CN104471089B

CN104471089B - 具有良好可加工性的镍-铬-铁-铝-合金的用途

Info

Publication number: CN104471089B
Application number: CN201380038569.0A
Authority: CN
Inventors: H·哈滕多夫
Original assignee: Outokumpu VDM GmbH
Current assignee: VDM Metals GmbH
Priority date: 2012-08-10
Filing date: 2013-06-27
Publication date: 2016-10-26
Anticipated expiration: 2033-06-27
Also published as: DE102012015828B4; JP6033437B2; WO2014023274A1; DE102012015828A1; SI2882881T1; EP2882881A1; EP2882881B1; CN104471089A; JP2015531821A

Abstract

镍‑铬‑铝‑铁‑合金作为电极材料的用途，所述镍‑铬‑铝‑铁‑合金具有(以重量％计)12至28％的铬，1.8至3.0％的铝，1.0至15％的铁，0.01至0.5％的硅，0.005至0.5％的锰，0.01至0.20％的钇，0.02至0.60％的钛，0.01至0.2％的锆，0.0002至0.05％的镁，0.0001至0.05％的钙，0.03至0.11％的碳，0.003至0.05％的氮，0.0005至0.008％的硼，0.0001‑0.010％的氧，0.001至0.030％的磷，至多0.010％的硫，至多0.5％的钼，至多0.5％的钨，剩余为镍和由方法造成的常见杂质，其中必须满足如下关系：0<7.7C–x·a<1.0(2)，其中当PN>0时，a＝PN(3a)，或当PN≤0时，a＝0(3b)，并且x＝(1.0Ti+1.06Zr)/(0.251Ti+0.132Zr)(3c)，其中PN＝0.251Ti+0.132Zr–0.857N(4)，并且Ti、Zr、N、C为相关元素以质量％计的浓度。

Description

具有良好可加工性的镍-铬-铁-铝-合金的用途

技术领域

本发明涉及镍-铬-铁-铝-合金的用途，所述合金具有出色的高温耐腐蚀性，良好的抗蠕变性和改进的可加工性。

背景技术

具有不同镍含量、铬含量和铝含量的奥氏体镍-铬-铁-铝-合金长期在炉结构中和化学过程工业中使用。对于该使用而言，需要即使在超过1000℃的温度下仍然良好的高温耐腐蚀性和良好的耐热性/抗蠕变性。

通常注意到，表1中给出的合金的高温耐腐蚀性随着增加的铬含量而提高。所有这些合金形成氧化铬层(Cr₂O₃)，具有位于其下方的或多或少封闭的Al₂O₃层。加入少量强亲氧元素例如Y或Ce改进了抗氧化性。在应用领域中的使用过程中，铬含量缓慢消耗从而形成保护层。因此通过更高的铬含量提高材料的寿命，因为形成保护层的元素铬的更高含量推迟这样的时间点，在所述时间点Cr-含量低于临界极限并且形成类似于Cr₂O₃的其他氧化物，例如含铁氧化物和含镍氧化物。通过加入铝和硅可以实现高温耐腐蚀性的进一步升高。从一定的最低含量开始，这些元素在氧化铬层下方形成封闭层并且因此减少铬的消耗。

在给定温度下的耐热性/抗蠕变性特别通过高的碳含量得以改进。

这些合金的实例列于表1中。

相比于N06600、N06601或N06690，合金例如N06025、N06693或N06603由于高的铝含量而以其出色的耐腐蚀性而为人们所知。合金例如N06025或N06603由于高的碳含量即使在超过1000℃的温度下也仍然显示出出色的耐热性/抗蠕变性。然而，例如由于所述高的铝含量而损害可加工性，例如可变形性和可焊接性，其中铝含量越高，损害越强(N06693)。同样情况更大程度地适用于硅，其与镍形成低熔点金属间相。对于N06025，可以例如通过使用特定的焊接气体(具有2％氮气的Ar)实现可焊接性(数据页Nicrofer 6025 HT，ThyssenKruppVDM)。N06025和N06603中高的碳含量造成高含量的初生碳化物，所述高含量的初生碳化物例如在深冲时产生的大的变形程度下导致从初生碳化物开始开裂。在无焊缝管的制造中也发生类似情况。在此，该问题也随着升高的碳含量(特别是在N06025中)而加剧。

EP 0 508 058 A1公开了由如下组成的奥氏体镍-铬-铁-合金，(以重量％计)0.12–0.3％的C，23-30％的Cr，8-11％的Fe，1.8–2.4％的Al，0.01–0.15％的Y，0.01–1.0％的Ti，0.01–1.0％的Nb，0.01–0.2％的Zr，0.001–0.015％的Mg，0.001–0.01％的Ca，至多0.03％的N，至多0.5％的Si，至多0.25％的Mn，至多0.02％的P，至多0.01％的S，剩余是Ni，包括不可避免的由熔炼造成的杂质。

EP 0 549 286公开了耐高温Ni-Cr-合金，包含55-65％的Ni，19-25％的Cr，1–4.5％的Al，0.045–0.3％的Y，0.15-1％的Ti，0.005–0.5％的C，0.1–1.5％的Si，0-1％的Mn和总和至少0.005％的选自Mg、Ca、Ce的至少一种元素，<0.5％的Mg+Ca的总和，<1％的Ce，0.0001–0.1％的B，0–0.5％的Zr，0.0001–0.2％的N，0-10％的Co，剩余为铁和杂质。

通过DE 600 04 737 T2已知耐热镍基合金，包含≤0.1％的C，0.01-2％的Si，≤2％的Mn，≤0.005％的S，10-25％的Cr，2.1-<4.5％的Al，≤0.055％的N，总和0.001-1％的选自B、Zr、Hf的至少一种元素，其中所述元素可以以如下含量存在：B≤0.03％，Zr≤0.2％，Hf<0.8％，Mo 0.01-15％，W 0.01-9％，其中可以给定2.5-15％的总含量Mo+W，Ti 0-3％，Mg0–0.01％，Ca 0–0.01％，Fe 0-10％，Nb 0-1％，V 0-1％，Y 0–0.1％，La 0–0.1％，Ce 0–0.01％，Nd 0–0.1％，Cu 0-5％，Co 0-5％，剩余为镍。Mo和W必须满足下式：

2.5≤Mo+W≤15 (1)

发明内容

因此，本发明的目的在于设计合金，其在足够高的镍含量、铬含量和铝含量下具有

·良好的可加工性，即可变形性、可深冲性和可焊接性

·与N06025相似的良好的耐腐蚀性

·良好的耐热性/抗蠕变性。

所述目的通过镍-铬-铝-铁-合金作为电极材料的用途实现，所述镍-铬-铝-铁-合金具有(以重量％计)12至28％的铬，1.8至3.0％的铝，1.0至15％的铁，0.01至0.5％的硅，0.005至0.5％的锰，0.01至0.20％的钇，0.02至0.60％的钛，0.01至0.2％的锆，0.0002至0.05％的镁，0.0001至0.05％的钙，0.03至0.11％的碳，0.003至0.05％的氮，0.0005至0.008％的硼，0.0001-0.010％的氧，0.001至0.030％的磷，至多0.010％的硫，至多0.5％的钼，至多0.5％的钨，剩余为镍和由方法造成的常见杂质，其中必须满足如下关系：

0<7.7C–x·a<1.0 (2)

其中当PN>0时，a＝PN (3a)

或当PN≤0时，a＝0 (3b)

并且x＝(1.0Ti+1.06Zr)/(0.251Ti+0.132Zr) (3c)

其中PN＝0.251Ti+0.132Zr–0.857N (4)

并且Ti、Zr、N、C为相关元素以质量％计的浓度。

本发明的主题的优选实施方案取自从属权利要求。

优选地，所述合金用作导线，更确切地说，并且用作汽油发动机的火花塞的电极材料。

元素铬的含量范围在12和28％之间，其中铬含量取决于使用情况可以如下给定并且取决于使用情况可以在合金中进行调整。

优选的范围如下呈现：

-16至28％

-20至28％

->24至27％

-19至24％

铝含量在1.8和3.0％之间，其中在此也根据合金的使用领域，铝含量可以如下给定：

-1.9至2.9％

-1.9至2.5％

->2.0至2.5％

铁含量在1.0和15％之间，其中取决于应用领域，可以调整在范围内的一定的含量：

-1.0-11.0％

-1.0-7.0％

-7.0-11.0％

硅含量在0.01和0.50％之间。优选可以在合金中在如下范围内调整Si：

-0.01-0.20％

-0.01-<0.10％

同样情况适用于可以以0.005至0.5％包含在合金中的元素锰。或者也可想到如下范围：

-0.005-0.20％

-0.005-0.10％

-0.005-<0.05％

本发明的主题优选在于，基本上可以通过以0.01至0.20％的含量加入元素钇从而调整材料性能。优选可以在合金中在范围内如下调整Y：

-0.01-0.15％

-0.02-0.15％

-0.01-0.10％

-0.02-0.10％

-0.01-<0.045％。

可选择地，钇也可以完全或部分被如下替代

-0.001-0.20％的镧和/或0.001-0.20％的铈。

优选可以在合金中在其范围内如下调整各个替代元素：

-0.001-0.15％。

钛含量在0.02和0.60％之间。优选可以在合金中在范围内如下调整Ti：

-0.03-0.30％，

-0.03-0.20％。

可选择地，钛也可以完全或部分被如下替代

0.001至0.60％的铌。

优选可以在合金中在范围内如下调整替代元素：

-0.001％至0.30％。

可选择地，钛也可以完全或部分被如下替代

-0.001至0.60％的钽。

优选可以在合金中在范围内如下调整替代元素：

-0.001％至0.30％。

锆含量在0.01和0.20％之间。优选可以在合金中在范围内如下调整Zr：

-0.01-0.15％。

-0.01-0.08％。

-0.01-0.06％。

可选择地，锆也可以完全或部分被如下替代

-0.001–0.2％的铪。

包含的镁含量为0.0002至0.05％。优选存在这样的可能性，在合金中如下调整所述元素：

-0.0005-0.03％。

合金还包含含量在0.0001和0.05％之间，特别是0.0005至0.02％的钙。

合金包含0.03至0.11％的碳。优选可以在合金中在范围内如下调整碳：

-0.04-0.10％。

这以相同方式适用于含量在0.003和0.05％之间的元素氮。优选的含量可以如下给定：

-0.005-0.04％。

元素硼和氧以如下含量包含在合金中：

-硼0.0005–0.008％

-氧0.0001–0.010％。

优选的含量可以如下给定：

-硼0.0015–0.008％

合金还包含含量在0.001和0.030％之间，特别是0.002至0.020％的磷。

元素硫在合金中可以如下给定：

-硫至多0.010％

钼和钨可以以各自至多0.50％的含量单独或组合包含在合金中。优选的含量可以如下给定：

-Mo至多0.20％

-W至多0.20％

-Mo至多0.10％

-W至多0.10％

-Mo至多0.05％

-W至多0.05％

必须满足如下关系，所述关系描述Ti、Zr、N和C之间的相互作用：

·0<7.7C–x·a<1.0 (2)

其中当PN>0时，a＝PN (3a)

或当PN≤0时，a＝0 (3b)

并且x＝(1.0Ti+1.06Zr)/(0.251Ti+0.132Zr) (3c)

其中PN＝0.251Ti+0.132Zr–0.857N (4)

并且Ti、Zr、N、C为相关元素以质量％计的浓度。

·优选范围可以通过如下调节：

0<<7.7C-x·a<0.90 (2a)

当Zr完全或部分被Hf替代时，变成下式3c和4：

·x＝(1.0Ti+1.06Zr+0.605Hf)/(0.251*Ti+0.132Zr+0.0672Hf) (3c-1)

其中PN＝0.251Ti+0.132Zr+0.0672Hf–0.857N (4-1)

并且Ti、Zr、Hf、N、C为相关元素以质量％计的浓度。

合金还可以包含在0.01至5.0％之间的钴，此外其还可以如下限制：

-0.01至2.0％

-0.1至2.0％

-0.01至0.5％。

合金中还可以包含至多0.1％的钒。

最后，作为杂质的元素铜、铅、锌和锡可以以如下含量给定：

Cu至多0.50％

Pb至多0.002％

Zn至多0.002％

Sn至多0.002％。

铜含量还可以如下限制：

Cu小于0.015％

根据本发明的合金优选开放熔炼，然后在VOD或VLF装置中处理。在浇注成铸锭之后或者在连续铸造时，合金以期望的半成品形状热成形，任选进行在900℃和1270℃之间的中间退火2小时至70小时。期间和/或结束时，材料表面可以任选(也可以多次)进行化学和/或机械冲刷用以清洗。热成形结束之后，可以任选在期望的半成品模具中进行变形程度高达98％的冷成形，任选在保护气体(例如氩气或氢气)下任选进行在800℃和1250℃之间的中间退火0.1分钟至70小时，然后在移动的退火气氛中或在水浴中进行空气冷却。然后在移动的退火气氛中或在水浴中任选在保护气体(例如氩气或氢气)下在800℃至1250℃的温度范围内进行退火0.1分钟至70小时，然后进行空气冷却。期间可以任选进行材料表面的化学和/或机械清洁。

根据本发明的合金可以以特别具有100μm至4mm的厚度的带、特别具有1mm至70mm的厚度的片、特别具有10mm至500mm的厚度的杆、和特别具有0.1m至15mm的厚度的导线的产品形式良好地来制造和使用。

这些产品形式以4μm至600μm的平均粒径制得。优选的范围在10μm和200μm之间。

由于其出色的耐腐蚀性及其良好的可变形性，根据本发明的合金还适合用作例如内燃机的点火元件中的电极材料，特别是用作汽油发动机的火花塞。根据本发明的合金特别适合用作具有贵金属尖端(例如贵金属火花塞)的电极的载体材料。

根据本发明的合金良好适用于制造深冲件。

附图说明

图1为在1100℃下在空气中的氧化试验的结果。

进行的测试：

可变形性在根据DIN EN ISO 6892-1的室温下的拉伸试验中确定。在此，确定伸长极限R_p0.2、抗拉强度R_m和断裂伸长A。在断裂样本上由原始测量距离L₀的延长确定伸长A：

A＝(L_u-L₀)/L₀ 100％＝ΔL/L₀ 100％

其中L_u＝断裂之后的测量长度。

根据测量长度，断裂伸长用指数进行标记：

例如对于A₅，测量长度L₀＝5·d₀，其中d₀＝圆形样本的原始直径。

试验在直径为6mm的圆形样本上在测量范围和30mm的测量长度L₀内进行。垂直于半成品的变形方向进行取样。变形速度在R_p0.2中为10MPA/s，在R_m中为6.7 10^-3 1/s(40％/min)。拉伸试验中室温下的伸长A的量可以作为可变形性的量度。良好可加工的材料应该具有至少50％的伸长。

可焊接性在此通过形成热裂纹的规模评估(参见DVS数据表1004-1)。形成热裂纹的风险越高，材料的可焊接性越差。通过改良的可调拘束度(varestraint)横向可调拘束度测试(MVT-测试)在德国联邦材料研究与测试研究所测试热裂纹敏感性(参见DVS数据表1004-2)。在MVT测试中，在尺寸为100mm x40mm x10mm的材料样本的上侧通过全机械化以恒定的走刀速度沿纵向铺设WIG-焊缝。当电弧经过样本中间时，在样本上以样本借助冲模而围绕具有已知半径的模具弯曲的方式施加一定的弯曲应变。在弯曲阶段中，在MVT-样本上的有限的局部试验区域中形成热裂纹。为了测量，使样本沿沿着焊接方向弯曲(可调拘束度)。以1％和4％的弯曲应变，2mm/s的冲模速度，7.5kJ/cm的单位长度能量，分别在氩气5.0和具有3％氮气的氩气下进行试验。耐热裂性如下进行定量：将在25倍放大的光学显微镜中在样本上可见的所有凝固裂纹和再熔裂纹的长度相加。以相同方法和方式通过可变形性的降低(DDC＝失延裂纹)确定裂纹。然后根据结果将材料分成如下类别“热裂安全”、“增加的热裂倾向”和“热裂危险”。

在MVT测试中落入“热裂安全”和“增加的热裂倾向”范围内的所有材料在如下研究中被认为是可焊接的。

更高温度下的耐腐蚀性在1100℃的氧化测试中在空气中确定，其中试验每96小时中断一次并且确定由于氧化而造成的样本的质量变化(净质量变化m_N)。比(净)质量变化是基于样本表面积的质量变化。从每个批料中取出3个样本。

耐热性在根据DIN EN ISO 6892-2的热拉伸试验中确定。与室温下的拉伸试验(DIN EN ISO 6892-1)相类似，在此确定伸长极限R_p0.2、抗拉强度R_m和断裂伸长A。

试验在直径为6mm的圆形样本上在测量范围和30mm的起始测量长度L₀内进行。垂直于半成品的变形方向进行取样。变形速度在R_p0.2中为8.33 10^-51/s(0.5％/min)，在R_m中为8.33 10^-4 1/s(5％/min)。

在室温下，将样本装入拉伸试验机，在不用拉力荷载的情况下加热至期望的温度。在达到试验温度之后，在没有荷载的情况下保持样本1小时(600℃)或2小时(700℃至1100℃)用于温度补偿。然后用拉力使样本荷载，从而维持期望的伸长速度，并且开始试验。

抗蠕变性通过缓慢拉伸试验(SSRT＝缓慢应变速率试验)确定。为此以1.0x10^-6 1/s的极低变形速度进行根据DIN EN ISO 6892-2的热拉伸试验。该伸长速度已经落入蠕变速度的范围内，因此通过对比得自缓慢拉伸试验的伸长极限和特别是抗拉强度可以进行与抗蠕变性相关的材料排名。

与在室温下的拉伸试验(DIN EN ISO 6892-1)中所描述的方法相类似，确定伸长极限R_p0.2、抗拉强度R_m和断裂伸长A。为了缩短试验时间，在约30％伸长之后当达到R_m时中断试验，否则在超过R_m的伸长A之后中断试验。试验在直径为约8mm的圆形样本上在测量范围和40mm的测量长度L₀内进行。垂直于半成品的变形方向进行取样。

在室温下将样本装入拉伸试验机，并在不用拉力荷载的情况下加热至期望的温度。在达到试验温度之后，在没有荷载的情况下保持样本2小时(700℃至1100℃)用于温度补偿。然后用拉力使样本荷载，从而维持期望的伸长速度，并且开始试验。

具体实施方式

实施例：

表2a和2b显示了所研究的合金的组成。

合金N06025和N06601是根据现有技术的合金。根据本发明的合金以“E”表示。合金N06025和N06601的分析在表1中给出的范围内。根据本发明的合金“E”具有介于N06025和N06601之间的C-含量。表2a中还给出根据式2和4的PN和7.7C–x·a。对于表2a中的所有合金，PN大于零。根据本发明的合金的7.7C–x·a的值0.424准确落入优选范围0<7.7C–x·a<1.0。

对于根据现有技术的合金N06025，7.7C–x·a大于1.0并因此过大。

对于根据现有技术的合金N06601，7.7C–x·a小于零并因此过小。

对于这些实施例批料，对比如下性能：

-在室温下的拉伸试验的可变形性

-借助于MVT-测试的可焊接性

-借助于氧化测试的耐腐蚀性

-根据热拉伸试验的耐热性

-借助于缓慢拉伸试验的结果排名的抗蠕变性。

表3显示了室温下的拉伸试验的结果。根据本发明的合金“E”以超过80％的伸长率显示出远大于N06025和N06601的伸长率。由于两个实施例批料163968和160483的0.17％的高碳含量，这对于N06025并非是出人意料的。这两个批料由于小于50％的伸长率而显示出其较差的可变形性。然而这对于N06601是值得注意的，因为批料314975和156656具有0.045或0.053％的碳含量，所述碳含量显著低于根据本发明的合金的碳含量0.075％，并且也如预期的具有大于50％的伸长率。这表明，当维持0<7.7C–x·a<1.0的极限范围时，得到超越现有技术的可变形性。

表4显示了MVT测试的结果。N06601可以用两种气体氩气和具有3％的氮气的氩气焊接，因为对于1％的弯曲应变，所有测量的总裂纹长度均小于7.5mm，而对于4％的弯曲应变，所有测量的总裂纹长度均小于30mm。对于N06025和根据本发明的合金“E”而言，测量的总裂纹长度大于7.5mm(1％的弯曲应变)或30mm(4％的弯曲应变)，因此这些合金不能用氩气焊接。然而对于具有3％的氮气的氩气，测量的总裂纹长度显著低于7.5mm(1％的弯曲应变)或30mm(4％的弯曲应变)，因此N06025和根据本发明的合金“E”可以用具有3％的氮气的氩气焊接。

图1显示了在1100℃下在空气中的氧化试验的结果。描绘了样品随老化时间的比(净)质量变化(同一批料的3个样本的平均值)。N06601批料一开始显示了由于氧化铬的剧烈剥落和蒸发而造成的负的比质量变化。在N06025和根据本发明的合金“E”的情况下，一开始显示出质量变化的略微升高，然后随时间适度下降。这表明，这两种合金在1100℃下具有低氧化速率和仅少量剥落。如所需要的，根据本发明的合金“E”的性质与N06025相当。

表5显示了在600℃、700℃、800℃、900℃和1100℃下的热拉伸试验的结果。如所预期的，N06025在R_p0.2和R_m中显示出最高值，N06601显示出最低值。根据本发明的合金“E”的值介于之间，其中根据本发明的合金“E”在800℃下在R_p0.2和R_m中的值大于N06025。所有合金在热拉伸试验中的伸长率均足够大。在1100℃下，由于测量精度而在根据本发明的合金“E”和N06601之间不再发现差别。

表6显示了在700℃、800℃和1100℃下的缓慢拉伸试验的结果。如所预期的，N06025在R_p0.2和R_m中显示出最高值，N06601显示出最低值。根据本发明的合金“E”的R_p0.2值介于之间，在700℃和800℃下的R_m值比N06025更好或几乎与N06025同样好。所有合金在缓慢拉伸试验中的伸长均足够大。在1100℃下，由于测量精度在根据本发明的合金“E”和N06601之间不再发现差别。

在700℃和800℃下，N06025和根据本发明的合金“E”的缓慢拉伸试验的R_m相当，即可以预期在该温度下N06025和根据本发明的合金“E”的抗蠕变性相当。这表明，对于优选范围0<7.7C–x·a<1.0R_m内的合金，抗蠕变性与Nicrofer 6025HT相当，同时根据本发明的合金“E”的可加工性比N06025更好。

因此，根据本发明的合金“E”所要求的极限可以如下详细说明：

合金的成本随着铁含量的降低而升高。低于1％，成本过度升高，因为必须使用特定原料。因此出于成本原因，1％的Fe被视为下限。

随着铁含量的升高，特别是在高铬含量和铝含量下，相稳定性(脆相的形成)降低。因此，15％的Fe是根据本发明的合金的适宜的上限。

过低的Cr-含量意指Cr-浓度极迅速地降低至低于临界极限。因此12％的Cr是铬的下限。过高的Cr-含量使合金的可加工性劣化。因此28％的Cr被视为上限。

氧化铬层下方氧化铝层的形成降低了氧化速率。低于1.8％的Al，氧化铝层充满裂缝，无法完全发挥其作用。过高的Al-含量损害合金的可加工性。因此，3.0％的Al-含量为上限。

Si在合金的制造中是需要的。因此，0.01％的最低含量是必须的。过高的含量再次损害可加工性。因此，Si-含量限制于0.5％。

为了改进可加工性，0.005％的Mn的最低含量是必须的。锰限制于0.5％，因为该元素同样降低抗氧化性。

如上所述，加入亲氧元素改进抗氧化性。加入亲氧元素改进抗氧化性，其中将亲氧元素嵌入氧化层中并在晶界上堵塞氧的扩散路径。

0.01％的Y的最低含量是必须的，用以保持Y提高的抗氧化性作用。出于成本原因，上限为0.20％。

Y可以完全或部分被Ce和/或La替代，因为这些元素与Y一样也提高抗氧化性。替代可以大于0.001％的含量。出于成本原因，上限为0.20％的Ce或0.20％的La。

钛提高耐高温性。为了实现作用，至少0.02％是必须的。超过0.6％会使氧化性质劣化。

钛可以完全或部分被铌替代，因为铌也提高耐高温性。替代可以大于0.001％。更高的含量显著提高成本。因此上限设定为0.6％。

钛也可以完全或部分被钽取代，因为钽也升高耐高温性。有可能替代大于0.001％。更高的含量剧烈升高成本。因此上限设定为0.6％。

0.01％的Zr的最低含量是必须的，用以保持Zr提高的耐高温性和抗氧化性的作用。出于成本原因，上限为0.20％的Zr。

Zr可以根据需要完全或部分被Hf替代，因为该元素与Zr一样也提高耐高温性和抗氧化性。替代可以大于0.001％的含量。出于成本原因，上限为0.20％的Hf。

极低的Mg-含量已经通过硫的凝结改进加工，由此避免产生低熔点NiS共晶体。因此对于Mg，0.0002％的最小含量是需要的。在过高的含量下可能出现金属间Ni-Mg-相，所述金属间Ni-Mg-相再次使可加工性显著劣化。因此Mg-含量限制于0.05％。

与Mg完全相同，极低的Ca-含量也已经通过硫的凝结改进加工，由此避免产生低熔点NiS共晶体。因此对于Ca，需要0.0001％的最小含量。在过高的含量下可能出现金属间Ni-Ca-相，所述金属间Ni-Ca-相再次使可加工性显著劣化。因此Ca-含量限制于0.05％。

对于良好的抗蠕变性，0.03％的C的最低含量是必须的。C限制于0.11％，因为该元素降低可加工性。

0.003％的N的最低含量是需要的，由此改进材料的可加工性。N限制于0.05％，因为该元素降低抗氧化性。

硼改进抗蠕变性。因此应存在至少0.0005％的含量。同时该界面活性元素使抗氧化性劣化。因此设定至多0.008％的硼。

氧含量必须小于0.010％，用以保证合金的可制造性。过低的氧含量造成升高的成本。因此氧含量应大于0.0001％。

磷含量应小于0.030％，因为该界面活性元素损害耐氧化性。过低的P-含量增加成本。因此，P-含量≥0.001％。

硫含量应设定为尽可能的低，因为该界面活性元素损害抗氧化性。因此设定至多0.010％的S。

钼限制于至多0.5％，因为该元素降低抗氧化性。

钨限制于至多0.5％，因为该元素也降低抗氧化性。

下式描述了C、N、Ti、Zr的相互作用，在合金中：

0<7.7C–x·a<1.0 (2)

其中当PN>0时，a＝PN (3a)

或当PN≤0时，a＝0 (3b)

并且x＝(1.0Ti+1.06Zr)/(0.251Ti+0.132Zr) (3c)

PN＝0.251Ti+0.132Zr–0.857N (4)

并且Ti、Zr、N、C为相关元素以质量％计的浓度。

当7.7C–x·a大于1.0时，产生过多的初生碳化物从而损害可变形性。当7.7C–x·a小于0时，耐热性和抗蠕变性劣化。

该合金中可以包含至多5.0％的钴。更高的含量显著降低抗氧化性。过低的钴-含量增加成本。因此Co-含量≥0.01％。

钒限制于至多0.1％，因为该元素降低抗氧化性。

铜限制于至多0.5％，因为该元素降低抗氧化性。

Pb限制于至多0.002％，因为该元素降低抗氧化性。同样情况适用于Zn和Sn。

Claims

1.镍-铬-铝-铁-合金作为电极材料的用途，所述镍-铬-铝-铁-合金以重量％计地具有12至28％的铬，1.8至3.0％的铝，1.0至15％的铁，0.01至0.5％的硅，0.005至0.5％的锰，0.01至0.20％的钇，0.02至0.60％的钛，0.01至0.2％的锆，0.0002至0.05％的镁，0.0001至0.05％的钙，0.03至0.11％的碳，0.003至0.05％的氮，0.0005至0.008％的硼，0.0001-0.010％的氧，0.001至0.030％的磷，至多0.010％的硫，至多0.5％的钼，至多0.5％的钨，剩余为镍和由方法造成的常见杂质，其中必须满足如下关系：

0<7.7C–x·a<1.0 (2)

其中当PN>0时，a＝PN (3a)

或当PN≤0时，a＝0 (3b)

并且x＝(1.0Ti+1.06Zr)/(0.251Ti+0.132Zr) (3c)

其中PN＝0.251Ti+0.132Zr–0.857N (4)

并且Ti、Zr、N、C为相关元素以质量％计的浓度。

2.根据权利要求1所述的用途，具有16至28％的铬含量。

3.根据权利要求1或2所述的用途，具有20至28％的铬含量。

4.根据权利要求1或2所述的用途，具有1.9至2.9％的铝含量。

5.根据权利要求1或2所述的用途，具有1.0至11.0％的铁含量。

6.根据权利要求1或2所述的用途，具有0.01–0.2％的硅含量。

7.根据权利要求1或2所述的用途，具有0.005至0.20％的锰含量。

8.根据权利要求1或2所述的用途，具有大于等于0.01且小于0.045％的钇含量。

9.根据权利要求1或2所述的用途，其中钇完全或部分被0.001至0.2％的镧和/或0.001至0.2％的铈替代。

10.根据权利要求1或2所述的用途，其中钛完全或部分被0.001至0.6％的铌替代。

11.根据权利要求1或2所述的用途，其中锆完全或部分被0.001至0.2％的铪取代，并且式3c和4被下式替代：

x＝(1.0Ti+1.06Zr+0.605Hf)/(0.251*Ti+0.132Zr+0.0672Hf) (3c-1)

其中PN＝0.251Ti+0.132Zr+0.0672Hf–0.857N (4-1)

并且Ti、Zr、Hf、N、C为相关元素以质量％计的浓度。

12.根据权利要求1或2所述的用途，具有0.0005至0.03％的镁含量。

13.根据权利要求1或2所述的用途，具有0.0005至0.02％的钙含量。

14.根据权利要求1或2所述的用途，具有0.04至0.10％的碳含量。

15.根据权利要求1或2所述的用途，具有0.005至0.04％的氮含量。

16.根据权利要求1或2所述的用途，还包含0.01至5.0％的Co。

17.根据权利要求1或2所述的用途，还包含至多0.1％的钒。

18.根据权利要求1或2所述的用途，其中杂质以至多0.5％的Cu，至多0.002％的Pb，至多0.002％的Zn，至多0.002％的Sn的含量进行调整。

19.根据权利要求1或2所述的合金作为导线的用途。

20.根据权利要求1或2所述的合金作为用于点火元件的电极材料的用途。

21.根据权利要求20所述的用途，其中所述点火元件为内燃机中的点火元件。

22.根据权利要求1或2所述的合金作为具有贵金属尖端的电极中的载体材料的用途。