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Die Erfindung betrifft einen wärmebeständigen Stahl, der
verwandt wird für ein Material von Komponenten, die eine
Wärmebeständigkeit, eine Korrosionsbeständigkeit usw. benötigen, wie
z. B. Komponenten in einem Motor, in einer Turbine, in einem
Wärmetauscher, in einem Heizofen, in einer nuklearen
Einrichtung und ähnliches.
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Die JP-A-63 293141 offenbart einen nicht magnetischen
Trägerstahl, bestehend aus ≤ 0,2 % C, ≤ 0,3 % Si, ≤ 0,5 % Mn, 13-20 %
Cr, 20-30 % Ni, 3-5 % Ti, ≤ 1 % Al, ≤ 1 % Nb (Ti + Al + Nb =
3,5-6 %), wobei der Rest aus Fe mit den unvermeidlichen
Verunreinigungen besteht.
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Die EP-A-0 244 520 offenbart eine auf FeNi basierende
wärmebeständige Legierung mit hoher Festigkeit, hoher zähigkeit und
exzellentem Korrosionswiderstand gegenüber hohen Temperaturen,
mit 0,01-0,2 % C, nicht mehr als 2 % Si, nicht mehr als 2 % Mn,
25-50 % Ni, 13-23 % Cr, 1,5-3,5 % Ti, 0,1-0,7 % Al, 0,001-0,05
% B, 0,001-0,01 % Ca, 0,001-0,1 % seltene Erdmetalle (REM),
wobei der Rest aus Eisen besteht. Die Legierung ist geeignet als
ein Material für wärmebeständige Komponenten in einer
Brennkraftmaschine.
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Bis jetzt ist ein austenistischer wärmebeständiger Stahl, wie
er in SUH660 durch JIS G4311 oder G4312 festgelegt worden ist,
als Material für die oben genannten Komponenten verwandt
worden, die Wärmebeständigkeit, Korrosionsbeständigkeit usw.
benötigen. Allerdings beträgt der obere Grenzwert für die
Anwendungstemperatur des SUH660-Stahles 700ºC, wobei
Superlegierungen, wie z. B. eine auf Ni basierende wärmebeständige Legierung
unter thermischen Bedingungen von über 700ºC verwandt worden
sind.
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Um die Erzeugung von Leistung in einer Brennkraftmaschine und
die thermische Effektivität einer Dampfturbine zu verbessern,
sind in den letzten Jahren z. B. die Abgastemperaturen und die
Dampftemperaturen angehoben worden. Konsequenterweise treten
bei den konventionellen Komponenten aus SUH660-Stahl für den
Motor, die Turbine, den Wärmetauscher, den Heizofen, der
nuklearen Einrichtung und ähnliches Fehler auf, bei denen der
SUH660-Stahl eine unzureichende Wärmebeständigkeit und
Korrosionsbeständigkeit aufweist. Aus diesem Grund sind
Superlegierungen, wie z. B. die auf Ni basierende wärmebeständige Legierung
bei bestimmten Umständen verwandt worden, allerdings führte
dies zu einem starken Anstieg der Kosten in diesem Fall.
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Daher besteht ein Bedarf an einem Material, das die Kosten
niedrig halten kann, um nicht so anzusteigen, wie bei dem Stahl
SUH660, das eine exzellente Wärmebeständigkeit aufweist und
selbst in einer Umgebung mit einer Temperatur von mehr als
700ºC verwandt werden kann.
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Die vorliegende Erfindung war daher nötig, um das oben genannte
Problem des Standes der Technik zu lösen, und es ist ein Ziel
der Erfindung, einen wärmebeständigen Stahl anzugeben, dessen
Wärmebeständigkeit verglichen mit dem Stahl SUH660 exzellent
ist, der in einer Umgebung mit einer Temperatur von mehr als
700ºC verwandt werden kann und der eine Minimierung des
Kostenanstiegs ermöglicht.
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Demgemäß stellt die vorliegende Erfindung einen
wärmebeständigen Stahl zur Verfügung aus folgenden, in Gew.-% angegebenen
Bestandteilen, von 0,005 % bis 0,20 % aus C, von 0,31 % bis 2,
% aus Si, von 0,1 % bis 2,0 % aus Mn, von 20 % bis 30 % aus Ni,
von 10 % bis 20 % aus Cr, von 3,0 % bis 4,5 % aus Ti und von
0,1 % bis 0,7 % aus Al, wobei das Verhältnis Ti/Al von 5 bis 20
beträgt, sowie wahlweise mindestens einen folgender
Bestandteile, von 0,001 % bis 0,050 % aus B, von 0,1 % bis 3,0 % aus Nb,
von 0,001 % bis 0,50 % aus Zr, von 0,01 bis 1,0 % aus V, von
0,1 bis 3,0 % aus Mo, von 0,1 bis 3,0 % äus W, von 0,01 % bis
3,0 % aus Cu, von 0,001 % bis 0,05 % aus Mg, von 0,001 % bis
0,05 % aus Ca und von 0,001 % bis 0,05 % aus seltenen
Erdmetallen (REM), wobei der Rest aus Fe mit den unvermeidlichen
Verunreinigungen besteht.
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Der Grund, warum die chemische Zusammensetzung des
wärmebeständigen Stahls gemäß dieser Erfindung auf die oben genannten
Bereiche eingeschränkt ist, wird im folgenden beschrieben.
C: 0,005 % bis 0,20 %
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C ist ein effektives Element für den Anstieg der
Hochtemperaturfestigkeit in der Matrix durch Bilden von Karbiden zusammen
mit Cr und Ti, so daß es notwendig ist, das C in einer Menge
von nicht weniger als 0,005 % hinzuzufügen. Allerdings ist es
notwendig, die obere Grenze auf 0,20 % festzulegen, da die
Karbide übermäßig ausgebildet werden und nicht nur der
Korrosionswiderstand, sondern auch die Zähigkeit und Duktilität
verschlechtert werden, wenn C im Übermaß hinzugefügt wird.
Si: 0,31 bis 2,0 %
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Si ist ein Element, das hauptsächlich als ein
Deoxidationsmittel zum Zeitpunkt des Schmelzens wirkt, und es ist notwendig,
daß es in einer Menge von nicht weniger als 0,31 % enthalten
ist. Allerdings wird Si auf nicht mehr als 2,0 % festgelegt, da
die Zähigkeit und der Korrosionswiderstand gegenüber PbO (in
dem Fall von Motorteilen) verschlechtert wird, wenn Si im
Übermaß vorhanden ist.
Mn: 0,1 bis 2,0 %
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Mn ist ein Element, das hauptsächlich als ein Reduktionsmittel
zum Zeitpunkt des Schmelzens ähnlich wie Si wirkt, und es ist
notwendig, daß es in einer Menge von nicht weniger als 0,1 %
enthalten ist. Allerdings wird der Oxidationswiderstand bei
hohen Temperaturen verschlechtert, wenn zuviel Mn hinzugefügt
ist, so daß Mn auf nicht mehr als 2,0 % festgelegt worden ist.
Ni: 20 bis 30 %
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Ni ist ein Element, das zur Stabilisierung von Austenit
beiträgt, und es ist effektiv, um die γ'-Phase {Ni&sub3;(Al,Ti)}
auszubilden zur Verbesserung der Hochtemperaturfestigkeit und des
Korrosionswiderstandes, und es ist notwendig, daß es in einer
Menge von nicht weniger als 20 % enthalten ist, um einen
derartigen Effekt zu erzielen. Allerdings ist Ni auf nicht mehr als
30 % festgelegt, da der Preis des Stahls höher wird, falls Ni
im Übermaß enthalten ist.
Cr: 10 bis 20 %
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Cr ist ein Element, das notwendig ist, um dem
Korrosionswiderstand sicherzustellen, wie z. B. den Oxidationswiderstand usw.,
was für einen wärmebeständigen Stahl notwendig ist. Wenn
allerdings Cr in einer großen Menge in einem Stahl vorhanden ist,
der Ni in einem Bereich von 20 bis 30 % enthält, sind die
Zähigkeit und Duktilität verschlechtert durch Ausbilden der -
Phase, und die Hochtemperaturfestigkeit ist herabgesenkt, so
daß es notwendig ist, Cr auf nicht mehr als 20 % festzulegen.
Ti: 3,0 bis 4,5 %
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Ti ist ein verfügbares Element zur Ausbildung der γ'-Phase, die
effektiv ist, um die Hochtemperaturfestigkeit durch Kombinieren
mit Ni und Al zu verbessern, und es ist notwendig, daß es in
einer Menge von nicht weniger als 3 % enthalten ist, um die γ'-
Phase so stark wie möglich auszubilden, um die
Hochtemperaturfestigkeit und das Kriechvermögen zu erzielen, welches
verglichen mit dem Stahl SUH660 exzellent ist, und welches es
ermöglicht, daß der Stahl in einer Hochtemperaturumgebung mit einer
Temperatur von mehr als 700ºC verwandt werden kann. Allerdings
ist es notwendig, Ti auf nicht mehr als 4,5 % festzulegen, da
die η-Phase (Ni&sub3;Ti) ausgebildet wird, so daß die
Hochtemperaturfestigkeit abgesenkt wird, wenn Ti im Übermaß enthalten ist.
Al: 0,1 bis 0,7 %
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Al ist ein effektives Element zur Ausbildung der γ'-Phase und
zum Erhöhen der Hochtemperaturfestigkeit ähnlich wie Ti, so daß
es notwendig ist, daß es in einer Menge von nicht weniger als
0,1 % enthalten ist. Allerdings ist es notwendig, daß es auf
nicht mehr als 0,7 % begrenzt wird, da Al eine hohe Affinität
für Sauerstoff aufweist und nicht nur die Produktivität,
sondem auch die Bearbeitbarkeit im heißen Zustand verschlechtert
ist, wenn Al im Übermaß enthalten ist.
Ti/Al: 5 20
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Bei dem wärmbeständigen Stahl gemäß der vorliegenden Erfindung
ist die η-Phase leicht ausführbar, weil der Ti-Gehalt
festgelegt ist auf einen Bereich von 3,0 bis 4,5 %, um die Quantität
der ausgefallenen γ'-Phase zum Zwecke der Verbesserung der
Hochtemperaturfestigkeit zu erhöhen. Die Menge der η-Phase ist
derart vermindert, daß die Hochtemperaturfestigkeit, die
Zähigkeit und die Duktilität aufgrund der Ausbildung der η-Phase
abgesenkt ist, so daß es notwendig ist, die Ausbildung der η-
Phase während der Alterungsbehandlung oder Anwendung
einzuschränken.
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Da die η-Phase bei ansteigender Temperatur leicht ausgebildet
werden kann, muß die Ausbildung der η-Phase bei Temperaturen
von mehr als 700ºC eingeschränkt werden, um eine Verwendung des
Stahls in einer Umgebung mit einer Temperatur von mehr als
700ºC zu ermöglichen. Des weiteren ist es notwendig, die
Alterungsbehandlung für eine Verstärkung des Niederschlags bei
einer Temperatur höher als der Anwendungstemperatur
durchzuführen, und es ist notwendig, die γ'-Phase zu steuern, damit sie
nicht ausgebildet wird, selbst wenn die Alterungsbehandlung bei
einer Temperatur von mehr als 700ºC durchgeführt wird,
bevorzugt mehr als 750ºC. Daher sind in dieser Erfindung die
chemischen Zusammensetzungen, insbesondere der Ti-Gehalt und der Al-
Gehalt vollständig untersucht worden, um die Ausbildung der η-
Phase selbst dann einzuschränken, wenn Ti in einer großen Menge
vorhanden ist, was konsequenterweise dazu führt, daß die
Zieleigenschaften erhalten werden durch Festlegen eines
Verhältnisses von Ti/Al.
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Der Grund, warum das Ti/Al-Verhältnis festgelegt worden ist,
wird weiter unten beschrieben.
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Wenn das Ti/Al-Verhältnis zu gering ist, wird das Ausfällen der
γ'-Phase während der Alterungsbehandlung herabgesenkt, und es
wird die Alterungsbehandlung für eine lange Zeit benötigt, um
die ausreichende Festigkeit zu erzielen, wodurch ein
Kostenanstieg bewirkt wird. Demgemäß ist es notwendig, daß das Ti/Al-
Verhältnis nicht geringer als 5 ist. Auf der anderen Seite,
wenn das Ti/Al-Verhältnis höher wird, obwohl die
Ausfällungsrate der γ'-Phase während der Alterungsbehandlung beschleunigt
worden ist, wird es einfach, die η-Phase in einer kürzeren Zeit
auszubilden, und auch noch bei einer niedrigeren Temperatur.
Daher ist es notwendig, das Ti/Al-Verhältnis auf nicht mehr als
20 festzulegen, um die Ausbildung der η-Phase während der
Alterungsbehandlung bei einer Temperatur von mehr als 700ºC oder,
bevorzugt, mehr als 750ºC zu verhindern, wodurch die Ausbildung
der η-Phase trotz eines Aussetzens der Atmosphäre bei einer
Temperatur von mehr als 700ºC für eine lange Zeit verhindert
wird, und die Zeitstand-Lebensdauer verlängert wird.
B: 0,001 bis 0,050 %
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B ist ein Element, das zu einer Verbesserung der
Bearbeitbarkeit im heißen Zustand beiträgt und daß eine Verschlechterung
der Hochtempteraturfestigkeit und der Zähigkeit durch
Einschränken der η-Phase verhindert, und es effektiv für eine
Erhöhung der Kriechfestigkeit bei der angehobenen Temperatur.
Infolgedessen ist es notwendig, daß es in einer Menge von nicht
weniger als 0,001 % enthalten ist. Da allerdings die
Bearbeitbarkeit im heißen Zustand durch das Ansenken des Schmelzpunktes
der Matrix gestört wird, wenn B in einer großen Menge enthalten
ist, ist B auf nicht mehr 0,050 % festgelegt worden.
Nb: 0,1 bis 3,0 %
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Da Nb die Festigkeit durch Ausbilden der γ'-Phase
{Ni&sub3;(Al,Ti,Nb)} verbessert, ist es wünschenswert, daß es in
einer Menge von nicht weniger als 1,0 % in Abhängigkeit von dem
Bedarf vorhanden ist. Allerdings ist es notwendig, daß es auf
nicht mehr als 3,0 % begrenzt wird, da die Festigkeit gesenkt
wird durch Ausbilden der Laves-Phase (Fe&sub2;Nb), wenn Nb im
Übermaß vorhanden ist. Hinzu kommt, daß Nb teilweise durch Ta
ersetzt werden kann.
Zr: 0,001 bis 0,50 %
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Zr ist ein effektives Element zur Erhöhung der Kriechfestigkeit
ähnlich wie B durch Ausfällen bei der Korngrenze, und es ist
bevorzugt, daß es in einer Menge von nicht weniger als 0,005 %
enthalten ist, was benötigt wird für diesen Zweck. Allerdings
ist es notwendig, auf nicht mehr als 0,5 % festgelegt zu
werden, da die Festigkeit verschlechtert wird, wenn Zr im Übermaß
enthalten ist.
V: 0,01 bis 1,0 %
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V ist ein Element, das effektiv ist für die Verstärkung der
Korngrenze bei Ausbilden von Karbiden und für einen Anstieg der
Kriechfestigkeit. Für diesen Zweck ist es bevorzugt, daß es in
einer Menge von nicht weniger als 0,01 % in Abhängigkeit vom
Bedarf enthalten ist. Allerdings ist V auf nicht mehr als 1,0 %
zu begrenzen, da die Zähigkeit verschlechtert wird, wenn V im
Übermaß enthalten ist.
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Mo: 0,1 bis 3,0 %
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W: 0,1 bis 3,0 %
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Cu: 0,1 bis 3,0 %
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Mo, W und Cu sind effektive Elemente zum Erhöhen der Festigkeit
durch Lösen in Austenit, so daß es wünschenswert ist, daß es in
einer entsprechenden Menge von nicht weniger als 0,1 %
enthalten ist, wenn es benötigt ist. Allerdings ist die
Bearbeitbarkeit im heißen Zustand gestört, und die Versprödungsphase kann
leicht ausgefällt werden, wenn der Gehalt von diesen Elementen
übermäßig ist, so daß es notwendig ist, daß diese entsprechend
auf nicht mehr als 3,0 % festgelegt sind.
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Mg: 0,001 bis 0,05 %
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Ca: 0,001 bis 0,05 %
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seltene Erdmetalle (REM): 0,001 bis 0,05 %
Mg, Ca und seltene Erdmetalle (REM) sind Elemente mit
reduzierenden und desulfizierenden Effekten, und sie sind effektiv zur
Verbesserung der Reinheit des Stahls in allen Fällen, wobei Mg
und Ca Elemente sind, die zur Verstärkung für die Korngrenze
durch Ausfällen bei der Korngrenze effektiv sind. Um die oben
genannten Effekte zu erzielen, ist es bevorzugt, daß sie in
einer Menge von nicht weniger als 0,001 % in Abhängigkeit von dem
Bedarf vorhanden sind. Allerdings ist die Bearbeitbarkeit im
heißen Zustand verschlechtert und die Zähigkeit und die
Duktilität sind verschlechtert, wenn der Gehalt dieser Elemente zu
hoch ist, so daß es notwendig ist, daß sie auf nicht mehr als
0,05 % in entsprechender Weise festgelegt sind.
BEISPIELE
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Als nächstes wird die Erfindung im einzelnen unter Bezugnahme
auf die folgenden Beispiele und Vergleichsbeispiele beschrieben
werden, um die Charakteristiken dieser Erfindung klarer zu
machen. Die Beispiele (erfindungsgemäße Stahle mit den Nrn. 1
- 13) stellen keine Einschränkung der Erfindung dar.
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Jeder dieser Stähle, der die in der Tabelle 1 gezeigten
chemischen Zusammensetzungen aufweist, wurde im einem
Hochfrequenzinduktionsofen der 50 kg-Klasse geschmolzen und in einen Block
von 50 kg gegossen, der durch aufeinanderfolgendes Schmieden in
eine runde Stange mit einem runden Durchmesser von 20 mm
umgeformt wurde. Des weiteren wurden die entsprechenden runden
Stäbe einer Wärmebehandlung durch Abschrecken in Wasser
unterzogen, nachdem sie auf eine Temperatur von 1000ºC für 1 Stunde
aufgeheizt worden waren, woraufhin sie einer
Alterungsbehandlung mittels Abkühlens in der Luft für 4 Stunden, nachdem sie
auf 750ºC aufgeheizt worden waren, unterzogen wurden. Danach
wurden von den entsprechenden runden Stäben Probestücke
herausgeschnitten, und es wurde ein Zeitstandtest unter Verwendung
dieser Probestücke durchgeführt. Im übrigen entspricht der
Vergleichsstahl
mit der Nr. 1, der in der Tabelle 1 gezeigt ist,
dem Stahl SUH660, der von JIS festgelegt ist.
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Zu dieser Zeit wurde der Zugtest unter Verwendung des
Probestücks, das als Nr. 4 Teststück mit einem Durchmesser von 14 mm
durch JIS Z2201 festgelegt worden ist, durchgeführt, wobei 0,2
% Dehngrenze, die Zugfestigkeit sowie die Bruchlängung bei
Raumtemperaturen und bei 700ºC gemessen wurden. Des weiteren
wurde der Zeitstandtest durchgeführt unter Verwendung des
Probestücks und zwar unter Anwendung eines parallelen Abschnittes
mit einem Durchmesser von 6 mm, wodurch die Zeit gemessen
wurde, die von dem Probestück bis zum Bruch benötigt wurde, wenn
eine Belastung von 392 mPa und 490 mPa an dem Probestück bei
einer Temperatur von 700ºC anlag. Die gemessenen Ergebnisse
sind in der Tabelle 2 gezeigt.
Tabelle 1
Tabelle 2
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Wie in Tabelle 2 gezeigt, ist es bestätigt worden, daß die
erfindungsgemäßen Stähle mit den Nrn. 1 - 13 eine exzellente 2,
%-Dehngrenze und eine exzellente Zugfestigkeit bei
Raumtemperatur und bei 700ºC aufwiesen, und zwar verglichen mit dem Stahl
SUH660, und eine gleiche Längung wie der Stahl SUH660
aufwiesen. Des weiteren wies die Zeitstandzeit der erfindungsgemäßen
Stähle Werte auf, die mehr als 100 mal größer waren als der
entsprechende Stahl SUH660.
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Bei den Vergleichsstählen Nr. 2 und Nr. 4 ist die Zeitstandzeit
bei einer anliegenden Belastung von 392 mPa verglichen mit den
erfindungsgemäßen Stählen kurz und die Kriechlebensdauer ist
nicht so lang, weil das Verhältnis Ti/Al in dem Vergleichsstahl
Nr. 2 zu hoch und der Ti-Gehalt in dem Vergleichsstahl Nr. 4
übermäßig groß ist. Der Vergleichsstahl Nr. 3 weist eine
geringe 0,2 %-Dehngrenze auf und die Dehnfestigkeit bei
Raumtemperatur und bei 700ºC ist verglichen mit den erfindungsgemäßen
Stählen gering, weil das Verhältnis von Ti/Al zu klein ist.
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Wie oben beschrieben, ist es mit dem wärmebeständigen Stahl
gemäß der Erfindung möglich, die Zugfestigkeit durch Erhöhen des
Ti-Gehalts zu erhöhen und die Festigkeit nach der
Alterungsbehandlung in einer kurzen Zeit sowie die Zeitstandszeit bei
einer Temperatur von mehr als 7000 durch Festlegen des
Verhältnisses von Ti/Al zu verbessern. Infolgedessen ist der
wärmebeständige Stahl gemäß dieser Erfindung als ein Material für
Komponenten geeignet, wie z. B. ein wärmbeeständiger Bolzen, ein
Ventil, eine Schaufel usw. von beispielsweise einem Motor,
einer Turbine, einem Wärmetauscher, einem Heizofen sowie einer
nuklearen Einrichtung, die in einer Hochtemperaturumgebung
eingesetzt werden, die höher als die konventionelle Temperatur
ist. Ein industriell wertvoller und sehr exzellenter Effekt
kann dadurch erzielt werden, daß es möglich ist, den
Kostenanstieg auf ein Minimum zu reduzieren, da die Prozentwerte des
kostspieligen Ni und Cr, verglichen mit den konventionellen
wärmebeständigen Stählen nicht erhöht sind.