铁镍铬硅合金的制作方法

专利名称：：铁镍铬硅合金的制作方法铁镍铬硅合金本发明涉及一种具有改善的使用寿命和形状稳定性的铁镍铬硅合金。长久以来，具有不同镍、铬和硅含量的奥氏体铁镍铬硅合金在最高11001C温度范围内被用作导热体(Heizleiter)。对于作为导热合金的用途，在DIN17470(表l)和ASTMB344-83(表2)中统一了这类合金组的规格。表3中列出了一系列符合所述规格的商业可提供的合金。最近几年，镍价格的大幅度升高使得人们产生了使用镍含量尽可能低的导热合金的期望。尤其是期望通过具有降低的镍含量的材料来替代具有特别有利的特性的镍含量高的种类(Varianten)NiCr8020、NiCr7030和NiCr6015(表l)，而不必将就在材料效率方面的过多损失。通常应注意到，表1和2中给出的合金的使用寿命和使用温度随着镍含量增加而升高。所有这些合金均形成氧化铬层(Cr203)，具有位于其下的或多或少封闭的Si02层。强亲氧元素例如Ce、Zr、Th、Ca、Ta的少量添力口(Pfeifer/Thomas，ZunderfesteLegierungen，第2版，SpringerVerlag1963,258和259页)延长使用寿命，然而在所引用的文例中只是检验了单个亲氧元素的影响，而没有关于这类元素的组合的作用的数据。铬含量在使用导热体构建保护层的过程中逐渐消耗。因此，通过较高的铬含量来延长使用寿命，因为形成保护层的元素铬的较高含量推迟了Cr含量低于临界限和形成不同于"203的其它氧化物，例如含铁氧化物的时间点。由EP-A0531775已知具有下列組成(以重量％计)的耐热的、可热变形的奥氏体镍合金C0.05-0.15%5Si2.5-3.0%Mn0.2-0.5%P最多0.015%S最多0.005%Cr25-30%Fe20-27%Al0.05-0.15%Cr0.001-0.005%SE0.05-0.15%NQ.05-0.20%余量是Ni和熔炼产生的杂质。在EP-AG386730中描述了一种具有非常好的抗氧化性和耐热性的镍铬铁合金，如期望用于先进的导热体应用中的那些，这种合金从已知的导热合金NiCr6015出发并且通过组成上互相协调一致的改性可以实现使用特性的显著改善。所述合金不同于已知材料NiCr6015之处尤其在于，由钇来代替稀土金属，所述合金另外包含锆和钛，且根据锆和钛的含量以特殊方式调整氮含量。从WO-A2005/031018获知在高温范围内j吏用的基本上具有下面的化学组成(以重量％计)的奥氏体Fe-Cr-Ni合金Ni38-48%Cr18-24%Si1.O-l.9%C<0.1%Fe余量对于自由悬挂式加热元件，除了要求高使用寿命之外还要求在应用温度下良好的形状稳定性。在运行期间螺旋线(Wendel)太严重的间距，由此缩短了使用寿命。为了补偿，可能需要更多用于加热螺旋线(Heizwendel)的支点，这将增加成本。也就是说，导热材料必须6具有足够好的形状稳定性或抗蠕变性。在应用温度范围内损害形状稳定性的蠕变机制(位错蠕变、晶界滑移或扩散蠕变)，除了位错蠕变以外均受到大粒度的影响而倾向于较大抗蠕变性。位错蠕变不取决于粒度。制造具有大粒度的金属线提高抗蠕变性并由此提高形状稳定性。因此，在任何情况下还应考虑作为重要影响因素的粒度。另夕卜，对于导热材料重要的是尽可能高的比电阻，以及热态电阻/冷态电阻的比例随温度尽可能少的变化(温度系数Ct)。以成本明显较低为特征的镍含量较低的种类NiCr3020或35Ni、20Cr(表1或表2)只是不充分地满足了尤其是对使用寿命的要求。因此，本发明的目的在于设计一种合金，其在镍含量明显低于NiCr6015和因此明显较低成本的情况下具有下列特性a)高抗氧化性和由此得到高使用寿命b)在应用温度下足够好的形状稳定性c)尽可能高的比电阻，结合热态电阻/冷态电阻的比例随温度尽可能少的变化(温度系数ct)。所述目的通过一种铁镍铬硅合金来实现，所述合金含有(以重量%计)34至42%的镍，18至26%的铬，1.0至2.5%的硅和下列添加物0.05至1%的Al,0.01至1%的Mn，0.01至0.26%的镧，0.0005至0.05%的镁，0.01至0.14%的碳，0.01至0.14%的氮，最多0.01%的硫，最多0.005。/。的B，余量铁和制备过程产生的常见杂质。本发明主题的有利改进方案由所属从属权利要求提出。这种合金通过其特殊的组成而具有比包含相同镍和铬含量的根据现有技术合金更长的使用寿命。另外，可以以0.04至0.10%碳达到比根据现有技术合金更高的形状稳定性或更小的下垂。元素镍的扩展范围(Spreizungsbereich)在34和42%之间，其中根据使用情况可以如下给出镍含量—34-39%一34-38%-34-37%—37-38%铬含量在18至26%之间，其中在此也根据合金的使用范围可以如下给出铬含量—20-24%-21-24%硅含量在1.0和2.5%之间，其中根据应用范围可以在扩展范围内调节限定的含量-1.5-2.5%-1.0-1.5%-1.5-2.0%-1.7-2.5%-1.2-1.7%-1.7-2.2%-2.0-2,5%元素铝被设计为添加物且含量为0.05至1%。优选还可以在合金中如下调节其含量-0.1-0.7%。同样适用于以合金的0.01至1%添加的元素锰。作为选择还可考虑下列扩展范围-0.l-O.7%。本发明的主题优选由此出发，即在实施例中给出的材料特性基本上通过添加含量为0.01至0.26%的元素镧来调节。根据应用范围，还可以在合金中调节在此限定的值-0.01-0.2%-0.02-0.15%-0.04-0.15%。这同样适用于以含量在0.01和0.14%之间添加的元素氮。可以如下给出限定的含量8-0.02-0.10%-0.03-0.09%。以同样的方式向合金中添加碳，且含量在0.01和0.14%之间。具体地可以如下调节在合金中的含量-0.04-0.14%-0.04-0.10%。镁也属于附加元素，含量0.0005至0.05%。具体地可以在合金中如下调节这种元素-0.001-0.05%-0.008-0.05%。元素硫和硼可以如下添加到合金中多jfL最多0.005%硼最多0.003%。另外，所述合金可以包含含量在0.0005和0.07%之间，特别是0.001至0.05%或0.01至0.05%的4丐。如果反应性元素镧单独的有效性不足以产生本文目的中所提出的材料特性，所述合金可以另外包含至少一种含量为0.01至0.3%的元素Ce、Y、Zr、Hf、Ti中的至少一种，还可以根据需要限定添加物。添加亲氧元素例如La、Ce、Y、Zr、Hf、Ti来改善使用寿命。它们通过共同构建在氧化物层中且在那里阻断在晶界上氧的扩散途径来实现使用寿命的改善。因此，用于这种机制的元素的量必须标准化为原子量，从而可以互相比较不同元素的量。因此，有效元素的电势(PwE)被定义为PwE=200S(XB/E的原子量)其中E是所涉及的元素和XB是所涉及元素的百分比含量。如上所述，所诉合金可以含有分别为0.01至0.3%的元素La、Ce、Y、Zr、Hf、Ti中的一种或多种，其中SPwE-l.43XCe+1.49XLa+2.25XY+2.19XZr+1.12XHf+4.18XTi<0.38，特别是<0.36(在总元素的0.01至0.2%情况下)，其中PwE对应有效元素的电势。9作为选择，存在含量分别为0.02至0.10%的元素La、Ce、Y、Zr、Hf、Ti中的至少一种时，总和可以是PwE-l.43XCe+1.49XLa+2.25XY+2.19XZr+1.12XHf+4.18Xn小于等于0，36，其中PwE对应有效元素的电势。此外，所述合金可以具有在0.01至0.20%之间，特别是0.005至0.020%的磷含量。另外，所述合金可以含有分别为0.01至1.0%的元素Mo、W、V、Nb、Ta、Co中的一种或多种，此外还可以对它们作出如下限制:-0.Ol-O.2%-0.01-0.06%。最后，所述杂质可以是下列给出含量的元素铜、铅、锌和锡Cu最多1.0%Pb最多0.002%Zn最多0.002%Sn最多0.002%。根据本发明的合金将应用在电加热元件中，特别是要求高形状稳定性和下垂小的电加热元件中。根据本发明的合金的具体应用情况是在构建窑炉中的使用。根据下面的实施例进一步说明本发明的主题。实施例表l至3反映了如开篇所述的现有技术。在表4a和4b中是根据现有技术的工业熔炼的铁镍铬硅合金Tl至T7，根据现有技术的实验室规模熔炼的合金T8和多种在实验室规模熔炼的根据本发明的试验合金V771至V777、V1070至V1076、V1090至V1093，用来描述合金组成的优化。对于在实验室规模熔炼的合金T8、V771至V777,V1070至V1076、V1090至V1093，由浇铸成块的材料通过热轧、冷拉和适合的中间退火(Zwischengltihung)或最终退火(Endgltthung)来制造柔软的经退火的金属线，其直径为1.29mm。对于工业熔炼的合金Tl-T7，釆用来自工业生产工厂制造的直径为1.29mm且柔软的经退火的样品。用于使用寿命试验时，取分别在实验室规模中较小部分量至0.4mm的所述金属线。对于金属线形式的导热体，用于材料互相之间进行比较的加速的使用寿命试验例如在下列条件下是可行和常见的导热体使用寿命试验利用直径为0.40mm的金属线来进行。将所述金属线张紧在距离为150mm的两条电引线(Stromzuftihrungen)之间，并且通过施加电压加热至直至1150r。加热至1150X:分别进行两分钟，随后切断供电15秒。在使用寿命结束时，所述金属线由于残余的横截面熔断而失效。运行时间(Brenndauer)是所述金属线在使用寿命期间"开通"时间的相加。相对运行时间tb是以对比批次的运行时间计的％数据。用于形状稳定性的检验，检验在下垂试验中加热螺旋线在应用温度下的下沉行为(下垂)。在此测定螺旋线在特定时间之后从水平线下沉的距离。下沉越少，则材料的形状稳定性或抗蠕变性越大。在这些试验中，将直径为1.29mm的柔软的经退火的金属线缠绕成内径14mm的螺旋。总的来说，每批制造分别具有31匝的6个加热螺旋线。在试验开始时将所有加热螺旋线调节至iooox:的统一起始温度。温度用高温计来测定。试验利用30秒开/30秒关的通断周期(Schaltzyklus)在恒定电压下进行。4小时之后结束实验。在加热螺旋线冷却之后测量每个匝从水平线的下沉并且求得6个值的平均值。这些值(mm)记录在表4b中。在表4a和4b中列出了才艮据现有技术Tl至T7的合金的实例。Tl和T2是含有约30。/。镍、约20%Cr和约2%Si的合金。其包含稀土元素(SE)添加物，在这种情况下是铈混合金属，也就是说，SE是由约60%Ce、约35%La和余量Pr和Nd构成的。相对运行时间为24%或35%。实施例T3是含有约40%镍、约20%Cr和约1.3%Si的合金。其包含稀土元素(SE)添加物，在这种情况下是铈混合金属，也就是说，iiSE是由约60Q/。Ce、约35%La和余量Pr和Nd构成的。相对运行时间为72%。实施例T4至T7是含有约60%镍、约16%Cr和约1.2-1.5%Si的合金。其包含稀土元素(SE)添加物，在这种情况下是铈混合金属，也就是说，SE是由约60。/。Ce、约35。/。La和余量Pr和Nd构成的。相对运行时间在约100至130%的范围内。另外，表4a和4b包括一系列实验室规模熔炼的合金。根据现有技术T8的在实验室规模熔炼的合金是含有36.2%镍、20.8%Cr和1.87。/。Si的合金。如同工业制造的合金T1-T7，其包含以铈混合金属形式的稀土元素(SE)添加物，也就是说，SE是由约60%Ce、约35。/。La和余量Pr和Nd构成的，除了Ni含量、Cr含量和Si含量之外，根据与工业批次相同的规定来熔炼。因此，根据现有技术的批次Tl至T8是可直接进行比较的。T8的相对运行时间为53%。对于实验室规模熔炼的根据本发明的试验合金V771至V777、V1070至V1076、V1090至V1093,Ni含量为约36。/Q，Cr含量为约20%和Si含量为约1.8%。Ce、La、Y、Zr、Hf、Ti、Al、Ca、Mg、C、N的添加是变化的。这些批次因此可以直接与根据现有技术的合金T8进行比较，合金T8由此作为对照合金用于优化。Ce和La在V771至V777、V1070、V1071和V1076中的添加通过添加铈混合金属来实现。这些批次因此除了Ce和La之外还包含极少量的Pr和Nd，但是由于它们极少的含量份额而在表4a中没有明确列出。如上所述，亲氧元素的添加改善使用寿命。所述亲氧元素通过共同构建在氧化物层中且在那里阻断在晶界上氧的扩散途径来实现使用寿命的改善。因此，用于这种机制的元素的量必须标准化为原子量，以便可以互相比较不同元素的量。有效元素的电势PwE因此被定义为PwE=200*总和(Xb/E的原子量)，其中E是所渉及的元素和Xb是所渉及元素的。/。含量。图1示出表4a和4b中给出的不同合金的相对运行时间tb和电势PwE的示意图。区域A:有效元素的常规含量，区域B:有效元素的可能含量，区域C:有效元素的过高含量。在T6与17的对比中突出的是，SE的含量相同，然而，尽管T7具有稍微长的使用寿命，但是其Ca和Mg的含量较少。在存在SE或者Ce或La的情况下，Ca和Mg表现出不再是有效元素。因为在不含SE或者Ce或La的实验室熔体中，Ca或Mg总是小于等于0.001%，这两种元素没有被计入有效元素的电势中。因此，有效元素的电势PwE的相加通过Ce、La、Y、Zr、Hf和Ti来进行。如果不存在Ce和La的数据，而是由于添加铈混合金属只有SE的总数，则对于PwE的计算假设Ce-O.6SE和La=0.35SE。PwE-l.43XCe+1.49XLa+2.25XY+2.19XZr+1.12XHf+4.18XTi对于根据现有技术的合金TI至T8，PwE在0.ll(T2和T4)和0.15(T6和T7)之间。根据现有技术的合金T8，其同样也是试验熔体的对比合金，其PwE为0.12。试验熔体V1090和V1072,其中没有添加铈混合金属，也就是说，没有添加Ce和La，而由Y代替，它们显示出比T8更短的相对运行时间，尽管V1090具有0.10的较低PwE，而V1072具有0.18的较高PwE。Y没有表现出如Ce和/或La那样良好地起作用，因此，通过Y来代替SE相对于现有技术来说导致效果变差。通过另外添加不同用量份额的Zr和Ti(V1074)或Zr和Hf(V1092、V1073、V1091、V1093)，成功地再次达到了T8的使用寿命。但是为此在任何情况下PwE大于0.28(V1092和V1073为0.28,V1074为0.50，V1091为0.33和V1093为0.42)是必需的。这由于对昂贵的亲氧元素的较高需求而增加了成本且因此不是有利的途径。试验熔体V771至V777、V1070、V1071都与铈混合金属一起熔炼，VI075只包含La。试验熔体V1075和V777达到了这些试验熔体中最高的相对运行时间，为约70%。V777的PwE为0.36，明显大于V1075的为0.20的PwE，0.20是根据现有技术的合金的PwE的极限。由此可看出，大量的亲氧元素对于达到高的相对运行时间不是决定性的，而13重要得多的是，添加限定的亲氧元素。用V777达到了类似的良好的相对运行时间，其含有O.06%Ce、0.02%La、0.03%Zr和0.04%Ti的组合。然而，为此需要比V1075高得多的为0.36的PwE。V772的相对运行时间稍低于V1075和V777，尽管其包含与V1075中相同量的La。PwE非常高，为0，53。过高的亲氧元素含量导致内部氧化的增强并且因此导致相对运行时间缩短的最终效果。因此，明显过量的为0.36的PwE，表明没有意义。V771的PwE为0.23，只是稍微大于V1075的PwE，却具有明显较短的相对运行时间。在V771中，亲氧元素的大部分由Ce和只有少部分由La构成。由此表明La作为改善运行时间的添加物比Ce要有效得多。这明显也不能通过将Ce和La的量分别大幅度提高至0.17%和0.08%来得到平衡，例如V773在PwE升高至0.36时具有几乎相同的58%的相对运行时间。这证实了，前面已经提到的明显大于0.36的PwE没有意义。但是，即使在PwE为0.22时，例如相对运行时间为59%的V776在Ce-0.06%与La-O.02%与Zr-O.05%的组合下显得不如例如只添加La的V1075那么有效，这表明，Zr也不如La那么有效。这同样适用于向Ce和La中额外添加Y，例如V774(PwE-O.28)所示，和额外添加Ce、La、Zr和Hf的组合，例如V1070(PwE-0，19)所示。将PwE升高至约1.7倍达到0.32，这对于Ce、La、Zr和Hf的组合只引起V1076的相对持续时间延长至约1.15倍，这再次表明过高的PwE不再那么有效。在比较V1071与V了77时再一次证实了这一点。V1071含有与V777相同含量的Ce、La、Zr，只有Ti含量明显较高，这意味着PwE为0.44且与V"777相比明显降低的只有49%的运行时间。含有0.07。/。Ce和0.03%La、0,050/"和0.03%Hf的V775，其PwE为0.30,相对运行时间只有46%，这表明，向Ce和La中额外添加Y和Zr不那么有效。图2是用于说明前述的相对运行时间和PwE的示意图。图2示出取决于镍含量的根据现有技术的合金Tl至T8的相对运行时间。直线限定了相对运行时间的分散范围，镍含量与根据现有技术合金的依赖关系落入所述范围。另外绘出的是含有最有效的元素La添加物的试验合金V1075。其使用寿命明显位于所述分散范围的上方。在表4b中总结了金属线的下垂和粒度。根据现有技术的合金Tl至T8示出，在20至25]Lim之间的可比较的粒度下，其下垂在4.5和6.2mm之间。图3示出关于镍含量的绘图。但是显示镍含量对于下垂不是决定性的。图4示出关于合金T1至T8和试验合金关于C含量的绘图。因为试验合金具有不同的粒度，将它们分成两个级别，粒度为19至26pm和粒度为11至16nm。合金Tl至T8与粒度为19至26pm的试验合金，它们均具有可比的粒度，都显示出在4.5至6.2咖范围内的类似的下垂。粒度为11至16jum且碳含量小于0.042%的试验合金如对基于较小粒度所预期的那样显示出约8mm的较大下垂。粒度为11至16—和碳含量大于0.044%的试验合金出乎意料地显示2.8至5mm的较小下垂。图5示出对合金Tl至T8和试验合金的N含量的绘图。合金Tl至T8与粒度为19至26pm的试验合金，它们均具有可比的粒度，显示出随着N含量的增加而下垂减少。粒度为11至16nm且N含量小于0.010%的试验合金如对基于所述粒度所预期的那样，显示出比所有粒度为19至26jim的合金更大的下垂。粒度为11至16pm和碳含量大于0.044%,且同时氮含量大于0.045%的试验合金，出乎意料地显示出相比所有粒度为19至26^un的合金相同至更小的下垂。图6示出关于C+N总和的绘图。其再一次证实了C+N如何一起明显减少下垂。合金Tl至T8与粒度为19至26jim的试验合金，它们均具有可比的粒度，显示出随着C+N含量的增加而下垂减少。粒度为11至16jim且C+N含量小于0.060%的试验合金如对基于所述粒度所预期的那样，显示出比所有粒度为19至26jam的合金更大的下垂。粒度为11至16和C+N含量大于0.09%，由碳含量大于0.044%且同时氮含量大于0.045%组成的试验合金，出人意料地显示出相比所有粒度为19至26nm的合金相同至更小的下垂。较高的C或N含量如此显著地减少下垂，使得其不能完全被较小粒度增加下垂的作用抵消。试验合金全部都经过标准热处理。如表4b所示，特别是在C含量大于0,04%时产生较小的粒度。将标准热处理改变为稍高的温度时，则产生较大的粒度，这种C舍量大于0.04%的合金可以实现下垂的进一步减少。在所有合金中，合金V777显示出最小的下垂。所述合金V777具有最高的C含量和第三高的N含量。由此，高C含量显示对减少下垂特别有效。镍含量低于34%使得使用寿命(相对运行时间)、比电阻和ct值变得很差。因此，34%是镍含量的下限。过高的镍含量由于高昂的镍价格而造成较高成本。因此，42%应是镍含量的上限。过低的Cr含量意味着，Cr浓度过快降至临界极限之下。因此，18。/。Cr是铬的下限。过高Cr含量使得合金的可加工性变差。因此，26。/。是Cr的上限。在氧化铬层下面形成氧化硅层降低了氧化率。低于1%使得氧化硅层缺陷过多，从而完全丧失其作用。过高的Si含量不利地影响合金的可加工性。因此，2.5%的Si含量是上限。La的最低含量为0.01%是必要的，从而获得La的增加耐氧化性的作用。上限为0.26%,对应的PwE为O.38。如在实施例中说明的，PwE的值过高没有意义。需要Al来甩于改善合金的可加工性。因此，A1的最低含量为0.05%是必要的。过高含量则又不利地影响可加工性。因此，Al含量被限定至1o/o。最低含量为0.01%的C对良好的形状稳定性或较小的下垂是必要的。C被限定至0.14。/0，因为这种元素降低耐氧化性和可加工性。最低含量为0.01%的N对良好的形状稳定性或较小的下垂是必要的。N被限定至O.14%，因为这种元素降低耐氧化性和可加工性。对于Mg最低含量为0.001%是必需的，因为由此改善了材料的可加工性。极限值确定为0.05%，从而不损害这种元素的积极作用。16〃琉和硼的含量应尽量少，因为这种界面活化元素不利地影响耐氧化性。因此设定S为最多0.01。/。和B为最多0,005%。铜被限定为最多1%，因为这种元素降低耐氧化性。Pb被限定为最多0.002%,因为这种元素降低耐氧化性。这同样适用于Sn。最低含量为0.01°/。的Mn对于改善可加工性是必要的。锰被限定至1%，因为这种元素降低耐氧化性。表l根据DIN17470和17742的合金(NiCi8020、NiCr7030、NiCr6015的组成)。所有数据以重量％计。<table>tableseeoriginaldocumentpage18</column></row><table>表2:根据ASTMB344-83的合金。所有数据以重量％计。<table>tableseeoriginaldocumentpage18</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage19</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage20</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage21</column></row><table>表4b:继续试验批次的相对运行时间tb和组成(批次号以V开始)和根据现有技术的批次(Tl至T8)。所有数据以重量％计。<table>tableseeoriginaldocumentpage22</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage23</column></row><table>权利要求1、一种铁镍铬硅合金，其含有(以重量％计)34至42％的镍，18至26％的铬，1.0至2.5％的硅和下列添加物0.05至1％的Al，0.01至1％的Mn，0.01至0.26％的镧，0.0005至0.05％的镁，0.01至0.14％的碳，0.01至0.14％的氮，最多0.01％的硫，最多0.005％的B，余量铁和制备过程产生的常见杂质。2、如权利要求1所述的合金，其镍含量为34至39%。3、如权利要求1所述的合金，其镍含量为34至38%。4、如权利要求1所述的合金，其镍含量为34至37%的镍。5、如权利要求1所述的合金，其镍含量为37至38%。6、如权利要求1至5之一所述的合金，其铬含量为20至24%。7、如权利要求1至5之一所述的合金，其铬含量为21至24%。8、如权利要求1至7之一所述的合金，其硅含量为1.5至2.5%。9、如权利要求1至7之一所述的合金，其硅含量为1.0至1.5%。10'%%%%%%%10.如权利要求1至7之一所述的合金，11、如权利要求1至7之一所述的合金，12、如权利要求1至7之一所述的合金，13、如权利要求1至7之一所述的合金，14、如权利要求1至7之一所述的合金，15、如权利要求1至14之一所述的合金，16、如权利要求1至15之一所述的合金，其硅含量为1.5至2.0其硅含量为1.7至2.5其硅含量为1.2至1.7其硅含量为1.7至2.2其硅含量为2.0至2.5其铝含量为0.1至0.7其锰含量为0.1至0.717、如权利要求1至16之一所述的合金，其镧含量为0.01至0.2%。18、如权利要求1至16之一所述的合金，其镧含量为0.02至0.15%。19、如权利要求1至16之一所述的合金，其镧含量为0.04至0.15%。20、如权利要求1至19之一所述的合金，其氮含量为0.02至0.10%。21、如权利要求1至19之一所述的合金，其氮含量为0.03至0.09%。22、如权利要求1至21之一所述的合金，其碳含量为0，04至0.14%。23、如权利要求1至21之一所述的合金，其碳含量为0.04至0.10%。24、如权利要求1至23之一所述的合金，其镁含量为0.001至0.05%。25、如权利要求1至23之一所述的合金，其镁含量为0.008至0.05%。26、如权利要求1至25之一所述的合金，其含有最多0.005%的石克和最多0.003%的B。27、如权利要求1至26之一所述的合金，其另外包含O.0005至0.07%的Ca。28、如权利要求1至26之一所述的合金，其另外包含0.001至0.05%的Ca。29、如权利要求1至26之一所述的合金，其另外包含0.01至0.05%的Ca。30、如权利要求1至29之一所述的合金，其根据需要另外包含含量为0.01至0.3%的元素Ce、Y、Zr、Hf、Ti中的至少一种作为添加物。31、如权利要求1至30之一所述的合金，其含有分别为0.01至0.3%的元素La、Ce、Y、Zr、Hf、Ti中的一种或多种，其中总和PwE=1.43XCe+1.49XLa+2.25XY+2.19XZr+1.12XHf+4.18XTi小于等于O.38,其中PwE对应有效元素的电势。32、如权利要求1至30之一所述的合金，其含有分别为0.01至0.2%的元素La、Ce、Y、Zr、Hf、Ti中的一种或多种，其中总和PwE=1.43XCe+1.49Xu+2.25XY+2.19XZr+1.12XHf+4.18XTi小于等于O.36，其中PwE对应有效元素的电势。33、如权利要求1至30之一所述的合金，其含有分别为0.02至0.15%的元素La、Ce、Y、Zr、Hf、Ti中的一种或多种，其中总和PwE=1.43XCe+1.49XLa+2,25XY+2.19XZr+1.12XHf+4.18XTi小于等于O.36，其中PwE对应有效元素的电势。34、如权利要求1至33之一所述的合金，其磷含量为0.001至0.020%。35、如权利要求1至33之一所述的合金，其辨含量为0.005至0.020%。36、如权利要求1至35之一所述的合金，其另外包含分别为0.01至l.(P/。的元素Mo、W、V、Nb、Ta、Co中的一种或多种。37、如权利要求1至35之一所述的合金，其另外包含分别为0.01至O.2。/。的元素Mo、W、V、Nb、Ta、Co中的一种或多种。38、如权利要求1至35之一所述的合金，其另外包含分别为0.01至0.06。/。的元素Mo、W、V、Nb、Ta、Co中的一种或多种。39、如权利要求1至38之一所述的合金，其中所述杂质的含量设定为最多1.0。/。的Cu，最多0.002。/。的Pb，最多O.002。/。的Zn，最多0.0020/o的Sn。40、如权利要求1至39之一所述的合金用于电加热元件中的用途。41、如权利要求1至39之一所述的合金的用途，用于要求高形状稳定性或下垂小的电加热元件中。42、如权利要求1至39之一所述的合金用于构建窑炉中的用途。全文摘要本发明涉及一种铁镍铬硅合金，其含有(以重量％计)34至42％的镍，18至26％的铬，1.0至2.5％的硅和下列添加物0.05至1％的Al，0.01至1％的Mn，0.01至0.26％的镧，0.0005至0.05％的镁，0.01至0.14％的碳，0.01至0.14％的氮，最多0.01％的硫，最多0.005％的B，余量铁和制备过程产生的常见杂质。文档编号C22C38/34GK101595236SQ200880001235公开日2009年12月2日申请日期2008年1月15日优先权日2007年1月31日发明者H·哈滕多夫,J·韦贝尔希普申请人:蒂森克鲁普德国联合金属制造有限公司