DE69217960T2

DE69217960T2 - Pulvermetallurgisch hergestellter schnellarbeitsstahl

Info

Publication number: DE69217960T2
Application number: DE69217960T
Authority: DE
Inventors: Henry Wisell
Original assignee: Erasteel Kloster AB
Current assignee: Erasteel Kloster AB
Priority date: 1991-08-07
Filing date: 1992-06-30
Publication date: 1997-06-26
Anticipated expiration: 2012-07-01
Also published as: WO1993002818A1; US5435827A; EP0599910A1; AU2405192A; JPH06509610A; ATE149392T1; DE69217960D1; JP3771254B2; EP0599910B1

Description

Die Erfindung betrifft einen neuen Schnellarbeitsstahl, der für Werkzeuge geeignet ist, deren Verwendung eine hohe Zähigkeit in Kombination mit einer Härte und Festigkeit erfordert, die für die in Frage stehende Anwendung geeignet sind. Typische Anwendungszwecke sind Düsen zur Extrusion von Aluminiumprofilen, qualifizierte Maschinenelemente und Druckwalzen, d.h. Werkzeuge zum Prägen oder Formstanzen von Mustern oder Profilen in Metalle etc.. Ein anderes Anwendungsgebiet ist das der Werkzeuge, schneidenden oder fräsenden Bearbeiten, z.B. Gewindeschneiden in Bohrungen und Nebenschneiden mit Spänezerkleinerern, die eine hohe Zähigkeit in Kombination mit einer hohen Festigkeit, insbesondere einer hohen Wärmefestigkeit erfordern.
Eines der wichtigsten Merkmale eines Stahls, der z.B. für Werkzeuge bei der Extrusion von Aluminiumprofilen verwendet werden soll, ist das, daß der Stahl widerstandsfähig gegenüber Tempern oder Anlassen ist, was bedeutet, daß er dazu in der Lage ist einer hohen Temperatur während einer langen Zeitspanne ausgesetzt zu werden, ohne die Härte zu verlieren, die der Stahl nach dem Härten und Tempern erhalten hat. Andererseits muß diese Härte oder Festigkeit nicht extrem hoch sein, sondern geeigneterweise im Bereich von 50-55 HRC liegen.
Eine hohe Härte und Festigkeit in Kombination mit einer hohen Zähigkeit sind die hauptsächlichsten Merkmale, falls der Stahl für qualifizierte Maschinenelemente eingesetzt werden soll. In diesem Fall kann die Härte nach dem Tempern typischerweise im Bereich von 50-60 HRC liegen.
Noch höhere Anforderungen an die Härte, 60-67 HRC, sogar in Kombination mit einer hohen Zähigkeit, werden an Stähle für Werkzeuge gestellt, die dazu gedacht sind, Muster oder Profile in Metalle etc. einzuprägen und auch an Stähle für Werkzeuge zum schneidenden Bearbeiten, d.h. Gewindeeinschneiden in Bohrungen und Nebenschneiden mit Spänezerkleinerern, die eine hohe Zähigkeit in Kombination mit einer hohen Festigkeit, insbesondere einer hohen Wärmefestigkeit erfordern. Gewindeeinschneider sollten eine Härte im Bereich von 60-65 HRC besitzen, während Neben- oder Endschneider eine Härte im Bereich von 62-67 HRC besitzen sollten.
Für Anwendungen der oben erwähnten Art werden gegenwärtig normalerweise solche Werkzeugstähle, wie Heißarbeitsstähle verwendet, qualifizierte Konstruktionsstähle und gelegentlich Schnellarbeitsstähle. Als Beispiel eines Schnellarbeitsstahls für diese Anwendungsart ist der kommerzielle Schnellarbeitsstahl, der unter dem Warenzeichen ASP* 23 bekannt ist, der durch die folgende nominelle Zusammensetzung in Gewichtsprozent gekennzeichnet ist: 1.29 C, 0.4 Si, 0.3 Mn, 4.0 Cr, 5.0 Mo, 6.2 W, 3.1 V, Rest Eisen und unvermeidbare Unreinheiten. Ein weiterer Schnellarbeitsstahl, der z.B. zur schneidenden Bearbeitung verwendet wird, ist der ASP* 30, der die folgende nominelle Zusammensetzung besitzt: 1.28 C, 4.2 Cr, 5.0 Mn, 6.4 W, 3.1 V, 8.5 Co, Rest Eisen und unvermeidbare Unreinheiten. Sämtliche Prozentangaben beziehen sich auf Gew%. (*ASP ist eine registrierte Marke der Firma Kloster Speedsteel AB).
Diese Stähle ASP 23 und ASP 30 besitzen eine beträchtliche Zähigkeit im Vergleich zu anderen Schnellarbeitsstählen, befriedigen jedoch diejenigen Forderungen nicht vollständig, die gegenüber Materialien erhoben werden, die z.B. für die oben erwähnten Anwendungszwecke dienen, noch gibt es zurzeit irgendwelche anderen kommerziellen Stähle, die all diese Forderungen insgesamt befriedigen. Der Zweck der Erfindung ist es, einen neuen Schnellarbeitsstahl vorzusehen, der diese Anforderungen in zufriedenstellenderer Weise erfüllt. Insbesondere soll der Stahl die folgenden Merkmale besitzen:
- er soll eine hohe Zähigkeit im gehärteten Zustand besitzen;
- eine Härte von max. 250 HB vor dem Härten;
- eine gute Aushärtungsfähigkeit, einschließlich Niederschlagshärtefähigkeit bis zu einer Härte zwischen 50 und 67 HRC, die für die infragestehenden Anwendungen geeignet ist, durch Auswahl einer Härtungstemperatur zwischen 925 und 1225ºC und anschließendes Anlassen; und
- eine hohe Zähigkeit im gehärteten und getemperten Zustand durch die Tatsache, daß der Stahl eine vergleichsweise niedrige Gesamtmenge an Karbiden aufweist, maximal 5 Volumen%, wobei die Karbide klein und gleichmässig verteilt sind, und wobei die Mikrostruktur feinkörnig ist (entsprechend Austenitkörnern, die Größen entsprechend Intercept > 20 nach Snyder-Graff besitzen), und wobei der Stahl einen geringen Gehalt an Abschreckaustenit aufweist.
Diese und weitere Bedingungen können erfüllt werden, falls dem Stahl eine ausgeglichene Legierungszusammensetzung nach den anhängigen Ansprüchen gegeben wird. Im folgenden wird die Auswahl der verschiedenartigen Legierungselemente diskutiert. Dabei werden einige Theorien erwähnt, die die Mechanismen betreffen, welche als Grundlage für die erzielten Wirkungen angesehen werden. Es dürfte jedoch einleuchten, daß der beanspruchte Patentschutz nicht an irgendeine besondere Theorie gebunden ist.
Kohlenstoff besitzt einige Funktionen in diesem Stahl. Vor allem soll Kohlenstoff in einer gewissen Menge in der Matrix vorliegen, um der Matrix eine geeignete Härte durch die Bildung von Martensit zu verleihen, und zwar durch Abkühlen von der Auflösungstemperatur und bis zu einer Menge, die aus der Kombination des Kohlenstoffs zuerst mit Molybdän/Wolfram und Vanadin während des Anlassens nach der Auflösungsbehandlung zur Erzielung der Niederschlagshärtung durch die Bildung von M&sub2;C- bzw. MC-Karbiden ausreicht. Karbide existieren ferner im Stahl in Form von Niobkarbiden, die nicht beim Härtungsverfahren aufgelöst wurden, sondern als Kornwachsinhibitoren in den Korngrenzen der Mikrostruktur des Stahls arbeiten. Deshalb sollte der Kohlenstoffgehalt im Stahl mindestens 0,6% und vorteilhafterweise mindestens 0,65 %, ab geeignetsten mindestens 0,67 % betragen. Andererseits sollte der Kohlenstoffgehalt nicht so hoch sein, daß er Sprödigkeit hervorruft. Der maximale Kohlenstoffgehalt im Stahl beträgt deshalb generell 0,85 %, zumindest für diejenigen Anwendungen, die nicht bedeutende Kobaltmengen erfordern, um dem Stahl eine hohe Wärmefestigkeit zu verleihen, vorteilhafterweise maximal 0,8 %, am geeignetsten maximal 0,78 % C. Falls der Stahl einen hohen Kobaltgehalt enthält, um eine gewünschte hohe Wärmefestigkeit vorzusehen, z.B. falls der Stahl für Schneidwerkzeuge verwendet werden soll, sollte der Kohlenstoffgehalt bei einem etwas höheren Niveau, am geeignetsten maximal 0,9%, liegen, wenn der Kobaltgehalt einen Einfluß auf den Gehalt des Abschreckaustenits besitzen kann, so daß dieser leicht in Martensit beim Tempern umgewandelt werden kann. Der nominelle Kohlenstoffgehalt beträgt 0,75%, wenn der Stahl für Produkte verwendet werden soll, bei deren Verwendung eine Härte im Bereich 58-65 HRC liegt, vorteilhafterweise bei mindestens 60 HRC, was z.B. für Präge- oder Stanzwerkzeuge gewünscht wird. Falls der Stahl stattdessen z.B. für Werkzeuge zur Extrusion von Aluminiumprofilen verwendet werden soll, ist eine Härte oder Festigkeit höher als 50-58 HRC, vorteilhafterweise maximal 55 HRC, nicht erforderlich. In diesem Fall kann ein nomineller Kohlenstoffgehalt von 0,70 % geeigneter sein. Ebenfalls ist ein nomineller Kohlenstoffgehalt von 0,73 % für Produkte denkbar, die eine Härte zwischen diesen Extremen oder überlappend oder 50-60 HRC besitzen, z.B. für qualifizierte Maschinenelemente. Falls der Stahl für Schneidwerkzeuge eingesetzt werden soll, die eine hohe Wärmefestigkeit erfordern, so daß der Stahl Kobalt in höheren Mengen und eine Härte im Bereich 62-67 HRC besitzen sollte, ist der nominelle Kohlenstoffgehalt in geeigneter Weise 0,80%.
Silicium kann im Stahl als Rest aus der Deoxidation der Stahlschmelze in Mengen vorliegen, die aufgrund der normalen, metallurgischen Deoxidationspraxis normal sind, d.h. maximal 1%, normalerweise maximal 0.7%.
Mangan kann ebenfalls an erster Stelle als Rest aus der metallurgischen Schmelzverfahrenstechnik vorliegen, wobei Mangan wichtig ist, um die Schwefelunreinheiten harmlos zu machen, in einer Weise, die an sich durch die Bildung von Mangansulfiden per se bekannt ist. Der maximale Gehalt von Mangan im Stahl beträgt 1,0%, vorteilhafterweise maximal 0.5%.
Chrom soll im Stahl in einer Menge von mindestens 3% vorliegen, vorteilhafterweise mindestens 3.5%, um dazu beizutragen, der Matrix des Stahls eine ausreichende Härte zu geben. Zuviel Chrom produziert jedoch Abschreckaustenit und ein Risiko des übermäßigen Anlassens. Der Chromgehalt wird deshalb beschränkt auf maximäl 5%, vorteilhafterweise auf maximal 4.5%.
Molybdän und Wolfram sollen im Stahl vorhanden sein, um einen sekundären Aushärtungseffekt während des Anlassens und nach der Lösungswärmebehandlung aufgrund der Bildung von M&sub2;C-Karbiden zu erzielen, die zum gewünschten Abriebwiderstand des Stahls beitragen. Die Bereiche sind auf die anderen legierungsbildenden Elemente abgestimmt, um einen geeigneten sekundären Aushärtungseffekt zu erzielen. Der Gehalt an Molybdän kann maximal 5% und der Gehalt an Wolfram maximal 10%, vorteilhafterweise maximal 6% betragen, und in Kombination Mo+W/2 sollte mindestens 4% betragen. Normalerweise sollte Molybdän und Wolfram jeweils in einer Menge von 2 bis 4% vorliegen, in geeigneter Weise 2,5 bis 3,5%. Hauptsächlich können Molybdän und Wolfram ganz oder teilweise einander ersetzen, was bedeutet, daß Wolfram durch die halbe Menge an Molybdän ersetzt werden kann und Molybdän durch die doppelte Menge an Wolfram ersetzt werden kann. Man weiß jedoch aus Experimenten, daß die etwa gleichen Verhältnisse von Molybdän und Wolfram beim vorliegenden Gesamtniveau dieser legierungsbildenden Elemente vorteilhaft sind, da dieses einige produktionsmäßige technische Vorteile ergibt, insbesondere Vorteile, die sich auf die Wärmebehandlungstechnik beziehen.
Die Gesamtmenge an M&sub2;C--Karbiden, die im Stahlaufbau bei der Niederschlagshärtungsbehandlung erzielt werden kann, ist begrenzt. Um die Härte und Abriebfestigkeit des Stahls nach dem Tempern weiter zu erhöhen, sollte die Stahllegierung deshalb ferner Vanadin enthalten, das mit Kohlenstoff beim Anlaßverfahren kombiniert MC-Karbide bildet, wobei die sekundäre Härtung durch die Niederschlagshärtung vergrößert wird. Um einen ausreichenden Effekt zu erhalten, sollte der Vanadingehalt mindestens 0,7%, in geeigneter Weise mindestens 0,8% betragen. Der Vanadingehalt sollte jedoch nicht zu hoch sein, damit nicht aufgelöste primäre Vanadinkarbide nach der Lösungswärmebehandlung nicht erhalten werden, wobei die zurückgehaltenen primären Karbide die Zähigkeit beeinträchtigen und zur gleichen Zeit Kohlenstoff binden können, der zur Niederschlagshärtung gedacht ist. Der Vanadingehalt ist deshalb auf maximal 2% begrenzt, vorteilhafterweise auf maximal 1,5%, und am geeignetsten auf maximal 1,3%.
Die Matrix, der im Stand der Technik bekannten Schnellarbeitsstähle, die eine mit der vorliegenden Erfindung vergleichbare Zusammensetzung besitzt, ist spröde aufgrund des Kornwachstums beim Härten von einer hohen Temperatur, da der Hauptteil der Karbide bei der Lösungswärmebehandlung aufgelöst wird. Üblicherweise wird eine hohe Zähigkeit deshalb durch Härten von einer niedrigen Temperatur erzielt, so daß eine ausreichende Menge an Karbiden im Stahl vorliegt, um das Kornwachstum zu verhindern. Dieses bringt jedoch zur gleichen Zeit mit sich, daß man eine geringere Härte akzeptieren muß. Dieses Problem wird erfindungsgemäß durch zwei Schritte gelöst:
- Erstens wird der Stahl mit Niob legiert und mit einer ausreichenden Kohlenstoffmenge - und was Kohlenstoff anbelangt, se supra - um eine ausreichende Menge an Niobkarbiden, NbC, zu schaffen, die in einem wesentlichen Ausmaß bei den oben erwähnten hohen Temperaturen nicht aufgelöst sind, sondern nicht aufgelöst bleiben und als Kornwachstumsinhibitoren wirken.
- Zweitens wurden Maßnahmen getroffen, daß die primären Niobkarbide klein und gleichmäßig im Stahl verteilt sind, das eine Bedingung für ihre Fähigkeit darstellt, als Kornwachstumsverhinderer zu arbeiten. Diese Bedingung wird durch die pulvermetallurgische Herstellung erfüllt, die garantiert, daß die Niobkarbide klein und gleichmäßig verteilt werden.
Eine Menge an Niob im Stahl, die geeigneterweise für das Funktionieren von Niob als Kornwachsinhibitoren unter den oben erwähnten Bedingungen arbeitet, ist 0,7 bis 1,5%, in geeigneter Weise 0,8 bis 1,3%. Geringere Mengen an Niob schaffen keinen ausreichenden Kornwachstumsverhinderungseffekt, während höhere Mengen Sprödigkeit hervorrufen können.
Das mögliche Vorhandensein von Kobalt im Stahl wird durch die beabsichtigte Verwendung des Stahls festgelegt. Für Anwendungszwecke, wo der Stahl normalerweise bei Raumtemperatur verwendet wird, oder wo der Stahl nicht auf besonders hohe Temperaturen während der Verwendung erwärmt wird, sollte dem Stahl nicht mit Absicht Kobalt hinzugefügt werden, da Kobalt die Zähigkeit des Stahls reduziert. Kobalt kann jedoch in Mengen bis zu maximal 1% toleriert werden, vorteilhafterweise maximal 0,5%. Falls der Stahl für Schneidwerkzeuge eingesetzt werden soll, wo die Wärmefestigkeit von hauptsächlicher Bedeutung ist, ist es andererseits geeignet, daß der Stahl bedeutende Menge an Kobalt enthält, die in diesem Fall in einer Menge zwischen 2,5 und 14%, in geeigneter Weise maximal 10% Kobalt enthalten, um die gewünschte Wärmefestigkeit vorzusehen.
Neben den oben erwähnten Elementen enthält der Stahl Stickstoff, unvermeidbare Unreinheiten und andere Restprodukte in normalen Mengen, abgesehen von den oben erwähnten, die aus der metallurgischen Schmelzbehandlung des Stahls stammen.
Die Erfindung wird ferner im folgenden unter Bezugnahme auf die durchgeführten Experimente und die erzielten Ergebnisse erläutert. Hierzu wird auf die beiliegenden Zeichnungen Bezug genommen.
Es zeigt:
Fig. 1 die Härte nach dem Tempern oder Anlassen gegenüber der Härtungstemperatur;
Fig. 2 die Härte gegenüber der Temperatur;
Fig. 3 die Biegefestigkeit gegen die Härte; und
Fig. 4 die Zähigkeit, ausgedrückt als Durchbiegung vor dem Bruch gegen die Härte.
Die Zusammensetzung der untersuchten Stähle wird in Tabelle 1 angegeben. Neben den legierungsbildenden Elementen, die in der Tabelle angegeben sind, enthielten die Stähle lediglich Eisen und Unreinheiten. Sämtliche Stähle Nr. 1 bis 7, außer Stahl Nr. 2, wurden pulvermetallurgisch in Form von 200 kg-Kapseln hergestellt, die auf vollständige Dichte durch heißisostatisches Pressen bei 1150ºC, eine Stunde und 1000 bar verfestigt wurden. Stahl Nr. 2 wurde konventionell in Form eines Gußblocks hergestellt. Von den Kapseln bzw. vom Gußblock wurden Stangen mit 100 mm Durchmesser durch konventionelles Heißwalzen hergestellt. Die Stähle Nr. 8 und 9 sind Bezugsmaterialien, die kommerziellen Qualitäten ASPR 23 bzw. ASPR 30. Die Stähle mit den Nummern 1, 2, 8 und 9 bilden keinen Teil der Erfindung. Tabelle 1
Stähle Nr. 3 bis 9 wurden durch Lösungswärmebehandlung bei Temperaturen gehärtet, die zwischen 1050 und 1250ºC variierten (Stahl Nr. 4 zwischen 95.0 und 1250ºC), Abkühlen auf Raumtemperatur und Tempern bei 560ºC. Die Lösungswärmebehandlung wurde 3 Minuten durchgeführt, während das Tempern oder Anlassen, das dreimal wiederholt wurde, bei einer Haltezeit von 60 Minuten durchgeführt wurde. Die erzielten Härten gegen die Härtungstemperatur (die Temperatur für die Lösungswärmebehandlung) werden in Fig. 1 gezeigt.
Bei der zweiten Reihe der Experimente mit den gleichen Stählen, variierten die Anlaßtemperaturen zwischen 500 und 600ºC. In diesem Fall wurden Versuchsproben verwendet, die bei 1180ºC gehärtet worden sind. Die Härte gegen die Anlaßtemperatur wird in Fig. 2 gezeigt.
Bei der dritten Reihe der Experimente wurde die Biegefestigkeit gegen die Härte der Stähle 2 bis 5 und 7 bis 9 untersucht. Die Ergebnisse sind durch die Kurven in Fig. 3 gezeigt.
Schließlich wurde die Zähigkeit der gleichen Stähle gegen die Härte in einem Vierpunkt-Biegetest untersucht. Zylindrische Teststangen wurden bis zum Bruch durchgebogen. Die Durchbiegung beim Bruch wurde gemessen, was ein Maß der Zähigkeit darstellt. Die Ergebnisse werden durch die Diagramme in Fig. 4 dargestellt.
Die Fig. 1 und 2 zeigen, daß es möglich ist, eine geeignete Härte der erfindungsgemäßen Stähle für die beabsichtigten Anwendungszwecke nach dem Tempern zu erzielen, falls eine geeignete Härtungstemperatur zwischen 925 und 1250ºC gewählt wird. Die Fig. 3 und 4 zeigen, daß die beste Festigkeit und die beste Zähigkeit erzielt werden mit den Niob enthaltenden Stählen der Erfindung, insbesondere mit den Stählen Nr. 4, Nr. 5 und Nr. 7.

Claims

1. Schnellarbeitsstahl, pulvermetallurgisch hergestellt, welcher die folgende chemische Zusammensetzung in Gew% besitzt:

0.6 - 0.9 C

Spuren bis max. 1.0 Si

Spuren bis max. 1.0 Mn

3 -5 Cr

0 -5 Mo

0 - 10 W, wobei (Mo+W/2) mindestens 4 sein soll 0.7 - 2 V

max.14 Co

0.7 - 1.5 Nb wahlweise N, Rest Eisen, abgesehen von Unreinheiten.

2. Schnellarbeitsstahl nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass er die folgenden Gew% umfasst:

0.6 - 0.85 C

Spuren bis max. 1.0 Si

Spuren bis max. 1.0 Mn

3 -5 Cr

2 4 Mo

2 - 4 W,

0.7 - 1.5 V

max. 1.0 Co

0.7 - 1.5 Nb.

3. Stahl nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass er folgendes umfasst: 0.6-0.8 % C, max. 1.0% Si, mxc.1.0% Mn, 3.5-4.5% Cr, 2.5-3.5 % Mo, 2.5-3.5 % W, 0.8-1.3% V, max. 1.0% Co, 0.8-1.3% Nb.

4. Stahl nach Anspruch 3, dadurch gekennzeichnet, dass er folgendes umfasst: 0.65-0.8% C, max. 1.0% Si, mxc.1.0% Mn, 3.7-4.3% Cr, 2.7-3.3 % Mo, 2.7-3.3 % W, 0.8-1.3% V, 0.8-1.3% Nb.

5. Stahl nach Anspruch 2 bis 4, dadurch gekennzeichnet, dass er 0.67 bis 0.78% C umfasst.

6. Stahl nach irgendeinem der Ansprüche 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet, dass er max. 0,5% Si und max. 0,5% Mn umfasst.

7. Stahl nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass er folgendes in Gew% umfasst:

2.5 - 14 Co.

8. Stahl nach Anspruch 7, dadurch gekennzeichnet, dass er folgendes umfasst:

0.75 - 0.85 C

3 - 5 Cr

2 - 4 Mo

2 - 6 W

0.7 - 1.5 V

2.5 - 10 Co

0.7 - 1.5 Nb.

9. Stahl nach irgendeinem der Ansprüche 1 bis 9, dadurch gekennzeichnet, dass Wolfram ganz oder teilweise ersetzt wird durch die Hälfte der Molybdänmenge, oder dass Molybdän ganz oder teilweise ersetzt wird durch die doppelte Menge an Wolfram.

10. Stahl nach irgendeinem der Ansprüche 1 bis 6, dadurch gekennzeichnet, dass er folgende nominelle Zusammensetzung besitzt: 0.75 % C, 0.2-0.5% Si, 0.2-0.5 % Mn, 4 % Cr, 3 % Mo, 3 % W, 1 % V, 1% Nb.

11. Stahl nach irgendeinem der Ansprüche 1 bis 6, dadurch gekennzeichnet, dass er folgende nominelle Zusammensetzung besitzt: 0,73 % C, 0.2-0.5% Si, 0.2-0.5 % Mn, 4 % Cr, 3 % Mo, 3 % W, 1 % V, 1 % Nb.

12. Stahl nach irgendeinem der Ansprüche 1 bis 6, dadurch gekennzeichnet, dass er die folgende nominelle Zusammensetzung besitzt: 0,70 % C, 0.2-0.5% Si, 0.2-0.5 % Mn, 4 % Cr, 3 % Mo, 3 % W, 1 % V, 1 % Nb.

13. Stahl nach irgendeinem der Ansprüche 7 oder 8, dadurch gekennzeichnet, dass er die folgende nominelle Zusammensetezung besitzt: 0,80 % C, 0.2-0.5% Si, 0.2-0.5 % Mn, 4 % Cr, 3 % Mo, 3 % W, 1 % V, 1 % Nb.

14. Aus einem Stahl nach irgendeinem der Ansprüche 1 bis 13 hergestellter Gegenstand, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl des Gegenstandes nach der Härtung durch Lösungsglühbehandlung bei einer Temperatur zwischen 925 und 1250ºC auf Raumtemperatur abgekühlt und zwischen 500 und 600ºC getempert wird, eine Mikrostruktur besitzt, die 1 bis 3 Volumen% sekundär niedergeschlagene M&sub2;C- und MC-Karbide in einem feinen Korn besitzt, im wesentlichen in einer martensitischen Matrix, die neben den genannten M&sub2;C- und MC-Karbiden und Niob-Karbiden im wesentlichen Karbidfrei ist.

15. Gegenstand nach Anspruch 14, dadurch gekennzeichnet, dass die Matrix eine Mikrostruktur besitzt, in der die austenitischen Körner eine Grösse besitzen, die nach Snyder-Graff bis zu einem Intercept/Abfang > 20 entspricht.