[0001] Die Erfindung betrifft einen Warmarbeitsstahl mit einem Stickstoff-Gehalt von mindestens
0,1 Gew.-%.
[0002] 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.
[0003] 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.
[0004] 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.
[0005] 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.
[0006] 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:
[0007] In Gleichung (1) ist mit "
pN2" der Stickstoffpartialdruck über der Schmelze in bar und mit "
k" eine temperatur- und legierungsabhängige Materialkonstante bezeichnet.
[0008] In realen Systemen beeinflussen die jeweils anwesenden Legierungselemente die tatsächliche
Stickstofflöslichkeit. Um diesen Effekt zu beschreiben, bedient man sich ihrer thermodynamischen
Aktivitäten:
wobei hier mit "
pN2" 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 %).
[0009] Der Aktivitätskoeffizient
lässt sich dabei gemäß Gleichung (3) wie folgt berechnen:
wobei hier mit
der Wechselwirkungskoeffizient und mit
"[%X]" die Konzentration des jeweiligen Elements in Gew.-% angegeben ist.
[0010] 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).
[0011] 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.
[0012] 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.
[0013] Diese Aufgabe ist erfindungsgemäß durch einen Stahl mit der in Anspruch 1 angegebenen
Zusammensetzung gelöst worden.
[0014] 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.
[0015] 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.
[0016] 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.
[0017] 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 Si
3N
4 als Stickstoffträger zum Einsatz kommt. Um die Gefahr einer Anlassversprödung zu
vermeiden, ist der Si-Gehalt des erfindunsgemäßen Stahls auf 0,8 Gew.-% begrenzt.
[0018] Mn in Gehalten von bis zu 0,5 Gew.-% kann die Austenitstabilität des erfindungsgemäßen
Stahls erhöhen und die Löslichkeit von N im Stahl erhöhen.
[0019] 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.
[0020] 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 von N.
[0021] 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 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.
[0022] 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.
[0023] 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.
[0024] 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.
[0025] 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.
[0026] 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.
[0027] 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.
[0028] Die für einen erfindungsgemäßen Stahl vorgesehenen hohen N-Gehalte lassen sich in
an sich bekannter Weise prozessstabil durch Druck-Elektro-Schlacke-Umschmelzen erzeugen.
[0029] 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.
[0030] Nachfolgend wird die Erfindung anhand von Ausführungsbeispielen näher erläutert.
[0031] 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.
[0032] 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 |
[0033] Aus dem nach dem DESU-Prozess erhaltenen Block sind Stabproben mit einem Durchmesser
von jeweils 8 mm entnommen worden.
[0034] 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.
[0035] Mit weiteren Proben P1 - P5 sind zur Bestimmung der Härte bzw. Anlasskurve des Stahls
und zur Bestimmung des Warmstauchverhaltens Wärmebehandlungsversuche durchgeführt
worden.
[0036] Eine erste Probe P1 ist dabei im Ausgangszustand belassen worden.
[0037] 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.
[0038] 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 P2 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.
[0039] 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.
[0040] Die bei Raumtemperatur ermittelte Ansprunghärte der untersuchten Proben lag bei 56
HRC.
[0041] 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.
[0042] 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.
[0043] 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.
[0044] 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*d
2 = 50,3 mm
2
Druckfestigkeit σ = F/A = 100 * 10
3/50,3 MPa =
1988 MPa.
1. 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.
2. Warmarbeitsstahl nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass sein C-Gehalt höchstens 0,43 Gew.-% beträgt.
3. Warmarbeitsstahl nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch
gekennzeichnet, dass sein Cr-Gehalt mindestens 4,5 Gew.-% beträgt.
4. Warmarbeitsstahl nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch
gekennzeichnet, dass sein Ni-Gehalt höchstens 1,1 Gew.-% beträgt.
5. Warmarbeitsstahl nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch
gekennzeichnet, dass sein Ta-Gehalt mindestens 0,4 Gew.-% beträgt.
6. Warmarbeitsstahl nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch
gekennzeichnet, dass sein Ta-Gehalt höchstens 0,8 Gew.-% beträgt.
7. Warmarbeitsstahl nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch
gekennzeichnet, dass sein Ti-Gehalt höchstens 0,005 Gew.-% beträgt.
8. Warmarbeitsstahl nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch
gekennzeichnet, dass sein N-Gehalt mindestens 0,28 Gew.-% beträgt.
9. Warmarbeitsstahl nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch
gekennzeichnet, dass sein N-Gehalt höchstens 0,4 Gew.-% beträgt.
10. Warmarbeitsstahl nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch
gekennzeichnet, dass er durch Druck-Elektro-Schlacke-Umschmelzen hergestellt ist.
11. Warmarbeitsstahl nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch
gekennzeichnet, dass seine Druckfestigkeit σ bei 600 °C mindestens 1600 MPa beträgt.