えば、ヒーター材料は異なる画分を有する粉末の混合物から作ることができる、しかし好ましい粉末混合物は、−１００メッシュより小さいサイズを有する粒子を含む。本発明の一観点によれば、粉末はガスアトマイゼーション（微粉化）によって作ることができ、この場合粉末は球形を有することができる。本発明の別の観点によれば、粉末は水アトマイゼーションによって作ることができる、この場合粉末は不規則な形態を有することができる。更に、水アトマイゼーションによって作られる粉末は、粉末粒子上に酸化アルミニウム被覆を含むことができ、かかる酸化アルミニウムは破壊され、そして、シート、棒等の如き形を作るため粉末の熱機械的処理中にヒーター材料中に混入されることができる。アルミナ粒子は鉄アルミニウム合金の抵抗を増大させるのに有効であり、アルミナは強度及びクリープ抵抗を増大させるのに有効であるが、合金の延性を低下させる。
【００５８】
モリブデンを合金化構成成分の一つとして用いるとき、それは付随的不純物より多い量から約５．０％までの有効範囲で加えることができる、有効量は、合金の固溶体硬化を促進し、高温に曝されたとき合金のクリープに対する抵抗を促進するのに充分な量である。モリブデンの濃度は０．２５〜４．２５％の範囲であることができ、一つの好ましい実施態様においては、約０．３〜０．５％の範囲である。約２．０％より大なるモリブデン添加は、かかる濃度でのモリブデンの存在によって生ずる固溶体硬化の比較的大きな程度に原因する室温延性を低下させる。
【００５９】
チタンは合金のクリープ強度を改良するのに有効な量で加えることができ、３％以下の量で存在させることができる。存在させるときには、チタンの濃度は≦２．０％の範囲であるのが好ましい。
【００６０】
炭素及びカーバイド形成材を合金中で使用するとき、炭素は付随的不純物より多い量から約０．７５％までの範囲の有効量で存在させる、そしてカーバイド形成材は、付随的不純物より多い量から約１．０％まで又はそれ以上の範囲の有効量で存在させる。炭素濃度は約０．０３％〜約０．３％の範囲であるのが好ましい。炭素及びカーバイド形成材の有効量は、それぞれが一緒になって、上昇温度にそれらを暴露中合金中での粒子生長を制御するのに充分なカーバイドの形成を与えるのに充分な量である。カーバイドは合金中でいくらかの析出強化も提供できる。合金中の炭素及びカーバイド形成材の濃度は、カーバイド添加が、炭素対カーバイド形成材の理論比又は理論比付近を与え、かくして本質的に過剰の炭素が完成合金中に残らないようにすることができる。
【００６１】
ジルコニウムは高温酸化抵抗を改良するため合金中に混入できる。炭素が合金中に存在すると、合金中で過剰のジルコニウムの如きカーバイド形成材は、それが空気中での高温熱サイクル中に破砕抵抗酸化物を形成するのを助けるので多い程有利である。ジルコニウムはＨｆより有効である、何故なら、Ｚｒは表面酸化物に刺される合金の露出面に対し直角に酸化物ストリンガーを形成するからである、一方、Ｈｆは表面に平行である酸化物ストリンガーを形成する。
【００６２】
カーバイド形成材は、ジルコニウム、ニオブ、タンタル及びハフニウム及びそれらの組合せの如きカーバイド形成元素を含む。カーバイド形成材は、合金内に存在する炭素とカーバイドを形成するのに充分な濃度でのジルコニウムであるのが好ましい、この量は約０．０２％〜０．６％の範囲である。カーバイド形成材として使用するときニオブ、タンタル及びハフニウムの濃度は、本質的にジルコニウムの量に相当する。
【００６３】
前述した合金元素に加えて、合金組成物中で約０．０５〜０．２５％のセリウム又はイットリウムの如き稀土類元素の有効量の使用は有利である、何故ならかかる元素は合金の酸化抵抗を改良することが見出されたからである。
【００６４】
性質における改良は、Ｙ2 Ｏ3 ，Ａｌ2 Ｏ3 等の如き酸化物分散質粒子の３０重量％以下を加えることによっても得ることができる。酸化物分散質粒子は、Ｆｅ，Ａｌ及び他の合金化元素の溶融物又は粉末混合物に加えることができる。或いは、酸化物は、アルミニウム含有鉄基合金の溶融物を水噴霧することによってその場で作ることができる、これによって鉄−アルミニウム粉末上にアルミナ又はイットリアの被覆が得られる。粉末の処理中に、酸化物は破砕され、最終生成物中でストリンガーとして配置される。鉄−アルミニウム合金中の酸化物粒子の導入は、合金の固有抵抗を増大するのに有効である。例えば、合金中に酸素約０．５〜０．６重量％を導入することによって、固有抵抗は約１００μΩ・ｃｍから約１６０μΩ・ｃｍに上昇できる。
【００６５】
合金の熱伝導率及び／又は固有抵抗を改良するため、導電性及び／又は電気絶縁性金属化合物の粒子を合金に混入できる。かかる金属化合物には、周期表の第IVｂ族、第Ｖｂ族及び第VIｂ族から選択した元素の酸化物、窒化物、ケイ化物、硼化物、及び炭化物を含む。炭化物にはＺｒ，Ｔａ，Ｔｉ，Ｓｉ，Ｂ等の炭化物を含むことができ、硼化物にはＺｒ，Ｔａ，Ｔｉ，Ｍｏ等の硼化物を含むことができ、ケイ化物にはＭｇ，Ｃａ，Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｔａ，Ｗ等のケイ化物を含むことができ、窒化物にはＡｌ，Ｓｉ，Ｔｉ，Ｚｒ等の窒化物を含むことができ、酸化物にはＹ，Ａｌ，Ｓｉ，Ｔｉ，Ｚｒ等の酸化物を含むことができる。ＦｅＡｌ合金が酸化物分散強化されている場合には、酸化物は粉末混合物に加えることができる、或いは溶融金属浴にＹの如き純粋金属を加えることによってその場で形成できる、これによってＹは溶融金属の粉末へのアトマイズ中に溶融浴中で酸化されることができる、及び／又は続いての粉末の処理によって形成できる。例えばヒーター材料は、１２００℃までの良好な高温クリープ抵抗及びすぐれた酸化抵抗も得る目的のため、遷移金属（Ｚｒ，Ｔｉ，Ｈｆ）の窒化物、遷移金属の炭化物、遷移金属の硼化物及びＭｏＳｉ2 の如き導電性材料の粒子を含むことができる。ヒーター材料は又、ヒーター材料を高温での耐クリープ性にするため、及びヒーター材料の熱伝導率を増強させ及び／又は熱膨張係数を減少させるためにもＡｌ2 Ｏ3 ，Ｙ2 Ｏ3 ，Ｓｉ3 Ｎ4 ，ＺｒＯ2 の如き電気絶縁材料の粒子を混入することもできる。
【００６６】
本発明により合金に加えることのできる別の元素には、Ｓｉ，Ｎｉ及びＢを含む。例えば２．０％以下の少量のＳｉは、低温及び高温強度を改良できるが、合金の室温及び高温延性は、０．２５重量％より多いＳｉの添加で悪い影響を受ける。３０重量％以下のＮｉの添加は、第二相強化によって合金の強度を改良できる、しかしＮｉは合金の原価に加わり、室温及び高温延性を低下させることができ、従って特に高温での加工困難性をもたらす。少量のＢは合金の延性を改良することができる、そしてＢはＴｉ及び／又はＺｒと組合せて、粒子精練のためチタン及び／又はジルコニウム硼化物沈澱物を提供するため使用できる。Ａｌ，Ｓｉ及びＴｉへの効果は図１〜図７に示す。
【００６７】
図１は、アルミニウム含有鉄基合金の室温特性についてのＡｌ含有率における変化の効果を示す。特に図１は、２０重量％以下のＡｌを含有する鉄基合金に対する引張強度、降伏強度、面積減少率、伸び率及びロックウエルＡ硬度値を示す。
【００６８】
図２は、アルミニウム含有鉄基合金の高温特性についてのＡｌ含有率における変化の効果を示す。特に図２は、１８重量％以下のＡｌを含有する鉄基合金に対する室温、８００°Ｆ，１０００°Ｆ，１２００°Ｆ及び１３５０°Ｆでの引張強度及び比例限度値を示す。
【００６９】
図３は、アルミニウム含有鉄基合金の伸び率に対する高温応力についてのＡｌ含有率における変化の効果を示す。特に図３は、１５〜１６重量％までのＡｌを含有する鉄基合金に対する１時間での１／２％伸び率に対する応力及び２％伸び率に対する応力を示す。
【００７０】
図４は、アルミニウム含有鉄基合金のクリープ特性についてのＡｌ含有率における変化の効果を示す。特に図４は、１５〜１８重量％までのＡｌを含有する鉄基合金に対する１００時間及び１０００時間で破断までの応力を示す。
【００７１】
図５は、Ａｌ及びＳｉ含有鉄基合金の室温引張特性についてのＳｉ含有率の変化の効果を示す。特に図５は、５、７又は９重量％のＡｌ及び２．５重量％までのＳｉを含有する鉄基合金に対する降伏強度、引張強度及び伸び率値を示す。
【００７２】
図６は、Ａｌ及びＴｉ含有鉄基合金の室温特性についてのＴｉ含有率の変化の効果を示す。特に図６は、１２重量％までのＡｌ及び３重量％までのＴｉを含有する鉄基合金に対する引張強度及び伸び率値を示す。
【００７３】
図７は、Ｔｉ含有鉄基合金のクリープ破断特性についてのＴｉ含有率における変化の効果を示す。特に図７は、７００〜１３５０°Ｆの温度で、３重量％までのＴｉを含有する鉄基合金に対する破断までの応力を示す。
【００７４】
図８〜図１６は表１ａ及び表１ｂにおける合金の性質のグラフを示す。図８ａ〜図８ｃは、合金 No.２３，３５，４６及び４８に対する降伏強度、極限引張強度及び全伸び率を示す。図９ａ〜図９ｃは、市販の合金 Haynes ２１４に対して比較した合金４６及び４８に対する降伏強度、極限引張強度及び全伸び率を示す。図１０ａ〜図１０ｂは、それぞれ３×１０-4／秒及び３×１０-2／秒の引張応力速度での極限引張強度を示し、図１０ｃ〜図１０ｄは、合金５７，５８，６０及び６１に対するそれぞれ３×１０-4／秒及び３×１０-2／秒の応力速度で破断に対する塑性伸び率を示す。図１１ａ〜図１１ｂは、焼鈍時間の関数としての合金４６，４８及び５６に対する８５０℃でのそれぞれ降伏強度及び極限引張強度を示す。図１２ａ〜図１２ｅは、合金３５，４６，４８及び５６に対するクリープデータを示す。図１２ａは真空中で２時間１０５０℃で焼鈍後の合金３５に対するクリープデータを示す。図１２ｂは１時間７００℃で焼鈍し、空気冷却した後の合金４６に対するクリープデータを示す。図１２ｃは真空中で１時間１１００℃で焼鈍後の合金４８に対するクリープデータを示し、この場合試験は８００℃で１ｋｓｉで行った。図１２ｄは３ｋｓｉ及び８００℃で試験した図１２ｃの試料を示し、図１２ｅは真空中で１時間１１００℃で焼鈍後、３ｋｓｉ及び８００℃で試験した合金５６を示す。
【００７５】
図１３ａ〜図１３ｃは、合金４８，４９，５１，５２，５３，５４及び５６に対する硬度（ロックウエルＣ）値のグラフを示し、図１３ａは合金４８に対する７５０〜１３００℃の温度で１時間焼鈍に対する硬度を示し、図１３ｂは合金４９，５１及び５６に対する０〜１４０時間、４００℃での焼鈍に対する硬度を示し、図１３ｃは合金５２，５３及び５４に対する０〜８０時間、４００℃での焼鈍に対する硬度を示す。
【００７６】
図１４ａ〜図１４ｅは、合金４８，５１及び５６に対する時間に対するクリープ歪データのグラフを示し、図１４ａは合金４８及び５６に対する８００℃でのクリープ歪の比較を示し、図１４ｂは合金４８に対する８００℃でのクリープ歪を示し、図１４ｃは１時間１１００℃で焼鈍後の合金４８に対する８００℃，８２５℃及び８５０℃でのクリープ歪を示し、図１４ｄは１時間７５０℃で焼鈍後の合金４８に対する８００℃，８２５℃及び８５０℃でのクリープ歪を示し、図１４ｅは１３９時間４００℃で焼鈍後の合金５１に対する８５０℃でのクリープ歪を示す。図１５ａ〜図１５ｂは、合金６２に対する時間に対するクリープ歪データのグラフを示し、図１５ａはシートの形での合金６２に対する８５０℃及び８７５℃でのクリープ歪の比較を示し、図１５ｂは棒の形での合金６２に対する８００℃，８５０℃及び８７５℃でのクリープ歪を示す。
【００７７】
図１６ａ〜図１６ｂは、合金４６及び４３に対する温度に対する電気固有抵抗のグラフを示し、図１６ａは合金４６及び４３の電気固有抵抗を示し、図１６ｂは合金４３の電気固有抵抗についての加熱サイクルの効果を示す。
【００７８】
Ｆｅ−Ａｌ合金は、ＺｒＯ2 等から形成した好適な坩堝中で、約１６００℃の温度で選択した合金構成成分の粉末及び／又は中実片の粉末冶金法又はアーク溶融、空気誘導溶融、又は真空誘導溶融によって形成できる。溶融した合金は、所望された製品の形状で又は合金を加工することによって合金物品の形成のため使用する合金の熱を形成するため、グラファイト等の鋳型中で鋳造するのが好ましい。
【００７９】
加工すべき合金の溶融物は、所望によって適切な大きさに切り、次いで約９００〜１１００℃の範囲の温度で鍛造し、約７５０〜１１００℃の範囲の温度で熱間圧延し、約６００〜７００℃の範囲の温度で温間圧延し、及び／又は室温で冷間圧延することによって厚さを減少させる。それぞれの冷たいロールの通過は、厚さにおける２０〜３０％の減少を与えることができ、続いて約７００〜１０５０℃の範囲の温度、好ましくは約８００℃で１時間空気、不活性ガス又は真空中で合金を熱処理する。
【００８０】
下記表に示した鍛造合金試料は、各種合金の加熱物（heats ）を形成するため、合金構成成分をアーク溶融して作った。これらの加熱物は厚さ０．５インチの片に切断し、これを１０００℃の温度で鍛造して合金試料の厚さを０．２５インチ（約５０％減少）に減少させ、次いで８００℃で圧延して合金試料の厚さを０．１インチ（６０％減少）に減少させ、次いで所望のそしてここで試験する合金試料のため、６５０℃で温間圧延して最終の厚さ０．０３０インチ（７０％減少）にした。引張試験のため、試料を、シートの圧延方向で並べた試料の１／２インチゲージ長で、０．０３０インチシートからパンチした。
【００８１】
粉末冶金法で作った試料も下表に示す。一般に粉末はガス微粉化又は水微粉化によって得た。使用する方法によって、球（ガス微粉化粉末）から不規則（水微粉化粉末）までの範囲の粉末形態を得ることができる。水微粉化粉末は、粉末をシート、ストリップ、棒等の如き有用な形に熱機械的に加工する間に酸化物粒子のストリンガーに破壊される酸化アルミニウム被覆を含む。酸化物粒子は、導電性Ｆｅ−Ａｌマトリックス中のばらばらの絶縁体として作用することによって合金の電気固有抵抗を変性する。
【００８２】
合金の組成を比較するため、組成を表１ａ〜１ｂに示す。表２は、表１ａ〜１ｂにおける選択した合金組成に対する低温及び高温での強度及び延性特性を示す。
【００８３】
各種合金に対するサグ抵抗データを表３に示す。サグ試験は、一端で支持された又は両端で支持された各種合金のストリップを用いて行った。サグの量は示した時間、９００℃で空気雰囲気中でストリップを加熱後測定した。
【００８４】
表４に各種合金に対するクリープデータを示す。クリープ試験は、１０時間、１００時間及び１０００時間で、試験温度で試料が破壊された応力を測定するため、引張試験を用いて行った。
【００８５】
選択した合金に対する室温での電気固有抵抗及び結晶構造を表５に示す。表５に示されるように、電気固有抵抗は、合金の組成及び処理によって影響を受ける。
【００８６】
表６は、本発明による酸化物分散強化した合金の硬度データを示す。特に表６は合金６２，６３及び６４の硬度（ロックウエルＣ）を示す。表６に示されている如く、Ａｌ2 Ｏ3 を２０％まで有していても（合金６４）、材料の硬度はＲｃ４５未満を維持できる。しかしながら、加工可能性を提供するため、材料の硬度は約Ｒｃ３５未満に保つことが好ましい。従って、抵抗ヒーター材料として酸化物分散強化材料を利用することを望むときには、材料の加工可能性は、材料の硬度を低下させるため好適な熱処理を行うことによって改良できる。
【００８７】
表７は、反応合成によって形成できる選択した金属間化合物の形成の加熱物を示す。アルミナイド及びシリサイドのみを表７に示したが、反応合成はカーバイド、窒化物、酸化物及び硼化物を形成するためにも使用できる。例えば、粒子又は繊維の形での電気絶縁性又は電気伝導性共有セラミック及び／又は鉄アルミナイドのマトリックスを、元素状粉末の加熱中に発熱的に反応する元素状粉末を混合することによって形成できる。例えばかかる反応合成は、本発明によるヒーター要素を形成するため、使用する粉末を押出し又は焼結しながら行うことができる。
【００８８】
【表１】
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【００８９】
【表２】
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【００９０】
【表３】
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【００９１】
【表４】
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【００９２】
【表５】
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【００９３】
【表６】
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【００９４】
【表７】
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【００９５】
試料の熱処理
Ａ＝８００℃／１時間／空気冷却      Ｋ＝７５０℃／１時間真空中
Ｂ＝１０５０℃／２時間／空気冷却    Ｌ＝８００℃／１時間真空中
Ｃ＝１０５０℃／２時間真空中        Ｍ＝９００℃／１時間真空中
Ｄ＝圧延したまま                    Ｎ＝１０００℃／１時間真空中
Ｅ＝８１５℃／１時間／油急冷        Ｏ＝１１００℃／１時間真空中
Ｆ＝８１５℃／１時間／炉冷却        Ｐ＝１２００℃／１時間真空中
Ｇ＝７００℃／１時間／空気冷却      Ｑ＝１３００℃／１時間真空中
Ｈ＝１１００℃で押出し              Ｒ＝７５０℃／１時間徐冷
Ｉ＝１０００℃で押出し              Ｓ＝４００℃１３９時間
Ｊ＝９５０℃で押出し                Ｔ＝７００℃／１時間油急冷
【００９６】
合金１−２２，３５，４３，４６，５６，６５−６８（０．２インチ／分の歪速度で試験した）
合金４９，５１，５３（０．１６インチ／分の歪速度で試験した）
【００９７】
【表８】
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【００９８】
追加条件
ａ＝試料を作るため自由端で吊したワイヤー重しは同じ重量を有する
ｂ＝試料を作るため試料上に置いた同じ長さ及び幅の箔は同じ重量を有する
【００９９】
【表９】
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【０１００】
【表１０】
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【０１０１】
試料の条件
Ａ＝水微粉化粉末
Ｂ＝ガス微粉化粉末
Ｃ＝鋳造及び加工
Ｄ＝７００℃で１／２時間焼鈍＋油急冷
Ｅ＝７５０℃で１／２時間焼鈍＋油急冷
Ｆ＝共有セラミック添加を形成するため反応合成
【０１０２】
【表１１】
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【０１０３】
合金６２：  １６：１の減少比に１１００℃で炭素鋼中で押出し（２インチから１／２インチへのダイ）。
合金６３及び合金６４：  １６：１の減少比に１２５０℃で不銹鋼中で押出し（２インチから１／２インチへのダイ）。
【０１０４】
【表１２】
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【０１０５】
前述したことは、本発明の操作の原理、好ましい実施態様及び方法を説明した。しかしながら本発明は前述した特定の実施態様に限定するものとして解してはならない。従って前述した実施態様は限定のためでなく例示として見做すべきであり、特許請求の範囲によって規定した通りの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において改変をなしうることは認めるべきである。
【図面の簡単な説明】
【図１】アルミニウム含有鉄基合金の室温特性についてのＡｌ含有率における変化の効果を示す。
【図２】アルミニウム含有鉄基合金の室温及び高温特性についてのＡｌ含有率における変化の効果を示す。
【図３】アルミニウム含有鉄基合金の伸び率に対する高温応力についてのＡｌ含有率における変化の効果を示す。
【図４】アルミニウム含有鉄基合金の破壊（クリープ）特性についてのＡｌ含有率における変化の効果を示す。
【図５】Ａｌ及びＳｉ含有鉄基合金の室温引張特性についてのＳｉ含有率における変化の効果を示す。
【図６】Ａｌ及びＴｉ含有鉄基合金の室温特性についてのＴｉ含有率における変化の効果を示す。
【図７】Ｔｉ含有鉄基合金のクリープ破壊についてのＴｉ含有率の効果を示す。
【図８】図８ａ〜図８ｃは、それぞれ合金 No.２３，３５，４６及び４８についての降伏強度、極限引張強度及び全伸び率を示す。
【図９】図９ａ〜図９ｃは、それぞれ市販合金 Haynes ２１４及び合金４６及び４８についての降伏強度、極限引張強度、及び全伸び率を示す。
【図１０】図１０ａ及び図１０ｂは、それぞれ３×１０-4／秒及び３×１０-2／秒の引張歪速度での極限引張強度を示す。図１０ｃ及び図１０ｄは、合金５７，５８，６０及び６１についてのそれぞれ３×１０-4／秒及び３×１０-2／秒の歪速度での破断までの塑性伸び率を示す。
【図１１】図１１ａ及び図１１ｂは、焼鈍時間の関数として、合金４６，４８及び５６についての８５０℃でのそれぞれ降伏強度及び極限引張強度を示す。
【図１２】図１２ａ〜図１２ｅは、合金３５，４６，４８及び５６についてのクリープデータを示す、但し図１２ａは、真空中で２時間１０５０℃で焼鈍後の合金３５についてのクリープデータを示し、図１２ｂは、１時間７００℃で焼鈍し、空気冷却した後の合金４６についてのクリープデータを示し、図１２ｃは、真空中で１時間１１００℃で焼鈍後の合金４８についての８００℃で１ｋｓｉで行ったクリープデータを示し、図１２ｄは３ｋｓｉ及び８００℃で試験した図１２ｃの試料のクリープデータを示し、図１２ｅは、真空中で１時間１１００℃で焼鈍後、８００℃及び３ｋｓｉで試験した合金５６のクリープデータを示す。
【図１３】図１３ａ〜図１３ｃは合金４８，４９，５１，５２，５３，５４及び５６についての硬度（ロックウエルＣ）値のグラフを示す、但し図１３ａは合金４８についての７５０〜１３００℃の温度で１時間焼鈍に対する硬度を示し、図１３ｂは合金４９，５１及び５６についての０〜１４０時間、４００℃での焼鈍に対する硬度を示し、図１３ｃは合金５２，５３及び５４についての０〜８０時間、４００℃での焼鈍に対する硬度を示す。
【図１４】図１４ａ〜図１４ｅは合金４８，５１及び５６についての時間に対するクリープ歪データのグラフを示す、但し図１４ａは合金４８及び５６についての８００℃でのクリープ歪の比較を示し、図１４ｂは合金４８についての８００℃でのクリープ歪を示し、図１４ｃは、１時間１１００℃で焼鈍後、合金４８についての８００℃，８２５℃及び８５０℃でのクリープ歪を示し、図１４ｄは１時間７５０℃で焼鈍後、合金４８についての８００℃，８２５℃及び８５０℃でのクリープ歪を示し、図１４ｅは１３９時間４００℃で焼鈍後、合金５１についての８５０℃でのクリープ歪を示す。
【図１５】図１５ａ及び図１５ｂは、合金６２についての時間に対するクリープ歪データのグラフを示す、但し図１５ａはシートの形での合金６２についての８５０℃及び８７５℃でのクリープ歪の比較を示し、図１５ｂは棒の形での合金６２についての８００℃，８５０℃及び８７５℃でのクリープ歪を示す。
【図１６】図１６ａ及び図１６ｂは、合金４６及び４３についての温度に対する電気抵抗率のグラフを示す、但し図１６ａは合金４６及び４３の電気固有抵抗を示し、図１６ｂは合金４３の電気固有抵抗についての加熱サイクルの効果を示す。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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【図８】
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【図９】
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【図１０】
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【図１１】
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【図１２】
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【図１３】
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【図１４】
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【図１５】
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【図１６】
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