DE60011115T2

DE60011115T2 - Stahlmaterial, dessen verwendung und herstellung

Info

Publication number: DE60011115T2
Application number: DE60011115T
Authority: DE
Inventors: Odd Sandberg; Bo Rydell
Original assignee: Uddeholms AB
Current assignee: Uddeholms AB
Priority date: 1999-10-05
Filing date: 2000-09-27
Publication date: 2005-06-23
Anticipated expiration: 2020-09-28
Also published as: SE516934C2; EP1218560B1; KR20020038767A; AU7976700A; KR100685544B1; TW500808B; DK1218560T3; WO2001025499A1; CA2381236A1; DE60011115D1; JP2003511553A; EP1218560A1; JP5032727B2; ATE267887T1; SE9903580D0; CN1193111C; US6641681B1; SE9903580L; CN1378605A; PT1218560E

Description

TECHNISCHES GEBIET
Die Erfindung betrifft einen Stahl, der eine neue chemische Zusammensetzung und ein neues Mikrogefüge aufweist. Die Erfindung betrifft ebenfalls sowohl die Herstellung des Werkstoffs als auch seine Verwendung.
ALLGEMEINER STAND DER TECHNIK
Hohe Anforderungen, soweit die Zähigkeit und die Abnutzungsbeständigkeit betroffen sind, werden an Werkstoffe gestellt, die für die Herstellung von Kaltbearbeitungswerkzeugen verwendet werden sollen. Dies gilt allgemein z.B. für Werkzeuge zum Schneiden, Stanzen, Biegen und Tiefziehen von Metallplatten oder -blechen; für Werkzeuge zum Pressen von Metallpulvern und für Walzen zum Kaltwalzen. Ein Stahl, der heute für Walzen zum Kaltwalzen verwendet wird, z.B. zum Kaltwalzen von Stahlbändern, hat die Nennzusammensetzung 0.73 C, 1.0 Si, 0.60 Mn, 5.25 Cr, 1.10 Mo, 0.50 V, Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen. Walzen, die aus diesem Werkstoff hergestellt sind, haben im Verwendungszustand, wenn die Walze durchgehärtet ist, normalerweise eine Härte von 58–60 HRC. Es ist ein Problem bei diesem Werkstoff, dass der Werkstoff im durchgehärteten Zustand zum Reißen neigt, was einen Totalausfall verursachen kann. Außerdem ist die Abnutzungsbeständigkeit nicht ganz zufriedenstellend. Andererseits genügen durch Pulvermetallurgie hergestellte Stähle, die einen hohen Gehalt an Vanadium enthalten, soweit sowohl Zähigkeit als auch Abnutzungsbeständigkeit betroffen sind, hohen Anforderungen, sie sind aber teuer. Herkömmlich werden Walzen zum Kaltwalzen entwor fen, die aus Verbundwerkstoffen hergestellt sind, wobei ein abnutzungsbeständiges Außenmaterial, das normalerweise aus einem hochlegierten Stahl besteht, durch Gießen oder durch irgendein anderes Verfahren mit einem Kern, der aus einem zäheren Werkstoff hergestellt ist, der normalerweise weniger legiert ist, verbunden wird. Auf diese Weise ist es möglich, eine Walze mit guter Abnutzungsbeständigkeit und guter Zähigkeit zu erhalten. Einer unter mehreren Nachteilen ist, dass die Herstellung teuer ist. Deshalb besteht ein Bedarf an Werkstoffen, die keine Pulvermetallurgieherstellung oder Verbundtechnik erfordern, die jedoch dennoch den Anforderungen, die an Kaltarbeitsstähle gestellt werden, unter ihnen Zähigkeit und Abnutzungsbeständigkeit, genügen. EP-A-0 630 984 offenbart einen Schnellarbeitsstahl, der nach dem Härten und dem Anlassen gebildete MC-artige Karbide umfasst. Jedoch gibt es keine Offenbarung ihrer Größen.
KURZBESCHREIBUNG DER ERFINDUNG
Die Aufgabe der Erfindung ist, die oben genannten Probleme anzugehen und einen neuen Stahlwerkstoff bereitzustellen, der für Kaltbearbeitungswerkzeuge, insbesondere für Walzen zum Kaltwalzen verwendet werden kann und der eine zufriedenstellende Zähigkeit, Härtbarkeit und Abnutzungsbeständigkeit aufweist. An erster Stelle zielt die Erfindung darauf ab, einen Werkstoff für massive Formwalzen und/oder für Stützwalzen für das Kaltwalzen von Stahlbändern bereitzustellen. In diesem Zusammenhang meint "massiv" Walzen, die nicht aus Verbundwerkstoffen bestehen. Diese und weitere Ziele der Erfindung können durch eine chemische Zusammensetzung, die ein kennzeichnendes Merkmal der Erfindung ist, in Verbindung mit einem Mikrogefüge des Stahls, das auch ein kennzeichnendes Merkmal ist, erreicht werden.
Die chemische Zusammensetzung und das Mikrogefüge des Stahls der Erfindung sind in den beigefügten Patentansprüchen angegeben und werden im Folgenden ausführlicher erläutert. Wenn nichts Anderes erwähnt ist, werden immer Gew.-% erwähnt.
Das Gefüge des Stahlerzeugnisses der Erfindung hat im weichgeglühten Zustand eine Härte in der Größenordnung von 250 HB und im vergüteten Zustand eine Härte von 30–50 HRC, sowie ein Mikrogefüge, das 5–12 Vol.-% MC-Karbide enthält, wobei mindestens 50 Vol.-%, vorzugsweise mindestens 80 Vol.-% der Karbide eine Größe haben, die größer als 3 μm aber kleiner als 25 μm, vorzugsweise kleiner als 20 μm ist. Vorzugsweise haben mindestens 90 Vol.-% der abgesetzten Karbide der MC-Art eine Größe, die größer als 3 μm aber kleiner als 25 μm, vorzugsweise kleiner als 20 μm ist. Dieser Werkstoff ist dafür geeignet, in Verbindung mit der Herstellung des Werkzeugs einer Schneidarbeit unterzogen zu werden. Im Verwendungszustand hat das fertige Erzeugnis, d.h. das Werkzeug, z.B. die Walze, eine Oberflächenhärte, die 60–67 HRC beträgt, die durch Durchhärten oder Induktionshärten, gefolgt vom Anlassen gewährt werden kann, wobei das Mikrogefüge in dem gehärteten und angelassenen Werkstoff aus angelassenem Martensit besteht, das 5–12 Vol.-% MC-Karbide enthält, wobei mindestens 50 Vol.-%, vorzugsweise mindestens 80 Vol.-% der Karbide eine Größe haben, die größer als 3 μm aber kleiner als 25 μm, vorzugsweise kleiner als 20 μm ist. Vorzugsweise haben in diesem Fall auch wenigstens etwa 90 Vol.-% der MC-Karbide eine Größe, die größer als 3 μm aber kleiner als 25 μm, vorzugsweise kleiner als 20 μm ist. Vor dem Anlassen enthält das Martensit 0.50–0.70 Gew.-% C. "Größe" meint in diesem Text die längste Ausdehnung des Karbidpartikels in irgendeiner Richtung in einem untersuchten Abschnitt des Werkstoffs.
Für das Erreichen der Karbideinlagerung im Grundgefüge des Stahls kann eine Anzahl von Techniken, die an sich bekannt sein können, für die Produktion von Rohstahlbarren, aus denen das Stahlerzeugnis hergestellt ist, verwendet werden. An erster Stelle wird die sogenannte Sprühformtechnik empfohlen, die auch als das OSPREY-Verfahren bekannt ist, gemäß dem ein Barren, der sich um seine Längsachse dreht, fortlaufend dadurch gebildet wird, dass geschmolzenes Metall in Form von Tropfen gegen das wachsende Ende des Barrens, der ununterbrochen hergestellt wird, gesprüht wird, wobei bewirkt wird, dass die Tropfen relativ schnell erstarren, sobald sie auf dem Grundmetall aufgetroffen sind, wobei sie jedoch nicht so schnell wie in Verbindung mit der Pulverherstellung erstarren und nicht so langsam erstarren, wie in Verbindung mit der herkömmlichen Herstellung von Barren oder in Verbindung mit dem Strangguss. Eine andere Technik, die möglicherweise angewendet werden könnte, an erster Stelle für die Herstellung von Erzeugnissen mit größeren Größen, d.h. mit Durchmessern von 350 mm bis zu 600 mm, ist das ESR-Umschmelzen (Elektroschlackeumschmelzen).
Soweit die verschiedenen Legierungselemente im Stahl betroffen sind, gilt das Folgende.
Kohlenstoff soll in einer ausreichenden Menge im Stahl vorkommen, um einerseits zusammen mit Vanadium und möglicherweise vorhandenem Niob 5–12 Vol.-% MC-Karbide zu bilden, wobei M im Wesentlichen Vanadium ist, und um andererseits als Mischkristall im Grundgefüge des Stahls in einer Menge von 0.50–0.70 Gew.-% vorzukommen. Der Gehalt an Kohlenstoff, der im Grundgefüge des Stahls gelöst ist, beträgt vorteilhaft etwa 0.60%. Die Gesamtmenge an Kohlenstoff im Stahl, d.h. des Kohlenstoffs, der im Grundgefüge des Stahls gelöst ist, plus jenes Kohlenstoffs, der in Karbiden gebunden ist, soll mindestens 1.0%, vorzugsweise mindestens 1.1% betragen, während der Maximalgehalt an Kohlenstoff 1.9%, vorzugsweise maximal 1.7% betragen darf.
Gemäß einer ersten bevorzugten Ausführungsform der Erfindung enthält der Stahl 1.4–1.7 C, vorzugsweise 1.45–1.65 C, nominell etwa 1.5 C, in Verbindung mit 3–4.5 V, vorzugsweise 3.4–4.0 V, nominell etwa 3.7 V, damit er einen Gesamtgehalt an MC-Karbiden in der Höhe von 8–12 Vol.-%, vorzugsweise 9–11 Vol.-% aufweist, in dem Vanadium durch die doppelte Menge an Niob zum Teil ersetzt werden kann.
Gemäß einer zweiten bevorzugte Ausführungsform enthält der Stahl 1.1–1.3 C, nominell etwa 1.2 C, in Verbindung mit 2.0–3.0 V, nominell etwa 2.3 V, damit er einen Gesamtgehalt an MC-Karbiden in der Höhe von 5–7 Vol.-%, vorzugsweise etwa 6 Vol.-% aufweist, in dem Vanadium durch die doppelte Menge an Niob zum Teil ersetzt werden kann.
Gemäß allen Ausführungsformen enthält das gehärtete martensitische Grundgefüge des Stahls vor dem Anlassen 0.50 bis 0.70% C.
Silizium, das zum Teil durch Aluminium ersetzt werden kann, soll, möglicherweise zusammen mit vorhandenem Aluminium, in einer Gesamtmenge von 0.5–2.0%, vorzugsweise in einer Menge von 0.7–1.5%, vorteilhaft in einer Menge von 0.8–1.2% oder in einer Nennmenge von etwa 1.0% vorkommen, um die Wirksamkeit von Kohlenstoff im Stahl zu erhöhen und daher zum Erreichen einer ausreichenden Härte des Stahls beizutragen, ohne Sprödigkeitsprobleme wegen der Zersetzungsaufhärtung bei zu hohem Gehalt an Silizium zu verursachen. Der Aluminiumgehalt darf 1.0% jedoch nicht überschreiten. Vorzugsweise enthält der Stahl nicht mehr als maximal 0.1% Al.
Mangan, Chrom und Molybdän sollen im Stahl in einer ausreichenden Menge vorkommen, um dem Stahl eine ausreichende Härtbarkeit zu verleihen. Mangan hat auch die Funktion, durch das Bilden von Mangansulfid jene Restmengen an Schwefel zu binden, die in geringem Gehalt im Stahl vorkommen können. Mangan soll deshalb in einer Menge von 0.1–1.5%, vorzugsweise in einer Menge von mindestens 0.2% vorkommen. Ein am besten geeigneter Gehalt liegt im Bereich von 0.3–1.1%, am zweckmäßigsten im Bereich von 0.4–0.8%. Der Nenngehalt an Mangan liegt bei etwa 0.6%.
Das Stahlerzeugnis der Erfindung soll sowohl durch Induktionshärten bis zu einer Induktionshärttiefe, die tiefer als 35 mm ist, als auch durch Durchhärten gehärtet werden können.
Chrom, das die Härtbarkeit stark fördert, soll deshalb im Stahl vorkommen, um zusammen mit Mangan und Molybdän dem Stahl eine Härtbarkeit zu verleihen, die an seine beabsichtigte Verwendung angepasst wird. Härtbarkeit bedeutet in diesem Zusammenhang das Vermögen des Härtens, mehr oder weniger tief in den Gegenstand einzudringen, der gehärtet wird. Die Härtbarkeit soll bei dem durchzuhärtenden Gegenstand sogar im Fall ziemlich großer Gegenstände ausreichend sein, ohne eine sehr schnelle Abkühlung in Öl oder Wasser während des Härtvorgangs zu erfordern, die Maßänderungen bewirken könnte, und soll zum Bereitstellen einer Härte von 60–64 HRC, normalerweise 62–64 HRC im Querschnitt des Gegenstands ausreichend sein. Wenn der Gegenstand induktionsgehärtet wird, können möglicherweise höhere Härten von etwa 65–67 HRC erreicht werden, aber die Härte in der Oberflächenschicht beträgt normalerweise auch, soweit induktionsgehärtete Gegenstände betroffen sind, 62–64 HRC. Damit die gewünschte Härtbarkeit sicher erreicht wird, wenn der Stahl den betreffenden Mangan- und Molybdängehalt aufweist, soll der Chromgehalt min destens 4.0%, vorzugsweise mindestens 4.4% betragen. Gleichzeitig darf das Chrom 5.5% nicht überschreiten und darf vorzugsweise maximal 5.2% betragen, damit nicht unerwünschte Chromkarbide im Stahl gebildet werden.
Vanadium soll im Stahl mit einem Gehalt von mindestens 2.0% und maximal 4.5% vorkommen, um zusammen mit Kohlenstoff die MC-Karbide im vergüteten, martensitischen Grundgefüge des Stahls zu bilden. Wie im Vorangehenden erwähnt worden ist, enthält der Stahl gemäß der ersten Ausführungsform der Erfindung vorzugsweise 3–4.5 V, vorzugsweise 3.4–4.0 V, nominell etwa 3.7 V, in Verbindung mit einer ausreichenden Menge an Kohlenstoff, damit er im gehärteten und angelassenen Zustand einen Gesamtgehalt an MC-Karbiden in der Höhe von 8–12 Vol.-%, vorzugsweise 9–11 Vol.-% aufweist. Gemäß der zweiten oben erwähnten denkbaren Ausführungsform enthält der Stahl in Verbindung mit der Menge an Kohlenstoff, die im Vorangehenden erwähnt worden ist, 2.0–3.0 V, nominell etwa 2–3 V, damit er einen Gesamtgehalt an MC-Karbiden in der Höhe von 5 bis 7 Vol.-%, vorzugsweise etwa 6 Vol.-% aufweist. Im Prinzip kann Vanadium durch Niob ersetzt werden, dabei ist aber, verglichen mit Vanadium, die doppelte Menge an Niob erforderlich, was ein Nachteil ist. Außerdem kann Niob bewirken, dass die Karbide eine scharfkantigere Form bekommen, und sie werden auch größer als reine Vanadiumkarbide, was Brüche oder Absplitterungen auslösen und folglich die Zähigkeit des Werkstoffs verringern kann. Deshalb darf Niob nicht in einer Menge von mehr als maximal 1.0%, vorzugsweise maximal 0.5% vorkommen. Am vorteilhaftesten sollte der Stahl kein absichtlich beigemischtes Niob enthalten, das in der am meisten bevorzugten Ausführungsform des Stahls deshalb nur in einer Menge toleriert werden sollte, die nicht größer als eine Verunreinigung in Form von Restelementen von den für die Herstellung des Stahls verwendeten Rohstoffen ist.
Molybdän soll in einer Menge von mindestens 2.5% vorkommen, um dem Stahl, trotz der begrenzten Menge an Mangan und Chrom, die ein charakteristisches Merkmal des Stahls ist, eine gewünschte Härtbarkeit zu geben. Vorzugsweise sollte der Stahl mindestens 2.8% Mo, am zweckmäßigsten mindestens 3.0 Mo enthalten. Der Stahl kann maximal 4.0% Mo, vorzugsweise maximal 3.8, vorteilhaft maximal 3.6% Mo enthalten, damit der Stahl nicht unerwünschte M6C-Karbide auf Kosten der gewünschten Menge an MC-Karbiden enthält. Molybdän kann im Prinzip gänzlich oder zum Teil durch Wolfram ersetzt werden, dies erfordert jedoch doppelt so viel Wolfram wie Molybdän, was ein Nachteil ist. Auch die Schrottverarbeitung würde schwieriger werden. Deshalb sollte Wolfram nicht in einer Menge von mehr als maximal 1.0%, vorzugsweise maximal 0.5% vorkommen. Am zweckmäßigsten sollte der Stahl kein absichtlich beigemischtes Wolfram enthalten, das in der am meisten bevorzugten Ausführungsform deshalb nur in Mengen toleriert werden sollte, die nicht größer als eine Verunreinigung in Form von Restelementen von den für die Herstellung des Stahls verwendeten Rohstoffen sind.
Außer den gewöhnlichen Verunreinigungen enthält der Stahl neben den oben erwähnten Legierungselementen keine weiteren Legierungselemente und sollte diese nicht enthalten. Einige Verunreinigungen sind definitiv unerwünscht, weil sie einen unerwünschten Einfluss auf die Eigenschaften des Stahls haben. Dies ist z.B. bei Phosphor der Fall, der so gering wie möglich gehalten werden sollte, um die Zähigkeit des Stahls nicht zu beeinträchtigen. Auch Schwefel ist eine unerwünschte Verunreinigung, aber seine negative Wirkung auf die Zähigkeit kann im Wesentlichen mittels Mangan, das im Wesentlichen harmlose Mangansulfide bildet, neutralisiert werden. Schwefel kann deshalb in einer Maximalmenge von 0.2%, vorzugsweise maximal 0.05% und vorteilhaft ma ximal 0.02% toleriert werden. Weitere Elemente wie etwa Nickel, Kupfer, Kobalt und andere Elemente können auf dem Niveau von Verunreinigungen in Form von Restelementen von den in Verbindung mit der Herstellung des Stahls verwendeten Rohstoffen vorkommen. Stickstoff ist als eine unvermeidbare Verunreinigung im Stahl vorhanden, kommt jedoch nicht als ein absichtlich beigemischtes Element vor.
Weitere charakteristische Merkmale und Aspekte der Erfindung werden aus der folgenden Beschreibung von ausgeführten Versuchen und aus den beigefügten Patentansprüchen offensichtlich.
KURZBESCHREIBUNG DER ZEICHNUNGEN
In der folgenden Beschreibung der ausgeführten Versuche wird auf die beigefügten Zeichnungen Bezug genommen, in denen:
1 ein Diagramm ist, das den Einfluss der Anlasstemperatur auf die Härte der geprüften Stähle zeigt;
2 in einem größeren Maßstab den Scheitelbereich der Anlasskurven aus 1 von jenen Stählen zeigt, welche die höchsten Härtewerte aufweisen;
3 ein Balkendiagramm ist, das die Zähigkeit der geprüften Stähle in Abhängigkeit von der Schlagenergie zeigt;
4 ein Balkendiagramm ist, das die Abriebverschleißbeständigkeit der geprüften Stähle zeigt;
5 ein Diagramm ist, das die Verformbarkeit zeigt, die, im Vergleich mit der Abnutzungsbeständigkeit der geprüften Stähle, durch Schlagproben mit ungekerbten Prüfkörpern gemessen wird; und
6 das Mikrogefüge eines Stahlwerkstoffs gemäß der Erfindung in einem untersuchten Abschnitt des Werkstoffs zeigt.
BESCHREIBUNG DER AUSGEFÜHRTEN VERSUCHE
Acht 50 kg-Prüfchargen wurden hergestellt. Die Zusammensetzungen der Stähle, die Gew.-% bei den Legierungselementen und die Vol.-% beim Karbidgehalt sind in Tabelle 1 angegeben. Die Chargen wurden zur Form von Blöcken mit der Größe 60×60 mm geschmiedet.
In Tabelle 1 sind die Stähle Nr. 1 bis 4 Bezugswerkstoffe, während die Stähle Nr. 5 bis 8 Zusammensetzungen gemäß der Erfindung aufweisen. Insbesondere sind die Stähle Nr. 5, 6 und 7 Beispiele für Zusammensetzungen gemäß der ersten bevorzugten Ausführungsform des Stahls, während der Stahl Nr. 8 ein Beispiel für die zweite denkbare Ausführungsform des Stahls der Erfindung ist. Die hergestellten experimentellen Legierungen wurden geprüft mit Bezug auf:

– die Härte (HB) nach dem Weichglühen,
– das Mikrogefüge nach der Wärmebehandlung, TA = 1030°C/30 min/Luft + 525°C/2×2 h,
– die Härte nach dem Austenitisieren bei TA = 1030°C/30 min/Luft + 525°C/2×2 h,
– die Härte nach dem Anlassen bei 200°C, 300°C, 400°C, 500°C, 525°, 600°C/2×2 h, TA = 1030°C/30 min/Luft,
– die Härtbarkeit,
– die Widerstandsfähigkeit gegenüber Abriebverschleiß,
– die Zähigkeit

WEICHGLÜHHÄRTE
Die Weichglühhärte der Stahllegierungen Nr. 1 und 4 bis 8 ist in Tabelle 2 gezeigt. Die Härte kann in Anbetracht des Karbid- und Vanadiumgehalts der Legierungen als normal betrachtet werden.
Tabelle 2
MIKROGEFÜGE
Das Mikrogefüge nach einer Wärmebehandlung, die aus Austenitisieren bei 980–1030°C/30 min + Anlassen bei 500–525°C/2×2 h besteht, wurde durch Lichtmikroskopuntersuchungen und durch ThermoCalc-Berechnungen der verschiedenen Legierungsvarianten geprüft. Die Menge an Karbiden war bei einem erhöhten Gehalt an Chrom und Vanadium erhöht. Die Stähle Nr. 4 und Nr. 7 hatten den größten Betrag der Karbidphase, siehe Tabelle 1.
HÄRTE IN ABHÄNGIGKEIT VON DER ANLASSTEMPERATUR
Der Einfluss der Anlasstemperatur auf die Härte der geprüften Stähle, die bei einer Anzahl verschiedener Austenitisierungstemperaturen austenitisiert wurden, ist in den Diagrammen in 1 und 2 gezeigt. Das Erfordernis einer Härte von mindestens 60 HRC nach dem Anlassen wurde, soweit all die Stahlvarianten der Erfindung betroffen sind, nach dem Austenitisieren bei 1030°C/30 min und dem Anlassen bei 525–550°C/2×2 h bei einem komfortablen Spielraum erreicht.
HÄRTBARKEIT
Die Härtbarkeit der Stähle wurde durch vergleichende Dilatometermessungen gemessen. Die gemessenen Härtewerte sind in der Tabelle 3 angegeben.
Tabelle 3
Die anderen Legierungen hatten verglichen mit dem Stahl Nr. 1 eine verbesserte Härtbarkeit. Insbesondere hatte der Stahl Nr. 6, der einen höheren Mo-Gehalt aufweist, eine verbesserte Härtbarkeit.
ZÄHIGKEIT
Die Ergebnisse der Schlagproben mit ungekerbten Testprüfkörpern der geprüften Stähle bei Raumtemperatur sind in 3 angegeben. Die Zähigkeit verminderte sich, während sich der Karbidgehalt erhöhte. Insbesondere der Stahl Nr. 8 hatte jedoch in Anbetracht der Tatsache, dass die Härte so hoch wie 62 HRC ist, verglichen mit 56.5 HRC beim Stahl Nr. 1, eine sehr gute Zähigkeit.
ABRIEBVERSCHLEIß
Die Abnutzungsbeständigkeit wurde mittels eines Stift-auf-Scheibe-Tests mit SiO₂ als Schleifmittel ge prüft. Die Abnutzungsbeständigkeit war bei einem erhöhten Gehalt an Vanadium stark erhöht, wie in 4 gezeigt ist.
DISKUSSION – EIGENSCHAFTSKURVE
Die Tabelle 1 zeigt den Gehalt an Kohlenstoff, an MC (Vanadiumkarbid), an M₃C (Zementit) und den Gesamtkarbidgehalt bei einer Anzahl verschiedener Austenitisierungstemperaturen, wo angenommen wird, dass ein Gleichgewicht bei den verschiedenen Legierungen existiert.
5 veranschaulicht das Verhältnis zwischen der Verformbarkeit, wie sie durch Schlagproben mit ungekerbten Testprüfkörpern gemessen wurde, und der Abnutzungsbeständigkeit, gemessen durch den Stift-auf-Scheibe-Test mit SiO₂, der geprüften Legierungen.
Auf der Grundlage der von den oben beschriebenen Versuchen abgeleiteten Erfahrungen wird angenommen, dass die Nennzusammensetzungen der zwei Ausführungsformen des Stahls der Erfindung die Zusammensetzungen gemäß Tabelle 4 sein sollten, in der die chemischen Zusammensetzungen in Gew.-% und der Karbidgehalt im gehärteten und angelassenen Zustand in Vol.-% ausgedrückt sind, wobei der Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen in den Mengen ist. C bezieht sich auf die Menge des im Martensit gelösten Kohlenstoffs.
Tabelle 4
Auf der Grundlage der Erfahrungen aus den Untersuchungen der Werkstoffe, die labortechnisch erzeugt wurden, wurden dann zwei großtechnische Chargen durch die Sprühformtechnik hergestellt. Jede Charge hatte das Gewicht 2300 kg und den Durchmesser 500 mm. Die chemischen Zusammensetzungen der Stähle sind in Tabelle 5 angegeben.
Tabelle 5
Diese Chargen wurden bei der Temperatur von 1130°C zur Form von Blöcken mit der Endgröße von ∅ 250 mm geschmiedet. von diesen Blöcken wurden Testprüfkörper entnommen, deren Mikrogefüge geprüft wurden. Diese Untersuchungen zeigten, dass die der Oberfläche der Blöcke benachbarten Karbide kleiner als die Karbide in den Mittelteilen der Blöcke waren, was eine natürliche Folge der Abkühlungsgeschwindigkeit der Chargen ist. In der Oberschicht könnte die Mehrzahl der Karbide folglich kleiner als 3 μm sein, durch Untersuchungen einer Mehrzahl von Proben, die bei verschiedenen Tiefen in den Querschnitten der Blöcke entnommen wurden, konnte aber festgestellt werden, dass die Größe im Hauptteil der Blöcke die Anforderungen erfüllte, dass mindestens 50 Vol.-% und tatsächlich mindestens 80 Vol.-% der Karbide sowohl vor der Wärmebehandlung der Blöcke als auch nach dem Härten und Anlassen Größen innerhalb des Größenbereichs von 3–25 μm, normalerweise innerhalb des Bereichs von 3–20 μm aufwiesen.
6 zeigt das Mikrogefüge einer Probe vor dem Härten und Anlassen, die in der Mitte eines Blocks, der aus der Stahlcharge Nr. 126 hergestellt wurde, entnommen worden ist.

Claims

Stahl in einem gehärteten und angelassenen Zustand mit der folgenden chemischen Zusammensetzung in Gew.-%: 1.0–1.9 C, 0.5–2.0 Si, 0.1–1.5 Mn, 4.0–5.5 Cr, 2.5–4.0 (Mo + W/2), jedoch max. 1.0 W, 2.0–4.5 (V + Nb/2), jedoch max. 1.0 Nb, Rest Eisen und Verunreinigungen in normaler Menge in Form von Restelementen von der Herstellung des Stahles, und mit einem Mikrogefüge, das 5–12 Vol.-% MC-Karbide enthält, wobei mindestens 50 Vol.-%, vorzugsweise mindestens 80 Vol.-%, der Karbide eine Größe haben, die größer als 3 μm aber kleiner als 25 μm, vorzugsweise kleiner als 20 μm ist, und, vor der Anlassung, 0.50–0.70 Gew.-% von Kohlenstoff, der, in dem gehärteten Zustand des Stahls, in dem Martensit gelöst ist.
Stahl in einem weichgeglühten Zustand, welcher Stahl eine Härte in der Größenordnung 250 HB und die folgende chemische Zusammensetzung in Gew.-% hat: 1.0–1.9 C, 0.5–2.0 Si, 0.1–1.5 Mn, 4.0–5.5 Cr, 2.5–4.0 (Mo + W/2), jedoch max. 1.0 W, 2.0–4.5 (V + Nb/2), jedoch max. 1.0 Nb, Rest Eisen und Verunreinigungen in normaler Menge in Form von Restelementen von der Herstellung des Stahles, und einem Mikrogefüge, das 5–12 Vol.-% MC-Karbide enthält, wobei mindestens 50 Vol.-%, vorzugsweise mindestens 80 Vol.-% der Karbide eine Größe haben, die größer als 3 μm, aber kleiner als 25 μm, vorzugsweise kleiner als 20 μm ist.
Stahl in einem vergüteten Zustand, welcher Stahl eine Härte von 30–50 HRC in dem genannten vergüteten Zustand und die folgende chemische Zusammensetzung in Gew.-% hat: 1.0–1.9 C, 0.5–2.0 Si, 0.1–1.5 Mn, 4.0–5.5 Cr, 2.5–4.0 (Mo + W/2), jedoch max. 1.0 W, 2.0–4.5 (V + Nb/2), jedoch max. 1.0 Nb, Rest Eisen und Verunreinigungen in normaler Menge in Form von Restelementen von der Herstellung des Stahles, und einem Mikrogefüge, das 5–12 Vol.-% MC-Karbide enthält, wobei mindestens 50 Vol.-%, vorzugsweise mindestens 80 Vol.-% der Karbide eine Größe haben, die größer als 3 μm, aber kleiner als 25 μm, vorzugsweise kleiner als 20 μm ist.
Stahl gemäß einem der Ansprüche 1–3, der 1.35–1.7 C und 3.0–4.5 V enthält.
Stahl gemäß Anspruch 4, der 1.40–1.65 C, vorzugsweise mindestens 1.45 C, und 3.4–4.0 V enthält, und der einen Gesamtgehalt von MC-Karbiden in der Höhe 8–12 Vol.-%, vorzugsweise 9–11 Vol.-% hat.
Stahl gemäß einem der Ansprüche 1–5, der 1.1–1.3 C und 2.0–3.0 V enthält, um einen Gesamthalt von MC-Karbiden in der Höhe 5–7 Vol.-% zu leisten.
Stahl gemäß einem der Ansprüche 1–6, der 0.7–1.5 % Si, vorteilhaft 0.8–1.2% Si enthält.
Stahl gemäß einem der Ansprüche 1–7, dadurch gekennzeichnet, dass das Silizium durch Aluminium zum Teil ersetzt ist, jedoch dass der Stahl nicht mehr als 1.0% Al, vorzugsweise nicht mehr als 0.1 Aluminium enthält.
Stahl gemäß einem der Ansprüche 1–8, der mindestens 0.2% Mn, vorzugsweise 0.3–1.1 Mn, vorteilhaft 0.4–0.8 Mn, enthält.
Stahl gemäß einem der Ansprüche 1–9, der 4.4–5.2 % Cr enthält.
Stahl gemäß einem der Ansprüche 1–10, der 2.5–3.6 Mo, vorzugsweise 2.75–3.25 Mo, enthält.
Verwendung eines Stahls gemäß einem der Ansprüche 1–11 für Kaltarbeitswerkzeuge.
Verwendung gemäß Anspruch 12 für homogene Walzen für Kaltwalzen von Metallstreifen.
Verfahren zur Herstellung des Stahls gemäß einem der Ansprüche 1 und 4–11, wobei einen Barren durch Sprühformen einer Schmelze hergestellt wird, welcher Barren durch plastische und/oder spanabhebende Formgebung bis zur gewünschten, endgültigen Form verformt wird, und das hergestellte Produkt durch Austenitisieren bei 1000–1100°C und Anlassen bei 500–600°C wärmebehandelt wird, um ein Grundgefüge zu erreichen, die von angelassener Martensit besteht und 5–12 Vol.-% MC-Karbiden enthält, wobei mindestens 50 Vol.-%, vorzugsweise mindestens ungefähr 80 Vol.-% der Karbide eine Größe haben, die größer als 3 μm, aber kleiner als 25 μm, vorzugsweise kleiner als 20 μm ist.
Stahl der gemäß das Verfahren gemäß Anspruch 14 hergestellt ist, wobei das Grundgefüge des Stahls 8–12 Vol.-%, vorzugsweise 9–11 Vol.-% MC-Karbiden und der Martensit nach Härten 0.50–0.70 Gew.-% gelöster Kohlenstoff enthält.
Stahl der gemäß das Verfahren gemäß Anspruch 14 hergestellt ist, wobei das Grundgefüge des Stahls nach Härten aus Martensit besteht, der 5–7 Vol.-% MC-Karbiden und 0.50–0.70 Gew.-% gelöster Kohlenstoff enthält.