CN106103759A

CN106103759A - 具有良好耐磨性、耐蠕变性、耐腐蚀性和可加工性的硬质镍‑铬‑钛‑铝‑合金

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Publication number: CN106103759A
Application number: CN201580003100.2A
Authority: CN
Inventors: H·哈坦多夫; J·克勒沃
Original assignee: VDM Metals International GmbH
Current assignee: VDM Metals GmbH; VDM Metals International GmbH
Priority date: 2014-02-04
Filing date: 2015-01-12
Publication date: 2016-11-09
Anticipated expiration: 2035-01-12
Also published as: KR101824865B1; US20160312341A1; KR20160130991A; JP2017508885A; BR112016012102B1; DE102014001329A1; EP3102712A2; EP3102712B1; CN106103759B; JP6370392B2; BR112016012102A2; US11098389B2; WO2015117585A3; DE102014001329B4; SI3102712T1; WO2015117585A2

Abstract

硬质镍‑铬‑钛‑铝‑可锻合金，所述合金具有极好的耐磨性，同时具有极好的耐高温腐蚀性、良好的耐蠕变性和良好的可加工性，具有(用质量％表示)5至35％的铬、1.0至3.0％的钛、0.6至2.0％的铝、0.005至0.10％的碳、0.0005至0.050％的氮、0.0005至0.030％的磷、最多0.010％的硫、最多0.020％的氧、最多0.70％的硅、最多2.0％的锰、最多0.05％的镁、最多0.05％的钾、最多2.0％的钼、最多2.0％的钨、最多0.5％的铌、最多0.5％的铜、最多0.5％的钒、任选0至20％的Fe、任选0至15％的钴、任选0至0.20％的Zr、任选0.0001至0.008％的硼，剩余为镍和由方法造成的常规杂质，其中镍含量大于35％，其中必须满足如下关系：Cr+Fe+Co≥26％(1)，从而实现良好的耐磨性，和关系fh≥0(2a)，其中fh＝6.49+3.88Ti+1.36Al‑0.301Fe+(0.759‑0.0209Co)Co‑0.428Cr‑28.2C(2)，由此获得高温下足够的强度，其中Ti、Al、Fe、Co、Cr和C为相关元素用质量％表示的浓度并且fh用％表示。

Description

具有良好耐磨性、耐蠕变性、耐腐蚀性和可加工性的硬质镍- 铬-钛-铝-合金

本发明涉及镍-铬-钛-铝-可锻合金，所述可锻合金具有极好的耐磨性同时具有极好的耐高温腐蚀性、良好的耐蠕变性和良好的可加工性。

具有不同的镍含量、铬含量、钛含量和铝含量的硬质镍-铬-钛-铝-奥氏体合金长期以来用于发动机的排气阀。所述用途需要良好的耐磨性、良好的耐热性/耐蠕变性、良好的耐疲劳性以及良好的耐高温腐蚀性(特别是在废气中)。

对于排气阀而言，DIN EN 10090特别提到了奥氏体合金，在该标准中提到的所有合金中，镍合金2.4955和2.4952(NiCr20TiAl)具有最高的耐热性和蠕变强度。表1显示了DIN EN 10090中提到的镍合金的组成，表2至4显示了抗拉强度、0.2％屈服极限和1000小时之后的蠕变强度的参考值。

DIN EN 10090中提到了两种高镍含量的合金：

a)NiFe25Cr20NbTi，具有0.05-0.10％的C、最多1.0％的Si、最多1.0％的Mn、最多0.030％的P、最多0.015％的S、最多18.00至21.00％的Cr、23.00至28.00％的Fe、0.30-1.00％的Al、1.00至2.00％的Ti、1.00-2.00％的Nb+Ta、最多0.008％的B，剩余为Ni。

b)NiCr20TiAl，具有0.05-0.10％的C、最多1.0％的Si、最多1.0％的Mn、最多0.020％的P、最多0.015％的S、18.00至21.00％的Cr、最多3％的Fe、1.00-1.80％的Al、1.80至2.70％的Ti、最多0.2％的Cu、最多2.0％的Co、最多0.008％的B，剩余为Ni。

相比于NiFe25Cr20NbTi，NiCr20TiAl在更高的温度下具有明显更高的抗拉强度、0.2％屈服极限和蠕变强度。

EP 0 639 654 A2公开了铁-镍-铬合金，所述合金(用重量％表示)由如下组成：至多0.15％的C、至多1.0％的Si、至多3.0％的Mn、30至49％的Ni、10至18％的Cr、1.6至3.0％的Al、总含量为1.5至8.0％的一种或多种选自IVa至Va族的元素，剩余为Fe和不可避免的杂质，其中Al为不可缺少的添加元素并且一种或多种选自上述IVa至Va族的元素用原子％表示必须满足下式：0.45≤Al/(Al+Ti+Zr+Hf+V+Nb+Ta)≤0.75。

WO 2008/007190 A2公开了一种耐磨合金，所述合金(用重量％表示)由如下组成：0.15至0.35％的C、至多1.0％的Si、至多1.0％的Mn、>25至<40％的Ni、15至25％的Cr、至多0.5％的Mo、至多0.5％的W、>1.6至3.5％的Al、总共>1.1％至3％的Nb+Ta、至多0.015的％B，剩余为Fe和不可避免的杂质，其中Mo+0.5W≤0.75％；Ti+Nb≥4.5％并且13≤(Ti+Nb)/C≤50。所述合金特别用于制备内燃机的排气阀。所述合金的良好的耐磨性源自由于高碳含量形成的高的初生碳化物含量。然而在以可锻合金的方式制备合金时，高的初生碳化物含量造成加工问题。

对于提到的所有合金，在500℃至900℃范围内的耐热性或耐蠕变性源自铝、钛和/或铌(或其它元素例如Ta……)的加入，这造成γ'和/或γ"相的析出。此外还通过高含量的固溶体凝固元素(例如铬、铝、硅、钼和钨)以及高碳含量改进耐热性或耐蠕变性。

对于耐高温腐蚀性需要注意，具有约20％铬含量的合金形成保护材料的氧化铬层(Cr₂O₃)。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改进材料的寿命，因为形成保护层的元素铬的更高含量推迟时间点，在所述时间点Cr含量低于临界极限并且形成除了Cr₂O₃之外的其它氧化物，例如含钴氧化物和含镍氧化物。

为了特别是在热成形中加工合金，需要在进行热成形的温度下不形成使材料剧烈凝固并且因此在热成形中造成裂纹形成的相，例如γ'或γ"相。同时温度必须足够低于合金的固溶线温度，从而避免合金中的初熔。

本发明所基于的目的是设计镍-铬-可锻合金，所述合金具有

·比NiCr20TiAl更好的耐磨性

·比NiCr20TiAl更好的耐腐蚀性

·与NiCr20TiAl相似的良好的耐热性/耐蠕变性

·与NiCr20TiAl相似的良好的可加工性。

通过硬质镍-铬-钛-铝-可锻合金实现所述目的，所述可锻合金具有极好的耐磨性，同时具有极好的耐高温腐蚀性、良好的耐蠕变性和良好的可加工性，具有(用质量％表示)25至35％的铬、1.0至3.0％的钛、0.6至2.0％的铝、0.005至0.10％的碳、0.0005至0.050％的氮、0.0005至0.030％的磷、最多0.010％的硫、最多0.020％的氧、最多0.70％的硅、最多2.0％的锰、最多0.05％的镁、最多0.05％的钾、最多2.0％的钼、最多2.0％的钨、最多0.5％的铌、最多0.5％的铜、最多0.5％的钒、任选0至20％的Fe、任选0至15％的钴、任选0至0.20％的Zr、任选0.0001至0.008％的硼，剩余为镍和由方法造成的常规杂质，其中镍含量大于35％，其中必须满足如下关系：

Cr+Fe+Co≥26％ (1)

从而实现良好的耐磨性，和

fh≥0 (2a)

其中，fh＝6.49+3.88Ti+1.36Al-0.301Fe+(0.759-0.0209Co)Co-0.428Cr-28.2C (2)

由此获得高温下足够的强度，其中Ti、Al、Fe、Co、Cr和C为相关元素用质量％表示的浓度并且fh用％表示。

本发明的主题的有利的实施方案取自从属权利要求。

元素铬的变化范围在25和35％之间，其中优选的范围可以如下调整：

-26至35％

-27至35％

-28至35％

-28至32％

-28至30％

钛含量在1.0和3.0％之间。优选地，可以在合金中在如下变化范围内调整Ti：

-1.5-3.0％，

-1.8-3.0％，

-2.0-3.0％，

-2.2-3.0％

-2.2-2.8％。

铝含量在0.6和2.0％之间，其中在此也根据合金的使用领域，优选的铝含量可以如下调整：

-0.9至2.0％

-1.0至2.0％

-1.2至2.0％。

合金包含0.005至0.10％的碳。优选地，可以在合金中在如下变化范围内调整碳：

-0.01-0.10％

-0.02-0.10％

-0.04-0.10％

-0.04-0.08％。

同样情况以相同方式适用于含量在0.0005和0.05％之间的元素氮。优选的含量可以如下给定：

-0.001-0.05％

-0.001-0.04％

-0.001-0.03％

-0.001-0.02％

-0.001-0.01％。

合金还以在0.0005和0.030％之间的含量包含磷。优选的含量可以如下给定：

-0.001-0.030％。

-0.001-0.020％。

合金中的元素硫如下给定：

-最多0.010％的硫。

合金中包含的元素氧的含量为最多0.020％。优选的其它含量可以如下给定：

-最多0.010％

-最多0.008％

-最多0.004％。

合金中包含的元素Si的含量为最多0.70％。优选的其它含量可以如下给定：

-最多0.50％

-最多0.20％

-最多0.10％。

合金中还包含含量为最多2.0％的元素Mn。优选的其它含量可以如下给定：

-最多0.60％

-最多0.20％

-最多0.10％。

合金中包含的元素Mg的含量为最多0.05％。优选的其它含量可以如下给定：

-最多0.04％

-最多0.03％

-最多0.02％

-最多0.01％。

合金中包含的元素Ca的含量为最多0.05％。优选的其它含量可以如下给定：

-最多0.04％

-最多0.03％

-最多0.02％

-最多0.01％。

合金中包含的元素铌的含量为最多0.5％。优选的其它含量可以如下给定：

-最多0.20％

-最多0.10％

-最多0.05％

-最多0.02％。

钼和钨以各自最多2.0％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：

-最多1.0％的Mo

-最多1.0％的W

-Mo≤0.50％

-W≤0.50％

-Mo≤0.10％

-W≤0.10％

-Mo≤0.05％

-W≤0.05％。

合金中还可以包含最多0.5％的Cu。铜含量还可以如下限制：

-Cu≤0.10％

-Cu≤0.05％

-Cu≤0.015％。

合金中还可以包含最多0.5％的钒。

合金还可以任选包含在0.0至20.0％之间的铁，所述铁还可以如下限制：

->0至15.0％

->0至12.0％

->0至9.0％

->0至6.0％

->0至3.0％

-1.0至20.0％

-1.0至15.0％

-1.0至12.0％

-1.0至9.0％

-1.0至6.0％

->3.0至20.0％

->3.0至15.0％

->3.0至12.0％

->3.0至9.0％

->3.0至6.0％。

合金还可以任选包含在0.0至15％之间的钴，其中取决于应用领域，优选的含量可以在如下变化范围内调整：

->0-12％

->0-10％

->0-8％

->0-7％

->0-<5％

-0.20-20％

-0.20-12％

-0.20-10％

-0.20-<5％

-2.0-20％

-2.0-12％

-2.0-10％

-2-<5％。

合金还可以任选包含在0和0.20％之间的锆，所述锆还可以如下限制：

-0.01-0.20％

-0.01-0.15％

-0.01-<0.10％。

合金中还可以任选如下包含在0.0001-0.008％之间的硼。优选的其它含量可以如下给定：

-0.0005-0.006％

-0.0005-0.004％。

镍含量应当高于35％。优选的含量可以如下给定：

->40％

->45％

->50％

->55％。

在Cr和Fe和Co之间必须满足如下关系，从而获得足够的耐磨性：

Cr+Fe+Co≥26％ (1)

其中Cr、Fe和Co为相关元素用质量％表示的浓度。

优选的其它范围可以如下调整

Cr+Fe+Co≥27％ (1a)

Cr+Fe+Co≥28％ (1b)

Cr+Fe+Co≥29％ (1c)

在Ti、Al、Fe、Co、Cr和C之间必须满足如下关系，由此获得在高温下足够高的强度：

fh≥0 (2a)

其中，fh＝6.49+3.88Ti+1.36Al-0.301Fe+(0.759-0.0209Co)Co-0.428Cr-28.2C (2)

其中Ti、Al、Fe、Co、Cr和C为相关元素用质量％表示的浓度并且fh用％表示。

优选的其它范围可以如下调整

fh≥1％ (2b)

fh≥3％ (2c)

fh≥4％ (2d)

fh≥5％ (2e)

fh≥6％ (2f)

fh≥7％ (2f)

合金中在Cr、Mo、W、Fe、Co、Ti、Al和Nb之间可以任选满足如下关系，由此获得足够好的可加工性：

fver＝≤7 (3a)

其中，fver＝32.77+0.5932Cr+0.3642Mo+0.513W+(0.3123-0.0076Fe)Fe+(0.3351-0.003745Co-0.0109Fe)Co+40.67Ti*Al+33.28Al²-13.6Ti Al²-22.99Ti-92.7Al+2.94Nb (3)

其中Cr、Mo、W、Fe、Co、Ti、Al和Nb为相关元素用质量％表示的浓度并且fver用％表示。优选的范围可以如下调整

fver＝≤5％ (3b)

fver＝≤3％ (3c)

fver＝≤0％ (3d)

任选地可以在合金中以0.0至0.20％的含量调整元素钇。优选地，可以在合金中在如下变化范围内调整Y：

-0.01-0.20％

-0.01-0.15％

-0.01-0.10％

-0.01-0.08％

-0.01-<0.045％。

任选地可以在合金中以0.0至0.20％的含量调整元素镧。优选地，可以在合金中在如下变化范围内调整La：

-0.001-0.20％

-0.001-0.15％

-0.001-0.10％

-0.001-0.08％

-0.001-0.04％

-0.01-0.04％。

任选地可以在合金中以0.0至0.20％的含量调整元素Ce。优选地，可以在合金中在如下变化范围内调整Ce：

-0.001-0.20％

-0.001-0.15％

-0.001-0.10％

-0.001-0.08％

-0.001-0.04％

-0.01-0.04％。

任选地，在同时加入Ce和La时也可以以0.0至0.20％的含量使用铈镧合金(Cer-Mischmetall)。优选地，可以在合金中在如下变化范围内调整铈镧合金：

-0.001-0.20％

-0.001-0.15％

-0.001-0.10％

-0.001-0.08％

-0.001-0.04％

-0.01-0.04％。

任选地，合金中也可以包含0.0至0.20％的铪。优选的范围可以如下给定：

-0.001-0.20％。

-0.001-0.15％

-0.001-0.10％

-0.001-0.08％

-0.001-0.04％

-0.01-0.04％。

任选地，合金中也可以包含0.0至0.60％的钽

-0.001-0.60％

-0.001-0.40％

-0.001-0.20％

-0.001-0.15％

-0.001-0.10％

-0.001-0.08％

-0.001-0.04％

-0.01-0.04％。

最后，作为杂质的元素铅、锌和锡的含量可以如下给定：

-最多0.002％的Pb

-最多0.002％的Zn

-最多0.002％的Sn。

根据本发明的合金优选在真空感应炉(VIM)中熔融，但是也可以开放熔融，然后在VOD或VLF装置中处理。在铸造成块或任选连续铸造料之后，合金任选在600℃和1100℃之间的温度下任选在保护气体(例如氩气或氢气)中退火0.1至100小时，然后在空气或移动退火气氛中冷却。然后可以通过VAR或ESU进行再熔化，然后任选通过VAR或ESU进行第二次再熔化过程。然后任选在900℃和1270℃之间的温度下使块退火0.1至70小时，然后热成形，并且任选在900℃和1270℃之间进行一次或多次中间退火0.05小时至70小时。热成形可以例如通过锻压或热轧进行。期间和/或结束时，材料表面可以在整个过程中任选(也可以多次)进行化学(例如通过酸洗)和/或机械(例如切削，通过喷砂或通过打磨)蚀刻从而清洗。热成形过程可以这样进行，使得半成品在此之后已经以在5和100μm之间，优选在5和40μm之间的粒径重结晶。然后任选在700℃至1270℃的温度范围内任选在保护气体(例如氩气或氢气)中进行固溶退火0.1分钟至70小时，然后在空气中、在移动退火气氛中或在水浴中冷却。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(例如轧制、拉制、锤制、冲制、挤制)，任选在保护气体(例如氩气或氢气)中任选在700℃和1270℃之间进行中间退火0.1分钟至70小时，然后在空气中、在移动退火气氛中或在水浴中冷却。任选地，可以在冷成形过程期间和/或在最后一次退火之后对材料表面进行化学和/或机械(例如喷砂、打磨、车削、刮刻、刷拂)清洗。

通过在600℃和900℃之间硬化退火0.1至300小时，然后进行空气冷却和/或炉内冷却，根据本发明的合金或由其制得的部件实现最终性能。通过所述硬化退火，根据本发明的合金通过析出微细分布的γ'相而硬化。替代性地，也可以进行两步退火，其中第一次退火在800℃至900℃的范围内进行0.1至300小时然后进行空气冷却和/或炉内冷却，第二次退火在600℃和800℃之间进行0.1至300小时然后进行空气冷却。

根据本发明的合金能够良好地以产品形式带材、板材、杆材、线材、纵向焊缝管和无焊缝管进行制备和使用。

这些产品形式以3μm至600μm的平均粒径制得。优选的范围在5μm和70μm之间，特别是在5和40μm之间。

根据本发明的合金能够通过锻压、镦锻、热挤压、热轧等过程良好加工。通过所述方法能够制备尤其是例如阀、空心阀或螺栓的构件。

根据本发明的合金应当优选用于阀的领域，特别是内燃机的排气阀。但是也有可能用于燃气涡轮机的构件，用作紧固螺栓，用于弹簧和用于涡轮增压器。

由根据本发明的合金制得的部件(特别是例如阀或阀支承面)可以经受其它表面处理(例如渗氮)从而进一步提高耐磨性。

进行的测试：

为了测量耐磨性，在销(销钉)盘试验台(Optimol SRV IV摩擦计)上进行震荡干滑磨损测试。半球形镜面抛光的销钉的半径为5mm。销钉由待测试材料制得。盘由铸铁组成，所述铸铁在奥氏体碳化物网络内具有包括二次碳化物的经回火马氏体基质并且具有如下组成(C≈1.5％、Cr≈6％、S≈0.1％、Mn≈1％、Mo≈9％、Si≈1.5％、V≈3％，剩余为Fe)。以20N的负载以一毫米的滑动路径、20Hz的频率和约45％的空气湿度在不同温度下进行试验。摩擦计和测试程序的细节描述于C.Rynio，H.Hattendorf，J.H.-G.Lüdecke，G.Eggeler，Mat.-wiss.u.Werkstofftech.44(2013)，825。在测试的过程中连续测量摩擦系数，销在盘的方向上的线性位移(作为销和盘的线性总磨损的量度)和销和盘之间的接触电阻。用2种不同的测力模式进行测试，在下文中用(a)或(n)表示。它们获得的结果在定量方面略有不同，但是在定性方面相似。测力模式(n)更精确。测试结束之后测量销的体积损失并且用作销的材料的耐磨性的评级量度。

耐热性在根据DIN EN ISO 6892-2的热拉伸试验中确定。其中确定屈服极限R_p0.2和抗拉强度R_m：在直径为6mm的圆形样本上在测量区域和30mm的初始测量长度L₀上进行试验。垂直于半成品的变形方向进行取样。变形速度在R_p0.2的情况下为8.33 10^-5 1/s(0.5％/min)，在R_m的情况下为8.33 10^-4 1/s(5％/min)。

在室温下将样本装入拉伸试验机，在不用拉力负载的情况下加热至期望的温度。在达到试验温度之后，在没有负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。然后用拉力使样本负载，从而维持期望的伸长速度，并且开始试验。

材料的耐蠕变性随着增加的耐热性而改进。因此耐热性也用于评价不同材料的耐蠕变性。

更高温度下的耐腐蚀性在800℃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。在试验时将样本放置在陶瓷坩埚中，从而接住可能剥落的氧化物，并且可以通过称重包含氧化物的坩埚确定剥落的氧化物的质量。剥落的氧化物的质量和样本的质量变化的总和为样本的总质量变化。比质量变化是基于样本表面积的质量变化。在下文中提及的m_Netto表示剥落氧化物的比净质量变化，m_Brutto表示剥落氧化物的比总质量变化，m_spall表示剥落氧化物的比质量变化。试验在厚度为约5mm的样本上进行。每个批次放置3个样本，给出的值为这3个样本的平均值。

用Thermotech的程序JMatPro计算不同的合金变体在平衡时出现的相。使用Thermotech的镍基合金数据库TTNI7作为计算的数据池。由此能够确定在使用范围内其形成使材料变脆的相。此外能够确定例如不应发生热成形的温度范围，因为在该温度范围内形成使材料剧烈凝固并且因此在热成形时造成裂纹形成的相。为了特别是在热成形(例如热轧制、锻压、镦锻、热挤压等过程)时的良好的可加工性，必须提供不形成所述相的足够大的温度范围。

性能说明

根据目的，根据本发明的合金应当具有如下性能：

·比NiCr20TiAl更好的耐磨性

·比NiCr20TiAl更好的耐腐蚀性

·与NiCr20TiAl相似的良好的耐热性/耐蠕变性

·与NiCr20TiAl相似的良好的可加工性

耐磨性

所述新材料应当具有比参照合金NiCr20TiAl更好的耐磨性。除了所述材料之外还测试钨铬钴合金6用于对比。钨铬钴合金6为具有碳化钨网络的高耐磨性钴基铸造合金并且由如下组成：约28％的Cr、1％的Si、2％的Fe、6％的W、1.2％的C，剩余为Co，但是由于其高碳化物含量必须直接铸造成希望的形状。钨铬钴合金6由于其碳化钨网络实现438HV30的极高硬度，这对于磨损来说是非常有利的。根据本发明的合金“E”应当尽可能地接近钨铬钴合金6的体积损失。目的特别是减少600和800℃之间的高温磨损，600和800℃之间为例如用作排气阀的相关温度范围。因此根据本发明的合金“E”应当特别符合如下标准：

在600℃或800℃下，体积损失的平均值(合金“E”)≤0.5×体积损失的平均值(参照NiCr20TiAl) (4a)

在磨损的“低温范围”内体积损失不允许不成比例地增加。因此应当额外符合如下标准：

在25℃和300℃下，体积损失的平均值(合金“E”)≤1.3×体积损失的平均值(参照NiCr20TiAl) (4b)

如果在测量系列中既存在大规模批次的NiCr20TiAl的体积损失又存在参照实验室批次的体积损失，这两个批次的平均值在不等式(4a)或(4b)中进行研究。

耐热性/耐蠕变性

表3显示了硬化状态下的NiCr20TiAl在500和800℃之间的温度下的0.2％屈服极限的分散带的下端，表2显示了抗拉强度的分散带的下端。

根据本发明的合金在600℃下的0.2％屈服极限应当至少落入该数值范围内，或者在800℃下的0.2％屈服极限应当比该数值范围低不超过50MPa，从而获得足够的强度。即应当特别实现如下值：

600℃：屈服极限R_p0.2≥650MPa (5a)

800℃：屈服极限R_p0.2≥390MPa (5b)

当Ti、Al、Fe、Co、Cr和C之间满足如下关系时，特别实现不等式(5a)和(5b)：

fh≥0 (2a)

fh＝6.49+3.88Ti+1.36Al–0.301Fe+(0.759–0.0209Co)Co–0.428Cr–28.2C (2)

耐腐蚀性：

根据本发明的合金应当具有与NiCr20TiAl相似的空气中的耐腐蚀性。

可加工性

对于镍-铬-铁-钛-铝合金，在500℃至900℃范围内的耐热性或耐蠕变性源自铝、钛和/或铌的加入，这造成γ'和/或γ"相的析出。当在所述相的析出范围内进行所述合金的热成形时，存在裂纹形成的风险。因此热成形应当优选在所述相的固溶线温度Τ_sγ'(或Τ_sγ”)以上进行。为了提供足够的热成形温度范围，固溶线温度Τ_sγ'(或Τ_sγ”)应当小于1020℃。

当Cr、Mo、W、Fe、Co、Ti、Al和Nb之间满足如下关系时，特别满足上述情况：

fver≤7 (3a)

其中，fver＝32.77+0.5932Cr+0.3642Mo+0.513W+(0.3123-0.0076Fe)Fe+(0.3351-0.003745Co-0.0109Fe)Co+40.67Ti^*Al+33.28Al²-13.6Ti Al²-22.99Ti-92.7Al+2.94Nb (3)

其中Cr、Mo、W、Fe、Co、Ti、Al和Nb为相关元素用质量％表示的浓度并且fver用％表示。

实施例：

制备：

表5a和5b显示了以实验室规模熔融的批次以及一些用于对比的根据现有技术的大规模熔融的批次(NiCr20TiAl)的分析。根据现有技术的批次用T表示，根据本发明的批次用E表示。以实验室规模熔融的批次用L表示，大规模熔融的批次用G表示。批次250212为NiCr20TiAl，但是作为实验室批次熔融并且充当参照。

在表5a和b中的以实验室规模在真空中熔融的合金的块在1100℃和1250℃之间退火0.1至70小时并且通过热轧制并且在1100℃和1250℃之间进一步中间退火0.1至1小时从而热轧制成13mm或6mm的最终厚度。热轧制过程中的温度走向使得板材再结晶。从所述板材制得测量所需的样本。

大规模熔融的对比批次通过VIM熔融并且铸造成块。所述块通过ESU再熔融。所述块在1100℃和1250℃之间任选在保护气体(例如氩气或氢气)中退火0.1分钟至70小时，然后在空气中、在移动退火气氛中或在水浴中冷却，并且通过热轧制并且在1100℃和1250℃之间进一步中间退火0.1至20小时从而热轧制成17和40mm之间的最终直径。热轧制过程中的温度走向使得板重结晶。

所有合金变体通常具有21至52μm的粒径(参见表6)。

制备样本之后通过在850℃下退火4小时/空气冷却，然后在700℃下退火16小时/空气冷却，从而使样本硬化：

表6显示了在硬化退火之前和之后的维氏硬度HV30。除了批次250330之外的所有合金的经硬化状态下的硬度HV30在366至416的范围内。批次250330具有346HV30的略低硬度。

对于表5a和5b中的实施例批次，对比如下性能：

·借助于滑动磨损测试的耐磨性

·借助于氧化测试的耐腐蚀性

·借助于热拉伸试验的耐热性/耐蠕变性

·使用相位计算的可加工性

耐磨性

在根据现有技术的合金和不同的实验室熔体上在25℃、300℃、600℃和800℃下进行磨损测试。大多试验重复多次。然后确定平均值和标准偏差。

表7中给出了所进行的测量的平均值±标准偏差。在单个值的情况下，无标准偏差。表7中在合金一栏大致描述了批次的组成以便了解。此外，最后一行记载了通过针对600℃或800℃的不等式(4a)和针对25℃和300℃的不等式(4b)获得的根据本发明的合金的体积损失的最大值。

图1显示了以20N、滑动路径1mm、20Hz和测力模式(a)测量的由根据现有技术的NiCr20TiAl批次320776制成的销的体积损失随测试温度的变化。在25和300℃下进行试验1小时，在600和800℃下进行试验10小时。在600℃之前，体积损失随着温度剧烈减小，即耐磨性在更高的温度下显著改进。在600和800℃之间的高温范围内显示出相对较少的体积损失，因此显示出由于销和盘之间的所谓“釉”层的形成而造成的较少的磨损。所述“釉”层由密实的金属氧化物和销和盘的材料组成。尽管时间为十倍短，25℃和300℃下的更高的体积损失的原因是在所述温度下不能完全形成“釉”层。在800℃下，由于更多的氧化使得体积损失再次略微增加。

图2显示了以20N、滑动路径1mm、20Hz和测力模式(n)测量的由根据现有技术的NiCr20TiAl批次320776制成的销的体积损失随测试温度的变化。对于NiCr20TiAl批次320776，观察到与使用力模式(a)定性的相同的行为：在600℃之前体积损失随着温度剧烈减少，其中在600和800℃下的值比使用测力模式(a)测量的值更小。图2中还显示了在钨铬钴合金6上测量的值。在300℃之前的所有温度下，钨铬钴合金6显示出比对比合金NiCr20TiAl批次320776更好的耐磨性(＝更少的体积损失)。

在600和800℃下的体积损失极小，因此不再能够准确测量不同合金之间的区别。因此也在800℃以滑动路径1mm、20Hz并且使用测力模式(n)以20N进行试验2小时+以100N进行试验5小时，从而在高温范围内也产生略大的磨损。图3中显示了结果连同以20N、滑动路径1mm、20Hz和测力模式(n)在不同温度下测量的体积损失。磨损的高温范围内的体积损失因此明显增加。

在不同温度下进行不同合金的对比。图4至8中通过L表示实验室批次。除了实验室批次序号之外，图中还用元素和舍入值说明相对于大规模批次320776的最重要的变化。表5a和5b中显示了精确值。文中使用舍入值。

图4显示了在25℃下1小时之后以20N、滑动路径1mm、20Hz用测力模式(a)和(n)测得的不同实验室批次相比于NiCr20TiAl批次320776和钨铬钴合金6的销钉的体积损失。使用测力模式(n)的值系统性地低于使用测力模式(a)的值。考虑到该情况，发现NiCr20TiAl作为实验室批次250212和作为大规模批次320776具有在测量精度范围内相似的体积损失。因此实验室批次在磨损测量方面可以与大规模批次直接对比。对于两种测力模式，具有约6.5％的Fe的批次250325在25℃下显示出小于由(4b)获得的最大值的体积损失(参见表7)。具有约11％的Fe的批次250206的体积损失倾向于位于批次320776的上分散范围中，但是平均值也小于由(4a)获得的最大值。具有29％的Fe的批次250327在用测力模式(n)测量时显示出略高的体积损失，但是对于两种测力模式，此处的平均值也小于由(4b)获得的最大值。相反，含Co的实验室批次显示出倾向较小的体积损失，在批次250209(9.8％Co)的情况下使用测力模式(n)为1.04±0.01mm³，刚好落在批次320776的分散范围的外部。在批次250229(30％Co)的情况下则为0.79±0.06mm³，发现体积损失的明显减少，在批次250330的情况下通过加入10％Fe又略微升高至0.93±0.02mm³。相比于批次320776的20％，根据本发明的批次250326的Cr含量升高至30％造成体积磨损增加至1.41+0.18mm³(测力模式(n))，但是仍然低于由(4a)获得的最大值。对于使用两种测力模式的测量，满足不等式(4a)。

图5显示了在25℃下以20N、滑动路径1mm、20Hz在10小时之后用测力模式(a)测量的具有不同碳含量的合金相比于NiCr20TiAl批次320776的销钉的体积损失。在批次250211的情况下通过将碳含量减少至0.01％并且在批次250214的情况下通过升高至0.211％，显示了相比于批次320776的体积损失的变化。

图6显示了在300℃下以20N、滑动路径1mm、20Hz在1小时之后用测力模式(a)和(n)测得的不同合金相比于NiCr20TiAl批次320776的销钉的体积损失。使用测力模式(n)的值系统性地低于使用测力模式(a)的值。在下文中考虑到该情况，发现在300℃下钨铬钴合金6比批次320776更差。在含Co实验室熔体250329和250330的情况下，未显示如室温下的磨损体积的减少，但是磨损体积落入NiCr20TiAl批次320776的磨损体积的范围内并且因此未显示如钨铬钴合金6的增加。所有3个含Co批次250209、250329和250330的体积损失明显低于通过标准(4b)得到的最大值。不同于室温下的行为，含Fe实验室熔体250206和250327显示出随着增加的Fe含量而减少的体积损失，因此低于最大值(4b)。根据本发明的具有30％的Cr含量的实验室批次250326具有在批次NiCr20TiAl 320776的范围内的体积损失，因此低于最大值(4b)。

图7显示了在600℃下以20N、滑动路径1mm、20Hz在10小时之后用测力模式(a)和(n)测得的不同合金相比于NiCr20TiAl批次320776的销钉的体积损失。使用测力模式(n)的值系统性地低于使用测力模式(a)的值。发现即使在高温范围内，参照实验室批次NiCr20TiAl 250212的磨损为0.066±0.02mm³，其为与大规模批次320776(0.053±0.0028mm³)相当的体积损失。因此即使在该温度范围内，实验室批次在磨损测量方面也可以与大规模批次直接对比。钨铬钴合金6显示三倍小的体积损失0.009±0.002mm³(测力模式(n))。此外，在批次250211的情况下通过将碳含量减少至0.01％并且在批次250214的情况下通过升高至0.211％，显示了相比于批次320776和250212实现的体积损失的变化(测力模式(a))。即使在批次250208的情况下加入1.4％的锰或在批次250210的情况下加入4.6％的钨，仍未造成相比于批次320776和250212的体积损失的明显变化。具有11％的铁的批次250206以0.025±0.003mm³显示出体积损失相比于批次320776和250212明显减少至0.025±0.003mm³，其小于由(4a)获得的最大值。在具有29％的Fe的批次250327的情况下，0.05mm³的体积损失与批次320776和250212相当。同样在具有9.8％的Co的实验室批次250209的情况下，0.0642mm³的体积损失与批次320776和250212相当。在具有30％的Co的实验室批次250329和具有29％的Co和10％的Fe的实验室批次250330的情况下，0.020或0.029mm³的体积损失明显低于批次320776和250212，其小于通过(4a)获得的最大值。根据本发明的具有升高至30％的Cr含量的批次250326的体积损失降低至0.026mm³的相似的低值，其小于通过(4a)获得的最大值。

图8显示了在800℃下使用20N达2小时然后使用100N达3小时以滑动路径1mm、20Hz并且使用测力模式(n)测量的不同合金相比于NiCr20TiAl批次320776的销钉的体积损失。即使在800℃下，也证明参照实验室批次250212NiCr20TiAl在高温范围内的磨损为0.292±0.016mm³，其为与大规模批次320776(0.331±0.081mm³)相当的体积损失。因此即使在800℃下，实验室批次在磨损测量方面也可以与大规模批次直接对比。具有6.5％的铁的批次250325以0.136±0.025mm³显示出体积损失相比于批次320776和250212明显减少，低于通过(4a)获得的0.156mm³的最大值。在具有11％的铁的批次250206的情况下，以0.057±0.007mm³显示出体积损失相比于批次320776进一步减少。在具有29％的Fe的批次250327的情况下，体积损失为0.043±0.02mm³。两种情况下的值都明显低于通过(4a)获得的0.156mm³的最大值。即使在具有9.8％的Co的实验室批次250209的情况下，0.144±0.012mm³的体积损失降低至与具有6.5％的铁的实验室批次250325相似的值–低于通过(4a)获得的0.156mm³的最大值。在具有30％的Co的实验室批次250329的情况下，显示出体积损失进一步减少至0.061±0.005mm³。在具有29％的Co和10％的Fe的实验室批次250330的情况下，由于Fe的加入使得体积损失再次降低至0.021±0.001mm³。对于根据本发明的具有升高至30％的Cr含量的批次250326，体积损失降低至0.042±0.011mm³的值，明显低于通过(4a)获得的0.156mm³的最大值。

特别地，在800℃下测得的值表明，在根据本发明的合金的情况下，由于在25和35％之间的Cr含量使得销钉在磨损测试中的体积损失急剧减少。因此，根据本发明的具有30％的Cr的批次250326在800℃下显示出体积损失减少至0.042±0.011mm³，同样在600℃下显示出体积损失减少至0.026mm³，两者均小于等于NiCr20TiAl的体积损失的50％以及通过(4a)获得的各自的最大值。在300℃下的0.2588mm³的体积损失同样低于通过(4b)获得的最大值，正如在25℃下的1.41±0.18mm³(测力模式(n))。因此对于高温磨损，在25和35％之间的铬含量是特别有利的。

在具有10％Co的实验室批次250209的情况下，在800℃下的体积损失减少至0.144±0.012mm³，低于通过(4a)获得的最大值。在25、300和600℃下未显示磨损的增加。在具有30％的Co的实验室批次250329的情况下，在800℃下的体积损失再次明显减少至0.061+0.005mm³，低于通过(4a)获得的最大值。在600℃下显示同样的情况，减少至0.020mm³，低于通过(4a)获得的最大值。在25℃下，具有30％Co的实验室批次250329使用测力模式(n)显示降低至0.93±0.02mm³。即使在300℃下，所述实验室批次以0.244mm³显示出与参照批次320776和250212相似的磨损，完全不同于钴基合金钨铬钴合金6，其在该温度下显示出比参照批次320776和250212明显更高的体积损失。含Co实验室批次因此满足不等式(4a)。因此任选加入Co是有利的。从成本角度来看，将钴的任选含量限制于0和15％之间的值是有利的。

在实验室批次250330的情况下，除了29％Co之外通过加入10％的铁在800℃下实现磨损进一步减少至0.021±0.001mm³。因此在0和20％之间的任选铁含量是有利的。

在实验室批次250325(6.5％Fe)、250206(11％Fe)和250327(29％Fe)的情况下，在800℃下测得的体积损失表明，销钉在磨损测试中的体积损失受Fe含量的剧烈影响，因此在两个温度之一下的体积损失小于等于NiCr20TiAl(4a)的体积损失的50％，其中第一个％特别有效。即使在25℃和300℃下，具有Fe含量的合金仍然满足不等式(4b)。特别在300℃下，所述合金甚至具有减少30％以上的体积损失。因此在0和20％之间的任选铁含量是有利的。铁含量还降低合金的金属成本。

图9显示了在800℃下使用20N达2小时然后使用100N达3小时以滑动路径1mm、20Hz并且使用测力模式(n)测量的表7的不同合金的销钉的体积损失以及对于极好的耐磨性的式(1)的总和Cr+Fe+Co。发现总和Cr+Fe+Co越大，800℃时的体积损失越小，反之亦然。因此，式Cr+Fe+Co≥26％为根据本发明的合金中的极好耐磨性的标准。

根据现有技术的NiCr20TiAl合金批次320776和250212具有20.3％或20.2％的总和Cr+Fe+Co，二者均小于26％并且满足对于极好耐磨性的标准(4a)和(4b)，但是特别不满足用于良好高温耐磨性的标准(4a)。同样地，批次250211、250214、250208和250210特别不满足对于良好高温耐磨性的标准(4a)，并且具有20.4％、20.2％、20.3％或20.3％的总和Cr+Fe+Co，全部小于26％。加入Fe和Co或具有升高的Cr含量的批次250325、250206、250327、250209、250329、250330和250326，特别是根据本发明的批次250326，满足800℃的标准(4a)，有些甚至还满足600℃的标准(4a)，并且具有26.4％、30.5％、48.6％、29.6％、50.0％、59.3％或30.3％的总和Cr+Fe+Co，全部大于26％。它们因此满足对于极好耐磨性的式(1)。

耐热性/耐蠕变性

表8中显示了室温(RT)、600℃和800℃的屈服极限R_p0.2和抗拉强度R_m。还显示了测得的粒径和fh的值。最后一行中还显示了通过不等式(5a)和(5b)获得的最小值。

图10显示了600℃的屈服极限R_p0.2和抗拉强度R_m，图11显示了800℃的屈服极限R_p0.2和抗拉强度R_m。大规模熔融的批次321863、321426和315828在600℃下的屈服极限R_p0.2具有841和885MPa之间的值，在800℃下的屈服极限R_p0.2具有472和481MPa之间的值。具有与大规模批次相似分析的参照实验室批次250212具有1.75％的略高的铝含量，造成600℃下866MPa和800℃下491MPa的略大的屈服极限R_p0.2。

在600℃，如表8所示，所有实验室批次(L)以及根据本发明的批次(E)和所有大规模批次(G)的屈服极限R_p0.2大于650MPa，即满足标准(5a)。

在800℃下，如表8所示，所有实验室批次(L)以及根据本发明的批次(E)和所有大规模批次(G)的屈服极限R_p0.2大于390MPa，即满足不等式(5b)。

出于成本原因，合金中一定的铁含量是有利的。具有29％的Fe的批次250327刚刚满足不等式(5b)，因为如实验室批次250212(参照，与Fe小于3％的大规模批次相似)或大规模批次和根据本发明的批次250325(6.5％Fe)、250206(11％Fe)和250327(29％Fe)所示，增加的Fe的合金含量降低伸长试验中的屈服极限R_p0.2(也参见图11)。因此20％的任选的Fe的合金含量被视为根据本发明的合金的上限。

实验室批次250212(参照，与大规模批次相似，不加入Co)或大规模批次和批次250209(9.8％Co)和250329(30％Co)的研究显示，9.8％的Co含量使800℃下的拉伸试验中的屈服极限R_p0.2升高至526MPa，进一步升高至30％的Co造成重新略微降低至489MPa。(也参见图11)。在此不仅满足标准(5b)而且满足用于特别高的耐热性/耐蠕变性的标准(5c)。根据本发明的合金中的0％至15％Co的任选的合金含量因此有利于获得在800℃下大于390MPa(5b)的屈服极限R_p0.2，特别是在同时加入Fe时。

根据本发明的实验室批次250326显示，加入30％的Cr使800℃下的拉伸试验中的屈服极限R_p0.2降低至415MPa，但是仍然明显高于390MPa的最小值。因此35％的Cr的合金含量被视为根据本发明的合金的上限。

图12中显示了表8的不同合金在800℃下的屈服极限R_p0.2和根据对于良好的耐热性或耐蠕变性的式(2)计算的fh。明显发现，在测量精度范围内，800℃下的fh以与屈服极限相同的方式升高和降低。因此fh描述了800℃下的屈服极限R_p0.2。为了实现足够的耐热性或耐蠕变性，fh≥0是必须的，正如特别在批次250327下观察的R_p0.2＝391MPa(刚刚大于390MPa的值)。所述批次的fh＝0.23％同样是刚刚大于最小值0％的值。根据本发明的合金250326具有fh≥3％(2c)并且同时满足不等式(5b)。

耐腐蚀性：

表9显示了根据800℃下在空气中的氧化试验在6个96小时的循环(即总共为576小时)之后的比质量变化。表9中给出了在576小时之后剥落氧化物的比总质量变化、比净质量变化和比质量变化的数据。根据现有技术的合金的实施例批次NiCr20TiAl批次321426和250212显示了9.69或10.84g/m²的比总质量变化和7.81或10.54g/m²的比净质量变化。批次321426显示了少量剥落。根据本发明的具有30％的更高Cr含量的批次250326具有6.74g/m²的比总质量变化和6.84g/m²的比净质量变化，低于NiCr20TiAl参照合金的范围。Cr含量的升高改进了耐腐蚀性。因此对于根据本发明的合金的抗氧化性，25至35％的Cr含量是有利的。

批次250325(Fe 6.5％)、250206(Fe 11％)和250327(Fe 29％)显示了9.26至10.92g/m²的比总质量变化和9.05至10.61g/m²的比净质量变化，落入NiCr20TiAl参照合金的范围内。至多30％的Fe含量因此不负面影响抗氧化性。同样地，含Co批次250209(Co9.8％)和250329(Co 30％)具有10.05或9.91g/m²的比总质量变化和9.81或9.71g/m²的比净质量变化，同样落入NiCr20TiAl参照合金的范围内。批次250330(29％Co，10％Fe)的行为相同，具有9.32g/m²的比总质量变化和8.98g/m²的比净质量变化。至多30％的Co含量因此同样不负面影响抗氧化性。

根据表5b的所有合金包含Zr，所述Zr充当反应性元素有助于改进耐腐蚀性。现在任选可以加入以相似方式改进作用的其它反应性元素，例如Y、La、Ce、Cer混合金属、Hf。

可加工性

图13显示了根据现有技术的NiCr20TiAl批次321426的用JMatPro计算的相位图。低于959℃的固溶线温度Τ_sγ'，在600℃下以例如26％的份额形成γ'相。然后相位图显示了低于558℃以至多64％的份额形成Ni2M(M＝Cr)。然而，在以实践中出现的使用温度和时间的组合使用所述材料时，未观察到该相，因此无需考虑。图13还显示了不同碳化物和氮化物的存在范围，但是它们在所述浓度下不妨碍热成形。热成形仅可以在固溶线温度Τ_sγ'以上进行，固溶线温度Τ_sγ'应当小于等于1020℃从而为热成形提供低于1310℃的固溶线温度的足够的温度范围。

因此计算了表5a和5b中的合金的相位图并且表5a中显示了固溶线温度Τ_sγ'。也根据式(3)计算表5a和5b中的组成的fver的值。固溶线温度Τ_sγ'越大，fver也越大。表5a中的所有合金，包括根据本发明的合金，具有小于等于1020℃的经计算的固溶线温度Τ_sγ'，并且满足标准(3a)：fver≤7％。不等式fver≤7％(3a)因此是获得足够大的热成形范围并且因此获得合金的良好可加工性的良好标准。

根据本发明的合金“E”所要求的极限如下详细说明：

过低的Cr-含量意味着在腐蚀性气氛中使用合金时Cr-浓度非常迅速地降低至低于临界极限，从而不再可以形成封闭的氧化铬层。因此对于具有改进的耐腐蚀性的合金，25％的Cr为铬的下限。过高的Cr含量使得固溶线温度Τ_sγ'剧烈升高，从而可加工性明显劣化。因此将35％视为上限。

在900℃之前的温度范围内的温度，钛由于促进γ'相的形成而升高耐高温性。为了获得足够的强度，至少1.0％是必须的。过高的钛含量使得固溶线温度Τ_sγ'剧烈升高，从而可加工性明显劣化。因此将3.0％视为上限。

在900℃之前的范围内的温度，铝由于促进γ'相的形成而升高耐高温性。为了获得足够的强度，至少0.6％是必须的。过高的铝含量使得固溶线温度Τ_sγ'剧烈升高，从而可加工性明显劣化。因此将2.0％视为上限。

碳改进耐蠕变性。对于良好的耐蠕变性，0.005％的C的最低含量是必须的。碳限制于最多0.10％，因为该元素从该含量开始由于初生碳化物的过量形成而降低可加工性。

出于成本原因，需要0.0005％的最小N含量。N限制于至多0.050％，因为该元素通过粗糙碳氮化物的形成而降低可加工性。

磷含量应小于等于0.030％，因为该界面活性元素损害耐氧化性。过低的磷含量升高成本。磷含量因此≥0.0005％。

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和可加工性。因此设定最多0.010％的S。

氧含量必须小于等于0.020％，从而保证合金的可制备性。

过高的硅含量损害可加工性。因此Si含量限制于0.70％。

锰限制于2.0％，因为该元素降低抗氧化性。

极低的Mg含量和/或Ca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。在过高的含量下可能出现金属间Ni-Mg-相或Ni-Ca-相，所述金属间Ni-Mg-相或Ni-Ca-相再次使可加工性显著劣化。因此Mg含量或Ca含量分别限制于最多0.05％。

钼限制于最多2.0％，因为该元素降低抗氧化性。

钨限制于最多2.0％，因为该元素同样降低抗氧化性并且在可锻合金中可能的碳含量下对耐磨性不产生可测量的积极效果。

铌升高耐高温性。更高的含量急剧提高成本。因此上限设定为0.5％。

铜限制于最多0.5％，因为该元素降低抗氧化性。

钒限制于最多0.5％，因为该元素降低抗氧化性。

铁在高温范围内特别升高耐磨性。其还降低成本。因此其可以在合金中任选以0和20％之间的量存在。过高的铁含量过度降低特别是800℃下的屈服极限。因此将20％视为上限。

钴特别在高温范围内升高耐磨性和耐热性/耐蠕变性。因此其可以在合金中任选以0和20％之间的量存在。过高的钴含量急剧提高成本。因此将20％视为上限。

合金任选还可以包含Zr，从而改进耐高温性和抗氧化性。出于成本原因，上限设定为0.20％的Zr，因为Zr是稀有元素。

任选可以向合金中加入硼，因为硼改进耐蠕变性。因此应存在至少0.0001％的含量。同时该界面活性元素使抗氧化性劣化。因此设定最多0.008％的硼。

镍稳定奥氏体基质，为了γ'相的形成需要镍，γ'相有助于耐热性/耐蠕变性。在低于35％的镍含量下，耐热性/耐蠕变性剧烈降低，因此35％为下限。

Cr、Fe和Co之间必须满足如下关系，因此如在实施例中所解释的，获得足够的耐磨性：

Cr+Fe+Co≥26％ (1)

其中Cr、Fe和Co为相关元素用质量％表示的浓度。

此外，必须满足如下关系，由此获得高温下足够的强度：

fh≥0 (2a)

fh＝6.49+3.88Ti+1.36Al-0.301Fe+(0.759-0.0209Co)Co-0.428Cr-28.2C (2)

其中Ti、Al、Fe、Co、Cr和C为相关元素用质量％表示的浓度并且fh用％表示。fh的极限在上文中详细说明。

任选可以通过加入亲氧元素(例如钇、镧、铈、铪)进一步改进抗氧化性。通过亲氧元素的嵌入氧化层中并在其中在晶界上堵塞氧的扩散路径而改进抗氧化性。

出于成本原因，钇的上限设定为0.20％，因为钇是稀有元素。

出于成本原因，镧的上限设定为0.20％，因为镧是稀有元素。

出于成本原因，铈的上限设定为0.20％，因为铈是稀有元素。

替代Ce和/或La，也可以使用铈镧合金。出于成本原因，铈镧合金的上限为0.20％。

出于成本原因，铪的上限设定为0.20％，因为铪是稀有元素。

合金也可以任选包含钽，因为钽也通过促进γ'相形成而升高耐高温性。更高的含量急剧提高成本，因为钽是稀有元素。因此上限设定为0.60％。

Pb限制于最多0.002％，因为该元素降低抗氧化性和耐高温性。同样情况适用于Zn和Sn。

在Cr、Mo、W、Fe、Co、Ti、Al和Nb之间还必须满足如下关系，从而获得足够的可加工性：

fver≤7 (3a)

其中，fver＝32.77+0.5932Cr+0.3642Mo+0.513W+(0.3123-0.0076Fe)Fe+(0.3351-0.003745Co-0.0109Fe)Co+40.67Ti*Al+33.28Al²-3.6Ti Al²-22.99Ti-92.7Al+2.94Nb (3)

其中Cr、Mo、W、Fe、Co、Ti、Al和Nb为相关元素用质量％表示的浓度并且fver用％表示。fh的极限在上文中详细说明。

附图标记列表

图1：以20N、滑动路径1mm、20Hz和测力模式(a)测量的由根据现有技术的NiCr20TiAl批次320776制成的销钉的体积损失随测试温度的变化。在25和300℃下进行试验1小时，在600和800℃下进行试验10小时。

图2：以20N、滑动路径1mm、20Hz和测力模式(n)测量的由根据现有技术的NiCr20TiAl批次320776和铸造合金钨铬钴合金6制成的销钉的体积损失随测试温度的变化。在25和300℃下进行试验1小时，在600和800℃下进行试验10小时。

图3：以20N、滑动路径1mm、20Hz和测力模式(n)测量的由根据现有技术的NiCr20TiAl批次320776制成的销钉的体积损失随测试温度的变化。在25和300℃下进行试验1小时，在600和800℃下进行试验10小时。还在800℃下以20N进行试验2小时+以100N进行试验5小时。

图4：在25℃下以20N、滑动路径1mm、20Hz在1小时之后用测力模式(a)和(n)测量的表7的不同合金的销钉的体积损失。

图5：在25℃下以20N、滑动路径1mm、20Hz在10小时之后用测力模式(a)测量的表7的具有不同碳含量的合金相比于NiCr20TiAl批次320776的销钉的体积损失。

图6：在300℃下以20N、滑动路径1mm、20Hz在1小时之后用测力模式(a)和(n)测量的表7的不同合金的销钉的体积损失。

图7：在600℃下以20N、滑动路径1mm、20Hz在10小时之后用测力模式(a)和(n)测量的表7的不同合金的销钉的体积损失。

图8：在800℃下使用20N达2小时然后使用100N达3小时以滑动路径1mm、20Hz并且使用测力模式(n)测量的表7的不同合金的销钉的体积损失。

图9：在800℃下使用20N达2小时然后使用100N达3小时以滑动路径1mm、20Hz并且使用测力模式(n)测量的表7的不同合金的销钉的体积损失以及式(1)的总和Cr+Fe+Co。

图10：表8的合金在600℃下的屈服极限R_p0.2和抗拉强度R_m(L：以实验室规模熔融，G：大规模熔融)。

图11：表8的合金在800℃下的屈服极限R_p0.2和抗拉强度R_m(L：以实验室规模熔融，G：大规模熔融)。

图12：表8的合金在800℃下的屈服极限R_p0.2和根据式2计算的fh(L：以实验室规模熔融，G：大规模熔融)。

图13：表中的根据现有技术的NiCr20TiAl(以批次321426为例)在取决于温度的热力学平衡下的相的含量份额。

Claims

1.硬质镍-铬-钛-铝-可锻合金，所述合金具有极好的耐磨性同时具有极好的耐高温腐蚀性、良好的耐蠕变性和良好的可加工性，具有(用质量％表示)25至35％的铬、1.0至3.0％的钛、0.6至2.0％的铝、0.005至0.10％的碳、0.0005至0.050％的氮、0.0005至0.030％的磷、最多0.010％的硫、最多0.020％的氧、最多0.70％的硅、最多2.0％的锰、最多0.05％的镁、最多0.05％的钾、最多2.0％的钼、最多2.0％的钨、最多0.5％的铌、最多0.5％的铜、最多0.5％的钒、任选0至20％的Fe、任选0至15％的钴、任选0至0.20％的Zr、任选0.0001至0.008％的硼，剩余为镍和由方法造成的常规杂质，其中镍含量大于35％，其中必须满足如下关系：

Cr+Fe+Co≥26％ (1)

从而实现良好的耐磨性，和

fh≥0 (2a)

其中，fh＝6.49+3.88Ti+1.36Al-0.301Fe+(0.759-0.0209Co)Co-0.428Cr-28.2C (2)

2.根据权利要求1所述的合金，具有26至35％的铬含量。

3.根据权利要求2所述的合金，具有27至35％的铬含量。

4.根据权利要求1至3所述的合金，具有1.5至3.0％的钛含量。

5.根据权利要求1至4任一项所述的合金，具有0.9至2.0％的铝含量。

6.根据权利要求1至5任一项所述的合金，具有0.01-0.10％的碳含量。

7.根据权利要求1至6任一项所述的合金，具有最多0.20％的铌含量。

8.根据权利要求1至7任一项所述的合金，任选包含>0至15.0％的铁含量。

9.根据权利要求1至8任一项所述的合金，具有>0-12％的钴含量。

10.根据权利要求1至9任一项所述的合金，具有0.0005至0.006％的硼含量。

11.根据权利要求1至10任一项所述的合金，其中镍含量大于40％。

12.根据权利要求1至11任一项所述的合金，其中镍含量大于45％。

13.根据权利要求1至12任一项所述的合金，其中镍含量大于50％。

14.根据权利要求1至13任一项所述的合金，具有

Cr+Fe+Co≥27％ (1a)

其中，Cr、Fe和Co为相关元素用质量％表示的浓度。

15.根据权利要求1至14任一项所述的合金，具有

fh≥1 (2b)

其中，fh＝6.49+3.88Ti+1.36Al-0.301Fe+(0.759-0.0209Co)Co-0.428Cr-28.2C (2)

其中Cr、Fe、Co和C为相关元素用质量％表示的浓度并且fh用％表示。

16.根据权利要求1至15任一项所述的合金，其中在Cr、Mo、W、Fe、Co、Ti、Al和Nb之间任选满足如下关系，由此获得足够的可加工性：

fver＝≤7 (3a)

17.根据权利要求1至16任一项所述的合金，其中所述合金中任选还可以存在如下元素：

0-0.20％的Y，和/或

0-0.20％的La，和/或

0-0.20％的Ce，和/或

0-0.20％的铈镧合金，和/或

0-0.20％的Hf，和/或

0-0.60％的Ta。

18.根据权利要求1至17任一项所述的合金，其中杂质以最多0.002％的Pb，最多0.002％的Zn，最多0.002％的Sn的含量进行调整。

19.根据权利要求1至18任一项所述的合金作为带材、板材、线材、杆材、纵向焊缝管和无焊缝管的用途。

20.根据权利要求1至19任一项所述的合金用于阀，特别是内燃机的阀的用途。

21.根据权利要求1至19任一项所述的合金作为燃气涡轮机的构件、作为紧固螺栓、在弹簧中、在涡轮增压机中的用途。