具有低的鉻蒸發(fā)速度和更高的高溫強(qiáng)度的耐熱鐵-鉻-鋁-合金的制作方法
【專利摘要】鐵-鉻-鋁-合金，所述鐵-鉻-鋁-合金具有改進(jìn)的高溫強(qiáng)度、低的鉻蒸發(fā)速度和良好的可加工性，具有(以質(zhì)量％計(jì))2.0至4.5％的Al、12至25％的Cr、1.0至4％的W、0.25至2.0％的Nb、0.05至1.2％的Si、0.001至0.70％的Mn、0.001至0.030％的C、0.0001至0.05％的Mg、0.0001至0.03％的Ca、0.001至0.030％的P、至多0.03％的N、至多0.01％的S，剩余為鐵和常見(jiàn)的由熔煉造成的雜質(zhì)。
【專利說(shuō)明】具有低的鉻蒸發(fā)速度和更高的高溫強(qiáng)度的耐熱鐵-鉻-紹-合金
[0001]本發(fā)明涉及熔融冶金制備的鐵-鉻-鋁-合金，所述鐵-鉻-鋁-合金具有出色的耐腐蝕性，低的鉻蒸發(fā)速度和更高的高溫強(qiáng)度。
[0002]DE 100 25 108 Al提及一種高溫材料，所述高溫材料包含形成氧化鉻的鐵合金，所述鐵合金具有至多2質(zhì)量％的至少一種選自Y、Ce、Zr、Hf和Al的親氧性元素，至多2質(zhì)量％的選自Mn、Ni 和Co的元素M，所述元素M與氧化鉻在高溫下形成MCr2O4型尖晶石相，至多2質(zhì)量％的選自T1、Hf、Sr、Ca和Zr的另一種元素，所述另一種元素升高Cr基氧化物的導(dǎo)電性。鉻含量應(yīng)在12和28%之間的濃度范圍內(nèi)。這種高溫材料的應(yīng)用領(lǐng)域?yàn)楣腆w氧化物-燃料電池(高溫-燃料電池或S0FC)中的雙極性板。
[0003]EP I 298 228 Al涉及用于固體氧化物-燃料電池的鋼，所述鋼具有如下組成:不超過(guò)0.2%的C、不超過(guò)1%的S1、不超過(guò)1%的Mn、不超過(guò)2%的N1、15-30%的Cr、不超過(guò)I %的Al、不超過(guò)0.5 %的Y、不超過(guò)0.2 %的SE和不超過(guò)I %的Zr，剩余為鐵和由制備造成的雜質(zhì)。
[0004]這兩種合金的共同之處是在超過(guò)700°C的溫度下的較低的高溫強(qiáng)度和不足的耐蠕變性。然而在700°C和約900°C之間的范圍內(nèi)，這些合金具有卓越的耐氧化性和耐腐蝕性并且由于通過(guò)錳成分形成鉻-錳-尖晶石而具有較低的鉻蒸發(fā)。
[0005]通過(guò)DE 10 2006 007 598 Al已知耐蠕變的鐵素體鋼，所述鐵素體鋼包含具有至少一種金屬合金元素M的Fe2 (M，Si)或Fe7(M，Si)6型金屬間相的沉積物，所述金屬合金元素M可以通過(guò)元素鈮、鑰、鎢或鉭形成。所述鋼應(yīng)優(yōu)選用于固體氧化物-燃料電池堆中的雙極性板。
[0006]通過(guò)EP I 536 031 Al已知用于固體氧化物-燃料電池的金屬材料，所述金屬材料包含≤ 0.2%的 C、0.02 至 1%的 S1、≤ 2%的 Mn、10 至 40%的 Cr、0.03 至 5%的 Μο、0.I至3%的Nb、至少一種選自Sc、Y、La、Ce、Pr、Nd、Pm、Sn、Zr的元素和Hf ^ 1%，其余為鐵和不可避免的雜質(zhì)，其中組成應(yīng)滿足下式:0.1 ^ Mo / Nb ^ 30。
[0007]EP1882756A1描述了特別是可用于固體氧化物-燃料電池的鐵素體鉻鋼。所述鉻鋼具有如下組成:c至多0.1%, Si0.1-1%, Mn至多0.6%、Crl5-25%, Ni至多2%、Mo0.5-2%, Nb0.2-1.5%, Ti 至多 0.5%, Zr 至多 0.5%, SE 至多 0.3%, Al 至多 0.1%, N至多0.07%，剩余為Fe和由熔煉造成的雜質(zhì)，其中Zr+Ti的含量為至少0.2%。
[0008]相比于DEl 00 25 108 Al和EP I 298 228 A2，上述已知的合金通過(guò)形成沉積物而具有在超過(guò)700°C的溫度下改進(jìn)的高溫強(qiáng)度和更高的耐蠕變性，所述沉積物阻礙材料的位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)并因此阻礙材料的塑性變形。例如在DE 10 2006 007 598 Al的情況下，所述沉積物由組成為Fe2 (M，Si)或Fe7 (M，Si) 6的金屬間化合物的Laves相組成，其中M可以為鈮、鑰、鎢或鉭。在此應(yīng)達(dá)到I至8%，優(yōu)選2.5至5%的體積分?jǐn)?shù)。然而其也可以是其它沉積物，例如含F(xiàn)e和/或含Cr和/或含Si的粒子，例如在EP I 536 031 Al中所述，或者具有Nb、W、Mo的碳化物。所有這些粒子的共同之處是阻礙材料的變形。
[0009]通過(guò)上述現(xiàn)有技術(shù)已知，少量加入Y、Zr、T1、Hf、Ce、La和相似的反應(yīng)性元素可以劇烈地積極影響Fe-Cr-合金的耐氧化性。
[0010]DE 10 2006 007 598 AUEP I 536 031 Al 和 EP I 882 756 Al 中提及的合金對(duì)
于作為固體氧化物-燃料電池的連接板的用途來(lái)說(shuō)是最佳的:其通過(guò)使用具有10至40%的鉻的鐵素體合金而具有盡可能適應(yīng)陶瓷構(gòu)件陽(yáng)極和電解質(zhì)的膨脹系數(shù)。
[0011]除了上述蠕變強(qiáng)度之外，固體氧化物-燃料電池的連接鋼的其它要求為極好的耐腐蝕性、氧化物層的良好的傳導(dǎo)性和較低的鉻蒸發(fā)。
[0012]與連接板的要求相似，固體氧化物-燃料電池的重整器和換熱器的要求為盡可能好的蠕變強(qiáng)度、極好的耐腐蝕性和較低的鉻蒸發(fā)。對(duì)于這些構(gòu)件，氧化物必須為非傳導(dǎo)性的，因?yàn)椴恍枰娏魍ㄟ^(guò)。
[0013]DE 10 2006 007 598 Al中例如通過(guò)形成氧化鉻頂層而達(dá)到耐腐蝕性。通過(guò)在氧化鉻頂層上額外形成具有Mn、N1、Co或Cu的尖晶石，形成低揮發(fā)性氧化鉻或氫氧化鉻，氧化鉻或氫氧化鉻使陰極中毒。通過(guò)Si在Laves相Fe2 (M，Si)或Fe7 (M，Si) 6中穩(wěn)定結(jié)合，在氧化鉻頂層下方也不形成非傳導(dǎo)性氧化硅底層。通過(guò)保持低Al含量而進(jìn)一步改進(jìn)耐腐蝕性，因此避免由于鋁的內(nèi)部氧化而造成的腐蝕增加。少量加入Ti還造成表面的凝固并且因此避免氧化物層隆起和氧化物層中夾雜金屬區(qū)域，所述金屬區(qū)域使氧化增加。此外，加入親氧性元素例如La、Ce、Y、Zr等使耐腐蝕性進(jìn)一步升高。
[0014]上述現(xiàn)有技術(shù)的共同之處在于，鋼在鉻-氧化錳層下方形成由氧化鉻組成的氧化物層，其總體上是傳導(dǎo)性的。當(dāng)鋼必須作為連接板安裝在固體氧化物-燃料電池中時(shí)，必須使用這種傳導(dǎo)性氧化物層。在作為固體氧化物-燃料電池的重整器或換熱器的用途中，也需要極低的鉻蒸發(fā)，因?yàn)橥ㄟ^(guò)所述構(gòu)件輸送的氣體和在固體氧化物-燃料電池中輸送的氣體，以及由其蒸發(fā)的鉻可以使固體氧化物-燃料電池中毒。然而氧化物層必須是非傳導(dǎo)性的，因此此處可以使用例如氧化硅層或氧化鋁層(對(duì)此例如參見(jiàn)Quadakkers W.J.，Piron-Abellan J.,Shemet V.,Singheiser L.Metallic Interconnects for Solid OxideFuel Cells-a Review, Materials at High Temperatures20(2)(2003) 115-127)。
[0015]向鐵-鉻-合金中加入硅促使形成變脆的σ相，σ相對(duì)于結(jié)構(gòu)部件來(lái)說(shuō)是不需要的。在形成氧化硅層的合金的情況下，其傾向于剝落，這是不利的(對(duì)此參見(jiàn)F.H.Stott，G.J.Gabriel, F.1.Wei, G.C.Wood, The development of silicon—containig oxidesduring the oxidation of Iron-chomium—base alloy, Werkstoffe und Korrosion38,(1987)，第 521-531 頁(yè))。
[0016]可以通過(guò)在鐵-鉻合金中加入足夠量的鋁從而達(dá)到氧化鋁層的形成。在高溫下使用時(shí)形成氧化鋁層的鐵素體鐵-鉻-鋁-合金例如通過(guò)如下文獻(xiàn)已知。
[0017]DE 103 10 865 B3描述了具有良好耐氧化性的鐵-鉻-鋁-合金對(duì)于柴油汽車(chē)和二沖程設(shè)備，特別是柴油發(fā)動(dòng)機(jī)和二沖程發(fā)動(dòng)機(jī)中的零件的用途，所述鐵-鉻-鋁-合金具有(以質(zhì)量％計(jì))2.5至5.0 %的鋁、10至25 %的鉻和0.05-0.8 %的硅，并且加入>0.01至0.1%的釔和/或>0.01至0.1%的鉿和/或>0.01至0.2%的鋯和/或>0.01至0.2%的鋪-混合金屬(Ce、La、Nd)以及由制備造成的雜質(zhì)。
[0018]DE 101 57 749 Al描述了具有較長(zhǎng)壽命的鐵-鉻-鋁-合金，所述鐵-鉻-鋁-合金具有(以質(zhì)量％計(jì))>2至3.6 %的鋁和>10至20 %的鉻并且加入0.1至I %的S1、至多0.5%的Μη、0.01至0.2%的釔和/或0.01至0.2%的Hf和/或0.01至0.3%的Zr、至多0.01%的Mg、至多0.01%的Ca、至多0.08%的碳、至多0.04%的氮、至多0.04%的磷、至多0.01%的硫、至多0.05%的銅和分別至多0.1%的鑰和/或鎢以及常見(jiàn)的由制備造成的雜質(zhì)，剩余為鐵。所述合金用作日用設(shè)備和爐結(jié)構(gòu)中的加熱元件中的熱導(dǎo)體，還用作催化劑中的載體箔以及用作制動(dòng)電阻和起動(dòng)電阻。
[0019]JP6116686A描述了具有卓越的耐氧化性的Fe-Cr-Al-合金,所述Fe-Cr-Al-合金包含(以質(zhì)量％計(jì))至多0.05%的碳、至多0.02%的氮、至多1.0%的硅、至多1.5%的錳、至多0.01%的硫、總共至多0.05%的鈦和鈮、至多0.01%的鈰、10至28%的鉻、I至6%的鋁、0.0003至0.010%的Ca，還有0.01至0.20%的鑭、0.01至1%的鋯，其中遵守式0.KZr / La〈20，剩余為鐵和不可避免的雜質(zhì)。所述合金用作箔。
[0020]JP62278248A描述了兼具良好的熱變形性和氧化物層的出色粘著性的鐵-鉻-鋁-合金。所述鐵-鉻-鋁-合金(以質(zhì)量％計(jì))由如下組成:10-26%的鉻、I至6%的鋁、0.006至0.08%的Y、0.0005至0.03%的鎂、剩余為鐵和不可避免的雜質(zhì)。當(dāng)需要時(shí)可以包含總共≤0.80 %的一種或多種選自0.03至0.40 %的T1、0.10至0.80 %的鋯和0.10至0.80 %的Nb的元素，在需要的情況下，包含總共0.006至0.08 %的元素Hf和/或稀土元素(除Y之外)。通過(guò)加入釔和鎂改進(jìn)了熱變形性和氧化物層的粘著性。所述合金用作導(dǎo)熱絲。[0021]US5, 228，932Α描述了 Fe-Cr-Al-合金，所述Fe-Cr-Al-合金具有良好的耐氧化性和較高的對(duì)抗高溫脆性的阻力。所述Fe-Cr-Al-合金包含(以質(zhì)量％計(jì))10至28%的鉻、I至10%的鋁、0.0003至0.010%的硼、0.01至0.20%的鑭、0.01至I %的鋯，其中遵守式0.KZr / La〈20。其還包含≤0.05%的碳、≤0.02%的氮、≤0.50%的硅、≤L 0%的錳、<0.05%的鈦，剩余為鐵以及不可避免的雜質(zhì)。任選以至多1%的量加入鈮、釩和鉭。所述鋼適合作為廢氣系統(tǒng)中的催化劑的載體材料。
[0022]在根據(jù)DE 103 10 865 B3、DE 101 57 749 Al、JP6116686A、JP62278248A 和 EP O516 097 Al的文獻(xiàn)中描述的鐵-鉻-鋁-合金的共同之處在于，其具有極低的高溫強(qiáng)度。
[0023]EP O 290 719 Al描述了鐵素體耐熱鋼，所述鐵素體耐熱鋼(以質(zhì)量％計(jì))由如下組成:至多0.10%的碳、至多0.80%的硅、0.10至0.50%的錳、至多0.035%的磷、至多0.020%的硫、12至30%的鉻、0.10至1.0 %的鑰、至多I %的鎳、3.5至8%的鋁、0.01至1%的Zr、0.003至0.8%的稀土金屬、0.003至0.30%的鈦、0.003至0.050%的氮，剩余為Fe和不可避免的雜質(zhì)。通過(guò)組合加入親氧性元素改進(jìn)所述鋼在高應(yīng)用溫度下的性質(zhì)。除了通過(guò)加入鋯、鈦和稀土金屬穩(wěn)定由所述鋼構(gòu)成的加熱元件的電阻之外，在內(nèi)應(yīng)力下，所述鋼在超過(guò)900°C的溫度下的蠕變伸長(zhǎng)大大降低并且因此耐熱性升高。產(chǎn)生的氧化物層提高保護(hù)功能從而在連續(xù)和/或周期性熱處理中保持金屬橫截面。所述鋼應(yīng)特別用于所有種類的加熱絲和加熱元件以及用于在燃燒過(guò)程之后用于引導(dǎo)和純化廢氣的結(jié)構(gòu)部件(廢氣催化劑)。
[0024]EP O 516 267 Al描述了鐵素體耐熱鋼，所述鐵素體耐熱鋼(以質(zhì)量％計(jì))由如下組成:少于0.03%的碳、少于I %的娃、少于I %的猛、少于0.04%的磷、少于0.03%的硫、15至25%的鉻、少于0.03%的氮、3至6%的鋁、0.1至4%的鑰、0.01至0.15%的釔和/或稀土金屬，剩余為鐵。任選可以加入0.05至I %的一種或多種元素鈮、釩和鈦。所述鋼在高溫下顯示出出色的耐氧化性。其適合用作廢氣系統(tǒng)中的催化劑的載體材料，然而也適合用于加熱元件。
[0025]EP O 290 719 Al和EP O 516 267 Al中描述的鐵-鉻-鋁-合金的共同之處在于，其允許加入至多4%的鑰并且因此有可能通過(guò)固溶體硬化機(jī)制產(chǎn)生一定的高溫強(qiáng)度。
[0026]W02009 / 124530A1描述了具有較長(zhǎng)壽命和較低熱電阻變化的鐵-鉻-鋁-合金，所述鐵-鉻-鋁-合金具有(以質(zhì)量％計(jì))4.5至6.5 %的鋁、16至24 %的鉻、1.0至4.0 %的鎢、0.05至0.7%的硅、0.001至0.5%的錳、0.02至0.1 %的釔、0.02至0.1 %的鋯、0.02至0.1%的鉿、0.003至0.030%的碳、0.002至0.03%的氮、至多0.01%的硫、至多0.5%的銅，剩余為鐵以及常見(jiàn)的由熔煉造成的雜質(zhì)。
[0027]在W02009 / 124530A1中描述的鐵-鉻-鋁-鎢-合金中，通過(guò)加入鎢通過(guò)固溶體硬化機(jī)制產(chǎn)生一定的高溫強(qiáng)度。所述合金對(duì)于熱導(dǎo)體應(yīng)用來(lái)說(shuō)是最佳的。因此4.5%的鋁含量下限已經(jīng)極高，因此可加工性相當(dāng)中等。
[0028]DE I 99 28 842 Al描述了鐵素體耐氧化鐵-鉻-鋁-釔-鉿-合金，所述鐵-鉻-鋁-釔-鉿-合金用于具有改進(jìn)的壽命和在高溫下降低的氧化速度和高的比電阻的箔和絲。所述鐵-鉻-鋁-釔-鉿-合金包含(以質(zhì)量％計(jì))16至22%的鉻、6至10%的鋁、0.02至1.0%的硅、至多0.5%的錳、0.02至0.1%的鉿、0.02至0.1%的釔、至多0.01%的鎂、至多0.02%的鈦、至多0.09%的鋯、至多0.02%的稀土金屬、至多0.1%的鍶、至多0.1 %的鉀、至多0.5%的銅、至多0.1 %的釩、至多0.1 %的鉭、至多0.1 %的鈮、至多0.03%的碳、至多0.01%的氮、至多0.01%的硼，剩余為鐵和常見(jiàn)的由熔煉造成的雜質(zhì)。
[0029]在DE 199 28 842 Al中描述的鐵-鉻-鋁-合金中，可以通過(guò)加入至多2%的鑰和/或鎢產(chǎn)生一定的高溫強(qiáng)度。所述合金被優(yōu)化從而作為廢氣催化劑的具有極小箔厚度的載體箔。因此6%的鋁含量下限已經(jīng)極高，因此難以加工成半成品。
[0030]此處描述的形成氧化鋁的鐵-鉻-鋁-合金具有過(guò)低的高溫強(qiáng)度，因?yàn)?如果有的話)僅通過(guò)固溶體硬化提供高溫強(qiáng)度的升高。一些鐵-鉻-鋁-合金還難以變形或加工。
[0031]市面上例如針對(duì)已經(jīng)提及的固體氧化物-燃料電池的換熱器提出產(chǎn)品要求:具有更高的高溫強(qiáng)度或蠕變強(qiáng)度和同時(shí)良好的熱延展性從而避免脆性破壞，遠(yuǎn)低于鉻-錳氧化物的蒸發(fā)速度的極低的鉻蒸發(fā) 速度以及極好的耐氧化性或耐腐蝕性，并且在室溫下維持可接受的可變形性和可加工性。因此合金的使用溫度應(yīng)為至多900°C而無(wú)需其它保護(hù)層。
[0032]只有這樣的合金滿足鉻蒸發(fā)的要求:所述合金形成穩(wěn)定緊密的α -氧化鋁層，包含少量Cr雜質(zhì)并且因此實(shí)際上不顯示出鉻蒸發(fā)。α-氧化鋁層造成比氧化鉻層明顯更好的耐氧化性和耐腐蝕性。然而應(yīng)注意，不能過(guò)量形成非緊密的亞穩(wěn)態(tài)氧化鋁。
[0033]因此，本發(fā)明的目的是設(shè)計(jì)鐵素體α-氧化鋁形成劑，所述鐵素體α-氧化鋁形成劑兼具更高的高溫強(qiáng)度(在熱拉伸試驗(yàn)中作為高溫屈服極限和高溫抗張強(qiáng)度測(cè)得)或蠕變強(qiáng)度和同時(shí)在應(yīng)用溫度下伸長(zhǎng)為至少30%的良好的熱延展性，極好的α -氧化鋁層的耐氧化性和耐腐蝕性，并且維持可接受的可變形性，所述可變形性在室溫下在伸長(zhǎng)>18%的拉伸試驗(yàn)中作為塑性變形測(cè)得。
[0034]所述目的通過(guò)鐵-鉻-鋁-合金實(shí)現(xiàn)，所述鐵-鉻-鋁-合金具有改進(jìn)的高溫強(qiáng)度、低的鉻蒸發(fā)速度和良好的可加工性，具有(以質(zhì)量％計(jì))2.0至4.5%的Al、12至25%的 Cr、l.0 至 4% 的 W、0.25 至 2.0% 的 Nb、0.05 至 1.2% 的 Si,0.001 至 0.70% 的 Mn、0.001至 0.030% 的 C、0.0001 至 0.05% 的 Mg、。.0001 至 0.03% 的 Ca、0.001 至 0.030% 的 P、至多0.03%的N、至多0.01 %的S，剩余為鐵和常見(jiàn)的由熔煉造成的雜質(zhì)。
[0035]所述合金具有更高的高溫強(qiáng)度或蠕變強(qiáng)度，所述更高的高溫強(qiáng)度或蠕變強(qiáng)度首先通過(guò)由于鎢成分造成的固溶體硬化機(jī)制而產(chǎn)生，之后還通過(guò)產(chǎn)生具有至少一種金屬合金元素M的Fe2 (M，Si)或Fe7(M，Si) 6型金屬間相的沉積物而產(chǎn)生，所述金屬合金元素M通過(guò)元素鈮和鎢形成。
[0036]本發(fā)明的主題的優(yōu)選實(shí)施方案取自從屬權(quán)利要求。
[0037]當(dāng)還滿足下式時(shí)同樣存在進(jìn)一步的優(yōu)點(diǎn):[0038]36% <Cr+3 * (Al+Si)+4.6 * Mo+5.2 * ff+10 * Nb (式 la)，
[0039]其中Cr、Al、S1、Mo、W和Nb為所述元素以質(zhì)量％計(jì)的合金含量。
[0040]有利地，式Ia可以如下限制:
[0041]40% <Cr+3 * (Al+Si)+4.6 * Mo+5.2 * ff+10 * Nb (式 lb)，
[0042]當(dāng)合金還滿足下式時(shí)是特別有利的:
[0043]0.2 * Nb ≤ Si ≤ 0.7 * Nb (式 2)，
[0044]其中Si和Nb為所述元素以質(zhì)量％計(jì)的合金含量。當(dāng)還滿足下式時(shí)給出進(jìn)一步的優(yōu)點(diǎn):
[0045]19% <Cr+4 * Nb+21.6 * Min(Si ；0.5 * Nb)(式 3a)，
[0046]其中Cr、Si和Nb為所述元素以質(zhì)量％計(jì)的合金含量并且Min (Si ;0.5 * Nb)為Si和0.5 * Nb的較小值。
[0047]當(dāng)式3a如下修改時(shí)也是有利的:
[0048]21% <Cr+4 * Nb+21.6 * Min (Si ；0.5 * Nb)(式 3b)，
[0049]元素鉻的伸展范圍在12和25%之間，其中取決于使用情況鉻含量可以如下給定并且取決于使用情況在合金中進(jìn)行調(diào)整。
[0050]-14 至 23%
[0051]-16 至 23%。
[0052]鋁含量在2.0和4.5%之間，其中在此也根據(jù)合金的使用領(lǐng)域，鋁含量可以如下給定:
[0053]-2.5 至 4.5%
[0054]-3.0 至 4.5%
[0055]-3.0 至 4.0%。
[0056]合金中的鎢含量在1.0和4.0%之間。優(yōu)選地，鎢含量也可以以
[0057]-L 5至3.0%的伸展范圍進(jìn)行調(diào)整。
[0058]鎢也可以完全或部分被Mo和/或Ta替代。
[0059]合金可以包含0.25至2.0%的鈮。優(yōu)選可以在合金中在如下伸展范圍內(nèi)調(diào)整Nb:
[0060]-0.30%至 1.2%。
[0061]硅含量在0.05和1.20%之間。優(yōu)選可以在合金中在如下伸展范圍內(nèi)調(diào)整S1:
[0062]-0.05-1.0%
[0063]-0.09-1.0%。
[0064]同樣情況適用于可以以0.001至0.70%包含在合金中的元素錳。或者也可想到如下伸展范圍:[0065]-0.05-0.40%。
[0066]合金包含0.001至0.030%的碳。優(yōu)選可以在合金中在如下伸展范圍內(nèi)調(diào)整C:
[0067]-0.002-0.020%。
[0068]-0.002-0.015%。
[0069]鎂以0.0001至0.05%的含量給定。優(yōu)選存在這樣的可能性，在合金中如下調(diào)整所述元素:
[0070]-0.0001-0.03%
[0071]-0.0001-0.02%。
[0072]合金還以在0.0001和0.03%之間的含量包含鉀。優(yōu)選存在這樣的可能性，在合金中如下調(diào)整所述元素。
[0073]-0.0001-0.02%
[0074]-0.0001-0.01%。
[0075]合金還以在0.001和0.030%之間的含量包含磷。合金優(yōu)選可以包含0.010至0.025% 的 Po
[0076]元素氮以至多0.03%包含在合金中。優(yōu)選的含量可以如下給定:
[0077]-至多0.020%
[0078]-至多0.012%。
[0079]元素硫以至多0.01%包含在合金中。優(yōu)選的含量可以如下給定:
[0080]-至多0.005%。
[0081]可以根據(jù)需要通過(guò)以0.01至0.10%的含量加入元素釔改進(jìn)材料性能。優(yōu)選可以在合金中在如下伸展范圍內(nèi)調(diào)整釔:
[0082]-0.03-0.09%。
[0083]可選擇地，也可以以0.01至0.10%的含量使用鉿。優(yōu)選可以在合金中在如下伸展范圍內(nèi)調(diào)整鉿:
[0084]-0.02-0.08%。
[0085]可選擇地，也可以以0.01至0.10%的含量使用鋯。優(yōu)選可以在合金中在如下伸展范圍內(nèi)調(diào)整鋯:
[0086]-0.02-0.08%。
[0087]可選擇地，釔可以完全或部分被0.01至0.10%的鑭和/或0.01至0.10%的鈰和/或0.01至0.10%的鈧替代。
[0088]可選擇地，鉿或鋯可以完全或部分被元素鈦替代。
[0089]合金還可以包含至多1.0 %的鎳，此外其還可以如下限制:
[0090]-至多0.5%。
[0091]合金還可以包含至多1.0 %的鈷，此外其還可以如下限制:
[0092]-至多0.5%。
[0093]元素銅可以以至多0.50%包含在合金中。
[0094]合金中還可以包含至多0.1%的釩。
[0095]可選擇地，元素硼和氧可以如下包含在合金中:
[0096]-硼0.0001-0.008%[0097]-氧0.001-0.010%。
[0098]最后，作為雜質(zhì)的元素鉛、鋅和錫可以以如下含量給定:
[0099]Pb 至多 0.002%
[0100]Zn 至多 0.002%
[0101]Sn 至多 0.002%。[0102]根據(jù)本發(fā)明的合金可以良好地以產(chǎn)品形式帶材、板材、棒材和線材進(jìn)行制備和使用。
[0103]根據(jù)本發(fā)明的合金作為帶材優(yōu)選以0.02mm至3mm的厚度范圍使用。
[0104]根據(jù)本發(fā)明的合金作為線材優(yōu)選以0.01至12mm的直徑范圍使用。
[0105]根據(jù)本發(fā)明的合金例如用于固體氧化物-燃料電池，特別是作為連接板的非傳導(dǎo)性部件和作為固體氧化物-燃料電池的附加設(shè)備例如換熱器中的構(gòu)件。其還作為具有低氧氣分壓和/或包含碳、氮和/或水蒸氣部分的熱氣體中的構(gòu)件。作為金屬?gòu)U氣催化劑中的載體箔和/或絲線網(wǎng)或者作為加熱元件的用途也是可能的。
[0106]根據(jù)本發(fā)明的合金的應(yīng)用范圍直達(dá)1100°C的溫度。特別有利的是合金直至1000°C的應(yīng)用。
實(shí)施例
[0107]作為根據(jù)現(xiàn)有技術(shù)的標(biāo)準(zhǔn)合金，提供Crofer22H、Aluchrom W和Aluchrom418YHf。這些合金在商業(yè)上在30噸電弧爐中在空氣中熔融，在VOD(真空氧化脫碳)裝置中經(jīng)受處理并且澆鑄成塊。將所述塊熱軋制成板材或熱帶材。將板材或熱帶材進(jìn)行固溶退火。磨削板材或熱帶材，通過(guò)中間退火冷軋制成最終厚度，并且在光亮退火連續(xù)爐中進(jìn)行固溶退火。
[0108]試驗(yàn)熔體在真空感應(yīng)爐中熔融。將澆鑄的塊熱軋制成12mm厚和4mm。將熱軋制的板材進(jìn)行固溶退火。磨削4_的板材,任選通過(guò)中間退火冷軋制成最終厚度(約1.5mm),并且在光亮退火連續(xù)爐中進(jìn)行固溶退火。
[0109]表1和2中列出了根據(jù)現(xiàn)有技術(shù)的商業(yè)級(jí)熔融合金(T)和試驗(yàn)批次(批次序號(hào)前的LB)。根據(jù)本發(fā)明的合金用E表示，非根據(jù)本發(fā)明的試驗(yàn)批次用V表示。
[0110]Crofer22H為具有如下的合金:約22%的Cr、約0.45%的Mn、約0.25%的S1、約
0.51 %的Nb、約2%的W、約0.06%的Ti，剩余為Fe。其在氧化鉻層上方形成上述鉻-錳-尖晶石的雙層氧化物層。由于鎢成分(固溶體硬化)和具有Nb和鎢的Fe2 (M，Si)或Fe7(M，Si)6型Laves-相金屬間相的形成,其還具有極好的高溫強(qiáng)度。Laves-相額外通過(guò)S1-成分穩(wěn)定。
[0111]Aluchrom W和Aluchrom418YHf為兩種市售鐵-鉻-招-合金,其中加入親氧性元素例如Y、Zr和Hf從而改進(jìn)耐氧化性。Aluchrom W由如下組成:約14.5%的鉻、約4.5%的鋁、約0.2%^ Zr，剩余為鐵。Aluchrom418YHf由如下組成:約18%的鉻和約4%的鋁、
0.2%的Zr，剩余為鐵。
[0112]試驗(yàn)熔體具有約19.5%的鉻和約3.5%的鋁和不同含量的硅(0.1至0.31 %)、鎢(0.01至2.04% )、鑰(0.001至2.0% )和鈷(0.01至3.04% )。研究其在室溫下的機(jī)械性能從而確定可加工性、不同元素對(duì)高溫強(qiáng)度或蠕變強(qiáng)度的影響，其中選擇用于升高固溶體硬化分?jǐn)?shù)的添加劑和用于通過(guò)Fe2 (M，Si)或Fe7 (M，Si) 6型金屬間相的沉積物硬化的添加劑。然后檢驗(yàn)所述添加劑是否嚴(yán)重?fù)p害鐵-鉻-鋁-合金形成α-氧化鋁的能力。
[0113]在室溫下的機(jī)械性能。
[0114]可變形性在室溫下根據(jù)DIN50125的拉伸試驗(yàn)中確定。在此確定伸長(zhǎng)極限1^.2、抗張強(qiáng)度Rm和斷裂伸長(zhǎng)Α。在斷裂樣本上通過(guò)原始測(cè)量距離Ltl的延長(zhǎng)確定伸長(zhǎng)A:
[0115]A= (Lu-L0) / L0IOO% = AL / L0100%。
[0116]其中Lu=斷裂之后的測(cè)量長(zhǎng)度。
[0117]根據(jù)測(cè)量長(zhǎng)度，斷裂伸長(zhǎng)用指數(shù)進(jìn)行標(biāo)記:
[0118]測(cè)量長(zhǎng)度L0=5.d0 或 L0=5.65.V S0 [0119]測(cè)量長(zhǎng)度L0=I0.d0 或 L0=Il.3.V S0
[0120]或者例如對(duì)于自由選擇的測(cè)量長(zhǎng)度L=50mm, Α?=5(ι。
[0121](d0為起始直徑，S0為扁平樣本的起始橫截面積)
[0122]在室溫下的拉伸試驗(yàn)中，伸長(zhǎng)A的量可以作為可變形性的量度。
[0123]試驗(yàn)結(jié)果列于表3。在厚度為0.23和1.50mm之間的扁平拉伸樣本上進(jìn)行試驗(yàn)。所有研究的合金(商業(yè)級(jí)合金Aluchrom W、Aluchrom418YHf和Crofer22H)和試驗(yàn)合金具有大于18%的伸長(zhǎng)A5tl并且因此滿足可加工性的要求。向具有19%的Cr、3.5%的Al且剩余為Fe的合金中加入Nb、W、Mo和Co以及Mo和W的組合(具有/不具有Si)不損害可變形性，因此不損害可加工性。
[0124]在900°C下的熱拉伸試驗(yàn)。
[0125]對(duì)于熱拉伸試驗(yàn)，由1.5mm厚的板材(在該情況下也由0.31mm厚的板材)制備扁平拉伸樣本。對(duì)于IOmm的長(zhǎng)度測(cè)量，起始測(cè)量長(zhǎng)度相同。熱拉伸試驗(yàn)在900°C下進(jìn)行。試驗(yàn)以兩個(gè)變形速度進(jìn)行，一個(gè)為10_31 / s(拉伸試驗(yàn)范圍)且另一個(gè)為10_51 / s(用于模擬蠕變強(qiáng)度)。在試驗(yàn)開(kāi)始之前，調(diào)整樣本溫度1.5小時(shí)至測(cè)試溫度。
[0126]試驗(yàn)結(jié)果列于表4。在10_31 / s和10_51 / s的變形速度下，所有研究的合金(商業(yè)級(jí)合金Aluchrom W、Aluchrom418YHf和Crofer22H)和試驗(yàn)合金在900 °C下具有超過(guò)30%的伸長(zhǎng)率A5tl并且因此滿足良好熱延展性的要求。
[0127]在10_31 / s和10_51 / s的變形速度下，向具有約19%的Cr、約3.5%的Al且剩余為Fe的合金中加入Nb、W、Mo的組合和Mo和W的組合相比于Aluchrom W和Aluchrom418Yhf升高了抗張強(qiáng)度Rm。在10_31 / s的變形速度下，根據(jù)本發(fā)明的合金的高溫強(qiáng)度越過(guò)Crofer22H的高溫強(qiáng)度仍然升高。在10_51 / s的變形速度下，根據(jù)本發(fā)明的鐵-鉻-鋁-合金具有與Crofer22H相似的良好強(qiáng)度。
[0128]當(dāng)滿足36 % <Cr+3 * (Al+Si) +4.6 * Mo+5.2 * ff+10 * Nb (式 la 或表 I 至 4 中的Fl)時(shí)，在改變合金的不同內(nèi)容物的情況下與高溫強(qiáng)度相關(guān)的良好性能得到保持，其中該式特別考慮到固溶體硬化分?jǐn)?shù)。根據(jù)本發(fā)明的合金滿足該式。
[0129]此外，當(dāng)滿足19% <Cr+4 * Nb+21.6 * Min(Si ；0.5 * Nb)(式 3a 或表 I 至 4 中的F3)時(shí)，在改變合金的不同內(nèi)容物的情況下，在900°C下特別是在極低的變形速度(例如10_51 / s)下的更高強(qiáng)度的良好性能得到保持，其中該式特別考慮了通過(guò)Fe2(M，Si)或Fe7(M, Si)6型金屬間相的沉積物產(chǎn)生的硬化分?jǐn)?shù)。根據(jù)本發(fā)明的合金滿足該式。
[0130]用于促進(jìn)Laves相的形成并且穩(wěn)定Laves相所需的硅的分?jǐn)?shù)可以取決于鈮含量在一定范圍內(nèi)變化。該范圍通過(guò)0.2 * Nb < Si < 0.7 * Nb (式2)限定。根據(jù)本發(fā)明的合金落入所述范圍。
[0131]在空氣中的氧化試驗(yàn)
[0132]對(duì)于氧化試驗(yàn)，由帶材切割尺寸為25mm xl5mm x材料厚度的樣本。邊緣進(jìn)行磨削，主表面處于軋制狀態(tài)。以1.5mm的帶厚度研究所有合金。額外以0.23mm(Aluchrom418YHf)和0.4mm(Aluchrom W)的帶厚度研究現(xiàn)有技術(shù)的合金
[0133]氧化測(cè)試在900°C下在空氣中進(jìn)行。每96小時(shí)將樣本冷卻至室溫，從而能夠測(cè)量重量變化?？偣策M(jìn)行11個(gè)周期。樣本在試驗(yàn)之前稱重并且放置在具有已知起始重量的氧化鋁坩堝中，從而能夠任選接住剝落物。在每次試驗(yàn)中斷的過(guò)程中確定樣本與起始狀態(tài)重量的重量變化以及坩堝和剝落物與試驗(yàn)之前的起始重量的重量變化?；跇颖酒鹗济娣e的重量變化示于圖1 (比質(zhì)量變化)。對(duì)于每種材料，至少3個(gè)樣本進(jìn)行測(cè)試，并取平均值。
[0134]沒(méi)有樣本顯示出剝落。樣本的比質(zhì)量變化(凈質(zhì)量變化)隨測(cè)試時(shí)間的變化示于圖1。Crofer22H顯示出拋物線氧化物生長(zhǎng)的典型曲線形狀。其顯示出最高的比質(zhì)量變化。所有測(cè)試的鐵-鉻-鋁-合金(試驗(yàn)批次和根據(jù)現(xiàn)有技術(shù)的批次)具有明顯更低的比質(zhì)量變化。在第一個(gè)96小時(shí)中較大的質(zhì)量增加之后，所達(dá)到的質(zhì)量變化幾乎不再變化。這是典型的，在氧化開(kāi)始時(shí)形成一些亞穩(wěn)態(tài)氧化鋁，這導(dǎo)致在第一個(gè)96小時(shí)中較大的質(zhì)量增加，但是然后進(jìn)行過(guò)渡直至完全形成α -氧化鋁，其結(jié)果是在960小時(shí)的剩余測(cè)試時(shí)間中不可測(cè)得的質(zhì)量增加(參見(jiàn)例如 The oxidation behavior of NIALl.phase-transformationsin the alumina scale during oxidation of NIAL and NIAL-CR alloys ；Brumm MW,Grabke HJ ；Corrosion Science33Issue:11 (1992)，第 1677ff 頁(yè)和 Pragneil W.M.，Evans
H.E., Naumenko D.，Quadakkers W.J.Aluminium depletion in FeCrAlY Steel DuringTransitional Alumina Formation， Microscopy of Oxidation, Materials at HighTemperatures22 (2005), 399-404)。根據(jù)現(xiàn)有技術(shù)的合金顯示出最低的由于亞穩(wěn)態(tài)氧化鋁而造成的質(zhì)量變化，添加劑例如Nb、W、Mo略微升高了在起始相中形成亞穩(wěn)態(tài)氧化物的趨勢(shì)。但是對(duì)于所有合金都可靠地進(jìn)行過(guò)渡直至形成α-氧化鋁。
[0135]在900°C下的熱鐓試驗(yàn)
[0136]熱鐓極限的研究借助于BShr-Thermoanalyse公司的淬火和變形膨脹儀
DIL805進(jìn)行。因此真空下的精確溫度控制和同時(shí)的變形是可能的。所使用的樣本為圓柱狀并且具有IOmm的長(zhǎng)度和5mm的直徑。
[0137]為了研究熱鐓極限上的沉積物性質(zhì)隨時(shí)間的變化，膨脹儀樣本在馬佛爐中進(jìn)行固溶退火并且在900°C下時(shí)效I小時(shí)、24小時(shí)、192小時(shí)、720小時(shí)和1440小時(shí)。在900°C下通過(guò)單軸擠壓在5mm的變形路徑中以10_31 / s的恒定伸長(zhǎng)速度發(fā)生變形而無(wú)模具約束。然后用氮?dú)膺M(jìn)行氣體淬火直至室溫。
[0138]I小時(shí)時(shí)效的試驗(yàn)結(jié)果列于表5并且以圖線不于圖2。
[0139]根據(jù)本發(fā)明的實(shí)驗(yàn)室批次(LB250023、LB250030和LB250031)在900°C下顯示出比根據(jù)現(xiàn)有技術(shù)的合金Crofer22H和試驗(yàn)熔體LB250031更高的高溫強(qiáng)度。根據(jù)本發(fā)明的合金(LB250030和LB250031)的更高的高溫強(qiáng)度即使在更長(zhǎng)的時(shí)效時(shí)間(直至1440小時(shí))之后仍然得到保持。高溫強(qiáng)度在時(shí)效時(shí)間內(nèi)的低損失與Laves相沉積物的穩(wěn)定性相關(guān)聯(lián)。通過(guò)Nb和Si的組合,在根據(jù)本發(fā)明的實(shí)驗(yàn)室熔體的情況下和在Crofer22H的情況下，Laves相的沉積物均極為穩(wěn)定。其充當(dāng)晶粒粗化過(guò)程中的障礙并且有助于使高溫強(qiáng)度隨時(shí)間穩(wěn)定。LB250030和LB250031具有比Crofer22H更高的Nb-含量。這意味著，這些實(shí)驗(yàn)室熔體中的Laves相的分?jǐn)?shù)高于Crofer22H并且它們因此在更長(zhǎng)的時(shí)效時(shí)間內(nèi)更為穩(wěn)定(圖2)。此外，根據(jù)本發(fā)明的批次的W含量(LB250023)或Mo含量(LB250030)或W和Mo的組合的含量(LB250031)和鋁含量造成固溶體硬化。特別是由于Al-含量，LB250023、LB250030和LB250031中的熱鐓極限明顯高于不含鋁的Crofer22H。LB250035中的Co含量未造成可察覺(jué)的額外的固溶體硬化，而LB250035具有比LB250030和LB250031明顯更低的熱鐓極限。
[0140]σ-相形成
[0141]在鐵-鉻體系中形成σ-相，已知O-相具有脆性作用并且因此必須避免σ-相。圖3顯示了 Fe-Cr體系中的相圖。在600°C以上從22 %的Cr開(kāi)始出現(xiàn)σ-相。即使當(dāng)應(yīng)用溫度超過(guò)該范圍時(shí)，在構(gòu)件的加熱和冷卻時(shí)每次都穿過(guò)臨界區(qū)域。因此，當(dāng)在合金中形成σ-相的區(qū)域位于盡可能低的溫度和盡可能長(zhǎng)的時(shí)間下時(shí)，將是有利的。如果向FeCr-合金中以可察覺(jué)的量加入根據(jù)Ralf Biirgel, Handbuch derHochtemperaturwerkstofftechnik,第 3 版，Vieweg 出版社，威斯巴登，2006,第 349 至 350頁(yè)表6.5的促進(jìn)σ -相形成的其它元素，例如Mo或W，則應(yīng)更清楚地觀察到對(duì)σ -相形成的作用。
[0142]使用Thermotech的程序JMatPro計(jì)算相圖和溫度_時(shí)間_沉積物圖。該部分的程序可以用于評(píng)估形成σ-相的可能性。使用Thermotech的Fe-數(shù)據(jù)數(shù)據(jù)庫(kù)作為計(jì)算的基本數(shù)據(jù)。
[0143]圖4 顯示了對(duì)于 Fe-18.5% Cr-3.3% Α1_0.7% Nb-0.3% S1-0.15% Mn-0.002%C-0.007% N，用JMatPro計(jì)算的在1100°C下退火之后摩爾分?jǐn)?shù)大于0.5%的相的溫度-時(shí)間-沉積物圖。其顯示了在450°C下在超過(guò)100000小時(shí)之后才形成σ-相。X-相在更長(zhǎng)的時(shí)間之后才出現(xiàn)。
[0144]圖5 顯示了對(duì)于 Fe-18.5 % Cr-3.3 % Al-2 % Mo-0.7 % Nb-0.3 % S1-0.15 %Mn-0.002 % C-0.007 % N(左圖)和 Fe_18.5 % Cr-3.3 % Al-2 % ff-0.7 % Nb-0.3 %S1-0.15% Mn-0.002% C-0.007% N(右圖)，用JMatPro計(jì)算的在1100°C下退火之后分?jǐn)?shù)大于0.5%的相的溫度-時(shí)間-沉積物圖。對(duì)于加入兩種元素，出現(xiàn)σ-相或X-相之前的時(shí)間變短。然而其顯示，相比于加入相同量的鎢，在加入鑰的情況下在更高的溫度和更短的時(shí)間內(nèi)出現(xiàn)σ-相和X-相的形成(對(duì)于2%的W在560°C下在838小時(shí)之后出現(xiàn)σ-相的鼻部，對(duì)于2 %的Mo在580°C下在273小時(shí)之后就出現(xiàn)σ -相的鼻部；對(duì)于2 %的W在640 V下在20.5小時(shí)之后出現(xiàn)X-相的鼻部，對(duì)于2%的Mo在685°C下在1.27小時(shí)之后就出現(xiàn)x-相的鼻部)。至于避免脆性相例如σ-相或X-相，加入W比加入鑰更合適。
[0145]極限的建立
[0146]在12和25質(zhì)量％之間的鉻含量對(duì)FeCrAl-合金中的耐氧化性不具有決定性影響，如在 J.Klower, Materials and Corrosion51 (2000),第 373 至 385 頁(yè)中查閱。然而需要一定的鉻含量，因?yàn)殂t促進(jìn)形成特別穩(wěn)定和保護(hù)性的α-Α1203層。因此下限為12%。>25%的鉻含量使合金的可加工性劣化。
[0147]至少需要2.0%的鋁含量(參見(jiàn)DE10157749A1)，因此FeCrAl合金可以形成封閉的氧化鋁層。>4.5%的Al-含量可察覺(jué)地使可加工性劣化。
[0148]加入Nb導(dǎo)致Fe2 (M，Si)或Fe7 (M，Si)6型Laves-相的形成。因此良好的高溫強(qiáng)度特別是在低變形速度下升高。為了可察覺(jué)地改進(jìn)高溫強(qiáng)度，需要至少0.25%的含量。在過(guò)高的Nb-含量下，損害合金的可加工性。上限因此為2% (參見(jiàn)J.Froitzheim，G.H.Meier，L.Niewolak,P.J.Ennis,H.Hattendorf,L.Singheiser, ff.J.Quadakkers, “Development ofhigh strength ferritic steel for interconnect application in SoFCs，，,Journal ofPower Sourcesl78(2008) 163-173 和 K.Yamamoto, Y.Kimura, F.-G.Wei,Y.Mishima,Designof Laves phase strengthened ferritic heat resisting steels in the Fe-Cr-Nb(-Ni)system, Materials Science&Engineering.A329-331, Structural materials (2002,第249-254 頁(yè)；N.Fujita, K.0hmura, M.Kikuchi, T.Suzuki, S.Funaki, 1.Hiroshige, Effectof Nb on high—temperature properties for ferritic stainless steel.ScriptaMaterialia，第 35 卷，第 6 期，1996，第 705-710 頁(yè))。
[0149]鎢一方面通過(guò)固溶體硬化另一方面通過(guò)與通過(guò)Nb形成的Laves相協(xié)作而和精煉進(jìn)一步穩(wěn)定從而升高合金特別是在900°C下的高溫強(qiáng)度(參見(jiàn)J.Froitzheim, G.H.Meier,L.Niewolak,P.J.Ennis,H.Hattendorf,L.Singheiser, ff.J.Quadakkers, “Development ofhigh strength ferritic steel for interconnect application inSOFCs，，， Journal ofPower Sourcesl78 (2008) 163-173)。為了可察覺(jué)地改進(jìn)高溫強(qiáng)度，需要至少I(mǎi) %的含量。在過(guò)高的含量下，損害合金的可加工性。因此上限為4%。
[0150]與鶴一樣，鑰也一方面通過(guò)固溶體硬化另一方面通過(guò)與通過(guò)Nb形成的Laves相協(xié)作從而升高合金特別是在900°C下的高溫強(qiáng)度。為了可察覺(jué)地改進(jìn)高溫強(qiáng)度，需要至少I(mǎi) %的含量。在過(guò)高的含量下，損害合金的可加工性。因此上限為4%。相比于加入W，向鐵-鉻-鋁-合金中加入Mo促進(jìn)形成明顯更多的σ-相。
[0151]加入娃穩(wěn)定并且促進(jìn)Laves相的形成(參見(jiàn)J.Froitzheim, G.H.Meier,L.Niewolak,P.J.Ennis,H.Hattendorf,L.Singheiser, ff.J.Quadakkers, “Development ofhigh strength ferritic steel for interconnect application inSOFCs，，， Journal ofPower Sourcesl78 (2008) 163-173 和 Y.Hosoi, N.Wade, S.Kunimitsu, T.Urita, Effect ofSi and Mn on the precipitation behavior of Laves phase and toughness of9Cr~2Mosteel.Transaction of the Iron and Steel Institute of Japan261986)。 根據(jù)J.Klower7Materials and Corrosion 51 (2000),第 373 至 385 頁(yè)，加入娃還通過(guò)改進(jìn)頂層的粘著從而延長(zhǎng)壽命。因此需要至少0.05質(zhì)量％的硅含量。過(guò)高的S1-含量使合金的可加工性劣化。因此上限為1.2%。
[0152]為了穩(wěn)定Laves相，當(dāng)硅含量取決于鈮含量在一定范圍內(nèi)時(shí)，是特別有利的。所述有利范圍通過(guò)下式描述:
[0153]0.2 * Nb ≤ Si ≤ 0.7 * Nb (式 2)，
[0154]其中Si和Nb為所述元素以質(zhì)量％計(jì)的合金含量。
[0155]高溫強(qiáng)度的增加被描述為特別在一定范圍內(nèi)取決于造成高溫強(qiáng)度升高的不同的添加劑。所述有利范圍通過(guò)下述兩式描述:
[0156]36<Cr+3 * (Al+Si)+4.6 * Mo+5.2 * ff+10 * Nb (式 la)，
[0157]19<Cr+4 * Nb+21.6 * Min (Si ；0.5 * Nb)，(式 3a)，
[0158]其中Cr、Al、Mo、W和Nb為所述元素以質(zhì)量％計(jì)的合金含量并且Min(Si ；0.5 *Nb)為Si和0.5 * Nb的較小值。[0159]式I特別考慮了固溶體硬化對(duì)于高溫強(qiáng)度的份額，式3特別考慮了對(duì)于在高溫(例如900°C )下優(yōu)選在極慢變形速度(例如10_51 / s)下通過(guò)Fe2 (M，Si)或Fe7(M，Si)6型金屬間相的沉積物產(chǎn)生的更高的強(qiáng)度的份額。
[0160]為了改進(jìn)可加工性，需要0.01%的最小錳含量。錳限制于0.7%，因?yàn)樵撛亟档湍脱趸浴?duì)于良好的可加工性，需要0.001%的最小碳含量。C限制于0.03%，因?yàn)樵撛赝ㄟ^(guò)形成碳化物而減少形成Laves-相的元素，特別是Nb。
[0161]極低的Mg-含量已經(jīng)通過(guò)硫的結(jié)合改進(jìn)加工，由此避免產(chǎn)生低熔點(diǎn)NiS-共晶體。因此對(duì)于Mg，需要0.0001%的最小含量。在過(guò)高的含量下可能出現(xiàn)金屬間N1-Mg-相，所述金屬間N1-Mg-相再次使可加工性顯著劣化。因此Mg-含量限制于0.05%。
[0162]與Mg完全相同，極低的Ca-含量也已經(jīng)通過(guò)硫的結(jié)合改進(jìn)加工，由此避免產(chǎn)生低熔點(diǎn)NiS-共晶體。因此對(duì)于Ca，需要0.0001%的最小含量。在過(guò)高的含量下可能出現(xiàn)金屬間N1-Ca-相，所述金屬間N1-Ca-相再次使可加工性顯著劣化。因此Ca-含量限制于0.03%。
[0163]磷含量應(yīng)小于0.030%，因?yàn)樵摻缑婊钚栽負(fù)p害耐氧化性。過(guò)低的P-含量升高成本。因此P-含量≥0.001%。
[0164]氮降低耐氧化性。氮含量應(yīng)至多為0.03%，從而避免損害可加工性的氮化物的形成和耐氧化性的降低。
[0165]硫含量應(yīng)設(shè)定為盡可能的低，因?yàn)樵摻缑婊钚栽負(fù)p害耐氧化性。因此設(shè)定至多
0.010%的 S。
[0166]親氧性元素的添加劑改進(jìn)耐氧化性。親氧元素的添加劑改進(jìn)耐氧化性，其中親氧元素的添加劑嵌入氧化層中并在晶界上堵塞氧的擴(kuò)散路徑。
[0167]0.01%的最小Y含量是合意的，從而保持Y升高耐氧化性的作用。出于成本原因，上限為0.10%。
[0168]0.01%的最小Hf含量是適宜的，從而保持Hf升高高溫強(qiáng)度和耐氧化性的作用。出于成本原因，上限為0.10%的Hf。
[0169]0.01%的最小Zr含量是合意的，從而保持Zr升高高溫強(qiáng)度和耐氧化性的作用。出于成本原因，上限為0.10%的Zr。
[0170]0.01%的最小Ce含量是適宜的，從而維持Ce升高耐氧化性的作用。出于成本原因，上限為0.10%的Ce。
[0171]0.01%的最小La含量是可想到的，從而保持La升高耐氧化性的作用。出于成本原因，上限為0.10%的La。
[0172]0.01%的最小Ti含量是可接受的，從而保持Zr升高高溫強(qiáng)度和耐氧化性的作用。出于成本原因，上限為0.10%的Ti。
[0173]鎳限制于1.0%，因?yàn)樵撛厣叱杀?。同樣情況適用于鈷。
[0174]銅限制于至多0.5%，因?yàn)樵撛亟档湍脱趸浴?br> [0175]硼改進(jìn)耐蠕變性。因此應(yīng)存在至少0.0005%的含量。同時(shí)該界面活性元素使耐氧化性劣化。因此設(shè)定至多0.008%的硼。
[0176]氧含量必須小于0.010%，從而保證合金的可制備性。過(guò)低的氧含量造成升高的成本。因此氧含量應(yīng)大于0.001%但是小于0.01%。[0177]pb限制于至多0.002%，因?yàn)樵撛亟档湍脱趸?。同樣情況適用于zn和sn
【權(quán)利要求】
1.鐵-鉻-鋁-合金，所述鐵-鉻-鋁-合金具有改進(jìn)的高溫強(qiáng)度、低的鉻蒸發(fā)速度和良好的可加工性，具有(以質(zhì)量％計(jì))2.0至4.5 %的Al、12至25 %的Cr、1.0至4%的W、0.25 至 2.0% 的 Nb、0.05 至 1.2% 的 S1、0.001 至 0.70 % 的 Mn、0.001 至 0.030 % 的 C、0.0001 至 0.05% 的 Mg、0.0001 至 0.03% 的 Ca、0.001 至 0.030% 的 P、至多 0.03% 的 N、至多0.01%的S，剩余為鐵和常見(jiàn)的由熔煉造成的雜質(zhì)。
2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的合金，所述合金滿足下式:
36% <Cr+3 * (Al+Si)+4.6 * Mo+5.2 * ff+10 * Nb，其中 Cr、Al、S1、Mo、W 和 Nb 為所述元素以質(zhì)量％計(jì)的合金含量(式Ia)。
3.根據(jù)權(quán)利要求1或2所述的合金，所述合金滿足下式: 0.2 * NbSSiS0.7 * Nb，其中Si和Nb為所述元素以質(zhì)量％計(jì)的合金含量(式2)。
4.根據(jù)權(quán)利要求1至3任一項(xiàng)所述的合金，所述合金滿足下式: 19% <Cr+4 * Nb+21.6 * Min(Si ；0.5 * Nb)，其中 Cr、Si 和 Nb 為所述元素以質(zhì)量％計(jì)的合金含量并且Min (Si ；0.5 * Nb)為Si和0.5 * Nb的較小值(式3a)。
5.根據(jù)權(quán)利要求1至4任一項(xiàng)所述的合金，具有(以質(zhì)量％計(jì))2.5至4.5%的鋁含量。
6.根據(jù)權(quán)利要求1至5任一項(xiàng)所述的合金，具有(以質(zhì)量％計(jì))3.0至4.5%，特別是3.0-4.0 %的鋁含量 。
7.根據(jù)權(quán)利要求1至6任一項(xiàng)所述的合金，具有(以質(zhì)量％計(jì))14至23%，特別是16-23%的鉻含量。
8.根據(jù)權(quán)利要求1至7任一項(xiàng)所述的合金，具有(以質(zhì)量％計(jì))0.05至1.0%的硅含量。
9.根據(jù)權(quán)利要求1至8任一項(xiàng)所述的合金，具有(以質(zhì)量％計(jì))0.002至0.020%，特別是0.002-0.015%的碳含量。
10.根據(jù)權(quán)利要求1至9任一項(xiàng)所述的合金，具有(以質(zhì)量％計(jì))1.5至3%的鎢含量。
11.根據(jù)權(quán)利要求1至10任一項(xiàng)所述的合金，其中W完全或部分被Mo和/或Ta替代。
12.根據(jù)權(quán)利要求1至11任一項(xiàng)所述的合金，具有(以質(zhì)量％計(jì))0.0001至0.03%的Mg 和 0.0001 至 0.02% 的 Ca。
13.根據(jù)權(quán)利要求1至12任一項(xiàng)所述的合金，具有(以質(zhì)量％計(jì))0.010至0.025%的P。
14.根據(jù)權(quán)利要求1至13任一項(xiàng)所述的合金，還包含(以質(zhì)量％計(jì))0.01至0.10%,特別是0.03-0.09%的釔。
15.根據(jù)權(quán)利要求1至14任一項(xiàng)所述的合金，還包含(以質(zhì)量％計(jì))0.01至0.10%,特別是0.02-0.08%的鉿。
16.根據(jù)權(quán)利要求1至15任一項(xiàng)所述的合金，還包含(以質(zhì)量％計(jì))0.01至0.10%,特別是0.02-0.08%的鋯。
17.根據(jù)權(quán)利要求1至16任一項(xiàng)所述的合金，其中Y完全或部分被(以質(zhì)量％計(jì))0.01至0.10%的元素Sc和/或La和/或鈰中的至少一種替代。
18.根據(jù)權(quán)利要求1至17任一項(xiàng)所述的合金，其中Hf或Zr完全或部分被(以質(zhì)量％計(jì))0.01至0.1 %的元素Ti替代。
19.根據(jù)權(quán)利要求1至18任一項(xiàng)所述的合金，還包含(以質(zhì)量％計(jì))至多1.0%的鎳和至多1.0%的Co。
20.根據(jù)權(quán)利要求1至19任一項(xiàng)所述的合金，具有(以質(zhì)量％計(jì))至多0.5%的銅和至多0.1%的釩。
21.根據(jù)權(quán)利要求1至20任一項(xiàng)所述的合金，具有(以質(zhì)量％計(jì))0.001至0.010%的氧和 / 或 0.0001-0.008% 的 Bor。
22.根據(jù)權(quán)利要求1至21任一項(xiàng)所述的合金作為帶材,特別是以0.02mm至3_的厚度范圍的帶材的用途。
23.根據(jù)權(quán)利要求1至21任一項(xiàng)所述的合金作為線材，特別是以0.01至12mm的直徑范圍的線材的用途。
24.根據(jù)權(quán)利要求1至23任一項(xiàng)所述的合金用于固體氧化物-燃料電池，特別是作為互聯(lián)板的非傳導(dǎo)性部件和/或作為固體氧化物-燃料電池的附加設(shè)備例如特別是換熱器中的構(gòu)件的用途。
25.根據(jù)權(quán)利要求1至23任一項(xiàng)所述的合金作為金屬?gòu)U氣催化劑中的載體箔和/或絲線網(wǎng)的用途。
26.根據(jù)權(quán)利要求1至23任一項(xiàng)所述的合金作為加熱元件的用途。
【文檔編號(hào)】C22C38/22GK103842537SQ201280029896
【公開(kāi)日】2014年6月4日 申請(qǐng)日期:2012年6月6日 優(yōu)先權(quán)日:2011年6月21日
【發(fā)明者】H·哈藤多夫, B·庫(kù)恩, T·?？ㄌ? T·貝克, W·J·夸德克爾斯, W·泰森, N·納比蘭 申請(qǐng)人:奧托昆普德國(guó)聯(lián)合金屬制造有限公司