DE60115232T2

DE60115232T2 - Stahllegierung, werkzeug zum plastiggiessen und zähgehärteter rohling für plastikgiesswerkzeuge

Info

Publication number: DE60115232T2
Application number: DE60115232T
Authority: DE
Inventors: Odd Sandberg; Magnus Tidesten
Original assignee: Uddeholms AB
Current assignee: Uddeholms AB
Priority date: 2000-06-15
Filing date: 2001-05-11
Publication date: 2006-07-20
Anticipated expiration: 2021-05-12
Also published as: EP1290237B1; JP2004503677A; RU2266347C2; CA2412525C; SE0002250D0; AU5692601A; SE516622C2; CN1436251A; US20040101430A1; CN1177073C; BR0111668A; KR20030010711A; US6896847B2; KR100758401B1; SE0002250L; CA2412525A1; BR0111668B1; TWI243858B; DE60115232D1; JP5355837B2

Description

Technisches Gebiet
Die Erfindung bezieht sich auf eine Stahllegierung und insbesondere auf eine Stahllegierung für die Herstellung von Plastik-Gießwerkzeugen. Die Erfindung betrifft ebenfalls Plastik-Gießwerkzeuge, die aus Stahl hergestellt sind, und streng gehärtete Rohlinge der Stahllegierung für die Herstellung von Plastik-Gießwerkzeugen.
Hintergrund der Erfindung
Plastik-Gießwerkzeuge werden aus einer großen Vielzahl von Stahllegierungen hergestellt, wie z. B. Kohlenstoff-Stählen, gering- und halblegierten Stählen, martensitischen rostfreien Stählen, durch Ausscheidung gehärtete Stähle und Martensit-aushärtende Stähle. Eine Zusammenfassung der bestehenden Stahllegierungen, die für die Herstellung von Plastik-Gießwerkzeugen verwendet werden, kann in der gedruckten Ausgabe von „Tool Steels in the next Century", Veröffentlichungen der 5. internationalen Konferenz über Werkzeugausrüstung, 29. September bis 01. Oktober 1999, Universität von Leoben (ISBN: 3-9501105-0-X) Seiten 635 bis 642 gefunden werden. Innerhalb der Gruppe von rostfreien Martensit-Stählen gibt es eine Anzahl von handelsüblichen Plastik-Gießstählen, umfassend einen Stahl, der durch den Anmelder unter dem eingetragenen Handelsnamen STAVAX ESR^® hergestellt und vermarktet wird und der die folgende nominelle chemische Zusammensetzung in Gewichtsprozenten aufweist: 0,38 C, 0,8 Si, 0,5 Mn, 13,6 Cr, 0,3 V, Resteisen und unvermeidbare Verunreinigungen aus der Herstellung des Stahles. Dieser Stahl ist genormt gemäß SIS2314 und AISI420. Stahl dieses Typs besitzt eine geeignete Härte im gehärteten und angelassenen Zustand des Stahles. Die Duktilität (Zähigkeit) und die Härtbarkeit befriedigen jedoch nicht die immer höheren Anforderungen, welche an heutige Materialien für die qualifizierten Plastik-Gießstähle gestellt werden, zumindest nicht für Werkzeuge mit großen Abmessungen.
Ein rostfreier Martensit-Stahl mit großer Härte und mit guter Warmverarbeitbarkeit und mit Grübchen-Korrosionswiderstand und einer Zusammensetzung, die ähnlich derjenigen der Erfindung ist, aber Wolfram und einen höheren Gehalt an Molybdän umfasst, ist in der WO-A-9621747 offenbart.
Offenbarung der Erfindung
Es ist ein Zweck der Erfindung, einen martensitischen rostfreien Stahl für Plastik-Gießwerkzeuge vorzugeben, der die gleichen guten Merkmale wie STAVAX ESR^® besitzt, aber eine verbesserte Härtbarkeit, d. h. eine Fähigkeit, ebenfalls bei großen Abmessungen gehärtet zu werden, und der eine verbesserte Duktilität (Zähigkeit) besitzt. Dies kann erzielt werden, wenn der Stahl die chemische Zusammensetzung besitzt, die in den angefügten Patentansprüchen wiedergegeben ist. Soweit die Wichtigkeit der einzelnen Elemente und die Zusammenwirkung der Legierungselemente des Stahles betroffen ist, kann das Folgende gesagt werden, ohne den beanspruchten Patentschutz an irgendeine spezifische Theorie zu binden.
Kohlenstoff und Stickstoff sind Elemente, die eine große Bedeutung für die Härte und die Duktilität des Stahles besitzen. Kohlenstoff ist ebenfalls ein Element, welches wichtig ist zur Verbesserung der Härtbarkeit. Bei der Herstellung des Stahls vom Typ SIS2314/AISI420 können großen Segregationsvariationen zwischen unterschiedlich hergestellten Blöcken und ebenfalls innerhalb einzelner Blöcke angetroffen werden. Ebenfalls können große Variationen der Härtbarkeit zwischen unterschiedlichen Schmelzen auftreten. Dies hat damit zu tun, wie viel an Inhalt der karbid-formenden Elemente des Stahles vorliegen, die in der Form von Karbiden an erster Stelle gebunden sind. Unter anderem aus diesem Grund und insbesondere, um der Bildung von ungünstigen Karbiden in der Form von Chromkarbiden (M₇C₃ Karbiden) entgegen zu wirken, enthält der Stahl der Erfindung nicht mehr als 0,27% C, vorzugsweise nicht mehr als 0,25% C. Der minimale Inhalt an Kohlenstoff in dem Stahl beträgt 0,18% damit der Stahl einen hinreichenden Betrag an gelöstem Kohlenstoff in dem Martensit bekommt, so dass der Martensit in einem angelassenen Zustand eine Härte von wenigstens 50 HRC, geeigneterweise 50–54 HRC bekommt. Kohlenstoff besitzt ebenfalls einen günstigen Fördereffekt der Härtbarkeit. Vorzugsweise beträgt der Kohlenstoffgehalt des Stahles wenigstens 0,20%.
Der Stickstoff trägt zu der Erzielung einer gleichmäßigeren homogeneren Verteilung der Karbide und der Kabonitride bei, indem der Verfestigungszustand des Legierungssystems verändert wird, so dass gröbere Karbidaggregate vermieden werden oder während der Verfestigung vermindert werden. Der Betrag an M₂₃C₆-Karbiden wird ebenfalls vermindert zugunsten von M (C, N), d. h. von Vanadium-Karbonitriden, die einen günstigen Einfluss auf die Duktilität/Zähigkeit besitzen. Um zusammenzufassen, trägt der Stickstoff dazu bei, einen günstigeren Verfestigungsprozess mit geringeren Karbiden und Nitriden vorzugeben, der unterteilt werden kann in eine feiner verteilte Phase während der Bearbeitung. Aus diesen Gründen soll Stickstoff in einem Betrag von wenigstens 0,06% aber nicht mehr als 0,13% vorliegen, wobei zur gleichen Zeit der Gesamtbetrag an Kohlenstoff und Stickstoff die Bedingung 0,3 ≤ C + N ≤ 0,4 erfüllen soll. In dem Ausdruck wird auf Gewichtsprozente Bezug genommen. In dem gehärteten und angelassenen Stahl ist Stickstoff im Wesentlichen in dem Martensit gelöst, um Stickstoff-Martensit in fester Lösung zu formen und hierdurch zu der gewünschten Härte beizutragen. Allgemein gesprochen soll, soweit der Betrag an Stickstoff betroffen ist, dieses Element in einem Betrag von wenigstens 0,06% vorliegen, um zusammen mit Kohlenstoff bis zu einem gewünschten Ausmaß Karbonitride, M (C, N), zu bilden, die als ein gelöstes Element in dem angelassenen Martensit vorliegen, um zu der Härte des Martensits beizutragen, als ein Austenit-Bildner zu wirken und zu einem gewünschten Korrosionswiderstand beizutragen, in dem der sogenannte PRE-Wert der Matrix des Stahles erhöht wird, wobei es aber nicht maximal 0,13% übersteigen soll, um den Inhalt von Kohlenstoff plus Stickstoff zu maximieren, wobei Kohlenstoff der wichtigste Härtebildner ist.
Silizium erhöht die Kohlenstoffaktivität des Stahles und demzufolge die Tendenz der Ablagerung von wichtigen Primär-Karbiden. Daher ist es erwünscht, dass der Stahl einen geringen Siliziumgehalt besitzt. Daneben ist Silizium ein Ferrit-Stabilisierelement, was ein ungünstiges Merkmal von Silizium ist. Da der Stahl darüber hinaus einen vergleichsweise hohen Gehalt an Chrom und Molybdän besitzt, welche ebenso Ferrit-Stabilisierelemente sind, sollte der Gehalt an Silizium begrenzt werden, damit der Stahl kein Ferrit in seiner Matrix bekommt. Der Stahl soll daher nicht mehr als 1,5% Si vorzugsweise max. 1,0% Si enthalten. Allgemein sollen die Ferrit-Stabilisierelemente an die Austenit-Stabilisierelemente angepasst sein. Silizium liegt jedoch als ein Rest aus der Desoxidationsbehandlung vor, weshalb der optimale Gehalt an Silizium innerhalb des Bereiches von 0,1–0,5% Si liegt, möglicherweise bei nicht mehr als 0,4% SI und nominell bei ungefähr 0,2% Si.
Mangan ist ein die Härtbarkeit verbesserndes Element, was ein günstiger Effekt von Mangan, ist und es wird verwendet ebenfalls für die Schwefelentfernung durch Bildung von harmlosen Mangansulfiden. Mangan liegt daher in einem Betrag von wenigstens 0,1%, vorzugsweise wenigstens 0,3% vor. Mangan besitzt jedoch einen Co-Segregationseffekt zusammen mit Phosphor, was eine Anlass-Sprödigkeit hervorrufen kann. Mangan soll daher nicht in einem Betrag von mehr als 1,2%, vorzugsweise max. 1,0% und geeigneterweise max. 0,8% vorliegen.
Chrom ist das wesentliche Legierungselement des Stahles und ist im Wesentlichen verantwortlich für den rostfreien Charakter des Stahles, was ein sehr wichtiges Merkmal ist, wenn der Stahl für Plastik-Gießwerkzeuge mit einer guten Polierbarkeit verwendet werden soll. Chrom verbessert ebenfalls die Härtbarkeit. Da der Stahl einen geringen Kohlenstoffgehalt besitzt und ebenfalls einen geringen Gesamtinhalt an Kohlenstoff und Stickstoff, werden beträchtliche Beträge von Chrom nicht in der Form von Karbiden oder Karbonitrieden gebunden, weshalb der Stahl einen geringen Chromgehalt wie z. B. von 12,5% besitzen mag und nichtsdestotrotz einen gewünschten Korrosionswiderstand erhält. Vorzugsweise enthält der Stahl jedoch wenigstens 13% Chrom. Die Obergrenze ist in erster Linie festgelegt durch die gewünschte Duktilität (Zähigkeit) des Stahles und durch die Tendenz des Chroms Ferrite zu bilden. Weder ist es wünschenswert, dass der Stahl einen zu hohen Gehalt an Chrom enthält, um der Bildung von nicht erwünschten Beträgen an Chrom karbiden und/oder Karbonitriden entgegen zu wirken. Der Stahl soll daher nicht mehr als höchstens 14,5% Cr, vorzugsweise max. 14% Cr enthalten.
Der Stahl der Erfindung kann einen hohen Gehalt an Vanadium besitzen, 0,3% wie der Referenzstahl SAVAX ESR^®, um eine sekundäre Härtung durch den Ausfall von sekundären Karbiden während des Anlassens vorzugeben und somit den Anlasswiderstand zu erhöhen. Vanadium bewirkt ebenfalls ein Kornwachstum ausgelöst durch den Ausfall von MC-Karbiden. Wenn der Vanadiumgehalt zu hoch ist, so werden jedoch große primäre MC-Karbide bei der Verfestigung des Stahles gebildet und dies gilt ebenfalls wenn der Stahl einer ESR-Umschmelzung unterworfen wird, wobei primäre Karbide im Zusammenhang mit dem Härteverfahren nicht gelöst sind. Für die Erzielung der gewünschten Sekundärhärtung und um einen günstigen Beitrag zur Verhinderung des Kornwachstums vorzugeben aber zur gleichen Zeit die Bildung von großen nicht lösbaren Primärkarbiden in dem Stahl zu verhindern, sollte der Vanadiumgehalt in dem Bereich von 0,1–0,5% liegen. Ein geeigneter Gehalt liegt bei 0,25–0,40% V, nominell bei 0,35% V.
Molybdän soll in einem aktiven Betrag von wenigstens 0,2% in dem Stahl vorliegen für die Vorgabe eines starken Verbesserungseffektes der Härtbarkeit. Molybdän verbessert ebenfalls den Korrosionswiderstand bis zu einem Gehalt von mindestens 1% Mo: Beim Anlassen trägt Molybdän ebenfalls zur Erhöhung des Anlasswiderstandes des Stahles bei, was günstig ist. Andererseits kann zuviel Molybdän Anlass geben für eine ungünstige Karbidstruktur durch eine Tendenz zur Ausfällung von Korngrenzen-Karbiden und Segregationen. Ferner ist Molybdän ein Ferrit-Stabilisierelement was ungünstig ist. Der Stahl soll daher einen ausgeglichenen Gehalt an Molybdän besitzen, um Vorteil an seinen günstigen Einflüssen zu nehmen, aber zur gleichen Zeit jene zu verhindern, die ungünstig sind. Molybdän sollte daher in einem Betrag von 0,2–0,8% vorliegen. Verzugsweise sollte der Betrag an Molybdän 0,6% nicht übersteigen. Ein optimaler Gehalt kann in dem Bereich von 0,3–0,4% Mo liegen, nominell bei 0,35% Mo.
Nickel ist ein starker Austenit-Bildner und soll in einem Betrag von wenigstens 0,5% vorliegen, um zu der gewünschten Härtbarkeit und Zähigkeit des Stah les beizutragen. Mangan, welches ebenfalls ein Austenit-Bildner ist, kann in dieser Hinsicht nicht in einem wesentlichen Ausmaß Nickel ersetzen, insbesondere da Mangan einige zuvor erwähnte Nachteile hervorrufen kann. Der obere Gehalt an Nickel ist an erster Stelle aus Kostengründen festgelegt und liegt bei 1,7%. Geeigneterweise enthält der Stahl 1,0–1,5% Ni, nominell 1,2% Ni.
Der Betrag an Chrom, Molybdän und Stickstoff, der in der Matrix des Stahles nicht gelöst ist, d. h. nicht in der Form von Karbiden, Nitriden und/oder Karbonitriden gebunden ist, trägt zu dem Korrosionswiderstand des Stahles bei und nimmt teil als Faktoren in dem sogenannten PRE-Wert des Stahles, welcher durch die folgende Formel ausgedrückt wird, wobei Cr, Mo und N die Beträge an Chrom, Molybdän und Stickstoff sind, die in der Matrix des Stahles gelöst sind: PRE = %Cr + 3,3 × %Mo + 20 × %N.
Nach der Härtung bei 1030°C und dem Anlassen bei 250°C, 2 × 2 h, sollte der PRE-Wert der Matrix des Stahles wenigstens bei 14,8 vorzugsweise bei 15,0 liegen. Nach dieser Wärmebehandlung sollte die Härte ebenfalls bei mindestens 50 HRC, vorzugsweise bei 50–54 HRC liegen. Die gleiche Härte sollte ebenfalls erzielt werden nach einem Anlassen bei hoher Temperatur von 500°C, 2 × 2 h.
Der beste Korrosionswiderstand und eine sehr gute Zähigkeit werden erzielt nach dem Anlassen mit niedriger Temperatur bei ungefähr 250°C, wobei aber durch diese Wärmebehandlung innere Beanspruchungen innerhalb des Stahles gebildet werden können, welche gelöst werden können durch Funkenbearbeitung im Zusammenhang mit der Herstellung des Plastik-Gießwerkzeuges.
Beim Anlassen mit hoher Temperatur von ungefähr 500°C werden die Beanspruchungen gelöst, was günstig ist, wenn das Werkzeug einen solch komplizierten Entwurf besitzt, dass eine Funkenbearbeitung bei der Herstellung des Stahles erforderlich ist. Aus diesen Gründen soll der Stahl eine gewünschte Härte nach dem Anlassen mit niedriger Temperatur ebenso wie nach dem Anlassen mit hoher Temperatur erhalten, wodurch sich eine Wahlmöglichkeit ergibt, ein Material vorzugeben, das eine gute Beanspruchungsfreigabe vor z. B. der Funkenbearbeitung besitzt.
Der Stahl der Erfindung soll ebenfalls möglicherweise in zäh gehärtetem Zustand geliefert werden, was eine Wahlmöglichkeit ergibt, das Werkzeug in sehr großen Abmessungen durch Bearbeitung eines zäh gehärteten Rohlings herzustellen. Durch Anlassen bei 540–625°C oder bei ungefähr 575°C ist es somit möglich, ein zäh gehärtetes Material zu erzielen mit einer Härte von ungefähr 40 HRC (35–45 HRC), welches für eine Bearbeitung gut geeignet ist. Die Härtung kann ausgeführt werden durch Austenitisierung bei einer Temperatur von 1020–1030°C oder bei ungefähr 1030°C gefolgt durch Abkühlung in Öl, einem Polymerbad oder durch Gaskühlung in einem Vakuumofen. Das Anlassen mit hoher Temperatur wird ausgeführt bei einer Temperatur von 500–520°C während wenigstens einer Stunde, vorzugsweise durch doppeltes Anlassen, 2 × 2 h.
Der Stahl kann ebenfalls einen aktiven Gehalt an Schwefel enthalten, wenigstens 0,025% S in dem Fall, wo Schwefel absichtlich hinzugefügt wird, um die Schneidbarkeit des Stahles zu verbessern. Dies betrifft insbesondere zäh gehärtetes Material. Um den besten Effekt in Bezug auf die Verbesserung der Schneidbarkeit zu erzielen, kann der Stahl 0,07–0,15 S enthalten.
Es ist ebenfalls vorsehbar, dass der Stahl 0,025–0,15% S in Kombination mit 3–75 ppm Ca, vorzugsweise 5–40 ppm Ca und 10–40 ppm O enthalten kann, wobei dieses Kalzium, das als CaSi hinzugefügt werden kann, der Kugelbildung von vorliegenden Sulfiden dient, um Kalzium-Sulfide zu bilden und die Sulfide daran zu hindern, eine nicht erwünschte längliche Form einzunehmen, die die Bearbeitbarkeit beeinträchtigen könnte. In diesem Zusammenhang sollte erwähnt werden, dass der Stahl in seiner typischen Ausführung irgendeinen absichtlich hinzugefügten Schwefel nicht enthält.
Der Stahl der Erfindung kann konventionell in einem Produktionsmaßstab hergestellt werden durch Bildung einer Schmelze in der normalen Weise, wo bei die Schmelze eine chemische Zusammensetzung gemäß der Erfindung besitzt und durch Gießen der Schmelze in große Blöcke oder durch kontinuierliches Gießen der Schmelze. Vorzugsweise werden Elektroden aus der Schmelze gegossen, welche sodann durch Verwendung der ESR Technik (Electro Slag Remelting) umgeschmolzen werden. Es ist jedoch ebenfalls möglich, pulvermetallurgisch Blöcke herzustellen durch Gasatomisierung der Schmelze, um ein Pulver zu bilden, welches sodann durch eine Technik verdichtet wird, welche eine isostatische Heiß-Verdichtung umfassen kann, das sogenannte HIP(hot isostatic compacting)-Verfahren oder die alternative Herstellung von Blöcken durch Spraybildung.
Weitere Charakteristische Merkmale und Aspekte sowie Eigenschaften des Stahles der Erfindung und seine Nützlichkeit bei der Herstellung von Plastik-Gießwerkzeugen werden in näheren Einzelheiten im folgenden durch eine Beschreibung von bevorzugten Ausführungsbeispielen und der erzielten Ergebnisse erläutert.
Kurze Beschreibung der Zeichnungen
In der folgenden Beschreibung der bevorzugten Ausführungsbeispiele und der erzielten Ergebnisse wird Bezug genommen auf die beiliegenden Zeichnungen, in welchen
1 Anlassdiagramme einer ersten Reihe von Stahl zeigt, der als sogenannte Q-Blöcke (50 kg Laborschmelzen) hergestellt wird,
1A Anlassdiagramme von 1 in dem Temperaturbereich 500–600°C in einem größeren Maßstab zeigt,
2 Anlassdiagramme des Bezugsmaterials und einer zweiten Reihe von Stählen zeigt, die als Q-Blöcke hergestellt werden,
2A Die Anlassdiagramme von 2 in dem Anlasstemperaturbereich 500–600°C in einem größeren Maßstab zeigt,
3 die Anlassdiagramme des Referenzmateriales und einer dritten Reihe von Stählen zeigt, die als Q-Blöcke hergestellt werden,
4 ein Säulendiagramm ist, welches die Duktilität zeigt ausgedrückt durch die nicht-gekerbte Auftreffenergie (J) der geprüften Stähle nach der Härtung und dem Anlassen mit niedriger Temperatur und hoher Temperatur entsprechend,
5 ein Diagramm ist, welches die Duktilität zeigt ausgedrückt durch die nicht-gekerbte Auftreffenergie (J) über dem Kohlenstoffgehalt der geprüften Stähle,
6 ein Diagramm ist, welches die Duktilität veranschaulicht ausgedrückt durch die nicht-kerbte Auftreffenergie (J) über dem Inhalt der Karbonidride der geprüften Stähle berechnet gemäß dem Thermo-Clac-Verfahren, und
7 ein Diagramm ist, welches die Härtbarkeit der Stähle veranschaulicht ausgedrückt in der Härte über der Abkühlzeit zwischen 800–500°C nach einer Austenit-Behandlung bei 1030°C.
Prüfung der Stähle hergestellt im Labormaßstab
16 Q-Blöcke (50 kg Laborschmelzen) von Stählen mit chemischen Zusammensetzungen gemäß der Tabelle 1 wurden in drei Serien hergestellt. In der ersten Serie (Q9043–Q9062) wurden Blöcke hergestellt mit chemischen Zusammensetzungen innerhalb eines breiten Bereiches. Die Varianten dieser ersten Serie, die als am meisten interessierend angesehen wurden, waren Q9050 und Q9062. Der Einfluss von Cr, Ni und Mo auf die Eigenschaften erforderte jedoch eine weitere Prüfung, weshalb eine zweite Serie von Q-Blöcken (Q9103–Q9106) hergestellt wurden, um die Merkmale zu optimieren, die in der ersten Serie erhalten wurden. In der dritten Serie von Q-Blöcken (Q9133–Q9134) wurde der Stickstoffgehalt erhöht auf Kosten des Kohlenstoffgehaltes der Varianten Q9103–Q9104. Q9043 besitzt eine chemische Zusammensetzung, welche innerhalb des Rahmens der Herstellungstoleranzen von STAVAX ESR^® liegt, wobei dieses das Bezugsmaterial in der Studie bildet.
Die Blöcke wurden zu einer Abmessung 60 × 40 mm geschmiedet, wonach die Stangen in Vermiculit gekühlt wurden. Eine Weichtemperung wurde ausgeführt in einer herkömmlichen Weise gemäß der normalen Praxis für den kommerziellen Stahl STAVAX ESR^®. Tabelle 1 Chemische Zusammensetzung, Gewichtsprozente, Gesamtgehalt an Karbobitriden* (vol-%) gemäß dem Thermo-Calc-Verfahren, und PRE*-Werte der untersuchten Stähle

* Der Inhalt an Karbonitriden wurde festgelegt gemäß dem Thermo-Calc-

Verfahren nach der Härtung von 1030°C und dem Anlassen bei 250°C, 2 × 2 h. PRE = %Cr + 3,3 × %Mo + 20 × %N bedeutet die Beträge der Elemente, die die Basis des PRE-Wertes bilden, welche in der Matrix des Stahles nach der besagten Wärmebehandlung gelöst sind.
Von den Stahllegierungen der Tabelle 1 wurden die Varianten Q9103 und Q9105 bis Q9134 innerhalb des Rahmens der weitesten Bereiche der Legierungsinhalte gemäß der Erfindung gefunden. Die Variante, die am dichtesten der optimalen Zusammensetzung entspricht, ist Q9133.
Anlassdiagramme der ersten Serie von Q-Blöcken sind in 1 gezeigt und in einem größeren Maßstab (der Temperaturbereich 500–600°C) in 1A. Entsprechende Diagramme werden in 2 und 2A für die zweite Serie von Q-Blöcken angetroffen. Nach dem Anlassen bei niedriger Temperatur von 200°C/2 × 2 h erzielte der Referenzstahl Q9043 eine Härte von 52 HRC. Alle anderen Varianten lagen ebenfalls auf dem gleichen Pegel mit +/–1 HRC. Beim Anlassen mit dem höheren Temperaturbereich von 500–600°C, 1A und 2A fällt die Härte von Q9043 steiler ab bei angehobenen Temperaturen als bei allen anderen Varianten. Q9133 und Q9134 zeigten eine gleicherweise hohe Härte nach dem Anlassen mit niedriger Temperatur bei 200°C, 2 × 2 h wie das Referenzmaterial Q9043 aber einen höheren Anlasswiderstand als Q9043, wenn sie einem Anlassen mit hoher Temperatur unterworfen wurden, 3.
Der Einfluss von Stickstoff auf die Polierbarkeit wurde untersucht, da befürchtet wurde, dass ein wachsender Gehalt an Stickstoff Anlass für Nitride geben könnte und somit zu einer Mattigkeit der polierten Oberflächen. Die Proben Q9133 und Q9134 der Erfindung besitzen einen relativ hohen Gehalt an Stickstoff und wurden mit dem Referenzmaterial Q9043 verglichen, das einen geringeren Gehalt an Stickstoff besitzt. Irgendwelche Nitride konnten jedoch nicht in dem Material der Erfindung angetroffen werden und es konnte kein Unterschied betreffend die Mattigkeit usw. beobachtet werden weder in dem weich angelassenen noch in dem gehärteten und angelassenen Zustand.
Für die Duktilitäts-Studien wurden drei ungekerbte Aufprall-Testproben pro Variante in der L-Richtung aufgeschnitten. Die Testproben waren wärmebehandelt (gehärtet und angelassen) in der folgenden Weise einschließlich des Anlassens mit niedriger Temperatur sowie des Anlassens mit hoher Temperatur.
Wärmebehandlung 1: Austenitisierung bei 1030°C/30 min, Abkühlung in Luft und Anlassen bei 250°C/2 × 2 h.
Wärmebehandlung 2: Austenitisierung bei 1030°C/30 min, Abkühlung in Luft und Anlassen bei 500°C/2 × 2 h.
In 4 sind die Ergebnisse gezeigt ausgedrückt durch mittlere Werte gemessen mit den drei Testproben. In der Zeichnung ist ebenfalls die erzielte Härte angezeigt. Die Zeichnung zeigt die beste Duktilität ausgedrückt in der ungekerbten Auftreffenergie (J), die mit den Legierungen Q9133 und Q9134 der Erfindung erzielt wurde. Q9103 besaß die nächst beste Duktilität nach dem Anlassen mit niedriger Temperatur sowie mit hoher Temperatur. Es sollte jedoch vermerkt werden, dass Q-Blöcke aus Gründen, die mit der Herstellungstechnik zu tun haben, einen hohen Gehalt an Einschlüssen enthalten können, die die Duktilität/Zähigkeit vermindern.
Die überlegene Duktilität ausgedrückt in der ungekerbten Auftreffenergie (J) der Stähle Q9133 und Q9134 der Erfindung ist jedoch so hervorgehoben, dass die Unterschiede kaum auf Verunreinigungen in den anderen Materialien bezogen werden können. Dies ist am deutlichsten gezeigt in den Diagrammen in den 5 und 6, in welchen Q9133 und Q9134 ihre eigene sich klar unterscheidende Gruppe bilden. Insgesamt zeigen die Aufprall-Zähigkeitsexperimente, dass nicht nur ein geringer Karbidgehalt, 6, sondern ebenfalls ein geringerer Gehalt im Vergleich zu anderen Proben für die Erzielung der besten Duktilität in dem angelassenen Zustand des Stahles bei geringer Temperatur sowie ebenfalls bei hoher Temperatur, 5, erforderlich ist.
Für die Prüfung des Korrosionswiderstandes der Stähle wurden Polarisationsdiagramme für alle Stahllegierungen gemacht. Die geprüften Proben wurden angelassen bei niedriger Temperatur bei 250°C, 2 × 2 h nach einer Härtung von 1030°C/30 min. Der Wert von Icr (die kritische Stromdichte) ist in Tabelle 2 gezeigt. Je geringer Icr ist, umso besser ist der Korrosionswiderstand. Es ergab sich, dass alle Proben gemäß diesem Test einen besseren Korrosionswiderstand als das Referenzmaterial Q9043 einschließlich der Stähle der Erfindung mit einer guten Spanne besaßen.
Die Härtbarkeit, die eines der wichtigsten Merkmale des Stahles der Erfindung ist, wurde festgestellt durch Messung der Härte kleiner Proben, die unterschiedlichen Abkühlraten in einem Dilatometer unterworfen wurden. In 7 ist die Härte über der Abkühlrate gezeigt, wodurch ein Maß für die Härtbarkeit gebildet wird. Das Referenzmaterial Q9043 besaß die geringste Härtbarkeit, wobei dieses Material dem genormten Stahltyp SIS2314 und AISI420 entspricht. Q9133, Q9062 und Q9134 besaßen die beste Härtbarkeit.
Tabelle 2 Ergebnisse der Korrosionstests

Claims

Stahllegierung, dadurch gekennzeichnet, daß sie eine chemische Zusammensetzung aufweist, die in Gew.-% enthält: 0,18 bis 0,27 C, 0,06 bis 0,13 N, wobei der Gesamtgehalt an C + N der Bedingung 0,3 ≤ C + N ≤ 0,4 genügen soll, 0,1 bis 1,5 Si, 0,1 bis 1,2 Mn, 12,5 bis 14,5 Cr, 0,5 bis 1,7 Ni, 0,2 bis 0,8 Mo, 0,1 bis 0,5 V, wahlweise eines oder mehrere der Elemente S, Ca und O zur Verbesserung der Schneidbarkeit des Stahls in Anteilen von bis zu max. 0,15% S, max. 0,01% (100 ppm) Ca, max. 0,01% (100 ppm) O, Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen.
Stahllegierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß sie 0,18 bis 0,25% C, vorzugsweise mindestens 0,20% C, enthält.
Stahllegierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß sie etwa 0,10% N enthält.
Stahllegierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß sie max. 1,0% Si, vorzugsweise max. 0,5% Si, enthält.
Stahllegierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß sie max. 1,0% Mn, vorzugsweise max. 0,8% Mn, geeignetermaßen 0,3 bis 0,8% Mn, enthält.
Stahllegierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß sie 13 bis 14% Cr enthält.
Stahllegierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß sie 1,0 bis 1,5% Ni enthält.
Stahllegierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß sie max. 0,6% Mo, vorzugsweise 0,3 bis 0,4% Mo, enthält.
Stahllegierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß sie 0,25 bis 0,40% V enthält.
Stahllegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 9, dadurch gekennzeichnet, daß sie enthält: 0,22% C, 0,10% N, 0,3% Si, 0,5% Mn, 13,5% Cr, 1,2% Ni, 0,35% Mo, 0,35% V.
Stahllegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 10, dadurch gekennzeichnet, daß sie 0,07 bis 0,15% S, jedoch keinen absichtlich hinzugefügten Anteil an Calcium enthält.
Stahllegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 10, dadurch gekennzeichnet, daß sie enthält: 0,025 bis 0,15% S, 3 bis 75 ppm Ca, vorzugsweise 5 bis 40 ppm Ca, und 10 bis 40 ppm O.
Stahllegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 8, dadurch gekennzeichnet, daß sie so hohe Gehalte an Cr, Mo und N enthält, daß der Anteil der Elemente Cr, Mo und N, die nach dem Härten des Stahls von 1.020°C aus, gefolgt vom Anlassen bei 250°C, 2 × 2 h, in der Matrix des Stahls in fester Lösung sind, d.h. nicht in der Form von Carbiden, Nitriden und/oder Carbonitriden gebunden sind, so groß ist, daß die Matrix des Stahls einen PRE-Wert aufweist, der mindestens 14,8, vorzugsweise mindestens 15,0 beträgt, wobei der PRE-Wert durch die Formel PRE = %Cr(s) + 3,3 × %Mo(s) + 20 × %N(s)ausgedrückt wird, wobei Cr(s), Mo(s) und N(s) Cr, Mo und N in fester Lösung in der Matrix des Stahls bedeuten.
Kunststofformwerkzeug, dadurch gekennzeichnet, daß es aus einer Stahllegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 13 hergestellt ist und daß es nach dem Härten von 1.020 bis 1.030°C aus, gefolgt vom Anlassen bei entweder 200 bis 250°C oder bei 500 bis 520°C, eine Mikrostruktur aufweist, deren Matrix im wesentlichen aus angelassenem Martensit und, in der Matrix des Stahls, insgesamt 0,3 bis 1,0 Vol.% ausgeschiedenen Primärcarbonitriden besteht, die im wesentlichen vollständig aus M(C, N)-Carbonitriden bestehen.
Zähgehärteter Rohling in der Form eines Barrens, eines Stabes, einer Platte oder eines Blocks für Kunststofformwerkzeuge, dadurch gekennzeichnet, daß er aus einer Stahllegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 13 hergestellt ist, daß er nach Wärmebehandlung, die Austenitisieren bei 1.020 bis 1.030°C, Abkühlen auf Raumtemperatur und Anlassen bei 540 bis 625°C aufweist, eine Härte von 35 bis 45 HRC und eine Mikrostruktur nach Anspruch 14 aufweist.