EP4018006A1 - Werkzeugstahl für kaltarbeits- und schnellarbeitsanwendungen - Google Patents

Werkzeugstahl für kaltarbeits- und schnellarbeitsanwendungen

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EP4018006A1
EP4018006A1 EP20761235.9A EP20761235A EP4018006A1 EP 4018006 A1 EP4018006 A1 EP 4018006A1 EP 20761235 A EP20761235 A EP 20761235A EP 4018006 A1 EP4018006 A1 EP 4018006A1
Authority
EP
European Patent Office
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temperature
steel material
steel
hardening
weight
Prior art date
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Pending
Application number
EP20761235.9A
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Alfred HACKL
Harald Leitner
Gert Kellezi
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Voestalpine Boehler Edelstahl GmbH and Co KG
Original Assignee
Voestalpine Boehler Edelstahl GmbH and Co KG
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Voestalpine Boehler Edelstahl GmbH and Co KG filed Critical Voestalpine Boehler Edelstahl GmbH and Co KG
Publication of EP4018006A1 publication Critical patent/EP4018006A1/de
Pending legal-status Critical Current

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    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
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    • B22F3/14—Both compacting and sintering simultaneously
    • B22F3/15—Hot isostatic pressing
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F3/00—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces
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    • B22F2998/00—Supplementary information concerning processes or compositions relating to powder metallurgy
    • B22F2998/10—Processes characterised by the sequence of their steps

Definitions

  • the invention relates to a tool steel for cold work and high speed work applications and a method for its production.
  • High speed steels and modern cold work steels are used in many areas and often have a very high level of hardness and sufficient toughness. Such steels are used, for example, for tools that remove drilling, milling or cutting.
  • a high level of hot hardness is required especially for high-speed work applications, since these areas of application not only lead to strong heating of the workpiece, but also to very strong heating of the tool. In this respect, it is important that these steels maintain their mechanical characteristics even at higher working temperatures that may be attainable.
  • such steels are exposed to high pressures even in many cold work applications, so that high compressive strength is also required. This applies, for example, to fineblanking and punching, so that compressive strength is required here in order to avoid premature chipping.
  • high-strength tools and high-speed steels have sufficient toughness in order to achieve a long service life and, in particular, to avoid high brittleness, which can lead to premature tool damage.
  • the properties of tool steels are primarily determined by the alloy composition in addition to the manufacturing route.
  • suitable heat treatments can be used to influence the steel phases and thus also the mechanical parameters, in particular the toughness.
  • Known high-strength, high-performance tool steels for high-speed and cold work applications include alloys which, in addition to iron, contain, for example, 0.8-2.4% carbon, 4-6% chromium, 2-5% molybdenum, 2-9% vanadium, 1-15% tungsten and Contains up to 12% cobalt.
  • the essential part of these elements should ensure a high hardness, which is ensured on the one hand by the carbon, which allows the carbide formation, these carbides being formed with the alloy elements chromium, molybdenum, tungsten and vanadium.
  • the cobalt present does not serve as a carbide former, but leads to an increase in hardness via matrix strengthening.
  • Such a high-speed steel object is known from EP 1 249 511 B1 which is said to have high heat resistance and high toughness, this object being produced from a metal powder which is compressed at high temperatures and, if necessary, hot-worked.
  • This item contains particularly few inclusions and is of a high degree of purity and, in addition to carbon and other elements, has 3.5 - 4.5% chromium, 13.3 - 15.3% tungsten, 2 - 3% molybdenum and 10.5% 12% cobalt.
  • the ratio of the concentration of tungsten to molybdenum should be between 5.2 and 6.5, with the cobalt content not exceeding 70% of the value of tungsten and molybdenum.
  • This steel material has a high heat resistance, but there is room for improvement in terms of hardening.
  • the object of the invention is to create a high-strength high-speed and hot-work steel which has the hardness level of known very hard corresponding steels, but also has improved toughness properties, measured by means of impact tests, compared to known high-strength steel types.
  • the hardenability should be improved compared to known types of steel, measured with the dilatometer.
  • the silicon content and the manganese content are slightly reduced compared to known types of steel, while the tungsten content is more in an upper known type Area is settled and the molybdenum content is increased.
  • the cobalt content is significantly reduced.
  • alloying elements in such steels act as follows:
  • Carbon is mainly used to set the desired level of strength.
  • the carbon content should not be too high, as this can lead to a high proportion of precipitates in the form of carbides, which could have a negative effect on the toughness and fatigue strength.
  • the upper limit according to the invention is therefore 2.50% by weight, preferably 2.30% by weight, particularly preferably 2.00% by weight.
  • the lower limit according to the invention is 1.50% by weight, preferably 1.70% by weight, particularly preferably 1.80% by weight.
  • Si is a solid solution hardener and not a carbide-forming element, but influences the carbide precipitation kinetics in steel. It stabilizes the carbon so that it is only available for the formation of carbides at higher temperatures. Silicon serves as a deoxidizer and is therefore present in low concentrations in almost all steels due to the manufacturing process. It increases the scaling resistance, the yield strength and the tensile strength without significantly reducing the elongation. On the other hand, a decrease in the silicon content leads to a reduction in the anisotropy of the mechanical properties. A low silicon content enables the initial formation of metastable M3C carbides. These act as a C reservoir for the subsequent precipitation of the desired MC carbides.
  • the upper limit according to the invention is therefore 1.00% by weight, preferably 0.75% by weight, particularly preferably 0.50% by weight, in particular 0.25% by weight. Silicon can also only be present as a production-related impurity, i.e. without conscious addition of alloys.
  • Manganese can influence the hardening behavior of the material, but is primarily to be seen together with the sulfur content, whereby sulfur and manganese are to be regarded as elements that improve the machinability of the steel due to the formation of sulfide inclusions.
  • sulfur and manganese are to be regarded as elements that improve the machinability of the steel due to the formation of sulfide inclusions.
  • manganese acts as a solid solution strengthener. This element increases the hardness, but too high a proportion can decrease the toughness.
  • the upper limit according to the invention is therefore 1.00% by weight, preferably 0.75% by weight, particularly preferably 0.40% by weight, in particular 0.10% by weight.
  • Manganese may also only be present as a manufacturing-related impurity, i.e. without deliberate addition.
  • chromium With a proportion of greater than 4.0% by weight, chromium leads to the desired solid solution. In general, chromium reduces the critical cooling rate and thus increases the hardenability. Furthermore, increased chromium contents can lead to carbide precipitation and thus increase the hardness. Thus, too high a chromium content can also have negative effects on toughness. In addition, too high a chromium content of more than 7.0% by weight can have negative effects on the residual austenite content during hardening.
  • the upper limit according to the invention is therefore 7.0% by weight, preferably 5.50% by weight, particularly preferably 5.00% by weight.
  • the lower limit according to the invention is 4.00% by weight, preferably 4.50% by weight, particularly preferably 4.70% by weight.
  • Molybdenum forms special carbides and, on the other hand, mixed carbides with iron. These are of the type M2C, M ⁇ C and MC. By adding molybdenum, the activation energy for the C diffusion in austenite is increased and thus the diffusion coefficient for C or C diffusion is reduced. This leads to a lower Bs temperature and reduced bainite formation. On the other hand, the addition of Mo leads to a refinement of the microstructure, ie a fine structure is predominant regardless of the cooling rate (1 ° C / s to 60 ° C / s). The grain coarsening remains low because of the slow dissolution rate and the high solution temperature of the carbides (carbides counteract the grain coarsening).
  • Austenitizing (solution annealing) at higher hardening temperatures can thus achieve improved tempering resistance, since more carbide-forming elements can be precipitated and more carbides are formed as a result.
  • the hard carbides also increase the hot yield strength and wear resistance.
  • Mo improves the scaling resistance of the steel. Too high a content worsens the machinability and, if it remains dissolved in the matrix, the thermal conductivity. It could also happen that embrittlement occurs during tempering due to the occupation of the former austenitic grain boundaries with carbides.
  • the upper limit according to the invention is therefore 5.0% by weight, preferably 3.50% by weight, particularly preferably 3.00 Wt%.
  • the lower limit according to the invention is 1.00% by weight, preferably 1.50% by weight, particularly preferably 2.00% by weight.
  • the upper limit according to the invention is 7.0% by weight, preferably 6.00% by weight, particularly preferably 5.00% by weight.
  • the lower limit according to the invention is 3.00% by weight, preferably 4.00% by weight, particularly preferably 4.50% by weight.
  • Tungsten is a ferrite-stabilizing element. It is a very strong carbide former and is used to increase wear resistance. The addition of tungsten improves the hot hardness and tempering resistance, therefore it is used as an additive in high-speed steel and hot-work steel. However, tungsten is also an expensive alloy element.
  • the upper limit according to the invention is therefore 16.0% by weight, preferably 15.50% by weight, particularly preferably 15.00% by weight. In order to ensure the above-mentioned effects, the lower limit according to the invention is 12.00% by weight, preferably 13.00% by weight, particularly preferably 13.50% by weight.
  • Cobalt is an austenite-stabilizing element. It does not form carbides, but remains dissolved in the matrix and thus influences the carbon diffusion. This leads to an increase in hot hardness and improved hot brittleness.
  • the upper limit according to the invention is therefore 8.0% by weight, preferably 7.50% by weight, particularly preferably 7.00% by weight.
  • the lower limit is 6.00% by weight, preferably 6.30% by weight, particularly preferably 6.50% by weight.
  • the tungsten equivalent W eq which is defined as W + 2Mo, shows the hot hardness and tempering resistance as well as a measure of the structure.
  • the W eq should be less than 21% by weight, since otherwise the toughness is reduced and the tendency towards brittle fracture increases. This value is preferably between 14 and 20.8% by weight, particularly preferably between 17 and 19.5% by weight, since this can be advantageous for both the machinability and the hot hardness.
  • this setting of W eq can also have a positive influence on the structure, since the carbide content is high enough to achieve a high level of hardness and excellent wear resistance and at the same time is not unnecessarily high, which would negatively affect the toughness.
  • the steel material is preferably processed by powder metallurgy.
  • molten steel is generally atomized into powder. This powder is filled into a capsule, sealed airtight and then hot isostatically pressed (HIP process).
  • HIP process hot isostatically pressed
  • This already dense and homogeneous material can then be fed to a forming process and, in particular, it can be rolled or forged to the required dimensions.
  • the hot isostatically pressed block is brought to a temperature range of 1100 ° C - 1180 ° C for the deformation, the holding time being selected accordingly so that the entire material is heated through.
  • the delivery to the customer takes place typically in the soft annealed condition, whereby the soft annealing takes place in that the material is brought to a temperature of 820 ° C - 880 ° C.
  • the holding period can be, for example, 2 - 5 hours.
  • the material In order to ensure complete soft annealing, the material must also be completely heated through, followed by slow, controlled furnace cooling to a temperature range of 720 ° C - 780 ° C and held here for 2 - 5 hours, for example.
  • the cobalt content is lowered, specifically to a range in which the person skilled in the art would expect a significantly reduced hardness level. According to the invention, it was found that this does not occur despite the reduction in the cobalt content.
  • the inventors explain this with the fact that cobalt is not a carbide former but remains dissolved in the matrix. Cobalt increases the hardness, but reduces the toughness. In high-speed steels, cobalt is to be permitted to a greater extent, especially in view of its higher hot hardness. yaws, whereby it was recognized according to the invention that in very many applications this higher hot hardness is not relevant at all.
  • FIG. 1 shows the possible steel compositions according to the invention
  • FIG. 2 shows the production route in a highly schematic manner
  • FIG. 3 is a comparison table showing two known steel materials and the material according to the invention.
  • FIG. 4 shows a diagram showing dilatometer examinations at different l values
  • FIG. 5 shows a diagram according to FIG. 4 with two comparison materials
  • FIG. 6 shows the hardness profile as a function of the tempering temperature of the comparison materials and of the material according to the invention
  • FIG. 7 shows the impact bending work in joules, depending on the tempering temperature of the comparison materials and the material according to the invention
  • FIG. 8 comparison of the impact bending work of the invention with comparative examples
  • FIG. 9 shows the moduli of elasticity of the material according to the invention and of the comparison materials
  • FIG. 10 shows the compressive strength Rpo2 in MPa of the comparison materials and of the material according to the invention
  • FIG. 11 shows the temperature profile during flaring in detail
  • FIG. 12 shows the temperature profile during hardening and tempering
  • FIG. 13 an exemplary structure according to the invention.
  • FIG. 14 shows an exemplary structure of a conventional tool steel.
  • FIG. 1 the analysis area can be seen within which the invention can be carried out and the effects according to the invention are reliably achieved.
  • the silicon content and the manganese content in particular are between 0 and a maximum of 1% and are thus lower than known types of steel.
  • the cobalt content is between 6 and 8% and in particular around 7% and is therefore significantly lower than in the known solutions.
  • a corresponding steel melt is atomized, in particular with nitrogen or other inert gases, to form a powder.
  • This powder is classified by sifting or sieving, if necessary, and the classified powder is then combined to form a desired particle size band, filled into a corresponding capsule which is welded and is then compressed by hot isostatic pressing. A material converted in this way can accordingly then be fed to the hot forming.
  • the dense and homogeneous material obtained by hot isostatic pressing can be rolled or forged to the required dimensions in a forming process.
  • the powder-metallurgical route is particularly chosen when highly wear-resistant materials are to be achieved or tools made from these materials. This is because this makes it possible to increase the carbon content and thus the concentration of the carbide-forming elements with a view to increasing the carbide content and thus the wear resistance and hardness of the material.
  • conventional processing does not always allow such an increase, so that the powder metallurgical route is used here, in which homogenization and compacting of the material is easily possible even with high carbon-carbide contents.
  • a block produced in this way is then brought to a temperature range of 1100 ° C - 1180 ° C for the deformation, the holding time being selected depending on the size of the block in order to ensure that the entire material is heated through.
  • the Soft annealing where a lower hardness is set so that the material is softer and can be processed by the customer.
  • this final annealing step the so-called soft annealing, is described, in which the material is brought to a temperature of 820 ° C.-880 ° C. and is maintained accordingly.
  • the holding time must be chosen so that the material is completely heated. In order to ensure that the strength does not increase again when the furnace cools, it is necessary to ensure a slowly controlled furnace cooling to a temperature range of 720 ° C - 780 ° C, whereby the holding time is set to the defined temperature 2 to 5 hours.
  • the composition of the steel material according to the invention is shown, which is in the range of the composition of Figure 2 and represents an embodiment of the steel mate rials.
  • This steel material is compared with two other embodiments, namely REF 1 and REF 2, which compared to the known embodiments, the silicon and manganese content are significantly reduced and in particular the cobalt content is also very different and in particular is reduced.
  • the good through-hardenability according to the invention cannot be reliably achieved with the areas disclosed in the prior art.
  • I values define cooling rates and denote the time it takes to cool steel from 800 ° C to 500 ° C, in units of hectoseconds.
  • I values of 3, 5.5 and 8 were maintained and the relative change in length was recorded within a temperature range of 0.500 ° C., which allows conclusions to be drawn about the martensite and bainite transformation.
  • test material was first brought to a temperature of 1180 ° C., warmed up completely and then held for 180 s and then cooled in a defined manner.
  • the change in length shows when a phase transition or phase separation takes place.
  • the kink in the curve in the region of approx. 150 ° C results from the martensite formation.
  • the material according to the invention therefore only has bainite at significantly slower cooling speeds, which in turn means that the hardenability of the material according to the invention is significantly higher.
  • FIG. 6 shows the hardness curve at a tempering temperature of 1180 ° C, whereby it can be seen that the material according to the invention at higher tempering temperatures, in particular above 500 ° C, very quickly reaches hardness values that correspond to those of a known material, but with a significantly reduced cobalt content. If one also considers the impact bending energy, it can be seen from FIG. 7 that a significantly increased impact bending energy is achieved compared with the comparison material with the highest flare values according to FIG. 6, while the softer comparison material naturally achieves higher impact bending values. This also makes it clear, however, that the material according to the invention develops improved toughness with outstandingly high hardness values.
  • the F hardness according to FIG. 6 was determined at a hardness temperature of 1180 ° C. for F holding times of 180 seconds, measured after complete heating, the tempering treatment being carried out three times for 2 hours each and the entire heat treatment being carried out in vacuum. Especially with high-alloy tool steels that are hardened at high temperatures, a three-time tempering is necessary in order to do so the workpiece is then free of retained austenite and the structure is therefore completely martensitic including carbides.
  • the proportion of heating, holding and cooling is significantly reduced after each starting cycle.
  • up to three tempering cycles can be provided, since with each further tempering cycle a further proportion of the retained austenite turns into the desired martensite.
  • the proportion of retained austenite can be kept below 0.5%. The lowest possible proportion of retained austenite is therefore advantageous because it transforms in the event of a load and the corresponding part, e.g. a punch, can then tend to break brittle.
  • the low cooling rate of ⁇ 1 K / s can have an advantageous effect on the inherent stresses, so that these can be significantly reduced.
  • the impact bending tests according to FIG. 8 result clearly differ in the corresponding corresponding recognizable hardness values, while the material according to the invention has a very good toughness with a very high hardness, so that it is evident that it has been possible to reconcile two conflicting mechanical properties with one another.
  • the specified impact energy is referenced to the comparison material (REF 1).
  • the heating rate to 1180 ° C should take place as quickly as possible in order to make the process efficient.
  • the heating rate should therefore advantageously be selected to be ⁇ 5 K / s, preferably ⁇ 1 K / s.
  • the heating for the purpose of hardening is carried out in such a way that two holding periods or holding zones are present during heating for hardening.
  • the temperature is kept constant in the two holding periods until it is completely heated, the condition that the holding temperatures are at least 200 ° K apart and are overall over 200 ° C but below 800 ° C.
  • the first holding zone or first holding period can be at a temperature of> 440 ° C, in particular> 550 ° C
  • the second holding zone or holding period can be at a temperature of> 650 ° C, in particular> 750 ° C.
  • this temperature temperature held, for example, 10 to 30 minutes in order to achieve complete heating.
  • the duration depends on the size of the workpiece and the decisive factor is how much heating is achieved.
  • the heating according to the invention takes place, for example, as indicated in FIG. 12, initially heating to 650 ° C. in order to ensure thorough heating.
  • a second setpoint is reached at 850 ° C with a slightly shorter fold duration to also ensure that the temperature is fully heated.
  • nitrogen was switched to vacuum, this folding stage in this case being due to the duration of the vacuum drawing on the one hand and the sample size on the other.
  • the tempering treatment according to the invention provides for the tempering to be carried out immediately after the clarification th for at least 2 hours for each tempering cycle, the furnace being set to the tempering temperature as the setpoint.
  • a direct heating to this target value is carried out, this being done in a nitrogen atmosphere. It can be seen that each cycle was heated to the target temperature for 2 hours and then the heating was switched off when the nitrogen atmosphere was present. The final temperature was below 30 ° C. and when it was reached the next cycle was started. Three starting cycles are carried out. Of course, it is possible to carry out each starting cycle differently with regard to the tempering temperature or heating and cooling rates, but it can be advantageous to carry out each starting cycle identically.
  • the hardness / toughness advantage in particular at the specified F hardening temperature of around 1180 ° C., can be achieved if the specified heat treatment cycle is adhered to. Even slight downward deviations in the hardness temperature are not excluded, but the significant hardness-toughness advantages over the prior art are no longer guaranteed to the same extent.
  • temperatures above 1190 ° C there is a risk that the material may begin to melt, which is also undesirable.
  • a very narrow range of hardening treatment is sought, which is between 1170 ° C and 1190 ° C, in order to exclude negative influences or mechanical disadvantages.
  • the advantage of the invention is that the method according to the invention makes it possible to very reliably achieve mechanical properties that were previously not compatible with one another in this form.
  • very high values of over 69 HRc are achieved with toughness (measured as impact bending work of 10 to 30 J, preferably greater than 20 J), which previously could not be reliably achieved in this range with these materials in this form.
  • toughness measured as impact bending work of 10 to 30 J, preferably greater than 20 J
  • FIG. 13 shows a micrograph of the structure of the object according to the invention, taken by means of a scanning electron microscope with 1500-fold magnification.
  • the present carbide types are M ⁇ C - visible in the microstructure as white globular precipitates and the particularly hard MC carbides with excellent wear resistance are shown in gray.
  • the steel matrix is shown as a black background in this structure.
  • the extraordinarily high carbide content can be seen and that the two carbide types occur in roughly equal proportions. In total, there is a carbide content of 18-20%.
  • the fact that there are no carbide conglomerates can also be seen, which sometimes also shows the extraordinarily good combination of particularly high hardness with high abrasive wear resistance and yet greater toughness than conventional, comparable tool steels.
  • the rest of the structure consists of a martensitic matrix in which the carbides are bound.
  • FIG. 14 shows a structure of a conventional tool steel.
  • the first annealing treatment is carried out at 1180 ° C. for approx. 20-25 minutes. From the picture it can be seen that the long holding time leads directly to a significant coarsening of the grain.
  • the grain to be seen in the middle has a size in the millimeter range, while the structure according to the invention (FIG. 13) comprises fine grains of a few micrometers.
  • the undesired coarsening of the grain has a negative effect on the mechanical properties of the finished steel material and can no longer be influenced by subsequent tempering cycles.

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Abstract

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zum Herstellen eines Werkzeugstahls für Kaltarbeits- und Warmarbeitsanwendungen, wobei ein Stahlmaterial bestehend aus folgenden Legierungselementen: (alle Angaben in Gew.-%): Kohlenstoff = 1,50 bis 2,50; Silizium = 0,25 bis 1,0; Mn = 0,10 bis 1,0; Cr = 4,0 bis 7; W = 12 bis 16; Mo = 1,0 bis 5,0; V = 3,0 bis 7,0; Co = 6,0 bis 8,0; Rest Eisen und erschmelzungsbedingte unvermeidliche Verunreinigungen erschmolzen und durch Verdüsen zu einem Pulver verarbeitet wird und das Pulver anschließend heiß-isostatisch gepresst oder dreidimensional verdruckt wird und das heiß-isostatische Pulver anschließend gegebenenfalls mechanisch bearbeitet wird, wobei eine Wärmebehandlung folgt, wobei die Wärmebehandlung so durchgeführt wird, dass das Material zunächst auf eine Härtetemperatur von 1170 °C - 1190 °C im Kern erwärmt wird, danach für 60 bis 300 Sekunden bevorzugt 100 bis 200 Sekunden auf dieser Härtetemperatur gehalten und danach mit einer Abkühlrate von λ <= 3 auf eine Temperatur <= 50 °C bevorzugt <= 30 °C zum Zwecke der Härtung abgekühlt und anschließend angelassen wird, wobei die Anlassbehandlung zumindest zwei Zyklen umfasst bei denen das Material auf eine Temperatur von 400 °C bis 600 °C erwärmt wird und zumindest zwei Stunden auf dieser Temperatur von 400 °C bis 600 °C gehalten wird und anschließend mit einer Abkühlrate von < 1 K/s auf eine Temperatur <= 50 °C bevorzugt <= 30 °C abgekühlt wird und ein Stahlmaterial das mit diesem Verfahren erzeugt wurde sowie dessen Verwendung.

Description

Werkzeuastahl für Kaltarbeits- und Schnellarbeitsanwendunaen
Die Erfindung betrifft einen Werkzeugstahl für Kaltarbeits- und Schnellarbeitsanwendungen sowie ein Verfahren zu seiner Herstellung.
Bekannte Werkzeug stähle umfassen heute ein breites Einsatzspektrum. Schnellarbeitsstähle und moderne Kaltarbeitsstähle werden in vielen Bereichen eingesetzt und besitzen oft ein sehr hohes Härteniveau sowie eine ausreichende Zähigkeit. Derartige Stähle werden bei spielsweise für Werkzeuge eingesetzt, die bohrend, fräsend oder spanend abtragen. Speziell für Schnellarbeitsanwendungen ist eine hohe Warmhärte gefordert, da diese Einsatzbereiche nicht nur zu einer starken Erwärmung des Werkstücks, sondern auch zu einer sehr starken Erwärmung des Werkzeuges führen. Insofern ist es wichtig, dass diese Stähle ihre mechani schen Kennwerte auch bei möglicherweise erreichbaren höheren Arbeitstemperaturen beibe halten. Derartige Stähle sind jedoch auch bei vielen Kaltarbeitsanwendungen hohen Drücken ausgesetzt, so dass zusätzlich eine hohe Druckfestigkeit verlangt wird. Dieses trifft zum Bei spiel beim Feinschneiden und Stanzen zu, so dass die Druckfestigkeit hier benötigt wird, um ein frühzeitiges Chipping zu vermeiden.
Zudem ist es auch gewünscht, dass hochfeste Werkzeuge und Schnellarbeitsstähle eine aus reichende Zähigkeit besitzen, um hohe Standzeiten zu erlangen und insbesondere hohe Sprödigkeiten zu vermeiden, die zu einer vorzeitigen Werkzeugbeschädigung führen können.
Die Anforderung an Werkzeugstähle sind in den letzten Jahren zudem stark gestiegen. Es ist eine Forderung, leistungsfähige Stähle zu entwickeln, die zudem ökologische und ökonomi sche Gesichtspunkte berücksichtigen müssen.
Wie bei allen Stahlzusammensetzungen werden auch die Eigenschaften von Werkzeugstäh len neben der Herstellroute primär durch die Legierungszusammensetzung bestimmt. Dar über hinaus kann über geeignete Wärmebehandlungen auf die Stahlphasen Einfluss genom men werden und damit auch auf die mechanischen Kennwerte, insbesondere die Zähigkeit. Bekannte hochfeste Hochleistungswerkzeugstähle für Schnellarbeits- und Kaltarbeitsanwen dungen umfassen Legierungen, die neben Eisen beispielsweise 0,8 - 2,4 % Kohlenstoff, 4 - 6 % Chrom, 2 - 5 % Molybdän, 2 - 9 % Vanadium, 1 - 15 % Wolfram und bis zu 12 % Ko balt enthalten.
Der wesentliche Anteil dieser Elemente soll eine hohe Härte sicherstellen, die einerseits über den Kohlenstoff gewährleistet wird, welcher die Karbidbildung erlaubt, wobei diese Karbide mit den Legierungselementen Chrom, Molybdän, Wolfram und Vanadium gebildet werden.
Das anwesende Kobalt dient nicht als Karbidbildner, führt jedoch über eine Matrixverfesti gung zu einer Härtesteigerung.
Mit bekannten Werkzeugstählen, die einen hohen Kobaltgehalt besitzen, insbesondere einen Kobaltgehalt um 11 %, erreichen insbesondere auch hierdurch eine sehr hohe Härte von 67 - 69 HRC nach einer Vergütung.
Die Parameter Härte und Zähigkeit sind jedoch nicht beide gleichzeitig beliebig steigerbar. Wie dem Fachmann bekannt ist, bedingt eine sehr hohe Härte oft eine geringe Zähigkeit. Die bei Stählen mit diesen hohen Kobaltgehalten zu beobachtende geringe Zähigkeit führt bei gewissen Anwendungen zu frühzeitigem Werkzeugausfall.
Da, wie bereits ausgeführt, die mechanischen Eigenschaften nicht nur von der Legierungsla ge abhängen sondern auch von der Wärmebehandlung, sind insbesondere großformatige Werkzeuge problematisch, denn aufgrund der sehr großen Abmessungen ist die Durchhärt barkeit beschränkt. Beim Abkühlen von größeren Werkzeugen liegt in der Mitte im Vergleich zum Randbereich eine signifikant geringere Abkühlgeschwindigkeit vor. Das bedeutet, das bei gewissen Legierungslagen dann im Zentrum nicht mehr ein rein martensitisches Gefüge erreicht wird, was wiederum massive Auswirkungen auf die Härte hat und somit eine inho mogene Härteverteilung über den Querschnitt bedeutet.
Um die Sprödigkeit herabzusetzen, sind andere Legierungslagen bekannt, die eine höhere Zähigkeit erlauben, jedoch ist bei diesen die Härte für gewisse Anwendungsgebiete zu nied rig, insbesondere wenn diese Härte zwischen 64 und 66 HRC beträgt. Es ist bekannt, dass gewisse hochlegierte Stahlgüten, die eine besonders hohe Härte aufwei sen, über herkömmliche Herstellungsrouten wie Blockguss und anschließender Umformung, wie Schmieden, Walzen oder dergleichen nicht mehr ohne Weiteres herstellbar sind.
Für diese Stahlsorten hat sich eine pulvermetallurgische Herstellung etabliert, bei der flüssi ger Stahl im Gasstrom zu einem Pulver zerteilt wird und dieses Pulver anschließend insbe sondere durch heißes isostatisches Pressen verdichtet und in Form gebracht wird.
Aus der EP 1 249 511 Bl ist ein derartiger Schnellarbeitsstahl-Gegenstand bekannt, der eine hohe Warmfestigkeit und eine hohe Zähigkeit besitzen soll, wobei dieser Gegenstand aus einem Metallpulver erzeugt wird, welches bei hohen Temperaturen komprimiert wird und gegebenenfalls warmverformt ist. Dieser Gegenstand enthält besonders wenig Einschlüsse und weist einen hohen Reinheitsgrad auf und besitzt neben Kohlenstoff und anderen Ele menten 3,5 - 4,5 % Chrom, 13,3 - 15,3 % Wolfram, 2 - 3 % Molybdän und 10,5 - 12 % Kobalt. Das Verhältnis der Konzentration von Wolfram zu Molybdän soll zwischen 5,2 - 6,5 liegen, wobei der Gehalt an Kobalt höchstens 70 % des Wertes von Wolfram und Molybdän beträgt. Dieses Stahlmaterial besitzt eine hohe Warmfestigkeit, ist bezüglich der Durchhärt barkeit aber verbesserbar.
Aus der JP S62-276918 ist ein pulverförmiger Hochgeschwindigkeitsstahl bekannt, der neben 1 - 3 % Kohlenstoff, 3 - 5 % Chrom, 5 - 15 % Kobalt, 8,5 - 24 % Wolfram und 9 - 12 % Molybdän bei einem Vanadiumgehalt von 2 - 10 % aufweist. Das Wolframäquivalent Weq, welches als W+2Mo definiert ist, soll 21 - 24 Gew.-% betragen, wobei im Gewichtsverhältnis die Beziehung 0 < 2 Mo:Weq < 0,6 erfüllt sein soll. Dieses Material soll pulvermetallurgisch erzeugt werden. Die Bearbeitbarkeit als auch die Schneidfähigkeit sollen ausgezeichnet sein.
Aufgabe der Erfindung ist es, einen hochfesten Schnellarbeits- und Warmarbeitsstahl zu schaffen, der das Härteniveau bekannter sehr harter entsprechender Stähle besitzt, zudem aber verbesserte Zähigkeitseigenschaften, gemessen mittels Schlagbiegetests, gegenüber bekannten hochfesten Stahlsorten besitzt. Zudem soll die Durchhärtbarkeit im Vergleich zu bekannten Stahlsorten, gemessen mit dem Dilatometer verbessert sein.
Erfindungsgemäß werden der Siliziumgehalt und der Mangangehalt gegenüber bekannten Stahlsorten etwas abgesenkt, während der Wolframgehalt eher in einem oberen bekannten Bereich angesiedelt ist und der Molybdängehalt angehoben ist. Insbesondere wird der Ko baltgehalt jedoch deutlich abgesenkt.
Entgegen fachmännischer Meinung, die davon ausgeht, dass Chrom und Molybdän bei einer Erhöhung die Zähigkeit eher erniedrigen, ist dies erfindungsgemäß nicht der Fall. Das Wolf ramäquivalent ist gegenüber bekannten Sorten insgesamt abgesenkt. Ebenfalls ist ein deut lich verringerter Kobalt Gehalt beigemengt. Bei dem insgesamt geringeren Kohlenstoffgehalt und den Änderungen in den anderen Legierungselementen wird überraschenderweise den noch ein vergleichbarer Härtelevel erreicht, wobei jedoch die Zähigkeit deutlich heraufgesetzt ist und die Durchhärtbarkeit verbessert ist.
Eine mögliche Stahlzusammensetzung ergibt sich aus der nachfolgenden Tabelle:
Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen
Im Allgemeinen kann ausgeführt werden, dass die Legierungselemente in derartigen Stählen wie folgt wirken:
Kohlenstoff [C]:
Kohlenstoff dient im Wesentlichen zur Einstellung des gewünschten Festigkeitsniveaus. Allerdings soll der Kohlenstoffanteil nicht zu hoch sein, da dies zu einem hohen Anteil an Ausscheidungen in Form von Karbide führen kann, was sich negativ aus die Zähigkeit und Ermüdungsfestigkeit auswirken könnte. Daher ist die erfindungsgemäße Obergrenze 2,50 Gew.- %, bevorzugt bei 2,30 Gew.-%, besonders bevorzugt bei 2,00 Gew.-%. Um die Festigkeit sicher auf ein gewünschtes Niveau zu bringen ist die erfindungsgemäße Untergrenze bei 1,50 Gew.-%, bevorzugt bei 1,70 Gew.-%, besonders bevorzugt bei 1,80 Gew.-%.
Silizium [Si]:
Si ist ein Mischkristallhärter und kein karbidbildendes Element, beeinflusst aber Karbidausscheidungskinetik im Stahl. Es stabilisiert den Kohlenstoff, so dass es erst bei höheren Temperaturen für die Bildung von Karbiden zur Verfügung steht. Silizium dient als Desoxidationsmittel und ist daher herstellungsbedingt in geringen Konzentrationen bei nahezu allen Stählen vorhanden. Es erhöht die Zunderbeständigkeit, die Streckgrenze und die Zugfestigkeit ohne die Dehnung wesentlich zu verringern. Andererseits führt eine Abnahme des Siliziumgehaltes zur Reduktion der Anisotropie der mechanischen Eigenschaften. Ein niedriger Siliziumgehalt ermöglicht die anfängliche Entstehung von metastabilen M3C Karbiden. Diese wirken als ein C-Reservoir für die anschließende Ausscheidung der gewünschten MC-Karbide. Es unterdrückt auch die Bildung von unerwünschten M23C7 Karbiden an den Korngrenzen. Ein zu hoher Si-Gehalt kann allerdings die Zähigkeit deutlich verringern. Daher liegt die erfindungsgemäße Obergrenze bei 1,00 Gew.-%, bevorzugt bei 0,75 Gew.-%, besonders bevorzugt bei 0,50 Gew.-% insbesondere bei 0,25 Gew.-%. Silizium kann auch nur als herstellungsbedingte Verunreinigung, also ohne bewusste Zulegierung vorhanden sein.
Mangan [Mn]:
Mangan kann zwar das Flärteverhalten des Werkstoffes beeinflussen, ist jedoch vornehmlich gemeinsam mit dem Schwefelgehalt zu sehen, wobei Schwefel und Mangan als die Bearbeitbarkeit des Stahles verbessernde Elemente infolge Sulfideinschlussbildung anzusehen sind. Zusätzlich wirkt Mangan ähnlich wie Silizium als Mischkristallverfestiger. Dieses Element erhöht die Flärte, aber ein zu hoher Anteil kann zur Senkung der Zähigkeit führen. Daher liegt die erfindungsgemäße Obergrenze bei 1,00 Gew.-%, bevorzugt bei 0,75 Gew.-%, besonders bevorzugt bei 0,40 Gew.-% insbesondere bei 0,10 Gew.-%. Mangan kann ggf. auch nur als herstellungsbedingte Verunreinigung, also ohne bewusste Zulegierung vorhanden sein.
Chrom [Cr]:
Chrom führt bei einem Anteil von größer 4,0 Gew.-% zu der gewünschten Mischkristallver festigung. Generell wird durch Chrom die kritische Abkühlgeschwindigkeit gesenkt und somit die Einhärtbarkeit gesteigert. Des Weiteren können erhöhte Chrom-Gehalte zur Karbidaus scheidungen führen und somit die Härte steigern. Somit können zu hohe Chromgehalte auch zu negativen Wirkungen bezüglich Zähigkeit führen. Zusätzlich können zu hohe Chromanteile von größer 7,0 Gew.-% zu negativen Auswirkungen auf den Restaustenitanteil beim Härten führen.
Daher liegt die erfindungsgemäße Obergrenze bei 7,0 Gew.-%, bevorzugt bei 5,50 Gew.-%, besonders bevorzugt bei 5,00 Gew.-%. Aus den oben genannten Gründen liegt die erfin dungsgemäße Untergrenze bei 4,00 Gew.-%, bevorzugt bei 4,50 Gew.-%, besonders bevor zugt bei 4,70 Gew.-%.
Molybdän [Mo]:
Molybdän bildet spezielle Karbide und andererseits mit Eisen Mischkarbide. Diese sind vom Typ M2C, MÖC und MC. Durch Zugabe von Molybdän wird die Aktivierungsenergie für die C- Diffusion im Austenit erhöht und somit der Diffusionskoeffizient für C bzw. die C-Diffusion erniedrigt. Dies führt zur niedrigeren Bs-Temperatur und zur verringerten Bainitbildung. An dererseits führt eine Zugabe von Mo zur Verfeinerung der Mikrostruktur, d.h. unabhängig von der Abkühlrate (1 °C/s bis 60 °C/s) ist ein feines Gefüge vorherrschend. Die Kornver gröberung bleibt wegen der geringen Lösungsgeschwindigkeit und der hohen Lösungstempe ratur der Karbide gering (Karbide wirken der Kornvergröberung entgegen). Somit kann durch Austenitisieren (Lösungsglühen) bei höheren Härtetemperaturen eine verbesserte An lassbeständigkeit erreicht werden, da mehr karbidbildende Elemente ausgeschieden werden können und dadurch mehr Karbide gebildet werden. Durch die harten Karbide werden zu sätzlich die Warmstreckgrenze und die Verschleißfestigkeit erhöht. Bei hohen Einsatztempe raturen verbessert Mo die Zunderbeständigkeit des Stahls. Zu hohe Gehalte verschlechtern die Zerspanbarkeit und im Falle, dass es in der Matrix gelöst bleibt, die Wärmeleitfähigkeit. Auch könnte es passieren, dass beim Anlassen aufgrund der Belegung der ehemaligen Aus ten itkorngrenzen mit Karbiden eine Versprödung auftritt. Daher liegt die erfindungsgemäße Obergrenze bei 5,0 Gew.-%, bevorzugt bei 3,50 Gew.-%, besonders bevorzugt bei 3,00 Gew.-%. Aus den oben genannten Gründen liegt die erfindungsgemäße Untergrenze bei 1,00 Gew.-%, bevorzugt bei 1,50 Gew.-%, besonders bevorzugt bei 2,00 Gew.-%.
Vanadium [V]:
Vanadium ist neben Nb und Ti wegen seiner hohen Affinität zu C eines der stärksten karbid bildenden Elemente. Es bildet beim Anlassen feine und gleichmäßig verteilte Ausscheidungen vom Typ MC. Diese werden wegen der im Vergleich zu anderen Karbidtypen höheren thermi schen Beständigkeit bevorzugt. Dadurch kommt es zu einer Steigerung der Warmfestigkeit, Erhöhung der Streckgrenze, des Verschleißwiderstandes und Verbesserung der Anlassbe ständigkeit. Allerdings ist bei höheren Konzentrationen eine höhere Härtetemperatur erfor derlich, um die thermisch stabilen, primären MC-Karbide aufzulösen. Daher liegt die erfin dungsgemäße Obergrenze bei 7,0 Gew.-%, bevorzugt bei 6,00 Gew.-%, besonders bevor zugt bei 5,00 Gew.-%. Aus den oben genannten Gründen liegt die erfindungsgemäße Unter grenze bei 3,00 Gew.-%, bevorzugt bei 4,00 Gew.-%, besonders bevorzugt bei 4,50 Gew.- %.
Wolfram [W]:
Wolfram ist ein ferrit-stabilisierendes Element. Es ist ein sehr starker Karbidbildner und wird zur Erhöhung der Verschleißfestigkeit eingesetzt. Der Zusatz von Wolfram verbessert die Warmhärte und Anlassbeständigkeit, daher wird es als Zusatz bei Schnellarbeitsstahl und Warmarbeitsstahl verwendet. Allerdings ist Wolfram auch ein kostenintensives Legierungs element. Daher liegt die erfindungsgemäße Obergrenze bei 16,0 Gew.-%, bevorzugt bei 15,50 Gew.-%, besonders bevorzugt bei 15,00 Gew.-%. Um die oben genannten Effekte sicherzustellen liegt die erfindungsgemäße Untergrenze bei 12,00 Gew.-%, bevorzugt bei 13,00 Gew.-%, besonders bevorzugt bei 13,50 Gew.-%.
Kobalt [Co]:
Kobalt ist ein Austenit-stabilisierendes Element. Es bildet keine Karbide, sondern bleibt in der Matrix gelöst und beeinflusst somit die Kohlenstoffdiffusion. Dies führt zur Erhöhung der Warmhärte und verbesserter Warmsprödigkeit. Daher liegt die erfindungsgemäße Obergren ze bei 8,0 Gew.-%, bevorzugt bei 7,50 Gew.-%, besonders bevorzugt bei 7,00 Gew.-%. Er findungsgemäß liegt die Untergrenze bei 6,00 Gew.-%, bevorzugt bei 6,30 Gew.-%, beson ders bevorzugt bei 6,50 Gew.-%. Wolframäquivalent [Weq]
Das Wolframäquivalent Weq, welches als W+2Mo definiert ist zeigt die Warmhärte und An lassbeständigkeit als auch ein Maß für das Gefüge. Erfindungsgemäß sollte das Weq kleiner als 21 Gew.-% sein, da ansonsten die Zähigkeit verringert wird und die Neigung zum Spröd- bruch zunimmt. Bevorzugt liegt dieser Wert zwischen 14 und 20,8 Gew.-%, besonders be vorzugt zwischen 17 und 19,5 Gew.-% da dies vorteilhaft für die Zerspanbarkeit als auch die Warmhärte sein kann. Des Weiteren kann durch diese Einstellung an Weq auch das Gefüge positiv beeinflusst werden da der Karbidgehalt hoch genug ist um ein hohes Härtelevel und ausgezeichnete Verschleißbeständigkeit zu erreichen und gleichzeitig nicht unnötig hoch ist, was die Zähigkeit negativ beeinflussen würde.
Erfindungsgemäß wird das Stahlmaterial bevorzugt pulvermetallurgisch verarbeitet. Bei die sem Herstellungsweg wird im Allgemeinen eine Stahlschmelze zu Pulver verdüst. Dieses Pul ver wird in eine Kapsel gefüllt, luftdicht verschweißt und anschließend heiß isostatisch ge presst (HIP-Prozess).
Dieses bereits dichte und homogene Material kann dann einem Umformprozess zugeführt werden und insbesondere kann es auf die erforderlichen Abmessungen gewalzt oder ge schmiedet werden. Soll eine solche Umformung durchgeführt werden, wird der heiße isosta tisch gepresste Block für die Umformung auf einen Temperaturbereich von 1100 °C - 1180 °C gebracht, wobei die Haltedauer entsprechend gewählt wird, damit die Durcherwärmung des gesamten Materials gewährleistet wird. Die Lieferung zum Kunden erfolgt typischerweise im weichgeglühten Zustand, wobei die Weichglühung dadurch erfolgt, dass das Material auf eine Temperatur von 820 °C - 880 °C gebracht wird. Die Haltedauer kann beispielsweise 2 - 5 Stunden dauern. Um eine vollständige Weichglühung zu gewährleisten, muss auch hier eine vollständige Durcherwärmung des Materials gegeben sein, worauf eine langsame, ge steuerte Ofenabkühlung auf einen Temperaturbereich von 720 °C - 780 °C erfolgt und hier beispielsweise 2 - 5 Stunden gehalten wird.
Erfindungsgemäß wird der Kobaltgehalt abgesenkt, und zwar in einen Bereich, in dem der Fachmann ein deutlich verringertes Härtelevel erwarten würde. Erfindungsgemäß wurde her ausgefunden, dass trotz der Absenkung des Kobaltgehalts dies nicht eintritt. Die Erfinder erklären sich dies damit, dass Kobalt kein Karbidbildner ist sondern in der Matrix gelöst bleibt. Kobalt erhöht zwar die Härte, setzt jedoch die Zähigkeit herab. Bei Schnellarbeitsstäh len ist Kobalt besonders in Hinsicht auf die höhere Warmhärte in höherem Ausmaße zule- giert, wobei erfindungsgemäß erkannt wurde, dass bei sehr vielen Anwendungen diese hö here Warmhärte gar nicht relevant ist. Erfindungsgemäß wurde daher herausgefunden, dass bei 7 % Kobalt bzw. geringfügig darüber oder darunterliegenden Gehalten ein Optimum be züglich der Härte und der Zähigkeit bei derartigen Stahlzusammensetzungen erreichbar ist. Hiermit wurde erfindungsgemäß herausgefunden, dass mehr Kobalt keine höhere Härte, aber durchaus negative Auswirkungen auf die Zähigkeit besitzt. Wird Kobalt von einem be kannten Niveau von insbesondere 11 % auf erfindungsgemäße 7 % abgesenkt, erhöht sich die Zähigkeit bei gleichbleibendem Härteniveau zumindest dann, wenn die erfindungsgemä ße Wärmebehandlung durchgeführt wird. Erfindungsgemäß wurde herausgefunden, dass der angegebene Bereich insbesondere um 1180 °C für die erfindungsgemäße Legierung die op timale Härtetemperatur darstellt. Bei dieser Temperatur und einer Haltedauer nach der voll ständigen Durcherwärmung des Materials (je nach Dicke/Volumen nimmt dies etwa 10 bis 30 Minuten in Anspruch) im Bereich von 150 Sekunden werden ausreichend Primärkarbide ge löst und die Matrix mit entsprechenden Legierungselementen angereichert, so dass bei die ser Temperatur eine gute Kombination von Härte und Zähigkeit für diese Legierungslage erreicht wird.
Die Erfindung wird anhand einer Zeichnung beispielhaft erläutert. Es zeigen dabei:
Figur 1 die möglichen erfindungsgemäßen Stahlzusammensetzungen;
Figur 2 stark schematisiert den Herstellungsweg;
Figur 3 eine Vergleichstabelle, zeigend zwei bekannte Stahlmaterialien und das erfin dungsgemäße Material;
Figur 4 ein Diagramm, zeigend Dilatometer-Untersuchungen bei unterschiedlichen l- Werten;
Figur 5 ein Diagramm nach Figur 4 mit zwei Vergleichsmaterialien;
Figur 6 den Härteverlauf, abhängig von der Anlasstemperatur der Vergleichsmateria lien und des erfindungsgemäßen Materials; Figur 7 die Schlagbiegearbeit in Joule, abhängig von der Anlasstemperatur der Vergleichsmaterialien und des erfindungsgemäßen Materials;
Figur 8 Vergleich der Schlagbiegearbeit der Erfindung mit Vergleichsbeispielen;.
Figur 9 die E-Moduli des erfindungsgemäßen Materials und der Vergleichsmaterialien;
Figur 10 die Druckfestigkeit Rpo2 in MPa der Vergleichsmaterialien und des erfindungsgemäßen Materials;
Figur 11 den Temperaturverlauf beim Flärten im Detail;
Figur 12 den Temperaturverlauf beim Härten und Anlassen; und
Figur 13 ein beispielhaftes erfindungsgemäßes Gefüge;
Figur 14 ein beispielhaftes Gefüge eines herkömmlichen Werkzeugstahls.
In Figur 1 erkennt man den Analysen bereich innerhalb derer die Erfindung ausführbar und die erfindungsgemäßen Effekte sicher erreicht werden.
Man erkennt, dass insbesondere der Siliziumgehalt und der Mangangehalt zwischen 0 und maximal 1 % liegen und damit gegenüber bekannten Stahlsorten abgesenkt sind. Der Kobaltgehalt liegt zwischen 6 und 8 % und insbesondere um 7 % und ist damit gegenüber den bekannten Lösungen deutlich abgesenkt.
In Figur 2 erkennt man die möglichen Herstell routen zum Herstellen des Pulvers und entsprechender Gegenstände daraus.
Nach der Erschmelzung des Einsatzmaterials und der Einstellung der gewünschten Zusammensetzung wird eine entsprechende Stahlschmelze insbesondere mit Stickstoff oder anderen Inertgasen zu einem Pulver verdüst. Dieses Pulver wird gegebenenfalls über Sichtung oder Siebung klassiert und das klassierte Pulver anschließend zu einem gewünschten Kornband zusammengesetzt, in eine entsprechende Kapsel gefüllt, welche verschweißt wird und anschließend über heißisostatisches Pressen verdichtet wird. Ein derart umgewandeltes Ma terial kann dementsprechend anschließend der Warmumformung zugeführt werden.
Insbesondere kann das durch das heißisostatische Pressen erzielte dichte und homogene Material in einem Umformungsprozess auf die erforderlichen Abmessungen gewalzt oder geschmiedet werden.
Die Produktionsparameter beim Verdüsen der Stahlschmelze haben signifikanten Einfluss auf die Pulverkorngröße und somit auf die Karbidkorngröße. Auch beim HIP-Prozess ist eine Feinjustierung der Einstellparameter von Temperatur und Drücken notwendig, damit es zu keinem Karbidwachstum oder zur Clusterbildung von Karbiden kommt. Besonders bei solch hochlegierten Stählen wie im erfindungsgemäßen Gegenstand liegen oftmals hohe Karbidan teile vor. Karbide wirken sich positiv auf die Verschleißbeständigkeit und auf die Härte im Allgemeinen aus. Dennoch stellen Karbide in Bezug auf Zähigkeit und Ermüdungsfestigkeit „Fehlerstellen" dar, die diese Eigenschaften limitiert. Diesbezüglich ist es besonders wichtig, dass kleine und über den Querschnitt homogenen verteilte Karbide vorliegen. Aufgrund der hohen Anzahl der Karbide kommt es bei solch hochlegierten Stähle oftmals vor, dass die Karbide während des HIP-Prozesses konglomerieren, was die Zähigkeit und die Ermüdungs festigkeit und in weiterer Folge auch die Lebensdauer des daraus gefertigten Werkzeugs stark limitieren kann. Im vorliegenden erfindungsgemäßen Gegenstand liegen feine singuläre Karbide vor.
Der pulvermetallurgische Weg wird insbesondere dann eingeschlagen, wenn hochverschleiß beständige Werkstoffe erzielt werden sollen beziehungsweise Werkzeuge aus diesen Werk stoffen. Denn es ist hierdurch möglich, den Kohlenstoffgehalt und damit die Konzentration der karbidgebenden Elemente im Hinblick auf die Steigerung des Karbidanteils und somit der Verschleißbeständigkeit und der Härte des Werkstoffes zu erhöhen. Eine solche Erhöhung lässt jedoch herkömmliche Verarbeitung nicht immer ohne weiteres zu, sodass hier der pul vermetallurgische Weg gegangen wird, bei dem eine Homogenisierung und Kompaktierung des Materials auch bei hohen Kohlenstoff-Karbidgehalten ohne Weiteres möglich ist.
Ein derart hergestellter Block wird für die Umformung anschließend auf einen Temperaturbe reich von 1100 °C - 1180 °C gebracht, wobei abhängig von der Größe des Blocks die Halte dauer gewählt wird, um eine Durcherwärmung des gesamten Materials zu gewährleisten. Nach der entsprechenden Warmumformung durch Schmieden oder Walzen erfolgt die Weichglühung, wo eine geringere Härte eingestellt wird, damit das Material weicher und für den Kunden bearbeitbar ist. In Figur 2 wird dieser abschließende Glühschritt, die so genann te Weichglühung (Annealing) beschrieben, bei der das Material auf eine Temperatur von 820 °C - 880 °C gebracht wird und entsprechend gehalten wird. Auch hier muss abhängig von der Größe die Haltezeit so gewählt werden, dass eine vollständige Durcherwärmung des Materials gegeben ist. Um sicher zu stellen, dass es bei der Ofenabkühlung nicht wieder zu einer Steigerung der Festigkeit kommt ist es notwendig, eine langsam besteuerte Ofenab kühlung auf einen Temperaturbereich von 720 °C - 780 °C sicherzustellen, wobei die Halte dauer auf die definierte Temperatur 2 bis 5 Stunden beträgt.
In Figur 3 ist die Zusammensetzung des erfindungsgemäßem Stahlmaterials gezeigt, die im Bereich der Zusammensetzung nach Figur 2 liegt und eine Ausführungsform des Stahlmate rials darstellt. Verglichen wird dieses Stahlmaterial mit zwei anderen Ausführungsformen nämlich REF 1 und REF 2, das gegenüber den bekannten Ausführungsformen der Silizium- und der Mangangehalt deutlich abgesenkt sind und insbesondere auch der Kobaltgehalt sich stark unterscheidet und insbesondere abgesenkt ist.
Gegenüber bekannten Legierungen im Stand der Technik wird eine sehr enge Auswahl ver folgt, die die erfindungsgemäßen Effekte sicher gewährleistet, insbesondere mit der erfin dungsgemäßen Wärmebehandlung.
Insbesondere die gute erfindungsgemäße Durchhärtbarkeit lässt sich mit den Bereichen, die im Stand der Technik offenbart sind, nicht sicher erreichen.
In Figur 4 erkennt man Dilatometeruntersuchungen am erfindungsgemäßen Material, wobei unterschiedliche l-Werte eingehalten wurden. l-Werte definieren Abkühlraten und bezeich net die Zeit, die für die Abkühlung eines Stahls von 800 °C auf 500 °C nötig ist, in der Ein heit Hektosekunden. Die Angabe l =36 bedeutet also, dass die Abkühlung von 800 auf 500 °C etwa 36 hs= 3600 s= 1 h gedauert hat. In Figur 4 wurden l-Werte von 3, 5,5 und 8 ein gehalten und innerhalb eines Temperaturbereichs von 0 , 500 °C die relative Längenände rung aufgenommen wurde, die ein Rückschluss auf die Martensit- und Bainitumwandlung zulässt. Hierzu wurde das Versuchsmaterial zuerst auf eine Temperatur von 1180°C ge bracht, vollständig durcherwärmt und danach entsprechend 180 s gehalten und dann defi niert abgekühlt. Anhand der Längenänderung erkennt man wenn eine Phasenumwandlung bzw. eine Phasenausscheidung stattfindet. Bei der höchsten Abkühlgeschwindigkeit mit l=3 ist keine Bainitumwandlung ersichtlich. Der Knick der Kurve im Bereich von ca. 150°C resultiert aus der Martensitbildung. Bei der langsamsten getesteten Abkühlgeschwindigkeit von l=8 ist im Bereich von < 400°C eine Bainitbildung ersichtlich.
Um den Bainitgehalt niedrig halten zu können wird die Abkühlgeschwindigkeit erfindungsgemäß auf l <= 3 gehalten.
In Figur 5 erkennt man noch einmal die Längenänderung über den Temperaturbereich bei unterschiedlichen l-Werten. Wiederum sind für den erfindungsgemäßen Werkstoff die l- Werte von 3, 5,5 und 8 aufgeführt. Dem gegenübergestellt ist hier ein Vergleichsmaterial REF 1. Dieses Vergleichsmaterial wurde bei 1200°C (typische Flärtetemperatur für diesen Werkstoff) für 180 Sekunden gehalten und dann definiert mit den Abkühlraten l =3 und 8 definiert abgekühlt. Es ist ersichtlich, dass bei REF 1 bereits bei der schellen Abkühlgeschwindigkeit l =3 Bainit aufweist. Bei l =8 ist bereits auch Perlit vorhanden.
Das erfindungsgemäße Material weist im Vergleich zu REF 1 somit erst bei deutlich langsameren Abkühlgeschwindigkeiten Bainit auf, was wiederum bedeutet, dass die Durchhärtbarkeit des erfindungsgemäßen Materials deutlich höher ist.
In Figur 6 ist der Flärteverlauf bei einer Anlasstemperatur von 1180 °C gezeigt, wobei erkennbar ist, dass das erfindungsgemäße Material bei höheren Anlasstemperaturen insbesondere oberhalb von 500 °C sehr rasch Flärtewerte erreicht, die dem eines bekannten Werkstoffes entsprechen, jedoch mit deutlich abgesenktem Kobaltgehalt. Betrachtet man zusätzlich die Schlagbiegeenergie erkennt man von Figur 7, dass gegenüber dem Vergleichsmaterial mit den höchsten Flärtewerten nach Figur 6 eine deutlich erhöhte Schlagbiegeenergie erreicht wird, während das weichere Vergleichsmaterial selbstverständlich höhere Schlagbie- gewerte erzielt. FHiermit wird jedoch auch klar, dass das erfindungsgemäße Material bei überragend großen Flärtewerten eine verbesserte Zähigkeit entwickelt.
Die FHärte nach der Figur 6 wurde ermittelt bei einer Flärtetemperatur von 1180 °C für FHalte- zeiten von 180 Sekunden, gemessen nach vollständiger Durcherwärmung, wobei die Anlassbehandlung dreimal durchgeführt wurde für jeweils 2 Stunden und die gesamte Wärmebehandlung in Vakuum durchgeführt wurde. Vor allem bei hochlegierten Werkzeugstählen die bei hohen Temperaturen gehärtet werden, ist ein dreimaliges Anlassen notwendig, damit das Werkstück danach frei von Restaustenit ist und das Gefüge somit vollständig martensi- tisch samt Karbide vorliegt.
Wird nach dem Härten rasch abgekühlt entsteht Martensit aber auch abhängig von Härte temperatur, Legierungselementen und Legierungsgehalten ein beachtlicher Anteil Restauste nit. Das heißt ein beachtlicher Teil des Gefüges bleibt als Austenit vorhanden und klappt nicht in Martensit um. Erfahrungsgemäß können solche Restaustenitanteile direkt nach dem Abschrecken teilweise um 30% und mehr betragen. Überraschenderweise haben die Erfinder erkannt, dass dieser Anteil an Restaustenit durch den speziellen Anlasszyklus bestehend aus a) einer relativen langsamen Erwärmung im Bereich von < 1 K/s auf eine Temperatur von 400 °C - 600 °C und b) zumindest zwei Stunden auf dieser Temperatur von 400 °C - 600 °C gehalten wird und c) anschließend mit einer Abkühlrate von < 1 K/s bevorzugt < 0,5 K/s auf <= 50 °C be vorzugt <= 30 °C abgekühlt verringert werden kann.
Dabei wird der Anteil nach jedem Anlasszyklus aus Erwärmung, Halten und Abkühlen deut lich verringert. Je nach gewünschtem Restaustenitgehalt können bis zu drei Anlasszyklen vorgesehen werden da mit jedem weiteren Anlasszyklus ein weiterer Anteil des Restaustenits in den gewünschten Martensit umklappt. Nach dem dritten Anlasszyklus kann der Anteil des Restaustenits gesichert auf kleiner 0,5% gehalten werden. Ein möglichst geringer Anteil an Restaustenit ist deshalb so vorteilhaft, da dieser sich im Belastungsfall umwandelt und das entsprechende Teil, z.B. ein Stanzstempel dann zum Sprödbruch neigen kann.
Die geringe Abkühlrate von < 1 K/s bevorzugt < 0,5 K/s kann sich vorteilhaft auf die Eigen spannungen auswirken, so dass diese deutlich reduziert werden können.
Um diese Umwandlung des Restaustenits in Martensit zu gewährleisten muss nach jedem Anlasszyklus auf <= 50 °C bevorzugt <= 30 °C gekühlt werden.
Bei einer Härtetemperatur von 1180 °C mit 180 Sekunden Haltezeit nach Durcherwärmung des Materials und ein dreimaliges Anlassen für zwei Stunden bei 560 °C (alle Wärmebehand lungen im Vakuum) ergeben sich die Schlagbiegetests gemäß Figur 8. Man erkennt, dass die Vergleichsbeispiele bei der Schlagbiegeenergie deutlich auseinanderliegen bei den entspre- chenden erkennbaren Härtewerten, während jedoch das erfindungsgemäße Material bei ei ner sehr großen Härte eine sehr gute Zähigkeit besitzt, so dass es ersichtlich gelungen ist, zwei widerstreitende miteinander konkurrierende mechanische Eigenschaften in Einklang miteinander zu bringen. Die angegebene Schlagarbeit ist hierbei auf das Vergleichsmaterial (REF 1) referenziert.
Im Allgemeinen ist zu erwähnen, dass die Aufheizrate auf die 1180 °C so rasch als möglich erfolgen sollte um den Prozess effizient zu gestalten, allerdings besteht die Gefahr bei groß- volumigen Werkstücken, dass diese dann einen zu hohen Temperaturgradienten zwischen Mantel und Kern erreichen können und daher dann Spannungen auftreten können welche zum Bruch führen können. Daher ist die Aufheizrate vorteilhafterweise < 5 K/s bevorzugt < 1 K/s zu wählen.
Interessant sind auch die unterschiedlichen E-Module gemäß Figur 9 bei denen man erkennt, dass das erfindungsgemäße Material bezüglich des E-Moduls sehr dicht an dem härteren Material aus den Vergleichsversuchen liegt. Die beim Stauchversuch ermittelte Stauchgrenze ODO, 2 ist ebenfalls bemerkenswert, denn auch hier zeigt sich, was bei den anderen Untersu chungen sich ebenfalls schon gezeigt hat. Bei der schon bekannten Härtetemperatur von 1180 °C für 180 Sekunden und dem dreimaligen Anlassen für 2 Stunden bei 550 °C wurde beim Stauchversuch mit Zugdruckproben des MCL-Typs L01 mit verlängertem Schaft heraus gefunden, dass die Stauchgrenze des erfindungsgemäßen Materials viel dichter an der Stauchgrenze des höher druckfesten Materials liegt als an dem weniger druckfesten Material und auch somit die Eigenschaften erheblich besser ausgeglichen werden.
Wie in Figur 11 ersichtlich, wird das Aufheizen zum Zwecke des Härtens so durchgeführt, dass beim Aufheizen zum Härten zwei Halteperioden bzw. Haltezonen vorhanden sind.
Erfindungsgemäß wird in den beiden Halteperioden die Temperatur bis zum Durcherwärmen konstant gehalten, wobei grundsätzlich die Bedingung erfüllt sein soll, dass die Haltetempe raturen mindestens 200 °K auseinanderliegen und insgesamt über 200 °C aber unter 800 °C liegen.
Insbesondere kann die erste Haltezone oder erste Halteperiode bei einer Temperatur von > 440 °C insbesondere > 550 °C liegen und die zweite Haltezone bzw. Halteperiode bei einer Temperatur von > 650 °C insbesondere > 750 °C liegen. In beiden Fällen wird diese Tempe- ratur beispielsweise 10 bis 30 Minuten gehalten, um eine vollständige Durcherwärmung zu erzielen. Selbstverständlich ist die Dauer von der Größe des Werkstücks abhängig und der entscheidende Faktor ist das Erreichen der Durcherwärmung.
Die erfindungsgemäße Erwärmung findet beispielsweise wie in Figur 12 angegeben statt, wobei zunächst auf 650 °C erwärmt wurde, um eine Durcherwärmung zu gewährleisten. Ein zweiter Sollwert wird bei 850 °C erreicht mit einer etwas kürzeren Flaltedauer, um ebenfalls die Durcherwärmung zu gewährleisten. Bei dieser Flaltestufe wurde vom Stickstoff auf Vaku um umgeschaltet, wobei diese Flaltestufe sich in diesem Fall aus der Dauer des Vakuumzie hens einerseits und der Probengröße andererseits bedingt.
Anschließend wurde ein Sollwert von 1180 °C eingestellt und für 150 Sekunden gehalten und abschließend mit Stickstoff bei einem Druck von 5 bar mit l = 0,32 abgeschreckt.
Die erfindungsgemäße Anlassbehandlung sieht vor, das Anlassen unmittelbar nach dem klär ten für jeden Anlasszyklus zumindest 2 Stunden durchzuführen, wobei der Ofen auf die An lasstemperatur als Sollwert eingestellt wird. Es wird ein direktes Aufheizen auf diesen Soll wert durchgeführt, wobei dies in Stickstoffatmosphäre geschieht. Man erkennt, dass in je dem Zyklus 2 Stunden auf Solltemperatur erhitzt wurde und anschließend die Beheizung bei bestehender Stickstoffatmosphäre ausgeschaltet wurde. Die Endtemperatur lag bei unter 30 °C und bei deren Erreichen wurde der nächste Zyklus gestartet. Es werden drei Anlasszyklen durchgeführt. Selbstverständlich ist es möglich jeden Anlasszyklus bezüglich der Anlasstem peratur bzw. Aufheiz- und Abkühlraten unterschiedlich auszuführen, allerdings kann es durchaus vorteilhaft sein, jeden Anlasszyklus ident durchzuführen.
Erfindungsgemäß kann der Flärte-Zähigkeits-Vorteil, insbesondere bei der angegeben FHärte- temperatur um 1180 °C erzielt werden, wenn der vorgegebene Wärmebehandlungszyklus eingehalten wird. Schon geringe Abweichungen in der Flärtetemperatur nach unten sind zwar nicht ausgeschlossen, jedoch sind die signifikanten Flärte-Zähigkeits-Vorteile gegenüber dem Stand der Technik nicht mehr in dem Ausmaß gewährleistet. Bei Temperaturen bei oberhalb von 1190 °C besteht die Gefahr, dass bereits erste Anschmelzungen im Material auftreten können, was ebenfalls nicht erwünscht ist. Insbesondere wird daher gegenüber dem Stand der Technik ein sehr enger Bereich der Här tebehandlung angestrebt, der zwischen 1170 °C und 1190 °C liegt, um negative Einflüsse oder mechanische Nachteile auszuschließen.
Bei der Erfindung ist von Vorteil, dass das erfindungsgemäße Verfahren es ermöglicht, sehr sicher mechanische Eigenschaften zu erzielen, die vormals miteinander in dieser Form nicht vereinbar waren. Insbesondere werden sehr hohe Werte von über 69 HRc erzielt bei Zähig keiten (gemessen als Schlagbiegearbeit von 10 bis 30 J bevorzugt größer als 20 J), die vor her in diesem Bereich mit diesen Materialen in dieser Form nicht sicher erzielbar waren. Hier zu ist es notwendig, diese enge Auswahl sicher einzuhalten.
Figur 13 zeigt eine Gefüge-Aufnahme des erfindungsgemäßen Gegenstands, aufgenommen mittels Rasterelektronenmikroskop mit 1500-facher Vergrößerung. Die vorliegenden Karbid typen sind MÖC - im Gefügebild als weiße globulare Ausscheidungen ersichtlich und die be sonders harten und bezüglich Verschleißwiderstand hervorragend wirkenden MC-Karbide in grau. Die Stahlmatrix stellt sich in diesem Gefügebild als schwarzer Hintergrund dar. Es ist der außergewöhnlich hohe Karbidanteil ersichtlich, und dass die beiden Karbidtypen etwa zu gleichen Anteilen Vorkommen. Insgesamt liegt ein Karbidanteil von 18-20 % vor. Ebenfalls ersichtlich ist die Tatsache, dass keine Karbid-Konglomerate auftreten, was mitunter auch die außergewöhnlich gute Kombination an besonders hoher Härte mit hohem abrasiven Ver schleißwiderstand und dennoch gegenüber herkömmlichen, vergleichbaren Werkzeugstählen eine gesteigerte Zähigkeit aufweist. Rest des Gefüges besteht aus martensitischer Matrix in welcher die Karbide ausgebunden sind.
Figur 14 zeigt ein Gefüge eines herkömmlichen Werkzeugstahls. Die erste Glühbehandlung wird hierbei bei 1180 °C für ca. 20-25 min durchgeführt. Aus der Aufnahme ist ersichtlich, dass die lange Haltedauer unmittelbar zu einer deutlichen Kornvergröberung führt. Der in der Mitte zu sehende Korn weist eine Größe im Millimeter-Bereich auf, während das erfindungs gemäße Gefüge (Figur 13) feine Körner von einigen Mikrometern umfasst. Die unerwünschte Kornvergröberung wirkt sich negativ auf die mechanischen Eigenschaften des fertiggestellten Stahlmaterials aus und kann auch mit nachfolgenden Anlasszyklen nicht mehr beeinflusst werden.

Claims

Internationale Patentanmeldung voestalpine BÖHLER Edelstahl GmbH & Co KG P293347WO Patentansprüche
1. Verfahren zum Herstellen eines Werkzeugstahls für Kaltarbeits- und Warmarbeitsanwen dungen, wobei ein Stahlmaterial bestehend aus folgenden Legierungselementen: (alle Angaben in Gew.-%):
Kohlenstoff = 1,50 bis 2,50 Silizium = 0,25 bis 1,0 Mn = 0,10 bis 1,0 Cr = 4,0 bis 7 W = 12 bis 16 Mo = 1,0 bis 5,0 V = 3,0 bis 7,0 Co = 6,0 bis 8,0
Rest Eisen und erschmelzungsbedingte unvermeidliche Verunreinigungen erschmolzen und durch Verdüsen zu einem Pulver verarbeitet wird und das Pulver an schließend heiß-isostatisch gepresst oder dreidimensional verdruckt wird und das heiß isostatische Pulver anschließend gegebenenfalls mechanisch bearbeitet wird, wobei eine Wärmebehandlung folgt, wobei die Wärmebehandlung so durchgeführt wird, dass das Material zunächst auf eine Härtetemperatur von 1170 °C - 1190 °C im Kern erwärmt wird, danach für 60 bis 300 Sekunden bevorzugt 100 bis 200 Sekunden auf dieser Här tetemperatur gehalten und danach mit einer Abkühlrate von l <= 3 auf eine Tempera tur <= 50 °C bevorzugt <= 30 °C zum Zwecke der Härtung abgekühlt und anschließend angelassen wird, wobei die Anlassbehandlung zumindest zwei Zyklen umfasst bei denen das Material auf eine Temperatur von 400 °C bis 600 °C erwärmt wird und zumindest zwei Stunden auf dieser Temperatur von 400 °C bis 600 °C gehalten wird und anschlie ßend mit einer Abkühlrate von < 1 K/s auf eine Temperatur <= 50 °C bevorzugt <= 30 °C abgekühlt wird.
2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass drei Anlasszyklen gefahren werden.
3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass das Aufheizen zum Härten mit zwei Halteperioden durchgeführt wird, bei denen eine Temperatur bis zum Durcherwärmen gehalten wird, wobei die Haltetemperatur mindes tens 200 °K auseinanderliegen und über 200 °C und unter 800 °C liegen.
4. Verfahren nach Anspruch 3, dadurch kennzeichnet, dass beim Härten zwei Haltezonen vorgesehen werden, wobei die erste Haltezone bei einer Temperatur von > 450 °C bevorzugt > 550 °C liegt und das Material für 10 bis 30 Minu ten für eine vollständige Durcherwärmung auf dieser Temperatur gehalten wird, an schließend eine zweite Haltezone bei einer Temperatur von > 650 °C bevorzugt > 750 °C angefahren wird und das Material für 10 bis 30 Minuten für eine vollständige Durch erwärmung auf dieser Temperatur gehalten wird und anschließend auf die Temperatur von 1170 °C - 1190 °C im Kern erwärmt und danach für 100 bis 200 Sekunden auf die ser Härtetemperatur gehalten und mit l <= 3 besonders bevorzugt mit l = 0,32 auf un ter 50 °C besonders bevorzugt auf <= 30 °C abgekühlt wird.
5. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass zwischen der ersten und zweiten Haltezone ein Temperaturunterschied von mehr als 200 °C bevorzugt mehr als 250 °C liegt.
6. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Anlasstemperatur zwischen 475 °C und 575 °C besonders bevorzugt zwischen 510 °C und 550 °C liegt.
7. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Aufheizrate bei der Anlassbehandlung kleiner 5 K/s insbesondere kleiner 1 K/s be trägt.
8. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Abkühlrate bei der Anlassbehandlung kleiner 1 K/s bevorzugt kleiner 0,5 K/s beträgt.
9. Werkzeugstahl insbesondere hergestellt nach einem Verfahren nach den Ansprüchen 1 bis 8, dadurch gekennzeichnet, dass das Stahlmaterial die folgende Zusammensetzung hat (alle Angaben in Gew.-%):
Kohlenstoff = 1,50 bis 2,50
Silizium = 0,25 bis 1,0
Mn = 0,10 bis 1,0
Cr = 4,0 bis 7,0
W = 12,0 bis 15,0
Mo = 1,0 bis 2,9
Weq = 14 bis 20,8
V = 3,0 bis 7,0
Co = 5,0 bis 8,0
Rest Eisen und erschmelzungsbedingte unvermeidliche Verunreinigungen
10. Stahlmaterial nach Anspruch 9, dadurch gekennzeichnet, dass das Material bei 720 °C - 780 °C für 2 - 5 Stunden weichgeglüht ist.
11. Stahlmaterial nach einem der Ansprüche 9 oder 10, dadurch gekennzeichnet, dass das Stahlmaterial eine Härte von 68 HRc bis 71 HRc besitzt.
12. Stahlmaterial nach einem der Ansprüche 9 bis 11, dadurch gekennzeichnet, dass das Material eine Zähigkeit von 17 - 21 Joule gemessen als Schlagbiegearbeit besitzt.
13. Stahlmaterial nach einem der Ansprüche 9 bis 12, dadurch gekennzeichnet, dass der E-Modul zwischen 245 GPa und 250 GPa liegt.
14. Stahlmaterial nach einem der Ansprüche 9 bis 13, dadurch gekennzeichnet, dass die Stauchgrenze ODO.2 zwischen 3600 MPa und 3700 MPa liegt.
15. Stahlmaterial nach einem der Ansprüche 9 bis 14, dadurch gekennzeichnet, dass das Gefüge einen Karbidanteil von 15 bis 25 % sowie als Rest martensitische Matrix aufweist.
16. Verwendung eines Stahlmaterials nach einem der Ansprüche 9 bis 15, als Aktivelement wie beispielsweise Stempel, Schneidplatte oder Matrizeneinsätze für den Anwendungsbereich Feinschneiden/Stanzen .
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