EP2824212B1

EP2824212B1 - Warmarbeitsstahl

Info

Publication number: EP2824212B1
Application number: EP13176388.0A
Authority: EP
Inventors: Roman Dr. Ritzenhoff; Volkher Diehl; André Hahn; Mohammad Malekipur Gharbi
Original assignee: Energietechnik Essen GmbH
Current assignee: Energietechnik Essen GmbH
Priority date: 2013-07-12
Filing date: 2013-07-12
Publication date: 2015-12-09
Anticipated expiration: 2033-07-12
Also published as: WO2015004137A1; EP2824212A1

Description

Die Erfindung betrifft einen Warmarbeitsstahl mit einem Stickstoff-Gehalt von mindestens 0,1 Gew.-%.
Während Stickstoff in niedriglegierten Stählen aufgrund der Bildung von versprödenden Nitriden unerwünscht ist, hat die Anwesenheit von Stickstoff in hochlegierten Stählen eine Reihe von Vorteilen. So lässt sich durch höhere N-Gehalte die Festigkeit erhöhen, ohne dass dadurch die Zähigkeit des jeweiligen Stahls eingeschränkt wird. Auch kann durch hohe N-Gehalte die Korrosionsbeständigkeit des Stahls verbessert werden. Darüber hinaus tragen hohe N-Gehalte zur Erhöhung der Warmfestigkeit bei. Des Weiteren wird bei austenitischen Stählen durch die Anwesenheit hoher N-Gehalte der Temperaturbereich, in dem im Stahl austenitisches Gefüge vorliegt, stabilisiert oder erweitert. Bei Stählen, die hohe Kaltverformungen durchlaufen, kann durch hohe N-Gehalte die Bildung von spannungsinduziertem Martensit vermieden werden. Zudem hemmen hohe N-Gehalte die Ausscheidung von intermetallischen Phasen. Schließlich weisen Mn-Austenitstähle mit hohen N-Gehalten gegenüber konventionellen Cr-Ni-Austenitstählen eine deutlich erhöhte Warmfestigkeit auf.
Um Stähle mit hohen N-Gehalten zu erzeugen, müssen diese Stähle spezielle Herstellverfahren durchlaufen, da sich Stickstoff in höheren Gehalten nicht auf konventionellem schmelzmetallurgischem Wege zu Stählen der hier in Rede stehenden Art zulegieren lässt.
Eine wichtige Rolle bei der Erzeugung hochstickstoffhaltiger Legierungen spielen Umschmelzverfahren, insbesondere der Druck-Elektro-Schlacke-Umschmelz-Prozess ("DESU-Prozess"). Bei diesem Verfahren wird in einem ersten Schritt mit den üblichen Mitteln der Schmelzmetallurgie, z. B. unter Einsatz der Pfannenmetallurgie unter Normaldruck, eine Schmelze erzeugt, die bis auf den geforderten N-Gehalt die jeweils vorgesehenen Legierungsbestandteile in den vorgegebenen Gehalten aufweist. Diese Schmelze wird zu einer zylindrischen Elektrode vergossen.
Diese Elektrode dient als Ausgangsmaterial für das anschließend durchlaufene Druckumschmelzen. Bei diesem Prozess wird in einem kontinuierlichen Ablauf die selbstverzehrende Elektrode in einem Druckkessel an ihrer in Schwerkraftrichtung unteren Stirnseite durch Widerstandserwärmung aufgeschmolzen. Die abgeschmolzene, schmelzflüssige Stahlschmelze tropft dann durch ein Schlackenbad, das als Heizleiter und als raffinierender Reaktionspartner dient. Gleichzeitig erfolgt über die Schlacke die Erhöhung des Stickstoffgehalts der Schmelze. Dazu wird über eine Dosiereinrichtung stickstoffhaltiges Granulat in den Druckkessel gegeben, das auf die Schlacke fällt und dort unter Freisetzung des Stickstoffs aufschmilzt. Alternativ ist es auch möglich, gasförmigen Stickstoff in den Druckkessel zu leiten, um die gewünschte Aufstickung des Stahls zu erzielen. Der Atmosphärendruck in dem Druckkessel wird dazu unter Berücksichtigung der Temperatur und der Stahlzusammensetzung so eingestellt, dass der Stickstoffpartialdruck ausreicht, um die gewünschte Stickstoffmenge in die Stahlschmelze einzubringen.
Die physikalischen Grundlagen des Aufstickens lassen sich dabei über das Sievert'sche Quadratwurzelgesetz beschreiben, gemäß dem die theoretisch erzielbare Stickstofflöslichkeit [%N] eine Funktion von Druck und Temperatur ist: $[% N] = k \cdot \sqrt{p_{N 2}}$
In Gleichung (1) ist mit "p_N2 " der Stickstoffpartialdruck über der Schmelze in bar und mit "k" eine temperatur- und legierungsabhängige Materialkonstante bezeichnet.
In realen Systemen beeinflussen die jeweils anwesenden Legierungselemente die tatsächliche Stickstofflöslichkeit. Um diesen Effekt zu beschreiben, bedient man sich ihrer thermodynamischen Aktivitäten: ${[% N]}_{F e - X} = \frac{{[% N]}_{F e}}{f_{N}^{X}} \cdot \sqrt{p_{N 2}}$
wobei hier mit "p_N2 " wiederum der Stickstoffpartialdruck über der Schmelze in bar, mit "[%N]_Fe-x" die Stickstofflöslichkeit in eisenbasierten Mehrstoffsystemen und mit "[%N]_Fe" die Gleichgewichtskonstante in reinem Fe bei 1.600°C und 1 bar bezeichnet sind ([%N]_Fe = 0,044 %).
Der Aktivitätskoeffizient $ʺ f_{N}^{X} ʺ$
lässt sich dabei gemäß Gleichung (3) wie folgt berechnen: $\log f_{N}^{X} = e_{N}^{X} [% X]$
wobei hier mit $ʺ e_{N}^{X} ʺ$
der Wechselwirkungskoeffizient und mit "[%X]" die Konzentration des jeweiligen Elements in Gew.-% angegeben ist.
Es ist ersichtlich, dass abhängig vom jeweiligen Wechselwirkungskoeffizienten bestimmte Elemente die Stickstofflöslichkeit erhöhen (z. B. Mangan), während andere Elemente (z. B. Silizium) die Stickstofflöslichkeit senken. Diese Einflüsse wirken sich zum einen auf die Aufstickung während des Umschmelzens und zum anderen bei der Ausscheidung etwaiger intermetallischer Phasen im Festen aus (U. Kamachi Mudali, Baldev Raj; "High Nitrogen Steels and Stainless Steels. Manufacturing, Properties and Applications."; ASM International, Narosa Publishing House, New Delhi, Chennai, Mumbai, Kolkata, 2004, New Delhi, India.; Anne Satir-Kolorz, Heinrich Feichtinger, Markus Speidel: "Literaturstudie und theoretische Betrachtungen zum Lösungsverhalten von Stickstoff in Eisen-, Stahl- und Stahlgussschmelzen", Gießereiforschung 42, 1990, Nr. 1, S. 36 - 49).
Ein speziell für die Herstellung von Gießformen für den Aluminiumguss geeigneter Warmarbeitsstahl ist aus der EP 1 696 045 A1 bekannt. Der bekannte Stahl enthält (in Gew.-%) 0,1 - 0,35 % C, weniger als 0,8 % Si, bis zu 3 % Mn, 2,0 - 7,0 % Cr, W- und Mo-Gehalte mit der Maßgabe, dass die Summe aus dem Mo-Gehalt und dem halben W-Gehalt 0,3 - 5 % beträgt, 0,05 - 0,5 % N, bis zu 0,0100 % O, bis zu 0,05 % P, bis zu 0,05 % Al und als Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen. Dabei soll die Summe der N- und C-Gehalte 0,2 - 0,6 % betragen, wobei gleichzeitig für das Verhältnis C/N des C-Gehalts zum N-Gehalt gelten soll: C/N ≤ 6. Durch die Beschränkung des C-Gehalts soll die Bildung eines intermetallischen Verbunds an den mit der Al-Schmelze in Kontakt kommenden Flächen einer aus dem bekannten Stahl geformten Gießform vermieden werden. Darüber hinaus soll durch Einstellung eines niedrigen C-Gehalts die Bildung von groben Karbiden unterdrückt werden. Neben den genannten Legierungselementen kann der bekannte Stahl Gehalte an V aufweisen, um die Festigkeit zu erhöhen. Auch kann dem bekannten Stahl Tantal in Gehalten von bis zu 1 % zugegeben werden, um einer Vergröberung des Gefüges beim Abschrecken vorzubeugen, wobei für diesen Effekt Ta-Gehalte von mindestens 0,05 % als besonders günstig angesehen werden.
Vor dem Hintergrund des voranstehend erläuterten Standes der Technik bestand die Aufgabe der Erfindung darin, einen Warmarbeitsstahl zu schaffen, bei dem eine optimierte Kombination aus Festigkeit und Zähigkeit beim Einsatz bei hohen Temperaturen gegeben ist.
Diese Aufgabe ist erfindungsgemäß durch einen Stahl mit der in Anspruch 1 angegebenen Zusammensetzung gelöst worden.
Vorteilhafte Ausgestaltungen der Erfindung sind in den abhängigen Ansprüchen angegeben und werden nachfolgend wie der allgemeine Erfindungsgedanke im Einzelnen erläutert. Der Erfindung liegt die Erkenntnis zu Grunde, dass bei ausreichend hohen C- und N-Gehalten die erfindungsgemäß gleichfalls als Pflichtbestandteile in ausreichenden Mengen zugegebenen Legierungselemente Ta und V thermisch stabile Nitride, Carbide oder Carbonitride bilden, die einen entscheidenden Beitrag zur Festigkeit des erfindungsgemäßen Stahls auch unter hohen Einsatztemperaturen leisten.
Um diesen Effekt zu nutzen, hat ein erfindungsgemäßer Warmarbeitsstahl folgende Zusammensetzung (in Gew.-%):

C: 0,38 - 0,45 %,
Si: bis zu 0,8 %,
Mn: bis zu 0,5 %,
Cr: 4,0 - 6,0 %,
Co: 0,3 - 0,8 %,
Ni: 0,8 - 1,1 %,
Mo: 2,3 - 2,8 %,
Ta: 0,1 - 1,0 %,
Al: bis zu 0,025 %,
Ti: bis zu 0,03 %,
V: 0,15 - 0,3 %,
N: 0,1 - 0,5 %,
Rest Fe und herstellungsbedingt unvermeidbare Verunreinigungen.

Wie bereits erwähnt, ist Kohlenstoff ist in Gehalten von 0,38 - 0,45 Gew.-% in einem erfindungsgemäßen Stahl enthalten, damit im Stahl ein ausreichendes Angebot an C zur Bildung von Ta- und V-Carbiden oder -Carbonitriden zur Verfügung steht, die auch unter hohen Temperaturen von beispielsweise 600 °C und mehr stabil bleiben. Die gegenüber reinen Karbiden temperaturstabileren Karbonitride verzögern die Kornvergröberung und verschieben sie zu höheren Temperaturen. Auf diese Weise tragen die vergleichbar hohen C-Gehalte wesentlich zu der gegenüber dem Stand der Technik deutlich erhöhten Warmfestigkeit eines erfindungsgemäßen Stahls bei Besonders sicher lassen sich diese Effekte erzielen, wenn bis zu 0,43 Gew.-% C im erfindungsgemäßen Stahl vorhanden sind.
Si kann in erfindungsgemäßem Stahl in Gehalten von bis zu 0,8 Gew.-% vorhanden sein, um die Festigkeit des erfindungsgemäßen Stahls zu erhöhen. Zum Eintrag von Si in den erfindungsgemäßen Stahl kommt es im Zuge der Erhöhung des N-Gehalts auf die vorgegebenen Gehalte, weil hierzu üblicherweise Si₃N₄ als Stickstoffträger zum Einsatz kommt. Um die Gefahr einer Anlassversprödung zu vermeiden, ist der Si-Gehalt des erfindunsgemäßen Stahls auf 0,8 Gew.-% begrenzt.
Mn in Gehalten von bis zu 0,5 Gew.-% kann die Austenitstabilität des erfindungsgemäßen Stahls erhöhen und die Löslichkeit von N im Stahl erhöhen.
Cr-Gehalte von 4,0 - 6,0 Gew.-% erhöhen die Festigkeit des erfindungsgemäßen Stahls durch die Bildung von Cr-Karbiden und Cr-Nitriden. Zudem erhöht Cr in den erfindungsgemäß vorgegebenen Gehalten die Durchhärtbarkeit von dickwandigen Werkstücken, die aus erfindungsgemäßem Stahl hergestellt sind. Besonders sicher lassen sich diese positiven Effekte von Cr im erfindungsgemäßen Stahl nutzen, wenn sein Cr-Gehalt mindestens 4,5 Gew.-% beträgt.
Co ist in Gehalten von 0,3 - 0,8 Gew.-% im erfindungsgemäßen Stahl vorhanden, um seine Duktilität und Warmfestigkeit zu verbessern. Co trägt dabei zur Steigerung der Mischkristallhärte und Verschiebung der Rekristallisationstemperatur zu höheren Temperaturen bei. Zudem erhöht Co die Löslichkeit von C und N.
Ni in Gehalten von 0,8 - 2 Gew.-% erhöht ebenfalls die Mischkristallhärte und ist ein wichtiger Austenitstabilisator. Gleichzeitig wird durch die Anwesenheit von Ni in den erfindungsgemäß vorgegebenen Gehalten die Löslichkeit für C im Austenit erhöht und wirkt sich dementsprechend vorteilhaft auf die Einstellung der Härte des erfindungsgemäßen Stahls aus. Dabei unterdrückt Ni die Deltaferritbildung und verbessert in den erfindungsgemäß vorgegebenen Gehalten die Duktilität und Schmiedbarkeit. Dieser Effekt wird erzielt, wenn die Ni-Gehalte 2 Gew.-% nicht überschreiten. Höhere Nickelgehalte schränken die Löslichkeit für N ein. Optimale Wirkungen von Ni im erfindungsgemäßen Stahl lassen sich dann erzielen, wenn der Ni-Gehalt des erfindungsgemäßen Stahls auf max. 1,1 Gew.-% beschränkt ist.
Mo in Gehalten von 2,3 - 2,8 Gew.-% steigert die Warmfestigkeit des erfindungsgemäßen Stahls. Mo bildet Carbide und Carbonitride, welche einerseits die Härte steigern, andererseits das Kornwachstum verzögern. Der Verschleißwiderstand von aus erfindungsgemäßem Stahl hergestellten Gesenken nimmt mit steigendem Mo-Gehalt zu.
Ein übermäßig hoher Mo-Gehalt führt jedoch zur Langzeitversprödung durch Ausscheidung von intermetallischen Laves- und Sigma-Phasen. Zudem steigt mit zu hohen Mo-Gehalten die Warmfestigkeit derart an, dass eine Formgebung erschwert wird.
Ta ist in einem erfindungsgemäßen Stahl in Gehalten von 0,1 - 1,0 Gew.-% vorhanden, um Ta-Karbide, Ta-Nitride oder Ta-Carbonitride zu bilden, die sich als besonders stabil auch bei hohen Temperaturen erwiesen haben. Die mit Ta gebildeten Carbide, Carbonitride und Nitride verzögern das Kornwachstum bei hohen Temperaturen und erhöhen damit die Festigkeit. Zudem erhöht Ta die Löslichkeit für N im Stahl. Besonders sicher können die positiven Einflüsse von Ta im erfindungsgemäßen Stahl genutzt werden, wenn der Ta-Gehalt eines erfindungsgemäßen Stahl mindestens 0,4 Gew.-% beträgt, wobei sich ein optimaler Nutzen einstellt, wenn die Ta-Gehalte des erfindungsgemäßen Stahls auf höchstens 0,8 Gew.-% beschränkt sind.
Al kann bei der Erschmelzung des erfindungsgemäßen Stahls zur Desoxidation eingesetzt werden und ist dann in Gehalten von typischerweise bis zu 0,025 Gew.-% vorhanden. Der Al-Gehalt ist dabei so bemessen, dass die Bildung von Al-Nitriden weitestgehend vermieden ist. Um dies besonders sicher zu erreichen, kann der Al-Gehalt auf weniger als 0,015 Gew.-% beschränkt werden.
Ti in Gehalten von bis zu 0,03 Gew.-% trägt ebenfalls durch die Bildung von feinen TiC- und Ti(C,N)-Ausscheidungen zur Steigerung der Festigkeit und zur Entstehung eines feinkörnigen Gefüges bei. Zu hohe Ti-Gehalte sind jedoch zu vermeiden, um die Ausscheidung von Primärnitriden aus der Schmelze heraus zu verhindern. Diese verschlechtern die Duktilität. Um negative Einflüsse von Ti auf die Eigenschaften des erfindungsgemäßen Stahls auszuschließen, kann der Ti-Gehalt auf max. 0,005 Gew.-% beschränkt werden.
V in Gehalten von 0,15 - 0,3 Gew.-% bildet im erfindungsgemäßen Stahl ebenfalls feine Carbide und Carbonitride und steigert auf diese Weise die Festigkeit und Feinkörnigkeit eines erfindungsgemäßen Stahls. Die mit V gebildeten temperaturstabilen Carbide, Nitride und Carbonitride verschieben die Rekristallisation zu höheren Temperaturen und verzögern das Kornwachstum.
Die im erfindungsgemäßen Stahl vorgesehenen hohen Gehalte an N von 0,1 - 0,5 Gew.-% bilden die Voraussetzung für die Entstehung von Ta-Nitriden, die sich als besonders temperaturstabil erwiesen haben und als solche entscheidend zur hohen Warmfestigkeit beitragen, die ein erfindungsgemäßer Stahl besitzt. Stickstoff erhöht in den erfindungsgemäß vorgegebenen Gehalten im erfindungsgemäßen Stahl die Rekristallisationstemperatur und verzögert die dynamische Rekristallisation, was sich durch eine bessere Warmfestigkeit bemerkbar macht. Des Weiteren bildet N Nitride und Carbonitride, die ebenfalls festigkeitssteigernd und kornfeinend wirken. Darüber hinaus werden bei Anwesenheit von Stickstoff die ausgeschiedenen Karbide deutlich feindisperser verteilt. Demzufolge stellen sich geringere Seigerungen ein, was in homogenen Werkstoffeigenschaften und besseren Zähigkeiten resultiert. Besonders sicher lassen sich die positiven Einflüsse von N in einem erfindungsgemäßen Stahl nutzen, wenn sein N-Gehalt mindestens 0,28 Gew.-% beträgt, wobei sich eine optimale Relation aus Herstellaufwand und Nutzen ergibt, wenn bei einem erfindungsgemäßen Warmarbeitsstahl der N-Gehalt höchstens 0,4 Gew.-% beträgt.
Die für einen erfindungsgemäßen Stahl vorgesehenen hohen N-Gehalte lassen sich in an sich bekannter Weise prozessstabil durch Druck-Elektro-Schlacke-Umschmelzen erzeugen.
Praktische und theoretische Untersuchungen haben ergeben, dass ein in erfindungsgemäßer Weise zusammengesetzter Warmarbeitsstahl auch bei hohen Einsatztemperaturen überlegene mechanische Eigenschaften besitzt. So weist ein erfindungsgemäßer Stahl bei 600 °C eine Druckfestigkeit σ von mindestens 1600 MPa auf, wobei in Praxisversuchen Werte von bis zu 2000 MPa nachgewiesen wurden.
Nachfolgend wird die Erfindung anhand von Ausführungsbeispielen näher erläutert.
Im beigefügten Diagramm ist als Ergebnis eines Warmstauchversuchs die jeweilige Stauchkraft über den Weg aufgetragen, über den die jeweilige Probe im Zuge des Versuchs bis zum Erreichen der maximalen Presskraft zusammengepresst worden ist.
Es wurde ein Stahl erschmolzen und zu einer zylindrischen Elektrode vergossen, die anschließend einen DESU-Prozess durchlaufen hat. Im Zuge des Umschmelzens in der DESU-Anlage ist der N-Gehalt des Stahls erhöht worden, so dass der Stahl, aus dem der als Ergebnis des DESU-Prozesses erhaltene Stahlblock bestand, neben Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen die in Tabelle 1 angegebenen Legierungsgehalte aufwies. Tabelle 1

C Cr Co Ni Mo Ta V N

0,40 5,00 0,50 1,00 2,50 0,60 0,20 0,30

Angaben in Gew.-%
Aus dem nach dem DESU-Prozess erhaltenen Block sind Stabproben mit einem Durchmesser von jeweils 8 mm entnommen worden.
Eine erste dieser Proben ist in einem Weichglühversuch mit einer Aufheizrate von 30 °C/h von Raumtemperatur auf 810 °C erwärmt und auf dieser Temperatur für 640 Minuten gehalten worden. Daraufhin ist die Probe im Ofen zunächst bis auf 300 °C abgekühlt und anschließend an ruhender Luft abgelegt worden. Die gemäß DIN EN ISO 65061 durchgeführte Messung der Brinellhärte HBW 10/3000 ergab für die auf ein kartesisches Koordinatensystem bezogenen drei Raumrichtungen einen Härtewert von jeweils 215.
Mit weiteren Proben P1 - P5 sind zur Bestimmung der Härte bzw. Anlasskurve des Stahls und zur Bestimmung des Warmstauchverhaltens Wärmebehandlungsversuche durchgeführt worden.
Eine erste Probe P1 ist dabei im Ausgangszustand belassen worden.
In einem ersten Wärmebehandlungsversuch ist eine Probe P2 zunächst über 30 Minuten bei 1000 °C gehalten und anschließend in Öl abgekühlt worden. Daraufhin ist die Probe zweimal hintereinander über jeweils zwei Stunden in einem Ofen auf 600 °C gehalten und in dem Ofen auf Raumtemperatur abgekühlt worden. Die gemäß DIN EN ISO 65061 bei Raumtemperatur durchgeführte Härteprüfung ergab für die Probe P2 in den drei Raumrichtungen eine Brinellhärte HBW 10/3000 von jeweils 44,5.
In einem zweiten Wärmebehandlungsversuch ist eine Probe P3 zunächst über 30 Minuten bei 1020 °C gehalten und anschließend in Öl abgekühlt worden. Daraufhin ist auch die Probe P3 zweimal hintereinander über jeweils zwei Stunden in einem Ofen auf 600 °C gehalten und in dem Ofen auf Raumtemperatur abgekühlt worden. Die gemäß DIN EN ISO 65061 bei Raumtemperatur durchgeführte Härteprüfung ergab für die Probe P3 für die drei Raumrichtungen eine Brinellhärte HBW 10/3000 von 42,5, 43 und 42,5.
In einem dritten Wärmebehandlungsversuch ist eine Probe P4 zunächst über 30 Minuten bei 1020 °C gehalten und anschließend mit einer Abkühlrate von 80°C/h abgekühlt worden. Daraufhin sind die Proben ebenfalls zweimal hintereinander über jeweils zwei Stunden in einem Ofen auf 600 °C gehalten und in dem Ofen auf Raumtemperatur abgekühlt worden. Die gemäß DIN EN ISO 65061 bei Raumtemperatur durchgeführte Härteprüfung ergab für die Probe P4 in den drei Raumrichtungen eine Brinellhärte HBW 10/3000 von 44,5, 43,5 und 44,5.
Die bei Raumtemperatur ermittelte Ansprunghärte der untersuchten Proben lag bei 56 HRC.
Zur Bestimmung der Warmfestigkeit des Stahls ist eine weitere Probe P5 zweimal aufeinander folgend über 240 Minuten bei 800 °C in einem Ofen gehalten worden und anschließend im Ofen auf 300 °C abgekühlt worden. Anschließend ist sie an Luft abgelegt und auf Raumtemperatur abgekühlt worden.
Die unbehandelte Probe P1 und die wärmebehandelten Proben P2 - P5 sind jeweils einem Warmstauchversuch unterzogen worden, bei dem sie bei 600 °C über eine Dauer von 30 Minuten bis zu einer maximalen Presskraft von 370 kN belastet worden sind. Die Ergebnisse der Warmstauchversuche sind im beigefügten Diagramm zusammengefasst.
Es zeigte sich, dass die Proben jeweils bei einer Last von ca. 100 kN zu fließen begannen. Die unbehandelte Probe P1 und die wärmebehandelte, jeweils langsam abgekühlte Probe P5 blieben bis zum Erreichen der maximalen Presskraft ohne Riss. Gleichzeitig ließ sich die Probe P5 maximal verformen. Dagegen wiesen bei Erreichen der maximalen Presskraft die Proben P2 und P4 Längsrisse und die Probe P3 Längs- und Querrisse auf, wobei die maximale Verformbarkeit der Proben P2 - P4 etwa gleich war.
Auf Grundlage der Ergebnisse der Warmpressversuche konnte die theoretisch erreichbare Druckfestigkeit σ (Streckgrenze) des Stahls mit der in Tabelle 1 angegebenen Zusammensetzung wie folgt ermittelt werden:

Durchmesser d der Proben: 8 mm
Presskraft F bis Fließen: 100 kN
Querschnittsfläche A der Proben: π/4*d² = 50,3 mm² Druckfestigkeit σ = F/A = 100 * 10³/50,3 MPa = 1988 MPa.

Claims

Warmarbeitsstahl, mit folgender Zusammensetzung (in Gew.-%):
C: 0,38 - 0,45 %,

Si: bis zu 0,8 %,

Mn: bis zu 0,5 %,

Cr: 4,0 - 6,0 %,

Co: 0,3 - 0,8 %,

Ni: 0,8 - 2 %,

Mo: 2,3 - 2,8 %,

Ta: 0,1 - 1,0 %,

Al: bis zu 0,025 %,

Ti: bis zu 0,03 %,

V: 0,15 - 0,3 %,

N: 0,1 - 0,5 %,

Rest Fe und herstellungsbedingt unvermeidbare Verunreinigungen.
Warmarbeitsstahl nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass sein C-Gehalt höchstens 0,43 Gew.-% beträgt.
Warmarbeitsstahl nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch
gekennzeichnet, dass sein Cr-Gehalt mindestens 4,5 Gew.-% beträgt.
Warmarbeitsstahl nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch
gekennzeichnet, dass sein Ni-Gehalt höchstens 1,1 Gew.-% beträgt.
Warmarbeitsstahl nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch
gekennzeichnet, dass sein Ta-Gehalt mindestens 0,4 Gew.-% beträgt.
Warmarbeitsstahl nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch
gekennzeichnet, dass sein Ta-Gehalt höchstens 0,8 Gew.-% beträgt.
Warmarbeitsstahl nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch
gekennzeichnet, dass sein Ti-Gehalt höchstens 0,005 Gew.-% beträgt.
Warmarbeitsstahl nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch
gekennzeichnet, dass sein N-Gehalt mindestens 0,28 Gew.-% beträgt.
Warmarbeitsstahl nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch
gekennzeichnet, dass sein N-Gehalt höchstens 0,4 Gew.-% beträgt.
Warmarbeitsstahl nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch
gekennzeichnet, dass er durch Druck-Elektro-Schlacke-Umschmelzen hergestellt ist.
Warmarbeitsstahl nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch
gekennzeichnet, dass seine Druckfestigkeit σ bei 600 °C mindestens 1600 MPa beträgt.