JP2013503265A - 鉄クロム合金の製造法 - Google Patents

Abstract

本発明は、合金から製造された半製品をサーモメカニカル処理することによる、ラーベス相及び／又はＦｅ含有粒子及び／又はＣｒ含有粒子及び／又はＳｉ含有粒子及び／又は炭化物が析出した鉄クロム合金からの部品の製造法において、第一の工程において、合金を溶解焼鈍温度以上の温度で溶解焼鈍し、次いで、静止保護ガス又は空気、運動している（吹き付けられた）保護ガス又は空気中で、又は水中で冷却し、第二の工程において、半製品の機械加工を０．０５〜９９％の範囲で実施し、かつ後続の工程において、加工された半製品から完成された部品を０．１℃／分〜１０００℃／分で加熱して５５０℃〜１０００℃の適用温度にすることによって、ラーベス相Ｆｅ₂（Ｍ，Ｓｉ）又はＦｅ₇（Ｍ，Ｓｉ）₆及び／又はＦｅ含有粒子及び／又はＣｒ含有粒子及び／又はＳｉ含有粒子及び／又は炭化物を意図的かつ微細に分布させる方法に関する。

Description

本発明は、溶融冶金的に製造されたフェライト系鉄クロム合金に関する。

ＤＥ１００２５１０８Ａ１には、Ｙ、Ｃｅ、Ｚｒ、Ｈｆ及びＡｌの群からの少なくとも１の酸素親和性元素２質量％まで、酸化クロムと高温でＭＣｒ₂Ｏ₄型のスピネル相を形成するＭｎ、Ｎｉ及びＣｏの群からの元素Ｍ ２質量％まで、Ｃｒをベースとする酸化物の導電性を向上させるＴｉ、Ｈｆ、Ｓｒ、Ｃａ及びＺｒの群からの他の元素２質量％までを含有する、酸化クロム形成性鉄合金を含む高温材料が記載されている。クロム含分は１２〜２８％の濃度範囲内で存在すべきである。前記高温材料のための利用分野は、高温形燃料電池におけるバイポーラプレートである。

ＥＰ１２９８２２８Ａ１は、以下の組成：Ｃ ０．２％以下、Ｓｉ １％以下、Ｍｎ １％以下、Ｎｉ ２％以下、Ｃｒ １５〜３０％、Ａｌ １％以下、Ｙ ０．５％以下、ＳＥ ０．２％以下、及びＺｒ １％以下、鉄残分、及び製造に応じた不純物を有する高温形燃料電池のための鋼に関する。

前記の合金は共に耐熱性が低く、かつ７００℃以上の温度に対する耐クリープ性が不十分である。しかしながら前記合金は、辛うじて７００℃を上回って約９００℃までの範囲内では傑出した耐酸化性及び耐食性を有している。

ＤＥ１０２００６００７５９８Ａ１により、元素ニオブ、モリブデン、タングステン又はタンタルにより形成されていてよい少なくとも１の金属合金元素Ｍを有するＦｅ₂（Ｍ，Ｓｉ）又はＦｅ₇（Ｍ，Ｓｉ）₆型の金属間相の析出物を含む耐クリープ性フェライト鋼が公知である。前記鋼は、有利には燃料電池スタックにおけるバイポーラプレート用に使用されるべきである。

ＥＰ１５３６０３１Ａ１により、以下：Ｃ ≦０．２％、Ｓｉ ０．０２〜１％、Ｍｎ ≦２％、Ｃｒ １０〜４０％、Ｍｏ ０．０３〜５％、Ｎｂ ０．１〜３％、Ｓｃ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｎ、Ｚｒ及びＨｆの群からの少なくとも１の元素 ≦１％、残分鉄、及び不可避の不純物を含有し、その際、前記組成が以下の式：０．１≦Ｍｏ／Ｎｂ≦３０を満たすべきである、燃料電池のための金属材料が公知である。

ＥＰ１８８２７５６Ａ１には、特に燃料電池に使用可能なフェライトクロム鋼が記載されている。該クロム鋼は、以下の組成：Ｃ 最大０．１％、Ｓｉ ０．１〜１％、Ｍｎ 最大０．６％、Ｃｒ １５〜２５％、Ｎｉ 最大２％、Ｍｏ ０．５〜２％、Ｎｂ ０．２〜１．５％、Ｔｉ 最大０．５％、Ｚｒ 最大０．５％、ＳＥ 最大０．３％、Ａｌ 最大０．１％、Ｎ 最大０．０７％、残分Ｆｅ、及び溶融に応じた不純物を有しており、その際、Ｚｒ＋Ｔｉの含分は少なくとも０．２％である。

前記の全ての合金は、ＤＥ１００２５１０８Ａ１及びＥＰ１２９８２２８Ａ２と比較して、特に、転位運動、ひいては材料の塑性変形を阻止する析出物の形成によって、７００℃以上の温度での改善された耐熱性及び高められた耐クリープ性を有している。前記析出物は、例えばＤＥ１０２００６００７５９８Ａ１の場合には、ラーベス相、組成Ｆｅ₂（Ｍ，Ｓｉ）又はＦｅ₇（Ｍ，Ｓｉ）₆（ここで、Ｍはニオブ、モリブデン、タングステン又はタンタルであってよい）を有する金属間化合物からなる。この場合、１〜８％、有利に２．５〜５％の体積割合が達成されることが好ましい。しかしながら、例えばＥＰ１５３６０３１Ａ１に記載されているような他の析出物、例えばＦｅ含有粒子及び／又はＣｒ含有粒子及び／又はＳｉ含有粒子、又は、Ｎｂ、Ｗ、Ｍｏを有する炭化物も存在していてよい。前記の全ての粒子は、材料の変形を阻害する点で共通している。

上記の従来技術から、Ｙ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｈｆ、Ｃｅ、Ｌａ、及び、Ｆｅ−Ｃｒ合金の耐酸化性に強くプラスに影響を与え得る類似の反応性元素のわずかな添加は公知である。

ＤＥ１０２００６００７５９８Ａ１、ＥＰ１５３６０３１Ａ１及びＥＰ１８８２７５６Ａ１に記載されている合金は、高温形燃料電池のためのインターコネクタプレートとしての適用のために最適化されている：該インターコネクタプレートは、クロム１０〜４０％を有するフェライト合金の使用によって、セラミック部品アノード及び電解質に出来る限り適合された膨張係数を有する。

高温形燃料電池のインターコネクタ鋼に対する他の要求は、すでに上記したクリープ強度に加え、極めて良好な耐食性、酸化物層の良好な伝導性及びわずかなクロム蒸発である。

高温形燃料電池のための改質器及び熱交換器に対する要求は、出来る限り良好なクリープ強度、極めて良好な耐食性及びわずかなクロム蒸発である。酸化物は、上記部品に関しては伝導性でなくともよい。

例えば内燃機関の排気管のための部品、又は蒸気ボイラー、過熱器、タービンのための部品、及び発電所の他の部品に対する要求は、出来る限り良好なクリープ強度、極めて良好な耐食性である。ここで、クロム蒸発は燃料電池におけるような被毒現象を生じさせることがなく、かつ、保護酸化物はそのような部品に関しては伝導性でなくともよい。

ＤＥ１０２００６００７５９８Ａ１において、例えば酸化クロム被覆層の形成によって卓越した耐食性が達成されている。付加的に、酸化クロム被覆層上にＭｎ、Ｎｉ、Ｃｏ又はＣｕを有するスピネルが生じることによって、カソードを被毒する揮発性の酸化クロムないしオキシ水酸化クロムの発生がより少なくなる。Ｓｉがラーベス相Ｆｅ₂（Ｍ，Ｓｉ）又はＦｅ₇（Ｍ，Ｓｉ）₆中で強固に結合することによって、酸化ケイ素からの非伝導性の下層が酸化クロム被覆層の下方に生じることもない。耐食性は、Ａｌ含分を低く抑え、かつアルミニウムの内部酸化による腐食の増大を回避することによって、更に改善される。わずかなＴｉ添加物によって、付加的に表面の強化がもたらされ、かつ、酸化物層の膨らみ、及び、酸化を増大させる酸化物層への金属領域の封入が妨げられる。更に、酸素親和性元素、例えばＬａ、Ｃｅ、Ｙ、Ｚｒ等の添加によって、耐食性が更に向上する。

市場から、特に、引張試験において室温で＞１３％のひずみの塑性変形として測定される許容可能な変形性の保持下に、少なくとも同等に良好な耐酸化性ないし耐食性を伴って脆性破壊を回避するための、適用温度での少なくとも１８％のひずみでの高められた耐熱性及びクリープ強度と、合金の高められた使用温度とを要求する製品に対して、高い要求が課されている。

更に、以下の試験法が用いられる。

クリープにおいて、試験体を一定の温度で一定の静止した張力下におく。前記張力を、比較が可能となるように、初期試験体断面積に関する初期引張応力として示す。クリープ試験において、最も単純なケースでは、試験体の破断までの時間ｔ_B−破断時間−を測定する。その場合、試験を、試験の過程で試験体に関してひずみの測定をせずに実施することができる。その後、破断ひずみを試験の終了後に測定する。

試験体を室温でクリープ機に取り付け、かつ張力を負荷せずに所望の温度に加熱する。試験温度に達した後、試験体を負荷なしに１時間温度平衡に保持する。その後、試験体に張力を負荷し、かつ試験時間を開始する。

破断時間を、クリープ強度に関する尺度とみなすことができる。所定の温度及び初期引張応力での破断時間が長いほど、材料の耐クリープ性は高い。破断時間及びクリープ強度は、温度の上昇及び初期引張応力の増大に伴って低下する（例えば"Buergel"第１００頁を参照のこと）。

変形性を、引張試験においてＤＩＮ ５０１４５により室温で測定する。ここで、ひずみ限界Ｒ_p0.2、引張強さＲ_M及び破断までのひずみを測定する。ひずみＡを、破断した試験体に関して、元の測定距離Ｌ₀の延長から決定する：

ここで、Ｌ_uは破断後の測定長である。

測定長に応じて、破断ひずみに指数を付与する：

又は、例えば自由に選択された測定長Ｌ＝１００ｍｍに関してＡ_L=100。（ｄ₀ 初期直径、Ｓ₀ 平面試験体の初期断面積）。室温での引張試験におけるひずみＡの大きさを、変形性に関する尺度とみなすことができる。

ラーベス相ないしＦｅ含有粒子及び／又はＣｒ含有粒子及び／又はＳｉ含有粒子及び／又は炭化物を、金属組織学的研磨に際し、Ｖ２Ａ酸洗液でのエッチング又はシュウ酸での電解エッチングにより視認可能とすることができる。Ｖ２Ａ酸洗液でのエッチングの場合、更に、粒子ないし粒界が視認できるようにエッチングする。光学顕微鏡で観察した場合、約０．５μｍのサイズ以上の粒子のみが視認可能である。より小さいものは識別できないものの、十分に存在はしている。金属組織学は補助的に説明のために用いたものであるため、措置の有効性は、実際的には破断時間ないしクリープ強度により評価される。

高温材料技術の手引書Ralf Buergel, 第３改訂版, Viehweg出版, ２００６年１２月（以下、"Buergel"とする）には、第１９６頁〜第１９９頁及び第３．７表に、"金属材料のクリープ強度の向上のために可能な措置"が記載されている。

以下の措置：
−"面心立方材料の高い溶融点"
−"高いＥモジュラス"
−"低い積層欠陥エネルギーを有する材料"
は、言及されたパラメータを改善するために用いることはできない。それというのも、該措置は材料タイプの交換を必要とするが、それはここでは不可能でありかつ課題でもないためである。

以下の措置：
−"混晶硬化"
−"粒子硬化"
−"高い粒子体積割合"
−"当該合金元素のわずかな拡散係数を有する粒子"
は、ＤＥ１０２００６００７５９８Ａ１及び／又はＥＰ１５３６０３１Ａ１及び／又はＥＰ１８８２７５６Ａ１に既に記載されている。

以下の措置：
−"マトリックス中でのわずかな溶解性を有する粒子"
−"マトリックスに対するわずかな界面エンタルピーを有する凝集粒子"
は、考慮の対象となる析出物には適用されない。

同様に、以下の措置：
−"粒界析出物としての炭化物又はホウ化物；酸化物及び硫化物を回避する"
−"プラスの効果を有する粒界元素を厳密に制御された計量供給で添加する、例えばＢ、Ｃ、Ｚｒ、Ｃｅ"
−"合金のより高い純度"
−"（例えばＳのための）ゲッター元素を添加する"
−"高い耐食性"
は、既にＤＥ１０２００６００７５９８Ａ１及び／又はＥＰ１５３６０３１Ａ１及び／又はＥＰ１８８２７５６Ａ１に記載されている。

以下の措置：
−"鋳造組織におけるわずかなデンドライトアームスペーシング"
−"主要負荷方向での、方向付けられた粒子構造"
−"単結晶"
−"自重負荷された、及び回転する部品におけるわずかな密度"
は、前記合金タイプないし製造法ないし使用には適用できない。

析出硬化された鉄クロム合金のクリープ強度を改善するという課題のために、以下の措置：
１）"粗粒組織"
２）"析出物による粒界のかみ合い"
３）"最適化された熱処理（最適な粒径を調節する、鋳造組織における偏析を排除する、場合により粒界粗さを意図的に調節する）"
４）"冷間加工を回避する"
を考慮することができる。

本発明は、室温での許容可能な変形性を保持しながら、析出硬化されたフェライト合金の高い耐熱性ないしクリープ強度を従来技術に対して更に向上させることのできる、析出硬化された鉄クロム合金から生じる部品の製造法を提供することを課題としている。

更に、室温での許容可能な変形性を保持しながら、高い耐熱性ないしクリープ強度を達成するために使用することのできる、サーモメカニカル処理された鉄クロム合金からなる部品／半製品が提供されることが好ましい。

最終的に、そのようにして製造された部品／半製品を、５５０℃を上回る温度範囲内での実際的な技術利用ケースに利用できることが好ましい。

前記課題は、一方では、合金から製造された半製品をサーモメカニカル処理することによる、ラーベス相及び／又はＦｅ含有粒子及び／又はＣｒ含有粒子及び／又はＳｉ含有粒子及び／又は炭化物が析出した鉄クロム合金からの部品の製造法において、第一の工程において、合金を溶解焼鈍温度以上の温度で溶解焼鈍し、次いで、静止保護ガス又は空気、運動している（吹き付けられた）保護ガス又は空気中で、又は水中で冷却し、第二の工程において、半製品の機械加工を０．０５〜９９％の範囲で実施し、かつ後続の工程において、加工された半製品から完成された部品を０．１℃／分〜１０００℃／分で加熱して５５０℃〜１０００℃の適用温度にすることによって、ラーベス相Ｆｅ₂（Ｍ，Ｓｉ）又はＦｅ₇（Ｍ，Ｓｉ）₆及び／又はＦｅ含有粒子及び／又はＣｒ含有粒子及び／又はＳｉ含有粒子及び／又は炭化物を意図的かつ微細に分布させる方法により解決される。

前記課題は、他方では、合金から製造された半製品をサーモメカニカル処理することによる、ラーベス相及び／又はＦｅ含有粒子及び／又はＣｒ含有粒子及び／又はＳｉ含有粒子及び／又は炭化物が析出した鉄クロム合金からの部品の製造法において、第一の工程において、合金を溶解焼鈍温度以上の温度で溶解焼鈍し、次いで、静止保護ガス又は空気、運動している（吹き付けられた）保護ガス又は空気中で、又は水中で冷却し、第二の工程において、半製品の機械加工を０．０５〜９９％の範囲で実施し、かつ後続の工程において、加工された半製品をｔ_min〜ｔ_maxの時間にわたり５５０℃〜１０６０℃の温度範囲内で保護ガス又は空気下に熱処理し、次いで静止保護ガス又は空気、運動している（吹き付けられた）保護ガス又は空気中で、又は水中で冷却するか、又は８００℃までの熱処理については炉内で冷却することによって、ラーベス相Ｆｅ₂（Ｍ，Ｓｉ）又はＦｅ₇（Ｍ，Ｓｉ）₆及び／又はＦｅ含有粒子及び／又はＣｒ含有粒子及び／又はＳｉ含有粒子及び／又は炭化物を意図的かつ微細に分布させ、ここで、ｔ_min及びｔ_maxは以下の式：

により算出されるものとし、かつ、所望の部品を前記熱処理の前又は後に完成させる方法により解決される。

時間ｔ_min及びｔ_maxは分で示され、かつ熱処理温度Ｔは℃で示される。

本発明による方法の有利な態様は、従属の方法に応じた下位請求項に記載されている。

第一の工程には、溶解焼鈍のために以下の温度範囲及び時間：
＞１０５０℃で６分超
＞１０６０℃で１分超
が好適である。

材料特性の生じた変化については、更なる記載の過程で詳説する。

更に、前記課題は、以下の化学組成（質量％）：
Ｃｒ １２〜３０％
Ｍｎ ０．００１〜２．５％
Ｎｂ ０．１〜２％
Ｗ ０．１〜５％
Ｓｉ ０．０５〜１％
Ｃ ０．００２〜０．１％
Ｎ ０．００２〜０．１％
Ｓ 最大で０．０１％
Ｆｅ 残分
並びに、通常の溶融に条件付けられた不純物
からなる金属部品又は半製品であって、該金属部品又は半製品が、サーモメカニカル処理に引き続き、変形された組織構造を有しており、ここで、ラーベス相が微細に分布した形で該組織構造の組織転位に埋め込まれており、その際、例えば３５ＭＰａで７５０℃でのクリープ試験において、及び少なくとも１８％のひずみで、粗粒状の完全に再結晶化した組織の破断時間を少なくとも１．５倍上回る破断時間が該組織構造において調節されている、金属部品又は半製品によっても解決される。

他の応力及び温度でのクリープ試験については同等の結果が得られ、その際、クリープ試験のための温度は有利には５００〜１０００℃の範囲内である。

ここで、上記の措置１〜４を考察する。

ここで驚異的にも、措置４"冷間加工"とは対照的に、予備加工及び後続の調節された焼鈍処理によって、クリープ試験において試験体の破断時間の延長を生じさせ得ることが判明し、この破断時間の延長は、粗粒組織（措置１）についての破断時間の１．５倍超、有利に３倍超である。

更に、第三の工程 −ラーベス相の析出− に関して、加工された半製品ないし場合により該半製品から完成された部品を０．１℃／分〜１０００℃／分で５５０℃〜１０６０℃の熱処理温度にする加熱と、後続の、ｔ_min〜ｔ_maxの時間にわたる前記温度での保護ガス又は空気下での熱処理とを組合せ、次いで静止保護ガス又は空気、運動している（吹き付けられた）保護ガス又は空気中で、又は水中で冷却するか、又は、８００℃までの熱処理については炉内で冷却し、その後、場合により所望の部品を完成させることが提案され、その際、ｔ_min及びｔ_maxは以下の式：

により算出されるものとする。

更に、第三の工程 −ラーベス相の析出− に関して、半製品ないし該半製品から完成された部品を、ｔ_min〜ｔ_maxの時間にわたり５５０〜１０６０℃の温度範囲内で保護ガス又は空気下に熱処理し、次いで静止保護ガス又は空気、運動している（吹き付けられた）保護ガス又は空気中で、又は水中で冷却するか、又は、８００℃までの熱処理については炉内で冷却し、その後、場合により所望の部品を完成させ、その際、ｔ_min及びｔ_maxは以下の式：

により算出されるものとし、かつ、完成した部品を０．１℃／分〜１０００℃／分で加熱することにより５５０℃〜１０００℃の適用温度にすることが可能である。

本発明のもう１つの思想によれば、以下の組成（質量％）：
Ｃｒ １２〜３０％
Ｍｎ ０．００１〜２．５％
Ｎｂ ０．１〜２％
Ｗ ０．１〜５％
Ｓｉ ０．０５〜１％
Ｃ ０．００２〜０．０３％
Ｎ ０．００２〜０．０３％
Ｓ 最大で０．０１％
Ｆｅ 残分
並びに、通常の溶融に条件付けられた不純物
の合金からの半製品をサーモメカニカル処理する。

本発明による方法を用いて、半製品を、薄片、テープ、ロッド、鍛造部品、管又はワイヤの形で製造することができ、かつ、部品を各々の適用に必要な種々の形で完成させることができる。

溶解焼鈍温度以上の温度、有利に≧１０５０℃で６分超、あるいは＞１０６０℃で１分超、溶解焼鈍し、次いで、静止保護ガス又は空気、運動している（吹き付けられた）保護ガス又は空気中で、又は水中で冷却した後、変形前の最終状態で、半製品において、ラーベス相Ｆｅ₂（Ｍ，Ｓｉ）又はＦｅ₇（Ｍ，Ｓｉ）₆及び／又はＦｅ含有粒子及び／又はＣｒ含有粒子及び／又はＳｉ含有粒子及び／又は炭化物が、合金中にわずかに存在しているのみか、又は全く存在していないことが、特に有利である。

半製品の加工は、熱間加工により行うことができる。しかしながらまた、加工を冷間加工によりもたらすこともできる。

第一の場合、半製品を＞１０７０℃の開始温度で熱間加工し、その際、該半製品を１０００℃〜５００℃で０．０５〜９５％機械的変形させ、有利に該半製品を１０００℃〜５００℃で０．５〜９０％機械的変形させる。

第二の場合、半製品の冷間加工の程度は、０．０５〜９９％、有利に０．０５〜９５％又は０．０５〜９０％である。

本発明のもう１つの思想によれば、半製品の機械加工は２０〜９９％であり、かつその後、加工された半製品をｔ_min〜ｔ_maxの期間にわたり９５０〜１０６０℃の温度範囲内で保護ガス又は空気下に熱処理し、次いで静止保護ガス又は空気、運動している（吹き付けられた）保護ガス又は空気中で、又は水中で冷却し、その後、所望の部品を完成させることが提案されるが、ここで、ｔ_min及びｔ_maxは以下の式：

により算出されるものとし、かつ、ｔ_min及びｔ_maxは分であり、かつ熱処理温度Ｔは摂氏である。既に記載した合金は、固体酸化物形燃料電池のためのインターコネクタとして使用されるべきであり、その場合には０．００１〜０．５％のアルミニウム含分が有利である。

他の利用分野、例えば伝導性酸化物層を必要としない燃料電池のための改質器又は熱交換器においては２〜６％のアルミニウム含分が有利であり、それというのもその場合には、酸化クロム層に対してまたも明らかにより低い成長速度と、更にはクロムマンガンスピネルよりもなおもよりわずかな酸化クロム蒸発とを有する、封入された酸化アルミニウム層が形成され得るためである。

伝導性酸化物もクロム蒸発に対する特別な要求も有しない利用分野に関しては、双方のバリエーションを考慮することができる。この場合特に、アルミニウム含分の増大に伴って合金の加工性及び溶接性が悪化し、かつより高いコストが生じることを考慮すべきである。従って、酸化物層が酸化クロムとクロムマンガンスピネルとからなる場合には、アルミニウム０．００１〜０．５％の使用によって十分な耐酸化性が保証され得る。酸化アルミニウム層の形成により保証されるようなより高い耐酸化性が要求される場合には、２．０〜６．０％のアルミニウム含分が有利である。前記の２つの合金バリエーションは、例えば、内燃機関の排気管のための部品、又は蒸気ボイラー、過熱器、タービンのための部品、及び発電所の他の部品として使用可能である。

有利なアルミニウム範囲は特に２．５％〜５．０％の範囲であり、この範囲ではなおも良好な加工性が顕著である。

既に記載した合金に、更に以下の元素：
Ｌａ ０．０２〜０．３％
Ｔｉ ０．０１〜０．５％
Ｍｇ ０．０００１〜０．０７％
Ｃａ ０．０００１〜０．０７％
Ｐ ０．００２〜０．０３％
Ｎｉ／Ｃｏ／Ｃｕ ０．０１〜３％
Ｂ ０．００５％まで
を単独でか又は組み合わせて導入することができる。

合金中に付加的に導入できる元素の含分は、以下のように調節することができる：Ｍｇ ０．０００１〜０．０５％、Ｃａ ０．０００１〜０．０３％、Ｐ ０．００２〜０．０３％。

更に、合金は１以上の元素Ｃｅ、Ｌａ、Ｐｒ、Ｎｅ、Ｓｃ、Ｙ、Ｚｒ又はＨｆを（質量％で）０．０２〜０．３％の含分で含有することができる。

必要に応じて、合金は１以上の元素Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｅ、Ｓｃ、Ｙ、Ｚｒ又はＨｆを（質量％で）０．０２〜０．２％の含分で含有することができる。

所望の効果を達成するために、Ｎｂ含分は０．３〜１．０％であり、かつＳｉ含分は０．１５〜０．５％である。

必要に応じて、元素タングステンは完全か又は部分的に少なくとも１の元素Ｍｏ又はＴａにより置換されてよい。

必要に応じて、合金は更にＶ最大０．２％及び／又はＳ最大０．００５％を含有することもできる。酸素割合はこの場合０．０１％以下であるべきである。

必要に応じて、合金は更にホウ素最大０．００３％を含有することもできる。

更に、合金はそれぞれ以下の元素を最大０．０１％有するべきである：Ｚｎ、Ｓｎ、Ｐｂ、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｂｉ、Ｓｂ。

一方では言及された合金組成物からなり、かつ他方では本発明による方法により製造された部品／半製品は、有利に、燃料電池中のインターコネクタとして、又は、例えば燃料電池のサブユニットにおける改質器又は熱交換器といった部品における材料として使用することができる。

これとは別に、本発明による方法により製造された部品／半製品、あるいは合金自体を、内燃機関の排気管における部材、又は蒸気ボイラー、過熱器、タービンのための部材、及び発電所の他の部品、又は化学プロセス工業における部品として使用することも可能である。

本発明による方法により、溶融冶金的に製造された合金において、サーモメカニカル処理により、ラーベス相を組織構造の転位上に意図的かつ微細に分布して析出させることができる。

本発明の詳細及び利点を、以下の実施例において詳説する。

以下に、本発明による方法工程をより詳細に考察する。

サーモメカニカル処理におけるラーベス相及び／又はＦｅ含有粒子及び／又はＣｒ含有粒子及び／又はＳｉ含有粒子及び／又は炭化物が析出した鉄クロム合金の第一の工程は、溶解焼鈍温度を上回る焼鈍でなければならず、それにともなってラーベス相及び／又はＦｅ含有粒子及び／又はＣｒ含有粒子及び／又はＳｉ含有粒子及び／又は炭化物が溶解され、かつ、析出のために後続のサーモメカニカル処理に供される。溶解焼鈍温度は合金に依存するが、しかしながら有利には、１０５０℃を上回って６分超の時間にわたり、あるいは、１０６０℃を上回って１分超であり、これに、静止保護ガス又は空気、運動している（吹き付けられた）保護ガス又は空気中で、又は水中での冷却が続く。前記溶解焼鈍温度を上回る厳密な温度制御は、特性を決定的づけるものではない。焼鈍は空気中又は保護ガス下に行うことができる。これは溶融温度を下回るのが好ましく、有利に＜１３５０℃である。また、焼鈍時間はコストの理由から有利に＜２４時間であることが好ましいが、出力に応じてより長くてもよい。溶解焼鈍に、静止保護ガス又は空気、運動している（吹き付けられた）保護ガス又は空気中で、又は水中での冷却が続き、その際、わずかなラーベス相のみが新たに生じるに過ぎない。

付加的に、特に比較的厚肉の部品の場合には、部品の全ての部分が所定の温度で必要な最短焼鈍時間に達するように留意すべきである。このことは、焼鈍時間の開始点を決定する際に考慮しなければならない。

第二の工程において、高められた転位密度が材料にもたらされねばならない。高められた転位密度は加工された組織又は回復した組織を有し、その際、転位が小角粒界中に配置されている。

従って、第二の工程は材料に転位をもたらすような加工でなければならず、その後、後続の焼鈍処理において、ラーベス相及び／又はＦｅ含有粒子及び／又はＣｒ含有粒子及び／又はＳｉ含有粒子及び／又は炭化物が均一に分布するように配慮する。

前記変形は冷間加工であってよいが、しかしながら熱間加工であってもよく、その際、熱間加工の場合には、組織が圧延の際にすでに完全に再結晶することのないように配慮しなければならない。このことは、最終加工のための変形領域及び該加工が行われる温度を制限することによって行われる。１０００℃超の変形の場合、材料は加工の際にすでに再結晶ないし回復する傾向にあるため、加工は有利に１０００℃を下回って行われなければならない。５００℃を下回る温度の場合、フェライトにおいて生じる４７５℃脆化の範囲内にある。そこでは、該材料はよりわずかなひずみ及びより高い耐加工性を有し、これにより加工はあまり有利ではなくなり、かつ経済性は低下する。

所定のサイズを下回る析出物は、あまり有効でない（例えば、"Buergel"第１４１頁を参照のこと）。従って、変形により生じた転位密度は高すぎてはならず、それというのも、その場合には確かに極めて多くの、しかしながら弱い析出物が生じ、かつ過剰の転位が自由に移動可能であり、ひいては予備加工が有害となるためである。すなわち有利に、最も高度な変形は≦１０００℃の熱間加工の部分に関しては９０％であり、かつ冷間加工については９０％である。

２０〜９９％の範囲内での加工の場合、９５０℃〜１０５０℃での焼鈍によって組織の回復が生じ得る。それにより転位密度が低下するため、またもやラーベス相及び／又はＦｅ含有粒子及び／又はＣｒ含有粒子及び／又はＳｉ含有粒子及び／又は炭化物の分布に対するプラスの効果が生じる。

ラーベス相及び／又はＦｅ含有粒子及び／又はＣｒ含有粒子及び／又はＳｉ含有粒子及び／又は炭化物が加工された材料に導入し得る方法は、半製品から必要な部品を完成させ、その後、完成された部品を０．１℃／分〜１０００℃／分での加熱により、５５０℃〜１０００℃の適用温度にすることである。加熱の間に、ラーベス相及び／又はＦｅ含有粒子及び／又はＣｒ含有粒子及び／又はＳｉ含有粒子及び／又は炭化物が組織中に微細に分布して析出する。微細な分布は、低い温度範囲内での核形成、それに続く、より高い温度での核のある程度の成長により生じる。従って加熱速度は１０００℃／分よりも高くてはならず、それというのも、その場合にはこのプロセスのための時間が短すぎるためである。０．１℃／分より低い加熱速度は、非経済的である。

第二の方法は、材料の別個の熱処理である。そのために、加工された半製品／部品をｔ_min〜ｔ_maxの期間にわたって５５０℃〜１０６０℃の温度範囲内で保護ガス又は空気下に熱処理し、次いで静止保護ガス又は空気、運動している（吹き付けられた）保護ガス又は空気中で、又は水中で冷却するか、又は８００℃までの熱処理については炉内で冷却し、ここで、

であり、ｔ_min及びｔ_maxのデータは分であり、かつ熱処理温度Ｔは℃である。この場合、所望の部品を前記熱処理の前又は後に完成させることができる。

焼鈍の際には、特に比較的厚肉の半製品／部品の場合、部品の全ての部分が、所定の温度で必要な最短焼鈍時間に達するように留意すべきである。このことは、焼鈍時間の開始点を決定する際に考慮しなければならない。同様に、半製品／部品のいずれの範囲も、必要な最大焼鈍時間を超えないように留意すべきである。

ｔ_minよりも短い時間では、ラーベス相及び／又はＦｅ含有粒子及び／又はＣｒ含有粒子及び／又はＳｉ含有粒子及び／又は炭化物の形成には不十分である。ｔ_maxよりも長い時間では、析出物が強度に粗くなり、それにより粒子がもはや明らかに耐クリープ性に寄与し得なくなる恐れがある。ｔ_maxよりも長い時間の場合、５５０℃〜１０６０℃の上方の温度範囲内では回復した組織が生じる可能性があり、これは完全になおも有効であり得る。しかしながら、回復の経過に伴って転位密度は更に低下するため、析出物の分布はますます不均一になり、かつクリープ強度に対するプラスの効果は最終的に消滅する。５５０℃〜１０６０℃の範囲内のより低い温度の場合、ｔ_maxを上回る時間は更に非経済的である。

焼鈍は、保護ガス（低い酸素分圧を有するアルゴン、水素及び類似の雰囲気）下に行うことができる。冷却は、経済的な理由から、静止保護ガス又は空気、運動している（吹き付けられた）保護ガス又は空気中で、又は水中で行われ、特に８００℃を上回る温度については炉冷を回避することが好ましいが、＜８００℃の温度では炉冷も可能である。

クロム含分により、材料の耐酸化性及び熱膨張係数が決定される。材料の耐酸化性は、封止された酸化クロム層の形成に基づく。１２％を下回って、特により高い運転温度の場合にはよりいっそう鉄含有酸化物が生じるが、これは耐酸化性を悪化させる。従って、クロム含分は≧１２％に調節される。クロム３０％超では、材料の加工性及びその使用可能性は、脆化相、特にシグマ相の形成が増大することにより損なわれる。従って、クロム含分は≦３０％に制限される。クロム含分の増大に伴い、膨張係数は低下する。

従って、特に燃料電池における適用のために、膨張係数を燃料電池中のセラミックスに適合した範囲内に調節することができる。これはおよそ２２〜２３％のクロム含分である。しかしながら、例えば改質器又は発電所といった他の適用のためには、前記制限は存在しない。

マンガンの添加によって、酸化クロム層上にクロムマンガンスピネルの形成が生じるが、これは材料上で２％未満の比較的わずかなアルミニウム含分に対して生じる。このクロムマンガンスピネルはクロム蒸発を低減させ、かつ接触抵抗を改善させる。そのために少なくとも０．００１％のマンガン含分が必要である。２．５％超のマンガンでは、極めて厚いクロムマンガンスピネル層の形成により耐酸化性が損なわれる。

ニオブ、モリブデン、タングステン又はタンタルは、鉄含有合金中で析出物の形成に関与することができ、これは、例えば炭化物及び／又はラーベス相Ｆｅ₂（Ｍ，Ｓｉ）又はＦｅ₇（Ｍ，Ｓｉ）₆中のＭである。モリブデン、タングステン又はタンタルは付加的に良好な混晶硬化体であり、ひいてはクリープ強度の改善に寄与する。この場合、下限はそれぞれ、有効となるようにある程度の量が存在していなければならないことにより決定され、上限は加工性により決定される。従って、
Ｎｂ ０．１〜２％
Ｗ ０．１〜５％
の有利な範囲が存在する。Ｗは、完全にか又は部分的にＭｏ及び又はＴａで置換されてもよい：０．１〜５％。

ケイ素は、鉄含有合金において析出物、例えばラーベス相Ｆｅ₂（Ｍ，Ｓｉ）又はＦｅ₇（Ｍ，Ｓｉ）₆の形成に関与し得る。ケイ素は析出物の増大及びこのラーベス相の安定性をもたらし、ひいてはクリープ強度に寄与する。ラーベス相の形成の際に、ケイ素は完全にこのラーベス相中に結合される。それゆえに、酸化クロム層の下方で酸化ケイ素層の形成はもはや生じない。同時に、酸化物層へのＭの組み込みが低減され、それにより、耐酸化性に対するＭのマイナスの影響が阻害される。Ｓｉは少なくとも０．０５％存在しなければならず、それに伴って所望の効果が生じる。Ｓｉの含分が多すぎる場合には、Ｓｉのマイナスの効果がまたもや生じ得る。従って、Ｓｉ含分は１％に制限される。

アルミニウムは１％を下回る含分の場合に耐酸化性を悪化させ、それというのも、これは内部酸化を導くためである。しかしながら、１％よりも大きいアルミニウム含分は、酸化クロム層の下方に、非伝導性でありかつひいては接触抵抗を低減させる酸化アルミニウム層の形成をもたらす。従って、酸化クロムビルダーが所望されるか又はその耐酸化性が十分である場合には、アルミニウム含分は≦０．５％に制限される。このための一例は、例えばインターコネクタプレートとしての適用である。しかしながら、少なくとも０．００１％のある程度のアルミニウム含分は、溶融物の脱酸に必要である。伝導性酸化物が必要でなく、同時に、酸化クロム層によりもたらされるものよりも更に明らかに高い耐酸化性が要求される場合には、合金は、少なくとも２％のアルミニウム含分により、封止された酸化アルミニウム層を形成し得る（ＤＥ１０１２０５６１）。６．０％以上のアルミニウム含分は、加工上の問題、ひいては高められたコストを招く。

炭素は、炭化物析出物をもたらし、ひいてはクリープ強度に寄与する。加工性を損なわないためには、炭素含分は＜０．１％であることが好ましい。しかしながら該含分は＞０．００２％であることが好ましく、それに伴って効果が生じ得る。

加工性を悪化させる窒化物の形成を回避するために、窒素含分は最大０．１％であることが好ましい。材料の加工性を保証するためには、該含分は０．００２％を上回ることが好ましい。

硫黄の含分は出来る限りわずかであることが好ましく、それというのも、この界面活性元素は耐酸化性を損なうためである。従って、Ｓは最大０．０１％と定められる。

酸素親和性元素、例えばＣｅ、Ｌａ、Ｐｒ、Ｎｅ、Ｓｃ、Ｙ、Ｚｒ、Ｈｆは、酸化物成長が低減されかつ酸化物層の付着が改善されることによって、耐酸化性を改善する。耐酸化性を向上させるＹの作用を得るためには、１以上の元素Ｃｅ、Ｌａ、Ｐｒ、Ｎｅ、Ｓｃ、Ｙ、Ｚｒ、Ｈｆの０．０２％の最小含分は合理的である。上限はコストの理由から０．３質量％とされる。

チタンは、各々の酸素親和性元素と同様に、酸化の際に酸化物層に取り込まれる。更に、これは内部酸化の原因となる。しかしながら、この場合に生じる酸化物は小さくかつ微細に分布しているため、表面の硬化を生じさせ、かつ酸化物層の膨らみ、及び、酸化の間の金属範囲の封入を妨ぐ（ＤＥ１０２００６００７５９８Ａ１を参照のこと）。この膨らみは不利であり、それというのも、この場合に生じる亀裂は酸化速度の向上を生じさせるためである。従って、Ｔｉは耐酸化性の改善に寄与する。Ｔｉ含分の有効性のためには少なくとも０．０１％のＴｉが存在していなければならないが、０．５％を上回ってはならず、それというのも、その含分では作用はもはや改善されないが、コストは増大するためである。

リンの含分は０．０３０％より小さいことが好ましく、それというのも、この界面活性元素は耐酸化性を損なうためである。Ｐ含分が低すぎるとコストが高くなる。従って、Ｐ含分は≧０．００２％である。

マグネシウム及びカルシウムの含分は、０．０００１〜０．０５質量％ないし０．０００１〜０．０３質量％の分布範囲に調節することができる。

３％以上のコバルト含分は耐酸化性を損なうことが判明した。下限はコストの理由から０．０１質量％とされる。ニッケル及び銅に関しては、コバルトと同じことが当てはまり、ホウ素は最大０．００５％に制限されるが、これは、該元素が耐酸化性を低減させるためである。

実施例１において熱間加工された材料の組織。 １０７５℃で２０分間焼鈍し、かつ静止空気中で冷却した後の、実施例１における熱間加工した材料の組織。粒度１３７μｍ。 ６００℃〜１０００℃でそれぞれ２０分間焼鈍し、かつ静止空気中で冷却した後の、実施例２における材料の組織。 ９２０℃で連続炉中で空気中で焼鈍し、引き続き静止空気中でそれぞれ２０分間冷却し、かつ静止空気中で冷却した後の、実施例３における材料の組織。（エッチング Ｖ２Ａ酸洗液） １０５０℃／３．４分で保護ガス下に連続炉中で焼鈍し、かつ冷たい保護ガス流中で冷却した後の、実施例４におけるチャージ１６１０６１の組織。 １０５０℃／３．４分で保護ガス下に連続炉中で焼鈍し、かつ冷たい保護ガス流中で冷却し、かつ１０５０℃／２０分で空気下に焼鈍し、引き続き静止空気中で冷却した後の、実施例４におけるチャージ１６１０６１の組織、粒度１３４μｍ（Ｖ２Ａ酸洗液でのエッチング）。 １０５０℃／３．４分で保護ガス下に連続炉中で焼鈍し、かつ冷たい保護ガス流中で冷却した後の、実施例５におけるチャージ１６１９９５の組織。 １０５０℃／３．４分で保護ガス下に連続炉中で焼鈍し、かつ冷たい保護ガス流中で冷却し、かつ１０７５℃／２０分で空気下に焼鈍し、引き続き静止空気中で冷却した後の、実施例５におけるチャージ１６１９９５の組織、粒度１３９μｍ。 １０７５℃で２２分間焼鈍し、かつ静止空気中で冷却した後の、実施例５における熱間加工した材料の組織。粒度１３４μｍ〜１６２μｍ。 １０７５℃で２２分間焼鈍し、その後静止空気中で冷却し、次いで７００℃で４時間焼鈍し、次いで静止空気中で冷却した後の、実施例５における熱間加工した材料の組織。粒度１３６μｍ。 １０５０℃で２．８分間保護ガス下に連続炉中で焼鈍し、かつ冷たい保護ガス流中で冷却した後の、実施例７におけるチャージ１６１９９５の組織。 １０５０℃で２．８分間保護ガス下に連続炉中で焼鈍し、かつ冷たい保護ガス流中で冷却し、次いで１０７５℃で１０分間空気下に焼鈍し、引き続き静止空気中で冷却した後の、実施例７におけるチャージ１６１９９５の組織。粒度１０８μｍ。

実施例に基づき、本発明の対象を詳説する。

第１表に、以下の実施例に用いたチャージの分析を示す。これらのチャージをアーク炉中で約３０ｔの量で溶融させ、その後、取鍋に注ぎ込み、かつＶＯＤ装置中で脱炭及び脱酸処理並びに真空処理を行い、かつ注ぎ込んでブロックにした。その後、このブロックを熱間圧延し、最終厚さに応じて中間焼鈍を伴って冷間圧延した。熱間圧延の後、酸化物層を酸洗液により除去した。

第１表に示したような分析を伴う材料は、主にラーベス相Ｆｅ₂（Ｍ，Ｓｉ）又はＦｅ₇（Ｍ，Ｓｉ）₆及び明らかに低下した量の炭化物を析出する。

実施例１
この実施例において、第１表に示されたチャージ１６１０６１からの材料は、１０７０℃超で７分超の期間にわたって溶解焼鈍した後、静止空気中で冷却し、熱間圧延して１２ｍｍ厚の薄片にしたものであり、その際、機械加工を＞１０７０℃の開始温度で開始し、かつ５００℃〜１０００℃で圧延により７８％の機械的変形を行った。

図１は、そのように変形された組織の典型的な外観を示す。シュウ酸での電解エッチングによりエッチングされた面において、わずかなラーベス相が析出しているに過ぎないことが顕微鏡で視認できる。

その後、そのように加工された材料を１０７５℃で２０分間焼鈍し、静止空気中で冷却したところ、ラーベス相の約１３７μｍの粒度の析出物がわずかに得られるのみであり（図２）、これは典型的な粗粒構造である。

この材料に対して上記のように３５ＭＰａの開始応力で７５０℃の温度でクリープ試験を実施すると、試験体は１２．８時間後に６９．８％のひずみＡで破断する（第２表）。室温の場合、そのように焼鈍された材料は３５％のひずみを有しており、これはフェライトに関して極めて良好な値である。

他方で、熱間圧延された材料（予備加工と同じ意味をもつ）から、クリープ試験のための試験体を部品のためのシミュレーションとして完成させ、かつこれを約６０℃／分で７５０℃の適用温度に加熱し、その後、クリープ試験を３５ＭＰａの開始応力で７５０℃の温度で実施すると、試験体は驚異的にも２５５時間後にようやく２９％のひずみＡで破断し、これは、破断までの時間が２０倍延長されたことを意味する。部品の完成は極めて容易に可能であり、それというのも、上記のように熱間加工された状態は、室温での引張試験において１９％のひずみを有しており、これは良好な値でありかつこれにより材料が良好に加工可能となるためである。

この実施例は明らかに、予備加工及び粗粒組織を伴った組織が、破断時間ないしクリープ強度に関して優れていることを示しており、このことは、"Buergel"第１９６頁〜第１９９頁、第３．７表に記載されているような従来技術と矛盾する。

実施例２
この実施例において、実施例１からの熱間圧延された材料を用いて、焼鈍を、６００℃〜１０００℃でそれぞれ２０分間、ないし、幾つかの温度については２４０ないし１４４０分間（式１及び２によるｔ_min及びｔ_maxについては第３表を参照のこと）空気中で実施し、次いで、静止空気中での冷却を行った。熱処理の後、薄片から試験体を完成させ、その後、クリープ試験を３５ＭＰａの応力で７５０℃で上記の通り実施した。結果を第３表にまとめる。

１０００℃で２０分後、７９．５％のひずみＡで、わずか１０．４ｈの破断時間が達成される。６００℃〜９５０℃で２０分後、２２．７％より大きいひずみＡで１００時間を上回る、少なくとも７倍高められた破断時間が達成される。２０分焼鈍した際の最も長い破断時間は、８５０℃で５６４時間で達成される。２４０分焼鈍した際の最も長い破断時間は、８００℃で３９６時間で達成される。その上更に、７００℃で１４４０分後に６４５ｈの破断時間が達成される。図３は、２０分間にわたる種々の焼鈍後の組織を示す。図３における組織は、球状に再結晶していない。８５０℃（破断時間の最大）まで、組織は変形された組織の典型的な外観を有する。約９００℃以上で明らかに回復が認められるが、このことは、球状に再結晶した組織と比較して転位密度が更に高められていることを意味している。回復した組織において、転位は部分的に小角粒界に再配列した。これは予備加工と類似の作用を有している。シュウ酸での電解エッチングによりエッチングされた面において、約７５０℃以上でラーベス相が顕微鏡により視認可能なほど析出していることが十分に見て取れ、その際、該相は８５０℃（破断時間の最大）までますます密でかつ均一に析出する。約９００℃以上で、該相は粒状の析出物に加えて小角粒界ないし粒界上にも目立って認めることができ、それにより小角粒界ないし粒界のかみ合いがもたらされるが、これはクリープ強度の向上のための措置２に相当する（上記を参照のこと）。１０００℃で、極めて大きな粒子が回復の経過により生じているのが見て取れるため、転位密度が強度に低減されており、かつ破断時間の増大はもはや生じない。破断時間の最大は、密に均一に析出したラーベス相を有する変形された組織において生じる。

室温で、２０分焼鈍した薄片は６００℃〜９５０℃の全ての温度で少なくとも１３％のひずみを有しており、これはフェライト合金に関しては満足のいくものとみなすことができ、かつこれにより材料が加工可能となる。ひずみは７００℃〜８００℃の範囲内で最も低く、かつそれぞれより低いか又はより高い焼鈍温度に向かって改善される。それというのも、より低い温度では確かにすでにラーベス相が析出しているもののまだ顕微鏡では視認できず、それに伴って比較的わずかな体積割合を有しているが、その代わりに極めて微細に分布しているためである。より高温の場合、より大きな体積割合が析出しているが、その代わりにより粒子がより若干粗く、かつ小角粒界及び粒界上に認め得る。

１０００℃での焼鈍は、ｔ_max＝１９．６分を上回って２０分の焼鈍時間を伴う。従って、これは本発明による範囲内にはなく、参照となる。破断時間はたった１０．４時間である。６００℃〜９５０℃の温度での２０分の焼鈍時間は、本発明による範囲内ｔ_min〜ｔ_maxにある。それに基づき、破断時間は本発明によれば、１０７５℃／２０分の焼鈍、次いで静止空気中での冷却の後に生じる実施例１からの粗粒の球状の再結晶した状態と比較して、明らかに７倍超高められていた。

実施例３
この実施例において、第１表に示されたチャージ１６１０６１からの材料は、１０７０℃超で７分超の期間にわたって溶解焼鈍した後、静止空気中で冷却し、熱間圧延して１２ｍｍ厚の薄片にしたものであり、その際、加工を＞１０７０℃の開始温度で開始し、かつ１０００℃〜５００℃で圧延により６０％の機械的変形を行った。その後、そのように加工された薄片を大工業的に連続炉中で９２０℃で２８分間にわたって空気中で焼鈍し、かつこれを静止空気中で冷却したところ、この材料から完成された引張試験体は、３５ＭＰａの開始応力で７５０℃の温度でのクリープ試験において、３８％のひずみＡで３９１時間の破断時間を有している（第４表）。組織は球状に再結晶しているのではなく、回復している。該組織は、析出物を粒状でかつ小角粒界ないし粒界上に有している（図４）。破断時間は、１０７５℃で２０分間にわたる焼鈍の後に１３７μｍの粒度を有する球状に再結晶した粗粒組織を伴って達成された実施例１における時間の３０倍の時間である。９２０℃での焼鈍は、本発明による範囲内ｔ_min＝０．３２分〜ｔ_max＝１６２．６分において２８分の焼鈍時間を伴う。

室温で、そのように処理された薄片は、１８％の極めて良好なひずみ、４７５ＭＰａのひずみ限界、及び６５５ＭＰａの引張強さを有しており（第４表を参照のこと）、これにより材料は良好に加工可能となる。

実施例４
この実施例では、チャージ１６１０６１及びチャージ１６１９９５からの材料は、１０７０℃超で７分超の期間にわたり溶解焼鈍し、その後、吹き付けられた保護ガス中で冷却し、かつ熱間圧延及び酸化物層の除去を行った後に、冷間圧延により１．５ｍｍ厚の薄片としたものであり、その際、５３％の冷間加工を施与した。その後、１０５０℃で３．４分間の焼鈍を保護ガス下に連続炉中で行い、引き続き冷たい保護ガス流中で冷却した。チャージ１６１０６１（図５）並びにチャージ１６１９９５は、それにより、伸ばされた粒（図７）と、図４よりも明らかに少なく見て取れるもののラーベス相の析出物とを有する、回復した組織を示している。その後、材料の一部をもう一度１０５０℃で２０分間空気下に焼鈍し、続いて静止空気中で冷却した。それにより２つのチャージとも球状に再結晶化し、チャージ１６１０６１は１３４μｍの粒度を有し（図６）、チャージ１６１９９５は１３９μｍの粒度を有する。析出したラーベス相はわずかに認められるに過ぎない。

第５ａ表及び第５ｂ表は、クリープ試験及び室温での引張試験の結果を示す。１０５０℃で３．４分間焼鈍した後、チャージ１６１０６１は、７５０℃で３５ＭＰａの開始負荷でのクリープ試験において、５０％のひずみＡで２５．９時間の破断時間を有するが、更に１０５０℃で２０分間焼鈍した後には極めて粗い粒子が生じ、８３％のひずみＡで７．９時間というたった三分の一の破断時間を有するに過ぎない。

同様に、チャージ１６１９９５は、７５０℃で３５ＭＰａの開始負荷でのクリープ試験において、８９％で３３．５時間の破断時間を有するが、更に１０７５℃で２０分間焼鈍した後には極めて粗い粒子が生じ、９２％のひずみＡで７．９時間というたった四分の一の破断時間を有するにすぎない。室温での引張試験におけるひずみは、１０５０℃及び焼鈍時間３．４分で、チャージ１６１０６１については２８％であり、かつチャージ１６１９９５については２６％であり、これはフェライトに関して極めて良好であり、これにより材料は極めて良好に加工可能となる。ひずみは、粗粒組織の場合には、チャージ１６１０６１については３１％、チャージ１６１９９５については２９％と、更に高くなる。

これは、約１０５０℃の温度での焼鈍時間の影響を示している。数分という短時間の焼鈍の場合には、なおも転位（変形）及び十分なラーベス相が材料中に存在しており、この結果、この実施例ではクリープ試験において破断までの３〜４倍延長された時間がもたらされる。より長い焼鈍の場合、ラーベス相は、チャージ１６１０６１が示すように十分に溶解し、かつ組織は、クリープ試験の際に破断までの相応する短い時間を伴って球状に再結晶している。

１０５０℃で２０分間の焼鈍は、ｔ_max＝６．０分を上回って２０分の焼鈍時間を伴う。従ってこれは本発明による範囲内になく、１０７５℃で２０分間の焼鈍の際と同様に参照となる。１０５０℃で３．４分間の焼鈍は、ｔ_min＝０．３２分〜ｔ_max＝６．０分の本発明による範囲内の３．４分の焼鈍時間を伴い、かつ本発明によれば、クリープ試験において明らかに高められた破断時間を示す。

実施例５
この実施例において、チャージ１６１０６１からの材料は、１０７０℃超で７分超の期間にわたり溶解焼鈍し、その後、静止空気中で冷却して、熱間圧延により１２ｍｍ厚の薄片としたものであり、その際、加工を＞１０７０℃の開始温度で開始し、かつ１０００℃〜５００℃で圧延して７０％の機械的変形を行った。

その後、そのように加工された材料に対して、１０７５℃で２２分間溶解焼鈍を行い、かつ静止空気中で冷却し、そのようにして、ラーベス相の約１３４〜１６２μｍの粒度の析出物をわずかにのみ有する極めて粗粒状の組織が得られる（図９）。この材料に対して４０ＭＰａの開始応力で７００℃の温度でクリープ試験を実施した場合、試験体は２２８時間後に５１％のひずみＡで破断する（第６表）。クリープ試験を６０ＭＰａで実施した場合、試験体は８．１時間後に４３％のひずみＡで破断する。室温の場合、そのように焼鈍された材料は３５％のひずみを有しており、これはフェライトのために極めて良好な値である。

１０７５℃で２２分間溶解焼鈍した材料に対して更に７００℃で４時間焼鈍し、次いで静止空気中で冷却すると、組織中でラーベス相が分布して析出する（図１０）。その後、７００℃で４０ＭＰａの開始応力でクリープ試験を実施した場合、試験体は７２．６％のひずみＡで早くも１０４時間後に、つまり１０７５℃で２２分間溶解焼鈍した後よりも本質的に短い時間で破断する。６０ＭＰａでクリープ試験を実施した場合、試験体は６３％のひずみＡで６．３時間後に、つまり同様に１０７５℃で２２分間溶解焼鈍した後よりも本質的に短い時間の後に破断する。

このことは、破断時間の延長を得るためには、ラーベス相の析出が、高められた転位密度を有する組織、つまり加工又は回復した組織において行われねばならないことを裏付けている。溶解焼鈍された組織における析出物は、まさに逆のこと、つまり破断時間の短縮をもたらす。これは、転位欠乏した粗粒組織における析出と比較して、高められた転位密度を有する組織、すなわち変形又は回復した組織において析出した場合、極めて微細な析出物がより均一に分布していることが原因である。

実施例６
この実施例では、実施例２と同様に、実施例１からの熱間圧延された材料を用いて、焼鈍を、７５０℃〜１０００℃でそれぞれ２０分間、ないし、幾つかの温度については１２０分、２４０分、４８０分、９６０分、１４４０分ないし５７６０分間（式１及び２によるｔ_min及びｔ_maxについては第７表を参照のこと）空気中で実施し、次いで、静止空気中での冷却を行った。熱処理の後、薄片から試験体を完成させ、その後、クリープ試験を４０ＭＰａの応力で７５０℃で、上記の通り実施した。試験時間の短縮のために、実施例２と比較してより高い応力を選択した。目的は、焼鈍に好適な熱処理時間を確認することであった。結果を第７表にまとめる。

１０００℃で２０分後、７８．７％のひずみＡで、わずか８．８ｈの破断時間が達成される。実施例２では、１０００℃で２０分、及び７５０℃で３５ＭＰａでのクリープ試験により、１０７５℃で２０分間溶解焼鈍し、かつ静止空気中で冷却した後と同等の短い破断時間が達成されたため、この値は、溶解焼鈍した状態の破断時間に関する参照と仮定することができる。本発明によるバリエーションは、この破断時間を少なくとも１．５倍上回ることが好ましい。

７５０℃〜９００℃で２０分後、２７％より大きいひずみＡで１００時間を上回る、少なくとも１０倍高められた破断時間が達成される。２０分焼鈍した際の最も長い破断時間は、８５０℃で２９６時間で達成される。１２０分焼鈍した際の最も長い破断時間は、８００℃で２２７時間で達成される。２４０分焼鈍した際の最も長い破断時間は、７５０℃で１８２時間で達成され、その際、７００℃についての値は存在しない。４８０分焼鈍した際の最も長い破断時間は、８００℃で１６９時間で達成される。９６０分については、７５０℃についての破断時間のみを測定したところ、２４．２％のひずみで１３９時間の値であった。１４４０分及び５７６０分後、７５０℃及び８００℃では、これらの温度で最大に達成された破断時間を明らかに下回る破断時間が達成されるに過ぎない。例えば８００℃の場合、４８０分の処理時間後の１６９時間の破断時間は、１４４０分の処理時間後に４６時間の値に低下し、５７６０分の処理時間後に１７．５時間の値に低下するが、但し、これはなおも本発明による範囲内にある。処理時間の更なる増大は破断時間を更に低減させるため、ｔ_maxは有利には７０５９分に関して５７５０分の時間を若干超過する。７５０〜９００℃の熱処理温度及び２０分〜５７６０分の時間に関するひずみは、いずれも２４．２％〜４３％であり、脆性破壊を回避するために要求される１８％を上回っている。２０分間の焼鈍後の組織については実施例２で述べたことが当てはまり、それというのも、同じ焼鈍であるためである。クリープ試験における４０ＭＰａというより高い応力の場合であっても、密で均一に析出したラーベス相を有する変形した組織において、破断時間の最大が生じる。

室温で、２０分焼鈍した薄片は、実施例２と同様に６００℃〜９００℃の全ての温度で少なくとも１３％のひずみを有しており、これはフェライト合金に関しては満足がいくものとみなすことができ、かつこれにより材料が加工可能となる。

実施例７
この実施例では、５３％の冷間加工後に１０５０℃で３．４分間保護ガス下に連続炉中で焼鈍し、次いで冷たい保護ガス流中で冷却した、チャージ１６１９９５の１．５ｍｍ厚の材料を使用した。同様に、４０％の冷間加工の後に１０５０℃で２．８分間保護ガス下に連続炉中で焼鈍し、次いで冷たい保護ガス流中で冷却することによって、チャージ１６１９９５から２．５ｍｍ厚の材料を製造した。それにより、２．５ｍｍ厚の材料も、図７における実施例４からの材料と同様に伸ばされた粒子（図１１）と、図４よりも明らかに少なく見て取れるもののラーベス相の析出物とを有する回復した組織を示す。その後、材料の一部をもう一度１０５０℃で１０分間空気下に焼鈍し、次いで静止空気中で冷却した。それにより、材料は１０８μｍの粒度で球状に再結晶している。析出したラーベス相はわずかに認められるに過ぎない。１０５０℃／２．８分及び最終熱処理としての１０７５℃／１０分での材料を、その後、２．８〜４０％の加工率で圧延した。その後、７５０℃で３５ＭＰａでクリープ試験を実施し、かつ引張試験を室温で行った。結果を第８表にまとめる。

１０５０℃で３．４分間焼鈍した後、チャージ１６１９９５は、７５０℃で３５ＭＰａの開始負荷でのクリープ試験において、８９％のひずみＡで３３．５時間の破断時間を有するが、更に１０５０℃で１０分間焼鈍した後、極めて粗い粒子が生じ、５０．４％のひずみＡで１０．８時間というたった三分の一の破断時間を有するに過ぎない。

１０５０℃／２．８分の後に加工した材料から、クリープ試験のための試験体を部品のためのシミュレーションとして完成させ、かつこれを約６０℃／分で７５０℃の適用温度に加熱し、その後、クリープ試験を３５ＭＰａの開始応力で７５０℃の温度で実施したところ、破断ひずみは、５〜４０％の加工の場合、４５％を上回る破断ひずみで約１０時間の値に低下する。

それに対して、１０５０℃／１０分の後に加工した材料から、クリープ試験のための試験体を部品のためのシミュレーションとして完成させ、かつこれを約６０℃／分で７５０℃の適用温度に加熱し、その後、クリープ試験を３５ＭＰａの開始応力で７５０℃の温度で実施したところ、破断ひずみは、２．９〜４０％の加工の場合４９〜１３７時間の値に増加し、このことは、１０５０℃／２．８分の後に加工した材料に対する破断時間の４倍超の増大を意味し、その際、１０％で最大が生じ、かつ破断ひずみは１８．９〜６０％である。

しかしながら、１０％以上の加工度では、室温での引張試験における破断ひずみは８％未満であるため、材料の加工可能性は次第に悪化している。即ち、冷間成形のための有利な加工率は０．０５〜１０％である。更に、この実施例は、加工前の焼鈍を低すぎる温度か又は短すぎる時間で実施した場合（ここでは１０５０℃で２．８分間）、加工後の破断ひずみの増大が生じないことを示している。１０５０℃超で６分超（ここでは１０７５℃で７分間）焼鈍した後に、破断ひずみの増大が生じた。

表／図の表記／記述を以下の通り示す：
第１表 試験した合金の組成（全て質量％でのデータ）。
第２表 １２ｍｍ厚の薄片に対する実施例１における熱間圧延及び熱処理についての、７５０℃で３５ＭＰＡでのクリープ試験及び室温での引張試験の結果。（Ｒ：従来技術による参照、Ｅ：本発明による）
第３表 １２ｍｍ厚の薄片に対する実施例１からの熱間圧延及び実施例２からの熱処理についての、７５０℃で３５ＭＰＡでのクリープ試験及び室温での引張試験の結果。（Ｒ：従来技術による参照、Ｅ：本発明による）
第４表 １２ｍｍ厚の薄片に対する、実施例３についての７５０℃で３５ＭＰＡでのクリープ試験及び室温での引張試験の結果。（Ｒ：従来技術による参照、Ｅ：本発明による）
第５表 １．５ｍｍ厚のテープに対する、実施例４についての７５０℃で３５ＭＰＡでのクリープ試験及び室温での引張試験の結果。（Ｒ：従来技術による参照、Ｅ：本発明による）
第６表 １２ｍｍ厚の薄片に対する、実施例５についての７００℃でのクリープ試験及び室温での引張試験の結果。（Ｒ：従来技術による参照、Ｅ：本発明による）
第７表 １２ｍｍ厚の薄片に対する、実施例６における熱間圧延及び熱処理についての、７５０℃で４０ＭＰＡでのクリープ試験及び室温での引張試験の結果。（Ｒ：従来技術による参照、Ｅ：本発明による）
第８表 チャージ１６１９９５からの１．５ｍｍ〜２．５ｍｍ厚のテープに対する、実施例７についての７５０℃で３５ＭＰＡでのクリープ試験及び室温での引張試験の結果。（Ｒ：従来技術による参照、Ｅ：本発明による）

図１ 実施例１において熱間加工された材料の組織。
図２ １０７５℃で２０分間焼鈍し、かつ静止空気中で冷却した後の、実施例１における熱間加工した材料の組織。粒度１３７μｍ。
図３ ６００℃〜１０００℃でそれぞれ２０分間焼鈍し、かつ静止空気中で冷却した後の、実施例２における材料の組織。
図４ ９２０℃で連続炉中で空気中で焼鈍し、引き続き静止空気中でそれぞれ２０分間冷却し、かつ静止空気中で冷却した後の、実施例３における材料の組織。（エッチング Ｖ２Ａ酸洗液）
図５ １０５０℃／３．４分で保護ガス下に連続炉中で焼鈍し、かつ冷たい保護ガス流中で冷却した後の、実施例４におけるチャージ１６１０６１の組織。
図６ １０５０℃／３．４分で保護ガス下に連続炉中で焼鈍し、かつ冷たい保護ガス流中で冷却し、かつ１０５０℃／２０分で空気下に焼鈍し、引き続き静止空気中で冷却した後の、実施例４におけるチャージ１６１０６１の組織、粒度１３４μｍ（Ｖ２Ａ酸洗液でのエッチング）。
図７ １０５０℃／３．４分で保護ガス下に連続炉中で焼鈍し、かつ冷たい保護ガス流中で冷却した後の、実施例５におけるチャージ１６１９９５の組織。
図８ １０５０℃／３．４分で保護ガス下に連続炉中で焼鈍し、かつ冷たい保護ガス流中で冷却し、かつ１０７５℃／２０分で空気下に焼鈍し、引き続き静止空気中で冷却した後の、実施例５におけるチャージ１６１９９５の組織、粒度１３９μｍ。
図９ １０７５℃で２２分間焼鈍し、かつ静止空気中で冷却した後の、実施例５における熱間加工した材料の組織。粒度１３４μｍ〜１６２μｍ。
図１０ １０７５℃で２２分間焼鈍し、その後静止空気中で冷却し、次いで７００℃で４時間焼鈍し、次いで静止空気中で冷却した後の、実施例５における熱間加工した材料の組織。粒度１３６μｍ。
図１１ １０５０℃で２．８分間保護ガス下に連続炉中で焼鈍し、かつ冷たい保護ガス流中で冷却した後の、実施例７におけるチャージ１６１９９５の組織。
図１２ １０５０℃で２．８分間保護ガス下に連続炉中で焼鈍し、かつ冷たい保護ガス流中で冷却し、次いで１０７５℃で１０分間空気下に焼鈍し、引き続き静止空気中で冷却した後の、実施例７におけるチャージ１６１９９５の組織。粒度１０８μｍ。

Claims (45)

1. 合金から製造された半製品をサーモメカニカル処理することによる、ラーベス相及び／又はＦｅ含有粒子及び／又はＣｒ含有粒子及び／又はＳｉ含有粒子及び／又は炭化物が析出した鉄クロム合金からの部品の製造法において、第一の工程において、合金を溶解焼鈍温度以上の温度で溶解焼鈍し、次いで、静止保護ガス又は空気、運動している（吹き付けられた）保護ガス又は空気中で、又は水中で冷却し、第二の工程において、半製品の機械加工を０．０５〜９９％の範囲で実施し、かつ後続の工程において、加工された半製品から完成された部品を０．１℃／分〜１０００℃／分で加熱して５５０℃〜１０００℃の適用温度にすることによって、ラーベス相Ｆｅ₂（Ｍ，Ｓｉ）又はＦｅ₇（Ｍ，Ｓｉ）₆及び／又はＦｅ含有粒子及び／又はＣｒ含有粒子及び／又はＳｉ含有粒子及び／又は炭化物を意図的かつ微細に分布させることを特徴とする方法。
2. 合金から製造された半製品をサーモメカニカル処理することによる、ラーベス相及び／又はＦｅ含有粒子及び／又はＣｒ含有粒子及び／又はＳｉ含有粒子及び／又は炭化物が析出した鉄クロム合金からの部品の製造法において、第一の工程において、合金を溶解焼鈍温度以上の温度で溶解焼鈍し、次いで、静止保護ガス又は空気、運動している（吹き付けられた）保護ガス又は空気中で、又は水中で冷却し、第二の工程において、半製品の機械加工を０．０５〜９９％の範囲で実施し、かつ後続の工程において、加工された半製品をｔ_min〜ｔ_maxの時間にわたり５５０℃〜１０６０℃の温度範囲内で保護ガス又は空気下に熱処理し、次いで静止保護ガス又は空気、運動している（吹き付けられた）保護ガス又は空気中で、又は水中で冷却するか、又は８００℃までの熱処理については炉内で冷却することによって、ラーベス相Ｆｅ₂（Ｍ，Ｓｉ）又はＦｅ₇（Ｍ，Ｓｉ）₆及び／又はＦｅ含有粒子及び／又はＣｒ含有粒子及び／又はＳｉ含有粒子及び／又は炭化物を意図的かつ微細に分布させ、ここで、ｔ_min及びｔ_maxは以下の式：
   

   

   により算出されるものとし、かつ、所望の部品を前記熱処理の前又は後に完成させることを特徴とする方法。
3. 第一の工程において、合金を≧１０５０℃の温度で６分超にわたり溶解焼鈍する、請求項１又は２記載の方法。
4. 第一の工程において、合金を≧１０６０℃の温度で１分超にわたり溶解焼鈍する、請求項１又は２記載の方法。
5. 以下の組成（質量％）：
   Ｃｒ １２〜３０％
   Ｍｎ ０．００１〜２．５％
   Ｎｂ ０．１〜２％
   Ｗ ０．１〜５％
   Ｓｉ ０．０５〜１％
   Ｃ ０．００２〜０．１％
   Ｎ ０．００２〜０．１％
   Ｓ 最大で０．０１％
   Ｆｅ 残分
   並びに、通常の溶融に条件付けられた不純物
   の半製品をサーモメカニカル処理し、その際、室温で引張試験において＞１３％の塑性ひずみとして測定される機械加工性が与えられている、請求項１から４までのいずれか１項に記載の方法。
6. 溶解焼鈍温度以上の温度、有利に≧１０５０℃で６分超、あるいは≧１０６０℃で１分超、溶解焼鈍し、次いで、静止保護ガス又は空気、運動している（吹き付けられた）保護ガス又は空気中で、又は水中で冷却した後、変形前の最終状態で、半製品において、ラーベス相Ｆｅ₂（Ｍ，Ｓｉ）又はＦｅ₇（Ｍ，Ｓｉ）₆及び／又はＦｅ含有粒子及び／又はＣｒ含有粒子及び／又はＳｉ含有粒子及び／又は炭化物が、合金中にわずかに存在しているのみか、又は全く存在していない、請求項１から５までのいずれか１項に記載の方法。
7. 半製品の加工を熱間加工により行う、請求項１から６までのいずれか１項に記載の方法。
8. 半製品の熱間加工を＞１０７０℃の開始温度で開始し、その際、該半製品を１０００℃〜５００℃で０．０５〜９０％機械的変形させる、請求項１から７までのいずれか１項に記載の方法。
9. 半製品の熱間加工を＞１０７０℃の開始温度で開始し、その際、該半製品を１０００℃〜５００℃で０．０５〜９５％機械的変形させる、請求項１から８までのいずれか１項に記載の方法。
10. 半製品の熱間加工を＞１０７０℃の開始温度で開始し、その際、該半製品を１０００℃〜５００℃で０．０５〜９０％機械的変形させる、請求項１から９までのいずれか１項に記載の方法。
11. 半製品の熱間加工に冷間加工が引き続く、請求項１から１０までのいずれか１項に記載の方法。
12. 半製品の加工を冷間加工により行う、請求項１から６までのいずれか１項に記載の方法。
13. 半製品の冷間加工の程度が０．０５〜９９％である、請求項１２記載の方法。
14. 製品の冷間加工が０．０５〜９５％である、請求項１２又は１３記載の方法。
15. 製品の冷間加工が０．０５〜９０％である、請求項１２から１４までのいずれか１項に記載の方法。
16. 半製品の機械加工が２０〜９９％であり、かつその後、加工された半製品をｔ_min〜ｔ_maxの期間にわたり９５０〜１０６０℃の温度範囲内で保護ガス又は空気下に熱処理し、次いで静止保護ガス又は空気、運動している（吹き付けられた）保護ガス又は空気中で、又は水中で冷却し、その後、所望の部品を完成させるが、但し、
    

    

    であり、かつ、ｔ_min及びｔ_maxのデータは分であり、かつ熱処理温度Ｔは℃である、請求項１から１５までのいずれか１項に記載の方法。
17. 合金が付加的に（質量％で）Ｌａ ０．０２〜０．３％を含有する、請求項１から１６までのいずれか１項に記載の方法。
18. 合金が付加的に（質量％で）Ｔｉ ０．０１〜０．５％を含有する、請求項１から１７までのいずれか１項に記載の方法。
19. 合金が付加的に１以上の元素Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｅ、Ｓｃ、Ｙ、Ｚｒ又はＨｆ ０．０２〜０．３％を含有する、請求項１から１８までのいずれか１項に記載の方法。
20. 合金が付加的に（質量％で）Ａｌ ０．００１〜０．５％を含有する、請求項１から１９までのいずれか１項に記載の方法。
21. 合金が付加的に（質量％で）Ａｌ ２．０〜６．０％を含有する、請求項１から１９までのいずれか１項に記載の方法。
22. 合金が付加的に（質量％で）Ａｌ ２．５〜５．０％を含有する、請求項２１記載の方法。
23. 合金が付加的に１以上の元素Ｍｇ ０．０００１〜０．０７％、Ｃａ ０．０００１〜０．０７％、Ｐ ０．００２〜０．０３％を含有する、請求項１から２２までのいずれか１項に記載の方法。
24. 合金が更に１以上の元素Ｎｉ、Ｃｏ又はＣｕ ０．０１〜３．０％を含有する、請求項１から２３までのいずれか１項に記載の方法。
25. 合金が更にＢ ０．００５％までを含有する、請求項１から２４までのいずれか１項に記載の方法。
26. サーモメカニカル処理され、かつラーベス相が微細に分布した形で析出している鉄クロム合金が、以下の組成（質量％）
    Ｃｒ １２〜３０％
    Ｍｎ ０．００１〜２．５％
    Ｎｂ ０．１〜２％
    Ｗ ０．１〜５％
    Ｓｉ ０．０５〜１％
    Ｃ ０．００２〜０．０３％
    Ｎ ０．００２〜０．０３％
    Ｓ 最大で０．００５％
    Ｆｅ 残分
    並びに、通常の溶融に条件付けられた不純物
    を有する、請求項１から２５までのいずれか１項に記載の方法。
27. 合金が付加的に（質量％で）元素Ｌａ ０．０２〜０．２％を含有する、請求項１から２６までのいずれか１項に記載の方法。
28. 合金が付加的に（質量％で）Ｔｉ ０．０２〜０．２％を含有する、請求項１から２７までのいずれか１項に記載の方法。
29. 合金が付加的に（質量％で）１以上の元素Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｅ、Ｓｃ、Ｙ、Ｚｒ又はＨｆ ０．０２〜０．２％を含有する、請求項１から２８までのいずれか１項に記載の方法。
30. 合金が付加的に（質量％で）１以上の元素Ｍｇ ０．０００１〜０．０５％、Ｃａ ０．０００１〜０．０３％、Ｐ ０．００２〜０．０３％を含有する、請求項１から２９までのいずれか１項に記載の方法。
31. 合金が更に（質量％で）Ｂ ０．００３％までを含有する、請求項１から３０までのいずれか１項に記載の方法。
32. （質量％で）Ｎｂ含分が０．３〜１．０％であり、かつＳｉ含分が０．１５〜０．５％である、請求項１から３１までのいずれか１項に記載の方法。
33. Ｗ含分が完全か又は部分的に少なくとも１の元素Ｍｏ及び／又はＴａにより置換される、請求項１から３２までのいずれか１項に記載の方法。
34. 合金が（質量％で）Ｖ 最大０．２％及び／又はＳ 最大０．００５％を含有する、請求項１から３３までのいずれか１項に記載の方法。
35. 合金が（質量％で）Ｏ 最大０．０１％を含有する、請求項１から３４までのいずれか１項に記載の方法。
36. 合金がそれぞれ（質量％で）元素Ｚｎ、Ｓｎ、Ｐｂ、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｂｉ及びＳｂのそれぞれを最大０．０１含有する、請求項１から３５までのいずれか１項に記載の方法。
37. 半製品を、薄片、テープ、ロッド、鍛造部品、管又はワイヤにより形成する、請求項１から３６までのいずれか１項に記載の方法。
38. 熱処理を部品の完成後になって初めて行う、請求項１から３７までのいずれか１項に記載の方法。
39. 半製品のサーモメカニカル処理によって、半製品及び／又は部品の特に高いクリープ強度が、室温での引張試験における同時の＞１３％のひずみを伴って生じる、請求項１から３８までのいずれか１項に記載の方法。
40. 以下の化学組成（質量％）
    Ｃｒ １２〜３０％
    Ｍｎ ０．００１〜２．５％
    Ｎｂ ０．１〜２％
    Ｗ ０．１〜５％
    Ｓｉ ０．０５〜１％
    Ｃ ０．００２〜０．１％
    Ｎ ０．００２〜０．１％
    Ｓ 最大で０．０１％
    Ｆｅ 残分
    並びに、通常の溶融に条件付けられた不純物
    からなる金属部品又は半製品において、該金属部品又は半製品が、サーモメカニカル処理に引き続き、変形された組織構造を有しており、ここで、ラーベス相が微細に分布した形で該組織構造の組織転位に埋め込まれており、その際、特に３５ＭＰａで７５０℃でのクリープ試験において、及び少なくとも１８％のひずみで、粗粒状の完全に再結晶化した組織の破断時間を少なくとも１．５倍上回る破断時間が該組織構造において調節されていることを特徴とする、金属部品又は半製品。
41. 以下の化学組成（質量％）
    Ｃｒ １２〜３０％
    Ｍｎ ０．００１〜２．５％
    Ｎｂ ０．１〜２％
    Ｗ ０．１〜５％
    Ｓｉ ０．０５〜１％
    Ｃ ０．００２〜０．１％
    Ｎ ０．００２〜０．１％
    Ｓ 最大で０．０１％
    Ｆｅ 残分
    並びに、通常の溶融に条件付けられた不純物
    からなる金属部品又は半製品において、該金属部品又は半製品が、サーモメカニカル処理に引き続き、変形された組織構造を有しており、ここで、ラーベス相が微細に分布した形で該組織構造の組織転位に埋め込まれており、その際、特に３５ＭＰａで７５０℃でのクリープ試験において、及び少なくとも１８％のひずみで、粗粒状の完全に再結晶化した組織の破断時間を少なくとも３倍上回る破断時間が該組織構造において調節されていることを特徴とする、金属部品又は半製品。
42. 燃料電池におけるインターコネクタとしての、請求項１から４１までのいずれか１項に記載の方法により製造された部品の使用。
43. 例えば改質器又は熱交換器といった部品における材料としての、又は燃料電池のサブユニットにおける材料としての、請求項１から４１までのいずれか１項に記載の方法により製造された部品の使用。
44. 内燃機関の排気管における、請求項１から４１までのいずれか１項に記載の方法により製造された部品の使用。
45. 蒸気ボイラー、過熱器、タービン、及び発電所の他の部品のための、又は化学プロセス工業における、請求項１から４１までのいずれか１項に記載の方法により製造された部品の使用。

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