DE69814896T2

DE69814896T2 - Stahl und wärmebehandeltes werkzeug, hergestellt in einem integrierten pulvermetallurgischem prozess und die nutzung eines solchen stahles für werkzeuge

Info

Publication number: DE69814896T2
Application number: DE69814896T
Authority: DE
Inventors: Karin Jonsson; Leif Westin; Henry Wisell
Original assignee: Erasteel Kloster AB
Current assignee: Erasteel Kloster AB
Priority date: 1997-03-11
Filing date: 1998-02-25
Publication date: 2003-11-27
Anticipated expiration: 2018-02-26
Also published as: DK1024917T3; EP1024917A1; SE508872C2; JP2001514703A; AU6426598A; EP1024917B1; SE9700862L; KR20000076093A; US6162275A; WO1998040180A1; JP4652490B2; SE9700862D0; KR100500772B1; ATE240810T1; ES2198049T3; DE69814896D1

Description

Technisches Gebiet

Die Erfindung betrifft einen pulvermetallurgisch hergestellten Stahl für Werkzeuge, insbesondere für sogenannte Kaltarbeitswerkzeuge für Formgebungsbearbeitung und/oder spanende Bearbeitung. Die Erfindung betrifft zudem das Werkzeug, welches aus dem Stahl hergestellt worden ist und welches spezielle, erwünschte Eigenschaften durch eine Wärmebehandlung erhalten hat, welche an die Legierungszusammensetzung und die pulvermetallurgische Herstellungstechnik angepaßt worden ist. Die Erfindung betrifft auch das integrierte Verfahren zum Herstellen des Stahls, des Werkzeuges und zur Wärmebehandlung des Werkzeuges, wobei der Ausdruck "integriert" bedeuten soll, daß sowohl die pulvermetallurgische Herstellungstechnik als auch die Wärmebehandlung des Werkzeuges zum Erreichen der gewünschten Kombination von Merkmalen des fertigen Werkzeuges beitragen.

Hintergrund der Erfindung

Stähle des eingangs genannten Typs werden üblicherweise als Kaltarbeitsstähle bezeichnet. Preßmatrizen für das Kalt- Extrudieren von Metallen; Tiefzieh- und Pulverdrück- Oberstempel; Messer und andere Werkzeuge zum Scheren und Schneiden etc. sind typische Anwendungen für Kaltarbeitsstähle. Ein pulvermetallurgisch hergestellter Schnellarbeitsstahl mit der Zusammensetzung 1,28 C, etwa 0,3 Si, etwa 0,5 Mn, 4,2 Cr, 5,0 Mo, 6,4 W, 3,1 V und dem Rest Fe sowie Verunreinigungen ist ein wohlbekannter Stahl für diese Art von Anwendungen. Ein Nachteil dieses Stahls ist, daß er keine Festigkeit aufweist, die höchsten Ansprüchen gerecht wird. Ein weiterer aus dem Stand der Technik bekannter, pulvermetallurgisch hergestellter Stahl hat die Zusammensetzung 1,5 C, 1,0 Si, 0,4 Mn, 8,0 Cr, 1,5 Mo, 4,0 V, der Rest Fe und Verunreinigungen. Dieser Stahl hat auch nach einem Tempern einen vergleichsweise hohen Anteil an Restaustenit, was dem hohen Chromgehalt zugeschrieben wird, was die Härte reduziert. Es gibt daher ein lang bestehendes Bedürfnis nach einem Material, welches die besten Eigenschaften der genannten Stähle kombiniert. Insbesondere kann dies so ausgedrückt werden, daß ein Bedarf nach einem Stahl besteht, der optimale Eigenschaften bietet, insoweit Festigkeit, Verschleißfestigkeit und Härte für das beabsichtigte Anwendungsgebiet betroffen sind, wobei zugleich der Gesamtgehalt an Legietungselementen und insbesondere der teuersten Legierungselemente auf einem vergleichsweise niedrigen Niveau gehalten werden, um das Material auch aus einem Kostengesichtspunkt heraus erstrebenswert zu machen.

Kurze Offenbarung der Erfindung

Es ist das Ziel der Erfindung, die oben erwähnten Bedürfnisse zu befriedigen. Dies kann dadurch erreicht werden, daß die Erfindung durch dasjenige gekennzeichnet ist, was in den anliegenden Ansprüchen genannt ist. Ohne die Erfindung an irgendeiner bestimmten Theorie festzumachen, soll die Wichtigkeit der verschiedenen Legierungselemente und der verschiedenen Strukturbestandteile für das Erreichen der gewünschten Kombination der Merkmale genauer erläutert werden. Soweit prozentuale Anteile betroffen sind, werden, sofern nichts anderes angegeben ist, Legierungsbestandteile stets in Gew.-% und Strukturbestandteile in Vol.-% gemessen.

Kohlenstoff und Stickstoff

Kohlenstoff und Stickstoff sollen in dem Stahl in einer Menge von wenigstens 1,4% und nicht mehr als 1,6%, vorzugsweise wenigstens 1,44% und nicht mehr als 1,56%; typischerweise 1,5%, vorhanden sein. Normalerweise beträgt der Stickstoffgehalt nicht mehr als 0,1%, jedoch macht es die pulvermetallurgische Herstellungstechnik möglich, bis zu etwa 1% Stickstoff zu lösen, wenn der Kohlenstoffgehalt so niedrig ist, daß die Gesamtmenge an Kohlenstoff und Stickstoff 1,4-1,6% beträgt. Eine Variante des Stahls ist daher dadurch gekennzeichnet, daß der Stahl einen hohen Anteil an Stickstoff, maximal 1,0%, z. B. 0,3-1,0% N, enthält, was duch Nitrieren des hergestellten Pulvers als Feststoff erreicht werden kann, wobei der Stickstoff Kohlenstoff in den Hartbestandteilen ersetzen kann, die in dem Stahl in dem fertigen Werkzeug existieren sollen. Somit sollen 40-60% des Kohlenstoffs und des Stickstoffs in ungelösten Hartbestandteilen des MX-Typs, d. h. vorrangig Carbide und Carbonitride, eingeschlossen sein, wobei M im wesentlichen Vanadium und X Kohlenstoff und/oder Stickstoff ist, während der Rest im wesentlichen in der Matrix gelöst ist oder als ausgefällte Hartbestandteile vorhanden ist. Geringere Anteile als 1,4% Kohlenstoff + Stickstoff bieten keine ausreichende Härte und Verschleißfestigkeit, während höhere Anteile als 1,6% Versprödungsprobleme verursachen können.

Mangan

Mangan ist in Mengen vorhanden, die für diese Typen von Stahl normal sind, d. h. von mindestens 0,1% bis zu nicht mehr als etwa 0,6%. Der typische Mangangehalt liegt bei etwa 0,3%.

Silizium

Silizium ist in einer Menge von wenigstens 0,1% vorhanden und kann in Mengen von bis zu etwa 1% bzw. nicht mehr als 1, 2% in einer siliziumlegierten Variante vorhanden sein, jedoch enthält der Stahl normalerweise nicht mehr als 0,6% Silizium bzw. typischerweise 0,5% Silizium.

Schwefel

Schwefel ist normalerweise um nichts mehr als eine Verunreinigung in dem Stahl vorhanden, d. h. in einer Menge von nicht mehr als 0,03%. Um die Schneidbarkeit des Stahls zu verbessern, kann jedoch bei einer schwefellegierten Variante bis zu 0,3 Schwefel zugegeben werden. In diesem Fall enthält der Stahl 0,1-0,3% Schwefel.

Chrom

Chrom soll in einer Menge von wenigstens 3,5% vorhanden sein, um eine ausreichende Härte des Stahls zu erhalten. Der Chromgehalt darf jedoch 4,3% nicht übersteigen. Wenn der Chromgehalt höher ist, besteht ein Risiko, insbesondere bei vergleichsweise niedrigen Lösungstemperaturen, daß bestehende Chromcarbide in dem Stahl nicht gelöst werden. Die vorhandenen Chromcarbide, welche in diesem Zusammenhang betroffen sind, sind vom M&sub7;C&sub3;- und M&sub2;&sub3;C&sub6;-Typ, welche nicht erwünscht sind. Des weiteren wird das Ausfällen von M&sub2;C-Carbiden oder entsprechenden in dem Martensit, welcher beim Abkühlen von der Tempertemperatur gebildet wird, welches Ausfällen gemäß der Erfindung gewünscht wird, durch den Chromgehalt negativ beeinflußt, wenn der Restaustenit in Martensit umgewandelt wird. Bei höheren Chromgehalten besteht ein Risiko, daß der Restaustenitgehalt höher ist, als was wünschenswert ist. Nicht nur würde dieser Restaustenit einen Einfluß auf das Ausfällen von M&sub2;C-Carbiden oder entsprechenden haben, sondern er würde auch per se unerwünscht sein, da er die Härte verringern würde, was plastische Deformationen verursachen kann, z. B. Deformation von scharfen Ecken oder Kanten an dem Werkzeug, wenn das Werkzeug verwendet wird.

Molybdän und Wolfram

Sowohl Molybdän als auch Wolfram sollen in dem Stahl in einer Menge von mindestens 1,5%, jedoch nicht mehr als 3% vorhanden sein. Vorzugsweise soll jedes der genannten Elemente in einer Menge von 1,8-2,8%, geeigneter Weise 2,1-2,7%, typischerweise 2,5% vorhanden sein. Es soll jedoch Weq = %W + 2 · %Mo mindestens 6 und nicht mehr als 9, vorzugsweise mindestens 6,5 und nicht mehr als 8,5, geeigneter Weise mindestens 7 und nicht mehr als 8, typischerweise 7,5, betragen. Der niedrigste Gehalt an Weq ist erforderlich, um eine gewünschte Ausfällung von M&sub2;C-Carbiden oder entsprechenden (Nitriden, Carbonitriden) im Zusammenhang mit dem Hochtemperaturtempern zu erhalten, welches im folgenden beschrieben werden soll, während der Maximalgehalt gewählt ist, um die Bildung von primären M&sub6;C- Carbiden, d. h. W, Mo-Carbiden, welche gemäß der Erfindung nicht erwünscht sind, zu verhindern. Indem der Gesamtgehalt an Molybdän und Wolfram in dieser Weise maximiert wird, kann der Gehalt an M&sub6;C-Carbiden und entsprechenden auf 2% begrenzt werden, vorzugsweise maximal 1%. Tatsächlich sind irgendwelche feststellbaren M&sub6;C-Carbide oder entsprechende normalerweise in dem Stahl der Erfindung nicht vorhanden.

Vanadium

Vanadium soll zu einem Anteil von wenigstens 3,5% Vorhanden sein, damit der Stahl eine erwünschte Verschleißfestigkeit durch einen hohen Anteil an MC-Carbiden oder entsprechenden Carbonitriden erhält. Der Maximalgehalt kann 4,5% betragen. Die Festigkeit wird zu gering, wenn der Vanadiumanteil höher liegt.

Andere Carbid- und Nitridbildner

Der Stahl gemäß der Erfindung enthält keinerlei gewollt zugesetzten Carbid- oder Nitridbildner außer den genannten Carbld- und Nitridbildnern und Eisen. Der Gesamtgehalt an Niob, Tantal, Titan, Zirkon und Aluminium und möglichen weiteren starken Carbid- und/oder Nitridbildnern beträgt bis zu insgesamt maximal 1,0%.

Kobalt

Kobalt ist ein Element, welches allgemein die Härte des Stahls erhöht. Es wird dem Stahl gemäß der Erfindung nicht gewollt zugegeben, kann jedoch als ein Bestandteil in den verwendeten Rohmaterialien vorkommen, und dies kann insbesondere dann der Fall sein, wenn der Stahl in Fertigungsstätten hergestellt wird, die eine hauptsächliche Produktion von Schnellarbeitsstählen haben, und es kann in Mengen von bis zu maximal 1% toleriert werden.

Andere Elemente

Der Stahl gemäß der Erfindung sollte keine weiteren, gewollt beigemengten Legierungselemente enthalten. Kupfer kann in einer Menge von bis zu maximal 0,3%, Zinn in einer Menge von bis zu maximal 0,1%, Blei bis zu 0,005% enthalten sein. Der Gesamtgehalt dieser Elemente und Verunreinigungen in dem Stahl, mit Ausnahme von Eisen, kann bis zu maximal 0,5% betragen

Herstellung und Behandlung des Stahls und seine Mikrostruktur

Eine Schmelze mit der Legierungszusammensetzung gemäß der Erfindung wird bereitet. Ein Strahl geschmolzenen Metalls wird mittels eines Inertgases, welches Argon oder Stickstoff sein kann, in sehr kleine Tröpfchen aufgetrennt. Stickstoff wird insbesondere verwendet, wenn der Stahl gewollt mit Stickstoff legiert werden soll. Die Tröpfchen werden abgekühlt, während sie durch das Inertgas fallen, und erstarren zu einem feinen Pulver. Die Zusammensetzung in jedem einzelnen Pulverkörnchen ist dabei sehr homogen, da während des Erstarrens keine Zeit für die Ausbildung einer Segregation besteht. In den Pulverkörnchen existieren jedoch ausgefällte primäre MC- Carbide oder Carbonitride, wenn die Pulverkörnchen einen hohen Anteil an Stickstoff enthalten. Etwa die halbe Menge, bzw. 40- 60% des Gesamtgehalts, an Kohlenstoff und Stickstoff ist in Gesamtgehalts, an Kohlenstoff und Stickstoff ist in den MC- Carbiden bzw. entsprechenden Carbonitriden gesammelt, wobei M Vanadium ist. Diese Carbide bzw. Carbonitride haben eine Korngröße, die 3 um nicht übersteigt, und wenigstens 90% der Gesamtmenge dieser Hartprodukte haben Größen im Bereich 0,1-3 um.
Das Pulver wird gesiebt und in Blechkapseln eingebracht, welche von Gas evakuiert und anschließend dicht verschlossen werden, wonach die Kapseln mit ihrem Inhalt zunächst kaltverdichtet und dann einem isostatischen Warmpressen, dem sogenannten HIP, bei einer Temperatur oberhalb 900ºC, normalerweise im Bereich 900-1200ºC, und einem Druck oberhalb 90 MPa, normalerweise im Bereich 90-150 MPa, unterzogen werden. Das Material wird dann auf herkömmliche Weise in die gewünschte Form und Abmessungen geschmiedet und gewalzt. Nach dem Beenden der Warmbearbeitung wird das Material bei einer Temperatur von etwa 900ºC weichgeglüht und wird dann langsam abgekühlt.
Das Material wird in dem weichgeglühten Zustand an Werkzeugmacher aus verschiedenen Bereichen geliefert. Werkzeugmacher sind nämlich eine heterogene Gruppe von Herstellern. Es sind in erster Linie die Anlagen für die Wärmebehandlung der fertigen Werkzeuge, die sehr stark differieren, was mit solchen Faktoren wie dem Grad der Spezialisierung der Werkzeugmacher, dem Alter der Anlage etc. zusammenhängt.
Grundsätzlich gibt es zwei Haupttypen von Anlagen, nämlich einerseits Anlagen, auf denen es möglich und üblich ist, den Stahl ausgehend von hohen Lösungs-Wärmebehandlungstemperaturen zu härten, was Temperaturen im Bereich 1100-1225ºC meint, und andererseits Anlagen, in denen die Öfen keine höheren Temperaturen als 1000-1100ºC für die Lösungs-Wärmebehandlung ermöglichen. In erster Linie gehören Schnellarbeitsstahl- Werkzeugmacher zu der ersten Gruppe, wohingegen Hersteller von herkömmlichen Kaltarbeitsstahlwerkzeugen zu der letztgenannten Gruppe gehören. Es ist eine Aufgabe der Erfindung, beide genannten Gruppen zu befriedigen. Nach dem breitesten Gesichtspunkt der Erfindung werden die hergestellten Werkzeuge durch Lösungs-Wärmebehandlung bei einer Temperatur zwischen 1000 und 1225ºC gehärtet, gefolgt von einem schnellen Abkühlen auf unter 500ºC, um die Bildung von Perlit und/oder Bainit zu verhindern, wonach das Abkühlen bei einer niedrigeren Kühlrate durch Abkühlen an Luft bis auf Raumtemperatur bzw. zumindest bis auf unter 50ºC fortschreiten kann. Das Material wird dann bei einer Temperatur zwischen 190 und 580ºC wenigstens zweimal getempert, jedes Mal für wenigstens eine halbe Stunde, jedoch normalerweise nicht für eine längere Zeit als 4 h im Zusammenhang mit jedem Temperdurchlauf.
Das Ergebnis hinsichtlich der Mikrostruktur des Materials und somit auch hinsichtlich der mechanischen Eigenschaften des Materials hängt davon ab, in welchem Teil der Temperaturspannen für die Lösungs-Wärmebehandlung und für das Tempern der Werkzeugmacher arbeitet. Im ersten Fall - der höheren Alternative für die Temperatur - ist es möglich, eine Härtungstemperatur (Lösungs-Wärmebehandlungstemperatur) innerhalb einer vergleichsweise breiten Temperaturspanne zu wählen, für gewöhnlich in dem Bereich von 1050-1250ºC, abhängig davon, welche Härte des Endproduktes nach dem Tempern gewünscht ist. Für den Tempervorgang jedoch wird ein engerer Temperaturbereich verwendet, damit ein angestrebter zweiter Härtungseffekt erreicht werden kann, nämlich eine Temperatur zwischen 520 und 580ºC. Die MC-Carbide und/oder entsprechende Carbonitride werden während der Lösungs-Wärmebehandlung nur teilweise, aber im wesentlichen alle anderen Carbide und Nitride werden vollständig gelöst. Der Grad der Lichtlösung der MC-Carbide hängt von der Lösungs-Wärmebehandlungstemperatur ab. Bei der intensivierten Kühlung wird Martensit gebildet, welcher der vorherrschende Bestandteil der Matrix ist. Im letztgenannten Fall gibt es 2- 15, vorzugsweise 5-10 Vol.-% ungelöste MC-Carbide oder entsprechende Carbonitride. Es verbleibt jedoch auch nach dem Abkühlen ein gewisser Anteil an Restaustenit. Das Tempern bei 520-580ºC, normalerweise bei 550-560ºC, zielt darauf ab, den Restaustenit in Martensit zu überführen und ein Ausfällen von M&sub2;C-Carbiden und/oder entsprechenden Carbonitriden in dem Martensit zu erzielen. Um sicherzustellen, daß im wesentlichen der gesamte Restaustenit in Martensit überführt wird, wird das Tempern zweimal oder öfter durchgeführt. Die ausgefällten M&sub2;C- Carbide bzw. entsprechenden haben eine Größe von weniger als 100 nm. Die typische Größe liegt gemäß zuvor durchgeführten und veröffentlichten Studien im Größenbereich 5-10 nm. Sie sind in anderen Worten submikroskopisch und können daher nicht mittels herkömmlicher Mikroskope untersucht werden. Sie werden jedoch aufgrund des sekundären Härtens erkannt, welches durch das Tempern erreicht wird, welches sekundäre Härten etwas ist, was bezeichnend für diesen Typ von Ausfällung ist. Daher kann implizit geschlossen werden, daß M&sub2;C-Carbide in großen Mengen in der martensitischen Matrix des Material gemäß der Erfindung existieren. Es liegt jedoch nicht im Rahmen der Entwicklungsarbeit der Erfindung, die Menge der ausgefällten M&sub2;C-Carbide zu quantifizieren, wobei M jedes carbidbildende Metall in der Legierung, wie z. B. Wolfram, Molybdän, Chrom, Eisen und Vanadium, sein kann, es kann jedoch, allgemein gesprochen, gesagt werden, daß die Anzahl kleiner M&sub2;C-Carbide z. B. 1000 Carbide/ um² weit übersteigt. Selbst wenn andere Metalle als Wolfram und Molybdän Teile der M&sub2;C-Carbide sind, sind diese Elemente wesentliche Bestandteile. Dies ist einer der Gründe, warum Weq wenigstens 6, vorzugsweise wenigstens 6,5 und geeigneter Weise wenigstens 7% in dem Stahl betragen sollte. Neben ungelösten MC-Carbiden und/oder entsprechenden Carbonitriden und den sekundären, ausgefällten M&sub2;C-Carbiden und/oder Carbonitriden enthält das getemperte Material keine anderen Carbide in einem wesentlichen Anteil. Somit ist das Material frei von Chromcarbiden, und M&sub6;C-Carbide existieren ebenfalls nicht in einem merklichen Anteil.
Insoweit die Alternative niedriger Temperatur betroffen ist, wird die Lösungs-Wärmebehandlung bei einer Temperatur zwischen 1000 und 1100ºC durchgeführt, während das Tempern typischerweise bei einer Temperatur zwischen 190 und 250ºC, und insbesondere zwischen 190 und 220ºC, erfolgt. Die Lösungs- Wärmebehandlung entspricht der Lösungs-Wärmebehandlung bei der Alternative hoher Temperatur innerhalb des unteren Teils der breiteren Spanne, wie sie oben erwähnt ist, was impliziert, daß eine geringere Auflösung der MC-Carbide und eine im wesentlichen vollständige Auflösung aller anderen Carbide erreicht wird. Das Abkühlen wird in derselben Weise wie bei der vorhergehenden Alternative durchgeführt. Das Tempern wird zweimal oder öfter für mindestens eine halbe Stunde für jeden Durchgang durchgeführt. M&sub2;C-Carbide werden nicht ausgefällt, und es wird auch nicht derselbe erwähnte sekundäre Härteffekt bei diesem Niedertemperaturtempern erreicht. Statt dessen werden M&sub3;C-Carbide ausgefällt, welche im wesentlichen aus Zementit bestehen. Eine gewisse. Menge an Restaustenit, maximal 20%, vorzugsweise maximal 15%, wird nicht in Martensit überführt, sondern besteht als Teil der Matrix in dem fertigen Werkzeug gemäß dieser Alternative. Dies verringert zu einem gewissen Grad die Härte des Materials, jedoch ist andererseits die Menge an verbleibenden, ungelösten MC-Carbiden größer als nach dem Hochtemperaturtempern, was die Verschleißfestigkeit verbessert. Die Alternative, die die niedrigere Lösungs- Wärmebehandlungstemperatur und die niedrigere Tempertemperatur enthält, kann daher eine vorteilhaftere Wärmebehandlung für bestimmte Arten von Werkzeugen sein, abhängig von deren Einsatzgebiet, oder wünschenswert abhängig von der beschränkten Verfügbarkeit von Öfen mit über 1100ºC als höchstmögliche Temperatur.

Kurze Beschreibung der Zeichnungen

Die Erfindung soll genauer unter Bezugnahme auf durchgeführte Versuche und erzielte Ergebnisse erläutert werden. Dabei wird auf die anliegenden Zeichnungen Bezug genommen, in denen
Fig. 1 die Härte in Abhängigkeit der Härtungstemperatur eines Stahls gemäß der Erfindung und eines Referenzmaterials nach einem Hochtemperaturtempern zeigt,
Fig. 2 die Biegezugfestigkeit - Zugfestigkeit - in Abhängigkeit der Härtungstemperatur eines Stahls der Erfindung für zwei alternative Tempertemperaturen zeigt, und gleichfalls für ein Referenzmaterial,
Fig. 3 die Biegezugfestigkeit - Durchbiegung - in Abhängigkeit von der Härtungstemperatur für dieselben Materialien und unter denselben Bedingungen wie in Fig. 2 zeigt,
Fig. 4 die Verschleißfestigkeit einer Anzahl untersuchter Stähle zeigt,
Fig. 5 die Festigkeit in Form von der Schlagzähigkeit für eine Anzahl untersuchter Stähle zeigt,
Fig. 6 den Anteil an MC-Carbiden in einem Stahl der Erfindung und den Anteil an MC-Carbiden und M&sub6;C-Carbiden in einem anderen Material nach dem Tempern bei verschiedenen Lösungs-Wärmebehandlungstemperaturen zeigt,
Fig. 7 die Mikrostruktur eines Stahls der Erfindung nach der Wärmebehandlung zeigt und
Fig. 8 ein typisches Werkzeug zeigt, für welches der Stahl der Erfindung verwendet werden kann.

Beschreibung der durchgeführten Versuche

In einer ersten Reihe von Versuchen wurden sieben Legierungsvarianten hergestellt, die Stähle Nr. 1-7 in Tabelle 1. Nach der Technik, die in der vorhergehenden kurzen Offenbarung der Erfindung beschrieben worden ist, wurden aus den geschmolzenen Legierungen Pulver hergestellt. Das Pulver wurde in kleine Metallblechkapseln, 46 mm, Länge etwa 0,5 m, eingefüllt. Die Kapseln wurden verschlossen und von Gas evakuiert, wonach die Kapseln mit ihrem Inhalt zu voller Dichte verdichtet wurden, was ein isostatisches Warmpressen bei einer Temperatur von 1150ºC und einem Druck von 100 MPa mit einschloß.
Tabelle 1
Zusammensetzung, Gew.-%, Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen
* geschätzte Werte
n. a. nicht analysiert
Nach dem isostatischen Warmpressen wurden die Proben keiner weiteren Wärmebehandlung unterzogen, was sich von dem unterscheidet, was für eine vollständige Produktion normal ist. Statt dessen wurde jede HIP'te Kapsel für eine Wärmebehandlung gemäß Tabelle 2 in Stücke geschnitten. Tabelle 2 Wärmebehandlungsplan Lösungs-Wärmebehandlungstemperatur, ºC, beim Härten
Die Härte und die Korngrößen der gehärteten und getemperten Proben wurden gemessen. Die Korngröße variierte zwischen 7 und 10 um für solche Proben, die ausgehend von den niedrigsten 1150ºC gehärtet worden sind. Die Härte variierte abhängig von dem Kohlenstoffgehalt. Indem der Kohlenstoffgehalt 1,5% C gewählt wurde, wurde eine maximale Härte von etwa 64 HRC nach dem Tempern erzielt. Es wurde jedoch geschätzt, daß die Gesamtmenge an Molybdän und Wolfram etwas zu gering war, als daß sekundäres Härten zu einem zufriedenstellenden Grad durch Ausfällen von M&sub2;C-Carbiden nach den Hochtemperaturbehandlungen bei einer Tempertemperatur von etwa 560ºC, welche für ein solches Ausfällhärten optimal ist, erreicht werden sollte. Daher wurde für weitere Untersuchungen eine Charge mit der erstrebten Analyse (typischen Zusammensetzung) 1,50 C, 4,2 Cr, 2,5 Mo, 2,5 W, 4,0 V, normalen Mengen an Mn und Si, den Rest Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen hergestellt. Die analysierte Zusammensetzung ist in Tabelle 1, Stahl Nr. 8 gegeben. Auch sind die Zusammensetzungen einer Zahl von Referenzmaterialien, den Stählen Nr. 9-13, in Tabelle 1 mit eingeschlossen.
Etwa 6 Tonnen Pulver wurden von dem Stahl Nr. 8 erzeugt. Das Pulver wurde in Kapseln gefüllt, von denen jede etwa 1500 kg Pulver enthielt. Die Kapseln wurden verschlossen, von Gas evakuiert, kalt- und isostatisch warmverdichtet bei einer Temperatur von 1150ºC und einem Druck von 100 MPa, geschmiedet und in die Form von Stangen gewalzt, einige von denen bis runter zu einer Abmessung etwa 6,2 mm. Testproben wurden auf die Größe 6,0 mm herabbearbeitet. Gleiche Testproben wurden auch aus dem Stahl Nr. 9 gefertigt.
Die Testproben wurden ausgehend von verschiedenen Lösungs- Wärmebehandlungstemperaturen gehärtet, die zwischen 1000 und 1200ºC variierten, und 3 · 1 h bei 560ºC getempert. Die Ergebnisse sind in Fig. 1 dargestellt, welche zeigt, daß das wesentlich höher legierte Referenzmaterial Nr. 9 die höchste Härte aufwies, aber auch, daß der Stahl Nr. 8 der Erfindung eine Härte erzielte, die für die beabsichtigten Anwendungen ausreichend ist.
Danach wurde die Festigkeit nach verschiedenen Lösungs- Wärmebehandlungstemperaturen für Stahl Nr. 8 der Erfindung nach Tempern einerseits bei 560ºC 3 · 1 h und andererseits nach Tempern bei 200ºC, 2 · 2 h, und für das Referenziriaterial, Stahl Nr. 9, nach derselben Temperbehandlung wie beim Härtetest, d. h. bei 560ºC, 3 · 1 h, untersucht. Die Festigkeit wurde anhand von Biegezugfestigkeit/Zugfestigkeit und anhand von Biegezugfestigkeit/Durchbiegung gemessen. Die Ergebnisse sind in Fig. 2 und Fig. 3 dargestellt. Die Biegezugfestigkeitsversuche zeigen, daß der Stahl der Erfindung unabhängig von der Lösungs-Wärmebehandlungstemperatur die höchste Festigkeit hatte. Des weiteren zeigt Fig. 2, daß die beste Festigkeit nach einer Lösungs-Wärmebehandlung bei Temperaturen zwischen 1050ºC und 1200ºC und höher nach einer Hochtemperatur- Temperbehandlung, d. h. gemäß dem Beispiel bei 560ºC, erzielt wurden, daß jedoch nach Lösung bei niedrigeren Temperaturen, 1000-1050ºC, die beste Festigkeit nach einer Temperbehandlung innerhalb des niedrigeren Temperaturbereichs, nach dem Beispiel bei 200ºC, erzielt wurden.
Dieselbe Tendenz ist auch in Fig. 3 gezeigt, jedoch ist es hier viel eindeutiger, daß bei weitem die beste Festigkeit mit dem Stahl der Erfindung nach der Hochtemperaturglühbehandlung erzielt wird.
Für Verschleißfestigkeitsmessungen, wurden Testproben von der Größe 15 mm verwendet. Die Versuche wurden gemäß dem Verfahren durchgeführt, welches auf dem Fachgebiet als "Pin on dise, dry SiO&sub2; flint-paper"-Test bekannt ist, mit einer Korngröße 120 Mesh, einer Last von 20 N für 2 min. Auch die Stähle, die in Tabelle 1 mit Stahl Nr. 11, 12 und 13 bezeichnet sind, wurden neben Stahl Nr. 8 der Erfindung und dem Referenzstahl Nr. 9 getestet. Stahl Nr. 11 war ein pulvermetallurgisch hergestellter Kaltarbeitsstahl; Stahl Nr. 12 war ein herkömmlich hergestellter Schnellarbeitsstahl, Typ M2; und Stahl Nr. 13 war ein herkömmlicher Kaltarbeitsstahl, Typ D2. Die Härten sind in Fig. 4 wiedergegeben. Stahl Nr. 8 der Erfindung wurde einerseits nach einem Hochtemperaturtempern bei 560ºC untersucht und anderseits nach einem Niedertemperaturtempern bei 200ºC.
Insoweit die Deutung des Balkendiagramms in Fig. 4 betroffen ist, ist die Verschleißfestigkeit proportional zu der Höhe des Balkens. Beste Ergebnisse wurden für den Stahl Nr. 8 der Erfindung nach einem Härten ausgehend von 1060ºC und Tempern 2 · 2 h bei 200ºC erzielt, und am zweitbesten war der Stahl Nr. 8 gemäß der Erfindung, wenn er bei 1150ºC gehärtet und 3 · 1 h bei 560ºC getempert worden war. Gleiche Verschleißfestigkeit hatte der Kaltarbeitsstahl Nr. 13, welcher ein herkömmlich gefertigter Hochchromstahl mit einem hohen Anteil an großen Chromcarbiden ist, welche die Verschleißfestigkeit verbessern, welche andererseits jedoch anderen wichtigen Eigenschaften entgegenwirken, insbesondere der Festigkeit.
Dann wurde die Schlagzähigkeit nach dem VW-Verfahren (Volkswagen), Probengröße 7 · 10 · 55 mm, für die Stähle Nr. 8-13 untersucht. Die angewendeten Wärmebehandlungen und die erzielten Ergebnisse sind in Tabelle 3 wiedergegeben. Die Ergebnisse sind auch in Fig. 5 dargestellt, welche zeigt, daß der Stahl Nr. 8 der Erfindung von den getesteten Stählen die bei weitem besten Festigkeitsergebnisse hinsichtlich der Schlagzähigkeit hatte. Tabelle 3, Schlagzähigkeitsversuche, VW-Verfahren
Schließlich wurde auch der Carbidgehalt in dem Stahl der Etfindung nach dem Abkühlen von verschiedenen Lösungs- Wärmebehandlungstemperaturen untersucht. Als Referenz wurde auch der Carbidgehalt in einem bekannten Ventilstahl - Stahl Nr. 10 in Tabelle 1 - bestimmt, welcher Stahl einen geringeren Kohlenstoffanteil und einen etwas geringeren Vanadiumanteil als der Stahl der Erfindung hat. Der Gesamtgehalt an Molybdän und Wolfram, ausgedrückt als Weq, entsprach dem, was als ein Maximum nach der breitesten Weq-Spanne gemäß der Erfindung toleriert werden kann. Die Studie zeigte, Fig. 6, daß nur MC- Carbide in dem Stahl der Erfindung festgestellt werden konnten, genauer zwischen 5 und 10% innerhalb der gesamten untersuchten Temperaturspanne. Stahl Nr. 10 enthielt weniger als S% MC-Carbide, jedoch auch M&sub6;C-Carbide nach dem Härten ausgehend von einer Temperatur von bis zu wenigstens etwa 1150ºC.
Fig. 7 zeigt die Mikrostruktur des Stahls Nr. 8 der Erfindung nach dem Härten ausgehend von 1100ºC, Tempern 3 · 1 h, 560ºC. Die hellen, runden bzw. mehr oder weniger ovalen Partikel bestehen aus ungelösten MC-Carbiden. Die Matrix besteht aus getemperten Martensit. Sekundär ausgefällte M&sub2;C-Carbide, welche in einer großen Menge in der martensitischen Matrix bestehen, sind bei dieser Vergrößerung wegen ihrer geringen Größe, Größen im Bereich von 5 bis 10 nm, nicht sichtbar.
In Fig. 8 ist ein Werkzeug gezeigt, ein Oberstempel , der zum Bilden eines Teils eines Stanzwerkzeuges gedacht ist, für welchen der Stahl der Erfindung in vorteilhafter Weise verwendet werden kann.

Claims

1. Pulvermetallurgisch hergestellter Stahl für Werkzeuge für Form- und/oder Schneidbetrieb, dadurch gekennzeichnet, daß er die folgende Legierungszusammensetzung in Gew.-% besitzt:

1.4 - 1.6(C + N)'

max. 0.6 Mn

max. 1.

2 Si

3.5-4.3 Cr

1.5-3 Mo

1.5-3 W, wobei 6 < Weq < 9, und Weq = %W + 2 · %Mo

3.5-4.5 V

max. 0.3 S

max. 1 Co

eine Gesamtmenge von maximal 1.0 von Nb + Ta + Ti + Zr + Al,

eine Gesamtmenge von 0.5 an anderen Elementen, einschließlich unvermeidbare Unreinheiten und bis zu 0.1 Sn bis zu 0.005 Pb, maximal 0.3% Cu, Rest Eisen.

2. Stahl nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß er mindestens 1.44 und maximal 1.56 C + N enthält.

3. Stahl nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß 40 bis 60% von C und N als nicht aufgelöste harte Produkte des MX-Typs existieren, was primäre Carbide oder Carbonitride bedeutet, in denen M = V und X = C und/oder N ist.

4. Stahl nach irgendeinem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, daß er maximal 0.03 S enthält.

5. Stahl nach irgendeinem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, daß er 0.1 bis 0.3 S enthält.

6. Stahl nach irgendeinem der Ansprüche 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet, daß er 3.8 bis 4.2 Cr enthält.

7. Stahl nach irgendeinem der Ansprüche 1 bis 6, dadurch gekennzeichnet, daß 65 ≤ Weq ≤ 85 ist, vorteilhafterweise, daß 7 ≤ Weq ≤ 8 ist.

8. Stahl nach irgendeinem der Ansprüche 1 bis 7, dadurch gekennzeichnet, daß er 3.8 bis 4.2 V enthält.

9. Werkzeug, hergestellt aus einem Stahl, der die Zusammensetzung nach irgendeinem der Ansprüche 1 bis 8 besitzt, dadurch gekennzeichnet, daß das Werkzeugmaterial eine Mikrostruktur besitzt, die im wesentlichen aus einer martensitischen Matrix besteht und in der Matrix 2 bis 15, vorteilhafterweise 5 bis 10 Volumen-% nicht aufgelöster harter Produkte vorliegen, die die Partikelgröße von 0.1 bis 3 um besitzen, wobei die harten Produkte vom MX-Typ sind, worin M = V und X = C und/oder N ist, und wobei 40 bis 60% des C- und N-Gehaltes der Legierung an Vanadin als Carbide und/oder als Carbonitride gebunden ist und eine funktionelle Menge der harten Produkte in der martensitischen Matrix nach einer Lösungswärmebehandlung des Stahls bei einer Temperatur zwischen 1000ºC und 1225ºC niedergeschlagen ist, und mindestens zweimaliges Tempern für mindestens 0.5 STD bei einer Temperatur zwischen 190 und 580ºC.

10. Werkzeug nach Anspruch 9, dadurch gekennzeichnet, daß die martensitische Matrix eine funktionelle Menge an harten Produkten des M&sub2;X-Typs enthält, worin M Metalle sind, die zur Gruppe gehören, welche aus Cr, Mo, W, V und Fe, insbesondere Mo und W, bestehen und X = C und N ist, wobei die harten Produkte eine geringere Größe als 100 nm besitzen, die durch Tempern des Stahls bei einer Temperatur zwischen 520 und 570ºC erhaltbar sind.

11. Werkzeug nach Anspruch 9, dadurch gekennzeichnet, daß das Werkzeugmaterial eine funktionelle Menge an harten Produkten des M&sub3;X-Typs enthalten, worin M im wesentlichen Fe und Cr ist, und X = C und/oder N ist, erhaltbar durch Tempern des Stahls bei einer Temperatur zwischen 190 und 250ºC nach der Lösungswärmebehandlung bei einer Temperatur zwischen 1000 und 1100ºC.

12. Werkzeug nach irgendeinem der Ansprüche 9 bis 11, dadurch gekennzeichnet, daß das Werkzeugmaterial eine Härte von mindestens 62 HRC und eine Biegefestigkeit von mindestens 5.5 kN/mm² besitzt, nach dem Härten von einer Temperatur zwischen 1100 und 1200ºC und Tempern bei einer Temperatur zwischen 520 und 570ºC.

13. Integriertes Verfahren zum Herstellen eines Stahls und eines Werkzeuges daraus, dadurch gekennzeichnet, daß

- eine Stahlschmelze hergestellt wird, die eine Legierungszusammensetzung nach irgendeinen der Ansprüche 1 bis 8 besitzt,

- Tröpfchen aus der Schmelze geformt werden, die unter Ausbildung eines Pulvers der Stahllegierung abgekühlt werden, in der harte Produkte des Typs MX existieren, wobei M im wesentlichen V ist und X = C und/oder N ist, wobei die harten Produkte aus Partikeln bestehen, die mindestens 90% der Gesamtmenge der harten Produkte eine Partikelgröße zwischen 0.1 und 3 um besitzt,

- das Pulver zu einem Körper mit einer vollständigen Dichte durch einen Verdichtungsprozeß verdichtet wird, der heiße isostatische Kompaktierung umfaßt,

- der Körper durch Schmieden und/oder Walzen heiß bearbeitet wird,

- das Werkzeug mit der gewünschten Form aus dem geschmiedeten und/oder heiß gewalzten Produkt nach sachtem Anlassen hergestellt wird, und

- das Werkzeug durch Lösungswärmebehandlung (austenitische Behandlung) bei einer Temperatur zwischen 1000 und 1225ºC gehärtet wird, verstärktes Kühlen auf unter 500ºC und fortgeführtes Kühlen auf unter 50ºC, sowie Tempern bei einer Temperatur zwischen 190 und 580ºC, so daß das Werkzeugmaterial eine Mikrostruktur nach dem kennzeichnenden Teils irgendeines der Ansprüche 9 bis 12 erhält.

14. Verwendung eines Stahls, der die folgende Legierungszusammensetzung in Gew.-% besitzt:

1.4 - 1.6(C + N)

max. 0.6 Mn

max. 1.2 Si

3.5-4.3 Cr

1.5-3 Mo

1.5-3 W, wobei 6 < Weq < 9, und Weq = W + 2 · %Mo

3.5-4.5 V

max. 0.3 S

max. 1 Co

eine Gesamtmenge von maximal 1.0 von Nb + Ta + Ti + Zr + Al

eine Gesamtmenge von 0.5 von anderen Elementen, einschließlich unvermeidbarer Unreinheiten und bis zu 0.1 Sn, bis zu 0.05 Pb, max. 0.3 Cu, Rest Eisen und eine Mikrostruktur, die im wesentlichen aus einer martensitischen Matrix besteht, wobei in der Matrix 2 bis 15, insbesondere 5 bis 10 Volumen- % nicht aufgelöste harte Produkte vorliegen, die die Partikelgröße von 0.1 bis 3 um besitzen, und wobei die harten Produkte vom MX-Typ sind, wobei M = V und X = C und/oder N ist, wobei 40 bis 60% des C- und N-Gehaltes der Legierung an Vanadin als Carbide und/oder als Carbonitride gebunden sind, und eine funktionelle Menge an harten Produkten in der martensitischen Matrix nach Lösungswärmebehandlung des Stahls bei einer Temperatur zwischen 1000 und 1225ºC niedergeschlagen sind, und mindestens zweimaliges Tempern für mindestens 0.5 Std. bei einer Temperatur zwischen 190 und 580ºC für Werkzeuge zum Form- und oder Schneidbetrieb.