EP1445339B1

EP1445339B1 - Legierung und Gegenstand mit hoher Warmfestigkeit und hoher thermischer Stabilität

Info

Publication number: EP1445339B1
Application number: EP04450025.4A
Authority: EP
Inventors: Devrim Dipl.-Ing. Dr Caliskanoglu; Kay M.Eng. Fisher; Reinhold Univ. Prof. Dipl.-Ing. Dr. Ebner
Original assignee: Boehler Edelstahl GmbH
Current assignee: Voestalpine Boehler Edelstahl GmbH
Priority date: 2003-02-10
Filing date: 2004-02-10
Publication date: 2016-08-03
Anticipated expiration: 2024-02-10
Also published as: EP1445339A1; HUE030391T2; CA2457183C; AT411905B; BRPI0400488B1; PT1445339T; ATA1962003A; DK1445339T3; BRPI0400488A; ES2592714T3; CA2457183A1

Description

Die Erfindung betrifft eine Legierung zur Herstellung von Gegenständen mit hoher Warmfestigkeit und Zähigkeit.
Im Speziellen bezieht sich die Erfindung auf einen Warmarbeitsstahl-Gegenstand mit hoher Härte, hoher Warmfestigkeit und hoher thermischer Stabilität.
Allgemein können Warmarbeitsstähle als thermisch vergütbare Eisenbasislegierungen bezeichnet werden, deren erhöhte mechanische Eigenschaften nach der Wärmebehandlung, insbesondere deren hohe Festigkeit und Härte bis zu Temperaturen von 500°C und darüber erhalten bleiben.
Den steigenden Anforderungen der technischen Entwicklung entsprechend besteht die allgemeine Forderung an Warmarbeitswerkstoffe deren Güte weiter zu verbessern und insbesondere deren Warmfestigkeit bei hoher thermischer Stabiltiät zu steigern, sowie die Zähigkeit zu erhöhen.
Übliche Warmarbeitstähle sind kohlenstoffhältige Eisenbasislegierungen mit 0,3 bis 0,4 Gen.-% Kohlenstoff (C), deren Härte mit einer Abschreckhärtung durch Martensitbildung im Gefüge und einem Anlassen anforderungsgemäß erhöht wird. Ein Zusatz von Legierungselementen in der Regel in Gew.-%:

Silizium (Si) bis 1,5

Chrom (Cr) 2,5 bis 5,5

Molybdän (Mo) bis 3,0

Vanadin (V) bis 1,0

zum Eisenbasiswerkstoff und eine Anwendung von besonders gestalteten Wärmebehandlungsverfahren gestattet es, aus diesem einen Gegenstand herzustellen, der hohe Werte für gewünschte mechanische Eigenschaften bei einer Verwendungstemperatur bis zu ca. 500°C besitzt. Durch Zulegieren von Wolfram (W) bis 9 Gew.-% und Kobalt (Co) bis 3,0 Gew.-% kann die Einsatztemperatur etwas erhöht werden.
Im Wesentlichen ergibt sich die Warmhärte derartiger Stähle durch einen Ausscheidungsmechanismus, der vom Fachmann als Sekundärhärteanstieg bezeichnet wird, wobei feinste Chrom-Molybdän-Wolfram-Vanadin-Karbide im Martensitgitter gebildet werden, was beispiethaft die Dokumente JP 07228945A und US-A-3453151 offenbaren.
Eine weitere im Wesen zur Abschreckhärtung unterschiedliche Steigerung der Festigkeit eines Werkstoffes kann durch eine Ausscheidungshärtung erreicht werden. Die Voraussetzung für eine Ausscheidungshärtung ist eine mit der Temperatur abnehmende Löslichkeit eines Legierungszusatzes bzw. von Legierungselementen im Grundmetall.
Bei einer Ausscheidungshärtung wird ein legierter Werkstoff vorerst einer Lösungsglühbehandlung mit einer anschließenden, verstärkten Abkühlung unterworfen, mit welcher ein Legierungszusatz oder eine Phase vollständig oder teilweise in Lösung gebracht und in übersättigter Lösung gehalten wird. Ein anschließendes Erwärmen auf eine Temperatur unterhalb der Lösungsglühtemperatur bewirkt ein Ausscheiden des Übersättigungsanteiles der (des) Elemente(s) oder der Phase(n), was eine Änderung der Werkstoffeigenschaften, in der Regel einen Materialhärteanstieg, bewirkt.

Ausscheidungshärtbare Eisenbasiswerkstoffe besitzen in der Regel Legierungsgehalte in Gew.-% von:

Kohlenstoff (C)	bis	0,05
Mangan (Mn)	bis	2,0
Chrom (Cr)	bis	16,0
Molybdän (Mo)	bis	6,0
Nickel (Ni)	bis	26,0
Vanadin (V)	bis	0,4
Kobalt (Co)	bis	10,0
Titan (Ti)	bis	3,0
Aluminium (Al)	bis	0,3

Sowohl die Eisenbasislegierungen mit einer Martensitbildung bei einer Abschreckhärtung, als auch jene, die durch Ausscheidung von Elementen und Phasen eine Änderung ihrer mechanischen Eigenschaften erfahren, haben den Nachteil gemeinsam, dass im jeweiligen Bereich der Legierungszusammensetzung und/oder durch eine Wärmebehandlungstechnologie jeweils nur Einzeleigenschaften, wie zum Beispiel die Härte und Festigkeit oder die Temperaturbeständigkeit, verbessert werden, damit aber ein Abfall von weiteren Eigenschaftswerten, wie zum Beispiel die Materialzähigkeit, die thermische Stabilität und dergleichen, verbunden ist.
Ziel der Erfindung ist es, eine Legierung anzugeben, die es ermöglicht, das Eigenschaftsprofil insgesamt eines daraus gefertigten Gegenstandes zu verbessern. Gemäß der Aufgabe der Erfindung ist ein Warmarbeitstahl-Gegenstand mit gleichzeitig hoher Härte und hoher Zähigkeit, hoher Warmfestigkeit und hoher thermischer Stabilität zu schaffen.

Das Ziel der eingangs genannten Erfindung wird mit einer Legierung, bestehend aus in Gew.-%:

Kohlenstoff (C)	0,15	bis	0,44
Silizium (Si)	0,04	bis	0,3
Mangan (Mn)	0,06	bis	0,4
Chrom (Cr)	1,2	bis	5,0
Molybdän (Mo)	0,8	bis	6,5
Nickel (Ni)	3,4	bis	9,8
Vanadin (V)	0,2	bis	0,8
Kobalt (Co)	0,1	bis	9,8
Aluminium (Al)	1,4	bis	3,0
Kupfer (Cu)		unter	1,3
Niob (Nb)		unter	0,35
Eisen (Fe)	Rest

sowie herstellungsbedingte Verunreinigungen, erreicht.

Die sich mit der Erfindung ergebenden Vorteile sind im Wesenlichen darin zu sehen, dass durch legierungstechnische Maßnahmen ein Werkstoff geschaffen wurde, bei welchem der Abschreck- oder Martensithärtung eine Ausscheidungshärtung überlagerbar ist. Dabei sind die Aktivitäten der Legierungselemente dem Kohlenstoff gegenüber und jene hinsichtlich der Verbindungs- bzw. Phasenbildung derart günstig gewählt, dass auch bei vergleichsweise niedrigen Austenitisierungstemperaturen eine Härtung durch feinste, sekundäre Karbideausscheidungen, insbesondere Chrom-Molybdän-Vanadin-Karbide, und eine Härtung durch eine Ausscheidung von intermetallischen Phasen, insbesondere von Al Fe₂Ni bei der Vergütung gleichzeitig erfolgen und eine hohe Warmhärte bei hoher Zähigkeit des Werkstoffes erreicht wird.
Gemäß der Erfindung ist auch eine Durchhärtbarkeit von großen Teilen verbessert möglich, weil legierungstechnisch ein entsprechendes thermisches Umwandlungsverhalten des Werkstoffes eingestellt ist. Desgleichen sind die Anlassbeständigkeit und somit die thermische Stabilität des vergüteten Materials bei hoher Härte wesentlich verbessert.
In einer Eisenbasislegierung nach der Erfindung ist ein Kohlenstoffgehalt von mindestens 0,15 Gew.-% vorgesehen, damit eine für einen gewünschten Sekundärhärteanstieg ausreichende Karbidmenge ausscheidbar ist. Höhere Kohlenstoffkonzentrationen als 0,44 Gew.-% können mit den vorgesehenen karbidbildenden Elementen störende, die Zähigkeit mindernde Primärkarbide bilden, so dass der Gehalt an Kohlenstoff zwischen 0,15 und 0,44 Gew.-% betragen soll.
Der Gehalt an Silizium muss einer vorteilhaften Zusammensetzung eines Desoxidationsproduktes wegen mindestens 0,04 Gew.-% betragen, soll andererseits jedoch nicht höher als 0,3 Gew.-% sein, weil höhere Siliziumwerte die Materialzähigkeit nachteilig beeinflussen.
Mangan ist mit einer Konzentration zwischen 0,06 und 0,4 Ges.-% erfindungsgemäß im Stahl vorgesehen. Niedrigere Gehalte können eine Brüchigkeit bei einer Warmformgebung und höhere Gehalte Nachteile für die Härtbarkeit des Materials bewirken.
Die Gehalte an Chrom, Molybdän und Vanadin sind wichtig für eine gewünschte Sekundärhärtebildung des Werkstoffes bei der Vergütung und sollen gemeinsam betrachtet werden. Chromgehalte unter 1,2 Gew.-% wirken sich nachteilig auf die Durchhärtbarkeit des Materials aus, solche von über 5,0 Gew.-% verschlechtern die thermische Stabilität desselben, weil dadurch die Aktivität des Molybdän zurückgedrängt wird.
Bei Molybdän-Konzentrationen unter 0,8 Gew.-% wird im Zuge der Wärmebehandlung zuwenig von diesem Element in Lösung gebracht, was zu niedrigen Sekundärhärtewerten führt. Über 6,5 Gew.-% Molybdän im Stahl kann einen zu hohen Karbidanteil bewirken, was Zähigkeitseinbußen des Materials und wirtschaftliche Nachteile erbringen kann.
Der starke Karbidbildner Vanadin ist erfindungsgemäß mit einem Mindestgehalt von 0,2 Gew.-% vorgesehen, um eine ausreichende, stabile Sekundärhärtung des Stahles sicher zustellen. Höhere Gehalte als 0,8 Gew.-% Vanadin können insbesondere bei Kohlenstoffgehalten im oberen Bereich der vorgesehenen Konzentrationsspanne, zur Ausscheidung von primären Karbiden führen, wodurch die Zähigkeitseigenschaften des Werkstoffes sprunghaft verschlechtert werden.
Die Wirkung von Niob ist zwar ähnlich derjenigen von Vanadin, zeichnet sich jedoch durch eine Bildung von sehr stabilen Karbiden aus, sodass der Gehalt an Niob vorteilhaft unter 0,35 Gew.-% betragen soll.
Zur Sicherstellung eines gewünschten Sekundärhärteanstieges bei einem Anlassen des Martensitgefüges der erfndungsgemäßen Legierung weist diese somit bei einer Kohlenstoffkonzentration von 0,15 bis 0,44 Gew.-% Gehalte in Gew.-% an Chrom von 1,2 bis 5,0, Molybdän von 0,8 bis 6,5 und an Vanadin von 0,2 bis 0,8 auf.
Die Nickelkonzentration des Stahles und dessen Aluminiumgehalt sind im Hinblick auf die Ausscheidungskinetik der Phase von Typ Al Fe₂Ni zur Härtesteigerung bei einer vorgesehenen Wärmebehandlungstechnologie zu sehen. Bei Nickelgehalten unter 3,4 Gew.-% und bei einer Aluminium-Konzentration von weniger als 1,4 Gew.-% ist eine Ausscheidungshärtung zurückgedrängt, also der additive Härteanstieg als Werkstoffes beim Anlassen gering.
Höhere Gehalte als 9,8 Gew.-% Nickel verschieben die γ/α Umwandlung zu tieferen Temperaturen, was zu Problemen bei der Weichglühbehandlung des Stahles, einer hohen Bearbeitungshärte und der Störung der Ausscheidungskinetik führen kann.
Gehalte über 3,0 Gew.-% Aluminum fördern in nachteiliger Weise einen hohen DELTA-(δ )-Ferrit-Bereich im Umwandlungsverhalten, eine Nitridbildung und senken die Materialzähigkeit der Legierung.
Erfindungsgemäß liegt daher der Nickelgehalt und der Aluminiumgehalt des Stahles in Gew.-% in den Bereichen 3,4 bis 9,8 Nickel und 1,4 bis 3,0 Aluminium.
Kupfer kann unerwünschte, intermetallische Phasen bilden und soll von geringer Konzentration von unter 1,3 Gew.-% im Stahl enthalten sein.

Zur weiteren Verbesserung des Eigenschaftsprofiles der erfindungsgemäßen Legierung kann vorgesehen sein, dass diese ein oder mehrere der Elemente mit folgenden Konzentrationen in Gew.-% aufweist:

Kohlenstoff (C)	0,25	bis	0,4,	vorzugsweise	0,31	bis	0,36
Silizium (Si)	0,1	bis	0,25,	vorzugsweise	0,15	bis	0,19
Mangan (Mn)	0,15	bis	0,3,	vorzugsweise	0,2	bis	0,29
Chrom (Cr)	1,9	bis	2,9,	vorzugsweise	2,2	bis	2,8
Molybdän (Mo)	1,2	bis	2.9	vorzugsweise	2,1	bis	2,9
Nickel (Ni)	5,0	bis	7,6,	vorzugsweise	5,6	bis	7,1
Vanadin (V)	0,24	bis	0,6,	vorzugsweise	0,25	bis	0,4
Kobalt (Co)	1,4	bis	7,9,	vorzugsweise	1,6	bis	2,9
Aluminium (Al)	1,6	bis	2,9,	vorzugsweise	2,1	bis	2,8

Durch diese engeren Gehaltsbereiche von Elementen in der chemischen Zusammensetzung des Stahles kann eine weitere Eigenschaftsverbesserung der daraus hergestellten Gegenstände erreicht werden.
Von besonderer Wichtigkeit für insgesamt hohe mechanische Stahlwerte, insbesondere aber auch für hohe Zähigkeitseigenschaften des Werkstoffes ist ein limitierter Anteil von Beimengungen.

In einer vorteilhaften Ausgestaltung der Erfindung ist eine Legierung vorgesehen, enthaltend eine oder mehrere der Verunreinigungselemente mit folgenden MAXIMAL-Konzentrationen in Gew.-%:

Phosphor(P)	0,02,	vorzugsweise	0,005
Schwefel (S)	0,008,	vorzugsweise	0,003
Kupfer (Cu)	0,15,	vorzugsweise	0,06
Titan (Ti)	0,01,	vorzugsweise	0,005
Niob (Nb)	0,001,	vorzugsweise	0,0005
Stickstoff (N)	0,025,	vorzugsweise	0,015
Sauerstoff (O)	0,009,	vorzugsweise	0,002
Calcium (Ca)	0,003,	vorzugsweise	0,001
Magnesium (Mg)	0,003,	vorzugsweise	0,001
Zinn (Sn)	0,01,	vorzugsweise	0,005
Tantal (Ta)	0,001,	vorzugsweise	0,0005

Um eine besonders ausgeprägte, der Sekundärhärtung durch Karbide überlagerte, Ausscheidungshärtbarkeit der Legierung zu erreichen, kann von Vorteil sein, wenn der Wert Nickelgehalt gebrochen durch Aluminiumgehalt jeweils in Gew.-% zwischen 1,8 und 4,2, vorzugsweise zwischen 2,1 und 3,9 beträgt. Dadurch wird ein Überhang eines die Ausscheidung bildenden Elementes vermieden.
Die gestellte Aufgabe der Erfindung wird gemäß eines verbesserten Eigenschaftsprofiles bei einem Warmarbeitsstahl-Gegenstand gelöst, wenn ein nach einem schmelzmetallurgischen oder pulvermetallurgischen Verfahren hergestelltes Vormaterial mit einer vorher angegebenen chemischen Zusammensetzung durch Warmumformung und Bearbeitung in Form gebracht wurde, welcher geformte Gegenstand nach einer aushärtenden Wärmbehandlung sekundär ausgeschiedene Karbide, sowie intermetallische Ausscheidungen aufweist.
Die Gesamthärte des Werkstoffes wird dabei vorteilhaft durch eine Überlagerung des Sekundärhärteanstieges durch Karbidausscheidungen und der Ausscheidungshärtung erreicht. Dadurch können hohe Materialhärtewerte erzielt werden, obwohl die Vergütetechnologie auf einen Erhalt hoher Werkstoffzähigkeit gerichtet ist und im Vergleich mit einem Warmarbeitsstahl nach dem Stand der Technik niedere Härtetemperaturen Verwendung finden. Diese niedrigere Austenitisierungstemperatur kann auch wesentliche Vorteile hinsichtlich eines geringen Verzuges bei einer Vergütungsbehandlung kompliziert geformter Teile haben.
Werden jedoch die Härtetemperaturen auf einem hohen Niveau eingestellt, so ergeben sich bei sonst üblichen guten Materialzähigkeiten extrem hohe Härtewerte des Stahlgegenstandes.
Wenn im Gefüge des Warmarbeitsstahl-Gegenstandes ein Verhältnis intermetallische Ausscheidungen gebrochen durch sekundär ausgeschiedene Karbide jeweils in Vol.-% von kleiner 3,0, vorzugsweise von 1,0 und kleiner, jedoch über 0,38, gegeben ist, sind bei hohen Härtewerten die Zähigkeit besonders hoch und die thermische Stabilität um bis zu 50°C und mehr zu höheren Temperaturen verschoben.
Ein Warmarbeitsstahl-Gegenstand nach der Erfindung, welcher sekundär ausgeschiedene Chrom-Molybdän-Vanadin-Mischkarbide und im Wesentlichen intermetallische Phasen des Types Al Fe₂Ni im Gefüge aufweist, hat ein besonderes bevorzugtes Eigenschaftsprofil und kann in üblichen Härteanlagen bei vergleichsweise niedrigen Härtetemperaturen wirtschaftlich hergestellt sein.
Eine ausgeprägte thermische Stabilität des Gegenstandes kann erreicht werden, wenn die Legierung einen Verhältniswert von Chrom + Molybdän + Vanadin gebrochen durch Kohlenstoff jeweils in Gew.-% von größer 12, jedoch kleiner 19 besitzt.
An Hand von einige Untersuchungsergebnissen und Darstellungen soll die Erfindung beispielhaft näher erläutet werden.

Aus einer erfindungsgemäßen Legierung A, aus einem üblichen Warmarbeitsstahl B und aus einem ausscheidungshärtenden Stahl C (Maraging Stahl) wurden Proben hergestellt, thermisch vergütet und deren Materialeigenschaften untersucht. Die Legierungen weisen die in Tab. 1 angegebenen chemischen Zusammensetzungen auf:

Tab. 1

Element	Legierung A	Legierung B	Legierung C
C	0,32	0,36	0.13
Si	0.18	0,40	<0,05
Mn	0,25	0.33	<0,02
Cr	2,45	4,79	0,11
Mo	2.43	2,78	5,26
Ni	6,46	0,18	18,01
V	0,28	0,62	0,02
Co	1,97	<0,05	8,71
Al^:	2,46	0,016	0,13
Cu	0,06	0,07	0,06
Nb	<0,005	<0,005	<0,005
Fe	bal.	bal.	bal.
P	0,008	0,015	<0.005
S	0,001	0,001	0,009
Ti	<0,005	<0,005	0,79
N	0,0048	0,0068	0,0017
O	0,0022	0,0023	0,0007
Ca
Mg
Sn	<0,005	<0,005	0,009
Ta

Am Probematerial erfolgte vorerst eine Messung der thermischen Ausdehnung α [10^-6/K] in Abhängigkeit von der Temperatur bei einer Ausgangshärte des Werkstoffes von 50 bis 52 HRC. Die aus Tab. 2 entnehmbaren Werte zeigen, dass im Vergleich mit einem konventionellen Warmarbeitsstahl B die erfindungsgemäße Legierung eine geringere Ausdehnung aufweiset, was auch auf eine bessere Formstabilität bei einer Wärmebehandlung hinweist. Tab. 2

Temperatur [°C] A B C

100 10,8 11,2 9

200 11,2 11,61 9,5

300 11,7 12 9,95

400 12,2 12,5 10,44

500 12,7 12,9 10,9
Nach einer Härtung auf jeweils ca. 55 HRC von Proben aus der erfindungsgemäßen Legierung A und des konventionellen Warmarbeitsstahles B wurde der Härteverlauf der Werkstoffe in Abhängigkeit von der Temperatur ermittelt. Dabei ist von wesentlicher Bedeutung, dass zur Erreichung dieser Härte die erfindungsgemäße Legierung A eine Austenitisierungstemperatur von 990°C benötigte, beim üblichen Warmarbeitsstahl B jedoch eine solche von 1050°C erforderlich war. In Abhängigkeit von der Temperatur, wie aus Tab. 3A und Tab. 3B ersichtlich, stieg im Bereich zwischen 500°C und 600°C die Härte der erfindungsgemäß zusammengesetzten Probe A auf Werte um 60 HRC an, wo hingegen beim konventionellen Warmarbeitsstahl B ein maximaler Härtewert von 56 HRC bei 500°C ermittelt wurde. Tab. 3A

A

Temperatur Härte In HRC

25 54

100 54

200 50

300 51

400 54

500 60

530 60

560 60

590 59

620 55

650 49

680 43

Tab. 3B

B

Temperatur Härte in HRC

25 55

300 52

400 53

500 54

530 53

560 52

590 50

620 47

650 43
In graphischer Darstellung ist in Fig. 1 der jeweilige Härteverlauf in Abhängigkeit der Temperatur des erfindungsgemäßen Werkstoffes A und der Warmarbeitstahllegierung B nach dem Stand der Technik vergleichend gezeigt. Ausgehend von gleicher Härte, die jedoch mit einer gegebenenfalls vorteilhaften geringeren Austenitisierungstemperatur erreicht wird, erfolgt bei der erfindungsgemäßen Legierung A durch einen überlagerten Ausscheidungsmechanismus, bei welchem Al Fe₂Ni - Ausscheidungen in feinster Form im Gefüge gebildet werden, ein wesentlich größerer Anstieg der Warmhärte des Gegenstandes, wobei diese auch bei höheren Temperaturen erhalten bleibt.
Basierend auf einer Härteangabe nach Vickers erfolgte die Untersuchung des Erweichungsverhaltens der Werkstoffe in Abhängigkeit von der Zeit bei einer Temperatur von 650°C.
Eine Härteermittlung am Probekörper bei der Prüftemperatur wurde nach der Rückprallhärtemethode (Shore hardness) durchgeführt, für welche Rücksprungwerte bislang lediglich eine Umrechnung in Vickers-Härtewerte vorliegt.
Ausgehend von annähernd gleicher Härte bei Raumtemperatur und zwar von 50 - 52 HRC, welche für die Legierungen A, B und C mit einer Zusammensetzung gemäß Tab. 1 durch unterschiedliche in der Untersuchungsbeilage Ergebnis-Blatt 1 angegebene thermische Vergütungsverfahren erreicht wurden, erfolgte eine Härteprüfung über die Zeit bei 650°C.
Im Vergleich mit einem konventionellen Warmarbeitsstahl B und einem Maragingstahl C wies die erfindungsgemäße Legierung A bei gleicher Ausgangshärte bei 650°C, während einer Zeit von bis zu 1000 Minuten die höchste Werkstoffhärte auf. Nach dieser Zeit besaß der Maragingstahl C eine höhere Härte bei hoher thermischer Stabilität, wo hingegen der erfindungsgemäße Warmarbeitstahl A bis zu ca. 2000 Minuten etwa 10 % seiner Härte verlor. Die thermische Stabilität des konventionellen Warmarbeitsstahl B war gering; der Härteunterschied im Vergleich mit der erfindungsgemäßen Legierung A vergrößerte sich bis 1000 Minuten stetig.

Claims

Legierung zur Herstellung von Gegenständen mit hoher Warmfestigkeit und Zähigkeit bestehend aus in Gew.-%: Kohlenstoff (C) 0.15 bis 0.44 Silicium (Si) 0.04 bis 0.3 Mangan (Mn) 0.06 bis 0.4 Chorm (Cr) 1.2 bis 5.0 Molybdän (Mo) 0.8 bis 6.5 Nickel (Ni) 3.4 bis 9.8 Vanadium (V) 0.2 bis 0.8 Cobalt (Co) 0.1 bis 9.8 Aluminium (Al) 1.4 bis 3.0 Kupfer (Cu) unter 1.3 Niob (Nb) unter 0.35 Eisen (Fe) Rest

sowie herstellungsbedingte Verunreinigungen.
Legierung nach Anspruch 1, enthaltend ein oder mehrere Elemente mit folgenden Konzentrationen in Gew.-%. Kohlenstoff (C) 0.25 bis 0.4 Silicium (Si) 0.1 bis 0.25 Mangan (Mn) 0.15 bis 0.3 Chorm (Cr) 1.9 bis 2.9 Molybdän (Mo) 1.2 bis 2.9 Nickel (Ni) 5.0 bis 7.6 Vanadium (V) 0.24 bis 0.6 Cobalt (Co) 1.4 bis 7.9 Aluminium (Al) 1.6 bis 2.9
Legierung nach Anspruch 1, enthaltend ein oder mehrere Elemente mit folgenden Konzentrationen in Gew.-%. Kohlenstoff (C) 0.31 bis 0.36 Silicium (Si) 0.15 bis 0.19 Mangan (Mn) 0.2 bis 0.29 Chorm (Cr) 2.2 bis 2.8 Molybdän (Mo) 2.1 bis 2.9 Nickel (Ni) 5.6 bis 7.1 Vanadium (V) 0.25 bis 0.4 Cobalt (Co) 1.6 bis 2.9 Aluminium (Al) 2.1 bis 2.8
Legierung nach Anspruch 1 bis 3, enthaltend ein oder mehrere der Verunreinigungselemente mit folgenden MAXIMAL-Konzentrationen in Gew.-%: Phosphor(P) 0.02 Schwefel (S) 0.008 Kupfer (Cu) 0.15 Titan (Ti) 0.01 Niob (Nb) 0.001 Stickstoff (N) 0.025 Sauerstoff (O) 0.009 Calzium (Ca) 0.003 Magnesium (Mg) 0.003 Zinn (Sn) 0.01 Tantal (Ta) 0.001
Legierung nach Anspruch 1 bis 3, enthaltend ein oder mehrere der Verunreinigungselemente mit folgenden MAXIMAL-Konzentrationen in Gew.-%: Phosphor(P) 0.005 Schwefel (S) 0.003 Kupfer (Cu) 0.06 Titan (Ti) 0.005 Niob (Nb) 0.0005 Stickstoff (N) 0.015 Sauerstoff (O) 0.002 Calzium (Ca) 0.001 Magnesium (Mg) 0.001 Zinn (Sn) 0.005 Tantal (Ta) 0.0005
Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 5, wobei der Wert Nickelgehalt gebrochen durch Aluminiumgehalt jeweils in Gew.-% zwischen 1.8 und 4.2 beträgt $\frac{Ni}{Al} = 1.8 bis 4.2$
Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 5, wobei der Wert Nickelgehalt gebrochen durch Aluminiumgehalt jeweils in Gew.-% vorzugsweise zwischen 2.1 und 3.9 beträgt $\frac{Ni}{Al} = 2.1 bis 3.9$
Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 7, welche in ihrer chemischen Zusammensetzung einen Verhältniswert von Chrom + Molybdän + Vanadium gebrochen durch Kohlenstoff jeweils in Gew.-% von größer 12, jedoch kleiner 19 beträgt $12 < \frac{Cr + Mo + V}{C} < 19$
Warmarbeitsstahl-Gegenstand mit hoher Härte, hoher Warmfestigkeit und hoher thermischer Stabilität, wobei ein nach einem schmelzmetallurgischen oder pulvermetallurgischen Verfahren hergestelltes Vormaterial mit einer in den vorgeordneten Ansprüchen gekennzeichneten chemischen Zusammensetzung, durch Warmumformung und Bearbeitung in Form gebracht wurde, welcher geformte Gegenstand nach einer aushärtenden Wärmebehandlung im Gefüge sekundär ausgeschiedene Karbide, sowie intermetallische Ausscheidungen aufweist.
Warmarbeitsstahlgegenstand nach Anspruch 9, der im Gefüge ein Verhältnis intermetallischer Ausscheidungen gebrochen durch sekundär ausgeschiedene Karbide jeweils in Vol.-% von kleiner 3.0 aufweist.
Warmarbeitsstahlgegenstand nach Anspruch 9, der im Gefüge ein Verhältnis intermetallischer Ausscheidungen gebrochen durch sekundär ausgeschiedene Karbide jeweils in Vol.-% von 1.0 und kleiner, jedoch über 0.38, aufweist.
Warmarbeitsstahlgegenstand nach Anspruch 9 bis 11, welcher sekundär im Gefüge ausgeschiedene Chrom-Molybdän-Vanadin-Mischkarbide und intermetallische Phasen des Types Al Fe₂ Ni im Gefüge aufweist.