專利名稱：抗蠕變的鐵素體鋼的制作方法
抗蠕變的鐵素體鋼
本發(fā)明涉及一種用于特別是供高溫燃料電池使用的耐高溫構(gòu)件的 抗蠕變的鐵素體鋼。
背景技術(shù)：
高溫燃料電池(固體氧化物燃料電池，SOFC)借助于氧化劑如氧或空 氣將燃料如氫、曱烷或一氧化碳的化學(xué)能直接轉(zhuǎn)化為電能。該燃料通過 固體電解質(zhì)如釔-穩(wěn)定的氧化鋯與氧化劑分隔開。在600-1000 。C的電池運 行溫度下，該固體電解質(zhì)將氧離子從氧側(cè)(陰極室)導(dǎo)向燃料側(cè)(陽極室)， 在那里氧離子與燃料反應(yīng)。這時釋放出可供外部用電器具使用的電子。
該固體電解質(zhì)涂有多孔的有催化作用的電極材料。通常在燃料側(cè)的 陽極由用金屬鎳和釔-穩(wěn)定的氧化鋯制成的金屬陶瓷組成。在氧側(cè)的陰極 通常由基于鑭的鈣鈦礦組成。
因為各燃料電池僅給出數(shù)量級為l伏的低電壓，所以對于大多工業(yè)
應(yīng)用需將多個燃料電池相接通到一起。為此通常將多個電池疊加成所謂 電池組。這時在兩電池之間總還需要雙極板(即也稱為內(nèi)接觸)。該雙 極板將電流從一個電池導(dǎo)向下一電池，并同時將該電池的陰極室氣密性 地與另 一電池的陽極室分隔開。在大多現(xiàn)今討^侖的SOFC-平面電池-設(shè)計 中，該雙才及板還起電池中的氣體分布作用，并貝武予電池以枳4成穩(wěn)定性(EP 0338823 Al)。因此該雙極板與厚度的數(shù)量級為100nm的電解質(zhì)和電極 不同，其厚度通常為幾毫米。在較新的SOFC-設(shè)計特別是在汽車或飛機 中的移動式應(yīng)用中，為減輕重量該雙極板已經(jīng)呈明顯較薄(0.3-l mm)構(gòu) 造。
對雙極板的要求是各式各樣的。在高溫下在一側(cè)施加燃料和在另一 側(cè)施加氧時必須具有高的耐氧化性。此外，其還要與電池的其它一部分 由陶瓷制成的部件呈機械上的牢固相連。為了在溫度交變下不會產(chǎn)生能 破壞其它部件的積4成應(yīng)力，該雙極板必須具有與其余部件相適配的熱膨 脹系數(shù)(約10-12 x 10"K")。該熱膨脹系數(shù)在各種情況下所需的準確值與 各電池設(shè)計有關(guān)。在由陽極基材支承的電池中的熱膨脹系數(shù)通常需比基 于電解質(zhì)-箔設(shè)計的電池設(shè)計的熱膨脹系數(shù)要高。
鐵素體鉻鋼原則上可滿足這些要求組合。該材料在其表面上形成使
材料內(nèi)部防腐的基于0203的氧化層。但該層在高溫燃料電池的高運行
溫度下通常是不穩(wěn)定的。該層會剝落，其碎片會堵塞雙極板的氣體通道 并會阻止氣體流動。此外，該層還會隨時間由進一步腐蝕而變厚，這使 其導(dǎo)電性不斷降低，從而使燃料電池組的輸出功率不斷降低。此外，如 在陰極室存在的高的氧供入下，形成揮發(fā)性的氧化鉻或氫氧化鉻，該揮 發(fā)性的氧化鉻或氬氧化鉻在陰極上或陰極與電解質(zhì)的界面上起催化劑 毒物的作用，并且電池功率進一步持續(xù)降低。
為穩(wěn)定該氧化鉻層，DE 4410711 Cl中公開了一種由形成氧化鉻的 合金制成的雙極板，該雙極板在導(dǎo)氣面區(qū)域配置有鋁保護層。該鋁層于 運行溫度下在其表面形成Ah03層，其保護氧化鉻層免受腐蝕。但在該 雙極板情況下，電極和雙極板之間的接觸面區(qū)域由氧化鉻層引起的導(dǎo)電 性的有害降低仍然存在。
此外，從EP 0410166A1已知一種用于高溫燃料電池導(dǎo)電的構(gòu)件。 該構(gòu)件具有由金、鈀或鉑制成的不可氧化的金屬外殼，該外殼具有高的 導(dǎo)電性，且無材料經(jīng)揮發(fā)而損失。但該部件在制造上非常昂貴，且不能 確保長期運行的穩(wěn)定性。
在DE 4422624 Al中描述了 一種用于保護含鉻物件的方法，在該方 法中涂覆氧化性鉻酸鹽保護層。但該涂層方法的缺點是該雙極板變得明 顯昂貴。此外該層在運行時在機械損傷情況下不具有可修復(fù)性。
在DE 10025108 Al中曾公開一種鐵素體內(nèi)接觸材料的新型組合物。
層，、該氧化物層具有小的:長速度 對金屬基材的優(yōu)異粘附性、;電導(dǎo) 率以及小的鉻揮發(fā)。為實現(xiàn)這種有利特性的組合，例如將合金元素鋁和 硅的最大濃度限制為非常小的值。因為這些元素在通常的鋼生產(chǎn)中常作 為除氧劑使用，所以有利的鋼特性大多僅通過使用新的復(fù)雜的和由此昂 貴的制備方法達到。
特別是在擬僅有較低內(nèi)接觸厚度(約0.3-1 mm)、高運行溫度(約
溫度交變)的電池組設(shè)計中，鐵素體鋼的特殊特性使得其特5別不利。這種 鋼在高溫下僅具有小的抗蠕變性。在機械應(yīng)力如由氧化引起的機械應(yīng)力 下，其易于出現(xiàn)永久性的塑性變形。由此會使在兩燃料電池之間的雙極
板產(chǎn)生的氣密性密封開裂，并使燃料電池組完全失效。
為提高抗蠕變性，通常通過合金化接合過渡金屬、高熔點金屬或輕 金屬。過渡金屬常有害地引起材料的奧氏體化，這增加了膨脹系數(shù)并惡 化抗氧化性。高熔點金屬通常降低了材料的可延展性。輕金屬甚至以非
常低的濃度即0.1-0.4質(zhì)量％存在通常也會惡化基于Cr的氧化覆蓋層的 保護特性和電導(dǎo)性。因此，由此方式得到的抗蠕變鋼不適合作用高溫燃 料電池的內(nèi)接觸的結(jié)構(gòu)材料。
發(fā)明目的及解決方案
因此，本發(fā)明的目的是提供一種鐵素體鋼，其適合用作高溫燃料電 池的內(nèi)接觸的結(jié)構(gòu)材料，并在600。C以上溫度具有優(yōu)于現(xiàn)有技術(shù)所用的 鋼的抗蠕變性。
本發(fā)明的另 一 目的是提供一種由所述鐵素體鋼制備的在頻繁溫度 交變下呈持久氣密性的雙極板以及在高溫和頻繁溫度交變下具有更長 使用壽命的燃料電池組。
本發(fā)明的目的是通過主權(quán)利要求的鋼及通過副權(quán)利要求的該鋼在 雙極板和燃料電池組中的用途實現(xiàn)的。其它有利的方案列于與此相關(guān)的 從屬權(quán)利要求中。

發(fā)明內(nèi)容
鐵素體鋼包括含至少一種金屬合金元素M的Fe2(M, Si)或Fe7(M, Si)6型的金屬間相的析出物。該金屬間相可在鋼制備時已形成。但該相 也可在600-1000。C之間溫度下的該鋼其后的熱處理后或在其后使用中 形成。原則上各種金屬均適合作為合金元素M,該金屬與鐵一起形成 Fe2M或Fe7M6型的金屬間相，特別是鈮、鉬、鴒或鉭。也可應(yīng)用多種金 屬M的組合。
已知按現(xiàn)有技術(shù)合金化結(jié)合入這類金屬本身由于兩個互相獨立的 物理作用機理而使得該鋼不適用于高溫燃坤+電池。 一方面Fe2M或Fe7M6 型的析出物具有非常不足的耐氧化性。由此在高溫下形成局部快速生長 的氧化物。另一方面在合金基質(zhì)中存在的元素M嵌入Cr-氧化物層中， 并由此大大增加了其生長速度。
根據(jù)本發(fā)明，在金屬間相中的金屬M部分由硅所取代。該金屬間相
的化學(xué)通式為Fe2(M, Si)或Fe7(M, Si)6型。令人意外地發(fā)現(xiàn)，在高溫下 該所述金屬間相的耐氧化性明顯增加，特別是在與高溫燃料電池的運行 氣氛相接觸時。同時抑制了該金屬M在Cr-氧化物層中的有害嵌入。
此外還發(fā)現(xiàn)，該硅作為輕金屬合金元素在取代金屬M時通常不顯示 出其由現(xiàn)有技術(shù)已知的有害作用，這是因為硅溶于該金屬間相中。該現(xiàn) 有技術(shù)的有害作用是由硅在高溫下的內(nèi)氧化引起的。
內(nèi)氧化意指在合金表面上的氧化物外覆蓋層下形成合金內(nèi)的氧化 物析出物。
內(nèi)氧化的結(jié)果是在氧化鉻覆蓋層中通過體積增加產(chǎn)生金屬夾雜物， 并在該氧化鉻下形成部分穿透的Si-氧化物層。該硅的有害作用在本發(fā) 明的以硅取代金屬M的情況下受到抑制，只要最多僅添加可以完全溶解 在金屬間相中的那么多的硅即可。對此硅和金屬M間的多大量比是最合 適的要取決于金屬M的選擇以及基材的組成。對具體的應(yīng)用可由專業(yè)人 員以合理數(shù)量的實驗求取。
通過本發(fā)明的以硅取代金屬M,在高溫燃料電池應(yīng)用中可在鐵素體 合金基質(zhì)中引入比按含F(xiàn)e2M或Fe7M6的現(xiàn)有技術(shù)的那些更多的金屬間 相Fe2(M， Si)或Fe (M, Si)6析出物,以有利于達到更高的抗蠕變性。與 不含F(xiàn)e2(M, Si)或Fe7(M, Si)6型的析出物的合金相比，該析出物明顯增 加了抗蠕變性。
作為典型實例可提及含22質(zhì)量％鉻和0.4質(zhì)量％錳的鐵素體鋼。在 700。C下該鋼于10 MPa負荷下經(jīng)1000 h的永久蠕變延伸為1.5%。通過 以僅1質(zhì)量％的量加入元素M如鈮和/鎢與加入0.3質(zhì)量％的硅相組合， 在相同的鉻含量和錳含量下該鋼的永久蠕變延伸降低至0.06% ,也即降 低了到原來的約1/25。
按現(xiàn)有技術(shù)，F(xiàn)e2M或Fe7M6型的析出物的最大允許含量是非常有限 的。Fe2M和Fe7M6型析出物的耐氧化性缺乏使在高溫燃料電池中應(yīng)用該 鋼時會形成生長極快的氧化層。這對形成氧化鉻的鋼是特別不利的，因 為局部阻止了在Cr-基上的保護性氧化物覆層的形成或加速了生長速 率。由此總的看來該材料有小的耐腐蝕性。在合金中的Fe2M和/或Fe7M6 的含量必須在提高抗蠕變性和降低耐氧化性之間找到折衷點。本發(fā)明用 硅局部取代金屬M消除了由這種折衷點導(dǎo)致的最大可能的抗蠕變性的 限制。
該鋼有利地含這種濃度的金屬M和硅即在700 °C -900°C下可形成 Fe2(M, Si)或Fe7(M, Si)6型的金屬間相。該溫度范圍相當于現(xiàn)代高溫燃 料電池所力求的運行溫度，因此從技術(shù)上看是特別合適的。由已知相圖 可得出為此需要多大量的金屬M。例如為在700-900。C溫度范圍內(nèi)形成 Fe2Nb相，則在合金中需至少約0.2質(zhì)量％的鈮。為在800°C下形成Fe2W 相，則在合金中需至少約3質(zhì)量％的鎢。如果存在這種有利濃度的金屬 M和硅，則該金屬間相在鋼首次于高溫燃料電池的運行中產(chǎn)生。但是如 前所述，備選地，其也可在鋼制備時直接形成。
該合金應(yīng)含1-8體積％,優(yōu)選2.5-5體積％的Fe2(M, Si)和/或Fe7(M, Si)6的析出物。含量低于此范圍時抗蠕變性提高在技術(shù)上不明顯。相反，
含量高于此范圍通常導(dǎo)致合金的不合意的脆化。
Fe2(M, Si)相和/或Fe7(M, Si)6相的析出物總和應(yīng)含2-15原子％硅。 在Fe2(M, Si)或Fe7(M， Si)6相中的硅含量低于2原子％時，該金屬間相 的耐氧此性不足。當硅含量大于15原子％時超過了硅在金屬間相中的溶 解度限值，以致逐漸再出現(xiàn)硅作為合金元素時的已知缺點，因為硅發(fā)生 內(nèi)氧化。在金屬間相中2-15原子％的合適范圍的硅含量例如在應(yīng)用鈮作 為唯一金屬M時是通過硅與鈮的質(zhì)量比為0.08-1，優(yōu)選0.1-0.4實現(xiàn)的。 如于800。C下應(yīng)用時，在含22質(zhì)量％4各和加入0.6或0.25質(zhì)量％的鈮和 硅的鐵素體鋼中會形成其中硅含量約為7原子％的Fe2(Nb, Si)型的析出 物。所有析出物的總和在鋼中的含量的約為1體積％。
除上述的用于提高抗蠕變性的措施外，還可用下面所述的有利措施 使其作為高溫燃料電池的內(nèi)接觸的結(jié)構(gòu)材料的特性最佳化，而同時不損 害本發(fā)明所取得的較高抗蠕變性。
在合金中的鎳和鈷的濃度總和有利地大于0質(zhì)量％,但小于4質(zhì)量 %,優(yōu)選小于1質(zhì)量％。由此防止該合金在如高溫燃料電池所處的高溫 下過渡到奧氏體結(jié)構(gòu)。
在合金中的碳、氮、硫、硼和磷的濃度有利地各大于0,但小于O.l 質(zhì)量％，優(yōu)選小于0.02質(zhì)量％。這些元素屬于鐵素體鋼中通常存在的合 金元素和雜質(zhì)。較多加入這些合金元素通常引起材料脆化，特別是合金 晶 界的脆化。
該合金有利地含12-28質(zhì)量％,優(yōu)選17-25質(zhì)量％的鉻。然后該鋼變 為氧化鉻形成劑。在高溫特別是高溫燃料電池的高溫下，在鉻基上形成
保護性氧化物覆蓋層。通過該覆蓋層特別是在燃料電池的氧化氣氛中可 保護鋼免受腐蝕。形成覆蓋層所需的鉻含量依使用該鋼的運行溫度而 定，并可由專業(yè)人員以合理數(shù)量的實驗求取。其趨勢為較高運行溫度需 較高鉻含量。
該覆蓋層在高溫燃料電池中是特別有利的，因為在600-1000 °C的通 常運行溫度下其會自行形成。由此在有缺陷情況下可自動再修復(fù)。如果 該電池由啟動和停運經(jīng)受頻繁溫度交變時這是特別有利的。在此條件下 提高了燃料電池的使用壽命。
通過該鉻含量也可調(diào)節(jié)鋼的熱膨脹系數(shù)。如果由該鋼制成用于燃料 電池組的內(nèi)接觸板(雙極板)，那么是特別有利的。在這種電池組中即板 的 一側(cè)與 一個電池的陰極材料且板的另 一側(cè)與另 一個電池的陽極材料 呈機械緊固相連。如果該雙極板的膨脹系數(shù)與陰極材料或陽極材料的膨 脹系數(shù)的差別太大，則會產(chǎn)生大的機械應(yīng)力。該機械應(yīng)力可引起陰極、 陽極或電池陰極和陽極之間所存在的固定電解質(zhì)斷裂，從而導(dǎo)致電池失 效。以含鉻作為唯一的主要合金元素的鐵素體鋼在800。C-室溫之間的熱 膨脹系數(shù)在鉻含量為9%時通常為約16x 1(T1,在鉻含量為22%時為 約13 x l(T6 K人
在氧化鉻形成劑情況下，該合金有利地含至少 一種親氧元素如釔、 鑭、鋯、鈰或鉿。在合金中親氧元素的總濃度可為0.01-1質(zhì)量％,優(yōu)選 0.05-0.3質(zhì)量％。 一種親氧元素的加入或多種親氧元素的組合加入降4氐 了鉻基上氧化物覆層的生長速率和改進了其粘附性。這是有利的，因為 高生長速率導(dǎo)致薄組件的壁厚快速減小。此外，該臨界厚度還會由于高 生長速率導(dǎo)致在短時間后就已經(jīng)出現(xiàn)氧化物層剝落，這使在高溫燃料電 池中的窄氣體通道中的氣流受阻到不可接受的程度。
該合金還可含氧化物分散體形式的親氧元素如Y2〇3 、 La203或Zr02 。 在含金中各氧化物分散體的濃度應(yīng)為0.1-2質(zhì)量％,優(yōu)選0.4-1質(zhì)量％。 與以金屬形式引入相比，該氧化物分散體的優(yōu)點是，由此提高了耐高溫 性。含氧化物分散體的鋼例如可用粉末冶金法制備。
該合金有利地含元素E，其在500。C以上溫度與0203 —起在鋼表 面上形成ECr204型的尖晶石相。這類元素的實例是錳、鎳、鈷和銅， 其中錳經(jīng)證實是特別適合的。合金中元素E的濃度應(yīng)為0.05-2質(zhì)量％, 優(yōu)選0.2-1質(zhì)量％。通過尖晶石的形成該工件氣化掉的揮發(fā)性鉻化合物
的量比形成純-鉻氧化物覆層的工件更小。這種揮發(fā)性絡(luò)化合物在高溫燃 料電池中是特別不理想的，因為其作為催化劑毒物持續(xù)性地降低電池功
率。通過在氧化鉻層上形成尖晶石，例如在800。C下于濕空氣中的揮發(fā) 性的絡(luò)化合物的氣化減少到原來的1/5-1/20 。
在本發(fā)明的另一有利的方案中，該合金含小于0.5質(zhì)量％,優(yōu)選小 于0.15質(zhì)量％的鋁。由此可防止于高溫下在鋼中鉻-基上的氧化物覆層 下面區(qū)域特別是在合金晶界處形成氧化鋁夾雜物。要避免該夾雜物，因 為其不利地影響鋼的機械特性，此外由于體積增加在鉻氧化物層中形成 金屬夾雜物。該金屬夾雜物又有害于該鉻氧化物層的保護特性。
此外由于小的鋁含量，特別可防止在鋼的表面上形成富鋁的電絕緣 氧化物層。如果由該鋼制成用于燃料電池組的雙極板，則這類氧化物層 是特別不利的。由燃料電池組產(chǎn)生的電流必須流過電池組的整個雙極 板。因此在該板上的絕緣層會增加該電池組的內(nèi)阻，并大大降低功率輸 出。
該合金有利地含小量的鈦添加，即小于0.2質(zhì)量％，優(yōu)選小于0.1 質(zhì)量％。在該低濃度情況下，在高溫下于氧化鉻覆層下面形成特別細分 布的氧化鈦顆粒。該顆粒使材料固定在該區(qū)域內(nèi)，由此通過氧化感生的 應(yīng)力抑制表面的隆起。在較高鈦濃度情況下也會出現(xiàn)與高鋁含量情況相 似的不利《丈應(yīng)。
在本發(fā)明范圍中已知，由本發(fā)明的鋼制成的雙極板可特別有利地用 于燃料電池組中，特別是用于燃料電池組的雙極板中。本發(fā)明的鋼可如 此定制以使該板在高溫燃料電池的典型運行溫度下是耐氧化的、具有 優(yōu)良的導(dǎo)電性(包括在表面上形成的氧化物層)和具有揮發(fā)性鉻化合物 (氧化鉻和/或羥基氧化鉻(Chrom-oxy-hydroxid))的低氣化速率。此外， 該鋼還具有低的熱膨脹系數(shù)(類似于高溫燃料電池中的陶瓷部件)。通過 常用方法可進行熱成形和冷成形或初4成加工。已經(jīng)看出，基于該有利的 特性可大大提高燃料電池組的功率輸出和使用壽命，所述燃料電池組配 置有由本發(fā)明的鋼制成的雙極板。
這里所述的鋼也可用于其它技術(shù)領(lǐng)域，這些領(lǐng)域需要高的耐氧化性 /耐腐蝕性和高的抗蠕變性，并兼有在運行時所形成的氧化鉻層的高導(dǎo)電 性，可能還有低的鉻氣化要求。例如其可用于液態(tài)金屬和熔體中的電極
結(jié)構(gòu)材料以用作陶瓷加熱元件(如基于硅化鉬(Molybdan-Silizid)或碳 化硅的加熱元件)的加熱元件材料或集電器。該材料也可用于氧檢測器 如X-探針中。另一應(yīng)用領(lǐng)域是電站中的蒸汽導(dǎo)管。該新材料可取代現(xiàn)今 使用的鐵素體9-12%鉻鋼，特別是為了提高效率要將運行溫度從目前常 用的500-550。C提高到600-700。C的情況下。
具體實施例方式
下面按實施例及附圖詳述本發(fā)明，但本發(fā)明的主題不受限于此。


圖1示出在由鐵、鉻、錳和鑭制成的合金11上的氧化物層13。 圖2示出在由加有鈦的鐵、鉻、錳和鑭制成的合金21上的氧化物 層13。
圖3示出在由加有鈦和通過硅取代的鐵、鉻、錳和鑭制成的合金31 上的氧化物層13。
圖4示出在由鐵、鉻、錳、鑭、鈮和鎢制成的合金41上的氧化物 層13，其具有設(shè)置在氧化物層13與合金41之間的富鈮氧化物層47。
圖5示出在由通過硅取代的鐵、鉻、錳、鑭、鈮和鴒制成的合金51 上的氧化物層13。
圖6示出合金晶界上的Fe2(M, Si)型析出物(56)和在合金晶粒中的 Fe2(M， Si)型析出物(55)。
下列示出的用于內(nèi)接觸合金(雙極板)的組合物在其膨脹系數(shù)、抗蠕 變性、耐氧化性和氧化物覆層的導(dǎo)電性方面是特別有利的。其中百分比 含量均為質(zhì)量百分比。
1. 鐵-基,21國23%鉻，0.2-0.6%錳,0.05-0.15%鑭，0.4-1%鈮，0.3-0.6% 硅，小于0.1%鋁，0.001-0.02%碳。
2. 鐵-基，21-23%鉻,0.2-0.6%錳，0.05-0.15%鑭,0.4-1%鈮，0.3-0.6% 硅，0.04-0.1%鈦，小于0.1%鋁，0.001-0.04%碳。
3. 鐵-基，21-23%鉻，0.2-0.6%錳，0.05-0.15%鑭，0.2-0.6%鈮，1.5-3.5% 鵠，0.3-0.6%硅，小于0.05%鋁。
4. 鐵-基，21-23%鉻，0.2-0.6%錳，0.05-0.15%鑭，0.2-0.6%鈮，1.5-3.5% 鵠，0.3誦0.6%珪，0.04-0.1%鈦，小于0.08%鋁，0.001-0.01%石友。
5. 鐵-基，21-23%鉻，0.2-0.6%錳，0.05-0.15%鑭，3.0-5.0%鎢，0.1-0.6% 硅，0.02-0.1%鈦，小于0.08%鋁，0.001-0.01%碳。
6. 鐵-基，21-23%鉻，0.2-0.60/0錳，0.05-0.15%鑭，5.0-7.0%鎢，0.2-0.8% 硅，0.02-0.1%鈦，小于0.08%鋁，0.001-0.01%碳。
該新型合金的微觀結(jié)構(gòu)情況和氧化物生長速率的影響在此再按笫4 點所述合金來闡述。
圖1示出具有合金晶界12的含21-23%鉻，0.2-0.6%錳和0.05-0.15% 鑭的鐵基合金11上的氧化物層13。該由0203和Cr2Mn04組成的氧化 物層13在80(TC下于空氣中形成。
圖2示出合金21上的氧化物層13，與圖1的合金11不同，其加有 0.02-0.1%鈦。由此在0"203層下面形成氧化鈥的內(nèi)氧化細粒。
圖3示出合金31上的氧化物層13,與圖2的合金21不同，其還含 0.3-0.6%珪。由于加硅在合金和氧化物之間的界面上和附近形成Si02析 出物。其不合意地引起金屬夾雜物34的形成，并增加了氧化速率。該 氧化物層明顯厚于圖1和2中的氧化物層。如果在無鈦合金(見圖l)中 加0.3-0.6%珪，也會形成金屬夾雜物和增加氧化速率。
圖4示出合金41上的氧化物層13,與圖1的合金11不同，其還加 有0.2-0.6%鈮和1.5-3.5%鵠。在氧化物層13和合金41之間存在富鈮氧 化物層47。通過加入鈮和鴒在合金晶粒中形成Fe2M型析出物45。在合 金晶界上形成Fe2M型析出物46，由此該合金產(chǎn)生較高的抗蠕變性。但 不利的是氧化速率大大加快。相同時效時間后，在合金41上的氧化物 層明顯厚于合金11上的氧化物層。再摻雜以0.02-0.1%鈦會產(chǎn)生如圖2 和3所示的內(nèi)氧化細粒。
圖5示出具有在合金51上的氧化物層13的本發(fā)明的方案，與圖1 的合金ll不同，其加有0.2-0.6%鈮，1.5-3.5%鵠和0.3-0.6%硅。由此在 合金晶粒中形成Fe2(M, Si)型析出物55。在合金晶界上形成Fe2(M, Si) 型析出物56,由于析出物55和56該合金產(chǎn)生較高的抗蠕變性。與圖4 的合金41不同，通過加入元素Nb和W的氧化速率與圖1的合金11相 比并未增加。相同時效時間后，圖5的合金51上的氧化物層的厚度與 圖1的合金11上的氧化物層的厚度相似。再摻雜以0.02-0.1%鈦會產(chǎn)生 如圖2和3所示的內(nèi)氧化細粒。
圖6示出圖5的析出物55和56的掃描電子顯微鏡照片。
權(quán)利要求
1. 一種鐵素體鋼，其包括含至少一種金屬合金元素M的Fe2(M，Si)或Fe7(M，Si)6型金屬間相的析出物。
2. 權(quán)利要求1的鋼，其特征在于，以鈮、鉬、鎢或鉭作為合金元素M。
3. 權(quán)利要求1-2之一的鋼，其特征在于這樣的金屬M以及硅的濃 度，該濃度使得在700。C-900。C溫度可形成Fe2(M， Si)或Fe7(M, Si)6型 的金屬間相。
4. 權(quán)利要求卜3之一的鋼，其特征在于，合金中的Fe2(M, Si)和/ 或Fe7(M, Si)6析出物的含量為1-8體積％,優(yōu)選2.5-5體積％。
5. 權(quán)利要求l-4之一的鋼，其特征在于，F(xiàn)e2(M, Si)相和/或Fe7(M, Si)6相的析出物的總和含2-15原子％硅。
6. 權(quán)利要求l-5之一的鋼，其特征在于，合金中的鎳和鈷的濃度總 和大于0質(zhì)量％，但小于4質(zhì)量％。
7. 權(quán)利要求l-6之一的鋼，其特征在于，合金中的碳、氮、硫、硼 和磷的濃度各大于0質(zhì)量％,但小于0.1質(zhì)量％,優(yōu)選小于0.02質(zhì)量％。
8. 權(quán)利要求l-7之一的鋼，其特征在于，合金含12-28質(zhì)量％鉻， 特別是17-25質(zhì)量％鉻。
9. 權(quán)利要求8的鋼，其特征在于，合金含至少一種親氧元素。
10. 權(quán)利要求9的鋼，其特征在于，以釔、鑭、鋯、鈰或鉿作為親 氧元素。
11. 權(quán)利要求9-10之一的鋼，其特征在于，合金的親氧元素的總濃 度為0.01-1質(zhì)量％，特別是0.05-0.3質(zhì)量％。
12. 權(quán)利要求9-10之一的鋼，其特征在于，合金含氧化物分散體形 式的親氧元素。
13. 權(quán)利要求12的鋼，其特征在于，合金中所述氧化物分散體的濃 度為0.1-2質(zhì)量％,特別是0.4-1質(zhì)量％。
14. 權(quán)利要求8-13之一的鋼，其特征在于，合金含元素E,該元素 在高于50(TC下與0"203在鋼表面上形成￡0"204型的尖晶石相。
15. 權(quán)利要求14的鋼，其特征在于，元素E選自錳、鎳、鈷、銅。
16. 權(quán)利要求14-15之一的鋼，其特征在于，合金的元素E的含量 為0.05-2質(zhì)量％,特別是0.2-1質(zhì)量％。
17. 權(quán)利要求l-16之一的鋼，其特征在于，合金的鋁含量小于l質(zhì) 量％,特別是小于0.15質(zhì)量％。
18. 權(quán)利要求l-17之一的鋼，其特征在于，合金添加的鈦含量小于 0.2質(zhì)量％,特別是小于0.1質(zhì)量％。
19. 權(quán)利要求l-18之一的鋼在燃料電池組中的用途。
20. 權(quán)利要求1-18之一的鋼在供燃料電池組使用的雙極板中的用途。
全文摘要
本發(fā)明涉及一種在600-1000℃下特別抗蠕變的鐵素體鋼，其含F(xiàn)e₂(M，Si)和/或Fe₇(M，Si)的金屬間相的析出物。其中M是金屬，特別是鈮、鉬、鎢和/或鉭。該析出物可在其制備時、在熱處理時或在高溫使用時形成。該金屬由硅部分取代。由此與現(xiàn)有技術(shù)相比，可向鋼中引入顯著更多的增加抗蠕變性的析出物，而不會因而有損于該材料的耐氧化性。如果該合金還含鉻，則該鋼可制成形成氧化鉻的鋼，這種鋼特別可用于高溫燃料電池組中的雙極板。該雙極板可如此設(shè)計，以使其氧化物表面層具有優(yōu)良的導(dǎo)電性且具有低的鉻氣化。
文檔編號C22C38/18GK101384743SQ200780005703
公開日2009年3月11日 申請日期2007年1月31日 優(yōu)先權(quán)日2006年2月18日
發(fā)明者L·尼沃拉克, P·J·恩尼斯, W·J·奎達克斯 申請人:于利奇研究中心有限公司