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Die vorliegende Erfindung betrifft Fahrzeugmotorteile aus
einem hitzebeständigen (ferritischen) Gußstahl mit
ausgezeichneter Wärmeermüdungsbeständigkeit, die einer wiederholten
Erwärmung und Abkühlung ausgesetzt werden.
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In jüngster Zeit wurde hinsichtlich der Gesichtspunkte der
Wärmeermüdungsbeständigkeit und der Wirtschaftlichkeit
hitzebeständiger ferritischer Gußstahl als Material für
Kraftfahrzeugmotorteile wie eine Vorverbrennungskammer eines Dieselmotors
verwendet, und es wurden verschiedene Arten derartigen Gußstahls
vorgeschlagen.
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Die geprüfte japanische Patentveröffentlichung Nr. 46-18845
schlägt beispielsweise einen hitzebeständigen ferritischen Stahl
vor, der hauptsächlich darauf abzielt, eine verbesserte
Verformungsbeständigkeit und Rißfestigkeit zu erzielen, und aus 0,05
bis 0,40 % C, 0,5 bis 1,0 % Si, 0,2 bis 1,0 % Mn, 20,0 bis 23,0
% Cr, 0,5 bis 2,5 % Mo, 0,5 bis 3,5 % W, 0,5 bis 3,5 % Nb und
dem Rest Fe und zufälligen Verunreinigungen besteht. Die
ungeprüfte japanische Patentveröffentlichung Nr.48-52618 schlägt
einen hitzebeständigen ferritischen Stahl mit der gleichen
Zusammensetzung wie der des in der oben genannten geprüften
japanischen Patentveröffentlichung Nr. 46-18845 vorgeschlagenen
Stahls vor, außer daß anstelle des Gehalts an W 1,0 bis 4.0 % Ni
in dem Stahl enthalten ist, um die Zähigkeit und
Oxidationsbeständigkeit zu verbessern. Die geprüfte japanische
Patentveröffentlichung Nr. 54-18647 schlägt einen hitzebeständigen
ferritischen Gußstahl vor, der erhalten wird, wenn in dem in der oben
genannten ungeprüften japanischen Patentveröffentlichung
Nr.48-52618 vorgeschlagenen Stahl 0,01 bis 0,15 % B und 0,01 bis
0,15 % Zr enthalten sind. Dieser hitzebeständige ferritische
Gußstahl gemäß der geprüften japanischen Patentveröffentlichung
Nr. 54-18647 weist selbst dann eine zufriedenstellende
Rißfestigkeit auf, wenn dieser Stahl in einem Verbrennungsmotor
verwendet wird, der einer stärkeren thermischen Belastung
ausgesetzt ist.
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Hauptsächlich zur Verbesserung der Hitzerißfestigkeit und
Oxidationsbeständigkeit schlägt die ungeprüfte japanische
Patentveröffentlichung 56-41354 einen hitzebeständigen
ferritischen Stahl vor, der aus 0,1 bis 0,5 % C, nicht mehr als 3,5 %
Si, nicht mehr als 2,0 % Mn, nicht mehr als 12,0 % Ni, 20 bis 30
% Cr und dem Rest Fe und zufälligen Verunreinigungen besteht,
wobei ein derartiger hitzebeständiger ferritischer Stahl ferner
eine vorbestimmte Menge mindestens eines aus der aus Mo, W, Nb,
V und Ti bestehenden Gruppe gewählten Stoffes, oder eine
vorbestimmte Menge mindestens eines aus der aus Cu, Co, B und R.E.
(seltenes Erdelement) bestehenden Gruppe gewählten Stoffes oder
überdies eine vorbestimmte Menge an S enthalten kann.
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Die geprüfte japanische Patentveröffentlichung Nr. 62-17021
schlägt einen hitzebeständigen ferritischen Stahl vor, der
preiswert ist, da kein Ni beigefügt ist, der eine ausgezeichnete
Rißfestigkeit aufweist und aus 0,05 bis 0,4 % C, 0,05 bis 2,0 %
Si, 0,05 bis 2,0 % Mn, 18,0 bis 25 % Cr, 0,01 bis 0,50 % Nb und
dem Rest Fe und zufälligen Verunreinigungen besteht.
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Die ungeprüfte japanische Patentveröffentlichung Nr.
61-117251 schlägt einen hitzebeständigen ferritischen Stahl vor,
der hauptsächlich darauf abzielt, eine verbesserte
Wärmeermüdungsbeständigkeit zu erzielen, und aus 0,05 bis 0,40 % C + N,
0,5 bis 3,5 % Si, nicht mehr als 2,0 % Mn, 18,0 bis 25,0 % Cr,
0,2 bis 2,0 % Al, 0,1 bis 1,5 % mindestens eines aus der aus Nb,
Ti und Zr bestehenden Gruppe gewählten Stoffes und dem Rest Fe
und zufälligen Verunreinigungen besteht, wobei ein derartiger
hitzebeständiger ferritischer Stahl ferner eine vorbestimmte
Menge mindestens eines aus der aus Ni, Mo, W, V und B
bestehenden Gruppe gewählten Stoffes enthalten kann.
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Andererseits offenbart die NL-A-7201424 eine hitze- und
korrosionsbeständige Legierung, die aus 0,1 bis 0,5 % C, bis zu
2 % Si, bis zu 2,5 % Mn, 3 bis 20 % Cr, 1 bis 20 % Co mit
möglichen weiteren Beimischungen von zumindest einem von bis zu 1 %
V, bis zu 1 % Nb, bis zu 2 % Mo, bis zu 2% W und bis zu 2,5 %
Ni, dem Rest Fe und zufälligen Verunreinigungen sowie möglichen
Beimischungen von Y und weiteren Seltenerdelementen besteht,
wobei die Legierung der thermischen Erzeugung von Glas dient und
wobei in der Legierung die Bildung von δ-Ferrit streng begrenzt
werden muß, um Sprödigkeit zu vermeiden. In dem Dokument
aufgeführte Versuche zur Bestimmung der Beständigkeit gegen die
Bildung von Hitzerissen wurden bei lediglich 650ºC ausgeführt, d.h.
bei einer wesentlich niedrigeren Temperatur als der für die in
jüngster Zeit entwickelten Fahrzeugmotorteile erforderlichen.
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In jüngster Zeit besteht jedoch die Tendenz, die
Temperatur, bei der das Motorteil verwendet wird, zu erhöhen, um die
Leistung eines Motors zu verbessern, und es wird nun gewünscht,
einen hitzebeständigen Gußstahl des Typs zu schaffen, der eine
ausgezeichnetere Wärmeermüdungsbeständigkeit und geringere
Kosten als die bislang vorgeschlagenen hitzebeständigen Stahle
aufweist.
ZUSAMMENFASSUNG DER ERFINDUNG
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Es ist daher Aufgabe der vorliegenden Erfindung,
Fahrzeugmotorteile aus hitzebeständigem ferritischen Gußstahl (einer
Legierung) zu schaffen, der preisgünstig ist und eine
ausgezeichnetere Wärmeermüdungsbeständigkeit als die herkömmlichen
Legierungen aufweist.
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Die Erfinder der vorliegenden Erfindung haben eine
vorangehende Studie der Beziehung zwischen dem Gefüge des
hitzebeständigen ferritischen Gußstahls und seiner
Wärmeermüdungsbeständigkeit vorgenommen. Als Ergebnis wurde festgestellt, daß eine
ferritische Legierung mit einem derartigen Gefüge, daß sowohl durch
Umwandlung von Austenit während des Gießens auftretender
αFerrit als auch M&sub2;&sub3;C&sub6;-Carbid in δ-Ferrit dispergiert sind, eine
ausgezeichnetere Wärmeermüdungsbeständigkeit als eine
Ferritlegierung aufweist, die hauptsächlich aus δ-Ferrit besteht, wenn
die obere Grenze der Verwendungstemperatur bei der Erwärmung
unter einem Austenit-Umwandlungspunkt liegt. Die Aufgabe der
vorliegenden Erfindung wurde gelöst, indem die Zusammensetzung
der Legierung derart eingestellt wurde, daß das oben aufgeführte
Gefüge zum Zeitpunkt der Erstarrung vorherrschend werden und im
Bereich der Verwendungstemperatur stabil sein kann.
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Insbesondere schafft die vorliegende Erfindung
Fahrzeugmotorteile aus hitzebeständigem ferritischem Gußstahl mit
ausgezeichneter Wärmeermüdungsbeständigkeit, wie in Anspruch 1
beansprucht. Die Menge an % W + 2 % Mo liegt vorzugsweise bei
mindestens 2.0 %. Bei einem durch eine derartige begrenzte
Zusammensetzung erhaltenen festgelegten Gefüge wird eine
ausgezeichnetere Wärmeermüdungsbeständigkeit als die bei den herkömmlichen
wärmebeständigen ferritischen Gußstahlen verfügbare erzielt.
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Die erfindungsgemäßen Fahrzeugmotorteile bestehen aus einem
Stahl, der, wenn er 1 bis 6 % Co nur aus der aus Co und Ni
bestehenden Gruppe enthält, eine besonders ausgezeichnete
Wärmeermüdungsbeständigkeit aufweist und am meisten bevorzugt wird.
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Wenn sowohl Ni als auch Co beigefügt werden, ist es
vorzuziehen, daß der Ni-Gehalt nicht über 1 % liegen sollte, wobei
die Menge an % Co + % Ni im Bereich von 1 bis 6 % liegt.
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Die in der oben genannten geprüften japanischen
Patentveröffentlichung Nr. 18845/71 der oben genannten offengelegten
japanischen Patentveröffentlichung Nr.52618/73 und der oben
genannten geprüften japanischen Patentveröffentlichung Nr.
18647/79 vorgeschlagenen Stähle weisen ein derartiges Gefüge
auf, daß kein α-Ferrit und kein M&sub2;&sub3;C&sub6;-Carbid in δ-Ferrit
dispergiert sind, und daher kann keine derart ausgezeichnete
Wärmeermüdungsbeständigkeit wie bei der vorliegenden Erfindung erzielt
werden.
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In bezug auf die in der oben genannten japanischen
offengelegten Patentveröffentlichung Nr. 41254/81 offenbarte Legierung
wird beschrieben, daß sie, in gegossenem Zustand, ein aus einer
einzigen Phase aus Ferrit (d.h. δ-Ferrit) bestehende Gefüge oder
ein aus Ferrit (δ-Ferrit) und Austenit zusammengesetztes
Duplexgefüge aufweist. Keiner dieser durch Beispiele besonders
beschriebenen Stähle dieser Veröffentlichung nach dem Stand der
Technik weist ein Gefüge auf, bei dem α-Ferrit und M&sub2;&sub3;C&sub6;-Carbid
in δ-Ferrit dispergiert sind. Ein derartiges Gefüge kann keine
derart ausgezeichnete Wärmeermüdungsbeständigkeit erzielen, wie
die von der vorliegenden Erfindung erreichte.
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Die Bedingungen zum Lösen der Aufgabe der vorliegenden
Erfindung sind nämlich, daß der Gußstahl die angegebene
Zusammensetzung aufweist und daß der α-Ferrit und das
M&sub2;&sub3;C&sub6;-Carbid in dem δ-Ferrit dispergiert sind. Diesbezüglich
unterscheidet sich der erfindungsgemäße Stahl deutlich von den
herkömmlichen Stählen.
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Es wird angenommen, daß der Grund, warum die
Wärmeermüdungsbeständigkeit bei der vorliegenden Erfindung verbessert
wird, ist, daß die Ausbreitung von Rissen durch die Grenzfläche
zwischen dem δ-Ferrit und dem α-Ferrit (an der sich das
M&sub2;&sub3;C&sub6;-Carbid normalerweise ausscheidet) unterdrückt wird.
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Daher ist es erforderlich, daß der α-Ferrit in einer zur
Verbesserung der Wärmeermüdungsbeständigkeit hinreichenden Menge
in dem δ-Ferrit verteilt ist, und es ist ebenso erforderlich, daß
das M&sub2;&sub3;C&sub6;-Carbid derart vorhanden ist, daß das Gefüge in dem
Verwendungstemperaturbereich stabil sein kann.
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Die Menge an α-Ferrit und die mit der Temperatur der
Struktur zusammenhängende Stabilität des Gefüges hängen von den
Bestandteilen der Legierung ab, und daher ist es erforderlich, daß
die Bestandteile der Legierung auf die jeweils angegebenen
Bereiche begrenzt werden, wie in der vorliegenden Erfindung
beschrieben
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Die Gründe für die angegebenen Bestandteile der
vorliegenden Erfindung werden im folgenden erläutert.
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Bei der vorliegenden Erfindung ist C ein unentbehrliches
Element zur Erzeugung des α-Ferrits und des M&sub2;&sub3;C&sub6;-Carbids aus
dem γ-Austenit, und die Untergrenze des C-Gehalts muß 0,25 %
sein. Wenn der C-Gehalt 0,45 % übersteigt, erzeugt er die
Legierung versprödendes eutektisches Carbid, und daher ist der C-
Gehalt auf einen Bereich von 0,25 bis 0,45 % begrenzt.
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Si dient als Desoxidator und hat ebenso die Wirkung der
Verbesserung der Verbindung eines Cr-Oxidfilms zur Verbesserung
der Oxidationsbeständigkeit. Die Untergrenze des Si-Gehalts muß
bei 0,3 % liegen, wenn der Si-Gehalt jedoch 2,0 % übersteigt,
wird die Menge an δ-Ferrit in dem Gefüge übermäßig, und dadurch
kann die Wirkung der Dispersion des α-Ferrits und des
M&sub2;&sub3;C&sub6;-Carbids nicht erzielt werden, so daß die
Wärmeermüdungsbeständigkeit verringert wird. Daher sollte der
Si-Gehalt auf den Bereich von 0,3 bis 2,0 % begrenzt werden.
Vorzugsweise liegt der Si-Gehalt in dem Bereich von 0,7 bis 1,6
%.
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Eine geringe Menge an Mn ist als Desoxidator erforderlich;
wenn es jedoch übermäßig enthalten ist, wird die
Oxidationsbeständigkeit verringert. Daher sollte der Mn-Gehalt auf nicht
mehr als 1,0 % beschränkt werden.
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Cr verleiht der Legierung Oxidationsbeständigkeit und ist
ein unverzichtbares Element zur Erzeugung des Gefüges, worin der
α-Ferrit und das M&sub2;&sub3;C&sub6;-Carbid in dem δ-Ferrit dispergiert sind.
Die untere Grenze des Cr-Gehalts muß bei 17 % liegen. Übersteigt
der Cr-Gehalt 22 %, wird die Menge an δ-Ferrit übermäßig und
verringert die Wärmeermüdungsbeständigkeit. Daher sollte der Cr-
Gehalt auf den Bereich von 17 % bis 22 % beschränkt werden.
Vorzugsweise liegt der Cr-Gehalt in dem Bereich von 17,5 bis 19,5
%.
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Co und Ni sind wesentliche Elemente für die vorliegende
Erfindung und dienen der Erzeugung des α-Ferrits und des
M&sub2;&sub3;C&sub6;-Carbids aus dem Austenit durch die Umwandlung bei der
Erstarrung. Daher ist es unverzichtbar, daß zumindest eines der
beiden Elemente enthalten ist. Wird Co mit Ni verglichen, weist
Ni eine ca. dreimal größere Wirkung als Co auf, und daher wird
die zugesetzte Menge an Co und Ni in Form von % Co + 3 % Ni
berechnet. In bezug auf die Menge an Co und Ni ist es, um die
oben genannte Wirkung zu erzielen, erforderlich, daß die Menge
an % Co + 3 % Ni nicht unter 1 % liegt; ist diese Menge jedoch
übermäßig, wird die Austenitphase stabil, so daß die Umwandlung
nicht auftritt und daher kein α-Ferrit und kein M&sub2;&sub3;C&sub6;-Carbid
erzeugt werden. Daher sollte der Ni-Gehalt nicht über 1,5 % und
der Co-Gehalt nicht über 6 % liegen, und ebenso sollte die Menge
an % Co + 3 % Ni nicht mehr als 6 % betragen.
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Im Vergleich zu Co, weist Ni eine größere Wirkung der
Verringerung der Austenitumwandlungstemperatur während der
Erwärmung und eine übermäßige Wirkung der Abschreckbarkeit auf. Daher
unterdrückt Ni die Umwandlung (durch die der α-Ferrit und das
M&sub2;&sub3;C&sub6;-Carbid erzeugt werden) und verursacht eine Neigung zum
Auftreten einer Martensitumwandlung. Daher wird, insbesondere
bei der Verwendung in einem hohen Temperaturbereich, die
ausschließliche Verwendung von Co am meisten bevorzugt. Liegt
jedoch der Ni-Gehalt nicht über 1 %, kann er durch die dreifache
Menge an Co ersetzt werden, wobei der Ni-Gehalt nicht über 1 %,
der Co-Gehalt nicht über 6 % und die Menge an % Co + 3 % Ni im
Bereich von 1 bis 6 % liegt. Hierbei werden die Eigenschaften
nicht so erheblich verschlechtert, und daher kann es
hinsichtlich der Kosten wünschenswert sein.
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Y und weitere Seltenerdelemente (R.E.) füllen, selbst wenn
sie in einer geringen Menge vorhanden sind, zur Verbesserung der
Oxidationsbeständigkeit Atomlücken in dem Cr-Oxidfilm; sie
verursachen jedoch, wenn sie in einer übermäßigen Menge vorhanden
sind, einen die Korngrenzen versprödenden eutektischen Kristall.
Daher sollte die Menge auf den Bereich von 0,001 bis 0,1 %,
vorzugsweise 0,005 bis 0,1 %, beschränkt sein.
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W und Mo dienen der Unterdrückung der Diffusion zur
Erzeugung einer feinen Größe und der Stabilisierung des Gefüges,
wobei sie darin übereinstimmen, daß sie bei der Verbesserung der
Wärmeermüdungsbeständigkeit wirkungsvoll sind. Vorzugsweise
werden entweder W oder Mo oder beide der erfindungsgemäßen
Grundzusammensetzung beigegeben. Überdies wird, wenn sie übermäßig
enthalten sind, die Menge an δ-Ferrit übermäßig. Daher sollte die W
äquivalente Menge (% W + 2 % Mo) auf nicht mehr als 5 %
begrenzt sein. Vorzugsweise sollte ausschließlich W im Bereich von
2 bis 3 % beigegeben werden.
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Bei der erfindungsgemäßen Legierung sind die MC-
carbiderzeugenden Elemente wie Ti, V, Nb und Ta nicht immer
erforderlich. Solange jedoch derartige Elemente in einem Bereich
beigegeben werden, in dem sie nicht zu einer unzureichenden
Menge an C führen, sind sie nicht besonders schädlich, und daher
kann die Beimischung einer geringen Menge derartiger Elemente
(Ti, V: nicht mehr als 0,2 %, Nb: nicht mehr als 0,4 %, Ta:
nicht mehr als 0,8%) zulässig sein.
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Ebenso sind korngrenzenverstärkende Elemente, wie B und Zr,
nicht immer für die erfindungsgemäße Legierung erforderlich, es
kann jedoch eine geringe Menge (nicht mehr als 0,03 % B, nicht
mehr als 0,2 % Zr) beigegeben werden, da eine derart geringe
Menge nicht schädlich ist.
KURZE BESCHREIBUNG DER ZEICHNUNGEN
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Die Figuren 1 bis 3 sind Fotografien, die Gefüge von
erfindungsgemäßen Stahlen zeigen.
BESCHREIBUNG DER BEVORZUGTEN AUSFÜHRUNGSFORMEN DER ERFINDUNG
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Die Erfindung wird im weiteren anhand des folgenden
Beispiels beschrieben.
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Die in der Tabelle 1 gezeigten Legierungen wurden in der
Atmosphäre geschmolzen und in der Atmosphäre in Y-Blöcke
gegossen. Die Blöcke wurden 5 Stunden lang bei 800ºC geglüht,
anschließend wurden Proben aus den Blöcke geschnitten, und danach
wurden ein Wärmeermüdungsversuch und ein
Oxidationsbeständigkeitsversuch vorgenommen. Bei dem Wärmeermüdungsversuch wurden
die einander gegenüberliegenden Enden der Probe, die eine
Gesamtlänge von 160 mm sowie einen zylindrischen Abschnitt mit
einem Durchmesser von 8 mm und einer Länge von 24 mm aufwies,
befestigt, und der zylindrische Abschnitt wurde auf 900ºC
erwärmt, 6 Minuten lang auf dieser Temperatur gehalten und dann
abgekühlt. Der thermische Zyklus bis zum Reißen der Probe wurde
bestimmt. Bei dem Oxidationsbeständigkeitsversuch wurde ein Paar
von Proben (mit einem Durchmesser von 10 mm und einer Länge von
20 mm) 200 Stunden lang auf 1.000ºC erwärmt, anschließend wurden
Krusten von den Proben entfernt, und daraufhin wurde die
durchschnittliche Größe der Gewichtsverminderung der Proben bestimmt.
Die erhaltenen Ergebnisse sind ebenso in der Tabelle 1 gezeigt.
Eine Messung der Wärmeexpansion bis zu 1.000ºC wurde ebenfalls
vorgenommen, um zu festzustellen, ob bei der Erwärmung die
Umwandlung in Austenit auftrat oder nicht. Die entsprechenden
Ergebnisse sind ebenfalls in der Tabelle 1 gezeigt.
Tabelle 1
Chemisceh Zusammensetzung (Gew.-%)
Beispiel Nr.
Anzahl der Wärmezyklen bis zum Bruch aufgrund der Wärmeermüdung (900ºC)
Gewichtsverringerung durch Oxidation (mg/cm²)
Umwandlung bei einer Erwärmung unter 1.00ºC
weitere
erfindungemäße
Vergleichslegierungen
keine
aufgetreten
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Wie aus der Tabelle 1 hervorgeht, weisen die
erfindungsgemäßen Legierungen (Beispiele Nr. 1 bis 9) im Vergleich zu den
Vergleichslegierungen (Beispiele Nr. 11 bis 15) eine erheblich
höhere Wärmeermüdungsbeständigkeit und eine gute
Oxidationsbeständigkeit auf. Die Tatsache, daß bis zu 1.000ºC keine
Umwandlung erfolgt, zeigt, daß die Legierungen bei hohen Temperaturen
bis zu ca. 1.000ºC verwendet werden können. Ein Vergleich der
erfindungsgemäßen Legierungen mit den Vergleichslegierungen Nr.
11, Nr. 12 und Nr. 14 zeigt, daß die erfindungsgemäßen
Legierungen eine überlegene Oxidationsbeständigkeit aufweisen. Dies wird
durch die Wirkung von Y erreicht. Stahl mit hohem Cr-Gehalt, wie
die Vergleichslegierungen Nr. 13 und Nr. 15, weist ohne Beigabe
von Y eine gute Oxidationsbeständigkeit auf, verfügt jedoch über
eine unterlegene Wärmeermüdungsbeständigkeit, da seine Struktur
hauptsächlich aus δ-Ferrit besteht.
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In den Figuren 1, 2 und 3 sind Fotografien gezeigt, die
jeweils die Mikrogefüge der erfindungsgemäßen Legierungen der
Beispiele Nr. 2, Nr. 9 und Nr. 8 darstellen.
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In den Figuren sind der δ-Ferrit-Anteil durch einen Pfeil
a das M&sub2;&sub3;C&sub6;-Carbid durch einen Pfeil b und der α-Ferrit-Anteil
durch einen Pfeil c gekennzeichnet.
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Aus den Figuren geht hervor, daß in dem Gefüge der
erfindungsgemäßen Legierungen der α-Ferrit und das M&sub2;&sub3;C&sub6;-Carbid in
dem δ-Ferrit dispergiert sind.
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Es wurde bestätigt, daß das M&sub2;&sub3;C&sub6;-Carbid entweder in dem
eutektoiden Gefüge (Fig. 1), in dem das M&sub2;&sub3;C&sub6;-Carbid in dem α-
Ferrit dispergiert ist, oder in dem Gefüge (Figuren 2 und 3)
vorhanden ist, in der sich das M&sub2;&sub3;C&sub6;-Carbid in der Nähe der
Grenzflächen zwischen dem α-Ferrit und dem δ-Ferrit ansammelt.
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Die erfindungsgemäßen Fahrzeugmotorteile weisen die gleiche
oder eine höhere Oxidationsbeständigkeit als die Teile aus den
herkömmlichen Legierungen auf und verfügen im Vergleich zu den
herkömmlichen Legierungen über bemerkenswert verbesserte
Wärmeermüdungseigenschaften. Da der erfindungsgemäße Stahl
verwendet wird, um hitzebeständige Fahrzeugmotorteile, wie eine
Vorverbrennungskammer eines Dieselmotors, einen Abschnitt, ein
Turborotorgehäuse, einen Auspuffkrümmer, etc., herzustellen, kann
er daher bei einer höheren Temperaturbedingung als der
Temperaturbedingung, unter der die herkömmlichen Materialien verwendet
wurden, verwendet werden.