DE60019758T2

DE60019758T2 - Pulvermetallurgisch hergestellter schnellarbeitsstahl

Info

Publication number: DE60019758T2
Application number: DE60019758T
Authority: DE
Inventors: Leif Westin; Odd Sandberg
Original assignee: Erasteel Kloster AB; Uddeholms AB
Current assignee: Erasteel Kloster AB; Uddeholms AB
Priority date: 1999-06-16
Filing date: 2000-06-15
Publication date: 2006-03-02
Anticipated expiration: 2020-06-16
Also published as: EP1200637A1; EP1200637B1; DE60019758D1; KR100693666B1; CN1143902C; AU5860900A; SE514410C2; TW464566B; CN1355855A; SE9902262D0; CA2376529A1; JP5045972B2; US6818040B1; SE9902262L; CA2376529C; WO2000079015A1; ES2241621T3; JP2003519283A; DK1200637T3; KR20020012609A

Description

TECHNISCHES GEBIET
Die Erfindung betrifft einen pulvermetallurgisch hergestellten Schnellarbeitsstahl mit einem hohen Stickstoffgehalt in Form eines Körpers, der durch die Verfestigung eines Legierungsmetallpulvers gebildet wurde. Die Erfindung betrifft insbesondere einen Schnellarbeitsstahl, der für Kaltverformungswerkzeuge geeignet ist, die für Anwendungszwecke gedacht sind, bei denen das Werkzeug einer starken Reibung zwischen dem zu bearbeitenden Material und dem Werkzeug unterworfen ist, was zu einem Haftverschleißwiderstandsrisiko führt.
HINTERGRUND DER ERFINDUNG
Die Kaltverformung umfasst häufig Schneid- und Stanzarbeiten, das Tiefziehen und die weitere Verformung oder Bearbeitung metallischer Arbeitsmaterialien, die üblicherweise die Form von Lagen oder Platten, normalerweise bei Raumtemperatur, besitzen. Für diese Art von Arbeit werden Kaltarbeitswerkzeuge eingesetzt, an die eine Anzahl von Erfordernissen gestellt werden, die schwierig zu vereinigen sind. Das Werkzeugmaterial sollte einen hohen Widerstand gegenüber Reibverschleiß aufweisen, von dem u.a. eine ausreichende Härte erwartet wird; es sollte ferner einen guten Widerstand gegenüber Haftverschleißwiderstand bei gewissen Anwendungszwecken besitzen; und es sollte ebenfalls eine ausreichende Zähigkeit für seine Arbeitsverhältnisse aufweisen.
Für die obigen und weiteren Anwendungszwecke wird zu einem großen Ausmaß ein Kaltarbeitsstahl eingesetzt, der unter seinem Markennamen Sverker 21^® bekannt ist, welcher ein handelsüblicher hergestellter Stahl ist, der die Zusammensetzung 1.55 C, 0.3 Si, 0.3 Mn, 12.0 Cr, 0.8 Mo, 0.8 V, Rest Eisen und Unreinheiten in normalen Mengen besitzt. Für Kaltarbeitswerkzeuge wird ferner ein pulvermetallurgisch hergestellter Werkzeugstahl verwendet, der unter seinem Markennamen Vanadis 4^® bekannt ist, der 1.5 C, 1.0 Si, 0.4 Mn, 8.0 Cr, 1.5 Mo, 4.0 V, Rest Eisen und Unreinheiten in normalen Mengen enthält. Ferner werden Hochgeschwindigkeitsstähle eingesetzt, wie z.B. solche Hochgeschwindigkeitsstähle, die unter den Markennamen ASP^®2023 und ASP^®2053 bekannt sind. Der erstgenannte besitzt die nominelle Zusammensetzung 1.28 C, 4.2 Cr, 5.0 Mo, 6.4 W, 3.1 V, während der letztgenannte eine nominelle Zusammensetzung von 2.45 C, 4.2 Cr, 3.1 Mo, 4.2 W, 8.0 V besitzt, wobei der Rest in beiden Stählen Eisen ist, sowie normale Mengen an Mn und Si und normal existierender Unreinheiten.
Die oben erwähnten und andere Stähle, die im Markt erhältlich sind, befriedigen die hohen Erfordernisse an Reibverschleißwiderstand, Zähigkeit und weitere Merkmale. Sie befriedigen jedoch nicht die hohen Erfordernisse gegenüber Haftverschleißwiderstand, der häufig ein dominierendes Problem in Verbindung mit den unterschiedlichen Arten der Anwendungszwecke von Kaltverformungswerkzeugen ist, z.B. beim Pressen/Stanzen von Blechen, Rohrverbiegen und Kaltextrusionen. Diese Probleme können insbesondere in Verbindung mit der Kaltverarbeitung von dünnen Lagen aus austenitischer und ferritischer rostfreier Stähle, Kupfer, Messing, Aluminium und anderer Materialien auftreten. Die Probleme können durch Schmieren und/oder Überziehen der Werkzeugoberflächen mit reibungsverringernden keramischen Schichten von z.B. TiN mittels PCD oder CVD Techniken, durch nitridhärtender Oberfläche oder durch Hartgummierungsplattierung verringert werden, jedoch sind dieses teure und zeitaufwendige Problemlösungen. Zusätzlich ist das Risiko von Beschädigungen und/oder Abplatzen der Ablagerungen groß. Falls Reib- oder Haftverschleißschäden auftreten, ist die Reparatur kompliziert, da jegliche Fehler immer an einem äußerst belasteten Teil des Werkzeuges auftreten.
KURZE OFFENBARUNG DER ERFINDUNG
Der Zweck oder die Aufgabe der Erfindung ist es, einen Schnellarbeitsstahl für Kaltverformungswerkzeuge mit einem äußerst hohen Widerstand gegenüber Haftverschleiß in Kombinationen mit anderen wünschenswerten Merkmalen der Kaltverformungswerkzeuge zu schaffen, z.B. Zähigkeit, Härte und Widerstand gegenüber Reibverschleiß. Der Stahl soll, nachdem das Pulver unter Ausbildung eines konsolidierten Körpers durch heiße isostatische Verdichtung (sogenanntes HIP-ing) verpresst worden ist, dazu in der Lage sein, durch Schmieden, Walzen und Extrudieren heiß bearbeitet oder im heiß isostatisch verdichteten Zustand eingesetzt zu werden.
Diese und weitere Aufgaben und Ziele werden durch den Schnellarbeitsstahl erzielt, dessen chemische Zusammensetzung folgendes in Gew.-% umfasst:

1–2.5 C
1–3.5 N
0.05–1.7 Mn
0.05–1.2 Si
3–6 Cr
2–5 Mo
0.5–5 W
6.2–17 (V + 2 Nb)

1

A1: 4.5/17
B1: 5.5/17
C1: 2.5/6.2
D1: 1.5/6.2

Im folgenden wird eine Anzahl eingeschränkterer Bereiche definiert, die die unterschiedlichen Ausführungsformen und Varianten der Erfindung unter Bezugnahme auf die Beziehungen zwischen dem Kohlenstoffäquivalent und dem Vanadinäquivalent bil den. In der Liste weiter unten, sind die Ceq/Veq Koordinaten für sämtliche Punkte angegeben, die im Diagramm in 1 aufgezeigt sind.
In diesem Text beziehen sich die Prozentangaben auf Gewichtsprozente, wenn es nicht anders erwähnt wird.
Ceq/Veq-Koordinaten von sämtlichen in Fig. 1 gezeigten Punkten:
Eine Anzahl bevorzugter aufgefundener erfindungsgemäßer Ausführungsform unter Bezugnahme auf die Beziehung zwischen den Kohlenstoff- und Vanadinäquivalenten des Stahls innerhalb des gesamten Bereiches Veq = 6.2 – 17 (V + 2 Nb) werden in den Unteransprüchen 2 bis 5 angegeben.
Im folgenden wird die Auswahl der unterschiedlichen Legierungselemente und ihrer Gehalte im Detail näher erläutert.
Kohlenstoff besitzt zwei wichtige Funktionen im erfindungsgemäßen Stahl. Auf der einen Seite soll er zusammen mit Stickstoff und Vanadin und/oder Niob-Vanadin- und/oder Niob- Kohlenstoffnitride bilden; und auf der anderen Seite soll der Kohlenstoff in einer ausreichenden Menge in der Matrix des Stahls auftreten, um eine gewünschte Härte des Martensits vorzusehen, das nach dem Härten bzw. Tempern/Anlassen erhalten wird. Insbesondere sollte der Kohlenstoffgehalt, der in der Matrix aufgelöst ist, 0.40 bis 0.60, vorteilhafter Weise 0.47 bis 0.54% betragen. Aus diesen Gründen sollte Kohlenstoff in einer Menge von mindestens 1 Gew.-% und maximal 2.5 Gew.-% auftreten.
Bei der genannten harten Substanz des MX-Types, d.h. Vanadin- und/oder Niob-Kohlenstoffnitrid, soll X 30–50 Gew.-% Kohlenstoff und 50–70 Gew.-% Stickstoff betragen, wobei das prozentuale Gewichtsverhältnis N zum prozentualen Gewichtsverhältnis C der Stickstoff- und Kohlenstoffmengen, die in den genannten Kohlenstoffnitriden der MX-Art vorhanden sind, die folgende Bedingung erfüllen:
Die Stickstoffmenge, die im Stahl in seinem geschmolzenen Zustand vor der Gasgranulierung vorliegt und die Stickstoffmenge, die dem Stahl durch Nitrieren des gasgranulierten Stahlpulvers hinzugefügt wird, die den größeren Teil bildet, wird im wesentlichen mit Vanadin und/oder Niob unter Ausbildung der genannten Kohlenstoffnitride kombiniert. Die Stickstoffmenge, die in der Matrix des Stahls übrig bleibt und/oder die möglicherweise Nitride mit anderen existierenden Elementen ausbildet, soll praktisch im Vergleich zur Stickstoffmenge in den Carbonitriden vernachlässigbar sein. Zum Erzielen der gewünschten Carbonitride der MX-Art, soll deshalb der Stickstoffgehalt mindestens 1 Gew.-% und maximal 3.5 Gew.-% betragen.
Silizium existiert in einer Menge von mindestens 0.05, vorteilhafter Weise mindestens 0.1% als Restprodukt aus der Deoxidation der Stahlschmelze und kann in Mengen bis zu 1.7%, vorteilhafter Weise maximal 1.2%, normalerweise maximal 0.7% toleriert werden.
Mangan existiert in einer Menge von mindestens 0.05, vorteilhafter Weise mindestens 0.1%, an erster Stelle als Restprodukt aus der schmelzmetallurgischen Verfahrenstechnik, bei der Mangan wichtig ist, um Schwefelverbindungen harmlos durch die Bildung von Mangansulfiden in einer an sich bekannten Weise zu machen. Der maximal tolerierte Mangangehalt beträgt 1.7%, vorteilhafter Weise maximal 1.0%, normalerweise maximal 0.5%.
Chrom soll im Stahl in einer Menge von mindestens 3%, vorteilhafter Weise zumindest 3.5% vorhanden sein, um zum Erreichen einer ausreichenden Härtungsfähigkeit der Stahlmatrix beizutragen. Zuviel Chrom kann jedoch ein Risiko von Abschreckaustenit bewirken, der schwierig umzuwandeln ist, sowie die Bildung von M₇C₃-Carbiden, die weniger wünschenswert sind. Der Chromgehalt ist deshalb beschränkt auf maximal 6%, vorteilhafter Weise maximal 5% und wünschenswerter Weise maximal 4.5%.
Molybdän und Wolfram sollen im Stahl vorhanden sein, um ein sekundäres Härten während des Temperns bzw. Anlassens vorzusehen und einen Beitrag zur Aushärtungsfähigkeit zu liefern. Die Grenzen sind so gewählt, dass die Elemente, angepasst an andere Legierungselemente, eine optimale Härte nach dem Aushärten und Tempern/Anlassen vorsehen und ferner eine geringe Menge an harten M₆C-Partikeln liefern. Molybdän sollte in einer Menge von mindesten 2%, vorteilhafter Weise mindestens 2.5% und geeigneter Weise mindestens 3% vorliegen. Wolfram sollte in einer Menge von mindestens 0.5% vorliegen, vorteilhafter Weise in einer Menge von mindestens 2% und geeigneter Weise mindestens 2.5% und am besten mindestens 3%. Die Gehalte von jeweils Molybdän und Wolfram sollten 5% nicht überschreiten, vorteilhafter Weise nicht mehr als 4% betragen. Was Molybdän und Wolfram anbelangt, so sollte die Gleichung MOeq = MO + W/2im Bereich von 2.25 bis 7.5% liegen, vorteilhafter Weise im Bereich 4–6%. Der Gehalt an M₆C-Carbiden, in denen M im wesentlichen aus Molybdän und Wolfram besteht, sollte insgesamt bis zu 3.5 Vol.-% oder bis zu 10–30% des Gesamtvolumengehalt an (MX + M₆C)-Phase betragen.
Vanadin sollte im Stahl in einer geringsten Menge von 6.2% und maximal 17% vorliegen, um gemeinsam mit Kohlenstoff und Stickstoff sehr harte Vanadinkohlenstoffnitride auszubilden, d.h. hartes Material der MX-Art, in der M im wesentlichen Vanadin und X Kohlenstoff und Stickstoff in Gewichtsverhältnissen sind, die vorstehend erwähnt worden sind. Vanadin kann möglicherweise insgesamt oder teilweise durch Niob ersetzt werden. Der maximal zulässige Niobgehalt sollte 1.5% sein, insbesondere maximal 0.5%. Geeigneter Weise sollte der Stahl jedoch nicht irgendein absichtlich hinzugefügtes Niob enthalten, da dieses die Abfallhandhabung in einem Stahlwerk komplizierter werden lassen kann, jedoch vorherrschend da Niob eine verschlechterter Zähigkeit des Stahls hervorrufen kann, aufgrund einer eher nicht favorisierten, kantigeren Carbidstruktur als ein typisches Vanadincarbonnitrid der MX-Art.
Wie es in der Präambel erwähnt worden ist, ist es Aufgabe bzw. Zweck der Erfindung an erster Stelle, einen neuen Schnellarbeitsstahl herzustellen, der für Kaltverformungswerkzeuge geeignet ist. Da Kaltarbeits- oder Verformungsstähle bei Raumtemperatur einsetzbar sein sollten, sollte der Stahl vorteilhafter Weise kein Kobalt enthalten, das teuer ist und den Stahl weniger zäh/hart machen kann. Nach einem erfindungsgemäßen Aspekt sollte der Stahl ferner bei hohen Temperaturen einsetzbar sein, in welchem Fall Kobalt in Mengen bis zu maximal 20%, vorteilhafter Weise maximal 12% vorgesehen werden könnte. Für den an erster stelle beabsichtigten Einsatzbereich – Kaltverarbeitungsstahl – sollte der Stahl jedoch kein Kobalt in Mengen enthalten, die höher sind als die Unreinheitsgehalte, die normalerweise als Restelemente aus dem Rohmaterial auftreten, die in Stahlwerken eingesetzt werden, welche Schnellarbeitsstähle herstellen, d.h. maximal 1% Kobalt, vorteilhafter Weise maximal 0.5% Kobalt.
Nach einer ersten Variante der Erfindung, sollte der Stahl 6.2 bis 9.5% (V + 2 Nb) enthalten. Dieses bedeutet nach dem breitesten Aspekt der ersten Variante, dass die Koordinaten von Kohlenstoff und Vanadinäquivalenten innerhalb des Bereiches G1-H1-C1-D1-G1 im System der Koordinaten in 1 liegen.
Einschränkende Aspekte bei dieser ersten Variante werden in den nachfolgenden Ansprüchen 7 bis 12 erwähnt. Innerhalb des Rahmens des am weitesten begrenzten Aspektes der ersten Variante besitzt ein Stahl die folgende bevorzugte nominelle Zusammensetzung: 1.3 C, 1.4 N, (Ceq etwa 2.5) 0.5 Si, 0.3 Mn, 4.2 Cr, 3.0 Mo, 4.0 W, 8.0 V, Rest Eisen und normal vorhandene Unreinheiten. Solch ein Stahl kann für die meisten der erwähnten Einsatzbereiche verwendet werden, für die der Stahl gedacht ist.
Nach einer zweiten Variante der Erfindung soll der Stahl 13.5 bis 17 (V + 2 Nb) enthalten. Dieses bedeutet nach dem breitesten Aspekt dieser Variante, dass die Koordinaten der Kohlenstoff- und Vanadinäquivalente innerhalb des Bereiches A1-B1-E1-F1-A1 im System der Koordinaten in 1 liegen sollen. Begrenzende Aspekte dieser zweiten Variante sind in den nachfolgenden Ansprüchen 14 bis 19 angegeben. Innerhalb des Rahmens dieser am weitestgehend beschränkten bevorzugten Zusammensetzung nach diesem zweiten Aspekt ist ein Stahl mit der folgenden bevorzugte, nominellen Zusammensetzung: 2.0 C, 3.0 N, (Ceq etwa 4.6), 0.5 Si, 0.3 Mn, 4.2 Cr, 3.0 Mo, 4.0 W, 15.0 V, Rest Eisen und noch mal existierende Unreinheiten. Ein Stahl, der diese Zusammensetzung besitzt, ist insbesondere für den Einsatz zur Herstellung von Werkzeugen geeignet, die insbesondere einem schweren Haftverschleiß unterworfen sind und unterscheidet sich von der vorstehend bevorzugten Zusammensetzung durch seine höhere Gehalte an Vanadin, Kohlenstoff und Stickstoff, was zu einer etwa 2 mal höheren Fraktion der MX-Phase führt.
Nach einer dritten Variante der Erfindung soll der Stahl 9.5 bis 13.5 (V + 2 Nb) enthalten, wobei die Koeffizienten der Kohlenstoff- und Vanadinäquivalentgehalte innerhalb des Bereiches F1-E1-H1-G1-F1 liegen. Einschränkende Aspekte dieser dritten Variante sind in den nachfolgenden Ansprüchen 21 bis 26 angegeben. Innerhalb des Rahmens dieser am meisten beschränkten, bevorzugten Zusammensetzung gemäß dieser 3. Variante liegt ein Stahl vor, der die folgende bevorzugte, nominelle Zusammensetzung aufweist: 1.5 C, 2.0 N (Ceq etwa 3.2), 0.5 Si, 0.3 Mn, 4.2 Cr, 3.0 Mo, 4.0 W, 11.0 V, Rest Eisen und normalerweise existierende Unreinheiten. Ein Stahl dieser Art liefert eine bessere Heißbe- und Verarbeitungsfähigkeit als die hoch legierten Stähle nach der zweiten Variante und ebenfalls einen besseren Verschleißwiderstand als der geringer legierte Stahl nach der ersten Variante.
Die technischen Merkmale des Stahls können wie folgt beschrieben werden:

– Der Stahl besteht aus einem pulvermetallurgisch hergestellten Schnellarbeitsstahl, dessen Legierungszusammensetzung sich an erster Stelle durch einen hohen Vanadingehalt unterscheidet. In seinem Lieferungszustand besitzt der Stahl eine im wesentlichen ferritische Matrix, die eine beträchtliche Menge an Carbonitriden (Kohlenstoffnitride) umfasst, an erster Stelle Vanadincarbonitride, die feinkörnig und gleichmäßig im Stahl verteilt sind.
– Nach der Auflösungsbehandlung im Temperaturbereich von 1.000 bis 1.180°C, vorteilhafter Weise im Bereich 1.050 bis 1.150°C und abkühlen auf Raumtemperatur, besitzt die Stahlmatrix vorherrschend martensitische Struktur mit einem hohen Gehalt an Abschreckaustenit. Ein Teil der Carbonitride und der Carbide, die ferner im Stahl vorhanden sind, ist aufgelöst, jedoch verbleiben 15 bis 30 Vol.-% feinkörnige, gleichmäßig verteilte Vanadincarbonitride im Stahl.
– Die Härte wird gesteigert auf 58–66 HRC (die Härte innerhalb dieses Bereiches hängt von der Austenitisierungstemperatur ab) durch Tempern/Ausglühen bis auf eine Temperatur innerhalb des Temperaturbereiches 500 bis 600°C, da der Abschreckaustenit im wesentlichen eliminiert und in Martensit überführt worden ist und durch sekundären Niederschlag an erster Stelle Vanadincarbonitride.
– Da an erster Stelle der große Gehalt an Vanadincarbonitriden vorliegt, wird dem gehärteten und getemperten Stahl ein äußerst hoher Verschleißwiderstand bei Raumtemperatur verliehen und aufgrund der Kombination seiner Legierungselemente wird dem Stahl in anderer Hinsicht eine Kombination an Härte und Zähigkeit verliehen, die für die Art von Kaltverarbeitungswerkzeugen angemessen ist, was in der Präambel dieses Textes erwähnt worden ist.

Der erfindungsgemäße Schnellarbeitsstahl kann auf die folgende Weise hergestellt werden. Eine Schmelze wird in einer üblichen schmelzmetallurgischen Weise vorbereitet, wobei die Schmelze einen Stickstoffgehalt erhält, der den maximalen Stickstoffgehalt nicht überschreitet, der im geschmolzenen Stahl aufgelöst werden kann, während die anderen Legierungselemente auf Gehalte eingestellt werden, die im Anspruch 1 angegeben sind oder auf irgendeinen der spezifischen Gehalte, die in den abhängigen Ansprüchen angegeben sind. Aus dieser Schmelze wird ein Metallpulver gebildet, was in einer bekannten Weise durch Granulierung eines Stromes geschmolzenen Metalls mittels eines Gasstrahls aus Stickstoff und/oder Argon durchgeführt werden kann, d.h. nach einer Technik, die einen Anfangsteil des sogenannten ASP-Verfahrens darstellt (Asea Stora Process). Das Pulver wird zu einer geeigneten Pulversiebgröße gesiebt, z.B. maximal 250 μm. Ein Teil des Pulvers wird mit Stickstoff durch Festphasennitrierung mittels eines Stickstoff tragenden Gases, z.B. Stickstoff und/oder Amoniakgas nach irgendeiner Technik, die ebenfalls bekannt sein kann, legiert. Unter den bekannten Techniken, die eingesetzt werden können, kann z.B. die Technik erwähnt werden, die in der SE-C-462837 erwähnt wird, oder die Technik, die in MPR Juli, 1986 Seiten 527–539 beschrieben wird. Vorteilhafterweise verwendet man ein Gasgemisch von Ammoniak und Wasserstoffgas, das durch ein heißes Pulverbett in einem rotierenden Reaktor bei 550–600°C hindurchströmt. Der Ammoniak wird bei dieser Temperatur an der Oberfläche des Stahlpulvers nach der Reaktionsgleichung 2NH₃ → 3H₂ + 2N (Stahl). Aufgelöster Stickstoff diffundiert danach von der Oberfläche in die Pulverkörner hinein. Am Ausgang des Reaktors besteht das Gas aus einem Gemisch von Stickstoff, Wasserstoff und einer geringen Menge an Restammoniak. Das Verfahren erlaubt die Herstellung eines nitrierten Materials mit einer sehr genauen Steuerung des Gehaltes an Stickstoff. Ein Pulver, das mit Stickstoff auf diese oder auf irgendeine andere Weise legiert wird, wird mit einem Pulver vermischt, das nicht mit Stickstoff legiert ist, das jedoch in anderer Hinsicht vor teilhafter Weise die gleiche Zusammensetzung wie das Stickstoff legierte Pulver besitzt, so dass die Mischung einen gewünschten Durchschnittsstickstoffgehalt nach der Erfindung erhält. Diese Mischung wird in Folienkapseln abgefüllt, die geschlossen sind und nach einer bekannten Verfahrensweise heiß isostatisch verdichtet, vorteilhafter Weise nach der Technik, die vorstehend erwähnt worden ist und unter dem Namen ASP bekannt ist (Asea Stora Process), um einen verfestigten Körper eines stickstofflegierten Schnellarbeitsstahl der Erfindung zu erzielen. Dieser Körper kann heiß durch Walzen und/oder Schmieden auf die gewünschte Abmessung ver- und/oder bearbeitet werden. Während des Konsolidierungsverfahrens und der anschließenden Heißverarbeitung, werden existierende Abweichungen was den Stickstoffgehalt im Ausgangsmaterial für die Heißverarbeitung anbelangt, ausgeglichen, so dass sämtliche Teile des Körpers einen im wesentlichen gleich hohen Stickstoffgehalt erhalten.
KURZE BESCHREIBUNG DER ZEICHNUNGEN
Es zeigt:
1 ein Diagramm, das die Gehalte derjenigen Elemente des Stahls angibt, die die Hauptbestandteile im harten Material des MX-Typs des erfindungsgemäßen Schnellarbeitsstahls sind;
2 ein Diagramm, das die Härte gegenüber den unterschiedlichen Anlasstemperaturen einer Anzahl erfindungsgemäßer Stähle aufzeigt; und
3 eine Mikrofotographie, die die Mikrostruktur eines erfindungsgemäßen Stahls nach der Heißbearbeitung vor dem Aushärten zeigt.
BESCHREIBUNG DER DURCHGEFÜHRTEN EXPERIMENTE
Die chemischen Zusammensetzungen, ausgedrückt in Gew.-% der untersuchten Stähle, werden in der unten stehenden Tabelle 1 angegeben. Neben den Elementen, die in der Tabelle angegeben sind, enthielten die Stahllegierungen lediglich Unreinheiten in Mengen, die normalerweise bei der Stahlherstellung auftre ten. Die Stahllegierungen Nummern 1–6 sind experimentelle Legierungen, während die Stähle Nr. 3–6 Beispiele erfindungsgemäßer Stähle darstellen. Die Stahllegierungen Nr. 7 und 8 sind analysierte Zusammensetzungen von Bezugsmaterialien, insbesondere kommerziell erhältliche Stähle ASP^®2023 bzw. ASP^®2053. Tabelle 1 chemische Zusammensetzung in Gew.-% der untersuchten Stähle
Ceq = C + 1214 N.
Die Ausgangsmaterialien der experimentellen Legierungen Nr. 1-6 bestanden aus durch Gasatomisierung (Granulation pulvermetallurgischer Stahlschmelzen), die in Labormaßstab hergestellt wurden. Die Schmelzen wurden mittels Stickstoffgas in einem Pulverproduktionsapparat zu einem Labormaßstab atomisiert unter Herstellung eines feinen Pulvers, das gesiebt wurde, so dass eine Pulverfraktion erhalten wurde, die Pulverkorngrößen geringer als 250 μm besaß. Ein Teil des Pulvers, das von abweichenden Pulverlegierungen hergestellt worden war, wurde chargenweise mittels eines Gemisches von Ammoniak und Stickstoffgas in einem Pulverbett in einem Reaktor nitriert, in den das Nitrierungsgas hineingeströmt wurde. Die Temperatur im Reaktor war etwa 570°C. Das Ammoniak regierte bei dieser Temperatur während es durch das Bett hindurch transportiert wurde, so dass ein Gemisch von Ammoniak, Stickstoff und Wasserstoffgas erzielt wurde, das durch das Pulverbett hindurchströmte. Die Aktivität des Stickstoffs war unter diesen Bedingungen sehr hoch und die Aufnahme von Stickstoff im Stahlpulver war sehr gut.
Danach wurden die Stickstofflegierten Pulver mit entsprechenden Stahlpulvern vermischt, die nicht mit Stickstoff legiert worden waren, um Pulvergemische mit verschiedenartigen Stickstoffgehalten zu bilden. Diese Pulvergemische wurden danach in Kapseln gefüllt und wurden heiß isostatisch bei 1.150°C und einem Druck von 1.000 bar unter Ausbildung verdichteter Körper von Stickstoff legierten Schnellarbeitsstahllegierungen verdichtet.
Nach dem HIP-ing (heißen isostatischen Verpressen) besaßen die unbearbeiteten Werkstücke einen Durchmesser von etwa 130 mm und eine Länge von etwa 600 mm. Die Materialien wurden geschmiedet, und anschließend weich geglüht, gehärtet und angelassen. Anschließend wurden die Materialien unter Bezug auf Ihre chemische Zusammensetzung analysiert, wie es in der obigen Tabelle 1 gezeigt worden ist.
Während der anfänglichen Untersuchungen wurde festgestellt, dass die Stähle Nr. 1 und 2 nicht die gewünschten Eigenschaften erzielte, weshalb sie nicht weiter im Detail studiert wurden. Die anfänglichen Untersuchungen zeigten andererseits versprechende Resultate, was die Stähle Nr. 3 bis 6 anbelangte. Unter diesen Stählen wurden die Materialien, die aus den Stahllegierungen Nr. 5 und 6 hergestellt worden waren, näher untersucht und mechanischen Tests, Verschleißtests, Vollstabschlagtest, unterworfen und metallurgraphische Aufbaustudien durchgeführt. Ferner wurden die Bezugsmaterialien, die aus den Stählen Nr. 7 und 8 hergestellt waren, den Materialtests unterworfen. Die Ergebnisse der Schmiedeversuche sind in Tabelle 2 angegeben.
Tabelle 2: Ergebnisse der Schmiedeversuche. Anfangsdurchmesser etwas Ø 130 mm
Der Stahl Nr. 5 konnte problemlos geschmiedet werden, während der Stahl Nr. 6, der wesentlich mehr legiert war, eine bedeutend verschlechterte Schmiedbarkeit auswies. In der zweiten Stufe zerbrach das Material und fiel teilweise in Stücke auseinander. Der Grund hierfür mag auf das hohe Ausmaß an hartem Material der MX-Art des Materials zurückzuführen sein; etwa 1/3 des Volumens des Materials.
Anschließend wurde der Einfluss der Austenitisierungstemperatur auf die Härte der Stähle Nr. 5 und 6 untersucht, ohne und mit starker Kühlung. Die folgenden Ergebnisse wurden erzielt.
Tabelle 3: Härte, HRC der untersuchten Stähle nach dem Aushärten
Wie aus der Tabelle deutlich wird, ist es lediglich der Stahl Nr. 6, der nach dem Aushärten von 1000°C eine bedeutsame Härtezunahme nach dem starken Kühlen erzielt.
Für die anschließende Untersuchung der Härte in Abhängigkeit von den unterschiedlichen Anlasstemperaturen wurden Materialien ausgewählt, die bei 1000°C für 30 Minuten gehärtet und auf Raumtemperatur abgekühlt worden sind. Die Ergebnisse werden in 2 gezeigt. Wie aus dieser Figur deutlich wird, nimmt die Härte vom Stahl Nr. 5 sowie von Nr. 6 leicht bis zu einer Anlasstemperatur von 500–520°C ab, nimmt jedoch stark bei höheren Anlasstemperaturen ab.
Anschließend wurde die Schlagzähigkeit untersucht in Form der Aufschlagenergie für nicht gekerbte Testproben. Die Proben wurden entlang der Längsrichtung des geschmiedeten Materials genommen. Die Materialien waren ausgehärtet durch Austenitisierung bei 1000°C/30 min., gefolgt durch Abkühlen auf Raumtemperatur und sind zweimal bei 525°C für 2 Stunden angelassen worden mit dazwischen liegendem Abkühlen an der Luft. Die Härte und die Aufschlagenergie der Versuchsmaterialien werden in Tabelle 4 angegeben. Ferner werden die gemessenen Werte der Bezugsmaterialien, der Stähle Nr. 7 und 8 nach dem Härten von 1100°C/30 min. bzw. 1075°C/30 min. plus Anlassen 560°C/3 × eine Stunde in der Tabelle angegeben.
Tabelle 4 Härte und Aufschlagenergie der experimentellen Materialien
Die nitrierten experimentellen Materialien Nr. 5 und Nr. 6 weisen niedrige Bruchenergien im Vergleich zu den Bezugsmaterialien Nr. 7 und 8 auf, die aus einer Vollproduktion entnommen wurden. Der Grund hierfür kann auf die viel höheren Gehalte an hartem Material in den experimentellen Materialien und ebenfalls auf die Tatsache zurückzuführen sein, dass die experimentellen Materialien, die im Labormaßstab hergestellt worden sind, außerordentlich hohe Gehalte an Sauerstoff, 495 ppm bzw. 570 ppm im Vergleich zu 50 ppm aufweisen, was ein typischerer Sauerstoffgehalt in den Produktionsmaterialien ist. Die gemessenen Aufschlagenergien der experimentellen Materialien können im Hinblick auf diese Anwendungszwecke annehmbar sein, für die der Schnellarbeitsstahl der vorliegenden Erfindung gedacht ist, insbesondere im Hinblick auf die höhere Aufschlagenergie, die bei einer Produktion in vollem Maßstab der Materialien erwartet werden kann.
Für die Bewertung des Abnutzungs- oder Verschleißwiderstands der Stähle, insbesondere des Widerstands der Materialien gegenüber Haftverschleiß, wurden Werkzeuge zur Kaltbearbeitung von Lagen oder Blättern aus austenitischen rostfreien Stahl für Pumpengehäuse, insbesondere Werkzeuge zum Tiefziehen von Pumpen, Rotorhülsen hergestellt. Die Presse, in der die Werkzeuge gelagert wurden, besitzt eine Anzahl getrennter Pressstationen, die hier als Stationen 1 und 2 bezeichnet werden. Die Station 2 war die Station, die erfahrungsgemäß eine Belastung hervorruft, die in Form von Haftverschleiß etwa 3 mal größer ist als in der Station 1. Der Arbeitsteil, der aus den untersuchten Materialien hergestellt wurde, bestand aus einem Ring, der einen Außendurchmesser von 90 mm, einen Innendurchmesser von 64 mm und eine Höhe von 46.5 mm besitzt. Die Ergebnisse sind in Tabelle 5 angegeben.
Tabelle 5: Lebensdauer der Werkzeuge (Anzahl der Pressvorgänge) unterschiedlicher Werkzeugmaterialien, die zum Tiefpressen von Hülsen aus rostfreiem Stahl eingesetzt werden
Das Pressergebnis des stickstofflegierten Stahl Nr. 5 der Erfindung bedeutet eine Zunahme der Lebensdauer des Werkzeuges von mindestens 30 mal im Vergleich zum Bezugsmaterial Nr. 7. Das Werkzeug war danach immer noch arbeitsmäßig in der Presse im Einsatz und der Lebensdauertest wurde fortgeführt. Das Material Nr. 6 der Erfindung besaß ebenfalls einen überlegenden Verschleißwiderstand, d.h. zumindest eine 40 mal längere Lebensdauer als das Bezugsmaterial Nr. 7. In dieser Hinsicht sollte festgehalten werden, dass die niedrigere Schlagarbeit der Materialien der Erfindung im Vergleich zu den Bezugsmaterialien keinerlei Probleme im äußerst herausfordernden Anwendungszweck hervorriefen.
Die Mikrostruktur der Materialien wurde durch eine elektronenmikroskopische Abtastung untersucht (SEM). 3 zeigt die Mikrostruktur des Stahls Nr. 6 nach HIP-ing und anschließendem Schmieden. Die Vandaiumcarbonitride in der Figur sind als schwarze, gleichmäßig verteilte Inseln im grauen Austenit sichtbar. Strukturuntersuchungen des Stahls Nr. 5 zeigten eine ähnliche Verteilung der Vanadincarbontride. Die einzige Sache, die vom strukturellen Sichtpunkt der die Materialien 5 und 6 der Erfindung voneinander unterscheidet liegt darin, dass der Stahl Nr. 6 etwa 70% mehr von der MX-Phase als der Stahl Nr. 5 enthält. Die Mehrheit der Carbonitride besaß einen Durchmesser zwischen 1 bis 2 μm. Darüber hinaus fand sich in beiden Stählen Nr. 4 und Nr. 5 ein kleiner Phasenteil an M6C-Carbiden, die die Form von lamellenartigen Niederschlägen mit einer Erstreckung von etwa 2 bis 3 μm, jedoch in äußerst geringer Dicke besaßen, eine Dicke von 1 oder wenigen Zehntel eines μm.

Claims

Pulvermetallurgisch hergestellter Schnellarbeitsstahl mit einem hohen Stickstoffgehalt in Form eines Körpers, der durch die Verfestigung eines Legierungsmetallpulvers gebildet wurde, dadurch gekennzeichnet, dass der Schnellarbeitsstahl unter Bezug auf seine chemische Zusammensetzung folgendes in Gewichtsprozent enthält: 1–2.5 C 1–3.5 N 0.05–1.7 Mn 0.05–1.2 Si 3–6 Cr 2–5 Mo 0.5–5 W 2–17 (V + 2 Nb) wahlweise bis zu maximal 20 Co Rest Eisen und unvermeidbare Unreinheiten in normalen Mengen, wobei die Menge des Kohlenstoffäquivalents, Ceq, ausgedrückt als
einerseits, und des Vanadinäquivalents Veq, ausgedrückt als Veq = V + 2 Nb andererseits, relativ zueinander ausgeglichen sind, so dass die Mengen der Elemente, ausgedrückt in Form der genannten Äquivalente, innerhalb des Bereiches A1-B1-C1-D1-A1 im System der Koordinaten in 1 liegt, bei der die Ceq/Veq-Koordinaten der Punkte A1-D1 folgende sind: A1: 4.5/17 B1: 5.5/17 C1: 2.5/6.2 D1: 1.5/6.2 und wobei der Schnellarbeitsstahl unter Bezug auf seine Struktur im gehärteten und getemperten Zustand des Stahls 12–40 Vol.-% an harter Substanz enthält, die aus Partikeln des MX-Types besteht, die gleichmäßig in der Matrix des Stahls verteilt sind, wobei M in der Substanz des MX-Types im wesentlichen aus Vanadin und/oder Niob besteht und X aus 30 bis 50 Gew.-% Kohlenstoff und 50–70 Gew.-% Stickstoff besteht.
Schnellarbeitsstahl nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass die Koeffizienten der Kohlenstoff- und Vanadinäquivalente innerhalb des Bereiches A2-B1-C1-D2-A2 im System der Koordinaten in 1 liegen, in der die Ceq/Veq Koordinaten der Punkte A2 und D2 folgende sind: A2: 4.6/17 D2: 1.6/6.2
Schnellarbeitsstahl nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, dass die Koeffizienten der Gehalte an Kohlenstoff- und Vanadinäquivalenten innerhalb des Bereiches A3-B1-C1-D3-A3 im System der Koordinaten in 1 liegen, in der die Ceq/Veq Koordinaten der Punkte A3 und D3 folgende sind: A3: 4.75/17 D3: 1.75/6.2
Schnellarbeitsstahl nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass die Koeffizienten der Gehalte an Kohlenstoff- und Vanadinäquivalenten innerhalb des Bereiches A2-B2-C2-D2-A2 im System der Koordinaten in 1 liegen, in der die Ceq/Veq Koordinaten der Punkte A2, B2, C2 und D2 folgende sind: A2: 4.6/17 B2: 5.3/17 C2: 2.3/6.2 D2: 1.6/6.2
Schnellarbeitsstahl nach den Ansprüchen 3 und 4, dadurch gekennzeichnet, dass die Koeffizienten der Gehalte an Kohlenstoff- und Vanadinäquivalenten innerhalb des Bereiches A3-B2-C2-D3-A3 im System der Koordinaten in 1 liegen.
Schnellarbeitsstahl nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass er 6.2–9.5 (V + 2 Nb) enthält, und dass die Koeffizienten der Gehalte an Kohlenstoff- und Vanadinäquivalenten innerhalb des Bereiches G1-H1-C1-D1-G1 liegen, in dem die Ceq/Veq Koordinaten der Punkte G1 und H1 folgende sind: G1: 2.4/9.5 H1: 3.4/9.5
Schnellarbeitsstahl nach Anspruch 6, dadurch gekennzeichnet, dass die Koeffizienten der Gehalte an Kohlenstoff- und Vanadinäquivalenten innerhalb des Bereiches G2-H1-C1-D2-G2 im System der Koordinaten in 1 liegen, in der die Ceq/Veq Koordinaten der Eckpunkte D2 und G2 folgende sind: D2: 1.6/6.2 G2: 2.9/9.5
Schnellarbeitsstahl nach Anspruch 7, dadurch gekennzeichnet, dass die Koeffizienten der Gehalte an Kohlenstoff- und Vanadinäquivalenten innerhalb des Bereiches G2-H2-C2-D2-G2 im System der Koordinaten in 4 liegen, in der die Ceq/Veq Koordinaten der Eckpunkte C2 und H2 folgende sind: C2: 2.3/6.2 H2: 3.2/9.5
Schnellarbeitsstahl nach Anspruch 7 und 8, dadurch gekennzeichnet, dass die Koeffizienten der Gehalte in Kohlenstoff- und Vanadinäquivalenten innerhalb des Bereiches G3-H1-C1-D3-G3 im System der Koordinaten in 1 liegen, in der die Ceq/Veq Koordinaten der Eckpunkte D3 und G3 folgende sind: D3: 1.75/6.2 G3: 2.65/9.5
Schnellarbeitsstahl nach Anspruch 9, dadurch gekennzeichnet, dass die Koeffizienten der Gehalte der Kohlenstoff- und Vanadinäquivalente innerhalb des Bereiches G3-H2-C2-D3-G3 im System der Koordinaten in 1 liegen.
Schnellarbeitsstahl nach irgendeinem der Ansprüche 6 bis 10, dadurch gekennzeichnet, dass er 7–9 (V + 2 Nb) enthält.
Schnellarbeitsstahl nach irgendeinem der Ansprüche 6 bis 10, dadurch gekennzeichnet, dass er 7.4–8.6 (V + 2 Nb) enthält.
Schnellarbeitsstahl nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass er 13.5–17 (V + 2 Nb) enthält, und dass die Koordinaten der Kohlenstoff- und Vanadinäquivalente innerhalb des Bereiches A1-B1-E1-F1-A1 im System der Koordinaten in 1 liegen, in denen die Ceq/Veq Koordinaten der Eckpunkte E1 und F1 folgende sind: E1: 4.55/13.5 F1: 3.55/13.5
Schnellarbeitsstahl nach Anspruch 13, dadurch gekennzeichnet, dass die Koordinaten der Gehalte an Kohlenstoff und Vanadinäquivalenten innerhalb des Bereiches A2-B1-E1-F2-A2 im System der Koordinaten in 1 liegen, in der die Ceq/Veq Koordinaten der Eckpunkte A2 und F2 folgende sind: A2: 4.6/17 F2: 3.65/13.5
Schnellarbeitsstahl nach Anspruch 14, dadurch gekennzeichnet, dass die Koordinaten der Gehalte an Kohlenstoff- und Vanadinäquivalenten innerhalb des Bereiches A3-B1-E1-F3-A3 im System der Koordinaten in 1 liegen, in der die Ceq/Veq Koordinaten der Eckpunkte A3 und F3 folgende sind: A3: 4.75/17 F3: 3.8/13.5
Schnellarbeitsstahl nach irgendeinem der Ansprüche 14 und 15, dadurch gekennzeichnet, dass die Koordinaten der Gehalte an Kohlenstoff- und Vanadinäquivalenten innerhalb des Bereiches A2-B2-E2-F2-A2 liegen, in dem die Ceq/Veq Koordinaten der Eckpunkte B2 und E2 folgende sind: B2: 5.3/17 E2: 4.35/13.5
Schnellarbeitsstahl nach irgendeinem der Ansprüche 15 und 16, dadurch gekennzeichnet, dass die Koordinaten der Gehalte an Kohlenstoff- und Vanadinäquivalenten innerhalb des Bereiches A3-B2-E2-F3-A3 im System der Koordinaten der 1 liegen.
Schnellarbeitsstahl nach irgendeinem der Ansprüche 13 bis 17, dadurch gekennzeichnet, dass er 14–16.5 (V + 2 Nb) enthält.
Schnellarbeitsstahl nach irgendeinem der Ansprüche 13 bis 17, dadurch gekennzeichnet, dass er 14.5–16 (V + 2 Nb) enthält.
Schnellarbeitsstahl nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass er 9.5–13.5 (V + 2 Nb) enthält, und dass die Koeffizienten der Gehalte der Kohlenstoff- und Vanadinäquivalente innerhalb des Bereiches F1-E1-H1-G1-F1 liegen, in denen die Ceq/Veq Koordinaten der Eckpunkte E1, F1, G1 und H1 folgende sind: E1: 4.55/13.5 F1: 3.55/13.5 G1: 2.4/9.5 H1: 3.4/9.5
Schnellarbeitsstahl nach Anspruch 20, dadurch gekennzeichnet, dass die Koeffizienten der Gehalte der Kohlenstoff- und Vanadinäquivalente innerhalb des Bereiches F2-E1-H1-E2-F2 liegen, in denen die Ceq/Veq Koordinaten der Eckpunkte E2 und F2 folgende sind: E2: 4.35/13.5 F2: 3.65/13.5
Schnellarbeitsstahl nach Anspruch 21, dadurch gekennzeichnet, dass die Koeffizienten der Gehalte der Kohlenstoff- und Vanadinäquivalente innerhalb des Bereiches F3-E1-H1-G3-F3 liegen, in denen die Ceq/Veq Koordinaten der Eckpunkte F3 und G3 folgende sind: F3: 3.8/13.5 G3: 2.65/9.5
Schnellarbeitsstahl nach irgendeinem der Ansprüche 21 und 22, dadurch gekennzeichnet, dass die Koeffizienten der Gehalte der Kohlenstoff- und Vanadinäquivalente innerhalb des Bereiches F2-E2-H2-G2-F2 liegen, in denen die Ceq/Veq Koordinaten der Eckpunkte G2 und H2 folgende sind: G2: 2.5/9.5 H2: 3.2/9.5
Schnellarbeitsstahl nach Anspruch 23, dadurch gekennzeichnet, dass die Koeffizienten der Gehalte der Kohlenstoff- und Vanadinäquivalente innerhalb des Bereiches F3-E2-H2-G3-F3 liegen in denen die Ceq/Veq Koordinaten der Eckpunkte F3 und G3 folgende sind: F3: 3.8/13.5 G3: 2.65/9.5
Hochgeschwindigkeitsstahl nach irgendeinem der Ansprüche 20 bis 24, dadurch gekennzeichnet, dass er 10–12.5 (V + 2 Nb) enthält.
Schnellarbeitsstahl nach irgendeinem der Ansprüche 20 bis 24, dadurch gekennzeichnet, dass er 10.5–12 (V + 2 Nb) enthält.
Schnellarbeitsstahl nach irgendeinem der Ansprüche 1 bis 26, dadurch gekennzeichnet, dass er 0.1 bis 1.2% Si, vorteilhafterweise max. 0.7% Si enthält.
Schnellarbeitsstahl nach irgendeinem der Ansprüche 1 bis 26, dadurch gekennzeichnet, dass er maximal 1.0 Mn, vorteilhafterweise max. 0.5 Mn enthält.
Schnellarbeitsstahl nach irgendeinem der Ansprüche 1 bis 26, dadurch gekennzeichnet, dass er 3.5–5 Cr enthält, vorteilhafterweise max. 4.5 Cr.
Schnellarbeitsstahl nach irgendeinem der Ansprüche 1 bis 26, dadurch gekennzeichnet, dass er mindestens 2.5, vorteilhafterweise 3.0 Mo enthält, und mindestens 2.0, geeigneter Weise mindestens 2.5 und am sehr geeigneten mindestens 3.0 W.
Schnellarbeitsstahl nach irgendeinem der Ansprüche 1 bis 26, dadurch gekennzeichnet, dass der jeweilige Gehalt von Mo und W 4% nicht überschreitet.
Schnellarbeitsstahl nach irgendeinem der Ansprüche 30 und 31, dadurch gekennzeichnet, dass
innerhalb im Bereich 4–6% liegt.
Schnellarbeitsstahl nach irgendeinem der Ansprüche 6 bis 12, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl im gehärteten und getemperten Zustand 14 bis 23 Vol.-% harte Substanzen enthält, die aus Partikeln des MX-Types bestehen, die gleichmäßig in der Matrix des Stahls verteilt sind.
Schnellarbeitsstahl nach irgendeinem der Ansprüche 13 bis 19, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl in dem gehärteten und getemperten Zustand 23 bis 38 Vol.-% an hartem Material enthält, die aus Partikeln des MX-Types bestehen, die gleichmäßig in der Matrix des Stahls verteilt sind.
Schnellarbeitsstahl nach irgendeinem der Ansprüche 20 bis 26, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl im gehärteten und getemperten Zustand 18 bis 27 Vol.-% an hartem Material enthält, die aus MX-typartigen Partikeln bestehen, die gleichmäßig in der Matrix des Stahls verteilt sind.
Schnellarbeitsstahl nach irgendeinem der Ansprüche 1 bis 35, dadurch gekennzeichnet, dass er im gehärteten und getemperten Zustand 3–5 Vol.-% M₆C-Carbide enthält, worin M im wesentlichen Mo und W darstellen.
Schnellarbeitsstahl nach irgendeinem der Ansprüche 1 bis 35, dadurch gekennzeichnet, dass er neben Carbonitriden des MX-Types, wo M im wesentlichen V darstellt, Carbide des M₆C-Types enthält, wo N im wesentlichen Mo und W darstellt, wobei die Gesamtmenge an M₆C-Carbiden 10 bis 30% des Gesamtgehaltes an (MX+M₆C)-Phase entspricht.
Schnellarbeitsstahl nach irgendeinem der vorstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass er im gehärteten und getemperten Zustand 0.40–0.60%, vorteilhafterweise 0.47-0.54% an Kohlenstoff enthält, der in der Matrix aufgelöst ist.