DE3041565A1

DE3041565A1 - Hochwarmfester, warm verformbarer stahl

Info

Publication number: DE3041565A1
Application number: DE19803041565
Authority: DE
Inventors: Lars-Ake Dipl.-Ing. Norström; Nils Alvar Dipl.-Ing. Hagfors Öhrberg
Original assignee: Uddeholms AB
Current assignee: Uddeholms AB
Priority date: 1979-12-03
Filing date: 1980-11-04
Publication date: 1981-09-10
Also published as: ATA588680A; SE426177B; FR2470807B1; DE3041565C2; SE7909935L; CA1170863A; GB2065700A; IT1134256B; IT8025954A0; AT385057B; JPS5687653A; JPH0152462B2; FR2470807A1; US4459162A; GB2065700B

Description

Patentanwälte
Dipl. Ιπίτ- Hans-Jürgen Müller Dr. rcr. r.iit. Thomas Berendt Dr.-Ing. Hans Leyfci

lucile-Grahn-Straße 3ö D 8 Mönchen 80 Dr. Be/Kä

Uddeholms Aktiebolag Hagfors, Schweden

Hochwarmfester, warm verformbarer Stahl

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Die Erfindung betrifft einen warmverformbaren Stahl und insbesondere ein Material für Werkzeuge, das starker Erwärmung und Abnutzung ausgesetzt ist und aus einem Metall in geschmolzenem oder halbgeschmolzenem Zustand gebildet ist oder auf Schmiedetemperatur erhitzt ist. Typische Anwendungsgebiete für diese Stähle sind z. B. Werkzeuge für den Formguß und das Extrudieren von Aluminium- und Kupjerlegierungeri, für Werkzeuge für das Heißpressen von Kupferlegierung^ und Werkzeuge zum Schmieden von Stahl. Diese und andere Anwendungen stellen hohe Anforderungen an die Hochtemporaturfestigkeit, die Anlaßfestigkeit und die Duktilitätseigenschaften in heißem Zustand des Werkzeugstahls. Diese Eigenschaften haben einen wesentlichen Einfluß auf die Festigkeit des Stahls, u. a. gegen termische Ermüdung.

Gemäß der SE-PS 199 167 ist eine Stahllegierung mit großer

Hochtemperaturfestigkeit bekannt. Dieser	O	,20	-	0	o,	50 C	das ganz	Stahl enthält	in
Gew.-?6:	O	,2	3		,5	Si
	2	-	3			Cr
	2	-				Mo,

			-	0			oder teilweise	durch
	O	,3	3		,6	V	Wolfram im Verhältnis 1	: 1
	2					Co	ersetzt werden kann,

Diese bekannte Legierung hat jedoch eine nicht zufriedenstellende Anlaßfestigkeit. Die sogar höheren Anforderungen, die durch heutige Technologie bezüglich besserer Festigkeitseigenschaften gestellt werden, haben Anlaß zur Entwicklung eier Anzahl von Modifikationen und Alternativen zu dieser Legierung gegeben. Beispielsweise kann auf die Stahllegierungen verwiesen werden, die in den SE-PSS 364,997, 364,998 und 364,999 offenbart sind, die durch

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folgende Zusammensetzung (in Gew.-%) neben Eisen gekennzeichnet sind:

SE-PS 364 997 SE-PS 364 998 SE-PS 364

C 0,030 - 0,45 0,35 - 0,45 0,3 - 0,4

Si 0,2 - 1,0 0,2 - 0,5 0,2 - 0,5

Mn 0,2 - 1,0 0,8 - 1,5 0,1 - 0,5

Cr 2,0 - 3,5 1,0 - 1,8 1,0 - 2,0

Mo 1,0 - 2,0 2,5 - 3,5 1,5 - 3,0

Vf 2,0 - 3,0

V 1,0 - 1,5 1,0 - 1,3 0,4 - 0,8

lib 0,1 - 0,5

B 0,002- 0,01 0,003- 001 0,001-0,1

Co 1,5 -3,0 1,5 - 2,5 1,5 - 2,5

Zum Vergleich mit der erstgenannten Legierung zeigen diese Legierungen im allgemeinen verbesserte Festigkeitseigenschaften, ohne daß sie jedoch eine optimale Kennzeichenkombination für warmverformbare Stähle zeigen. Außerdem (was auch auf die erstgenannte SE-PS 199 167 zutrifft) haben die auf Kosten verhältnismäßig hoher Gehalte an aufwendigen Legierungselementen, zu denen an erster Stelle hohe Kobaltgehalte gehören, erhaltenen Eigenschaften einen dominierenden Einfluß auf die Gesamtkosten der Legierungselemente.

Gegenstand der Erfindung ist die Beseitigung der genannten Nachteile und/oder Begrenzungen der warm^verformbaren Stähle, die oben erwähnt wurden. Insbesondere ist Gegenstand der Erfindung, einen warm_verformbaren Stahl zur Verfügung zu stellen, der eine Eigenschaftskombination aufweist, die für warm_verformbare Stähle optimal ist, ohne daß es erforderlich ist, den Stahl mit Kobalt oder anderen sehr aufwendigen Legierungselementen zu legieren. Darüber hinaus ist Gegenstand der Erfindung, einen warmverformbaren Stahl anzubieten, der eine sehr hohe Anlaßfestigkeit und eine hohe Hochteinperaturfestigkeit aufweist zusammen mit einer guten Duktilität im heißen Zu-

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stand, was Eigenschaften sind, von denen angenommen wird, daß sie einen wesentlichen Einfluß auf die Festigkeit des Stahls gegen thermische Ermüdungserscheinungen besitzen.

Diese und andere Ziele der Erfindung können durch einen erfindungsgemäßen Siahl erreicht werden, der die folgenden Elemente, ausgedrückt in Gew.-%, enthält:

	größter Bereich	engerer Bereich	bevorzugter Bereich	- 0,43
C	0,30 - 0,45	0,35 - 0,45	0,37	- 1,0
:;i	0,1 - 1,0	0,2 - 1,0	0,2 -	- 1,0
Mn	0,3 - 2,0	0,3 - 1,5	0,3 -	- 2,8
Cr	2,0 - 3,5	2,2 - 3,0	2,4 -	- 2,2
Mo	1,5 - 2,5	1,5 - 2,3	1,8 -	- 1,3
V	0,8 - 1,5	1,0 - 1,4	1,1 -	0 - 0,01
B	0 - 0,01	0 - 0,01

Der Rest besteht im wesentlichen nur aus Eisen und Verunreinigungen in üblichen Mengen. Der Ausdruck "im wesentlichen nur" bedeutet, daß der Stahl neben den in der Tabelle angegebenen Elementen auch andere Elemente enthalten kann, sofern sie nicht diese Eigenschaften des Stahls

en beeinträchtigen, die erreicht werden soll/. Aus ptaktischen Gründen sowie aus Kostengründen können jedoch bezüglich der Zahl der Legierungselemente Einschränkungen gelten, die Überlegungen bezüglich der Legierung nicht unnötig kompliziert zu gestalten.

Unter anderem haben cehr komplexe Legierungen den Nachteil, daß Abfalls aus solchen Stählen nur geringen Wert haben. An erster Steile, aus Kostengründen, sollte daher gewöhnlich der Stahl keinen wesentlichen Kobaltgehalt aufweisen. Es kann jedoch gemäß einer weiteren Ausführungsform der Erfindung nützlich sein, eine kleine Kobaltmenge in den genannten Stählen in folgenden Mengen mit zu verwenden: Bis zu einem Maximum von 1 Gew.-%,vorzugsweise

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maximal 0,5 Gew.-?o und zweckmäßig maximal 0,3 Gew.-% Kobalt. Weiterhin ist es ebenfalls erwünscht, daß der Stahl keine anderen starken Karbidbildner neben Vanadium enthält. Der Gesamtgehalt an Niob, Tantal, Titan und Aluminium sollte daher nicht 0,5 Gew.-%tberschreiten und vorzugsweise nicht über 0,2 Gew.-% und zweckmäßig nicht über 0,1 Gew.-% Hegen. Jedoch kann der Stahl Bor enthalten und gemäß einer bevorzugten Ausführungsform ist der Stahl dadurch gekennzeichnet, daß der Borgehalt zwischen 0,001 und 0,005 Qew.-% liegt.

Die hervorragenden Eigenschaften, die bei dem erfindungsgemäßen Stahl erreicht worden sind, sind auf eine günstige Wechselwirkung zwischen den verschiedenen Legierungselementen zurückzuführen. An erster Stelle ist hier ein verhältnismäßig hoher Vanadiumgehalt zu nennen, wobei ein Molybdängehalt vorliegt, der an den Vanadiumgehalt angepaßt ist und ein mäßiger Chromgehalt vorliegt sowie ein geeigneter Kohlenstoffgehalt vorhanden ist, um eine gute Anlaßfestigkeit sowie große Hochtemperaturfestigkeit zu fördern.

Gemäß diesen Ausführungen bedeutet die Anpassung des Gehalts an Vanadium und Molybdän aneinander, daß das Verhältnis des Prozentgehalts an Vanadium zum Prozentgehalt Molybdän bei 0,4 - 0,8 vorzugsweise 0,5 - 0,7 liegen sollte. Unter diesen Bedingungen zeigen die Karbide beim Anlassen eine sehr hohe Stabilität. Gleichzeitig werden die Möglichkeiten zum Erhalten feiner Korngrößen des Austenits während des Härtens aufgrund einer höheren Menge Teilchen derjenigen Art, die das Wachstum der Korngröße vermindert, verbessert. Dies wiederum fördert eine gute Duktilität in heißem Zustand. Durch die Wechselwirkung der Legierungselemente, durch welche die Erfindung gekennzeichnet ist,· bekommt der Stahl im gehärteten und angelassenen Zustand eine feine "lattenmatensitische" oder teilweise "bainitisehe"

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Mikrostruktur, die frei ist von Perlit und praktisch frei von zurückgehaltenem Austenit ist und einen sehr fein dispergierten intergranularen Niederschlag von Karbiden enthält, zu denen die Vanadiumkarbide als vorherrschende Karbidphase gehören. In diesem Zusammenhang bedeutet "feinkörnig", daß die Korngröße kleiner als Korngröße 7 gemäß der ASTM-Skala ist. Die Vanadiumkarbide im angelassenen Martensit haben einen Durchmesser von maximal 0,1 pn. Im weich-angelassenen Zustand hat der Stahl eine ferritische Struktur, die spheroide Vanadiumkarbide enthält.

Nach dem Härten von 105O⁰C für 1/2 Stunde und Abschrecken in Öl und anschließendem doppeltem Anlassen (1 Std. + 1 Std.) bei 700⁰C bzw. 75O⁰C erreicht der erfindungsgemäße Stahl eine Härte bei Raumtemperatur von etwa 375 bis 300 HV 10 für diese beiden Temperaturen. (HV = Vicker-Härte). Es wurden Streckgrenzen von etwa 175N/mm erreicht.

In dem folgenden Versuchbericht über durchgeführte Versuche wird auf die beigefügten Zeichnungen verwiesen, die in Form von graphischen Darstellungen die erreichten Ergebnisse erläutern.

Hierin bedeuten:

Fig. 1 eine Anlaß-Darstellung (1 Std. + 1 Std.) für die geprüften Stähle als Kurve Härte gegen Temperatur für Öeden Stahl,

Fig. 2 eine graphische Darstellung für die gleichen Stähle wie gemäß Fig. 1 mit den gemessenen Streckgrenzen (Streckfestigkeit) bei verschiedenen Temperaturen mit der Anfangshärte 47 HRC (HIlC = Rockwell-Härte C) und

Fig. 3 eine Erläuterung der Flächenverminderung bei den Stählen gemäß Fig. 1 bei unterschiedlichen Temperaturen, wenn die Anfangshärte 47 HRC beträgt.

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Beispiele

Der Gehalt an Legierungselementen in Gew.-% der folgenden Stoffe ist in Tabelle 1 wiedergegeben, wobei der Rest Eisen ist und der gewöhnliche Verunreinigungsgehalt für diese Stahlart.

Tabelle 1

Zusammensetzung von geprüften Stählen und Vergleichsmaterialien.

Stahl Nr,	0	C	Si Mn	,37 O,	83	P	S	009	Cr	I	Ni	05
1**	0	,38	O	,35 O,	37	0,006	0,	009	2,	8	0,	04
2*	0	,39	O	,33 1,	54	0,010	0,	009	^,	8	o,	04
3**	0	,39	O	,33 1,	56	0,009	0,	008	2,	4	0,	004
4·		,39	O	V	Co	0/D08	0,		2,	5	0,
Stahl Nr.		Mo		1,19	1,9	B
1**		2,1		0,50		o,	005
2*		3,1		0,52 1,19
3** 4	3,1 2,1			o, o,	005 005

Vergleichsbeispiele für einen Stahl des Standes der Technik Vergleichsuntersuchung von Stahl, der zum Zwecke der Erfindung verwendet worden war

Erfindungsgemäßer Stahl

Die Stähle Nr. 1 und 3 sind Vergleichslegierungen während der Stahl Nr. 2 ein handelsüblicher Stahl ist, dem der deutsche Werkstoff Nr. I.2367 entspricht. Stahl Nr. 4 hat eine Zusammensetzung gemäß der Erfindung, obwohl der Mangangehalt etwas höher als der bevorzugte Bereich ist.

Aus ofen geprüften Stoffen wurden flache Stäbe von einer Dicke von 18 mm durch Schmieden und Walzen hergestellt.

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Die Stabe wurden dann bei 865°C 5 Stunden durch Anlassen erweicht und nachher um 7°C/Std. auf 60O⁰C kontrolliert abkühlen gelassen und schließlich auf Raumtemperatur an der Luft gekühlt. Die Struktur der webh-angelassenen Stähle war ferritisch mit wechselnden Mengen und Arten von Karbiden./^Stahl Wr. 4 gemäß der Erfindung bestand die dominierende Karbidphase aus kugelförmigen Vanadiumkarbiden.

Aus den gewalzten Stäben wurden Versuchsstücke hergestellt, die bei 1020⁰C 20 Minuten in Austenit überführt wurden. Danach wurden die Proben in einen Ofen mit Temperaturen von 800, 750, 700, 650 und 600⁰C überführt. Hier betrugen die Verweilzeiten 5, 10, 30, 60 und 120 min. Nach der isothermen Behandlung wurden die Versuchstücke in Öl auf Raumtemperatur abgekühlt. Außer Stahl Nr. 2 wurde keine Perlitbildung unter den Versucüsbedingungen erzielt. Beim Stahl Nr. 2 konnte ein Beginn einer Perlitbildung beobachtet werden. Die geringste Geschwindigkeit, mit welcher ein Stahl ohne Perlitbildung abgekühlt werden kann, ist ein Maß für die iliirtbarkeit des Stahls. Es kann somit festgestellt werden, daß die Härtbarkeit bei den Stählen 1, 3 und 4 besser als für den Stahl Nr. 2 war. Die Härtbarkeit hängt im wesentlichen von dem KoIiIenstoffgehalt und dem Gehalt an anderem Legierungselementen ab. Die austenitische Korngröße hat ebenfalls einige Bedeutung. Alle Legierungselemente, die bei dem geprüften Stoff verwendet worden waren, verzögern die Überführung in Perlit, ausgenommen Kobalt. Die Korngrößen der Stähle Hr. 1, 2 und 4 war etwa gleich, aber bei Stahl Nr. 3 hatte eine starke Vergröberung der Korngröße stattgefunden. Die fortgesetzten Experimente zielten auf einen Vergleich der Materialeigenschaften, die einen kritischen Einfluß unter anderem auf die Festigkeit gegen thermische Ermüdung haben. Die folgenden Eigenschaften, von denen festgestellt wurde, daß sie diesbezüglich einen Mnfluß aufweisen, wurden daher in die folgende

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Aufführung der aufgefundenen Ergebnisse eingeschlossen, ohne daß man jedoch durch Interpretation der theoretischen Grundlagen gebunden sein kann, sondern sich vielmehr primär auf die tatsächlichen Ergebnisse stützt, die verbesserte Eigenschaften wie folgt zeigen:

- E'estigkeit gegen Anlassen,

- Streckgrenze bei erhöhter Temperatur und

- Zähigkeitund Duktilität im heißen Zustand.

Die Härte bei Raumtemperatur nach unterschiedlichen Anlaßbehandlungen bei hohen Temperaturen ist ein gutes Maß für die TemperfestigMt zu Vergleichszwecken. Weich-angelassene Proben wurden daher von der austenidbildenden Temperatur von 1050°C/i/2 Stunde gehärtet, in Öl abgeschreckt und zweimal (1 Std. + 1 Std.) im Temperaturbereich zwischen 550 und 750°C angelassen. Die Ergebnisse werden durch die Kurven von Fig. 1 erläutert. Diese Kurven zeigen, daß die Stähle Nr. 1 und 4 vergleichbare Härten nach allen Anlaßuersuchen aufweisen. Stahl Nr. 3 hat die gleiche oder eine etwas geringere Härte als die Stähle Nr. 1 und 4 bei den Anlaßtemperaturen oberhalb 650⁰C. Bei niedrigeren Temperaturen ist jedoch die Härte von Stahl Nr. 3 höher. Die Temperkurve für Stahl Nr. 2 weicht von den Kurven der anderen Stähle insoweit ab, daß die Härte höher als die der anderen Stähle nach dem Anlassen auf 550 bis 600⁰C ist, jedoch niedriger als die Härte der anderen Stähle nach dem Anlassen bei höheren Temperaturen. Die geringere Härte von Stahl Nr. 2 kann teilweise dem höheren Chromgehalt dieses Stahls zugeschrieben werden, welcher die Ausfällung von Chromkarbiden vor dem Vanadiumkarbid beim Anlassen begünstigt. In nicht-angelassenem Zustand zeigen die Stähle Nr. 1 und 4 niedrigere Härten als die Stähle · Nr. 2 und 3. Der Grund hierfür kann darin liegen, daß die Karbide der zuletzt genannten Stähle leichter bei der Au-

stenitisierung gelöst werden wegen einer geringeren Stabilise h lität der Karbide. Neben der Tatsache, daß/dem Härten eine

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höhere Härte verursacht wird, veranlaßt dieser Effekt aich, daß höhere Härten nach dem Anlassen bei der niedrigen Temperatur von 550 und 60O⁰C erreicht werden. Zusammenfassend kann festgestellt werden, daß bei den geprüften Stählen die Stähle Nr. 1 und 4 die besten Anlaßfestigkeiten bei Temperaturen oberhalb 600 bis 65O⁰C besitzen.

Es wurden weiter Zugfestigkeitsversuche durchgeführt bei Raumtemperatur und bei den Temperaturen 500, 600, 650, 700 und 750⁰C. Die Versuchsstücke wurden durch Austenitisierung bei 1050°C/i/2 Std. gehärtet, in Öl abgeschreckt und auf eine Härte 47 HRC angelassen. Das Ergebnis der Zugversuche wird durch die Kurve in der Fig. 2 wiedergegeben.

Wie sich aus den Kurven von Fig. 2 zeigt, haben die Stähle Nr. 1 und 4 fast gleiche Streckgrenzen bei Raumtemperatur und bei erhöhter Temperatur. Der Stahl Nr. 3 und insbesondere Stahl Nr. 2 haben eindeutig niedrigere Werte bei allen Versuchspunkten. Der Grund für die höhere Streckgrenze bei erhöhter Temperatur bei den Stählen Nr. 1 und 4 scheint an der Tatsache zu liegen, daß diese Legierungen die Ausfällung von fein dispergierten Vanadiumkarbiden bei der AnIaßoperation fördern. Dies ist günstig für eine gute Anlaßfestigkeit sowie eine hohe Streckgrenze bei erhöhter Temperatur, weil die fein dispergierten Vanadiumkarbide eine wirksame und temperaturstabile Dispersionshärtung mit sich bringen. Es zeigt sich im Ergebnis dahei; daß die besten Festigkeiten bei erhöhter Temperatur von den Stählen Nr. 1 und 4 erreicht werden, es jedoch bemerkenswert ist, daß gleich hohe Streckgrenzwerte bei erhöhten Temperaturen beim Stahl Nr. 4 gemäß der Erfindung erreicht worden sind sowie Ir Stahl Nr. 1, obwohl der letztgenannte Stahl einen höheren Kobaltgehalt hat, der ein aufwendiges Legxerungselement ist, das bekannt für seinen Beitrag zu Hochtemperatureigenschaften ist.

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Die Verminderung der Bruchfläche beim Prüfen auf Zugfestigkeit im heißen Zustand ist ein gewöhnlich verwendetes Maß für die Zähigkeit oder Duktilität im heissen Zustand eines Stahls. In Fig. 3 ist die Verminderung der Bruchfläche während der Zugfestigkeitsprüfung im heissen Zustand bei den vier Stählen in Form von Kurven wiedergegeben. Aus diesen Kurven ist es möglich, den Schluß zu ziehen, daß die Flächenverminderung bei Stahl Nr. 3 merklich verschieden ist von denjenigen der anderen Stähle. , da hier sehr niedrige Werte bei Raumtemperatur und bei 500 und 60O⁰C erhalten werden. Der Stahl Nr. 4, der ein erfindungsgemäßer Stahl ist, hat die besten Vierte bis zu 60O⁰C. Bei höheren Temperaturen konvergieren die Kurven derart, daß sie nur sehr wenig voneinander differieren. Die schlechtere Heiß-Duktilität von Stahl Nr. 3 ist wahrscheinlich hauptsächlich auf eine gröbere Korngröße diese Stahls zurückzuführen, die wiederum wahrscheinlich auf einen geringen Chromgehalt und einen geringen Vanadiumgehalt des Stahls zurückzuführen ist. Im Ergebnis wurden die meisten Karbide bei der Austenitisierung derart gelöst, daß keine Karbidteilchen zurückbleiben, welche als Inhibitoren für das Kornwachstum dienen können. Die Prüfungen der Struktur zeigen, daß eine feine Korngröße des Austenits vom Standpunkt der Duktilität wünschenswert ist und daß.der Vanadiumgehalt und ein Molybdängehalt, der an dem Vanadiumgehalt angepaßt ist, einen wesentlichen Einfluß auf die Korngröße haben.

In diesem Zusammenhang wird unter "teilweise bainitisch" eine bainitische Mikrostruktur verstanden, die gewöhiich unter 25 % und in extremen Fällen bis zu etwa 50 % einer Mikrostruktur beträgt, die in einem gegebenen Feld beobachtet wird, wobei der Rest eine "latten-martensitische Struktur" darstellt. Das Vanadiumkaiüd und deren Durchmesser wird als Maximaldurchmesser mittels Transmissions-

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iOlektronenmikroskopie gemessen. Der Ausdruck "R₁-Q ο" wie er in der Beschreibung verwendet wird, ist das international genormte Symbol für eine aufgebrachte Beanspruchung von 0,2 % und entspricht dem früher verwendetem Symbol 6_Q p·

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e e r s e

ite

Claims

1. Warm verformbarer Stahl mit säar hoher Temperfestigkeit und sehr hoher Warmfestigkeit bei erhöhten Temperaturen, guter Duktilität und verhältnismäßig niedrigem Gehalt aufwendiger Legierungselemente, "bestehend aus 0,30 - 0,45 Gew.-96 Kohlenstoff,

0,2 - 1,0 Gew.-% Silicium,

0,3 - 2,0 Gew.-% Mangan,

2,0 - 3,5 Gew.-% Chrom,

1,5 - 2,5 Gew.-?i Molybdän,

0,8 - 1,5 Gew.-% Vanadium,

0 - 0ß Gew.-# Bor,

Rest im wesentlichen nur Eisen und normale Verunreinigungen.

2. Stahl nach Anspruch 1, dad urch gekennzeichnet, daß er wie folgt zusammengesetzt ist: 0,35 - 0,45 Gew.-96 Kohlenstoff,

0,2 - 1,0 Qew.-% Silicium,

0,3 - 1,5 Gew.-% Mangan,

2,2 - 3,0 Gew.-?6 Chrom,

1.7 - 2,3 Gew.-96 Molybdän,

1.0 - 1,4 Gew.-% Vanadium, 0 - 0,01 Gew.-?^; Bor,

Rest praktisch ausschließlich Eisen und normale Verunreinigungen.

3. Stahl nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, daß er wie folgt zusammengesetzt ist: 0,37 - 0,43 Gew.-96 Kohlenstoff, 0,2 - 1,0 Gew.-% Silicium, 0,3 - 1,0 Gew.-% Mangan,
2,4 - 2,8 Gew.-94 Chrom,

1.8 - 2,2 Gew.-% Molybdän,

1.1 - 1,3 Gew.-% Vanadium, 0 - 0,01 Gew.-96 Bor,

Rest im wesentlichen nur Eisen und normale Verunreinigungen.

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.1.

4. Stahlnach den Ansprüchen 1, 2 oder 3, dadurch gekennzeichnet, daß er zusätzlich maximal

1,0 Gew.-96 Kobalt enthält.

5. Stahl nach den Ansprüchen 1, 2, 3, oder 4, dadurch gekennzeichnet, daß er zusätzlich maximal 0,5 Gew.-% Kobalt enthält.

6. Stahl nach den Ansprüchen 1, 2, 3, 4 ader 5, dadurch gekennzeichnet, daß er eine Gesamtmenge Niob, Tantal, Titan und Aluminium von maximal 0,5 Gew.-% enthält.

7. Stahl nach den Ansprüchen 1 bis 6, dadurch gekennzeichnet, daß er 0,001 - 0,005 Gew.-% Bor enthält.

8. Stahl nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß das Verhältnis

% V
% Mo

zwischen 0,4 und 0,8 liegt.

9. Stahl nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß das Verhältnis

zwischen 0,5 und 0,7 liegt.

10. Stahl nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß er im gehärteten und angelassenen Zustand eine feinkörnige latten-martensitische oder teil-

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weise britische Mikrostruktur aufweist, die kein Perlit enthält und praktisch frei von rückgehaltenem Austenit ist und die eine sehr feine dispergierte intergranulare Ausfällung von Karbiden enthält, von denen Vanadiumkarbide als vorherrschende Karbidphase vorliegen.

11. Stahl nach Anspruch 10, dadurch gekennzeichnet, daß die Korngröße kleiner als die Korngröße 7 gemäß der ASTM-Skala ist und daß die Vanadiumkarbide im wesentlichen einen durchschnittlichen Durchmesser im Schnitt von nicht mehr als 0,1 um besitzen.

12. Stahl nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß er im weich-angelassenen Zustand eine ferritische Struktur aufweist, die in Kugelform vorliegende Vanadiumkarbide als vorherrschende Karbidphase enthält.

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