CH268905A - Heat-resistant, ferritic alloy. - Google Patents

Heat-resistant, ferritic alloy.

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CH268905A
CH268905A CH268905DA CH268905A CH 268905 A CH268905 A CH 268905A CH 268905D A CH268905D A CH 268905DA CH 268905 A CH268905 A CH 268905A
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alloy
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melt
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E Hagglund
G Rehnquist
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Kanthal Ab
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Description

  

  Hitzebeständige,     ferritisebe    Legierung.    Bisher hat man hauptsächlich zwei Haupt  typen hitzebeständiger Legierungen für elek  trische Widerstandselemente und Konstruk  tionsteile, die hohen Temperaturen ausgesetzt  sind, verwendet.  



  Der eine Legierungstypus besteht. ausser  Eisen, im wesentlichen aus Nickel und Chrom.  Kennzeichnend für Legierungen dieser Art ist,       dass    sie     austenitisch    sind und dadurch gute  Haltbarkeit beim Erhitzen auf hohe Tempe  ratur aufweisen, auch bei längerer Anwen  dung. Ihre Hitzebeständigkeit ist jedoch be  grenzt, und ausserdem werden sie von Schwe  fel und Schwefelverbindungen angegriffen.  



  Der andere     Haupttypus    hitzebeständiger  Legierungen besteht aus solchen Legierungen,  die     ferritisch    sind und sich auf der Grund  lage von Eisen und Chrom aufbauen, ge  gebenenfalls mit Zusätzen von Aluminium,  Kobalt und Nickel. Ausserdem enthalten diese  Legierungen kleinere Mengen Silicium, Man  gan und sonstige Stoffe, die normalerweise  im Stahl als Verunreinigungen vorkommen.  Besonders die Hitzebeständigkeit des     kobalt-          haltigen    Typus übertrifft bei weitem die der       austenitischen    Legierungen. Die     ferritischen     Legierungen weisen aber den Nachteil auf,  dass sie zu starkem Kornwachstum bei hohen  Temperaturen neigen.

   Dies hat zur Folge,  dass das Metall nach längerer Erhitzung  spröde wird, was besonders nach Abkühlung  auf Zimmertemperatur der Fall ist.    Um die Neigung zum Kornwachstum zu  verhindern, kann man den Legierungstypus  derart     modifizieren,    dass er bei der Erhitzung  und Abkühlung eine oder mehrere Phasen  umwandlungen erfährt, wodurch die Korn  struktur regeneriert wird.  



  Man hat bereits vorgeschlagen, Stickstoff  zu     niobhaltigen    Legierungen zwecks Bildung  von     Nitriden    zuzusetzen, die als Impfpunkte  für die Kristallbildung dienen sollen. Es hat  sich jedoch gezeigt, dass die Wirkung, die  durch die Bildung von Impfpunkten beim  Guss entsteht, bei der späteren Behandlung  wieder verloren geht. Das Endprodukt weist  daher nicht die gleiche Kornstruktur wie das       Gussgut    auf. Wie durch Versuche festgestellt  wurde, weisen die     Nitride    nicht den gleichen  günstigen Effekt wie Oxyde,     Karbide    und  Sulfide auf.  



  Weiterhin ist es bereits bekannt, Legie  rungen geringe Mengen     Erdalkalimetalle    bei  zugeben. Hierdurch soll eine Verbesserung  der Hitzebeständigkeit erzielt werden, indem  sich auf den Metallen eine Schutzschicht bil  den soll, die aus Mischkristallen mit hoher  Schmelztemperatur besteht. Bei diesem be  kannten Verfahren handelt es sich ;jedoch  nicht wie bei dem hier vorliegenden, um eine  Verzögerung der     Kornwachstumsgeschwindig-          keit    bei hoher Temperatur. Dieser Effekt  kann durch das bekannte Verfahren nicht  erreicht werden, da die gebildeten Erdalkali-           oxydmengen    viel zu klein sind, um eine der  artige Wirkung ausüben zu können.  



  Untersuchungen haben gezeigt, dass     fer-          ritische        Legierungen,    die vorwiegend aus 10       bis        40%        Chrom,        0,2-2-%        Silicium,        0,1-9%          Aluminium,    mindestens einem Metall der  Eisengruppe, sowie Kohlenstoff bestehen,       hitzebeständig    sind, wenn sie     im        Ferrit    gleich  mässig verteilte Teilchen aus mindestens einer  solchen Verbindung und in solcher Menge  enthalten,

   dass derartige Teilchen beim Er  hitzen der Legierung auf 11000 C unverändert  in der     ferritischen    Grundmasse vorhanden  sind und damit die     Neigung    der     Legierung     zum Kornwachstum bei hoher Temperatur  herabgesetzt ist.  



  Als zusätzliche Teilchen     kommen    praktisch  ein oder mehrere Oxyde oder     Karbide    bzw.       Mischungen    von Oxyden und Karbiden in  Frage.  



  Die- Teilchen müssen in grosser     Anzahl     vorhanden sein und     müssen,    in der Grund  masse gleichmässig verteilt sein.  



  Bedingung für das Erzielen des     beabsieh-          tigten    Effektes ist, dass derartige Teilchen  bei den hohen Anwendungstemperaturen, wo  die     Neigung    zum Kornwachstum .am höchsten  ist, unverändert in' der Legierung vorhanden  sind.  



  . Die Stoffe können entweder in fertig  bereitetem     Zustande    in entsprechender Menge  zugesetzt werden oder aber man lässt sie sich  in der Grundmasse dadurch bilden, dass die  Grundstoffe, aus denen sie zusammengesetzt       sind,    der     Schmelze    in der     Zusammensetzung     der Legierung angepasster Menge und in       stöchiometrischem    Verhältnis zueinander zu  gesetzt werden.  



  Praktisch     kommen    alle Oxyde von Metal  len in Frage, die als kräftige     Oxydbildner          bekannt    sind, insbesondere     Li,        Be,    Mg, Ca,       Sr,    Ba, V,     Zr,        Ce,        Ta,        Ti,        Th.     



  Als Karbide kommen vor allem in Frage  die Karbide der Metalle V,     Zr,        Nb,    Mo,     Hf,          Ta,    W,     Ti,        Th.       Die Menge der zugesetzten oder in der  Schmelze gebildeten Oxyde oder Karbide  kann innerhalb weiter Grenzen schwanken.  Zweckmässig verwendet man Mengen, die bei  Oxyden zwischen 0,05 und     101/o,    bei     Karbi-          den        zwischen    0,20     und    10     1/o        liegen.    .  



  Man kann, was sich in vielen Fällen als  ganz besonders     zweckmässig        erwiesen    hat,  auch Oxyde und     Karbide        zusammen        disper-          gieren.    Ebenso kann man die Zusatzstoffe  teils fertig zubereitet zusetzen, teils sich in  der     Grilndinasse    bilden lassen.  



  Der Zusatz der Teilchen kann entweder  vor sich gehen, wenn die Legierungen sich  in schmelzflüssigem Zustand befinden, oder  sie können     auf    pulvermetallurgischem Wege  beigemischt werden, sofern die Legierungen       in    Form von     Sintermetall    hergestellt werden.  In beiden Fällen können die Teilchen im  fertigen Zustand in     äusserst    feinverteilter  Form zugesetzt werden.  



  Bestehen die     Teilchen        beispielsweise    aus  Oxyden;. so. kann man, nachdem der Schmelze  eine gut     abgepasste    Sauerstoffmenge zuge  geben wurde, ein stark     oxy        dbildendes    Metall.  zusetzen, wobei     die    Reaktionsprodukte     in     Form feinverteilter Oxyde erhalten werden.

    Die Erhöhung des Sauerstoffgehaltes der  Schmelze kann beispielsweise durch     Anwen-          ding    einer sauerstoffreichen Schlacke, durch  Einblasen von Sauerstoff, durch Zusatz       Sauemstoff    abgebender Stoffe oder aber da  durch erreicht werden, dass man der die  Schmelze umgebenden sauerstoffhaltigen Atmo  sphäre erhöhten Druck gibt.  



  Diese beiden Arbeitsweisen, nämlich Zu  satz fertiger Stoffe zur Schmelze oder Bil  dung der Stoffe in der Schmelze; können  auch miteinander     kombiniert    werden.  



  Nachstehend sind Zusammensetzungen       (in        %)        von        Legierungen        angegeben,        welche     die mit der Erfindung bezweckten Eigen  schaften aufweisen. Diese blieben nach einer  hunderttägigen Erhitzung auf 12000 C zähe.

      
EMI0003.0001     
  
    <I>Tabelle <SEP> j:</I>
<tb>  Nr. <SEP> C <SEP> Si <SEP> Cr <SEP> A1 <SEP> Co <SEP> Ni <SEP> im <SEP> übrigen <SEP> Fe
<tb>  1 <SEP> a <SEP> 0,05 <SEP> 1 <SEP> 22 <SEP> 4,5 <SEP> - <SEP> -- <SEP> 0,553 <SEP> Ce01, <SEP> Rest
<tb>  2 <SEP> a <SEP> 0,35 <SEP> 1 <SEP> 10 <SEP> 5,5 <SEP> - <SEP> - <SEP> 1,955 <SEP> NbC <SEP> -I- <SEP> TiC <SEP>  
<tb>  3 <SEP> a <SEP> 0,15 <SEP> 0,5 <SEP> 30 <SEP> 6,0 <SEP> - <SEP> - <SEP> 2,55 <SEP> TaC <SEP> -I- <SEP> 0,35 <SEP> Ca0 <SEP>  
<tb>  4a <SEP> 0,90 <SEP> 1,5 <SEP> 20 <SEP> 5,0 <SEP> - <SEP> - <SEP> 4,655 <SEP> VC <SEP>  
<tb>  5 <SEP> a <SEP> 0,23 <SEP> 1,5 <SEP> 20 <SEP> 8,5 <SEP> 50 <SEP> - <SEP> 3,73 <SEP> WC <SEP>  
<tb>  6 <SEP> a <SEP> 0,50 <SEP> 2,5 <SEP> 40 <SEP> 9,0 <SEP> - <SEP> 21 <SEP> 4,30 <SEP> ZrC <SEP>  
<tb>  7a <SEP> 0,30 <SEP> 1,4 <SEP> 20 <SEP> 5,5 <SEP> 1,2 <SEP> - <SEP> 2,

  95 <SEP> NbC <SEP> -I- <SEP> TiC <SEP>         Als Vergleich kann angegeben werden,  dass Legierungen mit folgenden Analysen    bereits nach zweistündiger Erhitzung auf die  gleiche Temperatur spröde geworden waren.  
EMI0003.0002     
  
    <I>Tabelle <SEP> 2:</I>
<tb>  <U>Nr. <SEP> C <SEP> Si <SEP> Or <SEP> A1 <SEP> Co <SEP> Ni</U> <SEP> 02 <SEP> <U>im <SEP> üb</U>rig<U>e</U>n <SEP> Fe
<tb>  1 <SEP> b <SEP> 0,05 <SEP> 1 <SEP> 22 <SEP> 4,5 <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> Rest
<tb>  2 <SEP> b <SEP> 0,35 <SEP> 1 <SEP> 10 <SEP> 5,5 <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP>  
<tb>  3 <SEP> b <SEP> 0,15 <SEP> 0,5 <SEP> 30 <SEP> 6,0 <SEP> - <SEP>  
<tb>  4b <SEP> 0,90 <SEP> 1,5 <SEP> 20 <SEP> 5,0 <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP>  
<tb>  5 <SEP> b <SEP> 0,23 <SEP> 1,5 <SEP> 20 <SEP> 8,5 <SEP> 50 <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP>  
<tb>  6 <SEP> b <SEP> 0,50 <SEP> 2,

  5 <SEP> 40 <SEP> 9;0 <SEP> - <SEP> 21 <SEP> - <SEP> - <SEP>  
<tb>  7 <SEP> b <SEP> 0,30 <SEP> 1,4 <SEP> 20 <SEP> 5,5 <SEP> 1,2 <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP>         Die Zähigkeit der Legierung wurde durch       Biegungsproben    nach DIN     DVIVI    1211 festge  stellt. Die Proben wurden an Drähten von  3 mm Durchmesser ausgeführt, die so lange  über einen Zylinder mit 20 mm Durchmesser  gebogen wurden, bis Bruch eintrat.  



  In der nachstehenden Tabelle sind die  Ergebnisse einiger mit Legierungen gemäss    den Tabellen 1 und 2 ausgeführten     Biegungs-          proben    zusammengestellt, welche den grossen  Unterschied in der Zähigkeit erläutern, der  mit den hier genannten Zusätzen erreicht  wird. Sämtliche Proben wurden 100 Tage  lang bei 1200  C unter gleichartigen Bedin  gungen geglüht.  
EMI0003.0007     
  




  Heat-resistant, ferritic alloy. So far, two main types of heat-resistant alloys for elec tric resistance elements and construction parts that are exposed to high temperatures have mainly been used.



  There is one type of alloy. except iron, mainly made of nickel and chromium. A characteristic of alloys of this type is that they are austenitic and therefore have good durability when heated to high temperatures, even with prolonged use. Their heat resistance is limited, however, and they are also attacked by sulfur and sulfur compounds.



  The other main type of heat-resistant alloys consists of those alloys that are ferritic and build on the basis of iron and chromium, if necessary with additions of aluminum, cobalt and nickel. In addition, these alloys contain small amounts of silicon, Man gan and other substances that normally occur in steel as impurities. The heat resistance of the cobalt-containing type in particular by far exceeds that of the austenitic alloys. However, the ferritic alloys have the disadvantage that they tend to have strong grain growth at high temperatures.

   As a result, the metal becomes brittle after prolonged heating, which is particularly the case after cooling to room temperature. In order to prevent the tendency towards grain growth, the alloy type can be modified in such a way that it undergoes one or more phase changes during heating and cooling, whereby the grain structure is regenerated.



  It has already been proposed to add nitrogen to alloys containing niobium for the purpose of forming nitrides which are to serve as seed points for crystal formation. However, it has been shown that the effect that results from the formation of inoculation points during casting is lost again during later treatment. The end product therefore does not have the same grain structure as the cast material. As has been established through experiments, the nitrides do not have the same beneficial effect as oxides, carbides and sulfides.



  Furthermore, it is already known to add small amounts of alkaline earth metals to alloys. This is intended to improve the heat resistance by forming a protective layer on the metals, which consists of mixed crystals with a high melting temperature. This known method is, but not like the present one, a retardation of the grain growth rate at high temperature. This effect cannot be achieved by the known method, since the alkaline earth oxide quantities formed are much too small to be able to exert such an effect.



  Investigations have shown that ferritic alloys, which mainly consist of 10 to 40% chromium, 0.2-2% silicon, 0.1-9% aluminum, at least one metal from the iron group and carbon, are heat-resistant if they contain evenly distributed particles of at least one such compound in the ferrite and in such an amount,

   that such particles are present unchanged in the ferritic matrix when the alloy is heated to 11000 C and thus the tendency of the alloy to grain growth at high temperatures is reduced.



  Practically one or more oxides or carbides or mixtures of oxides and carbides come into consideration as additional particles.



  The particles must be present in large numbers and must be evenly distributed in the basic mass.



  A condition for achieving the intended effect is that such particles are present unchanged in the alloy at the high application temperatures, where the tendency to grain growth is highest.



  . The substances can either be added in the ready-made state in the appropriate amount, or they can be formed in the base mass by adding the base substances from which they are composed to the melt in an amount adapted to the composition of the alloy and in a stoichiometric ratio to one another be set.



  Practically all oxides of metals come into question, which are known as strong oxide formers, in particular Li, Be, Mg, Ca, Sr, Ba, V, Zr, Ce, Ta, Ti, Th.



  The carbides of the metals V, Zr, Nb, Mo, Hf, Ta, W, Ti, Th are particularly suitable as carbides. The amount of oxides or carbides added or formed in the melt can vary within wide limits. It is expedient to use amounts which are between 0.05 and 101 / o for oxides and between 0.20 and 10 1 / o for carbides. .



  Oxides and carbides can also be dispersed together, which has proven particularly useful in many cases. You can also add the additives partly ready-made, and partly let them form in the Grilndinasse.



  The addition of the particles can either take place when the alloys are in the molten state, or they can be admixed by powder metallurgy, provided the alloys are produced in the form of sintered metal. In both cases, the particles can be added in the finished state in extremely finely divided form.



  For example, if the particles consist of oxides. so. you can, after a well-adjusted amount of oxygen has been added to the melt, a strongly oxy d-forming metal. add, the reaction products being obtained in the form of finely divided oxides.

    The increase in the oxygen content of the melt can be achieved, for example, by using an oxygen-rich slag, by blowing in oxygen, by adding oxygen-releasing substances or by applying increased pressure to the oxygen-containing atmosphere surrounding the melt.



  These two ways of working, namely to add finished substances to the melt or education of the substances in the melt; can also be combined with each other.



  Compositions (in%) of alloys are given below which have the properties aimed at by the invention. These remained tough after heating to 12,000 C for a hundred days.

      
EMI0003.0001
  
    <I> Table <SEP> j: </I>
<tb> No. <SEP> C <SEP> Si <SEP> Cr <SEP> A1 <SEP> Co <SEP> Ni <SEP> in the <SEP> other <SEP> Fe
<tb> 1 <SEP> a <SEP> 0.05 <SEP> 1 <SEP> 22 <SEP> 4.5 <SEP> - <SEP> - <SEP> 0.553 <SEP> Ce01, <SEP> rest
<tb> 2 <SEP> a <SEP> 0.35 <SEP> 1 <SEP> 10 <SEP> 5.5 <SEP> - <SEP> - <SEP> 1.955 <SEP> NbC <SEP> -I- <SEP> TiC <SEP>
<tb> 3 <SEP> a <SEP> 0.15 <SEP> 0.5 <SEP> 30 <SEP> 6.0 <SEP> - <SEP> - <SEP> 2.55 <SEP> TaC <SEP > -I- <SEP> 0.35 <SEP> Ca0 <SEP>
<tb> 4a <SEP> 0.90 <SEP> 1.5 <SEP> 20 <SEP> 5.0 <SEP> - <SEP> - <SEP> 4.655 <SEP> VC <SEP>
<tb> 5 <SEP> a <SEP> 0.23 <SEP> 1.5 <SEP> 20 <SEP> 8.5 <SEP> 50 <SEP> - <SEP> 3.73 <SEP> WC <SEP >
<tb> 6 <SEP> a <SEP> 0.50 <SEP> 2.5 <SEP> 40 <SEP> 9.0 <SEP> - <SEP> 21 <SEP> 4.30 <SEP> ZrC <SEP >
<tb> 7a <SEP> 0.30 <SEP> 1.4 <SEP> 20 <SEP> 5.5 <SEP> 1.2 <SEP> - <SEP> 2,

  95 <SEP> NbC <SEP> -I- <SEP> TiC <SEP> As a comparison, it can be stated that alloys with the following analyzes had already become brittle after being heated to the same temperature for two hours.
EMI0003.0002
  
    <I> Table <SEP> 2: </I>
<tb> <U> No. <SEP> C <SEP> Si <SEP> Or <SEP> A1 <SEP> Co <SEP> Ni </U> <SEP> 02 <SEP> <U> in the <SEP> over </U> rig <U > e </U> n <SEP> Fe
<tb> 1 <SEP> b <SEP> 0.05 <SEP> 1 <SEP> 22 <SEP> 4.5 <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> rest
<tb> 2 <SEP> b <SEP> 0.35 <SEP> 1 <SEP> 10 <SEP> 5.5 <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP>
<tb> 3 <SEP> b <SEP> 0.15 <SEP> 0.5 <SEP> 30 <SEP> 6.0 <SEP> - <SEP>
<tb> 4b <SEP> 0.90 <SEP> 1.5 <SEP> 20 <SEP> 5.0 <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP>
<tb> 5 <SEP> b <SEP> 0.23 <SEP> 1.5 <SEP> 20 <SEP> 8.5 <SEP> 50 <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP>
<tb> 6 <SEP> b <SEP> 0.50 <SEP> 2,

  5 <SEP> 40 <SEP> 9; 0 <SEP> - <SEP> 21 <SEP> - <SEP> - <SEP>
<tb> 7 <SEP> b <SEP> 0.30 <SEP> 1.4 <SEP> 20 <SEP> 5.5 <SEP> 1.2 <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP > The toughness of the alloy was determined by bending tests according to DIN DVIVI 1211. The samples were carried out on wires with a diameter of 3 mm, which were bent over a cylinder with a diameter of 20 mm until breakage occurred.



  The table below shows the results of some bending tests carried out with the alloys according to Tables 1 and 2, which explain the great difference in toughness that is achieved with the additives mentioned here. All samples were annealed for 100 days at 1200 C under similar conditions.
EMI0003.0007

Claims (1)

PATENTANSPRUCH l:: Hitzebeständige, ferritische Legierung, die vorwiegend aus 10-401/o Cr, 0,2-2,51/o Si, 0,1-9: PATENT CLAIM l :: Heat-resistant, ferritic alloy, mainly made of 10-401 / o Cr, 0.2-2.51 / o Si, 0.1-9: % Al, mindestens einem Metall der Eisengruppe, sowie Kohlenstoff besteht, da durch gekennzeichnet, . dass sie im Ferrit gleichmässig verteilte Teilchen aus mindestens einer solchen Verbindung und in solcher Menge enthält, dass derartige Teilchen beim Erhitzen der Legierung auf 1100 C unver ändert in der ferritischen Grundmasse vor hangen sind und damit die Neigung der Le- gerimg zum Kornwachstum bei hoher Tem peratur herabgesetzt ist. % Al, at least one metal of the iron group, and carbon, as indicated by,. that it contains evenly distributed particles of at least one such compound in the ferrite and in such an amount that such particles are unchanged in the ferritic matrix when the alloy is heated to 1100 C and thus the tendency of the glue to grain growth at high temperatures temperature is reduced. UNTERANSPRÜCHE 1. Legierung nach Patentanspruch I, da durch gekennzeichnet, dass die feinverteilten Teilchen aus einem Oxyd in einer Menge von höchstens 10% bestehen. 2. Legierung nach Patentanspruch I, da durch gekennzeichnet, dass die feinverteilten Teilchen aus einer Mischung von Oxyden in einer Menge von höchstens 101/o bestehen. 3. SUBClaims 1. Alloy according to claim I, characterized in that the finely divided particles consist of an oxide in an amount of at most 10%. 2. Alloy according to claim I, characterized in that the finely divided particles consist of a mixture of oxides in an amount of at most 101 / o. 3. Legierung nach Patentanspruch I, da durch gekennzeichnet, dass die feinverteilten Teilchen aus einem Karbid in einer Menge von höchstens 10% bestehen. 4. Alloy according to claim 1, characterized in that the finely divided particles consist of a carbide in an amount of at most 10%. 4th Legierung nach Patentanspruch I, da durch gekennzeichnet, 'dass .die feinverteilten Teilchen aus einer Mischung von Karbiden in einer Menge von höchstens 10% bestehen. 5. Alloy according to claim I, characterized in that the finely divided particles consist of a mixture of carbides in an amount of at most 10%. 5. Legierung nach Patentanspruch I, da durch gekennzeichnet, dass die feinverteilten Teilchen aus mindestens einem Oxyd und mindestens einem Karbid in einer Gesamt- menge von höchstens 10% bestehen. PATENTANSPRUCH II: Verfahren _zur Herstellung einer Legie rung nach Patentanspruch I, .dadurch gekenn zeichnet, dass man eine feine, gleichmässige Verteilung der Teilchen in der Legierung be wirkt. . Alloy according to patent claim I, characterized in that the finely divided particles consist of at least one oxide and at least one carbide in a total amount of at most 10%. PATENT CLAIM II: Process for the production of an alloy according to patent claim I, characterized by the fact that a fine, even distribution of the particles in the alloy is effected. . .UNTERANSPRÜCHE 6. Verfahren nach Patentanspruch II, da durch- gekennzeichnet, -dass der Zusatz der Teilchen in die schmelzflüssige Legierung erfolgt. 7. Verfahren nach Patentanspruch II, da durch gekennzeichnet, dass die Legierung auf pulvermetallurgischem. Wege erzeugt wird und die Teilchen dem zu sinterndem Pulver beigemischt werden. B. . SUBCLAIMS 6. Method according to claim II, characterized in that the particles are added to the molten alloy. 7. The method according to claim II, characterized in that the alloy is based on powder metallurgy. Paths is generated and the particles are mixed with the powder to be sintered. B. Verfahren nach Patentanspruch II, da durch gekennzeichnet, dass die Grundstoffe; aus denen die Teilchen zusammengesetzt sind, der schmelzflüssigen Legierung im stöchiome- trischen Verhältnis zueinander zugesetzt wer den. 9. Verfahren nach Patentanspruch TI und Unteranspruch 8, dadurch gekennzeichnet, dass ein oxydbildendes Metall zugesetzt wird, nachdem idie Schmelze eine der zuzusetzenden Metallmenge angepasste Sauerstoffmenge er halten hat. 10. Method according to claim II, characterized in that the basic materials; from which the particles are composed, added to the molten alloy in a stoichiometric ratio to one another. 9. The method according to claim TI and dependent claim 8, characterized in that an oxide-forming metal is added after the melt has received an amount of oxygen adapted to the amount of metal to be added. 10. Verfahren nach Patentanspruch 1I und Unteransprüchen 8 und 9, dadurch ge kennzeichnet, dass der Sauerstoffgehalt der Schmelze durch Einblasen von Sauerstoff erhöht wird. " 11. Verfahren nach Patentanspruch II und Unteransprüchen 8 und 9, dadurch gekenn zeichnet, dass der Sauerstoffgehalt der Schmelze durch Anwendung einer sauerstoff reichen Schlacke erhöht wird. 12. Verfahren nach Patentanspruch II und Unteransprüchen 8 und 9, dadurch ge kennzeichnet, dass der Sauerstoffgehalt der Schmelze dadurch erhöht wird, dass der die Schmelzeumgebenden sauerstoffhaltigen Atmo sphäre erhöhter Druck erteilt wird. 13. Method according to patent claim 1I and dependent claims 8 and 9, characterized in that the oxygen content of the melt is increased by blowing in oxygen. 11. The method according to claim II and dependent claims 8 and 9, characterized in that the oxygen content of the melt is increased by using an oxygen-rich slag. 12. The method according to claim II and dependent claims 8 and 9, characterized in that the oxygen content the melt is increased in that the oxygen-containing atmosphere surrounding the melt is given increased pressure. Verfahren nach Patentanspruch II, dadurch gekennzeichnet, dass die Zusatzstoffe teils fertig gebildet zugesetzt, teils in der Schmelze gebildet werden. Method according to patent claim II, characterized in that the additives are added partly in the form of a finished product and partly formed in the melt.
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