WO2018095928A1 - Pulvermetallurgisch hergestellter, hartstoffpartikel enthaltender stahlwerkstoff, verfahren zur herstellung eines bauteils aus einem solchen stahlwerkstoff und aus dem stahlwerkstoff hergestelltes bauteil - Google Patents

Pulvermetallurgisch hergestellter, hartstoffpartikel enthaltender stahlwerkstoff, verfahren zur herstellung eines bauteils aus einem solchen stahlwerkstoff und aus dem stahlwerkstoff hergestelltes bauteil Download PDF

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André VAN BENNEKOM
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    • C22C38/36—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.7% by weight of carbon

Definitions

  • Powder metallurgically produced steel material containing hard material particles method for producing a component from such a steel material and from
  • the invention relates to a steel material which is produced by powder metallurgy and
  • Such steel materials are also known in technical terms as
  • the invention relates to a method for producing such a steel material.
  • the invention also relates to components made of a steel material of
  • the invention aims at a steel material that is suitable for the production of components that are exposed in practical use highest surface loads and at the same time schnei! to be moved.
  • An example of such components are roller guide rollers which are used in machines (rolling stands) for wire rolling.
  • the wire to be rolled and moved at a high conveying speed is conducted while hot at temperatures of more than 1000 ° C. Due to its high temperature, a scale layer forms on the wire.
  • the roller guide rollers are therefore exposed to their coming into contact with the wire surfaces also high abrasive loads.
  • Wear resistance in particular the resistance to abrasive wear
  • EP 0 773 305 B1 describes a wear-resistant and corrosion-resistant, powder-metallurgical tool steel which is intended for the production of components intended for
  • the steel In addition to iron (in% by weight), the steel has an Mn content of 0.2-2.0%, a P content of max. 0.1%, an S content of max. 0.1%, a Si content of max. 2.0%, a Cr content of 11, 5-14.5%, a Mo content of max. 3.0%, a V content of 8.0-15.0%, an N content of 0.03-0.46%, and a C content of 1.47-3.77% should.
  • the contents of C, Cr, Mo, V and N are linked together by two formulas in such a way that, on the one hand, the formation of ferrite in the structure of the component made of the steel is avoided. On the other hand, the formation of excessive amounts of residual austenite during the heat treatment is to be prevented, which goes through the component in the course of its production. Likewise, over the through the formulas certain
  • Composition an optimized combination of metal wear, abrasion and
  • Corrosion resistance can be obtained.
  • the alloying elements of the steel form precipitates of M7C3 and MC carbides, which can account for 16-35% of the volume of the steel.
  • the maximum hardness of the precipitation-hardened steel after hot working, annealing and hardening is 58 HRC.
  • these steels have a steel matrix which consists of 0.1-1% by weight of Mn, up to 2% by weight of Si, 4.5-5.5% by weight of Cr, 0.8-1 , 7 wt .-% Mo, up to 0.14 wt .-% S, 8 - 10.5 wt .-% V, 2.2 - 2.6 wt .-% C, balance iron and unavoidable impurities exists , and contain 13.3 - 17.3 vol .-% vanadium carbides.
  • the steel achieves a hardness of up to 63 HRC.
  • US Pat. No. 4,880,461 A finally discloses a method for the powder metallurgical production of a steel material in which a matrix of steel with high Mo and / or W contents is used and in which additionally 2 to 12% hard materials are embedded in the matrix ,
  • the hard materials may be nitrides, carbides or carbonitrides.
  • the matrix material contains contents of Mo and W, which is the condition
  • the C content of the matrix material is adjusted to the high Mo and W contents such that the matrix material itself
  • Precipitation of carbides can develop a high hardness.
  • the material thus produced has a maximum hardness of more than 70 HRC.
  • the invention has achieved this object by the procured according to claim 1 steel.
  • the solution according to the invention of the object set out above with regard to the method consists in that during the production of components from a steel according to the invention at least the working steps mentioned in claim 12 are run through.
  • steel according to the invention is particularly suitable for the production of components which, in practical use, have movements with high acceleration or
  • rolling guides for rolling mills for wire production examples of such components are rolling guides for rolling mills for wire production, but also other tools and other components, of which not only high stability under mechanical stress and wear resistance, but also an optimized behavior under the action of high dynamic forces is required. But also piston pin and push rods for internal combustion engines can be mentioned here.
  • the steel material according to the invention is produced by powder metallurgy and has the following composition (in% by weight):
  • V 6.0-18.0%, each optionally one or more elements from the group "Nb, Ni, Co, W", wherein the content of Ni, Co and W in each case at most 1, 0% and the content of Nb is at most 2.0%,
  • hard material particles in question may in particular be titanium carbide particles TiC.
  • the steel according to the invention is thus composed in such a way that it has a low density in addition to a good wear resistance and a concomitant high
  • the alloy spans are chosen so that a wider and for the use of hard material particles in the jargon also called metal matrix composites ("MMCs"), meaningful area for vanadium alloyed, high-strength and wear-resistant materials is available. The two most important are
  • Alloy elements in this alloy system carbon and vanadium. Carbon is responsible for the martensitic hardening as well as for the formation of the hard vanadium carbide, in combination with a high hardness and thus
  • C is therefore present in the steel according to the invention in contents of 1.5-5.0% by weight.
  • the carbon has two main tasks: First, C is the martensitic hardening of the
  • silicon is used for the deoxidation during the melting of the starting materials, which are part of the steel alloy powder alloyed according to the invention for the production of components according to the invention.
  • the presence of silicon increases the carbon activity and thus leads to a reduction of the
  • Transformation lobes in the ZTU diagram are shifted to longer times.
  • the strength of the austenite to hardening temperature is increased by the dissolved amount of Si, which explains the higher stability of the austenite and longer cooling periods can be made possible.
  • Si contents of up to 2.0% by weight, in particular up to 1.5% by weight. Too high a content of Si would lead to a stabilization of the ferrite, which would reduce the amount of martensite present in the structure of the steel after hardening and thus also reduce the hardness and wear resistance of the steel material according to the invention.
  • Manganese is present in the steel material according to the invention to optimize the Verdüs Hampshire of the steel in the production of steel powder and its hardness. So is by the
  • Mn binds sulfur by formation of MnS, which reduces the risk of hot cracks and improves machinability.
  • Chromium is used in the inventive steel in combination with Mo and V to adjust the tempering resistance, corrosion resistance and hardenability. Consequently, by varying the Cr content, these three properties can be adapted according to the respective requirements.
  • Cr contents 3.0-8.0% by weight
  • Cr has a positive influence on the tempering resistance and the through-hardenability in particular.
  • the corrosion resistance and the contribution of Cr to carbide formation increase.
  • Average Cr contents of more than 8.0% by weight to less than 11.0% by weight constitute a transitional area to this extent.
  • the Cr content is not yet sufficient here. However, a higher hardness of the steel matrix arises as a result of increasing Cr carbide formation.
  • Martensite formation would be reduced so that the desired high hardness of martensite could not be achieved. Moreover, if the Cr contents were significantly increased beyond the upper limit prescribed by the invention, the ferritic phase would be stabilized, which would also not achieve the required hardness and wear resistance. thats why
  • the maximum content of Cr is limited to 15.0% by weight, in particular at most 14.0% by weight, with Cr contents of up to 13.5% by weight having proven to be particularly suitable in practice ,
  • Steel material with respect to the formation of vanadium carbides VC can be produced at low Cr Up to 8% by weight, by ensuring that the C content% C of the steel matrix corresponds to a target content% CZiel calculated as follows:
  • % CZiel 0.2 x% V + 0.4 where% V denotes the respective V content of the alloy of the steel matrix.
  • the C content% C should be about 30% higher than the target content% CZiel determined according to the formula given above.
  • the C content of the steel matrix is thus optimally adjusted to correspond to a target content% CZiel, which is calculated as follows:
  • % CZiel (0.2 x% V + 0.4) x 1, 3 whereby also here with% V the respective V content of the alloy of the steel matrix is designated.
  • a tolerance range of the V content of, for example, +/- 0.5% by weight is permitted, so that its actual V content may vary between 14.5-15.5 wt%.
  • a tolerance of +/- 0.2% by weight is allowed for the actual C content by the target value% CZiel.
  • the actual C content of the steel material V15 can thus be 3.2-3.6% by weight.
  • Molybdenum like chromium, increases the corrosion resistance, hardenability and tempering resistance of components made from steel according to the invention when Mo contents of at least 0.5% by weight, in particular at least 0.9% by weight, are present. Excessive contents of Mo, however, worsen the formability of the steel, since the high-temperature strength is significantly increased. In addition, high levels of Mo would also stabilize the ferritic phase. Therefore, the maximum content of Mo in inventive steel to 2.0 wt .-%, in particular max. 1, 5 wt .-%, limited. The Mo content of a steel according to the invention, which is particularly suitable for the purposes of the invention, is accordingly in the range of 1, 2 wt .-%.
  • Vanadium is present in the steel of the present invention at levels of from 6.0% to 18.0% by weight to achieve optimized wear resistance through the formation of vanadium-rich carbides or carbonitrides.
  • vanadium increasingly participates in the formation of carbides during tempering in the secondary hardness maximum.
  • Property profile of the steel material according to the invention can be adapted to the particular requirements. Maximized positive effects of the presence of V can be achieved when at least 14.5 wt% V is present in the steel of the invention. High V contents of at least 16 wt .-% lead to particularly high wear resistance, so that steel materials according to the invention with such high V contents are particularly suitable for use as a material for roller guide rollers that maximum in use Loads are exposed. On the other hand, by restricting the V content to 17.4% by weight or 17.0% by weight to 16.0% by weight or more preferably at most 15.5% by weight, it can be reliably avoided that too much carbon is set by carbide formation.
  • the steel material according to the invention can be processed more easily by machining than at the higher V and C contents.
  • a simplified machinability results accordingly when the V content to max. 12 wt .-%, in particular max.
  • Niobium is optionally present at levels of up to 2.0% by weight in the steel of the present invention.
  • Nb has a very similar mode of action as vanadium. It mainly participates in the formation of hard and wear-resistant monocarbides. Therefore, in each case based on their contents in atomic%, Nb and V can be exchanged alternately in a ratio of 1: 1, if this proves to be expedient, for example, with regard to the availability of these alloying elements.
  • Nickel may optionally be present in amounts of up to 1.0% by weight in the steel material according to the invention, in order to stabilize the austenite part similar to Mn and thus to improve the hardenability.
  • the presence of Ni ensures that austenite is actually formed at the respective hardening temperature and that no unwanted ferrite is formed in the structure of the steel.
  • an excessively high Ni content increases the cooling time required for martensite formation.
  • the Ni content is preferably at least 0.2 wt .-%, with adjusted Ni contents of up to 0.4 wt .-% optimized effects of the presence of Ni.
  • Cobalt may also optionally be present at levels of up to 1.0% by weight in the steel material of the present invention. Similar to nickel, Co has a stabilizing effect on austenite formation and hardening temperature. However, unlike nickel or manganese, Co does not lower the final temperature of the martensite, so its presence is less critical with respect to the formation of retained austenite. In addition, cobalt increases the heat resistance. If these positive influences are to be utilized by the addition of Co, contents of at least 0.3% by weight of Co prove to be particularly expedient, with optimized
  • Tungsten like Co and Ni, may optionally be added to the steel in amounts of up to 1.0% by weight. Above all, tungsten increases the tempering resistance and, above all, participates in carbide formation during tempering in the secondary hardness maximum. The presence of W shifts the tempering temperatures to higher temperatures. In addition, the heat resistance is increased by W, similar to the cobalt. However, excessive W levels would also stabilize the ferritic phase. If the positive effects of W are to be used, contents of at least 0.3% by weight of W are therefore found to be particularly expedient, with optimized effects occurring at W contents of up to 0.5% by weight.
  • the remaining remainder of the steel consists of iron and unavoidable
  • Sulfur may be present in grades up to 0.35% by weight in the steel material to improve machinability. At higher S contents, however, the properties of the composite steel material according to the invention are deteriorated. In order to be able to use the favorable effect of the presence of S safely, in
  • Steel material according to the invention be present at least 0.035 wt .-%. If, on the other hand, the machinability is not improved by the targeted addition of S, the S content can accordingly be restricted to less than 0.035% by weight.
  • the unavoidable impurities also include levels of P of up to 0.035 wt .-% and, for example, in total up to 0.2 wt .-% of oxygen.
  • Nitrogen is also not selectively alloyed with the steel material according to the invention, but due to the nitrogen affinity of the alloy constituents passes into the steel material during the atomization process.
  • the content of N should be less than 0.12 wt .-%, in particular limited to a maximum of 0.1 wt .-%.
  • the density of steel material according to the invention is typically in the range of 6.4 - 7.6 g / cm 3 , the density of the pure steel matrix material typically being
  • inventive steel material contains 2.5 to 30 wt .-% hard particles, which are embedded in the finished steel produced in its composite in the manner described above steel matrix.
  • the hard materials are like the steel alloy forming steel alloy powder in the
  • Hard materials also known as "hard phases” in technical language, can be carbides, nitrides, oxides or borides.
  • the group of suitable hard materials accordingly includes Al 2 O 3 , B 4 C, SiC, ZrC, VC, NbC, TiC, WC, W 2 C, O 2 C, V 2 C, BN, Si 3 N 4 , NbN or TiN ,
  • Titanium carbide TiC has been found to be particularly suitable for the purposes of this invention. Titanium carbide has a hardness of 3200 HV and thus increases the hardness and wear resistance of the steel particularly effectively. At the same time, TiC is chemically resistant and has no negative impact on corrosion resistance. Likewise, the low density of TiC has an advantageous effect.
  • the content of alloyed hard material particles can be limited to not more than 25% by weight in the material according to the invention.
  • the contents of hard material particles mentioned here in a steel material according to the invention prove to be particularly useful when the alloyed hard material is titanium carbide TiC.
  • Steel of the invention after hardening and tempering, achieves hardness values typically in the range of 58-70 HRC.
  • the typical soft annealing hardness of steel material according to the invention is typically up to 65 HRC due to the presence of the hard material particles provided according to the invention.
  • a steel alloy powder is prepared which consists of (in% by weight) 1, 5 - 5.0% C, 0.3 - 2.0 % Si, 0.3-2.0% Mn, ⁇ 0.035% P, ⁇ 0.35% S, ⁇ 0.1% N, 3.0-15.0% Cr, 0.5-2.0% Mo, 6.0-18.0% V, in each case optionally one or more elements from the group "Nb,
  • Ni, Co, W ", wherein the content of Ni, Co and W is at most 1.0% and the content of Nb is 2.0% or less, and the remainder is iron and unavoidable impurities b)
  • the steel alloy powder is mixed with
  • the content of hard material particles in the resulting steel alloy powder-hard material particle mixture is 2.5-30% by weight or the steel alloy powder-hard material mixture is formed by a sintering process, in particular by hot isostatic pressing, or by an additive process, a solid semi-finished product e)
  • the obtained semi-finished product is finished to the component.
  • Powder production may be accomplished in a conventional manner, for example by gas atomization or any other suitable method.
  • the alloy powder for example by gas or water atomizing or a combination of these two
  • Atomization processes are generated. An atomization of a melt alloyed according to the invention to the alloy powder is conceivable.
  • alloy powder optimally a bulk density of 2-6 g / cm3 (determined according to DIN EN ISO 3923-1) and a tap density of 3-8 g / cm3 (determined according to DIN EN ISO 3953) on.
  • the steel alloy powder provided in step a) is mixed with the respectively selected hard material powder.
  • the amount of added hard material particles is determined taking into account the information given above with regard to the optimized selection of the content of hard materials in such a way that the content of the hard material particles in the finished mixture in the range of 2.5 to 30 wt .-%.
  • a blank (semifinished product) is then formed.
  • the alloy powder in a conventional manner by a suitable sintering process, in particular by hot isostatic pressing ("HIPen"), are brought into the respective shape.
  • HIPing will be performed. Typical pressures during HIPing are in the range of 900-1500, in particular 1000 bar, at a temperature of 1050-1250 ° C., in particular 1080-1200 ° C.
  • austenite, VC and Cr carbide form in the microstructure of the steel material.
  • Alloy powder also be produced in an additive process the respective component.
  • additive encompasses all production processes in which a material is added to produce a component, this addition generally taking place in layers.
  • “Additive manufacturing processes”, which are often referred to in the technical language as “generative processes”, are thus in contrast to the classical subtractive production processes, such as the machining processes (eg milling, drilling and turning), in which material is removed in order to give shape to the respective component to be manufactured.
  • the additive construction principle makes it possible to produce geometrically complex structures, which can not be realized with conventional manufacturing processes, such as the aforementioned metal-cutting processes or primary molding processes (casting, forging), or only with great difficulty (see VDI status report "Additive Manufacturing Processes", September 2014, published by the Association of German Engineers eV, Department)
  • the semi-finished product obtained after step d) still requires a finish in order to give it on the one hand the desired performance and on the other hand the required final shape. Finishing includes, for example, a mechanical, in particular machining of the semifinished product, and a heat treatment, which may consist of hardening and tempering.
  • alloy powders composed according to the invention are shaped into a blank (semifinished product), for example by hot isostatic pressing or another suitable sintering method.
  • a blank sintered product
  • Alloy powder in a suitable form such as a cylindrical capsule filled and then at typical pressures of 900 - 1500 bar (90 - 150 MPa), in particular 000 bar (100 MPa), at a temperature of 1050 - 1250 ° C, in particular 1150 ° C, held for a sufficient period of time until a solid body is formed.
  • the pressure is in the range of 102-106.7 MPa and
  • the production of the semifinished product was followed by the heat treatment.
  • the respective semi-finished product with a heating rate of typically 5 K / min to a
  • Curing temperature (austenitizing temperature) of 1050 - 1200 ° C heated, on which it is held until it is completely warmed through. Typically, this will take 30 to 60 minutes. Subsequently, the thus heated semi-finished products are quenched. They are cooled with a suitable quenching medium, for example with water, oil, a polymer bath, moving or static air or, if the cooling is carried out in a vacuum oven, with gaseous nitrogen, within 5-30 min to room temperature. In particular for large semi-finished products, it may be desirable to allow heating to the hardening temperature in several preheating stages, e.g. 400 ° C, 600 ° C and 800 ° C or a preheating temperature in the range of 600 - 800 ° C, to ensure a uniform heating.
  • a suitable quenching medium for example with water, oil, a polymer bath, moving or static air or, if the cooling is carried out in a vacuum oven, with gaseous nitrogen, within 5-30 min to room temperature.
  • tempering may be carried out in which the semifinished product is held for a period of, for example, 90 minutes at the respective tempering temperature, which is typically 450-550 ° C.
  • the tempering conditions are determined in a manner known per se depending on the respective hardening temperature and the desired level of hardness, i. the desired strength selected.
  • the heating and cooling rates are usually on the order of 10 K / min when starting. In contrast to curing, the heating and cooling rates during tempering are not critical.
  • the steel matrix of the steel materials V10a, V10b, V10c and V10d each contained (in wt .-%) 2.5% C, 0.9% Si, 0.9% Mn, 4.5% Cr, 1, 2% Mo and 10.0% V, balance iron and
  • Austenitizing temperature AT held. Subsequently, the mixture was cooled to room temperature in the vacuum oven by exposure to gaseous nitrogen applied at a pressure of 3.5 bar.
  • Samples 1-8 were given either a tempering or a tempering test
  • the samples 1, 3, 5, 7 have been kept at the tempering temperature ST over the tempering period St. This tempering treatment was carried out twice to obtain an optimum starting result.
  • Soft annealing temperature WT been kept. After the end of the annealing period, the oven was switched off and the samples 2, 4, 6, 8 were cooled slowly in the oven switched off to room temperature.

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Abstract

Die Erfindung stellt einen Stahlwerkstoff bereit, der eine minimierte Dichte, eine gute Verschleißbeständigkeit und eine damit einhergehend hohe Lebensdauer bei maximierter Beständigkeit gegen extreme Temperaturwechsel und einer ebenso optimierten Korrosionsbeständigkeit besitzt. Ein solcher erfindungsgemäßer Werkstoff eignet sich insbesondere für die Herstellung von Bauteilen, die im praktischen Einsatz hohen mechanischen, korrosiven, thermischen und abrasiven Belastungen ausgesetzt sind. Hierzu ist der erfindungsgemäße Stahlwerkstoff pulvermetallurgisch hergestellt und wie folgt zusammengesetzt (in Gew.-%):C: 1,5 - 5,0 %, Si: 0,3 - 2,0 %, Mn: 0,3 - 2,0 %, P: 0 - <0,035 %, S: 0 - <0,35 %, N: 0 - <0,1 %, Cr: 3,0 - 15,0 %, Mo: 0,5 - 2,0 %, V: 6,0 - 18,0 %, jeweils optional ein Element oder mehrere Elemente aus der Gruppe "Nb, Ni, Co, W", wobei der Gehalt an Ni, Co und W jeweils höchstens 1,0 % und der Gehalt an Nb höchstens 2,0 % beträgt, Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen, wobei in der Stahlmatrix gesondert zugegebene Hartstoffpartikel in Gehalten von 2,5 - 30 Gew.-% eingebettet sind. Aus einem derart legierten Stahllegierungspulver wird durch ein Sinterverfahren oder ein additives Verfahren ein festes Halbzeug gebildet, das eine Wärmbehandlung durchläuft und dann zum jeweiligen Bauteil fertig bearbeitet wird.

Description

Pulvermetallurgisch hergestellter, Hartstoffpartikel enthaltender Stahlwerkstoff, Verfahren zur Herstellung eines Bauteils aus einem solchen Stahl Werkstoff und aus dem
Stahl Werkstoff hergestelltes Bauteil
Die Erfindung betrifft einen Stahlwerkstoff, der pulvermetallurgisch hergestellt ist und
Hartstoffpartikel enthält. Solche Stahlwerkstoffe werden in der Fachsprache auch als
Metallmatrix- Verbundwerkstoffe bezeichnet.
Ebenso betrifft die Erfindung ein Verfahren zum Herstellen eines solchen Stahlwerkstoffs.
Schließlich betrifft die Erfindung auch Bauteile, die aus einem Stahlwerkstoff der
erfindungsgemäßen Art hergestellt sind.
Speziell zielt die Erfindung auf einen Stahlwerkstoff ab, der für die Herstellung von Bauteilen geeignet ist, die im praktischen Einsatz höchsten Flächenbelastungen ausgesetzt sind und gleichzeitig schnei! bewegt werden. Ein Beispiel für solche Bauteile sind Walzführungsrollen, die in Maschinen (Walzgerüste) zum Drahtwalzen eingesetzt werden. An diesen Rollen wird der zu walzende und mit einer hohen Fördergeschwindigkeit bewegte Draht im heißen Zustand bei Temperaturen von mehr als 1000 °C geführt. Aufgrund seiner hohen Temperatur bildet sich auf dem Draht eine Zunderschicht. Neben der hohen Temperatur und den hohen dynamischen Belastungen, denen sie aufgrund ihrer mit der hohen Fördergeschwindigkeit des Drahts einhergehenden hohen Drehgeschwindigkeiten ausgesetzt sind, sind die Walzführungsrollen daher an ihren mit dem Draht in Berührung kommenden Flächen auch hohen abrasiven Belastungen ausgesetzt.
Damit sie diesem Belastungskollektiv standhalten können, werden an den
Verschleißwiderstand, insbesondere den Widerstand gegen abrasiven Verschleiß, die
Korrosionsbeständigkeit, den Widerstand gegen Thermoschock-Beanspruchung und das Gewicht von Stählen, aus denen Walzführungsrollen und andere im praktischen Einsatz vergleichbar belastete Bauteile hergestellt werden, hohe Anforderungen gestellt. Es sind verschiedene Versuche bekannt, diesem Anforderungsprofil gerecht zu werden. So ist in der EP 0 773 305 B1 ein verschleiß- und korrosionsbeständiger, pulvermetallurgischer Werkzeugstahl beschrieben, der für die Herstellung von Bauteilen bestimmt ist, die zur
Verarbeitung von verstärkten Kunststoffen und anderen abschleifenden und korrosiven
Materialien verwendet werden. Der Stahl weist neben Eisen (in Gew.-%) einen Mn-Gehalt von 0,2 - 2,0 %, einen P-Gehalt von max. 0,1 %, einen S-Gehalt von max. 0,1 %, einen Si-Gehalt von max. 2,0 %, einen Cr-Gehalt von 11 ,5 - 14,5 %, einen Mo-Gehalt von max. 3,0 %, einen V- Gehalt von 8,0 - 15,0 %, einen N-Gehalt von 0,03 - 0,46 % und einen C-Gehalt auf, der bei 1 ,47 - 3,77 % liegen soll. Die Gehalte an C, Cr, Mo, V und N sind dabei über zwei Formeln so miteinander verknüpft, dass einerseits die Bildung von Ferrit im Gefüge des aus dem Stahl gefertigten Bauteils vermieden wird. Andererseits soll die Bildung übermäßiger Mengen an Rest-Austenit während der Wärmebehandlung verhindert werden, die das Bauteil im Zuge seiner Herstellung durchläuft. Ebenso soll über die durch die Formeln bestimmte
Zusammensetzung eine optimierte Kombination aus Metall-Verschleiß-, Abrieb- und
Korrosionsbeständigkeit erhalten werden. Im Zuge der Erzeugung des Werkzeugstahls bilden sich aus den Legierungselementen des Stahls durch Ausscheidung M7C3- und MC-Karbide, die einen Anteil von 16 - 35 % am Volumen des Stahls einnehmen können. Die maximale Härte des so durch Ausscheidungen gehärteten Stahls beträgt nach Warmverarbeitung, Glühen und Härtung 58 HRC.
Eine andere Gruppe von pulvermetallurgisch erzeugten Stahlwerkstoffen für die Herstellung von Bauteilen der hier in Rede stehenden Art ist beispielsweise in der US 4,249,945 A beschrieben. Diese Stähle weisen in einer bevorzugten Ausgestaltung eine Stahlmatrix, die aus 0,1 - 1 Gew.- % Mn, bis zu 2 Gew.-% Si, 4,5 - 5,5 Gew.-% Cr, 0,8 - 1 ,7 Gew.-% Mo, bis zu 0,14 Gew.-% S, 8 - 10,5 Gew.-% V, 2,2 - 2,6 Gew.-% C, Rest Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen, besteht, auf und enthalten dabei 13,3 - 17,3 Vol.-% Vanadium-Karbide. Der Stahl erreicht eine Härte von bis zu 63 HRC.
Aus der US 4,880,461 A ist schließlich ein Verfahren zur pulvermetallurgischen Herstellung eines Stahl Werkstoffs bekannt, bei dem eine Matrix aus Stahl mit hohen Mo- und/oder W- Gehalten zum Einsatz kommt und bei dem zusätzlich 2 - 12 % Hartstoffe in die Matrix eingebettet werden. Bei den Hartstoffen kann es sich um Nitride, Karbide oder Karbonitride handeln. Der Matrixwerkstoff enthält Gehalte an Mo und W, die die Bedingung
18 % < W + 2 Mo < 40 % erfüllen. Gleichzeitig ist der C-Gehalt des Matrixwerkstoffs so auf die hohen Mo- und W-Gehalte abgestimmt, dass der Matrixwerkstoff selbst durch
Ausscheidung von Karbiden eine hohe Härte entwickeln kann. Der so erzeugte Werkstoff weist eine maximale Härte von mehr als 70 HRC auf. Vor dem Hintergrund des voranstehend erläuterten Standes der Technik ergab sich die Aufgabe, einen Stahlwerkstoff zu schaffen, der eine für die Herstellung von Bauteilen, die im praktischen Einsatz hohen mechanischen, korrosiven, thermischen und abrasiven Belastungen ausgesetzt sind, weiter optimierte Eigenschaftskombination bietet.
Ebenso sollte ein Verfahren zur Herstellung von Bauteilen aus einem solchen Stahl genannt werden.
Schließlich sollten Bauteile angegeben werden, für deren Herstellung der erfindungsgemäße Stahl besonders geeignet ist.
In Bezug auf den Stahl hat die Erfindung diese Aufgabe durch den gemäß Anspruch 1 beschaffenen Stahl gelöst.
Die erfindungsgemäße Lösung der voranstehend in Bezug auf das Verfahren gestellten Aufgabe besteht darin, dass bei der Herstellung von Bauteilen aus einem erfindungsgemäßen Stahl mindestens die in Anspruch 12 genannten Arbeitsschritte durchlaufen werden.
Schließlich eignet sich erfindungsgemäßer Stahl in besonderer Weise zur Herstellung von Bauteilen, die im praktischen Einsatz Bewegungen mit hoher Beschleunigung oder
Geschwindigkeit ausführen und dabei insbesondere hohen Flächen- und
Temperaturbelastungen ausgesetzt sind.
Beispiele für solche Bauteile sind Walzführungen für Walzgerüste für die Drahterzeugung, aber auch andere Werkzeuge und sonstige Bauteile, von denen nicht nur eine hohe Standfestigkeit bei mechanischer Belastung und Verschleißbeständigkeit, sondern auch ein optimiertes Verhalten unter der Wirkung von hohen dynamischen Kräften gefordert wird. Aber auch Kolbenbolzen und Stößelstangen für Verbrennungsmotoren sind hier zu nennen.
Vorteilhafte Ausgestaltungen der Erfindung sind in den abhängigen Ansprüchen angegeben und werden nachfolgend wie der allgemeine Erfindungsgedanke im Einzelnen erläutert.
Der erfindungsgemäße Stahlwerkstoff ist pulvermetallurgisch hergestellt und weist folgende Zusammensetzung auf (in Gew.-%):
C: 1 ,5 - 5,0 %, Si: 0,3 - 2,0 %,
Mn: 0,3 - 2,0 %,
P: 0 <0,035 %
S: 0 <0,35 %,
N: 0 • <0,1 %,
Cr: 3,0 - 15,0 %,
Mo: 0,5 - 2,0 %,
V: 6,0 - 18,0 %, jeweils optional ein Element oder mehrere Elemente aus der Gruppe "Nb, Ni, Co, W", wobei der Gehalt an Ni, Co und W jeweils höchstens 1 ,0 % und der Gehalt an Nb höchstens 2,0 % beträgt,
Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen, wobei in der Stahlmatrix gesondert zugegebene Hartstoffpartikel in Gehalten von 2,5 - 30 Gew.-% eingebettet sind.
Zur Maximierung der mechanischen Eigenschaften sind einem erfindungsgemäßen Stahlwerkstoff in der in erfindungsgemäßer Weise zusammengesetzten Stahlmatrix 2,5 - 30 Gew.-% gesondert zugegebene Hartstoffpartikel vorhanden. Bei den betreffenden Hartstoffpartikeln kann es sich insbesondere um Titan-Karbid-Partikel TiC handeln.
Der erfindungsgemäße Stahl ist damit derart zusammengesetzt, dass er bei einer minimierten Dichte neben einer guten Verschleißbeständigkeit und einer damit einhergehend hohen
Lebensdauer eine maximierte Beständigkeit gegen extreme Temperaturwechsel und eine ebenso optimierte Korrosionsbeständigkeit besitzt.
Wenn im vorliegenden Text Angaben zu Legierungsgehalten von Stählen und Stahlwerkstoffen gemacht werden, beziehen sich diese jeweils auf das Gewicht, sofern nicht anders ausdrücklich angegeben.
Bei einem erfindungsgemäßen Stahlwerkstoff, sind die Legierungsspannen so gewählt, dass ein breiter und für den Einsatz von Hartstoffpartikeln in der Fachsprache auch Metall-Matrix- Composites ("MMCs") bezeichnet, sinnvoller Bereich für vanadiumlegierte, hochfeste und verschleißbeständige Werkstoffe zur Verfügung steht. Dabei sind die beiden wichtigsten
Legierungselemente in diesem Legierungssystem Kohlenstoff und Vanadium. Kohlenstoff ist sowohl für die martensitische Härtung zuständig, als auch für die Bildung des harten Vanadiumkarbides, woraus in Kombination mit einer hohen Härte und damit
einhergehend hoher Festigkeit eine optimierte Verschleißbeständigkeit resultiert. C ist daher im erfindungsgemäßen Stahl in Gehalten von 1 ,5 - 5,0 Gew.-% vorhanden. Der Kohlenstoff hat hierbei vor allem zwei Aufgaben: Zum einen wird C zur martensitischen Härtung der
Metallmatrix benötigt. Zum anderen kommt es durch die Anwesenheit ausreichender Mengen an C zur Bildung von harten Karbiden mit den vorhandenen Legierungselementen,
insbesondere mit V, Cr und, soweit vorhanden, Nb. Ist zu wenig C in der Legierung der Stahlmatrix enthalten, bleibt die Martensitbildung aus, bei zu viel C wird Restaustenit stabilisiert. Beide Effekte können die Härte und die Verschleißbeständigkeit herabsetzen. Wichtig ist also immer das Verhältnis aus Kohlenstoff zu den karbidbildenden Elementen.
Silizium wird einerseits bei der Erschmelzung der Vormaterialien, die als Bestandteil des für die erfindungsgemäße Herstellung von Bauteilen vorgesehenen, erfindungsgemäß legierten Stahllegierungspulvers sind, zur Desoxidation verwendet. Zudem wird durch die Anwesenheit von Silizium die Kohlenstoffaktivität erhöht und führt so zu einer Senkung der
Schmelztemperatur. Ohne die gezielte Zugabe von mindestens 0,3 Gew.-% Si, insbesondere mindestens 0,7 Gew.-% Si, wären höhere C-Gehalte nötig. Durch den gesenkten Schmelzpunkt wird wiederum der Verdüsungsprozess erleichtert. Silizium reduziert zudem die Viskosität der Metallschmelze, was ebenfalls zur Vereinfachung des Pulververdüsungsprozesses beiträgt. Gleichzeitig steigert Silizium die Durchhärtbarkeit des Stahlwerkstoffes, da die
Umwandlungsnasen im ZTU-Diagramm zu längeren Zeiten verschoben werden. Die Festigkeit des Austenits auf Härtetemperatur wird durch den gelösten Anteil an Si erhöht, womit die höhere Stabilität des Austenits erklärt und längere Abkühldauern ermöglicht werden können. Diese Effekte werden bei Si-Gehalten von bis zu 2,0 Gew.-%, insbesondere bis zu 1 ,5 Gew.-%, erreicht. Zu hohe Gehalte an Si würden zu einer Stabilisierung des Ferrits führen, wodurch der nach dem Härten vorhandene Anteil an Martensit im Gefüge des Stahls vermindert und damit auch die Härte und Verschleißbeständigkeit des erfindungsgemäßen Stahlwerkstoffs abnehmen würde.
Mangan ist im erfindungsgemäßen Stahlwerkstoff vorhanden, um die Verdüsbarkeit des Stahls bei der Herstellung des Stahlpulvers und seine Härte zu optimieren. So wird durch die
Anwesenheit ausreichender Gehalte an Mn ähnlich wie durch die Anwesenheit von Si der Schmelzpunkt des Stahls gesenkt und die Viskosität der Metallschmelze gesenkt, so dass auch die gezielte Zugabe von Mn zur Vereinfachung des Verdüsungsprozesses beiträgt. Gleichzeitig steigert Mangan ebenfalls die Durchhärtbarkeit des Stahlwerkstoffes. Ebenso trägt der gelöste Anteil an Mn zur Stabilisierung des Austenits bei. Zudem bindet Mn Schwefel durch Bildung von MnS ab, wodurch die Gefährdung von Heißrissen reduziert und die Zerspanbarkeit verbessert wird. Diese Effekte werden bei Mn-Gehalten von mindestens 0,3 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,7 Gew.-%, und Mn-Gehalten von bis zu 2,0 Gew.-%, insbesondere bis zu
I , 5 Gew.-%, betriebssicher erreicht. Zu hohe Gehalte an Mangan könnten zum einen die austenitische Phase soweit stabilisieren, dass die Weichglühdauer deutlich erhöht würde. Zum anderen könnte durch zu hohe Mn-Gehalte die austenitische Phase auch soweit stabilisiert werden, dass nach dem Härten Restaustenit im Gefüge verbleibt. Diese Gefügestruktur wäre deutlich weicher als Martensit, wodurch die Härte und Verschleißbeständigkeit abnehmen würden. Als besonders praxisgerecht erweisen sich Mn-Gehalte eines erfindungsgemäßen Stahlwerkstoffs von etwa 1 ,2 Gew.-%.
Chrom dient im erfindungsgemäßen Stahl in Kombination mit Mo und V zur Einstellung der Anlassbeständigkeit, Korrosionsbeständigkeit und Härtbarkeit. Durch Variation des Cr-Gehalts können folglich diese drei Eigenschaften entsprechend den jeweiligen Anforderungen angepasst werden. Bei niedrigen Cr-Gehalten von 3,0 - 8,0 Gew.-% hat Cr vor allem einen positiven Einfluss auf die Anlassbeständigkeit und die Durchhärtbarkeit. Mit zunehmenden Cr- Gehalten nehmen die Korrosionsbeständigkeit und der Beitrag von Cr zur Karbidbildung zu. Mittlere Cr-Gehalte von mehr als 8,0 Gew.-% bis weniger als 11 ,0 Gew.-% stellen insoweit einen Übergangsbereich dar. Für gesteigerte Anforderungen an die Korrosionsbeständigkeit ist der Cr-Gehalt hier noch nicht ausreichend. Jedoch stellt sich bereits eine höhere Härte der Stahlmatrix in Folge von zunehmender Cr-Karbidbildung ein. Bei Gehalten von mindestens
I I , 0 Gew.-% Cr, insbesondere mindestens 12,0 Gew.-%, im erfindungsgemäßen Stahlwerkstoff werden bei maximierten Härte und Festigkeit eine Anlass- und Korrosionsbeständigkeit erzielt, die auch höchsten Anforderungen standhalten. Dabei lassen sich die vorteilhaften Wirkungen von Cr dadurch besonders betriebssicher nutzen, dass der Cr-Gehalt auf mindestens
12,5 Gew.-% eingestellt wird. Zu hohe Cr-Gehalte würden bewirken, dass sich mehr Cr-Karbide bilden. Durch die Bildung von Cr-Karbiden würde jedoch C abgebunden, wodurch die
Martensitbildung reduziert würde, so dass die angestrebte hohe Härte des Martensits nicht mehr erreicht werden könnte. Bei über die erfindungsgemäß vorgegebene Obergrenze deutlich hinaus erhöhten Cr-Gehalten würde zudem die ferritische Phase stabilisiert, wodurch ebenfalls die geforderte Härte und Verschleißbeständigkeit nicht erreicht würde. Daher ist
erfindungsgemäß der maximale Gehalt an Cr auf 15,0 Gew.-%, insbesondere höchstens 14,0 Gew.-%, beschränkt, wobei sich Cr-Gehalte von bis zu 13,5 Gew.-% in der Praxis als besonders geeignet herausgestellt haben.
Eine optimierte Wirkung des C-Gehalts der Stahlmatrix eines erfindungsgemäßen
Stahlwerkstoffs in Bezug auf die Bildung von Vanadium-Karbiden VC kann bei niedrigen Cr- Gehalten von bis zu 8 Gew.-% dadurch gewährleistet werden, dass der C-Gehalt %C der Stahlmatrix einem Zielgehalt %CZiel entspricht, der wie folgt berechnet wird:
%CZiel = 0,2 x %V + 0,4 wobei mit %V der jeweilige V-Gehalt der Legierung der Stahlmatrix bezeichnet ist.
Wird dagegen Cr im Bereich von 11 ,0 - 15,0 Gew.-% verwendet, so sollte der C-Gehalt %C um etwa 30 % höher liegen als der nach der voranstehend angegebenen Formel ermittelte Zielgehalt %CZiel. In diesem Fall wird der C-Gehalt der Stahlmatrix somit optimaler Weise derart eingestellt, dass er einem Zielgehalt %CZiel entspricht, der wie folgt berechnet wird:
%CZiel = (0,2 x %V + 0,4) x 1 ,3 wobei auch hier mit %V der jeweilige V-Gehalt der Legierung der Stahlmatrix bezeichnet ist.
Bei den mittleren Cr-Gehalten von > 8,0 Gew.-% bis < 11 ,0 Gew.-% wird dementsprechend vorteilhafter Weise ein C-Gehalt gewählt, der zwischen den C-Mindestgehalten liegt, welcher gemäß den beiden voranstehenden Formeln für die niedrigen Cr- und hohen Cr-Gehalte ermittelt werden.
Bei dem Gehalt %CZiel handelt es sich dabei jeweils um eine Zielgröiie, die bei der Herstellung des Legierungspulvers optimaler Weise für den C-Gehalt angestrebt werden sollte. Es versteht sich dabei, dass dieser Zielgehalt als erreicht angesehen wird, wenn der tatsächliche C-Gehalt %C innerhalb der legierungstechnisch vorgegebenen bzw. üblichen Toleranzen mit dem Zielgehalt %CZiel des jeweiligen erfindungsgemäßen Stahlwerkstoffs übereinstimmt. Ein praxisgerechter Wert der in dieser Hinsicht noch zugelassenen betragsmäßigen Abweichung des tatsächlichen C-Gehalts %C vom Zielgehalt %CZiel beträgt dabei 0,2 Gew.-%. Für den tatsächlichen C-Gehalt %C der Stahlmatrix sollte dann also gelten %C = %CZiel ± 0,2 Gew.-%.
Durch den entsprechend der voranstehend erläuterten Maßgabe eingestellten C-Gehalt wird kompensiert, dass durch die Cr-Karbidbildung Kohlenstoff durch Cr abgebunden wird. Auf diese Weise kann sichergestellt werden, dass immer ausreichend C zur Bildung von Martensit zur Verfügung steht und eine optimierte Härte und Verschleißbeständigkeit erzielt wird, die für die meisten Anwendungen ausreichen. Dementsprechend ergeben sich in Abhängigkeit vom jeweiligen V-Gehalt %V bei Cr-Gehalten von bis zu 8 Gew.-% für den Zielgehalt %CZiel beispielsweise folgende Werte (Angaben in Gew.-%):
Figure imgf000009_0001
Bei dem Stahlwerkstoff V15 mit bis zu 8 Gew.-% Cr und einem nominellen V-Gehalt von 15 Gew.-% wird ein Toleranzbereich des V-Gehalts von beispielsweise +/- 0,5 Gew.-% zugelassen, so dass sein tatsächlicher V-Gehalt zwischen 14,5 - 15,5 Gew.-% variieren kann. Für den tatsächlichen C-Gehalt wird gleichzeitig eine Toleranz von +/- 0,2 Gew.-% um den Zielwert %CZiel zugelassen. Der tatsächliche C-Gehalt des Stahlwerkstoffs V15 kann somit 3,2 - 3,6 Gew.-% betragen.
Molybdän erhöht wie Chrom die Korrosionsbeständigkeit, Härtbarkeit und Anlassbeständigkeit von aus erfindungsgemäßem Stahl hergestellten Bauteilen, wenn Mo-Gehalte von mindestens 0,5 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,9 Gew.-%, vorhanden sind. Zu hohe Gehalte an Mo verschlechtern jedoch die Umformfähigkeit des Stahles, da die Hochtemperaturfestigkeit deutlich erhöht wird. Zudem würden hohe Gehalte an Mo ebenfalls die ferritische Phase stabilisieren. Daher ist der Höchstgehalt an Mo bei erfindungsgemäßem Stahl auf 2,0 Gew.-%, insbesondere max. 1 ,5 Gew.-%, beschränkt. Der Mo-Gehalt eines erfindungsgemäßen Stahls, der für die erfindungsgemäßen Zwecke besonders geeignet ist, liegt dementsprechend im Bereich von 1 ,2 Gew.-%.
Vanadium ist im erfindungsgemäßen Stahl in Gehalten von 6,0 Gew.-% bis 18,0 Gew.-% vorhanden, um eine optimierte Verschleißbeständigkeit durch Bildung von vanadiumreichen Karbiden oder Karbonitriden zu erreichen. Zudem beteiligt sich Vanadium verstärkt an der Bildung von Karbiden bei dem Anlassen im Sekundärhärtemaximum. Diese Effekte nehmen mit zunehmenden V-Gehalten zu, so dass auch durch Variation der V-Gehalte das
Eigenschaftsprofil des erfindungsgemäßen Stahlwerkstoffs an die jeweiligen Anforderungen angepasst werden kann. Maximiert positive Wirkungen der Anwesenheit von V lassen sich erzielen, wenn mindestens 14,5 Gew.-% V im erfindungsgemäßen Stahl vorhanden sind. Hohe V-Gehalte von mindestens 16 Gew.-% führen zu besonders hoher Verschleißbeständigkeit, so dass erfindungsgemäße Stahlwerkstoffe mit derart hohen V-Gehalten besonders für den Einsatz als Werkstoff für Walzenführungsrollen geeignet sind, die im Einsatz maximalen Belastungen ausgesetzt sind. Anderseits kann dadurch, dass der V-Gehalt auf 17,4 Gew.-% oder 17,0 Gew.-%, auf 16,0 Gew.-% oder insbesondere höchstens 15,5 Gew.-% beschränkt wird, betriebssicher vermieden werden, dass zu viel Kohlenstoff durch Karbidbildung abgebunden wird. Bei gegen den unteren Rand der erfindungsgemäß für V angegebenen Gehaltsspanne tendierende niedrige V-Gehalte und dementsprechend verminderten C- Gehalten lässt sich der erfindungsgemäße Stahlwerkstoff leichter spanabhebend verarbeiten, als bei den höheren V- und C-Gehalten. Eine vereinfachte Zerspanbarkeit ergibt sich dementsprechend dann, wenn der V-Gehalt auf max. 12 Gew.-%, insbesondere max.
10 Gew.-%, und damit auch der in Abhängigkeit vom V-Gehalt bestimmte C-Gehalt in der voranstehend beschriebenen Weise beschränkt ist.
Niob ist optional in Gehalten von bis zu 2,0 Gew.-% im erfindungsgemäßen Stahl vorhanden. Nb hat eine sehr ähnliche Wirkweise wie Vanadium. Es beteiligt sich vor allem an der Bildung von harten und verschleißbeständigen Monokarbiden. Daher können, jeweils bezogen auf ihre Gehalte in Atom-%, Nb und V im Verhältnis 1 :1 wechselweise ausgetauscht werden, wenn sich dies beispielsweise im Hinblick auf die Verfügbarkeit dieser Legierungselemente als zweckmäßig herausstellt.
Nickel kann in Gehalten von bis zu 1 ,0 Gew.-% im erfindungsgemäßen Stahlwerkstoff optional vorhanden sein, um ähnlich wie Mn den Austenitanteil zu stabilisieren und damit die Härtbarkeit zu verbessern. So sichert die Anwesenheit von Ni, dass bei der jeweiligen Härtetemperatur tatsächlich Austenit gebildet wird und kein unerwünschter Ferrit im Gefüge des Stahls entsteht. Allerdings erhöht ein zu hoher Ni-Gehalt die für die Martensitbildung nötige Abkühldauer.
Gleichzeitig sollten keine zu hohen Ni-Gehalte vorhanden sein, da hier die Gefahr besteht, dass nach dem Härten Restaustenit im Gefüge vorliegt. Sofern Ni zugegeben werden soll, beträgt daher der Ni-Gehalt bevorzugt mindestens 0,2 Gew.-%, wobei sich bei Ni-Gehalten von bis zu 0,4 Gew.-% optimierte Wirkungen der Anwesenheit von Ni einstellen.
Kobalt kann ebenfalls optional in Gehalten von bis zu 1 ,0 Gew.-% im erfindungsgemäßen Stahlwerkstoff vorhanden sein. Ähnlich wie Nickel hat Co eine stabilisierende Wirkung auf die Austenitbildung und die Härtetemperatur. Im Gegensatz zu Nickel oder Mangan senkt Co aber nicht die Endtemperatur des Martensits, weswegen seine Anwesenheit weniger kritisch in Hinblick auf die Bildung von Restaustenit ist. Zudem erhöht Kobalt die Warmfestigkeit. Sofern diese positiven Einflüsse durch die Zugabe von Co genutzt werden sollen, erweisen sich Gehalte von mindestens 0,3 Gew.-% Co als besonders zweckmäßig, wobei optimierte
Wirkungen bei Co-Gehalten von bis zu 0,5 Gew.-% eintreten. Wolfram kann wie Co und Ni dem Stahl in Gehalten von bis zu 1 ,0 Gew.-% optional zugegeben werden. Wolfram erhöht vor allem die Anlassbeständigkeit und beteiligt sich vor allem bei dem Anlassen im Sekundärhärtemaximum an der Karbidbildung. Durch die Anwesenheit von W werden die Anlasstemperaturen zu höheren Temperaturen verschoben. Ähnlich dem Kobalt wird zudem die Warmfestigkeit durch W erhöht. Allerdings würden zu hohe W-Gehalte die ferritische Phase ebenfalls stabilisieren. Sofern die positiven Einflüsse von W genutzt werden sollen, erweisen sich daher Gehalte von mindestens 0,3 Gew.-% W als besonders zweckmäßig, wobei optimierte Wirkungen bei W-Gehalten von bis zu 0,5 Gew.-% eintreten.
Der jeweils verbleibende Rest des Stahls besteht aus Eisen und unvermeidbaren
Verunreinigungen, die aufgrund des Herstellungsverfahrens oder der Ausgangsmaterialien, aus denen die Bestandteile des Stahllegierungspulvers gewonnen werden, in den Stahl gelangen, dort jedoch keine Wirkung in Bezug auf die Eigenschaften haben.
Schwefel kann in Gehalten von bis zu 0,35 Gew.-% im Stahlwerkstoff vorhanden sein, um die Zerspanbarkeit zu verbessern. Bei höheren S-Gehalten werden die Eigenschaften des erfindungsgemäß zusammengesetzten Stahl Werkstoffs dagegen verschlechtert. Um die günstige Wirkung der Anwesenheit von S sicher nutzen zu können, können im
erfindungsgemäßen Stahlwerkstoff mindestens 0,035 Gew.-% vorhanden sein. Soll dagegen die Zerspanbarkeit durch die gezielte Zugabe von S nicht verbessert werden, kann der S-Gehalt dementsprechend auf weniger als 0,035 Gew.-% beschränkt werden.
Zu den unvermeidbar vorhandenen Verunreinigungen zählen auch Gehalte an P von bis zu 0,035 Gew.-% sowie beispielsweise in Summe bis zu 0,2 Gew.-% an Sauerstoff.
Stickstoff wird dem erfindungsgemäßen Stahl Werkstoff ebenfalls nicht gezielt zulegiert, sondern gelangt aufgrund der Stickstoffaffinität der Legierungsbestandteile beim Verdüsungsprozess in den Stahlwerkstoff. Um negative Einflüsse von N auf die Eigenschaften des Stahlwerkstoffs zu vermeiden, sollte der Gehalt an N weniger als 0,12 Gew.-% betragen, insbesondere auf maximal 0,1 Gew.-% beschränkt sein.
Die Dichte von erfindungsgemäßem Stahl Werkstoff liegt typischerweise im Bereich von 6,4 - 7,6 g/cm3, wobei die Dichte des reinen Stahlmatrixwerkstoffs typischerweise
7,0 - 7,6 g/cm3 beträgt.
Seine minimierte Dichte und sein dadurch bedingt geringes Gewicht macht erfindungsgemäßen Stahl werkstoff insbesondere für die Herstellung solcher Bauteile geeignet, die im praktischen Einsatz wiederholend einer schnellen Beschleunigung ausgesetzt sind und bei denen sich infolgedessen eine geringere Massenträgheit besonders günstig auswirkt.
Die pulvermetallurgische Herstellung erlaubt es, die Dichte und Verschleißbeständigkeit von erfindungsgemäßem Stahl durch gezielte Zugabe von Hartphasen mit niedriger Dichte wahlweise im Sinne der jeweiligen Anwendung weiter zu optimieren, sofern dies im Hinblick auf die jeweils angestrebte Eigenschaft gewünscht wird. Hier hat es sich gezeigt, dass die
Gebrauchseigenschaften von erfindungsgemäßem Stahl Werkstoff dadurch gesteigert sind, dass er 2,5 bis 30 Gew.-% Hartstoffpartikel enthält, die beim fertig erzeugten Stahl in seine in der voranstehend erläuterten Weise zusammengesetzte Stahlmatrix eingebettet sind.
Die Hartstoffe liegen dabei wie das die Stahlmatrix bildende Stahllegierungspulver im
Ausgangszustand als Pulver vor.
Bei den Hartstoffen, in der Fachsprache auch "Hartphasen" genannt, kann es sich um Karbide, Nitride, Oxide oder Boride handeln. Zur Gruppe der geeigneten Hartstoffe gehören demnach Al203, B4C, SiC, ZrC, VC, NbC, TiC, WC, W2C, o2C, V2C, BN, Si3N4, NbN oder TiN.
Dabei hat sich für die erfindungsgemäßen Zwecke Titankarbid TiC als besonders geeignet herausgestellt. Titankarbid weist eine Härte von 3200 HV auf und erhöht so die Härte und Verschleißbeständigkeit des Stahls besonders effektiv. Gleichzeitig ist TiC chemisch beständig und hat keinen negativen Einfluss auf die Korrosionsbeständigkeit. Ebenso wirkt sich die geringe Dichte von TiC vorteilhaft aus.
Bei dem Stahlwerkstoff zulegierten Hartstoff-Gehalten von weniger als 2,5 Gew.-% stellt sich keine Verbesserung der Verschleißbeständigkeit ein. Um die Wirkung der Hartstoffe besonders sicher nutzen zu können, erweist es sich daher vorteilhaft, im erfindungsgemäßen
Stahl Werkstoff mindestens 5 Gew.-% an zulegierten Hartstoffpartikeln vorzusehen, wobei sich Gehalte von mindestens 7,5 Gew.-% als besonders wirksam herausgestellt haben. Um eine zu starke Versprödung des Werkstoffs in Folge der Anwesenheit der Hartstoffpartikel sicher zu vermeiden, kann beim erfindungsgemäßen Werkstoff der Gehalt an zulegierten Hartstoff- Partikeln auf höchstens 25 Gew.-% beschränkt werden. Die hier genannten Gehalte an Hartstoffpartikeln in einem erfindungsgemäßen Stahlwerkstoff erweisen sich insbesondere dann als zweckmäßig, wenn es sich bei dem zulegierten Hartstoff um Titankarbid TiC handelt.
Erfindungsgemäßer Stahl erreicht nach einem Härten und Anlassen Härtewerte, die typischerweise im Bereich von 58 - 70 HRC liegen. Nach einem in der Regel für die mechanische Bearbeitung durchgeführten Weichglühen beträgt die typische Weichglühhärte von erfindungsgemäßem Stahl Werkstoff, in Folge der Anwesenheit der erfindungsgemäß vorgesehenen Hartstoffpartikel typischerweise bis zu 65 HRC.
Bei der Erzeugung von erfindungsgemäßen Bauteilen aus einem erfindungsgemäßen Stahl werden mindestens folgende Arbeitsschritte durchlaufen: a) Es wird ein Stahllegierungspulver bereitgestellt, das aus (in Gew.-%) 1 ,5 - 5,0 % C, 0,3 - 2,0 % Si, 0,3 - 2,0 % Mn, < 0,035 % P, < 0,35 % S, < 0,1 % N, 3,0 - 15,0 % Cr, 0,5 - 2,0 % Mo, 6,0 - 18,0 % V, jeweils optional einem Element oder mehreren Elementen aus der Gruppe "Nb,
Ni, Co, W", wobei der Gehalt an Ni, Co und W jeweils höchstens 1 ,0 % und der Gehalt an Nb höchstens 2,0 % beträgt, und als Rest aus Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht. b) Das Stahllegierungspulver wird mit Hartstoffpartikeln mit der Maßgabe vermischt, dass der Gehalt an Hartstoffpartikeln an der erhaltenen Stahllegierungspulver-Hartstoffpartikel-Mischung 2,5 - 30 Gew.-% beträgt. c) Optional wird das Stahllegierungspulver oder die Stahllegierungspulver-Hartstoff-Mischung getrocknet. d) Aus dem Stahllegierungspulver oder der Stahllegierungspulver-Hartstoff-Mischung wird durch ein Sinterverfahren, insbesondere durch Heiß-Isostatisches-Pressen, oder durch ein additives Verfahren ein festes Halbzeug gebildet. e) Das erhaltene Halbzeug wird zu dem Bauteil fertig bearbeitet.
In Bezug auf die praktische Durchführung und die Ausgestaltungen der Arbeitsschritte a) bis e) des erfindungsgemäßen Verfahrens gelten dabei folgende Hinweise:
Arbeitsschritt a)
Die Pulverherstellung kann in konventioneller Weise beispielsweise durch Gasverdüsen oder jedes andere geeignete Verfahren erfolgen. Hierzu kann das Legierungspulver beispielsweise durch Gas- oder Wasserverdüsen oder eine Kombination aus diesen beiden
Verdüsungsverfahren erzeugt werden. Denkbar ist eine Verdüsung einer in erfindungsgemäßer Weise legierten Schmelze zu dem Legierungspulver.
Alternativ ist es aber auch möglich, die Legierungselemente des Stahllegierungspulvers zunächst einzeln in Pulverform in Mengen bereitzustellen, die den für das jeweilige Legierungselement vorgesehenen Gehaltsanteilen entsprechen und diese Pulvermengen dann zu dem erfindungsgemäß zusammengesetzten Stahllegierungspulver zu vermischen.
Erforderlichenfalls werden aus den Pulverpartikeln für die erfindungsgemäße
Weiterverarbeitung durch Sieben diejenigen selektiert, die einen mittleren Durchmesser von weniger als 500 μηι besitzen, wobei sich Pulver mit mittleren Korngrößen von weniger als 250 μηη, insbesondere von weniger als 180 μιη, als besonders geeignet erwiesen haben.
Unabhängig von der Art und Weise seiner Erzeugung weist das erfindungsgemäß
bereitgestellte Legierungspulver optimaler Weise eine Schüttdichte von 2 - 6 g/cm3 (bestimmt nach DIN EN ISO 3923-1 ) und eine Klopfdichte von 3 - 8 g/cm3 (bestimmt nach DIN EN ISO 3953) auf.
Arbeitsschritt b)
Das im Arbeitsschritt a) bereitgestellte Stahllegierungspulver wird mit dem jeweils ausgewählten Hartstoffpulver vermischt. Die Menge an zugemischten Hartstoffpartikeln wird dabei unter Berücksichtigung der voranstehend in Bezug auf die optimierte Auswahl des Gehalts an Hartstoffen gegebenen Hinweise so bestimmt, dass der Gehalt der Hartstoffpartikel an der fertigen Mischung im Bereich von 2,5 - 30 Gew.-% liegt.
Arbeitsschritt c)
Sofern erforderlich, kann das in Arbeitsschritt a) oder Arbeitsschritt b) hergestellte
Legierungspulver in konventioneller Weise getrocknet werden, um Rückstände von
Flüssigkeiten und sonstigen flüchtigen Bestandteilen zu entfernen, die den anschließenden Formgebungsprozess behindern könnten.
Arbeitsschritt d)
Aus dem Hartstoffpartikel enthaltenden Legierungspulver wird nun ein Rohteil (Halbzeug) geformt. Hierzu kann das Legierungspulver in an sich bekannter Weise durch ein geeignetes Sinterverfahren, insbesondere durch Heiß-Isostatisches-Pressen ("HIPen"), in die jeweilige Form gebracht werden. In der Regel wird das HIPen durchgeführt werden. Typische Drücke beim HIPen liegen im Bereich von 900 - 1500, insbesondere 1000 bar, bei einer Temperatur von 1050 - 1250 °C, insbesondere 1080 - 1200 °C. Im Zuge des Härtens bildet sich im Gefüge des Stahiwerkstoffs Austenit, VC und Cr-Karbid. Alternativ kann aus dem erfindungsgemäß beschaffenen und bereitgestellten
Legierungspulver auch in einem additiven Verfahren das jeweilige Bauteil erzeugt werden. Unter dem Begriff„additiv" werden alle Herstellverfahren zusammengefasst, bei denen ein Werkstoff zur Erzeugung eines Bauteils hinzugefügt wird, wobei dieses Hinzufügen in der Regel schichtweise erfolgt. "Additive Herstellverfahren", die in der Fachsprache oft auch als "generative Verfahren" bezeichnet werden, stehen damit im Gegensatz zu den klassischen subtraktiven Fertigungsverfahren, wie den spanenden Verfahren (z.B. Fräsen, Bohren und Drehen), bei denen Material abgetragen wird, um dem jeweils herzustellenden Bauteil seine Form zu verleihen. Das additive Bauprinzip ermöglicht es, geometrisch komplexe Strukturen herzustellen, die mit konventionellen Fertigungsverfahren, wie den schon genannten spanabhebenden Verfahren oder Urformverfahren (Gießen, Schmieden) nicht oder nur aufwendig realisiert werden können (s. VDI Statusreport "Additive Fertigungsverfahren", September 2014, herausgegeben vom Verein Deutscher Ingenieure e.V., Fachbereich
Produktionstechnik und Fertigungsverfahren, www.vdi.de/statusadditiv). Nähere
Definitionen der Verfahren, die unter dem Oberbegriff "Additive Verfahren"
zusammengefasst sind, finden sich beispielsweise in den VDI-Richtlinien 3404 und 3405.
Arbeitsschritt e)
Das nach dem Arbeitsschritt d) erhaltene Halbzeug bedarf noch einer Fertigbearbeitung, um ihm einerseits die gewünschten Gebrauchseigenschaften und andererseits die geforderte Endform zu verleihen. Die Fertigbearbeitung umfasst beispielsweise eine mechanische, insbesondere spanabhebende Bearbeitung des Halbzeugs, und eine Wärmebehandlung, die aus einem Härten und Anlassen bestehen kann.
Nachfolgend wird die Erfindung anhand von Ausführungsbeispielen näher erläutert:
In der voranstehend erläuterten Weise erfindungsgemäß zusammengesetzte Legierungspulver werden beispielsweise durch Heiß-Isostatisches-Pressen oder ein anderes geeignetes Sinterverfahren zu einem Rohteil (Halbzeug) geformt. Hierzu kann das jeweilige
Legierungspulver in eine geeignete Form, beispielsweise eine zylindrische Kapsel, gefüllt und dann bei typischen Drücken von 900 - 1500 bar (90 - 150 MPa), insbesondere 000 bar (100 MPa), bei einer Temperatur von 1050 - 1250 °C, insbesondere 1150 °C, über eine ausreichende Dauer gehalten werden, bis ein fester Körper entstanden ist. Typischerweise liegt der Druck beim Heiß-lsostatischen-Pressen im Bereich von 102 - 106,7 MPa und die
Erwärmung auf die typischerweise 1150 - 1153 °C betragende Zieltemperatur, die über eine Dauer von typischerweise 200 - 300 min, insbesondere 245 min, gehalten wird, erfolgt ebenso typischerweise mit einer Aufheizrate von 3 K/min - 10 K/min.
Auf die Erzeugung des Halbzeugs folgte die Wärmebehandlung. Dabei wird das jeweilige Halbzeug mit einer Aufheizgeschwindigkeit von typischerweise 5 K/min auf eine
Härtetemperatur (Austenitisierungstemperatur) von 1050 - 1200 °C erwärmt, auf der es so lange gehalten wird, bis es vollständig durchgewärmt ist. Typischerweise werden hierzu 30 - 60 min benötigt. Anschließend werden die so erwärmten Halbzeuge abgeschreckt. Dabei werden sie mit einem geeigneten Abschreckmedium, beispielsweise mit Wasser, Öl, einem Polymerbad, bewegter oder ruhender Luft oder, sofern die Abkühlung im Vakuumofen vorgenommen wird, mit gasförmigem Stickstoff, innerhalb von 5- 30 Min auf Raumtemperatur abgekühlt. Insbesondere bei großen Halbzeugen kann es zweckmäßig sein, die Erwärmung auf die Härtetemperatur in mehreren Vorwärmstufen, z.B. 400 °C, 600 °C und 800 °C oder eine Vorwärmtemperatur im Bereich von 600 - 800 °C, durchzuführen, um eine gleichmäßige Durchwärmung sicherzustellen.
Um Reaktionen mit der Umgebungsatmosphäre zu vermeiden, kann in ebenso an sich bekannter Weise das Härten in einem Vakuumofen durchgeführt werden. Jedoch ist dies keine Voraussetzung für den Erfolg der erfindungsgemäßen Vorgehensweise.
Nach dem Härten kann ein Anlassen durchgeführt werden, bei dem das Halbzeug über eine Dauer von beispielsweise 90 min auf der jeweiligen, typischerweise 450 - 550 °C betragenden Anlasstemperatur gehalten wird. Die Anlassbedingungen werden dabei in an sich bekannter Weise in Abhängigkeit von der jeweiligen Härtetemperatur und dem gewünschten Härteniveau, d.h. der gewünschten Festigkeit, gewählt. Die Aufheiz- und Abkühlgeschwindigkeiten liegen beim Anlassen in der Regel in der Größenordnung von 10 K/min. Im Gegensatz zum Härten sind die Aufheiz- und Abkühlgeschwindigkeiten beim Anlassen unkritisch. Durch das Anlassen entspannt sich der spröde Martensit durch Diffusion von Kohlenstoff. Dieser bildet zusammen mit z.B. V, Cr und Mo die sogenannten "Anlasskarbide". Dadurch steigt die Zähigkeit.
Gleichzeitig nimmt die Festigkeit und Härte des Stahlwerkstoffs nur geringfügig ab, da diese Eigenschaften durch die Karbidbildung wieder erhöht werden.
Da es in der Regel bei solchen Legierungssystemen einen schmalen Temperaturbereich (ca. 50 °C grob zwischen 450 und 650 °C) gibt, spricht man von Sekundärhärtemaximum, da Temperaturen unter- oder oberhalb davon eine geringere Härte bedeuten. Unter Anwendung der voranstehend erläuterten allgemeinen Vorgehensweise bei der praktischen Erzeugung von erfindungsgemäßen Stahlwerkstoffen und daraus hergestellten Bauteilen sind aus vier erfindungsgemäßen Stahlwerkstoffen V10a - V10d zylinderförmige Halbzeuge erzeugt worden.
Die Stahlmatrix der Stahlwerkstoffe V10a, V10b, V10c und V10d enthielt jeweils (in Gew.-%) 2,5 % C, 0,9 % Si, 0,9 % Mn, 4,5 % Cr, 1 ,2 % Mo und 10,0 % V, Rest Eisen und
unvermeidbare Verunreinigungen. Zusätzlich waren dem Stahlwerkstoff V10a 5 Gew.-% TiC, dem Stahlwerkstoff V1 Ob 10,0 Gew.-% TiC, dem Stahlwerkstoff V10c 15 Gew.-% TiC und dem Stahlwerkstoff V1 Od 20 Gew.-% TiC zulegiert.
Die Austenitisierungstemperatur AT, die vor dem nachfolgenden Wärmebehandlungsschritt vorhandene Härte HRC ("HRC_v"), entweder, soweit ein Anlassen durchgeführt worden ist, die Anlasstemperatur ST und die Anlassdauer St oder, soweit ein Weichglühen durchgeführt worden ist, die Weichglühtemperatur WT und die Weichglühdauer Wt, die Härte HRC
("HRC_n") nach dem vorangegangenen Wärmebehandlungsschritt und die Dichte p der Proben V1 - V8 sind in Tabelle 1 angegeben.
Die Erwärmung auf die jeweilige Austenitisierungstemperatur AT erfolgte im Vakuumofen. Dort wurden die Proben V1 - V8 für eine Austenitisierungsdauer At bei der
Austenitisierungstemperatur AT gehalten. Anschließend erfolgte noch im Vakuumofen durch Beaufschlagung mit gasförmigem, mit einem Druck von 3,5 bar aufgebrachtem Stickstoff eine Abkühlung auf Raumtemperatur.
Nach dem Härten wurden die Proben 1 - 8 entweder einer Anlass- oder einer
Weichglühbehandlung unterzogen. Bei der Anlassbehandlung sind die Proben 1 , 3, 5, 7 über die Anlassdauer St bei der Anlasstemperatur ST gehalten worden. Diese Anlassbehandlung wurde zweimal durchgeführt, um ein optimales Anlassergebnis zu erhalten.
Bei der Weichglühung sind die Proben 2, 4, 6, 8 über eine Dauer Wt bei der
Weichglühtemperatur WT gehalten worden. Nach Ablauf der Glühdauer wurde der Ofen abgeschaltet und die Proben 2, 4, 6, 8 im abgeschalteten Ofen langsam auf Raumtemperatur abgekühlt.
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Tabelle 1

Claims

PATENTANSPRÜCHE
1. Stahlwerkstoff, der pulvermetallurgisch hergestellt ist und eine wie folgt zusammengesetzt Stahlmatrix aufweist (in Gew.-%):
C: 1,5 - 5,0 %,
Si: 0,3 - 2,0 %,
Mn: 0,3 - 2,0 %,
P: 0 0,035 %,
S: 0 <0,35 %,
N: 0 <0,1 %,
Cr: 3,0 - 15,0%,
Mo: 0,5 - 2,0 %,
V: 6,0 - 18,0%,
jeweils optional ein Element oder mehrere Elemente aus der Gruppe "Nb, Ni, Co, W", wobei der Gehalt an Ni, Co und W jeweils höchstens 1 ,0 % und der Gehalt an Nb höchstens 2,0 % beträgt,
Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen, wobei in der Stahlmatrix gesondert zugegebene Hartstoffpartikel in Gehalten von 2,5 - 30 Gew.-% eingebettet sind.
2. Stahlwerkstoff nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass bei Cr- Gehalten von bis zu 8,0 Gew.-% der C-Gehalt der Stahlmatrix mit einer betragsmäßigen Abweichung von höchstens 0,2 Gew.-% einer Zielgröße %CZiel entspricht, für die gilt %CZiel = 0,2 x %V + 0,4 Gew.-%, wobei mit %V der jeweilige V-Gehalt der Stahlmatrix bezeichnet ist.
3. Stahlwerkstoff nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass bei Cr- Gehalten von mindestens 1 ,0 Gew.-% der C-Gehalt der Stahlmatrix mit einer betragsmäßigen Abweichung von höchstens 0,2 Gew.-% einer Zielgröße %CZiel entspricht, für die gilt: %C = (0,2 x %V + 0,4 Gew.-%) x 1,3, wobei mit %V der jeweilige V-Gehalt der Stahlmatrix bezeichnet ist.
4. Stahlwerkstoff nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass bei Cr-Gehalten von mehr als 8 Gew.-% und weniger als 11 Gew.-% der C-Gehalt der Stahlmatrix zwischen den gemäß Anspruch 2 und 3 bestimmten %CZiel-Gehalten liegt.
5. Stahlwerkstoff nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch
gekennzeichnet, dass sein Si-Gehalt mindestens 0,7 Gew.-% oder höchstens 1,5 Gew.-% beträgt.
6. Stahlwerkstoff nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch
gekennzeichnet, dass sein Mn-Gehalt mindestens 0,7 Gew.-% oder höchstens 1,5 Gew.-% beträgt.
7. Stahl werkstoff nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch
gekennzeichnet, dass sein S-Gehalt mindestens 0,035 Gew.-% beträgt.
8. Stahl werkstoff nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch
gekennzeichnet, dass sein Mo-Gehalt mindestens 0,9 Gew.-% oder höchstens 1 ,5 Gew.-% beträgt.
9. Stahlwerkstoff nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch
gekennzeichnet, dass bei Anwesenheit eines Elements oder mehrerer Elemente aus der Gruppe "Ni, Co, W" für die Gehalte des jeweiligen Elements Ni, Co oder W gilt (in Gew.-%):
Ni: 0,2 - 0,4%,
Co: 0,3 - 0,5%,
W: 0,3 - 0,5%.
10. Stahlwerkstoff nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch
gekennzeichnet, dass die Hartstoffpartikel TiC-Partikel sind.
1 . Stahlwerkstoff nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch
gekennzeichnet, dass die Hartstoffpartikel in einer d50 Korngröße von höchstens 50 pm vorliegen.
12. Verfahren zur Herstellung eines Bauteils, das aus einem gemäß einem der
voranstehenden Ansprüche beschaffenen Stahl besteht, umfassend folgende
Arbeitsschritte: a) Es wird ein Stahllegierungspulver bereitgestellt, das aus (in Gew.-%) 1,5 - 5,0 % C, 0,3 - 2,0 % Si, 0,3 - 2,0 % Mn, < 0,035 % P, <0,35 % S, < 0,1 % N, 3,0 - 15,0 % Cr, 0,5 - 2,0 % Mo, 6,0 - 18,0 % V, jeweils optional ein Element oder mehrere Elemente aus der Gruppe "Nb, Ni, Co, W", wobei der Gehalt an Ni, Co und W jeweils höchstens 1,0 % und der Gehalt an Nb höchstens 2,0 % beträgt, und als Rest aus Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht. b) Das Stahllegierungspulver wird mit Hartstoffpartikeln mit der Maßgabe vermischt, dass der Gehalt an Hartstoffpartikeln an der erhaltenen Stahllegierungspulver- Hartstoffpartikel-Mischung 2,5 bis 30 Gew.-% beträgt. c) Optional wird das Stahllegierungspulver oder die Stahllegierungspulver-Hartstoff- Mischung getrocknet. d) Aus dem Stahllegierungspulver oder der Stahllegierungspulver-Hartstoff-Mischung wird durch ein Sinterverfahren, insbesondere durch Heiß-Isostatisches-Pressen, oder durch ein additives Verfahren ein festes Halbzeug gebildet. e) Das erhaltene Halbzeug wird zu dem Bauteil fertig bearbeitet.
13. Verfahren nach Anspruch 12, dadurch gekennzeichnet, dass für den Arbeitsschritt a) die Legierungsbestandteile des Stahllegierungspulvers jeweils pulverförmig bereitgestellt und zu den Stahllegierungspulvern vermischt werden.
14. Verfahren nach einem der Ansprüche 12 oder 13, dadurch gekennzeichnet, d a s s das Fertigbearbeiten (Arbeitsschritt e)) eine spanabhebende Bearbeitung des Halbzeugs umfasst.
Bauteil, das im praktischen Einsatz Bewegungen mit hoher Beschleunigung oder Geschwindigkeit ausführt, hergestellt aus einem gemäß einem der Ansprüche 1 bis beschaffenen Stahlwerkstoff.
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