NO172811B - Wolfram-nikkel-jern-kobolt-legering og fremgangsmaate til fremstilling av samme - Google Patents
Wolfram-nikkel-jern-kobolt-legering og fremgangsmaate til fremstilling av samme Download PDFInfo
- Publication number
- NO172811B NO172811B NO883357A NO883357A NO172811B NO 172811 B NO172811 B NO 172811B NO 883357 A NO883357 A NO 883357A NO 883357 A NO883357 A NO 883357A NO 172811 B NO172811 B NO 172811B
- Authority
- NO
- Norway
- Prior art keywords
- nickel
- cobalt
- tungsten
- alloy
- iron
- Prior art date
Links
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C27/00—Alloys based on rhenium or a refractory metal not mentioned in groups C22C14/00 or C22C16/00
- C22C27/04—Alloys based on tungsten or molybdenum
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C1/00—Making non-ferrous alloys
- C22C1/04—Making non-ferrous alloys by powder metallurgy
- C22C1/045—Alloys based on refractory metals
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Powder Metallurgy (AREA)
- Materials For Medical Uses (AREA)
- Contacts (AREA)
- Electroplating Methods And Accessories (AREA)
- Catalysts (AREA)
- Manufacture Of Alloys Or Alloy Compounds (AREA)
- Electroplating And Plating Baths Therefor (AREA)
- Soft Magnetic Materials (AREA)
Description
Den foreliggende oppfinnelse vedrører en forbedret wolfram-nikkel-jern-kobolt-legering med høy densitet^ med en strekkfasthet på minst 12 656 kp/cm<2>, og med en Rockvell C hardhet på over 40.
Oppfinnelsen vedrører også en fremgangsmåte til fremstilling av slike høydensitetslegeringer for å frembringe en gjenstand som har forbedrete mekaniske egenskaper omfattende strekkfasthet og hardhet samtidig som den bevarer en tilfredsstillende duktilitet for etterfølgende bearbeidelse.
Mens wolframlegeringer med høy densitet, fasthet og høyt smeltepunkt er velegnet til bruk i kinetiske energipenetratorer og andre anvendelser med høye spenningsbelastninger, er det nød-vendig å utvikle wolframlegeringenes egenskaper til disse formål. Kommersielt rent wolfram er forholdsvis sprøtt, men det er kjent at ved å legere wolfram med nikkel-kobber- eller nikkel-jern-bindemidler kan det dannes tofaselegeringer med tilfredsstillende fasthet og duktilitet til slike anvendelser. Det er også kjent at sammensetningsforholdet i legeringstilsatsen må holdes innen et område hvor en unngår dannelse av intermetalliske forbindelser som kan gjøre legeringen sprø. F.eks. holdes forholdet mellom nikkel og jern i det kommersielt betydningsfulle legeringssystem wolfram-nikkel-jern, innen området 1:1-4:1. Utover dette område dannes det sprø intermetalliske faser i bindfasen slik at legeringens egenskaper hurtig svekkes.
Det er velkjent at jern- og nikkellegeringene har en tendens til å danne intermetalliske faser. Ved lave Ni/Fe-forhold er det kjent at den intermetalliske Fe^W^ dannes som en u-fase. Ved Ni/Fe-forhold på over ca. 4:1 kan det dannes en rekke intermetalliske faser mellom nikkel og wolfram såsom Ni2W, NiW og Ni^W. Siden slike intermetalliske forbindelser ikke er stabile ved temperaturer over 1000°C kan de effektivt nedbrytes ved varmebehandling. Bråkjøling fra en innherdningstemperatur på ca. 1050°C kan bevare det duktile austenitiske bindemiddel eller grunnmassen i tofasesystemet.
På den jernrike side av legeringssammensetningen er n~fasen Fe^Wg stabil opptil en temperatur på 1640°C, som er over det nor-male temperaturområde for sintring av slike legeringer, n-fasen kan kun kontrolleres ved diffusjon inn i den austenittiske fase innen et smalt temperaturområde som svarer til en begrenset wol-framløselighet.
Det har vist seg at tendensen til dannelse av topologiske tettpakkede |i (mu) eller sigma-faser eller intermetalliske faser kan bestemmes ved å beregne et elektronvakanstall Nv for en gitt legeringssammensetning. F.eks. er Nv for tungmetallegeringsbinde-midlet relatert til bindemidlets kjemi ved den følgende ligning:
hvor %Ni, %Co, %Fe og %W refererer til de respektive konsentra-sjoner i bindefasen uttrykt i atom%. Konstanten foran hvert element (såsom 0,66, 1,66 .. etc.) antyder tendensen for et element til dannelse av den intermetalliske fase. Dersom N -verdien for
v
en gitt bindemiddelsammensetning overskrider en kritisk verdi C<*>
(den virkelige verdi av C<*> avhenger av mengden av wolfram i løs-ning, temperaturen og en konstant for det spesielle legeringssystem), har bindemidlet en tendens til å danne intermetalliske faser. Dersom N^-verdien for bindemiddellegeringen er mindre enn C<*>, er den fri for intermetallisk dannelse.
Basert på de ovennevnte kriterier er det klart at elementer som har en høyere multiplisitetsfaktor vil ha en sterkere tendens til dannelse av intermetalliske faser sammenlignet med et element som har en lavere konstant faktor. F.eks. har nikkel den lavere verdi (0,66) og har følgelig svakest tendens til dannelse av intermetalliske forbindelser sammenlignet med jern (2,66) eller wolfram (4,66). Substituering av kobolt (1,66) for nikkel ville føre til en økning i Noverdien og gjøre legeringen følsommere. Følgelig ville det ikke forventes at erstatning av nikkel med kobolt ville senke dannelsen av intermetalliske faser og således forbedre de mekaniske egenskaper til den resulterende legering. Mens det er kjent at kobolttilsetninger til wolfram-nikkel-jern-systemet øker fastheten og hardheten, etterhvert som koboltmengden øker, økes også sprøheten til den sintrede legering. Dessuten opptrer det en sprøhet i materialer når slike koboltholdige sintrede legeringer, og spesielt slike som inneholder store mengder kobolt i bindemidlet, etterpå underkastes herde-behandling, noe som faktisk gjør den ubrukbar for det tiltenkte formål til anvendelser under høy spenning såsom i kinetiske energipenetratorer.
I US-patentskrift 2.793.951 omtales det en pulvermetall-urgisk prosess til fremstilling av wolframlegeringer med høyere densitet hvor hovedbestanddelen omfatter wolfram og/eller molybden og en mindre andel av en bestanddel omfattende én eller flere av metallene jern, nikkel, kobolt, krom idet andelen av hovedbestanddelen ikke utgjør mindre enn 75 vekt% av legeringen. Legeringene fremstilles ved sintring av kompakterte blandinger av metallpulvere i de nødvendige mengdeforhold. Innblandingen av krom i legeringen resulterer i at legeringen får en forbedret hardhet.
I US-patentskrift 3.254.995 omtales det tungmetallegeringer som har et forholdsvis høyt wolframinnhold og høy densitet, høy strekkfasthet og gode forlengelsesegenskaper, idet legeringens kjerne har stort sett like gode egenskaper som de ytre over-flater. Slike egenskaper forsterkes under anvendelse av jern i stort sett lik eller større andel enn nikkel. Tilsatsen av mindre mengder kobolt til wolfram-jern-nikkel-legeringen øker sintrings-temperaturområdet og stabiliserer delen under sintringen. Det fastslås at kobolttilsetningene ikke svekker egenskapene og kan dessuten til en viss grad forbedre disse. Kobolt kan anvendes virkningsfullt i mengder opptil 1% av legeringens totalvekt. Mens det kan anvendes høyere koboltmengder, har det for de fleste anvendelser vist seg å være passende med ca. 1% eller mindre. Legeringen fremstilles ved sintring i en hydrogenatmosfære hvoretter den avkjøles.
I US-patentskrift 3.988.118 omtales det wolframlegeringer inneholdende mindre mengder nikkel, jern og molybden og minst ett ytterligere element som enten øker de mekaniske egenskaper ved romtemperatur, såsom fasthet, duktilitet og/eller øker korro-sjonsresistensen og oksidasjonsresistensen ved høyere temperaturer og/eller øker resistensen mot termisk utmatting. Disse til-satser omfatter kobolt, krom, mangan, vanadium, tantal, zirco-nium, titan, yttrium, rhenium, bor og silisium. Det hevdes at kobolt forhindrer dannelsen av uønskede mellomforbindelser, såsom med wolfram og nikkel, og bør anvendes i et område på 0,05-5 vekt%. Varmebehandling av den sintrede kompakte masse i en nøy-tral eller svakt reduserende atmosfære etterfulgt av bråkjøling, frembringer forlengelser på fra 5-25% i den behandlede legering.
I US-patentskrift 4.012.230 omtales det en wolfram-nikkel-kobolt-legering og en fremgangsmåte til fremstilling av slike legeringer hvor wolframpartikler belegges med en nikkel-kobolt-legering, kompakteres til rett fasong, oppvarmes i hydrogen til 1200-1400°C i 1 time- og avkjøles til ca. 1200°C. Deretter er-stattes hydrogenatmosfæren med argon og den formede, sintrede, kompakte masse holdes ved temperaturen på 1200°C i en h time hvoretter den avkjøles til romtemperatur i argonatmosfære. I patentet fastslås det at det opptrer en betydelig hardhet i disse legeringene ved lavere sintringstemperatur. Legeringer oppviser høyere fasthet og kan ha tilfredsstillende duktiliteter. Det omtales at det anvendes 2% kobolt i legeringene.
Det er kjent at fastheten og hardheten til wolfram-nikkel-jern-legeringer kan økes ved bearbeiding. F.eks. kan smiing av en sintret stang til en reduksjon i tverrsnittet på 25% øke hardheten til en 93% W-4,9% Ni-2,1% Fe-wolframlegering fra 30 punkter på Rockwell Cs hardhetsskala til ca. 38-40. Det er også et kjent karakteristika for disse legeringssystemene at de deformasjons-eldes ved moderate temperaturer etter at de er deformert ved bearbeiding.
I en artikkel med tittelen "Studies of Tungsten Heavy Metals" av G. Jangg, R. Keiffer, B. Childeric og E. Erti i "Planseeberichte f3 ur Pulvermetallurgie", 1974, Vol 22, p. 15-28 omtaler forfatterne at en liten kobolttilsetning til wolfram-tungmetallegeringer inneholdende nikkel og jern har en positiv virkning på legeringens duktilitet og hardhet når kompakterte legemer av slike legeringer sintres. Verdiene for densitet, hardhet og torsjonsbruddvinkel er funksjoner av sintringstemperaturen og sintringstiden idet slike temperaturer innebærer 1460°C mens tiden er ca. 60 minutter for en 90,8 W-5,5 Ni-2,8 Co-1,9 Fe-legering. I artikkelen slås det fast at hardheten påvirkes i større grad ved variasjoner i bindemiddelsammensetningen, og den konkluderer med at legeringens seighet og hardhet ikke påvirkes i like stor grad og at en foretrukket kombinasjon av tilfredsstillende hardhetsverdier med en høy torsjonsvinkel kan oppnås med en bindemiddelsammensetning på 50-55% nikkel, 25-30% Co og 20% Fe. Mens forfatterne omtaler at i den således sintrede tilstand, er W-Ni-Fe-Co-legeringene overlegne i forhold til konvensjonelle W-Ni-Fe-legeringer i den således sintrede tilstand, antydes det intet om hvordan slike ettersintrede egenskaper ytterligere kan forbedres.
I en artikkel med tittelen "Effects of Cobalt on Nickel-Tungsten Alloys", av F.F. Schmidt, D.N. Williams og H.R. Ogden, Cobalt, desember 196S, Vol 45, p. 171-176, diskuteres effekten av kobolt på de mekaniske og metallurgiske egenskapene til nikkel-wolframlegeringer hvor legeringer inneholdt 45-50% wolfram. Imidlertid, de dannete wolfram-nikkel-koboltlegeringer er enkeltfase-austenittiske hvor alle de enkelte bestanddeler er oppløst for å danne legeringene. De omtalte systemer i denne tekst er fullstendig forskjellig fra høydensitetssystemet ifølge den foreliggende oppfinnelse.
Formålet med oppfinnelsen er å frembringe en ny wolfram-hikkel-jern-koboltlegering samt en fremgangsmåte til fremstilling derav.
Det har vist seg at årsaken til sprøheten som følger av an-vendelsen av økede mengder kobolt i wolfram-nikkel-jern-koboltlegeringer med høy densitet, skyldes dannelsen av utfelte intermetalliske forbindelser eller u-faser med sammensetningen Co7Wg. Det har videre vist seg at ved å underkaste legeringen for en spesiell varmebehandlingsprosedyre, fjernes slike intermetalliske forbindelser som Co7Wg, og etterlater en tofaselegering med høyere koboltinnhold enn det som hittil har vært naturlig for duktile legeringer, og oppviser uventede høyere fasthet og hardhet.
Wolfram-nikkel-jern-koboltlegeringen ifølge oppfinnelsen er kjennetegnet ved at den omfatter 85-98 vekt% wolfram hvor resten omfatter et bindemiddel omfattende 30-90 vekt% nikkel, 5-65 vekt% jern og 5-47,5 vekt% kobolt, at koboltmengden er lik eller mindre enn nikkelmengden, og at legeringen stort sett består av en ^-wolfram fase og en if-austenittisk fase hvor grenseområdet mellom «*-wolfram og ^-austenitt er stort sett uten intermetallisk fase i form av Co^Wg.
Ifølge en foretrukket utførelse av legeringen inneholder bindemiddelet 30-83 vekt% nikkel, 40-65 vekt% jern og 12-47,5 vekt% kobolt og koboltmengden er lik eller mindre enn nikkelmengden. Ifølge en særlig foretrukket utførelse omfatter legeringen ca. 93 vekt% wolfram, 3,4 vekt% nikkel, 1,5 vekt% jern og 2,1 vekt% kobolt.
Fremgangsmåten ifølge oppfinnelsen er kjennetegnet ved at det fremstilles en legering inneholdende 85-98 vekt% wolfram hvor resten utgjør bindemiddel omfattende 30-90 vekt% nikkel, 5-65 vekt% jern og 5-47,5% kobolt, ved de følgende trinn: at pulvere av,wolfram, nikkel, jern og kobolt blandes til en homogen blanding,
den homogene blanding kompakteres til en formet gjenstand,
den formete gjenstand oppvarmes i en hydrogenatmosfære til en temperatur innen området 1460-1590°C og et tidsrom på inntil ca. 60 minutter som er tilstrekkelig til å sintre gjenstanden,
den sintrede gjenstand avkjøles til romtemperatur, den sintrede gjenstand anbringes i en strøm av argongass samtidig som den utsetttes for en temperatur innen området 1100-1500°C som er tilstrekkelig til at den intermetalliske fase som dannes på grenseflaten mellom grunnmassen og wolfram under avkjølingen av den sintrede gjenstand til romtemperatur, diffunderer inn i den tf-austenittiske fase slik at grenseflaten mellom ot-wolfram og £-austenitt er stort sett uten slik intermetallisk fase,
gjenstanden bråkjøles til romtemperatur, og
den bråkjølte gjenstand smies til en overflatereduksjon på 5-40%. Normalt vil den formete gjenstand utgjøre en stang som dannes ved kompaktering under høyt trykk.
Ifølge en foretrukket utførelse av fremgangsmåten ifølge oppfinnelsen anvendes det bindemiddel av nikkel, jern og kobolt som har en sammensetning innen det området (A) som avgrenses av de følgende punkter som angir det vekt%-vise innhold av Ni, Fe og Co: 30Ni65Fe5Co, 30Ni40Fe30Co, 48Ni40Fel2Co, 83Ni5Fel2Co, 90Ni5Fe5Co. Ifølge en annen foretrukket utførelse er bindemidlets sammensetneing innen området (B) som avgrenses av de følgende punkter som angir det vekt%-vise innhold av Ni, Fe og Co: 30Ni40Fe30Co, 47,5Ni5Fe47,5Co, 83Ni5Fel2Co, 48Ni40Fel2Co. Fortrinnsvis utgjør wolframinnholdet i legeringen 90-97 vekt%.
Under diffunderingen bør gjenstanden oppvarmes til en temperatur innen området 1200-1400°C, og den holdes ved denne temperatur i et tidsrom på fra 1-3 timer. Derved vil restmengdene av hydrogen i den sintrede stang diffundere ut og vil føres bort av den strømmende argongass.
I løpet av dette oppvarmingstrinn er temperaturen tilstrekkelig til å muliggjøre at n-fasen eller intermetalliske forbindelser, som dannes på grenseflaten mellom grunnmassen og wolfram under avkjølingen fra sintringstemperaturen, kan diffundere inn i den JT-austenittiske fase, og etterlater wolfram/JT-austenitiske grenseområder som helt eller delvis er fri for l^-fase. Denne ønskede materialtilstand preserveres ved at den varmebe-handlede kompakterte stang bråkjøles i olje, vann eller saltlake.
Ifølge en foretrukket utførelse av fremgangsmåten ifølge oppfinnelsen underkastes gjenstanden under smiingen en temperatur på 300-600°C i ca. 1 time.
Normalt smis stangen til en tverrsnittsreduksjon på 5-35% og en typisk verdi vil være 25%. Den resulterende legering har uventet bedret strekkfasthets- og hardhetsegenskaper for en gitt duktilitet.
Ifølge en foretrukket utførelse av oppfinnelsen anvendes wolfram i en mengde på 90-97 vekt% av legeringen og det anvendes et bindemiddel bestående av 30-83% nikkel, 5-40% jern og 12-47,5% kobolt og hvor koboltmengden i bindemidlet er lik eller mindre enn nikkelmengden.
Når legeringen inneholder 85-95 vekt% wolfram mens legeringens hardhet beror på et bindemiddel av nikkel og jern, kjenne-tegnes fremgangsmåten ved at før blandingen kompakteres, erstat-tes en del av bindemiddelets koboltinnhold med nikkel- og jern-pulver slik at nikkelet således er tilstede i en mengde på 30-90% mens jern er tilstede i en mengde på 5-65% av bindemidlet, idet mengden av kobolt i bindemidlet ef lik eller mindre enn nikkelmengden, og for å øke hardhetsegenskapene til den sintrede gjenstand til det høyest mulige nivå underkastes gjenstanden en temperatur på ca. 800°C i et tilstrekkelig tidsrom til å oppnå slike høye nivåer, idet de forbedrete hardhetsegenskaper opprettholdes ved fortsatt oppvarming av den sintrede gjenstand ved den forannevnte temperatur på 800°C. I dette tilfelle anvendes kobolt i en mengde på 12-47,5%, nikkel i en mengde på 30-83% og jern er tilstede i en mengde på 5-40% basert på vekten av bindemiddel, mens det anvendes wolfram i en mengde på 90-97 vekt%. Fortrinnsvis behandles legeringen over ca. 2 dager for å oppnå mulig hardhet i den sintrede legering.
Oppfinnelsen skal i det etterfølgende forklares under hen-visning til de etterfølgende eksempler, og til figurene hvor: Fig. 1 viser et ternærdiagram som illustrerer bindemiddelsammensetningen av nikkel, jern og kobolt som begge er anvende-lige og foretrukne til fremstilling av wolfram-nikkel-jern-kobolt-tungmetallegeringer med høy densitet ifølge oppfinnelsen. Fig. 2 viser en kurve som illustrerer hardhetsegenskapene i legeringens wolframfase og grunnmassen av wolfram ifølge oppfinnelsen etter at den er underkastet elding sammenlignet med en kontrollegering. Fig. 3 viser et mikrofotografi av en tungmetallegering av wolfram ifølge oppfinnelsen og med en forstørrelse på X200. Fig. 4 viser et mikrofotografi av en tungmetallegering av wolfram som har en overskuddsmengde av kobolt, med forstørrelse X200. Fig. 5 viser et mikrofotografi av en tungmetallwolfram-legering som har samme sammensetning som legeringen ifølge fig. 3 men som er underkastet en annen glødebehandling, og med en for-størrelse på 1300 X. Fig. 6 viser en kurve over fasthet og duktilitet sammenlignet med tungmetallwolframlegeringer på ulike trinn under behand-lingen . Fig. 7 viser en kurve som illustrerer en flere dagers elde-behandlingsvirkning på hardhet til en tilsvarende sintret legering ifølge oppfinnelsen sammenlignet med en tilsvarende sintret kontroilegering.
I høydensitetslegeringen ifølge oppfinnelsen vil nikkel, jern og kobolt oppløse wolfram under oppvarming til disses smeltepunkt. Mens løseligheten varierer for hvert element og synker betydelig ved avkjøling, er løseligheten vanligvis i området 10-25 vekt% wolfram holdt i løsning for det hensiktsmessige område av nikkel-jern-koboltsammensetningen. Nikkel oppviser den høyeste løselighet og kobolt den laveste.
En legering av den ovennevnte type med 90 vekt% wolfram vil således inneholde 3-9 vekt% nikkel, 0,5-6,5 vekt% jern og 0,5-4,75 vekt% kobolt, og den inneholder fortrinnsvis 3-8,3 vekt% nikkel, 0,5-4 vekt% jern og 1,2-4,75 vekt% kobolt. En legering hvor wolfram utgjør en mengde på 97 vekt% inneholder ca. 0,9-2,7 vekt% nikkel, 0,15-1,95 vekt% jern og 0,15-1,425 vekt% kobolt, og inneholder fortrinnsvis 0,9-2,49 vekt% nikkel, 0,15-1,2 vekt% jern og 0,36-1,425 vekt% kobolt. Kompakterte klumper eller stenger av slike pulvere prepareres under anvendelse av trykk på ca. 1,6-2,5 kp/cm<2> (10-15 tonn pr. inch<2>) uten tilsats av et temporært bindemiddel eller smøremiddel. Deretter anbringes klumpene og stengene på smeltefremstilt aluminiumoksidsand i keramikkbeholdere eller molybdenskip og oppvarmes i en hydrogenatmosfære til en temperatur på 1460-1590°C, og denne temperatur er tilstrekkelig til å gjøre nikkel, jern, kobolt og wolfram flytende i løsning, i et tidsrom på 30-60 minutter.
Etter avkjøling oppvarmes stengene i en atmosfære av strømmende argongass til en temperatur i området 1100-1500°C, og fortrinnsvis 1200-1400°C i 1-3 timer, og disse betingelser er tilstrekkelige til at den intermetalliske fase,, dvs. u-fasen (som dannes i grenseflaten mellom grunnmassen og wolfram under av-kjøling fra sintringstemperaturen) kan diffundere i den V-austenitiske fase og etterlater «*-wolfram/8-austenitiske grenseområder helt eller delvis fritt for n-fasen eller intermetalliske forbindelser. Videre diffunderer en betydelig andel av restmengden av hydrogen i den sintrede stang ut, og føres bort av argongass-atmosfæren.
Den glødede stang med ønsket materialtilstand preserveres ved bråkjøling i olje, vann eller saltlake. En slik bråkjøling fører til at stangen kjøles til romtemperaturen med en hastighet på over ca. 5°C per sekund, og fortrinnsvis over 25°C per sekund. Dersom stangen ikke bråkjøles på denne måte oppnår man ikke de ønskede forbedrede mekaniske egenskaper. Umiddelbart deretter smies stangen med en tverrsnittsreduksjon på 5-40% og fortrinnsvis 20-25%, og kan deretter eldes ved en temperatur på ca.
300-500°C i ca. 1 time dersom det ønskes en ytterligere bedring i egenskapene. De resulterende legeringer har uventede bedrede hardhetsegenskaper og bedrede strekkfasthetsegenskaper samtidig som de bevarer sin duktilitet og egner seg for anvendelser ved høye spenninger, såsom i kinetisk energipenetratorer som får bedrete ballistiske egenskaper.
Det foretrekkes at dersom legeringsmaterialet som skal smies, først oppvarmes til ca. 300°C for å lette smiprosessen, f.eks. dersom det tungsmiingsutstyr som vanligvis anbefales ér tilgjengelig, er det mulig å smi og elde legeringen simultant, noe som fører til en høy densitet, dvs. 17-18,5 og med bedre hardhet og strekkfasthet samtidig som det opprettholdes den nød-vendige duktilitet til å innarbeides f.eks. i kinetiske energi-. penetratorer.
De følgende eksempler skal illustrere de forbedrede wolfram-nikkel-jern-koboltlegeringer med høy densitet og fremgangsmåten til fremstilling av slike legeringer.
Eksempel 1
En kontrollegering for sammenligning med legeringen ifølge oppfinnelsen, ble fremstilt av pulvere av wolfram, nikkel og jern som ble homogent blandet og utformet til en stang med sammensetningen 93% wolfram, 4,9% nikkel og 2,1% jern og underkastet et trykk på 2,3 kp/cm<2> (15 tonn/inch<2>). Den kompakterte stang ble anbrakt på smeltefremstilt aluminasand i en keramikkbeholder og oppvarmet i en hydrogenatmosfære til en temperatur på 1525°C i et tidsrom på 30 minutter, og deretter avkjølt til romtemperatur. Stangen ble testet og funnet å ha en Rockwell C-hardhet på 30, en maksimal strekkfasthet (UTS) på 9350 kp/cm<2> og en bruddforlengel-se på 16%.
Den sintrede stang ble glødet i vakuum i 10 timer ved 1050°C og et atmosfærestrykk på ca. 0,01 mm Hg. Etter avkjøling til romtemperatur ble stangen testet, og hardhetsegenskapene var uforandret. Imidlertid hadde den maksimale strekkfasthet øket til 9455 kp/cm<2> mens bruddforlengelsen hadde øket til 28%.
Deretter ble stangen behandlet i en atmosfære av strømmende argongass ved en temperatur på 1100°C i 1 time og deretter av-kjølt i vann. Testingen viste at materialets hardhet var uforandret mens den maksimale strekkfasthet nå var 9490 kp/cm<2> og forlengelsen var 31%. Deretter ble stangen smidd med en tverrsnittsreduksjon på 25%. Ved testingen ble det funnet at hardheten var Rockwell C 39, strekkfastheten var 11600 kp/cm<2> og forlengelsen var 10%.
En del av stangen ble deretter eldet ved 300°C i 1 time og en annen del av stangen ble eldet ved 500°C i 1 time. De oppnådde egenskaper sammen med de foregående egenskaper fremgår av tabell 1.
Mens strekkfastheten og hardheten fortsatt bedres etter elding, er det et betydelig fall i verdien for % forlengelse.
<*> kp/cm<2>
<**> Forhold mellom lengde og diameter 4:1 (ASTM E8)
Krysshodets hastighet 0,00 75 cm/minutt
Eksempel 2
Prosesstrinnene ifølge eks. 1 ble gjentatt med en høydensi-tetslegering hvor legeringssammensetningen var 93% wolfram, 2,1% kobolt, 3,43% nikkel og 1,47% jern. Denne sammensetning represen-terte en 30% substitusjon av bindemiddelmengden ifølge eks. 1 med kobolt, dvs. 30% av nikkelet og 30% av jernet ble substituert med kobolt idet forholdet mellom nikkel og jern (Ni:Fe) ble holdt ved 7:3 i begge legeringer ifølge eksemplene 1 og 2.
Legeringsblandingen ifølge eks. 2 ble behandlet og testet på samme måte som legeringen ifølge eks. 1, og de følgende egenskaper ble bestemt.
Det er en åpenbar svekkelse i den koboltholdige legeringens egenskaper, etter at den er underkastet gløding. Resultatet er hva en fagmann kunne forvente når han ble kjent med nærværet at en stor mengde kobolt i bindemidlet. Etter gløding og bråkjøling på den måten som er beskrevet i eks. 1, blir legeringen så sprø at den er totalt uegnet for det tilsiktede anvendelsesområde.
Eksempel 3
En sintret stang med en sammensetning som stangen ifølge eks. 2 og fremstilt ifølge fremgangsmåten i eks. 2 og underkastet identiske prosessbetingelser bortsett fra at istedenfor at den først varmebehandles ved 1050°C i 10 timer i vakuum, ble den oppvarmet i en strømmende argonatmosfære ved en temperatur på 1350°C i 2 timer og deretter umiddelbart bråkjølt i vann. Stangen ble analysert med hensyn til spenning, forlengelse og hardhetsegenskaper og ble deretter behandlet ved identiske smi- og eldetrinn som beskrevet i eksempel 1, og man oppnådde de følgende resul-tater .
Det fremgår av eks. 3 at når løsningen av de intermetalliske faser finner sted ved glødetemperaturen på 1350°C samt at hydrogen fjernes fra stangen ved hjelp av argongassen, er det åpenbart at den økede fasthet skyldes nærværet av kobolt. Sammenligning av smidata demonstrerer at de uventede egenskaper skyldes kobolttilsatsene i legeringen. Rockwell C-hardheten på 43, 44,5 og 47,5 som oppnås i høydensitetslegeringene ifølge tabell 3 svarer til VHN-hardhet på ca. 480, 490 og 565 henholdsvis, som er nesten det doble av hardheten som oppnås ved kjent teknikk. VHN eller Vickers-hardheten uttrykkes i kilogram per kvadratmilli-meter.
En Rockwell C-hardhet på 43 som oppnås ved sammensetningen ifølge eks. 3 etter smiing på 25% reduksjon, er en svært signifi-kant hardhet for høydensitetslegeringen og gjør den uventet over-legen til anvendelse for formål med høy spenning såsom i kinetiske energipenetratorer særlig siden legeringens duktilitet er tilfredsstillende til fremstilling av slike penetratorer. Slike hardheter og strekkfastheter kan dessuten økes ved at legeringen etter smiingen, eldes ved en temperatur på ca. 300-600°C i ca. 1 time uten at legeringsduktilitet reduseres nevneverdig. Til sammenligning er strekkfastheten og hardheten for koboltholdige legeringer ifølge eks. 3, sammenlignet med de tilsvarende for kontrolllegeringen ifølge eks. 1, og som ikke inneholder kobolt, er egenskapene som fremgår av tabell 3, fullstendig uventede og klart overlegne. Således kan legeringen fremstilles til anvendelse i kinetiske energipenetratorer. Følgelig bør legeringen oppnå en Rockwell C hardhet på over 40, foretrukket minst 43, og mest foretrukket minst 47.
Ifølge mikrofotografiet på fig. 3 omfatter strukturen av tungmetallegeringen ifølge eks. 3, og som var underkastet gløde-behandling ved 1350°C og deretter bråkjølt, sfæriske wolframkorn og en duktil bindfase. Det er ingen intermetallisk fase, og legeringen er sterk og duktil.
Fig. 2 viser VHN-hardheten til wolfram og legeringens grunnmasse fremstilt i samsvar med fremgangsmåten beskrevet i eksempel 1 og 2. Hver legering ble smidd til 25% tverrsnittsreduksjon og deretter eldet i 1 time ved temperaturen som anvises på fig. 2. Fasthetsøkningen i grunnmassen er en følge av den forbedrede bearbeidingsherdning etter smiingen som følge av kobolts lavere stablefeilenergi.
Økningen i wolframfasens hardhet målt med en Vickers-hard-hetsprøvemetode med en belastning på 25 gram på 503-661 D.P.N. var totalt uventet. Dette har vist seg å være viktigst siden wol-framfasen utgjør den største volumfraksjon av legeringen i det viktige område av wolframinnhold for anvendelser med høy spenning, såsom i kinetisk energipenetratorer.
Mikrofotografiet ifølge fig. 4 viser de dårligere resul-tater som oppnås når kobolt er tilstede i en mengde på 50 vekt% i bindemidlet. Tungmetallegeringen av wolfram har sammensetningen 93 vekt% wolfram, 2,45 vekt% nikkel, 1,05 vekt% jern og 3,5 vekt% kobolt, og legeringen ble underkastet den samme behandling som tungmetall-wolframlegeringen ifølge eks. 3 samt gløding ved 1350°C i 2 timer. Det er åpenbart fra fig. 4 at legeringens struktur har en struktur av sfæriske wolframkorn og signifikante mengder av en intermetallisk fase som er merket B. Den duktile bindefase er markert ved I, og legeringen var svært sprø.
Tungmetall-wolframlegeringen som vises på mikrofotografiet på fig. 5, selv om den har samme sammensetning som legeringen ifølge eksempel 3, ble vakuumglødet ved 1050°C i 10 timer, dvs. ved standardprosessen som anvendes på dette fagområde. Legeringen hadde dårlige egenskaper. Den sprø fase er tilstede på grenseflaten mellom bindemiddel og wolfram og er anvist med en pil.
Fastheten i forhold til duktilitetsegenskapene til tungmetall-wolf ramlegeringene ifølge eksempel 1 uten kobolt i bindemidlet og tabell 3 med kobolt i bindemidlet, hvori den sistnevnte er glødet i samsvar med oppfinnelsen, er plottet i diagrammet på fig. 6 fra data i tabell 1 og 3 på ulike trinn i prosessen. De koboltholdige høydensitetslegeringer ifølge oppfinnelsen viser overlegne fasthets- og duktilitetsegenskaper.
Mens det foretrekkes å gløde legeringen i en strøm av argongass ifølge oppfinnelsen, er det åpenbart at det kan anvendes andre inertgassatmosfærer som er tilstrekkelig hydrogen-frie, eksempelvis helium, nitrogen etc.
Det skal dessuten bemerkes at sintrede legeringer med sammensetninger som fremgår av eksemplene 1 og 3, etter at disse er formet som de således sintrede produkter og deretter eldet ved over 800°C over et lengre tidsrom på fra 1-8 dager, bedrer sine hardhetsegenskaper til en maksimal hardhet etter 2 dager. Ytterligere elding resulterer i en kontinuerlig nedgang i hardhetsegenskapene i den således sintrede kontroll-legeringssammensetning fremstilt i samsvar med eksempel 1, mens den således sintrede legeringssammensetning fremstilt i samsvar med eks. 3 får kun en svak hardhetssenkning fra toppunktet etter 4 dager og øker deretter kontinuerlig til betydelig over sin maksimale hardhet etter 8 dager. At den koboltholdige sintrede legering gav et slikt resultat var totalt overraskende og uventet.
Claims (13)
1. Wolfram-nikkel-jern-koboltlegering med høy densitet, med en strekkfasthet på minst 12656 kp/cm<2>, og med en Rockvell C hardhet på over 40, karakterisert ved at den omfatter 85-98 vekt% wolfram hvor resten omfatter et bindemiddel omfattende 30-90 vekt% nikkel, 5-65 vekt% jern og 5-47,5 vekt% kobolt, at koboltmengden er lik eller mindre enn nikkelmengden, og at legeringen stort sett består av en^-wolfram fase og en tf-austenittisk fase hvor grenseområdet mellom «c-wolfram og df-austenitt er stort sett uten intermetallisk fase i form av Co7W6.
2. Legering i samsvar med krav 1, karakterisert ved at bindemiddelet inneholder 30-83 vekt% nikkel, 40-65 vekt% jern og 12-47,5 vekt% kobolt og koboltmengden er lik eller mindre enn nikkelmengden.
3. Legering i samsvar med et av de foregående krav, karakterisert ved at den omfatter ca. 93 vekt% wolfram, 3,4 vekt% nikkel, 1,5 vekt% jern og 2,1 vekt% kobolt.
4. Fremgangsmåte til fremstilling av en legering med høy densitet for å frembringe en gjenstand som har forbedrete mekaniske egenskaper omfattende strekkfasthet og hardhet samtidig som den bevarer en tilfredsstillende duktilitet for etterfølgende bearbeidelse, karakterisert ved at det fremstilles en legering inneholdende 85-98 vekt% wolfram hvor resten utgjør bindemiddel omfattende 30-90 vekt% nikkel, 5-65 vekt% jern og 5-47,5% kobolt, ved de følgende trinn: at pulvere av wolfram, nikkel, jern og kobolt blandes til en homogen blanding, den homogene blanding kompakteres til en formet gjenstand, den formete gjenstand oppvarmes i en hydrogenatmosfære til en temperatur innen området 1460-1590°C og et tidsrom på inntil ca. 60 minutter som er tilstrekkelig til å sintre gjenstanden, den sintrede gjenstand avkjøles til romtemperatur, den sintrede gjenstand anbringes i en strøm av argongass samtidig som den utsetttes for en temperatur innen området 1100-1500°C som er tilstrekkelig til at den intermetalliske fase som dannes på grenseflaten mellom grunnmassen og wolfram under avkjølingen av den sintrede gjenstand til romtemperatur, diffunderer inn i den tf-austenittiske fase slik at grenseflaten mellom o*—wolfram og K-austenitt er stort sett uten slik intermetallisk fase, gjenstanden bråkjøles til romtemperatur, og den bråkjølte gjenstand smies til en overflatereduksjon på 5-40%.
5. Fremgangsmåte i samsvar med krav 4, karakterisert ved at det anvendes bindemiddel av nikkel, jern og kobolt som har en sammensetning innen det området (A) som avgrenses av de følgende punkter som angir det vekt%-vise innhold av Ni, Fe og Co: 30Ni65Fe5Co, 30Ni40Fe30Co, 48Ni40Fel2Co, 83Ni5Fel2Co, 90Ni5Fe5Co.
6. Fremgangsmåte i samsvar med krav 4 eller 5, karakterisert ved at det anvendes bindemiddel av nikkel, jern og kobolt som har en sammensetning innen det området (B) som avgrenses av de følgende punkter som angir det vekt%-vise innhold av Ni, Fe og Co: 30Ni40Fe30Co, 47,5Ni5Fe47,5Co, 83Ni5Fel2Co, 48Ni40Fel2Co.
7. Fremgangsmåte i samsvar med et av kravene 4-6, karakterisert ved at det anvendes wolfram i legeringen i en mengde på 90-97 vekt%.
8. Fremgangsmåte i samsvar med krav 4, karakterisert ved at under diffunderingen oppvarmes gjenstanden til en temperatur innen området 1200-1400°C, og den holdes ved denne temperatur i et tidsrom på fra 1-3 timer.
9. Fremgangsmåte i samsvar med et av de foregående krav 4-9, karakterisert ved at under smiingen underkastes gjenstanden en temperatur på 300-600°C i ca. 1 time.
10. Fremgangsmåte i samsvar med et av de foregående krav 4-9, karakterisert ved at det anvendes wolfram i en mengde på 90-97 vekt% av legeringen og det anvendes et bindemiddel bestående av 30-83% nikkel, 5-40% jern og 12-47,5% kobolt og hvor koboltmengden i bindemidlet er lik eller mindre enn nikkelmengden.
11. Fremgangsmåte i samsvar med et av de foregående krav 4-10, hvor legeringen inneholder 85-9 5 vekt% wolfram mens legeringens hardhet beror på et bindemiddel av nikkel og jern, karakterisert ved at før blandingen kompakteres, erstat-tes en del av bindemiddelets koboltinnhold med nikkel- og jern^ pulver slik at nikkelet således er tilstede i en mengde på 30-90% mens jern er tilstede i en mengde på 5-65% av bindemidlet, idet mengden av kobolt i bindemidlet er lik eller mindre enn nikkelmengden, og
for å øke hardhetsegenskapene til den sintrede gjenstand til det høyest mulige nivå underkastes gjenstanden en temperatur på ca. 800°C i et tilstrekkelig tidsrom til å oppnå slike høye nivåer, idet de forbedrete hardhetsegenskaper opprettholdes ved fortsatt oppvarming av den sintrede gjenstand ved den forannevnte temperatur på 800°C.
12. Fremgangsmåte i samsvar med krav 11, karakterisert ved at det anvendes kobolt i en mengde på 12-47,5%, nikkel i en mengde på 30-83% og jern er tilstede i en mengde på 5-40% basert på vekten av bindemiddel, mens det anvendes wolfram i en mengde på 90-97 vekt%.
13. Fremgangsmåte i samsvar med krav 11,k karakterisert ved at den nødvendige behandlingstid for å oppnå høyest mulig hardhet i den sintrede legering er ca. 2 dager.
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| US07/079,428 US4762559A (en) | 1987-07-30 | 1987-07-30 | High density tungsten-nickel-iron-cobalt alloys having improved hardness and method for making same |
Publications (4)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| NO883357D0 NO883357D0 (no) | 1988-07-29 |
| NO883357L NO883357L (no) | 1989-01-31 |
| NO172811B true NO172811B (no) | 1993-06-01 |
| NO172811C NO172811C (no) | 1993-09-08 |
Family
ID=22150478
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| NO883357A NO172811C (no) | 1987-07-30 | 1988-07-29 | Wolfram-nikkel-jern-kobolt-legering og fremgangsmaate til fremstilling av samme |
Country Status (7)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4762559A (no) |
| EP (1) | EP0304181B1 (no) |
| AT (1) | ATE95842T1 (no) |
| BR (1) | BR8803809A (no) |
| DE (1) | DE3884887T2 (no) |
| IL (1) | IL87230A (no) |
| NO (1) | NO172811C (no) |
Families Citing this family (41)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| FR2617192B1 (fr) * | 1987-06-23 | 1989-10-20 | Cime Bocuze | Procede pour reduire la dispersion des valeurs des caracteristiques mecaniques d'alliages de tungstene-nickel-fer |
| FR2622209B1 (fr) * | 1987-10-23 | 1990-01-26 | Cime Bocuze | Alliages lourds de tungstene-nickel-fer a tres hautes caracteristiques mecaniques et procede de fabrication desdits alliages |
| US5008071A (en) * | 1988-01-04 | 1991-04-16 | Gte Products Corporation | Method for producing improved tungsten nickel iron alloys |
| US4836979A (en) * | 1988-06-14 | 1989-06-06 | Inco Limited | Manufacture of composite structures |
| US5106431A (en) * | 1990-11-13 | 1992-04-21 | Alliant Techsystems Inc. | Process for creating high strength tubing with isotropic mechanical properties |
| US5048162A (en) * | 1990-11-13 | 1991-09-17 | Alliant Techsystems Inc. | Manufacturing thin wall steel cartridge cases |
| SE470204B (sv) * | 1991-05-17 | 1993-12-06 | Powder Tech Sweden Ab | Sätt att framställa en legering med hög densitet och hög duktilitet |
| DE4318827C2 (de) * | 1993-06-07 | 1996-08-08 | Nwm De Kruithoorn Bv | Schwermetallegierung und Verfahren zu ihrer Herstellung |
| US5821441A (en) * | 1993-10-08 | 1998-10-13 | Sumitomo Electric Industries, Ltd. | Tough and corrosion-resistant tungsten based sintered alloy and method of preparing the same |
| KR100255356B1 (ko) * | 1997-08-12 | 2000-05-01 | 최동환 | 텅스텐기 소결합금의 열처리방법 |
| US6136105A (en) * | 1998-06-12 | 2000-10-24 | Lockheed Martin Corporation | Process for imparting high strength, ductility, and toughness to tungsten heavy alloy (WHA) materials |
| US6464433B1 (en) * | 1998-12-10 | 2002-10-15 | Kennametal Pc Inc. | Elongate support member and method of making the same |
| US6447715B1 (en) * | 2000-01-14 | 2002-09-10 | Darryl D. Amick | Methods for producing medium-density articles from high-density tungsten alloys |
| KR100375944B1 (ko) * | 2000-07-08 | 2003-03-10 | 한국과학기술원 | 기계적 합금화에 의한 산화물 분산강화 텅스텐 중합금의 제조방법 |
| DE10048833C2 (de) * | 2000-09-29 | 2002-08-08 | Siemens Ag | Vakuumgehäuse für eine Vakuumröhre mit einem Röntgenfenster |
| US7217389B2 (en) * | 2001-01-09 | 2007-05-15 | Amick Darryl D | Tungsten-containing articles and methods for forming the same |
| RU2206629C2 (ru) * | 2001-06-04 | 2003-06-20 | Государственное унитарное предприятие "Всероссийский научно-исследовательский и проектный институт тугоплавких металлов и твердых сплавов" | Сплав на основе вольфрама |
| US6749802B2 (en) | 2002-01-30 | 2004-06-15 | Darryl D. Amick | Pressing process for tungsten articles |
| WO2003064961A1 (en) * | 2002-01-30 | 2003-08-07 | Amick Darryl D | Tungsten-containing articles and methods for forming the same |
| DE10231777A1 (de) * | 2002-07-13 | 2004-02-05 | Diehl Munitionssysteme Gmbh & Co. Kg | Verfahren zur Herstellung eines Wolfram-Basismaterials und Verwendung desselben |
| US7000547B2 (en) | 2002-10-31 | 2006-02-21 | Amick Darryl D | Tungsten-containing firearm slug |
| US7059233B2 (en) * | 2002-10-31 | 2006-06-13 | Amick Darryl D | Tungsten-containing articles and methods for forming the same |
| US7383776B2 (en) * | 2003-04-11 | 2008-06-10 | Amick Darryl D | System and method for processing ferrotungsten and other tungsten alloys, articles formed therefrom and methods for detecting the same |
| US7360488B2 (en) * | 2004-04-30 | 2008-04-22 | Aerojet - General Corporation | Single phase tungsten alloy |
| US7399334B1 (en) | 2004-05-10 | 2008-07-15 | Spherical Precision, Inc. | High density nontoxic projectiles and other articles, and methods for making the same |
| US20050284689A1 (en) * | 2004-06-23 | 2005-12-29 | Michael Simpson | Clockspring with sound dampener |
| WO2007060907A1 (ja) * | 2005-11-28 | 2007-05-31 | A.L.M.T.Corp. | タングステン合金粒、それを用いた加工方法およびその製造方法 |
| US8122832B1 (en) | 2006-05-11 | 2012-02-28 | Spherical Precision, Inc. | Projectiles for shotgun shells and the like, and methods of manufacturing the same |
| US8486541B2 (en) * | 2006-06-20 | 2013-07-16 | Aerojet-General Corporation | Co-sintered multi-system tungsten alloy composite |
| DE102007017306A1 (de) * | 2007-04-11 | 2008-10-16 | H.C. Starck Gmbh | Längliches Hartmetallwerkzeug mit Eisenbasis-Binder |
| WO2010008647A1 (en) | 2008-07-14 | 2010-01-21 | Exxonmobil Upstream Research Company Corp-Urc-Sw-359 | Systems and methods for determining geologic properties using acoustic analysis |
| DE102010022888B4 (de) * | 2010-06-07 | 2012-05-03 | Kennametal Inc. | Legierung für einen Penetrator sowie Verfahren zur Herstellung eines Penetrators aus einer solchen Legierung |
| US9046328B2 (en) | 2011-12-08 | 2015-06-02 | Environ-Metal, Inc. | Shot shells with performance-enhancing absorbers |
| US10690465B2 (en) | 2016-03-18 | 2020-06-23 | Environ-Metal, Inc. | Frangible firearm projectiles, methods for forming the same, and firearm cartridges containing the same |
| US10260850B2 (en) | 2016-03-18 | 2019-04-16 | Environ-Metal, Inc. | Frangible firearm projectiles, methods for forming the same, and firearm cartridges containing the same |
| CN108277411A (zh) * | 2018-03-27 | 2018-07-13 | 江西澳科新材料科技有限公司 | 纳米钨合金及其制备方法 |
| CN113913637A (zh) * | 2020-07-08 | 2022-01-11 | 核工业西南物理研究院 | 一种具有室温韧性块体钨材料的制备方法 |
| CN113969363A (zh) * | 2020-07-23 | 2022-01-25 | 核工业西南物理研究院 | 一种具有低温韧性和高再结晶温度的钨合金的制备方法 |
| CN114293082A (zh) * | 2021-12-28 | 2022-04-08 | 海特信科新材料科技有限公司 | 一种核医疗屏蔽用钨基合金及其制备方法 |
| CN114717556B (zh) * | 2022-03-11 | 2024-04-26 | 珠海粤清特环保科技有限公司 | 一种阀门及其强化方法和应用 |
| CN115522144B (zh) * | 2022-10-10 | 2023-06-23 | 南京理工大学 | 一种高强度钨合金制备方法 |
Family Cites Families (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US3888636A (en) * | 1971-02-01 | 1975-06-10 | Us Health | High density, high ductility, high strength tungsten-nickel-iron alloy & process of making therefor |
| US3988118A (en) * | 1973-05-21 | 1976-10-26 | P. R. Mallory & Co., Inc. | Tungsten-nickel-iron-molybdenum alloys |
| US3979239A (en) * | 1974-12-30 | 1976-09-07 | Monsanto Company | Process for chemical-mechanical polishing of III-V semiconductor materials |
| US3979209A (en) * | 1975-02-18 | 1976-09-07 | The United States Of America As Represented By The United States Energy Research And Development Administration | Ductile tungsten-nickel alloy and method for making same |
| US4458599A (en) * | 1981-04-02 | 1984-07-10 | Gte Products Corporation | Frangible tungsten penetrator |
| DE3226648C2 (de) * | 1982-07-16 | 1984-12-06 | Dornier System Gmbh, 7990 Friedrichshafen | Heterogenes Wolfram-Legierungspulver |
| DE3438547C2 (de) * | 1984-10-20 | 1986-10-02 | Dornier System Gmbh, 7990 Friedrichshafen | Wärmebehandlungsverfahren für vorlegierte, zweiphasige Wolframpulver |
-
1987
- 1987-07-30 US US07/079,428 patent/US4762559A/en not_active Expired - Fee Related
-
1988
- 1988-07-27 IL IL87230A patent/IL87230A/xx not_active IP Right Cessation
- 1988-07-29 NO NO883357A patent/NO172811C/no unknown
- 1988-07-29 AT AT88306989T patent/ATE95842T1/de not_active IP Right Cessation
- 1988-07-29 DE DE88306989T patent/DE3884887T2/de not_active Revoked
- 1988-07-29 EP EP88306989A patent/EP0304181B1/en not_active Revoked
- 1988-08-01 BR BR8803809A patent/BR8803809A/pt not_active Application Discontinuation
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| EP0304181A1 (en) | 1989-02-22 |
| IL87230A (en) | 1992-06-21 |
| NO883357D0 (no) | 1988-07-29 |
| NO883357L (no) | 1989-01-31 |
| ATE95842T1 (de) | 1993-10-15 |
| US4762559A (en) | 1988-08-09 |
| IL87230A0 (en) | 1988-12-30 |
| DE3884887D1 (de) | 1993-11-18 |
| DE3884887T2 (de) | 1994-02-10 |
| BR8803809A (pt) | 1989-02-21 |
| EP0304181B1 (en) | 1993-10-13 |
| NO172811C (no) | 1993-09-08 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| NO172811B (no) | Wolfram-nikkel-jern-kobolt-legering og fremgangsmaate til fremstilling av samme | |
| CA2032351C (en) | Oxidation resistant low expansion superalloys | |
| US4292077A (en) | Titanium alloys of the Ti3 Al type | |
| Panina et al. | Structures and mechanical properties of Ti-Nb-Cr-V-Ni-Al refractory high entropy alloys | |
| US4879092A (en) | Titanium aluminum alloys modified by chromium and niobium and method of preparation | |
| US5286443A (en) | High temperature alloy for machine components based on boron doped TiAl | |
| US4770725A (en) | Nickel/titanium/niobium shape memory alloy & article | |
| EP0312966B1 (en) | Alloys containing gamma prime phase and process for forming same | |
| US3767385A (en) | Cobalt-base alloys | |
| US20040258557A1 (en) | High strength multi-component alloy | |
| US4897127A (en) | Rapidly solidified and heat-treated manganese and niobium-modified titanium aluminum alloys | |
| US4676829A (en) | Cold worked tri-nickel aluminide alloy compositions | |
| JP2011236503A (ja) | チタン−アルミニウム基合金から成る部材の製造方法及び部材 | |
| US5294269A (en) | Repeated sintering of tungsten based heavy alloys for improved impact toughness | |
| US4613480A (en) | Tri-nickel aluminide composition processing to increase strength | |
| EP0379798B1 (en) | Titanium base alloy for superplastic forming | |
| US2588007A (en) | Titanium-molybdenum-chromium alloys | |
| JPH0778265B2 (ja) | 熱脆性温度において延性を示すアルミニウム化三ニツケル基組成物の製法 | |
| CA2009598C (en) | Gamma titanium aluminum alloys modified by chromium and tungsten and method of preparation | |
| US3243291A (en) | High-temperature alloy | |
| US5200004A (en) | High strength, light weight Ti-Y composites and method of making same | |
| CA2025272A1 (en) | High-niobium titanium aluminide alloys | |
| US2883284A (en) | Molybdenum base alloys | |
| US3188206A (en) | Columbium alloy | |
| EP1052298A1 (en) | Creep resistant gamma titanium aluminide |