本发明专利技术涉及由铁-铬-合金制造部件的方法，由所述合金制成的半成品经过热机械加工来制造，所述铁-铬-合金由莱夫斯相和/或含Fe粒子和/或含Cr粒子和/或含Si粒子和/或碳化物析出，其中在第一步骤中在≥固溶退火温度的温度下对所述合金进行固溶退火，随后在静止保护气体或空气、移动(吹送)的保护气体或空气中或者在水中冷却，在第二步骤中所述半成品在0.05至99％的范围内进行机械变形，并在后续步骤中有针对性地和精细分配地析出莱夫斯相Fe2(M，Si)或Fe7(M，Si)6和/或含Fe粒子和/或含Cr粒子和/或含Si粒子和/或碳化物，从而将由变形的半成品制成的部件通过以0.1℃/分钟至1000℃/分钟加热至550℃和1000℃之间的应用温度。
【技术实现步骤摘要】
【国外来华专利技术】本专利技术涉及熔炼冶金制造铁素体铁-铬-合金的方法。DE 100 25 108A1提出一种高温材料，它包括形成铬氧化物的铁合金，所述铁合金具有最高达2重量％的至少一种选自Y、Ce、Zr、Hf和Al的亲氧元素，最高达2重量％的选自MruNi和Co的在高温下与铬氧化物形成MCr2O4型尖晶石相的元素M，最高达2重量％的选自Ti、Hf、Sr、的提高基于铬的氧化物的导电性的其它元素。铬含量应在12和观％之间的浓度范围内。这种高温材料的应用领域是高温燃料电池中的双极板。EP 1 298涉及一种具有下列组成的用于高温燃料电池的钢不超过0. 2% 的C，不超过的Si，不超过的Mn，不超过2%的Ni，15至30%的Cr，不超过的Al， 不超过0. 5 %的Y，不超过0. 2 %的SE和不超过1 %的^ ，余量铁和制造引起的杂质。这两种合金共同的是从700°C的温度起低的热强度和不足的耐蠕变性。但这些合金在高于700°C到约900°C的范围内具有出色的氧化稳定性和耐腐蚀性。通过DE 10 2006 007 598A1已知一种耐蠕变的(kriechfest)铁素体钢，它包括具有至少一种金属合金元素M的!^e2 (M，Si)或Fe7(M，Si)6型金属间相的析出，其中所述金属合金元素M可以通过元素铌、钼、钨或钽形成。所述钢应优选用于燃料电池堆叠中的双极板。通过EP 1 536 031A1已知一种用于燃料电池的金属材料，包含彡0. 2%的C，0. 02 至1 %的Si，彡2%的Mn，10至40%的Cr，0. 03至5%的Mo，0. 1至3%的1 %的至少一种选自Sc、Y、La、Ce、Pr、Nd、Pm, Sn、Zr和Hf的元素，余量铁和不可避免的杂质，其中所述组成应满足下列等式0. 1 ( Mo/Nb ( 30。EP 1 882 756A1描述了一种特别是可用在燃料电池中的铁素体铬钢。所述铬钢具有下列组成最多0. 的C，0. 1至的Si，最多0.6%的Mn，15至25%的Cr，最多2% 的Ni，0. 5至2%的Mo，0. 2至1. 5%的Nb，最多0. 5%的Ti，最多0. 5%的Zr，最多0. 3%的 SE，最多0. 1%的々1，最多0. 07%的N，余量!^e和熔炼引起的的杂质，其中的含量为至少0. 2%。所有这些合金与DE 100 25 108A1和EP 1 298相比从700°C的温度起具有改善的热强度和升高的耐蠕变性，亦即通过析出的形成(其阻碍位错移动和由此产生的材料的塑性变形)。所述析出例如在DE 10 2006 007 598A1的情况中由莱夫斯相组成，其组成为F%(M，Si)或Fe7(M，Si)6的金属间化合物，其中M可以是铌、钼、钨或钽。体积份额在此应达到1至8%，优选达到2. 5至5%。但还可以是其它析出例如含！^粒子和/或含 Cr粒子和/或含S i粒子，如EP 1 536 031A1中描述的，或者可以是含有Nb、W、Mo的碳化物。所有这些粒子共同之处是都使得材料难以变形。从上述现有技术已知，少量添加Y、Zr、Ti、Hf、Ce、La和类似的反应性元素可以对 Fe-Cr合金的氧化稳定性有非常积极的影响。在DE 10 2006 007 598A1, EP 1 536 031A1 禾口 EP 1 882 756A1 中给出的合金用来作为高温燃料电池的连接件板是最佳的它们通过使用含有10至40%铬的铁素体合金具有对陶瓷部件阳极和电解质可能匹配的伸长率系数。除了上面提到的蠕变强度之外对高温燃料电池的连接件钢的其它要求还有非常好的耐腐蚀性、氧化层的良好导电性和低的铬蒸发。对高温燃料电池的重整器和热交换器的要求是尽可能好的蠕变强度，非常好的耐腐蚀性和低铬蒸发。对这样的部件而言氧化物必须是不导电的。对于内燃机的排气管路或者用于蒸汽锅炉、过热器、涡轮机和发电站的其它部分的部件的要求是，尽可能好的蠕变强度，非常好的耐腐蚀性。在此铬蒸发不产生中毒现象如在燃料电池中那样，且对于这些部件而言保护性氧化物必须是不可导电的。在DE 10 2006 007 598A1中例如通过形成铬氧化物覆盖层实现了出色的耐腐蚀性。由此在铬氧化物覆盖层上额外形成具有Mn、Ni、Co或Cu的尖晶石，形成不易挥发的使阴极中毒的铬氧化物或铬氧化物氢氧化物。Si由此稳定结合在莱夫斯相!^e2 (M，Si)或 ^7(Μ， Si)6中，在铬氧化物覆盖层下也不形成由氧化硅构成的不导电的下层。由此进一步改善耐腐蚀性，使得Al保持低含量并通过铝的内部氧化避免腐蚀的增加。低的Ti添加另外造成表面强化，并因此抑制了氧化物层的隆起和金属区域包封在氧化物层中，这增加了氧化。另夕卜，亲氧元素如La、Ce、Y、&等的添加，进一步提高耐腐蚀性。市场上对产品提出提高的要求，要求增加的热强度和蠕变强度，同时，应用温度下伸长率为至少18%以避免脆性失效，同时至少同样良好的氧化稳定性和/或耐腐蚀性以及较高的合金的使用温度，以及在保持可接受的可变形性条件下，在拉伸试验中，作为弹性变形在室温下测得的伸长率> 13%。另外使用下列检验方法。在蠕变试验中，试样在恒定的温度下经受恒定的静止拉力。这种拉力由于可比性而作为基于初始试样横截面的初始拉应力给出。在蠕变试验中，在最简单的情况中测量试样直至断裂的时间、(断裂时间)。在检验过程中可以不对试样伸长率进行测量。然后在试验结束后进行断裂伸长率的测量。将试样在室温下装配到蠕变机中，无拉力负荷地加热至期望的温度。达到检验温度之后将试样无负荷地保持一小时至温度平衡。之后将样品施加拉力并开始了检验时间。断裂时间可以用作蠕变强度的量度。在确定的温度和初始拉应力下，断裂时间越长，则材料越耐蠕变。断裂时间和蠕变强度随着温度升高和初始拉应力的增加而降低(见例如 “Biirgel” 第 100 页)。可变形性在室温下根据DIN 50145在拉伸试验中确定。在此测定伸长率极限1^.2， 拉伸强度 和直至断裂的伸长率。对断裂的试样由最初测量区段Ltl的延长来测定伸长率 A A= (Lu-L0) /L0 100%= Δ L/L0 100%其中Lu =断裂之后的测量长度。根据测量长度给出带指数的断裂伸长率A5,测量长度 L0 = 5 · d。或 L。= 5. 65 · V S0Altl，测量长度 L0 = 10 · d。或 L。= 11. 3 · V S0或者例如A1 = 100，对于自由选择的测量长度L = 100mm。(d0初始直径，S0平面试样的初始截面)在拉伸试验中于室温下伸长率A的大小可以用作可变形性的量度。莱夫斯相和/或含Fe粒子和/或含Cr粒子和/或含Si粒子和/或碳化物可以通过用V2A-浸蚀液浸蚀或用草酸进行电解质浸蚀而使之在金相试片(metallographischen Schliff)上可见。另外，在用V2A-浸蚀液浸蚀的情况下还使得晶粒或晶界可见地开始浸蚀。在此，就在光学显微镜中而言，仅尺寸自约0.5μπι起的粒子是可见的。更小的粒子不可看出，但绝对存在。因此，金相只支持性地用于进行解释，措施的有效性要通过实践由断裂时间或蠕变强度进行评价。在“Handbuch der Hochtemperaturwerkstofftechnik, R本文档来自技高网...
【技术保护点】
【技术特征摘要】
【国外来华专利技术】...
【专利技术属性】
技术研发人员：H·哈滕多夫，O·伊巴斯，
申请(专利权)人：蒂森克鲁普德国联合金属制造有限公司，
类型：发明
国别省市：
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