[0001] Die Erfindung betrifft einen Warmarbeitsstahlgegenstand, insbesondere Werkzeug zur
Umformung von Metallen und Legierungen bei erhöhten Temperaturen. Für Bauteile, vor
allem Werkzeuge, die bei erhöhter Temperatur beansprucht werden, zum Beispiel Strangpreßmatrizen,
Schmiedewerkzeuge, Druckgießformen, Preßstempel, Dorne und dgl. sind Werkstoffe erforderlich,
die belastungsgemäß entsprechende mechanische Materialeigenschaften bei Temperaturen
von gegebenenfalls 550 °C und darüber besitzen und diese Eigenschaften während einer
langen Einsatzzeit aufrecht erhalten.
[0002] Gemäß dem Stand der Technik erscheinen jedoch höchste Werkstoffhärte und Zähigkeit,
geringste plastische Verformung bei extremen Beansspruchungen, hoher Verschleißwiderstand,
Anlaßbeständigkeit und gute Dauerstandseigenschaften eines Warmarbeitsstahles im Temperaturbereich
von über 550°C nicht im gewünschten Ausmaß gleichzeitig durch legierungstechnische
Maßnahmen erreichbar zu sein. Es sind also bei gegebenen thermischen und mechanischen
Beanspruchungen eines Gegenstandes dessen chemische Zusammensetzung und Wärmebehandlung
so auszuwählen, daß das Profil der dadurch erzielbaren Materialeigenschaften den Anforderungen
möglichst nahe kommt, wobei oft kürzere Standzeiten des Gegenstandes oder Werkzeuges
toleriert werden müssen.
[0003] Die Werkstoffwissenschaft ist seit langem mit dem Problem konfrontiert, die Langzeit-Gebrauchseigenschaften
bei erhöhter Temperatur von Gegenständen aus Warmarbeitsstahl zu verbessern und eine
Legierung zu finden, mit welcher bei thermischem Vergüten eine hohe Materialzähigkeit
bei hoher Härte erreicht werden kann, so daß dadurch die Bruchgefahr auch bei schlagartiger
Beanspruchung eines Teiles und die plastische Verformung sowie der Verschleiß minimiert
werden. Dabei sind auch die Anlaßbeständigkeit und die Wärmeleitfähigkeit des Werkstoffes
zu berücksichtigen.
[0004] Dem Fachmann ist bekannt, daß eine Anlaßbeständigkeit bzw. ein unverändertes Aufrechterhalten
der mechanischen Eigenschaften eines thermisch vergüteten Stahlgegenstandes bei erhöhter
Temperatur durch Sonderkarbide bewirkt wird, die bei Kohlenstoffkonzentrationen im
Bereich von 0,5 Gew.-% und bei Chromgehalten von 3 bis 5 Gew.-% Cr der Legierung ausbildbar
sind, wobei Molybdän-Wolfram und Vanadin-Gehalte deren Warmbeständigkeit weiter erhöhten.
Die üblichen Warmarbeitsstähle besitzen im wesentlichen Gehalte in Gew.-% von 0,35
bis 0,665 C, 2,0 bis 7,0 Cr, 1,5 bis 8,0 Mo und/oder 1,5 bis 18,0 W sowie 0,4 bis
2,0 V, wobei Vanadin durch höhere Molybdän- oder insbesondere durch höhere Wolframkonzentrationen
ersetzt werden kann.
[0005] Um eine hohe Härtbarkeit des Warmarbeitsstahles bei guter Anlaßbeständigkeit und
Verschleißbeständigkeit auch bei einer Vergütung von Gegenständen mit großem Durchmesser
zu erreichen, wird gemäß EP- 0249855 angeregt, eine Stahlzusammensetzung von im wesentlichen
in Gew.-% C = 0,42 bis 0,5, Mn = 0,35 bis 0,6, Si = 0,8 bis 1,2, Cr = 5,8 bis 6,2,
Mo = 1,85 bis 1,95, V = 0,7 bis 0,9 zu verwenden. Im Vergleich mit einem Stahl nach
AISI Type H 13 werden bei der obigen Legierungszusammensetzung eine Verbesserung der
Zähigkeit, Härte, Festigkeit und des Verschleißwiderstandes erreicht. Eine Vergütung
auf eine Härte von über 58 HRC bewirkt jedoch eine Grobkornbildung des Gefüges und
nachteilige Zähigkeitsverluste.
[0006] Um die mechanischen Hochtemperatureigenschaften, insbesondere bei zyklischer Belastung,
zu verbessern, ist auch die Verwendung eines kobalthältigen pulvermetallurgisch hergestellten
Warmarbeitsstahles ( US- 6,015,446) vorgeschlagen worden.
[0007] Aus der AT 403 058 ist bekannt, für Werkzeuge zur spanlosen Warmformgebung von Metallen
und Legierungen einen Warmarbeitsstahl mit erhöhten Aluminiumgehalten zu verwenden.
Dieser Stahl ist durchaus für höhere Arbeitstemperaturen geeignet, weist jedoch bei
Härtewerten von über 58 HRC eine Tendenz zur Versprödung auf.
[0008] Als Werkstoff für Warmarbeitswerkzeuge, die eine Wärmeleitfähigkeit von über 35 W/m
k aufweisen müssen, wird nach EP-0632139 eine Legierung bestehend im wesentlichen
aus in Gew.-% C = 0,3 bis 0,5, Si < 0,9, M< 1,0, Cr= 2,0 bis 4,0, Mo =3,5 bis 7,0,
0,3 bis 1,5 V und/oder Ti und/oder Nb, Al = 0,005 bis 0,1 vorgeschlagen, um damit
eine geringere Belastung der Werkzeugoberfläche und einen flacheren Temperaturgrandienten
im Werkzeug zur Vermeidung von Thermoschock- und spannungsrissen zu erzielen.
[0009] Die EP- 0939140 offenbart einen Warmarbeitsstahl bestehebd im wesentlichen aus in
Gew.-% C = 0,25 bis 0,79, Cr = 1,10 bis 7,95, Mo = 0,56 bis 3,49, V= 0,26 bis 1,48,
Fe = Rest. Zur Verbesserung der Eigenschaften des verformten Werkstoffes bei hohen
Temperaturen sind bei obiger Legierung die Verunreinigungs- und Begleitelemente eingeschränkt.
Mit dieser Maßnahme können nach einer Vergütung des Werkstoffes auf eine Härte kleiner
als HRC = 56 hohe Werte für die Warmfestigkeit, die Warmzähigkeit und den Warmverschleißwiderstand
erreicht werden, allerdings wurde eine starke Streung der jeweiligen mechanichen Eigenschaften
bei hoher Temperatur bei einer Vergütung auf eien Härte des Gegenstandes von größer
als 58 HRC festgestellt.
[0010] Ein pulvermetallurgisch hergestellter Warmarbeitsstahl, der durch einen Gehalt an
Karbiden vom Typ MC von 1,5 bis 2,5 Vol.-% gekennzeichnet ist, ist aus der WO 00/26427
bekannt geworden. Über einer Werkstoffhärte von 58 bis 59 HRC, bei welcher zunehmend
Werkzeuge für die Kaltarbeit vorzusehen sind, wirken sowohl höhere als auch niedrigere
MC-Gehalte als 2,5 bis 1,5 Vol.-% nachteilig auf die Schlagbiegezähigkeit,
[0011] Ausgehend vom Wissensstand und den sich daraus in naheliegender Weise ergebenden
technischen Lösungsansätzen der metallurgischen Fachwelt liegt der Erfindung die Aufgabe
zugrunde, die Mängel im gegebenen Stand der Technik zu beseitigen und einen Warmarbeitsstahlgegenstand
zu schaffen, der bei hohen Materialhärten und dergleichen Festigkeitseigenschaften
gleichzeitig Zähigkeitswerte auf einem wesentlich angehobenen Niveau sicherstellt
und bei guter Wärmeleitfähigkeit eine verbesserte Verschleißbeständigkeit bei erhöhten
Temperaturen und eine wirkungsvolle Verlängerung der Standzeit des Teiles bei verstärkten,
gegebenenfalls stoßartigen Beanspruchungen erbringt.
[0012] Diese Aufgabe wird bei einem gattungsgemäßen Gegenstand dadurch gelöst, daß dieser
mit einer Zusammensetzung in Gew.-% von
Kohlenstoff (C) |
0,451 bis 0,598 |
Silizium ( Si) |
0,11 bis 0,29 |
Mangan (Mn) |
0,11 bis 0,39 |
Chrom (Cr) |
4,21 bis 4,98 |
Molybdän (Mo) |
2,81 bis 3,29 |
Vanadin (V) |
0,41 bis 0,69 |
[0013] Eisen (Fe) sowie Verunreinigungen und Begleitelemente als Rest gebildet ist und eine
Härte von größer/gleich 58 HRC bei einer Schlagbiegearbeit SBP von größer/gleich 170
J sowie einer Kerbschlagarbeit in Längsrichtung Charrpy-U von größer/gleich 11 J des
Werkstoffes aufweist. ( Die Schlagbiegeareit SBP wird gemäß STAHL.EISEN- Prüfblätter
(SEP) 1314 ermittelt, die Feststellung der Kerbschlagarbeit hat nach DIN EN 10045
zu erfolgen).
[0014] Die mit der Erfindung erzielten Vorteile sind im wesentlichen darin zu sehen, daß
durch die Legierungstechnik bzw. durch eine jeweils ausgewogene Konzentration von
Kohlenstoff und von den karbidbildenden Elementen im Stahl eine Mischkristallhärtung
mit geringem Karbidanteil ermöglicht ist. Dabei kann entsprechend der leichteren Kohlenstofflöslichkeit
eine Härtung auf Werte über 58 HRC von niedrigeren Austenitisierungstemperaturen,
zum Beispiel von 1080 °C oder niedriger, erfolgen, was die Feinkörnigkeit des Werkstoffes
fördert und vorteilhaft im Hinblick auf hohe Materialzähigkeit wirkt. Mit anderen
Worten, es wurde gefunden, daß durch bestimmte Konzentrationen in engen Grenzen von
Kohlenstoff und von den sonderkarbid- und monokarbidbildenden Elementen beim thermischen
Vergüten eine gewünschte Mischkristallhärtbarkeit gefördert und eine Karbidhärtung
bzw. eine härtesteigernde Ausscheidung von gröberen Karbiden auf Kosten der Matrixhärte
weitgehend unterdrückt werden.
[0015] Es ist erfindungsgemäß wichtig, auf Grund der Wechselwirkungen der Elemente, besser
dargestellt, der Aktivitäten der reagierenden Elemente, diese aufeinander abzustimmen.
Ein Kohlenstoffgehalt von mindestens 0,451 Gew.-% ist wichtig, um die Mindestaktivität
von Kohlenstoff für eine Verspannung des Gitters der Matrixkristalle und eine Karbidbildungstendenz
bei den vorgesehenen Chrom-Molybdän und Vanadin- Konzentrationen sicherzustellen,
wobei jedoch höhere Kohlenstoffgehalte der Legierung als 0,598 Gew.-% eine den Verschleißwiderstand
zwar fördernde, jedoch die Härte und Zähigkeit des Gegenstandes nachteilig beeinflussende
Wirkung haben. Der Chromgehalt ist synergetisch in den engen Grenzen zwischen 4,21
und 4,98 Gew,-% einzustellen. Höhere Cr- Konzentrationen als 4,98 Gew.-% können die
Anlaßbeständigkeit des Warmarbeitsstahles zu tieferen Temperaturen verschieben, hingegen
bewirken geringere Chromwerte als 4,21 Gew.-% eine verminderte Neigung zur Sonderkarbidbildung.
Die durch ihre Gehalte bestimmte Akitivität von Molybdän und Vanadin gegenüber Kohlenstoff
ist im Hinblick auf die Matrixhärtung bei der Vergütung von besonderer Bedeutung.
Es wurde gefunden, daß Mo eine Art maskierende Wirkung für V besitzt und bei Gehalten
von mindestens 2,81 Gew.-% eine VC-Monokarbidausscheidung und damit eine Matrixabreicherung
verzögert. Andererseits ist bei Molybdängealten über 3,29 Gew.-% die Affinität zu
Kohlenstoff so groß, daß eine Lösung desselben bei einer Austenitisierung des Gegenstandes
stark verzögert oder verringert werden kann. Für eine entsprechende Entwicklung der
Sekundärhärte beim Anlassen des Warmarbeitsstahlgegenstandes ist ein Mindestgehalt
von 0,41 Gew.-% V erforderlich, höhere Gehalte als 0,69 Gew.-% V steigern die Tendenz
zur Monokarbidbildung, die auch hinsichtlich einer, wie gefunden wurde, Verminderung
der Wärmeleitung des Stahles nachteilig wirken kann. Silizium in Konzentrationen zwischen
0,11 und 0,29 Gew.-% ist wichtig für eine effiziente Desoxidation des Flüssigstahles.
Höhere Si-Gehalte als 0,29 Gew.-% verschlechtern die Materialzähigkeit bei den vorgesehenen
Anwendungstemperaturen. Mangan ist zur Abbindung von Schwefel erforderlich. Bei Verwendung
der modernen Entschwefelungsmethoden ist es möglich, die Mangangehalte mit mindestens
0,11 Gew.-% niedrig zu halten. Höhere Mangankonzentrationen als 0,39 Gew.-% können
insbesondere mit weiteren korngrenzenaktiven Elementen die Warmzähigkeit des Stahles
verschlechtern.
[0016] Aus obigen Ausführungen kann ersehen werden, daß eine erfindungsgemäße synergetische
Wahl der jeweiligen Konzentrationen von Kohlenstoff, Silizium, Mangan, Chrom, Molybdän
und Vanadin die Voraussetzungen darstellen, einen Warmarbeitsstahlgegenstand mit hoher
Härte von 58 HRC und höher mit gleichzeitig überragender Zähigkeit durch thermisches
Vergüten zu erstellen.
[0017] Mit Vorteil wird die Wahl der Gehalte an Kohlenstoff und Vanadin so getroffen, daß
der Verhältniswert: Konzentration von V gebrochen durch diejenige von C gleich 0,82
bis 1,38 beträgt. Durch dieses Verhältnis in engen Grenzen wird bildungskinetisch
das Monokarbid zu Gunsten des Matrixgehaltes zurückgedrängt und die Mischkristallhärtbarkeit
bevorzugt.
[0018] Eine Härtesteigerung bei Erhöhung der Anlaßbeständigkeit, eine Verbesserung der Warmverschleißfestigkeit
und Standzeit eines Warmarbeitsstahlgegenstandes können erreicht werden, wenn der
Verhältniswert der Konzentationen von Chrom+Molybdän+ Vanadin gebrochen durch den
Kohlenstoffgehalte zwischen 15,2 und 18,4 beträgt.
[0019] Vollkommen überraschend, weil Molybdän und Wolfram hinsichtlich ihrer Neigung zur
Karbidbildung als austauschbar gelten, wurde gefunden, daß Wolfram die Tendenz zur
Primärkarbidbildung fördert und insbesondere Seigerungen und gegebenenfalls das Kornwachstum
begünstigt, wobei ein Seigerungsabbau durch Glühung des Warmarbeitsstahles durch Wolfram
wesentlich verringert ist. Erfindungsgemäß soll daher der Wolframgehalt des Warmarbeitsstahlgegenstandes
geringer als 0,1 Gew.-% sein.
[0020] Der Warmarbeitsstahlgegenstand weist vorzugsweise einen Anteil an bei der Erstarrung
in der Schmelze gebildeten Karbiden von kleiner als 0,45 Vol.-% auf. Einerseits erscheint
dadurch eine Abreicherung der Mischkristalle bezüglich des Kohlenstoffes verhindert
und eine weitere Härtesteigerung erreichbar zu sein, andererseits wird, wie gefunden
wurde, eine Erhöhung der Wärmeleitfähigkeit des Warmarbeitsstahlwerkstoffes erreicht.
Eine Verbesserung der Wärmeleitfähigkeit durch eine Verringerung des Karbidanteiles
im Werkstoff ist wissenschaftlich noch nicht gesichert, könnte aber auf einer Grenzflächenkinetik
und/oder auf den Eigenschaften der Karbide beruhen.
[0021] In einer weiteren Ausgestaltung der Erfindung sind eine Verringerung der Verunreinigung
und/oder Begleitelemente vorteilhaft für verbesserte Gebrauchseigenschaften des Warmarbeitsstahlgegenstandes
bei erhöhten Temperaturen vorzusehen. Die disbezüglich vorgesehenen Einzel- und Sammelkonzentrationen
der Elemente sind im kennzeichnenden Teil des Anspruches 6 und des Anspruches 9 angegeben.
[0022] Es hat sich als vorteilhaft herausgestellt, den Stickstoffgehalt der Legierung mit
0,025 Gew.-% nach oben zu begrenzen, weil Stickstoff mit den karbidbildenden Elementen
Cr. Mo und V stabile Nitride bildet, wodurch vergütungstechnische Nachteile entstehen
können.
[0023] Ein Warmarbeitsstahlgegenstand mit besonders hohem Leistungsprofil kann erstellt
werden, wenn bei einer Temperatur von 500°C ein oder beide Wert(e) der mechanischen
Stahleigenschaften gleich oder größer ist (sind) als: Schlagbiegearbeit: SBP 180 J
Kerbschlagarbeit in Längsrichtung: Charpy-U 14 J
und die Härte bei RT 59 HRC und höher beträgt.
[0024] Die entscheidenden Vorteile eines feinkörnigen Gefüges im Hinblick auf eine hohe
Werkstoffzähigkeit bei gleichzeitig hohen Härtewerten können bei der erfindungsgemäß
zusammengesetzten Legierung erhalten werden, wenn die Härtetemperatur für das thermische
Vergüten zur Einstellung der mechanischen Eigenschaften geringer ist als 1080°C, insbesondere
1050°C, plus/minus 10°C beträgt.
[0025] Im folgenden wird die Erfindung anhand von Beispielen näher erläutert. In Tabelle
1 sind die chemischen Zusammensetzungen einiger in den Entwicklungsarbeiten untersuchten
Werkstoffen angegeben.
|
Chemische Zusammensetzung gew % |
Legierung |
C |
Si |
Mn |
Cr |
V |
Mo |
Co |
A |
0.39 |
0.23 |
0.32 |
4.27 |
0.52 |
2.90 |
|
B |
0.52 |
0.25 |
0.25 |
4.45 |
0.68 |
3.21 |
|
C |
0.43 |
0.28 |
0.24 |
4.48 |
0.58 |
4.36 |
|
D |
0.40 |
0.28 |
0.24 |
4.37 |
0.80 |
4.39 |
|
E |
0.48 |
0.30 |
0.26 |
4.48 |
0.56 |
3.10 |
|
F |
0.52 |
0.17 |
0.16 |
4.38 |
0.54 |
4.57 |
|
G |
0.53 |
0.29 |
0.26 |
4.51 |
0.84 |
4.56 |
|
1.2367 |
0.38 |
0.35 |
0.32 |
5.07 |
0.67 |
2.83 |
|
∼1.2885 |
0.38 |
0.28 |
0.37 |
2.95 |
0.67 |
2.83 |
2.9 |
[0026] Die in der Tabelle 1 mit Legierung B und E bezeichneten Werkstoffe weisen eine erfindungsgemäße
Zusammensetzung auf, mit 1.2367 und 1.2885 sind Proben mit den Werkstoffnummern nach
DIN-Stahl-Eisen-Liste gekennzeichnet, wobei letztere Probe hinsichtlich des Kohlenstoffgehaltes
außerhalb der vorgeschriebenen Grenzen liegt.
[0027] Um die mechanischen Eigenschaften der Werkstoffe mit den unterschiedlichen Legierungszusammensetzungen
vergleichend untersuchen zu können, wurde versuchtm, das jeweilige Probenmaterial
auf eine Härte von 58 bis 59 HRC zu vergüten. Im einzelnen erfolgte dies durch in
der Tabelle 2 angegebenen Maßnahmen, wobei als Abschreckmedium Öl verwendet wurde.
Stahl |
Härten |
Anlassen |
Erreichte Härte |
|
Temperatur |
Zeit |
Temperatur |
Zeit |
Anzahl |
|
A |
1100°C |
30min |
560°C |
60min |
3x |
56 |
B |
1060°C |
30min |
560°C |
60min |
3x |
59 |
C |
1100°C |
30min |
530°C |
60min |
3x |
59 |
D |
1100°C |
30min |
560°C |
60min |
3x |
56 |
E |
1060°C |
30min |
560°C |
60min |
3x |
58 |
F |
1060°C |
30min |
550°C |
60min |
3x |
58 |
G |
1060°C |
30min |
550°C |
60min |
3x |
59 |
1.2367 |
1100°C |
30min |
550°C/120min + 560°C/120min |
56 |
∼1.2885 |
1100°C |
30min |
550°C/120min + 560°C/120min |
56 |
[0028] Die Werkstoffe gemäß DIN-Werkstoffnummern 1.2367 und 1.2885 waren auch durch Sondermaßnahmen
nicht auf eine Härte von über 56 HRC zu vergüten.
[0029] Die bei einer mechanischen Materialerprobung erhaltenen Werte der erfindungsgemäßen
Legierung (B,E) und Vergleichswerkstoffe sind zahlenmäßig aus der Tabelle 3 ersichtlich.
Stahl / Härte |
Schlagbiegearbeit A [J] RT |
Kerbschlagarbeit (ISO-U) KU [J] RT |
Kerbschlagarbeit (ISO-U) KU [J] 500°C |
A / 56HRc |
147.8 |
9.6 |
- |
B / 57HRc |
175.0 |
11.3 |
15.8 |
C / 59HRc |
84.8 |
6.8 |
- |
D / 56HRc |
133.5 |
8.3 |
- |
E / 58HRc |
185.0 |
11.8 |
16.3 |
F / 58HRc |
80.8 |
8.0 |
- |
G / 59HRc |
91.0 |
6.9 |
- |
1.2367/56HRc |
116.8 |
11.5 |
16.8 |
∼1.2885 / 56HRc |
17.8 |
5.3 |
12.3 |
[0030] Für eine anschauliche Gegenüberstellung wurden die bei der Erprobung erhaltenen Eigenschaftswerte
grafisch als Balkendiagramm in Fig. 1, Fig, 2 und Fig. 3 dargestellt.
[0031] Gemäß Fig. 1 und Fig. 2 weist die Legierung A gegenüber den erfindungsgemäßen Legierungen
abgesenkte Härte- sowie Schlagbiegezähigkeits- und Kerbschlagwerte auf, weil offenbar
durch den niedrigen Kohlenstoffgehalt keine ausreichende Matrixfestigkeit erreicht
wurde. Hingegen besitzt das Material der Legierung C eine hohe Härte, jedoch eine
sehr geringe Zähigkeit, was auf einen niedrigen Kohlenstoffgehalt in Verbindung mit
einer hohehn Molybdänkonzentration, also auf eine Matrixabreicherung, hinweist. Gleiches
gilt in geringerem Ausmaß für die Legierung D, wobei offenbar der erhöhte Vanadingehalt
den hohen Molybdängehalt hinsichtlich der Zähigkeit maskiert, jedoch geringe Härteeffizient
zeigt. Bei einer durchaus guten Härteannahme bei der Vergütebehandlung zeigt der Werkstoff
der Legierung F die volle Wirkung hoher Molybdängehalte im Hinblick auf ein Absinken
der Zähigkeitseigenschaften, insbesondere der Schlagbiegezähigkeit. Gleiches gilt
im wesentlichen auch für den Werktoff aus der Legierung G. Der Stahl mit der Werkstoff-Nr.
1. 2367 ist nur auf niedrige Härtewerke vergütbar und besitzt auf Grund des erhöhten
Chromgehaltes eine geringe Anlaßbeständigkeit; bei einer durchaus hohen Kerbschlagarbeit
ist jedoch eine vergleichsweise geringe Schlagbiegezähigkeit bei RT des Materiales
gegeben. Für den eine verbesserte Anlaßbeständigkeit aufweisenden Werkstoff Nr. 1.2885
wurde ein äußerst niedriges Eigenschaftsniveau ermittelt.
[0032] Eine Gegenüberstellung der Kerbschlagzähigkeit (ISO-U) bei 500°C der erfindungsgemäßen
Werkstoffe aus Legierung B und E und Materialien mit der Werkstoff Nr. 1.2367 und
1.2885 zeigt Fig. 3. Die geringe Härte nach DIN Normwerkstoffen fördert die Zähigkeit;
unerwartet niedrige KU-Werte wurden für den Stahl mit der Werkstoff Nr. 1.2885 ermittelt.
[0033] Dem Vergleich der Erprobungsergenisse der Schlagbiegezähigkeit bei RT, der Kerbschlagarbeit
( ISO-U) bei RT und der Kerbschlagzähigkeit (ISO-U) bei 500°C der untersuchten Werkstoffe
ist entnehmbar, daß die erfindungsgemäß zusammengesetzten Materialien nach dem Vergüten
eine hohe Härte von größer/gleich 58 HRC, ein überragend hohes Niveau der mechanischen
Eigenschaften besitzen, wobei beim Vergüten vorteilhaft niedrige Härtetemperature
anwendbar sind.
1. Warmarbeitsstahlgegenstand, insbesondere Werkzeug zur Umformung von Metallen und Legierungen
bei erhöhten Temperaturen, welcher aus einer Legierung mit einer Zusammensetzung in
Gew.-% von
Kohlenstoff (C) |
0,451 bis 0,598 |
Silizium (Si) |
0,11 bis 0,29 |
Mangan (Mn) |
0,11 bis 0,39 |
Chrom (Cr) |
4,21 bis 4,98 |
Molybdän (Mo) |
2,81 bis 3,29 |
Vanadin (V) |
0,41 bis 0,69 |
Eisen (Fe) sowie Verunreinigungen und Begleitelemente als Rest gebildet ist und eine
Härte von größer/gleich 58 HRC bei einer Schlagbiegearbeit SBP von größer/gleich 170
J sowie einer Kerbschlagarbeit in Längsrichtung Charpy-U von größer/gleich 11 J des
Werkstoffes aufweist.
2. Warmarbeitsstahlgegenstand nach Anspruch 1,
dadurch gekennzeichnet, daß der Verhältniswert : Konzentration von V gebrochen durch diejenige von C der Legierung
gleich 0,92 bis 1,38 beträgt.
3. Warmarbeitsstahlgegenstand nach Anspruch 1 oder 2,
dadurch gekennzeichnet, daß der Verhältniswert der Konzentrationen Cr+Mo+V gebrochen durch C der Legierung 15,2
bis 18,4 beträgt.
4. Warmarbeitsstahlgegenstand nach einem der Ansprüche 1 bis 3,
dadurch gekennzeichnet, daß der Gehalt an Wolfram der Legierung geringer ist als 0,1 Gew.-%.
5. Warmarbeitsstahlgegenstand nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, daß der Anteil an bei der Erstarrung in der Schmelze gebildeten Karbiden kleiner ist
als 0,45 Vol.-%.
6. Warmarbeitsstahlgegensand nach einem der Ansprüche 1 bis 5,
dadurch gekennzeichnet, daß ein oder mehrere der Verunreinigungs- oder Begleitelemente der Legierung Einzel-
und/oder Summenkonzentrationen in Gew.-% aufweisen, die einen Maximalwert besitzen
von
Schwefel (S) = |
0,005 |
Phosphor (P) = |
0,007 |
(S+P) = |
0,010 |
Nickel (Ni) = |
0,15 |
Kobalt (Co) = |
0,1 |
Kupfer (Cu) = |
0,1 |
( Ni+Co+Cu) = |
0,25 |
Aluminium (Al) = |
0,02 |
Magnesium (Mg) = |
0,001 |
Kalzium (Ca) = |
0,001 |
(Al+Mg+Ca) = |
0,02 |
7. Warmarbeitsstahlgegenstand nach einem der Ansprüche 1 bis 6,
dadurch gekennzeichnet, daß der Stickstoff ( N)- Gehalt der Legierung geringer ist als 0,025 Gew.-%.
8. Warmarbeitsstahlgegenstand nach einem der Ansprüche 1 bis 7,
dadurch gekennzeichnet, daß bei einer Temperatur von 500°C ein oder beide Wert(e) der mechanischen Stahleigenschaften
gleich oder größer ist(sind) als:
Schlagbiegearbeit: SB 180 J
Kerbschlagarbeit in Längsrichtung: Charpy-U 14 J
und die Härte 59 HRC und höher beträgt.
9. Warmarbeitsstahlgegenstand nach einem der Ansprüche 1 bis 8,
dadurch gekennzeichnet, daß ein oder mehrere der Verunreinigungs- oder Begleitelemente der Legierung Einzel -und/oder
Summenkonzentrationen in Gew.-% aufweisen, die einen Maximalwert besitzen von
Arsen (As) = |
0,005 |
Wismutz (Bi) = |
0.003 |
Zinn (Sn) = |
0,005 |
Zink /Zr) = |
0,002 |
Antimon (Sb) = |
0,002 |
Bor (B) = |
0,002 |
(As+Bi+Sn+Zn+Sb+B) = |
0,009 |
10. Warmarbeitsstahlgegenstand nach einem der Anssprüche 1 bis 9, dadurch gekennzeichnet, daß die Härtetemperatur für das thermische Vergüten zur Einstellung der mechanischen
Werkstoffeigenschaften geringer ist als 1080°C, insbesondere 1050°C, plus/minus 10°C
beträgt.