DE60021670T2

DE60021670T2 - Verfahren zur Herstellung eines Werkzeugstahles sowie Werkzeug

Info

Publication number: DE60021670T2
Application number: DE60021670T
Authority: DE
Inventors: Tomoaki Nishinomiya-shi Sera; Masahide Uda-gun Umino; Yasutaka Nara-shi Okada; Kunio Sanda-shi Kondo
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1999-09-22
Filing date: 2000-09-22
Publication date: 2006-03-30
Anticipated expiration: 2020-09-23
Also published as: EP1087030B1; DE60021670D1; EP1087030A3; EP1087030B9; US6478898B1; EP1087030A2

Description

Technisches Gebiet der Erfindung
Diese Erfindung betrifft ein Verfahren zur Erzeugung eines Werkzeugstahls, der zur Verwendung für die Herstellung von Werkzeugen vorgesehen ist, so etwa von Warmschmiedegesenken, Extrudierwerkzeugen und Druckgusswerkzeugen, ein Verfahren zur Herstellung von Werkzeugen aus dem Werkzeugstahl, sowie den Werkzeugstahl selbst.
Zugehöriger Stand der Technik
Zugräder, Autokurbelwellen und dergleichen werden im Allgemeinen durch Warmschmieden hergestellt, was die Erhitzung einer Masse von Stahl auf etwa 1.300°C und das Schmieden des Stahls zu der Produktform unter Verwendung von Formwerkzeugen beinhaltet. Die Technik des Warmumformens beinhaltet neben dem oben genannten Warmschmieden ein Warmstrangpressen, durch das Stahlbalken und Stahlrohre unter Verwendung von Formwerkzeugen hergestellt werden. Unter den beim Warmumformen verwendeten Formwerkzeugen sind Formwerkzeuge, die beim Gießen von Aluminiumlegierungen durch das Druckgussverfahren verwendet werden.
Die Werkzeuge, wie etwa die Formwerkzeuge, die bei Prozessen des Warmumformens verwendet werden, machen starke mechanische Beanspruchungen und thermische Beanspruchungen bei hohen Temperaturen durch. Infolge dessen kommt es, zusätzlich zu dem Verschleiß, der aus der Reibung zwischen einem Formwerkzeug und einem Arbeitsteil bei dem Warmumformen resultiert, zur Ausbildung verschiedener Risse bzw. Sprünge auf dem Werkzeug, wie etwa zu denjenigen Rissen, die als sogenannte Brandrisse bezeichnet werden und durch wiederholtes schnelles Erhitzen und Abkühlen verursacht werden, den durch mechanischen Schocks verursachten Rissen, sowie zu Bruchstellen, die sich aus der Verlängerung dieser Risse ergeben.
Es besteht daher ein Bedarf für einen Werkzeugstahl für das Warmumformen mit ausreichender Hitzebeständigkeit und Bruchfestigkeit, was diesen unempfindlich gegenüber Verschleiß, Brandrissen und Brüchen macht. Es ist außerdem erforderlich, dass der Stahl eine gute maschinelle Bearbeitbarkeit besitzt, sodass die Arbeitszeit für die Werkzeugherstellung verringert werden kann und die Lebensdauer des Schneidwerkzeugs, das für die Verwendung in Herstellungswerkzeugen vorgesehen ist, verlängert werden kann.
Die Werkzeugstähle, die gewöhnlich verwendet werden, beinhalten Legierungs-Werkzeugstähle, wie etwa SKD61 und SKD62 auf Basis von 5Cr-Mo-V-Stahl, SKD7 auf Basis von 3Cr-3Mo-V-Stahl und SKT3 und SKT4 auf Basis von Ni-Cr-Mo-V-Stahl, wie in JIS G 4404 definiert. Unter schweren Arbeitsbedingungen können diese Werkzeugstähle Leistungseigenschaften wie den oben genannten jedoch nicht gerecht werden.
Als einen Werkzeugstahl, der unter solchen schweren Bedingungen verwendet werden kann, hat der Anmelder vor kurzem einen Werkzeugstahl in der JP Kokai H06-256897 vorgeschlagen. Dieser Stahl ist dadurch gekennzeichnet, dass er, in Gewichtsprozent, folgendes beinhaltet: C: 0,25 bis 0,45%, Si: nicht mehr als 0,50%, Mn: 0,20 bis 1,0%, P: nicht mehr als 0,015%, S: nicht mehr als 0,005%, Ni: 0,5 bis 2,0%, Cr: 2,8 bis 4,2%, Mo: 1,0 bis 2,0% und V: 0,1 bis 1 %.
Die chemische Zusammensetzung dieses Stahls ist ausgewählt worden, um eine Martensit-Struktur zu erhalten, die hinsichtlich ihrer Härte hervorragend und für die Verwendung in Form von Formwerkzeugen geeignet ist. Für die Verwendung des Stahls als Werkzeug ist ein Verfahren zur Erzeugung von Formwerkzeugen offenbart worden, das die Schritte des Öl-Quenchens, Temperns und der Ausformung des Stahls zu Werkzeugformen beinhaltet.
Die aus dem obigen Werkzeugstahl hergestellten Formwerkzeuge besitzen Leistungseigenschaften, die im Wesentlichen zufriedenstellend für die Verwendung in Warmschmiedegesenken sind und eine recht gute Anwendbarkeit unter gewöhnlichen Bedingungen des Warmschmiedens erlauben.
Auf der anderen Seite werden Werkzeugstähle, die hinsichtlich ihrer maschinellen Bearbeitbarkeit verbessert sind, in JP Kokai H04-358040 und JP Kokai H09-217147 offenbart. Der in JP Kokai H04-358040 offenbarte Werkzeugstahl basiert auf einer Technik der Reduzierung des Gehalts von Carbiden, die die maschinelle Bearbeitbarkeit des Stahls verringern. Jedoch führt eine Verminderung des Carbid-Gehalts zu einer Verringerung der Hitzebeständigkeit, sodass dieser Werkzeugstahl einen Nachteil besitzt, z.B. eine Verringerung der Lebensdauer des Werkzeugs.
Der in JP Kokai H09-217147 offenbarte Werkzeugstahl spiegelt eine Technik wieder, bei der S und Te, die Legierungselemente zur Steigerung der maschinellen Bearbeitbarkeit darstellen, als nichtmetallische Einschlüsse in den Stahl eingebaut werden. Bei dieser Technik dienen S und Te als eine Quelle der Stresskonzentrierung bei der Schneidarbeit und führen dadurch zu einer Verminderung der aufgewendeten Schnittkraft und zu einer Steigerung der Durchbruchleistung der Schneiddüsen, was somit eine Verbesserung der maschinellen Bearbeitbarkeit bewirkt. Jedoch besitzt dieser Werkzeugstahl einen Nachteil, der darin besteht, dass die nichtmetallischen Einschlüsse von S und Te zu einer verringerten Festigkeit und Hitzebeständigkeit führen, obwohl ein gewisses Maß der Verbesserung bei der maschinellen Bearbeitbarkeit festgestellt werden kann.
Die JP-A-7 102 342 offenbart einen Werkzeugstahl hoher Festigkeit für Warmschmiedegesenke, bestehend aus 0,20 bis 0,60 C, 0,10 bis 0,50 Si, 0,5 bis 2,0 Mn, 0,5 bis 2,5 Ni, 1,0 bis 4,0 Cr, 0,05 bis 1,00 V, ≤0,01 Al, ≤60 ppm N, sowie weiterhin 0,2 bis 2,0 Mo und/oder 0,2 bis 4,0 W, wobei ½W + Mo = 0,2 bis 2,0 ist und wobei die Restmenge Eisen ist.
Offenbarung der Erfindung
Es ist eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung, ein Verfahren zur Herstellung eines Werkzeugstahls bereitzustellen, der hinsichtlich seiner Hitzebeständigkeit und Bruchfestigkeit sowie im Bezug auf die maschinelle Bearbeitbarkeit den konventionellen Werkzeugstählen überlegen ist, und der eine verlängerte Lebensdauer des Werkzeugs ermöglichen kann. Ein weiterer Gegenstand dieser Erfindung besteht in der Bereitstellung eines Verfahrens zur Herstellung eines Werkzeugs aus diesem Werkzeugstahl und in dem Werkzeugstahl selbst.
Das Verfahren zur Herstellung eines Werkzeugstahls gemäß der vorliegenden Erfindung umfasst: die Herstellung eines Stahls mit einer chemischen Zusammensetzung, die so ist, dass dieser, in Massenprozent, besteht aus: C: 0,25 bis 0,60%, Si: 0,10 bis 1,20%, Mn: 0,20 bis 1,50%, Ni: 0,50 bis 2,00%, Cr: 1,00 bis 4,20%, Mo: 0,30 bis 2,00%, V: 0,10 bis 1,00% und Al: 0,005 bis 0,10%, wobei die Restmenge aus Fe und Verunreinigungen besteht und wobei weiterhin der Gehalt von P unter den Verunreinigungen nicht mehr als 0,015% beträgt, der Gehalt von S nicht mehr als 0,005% beträgt, und der Gehalt von N nicht mehr als 0,015% beträgt; Quenchen des Stahls, um eine Härte H zu erhalten, sodass der Härteindex K 0,20 bis 0,95 beträgt, und dann Tempern des Stahls.
Der Stahl besitzt bevorzugt eine chemische Zusammensetzung, die so ist, dass er in Massenprozent besteht aus: C: 0,25 bis 0,45%, Si: 0,10 bis 1,00%, Mn: 0,20 bis 1,00%, Ni: 0,50 bis 2,00%, Cr: 2,80 bis 4,20%, Mo: 1,00 bis 2,00%, V: 0,10 bis 1,00% und Al: 0,005 bis 0,10%, wobei die Restmenge aus Fe und Verunreinigungen besteht, unter denen der Gehalt von P nicht mehr als 0,015% beträgt, der Gehalt von S nicht mehr als 0,005% beträgt, und der Gehalt von N nicht mehr als 0,015% beträgt.
Der Stahl besitzt außerdem vorzugsweise eine chemische Zusammensetzung, die so ist, dass er in Massenprozent besteht aus: C: 0,40 bis 0,60%, Si: mehr als 0,20, jedoch nicht mehr als 1,20%, Mn: 0,20 bis 1,50%, Ni: 1,00 bis 2,00%, Cr: 1,00 bis 2,70%, Mo: 0,30 bis 2,00%, V: über 0,10%, jedoch unter 0,80% und Al: nicht weniger als 0,005%, jedoch unter 0,10%, wobei die Restmenge aus Fe und Verunreinigungen besteht, unter denen der Gehalt von P nicht mehr als 0,015% beträgt, der Gehalt von S nicht mehr als 0,005% beträgt, und der Gehalt von N nicht mehr als 0,015% beträgt.
Das Verfahren zur Herstellung eines Stahls gemäß der vorliegenden Erfindung umfasst: die Herstellung eines Stahls mit einer chemischen Zusammensetzung, die so ist; dass dieser, in Massenprozent, besteht aus: C: 0,25 bis 0,60%, Si: 0,10 bis 1,20%, Mn: 0,20 bis 1,50%, Ni: 0,50 bis 2,00%, Cr: 1,00 bis 4,20%, Mo: 0,30 bis 2,00%, V: 0,10 bis 1,00% und Al: 0,005 bis 0,10%, wobei die Restmenge aus Fe und Verunreinigungen besteht und wobei weiterhin der Gehalt von P unter den Verunreinigungen nicht mehr als 0,015% beträgt, der Gehalt von S nicht mehr als 0,005% beträgt, und der Gehalt von N nicht mehr als 0,015% beträgt, das Formen des Stahls zu einer Werkzeugform, das Quenchen des Stahls, um eine Härte H zu erhalten, sodass der Härteindex K 0,20 bis 0,95 wird, und dann Tempern des Stahls. Das Formen des Stahls zu einer Werkzeugform kann nach dem Tempern erfolgen.
Der Stahl zur Herstellung eines Werkzeugs mittels des oben genannten Verfahrens besitzt bevorzugt eine chemische Zusammensetzung, die so ist, dass er in Massenprozent besteht aus: C: 0,25 bis 0,45%, Si: 0,10 bis 1,00%, Mn: 0,20 bis 1,00%, Ni: 0,50 bis 2,00%, Cr: 2,80 bis 4,20%, Mo: 1,00 bis 2,00%, V: 0,10 bis 1,00% und Al: 0,005 bis 0,10%, wobei die Restmenge aus Fe und Verunreinigungen besteht, unter denen der Gehalt von P nicht mehr als 0,015% beträgt, der Gehalt von S nicht mehr als 0,005% beträgt, und der Gehalt von N nicht mehr als 0,015% beträgt.
Der Stahl zur Herstellung eines Werkzeugs mittels des oben genannten Verfahrens besitzt außerdem vorzugsweise eine chemische Zusammensetzung, die so ist, dass er in Massenprozent besteht aus: C: 0,40 bis 0,60%, Si: mehr als 0,20, jedoch nicht mehr als 1,20%, Mn: 0,20 bis 1,50%, Ni: 1,00 bis 2,00%, Cr: 1,00 bis 2,70%, Mo: 0,30 bis 2,00%, V: über 0,10%, jedoch unter 0,80% und Al: nicht weniger als 0,005%, jedoch unter 0,10%, wobei die Restmenge aus Fe und Verunreinigungen besteht, unter denen der Gehalt von P nicht mehr als 0,015% beträgt, der Gehalt von S nicht mehr als 0,005% beträgt, und der Gehalt von N nicht mehr als 0,015% beträgt.
Der Werkzeugstahl gemäß der vorliegenden Erfindung besitzt eine chemische Zusammensetzung, die so ist, dass dieser, in Massenprozent, besteht aus: C: 0,40 bis 0,60%, Si: mehr als 0,20, jedoch nicht mehr als 1,20%, Mn: 0,20 bis 1,50%, Ni: 1,00 bis 2,00%, Cr: 1,00 bis 2,70%, Mo: 0,30 bis 2,00%, V: über 0,10%, jedoch unter 0,80% und Al: nicht weniger als 0,005%, jedoch unter 0,10%, wobei die Restmenge aus Fe und Verunreinigungen besteht, und wobei weiterhin der Gehalt von P unter den Verunreinigungen nicht mehr als 0,015% beträgt, der Gehalt von S nicht mehr als 0,005% beträgt, und der Gehalt von N nicht mehr als 0,015% beträgt; weiterhin besitzt der Werkzeugstahl eine solche Härte H, dass der Härteindex K von 0,20 bis 0,95 beträgt.
Der hier zuvor genannte Härteindex K ist durch die folgende Gleichung (1) definiert: K = (H – H2)/(H1 – H2) (1)wobei

H1:: Vickers-Härte, ermittelt bei einer Standard-Probe von 10 mm Dicke, die auf eine Temperatur des A_c3-Transformationspunkts plus 50°C erhitzt wird und in Wasser gequencht wird;
H2:: Vickers-Härte, ermittelt bei einer Standard-Probe von 10 mm Dicke, die auf eine Temperatur des A_c3-Transformationspunkts plus 50°C erhitzt wird und langsam über 20 Stunden auf Raumtemperatur abgekühlt wird.

Der Begriff „quenchen", wie er hier verwendet wird, beinhaltet alle Behandlungen der Abkühlung ausgehend von der Austenit-Zone.
Kurze Beschreibung der Zeichnungen
1 ist ein Graph, der die Beziehung zwischen der Bruchfestigkeit und der Hitzebeständigkeit (0,2% Dehngrenze bei 600°C) nach dem Quenchen und Tempern für die verschiedenen Härteindices K nach dem Quenchen zeigt.
2 ist ein Graph, der die Beziehung zwischen dem Si-Gehalt und der Bruchfestigkeit nach dem Quenchen und Tempern für die verschiedenen Härteindices K nach dem Quenchen zeigt.
3 ist ein Graph, der die Beziehung zwischen dem Si-Gehalt und der Hitzebeständigkeit (0,2% Dehngrenze bei 600°C) nach dem Quenchen und Tempern für die verschiedenen Härteindices K nach dem Quenchen zeigt.
4 ist ein Graph, der die Beziehung zwischen dem Si-Gehalt und der maschinellen Bearbeitbarkeit (Schnittlänge während der Lebensdauer des Schneidwerkzeugs) für die verschiedenen Härteindices K nach dem Quenchen zeigt.
5 ist ein Graph, der die Beziehung zwischen der Bruchfestigkeit und der Hitzebeständigkeit (0,2% Dehngrenze bei 600°C) zeigt, wie sie in einem Beispiel gemäß der vorliegenden Erfindung und in einem Vergleichsbeispiel zu finden ist.
Detaillierte Beschreibung
Die vorliegenden Erfinder haben Untersuchungen an Werkzeugstählen durchgeführt und dabei auf die Beziehung zwischen der Härte des Stahls nach dem Abkühlen von einer Temperatur in der Austenit-Zone und dessen Eigenschaften geachtet. Sie haben weiterhin die Beziehung zwischen dem Si-Gehalt, der als wirkungsvoll für die Verbesserung der maschinellen Bearbeitbarkeit von Werkzeugstählen angesehen wird, und den Eigenschaften der Stähle untersucht. Dabei haben sie die unten genannten Ergebnisse erhalten und haben nun die vorliegende Erfindung auf Basis dieser Ergebnisse fertiggestellt.
1 ist ein Graph, der die Beziehung zwischen der Bruchfestigkeit und der Hitzebeständigkeit nach dem Quenchen und Tempern für die verschiedenen Härteindices K nach dem Quenchen zeigt, wie diese durch die Tests Nr. 1 bis 29 in den später hier genannten Beispielen erhalten wurde. Wie anhand der Figur zu sehen ist, ist die Hitzebeständigkeit nach dem Quenchen hoch, die Bruchfestigkeit jedoch sehr niedrig, wenn der Härteindex K nach dem Quenchen nicht größer als 0,15 ist. Wenn der Härteindex K nach dem Quenchen nicht kleiner als 0,96 ist, so ist die Bruchfestigkeit hoch, die Hitzebeständigkeit jedoch sehr gering. Andererseits sind die Hitzebeständigkeit und die Bruchfestigkeit beide hoch, wenn der Härteindex K nach dem Quenchen 0,23 bis 0,94 beträgt.
Als Begründung hierfür ist eine Abhängigkeit von der Form des Carbids, das beim Tempern ausgehend von der Bainit-Phase und der Martensit-Phase nach dem Quenchen abgelagert wird, anzunehmen. Somit ist es durch Auswahl einer geeigneten Menge der Bainit-Phase im Zustand nach dem Quenchen möglich, einen Stahl zu erhalten, der nach dem Tempern hinsichtlich seiner Hitzebeständigkeit und Bruchfestigkeit hervorragend ist. Die Menge der Bainit-Phase nach dem Tempern steht in enger Beziehung zu der Härte, und der oben genannte günstige Bereich des Härteindex von 0,23 bis 0,94 kann als zu einem passenden Größenbereich des Bainit-Phase-Anteils zugehörig angesehen werden.
2 ist ein Graph, der die Beziehung zwischen dem Si-Gehalt und der Bruchfestigkeit nach dem Quenchen und Tempern für die verschiedenen Härteindices K nach dem Quenchen zeigt, wie diese durch die Tests Nr. 101 bis 118 in den später genannten Beispielen erhalten wurde. Wie anhand der Figur ersichtlich ist, neigt ein geringerer Si-Gehalt dazu, einen höheren Wert für die Bruchfestigkeit zu verleihen, wenn der Härteindex nach dem Quenchen 1 entspricht. Durch die Einstellung des Si-Gehalts auf 1,20 Massen-% oder weniger ist es außerdem möglich, einen Wert der Bruchfestigkeit von nicht weniger als 77,5 MPa·m^½ zu erhalten, der für Werkzeugstähle erforderlich ist.
Wenn der Härteindex K nach dem Quenchen 0,30 bis 0,94 beträgt, so ergeben sich niedrigere Werte für die Bruchfestigkeit im Vergleich zu dem Fall, wenn der Härteindex K 1 ist. Der Einfluss des Si-Gehalts auf den Wert der Bruchfestigkeit ist kleiner im Vergleich zu dem Fall, wenn der Härteindex K 1 beträgt. Jedoch ist es auch in diesem Fall möglich, einen Wert der Bruchfestigkeit von nicht weniger als 77,5 MPa·m^½ zu erhalten, der für Werkzeugstähle erforderlich ist, indem ein Si-Gehalt von nicht mehr als 1,20 Massenprozent ausgewählt wird.
Wenn der Härteindex K nach dem Quenchen 0 ist, wird der Wert für die Bruchfestigkeit minimal, und ein Bruchfestigkeitswert von nicht unter 77,5 MPa·m^½, der für Werkzeugstähle erforderlich ist, kann durch keinen wie auch immer gearteten Si-Gehalt erreicht werden. Der Si-Gehalt hat dann überhaupt keinen Einfluss auf den Wert der Bruchfestigkeit.
3 ist ein Graph, der die Beziehung zwischen dem Si-Gehalt und der Hitzebeständigkeit für die verschiedenen Härteindices K nach dem Quenchen zeigt, wie diese in den Tests Nr. 101 bis 118 in den später zu erwähnenden Beispielen erhalten wurde. Wie aus der Figur ersichtlich ist, nimmt die Hitzebeständigkeit mit zunehmendem Si-Gehalt ab.
Die Hitzebeständigkeit ist am niedrigsten, wenn der Härteindex K nach dem Quenchen 1 ist. Wenn der Härteindex K nach dem Quenchen 0,30 bis 0,94 ist, und wenn der Härteindex K 0 ist, so steigt die Hitzebeständigkeit in dieser Reihenfolge.
4 ist ein Graph, der die Beziehung zwischen dem Si-Gehalt und der maschinellen Bearbeitbarkeit für die verschiedenen Härteindizes K nach dem Quenchen zeigt, wie diese in den Tests Nr. 101 bis 118 in den später zu erwähnenden Beispielen erhalten wurde. Wie aus der Figur ersichtlich ist, ist die maschinelle Bearbeitbarkeit nicht von dem Härteindex K nach dem Quenchen abhängig, steigt jedoch mit der Zunahme des Si-Gehalts auf jeder Stufe des Härteindex K an. Wenn der Si-Gehalt oberhalb von 0,20 Massen-% liegt, so kann das Niveau der maschinellen Bearbeitbarkeit außerdem, wenn dieses in Begriffen der Schnittlänge ausgedrückt wird, auf nicht weniger als 1 m ansteigen, was für Werkzeugstähle erforderlich ist.
Wie oben erwähnt ist eine Steigerung des Si-Gehalts zwar wirksam zur Verbesserung der maschinellen Bearbeitbarkeit, führt jedoch auf der anderen Seite nicht nur zu abnehmenden Werten für die Bruchfestigkeit, sondern auch zu einer verminderten Hitzebeständigkeit. Wenn der Si-Gehalt erhöht wird, so kann eine Abnahme der Bruchfestigkeit und der Hitzebeständigkeit jedoch verhindert werden, wenn der Härteindex K nach dem Quenchen im Bereich von 0,30 bis 0,94 gehalten wird.
Insbesondere im Falle des Stahls mit der chemischen Zusammensetzung gemäß der Definition bei der vorliegenden Erfindung ist es weiterhin möglich, eine Ablagerung der feinen Carbide im Schritt des Temperns zu bewirken, sodass dadurch die Abnahme der Hitzebeständigkeit gehemmt werden kann, selbst dann, wenn der Härteindex K recht hoch ist. Wenn der Härteindex K jedoch 0,95 überschreitet, so ist die Menge der in der Bainit-Phase abgelagerten feinen Carbide zu gering, um einen verbessernden Effekt auf die Hitzebeständigkeit zu bewirken. Andererseits ist es jedoch so, dass bei einem Härteindex K von unter 0,20 die Ablagerungsmenge nicht nur der feinen Carbide, sondern auch die Ablagerungsmenge der großen Carbide ansteigt, was vermutlich zu einem Versagen dabei führt, einen hinreichenden verbessernden Effekt bei der Bruchfestigkeit zu erreichen.
Im Folgenden sind die chemische Zusammensetzung und der Härteindex K nach dem Quenchen des Werkzeugstahls gemäß der vorliegenden Erfindung dargestellt. In der folgenden Beschreibung sind die Gehalte der in den Legierungen vorkommenden Elemente in den chemischen Zusammensetzungen in Massenprozent angegeben.
C:
C ist wirksam zur Verbesserung der Härtbarkeit und Festigkeit des Stahls und wird sekundär in Form von Carbiden und Nitriden im Schritt des Temperns abgelagert, um dadurch die Hitzebeständigkeit zu verbessern. Wenn sein Gehalt jedoch niedriger als 0,25% ist, sind seine Wirkungen gering. Bei einem Gehalt, der 0,60% übersteigt, wird eine Abnahme der maschinellen Bearbeitbarkeit verursacht. Daher wird der Gehalt von C in einem Bereich von 0,25 bis 0,60% ausgewählt. Wenn der Gehalt an Cr hoch ist und seine Untergrenze 2,80% beträgt, so wird die Obergrenze des C-Gehalts bevorzugt auf 0,45% eingestellt, da sich das Cr-Carbid rasch anreichert. Ein C-Gehalt von 0,30 bis 0,40% ist noch bevorzugter. Wenn der Cr-Gehalt niedrig ist und seine Obergrenze 2,70% beträgt, so wird die Untergrenze des C-Gehalts bevorzugt auf 0,40% eingestellt, sodass die Härtbarkeit sichergestellt werden kann.
Si:
Si ist wirkungsvoll bei der Verbesserung der maschinellen Bearbeitbarkeit von Stahl. Wenn sein Gehalt jedoch weniger als 0,10% beträgt, ist der Effekt seiner Zugabe gering. Wenn sein Gehalt 1,20% überschreitet, verursacht es eine Abnahme der Festigkeit und Hitzebeständigkeit und verringert so die Lebensdauer des Werkzeugs. Daher sollte der Gehalt an Si im Bereich von 0,10 bis 1,20% liegen. Wenn der Cr-Gehalt hoch ist und seine Untergrenze 2,80% beträgt, so wird die Obergrenze des Si-Gehalts bevorzugt auf 1,00% eingestellt, wobei ein Si-Gehalt von 0,20 bis 0,50% bevorzugter ist. Wenn der Cr-Gehalt niedrig ist und seine Obergrenze 2,70% beträgt, so wird die Untergrenze des Si-Gehalts bevorzugt auf ein Niveau von über 0,20% eingestellt.
Mn:
Mn ist ein Element, das wirksam bei der Steigerung der Härtbarkeit und Festigkeit von Stahl ist. Bei einem niedrigeren Niveau als 0,20% kann seine Zugabe jedoch kaum ihre Wirkungen entfalten. Bei einem Niveau, das 1,50% übersteigt, kann eine Absonderung von Mn in dem Stahl auftreten, was zu einer Abnahme der Härte und Festigkeit führt. Folglich sollte der Gehalt an Mn 0,20 bis 1,50% betragen. Wenn der Cr-Gehalt hoch ist und seine Untergrenze auf 2,80% eingestellt ist, so wird die Obergrenze des Mn-Gehalts bevorzugt auf 1,00% eingestellt. Ein bevorzugterer Mn-Gehalt beträgt 0,50 bis 0,80%. Wenn der Cr-Gehalt niedrig ist und seine Obergrenze auf 2,70% eingestellt ist, so beträgt der Mn-Gehalt bevorzugt 0,50 bis 1,00%.
Ni:
Ni ist ebenfalls ein Element, das wirksam für die Steigerung der Härtbarkeit und Festigkeit ist. Bei einem Mengenniveau, das unter 0,50% liegt, erzeugt es jedoch nur geringe Effekte. Bei einem Niveau, das 2,00% überschreitet, verringert es den Transformationspunkt, wodurch die Hitzebeständigkeit vermindert wird. Folglich wird der Ni-Gehalt in einem Bereich von 0,50 bis 2,00% gewählt. Wenn der Cr-Gehalt hoch ist und seine Untergrenze auf 2,80% eingestellt ist, so beträgt der Ni-Gehalt bevorzugt 0,80 bis 1,70%. Wenn der Cr-Gehalt niedrig ist und seine Obergrenze auf 2,70% eingestellt ist, so wird die Untergrenze des Ni-Gehalts bevorzugt auf 1,00% eingestellt.
Cr:
Cr ist ein Element, das wirksam zur Verbesserung der Härte und Verschleißbeständigkeit ist. Jedoch kann es bei einem Mengenniveau von unter 1,00% keine zufriedenstellenden Effekte hervorrufen. Bei einem Mengenniveau, das 4,20% übersteigt, bewirkt es eine Abnahme der Hitzebeständigkeit. Daher sollte der Cr-Gehalt 1,00 bis 4,20% betragen. Insbesondere in den Fällen, in denen Verschleißbeständigkeit erforderlich ist, z.B. im Fall von Presswerkzeugen, wird die Untergrenze bevorzugt auf 2,80% eingestellt. Zur Verwendung bei der Herstellung von Hammerwerkzeugen beispielsweise, bei denen Härte in besonderem Maße erforderlich ist, wird die Obergrenze bevorzugt auf 2,70% eingestellt.
Mo:
Mo verbessert die Härtbarkeit und Beständigkeit gegenüber der Erweichung von Stahl und verbessert die Härte und Hitzebeständigkeit. Bei einem Mengenniveau unterhalb von 0,30% bleibt seine Zugabe jedoch ineffektiv. Bei einem Mengenniveau, das 2,00% übersteigt, bewirkt es eine Herabsetzung der maschinellen Bearbeitbarkeit und Härte. Folglich sollte der Mo-Gehalt 0,30 bis 2,00% betragen. Wenn der Cr-Gehalt hoch ist und seine Untergrenze auf 2,80% eingestellt ist, so wird die Untergrenze des Mo-Gehalts vorzugsweise auf 1,00% eingestellt. Ein noch bevorzugterer Mo-Gehalt liegt bei 1,30 bis 1,70%.
V:
V ist ein Element, das zur Erhöhung der Hitzebeständigkeit notwendig ist. Bei einem Mengenniveau unter 0,10% ist seine Wirkung jedoch gering. Bei einem Mengenniveau, das 1,00% überschreitet, nimmt die Festigkeit ab. Daher sollte der V-Gehalt 0,10 bis 1,00% betragen. Wenn der Cr-Gehalt hoch ist und die zugehörige Untergrenze auf 2,80% eingestellt ist, resultiert ein V-Gehalt, der 0,60% überschreitet, in einer verminderten maschinellen Bearbeitbarkeit, sodass die Obergrenze des V-Gehalts bevorzugt auf 0,60%, bevorzugter auf 0,50% eingestellt wird. Wenn der Cr-Gehalt niedrig ist und seine Obergrenze 2,70% beträgt, so liegt der V-Gehalt bevorzugt über 0,10%, jedoch unter 0,80%.
Al:
Al ist ein Element, das wirksam dazu dient, Stahl zu entoxidieren und zu homogenisieren. Bei einem Mengenniveau unter 0,005% können die beabsichtigten Wirkungen jedoch nicht erreicht werden. Demgegenüber ist es bei einem Mengenniveau von über 0,10% so, dass die maschinelle Bearbeitbarkeit abnimmt und/oder die Menge an nichtmetallischen Einschlüssen zunimmt. Somit sollte der Al-Gehalt 0,005% bis 0,10% betragen. Wenn der Cr-Gehalt hoch ist und die Untergrenze auf 2,80% eingestellt ist, so wird die Obergrenze für den Al-Gehalt bevorzugt auf 0,06% eingestellt. Wenn der Cr-Gehalt niedrig ist und die entsprechende Obergrenze auf 2,70% eingestellt ist, so wird die Obergrenze des Al-Gehalts bevorzugt auf 0,10% eingestellt.
Bei dem Werkzeugstahl gemäß der vorliegenden Erfindung werden die Gehalte der Verunreinigungen P, S und N wie folgt eingeschränkt:
P:
P zeigt eine Neigung zur Absonderung in Stahl, was eine Abnahme der Festigkeit und/oder thermische Rissbildung verursacht. Es ist daher erwünscht, dass sein Gehalt so niedrig wie möglich ist. Der P-Gehalt sollte daher nicht höher als 0,015% sein.
S:
S bildet Sulfide und vermindert damit die Festigkeit; es ist daher erwünscht, dass sein Gehalt so niedrig wie möglich ist. Der P-Gehalt sollte somit nicht höher als 0,005% sein.
N:
N besitzt eine hohe Affinität für V und bildet bereitwillig Nitride mit diesem, was zu einer Abnahme des Mengenniveaus an gelöstem V führt. Wenn die Menge an gelöstem V niedrig ist, so nimmt die Menge der Carbide und Nitride von V, die sekundär beim Schritt des Temperns abgelagert werden, ab, und die Hitzebeständigkeit nimmt dementsprechend ab. Wenn der V-Gehalt niedrig ist, sind diese Einflüsse von Bedeutung. Der N-Gehalt sollte daher nicht höher als 0,015% sein.
Härteindex K:
Wenn der Härteindex K nach dem Quenchen niedriger als 0,20 ist, so wird die Härte (Festigkeit) nach dem Tempern gering. Demgegenüber nimmt die Hitzebeständigkeit nach dem Tempern merklich ab, wenn der Härteindex K 0,95 überschreitet. Somit sollte der Härteindex K im Bereich von 0,20 bis 0,95 liegen. Wenn der Cr-Gehalt hoch ist und die Untergrenze auf 2,80% eingestellt ist, so liegt der Härteindex K bevorzugt im Bereich von 0,4 bis 0,6. Wenn der Cr-Gehalt niedrig ist und die Obergrenze auf 2,70% festgesetzt ist, so liegt der Härteindex K bevorzugt im Bereich von 0,4 bis 0,7.
Der Härteindex K ist durch die unten dargestellte Formel (1) definiert, wobei H1 diejenige Härte ist, die bei einer Standard-Probe von 10 mm Dicke ermittelt wird, die auf eine Temperatur erhitzt wird, die um 50°C höher ist als der A_c3-Transformationspunkt und die dann in Wasser gequencht wird. H2 ist hierbei diejenige Härte, die anhand der gleichen Probe ermittelt wird, die in derselben Weise erhitzt und dann langsam über 20 Stunden auf Raumtemperatur abgekühlt wird, und H ist die Härte des Stahls nach dem Quenchen.
Jede Härte wird in Begriffen der Vickers-Härte ausgedrückt, die mit einer Testkraft von 98 N gemessen wird. K = (H – H2)/(H1 – H2) (1)
Bei dieser Beschreibung bezeichnet die Standard-Probe ein 10 mm dickes Stück des Stahls, und die Temperatur bezeichnet die Oberflächentemperatur des Stahls.
Der obige Werkzeugstahl wird hergestellt, indem man eine Masse von Stahl mit der oben definierten chemischen Zusammensetzung erzeugt, indem ein Schmelzen in einem Elektroofen, Konverter oder dergleichen erfolgt, und dieser Stahl dann einer Warmumformung, wie etwa Walzen, Schmieden, Glühen, Quenchen und Tempern unterzogen wird.
Das Quenchen wird durchgeführt, indem man bis auf eine Temperatur der Austenit-Zone, z.B. 900 bis 1.050°C, erhitzt, gefolgt von Wasserkühlung, Ölkühlung, oder Abkühlenlassen, um so eine derartige Härte zu erzielen, dass der Härteindex K 0,20 bis 0,95 werden kann. Eine Härte H, die so ist, dass der Wert für den Härteindex K 0,20 bis 0,95 wird, kann erhalten werden, indem man die Beziehung zwischen den Abkühlbedingungen und dem Härteindex K vorab bestimmt und aus den als nützlich ermittelten Bedingungen geeignete Abkühlbedingungen auswählt. Nach dem Quenchen wird der Stahl des Weiteren bei 550 bis 640°C getempert.
Das Werkzeug gemäß der Erfindung wird hergestellt, indem man den Stahl mit der oben genannten chemischen Zusammensetzung durch Schmelzen in einem Elektroofen, Konverter oder dergleichen erzeugt, den Stahl weiterhin einer Warmumformung, wie etwa Walzen oder Schmieden und Glühen unterzieht, und den Stahl dann zu einem Werkzeug formt, z.B. durch maschinelle Bearbeitung oder Funkenerosion, und dann quencht und tempert.
Das Quenchen wird durchgeführt, indem man bis auf eine Temperatur der Austenit-Zone, z.B. 900 bis 1.050°C, erhitzt, gefolgt von Wasserkühlung, Ölkühlung, oder Abkühlenlassen, auf eine solche Härte, dass der durch die obige Formel (1) definierte Härteindex K 0,20 bis 0,95 wird.
Der Schritt der Werkzeugformung durch maschinelle Bearbeitung oder Funkenerosion kann auch nach dem Quenchen und Tempern erfolgen.
Ausführungsformen
Beispiel 1
Die Stähle mit den chemischen Zusammensetzungen, die in den Tabellen 1 und 2 spezifiziert sind, wurden in einem Elektroofen geschmolzen, und jeder erhaltene Stahl-Gussblock wurde in einem Blockwalzwerk warmgewalzt, dann bei einem Verschmiedungsgrad von 5 zu einer Stahlmasse geschmiedet, die dann bei 800-850°C geglüht wurde. In Tabelle 2 ist Nr. 52 der Legierungs-Werkzeugstahl SKT4, der in JIS G 4404 definiert ist, und Nr. 53 ist der Legierungs-Werkzeugstahl SKD61, der in JIS G 4404 definiert ist.
Danach wurden unbearbeitete Werkstücke (Proben) mit einer Dicke von 10 bis 800 mm hergestellt, um den Härteindex K nach dem Quenchen zu variieren. Unter diesen wurde jede 10 mm Standard-Probe auf eine Temperatur erhitzt, die um 50°C höher war als der A_c3-Transformationspunkt und dann dem Wasser-Quenchen oder einer langsamen Abkühlung auf Raumtemperatur über 20 Stunden unterzogen. Andere unbearbeitete Werkstücke wurden mit Wasser oder Öl abgekühlt, oder man ließ sie ausgehend von 900-1.050°C abkühlen, um verschiedene Härtewerte zu erhalten. Danach wurden die Standardproben und andere unbearbeitete Werkstücke auf ihre Vickers-Härte hin gemessen (Testkraft 98 N), und die Werte für den Härteindex K wurden berechnet. Die Ergebnisse sind in den Tabellen 1 und 2 zusammen mit den A_c3-Transformationspunkten dargestellt.
Danach wurden die unbearbeiteten Werkstücke bei 550-640°C getempert und dann der Untersuchung auf ihre Bruchfestigkeit und Hitzebeständigkeit unterzogen. Der Test auf Bruchfestigkeit wurde gemäß ASTM E 399-83 durchgeführt, und die Werte für die Bruchfestigkeit wurden berechnet. Der Test auf Hitzebeständigkeit wurde gemäß JIS G 0567 bei einer Testtemperatur von 600°C unter Verwendung von JIS 14A Testproben (6 mm Durchmesser) durchgeführt, und die Werte für die 0,2% Dehngrenze wurden gemessen.
Unter den gequenchten und getemperten unbearbeiteten Werkstücken, die in den Tabellen 1 und 2 angegeben sind, wurden die Werkstücke Nr. 1 bis 18, Nr. 20, Nr. 21, Nr. 27, Nr. 33, Nr. 38 und Nr. 42 bis Nr. 53 ausgewählt und mittels maschineller Bearbeitung und Funkenerosion zu Presswerkzeugen geformt. Unter Verwendung dieser Presswerkzeuge wurde Schmiedearbeit durchgeführt, wobei SCM 440, das in JIS G 4105 definiert ist, als Arbeitsmaterial verwendet wurde. Dabei wurde die Lebensdauer (Anzahl der Schmiedearbeiten) für jedes Werkzeug bestimmt. Die derart erhaltenen Ergebnisse sind in den Tabellen 3 und 4 dargestellt. Tabelle 3

Tabelle 4
Die Erfahrung hat gezeigt, dass das Werkzeug eine zufriedenstellend lange Lebensdauer besitzt, wenn die Bruchfestigkeit nicht unter 77,5 MPa·m^½ liegt und die 0,2%-Dehngrenze bei 600°C nicht unter 539 MPa beträgt. Bei jedem der Beispiele der Nummern 1 bis 20 (siehe Tabelle 3), die Beispiele der vorliegenden Erfindung sind, erfüllen sowohl der Wert der Bruchfestigkeit als auch die Hitzebeständigkeit nach dem Tempern die oben genannten Erfordernisse. Im Gegensatz dazu sind bei den Vergleichsbeispielen der Nummern 21 bis 53 (siehe Tabellen 3 und 4) entweder ein Wert oder beide Werte hinsichtlich der Bruchfestigkeit und Hitzebeständigkeit niedriger als die oben genannten erforderlichen Werte. 5 ist ein Graph, der die Beziehung zwischen der Bruchfestigkeit und der Hitzebeständigkeit (0,2% Dehngrenze bei 600°C) auf Basis der aufgefundenen Daten aus den Tabellen 3 und 4 zeigt, was anzeigt, dass die Beispiele gemäß der vorliegenden Erfindung den Vergleichsbeispielen überlegen sind.
Die Werkzeuge gemäß der Erfindung besitzen alle eine längere Lebensdauer als die Werkzeuge der Vergleichsbeispiele.
Beispiel 2
Es wurden durch Schmelzen in einem Elektroofen und anschließendes Quenchen in derselben Weise wie in Beispiel 1 Stähle mit den chemischen Zusammensetzungen gemäß den Angaben in den Tabellen 5 und 6 hergestellt, und die Werte für den Härteindex K wurden bestimmt. Die Ergebnisse sind in den Tabellen 5 und 6 zusammen mit den A_c3-Transformationspunkten dargestellt.
Nach dem Tempern bei 550-640°C wurden dann die Tests auf Bruchfestigkeit, Hitzebeständigkeit und maschinelle Bearbeitbarkeit durchgeführt. Die Tests auf Bruchfestigkeit und Hitzebeständigkeit wurden in derselben Weise wie bei Beispiel 1 durchgeführt. Bei dem Test auf maschinelle Bearbeitbarkeit wurden die Proben unter den unten angegebenen Bedingungen dem Fräsen unterzogen, und es wurden die Schnittlängen bis zum Ende der Lebensdauer des Schneidwerkzeugs gemessen.
Werkzeug: PVD-beschichtetes, mit Kitt befestigtes Carbid-Werkzeug, hergestellt aus dem Material HW-K20, das in JIS B 4053 definiert ist;
Schneidgeschwindigkeit, V: 50 m/min;
Zufuhr, f: 0,18 mm/Schneidkante;
Tiefe des Schnitts, d: 3,0 mm.
Unter den gequenchten und getemperten unbearbeiteten Werkstücken, die in den Tabellen 5 und 6 angegeben sind, wurden die Nummern 101 bis 106, Nr. 112, Nr. 113, Nr. 119, Nr. 124, Nr. 126, Nr. 133 und Nr. 134 ausgewählt, und es wurden durch maschinelle Bearbeitung und Funkenerosion Hammerwerkzeuge daraus hergestellt. Unter Verwendung dieser Hammerwerkzeuge wurde Schmiedearbeit durchgeführt, wobei SCM 440, das in JIS G 4105 definiert ist, als Arbeitsmaterial verwendet wurde; hierbei wurde die Lebensdauer (Anzahl der Schmiedearbeiten) für jedes Werkzeug bestimmt. Die derart erhaltenen Ergebnisse sind in den Tabellen 7 und 8 dargestellt.
Tabelle 7
Tabelle 8
Die Erfahrung hat gezeigt, dass das Werkzeug eine zufriedenstellend lange Lebensdauer besitzt, wenn die Bruchfestigkeit nicht unter 77,5 MPa·m^½ liegt und die 0,2%-Dehngrenze bei 600°C nicht unter 539 MPa beträgt, und dass die maschinelle Bearbeitbarkeit zufriedenstellend ist, wenn die Schnittlänge nicht weniger als 1 m beträgt. Bei jedem der Beispiele der Nummern 101 bis 106 (siehe Tabelle 7), die Beispiele der vorliegenden Erfindung sind, erfüllen der Wert für die Bruchfestigkeit, die Hitzebeständigkeit und die maschinelle Bearbeitbarkeit allesamt die oben genannten Erfordernisse. Im Gegensatz dazu ist bei den Vergleichsbeispielen der Nummern 107 bis 138 (siehe Tabellen 7 und 8) wenigstens ein Wert hinsichtlich der Bruchfestigkeit, Hitzebeständigkeit und maschinellen Bearbeitbarkeit niedriger als die oben genannten relevanten, erforderlichen Werte.
Die Werkzeuge gemäß der Erfindung besitzen alle eine längere Lebensdauer als die Werkzeuge der Vergleichsbeispiele.
Eine Erhöhung des Si-Gehalts ist wirksam zur Verbesserung der maschinellen Bearbeitbarkeit. Gemäß dem Stand der Technik führt eine Zunahme des Si-Gehalts jedoch zu einer Abnahme der Bruchfestigkeit und Hitzebeständigkeit. Im Gegensatz dazu ist der Werkzeugstahl, der durch das Verfahren gemäß der vorliegenden Erfindung hergestellt wird, mit einer gemischten Struktur ausgestattet, die die Bainit-Phase und die Martensit-Phase als Struktur nach dem Quenchen umfasst, indem der Härteindex K auf einen bestimmten Bereich beschränkt wird, was darin resultiert, dass die Abnahme der Bruchfestigkeit und der Hitzebeständigkeit verhindert werden kann.
Industrielle Anwendbarkeit
Der Werkzeugstahl der vorliegenden Erfindung ist gegenüber den konventionellen Werkzeugstählen hinsichtlich seiner Hitzebeständigkeit und Bruchfestigkeit und ebenso hinsichtlich seiner maschinellen Bearbeitbarkeit überlegen. Gemäß dem Herstellungsverfahren der Erfindung können langlebige Werkzeuge hergestellt werden. Daher ist der Werkzeugstahl der vorliegenden Erfindung geeignet zur Verwendung für Arbeitswerkzeuge wie etwa für Formwerkzeuge für das Warmschmieden.

Claims

Verfahren zum Herstellen eines Werkzeugstahls, das umfasst: Herstellen eines Stahls mit einer chemischen Zusammensetzung, die so ist, dass er, in Massenprozent, besteht aus: C: 0,25 bis 0,60%, Si: 0,10 bis 1,20%, Mn: 0,20 bis 1,50%, Ni: 0,50 bis 2,00%, Cr: 1,00 bis 4,20%, Mo: 0,30 bis 2,00%, V: 0,10 bis 1,00% und Al: 0,005 bis 0,10%, wobei die Restmenge aus Fe und Verunreinigungen besteht und P, S und N unter den Verunreinigungen nicht mehr als 0,015%, nicht mehr als 0,005%, bzw. nicht mehr als 0,015% ausmachen; Quenchen des Stahls, um eine Härte N zu erhalten, so dass der unten durch die Formel (1) definierte Härteindex K von 0,20 bis 0,95 beträgt: K = (H – H2)/(H1 – H2) (1)wobei H1: Vickers-Härte, ermittelt bei einer Standard-Probe von 10 mm Dicke, die auf den A_c3-Transformationspunkt plus 50°C erhitzt wird und in Wasser gequencht wird, ist; H2: Vickers-Härte, ermittelt bei einer Standard-Probe von 10 mm Dicke, die auf den A_c3-Transformationspunkt plus 50°C erhitzt wird und über 20 Stunden auf Raumtemperatur abgekühlt wird, ist; und dann Tempern des Stahls.
Verfahren nach Anspruch 1, wobei der Stahl eine chemische Zusammensetzung besitzt, die so ist, dass er in Massenprozent besteht aus: C: 0,25 bis 0,45%, Si: 0,10 bis 1,00%, Mn: 0,20 bis 1,00%, Ni: 0,50 bis 2,00%, Cr: 2,80 bis 4,20%, Mo: 1,00 bis 2,00%, V: 0,10 bis 1,00% und Al: 0,005 bis 0,10%, wobei die Restmenge aus Fe und Verunreinigungen besteht.
Verfahren nach Anspruch 1, wobei der Stahl eine chemische Zusammensetzung besitzt, die so ist, dass er, in Massenprozent, besteht aus: C: 0,40 bis 0,60%, Si: mehr als 0,20 bis 1,20%, Mn: 0,20 bis 1,50%, Ni: 1,00 bis 2,00%, Cr: 1,00 bis 2,70%, Mo: 0,30 bis 2,00%, V: über 0,10%, jedoch unter 0,80%, und Al: 0,005% bis unter 0,10%, wobei die Restmenge aus Fe und Verunreinigungen besteht.
Werkzeugstahl mit einer chemischen Zusammensetzung, die so ist, dass er, in Massenprozent, besteht aus: C: 0,40 bis 0,60%, Si: mehr als 0,20 bis 1,20%, Mn: 0,20 bis 1,50%, Ni: 1,00 bis 2,00%, Cr: 1,00 bis 2,70%, Mo: 0,30 bis 2,00%, V: über 0,10%, jedoch unter 0,80%, und Al: 0,005% bis unter 0,10%, wobei die Restmenge aus Fe und Verunreinigungen besteht und P, S und N unter den Verunreinigungen nicht mehr als 0,015%, nicht mehr als 0,005%, bzw. nicht mehr als 0,015% ausmachen, wobei der Stahl eine Härte H besitzt, so dass der unten durch die Formel (1) definierte Härteindex K von 0,20 bis 0,95 beträgt: K = (H – H2)/(H1 – H2) (1)wobei H1: Vickers-Härte, ermittelt bei einer Standard-Probe von 10 mm Dicke, die auf den A_c3-Transformationspunkt plus 50°C erhitzt wird und in Wasser gequencht wird, ist; H2: Vickers-Härte, ermittelt bei einer Standard-Probe von 10 mm Dicke, die auf den A_c3-Transformationspunkt plus 50°C erhitzt wird und über 20 Stunden auf Raumtemperatur abgekühlt wird, ist.
Verfahren zum Herstellen eines Werkzeugstahls, das umfasst: Herstellen eines Stahls mit einer chemischen Zusammensetzung, die so ist, dass er, in Massenprozent, besteht aus: C: 0,25 bis 0,60%, Si: 0,10 bis 1,20%, Mn: 0,20 bis 1,50%, Ni: 0,50 bis 2,00%, Cr: 1,00 bis 4,20%, Mo: 0,30 bis 2,00%, V: 0,10 bis 1,00% und Al: 0,005 bis 0,10%, wobei die Restmenge aus Fe und Verunreinigungen besteht und P, S und N unter den Verunreinigungen nicht mehr als 0,015%, nicht mehr als 0,005%, bzw. nicht mehr als 0,015% ausmachen; Quenchen des Stahls, um eine Härte H zu erhalten, so dass der unten durch die Formel (1) definierte Härteindex K von 0,20 bis 0,95 beträgt: K = (H – H2)/(H1 – H2) (1)wobei H1: Vickers-Härte, ermittelt bei einer Standard-Probe von 10 mm Dicke, die auf den A_c3-Transformationspunkt plus 50°C erhitzt wird und in Wasser gequencht wird, ist; H2: Vickers-Härte, ermittelt bei einer Standard-Probe von 10 mm Dicke, die auf den A_c3-Transformationspunkt plus 50°C erhitzt wird und über 20 Stunden auf Raumtemperatur abgekühlt wird, ist; Tempern des Stahls; und Ausformen des Stahls zu einer Werkzeugform vor dem Quenchen oder nach dem Tempern.
Verfahren nach Anspruch 5, wobei der Stahl eine chemische Zusammensetzung besitzt, die so ist, dass er, in Massenprozent, besteht aus: C: 0,25 bis 0,45%, Si: 0,10 bis 1,00%, Mn: 0,20 bis 1,00%, Ni: 0,50 bis 2,00%, Cr: 2,80 bis 4,20%, Mo: 1,00 bis 2,00%, V: 0,10 bis 1,00% und Al: 0,005 bis 0,10%, wobei die Restmenge aus Fe und Verunreinigungen besteht.
Verfahren nach Anspruch 5, wobei der Stahl eine chemische Zusammensetzung besitzt, die so ist, dass er, in Massenprozent, besteht aus: C: 0,40 bis 0,60%, Si: mehr als 0,20 bis 1,20%, Mn: 0,20 bis 1,50%, Ni: 1,00 bis 2,00%, Cr: 1,00 bis 2,70%, Mo: 0,30 bis 2,00%, V: über 0,10%, jedoch unter 0,80%, und Al: 0,005% bis unter 0,10%, wobei die Restmenge aus Fe und Verunreinigungen besteht.