Warmfester stabil austenitischer Stahl Warmfeste Bauteile können entweder durch Bearbeitung aus gewalzten bzw. -esehmiedeten Werkstoffen oder durch Giessen unter Anwendung des Formgussverfahrens. hergestellt werden. Da viele warmieste Werk stoffe, speziell für Beanspruehungen bei höhe ren Temperaturen, nur schwer bearbeitbar sind, hat sieh in neuester Zeit eine vermehrte Anwendung des Formgussverfahrens als vor teilhaft erwiesen.
Es hat sieh gezeigt, dass viele der bisher zur Herstellung von gewalzten oder gesehmie- cleten Werkstoffen verwendeten Legierungen sieh nicht zur Herstellung von Gussstileken eignen. Insbesondere wurde gefunden, dass be kannte gewalzte oder geschmiedete Legierun gen in vielen Fällen in gegossenem Zustand nicht die glüiehen günstigen mechanischen Ei,-ensehaften aufweisen und dass ihre Ver- giessbarkeit den gestellten Anforderungen n nicht genügt.
Die für das Walzen oder Schmieden be- .stimmten Stähle werden im allgemeinen als Bloekguss in Kokillen vergossen, während das Vergiessen beim Stahlformguss in feuerfesten Formen erfolgt. Beim Übergang aus dein flüssigen in den festen Zustand durchläuft sowohl: beim Bloel-,stahlguss wie beim Stahl- form"-tiss das Gussmaterial die Stufe der Pri märkristallisation, das heisst, es bilden sieh naeh gewissen Gesetzmässigkeiten aus der Schmelze Kristalle bestimmter Anordnung und Ausbildung.
Diese primär gebildeten Kri- stallite bleiben bei stabil austenitischen Legie rungen bis auf Raumtemperatur erhalten. Ausserdem treten im Gi--issn-istand bei Raum temperatur Sekundärphasen auf, bei denen unterschieden werden kann zwischen Phasen, die oberhalb der Soliduslinie ausgeschieden werden, das heisst bei einer Lösungsbehand- 1-Lmg nicht mehr zum Verschwinden gebracht werden können, und Phasen, die unterhalb der Soliduslinie entstehen und,
bei einer Lösungs behandlung<B>je</B> nach Temperatur vollständig in die Grundmasse überführt werden können.
Die Verfahrenswege für Stahlblockguss und Stahlformguss trennen sich bei der Wei terverarbeitung insofern, als der Blockstahl- guss einer plastischen Warm- oder Kaltver- formuno, unterworfen wird. Dabei findet eine einseitige Streckung der Primärkristallite unter Bildung der bekannten Zeilenstruktur und eine Zertrümmerung und Deformierung der Sel-,undärpha3en statt.
Im Gegensatz zum Bloek#stahlguss bleiben bei Stahlformguss, f alls keine spezielle Wärme behandlung (Lösungsbehandlung) erfolgt, Se kundärphasen und die PrinIrkristallite in ursprünglicher Form erhalten.
Aus dieser Tatsache ergibt sieh, dass zwischen gewalzten und gegossenen Werkstoffen auf Grund ihres verschiedenen Aufbaues Unterschiede in den meehanisehen Eigenschaften auftreten, wobei für Stahlforinguss die geeignete Ausbildung der Sekundärphaseil und die Austenit-Korn- össe für hohe Warinfestigkeit von Bedeutung <B>g C</B> ist.<U>Hingegen</U> können bei geschmiedetem oder gewalztem Material infolge der späteren Wei <B>t,</B> terverarbeitung auch ungünstige Austenit- Korn,
-rössen oder Sekundärphasen-Ausbildun- gen noch befriedigende Werkstoffeigenschaf ten ergeben.
Bei Stahlforniguss kann eine Lösungsbe handlung, die züi einer Verminderunc oder sogar vollständigem Verschwinden der Se kundärphasen führt, wegen unzulässigen Formänderun-en beim Abkühlen von den sehr hohen notwendigen Lösungstemperaturen bei vielen CTussstüeken nicht vorgenommen wer den.
Hingegen kann das gewalzte oder --e- schmiedete Material vor der maschinellen Bearbeitung allgemein einer Lösungsb and- lung unterworfen werden, bei der alle, Phasen unterhalb der Soliduslinie zum Verschwinden gebracht werden können.
Die für Stahlforniguss geschilderten Ver hältnisse gelten in vermehrtem Masse für Le gierungen, die in heisse Formen vergossen -werden, beispielsweise beim Präzisionsgiess- verfahren. Hier können infolge der Unter schiede zwischen den Abkühl-ungsbedingungen bei kalten und heissen Formen noch spezifische Ausbildungsformen der Sekundärphasen auf treten, welche die Warmfestigkeit des Guss- materials in gesteigertem Masse beeinflussen.
Vorlie-ende Erfindung betrifft einen warmfesten stabil austenitisehen Stahl, wel- eher sieh durch gute Giessbarkeit auszeichnet und im Vergleich zu andern bezüglich Warm festigkeit annähernd gleiehwertigen Legierun gen einen wesentlich niedrigeren Gehalt an schwer zu beschaffenden, und kostspieligen Iletallen aufweist.
Der Stahl nach der Erfin- d-ung besitzt folgende Bestandteile: <B>C</B> 0,05-0,451/o Kohlenstoff, <B>16-27</B> % Chrom, 10-30% Nickel, Kobalt und Manolan bei annähernd gleiehen Gewiehtsteilen in einem Gesamtrehalt zwi- sehen <B>6</B> und 1211/o und Molybdän,
Wolfrain und NiobiTantal in einem Gesanitgehalt zwi- sehen <B>6</B> und 8%, wobei sieh die Mengen- anteile von Molvbdän, Wolfram und Niob,; Tantal wie (3 0,8) <B>:</B> ('-> 0,8) :(1 0,8) ver halten.
Ein Stahl. nach der Erfindung kann Phos phor und Schwefel in einem Gesamtgehalt dieser Elemente bis zu 0,1. <B>%</B> aufweisen. Zur Erhöhung der Korrosionsbeständigkeit kann in gewissen Fällen vorteilhaft Siliehun in einer Menge bis zu 21/o enthalten sein. Ein Stahl nach der Erfindung kann zusätzlich<B>0,1</B> bis 0,2<B>%</B> Stiekstoff enthalten. Zweeks Erhöhung der Warmfestigkeit empfiehlt es sieh, einem Stahl nach der Erfindung Bor in einem Ge- ha:It von mindestens 0,4 und höchstens 1,00fe, beizugeben.
Ferner kann ein warinfester Stahl nach der Erfindung zweckmässig bei gleich zeitiger An-wesenheit von Stickstoff die Ele mente Niekel, Kobalt und Mangan in einem Gesamtgehalt von etwa 2511/o aufweisen. Ein Stahl der erfindungsl-gemässen Zusammenset- 7ung kann nveel#mässi---# nach dem Vergiessen einer Alterungsbehandl-ung unterworfen wer den.
Hierbei kann die Abkühlun- des Guss- stüekes anschliessend an das Veraiessen ver zögert werden. Ferner empfiehlt es sieh, den im Stahl nach der Erfindun- enthaltenen Kohlenstoff derart züi bemessen, flass kein züi- sammenhängendes Netzwerk aus eutektisehen Phasen auftritt.
Als besonders geeignet hat sieh beispiels weise ein Stahl folgender Zusammensetzung erwiesen: <B>0,1.5 %</B> Kohlenstoff 0,80/0 Silieium 411/o Mangan 181/0 Chrom <B>170/a</B> Nickel 40/9 Kobalt MolvbcEn 1-,51/o Wolfram 1,51/o NioN'Tantal <B>0,15</B> 1/o Stickstoff Gegenstände, welche aus dem Stahl obiger Zusammensetzuing durch Giessen hergestellt wurden, weisen bei einer Prüfbelastung von <B>23</B> k,
-/'mm2 und einer Prüftemperatur von <B>700' C</B> eine Standzeit bis zum Bruch von 324 Stunden auf.
Es sei festgehalten, dass Niob und Tantal. artverwandte, stets gemeinsam vorkommende Elemente darstellen. In einem Stahl naeh der Erfindung bedeutet daher Niob,/Tanta!I die vorhandene Gesamt.menge an Niob und Tantal, wobei die einzelnen Anteile dieser Elemente innerhalb der angegebenen Gesamt menge beliebig variieren können.
Die in der Zeichnung dargestellte graphi- ,sehe Darstellung veranschaulicht den Einfluss der mengenmässigen An-teile der Elemente Ko balt und Man,-an auf die Warmfestigkeit eines Stahls nach der Erfindung.
Bei der Zusammensetzung der erfindungs gemässen Legierung sind folgende Gesichts punkte berücksichtigt.
Es ist bekannt, dass die Warmfestigkeit von der Höhe der Rekristallisationstemperatur der Grundmasse, von der Menge und der Aus bildung der eingelagerten Sekundärphasen und den in die Grundmasse ausgeschiedenen feindispersen Phasen abhängt.
Bei der Ent- wieklung der Stahlzusamm-ensetzung nach der Erfindung wurde eine Grundmasse auf Eisen basis mit folgender Zusammensetzung gewählt: <B>0,1- 5</B> 1/o Kohl enstoff 181/o Chrom 25% Niekel' 0,
2<B>0/9</B> Stiekstoff Da es sieh bei den Zusätzen zur Erhöhung der Rekristallisationstemperatur der Grund masse und zar Erzielung der gewünschten Ausseheidungseffekte vorwiegend um die Ele mente Molybdän, Wolfram und Nioblantal handelt, also um solehe Elemente, weliehe das y-Gebiet verengern, wurde der Nickelgehalt auf<B>25</B> % eingestellt, um eine stabil-austeni- tisehe Grundmasse zu erhalten.
Der gewählte Chromgehalt richtet sich nach den gestellten Anforderungen hinsichtlich Korrosionsbest#än- digkeit, -welehe allenfalls durch eine Zugabe von Silizium, vorteilhaft bis zu 2 '/e, gestei gert werden kann. Die Zugabe von Stickstoff zur Grundmasse erfolgt zweeks Einsparung von Niekel und zur Erzielung geeigneter Aus- seheidungseffekte.
Bei der Bemessung der mengenmässigen Anteile der Zusatzelemente Molybdän, Wolf ram und Niob/Tautal wurde so vorgegan- Z, (yen, dass d.ie Summe dieser Elemente jeweils konstant auf 4 11h, <B>6</B> 1/o, <B>8</B> % und darüber ge halten wurde.
Glelchzeitig wurde, berüeksieh- tigt, dass der in der Legierung enthaltene Kohlenstoff auch gegenüber diesen Zusatzele menten abgestimmt sein muss. Auf Grund der Versuche innerhalb obiger Bereiche konnte festgestellt werden, dass schon'geringe Ände rungen des gegenseitigen Verhältnisses der Zusatzelemente Molybdän, Wolfram und Niob/Tantal ausserordentliche Änderungen der Warndestigkeit bewirken.
Folgende Tabelle enthält. die Zeitstauds- werte für gegossene Stähle mit der genannten Grundmasse und,einem Gesamtgehalt von<B>6 %</B> der Zusatzelemente Molybdän, Wolfram und Niob/Tantal für verschiedene gegenseitige Mengenverhältnisse dieser Zusatzelemente.
Die Messung der Standzeit bis xam Bruch erfolgte in allen Fällen bei einer Prüftemperatur von <B>7000 C</B> und einer Prüfbelastung von<B>23</B> kg/mm9.
EMI0003.0080
Stahl <SEP> Mengenverhältnis <SEP> Standzeit
<tb> Mo <SEP> W <SEP> Nb/Ta <SEP> bis <SEP> zurn <SEP> Bruch
<tb> in <SEP> Stunden
<tb> a <SEP> <B>3,5 <SEP> 1,5 <SEP> 1 <SEP> 72</B>
<tb> <B>b <SEP> 3</B> <SEP> 2 <SEP> <B>1</B> <SEP> 84
<tb> <B>2,5</B> <SEP> 2 <SEP> <B>1,5 <SEP> 82</B>
<tb> 2 <SEP> 2 <SEP> 2 <SEP> <B>6</B>
<tb> <B>3 <SEP> 1</B> <SEP> 2 <SEP> <B>10</B>
<tb> <B>1 <SEP> 1,5</B> <SEP> 2 <SEP> <B>2,5 <SEP> 8</B>
<tb> <B>9 <SEP> 2,5 <SEP> 1 <SEP> 2,
5 <SEP> 1-0</B> Die in obiger Tabelle eingetragenen Zeit- standswerte lassen die massgebgiehe Bedeutung des gegenseitigen Mengenverhältnisses der Zusatzelemente für die Warmfestigkeit ver- sehiedener Legierungen mit gleicher Grund masse klar erkennen.
So besitzen die Stähle a, <B>b</B> und e mit einem Mengenverhältnis der Ele, mente Molybdün, Wolfram und Niob/Tantal nach der Erfindung dureh-%vegs Zeitstands- wert, welche ein Vielfaches derjenigen der Stähle<B>d,</B> e,<B>f</B> und<B>g</B> betragen, obschon die entsprechenden Mengenverhältnisse sieh durch zahlenmässig nur kleine Abweiehting, en von.
denjenigen der Stähle a,<B>b</B> Lind<B>c</B> untersehei- den.
-\-ach der genannten Abstimmung der Zu satzelemente --#lolvbdün, -Wolfra in und Niob;' Tantal wurde versucht, durch #nderiiny der Grundmasse eine weitere Erhöhung der Warm- fe-ligkeit züi erzielen. In einer ersten Ver- sueh.,z"i#eilie wurde ein Teil des Niekels durch Kobalt ersetzt, und zwar wurde Kobalt, in steigenden Mengen bis maximal<B>10 0/a</B> zugge geben.
In einer weiteren Versuehsreihe wurde der Niekel-,ehalt der Grundmasse teilweise durch Mangan in einem Anteil dieses Ele- inentes bis ebenfalls<B>10</B> 1/o ersetzt. Diese Mass nahmen ergaben keine wesentlichen Verbesse rungen der Warmfestigkeitseigensehaften.
Eine überraschende Verbesserung des Zeit- stand,#;werte- konnte jedoch bei teilweisem Er satz des Nickels gemeinsam durch annähernd gleiche (-rewiehtsteile an Kobalt und Mangan in einem Gesamtgehalt dieser beiden Elemente von<B>6-12</B> 1),10 erzielt werden.
So besitzt bei spielsweise ein Stahl nach der Erfindung init. dür oben angegebenen Zusammensetzung <B>(0,15</B> %<B>C,<I>0,8</I></B> 1/o Si, 4 1/o Mn, 4 % Co,<B>18</B> 11/o Cr, 17 111/0 Ni, <B>3</B> 1/o Mo, 1,5 l)/o W, 1,5 %, NbiTa, <B>0,
15</B> 1/o <B>N)</B> eine Standzeit bis zum Bruch von 324 Stunden bei einer Prüftemperatur von <B>7000</B> C Lind einer Prüfbelastun- von<B>23</B> k-Imni2. Diese Verhältnisse. können beispielsweise be sonders deutlich an Hand der gezeichneten Darstellun- festgestellt werden. Auf der Or dinate sind die Standzeiten bis zum Bruch in logarithmisehem Massstab bei einer Belastung -von <B>23</B> kg:
'nmi2 und einer Prüfungstemperatur von<B>7000 C</B> für die obengenannte Stahlzus#am- Mensetzung aufgetrawen. Auf der Abszisse sind in Prozenten die Mn- und Co-Gehalte aufgetragen, -welehe in gleichen Gewiehtsteilen züi obiger Legierung zugegeben worden sind.
Die Summe der Mn- und Co-Gehalte ist. gleieh dem ersetzten Niekelgehalt, wobei der Schnitt- pLinkt der Koordinatenaehsen einem Niekel- e (rehaft von 25 11/o entspricht. Die gezeichnete Kurve zeigt ein deutlich ausgeprägtes Maxi mum der Standzeit bis zum Bruch bei Ersatz von<B>8-12</B> 1/o Nickel durch je 4-6 11/o <RTI
ID="0004.0089"> Hangan und Kobalt.
Eine weitere überraschende Verbesserung der Warmfe8tigkeit er--gab sieh durch eine Zu gabe an Bor in einem. Gehalt von mindestens 0,41/o und höchstens 1,01/e. So besitzt bei spielsweise ein Stahl.
nach der Erfindung,' mit <B>0,15</B> 1/9 Kohl erhstoff 0,811/0, Silizium 411/o Mangan <B>18</B> 0/0# Chrom 170/9 Niekel 40/a Kobalt n<B>0</B> <B>3</B> /o Mol#-bdän <B>2</B> 1/o Wolfram <B>1</B> 11/e Niob lTantal <B>0,15</B> "/ü, Stiekstoff <B>0,
6</B> 1/o Bor bei einer Prüftemperatur von 700'> <B>C</B> und einer Prüfbelastung von 23 k,-Imm2 eine Standzeit bis mim Bruch von<B>-181</B> Stunden.
Stähle nach der Erfindung können zweek- mässig einer Alterungsbehandlung unterwor- ,en werden. Dies kann entweder durch eine Wärmebehandlun- im Ofen oder nach dem Einbau der Gassteile in die betreffenden Ma- sehinen bei praktischen Betriebstemperaturen erfolgen. Die Altei-un.-Sbehandl-Lm- kann auch nach dem Vergie#ssen durch verzögerte Abküh- liin-7 herbeigeführt werden.
Eine wesentliche Eigenschaft. von Gass- legierungen stellt naturgemäss ihre Vergiess- barkeit dar. Es ist, bekannt, dass das Fliess vermögen des flüssigen Stahls sieh mit zu nehmendem Kohlenstoff gehalt vergrössert.<B>A</B> n- derseits lassen höhere Kohlenstoffgehalte ein in zunehmendem Masse zusammenhängendes Netzwerk aus eutektisehen Phasen entstehen, welches eine Verminderuno, der Warmfesti- keit verursachen kann.
Bei einem Stahl nach der Erfindung kön nen gute Fliesseigen#sehaften bei gleiehzeiti--- günstigen Warmfestigkeitseigensehaften durch eine solche Bemessung des Kohlenstoffge- haltes erzielt werden, dass das Gefüge kein zusammenhängendes Netzwerk aus eutek- tischen Phasen aufweist.
Die Verbindung eines Stahls nach der Er- findLinn- ist nicht auf die Herstellung gegos sener Gegenstände beschränkt. Stähle der erfindungsgemässen Zusammensetzung können auch zu, gewalztem oder geschmiedetem Mate rial verarbeitet werden, welches zur Herstel lung von warmiesten Bauteilen dient.
Heat-resistant, stable austenitic steel Heat-resistant components can either be machined from rolled or welded materials or by casting using the die casting process. getting produced. Since many hot-melt materials, especially for stresses at higher temperatures, are difficult to work with, an increased use of the die casting process has recently proven to be advantageous.
It has been shown that many of the alloys previously used to manufacture rolled or sealed materials are unsuitable for the manufacture of cast styles. In particular, it has been found that known rolled or forged alloys in many cases do not have the glowing, favorable mechanical properties in the cast state and that their castability does not meet the requirements n.
The steels intended for rolling or forging are generally cast in ingot molds as block castings, while cast steel is cast in refractory molds. During the transition from the liquid to the solid state, both in the case of Bloel, steel casting and steel form "-tiss, the casting material goes through the primary crystallization stage, which means that, according to certain regularities, the melt forms crystals of a specific arrangement and configuration .
These primarily formed crystals are retained in stable austenitic alloys down to room temperature. In addition, secondary phases occur in the Gi - issn-istand at room temperature, in which a distinction can be made between phases that are excreted above the solidus line, i.e. can no longer be made to disappear after a solution treatment, and phases, which arise below the solidus line and,
with a solution treatment can be completely converted into the base mass depending on the temperature.
The process paths for steel ingot casting and cast steel are separated during further processing insofar as the ingot steel casting is subjected to plastic hot or cold deformation. The primary crystallites are stretched on one side, forming the familiar line structure, and the selenium and undärpha3en are shattered and deformed.
In contrast to Bloek steel casting, with cast steel, if no special heat treatment (solution treatment) takes place, secondary phases and the primary crystallites are retained in their original form.
This fact shows that there are differences in mechanical properties between rolled and cast materials due to their different structure, with the suitable formation of the secondary phase rope and the austenite grain size for high warin strength being important for steel forging / B>. <U> On the other hand </U>, in the case of forged or rolled material, unfavorable austenite grains,
-size or secondary-phase training still produce satisfactory material properties.
In steel castings, a solution treatment that leads to a reduction or even complete disappearance of the secondary phases cannot be carried out for many C castings because of impermissible changes in shape when cooling from the very high necessary solution temperatures.
On the other hand, the rolled or forged material can generally be subjected to a solution before machining, in which all phases below the solidus line can be made to disappear.
The relationships described for steel castings apply to a greater extent to alloys that are cast in hot molds, for example in the precision casting process. As a result of the differences between the cooling conditions for cold and hot molds, specific forms of the secondary phases can occur, which have an increased effect on the heat resistance of the casting material.
The present invention relates to a heat-resistant, stable austenitic steel, which is characterized by good castability and, compared to other alloys which are approximately equal in terms of heat resistance, has a significantly lower content of difficult-to-obtain and expensive metal alloys.
The steel according to the invention has the following components: <B> C </B> 0.05-0.451 / o carbon, <B> 16-27 </B>% chromium, 10-30% nickel, cobalt and Manolan for approximately equal weighted parts in a total ratio between <B> 6 </B> and 1211 / o and molybdenum,
Wolfrain and NiobiTantalum in a total content between <B> 6 </B> and 8%, with the proportions of molybdenum, tungsten and niobium; Tantalum like (3 0.8) <B>: </B> ('-> 0.8): (1 0.8) behave.
A steel. According to the invention, phosphorus and sulfur in a total content of these elements can be up to 0.1. Have <B>% </B>. To increase the corrosion resistance, Siliehun can in certain cases advantageously be contained in an amount of up to 21%. A steel according to the invention can additionally contain <B> 0.1 </B> to 0.2 <B>% </B> steel. In order to increase the high temperature strength, it is recommended to add boron to a steel according to the invention in an amount of at least 0.4 and at most 1.00 feet.
Furthermore, a heat-resistant steel according to the invention can expediently have the elements nickel, cobalt and manganese in a total content of about 2511 / o with the simultaneous presence of nitrogen. A steel of the composition according to the invention can be subjected to aging treatment after casting.
Here, the cooling of the casting can be delayed after the release. It is also advisable to measure the carbon contained in the steel according to the invention in such a way that no interrelated network of eutectic phases occurs.
For example, a steel with the following composition has proven to be particularly suitable: <B> 0.1.5% </B> carbon 0.80 / 0 silicon 411 / o manganese 181/0 chromium <B> 170 / a </B> nickel 40/9 Cobalt Molecules 1-, 51 / o Tungsten 1.51 / o NioN'Tantal <B> 0.15 </B> 1 / o Nitrogen Objects which were produced from the steel of the above composition by casting have one Test load of <B> 23 </B> k,
- / 'mm2 and a test temperature of <B> 700' C </B> a service life to breakage of 324 hours.
It should be noted that niobium and tantalum. represent related elements that always occur together. In a steel according to the invention, therefore, niobium / tantalum means the total amount of niobium and tantalum present, the individual proportions of these elements being able to vary as desired within the total amount given.
The graphical representation shown in the drawing illustrates the influence of the quantitative proportions of the elements Ko balt and Man, -an on the high-temperature strength of a steel according to the invention.
In the composition of the alloy according to the invention, the following points are taken into account.
It is known that the high-temperature strength depends on the level of the recrystallization temperature of the base mass, on the amount and the formation of the incorporated secondary phases and the finely dispersed phases separated into the base mass.
When developing the steel composition according to the invention, an iron-based base material with the following composition was selected: <B> 0.1-5 </B> 1 / o carbon 181 / o chromium 25% Niekel '0,
2 <B> 0/9 </B> Stiekstoff Since the additives to increase the recrystallization temperature of the base mass and to achieve the desired separation effects are mainly the elements molybdenum, tungsten and niobium valley, i.e. such elements as that y area, the nickel content was set to <B> 25 </B>% in order to obtain a stable, austenitic matrix.
The selected chromium content depends on the requirements made with regard to corrosion resistance, which can at best be increased by adding silicon, advantageously by up to 2%. The addition of nitrogen to the base mass is done to save Niekel and to achieve suitable separation effects.
When measuring the quantitative proportions of the additional elements molybdenum, tungsten and niobium / tautal, the procedure was Z, (yen that the sum of these elements is constant at 4 11h, <B> 6 </B> 1 / o, <B> 8 </B>% and above.
At the same time it was taken into account that the carbon contained in the alloy must also be matched to these additional elements. Based on the tests within the above ranges, it was found that even slight changes in the mutual ratio of the additional elements molybdenum, tungsten and niobium / tantalum cause extraordinary changes in the warning resistance.
The following table contains. the time accumulation values for cast steels with the base mass mentioned and a total content of <B> 6% </B> of the additional elements molybdenum, tungsten and niobium / tantalum for various mutual proportions of these additional elements.
The service life up to the break was measured in all cases at a test temperature of <B> 7000 C </B> and a test load of <B> 23 </B> kg / mm9.
EMI0003.0080
Steel <SEP> quantity ratio <SEP> service life
<tb> Mo <SEP> W <SEP> Nb / Ta <SEP> to <SEP> zurn <SEP> break
<tb> in <SEP> hours
<tb> a <SEP> <B> 3.5 <SEP> 1.5 <SEP> 1 <SEP> 72 </B>
<tb> <B> b <SEP> 3 </B> <SEP> 2 <SEP> <B> 1 </B> <SEP> 84
<tb> <B> 2.5 </B> <SEP> 2 <SEP> <B> 1.5 <SEP> 82 </B>
<tb> 2 <SEP> 2 <SEP> 2 <SEP> <B> 6 </B>
<tb> <B> 3 <SEP> 1 </B> <SEP> 2 <SEP> <B> 10 </B>
<tb> <B> 1 <SEP> 1.5 </B> <SEP> 2 <SEP> <B> 2.5 <SEP> 8 </B>
<tb> <B> 9 <SEP> 2.5 <SEP> 1 <SEP> 2,
5 <SEP> 1-0 </B> The creep values entered in the table above clearly show the decisive importance of the mutual proportions of the additional elements for the high-temperature strength of different alloys with the same basic mass.
The steels a, b and e with a quantitative ratio of the elements molybdenum, tungsten and niobium / tantalum according to the invention have a creep value which is a multiple of that of the steels d, </B> e, <B> f </B> and <B> g </B>, although the corresponding quantitative ratios are numerically only small differences from.
different from those of steels a, <B> b </B> and <B> c </B>.
- \ - after the aforementioned coordination of the additional elements - # lolvbdün, -Wolfra in and niobium; ' Tantalum was attempted to achieve a further increase in warmth by changing the base mass. In a first attempt, a part of the nickel was replaced by cobalt, namely cobalt was added in increasing amounts up to a maximum of 10 0 / a.
In a further series of tests, the Niekel content of the base material was partially replaced by manganese in a proportion of this element up to also <B> 10 </B> 1 / o. These measures did not result in any significant improvements in the heat resistance properties.
A surprising improvement in the creep, #; values, was achieved with partial replacement of the nickel together with approximately the same (-wild parts of cobalt and manganese with a total content of these two elements of <B> 6-12 </B> 1) , 10 can be achieved.
For example, a steel according to the invention has init. due to the above composition <B> (0.15 </B>% <B> C, <I> 0.8 </I> </B> 1 / o Si, 4 1 / o Mn, 4% Co, <B> 18 </B> 11 / o Cr, 17 111/0 Ni, <B> 3 </B> 1 / o Mo, 1.5 l) / o W, 1.5%, NbiTa, <B > 0,
15 </B> 1 / o <B> N) </B> a service life until breakage of 324 hours at a test temperature of <B> 7000 </B> C and a test load of <B> 23 </ B > k-Imni2. These conditions. can, for example, be identified particularly clearly by means of the drawn illustration. On the ordinate are the standing times until breakage on a logarithmic scale with a load of <B> 23 </B> kg:
'nmi2 and a test temperature of <B> 7000 C </B> for the above-mentioned steel composition. On the abscissa the Mn and Co contents are plotted in percentages, which were added in equal parts by weight to the above alloy.
The sum of the Mn and Co contents is. Equal to the replaced Niekel content, whereby the intersection pLink of the coordinate axes corresponds to a Niekel- e (rehaft of 25 11 / o. The drawn curve shows a clearly pronounced maximum of the service life until breakage with replacement of <B> 8-12 </ B> 1 / o nickel by 4-6 11 / o <RTI
ID = "0004.0089"> Hangan and Cobalt.
A further surprising improvement in the heat resistance resulted from the addition of boron in one. Content of at least 0.41 / o and at most 1.01 / e. For example, has a steel.
According to the invention, 'with <B> 0.15 </B> 1/9 carbon 0.811 / 0, silicon 411 / o manganese <B> 18 </B> 0/0 # chromium 170/9 Niekel 40 / a Cobalt n <B> 0 </B> <B> 3 </B> / o Mol # -bdän <B> 2 </B> 1 / o Tungsten <B> 1 </B> 11 / e Niobium / Tantalum < B> 0.15 </B> "/ ü, Stiek fabric <B> 0,
6 </B> 1 / o boron at a test temperature of 700 '> <B> C </B> and a test load of 23 k, -Imm2, a service life up to breakage of <B> -181 </B> hours.
Steels according to the invention can be subjected to an aging treatment. This can be done either by heat treatment in the furnace or after the gas parts have been installed in the relevant machines at practical operating temperatures. The Altei-un.-Sbehandl-Lm- can also be brought about after the pouring by delayed cooling.
An essential quality. of gas alloys is naturally their castability. It is known that the flow capacity of liquid steel increases with increasing carbon content. On the other hand, higher carbon contents allow an increasing amount coherent network of eutectic phases arise, which can cause a decrease in heat resistance.
In the case of a steel according to the invention, good liquid properties with equally favorable heat resistance properties can be achieved by dimensioning the carbon content such that the structure does not have a coherent network of eutectic phases.
The connection of a steel according to the invention is not restricted to the production of cast objects. Steels of the composition according to the invention can also be processed into rolled or forged material, which is used for the production of heat-resistant components.