WO2017198530A1 - Verfahren zum herstellen eines stahlwerkstoffs und stahlwerksstoff - Google Patents

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Michael Haspel
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Boehler Edelstahl GmbH and Co KG
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • ESU or VLBO Materials that are produced using appropriate remelting processes
  • the steel DIN 1.4418 has a high yield strength (Rpo, 2%) of about 1000 MPa, the steel DIN 1.4418 can achieve a very high cold ⁇ toughness, which typically between 50 and 150J (Charpy V-Notch) impact energy at -40 ° C is. This high level of toughness is required by the pump in passing on ⁇ cavitation.
  • the material DIN 1.4542 can not approach this toughness level and usually remains at single-digit impact values at -40 ° C.
  • the steel DIN 1.4313 is also used for pump blocks, but may due to its relation to the DIN 1.4418 civil- ren alloy layer only yield strength between 900 and 1000 MPa Errei ⁇ chen in compensation to its maximum Festig ⁇ keitshou. When using this material in the highest strength level, however, only a low level of toughness at low temperatures is achievable, in addition, the corrosion resistance by the alloy in comparison to the other two steels is significantly lower.
  • the materials DIN 1.4313 and DIN 1.4418 are here nickelmartensitisch se ⁇ kundärhärtende alloys, while the material DIN 1.4542 is a nickelmartensitisch kupferaushärtender material.
  • the object of the invention is to provide a material having even at very high casting weights improved strength at a very high level of toughness, the Cor ⁇ rosionsbe pretechnik is also increased.
  • the inventors have set themselves the goal to develop a material that has the same or higher strength than the DIN 1.4418 or DIN 1.4542, which already have a very high strength, but in addition still the very high toughness level of DIN 1.4418 reached or over ⁇ meets, on the other hand, however, the corrosion resistance of the much less solid exceeds DIN 1.4313.
  • the goal is also that these product properties are achieved in conventional melting, but the analysis is designed so that a high-purity remelt variant (ESU or VLBO) can be achieved.
  • Such a high-purity remelt variant has special advantages in terms of fatigue properties for special applications in machine or apparatus construction with high dynamic loads, as is the case, for example, with compressors or centrifuges due to their significantly lower content of oxide inclusions of smaller size.
  • VLBO vacuum arc furnace
  • the inventive material By remelting in a vacuum arc furnace (VLBO) which pour the usual Umschmelztechnolo- for highly stressed components in aerospace applications is, the inventive material, the fatigue strength can be obtained by lowering the defect size in the material increases the ⁇ . This effect is mainly due to the use of the invention material in modern high strength for aviation and space travel applications ⁇ of great importance.
  • the deliberate step to dispense with a stabilization in this alloying system is one of the essential measures according to the invention, which makes it possible to realize a material with the property profile according to the invention and with the mentioned production possibilities.
  • the invention is exemplified erläu ⁇ tert reference to a drawing.
  • Table 4 shows the mechanical properties of a non-inventive standard material in the transverse direction
  • Table 5 shows the mechanical properties of another standard material in the transverse direction
  • Table 6 shows the mechanical properties of another standard material in the transverse direction
  • Table 7 shows the mechanical properties of the material according to the invention in the transverse direction when cured at 450 ° C;
  • Table 8 shows the resistance to erosive corrosion on the basis of tensile test characteristics of the samples investigated and the mass loss of the standard materials and the inventions ⁇ to the invention material in comparison.
  • Table 1 shows a comparison of all materials mentioned in comparison to the material according to the invention (15-5MOD).
  • the material according to the invention was melted conventionally and several flat bars measuring 640 ⁇ 540 mm were produced by forging. After forging, the
  • the curing temperatures are 485 ° C in one case and 520 ° C in the other case.
  • the bars are split in the middle and fully mechanically tested in the zones bottom, middle and top in the transverse direction.
  • the mechanical testing consists of a tensile test at room temperature, a notch impact test (Charpy V-Notch) at room temperature and a notch impact test (Charpy V-Notch) at -40 ° C.
  • the steel material according to the invention has the best combination of strength and toughness.
  • Table 6 shows the results of a smaller DIN 1.4542 forging bar with the dimensions 520 x 280, which achieves only a fraction of the toughness with the same strength.
  • 15-5MOD was also the maximum with the specified analysis achievable strength potential examined. It was found that lowering the curing temperature to 450 ° C resulted in a further increase in strength to a yield strength of approx. 1177 - 1190 MPa. In this most solid state, determined by means of notch impact test at -40 ° C Zähig ⁇ ness is naturally reduced compared to curing at 485 ° C, however, the material having 20J to 78J (Table 7) shows a still higher by a multiple Kerbschlagarbeits- level than the material DIN 1.4542 at more than Loompa HOE herer yield strength, so that this WBH state is to be highly relevant in practice despite lower low temperature toughness ⁇ see.
  • the inventive method provides to melt the material with an analysis according to Table 1 conventionally large block formats up to> 10 t. Subsequently, the material is transformed in the range of 800 to 1250 ° C, followed by a heat treatment.
  • the heat treatment consists of a solution annealing at 850 to 1050 ° C, a subsequent hardening, a subsequent cooling and curing at 450 to 600 ° C, preferably the temperature range 450 to 520 ° C in striving for a maximum strength.
  • the microstructure of the inventive material is subsequently ⁇ tungsd of martensite with a maximum of 1% delta ferrite, and it is free of primary hard phases (especially based on niobium, tantalum, titanium, vanadium), the occasion austenite maximum 8 % is.
  • the inventive material is primarily used for resistant to corrosion ⁇ constant pumping blocks, but can also be used in general mechanical and apparatus.
  • the invention can be produced as a high-purity Umschmelzgüte according to the ESU or VLBO process with increased demands on fatigue strength, especially in aggregates that are dynamically heavily loaded or safety-critical structural parts in the aerospace industry.
  • the improvement in purity associated with the remelting results in the well-known improvements in the fatigue properties by reducing the defect sizes in the material.

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Abstract

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zum Herstellen eines Stahlwerkstoffes, insbesondere eines korrosionsbeständigen Stahlwerkstoffes für Pumpen und dergleichen, wobei ein Stahl entsprechend der folgenden Analyse (in Gew-%) erschmolzen wird: C < 0,050; Si < 0,70; Mn < 1,00; P < 0,030; S < 0,010; Cr = 14–15,50; Mo = 0,30-0,60; Ni = 4,50-5,50; V < 0,20; W < 0,20; Cu = 2,50-4,00; Co < 0,30; Ti < 0,05; Al < 0,05; Nb < 0,05; Ta < 0,05; N < 0,05.

Description

Verfahren zum Herstellen eines Stahlwerkstoffs und Stahlwerksstoff Zur Herstellung von korrosiv stark belasteten Pumpen und dergleichen sind Stähle bekannt, aus denen die entsprechenden Blöcke für die Pumpen gefertigt werden, aus denen die Pumpen und Pumpenteile dann häufig spanend erzeugt werden. Die Stähle hierfür sind insbesondere genormt und hauptsächlich werden für derartige Aggregate die Stähle DIN 1.4542, DIN 1.4418, aber auch DIN 1.4313 verwendet.
Diese Stähle werden aufgrund des recht geringen Preisniveaus einerseits aber aufgrund des sehr hohen Bedarfs am Weltmarkt weitestgehend konventionell erschmolzen.
Werkstoffe, die mit entsprechenden Umschmelzverfahren (ESU o- der VLBO) erzeugt werden, können aus Gründen des geringen Preisniveaus und des weltweiten Bedarfs nicht flächendeckend verwendet werden.
Um Pumpenblöcke herzustellen, werden sehr große Blockformate benötigt, so dass die Gussgewichte häufig größer 10 t betra- gen. Das bedeutet, dass ein passender Werkstoff so ausgelegt sein muss, dass auch bei Verwendung konventioneller Blockformate und konventioneller Erschmelzung durch geringe Seigerneigung möglichst gleichmäßige Produkteigenschaften erzielt wer¬ den können. Seigerungen sind hier grundsätzlich unerwünscht, da Seigerungen Ausgangspunkt von mechanischen Inhomogenitäten und gegebenenfalls Rissen sein können. Darüber hinaus kann es im Bereich von Seigerungen zu abweichenden Korrosionsbeständigkeitseigenschaften kommen. Der Stahl DIN 1.4418 besitzt eine hohe Dehngrenze (Rpo,2%) von etwa 1000 MPa, wobei der Stahl DIN 1.4418 eine sehr hohe Kalt¬ zähigkeit erreichen kann, welche typischerweise zwischen 50 und 150J (Charpy V-Notch) Kerbschlagarbeit bei -40°C beträgt. Dieses hohe Zähigkeitsniveau ist aufgrund der in Pumpen auf¬ tretenden Kavitation erforderlich.
Der Werkstoff DIN 1.4542 kann bei gleicher Dehngrenze dieses Zähigkeitsniveau nicht annähernd erreichen und verbleibt übli- cherweise bei nur einstelligen Kerbschlagarbeitswerten bei - 40°C.
Der Stahl DIN 1.4313 wird für Pumpenblöcke auch verwendet, kann jedoch aufgrund seiner gegenüber dem DIN 1.4418 geringe- ren Legierungslage bei Vergütung auf sein maximales Festig¬ keitsniveau nur Dehngrenzen zwischen 900 und 1000 MPa errei¬ chen. Bei der Verwendung dieses Werkstoffs in höchster Festigkeitsstufe ist allerdings nur ein geringes Zähigkeitsniveau bei tiefen Temperaturen erreichbar, wobei zusätzlich die Kor- rosionsbeständigkeit durch die Legierung im Vergleich zu den anderen beiden Stählen deutlich geringer ist. Die Werkstoffe DIN 1.4313 und DIN 1.4418 sind hierbei nickelmartensitisch se¬ kundärhärtende Legierungen, während der Werkstoff DIN 1.4542 ein nickelmartensitisch kupferaushärtender Werkstoff ist.
Aufgabe der Erfindung ist es, einen Werkstoff zu schaffen, der auch bei sehr hohen Gussgewichten eine verbesserte Festigkeit bei einem sehr hohen Zähigkeitsniveau besitzt, wobei die Kor¬ rosionsbeständigkeit ebenfalls erhöht ist.
Die Aufgabe wird mit einem Verfahren zum Herstellen eines Stahlwerkstoffs mit den Merkmalen des Anspruchs 1 gelöst. Vorteilhafte Weiterbildungen sind in den Unteransprüchen gekennzeichnet .
Es ist eine weitere Aufgabe einen Werkstoff zu schaffen, der entsprechend gleichartige oder höhere Festigkeiten als bekann¬ te Stähle besitzt, jedoch ein höheres Zähigkeitsniveau und ei¬ ne bessere Korrosionsbeständigkeit besitzt.
Die Aufgabe wird mit einem Stahlwerkstoff mit den Merkmalen des Anspruchs 6 gelöst.
Die Erfinder haben es sich zum Ziel gesetzt, einen Werkstoff zu entwickeln, der eine gleiche oder höhere Festigkeit besitzt als der DIN 1.4418 oder der DIN 1.4542, welche an sich schon eine sehr hohe Festigkeit besitzen, aber zusätzlich noch das sehr hohe Zähigkeitsniveau des DIN 1.4418 erreicht oder über¬ trifft, auf der anderen Seite aber die Korrosionsbeständigkeit des deutlich weniger festen DIN 1.4313 übertrifft. Das Ziel ist dabei jedoch zusätzlich, dass diese Produkteigenschaften bei konventioneller Erschmelzung erreicht werden, die Analyse aber so ausgelegt ist, dass auch eine hochreine Um- schmelzvariante (ESU oder VLBO) erreichbar ist. Eine solche hochreine Umschmelzvariante besitzt durch ihren deutlich ge- ringeren Gehalt an oxidischen Einschlüssen geringerer Größe besondere Vorteile bezüglich der Ermüdungseigenschaften für Sonderanwendungen im Maschinen- oder Apparatebau mit hohen dynamischen Belastungen, wie dies zum Beispiel bei Verdichtern oder Zentrifugen der Fall ist. Durch Umschmelzen im Vakuum- lichtbogenofen (VLBO) , welches die übliche Umschmelztechnolo- gie für hochbelastete Bauteile in Luftfahrtsanwendungen darstellt, kann beim erfindungsgemäßen Werkstoff durch Absenken der Defektgrößen im Werkstoff die Dauerfestigkeit erhöht wer¬ den. Dieser Effekt ist vor allem bei Anwendung des erfindungs- gemäßen Werkstoffes in hoher Festigkeit für Luft- und Raum¬ fahrtanwendungen von großer Bedeutung.
Um erfindungsgemäß derartige Werkstoffeigenschaften zu erzeu- gen, muss die nickelmartensitisch sekundärhärtende Arbeitswei¬ se einerseits und die nickelmartensitisch kupferaushärtende Arbeitsweise andererseits verlassen werden und ein neuer Weg eingeschlagen werden. Erfindungsgemäß wird bei dem neuen Stahlwerkstoff Kupfer zum Aushärten verwendet. Die Erfinder haben erkannt, dass Delta- Ferrit als Gefügebestandteil die Zähigkeit vermindert, wobei durch ein optimales Verhältnis der Austenit- zu Ferrit stabi¬ lisierenden Elemente diese Phase möglichst minimiert wird und herstellbedingt alles unternommen wird, um die Delta-Ferrit- Phase durch geeignete Gießtechnologie und Verformung bei opti¬ mierter Temperatur gering zu halten.
Eine Niobstabilisierung, wie sie beispielsweise im DIN 1.4542 verwendet wird, wird vollkommen vermieden, so dass erfindungs¬ gemäß keine groben Primärkarbide gebildet werden.
Die Erfinder haben erkannt, dass Werkstoffkonzepte wie der DIN 1.4542 aus einer Zeit stammen, in der die Anlagentechnik in der Schmelzmetallurgie es noch nicht gesichert ermöglichte, den Kohlenstoffgehalt von hochchromhaltigen Schmelzen zu reduzieren .
Aus diesem Grund wurde häufig der Weg gegangen, den für die Korrosionsbeständigkeit schädlichen Kohlenstoff durch starke Karbidbildner wie Titan oder Niob durch die Bildung von Mono- karbiden abzubinden und die Bildung von Chromkarbiden zu verhindern. Diese Legierungstechnik wurde sowohl bei austeniti- schen Werkstoffen, als auch bei martensitischen Werkstoffen wie dem DIN 1.4542 verwendet, und ist noch heute in den internationalen Normen für diesen Werkstoff vorgeschrieben.
Der bewusste Schritt auf eine Stabilisierung in diesem Legie- rungssystem zu verzichten ist eine der wesentlichen erfindungsgemäßen Maßnahmen, die es erlaubt einen Werkstoff mit dem erfindungsgemäßen Eigenschaftsprofil und mit den genannten Herstellmöglichkeiten zu realisieren. Die Erfindung wird anhand einer Zeichnung beispielhaft erläu¬ tert .
Es zeigen dabei: Tabelle 1 die chemische Analyse der Normwerkstoffe, basierend auf EN 10088-3 im Vergleich zum erfindungsgemäßen Werkstoff (15-5MOD);
Tabelle 2 die mechanischen Eigenschaften des erfindungsgemäßen
Werkstoffs in Querrichtung bei einer Aushärtung bei
520°C;
Tabelle 3 die mechanischen Eigenschaften des erfindungsgemäßen
Werkstoffs in Querrichtung bei einer Aushärtung bei 485°C;
Tabelle 4 die mechanischen Eigenschaften eines nicht erfindungsgemäßen Normwerkstoffs in Querrichtung; Tabelle 5 die mechanischen Eigenschaften eines weiteren Normwerkstoffs in Querrichtung;
Tabelle 6 die mechanischen Eigenschaften eines weiteren Normwerkstoffs in Querrichtung; Tabelle 7 die mechanischen Eigenschaften des erfindungsgemäßen Werkstoffs in Querrichtung bei einer Aushärtung bei 450°C;
Tabelle 8 die Beständigkeit gegen abtragende Korrosion anhand von Zugversuchskennwerten der untersuchten Proben und der Massenverlust der Normwerkstoffe und des erfin¬ dungsgemäßen Werkstoffs im Vergleich.
Tabelle 1 zeigt eine Gegenüberstellung aller genannten Werkstoffe im Vergleich zum erfindungsgemäßen Werkstoff (15-5MOD). Der erfindungsgemäße Werkstoff wurde konventionell erschmolzen und es wurden mehrere Flachstäbe mit der Abmessung 640 x 540 mm durch Schmieden hergestellt. Nach dem Schmieden wird der
Werkstoff bei 950°C lösungsgeglüht, gehärtet und anschließend ausgehärtet .
Die Aushärtetemperaturen betragen in einem Fall 485°C und im anderen Fall 520°C.
Nach der Wärmebehandlung werden die Stäbe mittig geteilt und in den Zonen Boden, Mitte und Schopf in Querrichtung vollständig mechanisch erprobt.
Die mechanische Erprobung besteht hierbei aus einem Zugversuch bei Raumtemperatur, ein Kerbschlagversuch (Charpy V-Notch) bei Raumtemperatur und ein Kerbschlagversuch (Charpy V-Notch) bei -40°C.
Die Analyse gemäß Tabelle 1 zeigt, dass im Sollzustand des er¬ findungsgemäßen Stahlwerkstoffes insbesondere die Mangan- und Phosphorgehalte zurückgenommen sind, insbesondere auch der Schwefelgehalt. Der Chromgehalt liegt zwischen dem der Werk- Stoffe DIN 1.4313 und DIN 1.4418, wobei jedoch letztlich der Stickstoffgehalt besonders niedrig ist und zudem Kupfer vor¬ handen ist. Die mechanischen Eigenschaften in den beiden Aushärtezuständen sind in den Tabellen 2 und 3 dargestellt und zeigen, dass sich die Festigkeit um ca. 100 MPa unterscheidet und mit den fest¬ gelegten Wärmebehandlungen eine Dehngrenze von ca. 1000 bzw. 1100 MPa erreicht werden können. Die Besonderheit am erfin- dungsgemäßen Werkstoff ist jedoch ein beeindruckend hohes Zä¬ higkeitsniveau auch bei tiefen Temperaturen.
Diese hervorragende Eigenschaftskombination ist auf die erfindungsgemäße Erkenntnis zurückzuführen, dass Delta-Ferrit durch passende Analysenauslegung weitestgehend vermieden werden kann. Weiters ist bei der Erfindung die Höchstmenge an Niob stark beschränkt, so dass eine Niobstabilisierung ausscheidet und die Niobgehalte so niedrig sind, dass zähigkeitsvermin- dernde Hartphasen vermieden werden.
Zum Vergleich sind in Tabelle 4 und Tabelle 5 Vergleichsdaten der Werkstoffe DIN 1.4313 und DIN 1.4418 aufgeführt, wobei diese ebenfalls aus Schmiedestäben im gleichen Abmessungsbe¬ reich ermittelt wurden.
Der erfindungsgemäße Stahlwerkstoff weist dabei die beste Kom¬ bination aus Festigkeit und Zähigkeit auf.
Tabelle 6 zeigt die Ergebnisse von einem kleineren DIN 1.4542 Schmiedestab mit den Abmessungen 520 x 280, der bei gleicher Festigkeit nur noch einen Bruchteil der Zähigkeit erreicht.
Im Rahmen der Entwicklung des erfindungsgemäßen Werkstoffes 15-5MOD wurde auch das mit der festgelegten Analyse maximal erzielbare Festigkeitspotenzial untersucht. Dabei zeigte sich, dass durch eine Absenkung der Aushärtetemperatur auf 450 °C eine weitere Festigkeitserhöhung auf eine Dehngrenze von ca. 1177 - 1190 MPa erzielen lässt. In diesem höchstfesten Zustand ist die mittels Kerbschlagversuch bei -40°C ermittelte Zähig¬ keit naturgemäß gegenüber einer Aushärtung bei 485°C verringert, allerdings zeigt der Werkstoff mit 20J bis 78J (Tabelle 7) ein noch immer um ein Vielfaches höheres Kerbschlagarbeits- niveau als der Werkstoff DIN 1.4542 bei um mehr als lOOMPa hö- herer Dehngrenze, sodass auch dieser WBH Zustand trotz geringerer Tieftemperaturzähigkeit als äußerst praxisrelevant anzu¬ sehen ist.
Da der Werkstoff neben einer hohen Festigkeit und hiermit ver- bunden einer hohen Zähigkeit auch eine ausreichende Korrosi¬ onsbeständigkeit aufweisen muss, wurden auch zusätzliche Kor¬ rosionsuntersuchungen durchgeführt .
Ermittelt wurde der Masseverlust bei abtragender Korrosion in 20%-iger Essigsäure, die mit Schwefelsäure auf pH = 1,6 ange¬ säuert wurde. Die Prüfdauer beträgt 24 Stunden. Die Ergebnisse (Tabelle 8) zeigen, dass die Werkstoffe DIN 1.4418, DIN 1.4542 und der erfindungsgemäße Werkstoff kaum Abtrag zeigen und die Korrosionsbeständigkeit unter diesen Bedingungen als gleich- wertig eingestuft werden kann. Der Werkstoff DIN 1.4313 zeigt erwartungsgemäß aufgrund seines geringeren Legierungsgehaltes signifikanten Masseverlust. Hierbei wird besonders deutlich, dass der erfindungsgemäße Werkstoff es vermag, sowohl die Fes¬ tigkeit als auch die Zähigkeit noch einmal zu verbessern bei einer gleichbleibenden Korrosionsbeständigkeit.
Das erfindungsgemäße Verfahren sieht vor, den Werkstoff mit einer Analyse entsprechend Tabelle 1 konventionell zu großen Blockformaten bis > 10 t zu erschmelzen. Anschließend wird das Material im Bereich von 800 bis 1250°C umgeformt, gefolgt von einer Wärmebehandlung. Die Wärmebehandlung besteht aus einem Lösungsglühen bei 850 bis 1050°C, einem anschließenden Härten, einem anschließenden Abkühlen und Aushärten bei 450 bis 600°C, bevorzugt wird der Temperaturbereich 450 bis 520°C beim Anstreben einer maximalen Festigkeit .
Das Gefüge des erfindungsgemäßen Materials besteht anschlie¬ ßend aus Martensit mit maximal 1% Delta-Ferrit, wobei es frei von primären Hartphasen (vor allen Dingen auf Basis Niob, Tantal, Titan, Vanadium) ist, wobei der Anlass-Austenitgehalt ma- ximal 8% beträgt.
Das erfindungsgemäße Material wird primär für korrosionsbe¬ ständige Pumpenblöcke verwendet, kann aber auch im allgemeinen Maschinen- und Apparatebau verwendet werden.
Erfindungsgemäß kann bei gesteigerten Anforderungen an die Ermüdungsfestigkeit, insbesondere bei Aggregaten, die dynamisch stark belastet sind oder bei sicherheitskritischen Konstruktionsteilen in der Luft- und Raumfahrtindustrie, das Material auch als hochreine Umschmelzgüte entsprechend dem ESU- oder VLBO-Verfahren erzeugt werden. Durch die mit dem Umschmelzen verbundene Reinheitsgradverbesserung ergeben sich die hinreichlich bekannten Verbesserungen der Ermüdungseigenschaften durch Absenken der Defektgrößen im Werkstoff.
Bei der Erfindung ist von Vorteil, dass durch eine sehr genaue Analysenführung einerseits und andererseits durch eine Umstel¬ lung der Analyse und die Verminderung des Delta-Ferrits und primärer Hartphasen ein Werkstoff geschaffen wird, der sehr hohe Festigkeit, Korrosionsbeständigkeit und Zähig¬ keit in einer Weise erreicht, die zuvor nicht miteinander kombinierbar gewesen wäre.

Claims

Patentansprüche
1. Verfahren zum Herstellen eines Stahlwerkstoffes, insbesonde- re eines korrosionsbeständigen Stahlwerkstoffes für Pumpen und dergleichen, wobei ein Stahl entsprechend der folgenden Analyse (in Gew-%) erschmolzen wird:
C < 0,050;
Si < 0,70;
Mn < 1,00;
P < 0,030;
S < 0,010;
Cr = 14-15,50;
Mo = 0,30-0, 60;
Ni = 4,50-5,50;
V < 0,20;
W < 0,20;
Cu = 2,50-4, 00;
Co < 0,30;
Ti < 0,05;
AI < 0,05;
Nb < 0,05;
Ta < 0,05;
N < 0, 05;
Rest Eisen und erschmelzungsbedingte Verunreinigungen.
2. Verfahren nach Anspruch 1,
dadurch gekennzeichnet,
dass der Werkstoff konventionell oder ESU oder VLBO erschmol¬ zen wird und bei 800°C bis 1250°C umgeformt wird, wobei eine Wärmebehandlung folgt mit einem Lösungsglühen bei 850 °C bis 1050°C, gefolgt von einem Härten, Abkühlen und einem Aushärten bei 450°C bis 600°C, vorzugsweise 450°C bis 520°C je nach be¬ nötigen mechanischen Eigenschaften.
3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2,
dadurch gekennzeichnet,
dass der Werkstoff mit der folgenden Analyse erschmolzen wird:
C < 0,030;
Si < 0,40;
Mn < 0, 60;
P < 0, 025;
S < 0,005;
Cr = 14,20-14, 60
Mo <0, 30-0, 45;
Ni < 4,80-5,20;
V < 0,10;
W < 0,10;
Cu = 3, 00-3,70;
Co < 0,15;
Ti < 0,010;
AI < 0,030;
Nb < 0,02;
Ta < 0,02;
N < 0,02;
Rest Eisen und erschmelzungsbedingte Verunreinigungen.
4. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche,
dadurch gekennzeichnet,
dass der Niobgehalt so niedrig ist, dass zähigkeitsvermindern- de Hartphasen vermieden werden.
5. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche,
dadurch gekennzeichnet, dass die Wärmebehandlung, das Härten, das Abkühlen und Aushärten so durchgeführt werden, dass das Gefüge anschließend aus Martensit mit maximal 1% Deltaferrit besteht und frei von pri¬ mären Hartphasen ist, wobei der Anlass-Austenitgehalt maximal 8 ~6 beträgt .
6. Werkstoff insbesondere zur Herstellung von Pumpen oder dergleichen, insbesondere Stahlwerkstoff hergestellt nach einem Verfahren der vorhergehenden Ansprüche,
dadurch gekennzeichnet,
dass der Stahlwerkstoff die folgende Analyse aufweist:
C < 0,050;
Si < 0,70;
Mn < 1, 00;
P < 0,030;
S < 0,010;
Cr = 14-15,50;
Mo = 0,30-0, 60;
Ni = 4,50-5,50;
V < 0,20;
W < 0,20;
Cu = 2,50-4, 00;
Co < 0,30;
Ti < 0,05;
AI < 0,05;
Nb < 0,05;
Ta < 0,05;
N < 0,05.
7. Werkstoff nach Anspruch 6,
dadurch gekennzeichnet,
dass der Werkstoff die folgende Analyse besitzt: C < 0,030;
Si < 0,40;
Mn < 0,60;
P < 0, 025;
S < 0 , 005 ;
Cr = 14,20-14, 60;
Mo < 0,30-0,45;
Ni < 4,80-5,20;
V < 0,10;
W < 0, 10;
Cu = 3, 00-3,70;
Co < 0,15;
Ti < 0,010;
AI < 0,030;
Nb < 0, 02;
Ta < 0,02;
N < 0,02;
8. Werkstoff nach Anspruch 6 oder 7,
dadurch gekennzeichnet,
dass das Gefüge des Werkstoffs aus Martensit mit maximal 1% Deltaferrit besteht, wobei das Gefüge frei von primären Hart¬ phasen, insbesondere auf Basis Niob, Tantal, Titan oder Vana¬ dium ist und der Anlass-Austenitgehalt maximal 8% beträgt.
9. Werkstoff nach einem der Ansprüche 6 bis 8,
dadurch gekennzeichnet,
dass das Material konventionell oder in ESU- oder in VLBO- Verfahren erschmolzen ist.
10. Werkstoff nach einem der Ansprüche 6 bis 9, dadurch gekenn¬ zeichnet,
dass das Material bei einer Aushärtetemperatur von 520°C eine Dehngrenze von ca. 1000 MPa bei einer Zähigkeit bei -40°C von über 70 J erreicht und bei einer Aushärtetemperatur von 485°C eine Dehngrenze von ca. 1100 MPa bei einer Zähigkeit bei -40°C von über 60 J erreicht.
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Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2021084025A1 (de) 2019-10-31 2021-05-06 Deutsche Edelstahlwerke Specialty Steel Gmbh & Co. Kg Korrosionsbeständiger und ausscheidungshärtender stahl, verfahren zur herstellung eines stahlbauteils und stahlbauteil

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3622307A (en) * 1968-05-15 1971-11-23 Armco Steel Corp Precipitation-hardenable chromium-nickel stainless steel
EP0257780A2 (de) * 1986-08-21 1988-03-02 Crucible Materials Corporation Aushärtbarer rostfreier Stahl
EP0649915A1 (de) * 1993-10-22 1995-04-26 Nkk Corporation Hochfestes martensitisches rostfreies Stahl, und Verfahren zu seiner Herstellung
EP0742289A1 (de) * 1995-05-11 1996-11-13 Daido Tokushuko Kabushiki Kaisha Ausscheidungshärtbarer rostfreier Stahl
WO2000053821A1 (en) * 1999-03-08 2000-09-14 Crs Holdings, Inc. An enhanced machinability precipitation-hardenable stainless steel for critical applications

Family Cites Families (18)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE1553841B2 (de) * 1966-03-22 1974-06-06 Wuerttembergische Metallwarenfabrik, 7340 Geislingen Verwendung einer austenitischen kaltverfestigten Edelstahl-Legierung für Messerklingen
US3574601A (en) * 1968-11-27 1971-04-13 Carpenter Technology Corp Corrosion resistant alloy
AT377785B (de) * 1983-06-28 1985-04-25 Ver Edelstahlwerke Ag Chromhaeltige legierung
DE3825634C2 (de) * 1988-07-28 1994-06-30 Thyssen Stahl Ag Verfahren zur Erzeugung von Warmbad oder Grobblechen
JP2672437B2 (ja) * 1992-09-07 1997-11-05 新日本製鐵株式会社 耐食性に優れたマルテンサイト系ステンレス鋼継目無鋼管の製造法
JP2962098B2 (ja) * 1993-04-09 1999-10-12 日本鋼管株式会社 １１０Ｋｓｉ グレードの高強度耐食性マルテンサイト系ステンレス鋼管の製造法
JP3228008B2 (ja) * 1993-10-22 2001-11-12 日本鋼管株式会社 耐応力腐食割れ性に優れた高強度マルテンサイト系ステンレス鋼とその製造方法
JPH07179943A (ja) * 1993-12-22 1995-07-18 Nippon Steel Corp 耐食性に優れた高靭性マルテンサイト系ステンレス鋼継目無鋼管の製造法
ES2250443T3 (es) * 2000-08-01 2006-04-16 Nisshin Steel Co., Ltd. Deposito de carburante en acero inoxidable para automovil.
JP2002173742A (ja) * 2000-12-04 2002-06-21 Nisshin Steel Co Ltd 形状平坦度に優れた高強度オーステナイト系ステンレス鋼帯およびその製造方法
JP3696552B2 (ja) * 2001-04-12 2005-09-21 日新製鋼株式会社 加工性，冷間鍛造性に優れた軟質ステンレス鋼板
JP4240189B2 (ja) * 2001-06-01 2009-03-18 住友金属工業株式会社 マルテンサイト系ステンレス鋼
JP4144283B2 (ja) * 2001-10-18 2008-09-03 住友金属工業株式会社 マルテンサイト系ステンレス鋼
JP5744575B2 (ja) * 2010-03-29 2015-07-08 新日鐵住金ステンレス株式会社 複相組織ステンレス鋼鋼板および鋼帯、製造方法
WO2014112353A1 (ja) * 2013-01-16 2014-07-24 Ｊｆｅスチール株式会社 油井用ステンレス継目無鋼管およびその製造方法
BR102014005015A8 (pt) * 2014-02-28 2017-12-26 Villares Metals S/A aço inoxidável martensítico-ferrítico, produto manufaturado, processo para a produção de peças ou barras forjadas ou laminadas de aço inoxidável martensítico-ferrítico e processo para a produção de tudo sem costura de aço inoxidável martensítico-ferrítico
CN104328353B (zh) * 2014-12-01 2017-08-11 什邡新工金属材料有限公司 一种稀土型0Cr17Ni4Cu4Nb马氏体沉淀硬化不锈钢及其制备方法
WO2017168874A1 (ja) * 2016-03-29 2017-10-05 Ｊｆｅスチール株式会社 油井用高強度ステンレス継目無鋼管

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3622307A (en) * 1968-05-15 1971-11-23 Armco Steel Corp Precipitation-hardenable chromium-nickel stainless steel
EP0257780A2 (de) * 1986-08-21 1988-03-02 Crucible Materials Corporation Aushärtbarer rostfreier Stahl
EP0649915A1 (de) * 1993-10-22 1995-04-26 Nkk Corporation Hochfestes martensitisches rostfreies Stahl, und Verfahren zu seiner Herstellung
EP0742289A1 (de) * 1995-05-11 1996-11-13 Daido Tokushuko Kabushiki Kaisha Ausscheidungshärtbarer rostfreier Stahl
WO2000053821A1 (en) * 1999-03-08 2000-09-14 Crs Holdings, Inc. An enhanced machinability precipitation-hardenable stainless steel for critical applications

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2021084025A1 (de) 2019-10-31 2021-05-06 Deutsche Edelstahlwerke Specialty Steel Gmbh & Co. Kg Korrosionsbeständiger und ausscheidungshärtender stahl, verfahren zur herstellung eines stahlbauteils und stahlbauteil
EP3850114A1 (de) * 2019-10-31 2021-07-21 Deutsche Edelstahlwerke Specialty Steel GmbH & Co.KG Korrosionsbeständiger und ausscheidungshärtender stahl, verfahren zur herstellung eines stahlbauteils und stahlbauteil

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