DE102019122638A1

DE102019122638A1 - Werkzeugstahl für Kaltarbeits- und Schnellarbeitsanwendungen

Info

Publication number: DE102019122638A1
Application number: DE102019122638.4A
Authority: DE
Inventors: Alfred Hackl; Harald Leitner; Gert KELLEZI
Original assignee: Voestalpine Boehler Edelstahl GmbH and Co KG
Current assignee: Voestalpine Boehler Edelstahl GmbH and Co KG
Priority date: 2019-08-22
Filing date: 2019-08-22
Publication date: 2021-02-25
Also published as: EP4018006A1; WO2021032893A1

Abstract

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zum Herstellen eines Werkzeugstahls für Kaltarbeits- und Warmarbeitsanwendungen, wobei ein Stahlmaterial bestehend aus folgenden Legierungselementen: (alle Angaben in Gew.-%):Kohlenstoff = 1,50 bis 2,50Silizium = 0,25 bis 1,0Mn = 0,10 bis 1,0Cr = 4,0 bis 7W = 12 bis 16Mo = 1,0 bis 5,0V = 3,0 bis 7,0Co = 6,0 bis 8,0Rest Eisen und erschmelzungsbedingte unvermeidliche Verunreinigungen erschmolzen und durch Verdüsen zu einem Pulver verarbeitet wird und das Pulver anschließend heiß-isostatisch gepresst oder dreidimensional verdruckt wird und das heiß-isostatische Pulver anschließend gegebenenfalls mechanisch bearbeitet wird, wobei eine Wärmebehandlung folgt, wobei die Wärmebehandlung so durchgeführt wird, dass das Material zunächst auf eine Härtetemperatur von 1170 °C - 1190 °C im Kern erwärmt wird, danach für 60 bis 300 Sekunden bevorzugt 100 bis 200 Sekunden auf dieser Härtetemperatur gehalten und danach mit einer Abkühlrate von λ <= 3 auf eine Temperatur <= 50 °C bevorzugt <= 30 °C zum Zwecke der Härtung abgekühlt und anschließend angelassen wird, wobei die Anlassbehandlung zumindest zwei Zyklen umfasst bei denen das Material auf eine Temperatur von 400 °C bis 600 °C erwärmt wird und zumindest zwei Stunden auf dieser Temperatur von 400 °C bis 600 °C gehalten wird und anschließend mit einer Abkühlrate von < 1 K/s auf eine Temperatur <= 50 °C bevorzugt <= 30 °C abgekühlt wird und ein Stahlmaterial das mit diesem Verfahren erzeugt wurde sowie dessen Verwendung.

Description

Die Erfindung betrifft einen Werkzeugstahl für Kaltarbeits- und Schnellarbeitsanwendungen sowie ein Verfahren zu seiner Herstellung.
Bekannte Werkzeugstähle umfassen heute ein breites Einsatzspektrum. Schnellarbeitsstähle und moderne Kaltarbeitsstähle werden in vielen Bereichen eingesetzt und besitzen oft ein sehr hohes Härteniveau sowie eine ausreichende Zähigkeit. Derartige Stähle werden beispielsweise für Werkzeuge eingesetzt, die bohrend, fräsend oder spanend abtragen. Speziell für Schnellarbeitsanwendungen ist eine hohe Warmhärte gefordert, da diese Einsatzbereiche nicht nur zu einer starken Erwärmung des Werkstücks, sondern auch zu einer sehr starken Erwärmung des Werkzeuges führen. Insofern ist es wichtig, dass diese Stähle ihre mechanischen Kennwerte auch bei möglicherweise erreichbaren höheren Arbeitstemperaturen beibehalten. Derartige Stähle sind jedoch auch bei vielen Kaltarbeitsanwendungen hohen Drücken ausgesetzt, so dass zusätzlich eine hohe Druckfestigkeit verlangt wird. Dieses trifft zum Beispiel beim Feinschneiden und Stanzen zu, so dass die Druckfestigkeit hier benötigt wird, um ein frühzeitiges Chipping zu vermeiden.
Zudem ist es auch gewünscht, dass hochfeste Werkzeuge und Schnellarbeitsstähle eine ausreichende Zähigkeit besitzen, um hohe Standzeiten zu erlangen und insbesondere hohe Sprödigkeiten zu vermeiden, die zu einer vorzeitigen Werkzeugbeschädigung führen können.
Die Anforderung an Werkzeugstähle sind in den letzten Jahren zudem stark gestiegen. Es ist eine Forderung, leistungsfähige Stähle zu entwickeln, die zudem ökologische und ökonomische Gesichtspunkte berücksichtigen müssen.
Wie bei allen Stahlzusammensetzungen werden auch die Eigenschaften von Werkzeugstählen neben der Herstellroute primär durch die Legierungszusammensetzung bestimmt. Darüber hinaus kann über geeignete Wärmebehandlungen auf die Stahlphasen Einfluss genommen werden und damit auch auf die mechanischen Kennwerte, insbesondere die Zähigkeit.
Bekannte hochfeste Hochleistungswerkzeugstähle für Schnellarbeits- und Kaltarbeitsanwendungen umfassen Legierungen, die neben Eisen beispielsweise 0,8 - 2,4 % Kohlenstoff, 4 - 6 % Chrom, 2 - 5 % Molybdän, 2 - 9 % Vanadium, 1 - 15 % Wolfram und bis zu 12 % Kobalt enthalten.
Der wesentliche Anteil dieser Elemente soll eine hohe Härte sicherstellen, die einerseits über den Kohlenstoff gewährleistet wird, welcher die Karbidbildung erlaubt, wobei diese Karbide mit den Legierungselementen Chrom, Molybdän, Wolfram und Vanadium gebildet werden.
Das anwesende Kobalt dient nicht als Karbidbildner, führt jedoch über eine Matrixverfestigung zu einer Härtesteigerung.
Mit bekannten Werkzeugstählen, die einen hohen Kobaltgehalt besitzen, insbesondere einen Kobaltgehalt um 11 %, erreichen insbesondere auch hierdurch eine sehr hohe Härte von 67 - 69 HRC nach einer Vergütung.
Die Parameter Härte und Zähigkeit sind jedoch nicht beide gleichzeitig beliebig steigerbar. Wie dem Fachmann bekannt ist, bedingt eine sehr hohe Härte oft eine geringe Zähigkeit. Die bei Stählen mit diesen hohen Kobaltgehalten zu beobachtende geringe Zähigkeit führt bei gewissen Anwendungen zu frühzeitigem Werkzeugausfall.
Da, wie bereits ausgeführt, die mechanischen Eigenschaften nicht nur von der Legierungslage abhängen sondern auch von der Wärmebehandlung, sind insbesondere großformatige Werkzeuge problematisch, denn aufgrund der sehr großen Abmessungen ist die Durchhärtbarkeit beschränkt. Beim Abkühlen von größeren Werkzeugen liegt in der Mitte im Vergleich zum Randbereich eine signifikant geringere Abkühlgeschwindigkeit vor. Das bedeutet, das bei gewissen Legierungslagen dann im Zentrum nicht mehr ein rein martensitisches Gefüge erreicht wird, was wiederum massive Auswirkungen auf die Härte hat und somit eine inhomogene Härteverteilung über den Querschnitt bedeutet.
Um die Sprödigkeit herabzusetzen, sind andere Legierungslagen bekannt, die eine höhere Zähigkeit erlauben, jedoch ist bei diesen die Härte für gewisse Anwendungsgebiete zu niedrig, insbesondere wenn diese Härte zwischen 64 und 66 HRC beträgt.
Es ist bekannt, dass gewisse hochlegierte Stahlgüten, die eine besonders hohe Härte aufweisen, über herkömmliche Herstellungsrouten wie Blockguss und anschließender Umformung, wie Schmieden, Walzen oder dergleichen nicht mehr ohne Weiteres herstellbar sind.
Für diese Stahlsorten hat sich eine pulvermetallurgische Herstellung etabliert, bei der flüssiger Stahl im Gasstrom zu einem Pulver zerteilt wird und dieses Pulver anschließend insbesondere durch heißes isostatisches Pressen verdichtet und in Form gebracht wird.
Aus der EP 1 249 511 B1 ist ein derartiger Schnellarbeitsstahl-Gegenstand bekannt, der eine hohe Warmfestigkeit und eine hohe Zähigkeit besitzen soll, wobei dieser Gegenstand aus einem Metallpulver erzeugt wird, welches bei hohen Temperaturen komprimiert wird und gegebenenfalls warmverformt ist. Dieser Gegenstand enthält besonders wenig Einschlüsse und weist einen hohen Reinheitsgrad auf und besitzt neben Kohlenstoff und anderen Elementen 3,5 - 4,5 % Chrom, 13,3 - 15,3 % Wolfram, 2 - 3 % Molybdän und 10,5 - 12 % Kobalt. Das Verhältnis der Konzentration von Wolfram zu Molybdän soll zwischen 5,2 - 6,5 liegen, wobei der Gehalt an Kobalt höchstens 70 % des Wertes von Wolfram und Molybdän beträgt. Dieses Stahlmaterial besitzt eine hohe Warmfestigkeit, ist bezüglich der Durchhärtbarkeit aber verbesserbar.
Aus der JP S62-276918 ist ein pulverförmiger Hochgeschwindigkeitsstahl bekannt, der neben 1 - 3 % Kohlenstoff, 3 - 5 % Chrom, 5 - 15 % Kobalt, 8,5 - 24 % Wolfram und 9 - 12 % Molybdän bei einem Vanadiumgehalt von 2 - 10 % aufweist. Das Wolframäquivalent W_eq, welches als W+2Mo definiert ist, soll 21 - 24 Gew.-% betragen, wobei im Gewichtsverhältnis die Beziehung 0 ≤ 2 Mo:W_eq ≤ 0,6 erfüllt sein soll. Dieses Material soll pulvermetallurgisch erzeugt werden. Die Bearbeitbarkeit als auch die Schneidfähigkeit sollen ausgezeichnet sein.
Aufgabe der Erfindung ist es, einen hochfesten Schnellarbeits- und Warmarbeitsstahl zu schaffen, der das Härteniveau bekannter sehr harter entsprechender Stähle besitzt, zudem aber verbesserte Zähigkeitseigenschaften, gemessen mittels Schlagbiegetests, gegenüber bekannten hochfesten Stahlsorten besitzt. Zudem soll die Durchhärtbarkeit im Vergleich zu bekannten Stahlsorten, gemessen mit dem Dilatometer verbessert sein.
Erfindungsgemäß werden der Siliziumgehalt und der Mangangehalt gegenüber bekannten Stahlsorten etwas abgesenkt, während der Wolframgehalt eher in einem oberen bekannten Bereich angesiedelt ist und der Molybdängehalt angehoben ist. Insbesondere wird der Kobaltgehalt jedoch deutlich abgesenkt.
Entgegen fachmännischer Meinung, die davon ausgeht, dass Chrom und Molybdän bei einer Erhöhung die Zähigkeit eher erniedrigen, ist dies erfindungsgemäß nicht der Fall. Das Wolframäquivalent ist gegenüber bekannten Sorten insgesamt abgesenkt. Ebenfalls ist ein deutlich verringerter Kobalt Gehalt beigemengt. Bei dem insgesamt geringeren Kohlenstoffgehalt und den Änderungen in den anderen Legierungselementen wird überraschenderweise dennoch ein vergleichbarer Härtelevel erreicht, wobei jedoch die Zähigkeit deutlich heraufgesetzt ist und die Durchhärtbarkeit verbessert ist.

Eine mögliche Stahlzusammensetzung ergibt sich aus der nachfolgenden Tabelle:

	C	Si	Mn	Cr	W	Mo	V	Co	Weq
Erfindungsgemäße Obergrenze	2,50	max. 1,0	max. 1,0	7,0	16,0	5,0	7,0	max. 8	26
bevorzugt Obergrenze	2,30	0,70	0,50	5,5	15,5	3,0	6,0	7,2	21,5
Mögliche Ausführungsform	2,00	0,41	0,25	4,86	14,16	2,59	4,78	6,91	19,34
Bevorzugte Untergrenze	1,70	0,25	0,10	4,0	13,5	2,0	4,0	6,5	17,5
Erfindungsgemäße Untergrenze	1,50	Verunreinigung	Verunreinigung	4,0	12,0	1,0	3,0	6,0	14
Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen

Im Allgemeinen kann ausgeführt werden, dass die Legierungselemente in derartigen Stählen wie folgt wirken:

Kohlenstoff [C]:
- Kohlenstoff dient im Wesentlichen zur Einstellung des gewünschten Festigkeitsniveaus. Allerdings soll der Kohlenstoffanteil nicht zu hoch sein, da dies zu einem hohen Anteil an Ausscheidungen in Form von Karbide führen kann, was sich negativ aus die Zähigkeit und Ermüdungsfestigkeit auswirken könnte. Daher ist die erfindungsgemäße Obergrenze 2,50 Gew.-%, bevorzugt bei 2,30 Gew.-%, besonders bevorzugt bei 2,00 Gew.-%. Um die Festigkeit sicher auf ein gewünschtes Niveau zu bringen ist die erfindungsgemäße Untergrenze bei 1,50 Gew.-%, bevorzugt bei 1,70 Gew.-%, besonders bevorzugt bei 1,80 Gew.-%.
Silizium [Si]:
- Si ist ein Mischkristallhärter und kein karbidbildendes Element, beeinflusst aber Karbidausscheidungskinetik im Stahl. Es stabilisiert den Kohlenstoff, so dass es erst bei höheren Temperaturen für die Bildung von Karbiden zur Verfügung steht. Silizium dient als Desoxidationsmittel und ist daher herstellungsbedingt in geringen Konzentrationen bei nahezu allen Stählen vorhanden. Es erhöht die Zunderbeständigkeit, die Streckgrenze und die Zugfestigkeit ohne die Dehnung wesentlich zu verringern. Andererseits führt eine Abnahme des Siliziumgehaltes zur Reduktion der Anisotropie der mechanischen Eigenschaften. Ein niedriger Siliziumgehalt ermöglicht die anfängliche Entstehung von metastabilen M₃C Karbiden. Diese wirken als ein C-Reservoir für die anschließende Ausscheidung der gewünschten MC-Karbide.
- Es unterdrückt auch die Bildung von unerwünschten M₂₃C₇ Karbiden an den Korngrenzen. Ein zu hoher Si-Gehalt kann allerdings die Zähigkeit deutlich verringern. Daher liegt die erfindungsgemäße Obergrenze bei 1,00 Gew.-%, bevorzugt bei 0,75 Gew.-%, besonders bevorzugt bei 0,50 Gew.-% insbesondere bei 0,25 Gew.-%. Silizium kann auch nur als herstellungsbedingte Verunreinigung, also ohne bewusste Zulegierung vorhanden sein.
Mangan [Mn]:
- Mangan kann zwar das Härteverhalten des Werkstoffes beeinflussen, ist jedoch vornehmlich gemeinsam mit dem Schwefelgehalt zu sehen, wobei Schwefel und Mangan als die Bearbeitbarkeit des Stahles verbessernde Elemente infolge Sulfideinschlussbildung anzusehen sind.
- Zusätzlich wirkt Mangan ähnlich wie Silizium als Mischkristallverfestiger. Dieses Element erhöht die Härte, aber ein zu hoher Anteil kann zur Senkung der Zähigkeit führen. Daher liegt die erfindungsgemäße Obergrenze bei 1,00 Gew.-%, bevorzugt bei 0,75 Gew.-%, besonders bevorzugt bei 0,40 Gew.-% insbesondere bei 0,10 Gew.-%. Mangan kann ggf. auch nur als herstellungsbedingte Verunreinigung, also ohne bewusste Zulegierung vorhanden sein.
Chrom [Cr]:
- Chrom führt bei einem Anteil von größer 4,0 Gew.-% zu der gewünschten Mischkristallverfestigung. Generell wird durch Chrom die kritische Abkühlgeschwindigkeit gesenkt und somit die Einhärtbarkeit gesteigert. Des Weiteren können erhöhte Chrom-Gehalte zur Karbidausscheidungen führen und somit die Härte steigern. Somit können zu hohe Chromgehalte auch zu negativen Wirkungen bezüglich Zähigkeit führen. Zusätzlich können zu hohe Chromanteile von größer 7,0 Gew.-% zu negativen Auswirkungen auf den Restaustenitanteil beim Härten führen.
- Daher liegt die erfindungsgemäße Obergrenze bei 7,0 Gew.-%, bevorzugt bei 5,50 Gew.-%, besonders bevorzugt bei 5,00 Gew.-%. Aus den oben genannten Gründen liegt die erfindungsgemäße Untergrenze bei 4,00 Gew.-%, bevorzugt bei 4,50 Gew.-%, besonders bevorzugt bei 4,70 Gew.-%.
Molybdän [Mo]:
- Molybdän bildet spezielle Karbide und andererseits mit Eisen Mischkarbide. Diese sind vom Typ M₂C, M₆C und MC. Durch Zugabe von Molybdän wird die Aktivierungsenergie für die C-Diffusion im Austenit erhöht und somit der Diffusionskoeffizient für C bzw. die C-Diffusion erniedrigt. Dies führt zur niedrigeren Bs-Temperatur und zur verringerten Bainitbildung. Andererseits führt eine Zugabe von Mo zur Verfeinerung der Mikrostruktur, d.h. unabhängig von der Abkühlrate (1 °C/s bis 60 °C/s) ist ein feines Gefüge vorherrschend. Die Kornvergröberung bleibt wegen der geringen Lösungsgeschwindigkeit und der hohen Lösungstemperatur der Karbide gering (Karbide wirken der Kornvergröberung entgegen). Somit kann durch Austenitisieren (Lösungsglühen) bei höheren Härtetemperaturen eine verbesserte Anlassbeständigkeit erreicht werden, da mehr karbidbildende Elemente ausgeschieden werden können und dadurch mehr Karbide gebildet werden. Durch die harten Karbide werden zusätzlich die Warmstreckgrenze und die Verschleißfestigkeit erhöht. Bei hohen Einsatztemperaturen verbessert Mo die Zunderbeständigkeit des Stahls. Zu hohe Gehalte verschlechtern die Zerspanbarkeit und im Falle, dass es in der Matrix gelöst bleibt, die Wärmeleitfähigkeit. Auch könnte es passieren, dass beim Anlassen aufgrund der Belegung der ehemaligen Austenitkorngrenzen mit Karbiden eine Versprödung auftritt. Daher liegt die erfindungsgemäße Obergrenze bei 5,0 Gew.-%, bevorzugt bei 3,50 Gew.-%, besonders bevorzugt bei 3,00 Gew.-%. Aus den oben genannten Gründen liegt die erfindungsgemäße Untergrenze bei 1,00 Gew.-%, bevorzugt bei 1,50 Gew.-%, besonders bevorzugt bei 2,00 Gew.-%.
Vanadium [V]:
- Vanadium ist neben Nb und Ti wegen seiner hohen Affinität zu C eines der stärksten karbidbildenden Elemente. Es bildet beim Anlassen feine und gleichmäßig verteilte Ausscheidungen vom Typ MC. Diese werden wegen der im Vergleich zu anderen Karbidtypen höheren thermischen Beständigkeit bevorzugt. Dadurch kommt es zu einer Steigerung der Warmfestigkeit,
- Erhöhung der Streckgrenze, des Verschleißwiderstandes und Verbesserung der Anlassbeständigkeit. Allerdings ist bei höheren Konzentrationen eine höhere Härtetemperatur erforderlich, um die thermisch stabilen, primären MC-Karbide aufzulösen. Daher liegt die erfindungsgemäße Obergrenze bei 7,0 Gew.-%, bevorzugt bei 6,00 Gew.-%, besonders bevorzugt bei 5,00 Gew.-%. Aus den oben genannten Gründen liegt die erfindungsgemäße Untergrenze bei 3,00 Gew.-%, bevorzugt bei 4,00 Gew.-%, besonders bevorzugt bei 4,50 Gew.-%.
Wolfram [W]:
- Wolfram ist ein ferrit-stabilisierendes Element. Es ist ein sehr starker Karbidbildner und wird zur Erhöhung der Verschleißfestigkeit eingesetzt. Der Zusatz von Wolfram verbessert die Warmhärte und Anlassbeständigkeit, daher wird es als Zusatz bei Schnellarbeitsstahl und
- Warmarbeitsstahl verwendet. Allerdings ist Wolfram auch ein kostenintensives Legierungselement. Daher liegt die erfindungsgemäße Obergrenze bei 16,0 Gew.-%, bevorzugt bei 15,50 Gew.-%, besonders bevorzugt bei 15,00 Gew.-%. Um die oben genannten Effekte sicherzustellen liegt die erfindungsgemäße Untergrenze bei 12,00 Gew.-%, bevorzugt bei 13,00 Gew.-%, besonders bevorzugt bei 13,50 Gew.-%.
Kobalt [Co]:
- Kobalt ist ein Austenit-stabilisierendes Element. Es bildet keine Karbide, sondern bleibt in der Matrix gelöst und beeinflusst somit die Kohlenstoffdiffusion. Dies führt zur Erhöhung der Warmhärte und verbesserter Warmsprödigkeit. Daher liegt die erfindungsgemäße Obergrenze bei 8,0 Gew.-%, bevorzugt bei 7,50 Gew.-%, besonders bevorzugt bei 7,00 Gew.-%. Erfindungsgemäß liegt die Untergrenze bei 6,00 Gew.-%, bevorzugt bei 6,30 Gew.-%, besonders bevorzugt bei 6,50 Gew.-%.
Wolframäquivalent [W_eq]

Das Wolframäquivalent W_eq, welches als W+2Mo definiert ist zeigt die Warmhärte und Anlassbeständigkeit als auch ein Maß für das Gefüge. Erfindungsgemäß sollte das W_eq kleiner als 21 Gew.-% sein, da ansonsten die Zähigkeit verringert wird und die Neigung zum Sprödbruch zunimmt. Bevorzugt liegt dieser Wert zwischen 14 und 20,8 Gew.-%, besonders bevorzugt zwischen 17 und 19,5 Gew.-% da dies vorteilhaft für die Zerspanbarkeit als auch die Warmhärte sein kann. Des Weiteren kann durch diese Einstellung an W_eq auch das Gefüge positiv beeinflusst werden da der Karbidgehalt hoch genug ist um ein hohes Härtelevel und ausgezeichnete Verschleißbeständigkeit zu erreichen und gleichzeitig nicht unnötig hoch ist, was die Zähigkeit negativ beeinflussen würde.
Erfindungsgemäß wird das Stahlmaterial bevorzugt pulvermetallurgisch verarbeitet. Bei diesem Herstellungsweg wird im Allgemeinen eine Stahlschmelze zu Pulver verdüst. Dieses Pulver wird in eine Kapsel gefüllt, luftdicht verschweißt und anschließend heiß isostatisch gepresst (HIP-Prozess).
Dieses bereits dichte und homogene Material kann dann einem Umformprozess zugeführt werden und insbesondere kann es auf die erforderlichen Abmessungen gewalzt oder geschmiedet werden. Soll eine solche Umformung durchgeführt werden, wird der heiße isostatisch gepresste Block für die Umformung auf einen Temperaturbereich von 1100 °C - 1180 °C gebracht, wobei die Haltedauer entsprechend gewählt wird, damit die Durcherwärmung des gesamten Materials gewährleistet wird. Die Lieferung zum Kunden erfolgt typischerweise im weichgeglühten Zustand, wobei die Weichglühung dadurch erfolgt, dass das Material auf eine Temperatur von 820 °C - 880 °C gebracht wird. Die Haltedauer kann beispielsweise 2 - 5 Stunden dauern. Um eine vollständige Weichglühung zu gewährleisten, muss auch hier eine vollständige Durcherwärmung des Materials gegeben sein, worauf eine langsame, gesteuerte Ofenabkühlung auf einen Temperaturbereich von 720 °C - 780 °C erfolgt und hier beispielsweise 2 - 5 Stunden gehalten wird.
Erfindungsgemäß wird der Kobaltgehalt abgesenkt, und zwar in einen Bereich, in dem der Fachmann ein deutlich verringertes Härtelevel erwarten würde. Erfindungsgemäß wurde herausgefunden, dass trotz der Absenkung des Kobaltgehalts dies nicht eintritt. Die Erfinder erklären sich dies damit, dass Kobalt kein Karbidbildner ist sondern in der Matrix gelöst bleibt. Kobalt erhöht zwar die Härte, setzt jedoch die Zähigkeit herab. Bei Schnellarbeitsstählen ist Kobalt besonders in Hinsicht auf die höhere Warmhärte in höherem Ausmaße zulegiert, wobei erfindungsgemäß erkannt wurde, dass bei sehr vielen Anwendungen diese höhere Warmhärte gar nicht relevant ist. Erfindungsgemäß wurde daher herausgefunden, dass bei 7 % Kobalt bzw. geringfügig darüber oder darunterliegenden Gehalten ein Optimum bezüglich der Härte und der Zähigkeit bei derartigen Stahlzusammensetzungen erreichbar ist. Hiermit wurde erfindungsgemäß herausgefunden, dass mehr Kobalt keine höhere Härte, aber durchaus negative Auswirkungen auf die Zähigkeit besitzt. Wird Kobalt von einem bekannten Niveau von insbesondere 11 % auf erfindungsgemäße 7 % abgesenkt, erhöht sich die Zähigkeit bei gleichbleibendem Härteniveau zumindest dann, wenn die erfindungsgemäße Wärmebehandlung durchgeführt wird. Erfindungsgemäß wurde herausgefunden, dass der angegebene Bereich insbesondere um 1180 °C für die erfindungsgemäße Legierung die optimale Härtetemperatur darstellt. Bei dieser Temperatur und einer Haltedauer nach der vollständigen Durcherwärmung des Materials (je nach Dicke/Volumen nimmt dies etwa 10 bis 30 Minuten in Anspruch) im Bereich von 150 Sekunden werden ausreichend Primärkarbide gelöst und die Matrix mit entsprechenden Legierungselementen angereichert, so dass bei dieser Temperatur eine gute Kombination von Härte und Zähigkeit für diese Legierungslage erreicht wird.
Die Erfindung wird anhand einer Zeichnung beispielhaft erläutert. Es zeigen dabei:

1 die möglichen erfindungsgemäßen Stahlzusammensetzungen;
2 stark schematisiert den Herstellungsweg;
3 eine Vergleichstabelle, zeigend zwei bekannte Stahlmaterialien und das erfindungsgemäße Material;
4 ein Diagramm, zeigend Dilatometer-Untersuchungen bei unterschiedlichen λ-Werten;
5 ein Diagramm nach 4 mit zwei Vergleichsmaterialien;
6 den Härteverlauf, abhängig von der Anlasstemperatur der Vergleichsmaterialien und des erfindungsgemäßen Materials;
7 die Schlagbiegearbeit in Joule, abhängig von der Anlasstemperatur der Vergleichsmaterialien und des erfindungsgemäßen Materials;
8 Vergleich der Schlagbiegearbeit der Erfindung mit Vergleichsbeispielen;.
9 die E-Moduli des erfindungsgemäßen Materials und der Vergleichsmaterialien;
10 die Druckfestigkeit Rp₀₂ in MPa der Vergleichsmaterialien und des erfindungsgemäßen Materials;
11 den Temperaturverlauf beim Härten im Detail;
12 den Temperaturverlauf beim Härten und Anlassen; und
13 ein beispielhaftes erfindungsgemäßes Gefüge.

In 1 erkennt man den Analysenbereich innerhalb derer die Erfindung ausführbar und die erfindungsgemäßen Effekte sicher erreicht werden.
Man erkennt, dass insbesondere der Siliziumgehalt und der Mangangehalt zwischen 0 und maximal 1 % liegen und damit gegenüber bekannten Stahlsorten abgesenkt sind. Der Kobaltgehalt liegt zwischen 6 und 8 % und insbesondere um 7 % und ist damit gegenüber den bekannten Lösungen deutlich abgesenkt.
In 2 erkennt man die möglichen Herstellrouten zum Herstellen des Pulvers und entsprechender Gegenstände daraus.
Nach der Erschmelzung des Einsatzmaterials und der Einstellung der gewünschten Zusammensetzung wird eine entsprechende Stahlschmelze insbesondere mit Stickstoff oder anderen Inertgasen zu einem Pulver verdüst. Dieses Pulver wird gegebenenfalls über Sichtung oder Siebung klassiert und das klassierte Pulver anschließend zu einem gewünschten Kornband zusammengesetzt, in eine entsprechende Kapsel gefüllt, welche verschweißt wird und anschließend über heißisostatisches Pressen verdichtet wird. Ein derart umgewandeltes Material kann dementsprechend anschließend der Warmumformung zugeführt werden.
Insbesondere kann das durch das heißisostatische Pressen erzielte dichte und homogene Material in einem Umformungsprozess auf die erforderlichen Abmessungen gewalzt oder geschmiedet werden.
Die Produktionsparameter beim Verdüsen der Stahlschmelze haben signifikanten Einfluss auf die Pulverkorngröße und somit auf die Karbidkorngröße. Auch beim HIP-Prozess ist eine Feinjustierung der Einstellparameter von Temperatur und Drücken notwendig, damit es zu keinem Karbidwachstum oder zur Clusterbildung von Karbiden kommt. Besonders bei solch hochlegierten Stählen wie im erfindungsgemäßen Gegenstand liegen oftmals hohe Karbidanteile vor. Karbide wirken sich positiv auf die Verschleißbeständigkeit und auf die Härte im Allgemeinen aus. Dennoch stellen Karbide in Bezug auf Zähigkeit und Ermüdungsfestigkeit „Fehlerstellen“ dar, die diese Eigenschaften limitiert. Diesbezüglich ist es besonders wichtig, dass kleine und über den Querschnitt homogenen verteilte Karbide vorliegen. Aufgrund der hohen Anzahl der Karbide kommt es bei solch hochlegierten Stähle oftmals vor, dass die Karbide während des HIP-Prozesses konglomerieren, was die Zähigkeit und die Ermüdungsfestigkeit und in weiterer Folge auch die Lebensdauer des daraus gefertigten Werkzeugs stark limitieren kann. Im vorliegenden erfindungsgemäßen Gegenstand liegen feine singuläre Karbide vor.
Der pulvermetallurgische Weg wird insbesondere dann eingeschlagen, wenn hochverschleißbeständige Werkstoffe erzielt werden sollen beziehungsweise Werkzeuge aus diesen Werkstoffen. Denn es ist hierdurch möglich, den Kohlenstoffgehalt und damit die Konzentration der karbidgebenden Elemente im Hinblick auf die Steigerung des Karbidanteils und somit der Verschleißbeständigkeit und der Härte des Werkstoffes zu erhöhen. Eine solche Erhöhung lässt jedoch herkömmliche Verarbeitung nicht immer ohne weiteres zu, sodass hier der pulvermetallurgische Weg gegangen wird, bei dem eine Homogenisierung und Kompaktierung des Materials auch bei hohen Kohlenstoff-Karbidgehalten ohne Weiteres möglich ist.
Ein derart hergestellter Block wird für die Umformung anschließend auf einen Temperaturbereich von 1100 °C - 1180 °C gebracht, wobei abhängig von der Größe des Blocks die Haltedauer gewählt wird, um eine Durcherwärmung des gesamten Materials zu gewährleisten. Nach der entsprechenden Warmumformung durch Schmieden oder Walzen erfolgt die Weichglühung, wo eine geringere Härte eingestellt wird, damit das Material weicher und für den Kunden bearbeitbar ist. In 2 wird dieser abschließende Glühschritt, die so genannte Weichglühung (Annealing) beschrieben, bei der das Material auf eine Temperatur von 820 °C - 880 °C gebracht wird und entsprechend gehalten wird. Auch hier muss abhängig von der Größe die Haltezeit so gewählt werden, dass eine vollständige Durcherwärmung des Materials gegeben ist. Um sicher zu stellen, dass es bei der Ofenabkühlung nicht wieder zu einer Steigerung der Festigkeit kommt ist es notwendig, eine langsam besteuerte Ofenabkühlung auf einen Temperaturbereich von 720°C - 780 °C sicherzustellen, wobei die Haltedauer auf die definierte Temperatur 2 bis 5 Stunden beträgt.
In 3 ist die Zusammensetzung des erfindungsgemäßem Stahlmaterials gezeigt, die im Bereich der Zusammensetzung nach 2 liegt und eine Ausführungsform des Stahlmaterials darstellt. Verglichen wird dieses Stahlmaterial mit zwei anderen Ausführungsformen nämlich REF 1 und REF 2, das gegenüber den bekannten Ausführungsformen der Silizium- und der Mangangehalt deutlich abgesenkt sind und insbesondere auch der Kobaltgehalt sich stark unterscheidet und insbesondere abgesenkt ist.
Gegenüber bekannten Legierungen im Stand der Technik wird eine sehr enge Auswahl verfolgt, die die erfindungsgemäßen Effekte sicher gewährleistet, insbesondere mit der erfindungsgemäßen Wärmebehandlung.
Insbesondere die gute erfindungsgemäße Durchhärtbarkeit lässt sich mit den Bereichen, die im Stand der Technik offenbart sind, nicht sicher erreichen.
In 4 erkennt man Dilatometeruntersuchungen am erfindungsgemäßen Material, wobei unterschiedliche λ-Werte eingehalten wurden. λ-Werte definieren Abkühlraten und bezeichnet die Zeit, die für die Abkühlung eines Stahls von 800 °C auf 500 °C nötig ist, in der Einheit Hektosekunden. Die Angabe λ =36 bedeutet also, dass die Abkühlung von 800 auf 500 °C etwa 36 hs= 3600 s= 1 h gedauert hat. In 4 wurden λ-Werte von 3, 5,5 und 8 eingehalten und innerhalb eines Temperaturbereichs von 0 , 500 °C die relative Längenänderung aufgenommen wurde, die ein Rückschluss auf die Martensit- und Bainitumwandlung zulässt. Hierzu wurde das Versuchsmaterial zuerst auf eine Temperatur von 1180°C gebracht, vollständig durcherwärmt und danach entsprechend 180 s gehalten und dann definiert abgekühlt. Anhand der Längenänderung erkennt man wenn eine Phasenumwandlung bzw. eine Phasenausscheidung stattfindet. Bei der höchsten Abkühlgeschwindigkeit mit λ=3 ist keine Bainitumwandlung ersichtlich. Der Knick der Kurve im Bereich von ca. 150°C resultiert aus der Martensitbildung. Bei der langsamsten getesteten Abkühlgeschwindigkeit von λ=8 ist im Bereich von < 400°C eine Bainitbildung ersichtlich.
Um den Bainitgehalt niedrig halten zu können wird die Abkühlgeschwindigkeit erfindungsgemäß auf λ <= 3 gehalten.
In 5 erkennt man noch einmal die Längenänderung über den Temperaturbereich bei unterschiedlichen λ-Werten. Wiederum sind für den erfindungsgemäßen Werkstoff die λ-Werte von 3, 5,5 und 8 aufgeführt. Dem gegenübergestellt ist hier ein Vergleichsmaterial REF 1. Dieses Vergleichsmaterial wurde bei 1200°C (typische Härtetemperatur für diesen Werkstoff) für 180 Sekunden gehalten und dann definiert mit den Abkühlraten λ =3 und 8 definiert abgekühlt. Es ist ersichtlich, dass bei REF 1 bereits bei der schellen Abkühlgeschwindigkeit λ =3 Bainit aufweist. Bei λ =8 ist bereits auch Perlit vorhanden.
Das erfindungsgemäße Material weist im Vergleich zu REF 1 somit erst bei deutlich langsameren Abkühlgeschwindigkeiten Bainit auf, was wiederum bedeutet, dass die Durchhärtbarkeit des erfindungsgemäßen Materials deutlich höher ist.
In 6 ist der Härteverlauf bei einer Anlasstemperatur von 1180 °C gezeigt, wobei erkennbar ist, dass das erfindungsgemäße Material bei höheren Anlasstemperaturen insbesondere oberhalb von 500 °C sehr rasch Härtewerte erreicht, die dem eines bekannten Werkstoffes entsprechen, jedoch mit deutlich abgesenktem Kobaltgehalt. Betrachtet man zusätzlich die Schlagbiegeenergie erkennt man von 7, dass gegenüber dem Vergleichsmaterial mit den höchsten Härtewerten nach 6 eine deutlich erhöhte Schlagbiegeenergie erreicht wird, während das weichere Vergleichsmaterial selbstverständlich höhere Schlagbiegewerte erzielt. Hiermit wird jedoch auch klar, dass das erfindungsgemäße Material bei überragend großen Härtewerten eine verbesserte Zähigkeit entwickelt.
Die Härte nach der 6 wurde ermittelt bei einer Härtetemperatur von 1180 °C für Haltezeiten von 180 Sekunden, gemessen nach vollständiger Durcherwärmung, wobei die Anlassbehandlung dreimal durchgeführt wurde für jeweils 2 Stunden und die gesamte Wärmebehandlung in Vakuum durchgeführt wurde. Vor allem bei hochlegierten Werkzeugstählen die bei hohen Temperaturen gehärtet werden, ist ein dreimaliges Anlassen notwendig, damit das Werkstück danach frei von Restaustenit ist und das Gefüge somit vollständig martensitisch samt Karbide vorliegt.
Wird nach dem Härten rasch abgekühlt entsteht Martensit aber auch abhängig von Härtetemperatur, Legierungselementen und Legierungsgehalten ein beachtlicher Anteil Restaustenit. Das heißt ein beachtlicher Teil des Gefüges bleibt als Austenit vorhanden und klappt nicht in Martensit um. Erfahrungsgemäß können solche Restaustenitanteile direkt nach dem Abschrecken teilweise um 30% und mehr betragen. Überraschenderweise haben die Erfinder erkannt, dass dieser Anteil an Restaustenit durch den speziellen Anlasszyklus bestehend aus

a) einer relativen langsamen Erwärmung im Bereich von < 1 K/s auf eine Temperatur von 400 °C - 600 °C und
b) zumindest zwei Stunden auf dieser Temperatur von 400 °C - 600 °C gehalten wird und
c) anschließend mit einer Abkühlrate von < 1 K/s bevorzugt < 0,5 K/s auf <= 50 °C bevorzugt <= 30 °C abgekühlt

Dabei wird der Anteil nach jedem Anlasszyklus aus Erwärmung, Halten und Abkühlen deutlich verringert. Je nach gewünschtem Restaustenitgehalt können bis zu drei Anlasszyklen vorgesehen werden da mit jedem weiteren Anlasszyklus ein weiterer Anteil des Restaustenits in den gewünschten Martensit umklappt. Nach dem dritten Anlasszyklus kann der Anteil des Restaustenits gesichert auf kleiner 0,5% gehalten werden. Ein möglichst geringer Anteil an Restaustenit ist deshalb so vorteilhaft, da dieser sich im Belastungsfall umwandelt und das entsprechende Teil, z.B. ein Stanzstempel dann zum Sprödbruch neigen kann.
Die geringe Abkühlrate von < 1 K/s bevorzugt < 0,5 K/s kann sich vorteilhaft auf die Eigenspannungen auswirken, so dass diese deutlich reduziert werden können.
Um diese Umwandlung des Restaustenits in Martensit zu gewährleisten muss nach jedem Anlasszyklus auf <= 50 °C bevorzugt <= 30 °C gekühlt werden.
Bei einer Härtetemperatur von 1180 °C mit 180 Sekunden Haltezeit nach Durcherwärmung des Materials und ein dreimaliges Anlassen für zwei Stunden bei 560 °C (alle Wärmebehandlungen im Vakuum) ergeben sich die Schlagbiegetests gemäß 8. Man erkennt, dass die Vergleichsbeispiele bei der Schlagbiegeenergie deutlich auseinanderliegen bei den entsprechenden erkennbaren Härtewerten, während jedoch das erfindungsgemäße Material bei einer sehr großen Härte eine sehr gute Zähigkeit besitzt, so dass es ersichtlich gelungen ist, zwei widerstreitende miteinander konkurrierende mechanische Eigenschaften in Einklang miteinander zu bringen. Die angegebene Schlagarbeit ist hierbei auf das Vergleichsmaterial (REF 1) referenziert.
Im Allgemeinen ist zu erwähnen, dass die Aufheizrate auf die 1180 °C so rasch als möglich erfolgen sollte um den Prozess effizient zu gestalten, allerdings besteht die Gefahr bei großvolumigen Werkstücken, dass diese dann einen zu hohen Temperaturgradienten zwischen Mantel und Kern erreichen können und daher dann Spannungen auftreten können welche zum Bruch führen können. Daher ist die Aufheizrate vorteilhafterweise < 5 K/s bevorzugt < 1 K/s zu wählen.
Interessant sind auch die unterschiedlichen E-Module gemäß 9 bei denen man erkennt, dass das erfindungsgemäße Material bezüglich des E-Moduls sehr dicht an dem härteren Material aus den Vergleichsversuchen liegt. Die beim Stauchversuch ermittelte Stauchgrenze σ_D0,2 ist ebenfalls bemerkenswert, denn auch hier zeigt sich, was bei den anderen Untersuchungen sich ebenfalls schon gezeigt hat. Bei der schon bekannten Härtetemperatur von 1180 °C für 180 Sekunden und dem dreimaligen Anlassen für 2 Stunden bei 550 °C wurde beim Stauchversuch mit Zugdruckproben des MCL-Typs L01 mit verlängertem Schaft herausgefunden, dass die Stauchgrenze des erfindungsgemäßen Materials viel dichter an der Stauchgrenze des höher druckfesten Materials liegt als an dem weniger druckfesten Material und auch somit die Eigenschaften erheblich besser ausgeglichen werden.
Wie in 11 ersichtlich, wird das Aufheizen zum Zwecke des Härtens so durchgeführt, dass beim Aufheizen zum Härten zwei Halteperioden bzw. Haltezonen vorhanden sind.
Erfindungsgemäß wird in den beiden Halteperioden die Temperatur bis zum Durcherwärmen konstant gehalten, wobei grundsätzlich die Bedingung erfüllt sein soll, dass die Haltetemperaturen mindestens 200 °K auseinanderliegen und insgesamt über 200 °C aber unter 800 °C liegen.
Insbesondere kann die erste Haltezone oder erste Halteperiode bei einer Temperatur von > 440 °C insbesondere > 550 °C liegen und die zweite Haltezone bzw. Halteperiode bei einer Temperatur von > 650 °C insbesondere > 750 °C liegen. In beiden Fällen wird diese Temperatur beispielsweise 10 bis 30 Minuten gehalten, um eine vollständige Durcherwärmung zu erzielen. Selbstverständlich ist die Dauer von der Größe des Werkstücks abhängig und der entscheidende Faktor ist das Erreichen der Durcherwärmung.
Die erfindungsgemäße Erwärmung findet beispielsweise wie in 12 angegeben statt, wobei zunächst auf 650 °C erwärmt wurde, um eine Durcherwärmung zu gewährleisten. Ein zweiter Sollwert wird bei 850 °C erreicht mit einer etwas kürzeren Haltedauer, um ebenfalls die Durcherwärmung zu gewährleisten. Bei dieser Haltestufe wurde vom Stickstoff auf Vakuum umgeschaltet, wobei diese Haltestufe sich in diesem Fall aus der Dauer des Vakuumziehens einerseits und der Probengröße andererseits bedingt.
Anschließend wurde ein Sollwert von 1180 °C eingestellt und für 150 Sekunden gehalten und abschließend mit Stickstoff bei einem Druck von 5 bar mit λ = 0,32 abgeschreckt.
Die erfindungsgemäße Anlassbehandlung sieht vor, das Anlassen unmittelbar nach dem Härten für jeden Anlasszyklus zumindest 2 Stunden durchzuführen, wobei der Ofen auf die Anlasstemperatur als Sollwert eingestellt wird. Es wird ein direktes Aufheizen auf diesen Sollwert durchgeführt, wobei dies in Stickstoffatmosphäre geschieht. Man erkennt, dass in jedem Zyklus 2 Stunden auf Solltemperatur erhitzt wurde und anschließend die Beheizung bei bestehender Stickstoffatmosphäre ausgeschaltet wurde. Die Endtemperatur lag bei unter 30 °C und bei deren Erreichen wurde der nächste Zyklus gestartet. Es werden drei Anlasszyklen durchgeführt. Selbstverständlich ist es möglich jeden Anlasszyklus bezüglich der Anlasstemperatur bzw. Aufheiz- und Abkühlraten unterschiedlich auszuführen, allerdings kann es durchaus vorteilhaft sein, jeden Anlasszyklus ident durchzuführen.
Erfindungsgemäß kann der Härte-Zähigkeits-Vorteil, insbesondere bei der angegeben Härtetemperatur um 1180 °C erzielt werden, wenn der vorgegebene Wärmebehandlungszyklus eingehalten wird. Schon geringe Abweichungen in der Härtetemperatur nach unten sind zwar nicht ausgeschlossen, jedoch sind die signifikanten Härte-Zähigkeits-Vorteile gegenüber dem Stand der Technik nicht mehr in dem Ausmaß gewährleistet. Bei Temperaturen bei oberhalb von 1190 °C besteht die Gefahr, dass bereits erste Anschmelzungen im Material auftreten können, was ebenfalls nicht erwünscht ist.
Insbesondere wird daher gegenüber dem Stand der Technik ein sehr enger Bereich der Härtebehandlung angestrebt, der zwischen 1170 °C und 1190 °C liegt, um negative Einflüsse oder mechanische Nachteile auszuschließen.
Bei der Erfindung ist von Vorteil, dass das erfindungsgemäße Verfahren es ermöglicht, sehr sicher mechanische Eigenschaften zu erzielen, die vormals miteinander in dieser Form nicht vereinbar waren. Insbesondere werden sehr hohe Werte von über 69 HRc erzielt bei Zähigkeiten (gemessen als Schlagbiegearbeit von 10 bis 30 J bevorzugt größer als 20 J), die vorher in diesem Bereich mit diesen Materialen in dieser Form nicht sicher erzielbar waren. Hierzu ist es notwendig, diese enge Auswahl sicher einzuhalten.
13 zeigt eine Gefüge-Aufnahme des erfindungsgemäßen Gegenstands, aufgenommen mittels Rasterelektronenmikroskop mit 1500-facher Vergrößerung. Die vorliegenden Karbidtypen sind M₆C - im Gefügebild als weiße globulare Ausscheidungen ersichtlich und die besonders harten und bezüglich Verschleißwiderstand hervorragend wirkenden MC-Karbide in grau. Die Stahlmatrix stellt sich in diesem Gefügebild als schwarzer Hintergrund dar. Es ist der außergewöhnlich hohe Karbidanteil ersichtlich, und dass die beiden Karbidtypen etwa zu gleichen Anteilen vorkommen. Insgesamt liegt ein Karbidanteil von 18-20 % vor. Ebenfalls ersichtlich ist die Tatsache, dass keine Karbid-Konglomerate auftreten, was mitunter auch die außergewöhnlich gute Kombination an besonders hoher Härte mit hohem abrasiven Verschleißwiderstand und dennoch gegenüber herkömmlichen, vergleichbaren Werkzeugstählen eine gesteigerte Zähigkeit aufweist. Rest des Gefüges besteht aus martensitischer Matrix in welcher die Karbide ausgebunden sind.
ZITATE ENTHALTEN IN DER BESCHREIBUNG
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Zitierte Patentliteratur

EP 1249511 B1 [0015]
JP 62276918 [0016]

Claims

Verfahren zum Herstellen eines Werkzeugstahls für Kaltarbeits- und Warmarbeitsanwendungen, wobei ein Stahlmaterial bestehend aus folgenden Legierungselementen: (alle Angaben in Gew.-%): Kohlenstoff = 1,50 bis 2,50 Silizium = 0,25 bis 1,0 Mn = 0,10 bis 1,0 Cr = 4,0 bis 7 W = 12 bis 16 Mo = 1,0 bis 5,0 V = 3,0 bis 7,0 Co = 6,0 bis 8,0 Rest Eisen und erschmelzungsbedingte unvermeidliche Verunreinigungen erschmolzen und durch Verdüsen zu einem Pulver verarbeitet wird und das Pulver anschließend heiß-isostatisch gepresst oder dreidimensional verdruckt wird und das heißisostatische Pulver anschließend gegebenenfalls mechanisch bearbeitet wird, wobei eine Wärmebehandlung folgt, wobei die Wärmebehandlung so durchgeführt wird, dass das Material zunächst auf eine Härtetemperatur von 1170 °C - 1190 °C im Kern erwärmt wird, danach für 60 bis 300 Sekunden bevorzugt 100 bis 200 Sekunden auf dieser Härtetemperatur gehalten und danach mit einer Abkühlrate von λ <= 3 auf eine Temperatur <= 50 °C bevorzugt <= 30 °C zum Zwecke der Härtung abgekühlt und anschließend angelassen wird, wobei die Anlassbehandlung zumindest zwei Zyklen umfasst bei denen das Material auf eine Temperatur von 400 °C bis 600 °C erwärmt wird und zumindest zwei Stunden auf dieser Temperatur von 400 °C bis 600 °C gehalten wird und anschließend mit einer Abkühlrate von < 1 K/s auf eine Temperatur <= 50 °C bevorzugt <= 30 °C abgekühlt wird.
Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass drei Anlasszyklen gefahren werden.
Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass das Aufheizen zum Härten mit zwei Halteperioden durchgeführt wird, bei denen eine Temperatur bis zum Durcherwärmen gehalten wird, wobei die Haltetemperatur mindestens 200 °K auseinanderliegen und über 200 °C und unter 800 °C liegen.
Verfahren nach Anspruch 3, dadurch kennzeichnet, dass beim Härten zwei Haltezonen vorgesehen werden, wobei die erste Haltezone bei einer Temperatur von > 450 °C bevorzugt > 550 °C liegt und das Material für 10 bis 30 Minuten für eine vollständige Durcherwärmung auf dieser Temperatur gehalten wird, anschließend eine zweite Haltezone bei einer Temperatur von > 650 °C bevorzugt > 750 °C angefahren wird und das Material für 10 bis 30 Minuten für eine vollständige Durcherwärmung auf dieser Temperatur gehalten wird und anschließend auf die Temperatur von 1170 °C - 1190 °C im Kern erwärmt und danach für 100 bis 200 Sekunden auf dieser Härtetemperatur gehalten und mit λ <= 3 besonders bevorzugt mit λ = 0,32 auf unter 50 °C besonders bevorzugt auf <= 30 °C abgekühlt wird.
Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass zwischen der ersten und zweiten Haltezone ein Temperaturunterschied von mehr als 200 °C bevorzugt mehr als 250 °C liegt.
Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Anlasstemperatur zwischen 475 °C und 575 °C besonders bevorzugt zwischen 510 °C und 550 °C liegt.
Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Aufheizrate bei der Anlassbehandlung kleiner 5 K/s insbesondere kleiner 1 K/s beträgt.
Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Abkühlrate bei der Anlassbehandlung kleiner 1 K/s bevorzugt kleiner 0,5 K/s beträgt.
Werkzeugstahl insbesondere hergestellt nach einem Verfahren nach den Ansprüchen 1 bis 8, dadurch gekennzeichnet, dass das Stahlmaterial die folgende Zusammensetzung hat (alle Angaben in Gew.-%): Kohlenstoff = 1,50 bis 2,50 Silizium = 0,25 bis 1,0 Mn = 0,10 bis 1,0 Cr = 4,0 bis 7,0 W = 12,0 bis 15,0 Mo = 1,0 bis 2,9 Weq = 14 bis 20,8 V = 3,0 bis 7,0 Co = 5,0 bis 8,0 Rest Eisen und erschmelzungsbedingte unvermeidliche Verunreinigungen
Stahlmaterial nach Anspruch 9, dadurch gekennzeichnet, dass das Material bei 720 °C - 780 °C für 2 - 5 Stunden weichgeglüht ist.
Stahlmaterial nach einem der Ansprüche 9 oder 10, dadurch gekennzeichnet, dass das Stahlmaterial eine Härte von 68 HRc bis 71 HRc besitzt.
Stahlmaterial nach einem der Ansprüche 9 bis 11, dadurch gekennzeichnet, dass das Material eine Zähigkeit von 17 - 21 Joule gemessen als Schlagbiegearbeit besitzt.
Stahlmaterial nach einem der Ansprüche 9 bis 12, dadurch gekennzeichnet, dass der E-Modul zwischen 245 GPa und 250 GPa liegt.
Stahlmaterial nach einem der Ansprüche 9 bis 13, dadurch gekennzeichnet, dass die Stauchgrenze σ_D0.2 zwischen 3600 MPa und 3700 MPa liegt.
Stahlmaterial nach einem der Ansprüche 9 bis 14, dadurch gekennzeichnet, dass das Gefüge einen Karbidanteil von 15 bis 25 % sowie als Rest martensitische Matrix aufweist.
Verwendung eines Stahlmaterials nach einem der Ansprüche 9 bis 15, als Aktivelement wie beispielsweise Stempel, Schneidplatte oder Matrizeneinsätze für den Anwendungsbereich Feinschneiden/Stanzen .