AT403058B - Eisenbasislegierung zur verwendung bei erhöhter temperatur und werkzeug aus dieser legierung - Google Patents

Description

AT 403 058 B

Die Erfindung betrifft eine Eisenbasislegierung zur Verwendung bei erhöhter Temperatur, insbesondere Warmarbeitsstahl für Werkzeuge zur spanlosen Warmformgebung von Metallen und Legierungen, zum Beispiel Eisen,- Kupfer- oder Aluminiumlegierungen enthaltend zumindest die Elemente Kohlenstoff, Silizium, Mangan, Chrom, Molybdän und/oder Wolfram, Vanadin sowie herstellungsbedingte Stahlbegleiter und Verunreinigungen.

Weiters betrifft die Erfindung ein Werkzeug, insbesondere zur spanlosen Warmverformung von Metallen und Legierungen.

Eisenbasislegierungen, die bei erhöhter Temperatur verwendbar sind, insbesondere Warmarbeitsstähle, zeichnen sich dadurch aus, daß die daraus gefertigten Werkzeuge nach entsprechender thermischer Vergütung auch bei Arbeitstemperaturen von 400 ° C bis 500 *C eine im wesentlichen gleich hohe Härte wie bei Raumtemperatur aufweisen. Die hohe Warmhärte bzw. die beim Anlassen des gehärteten Werkstoffes gebildete Sekundärhärte wird durch die Legierungselemente Chrom, Molybdän sowie Wolfram und insbesondere Vanadin und gegebenenfalls auch Niob erreicht.

Es ist bekannt, daß beim Erwärmen einer Eisenbasislegierung bzw. eines Warmarbeitsstahls diese bzw. dieser in das Gammagebiet mit kubisch flächenzentrierter Atomstruktur umwandelt. Das kubisch flächenzentrierte Atomgitter ermöglicht eine vermehrte feste Lösung von Kohlenstoff bei Bildung von Gamma-Mischkristallen, so daß durch Diffusion die in der Legierung bzw. im Stahl vorliegenden Karbide aufgelöst werden und/oder eine größere Menge von Kohlenstoff homogen verteilt in Lösung geht. Erfolgt nun eine Abkühlung des Werkstoffes und ein Rückumwandeln von dessen Atomstruktur in ein raumzentriertes bzw. Alpha- Gitter mit geringer Löslichkeit bzw. Einlagerungsmöglichkeit für Kohlenstoffatome, so bilden sich bei niedrigen Abkühlgeschwindigkeiten wieder Metallkarbide oder es ist bei hohen Abkühlraten die verfügbare Zeitspanne für eine Atom- bzw. Kohlenstoffdiffusion nicht ausreichend für eine Karbidbildung, so daß das Gitter durch Kohlenstoffatome mit keinem Atomvolumen verzerrt, in eine Alpha- Konfiguration diffusionslos unter Bildung von harter Martensitstruktur umklappt, wobei kubisch flächenzentrierte Restbereiche, sogenannte Restaustenitteile erhalten bleiben. Ein derartig vorliegendes Material ist vielfach spröde und weist auf Grund des Restaustenitgehaltes gegebenenfalls geringe bzw. steigerbare Härte auf.

Durch ein vorzugsweise mehrmaliges Anlassen des gehärteten Werkstoffes erfolgen einerseits eine Umwandlung von weichem Restaustenit in harten Martensit, andererseits, auf Grund der erhöhten Anlaßtemperatur, eine Diffusion von Kohlenstoffatomen und dadurch eine Bildung von feinen, die Gitterversetzungen blockierenden, vielfach submikroskopischen, homogen mit hoher Dichte verteilten Karbidausscheidungen. Diese von der chemischen Zusammensetzung der Legierung abhängenden Vorgänge, die bei Temperaturen von 400'C bis ca. 500 ° C ablaufen, sind der Fachwelt hinreichend bekannt. Es wird dadurch bei verbesserter Materialzähigkeit eine Erhöhung der Härte bzw. ein sogenannter Sekundärhärtebuckel beim Anlassen des gehärteten Materials bewirkt. Warmarbeitsstähle, wie zum Beispiel eine Eisenbasislegierung gemäß DIN Werkstoff Nr. 1.2343 oder gemäß AISI Type H 11 sind bezüglich der Zusammensetzung, Herstellung und der erforderlichen thermischen Vergütungsparameter für höchste erreichbare Härte,-Festigkeits- und Zähigkeitswerte bei Einsatztemperaturen bis ca. 500 * C dem Fachmann bekannt.

Bei hohen Beanspruchungen der Warmarbeitswerkzeuge können jedoch oftmals die durch eine thermische Vergütung einstellbaren Gebrauchseigenschaften des Materials nicht ausreichen und hohen Werkzeugverschleiß oder Bruch desselben verursachen. Auch kann eine erreichbare hohe Warmzähigkeit des Werkstoffes vielfach nicht mit hoher Sicherheit in allen Vergütungsfällen leicht eingestellt werden.

Es besteht seit längerem das Bestreben, Werkzeuge mit verbesserten Gebrauchseigenschaften für Temperaturen über 500 “C herzustellen. Aus den CHEMICAL ABSTRACTS (Vol. 109. No. 18, 31. October 1988, Page 372. 153749v) sind beispielsweise Versuche bekannt geworden, Stähle mit hoher Warmhärte und mit aus wirtschaftlichen Gründen geringen Legierungsgehalten zu entwickeln. Um ein gewünschtes Anlaßverhalten zu erreichen, erfolgte dabei ein Zulegieren von nicht karbidbildenden Elementen und zwar von AI und/oder Si, wobei einer Kornvergröberungsneigung durch MO?C mittels V-Zusätzen entgegengewirkt wurde. Es hat sich in diesem Zusammenhang herausgestellt, daß Si zwar wichtig für eine Erhöhung der Anlaßtemperatur ist, gleichzeitig jedoch eine Verzögerung der Primärkarbidausscheidung nach dem Austenitisieren und in entsprechender Konzentration spröde Korngrenzenbrüche des Werkstoffes bewirken kann.

Der Erfindung liegt nun die Aufgabe zugrunde, eine Eisenbasislegierung zur Verwendung bei erhöhter Temperatur, insbesondere einen Warmarbeitsstahl für Werkzeuge zur spanlosen Warmformgebung von Metallen und Legierungen, anzugeben, welche bzw. welcher im Vergleich mit bekannten Legierungen höhere Arbeitstemperaturen zuläßt und verbesserte Materialeigenschaften aufweist. Insbesondere sollen beim Gebrauch der daraus gebildeten Werkzeuge bei einer Temperatur von über 500 ”C die Arbeitshärte erhöht, die Brandrißbeständigkeit verbessert sowie die Werkstoffzähigkeit angehoben werden. Weiters ist es Ziel der Erfindung, ein Werkzeug, insbesondere für eine spanlose Warmformgebung von Metallen und 2

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Legierungen, zu schaffen, welches bei Einsatztemperaturen von über 500 *C günstige mechanische Kennwerte, verbesserte Gebrauchseigenschaften sowie eine erhöhte Lebensdauer besitzt.

Diese Aufgabe wird bei einer Eisenbasislegierung der eingangs genannten Art dadurch gelöst, daß diese Gehalte im wesentlichen folgender Elemente in Gew.-%

Kohlenstoff 0,30 bis 0,50 Silizium (Si) 0,40 bis 1,60 Mangan 0,30 bis 0,80 Chrom 3,20 bis 6,50 Molybdän (Mo) 0 bis 2,00 Wolfram (W) 0 bis 3,00 (Mo + W/2) 0,95 bis 2,00 Vanadin 0,25 bis 1,20 Aluminium (AI) 0,75 bis 1,60 (AI + Si) 1,20 bis 2,60 Niob 0 bis 0,20 Titan Obis 0,15 Nickel max 0,35 Stickstoff max 0,015

Rest Eisen und Begleitelemente aufweist.

Es hat sich volkommen überraschend gezeigt, daß offensichtlich durch die synergetische Wirkung aller Elemente, insbesondere in Verbindung mit den beiden stark ferritbildenden Elementen Silizium und Aluminium, das Eigenschaftsniveau des Warmarbeitswerkstoffes wesentlich angehoben und/oder zu höheren Einsatztemperaturen verschoben werden kann. Wichtig dabei ist, daß der Nickelgehalt und insbesondere der Stickstoffgehalt der austenitisierenden Wirkung dieser Elemente wegen einen niedrigen Grenzwert nicht überschreiten.

Die Ursachen für die Verbesserungen bzw. Erhöhungen der Anlaßbeständigkeit, der Brandrißbeständigkeit, der Arbeitshärte und Warmzähigkeit sowie der Zeitbrucheinschnürung, der Zeitbruch- und Kriechdehnung bei höheren Temperaturen der erfindungsgemäßen Legierung sind wissenschaftlich noch nicht vollkommen geklärt. Es kann jedoch angenommen werden, daß eine Gitterverzerrung und die Ausscheidungskinetik der Karbide bei einer Umwandlung der Legierung von einem kubisch flächenzentrierten in ein kubisch raumzentriertes Kristallgitter und beim Anlassen nach einem Härten vorteilhaft geändert ist.

Dem Fachmann ist bekannt, daß durch steigende Aluminiumgehalte die Löslichkeit für Kohlenstoff in Gamma-Mischkristall vermindert ist, woraus auf eine schlechtere Vergütbarkeit des Werkstoffes geschlossen werden könnte. Infolge der Abschnürung des Gammagebietes mußte weiters auch befürchtet werden, daß durch Silizium und zusätzlich Aluminium im Stahl Fetritreste bei der Wärmebehandlung im Gefüge verbleiben bzw. keine vollständige Umwandlung mehr erfolgt und dadurch eine geringere erreichbare Werkstoffhärte verursacht wird. Entgegen dieser Fachmeinung wurde gefunden, daß die geänderte Ausscheidungskinetik offenbar eine feine, homogen dichte Karbidkonfiguration bewirkt und eine Ausbildung von Karbidnetzen und Korngrenzenbelegungen durch Karbide behindert, dadurch höhere Zähigkeitswerte des Werkstoffes erreichen läßt sowie die Anlaßtemperatur zu höheren Werten verschiebt. Dabei ist wichtig, daß bei einem Siliziumgehalt von mindestens 0,40, vorzugsweise von 0,75 bis 1,60, Gew.-% ein Atuminiumge-halt von 0,75 bis 1,6 Gew.-% gegeben ist und die Summenkonzentration obiger Elemente im Werkstoff einen Wert innerhalb des Bereiches von 1,20 bis 2,60 Gew.-% aufweist. Summenwerte (AI + Si) unter 1,20 Gew.-% erniedrigen sprunghaft das Eigenschaftsniveau des Werkstoffes bei hohen Temperaturen und höhere Gehalte an Aluminium und Silizium über 2,6 Gew.-% führen zu Versprödungserscheinungen und niedrigen mechanischen Werten.

Von besonderer Bedeutung sind niedrige Nickel- und Stickstoffgehalte. Nickel über 0,35 Gew.-% verschlechtert die Vergütbarkeit des Werkstoffes wahrscheinlich durch eine Stabilisation des Restaustenites. Eine Stickstoffkonzentration von größer als 0,015 Gew.-% bewirkt eine Bildung von Aluminiumnitrid, welches an Komgrenzen angelagert ein überproportionales Absinken der Zähigkeitswerte des Materiales hervorrufen kann.

Eine Anhebung des durchschnittlichen Eigenschaftsniveaus von Werkzeugen kann durch ein Einengen der Konzentrationen von Si, Mo, Mo + W/2, (AI + Si) sowie Nb in der Legierung erreicht werden. Demzufolge besitzt der Werkstoff Gehalte folgender Elemente in Gew.-%: 3

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Kohlenstoff 0,30 bis 0,50 Silizium (Si) 0,75 bis 1,60 Mangan 0,30 bis 0,80 Chrom 3,20 bis 6,50 Molybdän (Mo) 0 bis 1,65 Wolfram (W) 0 bis 3,00 (Mo + W/2) 0,95 bis 1,65 Vanadin 0,25 bis 1,20 Aluminium (AI) 0,75 bis 1,60 (AI + Si) 1,60 bis 2,60 Niob 0 bis 0,15 Titan 0 bis 0,15 Nickel max 0,35 Stickstoff max 0,015

Rest Eisen und Begleitelemente.

Besonders bevorzugt weist die Eisenbasislegierung zur Verwendung bei erhöhter Temperatur Gehalte im wesentlichen folgender Elemente in Gew.-% auf:

Kohlenstoff 0,35 bis 0,40 Silizium (Si) 0,90 bis 1,20 Mangan 0,35 bis 0,55 Chrom 4,50 bis 5,50 Molybdän (Mo) 0,75 bis 1,50 Wolfram (W) 0 bis 1,50 (Mo + W/2) 1,20 bis 1,50 Vanadin 0,30 bis 0,60 Aluminium (AI) 0,80 bis 1,25 (AI + Si) 1,85 bis 2,40 Niob 0,03 bis 0,1 Titan 0 bis 0,09 Nickel max 0,18 Stickstoff max 0,009 Sauerstoff max 0,006

Bei obiger Zusammensetzung in engen Grenzen wird ein besonders hohes Eigenschaftsniveau bei einer Verwendung eines vergüteten Werkzeuges im Temperaturbereich von 450 *C bis 570 * C und darüber hinaus erreicht. Ein Niobgehalt im Bereich von 0,03 bis 0,1 Gew.-% bewirkt nicht nur eine Feinkörnigkeit des Materials mit dessen vorteilhaften Auswirkungen sondern unterstützt auch die Bildung des Sekundärhärtebuckels beim Anlassen des gehärteten Werkstoffes und dessen Verschiebung zu höheren Temperaturen. Titankonzentrationen bis 0,09 Gew.-% fördern eine Feinkörnigkeit, höhere Gehalte vermindern eine Härteannahme der Legierung. Höhere Sauerstoffgehalte als 0,006 Gew.-% wirken sich ungünstig auf die mechanischen Hochtemperatureigenschaften aus und verschlechtern insbesondere eine Polierbarkeit des Materials.

Weiters ist, wie sich gezeigt hat, bei der erfindungsgemäßen Ausbildung der Eisenbasislegierung zur Verwendung bei erhöhter Temperatur ein Gehalt an Schwefel im Bereich von in Gew.-% 0,05 bis 0,16 vorteilhaft für eine verbesserte mechanische Bearbeitung derselben. Höchste Kerbschlagzähigkeitswerte auch bei hohen Anwendungstemperaturen der Eisenbasislegierung werden erreicht, wenn weiters, wie in günstiger Weise vorgesehen werden kann, eine geringe Phosphorkonzentration im Stahl von höchstens 0,01 Gew.-% eingestellt wird.

Im Zuge der Entwicklungsarbeiten hat es sich überraschend gezeigt, daß die Summenkonzentration der wichtigen ferritbildenden Elemente im Werkstoff einen entscheidenden Einfluß auf die Ausbildung der Struktur des Vergütungsgefüges und damit auf die Gebrauchseigenschaften des Teiles besitzt. Wenn nämlich, wie gemäß einer weiteren Ausführungsform der Erfindung, der Summengehalt an Cr, Mo, Si und AI der Legierung Werte zwischen 7,6 und 8,8 Gew.-% aufweist, wird ein äußerst sicheres, verfahrensmäßig weitgehend unempfindliches Umwandlungsverhalten mit einer besonders feinen Gefügeausbildung beim

AT 403 058 B Härten und Anlassen des Werkstoffes erreicht.

Das weitere Ziel der Erfindung wird bei einem Werkzeug der eingangs genannten Art erreicht, wenn dieses eine chemische Zusammensetzung des Werkstoffes gemäß einem der Ansprüche 1 bis 4 aufweist und eine Materialhärte von mindestens 53, vorzugsweise von mindestens 54, HRC, eine Zugfestigkeit von mindestens 1195, vorzugsweise von mindestens 1200, N/mm2, eine 0,2 % Dehngrenze von mindestens 1060, vorzugsweise von 1070, N/mm2, eine Dehnung und Einschnürung von mindestens 18,5 bzw. 60 %, vorzugsweise von mindestens 20 bzw. 66 %, bei einer Temperatur von 500 *C bis 550 "C, besitzt.

Bei einer thermischen Vergütung der erfindungsgemäßen Legierung auf mindestens oben gekennzeichnete Werte wird ein optimales Eigenschaftsniveau des Warmarbeitswerkzeuges erreicht. Dies betrifft nicht nur die mechanischen Werte bei hoher Arbeitstemperatur sondern auch einen geringeren Warmverschleiß, erhöhte Zeitstandsfestigkeit, verminderte Brandrißempfindlichkeit und geringere Klebeneigung zum Beispiel des Schmiederohlings am Gesenk. Obwohl exakte wissenschaftliche Daten noch fehlen, dürfte der Warmarbeitsstahl durch einen vorgesehenen hohen Aluminiumgehalt im Hochtemperaturbetrieb eine Oxidschicht an den Arbeitsflächen bilden, welche im Verein mit anderen Legierungselementen eine hohe Haftung und Abriebfestigkeit besitzt und die Klebeneigung am Werkstück vermindert.

Als weiters vorteilhaft hat sich erwiesen, wenn die Arbeitsflächen zumindest teilweise mit erhöhter Härte ausgebildet sind. Dafür hat sich als besonders günstig eine Nitrierschicht mit hoher Härte herausgestellt, weil einerseits ein erhöhter Aluminiumgehalt des Werkstoffes eine Aufnahme von Stickstoff bzw. eine Nitrierschichtbildung fördert und eine Hartschicht auf besonders einfache Weise gebildet werden kann, andererseits die Schicht mit erhöhter Härte ein vergrößertes Volumen aufweist und dadurch im arbeitsflächennahen Bereich des Werkzeuges Druckspannungen erzeugt und eine Rißbildungsneigung wesentlich vermindert werden. Der Stickstoff der Luft bewirkt beim Werkzeug mit hoher Arbeitstemperatur auf Grund des Aluminiumgehaltes des Werkstoffes wahrscheinlich eine weitere Aufstickung der Oberfläche, so daß auch bei einem gegebenenfalls geringen Abrieb im praktischen Einsatz die Dicke der Hartschicht weitgehend erhalten bleibt.

Im folgenden wird die Erfindung anhand von Beispielen vergleichend näher erläutert.

Es wurden jeweils durch Elekfroschlacke-Umschmelzen Blöcke mit einer Zusammensetzung gemäß Tabelle 1 gefertigt, wonach aus diesen Blöcken durch Schmieden mit 6-facher Verformung Proben hergestellt wurden. Die Proben wurden thermisch vergütet bzw. gehärtet und mehrfach angelassen und erbrachten die in den Tabellen 2.1 bis 2.6 dargestellten Ergebnisse. Dabei ist anzumerken, daß die Ergebnisse betreffend die Temperatur, die Wechselbeständigkeit, den Warmverschleiß, die Zähigkeit und das Nitrierverhalten der zum Stand der Technik zählenden Legierung A und zwar der Legierung entsprechend DIN Werkstoff Nr. 1.2343 mit 100 % bezeichnet wurden und Abweichungen von diesem Wert durch kleinere oder größere Prozentzahlen relativ dazu gekennzeichnet sind.

Die Warmhärtewerte erfindungsgemäßer Eisenbasislegierungen bei Temperaturen zwischen 475 *C und 575 · C lagen durchwegs um mindestens 9 % höher als diejenigen der Vergleichslegierung (W.Nr. 1.2343). Bei der Legierung A ( Stand der Technik) wurden beispielsweise die maximalen Härtewerte bei 475 "C erreicht, wogegen bei der erfindungsgemäßen Legierung D bis zu einer höheren Temperatur von 575 *C größere Werkstoffhärten Vorlagen. Die Kurve (Fig. 1) zeigt deutlich die Anhebung der Härtewerte beim Einsatz der erfindungsgemäßen Legierung. 5

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Claims (9)

1. AT 403 058 B äX A 3 c 7> £ r <5, H • / C 0.3$ 0.92 0.2b 0.39 0,38 0,28 0.39 0.40 0,37 5/ 1,05 o.es 1.2b 1.1Z 4.19 1.08 1.10 0.93 0.9? Mn 0.9 0 0.39 0.18 0,9o 0.33 0.9l O.lrt 0.96 0,92 •p am 0,011 0.0/3 0.010 0.008 oon 0.01 0.011 0012 5 0,019 0.011 9.022 00011 0.018 \ β,ΟΪ 0,016 0.0OS 0.017 Cr 5,1? 9.36 ; 5.270 5,10 5t20 5,15 i \ 5.00 5.15 5.15 Mn | 12S 0.70 4. Z 1.30 1. 3Z I Ί.Ζ8\1.31 1.28 18? h/ 0.30 088 0.U 0,13 0.16 \ ' 0.22 0.7S 0.35 Μφψ % ! i.%5 I 115 i 1.&9 U3 •T3?| *36 \1M 1.50 2.09 V ! o.to 029 0.82- \ 0.95 o,98 OAZ 0.9t o*? 0,52 Al 0.031 0,18 i.io 102. 1.10 1.15 3.10 I 1.21 1.02 AL+Si \ 1.081 <63 2.53 z:74 2.^9 ! 2,23 ; | 2,20 1.6? 1$9 N6 - — - — 1 0.062 0.08 Ö.18 T>' — — — — <Ό050[0,09 0.016 — <0.005 /// 0.51 0.10 0.19 o.n 0.17 0,17 0.12 02* 0,21 N 0.018 0013 0.011 0008 a.oo7 0008 0.009 0007 O.ofZ O 0,008 0,00*0 O'OOte 00045 0.0091 0,0033 Ö.OQb6 00015 00055 To 6c/9: 7 Patentansprüche 1. Eisenbasislegierung zur Verwendung bei erhöhter Temperatur, insbesondere Warmarbeitsstahl für Werkzeuge zur spanlosen Warmformgebung von Metallen und Legierungen, zum Beispiel Eisen, Kupfer- oder Aluminiumlegierungen, enthaltend zumindest die Elemente Kohlenstoff, Silizium, Mangan, Chrom, Molybdän und/oder Wolfram, Vanadin sowie herstellungsbedingte Stahlbegleiter und Verunreinigungen, gekennzeichnet durch Gehalte im wesentlichen folgender Elemente in Gew.-%: 9 AT 403 058 B Kohlenstoff 0,30 bis 0,50 Silizium (Si) 0,40 bis 1,60 Mangan 0,30 bis 0,80 Chrom 3,20 bis 6,50 Molybdän (Mo) 0 bis 2,00 Wolfram (W) 0 bis 3,00 (Mo +W/2) 0,95 bis 2,00 Vanadin 0,25 bis 1,20 Aluminium (AI) 0,75 bis 1,60 (Al + Si) 1,20 bis 2,60 Niob 0 bis 0,20 Titan 0 bis 0,15 Nickel max 0,35 Stickstoff max 0,015 Rest Eisen und Begleitelemente.
2. 2. Eisenbasislegierung nach Anspruch 1, gekennzeichnet durch Gehalte folgender Elemente in Gew.-%: Kohlenstoff 0,30 bis 0,50 Silizium (Si) 0,75 bis 1,60 Mangan 0,30 bis 0,80 Chrom 3,20 bis 6,50 Molybdän (Mo) 0 bis 1,65 Wolfram (W) 0 bis 3,00 (Mo +W/2) 0,95 bis 1,65 Vanadin 0,25 bis 1,20 Aluminium (AI) 0,75 bis 1,60 (AI + Si) 1,60 bis 2,60 Niob 0 bis 0,15 Titan 0 bis 0,15 Nickel max 0,35 Stickstoff max 0,015 Rest Eisen und Begleitelemente.
3. 3. Eisenbasislegierung nach Anspruch 1 oder 2, gekennzeichnet durch Gehalte folgender Elemente in Gew.-%; Kohlenstoff 0,35 bis 0,40 Silizium (Si) 0,90 bis 1,20 Mangan 0,35 bis 0,55 Chrom 4,50 bis 5,50 Molybdän (Mo) 0,75 bis 1,50 Wolfram (W) 0 bis 1,50 /Mo + W/2 1,20 bis 1,50 Vanadin 0,30 bis 0,60 Aluminium (AI) 0,80 bis 1,25 (AI + Si) 1,85 bis 2,40 Niob 0,03 bis 0,1 Titan 0 bis 0,09 Nickel max 0,18 Stickstoff max 0,009 Sauerstoff max 0,006 10 AT 403 058 B
4. 4. Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 3, gekennzeichnet durch einen Gehalt an Schwefel in Gew.-% von 0,05 bis 0,16.
5. 5. Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 4, gekennzeichnet durch einen Gehalt an Phosphor von höchstens 0,01 Gew.-%.
6. 6. Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 5, gekennzeichnet durch einen Summengehalt an Cr + Mo + Si + Al in Gew.-% von 7,6 bis 8,8.
7. 7. Werkzeug, insbesondere für eine spanlose Warmformgebung von Metallen und Legierungen, zum Beispiel Eisen-, Kupfer- oder Aluminiumlegierungen, gekennzeichnet durch eine chemische Zusammensetzung des Werkstoffes gemäß einem der Ansprüche 1 bis 6 und eine Materialhärte von mindestens 53 vorzugsweise von mindestens 54, HRC, eine Zugfestigkeit von mindestens 1195, vorzugsweise von mindestens 1200 N/mm2, eine 0,2% Dehngrenze von mindestens 1060, vorzugsweise von 1070, N/mm2, eine Dehnung und Einschnürung von mindestens 18,5 bzw. 60 %, vorzugsweise von mindestens 20 bzw. 66 %, bei einer Temperatur von 500 *C bis 550 *C.
8. 8. Werkzeug nach Anspruch 7, gekennzeichnet durch Arbeitsflächen mit zumindest teilweise erhöhter Härte.
9. 9. Werkzeug nach Anspruch 7 oder 8, gekennzeichnet durch Arbeitsflächen, die zumindest teilweise eine Nitrierschicht mit hoher Härte aufweisen. Hiezu 1 Blatt Zeichnungen 11