WO2002059389A2 - Stahl und verfahren zur herstellung eines zwischenproduktes - Google Patents

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Definitions

  • Martensitic, corrosion-resistant tool steels are used for the production of tools which are exposed to corrosive media in practice and which are subject to high demands on their hardness.
  • Machining processes are an essential part of industrial production technology and a main cost when manufacturing tools for plastics processing.
  • the economic usability of steels of the type mentioned above depends essentially on their machinability and their corrosion resistance, which in turn is decisively influenced by the chromium content of the steels.
  • machinability means the property of a material that can be machined under certain conditions.
  • a stainless martensitic steel with good machinability is known from EP 0 721 513 B1.
  • the known steel contains 10 to 14 mass% chromium. To improve its machinability, it also has at least 0.15% sulfur and 1.0 to 3.5% copper. The addition of copper also has a positive influence on the hardness of the alloy.
  • chromium-alloyed, corrosion-resistant steels are known, the chromium content of which is between 11.0 and 17.0 mass%. These are, for example, the steels designated with the material numbers 1.2080, 1.2082, 1.2083, 1.2085, 1.2201, 1.2314, 1.2316, 1.2319, 1.2361, 1.2376, 1.2378, 1.2379, 1.2380, 1.2436, 1.2601 in the StahlEisen list. These steels are regularly alloyed with carbon, silicon and manganese. They also optionally contain carbide formers such as molybdenum, vanadium or tungsten.
  • the known steels are processed depending on the respective carbon and carbide content.
  • the steels of the type in question are used on the one hand by the tool manufacturer in a tempered state with a hardness of 285 to 325 HB. With this hardness, machining of the material is still possible.
  • the steels are processed in the soft annealed condition, the hardness of the steels then being a maximum of 250 HB. Such less hard steels can be processed better.
  • a heat treatment must still be carried out after processing in order to achieve the usually required Achieve hardness of 46 to 60 HRC. Finishing is then required.
  • the object of the invention is to find a steel which is particularly suitable for the production of tools for the plastics processing industry and which, with high hardness and corrosion resistance, has toughness, machinability and weldability which meet the practical requirements.
  • a method for producing intermediate products from such a steel is to be specified.
  • intermediate product is also understood to mean long products, flat products or other objects which are subsequently sent for further processing.
  • P at most 0.035%
  • S at least 0.04% and less than 0.15%
  • Cr more than 8.0% and less than 12%
  • Mo more than 0.0% and at most 0.20%
  • V more than 0, 0% and at most 0.25%
  • Nb more than 0.1% and at most 0.5%
  • N at least 0.02 and at most 0.12%
  • Ni at most 0.5%
  • B at most 0.005%
  • Cu 0.3% or less
  • AI 0.035% or less
  • Sn 0.035% or less
  • the nioballoyed tool steel according to the invention has an optimized combination of machinability, hardness, corrosion resistance, weldability and toughness. It reaches hardness layers that are between 300 and 450 HB. Despite the relatively high sulfur content, it has good toughness for steels of the generic type, which meets the requirements that arise in practice.
  • steels according to the invention are sulfur-alloyed, the proportion of each of which is less than 0.15% by mass.
  • the steel preferably has at least 0.04% by mass, whereby good machinability can be reliably ensured. Yet Better machinability can be achieved when the other conditions imposed on the composition are taken into account if the steel according to the invention contains at least 0.07% by mass of sulfur.
  • steel according to the invention has good toughness. This is achieved in that the steel together with the sulfur contains at least one of the elements calcium, manganese or cerium in amounts, the sum of which is more than 0.0002 but at most 0.015 mass%. These elements enable sulfides to be molded into the matrix of the steel and thus improve its toughness. This can be achieved with certainty, for example, if the steel according to the invention contains 0.001-0.009% by mass of calcium.
  • the respective Nb content of the steel is designated with% Nb.
  • the carbon and nitrogen present are largely bound to hard phases by the niobium element, so that the chromium contained in the matrix according to the invention with a content of less than 12% is fully available for the formation of corrosion-inhibiting passive layers.
  • steel according to the invention has excellent corrosion resistance despite the relatively low chromium contents and high hardness.
  • the embrittlement factor KG f fulfills the following condition, the negative influence of the elements which act on the grain boundaries and the associated risk of crack formation can be minimized in a targeted manner:
  • the above-mentioned object is achieved by performing at least the following production steps:
  • Casting the steel into a starting material such as blocks, slabs, continuous cast bars, thin slabs or cast strip,
  • the diffusion annealing of the primary material carried out in the temperature range selected according to the invention compensates for the segregation-related segregations, so that a uniform distribution of the alloy elements contained is achieved.
  • the structure and the material isotropy are influenced.
  • An improved structure of the structure and a higher isotropy of the material can be achieved in that the hot deformation is carried out using a degree of deformation ⁇ of at least 1.5.
  • hot forming can be carried out as forging or, for the production of larger dimensions, as hot rolling.
  • Hot forming preferably takes place at temperatures of 850 ° C - 1100 ° C. In this temperature range, the material used according to the invention has a low yield stress and a high toughness, so that there is an optimal formability. Hot forming can thus be carried out quickly, inexpensively and with a high output.
  • the workpiece produced according to the invention is preferably placed in air after the hot forming from the forming heat.
  • the material When stored in air, the material is slowly and completely converted from the austenitic to the martensitic state.
  • Such slow cooling sets the desired hardness of the material of up to 450 HB.
  • thermal and transformation stresses are largely avoided, so that there are no distortions or stress cracks in the finished intermediate product.
  • a hardness of the intermediate product produced can be produced which differs from the hardness present after being stored in air from the heat of deformation.
  • this heat treatment can also achieve lower hardness values down to a lower limit of 300 HB.
  • Diag. 2 the impact bending work determined for various steels plotted against the embrittlement factor KG f .
  • Table 1 compares the alloys of steels A, B, C according to the invention with the compositions of four comparative steels D, E, F, G lying outside the invention.
  • Table 2 also shows the Brinell hardness values belonging to steels A to G as well as the hardness (H f ), sweat (S f ) and embrittlement factors (KG f ).
  • the test was carried out at room temperature. Like the one in Diag. 2 summarized values for the impact bending work (mean values from 3 tested individual samples) show, with increasing embrittlement factor KG f a significant decrease in the measured impact bending work can be determined.
  • the steels A, B and C according to the invention have the desired high level of toughness with values well above 200 J, while only values between 50 and 150 J could be measured for the steels D, E, F and G with increasing embrittlement factor, their toughness was therefore significantly lower.
  • Comparable has been found in connection with the value to be observed for the weldability factor S f of steels according to the invention.
  • the comparative steels, the welding factor S f of which are above the limit value provided according to the invention, have a significantly poorer welding behavior than the steels according to the invention. This is particularly evident in the occurrence of welding cracks, to avoid which, in the case of the steels not according to the invention, complex preheating and post-treatment are necessary.
  • the examples show that the inventive limitation of the contents of elements with a grain-boundary effect, such as Cu, Sn, As, AI, P and N, in the case of steels A, B, C keeps the respective embrittlement factor KG f low and, consequently, one for steels good toughness has been achieved.

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Abstract

Die vorliegende Erfindung betrifft einen Stahl für insbesondere korrosionsbeanspruchte Werkzeuge, welcher folgende Zusammensetzung aufweist (in Mass.-%): C: mindestens 0,02 und höchstens 0,12 %, Si: höchstens 1,5 %, Mn: mehr als 1,0 - 2,50 %, P: höchstens 0,035 %, S: mindestens 0,04 % und weniger als 0,15 %, Cr: mehr als 8,0 % und weniger als 12 %, Mo: mehr als 0,0 % und höchstens 0,20 %, V: mehr als 0,0 % und höchstens 0,25 %, Nb: mehr als 0,1 % und höchstens 0,5 %, N: mindestens 0,02 und höchstens 0,12 %, Ni: höchstens 0,5 %, B: höchstens 0,005 %, Cu: höchstens 0,3 %, Al höchstens 0,035 %, Sn: höchstens 0,035 %, As: höchstens 0,02 %, mindestens eines der Elemente Ca, Mg oder Ce, wobei die Summe der Gehalte an diesen Elementen mindestens 0,0002 % und höchstens 0,015 % beträgt, Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen.

Description

Stahl und Verfahren zur Herstellung eines Zwischenproduktes
Für die Herstellung von Werkzeugen, die im praktischen Einsatz korrosiven Medien ausgesetzt sind und an die gleichzeitig hohe Anforderungen an ihre Härte gestellt werden, werden martensitische, korrosionsbeständige Werkzeugstähle verwendet .
Spanende Fertigungsverfahren sind ein wesentlicher Bestandteil der industriellen Produktionstechnologie und ein Hauptkostenträger bei der Herstellung von Werkzeugen für die KunststoffVerarbeitung. Die wirtschaftliche Verwendbarkeit von Stählen der eingangs genannten Art hängt daher wesentlich von ihrer Zerspanbarkeit und ihrer Korrosionsbeständigkeit ab, welche wiederum entscheidend durch den Chromgehalt der Stähle beeinflußt wird. Unter dem Begriff "Zerspanbarkeit" wird in diesem Zusammenhang die Eigenschaft eines Werkstoffes verstanden, sich unter bestimmten Bedingungen spanend bearbeiten zu lassen.
Besondere Anforderungen an die Korrosionsbeständigkeit von Werkzeugen, die aus Stählen der voranstehend erwähnten Art hergestellt sind, ergeben sich im Bereich der kunststoffverarbeitenden Industrie. So führen Kontakte mit den dort eingesetzten Kühl- und Reinigungsmitteln, der Umgebungsatmosphäre sowie mit den verarbeiteten Kunststoffen selbst in vielen Fällen zu einer korrosiven Beanspruchung des jeweiligen Werkzeugs. Ein rostfreier martensitischer Stahl mit guter Bearbeitbarkeit ist aus der EP 0 721 513 Bl bekannt. Der bekannte Stahl enthält 10 bis 14 Mass.-% Chrom. Zur Verbesserung seiner Zerspanbarkeit weist er zudem mindestens 0,15 % Schwefel und 1,0 bis 3,5 % Kupfer auf. Die Zugabe von Kupfer hat zusätzlich einen positiven Einfluß auf die Härte der Legierung.
Neben dem in der erwähnten Europäischen Patentschrift beschriebenen Stahl ist eine Vielzahl chromlegierter, korrosionsbeständiger Stähle bekannt, deren Chromgehalt zwischen 11,0 und 17,0 Mass.-% liegt. Es sind dies beispielsweise die mit den Werkstoffnummern 1.2080, 1.2082, 1.2083, 1.2085, 1.2201, 1.2314, 1.2316, 1.2319, 1.2361, 1.2376, 1.2378, 1.2379, 1.2380, 1.2436, 1.2601 in der StahlEisen-Liste bezeichneten Stähle. Regelmäßig sind diese Stähle mit Kohlenstoff, Silizium und Mangan legiert. Wahlweise enthalten sie außerdem Carbidbildner wie Molybdän, Vanadium oder Wolfram.
Die Verarbeitung der bekannten Stähle erfolgt in Abhängigkeit vom jeweiligen Kohlenstoff- und Carbidgehal . So werden die Stähle der in Rede stehenden Art zum einen vom Werkzeughersteller im vergüteten Zustand mit einer Härte von 285 bis 325 HB verwendet. Bei dieser Härte ist eine zerspanende Bearbeitung des Werkstoffs noch möglich. Zum anderen werden die Stähle im weichgeglühten Zustand verarbeitet, wobei die Härte der Stähle dann maximal 250 HB beträgt. Derart weniger harte Stähle lassen sich zwar besser verarbeiten. Es muß allerdings nach der Bearbeitung noch eine Wärmebehandlung durchgeführt werden, um die üblicherweise erforderliche Einbauhärte von 46 bis 60 HRC zu erreichen. Anschließend ist eine Fertigbearbeitung erforderlich.
Eine spanende Bearbeitung läßt sich bei den von den Anwendern geforderten hohen Endhärten bei den bekannten Stählen nicht mehr wirtschaftlich durchführen. Dieses Problem wird zwar durch die Verarbeitung im weichgeglühten Zustand mit nachgeschalteter Wärmebehandlung gelöst. Ein Nachteil der abschließenden Wärmebehandlung besteht jedoch neben den für diesen zusätzlichen Arbeitsgang anfallenden Kosten darin, daß es dabei zur Rißbildung und zum Verzug des Bauteils infolge der Erwärmung kommen kann.
Ein weiterer Nachteil der bekannten, in der StahlEisen- Liste verzeichneten Stähle ist ihre aufgrund des Kohlenstoffgehalts und der LegierungsZusammensetzung verschlechterte Schweißbarkeit. Eine gute Verschweißbarkeit ist jedoch gerade im Bereich der KunststoffVerarbeitung unabdingbar. Häufig ist es in Folge von nachträglichen Änderungen der Gestaltung und wegen erforderlich werdender Reparaturen notwendig, Schweißarbeiten an den Werkzeugen vorzunehmen.
Zusätzlich erschwert wird die Bestimmung eines den Anforderungen in der Praxis, insbesondere den sich bei der Kunststoffverarbeitung stellenden Problemen gerechtwerdenden Stahls dadurch, daß ein solcher Stahl nicht nur korrosionsbeständig, gut zerspanbar und gut schweißbar, sondern auch in ausreichendem Maße zäh sein muß, um die im praktischen Betrieb auftretenden Kräfte aufnehmen zu können. Andernfalls besteht die Gefahr, daß die auftretenden hohen Biege-, Torsions-, Druck- und Zugkräfte ebenfalls Risse verursachen.
Es hat sich gezeigt, daß die bekannten Stähle allen diesen Anforderungen gleichzeitig nicht gerecht werden. So weisen aufgrund eines höheren Schwefelgehaltes gut zerspanbare Stähle eine zu geringe Zähigkeit auf, während bei infolge einer Erhöhung des Kohlenstoffgehaltes härteren Stählen die Korrosionsbeständigkeit vermindert ist .
Die Aufgabe der Erfindung besteht darin, einen insbesondere für die Herstellung von Werkzeugen für die kunststoffverarbeitende Industrie geeigneten Stahl zu finden, der bei hoher Härte und Korrosionsbeständigkeit eine den praktischen Anforderungen gerechtwerdende Zähigkeit, Zerspanbarkeit und Schweißbarkeit aufweist. Darüber hinaus soll ein Verfahren zur Herstellung von Zwischenprodukten aus einem solchen Stahl angeben werden. Unter dem Begriff "Zwischenprodukt" werden in diesem Zusammenhang auch Langprodukte, Flachprodukte oder andere Gegenstände verstanden, die anschließend einer weiteren Verarbeitung zugeführt werden.
In Bezug auf den Werkstoff wird diese Aufgabe durch einen Stahl für insbesondere korrosionsbeanspruchte Werkzeuge gelöst, der folgende Zusammensetzung aufweist (in Mass.- %) :
C: mindestens 0,02 und höchstens 0,12 %,
Si : höchstens 1,5 %,
Mn: mehr als 1,0 - 2,50 %,
P: höchstens 0,035 %, S: mindestens 0,04 % und weniger als 0,15 %, Cr: mehr als 8,0 % und weniger als 12 %, Mo: mehr als 0,0 % und höchstens 0,20 %, V: mehr als 0,0 % und höchstens 0,25 %, Nb: mehr als 0,1 % und höchstens 0,5 %, N: mindestens 0,02 und höchstens 0,12 %, Ni : höchstens 0,5 % B: höchstens 0,005 %, Cu: höchstens 0,3 %, AI: höchstens 0,035 %, Sn: höchstens 0,035 %, As: höchstens 0,02 %,
mindestens eines der Elemente Ca, Mg oder Ce, wobei die Summe der Gehalte an diesen Elementen mehr als 0,0002 % und höchstens 0,015 % beträgt,
Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen.
Der erfindungsgemäße nioblegierte Werkzeugstahl weist eine optimierte Kombination von Zerspanbarkeit, Härte, Korrosionsbeständigkeit, Schweißbarkeit und Zähigkeit auf. Er erreicht Härtelagen, die zwischen 300 und 450 HB liegen. Trotz des relativ hohen Schwefelgehalts weist er eine für Stähle der gattungsgemäßen Art gute Zähigkeit auf, die den in der Praxis sich stellenden Anforderungen genügt .
Zur Verbesserung der Zerspanbarkeit sind erfindungsgemäße Stähle schwefellegiert, dessen Anteil jeweils weniger als 0,15 Mass.-% beträgt. Vorzugsweise weist der Stahl dabei mindestens 0,04 Mass.-% auf, wodurch eine gute Zerspanbarkeit sicher gewährleistet werden kann. Noch bessere Zerspanbarkeiten können bei Berücksichtigung der sonstigen an die Zusammensetzung gestellten Bedingungen dann erreicht werden, wenn erfindungsgemäßer Stahl mindestens 0,07 Mass.-% Schwefel enthält.
Trotz eines derart bemessenen Schwefelanteils weist erfindungsgemäßer Stahl eine gute Zähigkeit auf. Dies wird dadurch erreicht, daß der Stahl zusammen mit dem Schwefel wenigstens eines der Elemente Calcium, Mangan oder Cer in Mengen enthält, deren Summe mehr als 0,0002 jedoch höchstens 0,015 Mass.-% beträgt. Diese Elemente ermöglichen die Einformung von Sulfiden in die Matrix des Stahls und führen so zur Verbesserung seiner Zähigkeit. Erreichen läßt sich dies beispielsweise zielsicher dann,, wenn der erfindungsgemäße Stahl 0,001 - 0,009 Mass.-% Calcium enthält.
Durch die Verwendung niedriger Kohlenstoffgehalte von maximal 0,12 Mass.-% sowie niedriger Stickstoffgehalte von höchstens 0,12 Mass.-% und eines Niobgehalt von 0,11 bis 0,5 Mass.-% werden bei erfindungsgemäßem Stahl Hartphasen gebildet, welche zur erreichten Härte von 300 bis 450 HB beitragen. Gleichzeitig werden die betreffenden Hartphasen in besonders feiner und gleichmäßiger Verteilung ausgeschieden, was einen positiven Einfluß auf die Zähigkeitseigenschaften hat.
Besonders deutlich machen sich diese vorteilhaften Eigenschaften des Legierens mit Niob bemerkbar, wenn der Niobgehalt so eingestellt wird, daß der Härtefaktor Hf bei erfindungsgemäßem Stahl folgende Bedingung erfüllt:
0,047 < Hf < 0,095, wobei sich der Härtefaktor Hf nach der Formel
Hf = 0,11 - %Nb / 7,14
berechnet und mit %Nb der jeweilige Nb-Gehalt des Stahls bezeichnet ist. Bei einer solchen Bemessung des Niobgehaltes wird der vorhandene Kohlenstoff und Stickstoff durch das Element Niob weitgehend zu Hartphasen abgebunden, so daß das bei erfindungsgemäßem Stahl mit einem Gehalt von weniger als 12 % in der Matrix enthaltene Chrom voll zur Bildung von korrosionshemmenden Passivschichten zur Verfügung steht. Auf diese Weise weist erfindungsgemäßer Stahl trotz der relativ geringen Chromgehalte bei gleichzeitig hoher Härte eine hervorragende Korrosionsbeständigkeit auf.
Bei erfindungsgemäßem Stahl sind zudem die Gehalte an solchen Elementen, die zur Rißbildung in der Schweißnaht führen könnten, auf ein Minimum abgesenkt. Eine optimale Schweißbarkeit von erfindungsgemäßem Stahl läßt sich dabei dadurch gewährleisten, daß der sich nach der Formel
Sf = %C + 5x%B + 2x%Cu+ (%P+%S)/2+ (%Mo+%Cr) /4 + %Mn/lO
berechnende Schweißfaktor Sf bei erfindungsgemäßem Stahl folgende Bedingung erfüllt :
Sf < 3,99,
wobei mit %C, %B, %Cu, %P, %S, %Mo, %Cr, %Mn die jeweiligen C-, B- ,Cu- , P-, S-, Mo-, Cr-, Mn-Gehalte des Stahls bezeichnet sind. Die Zähigkeit der eingangs genannten bekannten Werkzeugstähle wird durch den Kohlenstoff- und Carbidgehalt sowie durch die Höhe des Schwefelgehaltes, die Verteilung und die Morphologie der Sulfide negativ beeinflußt. Erfindungsgemäßer Stahl enthält nur maximal 0,12 % Kohlenstoff. Auf diese Weise ist auch sein Carbidgehalt beschränkt. Zusätzlich ist bei einem erfindungsgemäßen Stahl dadurch, daß in ihm die Gehalte an korngrenzwirksamen Elementen auf ein Minimum reduziert ist, die Zähigkeit gegenüber anderen schwefellegierten Stählen erhöht .
Es wurde festgestellt, daß die korngrenzwirksamen Elemente in Stählen der in Rede stehenden Art während des Erstarrungsvorganges sowie während der Warmumformung und / oder während einer Wärmebehandlung bei bestimmten Temperaturen an den Korngrenzen seigern. Diese Seigerungen führen zu einer Verminderung der Kohäsion und bilden so bevorzugt die Quelle der Entstehung von Rissen. Inde bei einem erfindungsgemäßen Stahl der Versprödungsfaktor KGf die folgende Bedingung erfüllt, kann der negative Einfluß der korngrenzenwirksamen Elemente und damit einhergehend die Gefahr der Entstehung von Rissen zielgerichtet minimiert werden:
KGf < 1,07,
wobei sich der Versprödungsfaktor KGf nach der Formel
KGf = 2,97x%Cu + 3,2x(%Sn+%As) + 0,55x%Al + 5,42x%P + 0,98%N
berechnet und mit %Cu, %Sn, %As, %A1, %P und %N die jeweiligen Cu-, Sn-, As-, AI-, P- und N-Gehalte des Stahls bezeichnet sind. In Bezug auf das Verfahren zum Erzeugen eines Zwischenprodukts für die Herstellung von Bauteilen, insbesondere für die Herstellung eines korrosionsbeanspruchten Werkzeugs, aus erfindungsgemäß zusammengesetztem Stahl wird die oben angegebene Aufgabe gelöst, indem mindestens folgende Herstellungsschritte durchlaufen werden:
- Erschmelzen eines erfindungsgemäßen Stahls,
- Vergießen des Stahls zu einem Vormaterial, wie Blöcken, Brammen, Stranggußriegeln, Dünnbrammen oder gegossenem Band,
- Diffusionsglühen des Vormaterials bei einer 1200 - 1280 °C betragenden Temperatur,
- Warmumformen des geglühten Vormaterials zu dem Bauelement.
Durch das im erfindungsgemäß gewählten Temperaturbereich durchgeführte Diffusionsglühen des Vormaterials wird ein Ausgleich der erstarrungsbedingten Seigerungen herbeigeführt, so daß eine gleichmäßige Verteilung der enthaltenen Legierungselemente erzielt wird. Bei der anschließenden Warmumformung des Vormaterials zu dem Zwischenprodukt wird die Gefügestruktur und die Werkstoffisotropie beeinflußt. Eine verbesserte Struktur des Gefüges und eine höhere Isotropie des Werkstoffs kann dabei dadurch erreicht werden, daß die Warmverformung unter Anwendung eines Umformgrades φ von mindestens 1,5 durchgeführt wird.
Im Rahmen des erfindungsgemäßen Verfahrens kann die Warmumformung als Schmieden oder, zur Herstellung größerer Abmessungen, als Warmwalzen durchgeführt werden. Die Warmumformung findet dabei bevorzugt bei Temperaturen von 850 °C - 1100 °C durchgeführt. In diesem Temperaturbereich weist der erfindungsgemäß verwendete Werkstoff eine niedrige Fließspannung und eine hohe Zähigkeit auf, so daß eine optimale Umformbarkeit gegeben ist. Die Warmumformung läßt sich somit schnell, kostengünstig und mit hoher Ausbringung durchführen.
Das erfindungsgemäß erzeugte Werkstück wird nach der Warmumformung aus der Umformhitze vorzugsweise an Luft abgelegt . Bei der Ablage an Luft wird der Werkstoff langsam und vollständig vom austenitischen in den martensitischen Zustand überführt . Durch eine solche langsame Abkühlung wird einerseits die gewünschte Härte des Werkstoffes von bis zu 450 HB eingestellt. Andererseits werden Wärme- und UmwandlungsSpannungen weitgehend vermieden, so daß keine Verzüge oder Spannungsrisse am fertigen Zwischenprodukt auftreten.
Durch eine gegebenenfalls zusätzlich durchzuführende Wärmebehandlung bei Temperaturen von 850 °C - 1050 °C mit nachfolgendem kontrollierten Abkühlen an einem Abkühlungsmedium, wie Luft, Öl, Wasser oder einem Polymer, auf das vorzugsweise ein Anlassen bei Temperaturen zwischen 400 °C und 650 °C folgt, kann eine Härte des erzeugten Zwischenprodukts hergestellt werden, die sich von der nach der Ablage an Luft aus der Umformhitze vorliegenden Härte unterscheidet. Insbesondere lassen sich über diese Wärmebehandlung auch niedrigere Härtewerte bis zu einer Untergrenze von 300 HB erzielen.
Nachfolgend wird die Erfindung anhand von Ausführungsbeispielen näher erläutert. Es zeigen: Diag. 1 den Schneidenverschleiß im Bohrversuch aufgetragen über den Bohrweg,
Diag. 2 die für verschiedene Stähle ermittelte Schlagbiegearbeit aufgetragen über den Versprödungsfaktor KGf.
In Tabelle 1 sind die Legierungen erfindungsgemäßer Stähle A,B,C den Zusammensetzungen von vier außerhalb der Erfindung liegenden Vergleichsstählen D,E,F,G gegenübergestellt. In Tabelle 2 sind zusätzlich die zu den Stählen A bis G gehörenden Brinell-Härtewerte sowie die Härte- (Hf) , Schweiß- (Sf) , und Versprödungsfaktoren (KGf) angegeben.
Zur Überprüfung der Zerspanbarkeit der Stähle A - G wurden an aus diesen Stählen erzeugten Bauelementen Bohrversuche mit unbeschichteten Wendelbohrern aus dem Schnellarbeitsstahl mit der Werkstoffnummer 1.3343 durchgeführt. Zu diesem Zweck wurden 24 mm tiefe Löcher in die mit einer Härte von 300 bis 400 HB vorliegenden Stähle gebohrt. Die Schnittgeschwindigkeit betrug jeweils 12 m/min und der Vorschub 0,12 mm/U.
Nach einem Gesamtbohrweg von 200, 1200 und 2400 mm wurde der an den Wendelbohrern aufgetretene Verschleiß der Schneidkanten ausgemessen. Es zeigte sich, daß die erfindungsgemäßen Stähle A, B und C trotz ihrer höheren Härte weniger Verschleiß an den Schneidkanten der Bohrer erzeugen (Diag. 1) . Ihre Zerspanbarkeit ist somit deutlich gegenüber der der herkömmlichen, außerhalb der Erfindung liegenden Stähle D, E, F und G verbessert. Zur Bestimmung der Zähigkeit von Werkzeugstählen wurde der Schlagbiegeversuch nach Stahl-Eisen-Prüfblatt 1314 durchgeführt. In diesem Versuch wird als Maß für die Zähigkeit eines Werkstoffes die zum Zerschlagen von ungekerbten Proben notwendige Schlagbiegearbeit ermittelt. Die verwendeten Proben mit der Abmessung 7 x 10 x 55 mm wurden aus der Verformungsrichtung der überprüften Stähle A - G entnommen, die mit einer Härte von 300 bis 400 HB vorlagen.
Die Prüfung erfolgte bei Raumtemperatur. Wie die im Diag. 2 zusammengefaßten Werte für die Schlagbiegearbeit (Mittelwerte aus 3 geprüften Einzelproben) zeigen, kann mit zunehmendem Versprödungsfaktor KGf ein deutliches Absinken der gemessenen Schlagbiegearbeit festgestellt werden. Die erfindungsgemäßen Stähle A, B und C weisen mit Werten deutlich oberhalb von 200 J das gewünschte hohe Zähigkeitsniveau auf, während bei den zum Vergleich aufgeführten Stählen D, E, F und G mit zunehmendem Versprödungsfaktor lediglich Werte zwischen 50 und 150 J gemessen werden konnten, ihre Zähigkeit daher deutlich niedriger war.
Um die Korrosionsbeständigkeit der in Tabelle 1 aufgeführten Stähle zu überprüfen, wurden Eintauchversuche in einer 0,5 % wässrigen Natriumchloridlδsung durchgeführt . Nach einer Tauchdauer von 1 h wurden die Proben jeweils eine halbe Stunde lang an Luft getrocknet und dann erneut eingetaucht . Nach insgesamt neun Tauch- und Trockenzyklen wurde das Aussehen der ehemals fein geschliffenen Proben beurteilt. Nach Beendigung der Versuche war bei den erfindungsgemäßen Stählen A bis C so gut wie kein Rostbefall auf der Oberfläche der Proben feststellbar, was auf eine ausreichende Korrosionsbeständigkeit hindeutet. Die zum Vergleich aufgeführten Stähle D, E und G zeigten dagegen einen starken Angriff durch die Prüflösung, so daß der größte Teil der Oberfläche nach den durchgeführten Prüfzyklen bereits korrodiert war. Lediglich der Vergleichsstahl F war aufgrund seines hohen Chromgehaltes und wegen des Fehlens von Schwefel korrosionsbeständiger. Aufgrund des Fehlens von Schwefel in der Zusammensetzung wies dieser Stahl F jedoch die bei weitem schlechteste Zerspanbarkeit aller untersuchten Stähle auf .
Die erläuterten Beispiele belegen, daß erfindungsgemäßer Stahl einerseits die angestrebte Härte von 300 HB bis 450 HB sicher erreicht und andererseits gut zerspanbar ist. Bei außerhalb der Erfindung liegenden Stählen, welche die für den Härtefaktor Hf erfindungsgemäß zu beachtenden Bedingungen nicht erfüllen, wird diese Eigenschaftskombination dagegen nicht erreicht.
Vergleichbares erweist sich im Zusammenhang mit dem für den Schweißbarkeitsfaktor Sf erfindungsgemäßer Stähle einzuhaltenden Wert. So weisen die Vergleichsstähle, deren Schweißfaktor Sf jeweils oberhalb des erfindungsgemäß vorgesehenen Grenzwertes liegen, ein deutlich schlechteres Schweißverhalten auf als erfindungsgemäße Stähle. Dies zeigt sich insbesondere in dem Auftreten von Schweißrissen, zu deren Vermeidung bei den nicht erfindungsgemäßen Stählen eine aufwendige Vorwärmung und Nachbehandlung notwendig ist. Schließlich belegen die Beispiele, daß durch die erfindungsgemäße Beschränkung der Gehalte an korngrenzenwirksamen Elementen, wie Cu, Sn, As, AI, P und N bei den Stählen A, B, C der jeweilige Versprödungsfaktor KGf niedrig gehalten und damit einhergehend eine für Stähle der in Rede stehenden Art gute Zähigkeit erreicht worden ist.
Figure imgf000017_0002
Angaben in Masse-%
Tabelle 1
Figure imgf000017_0001
Figure imgf000018_0001
Tabelle 2

Claims

P AT E N T AN S P R Ü C H E
Stahl für insbesondere korrosionsbeanspruchte Werkzeuge, welcher folgende Zusammensetzung aufweist (in Mass. -%) :
C: mindestens 0,02 und höchstens 0,12 %,
Si: höchstens 1,5 %,
Mn: mehr als 1,0 - 2,50 %,
P: höchstens 0,035 %,
S: mindestens 0,04 % und weniger als 0,15 %,
Cr: mehr als 8,0 % und weniger als 12 %,
Mo: mehr als 0,0 % und höchstens 0,20 %,
V: mehr als 0,0 % und höchstens 0,25 %,
Nb: mehr als 0,1 % und höchstens 0,5 %,
N: mindestens 0,02 und höchstens 0,12 %,
Ni : höchstens 0,5 %,
B: höchstens 0,005 %,
Cu: höchstens 0,3 %,
AI: höchstens 0,035 %,
Sn: höchstens 0,035 %,
As: höchstens 0,02 %,
mindestens eines der Elemente Ca, Mg oder Ce, wobei die Summe der Gehalte an diesen Elementen mindestens 0,0002 % und höchstens 0,015 % beträgt,
Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen.
2. Stahl nach Anspruch 1, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, d a ß er 0,001 - 0,009 Mass.-% Ca enthält.
3. Stahl nach einem der Ansprüche 1 oder 2, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, d a ß sein Härtefaktor Hf folgende Bedingung erfüllt :
0,047 < Hf < 0,095,
wobei
Hf = 0,11 - %Nb / 7,14
und mit %Nb der jeweilige Nb-Gehalt des Stahls bezeichnet ist.
4. Stahl nach einem der voranstehenden Ansprüche, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, d a ß sein Schweißfaktor Sf folgende Bedingung erfüllt :
Sf < 3,99,
wobei
Sf = %C + 5x%B + 2x%Cu+ (%P+%S)/2+ (%Mo+%Cr) /4 + %Mn/l0
und mit %C, %B, %Cu, %P, %S, %Mo, %Cr, %Mn die jeweiligen C-, B- ,Cu- , P-, S-, Mo-, Cr-, Mn-Gehalte des Stahls bezeichnet sind.
. Stahl nach einem der voranstehenden Ansprüche, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, d a ß sein Versprödungsfaktor KGf folgende Bedingung erfüllt:
KGf < 1,07,
wobei
KGf -= 2,97x%Cu + 3,2x(%Sn+%As) + 0, 55x%Al + 5, 42x%P + 0 , 98%N
und mit %Cu, %Sn, %As, %A1 , %P und %N die jeweiligen Cu-, Sn-, As-, AI-, P- und N-Gehalte des Stahls bezeichnet sind.
6. Stahl nach einem der voranstehenden Ansprüche, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, d a ß er mindestens 0,05 Mass.-% Schwefel enthält.
7. Stahl nach einem der voranstehenden Ansprüche, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, d a ß er mindestens 0,07 Mass.-% Schwefel enthält.
8. Verfahren zur Erzeugung eines Zwischenprodukts für die Herstellung von Bauelementen, insbesondere für die Herstellung von korrosionsbeanspruchten Werkzeugen, aus einem gemäß einem der Ansprüche 1 bis 7 zusammengesetzten Stahl umfassend folgende Schritte:
- Erschmelzen des Stahls, - Vergießen des Stahls zu einem Vormaterial, wie Blöcken, Brammen, Stranggußriegeln, Dünnbrammen oder gegossenem Band,
- Diffusionsglühen des Vormaterials bei einer 1200 - 1280 °C betragenden Temperatur,
- Warmumformen des geglühten Vormaterials zu dem Zwischenprodukt .
9. Verfahren nach Anspruch 8, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, d a ß die Warmumformung als Schmieden durchgeführt wird.
10. Verfahren nach Anspruch 8, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, d a ß die Warmumformung als Warmwalzen durchgeführt wird.
11. Verfahren nach einem der Ansprüche 7 bis 10, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, d a ß das Zwischenprodukt nach der Warmumformung an Luft abgelegt wird.
12. Verfahren nach einem der Ansprüche 7 bis 11, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, d a ß die Warmumformung bei Temperaturen von 850 °C - 1150 °C durchgeführt wird.
13. Verfahren nach einem der Ansprüche 7 bis 12, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, d a ß das Zwischenprodukt im Anschluß an die Warmumformung bei Temperaturen von
850 °C - 1050 °C wärmebehandelt und nach der Wärmebehandlung an einem Abkühlmedium, wie Luft, Öl, Wasser oder einem Polymer kontrolliert abgekühlt wird.
14. Verfahren nach Anspruch 13, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, d a ß nach der Abkühlung ein Anlassen bei Temperaturen von 400 °C - 650 °C durchgeführt wird.
15. Verwendung eines gemäß einem der Ansprüche 1 bis 6 zusammengesetzten Stahls zur Herstellung von Werkzeugen für die KunststoffVerarbeitung.
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Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
FR2872825B1 (fr) * 2004-07-12 2007-04-27 Industeel Creusot Acier inoxydable martensitique pour moules et carcasses de moules d'injection

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4004922A (en) * 1974-10-11 1977-01-25 Ugine Aciers Free machining steel
US4484956A (en) * 1983-02-23 1984-11-27 Sumitomo Metal Industries, Ltd. Process for producing heat-resistant ferritic stainless steel sheet
JPH01215489A (ja) * 1988-02-19 1989-08-29 Sumitomo Metal Ind Ltd 高Ｃｒフェライト鋼用溶接材料
JP2000144334A (ja) * 1998-11-06 2000-05-26 Daido Steel Co Ltd 耐溶損性に優れたＡｌダイカスト金型用鋼

Family Cites Families (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4434006A (en) * 1979-05-17 1984-02-28 Daido Tokushuko Kabushiki Kaisha Free cutting steel containing controlled inclusions and the method of making the same
US4294613A (en) * 1979-07-03 1981-10-13 Henrik Giflo Acid resistant, high-strength steel suitable for polishing
JP3068216B2 (ja) * 1990-12-28 2000-07-24 東北特殊鋼株式会社 高冷鍛性電磁ステンレス鋼
US5362337A (en) * 1993-09-28 1994-11-08 Crs Holdings, Inc. Free-machining martensitic stainless steel
US6090230A (en) * 1996-06-05 2000-07-18 Sumitomo Metal Industries, Ltd. Method of cooling a steel pipe

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4004922A (en) * 1974-10-11 1977-01-25 Ugine Aciers Free machining steel
US4484956A (en) * 1983-02-23 1984-11-27 Sumitomo Metal Industries, Ltd. Process for producing heat-resistant ferritic stainless steel sheet
JPH01215489A (ja) * 1988-02-19 1989-08-29 Sumitomo Metal Ind Ltd 高Ｃｒフェライト鋼用溶接材料
JP2000144334A (ja) * 1998-11-06 2000-05-26 Daido Steel Co Ltd 耐溶損性に優れたＡｌダイカスト金型用鋼

Non-Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
PATENT ABSTRACTS OF JAPAN vol. 013, no. 526 (M-897), 22. November 1989 (1989-11-22) & JP 01 215489 A (SUMITOMO METAL IND LTD), 29. August 1989 (1989-08-29) *
PATENT ABSTRACTS OF JAPAN vol. 2000, no. 08, 6. Oktober 2000 (2000-10-06) & JP 2000 144334 A (DAIDO STEEL CO LTD), 26. Mai 2000 (2000-05-26) *

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