CN111868277A

CN111868277A - 镍-铬-铁-铝合金的用途

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Publication number: CN111868277A
Application number: CN201980019513.8A
Authority: CN
Inventors: H·哈腾多夫; C·施密特
Original assignee: VDM Metals GmbH
Current assignee: VDM Metals GmbH
Priority date: 2018-03-27
Filing date: 2019-03-14
Publication date: 2020-10-30
Anticipated expiration: 2039-03-14
Also published as: EP3775308B1; EP3775308A1; WO2019185082A1; FI3775308T3; KR20200119308A; US20210115536A1; JP7034326B2; US11162160B2; JP2021516727A; KR102486432B1; DE102018107248A1; CN111868277B

Abstract

镍‑铬‑铝合金作为用于增材制造的粉末的用途，其中粉末由尺寸为5至250pm的球形颗粒组成，和其中该合金由(以重量％计)的24至33％的铬、1.8至4.0％的铝、0.10至7.0％的铁、0.001至0.50％的硅、0.005至2.0％的锰、0.00至0.60％的钛、各自0.0至0.05％的镁和/或钙、0.005至0.12％的碳、0.001至0.050％的氮、0.00001‑0.100％的氧、0.001至0.030％的磷、最多0.010％的硫、最多2.0％的钼、最多2.0％的钨、余量的镍和通常取决于方法的杂质组成，其中粉末在孔尺寸>1pm的情况下具有0.0‑4％孔面积的总夹杂物。

Description

镍-铬-铁-铝合金的用途

技术领域

本发明涉及具有优异的耐高温腐蚀性、良好的抗蠕变强度和改进的可加工性的镍-铬-铁-铝可锻合金的用途。

背景技术

长期以来将具有不同的镍含量、铬含量和铝含量的奥氏体镍-铬-铁-铝合金用于炉构造中以及化学和石化工业中。为了该应用，需要甚至在渗碳气氛中的良好的耐高温腐蚀性，以及良好的高温强度/抗蠕变强度。

通常要注意的是，表1中给出的合金的耐高温腐蚀性随着铬含量增加而提高。所有这些合金形成具有位于其之下的或多或少地封闭的Al₂O₃层的氧化铬层(Cr₂O₃)。少量添加强的氧亲和性元素，例如Y或Ce，改进了抗氧化性。在构造保护性层的应用区域的使用过程中，铬含量缓慢消耗。因此，通过较高的铬含量延长了材料的寿命，因为形成保护层的元素铬的较高的含量延迟了Cr含量低于临界极限和形成不同于Cr₂O₃的氧化物，例如含铁和含镍的氧化物的时间点。耐高温腐蚀性的另外的提高可以通过添加铝和硅来实现。从一定的最小含量开始，这些元素形成在氧化铬层之下的封闭的层并且因此减少了铬的消耗。

在渗碳(CO、H₂、CH₄、CO₂、H₂O混合物)气氛中，碳能够渗入材料中，从而可以形成内部碳化物。这导致缺口冲击强度的损失。熔点也可能降低至非常低的值(直到350℃)并且可能由于基质的铬缺乏出现转变过程。

对渗碳的高耐抗性通过具有对碳的低溶解度和碳的低扩散速率的材料来实现。镍合金因此通常比铁基合金更耐受渗碳，因为在镍中的碳扩散以及碳溶解度都比在铁中更小。铬含量的提高由于形成保护性氧化铬层而导致更高的耐渗碳性，除非气体中的氧气分压不足以形成该保护性氧化铬层。在非常低的氧气分压的情况下，可以使用形成氧化硅或者还更稳定的氧化铝的层的材料，这二者在明显更低的氧气含量的情况下也可以形成保护性氧化物层。

在碳活度大于1的情况下，镍基合金、铁基合金或钴基合金可能经历“金属粉化”。与过饱和气体接触时，合金可能吸收大量碳。在碳过饱和的合金中发生的偏析过程导致材料破坏。在这种情况下，合金分解成金属颗粒、石墨、碳化物和/或氧化物的混合物。在500℃至750℃温度范围内出现这种类型的材料破坏。

出现金属粉化的典型条件是强烈渗碳性CO、H₂或CH₄气体混合物，如其出现在氨合成中、甲醇装置中、冶金过程中，甚至淬火炉中。

在倾向方面，对金属粉化的耐抗性随着合金的镍含量增加而提高(Grabke,H.J.,Krajak,R.,Müller-Lorenz,E.M.,Strauβ,S.:Materials and Corrosion 47(1996),p.495)，但是即使镍合金也不耐抗金属粉化。

铬含量和铝含量明显影响在金属粉化条件下的耐腐蚀性(参见图1)。具有低铬含量的镍合金(如合金“合金600”，参见表1)在金属粉化条件下显示出相对高的腐蚀率。明显更耐抗的是具有25％的铬含量和2.3％的铝含量的镍合金“合金602CA(N06025)”以及具有30％的铬含量的“合金690(N06690)”(Hermse,C.G.M.and van Wortei,J.C.:Metaldusting:relationship between alloy composition and degradation rate.CorrosionEngineering,Science and Technology 44(2009),p.182-185)。对金属粉化的耐抗性随着Cr+Al之和提高。

在给定温度时的高温强度或者抗蠕变强度尤其通过高碳含量来改进。但是，高含量的固溶体凝固性元素如铬、铝、硅、钼和钨改进了高温强度。在500℃至900℃范围内，添加铝、钛和/或铌可以通过析出□'相和/或□”相改进强度。

属于这些合金的根据现有技术的实例列于表1中。

合金，如合金602CA(N06025)、合金693(N06693)或合金603(N06603)相比于合金600(N06600)或合金601(N06601)由于大于1.8％的高铝含量以其优异的耐腐蚀性而闻名。合金602CA(N06025)、合金693(N06693)、合金603(N06603)和合金690(N06690)由于其高的铬含量和/或铝含量而显示出优异的耐渗碳性或者耐金属粉化性。同时，合金如合金602CA(N06025)、合金693(N06693)或合金603(N06603)由于高的碳含量或者铝含量而在出现金属粉化的温度范围内显示出优异的高温强度和抗蠕变强度。合金602CA(N06025)和合金603(N06603)即使在高于1000℃的温度也具有优异的高温强度和抗蠕变强度。然而，例如由于高的铝含量，损害了可加工性，其中铝含量越高，损害越强烈(合金693-N06693)。这在更大程度上适用于硅，硅与镍形成低熔点的金属间相。在合金602CA(N06025)或合金603(N06603)中，特别是冷成形性由于高份额的初生碳化物而受到限制。

US 6623869B1公开了一种金属材料，其由不超过0.2％的C，0.01-4％的Si，0.05-2.0％的Mn，不超过0.04％的P，不超过0.015％的S，10-35％的Cr，30-78％的Ni，0.005-4.5％的Al，0.005-0.2％的N，以及0.015-3％的Cu和0.015-3％的Co的一种元素或二者与到100％的余量的铁形成。在这种情况下，40Si+Ni+5Al+40N+10(Cu+Co)的值不小于50，其中元素的符号表示对应元素的含量。该材料在能够发生金属粉化的环境中具有优异的耐腐蚀性并且因此可以被用于炼油厂或石化装置的炉管、管线系统、热交换器管线等，并且可以显著改进装置的寿命和安全性。

EP 0 508 058 A1公开了一种奥氏体镍-铬-铁合金，其由以下组成：(以重量％计)C 0.12-0.3％，Cr 23-30％，Fe 8-11％，Al 1.8-2.4％，Y 0.01-0.15％，Ti 0.01-1.0％，Nb0.01-1.0％，Zr 0.01-0.2％，Mg 0.001-0.015％，Ca 0.001-0.01％，N最多0.03％，Si最多0.5％，Mn最多0.25％，P最多0.02％，S最多0.01％，Ni余量，包括不可避免的与冶炼相关的杂质。

US 4882125 B1公开了一种高铬含量的镍合金，其特征在于在高于1093℃的温度时对硫化和氧化的优异的耐抗性，在高于983℃的温度和2000PSI的应力时大于200h的优异的耐蠕变性，在室温和升高的温度二者时良好的拉伸强度和良好的延展，其由以下组成(以重量％计)27-35％的Cr，2.5-5％的Al，2.5-6％的Fe，0.5-2.5％的Nb，至多0.1％的C，分别至多1％的Ti和Zr，至多0.05％的Ce，至多0.05％的Y，至多1％的Si，至多1％的Mn和余量的Ni。

EP 0 549 286 A1公开了一种耐高温的Ni-Cr合金，其含有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和总计至少0.005％的包含Mg、Ca、Ce的组的至少一种元素，总计<0.5％的Mg+Ca，<1％的Ce，0.0001-0.1％的B，0-0.5％的Zr，0.0001-0.2％的N，0-10％的Co，余量的铁和杂质。

由DE 600 04 737 T2已知耐热的镍基合金，其含有≤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，总计0.001-1％的至少一种元素B、Zr、Hf，其中所述元素可以以以下含量存在：B≤0.03％，Zr≤0.2％，Hf<0.8％，Mo 0.01-15％，W 0.01-9％，其中Mo+W的总含量可以为2.5-15％，Ti 0-3％，Mg 0-0.01％，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％，余量的镍。对于Mo和W而言，必须满足下式：

2.5≤Mo+W≤15 (1)

在DE 2417186中描述了含金属碳化物的不含铁的奥氏体烧结合金作为材料的用途，所述合金由(以重量％计)15至40％的金属碳化物，60至85％的镍合金(其中0.5至3.5％的钼，0.5至2.5％的铝，13.5至33.0％的铬，余量的镍)组成，所述材料用于去屑加工之后的可硬化的物品，所述物品可以通过时效处理而老化至更高的硬度和耐磨性，并且必须对高氯化物浓度的含水介质具有耐腐蚀性。

在EP 1505166A1中描述了一种由Ni-Cr合金组成的切割元件，所述合金含有32至44质量％的Cr，2.3至6质量％的Al，余量的Ni、杂质和另外的痕量元素，在这种情况下，其具有≥52的洛氏C硬度。

发明内容

本发明的任务在于，设计镍合金的用途，所述合金具有足够高的铬含量和铝含量，从而在高腐蚀性条件下保证优异的耐腐蚀性，例如优异的耐金属粉化性，同时具有

·良好的相稳定性

·良好的可加工性

·良好的耐腐蚀性，在空气中类似于合金602CA(N06025)的耐腐蚀性

·良好的高温强度/抗蠕变强度。

该任务通过使用用于增材制造的粉末状镍-铬-铝合金得以解决，其中该粉末由尺寸为5至250μm的球形颗粒组成，和其中该合金由(以重量％计)的24至33％的铬、1.8至4.0％的铝、0.10至7.0％的铁、0.001至0.50％的硅、0.005至2.0％的锰、0.00至0.60％的钛、分别0.0至0.05％的镁和/或钙、0.005至0.12％的碳、0.001至0.050％的氮、0.00001-0.100％的氧、0.001至0.030％的磷、最多0.010％的硫、最多2.0％的钼、最多2.0％的钨、余量的镍和通常取决于方法的杂质组成，其中该粉末在孔尺寸>1μm的情况下具有0.0-4％孔面积的总夹杂物。

根据本发明的主题的有利的实施方式可以由从属权利要求得出。

粒度的跨度范围为5至250μm，其中优选的范围为5至150μm，或者10至150μm。

粉末具有与所评价的物体的总面积相比0.0至4％孔面积(孔>1μm)的气体夹杂物，其中优选的范围为：

-0.0至2％

-0.0至0.5％

-0.0至0.2％

-0.0至0.1％

-0.0至0.05％。

粉末的堆积密度为2至合金的密度(约8g/cm³)，其中优选的范围可以为下述值：

-4-5g/cm³

-2-8g/cm³

-2-7g/cm³

-3-6g/cm³。

粉末的气体夹杂物的量允许所制造的零件的低的残余孔隙率。

元素铬的跨度范围为24至33％，其中可以如下调节优选的范围：

-24至<32％

-25至<32％

-26至<32％

-27至<32％

-28至<32％

-28至31％

-28至30％

-29至31％。

铝含量为1.8至4.0％，其中在此还取决于合金的使用领域，可以如下调节优选的铝含量：

-1.8至3.2％

-2.0至3.2％

-2.0至<3.0％

-2.0至2.8％

-2.2至2.8％

-2.2至2.6％。

铁含量为0.1至7.0％，其中取决于应用领域，可以在以下跨度范围内调节优选的含量：

-0.1-4.0％

-0.1-3.0％

-0.1-<2.5％

-0.1-2.0％

-0.1-1.0％。

硅含量为0.001至0.50％。优选地，可以在合金中在如下跨度范围内调节Si：

-0.001-0.20％

-0.001-<0.10％

-0.001-<0.05％。

同样适用于元素锰，其可以以0.005至2.0％包含于合金中。替代地，也可考虑以下跨度范围：

-0.005-0.50％

-0.005-0.20％

-0.005-0.10％

-0.005-<0.05％。

钛含量为0.0至0.60％。优选地，可以在合金中在如下跨度范围内调节Ti：

-0.001-0.60％

-0.001-0.50％

-0.001-0.30％

-0.01-0.30％

-0.01-0.25％。

也以0.00至0.05％的含量包含镁和/或钙。优选存在这样的可能性，即，在合金中如下调节这些元素：

->0.00-0.03％

->0.00-0.02％

->0.00-0.02％。

合金含有0.005至0.12％的碳。优选地，可以在合金中在如下跨度范围内调节它们：

-0.01-0.10％

-0.02-0.10％

-0.03-0.10％。

这同样适用于元素氮，其以0.0005至0.05％的含量存在。可以如下给出优选的含量：

-0.001-0.04％。

合金此外含有含量为0.001至0.030％的磷。可以如下给出优选的含量：

-0.001-0.020％。

合金此外含有含量为0.00001至0.100％的氧。可以如下给出优选的含量：

-0.00001-0.1

-0.00002-0.1

-0.00005-0.1

-0.00008-0.1

-0.0001-0.1

-0.0002-0.1

-0.0005-0.1

-0.0008-0.1

-0.001-0.1

-0.002-0.1

-0.005-0.1

-0.008-0.1

-0.010-0.1

-0.00001-0.10

-0.00001-0.08

-0.00001-0.05

-0.00001-0.03

-0.00001-0.02。

如下给出合金中的元素硫：

-硫最多0.010％。

单独地或以组合方式在合金中以各自最多2.0％的含量包含钼和钨。优选的含量可以如下给出：

-Mo最多1.0％

-W最多1.0％

-Mo最多<1.0％

-W最多<1.0％

-Mo最多<0.50％

-W最多<0.50％

-Mo最多<0.05％

-W最多<0.05％。

对于高腐蚀性条件，而且尤其是为了良好的耐金属粉化性，有利的是Cr与Al之间满足以下关系：

Cr+Al≥28 (2a)

其中Cr和Al为以质量％计的所涉及的元素的浓度。优选的范围可以如下进行调节：

Cr+Al≥29 (2b)

Cr+Al≥30 (2c)

Cr+Al≥31 (2d)。

此外必须满足以下关系，由此保证足够的相稳定性：

Fp≤39.9 (3a)

其中，Fp＝Cr+0.272*Fe+2.36*Al+2.22*Si+2.48*Ti+0.374*Mo+0.538*W-11.8*C(4a)

其中Cr、Fe、Al、Si、Ti、Mo、W和C为以质量％计的所涉及的元素的浓度。

优选的范围可以如下进行调节：

Fp≤38.4 (3b)

Fp≤36.6 (3c)。

可选地，可以在合金中以0.0至0.20％的含量调节元素钇。优选地，可以在合金中在如下跨度范围内调节Y：

-0.0-0.15％

-0.0-0.10％

-0.0-<0.10％

->0.0-0.08％

-0.001-<0.045％。

可选地，可以在合金中以0.0至0.20％的含量调节元素镧。优选地，可以在合金中在如下跨度范围内调节La：

-0.0-0.15％

-0.0-0.10％

-0.0-<0.10％

->0.0-0.08％

-0.001-0.04％。

可选地，可以在合金中以0.0至0.20％的含量调节元素Ce。优选地，可以在合金中在如下跨度范围内调节Ce：

-0.0-0.15％

-0.0-0.10％

-0.0-<0.10％

->0.0-0.08％

-0.001-0.04％。

可选地，在同时添加Ce和La的情况下，也可以以0.0至0.20％的含量使用铈合金(Cer-Mischmetall)。优选地，可以在合金中在如下跨度范围内调节铈合金：

-0.0-0.15％

-0.0-0.10％

-0.0-<0.10％

->0.0-0.08％

-0.001-0.04％。

可选地，在合金中可以以0.0至1.10％的含量包含元素Nb。优选地，可以在合金中在如下跨度范围内调节Nb：

-0.001-<1.10％

-0.001-<1.0％

-0.001-<0.70％

-0.001-<0.50％

-0.001-0.30％

-0.01-0.3％。

如果合金中包含Nb，则式4a必须如下补充具有Nb的术语：

Fp＝Cr+0.272*Fe+2.36*Al+2.22*Si+2.48*Ti+1.26*Nb+0.374*Mo+0.538*W-11.8*C (4b)

其中，Cr、Fe、Al、Si、Ti、Nb、Mo、W和C为以质量％计的所涉及的元素的浓度。

可选地，锆含量为0.00至0.20％。优选地，可以在合金中在如下跨度范围内调节Zr：

-0.0-0.15％

->0.0-<0.10％

-0.001-0.07％

-0.001-0.04％。

可选地，在合金中可以以0.0至0.20％的含量包含元素铪。优选地，可以在合金中在如下跨度范围内调节Hf：

-0.0-0.15％

->0.0-<0.10％

-0.001-0.07％

-0.001-0.04％。

可选地，在合金中也可以包含0.001至0.60％的钽。

可以如下给出优选的Ta含量：

-0.01至0.50％

-0.01至0.40％

-0.01至0.30％

-0.01至0.20％

-0.01至0.10％

-0.01-<0.10％。

可选地，在合金中可以如下包含元素硼：

-硼0.0001-0.008％。

可以如下给出优选的含量：

-硼0.0005-0.008％

-硼0.0005-0.004％。

此外，合金可以包含0.0至5.0％的钴，此外还可以如下进行限制：

-0.01至5.0％

-0.01至2.0％

-0.1至2.0％

-0.01至0.5％

-0.01-<0.1％。

此外，合金中可以包含最多0.5％的Cu。

此外，铜的含量可以如下进行限制：

-Cu最多<0.20％或0.20

-Cu最多<0.10％或0.10

-Cu最多<0.05％或0.05

-Cu最多<0.015％。

如果合金中包含Cu，则式4a必须如下补充具有Cu的术语：

Fp＝Cr+0.272*Fe+2.36*Al+2.22*Si+2.48*Ti+0.477*Cu+0.374*Mo+0.538*W-11.8*C (4c)

其中，Cr、Fe、Al、Si、Ti、Cu、Mo、W和C为以质量％计的所涉及的元素的浓度。

如果合金中包含Nb和Cu，则式4a必须如下补充具有Nb的术语和具有Cu的术语：

Fp＝Cr+0.272*Fe+2.36*Al+2.22*Si+2.48*Ti+1.26*Nb+0.477*Cu+0.374*Mo+0.538*W-11.8*C (4d)

其中，Cr、Fe、Al、Si、Ti、Nb、Cu、Mo、W和C为以质量％计的所涉及的元素的浓度。

此外，合金中可以包含最多0.5％的钒。

此外，钒的含量可以如下进行限制：

-V最多<0.10％

最后，关于杂质，可以以如下含量给出元素铅、锌和锡：

-Pb最多0.002％

-Zn最多0.002％

-Sn最多0.002％

此外，可以可选地满足以下关系，其描述了特别良好的可加工性：

Fa≤60 (5a)

其中，Fa＝Cr+20.4*Ti+201*C(6a)

其中，Cr、Ti和C为以质量％计的所涉及的元素的浓度。

可以如下调节优选的范围：

Fa≤54 (5b)。

如果合金中包含Nb，则式6a必须如下补充具有Nb的术语：

Fa＝Cr+6.15*Nb+20.4*Ti+201*C (6b)

其中，Cr、Nb、Ti和C为以质量％计的所涉及的元素的浓度。

此外，可以可选地满足以下关系，其描述了特别良好的高温强度和抗蠕变强度：

Fk≥45 (7a)

其中，Fk＝Cr+19*Ti+10.2*Al+12.5*Si+98*C(8a)

其中，Cr、Ti、Al、Si和C为以质量％计的所涉及的元素的浓度。

可以如下调节优选的范围：

Fk≥49 (7b)

Fk≥53 (7c)。

如果合金中包含Nb和/或B，则式8a必须如下补充具有Nb和/或B的术语：

Fk＝Cr+19*Ti+34.3*Nb+10.2*Al+12.5*Si+98*C+2245*B (8b)

其中，Cr、Ti、Nb、Al、Si、C和B为以质量％计的所涉及的元素的浓度。

根据本发明的粉末优选在真空惰性气体雾化装置(VIGA)中生产。在该装置中，使合金在真空感应熔炉(VIM)中熔化，并将其引导至通向气体喷嘴的浇铸口，在该喷嘴中，将熔化的金属在5至100巴的高压下用惰性气体雾化成金属颗粒。将熔体在熔融坩埚中在熔点之上5至400℃的情况下加热。雾化过程中的金属流量为0.5至80kg/min，气体流量为2至150m3/min。通过快速冷却，金属颗粒以球形(球形微粒)形式固化。如果需要，在雾化时使用的惰性气体可以包含0.01至100％的氮气。然后在旋风分离器中将气相与粉末分离，并且随后包装粉末。

在粉末制备时的惰性气体可以可选地为氩气或者氩气与0.01至<100％的氮气的混合物。氮气含量的可能的限制可以为：

-0.01至80％

-0.01至50％

-0.01至30％

-0.01至20％

-0.01至10％

-0.1至5％

-0.5至10％

-1至5％

-2至3％。

替代地，惰性气体可以可选地为氦气。

惰性气体优选可以具有至少99.996体积％的纯度。尤其是应当具有0.0至10ppmv的氮气含量、0.0至4ppmv的氧气含量和≤5ppmv的H₂O含量。

尤其是，惰性气体优选可以具有至少99.999体积％的纯度。尤其是应当具有0.0至5ppmv的氮气含量、0.0至2ppmv的氧气含量和≤3ppmv的H₂O含量。

装置中的露点在-10至-120℃范围内。其优选在-30至-100℃范围内。

在粉末雾化时的压力可以优选为10至80巴。

借助增材制造制备的部件和组件或者在部件和组件上的层由5至500μm的层厚度构造并且紧随制造之后具有纹理化的(texturiertes)组织，该组织具有平均颗粒尺寸为2μm至1000μm的在构造方向上拉伸的晶粒。优选的范围为5μm至500μm。

借助增材制造制备的部件和组件或者在部件和组件上的层可以可选地在700℃至1250℃的温度范围，任选地在保护气体例如氩气或氢气下经受0.1min至70h的固溶退火，接着是在空气中、在运动的退火气氛中或在水浴中冷却。然后可以可选地通过浸蚀、喷丸、磨削、车削、旋切、铣削而清洁或加工表面。这样的加工可以可选地甚至在退火之前已部分或完全地进行。

借助增材制造制备的部件和组件或者在部件和组件上的层在退火之后具有2μm至2000μm的平均颗粒尺寸。优选的范围为20μm至500μm。

借助增材制造由根据本发明制备的粉末制备的部件和组件或者在部件和组件上的层应当优选用于高腐蚀性条件，例如强烈渗碳的条件占优势的领域中，例如在石化工业中的部件的情况下。此外，其还适合于炉构造。

还将增材制造理解为术语如生成制造、快速技术、快速加工(Rapid Tooling)、快速原型制造等。

通常在此区分：

采用粉末的3D打印，

选择性激光烧结，和

选择性激光熔化

激光熔敷焊接

选择性电子束焊接。

进行的测试：

对于各种合金变体，采用Thermotech的JMatPro程序计算平衡中的出现的相。作为计算的数据基础，使用Thermotech的镍基合金的TTNI7数据库。

在室温根据DIN EN ISO 6892-1在拉伸试验中测定成形性。在这种情况下，测定屈服极限R_p0.2，拉伸强度R_m和断裂伸长A。在断裂的试样上由原始测量距离L_o的伸长测定伸长A：

A＝(Lu-Lo)/Lo 100％＝△L/Lo 100％

其中，L_u＝在断裂之后的测量长度。

取决于测量长度，断裂伸长具有以下指标：

例如，对于A₅，测量长度Lo＝5·do，其中do＝圆形样品的初始直径。

在具有6mm直径的圆形样品上在测量区域中和30mm的测量长度Lo进行试验。以相对于半成品变形方向横向的方式进行采样。在R_p0.2时的变形速率为10MPa/s，和在Rm时为6.7·10^-3sec^-1(40％/min)。

在室温时的拉伸试验中的伸长A的大小可以作为变形性的量度。易于加工的材料应当具有至少50％的伸长。

在热拉伸试验中根据DIN EN ISO 6892-2测定高温强度。在这种情况下，与在室温的拉伸试验(DIN EN ISO 6892-1)类似地测定屈服极限R_p0.2、拉伸强度R_m和断裂伸长A。

在具有6mm直径的圆形样品上，在测量区域中和30mm的初始测量长度Lo进行试验。以相对于半成品变形方向横向的方式进行采样。在R_p0.2时的变形速率为8.33·10^-5l/s(0.5％/min)，和在R_m时为8.33·10^-4l/s(5％/min)。

将样品在室温时安装在拉伸试验机中，并且在没有负荷拉力的情况下加热至期望温度。在达到测试温度后，将样品在没有负荷的情况下保持一小时(600℃)或者两小时(700℃至1100℃)以平衡温度。然后使样品负荷拉力，从而保持期望的拉伸速率，并且开始试验。

材料的抗蠕变强度随着高温强度提高而得以改进。因此，还将高温强度用于评价各种材料的抗蠕变强度。

在氧化测试中在1000℃于空气中测定在较高的温度时的耐腐蚀性，其中试验每96小时中断并且测定样品由于氧化造成的质量改变。在试验期间时，将样品置于陶瓷坩埚中，从而可以收集可能剥落的氧化物，并且通过称量包含氧化物的坩埚测定剥落的氧化物的质量。剥落的氧化物的质量和样品质量变化之和是样品的毛质量变化。比质量变化是基于样品的表面积计的质量变化。在下文中将它们称为比净质量变化的m_净，比毛质量变化的m_毛，剥落的氧化物的比质量变化m_剥落。在具有约5mm厚度的样品上进行试验。每批样品中陈化3个样品；给出的值是这3个样品的平均值。

性质的描述

根据本发明的合金除了在高腐蚀性条件下优异的耐腐蚀性(在此例如为优异的耐金属粉化性)以外，应当同时具有以下性质：

·良好的相稳定性

·良好的可加工性

·良好的耐腐蚀性，在空气中类似于合金602CA(N06025)

·良好的高温强度/抗蠕变强度

相稳定性

在添加了Ti和/或Nb的镍-铬-铝-铁体系中，取决于合金含量，可以形成各种脆化TCP相，例如Laves相，σ相或μ相，或甚至脆化η□相或□相(例如参见Ralf Bürgel,Handbuchder Hochtemperaturwerkstofftechnik[Handbook of High-Temperature MaterialsTechnology，第三版，Vieweg Verlag,Wiesbaden,2006，第370-374页]。例如对于N06690的批料111389(参见表2典型组成)的取决于温度的平衡相份额的计算在理论上显示在720℃(T_s f_BCC)以下大量形成α-铬(图2中的BCC相)。然而，由于该相在分析上与母体材料非常不同，因此难于形成该相。但是，如果该相的形成温度T_{s BCC}非常高，则其可以由此出现，例如E.Slevolden,J.Z.Albertsen.U.Fink,"Tjeldbergodden Methanol Plant:Metal DustingInvestigations,"Corrosion/2011，论文编号11144(Houston,TX:NACE 2011)，第15页中描述了合金693UNS 06693的变体。图3和图4显示了合金693变体(来自US 4,882,125表1)，合金3或者来自表2的合金10的相图。该相是脆性的，并且导致材料的不期望的脆化。合金3具有1079的形成温度T_s _BCC，合金10为639。在"E.Slevolden,J.Z.Albertsen.U.Fink,Tjeldbergodden Methanol Plant:Metal Dusting Investigations,"Corrosion/2011，论文编号11144(Houston,TX:NACE 2011)，第15页"中没有描述在α-铬(BCC)出现时的合金的精确分析。但是假设在表2中对合金693列出的实例中，理论上具有最高形成温度T_{s BCC}的分析(例如，合金10)中能够形成α-铬(BCC相)。在校正分析中(具有降低的形成温度T_{s BCC})，在"E.Slevolden,J.Z.Albertsen.U.Fink,Tjeldbergodden Methanol Plant:Metal DustingInvestigations,"Corrosion/2011，论文编号11144(Houston,TX:NACE 2011)，第15页"中，仍然仅在表面附近观察到α-铬。为了避免出现这种脆化的相，在根据本发明的合金中，形成温度T_{s BCC}的应当低于或等于939℃–表2中合金693的实施例下最低的形成温度T_{s BCC}的最低温度(来自US 4,88,125表1)。

在满足下式的情况下尤其如此：

Fp≤39.9，(3a)

其中，Fp＝Cr+0.272*Fe+2.36*Al+2.22*Si+2.48*Ti+0.374*Mo+0.538*W-11.8*C(4a)

其中，Cr、Al、Fe、Si、Ti、Nb、Cu、Mo、W和C为以质量％计的所涉及的元素的浓度。具有根据现有技术的合金的表2显示，对于合金8、合金3和合金2，Fp大于39.9，和对于合金10而言正好为39.9。对于具有低于939℃的T_{s BCC}的所有其它合金，Fp为≤39.9。

可加工性

示例性地在此将可加工型考虑为成形性。

可以使合金通过多种机理硬化，从而使其具有高的高温强度和抗蠕变强度。因此，取决于元素，与其它元素合金化导致或多或少的强度提高(固溶硬化)。通过细颗粒或析出物提高强度(颗粒硬化)更为有效。这可以例如通过将Al和另外的元素例如Ti添加至镍合金形成的□'相或通过由将碳添加至含铬的镍合金形成的碳化物而进行(参见例如Ralf Bürgel,Handbuch der Hochtemperaturwerkstofftechnik[Handbook of High-TemperatureMaterials Technology]，第三版，Vieweg Verlag,Wiesbaden,2006，第358-369页)。

形成□'相的元素的含量或者C含量的提高实际上提高了高温强度，但是越来越损害变形性，即使在固溶退火的状态也是如此。

对于可非常好地变形的材料而言，致力于使伸长A5在拉伸试验中在室温时为大于等于50％，但是至少大于等于45％。

在形成碳化物的元素Cr、Nb、Ti和C之间满足以下关系时尤其如此：

Fa≤60 (5a)

其中，Fa＝Cr+6.15*Nb+20.4*Ti+201*C (6b)

其中，Cr、Nb、Ti和C为以质量％计的所涉及的元素的浓度。

高温强度/抗蠕变强度

同时，在较高的温度时的屈服极限或拉伸强度应当达到至少合金601的值(参见表4)：

600℃：屈服极限R_p0.2>150MPa；拉伸强度R_m>500MPa(9a,9b)

800℃：屈服极限R_p0.2>130MPa；拉伸强度R_m>135MPa(9c,9d)。

期望的是，屈服极限或拉伸强度处于合金602CA(参见表4)的范围内。应当满足4个以下关系中的至少3个：

600℃：屈服极限R_p0.2>250MPa；拉伸强度R_m>570MPa(10a,10b)

800℃：屈服极限R_p0.2>180MPa；拉伸强度R_m>190MPa(10c,10d)。

当满足主要的固化性元素之间的以下关系时尤其如此：

Fk≥45 (7a)

其中，Fk＝Cr+19*Ti+34.3*Nb+10.2*Al+12.5*Si+98*C+2245*B (8b)

耐腐蚀性：

根据本发明的合金应当具有在空气中类似于合金602CA(N06025)的良好的耐腐蚀性。

实施例：

制备：

为了确定由粉末制备的部件和组件的性质，使用以实验室规模在真空炉中熔化的合金。

表3a和3b显示了以实验室规模熔化的批次连同一些用于对比的根据现有技术以工业规模熔化的批次的合金602CA(N06025)，合金690(N06690)，合金601(N06601)的分析。根据现有技术的批次用T标识，根据本发明的批次用E标识。以实验室规模为特征的批次用L标记，以工业规模熔化的批次用G标记。

将表3a和b中的以实验室规模在真空中熔化的合金的锭，在900℃至1270℃的退火8h，并且借助热轧和900℃至1270℃的另外的中间退火0.1至1h将其热轧至13mm或者6mm的最终厚度。将如此生产的薄片在900℃至1270℃的固溶退火1h。由这些薄片制备测量所需的样品。

在工业规模熔化的合金的情况下，由工业规模制造的具有适当厚度的商业制造的薄片获取样本。由这些薄片制备测量所需的样品。

所有合金变体典型地具有70至300μm的粒度。

对于表3a和b中的示例性批次，比较以下性质：

-耐金属粉化性，其作为在高腐蚀性气氛中的高耐腐蚀性的实例

-相稳定性

-借助在室温的拉伸试验的成形性

-借助于热拉伸试验的高温强度/抗蠕变强度

-借助于氧化测试的耐腐蚀性

在以实验室规模熔化的批次2297至2308和250060至250149的情况下，尤其是在根据本发明用E标识的批次(2301、250129、250132、250133、250134、250137、240138、250147、250148)的情况下，满足式(2a)Al+Cr≥28。它们因此满足赋予耐金属粉化的要求。

因此，对于表2中根据现有技术的经选择的合金以及所有实验室批次(表3a和3b)计算了相图，并且将形成温度Ts BCC输入表2和3a中。对于表2或者3a和b中的组成，还根据公式4a计算了Fp值。形成温度Ts BCC越高，则Fp就越大。具有比合金10更高的形成温度TsBCC的N06693的所有实例具有Fp>39.9。因此，要求Fp≤39.9(公式3a)用于获得合金的足够的相稳定性的良好标准。表3a和b中的所有实验室批次均符合Fp≤39.9的标准。

在表4中记入了室温(RT)和600℃的屈服极限Rp0.2、拉伸强度Rm和伸长A5，此外还有800℃的拉伸强度Rm。此外记入了Fa和Fk的值。

在表4中，根据现有技术的合金，即合金602CA的示例性批次156817和160483分别具有36或者42％的在室温时相对小的伸长A5，这低于良好的成形性的要求。Fa大于60并且因此高于标识良好的成形性的范围。所有根据本发明的合金(E)显示出大于50％的伸长。它们因此满足要求。对于所有根据本发明的合金，Fa小于60。因此，它们位于良好的成形性的范围内。当Fa相对小时，伸长特别高。

表4中的根据现有技术的合金，即合金601的示例性批次156658是在600℃或者800℃时对屈服极限和拉伸强度的最低要求的实例；相反地，根据现有技术的合金，即合金602CA的示例性批次156817和160483是在600℃或者800℃时对于屈服极限和拉伸强度的非常良好的值的实例。合金601代表显示出描述于关系9a至9d中的对高温强度和抗蠕变强度的最低要求的材料，合金602CA代表显示出描述于关系10a至10d中的优异的高温强度和抗蠕变强度的材料。对于两种合金，Fk的值明显大于45，和对于合金602CA而言，其另外还明显大于合金601的值，这反映了合金602CA的提高的强度值。根据本发明的合金(E)全部显示出在合金601范围内或明显在其之上的在600℃或者800℃的屈服极限和拉伸强度，并且因此满足关系9a至9d。其处于合金602CA的值的范围内并且也满足期望的要求，即4个关系10a至10d中的3个。对于表4中的实施例中的所有根据本发明的合金而言，Fk也大于45，实际上甚至大多大于54，并且因此在标示为良好的高温强度和抗蠕变强度范围内。非根据本发明的实验室批次中，批次2297和2300是没有满足关系9a至9d并且还具有小于45的Fk的实例。

表5显示了在96h的11个循环，即总共1056小时之后，在空气中在1100℃进行氧化试验之后的比质量变化。在表5中给出了在1056h之后的剥落的氧化物的比净质量变化和比质量变化。根据现有技术的合金，即合金601和合金690的示例性批次显示出比合金602CA明显更高的净质量变化，其中合金601的转而比合金690明显更大。二者形成比氧化铝层生长更快的氧化铬层。合金601还包含约1.3％的Al。该含量太小，而已经形成仅部分封闭的氧化铝层，因此金属材料内部的铝在氧化物层下方被氧化(内部氧化)，这导致与合金690相比提高的质量增加。合金602CA具有约2.3％的铝。因此在该合金的情况下，在氧化铬层下方能够形成至少部分封闭的氧化铝层。这显著减少了氧化物层的生长并且因此还减少了比质量增加。所有根据本发明的合金(E)包含至少2％的铝并且因此具有与合金602CA类似地低或者更低的净质量增加。所有根据本发明的合金还类似于合金602CA的示例性批次而显示出在测量精度范围内的剥落，而合金601和合金690显示出更大的剥落。

因此，合金“E”作为用于增材制造的粉末的根据本发明的用途的所要求保护的范围能够详细地如下进行证明：

低于5μm的过小的颗粒尺寸使流动行为劣化并且因此进行避免，高于250μm的过大颗粒尺寸使在增材制造时的行为劣化。

2g/cm3的过小的堆积密度使在增材制造时的行为劣化。约8g/cm3的可能的最大堆积密度有合金的密度给出。

过低的Cr含量意味着在腐蚀性气氛中使用合金时Cr浓度迅速下降至临界极限以下，因此不再可以形成封闭的氧化铬层。因此24％的Cr是铬的下限。过高的Cr含量使合金的相稳定性劣化，尤其是在≥1.8％的高铝含量的情况下。因此将33％的Cr视为上限。

在氧化铬层下方形成氧化铝层降低了氧化速率。在低于1.8％的Al时，氧化铝层不太完整而不能充分发挥其作用。过高的Al含量损害合金的可加工性。因此，4.0％的Al含量形成上限。

合金的成本随着铁含量的减少而增加。低于0.1％则成本成比例地增加，因为必须使用特殊的原料。因此，出于成本原因，将0.1％的Fe视为下限。随着铁含量的增加，相稳定性降低(形成脆化相)，尤其是在高的铬含量和铝含量的情况下。因此，为了确保根据本发明的合金的相稳定性，7％的Fe是有意义的上限。

在制备合金时需要Si。因此需要0.001％的最小含量。过高的含量转而损害可加工性和相稳定性，尤其是在高的铝含量和铬含量的情况下。因此将Si含量限制在0.50％。

为了改进可加工性，需要0.005％的Mn的最小含量。将锰限制在2.0％，因为该元素降低抗氧化性。

钛提高高温稳定性。从0.60％开始，可能使氧化行为劣化，因此0.60％为最大值。

甚至非常低的Mg含量和/或Ca含量也通过硫的结合而改进加工，由此避免出现低熔点的NiS共晶。因此，对于Mg和或Ca，最小含量需要0.0002％。在过高的含量的情况下，可能出现金属间Ni-Mg相或者Ni-Ca相，这转而明显使可加工性劣化。因此将Mg含量和/或Ca含量限制在最大0.05％。

0.005％的C的最小含量对于良好的抗蠕变强度是必需的。将C限制在最大0.12％，因为该元素从该含量开始由于过度形成初生碳化物而降低了可加工性。

需要0.001％的N的最小含量，由此改进材料的可加工性。将N限制在最大0.05％，因为该元素通过形成粗的碳氮化物降低了可加工性。

氧含量必须小于等于0.100％，以确保合金的可制造性和可用性。过低的氧含量提高了成本。氧含量因此为≥0.0001％。

磷的含量应小于或等于0.030％，因为该表面活性元素损害抗氧化性。过低的P含量提高了成本。P含量因此为≥0.001％。

硫的含量应当调节得尽可能低，因为该表面活性元素损害抗氧化性。因此规定最大0.010％的S。

将钼限制在最大2.0％，因为该元素降低抗氧化性。

将钨限制在最大2.0％，因为该元素同样减低抗氧化性。

对于高腐蚀性条件，但是尤其是对于良好的耐金属粉化性有利的是Cr和Al之间满足以下关系：

Cr+Al≥28 (2a)

其中，Cr和Al为以质量％计的所涉及的元素的浓度。只有这样，形成氧化物的元素的含量才足够高以确保充分的抗金属粉化性。

此外，必须满足以下关系，由此保证充分的相稳定性：

Fp≤39.9 (3a)

其中，Fp＝Cr+0.272*Fe+2.36*Al+2.22*Si+2.48*Ti+0.374*Mo+0.538*W-11.8*C(4a)

其中，Cr、Fe、Al、Si、Ti、Mo、W和C为以质量％计的所涉及的元素的浓度。在前文中详细建立了Fp的极限和可能引入另外的元素。

按需要可以添加氧仿射性元素来进一步改进抗氧化性。通过将它们掺入氧化物层来实现此目的，在氧化物层中，它们阻断氧到晶界的扩散路径。

0.01％的Y的最小含量是必需的，以获得Y提高抗氧化性的效果。出于成本原因，将上限设定在0.20％。

0.001％的La的最小含量是必需的，以获得La提高抗氧化性的效果。出于成本原因，将上限设定在0.20％。

0.001％的Ce的最小含量是必需的，以获得Ce提高抗氧化性的效果。出于成本原因，将上限设定在0.20％。

0.001％的Ce混合金属的最小含量是必需的，以获得Ce混合金属提高抗氧化性的效果。出于成本原因，将上限设定在0.20％。

按需要可以掺入铌，因为铌也提高高温强度。较高的含量非常强烈地增加成本。因此将上限设定在1.10％。

按需要，合金还可以包含钽，因为钽也提高高温强度。较高的含量非常强烈地增加成本。因此将上限设定在0.60％。需要0.001％的最低含量以实现效果。

按需要，合金还可以包含Zr。需要0.01％的Zr的最低含量，以获得Zr的提高高温强度和抗氧化性的效果。出于成本原因，将上限设定在0.20％的Zr。

按需要可以将Zr完全或部分地用Hf替代，因为该元素如Zr那样也提高高温强度和抗氧化性。该替代从0.001％的含量开始是可能的。出于成本原因，将上限设定在0.20％的Hf。

按需要可以向合金添加硼，因为硼改进抗蠕变强度。因此应当存在至少0.0001％的含量。同时，该表面活性元素使抗氧化性劣化。因此设定最多0.008％的硼。

在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。

将铜限制在最大0.5％，因为该元素降低抗氧化性。

将钒限制在最大0.5％，因为该元素降低抗氧化性。

将Pb限制在最大0.002％，因为该元素降低抗氧化性。这也适用于Zn和Sn。

此外，可以可选地满足形成碳化物的元素Cr、Ti和C的以下关系，其描述了特别良好的可加工性：

Fa≤60 (5a)

其中，Fa＝Cr+20.4*Ti+201*C (6a)

其中，Cr、Ti和C为以质量％计的所涉及的元素的浓度。在前文中详细建立了Fa的极限和可能引入另外的元素。

此外，可以可选地满足提高强度的元素之间的以下关系，其描述了特别良好的高温强度和抗蠕变强度：

Fk≥45(7a)

其中，Fk＝Cr+19*Ti+10.2*Al+12.5*Si+98*C (8a)

其中，Cr、Ti、Al、Si和C为以质量％计的所涉及的元素的浓度。在前文中详细建立了Fa的极限和可能引入另外的元素。

附图说明

图1：在具有37％CO、9％H₂O、7％CO₂、46％H₂的强渗碳气体(具有a_c＝163和p(O₂)＝2.5·10^-27)中作为铝含量和铬含量的函数的由于金属粉化造成的金属损失(来自(Hermse,C.G.M.and van Wortei,J.C.:Metal dusting:relationship between alloycomposition and degradation rate.Corrosion Engineering,Science and Technology44(2009)，第182–185页)

图2：在典型批次111389的实例中，取决于合金690(N06690)的温度的热力学平衡形式的相的量比例

图3：在来自表2的合金3的实例中，取决于合金693(N06693)的温度的热力学平衡形式的相的量比例

图4：在来自表2的合金10的实例中，取决于合金693(N06693)的温度的热力学平衡形式的相的量比例

表1：根据ASTM B 168-11的合金，所有数值以质量％计

表2：根据ASTM B 168-11(现有技术)的一些合金的典型组成。所有数值以质量％计；合金组成来自专利US4,88,125表1

表3a：实验室批次的组成，第1部分。所有数值以质量％计(T：根据现有技术的合金，E：根据本发明的合金，L：以实验室规模熔化，G：工业规模熔化)

表3b：实验室批次的组成，第2部分。所有数值以质量％计(对于所有合金适用：Pb：最大0.002％，Zn：最大0.002％，Sn：最大0.002％)(T、E、G、L的含义参见表3a)

表4：在室温、600℃和800℃时的拉伸试验的结果。变形速率在R_p0.2时为8.33·10^- ⁵sec^-1(0.5％/min)，和在R_m时为8.33·10^-4sec^-1(5％/min)

表5：在1000℃在空气中在1056h之后的氧化试验的结果

	名称	批次	测试号	m<sub>毛重</sub>，以g/m<sup>2</sup>计	m<sub>净重</sub>，以g/m<sup>2</sup>计	m<sub>剥落</sub>，以g/m<sup>2</sup>计
							T	合金602 CA	160483	412	8.66	7.83	0.82
T	合金602 CA	160483	425	5.48	5.65	-0.18
							T	合金601	156125	403	51.47	38.73	12.74
T	合金690	111389	412	23.61	7.02	16.59
							T	合金690	111389	421	30.44	-5.70	36.14
T	合金690	111389	425	28.41	-0.68	29.09
								Cr30Al1La	2297	412	36.08	-7.25	43.33
	Cr30Al1LaT	2300	412	41.38	-2.48	43.86
								Cr30Al1TiLa	2298	412	49.02	-30.59	79.61
	Cr30Al1TiNbLa	2306	412	40.43	16.23	24.20
								Cr30Al1CLaTi	2308	412	42.93	-15.54	58.47
	Cr30Al1CLa	2299	412	30.51	0.08	30.44
								Cr30Al2La	2302	412	27.25	9.57	17.68
E	Cr30Al1Ti	2301	412	8.43	6.74	1.69
								Cr30Al1 Ti	250060	421	43.30	-19.88	63.17
	Cr30Al1TiNb	250063	421	32.81	-22.15	54.96
								Cr30Al1TiNb	250066	421	26.93	-16.35	43.28
	Cr30Al1TiNbZr	250065	421	25.85	-24.27	50.12
								Cr30Al1TiNb	250067	421	41.59	-15.56	57.16
	Cr28Al2	250068	421	42.69	-39.26	81.95
							E	Cr28Al2Y	250129	425	3.72	3.55	0.16
E	Cr28Al2YC1	250130	425	4.68	4.90	-0.23
							E	Cr28Al2Nb.5C1	250132	425	3.94	5.01	-1.07
E	Cr28Al2Nb.5C1	250133	425	2.56	3.98	-1.42
							E	Cr28Al2Nb1C1	250148	425	3.15	3.21	-0.07
E	Cr28Al2Nb1C1	250134	425	3.34	4.23	-0.89
							E	Cr28Al2Nb1C1Y	250147	425	2.72	2.62	0.10
E	Cr28Al2TiC1	250149	425	3.44	3.84	-0.40
							E	Cr28Al2TiC1	250137	425	3.62	4.24	-0.62
E	Cr30Al1La	250138	425	3.87	4.28	-0.41

Claims

1.镍-铬-铝合金作为用于增材制造的粉末的用途，其中所述粉末由尺寸为5至250μm的球形颗粒组成，和其中该合金由(以重量％计)的24至33％的铬、1.8至4.0％的铝、0.10至7.0％的铁、0.001至0.50％的硅、0.005至2.0％的锰、0.00至0.60％的钛、各自0.0至0.05％的镁和/或钙、0.005至0.12％的碳、0.001至0.050％的氮、0.00001-0.100％的氧、0.001至0.030％的磷、最多0.010％的硫、最多2.0％的钼、最多2.0％的钨、余量的镍和通常取决于方法的杂质组成，其中所述粉末在孔尺寸>1μm的情况下具有0.0-4％孔面积的总夹杂物。

2.根据权利要求1所述的用途，其中借助于真空惰性气体雾化装置(VIGA)制备所述粉末。

3.根据权利要求1至2中任一项或多项所述的用途，其具有24至<32％的铬含量。

4.根据权利要求1至3中任一项或多项所述的用途，其具有0.0至0.20％的钇含量。

5.根据权利要求1至4中任一项或多项所述的用途，其具有0.0至0.20％的镧含量。

6.根据权利要求1至5中任一项或多项所述的用途，其具有0.0至0.20％的铈含量。

7.根据权利要求1至6中任一项或多项所述的用途，其具有0.0至1.1％的铌含量。

8.根据权利要求1至7中任一项或多项所述的用途，其具有0.0至0.20％的锆含量。

9.根据权利要求1至8中任一项或多项所述的用途，其具有0.0001至0.008％的硼含量。

10.根据权利要求1至9中任一项或多项所述的用途，另外含有0.0至5.0％的钴。

11.根据权利要求1至10中任一项或多项所述的用途，另外含有最多0.5％的铜。

12.根据权利要求1至11中任一项或多项所述的用途，其中以最多0.002％的Pb、最多0.002％的Zn、最多0.002％的Sn的含量调节杂质。

13.根据权利要求1至12中任一项所述的用途，其中所述颗粒具有5-150μm，尤其是10-150μm的尺寸。

14.根据权利要求1至13中任一项所述的用途，其特征在于，所述粉末的堆积密度为2至最大8g/cm³的合金的密度。

15.根据权利要求1至14中任一项所述的用途，其中必须满足以下关系：

Fp≤39.9， (3a)

其中，Fp＝Cr+0.272*Fe+2.36*Al+2.22*Si+2.48*Ti+0.374*Mo+0.538*W-11.8*C(4a)

其中，Cr、Fe、Al、Si、Ti、Mo、W和C为以质量％计的所涉及的元素的浓度。

16.根据权利要求1至15中任一项所述的用途，用于通过增材制造生产的组件或部件或者在组件或部件上的层。

17.根据权利要求1至16中任一项所述的用途，用作石化工业中的部件或组件或者在组件或部件上的层。

18.根据权利要求1至16中任一项所述的用途，用于炉构造中。